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
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。
(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)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]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。
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。
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。
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。
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。
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、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。
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。
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、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。
[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。
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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