JP5950048B2 - 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール - Google Patents

Description

本発明は、耐摩耗性、耐焼付き性（耐事故性）及び耐肌荒れ性に優れた外層及び靭性に優れた内層を有する複合構造の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールに関する。

連続鋳造等で製造した厚さ数百mmの加熱スラブは、粗圧延機及び仕上げ圧延機を有するホットストリップミルで数〜数十mmの厚さの鋼板に圧延される。仕上げ圧延機は通常、5〜7スタンドの四重式圧延機を直列に配置したものである。7スタンドの仕上げ圧延機の場合、第一スタンドから第三スタンドまでを前段スタンドと呼び、第四スタンドから第七スタンドまでを後段スタンドと呼ぶ。

このようなホットストリップミルに用いられるワークロールは、熱間薄板と接する外層と、外層の内面に溶着一体化した内層とからなる。熱間薄板に接触する外層は、一定の期間の熱間圧延により大きな熱的及び機械的な圧延負荷を受けるので、表面に摩耗、肌荒れ、ヒートクラック等の損傷が生じるのは避けられない。外層からこれらの損傷を研削除去した後、ワークロールは再び圧延に供される。ロール外層から損傷部を研削除去することは「改削」と呼ばれる。ワークロールは、初径から圧延に使用可能な最小径（廃却径）まで改削された後、廃却される。初径から廃却径までを圧延有効径と呼ぶ。圧延有効径内の外層は、ヒートクラックのような大きな損傷を防止するために、優れた耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性を有するのが望ましい。

優れた耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性が要求されるホットストリップミルの仕上げ後段スタンド用のワークロールとして、従来から耐事故性が良好な高合金グレン鋳鉄に耐摩耗性を向上させるためにMo、V等の硬質炭化物形成元素を添加した合金を外層材とした複合ロールが提案されている。例えば、特開2004-82209号は、外殻層の化学成分が質量比で、C：3.0〜4.0％、Si：0.8〜2.5％、Mn：0.2〜1.2％、Ni：3.0〜5.0％、Cr：0.5〜2.5％、Mo：0.1〜3.0％、V：1.0〜5.0％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、軸芯部がC：2.5〜4.0％を含有する普通鋳鉄又は球状黒鉛鋳鉄で形成されており、外殻層の厚み（T）と軸芯部の半径（R）が0.03≦T/R≦0.5の関係を満足する遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールを提案している。この複合ロールは良好な耐焼付性及び耐摩耗性を有する。しかし、熱間圧延用複合ロールの外層にはさらに高い耐摩耗性が要求されるようになってきた。

高い耐摩耗性を有する高速度鋼からなる外層を有する熱間圧延用複合ロールも提案されている。例えば、熱間圧延仕上げ前段に用いられる複合ロールの外層材として、特開平08-020837号は、重量比でC：1.50〜3.50％、Si：1.50％以下、Mn：1.20％以下、Cr：5.50〜12.00％、Mo：2.00〜8.00％、V：3.00〜10.00％、Nb：0.60〜7.00％、B：0.01超〜0.200％以下、N：0.08超〜0.300％以下を含有し、且つ下記式(1) 及び(2) を満足し、V＋1.8 Nb≦7.5 C−6.0・・・(1)、及び0.20≦Nb/V≦0.80・・・(2)、残部Fe及び不可避的不純物よりなる摩擦係数の小さい高速度鋼系圧延用ロール外層材を開示している。Bの添加により外層材の耐焼付き性は向上しているが、熱間圧延用複合ロールの外層に要求される耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性についてはまだ不十分である。

特開2005-264322号は、外層と内層が溶着一体化してなる熱間圧延用複合ロールであって、前記外層が、質量比でC：1.8〜3.5％、 Si：0.2〜2％、Mn：0.2〜2％、Cr：4〜15％、Mo：2〜10％、V：3〜10％、P：0.1〜0.6％、及びB：0.05〜0.5％を含有し、さらにNb：3％以下、W：5％以下、Ni：5％以下、及びCo：2％以下を含有して良く、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する耐焼付き性に優れた熱間圧延用複合ロールを開示している。特開2005-264322号は、0.03％以下のSを含有しても良いと記載している。しかし、この外層の耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性は不十分であった。

