JP5907318B1 - カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール - Google Patents
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Abstract
耐摩耗性、耐疲労性に優れ、さらに耐スリップ性にも優れたカリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールを提供する。質量％で、C：1.8〜3.0％、Si：0.2〜1.0％、Mn：0.2〜1.5％、Cr：5〜9％、Mo：4.0〜7.0％、V：4.0〜7.0％、Nb：0.5〜2.0％を、0.6≦（C−0.24V−0.13Nb）≦1.4（ここで、C、V、Nb：各元素の含有量（質量％））を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、表面硬さが、ショア硬さでHs 67〜76とする。これにより、高圧延負荷が作用するような苛酷な熱間圧延環境下においても、摩耗や疲労を抑制し同時にスリップを防止できるカリバー付きロールとすることができる。また、鋼材（鋼管等）の生産性向上、製品品質の顕著な向上と、さらにはロール寿命の向上を達成できるという効果もある。
Description
本発明は、熱間圧延(hot rolling mill)用遠心鋳造製ロール(centrifugal cast roll)に係り、とくに、スリップの発生し難い、カリバー(caliber)形状を有するロール（カリバー付きロール）、好ましくは継目無鋼管圧延用ロールに関する。
熱間圧延用ロールは、とくに熱延鋼板圧延用として、耐摩耗性(wear resistance)、耐疲労性(fatigue resistance)に優れた高性能ハイスロールが開発され、熱延鋼板圧延技術の進歩に大きく貢献している。
例えば、特許文献１には、圧延用ロール外層材が記載されている。特許文献１に記載された外層材は、質量％で、C：1.5〜3.5％、Si：1.5％以下、Mn：1.2％以下、Ni：5.5％以下、Cr：5.5〜12.0％、Mo：2.0〜8.0％、V：3.0〜10.0％、Nb：0.5〜7.0％を含み、かつ、V、Nb、Cが特定の関係を満足し、Nb／Vが0.2〜0.8を満足するように含有する。これにより、遠心力鋳造法を適用しても、偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性(crack resistance)に優れた圧延用外層材となるとしている。
また、特許文献２には、圧延用ロール外層材が記載されている。特許文献２に記載された外層材は、質量％で、C：1.5〜3.5％、Si：1.5％以下、Mn：1.2％以下、Cr：5.5〜12.0％、Mo：2.0〜8.0％、V：3.0〜10.0％、Nb：0.5〜7.0％を含み、かつ、Nb、Vを、Nb、VおよびCが特定の関係を満足し、さらにNb／Vが0.2〜0.8を満足するように含有する。これにより、遠心力鋳造法を適用しても、偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性に優れた圧延用外層材となり、熱間圧延の生産性向上に大きく貢献するとしている。
また、特許文献３には、熱間圧延用ロール外層材が記載されている。特許文献３に記載された外層材は、重量比で、C：2.5〜4.0％、Si：1.5％以下、Mn：1.2％以下、Cr：6.0〜20.0％、Mo：2.0〜12.0％、V：3.0〜10.0％、Nb：0.6〜5.0％を含み、かつC、V、Nb、Crが特定の関係式を満足するように調整して含有する。これにより、耐摩耗性が著しく優れ、摩擦係数が低く耐肌荒れ性(surface deterioration resistance)、耐バンディング性(roll banding resistance)に優れ、圧延使用中の折損事故の可能性が非常に少ない熱間圧延用ロールを得ることができるとしている。
また、特許文献４には、熱間圧延用ロールが記載されている。特許文献４に記載されたロールは、質量％で、C：2.4〜2.9％、Si：1％以下、Mn：1％以下、Cr：12〜18％、Mo：3〜9％、V：3〜8％、Nb：0.5〜4％を、Mo／Cr：0.27以上0.7未満、（C＋0.2Cr）が6.2以下となるように、C、Mo、Cｒを含有する外層を有する熱間圧延用ロールが記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、ＭＣ型炭化物とＭ７Ｃ３型炭化物の適量導入と、ＭＣ型炭化物とＭ７Ｃ３型炭化物の強化が図られ、炭化物の偏析がない外層とすることができ、圧延製品の表面品質の劣化を防止できるとしている。
