WO2006030795A1 - 圧延ロール用遠心鋳造外層及びその製造方法 - Google Patents

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Shunji Matsumoto
Ryota Honda
Kiyoshi Hayashi
Takashi Honda
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Definitions

  • the present invention relates to a centrifugally-rolled outer layer for a rolling roll that is excellent in wear resistance, rough skin resistance, seizure resistance, and the like, and particularly suitable for a work roll in a finishing row of a hot sheet rolling mill, and a method for producing the same. .
  • Wear resistance and rough skin resistance of rolling rolls are important characteristics that determine the productivity of rolling. If the wear resistance is poor, the roll surface will be worn out early and the dimensional accuracy of the material to be rolled will be impaired. Also, if the surface of the rolling roll is worn unevenly due to contact with the material to be rolled or contact with the backup roll, and rough skin occurs, the rough surface is transferred to the rolled material, and the surface of the rolled material is removed. The appearance is damaged. In order to prevent these problems, the rolls must be replaced frequently, resulting in a decrease in rolling mill productivity due to the increased frequency of rolling operation interruptions, an increase in the cost required for roll surface grinding, and roll surface grinding. Problems such as a reduction in the basic unit of roll due to an increase in amount occur.
  • the seizure resistance of the rolling roll is also important. Due to the poor seizure resistance and the heat generated in the roll byte during rolling, the material to be rolled is seized on the roll, and normal rolling cannot be performed. In particular, in the latter stage stand of the finishing row of a hot sheet rolling mill, an accident called so-called “drawing” occurs in which the end of the material to be rolled is rolled by two sheets for some reason. At that time, if the seizure resistance is poor, the material to be rolled is baked on the roll, and further, the material to be rolled gets stuck on the roll body and is forced to stop rolling. In addition, when the material to be rolled is rolled while being baked on the roll, a crack is generated due to the concentration of the rolling load on the baked portion, and the roll such as a spall may be damaged starting from the crack.
  • High-speed roll materials contain high-hardness carbides (MC, M C, M C M C, etc.) made of alloy elements.
  • alloying elements especially V
  • Nb forms extremely hard MC carbide with a Vickers hardness of about Hv 2400-3200 and contributes significantly to the improvement of wear resistance.
  • centrifugal forging of molten metal containing a lot of V and Nb Then, MC carbide segregates to the inner surface side by centrifugation.
  • This phenomenon is likely to occur when the molten metal is primary and crystallizes granular carbides. Since the primary crystal carbide is lighter than the molten metal (specific gravity: about 7-8 g / cm 3 ) with a specific gravity of about 3 ⁇ 4 g / cm 3, it moves to the inner surface by centrifugal force.
  • JP-A-9-256108 describes C: 3.5 to 5.5%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1.2% Cr: 4.0 to 12.0%, Mo: 2.0 to 8.0%, V: 12.0 to 18.0%, the balance Fe and unavoidable impurities are proposed and a hot rolling tool steel is proposed! Since VC has a small specific gravity, it is prayed by centrifugal forging, but Nb forms a composite carbide (V, Nb) C with a large specific gravity with V, thus preventing segregation of carbides by centrifugation.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 3-254304 has a structure containing 5-30% granular carbide and 5% or less non-particulate carbide in area ratio, and the hardness of the base is 550 or more in terms of Vickers hardness Hv
  • a composite roll for hot rolling having an outer layer is disclosed.
  • Basic composition of the outer layer of the hot-rolling composite roll is 1.0 to 3.5 mass 0/0 C, 3.0 mass 0/0 less Si, 1.5 mass 0/0 Mn, up from 2 to 10 mass% Cr, 9 mass% or less Mo, 20 mass% or less W, 2 to 15 mass% V, the balance Fe, and impurities.
  • this composite roll is formed by a so-called continuous build-up forging method in which an outer layer is continuously formed using a high-frequency coil around a core material made of steel.
  • a problem that it is difficult to cope with the increase in the size of rolls.
  • JP-A-7-268569 describes, by weight ratio, C: 1.8-5%, Si: 2% or less, Mn: 2% or less, Cr: 4-6%, W: 2-8%, Mo: 2-10%, V: more than 11% 17% or less, Co7-13%, balance Fe and inevitable impurities, MC carbide with average particle size 1-30111 and area ratio 20-40%
  • a wear-resistant sintered alloy is disclosed.