特開平10-008212号は、少なくともロールの外殻層が、重量比でC：1.5〜3％、Cr：0.5〜5％、Mo：0.5〜8％、V：1〜8％、W：1超〜8％、Nb：0.1〜5％及びB：0.01〜1％を含有する高炭素高速度鋼からなり、組織中に粒径が15μm以下で長径／短径比が2以下のMC型炭化物を5〜20面積％有する熱間圧延用ロールを開示している。Sは不可避的不純物とみなされ、0.08％以下であれば含有しても良いと記載されている。しかし、特開平10-008212号のロールの外殻層では十分な耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性が得られなかった。

特開昭61-26758号は、化学組成が重量比で、C：1.0〜2.0％、Si：0.2〜2.0％、Mn：0.5〜1.5％、Ni：3.0％以下、Cr：2〜5％、Mo：3〜10％、V：4.0％以下、及びS：0.1〜0.6％を含有し、残部が実質的にFeからなる耐焼付き性に優れた複合ロール外層を開示している。しかし、この複合ロール外層はBを全く含有しないので、やはり十分な耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性を有さない。

従って本発明の目的は、耐摩耗性、耐事故性及び耐肌荒れ性に優れた外層と、強靱な内層とを有する遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールを提供することである。

本発明の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールは、遠心鋳造法により形成された外層と、ダクタイル鋳鉄からなる内層とが溶着一体化してなり、前記外層が質量基準で、C：1〜3％、Si：0.4〜3％、Mn：0.3〜3％、Ni：1〜5％、Cr：2〜7％、Mo：3〜8％、V：3〜7％、及びB：0.01〜0.12％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ下記式(1)：
Cr/(Mo＋0.5W)＜−2/3[C−0.2(V＋1.19Nb)]＋11/6 ・・・(1)
により表される関係（ただし、任意成分であるW及びNbを含有しない場合、W＝0及びNb＝0である。）を満足し、面積率で1〜15％のMC炭化物、0.5〜20％の炭ホウ化物、及び0.5〜20％のMo系炭化物を含有することを特徴とする。

前記外層はさらに3質量％以下のNb及び4質量％以下のWを含有するのが好ましい。

前記外層はさらに0.05〜0.3質量％のSを含有するのが好ましい。

前記外層はさらに0.01〜0.07質量％のNを含有するのが好ましい。

前記外層はさらに質量基準で、Co：5％以下、Zr：0.5％以下、Ti：0.5％以下及びAl：0.5％以下からなる群から選ばれた少なくとも一種を含有するのが好ましい。

前記外層は下記式(2)：
30.23＋2.74×(MC炭化物の面積率)＋4.01×(Mo系炭化物の面積率)−5.63×(炭ホウ化物の面積率)≦50 ・・・(2)
の関係を満足するのが好ましい。

前記外層は500以上のビッカース硬さHvを有するのが好ましい。

本発明の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールの外層は、0.01〜0.12％のBを含有するので、生成する炭ホウ化物により耐焼付き性が向上している。その上、本発明の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールの外層はMC炭化物により高い耐摩耗性を有する。また、本発明のロールは、耐摩耗性に優れるため圧延負荷に対する表面損傷が少なく、また耐焼付き性にも優れるため圧延材が焼付き、付着する肌荒れに対しても優れた特性を持っている。この結果、圧延後のロール肌がなめらかであり、これによって圧延される製品品質も良好なものが得られる。高い耐摩耗性だけでなく、優れた耐焼付き性及び耐肌荒れ性を有する本発明の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールは、ホットストリップミルの仕上げ圧延段に用いるのに好適である。

熱間圧延用複合ロールを示す概略断面図である。 本発明の遠心鋳造製複合ロールの製造に用いる鋳型の一例を示す分解断面図である。 本発明の遠心鋳造製複合ロールの製造に用いる鋳型の一例を示す断面図である。 Mo系炭化物を主体とする共晶炭化物が生成する領域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。 摩擦熱衝撃試験機を示す概略図である。 実施例2の試験片の光学顕微鏡写真Aである。 実施例2の試験片の光学顕微鏡写真Bである。 実施例2の試験片の光学顕微鏡写真Cである。 実施例2の試験片の光学顕微鏡写真Dである。

本発明の実施形態を以下詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではなく、本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で種々の変更をしても良い。特に断りがなければ、単に「％」と記載しているときは「質量％」を意味する。

