【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
本発明は、冷間圧延用ワークロールとして好適
なロールであつて、耐摩耗性及び耐事故性に極め
て優れた外殻を有する三重層の高硬度高クロルロ
ールに関する。
（従来の技術）
周知のように、冷間圧延用ロールとしては、現
在Hs85〜100の硬度を有する鍛鋼焼入れロールの
使用が一般的であるが、この種圧延用ロールで
は、その使用層に一般に次のような特性が要求さ
れる。
耐摩耗性
圧延による摩耗量が少ないことは当然望まし
く、これはその硬度及び炭化物量によつて決定さ
れる。従つて、冷間圧延用ロールの場合では、耐
摩耗性を得るために、可及的高硬度とすると共
に、組織的な均一性が摩耗に対して効果的とな
る。
耐事故性
冷間圧延における耐事故性は、焼付き、咬込み
などの圧延時の事故により、ロールが異常研摩さ
れ、ロール寿命を大きく左右するものである。
一方、ロール全体としては、大きな圧延荷重に
耐えるべく、その胴部及びネツク部に充分な強籾
性が要求されるものとなる。
（発明が解決しようとする問題点）
然るに、上記鍛鋼焼入れロールでは、高硬度を
確保するために、その製造工程において焼入れ後
の焼戻し温度を150〜200℃の低温で行うものであ
り、このためスリツプや咬込みなどの圧延事故に
より表面付近が異常発熱し、他の部分の拘束によ
りこの部分に大きな引張応力を発生し、この結果
クラツクやスポーリングを発生し易いという欠点
があり、また熱影響が軽微な場合でも、高硬度部
が焼戻されて軟化部分を生じ、へこみキズを発生
し易いという難点があつた。
本発明は冷間圧延用ロールにおける上記諸問題
を解消した新規有用なロールを提供することを目
的とする。
（問題点を解決するための手段）
叙上の目的を達成するための本発明の特徴とす
るところは、化学組成が重量％で、Ｃ：2.5〜3.2
％ Ni：1.0〜2.0％
Si：0.5〜1.5％ Cr：15〜23％
Mn：0.5〜1.5％ Mo：2.0〜3.5％
Ｐ：0.08％以下 Ｖ：3.5〜5.0％
Ｓ：0.06％以下
残部実質的にFeで形成され、硬度Hs85以上の
高硬度高クロム鋳鉄の外殻と、
化学組成が重量％で、
Ｃ：1.0〜2.5％ Ni：1.5％以下
Si：0.5〜1.5％ Cr：５〜10％
Mn：0.5〜1.5％ Mo：0.5％以下
Ｐ：0.1％以下 Ti0.1％以下
Ｓ：0.1％以下
残部実質的にFeで形成された中間層と、
化学組成が重量％で、
Ｃ：3.0〜3.8％ Ni：2.0％以下
Si：1.8〜3.0％ Cr：1.0％以下
Mn：0.3〜1.0％ Mo：1.0％以下
Ｐ：0.1％以下 Mg：0.02〜0.1％
Ｓ：0.02％以下
残部実質的にFeで形成されたダクタイル鋳鉄
の内殻とが溶着一体化されている点にある。
（実施例）
本発明の高硬度高クロルロールは、第１図に示
すとおり、特定組成の高硬度高クロム材で形成さ
れた外殻１と、特定組成の鋳鉄材で形成された中
間層２と、特定組成のダクタイル鋳鉄材で形成さ
れた内殻３とが溶着一体化されて構成されてい
る。
まず、外殻１の成分範囲及びその限定理由につ
いて説明する。以下、成分単位は重量％である。
Ｃ：2.5〜3.2％
Ｃは（Fe，Cr）7C3型炭化物を安定にする範囲
内としてCrとのバランスをとつて目的とするカ
ーバイド量によつて決定される。Ｃが2.5％未満
でCrが15％未満ではカーバイドの量が20面積％
未満になり、耐摩耗性が減少し、一方Ｃが3.8％
を越えかつCr23％を越えて含有されるとカーバ
イドの量が40面積％を越えることになり機械的性
質の劣化を来す。
Si：0.5〜1.5％
Siは溶湯の脱酸のために必要であるが、0.5％
未満ではその効果が充分でない。しかし、1.5％
を越えて含有されると機械的性質の劣化を来す。
Mn：0.5〜1.5％
MnはSiの脱酸の補助として又Ｓの悪影響を
MnSとして防止するために少なくとも0.5％以上
の含有を必要とし、0.5末満では充分な効果が得
られない。しかし、1.5％を越えて含有されると、
機械的性質特に籾性の点で劣化が著しい。
Ｐ：0.08％以下
Ｐは特にロール材質においては少ない程望まし
い元素で、材質を脆くするという点からも0.08％
以下に押えられる。
Ｓ：0.06％以下
Ｓは粒界において偏析し易く機械的性質を劣化
させるので少ない程望ましく0.06％以下とした。
Ni：1.0〜2.0％
Niは焼入性を向上させ積極的に硬度調整を計
るために含有させるもので、1.0％末満では効果
が不足し、一方2.0％を越えて含有されると残留
オーステナイトが増加して硬度が上り難く、特に
硬度Hs85以上を達成する見地からはその含有量
を1.0〜2.0％の範囲とする。
Cr：15〜23％
CrはFe及びＣと共にカーバイドを生成するが、
最も硬度の高いM7C3型のカーバイドはCr／Ｃ比
により決定される。M7C3型カーバイドの生成量
