JP3116043B1 - 熱間圧延用ロール - Google Patents
熱間圧延用ロールInfo
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Abstract
【要約】
【課題】 耐肌荒れ性と耐ヒートクラック性を確保しな
がら耐摩耗性を大幅に改良したダクタイル鋳鉄を用いた
熱間圧延用ロールの提供を課題とする。また耐肌荒れ性
と耐ヒートクラック性を確保しながら、更に耐摩耗性と
優れた強靭性を有するダクタイル鋳鉄を用いた熱間圧延
用ロールの提供を課題とする。 【解決手段】 成分組成が重量％で、Ｃ：２．５〜３．
８％、Ｓｉ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５
％、Ｎｉ：０．５〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５
％、Ｍｏ：０．２〜２．５％、及びＷ、Ｖ、Ｎｂの１種
又は２種以上、Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ：０．３〜２．０％を含有
すると共に、残部が実質的にＦｅから成るダクタイル鋳
鉄を用いた。
がら耐摩耗性を大幅に改良したダクタイル鋳鉄を用いた
熱間圧延用ロールの提供を課題とする。また耐肌荒れ性
と耐ヒートクラック性を確保しながら、更に耐摩耗性と
優れた強靭性を有するダクタイル鋳鉄を用いた熱間圧延
用ロールの提供を課題とする。 【解決手段】 成分組成が重量％で、Ｃ：２．５〜３．
８％、Ｓｉ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５
％、Ｎｉ：０．５〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５
％、Ｍｏ：０．２〜２．５％、及びＷ、Ｖ、Ｎｂの１種
又は２種以上、Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ：０．３〜２．０％を含有
すると共に、残部が実質的にＦｅから成るダクタイル鋳
鉄を用いた。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は熱間圧延用ロールに
関する。
関する。
【０００２】
【従来の技術】線材圧延、棒鋼圧延等の熱間圧延に用い
られるロール材として、最近は鋳鉄系ロール材の数倍の
耐摩耗性を持つハイス系ロール材が実用化されてきてい
る。が、ハイス系ロール材は一般に高価であり、しかも
特有の肌荒れが生じ易い欠点がある。またハイクロム鋳
鉄、Ｎｉ−グレン材等は硬度がショア硬度で８０前後あ
り、耐摩耗性に優れているが、耐肌荒れ性の点で、ダク
タイル鋳鉄材よりも劣っている。このため、圧延肌を重
視する圧延工場等においては、安定した耐肌荒れ性と耐
ヒートクラック性を有するダクタイル鋳鉄材を用いた熱
間圧延用ロールが多数使用されている。
られるロール材として、最近は鋳鉄系ロール材の数倍の
耐摩耗性を持つハイス系ロール材が実用化されてきてい
る。が、ハイス系ロール材は一般に高価であり、しかも
特有の肌荒れが生じ易い欠点がある。またハイクロム鋳
鉄、Ｎｉ−グレン材等は硬度がショア硬度で８０前後あ
り、耐摩耗性に優れているが、耐肌荒れ性の点で、ダク
タイル鋳鉄材よりも劣っている。このため、圧延肌を重
視する圧延工場等においては、安定した耐肌荒れ性と耐
ヒートクラック性を有するダクタイル鋳鉄材を用いた熱
間圧延用ロールが多数使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、上記熱間圧
延用ロールに用いられている従来のダクタイル鋳鉄材
は、ショア硬度で７０程度が上限であり、耐肌荒れ性と
耐ヒートクラック性は良いが耐摩耗性が今一歩であると
いう状況があった。
延用ロールに用いられている従来のダクタイル鋳鉄材
は、ショア硬度で７０程度が上限であり、耐肌荒れ性と
耐ヒートクラック性は良いが耐摩耗性が今一歩であると
いう状況があった。
【０００４】そこで本発明は、上記従来のダクタイル鋳
鉄を用いた熱間圧延用ロールの問題点を解消し、耐肌荒
れ性と耐ヒートクラック性を確保しながら耐摩耗性を大
幅に改良したダクタイル鋳鉄を用いた熱間圧延用ロール
の提供を課題とする。また耐肌荒れ性と耐ヒートクラッ
ク性を確保しながら、更に耐摩耗性と優れた強靭性を有
