JP2018161655A - 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

Abstract

【課題】耐摩耗性を確保するとともに、ロール表面のクラック深さの低減およびピット状の疵を軽減させ、耐肌荒れ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。
【解決手段】６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下であることを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。
【選択図】図３

Description

本発明は、熱間圧延用複合ロールに係り、とくに、鋼板の熱間圧延仕上げミル用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は圧延面の疲労に起因した肌荒れや欠落ち疵が発生することが多くなり、これまで以上に耐肌荒れ性と耐欠落ち性への要求が強くなっている。現在、熱間圧延では数％量のＶを添加することにより硬質炭化物を多量に形成させて、耐摩耗性を向上させたハイス系ロールが多用されている。

このようなハイス系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。

一方で、熱間圧延製品の品質向上と生産性向上の観点から、熱間圧延用ロールの使用環境は苛酷化しており、鋼板の連続圧延量が増加している。さらに、熱間圧延製品の表面品質への要求も厳しくなっている。そのため、摩耗よりも肌荒れといったロール表面の疲労損傷を抑制することが大きな課題となってきた。このような課題に対して、特許文献３には、Ｃ：２．２〜２．６％、Ｃｒ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：４．４〜６．０％、Ｖ：５．３〜７．０％、Ｎｂ：０．６〜１．３％を、Ｍｏ＋Ｖ、Ｃ−０．２４Ｖ−０．１３Ｎｂが特定範囲内となるようにＣ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ含有量を調整して、熱間圧延環境下でのロール表層の耐疲労性に優れるとした遠心鋳造製複合ロールが提案されている。また、特許文献４には、Ｃ：１．３〜２．２％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：２．０〜９．０％、Ｍｏ：９．０％以下、Ｖ：４．０〜１５．０％、およびＷ：２０．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｏ：１０．０％以下のうちいずれか１種または２種以上を含有し残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、その組織中に分散する炭化物のサイズが特定の範囲内となる圧延用ロール外層材が提案されている。特許文献４では、粗大な炭化物として形成しやすい共晶炭化物量を低減することで、ピット状の疵を軽減することが可能としている。また、特許文献５に記載された圧延用ロール外層材は、Ｃ：１．０〜２．６％、Ｃｒ：４．０〜１０．０％、Ｍｏ：５．０〜１０．０％、Ｗ：０〜５．０％、Ｖ：３．０〜８．０％を含有し、１２．０％≦２Ｍｏ＋Ｗ≦２０．０％、２Ｍｏ／Ｗ≧３．０、０．２％≦Ｃ−０．２４Ｖ≦０．７％を満足し、ロール外層表面の硬さがショア硬さ８７以上であり、６００℃における外層表面の基地硬さがビッカース硬さ３５０以上であることを特徴とする圧延用ロールが提案されている。６００℃における基地硬度を高めることで、耐摩耗性および耐クラック性に優れた圧延用ロールを提供することが可能としている。

特開平０４−３６５８３６号公報 特開平０５−１３５０号公報 特開２００９−２２１５７３号公報 特許第３９６２８３８号 特開２００４−１１４０４９号公報

しかしながら、近年の圧延技術は圧延鋼板の高品質化と高級化に向けて目覚しいスピードで進歩を遂げている。同時に、圧延に対し低コスト化も厳しく追及されることから、ロールの使用環境はますます厳しい。このため、従来までの炭化物のみに着目したロール材質の設計では、ロール表面に形成されるクラックの深さ低減や、ピット状の疵の発生を軽減できない場合が出てきた。また、耐摩耗性や耐肌荒れ性といった圧延用ロール表面に生じるマクロスケールの現象と、硬さのような微小領域の機械的性質が一致しない場合もあり、耐摩耗性と耐肌荒れ性を両立した熱間圧延用ロール外層材の製造ができないといった課題があった。

本発明は、上記事情を鑑みてなされたものであり、耐摩耗性を確保するとともに、ロール表面のクラック深さの低減およびピット状の疵を軽減させ、耐肌荒れ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。

