JP3234577B2 - 高耐摩耗ロール材の製造法 - Google Patents
高耐摩耗ロール材の製造法Info
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- JP3234577B2 JP3234577B2 JP31652498A JP31652498A JP3234577B2 JP 3234577 B2 JP3234577 B2 JP 3234577B2 JP 31652498 A JP31652498 A JP 31652498A JP 31652498 A JP31652498 A JP 31652498A JP 3234577 B2 JP3234577 B2 JP 3234577B2
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、複合ロールの圧延
使用層たる外層に使用されるロール材の製造法に関す
る。
使用層たる外層に使用されるロール材の製造法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、耐摩耗性が特に要求される鉄鋼圧
延用ロールの圧延使用層の材質として、高クロム鋳鉄材
や耐焼付性を改善した黒鉛晶出型高クロム鋳鉄材が使用
されていた。
延用ロールの圧延使用層の材質として、高クロム鋳鉄材
や耐焼付性を改善した黒鉛晶出型高クロム鋳鉄材が使用
されていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年の圧延条件の苛酷
化に伴ない、より高い耐摩耗性が要求されるようにな
り、前記鋳鉄中にＮｂ，Ｖの一種又は二種を合計で２％
以下添加して、その微細炭化物を結晶核として生成さ
せ、これによって組織の微細化緻密化を図り、もって耐
摩耗性を改善する試みも行われているが、耐摩耗性の向
上要求に十分対応しているとはいえないのが実情であ
る。一方、熱間圧延における耐摩耗性を大幅に改善する
には、材質中にＷを多量に添加すればよい。しかしなが
ら、複合ロールの外層は、主として遠心力鋳造によって
鋳造されることから、Ｗが比重差により分離し、周方向
に偏析が生じて均一な材質が得難いという問題がある。
化に伴ない、より高い耐摩耗性が要求されるようにな
り、前記鋳鉄中にＮｂ，Ｖの一種又は二種を合計で２％
以下添加して、その微細炭化物を結晶核として生成さ
せ、これによって組織の微細化緻密化を図り、もって耐
摩耗性を改善する試みも行われているが、耐摩耗性の向
上要求に十分対応しているとはいえないのが実情であ
る。一方、熱間圧延における耐摩耗性を大幅に改善する
には、材質中にＷを多量に添加すればよい。しかしなが
ら、複合ロールの外層は、主として遠心力鋳造によって
鋳造されることから、Ｗが比重差により分離し、周方向
に偏析が生じて均一な材質が得難いという問題がある。
【０００４】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、偏析の少ない均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩
耗性に優れたロール材の鋳造法を提供することを目的と
する。
で、偏析の少ない均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩
耗性に優れたロール材の鋳造法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】上記目的を達成するため
になされた本発明の高耐摩耗ロール材の製造法は、化学
組成が重量％で、 Ｃ ：１．９〜３．０％、 Ｓｉ：０．１〜 ２．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ｃｒ：３．０〜１０．０％ Ｍｏ：０．１〜９．０％ Ｗ ：１．５〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ａｌ：０．０１〜０．５０％，Ｔｉ：０．０１〜０．５０％ 残部Ｆｅおよび不純物よりなる高耐摩耗ロール材溶湯を
遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合
スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度
（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの
温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした
後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻
しを行なうことを特徴 とするものである。
になされた本発明の高耐摩耗ロール材の製造法は、化学
組成が重量％で、 Ｃ ：１．９〜３．０％、 Ｓｉ：０．１〜 ２．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ｃｒ：３．０〜１０．０％ Ｍｏ：０．１〜９．０％ Ｗ ：１．５〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ａｌ：０．０１〜０．５０％，Ｔｉ：０．０１〜０．５０％ 残部Ｆｅおよび不純物よりなる高耐摩耗ロール材溶湯を
遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合
スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度
（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの
温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした
後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻
しを行なうことを特徴 とするものである。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明の高耐摩耗ロール材に使用
される溶湯の化学組成は以下の理由により限定される。
単位は重量％である。 Ｃ：１．９〜３．０％ Ｃは主としてＦｅおよびＣｒと結合してＭ7 Ｃ3 型の高
硬度複合炭化物を形成すると共にＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｗと結合してＭＣ型の高硬度複合炭化物をも形成す
る。この高硬度複合炭化物形成のために、１．９％以上
のＣ％が必要である。一方、３．０％を越えてＣが含有
されると炭化物量が増すと共に脆くなり、耐クラック性
が劣化するため、３．０％以下とする。 Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｓｉは本発明材が鋳造合金であるため、湯流れ性の確保
のために必要な元素であり、同時に又、使用原材料か
ら、０．１％程度は不可避的に含有される。しかし、
２．０％を越えると靱性の低下を招くため好ましくな
い。 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による脆化を防ぐ元素であり、同時に使用原材料
から０．１％程度は不可避的に含有される。しかし、
２．０％を越えると靱性の低下を招くため好ましくな
い。 Ｃｒ：３．０〜１０．０％ ＣｒはＦｅ．Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，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於ける耐摩耗性
の向上に寄与する。また、一部は基地中に固溶して焼入
れ性および耐摩耗性を改善する。３．０％未満ではこれ
らの効果が少なく、耐摩耗性改善が期待できない。一
方、１０．０％を越えて含有されると靱性の劣化を来す
ために好ましくない。 Ｍｏ：０．１〜９．０％ ＭｏはＦｅ，Ｃｒ，Ｖ，Ｗと共にＣと容易に結合して、
主としてＭＣ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。このさい、０．１
％未満では所期の耐摩耗性を得ることができず、一方、
９．０％を越えると靱性の低下を来し好ましくない。 Ｗ：１．５〜１０．０％ Ｗも同様に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂと共に容易に
結合して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。１．５％未満では所期
の耐摩耗性を得ることができず、一方、１０．０％を越
えると靱性の低下を来し、耐ヒートクラック性を悪化さ
せる。また、遠心力鋳造の際、マクロ偏析を生成し易く
させる。このため１０．０％以下とする。Ｖ，Ｎｂの内
一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂと同様に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。
また、このＭＣ型複合炭化物は厚さ方向に枝状に生成す
るために、基地の塑性変形を抑止し、機械的性質、さら
には耐クラック性の向上にも寄与する。単独または二種
を複合して、３．０％以上添加しないとかかる効果は現
れにくい。しかし、添加量が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、マクロ偏析
を生成し易くなる。このため、１０．０％以下とする。
される溶湯の化学組成は以下の理由により限定される。
単位は重量％である。 Ｃ：１．９〜３．０％ Ｃは主としてＦｅおよびＣｒと結合してＭ7 Ｃ3 型の高
硬度複合炭化物を形成すると共にＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｗと結合してＭＣ型の高硬度複合炭化物をも形成す
る。この高硬度複合炭化物形成のために、１．９％以上
のＣ％が必要である。一方、３．０％を越えてＣが含有
されると炭化物量が増すと共に脆くなり、耐クラック性
