JPH0227430B2

JPH0227430B2 - Kokodokokuromurooru

Info

Publication number: JPH0227430B2
Application number: JP3970485A
Authority: JP
Inventors: Hiroaki Katayama
Original assignee: Kubota Corp
Current assignee: Kubota Corp
Priority date: 1985-02-28
Filing date: 1985-02-28
Publication date: 1990-06-18
Anticipated expiration: 2005-02-28
Also published as: JPS61199052A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、冷間圧延用ワークロールとして好適
なロールであつて、耐摩耗性及び耐事故性に極め
て優れた外殻を有する三重層の高硬度高クロルロ
ールに関する。（従来の技術）周知のように、冷間圧延用ロールとしては、現
在Hs85〜100の硬度を有する鍛鋼焼入れロールの
使用が一般的であるが、この種圧延用ロールで
は、その使用層に一般に次のような特性が要求さ
れる。耐摩耗性圧延による摩耗量が少ないことは当然望まし
く、これはその硬度及び炭化物量によつて決定さ
れる。従つて、冷間圧延用ロールの場合では、耐
摩耗性を得るために、可及的高硬度とすると共
に、組織的な均一性が摩耗に対して効果的とな
る。耐事故性冷間圧延における耐事故性は、焼付き、咬込み
などの圧延時の事故により、ロールが異常研摩さ
れ、ロール寿命を大きく左右するものである。一方、ロール全体としては、大きな圧延荷重に
耐えるべく、その胴部及びネツク部に充分な強籾
性が要求されるものとなる。（発明が解決しようとする問題点）然るに、上記鍛鋼焼入れロールでは、高硬度を
確保するために、その製造工程において焼入れ後
の焼戻し温度を150〜200℃の低温で行うものであ
り、このためスリツプや咬込みなどの圧延事故に
より表面付近が異常発熱し、他の部分の拘束によ
りこの部分に大きな引張応力を発生し、この結果
クラツクやスポーリングを発生し易いという欠点
があり、また熱影響が軽微な場合でも、高硬度部
が焼戻されて軟化部分を生じ、へこみキズを発生
し易いという難点があつた。本発明は冷間圧延用ロールにおける上記諸問題
を解消した新規有用なロールを提供することを目
的とする。（問題点を解決するための手段）叙上の目的を達成するための本発明の特徴とす
るところは、化学組成が重量％で、Ｃ：2.5〜3.2
％ Ni：1.0〜2.0％ Si：0.5〜1.5％ Cr：15〜23％ Mn：0.5〜1.5％ Mo：2.0〜3.5％Ｐ：0.08％以下Ｖ：3.5〜5.0％Ｓ：0.06％以下残部実質的にFeで形成され、硬度Hs85以上の
高硬度高クロム鋳鉄の外殻と、化学組成が重量％で、Ｃ：1.0〜2.5％ Ni：1.5％以下 Si：0.5〜1.5％ Cr：５〜10％ Mn：0.5〜1.5％ Mo：0.5％以下Ｐ：0.1％以下 Ti0.1％以下Ｓ：0.1％以下残部実質的にFeで形成された中間層と、化学組成が重量％で、Ｃ：3.0〜3.8％ Ni：2.0％以下 Si：1.8〜3.0％ Cr：1.0％以下 Mn：0.3〜1.0％ Mo：1.0％以下Ｐ：0.1％以下 Mg：0.02〜0.1％Ｓ：0.02％以下残部実質的にFeで形成されたダクタイル鋳鉄
の内殻とが溶着一体化されている点にある。（実施例）本発明の高硬度高クロルロールは、第１図に示
