JPH07126795A - 熱間圧延用ワークロール - Google Patents
熱間圧延用ワークロールInfo
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- JPH07126795A JPH07126795A JP30108293A JP30108293A JPH07126795A JP H07126795 A JPH07126795 A JP H07126795A JP 30108293 A JP30108293 A JP 30108293A JP 30108293 A JP30108293 A JP 30108293A JP H07126795 A JPH07126795 A JP H07126795A
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Landscapes
- Reduction Rolling/Reduction Stand/Operation Of Reduction Machine (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 熱間圧延用ワークロールの特性，特に耐摩耗
性、耐スリップ性，耐欠け落ち性等を高め、高圧下・高
熱負荷条件での耐久性を改善する。 【構成】 ロールを、外殻層１と中間層２と軸芯材３か
らなる積層構造とし、外殻層は、Ｃ：０．８〜１．２
％，Ｓｉ：０．５〜１．５％，Ｍｎ：０．５〜１．５
％，Ｃｒ：３．０〜１２．０％，Ｍｏ：１．０〜３．０
％，Ｖ：０．５〜２．０％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，
残部実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼、中間
層は、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：１．５〜２．５
％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，残部実
質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼、軸芯材はダ
クタイル鋳鉄溶湯を、それぞれ適用し、外殻層と中間層
は遠心力鋳造により、軸芯材は置き注ぎ鋳造により形成
する。
性、耐スリップ性，耐欠け落ち性等を高め、高圧下・高
熱負荷条件での耐久性を改善する。 【構成】 ロールを、外殻層１と中間層２と軸芯材３か
らなる積層構造とし、外殻層は、Ｃ：０．８〜１．２
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％，Ｖ：０．５〜２．０％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，
残部実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼、中間
層は、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：１．５〜２．５
％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，残部実
質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼、軸芯材はダ
クタイル鋳鉄溶湯を、それぞれ適用し、外殻層と中間層
は遠心力鋳造により、軸芯材は置き注ぎ鋳造により形成
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ホットストリップミル
等の鋼材の熱間圧延に使用されるワークロールの耐摩耗
性、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性、耐スリップ性等の改良に
関する。
等の鋼材の熱間圧延に使用されるワークロールの耐摩耗
性、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性、耐スリップ性等の改良に
関する。
【０００２】
【従来の技術】ホットストリップミル等の熱間圧延装置
におけるワークロールは、熱延操業の円滑な遂行および
被圧延材の品質確保のために、圧延荷重のベンディング
に抗し得る強靱性と共に、摩耗，肌荒れ，熱亀裂等に対
する抵抗性を具備するものであることが要求される。ア
ダマイト鋳鉄，ニッケルグレン鋳鉄，ダクタイル鋳鉄等
は、従来より使用されてきた代表的なロール材料である
が、それぞれ一長一短を有し、耐摩耗性，耐肌荒れ性，
耐熱亀裂性等の諸特性の全てを満足し得るものとはいい
難い。
におけるワークロールは、熱延操業の円滑な遂行および
被圧延材の品質確保のために、圧延荷重のベンディング
に抗し得る強靱性と共に、摩耗，肌荒れ，熱亀裂等に対
する抵抗性を具備するものであることが要求される。ア
ダマイト鋳鉄，ニッケルグレン鋳鉄，ダクタイル鋳鉄等
は、従来より使用されてきた代表的なロール材料である
が、それぞれ一長一短を有し、耐摩耗性，耐肌荒れ性，
耐熱亀裂性等の諸特性の全てを満足し得るものとはいい
難い。
【０００３】近年、熱延用ワークロールとして、高Ｃ−
高Ｃｒ鋳鉄ロールが多く使用されるようになり、特開昭
58-30382号公報には、図１に示すように、ロールを外殻