が劣化するため、３．０％以下とする。 Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｓｉは本発明材が鋳造合金であるため、湯流れ性の確保
のために必要な元素であり、同時に又、使用原材料か
ら、０．１％程度は不可避的に含有される。しかし、
２．０％を越えると靱性の低下を招くため好ましくな
い。 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による脆化を防ぐ元素であり、同時に使用原材料
から０．１％程度は不可避的に含有される。しかし、
２．０％を越えると靱性の低下を招くため好ましくな
い。 Ｃｒ：３．０〜１０．０％ ＣｒはＦｅ．Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，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於ける耐摩耗性
の向上に寄与する。また、一部は基地中に固溶して焼入
れ性および耐摩耗性を改善する。３．０％未満ではこれ
らの効果が少なく、耐摩耗性改善が期待できない。一
方、１０．０％を越えて含有されると靱性の劣化を来す
ために好ましくない。 Ｍｏ：０．１〜９．０％ ＭｏはＦｅ，Ｃｒ，Ｖ，Ｗと共にＣと容易に結合して、
主としてＭＣ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。このさい、０．１
％未満では所期の耐摩耗性を得ることができず、一方、
９．０％を越えると靱性の低下を来し好ましくない。 Ｗ：１．５〜１０．０％ Ｗも同様に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂと共に容易に
結合して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。１．５％未満では所期
の耐摩耗性を得ることができず、一方、１０．０％を越
えると靱性の低下を来し、耐ヒートクラック性を悪化さ
せる。また、遠心力鋳造の際、マクロ偏析を生成し易く
させる。このため１０．０％以下とする。Ｖ，Ｎｂの内
一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂと同様に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。
また、このＭＣ型複合炭化物は厚さ方向に枝状に生成す
るために、基地の塑性変形を抑止し、機械的性質、さら
には耐クラック性の向上にも寄与する。単独または二種
を複合して、３．０％以上添加しないとかかる効果は現
れにくい。しかし、添加量が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、マクロ偏析
を生成し易くなる。このため、１０．０％以下とする。
【０００７】本発明のロール材に使用される溶湯には、
前記の合金元素（以下ハイス成分という）の他、Ｆｅの
一部に代えて、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：
０．０１〜０．５０％を含有させたものである。Ａｌは
溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量を低下
させ、製品の健全性を向上させると共に、生成した酸化
物が結晶核として作用するために凝固組織の微細化によ
る耐摩耗性改善に効果があると共に、遠心力鋳造におけ
る偏析をも併せて改善する効果がある。
前記の合金元素（以下ハイス成分という）の他、Ｆｅの
一部に代えて、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：
０．０１〜０．５０％を含有させたものである。Ａｌは
溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量を低下
させ、製品の健全性を向上させると共に、生成した酸化
物が結晶核として作用するために凝固組織の微細化によ
る耐摩耗性改善に効果があると共に、遠心力鋳造におけ
る偏析をも併せて改善する効果がある。
【０００８】上記の特定量のＡｌ効果は、次のメカニズ
ムによることを発明者らは知見した。即ち、一般にハイ
ス材の耐摩耗性は、極めて硬いＭ1 Ｃ1 型炭化物に負う
ところが大きい。このＭ1 Ｃ1 型炭化物は実質的にはＶ
1 Ｃ1 炭化物、Ｎｂ1 Ｃ1 炭化物、あるいは（Ｖ、Ｎ
ｂ）1 Ｃ1 炭化物であるが、溶湯の凝固過程においては
固相率の小さい段階で晶出するため、遠心力鋳造する
と、晶出したＭ1 Ｃ1 型炭化物の粒子と溶湯の平均比重
との差違によって、その粒子に内面向きあるいは外面向
きの遠心分離力が働き、偏析を助長する。
ムによることを発明者らは知見した。即ち、一般にハイ
ス材の耐摩耗性は、極めて硬いＭ1 Ｃ1 型炭化物に負う
ところが大きい。このＭ1 Ｃ1 型炭化物は実質的にはＶ
1 Ｃ1 炭化物、Ｎｂ1 Ｃ1 炭化物、あるいは（Ｖ、Ｎ
ｂ）1 Ｃ1 炭化物であるが、溶湯の凝固過程においては
固相率の小さい段階で晶出するため、遠心力鋳造する