はCr／Ｃ比が増加するに従つて増加するがその
比が８程度になると飽和する。Crが15％未満で
はカーバイドはM3C型となり、強籾性及び耐摩
耗性がM7C3型晶出の場合に比較して劣ることと
なる。一方、Crが25％以上ではカーバイドは
M23C5型となりM3C型の場合と同様の結果とな
る。従つて、M7C3型のカーバイドが確実に得ら
れる範囲として15〜23％とした。
Mo：2.0〜3.5％
Moは焼戻し抵抗を著しく高めると共に炭化物
中或いは基地中に固溶して硬度を上昇させる。
2.0％未満では効果が少なく、一方3.5％を越える
とMoが過剰となり、Mo2Cとして晶出し所期の
効果は飽和する。
Ｖ：3.5〜5.0％
Ｖは高クロム鋳鉄の場合3.5％以上で凝固組織
が微細となり、一方５％を越えると微細化効果は
飽和し、コスト面で不利となる。
外殻は以上の成分の他の残部実質的にFeで構
成される。
次に中間層２について説明する。中間層２は、
外殻の高クロムが内殻（軸芯部）に混入拡散し、
内殻材質の強籾性がCrにより劣化するのを防止
するために設けられており、その成分範囲及び限
定理由は以下の通りである。単位は重量％であ
る。
Ｃ：1.0〜2.5％
外殻の内面一部が中間層溶湯により溶かされて
中間層溶湯中へ混入するが、Ｃが1.0％未満では
中間層の鋳込温度が高くなり外層が溶かされ易く
なり、後述のように中間層（凝固後）のCr含有
量を10％以下に押えるのが困難になる。一方2.5
％を越えると、炭化物が多く生成し中間層自体が
籾性に欠ける結果となり、中間層を設ける意義が
なくなる。
Si：0.5〜1.5％
Siは溶湯の脱酸効果から0.5％以上は必要であ
るが、1.5％を越えると脆くなり、中間層の機械
的性質の劣化を来す。
Mn：0.5〜1.5％
MnについてもSiと同様の効果があり、かつ
MnSとしてＳの悪影響を除去するため0.5％以上
は必要であるが、1.5％を越えるとその効果も飽
和しかつ機械的性質の劣化を来すため好ましくな
い。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは溶湯の流動性を高めるが、材質の籾性を低
下させるので0.1％以下とする。
Ｓ：0.1％以下
ＳもＰと同様にロール材質を脆弱にするため実
害のない0.1％以下とする。
Ni：1.5％以下
Niは添加しなくても外殻からの混入で0.3％以
上になるが、1.5％まで含有しても問題はない。
しかし、1.5％を越えると焼入性が過度となり基
地の硬度が過大となり、籾性の面及び残留応力の
面から好ましくない。
Cr5〜10％
Crは外殻から不可避的に混入され、中間層溶
湯のCrを1.0％以下とした場合５〜10％となる。
10％を越えると籾性の劣化が著しくなる。溶湯
Cr量は低い方がよいがこれが1.0％を越えると工
業的に制御し難くなる。
Mo：0.5％以下
MoはNiと同様な作用があり、0.5％を越える
と硬度が過度となり、実害のない範囲として0.5
％以下とする。
Ti：0.1％以下
Tiは脱酸のために必要であるが、0.1％を越え
て含有されると溶湯が過酸化状態となり、かつ溶
湯の流動性を悪化させる。
中間層は以上の合金成分のほか残部実質的に
Feから形成される。尚、実質的にFeとは、Feの
ほか不可避的に混入する不純物のことであり、外
層から混入したＶも含まれる。Ｖは最大１％程度
混入するが、この程度では籾性が劣化することは
ない。
内殻３はロール軸芯部を構成するもので強籾性
が要求される。このため、Crの含有を可及的に
減少させることが望まれるが、中間層との溶着性
を考慮すると、中間層をある程度内殻溶湯に溶か
し込む必要があり、中間層からある程度のCrの
混入は避けられない。もつとも、中間層を設けて
いるので、中間層のない場合に比べて外殻からの
Crの混入は非常に低下する。従つて、Cr混入分
を考慮してダクタイル鋳鉄の内殻組成を選定する
必要がある。以下、成分限定理由について説明す
る。単位は重量％である。
Ｃ：3.0〜3.8％
Ｃ含有量が3.0未満の場合では、材質のチル化
が進行し、層の籾性低下が著しく、一方3.8％を
越えると黒鉛化が過剰となり、内殻材として強度
不足となると共に、ネツク部の硬度が低下し、ネ
ツク部が使用中に肌荒れを起こし易くなる。
Si：1.8〜3.0％
Siについては、1.8未満では黒鉛化が悪くセメ
ンタイトが多く析出し、内殻の強度が劣化して残
留応力により鋳造割れを起こし易い欠点を生じ、
一方3.0％を越えると黒鉛化が過剰となつて強度
の劣化を来すためである。
Mn：0.3〜1.0％
MnはＳと結合しMnSとしてＳの悪影響を除去
するのに有効であるが、3.0未満ではこの効果が
少なく、一方1.0％を越えるとむしろ材質の劣化
作用が著しく好ましくない。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは溶湯の流動性を高めるが、材質を脆弱にす
