JPS63290221A - 複合ロ−ル - Google Patents
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- JPS63290221A JPS63290221A JP12384587A JP12384587A JPS63290221A JP S63290221 A JPS63290221 A JP S63290221A JP 12384587 A JP12384587 A JP 12384587A JP 12384587 A JP12384587 A JP 12384587A JP S63290221 A JPS63290221 A JP S63290221A
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B27/00—Rolls, roll alloys or roll fabrication; Lubricating, cooling or heating rolls while in use
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Reduction Rolling/Reduction Stand/Operation Of Reduction Machine (AREA)
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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は複合ロールに係り、特に、熱処理によりショア
硬さくHs)で91以上の高硬度と耐摩耗性の複合ロー
ルに関する。
硬さくHs)で91以上の高硬度と耐摩耗性の複合ロー
ルに関する。
従来、複合ロールは遠心鋳造により製造されることが多
い(例えば、特公昭60−149号参照。)。
い(例えば、特公昭60−149号参照。)。
芯材は一般的にダクタイル鋳鉄が用いられ、強度が小さ
いため、熱処理により発生する応力に耐えられず焼入、
焼もどしにより硬さの増加を図ることは非常に困難であ
った。さらに、他の方法、例えば、鋳かけ法では外層材
と芯材の境界にキャビティが発生したり、鋳造時に中央
部に引単やホシトテイヤ等の内部欠陥が発生し易いとい
う問題があった。
いため、熱処理により発生する応力に耐えられず焼入、
焼もどしにより硬さの増加を図ることは非常に困難であ
った。さらに、他の方法、例えば、鋳かけ法では外層材
と芯材の境界にキャビティが発生したり、鋳造時に中央
部に引単やホシトテイヤ等の内部欠陥が発生し易いとい
う問題があった。
従来技術は遠心鋳造で製造された複合ロールであり、芯
材の強度が著しく小さいため、熱処理により発生する応
力に耐えられないため焼入、焼もどしによって高硬度を
得ることは困難であった。
材の強度が著しく小さいため、熱処理により発生する応
力に耐えられないため焼入、焼もどしによって高硬度を
得ることは困難であった。
また、外層材と芯材の境界にキャビティが発生する問題
が生じた。
が生じた。
本発明の目的はニッケルクロム系鋳鉄素材をESR肉盛
したのち、焼入、焼もどしの熱処理によりショア硬さく
Hs)で91以上の高硬度と耐摩耗性をもたせた複合ロ
ールを提供することにある。
したのち、焼入、焼もどしの熱処理によりショア硬さく
Hs)で91以上の高硬度と耐摩耗性をもたせた複合ロ
ールを提供することにある。
本発明は1重量%で炭素1〜3.6%、硅素0.3〜2
.5%、マンガン0.3〜1%、硫黄0.04〜0.1
5%、燐0.003〜0.15%。
.5%、マンガン0.3〜1%、硫黄0.04〜0.1
5%、燐0.003〜0.15%。
ニッケル3.3〜6%、クロム1.4〜9%、モリブデ
ン0.4〜3%、残銑及び不純物を含有するニッケルク
ロム系鋳鉄複合ロールにおいて、9E)0〜1150℃
の温度で1〜10時間加時間加熱保持及急冷冷により、
オーステナイト量を体積率で70%以上残留し、ショア
硬さくHs)が40以下でも耐摩耗性の低下が少なく、
がっ、475〜525℃の高温焼もどし温度で1〜10
時間加時間加熱保持及急冷冷ならびに深冷により、ショ
