JP3893564B2 - 白鋳鉄系鍛造ロールの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、白鋳鉄系鍛造ロールの製造方法に関するものである。

白鋳鉄系鍛造ロール素材用合金については、既に、超強靱鋳造鉄合金に関する発明を提案している（特許第５４６５９０号〔特公昭４２−１１９０７号公報〕）。

この先発明の特徴とするところは、１）素材の化学成分組成と、２）ロールの鍛造方法であり、その素材は、本発明に係る白鋳鉄系鍛造ロール素材とほぼ同一成分の亜共晶銑を熱間加工による鋳造組織の破壊により強靱化し、一般の鋳鉄製品には見られないような強靱性、耐摩耗性及び耐熱亀裂性を同時に兼ね備えた特徴を有するものである。

当初、その素材は、約１０ｔ以下の鋼塊により製造され、ロール材として十分にその特性を発揮し、画期的な使用成績を示してきた。
しかしながら、近年、型鋼圧延ミルにおいて生産性の向上のためにロールサイズの大型化が要請されるに伴い、前記先発明では意図していなかった質量効果に関して新たな課題が生じてきた。すなわち、ロールの大型化に対応した鋼塊重量の増大や、圧延応力の増加、及び耐摩耗性の向上という要求に応えるための圧延ロールの高硬度化という特性の付与についてである。

これらの特性を、白鋳鉄系鍛造ロール素材に付与するためには、ロール素材の高合金化と調質処理を必要とするが、同時に調質中のロール内部割れや、圧延中の深いカリバー底におけるクラック形成と割損を伴うという難点がある。
これは、ロール素材の高合金化に伴い、ロールの内部性状の劣化が生じ、これに伴う超音波透過性の低下によりロール内部の品質の確認が十分にできないという問題の発生と関連している。

かかる問題が発生する要因について鋭意検討したところ、ロール素材の重量増加、すなわち鋼塊重量の増大による鋼塊凝固時の不可避の成分偏析と、この成分の偏析に依存してロール素材内部に容易に形成される板状の初析炭化物（ウィドマンステッテン炭化物）による靱性低下に起因することが明らかとなった。

この板状の初析炭化物は、図１の状態図に示すように、白鋳鉄系鍛造ロール素材が凝固時とその後の冷却による過冷状態から相率に従ってオーステナイト組織から優先結晶面（晶へき面）に析出するが、本発明に係る組成の白鋳鉄系鍛造ロール素材では凝固直後から過飽和のＣを固溶しているため、高温での保持及び冷却中に連続的な析出が行われることになる。すなわち、初析炭化物は、凝固後、鍛造用加熱炉内での均熱保持までの間に板状に析出し、その後の鍛造加熱により大部分は固溶するが、鍛造中の緩やかな冷却で再度板状に析出し、容易に分断、球状化されない特性をもっている。

従来、白鋳鉄系鍛造ロール素材は、昇降温及び組織変態の応力による割れを防止するために、凝固直後の鋼塊はそのまま加熱炉で均熱化された後、鍛造温度に昇温されている（赤送り）。これは、鋼塊の割れ防止策を万全のものとするために長く継続されてきた方法であり、前記特許第５４６５９０号の技術や、その他の関連技術においても鍛造工程は赤送りが慣用技術であった。この保温＋加熱の工程をとるために板状セメンタイトの形成が行われることが明らかとなり、この板状セメンタイトが材料特性等に悪影響を及ぼすことが多数経験された。
特公昭４２−１１９０７号公報

解決しようとする問題点は、白鋳鉄系鍛造ロール素材の鍛造工程は凝固直後の鋼塊を保温＋加熱の工程をとる赤送りが常識であり、このような保温＋加熱の工程をとるためにロール素材内部に板状セメンタイトの形成が起き、この板状セメンタイトがロール素材特性に悪影響を及ぼすことが明らかにされたので、この板状セメンタイトの析出形態を制御することにより、靱性を高め、製造安定性、耐熱亀裂性、耐摩耗性及び耐事故性の優れた白鋳鉄系鍛造ロールを提供することである。

上記課題を解決するために、本発明では鍛造前の熱処理を利用する。
鍛造を行うことの効果は、共晶炭化物の分断とマトリックスの変形加工による強化にあるが、板状初析炭化物（ウィドマンステッテン炭化物）の析出は、上述の説明の通り、鍛造中及びその後の緩やかな温度低下の過程において生じる。そこで、本発明では鍛造加熱前の鋼塊を一旦パーライト変態点以下の温度に保持することでパーライト化し、過飽和炭素を炭化物で固定するものである。その後の鍛造加熱により、析出した炭化物は球状化が進行することになる。この状態で鍛造加工が行われると、炭化物とその境界には転位あるいは原子空孔が集積し、炭化物の分断効果、析出サイトとしてより有効に働くことになる。この結果、通常炭化物の析出サイトが板状炭化物の延長上にのみ存在することによる板状炭化物の析出しやすい状態から、より多数の炭化物の析出サイトをつくることにより、炭化物の分散析出状態をつくり、球状化が進みやすい状態にすることができる。

