JP4311073B2

JP4311073B2 - Roll outer layer material for hot rolling and composite roll for hot rolling

Info

Publication number: JP4311073B2
Application number: JP2003124410A
Authority: JP
Inventors: 健司市野; 久平岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-04-28
Filing date: 2003-04-28
Publication date: 2009-08-12
Anticipated expiration: 2023-04-28
Also published as: JP2004323961A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間圧延用複合ロールに係り、とくに、耐摩耗性、耐焼付き性、耐肌荒れ性および耐熱衝撃性に優れ、熱間圧延仕上ミル用や継目無鋼管造管用として好適な熱間圧延用複合ロールに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼板や鋼管の熱間圧延技術の進歩はめざましく、それに伴い、使用される熱間圧延用ロールの特性、とくに耐摩耗性の向上が強く要求されてきた。このような耐摩耗性向上の要求に対し、外層組成を高速度工具鋼組成に類似した組成とし、硬質な炭化物を析出させて、耐摩耗性を格段に向上させた高性能ロール（以下、ハイス系ロールともいう）が開発され実用化されている。
【０００３】
一方、被圧延材の絞り圧延事故や、被圧延材の焼付きが生じやすい圧延スタンドやミルでは、黒鉛を含有し耐焼付き性に優れたNiグレン鋳鉄ロールが組み込まれて熱間圧延が行われてきた。熱間圧延用ロールに黒鉛を含有させることは、黒鉛が潤滑性に富むことから焼付き防止には有効である。しかし、従来のNiグレン鋳鉄ロールは、耐摩耗性が劣り、そのためロール寿命が短いという問題があった。一方、耐摩耗性に優れたハイス系ロールは、絞り事故や焼付きの発生によって粗大な熱衝撃亀裂が生成するなど、耐事故性の観点で問題がある。例えば、絞り圧延事故の発生頻度が高い鋼板の熱間圧延仕上後段スタンドでは、ハイス系ロールを安定して使用することはできず、依然として、多量のNiグレン鋳鉄ロールが使用されている。
【０００４】
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、Niグレン鋳鉄に1.0 〜5.0 ％のＶを添加し、耐摩耗性を向上させるとした熱間圧延用ロールが提案されている。また、特許文献２には、Niグレン鋳鉄に2.0 〜8.0 ％のＶを添加し、0.5 〜５％の黒鉛に加えて0.2 〜10％のＭＣ型炭化物を出現させて耐摩耗性を向上させるとした熱間圧延用ロールが提案されている。さらに特許文献３には、２〜10％のCrと0.1 〜10％のＷと、Ｖ、Nbのうちの１種または２種を合計で、1.5 〜10％を含み、黒鉛を有するハイス系鋳鉄材が提案されている。
【０００５】
また、鋼板圧延と同様に鋼管圧延においても、熱間圧延用ロールへの耐焼付き性と耐摩耗性の向上が強く要望されている。
最近では、圧延製品の品質向上と効率的生産のため、圧延速度の増加や連続圧延量の増加などが指向されており、熱間圧延用ロールの使用環境はますます過酷化している。さらに被圧延材の高合金化、圧延製品の表面品質要求の厳格化などにより、耐摩耗性、耐焼付き性に優れるとともに、耐肌荒れ性にも優れた熱間圧延作業ロールが要望されている。
【０００６】
例えば、特許文献４には、Nb、Ｗの含有量を制御して、炭化物の重力偏析を抑制し、肌荒れの発生を抑制した熱間圧延用ロールが提案されている。また、特許文献５には、Cr、Ｖ、Nbの合計含有量を３％以下に制限し、２％以上の黒鉛を晶出させ、肌荒れの発生を抑制した耐摩耗性熱間圧延用ロールが提案されている。また、これらの耐摩耗性熱間圧延用ロールは、耐摩耗性と耐肌荒れ性向上の観点から、球状化した黒鉛粒を晶出させている。
【０００７】
【特許文献１】
特開平１−２８７２４８号公報
【特許文献２】
特開平６−３３５７１２号公報
【特許文献３】
特開平６−２５６８８９号公報
【特許文献４】
特願２００１−２０３３５号公報
【特許文献５】
特願２００１−１８１７８０号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献４、特許文献５に記載された技術で製造された熱間圧延用ロールでは、耐熱衝撃性が低く、要求される耐摩耗性、耐焼付き性、耐肌荒れ性とともに、耐熱衝撃性を同時に満足することは不可能であった。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、耐摩耗性、耐焼付き性、耐肌荒れ性、および耐熱衝撃性がともに優れた、熱間圧延用ロール外層材及び熱間圧延用複合ロールを提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、熱間圧延用ロールの耐摩耗性、耐焼付き性、耐肌荒れ性、耐熱衝撃性に影響する種々の要因について鋭意検討した。
Ｖ、Nb、Mo、CrおよびＷの多量添加で耐摩耗性が向上することは、従来からよく知られている。しかし、本発明者らの検討によれば、耐摩耗性を向上させる目的で、CrやＷを増量すると、肌荒れが一層顕著になる。また、Cr、ＷをＶ（Nb）と同時に増量すると、耐焼付き性、耐熱衝撃性が劣化する。これは、CrやＷで形成される共晶炭化物が肌荒れや焼付きを発生させたり、熱衝撃亀裂の伝播を促進させるためと考えられる。
【００１０】
このように、Cr、Ｗは、耐摩耗性の向上作用があるものの、肌荒れ、焼付き、熱衝撃亀裂の発生を促進する傾向を有することから、本発明者らは、熱間圧延用ロールではCrは必要最小限の含有にとどめ、Ｗは無添加とすることが良いという知見を得た。なお、Crを必要最小限の含有とし、Ｗを無添加とすることは、黒鉛化の促進に有効であり、耐肌荒れ性の向上とともに耐焼付き性の向上にも寄与する。
【００１１】
また、本発明者らの検討によれば、熱間圧延用ロールとして必要最低限の耐摩耗性を確保するうえでは、Ｖは1.3 質量％以上の含有を必要とする。しかし、Ｖを1.3 質量％以上含有すると、粗大なＭＣ炭化物が晶出する。この粗大なＭＣ炭化物は熱間圧延においてロール表面に凸状に残存し、肌荒れを誘引する。本発明者らは、粗大なＭＣ炭化物の晶出抑制方法について、更なる検討を行い、Ｖと同時にNbを添加することがよいことを見出した。Nbは、Nb炭化物を形成しそれを核としてＭＣ炭化物が晶出する。このため、ＭＣ炭化物の粗大化が一定レベル以下に抑制される。
【００１２】
また、ＶとNbに加え、さらに、AlやTiを添加すると、AlあるいはTiの極めて微細な化合物（酸化物、窒化物、炭化物等）がまず生成し母相中に微細分散する。このAlあるいはTiの微細な化合物は、NbＣの生成核として、NbＣの微細分散を著しく促進する。ＭＣ炭化物はこの微細分散したNbＣを核として成長するため、粗大化が顕著に防止でき、粗大ＭＣ炭化物を起因とした肌荒れを防止することができる。しかし、NbとAlおよび／またはTiを含有した場合でも、Ｖを2.5 質量％を超えて含有させると、ＭＣ炭化物が過度に増加して肌荒れが発生しやすくなる。
【００１３】
このように、ＶとNbに加え、さらに、Alおよび／またはTiを適正量含有することにより、グレン鋳鉄系圧延ロールの耐摩耗性、耐肌荒れ性および耐焼付き性を同時に向上させることが可能となるが、この範囲内で、たとえば黒鉛を減少させたり、黒鉛形状を球状化して耐摩耗性をより向上させると、絞り事故に遭遇した場合に熱衝撃亀裂が粗大化する傾向となり、深さ４mmを超える粗大な絞り亀裂が形成される場合があり、ロール寿命や圧延原単位を悪化させるという問題があった。
【００１４】
このような問題に対し、本発明者らは、熱間圧延用ロールの耐熱衝撃性を向上すべく、高耐摩耗型グレン鋳鉄系ロールでの耐熱衝撃性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、グレン鋳鉄の基地中に分散する黒鉛の形態を制御することにより、絞り事故時に発生する熱応力 (熱歪）を分散させ、熱衝撃亀裂を分岐させて、熱衝撃亀裂深さを浅くすることが可能であることに思い至った。
【００１５】
まず、本発明者らが行った、基礎的実験結果について説明する。
主としてSi量を変化した、質量％で、2.9 〜3.1 ％Ｃ−1.2 〜2.8 ％Si−0.5 〜0.7 ％Mn−4.4 〜4.5 ％Ni−1.9 〜2.1 ％Cr−1.9 〜2.0 ％Ｖ−2.0 〜2.2 ％Mo−0.3 〜0.4 ％Nb−0.03〜0.04％Ti−0.05〜0.06％Ｂ−残部Feからなる組成の溶湯を溶製し、市販の接種剤（Ca−Si、Fe−Si系）でSiを0.1 〜0.5 ％接種した後、厚さ35mmのＹ型キールブロックに鋳造した。得られたキールブロックに400 〜500 ℃の温度で焼戻しする焼戻処理を行って、供試材とした。
【００１６】
これら供試材について、熱衝撃試験を実施し、耐熱衝撃性を評価した。また、これら供試材について、黒鉛組織（黒鉛粒の大きさ、形状、数）を測定し、JIS G 5502-1995 に準拠して黒鉛球状化率を算出した。黒鉛組織の測定方法、熱衝撃試験方法はつぎのとおりとした。
（１）黒鉛組織の測定
供試材表面を鏡面研磨したのち、ノーエッチで光学顕微鏡観察し、黒鉛粒の大きさ、形状、数を、画像解析装置を用いて定量した。なお、画像解析装置の解析画像の倍率は200 倍（顕微鏡倍率50倍）とした。測定結果から、JIS G5502-1995に準拠して次式で定義される黒鉛球状化率を算出した。なお、JIS G5502-1995では長さ20μm 以上の黒鉛粒を対象とするが、ここでは、黒鉛粒の面積から求められる円相当直径で20μm 以上の黒鉛粒を対象としている。
【００１７】
黒鉛球状化率（％）＝｛（ｎ_V＋ｎ_VI）／ｎ｝×100
（ここで、ｎ：円相当直径20μm 以上の黒鉛粒の総粒数 (個）、ｎ_V：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類Ｖの黒鉛粒数 (個）、ｎ_VI：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類VIの黒鉛粒数 (個））
なお、JIS G 5502-1995 に規定される形状分類Ｖ、形状分類VIの黒鉛粒は、各黒鉛粒の面積比｛（黒鉛粒面積）／（黒鉛粒の最大長さを直径とする円の面積）｝を用いて、分類した。形状分類Ｖおよび形状分類VIに分類される黒鉛粒は、面積比が0.54以上の黒鉛粒とした（井川克也：素形材、vol.37、 No.9 （1996.9） p.5、表６参照）。なお、黒鉛粒が真円のとき面積比は1.0 となる。