[1] 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール
図1は遠心鋳造法により形成された外層1と、外層1に溶着一体化した内層2とからなる熱間圧延用複合ロール10を示す。ダクタイル鋳鉄からなる内層2は、外層1に溶着した胴芯部21と、胴芯部21の両端から一体的に延出する軸部22，23とを有する。外層1は高速度鋼からなるのが好ましい。

(A) 外層
(1) 必須元素
(a) C：1〜3質量％
CはV（Nb）、Cr及びMoと結合して硬質の炭化物を生成し、耐摩耗性の向上に寄与する。Cが1質量％未満では耐摩耗性に寄与するMC炭化物の晶出が不十分であり、また3質量％を超えると炭化物量が過剰となって靱性が低下する。C含有量の下限は好ましくは1.4質量％である。またC含有量の上限は好ましくは2.9質量％であり、より好ましくは2.5質量％であり、最も好ましくは2.3質量％である。

(b) Si：0.4〜3質量％
Siは溶湯の脱酸により酸化物の欠陥を減少させる効果を有する。Siが0.4質量％未満では脱酸効果が不十分である。Siは基地に優先的に固溶する元素であるが、3質量％を超えると外層は脆化する。Si含有量の下限は好ましくは0.45質量％であり、より好ましくは0.5質量％である。またSi含有量の上限は好ましくは2.7質量％であり、より好ましくは2.5質量％であり、最も好ましくは2.0質量％である。

(c) Mn：0.3〜3質量％
Mnは溶湯の脱酸作用を有する他に、Sと結合して潤滑作用を有するMnSを生成する。Mnが0.3質量％未満ではそれらの効果は不十分である。一方、Mnが3質量％を超えてもさらなる効果は得られない。Mn含有量の下限は好ましくは0.35質量％である。またMn含有量の上限は好ましくは2.5質量％であり、より好ましくは1.9質量％であり、最も好ましくは1.7質量％である。

(d) Ni：1〜5質量％
Niは基地の焼き入れ性を向上させる作用を有するので、大型の複合ロールの場合にNiを添加すると、冷却中のパーライトの発生を防止し、外層の硬さを向上させることができる。しかし、Niが5質量％を超えるとオーステナイトが安定化しすぎ、硬さが向上しにくくなる。Ni含有量の上限は好ましくは4質量％であり、より好ましくは3.8質量％であり、最も好ましくは3.5質量％である。添加効果が得られるNi含有量の下限は1質量％であり、好ましくは1.2質量％である。

(e) Cr：2〜7質量％
Crは基地をベーナイト又はマルテンサイトにして硬さを保持し、耐摩耗性を維持するのに有効な元素である。Crが2質量％未満ではその効果が不十分であり、また7質量％を超えると基地組織が脆化する。Crの含有量の下限は好ましくは2.5質量％であり、より好ましくは3.0質量％である。またCr含有量の上限は好ましくは6.8質量％であり、より好ましくは6.5質量％である。

(f) Mo：3〜8質量％
MoはCと結合して硬質炭化物（M₆C、M₂C）を形成し、外層の硬さを増加させる。また、MoはV（及びNb）とともに強靭かつ硬質なMC炭化物を生成し、耐摩耗性を向上させる。Moが3質量％未満ではそれらの効果は不十分である。一方、Moが8質量％を超えると外層の靭性が劣化する。Mo含有量の下限は好ましくは3.5質量％であり、より好ましくは4.0質量％である。またMo含有量の上限は好ましくは7.8質量％であり、より好ましくは7.6質量％であり、最も好ましくは7.4質量％である。

(g) V：3〜7質量％
VはCと結合して硬質のMC炭化物を生成する元素である。このMC炭化物は2500〜3000のビッカース硬さHvを有し、炭化物の中で最も硬い。Vが3質量％未満ではMC炭化物の晶出量が不十分である。一方、Vが7質量％を超えると、比重の軽いMC炭化物が遠心鋳造中の遠心力により内面側に濃化し、MC炭化物の半径方向偏析が著しくなるだけでなく、外層が内層と溶着一体化しにくくなる。V含有量の下限は好ましくは3.2質量％であり、より好ましくは3.5質量％である。またV含有量の上限は好ましくは6.9質量％であり、より好ましくは6.8質量％であり、最も好ましくは6.7質量％である。

