JPH042650B2 - - Google Patents
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- JPH042650B2 JPH042650B2 JP13729983A JP13729983A JPH042650B2 JP H042650 B2 JPH042650 B2 JP H042650B2 JP 13729983 A JP13729983 A JP 13729983A JP 13729983 A JP13729983 A JP 13729983A JP H042650 B2 JPH042650 B2 JP H042650B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- 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
本発明は熱間圧延ロールの如く、その使用層が
耐摩耗性を要求される合金チルドロールにおい
て、その使用層に対し特定の熱処理を施すことに
より、更に耐摩耗性の向上を企図したものに関す
る。 熱間圧延用ロールの使用層（以下本発明でいう
使用層とは複合ロールの外層、単本ロールの外
層、組立ロールのスリーブ層を指称する）におけ
る耐摩耗性は、炭化物と基地の双方によつて決定
され、原則として前記双方が共に高硬度である程
耐摩耗性が向上する。 炭化物については、従来はセメンタイト、もし
くはCr複炭化物が使用されていたが、最近はよ
り高硬度化を計るために、ＷやＶの炭化物を有す
る材質を本出願人は先に特願昭56−83283号、特
願昭57−134045号として提案した。 一方基地については、高硬度化という点から、
マルテンサイトが最も良好であると判断される
が、一般に均一なマルテンサイト基地を得ること
は困難であり、一部パーライトとなつたり、また
残留オーステナイトが残存したりする傾向があ
る。 従つて炭化物が高硬度であつても、基地が低硬
度のパーライトを有し、もしくは、未変態組織の
残留オーステナイトが残存している場合は目的と
する耐摩耗性が得られない。 本発明は、高硬度化をすでに達成できた従前チ
ルドロール材（特願昭56−83283号、特願昭57−
134045号）に、更に高硬度均一なマルテンサイト
の基地を有せしめ、一層耐摩耗性の優れたものを
提供する目的でなされたものである。すなわち、
本発明は、上記の従前のものに特定の熱処理を施
すことにより、その目的を達成できたものであ
り、本発明の特徴とするところは、ロール使用層
に化学成分が重量％で、 Ｃ；3.0〜4.2％ Si；0.1〜2.0％ Mn；0.3〜2.0％ Ｐ；0.01〜0.5％以下 Ｓ；0.1％以下 Ni；0.2〜4.0％ Cr；0.2〜18.0％ Mo；0.1〜6.0％ Ｗ；2.0〜10.0％ Co；0.2〜5.0％ 残部Feおよび不純物からなる合金チルドを使
用し、該チルド材を昇温して850〜1100℃の温度
に保持した後、100〜1000℃／Hrの冷却速度で冷
却し、次いで400〜560℃の温度で１〜50Hrを保
持する熱処理を行なう点にあり、更に他の特徴
は、前記化学成分中に3.0％以下のＶが含まれて
いる点にある。 以下本発明について詳細に説明する。 本発明のロール使用層に使用する合金チルド材
を構成する合金化学成分及びその限定理由につい
て述べる。 Ｃ；3.0〜4.2％ Ｃは基地に溶け込み、基地のマルテンサイトを
硬くする一方、炭化物を形成する。3.0％未満で
は炭化物量が少くなり、耐摩耗性に劣る。一方
4.2％を越えると、初晶の炭化物が晶出して脆く
なり、また耐摩耗性も劣化する。 Si；0.1〜2.0％ Siは溶湯の脱酸効果があり、また鋳造性を良く
する。0.1％未満ではその効果は期待されず、ま
た実際上、0.1％以下に下げることは困難である。
しかし2.0％を越えると、フエライト中に溶け込
み、材質を脆くするため好ましくない。 Mn；0.3〜2.0％ MnはＳの害を除くとともに、材質の焼入れ性
を向上する。0.3％未満ではその効果は期待され
ず、また2.0％を越えると、材質の靭性低下を招
くため好ましくない。 Ｐ；0.01〜0.5％ Ｐは一般には不純元素として知られているが、
耐焼付性を向上させる効果がある。この耐焼付性
向上のためには、0.5％で充分であり、それ以上
