JP6973416B2

JP6973416B2 - 圧延用複合ロール及びその製造方法

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Publication number: JP6973416B2
Application number: JP2018567489A
Authority: JP
Inventors: 泰則野崎; 望小田; 敏幸服部
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2017-02-08
Filing date: 2018-02-08
Publication date: 2021-11-24
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Description

本発明は、外層と内層とが良好に溶着一体化し、耐摩耗性、耐焼付き性及び耐肌荒れ性に優れ、焼付きが発生しやすい熱間薄板仕上げ圧延機の後段スタンドや異周速圧延形鋼スタンド等に使用するのに好適な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り、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ことにより製造されている。

近年熱間圧延鋼板の板厚精度向上や表面品質向上の要求が高まっており、高い耐摩耗性を有する圧延用ロールが求められ、薄鋼板を製造する熱間仕上圧延機の前段ではハイスロールが使用されるようになった。しかし、圧延材がスタンド間を移動するときに重なって上下ロール間に噛みこむいわゆる絞り込み事故に遭遇する確率が高い熱間仕上圧延機の後段では、従来から高合金グレン鋳鉄ロールが主に使用されている。

このような絞り込み事故では圧延材がロール外層の表面に焼付くため、過大な熱的、機械的負荷が作用し、ロール外層表面にクラックが発生することがある。クラックを放置したままロールを使用し続けるとクラックが進展し、ロール折損やスポーリングと呼ばれるロール破損を起こすことがある。絞り込み(噛み止め)事故が発生した場合ロール表面を研削してクラックを除去しなければならないので、クラックが深いとロールの損失も大きくなり、ロールコストが増大する。ロール表面からクラックを研削除去することは「改削」と呼ばれる。従って、圧延事故が起きてもクラックによるダメージが少ない耐焼付き性に優れた圧延ロール用外層、及びかかる外層を有する圧延用複合ロールが望まれている。

このような要求に応えるため、特開2005-264322号は、質量％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、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有し、耐焼付き性に優れた熱間圧延用ロール外層材を開示している。特開2005-264322号は、適正量のP及びBを含有するロール組成とすることにより、低融点共晶化合物相が形成され、熱間圧延用ロールの耐焼付き性が顕著に向上し、しかも耐摩耗性や耐肌荒れ性は劣化しないと記載している。また、特開2005-264322号は、上記組成の外層と球状黒鉛鋳鉄等からなる内層との間に、黒鉛鋼又は高炭素鋼からなる中間層を設けても良いと記載している。しかしながら、外層を遠心鋳造法で形成した後、中間層溶湯を鋳込んで、外層が中間層と接合して再凝固する際に、境界付近に引け巣が発生しやすいと言う課題のあることが分かった。

国際公開第2015/045985号は、外層が質量基準でC：1.6〜3％、Si：0.3〜2.5％、Mn：0.3〜2.5％、Ni：0.1〜5％、Cr：2.8〜7％、Mo：1.8〜6％、V：3.3〜6.5％、及びB：0.02〜0.12％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Cr/(Mo＋0.5W)≧-2/3[C-0.2(V＋1.19Nb)]＋11/6の式(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1〜25％のCr系炭化物を含有する遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールを開示している。この複合ロールは、Bの添加により形成された炭ホウ化物の潤滑作用により優れた耐焼付き性を発揮するので、耐摩耗性、耐焼付き性及び耐肌荒れ性を兼備する。国際公開第2015/045985号の圧延用複合ロールを製造するとき、外層内に内層用溶湯を鋳込む際に境界にミクロキャビティ欠陥が発生するのを防ぐために、外層の少なくとも圧延有効径内の再加熱温度を500〜1100℃に制御している。しかし、内層用溶湯を鋳込む際に外層の圧延有効径内の再加熱温度を満たすように製造工程を制御するのが難しいという問題があることが分った。

特許第3458357号は、耐摩耗鋳鉄材で形成された外層と、前記外層の内周面に溶着された中間層と、前記中間層の内周面に溶着された内層とからなり、前記外層と中間層が遠心力鋳造されてなり、前記外層は、重量％で、C：1.0〜3.0％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ni：0.1〜4.5％、Cr：3.0〜10.0％、Mo：0.1〜9.0％、W：1.5〜10.0％、V,Nb：一種又は二種の総計で3.0〜10.0％、Co：0.5〜10.0％、B：0.01〜0.50％及び残部実質的にFeからなる化学組成を有し、ヤング率が21000〜23000 kgf/mm²であり、前記中間層は、重量％で、C：1.0〜2.5％、Si：0.2〜3.0％、Mn：0.2〜1.5％、Ni：4.0％以下、Cr：4.0％以下、Mo：4.0％以下、W,V,Nb,Bの総計で12％以下、残部が外層から混入したCo及び実質的にFeからなる化学組成を有し、層厚が25〜30 mmであり、ヤング率が20000〜23000 kgf/mm²であり、前記内層は片状黒鉛鋳鉄、球状黒鉛鋳鉄又は黒鉛鋼で形成されている、複合ロールを開示している。この複合ロールは、外層を特定の化学組成を有する特殊鋳鉄材で形成し、MC型、M₇C₃型、M₆C型、M₂C型等の高硬度複合炭化物が存在するため、耐摩耗性が飛躍的に向上する。しかしながら、特許第3458357号に記載の複合ロールには、外層を遠心鋳造法で形成した後、中間層溶湯を鋳込んで、外層が中間層と接合して再凝固する際に、境界付近に引け巣が発生しやすいと言う課題のあることが分かった。