るため少ない程望ましく、0.1％以下とする。
Ｓ：0.02％以下
ＳはＰと同様に材質を脆弱にし、しかもダクタ
イル鋳鉄でMgと結合してMgSを形成するため、
黒鉛の球状化を図るためにもＳの含有量を低く押
さえる必要があり、0.02％以下とする。
Ni：2.0％以下
Niは黒鉛の安定化剤として含ませるが、２％
を越えても顕著な効果がなく、コスト的にも不利
となるため２％以下とする。
Cr：1.0％以下
Crの含有量は低い程望ましいが、外殻のCr含
有量が高いため中間層の介在によつてもある程度
の混入は避けられない。しかし、1.0％を越える
と材質中にセメンタイトが多くなり籾性が劣化す
るため1.0％以下とする。尚、Cr混入後のCr含有
量を1.0％以下にするためには、溶湯中のCrはSi
とのバランスにより0.5％以下にすることが必要
である。
Mo：1.0％以下
Moは黒鉛の晶出を阻害するので好ましくない
が、その含有量を実害のない1.0％以下とする。
Mg：0.02〜0.1％
Mgは黒鉛球状化のために含有される。0.02％
未満では、球状化不良となり内殻を強籾なダクタ
イル鋳鉄にすることができない。一方、0.1％を
越えるとMgのチル化作用及びドロスの点におい
て望ましくない。
内殻は以上の合金成分を含有して、残部実質的
にFeで形成される。
本発明に係る高硬度高クロルロールは、以上の
ような外殻、中間層及び内殻を冶金学的に溶着一
体化せしめてなるものであるが、その遠心力鋳造
法による好適な製造法について下記に説明する。
まず、内面に耐火物を被覆して所定の内面形状
に構成した金属製鋳型を遠心力鋳造機上で回転
し、これに外殻を形成すべき溶湯を鋳込み、その
内面が未凝固の間に中間層を鋳込む。しかる後、
外殻と中間層が完全に凝固した後、鋳型を垂直に
立てて上部から内殻溶湯を鋳込み、ここにおいて
外殻、中間層及び内殻の三者を冶金学的に完全に
結合させた一体の複合ロールを得るのである。な
お内殻の鋳込み時期については、外殻と中間層の
両者が未だ完全に凝固していない面の一部未凝固
状態で、水平又は傾斜状態での適宜方法により内
殻を鋳込むようにすることもできる。
尚、複合ロールの製造法としては、中抜鋳造
法、スライデイングゲート鋳造法、遠心力鋳造法
が考えられるが、外殻厚さの管理容易さ、内殻へ
のCr拡散防止の見地から遠心力鋳造法が好適で
あり、又経済的でもある。
叙上のようにして鋳造一体化された複合ロール
は、所定の熱処理が施されて、外殻硬度がHs85
以上となるように組織が調整される。
外殻にHs85以上の硬度が要求されるのは次の
理由による。一般に冷間圧延に供される仕上ワー
クロールの耐摩耗性は硬度との相関が強く、
Hs85未満になると、耐摩耗性及び耐肌荒性が急
激に低下する。従つて、優れた耐摩耗性等の性能
を確保するためには、Hs85以上の硬度が要求さ
れる。
かかる高硬度を得るために、鋳造後の複合ロー
ルは500〜600℃の焼戻し熱処理に供される。
本発明においては、外殻を特定組成の高Cr材
で形成したから、鋳放し状態で、Hv1400程度の
高硬度クロムカーバイド（M7C3型共晶カーバイ
ド）が外殻組織中に面積率で20〜40％存在する。
一方、基地は、鋳放し状態で既にマルテンサイト
とオーステイトとからなる。而して、この外殻を
500〜600℃で焼戻し処理を行うと、基地組織が一
部残留オーステナイトと高硬度の焼戻しマルテン
サイト組織となり、更にMoによる焼戻し硬化、
析出硬化とＶによる組織微細化、析出硬化の相剰
効果によりHs85以上の硬度が確保される。
この高硬度組織は外殻の肉厚方向に亘つて殆ど
硬度変化は見られないものであり、使用時には初
径から廃却径に至るまで良好な性能が確保され
る。
また、本発明ロールでは、焼戻し温度を、鍛鋼
焼入れロールの場合の150〜200℃に比べ、400℃
前後の高い温度にまで上げて行うものであるた
め、異常圧延時の急激な温度上昇に対しても焼戻
されることなく安定した硬度が確保され、クラツ
クも入り難いものとなり、しかも残留応力は焼入
れロールの場合よりも低く耐スポーリング性も安
定したものであり、外殻に充分な耐事故性を備え
たものである。
以上説明した本発明ロールは、コールドストリ
ツプミル用仕上ワークロール、線材仕上用ロール
等の冷間圧延用ロールとして好適なことは勿論、
ホツトストリツプミル用仕上ワークロール、ホツ
トスキンパス用ワークロールとしての用途にも適
用できる。
次に具体的実施例を掲げて説明する。
胴径φ600mm、胴長1500mmの冷間圧延用ロール
の製造実施例
(1) 第１表に示す高クロム鋳鉄の溶湯1T500Kg
（肉厚80mm分）を、高速で回転する遠心力鋳造
用金型内に1400℃で鋳込み外殻を鋳造した。
(2) 外殻鋳込みから18分後に第１表に示す中間層
溶湯500Kg（肉厚35mm分）を1470℃で外殻内面
に鋳込んだ。外殻鋳込みから30分で中間層は完
全に凝固した。