するダクタイル鋳鉄を用いた熱間圧延用ロールの提供を
課題とする。
鉄を用いた熱間圧延用ロールの問題点を解消し、耐肌荒
れ性と耐ヒートクラック性を確保しながら耐摩耗性を大
幅に改良したダクタイル鋳鉄を用いた熱間圧延用ロール
の提供を課題とする。また耐肌荒れ性と耐ヒートクラッ
ク性を確保しながら、更に耐摩耗性と優れた強靭性を有
するダクタイル鋳鉄を用いた熱間圧延用ロールの提供を
課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する本発
明の熱間圧延用ロールは、単層から成る熱間圧延用ロー
ルであって、成分組成が重量％で、Ｃ：３．３〜３．６
％、Ｓｉ：１．３〜１．８％、Ｍｎ：０．６〜１．０
％、Ｎｉ：２．４〜３．０％、Ｃｒ：０．２〜０．７
％、Ｍｏ：０．６〜２．０％、Ｗ：０．３〜１．０％、
及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．３〜１．０％含有す
ると共に、残部が実質的にＦｅからなるダクタイル鋳鉄
を用い、単層ロールとして鋳造されたものを歪取熱処理
と残留オーステナイトの変態を促す調質熱処理を施し
て、硬度をショア硬度で７０以上にしてあることを第１
の特徴としている。また本発明の熱間圧延用ロールは、
単層から成る熱間圧延用ロールであって、成分組成が重
量％で、Ｃ：３．３〜３．６％、Ｓｉ：１．７〜２．２
％、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｎｉ：１．８〜２．５
％、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．６〜２．０
％、Ｗ：０．３〜１．０％、及びＶ、Ｎｂの１種又は２
種を０．３〜１．０％含有すると共に、残部が実質的に
Ｆｅからなるダクタイル鋳鉄を用い、単層ロールとして
鋳造されたものを一旦オーステナイト化した後、ベイナ
イト変態させて基地をベイナイトにすると共に、基地中
に微細炭化物を分散させてあることを第２の特徴として
いる。
明の熱間圧延用ロールは、単層から成る熱間圧延用ロー
ルであって、成分組成が重量％で、Ｃ：３．３〜３．６
％、Ｓｉ：１．３〜１．８％、Ｍｎ：０．６〜１．０
％、Ｎｉ：２．４〜３．０％、Ｃｒ：０．２〜０．７
％、Ｍｏ：０．６〜２．０％、Ｗ：０．３〜１．０％、
及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．３〜１．０％含有す
ると共に、残部が実質的にＦｅからなるダクタイル鋳鉄
を用い、単層ロールとして鋳造されたものを歪取熱処理
と残留オーステナイトの変態を促す調質熱処理を施し
て、硬度をショア硬度で７０以上にしてあることを第１
の特徴としている。また本発明の熱間圧延用ロールは、
単層から成る熱間圧延用ロールであって、成分組成が重
量％で、Ｃ：３．３〜３．６％、Ｓｉ：１．７〜２．２
％、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｎｉ：１．８〜２．５
％、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．６〜２．０
％、Ｗ：０．３〜１．０％、及びＶ、Ｎｂの１種又は２
種を０．３〜１．０％含有すると共に、残部が実質的に
Ｆｅからなるダクタイル鋳鉄を用い、単層ロールとして
鋳造されたものを一旦オーステナイト化した後、ベイナ
イト変態させて基地をベイナイトにすると共に、基地中
に微細炭化物を分散させてあることを第２の特徴として
いる。
【０００６】上記本発明の第１の特徴によれば、単層か
ら成る熱間圧延用ロールを、そこに示される限定された
成分をもつダクタイル鋳鉄を用いて鋳造し、これに歪取
熱処理と残留オーステナイトの変態を促す調質熱処理を
施して、硬度をショア硬度で７０以上に構成したこと
で、ダクタイル鋳鉄ロールが有する良好な肌荒れ性と耐
ヒートクラック性の他に、高硬質の性質と高い耐摩耗性
を備え、且つ鋳造時に生じる残留応力の除去と残留オー
ステナイトによる組織の不安定性が除去された良好な単
層の熱間圧延用ロールを得ることができる。また本発明
の第２の特徴によれば、単層から成る熱間圧延用ロール
を、そこに示される限定された成分をもつダクタイル鋳
鉄を用いて鋳造し、これを一旦オーステナイト化した
後、ベイナイト変態させて基地をベイナイトにすると共
に、基地中に微細炭化物を分散させて構成したことで、