すとおり、特定組成の高硬度高クロム材で形成さ
れた外殻１と、特定組成の鋳鉄材で形成された中
間層２と、特定組成のダクタイル鋳鉄材で形成さ
れた内殻３とが溶着一体化されて構成されてい
る。まず、外殻１の成分範囲及びその限定理由につ
いて説明する。以下、成分単位は重量％である。Ｃ：2.5〜3.2％Ｃは（Fe，Cr）₇C₃型炭化物を安定にする範囲
内としてCrとのバランスをとつて目的とするカ
ーバイド量によつて決定される。Ｃが2.5％未満
でCrが15％未満ではカーバイドの量が20面積％
未満になり、耐摩耗性が減少し、一方Ｃが3.8％
を越えかつCr23％を越えて含有されるとカーバ
イドの量が40面積％を越えることになり機械的性
質の劣化を来す。 Si：0.5〜1.5％ Siは溶湯の脱酸のために必要であるが、0.5％
未満ではその効果が充分でない。しかし、1.5％
を越えて含有されると機械的性質の劣化を来す。 Mn：0.5〜1.5％ MnはSiの脱酸の補助として又Ｓの悪影響を
MnSとして防止するために少なくとも0.5％以上
の含有を必要とし、0.5末満では充分な効果が得
られない。しかし、1.5％を越えて含有されると、
機械的性質特に籾性の点で劣化が著しい。Ｐ：0.08％以下Ｐは特にロール材質においては少ない程望まし
い元素で、材質を脆くするという点からも0.08％
以下に押えられる。Ｓ：0.06％以下Ｓは粒界において偏析し易く機械的性質を劣化
させるので少ない程望ましく0.06％以下とした。 Ni：1.0〜2.0％ Niは焼入性を向上させ積極的に硬度調整を計
るために含有させるもので、1.0％末満では効果
が不足し、一方2.0％を越えて含有されると残留
オーステナイトが増加して硬度が上り難く、特に
硬度Hs85以上を達成する見地からはその含有量
を1.0〜2.0％の範囲とする。 Cr：15〜23％ CrはFe及びＣと共にカーバイドを生成するが、
最も硬度の高いM₇C₃型のカーバイドはCr／Ｃ比
により決定される。M₇C₃型カーバイドの生成量
はCr／Ｃ比が増加するに従つて増加するがその
比が８程度になると飽和する。Crが15％未満で
はカーバイドはM₃C型となり、強籾性及び耐摩
耗性がM₇C₃型晶出の場合に比較して劣ることと
なる。一方、Crが25％以上ではカーバイドは
M₂₃C₅型となりM₃C型の場合と同様の結果とな
る。従つて、M₇C₃型のカーバイドが確実に得ら
れる範囲として15〜23％とした。 Mo：2.0〜3.5％ Moは焼戻し抵抗を著しく高めると共に炭化物
中或いは基地中に固溶して硬度を上昇させる。
2.0％未満では効果が少なく、一方3.5％を越える
とMoが過剰となり、Mo₂Cとして晶出し所期の
効果は飽和する。Ｖ：3.5〜5.0％Ｖは高クロム鋳鉄の場合3.5％以上で凝固組織
が微細となり、一方５％を越えると微細化効果は
飽和し、コスト面で不利となる。外殻は以上の成分の他の残部実質的にFeで構
成される。次に中間層２について説明する。中間層２は、
外殻の高クロムが内殻（軸芯部）に混入拡散し、
内殻材質の強籾性がCrにより劣化するのを防止
するために設けられており、その成分範囲及び限
定理由は以下の通りである。単位は重量％であ
る。Ｃ：1.0〜2.5％外殻の内面一部が中間層溶湯により溶かされて
中間層溶湯中へ混入するが、Ｃが1.0％未満では
中間層の鋳込温度が高くなり外層が溶かされ易く
なり、後述のように中間層（凝固後）のCr含有
量を10％以下に押えるのが困難になる。一方2.5
％を越えると、炭化物が多く生成し中間層自体が
籾性に欠ける結果となり、中間層を設ける意義が
なくなる。 Si：0.5〜1.5％ Siは溶湯の脱酸効果から0.5％以上は必要であ