(3) 外殻と中間層を内有した遠心力鋳造用鋳型を
起立させ竪型鋳型を構成し、上部から第１表に
示す内殻（ダクタイル鋳鉄）溶湯を1380℃で鋳
込んだ。
The present invention relates to a triple-layer, high-hardness, high-chloride roll that is suitable as a work roll for cold rolling and has an outer shell with extremely excellent wear resistance and accident resistance. (Prior art) As is well known, for cold rolling rolls, forged steel hardened rolls having a hardness of Hs85 to Hs 100 are currently commonly used. The following characteristics are required. Wear resistance It is naturally desirable that the amount of wear caused by rolling is small, and this is determined by its hardness and carbide content. Therefore, in the case of cold rolling rolls, in order to obtain wear resistance, hardness should be as high as possible, and structural uniformity is effective against wear. Accident Resistance Accident resistance in cold rolling is determined by the fact that rolls are abnormally polished due to rolling accidents such as seizure and biting, which greatly affects roll life. On the other hand, the roll as a whole is required to have sufficient toughness in its body and neck in order to withstand a large rolling load. (Problems to be Solved by the Invention) However, in the above-mentioned forged steel quenching roll, in order to ensure high hardness, the tempering temperature after quenching is performed at a low temperature of 150 to 200°C in the manufacturing process, and for this reason, Rolling accidents such as slips and bites cause abnormal heat generation in the vicinity of the surface, and the restraint of other parts generates large tensile stress in this part, which has the disadvantage of easily causing cracks and spalling, and is also susceptible to thermal effects. Even when the hardness is slight, the high hardness part is tempered and a softened part is formed, which is likely to cause dents and scratches. An object of the present invention is to provide a new and useful roll that solves the above-mentioned problems in cold rolling rolls. (Means for Solving the Problems) The present invention is characterized in that the chemical composition is 2.5 to 3.2% by weight and C: 2.5 to 3.2.