（２）熱衝撃試験
供試材から25mm厚の板状試験片を採取し、円盤状の相手材（材質：S45C、大きさ：190mm φ）を用いて、図５に示す構成の試験機で実施した。
【００１８】
高周波加熱コイルにより800 ℃に加熱され、100rpmで回転する円盤状の相手片（材質：S45C、大きさ：190mm φ）を25mm厚の板状試験片に荷重100kgf（980 Ｎ）で10ｓ間圧接して、板状試験片に，急加熱し除荷と同時に水冷する熱衝撃を印加した。試験後、開口の大きな亀裂が存在する位置２ヶ所で切断し断面で亀裂の最大深さを測定した。
【００１９】
得られた結果を、亀裂最大深さと黒鉛球状化率の関係で図１に示す。
図１から、溶湯中のSi含有量と接種剤の種類、量との組み合わせにより、黒鉛球状化率を15〜75％に調整すると、熱衝撃時の亀裂最大深さが浅くなることがわかる。しかし、円相当直径で20μm 以上の黒鉛粒数が10個／mm²未満では、黒鉛球状化率が15〜75％であっても、熱衝撃時の亀裂最大深さは浅くならないことを知見した。このことから、亀裂最大深さを浅くし耐熱衝撃性を向上するためには、円相当直径で20μm 以上の黒鉛粒数を所定個数（10個／mm²）以上存在させるとともに、黒鉛球状化率を適正範囲（15〜75％）内に調整することが重要になることがわかる。
【００２０】
従来の熱延ロールでは、強度・延性の向上、耐摩耗性向上のために、黒鉛を球状黒鉛とすることが一般的であった。しかし、本発明者らは、優れた耐摩耗性と耐熱衝撃性を両立させるためには、黒鉛を完全な球状黒鉛とするのではなく、適正範囲内の黒鉛球状化率に調整することが重要であることを見出した。
上記した耐熱衝撃性向上の機構については、詳細についてはまだ明らかとなってはいないが、本発明者らは次のように考えている。
【００２１】
グレン鋳鉄中に分散する黒鉛は、基地（母材）に比べて強度が著しく低いため、力学的には基地（母材）中の空孔とみなせる。基地（母材）中に空孔（黒鉛）が多数あれば、ロール表層部に熱歪が発生しても多数の空孔が少しずつ歪むことになり、熱歪が分散し、熱衝撃亀裂の形成・成長のための応力集中が避けられる。応力集中が避けられれば、亀裂の形成・成長が少なくなり、亀裂最大深さが浅くなると考えられる。また、熱衝撃亀裂の先端が空孔 (黒鉛）に突き当たると、その空孔に沿って亀裂が伝播する。黒鉛が分岐した形状をもつ場合にはその分岐形状に沿って亀裂が分岐・分散するため、亀裂最大深さが浅くなると考えられる。
【００２２】
例えば、黒鉛球状化率が15〜75％の範囲内では、黒鉛が適正に分岐した形状をもつ（図２参照）ため、亀裂の分岐・分散が適正に生じるが、黒鉛球状化率が15％未満では、黒鉛の形状がJIS G 5502-1995 に規定される形状分類でＩに近ずき、分岐が少なく細長く伸びた形状の黒鉛が多くなる。このような形状の黒鉛では、熱衝撃亀裂はその細長く伸びた形状の黒鉛に沿って成長し、亀裂最大深さが深くなると考えられる。また、黒鉛球状化率が75％を超える（図３参照）と、ほとんどの黒鉛が球状に近く分岐の少ない形状の黒鉛となり、熱応力の分散や亀裂の分岐が起こりにくくなり、亀裂最大深さが深くなると考えられる。なお、円相当直径20μm 未満の黒鉛粒は、微細すぎて熱衝撃亀裂を抑制する効果が小さいため、本発明でいう黒鉛粒数としては数えていない。
【００２３】
円相当直径20μm 以上の黒鉛粒が所定個数以上存在することにより（図２参照）、上記した熱応力や亀裂の分岐・分散効果が顕著となるが、所定個数未満（図４参照）では、黒鉛粒間隔が広くなりすぎて、熱衝撃亀裂と黒鉛粒との衝突の確率が低下し上記した熱応力の分散や亀裂の分岐が期待できなくなり、亀裂最大深さが深くなると考えられる。
【００２４】
本発明者らは、更なる検討を行い、ＶとＢを含有し、さらにAlおよび／またはTiを含有したうえ、適正Si量としたグレン鋳鉄組成の溶湯に適切な接種を行い、鋳造すると、基地 (母材）中に上記した適正に分岐した形状の黒鉛粒を分散させるた黒鉛組織とするとができることを知見した。
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）熱間圧延用複合ロールの外層に用いられるロール外層材であって、質量％で、Ｃ：2.6 〜3.5 ％、Si：1.5 〜2.5 ％、Mn：0.2 〜1.5 ％、Cr：1.0 〜2.5 ％、Mo：1.0 〜3.0 ％、Ni：2.0 〜7.0 ％、Ｖ：1.3 〜2.5 ％、Nb：0.1 〜0.8 ％、Ｂ：0.020 〜0.2 ％を含み、かつ、Ti：0.05％以下およびAl：0.1 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、円相当直径20μm 以上の黒鉛が10個／mm²以上で、円相当直径20μm 以上の黒鉛粒についての下記に定義される黒鉛球状化率
黒鉛球状化率（％）＝｛（ｎ_V＋ｎ_VI）／ｎ｝×100
（ここで、ｎ：円相当直径20μm 以上の黒鉛粒の総粒数 (個）、ｎ_V：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類Ｖの黒鉛粒数 (個）、ｎ_VI：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類VIの黒鉛粒数 (個））
が15〜75％である組織と、を有することを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Co：４％以下を含むことを特徴とする熱間圧延用ロール外層材。
（３）外層と内層が溶着一体化してなる熱間圧延用複合ロールであって、前記外層が、質量％で、Ｃ：2.6 〜3.5 ％、Si：1.5 〜2.5 ％、Mn：0.2 〜1.5 ％、Cr：1.0 〜2.5 ％、Mo：1.0 〜3.0 ％、Ni：2.0 〜7.0 ％、Ｖ：1.3 〜2.5 ％、Nb：0.1 〜0.8 ％、Ｂ：0.020 〜0.2 ％を含み、かつ、Ti：0.05％以下、Al：0.1 ％以下のうち選ばれた１種または２種を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、円相当直径20μm 以上の黒鉛粒数が10個／mm²以上で、円相当直径20μm 以上の黒鉛粒についての下記に定義される黒鉛球状化率
黒鉛球状化率（％）＝｛（ｎ_V＋ｎ_VI）／ｎ｝×100
（ここで、ｎ：円相当直径20μm 以上の黒鉛粒の総粒数 (個）、ｎ_V：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類Ｖの黒鉛粒数 (個）、ｎ_VI：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類VIの黒鉛粒数 (個））
が15〜75％である組織と、を有することを特徴とする熱間圧延用複合ロール。
（４）（３）において、前記外層が、前記組成に加えて、さらに質量％で、Co：４％以下を含むことを特徴とする熱間圧延用複合ロール。
【００２５】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（外層材）の組成限定理由について説明する。なお、組成における質量％は単に％と記す。
Ｃ：2.6 〜3.5 ％
Ｃは、Ｖ、Nb、Cr、Moと結合して、ロールの耐摩耗性を向上するための硬質炭化物形成に必須な元素であるとともに、黒鉛の晶出ならびに耐焼付き性、耐熱衝撃性を確保するために必須な元素であり、本発明では2.6 ％以上の含有を必要とする。一方、3.5 ％を超えて含有すると、共晶炭化物が多量に出現し、耐熱衝撃性を劣化させるとともに、ＭＣ型炭化物が粗大化して、耐肌荒れ性が低下する。このため、Ｃは2.6 〜3.5 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、2.8 〜3.3 ％である。
【００２６】
Si：1.5 〜2.5 ％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、Ｃの活量を増加し黒鉛を晶出させやすくする元素であり、本発明では1.5 ％以上の含有を必要とする。一方、2.5 ％を超えて含有すると、黒鉛の粗大化及び組織の粗大化を生じ、ロールの耐肌荒れ性や耐摩耗性が著しく低下する。なお、Si量を低目にすると黒鉛量が減少し、黒鉛球状化率が高くなり、一方、Si量を高目にすると黒鉛量が増加し黒鉛球状化率が低くなる傾向がある。この現象は他の合金元素とのバランスに影響されるが、好適な黒鉛形態を得るためには、1.5 〜2.5 ％の範囲で調整する必要がある。このようなことから、Siは1.5 〜2.5 ％の範囲に限定した。
【００２７】
Mn：0.2 〜1.5 ％
Mnは、溶鋼中のＳをMnS として固定し、耐摩耗性を阻害するＳを無害、安定化するために有効である。また、焼入れ性を向上させ硬さを増加させるという効果もある。このような効果を得るためには、0.2 ％以上の含有が必要である。しかし、1.5 ％を超えて含有すると凝固界面に偏析し材料を脆化させる。このため、Mnは0.2 〜1.5 ％の範囲に含有した。なお、好ましくは0.3 〜1.0 ％である。
【００２８】
Cr：1.0 〜2.5 ％
Crは、共晶炭化物を増加させ、硬質化させる元素であり、Moとともに含有させることにより、ロール圧延時の炭化物破壊を抑制し耐摩耗性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、1.0 ％以上の含有を必要とする。一方、2.5 ％を超えて含有すると、共晶炭化物が増加し、耐肌荒れ性が低下するとともに、黒鉛量が減少して耐焼付き性、耐熱衝撃性も低下する。このため、Crは1.0 〜2.5 ％に限定した。なお、好ましくは1.2 〜2.3 ％である。
【００２９】
Mo：1.0 〜3.0 ％
Moは、共晶炭化物を過度に増量させることなく、炭化物や基地を強化する作用を有し、優れた耐肌荒れ性を維持しつつ耐摩耗性を向上させる効果を有する。特に、Nbと複合して含有することにより、硬質なＭＣ型炭化物を強化し、耐摩耗性を顕著に向上させる重要な効果を発揮するが、このような効果を得るためには、1.0 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％を超えて含有すると、Mo主体の硬く脆弱な炭化物が多量に形成され、耐肌荒れ性、耐熱衝撃性が劣化する。このため、Moは1.0 〜3.0 ％に限定した。なお、好ましくは1.2 〜2.5 ％である。
【００３０】
Ni：2.0 〜7.0 ％