従って本発明の目的は、外層と内層とが良好に溶着一体化し、優れた耐摩耗性、耐焼付き性及び耐肌荒れ性を具備する圧延用複合ロール、及びその製造方法を提供することである。

耐摩耗性、耐焼付き性及び耐肌荒れ性を有するFe基合金からなる外層と、ダクタイル鋳鉄からなる内層とを有する圧延用複合ロールにおいて、外層と内層の境界部に発生する引け巣を防止するために、外層と内層との間に中間層を形成することについて鋭意検討の結果、本発明者等は、中間層用溶湯の鋳込み温度と外層の内面温度を調節することにより、外層と中間層との間の引け巣の発生が防止され、溶着一体化(金属接合)した複合ロールが得られることを発見し、本発明に想到した。

本発明の圧延用複合ロールは、遠心鋳造されたFe基合金からなる外層及び中間層とダクタイル鋳鉄からなる内層とがそれぞれ溶着一体化した構造を有し、
前記外層が、質量基準で1〜3％のCと、0.3〜3％のSiと、0.1〜3％のMnと、0.5〜5％のNiと、1〜7％のCrと、2.2〜8％のMoと、4〜7％のVと、0.005〜0.15％のNと、0.05〜0.2％のBとを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
前記中間層が0.025〜0.15質量％のBを含有し、
前記中間層のB含有量が前記外層のB含有量の40〜80％であり、
前記中間層の炭化物形成元素の合計含有量が前記外層の炭化物形成元素の合計含有量の40〜90％であることを特徴とする。

前記外層はさらに0.1〜3質量％のNb及び/又は0.1〜5質量％のWを含有するのが好ましい。

前記外層はさらに質量基準で0.1〜10％のCo、0.01〜0.5％のZr、0.005〜0.5％のTi、及び0.001〜0.5％のAl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。

上記圧延用複合ロールを製造する本発明の方法は、
(1) 回転する遠心鋳造用円筒状鋳型で前記外層を遠心鋳造し、
(2) 前記外層の内面温度が前記外層用溶湯の凝固完了温度以上である時間内に、前記外層のキャビティ内に中間層の凝固開始温度＋110℃以上の温度を有する中間層用溶湯を鋳込んで、前記中間層を遠心鋳造し、
(3) 前記中間層の凝固後に、前記中間層のキャビティ内に内層用ダクタイル鋳鉄溶湯を鋳込むことにより前記内層を形成することを特徴とする。

本発明の圧延用複合ロールは、(a) 外層と内層との間に形成する中間層の組成を適切に調節し、かつ(b) 中間層用溶湯を鋳込む際の外層の内面温度及び中間層用溶湯の温度を調節することにより得ることができ、外層、中間層及び内層の密着性がいずれも良好で、それらの境界近傍、特に外層と中間層の境界近傍の引け巣の発生を防止し、かつ優れた耐摩耗性、耐焼付き性及び耐肌荒れ性を有する。

本発明の圧延用複合ロールを示す概略断面図である。外層から内層にかけたBの濃度分布を示すグラフである。本発明の圧延用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。本発明の圧延用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。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。

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] 圧延用複合ロール
図1に示すように、本発明の圧延用複合ロールは、遠心鋳造されたFe基合金からなる外層1と、外層1の内側で遠心鋳造されたFe基合金からなる中間層2と、中間層2の内側で静置鋳造された内層3とからなる。

(A) 外層
遠心鋳造されたFe基合金からなる外層は、質量基準で1〜3％のCと、0.3〜3％のSiと、0.1〜3％のMnと、0.5〜5％のNiと、1〜7％のCrと、2.2〜8％のMoと、4〜7％のVと、0.005〜0.15％のNと、0.05〜0.2％のBとを含有し、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。外層はさらに0.1〜3質量％のNb及び/又は0.1〜5質量％のWを含有しても良い。外層はさらに、質量基準で0.1〜10％のCo、0.01〜0.5％のZr、0.005〜0.5％のTi、及び0.001〜0.5％のAlからなる群から選ばれた少なくとも一種を含有しても良い。

(1) 必須元素
(a) C：1〜3質量％
CはV、Cr及びMoと(Nb及び/又はWを含む場合にNb及び/又はWとも)結合して硬質炭化物を生成し、外層の耐摩耗性の向上に寄与する。Cが1質量％未満では硬質炭化物の晶出量が少なすぎて外層に十分な耐摩耗性を付与することができない。一方、Cが3質量％を超えると過剰な炭化物の晶出により外層の靱性が低下し、耐クラック性が低下するため、圧延によるクラックが深くなり、改削時のロール損失量が増加する。Cの含有量の下限は好ましくは1.5質量％であり、より好ましくは1.7質量％である。またCの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2.8質量％である。

(b) Si：0.3〜3質量％
Siは溶湯の脱酸により酸化物の欠陥を減少させるとともに、基地に固溶して耐焼付き性を向上させ、さらに溶湯の流動性を向上させて鋳造欠陥を防止する作用を有する。Siが0.3質量％未満では溶湯の脱酸作用が不十分であり、溶湯の流動性も不足し、欠陥発生率が高い。一方、Siが3質量％を超えると合金基地が脆化し、外層の靱性は低下する。Si含有量の下限は好ましくは0.4質量％であり、より好ましくは0.5質量％である。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％である。

