3500 mmステッケル圧延機のバックアップロール破損原因の分析

概要: 低倍率酸洗、金属組織検査、走査型電子顕微鏡、エネルギースペクトル分析などの方法を使用して、初期破損を起こした 3500 mm ステッケルミルバックアップロールの破損面を分析しました。結果は、大きな残留応力とさまざまな介在物と炭化物の蓄積と分布が、超大型サポートローラーの破損の主な原因であることを示しています。

キーワード: バックアップロール。 破壊; 介在物; 炭化物の凝集

事故を起こしたローラーは3500mmステッケルのサポートローラーだった。 圧延工場2回目に機械に取り付けられ、下部ローラーの位置に設置されました。圧延機のバウンスデバッグプロセス中に、突然大きな異常音が発生し、検査の結果、下部サポートローラーが破損していることがわかりました。破損時の圧延力は片側26.36MNです（圧延機のバウンスデバッグの必要値は片側29.4MNです）。この圧延機のバウンス操作プロセスは全自動操作手順であり、手順に異常はありません。

バックアップロールの材質は3% CrMoV、ロール本体のサイズは1950mm×3450mm、完成品の重量は115.25t、鋼塊の重量は227tです。完成品は超音波検査に合格しました。事故のロール破損の原因を突き止めるために、残ったロールの解剖学的分析を実施しました。

1 事故ローラーのマクロ的破壊観察

バックアップローラーは、ローラー本体の作動側（非マーキング端）の端面から約 1315 mm の位置で破断しました。破断面はローラー本体の軸に対してほぼ垂直で、破断は比較的直線的です（図 1 を参照）。最初の破断源は中心から約 305 mm のところにあります（図 2 を参照）。

2 アクシデントローラー製造工程

バックアップローラーの実際の製造工程は、電気炉荒加工→真空精錬→真空鋳造→鍛造→鍛造後熱処理→粗加工および超音波検査→最終熱処理→仕上げおよび超音波検査→梱包および出荷です。

図1 骨折の形態

図2 元の破砕源と円の中心との間の距離

3 事故ローラーの解剖学的試験分析

3.1 断面の低倍率観察

破損したローラーの断面を使用して、厚さ 50 mm の低倍率テストピースに加工し、低倍率検査を行いました。図 3 の領域 A (およびその周囲の隣接領域)、B (およびその周囲の隣接領域)、C にそれぞれ明らかな欠陥が 3 つ見つかりました。

図3 低倍率欠陥分布図

領域 A は、外側の円から 80 mm から 180 mm の範囲内に分布する暗い点状の分離で構成されています (A でマークされたワイヤー フレームに限定されません)。図 4 を参照してください。

図4 領域Aの暗い点状の分離

領域 B は、円の中心から 200 mm から 510 mm の範囲内に分布する明るい色の点状の分離です (B でマークされたワイヤー フレームに限定されません)。図 5 を参照してください。

図5 領域Bにおける明るい色の点状の分離

領域 C は、円の中心から 250 mm の範囲内に分布する明るい色の欠陥ネットワークです (基本的に C でマークされたボックス内に分布)。図 6 を参照してください。

図6 領域Cの明るい色のネットワーク欠陥

3.1.1 領域Aの低倍率検査結果

エネルギースペクトル分析によると、領域Aの低倍率サンプルには、Cr、Mo、Vに富む粒状炭化物が不均一に分布していることに加えて、多くの種類の非金属介在物があります。その中には、C、Al、Mg、Ca、Si、Cr、Na、Cl、Mn、Sなどに富む塊状の窒化チタン、硫化マンガン、酸化ケイ素、アルミナ、複合酸化物スラグなどがあり、合金マトリックスの組成にはほとんど違いがありません。組織とエネルギースペクトル分析を組み合わせると、領域Aの低倍率サンプルの黒い点は、C、SとAl、Mg、Ca、Si、Cr、Na、Cl、Mnに富む非金属介在物です。

3.1.2 エリアBの低倍率検査結果

低倍率検出、金属顕微鏡、走査型電子顕微鏡、エネルギースペクトル分析により、白点状の偏析は、気泡または空孔を中心とした、Cr、Mo、Vを多く含む小さな粒状の炭化物と、Cr、Si、S、Cを多く含む大きな粒状の酸化物の集合体です。炭化物と気泡の内部、およびそれらのマトリックス構造では、より高いO含有量が検出されました。