層１と、中間層２と、軸芯材３からなる積層構造体と
し、外殻層１に高Ｃ- 高Ｃｒ鋳鉄を適用し、中間層２を
介して軸芯材３をダクタイル鋳鉄で形成したロールが提
案されている。この積層構造を有するロールは、外殻層
１の高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄（基地中にＭ7 Ｃ3 型の硬いＣｒ
系炭化物が多量に分散した組織を有する）によりロール
表面に高度の摩耗抵抗性を持たせる一方、ダクタイル鋳
鉄からなる軸芯材３で圧延荷重のベンディングに抗する
強靱性を保証し、また外殻層１（Ｃｒ等の炭化物形成元
素を多量に含む）から軸芯材３（ダクタイル鋳鉄）にＣ
ｒ等の炭化物形成元素が拡散・混入することによる軸芯
材３の劣化（強靱性の低下）を防止するためのバリアー
層として中間層２を設けて、所要の強靱性を保持するよ
うにしている。
高Ｃｒ鋳鉄ロールが多く使用されるようになり、特開昭
58-30382号公報には、図１に示すように、ロールを外殻
層１と、中間層２と、軸芯材３からなる積層構造体と
し、外殻層１に高Ｃ- 高Ｃｒ鋳鉄を適用し、中間層２を
介して軸芯材３をダクタイル鋳鉄で形成したロールが提
案されている。この積層構造を有するロールは、外殻層
１の高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄（基地中にＭ7 Ｃ3 型の硬いＣｒ
系炭化物が多量に分散した組織を有する）によりロール
表面に高度の摩耗抵抗性を持たせる一方、ダクタイル鋳
鉄からなる軸芯材３で圧延荷重のベンディングに抗する
強靱性を保証し、また外殻層１（Ｃｒ等の炭化物形成元
素を多量に含む）から軸芯材３（ダクタイル鋳鉄）にＣ
ｒ等の炭化物形成元素が拡散・混入することによる軸芯
材３の劣化（強靱性の低下）を防止するためのバリアー
層として中間層２を設けて、所要の強靱性を保持するよ
うにしている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】熱間圧延ロールの外殻
層を高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄で形成した上記積層構造ロール
は、熱的・機械的負荷の大きい粗圧延スタンドへ適用し
た場合にも、アダマイト鋳鉄ロール等の従来ロールを凌
ぐ良好な耐摩耗性を示す。しかし、肌荒れ，熱亀裂，欠
け落ち等に対する抵抗性は充分なものといえず、また被
圧延材とのスリップを生じ易いという問題がある。本発
明者等の研究によれば、表面特性に関する上記問題は、
外殻層を形成する高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄が、Ｍ7 Ｃ3 型のＣ
ｒ炭化物を多量に含む粗大な組織を有することに起因し
ている。すなわち、肌荒れを生じ易いのは、組織が粗大
なため、熱的・機械的負荷の大きい熱延条件下での組織
流動に対する抵抗性が低いからであり、熱亀裂を生じ易
いのは、その組織に占める硬質のＭ7 Ｃ3 型Ｃｒ炭化物
量（面積率）が、約２０〜３０％と高いために、充分な
靱性を確保し得ないことによるのであり、また多量の硬
質炭化物を含んでいるため、実機使用過程でのロール表
面粗度が小さく、このことが被圧延材とのスリップを生
じ易い原因となっている。しかもＭ7 Ｃ3 型Ｃｒ炭化物
は、所謂菊花弁状の粗大な形態をなしているため、高圧
下・高熱負荷条件の圧延過程でロール表面から剥離・脱
落する欠け落ちの現象を生じ易い。近時の熱延操業は、
生産性の向上等の要請から、高圧下・高熱負荷の傾向が
進み、それに伴つて上記問題はより顕著となりつつあ
る。本発明は上記積層構造を有する熱延ロールについ
て、高圧下・高熱負荷の操業条件に耐え得る強靱性およ
び耐摩耗性を始めとする上記諸特性を高め、ロール耐用
寿命および被圧延材品質の向上・安定化を可能とする改
良された熱延ロールを提供しようとするものである。
層を高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄で形成した上記積層構造ロール
は、熱的・機械的負荷の大きい粗圧延スタンドへ適用し
た場合にも、アダマイト鋳鉄ロール等の従来ロールを凌
ぐ良好な耐摩耗性を示す。しかし、肌荒れ，熱亀裂，欠
け落ち等に対する抵抗性は充分なものといえず、また被
圧延材とのスリップを生じ易いという問題がある。本発
明者等の研究によれば、表面特性に関する上記問題は、
外殻層を形成する高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄が、Ｍ7 Ｃ3 型のＣ
ｒ炭化物を多量に含む粗大な組織を有することに起因し
ている。すなわち、肌荒れを生じ易いのは、組織が粗大
なため、熱的・機械的負荷の大きい熱延条件下での組織
流動に対する抵抗性が低いからであり、熱亀裂を生じ易
いのは、その組織に占める硬質のＭ7 Ｃ3 型Ｃｒ炭化物
量（面積率）が、約２０〜３０％と高いために、充分な
靱性を確保し得ないことによるのであり、また多量の硬
質炭化物を含んでいるため、実機使用過程でのロール表
面粗度が小さく、このことが被圧延材とのスリップを生
じ易い原因となっている。しかもＭ7 Ｃ3 型Ｃｒ炭化物
は、所謂菊花弁状の粗大な形態をなしているため、高圧
下・高熱負荷条件の圧延過程でロール表面から剥離・脱