Niは、焼入れ性を向上し、材料の硬さを増加させて耐摩耗性を向上させる効果を有する。また、Niは黒鉛の晶出を促進させる効果も有する。このような効果は2.0 ％以上の含有で認められるが、7.0 ％を超えて含有すると、オーステナイトが著しく安定化し、残留オーステナイト量が増加し耐焼付き性を低下させる。このため、Niは2.0 〜7.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは3.0 〜6.0 ％である。
【００３１】
Ｖ：1.3 〜2.5 ％
Ｖは、硬質なＭＣ型炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。本発明では、一定レベル以上の耐摩耗性を得るために、1.3 ％以上の含有を必要とする。一方、2.5 ％を超えると、ＭＣ型炭化物が粗大化して肌荒れが発生する。さらに、焼付きが発生しやすくなったり、耐熱衝撃性が劣化する等の弊害もある。このため、Ｖは1.3 〜2.5 ％の範囲に限定した。
【００３２】
Nb：0.1 〜0.8 ％
Nbは、ＭＣ型炭化物に固溶して炭化物を強化する作用を有する元素であり、とくに、所定範囲のCr、Mo、Ｖと複合して含有することにより、炭化物を著しく強化して耐摩耗性を顕著に向上させる重要な効果を有している。また、Ｖのみの含有ではＭＣ型炭化物が羽毛状に成長して組織が粗大化し、ロールの肌荒れを誘引する。NbとＶを複合して含有することにより、ＭＣ型炭化物の羽毛状化を抑制することができ、さらにTiおよび／またはAlと複合添加することにより、Tiおよび／またはAlの酸化物、窒化物、炭化物等がNbC の晶出核となって、NbC を微細分散させるとともに、次にNbC を核としてＭＣ型炭化物が微細分散して、肌荒れが抑制されるという重要な効果がある。このような効果を得るためには、Nbは0.1 ％以上の含有を必要とする。なお、Nbが0.1 ％未満では、ＭＣ型炭化物の偏析や粗大化が発生し、肌荒れを防止できない。一方、Nbを0.8 ％を超えて含有すると、ＭＣ型炭化物がデンドライト状に粗大化するため、却って肌荒れが発生するようになる。また、遠心鋳造法で製造すると、ＭＣ型炭化物の偏析が生じる。このようなことから、Nbは0.1 〜0.8 ％の範囲に限定した。なお、ＭＣ型炭化物粗大化の観点から、Nbは0.1 〜0.5 ％とすることが好ましい。
【００３３】
Ｂ：0.020 〜0.2 ％
Ｂは、Alおよび／またはTiと共存して含有することにより、黒鉛を分岐した形状とすると共に黒鉛粒数を増加させる重要な作用を有している。またさらにＢは耐焼付き性、耐熱衝撃性を向上させる効果も有している。このような効果はAlおよび／またはTiの共存下で0.020 ％以上の含有で認められるが、0.2 ％を超えて含有すると、炭化物が脆弱化し、耐摩耗性が低下するとともに、黒鉛量も減少する。このため、Ｂは0.020 〜0.2 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.10％である。
【００３４】
Ti：0.05％以下、Al：0.1 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
Tiおよび／またはAlは、Ｂと共存して含有することにより、前記したＢの作用を発揮させる重要な元素である。
Ti、Alは、いずれも、Ｂと共存して含有することにより、黒鉛化を促進するとともに、黒鉛形状を分岐形状および／またはずんぐりとした面長形状とすることを助長し、耐焼付き性、耐熱衝撃性を向上させる重要な効果を有する。また、Tiおよび／またはAlの酸化物、窒化物、炭化物等がNb炭化物の核となり、ＭＣ炭化物を微細分散させる効果も有する。このような効果は、Tiが0.005 ％以上、Alが0.003 ％以上の含有で顕著に認められる。一方、Tiを0.05％を超えて含有すると、微細ＭＣ型炭化物が密集し、その部分で大きな肌荒れを発生させる。また、Alを0.1 ％を超えて含有すると、溶湯の流動性が低下して鋳造欠陥が発生しやすくなる。このため、Tiは0.05％以下、Alは0.1 ％以下に限定した。なお、Al、Tiのいずれも含有しない場合には、耐焼付き性、耐熱衝撃性が著しく劣化すると共に、ＭＣ型炭化物を粗大化し、顕著な肌荒れ性が発生する。なお、Tiは0.01〜0.04％とすることが好ましい。また、Alは0.01〜0.07％とすることが好ましい。
【００３５】
つぎに、本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（外層材）の組織限定理由について説明する。
本発明の熱間圧延用複合ロールの外層（外層材）では、上記した組成範囲内としたうえで、さらに円相当径が20μm 以上の黒鉛が10個／mm²以上で、かつその円相当直径が20μm 以上の黒鉛についての黒鉛球状化率が15〜75％となる組織を有する。
【００３６】
円相当直径が20μm 以上の黒鉛粒数：10個／mm²以上
円相当直径が20μm 以上の黒鉛は、絞り事故などで発生する熱応力や熱歪を分散・吸収する作用があり、また、熱衝撃亀裂の発生・成長を抑制する作用を有する。円相当直径が20μm 未満の微細な黒鉛ではこのような作用は小さい。なお、円相当直径が20μm 未満の微細黒鉛は、過度に存在すると耐摩耗性や耐肌荒れ性を劣化させる原因になるため、500 個／mm²以下とすることが好ましい。より好ましくは200 個／mm²以下である。
【００３７】
また、円相当直径が20μm 以上の黒鉛粒数が10個／mm²未満では、熱応力や熱歪の分散効果が不十分となり、さらに、熱衝撃亀裂が黒鉛に突き当たる確立が減少して亀裂を分岐・分散させる効果が減少する。このため、本発明では円相当直径が20μm 以上の黒鉛粒数を10個／mm²以上に限定した。なお、好ましくは、耐熱衝撃性と耐摩耗性を両立させる観点から円相当直径が20μm 以上の黒鉛粒数12個／mm²以上35個／mm²以下である。
【００３８】
円相当直径が20μm 以上の黒鉛についての黒鉛球状化率：15〜75％
本発明における黒鉛球状化率は、下記に定義される黒鉛球状化率を用いるものとする。
黒鉛球状化率（％）＝｛（ｎ_V＋ｎ_VI）／ｎ｝×100
ここで、ｎ：円相当直径20μm 以上の黒鉛粒の総粒数 (個）、
ｎ_V：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類Ｖの黒鉛粒数 (個）、
ｎ_VI：JIS G 5502-1995 に規定される形状分類VIの黒鉛粒数 (個）
なお、JIS G 5502-1995 に規定される形状分類Ｖ、形状分類VIの黒鉛粒は、各黒鉛粒の面積比｛（黒鉛粒面積）／（黒鉛粒の最大長さを直径とする円の面積）｝を用いて、分類し、形状分類ＶおよびVIに分類される黒鉛粒は、面積比が0.54以上の黒鉛粒とする（井川克也：素形材、vol.37、 No.9 （1996.9） p.5、表６参照）。
【００３９】
上記した黒鉛球状化率を15〜75％の範囲内、すなわち黒鉛を、完全な球状ではなく、ズングリとした面長形状および／または分岐した形状とすることにより、熱衝撃時に熱応力や熱歪が作用した際に、黒鉛が少しづつ変形し熱応力や熱歪を吸収・分散したり、あるいは黒鉛形状に沿って熱亀裂を分岐・分散させて、耐熱衝撃性を向上させる。図１に示すように、黒鉛球状化率が15％未満では、細長く伸びた片状黒鉛が増大し、その片状黒鉛に沿って亀裂が容易に伝播・成長し、熱衝撃亀裂最大深さが深くなるため、耐熱衝撃性が低下する。さらに、片状黒鉛に沿って摩擦面の欠落が発生しやすくなり、耐摩耗性および耐肌荒れ性が低下する。また、黒鉛球状化率が75％超えでは、球状に近い黒鉛が増えて、熱亀裂を分岐・分散させる効果が減少し、図１に示すように熱衝撃亀裂最大深さが深くなり、耐熱衝撃性が低下する。また、黒鉛が多すぎても摩擦面の有効面積が減少するため、耐摩耗性、耐肌荒れ性が劣化する。
【００４０】
本発明の最大の特徴は、優れた耐摩耗性と耐熱衝撃性を両立するために、黒鉛形態を特定した組織とする点にある。黒鉛組織を上記したように特定することにより、優れた耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐焼付き性および耐熱衝撃性を兼備した熱間圧延作業用ロール外層（外層材）となる。
つぎに、本発明の熱間圧延用複合ロールの好ましい製造方法について説明する。
【００４１】
本発明では、ロール外層材の製造方法は特に限定されないが、上記した組成の溶湯を、遠心鋳造法で所定の寸法形状のロール外層材とすることが製造コストの観点から好ましい。なお、一般的に合金鋳鉄系材料中に生成する黒鉛は、母溶鉄に含まれる不可避的不純物（例えば、0.01％未満のCu、Ｐ、Ｓ、Zn、Pb、As、Sn、Sb、Ce、Ra、Ｗ等や500ppm以下のＮ、あるいは200ppm以下のＯ）の量や、溶解温度、溶解時間などが影響して、量や形状が変化するため、成分限定のみでは好適黒鉛形状を得ることは困難であり、また、好適黒鉛形状を得るための統一的手法を開示することも困難である。
【００４２】
しかし、本発明成分範囲であれば、Ca−Si系接種剤やFe−Si系接種剤の添加を適切に行うことによって、本発明の好適黒鉛形状を持つ黒鉛を出現させることが可能となる。ここで、接種中のSiとCaは黒鉛を増量する作用を持ち、とくにCaは黒鉛量の増加と黒鉛の先端に丸みを持たせる効果が大きく、Siは片状型の黒鉛を出現させる作用を有する。
【００４３】
本発明の成分範囲において、黒鉛が少ない、あるいは球状化率が高い場合、Ca−Si系接種剤かFe−Si系接種剤の添加量を増加することが推奨され、逆に黒鉛球状化率が低すぎるか黒鉛が多すぎる場合は接種剤添加量を減ずることが推奨される。なお、接種剤の添加量はSi量で0.1 〜0.6 質量％とすることが好ましい。
なお、市販のFe−Si系接種剤はCaを０〜３％程度含有するものが多く、Ca−Si系接種剤はCaを20〜40％含有するものが多い。また、これらの接種剤にはAl、Ba、Sr等を含んだものも存在するが、本発明における好適な黒鉛組織の形成を阻害するものではなく、接種材の種類を限定する必要はない。
【００４４】
遠心鋳造法で所定の寸法形状のロール外層材を鋳造する場合、ロール外層材の凝固途中あるいは完全凝固後に、鋳型の回転を停止し内層材を静置鋳造して、複合ロールとすることが好ましい。これによりロール外層材の内面側が再溶解され外層と内層が溶着一体化した、複合ロールとなる。
静置鋳造される内層は、鋳造性と機械的性質に優れた球状黒鉛鋳鉄やいも虫状黒鉛鋳鉄あるいは黒鉛鋼などを用いるのが好ましい。また、外層と内層の間に、黒鉛鋼や高炭素鋼からなる中間層を設けてもよい。遠心鋳造法でロールを製造する場合、中間層は、外層の遠心鋳造に引きつづいて、遠心鋳造すれば良い。
【００４５】
なお、以上の説明は、主として、鋼板の熱間圧延用ロールを対象に説明してきたが、本発明は、鋼板の熱間圧延用複合ロールに限定されることはなく、カリバー付き鋼管圧延用複合ロールに適用しても何ら問題ないことはいうまでもない。なお、鋼管圧延用のスリーブ式ロールを製造する場合は、外層を遠心鋳造後、球状黒鉛鋳鉄や、高炭素鋼を内層材として、遠心鋳造すれば良い。