本発明者らは、熱間圧延用ロール表面に形成されたピット状の疵の発生箇所を詳細に調査した。その結果、ピット状の疵は、共晶炭化物（主としてＭ_２Ｃ系、Ｍ_６Ｃ系、Ｍ_７Ｃ_３系およびＭ_２３Ｃ_６系炭化物）から発生したクラックが基地組織を伝播することでピット状に欠け落ちることを明らかにした。

そこで、Ｍ_７Ｃ_３系およびＭ_２３Ｃ_６系炭化物を形成するＣｒの含有量を抑え、ＭＣ系炭化物を形成するＶおよびＮｂ、または、Ｍ_２Ｃ系およびＭ_６Ｃ系炭化物を形成するＭｏおよびＷの含有量を増やし、これらの合金元素の含有量を最適な条件にすることで、耐肌荒れ性を向上させることが可能であることを明らかにした。また、熱間圧延用ロール表面の摩耗は、炭化物に比べて軟質な基地部が優先的に摩耗することから、耐摩耗性を向上させるためには、基地部を強化することが有効と考えた。本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、ロール外層材の６００℃における圧縮０．２％耐力を特定の値以上にすることで、耐摩耗性を飛躍的に向上させることが可能であることを明らかにした。本発明は上記の知見を得て完成したものである。

まず、本研究の基礎となった実験結果について説明する。質量％で、Ｓｉ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：０．１〜１．３％とし、Ｃ：１．７〜３．０％、Ｃｒ：３．５〜７．５％、Ｍｏ：２．８〜７．５％、Ｖ：４．１〜８．０％、Ｎｂ：０．２〜４．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．４％、Ｃｏ：０〜５．０％、Ｗ：０〜３．６％の範囲で変化させ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の溶湯を、高周波誘導炉で溶解し、ロール外層材に相当するリング状ロール材（外径：２５０ｍｍφ、肉厚：５５ｍｍ）を遠心鋳造法により鋳造した。なお、鋳込み温度は１３５０℃〜１５１０℃、遠心力は重力倍数で１７０Ｇとした。鋳造後、焼入れ処理、焼戻処理を施し、硬さを８０〜８６ＨＳに調整した。なお、焼入れ処理は、加熱温度：９３０〜１１００℃に加熱して１０〜３５ｈｒ保持し、空冷する処理とした。また、焼戻処理は、温度：５３０〜５７０℃で、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２または３回実施した。

得られたリング状ロール材から熱延疲労試験片（外径６０ｍｍφ、肉厚１０ｍｍ）を採取して、特開２０１０−１０１７５２にて実機における熱間圧延用作業ロールの耐疲労性を再現よく評価できることを示した熱延疲労試験を実施した。なお、疲労試験片には、図１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のワイヤを用いた放電加工（ワイヤカット）法で導入した。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１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、図１に示すように試験片（熱延疲労試験片）１を冷却水２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３により８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ）４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。

得られた結果について、熱延疲労寿命と、（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋％Ｗ）／％Ｃｒとの関係を図２に示す。図２から、（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋％Ｗ）／％Ｃｒが２．５０％以上５．００％以下の範囲において、熱延疲労寿命が著しく向上していることが分かる。これらの元素は、炭化物を造りやすい元素であり、これらの元素の含有量を適正な範囲に調整することで、クラックの伝播速度の遅い、熱延疲労寿命に優れる熱間圧延用ロール外層材が得られる。

また、上記熱疲労試験片とは別に、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１と相手片４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１を水冷しながら７００ｒｐｍで回転させ、回転する該試験片１に、８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ）４を荷重９８０Ｎで押し当てながら、すべり率：９％で１２０分間転動させた。試験後、熱間摩耗試験片１の摩耗量を測定した。従来例の摩耗量を基準値として、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））で評価した。摩耗比と６００℃における圧縮０．２％耐力との関係を図３に示す。６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上になると、摩耗比が著しく低減しており、耐摩耗性が向上していることが分かる。圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上になると、ロール表面の塑性変形が抑制され、耐摩耗性が向上するものと考えられる。