(h) B：0.01〜0.12質量％
Bは潤滑作用を有する炭ホウ化物を形成する。炭ホウ化物は金属元素、炭素及びホウ素を含む相であり、典型的には50〜80質量％のFe、5〜17質量％のCr、0.5〜2質量％のV、5〜17質量％のMo＋W、3〜9質量％のC、及び1〜2.5質量％のBを主成分とする。炭ホウ化物は微量成分としてSi、Mn、Ni及びNbを含有しても良い。

炭ホウ化物の潤滑作用は特に高温で顕著に発揮されるので、熱間圧延材のかみ込み時の焼き付き防止に効果的である。有効な潤滑作用を発揮させるためには、炭ホウ化物の面積率は1〜20％である。Bが0.01質量％未満では上記面積率範囲の炭ホウ化物が形成されない。一方、Bが0.12質量％を超えると外層が脆化する。B含有量の下限は好ましくは0.02質量％であり、より好ましくは0.03質量％である。またB含有量の上限は好ましくは0.1質量％である。

(2) 任意元素
(a) Nb：3質量％以下
Vと同様に、NbもCと結合して硬質MC炭化物を生成する。NbはV及びMoとの複合添加により、MC炭化物に固溶してMC炭化物を強化し、外層の耐摩耗性を向上させる。NbCはVCより溶湯密度との差が小さいので、MC炭化物の偏析を軽減させる。Nbが3質量％を超えるとMC炭化物が凝集し、健全な外層を得にくくなる。外層の耐摩耗性向上効果を得るには、Nb含有量の下限は0.1質量％が好ましい。Nb含有量の上限は好ましくは2.8質量％であり、より好ましくは2.5質量％であり、最も好ましくは2.3質量％である。

(b) W：4質量％以下
WはCと結合して硬質のM₆C及びM₂Cの炭化物を生成し、外層の耐摩耗性向上に寄与する。またMC炭化物にも固溶してその比重を増加させ、偏析を軽減させる作用を有する。しかし、Wが4質量％を超えると、溶湯の比重を重くするため、炭化物偏析が発生しやすくなる。従って、Wを添加する場合には、その好ましい含有量は4質量％以下である。W含有量の上限はより好ましくは3.5質量％であり、最も好ましくは3質量％である。また上記添加効果を得るには、W含有量の下限はより好ましくは0.1質量％であり、最も好ましくは0.2質量％である。

(c) S：0.05〜0.3質量％
Sは潤滑作用を有するMnSを形成するが、0.3質量％を超えると外層の脆化が起こる。十分なMnSの潤滑作用を得るには、S含有量の上限は好ましくは0.2質量％であり、より好ましくは0.15質量％である。

(d) N：0.01〜0.07質量％
Nは炭化物を微細化する効果を有するが、0.07質量％を超えると外層が脆化する。十分な炭化物微細化効果を得るには、N含有量の下限は好ましくは0.01質量％であり、より好ましくは0.015質量％である。またN含有量の上限はより好ましくは0.06質量％である。

(e) Co：5質量％以下
Coは基地組織の強化に有効な元素であるが、5質量％を超えると外層の靱性を低下させる。十分な基地組織強化効果を得るには、Co含有量の下限は0.1質量％が好ましい。Co含有量の上限はより好ましくは3質量％である。

(f) Zr：0.5質量％以下
ZrはCと結合してMC炭化物を生成し、耐摩耗性を向上させる。また、Zrは溶湯中で酸化物を生成し、この酸化物が結晶核として作用するために、凝固組織が微細になる。さらに、ZrはMC炭化物の比重を増加させ、偏析防止に効果がある。しかし、Zrが0.5質量％を超えると、介在物となるので好ましくない。Zr含有量の上限はより好ましくは0.3質量％である。また、十分な添加効果を得るためには、Zrの含有量の下限はより好ましくは0.01質量％である。

(g) Ti：0.5質量％以下
TiはN及びOと結合し酸窒化物を形成する。これらが溶湯中に懸濁されて核となり、MC炭化物を微細化及び均質化する。しかし、Tiが0.5質量％を超えると、溶湯の粘性が増加し、鋳造欠陥が発生しやすくなる。十分な添加効果を得るには、Ti含有量の下限は0.005質量％が好ましく、0.01質量％がより好ましい。またTi含有量の上限はより好ましくは0.3質量％であり、最も好ましくは0.2質量％である。