の含有は材質を脆くするため好ましくない。Ｐは
低い程材質の強靭性を増すが（反面耐焼付性は低
下するが）、0.01％未満とすることは経済面で不
利となる。 Ｓ；0.1％以下 Ｓは不純元素であり、材質の強靭性を劣化させ
るため0.1％以下とする。なお0.005％以下とする
ことはコスト面で不利であり、またMnにより
0.005％以下のＳの害は除去される。 Ni；0.2〜4.0％ Niは焼入性を増す元素であり、均一なマルテ
ンサイト基地を得るために必要である。その必要
性から0.2％以上とし、また、一方4.0％を越える
と、マルテンサイト変態点が低温になり過ぎ残留
オーステナイトが残存し易くなる。 Cr；0.2〜18.0％ Crは基地の焼入性を増すとともに炭化物を硬
くする。また多量に含有させれば、共晶点を低Ｃ
％側に移行させ、偏析の減少、炭化物の微細化が
計られる。以上の理由から0.2％以上とし、また
上限は（FeCr）23C6炭化物が生成しないための条
件として18.0％以下とする。 Mo；0.1〜6.0％ Moはマルテンサイト変態温度をあまり変化さ
せずに焼入性を向上させる特性を持つている。
0.1％未満ではこの効果は得られず、また6.0％を
越えるとNiと同様に残留オーステナイトを残存
し易くなる。また6.0％を越えるとMo炭化物量が
増加して脆くなり、またコスト面でも不利になる
点が挙げられる。 Ｗ；2.0〜10.0％ Ｗは主として炭化物を形成する。この炭化物は
極めて高硬度であり、高温時の耐摩耗性向上に有
効である。2.0％未満ではＷ炭化物量が少く効果
が少い。一方10.0％を越えると、材質の靭性を劣
化し、耐ヒートクラツク性が減じるため好ましく
ない。なお、特に遠心力鋳造によつて製造する場
合には、Ｗが比重差によつて偏析し易いが、その
場合前記したCrが偏析防止に有効である。 Co；0.2〜5.0％ Coの本材質における与える特徴はマルテンサ
イト変態温度を上昇させることにある。また高温
における組織の安定性を増す。このような目的を
達成するには0.2％以上必要であるが、5.0％を越
えても効果は飽和する。 Ｖ；3.0％以下 Ｖは高硬度の炭化物を形成する他に、Ｗを含ん
だ複炭化物の形状を塊状に改変する効果があり、
材質の強靭性を改善し、耐クラツク性を向上させ
る。そのためＶ添加により材質は改良されるた
め、含有させる方が望ましいが、その場合3.0％
を越えても効果は飽和するため、3.0％以下とす
る。 次に本発明で実施する熱処理手段について説明
する。 第１図は本発明に係る熱処理の熱曲線を示した
ものである。同図においてＡはオーステナイト
化、および炭化物の析出化を目的としたものであ
る。 従来は組織安定化、歪取りを目的とした低温熱
処理（550℃以下）が行われていたが、この低温
熱処理では未変態組織が残存し易い。この理由は
基地中の合金元素の不均一による、局部的にマル
テンサイト変態点の低い部分が存在するためであ
る。そこで残留オーステナイトの変態を目的とし
て、例えば600℃の熱処理を施した場合には、既
に生成していたマルテンサイトが焼戻され、硬度
の低下を来す。本発明では合金元素の濃化された
部分において、炭化物を析出させることによつて
オーステナイトの合金含有量を低下させるととも
に、オーステナイトを均一にすることを目的とし
て、オーステナイト域まで昇温して850〜1000℃
の温度に保持するのである。ここで前記の保持温
度に限定した理由は次の通りである。 例えば後記する試料２の材質の場合、保持温度
とマルテンサイト変態開始点（以下Ms点と称す）
は下記の通り変化する。 （保持温度） （Ms）点 800℃ 230℃ 850〃 190〃 900〃 170〃 950〃 130〃 1000〃 110〃 1050〃 90〃 1100〃 60〃 1150〃 10〃 上記によれば、800℃ではMs点は190℃と高い
が、オーステナイト量は少いため硬度が低くな
る。一方1150℃になればMs点が下がり過ぎて残
留オーステナイトが残り易くなる。従つてＡの温
度は本発明の使用材成分のものにあつては850〜
1100℃が適切である。なお保持時間は10分〜10時
間が適切である。 第１図のＢはパーライト変態を抑えるだけの冷
却速度を与えてやればよく、試料２の材質の場合
150℃／Hr以上で充分である。一般的には本発明
使用材質にあつては100℃／Hr〜1000℃／Hrの