ダクタイル鋳鉄ロールが有する良好な肌荒れ性と耐ヒー
トクラック性の他に、強靭性と耐摩耗性を備えた単層の
熱間圧延用ロールを得ることができる。このようにして
得られるロールは、粗列スタンド用ロールとして適して
いる。
ら成る熱間圧延用ロールを、そこに示される限定された
成分をもつダクタイル鋳鉄を用いて鋳造し、これに歪取
熱処理と残留オーステナイトの変態を促す調質熱処理を
施して、硬度をショア硬度で７０以上に構成したこと
で、ダクタイル鋳鉄ロールが有する良好な肌荒れ性と耐
ヒートクラック性の他に、高硬質の性質と高い耐摩耗性
を備え、且つ鋳造時に生じる残留応力の除去と残留オー
ステナイトによる組織の不安定性が除去された良好な単
層の熱間圧延用ロールを得ることができる。また本発明
の第２の特徴によれば、単層から成る熱間圧延用ロール
を、そこに示される限定された成分をもつダクタイル鋳
鉄を用いて鋳造し、これを一旦オーステナイト化した
後、ベイナイト変態させて基地をベイナイトにすると共
に、基地中に微細炭化物を分散させて構成したことで、
ダクタイル鋳鉄ロールが有する良好な肌荒れ性と耐ヒー
トクラック性の他に、強靭性と耐摩耗性を備えた単層の
熱間圧延用ロールを得ることができる。このようにして
得られるロールは、粗列スタンド用ロールとして適して
いる。
【０００７】本発明の熱間圧延用ロールについて、それ
に用いられるダクタイル鋳鉄の成分組成における各成分
元素の含有範囲の限定理由について、以下に説明する。
併せて前記第２の特徴による熱処理で得られる高硬度ダ
クタイル鋳鉄により望ましい成分組成と、前記第３の特
徴による熱処理で得られる強靭ダクタイル鋳鉄により望
ましい成分組成について説明する。尚、成分組成は全て
重量％で示す。
に用いられるダクタイル鋳鉄の成分組成における各成分
元素の含有範囲の限定理由について、以下に説明する。
併せて前記第２の特徴による熱処理で得られる高硬度ダ
クタイル鋳鉄により望ましい成分組成と、前記第３の特
徴による熱処理で得られる強靭ダクタイル鋳鉄により望
ましい成分組成について説明する。尚、成分組成は全て
重量％で示す。
【０００８】Ｃの含有量は２．５〜３．８％とする。高
硬度ダクタイル鋳鉄の場合には、黒鉛、セメンタイトを
晶出させるために３．３〜３．６％が好ましい。また強
靭ダクタイル鋳鉄の場合には、耐ヒートクラック性に重
要な黒鉛を多く晶出させるために、同様に３．３〜３．
６％が好ましい。
硬度ダクタイル鋳鉄の場合には、黒鉛、セメンタイトを
晶出させるために３．３〜３．６％が好ましい。また強
靭ダクタイル鋳鉄の場合には、耐ヒートクラック性に重
要な黒鉛を多く晶出させるために、同様に３．３〜３．
６％が好ましい。
【０００９】Ｓｉの含有量は１．０〜２．５％とする。
Ｓｉは黒鉛促進化元素で、少ないと黒鉛が晶出しない。
また多すぎると材質を脆くする。よって１．０〜２．５
％とした。高硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好ましくは
１．３〜１．８％とする。また強靭ダクタイル鋳鉄の場
合、高硬度ダクタイル鋳鉄よりも多めの１．７〜２．２
％が好ましい。
Ｓｉは黒鉛促進化元素で、少ないと黒鉛が晶出しない。
また多すぎると材質を脆くする。よって１．０〜２．５
％とした。高硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好ましくは
１．３〜１．８％とする。また強靭ダクタイル鋳鉄の場
合、高硬度ダクタイル鋳鉄よりも多めの１．７〜２．２
％が好ましい。
【００１０】Ｍｎの含有量は０．３〜１．５％とする。
Ｍｎは炭化物生成元素で、少ないとセメンタイトが晶出
しにくい。また多すぎると内部まで硬くなりすぎて脆く
なる。よって０．３〜１．５％とした。高硬度ダクタイ
ル鋳鉄の場合、好ましくは０．６〜１．０％とする。ま
た強靭ダクタイル鋳鉄の場合、高硬度ダクタイル鋳鉄よ
りも少ないめに０．３〜０．６％が好ましい。
Ｍｎは炭化物生成元素で、少ないとセメンタイトが晶出
しにくい。また多すぎると内部まで硬くなりすぎて脆く
なる。よって０．３〜１．５％とした。高硬度ダクタイ
ル鋳鉄の場合、好ましくは０．６〜１．０％とする。ま
た強靭ダクタイル鋳鉄の場合、高硬度ダクタイル鋳鉄よ
りも少ないめに０．３〜０．６％が好ましい。
【００１１】Ｎｉの含有量は、０．５〜３．５％とす
る。Ｎｉは黒鉛化促進元素である。また含有により基地
