JP7400771B2 - 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール - Google Patents
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Description
本発明は、熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールに係り、とくに、鋼板の熱間粗圧延スタンド用ワークロールとして好適な熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールに関する。
近年、鋼板の熱間圧延技術の進歩につれてロールの使用環境は苛酷化しており、また、高強度鋼板や薄肉品など圧延負荷の大きな鋼板の生産量も増加している。このため、圧延用ワークロールに要求される品質レベルが高くなっており、熱間圧延設備における粗圧延スタンド用ワークロールとしては、耐摩耗性や耐疲労性(耐肌荒れ性)に優れた、高性能なロールが求められている。
このような圧延用ワークロールの外層材として、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．８～１．２％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：３．０～１２．０％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｖ：０．５％以上２．０％未満、Ｎｉ：０．５～２．０％を含み、残部実質的にＦｅからなる圧延用ロールが提案されている。これにより、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性、耐スリップ性等に優れた粗圧延スタンド用ワークロールが得られるとしている。
また、特許文献２には、圧延材と接触する胴表層部の硬さがショア硬さで８０以上であり、前記胴表層部を構成する鉄基合金は、質量％で、Ｃ：０．５％以上０．９％未満、Ｃｒ：５％以上９％未満を有し、かつＭｏ、Ｗ、Ｖが特定の関係式を満足し、該鉄基合金の引張強さが１２００ＭＰａ以上であるとともに、前記鉄基合金を６００℃で２０分間保持した時の硬さ低下がショア硬さで１５以内である熱間圧延用ロールが提案されている。これにより、耐摩耗性が良好で、熱疲労に起因する肌荒れや摩耗を抑制した熱間圧延用ロールが得られるとしている。
また、特許文献３には、肉盛法で製造される熱間圧延用ロールにおいて、前記肉盛層がＣ：１．０質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｎ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｖ：４．０質量％以上８．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以上５．０質量％以下、Ｍｏ及びＷのいずれか１種又は２種を２．０質量％以上８．０質量％以下、及びＴｉ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、かつ、前記肉盛層に晶出したＭ２Ｃ、Ｍ６Ｃ、及びＭ７Ｃ３のいずれか１種又は２種以上からなる金属炭化物の占有率を３．０面積％以下、及び前記金属炭化物のサイズと前記肉盛層の二次デンドライト組織の結晶粒サイズを、それぞれ５０μｍ以下に微細化したことを特徴とする熱間圧延用複合ロールが提案されている。これにより、熱間粗圧延において、特に熱疲労き裂の損傷が小さく、耐摩耗性が良好な熱間圧延用複合ロールが得られるとしている。
また、特許文献４には、Ｃ：１．０～３．０％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：１１．０～２０．０％、Ｍｏ：０．１～１０．０％、Ｗ：０．１～１０．０％、Ｖ：２．０～１０．０％、ＴｉおよびＺｒの一種または二種の合計０．６～３．０％を主成分として含有し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とするハイス系ロール材が提案されている。これにより、摩擦係数が低く、基地の耐酸化性の向上による黒皮の生成を抑制して耐肌荒れ性が向上したハイス系ロール材が得られるとしている。
多合金系白鋳鉄における晶出炭化物の種類と形態；鋳物、第６７巻、１９９５年、ｐ．４９－５５
図解 合金状態図読本、横山亨著、株式会社オーム社発行、Ｐ．１４９
熱間圧延機の粗圧延スタンド用ワークロールは、加熱炉から抽出された直後の高温のスラブと接触するため、ロール表面が高温まで加熱され、摩耗や肌荒れが発生しやすい圧延環境で用いられる。
この点、近年の更なる圧延環境の過酷化により、従来の高Ｃｒ鋳鋼ロールよりも優れた耐摩耗性および耐肌荒れ性を有する圧延用ロールが求められている。
しかしながら、熱間圧延機の粗圧延スタンド用のワークロールにＶやＮｂを多量に含有したワークロール材質を用いると摩擦係数が大きいことによる圧延荷重の増大や深いクラックが発生することによるスポーリング（ロール表面が欠けるように脱落する現象）が生じる等の問題があった。
しかしながら、熱間圧延機の粗圧延スタンド用のワークロールにＶやＮｂを多量に含有したワークロール材質を用いると摩擦係数が大きいことによる圧延荷重の増大や深いクラックが発生することによるスポーリング（ロール表面が欠けるように脱落する現象）が生じる等の問題があった。
このような問題に対して、前述した特許文献１～３に記載の技術では、耐摩耗性は十分であるとは言えなかった。
本発明は上記事情を鑑みてなされたものであり、耐摩耗性および耐疲労性に優れた熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールを提供することを目的とする。
ここで、耐疲労性に優れるとは、以下の熱間転動疲労試験方法により測定される熱延疲労寿命が３５０千回を超える場合を指す。
（１）得られたリング状試験材から熱間転動疲労試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ、面取り有）を採取する。熱間転動疲労試験片は、ノッチ（深さｔ：１．２ｍｍ、周方向長さＬ：０．８ｍｍ）を外周面の２箇所（１８０°離れた位置）に、０．２０ｍｍφのワイヤを用いた放電加工（ワイヤカット）法で導入する。
（２）熱間転動疲労試験を、試験片と相手材との２円盤転がりすべり方式で行う。
（３）試験片を冷却水で水冷しながら７００ｒｐｍで回転させ、回転する該試験片に、高周波誘導加熱コイルで８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ、Ｃ１面取り）を荷重９８０Ｎで接触させながら、すべり率：９％で転動させる。
（４）熱間転動疲労試験片１に導入した２つのノッチ５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、その平均値を熱延疲労寿命とする。
（１）得られたリング状試験材から熱間転動疲労試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ、面取り有）を採取する。熱間転動疲労試験片は、ノッチ（深さｔ：１．２ｍｍ、周方向長さＬ：０．８ｍｍ）を外周面の２箇所（１８０°離れた位置）に、０．２０ｍｍφのワイヤを用いた放電加工（ワイヤカット）法で導入する。
（２）熱間転動疲労試験を、試験片と相手材との２円盤転がりすべり方式で行う。
（３）試験片を冷却水で水冷しながら７００ｒｐｍで回転させ、回転する該試験片に、高周波誘導加熱コイルで８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ、Ｃ１面取り）を荷重９８０Ｎで接触させながら、すべり率：９％で転動させる。
（４）熱間転動疲労試験片１に導入した２つのノッチ５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、その平均値を熱延疲労寿命とする。
また、耐摩耗性に優れるとは、以下の熱間摩耗試験により測定される摩耗比が１．２倍以上である場合を指す。
（１）熱間摩耗試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ）を採取する。
（２）熱疲労試験で用いたものと同一の装置を用いて、熱間摩耗試験を、熱間摩耗試験片と相手材との２円盤の転がりすべり方式で行う。
