JP7158312B2

JP7158312B2 - 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロールならびに熱間圧延用ロール外層材の製造方法

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Publication number: JP7158312B2
Application number: JP2019035202A
Authority: JP
Inventors: 直道岩田; 智久升光; 健史鈴木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2019-02-28
Filing date: 2019-02-28
Publication date: 2022-10-21
Anticipated expiration: 2039-02-28
Also published as: JP2020139190A

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、鋼板の熱間圧延ミルの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ならびに熱間圧延用ロール外層材の製造方法に関する。

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、偏析やポロシティ、ザク巣等の鋳造欠陥の無い、高性能な圧延用ワークロール（ハイスロール）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：１．５～３．５％、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、ＮｂおよびＶを、Ｎｂ、ＶおよびＣの含有量が特定の関係を満足し、さらにＮｂとＶの比が特定の範囲内となるように含有する圧延用ロール外層材が提案されている。これにより、遠心鋳造法を適用しても外層材における硬質炭化物の偏析が抑制され、耐摩耗性と耐クラック性に優れた圧延用ロール外層材となるとしている。また、特許文献２には、Ｃ：１．５～３．５％、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およびＶを、Ｎｂ、ＶおよびＣの含有量が特定の関係を満足し、さらにＮｂとＶの比が特定の範囲内となるように含有する圧延用ロール外層材が提案されている。これにより、遠心鋳造法を適用しても外層材における硬質炭化物の偏析が抑制され、耐摩耗性と耐クラック性が向上し、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、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏの最適調整を行い、［％Ｃ］＋０．２［％Ｃｒ］≦６．２、０．２７≦［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］＜０．７を満たす成分系とする圧延用ロール外層材が提案されている。これにより、炭化物の著しい偏析が大幅に軽減されるとしている。

ハイスロールは、多量の合金元素を含有するため、遠心鋳造過程で顕著な炭化物偏析やラミネーション偏析と呼ばれるバンド状（層状）偏析が発生しやすい。このような偏析が発生した領域では、深いヒートクラックが形成されて欠落ちやスポーリングと呼ばれる圧延トラブルが発生しやすい。特許文献４には、遠心鋳造製ロール外殻層の組織を微細かつ均一にして耐肌荒れ性、耐クラック性を向上させるために、鋳型への溶融金属（溶湯）の供給温度（鋳込み温度）を初晶生成温度Ｔ_ｃ（℃）からＴ_ｃ＋９０（℃）にかけての温度域に保って平均積層速度を２～４０ｍｍ／分に管理する圧延用ロールの製造方法が開示されている。

また、特許文献５には、Ｃ：１．５～３．５％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：５～２５％、Ｍｏ：２～１２％、Ｖ：３～１０％、Ｎｂ：０．５～５％を含み、かつ、ＭｏとＣｒを、ＭｏとＣｒの含有量が特定の関係を満足し、さらに半径方向の炭化物量の極大値と極小値の差が平均値の２０％以下となる圧延用ロール外層材が提案されている。これにより、組織偏析が無く、且つ耐肌荒れ性と通販性に優れた圧延ロール用外層材となるとしている。

特開平０４－３６５８３６号公報特開平０５－１３５０号公報特開平１０－１８３２８９号公報特許第２７７８８９６号公報特開２０００－２３９７７９公報

上述したように、ラミネーション偏析が存在する圧延用ロールを使用すると、圧延中に欠落ちやスポーリングといった圧延トラブルを引き起こし、偏析発生部に存在する微小な凹凸が被圧延材の表面品質の低下を引き起こすなどの問題があり、生産性を低下させていた。また、近年では顧客から要求される被圧延材の表面品質が更に厳しくなっており、先行技術文献で製造された圧延用ロールでは被圧延材の表面品質が不十分な場合が生じ、これまで以上に表面品質の優れた圧延用ロールが求められていた。

本発明は上記事情を鑑みてなされたものであり、これら従来技術の問題点を解決し、組織偏析が無く、優れた表面品質を有するロール特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ならびに熱間圧延用ロール外層材の製造方法を提供することを目的とする。

金属材料を遠心鋳造で製造しようとすると、凝固の過程で溶湯中に晶出したデンドライトあるいは炭化物が、溶湯との比重差によって遠心分離する（溶湯より重い相は外周側、軽い相は中心側に移動する）現象が起こる。一方、ラミネーション偏析はデンドライト濃化層と炭化物濃化層が交互に重なってバンド状に偏析した形態を呈している。バンド状偏析の形成原因は、遠心鋳造での凝固過程における固相－液相界面（固液共存相）の剪断的流動にあると考えられる。大中ら（鋳造工学第６９巻（１９９７）第３号第２４０～２４６頁）は、横型遠心鋳造でのバンド状偏析の発生には重力（１Ｇ）が影響していると報告している。この考え方によれば、重力が鋳型回転方向に作用する横型あるいは斜め型遠心鋳造を行う限り、ラミネーション偏析を回避することは困難である。