【００４６】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成の溶湯を溶解し、表１に示す接種剤でSiを0.1 〜0.4 質量％接種した後、遠心鋳造法によりリングロール（外径：250mm φ、肉厚：80mm）を鋳造した。なお、鋳込み温度は1450℃、遠心力は、重力倍数で160 Ｇとした。鋳造後、850 〜900 ℃から焼入れ400 ℃〜500 ℃で焼戻す熱処理を施した。焼戻し後の硬さは、Hs77〜84であった。なお、Niグレン鋳鉄を従来例（No.NiG）とした。
【００４７】
得られたこれらリングロールから試験片を採取し、黒鉛組織の測定、摩耗試験、焼付き試験、熱衝撃試験を行った。黒鉛組織の測定は、前記した方法と同様とした。他の試験方法はつぎのとおりとした。
（１）摩耗試験
リングロールから試験片（大きさ：60mmφ）を採取し、相手材（材質：S45C、大きさ：190mm φ）と試験片の２円盤すべり摩耗方式の摩耗試験機を用いて摩耗試験を実施した。回転数700rpmで試験片を回転させ、荷重：100kgf（980N）、すべり率：10％として相手材と150min間転動させた。なお、相手材は高周波加熱コイルにより780 ℃に加熱し、試験片は水冷した。試験後、試験片の摩耗減量（摩耗量）を測定した。さらに試験片表面を目視で観察し、凹凸状の肌荒れが目立つ場合（おおよそ20μm Ｒz _JIS以上（Ｒz _JIS：十点平均粗さ）、2.5 μm Ra以上（Ｒa ：中心線平均粗さ）に相当）を、肌荒れ有り（×）とし、それ以外を肌荒れなし（○）として、耐肌荒れ性を評価した。なお、Ｒz _JIS、Ｒa はJIS B 0601-2001 に準拠した値である。
（２）焼付き試験
リングロールから試験片（25mm厚板状）を採取し、図５に示す方式の試験機で焼付き試験を実施した。高周波加熱コイルにより、900 ℃に加熱されて150rpmで回転する円板状の相手材（材料：SUS410、大きさ：190mm φ）を荷重100kgf（980N）で10ｓ間、試験片（25mm厚板状）に圧接した。試験後の試験片表面に相手材（金属）のへばり付きがある場合を「焼付き有り」（×）、へばり付きがなく表面が摩耗している場合を「焼付きなし」（○）として、耐焼付き性を評価した。
（３）熱衝撃試験
リングロールから試験片（25mm厚の板状）を採取し、円板状の相手材（材質：S45C）、大きさ：190mm φ）を用いて、図５に示す構成の試験機で実施した。
【００４８】
高周波加熱コイルにより820 ℃に加熱され、150rpmで回転する円板状の相手材を荷重100kgf（980N）で15ｓ間、試験片（25mm厚板状）に圧接して、試験片を急加熱し、除荷と同時に水冷して試験片に熱衝撃を印加した。試験後、浸透探傷試験を実施し、現象液のしみが大きい２ヶ所で切断し、断面を観察して亀裂の最大深さ（mm）を測定した。従来例（亀裂最大深さ：2.4 mm）以下を耐熱衝撃性良好として、耐熱衝撃性を評価した。
【００４９】
得られた結果を表２に示す。
【００５０】
【表１】

【００５１】
【表２】

【００５２】
本発明例（リングロールNo. Ｂ〜Ｊ）はいずれも、従来例（リングロールNo. NiＧ）の1.5 倍を超える（摩耗量が2/3 未満）優れた耐摩耗性を有するとともに、肌荒れや焼付きの発生がなく、かつ、熱衝撃亀裂の深さが従来例（リングロールNo. NiＧ）より小さく、耐熱衝撃性にも優れたものとなっている。
一方、本発明の範囲から外れる比較例は、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐焼付き性および耐熱衝撃性のうち、いずれか一つ以上の特性が著しく劣化している。
【００５３】
Si量が本発明範囲を低く外れ、黒鉛粒数が少なく、黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ａ）は、熱衝撃亀裂深さが深く、耐熱衝撃性が劣化している。また、黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｋ）は、熱衝撃亀裂深さが深く、耐熱衝撃性が劣化している。Si量が本発明範囲を低く外れ、黒鉛粒数が極めて少なく、黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｌ）は、焼付きが生じ耐焼付き性が低下するとともに、熱衝撃亀裂深さが深く、耐熱衝撃性が劣化している。
【００５４】
また、Nb量が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｍ）は、肌荒れ性が生じ耐肌荒れ性が低下するとともに、熱衝撃亀裂深さが深く、耐熱衝撃性が劣化している。Nbが無添加で、Al、Tiのいずれも含有されないことから黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｎ）は肌荒れが生じ耐肌荒れ性が低下するとともに、熱衝撃亀裂深さが深く、耐熱衝撃性が劣化している。MoとＶ量が本発明範囲を高く外れ、Nbが無添加の比較例（No. Ｏ）は、肌荒れと焼付きが生じ耐肌荒れ性および耐焼付き性が低下するとともに、熱衝撃亀裂深さが深く、耐熱衝撃性が劣化している。
【００５５】
また、Ｃ量が本発明範囲を低く外れ、黒鉛粒数が少なく、さらに黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｐ）は、焼付きが生ずるとともに深い亀裂が発生し、耐焼付き性、耐熱衝撃性が劣化している。Ｗを含有し、ＢおよびAl／Tiのいずれも含有せず、黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｑ）は極めて深く粗大な亀裂が発生し、耐熱衝撃性が顕著に低下している。Ｗを含有し、Ｖ量が本発明範囲を低く外れ、Nb量とTi量が本発明範囲を高く外れ、さらにＢを含有しない比較例（No. Ｒ）は、皺状の著しい肌荒れが発生し、深い亀裂が発生して耐肌荒れ性、耐熱衝撃性が低下している。また、耐摩耗性もほとんど向上していない。また、Si量、Mo量、Ｖ量が本発明範囲を低く外れ、Ti量が本発明範囲を高く外れて、黒鉛球状化率が本発明範囲を高く外れた比較例（No. Ｓ）は、耐摩耗性の向上が不十分であり、かつ、皺状の肌荒れも発生し耐肌荒れ性が低下している。
【００５６】
このように、本発明例は、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐焼付き性に優れ、さらに従来例（リングロールNo. NiＧ）に勝る極めて優れた耐熱衝撃性、とを兼備したロール外層材となっている。
（実施例２）
表３に示す組成の外層材用溶湯を低周波炉で溶解し、該溶湯を取鍋に注湯した際にFe−SiでSiを0.2 ％接種し、さらに該取鍋から遠心鋳造機に鋳造する際に、さらにCa−SiをSiで0.2 ％接種し、ロール外層の厚みが120mm になるように遠心鋳造した。なお、遠心力は、重力倍数で160 Ｇとした。外層が凝固した後に鋳型の回転を停止、鋳型を立てて内層材（球状黒鉛鋳鉄）を鋳造して、外層と内層を金属結合した複合ロールとした。ついで、この複合ロールに、880 ℃に加熱保持した後、空冷し、その後、400 〜500 ℃で焼戻す熱処理を施し、外層の硬さを80〜82Hsとした。
【００５７】
熱処理後、ロール外層の胴端部から化学成分分析用試験片と組織観察用試験片を採取した。なお、内層についてはロール軸端の中心部から化学成分分析用試験片を採取した。化学成分分析用試験片と組織観察用試験片を用いて、ロール外層および内層の化学成分、および外層の黒鉛組織を定量した。なお、黒鉛組織の定量方法は前記した方法と同じとした。
【００５８】
得られた複合ロールを、熱間仕上圧延ミルのF7スタンドの作業ロールとして投入し、炭素鋼100 本の試験圧延を実施した。なお、そのうちの２本で絞り圧延を再現し、焼付き状況と絞りスラックの深さを確認した。
得られた結果を表３に示す。
【００５９】
【表３】

【００６０】
本発明例（複合ロールNo.1）は、従来ロールであるNiＧ鋳鉄ロールの1.7 倍の極めて良好な耐摩耗性を示し、肌荒れを発生しないことが確認された。また、絞り圧延において焼付きの発生もなく、絞りスラックの深さは、いずれも0.4mm 以下で、極めて優れた耐事故性を有することが確認された。
【００６１】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼板の熱間圧延の後段圧延スタンド用ロールとして、優れた耐摩耗性、耐焼付き性、耐肌荒れ性および耐熱衝撃性を兼備した複合ロールが安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の複合ロールは、鋼板の熱間圧延において絞り事故の多発する、後段圧延スタンド用ロールとして安定して使用できる。また、本発明の複合ロールは、優れた耐焼付き性、耐肌荒れ性および耐摩耗性が要求される鋼管用圧延ロールとしても適用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱衝撃亀裂最大深さと黒鉛球状化率との関係を示すグラフである。
【図２】本発明範囲の黒鉛形状（黒鉛球状化率：27.5％）、黒鉛粒数（20μm 以上の黒鉛粒数：24.5個／mm²) を有する組織の一例を示すエッチングなしの光学顕微鏡組織写真である。
【図３】本発明範囲を外れる黒鉛形状（黒鉛球状化率：81.7％）、黒鉛粒数（20μm 以上の黒鉛粒数：8.6 個／mm²) を有する組織の一例を示すエッチングなしの光学顕微鏡組織写真である。
【図４】本発明範囲を外れる黒鉛形状（黒鉛球状化率：53.0％）、黒鉛粒数（20μm 以上の黒鉛粒数：6.6 個／mm²) を有する組織の一例を示すエッチングなしの光学顕微鏡組織写真である。
【図５】焼付き試験、熱衝撃試験で使用した試験機の概要を模式的に示す説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a composite roll for hot rolling, in particular, excellent in wear resistance, seizure resistance, rough surface resistance and thermal shock resistance, and suitable for hot rolling finishing mills and seamless steel pipe making. The present invention relates to a rolling composite roll.
