JP2012180586A

JP2012180586A - 耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール

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Publication number: JP2012180586A
Application number: JP2011131076A
Authority: JP
Inventors: Junichiro Kinugasa; 潤一郎衣笠; Wataru Urushibara; 亘漆原; Yasuhiko Yasumoto; 康彦保元; Hiroki Nakajima; 宏樹中嶋; Yoshihiro Nakada; 好洋中田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-06-29
Filing date: 2011-06-13
Publication date: 2012-09-20
Anticipated expiration: 2031-06-13
Also published as: JP5723231B2

Abstract

【課題】耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを提供すること。
【解決手段】Ｃ：０．８〜１．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３．０〜３．９％、Ｍｏ：０．０１〜０．３４％、Ｎｉ：０．１５〜０．４９％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつロール軸に対して垂直に切断した断面において、硬化深さが、ロール外周から１００ｍｍ以上存在すると共に、ロール外周から１００ｍｍまでにおいて残留γ量が５〜１１．０体積％であり、かつ該残留γ中の固溶Ｃ量が０．８５〜１．７０原子％である亜鉛めっき鋼板用圧延ロール。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロールに関するものである。

亜鉛、亜鉛−アルミ合金、亜鉛−ニッケル合金、亜鉛−鉄合金等の亜鉛系めっき鋼板のスキンパス圧延用ワークロール（以下、「ワークロール」ということがある）は、スキンパス圧延時に、亜鉛系めっき鋼板から生じる亜鉛系粉末の付着防止のため、ワークロール表面に潤滑用の水を噴射することにより、亜鉛系粉末の付着防止、および亜鉛系粉末の除去が行われている（水潤滑環境）。

スキンパス圧延は、めっき鋼板の性質を改善するために通常行われており、例えば連続式溶融亜鉛めっき製造ライン（ＣＧＬ）では、めっき鋼板の機械的性質を改善するために、めっき後に軽圧下のスキンパス圧延が行われる。また、電気めっきライン（ＥＧＬ）の出側では、めっき鋼板の平坦度や表面性状調整のためにスキンパス圧延が行われることもある。

ワークロールは、溶製−加熱−鍛造−焼鈍−調質−（表面）焼入れ−仕上げ旋削および研磨などの工程を経て製造され、必要に応じてさらにダル加工が施される。また使用後のワークロールは、表面研削およびダル加工が施された後に再利用される。このワークロールを水潤滑環境下で使用し続けると、ロール表面に微細な膨れキズが生じたり、さらには該膨れキズの表面が剥離してピット状のキズが発生することが知られている。ロール表面にこのようなキズが発生すると、このキズがスキンパス圧延時にめっき鋼板に転写されて品質低下の原因となる。さらにロール表面に生じたキズを起点とした疲労亀裂が発生しやすい。そして、亀裂がロール内部へと進展すると、最終的には、ワークロールにスポーリングという脆性破壊現象が発生することが知られている。

また、スキンパス時に亜鉛系粉末が水潤滑環境下でワークロールと接触すると、異種金属接触によってワークロールに腐食が生じ（カソード：２Ｈ⁺＋２ｅ^-→Ｈ₂、アノード反応：Ｚｎ→Ｚｎ²⁺＋２ｅ^-）、この腐食によって発生した水素がロール内部に侵入することが知られている。

従来からこのような圧延ロール表面に発生するキズを防止するために様々な対策が講じられている。例えば、特許文献１には、圧延ロール表面の研削量を規定することでスポーリング現象を抑制する方法が提案されている。

また特許文献２には、亜鉛系めっき鋼板圧延ロール表面にＣｒめっきを施し、めっき厚とめっき皮膜中の水素含有量を限定することによりスポーリング現象を防止する技術が提案されている。

特許文献３には、ロールの成分組成と表面硬度と焼戻し温度条件等を制御してスポーリング現象を抑制した亜鉛系めっき鋼板スキンパス圧延用ロールが提案されている。

また特許文献４には、特定成分組成の鋼材を用いることによってスポーリング現象を抑制した亜鉛めっき鋼板用圧延ロールが提案されている。

さらに亜鉛めっき鋼板用以外の技術として、特許文献５、６、７には残留γ組織を規定して転動疲労寿命や靭性を向上させたロールやその製法が提案されている。特許文献５には、成分、誘導加熱処理やサブゼロ処理などの条件を規定したロールの製法が提案されており、例えば残留γ量を６％以上とすることによって、クラックの防止と、転動疲労寿命の向上が図れることが開示されている。

特許文献６には、成分、硬度を制御し、残留γ量を５％以上とすることによって、クラックの防止と、転動疲労寿命の向上を図る技術が提案されている。

また特許文献７には、鋼材に含まれるＭｎとＮｉ添加量を制御し、残留γ量を１５〜４０％とすることによって、高硬度化と耐摩耗性、耐事故性（靭性）と耐食性の向上を図る技術が提案されている。

特開昭６１−１０８４１３号公報特開平２−３０３０９号公報特開平６−１７１９６号公報特開２００４−２６３２３６号公報特開平１−５６８２６号公報特開平１−２２５７５１号公報特開平５−１３２７３８号公報