なお、従来の遠心鋳造法では、溶湯に振動や剪断力がなるべくかからないようにし、静かに凝固させた方がよいという基本思想から、外力がなるべく作用しないように、鋳型回転数を極力一定に制御し、かつ鋳造振動を抑えて鋳込むという操業がなされている。しかしながら、この方法ではラミネーション偏析の回避は不可能であった。また、特許文献４に開示された方法では、鋳込み速度が著しく小さいため、凝固が不安定となって外層表面に２枚皮欠陥やスパッタ状欠陥が生じやすい。また、鋳込み速度が非常に小さいことに加え、鋳込み温度もＴ_ｃ～Ｔ_ｃ＋９０℃と低く管理範囲も狭いことから、溶湯の流動性を確保することは困難であり、かつ管理範囲を逸脱しやすく安定した操業を行うことも難しい。

本発明者らは、従来の基本思想ではラミネーション偏析を解消できないことに鑑み、
重力の影響でラミネーション偏析が生成するのなら、従来とは逆に溶湯に積極的に回転方向の加速度を付与すれば、そこで生まれた剪断力によってラミネーション偏析を生成させることができるのではないかと考えた。この逆転の発想に基づき、ラミネーション偏析の抑制法を鋭意検討した結果、鋳型回転速度を連続的あるいは断続的に変更して鋳型回転方向に加速度を付与することにより、無数のラミネーション偏析を生成させることも原理的に可能であり、しかるに無数のラミネーション偏析が生成すれば、マクロ的には均一な組織が得られるという知見を得た。さらに、本発明者らの詳細な検討により、遠心鋳造鋳型に鋳込む際の外層材溶湯の供給速度（ｋｇ／ｓ）を特定の範囲内に調整することで、所定の硬度差が得られ、ラミネーション偏析が著しく軽減し表面品質に優れた熱間圧延用ロール外層材を得られるという、従来にない知見を得た。

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：１．５～３．０％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、Ｍｏ：２．０～１２．０％、Ｖ：３．０～１０．０％、Ｎｂ：０．５～５．０％を含有し、かつＭｏおよびＣｒの含有量が下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
下記式（２）で表される炭化物量の変化率Ｓが２０％以下となる炭化物量分布を有し、さらに下記（３）式で表される硬度差が３．０以下を満たすことを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。
０．３５≦［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］≦０．７０（１）
ここで、［％Ｍｏ］、［％Ｃｒ］は、各元素の含有量（質量％）である。
Ｓ＝（Ｘ_ｍａｘ－Ｘ_ｍｉｎ）×１００／Ｘ_ａｖｅ（２）
ここで、
Ｘ_ｍａｘ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値（面積％）
Ｘ_ｍｉｎ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最小値（面積％）
Ｘ_ａｖｅ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における平均値（面積％）
である。
ΔＨＳ＝ＨＳ_Ｘｍａｘ－ＨＳ_Ｘｍｉｎ（３）
ここで、
ＨＳ_Ｘｍａｘ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値の位置におけるショア硬さ
ＨＳ_Ｘｍｉｎ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最小値の位置におけるショア硬さ
である。
［２］前記熱間圧延用ロール外層材において、質量％で、Ｃｏ：５．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｗ：５．０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［１］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
［３］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［１］または［２］に記載の熱間圧延用ロール外層材からなることを特徴とする熱間圧延用複合ロール。
［４］［１］または［２］に記載の組成を有する溶湯を、注湯し遠心鋳造する際に、ロール外層材の外表面における遠心力が１.０Ｇ／ｓ以上で変化するように、遠心鋳造鋳型の回転数を２回以上変動させるとともに、前記溶湯の供給速度を８０～２００ｋｇ／ｓとすることを特徴とする熱間圧延用ロール外層材の製造方法。

本発明によれば、組織偏析が無く、優れた表面品質を有する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る。

