JPH08506143A - Engineering Ferras Metals - Google Patents

Engineering Ferras Metals

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JPH08506143A
JPH08506143A JP6511891A JP51189193A JPH08506143A JP H08506143 A JPH08506143 A JP H08506143A JP 6511891 A JP6511891 A JP 6511891A JP 51189193 A JP51189193 A JP 51189193A JP H08506143 A JPH08506143 A JP H08506143A
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Abstract

A method of making an engineering ferrous metal comprising the steps of adding to liquid engineering ferrous metal solid alloy carbide particles and thereafter permitting the ferrous metal to solidify. The alloy carbide particles are coated with iron or an iron alloy to allow wetting to occur between the powder and the liquid ferrous metal and the particles have a density which matches that of the ferrous metal to provide a uniform distribution of the carbide particles in the ferrous metal. A roll may be made having at least a shell made of metal by such a method by centrifugal casting or electroslag remelting. <IMAGE>

Description

【発明の詳細な説明】 発明の名称”エンジニアリング・フェラス・メタル類” この発明は、以下に”エンジニアリング・フェラス・メタル類”という鋳造鉄 とスチールに関するものである。 エンジニアリング・フェラス・メタル類の機械的特性は、分布と組成とが炭素 コンテント、熱処理および他の合金エレメンツの添加に依存するカーバイドの存 在により影響を受けるものである。鋳造鉄とスチールが溶融されている間、炭素 がエンジニアリング・フェラス・メタル類に添加され、その後、炭素は、固化の 間ならびに固体相においての相転移の間、金属カーバイドとして析出される。そ のようなカーバイドを、ここでは、”トランスフォーメーション・カーバイド” という。このように、エンジニアリング・フェラス・メタル金属に存在する転移 カーバイドのタイプと量とは、特定のフェラス・メタルの熱力学と化学により制 限され、関連した相図により表される。 前記金属が液相から冷却するにつれての相転移に基づく前記した既知の技術で 可能なものとは別の、エンジニアリング・フェラス・メタル中のカーバイドが異 なる組成とヴォリュウムフラクションをもつものが従来からずっと待望されてい る。 発明の目的は、上記した問題が解決でき、または、問題を小さなものにする、 エンジニアリング・フェラス・メタル類を作る新規で改良された方法を提供する ものであり、発明のさらなる目的は、熱力学的配慮に拘束されない所望のカーバ イドコンテントをもつ新規で改良されたエンジニアリング・フェラス・メタル類 を提供することである。 発明の一つの観点によれば、リキッドのエンジニアリング・フェラス・メタル 類に固体の合金カーバイド粒子を添加し、その後、該フェラス・メタルを固化す る工程からなるエンジニアリング・フェラス・メタル類の製造方法が提供される 。 固体のカーバイド粒子は、該粒子と液状エンジニアリング・フェラス・メタル 類との間に湿潤化が生ずるのを許す金属で被覆されることが好ましい。”湿潤化 ”とは、液状エンジニアリング・フェラス・メタル（第一鉄含有金属）が被覆す る金属を湿潤することを意味する。さらに好ましいこととしては、例えば、液状 エンジニアリング・フェラス・メタルとソリッドの被覆する金属との間の表面張 力は、両者の間の接触角が０°から ９０°Ｃであるようなものであることである。 合金カーバイド粒子の密度は、エンジニアリング・フェラス・メタルのそれに 合致するものであることが好ましい。 ”合致”とは、密度が好ましくは６から８ｇｍｓ／ｃｃの範囲にあることを意 味する。この点は、鋳造鉄とスチールの代表的な密度が７ｇｍｓ／ｃｃであるこ とと比較すべきである。さらに好ましいこととしては、合金カーバイド粒子が、 それらを添加するエンジニアリング・フェラス・メタルの密度の±５％であるこ とである。 被覆された粒子が湿潤化できることと、合金カーバイド粒子の密度それぞれと によって、液相エンジニアリング・フェラス・メタルが固化するとき、液相エン ジニアリング・フェラス・メタル中におけるカーバイド粒子の均一な分布を促進 する。 ”均一な分布”とは、エンジニアリング・フェラス・メタルから作られた鋳物 のセクション全体にくまなく、分け隔たりなしに等しく分布していることを意味 する。ソリッドのカーバイド粒子は、全くどの方向に方向性がなく、ミクロ構造 のあらゆるフェーズにわたり分布されている。 被覆金属は、鉄または鉄炭素合金からなることが好ましいが、鉄、ニッケル、 銅、チタンおよび炭素からなるグループから選ばれた二つまたは、それ以上のエ レメンツの合金からなるものでもよく、または、ニッケルまたは銅と通常の付随 物であってもよいものである。 被覆金属は、例えば、約０．１％窒素迄の窒素を含んでいてもよい。 被覆金属が鉄の場合、そして、鉄は、鉄が添加されべきエンジニアリング・フ ェラス・メタルよりも溶融点が高いことからすると、炭素、ニッケル、銅または チタンのような少なくとも一つの合金エレメントの適当な量を鉄に加えて、前記 ・フェラス・メタルの作用温度に合致する溶融点をもつ合金を作ることが好まし い。 ”作用温度”とは、被覆されたカーバイド粒子が添加される間のエンジニアリ ング・フェラス・メタルの温度を意味する。 鉄被覆ものには、炭素が３．５％まで含まれていてもよい。 合金カーバイド粒子が鉄または、鉄合金が添加されるエンジニアリング・フェ ラス・メタルよりも低い炭素コンテントの鉄合金で被覆されたものであれば、被 覆された合金カーバイド粒子をエンジニアリング・フェラス・メタルへ添加し、 該金属中に十分長 く滞留させ、エンジニアリング・フェラス・メタルから炭素を該被覆ものへ拡散 させ、エンジニアリング・フェラス・メタルの作用温度に合致する溶融点をもつ 組成物を作ることができる。 該カーバイド粒子は、炭素が被覆ものに拡散されて、合致する溶融点になるに 十分な長さのドエルタイムをもって該粒子が溶融されたエンジニアリング・フェ ラス・メタル中に残されているとき、上記したように合致密度をもつことが特に 好ましい。 所望に応じ、被覆金属の組成の溶融点を、被覆された粒子が添加されるエンジ ニアリング・フェラス・メタルの作用温度より３０°Ｃ以下の温度よりも高くし てもよいものである。 溶融炉内、または、溶融炉から該金属が注がれる杓内のいずれかの、または、 溶融炉から取鍋へ注がれる金属流れ内、または、取鍋から鋳型へ注がれる金属流 れ内のエンジニアリング・フェラス・メタルへ被覆された合金カーバイド粒子を 添加することができる。 固形化に先立つ該・フェラス・メタル内の合金カーバイド粒子のドウエルタイ ムを最長にするためには、被覆された合金カーバイド粒子を溶融炉内で添加する ことが好ましい。 溶融炉は、誘導炉であることがさらに好ましく、これは、誘導炉が溶融金属を 具合良く攪伴するからである。 カーバイドのチタンが酸化して、炉のライニングからのシリコンと反応し、カ ーバイド粒子をエントラップする該金属表面に硬い面を作り、溶融金属内の分布 を減らす酸化チタンを形成することを見い出した。 この問題を除き、または、低下させるために、不活性環境下で、例えば、アル ゴンのような不活性ガス雰囲気下または真空下で、被覆された合金カーバイド粒 子をエンジニアリング・フェラス・メタルへ添加することがよい。 被覆された合金カーバイド粒子は、パウダーの形態でエンジニアリング・フェ ラス・メタルへ添加されることができ、該パウダーは、粒径が２mmまでのもの、 好ましくは、約500ミクロンの粒径のパウダー粒子からなり、粒径が10mmミクロ ンまでのもの、好ましくは、約１から５ミクロン、最も好ましくは、２から５ミ クロンの粒径の合金カーバイド粒子を含むものである。 該パウダー粒子は、以下のものからなる：− ２５％ − 被覆金属 ３０％ − Ｔｉ ３５％ − Ｗ 残り − 炭素（遊離炭素を３．５％まで含む）と通常の付随物 被覆金属は、アルファ鉄のような鉄からなるものでも、そして、完全なまたは 実質的なアルファ鉄と３．５％までの遊離炭素からなるものでもよい。 このような被覆金属は、溶融点が約１５２０°Ｃであり、したがって、該パウ ダーは、作用温度が約１５００°Ｃまたは、それ以上の温度であるエンジニアリ ング・フェラス・メタルへ添加するのに適している。 また別に、被覆金属は、鉄、ニッケル及び炭素の合金からなるものでもよい。 この場合、パウダーと合金カーバイド粒子とは、上記したように、同じサイズ でよく、該パウダー粒子は、以下の組成からなる：− ２７％ − 被覆金属 ３０％ − Ｔｉ ３５％ − Ｗ 残り − 炭素（遊離炭素を０．５％まで含む）と通常の付随物 被覆マテリアルは、鉄、ニッケルおよび炭素の合金からなるものでよい： ５９％ − ニッケル ４１％ − 鉄および０．５％までの遊離炭素および通常の付随物 このような被覆金属は、約１４２０°Ｃの溶融点をもち、約１５００°Ｃ以下 の作用温度をもつエンジニアリング・フェラス．メタルへ添加するのに特に適し ている。 アルファ鉄マトリックスをもつパウダーをそのような比較的低い作用温度の金 属へ添加した場合、該パウダーは、溶融金属内で合金カーバイド粒子を最もよく 分布させるため、溶融の温度では、十分にブレークダウンしないことが判明して いる。そのようなエンジニアリング・フェラス・メタルの組成では、グラファイ トの形成を抑制してしまうスーパーヒートの結果として、鉄が”ホワイト”鉄に なるため、溶融の温度を上げることができないものである。白鋳鉄は、そのよう なロールマテリアルには不向きである。 所望に応じ、被覆金属を鉄ニッケルおよび銅の合金または鉄と銅の合金のいず れかで、両者とも炭素付きまたは炭素なしのものとして、溶融点を下げるように してもよい。 被覆金属に多量の炭素、例えば、２から３．５％の炭素が含まれている場合、 該パウダーが添加されるプロダクトは、予想よりも柔らかなものであることが分 かっており、これは、より多くのグラファイトが金属内で転移されるからである 。このことは、比較的微細なパウダー粒子内で遊離炭素が接種材料として作用す ることによるものと思われる。したがって、該パウダーの炭素コンテントは、軟 化作用をなくすために、約０．５％以下に減らすことが好ましい。 しかしながら、プロダクトが、反転の熱応力サイクルによる分断が生じやすい 用途で使用されるロールであるとすると、該プロダクトにおけるグラファイトの 量を増やすことが望ましいもので、これは、グラファイトが熱抵抗性を向上し、 分断への抵抗性を増すものであるからである。 被覆金属がニッケルを含む場合、被覆金属が比較的少ない炭素、例えば、０． ５％をもつものであっても、類似した軟化作用が生ずる。この軟化作用は、エン ジニアリング・フェラス・メタルの化学組成を調節することで抑制または減少さ せることができる。 また別に、被覆された合金カーバイド粒子をエレクトロスラッグ・リメルティ ング・オペレーションの間に添加してもよい。 本発明の第２のアスペクトによれば、冷却時の相転移に起因する微細構造をも ち、分離した合金カーバイド粒子を拡散した鉄炭素合金からなるエンジニアリン グ・フェラス・メタル・プロダクトが提供される。 該微細構造は、エンジニアリング・フェラス・メタルの相転移から結果される マトリックスとカーバイドからなるもので；前記カーバイドは、前記したように 、ここでは、”転移カーバイド”という。 分離した合金カーバイド粒子は、該微細構造に存在する転移カーバイドよりも 高い硬度をもつことが好ましい。 分離した合金カーバイド粒子は、混合物の原則によりエンジニアリング・フェ ラス・メタルの硬度を増し、そして／または、エンジニアリング・フェラス・メ タルの相転移は、分離した合金カーバイド粒子の存在によりモディファイされ、 増進される。 分離の合金カーバイド粒子は、マトリックスおよび／または転移カーバイドに 分布される。 発明の第１と第２のアスペクト両者において：− 合金カーバイド粒子は、約３，０００vpnの硬度をもつ。 合金カーバイドは、クロム、モリブデン、チタン、タングステン、ニオビウム 、バナジウムまたはCr7C3、（CrMo）7C3またはミックスされたカーボーナイトラ イドのような、それらのミックスされたカーバイドからなるグループから選ばれ るのが好ましい。 合金カーバイドは、上記した合致密度が達成されるような組成であることが好 ましい。例えば、該カーバイドは、チタン対タングステンの比率が重量で約１： １であるようなものの混合タングステン・チタン・カーバイド（TiW）Cである。 合金カーバイドは、以下のレシオ範囲にあるTiとＷからなるものでよい： １：１から１：１．１７ 合金カーバイドは、窒素、例えば、約０．１％までの窒素を含んでいてもよい ものである。 合金カーバイドの好ましい組成は、； ４２％ − Ｔｉ ４９％ − Ｗ ９％ − Ｃおよび通常の残渣 合金カーバイドは、窒素０．１％まで含んでよい． 合金カーバイド粒子は、エンジニアリング・フェラス・メタルの熱膨張係数に 比べて極めて低い熱膨張係数を有している。したがって、比較的大きな合金カー バイド粒子がエンジニアリング・フェラス・メタル中に存在していると、これに よって、冷却時に高いストレスを生じさせるもととなり、転位を発生させ、熱疲 労に導く。 合金カーバイド粒子は、最大寸法が１０ミクロンに達するものであることが好 ましく、好ましくは、１〜５ミクロン、さらに好ましくは、２〜５ミクロンの寸 法のものである。 合金カーバイド粒子の添加量は、ソリッドの金属中に合金カーバイド粒子が２ ０体積（ヴオリウム）％に達する程度のものである。概略的に言えば、合金カー バイド・コンテントは、０．１〜２０体積％の範囲内のものであり、混合物の原 則による硬化作用 を伴うときは、１〜２０体積％、そしてさらに好ましくは、３〜１０体積％であ る。しかしながら微細構造の転移のモディフィケーションに硬化作用が基づく場 合は、合金カーバイド・コンテントを例えば約１％から約０．５％または０．１ ％に下げることもできる。 エンジニアリング・フェラス・メタルは、炭素コンテントが０．３〜３．８％ の範囲にあるスチールまたは鋳鉄であることが好ましい。 エンジニアリング・フェラス・メタルは、クロムを含み、クロムのコンテント は、１％より大きいか、または、等しいものである。 エンジニアリング・フェラス・メタルは、窒素、例えば、０．１％に達する窒 素を含む。 被覆金属、および／または合金カーバイドおよび／またはエンジニアリング・ フェラス・メタルが窒素を含む場合、チタン・カーボナイトライドがエンジニア リング・フェラス・メタルの微細構造中に析出される。組成物すべてのトータル の窒素コンテントは、約０．１％窒素に限定される。 エンジニアリング・フェラス・メタルは、以下の範囲の一つに入る組成を有す る；以下のような不定チル： 以下のようなクロム鉄： 以下のような高合金鋼： 以下のような工具鋼： または そのような合金は、ホットストリップミルの仕上げスタンズ（stands）に用い られることができる。以下のような中間合金鋼 ： 以下のような低合金鋼： 以下のようなＳ．Ｇ．鉄： すべてのケースにおいて、鉄と通常の付随物は、残りからなる。 窒素、例えば、０．１％までの窒素が適当に存在していてもよい。 発明の第３のアスペクトによれば、発明の第２のアスペクトによるエンジニア リング第一鉄含有金属か、または、発明の第１のアスペクトによるエンジニアリ ング第一鉄含有金属からなる外側部分を少なくとも有するローリングミルロール が提供される。 発明の第４のアスペクトによれば、発明の第１のアスペクトによるか、または 、発明の第２のアスペクトによって作られた金属を鋳造して、ローリングミルロ ールの少なくとも外側部分を作るようにしたローリングミルロールの製造方法が 提供される。 第１の代替手段においては、ローリングロールミルは、コアと、少なくとも一 つの中間層をオプションとして有するアウターシェルを有し、該シェルが前記外 側部分をを備える種類の複合ローリングミルロールである。 合金カーバイド粒子は、該シェルを形成する溶融エンジニアリング第一鉄含有 金属へ導入され、ついで合金カーバイド粒子を含むエンジニアリング第一鉄含有 金属が鋳型に注入される。 該カーバイド粒子は、アルゴンのような不活性ガスの保護雰囲気下または真空 下で鋳型へ注入される。 複合ロールは、遠心鋳造で作ることができる。 第２の代替手段においては、ロールは、消耗する電極でのエレクトロスラッグ 再溶融操作を行うことによって作ることができ、該電極は、外側にクラッデイン グが設けられたインナーボディを備えており、該クラッデイングは、前記の被覆 された合金カーバイド粒子を含む中空エレメントからなる。 インナーボディは、筒状または無空である。 該中空エレメントは、スリーブまたは複数のチューブのような複数本の別個の 中空エレメントである。 該または各中空エレメントの内側のマテリアルは、また、粉末合金成分からな るものである。 合金エレメントの粉末は、３mm以下のメッシュサイズであるが、５mmメッシュ サイズまでであってもよく、２〜５mmの範囲内にある。 各中空エレメントまたは中空スリーブは、軟鋼またはステンレススチールのよ うなスチールからなる。 該クラッディング（被せ金）が別個のエレメンツからなる場合、該エレメンツ の少なくとも一つは、他のエレメンツに対し異なるコンポジションをもつ。 該インナーボディは、その断面全体にわたりコンスタントな組成をもつか、ま たは、その断面の少なくとも一部において異なる組成をもつ。 溶融した被覆合金カーバイドのドロップレットまたは中空エレメンツからの溶 融被覆合金カーバイドと合金成分のドロップレットは、それらが鋳型壁に接近し 、温度も近い温度であることから、鋳型壁で、または、隣接して比較的早く固形 化し、これによって、鋳型壁に近接した再溶融のインゴットの地域は、合金カー バイドまたはカーバイドと合金成分が比較的高分布、均一分布される。勿論、該 合金カーバイド粒子が全部溶けなければ、鋳型壁に近接の溶融物が比較的早く固 形化するので、該溶融物中に捕捉される。 インゴットのセンター、または、その近くでは、合金カーバイド粒子またはカ ーバイド粒子と合金成分は、比較的低い均一さで分布される。 合金成分の溶融点および／または合金カーバイドの溶融点は、スラッグの溶融 点および消耗する電極のインナーパートの溶融点よりも高い。 インゴットのアウターパートは、合金カーバイドの拡散硬化作用により硬化さ れる。 また別に、ロールされたインゴットのアウターパートは、二次的硬化熱処理操 作によって付加的に、または、別途に、硬化される。 エレクトロスラッグ再溶融操作を行って、第１の組成をもつインナーパートと 、第１の組成と異なる第２の組成をもつサーフェースパートとを備えたロールが 提供されるもので、該インナーパートと該サーフェースロールとの間の該ロール の金属は、連続性をもって第１の組成から第２の組成へ変化する組成をもつ。こ れは、エレクトロスラッグ再溶融操作の電圧、電流およびスラッグ組成を相互に 関連させることで達成でき、その結果溶融浴は、比較的フラットである。 代わりとして、または、追加として、鋳型の冷却レートを鋳型の運動レートと して調節される。 また別に、エレクトロスラッグ再溶融操作を行って、ロールの断面全体にわた り実質的に均一な組成のロールを提供できる。 ”エレクトロスラッグ再溶融”とは、次のようなプロセスである；まず消耗さ れる電極が下端部から連続して鋳造されたインゴットが出てくる可動鋳型の中の 導電性スラグの下で溶融されるもので、前記電極は、スラッグからの熱伝導で加 熱され、スラッグは、電極からスラッグを介して前記インゴットにより設けられ たカンター電極へ伝わる電気伝導により加熱される。 第３、第４の代替手段においては、ロールは、ＥＳＲクラッディングまたはス プレークラッディングにより作られた複合ロールである。ＥＳＲクラッディング においては、エレクトロスラッグ再溶融方法を用いて、アーバーをクラッドする もので、該方法では、ストックマテリアルとしてワイヤフィードまたは中空電極 のいずれかを利用する。前者の場合、被覆された粒子は、パウダーフィードによ り溶融プールへ導入される。後者の場合、パウダーフィードが用いられるか、ま たは好ましくは、上記したシエルメタルの製造に類似した手段でのプライマリー メルティングおよびキャスティン操作の間、被覆された粒子が中空の電極内へ導 入されるかのいずれかである。 スプレークラッディングにおいては、被覆された粒子は、スプレーデポジット された層内へ導入される。ローリングミルロールにフルの耐用期間を与えるに十 分な深さの被覆されたカーバイド粒子で硬化されたスプレーデポジットされた層 を作ることが可能である。 第５の代替手段においては、ロールをモノブロック静止キャスティングで作る ことができ、ロールは、静止鋳型にシングルのエンジニアリング第一鉄含有金属 を充填することで簡単に作れられる。 第６の代替手段においては、二重注入する静止キャスティング方法でロールを 作ることができ、この方法では、まず最初に、該ロールのアウターシエル部のた めに、本発明の第１のアスペクトの方法で作られたか、または、カーバイド粒子 が付与される発明の第２のアスペクトにしたがって作られた所望の組成のエンジ ニアリング第一鉄を含む金属をロールのバレル部のトップまで、鋳型に部分的に 充填し、そして、シエルメタルのアウターパートが固化したとき、鋳型の両端部 と概ね中間点上の鋳型のアッパージャーナル部との間のオーバーフローから所定 の量の金属が移動するまで、所望のコア組成の金属が鋳型の底部へ導入され、次 いで、オーバーフローが閉じられ、第２の金属の鋳型への重点が完了する。 第７の代替手段においては、発明の第１のアスペクトにより、または、発明の 第２のアスペクトにより作られた金属インゴットをキャスティングし、ついで該 インゴットをフォージングし、鍛造ロールを熱処理して鍛造ロールとすることで 、ロールを作ることができる。 本発明によるロールは、大きな耐破壊剛性と破砕抵抗、さらには、改良された 摩耗抵抗をもつロールを提供することによって、おれまで満足に応ずることがで きなかっ た市場要求を満たすものである。 発明を構成するロールは、ホットストリップミルならびにコールストリップミ ルのフィニッシングスタンズにおいての使用が意図されている。ホットストリッ プミルにおける粗仕上げスタンドと他のフラットなローリング目的に使用できる 。 さらに詳しくは、下に挙げたエンジニアリング第一鉄含有の金属で作られた前 記アウターパートをもつロールは、それぞれ特定の用途に使用される。 インディフィニット・チル オールスタンズホットストリップ クロム鉄 アーリースタンズホットストリップ クロム鉄 コールドストリップミル 合金鋼 ホットストリップミル 工具鋼 フィニッシングスタンズコールドまたは ホットストリップミル コアは、フレーク、コンパクト／曲がりくねっているか、または、結節状の鋳 造鉄、スチールまたは他の適当なマテリアルである。 粒子が導入されるエンジニアリング第一鉄含有金属の密度とマッチする密度を 有するを供給することによって、スピンキャスティングの結果の偏析が避けられ る。 スピンニングプロセスは、シエルのボアへの密度に低い粒子を偏析しようとす る。親金属にマッチする密度をもつ合金カーバイドは、粒子シエルのセクション 全体に等しく分布し、ボアへの遠心作用を受けない合金カーバイド粒子となる。 発明の第１のアスペクトを構成する方法により、または、発明の第２のアスペ クトにより作られたエンジニアリング第一鉄含有金属は、例えば、ディーゼルエ ンジン用のライナーおよびガスまたはオイル用のようなパイプまたは、ビームミ ルおよび他のセクションに使用される中空スリーブのような他のスピン鋳造製品 を作るための他のスピンキャスティングプロセスに有用である。 発明の第５のアペクトによれば、発明の第１のアスペクトにより、または、発 明の第２のアスペクトにより作られた金属をスピンキャスティング鋳型へ注入し 、スピンキャスティング操作がそこで行われるスピンキャストされた製品を作る 方法が提供されるものである。 しかしながら，発明は、スピンまたは遠心スティングによって作られる製品に 限定されるものではない。発明は、沢山の目的のために、広範囲にわたるエンジ ニアリング第一鉄含有金属に適用される。 エンジニアリング第一鉄含有金属は、コンベンショナルなインゴット鋳型へ鋳 込むことができ、したがって、例えば、ローリングミルロールのような部品へ鍛 造することができる。 この方法で製造されたロールは、硬化されて、マルテンサイトまたはベイナイ ト組織になり、スチールの冷間圧延に使用される。 驚くべきことに、該カーバイド粒子は、マトリックス全体に、そして、微細構 造のトランスフォーメーション・カーバイド内に均一に分布されるもので、これ は、固化に当たって、固化フェーズが合金カーバイド粒子を固化リキッドメタル ・インターフェースの前へ押し、その結果、合金カーバイド粒子が粒界において 偏析されるものとなるとされているからである。 発明の実施例を添付の図面を参照して記載するもので、図面において： 図１は、発明を組成するシエルの内部領域を５００倍の倍率で拡大して示す顕 微鏡写真、 図２は、図１の一部を１，５００倍の倍率で拡大したもの、 図３と図４は、図２と図３に類似したものであるが、シエルの中間の領域のも の、 図５と図６は、図１と図２に類似したものであるが、シエルの外側の領域のも の、 図７は、同じべ基礎組成のものであるが、発明を構成していないロールのシエ ルを５００倍の倍率で拡大した顕微鏡写真、 図８は、鍛造されたテストピースの４００倍の倍率で拡大した顕微鏡写真、 図９は、発明の第２の実施例のサプルを３００倍の倍率で拡大して示す顕微鏡 写真、 図１０は、発明の第３の実施例のサンプルを３５０倍の倍率で拡大して示すス キャンニング電子顕微鏡写真、 図１１は、発明の第３の実施例のサンプルを３０００倍の倍率で拡大して示す スキャンニング電子顕微鏡写真、 図１２は、実施例Ｉ〜実施例IIIに使用されたスピンキャスティングプラント の概略図、 図１３は、本発明を組成する方法に使用されたときのエレクトロスラッグ再溶 融装置を示す他の実施例の略図的側面図、そして、 図１４は、図１３の装置に使用される消耗する電極の横断面図である。