近年、原油等の枯渇に伴い、高深度や、高腐食性環境下の油井、ガス井の開発が進められており、油井管やラインパイプ等に使用される継目無鋼管が具備すべき特性もますます高度化している。そのため、最近では、製造される継目無鋼管のうち、高合金鋼やステンレス鋼などの熱間変形抵抗の高い材料の比率が増大している。このような被圧延材の変化に伴い、継目無鋼管製造用ロールであるマンドレルミルロールやプラグミルロールなどのカリバー付き熱間圧延用ロールでは、摩耗や疲労によるクラックや肌荒れ、あるいは疲労によるロールの割損、などが多発するという問題がある。
このような問題に対し、特許文献１〜４に記載されたような、熱延鋼板圧延用の高性能ハイスロールを、継目無鋼管製造用のマンドレルミルロールやプラグミルロールなど、カリバー形状を有する熱間圧延用ロール（カリバー付きロール）に適用することが考えられる。しかし、高性能ハイス系ロールをマンドレルミルロール、プラグミルロールに適用すると、スリップが発生するという問題がある。
ここで、スリップとは、被圧延材のある圧延用ロールと接している表面全体で、圧延用ロールの周速度と被圧延材の進行速度が不一致となり、両者の速度差が大きくなる現象である。スリップの程度によって、被圧延材に疵などの表面欠陥が生じたり、圧延操業の停止を招いたりするおそれがある。
一方、例えば、特許文献５には、圧延用カリバーロールが記載されている。特許文献５に記載された圧延用カリバーロールは、カリバー部がハイス材層からなり、カリバー形状に沿ったカリバー表面部のみを焼入れ硬化して、カリバー表面部の硬さをHs65以上で最内部よりHsで10以上硬くし、カリバー表面に圧縮残留応力を付与した圧延用カリバーロールとしている。特許文献５に記載された技術では、カリバー部のハイス材層を、重量比で、C：0.5〜2.6％、Si：0.1〜2.5％、Mn：0.1〜2.0％、Cr：2〜15％、Mo：10％以下、W：20％以下、Vおよび／またはNb：15％以下を含み、あるいはさらにCo：10％以下、Ni：2％以下を含む組成としている。これにより、耐クラック性が向上し、ロール原単位の低減を図ることができるとしている。
また、特許文献６には、マンドレルミル圧延方法が記載されている。特許文献６に記載された技術は、カリバーロールとして、ロール表面のショア硬さがHs 60以上の鋳鉄ロールまたは鋳鋼ロールまたは鍛造ロールを使用し、当該カリバーロールが組み込まれたスタンドにおける、カリバーロールの溝底部での圧下率が50％以下となるように、潤滑剤を使用することなく圧延するマンドレルミル圧延方法である。これにより、圧延中のスリップや焼付きの発生を可及的に防止することができるとしている。
しかしながら、特許文献５に記載された技術では、依然としてスリップが多発する場合があり、しかも継目無鋼管熱間圧延用のロールとしては、ロール寿命が短いという問題がある。また、特許文献６に記載された技術で使用する鋳鉄ロールまたは鋳鋼ロールまたは鍛造ロールで、高合金鋼系継目無鋼管の圧延を行うと、ロール寿命が短く、生産性の低下を招くという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、優れた耐摩耗性、優れた耐疲労性を有し、さらに優れた耐スリップ性をも兼備する、カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール（本明細書においてカリバー付き熱間圧延用ロールという場合がある。）を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、カリバー付きハイス系ロールにおけるスリップの発生原因について鋭意検討した。その結果、カリバー付きハイス系ロールのスリップは、ロールのカリバー形状とロール硬さとにその原因があることに思い至った。つまり、例えば継目無鋼管圧延用のマンドレルミルロールのような、断面形状の一部が凹形状の円弧であるカリバー表面では、圧延時には、被圧延材（鋼管）の進行速度と同じ周速度になる位置（中立点）と、中立点以外の、被圧延材（鋼管）の進行速度とは異なった周速度となる位置とが共存する。このようなロールでは、ロール硬さが硬いと、被圧延材（鋼管）が滑り、ロールと被圧延材（鋼管）との接触部位の相対速度が変化し、中立点の位置が不安定になり、スリップが発生すると考えられる。このようなことから、カリバー付きロールにおけるスリップの発生を防止するためには、適正なロール硬さが存在することに想到した。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、2.5％のＣ、0.5％のSi、0.4％のMn、0.016％のP、0.009％のS、6.1％のCr、5.3％のMo、5.9％のV、0.8％のNbを含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の溶鋼を誘導炉で溶製し、遠心鋳造法(遠心力：195G)により、円筒形状の単層スリーブロール（外径：575mmφ、内径：255mmφ、胴長：2.0m）とした。得られたスリーブロールに軟化焼鈍を施した後に、複数個（長さ：約350mm）に切断した。それらのスリーブロールに、所望の形状のカリバーを切削等によって粗加工し、しかる後に、950〜1100℃に加熱し焼入れしたのち、430〜600℃の温度に加熱する焼戻処理を複数回行ない、硬さをHs 63〜82の範囲で変化させた。