(c) Mn：0.1〜3質量％
Mnは溶湯の脱酸作用の他に、SをMnSとして固定する作用を有する。MnSは潤滑作用を有し、圧延材の焼付き防止に効果があるので、所望量のMnSを含有するのが好ましい。Mnが0.1質量％未満ではその添加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の含有量の下限は好ましくは0.3質量％である。Mnの含有量の上限は好ましくは2.4質量％であり、より好ましくは1.8質量％である。

(d)Ni：0.5〜5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。Niが0.5質量％未満ではその添加効果は十分でなく、また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の含有量の下限は好ましくは1.0質量％であり、より好ましくは1.5質量％であり、更に好ましくは2.0質量％である。Ni含有量の上限は好ましくは4.5質量％であり、より好ましくは4.0質量％であり、更に好ましくは3.5質量％である。

(e) Cr：1〜7質量％
Crは基地をベイ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1質量％未満ではその効果が不十分であり、Crが7質量％を超えると、基地組織の靭性が低下する。Crの含有量の下限は好ましくは1.5質量％であり、より好ましくは2.5質量％である。Cr含有量の上限は好ましくは6.8質量％である。

(f) Mo：2.2〜8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とともに、基地の焼入れ性を向上させる。Moが2.2質量％未満では特に硬質炭化物の形成が不十分となるのでそれらの効果が不十分である。一方、Moが8質量％を超えると、外層の靭性が低下する。Mo含有量の下限は好ましくは2.4質量％であり、より好ましくは2.6質量％である。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％である。

(g) V：4〜7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。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4質量％未満では、その添加効果が不十分である。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外層の内側に濃化し、MC炭化物の半径方向偏析が著しくなるだけでなく、MC炭化物が粗大化して合金組織が粗くなり、圧延時に肌荒れしやすくなる。V含有量の下限は好ましくは4.1質量％であり、より好ましくは4.2質量％である。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％である。

(h) N：0.005〜0.15質量％
Nは炭化物を微細化する効果を有するが、0.15質量％を超えると外層が脆化する。N含有量の上限は好ましくは0.1質量％である。十分な炭化物微細化効果を得るには、N含有量の下限は0.005質量％であり、好ましくは0.01質量％である。

(i) B：0.05〜0.2質量％
Bは炭化物に固溶するとともに、潤滑作用を有する炭ホウ化物を形成し、耐焼付き性を向上させる。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付き防止に効果的である。Bが0.05質量％未満では十分な潤滑作用が得られない。一方、Bが0.2質量％を超えると外層を脆化させる。B含有量の下限は好ましくは0.06質量％であり、より好ましくは0.07質量％である。またB含有量の上限は好ましくは0.15質量％であり、より好ましくは0.1質量％である。

(2) 任意元素
外層はさらに0.1〜3質量％のNb及び/又は0.1〜5質量％のWを含有しても良い。外層はさらに、質量基準で0.1〜10％のCo、0.01〜0.5％のZr、0.005〜0.5％のTi、及び0.001〜0.5％のAlからなる群から選ばれた少なくとも一種を含有しても良い。外層はさらに0.3質量％以下のSを含有しても良い。

(a) Nb：0.1〜3質量％
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系のMC炭化物は、VC系のMC炭化物より溶湯の比重との差が小さいので、MC炭化物の偏析を軽減させる。Nb含有量の下限は好ましくは0.2質量％である。Nb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2.8質量％である。

(b) W：0.1〜5質量％
WはCと結合して硬質のM₆C等の硬質炭化物を生成し、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5質量％を超えると、M₆C炭化物が多くなり、組織が不均質となり、肌荒れの原因となる。従って、Wを添加する場合、5質量％以下とする。一方、Wが0.1質量％未満ではその添加効果は不十分である。Wの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質量％である。

(c) Co：0.1〜10質量％
Coは基地中に固溶し、基地の熱間硬さを増加させ、耐摩耗性及び耐肌荒れ性を改善する効果を有する。Coが0.1質量％未満では添加効果はほとんどなく、また10質量％を超えてもさらなる向上は得られない。Co含有量の下限は好ましくは1質量％である。またCo含有量の上限は好ましくは7質量％、より好ましくは6質量％、さらに好ましくは5質量％、最も好ましくは3％である。

(d) Zr：0.01〜0.5質量％
V及びNbと同様に、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。この効果を得るために、Zrの添加量は0.01質量％以上であるのが好ましい。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0.02質量％である。

(e) Ti：0.005〜0.5質量％
TiはC及びNと結合し、TiC、TiN又はTiCNのような硬質の粒状化合物を形成する。これらはMC炭化物の核となるため、MC炭化物の均質分散効果があり、耐摩耗性及び耐肌荒れ性の向上に寄与する。この効果を得るために、Tiの添加量は0.005質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ti含有量が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。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。また、十分な添加効果を得るためには、Tiの含有量の下限はより好ましくは0.01質量％である。

