JP3054316B2 - 低摩擦係数ハイス系ロール材 - Google Patents
低摩擦係数ハイス系ロール材Info
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- JP3054316B2 JP3054316B2 JP6190096A JP19009694A JP3054316B2 JP 3054316 B2 JP3054316 B2 JP 3054316B2 JP 6190096 A JP6190096 A JP 6190096A JP 19009694 A JP19009694 A JP 19009694A JP 3054316 B2 JP3054316 B2 JP 3054316B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、摩擦係数が低く、特に
基地の耐酸化性の向上による黒皮の生成を抑制して耐肌
荒性を向上したハイス系ロール材に関する。
基地の耐酸化性の向上による黒皮の生成を抑制して耐肌
荒性を向上したハイス系ロール材に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋳造用の高耐摩耗性鉄鋼材として、特開
平５−１７９３９１号公報に開示されているように、下
記化学組成（wt％）を有する鋳造用ハイス系ロール材は
公知である。 Ｃ ：1.0 〜3.0 ％、 Ｓｉ：0.1 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：3.0 〜10.0％、 Ｍｏ：0.1 〜6.0 ％、 Ｗ ：1.5 〜10.0％、 Ｖ、Nbの一種又は二種の合計：3.0 〜10.0％、 残部実質的にＦｅ かかるＭｏ、Ｗ、Ｖを含有するハイス系ロール材は、高
温において良好な耐摩耗性を有しているため、複合ロー
ルの圧延使用層を形成する外層材として好適である。
平５−１７９３９１号公報に開示されているように、下
記化学組成（wt％）を有する鋳造用ハイス系ロール材は
公知である。 Ｃ ：1.0 〜3.0 ％、 Ｓｉ：0.1 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：3.0 〜10.0％、 Ｍｏ：0.1 〜6.0 ％、 Ｗ ：1.5 〜10.0％、 Ｖ、Nbの一種又は二種の合計：3.0 〜10.0％、 残部実質的にＦｅ かかるＭｏ、Ｗ、Ｖを含有するハイス系ロール材は、高
温において良好な耐摩耗性を有しているため、複合ロー
ルの圧延使用層を形成する外層材として好適である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来のハイス
系ロール材は、摩擦係数が大きいため、摩擦発熱により
圧延材表面に酸化スケールが生成し、圧延材表面にスケ
ール疵に起因した肌荒れが生じ易く、また圧延荷重の増
大やそれに伴う通板性のアンバランスが生じ易い。通板
性とは圧延板のロール表面からの離反の容易さをいい、
これが悪いと圧延板がロール表面に付着し、円滑な走行
が妨げられて蛇行したり、著しい場合は圧延板の重な
り、皺などの表面損傷が生じる。また、従来のハイス系
ロール材は、耐酸化性に劣り、ロール表面に酸化膜（黒
皮）が生成、成長し易く、黒皮剥離や黒皮の損傷により
肌荒れが生じ易い。
系ロール材は、摩擦係数が大きいため、摩擦発熱により
圧延材表面に酸化スケールが生成し、圧延材表面にスケ
ール疵に起因した肌荒れが生じ易く、また圧延荷重の増
大やそれに伴う通板性のアンバランスが生じ易い。通板
性とは圧延板のロール表面からの離反の容易さをいい、
これが悪いと圧延板がロール表面に付着し、円滑な走行
が妨げられて蛇行したり、著しい場合は圧延板の重な
り、皺などの表面損傷が生じる。また、従来のハイス系
ロール材は、耐酸化性に劣り、ロール表面に酸化膜（黒
皮）が生成、成長し易く、黒皮剥離や黒皮の損傷により
肌荒れが生じ易い。
【０００４】本発明は係る問題に鑑みなされたもので、
摩擦係数が低く、特に基地の耐酸化性の向上による黒皮
の生成を抑制して耐肌荒性を向上したハイス系ロール材
を提供することを目的とする。
摩擦係数が低く、特に基地の耐酸化性の向上による黒皮
の生成を抑制して耐肌荒性を向上したハイス系ロール材
を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明のハイス系ロール
は、化学組成がwt％で、 Ｃ ：1.0 〜3.0 ％、 Ｓｉ：0.1 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：11.0〜20.0％、 Ｍｏ：0.1 〜10.0％、 Ｗ ：0.1 〜10.0％、 Ｖ ：2.0 〜10.0％、 Ｔｉ、Ｚｒの一種又は二種の合計:0.6〜 3.0％、 を主成分として含有し、残部が実質的にＦｅからなる。
なお、該ロール材には、Ｆｅの一部に代えて合金成分と
してＣｏ：0.5 〜10.0 wt ％を含有することができる。