範囲がパーライト変態を抑える必要性と、作業上
の問題点から適切である。 第１図のＣについては、後記のＤ以下の温度と
する必要がある。この際、常温付近まで低下させ
た場合、材質上の問題はないが割れ不良を発生し
易くなるため、Ｄ直下の温度に止める方が望まし
い。 第１図のＤは特に重要である。このＤは硬度低
下をきたすパーライト変態を目的とするものでは
ないため560℃以下とする必要がある。試料２の
材質によれば、Ｄの保持温度、時間によつてMs
点は下記の通り変化する。 （保時温度・時間） （Ms点） 560℃×5Hr 270℃ 500℃×50Hr 290℃ 500℃×12Hr 230℃ 500℃×1Hr 210℃ 450℃×8Hr 190℃ 400℃×15Hr 155℃ 350℃×7Hr 110℃ （註）オーステナイト化、冷却条件；950℃×
4Hr、300℃／Hr Ms点が上昇することは、割れ防止、残留オー
ステナイト防止の点から有利であり、上記試験結
果からＤの保持温度範囲は400〜560℃が適切であ
る。又保持時間は作業上の問題、つまり長過ぎる
とコスト面で不利であり、また上記試験結果から
１〜50Hrが好ましい。 以上第１図のＡ〜Ｄの熱曲線によつて、材質の
特性は決定されるが、ロールとしての残留応力の
問題、また組織の安定化の点から、更に第１図の
Ｅに示す歪取り熱処理（例えば保持温度300〜560
℃保持時間２〜20Hr）を付加する事が望ましい。 次に本発明の実施例を比較例と共に挙げる。 実施例 Γロール寸法（胴部）；420φ×700 Γ鋳造法；横型遠心力鋳造（内層；強靭鋳鉄） Γ化学組成（重量％、残部Feおよび不純物、外
層のみ）
耐摩耗性を要求される合金チルドロールにおい
て、その使用層に対し特定の熱処理を施すことに
より、更に耐摩耗性の向上を企図したものに関す
る。 熱間圧延用ロールの使用層（以下本発明でいう
使用層とは複合ロールの外層、単本ロールの外
層、組立ロールのスリーブ層を指称する）におけ
る耐摩耗性は、炭化物と基地の双方によつて決定
され、原則として前記双方が共に高硬度である程
耐摩耗性が向上する。 炭化物については、従来はセメンタイト、もし
くはCr複炭化物が使用されていたが、最近はよ
り高硬度化を計るために、ＷやＶの炭化物を有す
る材質を本出願人は先に特願昭56−83283号、特
願昭57−134045号として提案した。 一方基地については、高硬度化という点から、
マルテンサイトが最も良好であると判断される
が、一般に均一なマルテンサイト基地を得ること
は困難であり、一部パーライトとなつたり、また
残留オーステナイトが残存したりする傾向があ
る。 従つて炭化物が高硬度であつても、基地が低硬
度のパーライトを有し、もしくは、未変態組織の
残留オーステナイトが残存している場合は目的と
する耐摩耗性が得られない。 本発明は、高硬度化をすでに達成できた従前チ
ルドロール材（特願昭56−83283号、特願昭57−
134045号）に、更に高硬度均一なマルテンサイト
の基地を有せしめ、一層耐摩耗性の優れたものを
提供する目的でなされたものである。すなわち、
本発明は、上記の従前のものに特定の熱処理を施
すことにより、その目的を達成できたものであ
り、本発明の特徴とするところは、ロール使用層
に化学成分が重量％で、 Ｃ；3.0〜4.2％ Si；0.1〜2.0％ Mn；0.3〜2.0％ Ｐ；0.01〜0.5％以下 Ｓ；0.1％以下 Ni；0.2〜4.0％ Cr；0.2〜18.0％ Mo；0.1〜6.0％ Ｗ；2.0〜10.0％ Co；0.2〜5.0％ 残部Feおよび不純物からなる合金チルドを使
用し、該チルド材を昇温して850〜1100℃の温度
に保持した後、100〜1000℃／Hrの冷却速度で冷
却し、次いで400〜560℃の温度で１〜50Hrを保
持する熱処理を行なう点にあり、更に他の特徴
は、前記化学成分中に3.0％以下のＶが含まれて
いる点にある。 以下本発明について詳細に説明する。 本発明のロール使用層に使用する合金チルド材
を構成する合金化学成分及びその限定理由につい
て述べる。 Ｃ；3.0〜4.2％ Ｃは基地に溶け込み、基地のマルテンサイトを
硬くする一方、炭化物を形成する。3.0％未満で
は炭化物量が少くなり、耐摩耗性に劣る。一方
4.2％を越えると、初晶の炭化物が晶出して脆く