図１は、本発明における、炭化物量の分布を説明する図である。図２は、鋳型の回転数の変動を説明する図であり、図２（ａ）は外層材溶湯に作用する遠心力および剪断力を模式的に説明する外層材溶湯の軸方向断面図であり、図２（ｂ）は鋳型の回転数の波形図である。図３は、鋳型の回転数変更パターンの例を示す波形図である。図４は、遠心鋳造における鋳型の回転方向と溶湯の供給方向を示す図である。図５は、スリーブロールからの炭化物量測定用試験片の採取位置を示す模式図であり、図５（ａ）はスリーブロールを軸方向から見た正面図であり、図５（ｂ）は採取した試験片の模式図である。図６は、実施例における炭化物量の分布を示す図であり、図６（ａ）は表１のＮｏ．１の炭化物量の分布を示す図であり、図６（ｂ）は表１のＮｏ．５の炭化物量の分布を示す図である。図７は、スリーブロールから採取した炭化物量測定用試験片における、硬度を測定する位置を示す模式図である。図８は、スリーブロールからの試験片採取位置を示す模式図であり、図８（ａ）はスリーブロールを軸方向から見た正面図であり、図８（ｂ）は図８（ａ）のＡ方向から見たスリーブロールの上面図であり、図８（ｃ）は図８（ａ）のＢ方向から見たスリーブロールの右側面図である。図９は、摩耗試験で使用した試験機の構成および摩耗試験用試験片（摩耗試験片）の形状を模式的に示す図である。図１０は、熱間転動疲労試験で使用した試験機の構成、熱間転動疲労試験用試験片（熱延疲労試験片）、および熱間転動疲労試験用試験片（熱延疲労試験片）の外周面に導入されたノッチの形状、寸法を模式的に示す図である。図１１は、本発明に係る圧延試験用ロールの模式図である。

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、熱間仕上げ圧延用として好適な、熱間圧延用複合ロールの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、内層、中間層の組成はとくに限定されないが、内層は球状黒鉛鋳鉄（ダクタイル鋳鉄）、中間層は、Ｃ：１．５～３．０質量％の高炭素材とすることが好ましい。

まず、本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（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：１．５～３．０％
Ｃは、固溶して基地（マルテンサイト及び／又はベイナイト）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１．５％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、３．０％を超える含有は、炭化物の粗大化や共晶炭化物量を過度に増加させ、ロール外層材を硬質、脆化させて、疲労亀裂の発生・成長を促進し、耐疲労性を低下させる。このため、Ｃは１．５～３．０％に限定する。なお、好ましくは、１．７～２．７％である。

Ｓｉ：０．１～２．０％
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。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有しても、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る場合もある。このため、Ｓｉは０．１～２．０％に限定する。なお、好ましくは、０．２～１．５％である。

Ｍｎ：０．１～２．０％
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。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり、さらには材質を脆化する場合もある。このため、Ｍｎは０．１～２．０％に限定する。なお、好ましくは、０．２～１．６％である。

Ｃｒ：５．０～１５．０％
Ｃｒは、Ｃと結合して主に共晶炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、圧延時に鋼板との摩擦力を低減し、ロールの表面損傷を軽減させ、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、５．０％以上の含有を必要とする。一方、１５．０％を超える含有は、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は５．０～１５．０％に限定する。なお、好ましくは、５．５～１３．０％である。

Ｍｏ：２．０～１２．０％
Ｍｏは、Ｃと結合して硬質な炭化物を形成し、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、耐疲労性を向上させる。このような効果を得るためには、２．０％以上の含有を必要とする。一方、１２．０％を超える含有は、Ｍｏ主体の硬脆な炭化物が生成し、耐熱間転動疲労性を低下させ、耐疲労性を低下させる。このため、Ｍｏは２．０～１２．０％に限定する。なお、好ましくは、３．０～９．０％である。

Ｖ：３．０～１０．０％
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、耐熱間転動疲労性を向上させ、ロール外層材として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、３．０％以上の含有で顕著となる。一方、１０．０％を超える含有は、ＭＣ型炭化物を粗大化させるため、圧延用ロールの諸特性を不安定にする。また、共晶融液量が減少し、粗大なザク巣が形成される。このため、Ｖは３．０～１０．０％に限定する。なお、好ましくは、４．０～９．０％である。

Ｎｂ：０．５～５．０％
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、とくに耐疲労性を向上させる。ＮｂとＭｏとがともに、炭化物中に固溶されることにより、耐摩耗性とさらには耐疲労性の向上が顕著となる。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、ロール外層材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、含有量が５．０％を超えると、溶湯中でのＭＣ型炭化物の成長が促進され、耐熱間転動疲労性を悪化させる。また、共晶融液量が減少し、粗大なザク巣が形成される。このため、Ｎｂは０．５～５．０％に限定する。なお、好ましくは、０．８～２．５％である。

