(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．７〜３．６％、
Ｓｉ：０．２〜２．５％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｃｒ：２．０〜１０％、
Ｍｏ：０．２〜１０％、
Ｖ：２．０〜１０％、
Ｂ：０．００１〜０．５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、
Ｍｇ：０．００１〜０．５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．５０％、
Ｎ：１０００ｐｐｍ以下、
Ｏ：５００ｐｐｍ以下、
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする遠心鋳造製圧延用複合
ロールの外層材。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜１０％、
Ｗ：０．２〜１０％、
Ｎｂ：０．２〜１０％、
Ｃｏ：０．２〜１０％、
の１種または２種以上含有する請求項１記載の遠心鋳造製圧延用複合ロールの外層材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、遠心鋳造製圧延用複合ロールに関するものであり、特に耐摩耗性及び耐肌荒れ性に優れた熱間、または冷間圧延用の遠心鋳造製複合ロール外層材の材質に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鉄鋼圧延分野においては、鋼板の板厚精度向上や表面品質向上の要求が高く、圧延用ロールに対しても、高い耐摩耗性と耐肌荒れ性が求められている。これらの高品質要求に対応するロール材質としては、従来、高合金グレン鋳鉄材や高クロム鋳鉄材等が用いられて来たが、最近では、例えば特開平８−６０２８９号公報に開示されているような、さらに耐摩耗性に優れたハイスロール材が適用されて来ている。
【０００３】
このハイスロール材は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等の合金を多量に含有させ、非常に硬い炭化物を晶析出させて、優れた耐摩耗性を発揮させたものであるが、単に合金を高含有させただけでは、硬質な炭化物が不均一に晶析出するため、極低炭素鋼（Ｃ：０．０１％以下）等の難圧延材を圧延する際に、炭化物が集まった部分で微小な欠け落ちが発生し、それが成長してロール表面全体の肌荒れに至っていた。そこで、ハイスロール材の炭化物を微細に晶析出させる方法については、例えば特開平１０−６８０４１号公報に開示されているような、Ａｌ，Ｔｉ，ＺｒやＢを用いる方法が示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記公報に開示の方法では晶析出する炭化物の形状は多角形で、そのために、圧延中に欠け落ちしやすい形状となっており、圧延用ロール材として、耐肌荒れ性および耐摩耗性が充分なものではない。かかる背景に鑑み、本発明は、ハイスロール材に晶析出する炭化物の内、最も硬質なＭＣ炭化物に注目し、このＭＣ炭化物を欠け落ちしにくい球状形状とすること、及び微細均一に晶出させることにより、耐肌荒れ性を向上させると共に、Ｃｕによりその耐摩耗性をも向上させ優れた性能を持つ遠心鋳造製圧延用複合ロールの外層材を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は上述した問題を解消したもので、その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．７〜３．６％、Ｓｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｒ：２．０〜１０％、Ｍｏ：０．２〜１０％、Ｖ：２．０〜１０％、Ｂ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｔｉ：０．００１〜０．５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、Ｍｇ：０．００１〜０．５０％、Ｃａ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：１０００ｐｐｍ以下、Ｏ：５００ｐｐｍ以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする遠心鋳造製圧延用複合ロールの外層材。