と、晶出したＭ1 Ｃ1 型炭化物の粒子と溶湯の平均比重
との差違によって、その粒子に内面向きあるいは外面向
きの遠心分離力が働き、偏析を助長する。
【０００９】粘性流体中（この場合はハイス材溶湯）で
の粒子の移動速度は粒子の径に比例するから、遠心力鋳
造された溶湯中に晶出したＭ1 Ｃ1 型炭化物の粒子が小
さいほど、遠心力による移動は抑えられる。この際、Ａ
ｌは溶湯中で酸化物を形成して微細に分散し、Ｍ1 Ｃ1
型炭化物晶出の核となるため、Ｍ1 Ｃ1 型炭化物を微細
・分散化させる効果があり、上記のメカニズムによって
遠心力鋳造における耐摩耗性と偏析を改善する。以上の
効果を発揮するためには、前記のようにＡｌを０．０１
〜０．５０％含有させるのであるが、０．０１％未満で
はこの効果は十分ではなく、０．５０％を越えて含有さ
れると介在物となって残留し、好ましくない。
の粒子の移動速度は粒子の径に比例するから、遠心力鋳
造された溶湯中に晶出したＭ1 Ｃ1 型炭化物の粒子が小
さいほど、遠心力による移動は抑えられる。この際、Ａ
ｌは溶湯中で酸化物を形成して微細に分散し、Ｍ1 Ｃ1
型炭化物晶出の核となるため、Ｍ1 Ｃ1 型炭化物を微細
・分散化させる効果があり、上記のメカニズムによって
遠心力鋳造における耐摩耗性と偏析を改善する。以上の
効果を発揮するためには、前記のようにＡｌを０．０１
〜０．５０％含有させるのであるが、０．０１％未満で
はこの効果は十分ではなく、０．５０％を越えて含有さ
れると介在物となって残留し、好ましくない。
【００１０】次にＴｉはそれ自身が酸化物以外にもＡｌ
と同様Ｖ1 Ｃ1 炭化物、あるいは（Ｖ、Ｎｂ）1 Ｃ1 炭
化物に入って、これらを微細・分散化に効果がある。あ
るいは、Ｔｉ単独でＴｉ1 Ｃ1 炭化物を形成することに
よって、耐摩耗性の向上に寄与する。更に、Ｔｉは、こ
れらのＭ1 Ｃ1 型炭化物の鋭利な形状を球状化させるこ
とによって、摩耗係数の低減、およびロールとして圧延
されたときの耐肌荒れ性の向上にも寄与する。
と同様Ｖ1 Ｃ1 炭化物、あるいは（Ｖ、Ｎｂ）1 Ｃ1 炭
化物に入って、これらを微細・分散化に効果がある。あ
るいは、Ｔｉ単独でＴｉ1 Ｃ1 炭化物を形成することに
よって、耐摩耗性の向上に寄与する。更に、Ｔｉは、こ
れらのＭ1 Ｃ1 型炭化物の鋭利な形状を球状化させるこ
とによって、摩耗係数の低減、およびロールとして圧延
されたときの耐肌荒れ性の向上にも寄与する。
【００１１】以上の効果を発揮するためには、前記のよ
うにＴｉを０．０１〜０．５０％含有させるのである
が、Ａｌと同様に０．０１％未満ではこの効果は十分で
はなく、０．５０％を越えて含有されると介在物となっ
て残留し好ましくない。また、本発明のロール材を製造
するための溶湯は以上の成分のほか残部がＦｅおよび不
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。
うにＴｉを０．０１〜０．５０％含有させるのである
が、Ａｌと同様に０．０１％未満ではこの効果は十分で
はなく、０．５０％を越えて含有されると介在物となっ
て残留し好ましくない。また、本発明のロール材を製造
するための溶湯は以上の成分のほか残部がＦｅおよび不
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。
【００１２】本発明のロール材の溶湯は、複合ロールの
外層として遠心力鋳造、例えば横型遠心力鋳造するのが
一般的であるが、該横型遠心力鋳造に比べて立型遠心力
鋳造はＧの変動、遠心力鋳造用金型の振動が小さいの
で、金型内に鋳込まれた溶湯の成分の移動が起こりにく
いため、組織均一性に優れたロール材が容易に得られ
る。このため、立型遠心力鋳造すると、横型遠心力鋳造
する場合に比べて、特に鋳込温度を高くすることがで
き、鋳込作業に時間的余裕が出来るため作業の容易化が
図られ、湯面に形成された酸化物等の巻き込みによる鋳
造欠陥も防止しうる。
外層として遠心力鋳造、例えば横型遠心力鋳造するのが
一般的であるが、該横型遠心力鋳造に比べて立型遠心力
鋳造はＧの変動、遠心力鋳造用金型の振動が小さいの
で、金型内に鋳込まれた溶湯の成分の移動が起こりにく
いため、組織均一性に優れたロール材が容易に得られ
る。このため、立型遠心力鋳造すると、横型遠心力鋳造
する場合に比べて、特に鋳込温度を高くすることがで
き、鋳込作業に時間的余裕が出来るため作業の容易化が
図られ、湯面に形成された酸化物等の巻き込みによる鋳
造欠陥も防止しうる。
【００１３】
【実施例】複合ロールは、圧延使用層たる外層に軸芯部
を溶着したものや、外層内面に内層を溶着した複合スリ
ーブをロール軸に焼きばめ等により固着したものがある
が、本発明のロール材の溶湯を使用して製作した外層材
はいずれのタイプについても使用可能である。尚、外層
から軸芯部や内層に合金元素が混入し、軸芯材等の強靭
性が劣化するのを防止するために、その間に中間層を鋳
造形成することもある。前記軸芯や内層材としては下記
〔表１〕（溶湯組成）に例示した高級鋳鉄、ダクタイル
鋳鉄、黒鉛鋼等の強靭材が使用され、中間層材としては
