JP6036698B2 - 熱間圧延用遠心鋳造複合ロール及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐摩耗性に優れた外層及び靭性に優れた内層からなる複合構造を有する熱間圧延用遠心鋳造複合ロール、特に薄鋼板のホットストリップミルの仕上げ熱間圧延に好適な遠心鋳造複合ロール、及びその製造方法に関する。

ホットストリップミルは、連続鋳造等で製造した厚さ数百ミリのスラブを加熱した後、順に複数の粗圧延機及び複数の仕上げ圧延機のロール間に通し、数〜数十ミリの厚さに圧延するものである。仕上げ圧延機は、通常5〜7つの四重式圧延機スタンドを直列に配置したものであり、特に7つのスタンドからなる仕上げ圧延機が広く用いられている。7スタンドの仕上げ圧延機では、第一〜第三スタンドを前段スタンドと呼び、第四〜第七スタンドを後段スタンドと呼ぶ。

仕上げ圧延機に用いられるロールは圧延による熱的及び機械的負荷に耐える必要があるため、耐摩耗性に優れた外層と靭性に優れた内層とを溶着一体化した複合構造の遠心鋳造複合ロール（単に「複合ロール」という）が用いられている。しかし、圧延による熱的及び機械的負荷によっては外層表面に摩耗、肌荒れ、ヒートクラック等の損傷が発生するため、一定期間使用した後に複合ロールを圧延機から取り外し、損傷を研削除去（改削）する。改削により複合ロールの胴径は初径から圧延に使用可能な最小径（廃却径）まで徐々に小さくなる。初径から廃却径までは圧延使用有効径（単に「有効径」という）と呼ばれる。

仕上げ圧延機には従来から、耐摩耗性に優れたハイス系外層と、強靭性に優れた鋳鉄又は鋳鋼の内層とを冶金的に一体化した遠心鋳造複合ロールが使用されている。ハイスは、MC型のV炭化物、M₆C型及びM₂C型のMo炭化物及びW炭化物、及びM₇C₃型及びM₂₃C₆型のCr炭化物等の高硬度の炭化物が析出しており、かつMo及びWにより高温での基地硬さの低下が抑制されているので、耐摩耗性に優れている。とりわけ前段スタンドでは、圧延される鋼板が厚く、後段スタンドのように薄い鋼板が折り重なって圧延されることよる外層の消耗リスクが少ないため、耐摩耗性の良好なハイスを外層とする複合ロールが多く用いられている。

このような複合ロールは、回転する遠心鋳造用金型に外層用溶湯を注湯して金型内面に外層を凝固させた後、この金型を別の上型及び下型とともに垂直方向に組立てて静置鋳造用鋳型を構成し、静置鋳造用鋳型内に内層用溶湯を鋳込む遠心鋳造法により、低コストで製造されている。

特開平2-258949号は、重量比でC：1〜4％、Si：3％以下、Mn：1.5％以下、Ni：4％以下、Cr：2〜15％、Mo：8％以下、W：20％以下、V：2〜10％、及びTi、Zr及びNbからなる群から選ばれる少なくとも一種：合計5％以下を含有し、残部が実質的にFe及び不可避的不純物からなるとともに、C％＋0.4V％の値が6.0以下である組成を有する外殻層と、鋳鉄又は鋳鋼製の内層とからなる耐摩耗遠心鋳造複合ロールを開示している。この複合ロールには、外層の変態点以上の温度（1000〜1100℃）に加熱された後一定の冷却速度で冷却する焼入れ処理、及び550℃での焼戻し処理が施されている。焼入れ処理により、外層の基地はマルテンサイト又はベイナイトのような硬質な組織に変態し、高硬度化する。しかし、熱間圧延用複合ロールのような大型の複合ロールでは、焼入れ処理の冷却速度は表面から内側に行くにつれて遅くなるので、外層内部の硬さは外層表面の硬さより低い。

特開平6-145887号は、重量比でC：1.8〜3.0％、Cr：4.0〜8.0％、Mo：2.0〜8.0％、W：2.0〜6.0％、V：4.0〜10.0％、及びCo：12.0％以下を含有し、残部が実質的にFeである高速度鋼からなる外層と、重量比でC：1.0〜2.0％、Si：1.0〜3.0％、Mn：0.2〜1.0％、及びNi：0.3〜1.5％を含有し、残部が実質的にFeである球状黒鉛アダマイトからなる内層とからなる遠心鋳造複合スリーブロールを開示している。この複合スリーブロールは1000〜1200℃の高温より焼入れされる。この複合スリーブロールでは、外層の硬さは表面から約100 mmの深さまでほぼ一定である。

上記の通り、鋳造後に焼入れ処理が行われる従来の遠心鋳造複合ロールでは、外層の硬さは表面より内部が低いか、ある程度の深さまでのほぼ一定である。このように従来の遠心鋳造複合ロールにおいて外層内部で硬さが低下することは、当業者にとって広く認められた常識であった。