ア硬さで91以上の高硬度と耐摩耗性の複合ロールとす
ることにある。
ン0.4〜3%、残銑及び不純物を含有するニッケルク
ロム系鋳鉄複合ロールにおいて、9E)0〜1150℃
の温度で1〜10時間加時間加熱保持及急冷冷により、
オーステナイト量を体積率で70%以上残留し、ショア
硬さくHs)が40以下でも耐摩耗性の低下が少なく、
がっ、475〜525℃の高温焼もどし温度で1〜10
時間加時間加熱保持及急冷冷ならびに深冷により、ショ
ア硬さで91以上の高硬度と耐摩耗性の複合ロールとす
ることにある。
以下、本発明の作用について説明する。本発明の複合ロ
ールにおいて、焼入条件を950〜bのは焼入温度が9
50℃以下でニッケルクロ11系鋳鉄のオーステナイト
化が十分でなく、残留オーステナイト量も40%と少な
いが、残留オーステナイトの安定化により、ショア硬さ
で66と急激な硬さの上昇がなく、冷却方法によっては
割れが生じることもある。
ールにおいて、焼入条件を950〜bのは焼入温度が9
50℃以下でニッケルクロ11系鋳鉄のオーステナイト
化が十分でなく、残留オーステナイト量も40%と少な
いが、残留オーステナイトの安定化により、ショア硬さ
で66と急激な硬さの上昇がなく、冷却方法によっては
割れが生じることもある。
また、1150℃を越えると溶融点温度に近づき結晶粒
が粗大化し、かつ、残留オーステティ1〜量は一定値を
保つようになり、それ以上の温度にあげる必要がなく、
950〜1150’Cの範囲でよく、好ましくは、10
50℃の焼入温度が望ましい。
が粗大化し、かつ、残留オーステティ1〜量は一定値を
保つようになり、それ以上の温度にあげる必要がなく、
950〜1150’Cの範囲でよく、好ましくは、10
50℃の焼入温度が望ましい。
保持時間はニッケルクロム系鋳鉄素材の寸法により、異
なるが一時間以下では鋳鉄素材を内部まで均一に昇温す
ることができない。十時間を越えると結晶粒の粗大化が
著しくなり、脆くなりやすt)。保持時間は1〜10時
間で十分な働きをする。
なるが一時間以下では鋳鉄素材を内部まで均一に昇温す
ることができない。十時間を越えると結晶粒の粗大化が
著しくなり、脆くなりやすt)。保持時間は1〜10時
間で十分な働きをする。
さらに1本発明において焼入処理後の冷却は基地中の組
織をマルテンサイト、セメンタイト、黒鉛とオーステナ
イトを残留させ、ニッケルクロム系鋳鉄素材の要求に基
づいて油冷、徐冷及び深冷処理の方法を選択することが
できる。
織をマルテンサイト、セメンタイト、黒鉛とオーステナ
イトを残留させ、ニッケルクロム系鋳鉄素材の要求に基
づいて油冷、徐冷及び深冷処理の方法を選択することが
できる。
一方、焼もどし温度を475〜b
10時間保持後空冷したのはクロム、モリブデンなどの
炭化物元素を含有するニッケルクロム系鋳鉄素材におい
て、約500”Cの温度で置換形拡散が自由に行われる
温度であり、安定な炭化物の析出と成長を伴って変化す
る。モリブデンは微細に析出して結晶に歪をあたえ、転
位を固着させ素材を再び硬化させる。焼もどし温度が4
75℃以下では残留オーステナイトの分解、及び、二次
硬化現象による炭化物の析出は少なく硬さの上昇が認め
られない。525℃の温度になると残留オーステナイト
の分解及び二次硬化現象が終了して硬さがかえって低下
するので焼もどし温度範囲は475〜525℃であり、
好ましい温度は500’Cで十分な動きをする。
炭化物元素を含有するニッケルクロム系鋳鉄素材におい
て、約500”Cの温度で置換形拡散が自由に行われる
温度であり、安定な炭化物の析出と成長を伴って変化す
る。モリブデンは微細に析出して結晶に歪をあたえ、転
位を固着させ素材を再び硬化させる。焼もどし温度が4
75℃以下では残留オーステナイトの分解、及び、二次
硬化現象による炭化物の析出は少なく硬さの上昇が認め
られない。525℃の温度になると残留オーステナイト
の分解及び二次硬化現象が終了して硬さがかえって低下
するので焼もどし温度範囲は475〜525℃であり、
好ましい温度は500’Cで十分な動きをする。
以下、本発明の実施例の化学組成を第1表に示す。
第 1 表
第1表において、1〜6は本発明材、7は従来材の組成
である。
である。
本発明の試料は80M440芯材の外周にニッケルクロ