3.1.3 エリアCの低倍率検査結果

低倍率検出、金属顕微鏡、走査型電子顕微鏡、エネルギースペクトル分析によって判定されます。ネットワーク偏析は、Fe、Cr、Mo を豊富に含む多数の白色粒状炭化物と、Fe、Cr、C を豊富に含む少量の大きな粒状酸化物で構成された集合体です。

3.2 破壊亀裂の発生源と原因の分析

実験分析のために、事故ローラーの元の破損箇所から試験棒が採取されました。

破断試験片の金属組織を分析したところ、低倍率では、マトリックス組織に灰白色の偏析領域が不均一に分布していることがわかりました。拡大すると、サンプルの片側の端にかすかに見える線があることがわかりました。図7に示すように、灰白色の組織は細かく、マトリックス組織は厚くなっています。

図7 破断面の低倍率金属組織

高倍率で観察すると、灰白色の微細構造はトルースタイト + パーライトマトリックス + 多数の粒状炭化物です。炭化物は凝集しているか、ネットワーク状に分布している可能性があります。粗いマトリックス構造はトルースタイト + ソルバイト + パーライトであり、マトリックス内に大きな炭化物粒子を見つけるのは困難です。また、結晶粒線の両側の近くには、より多くの非金属介在物が見られます（図 8 を参照）。

図8 破断面の高倍率金属組織

走査型電子顕微鏡で観察すると、さまざまなサイズ、形状、分布の介在物や暗い粒界をより明確に見ることができます。暗い粒界は過熱構造の生成を表します (図 9 を参照)。サンプルのさまざまな部分でさまざまな時間に介在物を観察します (図 10 を参照)。

図9 走査型電子顕微鏡による破断面の微細構造形態

図10 破面走査型電子顕微鏡による介在物の形態

低倍率で観察すると、サンプル表面に黒点と白点が不均一に分布しているのがわかった。拡大してみると、黒点はC（65.05%）、O（5.39%）、Cr（1.82%）、Na（1.35%）、Cl（0.43%）に富んだスラグで、残りはFeである。白点とC領域の白点は同種の介在物に属し、エネルギースペクトル分析によると、C（21.88%）、O（38.81%）、Zr（22.26%）、Al（7.35%）、S（3.54%）、Mn（2.58%）、Mg（1.01%）、Fe（1.8%）に富んだ酸化物介在物である。倍率を上げると、局所的に凝集・分散したより小さな明るい白色介在物も確認できます。これらの介在物はC（19.38%）、Na（20.03%）、Cl（4.10%）、Cr（2.83%）、Si（0.62%）に富み、残りはFe介在物です。結晶粒線に関しては、その周りに非金属介在物が集まっていますが、これはインゴット注入時の皮剥ぎによって生じたものと考えられます。

破壊試験片からサンプルを採取し、衝撃試験片と引張試験片の破面を取得します。破面を目視検査したところ、衝撃破面は均一な金属光沢を示し、引張破面は金属光沢の分布が不均一であることがわかりました。低倍率スキャンでは、引張破面と衝撃破面が不均一であることがわかりました。高倍率スキャンでは、すべてがへき開脆性破壊であることがわかりました。さらに、図11と図12に示すように、衝撃破面に大きなTiN介在物も見つかりました。

図11 衝撃サンプルの破面の微細構造の形態をスキャンした

図12 引張サンプルの破面スキャンの微細構造形態

要約すると、破砕サンプルの構造は、炭化物が不均一に分布した粗いマトリックス構造（トルースタイト + ソルバイト + パーライト）です。炭化物は凝集または網状になっており、分布、形状、サイズが不均一な非金属介在物が多数存在します。

局所的な炭化物の凝集は、元のインゴット構造における炭化物の偏析が激しいためです。同時に、鍛造プロセス中に破壊されず、鍛造後に完全に焼鈍されませんでした。そのため、原料中の炭素と合金元素の偏析は効果的に改善されませんでした。特に一次炭化物の場合、炭化物は鍛造の加熱プロセスと鍛造後の熱処理中に完全に溶解しません。溶解していない炭化物の存在がオーステナイト粒の成長を妨げ、この領域の構造粒が比較的微細になるのはまさにそのためです。ネットワーク炭化物は、熱処理の加熱温度が高く、冷却速度が遅いためです。炭素含有量が多い領域では、炭化物が元のオーステナイト粒界に沿って析出し、ネットワーク炭化物を形成します。