  • this alloy is formed by the HIP method.
  • the manufacturing cost is higher than the centrifugal forging method and it is difficult to cope with the enlargement of the roll.
  • JP-A-2000-303135 is a hot-rolling composite roll in which an outer layer and an inner layer are welded via an intermediate layer, wherein the outer layer is 1.5 to 2.6% by weight, Si: Containing 0.1 to 2.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Cr: 7 to 15%, Mo: 2.5 to 10%, V: 3 to 10%, Nb: 0.5 to 5%, the balance being Fe and unavoidable impurities has a composition, and discloses a hot composite roll for rolling average thermal expansion coefficient is less than 11.5 X 10- 6 Z ° C at room temperature ⁇ 300 ° C. In this composite roll, thermal expansion is suppressed by controlling the thermal expansion coefficient of the outer layer, but MC carbide such as VC prays inward in the outer-layer forged outer layer, so the surface wear resistance is always Not improved enough.
  • an object of the present invention is to solve the problem of MC carbide prayer in the outer layer of the centrifugally-rolled roll, and to provide a centrifugally-rolled outer layer for a roll having excellent wear resistance, rough skin resistance, and seizure resistance, and its It is to provide a manufacturing method.
  • MC carbide has higher thermal conductivity than Fe base (especially the thermal conductivity of VC is about 4 W / mK compared to 30-50 W / m'K for Fe base) It is very low) and is effective in reducing the thermal conductivity of the outer roll layer.
  • the first centrifugally-rolled outer layer for rolling rolls of the present invention comprises, in mass%, C: 4.5 to 9%, Si: 0.1 to It contains 3.5%, Mn: 0.1 to 3.5%, V: 18 to 40%, and has a composition comprising the balance Fe and inevitable impurity elements.
  • the first centrifugally-rolled outer layer for rolling rolls is further mass%, Cr: 1 to 15%, Mo: 0.5 to 10
  • % And W It is preferable to contain at least one selected group power consisting of 1 to 40%.
  • At least part of V is represented by the following formula (1):
  • the first centrifugally-rolled outer layer for a rolling roll has the following formula (2):
  • the first centrifugally-rolled outer layer for rolling rolls is further mass%, and Ni and Z or 10% or less.
  • the first centrifugally-rolled outer layer for rolling rolls further has a mass% of 0.5% or less of cocoons and Z or
  • the second centrifugally-rolled outer layer for rolling rolls of the present invention has a structure in which MC carbide is dispersed in an area ratio of 20 to 60% at a base having a Vickers hardness of Hv 550 to 900, It is characterized in that the maximum inscribed circle diameter of the region does not exceed 150 ⁇ m without including MC carbide with an equivalent diameter of 15 ⁇ m or more.
  • the third centrifugally-rolled outer layer for rolling rolls of the present invention has a structure in which MC carbide is dispersed in an area ratio of 20 to 60% at a base having a Vickers hardness of Hv 550 to 900, The average distance between MC carbides with an equivalent diameter of 15 ⁇ m or more is 10 to 40 ⁇ m.
  • the average equivalent circle diameter of MC carbide is preferably 10 to 50 ⁇ m.
  • the ratio (B / A) between the average distance B between MC carbides having an equivalent circle diameter of 15 ⁇ m or more and the average equivalent circle diameter A of MC carbides is preferably 2 or less.
  • MC, MC, and MC carbides having an area ratio of an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more may be dispersed in a total amount of 0 to 5%.
  • the second and third centrifugal roll outer layers for rolling rolls are in mass%, C: 2.5 to 9%, Si: 0.1 to
  • It preferably has a composition containing 3.5%, Mn: 0.1 to 3.5%, and V: 11 to 40%, and the balance consisting of Fe and inevitable impurity elements.
  • the second and third centrifugally-rolled outer layers for rolling rolls are further mass%, Cr: 1 to 15%, Mo:
  • Group power consisting of 0.5 to 20% and W: 1 to 40% It is preferable to contain at least one selected.
  • the second and third centrifugally-rolled outer layers for rolling rolls are further in% by mass of 2% or less Ni and
  • the second and third centrifugally-rolled outer layers for rolling rolls preferably further contain, by mass, 0.5% or less of cocoons and Z or 0.5% or less of A1.