落する欠け落ちの現象を生じ易い。近時の熱延操業は、
生産性の向上等の要請から、高圧下・高熱負荷の傾向が
進み、それに伴つて上記問題はより顕著となりつつあ
る。本発明は上記積層構造を有する熱延ロールについ
て、高圧下・高熱負荷の操業条件に耐え得る強靱性およ
び耐摩耗性を始めとする上記諸特性を高め、ロール耐用
寿命および被圧延材品質の向上・安定化を可能とする改
良された熱延ロールを提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の熱間圧延用ロー
ルは、遠心力鋳造により積層形成された外殻層と中間
層、および中間層の内側に鋳造された軸芯材とからなる
積層構造を有し、外殻層は、Ｃ：０．８〜１．２％，Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％，Ｍｎ：０．５〜１．５％，Ｃ
ｒ：３．０〜１２．０％，Ｍｏ：１．０〜３．０％，
Ｖ：０．５〜２．０％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，残部
実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼からなり、
中間層は、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：１．５〜２．
５％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，残部
実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼からなり、
軸芯材はダクタイル鋳鉄からなる、ことを特徴としてい
る。
ルは、遠心力鋳造により積層形成された外殻層と中間
層、および中間層の内側に鋳造された軸芯材とからなる
積層構造を有し、外殻層は、Ｃ：０．８〜１．２％，Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％，Ｍｎ：０．５〜１．５％，Ｃ
ｒ：３．０〜１２．０％，Ｍｏ：１．０〜３．０％，
Ｖ：０．５〜２．０％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，残部
実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼からなり、
中間層は、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：１．５〜２．
５％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，残部
実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼からなり、
軸芯材はダクタイル鋳鉄からなる、ことを特徴としてい
る。
【０００６】
【作用】本発明の熱延ロールの外殻層を形成する鋳鋼
は、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄に比べ、Ｃ量が少なく、また炭化
物形成元素であるＣｒ量を少なくする一方において、Ｖ
を一定量含有する組成に調整されている。ＣｒとＣの結
合により形成されるＭ7 Ｃ3 型炭化物〔（Ｆｅ，Ｃｒ）
7 Ｃ3 〕は、前記のように菊花弁状の粗大な晶出形態を
呈するのに対し、ＶとＣが結合して形成されるＭＣ型の
ＶＣ炭化物の晶出形態は微細かつ均一である。本発明ロ
ールの外殻層は、鋳造溶湯の降温凝固過程でＶＣ炭化物
が微細に晶出する効果として、デンドライトの成長が抑
制され、オーステナイト結晶粒が微細化される。更にそ
の結晶粒の微細化に伴つて、粒界に生成するＭ7 Ｃ3 型
Ｃｒ炭化物も微細化される。この組織の微細化効果とし
て、高圧下・高熱負荷の実機使用における組織流動に対
する高い抵抗性が付与され、良好な耐肌荒れ性を示す。
またＣ量が少量に規制されているので、炭化物の生成量
が少なく、組織中に占める比率（面積率）は約８％以下
となり、従って靱性に富み、熱応力によるクラックの発
生・伝播に対する抵抗性が高く、耐熱亀裂性に優れてい
る。更に、組織中に占める炭化物量が抑制されている効
果として、ロールの実機使用過程において被圧延材との
スリップを回避するに必要な適度の表面粗度が付与され
る。しかも、その炭化物は微細な晶出形態を有している
ので、実機使用過程での耐欠け落ち性にも優れている。
は、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄に比べ、Ｃ量が少なく、また炭化
物形成元素であるＣｒ量を少なくする一方において、Ｖ
を一定量含有する組成に調整されている。ＣｒとＣの結
合により形成されるＭ7 Ｃ3 型炭化物〔（Ｆｅ，Ｃｒ）
7 Ｃ3 〕は、前記のように菊花弁状の粗大な晶出形態を
呈するのに対し、ＶとＣが結合して形成されるＭＣ型の
ＶＣ炭化物の晶出形態は微細かつ均一である。本発明ロ
ールの外殻層は、鋳造溶湯の降温凝固過程でＶＣ炭化物
が微細に晶出する効果として、デンドライトの成長が抑
制され、オーステナイト結晶粒が微細化される。更にそ
の結晶粒の微細化に伴つて、粒界に生成するＭ7 Ｃ3 型
Ｃｒ炭化物も微細化される。この組織の微細化効果とし
て、高圧下・高熱負荷の実機使用における組織流動に対
する高い抵抗性が付与され、良好な耐肌荒れ性を示す。