実施例Ｉ 第１の実施例において、以下の組成を有するインディフィニット・チルタイプ の鉄からなるエンジニアリング第一鉄含有金属メルト（溶融物）が誘導コイル内 でコンベンショナルな態様により作られた。 炭素 ３．３％ シリコン ０．８５％ マンガン ０．５０％ ニッケル ２．３％ クロミウム １．１％ モリブデン ０．１％ 硫黄 ０．０５０％ 燐 ０．０６０％ 鉄及び通常の付随物 残り 鉄が操作温度、即ち、約１５００°Ｃに達すると、炭素コンテントが３．００ ％の鉄コーティングにより囲まれた合金カーバイド粒子を含むパウダーが溶融炉 内の該メルトへ１０重量％に等しい量で添加された。パウダー粒子は、５００ミ クロンまでの粒子サイズをもち、以下の組成からなるものであった：− ２５％ − アルファ鉄 ３０％ − Ｔｉ ３５％ − Ｗ 残り − Ｃ（その内３％が遊離カーボン）および通常の 付随物 合金カーバイド粒子は、平均粒子サイズが１０ミクロンなでのものであり、Ｔ ｉ３０％固溶体、Ｗ３５％カーバイドを含み、該鉄の密度にマッチするために約 ７の密度を 有するものであった。 上記した操作温度は、上記組成の金属がタッピング前に加熱される通常の温度 よりも高いもので、これは、前記パウダーのコーティングメタルが約１５２０° Ｃの溶融点をもち、該金属は、できる限りホットにされることが望ましいからで ある。約１５００°Ｃより高い温度は、該インディフィニット・チルアイアンを ”白色化（ホワイツン）”する傾向のため可能でない。 該メルトは、ついで約１５分間、炉に留まり、約１５００°Ｃの操作温度が回 復する。ついで、溶融金属は、取鍋へ注入され、そしてつぎに、取鍋内に入った 状態で溶融炉から図１２に示すコンベンショナルなスピンキャスティングプラン トへ移され、そこで該金属は、取鍋から取鍋からスピンキャスイティングプラン ト内へ注入され、コンベンショナルな態様で上記した金属のシエルＳが成形され る。コンポジットローリングミルロールを作るためには、ついで、ノジュラー鋳 鉄のような適当な組成の金属が注入され、コアＣが成形される。しかしながら、 この実施例は、シエル、即ち、筒状製品を提供することに関するものであるから 、コアの金属は、注入されなかった。 カーバイド粒子を添加した後の該炉における前記金属のドエルタイムは、温度 回復のために約１５分間であって、スピンキャスティングプラントへ注入される 前の取鍋におけるドエルタイムは、約１５分間であった。したがって、この実施 例では、カーバイドりゅうしを加えてからキャスティングへ移るまで約３０分間 経過していた。必要に応じ、前記ドエルタイムは、長く、例えば、１時間または １．５時間または以上、あるいは、短くすることもできる。 前記シエルが固化した後、前記シエルのインナー部、ミドル部およびアウター 部に隣接の領域からサンプルが採取され、コンベンショナルなマナーで適当なサ ンプルが準備され、図１〜６に示す顕微鏡写真を得た。 該顕微鏡写真から分かるように、添加されたカーバイドは、該シエルの厚さ全 体にわたり巨視的なスケールで比較的均一に分布されている。特に注目すべき点 は、カーバイド粒子は、粒界で分離されておらず、固化ならびに冷却の間のフェ ーズトランスフォーメーションの結果として存在する位相に関係なく微細構造全 体に比較的均一に分布していることである。図７からもまた分かるように、微細 構造は、同じ組成であるが、合金カーバイド粒子が添加されていない比較ベース マテリアルにおけると同じ性質をもっている。 バルクサンプルの化学分析が行われ、添加されたカーバイドの約半分のみが５ 重量％のカーバイドにリカバーされた。エキストラのカーバイドとは、冷却にお けるフェーズ変化の結果自然に存在するカーバイドに加えて、別のカーバイド粒 子を指す。 Ｅｄａｘ分析からカーバイドにおけるＴｉ：Ｗの比率は、約４：１であったが 、これは、原子％をベースとするもので、対応する重量％をベースとすると、 Ｔｉ：Ｗは、１：１となる。 ダークなコアをもつカーバイドの二重の性質は、カーバイドのアウターな部分 がＷリッチであり、インナーの部分がＴｉリッチであることを示唆している。 上記したように、合金カーバイド分散は、サンプルのセクション全体に均一で あり、５％の”ヴォリュームフラクション”に相当する約５％の”エリアフラク ション”をもつ。粒子が集まっている若干の証拠があるが、集まりそれぞれにお ける粒子は、極めて少ないもので、該集まりは、エンジニアリング第一鉄金属に おける粒子の位置に関係がないものである。 特に、合金カーバイド粒子が固化インターフェースに先んじて位置されていた こと、即ち、合金カーバイド粒子が下側の微細構造に関係がなかったという証拠 は、全くなかった。 該カーバイド粒子のサイズは、２〜５ミクロンの範囲である。 サンプルの硬度がテストされ、ＶＨＮ30810であり、比較のロールからカット されたサンプルの硬度は、ＶＨＮ30650であった。 約１６０のこの硬度の増加は、混合の法則から期待されるものよりもやや大き い。これは、小さい粒子サイズの硬化作用（Ｏｒｏｗａｎハードニング）による ものと思われる。実施例II インディフィニット・チル鋳鉄ならびにノジュラー鋳鉄から作られたシエルを 備えた複合ロールが実施例Ｉの技術に似たスピンキャスティング技術で作られた が、この場合、完成されたロールがシエル形成段階終了の後にノジュラー鋳鉄を コアＣへ注入した点が相違する。 この実施例においては、シエル金属は、以下の組成をもつものであった：− Ｔ．Ｃ． − ３．４０ シリコン − ０．８５ マグネシウム − ０．５１ ニッケル − ４．１３ クロミウム − １．６３ モリブデン − ０．４６ 硫黄 ０．１３ 燐 ０．３５ 銅 ０．０６ 鉛 ０．００１３ ヴァナジウム ０．０２１ チタン ０．１７５ 鉄と通常の付随物 残り この金属は、誘導炉において再び作られ、該誘導炉における該金属は、該該金 属の溶融点を越して通常の操作温度、例えば、液化温度よりも約２００°Ｃ高い 温度へ加熱された。この例においては、液化温度は、１２１５°Ｃであって、操 作（オペレーティング）温度は、１４６０°Ｃであった。 誘導炉には、カバーが設けられていて、アルゴンが該カバーの内部へ供給され たが、溶融物へ注入されてもよい。誘導コイルがターンオフされた。被覆された 合金カーバイド粒子の粉末が溶融物へランスを介してアルゴンと共にブロー注入 、または、他の所望の態様で注入された。所望に応じ、アルゴンの代わりに他の 不活性ガスが使用でき、または、誘導炉内の溶融物の上の閉ざされたスペースが ヴァキュウムへ接続され、所望の態様、例えば、重力供給で粒子が減圧吸引され ているところへ添加されてもよい。ついで誘導炉は、ターンオンされ、その結果 、溶融物が混合された。フラックスを使用したり、または、被覆された合金カー バイド粉末をコアドワイヤとして添加するような酸化を防ぐ他の技術が使用でき るが、但し、フラックスは、溶融物における粒子の拡散を阻害し、コアドワイヤ は、経費が高くつく。 被覆された合金カーバイド粒子の粉末は、以下の組成である：− ２７％ コーティングメタル ３０％ Ｔｉ ３５％ Ｗ 残り 炭素（０．５％の遊離カーボンを含む）および通常の付 随物 該コーティングメタルは、５９％のＮｉと４１％の鉄（０．５％までの遊離炭 素と通常の付随物を含む）からなるものであった。 上記したような適当なドエルタイムの後、該金属は、液化温度に約１７０〜１ ８０°Ｃの温度を足した温度に相当する温度のままになっている取鍋へ注入され 、ついで該金属は、温度が液化温度に約８０〜１１０°Ｃの温度が足された温度 のスピンキャスティングプラントの鋳型へ鋳込まれた。正確な温度は、鋳型のサ イズにより定まるもので、鋳型が小さければ、より高温であり、鋳型が大きけれ ば、より低温になる。 ロールが硬化した後、実施例Ｉにおけるように、類似したサンプルが取り出さ れ、図９は、シエルの中間部から取り出されたサンプルの、エッチングされてい ない３００倍の光学Ｄ．Ｉ．Ｃ（ディファレンシャル・インターフェアランス・ コントラスト）顕微鏡写真であり、グラファイト・フレークをもつマトリックス と、スモールで均一に、ランダムに分布された合金カーバイド粒子を示す。該微 細構造は、合金被覆粒子がマトリックスとトランスフォーメーション・カーバイ ド全体に分布されている実施例Ｉのものに類似しているものであった。 Ｕ．Ｔ．Ｓ．テストがシエルからの他のサンプルについて行われ、該サンプル は、６００〜７００ＭＰａのＵＴＳをもつことが示された。同一組成であるが、 合金カーバイド粒子をもたないインデフィニット・チル鋳鉄は、３８５〜４９３ ＭＰａをもつものである。実施例III ハイ・クロミウム鉄のシエルとノジュラー鋳鉄コアからなる複合ロールがアル ゴン雰囲気を用いて、実施例IIのスピンキャスティング技術によって作られた。 該シエル金属は、以下の組成をもっていた：− Ｔ．Ｃ． ２．９５ Ｓｉ １．６３ Ｓ ０．０３５ Ｐ ０．０４０ Ｍｎ ０．９５ Ｎｉ ０．７７ Ｃｒ １７．２８ Ｍｏ ２．０８ Ｃ ０．９３ Ｐｂ ０．００８１ Ｖ ０．０３１ Ｆｅと通常の残渣 残り パウダー被覆合金カーバイドは、実施例Ｉに記載されているものである。該パ ウダーは、１０重量％等量の量で該金属へ添加された。５重量％のものがソリッ ド金属に存在した。 該金属の液化温度は、１２５５°Ｃであり、操作温度の１５６０°Ｃへ加熱さ れた。取鍋内とスピンキャスティングプラント内の温度は、実施例IIにおけると 同様の液化温度に関連し、スピンキャスティングプラントに加えられる温度は、 １３４５°Ｃであった。ロールが固化した後、サンプルが実施例IIにおけると同 様に取り出された。 図１０は、シエルの中間部から取り出されたサンプルの倍率３５０倍の走査電 子顕微鏡写真である。図１１は、倍率が３０００倍である同様の顕微鏡写真であ る。分離の添加された合金カーバイド粒子がランダムに、均一に分布し、マトリ ックスとトランスフォーメーション・カーバイドの両者に存在していることが分 かる。該カーバイドは、サイズが約１〜１０ミクロンのダークな角ばったタング ステンリッチの粒子部分と、サイズが概ね約５ミクロン以下のピンクがかった丸 いタングステンリッチの粒子部分とに大きく分けられる。ＥＤＡＸ分析により、 マトリックスとトランスフォーメーション・カーバイドの両者において、タング ステンリッチの粒子は、また、ハイレベルのモリブデンを含み、該金属それ自身 は、ソリューションにロウレベルのチタンとタングステンを含むことが判明した 。このことは、（ＴｉＷ）Ｃの合金カーバイド粒子が溶融物中に溶解しているこ と、または、少なくともそれらのタングステンリッチのアウターレイヤーが固化 後の再析出によるものであることを示す。 Ｕ．Ｔ．Ｓ．テストがシエルからの同様のサンプルについて行われ、これによ って、該サンプルは、８００〜８５０ＭＰａのＵＴＳをもっていることが示され た。同じ組成であるが、合金カーバイド粒子をもたないのハイ・クロミウム鉄の ＵＴＳは、７４０ 〜８３０ＭＰａである。実施例IV 以下の組成のエンジニアリング・フェラス・アイアンがコンベンショナルな態 様で作られた。 スチールをタッピング温度にした後、第１の実施例に関連して前記したと同じ 種類のカーバイド粒子を溶融炉中の溶融物へ１０重量％等量の量で添加した。 ついで該金属は、以前と同様に該炉に留置されて、そのタッピング温度がリカ バーされ、ついでインゴットがキャストされた。 通常の注入セクションが除去された後、インゴットは、直径が５1/2インチ、 長さが６1/2インチ、重さが２０kgであった。 ついで、このインゴットは、オーンダイでステップフォージドされ、次のよう に三段階に縮径された丸いバーが形成された： ２：１ − ４1/2インチ直径 ４：１ − ３1/2インチ直径 １０：１ − ２インチ直径 結果としての鍛造物は、熱処理されて、コンベンショナルなフォージドロール 熱処理のような処理を受けた。倍率４００倍の顕微鏡写真が位置を変えて横断部 ならびに長さ方向断面で写された。これらによって、鍛造物は、実質的に均一な 微細構造をもつことが示され、図８は、長さ方向セクションで写した、これらの 顕微鏡写真の一つの例である。 これらの顕微鏡写真から、ベーシックマトリックス構造がマルテンサイトであ り、添加されたカーバイド粒子は、ここでも鍛造物全体に比較的均一に分布され ていることが分かる。また、添加されたカーバイドの約半分が５重量％のエキス トラのカーバイドを与えるようにリカバーされたことが判明した。実施例Ｖ 図１３，１４を参照すると、別の実施例が図示されている。図１３には、エレ クトロスラッグ再溶融装置が示されており、これは、垂直方向へ上下に動く水冷 のシリン ドリカルなモールド１０を備えた全くコンベンショナルな構造をもつ。電極ホル ダー１１が、例えば、溶接などによって消費される電極１２の上端を保持してい る。まず最初、消費される電極の下端がボトムプレート１３とモールド１０の壁 との間に納められているモルテンスラッグ３０に浸漬けされる。ついで電流が流 されて、消費される電極の下端が溶け、電極１２の下端から金属のドロップレッ トが落下して、スラッグを通過し、リファインされ、固化してインゴット１４を 形成する。 エレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションのベーシックな操作は 、プラントと同様に全くコンベンショナルなものであるから、これ以上の説明は 、不要である。 消費される電極１２は、外面１２１に溶接されたインナーボディ１２０と、中 空のクラッディング１２２を備え、該クラッディングは、粉末１２５を含んだチ ューブ１２４の形をした複数の独立した筒状要素１２３からなる。 インナーボディ１２０は、ロウアロイスチール、鋳鉄または０．２％カーボン を含むスチールのような軟鋼で作られる。 チューブ１２４は、本実施例では、軟鋼で作られるが、ステンレススチール製 でもよく、そして、所望に応じて、チューブは、ハイアロイスチールまたは鋳鉄 または実際に以下のような適当な組成のマテリアルで作ることもできる： カーボン ０．５％〜３％ アルミニウム ０．０％〜１％ モリブデン ０．５％〜５％ ヴァナジウム ０．０％〜１２％ クロミウム ０．５％〜１５％ タングステン ０．０％〜８％ シリコン ０．０％〜３％ チタン ０．０％〜８％ ニッケル ０．０％〜５％ 鉄と通常の残渣 残り チューブは、以下の範囲の組成をもつことが好ましい：− カーボン ０．５％〜３％ アルミニウム ０．０％〜０．１％ モリブデン ０．５％〜５．０％ ヴァナジウム ０．１％〜１２％ クロミウム ０．５％〜１５％ タングステン ０．１％〜８％ シリコン ０．０％〜３％ チタン ０．１％〜８％ ニッケル ０．１％〜５％ 鉄と通常の残渣 残り チューブは、以下の組成であってもよい： カーボン １％ モリブデン ２．５％ ヴァナジウム ０．７％ クロミウム １４％ 鉄と通常の残渣 残り インナーボディは、以下の組成のロウアロイスチールからなる： カーボン ０．４％ クロミウム １％ 窒素 ０．１％まで 鉄と通常の残渣 残り 所望に応じて、チューブは、以下のような他の４較的ハイなアロイメタルから なるものでもよい：− カーボン ３％ モリブデン ５％ ヴァナジウム ８％ ニッケル ２％ 鉄と通常の残渣 残り カーボン １％ ヴァナジウム １２％ 鉄と通常の残渣 残り カーボン ２％ タングステン ５％ チタン ５％ 鉄と通常の残渣 残り カーボン ３％ シリコン ２％ 鉄と通常の残渣 残り 所望に応じて、インナーボディは、以下のような他の比較的ロウのアロイメタ ルからなるものでもよい：− カーボン ０．２％ クロミウム ０．５％ または カーボン ３％ シリコン ２％ またはプレーン鋳鉄または軟鋼。 しかしながら、該チューブは、パウダー１２５を保持するためのみに設けられ ていてもよく、そのため、インナーボディと同じ組成のマテリアルから構成され ることも可能であり、または、アロイングアディッションをリリーズする所望の レートで浴に溶ける融点をもつ、シリカのような適当な非金属マテリアルで作る こともできる。上記したマテリアルは、どのような適当な形状の中空クラッディ ングに適用できる。 本実施例において、チューブは、以下の組成を有する： カーボン ０．２％ 鉄と通常の残渣 残り 該パウダーは、実施例Ｉに関連して前記したようなコートされた合金カーバイ ド粒子（但し、前記した他のコートされた合金カーバイド粒子のいずれかでもよ い）と、合金成分または合金成分類の粒子との混合物からなる。 例えば、該パウグーは、次のような組成である：− カーボン １０％まで（グラファイトとして５％） タングステン ３５〜４０％ 鉄、カーバイドと 通常の残渣 残り 該カーボンの一部は、電子化合物としての該タングステンおよび該チタンと組 み合わされるが、該タングステンと該チタンとは、ソリッドソリューションとし て組み合わされ、カーボンの存在の割合は、フリーグラファイトとしてである。 本実施例においては、該パウダー混合物は、以下の組成をもつ： クロミウム ２％ タングステン ４０％ チタン ４０％ モリブデン １％ ヴァナジウム １％ カーボン ６％ 鉄、カーバイドと 通常の残渣 残り また、別に該パウダー混合物は、以下の組成をもつ：− クロミウム ２％ タングステン ３５％ チタン ３０％ モリブデン １％ ヴァナジウム １％ カーボン ６％ 鉄、カーバイドと 通常の残渣 残り 総体的に、アロイング要素の一つまたはそれ以上のものは、要素として、また は、電子化合物または合金としてカーボンと組み合わされて該パウダー混合物に 存在するものである。 カーボン モリブデン クロミウム タングステン チタン ヴァナジウム ニオビウム 所望に応じて、該パウダーは、上記したチューブまたは他の組成またはそのよ うな組成を与えるコンポーネンツの合金で作られたチューブに適したものとして 記載された組成物の何れか一つ、または、組成物の範囲似あるパウダー化された 合金で作ることができる。 添加されるカーバイド粒子の量は、サーフェースパートにおいて、カーバイド 粒子が１〜２０容量％に達するようなものである。 本実施例のチューブ１２４は、外径１６ｍｍ、内径１３ｍｍであるが、適当な 外径をもつ内径６ｍｍから２８ｍｍの範囲にあるものでもよい。 該チューブには、チューブそれぞれの長さ方向にそって、間隔をおいて制限が 設けられていて、該チューブの長さ方向にそって、ポジションごとにカーバイド パウグーを分離された量で保持するようになっていて、そのような制限は、例え ば、１０ｃｍごとに設けられている。 本実施例においては、該制限は、該チューブをしぼって、それらの口径を狭め 、または、実質的に狭めることで設けられるが、そのような制限は、他の所望の 手段でも設けることができる。 本実施例においては、チューブ１２４は、インナーボディに取り付けられ、イ ンナーボディの長さ方向軸に対し平行に長さ方向に延びているが、１本のチュー ブまたは複数のチューブをインナーボディのまわりに螺旋状に巻きつけたり、ま たは、１本または複数本のチューブをインナーボディのまわりに円周上に延長さ せ、該チューブがインナーボディの長さ方向位置にある溶融物へリリーズされる 適正量のパウダーを保持する適正なサイズをもつ限り、インナーボディの長さ方 向軸に垂直な面にあるようにしてもよい。 さらに、また別に、１本または複数本のチューブを直角以下の角度でインナー ボディの長さ方向軸に対し傾斜する面または関連面にあるように、インナーボデ ィのまわりに延ばすようにしてもよい。 このケースにおいては、クラッディングは、パウダー１２５を含むチューブ１ ２４により設けられた分離のエレメンツの形態をしているが、望みに応じて、該 クラッディングを中空のスリーブ、例えば、概ねシリンドリカルなインナーの壁 とアウターの壁をもち、それらが概ね環状の形状をした壁で連結され、これらの 壁の間のスペースに前記したパウダーが含まれていて、該スリーブは、例えば、 溶接またははめ込みでインナーボディに装着されているようなものにしてもよい 。この場合、中空スリーブには、該スリーブの長さ方向にそう適当な位置の壁部 分に制限を設け、該スリーブとインナーボディとが溶解するとき、メルトプール へシーケンシャルにリリーズされる量ごとにパウダーを分けるようにする。 本実施例においては、カーバイドと共に添加される合金、例えば、メルト浴に 少なくとも部分的に溶解する合金カーバイドのタングステン、チタン・ソリッド ソリューションの融点は、スラッグ３０と消耗する電極１２のインナーボディ１ ２０の融点よりも高い。クラッディングチューブ／該チューブのスリーブメタル および／または合金成分の融点は、インナーパート２０の融点よりも４０°Ｃ低 く、スラッグ３０の融点よりも６０°Ｃ高い。本実施例におけるチューブ２２の 融点は、１５３０°Ｃである。 インナーパートは、１１６０°Ｃから１６００°Ｃの範囲にわたる融点をもち 、クラッディングは、１１６０°Ｃから１６００°Ｃの範囲にわたる融点をもつ 。 インナーパートとアウターパートとの融点は、２０°Ｃから６０°Ｃの差をも つ。スラッグの融点は、インナーパートとクラッディングの融点の低い融点に対 し２０〜６０°Ｃの差がある。 モールドは、１５°Ｃから６５°Ｃの範囲の温度に水冷され、溶融メタルプー ル３１は、１４００°Ｃから１６００°Ｃの範囲、場合により１１６０°Ｃから １６００°Ｃの範囲の温度をもつ。 エレクトロスラッグ．リメルティング・オペレーションに使用される電圧と電 流は、電圧を比較的高く、電流を比較的低く、または、その逆に操作され、さら に、スラッグの組成が調節されて比較的ビスカスなスラッグとなる。その結果、 スラッグ内と溶融プール内のタービュランスがなくなり、所望の組成勾配が得ら れる。 さらに、使用される電圧と電流とが操作されて、メルトプールのフロアは、比 較的フラットになる。 電極のクラッディングを離れ、それらの成分を含む金属ドロップレッツは、そ れらがより高度に合金化されたとき、電極のインナーボディから離れる金属ドロ ップレッツよりも濃密である。この結果、電極のクラッディングからの金属ドロ ップレッツは、モールドの壁に接近して落下し、メルトプールのフロアが比較的 フラットであることから、ほとんどメルトプールの真ん中へ向け流れることもな く、モールド壁に接近し、温度も接近する結果、金属ドロップレッツは、固化す る。 スラッグの組成は、該スラッグにおけるシリコン、カルシウムおよびアルミニ ウムのバランスを調節して電磁撹伴の傾向を減らすことで該スラッグのイオン容 量を減らすように調節され、同様に、該スラッグの組成が調節されて比較的より 高い粘度となるように調節される。 代表的なものとしては、該スラッグは、以下の組成をもつ：− ＣａＯ ３３1/3％、ＣａＦ2 ３３1/3％、 Ａｌ2Ｏ3 ３３1/3％。 しかし、該スラッグは、ＣａＯが２０％、ＣａＦ2が８０％、Ａｌ2Ｏ3が０％ の範囲にある組成をもつこともできる。 モールドに対する水冷による冷却レートは、モールドの原の温度を１５°Ｃか ら６５°Ｃにあるように調節することで調節できる。さらに、モールドの動きレ ートも調節できる。 代表的には、電極は、モールドキャビティの直径の約０．９％である直径をも つ。 電極は、電極の約２０重量％がクラッディングであり、残りがインナーボディ であるようにアレンジされる。この比率は、１％から４０％の範囲にある。 クラッディングの融点がインナーボディの金属の融点よりも低いものとして記 載した、望みに応じて、これを逆にしてもよい。 電極１２が溶けるにつれ、リキッド金属のドロップレッツは、チューブ１２４ からの、溶けないメタルカーバイドドのソリッドの粒子であり、パウダー１２５ がほぼ垂直下方へ落下し、モールド１１０の壁に比較的接近し、温度も近いため に、該ドロップレッツは、モールド壁で、または、近接して比較的速やかに固化 し、カーバイド粒子は、モールド壁に近接の固化メルトによって捕捉され、その 結果、インゴット１４の表面の金属は、合金ならびに合金カーバイドの比較的均 一な分布を有し、さらにチューブ１２４の金 属の組成と実質的に近似したマトリックスの組成をもつことになる。 インナーパートの底部中央から落下する金属ドロップレッツは、垂直に落下し 、したがって、インゴットのセンターで固化する金属は、電極のインナーパート の組成に実質的に似た組成を有する。 これによって、該クラッディングからのメタルがインナーボディからのメタル の密度より大きな密度をもつことが容易になり、これは、ドロップレッツがモー ルドの壁に近接して落下することになるからであって、混合を避ける前記の注意 によって、スラッグの粘度低下、スラッグの電磁撹拌ならびに比較的フラットな メルトプールベースを容易にする。 これら二つのエキストリームの間には、二つの領域からのマテリアルの混合は 制限され、その結果、二つのエキストリームの間で組成が連続して変化する。し たがって、該インゴットは、インナーパートとサーフェースパートとの間で、比 較的均一なトランジションを有する。該インゴット、そして前記したようなロー ルのような結果としての製品は、該インゴット断面にわたる合金／合金カーバイ ドの分布の量に比例して増加するエラスティックモジュラスを有する。 本実施例においてのインゴット表面の組成： カーボン ０．５％ モリブデン ０．２％ ヴァナジウム ０．９％ タングステン １．２％ クロミウム ０．５％ チタン ０．１５％ 鉄、カーバイドと 通常の残渣 残り インゴットの中心における組成： カーボン ０．５％ モリブデン ０．１％ タングステン ０．３％ チタン ０．０３％ ヴァナジウム ０．２％ クロミウム ０．５％ 鉄、カーバイドと 通常の残渣 残り 組成におけるバリエーションは、相対的に低い拡散に比べてクロミウムとカー ボンの拡散が相対的に高く、そして、密度の高いタングステンとチタンとによる 生ずるものと思われる。 組成勾配は、ラジアル方向において１００ｍｍ当たり４０％を越えず、このコ ンディションは、該ロールの長さ範囲にそうどの位置にも適用される。実施例IV この実施例においては、実施例Ｖに関して述べたエレクトロスラッグ・リメル ティング装置と操作方法とがまた使用できるが、均一な組成のロールを提供する 目的に合うように、例えば、メルトプールのフロアが比較的深くなるように電圧 と電流が操作されるなどの操作条件が変更される。総体的にいえば、コンベンシ ョナルな操作条件とスラッグ補償が用いられた。 いずれもロウカーボンスチールから作られたインナーパートとチューブ状形状 のアウタークラッディングとを備えた電極は、実施例Ｖに関して述べた合金カー バイドパウダーを間に含むスペースをもって作られた。量は、１重量％のターゲ ット添加のために計算された。 コンベンショナルなエレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションが 実行された。 リメルティングロールについて硬度テストがなされ、これによって、該ロール の断面のほぼ全体にわたり、約Ｈｖ２５０の硬度が得られたことが明らかにされ た。 これは、カーバイド（Ｈｖがほぼ３０００）１％をロウカーボンスチール（Hv が約１８０）に加えて、約２１０のＨｖの値になる混合の法則によることに期待 されるよりもはるかに上である。 