(h) Al：0.5質量％以下
Alは、黒鉛化阻害元素であるN及びOと結合し酸窒化物を形成する。これら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。しかし、Alが0.5質量％を超えると、外層が脆くなり機械的性質の劣化を招く。十分な添加効果を得るには、Al含有量の下限は好ましくは0.001質量％であり、より好ましくは0.01質量％である。また、Al含有量の上限はより好ましくは0.3質量％であり、最も好ましくは0.2質量％である。

(3) 不可避的不純物
外層の組成の残部は実質的にFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物のうち、Pは機械的性質の劣化を招くので、できるだけ少なくするのが好ましい。具体的には、Pの含有量は0.1質量％以下が好ましい。その他の不可避的不純物として、Cu、Sb、Te、Ce等の元素は合計で0.7質量％以下であれば良い。

(4) 関係式
外層は下記式(1)：
Cr/(Mo＋0.5W)＜−2/3[C−0.2(V＋1.19Nb)]＋11/6 ・・・(1)
［ただし、C、Cr、Mo、V、Nb及びWの記号はそれらにより表される元素の含有量（質量％）を示し、任意成分であるNb及びWを含有しない場合Nb及びWは0である。］により表される関係を満足することを特徴とする。式(1) はこれらの成分を含有する鋼材の組織を調べた結果得られたものである。式(1) の左辺のCr/(Mo＋0.5W)はCr系炭化物形成元素とMo系炭化物形成元素の比率を表し、右辺の[C−0.2(V＋1.19Nb)]はCバランスを表す。下記式(1’)：
Cr/(Mo＋0.5W)＝−2/3[C−0.2(V＋1.19Nb)]＋11/6 ・・・(1’)
は図3において直線Aにより表され、直線Aより下の領域（線上を含まない）はMo系炭化物を主体とする共晶炭化物が生成する領域であり、直線Aより上の領域（線上を含む）はCr系炭化物を主体とする共晶炭化物が生成する領域である。従って、式(1) は、図3において直線Aより下のMo系炭化物を主体とする共晶炭化物が生成する領域を表す。直線Aより下のMo系炭化物を主体とする共晶炭化物が生成する領域は、一般に直線Aより上のCr系炭化物を主体とする共晶炭化物が生成する領域に比べ耐摩耗性が良好であると言える。

(5) 組織
外層の組織は、MC炭化物、M₂CやM₆CのMoを主体とする炭化物（Mo系炭化物）、及び炭ホウ化物を含有する。分析の結果、炭ホウ化物はM₂₃(C, B)₆の組成を有すると考えられる。外層1の組織はその他に、僅かな量のM₇C₃やM₂₃C₆のCrを主体とする炭化物（Cr系炭化物）を含有する。

外層は面積率で1〜15％のMC炭化物を含有する。耐摩耗性に寄与するMC炭化物の面積率が1％未満では外層1は十分な耐摩耗性を有さない。一方、MC炭化物の面積率が15％を超えると、外層1は脆化する。MC炭化物の面積率の下限は好ましくは4％であり、MC炭化物の面積率の上限は好ましくは12％である。

外層は面積率で0.5〜20％の炭ホウ化物を含有し、その潤滑作用により優れた耐焼き付き性を示す。炭ホウ化物の面積率の下限は好ましくは1％であり、より好ましくは2％である。また、炭ホウ化物の面積率の上限は好ましくは15％であり、より好ましくは10％である。

外層はさらに面積率で0.5〜20％のMo系炭化物を含有し、耐摩耗性の向上に寄与する。Mo系炭化物の面積率の下限は好ましくは1％であり、Mo系炭化物の面積率の上限は好ましくは12％である。基地はマルテンサイト及び／又はベーナイトが主体であるが、トゥルースタイトが析出する場合もある。

外層は下記式(2)：
30.23＋2.74×(MC炭化物の面積率)＋4.01×(Mo系炭化物の面積率)−5.63×(炭ホウ化物の面積率)≦50 ・・・(2)
の関係を満足するのが好ましい。式(2) は、各組織要素の耐焼付き性に対する影響から実験的求めたものである。MC炭化物の面積率、Mo系炭化物の面積率及び炭ホウ化物の面積率が式(2) の関係を満足することにより、耐焼付き性に優れた外層1が得られる。外層1のビッカース硬さHvは500以上が好ましく、550〜800がより好ましい。