7スタンドの仕上げ圧延機の前段スタンド及び後段スタンドの各スタンドでは、通常同一材質の複合ロールが用いられている。たとえば第一〜第三スタンドからなる前段スタンドの場合、厚い鋼板が噛み込み易い最前の第一スタンドでは初径の複合ロールが使用され、第二スタンドでは改削により有効径が小さくなった複合ロールが使用され、第三スタンドでは改削を繰り返すことにより更に有効径が小さくなった複合ロールが使用されることが多い。このように、改削により有効径が小さくなった複合ロールは第一スタンドから第二スタンドに、また第二スタンドから第三スタンドにそれぞれ移しかえられる。

第一スタンドの複合ロールは、高温の圧延材と最初に接触するために熱衝撃により深いヒートクラックが発生する。ヒートクラックを起点とする複合ロールの肌荒れにより圧延材の表面品質が劣化するので、ヒートクラックを除去するための改削量が多い。また仕上げ圧延機への鋼板の噛込み不良や表面品位不良を防止するため、粗圧延機を通過した鋼板の先端の不良部分はクロップシャーにより剪断除去されるが、鋼材先端に剪断によるカエリや酸化スケールが発生し、これらが第一スタンドの複合ロールを傷つけるという問題もある。

下流の第二及び第三スタンドに使用される複合ロールは、カエリや酸化スケールによる傷の発生はないが、第四〜第七スタンドの前段に配置されているため、表面粗さの小さな（なめらかな）圧延肌が要求される。つまり、第一スタンドで使用される有効径が大きな複合ロールには、カエリや酸化スケールによる引っ掻き傷に対する抵抗力（耐肌荒れ性）が要求され、第三スタンドで使用される有効径が小さい複合ロールには、なめらかな圧延肌が要求される。しかし、同じ複合ロールが有効径に応じてこれらの要求を全て満たすことはできない。

従って本発明の目的は、有効径が大きな（初径に近い）ときにはヒートクラックに強く、有効径が小さい（廃却径に近い）ときには摩耗に強い外層を有する熱間圧延用遠心鋳造複合ロール、及びその製造方法を提供することである。

外層の表面部より深部を硬くするために鋭意研究の結果、(a) 遠心鋳造法で外層を形成した複合ロールを鋳型内で冷却すると、外層表面部には軟質のトゥルースタイトが出現し、外層深部は鋳造された複合ロール自身の熱により1,000℃付近をゆっくり冷却されるため、基地中の炭化物が析出し、焼き入れ性が向上するため表面部のようなトゥルースタイトは出現せず、硬質のベイナイトやマルテンサイトが出現し、もって外層の表面部より深部が硬くなるが、外面の硬さは全体的に不十分であり、(b) 鋳造後に焼入れ処理をすると外層表面部の硬さは上がるが、外層深部の硬さはそれ程上がらず、その結果外層の表面部の方が深部より硬くなり、(c) 鋳造後に焼入れ処理をすることなく焼戻し処理をすると、外層の表面部より深部が硬い関係を維持したまま外層全体の硬さが残留オーステナイトのベイナイトやマルテンサイトへの変態によって大幅に上がり、もって初径に近い有効径の大きな部位では十分なショアー硬さを有してヒートクラックに強く、廃却径に近い有効径の小さな部位では耐摩耗性が優れ、滑らかな圧延肌を与える遠心鋳造複合ロールが得られることを発見し、本発明に想到した。

すなわち、本発明の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールは、質量％で0.8〜3.5％のC、0.1〜2.5％のSi、0.1〜2.5％のMn、1.2〜15％のCr、1〜5％のNi、1〜10％のMo＋0.5×W、及び0.001〜0.15％のNを含有し、残部が実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有する外層に、鉄系合金からなる内層が溶着一体化されており、前記複合ロールの初径での外層のショアー硬さが67〜82であり、前記初径から30 mmの深さまでにおける前記外層のショアー硬さの深さ方向分布の一次回帰直線の傾きA（Hs/mm）が正であり、前記初径から30 mm以上深くかつ廃却径までの部位での前記外層のショアー硬さの最高値が、前記初径での前記外層のショアー硬さより1以上高いことを特徴とする。

前記外層がさらに2〜15質量％のV＋Nbを含有するのが好ましい。前記外層はさらに質量％で1〜10％のCo、0.01〜2％のTi、0.01〜2％のZr、及び0.001〜0.15％のNの少なくとも一種を含有するのが好ましい。

前記本発明の複合ロールにおいて、内層はダクタイル鋳鉄からなるのが好ましい。さらに外層と内層の間に中間層が形成されているのが好ましい。

前記外層の前記初径位置では未分解のM₂C炭化物の面積率がM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率より多く、前記外層の廃却径位置では未分解のM₂C炭化物の面積率がM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率より少ないのが好ましい。

（未分解のM₂C炭化物の面積率）／［（未分解のM₂C炭化物の面積率）＋（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）］は初径位置で60％以上であるのが好ましい。（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）／［（未分解のM₂C炭化物の面積率）＋（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）］は廃却径位置で60％以上であるのが好ましい。