(f) Al：0.001〜0.5質量％
Alは酸素との親和性が高いため、脱酸剤として作用する。また、AlはN及びOと結合し、形成された酸化物、窒化物、酸窒化物等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、外層が脆くなる。また、Alが0.001質量％未満ではその効果が十分でない。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。また十分な添加効果を得るためには、Alの含有量の下限はより好ましくは0.01質量％である。

(g) S：0.3質量％以下
Sは、前述のようにMnSの潤滑性を利用する場合には0.3質量％以下含有しても良い。0.3質量％を超えると外層の脆化が起こる。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。S含有量の下限は0.05質量％以上が好ましい。

(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、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等の元素を外層の特性を損なわない範囲で含有しても良い。外層の優れた耐摩耗性及び耐事故性を確保するために、不可避的不純物の合計量は0.7質量％以下であるのが好ましい。

(4) 組織
外層の組織は、(a) MC炭化物、(b) M₂CやM₆CのMoを主体とする炭化物(Mo系炭化物)又はM₇C₃やM₂₃C₆のCrを主体とする炭化物(Cr系炭化物)、(c) 炭ホウ化物、及び(d) 基地からなる。炭ホウ化物は一般にM(C,B)の組成を有する。ただし、金属Mは主にFe、Cr、Mo、V、Nb及びWの少なくとも一種であり、金属M,C及びBの割合は組成により変化する。本発明の外層組織には黒鉛が存在しないのが好ましい。本発明の圧延用複合ロールの外層は、硬質のMC炭化物、Mo系炭化物又はCr系炭化物を有するので、耐摩耗性に優れ、かつ炭ホウ化物を含有するために耐焼付き性に優れている。

(B) 内層
本発明の圧延用複合ロールの内層は強靭性に優れたダクタイル鋳鉄(「球状黒鉛鋳鉄」とも呼ばれる。)により形成する。強靭なダクタイル鋳鉄の好ましい組成は、質量基準で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。

(C) 中間層
本発明の圧延用複合ロールは、外層と内層の成分混入を抑制するために、両者の境界に遠心鋳造されたFe基合金からなる中間層を具備する。中間層は外層と類似する組成を有し、外層及び内層との境界近傍に発生する引け巣の発生を防ぐとともに、外層と内層の密着性を良好にするために、以下の特徴を有する。
(a) 中間層は0.025〜0.15質量％のBを含有し、
(b) 中間層のB含有量は外層のB含有量の40〜80％であり、
(c) 中間層の炭化物形成元素の合計含有量は外層の炭化物形成元素の合計含有量の40〜90％である。

外層中にはBが0.05〜0.2質量％存在し、炭ホウ化物が形成されている。炭ホウ化物は比較的低融点であるため、凝固完了温度が低下する。外層内面に中間層用溶湯を鋳込む際、中間層用溶湯の凝固完了温度が外層用溶湯の凝固完了温度より高すぎると、外層より中間層の凝固が先に完了するため、境界近傍に引け巣が発生するおそれがある。中間層の凝固完了温度を低下させて外層の凝固完了より中間層の凝固完了を遅らせることにより境界近傍の引け巣の発生を防止するため、本発明では中間層のB含有量を外層のB含有量の40〜80％とし、中間層のB含有量を0.025〜0.15質量％とする。しかし、中間層のB含有量が0.15質量％を超えると、内層ダクタイル鋳鉄との接合時に内層へのB混入量が過剰となり、ダクタイル鋳鉄の黒鉛化を阻害し、内層を脆化させる。また、中間層のB含有量が外層のB含有量の80％を超えると、外層と中間層の境界近傍に発生する欠陥の改善程度は飽和する。内層の黒鉛化を阻害するBの内層への必要以上の混入を避けるため、中間層のB含有量は外層の80％を上限とする。

中間層のB含有量の下限は0.027質量％が好ましく、0.028質量％がより好ましい。また中間層のB含有量の上限は0.1質量％が好ましく、0.06質量％がより好ましい。中間層のB含有量は外層のB含有量の45％以上が好ましく、50％以上がより好ましい。また、中間層のB含有量は外層のB含有量の75％以下が好ましく、70％以下がより好ましい。

中間層の炭化物形成元素の合計含有量は外層の炭化物形成元素の合計含有量の40〜90％である。本発明において、外層及び中間層の炭化物形成元素はCr、Mo、V、Nb及びWである。炭化物形成元素はBより中間層の凝固完了温度への影響度が小さいが、中間層の炭化物形成元素の合計含有量が外層の炭化物形成元素の合計含有量の40％未満になると、外層と中間層の凝固完了温度の差が大きくなるため、境界とその近傍の凝固が不連続となって引け巣が発生するおそれがある。一方、中間層の炭化物形成元素の合計含有量が外層の炭化物形成元素の合計含有量の90％超になると、ダクタイル鋳鉄製内層へのこれらの元素の混入量が多くなるため、ダクタイル鋳鉄の黒鉛化を阻害し、内層の強度を低下させる。中間層の炭化物形成元素の合計含有量は、外層の炭化物形成元素の合計含有量の45％以上が好ましい。また、中間層の炭化物形成元素の合計含有量が外層の炭化物形成元素の合計含有量の70％以下が好ましく、60％以下がより好ましい。