（２）さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１〜１０％、Ｗ：０．２〜１０％、Ｎｂ：０．２〜１０％、Ｃｏ：０．２〜１０％、の１種または２種以上含有する請求項１記載の遠心鋳造製圧延用複合ロールの外層材にある。
【０００６】
以下、本発明について詳細に説明する。
ハイスロール材のミクロ組織は、一般的に硬質のＶＣを主体としたＭＣ炭化物とＭ2 Ｃ、Ｍ6 ＣもしくはＭ7 Ｃ3 炭化物及び適度な熱処理を施してマルテンサイトとなったマトリックス組織で構成されている。本発明は、この内、最も硬質なＭＣ炭化物に注目し、ＭｇおよびＣａを複合で含有させることにより、ＭｇＯやＣａＯの酸化物を生成させ、これを核として溶湯中から直接、ＭＣ炭化物を微細均一かつ球状に晶出させたミクロ組織を得ること。さらには、Ｃｕの添加により基地組織を強化し、耐摩耗性を向上させ、このハイスロール材を遠心鋳造法によって製造する圧延用複合ロールの外層材に適用し、耐肌荒れ性や耐摩耗性を大幅に向上させるものである。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明に係る各化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：０．７〜３．６％
Ｃは主として、マトリックス中に固溶されマルテンサイト相を生成する。また、さらに、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等と結合して種々の炭化物を形成する。しかし、０．７％未満であると炭化物量が少なく、耐摩耗性が得られない。また、逆に３．６％を超えると、粗大な炭化物が形成され、靱性の低下や肌荒れの原因となる。従って、その範囲を０．７〜３．６％とする。
【０００８】
Ｓｉ：０．２〜２．５％
Ｓｉは脱酸作用を目的として添加する。しかし、０．２％未満であるとその効果が不十分であり、逆に、２．５％を超える添加は靱性を低下させるため、その範囲を０．２〜２．５％とする。
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは脱酸、脱硫作用を目的として添加する。しかし、０．２％未満であるとその効果が不十分であり、また、２．０％を超えると靱性を低下させるため、その範囲を０．２〜２．０％とする。
【０００９】
Ｃｒ：２．０〜１０％
Ｃｒはマトリックス中に固溶されて焼入れ性を高めると共に、Ｃと結合して炭化物を形成する。しかし、２％未満だと炭化物量が少なく、耐摩耗性が低下し、逆に、１０％を超えると、粗大な炭化物が形成され、靱性の低下や肌荒れを招く。従って、その範囲を２．０〜１０％とする。
【００１０】
Ｍｏ：０．２〜１０％
ＭｏもＣｒと同様に、マトリックス中に固溶されて基地を強化すると共に、Ｃと結合して炭化物を形成する。従って、基地強化のためには、最低０．２％以上の含有が必要であるが、１０％を超えると粗大炭化物が形成され靱性が低下する。また、遠心鋳造法で１０％を超えた場合、層状偏析が発生する。従って、その範囲を０．２〜１０％とする。
【００１１】
Ｖ：２．０〜１０％
ＶはＣと結合してＭＣ炭化物を形成する重要な元素である。しかし、２．０％未満では炭化物量が不十分で耐摩耗性が確保できず、１０％を超えると、ＭＣ炭化物が粗大化し過ぎてやはり靱性の低下に繋がる。また、本発明の遠心鋳造法で製造する場合にはＶＣ炭化物の比重が溶湯よりも軽いために分離して偏析の原因となる。従って、その範囲を２．０〜１０％とする。
【００１２】
Ｂ：０．００１〜０．５０％
Ｂは、０．００１％以上で、焼入れ性が高まり、また、靱性の低下を防ぐことができる。しかし、過剰になると、靱性が低下するため０．５０％以下に抑える必要がある。
Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ：０．００１〜０．５０％
Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒは、溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量を低下させ、製品の健全性を向上させると共に、生成した酸化物が結晶核として、作用するために凝固組織の微細化に効果がある。０．００１％でその効果があるが、余り多く含有されると、介在物となって製品中に残存することになるため、その上限は、各々０．５０％とした。
【００１３】
Ｃｕ：０．００１〜０．５０％
Ｃｕは、基地組織を強化し高温硬度を向上させるため、後述する本発明のＭｇ，Ｃａと共に主要な化学成分である。しかし、０．００１％未満ではその効果がなく、一方０．５０％を超えると、耐摩耗性、耐クラック性が低下すると共にロールの表面性状が劣化するため、その上限を０．５０％とした。
【００１４】