は、化学組成がwt％で、 Ｃ ：1.0 〜3.0 ％、 Ｓｉ：0.1 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：11.0〜20.0％、 Ｍｏ：0.1 〜10.0％、 Ｗ ：0.1 〜10.0％、 Ｖ ：2.0 〜10.0％、 Ｔｉ、Ｚｒの一種又は二種の合計:0.6〜 3.0％、 を主成分として含有し、残部が実質的にＦｅからなる。
なお、該ロール材には、Ｆｅの一部に代えて合金成分と
してＣｏ：0.5 〜10.0 wt ％を含有することができる。
【０００６】
【作用】ＶはＣと結合して高硬度のＶＣ炭化物を形成す
る。このＶＣ炭化物は、Ｔｉ又は／及びＺｒを所定量含
まない状態では基地中に尖鋭状に生成する。Ｔｉ又は／
及びＺｒを含有させることにより、ＶＣ炭化物の形態を
球状化することができるため、基地表面に露出するＶＣ
炭化物先端の鋭利さが無くなり、摩擦係数を低下させる
ことができる。また、ＶＣ炭化物が圧延中に基地から脱
落した場合でも、基地の損傷（凹み）が少なくてすみ、
耐摩耗性も改善される。
る。このＶＣ炭化物は、Ｔｉ又は／及びＺｒを所定量含
まない状態では基地中に尖鋭状に生成する。Ｔｉ又は／
及びＺｒを含有させることにより、ＶＣ炭化物の形態を
球状化することができるため、基地表面に露出するＶＣ
炭化物先端の鋭利さが無くなり、摩擦係数を低下させる
ことができる。また、ＶＣ炭化物が圧延中に基地から脱
落した場合でも、基地の損傷（凹み）が少なくてすみ、
耐摩耗性も改善される。
【０００７】また、Ｔｉ又は／及びＺｒを所定量含まな
い状態では、Ｃ含有量が多いほど、結晶粒界に共晶炭化
物が網目状に生成し易い。圧延中にヒートクラックが生
じると、共晶炭化物の網目に沿って伝播し、これを起点
として基地が局所的に脱落し易くなり、肌荒れが生じ易
い。Ｔｉ又は／及びＺｒを所定量含有させることによ
り、共晶炭化物の網目状晶出を抑制することができ、耐
肌荒性が向上する。また、Ｃ含有量を２wt％以上と多く
含有させても、網目状炭化物は生成せず、しかも基地中
のＣ含有量が増大するため、焼戻し二次硬化が大きくな
り、基地の高硬度化と高温での軟化抵抗性が増す。その
結果、炭化物と基地との硬度差が減少し、圧延中に基地
が選択的に摩耗し、炭化物が基地表面から突出する現象
が抑制され、突出炭化物による摩擦係数の増大や突出炭
化物への圧延加重の集中による炭化物の破壊、脱落を防
止することができ、摩擦係数を低下させ、耐摩耗性も向
上させることができる。
い状態では、Ｃ含有量が多いほど、結晶粒界に共晶炭化
物が網目状に生成し易い。圧延中にヒートクラックが生
じると、共晶炭化物の網目に沿って伝播し、これを起点
として基地が局所的に脱落し易くなり、肌荒れが生じ易
い。Ｔｉ又は／及びＺｒを所定量含有させることによ
り、共晶炭化物の網目状晶出を抑制することができ、耐
肌荒性が向上する。また、Ｃ含有量を２wt％以上と多く
含有させても、網目状炭化物は生成せず、しかも基地中
のＣ含有量が増大するため、焼戻し二次硬化が大きくな
り、基地の高硬度化と高温での軟化抵抗性が増す。その
結果、炭化物と基地との硬度差が減少し、圧延中に基地
が選択的に摩耗し、炭化物が基地表面から突出する現象
が抑制され、突出炭化物による摩擦係数の増大や突出炭
化物への圧延加重の集中による炭化物の破壊、脱落を防
止することができ、摩擦係数を低下させ、耐摩耗性も向
上させることができる。
【０００８】また、Ｔｉ又は／及びＺｒを所定量含まな
い状態では、Ｃｒを多量に含有すると、結晶粒界にＦ
ｅ、Ｃｒを主体とする粗大な共晶炭化物が網目状に生成
し、耐肌荒性が著しく劣化する。本発明では叙上の通
り、Ｔｉ又は／及びＺｒの含有により、網目状共晶炭化
物の生成を抑制することができるため、Ｃｒの多量の含
有が可能となり、基地中に固溶するＣｒを増大すること
ができる。すなわち、Ｃｒを１１．０％〜２０．０％以
上含有させることにより、基地の耐酸化性を向上させる
ことができ、ロール表面の酸化被膜（黒皮）の生成を抑
制することができ、黒皮剥離や黒皮の損傷による圧延材
表面の肌荒れを防止することができる。
い状態では、Ｃｒを多量に含有すると、結晶粒界にＦ
ｅ、Ｃｒを主体とする粗大な共晶炭化物が網目状に生成
し、耐肌荒性が著しく劣化する。本発明では叙上の通
り、Ｔｉ又は／及びＺｒの含有により、網目状共晶炭化
物の生成を抑制することができるため、Ｃｒの多量の含
有が可能となり、基地中に固溶するＣｒを増大すること
ができる。すなわち、Ｃｒを１１．０％〜２０．０％以
上含有させることにより、基地の耐酸化性を向上させる
ことができ、ロール表面の酸化被膜（黒皮）の生成を抑
制することができ、黒皮剥離や黒皮の損傷による圧延材
表面の肌荒れを防止することができる。
【０００９】一方、Ｃｏは基地に固溶して、基地の高温
硬度及び耐摩耗性を改善する作用を有する。このため、
基地と炭化物との硬度差に起因する炭化物の突出現象を
抑制することができ、摩擦係数の改善に寄与することが
できる。