アダマイト材が使用される。
を溶着したものや、外層内面に内層を溶着した複合スリ
ーブをロール軸に焼きばめ等により固着したものがある
が、本発明のロール材の溶湯を使用して製作した外層材
はいずれのタイプについても使用可能である。尚、外層
から軸芯部や内層に合金元素が混入し、軸芯材等の強靭
性が劣化するのを防止するために、その間に中間層を鋳
造形成することもある。前記軸芯や内層材としては下記
〔表１〕（溶湯組成）に例示した高級鋳鉄、ダクタイル
鋳鉄、黒鉛鋼等の強靭材が使用され、中間層材としては
アダマイト材が使用される。
【００１４】
【表１】
【００１５】前記複合ロールの外層は、立型若しくは横
型遠心力鋳造によって形成されている。第１図は横型遠
心力鋳造装置を示しており、遠心力鋳造用金型１は回転
ローラ２，２によって回転自在に支持されており、外層
材溶湯は堰鉢３から注湯桶４を介して金型内に鋳込まれ
る。５は湯止め用砂型である。軸芯部を鋳込むときは、
外層６を内有した遠心力鋳造用金型１を起立させ、その
両端に軸芯部形成用の上型、下型を連設して静置鋳型を
構成し、その内部に軸芯材溶湯を鋳込めばよい。該横型
遠心力鋳造装置においては、金型内に鋳込まれた溶湯の
各部は金型の回転毎に上下動するため、Ｇの変動があ
り、またローラや金型の偏心や傷により振動が発生し易
く、鋳込まれた溶湯中の成分は移動し易い。このため、
成分の移動により偏析が生じ易くなるので、通常、凝固
開始温度＋７０℃程度以下として比較的低温で鋳込むの
が良い。
型遠心力鋳造によって形成されている。第１図は横型遠
心力鋳造装置を示しており、遠心力鋳造用金型１は回転
ローラ２，２によって回転自在に支持されており、外層
材溶湯は堰鉢３から注湯桶４を介して金型内に鋳込まれ
る。５は湯止め用砂型である。軸芯部を鋳込むときは、
外層６を内有した遠心力鋳造用金型１を起立させ、その
両端に軸芯部形成用の上型、下型を連設して静置鋳型を
構成し、その内部に軸芯材溶湯を鋳込めばよい。該横型
遠心力鋳造装置においては、金型内に鋳込まれた溶湯の
各部は金型の回転毎に上下動するため、Ｇの変動があ
り、またローラや金型の偏心や傷により振動が発生し易
く、鋳込まれた溶湯中の成分は移動し易い。このため、
成分の移動により偏析が生じ易くなるので、通常、凝固
開始温度＋７０℃程度以下として比較的低温で鋳込むの
が良い。
【００１６】第２図は立型遠心力鋳造装置を示してお
り、遠心力鋳造金型１１の上下端には上型１２、下型１
３が組み立てられており、該鋳型は回転する基盤１４に
同心状に機械的に固定されている。このため、堰鉢１５
を介して鋳型内に鋳込まれ、遠心力の作用で金型１１内
面に上昇し付着した外層材溶湯１６は、Ｇの変動や振動
を受けにくい。尚、遠心力鋳造用金型１１のみ基盤１４
に固定し、外層鋳造後、上型、下型を組み立て、軸芯部
を静置鋳造してもよいことは勿論である。次に本発明の
特定のロール材溶湯を使用して複合ロール又は複合スリ
ーブの外層を鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オース
テナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を
２５０℃／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。尚、焼戻しは５
００〜６００℃の温度で１回ないし数回行うとよい。
り、遠心力鋳造金型１１の上下端には上型１２、下型１
３が組み立てられており、該鋳型は回転する基盤１４に
同心状に機械的に固定されている。このため、堰鉢１５
を介して鋳型内に鋳込まれ、遠心力の作用で金型１１内
面に上昇し付着した外層材溶湯１６は、Ｇの変動や振動
を受けにくい。尚、遠心力鋳造用金型１１のみ基盤１４
に固定し、外層鋳造後、上型、下型を組み立て、軸芯部
を静置鋳造してもよいことは勿論である。次に本発明の
特定のロール材溶湯を使用して複合ロール又は複合スリ
ーブの外層を鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オース
テナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を
２５０℃／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。尚、焼戻しは５
００〜６００℃の温度で１回ないし数回行うとよい。
【００１７】本発明でいうロール材の製造法により得た
ロールは、上記説明した圧延用ロールのみならず圧延付
帯設備におけるローラに適用可能な材質であることを意
味し、圧延用ロールの外層材に限らず、例えばホットラ
ンテーブルローラ等の中空円筒状ローラの外層材の製造
法としても適用できる。次に本発明のロール材溶湯を圧
延使用層たる外層に適用した複合ロールの具体的製造実
施例を比較例、及び従来例と対比しつつ説明する。 〈Ｉ〉 （１） 〔表２〕の外層材溶湯を横型遠心力鋳造金型
（内径φ４２０ｍｍ）に凝固開始温度＋５０℃の鋳込温
度で鋳込んだ。鋳込量は肉厚で６５ｍｍ分と した。同
表中にＮｂを有しない実施例１、比較例１及びＮｂを有