ついで、得られたスリーブロールに、研削および研磨等によって仕上加工を行ない、図２に示すカリバー形状（カリバー底径：81mm）を有する試験ロール（長さ：305mm）とした。これらの試験ロールを、継目無鋼管製造ライン（172パス）のマンドレルミルスタンド（＃２スタンド）に実験投入し、それぞれ、13％Cr鋼管を主とした圧延サイクルにおいて1000本以上の試験圧延を実施し、スリップの発生の有無と、試験ロールの消耗量を調査した。
なお、ロールの消耗量は、質量％で、2.2％のC、0.3％のSi、0.3％のMn、6.0％のCr、2.5％のMo、5.0％のV、1.5％のNb、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ショア硬さ：Hs 72を有する、上記した試験ロールと同一カリバー形状のスリーブロールを、試験ロールとして上記試験圧延に用いた場合を基準条件として、この基準条件のロール消耗量に基づいて評価した。
得られた結果から、｛基準条件のロールの消耗量(mm)｝／｛試験ロールの消耗量(mm)｝を算出し、ロール寿命比と定義した。このロール寿命比が大きいほうが、基準条件のロールに比べて長寿命であることを意味し、本発明では、ロール寿命比が1.1以上である場合をロール寿命が良好と評価する。なお、消耗量を摩耗減量という場合がある。
また、ロールに材料が噛み込まない、あるいは噛み込んだものの材料が進まなくなった場合をスリップと判定した。
得られた結果を図１に示す。
図１から、ハイス系組成のロールであっても、ショア硬さがHs 76以下の試験ロールでは、スリップの発生は皆無であった。一方、Hs 76を超える試験ロールでは、スリップが発生し、圧延トラブルや圧延操業への支障が生じた。このことから、所定の成分組成で、ショア硬さをHs 76以下に調整することにより、ハイス系組成のカリバー付きロールにおいてもスリップの発生が防止できることがわかる。
また、ショア硬さがHs 67未満の試験ロールでは、ロール寿命比が1.0以下と低下しているのに対し、Hs 67以上の試験ロールでは、ロール寿命比が1.2を超えて、ロール寿命比が向上している。このことから、所定の成分組成で、カリバー付きハイス系ロールの硬さをHs 67〜76の範囲に調整すれば、ロールスリップが皆無で、かつ、ロール寿命比の向上が期待でき、継目無鋼管製造用として、極めて高性能なカリバー付き熱間圧延用ロールを得ることができるという知見を得た。
また、本発明者らは、更なるロール性能、とくに耐疲労性の向上のために、熱間圧延時の耐疲労性に及ぼす合金元素の影響について検討した。
質量％で、C：1.7〜3.3％、Si：0.2〜1.6％、Mn：0.3〜1.3、Cr：4.2〜9.6％、Mo：3.8〜7.7％、V：4.2〜6.8％、Nb：0.5〜2.4％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の範囲で組成を変化させた溶湯を、高周波炉で溶解し遠心鋳造法により、リング状ロール材（外径：250mmφ、幅：60mm）として鋳造した。なお、鋳込み温度は1470〜1540℃、遠心力は重力倍数で160Ｇとした。鋳造後、焼入れ処理、焼戻処理を施して硬さをHs 67〜76の範囲内となるように調整した。なお、耐疲労性の評価試験においては、質量％で、2％のC、0.3％のSi、0.3％のMn、6％のCr、2.5％のMo、5％のV、1.5％のNb、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成であり、硬さをHs 72に調整したハイス系遠心鋳造製ロール外層材の場合を基準条件として評価した。
これらの材料から、図５（ａ）に示す形状の疲労試験片（外径60mmφ×幅10mm）を採取し、図５（ｂ）に示す寸法、形状のノッチ（深さｔ：1.3mm、周方向長さＬ：1.0mm）を試験片外周面側の２箇所に、0.2mmφのワイヤを用いた放電加工（ワイヤカット）法で導入し、熱間転動疲労試験を実施した。また、疲労試験片の転動面の端部には幅1.0mmの面取りを施した。以下で試験片の転動面の端部に面取りを施す場合は、上記と同じ幅で面取りを施した。