初径での外層断面積／内層断面積の比は0.25〜0.8であるのが好ましい。

上記熱間圧延用遠心鋳造複合ロールの製造方法は、回転する遠心鋳造用金型に外層用溶湯を鋳込み、得られた中空状外層の凝固途中又は凝固後に前記外層の内周部に鉄系合金からなる内層用溶湯を鋳込み、前記外層の内周部の再溶解により前記内層を前記外層に溶着一体化させた後、前記外層の表面温度が600℃以下になるまで冷却し、次いで外層の変態点以上の温度に加熱する工程を経ることなく600℃以下の焼戻し処理を1回以上行うことを特徴とする。中間層を設ける場合、前記外層用溶湯の凝固途中又は凝固後に前記外層の内側に中間層用溶湯を鋳込み、前記中間層を形成した後に前記内層用溶湯を鋳込むのが好ましい。

前記遠心鋳造用金型の壁厚は100〜600 mmであるのが好ましい。

本発明の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールでは、外層のショアー硬さが初径位置で67〜82であり、初径から30 mm以上深くかつ廃却径までの部位での外層のショアー硬さの最高値が初径での外層のショアー硬さより1以上高いので、初径に近い大きな有効径を有する外層表層部はヒートクラックに強く、廃却径に近い小さな有効径を有する外層深部は滑らかで摩耗に強い。そのため、本発明の複合ロールを有効径が大きいときにはホットストリップミルの仕上げ圧延機の上流側のスタンドに用いると高い耐ヒートクラック性を利用でき、かつカエリや酸化スケールによる引っ掻き疵にも強く、表面改削により有効径が小さくなったときには下流側のスタンドに用いると高い耐摩耗性を利用でき、滑らかな圧延肌が得られる。

本発明の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールは圧延条件の厳しいホットストリップミルのワークロールとして使用するのに好適であるが、勿論線材用熱間圧延ロール、形鋼用熱間圧延ロール等としても使用できる。

本発明の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールを示す概略断面図である。 実施例1の複合ロールにおける外層の硬さ分布を示すグラフである。 実施例8の複合ロールの外層の初径位置における金属組織を示す顕微鏡写真（倍率400倍）である。 図3(a) に示す金属組織における炭化物の分布を模式的に示す図である。 実施例8の複合ロールの外層の廃却径位置における金属組織を示す顕微鏡写真（倍率400倍）である。 図4(a) に示す金属組織における炭化物の分布を模式的に示す図である。

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で適宜変更することができる。各実施形態に関する説明は、特に断りがなければ他の実施形態にも適用することができる。

[1] 熱間圧延用遠心鋳造複合ロール
図1に示すように、本発明の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールは、遠心鋳造法で製造された外層1と、外層1の内面に一体的に溶着した内層2とからなる。本発明を適用するのに好適な外層1の外径は200〜1300 mmであり、全長は500〜3000 mmである。圧延に使用する前のロール外径を「初径」と呼び、初径から10 mmの深さまでを「初径部位」と呼ぶ。使用可能な範囲内で改削により最も小さくなった外径を「廃却径」と呼び、廃却径から外層表面側に10 mmまでを「廃却径部位」と呼ぶ。

(A) 外層
(1) 組成
本発明の複合ロールの外層は、硬質炭化物を析出させて、仕上げ圧延機に使用するのに必要な耐摩耗性を確保するために、質量％で0.8〜3.5％のC、0.1〜2.5％のSi、0.1〜2.5％のMn、1.2〜15％のCr、1〜5％のNi、及び1〜10％のMo＋0.5×Wを含有し、残部が実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有する。以下の説明で単に「％」というときは、「質量％」を意味する。

(a) C：0.8〜3.5％
Cは、Cr、Mo、W、V等と結合して高硬度の炭化物（MC、M₂C、M₆C、M₇C₃等）を生成し、外層の耐摩耗性を高める作用を有する。Cが0.8％未満では、生成する炭化物の量が少ないために十分な耐摩耗性が得られないだけでなく、初晶温度が上昇して鋳造性が低下する。一方、Cが3.5％を超えるとVとのバランスがくずれるため、VCが均一に分布した組織が得られず、耐肌荒れ性及び強靭性に劣るようになる。Cの含有量は好ましくは1〜3％である。

(b) Si：0.1〜2.5％
Siは、溶湯の脱酸と湯流れ性の向上に必要な元素である。またM₆C炭化物を構成するW、Mo等の高価な元素を置換するため、外層の低コスト化に寄与する。Siが0.1％未満では脱酸効果が乏しく、鋳造欠陥が生じやすい。一方、Siが2.5％を超えると外層の靭性が劣化する。Siの含有量は好ましくは0.15〜2％である。

(c) Mn：0.1〜2.5％
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、不純物であるSをMnSとして固定する。Mnが0.1％未満では、これらの効果が乏しい。一方、Mnが2.5％を超えると、残留オーステナイトが生じやすくなり、硬さを安定的に維持できない。Mnの含有量は好ましくは0.1〜2％である。

