JP5024051B2 - 遠心鋳造複合ロール - Google Patents

Description

本発明は、極めて優れた耐摩耗性を有する遠心鋳造複合ロールに関し、特に熱間薄板圧延機の仕上列に用いるワークロールとして好適な遠心鋳造複合ロールに関する。

圧延ロールの耐摩耗性及び耐肌荒れ性は圧延の生産性を決定する重要な特性である。耐摩耗性が乏しいと、早期にロール表面が摩耗し、被圧延材の寸法精度が損なわれる。また被圧延材との接触やバックアップロールとの接触等により圧延ロールの表面が不均一に摩耗し、肌荒れが発生すると、その肌荒れが被圧延材に転写され、被圧延材の表面の外観を損なう。これらの問題を防止するためには、ロールを頻繁に取り替えなければならず、圧延操業の中断の頻度が増えることによる圧延工場の生産性の低下、ロール表面研削加工に要するコストの増大、さらにロール表面研削量の増大によるロール寿命の短縮といった問題が発生する。

耐焼付き性も圧延ロールにとって重要な特性である。耐焼付き性に乏しいと、圧延時のロールバイト内での発熱等により、被圧延材がロールに焼付き、正常な圧延ができなくなる。特に熱間薄板圧延機の仕上列の後段スタンドでは、被圧延材の端部が何らかの要因で二枚重ねで圧延される、いわゆる“絞り”と称される事故が発生することがある。その場合、耐焼付き性に乏しいと被圧延材がロールに焼付いたり、被圧延材がロール胴体に巻きついたりして、圧延停止を余儀なくされる。また被圧延材がロールに焼付いたまま圧延されると、その焼付き部に圧延荷重が集中するのでクラックが発生し、それを起点にスポール等のロール破損に至ることがある。

一般に圧延ロールは硬さを増すと耐摩耗性も向上する。ハイス系ロール材は合金元素からなる高硬度の炭化物（MC、M₂C、M₆C、M₇C₃等）を含有する。合金元素のうち特にV及びNbはビッカース硬さでHv 2400〜3200程度の極めて高硬度のMC炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に著しく寄与する。しかしV及びNbからなるMC炭化物は比重が比較的小さいので、V及びNbを多く含む溶湯を遠心鋳造すると、MC炭化物は遠心分離により内面側に偏析する。

特開平8-60289号は、質量％で、C：1.0〜3.0％、Si：0.1〜3.0％、Mn：0.1〜2.0％、Cr：2.0〜10.0％、Mo：0.1〜10.0％、V：1.0〜10.0％、W：0.1〜10.0％、Mo＋W≦10.0％、及び残部Fe及び不純物からなる組成を有する外層と、鋳鉄又は鋳鋼の内層とからなる中実又は中空の遠心鋳造複合ロールを開示している。この文献には、Vが10質量％を超えると、遠心鋳造により軽い炭化物は内面側に偏析し、圧延に用いる外層の外表面では炭化物量が少ないと記載されている。この現象は、溶湯が初晶でMC炭化物を晶出する場合に発生しやすい。初晶MC炭化物は比重が6 g/cm³程度と溶湯（比重：7〜8 g/cm³程度）より軽いので、遠心力により内面側に移動する。このため内層との境界付近にMC炭化物が偏析し、外層と内層との接合強度が劣化すると記載されている。

特開平9-256108号は、遠心分離による偏析を防止するために炭化物の比重を大きくした熱間圧延用工具鋼を提案している。この熱間圧延用工具鋼は、質量％で、C：3.5〜5.5％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.1〜1.2％、Cr：4.0〜12.0％、Mo：2.0〜8.0％、V：12.0〜18.0％、8.0％以下のNb、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する。特開平9-256108号は、比重の小さいVC炭化物は遠心鋳造により偏析するので、Vとともに、比重の大きな複合炭化物(V, Nb)Cを形成するNbを0.2≦Nb／Vの条件を満たす量だけ添加することで、遠心鋳造時の炭化物の偏析が防止できると記載している。しかしこのように多量のVの他にさらに比較的多くの量のNbを添加すると、溶解不良等の製造上の問題が生じることが分った。

さらに、このような多量の合金成分が添加された外層の内面に内層を形成する場合、外層と内層との間に引け巣や炭化物偏析等の溶着不良が発生したり、外層から内層へ多量の合金成分の混入により内層の靱性が劣化するという問題があった。

特開平9-209071号は、重量％で、C：2.0〜3.2％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Cr：3〜10％、2×Mo＋W：5〜22％、V：3〜8％、残部実質的にFeからなるハイス系鋳鉄材の外層の内面に、C：0.8〜1.9％、Si：3.0％以下、Mn：2.0％以下、Cr：6.0％以下、Mo：5.0％以下、W：5.0％以下、V：5.0％以下、残部実質的にFeからなる中間層が溶着一体化され、その中間層の内面に、C：0.2〜0.8％、Si：0.2〜3.0％、Mn：0.2〜2.0％、Cr：1.5％以下、Mo：1.0％以下、W：1.0％以下、V：1.5％以下、但しCr＋Mo ≧ 0.3％であり、残部実質的にFeからなる鋳鋼材の内層が溶着一体化されてなる圧延用複合ロールを記載している。この圧延用複合ロールは、外層と中間層、及び中間層と内層との間の溶着状態が良好であり、高炭素材料の外層と低炭素材料の内層を有する複合ロールを遠心鋳造によって作製するときの溶着不良の問題を解消している。外層は所定の耐摩耗性を具備し、内層は所定の強靱性を具備した高品質の鉄鋼圧延用複合ロールが得られる。しかしながら、この複合ロールの外層は、0.8〜1.9％のC及び5.0％以下のVと、C及びVの含有量が不十分なために、耐摩耗性が不十分であることが分った。

特開2000-63976号は、耐摩耗性に優れたハイス系鋳鉄材からなる外層の内面に、アダマイト材からなる中間層を介して強靭性に優れた構造用鉄鋼材からなる内層が鋳造された圧延用複合ロールを開示している。鋳造後の熱処理により中間層全体がパーライト変態しているので、外層に大きな表面圧縮残留応力が確保され、圧延時の熱疲労クラックや絞り事故時のクラックが抑制される。しかし、ハイス系外層の基地は鋳造後の焼入れ熱処理工程でマルテンサイト変態及びベイナイト変態するため、パーライト変態した中間層と外層との境界部に半径方向の引張残留応力が発生する。この境界部の引張残留応力が材料強度を超えると、焼入れ熱処理工程中に外層の剥離が生じたり、圧延による応力によって外層と中間層との接合境界部が疲労し、外層の剥離が起きやすくなるという問題がある。

特開平3-254304号は、面積比で5〜30％のMC炭化物（粒状炭化物）及び5％以下の非MC炭化物（非粒状炭化物）を含有する組織を有し、基地の硬さがビッカース硬さHvで550以上の外層を有する熱間圧延用複合ロールを開示している。この熱間圧延用複合ロールの外層の基本組成は、1.0〜3.5質量％のC、3.0質量％以下のSi、1.5質量％以下のMn、2〜10質量％のCr、9質量％以下のMo、20質量％以下のW、2〜15質量％のV、残部Fe及び不純物からなる。しかしながら、この複合ロールは、鋼材からなる芯材の周囲に高周波コイルを用いて連続的に外層を形成するいわゆる連続肉盛鋳造法により形成されており、遠心鋳造法と比較して製造コストが高く、またロールの大型化に対応しずらいという問題がある。

特開平4-141553号は、面積比で、MC炭化物 5〜30％と非MC炭化物 6％以上を含有する組織からなり、かつ基地の硬さがビッカース硬さ（Hv）550以上、重量％でC：1.0〜4.0％、Si：3.0％以下、Mn：1.5％以下、Cr：2〜10％、Mo：9％以下、W：20％以下、V：2〜15％、P：0.08％以下、S：0.06％以下、B：500 ppm以上、残部Fe及び不純物元素からなり、さらにNi：5.0％以下、Co：5.0％以下、Nb：5.0％以下のいずれかを含有する外層材を、連続肉盛鋳造法により鋼製の芯材の回りに形成してなる熱間圧延用複合ロールを記載している。しかし、耐摩耗性を向上させるためにV及びNbの含有量を増大させると、初晶MC炭化物が肉盛する溶湯の上部に浮上分離し、肉盛外層中に不均一に含まれて炭化物偏析が発生することが分った。

