JPH05305312A - 遠心鋳造製複合ロール - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 偏析等の生じない耐摩耗性と耐クラック性の
均一な遠心鋳造製複合ロールを提供すること。 【構成】 外層材と、該外層材と溶着一体化した普通鋳
鉄又はダクタイル鋳鉄の軸材とからなる遠心鋳造製複合
ロールであって、該外層材が、Ｃ：1.5 〜3.5％，Ｓ
ｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以下，Ｃｒ：5.5 〜12.0
％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.0 〜10.0％，Ｎｂ：0.
6 〜7.0 ％、更にＣｏ：10.0％以下，Ｃｕ：2.0 ％以
下，Ｗ：1.0 ％以下，Ｔｉ：2.0 ％以下，Ｚｒ：2.0 ％
以下，Ｂ：0.1 ％以下のうちから選ばれた１種又は２種
以上を含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるものである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性と耐クラック
性を兼備した遠心鋳造製複合ロールに関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、耐摩耗性が要求される熱間圧延用
ロールは、外層と内層からなる複合ロールとされ、外層
材をセメンタイト系の炭化物が晶出した高Ｃｒ鋳鉄、又
はＮｉグレン鋳鉄、内層材を靱性の良いねずみ鋳鉄、又
はダクタイル鋳鉄として、遠心力鋳造法によって製造さ
れている。

【０００３】然るに、圧延条件の苛酷化及び圧延におけ
る生産性向上の要求等から、より一層の耐摩耗性と耐ク
ラック性を備えた圧延用ロールの提供が要求されてい
る。

【０００４】このような状況から、例えば特開昭60-124
407 号、特開昭61-177355 号には、従来の遠心力鋳造ロ
ールの外層材として高Ｖ鋳鉄を用いることが提案されて
いる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】然しながら、遠心力鋳
造ロールの外層材として高Ｖ鋳鉄を用いる圧延用ロール
では、比重の小さいＶ炭化物が遠心分離により偏析し、
ロール外層内の特性が肉厚方向で不均一になる。この傾
向は大型ロールで外層肉厚が大なるほど著しく、実用ロ
ールとしての使用に耐えることができないという問題点
がある。

【０００６】尚、特開昭58-87249号、特開平1-96355 号
公報には、高速度鋼なみに高合金化した鋳鋼、鋳鉄を適
用したロール材が提案されている。然しながら、特開昭
58-87249号公報には焼嵌め又は組立ロールを対象とした
ものであり、圧延中に生ずる外層と軸材間の滑りが問題
となる。また、特開平1-96355 号公報は特殊な鋳かけ肉
盛法等、遠心力鋳造法以外の特殊な製造手法しか適用で
きず、生産性、経済性の面で問題がある。

【０００７】即ち、圧延用ロールの製造に際し、ロール
外層にＶを多量に含有させることにより、耐摩耗性を著
しく向上させることは可能であるが、複合ロール製造時
に生産性、経済性が最も優れているとして一般に実施さ
れている遠心力鋳造法を採用した場合には、遠心分離に
よる炭化物の偏析を生じ所定の特性を均一に得られない
という問題点がある。

【０００８】本発明は、外層を形成する合金成分を適正
化し、炭化物組成を限定することにより、生産性、経済
性の優れた遠心力鋳造法を適用しても、偏析等の生じな
い耐摩耗性と耐クラック性の均一な遠心鋳造製複合ロー
ルを提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】請求項１に記載の本発明
は、外層材と、該外層材と溶着一体化した普通鋳鉄又は
ダクタイル鋳鉄の軸材とからなる遠心鋳造製複合ロール
であって、該外層材が、Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5
％以下，Ｍｎ：1.2 ％以下，Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍ
ｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.0 〜10.0％，Ｎｂ：0.6 〜7.
0 ％、更にＣｏ：10.0％以下，Ｃｕ：2.0 ％以下，Ｗ：
1.0 ％以下，Ｔｉ：2.0 ％以下，Ｚｒ：2.0 ％以下，
Ｂ：0.1 ％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を
含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるようにしたもので
ある。

