WO2018124101A1 - 圧延用複合ロール - Google Patents

圧延用複合ロール Download PDF

Info

Publication number
WO2018124101A1
WO2018124101A1 PCT/JP2017/046720 JP2017046720W WO2018124101A1 WO 2018124101 A1 WO2018124101 A1 WO 2018124101A1 JP 2017046720 W JP2017046720 W JP 2017046720W WO 2018124101 A1 WO2018124101 A1 WO 2018124101A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
outer layer
rolling
mass
graphite
composite roll
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/046720
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
木村　広之
豊 辻本
周平 山本
Original Assignee
株式会社クボタ
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=61968289&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2018124101(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 株式会社クボタ filed Critical 株式会社クボタ
Priority to BR112019012904A priority Critical patent/BR112019012904A2/pt
Priority to EP17887782.5A priority patent/EP3563942A4/en
Priority to KR1020197018513A priority patent/KR102215460B1/ko
Priority to CN201780081602.6A priority patent/CN110114155B/zh
Priority to US16/466,398 priority patent/US10947611B2/en
Publication of WO2018124101A1 publication Critical patent/WO2018124101A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/56—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.7% by weight of carbon
    • 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
    • B21B27/02—Shape or construction of rolls
    • B21B27/03—Sleeved rolls
    • 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
    • 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
    • B21B27/02—Shape or construction of rolls
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D19/00—Casting in, on, or around objects which form part of the product
    • B22D19/16—Casting in, on, or around objects which form part of the product for making compound objects cast of two or more different metals, e.g. for making rolls for rolling mills
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/04—Cast-iron alloys containing spheroidal graphite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/06—Cast-iron alloys containing chromium
    • C22C37/08—Cast-iron alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/10—Cast-iron alloys containing aluminium or silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • B21B27/02—Shape or construction of rolls
    • B21B27/03—Sleeved rolls
    • B21B27/032—Rolls for sheets or strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D13/00—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force
    • B22D13/02—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force of elongated solid or hollow bodies, e.g. pipes, in moulds rotating around their longitudinal axis