るが、1.5％を越えると脆くなり、中間層の機械
的性質の劣化を来す。 Mn：0.5〜1.5％ MnについてもSiと同様の効果があり、かつ
MnSとしてＳの悪影響を除去するため0.5％以上
は必要であるが、1.5％を越えるとその効果も飽
和しかつ機械的性質の劣化を来すため好ましくな
い。Ｐ：0.1％以下Ｐは溶湯の流動性を高めるが、材質の籾性を低
下させるので0.1％以下とする。Ｓ：0.1％以下ＳもＰと同様にロール材質を脆弱にするため実
害のない0.1％以下とする。 Ni：1.5％以下 Niは添加しなくても外殻からの混入で0.3％以
上になるが、1.5％まで含有しても問題はない。
しかし、1.5％を越えると焼入性が過度となり基
地の硬度が過大となり、籾性の面及び残留応力の
面から好ましくない。 Cr5〜10％ Crは外殻から不可避的に混入され、中間層溶
湯のCrを1.0％以下とした場合５〜10％となる。
10％を越えると籾性の劣化が著しくなる。溶湯
Cr量は低い方がよいがこれが1.0％を越えると工
業的に制御し難くなる。 Mo：0.5％以下 MoはNiと同様な作用があり、0.5％を越える
と硬度が過度となり、実害のない範囲として0.5
％以下とする。 Ti：0.1％以下 Tiは脱酸のために必要であるが、0.1％を越え
て含有されると溶湯が過酸化状態となり、かつ溶
湯の流動性を悪化させる。中間層は以上の合金成分のほか残部実質的に
Feから形成される。尚、実質的にFeとは、Feの
ほか不可避的に混入する不純物のことであり、外
層から混入したＶも含まれる。Ｖは最大１％程度
混入するが、この程度では籾性が劣化することは
ない。内殻３はロール軸芯部を構成するもので強籾性
が要求される。このため、Crの含有を可及的に
減少させることが望まれるが、中間層との溶着性
を考慮すると、中間層をある程度内殻溶湯に溶か
し込む必要があり、中間層からある程度のCrの
混入は避けられない。もつとも、中間層を設けて
いるので、中間層のない場合に比べて外殻からの
Crの混入は非常に低下する。従つて、Cr混入分
を考慮してダクタイル鋳鉄の内殻組成を選定する
必要がある。以下、成分限定理由について説明す
る。単位は重量％である。Ｃ：3.0〜3.8％Ｃ含有量が3.0未満の場合では、材質のチル化
が進行し、層の籾性低下が著しく、一方3.8％を
越えると黒鉛化が過剰となり、内殻材として強度
不足となると共に、ネツク部の硬度が低下し、ネ
ツク部が使用中に肌荒れを起こし易くなる。 Si：1.8〜3.0％ Siについては、1.8未満では黒鉛化が悪くセメ
ンタイトが多く析出し、内殻の強度が劣化して残
留応力により鋳造割れを起こし易い欠点を生じ、
一方3.0％を越えると黒鉛化が過剰となつて強度
の劣化を来すためである。 Mn：0.3〜1.0％ MnはＳと結合しMnSとしてＳの悪影響を除去
するのに有効であるが、3.0未満ではこの効果が
少なく、一方1.0％を越えるとむしろ材質の劣化
作用が著しく好ましくない。Ｐ：0.1％以下Ｐは溶湯の流動性を高めるが、材質を脆弱にす
るため少ない程望ましく、0.1％以下とする。Ｓ：0.02％以下ＳはＰと同様に材質を脆弱にし、しかもダクタ
イル鋳鉄でMgと結合してMgSを形成するため、
黒鉛の球状化を図るためにもＳの含有量を低く押
さえる必要があり、0.02％以下とする。 Ni：2.0％以下 Niは黒鉛の安定化剤として含ませるが、２％
を越えても顕著な効果がなく、コスト的にも不利
となるため２％以下とする。 Cr：1.0％以下 Crの含有量は低い程望ましいが、外殻のCr含
有量が高いため中間層の介在によつてもある程度
の混入は避けられない。しかし、1.0％を越える