(d) Cr：1.2〜15％
Crは炭化物生成元素であり、1.2％以上必要である。しかし、Crが15％を超えるとCr炭化物が過多となる。M₂₃C₆型のCr炭化物は、MC、M₄C₃、M₆C及びM₂C型のCr炭化物より低硬度であり、外層の耐摩耗性を劣化させるので好ましくない。Crの含有量は好ましくは3〜10％である。

(e) Ni：1〜5％
Niは、初径部位より廃却径部位の方が高硬度になる硬度分布を外層に付与するのに必要な元素である。この硬度分布はNiが1％以上のときに効果的に得られる。しかし、Niが5％を超えると残留オーステナイトの量が過剰となり、硬さの向上が期待できない。Ni含有量は好ましくは1〜4％である。

最適なNi含有量は複合ロールの初径D（mm）に依存し、ロールの初径が大きいほど冷却速度が低いるために、焼入れ性を改善するNiを多く必要とする。Ni含有量が不足するとトゥルースタイトが過剰に発生し、硬さが不足する。逆にNi含有量が多すぎるとオーステナイトが安定化しすぎ、やはり硬さが出にくくなる。このため、Ni含有量は、[(0.00175×D)＋0.1]％〜[(0.00175×D)＋1.1]％の条件を満足するのが望ましく、[(0.00175×D)＋0.3]〜[(0.00175×D)＋0.9]％の条件を満足するのがより望ましい。例えば複合ロールの初径が600 mmの場合、Ni含有量は1.15〜2.15％が望ましい。

(f) Mo＋0.5×W：1〜10％
Mo及びWはともにCと結合して硬質のM₆C炭化物及びM₂C炭化物を生成するとともに、基地組織を固溶強化して外層の耐摩耗性を向上させる。MoはWの2倍の影響力を有するので、（Mo＋0.5×W）の含有量が1〜10％の範囲であるのが重要である。勿論、Mo及びWはそれぞれ単独で含有しても構わない。Mo＋0.5×Wが1％未満では上記効果が得られず、また10％を超えるとM₆C炭化物が増加して、耐肌荒れ性が劣化する。Mo＋0.5×Wは3〜10％であるのが好ましい。

本発明の複合ロールの外層は、上記元素の他に、必要に応じて以下の元素を含有しても良い。

(g) V＋Nb：2〜15％
V及びNbはともに耐摩耗性に最も寄与するMC炭化物を生成し、外層の耐摩耗性を向上させる。V及びNbの一部は凝固時に晶出するM₂C炭化物にも固溶し、凝固後1000℃付近でM₂C炭化物が分解するときにMC炭化物を形成させ、もって粗大なM₂C炭化物を微細化し、圧延肌をなめらかにする。複合ロールの外層を遠心鋳造法で形成するとき、NbはMC炭化物の偏析を少なからず軽減させる。Nbの添加量はVの添加量に応じて決めれば良い。V＋Nbは好ましくは2〜15％であり、より好ましくは3〜10％である。

(h) Co：1〜10％
Coは基地組織の強化に有効な元素であり、1％以上の含有量で効果がある。一方、Coが10％を超えると外層の靭性は低下する。Co含有量は好ましくは1〜10％であり、より好ましくは2〜7％である。

(i) Ti：0.01〜2％
Tiは、Vと同様にCと結合してMC炭化物を生成し、外層の耐摩耗性を向上させる。溶湯中で生成するTi酸化物は結晶核として作用するために、凝固組織が微細になる。Tiが0.01％未満ではこの効果は十分でなく、また2％を超えると介在物となって好ましくない。Ti含有量は好ましくは0.01〜2％であり、より好ましくは0.1〜0.5％である。

(j) Zr：0.01〜2％
Zrは、Vと同様にCと結合してMC炭化物を生成し、外層の耐摩耗性を向上させる。溶湯中で生成するZr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。Zrが0.01％未満ではこの効果は十分でなく、また2％を超えると介在物となって好ましくない。Zr含有量は好ましくは0.01〜2％であり、より好ましくは0.1〜0.5％である。

(k) N：0.001〜0.15％
Nは炭化物を安定化させる作用を有する。Nが0.15％を超えると、外層と内層との境界部に欠陥が発生し易くなる。Nの含有量は好ましくは0.001〜0.15％であり、より好ましくは0.01〜0.08％である。

(m) P及びS：0.1％以下
不可避的不純物として含有されるP及びSは機械的性質の劣化を招くので、P及びSの含有量をできるだけ抑えるのが良い。P及びSの含有量はそれぞれ0.1％以下が好ましい。

(2) ショアー硬さ
外層の初径でのショアー硬さは67〜82であり、初径から30 mm以上深くかつ廃却径までの部位での外層のショアー硬さの最高値は初径での外層のショアー硬さより1以上高い。このように、本発明の複合ロールは、従来の焼き入れ処理したロール（深くなるにつれて硬度が低下する。）と逆に、深くなるにつれて耐摩耗性が向上する。そのため、外層の初径部位はヒートクラックに強く、廃却径部位は摩耗に強いという特徴を有する。