上記特許文献１や２のように、ロール表面の研削量の規定やＣｒめっき処理などを施す技術では、ロール素材の原単位が高いだけでなく、ロール表面のキズの発生を十分に抑制することはできない。特に特許文献２のようにロール表面にＣｒめっきを施す場合は、Ｃｒめっき時に水素が鋼材中に侵入するためスポーリングが発生しやすくなることが知られており、ロール素材の耐スポーリング性付与がより一層重要である。

更に特許文献３〜７のように、鋼材の成分組成を特定するだけではスポーリング現象の抑制には不十分であり、またロールの転動疲労寿命や靭性を高めるために残留γを制御するだけでは、上記水素に起因するスポーリング現象に十分に対応することはできない。

例えば特許文献３のように成分組成と表面硬度、焼戻し温度条件の規定のみでは、腐食してワークロールに侵入した水素を十分に無害化（トラップ）することはできず、スポーリング発生防止の観点からは十分なものとは言えない。なお、この特許文献３（表１中の比較例ａ３及びｃ）には、Ｃｒを略２．９％含有した鋼材にサブゼロ処理を施した例が記載されているが、大気中の切り欠き破断強さが著しく低下していることから、靭性が低下していると考えられ、その原因としてサブゼロ処理温度が、適切でないために、残留γ量や該残留γ中の固溶Ｃ量が最適化されていないと推測される。

また特許文献４のように成分組成を規定するだけでは腐食によりワークロールに侵入した水素を十分に無害化（トラップ）することはできず、残留γ量や該残留γ量中の固溶Ｃ（炭素）量などについて全く留意していないため、スポーリング発生防止の観点からは十分なものとは言えない。

特許文献５では、上記水素が関与するスポーリング現象に関しては考慮されておらず、また鋼材に含まれるＣｒ含有量（４．０〜５．５％）が高いために、サブゼロ処理しても、残留γ中の炭素濃度が０．８５原子％未満であると予想され、残留γの微細化、安定化が達成できず、上記水素による亀裂進展を十分に抑制できないと考えられる（後記実施例Ｎｏ．１１参照）。更にロール表面の硬化深さが３０〜４０ｍｍと浅いため、最近の高い圧延負荷に十分に対応できていない。また硬化深さが浅いため、この技術では再利用するために表面研削やダル加工を施すことが制限されてしまう。なお、表２のＮｏ．５の鋼材（Ｃｒ：２．７９％）を−１２０℃でサブゼロ処理を行っているが、残留γ量が４．０％程度しかなく、転動寿命特性が劣っている。その原因として硬化深さが１５ｍｍ程度しかないため、中心部に近いほど硬度が低下すると共に残留γ量が低下し、その影響で残留γ量が少ないと推測される。またこの程度の硬化深さでは上記水素が関与するスポーリング特性に関しても劣ると推測される。

特許文献６では、上記水素が関与するスポーリング現象に関しては考慮されておらず、また鋼材に含まれるＣｒ含有量（４．０〜６．５％）が高く、サブゼロ処理温度（０〜５０℃）も高いため、残留γ中の炭素濃度が０．８５原子％未満と予想され、残留γの微細化、安定化が達成できず、上記水素による亀裂進展を十分に抑制できないと考えられる。更にロール表面の硬化深さが２５ｍｍ程度と浅いため、最近の高い圧延負荷に十分に対応できていない。硬化深さが浅いため、この技術では再利用するために表面研削やダル加工を施すことが制限されてしまう。また特許文献６に記載されている表２には、残留γ量が５％以上であって、転動寿命比を満足する条件においても、硬化深さが１５ｍｍと浅いこと、残留γ中の炭素濃度が０．８５原子％未満と予想されることから、水素が関与するスポーリング特性に関しても劣ると推測される。

特許文献７では、上記水素が関与するスポーリング現象に関しては考慮されておらず、この残留γ量の鋼種では、スポーリングの進展を十分に抑制できないと考えられる。

本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、ロール素材としての原単位を高めることなくロール表面に発生するキズを防止でき、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロールとは、Ｃ：０．８〜１．０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３．０〜３．９％、Ｍｏ：０．０１〜０．３４％、Ｎｉ：０．１５〜０．４９％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつロール軸に対して垂直に切断した断面において、硬化深さが、ロール外周から１００ｍｍ以上存在すると共に、ロール外周から１００ｍｍまでにおいて残留γ量が５〜１１．０体積％であり、かつ該残留γ中の固溶Ｃ量が０．８５〜１．７０原子％であることに要旨を有するものである。

本発明においては、更に他の元素として、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものも好ましい実施態様である。さらに、本発明のロールにおいては、表面にＣｒめっきが存在しても、高い耐スポーリング性を依然有するため、好ましい実施態様である。

また本発明においては、前記Ｎｉ含有量が０．１５〜０．４０％であり、かつ残留γの円形度が０．５０〜０．６０であることも、好ましい実施態様である。

本発明によれば、ロール原単位を高めることなくロール表面に発生するキズを防止でき、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを提供することができる。

図１は、亀裂進展試験に用いる１／２ＣＴ試験片の概略図である。

上記の通り、水潤滑環境下で使用される亜鉛めっき鋼板用圧延ロールの表面には、通常のワークロールよりも亀裂が発生し易く、また亀裂の進展も速いため、スポーリングが生じやすい。その理由は次の様に考えられている。