【００１０】請求項２に記載の本発明は、外層材と、該
外層材と溶着一体化した普通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の
軸材とからなる遠心鋳造製複合ロールであって、該外層
材が、Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.
2 ％以下，Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，
Ｖ：3.0 〜10.0％，Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎｉ：5.5 ％
以下、更にＣｏ：10.0％以下，Ｃｕ：2.0 ％以下，Ｗ：
1.0 ％以下，Ｔｉ：2.0 ％以下，Ｚｒ：2.0 ％以下，
Ｂ：0.1 ％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を
含有し、且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるようにしたもので
ある。

【００１１】請求項３に記載の本発明は、請求項１又は
２に記載の本発明において更に、前記外層材と軸材の間
に中間層を有し、該中間層を介して外層材と軸材とを溶
着一体化してなるようにしたものである。

【００１２】

【作用】本発明複合ロールの外層材における合金元素の
含有量の限定理由及びＶ，Ｎｂ，Ｃ量の限定式について
説明する。

【００１３】Ｃ：1.5 〜3.5 ％ Ｃはロール外層材の耐摩耗性を向上する硬い炭化物を形
成するための必須元素で1.5 ％以上必要であるが、3.5
％を越えると耐クラック性が著しく低下するため上限を
3.5 ％とする。

【００１４】Ｓｉ：1.5 ％以下 Ｓｉは脱酸剤及び鋳造性の確保に必要な元素で添加する
が、1.5 ％を越えると耐クラック性を低下するため上限
を1.5 ％とする。

【００１５】Ｍｎ：1.2 ％以下 Ｍｎも上記Ｓｉと同様の目的のために必要であるが、1.
2 ％を越えると耐クラック性が低下するため好ましくな
く上限を1.2 ％とする。

【００１６】Ｃｒ：5.5 〜12.0％ Ｃｒは炭化物を形成し、耐摩耗性を向上するために必要
な元素で5.5 ％以上添加するが、12.0％を越えると本発
明が対象とするＶ，Ｎｂを添加した場合には耐摩耗性が
劣化するため上限を12.0％とする。

【００１７】Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％ ＭｏはＣｒと同様に炭化物を形成して耐摩耗性の向上に
有効であるとともに、基地の焼入性、焼もどし軟化抵抗
を向上し、基地組織の強化に有効であるため2.0 ％以上
必要であるが、8.0 ％を越えると耐クラック性が低下す
るため、上限を8.0 ％をする。

【００１８】Ｎｉ：5.5 ％以下、Ｃｏ：10.0％以下 Ｎｉは焼入れ性を向上し、基地組織を強化するために添
加するが、5.5 ％を越えると残留γの存在など不安定な
組織を形成するため好ましくなく、上限を 5.5％とす
る。

【００１９】Ｃｏは高温における組織を安定化させるた
めに添加するが、10.0％を越えるとその耐熱性向上効果
が飽和するため経済性の点から上限を10.0％とする。

【００２０】Ｃｕ：2.0 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下 Ｃｕ、Ｗはともに基地組織を強化し、高温硬さを向上す
るため添加するが、Ｃｕは 2.0％を越えるとロールの表
面性状を劣化するとともに耐摩耗性、耐クラック性を低
下するため上限を 2.0％とし、Ｗは比重の大きな元素で
あり過剰に添加すると遠心分離によるＶ系炭化物の偏析
を助長するため上限を 1.0％とする。

【００２１】Ｔｉ： 2.0％以下、Ｚｒ：2.0 ％以下、
Ｂ：0.1 ％以下 Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂはともに粗大な共晶炭化物の形成を抑制
し、耐摩耗性、耐クラック性を向上するため添加する
が、ＴｉとＺｒは 2.0％を越えるとＶ，Ｎｂ複合炭化物
の形状を劣化し逆に耐摩耗性を低下するため上限を 2.0
％とし、Ｂは0.1％を越えると粒界に偏析して耐クラッ
ク性を低下するので上限を 0.1％とする。