する実施例２と、比較例２及び従来例を例示したが、該
従来例は耐摩耗性を改善した高クロム鋳鉄材である。
ロールは、上記説明した圧延用ロールのみならず圧延付
帯設備におけるローラに適用可能な材質であることを意
味し、圧延用ロールの外層材に限らず、例えばホットラ
ンテーブルローラ等の中空円筒状ローラの外層材の製造
法としても適用できる。次に本発明のロール材溶湯を圧
延使用層たる外層に適用した複合ロールの具体的製造実
施例を比較例、及び従来例と対比しつつ説明する。 〈Ｉ〉 （１） 〔表２〕の外層材溶湯を横型遠心力鋳造金型
（内径φ４２０ｍｍ）に凝固開始温度＋５０℃の鋳込温
度で鋳込んだ。鋳込量は肉厚で６５ｍｍ分と した。同
表中にＮｂを有しない実施例１、比較例１及びＮｂを有
する実施例２と、比較例２及び従来例を例示したが、該
従来例は耐摩耗性を改善した高クロム鋳鉄材である。
【００１８】なお、金型回転数は共にＧＮＯで１００と
した。
した。
【００１９】
【表２】
【００２０】（２） 外層鋳造後、外層を内有した金型
を垂直に立てて、両端に上型および下型を連設して、そ
の内部に軸芯材（高級鋳鉄）溶湯を鋳込んだ。 （３） 後日、鋳型を解体し、ロール素材を取出し、粗
加工後、１０００℃で２時間保持後、４２０℃／Ｈｒで
４５０℃まで冷却し、５０℃／Ｈｒで常温まで冷却した
後、５５０℃×１０Ｈｒ保持の焼戻し熱処理を２回繰り
返した。熱処理後の外層表面硬度は下記〔表３〕通りで
あった。
を垂直に立てて、両端に上型および下型を連設して、そ
の内部に軸芯材（高級鋳鉄）溶湯を鋳込んだ。 （３） 後日、鋳型を解体し、ロール素材を取出し、粗
加工後、１０００℃で２時間保持後、４２０℃／Ｈｒで
４５０℃まで冷却し、５０℃／Ｈｒで常温まで冷却した
後、５５０℃×１０Ｈｒ保持の焼戻し熱処理を２回繰り
返した。熱処理後の外層表面硬度は下記〔表３〕通りで
あった。
【００２１】
【表３】
【００２２】（４） 外層端部縦断面のマクロ組織を目
視観察したところ、実施例１、実施例２は横型遠心力鋳
造にも拘らず成分の偏析も殆んど認められなかった。ま
た、外層より板状試験片を採取し、固定した試験片に回
転輪を押し付けて比摩耗量を測定した。試験結果を〔表
４〕に示す。 ・試験条件 回転輪材質…ＳＵＪ２ 浸炭焼入（ＨR Ｃ６０〜６２） 初期荷重 …１８．０Ｋｇｆ すべり速度…３．４ｍ／秒 すべり距離…２００ｍ
視観察したところ、実施例１、実施例２は横型遠心力鋳
造にも拘らず成分の偏析も殆んど認められなかった。ま
た、外層より板状試験片を採取し、固定した試験片に回
転輪を押し付けて比摩耗量を測定した。試験結果を〔表
４〕に示す。 ・試験条件 回転輪材質…ＳＵＪ２ 浸炭焼入（ＨR Ｃ６０〜６２） 初期荷重 …１８．０Ｋｇｆ すべり速度…３．４ｍ／秒 すべり距離…２００ｍ
【００２３】
【表４】
【００２４】〔表４〕より、実施例１、実施例２は従来
例に比べて４〜６倍、耐摩耗性が優れていることが認め
られた。さらに、同表より、Ｎｂが含有されていない実
施例１は、Ｎｂが含有されていない比較例１に比べて耐
摩耗性がよく、Ｎｂが含有されている実施例２は、Ｎｂ
が含有されている比較例２に比べて耐摩耗性がよいこと
がわかる。従って、これにより、Ｎｂが非含有、含有に
かかわらずＡｌとＴｉ含有により耐摩耗性が向上してい
ることがわかる。 〈ＩＩ〉 （１） 下記〔表５〕の外層材溶湯を横型又は立型遠心
力鋳造用金型（内径φ４２０ｍｍ）に肉厚で５０ｍｍ分
鋳込んだ。金型回転数は共にＧＮｏ．で１００とした。
鋳造種別、鋳込温度は下記の通りである。尚、外層材の
凝固開始温度は、各実施例とも約１３３０℃である。
例に比べて４〜６倍、耐摩耗性が優れていることが認め
られた。さらに、同表より、Ｎｂが含有されていない実
施例１は、Ｎｂが含有されていない比較例１に比べて耐
摩耗性がよく、Ｎｂが含有されている実施例２は、Ｎｂ
が含有されている比較例２に比べて耐摩耗性がよいこと
がわかる。従って、これにより、Ｎｂが非含有、含有に
かかわらずＡｌとＴｉ含有により耐摩耗性が向上してい
ることがわかる。 〈ＩＩ〉 （１） 下記〔表５〕の外層材溶湯を横型又は立型遠心
力鋳造用金型（内径φ４２０ｍｍ）に肉厚で５０ｍｍ分
鋳込んだ。金型回転数は共にＧＮｏ．で１００とした。
鋳造種別、鋳込温度は下記の通りである。尚、外層材の
凝固開始温度は、各実施例とも約１３３０℃である。
【００２５】 実施例３…横型、１４３０℃ 実施例４…横型、１３８０℃ 実施例５…横型、１４３０℃ 実施例６…立型、１４３０℃ 比較例３…横型、１４３０℃ 比較例４…横型、１４３０℃ なお、上記実施例３、実施例４及び比較例４はＮｂを含
有するものである。
有するものである。
【００２６】実施例５、実施例６及び比較例３はＮｂを
含有しないものである。
含有しないものである。
【００２７】
【表５】
【００２８】（２） 鋳造後、型ばらしし、外層素材を
１０００℃で３Ｈｒ保持した後、冷却し、５５０℃で１
０Ｈｒ焼鈍した。 （３） 熱処理後、外層素材を軸方向全長に亘って切断
し、縦断面のマクロ組織を目視観察した結果、実施例３
及び実施例５は部分的に軽度の偏析が認められたが、実
