JPS58171552A - 強靭鋳鉄複合ロ−ル - Google Patents
強靭鋳鉄複合ロ−ルInfo
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- JPS58171552A JPS58171552A JP5334682A JP5334682A JPS58171552A JP S58171552 A JPS58171552 A JP S58171552A JP 5334682 A JP5334682 A JP 5334682A JP 5334682 A JP5334682 A JP 5334682A JP S58171552 A JPS58171552 A JP S58171552A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は熱■圧延材のワークロール等に使用される複
合鋳鉄ロールに関し、特に外殻材を高合金グレン鋳鉄材
質とする強−鋳鉄複合ロールに関するものである。
合鋳鉄ロールに関し、特に外殻材を高合金グレン鋳鉄材
質とする強−鋳鉄複合ロールに関するものである。
周知のように熱間圧延材のワークロールには、耐摩耗性
、強靭性、耐熱亀裂性、耐スポーリング性等の種々の条
件が要求される。このような諸条件を単一材料で充分に
満足させることは困難であり、そこで最近では外畷■と
内層とを別の材質で構成した複合O−ルをI!用するこ
とが多い。
、強靭性、耐熱亀裂性、耐スポーリング性等の種々の条
件が要求される。このような諸条件を単一材料で充分に
満足させることは困難であり、そこで最近では外畷■と
内層とを別の材質で構成した複合O−ルをI!用するこ
とが多い。
このような複合ロールの%Illとしては硬さが極めて
高く、耐摩耗性に優れた材質として、最近では高合金グ
レン鋳鉄を使用するととが多い、この高合金グレン鋳鉄
は、例えばCJ、3%、9i 0.7%、wa06%、
Ni4.5%、Qj 14%、−0,4%等を含有する
ものであって、ショア硬ざ)ts80rX上の高硬度を
示す。しかしながら高台金グレン鋳鉄は上述のように極
めて硬く、しかも炭化物の晶出量が多いため、強靭性に
欠けるから、高台金グレン鋳鉄を外殻材とする複合ロー
ルの内層材としては一性に富むものが要求される。特に
最近では省エネルギやコスト低減等の目的で低部圧延や
高速圧延の如く苛酷な条件下でのam圧延が行なわれる
ようになり、そのためロールにも耐−手性や強靭性に看
しく優れていることが要求されるようになっているから
、前述のように高台金グレン鋳鉄を外殻材とする複合ロ
ールの内層材に対しても高い強度、―性が要求されるよ
うになっている。
高く、耐摩耗性に優れた材質として、最近では高合金グ
レン鋳鉄を使用するととが多い、この高合金グレン鋳鉄
は、例えばCJ、3%、9i 0.7%、wa06%、
Ni4.5%、Qj 14%、−0,4%等を含有する
ものであって、ショア硬ざ)ts80rX上の高硬度を
示す。しかしながら高台金グレン鋳鉄は上述のように極
めて硬く、しかも炭化物の晶出量が多いため、強靭性に
欠けるから、高台金グレン鋳鉄を外殻材とする複合ロー
ルの内層材としては一性に富むものが要求される。特に
最近では省エネルギやコスト低減等の目的で低部圧延や
高速圧延の如く苛酷な条件下でのam圧延が行なわれる
ようになり、そのためロールにも耐−手性や強靭性に看
しく優れていることが要求されるようになっているから
、前述のように高台金グレン鋳鉄を外殻材とする複合ロ
ールの内層材に対しても高い強度、―性が要求されるよ
うになっている。
ところで高合金グレン鋳鉄を外II材とする複合0−ル
の内−材としては、従来は片状a船を有する普通鋳鉄も
しくはそれに緒、αなどの合金元素を少量添加した強−
鋳鉄が一般に使用されている。
の内−材としては、従来は片状a船を有する普通鋳鉄も
しくはそれに緒、αなどの合金元素を少量添加した強−
鋳鉄が一般に使用されている。
しかしながらこの種の片状黒鉛を有する鋳鉄においては
、引張り強さが15〜25kll/−程度、伸びが1%
以下と機械的強度が1しく低く、最近のO−ル強直向上
の要請に応えるには不充分であった。
、引張り強さが15〜25kll/−程度、伸びが1%
以下と機械的強度が1しく低く、最近のO−ル強直向上
の要請に応えるには不充分であった。
一方複合ロールの内層材としては、黒鉛形状を球状にし
た球状黒鉛鋳鉄も一部で使用されている。
た球状黒鉛鋳鉄も一部で使用されている。
この場合内層材強度は引張り強さ40〜50に9/−程
度まで向上するが、その反面法のような種々の同一があ
る。すなわち、外殻を高合金グレン鋳鉄、内■を球状黒
鉛鋳鉄とした場合、その境界部分にセメンタイトが多量
に析出した層、あるいは黒鉛の球状化不良による片状黒
鉛鋳鉄層が形成され、そのため外殻部と内層部との境界
部分の強度が著しく低下し、そのため圧延使用中に外殻
■剥離の原因となる。例ル1本発明者等の実験によれば
111図のミツ0111m写真に示すように、高合金グ
レン鋳鉄からなる外殻部1と球状黒鉛鋳鉄からなる内■
I2との境界部に、片状黒鉛に類似した異常黒鉛■3が
形成され、その異常黒鉛■の引張り強さは23〜28k
G/−程度に低下してしまうことが確認された。このよ
うな同■を解決するためには、高合金グレン鋳鉄の外殻
部と球状黒鉛鋳鉄の内一部との−に第3祖として中−一
を鋳込゛むことが考えられるが、この場合には0−ルー
造工程がill化してコストの上昇を招く同一がある。
度まで向上するが、その反面法のような種々の同一があ
る。すなわち、外殻を高合金グレン鋳鉄、内■を球状黒
鉛鋳鉄とした場合、その境界部分にセメンタイトが多量
に析出した層、あるいは黒鉛の球状化不良による片状黒
鉛鋳鉄層が形成され、そのため外殻部と内層部との境界
部分の強度が著しく低下し、そのため圧延使用中に外殻
■剥離の原因となる。例ル1本発明者等の実験によれば
111図のミツ0111m写真に示すように、高合金グ
レン鋳鉄からなる外殻部1と球状黒鉛鋳鉄からなる内■
I2との境界部に、片状黒鉛に類似した異常黒鉛■3が
形成され、その異常黒鉛■の引張り強さは23〜28k
G/−程度に低下してしまうことが確認された。このよ
うな同■を解決するためには、高合金グレン鋳鉄の外殻
部と球状黒鉛鋳鉄の内一部との−に第3祖として中−一
を鋳込゛むことが考えられるが、この場合には0−ルー
造工程がill化してコストの上昇を招く同一がある。
また球状黒鉛鋳鉄を内閣材として使用した場合、鋳込み
時に球状黒鉛鋳鉄溶場から発生するドロスがロール中心
部に残留して内部欠陥を発生するおそれがあるため、ド
ロスの浮上および除去対策が必要となる。さらに、球状
!鉛部fIAIIllは薯m時の体積収縮が大きく、内
びけ巣を発生し易いから、欠陥防止のため巨大な押湯が
必要となる。したがって内■材としてを球状黒鉛鋳鉄を
用いた場合には、−造工程が複雑となり、製品歩留りも
低下する同■がある。
時に球状黒鉛鋳鉄溶場から発生するドロスがロール中心
部に残留して内部欠陥を発生するおそれがあるため、ド
ロスの浮上および除去対策が必要となる。さらに、球状
!鉛部fIAIIllは薯m時の体積収縮が大きく、内
びけ巣を発生し易いから、欠陥防止のため巨大な押湯が
必要となる。したがって内■材としてを球状黒鉛鋳鉄を
用いた場合には、−造工程が複雑となり、製品歩留りも
低下する同■がある。
この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、外殻材
を高合金グレン鋳鉄とする複合0−ルにおいて、内閣軸
強度を従来の片状黒鉛組織の普通鋳鉄や強靭鋳銑よりも
充分に向上させて球状黒船鋳鉄の場合と同等にすると同
時に、球状黒鉛鋳鉄を内閣材とした場合の如く外殻部と
内閣部との境界部に材質劣化域が生じないようにし、し
かもlll11工程も簡単で製品歩留りも良好となるよ
うな複合ロールを提供することを目的とするものである
。
を高合金グレン鋳鉄とする複合0−ルにおいて、内閣軸
強度を従来の片状黒鉛組織の普通鋳鉄や強靭鋳銑よりも
充分に向上させて球状黒船鋳鉄の場合と同等にすると同
時に、球状黒鉛鋳鉄を内閣材とした場合の如く外殻部と
内閣部との境界部に材質劣化域が生じないようにし、し
かもlll11工程も簡単で製品歩留りも良好となるよ
うな複合ロールを提供することを目的とするものである
。
すなわち本発明者等が外殻材を高台金グレン鋳鉄とする
場合の内層材について種々検討したところ、黒鉛形状な
片状と球状の中間の芋虫状(バーミキュラー状)とした
バーミキュラー鋳鉄を内■材として用い、併せて外殻材
の高合金グレン鋳鉄の硫黄含有−を低い値にmmするこ
とによって、上述の目的をi!威し得ることを見出し、
この発明をなすに至ったのである。
場合の内層材について種々検討したところ、黒鉛形状な
片状と球状の中間の芋虫状(バーミキュラー状)とした
バーミキュラー鋳鉄を内■材として用い、併せて外殻材
の高合金グレン鋳鉄の硫黄含有−を低い値にmmするこ
とによって、上述の目的をi!威し得ることを見出し、
この発明をなすに至ったのである。
バーミキュラー鋳鉄は前述のように黒鉛形状を片状と球
形の中間にしたものであってその強度は球状黒鉛鋳鉄に
劣らず、引張り強さが35〜50’IJ/−程度である
。またバーミキュラー鋳鉄の鋳造性は普通鋳鉄と同程度
に良好で、凝固時の体積収縮による内部ひけ巣の発生は
普通鋳鉄の場合と同程度に少なく、例えばバーミキュラ
ー鋳鉄鋳物の断面状況の一例を第2図(A)に示すが、
この場合のひけ巣発生は第2I!1(C)に示す球状黒
鉛鋳鉄鋳物や場合よりも格段に少なく、第2図(B)に
示す普通鋳鉄鋳物の場合と同程度である。またバーミキ
ュラー鋳鉄の鋳込瀧度は球状黒鉛鋳鉄の場合(1350
〜1400℃程度)はどの^易を要さず、外殻を高台金
グレン鋳鉄とする複合ロールの内層材として用いた場合
に、外殻部と内層部との境界部におけるjll#a形状
の劣化がなく、併せて外殻材としての高合金グレン鋳鉄
のS含有層を抑制することによって、境界部に強度低下
域が生じることが防止される。したがって外殻を高合金
グレン鋳鉄とする複合O−ルの内層材としてバーミキュ
ラー鋳鉄を用いかつ外殻の高合金グレン鋳鉄のS含有量
を抑制することによって、圧延11&:おける外殻■剥
離の危険を招くことなく内■を強靭にすることができ、
しかも内部ひけ巣が少ないため過大な拌易を必要とせず
、鋳造歩留りの低下を避けることができるのである。
形の中間にしたものであってその強度は球状黒鉛鋳鉄に
劣らず、引張り強さが35〜50’IJ/−程度である
。またバーミキュラー鋳鉄の鋳造性は普通鋳鉄と同程度
に良好で、凝固時の体積収縮による内部ひけ巣の発生は
普通鋳鉄の場合と同程度に少なく、例えばバーミキュラ
ー鋳鉄鋳物の断面状況の一例を第2図(A)に示すが、
この場合のひけ巣発生は第2I!1(C)に示す球状黒
鉛鋳鉄鋳物や場合よりも格段に少なく、第2図(B)に
示す普通鋳鉄鋳物の場合と同程度である。またバーミキ
ュラー鋳鉄の鋳込瀧度は球状黒鉛鋳鉄の場合(1350
〜1400℃程度)はどの^易を要さず、外殻を高台金
グレン鋳鉄とする複合ロールの内層材として用いた場合
に、外殻部と内層部との境界部におけるjll#a形状
の劣化がなく、併せて外殻材としての高合金グレン鋳鉄
のS含有層を抑制することによって、境界部に強度低下
域が生じることが防止される。したがって外殻を高合金
グレン鋳鉄とする複合O−ルの内層材としてバーミキュ
ラー鋳鉄を用いかつ外殻の高合金グレン鋳鉄のS含有量
を抑制することによって、圧延11&:おける外殻■剥
離の危険を招くことなく内■を強靭にすることができ、
しかも内部ひけ巣が少ないため過大な拌易を必要とせず
、鋳造歩留りの低下を避けることができるのである。
したがってこの発明の複合ロールは、外殻を高台金グレ
ン鋳鉄とする複合ロールにおいて、外殻の高合金グレン
鋳鉄のS含有量を0.020%以下に規制するとともに
、内層材質を02.5〜4.0%、Si 2.0〜3.