なり、また耐摩耗性も劣化する。 Si；0.1〜2.0％ Siは溶湯の脱酸効果があり、また鋳造性を良く
する。0.1％未満ではその効果は期待されず、ま
た実際上、0.1％以下に下げることは困難である。
しかし2.0％を越えると、フエライト中に溶け込
み、材質を脆くするため好ましくない。 Mn；0.3〜2.0％ MnはＳの害を除くとともに、材質の焼入れ性
を向上する。0.3％未満ではその効果は期待され
ず、また2.0％を越えると、材質の靭性低下を招
くため好ましくない。 Ｐ；0.01〜0.5％ Ｐは一般には不純元素として知られているが、
耐焼付性を向上させる効果がある。この耐焼付性
向上のためには、0.5％で充分であり、それ以上
の含有は材質を脆くするため好ましくない。Ｐは
低い程材質の強靭性を増すが（反面耐焼付性は低
下するが）、0.01％未満とすることは経済面で不
利となる。 Ｓ；0.1％以下 Ｓは不純元素であり、材質の強靭性を劣化させ
るため0.1％以下とする。なお0.005％以下とする
ことはコスト面で不利であり、またMnにより
0.005％以下のＳの害は除去される。 Ni；0.2〜4.0％ Niは焼入性を増す元素であり、均一なマルテ
ンサイト基地を得るために必要である。その必要
性から0.2％以上とし、また、一方4.0％を越える
と、マルテンサイト変態点が低温になり過ぎ残留
オーステナイトが残存し易くなる。 Cr；0.2〜18.0％ Crは基地の焼入性を増すとともに炭化物を硬
くする。また多量に含有させれば、共晶点を低Ｃ
％側に移行させ、偏析の減少、炭化物の微細化が
計られる。以上の理由から0.2％以上とし、また
上限は（FeCr）23C6炭化物が生成しないための条
件として18.0％以下とする。 Mo；0.1〜6.0％ Moはマルテンサイト変態温度をあまり変化さ
せずに焼入性を向上させる特性を持つている。
0.1％未満ではこの効果は得られず、また6.0％を
越えるとNiと同様に残留オーステナイトを残存
し易くなる。また6.0％を越えるとMo炭化物量が
増加して脆くなり、またコスト面でも不利になる
点が挙げられる。 Ｗ；2.0〜10.0％ Ｗは主として炭化物を形成する。この炭化物は
極めて高硬度であり、高温時の耐摩耗性向上に有
効である。2.0％未満ではＷ炭化物量が少く効果
が少い。一方10.0％を越えると、材質の靭性を劣
化し、耐ヒートクラツク性が減じるため好ましく
ない。なお、特に遠心力鋳造によつて製造する場
合には、Ｗが比重差によつて偏析し易いが、その
場合前記したCrが偏析防止に有効である。 Co；0.2〜5.0％ Coの本材質における与える特徴はマルテンサ
イト変態温度を上昇させることにある。また高温
における組織の安定性を増す。このような目的を
達成するには0.2％以上必要であるが、5.0％を越
えても効果は飽和する。 Ｖ；3.0％以下 Ｖは高硬度の炭化物を形成する他に、Ｗを含ん
だ複炭化物の形状を塊状に改変する効果があり、
材質の強靭性を改善し、耐クラツク性を向上させ
る。そのためＶ添加により材質は改良されるた
め、含有させる方が望ましいが、その場合3.0％
を越えても効果は飽和するため、3.0％以下とす
る。 次に本発明で実施する熱処理手段について説明
する。 第１図は本発明に係る熱処理の熱曲線を示した
ものである。同図においてＡはオーステナイト
化、および炭化物の析出化を目的としたものであ
る。 従来は組織安定化、歪取りを目的とした低温熱
処理（550℃以下）が行われていたが、この低温
熱処理では未変態組織が残存し易い。この理由は
基地中の合金元素の不均一による、局部的にマル
テンサイト変態点の低い部分が存在するためであ
る。そこで残留オーステナイトの変態を目的とし
て、例えば600℃の熱処理を施した場合には、既
に生成していたマルテンサイトが焼戻され、硬度
の低下を来す。本発明では合金元素の濃化された
部分において、炭化物を析出させることによつて
オーステナイトの合金含有量を低下させるととも
に、オーステナイトを均一にすることを目的とし
て、オーステナイト域まで昇温して850〜1000℃
の温度に保持するのである。ここで前記の保持温
度に限定した理由は次の通りである。 例えば後記する試料２の材質の場合、保持温度
とマルテンサイト変態開始点（以下Ms点と称す）