亜鉛めっき鋼板の圧延工程では、圧延ロール表面は亜鉛と水が共存する特殊な環境に曝される。亜鉛と水が共存する環境下では、亜鉛がイオン化する一方で（Ｚｎ→Ｚｎ²⁺＋２ｅ^-）、発生した吸着水素原子の一部は再結合（Ｈ＋Ｈ→Ｈ₂）して水素分子として圧延ロール外へ放出されるが、一部は圧延ロールの鋼材内部へ侵入すると考えられる。水素が鋼材内部へ侵入した場合は、圧延や摩耗による剪断応力が負荷された部分に水素が濃化して鋼を脆化させるため、通常の転動疲労亀裂や摩耗キズよりも亀裂（水素割れ）が発生し易い。

また亀裂先端部分には剪断応力が集中するため、亀裂先端での水素の濃化がさらに助長されて、亀裂が鋼材内部（深さ方向）に進展し、スポーリング（亀裂部位の表面が剪断方向に剥離すること）となって現れる。このようなスポーリング現象は、水素による鋼の脆化を伴う場合は、水素が関与しない場合と比べて進展が早く、発生しやすい。

そこで本発明者らは、亜鉛と水が共存する特殊な環境で用いられる亜鉛めっき鋼板用圧延ロールに注目して水素浸入に伴うスポーリングの発生を抑制すべく、前述した特許文献４の技術を公開した後も、様々な角度から検討してきた。その結果、特許文献４と同様に成分組成を限定すると共に、更にサブゼロ処理を施して、残留γ量（残留オーステナイト量）と、残留γ中の固溶Ｃ量を適切に制御することで、水素割れの進展を抑制でき、その結果、耐スポーリング性を大きく改善できることを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明の耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロールについて説明する。

まず、本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロールは、基本成分としてＣ：０．８〜１．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３．０〜３．９％、Ｍｏ：０．０１〜０．３４％、Ｎｉ：０．１５〜０．４９％を含有するものである。これらの構成元素の含有量を定めた理由は次の通りである。

Ｃ：０．８〜１．０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）
Ｃは、ＦｅやＣｒ、Ｍｏ等の合金元素と結合して炭化物を形成し、圧延ロールの表面硬度を高めると共に、耐摩耗性を向上させる元素である。さらには後述するように、マトリクス中に固溶することによってロールの表面硬度を高める効果がある。固溶Ｃが残留γ中に一定量残存することで残留γの硬化及び安定化が図られて、亀裂先端での残留γの変態が抑制される結果、耐スポーリング性が向上する。さらにＣは母相であるマルテンサイトの硬さを得るために必要な元素である。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量を０．８％以上、好ましくは０．８２％以上、より好ましくは０．８３％以上とするのがよい。しかしＣ含有量が多すぎると炭化物の粗大化や、ネットワーク状の共晶炭化物が生成して、水素割れの起点となるので、１．０％以下、好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下に抑える必要がある。

Ｓｉ：０．３〜１．５％
Ｓｉは、鋼材に固溶して固溶硬化作用や残留γ生成作用を発揮するほか、焼入れ性の改善や焼戻し軟化抵抗の増大にも寄与する有用な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、０．３％以上含有させる必要があり、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上含有させるのがよい。しかしＳｉ量が多すぎると圧延ロール形状に熱間加工する際の鍛造性が低下するばかりでなく、ロール自体の耐クラック性や靱性も著しく低下するので、１．５％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下に抑える必要がある。

Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼材に固溶して固溶硬化、焼入れ性改善および焼戻し軟化抵抗の向上に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２５％以上含有させるのが良い。一方で、Ｍｎはオーステナイト形成を促進する元素であるが、Ｍｎ量が多すぎるとサブゼロ処理前の残留γ量が増加し、サブゼロ処理を行っても残留γ量を十分に低減できなくなるため、耐スポーリング性が不十分となる。また、Ｍｎ量が多すぎると圧延ロールの耐クラック性を著しく劣化させる。以上のことから、Ｍｎ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９％以下に抑制する必要がある。

Ｃｒ：３．０〜３．９％
Ｃｒは、ＦｅやＣと結合して（Ｆｅ，Ｃｒ）₇Ｃ₃、（Ｆｅ，Ｃｒ）₃Ｃ、（Ｃｒ，Ｆｅ）₂₃Ｃ₆等の複合炭化物を形成し、析出硬化に寄与する元素である。それら複合炭化物の形成により、水素のトラップサイト作用を付与することが可能である。また特にＮｉの存在下でオーステナイト形成を促進する。さらにＣｒの一部は鋼材に固溶して焼入れ性の向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、３．０％以上、好ましくは３．１％以上、より好ましくは３．２％以上、さらに好ましくは３．３％以上含有させるのが良い。しかしＣｒ量が多すぎると炭化物の形成により固溶Ｃ量が低減するため、３．９％以下、好ましくは３．８％以下、より好ましくは３．７％以下、さらに好ましくは３．６％以下に抑制する必要がある。