炭化物形成元素の各々については、中間層/外層の含有量比は40〜100％が好ましい。すなわち、中間層中のCr、Mo、V、Nb及びWの各々の含有量は、外層中のCr、Mo、V、Nb及びWの各々の含有量の40〜100％であるのが好ましい。中間層中のCr、Mo、V、Nb及びWの各々の含有量が外層中のCr、Mo、V、Nb及びWの各々の含有量の40％未満であると、中間層の炭化物形成元素の合計量が外層の炭化物形成元素の合計量の40％未満になりやすい。一方、中間層中のCr、Mo、V、Nb及びWの各々の含有量が外層中のCr、Mo、V、Nb及びWの各々の含有量の100％を超えると、中間層の炭化物形成元素の合計量が外層の炭化物形成元素の合計量の90％を超えやすくなる。中間層中の炭化物形成元素のいずれかが外層中の炭化物形成元素のいずれかの100％であっても、中間層の炭化物形成元素の合計量が外層の炭化物形成元素の合計量の90％以下であるという条件を満たせば、外層と中間層の凝固完了温度の差を小さくできる。

上記条件を満たす中間層の好ましい組成は、質量基準で1.5〜3.5％のCと、0.3〜3.0％のSiと、0.1〜2.5％のMnと、0.1〜5％のNiと、0.4〜7％のCrと、0.4〜6％のMoと、0.15〜5％のVと、0.025〜0.15％であって外層のB含有量の40〜80％のBとを含有し、炭化物形成元素の合計含有量が外層の炭化物形成元素の合計含有量の40〜90％であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる。中間層はさらに0〜2.5質量％のNb及び/又は0〜4質量％のWを含有しても良い。中間層の上記組成は、下記に示す通り、特定の元素(B)に注目して測定する。

中間層は外層及び内層と溶着一体化しているので、外層と中間層との境界及び中間層と内層との境界は不明確である。そこで、特定の元素(例えば、B)に注目し、外層から内層にかけて2〜5 mmのピッチで分析用試験片を採取し、Bの濃度をICP(Inductively Coupled Plasma)発光分析法により測定する。図2はBの濃度をロール表面からの深さに対してプロットしたグラフである。図2から明らかなように、Bの濃度分布には、外層と中間層との境界域、及び中間層と内層との境界域にそれぞれ変曲点A1、A2があるので、両変曲点A1、A2の間を中間層と定義し、両変曲点A1、A2の中点AmにおけるBの濃度を中間層におけるBの濃度とする。

中間層の厚さは10〜30 mmが好ましい。中間層は硬質炭化物を含む外層からダクタイル鋳鉄製内層への凝固完了温度変化を小さくする効果を有するので、少なくとも10 mmの厚さを有するのが好ましい。中間層が10 mm未満であると、凝固完了温度変化の低減効果が不十分であり、欠陥の発生を確実に防止できないおそれがある。一方、中間層は、炭化物形成元素を多く含有するためにダクタイル鋳鉄製内層より脆いので、厚くなりすぎると内層の割合が相対的に低くなり、ロール折損等の危険性が増大する。従って、中間層の厚さは30 mm以下が好ましい。中間層の厚さの下限は、12 mmがより好ましく、15 mmがさらに好ましい。また、中間層の厚さの上限は28 mmがより好ましく、25 mmがさらに好ましい。

[2] 圧延用複合ロールの製造方法
本発明の遠心鋳造製熱間圧延用複合ロールは、(1) 回転する遠心鋳造用円筒状鋳型で上記外層組成となるよう調製した外層用溶湯を遠心鋳造し、(2) 外層の内面温度が外層の凝固温度以上である時間内に、外層のキャビティ内に中間層の凝固開始温度＋110℃以上の温度を有する中間層用溶湯を鋳込んで、前記中間層を遠心鋳造し、(3) 中間層の凝固後に、外層及び中間層を有する円筒状鋳型を起立させ、その上下端に上型及び下型を設けて、静置鋳造用鋳型を構成し、(4) 前記上型、前記外層及び中間層を有する円筒状鋳型及び前記下型により構成される中空部(キャビティ)に内層用ダクタイル鋳鉄溶湯を鋳込むことにより製造する。なお、外層及び中間層を形成する円筒状鋳型と、内層を形成する上型及び下型が予め一体に設けられた鋳型を静置鋳造用鋳型としてもよい。

(A) 外層の形成
(1) 鋳込み温度
外層用溶湯の鋳込み温度は、Ts＋30℃〜Ts＋150℃(ただし、Tsはオーステナイト晶出開始温度である。)の範囲内であるのが好ましい。鋳込み温度がTs＋30℃より低いと、鋳込んだ溶湯の凝固が速すぎ、微細な介在物等の異物が遠心力による分離の前に凝固するため、異物欠陥が残存しやすい。一方、鋳込み温度がTs＋150℃より高いと、共晶炭化物が密集した領域が層状に生成される。鋳込み温度の下限はTs＋50℃がより好ましい。鋳込み温度の上限はTs＋120℃がより好ましい。なお、オーステナイト晶出開始温度Tsは、示差熱分析装置により測定した凝固発熱の開始温度である。通常、外層用溶湯は、取鍋から漏斗、注湯ノズル等を介して、又はタンディッシュから注湯ノズル等を介して、遠心鋳造用金型内に鋳込まれるので、本発明でいう鋳込み温度は、取鍋内又はタンディッシュ内の溶湯の温度をいう。