またＣ量が少量に規制されているので、炭化物の生成量
が少なく、組織中に占める比率（面積率）は約８％以下
となり、従って靱性に富み、熱応力によるクラックの発
生・伝播に対する抵抗性が高く、耐熱亀裂性に優れてい
る。更に、組織中に占める炭化物量が抑制されている効
果として、ロールの実機使用過程において被圧延材との
スリップを回避するに必要な適度の表面粗度が付与され
る。しかも、その炭化物は微細な晶出形態を有している
ので、実機使用過程での耐欠け落ち性にも優れている。
【０００７】本発明のロールは、外殻層の炭化物量を上
記のように少量に抑制していながら、高度の摩耗抵抗性
を併せ有している。これは、ＶＣ炭化物が、マイクロビ
ッカース硬さＨｖで約2400〜3400と、Ｃｒ炭化物〔（Ｆ
ｅ，Ｃｒ）7 Ｃ3 〕のＨｖ約1800〜2500に比べて著しく
高く、この高硬度炭化物が基地中に微細に分散している
効果として、炭化物の総量が少ないにも拘らず、高Ｃ-
高Ｃｒ鋳鉄と同等ないしそれを超える高度の耐摩耗性を
確保することを可能にしているのである。なお、外殻層
（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の炭化物形成元素を含む）から、そ
の炭化物形成元素が、ダクタイル鋳鉄からなる軸芯材に
拡散・混入すると、軸芯材の強靱性を損なう原因となる
が、本発明では、外殻層のＣｒ含有量が比較的低いの
で、外殻層からの拡散・混入はそれだけ少なく、かつそ
の拡散・侵入は中間層をバリアーとして効果的に抑制防
止され、従って高圧延荷重のベンディングに抗するため
の軸芯材の強度・靱性は十分に確保される。
記のように少量に抑制していながら、高度の摩耗抵抗性
を併せ有している。これは、ＶＣ炭化物が、マイクロビ
ッカース硬さＨｖで約2400〜3400と、Ｃｒ炭化物〔（Ｆ
ｅ，Ｃｒ）7 Ｃ3 〕のＨｖ約1800〜2500に比べて著しく
高く、この高硬度炭化物が基地中に微細に分散している
効果として、炭化物の総量が少ないにも拘らず、高Ｃ-
高Ｃｒ鋳鉄と同等ないしそれを超える高度の耐摩耗性を
確保することを可能にしているのである。なお、外殻層
（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の炭化物形成元素を含む）から、そ
の炭化物形成元素が、ダクタイル鋳鉄からなる軸芯材に
拡散・混入すると、軸芯材の強靱性を損なう原因となる
が、本発明では、外殻層のＣｒ含有量が比較的低いの
で、外殻層からの拡散・混入はそれだけ少なく、かつそ
の拡散・侵入は中間層をバリアーとして効果的に抑制防
止され、従って高圧延荷重のベンディングに抗するため
の軸芯材の強度・靱性は十分に確保される。
【０００８】以下、本発明のロールについて、まず外殻
層の鋳鋼溶湯の成分限定理由を説明する。 Ｃ：０．８〜１．２％ Ｃは、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等と結合して炭化物を形成し、耐
摩耗性の向上に寄与する。０．８％に満たないと、炭化
物の生成量が不足し、耐摩耗性を充分に高めることがで
きない。他方１．２％を超えると、炭化物の過剰生成に
より、靱性が低下し、耐熱亀裂性が損なわれる。
層の鋳鋼溶湯の成分限定理由を説明する。 Ｃ：０．８〜１．２％ Ｃは、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等と結合して炭化物を形成し、耐
摩耗性の向上に寄与する。０．８％に満たないと、炭化
物の生成量が不足し、耐摩耗性を充分に高めることがで
きない。他方１．２％を超えると、炭化物の過剰生成に
より、靱性が低下し、耐熱亀裂性が損なわれる。
【０００９】Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｓｉは、鋳鋼溶湯の脱酸剤として添加される。その量が
０．５％に満たないと、脱酸効果が不足し、他方１．５
％を超えると、脆化を招き、耐熱亀裂性が低下する。
０．５％に満たないと、脱酸効果が不足し、他方１．５
％を超えると、脆化を招き、耐熱亀裂性が低下する。
【００１０】Ｍｎ：０．５〜１．５％ Ｍｎは、鋳鋼溶湯の脱酸剤として、また不純分であるＳ
をＭｎＳとして固定無害化する元素として、少なくとも
０．５％を必要とする。しかし、１．５％を超えると、
残留オーステナイトが生じ易くなり、硬度・耐摩耗性の
不足を招く。
をＭｎＳとして固定無害化する元素として、少なくとも
０．５％を必要とする。しかし、１．５％を超えると、
残留オーステナイトが生じ易くなり、硬度・耐摩耗性の
不足を招く。
【００１１】Ｃｒ：３．０〜１２．０％ Ｃｒは、基地中に固溶して基地を強化し、一部はＣｒ系
炭化物を形成して耐摩耗性の向上に寄与する。この効果
を得るために少なくとも３．０％を必要とする。添加増
量により効果を増すが、１２．０％を超えると、Ｃｒ系
炭化物の生成量が不必要に増量すると共に、高硬度を有
する微細なＶＣ炭化物の生成量の不足をきたし、靱性の
低下とそれに伴う耐肌荒れ性の低下等の不具合を招く。
炭化物を形成して耐摩耗性の向上に寄与する。この効果
を得るために少なくとも３．０％を必要とする。添加増
量により効果を増すが、１２．０％を超えると、Ｃｒ系
炭化物の生成量が不必要に増量すると共に、高硬度を有
する微細なＶＣ炭化物の生成量の不足をきたし、靱性の
低下とそれに伴う耐肌荒れ性の低下等の不具合を招く。