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］６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下であることを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。
［２］前記熱間圧延用ロール外層材は、成分組成として、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．００％、Ｃｏ：０．２〜３．０％を含有することを特徴とする［１］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
［３］前記熱間圧延用ロール外層材は、さらに成分組成として、質量％で、Ｃ：１．９〜２．８％、Ｃｒ：４．０〜６．５％、Ｍｏ：３．０〜６．５％、Ｖ：４．５〜７．５％、Ｎｂ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．５〜３．０％を含有し、
かつＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの含有量が下記（１）式を満足し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする［１］または［２］に記載の熱間圧延用ロール外層材。
２．５０≦（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋％Ｗ）／％Ｃｒ≦５．００ （１）
ここで、％Ｖ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｗ、％Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。
［４］外層と内層が溶着一体化してなる熱間圧延用複合ロールであって、前記外層が［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ことを特徴とする熱間圧延用複合ロール。

本発明によれば、クラックの伝播速度が著しく低減し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、肌荒れや欠落ちなどの熱間圧延による表面損傷を抑制でき、連続圧延距離の延長やロール寿命の向上を達成できるという効果もある。

図１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（疲労試験片）、および熱間転動疲労試験用試験片（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説明図である。 図２は、熱延疲労試験における熱延疲労寿命と（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋％Ｗ）／％Ｃｒ）との関係を示す図である。 図３は、熱間摩耗試験における摩耗比と６００℃における圧縮０．２％耐力との関係を示す図である。 図４は、本発明の実施形態に係る熱間圧延用ロール外層材の組織を観察した結果である。

本発明のロール外層材は、公知の遠心鋳造法あるいは連続鋳掛け肉盛法等の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）や鍛鋼、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。

本発明では、６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下のロール外層材とする。６００℃における圧縮０．２％耐力を向上させることが耐摩耗性の向上に有効であり、それは以下の理由による。鋼の熱間圧延において、熱間仕上げ圧延用のワークロールは９００℃〜１１００℃程度に加熱された鋼板と接触し、ワークロール表面の温度が６００℃程度まで瞬間的に上昇する。その後、冷却水で冷却されることで、ワークロール表面は１００℃前後まで冷却されるため、ワークロールは加熱と冷却の熱サイクルを受ける。一般的に、材料は高温になると強度（硬度)が低下するため、ロール外層材における６００℃における強度を高めることが耐摩耗性の向上に有効であると考え、本発明に到った。

６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上になると、耐摩耗性を著しく向上させることが可能となる。従来は、耐摩耗性に優れたロール外層材を開発するため、硬度を向上させる材料開発が行われてきたが、本発明者らの鋭意検討の結果、硬度を高めることだけでは耐摩耗性向上は不十分であり、圧縮０．２％耐力を向上させることが耐摩耗性を向上させるために有効であることを知見した。一般的な熱間圧延用ロール外層材の硬度は、ショア硬さで８０ＨＳ前後である。これはビッカース硬さで７００ＨＶ前後に相当し、この時の圧痕サイズは、試験力９．８Ｎ（＝１ｋｇｆ）において、５１μｍ前後である。図４に、ロール外層材の組織写真の一例を示す。図４中の菱形の領域が、５１μｍの圧痕サイズに相当する。図４に認められるように、熱間圧延用ロール外層材は、炭化物のサイズや分布が不均一であり、炭化物のサイズや分布の不均一さに比べて圧痕の大きさが小さく、硬度測定結果は、材料全体の特性を表していないことがある。そのため、硬度よりも材料全体の特性を表す圧縮０．２％耐力に着目し、圧縮０．２％耐力を向上させることが、耐摩耗性向上に有効であることを知見し、本発明に至った。なお、６００℃における圧縮０．２％耐力を１４８０ＭＰａ以上にしても、効果が飽和するだけでなく、多量の合金元素の添加が必要になり、コスト面で不利になる。したがって、上限は１４８０ＭＰａ以下とする。より好ましくは、１２５０〜１４５０ＭＰａである。

次に、本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（外層材）の好ましい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。