すなわち、上記課題は下記の要旨の手段により達成される。
重量％にて、Ｃ：１．８〜２．９％、Ｓｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．２５〜１．０％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：１．５〜６．０％を基本成分とし、Ｍｏ：０．１５〜０．６％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．１５〜０．６％の内１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる白鋳鉄系鍛造ロール素材となる鋼塊を鋳造し、凝固直後の前記鋼塊を鋳型から抜取り、一旦パーライト変態点以下の温度に保持することで、鋼塊マトリックスを、球状炭化物及びレデブライト（共晶炭化物）の他、ウィドマンステッテン炭化物を含むパーライト組織とした後、前記鋼塊を析出した炭化物の球状化が進行する鍛造温度に加熱して鍛造を施し、次いで球状化焼鈍を行って、前記ウィドマンステッテン炭化物を消失させることを特徴とする白鋳鉄系鍛造ロールの製造方法。

本発明によれば、素材の材料特性に悪影響を及ぼし、超音波透過性の阻害要因となる母相中のウィドマンステッテン炭化物を消失させることができ、その結果、優れた強靱性、耐熱亀裂性、耐摩耗性及び耐事故性を兼ね備えた大型の形鋼圧延用白鋳鉄系鍛造ロールを製造することができる。

本発明に係る白鋳鉄系鍛造ロール素材の成分は、上記手段の有効性が認められ、かつそれを利用したロールの特性改善効果を得ることができる合金組成を考慮し、以下のとおり決定した。

Ｃ：１．８〜２．９％
Ｃは炭化物を形成させ、耐摩耗性を高めるために必要な元素として添加される。本発明による板状初析炭化物の形態改善による効果が大きい範囲として、マトリックスの大半が初析炭化物の析出範囲となる１．８％を下限とする。一方、Ｃ量が高くなると、鋳造状態でネットワークを形成する共晶炭化物の面積率が高くなること、及び局部的な溶融点の低下により低温での鍛造加熱しかできなくなることから、Ｃ量の上限は炭化物の微細化のために必要な１．４Ｓの鍛造が可能な２．９％とする。

Ｓｉ：０．２〜２．５％
Ｓｉは製鋼反応で必要な脱酸元素として使用され、鍛造性及びマトリックスの強度向上のための元素として０．２％以上を必要とする。但し、Ｓｉが２．５％を超えると熱処理後の強度が低下するようになるため２．５％を上限とする。なお、白銑組織の高硬度材については０．４〜１．０％の範囲が望ましい。

Ｍｎ：０．２５〜１．０％
Ｍｎは製鋼反応で必要な脱酸元素として使用され、強化元素として有効であるため、０．２５％以上添加する必要があるが、１．０％を超えると熱処理後の強度が低下するため１．０％を上限とする。

Ｎｉ：０．５〜３．０％
Ｎｉは焼入れ性向上による断面硬度均一化及びマトリックスの靱性に有効な元素として０．５％以上は必要であるが、３．０％を超えて添加すると圧延材の耐焼付き性が悪化することから３．０％を上限とする。

Ｃｒ：１．５〜６．０％
Ｃｒは焼入れ性向上、組織の微細化に有効であるとともに安価な炭化物生成元素として使用され、高硬度化のためには１．５％以上は必要であるが、６．０％を超えると鍛造性、鋳造性が低下するとともに他の炭化物生成元素との総合効果により形態の異なる炭化物が析出することになり、炭化物の体積率低下の原因となるため６．０％を上限とする。

Ｍｏ：０．１５〜０．６％
Ｍｏは炭化物生成とともにマトリックスの靱性、高温強度及び熱処理特性を向上させる効果があり、その添加効果が発揮できる０．１５％を下限とする。他方、Ｍｏ量が０．６％を超えるとその効果が小さくなるので０．６％を上限とする。

Ｗ：０．１５〜０．６％
ＷはＭｏとほぼ同様な効果があり、その添加範囲をＭｏと同様に０．１５〜０．６％とする。

Ｖ：０．１〜０．５％
Ｖは炭化物生成とともに結晶粒の微細化効果及び高温強度の向上効果があり、その添加効果は０．１％以上で発揮できる。他方、Ｖ量が０．５％を超えるとその効果が小さくなり、鍛造性の低下が生じるため０．５％を上限とする。