微細構造を調べることで、添加されたカーバイド粒子が１重量％に近づくヴォ リュウムでよく均一に、ランダムに拡散していることが明らかになった。 個々のカーバイド粒子のＥＤＡＸ分析は、タングステンのトレースのみをもつ チタンの強い存在を示す。これは、該メルト中において粒子からのタングステン の溶解が生じていることを示唆している。これによって、パーライト・トランス フォーメーション・クーリングがベイナイト構造への発展を遅らせ、かくして、 この方法におけるフェーズトランスフォーメーションのモディフィケーションに より、硬度がより大きくなるものである。 さらに、この実施例の低カーボンスチールは、約１％の窒素を含むものである から、この窒素の少なくとも一部は、チタン・カーバイド-窒化物粒子を形成し 、したがって、上記のカーバイド粒子の少なくとも一部は、タングステンをまた 含むそのようなチタン・カーバイド-窒化物からなる。 他にことわらないかぎり、組成物は、ここでは重量％で表現されている。 特に記載しない限り、粒子サイズに関しては、最大粒子の最大寸法になってい る。 前記記述、又は、以下の請求の範囲又は添付の図面に記載され、それらの特定 のフォームまたは記載した機能を果たす手段の形態、または、記載された結果を 達成する方法またはプロセス、または物質または組成物のクラスまたはグループ などで述べられた特徴は、別個に、または、それらの特徴の組み合わせで、発明 を様々な形で実現するために用いられるものである。Detailed Description of the Invention Invention title "Engineering Ferrous Metals"   This invention is referred to as "engineering ferrous metals" And steel.   The mechanical properties of engineering ferrous metals are carbon and their distribution and composition. The presence of carbides, which depend on the addition of content, heat treatment and other alloy elements. It is affected by the existence. Carbon while cast iron and steel are being melted Was added to engineering ferrous metals, after which carbon was solidified. Precipitated as a metal carbide during the transition as well as during the phase transition in the solid phase. So Carbide like, here, "Transformation Carbide" Say. Thus, the transitions that exist in engineering ferrous metal The type and amount of carbide is controlled by the thermodynamics and chemistry of the particular ferrous metal. Limited and represented by the associated phase diagram.   In the known technique described above, which is based on the phase transition as the metal cools from the liquid phase. Carbide in engineering ferrous metal is different than possible What has a composition and volume fraction of It   The object of the invention is to solve the above problems or to make them smaller. Providing new and improved methods for making engineering ferrous metals A further object of the invention is to provide a desired carver which is not bound by thermodynamic considerations. New and improved engineering ferrous metals with id content Is to provide.   According to one aspect of the invention, Liquid Engineering Ferras Metal Solid alloy carbide particles to the class and then solidify the ferrous metal A method for manufacturing engineering ferrous metals, which consists of .   Solid carbide particles consist of particles and liquid engineering ferrous metal. It is preferably coated with a metal which allows wetting to occur with the class. "Wetting "" Means liquid engineering ferrous metal (metal containing ferrous iron) Means wetting the metal. More preferred is, for example, liquid Surface tension between engineering ferrous metal and solid coating metal As for the force, the contact angle between them is 0 ° That is to be 90 ° C.   The density of alloy carbide particles is similar to that of engineering ferrous metals. It is preferable that they match.   "Match" means that the density is preferably in the range of 6 to 8 gms / cc. To taste. This is because the typical density of cast iron and steel is 7 gms / cc. Should be compared with. More preferably, the alloy carbide particles are Be within ± 5% of the density of engineering ferrous metal to which they are added. And.   The wettability of the coated particles and the density of the alloy carbide particles, respectively When the liquid phase engineering ferrous metal solidifies, Facilitates uniform distribution of carbide particles in geniering ferrous metal To do.   "Uniform distribution" means a casting made from engineering ferrous metal Means equally distributed throughout the entire section of To do. Solid carbide particles have no microstructure in any direction Are distributed over all phases of.   The coating metal is preferably made of iron or iron-carbon alloy, but iron, nickel, Two or more energy selected from the group consisting of copper, titanium and carbon It may consist of a Rement's alloy, or nickel or copper and its usual companion It may be a thing.   The coating metal may include, for example, nitrogen up to about 0.1% nitrogen.   If the coating metal is iron, then iron is an engineering alloy to which iron should be added. Its melting point is higher than that of eras metal, which means that carbon, nickel, copper or A suitable amount of at least one alloy element such as titanium is added to the iron, ・ It is preferable to make an alloy with a melting point that matches the working temperature of the ferrous metal. Yes.   "Working temperature" means the engineering temperature during which the coated carbide particles are added. It means the temperature of the ing ferrous metal.   The iron coating may contain up to 3.5% carbon.   Engineering carbide to which alloy carbide particles are iron or iron alloy is added If it is coated with an iron alloy with a carbon content lower than that of lath metal, Add the capped alloy carbide particles to engineering ferrous metal, Long enough in the metal Retained and diffused carbon from engineering ferrous metal to the coating And has a melting point that matches the working temperature of the engineering ferrous metal A composition can be made.   The carbide particles allow the carbon to diffuse into the coating to a matching melting point. The engineering sphere in which the particles were melted with a sufficient dwell time. Especially when it is left in the lath metal, it has a matching density as described above. preferable.   If desired, the melting point of the composition of the coating metal is determined by the engine to which the coated particles are added. Higher than the working temperature of nearing ferrous metal, below 30 ° C It's okay.   Either in the melting furnace, or in the ladle into which the metal is poured from the melting furnace, or Within the metal stream from the melting furnace to the ladle, or from the ladle to the mold Coated alloy carbide particles to engineering ferrous metal inside Can be added.   Dwell tie of alloy carbide particles in the ferrous metal prior to solidification Coated alloy carbide particles are added in the melting furnace for maximum length Is preferred.   More preferably, the melting furnace is an induction furnace, which allows the induction furnace to melt the molten metal. The reason is that it can be easily disturbed.   The titanium in the carbide oxidizes and reacts with the silicon from the furnace lining, -Making a hard surface on the surface of the metal that entraps the carbide particles and distributing it in the molten metal It has been found to form titanium oxide which reduces.   To eliminate or reduce this problem, for example, in an inert environment, e.g. Coated alloy carbide grains under an inert gas atmosphere such as gon or under vacuum Add offspring to engineering ferrous metal.   Coated alloy carbide particles are available in engineering powders in the form of powders. Can be added to lath metal, the powder having a particle size of up to 2 mm, Preferably, it consists of powder particles with a particle size of about 500 microns, and the particle size is 10 mm micro. Up to about 1 to 5 microns, most preferably 2 to 5 microns. It contains alloy carbide particles having a particle size of Klon.           The powder particles consist of:-           25% -Coated metal           30% -Ti           35% -W           Remainder-Carbon (containing up to 3.5% free carbon) and normal accompaniment   The coating metal may consist of iron, such as alpha iron, and may be either full or It may consist essentially of alpha iron and up to 3.5% free carbon.   Such a coated metal has a melting point of about 1520 ° C and therefore the powder The engineer has an engineered temperature of about 1500 ° C or higher. It is suitable for adding to ferrous metal.   Alternatively, the coating metal may be an alloy of iron, nickel and carbon.   In this case, the powder and alloy carbide particles have the same size, as described above. And the powder particles have the following composition:-           27% -Coated metal           30% -Ti           35% -W           Remainder-Carbon (containing up to 0.5% free carbon) and normal accompaniment   The coating material may consist of an alloy of iron, nickel and carbon:           59% -Nickel           41% -Iron and up to 0.5% free carbon and common accompaniments   Such a coated metal has a melting point of about 1420 ° C and less than about 1500 ° C. Engineering ferras with the working temperature of. Especially suitable for addition to metals ing.   Powder with an alpha iron matrix is used for such relatively low working temperature gold. When added to the genus, the powder is most suitable for alloying carbide particles within the molten metal. It has been found that the temperature of the melt does not break down sufficiently for distribution. There is. In such an engineering ferrous metal composition, Iron becomes "white" iron as a result of superheat, which suppresses the formation of Therefore, the melting temperature cannot be raised. White cast iron is like that It is not suitable for roll materials.   If desired, the coating metal may be an iron-nickel and copper alloy or an iron-copper alloy. Either way, both should be with or without carbon to lower the melting point. May be.   If the coating metal contains a large amount of carbon, eg 2 to 3.5% carbon, The product to which the powder is added is found to be softer than expected. Yes, because more graphite is transformed within the metal . This means that free carbon acts as an inoculum within the relatively fine powder particles. It seems to be due to things. Therefore, the carbon content of the powder is soft. In order to eliminate the chemical action, it is preferable to reduce the amount to about 0.5% or less.   However, the product is prone to fragmentation due to reversal thermal stress cycles If it is a roll used for an application, the graphite of the product It is desirable to increase the amount because graphite improves the thermal resistance, This is because the resistance to division is increased.   If the coating metal comprises nickel, the coating metal is relatively low in carbon, eg 0. Similar softening effects occur even with 5%. This softening effect is Suppressed or reduced by adjusting the chemical composition of the genieering ferrous metal. Can be made.   Separately, the coated alloy carbide particles were electroslag remelted. It may be added during the casting operation.   According to the second aspect of the present invention, the microstructure due to the phase transition during cooling is also included. Engineered alloy made of iron-carbon alloy with dispersed alloy carbide particles. Gu Ferras Metal products offered.   The microstructure results from the phase transition of engineering ferrous metal Consisting of matrix and carbide; said carbide as described above , Here, it is called "Transposition Carbide".   The separated alloy carbide particles are more than the transition carbides present in the microstructure. It is preferable to have high hardness.   Separated alloy carbide particles are engineered by the principle of mixture. Increases the hardness of lath metal and / or engineering ferrous metal The phase transition of tal is modified by the presence of discrete alloy carbide particles, Be promoted.   Separated alloy carbide particles can form matrix and / or transitional carbides. Distributed.   In both the first and second aspects of the invention:-   The alloy carbide particles have a hardness of about 3,000 vpn.   Alloy carbide is chromium, molybdenum, titanium, tungsten, niobium , Vanadium or Cr7C3, (CrMo)7C3Or mixed carbo knightra Chosen from a group of those mixed carbides, like Id Preferably.   