(2) 遠心力
遠心鋳造用金型で外層を鋳造するときの遠心力は、重力倍数で60〜200 Gの範囲内である。重力倍数が60 G未満では、外層溶湯の巻き付きが不足する。一方、重力倍数が200 Gを超えると、遠心分離が顕著になり偏析を生じやすい。重力倍数(G No.)は、式：G No.＝N×N×D/1,790,000［ただし、Nは金型の回転数(rpm)であり、Dは金型の内径(外層の外周に相当)(mm)である。］により求められる。

(3) 遠心鋳造用鋳型
図3(a) に示すように、外層1及び中間層2を遠心鋳造する円筒状鋳型30は、円筒状金型31と、円筒状金型31の内周面に塗布された塗型層32と、円筒状金型31の上下開口部に設けられた砂型33とからなり、円筒状鋳型30内の中間層2の内側は内層2を形成するためのキャビティ60aとなっている。遠心鋳造は水平型、傾斜型又は垂直型のいずれでも良い。

(4) 塗型剤
外層1が円筒状金型31に焼付くのを防止するために、円筒状金型31の内面にシリカ、アルミナ、マグネシア又はジルコンを主体とする塗型剤を塗布し、0.5〜5 mmの厚さの塗型層32を形成するのが好ましい。塗型層32が5 mmより厚いと、溶湯の冷却が遅く液相の残存時間が長いので、遠心分離が起こりやすく、偏析が発生しやすい。一方、塗型層32が0.5 mmより薄いと、外層1の円筒状金型31への焼付き防止効果が不十分である。塗型層32のより好ましい厚さは0.5〜4 mmである。

(B) 中間層の形成
鋳込んだ外層1の内面温度が外層1の凝固完了温度以上である時間内に、外層のキャビティ内に中間層の凝固開始温度＋110℃以上の温度を有する中間層用溶湯を鋳込む。外層1の内面が完全に凝固していない状態で、溶融状態にある(凝固開始温度＋110℃以上)中間層溶湯を鋳込むため、両者が拡散して凝固し、(a) 中間層2が0.025〜0.15質量％のBを含有し、(b) 中間層2のB含有量が外層1のB含有量の40〜80％となり、(c) 中間層2の炭化物形成元素の合計含有量が外層1の炭化物形成元素の合計含有量の40〜90％である条件を満たす中間層2が得られる。これにより、外層と中間層の境界の引け巣の発生が防止され、外層1と中間層2が溶着一体化する。

鋳込んだ外層1の内面温度が外層1の凝固完了温度未満であると、中間層溶湯の熱量による外層内面の再溶融量が十分でないため、外層1と内層2の拡散が十分でなく、上記条件を満たす中間層を得ることができない。また中間層溶湯の温度が凝固開始温度＋110℃未満であると、同様に、中間層溶湯の熱量による外層内面の再溶融量が十分でないため、外層1と内層2の拡散が十分でなく、上記条件を満たす中間層を得ることができない。外層1の内面温度は、外層1の凝固完了温度＋250℃以下であると外層を溶融し過ぎることはなく、所定の外層厚みを確保できるため好ましい。また、中間層溶湯の鋳込み温度を凝固開始温度＋280℃以下とすると、外層を溶融し過ぎることがなく、所定の外層厚みを確保できるため好ましい。中間層溶湯の鋳込み温度は、凝固開始温度＋120℃以上であるのが好ましい。また中間層溶湯の鋳込み温度は、凝固開始温度＋250℃以下であるのがより好ましい。

外層用溶湯の凝固完了温度は、外層1が完全に固相になるときの温度であり、外層1を構成する最も融点の低い部分(例えば炭ホウ化物)の凝固温度に相当する。また、中間層の凝固開始温度は、中間層溶湯中に初晶(例えば初晶オーステナイト)が生成するときの温度である。外層用溶湯の凝固完了温度及び中間層の凝固開始温度は示差熱分析装置を用いて測定することができる。

中間層用溶湯の好ましい組成は、質量基準で1.5〜3.7％のCと、0.3〜3.0％のSiと、0.1〜2.5％のMnと、0.1〜2.0％のNiと、0.1〜5.0％のCrと、0〜2.0％のMoと、0〜2.0％のVと、0〜0.1％のBとを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。中間層用溶湯は0〜1.0質量％のNb及び/又は0〜2.0質量％のWを含有しても良い。

(C)内層の形成
図3(a) 及び図3(b) に示すように、静置鋳造用鋳型100は、外層1及び中間層2を有する遠心鋳造用円筒状鋳型30と、その上下端に設けられている上型40及び下型50からなる。上型40は円筒状金型41とその内部に形成された砂型42とからなり、下型50は円筒状金型51とその内部に形成された砂型52とからなる。上型40は内層2の一端部を形成するためのキャビティ60bを有し、下型50は内層2の他端部を形成するためのキャビティ60cを有する。下型50には内層用溶湯を保持するための底板53を設ける。

下型50の上に、遠心鋳造した外層1及び中間層2を有する円筒状鋳型30を起立させて設置し、円筒状鋳型30の上に上型40を設置して、内層2形成用の静置鋳造用鋳型100を組み立てる。これにより、中間層2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3全体を一体的に形成するためのキャビティ60を構成する。