（３）熱間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、８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ）を荷重７００Ｎで押し当てながら、すべり率：９％で５０分間転動させる。
（４）その後、相手材を新品に交換して再度試験を行う工程を繰り返し、計１５０分間転動させる。
（５）試験後、試験片の摩耗量を測定し、従来例（質量％で、Ｃ：１．００％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：０．６％、Ｃｒ：１０．４％、Ｍｏ：１．３％、Ｖ：０．３％、Ａｌ：０．０２％、Ｎｉ：０．８％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する外層材）を基準とし、基準値に対する各試験片の摩耗量の比として、摩耗比（＝（基準片の摩耗量）／（各試験片の摩耗量））を評価する。
（１）熱間摩耗試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ）を採取する。
（２）熱疲労試験で用いたものと同一の装置を用いて、熱間摩耗試験を、熱間摩耗試験片と相手材との２円盤の転がりすべり方式で行う。
（３）熱間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、８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ）を荷重７００Ｎで押し当てながら、すべり率：９％で５０分間転動させる。
（４）その後、相手材を新品に交換して再度試験を行う工程を繰り返し、計１５０分間転動させる。
（５）試験後、試験片の摩耗量を測定し、従来例（質量％で、Ｃ：１．００％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：０．６％、Ｃｒ：１０．４％、Ｍｏ：１．３％、Ｖ：０．３％、Ａｌ：０．０２％、Ｎｉ：０．８％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する外層材）を基準とし、基準値に対する各試験片の摩耗量の比として、摩耗比（＝（基準片の摩耗量）／（各試験片の摩耗量））を評価する。
本発明者らは、高Ｃｒ鋳鋼ロールの耐摩耗性および耐疲労性を飛躍的に向上させる手法に関して鋭意検討を行った。耐摩耗性に関しては、特定の成分組成のもと、硬質で微細なＭＣ型炭化物の量を十分な量だけ晶出させること、耐疲労性の向上に関しては、特定の成分組成のもと、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率とＭＣ型炭化物の占有率を特定の範囲内に収めることが有効であることが分かった。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．９５～１．４５％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：９．５～１４．５％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｖ：０．１～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎｉ：０．５～２．５％、Ｗ：０．０５～２．００％、Ｎｂ：０．１～３．０％、を含有するとともに、
Ｔｉ、ＣｏおよびＢのうち少なくとも１種を含有し、
且つＴｉ：０．５０％以下、Ｃｏ：３．０％以下およびＢ：０．０１０％以下を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率Ｆ１が合計で３．０～８．０面積％であり、ＭＣ型炭化物の占有率Ｆ２が０．５～２．６面積％であり、且つ、下記（１）式を満足する熱間圧延用ロール外層材。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１）
［２］基地の９０面積％以上が、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトである前記［１］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
［３］基地の硬さが５１０～６３０ＨＶである前記［１］または［２］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
［４］外層、中間層、内層の３層構造、または外層、内層の２層構造を有する熱間圧延用複合ロールであって、
前記外層が前記［１］～［３］のいずれかに記載の熱間圧延用ロール外層材からなる熱間圧延用複合ロール。
［１］質量％で、Ｃ：０．９５～１．４５％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：９．５～１４．５％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｖ：０．１～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎｉ：０．５～２．５％、Ｗ：０．０５～２．００％、Ｎｂ：０．１～３．０％、を含有するとともに、
Ｔｉ、ＣｏおよびＢのうち少なくとも１種を含有し、
且つＴｉ：０．５０％以下、Ｃｏ：３．０％以下およびＢ：０．０１０％以下を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率Ｆ１が合計で３．０～８．０面積％であり、ＭＣ型炭化物の占有率Ｆ２が０．５～２．６面積％であり、且つ、下記（１）式を満足する熱間圧延用ロール外層材。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１）
［２］基地の９０面積％以上が、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトである前記［１］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
［３］基地の硬さが５１０～６３０ＨＶである前記［１］または［２］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
［４］外層、中間層、内層の３層構造、または外層、内層の２層構造を有する熱間圧延用複合ロールであって、
前記外層が前記［１］～［３］のいずれかに記載の熱間圧延用ロール外層材からなる熱間圧延用複合ロール。
本発明によれば、耐摩耗性および耐疲労性に優れた熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールが得られ、ロール寿命の向上や圧延品質の向上等に寄与する。
本発明の熱間圧延用ロール外層材は、遠心鋳造法により製造され、そのままリングロール、スリーブロールとすることもできるが、熱間粗圧延スタンド用として好適な、熱間圧延用複合ロールの外層（外層材）として適用される。また、本発明の熱間圧延用複合ロールは、外層（本発明の熱間圧延用ロール外層材）と、該外層と溶着一体化した内層とからなる。なお、外層と内層との間に中間層を配してもよい。すなわち、外層と溶着一体化した内層に代えて、外層と溶着一体化した中間層および該中間層と溶着一体化した内層としてもよい。本発明では、中間層の組成はとくに限定されないが、Ｃ：１．５～３．０質量％の高炭素材とすることが好ましい。
ロールの形状、大きさ等は、特に限定されないが、ロールの直径（外径）：８００～１３００ｍｍ、ロールの軸方向全長：４０００～７０００ｍｍ、ロールの重量：１３～３５ｔｏｎであることが好ましい。
ロールの形状、大きさ等は、特に限定されないが、ロールの直径（外径）：８００～１３００ｍｍ、ロールの軸方向全長：４０００～７０００ｍｍ、ロールの重量：１３～３５ｔｏｎであることが好ましい。