The alloy carbide is preferably of a composition that achieves the above-mentioned conformity density. Good. For example, the carbide has a titanium to tungsten ratio of about 1: by weight. It is a mixed tungsten-titanium carbide (TiW) C such as 1.   The alloy carbide may consist of Ti and W in the following ratio ranges:                     1: 1 to 1: 1.17   The alloy carbide may include nitrogen, eg, up to about 0.1% nitrogen. Things.   The preferred composition of the alloy carbide is:           42% -Ti           49% -W             9% -C and normal residue   The alloy carbide may contain up to 0.1% nitrogen.   Alloy Carbide Particles Add to the Thermal Expansion Coefficient of Engineering Ferrous Metals It has a very low coefficient of thermal expansion in comparison. Therefore, a relatively large alloy car If the Bide particles are present in Engineering Ferrous Metal, As a result, high stress is generated during cooling, which causes dislocations and thermal fatigue. Lead to labor.   Alloy carbide particles preferably have a maximum size of up to 10 microns. The size is preferably 1 to 5 microns, more preferably 2 to 5 microns. It's the law.   The amount of alloy carbide particles added is such that the amount of alloy carbide particles is 2 in solid metal. It is about 0% (volium)%. Roughly speaking, alloy car Bide content is in the range of 0.1-20% by volume and is Hardening action by law Is 1 to 20% by volume, and more preferably 3 to 10% by volume. It However, if the modification of the microstructural transformation is based on hardening effects. Alloy carbide content, for example, from about 1% to about 0.5% or 0.1%. It can be lowered to%.   Engineering ferrous metal has a carbon content of 0.3-3.8% Steel or cast iron in the range is preferred.   Engineering Ferrus Metal contains chrome and content of chrome Is greater than or equal to 1%.   Engineering ferrous metals are nitrogen, for example, nitrogen up to 0.1%. Including prime.   Coated metal and / or alloy carbide and / or engineering Engineered with titanium carbonitride when ferrous metal contains nitrogen Precipitated in the fine structure of ring-ferrous metal. Total of all compositions Nitrogen content is limited to about 0.1% nitrogen.   Engineering Ferrous Metals have compositions that fall into one of the following ranges R;Indeterminate chills such as: Chrome iron as below: High alloy steel such as: Tool steel such as: Or   Such alloys are used in the finishing stands of hot strip mills. Can be done.Intermediate alloy steels such as : Low alloy steel such as: The following S. G. iron:   In all cases, iron and its usual collateral consist of the rest.   Nitrogen may be suitably present, eg up to 0.1% nitrogen.   According to a third aspect of the invention, an engineer according to the second aspect of the invention Ring ferrous metal or engineered according to the first aspect of the invention Rolling mill roll having at least an outer portion made of ferrous iron-containing metal Will be provided.   According to a fourth aspect of the invention, according to the first aspect of the invention, or Casting a metal made according to the second aspect of the invention, The rolling mill roll is designed to make at least the outer part of the roll Provided.   In a first alternative, the rolling roll mill comprises a core and at least one An outer shell optionally having two intermediate layers, said shell comprising It is a type of composite rolling mill roll with side portions.   Alloy Carbide Particles Contain Molten Engineering Ferrous Iron That Form The Shell Engineering ferrous iron incorporated into metal, then containing alloy carbide particles Metal is poured into the mold.   The carbide particles may be placed under a protective atmosphere of an inert gas such as argon or in a vacuum. It is poured into the mold below.   The composite roll can be made by centrifugal casting.   In a second alternative, the roll is electroslag at the consumable electrode. It can be made by performing a remelting operation, the electrode being cladin on the outside. The inner body is provided with A hollow element containing alloyed carbide particles.   The inner body is tubular or empty.   The hollow element may be a plurality of separate pieces, such as a sleeve or tubes. It is a hollow element.   The material inside the or each hollow element also consists of a powder alloy component. Things.   The alloy element powder has a mesh size of 3 mm or less, but a 5 mm mesh It can be up to size and is in the range of 2-5 mm.   Each hollow element or sleeve is made of mild steel or stainless steel. Made of steel.   If the cladding consists of separate elements, the elements At least one of these has a different composition to other elements.   The inner body has a constant composition over its entire cross section, or Or have a different composition in at least part of their cross section.   Melt of coated alloy carbide from droplets or hollow elements Melt-coated alloy carbide and alloy component droplets ensure that they are close to the mold wall. , The temperature is also close, so it solidifies relatively quickly on or near the mold wall. Area of the remelted ingot close to the mold wall Bide or carbide and alloy components are relatively highly distributed and uniformly distributed. Of course, If all alloy carbide particles do not melt, the melt near the mold wall will solidify relatively quickly. As it shapes, it becomes trapped in the melt.   Alloy carbide particles or carbides at or near the center of the ingot. The carbide particles and alloy components are distributed with relatively low homogeneity.   The melting point of the alloy components and / or the melting point of the alloy carbide is the melting point of the slag. Higher than the melting point of the inner part of the point and the consumable electrode.   The outer part of the ingot is hardened by the diffusion hardening action of alloy carbide. Be done.   Separately, the outer part of the rolled ingot is processed by the secondary hardening heat treatment. It is cured additionally or separately depending on the work.   After performing electroslag remelting operation, the inner part with the first composition , A roll having a surface part having a second composition different from the first composition What is provided is the roll between the inner part and the surface roll. The metal has a composition that continuously changes from the first composition to the second composition. This It reciprocates the voltage, current and slug composition of the electroslag remelt operation. This can be achieved by associating, so that the molten bath is relatively flat.   Alternatively or in addition, the mold cooling rate can be Then adjusted.   Separately, the electroslag remelting operation was performed to cover the entire cross section of the roll. It is possible to provide a roll having a substantially uniform composition.   "Electro-slug remelting" is a process that: The electrode is continuously cast from the lower end of the movable mold It is melted under the conductive slag, and the electrode is heated by heat conduction from the slug. Heated, the slug is provided by the ingot from the electrode through the slug It is heated by the electric conduction transmitted to the canter electrode.   In the third and fourth alternatives, the roll comprises an ESR cladding or a slide. It is a composite roll made by play cladding. ESR cladding To clad arbor using electroslug remelting method In this method, the wire feed or hollow electrode is used as the stock material. Use either of. In the former case, the coated particles are Is introduced into the molten pool. In the latter case, a powder feed is used or Or preferably, the primary metal is produced by means similar to the above-mentioned production of shell metal. During the melting and casting operation, the coated particles are guided into the hollow electrode. It is either entered.   In spray cladding, the coated particles are spray deposited Is introduced into the layer. To give rolling mill rolls a full service life Spray-deposited layer cured with moderate depth of coated carbide particles It is possible to make   In a fifth alternative, the rolls are monoblock statically cast. Can be rolled into a static mold with a single engineering ferrous metal containing metal It can be easily made by filling.   In a sixth alternative, rolls are rolled by a double casting static casting method. It can be made by this method, first of all the outer shell part of the roll In order to obtain a carbide particle produced by the method of the first aspect of the present invention, Of a desired composition made according to the second aspect of the invention Part of the metal containing near-ferrous iron in the mold, up to the top of the barrel of the roll. When filling and when the shell metal outer part has solidified, both ends of the mold From the overflow between the upper journal part of the mold and about the midpoint Metal of the desired core composition is introduced into the bottom of the mold until an amount of metal of Then the overflow is closed and the focus of the second metal on the mold is complete.   In a seventh alternative, according to the first aspect of the invention, or Casting a metal ingot made according to the second aspect, and then By forging the ingot and heat treating the forging roll into a forging roll , You can make rolls.   The rolls according to the invention have a high fracture resistance and crush resistance, as well as improved By providing a roll with abrasion resistance, you can be satisfactorily satisfied. Can't come Meet market requirements.   The rolls constituting the invention include hot strip mills and coal strip mills. Is intended for use in finishing stans. Hot strip Can be used for roughing stands and other flat rolling purposes in pumil .   More specifically, previous made from engineering ferrous-containing metals listed below Each roll having an outer part is used for a specific purpose.         Infinite Chill All Stands Hot Strip         Chrome Iron Early Stans Hot Strip         Chrome iron cold strip mill         Alloy steel hot strip mill         Tool steel finishing stans cold or                                     Hot strip mill   Cores are flakes, compact / winding or nodular cast Steel, steel or other suitable material.   The density that matches the density of the engineering ferrous metal in which the particles are introduced By having a spin casting result segregation is avoided It   The spinning process attempts to segregate particles that are low in density into the shell bore. It Alloy carbide with a density that matches the parent metal is a section of particle shell. The alloy carbide particles are evenly distributed throughout and do not undergo centrifugal action on the bore.   By the method of constructing the first aspect of the invention or by the second aspect of the invention. Engineering ferrous iron-containing metals made by Liner for gas and pipes for gas or oil or beam Spin casting products such as hollow sleeves used in It is useful for other spin casting processes for making.   According to a fifth aspect of the invention, or according to the first aspect of the invention, Inject the metal produced by the second aspect of Ming into the spin casting mold Make a spin cast product, where the spin casting operation is done A method is provided.   However, the invention does not apply to products made by spin or centrifugal sting. It is not limited. The invention has a wide range of engineering purposes for many purposes. Applies to nearing ferrous iron-containing metals.   Engineering Ferrous metals are cast into conventional ingot molds And thus forging into parts such as rolling mill rolls. Can be built.   Rolls produced in this way are hardened to form martensite or bainite. It is used for cold rolling of steel.   