と材質中にセメンタイトが多くなり籾性が劣化す
るため1.0％以下とする。尚、Cr混入後のCr含有
量を1.0％以下にするためには、溶湯中のCrはSi
とのバランスにより0.5％以下にすることが必要
である。 Mo：1.0％以下 Moは黒鉛の晶出を阻害するので好ましくない
が、その含有量を実害のない1.0％以下とする。 Mg：0.02〜0.1％ Mgは黒鉛球状化のために含有される。0.02％
未満では、球状化不良となり内殻を強籾なダクタ
イル鋳鉄にすることができない。一方、0.1％を
越えるとMgのチル化作用及びドロスの点におい
て望ましくない。内殻は以上の合金成分を含有して、残部実質的
にFeで形成される。本発明に係る高硬度高クロルロールは、以上の
ような外殻、中間層及び内殻を冶金学的に溶着一
体化せしめてなるものであるが、その遠心力鋳造
法による好適な製造法について下記に説明する。まず、内面に耐火物を被覆して所定の内面形状
に構成した金属製鋳型を遠心力鋳造機上で回転
し、これに外殻を形成すべき溶湯を鋳込み、その
内面が未凝固の間に中間層を鋳込む。しかる後、
外殻と中間層が完全に凝固した後、鋳型を垂直に
立てて上部から内殻溶湯を鋳込み、ここにおいて
外殻、中間層及び内殻の三者を冶金学的に完全に
結合させた一体の複合ロールを得るのである。な
お内殻の鋳込み時期については、外殻と中間層の
両者が未だ完全に凝固していない面の一部未凝固
状態で、水平又は傾斜状態での適宜方法により内
殻を鋳込むようにすることもできる。尚、複合ロールの製造法としては、中抜鋳造
法、スライデイングゲート鋳造法、遠心力鋳造法
が考えられるが、外殻厚さの管理容易さ、内殻へ
のCr拡散防止の見地から遠心力鋳造法が好適で
あり、又経済的でもある。叙上のようにして鋳造一体化された複合ロール
は、所定の熱処理が施されて、外殻硬度がHs85
以上となるように組織が調整される。外殻にHs85以上の硬度が要求されるのは次の
理由による。一般に冷間圧延に供される仕上ワー
クロールの耐摩耗性は硬度との相関が強く、
Hs85未満になると、耐摩耗性及び耐肌荒性が急
激に低下する。従つて、優れた耐摩耗性等の性能
を確保するためには、Hs85以上の硬度が要求さ
れる。かかる高硬度を得るために、鋳造後の複合ロー
ルは500〜600℃の焼戻し熱処理に供される。本発明においては、外殻を特定組成の高Cr材
で形成したから、鋳放し状態で、Hv1400程度の
高硬度クロムカーバイド（M₇C₃型共晶カーバイ
ド）が外殻組織中に面積率で20〜40％存在する。
一方、基地は、鋳放し状態で既にマルテンサイト
とオーステイトとからなる。而して、この外殻を
500〜600℃で焼戻し処理を行うと、基地組織が一
部残留オーステナイトと高硬度の焼戻しマルテン
サイト組織となり、更にMoによる焼戻し硬化、
析出硬化とＶによる組織微細化、析出硬化の相剰
効果によりHs85以上の硬度が確保される。この高硬度組織は外殻の肉厚方向に亘つて殆ど
硬度変化は見られないものであり、使用時には初
径から廃却径に至るまで良好な性能が確保され
る。また、本発明ロールでは、焼戻し温度を、鍛鋼
焼入れロールの場合の150〜200℃に比べ、400℃
前後の高い温度にまで上げて行うものであるた
め、異常圧延時の急激な温度上昇に対しても焼戻
されることなく安定した硬度が確保され、クラツ
クも入り難いものとなり、しかも残留応力は焼入
れロールの場合よりも低く耐スポーリング性も安
定したものであり、外殻に充分な耐事故性を備え
たものである。以上説明した本発明ロールは、コールドストリ
ツプミル用仕上ワークロール、線材仕上用ロール
等の冷間圧延用ロールとして好適なことは勿論、
ホツトストリツプミル用仕上ワークロール、ホツ