  • the second and third mill roll centrifuge ⁇ outer layer is preferably not more than the average thermal bulging expansion coefficient is 10 X 10- 6 Z ° C at room temperature ⁇ 300 ° C.
  • the thermal conductivity at 300 ° C is 25
  • the longitudinal elastic modulus is 240 GPa or more.
  • MC carbides area ratio to produce an outer layer for rolling rolls having a 20% to 60% dispersed tissue mass 0/0, C: 2.2 ⁇ 6.0% , Si: 0.1 ⁇ 3.5% , Mn: 0.1 to 3.5%, and V: 8 to 22%, and the inner peripheral layer in which MC carbides are concentrated by centrifugally forging a molten metal having a composition of balance Fe and inevitable impurity element power, MC carbide-deficient outer layer and an intermediate layer in which the area ratio of MC carbide varies between the inner and outer layers (layers with a gradient in MC carbide concentration are simply “concentration gradient layers”) And the cylindrical body is cut to a depth where the area ratio of MC carbide is 20% or more.
  • the base of the outer layer for the rolling roll obtained by the method of the present invention preferably has a Vickers hardness Hv of 550 to 900. Further, MC, MC, and MC carbide having an area ratio of 1 ⁇ m or more in terms of area ratio may be dispersed in the outer layer structure in a total amount of 0 to 5%.
  • the centrifugally formed outer layer for rolling rolls of the present invention is a work roll for rolling, particularly a work roll used in a finishing row of a hot sheet rolling mill, and has excellent wear resistance, rough skin resistance and seizure resistance. Demonstrate and contribute to the improvement of rolling productivity and the basic unit of roll.
  • the method of the present invention is excellent in that MC carbide can be dispersed in a large amount and uniformly using the same centrifugal forging apparatus as in the conventional case where the molten metal temperature needs to be remarkably increased in order to increase the V content in the molten metal.
  • FIG. 1 is a schematic view showing a method for determining the equivalent circle diameter of MC carbide.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a method for obtaining an average distance between MC carbides.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a method for obtaining the maximum inscribed circle diameter of a region not containing MC carbide.
  • FIG. 4 (a) is a schematic diagram showing how MC carbide moves to the inner surface side during centrifugal forging.
  • FIG. 4 (b) is a radial cross-sectional view showing a centrifugally-spun outer layer for a rolling roll according to the present invention.
  • FIG. 4 (c) is a graph showing the distribution of MC carbide in the AA cross section of FIG. 4 (b).
  • FIG. 5 is a graph showing the radial distribution of elements in the centrifugally fabricated cylindrical body of Example 4.
  • FIG. 6 is a graph showing the radial distribution of MC carbide in the centrifugally fabricated cylindrical body of Example 4.
  • FIG. 7 is a graph showing the radial distribution of elements in the centrifugally fabricated cylindrical body of Example 6.
  • FIG. 8 is a graph showing the radial distribution of MC carbide in the centrifugally fabricated cylindrical body of Example 6.
  • FIG. 9 is a graph showing the radial distribution of elements in the centrifugally fabricated cylindrical body of Conventional Example 2.
  • FIG. 10 is a graph showing the radial distribution of MC carbide in the centrifugally fabricated cylindrical body of Conventional Example 2.
  • FIG. 11 is a schematic view showing a rolling wear tester.
  • FIG. 12 is a schematic view showing a seizure tester.
  • FIG. 13 is an optical micrograph showing the metal structure of the test piece of Example 4.
  • FIG. 14 is an optical micrograph showing the metal structure of the test piece of Comparative Example 1.
  • FIG. 15 is an optical micrograph showing the metal structure of the test piece of Conventional Example 2.
  • FIG. 16 is a graph showing the relationship between the value of (V% + 0.55 ⁇ Nb%) and the area ratio of MC carbide.
  • FIG. 17 is a graph showing the relationship between the coefficient of thermal expansion and the temperature in the test pieces of Example 4, Comparative Example 1 and Conventional Example 2.
  • FIG. 18 is a graph showing the relationship between thermal conductivity and temperature in the test pieces of Example 4, Comparative Example 1 and Conventional Example 2.
  • C is an essential element that improves wear resistance mainly by bonding with alloy elements such as V and Nb to form MC carbide.
  • C which does not bind to alloy elements, mainly dissolves in the matrix or precipitates very finely, strengthening the matrix. If C is less than 2.5%, the amount of MC carbide is insufficient and sufficient wear resistance cannot be obtained. On the other hand, if C exceeds 9%, the amount of carbide becomes excessive, and the heat crack resistance of the outer layer of the roll deteriorates.