硬度及び耐摩耗性を改善する作用を有する。このため、
基地と炭化物との硬度差に起因する炭化物の突出現象を
抑制することができ、摩擦係数の改善に寄与することが
できる。
【００１０】
【実施例】まず、本発明のハイス系ロール材の化学組成
の限定理由について説明する。以下、成分の単位はすべ
てwt％である。 Ｃ：1.0 〜3.0 ％（好ましくは2.0 〜3.0 ％） Ｃは主としてＦｅ及びＣｒと結合してＭ7 Ｃ 3型の高硬
度複合炭化物を形成すると共に、Ｍｏ, Ｖ, Ｗと結合し
てＭＣ型，Ｍ6 Ｃ型，Ｍ2 Ｃ型等の高硬度複合炭化物を
も形成する。1.0 ％未満では炭化物量が過少であり耐摩
耗性が不足する。2.0 ％以上含有させることにより、炭
化物も十分生成するようになると共に基地中に固溶され
るＣ量も多くなり、焼戻し二次硬化が大きくなり、基地
の高硬度化及び高温での軟化抵抗性が増大し、基地と炭
化物の硬度差に起因した炭化物の突出現象を抑制するこ
とができるようになる。一方、 3.0％を越えて含有され
ると後述のＴｉ、Ｚｒの含有にもかかわらず網目状の共
晶炭化物が生成するようになり、また炭化物量も過多と
なり、材質が脆くなる。
の限定理由について説明する。以下、成分の単位はすべ
てwt％である。 Ｃ：1.0 〜3.0 ％（好ましくは2.0 〜3.0 ％） Ｃは主としてＦｅ及びＣｒと結合してＭ7 Ｃ 3型の高硬
度複合炭化物を形成すると共に、Ｍｏ, Ｖ, Ｗと結合し
てＭＣ型，Ｍ6 Ｃ型，Ｍ2 Ｃ型等の高硬度複合炭化物を
も形成する。1.0 ％未満では炭化物量が過少であり耐摩
耗性が不足する。2.0 ％以上含有させることにより、炭
化物も十分生成するようになると共に基地中に固溶され
るＣ量も多くなり、焼戻し二次硬化が大きくなり、基地
の高硬度化及び高温での軟化抵抗性が増大し、基地と炭
化物の硬度差に起因した炭化物の突出現象を抑制するこ
とができるようになる。一方、 3.0％を越えて含有され
ると後述のＴｉ、Ｚｒの含有にもかかわらず網目状の共
晶炭化物が生成するようになり、また炭化物量も過多と
なり、材質が脆くなる。
【００１１】Ｓｉ：0.1 〜2.0 ％ Ｓｉは湯流れ性の確保ために必要な元素であり、0.1 ％
未満ではかかる作用が不足し、一方2.0 ％を越えると靱
性の低下を招く。 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％ Ｍｎは硬化能を増し、また、Ｓと結合してＭｎＳを生成
し、Ｓによる脆化を防止する。0.1 ％未満ではかかる作
用が不足し、一方 2.0％を越えると靭性の低下を招くた
め好ましくない。
未満ではかかる作用が不足し、一方2.0 ％を越えると靱
性の低下を招く。 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％ Ｍｎは硬化能を増し、また、Ｓと結合してＭｎＳを生成
し、Ｓによる脆化を防止する。0.1 ％未満ではかかる作
用が不足し、一方 2.0％を越えると靭性の低下を招くた
め好ましくない。
【００１２】Ｃｒ：11.0〜20.0％ ＣｒはＭｏ, Ｖ, Ｗと共にＣと結合して、高硬度複合炭
化物を形成して高温における耐摩耗性の向上に寄与す
る。また、一部は基地に固溶して焼入れ性、耐摩耗性及
び特に基地の耐酸化性を改善する。11.0％以上の含有に
より、基地に固溶するＣｒ量が増大して耐肌荒性の改善
が促進される。一方、20.0 ％を越えて含有されると靱
性の劣化を招来する。 Ｍｏ：0.1 〜10.0％ ＭｏはＦｅ, Ｃｒ, Ｖ, Ｗと共にＣと容易に結合して、
主としてＭ7 Ｃ 3型,Ｍ6 Ｃ型, Ｍ2 Ｃ型複合炭化物を
形成し、常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に
寄与する。ＭｏはＷに比較して少量添加でその効果を発
揮する。また、含有量の一部は基地に固溶し、焼入れ性
及び耐摩耗性を改善する。 0.1％未満ではその効果が過
少であり、一方10.0％を越えると靭性が低下する。
化物を形成して高温における耐摩耗性の向上に寄与す
る。また、一部は基地に固溶して焼入れ性、耐摩耗性及
び特に基地の耐酸化性を改善する。11.0％以上の含有に
より、基地に固溶するＣｒ量が増大して耐肌荒性の改善
が促進される。一方、20.0 ％を越えて含有されると靱
性の劣化を招来する。 Ｍｏ：0.1 〜10.0％ ＭｏはＦｅ, Ｃｒ, Ｖ, Ｗと共にＣと容易に結合して、
主としてＭ7 Ｃ 3型,Ｍ6 Ｃ型, Ｍ2 Ｃ型複合炭化物を
形成し、常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に
寄与する。ＭｏはＷに比較して少量添加でその効果を発
揮する。また、含有量の一部は基地に固溶し、焼入れ性
及び耐摩耗性を改善する。 0.1％未満ではその効果が過
少であり、一方10.0％を越えると靭性が低下する。
【００１３】Ｗ：0.1 〜10.0％ Ｗも同様にＦｅ, Ｃｒ, Ｍｏ，Ｖと共にＣと容易に結合