本発明の熱間圧延用ロール外層材は、質量％で、Ｃ：０．９５～１．４５％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：９．５～１４．５％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｖ：０．１～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎｉ：０．５～２．５％、Ｗ：０．０５～２．００％、Ｎｂ：０．１～３．０％、を含有するとともに、Ｔｉ、ＣｏおよびＢのうち少なくとも１種を含有し、且つＴｉ：０．５０％以下、Ｃｏ：３．０％以下およびＢ：０．０１０％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率Ｆ１が合計で３．０～８．０面積％であり、ＭＣ型炭化物の占有率Ｆ２が０．５～２．６面積％であり、且つ、下記（１）式を満足する。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１）
まず、本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（熱間圧延用ロール外層材）の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、とくに断らない限り、単に％と記す。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１）
まず、本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（熱間圧延用ロール外層材）の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、とくに断らない限り、単に％と記す。
Ｃ：０．９５～１．４５％
Ｃは、固溶して基地の硬さを増加させるとともに、炭化物形成元素と結合し硬質炭化物を形成し、その結果、ロール外層材の耐摩耗性を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．９５％未満では、炭化物量が不足するため、耐摩耗性が低下する。一方、１．４５％を超える含有は、金属炭化物の粗大化や共晶炭化物量を過度に増加させ、疲労亀裂の発生・成長を促進し、耐疲労性を低下させ、また、炭化物量の増加による残留応力の増大により、ロール製造中または圧延使用中にロールが折損する可能性がある。このため、Ｃ含有量は０．９５～１．４５％に限定する。なお、好ましくは、Ｃ含有量は１．００％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は１．４０％以下である。
Ｃは、固溶して基地の硬さを増加させるとともに、炭化物形成元素と結合し硬質炭化物を形成し、その結果、ロール外層材の耐摩耗性を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．９５％未満では、炭化物量が不足するため、耐摩耗性が低下する。一方、１．４５％を超える含有は、金属炭化物の粗大化や共晶炭化物量を過度に増加させ、疲労亀裂の発生・成長を促進し、耐疲労性を低下させ、また、炭化物量の増加による残留応力の増大により、ロール製造中または圧延使用中にロールが折損する可能性がある。このため、Ｃ含有量は０．９５～１．４５％に限定する。なお、好ましくは、Ｃ含有量は１．００％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は１．４０％以下である。
Ｓｉ：０．５～１．５％
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る。また、Ｓｉは基地中に固溶して、基地を強化する作用がある。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。このような効果を得るためには、０．５％以上のＳｉの含有を必要とする。一方、１．５％を超えてＳｉを含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となり、さらには、基地組織を脆化させ、耐疲労性が劣化する場合もある。このため、Ｓｉ含有量は０．５～１．５％に限定する。なお、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６％以上である。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は１．４％以下である。
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る。また、Ｓｉは基地中に固溶して、基地を強化する作用がある。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。このような効果を得るためには、０．５％以上のＳｉの含有を必要とする。一方、１．５％を超えてＳｉを含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となり、さらには、基地組織を脆化させ、耐疲労性が劣化する場合もある。このため、Ｓｉ含有量は０．５～１．５％に限定する。なお、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６％以上である。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は１．４％以下である。
Ｍｎ：０．５～１．５％
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして固定し、Ｓを無害化する作用を有するとともに、一部は基地組織に固溶し、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｍｎは基地中に固溶して、基地を強化（固溶強化）する作用がある。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。このような効果を得るためには、０．５％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、１．５％を超えてＭｎを含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり、さらには材質が脆化する場合もある。これにより、耐疲労性が劣化する場合がある。このため、Ｍｎ含有量は０．５～１．５％に限定する。なお、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．６％以上である。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は１．４％以下である。
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして固定し、Ｓを無害化する作用を有するとともに、一部は基地組織に固溶し、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｍｎは基地中に固溶して、基地を強化（固溶強化）する作用がある。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。このような効果を得るためには、０．５％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、１．５％を超えてＭｎを含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり、さらには材質が脆化する場合もある。これにより、耐疲労性が劣化する場合がある。このため、Ｍｎ含有量は０．５～１．５％に限定する。なお、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．６％以上である。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は１．４％以下である。
Ｃｒ：９．５～１４．５％
Ｃｒは、Ｃと結合して主に共晶炭化物（Ｍ７Ｃ３型炭化物、Ｍ２３Ｃ６型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上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、９．５％以上のＣｒの含有を必要とする。一方、１４．５％を超えるＣｒの含有は、粗大な共晶炭化物が増加するため、耐疲労性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は９．５～１４．５％に限定する。なお、好ましくは、Ｃｒ含有量は１０．０％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１４．０％以下である。