熱間転動疲労試験は、図４に示すように、試験片と相手材との２円盤すべり転動方式で行い、試験片（疲労試験片）を水冷しながら700rpmで回転させ、回転する該試験片に、830℃に加熱した相手片（材質：S45C、外径：190mmφ、幅：10mm、面取り有）を荷重980Nで圧接させながら、すべり率：10％で転動させた。疲労試験片に導入した２つのノッチが折損するまで転動させ、各ノッチが折損するまでの転動回転数をそれぞれ求め、その平均値を、折損転動回転数とした。そして、上記基準条件の材料から作製した疲労試験片の折損転動回転数を基準とし、基準に対する各リング状ロール材の折損転動回転数の比、（リング状ロール材の折損転動回転数）／（基準条件の疲労試験片の折損転動回転数）を算出し、この値を耐疲労性指数とした。なお、耐疲労性指数が1.1以上である場合を、「耐疲労性に優れる」と評価した。なお、本発明者らは、このようなノッチ付き疲労試験片を用いて、上記した熱間転動疲労試験を行うことにより、熱間圧延用ロールの疲労亀裂の発生・進展を精度よく再現することができ、熱間圧延用ロールの耐疲労性を簡便に評価できることを、確認している。
図３に示す通り、（C−0.24V−0.13Nb）が、0.6〜1.4の範囲を外れると、ロールの耐疲労性が低下することが確認された。
本発明は、かかる知見に基づきさらに、検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールであって、質量％で、C：1.8〜3.0％、Si：0.2〜1.0％、Mn：0.2〜1.5％、Cr：5〜9％、Mo：4.0〜7.0％、V：4.0〜7.0％、Nb：0.5〜2.0％を、下記（１）式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、表面硬さが、ショア硬さでHs 67〜76であることを特徴とするカリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール。
0.6 ≦（C−0.24V−0.13Nb）≦ 1.4 ‥‥（１）
（ここで、C、V、Nb：各元素の含有量（質量％））
（２）（１）において、前記カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールが、継目無鋼管圧延用であることを特徴とするカリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール。
（ここで、C、V、Nb：各元素の含有量（質量％））
（２）（１）において、前記カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールが、継目無鋼管圧延用であることを特徴とするカリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール。
本発明によれば、スリップが防止でき、耐摩耗性と耐疲労性が顕著に向上した、好ましくは継目無鋼管製造用であるカリバー付き熱間圧延用ロールを提供できる。また、本発明のカリバー付き熱間圧延用ロールは、遠心鋳造法で安価に製造できる。このように本発明は、産業上格段の効果を奏する。
また、本発明になるカリバー付き熱間圧延用ロールは、高圧延負荷が作用するような苛酷な熱間圧延環境下においても、摩耗や疲労を抑制し同時にスリップを防止でき、鋼材（鋼管等）の生産性向上、製品品質の顕著な向上と、さらにはロール寿命の向上を達成できるという大きな効果もある。なお、高圧延負荷が作用するような苛酷な熱間圧延環境が必要となる用途としては、油井管やラインパイプ等の継目無鋼管製造用の熱間圧延が挙げられる。
まず、本発明カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールの組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
C：1.8〜3.0％
Cは、基地と炭化物に固溶して硬さを増加させるとともに、硬質炭化物を形成し、ロールの耐摩耗性と耐疲労性に影響を及ぼす。C含有量が1.8％未満では、硬質炭化物量が不足し耐摩耗性が劣化する。一方、C含有量が3.0％を超える含有は、炭化物が粗大化して脆弱となり、耐疲労性や耐摩耗性を低下させる。このため、C含有量は1.8〜3.0％の範囲に限定した。
Cは、基地と炭化物に固溶して硬さを増加させるとともに、硬質炭化物を形成し、ロールの耐摩耗性と耐疲労性に影響を及ぼす。C含有量が1.8％未満では、硬質炭化物量が不足し耐摩耗性が劣化する。一方、C含有量が3.0％を超える含有は、炭化物が粗大化して脆弱となり、耐疲労性や耐摩耗性を低下させる。このため、C含有量は1.8〜3.0％の範囲に限定した。