(B) 内層
内層2は高強度のダクタイル鋳鉄（「球状黒鉛鋳鉄」とも呼ばれる。）からなる。外層1の長寿命化に応じて内層2のジャーナル部（軸部）22，23の寿命も長くするために、高い耐摩耗性を有するのが好ましい。ジャーナル部の摩耗により軸受との間のガタが大きくなると、複合ロール10を廃却せざるを得ない。高耐摩耗性のジャーナル部を提供するため、内層2のダクタイル鋳鉄は35％以下のフェライト面積率を有するのが好ましい。ダクタイル鋳鉄では、球状黒鉛の晶出によりその周囲の炭素量が低下し、低硬度のフェライト組織となりやすい。フェライト面積率が多くなるほど基地の硬さは低下し、よって耐摩耗性が低下する。内層2用のダクタイル鋳鉄のフェライト面積率は好ましくは32％以下である。

ダクタイル鋳鉄のフェライト面積率は、合金元素の量に影響される。フェライト面積率が35％以下となるダクタイル鋳鉄の組成は、質量基準でC：2.3〜3.6％、Si：1.5〜3.5％、Mn：0.2〜2.0％、Ni：0.3〜2.5％、Cr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、Mg：0.01〜0.08％、及びV：0.05〜1.0％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物である。上記必須元素の他に、Nb：0.7％以下、及びW：0.7％以下を含有しても良い。さらに、フェライト面積率を低下させるために、Pは通常不純物元素として0.005〜0.05％程度ダクタイル鋳鉄に入っているが、フェライト面積率を低下させるために0.5％まで添加しても良い。ダクタイル鋳鉄は、鉄基地がフェライト及びパーライトを主体とし、その他に黒鉛及び微量のセメンタイトを含む。

[2] 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールの製造方法
図2(a) 及び図2(b) は、遠心鋳造用円筒状鋳型30で外層1を遠心鋳造した後に内層2を鋳造するのに用いる静置鋳造用鋳型の一例を示す。静置鋳造用鋳型100は、内面に外層1を有する円筒状鋳型30と、その上下端に設けられた上型40及び下型50とからなる。円筒状鋳型30内の外層1の内面は内層2の胴芯部21を形成するためのキャビティ60aを有し、上型40は内層2の軸部23を形成するためのキャビティ60bを有し、下型50は内層2の軸部22を形成するためのキャビティ60cを有する。円筒状鋳型30を用いる遠心鋳造法は水平型、傾斜型又は垂直型のいずれでも良い。

円筒状鋳型30の上下に上型40及び下型50を組み立てると、外層1内のキャビティ60aは上型40のキャビティ60b及び下型50のキャビティ60cと連通し、内層1全体を一体的に形成するキャビティ60を構成する。円筒状鋳型30内の32及び33は砂型である。また、上型40内の42及び下型50内の52はそれぞれ砂型である。なお、下型50には内層用溶湯を保持するための底板53が設けられている。軸部22形成用の下型50の上に、外層1を遠心鋳造した円筒状鋳型30を起立させて設置し、円筒状鋳型30の上に軸部23形成用の上型40を設置して、内層2形成用の静置鋳造用鋳型100を構成する。

静置鋳造用鋳型100において、遠心鋳造法により形成した外層の凝固途中又は凝固後に、内層2用のダクタイル鋳鉄溶湯が上型40の上方開口部43からキャビティ60内に注入されるに従い、キャビティ60内の溶湯の湯面は下型50から上型40まで次第に上昇し、軸部22、胴芯部21及び軸部23からなる内層2が一体的に鋳造される。

遠心鋳造法で外層を形成した後に内層用の溶湯を鋳込むと、内層用溶湯の影響で外層1の温度が上昇する。そのときの外層1の使用域の温度を外層1の再加熱温度と呼ぶ。Bを含有する外層1には比較的低融点（約1100℃）の炭ホウ化物が生成しているが、再加熱温度が1100℃を超えるほど高いと、炭ホウ化物が溶けてミクロキャビティ欠陥が発生する。逆に、外層1の再加熱温度が低過ぎる（内層2の鋳込み温度が低過ぎる）と、外層1と内層2の溶着が不十分となる。従って、外層1の使用域の再加熱温度を500℃〜1100℃にするのが好ましい。この条件は少なくとも外層1の圧延有効径内で満たしていれば良い。