Surprisingly, the carbide particles are dispersed throughout the matrix and in the fine structure. Which is evenly distributed in the built transformation carbide. During solidification, the solidification phase solidifies the alloy carbide particles Liquid metal -Pushed in front of the interface, resulting in alloy carbide particles at the grain boundaries This is because it is supposed to be segregated.   Embodiments of the invention will be described with reference to the accompanying drawings, in which:   Figure 1 shows a magnified view of the internal region of the shell that composes the invention at a magnification of 500x. Microscopic picture,   FIG. 2 is an enlarged view of a part of FIG. 1 at a magnification of 1,500 times,   3 and 4 are similar to FIGS. 2 and 3, but also in the middle region of the shell. of,   5 and 6 are similar to FIGS. 1 and 2, but also in the area outside the shell. of,   FIG. 7 shows a roll sheet of the same basic composition but not constituting the invention. , A microscopic image of the magnified image at 500 times magnification,   FIG. 8 is a micrograph of a forged test piece magnified 400 times.   FIG. 9 is a microscope showing the suple of the second embodiment of the invention at a magnification of 300 times. Photo,   FIG. 10 is a magnified view of the sample of the third embodiment of the invention at a magnification of 350 times. Canning electron micrograph,   FIG. 11 shows a sample of the third embodiment of the invention at a magnification of 3000.times. Scanning electron micrograph,   FIG. 12 is a spin casting plant used in Examples I to III. Schematic of   FIG. 13 shows electroslag remelting when used in the method of composing the present invention. FIG. 3 is a schematic side view of another embodiment showing a fusing device; and   14 is a cross-sectional view of a consumable electrode used in the device of FIG.Example I   In the first embodiment, an infinite chill type having the following composition Engineering ferrous iron-containing metal melt (molten material) in the induction coil Made in a conventional manner.         Carbon 3.3%         Silicon 0.85%         Manganese 0.50%         Nickel 2.3%         Chromium 1.1%         Molybdenum 0.1%         Sulfur 0.050%         Phosphorus 0.060%         Iron and normal accompaniment   When iron reaches operating temperature, ie about 1500 ° C, carbon content is 3.00 Powder containing alloy carbide particles surrounded by a% iron coating melt furnace To the melt in an amount equal to 10% by weight. 500 particles It had a particle size up to Klong and consisted of the following compositions:-         25% -Alpha Iron         30% -Ti         35% -W         Remainder-C (3% of which is free carbon) and normal                               Incidental   The alloy carbide particles have an average particle size of 10 microns and have a T i30% solid solution, W35% carbide, about 30% to match the density of the iron. A density of 7 I had one.   The above operating temperature is a normal temperature at which the metal having the above composition is heated before tapping. Higher than that of the powder coating metal, about 1520 ° It has a melting point of C and it is desirable that the metal be made as hot as possible. is there. Temperatures above about 1500 ° C will cause the infinite chill iron to Not possible due to the tendency to "whiten".   The melt then remains in the furnace for about 15 minutes, at an operating temperature of about 1500 ° C. Restore. The molten metal was then poured into the ladle and then into the ladle. Conventional spin casting plan shown in Fig. 12 from the melting furnace in the state The metal is transferred from ladle to ladle and spin casting plan. Into the mold, and the metal shell S described above is molded in a conventional manner. It To make the composite rolling mill roll, A core C is molded by injecting a metal of a suitable composition such as iron. However, This example relates to providing a shell or tubular product. , The core metal was not injected.   The dwell time of the metal in the furnace after adding carbide particles is Approximately 15 minutes for recovery and injection into spin casting plant The dwell time in the previous ladle was about 15 minutes. Therefore, this implementation In the example, it takes about 30 minutes from the addition of carbide paste to the casting. It has passed. If necessary, the dwell time is long, for example, 1 hour or It can be 1.5 hours or more, or even shorter.   After the shell solidifies, the inner part, middle part and outer part of the shell Samples are taken from the area adjacent to the area and the appropriate manners are taken with conventional manners. Samples were prepared and the micrographs shown in FIGS. 1 to 6 were obtained.   As can be seen from the photomicrograph, the added carbides are the total thickness of the shell. It is relatively evenly distributed on a macroscopic scale throughout the body. Especially noteworthy The carbide particles are not separated at the grain boundaries, and the ferrite particles during solidification and cooling are Of the fine structure regardless of the phases present as a result of the laser transformation. It is distributed relatively evenly on the body. As you can see from Figure 7, Structure based on the same composition but with no added alloy carbide particles It has the same properties as in materials.   Chemical analysis of bulk samples was performed and only about half of the added carbide was 5 Recovered by wt% Carbide. Extra carbide is for cooling In addition to the naturally occurring carbide grains as a result of the phase change Refers to a child.   According to Edax analysis, the Ti: W ratio in the carbide was about 4: 1. , Which is based on atomic% and based on the corresponding weight%,                         Ti: W becomes 1: 1.   The double nature of carbide with a dark core is the outer part of the carbide. Is W-rich, suggesting that the inner part is Ti-rich.   As mentioned above, the alloy carbide dispersion is uniform throughout the section of the sample. Yes, about 5% of "area fraction" corresponding to 5% of "volume fraction" There is some evidence that particles are gathering, but each gathering is There are very few particles in the engineering ferrous metal. It has nothing to do with the position of the particles in the particle.   In particular, alloy carbide particles were located ahead of the solidification interface That is, evidence that the alloy carbide particles were unrelated to the underlying microstructure. Was not at all.   The size of the carbide particles is in the range of 2-5 microns.   Sample hardness tested, VHN30810 and cut from comparison rolls The hardness of the sample is VHN30It was 650.   This increase in hardness of about 160 is slightly greater than expected from the law of mixing. Yes. This is due to the hardening effect of small particles (Orowan hardening) It seems to be.Example II   Ciel made from indifinite chill cast iron and nodular cast iron The equipped composite roll was made by a spin casting technique similar to that of Example I. In this case, however, the finished roll will be cast nodular cast iron after the end of the shell forming stage. The difference is that it is injected into the core C.   In this example, the shell metal had the following composition:-           T. C. -3.40           Silicon-0.85           Magnesium-0.51           Nickel-4.13           Chromium-1.63           Molybdenum-0.46           Sulfur 0.13           Phosphorus 0.35           Copper 0.06           Lead 0.0013           Vanadium 0.021           Titanium 0.175           Iron and normal accompaniment   This metal is recreated in the induction furnace and the metal in the induction furnace is Approximately 200 ° C above normal melting temperature, eg liquefaction temperature, over the melting point Heated to temperature. In this example, the liquefaction temperature was 1215 ° C and The operating temperature was 1460 ° C.   The induction furnace is provided with a cover, and argon is supplied to the inside of the cover. However, it may be injected into the melt. The induction coil has been turned off. Coated Powder of alloy carbide particles is blown into the melt through a lance with argon along with , Or in any other desired manner. Other than Argon, if desired Inert gas can be used or the enclosed space above the melt in the induction furnace Connected to the vacuum, vacuum suction the particles in the desired manner, eg gravity feed. It may be added to the place. The induction furnace is then turned on, resulting in , The melt was mixed. Alloy car coated with flux or coated Other techniques to prevent oxidation can be used, such as adding powdered carbide as a cored wire. However, the flux prevents the diffusion of particles in the melt and Is expensive.   The powder of coated alloy carbide particles has the following composition:-           27% coated metal           30% Ti           35% W           Remaining carbon (containing 0.5% free carbon) and normal Everyday thing   The coating metal consists of 59% Ni and 41% iron (up to 0.5% free carbon). (Including the plain and the usual accompaniment).   After a suitable dwell time as described above, the metal will reach a liquefaction temperature of about 170-1. Poured into a ladle that remains at a temperature equivalent to the temperature of 80 ° C The temperature of the metal is then the liquefaction temperature plus about 80-110 ° C. It was cast into a mold of a spin casting plant. The exact temperature depends on the mold The smaller the mold, the higher the temperature and the larger the mold. The lower the temperature, the lower the temperature.   After the roll was cured, a similar sample was taken as in Example I. FIG. 9 shows an unetched sample of the sample taken from the middle of the shell. Not 300x optical D. I. C (Differential Interference (Contrast) micrograph, matrix with graphite flakes And a small, uniformly, randomly distributed alloy carbide particle. The minute The fine structure is that the alloy-coated particles are matrix and transformation carbide. It was similar to that of Example I, distributed throughout   U. T. S. The test was carried out on another sample from Ciel and said sample Was shown to have a UTS of 600-700 MPa. Same composition, Indefinite chill cast iron without alloy carbide particles is 385-493 It has a MPa.Example III   A composite roll consisting of a high chromium iron shell and a nodular cast iron core Made by the spin casting technique of Example II using a Gong atmosphere.   The shell metal had the following composition:-           T. C. 2.95           Si 1.63           S 0.035           P 0.040           Mn 0.95           Ni 0.77           Cr 17.28           Mo 2.08           C 0.93           Pb 0.0081           V 0.031           Fe and normal residue Remaining   The powder coated alloy carbide is that described in Example I. The pa Wooder was added to the metal in an amount equal to 10% by weight. 5% by weight is solid It was present in the metal.   The liquefaction temperature of the metal was 1255 ° C and was heated to the operating temperature of 1560 ° C. It was The temperatures in the ladle and in the spin casting plant were as in Example II. Related to similar liquefaction temperatures, the temperature applied to the spin casting plant is It was 1345 ° C. After the roll solidified, the sample was the same as in Example II. Was taken out.   FIG. 10 shows a scanning electron of the sample taken out from the middle part of the shell at a magnification of 350 times. It is a child micrograph. FIG. 11 is a similar micrograph with a magnification of 3000. It Separately added alloy carbide particles are randomly and evenly distributed, Exist in both X. and Transformation Carbide. Light The carbide is a dark angular tongue about 1-10 microns in size Stenrich particles and pinkish circles of about 5 microns or less in size It is roughly divided into a tungsten-rich particle portion. By EDAX analysis, Tongues in both the Matrix and Transformation Carbide Stenrich particles also contain high levels of molybdenum, the metal itself Found that the solution contains low levels of titanium and tungsten . This means that the (TiW) C alloy carbide particles are dissolved in the melt. And, or at least those tungsten-rich outer layers solidify This is due to the subsequent reprecipitation.   