[0002]
[Prior art]
In recent years, the progress of hot rolling technology for steel plates and steel pipes has been remarkable, and accordingly, there has been a strong demand for improvement in characteristics of the hot rolling rolls used, particularly wear resistance. In response to this demand for improved wear resistance, the outer layer composition is similar to that of the high-speed tool steel composition, and hard carbides are precipitated to significantly improve the wear resistance (hereinafter referred to as high speed roll). (Also called system roll) has been developed and put into practical use.
[0003]
On the other hand, rolling stands and mills that tend to cause rolling accidents in the material to be rolled and seizure of the material to be rolled are hot rolled with Ni-grain cast iron rolls that contain graphite and have excellent seizure resistance. I came. Inclusion of graphite in the hot rolling roll is effective in preventing seizure because graphite is rich in lubricity. However, the conventional Ni grain cast iron roll has a problem that the wear resistance is inferior and, therefore, the roll life is short. On the other hand, high-speed rolls with excellent wear resistance have problems in terms of accident resistance, such as rough thermal shock cracks generated by squeezing accidents and seizure. For example, a high-speed roll finish post-stage stand with a high frequency of drawing rolling accidents cannot stably use a high-speed roll, and a large amount of Ni-grain cast iron roll is still used.
[0004]
For such a problem, for example, Patent Document 1 proposes a hot rolling roll in which 1.0 to 5.0% V is added to Ni grain cast iron to improve wear resistance. Further, in Patent Document 2, when 2.0 to 8.0% V is added to Ni-glen cast iron, and 0.2 to 10% MC type carbide appears in addition to 0.5 to 5% graphite, the wear resistance is improved. A hot rolling roll has been proposed. Furthermore, Patent Document 3 discloses a high-speed cast iron containing graphite containing 2 to 10% Cr, 0.1 to 10% W, and one or two of V and Nb in total, 1.5 to 10%. Materials have been proposed.
[0005]
In steel pipe rolling as well as steel plate rolling, there is a strong demand for improving seizure resistance and wear resistance to hot rolling rolls.
Recently, in order to improve the quality and efficient production of rolled products, increasing the rolling speed and increasing the amount of continuous rolling have been aimed at, and the usage environment of hot rolling rolls has become increasingly severe. Furthermore, there are demands for hot rolling work rolls that have excellent wear resistance and seizure resistance as well as excellent surface roughness resistance due to the high alloying of the material to be rolled and stricter surface quality requirements of the rolled product.
[0006]
For example, Patent Document 4 proposes a hot rolling roll that controls the content of Nb and W to suppress gravity segregation of carbides and suppress the occurrence of rough skin. Patent Document 5 discloses a wear-resistant hot rolling roll that limits the total content of Cr, V, and Nb to 3% or less, crystallizes 2% or more of graphite, and suppresses the occurrence of rough skin. Proposed. In addition, these wear-resistant hot rolling rolls crystallize spheroidized graphite grains from the viewpoint of improving wear resistance and rough skin resistance.
[0007]
[Patent Document 1]
JP-A-1-287248
[Patent Document 2]
JP-A-6-335712
[Patent Document 3]
JP-A-6-256889
[Patent Document 4]
Japanese Patent Application No. 2001-20335
[Patent Document 5]
Japanese Patent Application No. 2001-181780
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
However, the rolls for hot rolling manufactured by the techniques described in Patent Document 4 and Patent Document 5 have low thermal shock resistance, and the required thermal resistance, seizure resistance, and rough skin resistance, as well as thermal shock resistance. It was impossible to satisfy at the same time.
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, and is excellent in both wear resistance, seizure resistance, skin roughness resistance, and thermal shock resistance, and is a roll outer layer material for hot rolling and a composite for hot rolling. The purpose is to propose a role.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors diligently studied various factors that affect the wear resistance, seizure resistance, skin roughness resistance, and thermal shock resistance of a hot rolling roll.
It has been well known that the wear resistance is improved by adding a large amount of V, Nb, Mo, Cr and W. However, according to the study by the present inventors, when the amount of Cr or W is increased for the purpose of improving the wear resistance, the rough skin becomes more remarkable. Further, when Cr and W are increased simultaneously with V (Nb), seizure resistance and thermal shock resistance deteriorate. This is presumably because the eutectic carbide formed of Cr and W causes rough skin and seizure, and promotes the propagation of thermal shock cracks.
[0010]
Thus, although Cr and W have an effect of improving wear resistance, they have a tendency to promote the occurrence of rough skin, seizure, and thermal shock cracks. It was found that Cr should be kept to the minimum necessary amount, and W should not be added. In addition, it is effective for acceleration | stimulation of graphitization to make Cr contain minimum necessary content and to add W, and it contributes also to the improvement of the seizure resistance as well as the improvement of the rough skin resistance.
[0011]
Further, according to the study by the present inventors, V needs to contain 1.3% by mass or more in order to ensure the minimum wear resistance necessary for a hot rolling roll. However, when V is contained in an amount of 1.3% by mass or more, coarse MC carbides are crystallized. This coarse MC carbide remains convex on the roll surface during hot rolling, and induces rough skin. The present inventors have conducted further studies on a method for suppressing crystallization of coarse MC carbide, and have found that it is preferable to add Nb simultaneously with V. Nb forms Nb carbide, and MC carbide crystallizes with Nb carbide as a nucleus. For this reason, the coarsening of MC carbide is suppressed to a certain level or less.
[0012]
When Al or Ti is further added in addition to V and Nb, an extremely fine compound (oxide, nitride, carbide, etc.) of Al or Ti is first generated and finely dispersed in the matrix. This fine compound of Al or Ti significantly promotes the fine dispersion of NbC as a NbC production nucleus. Since MC carbide grows with this finely dispersed NbC as a nucleus, coarsening can be remarkably prevented and rough skin caused by coarse MC carbide can be prevented. However, even when Nb and Al and / or Ti are contained, if V is contained in an amount exceeding 2.5% by mass, MC carbides are excessively increased and rough skin is likely to occur.
[0013]
As described above, in addition to V and Nb, it is possible to simultaneously improve the wear resistance, rough skin resistance and seizure resistance of the Glen Cast Iron Rolling Roll by containing an appropriate amount of Al and / or Ti. However, within this range, for example, if the graphite is reduced or the graphite shape is made spherical to further improve the wear resistance, the thermal shock crack tends to become coarse when a squeeze accident is encountered, and the depth is 4 mm. Coarse drawn cracks exceeding 1 mm may be formed, and there is a problem of deteriorating the roll life and the rolling unit.
[0014]
In order to improve the thermal shock resistance of the hot rolling roll, the present inventors have intensively studied various factors affecting the thermal shock resistance of the high wear-resistant Glen cast iron roll. As a result, the present inventors controlled the form of graphite dispersed in the base of the Glen cast iron to disperse the thermal stress (thermal strain) generated at the time of the squeeze accident, branch the thermal shock crack, It came to mind that it was possible to reduce the depth of impact cracking.
[0015]
First, basic experimental results performed by the present inventors will be described.
2.9-3.1% C-1.2-2.8% Si-0.5-0.7% Mn-4.4-4.5% Ni-1.9-2.1% Cr-1.9-2.0% V-2.0-2.2 % Mo-0.3 to 0.4% Nb-0.03 to 0.04% Ti-0.05 to 0.06% B--Melting molten metal consisting of Fe and the balance Fe, Si is added with a commercially available inoculum (Ca-Si, Fe-Si system) After inoculating 0.1 to 0.5%, it was cast into a Y-type keel block having a thickness of 35 mm. The obtained keel block was tempered at a temperature of 400 to 500 ° C. to obtain a test material.
[0016]
These specimens were subjected to a thermal shock test and evaluated for thermal shock resistance. Further, the graphite structure (size, shape and number of graphite grains) of these test materials was measured, and the graphite spheroidization ratio was calculated according to JIS G 5502-1995. The measurement method of the graphite structure and the thermal shock test method were as follows.
(1) Measurement of graphite structure
The surface of the test material was mirror-polished and then observed with an optical microscope without etching, and the size, shape, and number of graphite grains were quantified using an image analyzer. The magnification of the analysis image of the image analysis apparatus was 200 times (microscope magnification 50 times). From the measurement results, the graphite spheroidization ratio defined by the following formula was calculated based on JIS G5502-1995. In addition, in JIS G5502-1995, graphite grains having a length of 20 μm or more are targeted, but here, graphite grains having a circle-equivalent diameter determined from the area of the graphite grains of 20 μm or more are targeted.
[0017]
Graphite spheroidization rate (%) = {(n _V + N _VI ) / N} × 100
(Where n is the total number of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more (pieces), n _V : Number of graphite particles of shape classification V specified in JIS G 5502-1995 (pieces), n _VI : Number of graphite particles of shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 (pieces))
The graphite particles of shape classification V and shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 are the ratio of the area of each graphite particle {(graphite particle area) / (the area of a circle whose diameter is the maximum length of graphite particles). )}. Graphite grains classified into shape classification V and shape classification VI were graphite grains having an area ratio of 0.54 or more (see Katsuya Igawa: Shaped material, vol.37, No.9 (1996.9) p.5, Table 6). ). When the graphite grains are perfect circles, the area ratio is 1.0.
(2) Thermal shock test
A 25 mm-thick plate-shaped test piece was collected from the test material, and a disk-shaped mating material (material: S45C, size: 190 mmφ) was used, and the test was performed with a testing machine having the configuration shown in FIG.
[0018]
A disk-shaped mating piece (material: S45C, size: 190mmφ) heated to 800 ° C by a high-frequency heating coil and rotating at 100rpm is pressed against a 25mm-thick plate-shaped specimen for 10s at a load of 100kgf (980 N). Then, a thermal shock was applied to the plate-shaped specimen, which was rapidly heated and cooled with water simultaneously with unloading. After the test, the sample was cut at two locations where large cracks existed, and the maximum depth of the cracks was measured in cross section.
[0019]
The obtained results are shown in FIG. 1 in relation to the maximum crack depth and the graphite spheroidization rate.