ム系鋳鉄をESR肉盛で溶製した。?B製後の鋼塊から
、15角X15角の試験片を切り出した。硬さの測定は
ロックウェル硬度計(HRC)で測定した。
ム系鋳鉄をESR肉盛で溶製した。?B製後の鋼塊から
、15角X15角の試験片を切り出した。硬さの測定は
ロックウェル硬度計(HRC)で測定した。
第1図は焼もどし温度と硬さの関係を示す。従来材7は
焼もどし温度の上昇とともに硬さは低下するが、焼もど
し温度が100℃でHRC50の最高値を示している。
焼もどし温度の上昇とともに硬さは低下するが、焼もど
し温度が100℃でHRC50の最高値を示している。
比較材5は焼入時の硬さはHRC17と低いが、焼もど
し温度の上昇とともに硬さも徐々に増加し、500℃で
二次硬化現象により、HRC55となるが、残留オース
テナイトの安定化でそれ以上の硬さの増加は認められな
り蔦。
し温度の上昇とともに硬さも徐々に増加し、500℃で
二次硬化現象により、HRC55となるが、残留オース
テナイトの安定化でそれ以上の硬さの増加は認められな
り蔦。
本発明材3は焼入硬さFIRC27と従来材よりも低い
が、焼もどし温度の上昇により硬さも増加して500℃
で二次硬化現象により、 HRC66,4(H893)
の高硬度を示し、従来材よりも犬111に硬さが上昇し
ている。
が、焼もどし温度の上昇により硬さも増加して500℃
で二次硬化現象により、 HRC66,4(H893)
の高硬度を示し、従来材よりも犬111に硬さが上昇し
ている。
第2図は焼入、焼もどし後の残留オーステナイト量へ関
係を示す。残留オーステナイトの測定はφ5 nxn
X 70 +nm Qの試験片を用いた。従来材7は鋳
放しのままと鋳放し後150℃で一時間保持後、空冷を
行なった。比較材5及び本発明材3は1050℃に五時
間保持後、空冷の熱処理を施し、500℃の温度に五時
間保持後、空冷の操作を一回行ない、磁気分析法で残留
オーステナイトを測定した。
係を示す。残留オーステナイトの測定はφ5 nxn
X 70 +nm Qの試験片を用いた。従来材7は鋳
放しのままと鋳放し後150℃で一時間保持後、空冷を
行なった。比較材5及び本発明材3は1050℃に五時
間保持後、空冷の熱処理を施し、500℃の温度に五時
間保持後、空冷の操作を一回行ない、磁気分析法で残留
オーステナイトを測定した。
従来材及び比較材とも残留オーステナイトの安定化によ
り変化する量が少ない。
り変化する量が少ない。
一方1本発明材は焼入材が97%を示すが焼もどしによ
り20%に減少しており、これは第1図に示す熱処理線
図からも明らかなように500℃で硬さの大巾な増加に
なっている。
り20%に減少しており、これは第1図に示す熱処理線
図からも明らかなように500℃で硬さの大巾な増加に
なっている。
第3図は焼入、焼もどし材の研摩式摩耗試験による摩耗
減量結果を示す。摩耗試験方法は回転数60Orpmで
回転する直径200nlluのターンテーブル上にエメ
リーペーパを張り、その上に直径18閣の試験片を荷重
800gで押し付け、2分20秒間摩耗させる方法であ
る。試験前後の重量差をもって摩耗量とし耐摩耗性とし
た。
減量結果を示す。摩耗試験方法は回転数60Orpmで
回転する直径200nlluのターンテーブル上にエメ
リーペーパを張り、その上に直径18閣の試験片を荷重
800gで押し付け、2分20秒間摩耗させる方法であ
る。試験前後の重量差をもって摩耗量とし耐摩耗性とし
た。
従来材は焼もどしを行なっても鋳放し材となんら変化が
なく同等の摩耗減量を示している。比較材においては焼
もどし材がやや良い程度である。
なく同等の摩耗減量を示している。比較材においては焼
もどし材がやや良い程度である。
本発明材は焼入材の硬さがHRC27と低いにもかかわ
らず、比較材及び従来材よりも摩耗uAHが少なく、従
来材の約二倍の摩耗減量となっている。
らず、比較材及び従来材よりも摩耗uAHが少なく、従
来材の約二倍の摩耗減量となっている。
以上の結果から明らかなように複合ロールにおいてニッ
ケルクロム系鋳鉄を熱処理により、ショア硬さで91以
上の高硬度と耐摩耗性を向上させた複合ロールが得られ
ることが明らかとなった。
ケルクロム系鋳鉄を熱処理により、ショア硬さで91以
上の高硬度と耐摩耗性を向上させた複合ロールが得られ
ることが明らかとなった。
以下、各成分の限定理由は次の通りである。炭素は一部
は焼入に際して基地に溶解して硬さを高める。残りはク
ロム、モリブデンと結合して硬い炭化物を形成する。そ
の量が多いほど耐摩耗性の向上に寄与する度合いが大き
くなる。しかし、多量になるほど黒鉛の量も多くなりや
すく、逆にセメンタイト量が不足する欠点もある。従っ
て、最適炭素量は1〜3.6 %とした。
は焼入に際して基地に溶解して硬さを高める。残りはク
ロム、モリブデンと結合して硬い炭化物を形成する。そ
の量が多いほど耐摩耗性の向上に寄与する度合いが大き
くなる。しかし、多量になるほど黒鉛の量も多くなりや
すく、逆にセメンタイト量が不足する欠点もある。従っ
て、最適炭素量は1〜3.6 %とした。
硅素は鉄鋼製錬において普通元素として分類され、鋼中
にある程度不可避的に含まれる成分である。通常は脱酸
の目的で添加される程度である。
にある程度不可避的に含まれる成分である。通常は脱酸
の目的で添加される程度である。
鋳鉄系では黒鉛を晶出させるために必要であり、今回の
実験において硅素添加は焼もどしによる二次硬化を促進
作用により高い硬さが得られ、高硬度は耐摩耗性の向上
に寄与する。0.3 %以下では鋳造性が悪くなり、2
.5 %以上になるとセメンタイト量ができすぎる欠点
がある。従って、硅素含有量は0.3〜2.5がよい。
実験において硅素添加は焼もどしによる二次硬化を促進
作用により高い硬さが得られ、高硬度は耐摩耗性の向上
に寄与する。0.3 %以下では鋳造性が悪くなり、2
.5 %以上になるとセメンタイト量ができすぎる欠点
がある。従って、硅素含有量は0.3〜2.5がよい。
マンガンは必らず含まれている元素で特に規定する必要
はないが、通常、添加される量は0.3〜1%が好まし
い。さらに、硫黄と相互に結合して硫化マンガンを形成
し、基地に析出させて研削性の向上に寄与する元素であ
る。
はないが、通常、添加される量は0.3〜1%が好まし
い。さらに、硫黄と相互に結合して硫化マンガンを形成
し、基地に析出させて研削性の向上に寄与する元素であ
る。
硫黄は燐と同様に有害元素であるが、硫化マンガンなど
なるべく害の少ない形にすれば機械加工性及び研削性を
増す。従って、その量は0.04〜0.15%でよい。
なるべく害の少ない形にすれば機械加工性及び研削性を
増す。従って、その量は0.04〜0.15%でよい。
燐は微量でも鋼中及び鋳鉄素材に偏在する元素であり、
焼割れ、ひずみなどの主原因となる。また、脆性を著し
く増加させるので0.003〜o、15 %とすべきで
ある。
焼割れ、ひずみなどの主原因となる。また、脆性を著し
く増加させるので0.003〜o、15 %とすべきで
ある。
ニッケルは組織を微細化し、オーステナイトにもフェラ
イトにも固溶して基地を強化する。また、クロムやモリ
ブデンと共存して焼入性を増す。好ましい旦は3.3〜
6%であり、ニッケル量が多いとオーステナイトが多く
なり、オーステナイトの安定化により、硬さの上昇がな
くなる。
イトにも固溶して基地を強化する。また、クロムやモリ
ブデンと共存して焼入性を増す。好ましい旦は3.3〜
6%であり、ニッケル量が多いとオーステナイトが多く
なり、オーステナイトの安定化により、硬さの上昇がな
くなる。
クロムは炭素と結合して炭化物を形成し耐摩耗性に寄与
する。また、一部は基地中に固溶し基地の硬さを高め、
焼入性及び耐摩耗性を向上させる。
する。また、一部は基地中に固溶し基地の硬さを高め、
焼入性及び耐摩耗性を向上させる。
今回実験の硬さ及び耐lヤ耗性に寄与した元素である。
従って、好ましい量は、1.4〜9%である。
モリブデンの一部は炭素と結合してM o C炭化物を
形成し、残部は基地に固溶し、焼もどしによる二次硬化
現象で硬さが増加する。熱処理の安定化のためには最低
0.4%必要であり、3%以上の添加ではモリブデン炭
化物が網目状となり好ましくない。従って、望ましい量
は0.4〜3%で十分である。
形成し、残部は基地に固溶し、焼もどしによる二次硬化
現象で硬さが増加する。熱処理の安定化のためには最低
0.4%必要であり、3%以上の添加ではモリブデン炭
化物が網目状となり好ましくない。従って、望ましい量
は0.4〜3%で十分である。
本発明によれば、外層材をニッケルクロム系鋳鉄とする
複合ロールにおいて、高硬度と耐摩耗性にすぐれた複合
ロールが得られた。
複合ロールにおいて、高硬度と耐摩耗性にすぐれた複合
ロールが得られた。
第1図は本発明の一実施例の焼もどし温度と硬さの特性
図、第2図は焼入、焼もどし後の残留オーステナイト量
を示す図、第3図は焼入、焼もどし材の摩耗試験を示す
図である。 境もビしM、度(°り 第2図
図、第2図は焼入、焼もどし後の残留オーステナイト量
を示す図、第3図は焼入、焼もどし材の摩耗試験を示す
図である。 境もビしM、度(°り 第2図
Claims (1)
- 1、鋼芯材の外周にニッケルクロム系鋳鉄をエレクトロ
スラグ再溶解法により肉盛し、950から1150℃の
温度で焼入後475から525℃の高温焼もどし処理す
ることを特徴とする複合ロール。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12384587A JPS63290221A (ja) | 1987-05-22 | 1987-05-22 | 複合ロ−ル |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12384587A JPS63290221A (ja) | 1987-05-22 | 1987-05-22 | 複合ロ−ル |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63290221A true JPS63290221A (ja) | 1988-11-28 |
Family
ID=14870814
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12384587A Pending JPS63290221A (ja) | 1987-05-22 | 1987-05-22 | 複合ロ−ル |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63290221A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
BE1004247A5 (fr) * | 1989-06-26 | 1992-10-20 | Hitachi Ltd | Cylindre de travail pour laminoir a metaux et son procede de fabrication. |
CN112779411A (zh) * | 2020-12-16 | 2021-05-11 | 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 | 高性能锻钢冷轧辊的热处理方法 |
CN113106227A (zh) * | 2021-03-31 | 2021-07-13 | 东风商用车有限公司 | 一种ht250热处理制动鼓及其制备方法 |
-
1987
- 1987-05-22 JP JP12384587A patent/JPS63290221A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
BE1004247A5 (fr) * | 1989-06-26 | 1992-10-20 | Hitachi Ltd | Cylindre de travail pour laminoir a metaux et son procede de fabrication. |
CN112779411A (zh) * | 2020-12-16 | 2021-05-11 | 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 | 高性能锻钢冷轧辊的热处理方法 |
CN113106227A (zh) * | 2021-03-31 | 2021-07-13 | 东风商用车有限公司 | 一种ht250热处理制动鼓及其制备方法 |
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