本発明は、成分組成として、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．００％、Ｃｏ：０．２〜３．０％を含有することが好ましい。熱間圧延用ロール外層材は基地中に炭化物が分散したミクロ組織を有しており、高温になると基地が大きく軟化するため、材料全体の強度が低下する。そこで、基地を強化することが材料全体の強度を向上させることに有効であると考えた。Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｏは炭化物を作らず、基地中に固溶する元素であり、固溶によって結晶格子を歪ませ、基地の強度を向上させる。その結果、６００℃における圧縮０．２％耐力を１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下に制御することができる。

Ｓｉ：０．２〜１．０％
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は基地に固溶して特にベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトの強度を向上させる元素でもある。このような効果を得るためには、０．２％以上の含有を必要とする。一方、１．０％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０．２〜１．０％に限定する。なお、好ましくは、０．３〜０．８％である。

Ｍｎ：０．２〜１．０％
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、一部は基地に固溶し、焼入れ性および強度を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには０．２％以上の含有を必要とする。一方、１．０％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０．２〜１．０％に限定する。なお、好ましくは、０．３〜０．８％である。

Ｎｉ：０．０５〜３．００％
Ｎｉ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。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、３．００％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、且つ焼入れ性が向上するため、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、強度が低下し、また、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は０．０５〜３．００％の範囲に限定する。なお、Ｎｉを０．２〜３．００％含有すると、熱処理中の冷却速度が遅くても、焼入れ組織が得られやすいため、好ましくは０．２〜３．００％である。

Ｃｏ：０．２〜３．０％
Ｃｏは、基地中に固溶し、とくに高温において基地を強化して、高温強度および耐疲労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、０．２％以上の含有を必要とする。一方、３．０％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は０．２〜３．０％の範囲に限定する。なお、好ましくは、０．５〜２．５％である。

本発明では、さらに成分組成として、質量％で、Ｃ：１．９〜２．８％、Ｃｒ：４．０〜６．５％、Ｍｏ：３．０〜６．５％、Ｖ：４．５〜７．５％、Ｎｂ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．５〜３．０％を含有することが好ましい。

Ｃ：１．９〜２．８％
Ｃは、固溶して基地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、ロール外層材の耐摩耗性を向上させる作用を有する。Ｃ含有量に応じて共晶炭化物量が変化する。共晶炭化物は圧延使用特性に影響するため、Ｃ含有量が１．９％未満では、共晶炭化物量が不足し、圧延時の摩擦力が増加し圧延が不安定となる。一方、２．８％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１．９〜２．８％の範囲に限定する。なお、好ましくは、２．２〜２．７％である。

Ｃｒ：４．０〜６．５％
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４．０％以上の含有を必要とする。一方、６．５％を超える含有は、粗大なＭ_７Ｃ_３系またはＭ_２３Ｃ_６系の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４．０〜６．５％の範囲に限定する。なお、好ましくは、４．５〜６．０％である。

Ｍｏ：３．０〜６．５％
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や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、３．０％以上の含有を必要とする。一方、６．５％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３．０〜６．５％の範囲に限定する。なお、好ましくは、４．０〜６．０％である。

Ｖ：４．５〜７．５％
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ために、本発明において重要な元素である。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、４．５％以上の含有で顕著となるが、７．５％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。このため、Ｖは４．５〜７．５％の範囲に限定する。なお、好ましくは、５．０〜７．２％である。

Ｎｂ：０．５〜３．０％
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、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３．０％を超えると、ＭＣ炭化物の形成温度が上昇することで溶湯中での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。このため、Ｎｂは０．５〜３．０％の範囲に限定する。なお、好ましくは、０．８〜２．５％である。

Ｗ：０．５〜３．０％
Ｗは、基地中に固溶し、とくに高温において基地を強化して、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。このような効果を得るためには、０．５％以上の含有を必要とする。一方、３．０％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は０．５〜３．０％の範囲に限定する。なお、好ましくは、１．０〜２．５％である。

本発明ではＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒを、上記した範囲で含有し、さらに、下記（１）式を満足するように調整して含有することが好ましい。
２．５０≦（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋％Ｗ）／％Ｃｒ≦５．００ （１）
ここで、％Ｖ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｗ、％Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。