Si：0.2〜1.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、溶湯の鋳造性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには0.2％以上の含有を必要とする。一方、Si含有量が1.0％を超えても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなるうえ、残留オーステナイトが増加し、所望の硬さに調整することが困難となる。このため、Si含有量は0.2〜1.0％に限定した。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、溶湯の鋳造性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには0.2％以上の含有を必要とする。一方、Si含有量が1.0％を超えても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなるうえ、残留オーステナイトが増加し、所望の硬さに調整することが困難となる。このため、Si含有量は0.2〜1.0％に限定した。
Mn：0.2〜1.5％
Mnは、SをMnSとして固定し、Sの悪影響を無害化する作用を有するとともに、基地に固溶し、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには0.2％以上の含有を必要とするが、1.0％を超えて含有しても効果が飽和し、1.5％を超えて含有しても添加の費用に見合う効果が期待できなくなる。このため、Mn含有量は0.2〜1.5％に限定した。より好ましくは、Mn含有量は0.2〜1.0％とする。
Mnは、SをMnSとして固定し、Sの悪影響を無害化する作用を有するとともに、基地に固溶し、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには0.2％以上の含有を必要とするが、1.0％を超えて含有しても効果が飽和し、1.5％を超えて含有しても添加の費用に見合う効果が期待できなくなる。このため、Mn含有量は0.2〜1.5％に限定した。より好ましくは、Mn含有量は0.2〜1.0％とする。
Cr：5〜9％
Crは、Cと結合して主として共晶炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、圧延時に被圧延材との摩擦力を低減し、圧延を安定化させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには5％以上の含有を必要とする。一方、9％を超える含有は、スリップや焼付を発生させる。このため、Cr含有量は5〜9％の範囲に限定した。
Crは、Cと結合して主として共晶炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、圧延時に被圧延材との摩擦力を低減し、圧延を安定化させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには5％以上の含有を必要とする。一方、9％を超える含有は、スリップや焼付を発生させる。このため、Cr含有量は5〜9％の範囲に限定した。
Mo：4.0〜7.0％
Moは、基地や炭化物に固溶し、それらの固溶強化を介して、ロールの耐疲労性や耐摩耗性を向上させる重要な作用を有する。このような効果を得るためには、4.0％以上の含有を必要とする。一方、7.0％を超える含有は、Mo主体の硬脆な遊離炭化物を生成させ、耐疲労性を低下させる。このため、Mo含有量は4.0〜7.0％の範囲に限定した。好ましくは、4.3〜6.8％である。
Moは、基地や炭化物に固溶し、それらの固溶強化を介して、ロールの耐疲労性や耐摩耗性を向上させる重要な作用を有する。このような効果を得るためには、4.0％以上の含有を必要とする。一方、7.0％を超える含有は、Mo主体の硬脆な遊離炭化物を生成させ、耐疲労性を低下させる。このため、Mo含有量は4.0〜7.0％の範囲に限定した。好ましくは、4.3〜6.8％である。
V：4.0〜7.0％
Vは、耐摩耗性と耐疲労性を兼備させるために本発明では、重要な元素である。Vは、極めて硬質な炭化物（ＭＣ型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、共晶炭化物を分断、分散晶出させることに有効に作用し、ロールの耐疲労性を顕著に向上させる元素である。このような効果は、4.0％以上の含有で顕著となる。一方、7.0％を超える含有は、ＭＣ型炭化物を粗大化させるとともに、ＭＣ型炭化物の遠心鋳造偏析を助長させ、ロールの諸特性を不安定にする。このため、V含有量は4.0〜7.0％の範囲に限定した。好ましくは5.5〜6.8％である。
Vは、耐摩耗性と耐疲労性を兼備させるために本発明では、重要な元素である。Vは、極めて硬質な炭化物（ＭＣ型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、共晶炭化物を分断、分散晶出させることに有効に作用し、ロールの耐疲労性を顕著に向上させる元素である。このような効果は、4.0％以上の含有で顕著となる。一方、7.0％を超える含有は、ＭＣ型炭化物を粗大化させるとともに、ＭＣ型炭化物の遠心鋳造偏析を助長させ、ロールの諸特性を不安定にする。このため、V含有量は4.0〜7.0％の範囲に限定した。好ましくは5.5〜6.8％である。