5%のlB内でかつ炭素鍮和度シが0.80〜1.20
となるようにCおよびSを含有しカッWs O,010
〜0.025%、CJ O,002〜0.005%、希
土類元素0.010−0.020%のうち1種または2
種以上を含有するバーミキュラー鋳鉄としたことを特徴
とするものである。
ン鋳鉄とする複合ロールにおいて、外殻の高合金グレン
鋳鉄のS含有量を0.020%以下に規制するとともに
、内層材質を02.5〜4.0%、Si 2.0〜3.
5%のlB内でかつ炭素鍮和度シが0.80〜1.20
となるようにCおよびSを含有しカッWs O,010
〜0.025%、CJ O,002〜0.005%、希
土類元素0.010−0.020%のうち1種または2
種以上を含有するバーミキュラー鋳鉄としたことを特徴
とするものである。
以下この発明の複合ロールをざらに詳纏に説明する。
この発明の複合0−ルは、前述のように外殻材として高
合金グレン鋳鉄が使用される。この高合金グレン鋳鉄外
殻材としては、S以外については公知の組成のものを用
いれば良い。すなわち、通常はC2,8〜3.8%、3
i0.8〜1.8%、Mao、3〜1.0%、8013
%以下、Oro、5〜2.0%、Ni 5.0%以下、
および必要に応じて0.3%程度以下の−からなる高合
金グレン鋳鉄を用いる。そしてこの発明の場合特にその
外殻材となる高合金グレン鋳鉄中のSを0.020%以
下にIm制する。その理由は次の通りである。すなわち
、内殻材となるバーミキュラー鋳鉄をssiするにあた
っては、−1口、希土類元素の1種または2種以上をI
mに添加し□、その作用によって黒鉛形状をバーミキュ
ラー状にするが、これらの元素はいずれもSとの親和力
が強いため、内殻溶製゛を注入した時に外殺溶鴻との境
界部において外殻溶製中のSと内殻溶製中の−9、口、
あるいは希土類元素とが結合して硫化物を形成し、その
硫化物が外殻と内層との境界部に残留して非金属介在物
となり、局部的な強度低下を招いて圧延使用時に境界部
から外殻が剥離するおそれがある。一方、外殻材の高台
金グレン鋳鉄中のS含有量が0.02%以下となれば、
形成される硫化物系非金属介在物のlが減少し、形状も
数ミクロン程度の微細なものとなるため強度への影響が
なく、圧延使用時における境界部からの外殻の剥離等の
同賜が生じない。
合金グレン鋳鉄が使用される。この高合金グレン鋳鉄外
殻材としては、S以外については公知の組成のものを用
いれば良い。すなわち、通常はC2,8〜3.8%、3
i0.8〜1.8%、Mao、3〜1.0%、8013
%以下、Oro、5〜2.0%、Ni 5.0%以下、
および必要に応じて0.3%程度以下の−からなる高合
金グレン鋳鉄を用いる。そしてこの発明の場合特にその
外殻材となる高合金グレン鋳鉄中のSを0.020%以
下にIm制する。その理由は次の通りである。すなわち
、内殻材となるバーミキュラー鋳鉄をssiするにあた
っては、−1口、希土類元素の1種または2種以上をI
mに添加し□、その作用によって黒鉛形状をバーミキュ
ラー状にするが、これらの元素はいずれもSとの親和力
が強いため、内殻溶製゛を注入した時に外殺溶鴻との境
界部において外殻溶製中のSと内殻溶製中の−9、口、
あるいは希土類元素とが結合して硫化物を形成し、その
硫化物が外殻と内層との境界部に残留して非金属介在物
となり、局部的な強度低下を招いて圧延使用時に境界部
から外殻が剥離するおそれがある。一方、外殻材の高台
金グレン鋳鉄中のS含有量が0.02%以下となれば、
形成される硫化物系非金属介在物のlが減少し、形状も
数ミクロン程度の微細なものとなるため強度への影響が
なく、圧延使用時における境界部からの外殻の剥離等の
同賜が生じない。
一方、内閣材としては前述の如<02.S〜4.0%、
Si2.0〜3.5%の範囲内でかつC(%) / (
4,23−9i (%)/3.2)により規定される炭
素飽和度シが0.80〜1.20となるようにC,Si
lを調整し、さらに−0,010〜0.025%、Ca
O,002〜o、oos%、(至)等の希土類元素0
.002〜o、oos%の1種以上を含有するバーミキ
ユラー鋳鉄を用いる。このような内閣材の成分限定理由
は次の通りである。
Si2.0〜3.5%の範囲内でかつC(%) / (
4,23−9i (%)/3.2)により規定される炭
素飽和度シが0.80〜1.20となるようにC,Si
lを調整し、さらに−0,010〜0.025%、Ca
O,002〜o、oos%、(至)等の希土類元素0
.002〜o、oos%の1種以上を含有するバーミキ
ユラー鋳鉄を用いる。このような内閣材の成分限定理由
は次の通りである。
Cは鋳鉄中のS;とともに鋳鉄組機を決定する主要元素
であり、両者は互いに関連の深い作用な宋たすものであ
る。C含有量が2.5%未満では凝固後のバーミキュラ
ー鋳鉄中の黒鉛−が少なく、その形状も片状に近いもの
が多くなるため強度が低下する。−IC含有−が4.0
%を越える場合には、黒船形状が粗大になるとともにi
Fs組成が過共晶側に移行するため−、〜、希土類元素
などの合金を添加するとバーミキュラー黒鉛量が減少し
て球状の黒鉛が多くなり、球状黒鉛鋳鉄に近い組織とな
って凝固時の内部ひけ巣最が増大してしまう。
であり、両者は互いに関連の深い作用な宋たすものであ
る。C含有量が2.5%未満では凝固後のバーミキュラ
ー鋳鉄中の黒鉛−が少なく、その形状も片状に近いもの
が多くなるため強度が低下する。−IC含有−が4.0
%を越える場合には、黒船形状が粗大になるとともにi
Fs組成が過共晶側に移行するため−、〜、希土類元素
などの合金を添加するとバーミキュラー黒鉛量が減少し
て球状の黒鉛が多くなり、球状黒鉛鋳鉄に近い組織とな
って凝固時の内部ひけ巣最が増大してしまう。
Si Lt Cと関連して鋳鉄の材賀への影響の大きい
元素であるが、Si含有lが2.0%未満では黒鉛化が
不充分となり易く、セメンタイトが析出して混在するた
め強度、特に−性の定価を招く。Si含有−が3.5%
を越える場合には黒鉛晶出−が多くなるとともに基地i
織がフェライトとなり、そのためロール軸芯部を形成さ
せた場合に駆動部などロールネック部のWI直が低くな
って摩耗量が増大するから好ましくない。
元素であるが、Si含有lが2.0%未満では黒鉛化が
不充分となり易く、セメンタイトが析出して混在するた
め強度、特に−性の定価を招く。Si含有−が3.5%
を越える場合には黒鉛晶出−が多くなるとともに基地i
織がフェライトとなり、そのためロール軸芯部を形成さ
せた場合に駆動部などロールネック部のWI直が低くな
って摩耗量が増大するから好ましくない。
さらにC,Siの含有量は、鋳鉄の共晶程度をあられす
炭素飽和度卒、すなわち C(%) / (4,23−Si (%)/3.2)の
値が0.80〜1.20のIIH内となるよう&:I刺
する。バーミキュラー鋳鉄における炭素飽和度−と強度
、ひけ巣との関係は、実験により第3図に示す関係が得
られている。但し第3図において曲線4は内部ひけ巣−
1曲纏5は引張り強さをあられす、炭素飽和度が0.8
0未満の場合には凝suiのひけ乗置は1しく低い値と
なって内部健全性が保たれるが、片状黒船量が増加して
全黒鉛層の30%以上を占めるようになり、−一的性質
特に引張り強さが低下して高強度が得られなくなる。一
方炭素飽和度が1.00を越えれば鋳鉄中の黒鉛組織と
してバーミキュラー黒鉛と球状黒鉛とが混在したものと
なる。さらに炭素飽和度−が1.20を越えれば球状黒
船の割合が30%を越えてバーミキュラー黒鉛の割合が
70%よりも低くなり、このように球状黒鉛の割合が大
きくなればその凝固形態は球状黒鉛鋳鉄に近くなり、機
械的強度は向上する反面、内部ひけ乗置が著しく多くな
り、内部健全性の良好な0−ルが得られなくなる。した
がって゛複合0−ルの内層材として高強度と内部健全性
の両者を満足するためには、C,Siの含有量を炭素飽
和度9が0.80〜1.20の範囲内となるように調整
する必要がある。
炭素飽和度卒、すなわち C(%) / (4,23−Si (%)/3.2)の
値が0.80〜1.20のIIH内となるよう&:I刺
する。バーミキュラー鋳鉄における炭素飽和度−と強度
、ひけ巣との関係は、実験により第3図に示す関係が得
られている。但し第3図において曲線4は内部ひけ巣−
1曲纏5は引張り強さをあられす、炭素飽和度が0.8
0未満の場合には凝suiのひけ乗置は1しく低い値と
なって内部健全性が保たれるが、片状黒船量が増加して
全黒鉛層の30%以上を占めるようになり、−一的性質
特に引張り強さが低下して高強度が得られなくなる。一
方炭素飽和度が1.00を越えれば鋳鉄中の黒鉛組織と
してバーミキュラー黒鉛と球状黒鉛とが混在したものと
なる。さらに炭素飽和度−が1.20を越えれば球状黒
船の割合が30%を越えてバーミキュラー黒鉛の割合が
70%よりも低くなり、このように球状黒鉛の割合が大
きくなればその凝固形態は球状黒鉛鋳鉄に近くなり、機
械的強度は向上する反面、内部ひけ乗置が著しく多くな
り、内部健全性の良好な0−ルが得られなくなる。した
がって゛複合0−ルの内層材として高強度と内部健全性
の両者を満足するためには、C,Siの含有量を炭素飽
和度9が0.80〜1.20の範囲内となるように調整
する必要がある。
−9、C&、希土類元素は、鋳込み前の鋳鉄溶湯中に通
常はreやSiとの合金の形で添加して、鋳放しにおい
て内閣となる材質中に片状と球状の中間形状のバーミキ
ュラー状黒鉛を晶出させるためのものである。これらの
添加を行なわない場合には黒鉛形状がバーミキュラー状
とならないため黒鉛が切欠きとなって高強度が得られな
いが、これらはいずれも黒鉛球状化能を有するものであ
るから、溶鉄中にこれらの元素が過剰に残留した場合に
は過度に球状化が進行してバーミキュラー状黒鉛の割合
が少なくなってしまう。そこでこれらの元素の添加処理
後の残留−1すなわち鋳鉄中の含有―は、それぞれの黒
鉛球状化能の大きさに応じて定める必要がある。すなわ
ち、■の場合には0.010〜0.025%、口の場合
には0.002〜0.005%、Ce等の希土類元素の
場合0.010〜0.020%の範囲の含有量とする。
常はreやSiとの合金の形で添加して、鋳放しにおい
て内閣となる材質中に片状と球状の中間形状のバーミキ
ュラー状黒鉛を晶出させるためのものである。これらの
添加を行なわない場合には黒鉛形状がバーミキュラー状
とならないため黒鉛が切欠きとなって高強度が得られな
いが、これらはいずれも黒鉛球状化能を有するものであ
るから、溶鉄中にこれらの元素が過剰に残留した場合に
は過度に球状化が進行してバーミキュラー状黒鉛の割合
が少なくなってしまう。そこでこれらの元素の添加処理
後の残留−1すなわち鋳鉄中の含有―は、それぞれの黒
鉛球状化能の大きさに応じて定める必要がある。すなわ
ち、■の場合には0.010〜0.025%、口の場合
には0.002〜0.005%、Ce等の希土類元素の
場合0.010〜0.020%の範囲の含有量とする。
このような範囲とすることkよって鋳鉄中の全黒鉛粒中
の70%以上の黒鉛をバーミキュラー状としたバーミキ
ュラー鋳鉄を得ることができる。含有−が上記範囲に不
足する場合には片状の黒鉛が多くなるため強度向上を図
ることができず、逆に上記範囲を越える場合には球状黒
鉛の―が増加して、凝固時の膨張に伴う内部ひけIII
急が増大する。
の70%以上の黒鉛をバーミキュラー状としたバーミキ
ュラー鋳鉄を得ることができる。含有−が上記範囲に不
足する場合には片状の黒鉛が多くなるため強度向上を図
ることができず、逆に上記範囲を越える場合には球状黒
鉛の―が増加して、凝固時の膨張に伴う内部ひけIII
急が増大する。
なお−、口、希土類元素は、これらのうち11を単独添
加しても良いし、2種以上を複合添加しても良い、但し
複合添加の場合には、各元素の残111Mが上述の範囲
を満たし、かつそれらの合計―が0.025%以下とな
るように定めることが望ましい。合計−が0.025%
を越えれば前記同様に球状黒鉛の壷が増大して、内部ひ
け巣量が大きくなるおそれがある。
加しても良いし、2種以上を複合添加しても良い、但し
複合添加の場合には、各元素の残111Mが上述の範囲
を満たし、かつそれらの合計―が0.025%以下とな
るように定めることが望ましい。合計−が0.025%
を越えれば前記同様に球状黒鉛の壷が増大して、内部ひ
け巣量が大きくなるおそれがある。
この発明の複合ロールを製造する方法としては、外殻と
なる高合金グレン鋳鉄溶湯な鋳型内に充満させて外殻部
の凝固を持った後、未凝固部分の溶湯を内■となるべき
バーミキュラー鋳鉄溶湯と置換して内閣を凝固させるい
わゆる中抜き鋳造法、あるいは回転鋳型内に外殻となる
高合金グレン鋳鉄溶湯を所定厚み分注入し、次いで内層
となるバーミキュラー鋳鉄1mを注入してロール軸芯部
を形成させる遠心鋳造法など、いずれの方法を採用しく
も良い。
なる高合金グレン鋳鉄溶湯な鋳型内に充満させて外殻部
の凝固を持った後、未凝固部分の溶湯を内■となるべき
バーミキュラー鋳鉄溶湯と置換して内閣を凝固させるい
わゆる中抜き鋳造法、あるいは回転鋳型内に外殻となる
高合金グレン鋳鉄溶湯を所定厚み分注入し、次いで内層
となるバーミキュラー鋳鉄1mを注入してロール軸芯部
を形成させる遠心鋳造法など、いずれの方法を採用しく
も良い。
なお内層となるバーミキュラー鋳鉄溶湯の凝固温度は従