従って、本発明の目的は、耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐焼付き性に優れ、MC炭化物を多量かつ均一に分散した外層を有するとともに、外層の耐剥離性に優れた圧延用遠心鋳造複合ロールを提供することである。

上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等は、(a) 初晶MC（粒状）炭化物を晶出する組成を有する溶湯を遠心鋳造すると、比重の小さなMC炭化物が内面側に濃化することを積極的に利用し、遠心鋳造後MC炭化物が濃化した内側の層だけを残すように外側の層を切削等により除去すれば、溶湯中のVの濃度を著しく高くする必要なしに、MC炭化物が多いロール外層を低コストで確実に形成することができること、及び(b) MC炭化物が多い外層と鋳鉄又は鋳鋼からなる内層との間に、ハイス系合金からなる中間層を形成することにより、外層と内層が健全に溶着され、かつ接合境界部の半径方向の引張残留応力を低減できることにより外層の耐剥離性が向上することを発見し、本発明に想到した。

すなわち、本発明の第一の遠心鋳造複合ロールは、質量％で、C：2.5〜9％、Si：0.1〜3.5％、Mn：0.1〜3.5％、V：11〜40％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する外層と、前記外層の内面に形成されたハイス系合金からなる中間層と、前記中間層の内面に形成された鋳鉄又は鋳鋼からなる内層とを有することを特徴とする。

本発明の第二の遠心鋳造複合ロールは、面積率で20〜60％のMC炭化物が分散した組織を有する外層と、前記外層の内面に形成されたハイス系合金からなる中間層と、鋳鉄又は鋳鋼からなる内層とを有することを特徴とする。

本発明の遠心鋳造複合ロールは、前記外層と前記中間層との間の引張強度が400 MPa以上であり、前記外層と前記中間層との間の接合境界部を含む引張試験片を引張試験に供したとき、引張破断位置が前記接合境界部を除く前記外層又は前記中間層にあるのが好ましい。

前記中間層は質量％で、C：0.5〜3％、Si：0.1〜3％、Mn：0.1〜3％、V：1〜10％を含有し、Mo及びWは下記式(1)：
1％≦Mo％＋(W％／2)≦6％（質量％） ・・・(1)
を満たし、残部Fe及び不可避的不純物元素からなる組成を有するのが好ましい。

前記中間層中のVの少なくとも一部を、下記式(2)及び(3)：
1％≦V％＋0.55×Nb％≦10％（質量％） ・・・(2)
Nb≦6％（質量％） ・・・(3)
を満たす量のNbで置換するのが好ましい。

前記中間層はさらに下記式(4)：
0.3％≦C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)≦2％（質量％） ・・・(4)
を満たすのが好ましい。

前記中間層はさらに0.5〜10質量％のCrを含有するのが好ましい。また前記中間層はさらに２質量％以下のNiを含有するのが好ましい。また前記中間層はさらに10質量％以下のCoを含有するのが好ましい。また前記中間層はさらに0.5質量％以下のTi及び／又は0.5質量％以下のAlを含有するのが好ましい。

前記中間層の基地組織はマルテンサイト及び／又はベイナイトを主体とするのが好ましい。

前記中間層の厚さは5 mm以上であるのが好ましい。

前記外層はさらに、質量％で、Cr：1〜15％、Mo：0.5〜20％、及びW：1〜40％からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有するのが好ましい。

前記外層中のVの少なくとも一部を、下記式(5)：
11％≦V％＋0.55×Nb％≦40％（質量％） ・・・(5)
を満たす量のNbで置換するのが好ましい。さらに前記外層が下記式(6)：
0≦C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)≦2％（質量％） ・・・(6)
を満たすことが好ましく、下記式(7)：
0.2＞Nb％／V％（質量％） ・・・(7)
を満たすのが好ましい。

前記外層はさらに２質量％以下のNi及び／又は10質量％以下のCoを含有するのが好ましい。前記外層はさらに0.5質量％以下のTi及び／又は0.5質量％以下のAlを含有するのが好ましい。前記外層中のMC炭化物におけるVの含有量は30質量％以上であるのが好ましい。

前記外層は、円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域の最大内接円直径が150μmを超えない組織を有するのが好ましい。円相当直径が15μm以上のMC炭化物の平均距離(B)は10〜40μmであり、MC炭化物の平均円相当直径(A)は10〜50μmであるのが好ましい。前記平均距離(B)と前記平均円相当直径(A)との比（B／A）は2以下であるのが好ましい。

前記外層には円相当直径が1μm以上のM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物が総量で0〜5％（面積率）分散していてもよい。

本発明の遠心鋳造複合ロールは、圧延用ワークロール全般、特に熱間薄板圧延機の仕上列に用いられるワークロールで極めて優れた耐摩耗性及び耐焼付き性を発揮する。さらに外層の耐剥離性に優れているので、圧延工場における生産性の向上やロール原単位の向上に寄与する。

MC炭化物の円相当直径を求める方法を示す概略図である。 MC炭化物間の平均距離を求める方法を示す概略図である。 MC炭化物を含まない領域の最大内接円直径を求める方法を示す概略図である。 遠心鋳造の際MC炭化物が内面側に移動する様子を示す概略図である。 本発明の圧延ロール用遠心鋳造外層を示す半径方向断面図である。 図4(b)のA-A断面におけるMC炭化物の分布を示すグラフである。 参考例１の遠心鋳造円筒体における元素の半径方向分布を示すグラフである。 参考例１の遠心鋳造円筒体におけるMC炭化物の半径方向分布を示すグラフである。 参考例３の遠心鋳造円筒体における元素の半径方向分布を示すグラフである。 参考例３の遠心鋳造円筒体におけるMC炭化物の半径方向分布を示すグラフである。 従来例２の遠心鋳造円筒体における元素の半径方向分布を示すグラフである。 従来例２の遠心鋳造円筒体におけるMC炭化物の半径方向分布を示すグラフである。 圧延摩耗試験機を示す概略図である。 参考例１の試験片の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。 比較例１の試験片の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。 従来例２の試験片の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。 (V％＋0.55×Nb％)の値とMC炭化物の面積率との関係を示すグラフである。 実施例１の遠心鋳造複合ロールの引張試験後の断面組織を示す顕微鏡写真である。 比較例10の遠心鋳造複合ロールの引張試験後の断面組織を示す顕微鏡写真である。 焼入れ時の冷却過程における比較例11の遠心鋳造複合ロールの熱膨張収縮曲線を概略的に示すグラフである。 焼入れ時の冷却過程における比較例10の遠心鋳造複合ロールの熱膨張収縮曲線を概略的に示すグラフである。 焼入れ時の冷却過程における実施例１の遠心鋳造複合ロールの熱膨張収縮曲線を概略的に示すグラフである。 本発明の遠心鋳造複合ロールの種々の構造を示す概略断面図である。 焼付き試験機を示す概略図である。 実施例１の遠心鋳造複合ロールの外層と中間層の接合境界部付近におけるCの分布を示すグラフである。 実施例１の遠心鋳造複合ロールの外層と中間層の接合境界部付近におけるVの分布を示すグラフである。

本発明の遠心鋳造複合ロールは、MC炭化物が多量に晶出した外層と、前記外層の内面に形成されたハイス系合金からなる中間層と、前記中間層の内面に形成された鋳鉄又は鋳鋼からなる内層とを有する。本発明の遠心鋳造複合ロールは、外層、中間層及び内層を有する限り中実でも中空でもよい。

[1] 外層
(A) 組成（質量％）
(1) 必須成分
(a) C：2.5〜9％
Cは、主にV，Nb等の合金元素と結合し、MC炭化物を形成することにより耐摩耗性を向上させる必須元素である。合金元素と結合しないCは主に基地中に固溶するか極微細に析出し、基地を強化する。Cが2.5％未満ではMC炭化物の量が不足し、十分な耐摩耗性が得られない。一方、Cが9％を超えると、炭化物が過多となり、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。C含有量は好ましくは3.5〜9％であり、より好ましくは4.5〜9％である。