Nb：0.5〜2.0％
Nbは、ＭＣ型炭化物に固溶してＭＣ型炭化物を強化し、ロールの耐摩耗性とさらにはロールの耐疲労性を向上させる元素である。また、Nbは、共晶炭化物の分断を促進させ、共晶炭化物の破壊を抑制する作用を有し、ロールの耐疲労性を向上させる元素である。また、Nbは、ＭＣ型炭化物の遠心鋳造時の偏析を抑制する作用を併せ有する。このような効果は、0.5％以上の含有で顕著となる。一方、2.0％を超える含有は、溶湯中でのＭＣ型炭化物の成長を過度に促進させ、遠心鋳造時の炭化物偏析を助長する。このため、Nb含有量は0.5〜2.0％の範囲に限定した。より好ましくは0.6〜1.3％である。
Nbは、ＭＣ型炭化物に固溶してＭＣ型炭化物を強化し、ロールの耐摩耗性とさらにはロールの耐疲労性を向上させる元素である。また、Nbは、共晶炭化物の分断を促進させ、共晶炭化物の破壊を抑制する作用を有し、ロールの耐疲労性を向上させる元素である。また、Nbは、ＭＣ型炭化物の遠心鋳造時の偏析を抑制する作用を併せ有する。このような効果は、0.5％以上の含有で顕著となる。一方、2.0％を超える含有は、溶湯中でのＭＣ型炭化物の成長を過度に促進させ、遠心鋳造時の炭化物偏析を助長する。このため、Nb含有量は0.5〜2.0％の範囲に限定した。より好ましくは0.6〜1.3％である。
本発明では、C、V、Nbを、上記した範囲でかつ、次（１）式
0.6 ≦（C−0.24V−0.13Nb）≦ 1.4 ‥‥（１）
（ここで、C、V、Nb：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有する。
0.6 ≦（C−0.24V−0.13Nb）≦ 1.4 ‥‥（１）
（ここで、C、V、Nb：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有する。
（0.24V＋0.13Nb）は、ＭＣ型炭化物の形成に消費されるC量を意味し、（C−0.24V−0.13Nb）は有効C量ともいい、基地に固溶するか共晶炭化物を形成するC量（質量％）を意味する。したがって、この有効C量は、基地硬さや共晶炭化物量に影響を与え、ロールの耐摩耗性や耐疲労性及び被圧延材とロールとの摩擦力に影響を与える。とくに優れた耐疲労性を確保するためには、有効C量（質量％）を0.6〜1.4の範囲に限定する必要がある。有効C量（質量％）が、0.6〜1.4の範囲を外れると、図３に示すように、ロールの耐疲労性が低下する。より好ましくは、有効C量（質量％）を0.7〜1.3の範囲とする。これによりさらに耐疲労性のばらつきを低減することが可能となる。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
不可避的不純物としては、P：0.05％以下、S：0.05％以下、N：0.06％以下、B：0.02％以下が例示できる。Pは、粒界に偏析し、材質を劣化させるため、本発明ではできるだけその含有量を低減することが望ましい。本発明ではP含有量が0.05％以下であれば許容できる。また、Sは、硫化物系介在物として存在し材質を低下させるため、本発明ではできるだけその含有量を低減することが好ましい。本発明ではS含有量が0.05％以下であれば許容できる。また、Nは、通常では、0.06％以下程度混入する。この程度のN含有量であれば本発明の効果に影響することはない。また、Bは、溶解原料であるスクラップや鋳造フラックス等から混入する不純物元素である。本発明ではその含有量をできるだけ低減することが好ましい。本発明ではB含有量が0.02％以下であれば本発明の効果に悪影響を及ぼすことはなく許容できる。
次に、本発明カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールの硬さ限定理由について説明する。
本発明カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールは、上記した組成を有し、カリバー面の硬さが、ショア硬さでHs 67〜76の硬さを有する。熱延鋼板圧延用ロールでは、一般的に約Hs 79以上の硬さに調整される。本発明が対象とする継目無鋼管製造用ロールである、カリバー付き熱間圧延用ロールでは、硬さが、Hs 76より硬いと、圧延時にスリップが発生し、安定した圧延が困難となる。一方、Hs 67未満であると耐摩耗性及び耐疲労性が低下するうえ、肌あれを発生させる場合がある。このため、本発明カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールでは、カリバー面の硬さを、ショア硬さでHs 67〜76に限定した。