は下記の通り変化する。 （保持温度） （Ms）点 800℃ 230℃ 850〃 190〃 900〃 170〃 950〃 130〃 1000〃 110〃 1050〃 90〃 1100〃 60〃 1150〃 10〃 上記によれば、800℃ではMs点は190℃と高い
が、オーステナイト量は少いため硬度が低くな
る。一方1150℃になればMs点が下がり過ぎて残
留オーステナイトが残り易くなる。従つてＡの温
度は本発明の使用材成分のものにあつては850〜
1100℃が適切である。なお保持時間は10分〜10時
間が適切である。 第１図のＢはパーライト変態を抑えるだけの冷
却速度を与えてやればよく、試料２の材質の場合
150℃／Hr以上で充分である。一般的には本発明
使用材質にあつては100℃／Hr〜1000℃／Hrの
範囲がパーライト変態を抑える必要性と、作業上
の問題点から適切である。 第１図のＣについては、後記のＤ以下の温度と
する必要がある。この際、常温付近まで低下させ
た場合、材質上の問題はないが割れ不良を発生し
易くなるため、Ｄ直下の温度に止める方が望まし
い。 第１図のＤは特に重要である。このＤは硬度低
下をきたすパーライト変態を目的とするものでは
ないため560℃以下とする必要がある。試料２の
材質によれば、Ｄの保持温度、時間によつてMs
点は下記の通り変化する。 （保時温度・時間） （Ms点） 560℃×5Hr 270℃ 500℃×50Hr 290℃ 500℃×12Hr 230℃ 500℃×1Hr 210℃ 450℃×8Hr 190℃ 400℃×15Hr 155℃ 350℃×7Hr 110℃ （註）オーステナイト化、冷却条件；950℃×
4Hr、300℃／Hr Ms点が上昇することは、割れ防止、残留オー
ステナイト防止の点から有利であり、上記試験結
果からＤの保持温度範囲は400〜560℃が適切であ
る。又保持時間は作業上の問題、つまり長過ぎる
とコスト面で不利であり、また上記試験結果から
１〜50Hrが好ましい。 以上第１図のＡ〜Ｄの熱曲線によつて、材質の
特性は決定されるが、ロールとしての残留応力の
問題、また組織の安定化の点から、更に第１図の
Ｅに示す歪取り熱処理（例えば保持温度300〜560
℃保持時間２〜20Hr）を付加する事が望ましい。 次に本発明の実施例を比較例と共に挙げる。 実施例 Γロール寸法（胴部）；420φ×700 Γ鋳造法；横型遠心力鋳造（内層；強靭鋳鉄） Γ化学組成（重量％、残部Feおよび不純物、外
層のみ）
【表】
Γ熱処理
(A)；950℃×4Hr (B)；400℃／Hr
(D)；500℃×20Hr (E)；520℃×15Hr
Γ硬度（Hs）（胴表面）
試料１ 試料２
Hs 88.2 92.0
Γ顕微鏡組織（試料２による）
第２図（×50） 第３図（×400）
比較例
（特願昭57−134045）
ロール寸法、鋳造法、化学組成は実施例と同
じ。 Γ熱処理 520℃×10Hr （歪取り熱処理；実施例のＥに相当） Γ硬度（Hs）（胴表面） 試料１ 試料２ Hs 84.5 88.2 Γ顕微鏡組織（試料２による） 第４図（×50） 第５図（×400） 上記実施例と比較例を検討した結果次のこと
が判つた。 両者材質の化学組成が同一であつても、比較
例の場合、低温の歪取り熱処理のみであるの
で、第４，５図の顕微鏡写真でも明らかなよう
に、オーステナイトが不均一であり、どうして
も残留オーステナイトが残り易い。その結果、
低硬度となり、また圧延使用時に残留オーステ
ナイトが変態し、摩耗、肌荒れが発生し易くな
つた。また、残留オーステナイトの変態（圧延
時の熱負荷、気温の変化により）により、使用
途中に割損事故の生ずることがあつた。これに
対し実施例の方は、第２、第３図の顕微鏡写真
でも明らかなように、オーステナイトの均質化
が行なわれ、全体の均等な変態が起り、残留オ
ーステナイトをほとんど無くすことができた
（ただしMs点の上昇を目的とした恒温処理、つ
まりＤが必要である。）その結果、硬度の上昇
が前記比較例と対比しても明らかであり、ま
た、対摩耗性、耐肌荒性も改善された。 なお、実施例及び比較例のロールを数セツト
使用中であるが、耐用寿命は実施例の方が平均
1.8倍大であることが判明している。 以上のように、本発明はロール使用層に特定
の化学成分を有する合金チルド材に対し、昇温
して850℃〜1100℃の温度に保持した後、100〜
1000℃／Hrの冷却速度で冷却し、次いで400〜