来の複合ロールの内層に使用されている普通鋳鉄とほぼ
同じであり、また溶湯の流動性もほぼ同一であるから、
内■のバーミキュラー鋳鉄IImの鋳込み濃度は、従来
の普通鋳鉄の場合と同じ1260〜1350’C程度で
差し仕えない。また遠心鋳造の場合内層となる溶湯の注
入方式としては、全一を1回に注入するh式と、2回以
上に分割して注入するh式とがあるが、この発明の複合
ロールを@逸する場合にはいずれを用いても良い。
来の複合ロールの内層に使用されている普通鋳鉄とほぼ
同じであり、また溶湯の流動性もほぼ同一であるから、
内■のバーミキュラー鋳鉄IImの鋳込み濃度は、従来
の普通鋳鉄の場合と同じ1260〜1350’C程度で
差し仕えない。また遠心鋳造の場合内層となる溶湯の注
入方式としては、全一を1回に注入するh式と、2回以
上に分割して注入するh式とがあるが、この発明の複合
ロールを@逸する場合にはいずれを用いても良い。
以下にこの発明を熱延仕上げ後段ワークロールに適用し
た実ILおよび従来の普通鋳鉄を内層材とする複合ロー
ルの比較例を記す。
た実ILおよび従来の普通鋳鉄を内層材とする複合ロー
ルの比較例を記す。
実施例
外殻を^合金グレン#II鉄材質とし内■材をバーミキ
ュラー鋳鉄材質とする、O−ルサイズφ75011X1
2300■−の複合ロールを遠心鋳造法により〔製遁し
た。外殻の^合缶グレン締畝の化学成分は、C3,27
%、Sj 0.72%、MaO,60%、PO,049
%、30.013%、Ni 4.34%、Orl、79
%、−0,36%、残部Feであり、特にS含有−が0
.020%以下とな゛るように溶製した。一方内殻とな
るバーミキュラー鋳鉄の溶製には、鋳込み前にFe−4
5%5i−25%Ca合金を1%添加してI湯処理した
。処理後のバーミキュラー鋳鉄の化学成分はC3,32
%、Si 2.53%、MlI 0056%、PO,0
51%、S O,010%、Ni 0079%、Oro
、229i)、Mll O,10%、Ci 00003
4%、残部Feである。なお内層となるバーミキュラー
鋳鉄溶製の鋳込み濃度は1330℃であり、またその鋳
込みは溶湯全lを1回で注入した。
ュラー鋳鉄材質とする、O−ルサイズφ75011X1
2300■−の複合ロールを遠心鋳造法により〔製遁し
た。外殻の^合缶グレン締畝の化学成分は、C3,27
%、Sj 0.72%、MaO,60%、PO,049
%、30.013%、Ni 4.34%、Orl、79
%、−0,36%、残部Feであり、特にS含有−が0
.020%以下とな゛るように溶製した。一方内殻とな
るバーミキュラー鋳鉄の溶製には、鋳込み前にFe−4
5%5i−25%Ca合金を1%添加してI湯処理した
。処理後のバーミキュラー鋳鉄の化学成分はC3,32
%、Si 2.53%、MlI 0056%、PO,0
51%、S O,010%、Ni 0079%、Oro
、229i)、Mll O,10%、Ci 00003
4%、残部Feである。なお内層となるバーミキュラー
鋳鉄溶製の鋳込み濃度は1330℃であり、またその鋳
込みは溶湯全lを1回で注入した。
比較例
外殻を高台金グレン鋳鉄とし内層を普通鋳鉄とする前記
同様の複合O−ルを遠心鋳造法によって製造した。外殻
の^合金グレン鋳鉄の化学成分は実施例の場合と同じで
あり、また内層の普通鋳鉄の化学成分はC3,29%、
Si 1.22%、MOo、46%、p o、oas%
、SO,016%、Ni O,75%、計0.50%、
70.14%、残部「eである。内層となる普通鋳鉄の
鋳込み温度は1335℃、またその鋳込みは、all全
一を1回で注入した。
同様の複合O−ルを遠心鋳造法によって製造した。外殻
の^合金グレン鋳鉄の化学成分は実施例の場合と同じで
あり、また内層の普通鋳鉄の化学成分はC3,29%、
Si 1.22%、MOo、46%、p o、oas%
、SO,016%、Ni O,75%、計0.50%、
70.14%、残部「eである。内層となる普通鋳鉄の
鋳込み温度は1335℃、またその鋳込みは、all全
一を1回で注入した。
実施例のロールの内層部のミクロ組織を第4図に示し、
また比較例のO−ルの内一部のミクロ組織を第5図に示
す。これらのミクロ組織写真の比較から明らかなように
、この発明の実施例の内層部の組織は、従来の普通鋳鉄
を用いた内層部の組織と比較して黒鉛形状が改善されて
、切欠きどならないバーミキュラー黒鉛組織となってい
ることが確認される。
また比較例のO−ルの内一部のミクロ組織を第5図に示
す。これらのミクロ組織写真の比較から明らかなように
、この発明の実施例の内層部の組織は、従来の普通鋳鉄
を用いた内層部の組織と比較して黒鉛形状が改善されて
、切欠きどならないバーミキュラー黒鉛組織となってい
ることが確認される。
この発明の実施例による複合ロールの外殻部と内1部と
の境界部のミクロ組織写真を第6図に示す。第6図にお
いて6は高台金グレン鋳鉄からなる外殻部、7はバーミ
キュラー鋳鉄からなる内層部、8は外殻と内閣との境界
部を示す。第6図から明らかなように境界部8に溶着不
良等の欠陥は発生しておらず、第1図に示したように球
状黒鉛鋳鉄を内層に用いた場合の如く境界部に片状黒船
■の形成もなく、外殻部から内層部への材質変化の不連
続がない良好な組織が得られる。
の境界部のミクロ組織写真を第6図に示す。第6図にお
いて6は高台金グレン鋳鉄からなる外殻部、7はバーミ
キュラー鋳鉄からなる内層部、8は外殻と内閣との境界
部を示す。第6図から明らかなように境界部8に溶着不
良等の欠陥は発生しておらず、第1図に示したように球
状黒鉛鋳鉄を内層に用いた場合の如く境界部に片状黒船
■の形成もなく、外殻部から内層部への材質変化の不連
続がない良好な組織が得られる。
また外殻部と内層部との溶着部(境界部)の機械的強度
については、従来の普通鋳鉄を内閣材とする比較例の複
合ロールの溶着部の引張り強さが15〜18kg/−で
あったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内層材とするこ
の発明の実施例の複合ロールにおいては溶着部の引張り
強さが28〜32に9/−程度となって、溶着部の強度
が2倍に自重することが判明した。したがってこの発明
の複合ロールにおいては圧延使用時に溶着部における亀
裂の発生や外殻■の剥離などの事故が生じることを有効
に防止できることが明らかである。
については、従来の普通鋳鉄を内閣材とする比較例の複
合ロールの溶着部の引張り強さが15〜18kg/−で
あったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内層材とするこ
の発明の実施例の複合ロールにおいては溶着部の引張り
強さが28〜32に9/−程度となって、溶着部の強度
が2倍に自重することが判明した。したがってこの発明
の複合ロールにおいては圧延使用時に溶着部における亀
裂の発生や外殻■の剥離などの事故が生じることを有効
に防止できることが明らかである。
さらに、内閣部の強度は、普通鋳鉄を内層材とする比較
例の複合0−ルでは引張り強さ18〜28に9 / w
f、’vヤング率 1000〜14000kQ/−程度
にとどまったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内−材と
したこの発明の実施例の複合ロールにおいては内層部の
引張り強さ41.1〜44.4に9/j、ヤング率17
000に9/−なるすぐれた値が得られた。なお内層材
を球状黒鉛鋳鉄とした複合ロールの内1部の引張り強さ
は40〜50に9/−程度であり、したがってこの発明
の複合ロールは内層材を球状黒船鋳鉄とした複合ロール
と比較しても遜色のない内層材強度を有していることが
明らかである。
例の複合0−ルでは引張り強さ18〜28に9 / w
f、’vヤング率 1000〜14000kQ/−程度
にとどまったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内−材と
したこの発明の実施例の複合ロールにおいては内層部の
引張り強さ41.1〜44.4に9/j、ヤング率17
000に9/−なるすぐれた値が得られた。なお内層材
を球状黒鉛鋳鉄とした複合ロールの内1部の引張り強さ
は40〜50に9/−程度であり、したがってこの発明
の複合ロールは内層材を球状黒船鋳鉄とした複合ロール
と比較しても遜色のない内層材強度を有していることが
明らかである。
なお実施例においてはロール軸芯部まで内層材が充満し
ている板圧延用の中実ロールについて釈明したが、別途
製造した軸芯部を焼ばめして用いる型式の複合スリーブ
状の中空ロールにもこの発明を通用し得ることは勿論で
ある。
ている板圧延用の中実ロールについて釈明したが、別途
製造した軸芯部を焼ばめして用いる型式の複合スリーブ
状の中空ロールにもこの発明を通用し得ることは勿論で
ある。
以上の説明で明らかなようにこの発明は外殻が高合金グ
レン鋳鉄材質からなる複合0−ルにおいて、内層材質を
従来の普通鋳鉄材質に代えて、芋虫状黒鉛組織を有する
バーミキュラー鋳鉄とし、かつ外殻の轟合金グレン鋳鉄
のS含有■を0.020%以下に1m@I、たちのであ
る。このようなこの発明の複合ロールにおいては、内1
強度が従来の普通鋳鉄を内層に用いた場合の2倍程度と
看しく轟く、しかも外殻と内層との境界部(溶着部)に
強度が局部的に低下する異常@糊層が生じることがない
ため、圧延使用時に境界部からのクラック発生や外殻■
の剥離等の同題が生じることがなく、かつまた内層部の
凝固時における内部ひけ乗員も少ないため内部健全性も
良好である。またこの発明の複合ロールの製造にあたっ
ては、前述のように内部ひけllIが少なく、しかも外
殻と内閣との園に別の第3■を鋳込んだりする等の特殊
な手段を講じる必要がないから、従来の普通鋳鉄を内■
材とする複合ロールの製造の場合とW4aiな5沫、設
備により容易に^強度でしかも内部健全性、耐久性が高
い複合ロールを得ることができる。したがってこの発明
によれば、苛酷な条件下での0−ルの使用性能を従来よ
りも格段に向上させることができ、しかもO−ル製造コ
ストも特に高くなることがない等、種々のllIな効果
を得ることができる。
レン鋳鉄材質からなる複合0−ルにおいて、内層材質を
従来の普通鋳鉄材質に代えて、芋虫状黒鉛組織を有する
バーミキュラー鋳鉄とし、かつ外殻の轟合金グレン鋳鉄
のS含有■を0.020%以下に1m@I、たちのであ
る。このようなこの発明の複合ロールにおいては、内1
強度が従来の普通鋳鉄を内層に用いた場合の2倍程度と
看しく轟く、しかも外殻と内層との境界部(溶着部)に
強度が局部的に低下する異常@糊層が生じることがない
ため、圧延使用時に境界部からのクラック発生や外殻■
の剥離等の同題が生じることがなく、かつまた内層部の
凝固時における内部ひけ乗員も少ないため内部健全性も
良好である。またこの発明の複合ロールの製造にあたっ
ては、前述のように内部ひけllIが少なく、しかも外
殻と内閣との園に別の第3■を鋳込んだりする等の特殊
な手段を講じる必要がないから、従来の普通鋳鉄を内■
材とする複合ロールの製造の場合とW4aiな5沫、設
備により容易に^強度でしかも内部健全性、耐久性が高
い複合ロールを得ることができる。したがってこの発明
によれば、苛酷な条件下での0−ルの使用性能を従来よ
りも格段に向上させることができ、しかもO−ル製造コ
ストも特に高くなることがない等、種々のllIな効果
を得ることができる。
第1図は^合金グレン鋳鉄を外殻材とし内層材として球
状黒鉛鋳鉄を用いた複合ロールの外殻部と内一部との境
界部付近のミクロ組織写真、第2図<A)〜(C)は各
種鋳鉄球形鋳物のひけ巣状況を示すためのIi面写真、
第3図はバーミキュラー鋳鉄における炭素鍮和度と引張
り強さおよびひけ巣−との関係を示す相関図、第4図は
この発明の実施例の複合O−ルにおける内層のバーミキ
ュラー鋳鉄のミクロ組織写真、15図は従来の複合ロー
ルにおける内層の普通鋳鉄のミクロ組織写真、第6図は
この発明の実施例の複合0−ルにおける外殻部と内閣部
との境界部付近のミクロ組織写真である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士 豐田武久 (はか1名) 第〕11、量 第3図 ]; ψシ、ftJ、 ’+出出−(S 第4図 第5図 第6図 手 続 補 正 −(自発)昭和58
年6月28日 特許庁長官 若杉和夫殿 1、事件の表示 昭和57年特許験第53346@ 2、発明の名称 強靭鋳鉄複合ロール 341をりる者 事件とのwA係 特許出願人 住 所 兵庫県神戸市中央区北本町通1丁目1番28
号名称 (125)川崎製鉄株式会社 代表者 八木端浩 4、代理人 住 所 東京都港区三田3丁目411B@二葉ピル
803号 電話< 453)65915、i+9正の対
像 明細書全文および図面 静 6、補正の内容 (1)明細書全文を別紙の通り訂正、濃る。 (2)図面に添付の第7図、第8図、第9図および第1
0図を追加する。 訂 正 明 細 書 1、発明の名称 強靭鋳鉄複合0−ル 2、特許請求の範囲 外殻を1111鋳鉄材質とする複合ロールにおいて、 前記外殻の11皇膚」鉄のS含有−を0.020%(重
量%、以下同じ)以下に規制するとともに、内閣材質を
C2,5〜4.0%、Si 2.0〜3.5%の範囲内
でかつ C(%) / (4,23−Si (%)/3.