Definitions

  • the present invention relates to a composite roll for rolling used in a hot strip mill in a hot rolling process.
  • the composite roll for rolling used in a hot strip mill for hot rolling is required to have excellent abrasion resistance, surface roughening resistance, crack resistance and accident resistance which are excellent for the outer layer in contact with the steel sheet. For this reason, high-speed cast iron materials and high-alloyed grain cast iron materials are used as the outer layer material.
  • the chemical composition is wt%, C: 1.8% to 3.6%, Si: 1.0% to 3.5%, Mn: 0.1% to 2.0%, Ni: 0.5% to 10.0% Cr: 2.0% to 10% Mo: 0.1% to 10% W: 0.1% to 10% V, Nb: one or two
  • a high-speed cast iron material has been proposed in which the total of 1.5% to 10% and the balance substantially consist of Fe.
  • Graphite is formed by crystallization and precipitation of carbon in the alloy in the solidification process, but Cr, Mo, W, V and Nb are all elements that inhibit graphitization.
  • Cr is the strongest graphitization inhibiting element among them, and when the addition amount of Cr is large, the formation of graphite is inhibited, and the crack resistance may be lowered.
  • V and Nb combine with carbon in the alloy to form MC-type carbides, respectively, but VC has a smaller specific gravity than a molten metal, and therefore segregates on the inner peripheral side of the outer layer during centrifugal casting. Since the segregated MC type carbide is difficult to be remelted when the middle layer or the inner layer serving as the core material is cast inside the outer layer, welding abnormality may occur at the boundary with the core material. Abnormal welding between the outer layer and the shaft core causes a reduction in the accident resistance.
  • NbC has a specific gravity larger than that of the molten metal, it moves to the outer peripheral side of the outer layer during centrifugal force casting and remains in the used layer of the product. As a result, surface roughening occurs on the surface of the outer layer, and the surface pattern of the outer layer is transferred to the rolled steel plate.
  • MC-type carbides contribute to the improvement of the wear resistance of the outer layer because of their high hardness, but as described above, MC-type carbides segregate on the outer peripheral side or the inner peripheral side of the outer layer to reduce MC type carbides A layer that is less abradable is generated.
  • An object of the present invention is a composite for rolling having an outer layer excellent in wear resistance, surface roughening resistance, crack resistance and accident resistance by suppressing segregation of MC type carbides and adjusting the amount of crystallized graphite. It is to provide a role.
  • the composite roll for rolling of the present invention is A centrifugally cast composite roll having an outer layer, comprising: The outer layer is, by mass%, C: 2.2% to 3.2%, Si: 1.0% to 3.0%, Mn: 0.3% to 2.0%, Ni: 3.0 % To 7.0%, Cr: 0.5% to 2.5%, Mo: 1.0% to 3.0%, V: 2.5% to 5.0%, Nb: more than 0% 0.5% or less, balance Fe and unavoidable impurities, Condition (a): Nb% / V% ⁇ 0.1, Condition (b): 2.1 ⁇ C% + 1.2 ⁇ Si% -Cr% + 0.5 ⁇ Mo% + (V% + Nb% / 2) ⁇ 13.0% Satisfy.
  • the composite roll for rolling of the present invention is A centrifugally cast composite roll having an outer layer, comprising: The outer layer is, by mass%, C: 2.2% to 3.2%, Si: 1.0% to 3.0%, Mn: 0.3% to 2.0%, Ni: 3.0 % To 7.0%, Cr: 0.5% to 2.5%, Mo: 1.0% to 3.0%, W: over 0% to 3.0% or less, V: 2.5% ⁇ 5.0%, Nb: more than 0% but not more than 0.5%, balance Fe and unavoidable impurities, Condition (a): Nb% / V% ⁇ 0.1, Condition (b ′): 2.1 ⁇ C% + 1.2 ⁇ Si% ⁇ Cr% + 0.5 ⁇ (Mo% + W% / 2) + (V% + Nb% / 2) ⁇ 13.0% Satisfy.
  • the outer layer is, by mass%, C: 2.2% to 3.2%, Si: 1.0% to 3.0%, Mn: 0.3% to 2.0%, Ni: 3.0 % To 7.0%, Cr
  • the outer layer may further contain, in% by mass, B: more than 0% and 0.1% or less.
  • the outer layer preferably has a graphite area ratio of 0.5% to 5.0%.
  • the outer layer preferably has an MC-type carbide area ratio of 4.0% to 11.0%.
  • MC-type carbides in the outer layer can be suppressed during centrifugal casting, MC-type carbides can be dispersed substantially uniformly from the outer peripheral side to the inner peripheral side of the outer layer, and the amount of crystallized graphite can also be adjusted. can do. Therefore, the abrasion resistance, the surface roughening resistance, the crack resistance and the accident resistance of the rolling composite roll can be improved.
  • the rolling composite roll of the present invention is suitable for application to a hot strip mill, especially to a post-stand of hot finish rolling where the operation stability is required.
  • FIG. 1 is a macrophotograph of a longitudinal cross section of a test material of Invention Example 9.
  • FIG. 2 is a macroscopic photograph of a cross section of the test material of Comparative Example 4 in the longitudinal direction.
  • FIG. 3 is a microstructure photograph at a position 20 mm from the outer peripheral side of the test material of the invention example 4.
  • FIG. 4 is a microstructure photograph of a position 20 mm from the outer peripheral side of the test material of the inventive example 9.
  • FIG. 5 is a microstructure photograph at a position of 20 mm from the outer peripheral side of the test material of Comparative Example 4.
  • FIG. 6 is a photograph of a microstructure in the vicinity of the inner peripheral side of the test material of Comparative Example 4.
  • the composite roll for rolling of the present invention can be constituted by an outer layer to be subjected to rolling, and an axial core material consisting of an intermediate layer and an inner layer, or an inner layer inside the outer layer.
  • an inner layer material which comprises an inner layer the material which has toughness, such as high grade cast iron, ductile cast iron, graphite steel, can be illustrated, and an adamite material can be illustrated as an intermediate layer material which constitutes an intermediate layer.
  • the outer layer can be produced, for example, by centrifugal casting.
  • Centrifugal casting may be either vertical (the rotation axis is in the vertical direction), inclined (the rotation axis is in the oblique direction) or horizontal (the rotation axis is in the horizontal direction).
  • the die rotation speed in centrifugal force casting is GNo. Is preferably 100 G or more.
  • the outer layer can also be manufactured by static casting or the like, but centrifugal casting is preferable for reducing manufacturing costs.
  • C 2.2% to 3.2% C crystallizes graphite to improve wear resistance and crack resistance, and can crystallize MC type carbide of high hardness to increase hardness.
  • the content of C is 3.2% or less in order to reduce the crystallized graphite and cementite which is a eutectic carbide and to suppress the excessive crystallization of MC type carbide to improve the accident resistance as described later. I assume.
  • the content of C is set to 2.2% or more. Preferably, it is 2.3% to 3.0%.
  • Si 1.0% to 3.0%
  • Si is an element necessary as a deoxidizer for the molten metal.
  • centrifugal casting is also necessary to ensure the fluidity of the molten metal.
  • Si is necessary as an element promoting graphite crystallization (partially precipitation). Therefore, it is contained 1.0% or more.
  • the upper limit is made 3.0%. Preferably, it is 1.5% to 2.5%.
  • Mn 0.3% to 2.0% Mn is an element necessary for enhancing the soundness of the molten metal as a desulfurizing agent for the molten metal or as a deoxidizing agent, and for strengthening the base structure. Therefore, it is contained 0.3% or more. However, if the content exceeds 2.0%, the mechanical properties deteriorate and the crack resistance decreases, so the content is made 2.0% or less.
  • Ni 3.0% to 7.0%
  • Ni is an element effective as an auxiliary element for graphitization and for improving the hardenability of the base to promote bainization and to strengthen the base. If the content is less than 3.0%, such effects are not sufficient, high hardness can not be obtained, and abrasion resistance becomes insufficient. Therefore, the lower limit is 3.0%.
  • the upper limit is 7.0%. Preferably, it is 4.0% to 6.0%.
  • Cr 0.5% to 2.5% Cr mainly bonds to C to form a solid solution in crystallized cementite, and contributes to the improvement of the wear resistance. In addition, some form precipitated carbides to strengthen the matrix. For this reason, 0.5% is contained. Cr is also contained in MC type carbides, and has the effect of lowering the crystallization temperature. As the temperature at which MC-type carbides crystallize decreases, crystallization of MC-type carbides can be delayed, and the viscosity of the MC-type carbides increases due to the temperature decrease of the molten metal. Movement in the melt is suppressed. This point is effective in suppressing the segregation of MC type carbides.
  • the upper limit of Cr is 2 so that graphite can be crystallized even if a predetermined amount of V, which is a graphitization inhibiting element, is contained as in the case of Cr (V: 2.5% to 5.0%). .5%. Preferably, it is 0.8% to 1.5%.
  • Mo 1.0% to 3.0% Mo is mainly bonded to C to form a solid solution in crystallized cementite, and contributes to the improvement of the wear resistance. In addition, a part thereof forms precipitated carbides and has an effect of strengthening the matrix, so that the content is 1.0% or more. However, if it exceeds 3.0%, crystallization and precipitation of graphite are inhibited, which causes the reduction in seizure resistance and the reduction in crack resistance as described above. Therefore, the upper limit is 3.0% or less. Preferably, it is 1.2% to 2.5%.
  • V 2.5% to 5.0%
  • V acts as a solid solution in the matrix to strengthen the matrix, and mainly bonds with C to form a high hardness MC-type carbide to improve the wear resistance of the outer layer. For this reason, V is added by 2.5% or more.
  • MC type carbide mainly composed of V having a specific gravity smaller than that of the molten metal is formed, and segregates on the inner peripheral surface side of the outer layer at the time of centrifugal casting and is provided inside the outer layer.