  • the C content is preferably 3.5 to 9%, more preferably 4.5 to 9%.
  • Si acts as a deoxidizer in the molten metal. If Si is less than 0.1%, the deoxidation effect is insufficient and forged defects are likely to occur. On the other hand, when Si exceeds 3.5%, the outer layer of the roll becomes brittle.
  • the Si content is preferably 0.2 to 2.5%, more preferably 0.2 to 1.5%.
  • Mn has the effect of fixing deoxidation of molten metal and impurity S as MnS. If Mn is less than 0.1%, these effects are insufficient. On the other hand, if Mn exceeds 3.5%, retained austenite is likely to be generated, the hardness cannot be stably maintained, and the wear resistance is likely to deteriorate. Become.
  • the Mn content is preferably 0.2 to 2.5%, more preferably 0.2 to 1.5%.
  • V is an element that mainly bonds with C to form MC carbide. In order to include a large amount of MC carbide in the outer layer of the roll, 11-40% V is required. If V is less than 11%, MC carbide is insufficient and sufficient wear resistance cannot be obtained. On the other hand, if V exceeds 40%, MC carbide becomes excessive and the toughness of the outer roll layer deteriorates.
  • the V content is preferably 15 to 40% or less, more preferably 18 to 40%.
  • Nb has the same effect as V in forming MC carbide. From the atomic weight ratio, 0.55 X in mass% Therefore, the following equation (3):
  • V may be replaced with an amount of Nb that satisfies the requirements!
  • Nb an amount of Nb that satisfies the requirements!
  • a more preferable range of (V% + 0.55 ⁇ Nb%) is 15% to 40% by mass%, and the most preferable range is 18% to 40%.
  • Nb is C and V, and the following formula (2):
  • the outer layer may appropriately contain the following elements.
  • Cr dissolves in the matrix and improves hardenability, and part of it combines with C to precipitate as ultrafine carbide, strengthening the matrix. If Cr is less than 1%, the effect of strengthening the base cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if Cr exceeds 15%, carbides other than MC carbide, such as MC carbide, are
  • Mo dissolves in the base to improve hardenability, and a part of it combines with C to precipitate as ultrafine carbide, strengthening the base. Part of Mo forms granular carbides. If Mo is less than 0.5%, the effect of strengthening the base cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when Mo exceeds 20%, non-particulate carbides such as M C and M C crystallize in a network, and the heat crack resistance of the outer layer of the roll deteriorates.
  • the Mo content is more preferably 2.5 to 20%, particularly 2.5 to 10%.
  • W forms a solid solution in the base to improve hardenability, and partly combines with C to deposit as ultrafine carbides, strengthening the base. Part of W forms granular carbides. If W is less than 1%, the effect of strengthening the base cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if W exceeds 40%, M C, M C, etc.
  • Non-particulate carbides crystallize in a network and heat crack resistance of the outer roll layer deteriorates.
  • the w content is more preferably 5 to 40%, particularly 5 to 20%.
  • Ni dissolves in the base and is effective in improving the hardenability of the base. If Ni exceeds 2%, the base austenite becomes stable and the hardening effect of the base is insufficient.
  • Co dissolves in the base and has the effect of strengthening the base. If Co is contained, the hardness of the base can be maintained even at high temperatures. When Co exceeds 10%, the toughness of the outer layer of the roll decreases. Since Co is expensive, it is desirable to determine its content in consideration of economy and usage conditions.
  • Ti In addition to acting as a deoxidizer in the molten metal, Ti combines with N to form nitrides, which serve as the core of granular carbides and have the effect of making the granular carbides fine. Some of them combine with C to form granular carbides. The effect of adding Ti is 0.5% or less.
  • Al 0.5% or less In addition to acting as a deoxidizer in the molten metal, Al has the effect of making the particulate carbide fine. If A 1 exceeds 0.5%, the hardenability of the outer layer is deteriorated and sufficient base hardness cannot be obtained.
  • MC carbide is a granular carbide compared to other carbides (M C, M C, M C carbide, etc.)
  • MC carbide has high hardness and contributes to improvement of wear resistance.