【００２２】Ｖ：3.0 〜10.0％、Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％ Ｖ、Ｎｂは本発明における最も重要な必須元素であり、
これらの複合添加と含有量制限条件が本発明の最大の特
徴である。

【００２３】Ｖは耐摩耗性の向上に最も有効な硬いＭＣ
又はＭ₄ Ｃ₃ 炭化物を形成するための必須元素で、その
効果を発揮するためには3.0 ％以上必要であるが、10.0
％を越えると耐クラック性の低下、製造上の問題を生じ
るため上限を10.0％とする。

【００２４】ＮｂもＶと同様耐摩耗性に有効な硬いＭＣ
炭化物を形成するが、単独添加では粗大な塊状炭化物と
なりその効果が得られないだけでなく耐クラック性が問
題となる。

【００２５】そこで、ＶとＮｂを複合添加した場合の母
材硬さに及ぼすＣ量との関係、及び遠心力鋳造したリン
グ材の炭化物分布に起因する外層、内層間の熱間摩耗
比、熱衝撃試験におけるクラックの最大深さとＮｂ，Ｖ
の含有量比Ｎｂ／Ｖとの関係を調べた結果をそれぞれ図
１、図２及び図３、図４に示す。

【００２６】図１、図２から耐摩耗熱間圧延用ロールと
して必要な硬さＨs 75以上を得るためには Ｖ＋1.8 Ｎｂ≦7.5 Ｃ−6.0 （％） を満足する必要があることが明らかとなった。

【００２７】尚、図１の実験は、Ｓｉ：0.3 ％，Ｍｎ：
0.4 ％, Ｃｒ：6.0 ％，Ｍｏ：3.2％，Ｃｏ：4.1 ％を
含有し、Ｃ，Ｖ，Ｎｂを変化させた溶湯を鋳造した25mm
Ｙ−ブロックについて1050℃焼入れ処理、550 ℃焼もど
し処理を施した試料を用い、図２の実験はＳｉ：0.4
％、Ｍｎ：0.4 ％、Ｎｉ： 1.5％，Ｃｒ：5.7 ％，Ｍ
ｏ：2.8 ％，Ｃｏ：3.2 ％を含有し、Ｃ，Ｖ，Ｎｂを変
化させた溶湯を鋳造した25mmＹ−ブロックについて1050
℃焼ならし処理、 550℃焼もどし処理を施した試料を用
いた。

【００２８】また、図３、図４から遠心力鋳造法で製造
した場合にも均一な外層材を得ることができ、且つ耐ク
ラック性を損なわないためには 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 を満足する必要があることが明らかとなった。

【００２９】尚、図３、図４において、「摩耗比（内層
／外層）」は、リング材の内層側から採取した試験片の
摩耗量（Ｉｗ）と外層側から採取した試験片の摩耗量
（Ｏｗ）との比（Ｉｗ／Ｏｗ）であり、「熱衝撃クラッ
ク最大深さ」は、熱衝撃試験で発生したクラックの最大
深さである。

【００３０】また、図３の実験は、Ｃ：2.2 ％，Ｓｉ：
0.3 ％，Ｍｎ：0.4 ％，Ｃｒ：6.0％，Ｍｏ：3.2 ％，
Ｖ： 5.1％，Ｃｏ：4.1 ％，Ｎｂ：0 〜6.0 ％を含有す
る溶湯を遠心力鋳造（140 Ｇ）して得た肉厚100mm のリ
ングサンプルについて1050℃焼入れ処理、550 ℃焼もど
し処理を施した試料を用い、図４の実験は、Ｃ：2.3
％，Ｓｉ：0.4 ％，Ｍｎ：0.5 ％，Ｎｉ：0.5 ％，Ｃ
ｒ：5.5 ％，Ｍｏ：3.2％，Ｖ： 5.4％，Ｃｏ：5.2
％，Ｎｂ：0 〜7.2 ％を含有する溶湯を遠心力鋳造（14
0 Ｇ）して得た肉厚100mm のリングサンプルについて10
50℃焼ならし処理、550 ℃焼もどし処理を施した試料を
用いた。