外層の初径でのショアー硬さが67未満であると、外層全体の耐摩耗性が不十分である。外層の初径でのショアー硬さは70以上が好ましい。一方、初径でのショアー硬さが82を超えると、外層の深部が硬くなりすぎ、耐クラック性が劣化する。外層の初径での好ましいショアー硬さは70〜80である。

初径から30 mm以上深くかつ廃却径までの部位での外層のショアー硬さの最高値が初径での外層のショアー硬さより1以上高いので、深部（廃却径部位側）の方が摩耗に強く、その結果、改削により複合ロールが小径になるために複合ロールの回転数が増加しても、同じ圧延量での摩耗量の増大が防止される。ショアー硬さの差は好ましくは2以上であり、より好ましくは3以上である。

初径から30 mmの深さまでの外層のショアー硬さHsの深さ方向分布の一次回帰直線は、正の傾きA（Hs/mm）を有するのが好ましい。このため、外層のショアー硬さは表面から内部に向かって徐々に上昇する傾向にあり、初径に近い有効径の大きな部位はヒートクラックに強く、廃却径に近い有効径が小さい部位は摩耗に強い。改削により複合ロールの外径が徐々に小さくなるにつれて、ホットストリップミルの上流側の仕上げスタンドに適する耐ヒートクラック性複合ロールから下流側の仕上げスタンドに適する高耐摩耗性複合ロールに変化することができる。外層のショアー硬さの深さ方向分布の一次回帰直線の傾きAは、より好ましくは0.03以上であり、最も好ましくは0.05以上である。なお、一次回帰直線は、初径から30 mmの深さまでの範囲内で5 mmの間隔で測定したショアー硬さHsと、各Hsを測定した深さ（mm）から、回帰分析より求められる。

(3) 組織
外層の初径位置では未分解のM₂C炭化物の面積率がM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率より多く、外層の廃却径位置では未分解のM₂C炭化物の面積率がM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率より少ない。そのため、初径位置では未分解の板状M₂C炭化物（長さ約20μm以上と比較的粗大）により第一スタンドの複合ロールに発生するようなカエリや酸化スケール等による引っ掻き傷を防止でき、廃却径位置では微細なMC及びM₆C炭化物により第三スタンドの複合ロールに必要な滑らかな圧延肌が得られる。

カエリや酸化スケール等による引っ掻き傷を防止するために、初径位置における（未分解のM₂C炭化物の面積率）／［（未分解のM₂C炭化物の面積率）＋（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）］の比は60％以上であるのが好ましい。同様に、初径位置におけるM₂C炭化物の外層組織全体に対する面積率は1％以上であるのが好ましい。

第三スタンドで必要な滑らかな圧延肌を得るために、廃却径位置における（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）／［（未分解のM₂C炭化物の面積率）＋（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）］の比は60％以上であるのが好ましい。同様に、廃却径位置におけるMC炭化物及びM₆C炭化物の外層組織全体に対する面積率は1％以上であるのが好ましい。

M₂C炭化物、MC炭化物及びM₆C炭化物以外に、M₇C₃炭化物、M₂₃C₆炭化物等の別の炭化物が晶出することもあるが、それらの炭化物によりM₂C炭化物、MC炭化物及びM₆C炭化物の作用が影響されることはない。

外層の金属組織は初径で1〜20面積％のトゥルースタイトを含有し、初径から30 mm以上深い部位で10面積％未満で、かつ初径での面積％より少ないトゥルースタイトを含有するのがより好ましい。これにより、外層表層部は軟質であるためヒートクラックが入りにくく、外層深部では高硬度で優れた耐摩耗性を有するという本発明の効果が確実になる。

(B) 内層
本発明の複合ロールの内層は強靭性に優れた鋳鉄又は鋳鋼により形成するのが好ましく、特に強靭なダクタイル鋳鉄により形成するのが好ましい。強靭なダクタイル鋳鉄の好ましい組成は、質量％で2.5〜4％のC、1.5〜3.1％のSi、0.2〜1％のMn、0.4〜5％のNi、0.01〜1.5％のCr、0.1〜1％のMo、0.02〜0.08％のMg、0.1％以下のP、及び0.1％以下のSを含有し、残部が実質的にFe及び不可避的不純物からなる。内層にダクタイル鋳鉄を用いると、仕上げスタンドでの圧延荷重により複合ロールが破損するのを防止できる。勿論、外層と内層との溶着により外層の成分の一部が内層に混入することがある。

(C) 中間層
本発明の複合ロールにおいては、外層と内層との間に成分混入の抑制や緩衝等のために、中間層を形成しても良い。中間層には外層より低合金の鋳鉄、アダマイト等が適している。このような中間層は、鋳込まれた内層が外層と溶着する際に外層中の黒鉛化阻害元素が内層に溶け込むのを防止できる。外層成分の内層への混入を確実に防止するため、中間層の厚さは5〜50 mmが好ましい。中間層は、回転する遠心鋳造用金型に鋳込んだ外層用溶湯の凝固途中又は凝固後に外層の内側に中間層用溶湯を鋳込み、遠心鋳造することにより形成する。