% Ni: 1.0-2.0% Si: 0.5-1.5% Cr: 15-23% Mn: 0.5-1.5% Mo: 2.0-3.5% P: 0.08% or less V: 3.5-5.0% S: 0.06% or less The balance is substantial The outer shell is made of Fe and is made of high hardness high chromium cast iron with a hardness of Hs85 or higher, and the chemical composition is in weight percent: C: 1.0 to 2.5% Ni: 1.5% or less Si: 0.5 to 1.5% Cr: 5 to 10% Mn: 0.5 to 1.5% Mo: 0.5% or less P: 0.1% or less Ti 0.1% or less S: 0.1% or less The balance is an intermediate layer formed essentially of Fe, and the chemical composition is in weight percent, C: 3.0 to 3.8% Ni: 2.0% or less Si: 1.8-3.0% Cr: 1.0% or less Mn: 0.3-1.0% Mo: 1.0% or less P: 0.1% or less Mg: 0.02-0.1% S: 0.02% or less The balance is essentially Fe The ductile cast iron inner shell is welded and integrated with the ductile cast iron inner shell. (Example) As shown in FIG. 1, the high-hardness, high-chloride roll of the present invention has an outer shell 1 made of a high-hardness, high-chromium material with a specific composition, and an intermediate layer 2 made of a cast iron material with a specific composition. and an inner shell 3 made of ductile cast iron material of a specific composition are integrally welded together. First, the component range of the outer shell 1 and the reason for its limitation will be explained. Hereinafter, the component unit is % by weight. C: 2.5 to 3.2% C is within the range that stabilizes the (Fe, Cr) 7 C 3 type carbide and is determined by the desired amount of carbide in balance with Cr. When C is less than 2.5% and Cr is less than 15%, the amount of carbide is 20 area%.
The wear resistance decreases, while C is 3.8%.
If the content exceeds 23% of Cr, the amount of carbide will exceed 40% by area, resulting in deterioration of mechanical properties. Si: 0.5-1.5% Si is necessary for deoxidizing the molten metal, but 0.5%
If it is less than that, the effect will not be sufficient. But 1.5%
If the content exceeds this amount, the mechanical properties will deteriorate. Mn: 0.5 to 1.5% Mn acts as an aid for deoxidizing Si and also affects the negative effects of S.
In order to prevent the formation of MnS, the content must be at least 0.5%, and if the content is less than 0.5, sufficient effects cannot be obtained. However, if the content exceeds 1.5%,
The deterioration in mechanical properties, especially rice grain quality, is significant. P: 0.08% or less P is an element that is preferably as small as possible, especially in roll materials, and 0.08% as it makes the material brittle.
It is suppressed below. S: 0.06% or less S is easily segregated at grain boundaries and deteriorates mechanical properties, so it is preferable to have as little as possible, and the content was set to 0.06% or less. Ni: 1.0 to 2.0% Ni is added to improve hardenability and actively adjust hardness.If it is less than 1.0%, the effect is insufficient, while if it is contained more than 2.0%, it will become retained austenite. increases, making it difficult to increase the hardness.In particular, from the standpoint of achieving a hardness of Hs85 or higher, the content should be in the range of 1.0 to 2.0%. Cr: 15-23% Cr forms carbide together with Fe and C,
The M 7 C 3 type carbide, which has the highest hardness, is determined by the Cr/C ratio. The amount of M 7 C 3 type carbide produced increases as the Cr/C ratio increases, but becomes saturated when the ratio reaches about 8. If the Cr content is less than 15%, the carbide becomes M 3 C type, and the grain toughness and wear resistance are inferior to those of M 7 C 3 type crystallization. On the other hand, when Cr is more than 25%, carbide
The result is M 23 C 5 type, which is the same as the M 3 C type. Therefore, the range for reliably obtaining M 7 C 3 type carbide was set at 15 to 23%. Mo: 2.0 to 3.5% Mo not only significantly increases the tempering resistance, but also dissolves in the carbide or matrix to increase the hardness.