Ｃｒは、Ｃと結合して主に共晶炭化物（Ｍ７Ｃ３型炭化物、Ｍ２３Ｃ６型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上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、９．５％以上のＣｒの含有を必要とする。一方、１４．５％を超えるＣｒの含有は、粗大な共晶炭化物が増加するため、耐疲労性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は９．５～１４．５％に限定する。なお、好ましくは、Ｃｒ含有量は１０．０％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１４．０％以下である。
Ｍｏ：１．０～３．０％
Ｍｏは、Ｃと結合して硬質な金属炭化物（Ｍ２Ｃ型炭化物、Ｍ６Ｃ型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させる元素である。また、Ｍｏは、Ｖ、ＮｂとＣが結合した硬質なＭＣ型炭化物中に固溶して、炭化物を強化するとともに、共晶炭化物中にも固溶し、それら炭化物の破壊抵抗を増加させる。このような作用を介してＭｏは、ロール外層材の耐摩耗性を向上させる。このような効果を得るためには、１．０％以上のＭｏの含有を必要とする。一方、３．０％を超えるＭｏの含有は、粗大な共晶炭化物を形成させ、耐疲労性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は１．０～３．０％に限定する。なお、好ましくは、Ｍｏ含有量は１．２％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は２．７％以下である。
Ｍｏは、Ｃと結合して硬質な金属炭化物（Ｍ２Ｃ型炭化物、Ｍ６Ｃ型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させる元素である。また、Ｍｏは、Ｖ、ＮｂとＣが結合した硬質なＭＣ型炭化物中に固溶して、炭化物を強化するとともに、共晶炭化物中にも固溶し、それら炭化物の破壊抵抗を増加させる。このような作用を介してＭｏは、ロール外層材の耐摩耗性を向上させる。このような効果を得るためには、１．０％以上のＭｏの含有を必要とする。一方、３．０％を超えるＭｏの含有は、粗大な共晶炭化物を形成させ、耐疲労性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は１．０～３．０％に限定する。なお、好ましくは、Ｍｏ含有量は１．２％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は２．７％以下である。
Ｖ：０．１～３．０％
Ｖは、ロールとしての耐摩耗性と耐疲労性とを兼備させる元素である。Ｖは、極めて硬質な金属炭化物（ＭＣ型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させる元素である。このような効果は、０．１％以上のＶの含有で顕著となる。一方、３．０％を超えるＶの含有は、ＭＣ型炭化物を粗大化させ、耐疲労性を低下させる。このため、Ｖ含有量は０．１～３．０％に限定する。なお、好ましくは、Ｖ含有量は０．３％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は２．８％以下である。
Ｖは、ロールとしての耐摩耗性と耐疲労性とを兼備させる元素である。Ｖは、極めて硬質な金属炭化物（ＭＣ型炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させる元素である。このような効果は、０．１％以上のＶの含有で顕著となる。一方、３．０％を超えるＶの含有は、ＭＣ型炭化物を粗大化させ、耐疲労性を低下させる。このため、Ｖ含有量は０．１～３．０％に限定する。なお、好ましくは、Ｖ含有量は０．３％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は２．８％以下である。
Ａｌ：０．０１～０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、ポロシティ等の内部欠陥を防止する作用を有する。これにより、耐疲労性を向上させることができる。このような効果は、０．０１％以上のＡｌの含有で顕著となる。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、粗大なＡｌ系酸化物が形成され、かえって耐疲労性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は、０．０１～０．１０％に限定する。なお、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０８％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、ポロシティ等の内部欠陥を防止する作用を有する。これにより、耐疲労性を向上させることができる。このような効果は、０．０１％以上のＡｌの含有で顕著となる。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、粗大なＡｌ系酸化物が形成され、かえって耐疲労性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は、０．０１～０．１０％に限定する。なお、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０８％以下である。
Ｎｉ：０．５～２．５％
Ｎｉは、基地中に固溶し、熱処理中のオーステナイトの変態温度を低下させ、基地の焼入れ性を向上させる元素である。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。このような効果は、０．５％以上のＮｉの含有で顕著となる。一方、２．５％を超えてＮｉを含有すると、オーステナイトの変態温度が低くなりすぎて、熱処理後にオーステナイトが残留しやすくなる。オーステナイトが残留すると、耐摩耗性が劣化する。さらには、耐疲労性も劣化させる。そのため、Ｎｉ含有量は、０．５～２．５％に限定する。なお、焼入れ性の観点から、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．６％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は２．３％以下である。
Ｎｉは、基地中に固溶し、熱処理中のオーステナイトの変態温度を低下させ、基地の焼入れ性を向上させる元素である。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。このような効果は、０．５％以上のＮｉの含有で顕著となる。一方、２．５％を超えてＮｉを含有すると、オーステナイトの変態温度が低くなりすぎて、熱処理後にオーステナイトが残留しやすくなる。オーステナイトが残留すると、耐摩耗性が劣化する。さらには、耐疲労性も劣化させる。そのため、Ｎｉ含有量は、０．５～２．５％に限定する。なお、焼入れ性の観点から、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．６％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は２．３％以下である。
Ｗ：０．０５～２．００％
Ｗは、基地中に固溶し、基地を強化して耐肌荒れ性を向上させる作用を有する元素であり、且つＭ２Ｃ型炭化物またはＭ６Ｃ型炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる。このような効果は、０．０５％以上のＷの含有で顕著となる。一方、２．００％を超えてＷを含有すると、粗大なＭ２Ｃ型炭化物またはＭ６Ｃ型炭化物が形成され、耐疲労性を低下させるだけでなく、基地を脆化させる。このため、Ｗ含有量は、０．０５～２．００％に限定する。なお、好ましくは、Ｗ含有量は０．０７％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は１．８０％以下である。