Ｍｇ，Ｃａ：０．００１〜０．５０％
Ｍｇ，Ｃａは、本発明の圧延用ロールの耐肌荒れ性向上に最も寄与する元素である。Ｍｇ及びＣａは、脱酸や脱硫作用の強い元素であり、ＭｇＯやＣａＯの酸化物を生成し、これが溶湯中に懸濁されて核となり、ＭＣ炭化物を微細均一に晶出させる。また、その理由は明らかでないが、球状黒鉛鋳鉄の黒鉛がこれらの元素の添加によって球状化されるのと同様の現象と予測される作用によって、晶出するＭＣ炭化物が球状となることを見出した。Ｍｇ，Ｃａの量は各々０．００１％以上でその効果が認められる。しかし、０．５０％を超えてはその効果が飽和すると共に、Ｍｇ合金やＣａ合金の大量の添加は溶湯との反応が激しいために作業的に危険である。従って、Ｍｇ，Ｃａの範囲を０．００１〜０．５０％とする。
【００１５】
Ｎ：１０００ｐｐｍ以下
Ｎは、耐肌荒れ性を低減のために、１０００ｐｐｍ以下とする。すなわち、１０００ｐｐｍ以下とすることにより、炭化物に対する核生成効果が抑制され粗大な初晶炭化物の量が減り、そのかわり、細長く微細な共晶炭化物が増加し、ＶＣ炭化物が微細、均一に分散する。それにより耐肌荒れ性が低減する。しかし、１０００ｐｐｍを超えると、その効果がなくなるため、その上限を１０００ｐｐｍとした。なお、望ましくは、５００ｐｐｍ以下、より望ましくは、３００ｐｐｍとする。低減の方法としては、ロールの原材料となっているロール屑や、スクラップ材などにおいて、Ｎ量の少ないものの使用、溶解炉内をＡｒ等の不活性ガス雰囲気にして、原材料を溶解することも有効である。
【００１６】
Ｏ：５００ｐｐｍ以下
Ｏは、非金属介在物となって材質の清浄化を低下させるため多量に含有すると、鋳造割れが発生しやすくなる。従って、低減量は、５００ｐｐｍ以下になるようにする。なお、望ましくは、３００ｐｐｍ以下、より望ましくは、１００ｐｐｍとなるようにする。低減の方法としては、例えば、溶解炉内をＡｒ等の不活性ガス雰囲気にして、原材料を溶解することが有効である。
Ｐ，Ｓは、原材料より、不可避的に混入するものであり、材質の脆くするので少ないほど好ましく、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．１％以下にすると良い。
【００１７】
本発明材の基本成分は、上記の通りであるが、適用を対象とするロールのサイズ、要求されるロールの使用特性等により、その他の化学成分として、上記した本発明の化学成分に加えて、さらに、以下の成分を適宜選択添加するとよい。
Ｗ：０．２〜１０％
Ｗは、Ｍｏと同様にマトリックス中に固溶されて基地を強化すると共に、Ｃと結合して炭化物を形成する。基地強化のためには、最低０．２％以上の含有が必要であるが、１０％を超えると粗大炭化物が形成され靱性が低下する。また、本発明の遠心鋳造法では、１０％を超えた場合、層状偏析が発生する。なお、Ｗの添加有無の選択については、例えば使用特性上の耐摩耗性や耐クラック性等を考慮し、適宜判断するとよい。
【００１８】
Ｎｉ：０．１〜１０％
また、本発明材は上記した化学成分に加えて、さらにＮｉを０．１〜１０％含有してもよい。Ｎｉはマトリックス中に固溶され、基地のオーステナイトを安定化して焼入れ性を向上する。そのため、０．１％以上の少量を含有させるが、１０％を超える含有させた場合、オーステナイトが安定化しすぎてオーステナイトの残留を来して、硬度の確保が困難になったり、圧延使用中の変形等を起こすことがある。なお、前記Ｎｉ添加の選択有無については、例えば製造を対象とする圧延ロールのサイズ、硬度等を考慮し、その添加の要否を適宜判断するとよい。
【００１９】
Ｎｂ：０．２〜１０％
また、本発明材は上記した化学成分に加えて、さらにＮｂを０．２〜１０％含有してもよい。ＮｂはＶと同様にＣと結合して高硬度のＭＣ炭化物を形成する。また、本発明の遠心鋳造法で製造する場合には、ＶＣ炭化物の偏析を軽減させる効果をもっている。０．２％未満ではその効果は不十分であり、１０％を超える含有させた場合、ＭＣ炭化物が粗大化しすぎて靱性の低下に繋がる。Ｎｂ添加の選択有無については、例えば、遠心鋳造する際のＶの添加量に応じた内面偏析の軽減等を考慮し、その添加の要否を適宜判断するとよい。
【００２０】
Ｃｏ：０．２〜１０％
また、本発明材は上記した化学成分に加えて、さらにＣｏを０．２〜１０％含有してもよい。Ｃｏはその殆どがマトリックス中に固溶され基地を強化する。そのため、高温での硬度及び強度を向上させる作用を有している。しかし、０．２％未満ではその効果は不十分であり、１０％を超えるはその効果が飽和するため、経済性の観点からも１０％以下が望ましい。Ｃｏ添加の選択有無については、例えば、使用特性上の高温硬度や摩擦係数低減等を考慮し、その添加の要否を適宜判断するとよい。