If it is less than 2.0%, the effect is small, while if it exceeds 3.5%, Mo becomes excessive and crystallizes as Mo 2 C, and the intended effect is saturated. V: 3.5 to 5.0% In the case of high chromium cast iron, when V is 3.5% or more, the solidified structure becomes fine, but when it exceeds 5%, the refinement effect is saturated, which is disadvantageous in terms of cost. The outer shell consists essentially of Fe with the remainder of the above components. Next, the intermediate layer 2 will be explained. Middle layer 2 is
The high chromium in the outer shell mixes and diffuses into the inner shell (shaft core),
This is provided to prevent the toughness of the inner shell material from deteriorating due to Cr, and its component range and reasons for limitation are as follows. The unit is weight %. C: 1.0 to 2.5% A part of the inner surface of the outer shell is melted by the molten metal in the intermediate layer and mixed into the molten metal in the intermediate layer, but if C is less than 1.0%, the casting temperature of the intermediate layer becomes high and the outer layer is easily melted. , it becomes difficult to suppress the Cr content of the intermediate layer (after solidification) to 10% or less, as described below. while 2.5
If it exceeds %, a large amount of carbides will be produced and the intermediate layer itself will lack rice grain properties, and there will be no point in providing the intermediate layer. Si: 0.5 to 1.5% Si is necessary in an amount of 0.5% or more to deoxidize the molten metal, but if it exceeds 1.5%, it becomes brittle and the mechanical properties of the intermediate layer deteriorate. Mn: 0.5-1.5% Mn has the same effect as Si, and
0.5% or more of MnS is necessary to eliminate the adverse effects of S, but if it exceeds 1.5%, the effect is saturated and the mechanical properties deteriorate, which is not preferable. P: 0.1% or less P increases the fluidity of the molten metal, but it reduces the graininess of the material, so it should be kept at 0.1% or less. S: 0.1% or less Like P, S also makes the roll material brittle, so it should be kept at 0.1% or less without causing any actual damage. Ni: 1.5% or less Even if Ni is not added, it will be 0.3% or more due to contamination from the outer shell, but there is no problem even if it is contained up to 1.5%.
However, if it exceeds 1.5%, the hardenability becomes excessive and the hardness of the matrix becomes excessive, which is unfavorable from the viewpoint of grain quality and residual stress. Cr5-10% Cr is unavoidably mixed from the outer shell, and when the Cr content of the middle layer molten metal is 1.0% or less, it becomes 5-10%.
If it exceeds 10%, the deterioration of rice quality becomes significant. Molten metal
The lower the Cr content, the better, but if it exceeds 1.0%, it becomes difficult to control industrially. Mo: 0.5% or less Mo has the same effect as Ni, and if it exceeds 0.5%, the hardness becomes excessive, and 0.5% is considered as a range without actual damage.
% or less. Ti: 0.1% or less Ti is necessary for deoxidation, but if it is contained in an amount exceeding 0.1%, the molten metal will become overoxidized and the fluidity of the molten metal will deteriorate. In addition to the above alloy components, the intermediate layer consists essentially of the remaining components.
Formed from Fe. Note that Fe essentially refers to impurities that are unavoidably mixed in addition to Fe, and also includes V mixed from the outer layer. V is mixed in at a maximum of about 1%, but this level does not cause deterioration in rice grain quality. The inner shell 3 constitutes the roll axis and is required to have toughness. For this reason, it is desirable to reduce the Cr content as much as possible, but considering the weldability with the intermediate layer, it is necessary to dissolve the intermediate layer into the inner molten metal to some extent, and a certain amount of Cr is removed from the intermediate layer. Contamination is inevitable. However, since there is an intermediate layer, the amount of water from the outer shell is lower than when there is no intermediate layer.
Cr contamination is greatly reduced. Therefore, it is necessary to select the inner shell composition of ductile cast iron in consideration of the Cr content. The reasons for limiting the ingredients will be explained below. The unit is weight %. C: 3.0 to 3.8% If the C content is less than 3.0, the material will become chilled and the graininess of the layer will decrease significantly, while if it exceeds 3.8%, graphitization will be excessive and the strength will be insufficient as an inner shell material. At the same time, the hardness of the neck portion decreases, and the neck portion becomes susceptible to skin roughness during use. Si: 1.8 to 3.0% When Si is less than 1.8, graphitization is poor and a large amount of cementite precipitates, which deteriorates the strength of the inner shell and causes casting cracks due to residual stress.
On the other hand, if it exceeds 3.0%, graphitization becomes excessive and strength deteriorates. Mn: 0.3 to 1.0% Mn combines with S and becomes MnS, which is effective in removing the negative effects of S. However, if it is less than 3.0%, this effect is small, while if it exceeds 1.0%, it is rather unfavorable that it significantly deteriorates the material. . P: 0.1% or less P increases the fluidity of the molten metal, but it also makes the material brittle, so it is preferable to have less P, so it should be 0.1% or less. S: 0.02% or less S makes the material brittle like P, and also combines with Mg in ductile cast iron to form MgS.