して複合炭化物を形成し、また含有量の一部は基地に固
溶して常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄
与する。 0.1％未満では耐摩耗性向上作用が過少であ
り、一方、10.0％を越えると靭性の低下を来し、耐ヒー
トクラック性を悪化させ、また遠心力鋳造の際、マクロ
偏析を生成し易くさせる。 Ｖ：2.0 〜10.0％ ＶはＦｅ, Ｃｒ, Ｍｏ，Ｗと共にＣと容易に結合して、
主としてＭＣ型の複合炭化物を形成し、常温および高温
硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。2.0％未満で
はＭＣ型炭化物が過少であり、3.5 ％以上の含有が好ま
しい。一方、10.0％を越えると靱性の低下を招来すると
共に、遠心力鋳造の際にマクロ偏析が生じ易くなる。
尚、通常、前記ＭＣ型炭化物は３次元的に成長し、鋭利
な先端が基地表面に露出するため摩擦係数が大きくなる
が、本発明では後述の通りＴｉ、Ｚｒを所定量含有させ
ているので、含有量が同じ場合、摩擦係数は小さい値に
止まる。
して複合炭化物を形成し、また含有量の一部は基地に固
溶して常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄
与する。 0.1％未満では耐摩耗性向上作用が過少であ
り、一方、10.0％を越えると靭性の低下を来し、耐ヒー
トクラック性を悪化させ、また遠心力鋳造の際、マクロ
偏析を生成し易くさせる。 Ｖ：2.0 〜10.0％ ＶはＦｅ, Ｃｒ, Ｍｏ，Ｗと共にＣと容易に結合して、
主としてＭＣ型の複合炭化物を形成し、常温および高温
硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。2.0％未満で
はＭＣ型炭化物が過少であり、3.5 ％以上の含有が好ま
しい。一方、10.0％を越えると靱性の低下を招来すると
共に、遠心力鋳造の際にマクロ偏析が生じ易くなる。
尚、通常、前記ＭＣ型炭化物は３次元的に成長し、鋭利
な先端が基地表面に露出するため摩擦係数が大きくなる
が、本発明では後述の通りＴｉ、Ｚｒを所定量含有させ
ているので、含有量が同じ場合、摩擦係数は小さい値に
止まる。
【００１４】Ｔｉ、Ｚｒの１種又は２種の合計：0.6 〜
3.0％ Ｔｉ、Ｚｒはその含有量の大部分がＶＣ炭化物のＶと置
換した状態でＶＣ炭化物中に固溶し、ＶＣ炭化物の形態
を球状化することができる。また、共晶炭化物が結晶粒
界に沿って網目状に晶出するのを防止する作用を有す
る。0.6 ％未満ではかかる作用が過少であり、一方3.0
％を越えると、酸化により歩留りが低下すると共に、球
状化作用及び網目状共晶炭化物の生成抑制作用が飽和
し、非金属介在物が過多となり、靭性の低下を招来す
る。
3.0％ Ｔｉ、Ｚｒはその含有量の大部分がＶＣ炭化物のＶと置
換した状態でＶＣ炭化物中に固溶し、ＶＣ炭化物の形態
を球状化することができる。また、共晶炭化物が結晶粒
界に沿って網目状に晶出するのを防止する作用を有す
る。0.6 ％未満ではかかる作用が過少であり、一方3.0
％を越えると、酸化により歩留りが低下すると共に、球
状化作用及び網目状共晶炭化物の生成抑制作用が飽和
し、非金属介在物が過多となり、靭性の低下を招来す
る。
【００１５】本発明のロール材は以上の合金成分のほ
か、必要に応じて、Ｃｏ：0.5 〜 10.0 ％を含有するこ
とができる。 Ｃｏ：0.5 〜 10.0 ％ ＣｏはＣの拡散を抑制する特殊な作用があり、炭化物の
形成には無関係に基地に固溶して強靭性を増すと共に、
高温硬さと耐摩耗性を向上する効果がある。また、Ｃｏ
は炭化物生成元素のオーステナイト中への固溶量を増大
させるため、基地の硬さと焼戻し抵抗が増大する。これ
らの効果を期待するには 0.5％以上の含有が必要である
が、 10.0 ％を超えて添加してもその効果が飽和し、か
つ、高価な元素であるのでコスト高となる。
か、必要に応じて、Ｃｏ：0.5 〜 10.0 ％を含有するこ
とができる。 Ｃｏ：0.5 〜 10.0 ％ ＣｏはＣの拡散を抑制する特殊な作用があり、炭化物の
形成には無関係に基地に固溶して強靭性を増すと共に、
高温硬さと耐摩耗性を向上する効果がある。また、Ｃｏ
は炭化物生成元素のオーステナイト中への固溶量を増大
させるため、基地の硬さと焼戻し抵抗が増大する。これ
らの効果を期待するには 0.5％以上の含有が必要である
が、 10.0 ％を超えて添加してもその効果が飽和し、か
つ、高価な元素であるのでコスト高となる。
【００１６】本発明にかかるハイス系ロール材は以上の
合金成分のほか残部がＦｅおよび不可避的に混入した不
純物で形成される。尚、Ｐ, Ｓは原料より不可避的に混
入するが、材質を脆くするので少ない程望ましく、Ｐ：
0.2 ％以下、Ｓ：0.1 ％以下に止めておくのがよい。本
発明のロール材は、外層と中実状内層または円筒状内層
とが溶着された二層複合ロールあるいは外層と内層との