(D) 構造
初径での外層断面積／内層断面積の比は0.25〜0.8が好ましい。初径での外層断面積／内層断面積の比が0.25未満では、内層に対して外層が薄すぎるので、鋳込まれた内層の熱により外層全体が十分に加熱され、1000℃付近で焼入れしたのと実質的に同じことになる。一方、初径での外層断面積／内層断面積の比が0.8を超えると、外層に対して内層が小さすぎるため、内層の鋳込による外層の炭化物析出が不十分になるおそれがある。初径での外層断面積／内層断面積の比はより好ましくは0.3〜0.6である。なお、鋳造したままの複合ロールの外層断面積／内層断面積の比は0.35〜0.9が好ましい。

[2] 製造方法
本発明の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールの製造方法は、回転する遠心鋳造用金型に外層用溶湯を鋳込み、得られた中空状外層の凝固途中又は凝固後に前記外層の内周部に鉄系合金からなる内層用溶湯を鋳込み、前記外層の内周部の再溶解により前記内層を前記外層に溶着一体化させた後、前記外層の表面温度が600℃以下になるまで冷却し、次いでオーステナイトへの逆変態が起こる外層の変態点以上の温度に加熱する工程を経ることなく600℃以下の焼戻し処理を1回以上行うことを特徴とする。本発明の外層組成では、オーステナイトへの逆変態が起こる外層の変態点は700〜850℃である。

鋳造後遠心鋳造用金型内で冷却するため、比較的速い冷却により外層表面には軟質なパーライト及びトゥルースタイトの組織が出現しやすく、外層内部は鋳造された複合ロールの熱により1,000℃付近をゆっくり冷却されるため、基地中の過飽和な炭化物が析出し、基地の変態特性（焼入れ性）が変化し、パーライト及びトゥルースタイトの発生が抑制されて、硬質のマルテンサイト及びベイナイト組織となる。このため、初径に近い有効径の大きな部位はヒートクラックに強くなり、廃却径に近い有効径が小さい部位は摩耗に強くなる。鋳造凝固時に炭化物の析出を確実に起こさせるためには、外層の廃却径位置の温度を900℃〜融点の範囲内とし、その温度に30分〜10時間保持するのが好ましい。

鋳造したままの複合ロールでは、外層表面のショアー硬さは比較的低く、熱間圧延に用いることができない。しかし、鋳造された複合ロールの外層の表面温度が600℃以下になるまで冷却した後、外層の変態点以上に加熱する工程を経ずに600℃以下の焼戻し熱処理を1回以上行うと、残留オーステナイトがマルテンサイト及びベイナイトに変態し、外層のショアー硬さが著しく増加するとともに、冷却時に生成したマルテンサイト及びベイナイトの焼き戻しにより外層の靭性が向上し、ヒートクラックが入りにくくなる。

しかし、鋳造後に焼入れ処理を行うと、外層全体を均一に焼き入れ温度に保持した後、空冷、ミスト冷却等により冷却するので、ロール内部ほど冷却速度は低い。そのため、外層の内部ほどゆっくり冷却される。その結果、外層の表面側では固溶しうる元素が基地組織に均質に固溶するとともに、炭化物が基地組織から析出し、もってショアー硬さが上昇するが、外層の内部ではこのような焼入れが余り起こらないので、ショアー硬さはそれ程上がらない。そのため、外層の硬度は表面が最も高くて、深くなるにつれて低下するようになる。以上に鑑み、本発明では鋳造後に焼入れ処理を行わずに直接焼戻し処理を行うことが重要である。

複合ロール表面を速く冷却し、内部を1,000℃付近で徐冷するために、遠心鋳造用金型の壁厚を100〜600 mmにするのが好ましく、100〜450 mmにするのがより好ましい。遠心鋳造用金型は水平型、傾斜型又は垂直型のいずれでも良い。遠心鋳造用金型の材料はダクタイル鋳鉄が好ましく、金型の内面に厚さ1〜5 mmの塗型を塗布するのが望ましい。塗型はシリカ、アルミナ、マグネシア、ジルコン等の酸化物を主体とするものが望ましい。