施例４、実施例６は偏析が殆ど認められなかった。
１０００℃で３Ｈｒ保持した後、冷却し、５５０℃で１
０Ｈｒ焼鈍した。 （３） 熱処理後、外層素材を軸方向全長に亘って切断
し、縦断面のマクロ組織を目視観察した結果、実施例３
及び実施例５は部分的に軽度の偏析が認められたが、実
施例４、実施例６は偏析が殆ど認められなかった。
【００２９】一方、実施例３〜６の硬度、耐摩耗性は実
施例１実施例２と略同値である。これに対して、比較例
３、比較例４は偏析が全体にわたり認められた。
施例１実施例２と略同値である。これに対して、比較例
３、比較例４は偏析が全体にわたり認められた。
【００３０】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明の高摩耗ロー
ル材の製造法は、化学組成が重量％で Ｃ ：１．９〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜 ２．０％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：３．０〜１０．０％ Ｍｏ：０．１〜９．０％ Ｗ ：１．５〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ａｌ：０．０１〜０．５０％， Ｔｉ：０．０１〜０．５０％ 残部Ｆｅおよび不純物よりなる溶湯を使用することによ
り特に遠心力鋳造装置において、その鋳造中に前記、遠
心鋳造ハイス特定成分に添加されたＡｌの特定含有によ
って、溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量
を低下させ、生成した酸化物を形成して微細に分散し、
Ｍ1 Ｃ1 型炭化物晶出の核となるため、Ｍ1 Ｃ1 型炭化
物を微細・分散化させるために耐摩耗性改善の効果に加
えて遠心力鋳造における排除できなかった偏析を大いに
改善するという効果を顕著に発揮するものとして優れ
る。
ル材の製造法は、化学組成が重量％で Ｃ ：１．９〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜 ２．０％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：３．０〜１０．０％ Ｍｏ：０．１〜９．０％ Ｗ ：１．５〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ａｌ：０．０１〜０．５０％， Ｔｉ：０．０１〜０．５０％ 残部Ｆｅおよび不純物よりなる溶湯を使用することによ
り特に遠心力鋳造装置において、その鋳造中に前記、遠
心鋳造ハイス特定成分に添加されたＡｌの特定含有によ
って、溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量
を低下させ、生成した酸化物を形成して微細に分散し、
Ｍ1 Ｃ1 型炭化物晶出の核となるため、Ｍ1 Ｃ1 型炭化
物を微細・分散化させるために耐摩耗性改善の効果に加
えて遠心力鋳造における排除できなかった偏析を大いに
改善するという効果を顕著に発揮するものとして優れ
る。
【００３１】一方、Ｔｉの特定含有によって単独でＴｉ
1 Ｃ1 炭化物を形成するので、前記Ａｌの特定含有効果
に加えて、耐摩耗性の向上効果を更に助長し、しかもＴ
ｉはＭ1 Ｃ1 型炭化物の鋭利な形状を球状化させること
によって、摩耗係数の低減およびロールとして供された
ときの耐肌荒れ性の向上にも寄与する。また、本発明は
前記ロール材溶湯を遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで
複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロー
ル全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４０
０〜６５０℃までの温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却
速度で焼入れした後、５００〜６００℃の温度で少なく
とも１回以上焼戻しを行なうことにより、偏析の少ない
均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩耗性に優れたロー
ル材が得られた。
1 Ｃ1 炭化物を形成するので、前記Ａｌの特定含有効果
に加えて、耐摩耗性の向上効果を更に助長し、しかもＴ
ｉはＭ1 Ｃ1 型炭化物の鋭利な形状を球状化させること
によって、摩耗係数の低減およびロールとして供された
ときの耐肌荒れ性の向上にも寄与する。また、本発明は
前記ロール材溶湯を遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで
複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロー
ル全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４０