の強化、焼入れ性の向上を図ることができる。少ないと
硬度が上がらず、多すぎると残留オーステナイトが多く
なって割れ易く、靭性も低下する。よって０．５〜３．
５％とした。高硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好ましくは
２．４〜３．０％とする。また強靭ダクタイル鋳鉄の場
合、高硬度ダクタイル鋳鉄よりも少ないめに１．８〜
２．５％が好ましい。
る。Ｎｉは黒鉛化促進元素である。また含有により基地
の強化、焼入れ性の向上を図ることができる。少ないと
硬度が上がらず、多すぎると残留オーステナイトが多く
なって割れ易く、靭性も低下する。よって０．５〜３．
５％とした。高硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好ましくは
２．４〜３．０％とする。また強靭ダクタイル鋳鉄の場
合、高硬度ダクタイル鋳鉄よりも少ないめに１．８〜
２．５％が好ましい。
【００１２】Ｃｒの含有量は０．１〜１．５％とする。
Ｃｒは炭化物生成元素である。少ないとセメンタイトが
晶出し難い。多くなりすぎると硬くなりすぎて割れ易
く、靭性、耐ヒートクラック性が低下する。よって０．
１〜１．５％とした。高硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好
ましくは０．２〜０．７％とする。また強靭ダクタイル
鋳鉄の場合、０．１〜０．４％が好ましい。
Ｃｒは炭化物生成元素である。少ないとセメンタイトが
晶出し難い。多くなりすぎると硬くなりすぎて割れ易
く、靭性、耐ヒートクラック性が低下する。よって０．
１〜１．５％とした。高硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好
ましくは０．２〜０．７％とする。また強靭ダクタイル
鋳鉄の場合、０．１〜０．４％が好ましい。
【００１３】Ｍｏの含有量は０．２〜２．５％とする。
Ｍｏは基地強化、焼入れ性を向上させる。少ないと硬度
が出ず、多すぎると割れ易くなる。従来の一般的なダク
タイル鋳鉄の場合は０．２〜０．６％程度であるが、本
発明では基地中に微細なＭ２Ｃ型炭化物、Ｍ６Ｃ型炭化
物を晶出または析出させて、耐摩耗性を向上させる。高
硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好ましくは０．６〜２．０
％とする。また強靭ダクタイル鋳鉄の場合も０．６〜
２．０％が好ましい。
Ｍｏは基地強化、焼入れ性を向上させる。少ないと硬度
が出ず、多すぎると割れ易くなる。従来の一般的なダク
タイル鋳鉄の場合は０．２〜０．６％程度であるが、本
発明では基地中に微細なＭ２Ｃ型炭化物、Ｍ６Ｃ型炭化
物を晶出または析出させて、耐摩耗性を向上させる。高
硬度ダクタイル鋳鉄の場合、好ましくは０．６〜２．０
％とする。また強靭ダクタイル鋳鉄の場合も０．６〜
２．０％が好ましい。
【００１４】ＷとＶとＮｂは、その１種又は２種以上を
全体で０．３〜２．０％含有させる。ＷはＭ２Ｃ型炭化
物及びＭ６Ｃ型炭化物を、Ｖ及びＮｂはＭＣ型炭化物を
晶出または析出し、耐摩耗性を向上させる。各元素とも
１．０％を超えて含有させると粗大な一次炭化物が晶出
し、黒鉛晶出量が少なくなり、耐肌荒れ性、耐ヒートク
ラック性を劣化させる。ダクタイル鋳鉄ロールの持つ優
れた耐肌荒れ性を確保するためには、基地中に微細な炭
化物を晶出または析出させることが必要である。高硬度
ダクタイル鋳鉄の場合も強靭ダクタイル鋳鉄の場合も、
望ましくはＷを０．３〜１．０％、Ｖ又はＮｂを０．３
〜１．０％とするのが良い。
全体で０．３〜２．０％含有させる。ＷはＭ２Ｃ型炭化
物及びＭ６Ｃ型炭化物を、Ｖ及びＮｂはＭＣ型炭化物を
晶出または析出し、耐摩耗性を向上させる。各元素とも
１．０％を超えて含有させると粗大な一次炭化物が晶出
し、黒鉛晶出量が少なくなり、耐肌荒れ性、耐ヒートク
ラック性を劣化させる。ダクタイル鋳鉄ロールの持つ優
れた耐肌荒れ性を確保するためには、基地中に微細な炭
化物を晶出または析出させることが必要である。高硬度
ダクタイル鋳鉄の場合も強靭ダクタイル鋳鉄の場合も、
望ましくはＷを０．３〜１．０％、Ｖ又はＮｂを０．３
〜１．０％とするのが良い。
【００１５】上記した成分組成のダクタイル鋳鉄を鋳込
むと、鋳放し状態でショア硬度が７５前後になるため、
製造時に割れ易い状況がある。また当然ながら残留応力