  • the upper limit is made 5.0% because the weldability with the inner layer and the intermediate layer is reduced. Preferably, it is 3.0% to 4.0%.
  • Nb more than 0% and not more than 0.5%
  • Nb is an element that combines with C to crystallize MC type carbides of extremely high hardness, so it is added over 0%.
  • MC type carbide mainly composed of Nb has a specific gravity larger than that of a molten metal, for example, when the outer layer is produced by centrifugal casting, it segregates on the outer peripheral side. Therefore, in the present invention, as described later, since Nb% / V% ⁇ 0.1, the upper limit of Nb is set to 0.5% or less which is 1/10 of V. Preferably, it is 0.002% to 0.3%.
  • the outer layer material of the present invention is essentially Fe as a remainder, and the inclusion of impurities inevitably mixed at the time of melting is acceptable as long as the properties of the cast iron material are not affected.
  • both P and S lower the toughness of the material, it is preferable to be as small as possible, and it is more preferable to suppress both to 0.2% or less.
  • the said outer layer component satisfies the following conditions other than each component range.
  • This condition is to suppress the amount of MC-type carbide mainly composed of Nb, which has a crystallization temperature higher than that of a molten metal and is easily crystallized as a primary crystal, with V and Nb forming MC-type carbide to enhance wear resistance. It is a condition of MC-type carbide mainly composed of Nb crystallized as primary crystal is in a state where it can move easily in the unmelted molten metal and has a large specific gravity with respect to the molten metal, so it tends to cause segregation by centrifugal casting.
  • the present outer layer material containing a large amount of carbide-forming elements in order to crystallize the graphite necessary for crack resistance, a large amount of C is contained as the content of the carbide-forming elements Cr, Mo, and V increases. You need to However, when forming the outer layer by centrifugal casting, if the amount of C is high, a large amount of MC type carbide having a difference in specific gravity from the molten metal crystallizes, which tends to cause segregation.
  • the Cr content as described above and the condition (a) Nb% / V% ⁇ 0.1 allow the crystallization of the Nb-based MC-type carbide as a primary crystal by limiting the condition to (a)
  • Nb solid-solve in MC type carbide mainly composed of V the specific gravity of MC type carbide mainly composed of V having a small specific gravity relative to the molten metal can be made close to the molten metal, MC type carbide Segregation can be prevented.
  • V equivalent (V% + Nb% / 2) is set as a standard (coefficient 1.0), and C, Si, Cr And Mo amount respectively.
  • C is 2.1 times the amount of V equivalent as a forming element of crystallized graphite and MC type carbide.
  • Si is required as a graphite crystallization promoting element, it is set to 1.2 with respect to the V equivalent in order to secure the amount of graphite crystallization.
  • Cr atomic weight: 52.0
  • the coefficient of “-” is taken as the opposite effect of the carbide forming element of Since Mo (atomic weight: 95.94) has an atomic weight of about twice V and is less likely to form MC-type carbide than V, the coefficient for V equivalent is set to 0.5.
  • the preferred upper limit of condition (b) is 12.5%.
  • the outer layer can further contain W.
  • W works in the same manner as Mo, but in the case of centrifugal casting, since it tends to form lamination segregation, it is preferable to be more than W: 0% and 3.0% or less. Preferably, it is 2.0% or less.
  • the atomic weight of Mo is 95.94, and the atomic weight of W is 183.8, which is approximately twice that of Mo. Therefore, when converted to Mo equivalent, W needs twice as much as Mo. Therefore, in the present condition (b '), the Mo equivalent (Mo% + W% / 2) is set with respect to the condition (b).
  • the upper limit of the condition (b ') is also preferably 12.5%.
  • the outer layer preferably has an MC-type carbide area ratio of 4.0% to 11.0%. If the area ratio of MC type carbides is less than 4.0%, the outer layer may have an insufficient effect of improving the wear resistance. Moreover, it is because it is difficult to make the area ratio of MC type carbide more than 11.0% by coexistence relationship with graphite.
  • the graphite area ratio of the outer layer it is preferable to adjust the graphite area ratio of the outer layer to 0.5% to 5.0%. If the area ratio of graphite is less than 0.5%, the effect of improving the seizure resistance of the outer layer is insufficient, and in the case of a throttling accident, cracks and seizure due to thermal shock occur. Since the seizure concentrates the load, the progress of the crack is significantly accelerated. By crystallizing graphite in the outer layer, it is possible to suppress the development of a crack that is generated by thermal shock in the case of a drawing accident, and it is possible to enhance the crack resistance of the outer layer.
  • the amount of crystallized graphite can be adjusted by adding an inoculant such as Fe-Si or Ca-Si to the outer layer molten metal.
  • an inoculant such as Fe-Si or Ca-Si
  • the wear resistance and mechanical properties of the outer layer may be significantly reduced.
  • the outer layer can further contain B.
  • the content exceeds 0.1%, the mechanical properties significantly decrease, so the upper limit is made 0.1%. It is preferable to make it 0.05% or less.
  • each outer layer material is a component which is not contained or a component which may be contained but which is not detectable is "-".
  • Table 1 and Table 2 showing the measurement and test results, the components not satisfying the scope of the present invention, conditions, preferred measured values of the present invention, values outside the test results or values significantly inferior to the inventive examples Stars are added to enhance understanding visually.
  • the outer layer material has the number of revolutions of the mold GNo. Is set to 100 G to 200 G, and the casting temperature is set to 1250.degree. C. to 1360.degree.
  • the outer layer material has an outer diameter of 300 mm and a length of 200 mm, and an outer diameter of 570 mm to 800 mm and a length of 1100 mm to 2500 mm. Then, tempering was repeated several times at 400 ° C. to 600 ° C. for each outer layer material, and then a 200 mm ⁇ 200 mm sample was taken from each outer layer material.
  • each sample material is polished using sandpaper of grain size 240, and after polishing for the range of the entire length in the longitudinal cross section
  • the test material of (1) was subjected to an etching process of nitric acid aqueous solution, and a macrostructural photograph was taken.
  • alumina buffing was performed on the test material, and a microstructure photograph was taken.
  • FIG. 3 to 5 show 20 mm from the outer peripheral side in the longitudinal direction cross sections of invention example 4, invention example 9 and comparative example 4
  • a microstructure photograph and a microstructure photograph in the vicinity of the inner peripheral side in the longitudinal direction cross section of Comparative Example 4 are shown in FIG. Since MC-type carbide is hard, it protrudes more than other carbides when alumina buffing is performed, and in the photograph of its structure, the shadow of the protruding MC-type carbide is photographed. Also, in the microstructure photograph, the black mass is graphite.
  • the comparative examples 1 to 5 were evaluated as “2 (present)".
  • the evaluation was "2 (present)", even though the V and Nb concentrations for forming MC-type carbides are appropriate, these Comparative Examples This is because the amount with respect to the C concentration and the Cr concentration does not satisfy the condition (b), and the MC-type carbide crystallized excessively is segregated.
  • Comparative Example 2 and Comparative Example 5 although the component range of each element is included in the scope of the present invention, it is found that segregation of MC type carbides is caused by not satisfying the condition (b).
  • Comparative Example 3 the amount of V is large, and the MC type carbide which is lightweight with respect to the specific gravity of the molten metal crystallizes to cause segregation.
  • Comparative Example 4 has a small amount of V but a large amount of Nb, and does not satisfy not only the condition (b) but also the condition (a). It is because out segregation occurred.
  • ⁇ Seize load (N)> The seizing load was measured by a high-speed Falex-type wear tester (manufactured by Kobe Steel, product name: high-speed Falex-type friction tester). In the test, a cylindrical test piece (diameter 10 mm, length 35 mm) is taken from each test material, and while rotating the test piece at 200 rpm, it is sandwiched by two V blocks made of SUS430, and the load is increased While loading at 100 N / sec, raise the load to 1500 N at a speed of 15 N / 9 seconds. The inflection point of the torque during this time was evaluated as the seizure load. The higher the seizure load, the better the seizure resistance.
  • any of the inventive examples it is possible to suppress welding abnormality with the axial core material by not showing segregation of MC type carbide, and to improve the accident resistance as a composite roll for rolling I understand. Further, since the graphite area ratio and the MC type carbide area ratio are respectively adjusted to the desired ranges, it is understood that the outer layer of the composite roll for rolling is also extremely good in the seizure load and the wear amount.
  • the composite roll for rolling of the present invention since the outer layer is excellent in wear resistance, crack resistance and accident resistance, the service life of the roll can be extended, thereby reducing the cost of the roll. Furthermore, it contributes to the stabilization of roll inventory management.
  • the composite roll for rolling according to the present invention is particularly suitable for application to the latter stage stand of hot finish rolling where the operation stability is required.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Geometry (AREA)
  • Reduction Rolling/Reduction Stand/Operation Of Reduction Machine (AREA)