560℃の温度で１〜50Hr保持するという特定の
熱処理を行うことにより、従前の特願昭56−
83283号や、特願昭57−134045号などに比し、
更に高硬度均一なマルテンサイトの基地を有せ
しめ、一層耐摩耗性の優れたものを提供する事
が出来、その圧延性能並びに使用寿命に極めて
大きな改善効果を得ることができた。 なお、本発明のロール使用層は冒頭で定義し
た通りであるが、特に複合ロールの外層とした
場合についてのロール実施例について説明を付
加すると、該外層の形成は横型、傾斜、垂直の
何れの遠心力鋳造によるも可能であるが、偏析
防止という点からは垂直遠心力鋳造が最も好し
い。又内層材質としては、FC、DCI、黒鉛鋼、
鋳鋼のいずれでも可能であるが、比較的荷重の
軽いスタンドであるため、通常はFCで良い。
又遠心力鋳造では外層材質が内層に溶け込むこ
とによつて、内層材質の強靭性が劣化する傾向
があるため、外層と内層との間に中間層を設け
ればより健全性が向上する。
じ。 Γ熱処理 520℃×10Hr （歪取り熱処理；実施例のＥに相当） Γ硬度（Hs）（胴表面） 試料１ 試料２ Hs 84.5 88.2 Γ顕微鏡組織（試料２による） 第４図（×50） 第５図（×400） 上記実施例と比較例を検討した結果次のこと
が判つた。 両者材質の化学組成が同一であつても、比較
例の場合、低温の歪取り熱処理のみであるの
で、第４，５図の顕微鏡写真でも明らかなよう
に、オーステナイトが不均一であり、どうして
も残留オーステナイトが残り易い。その結果、
低硬度となり、また圧延使用時に残留オーステ
ナイトが変態し、摩耗、肌荒れが発生し易くな
つた。また、残留オーステナイトの変態（圧延
時の熱負荷、気温の変化により）により、使用
途中に割損事故の生ずることがあつた。これに
対し実施例の方は、第２、第３図の顕微鏡写真
でも明らかなように、オーステナイトの均質化
が行なわれ、全体の均等な変態が起り、残留オ
ーステナイトをほとんど無くすことができた
（ただしMs点の上昇を目的とした恒温処理、つ
まりＤが必要である。）その結果、硬度の上昇
が前記比較例と対比しても明らかであり、ま
た、対摩耗性、耐肌荒性も改善された。 なお、実施例及び比較例のロールを数セツト
使用中であるが、耐用寿命は実施例の方が平均
1.8倍大であることが判明している。 以上のように、本発明はロール使用層に特定
の化学成分を有する合金チルド材に対し、昇温
して850℃〜1100℃の温度に保持した後、100〜
1000℃／Hrの冷却速度で冷却し、次いで400〜
560℃の温度で１〜50Hr保持するという特定の
熱処理を行うことにより、従前の特願昭56−
83283号や、特願昭57−134045号などに比し、
更に高硬度均一なマルテンサイトの基地を有せ
しめ、一層耐摩耗性の優れたものを提供する事
が出来、その圧延性能並びに使用寿命に極めて
大きな改善効果を得ることができた。 なお、本発明のロール使用層は冒頭で定義し
た通りであるが、特に複合ロールの外層とした
場合についてのロール実施例について説明を付
加すると、該外層の形成は横型、傾斜、垂直の
何れの遠心力鋳造によるも可能であるが、偏析
防止という点からは垂直遠心力鋳造が最も好し
い。又内層材質としては、FC、DCI、黒鉛鋼、
鋳鋼のいずれでも可能であるが、比較的荷重の
軽いスタンドであるため、通常はFCで良い。
又遠心力鋳造では外層材質が内層に溶け込むこ
とによつて、内層材質の強靭性が劣化する傾向
があるため、外層と内層との間に中間層を設け
ればより健全性が向上する。
第１図は本発明に係る熱処理の熱曲線、第２
図、第３図は本発明によるロール使用層の顕微
鏡写真、第４図、第５図は同比較例の同写真で
ある。
図、第３図は本発明によるロール使用層の顕微
鏡写真、第４図、第５図は同比較例の同写真で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ロール使用層に化学成分が重量％で、 Ｃ；3.0〜4.2％ Si；0.1〜2.0％ Mn；0.3〜2.0％ Ｐ；0.01〜0.5％以下 Ｓ；0.1％以下 Ni；0.2〜4.0％ Cr；0.2〜18.0％ Mo；0.1〜6.0％ Ｗ；2.0〜10.0％ Co；0.2〜5.0％ 残部Feおよび不純物からなる合金チルドを使
用し、該チルド材を昇温して850〜1100℃の温度
に保持した後、100〜1000℃／Hrの冷却速度で冷