(b) Si：0.1〜3.5％
Siは溶湯中で脱酸剤として作用する。Siが0.1％未満では脱酸効果が不足し、鋳造欠陥を生じやすい。一方、Siが3.5％を超えるとロール外層は脆化する。Si含有量は好ましくは0.2〜2.5％であり、より好ましくは0.2〜1.5％である。

(c) Mn：0.1〜3.5％
Mnは溶湯の脱酸や不純物であるSをMnSとして固定する作用を有する。Mn が0.1％未満であると、これらの効果が不十分である。一方、Mnが3.5％を超えると残留オーステナイトを生じやすくなり、硬さを安定的に維持できず、耐摩耗性が劣化しやすくなる。Mn含有量は好ましくは0.2〜2.5％であり、より好ましくは0.2〜1.5％である。

(d) V：11〜40％
Vは主にCと結合し、MC炭化物を形成する元素である。ロール外層に多量のMC炭化物を含ませるために、11〜40％のVが必要である。Vが11％未満では、MC炭化物が不足し、十分な耐摩耗性が得られない。一方、Vが40％超であると、MC炭化物が過剰となり、ロール外層の靭性が劣化する。V含有量は好ましくは15〜40％であり、より好ましくは18〜40％である。

(e) Nb
NbはMC炭化物を形成する点でVと同様の作用を有する。原子量の比より、質量％で0.55×Nb％とV％とが等価である。従って、下記式(5)：
11％≦V％＋0.55×Nb％≦40％（質量％）・・・(5)
を満たす量のNbでVの一部又は全部を置換しても良い。（V％＋0.55×Nb％）のより好ましい範囲は、質量％で、15〜40％であり、最も好ましい範囲は18〜40％である。

またNbはC及びVと、下記式(6)：
0≦C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)≦2％（質量％）・・・(6)
を満たすのが好ましい。[C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)]の値が0未満であると、MC炭化物が十分に得られず、基地中にV及びNbが過剰となり、十分な硬さ及び耐摩耗性が得られない。一方、[C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％）］の値が2％を超えると、M₂C、M₆C、及びM₇C₃炭化物等の非MC炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。

外層はさらに下記式(7)：
0.2＞Nb％／V％（質量％）・・・(7)
を満たすのが好ましい。(Nb％／V％)の値が0.2以上では、MC炭化物が均質に分散することが困難となる。MC炭化物同士の凝集などによりMC炭化物の間隔が不均一になると、間隔の狭い部分に優先的にクラックが伝播しやすいので、耐熱亀裂性が劣化する。

(2) 任意成分
遠心鋳造複合ロールの用途及び使用方法に応じて、外層は以下の元素を適宜含有しても良い。

(a) Cr：1〜15％
Crは基地に固溶して焼入性を高めるだけでなく、一部はCと結合して極微細な炭化物として析出し、基地を強化する。Crが1％未満では、基地強化の効果が十分に得られない。一方、Crが15％を超えると、M₇C₃炭化物等のMC炭化物以外の炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。より好ましいCr含有量は3〜9％である。

(b) Mo：0.5〜20％
Moは基地に固溶して焼入性を高めるだけでなく、一部はCと結合して極微細な炭化物として析出し、基地を強化する。またMoの一部はMC炭化物を形成する。Moが0.5％未満では、基地強化の効果が十分に得られない。一方、Moが20％を超えるとM₂CやM₆C等の非MC炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。Mo含有量はより好ましくは2.5〜20％であり、特に2.5〜10％である。

(c) W：1〜40％
Wは基地部に固溶して焼入性を高め、一部はCと結合して極微細な炭化物として析出し、基地を強化する。またWの一部はMC炭化物を形成する。Wが1％未満であると、基地強化の効果が十分に得られない。一方、Wが40％を超えるとM₆CやM₂C等の非MC炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。W含有量はより好ましくは5〜40％であり、特に5〜20％である。

本発明のロール外層に十分な耐摩耗性を付与するために、基地の強化元素であるCr、Mo及びWの少なくとも一種を含有するのが好ましい。

(d) Ni：2％以下
Niは基地に固溶し、基地の焼入れ性を向上させるのに有効である。Niが2％を超えると、基地のオーステナイトが安定化するため、基地の硬化効果が不十分である。

(e) Co：10％以下
Coは基地に固溶し、基地強化の効果がある。またCoを含有すると、高温でも基地の硬さを維持できる。Coが10％を超えると、ロール外層の靭性が低下する。Coは高価であるので、経済性及び使用条件を考慮し、その含有量を決定するのが望ましい。

(f) Ti：0.5％以下
Tiは溶湯中で脱酸剤として作用するほか、Nと結合して窒化物を形成し、MC炭化物の核となり、MC炭化物を微細にする効果がある。また一部はCと結合してMC炭化物となる。Tiの添加効果は0.5％以下で十分である。

(g) Al：0.5％以下
Alは溶湯中で脱酸剤として作用するほか、MC炭化物を微細にする効果がある。Alが0.5％を超えると、外層の焼入れ性が悪化し、十分な基地硬さが得られなくなる。

(B) 組織及び特性
(1) MC炭化物
MC炭化物は、他の炭化物（M₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物等）に比べると高硬度であり、耐摩耗性の向上に寄与する。またMC炭化物は高温で安定であり、被圧延材と金属結合しにくいので、耐焼付き性の改善にも優れた効果を発揮する。MC炭化物が面積率で20％未満では、耐摩耗性、耐焼付き性及び耐熱亀裂性が不十分である。一方、MC炭化物が面積率で60％を超えると、耐焼付き性の改善効果が飽和するとともに、ロール外層の靭性が著しく低下する。その上、隣り合うMC炭化物同士の間隔が狭く、クラックが伝播しやすくなるため、耐熱亀裂性が劣化する。従って、MC炭化物の含有量は面積率で20〜60％である。好ましい面積率は30〜50％である。なお外層に含まれるMC炭化物中のVの含有量が30質量％以上であると、格段に耐摩耗性が向上するので好ましい。

(2) MC炭化物の大きさ
MC炭化物（粒状炭化物）の平均円相当直径は10〜50μmであるのが好ましい。熱間圧延時にロールは高熱の圧延鋼板と接触し、表面から10μm程度まで基地が軟化するので、MC炭化物の平均円相当直径が10μm未満では、基地がMC炭化物が十分に支持できず、ロールの耐摩耗性及び耐肌荒れ性が不十分である。一方、平均円相当直径が50μmを超えると、耐肌荒れ性の向上効果が飽和するとともに、靭性が低下する。MC炭化物の平均円相当直径はより好ましくは10〜40μmであり、最も好ましくは15〜30μmである。

図１に示すように、MC炭化物１の円相当直径は、MC炭化物１と等しい面積の円10の直径をD₁₀と定義する。MC炭化物１の面積をSとすると、D₁₀＝2×(S/π)^1/2である。MC炭化物の平均円相当直径はD₁₀の平均値である。

(3) MC炭化物間の平均距離
本発明のロール外層の組織において、円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離は10〜40μmであるのが好ましい。平均MC炭化物間距離が10μm未満であると、MC炭化物の偏在が多すぎ、MC炭化物の多い部分と少ない部分で摩耗差によるミクロ的な凹凸が生じ、耐肌荒れ性が低い。一方、平均MC炭化物間距離が40μm超であると、MC炭化物の分布のばらつきが無視できないほど大きく、耐焼付き性の向上が見られない。円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離は20〜30μmであるのがより好ましい。

MC炭化物間の平均距離の求め方を、ロール外層の組織を概略的に示す図２により説明する。この組織は、円相当直径で15μm以上のMC炭化物（白色）1aと、円相当直径が15μm未満のMC炭化物（黒色）1bとを含有する。2は基地（M₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物を含有する）を示す。この組織に任意の直線Lを引くと、MC炭化物1a₁，1a₂，1a₃・・・1a_nが交差し、これらのMC炭化物間の距離L₁，L₂，L₃・・・Lnが計測される。従って、円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離は、[Σ(L₁＋L₂＋・・・・＋Ln)]／nにより求まる。

(4) 平均MC炭化物間距離／平均円相当直径
本発明のロール外層の組織において、円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離Bと、MC炭化物の平均円相当直径Aとの比（B/A）は2以下であるのが好ましい。多量のMC炭化物を含有する本発明のロール外層では、MC炭化物が凝集しやすい。MC炭化物が凝集すると、MC炭化物の多い部分と少ない部分で摩耗差によるミクロ的な凹凸が生じ、耐肌荒れ性が損なわれる。B/A比はMC炭化物の凝集の程度を示す。B/Aが2を超えると、MC炭化物が凝集しすぎている。より好ましいB/A比は1.5以下である。