【００１２】Ｍｏ：１．０〜３．０％ Ｍｏは、基地中に固溶して焼入れ性の向上および焼戻し
脆性の防止に奏効し、かつ高温特性の改善効果を有する
ほか、その一部はＭｏ系炭化物を形成して耐摩耗性の向
上に寄与する。これらの効果を確保するためには、少な
くとも１．０％を必要とする。添加増量に伴い効果を増
すが、３．０％を超えると、過飽和となり、それ以上の
添加は無駄であるばかりか、残留オーステナイトの安定
化を招き、硬度・耐摩耗性の不足をきたす原因となる。
脆性の防止に奏効し、かつ高温特性の改善効果を有する
ほか、その一部はＭｏ系炭化物を形成して耐摩耗性の向
上に寄与する。これらの効果を確保するためには、少な
くとも１．０％を必要とする。添加増量に伴い効果を増
すが、３．０％を超えると、過飽和となり、それ以上の
添加は無駄であるばかりか、残留オーステナイトの安定
化を招き、硬度・耐摩耗性の不足をきたす原因となる。
【００１３】Ｖ：０．５〜２．０％ Ｖは、Ｃと結合して微細で高硬度のＶＣ炭化物を形成す
ることにより、耐摩耗性の向上に最も寄与する元素であ
る。そのＭＣ型炭化物は、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄の基地中に
晶出するＭ7 Ｃ3 型Ｃｒ炭化物に比べて著しく微細であ
り、その微細晶出の効果として、樹枝状晶の成長が抑制
され、オーステナイト結晶粒が微細化されると同時に、
粒界に生成するＭ7 Ｃ3 型のＣｒ系炭化物も微細化され
る。この組織の微細・均一化により、耐肌荒れ性等の表
面特性の顕著な改善効果が達成される。上記Ｖの添加効
果を充分なものとするには、少なくとも０．５％を必要
とする。添加増量により効果の増加をみるが、２．０％
を超えると、炭化物生成量が過剰となると共に、遠心力
鋳造工程において、遠心力による該炭化物の比重分離が
顕著となり、上記表面特性の改善効果が損なわれる。
ることにより、耐摩耗性の向上に最も寄与する元素であ
る。そのＭＣ型炭化物は、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄の基地中に
晶出するＭ7 Ｃ3 型Ｃｒ炭化物に比べて著しく微細であ
り、その微細晶出の効果として、樹枝状晶の成長が抑制
され、オーステナイト結晶粒が微細化されると同時に、
粒界に生成するＭ7 Ｃ3 型のＣｒ系炭化物も微細化され
る。この組織の微細・均一化により、耐肌荒れ性等の表
面特性の顕著な改善効果が達成される。上記Ｖの添加効
果を充分なものとするには、少なくとも０．５％を必要
とする。添加増量により効果の増加をみるが、２．０％
を超えると、炭化物生成量が過剰となると共に、遠心力
鋳造工程において、遠心力による該炭化物の比重分離が
顕著となり、上記表面特性の改善効果が損なわれる。
【００１４】Ｎｉ：０．５〜２．０％ Ｎｉは基地中に固溶して焼入れ性を高める効果を有す
る。０．５％に満たないと、その効果が得られず、他方
２．０％を超えると、残留オーステナイトを生じ易く、
硬度の不足をきたす原因となる。
る。０．５％に満たないと、その効果が得られず、他方
２．０％を超えると、残留オーステナイトを生じ易く、
硬度の不足をきたす原因となる。
【００１５】次に、外殻層と軸芯材との層界面に形成さ
れる中間層について説明する。中間層は、前記のように
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の炭化物形成元素が外殻層から軸芯材
に拡散・混入するのを防止する役目を有する層であるか
ら、この鋳造に使用される鋳鋼溶湯はＣｒ，Ｍｏ，Ｖ等
の炭化物形成元素を含まず、これを付随する場合にも、
溶製技術上不可避的に混入する範囲の量（約０．０５％
以下）に制限される。また、中間層は、外殻層の融点よ
り低い鋳込み温度で鋳造できることが必要である。鋳込
み温度が高くなると、その溶湯の鋳込み時の熱影響で生
じる外殻層の再溶融量が多くなるため、鋳造される中間
層のＣｒ，Ｍｏ，Ｖ等が増量し、このことは中間層から
軸芯材に対するこれらの元素の拡散・混入量の増加とそ
の強靱性の劣化を招く原因となるからである。この中間
層を形成する鋳鋼溶湯の成分限定理由は次のとおりであ
る。
れる中間層について説明する。中間層は、前記のように
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の炭化物形成元素が外殻層から軸芯材
に拡散・混入するのを防止する役目を有する層であるか
ら、この鋳造に使用される鋳鋼溶湯はＣｒ，Ｍｏ，Ｖ等
の炭化物形成元素を含まず、これを付随する場合にも、
溶製技術上不可避的に混入する範囲の量（約０．０５％
以下）に制限される。また、中間層は、外殻層の融点よ
り低い鋳込み温度で鋳造できることが必要である。鋳込
み温度が高くなると、その溶湯の鋳込み時の熱影響で生
じる外殻層の再溶融量が多くなるため、鋳造される中間
層のＣｒ，Ｍｏ，Ｖ等が増量し、このことは中間層から
軸芯材に対するこれらの元素の拡散・混入量の増加とそ
の強靱性の劣化を招く原因となるからである。この中間
層を形成する鋳鋼溶湯の成分限定理由は次のとおりであ
る。
【００１６】Ｃ：１．０〜２．０％ Ｃは、鋳鋼の融点を下げ、鋳込み温度を低くする効果を
有する。１．０％に満たないと、鋳込み温度が高く、外
殻層の再溶融を抑制防止することが困難となる。他方
２．０％を上限とするのは、炭化物形成元素が拡散・混