  • MC carbide is stable at high temperatures and is difficult to metal bond with the material to be rolled, so it has an excellent effect on improving seizure resistance. If the MC carbide is less than 20% in area ratio, the wear resistance, seizure resistance and heat crack resistance are insufficient. On the other hand, when MC carbide exceeds 60% in area ratio, the seizure resistance improving effect is saturated and the toughness of the outer roll layer is significantly reduced. In addition, cracks with a narrow interval between adjacent granular carbides are likely to propagate, and heat cracking resistance deteriorates. Therefore, MC carbide is 20-60% in area ratio. A preferred area ratio is 30 to 50%.
  • the average equivalent circle diameter of MC carbide is preferably 10 to 50 m.
  • the roll comes into contact with the hot rolled steel sheet and the base softens to about 10 m from the surface. Therefore, if the average equivalent diameter of MC carbide is less than 10 ⁇ m, the base can fully support the MC carbide. Furthermore, the roll has low wear resistance and rough skin resistance. On the other hand, if the average equivalent circle diameter exceeds 50 m, the effect of improving seizure resistance is saturated and the toughness decreases.
  • the average equivalent circle diameter of the MC carbide is more preferably 10 to 40 / ⁇ ⁇ , and most preferably 15 to 30 ⁇ m.
  • the average equivalent circle diameter of C carbide is the average value of D.
  • the average distance between MC carbides having an equivalent circle diameter of 15 ⁇ m or more is preferably 10 to 40 ⁇ m.
  • the average distance between MC carbides is less than 10 ⁇ m, the MC carbides are unevenly distributed, and microscopic unevenness due to wear difference occurs between the parts with a lot of MC carbides and the parts with little MC carbides, resulting in low resistance to rough skin.
  • the average MC carbide distance is 40 If it exceeds / zm, no significant improvement in seizure resistance can be seen so that the dispersion of MC carbide distribution cannot be ignored.
  • the average distance between MC carbides having an equivalent circle diameter of 15 ⁇ m or more is more preferably 20 to 30 ⁇ m.
  • Fig. 2 schematically showing the structure of the outer layer of the roll.
  • This structure contains MC carbide (white) la with an equivalent circle diameter of 15 m or more and MC carbide (black) lb with an equivalent circle diameter of less than 15 ⁇ m.
  • 2 is the base (M C, M C and M
  • the average distance between MC carbides with an equivalent circle diameter of 15 m or more is [ ⁇ (L + L +
  • the ratio (B / A) between the average distance B between MC carbides having an equivalent circle diameter of 15 ⁇ m or more and the average equivalent circle diameter A of MC carbides is 2 or less. It is preferable.
  • MC carbide tends to aggregate.
  • the B / A ratio indicates the degree of aggregation of MC carbides.
  • the B / A force exceeds 3 ⁇ 4, MC carbides are agglomerated too much.
  • a more preferable B / A ratio is 1.5 or less.
  • the maximum inscribed circle diameter of the region not containing MC carbide having an equivalent circle diameter of 15 ⁇ m or more does not exceed 150 / zm.
  • the maximum inscribed circle diameter is more preferably 120 ⁇ m or less, and more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the diameter of the circle 20 inscribed in, la and la is D. In the same way, inscribed other MC carbide groups.
  • the base is mainly composed of Fe and alloy elements, and the hardness changes due to transformation by heat treatment and precipitation of ultrafine carbides.
  • the hardness of the base is Vickers hardness and less than Hv 550, the wear resistance of the outer layer of the roll is insufficient. From the viewpoint of improving wear resistance, it is desirable that the base is hard, but if it exceeds Hv 900, the toughness of the base decreases.
  • a more preferable hardness of the base is Hv 650 to 850, and more preferably Hv 650 to 750.
  • Roll outer layer of the present invention is the average thermal expansion coefficient of 10 X 10- 6 Z ° C hereinafter in room temperature ⁇ 300 ° C.
  • MC carbide has a smaller coefficient of thermal expansion than other carbides, so it is effective in reducing the coefficient of thermal expansion of the outer layer.
  • an average thermal expansion coefficient at room temperature ⁇ 300 ° C of VC is about 7 X 10- 6 Z ° C
  • the Cr C is Cr carbide 10 X 10-
  • a small average thermal expansion coefficient can suppress the growth of the thermal crown. However, if the thermal expansion coefficient of the outer layer is too small, the residual stress of the roll becomes excessive, and the risk of breakage and outer layer peeling increases.