(5) MC炭化物を含まない領域の最大内接円直径
本発明のロール外層の組織において、円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域の最大内接円直径は150μmを超えないのが好ましい。最大内接円直径が150μm超であると、MC炭化物の分布のばらつきが無視できないほど大きい。最大内接円直径は120μm以下であるのがより好ましく、80μm以下であるのがより好ましい。

円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域の最大内接円直径は図３に示すように求める。図示の視野では、円相当直径が15μm以上のMC炭化物1a₁，1a₂，1a₃，1a₄に内接する円20の直径はD₂₀である。同様にして、他のMC炭化物群に内接する円の直径を求める。この操作を任意の複数の視野について行い、最大の内接円直径D₂₀maxを決める。

(6) 基地の硬さ
基地は主にFe及び合金元素からなり、熱処理による変態や極微細な炭化物の析出により硬さが変化する。基地の硬さがビッカース硬さでHv 550未満では、ロール外層の耐摩耗性が不十分である。耐摩耗性向上の観点から基地は硬いほうが望ましいが、Hv 900を超えると、基地の靭性が低下する。基地のより好ましい硬さはHv 650〜850であり、さらに好ましくはHv 650〜750である。

(7) 非MC炭化物
本発明のロール外層には、円相当直径が１μm以上の非MC炭化物（M₂C、M₆C、及びM₇C₃炭化物）が合計面積率で0〜5％分散していても良い。非MC炭化物の合計面積率が5％を超えると、非MC炭化物が粗大化してロールの耐肌荒れ性及び靭性を損なうだけでなく、網目状に晶出した非MC炭化物に沿ってクラックが進展することにより耐熱亀裂性が低下する。非MC炭化物の合計面積率は少なければ少ないほど良い。円相当直径が１μm以上のM₂C、M₆C、及びM₇C₃炭化物の合計面積率はより好ましくは0〜3％であり、さらに好ましくは0〜1％である。なおMC、M₂C、M₆C、及びM₇C₃炭化物以外の炭化物を微量含んでも良い。

[2] 内層
複合ロールの内層（芯材）には高負荷がかかるので、高靭性の鋳鉄又は鋳鋼により形成するのが好ましい。具体的には、球状黒鉛鋳鉄、片状黒鉛鋳鉄等の鋳鉄や、黒鉛鋼、アダマイト等の鋳鋼が好ましい。これらの鋳鉄又は鋳鋼は周知であるので、それらの組成の説明は省略する。内層の材質は用途や目的に応じて適宜選定すればよい。

[3] 中間層
粒状のMC炭化物が多量に晶出した外層は熱膨張係数が小さく、かつ焼き入れ熱処理により基地組織がマルテンサイト及び／又はベイナイトに変態し膨張するので、外層と内層との熱膨張差が大きい。そのため、接合境界部にロール半径方向に大きな引張応力が発生し、鋳造後の冷却時や圧延時に外層剥離が起こりやすい。この問題を解決すべく鋭意研究の結果、外層と内層の間にハイス系合金からなる中間層を設けると、外層と内層との膨張差を緩和するとともに、外層との接合境界部における引張残留応力を低減できることが分った。

(A) 組成（質量％）
(1) 必須成分
(a) C：0.5〜3％
組織中に粒状のMC炭化物が多量に分散した外層との接合強度を向上させるために、Cの含有量を制御するのが好ましい。Cが0.5％未満では、外層との溶着が不十分になりやすく、外層との接合境界部に鋳巣等の欠陥が生成しやすい。またCが3％を超えると、外層との接合境界部に靭性の低い炭化物層が生成し、引張強度の低下を招く。より好ましいCの範囲は0.8〜2.4％である。

(b) Si：0.1〜3％
Siは溶湯中で脱酸剤として作用する。Siが0.1％未満では脱酸効果が不足して鋳造欠陥を生じやすい。また3％を超えると焼入れ性が低下し脆化するため、中間層としては不適となる。Siのより好ましい範囲は0.2〜1.5％であり、さらに好ましい範囲は0.2〜1％である。

(c) Mn：0.1〜3％
Mnは溶湯の脱酸や不純物であるSをMnSとして固定する作用を有する。この作用は、Mnが0.1％以上の場合、効果的に発揮される。しかしMnが3％を超えると脆化しやすくなり、中間層としては不適となる。Mnのより好ましい範囲は0.2〜1.5％であり、さらに好ましい範囲は0.2〜1％である。

(d) Mo：1〜6％
Moは中間層の強度（特に熱間強度）の向上に寄与する。さらにMoは焼き入れ性の向上に効果があり、マルテンサイト組織やベイナイト組織を得やすくする。Moが1％以上であると、こられの効果は顕著となる。一方Moが6％を超えても、さらなる効果の向上が得られないだけでなく、炭化物が過剰に発生するために中間層の靭性が低下する。さらにMoは高価な合金元素であるので、過剰な添加は不経済性である。Moのより好ましい範囲は2〜4％である。

(e) W：0〜12％
Wは、Moと同様に、中間層の強度（特に熱間強度）の向上に寄与するとともに、焼き入れ性の向上に効果があり、マルテンサイト組織やベイナイト組織を得やすくする。しかしながら、Wが12％を超えても、さらなる効果の向上が得られないだけでなく、炭化物が過剰に発生し、靭性が低下する。さらにWは高価な合金元素であり、過剰な添加は不経済性である。従って、Wの好ましい範囲は0〜12％であり、より好ましくは0〜8％である。

(f) 1％≦Mo％ +(W％／2)≦6％
WはMoと同様の作用を有するが、その効果はMoの1／2（質量％基準）である。MoとWを同時に含ませる場合、それらの効果に応じた総量［Mo％＋(W％／2)で表される］を制御することで、より好ましい中間層の特性を発揮させることができる。Mo％＋(W％／2)が1％未満であると、中間層の強度向上及び焼き入れ性向上の効果が得にくい。一方Mo％＋(W％／2)が6％を超えても、前記効果が飽和するだけで、過剰に発生した炭化物により靭性が低下するので好ましくない。Mo％＋(W％／2)のより好ましい範囲は2〜4％である。

(g) V：1〜10％
VはおもにCと結合しMC型炭化物を形成する。Vは主に焼入性の向上、組織の微細化による強度及び靭性の向上に寄与するが、1％未満ではこれらの効果が顕著ではない。またVが10％を超えると、過剰に発生したMC炭化物が偏析し、強度の著しい低下や靭性の劣化をきたす。Vのより好ましい範囲は1〜6％である。

(2) 任意成分
遠心鋳造時に外層表面が溶解し、その中の成分が一部中間層に混入するが、以下の成分は所定の範囲内であれば、含まれても差し支えない。また中間層の焼き入れ性の調整等のために、以下の成分を意図的に添加しても良い。

(a) Nb
NbはVと同様に焼入性の向上及び強度向上に効果がある。原子量の比より、質量％で1％のVが0.55％のNbと等価であるため、Vの一部又は全部を、
1％≦V％＋0.55×Nb％≦10％、及び
Nb≦6％
の条件を満たす範囲のNbで置換しても良い。ただしNbを6％を超えると、MC炭化物が多量に晶出し、強度の著しい低下や靭性の劣化をきたすので好ましくない。

(b) 0.3％≦C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)≦2％
[C％−0.2×(V％＋0.55Nb％)]が0.3％未満であると、焼入熱処理により基地中のオーステナイトに固溶するCの量が不十分であり、焼入性が低下する。また[C％−0.2×(V％＋0.55Nb％)]が2％を超えると、外層と中間層の接合境界部及び中間層自体に含まれる炭化物が増加し、強度及び靭性が著しく低下する。また基地にトルースタイトという微細パーライトを生成し、外層の耐剥離性が低下するので好ましくない。[C％−0.2×(V％＋0.55Nb％)]の好ましい範囲は、0.6〜1.5％である。