FIG. 1 shows that the maximum crack depth during thermal shock becomes shallower when the graphite spheroidization ratio is adjusted to 15 to 75% by the combination of the Si content in the molten metal and the type and amount of the inoculum. However, the number of graphite grains with a circle equivalent diameter of 20 μm or more is 10 / mm. ² It was found that the maximum crack depth during thermal shock does not become shallow even when the graphite spheroidization ratio is 15 to 75%. For this reason, in order to reduce the maximum crack depth and improve thermal shock resistance, a predetermined number (10 / mm) of graphite particles with a circle equivalent diameter of 20 μm or more is required. ² It can be seen that it is important to adjust the graphite spheroidization ratio within the appropriate range (15 to 75%).
[0020]
In conventional hot-rolling rolls, it has been common to use graphite as spherical graphite in order to improve strength, ductility, and wear resistance. However, in order to achieve both excellent wear resistance and thermal shock resistance, the inventors of the present invention need to adjust the graphite spheroidization ratio within an appropriate range rather than making the graphite completely spherical graphite. I found out.
The details of the mechanism for improving the thermal shock resistance described above have not yet been clarified, but the present inventors consider as follows.
[0021]
Graphite dispersed in the Glen cast iron has a remarkably lower strength than the base (base material), and therefore can be considered mechanically as a void in the base (base material). If there are many holes (graphite) in the base (base material), even if thermal strain occurs in the roll surface layer, many holes will be distorted little by little. Stress concentration for formation and growth is avoided. If stress concentration is avoided, the formation and growth of cracks will decrease, and the maximum crack depth will be shallow. In addition, when the tip of a thermal shock crack hits a hole (graphite), the crack propagates along the hole. When graphite has a branched shape, cracks branch and disperse along the branched shape, so the maximum crack depth is considered to be shallow.
[0022]
For example, if the graphite spheroidization ratio is in the range of 15 to 75%, the graphite has a properly branched shape (see FIG. 2), so that crack branching / dispersion occurs properly, but the graphite spheroidization ratio is 15%. If it is less than 1, the shape of graphite is close to I in the shape classification defined in JIS G 5502-1995, and there are many graphites with a shape that is elongated and elongated with few branches. In such a shape of graphite, it is considered that the thermal shock crack grows along the elongated elongated shape of graphite, and the maximum depth of the crack is increased. Also, when the spheroidization ratio exceeds 75% (see Fig. 3), most of the graphite becomes spherical and has a shape with few branches, and thermal stress distribution and crack branching hardly occur, and the maximum crack depth Is thought to be deeper. Note that graphite grains having an equivalent circle diameter of less than 20 μm are not counted as the number of graphite grains in the present invention because they are too fine and have little effect of suppressing thermal shock cracking.
[0023]
The presence of a predetermined number or more of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more (see FIG. 2) makes the above-described effects of thermal stress and crack branching / dispersion remarkable. It is considered that the grain spacing becomes too wide, the probability of collision between the thermal shock crack and the graphite grains decreases, the above-mentioned thermal stress distribution and crack branching cannot be expected, and the maximum crack depth is increased.
[0024]
The inventors further examined, containing V and B, further containing Al and / or Ti, and appropriately inoculating the molten iron of the Glen cast iron composition with an appropriate Si amount, and casting, It has been found that a graphite structure can be obtained in which the above-mentioned properly branched graphite particles are dispersed in the base (base material).
The present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) Roll outer layer material used for the outer layer of a composite roll for hot rolling, and in mass%, C: 2.6 to 3.5%, Si: 1.5 to 2.5%, Mn: 0.2 to 1.5%, Cr: 1.0 to 2.5%, Mo: 1.0 to 3.0%, Ni: 2.0 to 7.0%, V: 1.3 to 2.5%, Nb: 0.1 to 0.8%, B: 0.020 to 0.2%, and Ti: 0.05% or less and Al: 10 / mm of graphite containing one or two selected from 0.1% or less, balance Fe and unavoidable impurities, and equivalent circle diameter of 20μm or more ² The graphite spheroidization rate defined below for graphite grains with an equivalent circle diameter of 20 μm or more
Graphite spheroidization rate (%) = {(n _V + N _VI ) / N} × 100
(Where n is the total number of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more (pieces), n _V : Number of graphite particles of shape classification V specified in JIS G 5502-1995 (pieces), n _VI : Number of graphite particles of shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 (pieces))
A roll outer layer material for hot rolling, characterized by having a structure of 15 to 75%. (2) In (1), in addition to the said composition, the roll outer-layer material for hot rolling characterized by including Co: 4% or less by the mass% further.
(3) A composite roll for hot rolling in which an outer layer and an inner layer are integrated by welding, wherein the outer layer is in mass%, C: 2.6 to 3.5%, Si: 1.5 to 2.5%, Mn: 0.2 to 1.5% , Cr: 1.0-2.5%, Mo: 1.0-3.0%, Ni: 2.0-7.0%, V: 1.3-2.5%, Nb: 0.1-0.8%, B: 0.020-0.2%, and Ti: 0.05 % Or less, Al: One or two selected from 0.1% or less, the composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the number of graphite grains with an equivalent circle diameter of 20 μm or more is 10 pieces / mm ² The graphite spheroidization rate defined below for graphite grains with an equivalent circle diameter of 20 μm or more
Graphite spheroidization rate (%) = {(n _V + N _VI ) / N} × 100
(Where n is the total number of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more (pieces), n _V : Number of graphite particles of shape classification V specified in JIS G 5502-1995 (pieces), n _VI : Number of graphite particles of shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 (pieces))
A roll for hot rolling characterized by having a structure of 15 to 75%.
(4) The composite roll for hot rolling according to (3), wherein, in addition to the composition, the outer layer further includes 4% or less of Co by mass%.
[0025]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reason for limiting the composition of the outer layer (outer layer material) of the composite roll for hot rolling of the present invention will be described. The mass% in the composition is simply referred to as%.
C: 2.6-3.5%
C combines with V, Nb, Cr, and Mo, and is an essential element for hard carbide formation to improve the wear resistance of rolls, as well as ensuring crystallization of graphite, seizure resistance, and thermal shock resistance. It is an essential element to achieve this, and in the present invention, it is necessary to contain 2.6% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.5%, a large amount of eutectic carbide appears and the thermal shock resistance is deteriorated, and the MC type carbide is coarsened to deteriorate the rough skin resistance. For this reason, C was limited to the range of 2.6 to 3.5%. In addition, Preferably, it is 2.8 to 3.3%.
[0026]
Si: 1.5-2.5%
Si is an element that acts as a deoxidizer and increases the activity of C to facilitate crystallization of graphite. In the present invention, it is necessary to contain 1.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, the coarsening of the graphite and the coarsening of the structure occur, and the skin resistance and abrasion resistance of the roll are significantly reduced. When the Si amount is low, the amount of graphite decreases and the graphite spheroidization rate increases. On the other hand, when the Si amount is high, the graphite amount increases and the graphite spheroidization rate tends to decrease. This phenomenon is affected by the balance with other alloy elements, but in order to obtain a suitable graphite form, it is necessary to adjust in the range of 1.5 to 2.5%. For these reasons, Si was limited to the range of 1.5 to 2.5%.
[0027]
Mn: 0.2 to 1.5%
Mn is effective for fixing S in molten steel as MnS, and harming and stabilizing S that inhibits wear resistance. It also has the effect of improving hardenability and increasing hardness. In order to obtain such an effect, the content of 0.2% or more is necessary. However, if it exceeds 1.5%, it segregates at the solidification interface and embrittles the material. For this reason, Mn was contained in the range of 0.2 to 1.5%. In addition, Preferably it is 0.3 to 1.0%.
[0028]
Cr: 1.0-2.5%
Cr is an element that increases the eutectic carbide and hardens it. When Cr is contained together with Mo, it has an effect of suppressing carbide destruction during roll rolling and improving wear resistance. In order to obtain such an effect, a content of 1.0% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, the eutectic carbide increases and the rough skin resistance decreases, and the amount of graphite decreases to reduce the seizure resistance and thermal shock resistance. For this reason, Cr was limited to 1.0 to 2.5%. In addition, Preferably it is 1.2 to 2.3%.
[0029]
Mo: 1.0-3.0%
Mo has an effect of strengthening carbides and bases without excessively increasing the amount of eutectic carbide, and has an effect of improving wear resistance while maintaining excellent skin roughness resistance. In particular, by containing it in combination with Nb, it exerts an important effect of strengthening hard MC type carbides and significantly improving wear resistance. To obtain such an effect, 1.0% or more It is necessary to contain. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, a large amount of Mo-based hard and brittle carbides are formed, resulting in deterioration of rough skin resistance and thermal shock resistance. For this reason, Mo was limited to 1.0 to 3.0%. In addition, Preferably it is 1.2 to 2.5%.
[0030]
Ni: 2.0-7.0%
Ni has the effect of improving hardenability, increasing the hardness of the material, and improving wear resistance. Ni also has the effect of promoting crystallization of graphite. Such an effect is recognized when the content is 2.0% or more. However, when the content exceeds 7.0%, austenite is remarkably stabilized, the amount of retained austenite is increased, and seizure resistance is lowered. For this reason, Ni was limited to the range of 2.0 to 7.0%. In addition, Preferably it is 3.0 to 6.0%.
[0031]
V: 1.3-2.5%
V is an element that forms a hard MC type carbide and has an effect of improving wear resistance. In the present invention, a content of 1.3% or more is required in order to obtain a certain level or more of wear resistance. On the other hand, when it exceeds 2.5%, MC type carbides become coarse and rough skin occurs. Furthermore, there are also problems such as seizure being easily generated and thermal shock resistance being deteriorated. For this reason, V was limited to the range of 1.3 to 2.5%.
[0032]
Nb: 0.1-0.8%
Nb is an element that has the effect of strengthening carbides by dissolving in MC type carbides. In particular, Nb is combined with Cr, Mo, and V in a predetermined range to significantly strengthen carbides and wear resistance. It has an important effect of remarkably improving. In addition, when only V is contained, the MC type carbide grows in a feather shape, the structure becomes coarse, and the roll becomes rough. By containing Nb and V in combination, it is possible to suppress feathering of MC-type carbides, and further by adding Ti and / or Al in combination, oxides and nitrides of Ti and / or Al In addition, NbC crystallization nuclei become carbides of NbC and finely disperse NbC, and MC-type carbides finely disperse with NbC as a nucleus, thereby suppressing the rough skin. In order to acquire such an effect, Nb needs to contain 0.1% or more. If Nb is less than 0.1%, segregation or coarsening of MC type carbide occurs, and rough skin cannot be prevented. On the other hand, when Nb is contained exceeding 0.8%, the MC-type carbide is coarsened in a dendrite-like manner, and on the contrary, rough skin occurs. Moreover, when manufactured by centrifugal casting, segregation of MC type carbide occurs. For these reasons, Nb was limited to the range of 0.1 to 0.8%. In view of MC type carbide coarsening, Nb is preferably 0.1 to 0.5%.