０〜６５０℃までの温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却
速度で焼入れした後、５００〜６００℃の温度で少なく
とも１回以上焼戻しを行なうことにより、偏析の少ない
均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩耗性に優れたロー
ル材が得られた。
【図１】横型遠心力鋳造装置の主要部断面図である。
【図２】立型遠心力鋳造装置の主要部断面図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 志方 敬 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 中川 義弘 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 昭58−147542（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−266043（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−87249（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−211351（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/38 B21B 27/00 B22D 13/02 C22C 38/00 302
Claims (1)
- 【請求項１】 化学組成が重量％で、 Ｃ ：１．９〜３．０％、 Ｓｉ：０．１〜 ２．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ｃｒ：３．０〜１０．０％ Ｍｏ：０．１〜９．０％ Ｗ ：１．５〜１０．０％ Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％ Ａｌ：０．０１〜０．５０％，Ｔｉ：０．０１〜０．５０％ 残部Ｆｅおよび不純物よりなる高耐摩耗ロール材溶湯を
遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合
スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度
（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの
温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした
後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻
しを行なうことを特徴とする高耐摩耗ロール材の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31652498A JP3234577B2 (ja) | 1990-07-04 | 1998-11-06 | 高耐摩耗ロール材の製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-178038 | 1990-07-04 | ||
| JP17803890 | 1990-07-04 | ||
| JP31652498A JP3234577B2 (ja) | 1990-07-04 | 1998-11-06 | 高耐摩耗ロール材の製造法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2338913A Division JP2898749B2 (ja) | 1990-07-04 | 1990-11-30 | 高耐摩耗ロール材およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11264051A JPH11264051A (ja) | 1999-09-28 |
| JP3234577B2 true JP3234577B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=26498348
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31652498A Expired - Fee Related JP3234577B2 (ja) | 1990-07-04 | 1998-11-06 | 高耐摩耗ロール材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3234577B2 (ja) |
-
1998
- 1998-11-06 JP JP31652498A patent/JP3234577B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11264051A (ja) | 1999-09-28 |
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