U. T. S. Testing was done on a similar sample from Ciel, which The sample was shown to have a UTS of 800-850 MPa. It was Of the same composition but without the alloy carbide particles of high chromium iron UTS is 740 ˜830 MPa.Example IV   An engineering ferrous iron with the following composition is in a conventional state Made by.   Same as described above in connection with the first embodiment after tapping the steel Carbide particles of the type were added to the melt in the melting furnace in an amount equal to 10% by weight.   The metal is then placed in the furnace as before and the tapping temperature is recovered. The bar was cast, and then the ingot was cast.   After the normal injection section was removed, the ingot had a diameter of 51/2 inches, It was 61/2 inches long and weighed 20 kg.   Then this ingot was step-forged on Orndai, A round bar with three stages of reduced diameter was formed on: 2: 1-4 1/2 inch diameter 4: 1-3 1/2 inch diameter 10: 1-2 inch diameter   The resulting forging is heat treated to produce a conventional forged roll. It has undergone a treatment such as heat treatment. 400x magnification micrograph changes the position and crosses As well as the longitudinal section. These allow the forging to be substantially uniform. It is shown to have a microstructure, and FIG. 8 shows these in the longitudinal section. It is one example of a micrograph.   From these micrographs, the basic matrix structure is martensite. The added carbide particles are again relatively evenly distributed throughout the forging. I understand that. About half of the added carbide is 5% by weight of the extract. It turned out to have been recovered to give the tiger's carbide.Example V   Referring to Figures 13 and 14, another embodiment is illustrated. In FIG. A cutroslag remelter is shown, which is a water-cooled vertically moving up and down. Shirin It has a completely conventional structure with a dramatic mold 10. Electrode holder The dart 11 holds the upper end of the electrode 12, which is consumed, for example, by welding. It First, the lower end of the consumed electrode is the bottom plate 13 and the wall of the mold 10. It is soaked in the Molten Slug 30 stored between Then current flows As a result, the lower end of the consumed electrode is melted, and a metal droplet is removed from the lower end of the electrode 12. Drop, pass through the slug, are refined, solidify and place the ingot 14. Form.   The basic operation of electroslug remelting operation is , Like the plant, it's quite conventional, so no further explanation , Is unnecessary.   The consumed electrode 12 includes an inner body 120 welded to an outer surface 121 and an inner body 120. An empty cladding 122 is provided, the cladding containing powder 125. It consists of a plurality of individual tubular elements 123 in the form of a tube 124.   Inner body 120 is made of low alloy steel, cast iron or 0.2% carbon Made of mild steel such as steel containing.   The tube 124 is made of mild steel in this embodiment, but is made of stainless steel. And, if desired, the tube can be made of high alloy steel or cast iron Or it can actually be made of a material of suitable composition such as:           Carbon 0.5% -3%           Aluminum 0.0% to 1%           Molybdenum 0.5% to 5%           Vanadium 0.0-12%           Chromium 0.5% to 15%           Tungsten 0.0% to 8%           Silicon 0.0% to 3%           Titanium 0.0% -8%           Nickel 0.0% -5%           Iron and normal residue remaining   The tube preferably has a composition in the following range:-           Carbon 0.5% -3%           Aluminum 0.0% -0.1%           Molybdenum 0.5% to 5.0%           Vanadium 0.1% to 12%           Chromium 0.5% to 15%           Tungsten 0.1% to 8%           Silicon 0.0% to 3%           Titanium 0.1% to 8%           Nickel 0.1% to 5%           Iron and normal residue remaining   The tube may have the following composition:           1% carbon           Molybdenum 2.5%           Vanadium 0.7%           Chromium 14%           Iron and normal residue remaining   The inner body consists of low alloy steel with the following composition:           Carbon 0.4%           Chromium 1%           Nitrogen up to 0.1% Iron and normal residue remaining   If desired, the tubing should be made from 4 other high alloy metals, including: May be: −           3% carbon           Molybdenum 5%           Vanadium 8%           Nickel 2%           Iron and normal residue remaining           1% carbon           Vanadium 12%           Iron and normal residue remaining           2% carbon           Tungsten 5%           Titanium 5%           Iron and normal residue remaining           3% carbon           Silicon 2%           Iron and normal residue remaining   If desired, the inner body may be made of other relatively low alloy metal such as: May consist of:           Carbon 0.2%           Chromium 0.5%           Or           3% carbon           Silicon 2%           Or plain cast iron or mild steel.   However, the tube is provided only to hold the powder 125. Therefore, it is composed of a material with the same composition as the inner body. It is also possible or desired to release alloying additions Made of a suitable non-metallic material, such as silica, that has a melting point that melts in the bath at a rate You can also. The materials listed above are suitable for any suitable shape of hollow cladding. Can be applied to   In this example, the tube has the following composition:           Carbon 0.2%           Iron and normal residue remaining   The powder is a coated alloy carbide as described above in connection with Example I. Particles (provided that it is any of the other coated alloy carbide particles mentioned above). And a particle of an alloy component or alloy components.   For example, the Paugu is of the following composition:-           Up to 10% carbon (5% as graphite)           Tungsten 35-40%           With iron, carbide           Normal residue remaining   A part of the carbon is combined with the tungsten and the titanium as electronic compounds. The tungsten and titanium are combined as a solid solution. Combined, the proportion of carbon present is as free graphite.   In this example, the powder mixture has the following composition:           Chromium 2%           Tungsten 40%           Titanium 40%           Molybdenum 1%           Vanadium 1%           6% carbon           With iron, carbide           Normal residue remaining   Alternatively, the powder mixture has the following composition:-           Chromium 2%           Tungsten 35%           Titanium 30%           Molybdenum 1%           Vanadium 1%           6% carbon           With iron, carbide           Normal residue remaining   Overall, one or more of the alloying elements may Is combined with carbon as an electronic compound or alloy in the powder mixture. It exists.           carbon           molybdenum           Chromium           tungsten           Titanium           Vanadium           Niobium   If desired, the powder may be in a tube or other composition as described above or Suitable for tubes made of component alloys that give a unique composition Any one of the compositions described, or a range of compositions powdered It can be made of alloy.   The amount of carbide particles added depends on the amount of carbide in the surface part. Such that the particles reach 1 to 20% by volume.   The tube 124 of this embodiment has an outer diameter of 16 mm and an inner diameter of 13 mm, but The outer diameter may be in the range of 6 mm to 28 mm.   The tubes are spaced and limited along the length of each tube. A carbide is provided for each position along the length of the tube. Paugu is designed to hold in discrete amounts, such a limitation For example, it is provided every 10 cm.   In the present example, the limitation is to squeeze the tubes to reduce their diameter. , Or substantially narrowing, but such a limitation may be It can also be provided by means.   In this embodiment, the tube 124 is attached to the inner body and Although it extends in the longitudinal direction parallel to the longitudinal axis of the inner body, Cable or multiple tubes wrapped around the inner body in a spiral or Or, extend one or more tubes circumferentially around the inner body. The tube is released into the melt at the longitudinal position of the inner body. The length of the inner body should be as long as it has the proper size to hold the proper amount of powder. It may be on a plane perpendicular to the adaxial axis.   In addition, one or more tubes may be inner-attached at an angle of right angle or less. Place the inner body so that it is on a surface that is inclined or related to the longitudinal axis of the body. You may make it extend around i.   In this case, the cladding is a tube 1 containing powder 125. Although in the form of separate elements provided by 24, if desired, the A hollow sleeve for the cladding, eg a wall of a generally cylindrical inner And an outer wall, which are connected by a wall of generally annular shape, The space between the walls contains the powder described above and the sleeve is, for example, It may be attached to the inner body by welding or fitting. . In this case, the hollow sleeve has a wall portion at a suitable position along the length of the sleeve. When the sleeve and inner body are melted, the melt pool Separate the powder according to the amount to be released sequentially.   In this example, alloys added with carbides, such as melt baths, Alloy Carbide Tungsten, Titanium Solids that at least partially melt The melting point of the solution is the inner body 1 of the electrode 12 that is consumed with the slug 30. Higher than the melting point of 20. Cladding tube / sleeve metal of the tube The melting point of the alloy component and / or the alloy component is 40 ° C lower than the melting point of the inner part 20. 60 ° C. higher than the melting point of slug 30. Of the tube 22 in this embodiment. The melting point is 1530 ° C.   The inner part has a melting point ranging from 1160 ° C to 1600 ° C. , The cladding has a melting point ranging from 1160 ° C to 1600 ° C .   The melting point of the inner part and the outer part has a difference of 20 ° C to 60 ° C. One. The melting point of the slug corresponds to the lower melting point of the inner part and the cladding. However, there is a difference of 20 to 60 ° C.   The mold is water cooled to a temperature in the range of 15 ° C to 65 ° C and melted in a molten metal pool. Le 31 ranges from 1400 ° C to 1600 ° C, in some cases from 1160 ° C It has a temperature in the range of 1600 ° C.   Electro Slug. Voltage and power used for remelting operations The current is operated at a relatively high voltage and a relatively low current, or vice versa, and In addition, the composition of the slug is adjusted to give a relatively viscous slug. as a result, There is no turbulence in the slug and melt pool, and the desired composition gradient is obtained. Be done.   In addition, the voltage and current used are manipulated so that the floor of the melt pool is It becomes relatively flat.   