も高い。上記のような理由から、高硬度ダクタイル鋳鉄
の場合には、残留オーステナイトの変態をさせるための
調質熱処理、及び十分な歪み取りを行うための歪取熱処
理を行う必要がある。このため、歪み取りと残留オース
テナイトの変態を促すための歪取調質熱処理を行う。こ
の歪取調質熱処理は、ロール用に鋳造されたダクタイル
鋳鉄を鋳放しの状態から４００〜６００℃、好ましくは
５００〜６００℃に加熱して、例えば５〜１５時間保持
し、その後できるだけゆっくりと徐冷する。が、前記歪
取調質熱処理の時間については被熱処理材の量や厚み等
に左右されるので、特に限定されるものではない。要す
るに前記歪取熱処理と残留オーステナイトの変態を促す
調質熱処理が十分になされるように、温度、時間を調整
すればよい。
むと、鋳放し状態でショア硬度が７５前後になるため、
製造時に割れ易い状況がある。また当然ながら残留応力
も高い。上記のような理由から、高硬度ダクタイル鋳鉄
の場合には、残留オーステナイトの変態をさせるための
調質熱処理、及び十分な歪み取りを行うための歪取熱処
理を行う必要がある。このため、歪み取りと残留オース
テナイトの変態を促すための歪取調質熱処理を行う。こ
の歪取調質熱処理は、ロール用に鋳造されたダクタイル
鋳鉄を鋳放しの状態から４００〜６００℃、好ましくは
５００〜６００℃に加熱して、例えば５〜１５時間保持
し、その後できるだけゆっくりと徐冷する。が、前記歪
取調質熱処理の時間については被熱処理材の量や厚み等
に左右されるので、特に限定されるものではない。要す
るに前記歪取熱処理と残留オーステナイトの変態を促す
調質熱処理が十分になされるように、温度、時間を調整
すればよい。
【００１６】一方、強靭ダクタイル鋳鉄の場合には、優
れた耐ヒートクラック性、強靭性を確保するために、焼
入れ・焼戻し処理により基地を完全にベイナイト化す
る。この焼入れ・焼戻し処理は、ロール用に鋳造された
ダクタイル鋳鉄を、鋳放し状態から８００〜１０００℃
に加熱して、例えば５〜１５時間保持した後、パーライ
ト変態をさせない速度で、ベイナイト変態域（例えば４
５０〜５００℃）まで冷却し、５００〜６００℃の温度
で５〜１５時間保持した後、できるだけゆっくり徐冷さ
せることで行うことができる。前記において、鋳放し状
態のものを８００〜１０００℃に加熱して、適当に保持
するのは、基地を一旦オーステナイト化するための処理
である。また前記５〜１５時間の保持時間は被熱処理材
料の量や厚み等、実際に温度上昇に要する時間も考慮し
た時間であって、要するに基地全体がオーステナイト化
するのに必要な時間であればよく、その時間は前記５〜
１５時間に限定されるものではない。また前記ベイナイ
ト変態域（例えば４５０〜５００℃）まで冷却し、５０
０〜６００℃の温度で５〜１５時間保持するのは、基地
全体をベイナイト化するための処理である。５〜１５時
間の保持時間は被熱処理材料の量や厚み等を考慮した時
間であって、要するに基地全体がベイナイト化するのに
必要な時間であればよく、その保持時間に限定されるも
のではない。
れた耐ヒートクラック性、強靭性を確保するために、焼
入れ・焼戻し処理により基地を完全にベイナイト化す
る。この焼入れ・焼戻し処理は、ロール用に鋳造された
ダクタイル鋳鉄を、鋳放し状態から８００〜１０００℃
に加熱して、例えば５〜１５時間保持した後、パーライ
ト変態をさせない速度で、ベイナイト変態域（例えば４
５０〜５００℃）まで冷却し、５００〜６００℃の温度
で５〜１５時間保持した後、できるだけゆっくり徐冷さ
せることで行うことができる。前記において、鋳放し状
態のものを８００〜１０００℃に加熱して、適当に保持
するのは、基地を一旦オーステナイト化するための処理
である。また前記５〜１５時間の保持時間は被熱処理材
料の量や厚み等、実際に温度上昇に要する時間も考慮し
た時間であって、要するに基地全体がオーステナイト化
するのに必要な時間であればよく、その時間は前記５〜
１５時間に限定されるものではない。また前記ベイナイ
ト変態域（例えば４５０〜５００℃）まで冷却し、５０
０〜６００℃の温度で５〜１５時間保持するのは、基地
全体をベイナイト化するための処理である。５〜１５時
間の保持時間は被熱処理材料の量や厚み等を考慮した時
間であって、要するに基地全体がベイナイト化するのに
必要な時間であればよく、その保持時間に限定されるも
のではない。
【００１７】
【実施例】本発明に係る成分組成を持つダクタイル鋳鉄