つぎに、本発明カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールの好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する溶湯を溶製し、鋳型に注湯し、鋳造することが好ましい。溶製方法については、とくに限定する必要はなく、高周波炉等の常用の溶製方法がいずれも適用できる。なお、本発明では、鋳造は、エネルギーコストの低い廉価な、遠心鋳造法とする。鋳造にあたっては、内面にジルコン等を主材とした耐火物を0.5〜6mm被覆した鋳型（回転鋳型）を用いることが好ましい。
本発明カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールは、単層のスリーブ式ロールとすることが好ましいが、複層でロールを形成してもよい。複層でロールを形成する場合には、外層が凝固途中あるいは完全に凝固したのち、内層組成の溶湯を注湯し、外層と内層とが一体化した、一体型ロールとすることが好ましい。また、鋳造時にカリバー形状を有すると、鋳造品（ロール）が割れやすくなるため、鋳型にカリバー形状を造形する必要はない。鋳造時にはカリバー形状を造形せずに、例えば円筒状に鋳造し、鋳造後にカリバー形状を鍛造および／または切削等によって加工することが好ましい。
なお、内層には、鋳造性と機械的性質に優れた球状黒鉛鋳鉄、いも虫状黒鉛鋳鉄（VC鋳鉄）、過共析鋼、アダマイト鋼、球状黒鉛鋼などを用いることが好ましい。また、外層材の一部を溶融させて一体化するため、外層材に含まれるCr、V等の合金元素（炭化物形成元素）が内層へ混入し、内層が脆弱化することがあり、注意する必要がある。
カリバーを加工されたロールは、ついで、焼入れ処理と、焼戻処理を施され、カリバー面が上記した範囲の硬さを有するカリバー付きロールとされる。なお、焼入れ処理は、熱処理炉に装入され、加熱温度：950〜1100℃に加熱されたのち、空冷する処理とすることが好ましい。また、焼戻処理は、430〜600℃に加熱したのち、冷却する処理とすることが好ましい。
つぎに、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
（実施例１）
表１に示す組成の溶湯を、高周波炉で溶解し、遠心鋳造法によりリング状ロール材（外径250mmφ×内径130mmφ×長さ60mm）に鋳造した。なお、鋳込温度は1470〜1540℃、遠心力は重力倍数で160Ｇとした。鋳造後、焼入れ処理、焼戻処理を施して硬さを調整した。
なお、硬さは、ショア硬さ計で表面近傍位置で各5箇所測定し、その平均値を当該ロール材の平均硬さとした。
表１に示す組成の溶湯を、高周波炉で溶解し、遠心鋳造法によりリング状ロール材（外径250mmφ×内径130mmφ×長さ60mm）に鋳造した。なお、鋳込温度は1470〜1540℃、遠心力は重力倍数で160Ｇとした。鋳造後、焼入れ処理、焼戻処理を施して硬さを調整した。
なお、硬さは、ショア硬さ計で表面近傍位置で各5箇所測定し、その平均値を当該ロール材の平均硬さとした。
得られたリング状ロール材から、疲労試験片および摩耗試験片を採取した。
疲労試験片は、図５（ａ）に示す形状（外径60mmφ×内径25mmφ×幅10mm）とし、図５（ｂ）に示す寸法、形状のノッチ（深さｔ：1.3mm、周方向長さＬ：1.0mm）を試験片の外周面側の２箇所に、0.2mmφのワイヤを用いた放電加工（ワイヤカット）法で導入した試験片とした。また、疲労試験片の転動面の端部には面取りを施した。
上記したような疲労試験片を用いて、熱間転動疲労試験を実施し、耐疲労性を評価した。
熱間転動疲労試験は、図４に示すように、試験片と相手材との２円盤すべり転動方式で行い、試験片（疲労試験片）を水冷しながら700rpmで回転させ、回転する該試験片に、高周波加熱コイルで830℃に加熱した相手片（材質：S45C、外径：190mmφ、幅：10mm、面取り有）を荷重980Nで圧接させながら、すべり率：10％で転動させた。疲労試験片に導入した２つのノッチが折損するまで転動させ、各ノッチが折損するまでの転動回転数をそれぞれ求め、その平均値を、折損転動回転数とした。そして、表２中の試験材No.21の比較例（基準）の折損転動回転数を基準値とし、基準値に対する各リング状ロール材の折損転動回転数の比、（リング状ロール材の折損転動回転数）／（試験材No.21の比較例（基準）の折損転動回転数）を算出し、この値を耐疲労性指数とし、耐疲労性の指標とした。なお、耐疲労性指数が1.1以上である場合を、「耐疲労性に優れる」と評価した。
また、摩耗試験片は、外径60mmφ×内径25mmφ×幅10mmの試験片とした。また、摩耗試験片の転動面の端部には面取りを施した。上記したような摩耗試験片を用いて、摩耗試験を実施し、耐摩耗性を評価した。