間に中間層を鋳造した三層複合ロールの外層材として好
適に使用される。内層材としては、高級鋳鉄、ダクタイ
ル鋳鉄、黒鉛鋼、鋳鋼等の強靱性を有する鋳造用鉄鋼材
が使用される。特に、黒鉛晶出材である前三者が好適で
ある。外層の黒鉛の存在と相まって熱伝導性ひいては放
熱性に優れ、圧延時のロールの熱変形を防止することが
できるからである。以下、高級鋳鉄、ダクタイル鋳鉄、
黒鉛鋼の好適な組成例（wt％）を示す。 ・高級鋳鉄 Ｃ ：2.5 〜4.0 ％、 Ｓｉ：0.8 〜2.5 ％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：3.0 ％以下、 Ｃｒ：2.0 ％以下、 Ｍｏ：2.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：総計で４％以下、 残部：外層あるいは中間層から混入したＣｏおよび実質
的にＦｅ尚、鋳込み前の溶湯組成は溶着後に上記組成と
なるように決定される。以下の内層材においても同様で
ある。 ・ダクタイル鋳鉄 Ｃ ：2.5 〜4.0 ％、 Ｓｉ：1.3 〜3.5 ％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：3.0 ％以下、 Ｃｒ：2.0 ％以下、 Ｍｏ：2.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：総計で４％以下、 Ｍｇ：0.02〜0.1
％、 残部：外層あるいは中間層から混入したＣｏおよび実質
的にＦｅ ・黒鉛鋼 Ｃ ：1.0 〜2.3 ％、 Ｓｉ：0.5 〜3.0 ％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：3.0 ％以下、 Ｃｒ：2.0 ％以下、 Ｍｏ：2.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：合計で4.0 ％以下、 残部：外層あるいは中間層から混入したＣｏおよび実質
的にＦｅ 外層と内層との間に設けられる中間層は、外層の合金成
分が内層に混入するのを軽減することを目的の一つとし
て形成されるが、それ自体も30kgf／mm2 程度以上の強
度が必要である。強度が不足すると、外層と中間層との
境界部が破断し、外層が剥離する。従って、中間層には
外層から多量の合金成分が混入しても高強度な材質とす
る必要がある。かかる理由から、中間層材としては下記
組成のアダマイト材が好適である。 尚、外層に溶着す
る前の溶湯組成は、溶着後に下記中間層組成となるよう
に、外層からの成分混入量が考慮されて決定される。
合金成分のほか残部がＦｅおよび不可避的に混入した不
純物で形成される。尚、Ｐ, Ｓは原料より不可避的に混
入するが、材質を脆くするので少ない程望ましく、Ｐ：
0.2 ％以下、Ｓ：0.1 ％以下に止めておくのがよい。本
発明のロール材は、外層と中実状内層または円筒状内層
とが溶着された二層複合ロールあるいは外層と内層との
間に中間層を鋳造した三層複合ロールの外層材として好
適に使用される。内層材としては、高級鋳鉄、ダクタイ
ル鋳鉄、黒鉛鋼、鋳鋼等の強靱性を有する鋳造用鉄鋼材
が使用される。特に、黒鉛晶出材である前三者が好適で
ある。外層の黒鉛の存在と相まって熱伝導性ひいては放
熱性に優れ、圧延時のロールの熱変形を防止することが
できるからである。以下、高級鋳鉄、ダクタイル鋳鉄、
黒鉛鋼の好適な組成例（wt％）を示す。 ・高級鋳鉄 Ｃ ：2.5 〜4.0 ％、 Ｓｉ：0.8 〜2.5 ％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：3.0 ％以下、 Ｃｒ：2.0 ％以下、 Ｍｏ：2.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：総計で４％以下、 残部：外層あるいは中間層から混入したＣｏおよび実質
的にＦｅ尚、鋳込み前の溶湯組成は溶着後に上記組成と
なるように決定される。以下の内層材においても同様で
ある。 ・ダクタイル鋳鉄 Ｃ ：2.5 〜4.0 ％、 Ｓｉ：1.3 〜3.5 ％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：3.0 ％以下、 Ｃｒ：2.0 ％以下、 Ｍｏ：2.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：総計で４％以下、 Ｍｇ：0.02〜0.1
％、 残部：外層あるいは中間層から混入したＣｏおよび実質
的にＦｅ ・黒鉛鋼 Ｃ ：1.0 〜2.3 ％、 Ｓｉ：0.5 〜3.0 ％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：3.0 ％以下、 Ｃｒ：2.0 ％以下、 Ｍｏ：2.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：合計で4.0 ％以下、 残部：外層あるいは中間層から混入したＣｏおよび実質