Abstract

本発明は、ＭＣ型炭化物の偏析を抑え、晶出する黒鉛量を調整することで、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐クラック性及び耐事故性にすぐれる外層を具えた圧延用複合ロールを提供する。　本発明の圧延用複合ロールは、外層を有する遠心力鋳造製圧延用複合ロールであって、前記外層は、質量％にて、Ｃ：２．２％～３．２％、Ｓｉ：１．０％～３．０％、Ｍｎ：０．３％～２．０％、Ｎｉ：３．０％～７．０％、Ｃｒ：０．５％～２．５％、Ｍｏ：１．０％～３．０％、Ｖ：２．５％～５．０％、Ｎｂ：０％を越えて０．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物であって、条件（ａ）：Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１、条件（ｂ）：２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×Ｍｏ％＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％を満足する。

Description

圧延用複合ロール
　本発明は、熱間圧延工程におけるホットストリップミルで用いられる圧延用複合ロールに関するものである。
　熱間圧延のホットストリップミルに用いられる圧延用複合ロールは、鋼板と接する外層にすぐれた耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐クラック性及び耐事故性が求められている。このため、外層材には、ハイス系鋳鉄材や高合金グレン鋳鉄材が用いられている。
　たとえば、特許文献１では、化学組成がｗｔ％で、Ｃ：１．８％～３．６％、Ｓｉ：１．０％～３．５％、Ｍｎ：０．１％～２．０％、Ｎｉ：０．５％～１０．０％、Ｃｒ：２．０％～１０％、Ｍｏ：０．１％～１０％、Ｗ：０．１％～１０％、Ｖ，Ｎｂ：一種又は二種の総計で１．５％～１０％、及び残部が実質的にＦｅからなるハイス系鋳鉄材が提案されている。
　圧延の絞り事故によるクラックは、ロール外層と圧延材が焼付き、外層が熱衝撃を受けることで発生する。このクラックは、金属組織内の黒鉛によってその進展が妨げられると考えられている。そのため、ホットストリップミルにおいて、絞り事故が発生しやすい仕上後段スタンドでは、金属組織内に黒鉛を晶出し耐焼付き性に優れた高合金グレン鋳鉄材が使用されており、ＭＣ型炭化物を形成して耐摩耗性に優れたハイス系鋳鉄材は一般的に使用されていない。
特開平０６－２５６８８９号公報
　黒鉛は、合金中の炭素が凝固過程で晶出及び、析出することによって形成されるが、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂは、何れも黒鉛化を阻害する元素である。とくに、この中でＣｒが最も強力な黒鉛化阻害元素であり、Ｃｒの添加量が多いと、黒鉛の形成が阻害されて、耐クラック性が低下してしまう虞がある。
　また、Ｖ、Ｎｂは合金中の炭素と結合し、夫々ＭＣ型炭化物を形成するが、ＶＣは、溶湯に比べて比重が小さいので、遠心力鋳造の際に外層の内周側に偏析する。この偏析したＭＣ型炭化物は、外層の内側に軸芯材となる中間層や内層を鋳込んだときに再溶解し難いため、軸芯材との境界で溶着異常を起こす虞がある。外層と軸芯材との溶着異常は耐事故性の低下を招く。
　一方、ＮｂＣは、溶湯に比べて比重が大きいので、遠心力鋳造の際に外層の外周側に移動し、製品の使用層内に残存する。これにより、外層表面に肌荒れが発生し、圧延された鋼板に外層の表面模様が転写してしまう。
　ＭＣ型炭化物は、高硬度であるため外層の耐摩耗性向上に寄与するが、上記のようにＭＣ型炭化物が外層の外周側または内周側に偏析することでＭＣ型炭化物が少なくなって耐摩耗性に劣る層が発生してしまう。
　本発明の目的は、ＭＣ型炭化物の偏析を抑え、晶出する黒鉛量を調整することで、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐クラック性及び耐事故性にすぐれる外層を具えた圧延用複合ロールを提供することである。
　本発明の圧延用複合ロールは、
　外層を有する遠心力鋳造製圧延用複合ロールであって、
　前記外層は、質量％にて、Ｃ：２．２％～３．２％、Ｓｉ：１．０％～３．０％、Ｍｎ：０．３％～２．０％、Ｎｉ：３．０％～７．０％、Ｃｒ：０．５％～２．５％、Ｍｏ：１．０％～３．０％、Ｖ：２．５％～５．０％、Ｎｂ：０％を越えて０．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物であって、
　条件（ａ）：Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１、
　条件（ｂ）：２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×Ｍｏ％＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％
　を満足する。
　また、本発明の圧延用複合ロールは、
　外層を有する遠心力鋳造製圧延用複合ロールであって、
　前記外層は、質量％にて、Ｃ：２．２％～３．２％、Ｓｉ：１．０％～３．０％、Ｍｎ：０．３％～２．０％、Ｎｉ：３．０％～７．０％、Ｃｒ：０．５％～２．５％、Ｍｏ：１．０％～３．０％、Ｗ：０％を越えて３．０％以下、Ｖ：２．５％～５．０％、Ｎｂ：０％を越えて０．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物であって、
　条件（ａ）：Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１、
　条件（ｂ’）：２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×（Ｍｏ％＋Ｗ％／２）＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％
　を満足する。
　外層は、さらに、質量％にて、Ｂ：０％を越えて０．１％以下を含有することができる。
　前記外層は、黒鉛面積率が０．５％～５．０％であることが好ましい。
　また、前記外層は、ＭＣ型炭化物面積率が４．０％～１１．０％であることが好ましい。
　本発明によれば、遠心力鋳造の際に外層のＭＣ型炭化物の偏析を抑え、外層の外周側から内周側まで略均等にＭＣ型炭化物を分散でき、また、晶出する黒鉛量も調整することができる。従って、圧延用複合ロールの耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐クラック性及び耐事故性を向上させることができる。本発明の圧延用複合ロールは、ホットストリップミルにおいて、とくに操業安定性が求められる熱間仕上げ圧延の後段スタンドへの適用に好適である。
図１は、発明例９の供試材の長手方向断面におけるマクロ組織写真である。 図２は、比較例４の供試材の長手方向断面におけるマクロ組織写真である。 図３は、発明例４の供試材の外周側より２０ｍｍ位置のミクロ組織写真である。 図４は、発明例９の供試材の外周側より２０ｍｍ位置のミクロ組織写真である。 図５は、比較例４の供試材の外周側より２０ｍｍ位置のミクロ組織写真である。 図６は、比較例４の供試材の内周側近傍のミクロ組織写真である。
　本発明の圧延用複合ロールは、圧延に供される外層と、外層の内側に中間層及び内層、又は内層からなる軸芯材によって構成することができる。内層を構成する内層材として、高級鋳鉄、ダクタイル鋳鉄、黒鉛鋼等の強靱性を有する材料を例示でき、中間層を構成する中間層材としてアダマイト材を例示できる。
　外層は、たとえば遠心力鋳造によって製造することができる。遠心力鋳造は、縦型（回転軸が鉛直方向）、傾斜型（回転軸が斜め方向）や横型（回転軸が水平方向）の何れであってもよい。遠心力鋳造における金型回転数はＧＮｏ．を１００Ｇ以上とすることが好ましい。もちろん、外層は、静置鋳造等によって製造することもできるが、製造コスト低減のために遠心力鋳造が好ましい。
　本発明の外層の成分限定理由は、以下のとおりである。
＜成分限定理由＞
　本発明の圧延用複合ロールの外層材の成分限定理由を説明する。なお、以下において、特に明示しない場合、「％」は、質量％である。
Ｃ：２．２％～３．２％
　Ｃは、黒鉛を晶出させ、耐摩耗性や耐クラック性を改善させると共に、高硬度のＭＣ型炭化物を晶出させて硬度を高めることができる。晶出する黒鉛及び共晶炭化物であるセメンタイトを減少させ、後述するようにＭＣ型炭化物の過剰な晶出を抑制して耐事故性を向上させるために、Ｃの含有量は３．２％以下とする。一方で、黒鉛の晶出量を確保するために、Ｃの含有量は２．２％以上とする。好ましくは、２．３％～３．０％である。
Ｓｉ：１．０％～３．０％
　Ｓｉは、溶湯の脱酸剤として必要な元素である。とくに、遠心力鋳造では、湯流れ性の確保のためにも必要である。また、高合金グレン鋳鉄材の場合、Ｓｉは、黒鉛晶出（一部は析出）の促進元素として必要である。従って、１．０％以上含有させる。しかし、３．０％を超えると機械的性質が劣化して耐クラック性低下の原因となるため、上限は３．０％とする。好ましくは、１．５％～２．５％である。
Ｍｎ：０．３％～２．０％
　Ｍｎは、溶湯の脱硫剤としてあるいは脱酸剤として溶湯の健全性を向上させるため、および基地組織の強化に必要な元素である。従って、０．３％以上含有させる。しかし、２．０％を超えて含有すると、機械的性質が劣化して耐クラック性が低下するため、２．０％以下とする。
Ｎｉ：３．０％～７．０％