In order to make the graphite spheroidal, it is necessary to keep the S content low, and it is set to 0.02% or less. Ni: 2.0% or less Ni is included as a stabilizer for graphite, but 2%
If it exceeds 2%, there will be no significant effect and it will be disadvantageous in terms of cost, so it should be set at 2% or less. Cr: 1.0% or less It is desirable that the Cr content be as low as possible, but since the Cr content in the outer shell is high, some degree of contamination is unavoidable even with the presence of an intermediate layer. However, if it exceeds 1.0%, there will be a lot of cementite in the material and the grain quality will deteriorate, so it should be kept below 1.0%. In addition, in order to keep the Cr content after Cr mixing to 1.0% or less, Cr in the molten metal must be replaced with Si.
It is necessary to keep it below 0.5% depending on the balance. Mo: 1.0% or less Mo is undesirable because it inhibits the crystallization of graphite, but its content is set to 1.0% or less, which causes no actual harm. Mg: 0.02-0.1% Mg is included to make graphite nodular. 0.02%
If it is less than that, spheroidization will be poor and the inner shell cannot be made of strong ductile cast iron. On the other hand, if it exceeds 0.1%, it is undesirable in terms of Mg's chilling effect and dross. The inner shell contains the above-mentioned alloy components, and the remainder is substantially made of Fe. The high-hardness, high-chloride roll according to the present invention is made by metallurgically welding and integrating the outer shell, intermediate layer, and inner shell as described above. This will be explained below. First, a metal mold whose inner surface is coated with refractory and configured into a predetermined inner shape is rotated on a centrifugal casting machine, and the molten metal to form the outer shell is poured into it, while the inner surface is unsolidified. Cast the middle layer. After that,
After the outer shell and middle layer have completely solidified, the mold is set vertically and the molten inner shell is poured from above, and the outer shell, middle layer, and inner shell are completely metallurgically combined to form a single body. You get a composite roll of . Regarding the timing of casting the inner shell, the inner shell should be cast by an appropriate method horizontally or inclined while both the outer shell and the middle layer are partially unsolidified on the surface where they have not yet completely solidified. You can also do that. Although hollow casting, sliding gate casting, and centrifugal casting are possible methods for manufacturing composite rolls, centrifugal casting is the preferred method from the viewpoint of easy control of outer shell thickness and prevention of Cr diffusion into the inner shell. Force casting is preferred and also economical. The composite roll, which is integrally cast as described above, is subjected to prescribed heat treatment and has an outer shell hardness of Hs85.
The organization is adjusted so that the above is achieved. The reason why the outer shell is required to have a hardness of Hs85 or higher is as follows. Generally, the wear resistance of finishing work rolls used for cold rolling has a strong correlation with hardness.
When Hs is less than 85, wear resistance and roughness resistance rapidly decrease. Therefore, in order to ensure performance such as excellent wear resistance, hardness of Hs85 or higher is required. In order to obtain such high hardness, the composite roll after casting is subjected to tempering heat treatment at 500 to 600°C. In the present invention, since the outer shell is made of a high Cr material with a specific composition, in the as-cast state, high hardness chromium carbide (M 7 C 3 type eutectic carbide) of about Hv1400 is contained in the outer shell structure at an area ratio. Present in 20-40%.
On the other hand, the base already consists of martensite and austate in the as-cast state. Then, this outer shell
When tempering is performed at 500 to 600℃, the base structure becomes partially retained austenite and a highly hard tempered martensite structure, and further tempered and hardened by Mo.
Hardness of Hs85 or higher is ensured by the mutual effect of precipitation hardening, microstructure refinement by V, and precipitation hardening. This high-hardness structure exhibits almost no change in hardness in the thickness direction of the outer shell, and good performance is ensured from the initial diameter to the scrap diameter during use. In addition, the roll of the present invention has a tempering temperature of 400°C, compared to 150 to 200°C for forged steel quenched rolls.
Because the process is carried out at high temperatures before and after rolling, stable hardness is ensured without tempering even when the temperature suddenly rises during abnormal rolling, and cracks are difficult to form. The spalling resistance is lower and more stable than that of rolls, and the outer shell has sufficient accident resistance. The roll of the present invention described above is of course suitable as a cold rolling roll such as a finishing work roll for a cold strip mill or a wire finishing roll.
It can also be used as a finishing work roll for hot strip mills and a work roll for hot skin passes. Next, specific examples will be listed and explained. Manufacturing example of cold rolling roll with body diameter φ600mm and body length 1500mm (1) Molten high chromium cast iron shown in Table 1 1T500Kg
(wall thickness: 80 mm) was cast into a centrifugal casting mold rotating at high speed at 1400°C to form an outer shell. (2) 18 minutes after casting the outer shell, 500 kg of the intermediate layer molten metal shown in Table 1 (corresponding to a wall thickness of 35 mm) was poured into the inner surface of the outer shell at 1470°C. The middle layer completely solidified 30 minutes after the outer shell was cast. (3) A centrifugal casting mold containing an outer shell and an intermediate layer was stood up to form a vertical mold, and the inner shell (ductile cast iron) molten metal shown in Table 1 was poured from the top at 1380°C.