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

実施例1〜7、比較例1及び2
図2(a) に示す構造の円筒状鋳型30（内径800 mm、及び長さ2500 mm）を水平型の遠心鋳造機に設置し、表1に示す組成の各溶湯を用いて外層1を遠心鋳造した。外層1が凝固した後、内面に外層1（厚さ：90 mm）が形成された円筒状鋳型30を起立させ、軸部22形成用の中空状下型50（内径600 mm、及び長さ1500 mm）の上に円筒状鋳型30を立設し、円筒状鋳型30の上に軸部23形成用の中空状上型40（内径600 mm、及び長さ2000 mm）を立設し、図2(b) に示す静置鋳造用鋳型100を構成した。

静置鋳造用鋳型100のキャビティ60に、質量基準でC：3.0％、Si：2.6％、Mn：0.3％、Ni：1.4％、Cr：0.1％、Mo：0.2％、Mg：0.05％、P：0.03％、及びS：0.03％を含有し、残部が実質的にFe及び不可避不純物である化学組成を有するダクタイル鋳鉄溶湯を上方開口部43から注湯し、途中でSiを含む黒鉛化接種材を接種して、外層1の内面に内層2が一体的に溶着した複合ロールを製造した。

注：「−」は「添加せず」を意味する。

注：(1) Cr/(Mo＋0.5W)の値。
(2) −2/3[C−0.2(V＋1.19Nb)]＋11/6の値。

各実施例及び各比較例の外層から切り出した各試料のビッカース硬さHvを測定した。結果を表3に示す。

各実施例及び各比較例の外層から切り出した試験片について、下記の手順により光学顕微鏡により組織観察を行った。
工程1：各試験片を炭化物が浮き立たないように鏡面研磨した。
工程2：各試験片を村上氏薬で約30秒間腐食した後、各試験片の組織の光学顕微鏡写真Aを撮影した。
工程3：各試験片を平均粒径3μmのダイヤモンド微粒子のペーストを用いて10〜30秒間バフ研磨した。
工程4：工程2の写真と同じ視野で各試験片の組織の光学顕微鏡写真Bを撮影した。
工程5：各試験片をクロム酸電解腐食で約1分間腐食した後、工程2の写真と同じ視野で各試験片の組織の光学顕微鏡写真Cを撮影した。
工程6：各試験片を過硫酸アンモニウム水溶液で約1分間腐食した。
工程7：工程2の写真と同じ視野で各試験片の組織の光学顕微鏡写真Dを撮影した。

実施例2の試験片について、光学顕微鏡写真Aを図6に示し、光学顕微鏡写真Bを図7に示し、光学顕微鏡写真Cを図8に示し、光学顕微鏡写真Dを図9に示す。写真A〜Dから測定可能な組織要素を表2に○印で示す。

画像解析ソフトを用いて、それぞれの写真から下記の方法によりMC炭化物、Mo系炭化物及び炭ホウ化物の面積率を求めた。結果を表3に示す。
(1) 光学顕微鏡写真Aにおいて黒い部分はMo系炭化物及びCr系炭化物であるので、写真AからMo系炭化物＋Cr系炭化物の面積率を求めた。
(2) 光学顕微鏡写真Bにおいて黒い部分はMo系炭化物であるので、写真BからMo系炭化物の面積率を求めた。写真Aから求めたMo系炭化物＋Cr系炭化物の面積率から、写真Bから求めたMo系炭化物の面積率を差し引くことにより、Cr系炭化物の面積率を求めた。
(3) 光学顕微鏡写真Cにおいて黒い部分はMC炭化物及びMo系炭化物であるので、写真CからMC炭化物＋Mo系炭化物の面積率を求めた。写真Cから求めたMC炭化物＋Mo系炭化物の面積率から、写真Bから求めたMo系炭化物の面積率を差し引くことにより、MC炭化物の面積率を求めた。
(4) 光学顕微鏡写真Dにおいて黒い部分は基地、MC炭化物及びMo系炭化物であり、白い部分は炭ホウ化物及びCr系炭化物であるので、写真Dで求めた炭ホウ化物＋Cr系炭化物の面積率から上記(2) で求めたCr系炭化物の面積率を差し引くことにより、炭ホウ化物の面積率を求めた。

注：式(2)の左辺＝30.23＋2.74×(MC炭化物の面積率)＋4.01×(Mo系炭化物の面積率)−5.63×(炭ホウ化物の面積率)。

実施例1〜7の外層組織を観察した結果、圧延有効径内にミクロキャビティは認められなかった。内層の鋳込みにより外層が1100℃超に再加熱されると低融点の炭ホウ化物の溶融によりミクロキャビティが発生するので、以上の観察結果から、圧延有効径内での外層の再加熱温度が1100℃以下であったと推定できる。