入した場合の炭化物の生成に伴う靱性の劣化を防止する
ためである。
有する。１．０％に満たないと、鋳込み温度が高く、外
殻層の再溶融を抑制防止することが困難となる。他方
２．０％を上限とするのは、炭化物形成元素が拡散・混
入した場合の炭化物の生成に伴う靱性の劣化を防止する
ためである。
【００１７】Ｓｉ：１．５〜２．５％ Ｓｉは、脱酸剤として１．５％以上を必要とする。しか
し、２．５％を超えると、脆化を招き、中間層の抗張力
の低下をきたす。
し、２．５％を超えると、脆化を招き、中間層の抗張力
の低下をきたす。
【００１８】Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎは、脱酸作用、および不純物ＳをＭｎＳとして固定
化する効果を有する。この効果は、１．０％以下の量で
得ることができ、それ以上の添加を必要としない。
化する効果を有する。この効果は、１．０％以下の量で
得ることができ、それ以上の添加を必要としない。
【００１９】Ｎｉ：１．０％以下 Ｎｉは、黒鉛化と基地の強化に有効な元素である。黒鉛
の晶出は、溶湯の凝固に伴う体積収縮を緩和し引け巣の
防止に奏効する。この効果は、１．０％以下の量で得る
ことができ、それを超える添加は不要である。
の晶出は、溶湯の凝固に伴う体積収縮を緩和し引け巣の
防止に奏効する。この効果は、１．０％以下の量で得る
ことができ、それを超える添加は不要である。
【００２０】上記中間層を介して形成される軸芯材はダ
クタイル鋳鉄が適用される。ダクタイル鋳鉄は、強靱性
を備えた熱延用ロール材として周知の材料であり、その
化学組成は、Ｃ：２．５〜４．０％，Ｓｉ：２．５〜
３．５％，Ｍｎ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５〜１．０
％，Ｃｒ：０．５％以下，Ｍｇ：０．０２〜０．０８
％，残部Ｆｅからなる。
クタイル鋳鉄が適用される。ダクタイル鋳鉄は、強靱性
を備えた熱延用ロール材として周知の材料であり、その
化学組成は、Ｃ：２．５〜４．０％，Ｓｉ：２．５〜
３．５％，Ｍｎ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５〜１．０
％，Ｃｒ：０．５％以下，Ｍｇ：０．０２〜０．０８
％，残部Ｆｅからなる。
【００２１】本発明の熱延用ワークロールは、遠心力鋳
造と、置き注ぎ鋳造の２段階の鋳造工程により製造され
る。まず横型遠心力鋳造機において、鋳型内に外殻層と
なる鋳鋼溶湯を鋳込み、遠心力の作用で鋳型内面に外殻
層を形成し、その外殻層が内面までほぼ凝固した後、中
間層となる鋳鋼溶湯を鋳込み、外殻層の内面に中間層を
積層形成する。ついで、その鋳型を直立させると共に、
鋳型の上端と下端とに砂型鋳型を付加したうえ、中間層
の内側空間内にダクタイル鋳鉄溶湯の鋳込み（置き注ぎ
鋳造）を行って軸芯材を形成する。上記鋳造により得ら
れた積層鋳造体（ロール）は、調質のための熱処理とし
て、焼入れ・焼戻し処理が施される。焼入れ処理は、温
度９００〜１０００℃に加熱保持したのち、急冷（強制
空冷）することにより達成され、焼戻し処理は、温度４
５０〜６００℃に加熱保持した後、徐冷（空冷）するこ
とにより達成される。熱処理の後、所定の機械加工が施
されて製品ロールに仕上げられる。
造と、置き注ぎ鋳造の２段階の鋳造工程により製造され
る。まず横型遠心力鋳造機において、鋳型内に外殻層と
なる鋳鋼溶湯を鋳込み、遠心力の作用で鋳型内面に外殻
層を形成し、その外殻層が内面までほぼ凝固した後、中
間層となる鋳鋼溶湯を鋳込み、外殻層の内面に中間層を
積層形成する。ついで、その鋳型を直立させると共に、
鋳型の上端と下端とに砂型鋳型を付加したうえ、中間層
の内側空間内にダクタイル鋳鉄溶湯の鋳込み（置き注ぎ
鋳造）を行って軸芯材を形成する。上記鋳造により得ら
れた積層鋳造体（ロール）は、調質のための熱処理とし
て、焼入れ・焼戻し処理が施される。焼入れ処理は、温
度９００〜１０００℃に加熱保持したのち、急冷（強制
空冷）することにより達成され、焼戻し処理は、温度４
５０〜６００℃に加熱保持した後、徐冷（空冷）するこ
とにより達成される。熱処理の後、所定の機械加工が施
されて製品ロールに仕上げられる。
【００２２】
〔１〕供試ロールの製造 外殻層と中間層を積層形成する遠心力鋳造と、軸芯材を
形成する置き注ぎ鋳造により、図１に示す積層鋳造体を
製造し、熱処理を施した後、仕上げ機械加工を加えて供
試ロールＡ（発明例）およびロールＢ（比較例）を得
る。ロールサイズは、胴部外径１２００ｍｍ，胴長２５
００ｍｍであり、胴部の表面仕上げ粗さは、６Ｓであ
る。表１に、供試ロールＡおよびＢの各層の鋳造溶湯組
成（Wt％）および層の厚さ（ｍｍ）を示す。供試ロール
Ｂの外殻層の材種は高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄（特公昭58-30382
号公報所載の外殻層材料に相当) である。
形成する置き注ぎ鋳造により、図１に示す積層鋳造体を
製造し、熱処理を施した後、仕上げ機械加工を加えて供
試ロールＡ（発明例）およびロールＢ（比較例）を得
る。ロールサイズは、胴部外径１２００ｍｍ，胴長２５
００ｍｍであり、胴部の表面仕上げ粗さは、６Ｓであ
る。表１に、供試ロールＡおよびＢの各層の鋳造溶湯組
成（Wt％）および層の厚さ（ｍｍ）を示す。供試ロール