さらに本発明では、ＭｏおよびＣｒの含有量が下記（１）式を満足する必要がある。
０．３５≦［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］≦０．７０（１）
ここで、［％Ｍｏ］、［％Ｃｒ］は、各元素の含有量（質量％）である。
上記の範囲のＭｏおよびＣｒを含有し、かつ、［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］の値が０．３５以上とすると、ＭＣ型炭化物中にＭｏが固溶して固溶強化され、耐摩耗性が向上する。一方、［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］の値が０．７０を超えると、固溶強化に寄与しないＭｏの量が増大し、脆弱な共晶炭化物が形成されるため、耐肌荒れ性、耐摩耗性が劣化する。より好ましくは、０．４０≦［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］≦０．６５である。

本発明では、さらに、Ｃｏ：５．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｗ：５．０％以下のいずれか１種または２種以上を含有することが好ましい。

Ｃｏ：５．０％以下
Ｃｏは、基地中に固溶し、耐疲労性を向上させる作用を有する元素である。５．０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Ｃｏを含有する場合、５．０％以下の範囲に限定する。なお、好ましくは、３．５％以下である。また、このような効果を得るためには、０．２％以上含有することが好ましく、さらに好ましくは０．３％以上である。

Ｎｉ：３．０％以下
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。３．０％を超えて含有すると、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、熱間圧延中にクラックが発生するなど、耐熱間転動疲労性を低下させる。そのため、Ｎｉを含有する場合、３．０％以下の範囲に限定する。なお、熱処理中の冷却速度が遅くても、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が得られるという、操業のし易さから、０．２％以上含有することが好ましく、さらに好ましくは０．３％以上である。

Ｗ：５．０％以下
Ｗは、基地中に固溶し、基地を強化して耐疲労性を向上させる作用を有する元素であり、且つＭ_２ＣまたはＭ_６Ｃ系の炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる。５．０％を超えて含有すると、効果が飽和するだけでなく、粗大なＭ_２ＣまたはＭ_６Ｃ系の炭化物が形成され、耐熱間転動疲労性を低下させる。このため、Ｗを含有する場合、５．０％以下の範囲に限定する。なお、このような効果を得るため、０．２％以上含有することが好ましく、さらに好ましくは、０．５％以上である。

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、ＡｌやＳ、Ｐ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ等が挙げられる。これらは、原料や溶解中に耐火物等から混入する。これらの不可避的不純物は、Ａｌ：０．３％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｂ：０．００８％以下であることが好ましく、これらの不可避的不純物の合計量が０．５％以下であれば耐摩耗性や耐熱疲労性に悪影響を及ぼさないため、合計量は０．５％以下であれば良い。なお、より好ましくは、０．４％以下である。

次に、本発明は、上記成分に加え、ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域で最大値と最小値の差が平均値の２０％以下となる炭化物量分布を有することを特徴とする。

上述したように、遠心鋳造法で製造した熱間圧延用ロール外層材には、ラミネーション偏析等の組織偏析が存在し、その偏析模様が鋼板表面に転写して鋼板の表面品質が低下する。また、このような組織偏析はロールの耐肌荒れ性や耐クラック性などのロール特性を劣化させる。本発明者らの知見によれば、偏析模様や肌荒れは、ロール半径方向の炭化物量の変化が大きいものほど生じやすい。すなわち、ロール半径方向の炭化物量の変化が大きいと、ロール軸方向においても摩耗量の差が生じ易く、ロール外表面に小さな凹凸ができ、この凹凸が偏析模様や肌荒れとなって目視できるようになる。

ロール半径方向の炭化物量の変化は、図１に示すように、半径方向の炭化物量分布を測定し、この分布内で最大の炭化物量Ｘ_ｍａｘと最小の炭化物量Ｘ_ｍｉｎの差（ΔＸ＝Ｘ_ｍａｘ－Ｘ_ｍｉｎ）と分布全体の平均炭化物量Ｘ_ａｖｅの比（＝ΔＸ／Ｘ_ａｖｅ×１００（％））で評価することができる。このΔＸ／Ｘ_ａｖｅ×１００（％）を「炭化物量の変化率Ｓ」と定義する。本発明者らは、この差と偏析模様、肌荒れ発生状況との関係を調査した。その結果、この炭化物量の変化率Ｓが２０％を超えると大きな偏析模様や肌荒れを生じるが、２０％以下であれば偏析模様や肌荒れは生じないこと、および、かかる分布条件がロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域で満足されると、圧延用ロールとして十分に使用できることがわかった。したがって、本発明では、下記（２）式で表される、ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域で炭化物量の変化率Ｓが２０％以下となる炭化物量分布を有することとする。
Ｓ＝（Ｘ_ｍａｘ－Ｘ_ｍｉｎ）×１００／Ｘ_ａｖｅ（２）
ここで、
Ｘ_ｍａｘ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値（面積％）
Ｘ_ｍｉｎ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最小値（面積％）
Ｘ_ａｖｅ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における平均値（面積％）
である。