Ｍｏ：０．０１〜０．３４％
Ｍｏは、炭化物を形成する元素であり、Ｍｏ含有量が多すぎるとＭｏ₆Ｃ型などの炭化物を形成するため、残留γ中の固溶Ｃ量が低減し、耐スポーリング性が不十分となる。したがってＭｏ含有量は、０．３４％以下、好ましくは０．３３％以下に抑制する必要がある。なお、焼入れ性、強度の向上に有効に作用する元素であるため、それらの作用を有効に発揮させるには０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上含有させるのがよい。

Ｎｉ：０．１５〜０．４９％
Ｎｉは、オーステナイト形成を促進する元素であり、Ｎｉ含有量が多すぎると残留γ量が増加するが、Ｃが十分に固溶していない残留γ相も増加する傾向にある。不安定な低Ｃの残留γ相が変態しやすいため、亀裂の進展の抑制効果が不十分となり、耐スポーリング性が不十分となる。またロールの表面硬さも確保が困難となるため、Ｎｉ含有量は０．４９％以下とする。特にＮｉ含有量を０．４０％以下とすると、残留γの円形度が０．５０〜０．６０となり、一層高い耐スポーリング性を発揮するため、好ましい。より好ましくは０．２９％以下とする。ただしＮｉ含有量が少なすぎると、サブゼロ処理を施しても、残留γ量、残留γ中の固溶Ｃ量が少なくなる傾向にあり、また、ロール自体の耐食性が低下するため、０．１５％以上、好ましくは０．２０％以上含有させることが推奨される。すなわち安定的な残留γ量と残留γ中の固溶Ｃ量の確保に最も有効なのは０．２０〜０．２９％である。

本発明の鋼材における上記基本成分以外の残部成分は実質的に鉄であるが、これら以外にも微量成分を含み得る。こうした微量成分としては、不純物、特にＰやＳなどの不可避的不純物が挙げられ、これら不可避的不純物は本発明の効果を損なわない限度（例えば、数十ｐｐｍ）で許容される。例えば本発明ではロールの表面硬度向上に有用な微細炭窒化物を導入するために、不可避的不純物であるＮも制御することが好ましく、Ｎは０．０２％以下に制御することが望ましい。

なお、本発明では、上記本発明の効果に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素を積極的に含有させてもよい。

本発明では、必要に応じて更に他の元素として、Ｖを０．５％以下（０％を含まない）含有させることも有効である。好ましい範囲を定めた理由は、次の通りである。

Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｖは、Ｃと結合して非常に硬い炭化物（ＶＣ）を形成し、ロールの耐摩耗性を向上させる元素である。またＶの炭化物は微細に形成されるため、残留γ中の固溶Ｃ量を低減せずに水素のトラップサイト作用を付与することが可能である。これらの効果を有効に発揮させるには好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．０７％以上含有させるのが良い。しかしＶ含有量が過剰になるとロールの被削性が劣化するため、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下に抑制する必要がある。

本発明では必要に応じて、更に他の元素としてＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂを含有させてもよく、これら元素は、鋼中のＣやＮと結合して硬質で水素トラップ性を有する炭化物や窒化物、炭窒化物を形成する。もっともＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が析出するため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂは合計量で、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下とする。

次に本発明に係る圧延ロールの組織について説明する。まず、本発明では圧延ロールのロール軸方向に対して垂直方向に切断した断面において、ロール外周（ロール使用時の最表面）から１００ｍｍの深さまで（表層部）における残留γ量を５〜１１．０％（体積％、以下同じ）とすると共に、該残留γ中の固溶Ｃ量を０．８５〜１．７０％（原子％、以下同じ）とした。ここで「残留γ中の固溶Ｃ量」とは、表層部の残留γ中の固溶Ｃ量を意味する。このように表層部の残留γ量と該残留γ中の固溶Ｃ量を制御することによって、耐スポーリング性を向上させることができる。その理由について説明する。

上記したように、亜鉛と水が共存する環境下では、亀裂（水素割れ）が発生し易く、また亀裂先端部への水素の濃化に起因して該亀裂が進展し、スポーリングが発生する。そこで本発明者らがまず上記水素割れの発生自体の抑制について検討した結果、水素割れの発生抑制には残留γを存在させて靭性を向上させればよいことがわかった。また残留γは転動疲労亀裂や摩耗キズの抑制にも有効であることがわかった。しかしながら、亜鉛めっき鋼板用圧延ロールには、転動疲労亀裂や摩耗キズが亜鉛めっき鋼板へ転写されるのを防ぐために、定期的にロール表面を切削してこれらキズの除去が行われており、水素割れによる亀裂についても、該亀裂が小さいままであれば、ロール表面の切削によって除去されるため、スポーリングにまで発展することはない。もっとも、スポーリングに至る原因となる亀裂は水素割れによるものに限られないことから、スポーリングの防止には、水素割れ自体の発生を抑制するだけでなく、上記ロール表面を切削するまでに亀裂が発生した場合に、該亀裂の先端部からの亀裂の進展を抑制することが重要である。

そこで本発明者らが、亀裂の進展について検討した結果、亀裂の進展の抑制には残留γの制御が有効であることがわかった。特にロール表層部（具体的にはロール外周から１００ｍｍの深さまで）における残留γ量を制御することが必要である。