上記（１）式を満足することで、クラックの発生・伝播しやすい共晶炭化物（主としてＭ_７Ｃ_３系およびＭ_２３Ｃ_６系炭化物）を低減することができ、耐肌荒れ性を著しく向上させることが可能となる。

上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

また、本発明では、基地組織の８５％以上が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織であることが好ましい。パーライトが多くなると耐クラック性に劣り、残留オーステナイトが多くなると、圧延使用中に変態が生じ、変態膨張によるクラックが発生する可能性があるため、基地組織の８５％以上が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織であることが好ましく、耐熱間転動疲労性の観点から９０％以上含まれることがより好ましい。なお、残部としては、残留オーステナイトおよび／またはパーライトが挙げられる。

つぎに、本発明の熱間圧延用複合ロールの好ましい製造方法について説明する。ロール外層材（外層）の組成を上記の範囲に限定することに加えて、鋳造温度、焼入れ時の加熱温度および焼入れ温度における保持時間を以下の範囲に調整することにより、６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下の熱間圧延用ロール外層材を得ることができる。

鋳造温度：液相線温度以上、液相線温度＋１４０℃以下
鋳造温度（鋳込み温度）は、液相線温度以上、液相線温度＋１４０℃以下の範囲とする。鋳造温度が、液相線温度＋１４０℃よりも高くなると、凝固に要する時間が長くなる。その結果、合金元素が偏析しやすくなり、相対的に合金元素量の少ない基地部に粗大なマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が形成され、強度を低下させる。また、鋳造温度が液相線温度よりも低くなると、凝固が急速に進行してしまう結果、ザク巣のような鋳造欠陥が形成しやすくなり、品質が悪化する。そのため、鋳造温度を液相線温度以上、液相線温度＋１４０℃の範囲に限定することが必要である。なお、操業のし易さから、好ましくは液相線温度＋２０℃以上、液相線温度＋１２０℃以下とすると良い。液相線温度は、例えば、ＤＳＣ（示差走査熱量計）により、液相状態から冷却した時の吸熱または発熱ピークの立ち上がり温度（液相線温度）を測定すれば良い。ロール外層材をＤＳＣ測定すると複数のピークが得られるが、立ち上がり温度（液相線温度）を測定するピークはオーステナイトの凝固時に得られるピークである。

焼入れ時の加熱温度
鋳造後、焼入れを行う。この時の加熱温度（焼入れ温度）を９８０℃以上１１００℃以下の範囲とする。焼入れ温度が９８０℃よりも低いと、凝固時に形成された偏析を低減することができず、相対的に合金元素量の少ない基地部に粗大なマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が形成され、強度が低下する。一方、焼入れ温度が１１００℃よりも高くなると炭化物が過剰に溶解し、オーステナイト粒が粗大になるため、基地部に粗大なマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が形成され、強度が低下する。そのため、９８０℃以上１１００℃以下の範囲に限定することが必要である。なお、成分に依らず確実に偏析を解消するため、好ましくは１０００℃以上１１００℃以下にすると良い。

焼入れ温度における保持時間
焼入れ温度における保持時間は、１６ｈｒ以上３５ｈｒ以下の範囲とする。保持時間が１６ｈｒよりも短いと、凝固時に形成された偏析が十分に解消されず、相対的に合金元素量の少ない基地部に粗大なマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が形成され、強度が低下する。一方、保持時間が３５ｈｒよりも長くなると、ロール表面の酸化が著しくなり、歩留りが悪化する。そのため、焼入れ温度における保持時間は、１６ｈｒ以上、３５ｈｒ以下の範囲に限定することが必要である。なお、成分に依らず偏析を確実に解消するため、好ましくは１８ｈｒ以上とし、経済的な観点から、２５ｈｒ以下とすることが好ましい。

上記以外のロール外層材の製造方法については特に制限されず、公知の遠心鋳造法あるいは連続鋳掛け肉盛法等の鋳造法により製造されることが好ましい。なお、本発明では、これらの方法に限定されないことは言うまでもない。