2)で着定される炭素飽和度斗が0゜80〜1.20の
範囲内の値となるようにCおよびSiを含有ししかもm
O,01G −0,025%、(J O,002〜0
.005%、希土類元素0.010〜0.020%のう
ち1種または2種以上を含有するバーミキュラー鋳鉄と
したことを特徴とする強靭鋳鉄複合ロール。 3、発明の詳細な説明 この発明は熱−圧延材のワークロール等に使用される複
合鋳鉄ロールに関し、特に外殻材を高台金グレン鋳鉄や
高クロム鋳鉄などの硬質合金材質とする強靭鋳鉄複合ロ
ールに関するものである。 周知のように熱間圧延材のワークロールには、耐摩耗性
、強靭性、耐熱亀裂性、耐スポーリング性等の種々の条
件が要求される。このような諸条件を単一材料で充分に
満足させることは困難であり、そこで最近では外殻■と
内閣とを別の材質で構成した複合ロールを使用すること
が多い。 このような複合ロールの外殻材としては硬さが極めて轟
く、耐摩耗性に優れた材質として、最近では高台金グレ
ン鋳鉄あるいは高クロム鋳鉄などを使用することが多い
。この高台金グレン鋳鉄は、例えばC3,3%、Si
O,7%、−〇、6%、Ni 4,5%、Or 1.8
%、−0,4%等を含有するものであって、ショア硬さ
n5ou上の高硬痩を示し、また高クロム鋳鉄は例えば
C2,6%、9i 0,7%、10.6%、Nil、3
%、Cr13%、−0,8%等を含有するもノテあって
、ショア硬さHs65以上の^硬度を示す。 じ・かしながら高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄は上述
のように極めて硬く、しかも炭化物の晶出−が多いため
、強靭性に欠けるから、これらを外殻材とする複合ロー
ルの内層材としては靭性に富むものが要求される。特に
最近では省エネルギやコスト低減等の目的で低温圧延や
^速圧延の如く苛酷な条件下での熱間圧延が行なわれる
ようになり、そのためロールにも耐偏平性や強靭性に著
しく優れていることが要求されるようになっているから
、前述のように高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄を外殻
材とする複合O−ルの内I材に対しても高い強度、−性
が要求されるようになっている。 ところで高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄などの硬質合
金鋳鉄を外殻材とする複合ロールの内■材としては、従
来は片状黒船を有する普通鋳鉄もしくはそれにNi、O
rなどの合金元素を少Im加した強靭鋳鉄が一般に使用
されている。しかしながらこの種の片状黒鉛を有する鋳
鉄においては、引張り強さが15〜25 kg/−程度
、伸びが1%以下と機械的強度が著しく低く、最近のロ
ール強度向上の要請に応えるには不充分であった。 一方複合ロールの内層材としては、黒鉛形状を球状にし
た球状黒鉛鋳鉄も一部で使用されている。 この場合内層材強度は引張り強さ40〜50 klll
/−程度まで向上するが、その反面法のような種々の内
題がある。すなわち、外殻を高台金グレン鋳鉄もしくは
^りOム鋳鉄、内層を球状黒鉛鋳鉄とした場合、その境
界部分にセメンタイトが多量に析出した■が形成され、
また特に外殻が高合金グレン鋳鉄の場合内外層の境界部
分に黒鉛の球状化不良による片状黒鉛鋳鉄■が形成され
、そのため外殻部と内層部との境界部分の強度が著しく
低下し、そのため圧延使用中に外殻■剥離の原因となる
。例えば外殻を^合金グレン鋳鉄とした場合、本発明者
等の実験によれば第1図のミクロ組織写真に示すように
、高合金グレン鋳鉄からなる外殻部1と球状黒鉛鋳鉄か
らなる内層部2との境界部に、片状黒鉛に類似した異常
黒鉛層3が形成され、その異常黒鉛層の引張り強さは2
3〜28kg/−ゝ11 程度に低下してしまうことが確認された。また、外殻を
高クロム鋳鉄とした場合、第7図に示すように外殻部1
と球状黒鉛鋳鉄からなる内層部2との境界部に、セメン
タイトからなる異常組織■9が形成され、その異常組織
層の引張り強さは30〜35kg/−程度に低下するこ
とが確認された。 このようなaWlを解決するためには、外殻部と球状黒
鉛鋳鉄の内閣部との圓に第3相として中間層を鋳込むこ
とが考えられるが、この場合にはロール製造工程が複雑
化してコストの上昇を招く内題がある。また球状黒鉛鋳
鉄を内層材として使用した場合、鋳込み時に球状黒鉛鋳
鉄溶製から発生するドロスが0−ル中心部に残留して内
部欠陥を発生するおそれがあるため、ドロスの浮上およ
び除去対策が必要となる。さらに、球状黒鉛鋳鉄溶製は
凝固時の体積収縮が大きく、内びけ巣を発生し易いから
、このような凝固に伴う欠陥防止のため巨大な押湯が必
要となる。したがって内層材としてを球状黒鉛鋳鉄を用
いた場合には、製造工程が複雑となり、しかも−品歩留
りも低下する1lliがある。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、外殻材
を高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄などの硬質合金鋳鉄
とする複合ロールにおいて、内層材強度を!豪の片状黒
船組織の普通鋳鉄や強靭鋳鉄よりも充分11ニーt8上
ざぜて球状黒鉛鋳鉄の場合と局等にすると同時に、球状
黒鉛鋳鉄を内閣材とした場合の如く外殻部と内層部との
境界部に材質劣化域か生じないようにし、しかも製造工
程も簡単で親品歩留りも良好となるような複合0−ルを
提供することを目的とするものである。 すなわち本発明者等が外殻材を高合金グレン鋳鉄や高ク
ロム鋳鉄とする場合の内閣材について種々検討したとこ
ろ、IlK鉛形状な片状と球状の中−の芋虫状(バーミ
キュラー状)としたバーミキュラー鋳鉄を内層材として
用い、併せて外殻材の合金鋳鉄の硫黄含有量を低い値に
規制することによ° つて、上述の目的を遍威し得る
ことを見出し、この発明をなすに至ったのである。 バーミキュラー鋳鉄は前述のように黒鉛形状をh状と球
形の中国にしたものであってその強度は球状黒鉛鋳鉄1
−劣らず、引張り強さが35〜50kg −程度であ
る。またバーミキュラー鋳鉄の鋳造性は普通鋳、鉄と同
程度に良好で、凝固時の体積収縮による内部ひけ巣の発
生は普通鋳鉄の場合と同程度に少なく、例えばバーミキ
ュラー鋳鉄鋳物の断面状況の一例を第2図(A)に示す
が、この場合のひけ巣発生は第2図(C)に示す球状黒
鉛鋳鉄鋳物の場合よりも格段に少なく、第2図(B)に
示す普通鋳鉄鋳物・の場合と同程度である。またバーミ
キュラー鋳鉄の鋳込温度は球状黒鉛鋳鉄の場合(135
0〜1400’C程度)はどの高部を要さず、そのため
外殻を高台金グレン鋳鉄とする複合ロールの内層材とし
て用いた場合に、外殻部と内層部との境界部における黒
鉛形状の劣化がなく、また外殻を高クロム鋳鉄とする場
合も境界部における炭化物の多い異常組織領域が生成さ
れず、併せて外殻材としての高合金グレン鋳鉄や畠り〇
ム鋳鉄のS含有量を抑制することによって、境界部に非
金属介在物の多い領域が生じることが防止される。した
がって外殻を高合金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄とする複
合ロールの内層材としてバーミキュラー鋳鉄を用いかつ
外殻鋳鉄のS含有量を抑制することによって、圧延時に
おける外殻■剥−の危険を招くことなく内層を強靭にす
ることができ、しかも内部ひけ巣が少ないため過大な押
湯を必要とせず、鋳造歩留りの低下を避けることがCき
るのである。 したがってこの発明の複合ロールは、外殻を高合金グレ
ン鋳鉄あるいは直りOム鋳鉄等の硬質合金鋳鉄とする複
合ロールにおいて、外殻の合金鋳鉄のS含有−を0.0
20%以下に規制するとともに、内■材質を02.5〜
4.0%、Si2.0〜3.5%の範囲内でかつ炭素飽
和度斗が 0.80〜1.20となるようにCおよびS
iを含有しかつMll 0.010〜0.025%、C
j O,002〜0.005%、希土類元素0.010
〜0.020%のうち1種または2種以上を含有するバ
ーミキュラー鋳鉄としたことを特徴とするものである。 以下この発明の複合ロールをさらに詳細に説明する。 この発明の複合O−ルは、前述のように外殻材とじて高
合金グレン鋳鉄もしくは高クロム鋳鉄等の硬質合金鋳鉄
が使用される。この硬質合金鋳鉄外muとしては、S以
外については公知の組成のものを用いれば良い。すなわ
ち例えば高合金グレン鋳鉄としては、通常はC2,8〜
3.8%、Si 0.8〜1.8%、Mao、3〜1.
0%、1003%以下、Or 0.5〜2.0%、Ni
5,0%以下、および必要に応じて0.3%程度以下
の−を含有するものを用いれば良く、また島クロム鋳鉄
としては、例えばC2,6〜3.8%、Si0.5〜1
.5%、MnO,3〜1.0%、p。 、3%以下、C113〜20%、Ni 5.0%以下お
よび必要に応じて1.0%程!lI以下の−を含有する
ものを用いれば良い。そしてこの発明の場合特にその外
殻材となる硬質合金鋳鉄中のSを0.020%以下に規
−1する。その理由は次の通りである。すなわち、内1
材となるバーミキュラー鋳鉄を溶製するにあたっては、
−1龜、希土類元素の1種または2種以上な[111に
添加し、その作用によって黒船形状をバーミキュラー状
にするが、これらの元素はいずれもSとの親和力か強い
ため、内殻131f1人した時に外殻11mとの境界部
において外ms渦中のSと内aSS中の−、Ca、ある
いはceなとの希土類元素とが結合して硫化物を形成し
、その硫化物が外殻と内閣との境界部に残留して非金属
介在物となり、8部的な強度低下を招いて圧延使用時に
堝Fi1部から外殻が剥−するおそれがある。−h、外
殻材の硬質合金鋳鉄中のS含有量が0.02%以下とな
れば、形成される硫化物系非金属介在物の量が減少し、
形状も数ミクロン程度の微細なものとなるため強度への
影響がなく、圧延使用時におC)る境界部からの外殻の
剥離等の@題が生じない。 一方、内閣Iとしては前述の如<02.5〜4.0%、
Si 2,0〜3.5%の範囲内でかつC(%)
(4,238i (%) 、−′3.2)kより規定さ
れる炭素飽和度SCが0.80〜1.20となるように
C,5illを調整し、さらに−0,010〜0.02
5%、C,l 0.002〜0.005%、Cθ等の希
土類元jkO,002〜0.005%の1種以上を含有
するバーミキュラー鋳鉄を用いる。このような内層材の
成分限定理由は次の通りである。 Cは鋳鉄中のSiとともに鋳鉄組織を決定する主要元素
であり、両者は互いに関連の深い作用を采たすものであ
る。C含有量が2.5%未満では凝固後のバーミキュラ
ー鋳鉄中の黒鉛−が少なく、その形状も片状に近いもの
が多くなるため強度が低下する。一方C含有量が4.0
%を越える場合には、黒鉛形状が粗大になるとともにI
II或が過共晶側に移行するため剛、C1、希土類元素
などの合金を添加するとバーミキュラー黒鉛−が減少し
て球状の黒鉛が多くなり、球状黒鉛鋳鉄に近い組織とな
って凝I!時の内部ひけ巣−が増大してしまう。 Si 14 Gと関連して鋳鉄の材質への影響の大きい
元素であるが、Si含有饅が2.0%未満では1III
a化が不充分となり易く、セメンタイトが析出して混在
するため強度、特に靭性の低下を招く。Si含有−が3
.5%を越える場合には黒鉛晶出−が多くなるとともに
基地組織がフェライトとなり、そのためO−ル軸芯部を
形成させた場合に駆動部などロールネック部の硬度が低
くなって摩耗量が増大するから好ましくない。 さらt、:c、siの含有−は、鋳鉄の共晶程度をあら
れ′1炭本飽和度斗、すなわち C(%) (4,23−Si (%) 、/′3.
2)の愉か0.80〜1.20の範囲内となるように規
制する。バーミキュラー鋳鉄における炭素飽和度鋺と強
度、ひけ巣との関係は、実験により第3図に承り関係が
得られでいる。但し第3図において曲線4は内部ひけ集
−1曲輪5は引張り強さをあられグ。炭素飽和度が0.
80未渦の場合には凝a時のひげ業嚢は傭しく低い値と
なって内部健全性が保たれるか、片状黒鉛層が増加して
全黒鉛−の30%以上を占めるようになり、機械的性質
特に引張り強さが低下して高強度が得られなくなる。一
方炭秦飽和度が1,00を越えれば鋳鉄中の黒鉛組織と
してバーミキュラー黒鉛と球状黒鉛とが混在したものと
なる。さらに炭素飽和度−が1.20を越えれば球状黒
鉛の割合が30%を越えてバーミキュラー黒鉛の割合が
70%よりも低くなり、このように球状無鉛の割合が大
きくなればその凝固形11は球状黒鉛鋳鉄に近くなり、
機械的強度は向上する反面、内部ひけ乗員が著しく多く
なり、内部健全性の良好なロールが得られなくなる。し
たがって複合ロールの内層材として高強度と内部健全性
の両者を満足するためには、C,Siの含有量を炭素飽
和度SCが0.80〜1.20の範囲内となるように調
整する必要がある。 國、C!、およびCeなどの希土類元素は、鋳込み前の
鋳鉄溶湯中に通常はFe P Siとの合金の形で添加
して、鋳放しにおいて内層となる材質中に片状と球状の
中間形状のバーミキュラー状黒鉛を晶出させるためのも
のである。これらの添加を行なわない場合には黒鉛形状
が片状となり、この黒鉛が切欠きとなって高強度が得ら
れないが、これらの元素はいずれも黒鉛球状化能を有す
るものであるから、溶鉄中にこれらの元素が過剰に残留
した場合には過度に球状化が進行してバーミキュラー状
黒鉛の割合が少なくなってしまう。そこでこれらの元素
の添加処理後の残留量、すなわち鋳鉄中の含有量は、そ
れぞれの黒鉛球状化能の大きさに応じて定める必要があ
る。すなわち、M9の場合にIt O,010−0,0
25%、Caの場合には0.002〜0.005%、C
e等の希土類元素の場合0.010〜0.020%の範
囲の含有−とする。このような範囲とすることによって
鋳鉄中の全黒鉛粒中の70%以上の黒鉛をバーミキュラ
ー状としたバーミキュラー鋳鉄を得ることができる。含
有量が上記範囲に不足ジる場合にLih状の黒鉛が多く
なるため強瓜向上を図ることができず、逆に上記範囲を
越える場合には球状黒鉛の―が増加して、凝固時の膨張
に伴う内部びけ巣−が増大する。 なお−、Ca、aよびCeなどの希土類元素は、これら
のうら11iを単独添加しても良いし、2種以上を複合
添加しても良い。但し複合添加の場合にμ、各九桑の残
繭最が上述の範囲を満たし、かつそれらの合計Sが0.
02596以上となるように定めることが望ましい。合
a′I―が0.025%を越えれば前記同様に球状黒鉛
の層が増大して、内部ひGJ巣装置大きくなるおそれが
ある。 この発明の複合ロールを製造するh汰としては、9′1
殻となる^合金グレンIIk鉄や高クロム鋳鉄などの硬
質合金鋳鉄ml湯を鋳型内に充満させて外殻部の凝固を
持った後、未凝固部分の溶湯を内閣となるべきバーミキ
ュラー鋳鉄WJlとW1換して内層を凝固させるいわゆ
る中抜き鋳造法、あるいは回転鋳型内に外殻となる硬質
合金鋳鉄溶湯を所定厚み分注入し、次いで内層となるバ
ーミキュラー鋳鉄溶湯を注入してロール軸芯部を形成さ
せる遍心鋳造法なと、いずれの方法を採用しても良い。 なお内層となるバーミキュラー鋳鉄溶湯の凝固温度は従
来の複合ロールの内層に使用されている普通鋳鉄とほぼ
同じであり、またsmの流動性もほぼ同一であるから、
内層のバーミキュラー鋳鉄溶湯の鋳込み′a度は、従来
の普通鋳鉄の場合と同し;1260〜1350℃程度で
差し仕えない。また遠心鋳造の場合内層となる5iis
の注入方式としては、全量を1回に注入する方式と、2
回以上に分割して注入する5式とがあるが、この発明の
複合ロールを製造する場合にはいずれを用いても良い。 以下にこの発明を熱延仕上げ後段ワーク口−ルに適期し
た実施例、および従来の普通鋳鉄を内層材とする複合O
−ルの比較例を記す。 寅11 外殻を^合金グレン鋳鉄材質とし内層材をパーミキフラ
ー鋳鉄材質とする、ロールサイズφ 750■■X12
300ugの複合ロールを遠心鋳造法によって製造した
。外殻の高台金グレン鋳鉄の化学成分は、C327%、
Si O,72%、40.60%、PO,049%、
S O,013%、1lJi 4.34%、Qj 1.
79%、MO0,36%、残部Feであり、特にS含有
−が0.020%以下となるように溶−した。一方内殻
となるバーミキュラー鋳鉄のl¥jAには、鋳込み前に
Fe−45%Si −25%口金合金1%添加して溶湯
処理した。@l!優のバーミキュラー鋳鉄の化学成分は
C3,32%、9i 2.53%、%i 0.56%、
PO,051%、S O,010%、Ni 0079%
、Cr 0.22%、Mob、10%、(J 0.00
34%、残部Feである。なお内層となるバーミキュラ
ー−鉄1mの鋳込み!1度は1330℃であり、またそ
の鋳込みは溶製全量を1回で注入した。 外殻を高台金グレン鋳鉄とし内層を普通鋳鉄とする前記
同様の複合ロールを遠心鋳造法によって製造した。外殻
の8合金グレン鋳銑の化学成分は實11の場合と同じで
あり、また内−の普通鋳鉄の化学成分はC3,29%、
Si 1.22%、MIAo、46%、P O,085
%、S O,016%、Ni O,75%、計0.50
%、440.14%、残部Feである。内閣となる普通
鋳鉄の鋳込み感度は1335℃、またその鋳込みは、溶
濃全−を1回で注入した。 実施例1のロールの内層部のミクロ組織を第4図に示し
、また比較例10O−ルの内W部のミクロ組織を15図
に示す。これらのミクロ組織写真の比較から明らかなよ
うに、この発明の実施例1の内閣部の組織は、従1の普
通鋳鉄を用いた内閣部の1織と比較して黒鉛形状が改善
されて、切欠きどならないバーミキュラー黒鉛組織とな
っていることが確認される。 この発明の実施例1による複合ロールの外殻部と内層部
との境界部のミクロ組織写真を16F!Jに示す。第6
図において6は^合金グレン&!鉄からなる外殻部、7
はバーミキュラー鋳鉄からなる内1lisll、8は9
)殻と内層との境界部を示す。第6図から明らかなよう
に境界部8に溶着不良等・の欠陥は発生しくおらず、第
1図に示したように球状黒鉛鋳鉄を内層に用いた場合の
如く境界部に片状黒鉛層の形成もなく、外殻部から内層
部への材質変化の不11@かない良好な組織が得られる
。 また外f11部と内層部との溶゛看部(境界部)の機械
的強度については、従来の普通鋳鉄を内層材とりる比較
例1の複合ロールの溶着部の引張り強さが15〜18k
g′−であったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内層材
とするこの発明の実施例1の11合ロールにおいては溶
着部の引張り強さが28=、、 32 k(1、・−程
度となって、溶着部の強度が2倍に向上することが判明
した。したがってこの発明の実11の複合ロールにおい
ては圧延使用時に溶1部における亀裂の発生や外殻層の
剥離などの事故が生じることを有効に防止できることが
明らかである。 ざらに、内1iiaIlの強度は、普通鋳鉄を内1II
144とする比較例1の複合ロールでは引張り強さ18
〜28にり/″−、ヤング率11000〜14000に
11゜−程度にとどまったのに対し、バーミキュラー鋳
鉄を内IIIとしたこの発明の実施例1の複合ロールに
おいては内層部の引張り強さ41.1〜44.4Jl、
・−、ヤング率17000ko/−なるすぐれた値が得
られた。なお内li材を球状黒鉛鋳鉄とした複合O−ル
の内1部の引張り強さは40〜50 kg、y −程度
であり、したがってこの発明の実施例1の複合ロールは
内層材を球状黒鉛鋳鉄とした複合ロールと比較しても遜
色のない内層材強度を有しCいることが明らかである。 実施例2 外殻を高クロム鋳鉄材質とし内層材をバーミキュラー鋳
鉄材質とする、ロールサイズφ 750amx1230
0■lの複合O−ルを遠心鋳造法によって製造した。外
殻の高クロム鋳鉄の化学成分は、C2,6Q %、9i
Q、63%、Q 0.67%、P O,036%。 SO,015%、Ni 1.27%、Qj13.92%
、&14a0.69%、残部Feであり、特にS含有量
が0.020%以下となるように溶鞍した。−り内殻と
なるバーミキュラー!!麩の溶湯には、鋳込みIiUに
Fs −45%5i−25%Ca合金を1%添加して溶
湯処理した。処理−のバーミキュラー鋳鉄の化学成分は
C3,341/、、9i 2.51 %、MII
O,55%、 p 0.048%、5O007%
、 Ni Q、61 %、Cj 0.03 %
、%JQ Q、10 %、C30,0036% 残
部「eである。なお内閣となるバーミキュラー鋳鉄溶湯
の鋳込み温度は1330°C(あり、まt;その鋳込み
は溶渇全麺を1回で注入した。 比較例2 外殻を^り自ム鋳鉄とし内層を普通鋳鉄とする前記四種
の複合し1−ルを遠心鋳造法によ゛つて製造した。外殻
の高クロム鋳鉄の化学成分は実施例2φ1殆ど同じSあ
り、また内層の普通鋳鉄の化学成かはC3,16%、3
i 1,25%、kjn O,43%、PO,072%
、 S O,018%、j4i 0.73%、Or o
、os%1.1.) o、ic%、残部「eである。内
層となる普通鋳鉄の鋳込み温度は1335℃、またでの
鋳込みは、SS全一を1回で注入した。 実施例2のロールの内層部の黒船組織を第8図に示し、
また比較例2のO−ルの内層部の黒鉛組織を第9FjA
に示す。これらの黒鉛組織写真の比較から明らかなよう
に、この発明の実施例2の内層部の組織は、従来の普通
鋳鉄を用いた内層部の組織と比較して黒船形状が改善さ
れて、切欠きどならないバーミキュラー黒鉛組織となっ
ていることが確認される。 この発明の実施例2による複合O−ルの外殻部と内閣部
との境界部のミクロ組織写真を第10図に示す。第10
図において6は高合金クロム鋳鉄からなる外殻部、7は
バーミキュラー鋳鉄からなる内層部、8は外殻と内−と
の境界部を示す。第10図から明らかなように境界部8
にII不良等の欠陥は発生しておらず、第7図に示した
ように球状黒鉛鋳鉄を内層に用いた場合の如く境界部に
セメンタイト■の形成もなく、外殻部から内層部への材
質変化の不連続がない良好な組織が得られる。 また外殻部と内11部との溶着部(境界部)の機械的強
度については、従来の普通鋳鉄を内層材とりる比較例2
の複合O−ルの溶着部の引張り強さか20〜23)1g
−であったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内MII
とするこの発明の実施例2の複合[1−ルにおいては溶
着部の引張り強さが34〜38 kg −程度となっ
て、溶着部の強度が1.518fi十に向1−tろこと
が利用した。したがってこの発明の実施例2の複合O−
ルの場合も圧延使用wIk溶11部における亀裂の発生
や外殻■の剥離などの事故か生i」ることを@効に防止
できることが明らかである さらに、内層部の強度は、普通鋳鉄を内層材と46比較
例2の複合ロールでは引張り強さ15〜25kl′−、
ヤング率11000〜13000kg−程度にとどまっ
たのに対し、バーミキュラー&i1を内層材としたこの
発明の実施例2の複合ロールにおいては内SSの引張り
強さ46.5〜48.5kQ−1A7ング率17000
ko、’−なるすぐれた値が得られた。なお内−材を球
状黒鉛鋳鉄とした複合ロールの内層部の引張り強さは4
7.1〜50.9./j程度であり、したがってこの発
明の実施例2の複合ロールは内層材を球状黒鉛鋳鉄とし
た複合ロールと比較しても遜色のない内層材強度を有し
ていることが明らかである。 なお以上の各実施例においてはロール軸芯部まで内層材
が充満している板圧延用の中実ロールについて説明した
が、別途−造した軸芯部を焼ばめして用いる型式の複合
スリーブ状の中空ロールにもこの発明を適用し得ること
は勿論である。 以上の説明で明らかなようにこの発明は外殻が鳥合金グ
レン鋳鉄や高クロム鋳鉄などの硬質合金鋳鉄材質からな
る複合0−ルにおいて、内層材質を従来の普通鋳鉄I4
賀に代えて、芋虫状WA船組織をhするバーミキュラー
鋳鉄とし、かつ外殻の硬質合金鋳鉄のS台有饅を0.0
20%以下にIl制したものである。このようなこの発
明の複合ロールにおいては、内1m@度が従来の普通鋳
鉄を内−に用いた場合の2倍程度と著しく高く、しかも
外殻と内層との境界部(溶着部)に強度が局部的に低下
する巽常組amが生じることがないため、圧延使用時に
境界部からのクラック琵生や外殻−の剥離等の問題が生
じることがなく、かつまた内1iIsの凝固時にあける
内部ひけ乗置も少ないため内部健全性59好である。ま
たこの発明の複合ロールの製造にあたっては、前述のよ
うに内部ひけ乗置が少なり、シかも外殻と内層との間に
別の第31を鋳込んだりする等の特殊な手段を講じる必
要がないから、従来の普通鋳鉄を内ml材とする複合ロ
ールの製造の場合と同様な方法、設協により容易に高強
度でしかも内部健全性、耐久性が^い複合ロールを得る
ことができる。したがってこの発明によれば、苛酷な条
件下でのロールの使用性能を従パよりも格段に向上させ
ることができ、しがもロー入製造コストも特に高くなる
ことがない等、種々の顕著な213果を得ることができ
る。 4、図面の簡単な説明 第1図は高合金グレン捕鉄乏外殻材とし内層材として球
状黒船鋳鉄を用いた従来の複合ロールの外殻部とへN部
との境界部付近のミクロ組織写真、第2図(A)〜(C
)は各種鋳鉄球形鋳物のひけ幾状況を示すための断面写
真、第3図はパーミ躯ニラー鋳鉄における炭yA飽和度
と引張り強さおよびひけ乗置との関係を示づ相関図、第
4図はこの発明の実施例1の複合ロールにおける内−の
バーミキュラー鋳鉄のミクロ組織写真、第5図はの比較
例]の複合ロールにあ(プる内層の普通鋳鉄のミクロ組
織写真、第6図はこの発明の実施例1の複合ロールにお
ける外殻部と内一部との境界部付近のミクロ組織写真、
第7図は^クロム鋳鉄を外殻材とし内iI材として球状
黒鉛鋳鉄を用いた従来の複合ロールの外殻部と内層部と
の境界部付近のミラ0組lI写真、第8図はこの発明の
実施例2の複合ロールにおける内層のバーミキュラー鋳
鉄のミクロ組織写真、第9図は従来の比較例2の複合ロ
ールにおける内層の普通鋳鉄のミクロ組織写真、第10
図はこの発明の実施例2の複合ロールにおける外股部と
内i1部どの境界部1・1近のミクロ組織写真である。 第40図
状黒鉛鋳鉄を用いた複合ロールの外殻部と内一部との境
界部付近のミクロ組織写真、第2図<A)〜(C)は各
種鋳鉄球形鋳物のひけ巣状況を示すためのIi面写真、
第3図はバーミキュラー鋳鉄における炭素鍮和度と引張
り強さおよびひけ巣−との関係を示す相関図、第4図は
この発明の実施例の複合O−ルにおける内層のバーミキ
ュラー鋳鉄のミクロ組織写真、15図は従来の複合ロー
ルにおける内層の普通鋳鉄のミクロ組織写真、第6図は
この発明の実施例の複合0−ルにおける外殻部と内閣部
との境界部付近のミクロ組織写真である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士 豐田武久 (はか1名) 第〕11、量 第3図 ]; ψシ、ftJ、 ’+出出−(S 第4図 第5図 第6図 手 続 補 正 −(自発)昭和58
年6月28日 特許庁長官 若杉和夫殿 1、事件の表示 昭和57年特許験第53346@ 2、発明の名称 強靭鋳鉄複合ロール 341をりる者 事件とのwA係 特許出願人 住 所 兵庫県神戸市中央区北本町通1丁目1番28
号名称 (125)川崎製鉄株式会社 代表者 八木端浩 4、代理人 住 所 東京都港区三田3丁目411B@二葉ピル
803号 電話< 453)65915、i+9正の対
像 明細書全文および図面 静 6、補正の内容 (1)明細書全文を別紙の通り訂正、濃る。 (2)図面に添付の第7図、第8図、第9図および第1
0図を追加する。 訂 正 明 細 書 1、発明の名称 強靭鋳鉄複合0−ル 2、特許請求の範囲 外殻を1111鋳鉄材質とする複合ロールにおいて、 前記外殻の11皇膚」鉄のS含有−を0.020%(重
量%、以下同じ)以下に規制するとともに、内閣材質を
C2,5〜4.0%、Si 2.0〜3.5%の範囲内
でかつ C(%) / (4,23−Si (%)/3.
2)で着定される炭素飽和度斗が0゜80〜1.20の
範囲内の値となるようにCおよびSiを含有ししかもm
O,01G −0,025%、(J O,002〜0
.005%、希土類元素0.010〜0.020%のう
ち1種または2種以上を含有するバーミキュラー鋳鉄と
したことを特徴とする強靭鋳鉄複合ロール。 3、発明の詳細な説明 この発明は熱−圧延材のワークロール等に使用される複
合鋳鉄ロールに関し、特に外殻材を高台金グレン鋳鉄や
高クロム鋳鉄などの硬質合金材質とする強靭鋳鉄複合ロ
ールに関するものである。 周知のように熱間圧延材のワークロールには、耐摩耗性
、強靭性、耐熱亀裂性、耐スポーリング性等の種々の条
件が要求される。このような諸条件を単一材料で充分に
満足させることは困難であり、そこで最近では外殻■と
内閣とを別の材質で構成した複合ロールを使用すること
が多い。 このような複合ロールの外殻材としては硬さが極めて轟
く、耐摩耗性に優れた材質として、最近では高台金グレ
ン鋳鉄あるいは高クロム鋳鉄などを使用することが多い
。この高台金グレン鋳鉄は、例えばC3,3%、Si
O,7%、−〇、6%、Ni 4,5%、Or 1.8
%、−0,4%等を含有するものであって、ショア硬さ
n5ou上の高硬痩を示し、また高クロム鋳鉄は例えば
C2,6%、9i 0,7%、10.6%、Nil、3
%、Cr13%、−0,8%等を含有するもノテあって
、ショア硬さHs65以上の^硬度を示す。 じ・かしながら高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄は上述
のように極めて硬く、しかも炭化物の晶出−が多いため
、強靭性に欠けるから、これらを外殻材とする複合ロー
ルの内層材としては靭性に富むものが要求される。特に
最近では省エネルギやコスト低減等の目的で低温圧延や
^速圧延の如く苛酷な条件下での熱間圧延が行なわれる
ようになり、そのためロールにも耐偏平性や強靭性に著
しく優れていることが要求されるようになっているから
、前述のように高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄を外殻
材とする複合O−ルの内I材に対しても高い強度、−性
が要求されるようになっている。 ところで高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄などの硬質合
金鋳鉄を外殻材とする複合ロールの内■材としては、従
来は片状黒船を有する普通鋳鉄もしくはそれにNi、O
rなどの合金元素を少Im加した強靭鋳鉄が一般に使用
されている。しかしながらこの種の片状黒鉛を有する鋳
鉄においては、引張り強さが15〜25 kg/−程度
、伸びが1%以下と機械的強度が著しく低く、最近のロ
ール強度向上の要請に応えるには不充分であった。 一方複合ロールの内層材としては、黒鉛形状を球状にし
た球状黒鉛鋳鉄も一部で使用されている。 この場合内層材強度は引張り強さ40〜50 klll
/−程度まで向上するが、その反面法のような種々の内
題がある。すなわち、外殻を高台金グレン鋳鉄もしくは
^りOム鋳鉄、内層を球状黒鉛鋳鉄とした場合、その境
界部分にセメンタイトが多量に析出した■が形成され、
また特に外殻が高合金グレン鋳鉄の場合内外層の境界部
分に黒鉛の球状化不良による片状黒鉛鋳鉄■が形成され
、そのため外殻部と内層部との境界部分の強度が著しく
低下し、そのため圧延使用中に外殻■剥離の原因となる
。例えば外殻を^合金グレン鋳鉄とした場合、本発明者
等の実験によれば第1図のミクロ組織写真に示すように
、高合金グレン鋳鉄からなる外殻部1と球状黒鉛鋳鉄か
らなる内層部2との境界部に、片状黒鉛に類似した異常
黒鉛層3が形成され、その異常黒鉛層の引張り強さは2
3〜28kg/−ゝ11 程度に低下してしまうことが確認された。また、外殻を
高クロム鋳鉄とした場合、第7図に示すように外殻部1
と球状黒鉛鋳鉄からなる内層部2との境界部に、セメン
タイトからなる異常組織■9が形成され、その異常組織
層の引張り強さは30〜35kg/−程度に低下するこ
とが確認された。 このようなaWlを解決するためには、外殻部と球状黒
鉛鋳鉄の内閣部との圓に第3相として中間層を鋳込むこ
とが考えられるが、この場合にはロール製造工程が複雑
化してコストの上昇を招く内題がある。また球状黒鉛鋳
鉄を内層材として使用した場合、鋳込み時に球状黒鉛鋳
鉄溶製から発生するドロスが0−ル中心部に残留して内
部欠陥を発生するおそれがあるため、ドロスの浮上およ
び除去対策が必要となる。さらに、球状黒鉛鋳鉄溶製は
凝固時の体積収縮が大きく、内びけ巣を発生し易いから
、このような凝固に伴う欠陥防止のため巨大な押湯が必
要となる。したがって内層材としてを球状黒鉛鋳鉄を用
いた場合には、製造工程が複雑となり、しかも−品歩留
りも低下する1lliがある。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、外殻材
を高台金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄などの硬質合金鋳鉄
とする複合ロールにおいて、内層材強度を!豪の片状黒
船組織の普通鋳鉄や強靭鋳鉄よりも充分11ニーt8上
ざぜて球状黒鉛鋳鉄の場合と局等にすると同時に、球状
黒鉛鋳鉄を内閣材とした場合の如く外殻部と内層部との
境界部に材質劣化域か生じないようにし、しかも製造工
程も簡単で親品歩留りも良好となるような複合0−ルを
提供することを目的とするものである。 すなわち本発明者等が外殻材を高合金グレン鋳鉄や高ク
ロム鋳鉄とする場合の内閣材について種々検討したとこ
ろ、IlK鉛形状な片状と球状の中−の芋虫状(バーミ
キュラー状)としたバーミキュラー鋳鉄を内層材として
用い、併せて外殻材の合金鋳鉄の硫黄含有量を低い値に
規制することによ° つて、上述の目的を遍威し得る
ことを見出し、この発明をなすに至ったのである。 バーミキュラー鋳鉄は前述のように黒鉛形状をh状と球
形の中国にしたものであってその強度は球状黒鉛鋳鉄1
−劣らず、引張り強さが35〜50kg −程度であ
る。またバーミキュラー鋳鉄の鋳造性は普通鋳、鉄と同
程度に良好で、凝固時の体積収縮による内部ひけ巣の発
生は普通鋳鉄の場合と同程度に少なく、例えばバーミキ
ュラー鋳鉄鋳物の断面状況の一例を第2図(A)に示す
が、この場合のひけ巣発生は第2図(C)に示す球状黒
鉛鋳鉄鋳物の場合よりも格段に少なく、第2図(B)に
示す普通鋳鉄鋳物・の場合と同程度である。またバーミ
キュラー鋳鉄の鋳込温度は球状黒鉛鋳鉄の場合(135
0〜1400’C程度)はどの高部を要さず、そのため
外殻を高台金グレン鋳鉄とする複合ロールの内層材とし
て用いた場合に、外殻部と内層部との境界部における黒
鉛形状の劣化がなく、また外殻を高クロム鋳鉄とする場
合も境界部における炭化物の多い異常組織領域が生成さ
れず、併せて外殻材としての高合金グレン鋳鉄や畠り〇
ム鋳鉄のS含有量を抑制することによって、境界部に非
金属介在物の多い領域が生じることが防止される。した
がって外殻を高合金グレン鋳鉄や高クロム鋳鉄とする複
合ロールの内層材としてバーミキュラー鋳鉄を用いかつ
外殻鋳鉄のS含有量を抑制することによって、圧延時に
おける外殻■剥−の危険を招くことなく内層を強靭にす
ることができ、しかも内部ひけ巣が少ないため過大な押
湯を必要とせず、鋳造歩留りの低下を避けることがCき
るのである。 したがってこの発明の複合ロールは、外殻を高合金グレ
ン鋳鉄あるいは直りOム鋳鉄等の硬質合金鋳鉄とする複
合ロールにおいて、外殻の合金鋳鉄のS含有−を0.0
20%以下に規制するとともに、内■材質を02.5〜
4.0%、Si2.0〜3.5%の範囲内でかつ炭素飽
和度斗が 0.80〜1.20となるようにCおよびS
iを含有しかつMll 0.010〜0.025%、C
j O,002〜0.005%、希土類元素0.010
〜0.020%のうち1種または2種以上を含有するバ
ーミキュラー鋳鉄としたことを特徴とするものである。 以下この発明の複合ロールをさらに詳細に説明する。 この発明の複合O−ルは、前述のように外殻材とじて高
合金グレン鋳鉄もしくは高クロム鋳鉄等の硬質合金鋳鉄
が使用される。この硬質合金鋳鉄外muとしては、S以
外については公知の組成のものを用いれば良い。すなわ
ち例えば高合金グレン鋳鉄としては、通常はC2,8〜
3.8%、Si 0.8〜1.8%、Mao、3〜1.
0%、1003%以下、Or 0.5〜2.0%、Ni
5,0%以下、および必要に応じて0.3%程度以下
の−を含有するものを用いれば良く、また島クロム鋳鉄
としては、例えばC2,6〜3.8%、Si0.5〜1
.5%、MnO,3〜1.0%、p。 、3%以下、C113〜20%、Ni 5.0%以下お
よび必要に応じて1.0%程!lI以下の−を含有する
ものを用いれば良い。そしてこの発明の場合特にその外
殻材となる硬質合金鋳鉄中のSを0.020%以下に規
−1する。その理由は次の通りである。すなわち、内1
材となるバーミキュラー鋳鉄を溶製するにあたっては、
−1龜、希土類元素の1種または2種以上な[111に
添加し、その作用によって黒船形状をバーミキュラー状
にするが、これらの元素はいずれもSとの親和力か強い
ため、内殻131f1人した時に外殻11mとの境界部
において外ms渦中のSと内aSS中の−、Ca、ある
いはceなとの希土類元素とが結合して硫化物を形成し
、その硫化物が外殻と内閣との境界部に残留して非金属
介在物となり、8部的な強度低下を招いて圧延使用時に
堝Fi1部から外殻が剥−するおそれがある。−h、外
殻材の硬質合金鋳鉄中のS含有量が0.02%以下とな
れば、形成される硫化物系非金属介在物の量が減少し、
形状も数ミクロン程度の微細なものとなるため強度への
影響がなく、圧延使用時におC)る境界部からの外殻の
剥離等の@題が生じない。 一方、内閣Iとしては前述の如<02.5〜4.0%、
Si 2,0〜3.5%の範囲内でかつC(%)
(4,238i (%) 、−′3.2)kより規定さ
れる炭素飽和度SCが0.80〜1.20となるように
C,5illを調整し、さらに−0,010〜0.02
5%、C,l 0.002〜0.005%、Cθ等の希
土類元jkO,002〜0.005%の1種以上を含有
するバーミキュラー鋳鉄を用いる。このような内層材の
成分限定理由は次の通りである。 Cは鋳鉄中のSiとともに鋳鉄組織を決定する主要元素
であり、両者は互いに関連の深い作用を采たすものであ
る。C含有量が2.5%未満では凝固後のバーミキュラ
ー鋳鉄中の黒鉛−が少なく、その形状も片状に近いもの
が多くなるため強度が低下する。一方C含有量が4.0
%を越える場合には、黒鉛形状が粗大になるとともにI
II或が過共晶側に移行するため剛、C1、希土類元素
などの合金を添加するとバーミキュラー黒鉛−が減少し
て球状の黒鉛が多くなり、球状黒鉛鋳鉄に近い組織とな
って凝I!時の内部ひけ巣−が増大してしまう。 Si 14 Gと関連して鋳鉄の材質への影響の大きい
元素であるが、Si含有饅が2.0%未満では1III
a化が不充分となり易く、セメンタイトが析出して混在
するため強度、特に靭性の低下を招く。Si含有−が3
.5%を越える場合には黒鉛晶出−が多くなるとともに
基地組織がフェライトとなり、そのためO−ル軸芯部を
形成させた場合に駆動部などロールネック部の硬度が低
くなって摩耗量が増大するから好ましくない。 さらt、:c、siの含有−は、鋳鉄の共晶程度をあら
れ′1炭本飽和度斗、すなわち C(%) (4,23−Si (%) 、/′3.
2)の愉か0.80〜1.20の範囲内となるように規
制する。バーミキュラー鋳鉄における炭素飽和度鋺と強
度、ひけ巣との関係は、実験により第3図に承り関係が
得られでいる。但し第3図において曲線4は内部ひけ集
−1曲輪5は引張り強さをあられグ。炭素飽和度が0.
80未渦の場合には凝a時のひげ業嚢は傭しく低い値と
なって内部健全性が保たれるか、片状黒鉛層が増加して
全黒鉛−の30%以上を占めるようになり、機械的性質
特に引張り強さが低下して高強度が得られなくなる。一
方炭秦飽和度が1,00を越えれば鋳鉄中の黒鉛組織と
してバーミキュラー黒鉛と球状黒鉛とが混在したものと
なる。さらに炭素飽和度−が1.20を越えれば球状黒
鉛の割合が30%を越えてバーミキュラー黒鉛の割合が
70%よりも低くなり、このように球状無鉛の割合が大
きくなればその凝固形11は球状黒鉛鋳鉄に近くなり、
機械的強度は向上する反面、内部ひけ乗員が著しく多く
なり、内部健全性の良好なロールが得られなくなる。し
たがって複合ロールの内層材として高強度と内部健全性
の両者を満足するためには、C,Siの含有量を炭素飽
和度SCが0.80〜1.20の範囲内となるように調
整する必要がある。 國、C!、およびCeなどの希土類元素は、鋳込み前の
鋳鉄溶湯中に通常はFe P Siとの合金の形で添加
して、鋳放しにおいて内層となる材質中に片状と球状の
中間形状のバーミキュラー状黒鉛を晶出させるためのも
のである。これらの添加を行なわない場合には黒鉛形状
が片状となり、この黒鉛が切欠きとなって高強度が得ら
れないが、これらの元素はいずれも黒鉛球状化能を有す
るものであるから、溶鉄中にこれらの元素が過剰に残留
した場合には過度に球状化が進行してバーミキュラー状
黒鉛の割合が少なくなってしまう。そこでこれらの元素
の添加処理後の残留量、すなわち鋳鉄中の含有量は、そ
れぞれの黒鉛球状化能の大きさに応じて定める必要があ
る。すなわち、M9の場合にIt O,010−0,0
25%、Caの場合には0.002〜0.005%、C
e等の希土類元素の場合0.010〜0.020%の範
囲の含有−とする。このような範囲とすることによって
鋳鉄中の全黒鉛粒中の70%以上の黒鉛をバーミキュラ
ー状としたバーミキュラー鋳鉄を得ることができる。含
有量が上記範囲に不足ジる場合にLih状の黒鉛が多く
なるため強瓜向上を図ることができず、逆に上記範囲を
越える場合には球状黒鉛の―が増加して、凝固時の膨張
に伴う内部びけ巣−が増大する。 なお−、Ca、aよびCeなどの希土類元素は、これら
のうら11iを単独添加しても良いし、2種以上を複合
添加しても良い。但し複合添加の場合にμ、各九桑の残
繭最が上述の範囲を満たし、かつそれらの合計Sが0.
02596以上となるように定めることが望ましい。合
a′I―が0.025%を越えれば前記同様に球状黒鉛
の層が増大して、内部ひGJ巣装置大きくなるおそれが
ある。 この発明の複合ロールを製造するh汰としては、9′1
殻となる^合金グレンIIk鉄や高クロム鋳鉄などの硬
質合金鋳鉄ml湯を鋳型内に充満させて外殻部の凝固を
持った後、未凝固部分の溶湯を内閣となるべきバーミキ
ュラー鋳鉄WJlとW1換して内層を凝固させるいわゆ
る中抜き鋳造法、あるいは回転鋳型内に外殻となる硬質
合金鋳鉄溶湯を所定厚み分注入し、次いで内層となるバ
ーミキュラー鋳鉄溶湯を注入してロール軸芯部を形成さ
せる遍心鋳造法なと、いずれの方法を採用しても良い。 なお内層となるバーミキュラー鋳鉄溶湯の凝固温度は従
来の複合ロールの内層に使用されている普通鋳鉄とほぼ
同じであり、またsmの流動性もほぼ同一であるから、
内層のバーミキュラー鋳鉄溶湯の鋳込み′a度は、従来
の普通鋳鉄の場合と同し;1260〜1350℃程度で
差し仕えない。また遠心鋳造の場合内層となる5iis
の注入方式としては、全量を1回に注入する方式と、2
回以上に分割して注入する5式とがあるが、この発明の
複合ロールを製造する場合にはいずれを用いても良い。 以下にこの発明を熱延仕上げ後段ワーク口−ルに適期し
た実施例、および従来の普通鋳鉄を内層材とする複合O
−ルの比較例を記す。 寅11 外殻を^合金グレン鋳鉄材質とし内層材をパーミキフラ
ー鋳鉄材質とする、ロールサイズφ 750■■X12
300ugの複合ロールを遠心鋳造法によって製造した
。外殻の高台金グレン鋳鉄の化学成分は、C327%、
Si O,72%、40.60%、PO,049%、
S O,013%、1lJi 4.34%、Qj 1.
79%、MO0,36%、残部Feであり、特にS含有
−が0.020%以下となるように溶−した。一方内殻
となるバーミキュラー鋳鉄のl¥jAには、鋳込み前に
Fe−45%Si −25%口金合金1%添加して溶湯
処理した。@l!優のバーミキュラー鋳鉄の化学成分は
C3,32%、9i 2.53%、%i 0.56%、
PO,051%、S O,010%、Ni 0079%
、Cr 0.22%、Mob、10%、(J 0.00
34%、残部Feである。なお内層となるバーミキュラ
ー−鉄1mの鋳込み!1度は1330℃であり、またそ
の鋳込みは溶製全量を1回で注入した。 外殻を高台金グレン鋳鉄とし内層を普通鋳鉄とする前記
同様の複合ロールを遠心鋳造法によって製造した。外殻
の8合金グレン鋳銑の化学成分は實11の場合と同じで
あり、また内−の普通鋳鉄の化学成分はC3,29%、
Si 1.22%、MIAo、46%、P O,085
%、S O,016%、Ni O,75%、計0.50
%、440.14%、残部Feである。内閣となる普通
鋳鉄の鋳込み感度は1335℃、またその鋳込みは、溶
濃全−を1回で注入した。 実施例1のロールの内層部のミクロ組織を第4図に示し
、また比較例10O−ルの内W部のミクロ組織を15図
に示す。これらのミクロ組織写真の比較から明らかなよ
うに、この発明の実施例1の内閣部の組織は、従1の普
通鋳鉄を用いた内閣部の1織と比較して黒鉛形状が改善
されて、切欠きどならないバーミキュラー黒鉛組織とな
っていることが確認される。 この発明の実施例1による複合ロールの外殻部と内層部
との境界部のミクロ組織写真を16F!Jに示す。第6
図において6は^合金グレン&!鉄からなる外殻部、7
はバーミキュラー鋳鉄からなる内1lisll、8は9
)殻と内層との境界部を示す。第6図から明らかなよう
に境界部8に溶着不良等・の欠陥は発生しくおらず、第
1図に示したように球状黒鉛鋳鉄を内層に用いた場合の
如く境界部に片状黒鉛層の形成もなく、外殻部から内層
部への材質変化の不11@かない良好な組織が得られる
。 また外f11部と内層部との溶゛看部(境界部)の機械
的強度については、従来の普通鋳鉄を内層材とりる比較
例1の複合ロールの溶着部の引張り強さが15〜18k
g′−であったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内層材
とするこの発明の実施例1の11合ロールにおいては溶
着部の引張り強さが28=、、 32 k(1、・−程
度となって、溶着部の強度が2倍に向上することが判明
した。したがってこの発明の実11の複合ロールにおい
ては圧延使用時に溶1部における亀裂の発生や外殻層の
剥離などの事故が生じることを有効に防止できることが
明らかである。 ざらに、内1iiaIlの強度は、普通鋳鉄を内1II
144とする比較例1の複合ロールでは引張り強さ18
〜28にり/″−、ヤング率11000〜14000に
11゜−程度にとどまったのに対し、バーミキュラー鋳
鉄を内IIIとしたこの発明の実施例1の複合ロールに
おいては内層部の引張り強さ41.1〜44.4Jl、
・−、ヤング率17000ko/−なるすぐれた値が得
られた。なお内li材を球状黒鉛鋳鉄とした複合O−ル
の内1部の引張り強さは40〜50 kg、y −程度
であり、したがってこの発明の実施例1の複合ロールは
内層材を球状黒鉛鋳鉄とした複合ロールと比較しても遜
色のない内層材強度を有しCいることが明らかである。 実施例2 外殻を高クロム鋳鉄材質とし内層材をバーミキュラー鋳
鉄材質とする、ロールサイズφ 750amx1230
0■lの複合O−ルを遠心鋳造法によって製造した。外
殻の高クロム鋳鉄の化学成分は、C2,6Q %、9i
Q、63%、Q 0.67%、P O,036%。 SO,015%、Ni 1.27%、Qj13.92%
、&14a0.69%、残部Feであり、特にS含有量
が0.020%以下となるように溶鞍した。−り内殻と
なるバーミキュラー!!麩の溶湯には、鋳込みIiUに
Fs −45%5i−25%Ca合金を1%添加して溶
湯処理した。処理−のバーミキュラー鋳鉄の化学成分は
C3,341/、、9i 2.51 %、MII
O,55%、 p 0.048%、5O007%
、 Ni Q、61 %、Cj 0.03 %
、%JQ Q、10 %、C30,0036% 残
部「eである。なお内閣となるバーミキュラー鋳鉄溶湯
の鋳込み温度は1330°C(あり、まt;その鋳込み
は溶渇全麺を1回で注入した。 比較例2 外殻を^り自ム鋳鉄とし内層を普通鋳鉄とする前記四種
の複合し1−ルを遠心鋳造法によ゛つて製造した。外殻
の高クロム鋳鉄の化学成分は実施例2φ1殆ど同じSあ
り、また内層の普通鋳鉄の化学成かはC3,16%、3
i 1,25%、kjn O,43%、PO,072%
、 S O,018%、j4i 0.73%、Or o
、os%1.1.) o、ic%、残部「eである。内
層となる普通鋳鉄の鋳込み温度は1335℃、またでの
鋳込みは、SS全一を1回で注入した。 実施例2のロールの内層部の黒船組織を第8図に示し、
また比較例2のO−ルの内層部の黒鉛組織を第9FjA
に示す。これらの黒鉛組織写真の比較から明らかなよう
に、この発明の実施例2の内層部の組織は、従来の普通
鋳鉄を用いた内層部の組織と比較して黒船形状が改善さ
れて、切欠きどならないバーミキュラー黒鉛組織となっ
ていることが確認される。 この発明の実施例2による複合O−ルの外殻部と内閣部
との境界部のミクロ組織写真を第10図に示す。第10
図において6は高合金クロム鋳鉄からなる外殻部、7は
バーミキュラー鋳鉄からなる内層部、8は外殻と内−と
の境界部を示す。第10図から明らかなように境界部8
にII不良等の欠陥は発生しておらず、第7図に示した
ように球状黒鉛鋳鉄を内層に用いた場合の如く境界部に
セメンタイト■の形成もなく、外殻部から内層部への材
質変化の不連続がない良好な組織が得られる。 また外殻部と内11部との溶着部(境界部)の機械的強
度については、従来の普通鋳鉄を内層材とりる比較例2
の複合O−ルの溶着部の引張り強さか20〜23)1g
−であったのに対し、バーミキュラー鋳鉄を内MII
とするこの発明の実施例2の複合[1−ルにおいては溶
着部の引張り強さが34〜38 kg −程度となっ
て、溶着部の強度が1.518fi十に向1−tろこと
が利用した。したがってこの発明の実施例2の複合O−
ルの場合も圧延使用wIk溶11部における亀裂の発生
や外殻■の剥離などの事故か生i」ることを@効に防止
できることが明らかである さらに、内層部の強度は、普通鋳鉄を内層材と46比較
例2の複合ロールでは引張り強さ15〜25kl′−、
ヤング率11000〜13000kg−程度にとどまっ
たのに対し、バーミキュラー&i1を内層材としたこの
発明の実施例2の複合ロールにおいては内SSの引張り
強さ46.5〜48.5kQ−1A7ング率17000
ko、’−なるすぐれた値が得られた。なお内−材を球
状黒鉛鋳鉄とした複合ロールの内層部の引張り強さは4
7.1〜50.9./j程度であり、したがってこの発
明の実施例2の複合ロールは内層材を球状黒鉛鋳鉄とし
た複合ロールと比較しても遜色のない内層材強度を有し
ていることが明らかである。 なお以上の各実施例においてはロール軸芯部まで内層材
が充満している板圧延用の中実ロールについて説明した
が、別途−造した軸芯部を焼ばめして用いる型式の複合
スリーブ状の中空ロールにもこの発明を適用し得ること
は勿論である。 以上の説明で明らかなようにこの発明は外殻が鳥合金グ
レン鋳鉄や高クロム鋳鉄などの硬質合金鋳鉄材質からな
る複合0−ルにおいて、内層材質を従来の普通鋳鉄I4
賀に代えて、芋虫状WA船組織をhするバーミキュラー
鋳鉄とし、かつ外殻の硬質合金鋳鉄のS台有饅を0.0
20%以下にIl制したものである。このようなこの発
明の複合ロールにおいては、内1m@度が従来の普通鋳
鉄を内−に用いた場合の2倍程度と著しく高く、しかも
外殻と内層との境界部(溶着部)に強度が局部的に低下
する巽常組amが生じることがないため、圧延使用時に
境界部からのクラック琵生や外殻−の剥離等の問題が生
じることがなく、かつまた内1iIsの凝固時にあける
内部ひけ乗置も少ないため内部健全性59好である。ま
たこの発明の複合ロールの製造にあたっては、前述のよ
うに内部ひけ乗置が少なり、シかも外殻と内層との間に
別の第31を鋳込んだりする等の特殊な手段を講じる必
要がないから、従来の普通鋳鉄を内ml材とする複合ロ
ールの製造の場合と同様な方法、設協により容易に高強
度でしかも内部健全性、耐久性が^い複合ロールを得る
ことができる。したがってこの発明によれば、苛酷な条
件下でのロールの使用性能を従パよりも格段に向上させ
ることができ、しがもロー入製造コストも特に高くなる
ことがない等、種々の顕著な213果を得ることができ
る。 4、図面の簡単な説明 第1図は高合金グレン捕鉄乏外殻材とし内層材として球
状黒船鋳鉄を用いた従来の複合ロールの外殻部とへN部
との境界部付近のミクロ組織写真、第2図(A)〜(C
)は各種鋳鉄球形鋳物のひけ幾状況を示すための断面写
真、第3図はパーミ躯ニラー鋳鉄における炭yA飽和度
と引張り強さおよびひけ乗置との関係を示づ相関図、第
4図はこの発明の実施例1の複合ロールにおける内−の
バーミキュラー鋳鉄のミクロ組織写真、第5図はの比較
例]の複合ロールにあ(プる内層の普通鋳鉄のミクロ組
織写真、第6図はこの発明の実施例1の複合ロールにお
ける外殻部と内一部との境界部付近のミクロ組織写真、
第7図は^クロム鋳鉄を外殻材とし内iI材として球状
黒鉛鋳鉄を用いた従来の複合ロールの外殻部と内層部と
の境界部付近のミラ0組lI写真、第8図はこの発明の
実施例2の複合ロールにおける内層のバーミキュラー鋳
鉄のミクロ組織写真、第9図は従来の比較例2の複合ロ
ールにおける内層の普通鋳鉄のミクロ組織写真、第10
図はこの発明の実施例2の複合ロールにおける外股部と
内i1部どの境界部1・1近のミクロ組織写真である。 第40図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 外殻を高合金グレン鋳鉄材質とする複合−ロールにおい
て、 前記外殻の高合金グレン鋳鉄のS含有量を0.020%
(li量%、以下同じ)にl1I−するとともに、内閣
材質を02.5〜4.0%、’ Si 2−0〜3.5
%の範囲内でかつ C(%) / (4,23−9i (%)/3,2)で
規定される炭素飽和度斗が0.80〜1.20の範囲内
の値となるようにCおよびSiを含有ししかもMl O
,010〜0.025%、CJ O,002〜0.00
5%、希土類元素0.010−0,020%のうち1種
または2種以上を含有するバーミキュラー鋳鉄としたこ
とを特徴とする強−鋳鉄複合ロール。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5334682A JPS58171552A (ja) | 1982-03-31 | 1982-03-31 | 強靭鋳鉄複合ロ−ル |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5334682A JPS58171552A (ja) | 1982-03-31 | 1982-03-31 | 強靭鋳鉄複合ロ−ル |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS58171552A true JPS58171552A (ja) | 1983-10-08 |
JPS6142774B2 JPS6142774B2 (ja) | 1986-09-24 |
Family
ID=12940207
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5334682A Granted JPS58171552A (ja) | 1982-03-31 | 1982-03-31 | 強靭鋳鉄複合ロ−ル |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS58171552A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN111139396A (zh) * | 2019-12-23 | 2020-05-12 | 山东时风(集团)有限责任公司 | 一种蠕墨铸铁制动鼓的智能制备方法 |
CN117380740A (zh) * | 2023-12-13 | 2024-01-12 | 辽宁省亿联盛新材料有限公司 | 一种改善复合黑线的复合铸铁轧辊及其生产方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0429163U (ja) * | 1990-07-04 | 1992-03-09 |
-
1982
- 1982-03-31 JP JP5334682A patent/JPS58171552A/ja active Granted
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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CN111139396A (zh) * | 2019-12-23 | 2020-05-12 | 山东时风(集团)有限责任公司 | 一种蠕墨铸铁制动鼓的智能制备方法 |
CN117380740A (zh) * | 2023-12-13 | 2024-01-12 | 辽宁省亿联盛新材料有限公司 | 一种改善复合黑线的复合铸铁轧辊及其生产方法 |
CN117380740B (zh) * | 2023-12-13 | 2024-02-09 | 辽宁省亿联盛新材料有限公司 | 一种改善复合黑线的复合铸铁轧辊及其生产方法 |
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---|---|
JPS6142774B2 (ja) | 1986-09-24 |
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