にて、胴径４６０ｍｍ、胴長８２０ｍｍのロールを鋳造
した。実施例１〜５の成分組成を表１に示す。また比較
例として、Ｗ、Ｖ、Ｎｂを含まない成分で、同様のロー
ルを鋳造した。比較例１〜２の成分組成を同様に表１に
示す。実施例１、２、３及び比較例１については５４０
℃で１０時間、歪取調質熱処理を施して徐冷した。また
実施例４、５及び比較例２については基地をベイナイト
化するために、８００〜１０００℃で１０時間保持した
後４５０〜５００℃に焼入れ、更に５００〜６００℃に
１０時間保持した後、徐冷した。得られた各実施例の組
織においては、光学顕微鏡の範囲では比較例との組織的
差は検出できなかったが、電子顕微鏡では、実施例の各
組織において、基地中に非常に微細な炭化物が均一に分
布していることが認められた。次に各実施例の機械的性
質を調べた。その結果を表２に示す。
にて、胴径４６０ｍｍ、胴長８２０ｍｍのロールを鋳造
した。実施例１〜５の成分組成を表１に示す。また比較
例として、Ｗ、Ｖ、Ｎｂを含まない成分で、同様のロー
ルを鋳造した。比較例１〜２の成分組成を同様に表１に
示す。実施例１、２、３及び比較例１については５４０
℃で１０時間、歪取調質熱処理を施して徐冷した。また
実施例４、５及び比較例２については基地をベイナイト
化するために、８００〜１０００℃で１０時間保持した
後４５０〜５００℃に焼入れ、更に５００〜６００℃に
１０時間保持した後、徐冷した。得られた各実施例の組
織においては、光学顕微鏡の範囲では比較例との組織的
差は検出できなかったが、電子顕微鏡では、実施例の各
組織において、基地中に非常に微細な炭化物が均一に分
布していることが認められた。次に各実施例の機械的性
質を調べた。その結果を表２に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】実施例１、２、３とそれらに対応する比較
例１とを比較すると、引っ張り強さ、伸び、シャルピー
衝撃値においてほぼ同等である。また破壊靭性において
は実施例が比較例より若干劣るものの、ショア硬度では
実施例が比較例をかなり上回っていることが判る。よっ
て全体として実施例１、２、３は、比較例１に対してほ
ぼ同等な強度を有し、且つ耐摩耗性の向上が期待できる
ことが判る。なお耐肌荒れ性は両者共、同程度に良好で
あった。一方、実施例４、５とそれらに対応する比較例
２とを比較すると、引っ張り強さが若干増加し、またシ
ョア硬度においても実施例が比較例２よりも上昇する。
伸びとシャルピー衝撃値は同程度である。一方、破壊靭
性値においては実施例が比較例２を若干下回るものの、
破壊靭性としては十分良好であることが判る。よって全
体として実施例４、５は、比較例２に対してほぼ同等な
強靭性を確保しながら、比較例を上回る耐摩耗性の向上
が期待できることが判る。なお耐肌荒れ性は両者共、同
程度に良好であった。
例１とを比較すると、引っ張り強さ、伸び、シャルピー
衝撃値においてほぼ同等である。また破壊靭性において
は実施例が比較例より若干劣るものの、ショア硬度では
実施例が比較例をかなり上回っていることが判る。よっ
て全体として実施例１、２、３は、比較例１に対してほ
ぼ同等な強度を有し、且つ耐摩耗性の向上が期待できる
ことが判る。なお耐肌荒れ性は両者共、同程度に良好で
あった。一方、実施例４、５とそれらに対応する比較例
２とを比較すると、引っ張り強さが若干増加し、またシ
ョア硬度においても実施例が比較例２よりも上昇する。
伸びとシャルピー衝撃値は同程度である。一方、破壊靭
性値においては実施例が比較例２を若干下回るものの、
破壊靭性としては十分良好であることが判る。よって全
体として実施例４、５は、比較例２に対してほぼ同等な
強靭性を確保しながら、比較例を上回る耐摩耗性の向上
が期待できることが判る。なお耐肌荒れ性は両者共、同
程度に良好であった。
【００２１】
【発明の効果】本発明は以上の構成、作用効果からな
り、請求項１に記載の熱間圧延用ロールによれば、単層
から成る熱間圧延用ロールであって、成分組成が重量％
で、Ｃ：３．３〜３．６％、Ｓｉ：１．３〜１．８％、
Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｎｉ：２．４〜３．０％、Ｃ
ｒ：０．２〜０．７％、Ｍｏ：０．６〜２．０％、Ｗ：
０．３〜１．０％、及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．