的にＦｅ 外層と内層との間に設けられる中間層は、外層の合金成
分が内層に混入するのを軽減することを目的の一つとし
て形成されるが、それ自体も30kgf／mm2 程度以上の強
度が必要である。強度が不足すると、外層と中間層との
境界部が破断し、外層が剥離する。従って、中間層には
外層から多量の合金成分が混入しても高強度な材質とす
る必要がある。かかる理由から、中間層材としては下記
組成のアダマイト材が好適である。 尚、外層に溶着す
る前の溶湯組成は、溶着後に下記中間層組成となるよう
に、外層からの成分混入量が考慮されて決定される。
【００１７】Ｃ ：1.0 〜2.5 ％、 Ｓｉ：0.2 〜3.0
％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：4.0 ％以下、 Ｃｒ：3.0 ％以下、 Ｍｏ：4.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：総計で12％以下、残部：実質的にＦｅ 複合ロールの鋳造法としては、周知のように金型遠心力
鋳造法により外層、必要に応じて中間層を鋳造した後、
その内部に中実状内層が静置鋳造される。スリーブ状の
ロールを鋳造する場合は、内層も遠心力鋳造してもよい
ことは勿論である。遠心力鋳造法には円筒状金型の回転
軸が水平方向の横型、斜め方向の傾斜型、鉛直方向の縦
型の各種の方法を適用することができる。
％、 Ｍｎ：0.2 〜1.5 ％、 Ｐ ：0.2 ％以下、 Ｓ ：0.2 ％以下、 Ｎｉ：4.0 ％以下、 Ｃｒ：3.0 ％以下、 Ｍｏ：4.0 ％以下、 Ｗ, Ｖ, Ｎｂ：総計で12％以下、残部：実質的にＦｅ 複合ロールの鋳造法としては、周知のように金型遠心力
鋳造法により外層、必要に応じて中間層を鋳造した後、
その内部に中実状内層が静置鋳造される。スリーブ状の
ロールを鋳造する場合は、内層も遠心力鋳造してもよい
ことは勿論である。遠心力鋳造法には円筒状金型の回転
軸が水平方向の横型、斜め方向の傾斜型、鉛直方向の縦
型の各種の方法を適用することができる。
【００１８】本発明のハイス系ロール材は、複合ロール
の外層として鋳造後、焼入れ温度（オーステナイト化温
度) から 400〜 650℃までの温度域を 100℃／ｈｒ以上
の冷却速度で焼入れることにより、良好な焼入れ組織を
得ることができる。焼戻しは500〜 600℃の温度で１回
ないし数回行なうとよい。本発明に係る外層材は、オー
ステナイト化熱処理の際に基地中に固溶したＭｏ, Ｗ,
Ｖ, Ｎｂ等が焼戻し熱処理によって微細炭化物として析
出し、焼戻し２次硬化現象を生じるため、高温硬度に優
れる。
の外層として鋳造後、焼入れ温度（オーステナイト化温
度) から 400〜 650℃までの温度域を 100℃／ｈｒ以上
の冷却速度で焼入れることにより、良好な焼入れ組織を
得ることができる。焼戻しは500〜 600℃の温度で１回
ないし数回行なうとよい。本発明に係る外層材は、オー
ステナイト化熱処理の際に基地中に固溶したＭｏ, Ｗ,
Ｖ, Ｎｂ等が焼戻し熱処理によって微細炭化物として析
出し、焼戻し２次硬化現象を生じるため、高温硬度に優
れる。
【００１９】外層の加熱方法としては、ロール全体を加
熱炉に入れて加熱する方法、外層外周面の回りに誘導加
熱コイルや多数のガスバーナを配置しておき、これらに
よって外層のみを急速加熱する方法がある。外層のみの
加熱方法によれば、中間層の形成と相まって、外層を11
00℃以上に、内層を1100℃未満に確実に止めることがで
きるので、内層の部分溶融や、結晶粒の粗大化による強
度低下を防止することができる。また、内層（軸芯部)
の中心に向かうほど低温となるため、オーステナイト化
温度に加熱後、外層の熱を内部へ逃がすことができ、焼
入れの際、外層深部の冷却速度を大きくすることができ
る。
熱炉に入れて加熱する方法、外層外周面の回りに誘導加
熱コイルや多数のガスバーナを配置しておき、これらに
よって外層のみを急速加熱する方法がある。外層のみの
加熱方法によれば、中間層の形成と相まって、外層を11
00℃以上に、内層を1100℃未満に確実に止めることがで
きるので、内層の部分溶融や、結晶粒の粗大化による強
度低下を防止することができる。また、内層（軸芯部)
の中心に向かうほど低温となるため、オーステナイト化
温度に加熱後、外層の熱を内部へ逃がすことができ、焼
入れの際、外層深部の冷却速度を大きくすることができ
る。
【００２０】本発明のハイス系ロール材は、熱間圧延あ
るいは冷間圧延用の圧延用複合ロールのみならず、ピン
チロールあるいは圧延付帯設備における圧延材搬送用ロ
ーラー等の、耐摩耗性を要求されるロール、ローラー等
の円筒部材の外層材として好適であるが、かかる用途に
限らず、耐摩耗性が要求される各種機械部品等に使用で
きることは勿論である。次に本発明の具体的実施例を参
考例、従来例と共に掲げる。下記表１のハイス系鋳鉄材
を金型遠心力鋳造し、外径φ４００×長さ５００mm、肉
厚６０mmの外層を鋳造した。外層鋳造後、外層を内有し