【００３１】そして、摩耗試験は、φ190 ×15の相手材
とφ50×10の試験材の２円盤のすべり摩耗方式で相手材
を800 ℃に加熱し、荷重100kgfで圧接した状態で試験材
を800rpmで回転させ、すべり率3.9 ％として120 分後の
摩耗減量を測定して行なった。

【００３２】また、熱衝撃試験は、1200rpm で回転して
いるローラーに55×40×15の板状試験片を圧接する方式
で、荷重150kgf、接触時間15ｓの条件で行ない、試験片
に発生したクラック長さを測定した。

【００３３】更に、本発明のロール材に施す熱処理条件
としては、1000〜1150℃でオーステナイト化した後、冷
却後の組織がベイナイトになるように制御冷却する。従
って、対象とするロール材の組成、形状、サイズにより
冷却条件は異なるものとなる。上述の図１〜図４の実験
では、被熱処理材のサイズが小さいので、焼きならし
（オーステナイト化後空冷）、焼入れ（オーステナイト
化後急冷）の両処理とも可能となっている。尚、焼もど
しは 500〜 600℃の範囲で最適条件を選んで実施する。

【００３４】尚、本発明の遠心鋳造製複合ロールにあっ
ては、上述のＮｉを必ずしも含有することを要しない。

【００３５】

【実施例】

（実施例１）表１に示す化学組成の溶湯（本発明材：Ｂ
〜Ｅ、Ｑ、比較材：Ａ、Ｆ〜Ｐ）を遠心力鋳造により鋳
造し、肉厚100mm のリングサンプルを試作し、ショアー
硬さ、熱間摩耗及び熱衝撃試験を行なった。

【００３６】

【表１】

【００３７】尚、摩耗試験は、リング材の内層側と外層
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。

【００３８】また、熱衝撃試験は、リング材の外層側よ
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。

【００３９】それら摩耗試験と熱衝撃試験の結果を表２
に示す。表２によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレン
材（Ａ材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗性、
耐クラック性ともに著しく向上していることが認められ
る。

【００４０】

【表２】

【００４１】また、比較材Ｆ〜Ｐ材は本発明の限定をは
ずれているため、Ｆ材はＣ量が低いため硬さが不足して
いるとともに炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下し、
Ｇ材については炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下
し、Ｈ材については耐クラック性が低下し、Ｉ材につい
ては硬さが不足している。また、Ｊ材はＣ量が過多であ
るため耐クラック性が低下し、Ｋ材はＳｉ量が過多であ
るため耐クラック性が低下し、Ｌ材はＭｎ量が過多であ
るため耐クラック性が低下し、Ｍ材はＣｒ量が過多であ
るため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｎ材はＭｏ量
が過多であるため耐クラック性が低下し、Ｏ材はＶ量が
不足しているため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｐ
材はＶ量が過多であるため耐クラック性が低下してい
る。

【００４２】表３に示す組成の外層（表１中の本発明材
Ｂ〜Ｅ、ＱのうちＣを代表して採用した）及び内層を有
し、胴径670mm 、胴長1450mmの複合ロールを以下に示す
手順で製造した。低周波溶解炉にて外層材の溶湯を溶解
し、この外層材溶湯を遠心力140Ｇで回転する遠心鋳造
用鋳型内に1490℃で厚さ75mmになるように鋳込んだ。外
層材の鋳込み後20分後に鋳型の回転を停止し、鋳型を直
立させ、外層鋳込み後35分後に内層材溶湯を1420℃で鋳
込んだ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行な
った後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き戻
しを行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等の
検査を行なったが、欠陥のない健全なロールであり、仕
上げ加工後の外層厚は45mmであり、表面硬さはショアー
硬さで78〜82であった。

【００４３】

【表３】

【００４４】上記複合ロールを、実際のホットストリッ
プミル仕上げスタンドに使用した結果、従来のニッケル
グレン鋳鉄ロールの使用成績を大きく上回るものであっ
た。また、ロール表面の肌荒れ等も問題なく、良好な結
果が得られた。