本発明を以下の実施例により更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

実施例1〜7、及び比較例1〜3
内径848 mm、長さ2700 mm及び厚さ276 mmのダクタイル鋳鉄製遠心鋳造用金型（内面に厚さ3 mmのジルコン系塗型を塗布）を内面での遠心力が120 Gとなる速度で回転させ、遠心鋳造用金型内に表1に示す組成（質量％）を有する各外層用溶湯を鋳込み、凝固させた。得られた各外層の平均鋳込み厚さは96.5 mmであった。各外層を内部に有する遠心鋳造用金型と、別の上型及び下型とを垂直に組立てて静置鋳造用鋳型を構成した。静置鋳造用鋳型のキャビティ（外層の内部及び上型及び下型内の空間からなる）に、質量％で3.0％のC、2.6％のSi、0.3％のMn、1.4％のNi、0.1％のCr、0.2％のMo、0.05％のMg、0.03％のP、及び0.03％のSを含有し、残部が実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有するダクタイル鋳鉄からなる内層用溶湯を1431℃で鋳込んだ。外層の内周部は再溶解され、内層は外層と溶着一体化した。得られた各複合ロールを外層の表面温度が600℃以下になるまで冷却した後、鋳型を解体した。得られた複合ロールの内層の平均径は655 mmであった。

表1

表1（続き）

実施例1〜7及び比較例1の複合ロールに対しては、外層の変態点以上の温度に加熱せずに（焼入れ処理なしに）、530℃で10時間の焼戻し処理を2回行った。比較例2の複合ロールに対しては、1050℃まで加熱した後放冷する焼き入れ処理を行い、その後530℃の焼き戻し処理を2回行った。比較例3の複合ロールに対しては、鋳造後焼入れ処理も焼戻し処理も行わなかった（鋳放し状態とした）。実施例1〜7及び比較例1〜3の各複合ロールを、初径が810 mmとなるように機械加工した。廃却径を710 mm（外層の有効厚さ：50 mm）とした。

各複合ロールの外層表面の硬さをショアー硬度計により測定し、得られたショアー硬度を表面硬さHaとした。次いで、30〜50 mmの深さに5 mm間隔で順次機械加工した後、加工硬化部を電解研磨により除去し、露出した外層の硬さをショアー硬度計により測定し、得られたショアー硬さの最大値を深部硬さHbとした。表面硬さHa、深部硬さHb、表面硬さHaと深部硬さHbの差（Hb−Ha）、及び硬さの傾きAを表2に示す。硬さの傾きAは、外層の初径から30 mmの深さまでにおけるショアー硬さの深さ方向分布の一次回帰直線の傾き（Hs/mm）である。

図2は、実施例1の複合ロールにおける外層のショアー硬さの深さ方向分布を示す。表面硬さHaは77であり、深部硬さHbは80であり、硬さの差（Ha−Hb）は3であった。また、硬さの傾きA（Hs/mm）は0.054であった。50 mmの有効径を超えるとショアー硬さは若干低下したが、これは内層との溶着の影響が出たためであると考えられる。

各複合ロールの外層から切り出した試料について、外層中のトゥルースタイトの面積率（％）を初径位置、及び深さ30〜50 mmの範囲内の5 mm間隔の位置でそれぞれ測定した。初径でのトゥルースタイトの面積率を表面Tと呼び、深さ30〜50 mmの範囲内のトゥルースタイトの面積率の最大値を深部Tと呼ぶ。結果を表2に示す。

表2
注：(1) 30〜50 mmの深さにおける外層のショアー硬さの最大値。
(2) 外層の初径から30 mmの深さまでにおけるショアー硬さの深さ方向分布の一次回帰直線の傾き（Hs/mm）である。

表2から明らかなように、実施例1〜7の複合ロールでは表面硬さより深部硬さの方が1以上高かった。これに対して、比較例1の複合ロールは外層のNi含有量が本発明の範囲外であるので、表面硬さHaより深部硬さHbの方が低かった。また、比較例2の複合ロールは、焼き戻し処理の前に1050℃から放冷する焼き入れ処理を行ったので、表面硬さHaが83と高かったが、深部硬さHbは表面硬さHaより低かった。さらに、比較例3の複合ロールは、鋳造後焼入れ処理も焼戻し処理も行わなかった（鋳放し状態とした）ので、深部硬さHbが表面硬さHaより低かった。

実施例1〜7の複合ロールは、改削により外径が小さくなるが、外径が810 mm（初径）から780 mmまでの範囲では第一スタンドに用いるのに好適であり、780 mm超から750 mmまでの範囲では第二スタンドに用いるのに好適であり、750 mm超から710 mmまでの範囲では第三スタンドに用いるのに好適である。

実施例8及び9、比較例4
実施例1と同じ遠心鋳造用金型に表3に示す組成を有する外層用溶湯を表4に示す鋳込み温度で96.5 mmの厚さに鋳込み、外層が凝固した後で実施例1と同様に静置鋳造用鋳型を構成し、静置鋳造用鋳型のキャビティに実施例1と同じ組成を有するダクタイル鋳鉄溶湯を1431℃で鋳込んだ。外層の内周部は再溶解され、内層は外層と溶着一体化した。得られた各複合ロールを外層の表面温度が600℃以下になるまで冷却した後、鋳型を解体した。

表3

表3（続き）

実施例8及び9の複合ロールに対しては、外層の変態点以上の温度に加熱せずに（焼入れ処理なしに）、510℃で10時間の焼戻し処理を2回行った。比較例4の複合ロールに対しては、冷却後880℃で焼きなまし処理を行った後、1000℃に加熱し、放冷する焼き入れ処理を行い、さらに510℃で10時間の焼戻し処理を3回行った。実施例8及び9、及び比較例4の各複合ロールを、初径が810 mmとなるように機械加工した。廃却径を710 mm（外層の有効厚さ：50 mm）とした。