以下、本発明の実施例を図面に基づき説明する。
表１は実施例を示しており、この中でロールＮｏ．１及びロールＮｏ．２の実施例により本発明の効果を説明する。

不等辺不等厚山形鋼圧延用ロール（外径φ１２００ｍｍ×胴長１４５０ｍｍ×全長４６７０ｍｍ）の製造比較例を説明する。
表１に示す化学成分の溶鋼を、３６ｔ鋳塊（鋳塊本体：平均径φ１４８０ｍｍ×高さ１８６０ｍｍ）に凝固後、鋳型から抜取りの直後に、ロールＮｏ．１は、通常通り、加熱炉にて８００℃に保持し均熱化した後、加熱、鍛造、球状化焼鈍、粗加工まで行い、ロールＮｏ．２は、加熱炉にて６００℃に保持し均熱化した後、ロールＮｏ．１と同様に、加熱、鍛造、球状化焼鈍、粗加工まで行った。鍛造加熱温度は１０８５℃、胴部鍛錬成形比は１．４Ｓ〜１．８Ｓ、球状化焼鈍は８３０℃炉冷→７２０℃炉冷→６００℃炉冷を実施した。

ロールＮｏ．１、２のミクロ組織観察及び超音波透過性試験の鋳塊相当位置を図２に示す。ロールＮｏ．１、２のミクロ組織は図３に示す通りであり、初析炭化物形状において、ロールＮｏ．１は板状初析炭化物（ウィドマンステッテン炭化物）が大半を占めているのに対して、ロールＮｏ．２は初析炭化物が球状化されていることが観察された。このことから、鍛造前の６００℃保持が初析炭化物の球状化に有効であることが確認された。

超音波透過性試験は、標準試験片ＪＩＳ−ＳＴＢ−Ｇ Ｖ１５−２．８によりＦエコー＝８０％の感度にて実施し、図４に示す方法でバックエコーを数値化する（Ｂｎ値）ことにより評価を行った。結果は表２に示す通り、ロールＮｏ．１の超音波透過性が非常に低いのに対して、ロールＮｏ．２では著しく改善されることが判明した。

図５は、母相中の板状初析炭化物（ウィドマンステッテン炭化物）に関する超音波透過性モデルを示す図である。図５（ａ）は、板状初析炭化物がオーステナイト組織の格子面上に形成されるため超音波を強く反射させる通常の組織の場合を示しており、このため超音波透過性は著しく低下する。一方、図５（ｂ）は、本発明の熱処理により板状初析炭化物が消失し、炭化物が球状化されているために超音波が吸収されない母相の場合を示しており、このため超音波は容易に通過することができる。
このように、板状初析炭化物（ウィドマンステッテン炭化物）は超音波透過性を著しく阻害する要因であることが判る。

さらに、各ロールの胴余長内部から採取した供試材について、ロール本体の熱履歴を模擬したパターンの熱処理を実施し、強度及び破壊靱性試験を行った結果を表３に示す。
ロールＮｏ．２はロールＮｏ．１に対して、引張強度は約８％高く、破壊靱性値Ｋ_I Ｃは約６％高い値を有することが確認された。

熱疲労試験は以下の試験条件にて行った。
・試験材寸法：φ３０×３０ｍｍ
・試験条件：
加熱温度；５５０℃、６００℃、６５０℃
冷却条件；１５０℃まで水冷
繰返回数；１００回

試験後の試験材端面のクラック深さ測定結果を図６に示す。加熱温度の上昇とともにクラック深さは増加するが、ロールＮｏ．２はロールＮｏ．１に比較してクラックの平均深さ、最大深さともに約３０％小さく、ロールＮｏ．２ではクラックの進展が抑制されていることが確認された。

Ｆｅ−Ｃ２元状態図による白鋳鉄系ロール素材の凝固後、冷却中の初析炭化物の析出を示す図である。 ロールＮｏ．１、２のミクロ組織観察及び超音波透過性試験の鋳塊相当位置を示す図である。 ロールＮｏ．１、２のミクロ組織を比較して示す図である。 超音波透過性の評価方法を示す図である。 母相中の板状初析炭化物（ウィドマンステッテン炭化物）に関する超音波透過性モデルを示す図である。 ロールＮｏ．１、２の熱疲労試験後のクラック平均深さ及び最大深さの測定結果を示す図である。

Claims (1)

1. 重量％にて、Ｃ：１．８〜２．９％、Ｓｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．２５〜１．０％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：１．５〜６．０％を基本成分とし、Ｍｏ：０．１５〜０．６％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．１５〜０．６％の内１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる白鋳鉄系鍛造ロール素材となる鋼塊を鋳造し、凝固直後の前記鋼塊を鋳型から抜取り、一旦パーライト変態点以下の温度に保持することで、鋼塊マトリックスを、球状炭化物及びレデブライト（共晶炭化物）の他、ウィドマンステッテン炭化物を含むパーライト組織とした後、前記鋼塊を析出した炭化物の球状化が進行する鍛造温度に加熱して鍛造を施し、次いで球状化焼鈍を行って、前記ウィドマンステッテン炭化物を消失させることを特徴とする白鋳鉄系鍛造ロールの製造方法。

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