Ｂの外殻層の材種は高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄（特公昭58-30382
号公報所載の外殻層材料に相当) である。
【００２３】〔２〕供試ロールの表面硬さおよび外殻層
の組織 （１）表面硬さ ロールＡ（発明例）：ＨS ７８．５±０．６ ロールＢ（比較例）：ＨS ７２．３±０．７ （２）外殻層の組織 図２および図３に、ロールＡ（発明例）およびロールＢ
（比較例）の外殻層の金属組織（エッチング：５％硝酸
アルコール，１０秒間）を示す（倍率 各図共、(1):×
100,(2):×400 ）。図中の黒い部分はマトリックス、白
い部分は炭化物である。図３に示すロールＢ（比較例）
は、鋳造凝固過程で成長した樹枝状の名残りをとどめ、
炭化物粒も大きく、粗大な組織を呈している。これに対
し、図２のロールＡ（発明例）は、樹枝状の成長が抑制
され、微細な組織を呈している。それぞれの組織に占め
る炭化物量は下記のとおりである。 ロールＡ（発明例）：４．８面積％（図２） ロールＢ（比較例）：２９．６面積％（図３）
の組織 （１）表面硬さ ロールＡ（発明例）：ＨS ７８．５±０．６ ロールＢ（比較例）：ＨS ７２．３±０．７ （２）外殻層の組織 図２および図３に、ロールＡ（発明例）およびロールＢ
（比較例）の外殻層の金属組織（エッチング：５％硝酸
アルコール，１０秒間）を示す（倍率 各図共、(1):×
100,(2):×400 ）。図中の黒い部分はマトリックス、白
い部分は炭化物である。図３に示すロールＢ（比較例）
は、鋳造凝固過程で成長した樹枝状の名残りをとどめ、
炭化物粒も大きく、粗大な組織を呈している。これに対
し、図２のロールＡ（発明例）は、樹枝状の成長が抑制
され、微細な組織を呈している。それぞれの組織に占め
る炭化物量は下記のとおりである。 ロールＡ（発明例）：４．８面積％（図２） ロールＢ（比較例）：２９．６面積％（図３）
【００２４】〔３〕実機使用試験 供試ロールＡおよびＢを、ホットストリップミルにおけ
る粗圧延スタンド（熱的・機械的負荷の最も大きい圧延
スタンドである）のワークロールとし、数回の実機使用
試験（各回の圧延量は、それぞれ２５０００〜４５００
０トンである）に供し、表２に示す結果を得た。表中の
表面粗度（Ｒmax ）および摩耗量は、試験使用後の測定
値の平均である。同表から明らかなように、比較例のロ
ールＢは、胴部（外殻層表面）の肌荒れや，欠け落ち、
および被圧延材とのスリップ等が生じているのに対し、
発明例のロールＡでは、肌荒れ，欠け落ち，スリップの
発生はなく、かつ摩耗減量も減少している。この優れた
耐肌荒れ性，耐スリップ性，耐欠け落ち性等は、図２に
示したように、組織が微細で、炭化物量も程良く抑制さ
れていることによるものであり、また炭化物量が抑制さ
れているにも拘らず、高度の耐摩耗性を有しているの
は、硬質のＶＣ炭化物が微細かつ均一に分散しているこ
とによるものであって比較例のロールＢとの差異は歴然
である。なお、使用試験終了後の軸芯材の化学組成を分
析した結果、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の炭化物形成元素の増加
は微量（Ｃｒ：0.09％→0.49％、Ｍｏ：0.02％→0.12
％、Ｖ：ｔrace→0.05％）であり、その抗張力は約４３
５Ｎ／ｍｍ2 と十分なレベルを維持していることが認め
られた。
る粗圧延スタンド（熱的・機械的負荷の最も大きい圧延
スタンドである）のワークロールとし、数回の実機使用
試験（各回の圧延量は、それぞれ２５０００〜４５００
０トンである）に供し、表２に示す結果を得た。表中の
表面粗度（Ｒmax ）および摩耗量は、試験使用後の測定
値の平均である。同表から明らかなように、比較例のロ
ールＢは、胴部（外殻層表面）の肌荒れや，欠け落ち、
および被圧延材とのスリップ等が生じているのに対し、
発明例のロールＡでは、肌荒れ，欠け落ち，スリップの
発生はなく、かつ摩耗減量も減少している。この優れた
耐肌荒れ性，耐スリップ性，耐欠け落ち性等は、図２に
示したように、組織が微細で、炭化物量も程良く抑制さ
れていることによるものであり、また炭化物量が抑制さ
れているにも拘らず、高度の耐摩耗性を有しているの
は、硬質のＶＣ炭化物が微細かつ均一に分散しているこ
とによるものであって比較例のロールＢとの差異は歴然
である。なお、使用試験終了後の軸芯材の化学組成を分
析した結果、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の炭化物形成元素の増加
は微量（Ｃｒ：0.09％→0.49％、Ｍｏ：0.02％→0.12
％、Ｖ：ｔrace→0.05％）であり、その抗張力は約４３
５Ｎ／ｍｍ2 と十分なレベルを維持していることが認め
られた。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】本発明の熱間圧延用ワークロールは、耐
摩耗性、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性，耐欠け落ち性、およ
び被圧延材とのスリップを略完全に防止し得る改良され
た表面特性を有すると共に、高荷重のベンディングに抗
する充分な強靱性を備えており、近時の高圧下・高熱負
荷の苛酷な使用環境において安定に使用することがで