(c) Cr：0.5〜10％
Crは基地に固溶し焼入性を高め、また一部は基地中でCと結合して極微細な炭化物として析出し、基地を強化する。Crが0.5％未満では、基地強化の効果が十分に得られない。また10％を超えるとM₇C₃などの炭化物が増加し、靭性が低下する。Crのより好ましい範囲は2〜8％である。

(d) Ni：2％以下
Niは基地に固溶し、中間層の焼入性を向上させるのに有効である。中間層の焼入性はMo等の合金元素により高められているので、Niは任意元素である。しかしながら、Niは炭化物を形成しないので、焼入速度が得にくい大径ロール等に添加すると、中間層にベイナイト組織やマルテンサイト組織を簡単に得ることができる。Niを0.2％以上含ませると前記効果が顕著となるが、2％を超え含有させると、焼入熱処理後にオーステナイトが多く残留し、靭性が劣化する。Niのより好ましい範囲は0.2〜1.5％である。

(e) Co：10％以下
Coは基地に固溶し、高温強度を向上させる。しかしながら、Coが10％を超えると靭性が低下し好ましくない。

(f) Ti：0.5％以下
Tiは溶湯中で脱酸剤として作用する。またTiは組織を微細化する効果があり、強度及び靭性の向上に寄与する。前記のTiの効果は0.5％で十分であり、0.5％を超えると溶湯の粘性が増すため、製造上好ましくない。

(g) Al：0.5％以下
Alは溶湯中で脱酸剤として作用する。前記効果は0.5％で十分であるとともに、0.5％を超えると焼入性が悪化し好ましくない。

(B) 組織及び特性
中間層の基地組織はマルテンサイト組織、ベイナイト組織、又はそれらの混合組織を主体（面積率で50％以上）とするのが好ましい。これらの組織は、焼入熱処理による変態により得られ、外層との膨張差を小さくし、外層と中間層の接合境界部の半径方向の引張残留応力を低減する。これにより外層の耐剥離性が向上する。

マルテンサイト組織、ベイナイト組織、又はそれらの混合組織の他に、中間層に残留オーステナイト等の不可避的に発生する組織や、トルースタイト等のパーライト系組織又はフェライト系組織が少量含まれていても良い。しかし、これらの組織が合計の面積率で50％以上になると、焼入熱処理によりパーライト変態も起きるため、変態膨張量が不十分になり、前述の残留応力低減効果を十分に発揮できない。

上記特徴を有する外層及び中間層は、境界部において400 MPa以上の引張強度を有する。これにより、圧延時にかかる応力によって生ずる接合境界部の疲労で外層が剥離するのを防止できる。外層と中間層との境界部における引張強度は好ましくは500 MPa以上である。

また外層と中間層との接合境界部を含む試験片を引張試験に供したとき、引張破断位置は接合境界部を除く部位、すなわち外層又は中間層にあるのが望ましい。このように、引張応力が極大となる（疲労破壊の起点となる）部位が接合境界部内にないため、熱間薄板圧延機のワークロールのような高負荷条件でも、外層剥離を起こさずに十分耐えることができる。

(C) 厚さ
中間層の厚さをロール軸方向に対して垂直な断面で5 mm以上とすることにより、前述の応力低減効果による外層の耐剥離性が十分に得られる。中間層の厚さが5 mm未満では、応力低減効果が不十分であるとともに外層から混入した合金元素が中間層中で均一に分布せず、炭化物偏析等の不具合を起こしやい。中間層が厚いほど境界部での引張残留応力が低減するが、厚すぎると内層中心部の軸方向の引張残留応力が増大し、耐折損性が低下する。一方中間層の厚さが150 mmを超えると、中間層自体に欠陥が発生しやすくなり、強度低下の原因となる。中間層の厚さは、製造する遠心鋳造複合ロールの形状、サイズ、要求特性等を勘案して、適宜決定すればよい。中間層の厚さの好ましい範囲は10〜100 mmであり、特に熱間圧延ロール等では20〜50 mmが好ましい。中間層は単層に限らず、用途や目的に応じて２層以上にしてもよく、そのときは合計厚さを5 mm以上とする。

[4] 遠心鋳造法
まず初晶MC炭化物を晶出する化学組成に調整した外層用溶湯を円筒形鋳型に鋳込む。遠心鋳造によるMC炭化物の遠心分離を利用する外層の組成は溶湯組成と異なる。[1] (A) に記載の外層組成とするためには、溶湯組成は、質量％で、C：2.2〜6.0％、Si：0.1〜3.5％、Mn：0.1〜3.5％、及びV：8〜22％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物元素からなるのが好ましい。NbはVの少なくとも一部を置換し、かつMC炭化物として遠心鋳造により遠心分離するので、溶湯に、8％≦V％＋0.55×Nb％≦22％（質量％）を満たす量のNbを添加しても良い。

好ましい溶湯組成は、質量％で、C：2.5〜6.0％、Si：0.2〜1.5％、Mn：0.2〜1.5％、及びV：10〜22％を含有し、Nbを10％≦V％＋0.55×Nb％≦22％（質量％）を満たす量だけ含有しても良い。

任意元素のうちCr、Mo、Ni、Co及びAlはほとんど遠心分離しないので、溶湯中の含有量はロール外層における含有量とほぼ同じでよい。またW及びTiは、その一部が初晶MC炭化物に固溶するため、若干遠心分離される。

図4(a) に示すように、鋳型41内での遠心鋳造の際、溶湯42中で比重の小さな初晶MC炭化物43は中空部44に接するロールの内側に移動する。その結果、図4(b) 及び図4(c) に示すように、MC炭化物が濃化した内周層40aと、MC炭化物が乏しい外周層40bと、MC炭化物の面積率が変化する濃度傾斜層40cとからなる円筒体40が得られる。次いで円筒体40から外周層40bの全て及び濃度傾斜層40cの少なくとも一部を切削等により除去し、MC炭化物が濃化した部分（主として内周層40a）を遠心鋳造複合ロール用外層とする。

外周層40b及び濃度傾斜層40cの厚さは、溶湯の組成及び遠心鋳造条件により決まるので、予測可能である。濃度傾斜層40cは全て除去する必要がある訳ではないので、濃度傾斜層40cのどの深さまで除去するかを予め設定する。勿論、確実に高耐摩耗性を得るために、内周層40aの一部までも除去して良い。例えば図4(c) に示すように、完全に除去すべき外周層40bの厚さDout、及び少なくとも部分的に除去すべき濃度傾斜層40cの除去深さDim、さらに必要に応じて部分的に除去すべき内周層40aの除去深さDinが、実験的に又はシミュレーションにより溶湯の組成及び遠心鋳造条件により決まると、Dout＋Dim（＋Din）の深さだけ円筒体40を切削することにより露出する内周層40a（又は内周層40a＋濃度傾斜層40cの一部）が所望の厚さ（外層の目標厚さ）Dtを有するように、円筒体40の肉厚Do［＝Dt＋Dout＋Dim（＋Din）］を予め設定することができる。既存の鋳型41を用いて外層の目標厚さDtより大きい肉厚Doを有する円筒体40を遠心鋳造法により形成すれば、Dout＋Dim（＋Din）の深さだけ円筒体40を切削することにより、容易かつ低コストで厚さDtのロール外層を得ることができる。

本発明では、前記溶湯組成及び遠心鋳造条件により予測される前記MC炭化物の分布から、MC炭化物の面積率が20％以上となる深さを予測し、その深さの分だけ、前記円筒体を前記外層の目標外径より大きな外径に作製するのが好ましい。

遠心鋳造鋳型の内面に形成した外層の内面に中間層用の溶湯を注入する。そして、形成された中間層の内面に内層用の溶湯を注入する。このようにして複合ロールが形成されたら、鋳型より取り出し、焼入熱処理等の熱処理および機械加工を適宜行う。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

参考例１〜５、比較例１〜３、従来例１及び２
表１に示す化学組成（質量％）に調整した外層用溶湯を遠心鋳造し、外径450 mm、内径250 mm及び長さ800 mmの円筒体を作製した。ただし比較例１のみ静置鋳造法を用いた。

参考例１、３及び従来例２の円筒体から半径方向において棒状試験片を採取し、円筒体の半径方向断面における元素分布及びMC炭化物分布を測定した。なお、元素分布及びMC炭化物分布は、棒状試験片の長手方向に10 mm間隔で切断して複数個の試料を採取し、各試料の成分分析及びMC炭化物面積率の測定を行うことにより求めた。結果を図５〜10に示す。