【００４５】尚、本発明の実施において、表１に示した
本発明材を外層材とする複合ロールを構成するに際し、
外層と内層の間に後述実施例５における如くの中間層を
設けるものであっても良い。

【００４６】（実施例２）表４に示す化学組成の溶湯
（本発明材：Ｂ〜Ｆ、比較材：Ａ、Ｇ〜Ｒ）を遠心力鋳
造により鋳造し、肉厚100mm のリングサンプルを試作
し、ショアー硬さ、熱間摩耗及び熱衝撃試験を行なっ
た。

【００４７】

【表４】

【００４８】尚、摩耗試験は、リング材の内層側と外層
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。

【００４９】また、熱衝撃試験は、リング材の外層側よ
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。

【００５０】それら摩耗試験と熱衝撃試験の結果を表５
に示す。表５によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレン
材（Ａ材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗性、
耐クラック性ともに著しく向上していることが認められ
る。

【００５１】

【表５】

【００５２】また、比較材Ｇ〜Ｒ材は本発明の限定をは
ずれているため、Ｇ材はＣ量が低いため硬さが不足して
いるとともに炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下し、
Ｈ材については炭化物の偏析で外層の耐摩耗性が低下
し、Ｉ材については耐クラック性が低下し、Ｊ材につい
ては硬さが不足している。また、Ｋ材はＣ量が過多であ
るため耐クラック性が低下し、Ｌ材はＳｉ量が過多であ
るため耐クラック性が低下し、Ｍ材はＭｎ量が過多であ
るため耐クラック性が低下し、Ｎ材はＮｉ量が過多であ
るため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｏ材はＣｒ量
が過多であるため耐摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｐ
材はＭｏ量が過多であるため耐クラック性が低下し、Ｑ
材はＶ量が不足しているため耐摩耗性、耐クラック性が
低下し、Ｒ材はＶ量が過多であるため耐クラック性が低
下している。

【００５３】表６に示す組成の外層（表４中の本発明材
Ｂ〜ＦのうちＦを代表して採用した）及び内層を有し、
胴径670mm 、胴長1450mmの複合ロールを以下に示す手順
で製造した。低周波溶解炉にて外層材の溶湯を溶解し、
この外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回転する遠心鋳造用鋳
型内に1490℃で厚さ75mmになるように鋳込んだ。外層材
の鋳込み後20分後に鋳型の回転を停止し、鋳型を直立さ
せ、外層鋳込み後35分後に内層材溶湯を1420℃で鋳込ん
だ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行なった
後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き戻しを
行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等の検査
を行なったが、欠陥のない健全なロールであり、仕上げ
加工後の外層厚は45mmであり、表面硬さはショアー硬さ
で78〜82であった。

【００５４】

【表６】

【００５５】上記複合ロールを、実際のホットストリッ
プミル仕上げスタンドに使用した結果、従来のニッケル
グレン鋳鉄ロールの使用成績を大きく上回るものであっ
た。また、ロール表面の肌荒れ等も問題なく、良好な結
果が得られた。

【００５６】尚、本発明の実施において、表４に示した
本発明材を外層材とする複合ロールを構成するに際し、
外層と内層の間に後述実施例５における如くの中間層を
設けるものであっても良い。

【００５７】（実施例３）表７に示す化学組成の溶湯
（本発明材：Ｂ５〜Ｊ５、比較材Ａ５、Ｋ５〜Ｎ５）を
遠心力鋳造により鋳造し、肉厚100mm のリングサンプル
を試作し、ショアー硬さ、熱間摩耗及び熱衝撃試験を行
なった。

【００５８】

【表７】

【００５９】尚、摩耗試験は、リング材の内層側と外層
側からそれぞれφ50×10の試験片を採取し、前記条件と
同一の方法で行なった。

【００６０】また、熱衝撃試験は、リング材の外層側よ
り前記した板状試験片を採取し、同一の条件で行なっ
た。

【００６１】それらの摩耗試験と熱衝撃試験の結果を表
８に示す。表８によれば、本発明材は従来のＮｉ−グレ
ン材（Ａ５材）と比べ、硬さは同程度であるが、耐摩耗
性、耐クラック性ともに著しく向上していることが認め
られる。