残留γ量が多すぎると、高硬度で歪みが蓄積するマルテンサイトに選択的に水素が濃化されてしまい、その結果、靭性を高めてもマルテンサイトで脆性破壊が生じ、マルテンサイトラスに添って亀裂が進展する。そこで本発明ではロール外周から１００ｍｍの深さまでにおける残留γ量の上限を１１．０％とした。好ましい残留γ量の上限は１０．６％、より好ましく１０．０％である。

一方、残留γが適量であれば、該残留γはマルテンサイトラス間に位置するため、マルテンサイトラスに沿って進展する亀裂を残留γによって抑止できるが、鋼中成分が、上記成分範囲の本発明に係る圧延ロールにおいては、残留γ量が少なすぎると、熱処理した際の熱応力によって鋼材に割れが発生したり、靭性が低下することがあるため、５％を下限とした。好ましい残留γ量の下限は７％、より好ましくは９％である。

もっとも、残留γ量が上記適量範囲内であったとしても、残留γが不安定であると、わずかな応力によって容易に該残留γがマルテンサイトに変態してしまい、該変態によって生じる歪みも増加するため、水素の濃化と相俟って亀裂の伝播が助長されてしまう。残留γを安定させてマルテンサイトへの変態を抑制するには、上記残留γ中の固溶Ｃ量を高める必要がある。例えば後記表２のＮｏ．９で示すように残留γ量９．８％、残留γ中の固溶Ｃ量０．９５％の場合、亀裂進展試験での亀裂進展速度が０．６×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅと低いが、この場合、残留γが安定であり、亀裂先端においても残留γが殆ど変態せず、試験後の残留γ量は９．７％を保っていた。一方、Ｎｏ．１３で示すように残留γ量が１０．８％と多くても、残留γ中の固溶Ｃ量が０．６１％の場合、亀裂進展試験での亀裂進展速度が３．４×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅと高いが、残留γが不安定で、亀裂先端では残留γの変態量が多く、試験後の残留γ量が４．５％まで低下していることが認められた。このように、残留γの安定性を高める効果を発揮させるには、上記残留γ相中の固溶Ｃ量を０．８５％以上とする。好ましい固溶Ｃ量は０．８６％以上である。なお、残留γの安定性を高める観点からは残留γ中の固溶Ｃ量の上限は特に限定されず、固溶限界まで固溶していてもよく、例えば固溶Ｃの上限は、１．７０原子％とする。

上記ロール外周から１００ｍｍの深さまでにおける残留γ量は、Ｘ線回折法または飽和磁化変化量によって測定することができるが、Ｘ線回折法による場合は、試料調整における変態誘起を防ぐため、処理ままで測定するものとする。一方、飽和磁化変化量によってγ量を測定する方法は、例えば特開２００２−１６１３３８号公報に詳述されている方法に基づいて行えばよい。

また上記ロール外周から１００ｍｍの深さまでにおける残留γ中の固溶Ｃ量は、Ｘ線回折法（γ（２００）のピークより格子定数を計算し、［（格子定数−３．５７２）／０．０３３］）によって測定することができる。

本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロールは、ロール外周からの硬化深さが１００ｍｍ以上である必要がある。硬化深さとはロール軸に対して垂直に切断した断面において、焼入れ前よりも高い硬度となる深さをいう。本発明では、例えばビッカース硬度計を用いて焼き入れ前の任意位置の硬度と、焼き入れ後の１００ｍｍ位置の硬度を測定して比較すれば、確認が可能である。

硬化深さを１００ｍｍ以上としたのは、高負荷圧延での耐スポーリング性向上という最近のニーズに十分に対応するためと、さらに長期間にわたってロール表面の研削やダル加工を可能として、ロールの再利用による使用期間を伸ばすためである。

また本発明では、ロール外周から深さが５０ｍｍまでの領域における硬度（表面硬度）を８５〜１００（ＨＳ：ショア硬さ）とすることが望ましい。圧延ロールのスポーリング性を改善するためには、表面硬度はできるだけ低い方が望ましいが、表面硬度が８５（ＨＳ）未満ではロール表面に肌荒れが生じ易くなると共に、耐摩耗性も劣化するので、表面硬度は好ましくは８５（ＨＳ）以上、より好ましくは８７（ＨＳ）以上とする。しかし、表面硬度が１００（ＨＳ）を超えるとスポーリングが発生しやすくなるので、表面硬度は１００（ＨＳ）以下とすることが好ましい。

なお、表面硬度の測定には、例えばショア硬度計を用いて、ロール最表面から５０ｍｍまでの深さにおいて、測定箇所は少なくとも５箇所とし、得られた測定結果の平均値を表面硬度とする。

上記硬化深さと好ましくは表面硬度を満足させるには、ロール外周から深さが少なくとも５０ｍｍまでの領域を硬質組織であるマルテンサイトを主体とする組織とすることが重要である。マルテンサイト主体とは、ロール外周から深さが５０ｍｍまでの領域の組織を光学顕微鏡を用いて２００〜１０００倍で少なくとも５視野観察して算出したマルテンサイト組織の平均面積率が８０％以上であることを意味する。