図５に示すように、参考例１の円筒体では、Vは外周層ではほぼ５質量％と少なかったが、内周層では25質量％以上と多く、またWも外周層ではほぼ10〜15質量％と少なかったが、内周層では20〜25質量％と多かった。Cも、外周層ではほぼ2.5質量％と少なかったが、内周層では５質量％以上と多かった。その他の元素（Cr，Mo）については、外周層〜内周層での濃度分布はほとんど変わらなかった。

図６に示すように、MC炭化物の面積率分布はVの濃度分布とほぼ同じ傾向を示した。すなわち、MC炭化物の面積率は外周層では４〜８面積％と乏しかったが、内周層では35面積％以上と多かった。従って、外周層の全部及び濃度傾斜層の大部分を含む深さ（図中線分Aで示す）まで円筒体を切削し、35面積％以上のMC炭化物を含有する部分を圧延ロール用外層とした。

図７に示すように、参考例３の円筒体では、Vは外周層では６質量％以下と少なかったが、内周層では15質量％以上と多く、またC，Nb及びWも外周層では５質量％以下と少なかったが、内周層では８質量％以上と僅かに多かった。Moについては、外周層〜内周層で濃度分布はほとんど変わらなかった。

図８に示すように、MC炭化物の面積率は外周層では４面積％以下と乏しかったが、内周層では25面積％以上と多かった。従って、外周層の全部及び濃度傾斜層の大部分を含む深さ（図中線分A’で示す）まで円筒体を切削し、25面積％以上のMC炭化物を含有する部分を圧延ロール用外層とした。

従来例２の円筒体では、図９及び図10に示すように、外周層と内周層との間で元素の濃度分布はほとんど変わらなかった。MC炭化物はどの深さでもほぼ８面積％以下であった。

参考例１及び３の円筒体と同様に、他の参考例の円筒体についてもMC炭化物が濃化した部分が露出するまで切削等で外周層を除去し、圧延ロール用外層を作製した。各ロール外層に対して、1000〜1200℃での焼入れ、及び500〜600℃での３回の焼戻しからなる熱処理を行った。ただし従来例１のロール外層に対しては、400〜500℃での残留オーステナイト分解兼歪取り熱処理を行った。このようにして得られたロール外層の組成を表２に示す。表２中、Xは式(a)：［V％＋0.55×Nb％］の値であり、またYは式(b)：［C％−0.2×（V％＋0.55×Nb％）］の値である。

表２（続き）

各ロール外層から切り出した試験片に対して、MC炭化物中のV含有量（質量％）、MC炭化物の面積率S_MC（％）、円相当直径10μmを超えるMC炭化物面積率S_MC10（％）、円相当直径が１μm以上の非MC炭化物（M₂C、M₆C及びM₇C₃）の合計面積率AA（％）、MC炭化物の平均円相当直径A（μm）、円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離B（μm）、円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域に内接する最大円の直径BB（μm）、室温における基地のビッカース硬さ（Hv）、摩耗量（μm）、表面粗さRz（μm）、破壊靭性値KIC（kg/mm^3/2）及びヒートクラック深さを以下の方法により測定した。測定結果を表３に示す。

(1) MC炭化物中のV含有量
各試験片を鏡面研磨し、ピクリン酸エタノール溶液を用いて基地を軽く腐食した後、任意に選択した５つのMC炭化物について、EDX分析装置（KEVEX社製デルタIII）を用いて、原子量がナトリウム以上の元素を分析し、Vの割合（質量％）を求め、平均した。

(2) MC炭化物の面積率（S_MC、S_MC10）
各試験片を鏡面研磨し、重クロム酸カリウム水溶液で電解腐食することによりMC炭化物を黒色に腐食させた後、画像解析装置（日本アビオニクス株式会社製SPICCA−II）を使用して、それぞれ試験片の0.23 mm×0.25 mmの部分に相当する20個の任意の視野で、MC炭化物の面積率S_MC（％）を測定し、平均値を求めた。さらに、円相当直径で10μmを超えるMC炭化物のみを測定し、円相当直径10μmを超えるMC炭化物面積率S_MC10（％）も同様にして求めた。

(3) 非MC炭化物（M₂C、M₆C及びM₇C₃）の合計面積率AA
各試験片を鏡面研磨し、村上試薬で腐食することによりM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物を黒色又は灰色に腐食させた後、上記画像解析装置を使用して、それぞれの試験片において0.23 mm×0.25 mmの部分に相当する20個の任意の視野でM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物の合計面積率（％）を測定し、測定値を平均した。なお、識別が容易な円相当直径で１μm以上のM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物を測定対象とした。

(4) MC炭化物の平均円相当直径A
各試験片を鏡面研磨し、重クロム酸カリウム水溶液で電解腐食することによりMC炭化物を黒色に腐食させた後、上記画像解析装置を使用して、それぞれの試験片において0.23 mm×0.25 mmの部分に相当する20個の任意の視野で、MC炭化物の平均円相当直径（μm）を測定し、測定値を平均した。

(5) MC炭化物間の平均距離B
各試験片を鏡面研磨し、ピクリン酸アルコール溶液で基地を腐食させた。この光学顕微鏡観察（200倍）では、基地は濃い灰色、MC炭化物は薄い灰色、M₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物は白色に見えた。各試験片の1.0 mm×1.5 mmの部分に相当する20個の任意の視野で、円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離（μm）を測定し、測定値を平均した。

(6) MC炭化物を含まない領域に内接する最大円の直径BB
(4) と同様に腐食させた各試験片を光学顕微鏡（100倍）で観察し、それぞれ試験片の2.0 mm×3.0 mmの部分に相当する20個の任意の視野で、円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域に内接する最大円の直径（μm）を測定し、測定値を平均した。

(7) 室温における基地のビッカース硬さ
各試験片を鏡面研磨し、ピクリン酸エタノール溶液で軽く腐食させた後、ビッカース硬さ試験機を用いて、試験片の任意の5箇所で、荷重50〜200ｇの範囲で、ビッカース硬さ（Hv）を測定し、測定値を平均した。

(8) 摩耗深さ及び表面粗さRz
耐摩耗性及び耐肌荒れ性の評価として、図11に概略的に示す圧延摩耗試験機を用いて、圧延した後のロールに対して、摩耗深さ（μm）及び十点平均表面粗さRzを下記の通り測定した。なお表面粗さRzは触針式表面粗さ計により測定した。

圧延摩耗試験機は、参考例１〜５、比較例１〜３、従来例１及び２によりそれぞれ製造した外径60 mm、内径40 mm及び幅40 mmの小型スリーブロールからなる試験用ロール52、53を具備する圧延機51と、加熱炉54と、冷却水槽55と、巻取り機56と、テンションコントローラ57とを有する。圧延摩耗試験条件は以下の通りであった。

圧延材S：SUS304
圧下率：25％
圧延速度：150ｍ／分
圧延温度：900℃
圧延距離：300ｍ
ロール冷却：水冷
ロール数：４重式

(9) 焼付き面積率
図22に概略的に示す焼付き試験機は、試験片61を載置する台63と、試験片61の上面に下端が当接するラック68と、ラック68と係合するピニオン60と、ラック68上に落下する重り69と、ピニオン60の回動により試験片61に噛み込むようになっている噛み込み部材62（軟鋼製）とを具備する。この試験機において、重さ100 kgの重り69をラック68に落下させると、ピニオン60が回動し、噛み込み部材62は試験片61に強く押圧され、試験片61に圧痕ができるとともに、部材62が試験片61に焼付く。試験片61の焼付き面積率は、焼付き面積／圧痕面積（％）により算出する。この焼付き試験を各試験片につき２回行い、焼付き面積率の平均値を求めた。

(10) 破壊靭性値KIC
各試験片の破壊靭性値KICをASTM E399に準拠して測定した。測定は2個の試験片について行い、その平均値を求めた。

(11) ヒートクラック試験
各円筒体から直径30 mm及び長さ30 mmの５個の円柱状試験片を採取し、円形端面を鏡面研磨してヒートクラック試験用試験片とした。試験片の円形端面を700℃のソルトバスと、30℃の水とに交互に浸漬する操作を５回繰り返した後、試験片を円形端面に対して垂直方向に切断し、表面に生じたヒートクラックの深さを測定し、測定値を平均した。