【表】
(4) 内殻完全凝固後、ロールを型からばらし、炉
で500℃で20Hr保持後炉冷した。鋳造後の各層
の組成は第２表の通りであつた。[Table] (4) After the inner shell was completely solidified, the roll was removed from the mold, kept in a furnace at 500°C for 20 hours, and then cooled in the furnace. The composition of each layer after casting was as shown in Table 2.
【表】
(5) 機械加工後、胴部超音波テスト及び破断調査
の結果、外殻厚さ60mm、中間層28〜32mm（この
部分のCrは６〜８％であつた。）であり、外殻
と中間層並びに中間層と内殻とは完全に結合
し、組織的な連続性も認められた。
(6) 外殻硬度を測定した結果、表面硬度がHs95
であり、表面より50mm深さの硬度がHs93であ
つた。
（発明の効果）
以上説明した通り、本発明に係る外殻は、Ｃ：
2.5〜3.2％、Cr：15〜23％、Mo：2.0〜3.5％、
Ｖ：3.5〜5.0％等を含有した特定組成の高クロム
材で形成したから、鋳放しで高硬度のM7C3型の
クロムカーバイドを面積率で20〜40％と多量に晶
出せしめることができ、又焼戻し熱処理だけで深
部まで基地を焼戻しマルテンサイトを主体とした
ものにすることができ、Moによる焼戻し硬化、
析出硬化とＶによる組織微細化、析出硬化の相剰
効果で冷間圧延用ロールとして好適なHs85以上
の硬度を深部まで容易に得ることができ、耐摩耗
性及び耐肌荒性が極めて優れたものになる。ま
た、前記組織は外殻肉厚の深部まで形成されるか
ら、ロール使用開始から廃却に至るまで良好な圧
延性能が確保される。更に前記組織は高温でも安
定であり、異常圧延時の急激な温度上昇に対して
焼戻されることがなく安定して高硬度を確保で
き、クラツク、疵等が生じ難い。また残留応力も
なく耐事故性に優れる。
また、中間層を外殻と内殻の間に設けたから、
外殻のCrが芯部に多量に混入して芯部の強籾性
を劣化させるのを有効に防止できる。[Table] (5) After machining, the results of ultrasonic testing and fracture investigation of the body revealed that the outer shell thickness was 60 mm, and the middle layer was 28 to 32 mm (Cr content in this part was 6 to 8%). The outer shell and middle layer and the middle layer and inner shell were completely connected, and structural continuity was also observed. (6) As a result of measuring the outer shell hardness, the surface hardness was Hs95.
The hardness at a depth of 50 mm from the surface was Hs93. (Effect of the invention) As explained above, the outer shell according to the present invention has C:
2.5-3.2%, Cr: 15-23%, Mo: 2.0-3.5%,
V: Since it is made of a high chromium material with a specific composition containing 3.5 to 5.0 %, a large amount of M7C3 type chromium carbide with high hardness can be crystallized in an area ratio of 20 to 40% in the as-cast state. In addition, it is possible to make the base mainly made of tempered martensite deep down by just tempering heat treatment, and tempering hardening by Mo,
Due to the mutual effect of precipitation hardening, microstructural refinement by V, and precipitation hardening, it is possible to easily obtain a hardness of Hs85 or higher deep down, which is suitable for cold rolling rolls, and has extremely excellent wear resistance and roughness resistance. Become something. Furthermore, since the structure is formed deep into the outer shell thickness, good rolling performance is ensured from the start of use of the roll to its disposal. Furthermore, the structure is stable even at high temperatures, and is not tempered even when the temperature suddenly rises during abnormal rolling, thereby stably ensuring high hardness and making it difficult for cracks, flaws, etc. to occur. It also has no residual stress and has excellent accident resistance. Also, since the intermediate layer was provided between the outer shell and the inner shell,
It is possible to effectively prevent a large amount of Cr from the outer shell from entering the core and deteriorating the toughness of the core.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
第１図は本発明の高硬度高クロムロールの縦断
面図である。
１……外殻、２……中間層、３……内殻。
FIG. 1 is a longitudinal sectional view of a high hardness, high chromium roll of the present invention. 1... Outer shell, 2... Middle layer, 3... Inner shell.