各種の非金属介在物は、合金液の純度が低いために発生し、冷却・結晶化の過程で合金液の表面から出ることができず、合金インゴット内に残留して非金属介在物を形成します。あるいは、インゴット注入時の操作が不適切（注入温度が低すぎる、注入速度が不均一、インゴットの皮膜品質が悪いなど）である場合もあります。溶鋼の表面に浮遊する酸化スケールは溶鋼に変わります。浮上できない場合は、溶鋼内に留まりスケールを形成します。スキンは非金属介在物の特殊な形態です。スキンは鍛造時に鍛造できません。酸化物が厚いと、マトリックスから分離して亀裂を形成します。金属組織学および走査型電子顕微鏡で観察される線は、スキンが鍛造されなかったために形成された亀裂である可能性があります。

衝撃サンプルの破断面に見られる塊状のTiN介在物以外に、金属組織観察で見られる粒状の第2相やその他のタイプの介在物は現れませんでした。これは、金属組織サンプル中の介在物が不適切な注入によって生じた可能性があり、介在物が巻き込まれ、サンプル中の局所介在物の含有量が高く、種類が多く、集中的に分布していることを示しています。これにより、合金の全体的な性能が必然的に大幅に低下し、応力集中も大きくなり、亀裂の原因になります。

両方のサンプルの破断面には結晶性の金属光沢と凹凸が見られ、構造が粗く凹凸があることを示しています。この構造特性により、合金の塑性靭性が低下します (これは、へき開と脆性破壊の形態によって確認されています)。

マトリックス組織は粗大な粒子、炭化物の不均一な分布、および多くの非金属介在物の存在を有し、合金の強度と塑性が低下します。特に、炭化物、介在物の蓄積領域、および大きな介在物の存在は応力集中を引き起こし、破壊抵抗を低下させ、亀裂の発生を引き起こします。粗大な粒子は合金の強度と塑性靭性にも悪影響を及ぼし、亀裂の拡大を促進します。応力の作用下では、マトリックス構造の塑性靭性が悪いため、亀裂が伝播し、最終的に破壊が発生します。

以上の分析から、事故ロールの破断亀裂は、さまざまな非金属介在物から発生したことがわかります。粗大なマトリックス構造と炭化物の不均一な分布により、合金の塑性靭性が低下し、応力の作用により亀裂が促進され、最終的に破断します。

4 ローラー破損事故の原因分析

上記のテスト分析に基づくと、ローラーの破損事故は主に以下の側面に関連しています。

（1）炭化物が不均一に分布している。主に低倍率での白点状の偏析とネットワーク状の偏析に反映されています。これは、元のインゴットが凝固プロセス中に鋼の製錬品質、注入条件、冷却結晶化特性の影響を受ける結果です。元のインゴット組織には炭化物の不均一な分布が深刻であり、鍛造と鍛造後の焼鈍が不十分であるため、炭化物の不均一な現象を効果的に改善できません。炭化物の不均一性により、マトリックス組織の粒度分布が不均一になります。特に、炭素の少ない領域は過熱しやすく、粗い組織を形成します。