残留γの円形度が低いと、一層高い耐スポーリング性を発揮するため、残留γの円形度を０．５０〜０．６０とすることが望ましい。このような効果が得られる詳細は不明であるが、残留γの円形度を低く制御することで残留γの安定性を高めることができ、その結果、耐スポーリング性が一層向上するものと考えられる。具体的には、残留γの円形度を好ましくは０．５０以上、０．６０以下とすることで、水素割れの進展を抑制でき、耐スポーリング性をさらに改善できる。耐スポーリング性を更に向上させるには、残留γの円形度をより好ましくは０．５９以下、更に好ましくは０．５８以下とする。なお、マルテンサイトラス間に生成する残留γの円形度がおおむね０．５０程度であれば、優れた耐スポーリング性を発現するため、下限を好ましくは０．５０以上としたが、残留γの円形度は低いほど好ましいため、これに限定されない。

残留γの「円形度」は、下記式（１）によって求めることができる。
円形度＝４πＳ^２／Ｌ^２・・・（１）
式中、Ｓは円の面積、Ｌは円の周囲長さ
また残留γは、ＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎ）検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭ等により、ＥＢＳＰ像のＦＣＣ（面心立方格子）相に対して画像解析ソフト（例えばＩｍａｇｅＪなど）を用いて、形態解析を行い、検出された残留γを測定対象とする。

以下、上記本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを製造する方法について説明する。上記特性が得られるのであれば、製造方法は特に限定されないが、例えば以下のような製造方法が推奨される。

上記本発明の成分組成を満足する鋼材を、例えば電気炉を用いた通常工程や、真空溶解工程、またはエレクトロスラグ溶解工程によって溶製された鋼塊を、加熱炉で適当な温度（例えば９００〜１２００℃）に加熱した後、プレス機により鍛造して棒状にした後、焼鈍・調質熱処理を施し、その後、外径旋削を行ってロール材とする。

次いでロール材に低周波焼入れ（２０〜１０００Ｈｚ）、または中周波焼入れ（１０００〜５００００Ｈｚ）を施す。低・中周波焼入れを施すことによって、ロール外周から深さが１００ｍｍまでの領域がマルテンサイト主体の組織となり、ロール表面からの硬化深さ１００ｍｍ以上で、かつ好ましくは表面硬度８５〜１００（ＨＳ）を確保することができる。また焼入れ温度が高いほど、残留γ量が増加する。効率的にこのような組織や硬度を確保する観点からは中周波焼き入れを施すのが望ましい。

低・中周波焼入れを施した後、室温まで水冷し、その後、冷媒へ浸漬して−６０〜−１４０℃に急冷するサブゼロ処理を施す。

上記サブゼロ処理を施すことによって、ロールの表層部における残留γ量と該残留γ中の固溶Ｃ量を制御することができる。サブゼロ処理の温度が低いほど、残留γ中の固溶Ｃ量が低い残留γがマルテンサイトに変態するため、残留γ量を低減させつつ、固溶Ｃ量が高い残留γを残存させることができる。したがって残留γ量と該残留γ中の固溶Ｃ量を上記本発明の範囲とするには、サブゼロ処理の温度は−６０℃以下とすることが好ましい。ただし、−１４０℃より低くしても残留γの変態が進まないため、−１４０℃以上が好ましく、より好ましくは−１００℃以上である。

サブゼロ処理後、焼戻し（例えば７０〜２００℃）を行なうことによって圧延ロールが得られる。本発明の圧延ロールは、ロール原単位を高めることなく耐スポーリング性に優れた特性を有する。またさらに、本発明のロールにおいては、表面にＣｒめっきが存在してもよい。Ｃｒめっきによって水素が鋼材中に侵入しても、ロール素材が高い耐スポーリング性を有するため、亀裂の進展を抑制することができる。

本発明の圧延ロールは、めっき後の鋼板にスキンパス圧延を施す際に用いるロールとして好適に用いることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

（実施例１）
実機で用いられる亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを模した試験片を作製し、実機環境を模擬した亀裂進展試験を行なって亀裂進展速度を評価することで耐スポーリング性を評価した。

下記表１に示す化学成分組成（残部鉄及び不可避的不純物）の鋼材を真空溶解炉（１５０ｋｇ級）にて溶製し、鋳造してインゴットを作製した後、冷却した。このインゴットを約１２００℃に加熱した後、熱間鍛造して２００ｍｍ角の角材（長さは加工まま）を作製した。予めビッカース硬度計を用いて焼鈍前の硬度を表面から測定した（測定数：各５箇所）。次いでこの角材にＡｃｍ以下の温度で焼鈍・調質熱処理を行った。得られた角材を中周波焼入れ（１０００〜５００００Ｈｚ）を施した後、室温まで放冷し、その後、７０〜１５０℃で１０時間焼戻して試験片を得た。

なお、一部の実施例（Ｎｏ．８〜１４）については室温まで放冷した後、角材を液体窒素に浸漬して実体温度が−６０〜−１００℃となるまで冷却するサブゼロ処理の後、角材を液体窒素から取り出して室温に戻し、その後上記焼戻し処理をした。

また各角材に対して、焼入れ前に、角材表面（任意の位置）からビッカース硬度計を用いて硬度を測定した。

この試験片の軸（長手方向）に対して垂直に切断した断面の硬度（硬化深さ）、表面硬度（ショア硬さ）、組織、残留γ量、該残留γ中の固溶Ｃ量、亀裂進展速度について調べた。