Ｗは、基地中に固溶し、基地を強化して耐肌荒れ性を向上させる作用を有する元素であり、且つＭ２Ｃ型炭化物またはＭ６Ｃ型炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる。このような効果は、０．０５％以上のＷの含有で顕著となる。一方、２．００％を超えてＷを含有すると、粗大なＭ２Ｃ型炭化物またはＭ６Ｃ型炭化物が形成され、耐疲労性を低下させるだけでなく、基地を脆化させる。このため、Ｗ含有量は、０．０５～２．００％に限定する。なお、好ましくは、Ｗ含有量は０．０７％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は１．８０％以下である。
Ｎｂ：０．１～３．０％
Ｎｂは、ＭＣ型炭化物に固溶してＭＣ型炭化物を強化し、ＭＣ型炭化物の破壊抵抗を増加させる作用を介し、耐摩耗性を向上させる。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、０．１％以上のＮｂの含有で顕著となる。一方、Ｎｂ含有量が３．０％を超えると、粗大なＭＣ型炭化物が形成され、耐疲労性を劣化させる。このため、Ｎｂ含有量は０．１～３．０％に限定する。なお、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．２％以上である。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は２．７％以下である。
Ｎｂは、ＭＣ型炭化物に固溶してＭＣ型炭化物を強化し、ＭＣ型炭化物の破壊抵抗を増加させる作用を介し、耐摩耗性を向上させる。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、０．１％以上のＮｂの含有で顕著となる。一方、Ｎｂ含有量が３．０％を超えると、粗大なＭＣ型炭化物が形成され、耐疲労性を劣化させる。このため、Ｎｂ含有量は０．１～３．０％に限定する。なお、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．２％以上である。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は２．７％以下である。
また、上記した成分以外に、以下に示す成分（Ｔｉ、Ｃｏ、Ｂ）を少なくとも１種を含有する。このとき、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｃｏ：３．０％以下およびＢ：０．０１０％以下を満たすようにする。
Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉは、溶湯中の酸素と結びついて酸化物を作りやすい元素であり、この酸化物が核となって炭化物を基地中に微細・均一に形成させる作用を有している。このような作用を介して、耐疲労性の向上に寄与する。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰であると共晶炭化物（Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物）の生成量が減少するため、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とすることが必要である。そのため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下に限定する。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．４０％以下である。また、炭化物を微細・均一に形成させる効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉを含有することが好ましく、さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２％以上である。
Ｔｉは、溶湯中の酸素と結びついて酸化物を作りやすい元素であり、この酸化物が核となって炭化物を基地中に微細・均一に形成させる作用を有している。このような作用を介して、耐疲労性の向上に寄与する。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰であると共晶炭化物（Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物）の生成量が減少するため、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とすることが必要である。そのため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下に限定する。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．４０％以下である。また、炭化物を微細・均一に形成させる効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉを含有することが好ましく、さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２％以上である。
Ｃｏ：３．０％以下
Ｃｏは、基地中に固溶し、基地の強度を向上させる効果を有する。このような効果は、３．０％以下の含有で顕著となる。３．０％を超えて含有しても、効果が飽和してしまい、経済的に不利となる。また、Ｃｏの含有量が過剰であるとパーライトの量が増加して、耐疲労性が劣化する場合がある。そのため、Ｃｏ含有量は、３．０％以下に限定する。好ましくは、Ｃｏ含有量は２．５％以下である。なお、このような効果を得るためには、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１％以上であり、さらに好ましくは０．２％以上である。
Ｃｏは、基地中に固溶し、基地の強度を向上させる効果を有する。このような効果は、３．０％以下の含有で顕著となる。３．０％を超えて含有しても、効果が飽和してしまい、経済的に不利となる。また、Ｃｏの含有量が過剰であるとパーライトの量が増加して、耐疲労性が劣化する場合がある。そのため、Ｃｏ含有量は、３．０％以下に限定する。好ましくは、Ｃｏ含有量は２．５％以下である。なお、このような効果を得るためには、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１％以上であり、さらに好ましくは０．２％以上である。
Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、基地中に固溶し基地の焼入れ性を向上させる元素である。このような効果は、０．０１０％以下のＢの含有で顕著となる。０．０１０％を超えてＢを含有すると、ホウ炭化物が形成して焼入れ性向上効果が飽和し、また、耐疲労性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．０１０％以下に限定する。好ましくは、Ｂ含有量は０．００８％以下である。なお、焼入れ性の観点から、好ましくは、Ｂ含有量は０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上である。
Ｂは、基地中に固溶し基地の焼入れ性を向上させる元素である。このような効果は、０．０１０％以下のＢの含有で顕著となる。０．０１０％を超えてＢを含有すると、ホウ炭化物が形成して焼入れ性向上効果が飽和し、また、耐疲労性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．０１０％以下に限定する。好ましくは、Ｂ含有量は０．００８％以下である。なお、焼入れ性の観点から、好ましくは、Ｂ含有量は０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上である。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｏ、Ｎが挙げられる。これらは、原料や溶解中に耐火物や空気等から混入する。
また、本発明の熱間圧延用ロール外層材は、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率Ｆ１が合計で３．０～８．０面積％であり、ＭＣ型炭化物の占有率Ｆ２が０．５～２．６面積％であり、Ｆ１とＦ２が下記（１）式を満足する。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１）