[0033]
B: 0.020-0.2%
By containing B together with Al and / or Ti, B has an important effect of making graphite into a branched shape and increasing the number of graphite grains. Further, B has an effect of improving seizure resistance and thermal shock resistance. Such an effect is recognized with a content of 0.020% or more in the presence of Al and / or Ti. However, if it exceeds 0.2%, carbides become brittle, wear resistance decreases, and the amount of graphite also decreases. . For this reason, B was limited to the range of 0.020 to 0.2%. In addition, Preferably it is 0.02 to 0.10%.
[0034]
One or two selected from Ti: 0.05% or less, Al: 0.1% or less
Ti and / or Al is an important element that exhibits the above-described action of B by being contained together with B.
When Ti and Al are both present together with B, graphitization is promoted, and the graphite shape is promoted to have a branched shape and / or a stubby surface shape. It has an important effect of improving thermal shock resistance. Further, Ti and / or Al oxides, nitrides, carbides and the like serve as nuclei of Nb carbides, and have the effect of finely dispersing MC carbides. Such an effect is noticeable when the Ti content is 0.005% or more and the Al content is 0.003% or more. On the other hand, when Ti is contained in excess of 0.05%, fine MC type carbides are densely packed, and a large skin roughness is generated at that portion. Moreover, when Al is contained exceeding 0.1%, the fluidity | liquidity of a molten metal will fall and it will become easy to generate | occur | produce a casting defect. For this reason, Ti was limited to 0.05% or less, and Al was limited to 0.1% or less. When neither Al nor Ti is contained, the seizure resistance and the thermal shock resistance are remarkably deteriorated, and the MC type carbide is coarsened to cause remarkable skin roughness. Ti is preferably 0.01 to 0.04%. Further, Al is preferably 0.01 to 0.07%.
[0035]
Next, the reason for limiting the structure of the outer layer (outer layer material) of the composite roll for hot rolling of the present invention will be described.
The outer layer (outer layer material) of the composite roll for hot rolling according to the present invention is within the composition range described above, and further 10 graphite / mm equivalent circle diameter is 20 μm or more. ² The graphite spheroidizing ratio of the graphite having an equivalent circle diameter of 20 μm or more is 15 to 75%.
[0036]
Number of graphite grains with equivalent circle diameter of 20μm or more: 10 / mm ² more than
Graphite with an equivalent circle diameter of 20 μm or more has the effect of dispersing and absorbing thermal stress and thermal strain generated in a drawing accident and the like, and also has the effect of suppressing the generation and growth of thermal shock cracks. This effect is small for fine graphite with an equivalent circle diameter of less than 20 μm. Fine graphite with an equivalent circle diameter of less than 20μm will cause wear resistance and rough skin resistance to deteriorate if excessively present. ² The following is preferable. More preferably 200 pieces / mm ² It is as follows.
[0037]
In addition, the number of graphite particles with an equivalent circle diameter of 20 μm or more is 10 / mm ² If it is less than 1, the dispersion effect of thermal stress and thermal strain becomes insufficient, and further, the probability that the thermal shock crack hits the graphite decreases, and the effect of branching and dispersing the crack decreases. Therefore, in the present invention, the number of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more is 10 / mm. ² Limited to the above. Preferably, from the viewpoint of achieving both thermal shock resistance and wear resistance, the number of graphite grains having a circle equivalent diameter of 20 μm or more is 12 particles / mm. ² More than 35 pieces / mm ² It is as follows.
[0038]
Graphite spheroidization ratio for graphite with an equivalent circle diameter of 20 μm or more: 15 to 75%
As the graphite spheroidization ratio in the present invention, the graphite spheroidization ratio defined below is used.
Graphite spheroidization rate (%) = {(n _V + N _VI ) / N} × 100
Here, n: the total number of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more (pieces),
n _V : Number of graphite particles of shape classification V specified in JIS G 5502-1995
n _VI : Number of graphite grains of shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 (pieces)
The graphite particles of shape classification V and shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 are the ratio of the area of each graphite particle {(graphite particle area) / (the area of a circle whose diameter is the maximum length of graphite particles). )}, And the graphite grains classified into shape classifications V and VI are graphite grains having an area ratio of 0.54 or more (Katsuya Igawa: Raw material, vol.37, No.9 (1996.9) p.5, see Table 6).
[0039]
The above-mentioned graphite spheroidization rate is in the range of 15 to 75%, that is, the graphite is not perfectly spherical, but has a flat surface shape and / or a branched shape. When this occurs, the graphite is gradually deformed to absorb and disperse thermal stress and thermal strain, or branch and disperse thermal cracks along the graphite shape to improve thermal shock resistance. As shown in FIG. 1, when the graphite spheroidization rate is less than 15%, the elongated graphite flakes increase, cracks propagate and grow along the flake graphite easily, and the maximum thermal shock crack depth is Since it becomes deeper, the thermal shock resistance decreases. Further, the friction surface is likely to be missing along the flake graphite, and the wear resistance and the rough skin resistance are reduced. When the spheroidization ratio exceeds 75%, graphite that is nearly spherical increases and the effect of branching and dispersing thermal cracks decreases, and the maximum thermal shock crack depth increases as shown in FIG. Sex is reduced. Moreover, since the effective area of a friction surface will reduce even if there is too much graphite, abrasion resistance and rough skin resistance will deteriorate.
[0040]
The greatest feature of the present invention is that it has a structure with a specified graphite form in order to achieve both excellent wear resistance and thermal shock resistance. By specifying the graphite structure as described above, the outer layer (outer layer material) for hot rolling work having excellent wear resistance, rough skin resistance, seizure resistance and thermal shock resistance is obtained.
Below, the preferable manufacturing method of the composite roll for hot rolling of this invention is demonstrated.
[0041]
In the present invention, the method for producing the roll outer layer material is not particularly limited, but it is preferable from the viewpoint of production cost that the molten metal having the above composition is formed into a roll outer layer material having a predetermined size and shape by centrifugal casting. In general, graphite produced in an alloy cast iron-based material is inevitable impurities contained in the molten iron (for example, Cu, P, S, Zn, Pb, As, Sn, Sb, Ce, Ra, less than 0.01%). , W, N of 500 ppm or less, or O) of 200 ppm or less, dissolution temperature, dissolution time, etc. affect the amount and shape, so it is difficult to obtain a suitable graphite shape only by limiting the components. It is also difficult to disclose a unified method for obtaining a suitable graphite shape.
[0042]
However, within the component range of the present invention, it is possible to make the graphite having the preferred graphite shape of the present invention appear by appropriately adding the Ca—Si inoculum and the Fe—Si inoculum. Here, Si and Ca during inoculation have the effect of increasing the amount of graphite, especially Ca has the effect of increasing the amount of graphite and rounding the tip of the graphite, and Si has the effect of causing flake-type graphite to appear. Have.
[0043]
In the component range of the present invention, when the graphite is low or the spheroidization rate is high, it is recommended to increase the addition amount of Ca-Si inoculum or Fe-Si inoculum, and conversely the graphite spheroidization rate is If it is too low or contains too much graphite, it is recommended to reduce the amount of inoculum added. In addition, it is preferable that the addition amount of an inoculant shall be 0.1-0.6 mass% by Si amount.
In addition, many commercially available Fe-Si-based inoculants contain about 0 to 3% of Ca, and many Ca-Si-based inoculants contain 20 to 40% of Ca. In addition, some of these inoculants contain Al, Ba, Sr, etc., but they do not inhibit the formation of a suitable graphite structure in the present invention, and it is not necessary to limit the type of inoculant.
[0044]
When casting a roll outer layer material of a predetermined size and shape by a centrifugal casting method, it is preferable to stop the rotation of the mold and to statically cast the inner layer material to solidify the roll outer layer material during or after solidification of the roll outer layer material to obtain a composite roll . Thereby, the inner surface side of the roll outer layer material is redissolved so that the outer layer and the inner layer are fused and integrated to form a composite roll.
For the inner layer to be statically cast, it is preferable to use spheroidal graphite cast iron, worm-like graphite cast iron, graphite steel or the like having excellent castability and mechanical properties. Further, an intermediate layer made of graphite steel or high carbon steel may be provided between the outer layer and the inner layer. When a roll is manufactured by centrifugal casting, the intermediate layer may be centrifugally cast following the centrifugal casting of the outer layer.
[0045]
In addition, although the above description has mainly demonstrated the roll for hot rolling of a steel plate, this invention is not limited to the composite roll for hot rolling of a steel plate, The composite for steel pipe rolling with a caliber Needless to say, there is no problem even if it is applied to a roll. In addition, when manufacturing the sleeve type roll for steel pipe rolling, what is necessary is just to carry out the centrifugal casting by using spheroidal graphite cast iron or high carbon steel as an inner layer material after centrifugal casting the outer layer.
[0046]
【Example】
Example 1
After melting the molten metal having the composition shown in Table 1 and inoculating 0.1 to 0.4 mass% of Si with the inoculum shown in Table 1, a ring roll (outer diameter: 250 mmφ, wall thickness: 80 mm) was cast by the centrifugal casting method. . The casting temperature was 1450 ° C., and the centrifugal force was 160 G as a multiple of gravity. After casting, a heat treatment was performed from 850 to 900 ° C. to quenching at 400 ° C. to 500 ° C. The hardness after tempering was Hs77-84. Ni-grain cast iron was used as a conventional example (No. NiG).
[0047]
Test pieces were collected from the obtained ring rolls, and subjected to graphite structure measurement, wear test, seizure test, and thermal shock test. The measurement of the graphite structure was the same as that described above. Other test methods were as follows.
(1) Wear test
A test piece (size: 60 mmφ) was collected from the ring roll, and a wear test was performed using a mating material (material: S45C, size: 190 mm φ) and a two-disk sliding wear type wear tester. The test piece was rotated at a rotation speed of 700 rpm, and rolled with the mating material for 150 min under a load of 100 kgf (980 N) and a slip ratio of 10%. The counterpart material was heated to 780 ° C. by a high-frequency heating coil, and the test piece was water-cooled. After the test, the wear loss (wear amount) of the test piece was measured. Furthermore, when the surface of the test piece is visually observed and uneven surface roughness is conspicuous (approximately 20 μm Rz _JIS (Rz _JIS : 10 point average roughness), 2.5 μm Ra or more (corresponding to Ra: centerline average roughness)) was evaluated as rough skin resistance (×), and the others were evaluated as rough skin (○). Rz _JIS , Ra is a value based on JIS B 0601-2001.