き、耐用寿命の向上・ロールメンテナンスの軽減、ライ
ン効率の向上、および圧延品質の向上等に寄与するもの
である。
摩耗性、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性，耐欠け落ち性、およ
び被圧延材とのスリップを略完全に防止し得る改良され
た表面特性を有すると共に、高荷重のベンディングに抗
する充分な強靱性を備えており、近時の高圧下・高熱負
荷の苛酷な使用環境において安定に使用することがで
き、耐用寿命の向上・ロールメンテナンスの軽減、ライ
ン効率の向上、および圧延品質の向上等に寄与するもの
である。
【図１】ロールの積層構造を示す軸方向断面図である。
【図２】実施例におけるロールＡ（発明例）の外殻層の
金属組織を示す図面代用顕微鏡写真である〔（１）図は
倍率×５０，（２）図は倍率×４００〕。
金属組織を示す図面代用顕微鏡写真である〔（１）図は
倍率×５０，（２）図は倍率×４００〕。
【図３】実施例におけるロールＢ（比較例）の外殻層の
金属組織を示す図面代用顕微鏡写真である〔（１）図は
倍率×５０，（２）図は倍率×４００〕。
金属組織を示す図面代用顕微鏡写真である〔（１）図は
倍率×５０，（２）図は倍率×４００〕。
１：外殻層、２：中間層、３：軸芯材。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 37/08 Ｚ 38/00 ３０１ Ｌ ３０２ Ｅ 38/56
Claims (1)
- 【請求項１】 遠心力鋳造により積層形成された外殻層
と中間層、および中間層の内側に鋳造された軸芯材とか
らなる積層構造を有し、 外殻層は、Ｃ：０．８〜１．２％，Ｓｉ：０．５〜１．
５％，Ｍｎ：０．５〜１．５％，Ｃｒ：３．０〜１２．
０％，Ｍｏ：１．０〜３．０％，Ｖ：０．５〜２．０
％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，残部実質的にＦｅからな
る溶湯組成を有する鋳鋼からなり、 中間層は、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：１．５〜２．
５％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，残部
実質的にＦｅからなる溶湯組成を有する鋳鋼からなり、 軸芯材はダクタイル鋳鉄からなる、ことを特徴とする熱
間圧延用ワークロール。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5301082A JP3006984B2 (ja) | 1993-11-05 | 1993-11-05 | 熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロール |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5301082A JP3006984B2 (ja) | 1993-11-05 | 1993-11-05 | 熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロール |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07126795A true JPH07126795A (ja) | 1995-05-16 |
| JP3006984B2 JP3006984B2 (ja) | 2000-02-07 |
Family
ID=17892654
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5301082A Expired - Fee Related JP3006984B2 (ja) | 1993-11-05 | 1993-11-05 | 熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロール |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3006984B2 (ja) |
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| CN102002644A (zh) * | 2010-09-26 | 2011-04-06 | 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 | 汽车板冷轧工作辊及其制造方法 |
| CN103008617A (zh) * | 2012-12-27 | 2013-04-03 | 江西省科学院应用物理研究所 | 一种高速钢复合热轧轧辊的制备方法 |
| CN107891138A (zh) * | 2017-11-09 | 2018-04-10 | 常州凯达重工科技有限公司 | 一种用于制作金属瓦楞板的超高钒高速钢压辊的制备工艺 |
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-
1993
- 1993-11-05 JP JP5301082A patent/JP3006984B2/ja not_active Expired - Fee Related
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