【００２１】
【実施例】
以下、本発明の実施例を従来材及び比較例と共に説明する。
（実施例１）
高周波誘導炉にて溶解した後、前溶湯を、外径２５０ｍｍ、内径１８０ｍｍ、長さ３００ｍｍの円筒金型を遠心鋳造試験機で高速回転させながら金型内に注入し、表１に示す化学成分の外径１７４ｍｍ、肉厚３５ｍｍ、長さ３００ｍｍのスリーブを鋳造した。なお、前記試験材の製造において、表１に示す本発明例であるＡ〜Ｎ材及び比較例であるＳ〜Ｖ材についての溶湯へのＣａ，Ｍｇの添加については、炉から出湯後の溶湯に、取鍋にてＣａ−Ｓｉ合金やＦｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金を添加した。このようにして製造されたスリーブを１０００℃からの焼入れ処理とさらに５００〜５５０℃の焼戻し処理を施した後、図１に示す要領で、各組成（Ａ〜Ｖ）で各々複数個のミクロ組織試験片及び回転摩耗試験片を採取した。
【００２２】
【表１】
0003859958.tif 000002
【００２３】
表１に示す化学組成としては、Ａ〜Ｎは本発明例であり、Ｏ〜Ｒは従来例であり、また、Ｓ〜Ｖは比較例である。その各試験材でのミクロ組織の結果を図２によって模式図をもって示す。すなわち、図２（ａ）に示すように、スリーブ表面より１０ｍｍ深さ位置のミクロ組織を本発明例（代表例としてＣ材）と図２（ｂ）に示す従来例（代表例としてＱ材）で比較して示した。この図２（ｂ）から従来例の組成Ｑ材の化学成分のものでは、そのミクロ組織は、最も硬質なＭＣ炭化物が結晶粒界のみに殆ど晶出し、全体的な均一化が図られていないことが明らかである。また、一部にマトリックス内にも一部のその晶出が認められるが、形状は不規則な多角形となっている。これに対して、本発明例のＣ材のものは、ＭＣ炭化物がマトリックス内も含め均一に晶出しており、かつ、その形状も角張った所がなく、球状に近い形状で晶出していることが明らかである。
【００２４】
次に、図３に示す回転摩耗試験機を用いて、比較試験を行った。すなわち、
相手材：ＳＵＳ３０４
試験温度：常温
線荷重：６０Ｎ／ｍｍ
すべり率：１０％
回転数：５×１０4 回
の条件で試験を行い、試験前後の摩耗減量及び試験後の表面粗度を測定した。
【００２５】
図４は本発明材、従来材及び比較材の常温での回転摩耗試験による摩耗減量の測定結果を示す図である。また、図５は前記回転摩耗試験後の試験材の表面粗度の測定結果を示す図である。この図４及び図５から明らかなように、本発明材のＡ〜Ｎは従来材Ｏ〜Ｒに比較し、いずれもその摩耗減量が少なく、また、耐肌荒れ性の評価の指標となる表面粗度も小さくなっている。また、比較材Ｓ〜Ｖの化学成分は、本発明材の特徴とするＣａ、ＭｇおよびＣｕの量が本発明材より高いものであり、本発明材と同等の摩耗減量と表面粗度になっているが、いずれも本発明材を超える結果は得られず、効果が飽和してきている。このように、高いＣａ、Ｍｇの添加は、添加時の安全性確保の点から好ましくない。
【００２６】
（実施例２）
次に、図７に示す熱間回転摩耗試験機を用いて、上記の比較試験を実施した。なお、熱間回転摩耗試験機としては、図７に示すような加熱片９および試験片１０を接触状態で回転させる転動装置１１と、加熱片９および試験片１０を囲み、これを加熱する高周波誘導加熱コイル１２と冷却装置１３と、放射温度計１４とを備えたディスク対ディスクタイプの試験機を使用した。その時の試験条件は、両ディスク間の最大接触応力は約２５０Ｎ／ｍｍ2 で、試験片の周速度（回転数）は、７２０ｒｐｍとし、両ディスク間のすべり率は、４．５％で行った。また、圧延材に相当する加熱片の温度は９６０℃とし、試験片の温度は６５０℃として５００回転動させ、試験片の摩耗量を測定した。その後さらに、該摩耗試験後の試験片の表面粗度を各々測定した。
【００２７】
図８は、本発明材Ａ〜Ｎ材、従来材Ｏ〜Ｒおよび比較材Ｓ〜Ｖの熱間回転摩耗試験による摩耗減量の測定結果を示す図である。また、図９は、本発明材、従来材および比較材の熱間回転摩耗試験後の試験片の表面粗度の測定結果を示す図である。この図８および図９から明らかなように、本発明材Ａ〜Ｎ材は、従来材Ｏ〜Ｒに比較し、いずれもその摩耗減量が少なく、また、耐肌荒れ性の評価の指標となる表面粗度も小さくなっている。また、比較材Ｓ〜Ｖの化学成分は、本発明材の特徴とするＣａ，ＭｇおよびＣｕの量が本発明材Ａ〜Ｎ材よりも高いものであり、本発明材と同等の摩耗減量と表面粗度になっているが、いずれも本発明材を超える結果は得られず、効果が飽和してきている。このように、高いＣａ，Ｍｇの添加は、添加時の安全性確保の点から好ましくない。