注：(1) MC炭化物中のV含有量。
(2) S_MC：MC炭化物の面積率。
(3) S_MC10：円相当直径10μmを超えるMC炭化物の面積率。
(4) AA：円相当直径が1μm以上のM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物の合計面積率。
(5) BB：円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域に内接する最大円の直径。
(6) M₃Cを28.6面積％含有していた。
(7) 円相当直径が15μm以上のMC炭化物が存在しなかった。

表３（続き）
注：(8) 円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離。
(9) MC炭化物の平均円相当直径。

表３（続き）

図12は参考例１の試験片の金属組織を示し、図13は比較例１の試験片の金属組織を示す。図12及び図13において、白色の部分はMC炭化物であり、黒色の部分は基地である。参考例１の試験片ではMC炭化物が高濃度に均一に分布していた。一方、比較例１の試験片ではMC炭化物は高濃度であったが、濃度分布が不均一であった。

図14は従来例２のハイス系ロール材の金属組織を示す。白色の微細粒状部はMC炭化物であり、白色の網目状部分はM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物であり、黒色の部分は基地である。従来例２のロール材ではMC炭化物が部分的に偏在し、M₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物が網目状に分布していた。

参考例１〜５の摩耗量は従来例１及び２のほぼ半分以下であり、耐摩耗性が極めて良好であることが分かる。また参考例１〜５は耐肌荒れ性、耐焼付き性及び靭性のいずれにおいても従来例２より優れていた。

図15は、MC炭化物の面積率と式(a)：[V％＋0.55×Nb％]の値Xとの関係を示す。両者の関係はほぼ直線的であり、Xが約15質量％以上であると、MC炭化物の面積率が約20％以上となることが分かる。

比較例１の試験片では、円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域の内接円直径BBが150μmを超え、また円相当直径が15μm以上のMC炭化物間の平均距離Bと、MC炭化物の平均円相当直径Aとの比（B/A）が２を超えていた。そのため、耐肌荒れ性に劣っていた。

比較例２は、C含有量、式(b)の値Y、MC炭化物の面積率、及びMC炭化物の平均円相当直径が本発明の範囲外であり、またB/Aが２を超えていた。そのため、耐摩耗性及び耐焼付き性に劣っていた。

比較例３は、Vの含有量、式(a)及び式(b)の値X及びY、MC炭化物の面積率、及びM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物の合計面積率AAが本発明の範囲外であり、またB/Aが２を超えており、従来例１又は２に比べて表面粗さRzが大きくKICが小さかった。そのため、耐肌荒れ性及び靭性に劣っていた。

従来例１は、Vの含有量、式(a) の値X、MC炭化物の面積率、及びMC炭化物の平均円相当直径が本発明の範囲外であり、またB/Aが２を超えた。そのため、耐摩耗性に劣っていた。

従来例２は、Vの含有量及び式(a)の値Xが本発明の範囲外であり、耐摩耗性に劣っていた。

参考例６〜10、比較例４〜６
各参考例及び各比較例の中間層用溶湯の化学成分（質量％）を表４に示す。

実施例１
表１に示す参考例１の外層用溶湯を内径450 mm及び長さ800 mmの遠心鋳造型を用いて遠心鋳造した後、その内側に表４に示す参考例６の中間層用溶湯を注入した。得られた外層及び中間層からなる円筒体を遠心鋳造型より取り出し、中間層の内側に静置鋳造法により球状黒鉛鋳鉄（質量％で、C：3.3％、Si：1.8％、Mn：0.4％、Cr：0.4％、Mo：0.5％、Ni：2.2％、残部実質的にFe及び不可避的不純物）からなる内層用溶湯を注入して内層を形成し、複合ロール前駆体を得た。この複合ロール前駆体の胴体部の表層におけるMC炭化物の少ない部分（図4(b)及び図4(c)のMC炭化物が乏しい外周層40bと、MC炭化物の面積率が変化する傾斜層40c）を機械加工により除去して、胴径310 mm及び胴長500 mmとし、焼入れ及び焼戻し熱処理を行って複合ロールを得た。

実施例２
表１に示す参考例２の外層用溶湯及び表４に示す参考例７の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

実施例３
表１に示す参考例３の外層用溶湯及び表４に示す参考例８の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

実施例４
表１に示す参考例４の外層用溶湯及び表４に示す参考例９の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

実施例５
表１に示す参考例５の外層用溶湯及び表４に示す参考例10の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

比較例７
表１に示す参考例１の外層用溶湯及び表４に示す比較例４の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

比較例８
表１に示す参考例１の外層用溶湯及び表４に示す比較例５の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

比較例９
表１に示す参考例１の外層用溶湯及び表４に示す比較例６の中間層用溶湯を用いた以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

比較例10
中間層を形成しなかった以外実施例1と同様にして、複合ロールを作製した。

比較例11
表１に示す従来例２の外層用溶湯を用いて遠心鋳造した後、形成された外層の内側に静置鋳造法により球状黒鉛鋳鉄（質量％で、C：3.3％、Si：1.8％、Mn：0.4％、Cr：0.4％、Mo：0.5％、Ni：2.2％、残部実質的にFe及び不可避的不純物）からなる内層用溶湯を注入して内層を形成し、複合ロールを作製した。中間層を形成しなかった例である。

実施例１〜５、比較例7〜11の複合ロールの胴体中央部から、機械加工により外層、中間層及び内層を含む円盤状サンプルを切り出した。このサンプルより各試験用の試験片を採取した。

表５に各複合ロールの中間層の組成を示す。表５から明らかなように、中間層溶湯の組成と中間層自体の組成とは同じでない。ここで、表５中のX、Y及びZはそれぞれ中間層における式(a)：[V％+0.55×Nb％]の値、式(b)：[C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)]の値、及び式(c)：[Mo％+(W％／2)]の値である。

実施例１〜５及び比較例７〜９の複合ロールの試験片について、外層と中間層との接合境界部の健全性を確認した。また中間層の厚さ及び基地組織を調べた。

実施例１〜５及び比較例７〜９の複合ロールの外層と中間層の間の接合境界部を中央とし、ロール半径方向の引張試験片を採取し引張試験を行なった。引張試験は各供試材につき２回行い、平均した値を示す。さらに、引張試験後の破断位置を調べた。

比較例10及び11の複合ロールの試験片について、外層と内層との接合境界部の健全性を確認し、内層の基地組織を調べた。

また、比較例10及び11の複合ロールの外層と内層の間の接合境界部を中央とし、ロール半径方向の引張試験片を採取し引張試験を行なった。なお、引張試験は各供試材につき２回行い、平均した値を示す。さらに、引張試験後の破断位置を調べた。以上の測定試験結果を表５に示す。

表５中の実施例１〜５及び比較例７〜11の複合ロールの摩耗量の値は、前述の対応する外層の試験結果である。

表５（続き）
注：(1) Xは中間層における式(a)：[V％+0.55×Nb％]の値である。
(2) Yは中間層における式(b)：[C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)]の値である。
(3) Zは中間層における式(c)：[Mo％+(W％／2)]の値である。

表５（続き）
注：(1) B：ベイナイト、M：マルテンサイト、P：パーライト。
(2) B（ベイナイト）及び／又はM（マルテンサイト）の面積率。
(3) 実施例１〜５及び比較例７〜９では外層と中間層との接合境界部であり、比較例10では外層と内層との接合境界部である。

表５から明らかなように、実施例１〜５の複合ロールでは外層と中間層の間の引張強度は480 MPa以上と高く、かつ両者は正常に溶着していた。実施例１〜５の中間層の基地組織は、ベイナイト(B)又はマルテンサイト(M)、もしくはベイナイトとマルテンサイトの混合組織（B+M）を主体とするものであり、それらの面積率は70％以上であった。

図23(a)及び図23(b)は実施例１の外層と中間層の接合境界部におけるEPMA（加速電圧：20kV、ビーム径：100×1μm）の元素分析結果を示す。図23(a)及び図23(b)から明らかなように、外層と中間層との間の境界部では、C及びVの濃度が急激に変化していた。