硬度（硬化深さ）は、試験片の切断面において、試験片表面（外周）から１００ｍｍ（中心の位置）においてビッカース硬度計を用いて硬度を測定した（測定数：各５箇所）。その結果、いずれの試験片においても、硬化深さは１００ｍｍであった。

表面硬度（ショア硬さ）は、試験片の断面の内、表面から５０ｍｍ深さに当たる位置で任意の５箇所においてビッカース硬度計を用いて硬度を測定し、ＳＡＥＪ４１７の硬さ換算表にてショア硬さに換算した。その結果、いずれの試験片においても表面硬度は８５〜１００（ＨＳ）の範囲内であった。

組織は、試験片の表面を光学顕微鏡を用いて２００〜１０００倍で１０視野観察した。その結果、いずれの試験片においても、マルテンサイト主体（マルテンサイト面積率８０％以上）の組織であった。

残留γ量は、試験片の表面をリガク製ＲＩＮＴ１５００Ｘ線回折装置を用い、４０°〜１３０°の測定範囲において、走査速度２°／ｍｉｎにてＸ線回折パターンを測定し、αＦｅピークとγＦｅピークとの積分強度比から求めた。

残留γ中の固溶Ｃ量は、同Ｘ線回折装置を用い、３０°〜１４０°の測定範囲において、走査速度１°／ｍｉｎにてＸ線回折パターンを測定し、γ（２００）のピークよりγＦｅの格子定数を計算し、［（格子定数−３．５７２）／０．０３３］によって換算した。

次に亀裂進展速度を調べた。まず、試験片の表面から１００ｍｍ深さの位置（すなわち硬化している表面層）から、図１に示す１／２ＣＴ試験片（６０ｍｍ×６０ｍｍ×１２．５ｍｍ）を作製した。この１／２ＣＴ試験片を用いて、亀裂進展速度を調べた。具体的には亜鉛系めっき鋼板のスキンパス圧延時に生じるロールへの水素侵入は、鋼板（ロール本体）と亜鉛系めっき粉とが、ロール表面および亜鉛系めっき鋼板の表面を覆っている潤滑水中で接触することによって、異種金属接触腐食が生じることに由来する。そのため、まず、試験片への予備水素の導入として、潤滑水中での亜鉛の自然電位を考慮し、該試験片に対して２５℃の３％ＮａＣｌ水溶液中において電源装置を用いて飽和カロメル電極（ＳＣＥ）基準で−１１００Ｖの電位を２４時間印加して鋼中水素量を均一化した。その後、同雰囲気中にて同電位を維持したまま、ＡＳＴＭＥ−６４７に準拠して島津製作所製±５０ｋＮ電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、応力拡大係数ΔＫが１４Ｐａ・ｍ１／２となる一定の応力を正弦波１０Ｈｚにて繰り返し加え、変位（亀裂進展量）をクリップゲージにより読み取り、亀裂進展速度とした。

各試験片の鋼種、サブゼロ処理の有無、残留γ量、残留γ中の固溶Ｃ濃度、亀裂進展試験での進展速度を表２に示す。

表２より、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（ｂ、ｃ、ｈ）を用いると共に、適切なサブゼロ処理が施されている試験片Ｎｏ．９、１０、１５は、残留γ量、及び残留γ中の固溶Ｃ量、硬化深さが本発明の範囲を満足するものであった。この試験片Ｎｏ．９、１０、１５の亀裂進展速度はいずれも０．８×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅを下回っており、耐スポーリング性に優れた性質を示した。

一方、本発明で規定する化学成分組成を外れる鋼種（ａ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ）を用いた場合（試験片Ｎｏ．８、１１、１２、１３、１４）、適切なサブゼロ処理を施しても、残留γ量や残留γ中の固溶Ｃ量は本発明の範囲を外れるものとなった。この試験片Ｎｏ．８、１１、１２、１３、１４の亀裂進展速度はいずれも０．８×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅを超えており、耐スポーリング性に劣る性質を示した。このうち、Ｎｏ．８は、Ｎｉが入っていないため、サブゼロ処理を施しても残留γ中の固溶Ｃ量を適切に制御することができず、耐スポーリング性に劣る。Ｎｏ．１１は、上記特許文献５を模擬した例であり、Ｃｒ量が多いため、サブゼロ処理を施しても残留γ中の固溶Ｃ量を適切に制御することができず、耐スポーリング性に劣る。またＮｏ．１２は、Ｃ、Ｃｒ量が少なく、硬度を確保するためにＭｏ、Ｎｉを多くした鋼種であるが、ＭｏやＮｉが多いことによって残留γ量が多すぎ、Ｃ量が少なく、Ｍｏが多いことによって固溶Ｃが少ないために、残留γの安定性が低く、マルテンサイトに変態しやすく、亀裂が進展しやすいため、耐スポーリング性に劣る。Ｎｏ．１３も、Ｎｉ量が多いため、固溶Ｃ量が少なく、残留γの安定性が低いため、耐スポーリング性に劣る。Ｎｏ．１４は、Ｃｒ量が少ないため、サブゼロ処理を施しても残留γ中の固溶Ｃ量を適切に制御することができず、耐スポーリング性に劣る。