以上の各種の試験結果により、本発明材は、冷間および熱間での実際の圧延用複合ロールの外層材に適用した場合、その目的とする耐摩耗性と耐肌荒れ性の作用・効果を十分に奏することが明らかとなった。続いて、実際の圧延ロールに適用した結果について説明する。
【００２８】
（実施例３）
低周波誘導炉を用いて溶解した外層溶湯に、出湯後取鍋にてＦｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金を添加して、表２に示す本発明の化学組成のものを、熱間圧延用複合ロールの用途として、下記の通り製造した。すなわち、上記化学組成の溶湯を傾斜角２０度の遠心鋳造機に組み込んだ内径８００ｍｍ、長さ２０００ｍｍの回転鋳型内に注入した。さらに、適正な待ち時間を経た後、内層用材料として表２に示す化学組成のダクタイル鋳鉄を数度に分けて注入した。次に、このロールを冷却・遠心鋳造鋳型から解体後、粗削加工を行い、１０００℃の焼入れと５００〜５５０℃で数回の焼き戻し処理を実施した後、仕上げ加工を行った。その後、超音波探傷を行い、欠陥のない健全なロールであることを確認した。また、ロール胴部の表面ミクロ組織を確認し、図６に本発明の実施により製造したロールの胴部中央における金属組織の顕微鏡写真（１００倍）を示す。この図からも、硬質なＭＣ炭化物が球状で微細均一に晶出されていることが確認できる。
【００２９】
【表２】
0003859958.tif 000003
【００３０】
なお、前記の実施例３で製造した圧延用ロールは、外層材とロールの軸材とが溶着一体化した複合ロールであるが、本発明の用途としては、これに限定されるものではない。例えば、遠心鋳造法により、本発明の化学成分からなるスリーブを製作し、その後別途作製した。例えば鋼製のロール軸に取付け、一体型の圧延用ロールとすることも可能である。さらに、特開平５−３１１３１６号公報に記載のように、遠心鋳造機に本発明の化学成分からなる外層用の溶湯を注入後、適正な待ち時間を経た後中間層となる溶湯を注入し、さらに、適正な待ち時間を経た後、内層用材料としてダクタイル鋳鉄または黒鉛鋼等の溶湯を数度に分けて注入して作製する３層構造のロールにも同様に適用できる。なお、前記複合ロールの内層材については、ロールの使用用途（圧延条件）によって異なり、圧延条件が、厳しくない場合には、外層との溶着性に優れるＦＣ材、ダクタイル材が望ましく、一方圧延条件が厳しい場合は黒鉛などの鋳鋼材質とするように適宜選択するとよい。
【００３１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明の組成からなる材料を外層材として遠心鋳造製圧延用複合ロールを使用することにより、硬質のＭＣ炭化物の球状化と微細均一化により、耐肌荒れ性と耐摩耗性の大幅な向上が可能となり、圧延ロールの長寿命化が図れる。また、ロール性能の向上による圧延製品の品質改善にも大幅に寄与する効果がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】遠心鋳造試験機で製造したスリーブから、金属組織試験片および回転摩耗試験片を採取する要領を示す図である。
【図２】遠心鋳造試験機で製造したスリーブから採取した材料の金属組織の模式図である。
【図３】常温での回転摩耗試験機の構成を示す図である。
【図４】本発明材、従来材および比較材の常温での回転摩耗試験による摩耗減量を示す図である。
【図５】本発明材、従来材および比較材の常温での回転摩耗試験後の表面粗度を示す図である。
【図６】本発明の実施例３により製造した実機ロールの胴部中央における金属組織の顕微鏡写真（１００倍）である。
【図７】熱間での回転摩耗試験機の概要構成を示す説明図である。
【図８】本発明材、従来材および比較材の熱間での回転摩耗試験による摩耗減量を示す図である。
【図９】本発明材、従来材および比較材の熱間での回転摩耗試験後の表面粗度を示す図である。
【符号の説明】
１  スリーブ
２  ミクロ組織試験片
３  回転摩耗試験片
４  基地（マルテンサイト）
５  ＭＣ炭化物
６  Ｍ7 Ｃ3 炭化物
７  相手片（ＳＵＳ３０４）
８、１０  試験片
９  加熱片
１１  転動装置
１２  高周波誘導加熱コイル
１３  冷却装置
１４  放射温度計
【図１】
0003859958.tif 000004
【図２】
0003859958.tif 000005
【図３】
0003859958.tif 000006
【図４】
0003859958.tif 000007
【図５】
0003859958.tif 000008
【図６】
0003859958.tif 000009
【図７】
0003859958.tif 000010
【図８】
0003859958.tif 000011
【図９】
0003859958.tif 000012