金属炭化物の占有率を上記した範囲とすることで、耐摩耗性および耐疲労性に著しく優れた熱間圧延用ロール外層材が得られる。特に（１）式は、熱間圧延用ロール外層材の製造時にロール外層材の内部にザク巣（微小な空隙）が形成されることを抑制して耐疲労性を向上させるために重要な関係式であり、（１）式を満足することが必要である。Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率が合計で３．０面積％未満では耐摩耗性が低下し、８．０面積％を超えると圧延中に深いクラックが形成されるため耐疲労性が低下する。また、ＭＣ型炭化物の占有率が０．５面積％未満では耐摩耗性が低下し、２．６面積％を超えても耐摩耗性向上効果が飽和し経済的に不利になる。より好ましくは、圧延面に平行な面におけるＭ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率が合計で３．２～７．９面積％、ＭＣ型炭化物の占有率が０．７～２．５面積％である。
本発明では、Ｆ１、Ｆ２は成分組成および溶湯を凝固する際の冷却速度の制御により調整することができる。溶湯を凝固する際の冷却速度が速すぎると、Ｆ１、Ｆ２が特定の範囲を外れる。本発明では、上記冷却速度を所望の範囲に制御するために、遠心鋳造法で熱間圧延用ロール外層材を製造することが好ましい。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１）
金属炭化物の占有率を上記した範囲とすることで、耐摩耗性および耐疲労性に著しく優れた熱間圧延用ロール外層材が得られる。特に（１）式は、熱間圧延用ロール外層材の製造時にロール外層材の内部にザク巣（微小な空隙）が形成されることを抑制して耐疲労性を向上させるために重要な関係式であり、（１）式を満足することが必要である。Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率が合計で３．０面積％未満では耐摩耗性が低下し、８．０面積％を超えると圧延中に深いクラックが形成されるため耐疲労性が低下する。また、ＭＣ型炭化物の占有率が０．５面積％未満では耐摩耗性が低下し、２．６面積％を超えても耐摩耗性向上効果が飽和し経済的に不利になる。より好ましくは、圧延面に平行な面におけるＭ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率が合計で３．２～７．９面積％、ＭＣ型炭化物の占有率が０．７～２．５面積％である。
本発明では、Ｆ１、Ｆ２は成分組成および溶湯を凝固する際の冷却速度の制御により調整することができる。溶湯を凝固する際の冷却速度が速すぎると、Ｆ１、Ｆ２が特定の範囲を外れる。本発明では、上記冷却速度を所望の範囲に制御するために、遠心鋳造法で熱間圧延用ロール外層材を製造することが好ましい。
本発明の熱間圧延用ロール外層材において、基地の９０面積％以上がベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトであることが好ましい。すなわち、基地１００面積％中、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトが９０面積％以上であることが好ましい。ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの割合が９０面積％未満であると、耐摩耗性や耐疲労性が低下する場合がある。残部としては、オーステナイト、フェライト、パーライトが挙げられる。
なお、本発明において、基地は、鋼組織において金属炭化物を除いた領域のことを指す。具体的には、後述のように、鋼組織の測定全領域の１００％から炭化物の面積率（Ｆ１（％）およびＦ２（％））を引いた領域を基地（１００面積％）として、この基地１００面積％中のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率（面積％）を測定する。
本発明では、上記の鋼組織は、鋳造後の焼入れ処理における冷却速度や焼戻し処理の回数の制御により調整することができる。
なお、本発明において、基地は、鋼組織において金属炭化物を除いた領域のことを指す。具体的には、後述のように、鋼組織の測定全領域の１００％から炭化物の面積率（Ｆ１（％）およびＦ２（％））を引いた領域を基地（１００面積％）として、この基地１００面積％中のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率（面積％）を測定する。
本発明では、上記の鋼組織は、鋳造後の焼入れ処理における冷却速度や焼戻し処理の回数の制御により調整することができる。
本発明の熱間圧延用ロール外層材において、組織観察の位置は外層材外面から外層材厚みの１／８位置とし、圧延面に平行な面の観察を行う。
組織観察は次の通りである。得られた組織観察試験片（ロール外層材（リング状試験材（外径２５０ｍｍ、内径１７０ｍｍ、長さ７０ｍｍ））の外面から５ｍｍ位置で１０×１０×１０ｍｍの試験片を採取）について、リング状試験材の外面に平行な面を研磨後にナイタールでエッチングして現出させた金属組織を光学顕微鏡（倍率：５００倍）で観察する。
このとき、炭化物は白色を示し、白色領域全体の面積率（Ｆ１＋Ｆ２）（面積％）を画像解析にて算出する。その後、非特許文献１に記載のように、花弁状、粒状およびさんご状を呈するＭＣ型炭化物のみを抜き出して面積率を測定し（Ｆ２（面積％））、白色領域全体の面積率（Ｆ１＋Ｆ２）からＦ２を差し引いてＭ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の面積率（Ｆ１（面積％））を算出する。
なお、試験材について、光学顕微鏡写真を５枚撮影し、それぞれの炭化物面積率を測定して、その平均値をその試験材の炭化物面積率とする。
また、基地については、組織観察試験片のリング状試験材の外面に平行な面を研磨後にナイタールで１０秒前後エッチングして現出させた金属組織を光学顕微鏡（倍率：５００倍）で観察する。非特許文献２に記載のように、鋼組織によって見え方が異なるため、フェライト、パーライト、オーステナイト（フェライトと同様に白色組織として観察される）を目視で判別し、フェライト、パーライト、オーステナイトの面積率の合計値Ｆ（面積％）を画像解析にて算出する。次に、（１００－（Ｆ１＋Ｆ２））からＦを差し引くことで、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの面積率（１００－（Ｆ１＋Ｆ２）－Ｆ）（面積％）を算出する。以上より、基地におけるベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの割合は、（１００－（Ｆ１＋Ｆ２）－Ｆ）／（１００－（Ｆ１＋Ｆ２））×１００で算出することができる。
本発明の熱間圧延用ロール外層材において、基地の硬さは５１０～６３０ＨＶであることが好ましい。基地の硬さを上記した範囲とすることで、圧延中にロール表面に発生したクラックが伝播しにくい耐疲労性に優れた熱間圧延用ロール外層材が得られる。基地の硬さが５１０ＨＶ未満であると耐摩耗性が低下し、６３０ＨＶを超えると耐疲労性が低下する場合がある。より好ましくは、基地の硬さは５２０ＨＶ以上である。また、より好ましくは、基地の硬さは６２０ＨＶ以下である。本発明の効果を得るためには、基地の硬さを測定した時に、基地の硬さが最も小さい場所でも上記した硬さ範囲内であることが必要である。
基地および金属炭化物を含むロール外層材の硬さ試験は次の通りである。得られた硬さ試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２０２０年）の規定に準拠して、ビッカース硬さ計（試験力：５０ｋｇｆ（４９０Ｎ））でビッカース硬さＨＶ５０を測定し、ＪＩＳ Ｂ ７７３１（２０００年）の換算式で換算ショア硬さＶＨＳ（ＨＳ）を算出する。
なお、測定点は各１０点とし、最高値、最低値を削除して平均値を算出し、その試験材の硬さとする。