The metal droplets that leave the electrode cladding and contain these components are When they are more highly alloyed, the metal draw away from the inner body of the electrode. It's more dense than the cuplets. This results in a metal drop from the electrode cladding. The cuplets fall close to the mold wall, causing the melt pool floor to Because it is flat, it does not flow to the middle of the melt pool. As a result of approaching the mold wall and approaching the temperature, the metal droplets solidify. It   The composition of the slug depends on the silicon, calcium and aluminum in the slug. By adjusting the balance of um and reducing the tendency of electromagnetic stirring, the ionic volume of the slug is reduced. Adjusted to reduce the amount, as well as the composition of the slug was adjusted to be relatively more It is adjusted to have a high viscosity.   Typically, the slug has the following composition:- CaO 331/3%, CaF2  331/3%, Al2O3  331/3%.   However, the slug contains 20% CaO and CaF2Is 80%, Al2O3Is 0% It is also possible to have a composition in the range of.   The cooling rate by water cooling for the mold is 15 ° C of the original temperature of the mold. It can be adjusted by adjusting the temperature to be 65 ° C. In addition, the mold movement The chair can also be adjusted.   Typically, the electrodes also have a diameter that is about 0.9% of the diameter of the mold cavity. One.   About 20% by weight of the electrode is the cladding and the rest is the inner body. Arranged as follows. This ratio is in the range of 1% to 40%.   Described as having a melting point of cladding lower than that of the metal of the inner body. This may be reversed if desired, as stated.   As the electrode 12 melts, the liquid metal droplets form a tube 124. Solid particles of insoluble metal carbide from powder 125 Falls almost vertically downwards, is relatively close to the wall of the mold 110, and is close in temperature. In addition, the droplets solidify relatively quickly at or near the mold wall. The carbide particles are trapped by the solidified melt in the vicinity of the mold wall, As a result, the metal on the surface of the ingot 14 is relatively uniform in the alloy and alloy carbide. It has a uniform distribution and the gold of the tube 124 It will have a matrix composition that is substantially similar to that of the genus.   The metal droplets that fall from the bottom center of the inner part fall vertically. , Therefore, the metal that solidifies in the center of the ingot is the inner part of the electrode. Has a composition substantially similar to that of   As a result, the metal from the cladding is the metal from the inner body. It is easier to have a density greater than that of the drop let The above caution to avoid mixing, as it will fall close to the wall of the field. Decrease the viscosity of slug, electromagnetic agitation of slug and relatively flat Facilitates melt pool base.   Between these two extremes, the mixture of materials from the two regions Limited, resulting in a continuous change in composition between the two extremes. Shi Therefore, the ingot has a ratio between the inner part and the surface part. It has a relatively uniform transition. The ingot, and the row as described above The resulting product, such as alloy, is alloyed / alloyed carbide over the ingot cross section It has an elastic modulus that increases in proportion to the amount of the distribution of the magnetic field.   Ingot surface composition in this example:           Carbon 0.5%           Molybdenum 0.2%           Vanadium 0.9%           Tungsten 1.2%           Chromium 0.5%           Titanium 0.15%           With iron, carbide           Normal residue remaining   Composition in the center of the ingot:           Carbon 0.5%           Molybdenum 0.1%           Tungsten 0.3%           Titanium 0.03%           Vanadium 0.2%           Chromium 0.5%           With iron, carbide           Normal residue remaining   Variations in composition differ from chromium and chromium compared to relatively low diffusion. Due to the relatively high diffusion of bon and the high density of tungsten and titanium It seems to occur.   The composition gradient does not exceed 40% per 100 mm in the radial direction. The condition is applied to the roll length range at any position.Example IV   In this example, the electroslug rimel described in connection with Example V is used. A rolling device and operating method can also be used, but provides a roll of uniform composition To suit the purpose, for example, the voltage so that the floor of the melt pool is relatively deep And the operating conditions such as the current being operated are changed. Generally speaking, Local operating conditions and slug compensation were used.   Inner part and tubular shape made from low carbon steel Electrodes with outer cladding of the alloy car described in Example V. It was made with a space that contained a bide powder. The amount is 1% by weight of target Was calculated for the addition of the syrup.   Conventional electroslug remelting operation It has been executed.   A hardness test was performed on the remelting roll, which It was revealed that a hardness of about Hv250 was obtained over almost the entire cross section of It was   This is made from low carbon steel (Hv Is expected to depend on the law of mixing, which results in an Hv value of about 210 in addition to about 180). Much more than is done.   By examining the microstructure, the content of the added carbide particles approaches 1% by weight. It was revealed that the aluminum diffused well and evenly and randomly.   EDAX analysis of individual carbide particles has only tungsten traces Indicates the strong presence of titanium. This is due to the tungsten from the particles in the melt. Suggesting that the dissolution of This allows the perlite transformer Formation cooling slows down the development of the bainite structure, thus For modification of phase transformation in this way Therefore, the hardness becomes higher.   Further, the low carbon steel of this example contains about 1% nitrogen. From this, at least some of this nitrogen forms titanium carbide-nitride particles. , Therefore, at least some of the above carbide particles also contain tungsten. Containing such titanium carbide-nitride containing.   Unless stated otherwise, the compositions are expressed here in% by weight.   Unless otherwise stated, with respect to particle size, it is the maximum size of the largest particles. It   The above description or the following claims or the accompanying drawings, and their identification Form of the form or means of performing the stated function, or the stated result Method or process to achieve, or class or group of substances or compositions The features described in, etc. may be used individually or in combination. Is used to realize various forms.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 32/00 Ｚ 7217−4Ｋ (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ， ＤＫ，ＥＳ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，Ｍ Ｃ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ， ＴＤ，ＴＧ)，ＡＴ，ＡＵ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ， ＣＡ，ＣＨ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，Ｈ Ｕ，ＪＰ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＫ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＧ ，ＭＮ，ＭＷ，ＮＬ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ， ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＫ，ＵＡ，ＵＳ，ＶＮ (72)発明者 ヒューイット，ポール，ハーベルト イギリス国 エヌイー47 ゼロエイチエー スティール ヘキサム ネザー ステイ プルス（番地無し) (72)発明者 ナッティング，ジャック イギリス国 エルエス16 ５エヌピー リ ーズ ウィートウッド レーン 57─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (51) Int.Cl. 6 Identification code Internal reference number FI C22C 32/00 Z 7217-4K (81) Designated country EP (AT, BE, CH, DE, DK, ES, FR) , GB, GR, IE, IT, LU, MC, NL, PT, SE), OA (BF, BJ, CF, CG, CI, CM, GA, GN, ML, MR, NE, SN, TD, TG ), AT, AU, BB, BG, BR, BY, CA, CH, CZ, DE, DK, ES, FI, GB, HU, JP, KP, KR, KZ, LK, LU, LV, MG, MN , MW, NL, NO, NZ, PL, PT, RO, RU, SD, SE, SK, UA, US, VN (72) Inventor Hewitt, Paul, Harbert Igiri Country Enui 47 Zeroeichie Steel Hexham Nether Stay-Plus (no address) (72) inventor Nutting, Jack UK LSI Co 16 5 Enupi rie's Weetwood Lane 57

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １． リキッドの第一鉄を含むエンジニアリングメタルにソリッドの合金カーバ イド粒子を加え、その後、該第一鉄を含むメタルを固化する工程からなる第一鉄 を含むエンジニアリングメタルを作る方法。 ２． ソリッドのカーバイド粒子が、該粒子とリキッドの該エンジニアリング・ フェラス・メタルとの間で湿潤を生じさせるメタルで被覆されている、請求項１ による方法。 ３． 該合金カーバイド粒子は、該エンジニアリング・フェラス・メタルの密度 にマッチする密度を有している請求項１または２による方法。 ４． 該被覆メタルは、鉄、または、鉄カーボン合金、または、鉄、ニッケル、 銅、チタンおよびカーボン、または、ニッケルまたは銅および通常の付随物およ び／または窒素からなるグループから選ばれた二つ、または、それ以上の要素の 合金からなる先行請求項のいずれか一つによる方法。 ５． 該被覆メタルは、該フェラス・メタルのオペレーティング温度にマッチす る融点を有する先行請求項のいずれか一つによる方法。 ６． 該合金カーバイド粒子は、前記粒子が添加される該エンジニアリング・フ ェラス・メタルのカーボンコンテントよりも低いカーボンコンテントを有し、該 被覆された合金カーバイド粒子は、該エンジニアリング・フェラス・メタルへ添 加され、該メタル中に十分長く滞留して、カーボンが該エンジニアリング・フェ ラス・メタルから前記被覆へ拡散し、エンジニアリング・フェラス・メタルのオ ペレーティング温度にマッチする融点をもつ組成物を作る先行請求項のいずれか 一つによる方法。 ７． 該被覆された合金カーバイド粒子をリキッドのエンジニアリング・フェラ ス・メタルへ添加するもので、この添加は、溶融炉中のリキッドのエンジニアリ ング・フェラス ・メタルに対し、リキッドのエンジニアリング・フェラス・メタルが溶融炉から 注入される取鍋の中のリキッドのエンジニアリング・フェラス・メタルに対し、 溶融炉から取鍋へ注入されるメタル流れのリキッドのエンジニアリング・フェラ ス・メタルに対し、または取鍋からモールドへ注入されるメタル流れのリキッド のエンジニアリング・フェラス・メタルに対してのいずれかに行われる先行請求 項のいずれか一つによる方法。 ８． 該被覆合金カーバイド粒子は、溶融炉の中へ添加される請求項７による方 法。 ９． 該溶融炉は、誘導炉である請求項８による方法。 １０．該被覆合金カーバイド粒子は、不活性雰囲気中で該エンジニアリング・フ ェラス・メタルへ添加される先行請求項のいずれか一つによる方法。 １１．該被覆合金カーバイド粒子は、パウダーの形態で該エンジニアリング・フ ェラス・メタルへ添加され、該パウダーは、パウダー粒子が２ｍｍまで、好まし くは、約５００ミクロンの粒子サイズで、合金カーバイド粒子を含み、この粒子 は、粒子サイズが１０ミクロンまで、好ましくは、１〜５ミクロンの範囲、さら に好ましくは、２〜５ミクロンの範囲にあるものである先行請求項のいずれか一 つによる方法。 １２．該被覆された合金カーバイド粒子は、パウダーの形態で該エンジニアリン グ・フェラス・メタルへ添加され、該パウダー粒子は、以下の組成である先行請 求項のいずれか一つによる方法。 ２５％ − 被覆メタル ３０％ − Ｔｉ ３５％ − Ｗ 残り − カーボン（遊離カーボンを３．５％まで含む）およ び通常の付随物 １３．該被覆メタルは、全体または実質的に全体がアルファ鉄と３．５％までの 遊離カ ーボンからなる先行請求項のいずれか一つによる方法。 １４．該被覆された合金カーバイド粒子は、パウダーの形態で該エンジニアリン グ・フェラス・メタルへ添加され、該パウダー粒子は、以下の組成である先行請 求項のいずれか一つによる方法。 ２７％ − 被覆メタル ３０％ − Ｔｉ ３５％ − Ｗ 残り − カーボン（０．５％までの遊離カーボンを含む） および通常の付随物 １５．該被覆メタルは、鉄、ニッケルおよびカーボンの合金からなる請求項１か ら１１のいずれか一つによる方法。 １６．鉄、ニッケルおよびカーボンの合金は、 ５９％ − ニッケル ４１％ − 鉄と０．５％までの遊離炭素および通常の付随物 からなる請求項１５による方法。 １７．該被覆された合金カーバイド粒子は、エレクトロスラッグ・リメルティン グ・オペレーションの間に添加される請求項１から６のいずれか一つ、または、 請求項１から６のいずれか一つに従属する場合の請求項１１から１６のいずれか 一つによる方法。 １８．冷却におけるフェーズトランシフォーメーションに起因する微細構造を有 し、該微細構造中に分離した合金カーバイド粒子を拡散した鉄炭素合金からなる エンジニアリング・フェラス・メタル製品。 １９．該微細構造は、該エンジニアリング・フェラス・メタルのフェーズ・トラ ンスフォーメーションに起因するマトリックスとトランスフォーメーション・カ ーバイドからな る請求項１８による製品。 ２０．該ディスクリートな合金カーバイド粒子は、該マトリックス中に分布され ている請求項１９による製品。 ２１．該ディスクリートな合金カーバイド粒子は、トランスフォーメーション・ カーバイド中に分布されている請求項１９または請求項２０による製品。 ２２．該ディスクリートな合金カーバイド粒子は、微細構造中に均一に分布され ている請求項１８から２１のいずれか一つによる製品。 ２３．該合金カーバイド粒子は、約３，０００ｖｐｎの硬度をもつ先行請求項の いずれか一つに請求された発明。 ２４．該合金カーバイドは、クロミウム、モリブデン、チタン、タングステン、 ニオビウム、ヴァナジウムまたは、Ｃｒ7Ｃ3，（ＣｒＭｏ）7Ｃ3のようなそれら の混合カーバイドまたは混合カーボ-窒化物からなるグループから選ばれたもの である先行請求項のいずれか一つにおいて請求された発明。 ２５．該合金カーバイドは、該合金カーバイドの密度がエンジニアリング・フェ ラス・メタルのそれとマッチするような組成を有している先行請求項のいずれか 一つにおいて請求された発明。 ２６．該カーバイドは、チタン対タングステンのレシオが重量で約１：１である ような形（ＴｉＷ）Ｃのミックスされたタングステン・チタン・カーバイドであ る先行請求項のいずれか一つにおいて請求された発明。 ２７．該合金カーバイドは、１：１から１：１．１７のレシオ範囲にあるＴｉと Ｗとからなる請求項２６に請求された発明。 ２８．該合金カーバイド粒子が１０ミクロンまでの最大寸法を有し、好ましくは 、１〜５ミクロン、さらに好ましくは、２〜５ミクロンの寸法を有している先行 請求項のいずれか一つに請求された発明。 ２９．合金カーバイド粒子の添加量は、該ソリッドのメタルにおいて合金カーバ イド粒子が２０体積（ボリューム）％にまでなるようなものである先行の請求項 のいずれか一つに請求された発明。 ３０．該合金カーバイドコンテントは、０．１〜２０体積（ボリューム）％の範 囲であり、そして、混合法則に基づく硬化作用が与えられたとき、さらに好まし くは、３〜１０ボリューム％である請求項２９に請求された発明。 ３１．該合金カーバイドコンテントは、微細構造のトランスフォーメーションの モディフィケーションに基づく硬化作用が与えられたとき、１％から約０．５％ または約１％または、それ以下の範囲である請求項２９に請求された発明。 ３２．該エンジニアリング・フェラス・メタル類は、カーボンコンテントが０． ３〜３．８％の範囲にあり、窒素を含んでいてもよいものである先行請求項のい ずれか一つに請求された発明。 ３３．該エンジニアリング・フェラス・メタルは、鉄、クロム鉄、高合金鋼、工 具鋼、中合金鋼、低合金鋼、Ｓ．Ｇ．鉄からなるグループから選ばれたものであ る先行請求項のいずれか一つに請求された発明。 ３４．請求項１から１７のいずれか一つ、または、請求項１から１７のいずれか 一つに従属する場合の請求項２３から３３、または、請求項１８から２２のいず れか一つ、または、請求項１８から２２のいずれか一つに従属する場合の請求項 ２３から３３によって作られたメタルがローリング・ミル・ロールの少なくとも アウターパートを作るように鋳造されるローリング・ミル・ロールの製造方法。 ３５．該ローリング・ロール・ミルは、コアと、オプションとして少なくとも一 つの中間層をもつアウターシエルとを有していて、該シエルが前記アウターパー トからなる形の複合ローリング・ミル・ロールである請求項３４による方法。 ３６．該合金カーバイド粒子が該シエル形成の溶融したエンジニアリング・フェ ラス・メタルへ導入され、ついで、該合金カーバイド粒子を内部にもつ該エンジ ニアリング・フェラス・メタルがモールドへ注入される請求項３５による方法。 ３７．該複合ロールは、遠心キャスティングにより作られる請求項３５または請 求項３６による方法。 ３８．該ロールは、前記被覆された合金カーバイド粒子を含む中空エレメントか らなる外側クラッディングが設けられたインナーボディを備えた消耗する電極に エレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションが行われて作られる請求 項３４による方法。 ３９．該中空エレメントは、また、粉末合金成分を含む請求項３８による方法。 ４０．該エレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションが行われてロー ルが提供され、このロールは、第１の組成をもつインナーパートと、第１の組成 と異なる第２の組成をもつサーフェースパートとを備え、インナーパートとサー フェースパートとの間の該ロールのメタルは、第１の組成から第２の組成へ連続 性をもって変化している組成を有している請求項３８または請求項３９による方 法。 ４１．該エレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションが行われて断面 全体にわたり実質的に均一な組成のロールが提供される請求項３８による方法。 ４２．該ロールは、ＥＳＲクラッディングまたはスプレイクラッディングにより 作られる請求項３５による方法。 ４３．該ロールは、静電モールドへ単一のエンジニアリング・フェラス・メタル を充填することで、モノブロック・スタティック（静電）・キャスティングによ り作られる請求項３４による方法。 ４４．ロールは、二重注入スタティック（静電）キャスティング法により作られ る請求項３５による方法。 ４５．請求項１から１７のいずれか一つ、または、請求項１から１７に従属の場 合の請求項２３から３３、または、請求項１８から２２、または、請求項１８か ら２２のいずれか一つに従属の場合の請求項２３と３３により作られたメタルの インゴットを鋳造し、ついで該インゴットをフォージングして、フォージドロー ルを作り、該ロールを熱処理することによりロールを作る請求項３４による方法 。 ４６．該コアがフレーク、コンパクト、バーミキュラーまたはノジュラー鋳鉄、 またはスチールからなる請求項３４から４５のいずれか一つによる方法。 ４７．請求項１から１７のいずれか一つ、または、請求項１から１７に従属の場 合の請求項２３から３３、または、請求項１８から２２、または、請求項１８か ら２２のいずれか一つに従属の場合の請求項２３と３３により作られたメタルが スピンキャスティングモールドへ注入され、そこでスピンキャスティング操作が 行われる、スピン鋳造された製品を作る方法。 ４８．添付の図面に関連して実質的に前記された方法。 ４９．実施例ＩからVIのいずれか一つに関して記載され、そして、示された実質 的に前記された方法。 ５０．添付の図面に関連して実質的に前記された製品。 ５１．添付の図面に関連して実質的に前記されたロール。 ５２．ここに記載され、そして／または、添付の図面に図示された新規の特徴ま たは特徴の新規の組み合わせ。[Claims] 1. A method of producing an engineering metal containing ferrous iron, which comprises a step of adding solid alloy carbide particles to an engineering metal containing liquid ferrous iron, and then solidifying the metal containing ferrous iron. 2. The method according to claim 1, wherein the solid carbide particles are coated with a metal that causes wetting between the particles and the liquid engineering ferrous metal. 3. The method according to claim 1 or 2, wherein the alloy carbide particles have a density that matches the density of the engineering ferrous metal. 4. The coating metal may be iron or an iron-carbon alloy, or two selected from the group consisting of iron, nickel, copper, titanium and carbon, or nickel or copper and normal appendages and / or nitrogen, or , A method according to any one of the preceding claims consisting of an alloy of more elements. 5. The method according to any one of the preceding claims, wherein the coated metal has a melting point that matches the operating temperature of the ferrous metal. 6. The alloy carbide particles have a lower carbon content than the carbon content of the engineering ferrous metal to which the particles are added, the coated alloy carbide particles being added to the engineering ferrous metal, Any one of the preceding claims wherein the carbon stays sufficiently long in the metal to allow carbon to diffuse from the engineering ferrous metal to the coating, creating a composition having a melting point that matches the operating temperature of the engineering ferrous metal. By the method. 7. The coated alloy carbide particles are added to the liquid engineering ferrous metal, and the addition of the liquid engineering ferrous metal from the melting furnace to the liquid engineering ferrous metal in the melting furnace. Metal engineering ferrous metal in the ladle to be poured, metal engineering liquid ferrous metal to be poured from the melting furnace into the ladle, or metal to be poured into the mold from the ladle A method according to any one of the preceding claims, which is performed on any of the flow liquid engineering ferrous metals. 8. The method according to claim 7, wherein the coated alloy carbide particles are added into a melting furnace. 9. The method according to claim 8, wherein the melting furnace is an induction furnace. 10. The method according to any one of the preceding claims, wherein the coated alloy carbide particles are added to the engineering ferrous metal in an inert atmosphere. 11. The coated alloy carbide particles are added to the engineering ferrous metal in the form of a powder, the powder comprising alloy carbide particles with a powder particle size of up to 2 mm, preferably about 500 microns. The method according to any one of the preceding claims, wherein the particle size is up to 10 microns, preferably in the range 1-5 microns, more preferably in the range 2-5 microns. 12. The method according to any one of the preceding claims, wherein the coated alloy carbide particles are added to the engineering ferrous metal in the form of a powder, the powder particles having the following composition. 25% -Coated metal 30% -Ti 35% -W balance-Carbon (including free carbon up to 3.5%) and common accompaniments 13. The method according to any one of the preceding claims, wherein the coated metal consists entirely or substantially entirely of alpha iron and up to 3.5% free carbon. 14. The method according to any one of the preceding claims, wherein the coated alloy carbide particles are added to the engineering ferrous metal in the form of a powder, the powder particles having the following composition. 27% -Coated metal 30% -Ti 35% -W balance-Carbon (with up to 0.5% free carbon) and common accompaniments 15. The method according to any one of claims 1 to 11, wherein the coating metal comprises an alloy of iron, nickel and carbon. 16. 16. The method according to claim 15, wherein the alloy of iron, nickel and carbon consists of 59% -nickel 41% -iron with up to 0.5% free carbon and the usual attendants. 17． The coated alloy carbide particles are added during an electroslug remelting operation, according to any one of claims 1 to 6 or dependent on any one of claims 1 to 6. A method according to any one of claims 11 to 16. 18. An engineering ferrous metal product having an iron-carbon alloy having a fine structure due to phase transformation in cooling and having dispersed alloy carbide particles dispersed in the fine structure. 19. 19. The product according to claim 18, wherein the microstructure comprises a matrix resulting from the phase transformation of the engineering ferrous metal and transformation carbide. 20. 20. The article according to claim 19, wherein the discrete alloy carbide particles are distributed in the matrix. 21. 21. A product according to claim 19 or claim 20, wherein the discrete alloy carbide particles are distributed in transformation carbide. 22. The product according to any one of claims 18 to 21, wherein the discrete alloy carbide particles are uniformly distributed in the microstructure. 23. The invention as claimed in any one of the preceding claims, wherein the alloy carbide particles have a hardness of about 3,000 vpn. 24. The alloy carbide is selected from the group consisting of chromium, molybdenum, titanium, tungsten, niobium, vanadium or their mixed carbides or mixed carbo-nitrides such as Cr 7 C 3 , (CrMo) 7 C 3. The invention claimed in any one of the preceding claims, which is 25. The invention as claimed in any one of the preceding claims, wherein the alloy carbide has a composition such that the density of the alloy carbide matches that of the engineering ferrous metal. 26. The invention as claimed in any one of the preceding claims, wherein the carbide is a mixed tungsten-titanium carbide of the form (TiW) C such that the ratio of titanium to tungsten is about 1: 1 by weight. 27. The invention as claimed in claim 26, wherein the alloy carbide comprises Ti and W in a ratio range of 1: 1 to 1: 1.17. 28. Claimed in any one of the preceding claims wherein said alloy carbide particles have a maximum dimension of up to 10 microns, preferably 1-5 microns, more preferably 2-5 microns. invention. 29. The invention as claimed in any one of the preceding claims, wherein the amount of alloy carbide particles added is such that the alloy carbide particles in the solid metal are up to 20% by volume. 30. 30. The alloy carbide content is in the range of 0.1 to 20% by volume, and more preferably 3 to 10% by volume when given a hardening action according to the mixing law. Claimed invention. 31. 30. The alloy carbide content is in the range of 1% to about 0.5% or about 1% or less when subjected to a hardening action based on the modification of the microstructure transformation. Inventions made. 32. The engineering ferrous metals have a carbon content of 0. The invention as claimed in any one of the preceding claims, wherein the invention is in the range of 3 to 3.8% and may contain nitrogen. 33. The engineering ferrous metal includes iron, chrome iron, high alloy steel, tool steel, medium alloy steel, low alloy steel, S.I. G. The invention claimed in any one of the preceding claims selected from the group consisting of iron. 34. Claim 1 to 17, any one of claims 23 to 33 or claim 18 to 22 when dependent on any one of claims 1 to 17, or claim 34. A method of making a rolling mill roll, wherein the metal made according to any one of claims 18 to 22 is cast to make at least the outer part of the rolling mill roll. 35. 35. The rolling roll mill has a core and optionally an outer shell with at least one intermediate layer, the shell being a composite rolling mill roll of the outer part type. By the method. 36. 36. The method according to claim 35, wherein the alloy carbide particles are introduced into the shell-forming molten engineering ferrous metal, and then the engineering ferrous metal having the alloy carbide particles therein is poured into a mold. 37. 37. The method according to claim 35 or claim 36, wherein the composite roll is made by centrifugal casting. 38. 35. The roll according to claim 34, wherein an electroslug remelting operation is performed on a consumable electrode having an inner body provided with an outer cladding consisting of hollow elements containing the coated alloy carbide particles. Method. 39. 39. The method according to claim 38, wherein the hollow element also comprises a powder alloy component. 40. The electroslug remelting operation is performed to provide a roll, the roll comprising an inner part having a first composition and a surface part having a second composition different from the first composition, 40. The method according to claim 38 or claim 39, wherein the metal of the roll between the inner part and the surface part has a composition that continuously changes from a first composition to a second composition. 41. 39. The method according to claim 38, wherein the electroslug remelting operation is performed to provide a roll of substantially uniform composition across a cross section. 42. 36. The method according to claim 35, wherein the roll is made by ESR cladding or spray cladding. 43. The method according to claim 34, wherein the roll is made by monoblock static (electrostatic) casting by filling the electrostatic mold with a single engineering ferrous metal. 44. The method according to claim 35, wherein the roll is made by a double injection static casting method. 45. Claims 1 to 17, or claims 23 to 33, or claims 18 to 22, or claims 18 to 22, when dependent on claims 1 to 17. 35. A method according to claim 34, in which the metal ingot made according to claims 23 and 33 in the dependent case is cast, and then the ingot is forged to form a forged roll and the roll is heat treated to form the roll. 46. 46. The method according to any one of claims 34 to 45, wherein the core comprises flakes, compacts, vermicular or nodular cast iron, or steel. 47. Claims 1 to 17, or claims 23 to 33, or claims 18 to 22, or claims 18 to 22, when dependent on claims 1 to 17. A method of making a spin-cast product, wherein the metal made according to claims 23 and 33 in the dependent case is injected into a spin-casting mold, where the spin-casting operation is performed. 48. The method substantially as hereinbefore described with reference to the accompanying drawings. 49. The method substantially as hereinbefore described and shown with respect to any one of Examples I to VI. 50. A product substantially as hereinbefore described with reference to the accompanying drawings. 51. A roll substantially as hereinbefore described with reference to the accompanying drawings. 52. A novel feature or novel combination of features described herein and / or illustrated in the accompanying drawings.
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