　Ｎｉは、黒鉛晶出の補助元素として、また基地の焼入れ性を改善してベイナイト化を促進し、基地強化を図るのに有効な元素である。３．０％未満ではこのような効果が十分ではなく、高硬度が得られず、耐摩耗性が不十分となる。このため、下限は３．０％とする。一方、７．０％を超えて含まれると残留オーステナイト量が多くなり、熱間圧延中に残留オーステナイトが分解して耐肌荒れ性が低下する。従って、上限は７．０％とする。好ましくは、４．０％～６．０％である。
Ｃｒ：０．５％～２．５％
　Ｃｒは、主としてＣと結合して晶出セメンタイト中に固溶し、耐摩耗性の向上に寄与する。また、一部は析出炭化物を形成して、基地を強化する。このため、０．５％含有させる。なお、Ｃｒは、ＭＣ型炭化物にも含まれ、その晶出温度を低下させる作用がある。ＭＣ型炭化物が晶出する温度が低下することで、ＭＣ型炭化物の晶出を遅らせることができ、ＭＣ型炭化物の晶出時に溶湯の温度低下によりその粘性が高まっているため、ＭＣ型炭化物の溶湯中での移動が抑制される。この点でＭＣ型炭化物の偏析を抑制する効果がある。一方、Ｃｒは、非常に強い黒鉛化阻害元素であるため、黒鉛の晶出及び析出が阻害され、摩擦係数が増大し、耐焼付き性も低下する。これにより、圧延材の通板性が損なわれてロール表面に圧延材が焼付いたり、脆化して、耐クラック性低下の原因となる。従って、Ｃｒと同様に黒鉛化阻害元素であるＶを所定量含有させても（Ｖ：２．５％～５．０％）、黒鉛を晶出させることができるように、Ｃｒの上限は２．５％とする。好ましくは、０．８％～１．５％である。
Ｍｏ：１．０％～３．０％
　Ｍｏは、主としてＣと結合して晶出セメンタイト中に固溶し、耐摩耗性の向上に寄与する。また、一部は析出炭化物を形成して、基地を強化する作用を有するため、１．０％以上含有させる。しかし、３．０％を越えると、黒鉛の晶出及び析出が阻害され、上記と同様、耐焼付き性低下や耐クラック性低下の原因となる。従って、上限は３．０％以下とする。好ましくは、１．２％～２．５％である。
Ｖ：２．５％～５．０％
　Ｖは、基地に固溶して基地を強化する作用があり、さらに、主としてＣと結合し、高硬度のＭＣ型炭化物を形成し、外層の耐摩耗性を改善させる。このため、Ｖは２．５％以上添加する。一方で、Ｖの添加量が多くなると、溶湯に比べて比重の小さいＶを主体とするＭＣ型炭化物が形成されて、遠心力鋳造時に外層の内周面側に偏析し、外層の内側に設けられる内層や中間層との溶着性を低下させるから、上限を５．０％とする。好ましくは、３．０％～４．０％である。
Ｎｂ：０％を越えて０．５％以下
　Ｎｂは、Ｃと結合して極めて高硬度のＭＣ型炭化物を晶出する元素であるため、０％を越えて添加する。一方、Ｎｂを主体とするＭＣ型炭化物は、溶湯に比べて比重が大きいため、たとえば遠心力鋳造により外層を作製した場合、外周側に偏析してしまう。このため、本発明では、後述のとおり、Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１に制限しているから、Ｎｂの上限は、Ｖの１／１０である０．５％以下とする。好ましくは、０．００２％～０．３％である。
残部Ｆｅ及び不可避的不純物
　本外層材は、残部実質的にＦｅであり、溶製時に不可避的に混入する不純物は鋳鉄材の特性に影響を及ぼさない範囲でその含有は許容される。なお、Ｐ、Ｓはいずれも材質の靱性を低下させるため、少ない程好ましく、両者とも０．２％以下に抑えることがより好ましい。
　上記外層成分は、個々の成分範囲の他、以下の条件を満足する。
条件（ａ）Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１
　本条件は、耐摩耗性を高めるためのＭＣ型炭化物を形成するＶとＮｂにおいて、溶湯よりも晶出温度が高く初晶として晶出しやすいＮｂを主体とするＭＣ型炭化物の量を抑制するための条件である。初晶として晶出したＮｂを主体とするＭＣ型炭化物は、凝固が進んでいない溶湯内で移動しやすい状態にあり、且つ溶湯に対して比重が大きいため、遠心力鋳造により偏析を起こしやすい。特に、炭化物形成元素の多い本外層材において、耐クラック性に必要な黒鉛を晶出させるためには、炭化物形成元素であるＣｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量の増加に伴って、Ｃを多く含有させる必要がある。しかし、遠心力鋳造により外層を形成する場合、Ｃ量が高いと溶湯との比重差のあるＭＣ型炭化物が多量に晶出し、偏析を招きやすい。そこで本発明では、上記のように低Ｃｒ量にすると共に、条件（ａ）Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１に制限することで、Ｎｂを主体とするＭＣ型炭化物の初晶としての晶出を抑え、且つＶを主体とするＭＣ型炭化物中にＮｂを固溶させることで、溶湯に対して比重の小さいＶを主体とするＭＣ型炭化物の比重を溶湯に近づけることができ、ＭＣ型炭化物の偏析を防止することができる。
条件（ｂ）２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×Ｍｏ％＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％
　従来、炭化物形成元素濃度を高めた高合金グレン鋳鉄材において、耐摩耗性を高めるためにＭＣ型炭化物を多く晶出させ、同時に黒鉛を安定して晶出させるために、Ｃ及びＳｉを多く含有させていた。しかし、ＭＣ型炭化物を形成するＶやＮｂの濃度を高くしても、Ｃ量を低くすることによって過剰にＭＣ型炭化物が晶出することを抑制できること見出した。本条件は、ＭＣ型炭化物の晶出量を制御し、偏析を抑えるための条件である。ＭＣ型炭化物が偏析しないためには、溶湯に対して比重の小さいＶを主体とするＭＣ型炭化物と、溶湯に対して比重の大きいＮｂを主体とするＭＣ型炭化物を考慮し、ＭＣ型炭化物の比重を溶湯に近づける必要がある。Ｖの原子量は５０．９４、Ｎｂの原子量はＶの略２倍の９２．９１であり、また、ＭＣ型炭化物の形成効果に関し、同じ効果を得るには、ＮｂはＶの２倍必要となる。従って、本条件（ｂ）では、上記条件（ａ）で調整されたＶとＮｂについて、Ｖ当量（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）を基準（係数１．０）とし、これに対するＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ量を夫々規定した。Ｃは、黒鉛の晶出、ＭＣ型炭化物の形成元素としてＶ当量に対して２．１倍としている。また、Ｓｉは黒鉛晶出促進元素として必要であることから黒鉛晶出量を確保するためにＶ当量に対して１．２としている。Ｃｒ（原子量：５２．０）は、Ｖと原子量が近いためＶ当量に対する係数を１．０とするが、Ｃを消費して炭化物を形成しても偏析形成を抑制する効果があるため、他の炭化物形成元素とは逆の効果として「－」の係数とした。Ｍｏ（原子量：９５．９４）は、原子量がＶの約２倍であること、また、Ｖに比べてＭＣ型炭化物を形成し難いことから、Ｖ当量に対する係数を０．５とした。ＭＣ型炭化物の偏析に対する作用、効果に基づいて種々の実験データを元に条件（ｂ）式左辺の和の上限を１３．０％と設定することでＭＣ型炭化物の偏析を抑制できることを見出した。条件（ｂ）の好ましい上限は１２．５％である。
　上記条件（ａ）及び（ｂ）を満たすことで、外層における高硬度なＭＣ型炭化物の偏析を抑え、外層の外周側から内周側まで略均等にＭＣ型炭化物を分散できるから、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐事故性の向上を図ることができる。
　上記外層は、さらにＷを含有させることができる。ＷはＭｏと同様の作用をするが、遠心力鋳造法の場合、ラミネーション偏析を形成する傾向があるため、Ｗ：０％を越えて３．０％以下とすることが好ましい。好ましくは、２．０％以下である。
　そして、Ｗを含有する場合上記条件（ｂ）は、以下の条件（ｂ’）となる。
条件（ｂ’）２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×（Ｍｏ％＋Ｗ％／２）＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％
　Ｍｏの原子量は９５．９４、Ｗの原子量はＭｏの略２倍の１８３．８であるから、Ｍｏ当量で換算すると、ＷはＭｏの２倍必要となる。従って、本条件（ｂ’）では、上記条件（ｂ）に対し、Ｍｏ当量（Ｍｏ％＋Ｗ％／２）とした。なお、条件（ｂ’）も好ましい上限は１２．５％である。
　なお、上記外層は、ＭＣ型炭化物面積率が４．０％～１１．０％であることが好ましい。ＭＣ型炭化物の面積率が４．０％未満であると外層は耐摩耗性向上の効果が不十分になることがある。また、黒鉛との共存関係によりＭＣ型炭化物の面積率を１１．０％超にすることは困難だからである。
　さらに、外層の黒鉛面積率を０．５％～５．０％に調整することが好ましい。黒鉛の面積率が０．５％未満では外層の耐焼付き性向上の効果が不十分であり、絞り事故の際に熱衝撃によるクラック、及び焼付きを発生させる。焼付きは荷重を集中させるため、クラックの進展を著しく早めてしまう。外層に黒鉛を晶出させることによって、絞り事故の際に熱衝撃を受けることで発生するクラックの進展を抑制することができ、外層の耐クラック性を高めることができる。たとえば、晶出する黒鉛量は、外層溶湯にＦｅ－Ｓｉ、Ｃａ－Ｓｉ等の接種剤を添加することにより調整することができる。一方、黒鉛の面積率が５．０％を越えると、外層の耐摩耗性及び、機械的性質は著しく低下する虞がある。
　また、上記外層は、さらにＢを含有させることができる。この場合、０．１％超含有すると機械的性質の低下が著しいため、その上限を０．１％とする。０．０５％以下とすることが好ましい。
　高周波誘導溶解炉にて、表１に示す各種成分の合金溶湯を溶製し、遠心力鋳造を行なって外層材を作製した。表１中、発明例は、発明例１～発明例１３、比較例は比較例１～比較例９であり、夫々溶湯成分組成を記載している。また、合わせて条件（ａ）、条件（ｂ）（但し、Ｗを含有する場合には条件（ｂ’））を計算した。