トスキンパス用ワークロールとしての用途にも適
用できる。次に具体的実施例を掲げて説明する。胴径φ600mm、胴長1500mmの冷間圧延用ロール
の製造実施例 (1) 第１表に示す高クロム鋳鉄の溶湯1T500Kg
（肉厚80mm分）を、高速で回転する遠心力鋳造
用金型内に1400℃で鋳込み外殻を鋳造した。 (2) 外殻鋳込みから18分後に第１表に示す中間層
溶湯500Kg（肉厚35mm分）を1470℃で外殻内面
に鋳込んだ。外殻鋳込みから30分で中間層は完
全に凝固した。 (3) 外殻と中間層を内有した遠心力鋳造用鋳型を
起立させ竪型鋳型を構成し、上部から第１表に
示す内殻（ダクタイル鋳鉄）溶湯を1380℃で鋳
込んだ。

【表】 (4) 内殻完全凝固後、ロールを型からばらし、炉
で500℃で20Hr保持後炉冷した。鋳造後の各層
の組成は第２表の通りであつた。

【表】 (5) 機械加工後、胴部超音波テスト及び破断調査
の結果、外殻厚さ60mm、中間層28〜32mm（この
部分のCrは６〜８％であつた。）であり、外殻
と中間層並びに中間層と内殻とは完全に結合
し、組織的な連続性も認められた。 (6) 外殻硬度を測定した結果、表面硬度がHs95
であり、表面より50mm深さの硬度がHs93であ
つた。（発明の効果）以上説明した通り、本発明に係る外殻は、Ｃ：
2.5〜3.2％、Cr：15〜23％、Mo：2.0〜3.5％、
Ｖ：3.5〜5.0％等を含有した特定組成の高クロム
材で形成したから、鋳放しで高硬度のM₇C₃型の
クロムカーバイドを面積率で20〜40％と多量に晶
出せしめることができ、又焼戻し熱処理だけで深
部まで基地を焼戻しマルテンサイトを主体とした
ものにすることができ、Moによる焼戻し硬化、
析出硬化とＶによる組織微細化、析出硬化の相剰
効果で冷間圧延用ロールとして好適なHs85以上
の硬度を深部まで容易に得ることができ、耐摩耗
性及び耐肌荒性が極めて優れたものになる。ま
た、前記組織は外殻肉厚の深部まで形成されるか
ら、ロール使用開始から廃却に至るまで良好な圧
延性能が確保される。更に前記組織は高温でも安
定であり、異常圧延時の急激な温度上昇に対して
焼戻されることがなく安定して高硬度を確保で
き、クラツク、疵等が生じ難い。また残留応力も
なく耐事故性に優れる。また、中間層を外殻と内殻の間に設けたから、
外殻のCrが芯部に多量に混入して芯部の強籾性
を劣化させるのを有効に防止できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の高硬度高クロムロールの縦断
面図である。１……外殻、２……中間層、３……内殻。

Claims

【特許請求の範囲】１化学組成が重量％で、Ｃ：2.5〜3.2％ Ni：1.0〜2.0％ Si：0.5〜1.5％ Cr：15〜23％ Mn：0.5〜1.5％ Mo：2.0〜3.5％Ｐ：0.08％以下Ｖ：3.5〜5.0％Ｓ：0.06％以下残部実質的にFeで形成され、硬度Hs85以上の
高硬度高クロム鋳鉄の外殻と、化学組成が重量％で、Ｃ：1.0〜2.5％ Mi：1.5％以下 Si：0.5〜1.5％ Cr：５〜10％ Mn：0.5〜1.5％ Mo：0.5％以下Ｐ：0.1以下 Ti：0.1％以下Ｓ：0.1％以下残部実質的にFeで形成された中間層と、化学組成が重量％で、Ｃ：3.0〜3.8％ Ni：2.0％以下 Si：1.8〜3.0％ Cr：1.0％以下 Mn：0.3〜1.0％ Mo：1.0％以下Ｐ：0.1％以下 Mg：0.02〜0.1％Ｓ：0.02％以下残部実質的にFeで形成されたダクタイル鋳鉄
の内殻とが溶着一体化されてなることを特徴とす
る高硬度高クロムロール。