た遠心力鋳造用金型を用いて静置鋳造用鋳型を構成し、
外層の内部に下記成分のダクタイル鋳鉄溶湯を１３６０
℃で鋳込こみ、外層内面に内層が溶着形成された複合ロ
ールを得た。 Ｃ ： 3.58 ％、Ｓｉ： 2.83 ％、Ｍｎ： 0.39 ％、 Ｐ ：0.053 ％、Ｓ ：0.020 ％、Ｎｉ： 1.77 ％、 Ｃｒ： 0.18 ％、Ｍｏ： 0.11 ％、Ｍｇ：0.058 ％、 残部実質的にＦｅ 各複合ロールの外層をオーステナイト化温度（１０５０
℃）に加熱した後、強制空冷により焼き入れし、その後
５４０℃×１０ｈｒの焼き戻し熱処理を３回実施した。
尚、試料No.１は参考例、試料No.２,No.３,No.４,No.５
は実施例、試料No.６は従来例である。
るいは冷間圧延用の圧延用複合ロールのみならず、ピン
チロールあるいは圧延付帯設備における圧延材搬送用ロ
ーラー等の、耐摩耗性を要求されるロール、ローラー等
の円筒部材の外層材として好適であるが、かかる用途に
限らず、耐摩耗性が要求される各種機械部品等に使用で
きることは勿論である。次に本発明の具体的実施例を参
考例、従来例と共に掲げる。下記表１のハイス系鋳鉄材
を金型遠心力鋳造し、外径φ４００×長さ５００mm、肉
厚６０mmの外層を鋳造した。外層鋳造後、外層を内有し
た遠心力鋳造用金型を用いて静置鋳造用鋳型を構成し、
外層の内部に下記成分のダクタイル鋳鉄溶湯を１３６０
℃で鋳込こみ、外層内面に内層が溶着形成された複合ロ
ールを得た。 Ｃ ： 3.58 ％、Ｓｉ： 2.83 ％、Ｍｎ： 0.39 ％、 Ｐ ：0.053 ％、Ｓ ：0.020 ％、Ｎｉ： 1.77 ％、 Ｃｒ： 0.18 ％、Ｍｏ： 0.11 ％、Ｍｇ：0.058 ％、 残部実質的にＦｅ 各複合ロールの外層をオーステナイト化温度（１０５０
℃）に加熱した後、強制空冷により焼き入れし、その後
５４０℃×１０ｈｒの焼き戻し熱処理を３回実施した。
尚、試料No.１は参考例、試料No.２,No.３,No.４,No.５
は実施例、試料No.６は従来例である。
【００２１】
【表１】
【００２２】各複合ロールに超音波探傷試験を施し、更
に横断面を肉眼観察したところ外層、内層の溶着性は良
好であった。また、参考例にかかる試料No. １の外層か
ら組織観察試料を採取し、該試料に電解研磨を施し、基
地を溶出して炭化物を残した状態でＳＥＭ（走査電子顕
微鏡）により観察した。その結果を図１に示す。同図よ
り、結晶粒界に網目状炭化物は認められず、またＶＣ炭
化物も球状化している様子が観察される。尚、比較のた
め、従来例の試料No. ６の外層組織を図２に示す。従来
例では網目状共晶炭化物及び鋭利なＶＣ炭化物が認めら
れる。
に横断面を肉眼観察したところ外層、内層の溶着性は良
好であった。また、参考例にかかる試料No. １の外層か
ら組織観察試料を採取し、該試料に電解研磨を施し、基
地を溶出して炭化物を残した状態でＳＥＭ（走査電子顕
微鏡）により観察した。その結果を図１に示す。同図よ
り、結晶粒界に網目状炭化物は認められず、またＶＣ炭
化物も球状化している様子が観察される。尚、比較のた
め、従来例の試料No. ６の外層組織を図２に示す。従来
例では網目状共晶炭化物及び鋭利なＶＣ炭化物が認めら
れる。
【００２３】また、表面硬度（ＨRC）及び摩擦係数を測
定した。摩擦試験片はφ１０mmの棒材であり、外層外表
面より２５mmの位置から軸方向に採取し、ファレックス
試験により摩擦係数を測定した。ファレックス試験とは
試験片を回転させながら一対のＶブロックで挟持押圧し
て、回転トルクの大きさ、変動により摩擦係数や焼付性
を調べるものである。今回使用したブロックの材質はス
テンレス鋼ＳＵＳ４３０であり、試験片回転数は３００
ｒｐｍ、試験時間は３分間とした。硬度及び摩擦係数の
測定結果を表２に示す。
定した。摩擦試験片はφ１０mmの棒材であり、外層外表
面より２５mmの位置から軸方向に採取し、ファレックス
試験により摩擦係数を測定した。ファレックス試験とは
試験片を回転させながら一対のＶブロックで挟持押圧し
て、回転トルクの大きさ、変動により摩擦係数や焼付性
を調べるものである。今回使用したブロックの材質はス
テンレス鋼ＳＵＳ４３０であり、試験片回転数は３００
ｒｐｍ、試験時間は３分間とした。硬度及び摩擦係数の
測定結果を表２に示す。
【００２４】
【表２】
【００２５】表２より、実施例のハイス系ロール材は従
来例に対して、摩擦係数が１６〜２５％低減しているこ
とが分かる。摩擦係数が低減した理由は、ＶＣ炭化物の
球状化とＣｒ濃度の増加による基地の強化、更に実施例
５ではＣｏによる基地の強化が図られたためと考えられ
る。
来例に対して、摩擦係数が１６〜２５％低減しているこ
とが分かる。摩擦係数が低減した理由は、ＶＣ炭化物の
球状化とＣｒ濃度の増加による基地の強化、更に実施例
５ではＣｏによる基地の強化が図られたためと考えられ
る。
【００２６】
【発明の効果】本発明のハイス系ロール材は、Ｔｉ及び
／又はＺｒの作用により高硬度のＶＣ炭化物を球状化す