炭化物量の測定方法は特に限定されないが、本発明では、外層材の横断面（ロール軸に直交する断面）をナイタール液で腐食して現出させた金属組織の１００倍観察像から画像解析装置により炭化物の面積率（％）を測定し、これを炭化物量とした。また、半径方向の分布を求める際、測定位置は外表面から半径方向に１ｍｍピッチの位置とし、同位置で円周方向の任意の４点で測定した値を平均した値を同位置での炭化物量データとし、測定位置と炭化物量データの関係を図１のようにグラフ化して最大値と最小値を求めた。また、分布の平均値は炭化物量データ全体を平均して求めた。なお、半径方向測定ピッチは１ｍｍに限定されず、適宜選択することができるが、測定ピッチが大きすぎると、最大値または最小値を正確に評価することができないため、０．５～３ｍｍとすることが好ましい。

なお、本発明の熱間圧延用ロール外層材における所望の炭化物量の分布は、後述するように、外層材溶湯の鋳込み中に鋳型（遠心鋳造鋳型）の回転数を変動させるにより得られる。

また、近年では被圧延材の表面品質の要求レベルが一段と厳しくなっている。熱間圧延用ロールに要求される表面品質レベルも更に高く、上記の炭化物量分布の適正化だけでは十分ではなく、本発明者らの鋭意検討の結果、さらに炭化物量分布の最大値と最小値の位置における外層材の硬度差をショア硬さで３．０以下とすることで、圧延中の熱間圧延用ロール外層材表面の凹凸が著しく低減し、表面品質に格段に優れた熱間圧延用ロール外層材になることを見出した。すなわち、本発明では下記式（３）で表される硬度差が３．０以下を満たすこととする。
ΔＨＳ＝ＨＳ_Ｘｍａｘ－ＨＳ_Ｘｍｉｎ（３）
ここで、
ＨＳ_Ｘｍａｘ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値の位置におけるショア硬さ
ＨＳ_Ｘｍｉｎ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値の位置におけるショア硬さ
である。

なお、本発明の熱間圧延用ロール外層材における所望の硬度差は、後述するように、外層材溶湯を鋳型に供給する速度を制御することにより得られる。

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。

本発明では、外層材溶湯の鋳込み中に、鋳型（遠心鋳造鋳型）の回転数を変動させることにより、所望の炭化物量が得られる。一定の鋳型回転速度で遠心鋳造する従来の横型あるいは斜め型遠心鋳造法では、重力（１Ｇ）の影響で固液共存領域に剪断力が作用してラミネーション偏析等の粗大な組織偏析が不可避的に生成する。これに対し、本発明では、図２（ａ）に示すように、鋳込み中に軸心Ｏを中心として回転する鋳型１の回転数ｎを強制的に変動させるようにした。具体的には、図２（ｂ）に示すように、鋳込み材（ロール外層材）の外表面に負荷される遠心力（重力倍数で表す。以下同じ）が１．０Ｇ／ｓ以上で変化するように、鋳型の回転数ｎを増加または減少させる工程を２回以上行う。これにより、鋳込み材に負荷される遠心力Ｇｎを変動させるとともに、鋳込み材に剪断力Ｇｖを連続的あるいは断続的に付与する(Ｇｖ≠０）ことができる。したがって、任意に固液共存相の剪断作用と未凝固領域の撹拌作用を付与することができ、それゆえに組織偏析の分散と偏析成分の撹拌均一化を有効に促進できるのである。

鋳型の回転数の変動パターンは特に限定されるものではなく、例えば、振幅、周期とも一定として連続的に変動させるパターン（図３（ａ））、振幅、周期のいずれか一方または両方を変化させながら連続的に変動させるパターン（図３（ｂ））、断続的に変動させるパターン（図３（ｃ））など、剪断力Ｇｖを付与できるものであればいかなるパターンであってもよい。なお、遠心力の変化する速度が１．０Ｇ／ｓに満たないと、重力によるラミネーション偏析形成作用に打ち勝つことが難しい。また、変動回数が２回未満では、組織偏析の分散や偏析成分の撹拌均一化の効果が得られないため、下限値を２回と限定した。組織偏析の分散や偏析成分の撹拌均一化の効果を得る観点から、変動回数は５回以上が好ましく、上限は１００回が好ましい。