　なお、表１中、各外層材について、含有しない成分又は含有する可能性はあるが検出不可の成分は「－」としている。また、表１及び測定、試験結果を示す表２において、本発明範囲を満たさない成分、条件、本発明の好ましい測定値、試験結果から外れる値又は発明例に対して大きく劣る値には、その理解を視覚的に高めるため星印を付加している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　外層材は、発明例、比較例共に、遠心力鋳造時の金型回転数ＧＮｏ．を１００Ｇ～２００Ｇとし、鋳込み温度を１２５０℃～１３６０℃とした。外層材は、外径３００ｍｍで長さ２００ｍｍのもの、外径５７０ｍｍ～８００ｍｍで長さ１１００ｍｍ～２５００ｍｍのものである。そして、各外層材を４００℃～６００℃で焼戻しを数回繰り返した後、各外層材から２００ｍｍ×２００ｍｍの供試材を採取した。なお、８５０℃以上のγ化熱処理及び、焼入れ、焼戻しを実施してもよい。
　得られた供試材について、以下に示すとおり、ＭＣ型炭化物の偏析の有無、黒鉛面積率、ＭＣ型炭化物面積率、焼付き荷重及び摩耗量を測定した。なお、次に説明するＭＣ型炭化物の偏析が見られた比較例１乃至比較例５については、比較例３及び比較例４のみ黒鉛面積率等を測定した。
　まず、ＭＣ型炭化物の偏析、黒鉛面積率及びＭＣ型炭化物面積率を測定するために、各供試材を粒度２４０のサンドペーパーを用いて研磨し、長手方向断面における全長の範囲について、研磨後の供試材に硝酸水溶液のエッチング処理を施し、マクロ組織写真を撮影した。また、マクロ組織写真を撮影した後、供試材にアルミナバフ研磨を実施し、ミクロ組織写真を撮影した。参考のため、図１及び図２に発明例９と比較例４のマクロ組織写真、図３乃至図５に発明例４、発明例９及び比較例４の長手方向断面における外周側から２０ｍｍ位置のミクロ組織写真、図６に比較例４の長手方向断面における内周側近傍のミクロ組織写真を示す。ＭＣ型炭化物は、硬質であるため、アルミナバフ研磨した際に他の炭化物よりも突出し、その組織写真では突出したＭＣ型炭化物の影が撮影されている。また、ミクロ組織写真中、黒色の塊は黒鉛である。
＜ＭＣ型炭化物の偏析＞
　ＭＣ型炭化物の偏析は、得られたマクロ組織写真に基づいて評価した。図１及び図２を参照すると、図１（発明例９）は、供試材の長手方向断面にＭＣ型炭化物の偏析は認められない。一方、図２（比較例４）では、供試材の内周側、すなわち、図２の下側に濃く腐食された領域が認められる。これは、ＭＣ型炭化物が偏析したものである。比較例４の長手方向断面における外周側と内周側のミクロ組織写真（図５及び図６）を参照すると、図５の外周側はＭＣ型炭化物が疎であるのに対し、図６の内周側はＭＣ型炭化物が密であることからも、比較例４にＭＣ型炭化物が内周側に偏析していることがわかる。これは、溶湯比重に対して軽量なＭＣ型炭化物が過剰に晶出し、遠心力鋳造の際にその比重差によって内側に凝集したためである。比較例４のように、外層材の内周側にＭＣ型炭化物が偏析すると、その内側に中間層や内層などの軸芯材を鋳込んだ場合でも偏析層は再溶解し難いから、境界に残存して溶着異常を起こし、耐事故性を低下させるため、圧延用複合ロールの外層として適さない。なお、図１に示す発明例９の供試材についても、内周側約２０ｍｍの範囲に内周側とは異なる組織が観察されるが、この層は比較的低融点の最終凝固層であるため、一部引け巣を伴うが、軸芯材を鋳込んだ際に再溶解して、健全に溶着するため問題はない。
　同様の要領で、各供試材のマクロ組織写真からＭＣ型炭化物の偏析の有無を調べた。そして、得られた各組織写真を元に、ＭＣ型炭化物の偏析がないものを評価「１（なし）」、あるものを評価「２（あり）」とした。結果を表２「ＭＣ型炭化物の偏析」に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２を参照すると、発明例は何れも評価「１（なし）」であり、ＭＣ型炭化物の偏析が認められないことがわかる。これは、発明例が何れも条件（ａ）と条件（ｂ）又は（ｂ’）を満足しているからである。とくに、条件（ａ）であるＶとＮｂの含有量の質量比を満足することで、Ｖを主体とするＭＣ型炭化物にＮｂが固溶することで、溶湯に比して比重の大きいＮｂを主体とするＭＣ型炭化物の晶出を抑え、ＭＣ型炭化物の比重を溶湯の比重近くに調整できている。その上で、条件（ｂ）の式を満たす合金組成とすることで、ＭＣ型炭化物の偏析を大きく低減できたものである。これにより、発明例の外層を有する圧延用複合ロールのＭＣ型炭化物の偏析に起因する耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐事故性を向上できたことがわかる。
　一方、比較例は、比較例１乃至５は評価「２（あり）」であった。比較例１や比較例２、比較例５において、評価が「２（あり）」であったのは、ＭＣ型炭化物を形成するＶとＮｂ濃度が適切であっても、これら比較例は全体としてＣ濃度やＣｒ濃度に対する量が条件（ｂ）を満たしておらず、過剰に晶出したＭＣ型炭化物が偏析したためである。とくに、比較例２と比較例５は、各元素の成分範囲は、本発明の範囲に含まれるが、条件（ｂ）を満たしていないことでＭＣ型炭化物の偏析を引き起こしたことがわかる。比較例３に関しては、Ｖ量が多く、溶湯比重に対して軽量なＭＣ型炭化物が晶出して偏析を生じたためである。また、比較例４は、Ｖ量が少ない一方でＮｂ量が多く、条件（ｂ）のみならず、条件（ａ）も満たしておらず、その結果、溶湯比重に対して重いＭＣ型炭化物が晶出し偏析を生じたためである。
＜黒鉛面積率（％）＞
　次に、得られた供試材について、長手方向断面の外周側のミクロ組織を上記と同様の要領で写真撮影し、黒鉛量を黒鉛面積率として測定した。なお、以降の測定、試験から、ＭＣ型炭化物の偏析が確認された比較例１、比較例２及び比較例５は除外した。
　発明例４、発明例９及び比較例４の供試材について、外層材の内周側のミクロ組織写真を図３乃至図５に夫々示す。結果を表２「黒鉛面積率」に示す。表２を参照すると、発明例は何れも黒鉛面積率を０．５％～５．０％に調整できている。また、比較例４、比較例７、比較例９も黒鉛面積率を０．５％から５．０％に調整できている。黒鉛面積率が上記のとおり調整されることで、熱衝撃により外層材に発生するクラックの進展を黒鉛によって妨げることができ、外層材の耐クラック性を高めることができる。
　比較例６と比較例８は何れも黒鉛の晶出は認められなかった。これは、比較例６、比較例８のＣｒ％が高いためである。
＜ＭＣ型炭化物面積率（％）＞
　供試材の内周側のミクロ組織写真（たとえば図３乃至図５参照）から、ＭＣ型炭化物量をＭＣ型炭化物面積率により測定した。結果を表２「ＭＣ型炭化物面積率」に示す。表２を参照すると、発明例は、何れもＭＣ型炭化物量が４．０％～１１．０％の範囲に調整できており、すぐれた耐摩耗性を有していることがわかる。一方、比較例４、比較例７乃至比較例９はＭＣ型炭化物面積率が４．０％未満であることから、耐摩耗性の点で劣ることがわかる。
＜焼付き荷重（Ｎ）＞
　焼付き荷重は、高速ファレックス型摩耗試験機（神鋼造機製、製品名：高速ファレックス型摩擦試験機）にて測定した。試験は、各供試材から円柱状の試験片（直径１０ｍｍ、長さ３５ｍｍ）を採取し、供試片を２００ｒｐｍで回転させながら、ＳＵＳ４３０製の２個のＶブロックで挟み、荷重を上昇速度１００Ｎ／ｓｅｃで負荷しつつ、１５Ｎ／９秒の速度で荷重が１５００Ｎに達するまで上昇させる。この間におけるトルクの変曲点を焼付き荷重として評価した。焼付き荷重が高い程、耐焼付き性が良い。試験結果を表２「焼付き荷重」に示す。表２を参照すると、発明例は何れも焼付き荷重が高く、比較例に比して十分な耐焼付き性を具備していることがわかる。一方、比較例４、比較例７、比較例９は焼付き荷重が十分でなく、耐焼付き性に劣ることがわかる。
＜摩耗量（μｍ）＞
　摩耗量は、上記の高速ファレックス型摩耗試験機にて測定した。試験は、各供試材から円柱状の試験片（直径１０ｍｍ、長さ３５ｍｍ）を採取し、供試片を２００ｒｐｍで回転させながら、ＳＳ４００製の２個のＶブロックで挟み、荷重を上昇速度１００Ｎ／ｓｅｃで負荷しつつ、荷重が１０００Ｎに達した時点で３０分間荷重を保持することにより行なった。試験後、試験片とＶブロックの接触面の摩耗量を測定した。結果を表２「摩耗量」に示す。表２を参照すると、発明例は何れも摩耗量を小さく抑えられており、十分な耐摩耗性を具備していることがわかる。一方、比較例４、比較例７乃至比較例９は摩耗量が大きく、耐摩耗性に劣ることがわかる。これは、耐摩耗性の向上に必要なＭＣ型炭化物量が面積率で４．０％未満であるためである。
＜総合評価＞
　上記各測定、試験結果を参照すると、発明例は何れもＭＣ型炭化物の偏析が見られないことで軸芯材との溶着異常を抑えることができ、圧延用複合ロールとして耐事故性を向上できることがわかる。また、黒鉛面積率及びＭＣ型炭化物面積率が夫々所望の範囲に調整されていることから、焼付き荷重、摩耗量においても圧延用複合ロールの外層として極めて良好であることがわかる。
　以上のように、本発明の圧延用複合ロールは、外層が耐摩耗性、耐クラック性及び耐事故性に優れるから、ロールの耐用寿命を伸ばすことができ、これによりロールコストの低減を図れ、さらにはロール在庫管理の安定化に貢献する。本発明圧延用複合ロールは、とくに、操業安定性が求められる熱間仕上げ圧延の後段スタンドへの適用に好適である。
　上記説明は、本発明を説明するためのものであって、特許請求の範囲に記載の発明を限定し、或いは範囲を限縮するように解すべきではない。また、本発明の各部構成は、上記実施形態に限らず、特許請求の範囲に記載の技術的範囲内で種々の変形が可能であることは勿論である。

Claims (5)

  1. 　外層を有する遠心力鋳造製圧延用複合ロールであって、
    　前記外層は、質量％にて、Ｃ：２．２％～３．２％、Ｓｉ：１．０％～３．０％、Ｍｎ：０．３％～２．０％、Ｎｉ：３．０％～７．０％、Ｃｒ：０．５％～２．５％、Ｍｏ：１．０％～３．０％、Ｖ：２．５％～５．０％、Ｎｂ：０％を越えて０．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物であって、
    　条件（ａ）：Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１、
    　条件（ｂ）：２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×Ｍｏ％＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％
    　を満足する、ことを特徴とする圧延用複合ロール。
  2. 　外層を有する遠心力鋳造製圧延用複合ロールであって、
    　前記外層は、質量％にて、Ｃ：２．２％～３．２％、Ｓｉ：１．０％～３．０％、Ｍｎ：０．３％～２．０％、Ｎｉ：３．０％～７．０％、Ｃｒ：０．５％～２．５％、Ｍｏ：１．０％～３．０％、Ｗ：０％を越えて３．０％以下、Ｖ：２．５％～５．０％、Ｎｂ：０％を越えて０．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物であって、
    　条件（ａ）：Ｎｂ％／Ｖ％＜０．１、
    　条件（ｂ’）：２．１×Ｃ％＋１．２×Ｓｉ％－Ｃｒ％＋０．５×（Ｍｏ％＋Ｗ％／２）＋（Ｖ％＋Ｎｂ％／２）≦１３．０％
    　を満足する、ことを特徴とする圧延用複合ロール。
  3. 　前記外層は、さらに、質量％にて、Ｂ：０％を越えて０．１％以下を含有する、
    　請求項１又は請求項２に記載の圧延用複合ロール。
  4. 　前記外層は、黒鉛面積率が０．５％～５．０％である、
    　請求項１乃至請求項３の何れかに記載の圧延用複合ロール。
  5. 　前記外層は、ＭＣ型炭化物面積率が４．０％～１１．０％である、
    　請求項１乃至請求項４の何れかに記載の圧延用複合ロール。
PCT/JP2017/046720 2016-12-28 2017-12-26 圧延用複合ロール WO2018124101A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112019012904A BR112019012904A2 (pt) 2016-12-28 2017-12-26 rolo compósito para laminação
EP17887782.5A EP3563942A4 (en) 2016-12-28 2017-12-26 COMPOSITE ROLLER FOR ROLLING
KR1020197018513A KR102215460B1 (ko) 2016-12-28 2017-12-26 압연용 복합 롤
CN201780081602.6A CN110114155B (zh) 2016-12-28 2017-12-26 轧制用复合辊
US16/466,398 US10947611B2 (en) 2016-12-28 2017-12-26 Composite roll for rolling