実施例2の外層組織中に存在する炭ホウ化物を、電界放出型電子線マイクロアナライザー（FE-EPMA）で分析の結果、炭ホウ化物は66.2質量％のFe、12.8質量％のCr、1.2質量％のV、13.3質量％のMo＋W、3.6質量％のC、及び1.7質量％のBを主成分とする組成を有することが分った。

実施例1〜7及び比較例1及び2の各外層用溶湯を用いて、外径60 mm、内径40 mm及び幅40 mmのスリーブ構造の試験用ロールを作製した。耐摩耗性を評価するため、図4に示す圧延摩耗試験機を用いて、各試験用ロールに対して摩耗試験を行った。圧延摩耗試験機は、圧延機11と、圧延機11に組み込まれた試験用ロール12，13と、圧延材18を予熱する加熱炉14と、圧延材18を冷却する冷却水槽15と、圧延中に一定の張力を与える巻取機16と、張力を調節するコントローラ17とを具備する。圧延摩耗条件は以下の通りであった。圧延後、試験用ロールの表面に生じた摩耗の深さを触針式表面粗さ計により測定した。結果を表4に示す。
圧延材：SUS304
圧下率：25％
圧延速度：150 m／分
圧延材温度：900℃
圧延距離：300 m／回
ロール冷却：水冷
ロール数：4重式

耐事故性を評価するため、図5に示す摩擦熱衝撃試験機を用いて、各試験用ロールに対して焼付試験を行った。摩擦熱衝撃試験機は、ラック71に重り72を落下させることによりピニオン73を回動させ、試験材74に噛み込み材75を強く接触させるものである。焼付きの程度を焼付き面積率により以下の通り評価した。結果を表4に示す。焼付きが少ないほど耐事故性が良い。
○：焼付き殆ど無し（焼付き面積率が40％未満）。
△：僅かな焼付き有り（焼付き面積率が40％以上60％未満）。
×：著しい焼付き有り（焼付き面積率が60％以上）。

10・・・遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール
1・・・外層
2・・・内層
21・・・胴芯部
22，23・・・軸部
11・・・圧延機
12，13・・・試験用ロール
14・・・加熱炉
15・・・冷却水槽
16・・・巻取機
17・・・コントローラ
18・・・圧延材
100・・・静置鋳造用鋳型
30・・・遠心鋳造用円筒状鋳型
32，33，42，52・・・砂型
40・・・静置鋳造用上型
50・・・静置鋳造用下型
60，60a，60b，60c・・・キャビティ
71・・・ラック
72・・・重り
73・・・ピニオン
74・・・試験材
75・・・噛み込み材

Claims (6)

1. 遠心鋳造法により形成された外層と、ダクタイル鋳鉄からなる内層とが溶着一体化してなる遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールであって、前記外層が質量基準で、C：1〜3％、Si：0.4〜3％、Mn：0.3〜3％、Ni：1〜5％、Cr：2〜7％、Mo：3〜8％、V：3〜7％、及びB：0.01〜0.12％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ下記式(1)：
   Cr/(Mo＋0.5W)＜−2/3[C−0.2(V＋1.19Nb)]＋11/6 ・・・(1)
   により表される関係（ただし、任意成分であるW及びNbを含有しない場合、W＝0及びNb＝0である。）を満足し、面積率で1〜15％のMC炭化物、0.5〜20％の炭ホウ化物、及び0.5〜20％のMo系炭化物を含有することを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール。
2. 請求項１に記載の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールにおいて、前記外層がさらに3質量％以下のNb及び4質量％以下のWを含有することを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール。
3. 請求項1又は2に記載の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールにおいて、前記外層がさらに0.05〜0.3質量％のSを含有することを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール。
4. 請求項1〜3のいずれかに記載の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールにおいて、前記外層がさらに0.01〜0.07質量％のNを含有することを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール。
5. 請求項1〜4のいずれかに記載の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールにおいて、前記外層がさらに質量基準で、Co：5％以下、Zr：0.5％以下、Ti：0.5％以下及びAl：0.5％以下からなる群から選ばれた少なくとも一種を含有することを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール。
6. 請求項1〜5のいずれかに記載の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールにおいて、前記外層が500以上のビッカース硬さHvを有することを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール。