JP3019240B2 - 遠心鋳造製複合ロール - Google Patents
遠心鋳造製複合ロールInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性と耐クラック
性を兼備した遠心鋳造製複合ロールに関する。
性を兼備した遠心鋳造製複合ロールに関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、耐摩耗性が要求される熱間圧延用
ロールは、外層と内層からなる複合ロールとされ、外層
材をセメンタイト系の炭化物が晶出した高Ｃｒ鋳鉄、又
はＮｉグレン鋳鉄、内層材を靱性の良いねずみ鋳鉄、又
はダクタイル鋳鉄として、遠心力鋳造法によって製造さ
れている。
ロールは、外層と内層からなる複合ロールとされ、外層
材をセメンタイト系の炭化物が晶出した高Ｃｒ鋳鉄、又
はＮｉグレン鋳鉄、内層材を靱性の良いねずみ鋳鉄、又
はダクタイル鋳鉄として、遠心力鋳造法によって製造さ
れている。
【０００３】然るに、圧延条件の苛酷化及び圧延におけ
る生産性向上の要求等から、より一層の耐摩耗性と耐ク
ラック性を備えた圧延用ロールの提供が要求されてい
る。
る生産性向上の要求等から、より一層の耐摩耗性と耐ク
ラック性を備えた圧延用ロールの提供が要求されてい
る。
【０００４】このような状況から、例えば特開昭60-124
407 号、特開昭61-177355 号には、従来の遠心力鋳造ロ
ールの外層材として高Ｖ鋳鉄を用いることが提案されて
いる。
407 号、特開昭61-177355 号には、従来の遠心力鋳造ロ
ールの外層材として高Ｖ鋳鉄を用いることが提案されて
いる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】然しながら、遠心力鋳
造ロールの外層材として高Ｖ鋳鉄を用いる圧延用ロール
では、比重の小さいＶ炭化物が遠心分離により偏析し、
ロール外層内の特性が肉厚方向で不均一になる。この傾
向は大型ロールで外層肉厚が大なるほど著しく、実用ロ
ールとしての使用に耐えることができないという問題点
がある。
造ロールの外層材として高Ｖ鋳鉄を用いる圧延用ロール
では、比重の小さいＶ炭化物が遠心分離により偏析し、
ロール外層内の特性が肉厚方向で不均一になる。この傾
向は大型ロールで外層肉厚が大なるほど著しく、実用ロ
ールとしての使用に耐えることができないという問題点
がある。
【０００６】尚、特開昭58-87249号、特開平1-96355 号
公報には、高速度鋼なみに高合金化した鋳鋼、鋳鉄を適
用したロール材が提案されている。然しながら、特開昭
58-87249号公報には焼嵌め又は組立ロールを対象とした
ものであり、圧延中に生ずる外層と軸材間の滑りが問題
となる。また、特開平1-96355 号公報は特殊な鋳かけ肉
盛法等、遠心力鋳造法以外の特殊な製造手法しか適用で
きず、生産性、経済性の面で問題がある。
公報には、高速度鋼なみに高合金化した鋳鋼、鋳鉄を適
用したロール材が提案されている。然しながら、特開昭
58-87249号公報には焼嵌め又は組立ロールを対象とした
ものであり、圧延中に生ずる外層と軸材間の滑りが問題
となる。また、特開平1-96355 号公報は特殊な鋳かけ肉
盛法等、遠心力鋳造法以外の特殊な製造手法しか適用で
きず、生産性、経済性の面で問題がある。
【０００７】即ち、圧延用ロールの製造に際し、ロール
外層にＶを多量に含有させることにより、耐摩耗性を著
しく向上させることは可能であるが、複合ロール製造時
に生産性、経済性が最も優れているとして一般に実施さ
れている遠心力鋳造法を採用した場合には、遠心分離に
よる炭化物の偏析を生じ所定の特性を均一に得られない
という問題点がある。
外層にＶを多量に含有させることにより、耐摩耗性を著
しく向上させることは可能であるが、複合ロール製造時
に生産性、経済性が最も優れているとして一般に実施さ
れている遠心力鋳造法を採用した場合には、遠心分離に
よる炭化物の偏析を生じ所定の特性を均一に得られない
という問題点がある。
【０００８】本発明は、外層を形成する合金成分を適正
化し、炭化物組成を限定することにより、生産性、経済
性の優れた遠心力鋳造法を適用しても、外層と内層（軸
材）又は外層と中間層との境界部での気孔状欠陥の発生
を抑え、偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性の均
一な遠心鋳造製複合ロールを提供することを目的とす
る。
化し、炭化物組成を限定することにより、生産性、経済
性の優れた遠心力鋳造法を適用しても、外層と内層（軸
材）又は外層と中間層との境界部での気孔状欠陥の発生
を抑え、偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性の均
一な遠心鋳造製複合ロールを提供することを目的とす
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】請求項１に記載の本発明
は、外層材と、該外層材と溶着一体化した普通鋳鉄又は
ダクタイル鋳鉄の軸材とからなるロール材を遠心鋳造し
てなる遠心鋳造製複合ロールであって、該外層材が、
Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以
下，Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.
0 〜10.0％，Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎ：0.08％以下を含
有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、遠心鋳造後のロ
ール材を1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷却
後の組織がベイナイトになるように制御冷却してなるよ
うにしたものである。
は、外層材と、該外層材と溶着一体化した普通鋳鉄又は
ダクタイル鋳鉄の軸材とからなるロール材を遠心鋳造し
てなる遠心鋳造製複合ロールであって、該外層材が、
Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以
下，Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.
0 〜10.0％，Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎ：0.08％以下を含
有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、遠心鋳造後のロ
ール材を1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷却
後の組織がベイナイトになるように制御冷却してなるよ
うにしたものである。
【００１０】請求項２に記載の本発明は、外層材と、該
外層材と溶着一体化した普通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の
軸材とからなるロール材を遠心鋳造してなる遠心鋳造製
複合ロールであって、該外層材が、Ｃ：1.5 〜 3.5％，
Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以下，Ｃｒ：5.5 〜1
2.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.0 〜10.0％，Ｎ
ｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎｉ：5.5 ％以下，Ｎ：0.08％以下
を含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、遠心鋳造後のロ
ール材を1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷却
後の組織がベイナイトになるように制御冷却してなるよ
うにしたものである。
外層材と溶着一体化した普通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の
軸材とからなるロール材を遠心鋳造してなる遠心鋳造製
複合ロールであって、該外層材が、Ｃ：1.5 〜 3.5％，
Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以下，Ｃｒ：5.5 〜1
2.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.0 〜10.0％，Ｎ
ｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎｉ：5.5 ％以下，Ｎ：0.08％以下
を含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、遠心鋳造後のロ
ール材を1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷却
後の組織がベイナイトになるように制御冷却してなるよ
うにしたものである。
【００１１】請求項３に記載の本発明は、請求項１又は
２に記載の本発明において更に、前記外層材と軸材の間
に中間層を有し、該中間層を介して外層材と軸材とを溶
着一体化してなるようにしたものである。
２に記載の本発明において更に、前記外層材と軸材の間
に中間層を有し、該中間層を介して外層材と軸材とを溶
着一体化してなるようにしたものである。
【００１２】
【作用】本発明複合ロールの外層材における合金元素の
含有量の限定理由及びＶ，Ｎｂ，Ｃ量の限定式について
説明する。
含有量の限定理由及びＶ，Ｎｂ，Ｃ量の限定式について
説明する。
【００１３】Ｃ：1.5 〜3.5 ％ Ｃはロール外層材の耐摩耗性を向上する硬い炭化物を形
成するための必須元素で1.5 ％以上必要であるが、3.5
％を越えると耐クラック性が著しく低下するため上限を
3.5 ％とする。
成するための必須元素で1.5 ％以上必要であるが、3.5
％を越えると耐クラック性が著しく低下するため上限を
3.5 ％とする。
【００１４】Ｓｉ：1.5 ％以下 Ｓｉは脱酸剤及び鋳造性の確保に必要な元素で添加する
が、1.5 ％を越えると耐クラック性を低下するため上限
を1.5 ％とする。
が、1.5 ％を越えると耐クラック性を低下するため上限
を1.5 ％とする。
【００１５】Ｍｎ：1.2 ％以下 Ｍｎも上記Ｓｉと同様の目的のために必要であるが、1.
2 ％を越えると耐クラック性が低下するため好ましくな
く上限を1.2 ％とする。
2 ％を越えると耐クラック性が低下するため好ましくな
く上限を1.2 ％とする。
【００１６】Ｃｒ：5.5 〜12.0％ Ｃｒは炭化物を形成し、耐摩耗性を向上するために必要
な元素で5.5 ％以上添加するが、12.0％を越えると本発
明が対象とするＶ，Ｎｂを添加した場合には耐摩耗性が
劣化するため上限を12.0％とする。
な元素で5.5 ％以上添加するが、12.0％を越えると本発
明が対象とするＶ，Ｎｂを添加した場合には耐摩耗性が
劣化するため上限を12.0％とする。
【００１７】Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％ ＭｏはＣｒと同様に炭化物を形成して耐摩耗性の向上に
有効であるとともに、基地の焼入性、焼もどし軟化抵抗
を向上し、基地組織の強化に有効であるため2.0 ％以上
必要であるが、8.0 ％を越えると耐クラック性が低下す
るため、上限を8.0 ％をする。
有効であるとともに、基地の焼入性、焼もどし軟化抵抗
を向上し、基地組織の強化に有効であるため2.0 ％以上
必要であるが、8.0 ％を越えると耐クラック性が低下す
るため、上限を8.0 ％をする。
【００１８】Ｎ：0.08％以下 Ｎは不可避的に含まれる元素であるが、多量すぎると複
合ロールとした場合、外層と内層（軸材）又は外層と中
間層との境界部に気孔状欠陥が発生し易くなるため上限
を0.08％とする。
合ロールとした場合、外層と内層（軸材）又は外層と中
間層との境界部に気孔状欠陥が発生し易くなるため上限
を0.08％とする。
【００１９】Ｎｉ：5.5 ％以下 Ｎｉは焼入れ性を向上し、基地組織を強化するために添
加するが、5.5 ％を越えると残留γの存在など不安定な
組織を形成するため好ましくなく、上限を 5.5％とす
る。
加するが、5.5 ％を越えると残留γの存在など不安定な
組織を形成するため好ましくなく、上限を 5.5％とす
る。
【００２０】Ｖ：3.0 〜10.0％、Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％ Ｖ、Ｎｂは本発明における最も重要な必須元素であり、
これらの複合添加と含有量制限条件が本発明の最大の特
徴である。
これらの複合添加と含有量制限条件が本発明の最大の特
徴である。
【００２１】Ｖは耐摩耗性の向上に最も有効な硬いＭＣ
又はＭ4 Ｃ3 炭化物を形成するための必須元素で、その
効果を発揮するためには3.0 ％以上必要であるが、10.0
％を越えると耐クラック性の低下、製造上の問題を生じ
るため上限を10.0％とする。
又はＭ4 Ｃ3 炭化物を形成するための必須元素で、その
効果を発揮するためには3.0 ％以上必要であるが、10.0
％を越えると耐クラック性の低下、製造上の問題を生じ
るため上限を10.0％とする。
【００２２】ＮｂもＶと同様耐摩耗性に有効な硬いＭＣ
炭化物を形成するが、単独添加では粗大な塊状炭化物と
なりその効果が得られないだけでなく耐クラック性が問
題となる。
炭化物を形成するが、単独添加では粗大な塊状炭化物と
なりその効果が得られないだけでなく耐クラック性が問
題となる。
【００２３】そこで、ＶとＮｂを複合添加した場合の母
材硬さに及ぼすＣ量との関係、及び遠心力鋳造したリン
グ材の炭化物分布に起因する外層、内層間の熱間摩耗
比、熱衝撃試験におけるクラックの最大深さとＮｂ，Ｖ
の含有量比Ｎｂ／Ｖとの関係を調べた結果をそれぞれ図
１、図２及び図３、図４に示す。
材硬さに及ぼすＣ量との関係、及び遠心力鋳造したリン
グ材の炭化物分布に起因する外層、内層間の熱間摩耗
比、熱衝撃試験におけるクラックの最大深さとＮｂ，Ｖ
の含有量比Ｎｂ／Ｖとの関係を調べた結果をそれぞれ図
１、図２及び図３、図４に示す。
【００２４】図１、図２から耐摩耗熱間圧延用ロールと
して必要な硬さＨs 75以上を得るためには Ｖ＋1.8 Ｎｂ≦7.5 Ｃ−6.0 （％） を満足する必要があることが明らかとなった。
して必要な硬さＨs 75以上を得るためには Ｖ＋1.8 Ｎｂ≦7.5 Ｃ−6.0 （％） を満足する必要があることが明らかとなった。
【００２５】尚、図１の実験は、Ｓｉ：0.4 ％，Ｍｎ：
0.5 ％, Ｃｒ：6.2 ％，Ｍｏ：3.0％，Ｎ：0.05％を含
有し、Ｃ，Ｖ，Ｎｂを変化させた溶湯を鋳造した25mmＹ
／ブロックについて1000℃焼ならし処理、550 ℃焼もど
し処理を施した試料を用い、図２の実験はＳｉ：0.4
％，Ｍｎ：0.5 ％，Ｎｉ： 1.5％，Ｃｒ：7.2 ％，Ｍ
ｏ：3.5 ％，Ｎ：0.06％を含有し、Ｃ，Ｖ，Ｎｂを変化
させた溶湯を鋳造した25mmＹ−ブロックについて1000℃
焼ならし処理、 550℃焼もどし処理を施した試料を用い
た。
0.5 ％, Ｃｒ：6.2 ％，Ｍｏ：3.0％，Ｎ：0.05％を含
有し、Ｃ，Ｖ，Ｎｂを変化させた溶湯を鋳造した25mmＹ
／ブロックについて1000℃焼ならし処理、550 ℃焼もど
し処理を施した試料を用い、図２の実験はＳｉ：0.4
％，Ｍｎ：0.5 ％，Ｎｉ： 1.5％，Ｃｒ：7.2 ％，Ｍ
ｏ：3.5 ％，Ｎ：0.06％を含有し、Ｃ，Ｖ，Ｎｂを変化
させた溶湯を鋳造した25mmＹ−ブロックについて1000℃
焼ならし処理、 550℃焼もどし処理を施した試料を用い
た。
【００２６】また、図３、図４から遠心力鋳造法で製造
した場合にも均一な外層材を得ることができ、且つ耐ク
ラック性を損なわないためには 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 を満足する必要があることが明らかとなった。
した場合にも均一な外層材を得ることができ、且つ耐ク
ラック性を損なわないためには 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 を満足する必要があることが明らかとなった。
【００２７】尚、図３、図４において、「摩耗比（内層
／外層）」は、リング材の内層側から採取した試験片の
摩耗量（Ｉｗ）と外層側から採取した試験片の摩耗量
（Ｏｗ）との比（Ｉｗ／Ｏｗ）であり、「熱衝撃クラッ
ク最大深さ」は、熱衝撃試験で発生したクラックの最大
深さである。
／外層）」は、リング材の内層側から採取した試験片の
摩耗量（Ｉｗ）と外層側から採取した試験片の摩耗量
（Ｏｗ）との比（Ｉｗ／Ｏｗ）であり、「熱衝撃クラッ
ク最大深さ」は、熱衝撃試験で発生したクラックの最大
深さである。
【００２８】また、図３の実験は、Ｃ：2.2 ％，Ｓｉ：
0.4 ％，Ｍｎ：0.4 ％，Ｃｒ：6.5％，Ｍｏ：2.7 ％，
Ｖ： 5.4％，Ｎｂ：0 〜8.0 ％，Ｎ：0.06％を含有する
溶湯を遠心力鋳造（140 Ｇ）して得た肉厚100mm のリン
グサンプルについて1000℃焼ならし処理、550 ℃焼もど
し処理を施した試料を用い、図４の実験は、Ｃ：2.7
％，Ｓｉ：0.4 ％，Ｍｎ：0.5 ％，Ｎｉ：2.1 ％，Ｃ
ｒ：7.4 ％，Ｍｏ：3.2 ％，Ｖ： 5.8％，Ｎｂ：0 〜7.
5 ％，Ｎ：0.04％を含有する溶湯を遠心力鋳造（140
Ｇ）して得た肉厚100mm のリングサンプルについて1000
℃焼ならし処理、550℃焼もどし処理を施した試料を用
いた。
0.4 ％，Ｍｎ：0.4 ％，Ｃｒ：6.5％，Ｍｏ：2.7 ％，
Ｖ： 5.4％，Ｎｂ：0 〜8.0 ％，Ｎ：0.06％を含有する
溶湯を遠心力鋳造（140 Ｇ）して得た肉厚100mm のリン
グサンプルについて1000℃焼ならし処理、550 ℃焼もど
し処理を施した試料を用い、図４の実験は、Ｃ：2.7
％，Ｓｉ：0.4 ％，Ｍｎ：0.5 ％，Ｎｉ：2.1 ％，Ｃ
ｒ：7.4 ％，Ｍｏ：3.2 ％，Ｖ： 5.8％，Ｎｂ：0 〜7.
5 ％，Ｎ：0.04％を含有する溶湯を遠心力鋳造（140
Ｇ）して得た肉厚100mm のリングサンプルについて1000
℃焼ならし処理、550℃焼もどし処理を施した試料を用
いた。
【００２９】そして、摩耗試験は、φ190 ×15の相手材
とφ50×10の試験材の２円盤のすべり摩耗方式で相手材
を800 ℃に加熱し、荷重100kgfで圧接した状態で試験材
を800rpmで回転させ、すべり率3.9 ％として120 分後の
摩耗減量を測定して行なった。
とφ50×10の試験材の２円盤のすべり摩耗方式で相手材
を800 ℃に加熱し、荷重100kgfで圧接した状態で試験材
を800rpmで回転させ、すべり率3.9 ％として120 分後の
摩耗減量を測定して行なった。
【００３０】また、熱衝撃試験は、1200rpm で回転して
いるローラーに55×40×15の板状試験片を圧接する方式
で、荷重150kgf、接触時間15ｓの条件で行ない、試験片
に発生したクラック長さを測定した。
いるローラーに55×40×15の板状試験片を圧接する方式
で、荷重150kgf、接触時間15ｓの条件で行ない、試験片
に発生したクラック長さを測定した。
【００３１】更に、本発明のロール材に施す熱処理条件
としては、1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷
却後の組織がベイナイトになるように制御冷却する。従
って、対象とするロール材の組成、形状、サイズにより
冷却条件は異なるものとなる。上述の図１〜図４の実験
では、被熱処理材のサイズが小さいので、焼きならし
（オーステナイト化後空冷）、焼入れ（オーステナイト
化後急冷）の両処理とも可能となっている。尚、焼もど
しは 500〜 600℃の範囲で最適条件を選んで実施する。
としては、1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷
却後の組織がベイナイトになるように制御冷却する。従
って、対象とするロール材の組成、形状、サイズにより
冷却条件は異なるものとなる。上述の図１〜図４の実験
では、被熱処理材のサイズが小さいので、焼きならし
（オーステナイト化後空冷）、焼入れ（オーステナイト
化後急冷）の両処理とも可能となっている。尚、焼もど
しは 500〜 600℃の範囲で最適条件を選んで実施する。
【００３２】尚、本発明の遠心鋳造製複合ロールにあっ
ては、上述のＮｉを必ずしも含有することを要しない。
ては、上述のＮｉを必ずしも含有することを要しない。
【００３３】
（実施例１）表１に示す化学組成の溶湯（本発明材：Ｂ
〜Ｆ、Ｒ、Ｓ、比較材：Ａ、Ｇ〜Ｑ）を遠心力鋳造法
（140G）により鋳造し、肉厚100mm のリングサンプルを
試作し、ショアー硬さ、熱間摩耗及び熱衝撃試験を行な
った。
〜Ｆ、Ｒ、Ｓ、比較材：Ａ、Ｇ〜Ｑ）を遠心力鋳造法
（140G）により鋳造し、肉厚100mm のリングサンプルを
試作し、ショアー硬さ、熱間摩耗及び熱衝撃試験を行な
った。
【００３４】
【表１】
【００３５】尚、摩耗試験は、リング材の内層側と外層
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。
【００３６】また、熱衝撃試験は、リング材の外層側よ
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。
【００３７】それら摩耗試験と熱衝撃試験の結果を表２
に示す。表２によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレン
材（Ａ材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗性、
耐クラック性ともに著しく向上していることが認められ
る。
に示す。表２によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレン
材（Ａ材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗性、
耐クラック性ともに著しく向上していることが認められ
る。
【００３８】
【表２】
【００３９】また、比較材Ｇ〜Ｑ材は本発明の限定をは
ずれているため、Ｇ材は炭化物の偏析で外層の耐摩耗性
が低下し、Ｈ材については硬さが不足しているとともに
耐クラック性が低下し、Ｉ材については硬さの不足とと
もに炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下し、Ｊ材につ
いては硬さが不足している。また、Ｋ材はＣ量が過多で
あるため耐クラック性が低下し、Ｌ材はＳｉ量が過多で
あるため耐クラック性が低下し、Ｍ材はＭｎ量が過多で
あるため耐クラック性が低下し、Ｎ材はＣｒ量が過多で
あるため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｏ材はＭｏ
量が過多であるため耐クラック性が低下し、Ｐ材はＶ量
が不足しているため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、
Ｑ材はＶ量が過多であるため耐クラック性が低下してい
る。
ずれているため、Ｇ材は炭化物の偏析で外層の耐摩耗性
が低下し、Ｈ材については硬さが不足しているとともに
耐クラック性が低下し、Ｉ材については硬さの不足とと
もに炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下し、Ｊ材につ
いては硬さが不足している。また、Ｋ材はＣ量が過多で
あるため耐クラック性が低下し、Ｌ材はＳｉ量が過多で
あるため耐クラック性が低下し、Ｍ材はＭｎ量が過多で
あるため耐クラック性が低下し、Ｎ材はＣｒ量が過多で
あるため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｏ材はＭｏ
量が過多であるため耐クラック性が低下し、Ｐ材はＶ量
が不足しているため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、
Ｑ材はＶ量が過多であるため耐クラック性が低下してい
る。
【００４０】表３に示す組成の外層及び内層を有し、胴
径670mm 、胴長1450mmの複合ロールを以下に示す手順で
製造した。低周波溶解炉にて外層材の溶湯を溶解し、こ
の外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回転する遠心鋳造用鋳型
内に1490℃で厚さ75mmになるように鋳込んだ。外層材の
鋳込み後20分後に鋳型の回転を停止し、鋳型を直立さ
せ、外層鋳込み後35分後に内層材溶湯を1420℃で鋳込ん
だ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行なった
後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き戻しを
行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等の検査
を行なった結果を表４に示す。
径670mm 、胴長1450mmの複合ロールを以下に示す手順で
製造した。低周波溶解炉にて外層材の溶湯を溶解し、こ
の外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回転する遠心鋳造用鋳型
内に1490℃で厚さ75mmになるように鋳込んだ。外層材の
鋳込み後20分後に鋳型の回転を停止し、鋳型を直立さ
せ、外層鋳込み後35分後に内層材溶湯を1420℃で鋳込ん
だ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行なった
後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き戻しを
行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等の検査
を行なった結果を表４に示す。
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】本発明材複合ロールＡは外層、境界部、内
層とも欠陥のない健全なロールであったが、Ｎ含有量の
多い比較例の複合ロールＢでは外層と内層との境界部に
ＵＴ欠陥が認められた。
層とも欠陥のない健全なロールであったが、Ｎ含有量の
多い比較例の複合ロールＢでは外層と内層との境界部に
ＵＴ欠陥が認められた。
【００４４】（実施例２）表５に示す化学組成の溶湯
（本発明材：Ｂ〜Ｆ、Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、比較材：Ａ、Ｇ
〜Ｒ）を遠心力鋳造法（140G）により鋳造し、肉厚100m
m のリングサンプルを試作し、ショアー硬さ、熱間摩耗
及び熱衝撃試験を行なった。
（本発明材：Ｂ〜Ｆ、Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、比較材：Ａ、Ｇ
〜Ｒ）を遠心力鋳造法（140G）により鋳造し、肉厚100m
m のリングサンプルを試作し、ショアー硬さ、熱間摩耗
及び熱衝撃試験を行なった。
【００４５】
【表５】
【００４６】尚、摩耗試験は、リング材の内層側と外層
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。
【００４７】また、熱衝撃試験は、リング材の外層側よ
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。
【００４８】それら摩耗試験と熱衝撃試験の結果を表６
に示す。表６によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレン
材（Ａ材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗性、
耐クラック性ともに著しく向上していることが認められ
る。
に示す。表６によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレン
材（Ａ材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗性、
耐クラック性ともに著しく向上していることが認められ
る。
【００４９】
【表６】
【００５０】また、比較材Ｇ〜Ｊ材は本発明の限定をは
ずれているため、Ｇ、Ｊ材については硬さが不足し、Ｈ
材については炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下し、
Ｉ材については耐クラック性が低下している。また、比
較材Ｋ〜Ｒ材についてみれば、Ｋ材はＣ量が過多である
ため耐クラック性が低下し、Ｌ材はＳｉ量が過多である
ため耐クラック性が低下し、Ｍ材はＭｎ量が過多である
ため耐クラック性が低下し、Ｎ材はＮｉ量が過多である
ため硬さ、耐摩耗性、耐クラック性ともに低下し、Ｏ材
はＣｒ量が過多であるため耐摩耗性、耐クラック性が低
下し、Ｐ材はＭｏ量が過多であるため耐クラック性が低
下し、Ｑ材はＶ量が不足しているため耐摩耗性、耐クラ
ック性が低下し、Ｒ材はＶ量が過多であるため耐クラッ
ク性が低下している。
ずれているため、Ｇ、Ｊ材については硬さが不足し、Ｈ
材については炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下し、
Ｉ材については耐クラック性が低下している。また、比
較材Ｋ〜Ｒ材についてみれば、Ｋ材はＣ量が過多である
ため耐クラック性が低下し、Ｌ材はＳｉ量が過多である
ため耐クラック性が低下し、Ｍ材はＭｎ量が過多である
ため耐クラック性が低下し、Ｎ材はＮｉ量が過多である
ため硬さ、耐摩耗性、耐クラック性ともに低下し、Ｏ材
はＣｒ量が過多であるため耐摩耗性、耐クラック性が低
下し、Ｐ材はＭｏ量が過多であるため耐クラック性が低
下し、Ｑ材はＶ量が不足しているため耐摩耗性、耐クラ
ック性が低下し、Ｒ材はＶ量が過多であるため耐クラッ
ク性が低下している。
【００５１】表７に示す組成の外層、中間層、及び内層
を有し、図５に示す胴径670 mm、胴長1450mmの複合ロー
ルを以下に示す手順で製造した。低周波溶解炉にて外層
材の溶湯を溶解し、この外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回
転する遠心鋳造用鋳型内に1490℃で厚さ75mmになるよう
に鋳込んだ。外層材が凝固した直後に中間層の溶湯を15
40℃で厚さ40mmになるように鋳込んだ。この中間層が完
全凝固した後に鋳型の回転を停止し、鋳型を直立させ、
外層材鋳込み後40分後に内層材溶湯を1450℃で鋳込ん
だ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行なった
後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き戻しを
行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等の検査
を行なった結果を表８に示す。
を有し、図５に示す胴径670 mm、胴長1450mmの複合ロー
ルを以下に示す手順で製造した。低周波溶解炉にて外層
材の溶湯を溶解し、この外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回
転する遠心鋳造用鋳型内に1490℃で厚さ75mmになるよう
に鋳込んだ。外層材が凝固した直後に中間層の溶湯を15
40℃で厚さ40mmになるように鋳込んだ。この中間層が完
全凝固した後に鋳型の回転を停止し、鋳型を直立させ、
外層材鋳込み後40分後に内層材溶湯を1450℃で鋳込ん
だ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行なった
後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き戻しを
行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等の検査
を行なった結果を表８に示す。
【００５２】
【表７】
【００５３】
【表８】
【００５４】本発明材の複合ロールＣは、外層、境界
部、中間層、内層とも欠陥のない健全なロールであった
が、Ｎ含有量の多い比較例の複合ロールＤでは外層と中
間層との境界部にＵＴ欠陥が認められた。
部、中間層、内層とも欠陥のない健全なロールであった
が、Ｎ含有量の多い比較例の複合ロールＤでは外層と中
間層との境界部にＵＴ欠陥が認められた。
【００５５】上記本発明材の複合ロールを、実際のホッ
トストリップミル仕上げスタンドに使用した結果、図６
に示すように、従来のニッケルグレン鋳鉄ロールの使用
成績を大きく上回るものであった。また、ロール表面の
肌荒れ等も問題なく、良好な結果が得られた。
トストリップミル仕上げスタンドに使用した結果、図６
に示すように、従来のニッケルグレン鋳鉄ロールの使用
成績を大きく上回るものであった。また、ロール表面の
肌荒れ等も問題なく、良好な結果が得られた。
【００５６】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、生産性、
経済性の優れた遠心力鋳造法を適用しても、外層と内層
（軸材）又は外層と中間層との境界部での気孔状欠陥の
発生を抑え、偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性
に優れた圧延用複合ロールを得ることができる。
経済性の優れた遠心力鋳造法を適用しても、外層と内層
（軸材）又は外層と中間層との境界部での気孔状欠陥の
発生を抑え、偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性
に優れた圧延用複合ロールを得ることができる。
【図１】図１はＶとＮｂの複合添加量とＣ量とが母材硬
さに及ぼす影響を示す線図である。
さに及ぼす影響を示す線図である。
【図２】図２はＶとＮｂの複合添加量とＣ量とが母材硬
さに及ぼす影響を示す線図である。
さに及ぼす影響を示す線図である。
【図３】図３は遠心力鋳造したリング材の炭化物分布に
起因する外層と内層間の熱間摩耗比と、熱衝撃試験にお
けるクラック最大深さに及ぼすＮｂとＶの含有量比Ｎｂ
／Ｖの影響を示す線図である。
起因する外層と内層間の熱間摩耗比と、熱衝撃試験にお
けるクラック最大深さに及ぼすＮｂとＶの含有量比Ｎｂ
／Ｖの影響を示す線図である。
【図４】図４は遠心力鋳造したリング材の炭化物分布に
起因する外層と内層間の熱間摩耗比と、熱衝撃試験にお
けるクラック最大深さに及ぼすＮｂとＶの含有量比Ｎｂ
／Ｖの影響を示す線図である。
起因する外層と内層間の熱間摩耗比と、熱衝撃試験にお
けるクラック最大深さに及ぼすＮｂとＶの含有量比Ｎｂ
／Ｖの影響を示す線図である。
【図５】図５は実施例２に係る複合ロールの縦断面図で
ある。
ある。
【図６】図６は実施例１と２で製造した複合ロールの実
機ミルでの圧延成績を従来ロールのそれと比較して示す
線図である。
機ミルでの圧延成績を従来ロールのそれと比較して示す
線図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/18 Ｃ２２Ｃ 38/18 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/18 B21B 27/00 B22D 19/16
Claims (3)
- 【請求項１】 外層材と、該外層材と溶着一体化した普
通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の軸材とからなるロール材を
遠心鋳造してなる遠心鋳造製複合ロールであって、 該外層材が、 Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以
下， Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.0 〜
10.0％， Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎ：0.08％以下 を含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、 遠心鋳造後のロール材を1000〜1150℃でオーステナイト
化した後、冷却後の組織がベイナイトになるように制御
冷却して なることを特徴とする遠心鋳造製複合ロール。 - 【請求項２】 外層材と、該外層材と溶着一体化した普
通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の軸材とからなるロール材を
遠心鋳造してなる遠心鋳造製複合ロールであって、 該外層材が、 Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以
下， Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.0 〜
10.0％， Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎｉ：5.5 ％以下，Ｎ：0.08％以
下 を含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、 遠心鋳造後のロール材を1000〜1150℃でオーステナイト
化した後、冷却後の組織がベイナイトになるように制御
冷却して なることを特徴とする遠心鋳造製複合ロール。 - 【請求項３】 前記外層材と軸材の間に中間層を有し、
該中間層を介して外層材と軸材とを溶着一体化してなる
請求項１又は２に記載の遠心鋳造製複合ロール。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4326176A JP3019240B2 (ja) | 1992-11-11 | 1992-11-11 | 遠心鋳造製複合ロール |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4326176A JP3019240B2 (ja) | 1992-11-11 | 1992-11-11 | 遠心鋳造製複合ロール |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06145902A JPH06145902A (ja) | 1994-05-27 |
| JP3019240B2 true JP3019240B2 (ja) | 2000-03-13 |
Family
ID=18184894
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4326176A Expired - Fee Related JP3019240B2 (ja) | 1992-11-11 | 1992-11-11 | 遠心鋳造製複合ロール |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3019240B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4893181B2 (ja) * | 2006-09-20 | 2012-03-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 粉砕機・破砕機向け耐摩耗部材用鋳物およびその製造方法 |
| EP3821992B1 (en) * | 2018-08-08 | 2023-01-18 | Hitachi Metals, Ltd. | Centrifugal cast composite roll for rolling and manufacturing method therefor |
-
1992
- 1992-11-11 JP JP4326176A patent/JP3019240B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06145902A (ja) | 1994-05-27 |
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