表4に各複合ロールの外層の初径位置及び廃却径位置での未分解のM₂Cの面積率、M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率を示す。未分解のM₂C及びM₂Cが分解して生成したMC及びM₆C炭化物は、図3及び図4の金属組織に示すようにその形態によって分類し、画像解析ソフトにより面積率を測定した。

図3(a) は実施例8の複合ロールの外層の初径位置における金属組織を示す顕微鏡写真（倍率400倍）であり、図3(b) は図3(a) に示す金属組織における炭化物の分布を模式的に示す。また、図4(a) は実施例8の複合ロールの外層の廃却径位置における金属組織を示す顕微鏡写真（倍率400倍）であり、図4(b) は図4(a) に示す金属組織における炭化物の分布を模式的に示す。図3及び図4において、3は未分解の板状M₂C炭化物を示し、4はM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物を示し、5は基地を示す。
表4
注：(1) 未分解のM₂C。
(2) M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物。

実施例1と同様に外層の表面硬さHa及び深部硬さHb、これらの差（Hb−Ha）、深部への硬さ変化の傾きA、及び表面部及び深部のトゥルースタイトの面積率を測定した。結果を表5に示す。実施例8及び9では表面硬さHaより深部硬さHbが高ったが、比較例4では表面硬さHaの方が深部硬さHbより高かった。

表5
注：(1) 30〜50 mmの深さにおける外層のショアー硬さの最大値。
(2) 外層の初径から30 mmの深さまでにおけるショアー硬さの深さ方向分布の一次回帰直線の傾き（Hs/mm）である。

Claims (13)

1. 質量％で0.8〜3.5％のC、0.1〜2.5％のSi、0.1〜2.5％のMn、1.2〜15％のCr、1〜5％のNi、1〜10％のMo＋0.5×W、及び0.001〜0.15％のNを含有し、残部が実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有する外層に、鉄系合金からなる内層が溶着一体化した熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記複合ロールの初径での外層のショアー硬さが67〜82であり、前記初径から30 mmの深さまでにおける前記外層のショアー硬さの深さ方向分布の一次回帰直線の傾きA（Hs/mm）が正であり、前記初径から30 mm以上深くかつ廃却径までの部位での前記外層のショアー硬さの最高値が、前記初径での前記外層のショアー硬さより1以上高いことを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
2. 請求項1に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層がさらに2〜15質量％のV＋Nbを含有することを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
3. 請求項1又は2に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層がさらに質量％で1〜10％のCo、0.01〜2％のTi、及び0.01〜2％のZrの少なくとも一種を含有することを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
4. 請求項1〜3のいずれかに記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層におけるWの含有量が0.1〜20質量％であることを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
5. 請求項1〜4のいずれかに記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記内層がダクタイル鋳鉄からなることを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
6. 請求項2に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層の前記初径位置では未分解のM₂C炭化物の面積率がM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率より多く、前記外層の廃却径位置では未分解のM₂C炭化物の面積率がM₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率より少ないことを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
7. 請求項6に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、（未分解のM₂C炭化物の面積率）／［（未分解のM₂C炭化物の面積率）＋（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）］が初径位置で60％以上であることを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
8. 請求項6又は7に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）／［（未分解のM₂C炭化物の面積率）＋（M₂C炭化物の分解により生成したMC炭化物及びM₆C炭化物の面積率）］が廃却径位置で60％以上であることを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
9. 請求項1〜8のいずれかに記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、初径での外層断面積／内層断面積の比が0.25〜0.8であることを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
10. 請求項1〜9のいずれかに記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールにおいて、前記外層と前記内層との間に前記外層より低合金の中間層が形成されていることを特徴とする熱間圧延用遠心鋳造複合ロール。
11. 請求項1〜9のいずれかに記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールを製造する方法において、回転する遠心鋳造用金型に外層用溶湯を鋳込み、得られた中空状外層の凝固途中又は凝固後に前記外層の内周部に鉄系合金からなる内層用溶湯を鋳込み、前記外層の内周部の再溶解により前記内層を前記外層に溶着一体化させた後、前記外層の表面温度が600℃以下になるまで冷却し、次いで外層の変態点以上の温度に加熱する工程を経ることなく600℃以下の焼戻し処理を1回以上行うことを特徴とする方法。
12. 請求項10に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールを製造する方法において、前記外層用溶湯の凝固途中又は凝固後に前記外層の内側に中間層用溶湯を鋳込み、前記中間層を形成した後に前記内層用溶湯を鋳込むことを特徴とする方法。
13. 請求項11又は12に記載の熱間圧延用遠心鋳造複合ロールの製造方法において、前記遠心鋳造用金型の壁厚が100〜600 mmであることを特徴とする方法。