【００６２】

【表８】

【００６３】また、比較材Ｋ５〜Ｎ５材は本発明の限定
を外れているため、Ｋ５材はＣu 量が過多であるため耐
摩耗性、耐クラック性が低下し、Ｌ５材はＷ量が過多で
あるため炭化物の偏析で外層側の耐摩耗性が低下し、Ｍ
５材はＴi とＢ量が過多であるため耐摩耗性、耐クラッ
ク性が低下し、Ｎ５材はＺr 量が過多であるため耐摩耗
性が低下している。

【００６４】表９に示す組成の外層（表７中の本発明材
Ｂ５〜Ｊ５のうちＨ５を代表して採用した）及び内層を
有し、胴径670mm 、胴長1450mmの複合ロールを以下に示
す手順で製造した。低周波溶解炉にて外層材の溶湯を溶
解し、この外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回転する遠心鋳
造用鋳型内に1490℃で厚さ75mmになるように鋳込んだ。
外層材の鋳込み後20分後に鋳型の回転を停止し、鋳型を
直立させ、外層鋳込み後35分後に内層材溶湯を1420℃で
鋳込んだ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加工を行
なった後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃にて焼き
戻しを行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波探傷等
の検査を行なったが、欠陥のない健全なロールであり、
仕上げ加工後の外層厚は45mmであり、表面硬さはショア
ー硬さで78〜82であった。

【００６５】

【表９】

【００６６】上記複合ロールを、実際のホットストリッ
プミル仕上げスタンドに使用した結果、従来のニッケル
グレン鋳鉄ロールの使用成績を大きく上回るものであっ
た。また、ロール表面の肌荒れ等も問題なく、良好な結
果が得られた。

【００６７】尚、本発明の実施において、表７に示した
本発明材を外層材とする複合ロールを構成するに際し、
外層と内層の間に後述実施例５における如くの中間層を
設けるものであっても良い。

【００６８】（実施例４）表１０に示す組成の外層及び
内層を有し、胴径670mm 、胴長1450mmの複合ロールを以
下に示す手順で製造した。低周波溶解炉にて外層材の溶
湯を溶解し、この外層材溶湯を遠心力 140Ｇで回転する
遠心鋳造用鋳型内に1490℃で厚さ75mmになるように鋳込
んだ。外層材の鋳込み後20分後に鋳型の回転を停止し、
鋳型を直立させ、外層鋳込み後35分後に内層材溶湯を14
20℃で鋳込んだ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加
工を行なった後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃に
て焼き戻しを行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波
探傷等の検査を行なったが、欠陥のない健全なロールで
あり、仕上げ加工後の外層厚は45mmであり、表面硬さは
ショアー硬さで78〜82であった。

【００６９】

【表１０】

【００７０】上記複合ロールを、実際のホットストリッ
プミル仕上げスタンドに使用した結果、図６に示すよう
に、従来のニッケルグレン鋳鉄ロールの使用成績を大き
く上回るものであった。また、ロール表面の肌荒れ等も
問題なく、良好な結果が得られた。

【００７１】（実施例５）表１１に示す組成の外層、中
間層、及び内層を有し、図５に示す胴径670 mm、胴長14
50mmの複合ロールを以下に示す手順で製造した。低周波
溶解炉にて外層材の溶湯を溶解し、この外層材溶湯を遠
心力 140Ｇで回転する遠心鋳造用鋳型内に1490℃で厚さ
75mmになるように鋳込んだ。外層材が凝固した直後に中
間層の溶湯を1540℃で厚さ40mmになるように鋳込んだ。
この中間層が完全凝固した後に鋳型の回転を停止し、鋳
型を直立させ、外層材鋳込み後40分後に内層材溶湯を14
50℃で鋳込んだ。室温まで冷却後、鋳型を解体し、粗加
工を行なった後、1050℃から焼入れし、その後550 ℃に
て焼き戻しを行なう熱処理を行なった。熱処理後超音波
探傷等の検査を行なったが、外層と中間層の境界及び中
間層と内層との境界ともに欠陥は発生せず、内部性状も
健全なロールであり、仕上げ加工後の外層厚は45mmであ
り、表面硬さはショアー硬さで78〜82であった。