例えば、遠心鋳造法で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、上記したロール外層材組成の溶湯を、所定の肉厚となるように、注湯し、上記の鋳造温度にて、遠心鋳造する。ここで、鋳型の回転数は、ロールの外表面に印加される重力倍数が１２０〜２２０Ｇの範囲とすることが好ましい。そして、中間層を形成する場合には、ロール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。

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（リングロール；外径：２５０ｍｍφ、肉厚：５５ｍｍ）とした。なお、鋳込み温度は１３５０〜１５１０℃、遠心力は重力倍数で１７０Ｇとした。鋳造後、焼入れ温度：９３０〜１１００℃に再加熱し、空冷して、焼入れる焼入れ処理を行った。保持時間は、１０〜３５ｈｒとした。焼入れ処理後、焼戻処理を、焼戻温度：５３０〜５７０℃で、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２または３回実施し、且つ、硬さを８０〜８６ＨＳに調整した。なお、従来例については、鋳込み温度１５００℃、遠心力は重力倍数で１７０Ｇとした。鋳造後、焼入れ温度１０００℃に再加熱し、空冷して焼入れる焼入れ処理を行った。保持時間は１５ｈｒとした。焼入れ処理後、焼戻処理を、焼戻温度：５３０℃で２回実施して製造した。得られたリング状試験材から、圧縮試験片、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、圧縮試験、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。

圧縮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、圧縮試験片（φ４ｍｍ、６ｍｍ高さ）を採取し、インストロン製万能試験機を用いて、０．２％耐力まではクロスヘッド速度０．０９ｍｍ／ｍｉｎ、０．２％耐力より大きなひずみ領域は０．８ｍｍ／ｍｉｎの試験条件で圧縮試験を実施した。試験温度は６００℃とし、万能試験機に設置した恒温槽を用いて、サンプルを６００℃まで加熱後、５分間保持した後、試験を開始した。試験後、得られた応力―ひずみ曲線から、０．２％オフセット応力を求めた。各サンプルにおいて２回の試験を行い、その平均の０．２％オフセット応力を、そのサンプルの圧縮０．２％耐力とした。

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 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。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。

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には、図１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（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２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３で８００℃に加熱した相手片（材質：Ｓ４５Ｃ、外径：１９０ｍｍφ、幅：１５ｍｍ、Ｃ１面取り）４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９８０Ｎで押し当てながら、すべり率：９％で１２０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（＝（各試験片の摩耗量）／（基準片の摩耗量））で評価した。

得られた結果を表２に示す。

本発明例では熱延疲労寿命は著しく増加しており、３５０千回を超える優れた熱延疲労寿命を示した。また、６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下である本発明例はいずれも、摩耗比が著しく低減しており、耐摩耗性が向上していることが分かる。６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上になると、熱間圧延中のロール表面の塑性変形が抑制され、耐摩耗性が向上するものと考えられる。

したがって、本発明によれば、耐摩耗性に優れ、かつクラックの伝播速度が著しく低減した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、肌荒れや欠落ちなどの熱間圧延による表面損傷を抑制できる。また、連続圧延距離の延長やロール寿命の向上を達成できるという効果も得られる。

１ 試験片（熱延疲労試験片もしくは熱間摩耗試験片）
２ 冷却水
３ 高周波誘導加熱コイル
４ 相手片
５ ノッチ

Claims (4)

1. ６００℃における圧縮０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上１４８０ＭＰａ以下であることを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。
2. 前記熱間圧延用ロール外層材は、成分組成として、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．００％、Ｃｏ：０．２〜３．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延用ロール外層材。
3. 前記熱間圧延用ロール外層材は、さらに成分組成として、質量％で、Ｃ：１．９〜２．８％、Ｃｒ：４．０〜６．５％、Ｍｏ：３．０〜６．５％、Ｖ：４．５〜７．５％、Ｎｂ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．５〜３．０％を含有し、
   かつＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの含有量が下記（１）式を満足し、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな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。
   ２．５０≦（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋％Ｗ）／％Ｃｒ≦５．００ （１）
   ここで、％Ｖ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｗ、％Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。
4. 外層と内層が溶着一体化してな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ことを特徴とする熱間圧延用複合ロール。