また、本発明では、外層材溶湯を鋳型に供給する速度（＝溶湯供給速度）を８０～２００ｋｇ／ｓとすることにより、所望の硬度差が得られる。図４に示すように、遠心鋳造では、回転している鋳型１に溶融供給管２から外層材溶湯３を注ぎ、遠心力をかけた状態で凝固させる。

遠心鋳造では、外層材溶湯３は鋳型１の長手方向と同一の方向に供給されるため、鋳型１に供給された時の外層材溶湯３は、鋳型１の回転とは異なる方向の速度を有している。そのため、溶湯供給速度Ｖ_Ｍが大きすぎると、鋳型１の回転方向とは異なる方向の流動の影響が強くなることで、局所的に凝固の乱れが生じる（例えば、ＭＣ炭化物が局所的に多い領域が形成されるなど）。その結果、生成する炭化物の割合が局所的に変化し、大きな硬度差が生じてしまう。外層材溶湯３の供給速度が８０～２００ｋｇ／ｓであれば、このような現象は発生せず、半径方向に均一な凝固が進行する結果、炭化物量分布の最大値と最小値の硬度差がショア硬さで３．０以下が得られる。外層材溶湯の供給速度が８０ｋｇ／ｓよりも小さくなると、外層材溶湯が鋳型に注入される前に外層材溶湯の温度が低下して固相が生成し、不均一な凝固が生じることで上記の硬度差を満たすことができない。凝固を均一にする観点から、好ましい外層材溶湯の供給速度は９０～１８０ｋｇ／ｓである。なお、外層材溶湯の供給速度は、外層材溶湯の全重量Ｗ_Ｍ（ｋｇ）を鋳型内に外層材溶湯の注入を開始した時刻と外層材溶湯が鋳型内に全て注入された時刻の差ｔ（ｓ）で除した値（＝Ｗ_Ｍ／ｔ）である。

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。

なお、静置鋳造される内層は、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（ＣＶ鋳鉄）などを用いることが好ましい。遠心鋳造製ロールは、外層と内層が一体溶着されているため、外層材の成分が１～８％程度内層に混入する。外層材に含まれるＣｒ、Ｖ等の炭化物形成元素が内層へ混入すると、内層を脆弱化する。このため、外層成分の内層への混入率は６％未満に抑えることが好ましい。

また、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、熱処理を施されることが好ましい。熱処理は、９５０～１１００℃に加熱し空冷あるいは衝風空冷する工程と、さらに４５０～５７０℃に加熱保持した後、冷却する工程を２回以上行うことが好ましい。冷却は、平均冷却速度で５～１００℃/ｈが好ましい。

なお、本発明の熱間圧延用複合ロールの好ましい硬さは、７８～９０ＨＳ（ショア硬さ）、より好ましい硬さは８０～８８ＨＳである。７８ＨＳよりも硬さが低いと、耐摩耗性が劣化し、逆に硬さが９０ＨＳ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。このような硬さを安定して確保できるように、鋳造後の熱処理温度、熱処理時間を調整することが好ましい。熱処理時間は、熱処理温度によって異なるが、９５０～１１００℃の焼入れでは３０分～５０時間、４５０～５７０℃の焼戻しでは、一回当たりの焼戻し時間を５～５０時間とすることが好ましい。

表１に示す材料を溶解してなる溶湯を、表１の鋳造条件で横型遠心鋳造機の鋳型に供給し、外径２５０ｍｍ、内径１７０ｍｍ、厚み７０ｍｍのスリーブロール（圧延ロール用外層材に相当）を鋳造した。鋳込み温度は全ての条件で１５００℃とした。鋳込み中、本発明例では鋳型回転数ｎを変動させた。以下の２種類の変動パターンを使用し、周期Τ（ｓ）の周期関数ｎ＝α＋βｃｏｓ（２π×ｔ／Τ）［ｒｐｍ］（ｔは鋳込み開始からの時間（ｓ））を採用した。
＜変動パターン１＞
α＝１０００ｒｐｍ
β＝４０ｒｐｍ
ｎの変動範囲：１０４０～９６０ｒｐｍ
Τ＝１０ｓ
ｎの平均増減速度：８０／（１０／２）＝１６ｒｐｍ／ｓ
＜変動パターン２＞
α＝９００ｒｐｍ
β＝２０ｒｐｍ
ｎの変動範囲：９２０～８８０ｒｐｍ
Τ＝８ｓ
ｎの平均増減速度：４０／（８／２）＝１０ｒｐｍ／ｓ
このとき、スリーブロール外表面の遠心力の増減速度について、変動パターン１では、ｎ＝１０４０ｒｐｍ、９６０ｒｐｍのときの遠心力がそれぞれ１５１Ｇ、１２９Ｇであることから平均約４．４Ｇ／ｓ（＝（１５１－１２９）／（１０／２））である。また、変動パターン２では、ｎ＝９２０ｒｐｍ、８８０ｒｐｍのときの遠心力がそれぞれ１１３Ｇ、１０８Ｇであることから平均約１．３Ｇ／ｓ（＝（１１３－１０８）／（８／２））である。