(2) Seizure test
A test piece (25 mm thick plate) was taken from the ring roll, and a seizure test was carried out using a tester of the type shown in FIG. A disk-shaped mating material (material: SUS410, size: 190mmφ) heated at 900 ° C by a high-frequency heating coil and rotating at 150rpm for 10s at a load of 100kgf (980N), specimen (25mm thick plate) Pressure contacted. “If there is seizure” on the surface of the test specimen after the test (metal), “With seizure” (×), if there is no seizure and the surface is worn, “No seizure” (○) As a result, the seizure resistance was evaluated.
(3) Thermal shock test
A test piece (25 mm thick plate) was sampled from the ring roll, and was tested with a testing machine having the configuration shown in FIG. 5 using a disk-shaped mating material (material: S45C), size: 190 mmφ).
[0048]
A disk-shaped mating material heated to 820 ° C by a high-frequency heating coil and rotating at 150 rpm is pressed against a test piece (25 mm thick plate) for 15 s at a load of 100 kgf (980 N), and the test piece is heated rapidly. Simultaneously with unloading, the sample was cooled with water and a thermal shock was applied to the test piece. After the test, a penetrant flaw detection test was conducted, the specimen was cut at two places where the stain of the phenomenon liquid was large, and the maximum depth (mm) of the crack was measured by observing the cross section. The thermal shock resistance was evaluated by setting the conventional example (maximum crack depth: 2.4 mm) or less as good thermal shock resistance.
[0049]
The obtained results are shown in Table 2.
[0050]
[Table 1]

[0051]
[Table 2]

[0052]
All of the inventive examples (ring roll No. B to J) exceed 1.5 times the conventional example (ring roll No. NiG) (the wear amount is less than 2/3) and have excellent wear resistance, There is no seizure, the depth of thermal shock cracks is smaller than that of the conventional example (ring roll No. NiG), and the thermal shock resistance is excellent.
On the other hand, in a comparative example that is out of the scope of the present invention, any one or more of the wear resistance, rough skin resistance, seizure resistance, and thermal shock resistance is remarkably deteriorated.
[0053]
In the comparative example (No. A) in which the Si amount is outside the range of the present invention, the number of graphite grains is small, and the spheroidization ratio is outside the range of the present invention, the thermal shock crack depth is deep and the thermal shock resistance is deteriorated. is doing. Further, the comparative example (No. K) in which the spheroidizing ratio of the graphite is out of the range of the present invention has a deep thermal shock crack depth, and the thermal shock resistance is deteriorated. In the comparative example (No. L) in which the amount of Si deviated from the range of the present invention, the number of graphite grains was extremely small, and the spheroidizing ratio of the graphite deviated from the range of the present invention, the seizure occurred and the seizure resistance decreased. Thermal shock crack depth is deep and thermal shock resistance is degraded.
[0054]
Further, in the comparative example (No. M) in which the Nb amount deviated from the range of the present invention, the rough skin was generated and the rough skin resistance was lowered, the thermal shock crack depth was deep, and the thermal shock resistance was deteriorated. Since Nb is not added and neither Al nor Ti is contained, the comparative example (No. N) in which the spheroidizing ratio of the graphite falls outside the range of the present invention is high, resulting in rough skin and reduced resistance to rough skin, as well as thermal shock cracking. Depth is deep and thermal shock resistance is degraded. In the comparative example (No. O) in which Mo and V amounts are outside the scope of the present invention and Nb is not added, rough skin and seizure occur, and the rough skin resistance and seizure resistance are reduced. Deep, thermal shock resistance is degraded.
[0055]
Further, in the comparative example (No. P) in which the amount of C is out of the range of the present invention, the number of graphite grains is small, and the spheroidizing ratio of the graphite is out of the range of the present invention, seizure occurs and deep cracks occur. The seizure resistance and thermal shock resistance are degraded. The comparative example (No. Q) containing W, containing neither B nor Al / Ti, and having a graphite spheroidization ratio outside the scope of the present invention has extremely deep and coarse cracks, and has thermal shock resistance. Remarkably reduced. In the comparative example (No. R) containing W, the amount of V deviates from the range of the present invention, the amount of Nb and Ti deviates from the range of the present invention, and further does not contain B, remarkable wrinkle-like rough skin occurs. Deep cracks occur, resulting in poor skin resistance and thermal shock resistance. Also, the wear resistance is hardly improved. In addition, a comparative example (No. S) in which the Si amount, the Mo amount, and the V amount deviate from the present invention range, the Ti amount deviated from the present invention range, and the graphite spheroidization ratio deviated from the present invention range. The improvement in abrasion resistance is insufficient, and wrinkle-like skin roughness occurs, resulting in a decrease in skin resistance.
[0056]
As described above, the examples of the present invention are excellent in wear resistance, rough skin resistance, and seizure resistance, and further have excellent thermal shock resistance superior to that of the conventional example (ring roll No. NiG). It has become.
(Example 2)
When the molten metal for the outer layer material having the composition shown in Table 3 is melted in a low frequency furnace and poured into the ladle, 0.2% of Si is inoculated with Fe-Si, and further cast from the ladle into a centrifugal casting machine. At this time, 0.2% Ca-Si was inoculated with Si and centrifugally cast so that the thickness of the outer layer of the roll became 120 mm. The centrifugal force was 160 G in terms of the gravitational multiple. After the outer layer solidified, the rotation of the mold was stopped, the mold was set up and the inner layer material (spheroidal graphite cast iron) was cast to obtain a composite roll in which the outer layer and the inner layer were metal-bonded. Next, the composite roll was heated and held at 880 ° C., then air-cooled, and then tempered at 400 to 500 ° C., so that the outer layer had a hardness of 80 to 82 Hs.
[0057]
After the heat treatment, a test piece for chemical component analysis and a test piece for structure observation were collected from the body end of the outer layer of the roll. In addition, about the inner layer, the test piece for chemical component analysis was extract | collected from the center part of the roll shaft end. The chemical composition of the outer layer and inner layer of the roll and the graphite structure of the outer layer were quantified using the test piece for chemical component analysis and the test piece for structure observation. The quantitative determination method of the graphite structure was the same as that described above.
[0058]
The obtained composite roll was put in as a work roll for an F7 stand of a hot finish rolling mill, and test rolling of 100 carbon steels was performed. In addition, drawing rolling was reproduced with two of them, and the seizure situation and the depth of drawing slack were confirmed.
The obtained results are shown in Table 3.
[0059]
[Table 3]

[0060]
The example of the present invention (composite roll No. 1) showed extremely good wear resistance 1.7 times that of the conventional NiG cast iron roll, and it was confirmed that no rough skin occurred. Further, no seizure occurred in the drawing rolling, and the depth of the drawing slack was 0.4 mm or less, and it was confirmed that it had extremely excellent accident resistance.
[0061]
【The invention's effect】
According to the present invention, a composite roll having excellent wear resistance, seizure resistance, skin roughness resistance, and thermal shock resistance can be produced at low cost as a roll for a subsequent rolling stand of hot rolling of a steel sheet, which is industrially remarkable. Has the effect of. Further, the composite roll of the present invention can be stably used as a roll for a subsequent rolling stand that frequently causes drawing accidents in hot rolling of a steel sheet. The composite roll of the present invention can also be applied as a rolling roll for steel pipes that require excellent seizure resistance, rough skin resistance and wear resistance.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the maximum thermal shock crack depth and the graphite spheroidization rate.
[Fig. 2] Graphite shape within the scope of the present invention (graphite spheroidization rate: 27.5%), number of graphite particles (number of graphite particles of 20 μm or more: 24.5 particles / mm) ² It is an optical microscope structure | tissue photograph without an etching which shows an example of the structure | tissue which has).
[Fig. 3] Graphite shape outside the scope of the present invention (graphite spheroidization rate: 81.7%), number of graphite particles (number of graphite particles of 20 μm or more: 8.6 particles / mm) ² It is an optical microscope structure | tissue photograph without an etching which shows an example of the structure | tissue which has).
[Fig. 4] Graphite shape outside the scope of the present invention (graphite spheroidization rate: 53.0%), number of graphite particles (number of graphite particles of 20 μm or more: 6.6 particles / mm) ² It is an optical microscope structure | tissue photograph without an etching which shows an example of the structure | tissue which has).
FIG. 5 is an explanatory view schematically showing an outline of a testing machine used in a seizure test and a thermal shock test.

Claims

It is a roll outer layer material used for the outer layer of the composite roll for hot rolling, and in mass%,
C: 2.6 to 3.5%, Si: 1.5 to 2.5%,
Mn: 0.2 to 1.5%, Cr: 1.0 to 2.5%,
Mo: 1.0-3.0%, Ni: 2.0-7.0%,
V: 1.3 to 2.5%, Nb: 0.1 to 0.8%,
B: 0.020-0.2%
And a composition comprising one or two selected from Ti: 0.05% or less and Al: 0.1% or less, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and graphite having an equivalent circle diameter of 20 μm or more. A roll outer layer material for hot rolling, characterized by having a structure in which a graphite spheroidization ratio defined below is 15 to 75% with respect to graphite particles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more and a piece / mm ² or more .
Graphite spheroidization rate (%) = {(n _V + n _VI ) / n} × 100
Where n is the total number of graphite grains with an equivalent circle diameter of 20 μm or more (pieces)
n _V : Number of graphite grains of shape classification V defined in JIS G 5502-1995 (pieces)
n _VI : Number of graphite grains of shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 (pieces)

The roll outer layer material for hot rolling according to claim 1, further comprising Co: 4% or less by mass% in addition to the composition.

It is a composite roll for hot rolling formed by welding and integrating the outer layer and the inner layer, and the outer layer is in mass%,
C: 2.6 to 3.5%, Si: 1.5 to 2.5%,
Mn: 0.2 to 1.5%, Cr: 1.0 to 2.5%,
Mo: 1.0-3.0%, Ni: 2.0-7.0%,
V: 1.3 to 2.5%, Nb: 0.1 to 0.8%,
B: 0.020-0.2%
And a composition comprising one or two selected from Ti: 0.05% or less and Al: 0.1% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the number of graphite grains having an equivalent circle diameter of 20 μm or more. A composite roll for hot rolling characterized by having a structure in which a graphite spheroidization ratio defined below is 15 to 75% for graphite grains having a diameter of 10 pieces / mm ² or more and an equivalent circle diameter of 20 μm or more .
Graphite spheroidization rate (%) = {(n _V + n _VI ) / n} × 100
Where n is the total number of graphite grains with an equivalent circle diameter of 20 μm or more (pieces)
n _V : Number of graphite grains of shape classification V defined in JIS G 5502-1995 (pieces)
n _VI : Number of graphite grains of shape classification VI defined in JIS G 5502-1995 (pieces)

4. The composite roll for hot rolling according to claim 3, wherein the outer layer further includes Co: 4% or less by mass% in addition to the composition.