上型40の上方開口部43から、キャビティ60に内層3用のダクタイル鋳鉄溶湯を鋳込む。ダクタイル鋳鉄溶湯の好ましい組成は、質量基準で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。中間層2の内面が再溶融した後、内層3が凝固するので、両者は良好に溶着一体化(金属接合)する。

図2に示すように、外層と中間層との境界部、及び中間層と内層との境界部でそれぞれ元素の相互拡散が起こるので、凝固した中間層の組成はその溶湯組成と異なり、外層から内層まで勾配を有する。

(D) 熱処理
内層3の鋳造後に、必要に応じて焼入れ処理を行い、焼戻し処理を1回以上行う。焼戻し温度は480〜580℃が好ましい。

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1〜3
(1) 複合ロールの製造
表1に示す組成(残部はFe及び不可避的不純物である。)の各外層用溶湯を、高速回転する内径650 mm、及び長さ3000 mmの遠心鋳造用円筒状鋳型30に1410℃で鋳込み、遠心鋳造した。上記組成の外層用溶湯の凝固完了温度を表2に示す。外層内面の凝固が完了する前で、外層内面の温度(フラックス層表面の温度)が1200℃のときに、外層内のキャビティ60aに、表1に示す組成(残部はFe及び不可避的不純物である。)の各中間層用溶湯を、表2に示す鋳込み温度で鋳込み、遠心鋳造した。上記組成の中間層用溶湯の凝固開始温度を合わせて表2に示す。

中空状中間層が凝固した後、遠心鋳造用円筒状鋳型30の回転を止め、円筒状鋳型30の上下端にそれぞれ上型40(長さ2000 mm)及び下型50(長さ1500 mm)を設けて静置鋳造用鋳型100を構成した。この静置鋳造用鋳型100のキャビティ60に、表1に示す組成(残部はFe及び不可避的不純物である。)の各内層用ダクタイル鋳鉄溶湯を1423℃で鋳込み、静置鋳造した。内層の凝固完了後に静置鋳造用鋳型100を解体し、得られた複合ロールを取り出し、525℃で10時間の焼戻し処理を行った。

得られた複合ロールを超音波探傷により検査した結果、外層、中間層及び内層の境界部に引け巣はなく、健全に溶着していることが確認できた。

外層から内層にかけて5 mmのピッチで分析用試験片を採取し、Bの濃度をICP(Inductively Coupled Plasma)発光分析法により測定し、Bの濃度分布を求めた。Bの濃度分布の変曲点A1、A2の中点Amにおいて、成分元素(C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、W及びB)の濃度を測定し、中間層の成分元素濃度とした。また、外層の可使領域内(外層の表面から廃却径までの領域)の中央において、成分元素(C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、W及びB)の濃度を測定し、外層の成分元素濃度とした。Bの濃度分布に注目して求めた外層の平均厚さは65 mmであり、中空状中間層の平均厚さは22 mmであった。

比較例1
(a) 表1に示す組成を有する外層用溶湯、中間層用溶湯及び内層用ダクタイル鋳鉄溶湯を用い、(b) 中間層用溶湯の鋳込み時の外層内面の温度を1080℃とし、中間層用溶湯の鋳込み温度を1560℃とした以外、実施例1と同じ方法により、複合ロールを製造した。実施例1と同じ方法により、外層及び中間層における成分元素の濃度を測定した。超音波探傷検査の結果、外層と中間層との境界部に引け巣が発生していることが分った。

比較例2
(a) 表1に示す組成を有する外層用溶湯、中間層用溶湯及び内層用ダクタイル鋳鉄溶湯を用い、(b) 中間層用溶湯の鋳込み温度を1400℃とした以外、実施例1と同じ方法により、複合ロールを製造した。実施例1と同じ方法により、外層及び中間層における成分元素の濃度を測定した。超音波探傷検査の結果、外層と中間層との境界部に引け巣が発生していることが分った。

実施例1〜3、並びに比較例1及び2について、外層及び中間層における成分元素の濃度を表1に示し、複合ロールの製造条件、中間層と外層とのB含有量の比及びCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量の比、及び外層と中間層の境界部の欠陥の有無を表2に示す。

注：(1) 残部は不可避的不純物を含む。

注：(1) 中間層のB含有量/外層のB含有量の割合(％)。
(2) 中間層のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量/外層のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量の割合(％)。
(3) 中間層用溶湯を鋳込むときの外層内面の温度。
(4) 引け巣。

表1から明らかなように、実施例1〜3では、中間層用溶湯中のB含有量が0.01質量％であっても、凝固した中間層中のB含有量はそれぞれ0.04質量％(実施例1)、0.05質量％(実施例2)及び0.034質量％(実施例3)と多くなり、また、中間層用溶湯中のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量がそれぞれ0.38質量％(実施例1)、0.33質量％(実施例2)及び0.62質量％(実施例3)であっても、凝固した中間層中のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量はそれぞれ7.22質量％(実施例1)、7.48質量％(実施例2)及び7.24質量％(実施例3)と多くなった。その結果、実施例1〜3の複合ロールはいずれも、(a) 中間層が0.025〜0.15質量％のBを含有し、(b) 中間層のB含有量が外層のB含有量の40〜80％であり、かつ(c) 中間層のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量が外層のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量の40〜90％の条件を満たしていた。これは、外層の内面温度が外層用溶湯の凝固完了温度以上である間に、外層のキャビティ内に中間層の凝固開始温度＋110℃以上の温度を有する中間層用溶湯を鋳込んだので、外層内面が適度に再溶融して外層中のB、Cr、Mo、V、Nb及びWが中間層用溶湯中に混入したためであり、外層と中間層とが良好に溶着一体化(金属接合)したことを意味する。そのため、実施例1〜3の複合ロールはいずれも、外層と中間層との境界部に引け巣等の欠陥がなかった。