一方、比較例では従来通りｎは一定（９００ｒｐｍ）、もしくは、α＝９５０ｒｐｍ、β＝１０ｒｐｍ（すなわちｎの変動範囲は９６０～９４０ｒｐｍ）、Τ＝２０ｓ（すなわちｎの平均増減速度は２０／（２０／２）＝２ｒｐｍ／ｓ）、平均約０．５Ｇ／ｓ（＝（１２９－１２４）／（２０／２））の周期関数とした。

鋳造後、１０００℃から焼入れ、５００℃で焼戻しを施した後、スリーブロールの円周方向における任意の４箇所から３０×２０×４０ｍｍの炭化物量測定用試験片（３０ｍｍはスリーブロールの円周方向、２０ｍｍはスリーブロールの厚み方向、４０ｍｍはスリーブロールの半径方向である。図５参照。）を合計４個採取した。炭化物量測定用試験片の３０×４０ｍｍの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観察し、同断面半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布を前述の要領（半径方向に１ｍｍピッチ、且つ、４個の試験片の平均値）で測定して図６に示すグラフに整理し（図６（ａ）は表１のＮｏ．１の炭化物量の分布を示す図であり、図６（ｂ）は表１のＮｏ．５の炭化物量の分布を示す図である。）、これら分布の変化率を求めた。その結果を表２に示す。なお、表２には、炭化物量分布内の最大値Ｘ_ｍａｘおよび最小値Ｘ_ｍｉｎ、最大値と最小値の差、炭化物量分布全体の平均値（全平均）、炭化物量の変化率を示している。

また、上記炭化物量測定用試験片を４個用いて、ＪＩＳＺ２２４４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換算表でショア硬さＨＳに換算した。測定位置は、炭化物量分布内の最大値および最小値を示した位置とした。各測定位置で炭化物量測定用試験片４個について任意の合計１０点を測定し（図７参照）、測定したショア硬さの最高値およびショア硬さの最低値を削除した平均値をそれぞれ算出し、硬度差を求めた。

また、表１に示す組成を有する外径２５０ｍｍ、内径１７０ｍｍ、厚み７０ｍｍのスリーブロールを製造し、１０００℃から焼入れ、５００℃で焼戻しを施して得られた素材から試験片を作製し、摩耗試験および熱延疲労試験を行った。

摩耗試験方法は次の通りとした。得られたスリーブロールの外表面から１０ｍｍ内部の位置から摩耗試験片（外径６０ｍｍ、肉厚１０ｍｍ、面取り有）を採取した（図８参照）。
摩耗試験は、図９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った。試験片４を冷却水５で水冷しながら７００ｒｐｍで回転させ、回転する試験片４に、高周波誘導加熱コイル６で８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍ、幅：１５ｍｍ、Ｃ１面取り）７を荷重９８０Ｎで接触させながら、すべり率：９％で転動させた。摩耗試験は３００分間実施し、５０分毎に相手片を新品に交換して、試験を実施した。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（＝（各試験片の摩耗量）／（基準片の摩耗量））で評価し、摩耗比が０．９７以上の場合を従来例と同等以上の耐摩耗性を有しているとし、０．９７よりも小さい場合を耐摩耗性に劣る、と判定した。

また、得られたスリーブロールの外表面から１０ｍｍ内部の位置から熱延疲労試験片（外径６０ｍｍ、肉厚１０ｍｍ）を採取して、熱延疲労試験を実施した（図８参照）。なお、疲労試験片には、図１０に示すようなノッチ（深さｔ：１．２ｍｍ、周方向長さＬ：０．８ｍｍ）を外周面の２箇所に、０．２ｍｍφのワイヤーを用いた放電加工（ワイヤーカット）で導入した。また、疲労試験片の転動面の端部には１．２Ｃの面取りを施した。熱延疲労試験は、図１０に示すように、ノッチを有する試験片（熱延疲労試験片）と加熱された相手材との２円盤の転がりすべり方式で行った。すなわち、試験片（熱延疲労試験片）８を冷却水５で水冷しながら７００ｒｐｍで回転させ、回転する試験片８に、高周波誘導加熱コイル６により８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍ、幅：１５ｍｍ）７を荷重９８０Ｎで押し当てながら、すべり率：９％で転動させた。熱延疲労試験片８に導入した２つのノッチ９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（耐疲労性に優れる）と評価した。