却し、次いで400〜560℃の温度で１〜50Hrを保
持する熱処理を行うことを特徴とする耐摩耗性に
優れる合金チルドロールの製法。 ２ ロール使用層に化学成分が重量％で、 Ｃ；3.0〜4.2％ Si；0.1〜2.0％ Mn；0.3〜2.0％ Ｐ；0.01〜0.5％以下 Ｓ；0.1％以下 Ni；0.2〜4.0％ Cr；0.2〜18.0％ Mo；0.1〜6.0％ Ｗ；2.0〜10.0％ Co；0.2〜5.0％ Ｖ；3.0％以下 残部Feおよび不純物からなる合金チルドを使
用し、該チルド材を昇温して850〜1100℃の温度
に保持した後、100〜1000℃／Hrの冷却速度で冷
却し、次いで400〜560℃の温度で１〜50Hrを保
持する熱処理を行うことを特徴とする耐摩耗性に
優れる合金チルドロールの製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13729983A JPS6029423A (ja) | 1983-07-26 | 1983-07-26 | 耐摩耗性に優れる合金チルドロ−ルの製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13729983A JPS6029423A (ja) | 1983-07-26 | 1983-07-26 | 耐摩耗性に優れる合金チルドロ−ルの製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6029423A JPS6029423A (ja) | 1985-02-14 |
| JPH042650B2 true JPH042650B2 (ja) | 1992-01-20 |
Family
ID=15195437
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13729983A Granted JPS6029423A (ja) | 1983-07-26 | 1983-07-26 | 耐摩耗性に優れる合金チルドロ−ルの製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6029423A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9316834B2 (en) | 2011-11-24 | 2016-04-19 | Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. | Head-mounted display device with foveated pixels |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62211349A (ja) * | 1986-03-10 | 1987-09-17 | Kubota Ltd | 耐摩耗性に優れる合金チルドロ−ル材及びその製造方法 |
| JP2546416B2 (ja) * | 1990-07-09 | 1996-10-23 | 住友金属工業株式会社 | 形鋼圧延ロール用スリーブとその製造方法 |
| CN111101077B (zh) * | 2018-10-26 | 2021-08-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本高耐磨的张减径辊及其热处理工艺 |
-
1983
- 1983-07-26 JP JP13729983A patent/JPS6029423A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9316834B2 (en) | 2011-11-24 | 2016-04-19 | Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. | Head-mounted display device with foveated pixels |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6029423A (ja) | 1985-02-14 |
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