これに対して、比較例1及び2では、実施例1〜3とほぼ同じ中間層用溶湯を用いても、凝固した中間層中のB含有量はいずれも0.02質量％と少なく、またCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量もそれぞれ3.60質量％(比較例1)及び3.25質量％(比較例2)と少なかった。そのため、中間層のB含有量は外層のB含有量の25.0％(比較例1及び2)であり、かつ中間層のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量は外層のCr、Mo、V、Nb及びWの合計含有量のそれぞれ23.3％(比較例1)及び21.1％(比較例2)であり、いずれも上記要件(a)〜(c)を満たさなかった。これは、比較例1では、外層の内面温度が外層用溶湯の凝固完了温度より低くなったときに中間層用溶湯を鋳込んだために、外層内面が適度に再溶融せず、外層中のB、Cr、Mo、V、Nb及びWが中間層用溶湯中に十分に混入しなかったためである。また比較例2では、中間層用溶湯の鋳込み温度が中間層用溶湯の凝固開始温度＋110℃より低かったために、外層内面が適度に再溶融せず、外層中のB、Cr、Mo、V、Nb及びWが中間層用溶湯中に十分に混入しなかったためである。そのため、比較例1及び2では、外層と中間層とが良好に溶着一体化(金属接合)せず、外層と中間層との境界部に引け巣が生じた。

実施例1〜3、並びに比較例1及び2で製造した複合ロールの外層よりスリーブ形状の試験用ロール（外径60 mm、内径40 mm及び幅40 mm）を切り出し、図4に示す圧延摩耗試験機200を用いて各試験用ロールの耐摩耗性を評価した。圧延摩耗試験機200は、圧延機211と、圧延機211に組み込まれた試験用ロール212,213と、圧延材218を予熱する加熱炉214と、圧延材218を冷却する冷却水槽215と、圧延中に一定の張力を与える巻取機216と、張力を調節するコントローラ217とを具備する。以下の圧延摩耗条件で摩耗試験（圧延）を行い、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、各試験用ロールの耐摩耗性を評価したところ、実施例1〜3、並びに比較例1及び2の全ての試料で耐摩耗性は良好であり、実用上問題のないレベルであることが分かった。
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

実施例1〜3、並びに比較例1及び2で製造した複合ロールの外層より試験片（30 mm×25 mm×25 mm）を切出し、図5に示す摩擦熱衝撃試験機300を用いて各試験片の耐焼付き性を評価した。摩擦熱衝撃試験機300は、ラック301に重り302を落下させることによりピニオン303を回動させ、試験片304に噛み込み材305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評価したところ、実施例1〜3、並びに比較例1及び2の全ての試料で焼付きはほとんど観察されず、実用上問題のないレベルであることが分かった。

Claims

遠心鋳造されたFe基合金からなる外層及び中間層とダクタイル鋳鉄からなる内層とがそれぞれ溶着一体化した構造を有する圧延用複合ロールであって、
前記外層が、質量基準で1〜3％のCと、0.3〜3％のSiと、0.1〜3％のMnと、0.5〜5％のNiと、1〜7％のCrと、2.2〜8％のMoと、4〜7％のVと、0.005〜0.15％のNと、0.05〜0.2％のBとを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
前記中間層が0.025〜0.15質量％のBを含有し、
前記中間層のB含有量が前記外層のB含有量の45〜80％であり、
前記中間層の炭化物形成元素の合計含有量が前記外層の炭化物形成元素の合計含有量の45〜90％であることを特徴とする圧延用複合ロール。
請求項1に記載の圧延用複合ロールにおいて、前記中間層のB含有量が前記外層のB含有量の50〜80％であることを特徴とする圧延用複合ロール。
請求項1又は2に記載の圧延用複合ロールにおいて、前記外層がさらに0.1〜3質量％のNb及び/又は0.1〜5質量％のWを含有することを特徴とする圧延用複合ロール。
請求項1〜3のいずれかに記載の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0.1〜10％のCo、0.01〜0.5％のZr、0.005〜0.5％のTi、及び0.001〜0.5％のAl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圧延用複合ロール。
請求項1〜4のいずれかに記載の圧延用複合ロールを製造する方法において、
(1) 回転する遠心鋳造用円筒状鋳型で前記外層を遠心鋳造し、
(2) 前記外層の内面温度が前記外層用溶湯の凝固完了温度以上である時間内に、前記外層のキャビティ内に中間層の凝固開始温度＋110℃以上の温度を有する中間層用溶湯を鋳込んで、前記中間層を遠心鋳造し、
(3) 前記中間層の凝固後に、前記中間層のキャビティ内に内層用ダクタイル鋳鉄溶湯を鋳込むことにより前記内層を形成することを特徴とする圧延用複合ロールの製造方法。