また、表１の組成を有する外径２５０ｍｍ、内径１７０ｍｍ、厚み７０ｍｍのスリーブロールを素材とし、１０００℃から焼入れ、５００℃で焼戻しを施した後、外表面から半径方向に１０ｍｍ研削して研削後の表面を外表面とするロール用外層材（外径２３０ｍｍ×幅４０ｍｍ）を採取し、図１１に示すように、炭素鋼鍛鋼製の軸材に焼嵌めして圧延試験用ロールを作製した。この複合ロールを、４Ｈｉの熱間圧延機に設置し、常温における引張強度５９０ＭＰａの鋼板（板幅２０ｍｍ、板厚１．５ｍｍ×長さ２０ｍ）を被圧延材として、９５０℃に加熱した被圧延材に板厚減少率２０％の熱間圧延を施した。この熱間圧延作業を各ロールについて５回行い、５回圧延後のロールの表面粗さ（算術平均粗さＲａ）をレーザ変位計で測定した。測定位置は、ロール表面の任意の位置を基準として、基準から９０°間隔に周方向の４箇所とした。４箇所の算術平均粗さＲａを測定し、その平均値を算出して偏析の有無を評価した。表面粗さが２．０μｍよりも大きい場合を偏析有り、１．０～２．０μｍの場合を軽微な偏析有り、１．０μｍよりも小さい場合を偏析無し、と判定した。

ここで、総合評価は、偏析が認められたものを「×」、耐摩耗性および耐疲労性に優れ、且つ軽微な偏析が有るものを「○」、偏析が無いものを「◎」とし、「◎」のみを合格とした。

本発明例は耐摩耗性および耐疲労性を有し、且つ、偏析の無い遠心鋳造製圧延ロール用外層材であることが分かる。

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、且つ、偏析の無い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、被圧延材の表面品質の著しい向上およびロール寿命の向上を達成できるという効果もある。

１鋳型
２溶湯供給管
３外層材溶湯
４試験片（摩耗試験片）
５冷却水
６高周波誘導加熱コイル
７相手片
８試験片（熱延疲労試験片）
９ノッチ

Claims

質量％で、Ｃ：１．５～３．０％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、Ｍｏ：２．０～１２．０％、Ｖ：３．０～１０．０％、Ｎｂ：０．５～５．０％を含有し、かつＭｏおよびＣｒの含有量が下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
下記式（２）で表される炭化物量の変化率Ｓが２０％以下となる炭化物量分布を有し、さらに下記（３）式で表される硬度差が３．０以下を満たすことを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。
０．３５≦［％Ｍｏ］／［％Ｃｒ］≦０．７０（１）
ここで、［％Ｍｏ］、［％Ｃｒ］は、各元素の含有量（質量％）である。
Ｓ＝（Ｘ_ｍａｘ－Ｘ_ｍｉｎ）×１００／Ｘ_ａｖｅ（２）
ここで、
Ｘ_ｍａｘ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値（面積％）
Ｘ_ｍｉｎ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最小値（面積％）
Ｘ_ａｖｅ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における平均値（面積％）
である。
ΔＨＳ＝ＨＳ_Ｘｍａｘ－ＨＳ_Ｘｍｉｎ（３）
ここで、
ＨＳ_Ｘｍａｘ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最大値の位置におけるショア硬さ
ＨＳ_Ｘｍｉｎ：ロール半径方向に外表面から３０ｍｍまでの領域の炭化物量分布における最小値の位置におけるショア硬さ
である。
前記熱間圧延用ロール外層材において、質量％で、Ｃｏ：５．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｗ：５．０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の熱間圧延用ロール外層材。
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、前記外層が請求項１または２に記載の熱間圧延用ロール外層材からなることを特徴とする熱間圧延用複合ロール。
請求項１または２に記載の組成を有する溶湯を、注湯し遠心鋳造する際に、ロール外層材の外表面における遠心力の増減速度が１．０Ｇ／ｓ以上であるように、遠心鋳造鋳型の回転数を４０回以上変動させるとともに、前記溶湯の供給速度を８０～１３７ｋｇ／ｓとすることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間圧延用ロール外層材の製造方法。