また、基地の硬さの測定は、ビッカース硬さ計（試験力：１ｋｇｆ（９．８Ｎ））でビッカース硬さＨＶ１を１０点測定し、最低値をその試験材の硬さとする。基地硬さ測定の際は、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型、Ｍ２３Ｃ６型およびＭＣ型炭化物の硬さを測定しないように、硬さ測定位置に金属炭化物が存在しないことをモニターで確認したのち測定する。
なお、測定点は各１０点とし、最高値、最低値を削除して平均値を算出し、その試験材の硬さとする。
また、基地の硬さの測定は、ビッカース硬さ計（試験力：１ｋｇｆ（９．８Ｎ））でビッカース硬さＨＶ１を１０点測定し、最低値をその試験材の硬さとする。基地硬さ測定の際は、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型、Ｍ２３Ｃ６型およびＭＣ型炭化物の硬さを測定しないように、硬さ測定位置に金属炭化物が存在しないことをモニターで確認したのち測定する。
つぎに、本発明の熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールの製造方法について説明する。
熱間圧延用ロール外層材を鋳造する場合、まず、内面にジルコン等を主材とした耐火物が１～５ｍｍ厚で被覆された回転する鋳型に、上記した熱間圧延用ロール外層材組成の溶湯（単に外層材溶湯と称する）を、所定の肉厚となるように注湯し、遠心鋳造する。
中間層を形成する場合には、外層材の凝固途中あるいは完全に凝固したのち、鋳型を回転させながら、中間層組成の溶湯を注湯し、遠心鋳造することが好ましい。外層あるいは中間層が完全に凝固したのち、鋳型の回転を停止し鋳型を立ててから、内層材を静置鋳造して、複合ロールとすることが好ましい。これにより、ロール外層材の内面側が再溶解され外層と内層、あるいは外層と中間層、中間層と内層とが溶着一体化した複合ロールとなる。
上記の外層材の製造において、溶湯を凝固する際の冷却速度は、７℃／ｓ以下とすることが好ましい。これにより、本発明において、Ｆ１、Ｆ２を所望の範囲に調整することができる。
中間層を形成する場合は、中間層材として、黒鉛鋼、高炭素鋼、亜共晶鋳鉄等を用いることが好ましい。中間層と外層とは同じように一体溶着されており、外層成分が中間層へ１０～９５％の範囲で混入する。内層への外層成分の混入量を抑える観点から、外層成分の中間層への混入量はできるだけ低減しておくことが肝要となる。
以上より、外層、中間層、内層の３層構造または外層、内層の２層構造を有する熱間圧延用複合ロールを得ることができる。
本発明の熱間圧延用複合ロールは、鋳造後、熱処理（焼入れ、焼戻し）を施すことが好ましい。熱処理は、９００～１０５０℃に加熱し空冷あるいは衝風空冷する焼入れ処理と、さらに４５０～５７０℃に加熱保持した後、冷却（空冷、衝風空冷）する焼戻し処理を２回以上行うことが好ましい。
また、上記の熱処理において、焼入れ処理における９００℃～５００℃の範囲の冷却速度は、５０～７５０℃／ｈとすることが好ましい。これにより、本発明において、基地を所望の範囲に調整することができる。
なお、本発明の熱間圧延用複合ロールにおいて、基地および金属炭化物を含む外層材表面の好ましい硬さは、７５～８６ＨＳ（ショア硬さ）である。７５ＨＳよりも硬さが低いと、耐摩耗性が劣化し、逆に硬さが８６ＨＳを超えると、熱間圧延中に熱間圧延用ロール表面に形成されたクラックを研削により除去し難くなる。より好ましい硬さは７６～８５ＨＳである。外層材表面の硬さは、上記したようにビッカース硬さＨＶ５０を測定し、ＪＩＳ Ｂ ７７３１（２０００年）の換算式で換算ショア硬さＶＨＳに換算して算出する。
［実施例１］
表１に示すロール外層材組成の溶湯を、高周波誘導炉で溶解し遠心鋳造法により、リング状試験材（外径２５０ｍｍ、内径１７０ｍｍ、厚み７０ｍｍ）を作製した。鋳込み温度は１５００℃、遠心力は重力倍数で１５０Ｇ、鋳型内面の耐火物の厚みを２ｍｍとした。なお、試験材Ｎｏ．３２、３３、３４については、鋳型内面に耐火物を設けずに遠心鋳造を行い、凝固時の冷却速度を速めた。凝固時の冷却速度は、Ｎｏ．３２、３３、３４以外は、０．８℃／ｓとした。Ｎｏ．３２、３３、３４は、９℃／ｓとした。
表１に示すロール外層材組成の溶湯を、高周波誘導炉で溶解し遠心鋳造法により、リング状試験材（外径２５０ｍｍ、内径１７０ｍｍ、厚み７０ｍｍ）を作製した。鋳込み温度は１５００℃、遠心力は重力倍数で１５０Ｇ、鋳型内面の耐火物の厚みを２ｍｍとした。なお、試験材Ｎｏ．３２、３３、３４については、鋳型内面に耐火物を設けずに遠心鋳造を行い、凝固時の冷却速度を速めた。凝固時の冷却速度は、Ｎｏ．３２、３３、３４以外は、０．８℃／ｓとした。Ｎｏ．３２、３３、３４は、９℃／ｓとした。
鋳造後、１０００℃から焼入れ、５００℃で焼戻し処理を行った。残留オーステナイト量が体積％で１０％未満になるように、成分によって焼戻しを２または３回実施した。得られたリング状試験材から、組織観察試験片、硬さ試験片、熱間転動疲労試験片および熱間摩耗試験片を採取して、組織観察、硬さ試験、熱間転動疲労試験および熱間摩耗試験を実施した。基準材（従来例）として、表１の試験材Ｎｏ．３５に示す高Ｃｒ鋳鋼の成分でも同様にリング状試験材を作製し、鋳造後、１０００℃から焼入れ、５００℃で焼戻し処理を２回行った。焼入れ処理における冷却速度は、Ｎｏ．９、１２、１７、２１、２９以外は、３００℃／ｈとした。Ｎｏ．９、１２、１７、２１、２９は、１０℃／ｈとした。
組織観察は次の通りとした。得られた組織観察試験片（リング状試験材の外面から５ｍｍ位置で１０×１０×１０ｍｍの試験片を採取）について、リング状試験材の外面に平行な面を研磨後にナイタールでエッチングして現出させた金属組織を光学顕微鏡（倍率：５００倍）で観察し、画像解析にて炭化物面積率を算出した。
このとき、炭化物は白色を示し、白色領域全体の面積率（Ｆ１＋Ｆ２）（面積％）を画像解析にて算出した。その後、非特許文献１に記載のように、花弁状、粒状およびさんご状を呈するＭＣ型炭化物のみを抜き出して面積率を測定し（Ｆ２（面積％））、白色領域全体の面積率（Ｆ１＋Ｆ２）からＦ２を差し引いてＭ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の面積率（Ｆ１（面積％））を算出した。
このとき、炭化物は白色を示し、白色領域全体の面積率（Ｆ１＋Ｆ２）（面積％）を画像解析にて算出した。その後、非特許文献１に記載のように、花弁状、粒状およびさんご状を呈するＭＣ型炭化物のみを抜き出して面積率を測定し（Ｆ２（面積％））、白色領域全体の面積率（Ｆ１＋Ｆ２）からＦ２を差し引いてＭ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の面積率（Ｆ１（面積％））を算出した。
なお、各試験材について、光学顕微鏡写真を５枚撮影し、それぞれの炭化物面積率を測定して、その平均値をその試験材の炭化物面積率とした。
また、基地については、組織観察試験片のリング状試験材の外面に平行な面を研磨後にナイタールで１０秒前後エッチングして現出させた金属組織を光学顕微鏡（倍率：５００倍）で観察した。非特許文献２に記載のように、鋼組織によって見え方が異なるため、フェライト、パーライト、オーステナイト（フェライトと同様に白色組織として観察される）を目視で判別し、フェライト、パーライト、オーステナイトの面積率の合計値Ｆ（面積％）を画像解析にて算出した。次に、（１００－（Ｆ１＋Ｆ２））からＦを差し引くことで、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの面積率（１００－（Ｆ１＋Ｆ２）－Ｆ）（面積％）を算出した。以上より、基地におけるベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの割合は、（１００－（Ｆ１＋Ｆ２）－Ｆ）／（１００－（Ｆ１＋Ｆ２））×１００で算出した。
基地および金属炭化物を含む試験材の硬さ試験は次の通りとした。得られた硬さ試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２０２０年）の規定に準拠して、ビッカース硬さ計（試験力：５０ｋｇｆ（４９０Ｎ））でビッカース硬さＨＶ５０を測定し、ＪＩＳ Ｂ ７７３１（２０００年）の換算式で換算ショア硬さＶＨＳ（ＨＳ）を算出した。
なお、測定点は各１０点とし、最高値、最低値を削除して平均値を算出し、その試験材の硬さとした。