３〜１．０％含有すると共に、残部が実質的にＦｅから
なるダクタイル鋳鉄を用い、単層ロールとして鋳造され
たものを歪取熱処理と残留オーステナイトの変態を促す
調質熱処理を施して、硬度をショア硬度で７０以上にし
てあるので、 ダクタイル鋳鉄ロールが有する良好な肌荒
れ性と耐ヒートクラック性の他に、高硬質の性質と高い
耐摩耗性を備え、且つ鋳造時に生じる残留応力の除去と
残留オーステナイトによる組織の不安定性が除去された
良好な単層の熱間圧延用ロールを得ることができる。ま
た請求項２に記載の熱間圧延用ロールによれば、単層か
ら成る熱間圧延用ロールであって、成分組成が重量％
で、Ｃ：３．３〜３．６％、Ｓｉ：１．７〜２．２％、
Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｎｉ：１．８〜２．５％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．６〜２．０％、Ｗ：
０．３〜１．０％、及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．
３〜１．０％含有すると共に、残部が実質的にＦｅから
なるダクタイル鋳鉄を用い、単層ロールとして鋳造され
たものを一旦オーステナイト化した後、ベイナイト変態
させて基地をベイナイトにすると共に、基地中に微細炭
化物を分散させてあるので、 ダクタイル鋳鉄ロールが有
する良好な肌荒れ性と耐ヒートクラック性の他に、強靭
性と耐摩耗性を備えた単層の熱間圧延用ロールを得るこ
とができる。
り、請求項１に記載の熱間圧延用ロールによれば、単層
から成る熱間圧延用ロールであって、成分組成が重量％
で、Ｃ：３．３〜３．６％、Ｓｉ：１．３〜１．８％、
Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｎｉ：２．４〜３．０％、Ｃ
ｒ：０．２〜０．７％、Ｍｏ：０．６〜２．０％、Ｗ：
０．３〜１．０％、及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．
３〜１．０％含有すると共に、残部が実質的にＦｅから
なるダクタイル鋳鉄を用い、単層ロールとして鋳造され
たものを歪取熱処理と残留オーステナイトの変態を促す
調質熱処理を施して、硬度をショア硬度で７０以上にし
てあるので、 ダクタイル鋳鉄ロールが有する良好な肌荒
れ性と耐ヒートクラック性の他に、高硬質の性質と高い
耐摩耗性を備え、且つ鋳造時に生じる残留応力の除去と
残留オーステナイトによる組織の不安定性が除去された
良好な単層の熱間圧延用ロールを得ることができる。ま
た請求項２に記載の熱間圧延用ロールによれば、単層か
ら成る熱間圧延用ロールであって、成分組成が重量％
で、Ｃ：３．３〜３．６％、Ｓｉ：１．７〜２．２％、
Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｎｉ：１．８〜２．５％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．６〜２．０％、Ｗ：
０．３〜１．０％、及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．
３〜１．０％含有すると共に、残部が実質的にＦｅから
なるダクタイル鋳鉄を用い、単層ロールとして鋳造され
たものを一旦オーステナイト化した後、ベイナイト変態
させて基地をベイナイトにすると共に、基地中に微細炭
化物を分散させてあるので、 ダクタイル鋳鉄ロールが有
する良好な肌荒れ性と耐ヒートクラック性の他に、強靭
性と耐摩耗性を備えた単層の熱間圧延用ロールを得るこ
とができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/48 Ｃ２２Ｃ 38/48 (72)発明者 神戸 隆 兵庫県姫路市大津区吉美403 虹技株式 会社 姫路西工場内 (56)参考文献 特開 平９−13141（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−146808（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−209073（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−311319（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−311318（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 37/00 B21B 27/00 C21D 9/38 C22C 38/00 301 C22C 38/48