摩耗試験は、図４に示すように、試験片と相手材との２円盤すべり転動方式で行い、試験片（摩耗試験片）を水冷しながら700rpmで回転させ、回転する該試験片に、830℃に加熱した相手片（材質：S45C、外径：190mmφ、幅：15mm、面取り有）を荷重980Nで圧接させながら、すべり率：10％で、累積転動回転数が200000回になるまで、転動させた。摩耗試験終了後、摩耗試験片の摩耗減量を求めた。
そして、表２中の試験材No.21の比較例（基準）の摩耗減量を基準値とし、基準値に対する各試験材の摩耗減量の比、｛（試験材の摩耗減量）／（試験材No.21の比較例（基準）の摩耗減量）｝を算出し、この値を耐摩耗性指数として、耐摩耗性を評価した。なお、耐摩耗性指数が1.1以上である場合を「耐摩耗性が優れる」と評価した。
得られた結果を表２に示す。
本発明例はいずれも、通常の鋼板圧延用ロール外層材の硬さ：Hs 81より低い、ショア硬さがHs 67〜76の範囲内であるが、この範囲内では硬さの低下に伴って耐摩耗性および耐疲労性が低下する傾向は見られなかった。表１の溶湯組成を参照して、表２の本発明例と比較例とを対比すると、むしろ有効C量などの組成条件が耐磨耗性や対疲労性に及ぼす影響が大きいと考えられる。
（実施例２）
表１に示す試験溶湯Nと同じ組成の溶湯（有効C量：（C−0.24V−0.13Nb）＝0.98）を、遠心鋳造法（遠心力：195Ｇ）で、円筒形状の単層スリーブロール（外径：575mmφ、内径：255mmφ、長さ：2.0ｍ）とした。得られたスリーブロールに軟化焼鈍を施した後に、複数個（長さ：約350mm）に切断した。それらのスリーブロールに、所望の形状のカリバーを粗加工し、しかる後に、950〜1100℃に加熱し焼入れしたのち、430〜600℃の温度に加熱する焼戻処理を複数回行ない、硬さを変化させた。
（実施例２）
表１に示す試験溶湯Nと同じ組成の溶湯（有効C量：（C−0.24V−0.13Nb）＝0.98）を、遠心鋳造法（遠心力：195Ｇ）で、円筒形状の単層スリーブロール（外径：575mmφ、内径：255mmφ、長さ：2.0ｍ）とした。得られたスリーブロールに軟化焼鈍を施した後に、複数個（長さ：約350mm）に切断した。それらのスリーブロールに、所望の形状のカリバーを粗加工し、しかる後に、950〜1100℃に加熱し焼入れしたのち、430〜600℃の温度に加熱する焼戻処理を複数回行ない、硬さを変化させた。
ついで、得られたスリーブロールに、仕上加工を行ない、図２に示すカリバー形状（カリバー底径：81mm）を有する試験ロール（長さ：305mm）とした。これらの試験ロールを、継目無鋼管製造ライン（172パス）のマンドレルミルスタンド（＃２スタンド）に設置し、それぞれ、13％Cr鋼管を主とした圧延サイクルにおいて1000本以上の試験圧延を実施し、スリップの発生の有無を調査した。
得られた結果を表３に示す。
本発明範囲のハイス系組成を有し、硬さがショア硬さでHs 67〜76の範囲にあるロールはいずれも、継目無鋼管を熱間圧延しても、スリップの発生は認められなかった。硬さが上記した範囲を外れるHs 67未満ではロール肌荒れが、また、Hs 76を超えるとスリップが発生している。本発明範囲の組成を有し、表面の硬さがショア硬さでHs 67〜76の範囲にあるロールは、肌荒れおよびスリップを防止できるロールであることがわかる。
以上のように、本発明の範囲内の組成、硬さを有するカリバー付きロールは、熱間圧延時のスリップの発生もなく、また耐摩耗性、耐疲労性にも優れ、継目無鋼管圧延用として、有用なロールである。
Claims (2)
- カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールであって、
質量％で、Ｃ：１．８〜３．０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：５〜９％、Ｍｏ：４．０〜７．０％、Ｖ：４．０〜７．０％、Ｎｂ：０．５〜２．０％を、下記（１）式を満足するように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
表面硬さが、ショア硬さでＨｓ６７〜７６であることを特徴とするカリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール。
０．６ ≦（Ｃ−０．２４Ｖ−０．１３Ｎｂ）≦ １．４ （１）
ここで、Ｃ、Ｖ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％） - 前記カリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロールが、継目無鋼管圧延用であることを特徴とする請求項１に記載のカリバー付き熱間圧延用遠心鋳造製ロール。
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