また本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（ｂ、ｃ）を用いた場合であっても、サブゼロ処理が施されていない試験片Ｎｏ．２、３は残留γ量、残留γ中の固溶Ｃ量が本発明の範囲を外れるものとなった。この試験片Ｎｏ．２、３の亀裂進展速度はいずれも０．８×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅを超えており、耐スポーリング性に劣る性質を示した。

更に本発明で規定する化学成分組成を外れる鋼種（Ｎｏ．ａ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ）を用いると共に、サブゼロ処理が施されていない試験片Ｎｏ．１、４、５、６、７はいずれも残留γ量が本発明の範囲を外れるものとなった。この試験片Ｎｏ．１、４、５、６、７の亀裂進展速度はいずれも０．８×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅを超えており、耐スポーリング性に劣る性質を示した。

以上の結果から、鋼中成分を本発明範囲内にすると共に、適切なサブゼロ処理を実施することによって残留γ量を５〜１１．０体積％、残留γ中の固溶Ｃ量を０．８５〜１．７０原子％の範囲に制御することができ、その結果、亀裂進展速度を０．８×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下とすることができることわかる。

（実施例２）
上記実施例１で作製した鋼種Ｎｏ．ｂ、ｃ、ｈについて残留γの円形度を算出した。
残留γの円形度は、板厚１／４位置で圧延面と平行な面における任意の箇所を測定対象（約５０×５０μｍ；測定間隔０．１μｍ）とした。板厚１／４位置まで研磨する際は、残留オーステナイトの変態を防ぐため、電解研磨した。電解研磨後、ＥＢＳＰ検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭを用い、ＥＢＳＰ画像を高感度カメラで撮影し、コンピューターに画像データを取り込んで、既知の結晶系（残留オーステナイト：ＦＣＣ（面心立方格子））を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定したＦＣＣ相に対してカラーマップピングした。マッピングされた領域の残留γの形態を解析し、残留γの円形度を算出した。なお、解析には電子計算機を用い、解析に用いるソフトウエアはＥＤＡＸ−ＴＳＬ社製ＯＩＭ（ＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎＩｍａｇｉｎｇＮｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）Ａｎａｌｙｓｉｓ５．２を用いた。円形度の算出式には「円形度＝４πＳ^２／Ｌ^２：式中、Ｓは円の面積、Ｌは円の周囲長さ」を用いた。

次に亀裂進展速度を調べた。まず、実施例１と同様にして、図１に示す１／２ＣＴ試験片（６０ｍｍ×６０ｍｍ×１２．５ｍｍ）を作製した。上記実施例１よりも過酷な条件下での使用を考慮し、以下の条件で亀裂進展速度を調べた。
０．５ｍｏｌ／Ｌ硫酸＋０．０１ｍｏｌ／Ｌチオシアン酸カリウム溶液中にて、１／２ＣＴ試験片を陰極、白金板を正極とし、陰極に０．１ｍＡ／ｍｍ^２の電流密度の電流を２４時間印加して鋼中水素量を均一化した。その後、同電流密度を維持したまま、ＡＳＴＭＥ−６４７に準拠して、島津製作所製±５０ｋＮ電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、一定の応力の正弦波１０Ｈｚを繰り返し加え、予亀裂の先端での応力拡大係数ΔＫが１４以上１５以下の場合の変位（亀裂進展量）をクリップゲージにより読み取り、この平均を亀裂進展速度とした。亀裂進展速度が２．０×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を合格とし、１．２×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を特に優れると評価した。結果を表３に示す。

表３の結果から、試験片Ｎｏ．１６、１７はいずれも残留γの量、及び残留γ中の固溶Ｃ量を満足すると共に、円形度が０．５０〜０．６０の範囲内であるため、亀裂進展速度はいずれも２．０×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅを下回っており、優れた耐スポーリング性に優れた性質を示した。

一方、試験片Ｎｏ．１８は、化学成分組成、残留γ量、残留γ中の固溶Ｃ量は本発明で規定する範囲内であったが、本発明で規定するＮｉ含有量の好ましい範囲を外れるため、残留γの円形度が０．５０〜０．６０の範囲を外れていた。この試験片Ｎｏ．１８の亀裂進展速度は２．０×１０^-3ｍｍ／ｃｙｃｌｅを下回っており、優れた耐スポーリング性を示したが、試験片Ｎｏ．１６、１７と比べると耐スポーリング性が若干劣る結果となった。

Claims

Ｃ：０．８〜１．０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．３〜１．５％、
Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：３．０〜３．９％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３４％、
Ｎｉ：０．１５〜０．４９％
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
かつロール軸に対して垂直に切断した断面において、硬化深さが、ロール外周から１００ｍｍ以上存在すると共に、ロール外周から１００ｍｍまでにおいて残留γ量が５〜１１．０体積％であり、かつ該残留γ中の固溶Ｃ量が０．８５〜１．７０原子％であることを特徴とする、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール。
更に他の元素として、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール。
前記ロールの表面にＣｒめっき皮膜が存在するものである請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール。
前記Ｎｉ含有量が０．１５〜０．４０％であると共に、残留γの円形度が０．５０〜０．６０である請求項１〜３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール。