JPS6411707B2 - - Google Patents
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- JPS6411707B2 JPS6411707B2 JP56175563A JP17556381A JPS6411707B2 JP S6411707 B2 JPS6411707 B2 JP S6411707B2 JP 56175563 A JP56175563 A JP 56175563A JP 17556381 A JP17556381 A JP 17556381A JP S6411707 B2 JPS6411707 B2 JP S6411707B2
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Classifications
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- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D9/38—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for roll bodies
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Description
(産業上の利用分野)
本発明は、複合型で鋳造にて製造される鉄及び
非鉄金属の冷間圧延用加工ロールに関する。 (従来の技術) 従来、斯る冷間圧延用加工ロールの製造には、
炭素0.8乃至0.9%及びクロム1.8乃至3%級の水中
焼入れ鍛造鋼のロールが用いられた。これら鍛造
ロールは、水中急冷でのマルテンサイト焼入れに
より生じる少なからぬ張力に耐えるように、内部
が完全な状態でなければならない。 ある場合、特に焼入れ深さを非常に深くする必
要がある場合、水中焼入れで生じる内部張力は相
当になり、内部張力の少ない鋳造を達成するため
に、電気スラグ再溶解法(ESR法)によらなけ
ればならない程である。このときのロールのクロ
ム含量は5乃至7%に達する。 鉄鍛造業者の間では、再焼入れを要することな
く圧延ミル内のロールの有効部を増大させるた
め、焼入れ深さを深くせんとする競争が起こり、
斯くしてロール有効部は、ロール径上にて測定し
て、10年前に30mmであつたものが70mmまで増加し
てきた。しかしながら、この競争は、圧延作業に
対する堅固性をある程度特徴づける軟化に対する
抵抗力を実質的に改善することはなかつた 更に最近、鋳造ロール製造業者は、高クロム鋳
鉄の外層と球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄の心金
属から構成される新型ロールを市場に出した。こ
のロールは、軟化に対する耐性、すなわち圧延作
業に対する堅固性が大なること、並びに直径70mm
以上使用する可能性がかなり高いことを特徴と
し、そのため、成長する市場を把えて従来の鍛造
ロールと競合している。 この高クロム鋳鉄ロールの硬度は、水中焼入れ
鍛造鋼の硬度に達しているが、以下の欠点を有す
るためにロールミルへの使用が遅れている。 a 研麿が非常に困難である。 実際、このロールを2個ロール間配置で研磨
する時間は、所与の仕上げ操作に於いて鍛造鋼
ロールに要する時間の少なくとも2倍である。 b シヨツトブラスト又はシヨツトピーニングに
関して鍛造ロールよりも困難である。 粗面度を高めることは、特に鋳鋼ロールが非
常に堅い場合には不可能ですらある。 (発明が解決しようとする課題) 本発明の一目的は、軟化に対して良好な耐性を
有すること、並びに、径の有効部分の厚さが大な
ること、等の鋳造法ロールに固有且つ本質的な性
質を保持しつつ前記二大欠点を克服することであ
る。 (課題を解決するための手段) 本発明は、球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄にて
構成される心金属と、8〜16%のクロム、0.65〜
0.95の炭素、0.4〜0.6%のSi、0.4〜0.8%のMn、
0.7%以下のNi、0.50〜1.50%のMo、0.10〜1%
のV、0.025%以下のS、0.020%以下のP及びFe
と通常の不純物からなるケース金属、との2種類
の金属からなる鋳造された冷間圧延用加工ロール
であり、該クロムと炭素の比が11〜16であり、該
ケース金属の素地の組織が10%未満の残留オース
テナイトを伴つたマルテンサイトであり、硬度が
700HVを越えることを特徴とする冷間圧延用加
工ロールを提供するものである。 上記の組成の金属ロール組織は、先ず最初、8
〜16%のクロム、0.65〜0.95%の炭素、0.4〜0.6
%のSi、0.4〜0.8%のMn、0.7%以下のNi、0.50
〜1.50%のMo、0.10〜1%のV、0.025%以下の
S、0.020%以下のP及びFeと通常の不純物から
なる鋼のケース金属層(ここで、クロム/炭素比
は、11乃至16である)を遠心鋳造し、次い球状黒
鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄からなる心金属の芯を鋳
造し、該ロールを900℃以上の温度にて8乃至24
時間オーステナイト化処理し、次に、400乃至500
℃まで冷却し、オーステナイトを再活性化するた
めにロールを400乃至450℃にて8乃至24時間焼き
戻すことからなる熱処理方法により得られる。 オーステナイト化処理は、1000乃至1500℃の温
度で8乃至24時間行うことが好ましい。次に、周
囲空気又は水蒸気空気又はその他の同等の公知な
手段によつて吹き込むことによりロールを焼入れ
するが、ロール温度が500乃至550℃に達したなら
ば、該吹き込みを停止することが好ましい。続い
て、芯部と表皮部の温度を均一にするために、前
記温度の500乃至550℃にされた囲いの中に8乃至
24時間ロールを維持する。引き続き、更に空気中
で急冷することにより、ロール温度を室温に至ら
しめる。次に、約400乃至450℃にて8乃至24時間
に亘りロールの焼戻し処理を行う。 前記組成を有し且つ前記熱処理にて得られるロ
ールは、以下の5つの重要な性質を有する。 1 有効深さが直径において100mmまで拡大され
る。 2 少なくとも450℃までの焼戻し加熱時におい
て軟化に対する耐性が卓越している。 3 硬度が高く、そのため傷がつかず、シヨツト
ピーニングよる粗面の耐久時間が長くなる。 4 鍛造鋼ロールと同程度に研磨が容易である。 5 シヨツトピーニングが容易であり、高い粗面
度が容易に達成できる。 単一型ロールにおいて斯る5つの性質が達成さ
れることは、技術の状態をかなり前進させるもの
であり、従来技術でこれらの利点をすべて併せ持
つものは存在しなかつたのである。 このケース金属はクロム及び炭素含量の高い鋼
であり、下記の組成であることが好ましい。
非鉄金属の冷間圧延用加工ロールに関する。 (従来の技術) 従来、斯る冷間圧延用加工ロールの製造には、
炭素0.8乃至0.9%及びクロム1.8乃至3%級の水中
焼入れ鍛造鋼のロールが用いられた。これら鍛造
ロールは、水中急冷でのマルテンサイト焼入れに
より生じる少なからぬ張力に耐えるように、内部
が完全な状態でなければならない。 ある場合、特に焼入れ深さを非常に深くする必
要がある場合、水中焼入れで生じる内部張力は相
当になり、内部張力の少ない鋳造を達成するため
に、電気スラグ再溶解法(ESR法)によらなけ
ればならない程である。このときのロールのクロ
ム含量は5乃至7%に達する。 鉄鍛造業者の間では、再焼入れを要することな
く圧延ミル内のロールの有効部を増大させるた
め、焼入れ深さを深くせんとする競争が起こり、
斯くしてロール有効部は、ロール径上にて測定し
て、10年前に30mmであつたものが70mmまで増加し
てきた。しかしながら、この競争は、圧延作業に
対する堅固性をある程度特徴づける軟化に対する
抵抗力を実質的に改善することはなかつた 更に最近、鋳造ロール製造業者は、高クロム鋳
鉄の外層と球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄の心金
属から構成される新型ロールを市場に出した。こ
のロールは、軟化に対する耐性、すなわち圧延作
業に対する堅固性が大なること、並びに直径70mm
以上使用する可能性がかなり高いことを特徴と
し、そのため、成長する市場を把えて従来の鍛造
ロールと競合している。 この高クロム鋳鉄ロールの硬度は、水中焼入れ
鍛造鋼の硬度に達しているが、以下の欠点を有す
るためにロールミルへの使用が遅れている。 a 研麿が非常に困難である。 実際、このロールを2個ロール間配置で研磨
する時間は、所与の仕上げ操作に於いて鍛造鋼
ロールに要する時間の少なくとも2倍である。 b シヨツトブラスト又はシヨツトピーニングに
関して鍛造ロールよりも困難である。 粗面度を高めることは、特に鋳鋼ロールが非
常に堅い場合には不可能ですらある。 (発明が解決しようとする課題) 本発明の一目的は、軟化に対して良好な耐性を
有すること、並びに、径の有効部分の厚さが大な
ること、等の鋳造法ロールに固有且つ本質的な性
質を保持しつつ前記二大欠点を克服することであ
る。 (課題を解決するための手段) 本発明は、球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄にて
構成される心金属と、8〜16%のクロム、0.65〜
0.95の炭素、0.4〜0.6%のSi、0.4〜0.8%のMn、
0.7%以下のNi、0.50〜1.50%のMo、0.10〜1%
のV、0.025%以下のS、0.020%以下のP及びFe
と通常の不純物からなるケース金属、との2種類
の金属からなる鋳造された冷間圧延用加工ロール
であり、該クロムと炭素の比が11〜16であり、該
ケース金属の素地の組織が10%未満の残留オース
テナイトを伴つたマルテンサイトであり、硬度が
700HVを越えることを特徴とする冷間圧延用加
工ロールを提供するものである。 上記の組成の金属ロール組織は、先ず最初、8
〜16%のクロム、0.65〜0.95%の炭素、0.4〜0.6
%のSi、0.4〜0.8%のMn、0.7%以下のNi、0.50
〜1.50%のMo、0.10〜1%のV、0.025%以下の
S、0.020%以下のP及びFeと通常の不純物から
なる鋼のケース金属層(ここで、クロム/炭素比
は、11乃至16である)を遠心鋳造し、次い球状黒
鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄からなる心金属の芯を鋳
造し、該ロールを900℃以上の温度にて8乃至24
時間オーステナイト化処理し、次に、400乃至500
℃まで冷却し、オーステナイトを再活性化するた
めにロールを400乃至450℃にて8乃至24時間焼き
戻すことからなる熱処理方法により得られる。 オーステナイト化処理は、1000乃至1500℃の温
度で8乃至24時間行うことが好ましい。次に、周
囲空気又は水蒸気空気又はその他の同等の公知な
手段によつて吹き込むことによりロールを焼入れ
するが、ロール温度が500乃至550℃に達したなら
ば、該吹き込みを停止することが好ましい。続い
て、芯部と表皮部の温度を均一にするために、前
記温度の500乃至550℃にされた囲いの中に8乃至
24時間ロールを維持する。引き続き、更に空気中
で急冷することにより、ロール温度を室温に至ら
しめる。次に、約400乃至450℃にて8乃至24時間
に亘りロールの焼戻し処理を行う。 前記組成を有し且つ前記熱処理にて得られるロ
ールは、以下の5つの重要な性質を有する。 1 有効深さが直径において100mmまで拡大され
る。 2 少なくとも450℃までの焼戻し加熱時におい
て軟化に対する耐性が卓越している。 3 硬度が高く、そのため傷がつかず、シヨツト
ピーニングよる粗面の耐久時間が長くなる。 4 鍛造鋼ロールと同程度に研磨が容易である。 5 シヨツトピーニングが容易であり、高い粗面
度が容易に達成できる。 単一型ロールにおいて斯る5つの性質が達成さ
れることは、技術の状態をかなり前進させるもの
であり、従来技術でこれらの利点をすべて併せ持
つものは存在しなかつたのである。 このケース金属はクロム及び炭素含量の高い鋼
であり、下記の組成であることが好ましい。
【表】
次に、ケース金属の成分組成範囲の数値限定理
由を述べる。 炭素の含量は0.65〜0.95の範囲であるべきであ
る。炭素が0.65%以下であると、ケース金属の硬
度は低くなりすぎ、また0.95%よりも高いと研磨
及びシヨツトブラストを容易にするという問題が
解決されない。 クロムの含量は8〜11%の範囲であるべきであ
る。クロムが8%以下であると、軟化に対する抵
抗が適当でなく、16以上であると素地の組織がマ
ルテンサイトでなく主にフエライトになる。 更に、Siは0.4〜0.6%の範囲で含まれる。0.4%
以下であると、鋼の脱酸素(還元)が十分でな
く、0.6%を越えると金属の焼入れ性が過度に低
下する。 Mnは通常の量、すなわち0.4〜0.8%だけ含ま
れるべきである。0.4%以下であると、金属の脱
酸素が困難となり、Mnの残留オーステナイトに
対する影響を制限するためには0.8%以下でなけ
ればならない。 Ni含量は0.7%以下に維持されるべきである。 Niは、軟化に対する耐性を減じ且つ残留オー
ステナイトを安定化させるので好ましくない。0
〜0.7%の範囲内のどの値にするかは、円筒の直
径の関数として決定され、円筒の直径が大きい程
この値は大きくなる。 Moの含量は0.5〜1.5%の範囲で選択される。
Moは0.5%より多く含まれることによつて軟化に
対する耐性及び硬度を増す。1.5%を越えると実
質的な効果は得られず、コストが高くなる。 Vの好ましい含量は0.1〜1%である。1%を
越えると、硬度に対する好ましい影響力は実質的
でなく、コストが高くなりすぎる。 S及びPは避けたほうがよく、Sは0.025%以
下、Pは0.020%以下に維持すべきである。 一方、心金属は下記組成の球状黒鉛鋳鉄である
ことが好ましい。なぜなら、該球状黒鉛鋳鉄は、
結晶状態が良好なので収縮巣及び軸心部欠陥が少
なく且つ機械的特性が良好なので、引張り強度が
高いからである。 C 2.90 ――― 3.20 Si 1.50 ――― 2.50 Mn 0.40 ――― 1 Ni 0.50 ――― 2 < Cr 0.15 本発明による鋳造ロールは、厚さ30乃至70mmの
ケース金属層を有し、該層は、経済的見地からす
ると、遠心鋳造にて製造されることが下記の理由
から望ましい。 まず、900℃以上に加熱するのはオーステナイ
ト化するためであり、この温度は、上記組成の鋳
造のA3変態点温度である880℃よりも若干高い温
度として設定されたものである。 次に、空気吹き込み冷却によつて冷却するの
は、表皮部(ケース金属)のみを焼入れ硬化する
ためである。そして、450〜550℃に達すると、こ
の温度で冷却を停止する。ここで、下限を450℃
としたのは、内部応力を増加させないためであ
り、上限を550℃としたのは、550℃以上ではパー
ライトに変態して硬化が得られなくなるためであ
る。 次いで、500〜550℃の温度で一定に保つ。これ
は、表皮部は急速に冷却して焼入れ硬化せしめ、
一方、内部(心金属)は徐々に冷却して、即ち、
焼きなまししてパーライトに変態せしめるためで
ある。 このようにして、内部をパーライトにし、表皮
部をマルテンサイトにした後室温に戻す。しかし
ながら、この状態では残留オーステナイトの含有
量が多く、所望の表皮部硬度が得られない。 そこで、このように室温まで冷却したものを
400〜450℃に再度加熱、すなわち、焼戻しして残
留オーステナイトを再活性化し、マルテンサイト
に変態させて所望の表皮部硬度を得る。ここで、
下限を400℃としたのは、残留オーステナイトを
再活性化してマルテンサイトに変態させるためで
あり、上限を450℃としたのは、硬化を十分にす
るためである。 先に規定した組成及び熱処理が前記の5つの性
質をもたらすのは以下の理由による。 1 有効な層の厚さが大なること(直径上100mm
まで)、 これは有効な厚さ全体に亘つてマルテンサイ
ト変態が起こり、発生した内部張力が最低水準
に維持されるためである。このマルテンサイト
変態は空気冷却より達成されるものであり、そ
の焼入れ効果が及ぶ範囲はケース金属における
有効層に限定される。心金属は空気冷却により
パーライト変態する。 心金属は、合金化程度が低く且つ機械特性及
び晶出状態が良好な球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛
鋳鉄から構成されている。この2つの性質は、
ケース金属のマルテンサイト焼入れで生じる引
張り応力に耐えるためには重要である。 2 焼戻し加熱時における耐軟化性 ケース金属の組成は、従来技術にて使用され
ている高クロム含量鋳鉄製冷間加工ロールの素
地に近い成分が選択される。本発明に従つて高
合金鋼に用いられる焼戻しでは、オーステナイ
トはベイナイトに変態せずに残留オーステナイ
トの再活性化が起こり、残留オーステナイトは
冷却過程でマルテンサイトに変態し、ベイナイ
トは決して形成されない。 残留オーステナイトを再活性化するために
は、焼入れマルテンサイトを過度に軟化するこ
となく400℃以上の温度にする必要がある。 3 硬化が大なること 本発明の新規複合ロールを空気焼入れする
と、硬度は700HV(ビツカース硬さ)に達し、
残留オーステナイト含量は30乃至40%となる。 焼戻し後、オーステナイトの再活性化及びそ
のマルテンサイトへの変態によつて760乃至
800HVの硬度となる。この硬度水準の高さは、
冷間加工において用いられる従来の鍛造鋼ロー
ルによつて通常得られる硬度水準に等しい。 4 研磨が容易なこと この性質は、従来技術のロール鋳造物におい
て存在していたM7C3型レデブライトカーバイ
ドを除去することにより得られるものである。 実際、研磨及びシヨツトピーニングの際にこ
れら従来技術のロールが示す特別な挙動は、
個々の硬度1700HV程度のM7C3型クロムカー
バイドが鉄組織中に多量に存在する結果である
と説明できる。このカーバイドは、これまた硬
い(700HV)マルテンサイト素地中に堅固に
保持されており、明らかに研磨ホイールの摩耗
作用及びシヨツトピーニングによる変形に対し
て抵抗する。これらの作用はカーバイドの硬度
には程遠いものである(最も硬いシヨツトで
900乃至940HV)。従来技術による高クロム鋳
鉄ロールの使用時挙動を研究の結果、、M7C3型
カーバイド相は圧延過程で重要な役割を演じて
おらず、他方、研磨及びシヨツトピーニングの
際の欠点となることが判明した。 本発明よる新合金の組成は、有害なレデブラ
イトカーバイドの存在を回避すべく若干過共析
晶の組成となるように、特に炭素とクロムの含
量を計算したものである。 5 シヨツトピーニング、特に非常に粗くするた
めのシヨツトピーニングが容易であること ここでも、非常に硬いM7C3型の塊状カーバ
イドが存在しないため、前記の噴射シヨツトの
塑性変形効果が改善される。 本発明によるロールのケース金属の主要元素
は、炭素とクロムであるが、その組成研究の結
果、以下の結論が引き出される。 クロムの炭素係数(carbon coefficient)は
0.05であると考えられる。 レデブライトの形成に関して、0.7%の炭素と、
11%のクロムとを含む合金は、0.7+11×0.05=
1.25%の炭素を有する鋼と同等である。この含量
はレデブライトカーバイド鋼が出現する下限含量
を表す。 更に、焼戻し加熱時における軟化抵抗性を得る
ためには、素地中のクロム含量が十分でなければ
ならない。オーステナイト化温度に於ける素地の
クロム含量を定めるCr/C最良比について全系
列の炭素−クロム合金にて実験し、該比が好まし
くは11乃至16であるべきことを見い出した。 その他の元素、すなわちSi及びMnは鋳鉄分析
表の通常の範囲内でなければならない。 ニツケル及びマンガンは、残留オーステナイト
を安定化させる効果があり、それを回避するため
に含量を0.7%に注意深く制限する。 モリブデン及びバナジウムは、オーステナイト
の焼戻しに対する耐性を改善するものであり、冷
間加工用クロム鋼の通常含量範囲内である(米国
分類の第80及び90類)。 斯くして、素地焼戻しによる卓越した軟化に対
する耐性を有する新規な鋳造された冷間圧延用加
工ロールが得られる。 (実施例) 例として下記のケース金属及び心金属から本発
明のロールを製作した。 ケース金属の分析値: C Si Mn S P Cr 0.715 0.470 0.705 0.025 0.02 9.60 Ni Mo V 0.68 1.150 0.535 心金属の分析値: C Si Mn S P Cr 3.02 2.42 0.48 0.008 0.022 0.10 Ni Mo V 0.50 − 0.055 斯くして得られたロールを1000℃にて24時間オ
ーステナイト化処理し、次に吹き込み空気焼入れ
を行い、520℃の温度で停止する。続いてロール
温度を520℃の値に20時間維持し、次に空気中急
冷によりロールを室温まで冷却する。 急冷後の硬度は692HVであり、オーステナイ
ト含量は40.6%である。引き続きこのロールを
400℃以上の温度で20時間焼戻すと、該処理終期
での直径50mm上の硬度は780HVである。 このロールを金属薄シートの冷間圧延に用い、
前記の諸利点を確認した。 (発明の効果) 以上の如く、本発明によるロールは、 1 有効深さが直径において100mmまで拡大され
る。 2 少なくとも450℃までの焼戻し加熱時におい
て軟化に対する耐性が卓越している。 3 硬度が高く、そのため傷がつかず、シヨツト
ピーニングによる粗面の耐久時間が長くなる。 4 鍛造鋼ロールと同程度に研磨が容易である。 5 シヨツトピーニングが容易であり、高い粗面
度が容易に達成できる。 等の効果を生じる。
由を述べる。 炭素の含量は0.65〜0.95の範囲であるべきであ
る。炭素が0.65%以下であると、ケース金属の硬
度は低くなりすぎ、また0.95%よりも高いと研磨
及びシヨツトブラストを容易にするという問題が
解決されない。 クロムの含量は8〜11%の範囲であるべきであ
る。クロムが8%以下であると、軟化に対する抵
抗が適当でなく、16以上であると素地の組織がマ
ルテンサイトでなく主にフエライトになる。 更に、Siは0.4〜0.6%の範囲で含まれる。0.4%
以下であると、鋼の脱酸素(還元)が十分でな
く、0.6%を越えると金属の焼入れ性が過度に低
下する。 Mnは通常の量、すなわち0.4〜0.8%だけ含ま
れるべきである。0.4%以下であると、金属の脱
酸素が困難となり、Mnの残留オーステナイトに
対する影響を制限するためには0.8%以下でなけ
ればならない。 Ni含量は0.7%以下に維持されるべきである。 Niは、軟化に対する耐性を減じ且つ残留オー
ステナイトを安定化させるので好ましくない。0
〜0.7%の範囲内のどの値にするかは、円筒の直
径の関数として決定され、円筒の直径が大きい程
この値は大きくなる。 Moの含量は0.5〜1.5%の範囲で選択される。
Moは0.5%より多く含まれることによつて軟化に
対する耐性及び硬度を増す。1.5%を越えると実
質的な効果は得られず、コストが高くなる。 Vの好ましい含量は0.1〜1%である。1%を
越えると、硬度に対する好ましい影響力は実質的
でなく、コストが高くなりすぎる。 S及びPは避けたほうがよく、Sは0.025%以
下、Pは0.020%以下に維持すべきである。 一方、心金属は下記組成の球状黒鉛鋳鉄である
ことが好ましい。なぜなら、該球状黒鉛鋳鉄は、
結晶状態が良好なので収縮巣及び軸心部欠陥が少
なく且つ機械的特性が良好なので、引張り強度が
高いからである。 C 2.90 ――― 3.20 Si 1.50 ――― 2.50 Mn 0.40 ――― 1 Ni 0.50 ――― 2 < Cr 0.15 本発明による鋳造ロールは、厚さ30乃至70mmの
ケース金属層を有し、該層は、経済的見地からす
ると、遠心鋳造にて製造されることが下記の理由
から望ましい。 まず、900℃以上に加熱するのはオーステナイ
ト化するためであり、この温度は、上記組成の鋳
造のA3変態点温度である880℃よりも若干高い温
度として設定されたものである。 次に、空気吹き込み冷却によつて冷却するの
は、表皮部(ケース金属)のみを焼入れ硬化する
ためである。そして、450〜550℃に達すると、こ
の温度で冷却を停止する。ここで、下限を450℃
としたのは、内部応力を増加させないためであ
り、上限を550℃としたのは、550℃以上ではパー
ライトに変態して硬化が得られなくなるためであ
る。 次いで、500〜550℃の温度で一定に保つ。これ
は、表皮部は急速に冷却して焼入れ硬化せしめ、
一方、内部(心金属)は徐々に冷却して、即ち、
焼きなまししてパーライトに変態せしめるためで
ある。 このようにして、内部をパーライトにし、表皮
部をマルテンサイトにした後室温に戻す。しかし
ながら、この状態では残留オーステナイトの含有
量が多く、所望の表皮部硬度が得られない。 そこで、このように室温まで冷却したものを
400〜450℃に再度加熱、すなわち、焼戻しして残
留オーステナイトを再活性化し、マルテンサイト
に変態させて所望の表皮部硬度を得る。ここで、
下限を400℃としたのは、残留オーステナイトを
再活性化してマルテンサイトに変態させるためで
あり、上限を450℃としたのは、硬化を十分にす
るためである。 先に規定した組成及び熱処理が前記の5つの性
質をもたらすのは以下の理由による。 1 有効な層の厚さが大なること(直径上100mm
まで)、 これは有効な厚さ全体に亘つてマルテンサイ
ト変態が起こり、発生した内部張力が最低水準
に維持されるためである。このマルテンサイト
変態は空気冷却より達成されるものであり、そ
の焼入れ効果が及ぶ範囲はケース金属における
有効層に限定される。心金属は空気冷却により
パーライト変態する。 心金属は、合金化程度が低く且つ機械特性及
び晶出状態が良好な球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛
鋳鉄から構成されている。この2つの性質は、
ケース金属のマルテンサイト焼入れで生じる引
張り応力に耐えるためには重要である。 2 焼戻し加熱時における耐軟化性 ケース金属の組成は、従来技術にて使用され
ている高クロム含量鋳鉄製冷間加工ロールの素
地に近い成分が選択される。本発明に従つて高
合金鋼に用いられる焼戻しでは、オーステナイ
トはベイナイトに変態せずに残留オーステナイ
トの再活性化が起こり、残留オーステナイトは
冷却過程でマルテンサイトに変態し、ベイナイ
トは決して形成されない。 残留オーステナイトを再活性化するために
は、焼入れマルテンサイトを過度に軟化するこ
となく400℃以上の温度にする必要がある。 3 硬化が大なること 本発明の新規複合ロールを空気焼入れする
と、硬度は700HV(ビツカース硬さ)に達し、
残留オーステナイト含量は30乃至40%となる。 焼戻し後、オーステナイトの再活性化及びそ
のマルテンサイトへの変態によつて760乃至
800HVの硬度となる。この硬度水準の高さは、
冷間加工において用いられる従来の鍛造鋼ロー
ルによつて通常得られる硬度水準に等しい。 4 研磨が容易なこと この性質は、従来技術のロール鋳造物におい
て存在していたM7C3型レデブライトカーバイ
ドを除去することにより得られるものである。 実際、研磨及びシヨツトピーニングの際にこ
れら従来技術のロールが示す特別な挙動は、
個々の硬度1700HV程度のM7C3型クロムカー
バイドが鉄組織中に多量に存在する結果である
と説明できる。このカーバイドは、これまた硬
い(700HV)マルテンサイト素地中に堅固に
保持されており、明らかに研磨ホイールの摩耗
作用及びシヨツトピーニングによる変形に対し
て抵抗する。これらの作用はカーバイドの硬度
には程遠いものである(最も硬いシヨツトで
900乃至940HV)。従来技術による高クロム鋳
鉄ロールの使用時挙動を研究の結果、、M7C3型
カーバイド相は圧延過程で重要な役割を演じて
おらず、他方、研磨及びシヨツトピーニングの
際の欠点となることが判明した。 本発明よる新合金の組成は、有害なレデブラ
イトカーバイドの存在を回避すべく若干過共析
晶の組成となるように、特に炭素とクロムの含
量を計算したものである。 5 シヨツトピーニング、特に非常に粗くするた
めのシヨツトピーニングが容易であること ここでも、非常に硬いM7C3型の塊状カーバ
イドが存在しないため、前記の噴射シヨツトの
塑性変形効果が改善される。 本発明によるロールのケース金属の主要元素
は、炭素とクロムであるが、その組成研究の結
果、以下の結論が引き出される。 クロムの炭素係数(carbon coefficient)は
0.05であると考えられる。 レデブライトの形成に関して、0.7%の炭素と、
11%のクロムとを含む合金は、0.7+11×0.05=
1.25%の炭素を有する鋼と同等である。この含量
はレデブライトカーバイド鋼が出現する下限含量
を表す。 更に、焼戻し加熱時における軟化抵抗性を得る
ためには、素地中のクロム含量が十分でなければ
ならない。オーステナイト化温度に於ける素地の
クロム含量を定めるCr/C最良比について全系
列の炭素−クロム合金にて実験し、該比が好まし
くは11乃至16であるべきことを見い出した。 その他の元素、すなわちSi及びMnは鋳鉄分析
表の通常の範囲内でなければならない。 ニツケル及びマンガンは、残留オーステナイト
を安定化させる効果があり、それを回避するため
に含量を0.7%に注意深く制限する。 モリブデン及びバナジウムは、オーステナイト
の焼戻しに対する耐性を改善するものであり、冷
間加工用クロム鋼の通常含量範囲内である(米国
分類の第80及び90類)。 斯くして、素地焼戻しによる卓越した軟化に対
する耐性を有する新規な鋳造された冷間圧延用加
工ロールが得られる。 (実施例) 例として下記のケース金属及び心金属から本発
明のロールを製作した。 ケース金属の分析値: C Si Mn S P Cr 0.715 0.470 0.705 0.025 0.02 9.60 Ni Mo V 0.68 1.150 0.535 心金属の分析値: C Si Mn S P Cr 3.02 2.42 0.48 0.008 0.022 0.10 Ni Mo V 0.50 − 0.055 斯くして得られたロールを1000℃にて24時間オ
ーステナイト化処理し、次に吹き込み空気焼入れ
を行い、520℃の温度で停止する。続いてロール
温度を520℃の値に20時間維持し、次に空気中急
冷によりロールを室温まで冷却する。 急冷後の硬度は692HVであり、オーステナイ
ト含量は40.6%である。引き続きこのロールを
400℃以上の温度で20時間焼戻すと、該処理終期
での直径50mm上の硬度は780HVである。 このロールを金属薄シートの冷間圧延に用い、
前記の諸利点を確認した。 (発明の効果) 以上の如く、本発明によるロールは、 1 有効深さが直径において100mmまで拡大され
る。 2 少なくとも450℃までの焼戻し加熱時におい
て軟化に対する耐性が卓越している。 3 硬度が高く、そのため傷がつかず、シヨツト
ピーニングによる粗面の耐久時間が長くなる。 4 鍛造鋼ロールと同程度に研磨が容易である。 5 シヨツトピーニングが容易であり、高い粗面
度が容易に達成できる。 等の効果を生じる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄にて構成され
る心金属と、8〜16%のクロム、0.65〜0.95%の
炭素、0.4〜0.6%のSi、0.4〜0.8%のMn、0.7%以
下のNi、0.50〜1.50%のMo、0.10〜1%のV、
0.025%以下のS、0.02%以下のP及びFeと通常
の不純物からなるケース金属との2種類の金属か
らなる鋳造された冷間圧延用加工ロールであつ
て、 前記クロムと炭素の比が11〜16であり、 前記ケース金属の素地の組織が10%未満の残留
オーステナイトを伴つたマルテンサイトであり、
硬度が700HVを越えることを特徴とする冷間圧
延用加工ロール。 2 前記ケース金属の厚みが30乃至70mmであるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の冷間
圧延加工用ロール。 3 ケース金属の組成が C:0.65〜0.95%、 Si:0.4〜0.6%、 Mn:0.4〜0.8%、 Cr:8〜11%、 Ni:0.7%以下、 Mo:0.50〜1.50%、 V:0.10〜1%、 S:0.025%以下、 P:0.020%以下、 残部:Fe及び通常の不純物、 であることを特徴とする特許請求の範囲第1項又
は第2項記載の冷間圧延加工用ロール。 4 前記心金属が、 C:2.90〜3.20%、 Si:1.50〜2.50%、 Mn:0.4〜1%、 Ni:0.50〜2%、 Cr:0.15%未満、 残部:Fe及び不可避な不純物、 の球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄であることを特
徴とする特許請求の範囲第1項又は第2項記載の
冷間圧延加工用ロール。 5 最初、8〜16%のクロム、0.65〜0.95%の炭
素、0.4〜0.6%のSi、0.4〜0.8%のMn、0.7%以下
のNi、0.50〜1.50%のMo、0.10〜1%のV、
0.025%以下のS、0.020%以下のP、及びFeと通
常の不純物からなる鋼のケース金属層(ここで、
クロム/炭素比は、11乃至16である)を遠心鋳造
し、 次に球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄からなる心
金属の芯を鋳造し、 該ロールを900℃以上の温度にて8乃至24時間
オーステナイト化処理し、 続いて、空気又は水蒸気吹込み空気中で冷却す
ることにより該ロールを焼入れし、450乃至550℃
の温度で該焼入れを中止し、500乃至550℃の温度
で8乃至24時間保持し、 吹込み空気中に浸漬することにより該ロールを
室温にまで冷却し、そして残留オーステナイトを
再活性化させ、再活性化したオーステナイトの一
部をマルテンサイトに変態させ、それによつて残
留オーステナイトの最終含量が10%以下となるよ
うに該ロールを400乃至450℃の間の温度で8乃至
24時間焼戻す、 ことからなる心金属とケース金属との2種類の
金属からなる鋳造された冷間圧延加工用ロールの
製造方法。 6 オーステナイト化処理を1000乃至1500℃の温
度にて行い、焼入れを500乃至520℃の温度にて停
止する特許請求の範囲第5項記載の方法。
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR8023316A FR2493191A1 (fr) | 1980-10-31 | 1980-10-31 | Cydindre de laminage a froid fabrique par coulee et son procede de fabrication |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57108242A JPS57108242A (en) | 1982-07-06 |
JPS6411707B2 true JPS6411707B2 (ja) | 1989-02-27 |
Family
ID=9247535
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP56175563A Granted JPS57108242A (en) | 1980-10-31 | 1981-10-31 | Cold rolling cast roll and production thereof |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US4436791A (ja) |
EP (1) | EP0051511B1 (ja) |
JP (1) | JPS57108242A (ja) |
AT (1) | ATE7463T1 (ja) |
BE (1) | BE890909A (ja) |
DE (1) | DE3163662D1 (ja) |
ES (2) | ES8503921A1 (ja) |
FR (1) | FR2493191A1 (ja) |
IT (1) | IT1145572B (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2469221A1 (fr) * | 1979-11-13 | 1981-05-22 | Usinor | Cylindre de laminoir pour train a chaud |
FR2509640A1 (fr) * | 1981-07-17 | 1983-01-21 | Creusot Loire | Procede de fabrication d'une piece metallique composite et produits obtenus |
FI853544L (fi) * | 1985-09-16 | 1987-03-17 | Valmet Oy | Pressvals och foerfarande foer framstaellning av denna. |
US4856161A (en) * | 1985-01-09 | 1989-08-15 | Valmet Oy | Press roll |
US4841611A (en) * | 1986-07-14 | 1989-06-27 | Kawasaki Steel Corporation | Work roll with dulled surface having geometrically patterned uneven dulled sections for temper rolling |
US4721153A (en) * | 1986-09-12 | 1988-01-26 | Hitachi Metals, Inc. | High-chromium compound roll |
KR930009983B1 (ko) * | 1987-03-24 | 1993-10-13 | 히다찌 긴조꾸 가부시끼가이샤 | 내마모 복합롤 및 그 제조방법 |
US5536230A (en) * | 1987-12-23 | 1996-07-16 | Chavanne-Ketin | Composite working roll for hot rolling flat products |
FR2625225B1 (fr) * | 1987-12-23 | 1990-06-08 | Chavanne Ketin | Cylindre d'appui composite bimetallique pour train de laminoir a chaud |
FI80097B (fi) * | 1988-04-28 | 1989-12-29 | Valmet Paper Machinery Inc | Vals i presspartiet av en pappersmaskin och foerfarande foer framstaellning av denna. |
EP0347512A1 (en) * | 1988-06-23 | 1989-12-27 | INNSE CILINDRI S.r.l. | A bimetal construction roll for reducing and finishing stands in a rolling mill train |
AU650271B2 (en) * | 1990-06-13 | 1994-06-16 | Nippon Steel Corporation | Composite roll for use in rolling and manufacture thereof |
US5144168A (en) * | 1990-08-17 | 1992-09-01 | Texas Instruments Incorporated | Self latching input buffer |
FI88420B (fi) * | 1991-03-20 | 1993-01-29 | Valmet Paper Machinery Inc | Foerfarande foer framstaellning av en vals och en vals |
US5305522A (en) * | 1991-07-09 | 1994-04-26 | Hitachi Metals, Ltd. | Method of producing a compound roll |
US5611143A (en) * | 1994-10-21 | 1997-03-18 | Voith Sulzer Paper Technology North America, Inc. | Process for making chilled iron rolls |
US20130122327A1 (en) * | 2011-11-11 | 2013-05-16 | Shen Sheu | Apparatus and method for imparting selected topographies to aluminum sheet metal |
CN110512055B (zh) * | 2018-05-22 | 2021-03-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种卧式退火炉内带钢结瘤压印缺陷的处理方法 |
Family Cites Families (18)
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---|---|---|---|---|
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FR637119A (fr) * | 1926-07-07 | 1928-04-24 | Llanelly Foundry & Engineering | Perfectionnements aux cylindres pour laminer les métaux |
DE539816C (de) * | 1929-01-10 | 1931-12-02 | Ernst Peipers | Verfahren zur Herstellung von aus zweierlei Werkstoffen bestehenden Gussstuecken, wie Walzen |
DE1136558B (de) * | 1956-09-21 | 1962-09-13 | United States Pipe Foundry | Walze und Verfahren zu ihrer Herstellung |
GB1271959A (en) * | 1968-07-26 | 1972-04-26 | Hitachi Ltd | Compound cast rolls |
US3623850A (en) * | 1969-03-24 | 1971-11-30 | Bethlehem Steel Corp | Composite chill cast iron rolling mill rolls having increased resistance to the spalling |
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