【００７２】

【表１１】

【００７３】上記複合ロールを、実際のホットストリッ
プミル仕上げスタンドに使用した結果、図６に示すよう
に、従来のニッケルグレン鋳鉄ロールの使用成績を大き
く上回るものであった。また、ロール表面の肌荒れ等も
問題なく、良好な結果が得られた。

【００７４】

【発明の効果】以上のように本発明によれば、生産性、
経済性の優れた遠心力鋳造法を適用しても、偏析等の生
じない耐摩耗性と耐クラック性に優れた圧延用複合ロー
ルを得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１はＶとＮｂの複合添加量とＣ量とが母材硬
さに及ぼす影響を示す線図である。

【図２】図２はＶとＮｂの複合添加量とＣ量とが母材硬
さに及ぼす影響を示す線図である。

【図３】図３は遠心力鋳造したリング材の炭化物分布に
起因する外層と内層間の熱間摩耗比と、熱衝撃試験にお
けるクラック最大深さに及ぼすＮｂとＶの含有量比Ｎｂ
／Ｖの影響を示す線図である。

【図４】図４は遠心力鋳造したリング材の炭化物分布に
起因する外層と内層間の熱間摩耗比と、熱衝撃試験にお
けるクラック最大深さに及ぼすＮｂとＶの含有量比Ｎｂ
／Ｖの影響を示す線図である。

【図５】図５は実施例５に関わる複合ロールの縦断面図
である。

【図６】図６は実施例４と５で製造した複合ロールの実
機ミルでの圧延成績を従来ロールのそれと比較して示す
線図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 外層材と、該外層材と溶着一体化した普
   通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の軸材とからなる遠心鋳造製
   複合ロールであって、該外層材が、 Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以
   下，Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.
   0 〜10.0％，Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％、更にＣｏ：10.0％以
   下，Ｃｕ：2.0 ％以下，Ｗ：1.0 ％以下，Ｔｉ：2.0 ％
   以下，Ｚｒ：2.0 ％以下，Ｂ：0.1 ％以下のうちから選
   ばれた１種又は２種以上を含有し、且つ下記(1) 式と
   (2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする
   遠心鋳造製複合ロール。
2. 【請求項２】 外層材と、該外層材と溶着一体化した普
   通鋳鉄又はダクタイル鋳鉄の軸材とからなる遠心鋳造製
   複合ロールであって、該外層材が、 Ｃ：1.5 〜 3.5％，Ｓｉ：1.5 ％以下，Ｍｎ：1.2 ％以
   下，Ｃｒ：5.5 〜12.0％，Ｍｏ：2.0 〜8.0 ％，Ｖ：3.
   0 〜10.0％，Ｎｂ：0.6 〜7.0 ％，Ｎｉ：5.5 ％以下、
   更にＣｏ：10.0％以下，Ｃｕ：2.0 ％以下，Ｗ：1.0 ％
   以下，Ｔｉ：2.0 ％以下，Ｚｒ：2.0 ％以下，Ｂ：0.1
   ％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有し、
   且つ下記(1) 式と(2) 式を満足し、 Ｖ＋ 1.8Ｎｂ ≦ 7.5 Ｃ−6.0(％) …(1) 0.2 ≦ Ｎｂ／Ｖ ≦ 0.8 …(2) 残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする
   遠心鋳造製複合ロール。
3. 【請求項３】 前記外層材と軸材の間に中間層を有し、
   該中間層を介して外層材と軸材とを溶着一体化してなる
   請求項１又は２に記載の遠心鋳造製複合ロール。