また、基地の硬さの測定は、ビッカース硬さ計（試験力：１ｋｇｆ（９．８Ｎ））でビッカース硬さＨＶ１を１０点測定し、最低値をその試験材の硬さとした。基地硬さ測定の際は、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型、Ｍ２３Ｃ６型およびＭＣ型炭化物の硬さを測定しないように、硬さ測定位置に金属炭化物が存在しないことをモニターで確認したのち測定した。
なお、測定点は各１０点とし、最高値、最低値を削除して平均値を算出し、その試験材の硬さとした。
また、基地の硬さの測定は、ビッカース硬さ計（試験力：１ｋｇｆ（９．８Ｎ））でビッカース硬さＨＶ１を１０点測定し、最低値をその試験材の硬さとした。基地硬さ測定の際は、Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型、Ｍ２３Ｃ６型およびＭＣ型炭化物の硬さを測定しないように、硬さ測定位置に金属炭化物が存在しないことをモニターで確認したのち測定した。
熱間転動疲労試験方法は次の通りとした。得られたリング状試験材から熱間転動疲労試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ、面取り有）を採取した。熱間転動疲労試験片１には、図１に示すようなノッチ２（深さｔ：１．２ｍｍ、周方向長さＬ：０．８ｍｍ）を外周面の２箇所（１８０°離れた位置）に、０．２０ｍｍφのワイヤを用いた放電加工（ワイヤカット）法で導入した。熱間転動疲労試験は、図１に示すように、試験片と相手材との２円盤転がりすべり方式で行った。試験片１を冷却水５で水冷しながら７００ｒｐｍで回転させ、回転する該試験片１に、高周波誘導加熱コイル４で８００℃に加熱した相手片３（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ、Ｃ１面取り）を荷重９８０Ｎで接触させながら、すべり率：９％で転動させた。そして、熱間転動疲労試験片１に導入した２つのノッチ５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、その平均値を熱延疲労寿命とした。そして、熱延疲労寿命が３５０千回を超える場合を熱延疲労寿命が著しく優れると評価した。
熱間摩耗試験は次の通りとした。熱間摩耗試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ）を採取し、熱疲労試験で用いたものと同一の装置を用いて、熱間摩耗試験を実施した。熱間摩耗試験は、熱間摩耗試験片と相手材との２円盤の転がりすべり方式で行った。熱間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、８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ）を荷重７００Ｎで押し当てながら、すべり率：９％で５０分間転動させた。その後、相手材を新品に交換して再度試験を行う工程を繰り返し、計１５０分間転動させた。試験後、試験片の摩耗量を測定し、従来例を基準とし、基準値に対する各試験片の摩耗量の比を、摩耗比（＝（基準片の摩耗量）／（各試験片の摩耗量））として評価した。
ここで、総合評価は、耐摩耗性（表２中、摩耗比）が１．２倍以上の場合、「〇」（合格）とし、また、耐疲労性（表２中、熱疲労寿命）が３５０千回を超える場合を「〇」（合格）とした。一方、耐摩耗性が１．２倍未満の場合を「×」（不合格）とした。また耐疲労性が３５０千回以下の場合を「×」（不合格）とした。
表２より、本発明例は優れた耐摩耗性および耐疲労性を有していることが分かる。
したがって、本発明によれば、耐摩耗性および耐疲労性に優れた熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールを製造することが可能となる。その結果、ロール寿命の向上および被圧延材の表面品質の著しい向上を達成できるという効果もある。
［実施例２］
表１の試験材Ｎｏ．４（本発明例）およびＮｏ．３５（従来例）の成分組成を有する外層を遠心鋳造してスリーブ状のロール外層材を作製した後、外層材内面側に中間層組成の溶湯を遠心鋳造して溶着一体化させ、中間層が完全に凝固した後、内層組成の溶湯を静置鋳造して圧延用複合ロールを製造した。製造した圧延用複合ロールを粗圧延機のワークロールとして、初期外径に対して外径が５％減少するまで使用した。ロールの外径が５％減少するまでの間に１０回圧延機からロールを抜き出し、ロール胴部の外径を測定して、摩耗量（＝（ロール抜き出し前のロール外径）－（ロール抜き出し後のロール外径））を算出した。また、ロール胴中央部の任意の位置において、０．１ｍｍずつ研削を行いながらクラックが消失するまで研削を行い、クラック深さを測定した。摩耗量およびクラック深さともに、１０回の測定の平均値をそのロールの摩耗量およびクラック深さとした。その結果、摩耗量は、本発明例（Ｎｏ．４）で０．７９ｍｍ、従来例（Ｎｏ．３５）で１．２５ｍｍであり、耐摩耗性がおよそ１．６倍に向上していることが確認された。また、クラック深さは、本発明例（Ｎｏ．４）で０．６ｍｍ、従来例（Ｎｏ．３５）で０．８ｍｍであり、耐疲労性の向上も確認された。
［実施例２］
表１の試験材Ｎｏ．４（本発明例）およびＮｏ．３５（従来例）の成分組成を有する外層を遠心鋳造してスリーブ状のロール外層材を作製した後、外層材内面側に中間層組成の溶湯を遠心鋳造して溶着一体化させ、中間層が完全に凝固した後、内層組成の溶湯を静置鋳造して圧延用複合ロールを製造した。製造した圧延用複合ロールを粗圧延機のワークロールとして、初期外径に対して外径が５％減少するまで使用した。ロールの外径が５％減少するまでの間に１０回圧延機からロールを抜き出し、ロール胴部の外径を測定して、摩耗量（＝（ロール抜き出し前のロール外径）－（ロール抜き出し後のロール外径））を算出した。また、ロール胴中央部の任意の位置において、０．１ｍｍずつ研削を行いながらクラックが消失するまで研削を行い、クラック深さを測定した。摩耗量およびクラック深さともに、１０回の測定の平均値をそのロールの摩耗量およびクラック深さとした。その結果、摩耗量は、本発明例（Ｎｏ．４）で０．７９ｍｍ、従来例（Ｎｏ．３５）で１．２５ｍｍであり、耐摩耗性がおよそ１．６倍に向上していることが確認された。また、クラック深さは、本発明例（Ｎｏ．４）で０．６ｍｍ、従来例（Ｎｏ．３５）で０．８ｍｍであり、耐疲労性の向上も確認された。
１ 試験片（熱間摩耗試験片または熱間転動疲労試験片）
２ ノッチ
３ 相手片
４ 高周波誘導加熱コイル
５ 冷却水
２ ノッチ
３ 相手片
４ 高周波誘導加熱コイル
５ 冷却水
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．９５～１．４５％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：９．５～１４．５％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｖ：０．１～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎｉ：０．５～２．５％、Ｗ：０．０５～２．００％、Ｎｂ：０．１～３．０％、を含有するとともに、
Ｔｉ、ＣｏおよびＢのうち少なくとも１種を含有し、
且つＴｉ：０．５０％以下、Ｃｏ：３．０％以下およびＢ：０．０１０％以下を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｍ２Ｃ型、Ｍ６Ｃ型、Ｍ７Ｃ３型およびＭ２３Ｃ６型炭化物のいずれか１種または２種以上からなる金属炭化物の占有率Ｆ１が合計で３．０～８．０面積％であり、
ＭＣ型炭化物の占有率Ｆ２が０．５～２．６面積％であり、且つ、下記（１）式を満足する熱間圧延用ロール外層材。
Ｆ１≧３．０×Ｆ２・・・（１） - 基地の９０面積％以上が、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトである請求項１に記載の熱間圧延用ロール外層材。
- 基地の硬さが５１０～６３０ＨＶである請求項１または２に記載の熱間圧延用ロール外層材。
- 外層、中間層および内層の３層構造、または外層および内層の２層構造を有する熱間圧延用複合ロールであって、
前記外層が請求項１～３のいずれかに記載の熱間圧延用ロール外層材からなる熱間圧延用複合ロール。
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