Claims (2)
- 【請求項１】 単層から成る熱間圧延用ロールであっ
て、成分組成が重量％で、 Ｃ ： ３．３〜３．６％ Ｓｉ： １．３〜１．８％ Ｍｎ： ０．６〜１．０％ Ｎｉ： ２．４〜３．０％ Ｃｒ： ０．２〜０．７％ Ｍｏ： ０．６〜２．０％ Ｗ ： ０．３〜１．０％ 及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．３〜１．０％含有す
ると共に、残部が実質的にＦｅからなるダクタイル鋳鉄
を用い、単層ロールとして鋳造されたものを歪取熱処理
と残留オーステナイトの変態を促す調質熱処理を施し
て、硬度をショア硬度で７０以上にしてあることを特徴
とする 熱間圧延用ロール。 - 【請求項２】 単層から成る熱間圧延用ロールであっ
て、成分組成が重量％で、 Ｃ ： ３．３〜３．６％ Ｓｉ： １．７〜２．２％ Ｍｎ： ０．３〜０．６％ Ｎｉ： １．８〜２．５％ Ｃｒ： ０．１〜０．４％ Ｍｏ： ０．６〜２．０％ Ｗ ： ０．３〜１．０％ 及びＶ、Ｎｂの１種又は２種を０．３〜１．０％含有す
ると共に、残部が実質的にＦｅからなるダクタイル鋳鉄
を用い、単層ロールとして鋳造されたものを一旦オース
テナイト化した後、ベイナイト変態させて基地をベイナ
イトにすると共に、基地中に微細炭化物を分散させてあ
ることを特徴とする 熱間圧延用ロール。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11304927A JP3116043B1 (ja) | 1999-10-27 | 1999-10-27 | 熱間圧延用ロール |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11304927A JP3116043B1 (ja) | 1999-10-27 | 1999-10-27 | 熱間圧延用ロール |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP3116043B1 true JP3116043B1 (ja) | 2000-12-11 |
| JP2001123240A JP2001123240A (ja) | 2001-05-08 |
Family
ID=17938996
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11304927A Expired - Fee Related JP3116043B1 (ja) | 1999-10-27 | 1999-10-27 | 熱間圧延用ロール |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3116043B1 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003105482A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Kogi Corp | 熱間圧延用複合ロール |
| SE535043C2 (sv) * | 2010-12-02 | 2012-03-27 | Scania Cv Ab | Gråjärnslegering samt bromsskiva innefattande gråjärnslegering |
| JP6292765B2 (ja) | 2013-05-01 | 2018-03-14 | 本田技研工業株式会社 | 軟窒化クランクシャフト及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-10-27 JP JP11304927A patent/JP3116043B1/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JP2001123240A (ja) | 2001-05-08 |
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