ることができるので、摩擦係数が低下し、摩擦発熱引い
ては酸化スケールの発生が抑制され、圧延材表面の肌荒
れが防止されると共に、圧延荷重の低下及び通板性の向
上が図られる。また、網目状共晶炭化物の生成が抑制さ
れるため、Ｃｒ含有量を増大することができ、基地の耐
酸化性の向上による黒皮の生成を抑制することができ、
耐肌荒性が向上する。
／又はＺｒの作用により高硬度のＶＣ炭化物を球状化す
ることができるので、摩擦係数が低下し、摩擦発熱引い
ては酸化スケールの発生が抑制され、圧延材表面の肌荒
れが防止されると共に、圧延荷重の低下及び通板性の向
上が図られる。また、網目状共晶炭化物の生成が抑制さ
れるため、Ｃｒ含有量を増大することができ、基地の耐
酸化性の向上による黒皮の生成を抑制することができ、
耐肌荒性が向上する。
【図１】参考例にかかる金属組織図面代用写真（倍率４
００倍）である。
００倍）である。
【図２】従来例にかかる金属組織図面代用写真（倍率４
００倍）である。
００倍）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 片山 博彰 兵庫県尼崎市西向島町64番地 株式会社 クボタ 尼崎工場内 (72)発明者 木村 広之 兵庫県尼崎市西向島町64番地 株式会社 クボタ 尼崎工場内 (72)発明者 辻本 豊 兵庫県尼崎市西向島町64番地 株式会社 クボタ 尼崎工場内 (56)参考文献 特開 平６−41676（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−31507（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−179391（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 37/00 B21B 27/00 C22C 37/06 C22C 38/00 302 C22C 38/28
Claims (2)
- 【請求項１】 化学組成がwt％で、 Ｃ ：1.0 〜3.0 ％、 Ｓｉ：0.1 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：11.0〜20.0％、 Ｍｏ：0.1 〜10.0％、 Ｗ ：0.1 〜10.0％、 Ｖ ：2.0 〜10.0％、 Ｔｉ、Ｚｒの一種又は二種の合計:0.6〜 3.0％、 を主成分として含有し、残部が実質的にＦｅからなるこ
とを特徴とする低摩擦係数ハイス系ロール材。 - 【請求項２】 合金成分としてＣｏ：0.5 〜10.0 wt ％
を含有する請求項１に記載した低摩擦係数ハイス系ロー
ル材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6190096A JP3054316B2 (ja) | 1994-07-19 | 1994-07-19 | 低摩擦係数ハイス系ロール材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6190096A JP3054316B2 (ja) | 1994-07-19 | 1994-07-19 | 低摩擦係数ハイス系ロール材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0835034A JPH0835034A (ja) | 1996-02-06 |
| JP3054316B2 true JP3054316B2 (ja) | 2000-06-19 |
Family
ID=16252311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6190096A Expired - Fee Related JP3054316B2 (ja) | 1994-07-19 | 1994-07-19 | 低摩擦係数ハイス系ロール材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3054316B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8328703B2 (en) | 2009-05-29 | 2012-12-11 | Acos Villares S.A. | Rolling mill cast roll |
| CN112359293B (zh) * | 2020-11-23 | 2022-06-17 | 武汉轻工大学 | KOCKS棒材轧机用Mo-V系高速钢辊环及其制备方法 |
-
1994
- 1994-07-19 JP JP6190096A patent/JP3054316B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0835034A (ja) | 1996-02-06 |
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