比較例７の複合ロールは鋳鋼材からなる中間層を形成したものであり、接合境界部に鋳巣が多量に存在し、溶着不良が発生しているのが認められた。中間層では、C及びMoの含有量、式(a)：[V％+0.55×Nb％]の値X、及び式(c)：[Mo％+(W％／2)]の値Zが本発明の望ましい範囲外であった。また中間層の基地中にベイナイト組織が面積率で25％しか存在しておらず、本発明の範囲外であった。このため、比較例７の複合ロールでは、熱処理工程後に外層の一部が剥離する製造トラブルが発生し、さらに外層と中間層との間の引張強度も160 MPaと非常に低かった。

比較例８の複合ロールはハイクロム系鋳鉄からなる中間層を形成したものであり、接合境界部に炭化物が多量に存在しているのが認められた。この中間層では、C及びCrの含有量、式(b)：[C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)]の値Y、及び式(c)：[Mo％+(W％／2)]の値Zが本発明の望ましい範囲外であった。また外層と中間層との間の引張強度も204 MPaと非常に低かった。

比較例９の複合ロールはハイス系合金からなる中間層を形成したものであるが、中間層が4 mmと薄く、本発明の範囲外である。この中間層では、Moの含有量、及び式(c)：[Mo％+(W％／2)]の値Zが本発明の好ましい範囲外であった。また外層と中間層との間の引張強度も274 MPaと非常に低かった。

比較例10の複合ロールは、中間層を形成せずに外層の内面に直接内層を形成したもので、外層と内層との接合境界部に多量に炭化物が存在していた。そのため、鋳造後に外層が一部剥離する製造トラブルが発生した。また外層と内層との間の引張強度も151 MPaと非常に低く、接合境界部で破断した。

比較例11の複合ロールは、従来例の外層を用いて中間層を形成せずに外層の内面に直接内層を形成したものである。外層と内層との接合は健全であり、引っ張り強度も456 MPaと高い値であったが、従来例の外層を使用したため、その耐摩耗性は劣っていた。

実施例１の試験片をピクリン酸エタノール溶液によりエッチングし、顕微鏡観察した。結果を図16に示す。図16より、実施例１の複合ロールは外層と中間層との接合境界部に鋳巣や凝集した炭化物層がなく、破断が外層側で起こったこと、及び中間層の基地組織がベイナイト及びマルテンサイトの混合組織からなることが分かる。

比較例10の試験片を過硫酸アンモニウム水溶液によりエッチングし、顕微鏡観察した。結果を図17に示す。図17より、比較例10の複合ロールは外層と内層との間の接合境界部に凝集した炭化物層があり、脆弱な接合境界部で破断が起こったことが分かる。

図18に比較例11の複合ロールにおける焼入れ時の冷却過程での熱膨張収縮曲線を概略的に示す。比較例11では、冷却過程中に外層はマルテンサイト変態又はベイナイト変態を起こし、熱膨張収縮（以下単に熱膨張という）し、外層と内層の膨張差α₂を生じた。膨張差α₂は外層の剥離が生じない程度であった。従来型の外層を用いると耐摩耗性は劣るが、外層と内層の接合は健全な遠心鋳造複合ロールが製造できる。

図19に比較例10の複合ロールにおける焼入れ時の冷却過程での熱膨張収縮曲線を概略的に示す。比較例10では、冷却過程中に外層はマルテンサイト変態又はベイナイト変態を起こし、熱膨張が小さいが、内層はパーライト変態を起こすため、熱膨張が大きい。そのため、外層と内層の膨張差αは大きかった。従って、焼入れ冷却過程で外層の剥離が起こりやすく、健全な遠心鋳造複合ロールの製造が困難である。

図20に実施例１の複合ロールの焼入れ時の冷却過程における熱膨張収縮曲線を概略的に示す。実施例１では、冷却過程中の外層と内層の膨張差αは比較例10の場合と変わらないが、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織からなる中間層の熱膨張量は外層及び内層の熱膨張量の間にあるので、外層と中間層との膨張差α₁は、中間層と内層との膨張差α₂の分だけαより小さくなる。このように、中間層を形成することにより外層と内層の膨張差を緩和することができ、もって焼入れ冷却過程での外層の剥離を防止し、健全な遠心鋳造複合ロールが製造できる。

実施例1〜5の遠心鋳造複合ロールを使用してステンレス鋼を圧延したところ、優れた耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐剥離性を発揮した。

図21は本発明の遠心鋳造複合ロールの種々の構造例を示す。(a)は外層71、中間層73及び内層72よりなる中実複合ロールを示し、(b)は外層71、中間層73及び内層72よりなり、内層72に中空部85が設けられた中空スリーブロールを示し、(c)は(b)の中空スリーブロールに金属製軸材86を嵌合させた複合ロールを示す。

Claims (25)

1. 質量％で、C：2.5〜9％、Si：0.1〜3.5％、Mn：0.1〜3.5％、V：11〜40％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する外層と、前記外層の内面に形成されたハイス系合金からなる中間層と、前記中間層の内面に形成された鋳鉄又は鋳鋼からなる内層とを有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
2. 請求項１に記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層が面積率で20〜60％のMC炭化物が分散した組織を有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
3. 請求項１又は２に記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層と前記中間層との間の引張強度が400 MPa以上であることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層と前記中間層との間の接合境界部を含む試験片を引張試験に供したとき、引張破断位置が前記接合境界部を除く前記外層又は前記中間層にあることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層は、質量％で、C：0.5〜3％、Si：0.1〜3％、Mn：0.1〜3％、V：1〜10％を含有し、Mo及びWは下記式(1)：
   1％≦Mo％＋(W％／2)≦6％（質量％） ・・・(1)
   を満たし、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
6. 請求項５に記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層中のVの少なくとも一部を、下記式(2)及び(3)：
   1％≦V％＋0.55×Nb％≦10％（質量％） ・・・(2)
   Nb≦6％（質量％） ・・・(3)
   を満たす量のNbで置換することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
7. 請求項５又は６に記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層が、さらに下記式(4)：
   0.3％≦C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)≦2％（質量％） ・・・(4)
   を満たすことを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
8. 請求項５〜７のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層がさらに0.5〜10質量％のCrを含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
9. 請求項５〜８のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層がさらに2質量％以下のNiを含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
10. 請求項５〜９のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層がさらに10質量％以下のCoを含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
11. 請求項５〜10のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層がさらに0.5質量％以下のTi及び／又は0.5質量％以下のAlを含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
12. 請求項１〜11のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層の基地組織がマルテンサイト及び／又はベイナイトを主体とすることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
13. 請求項１〜12のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記中間層の厚さが5 mm以上であることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
14. 請求項１〜13のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層はさらに、質量％で、Cr：1〜15％、Mo：0.5〜20％、及びW：1〜40％からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
15. 請求項１〜14のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層中のVの少なくとも一部を、下記式(5)：
    11％≦V％＋0.55×Nb％≦40％（質量％） ・・・(5)
    を満たす量のNbで置換することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
16. 請求項１〜15のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層がさらに下記式(6)：
    0≦C％−0.2×(V％＋0.55×Nb％)≦2％（質量％） ・・・(6)
    を満たすことを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
17. 請求項１〜16のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層がさらに下記式(7)：
    0.2＞Nb％／V％（質量％） ・・・(7)
    を満たすことを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
18. 請求項１〜17のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層がさらに2質量％以下のNi及び／又は10質量％以下のCoを含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
19. 請求項１〜18のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層がさらに0.5質量％以下のTi及び／又は0.5質量％以下のAlを含有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
20. 請求項１〜19のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層中のMC炭化物におけるVの含有量が30質量％以上であることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
21. 請求項１〜20のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層は、円相当直径が15μm以上のMC炭化物を含まない領域の最大内接円直径が150μmを超えない組織を有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
22. 請求項１〜21のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層は、円相当直径が15μm以上のMC炭化物の平均距離が10〜40μmである組織を有することを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
23. 請求項１〜22のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層は、MC炭化物の平均円相当直径が10〜50μmであることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
24. 請求項１〜23のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層における円相当直径が15μm以上のMC炭化物の平均距離Bと、MC炭化物の平均円相当直径Aとの比（B／A）が2以下であることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。
25. 請求項1〜24のいずれかに記載の遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層には円相当直径が1μm以上のM₂C、M₆C及びM₇C₃炭化物が総量で0〜5％（面積率）分散していることを特徴とする遠心鋳造複合ロール。