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-254908 2016-12-28
JP2016254908A JP6313844B1 (ja) 2016-12-28 2016-12-28 圧延用複合ロール

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018124101A1 true WO2018124101A1 (ja) 2018-07-05

Family

ID=61968289

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/046720 WO2018124101A1 (ja) 2016-12-28 2017-12-26 圧延用複合ロール

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10947611B2 (ja)
EP (1) EP3563942A4 (ja)
JP (1) JP6313844B1 (ja)
KR (1) KR102215460B1 (ja)
CN (1) CN110114155B (ja)
BR (1) BR112019012904A2 (ja)
WO (1) WO2018124101A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020203570A1 (ja) 2019-04-03 2020-10-08 日鉄ロールズ株式会社 遠心鋳造製圧延用複合ロール及びその製造方法
WO2020203571A1 (ja) * 2019-04-03 2020-10-08 日鉄ロールズ株式会社 遠心鋳造製圧延用複合ロール及びその製造方法
CN111168030B (zh) * 2020-02-04 2021-06-25 三鑫重工机械有限公司 一种含石墨的贝氏体半钢板带粗轧工作辊

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05311335A (ja) * 1992-05-12 1993-11-22 Kawasaki Steel Corp スリーブロール
JPH06256889A (ja) 1993-03-05 1994-09-13 Kubota Corp 黒鉛を有するハイス系鋳鉄材及び複合ロール
JP2004082209A (ja) * 2002-06-24 2004-03-18 Nippon Steel Corp 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール
WO2014178437A1 (ja) * 2013-05-02 2014-11-06 日立金属株式会社 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63224859A (ja) 1987-03-16 1988-09-19 Kawasaki Steel Corp 遠心鋳造複合ロ−ルの製造方法
JP2841276B2 (ja) * 1994-06-29 1998-12-24 川崎製鉄株式会社 熱間圧延用ロール外層材及び熱間圧延用ロールの製造方法
AT408666B (de) 1999-04-22 2002-02-25 Weinberger Eisenwerk Gusswerkstoff und verfahren zu dessen herstellung
JP3412590B2 (ja) * 2000-01-17 2003-06-03 関東特殊製鋼株式会社 圧延用ロール
JP4123912B2 (ja) 2001-11-28 2008-07-23 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
JP4428214B2 (ja) 2004-11-30 2010-03-10 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間圧延用高Ｃｒ系ロール外層材および熱間圧延用高Ｃｒ系複合ロール
JP4778863B2 (ja) * 2006-08-28 2011-09-21 日鉄住金ロールズ株式会社 遠心鋳造製圧延用複合ロ−ルの外層材
JP5136138B2 (ja) 2008-03-18 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
CN102333124A (zh) * 2011-10-09 2012-01-25 华为技术有限公司 一种提升云计算模式下语音或视频传输质量的方法及装置
IN2014MN00580A (ja) 2011-10-19 2015-07-03 Jfe Steel Corp
ES2562625T3 (es) 2011-11-21 2016-03-07 Hitachi Metals, Ltd. Rodillo compuesto fundido centrífugamente y su método de producción
EP2740552B1 (en) * 2012-04-02 2016-03-09 Hitachi Metals, Ltd. Centrifugally cast composite roller and method for manufacturing same
JP5862526B2 (ja) * 2012-09-13 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
WO2015045985A1 (ja) * 2013-09-25 2015-04-02 日立金属株式会社 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール
KR102219332B1 (ko) * 2013-09-25 2021-02-22 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 원심 주조제 복합 롤 및 그 제조 방법
JP2015080813A (ja) 2013-10-24 2015-04-27 日鉄住金ロールズ株式会社 遠心鋳造製圧延用複合ロール
JP6028282B2 (ja) * 2014-08-25 2016-11-16 株式会社クボタ 圧延用複合ロールの外層材及び圧延用複合ロール
EP3437747B1 (en) * 2016-03-31 2020-11-25 Hitachi Metals, Ltd. Composite roll for rolling
BR112019013893B1 (pt) * 2017-02-08 2023-03-28 Hitachi Metals, Ltd Rolo compósito para laminação e seu método de produção

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05311335A (ja) * 1992-05-12 1993-11-22 Kawasaki Steel Corp スリーブロール
JPH06256889A (ja) 1993-03-05 1994-09-13 Kubota Corp 黒鉛を有するハイス系鋳鉄材及び複合ロール
JP2004082209A (ja) * 2002-06-24 2004-03-18 Nippon Steel Corp 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール
WO2014178437A1 (ja) * 2013-05-02 2014-11-06 日立金属株式会社 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3563942A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
JP6313844B1 (ja) 2018-04-18
CN110114155B (zh) 2021-02-05
US20190352753A1 (en) 2019-11-21
KR20190100210A (ko) 2019-08-28
US10947611B2 (en) 2021-03-16
EP3563942A4 (en) 2020-07-29
JP2018103245A (ja) 2018-07-05
EP3563942A1 (en) 2019-11-06
BR112019012904A2 (pt) 2019-12-31
KR102215460B1 (ko) 2021-02-15
CN110114155A (zh) 2019-08-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5950048B2 (ja) 遠心鋳造製熱間圧延用複合ロール
JP5136138B2 (ja) 熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
WO2018124101A1 (ja) 圧延用複合ロール
JP4483585B2 (ja) 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
JP5703718B2 (ja) 熱間圧延用遠心鋳造製ロール外層材および複合ロール
JP6515957B2 (ja) 耐摩耗性に優れた圧延用ロール外層材および圧延用複合ロール
JP5434276B2 (ja) 熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
JP2016180167A (ja) 連続鋳掛け肉盛鋳造製圧延用複合ロール
JP6292362B1 (ja) 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
JP5516545B2 (ja) 耐疲労性に優れた熱間圧延用遠心鋳造製ロール外層材および熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
JP7396256B2 (ja) 圧延用ロール外層材及び圧延用複合ロール
JP5447812B2 (ja) 熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
JP5434249B2 (ja) 熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
JP6840696B2 (ja) 圧延用複合ロール
JP6518314B2 (ja) 圧延用複合ロール
JP5867143B2 (ja) 耐疲労性に優れた熱間圧延用遠心鋳造製ロール外層材および熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール、ならびにそれらの製造方法
JP5327342B2 (ja) 耐疲労性に優れた熱間圧延用遠心鋳造製ロール外層材および熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール
JP4569122B2 (ja) 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
JP2018161655A (ja) 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
JP7136037B2 (ja) 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール
JP4059099B2 (ja) 継目無鋼管圧延用鋳造ロール材および継目無鋼管圧延用ロール
JP5867144B2 (ja) 耐疲労性に優れた熱間圧延用遠心鋳造製ロール外層材および熱間圧延用遠心鋳造製複合ロール、ならびにそれらの製造方法
KR20210082226A (ko) 열간 압연용 롤 외층재 및 열간 압연용 복합 롤

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17887782

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197018513

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019012904

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017887782

Country of ref document: EP

Effective date: 20190729

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019012904

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20190621