（2）非金属介在物。アクシデントローラーの表面から内部まで、多くの異なる種類の非金属介在物があります。異なる種類の介在物は、異なる方法で存在します。異なるサンプルのエネルギースペクトル分析に基づくと、アクシデントローラー内の主な介在物の種類は、TiN、TiCの大きな破片とMnSの長いストリップです。C、O、Al、Mg、Mn、Zr、Ti、Ca、P、Sなどに富む粒状の低融点スラグ。Mg、Al、Na、Zr、Mnなどに富む小粒子酸化物。C、Na、Cl、Si、Crに富むより小さな白い粒子が凝集して含まれています。その中で、TiN、TiCの大きな破片とMnSの長いストリップは、アクシデントローラーのさまざまな部分、つまり表面から内部まで存在しています。一定の可塑性があり、長いストリップの形で存在するMnSを除いて、TiNとTiCはどちらも鋭いエッジを持つ大きな塊の形で存在します。低融点スラグは主に異なる粒径の凝集体の形で存在しています。アクシデントローラーの異なる部分により、その存在形態も異なります。アクシデントローラーの外層では、主に低融点介在物を伴い、異なるサイズの粒状凝集体の形で存在しています。低倍率では、エッジに黒い斑点状の偏析として現れます。アクシデントローラー内部の中間層とコアは、粒状炭化物の凝集体で凝集しており、粒状炭化物、酸化物などと混合して凝集体を形成しています。低倍率では、白い斑点状の偏析とネットワーク偏析として現れます。Mg、Al、Na、Zr、Mnなどのほとんどの酸化物はスラグの表面に付着し、スラグとともに存在しています。その中には、炭化物の凝集体とともに集まり、白い斑点状の偏析とネットワーク偏析を形成する独立した小粒子酸化物もあります。 C、Na、Cl、Si、Crを多く含む粒子状介在物は破断面にのみ見られ、より小さな集合体として存在しています。上記介在物の種類と存在形態の違いは、主に原料合金の製錬品質、鋳造条件、結晶化特性に関係しています。特に、破断源に位置する破断試験片の場合、炭化物の不均一性がより激しいだけでなく、介在物の種類も多く、分布が集中しています。これは主に合金の鋳造工程での不適切な鋳造によるもので、合金表面の酸化物、低融点介在物、偏析しやすい溶質元素、スラグ、鋳型スラグなどの介在物が溶鋼に引き込まれ、浮き上がらなくなります。事故ロールの破断は、表皮のめくりによって生じた介在物に起因していることがわかります。

さまざまな破面を観察および分析した結果、ほとんどすべての破面は炭化物と介在物の集積領域に起因していることがわかりました。つまり、低倍率で肉眼で見える白点とネットワーク偏析に起因しています。白点とネットワーク偏析は、粒状の炭化物、スラグ、低融点介在物、酸化物などで構成される凝集体であるため、合金の塑性靭性を極度に低下させ、応力集中を生み出し、亀裂の発生を促進します。特に、事故ローラーの破断源領域に位置する破断試験片は、鋳塊が注入中にスキンを形成し、内部の介在物と炭化物の集積が非常に深刻だったためです。スキンは鍛造プロセス中に一緒に圧縮されず、介在物と炭化物の凝集体は鍛造および鍛造後の熱処理プロセス中に分解されて分散分布を形成せず、金属マトリックスの連続性を深刻に切断し、合金の強度と可塑性を低下させました。 、応力集中が発生し、事故ローラーに破壊源が発生します。

亀裂発生部であろうと亀裂拡大部であろうと、破壊形態は劈開脆性破壊が支配的であり、事故ローラーシステムは典型的な脆性破壊であることを示しています。これは、粗いマトリックス構造、多くの介在物、炭化物の不均一な分布などの構造特性によって裏付けられています。

（３）残留応力。事故ローラはサイズが大きいため、熱処理の加熱・冷却過程で表面と芯部の温度分布が不均一となり、熱応力が発生する。熱処理後も熱応力は完全には解消されず、残留応力として事故ローラに蓄積される。また、事故ローラの母材組織は表面から芯部まで各部位で大きく異なるため、介在物や炭化物の種類、大きさ、形状が異なり、母材組織の粒度が粗く不均一となり、必然的に応力集中が生じる。特に、介在物や炭化物が著しく蓄積している部位では、応力集中が最も大きくなる。事故ローラの残留熱応力と複雑な構造応力が重なり、材料の破壊抵抗を超え、そこに亀裂が発生して破壊の原因となった。

亀裂が発生すると、亀裂は内側から外側に広がります。粗いマトリックス構造、介在物と炭化物の凝集、異なるマトリックス粒径、脆い構造の存在により、合金の強度と塑性靭性が大幅に低下し、亀裂が広がり、へき開脆性破壊を引き起こします。

5 結論

この記事で分析したステッケル圧延機のバックアップロールの破損の直接的な原因は、バックアップロール内部の大きな残留応力です。主な理由は、バックアップロールの構造中にさまざまな介在物と炭化物が蓄積して分布していることです。