  • Average thermal expansion coefficient at room temperature ⁇ 300 ° C is more preferable properly not more than 9.5 X 10- 6 Z ° C, and most preferably 8 ⁇ 9.5 X 10- 6 Z ° C.
  • the outer roll layer of the present invention preferably has a thermal conductivity at 300 ° C. of 25 W / m ′ K or less.
  • the thermal conductivity of MC carbide is significantly lower than that of the Fe base.
  • the thermal conductivity of VC is about 4 W / m 'K, much lower than about 30-50 W / m' K of the Fe base. Therefore, by dispersing MC carbide of 20-60% in area ratio in the metal structure, the temperature rise near the center in the axial direction of the roll and the inside thereof is reduced, and the growth of the thermal crown is suppressed. Can be improved.
  • the thermal conductivity at 300 ° C is more preferably 23 W / m-K or less, and most preferably 21 W / m'K or less.
  • Non-particulate carbide has a higher modulus of longitudinal elasticity than Fe, inclusion of a large amount of MC carbide increases the longitudinal modulus of elasticity of the outer layer of the roll.
  • the longitudinal elastic modulus of VC is about 270 GPa
  • NbC is about 340 GPa
  • the base is about 200-220 GPa.
  • the outer layer of the roll of the present invention has a non-particulate carbide (M C, M C,
  • the total area ratio exceeds 5%, the non-granular carbide coarsens and the cracks propagate along the non-granular carbide crystallized in a mesh shape just by damaging the rough skin resistance and toughness of the roll. Sex is reduced. The smaller the total area ratio of non-granular carbides, the better.
  • the total area ratio of M C, M C, and M C carbide with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is
  • a molten metal adjusted to a chemical composition for crystallizing primary MC carbide is poured into a cylindrical saddle and centrifugally formed.
  • the molten metal composition is different from the composition of the outer roll layer.
  • the melt composition by mass 0/0, C: 2.2-6.0% , Si: 0.1 ⁇ 3.5%, Mn: 0.1 ⁇ 3.5%, and V:. 8 to Containing 22%, the balance is Fe and inevitable impurity elements. Since Nb replaces at least a part of V and is centrifuged as MC carbide by centrifugal fabrication, the following formula (4):
  • a sufficient amount of Nb can be added.
  • the melt composition by mass 0/0, C: 2.5 ⁇ 6.0% , Si: 0.2 ⁇ 1.5%, Mn: 0.2 ⁇ 1.5%, and V: containing 10 to 22% of Nb 10% ⁇ V% + 0.55 X Nb % ⁇ 22% ( wt 0/0) it may contain only fully plus amounts.
  • the content in the molten metal may be the same as the content in the outer layer of the roll. Since some of W and soot are dissolved in primary MC carbide, they are slightly centrifuged.
  • all of the outer peripheral layer 40b and at least a part of the concentration gradient layer 40c are removed from the cylindrical body 40 by cutting or the like, and the portion where MC carbide is concentrated (mainly the inner peripheral layer 40a) is used as the outer layer for the rolling roll.
  • the thicknesses of the outer peripheral layer 40b and the concentration gradient layer 40c are determined by the composition of the molten metal and the centrifugal forging conditions, and thus can be predicted. Since it is not necessary to remove all of the concentration gradient layer 40c, the force to remove to which depth of the concentration gradient layer 40c is set in advance. Of course, part of the inner circumferential layer 40a may be removed to ensure high wear resistance. For example, as shown in FIG. 4 (c), the thickness Dout of the outer peripheral layer 40b to be completely removed, the removal depth Dim of the concentration gradient layer 40c to be removed at least partially, and further partially as necessary.
  • the depth at which the MC carbide area ratio is 20% or more is predicted from the MC carbide distribution predicted by the molten metal composition and the centrifugal forging conditions, and the amount corresponding to the depth. It is preferable that the cylindrical body is made to have an outer diameter larger than the target outer diameter of the outer layer.
  • the inner layer is preferably formed of an alloy having a melting point lower than that of the outer layer in order to obtain sound welding with the outer layer.
  • the inner layer alloy is preferably pig iron such as spheroidal graphite pig iron or flake graphite pig iron, or graphite steel.
  • an intermediate layer may be provided between the outer layer and the inner layer.
  • the intermediate layer can be formed of an adamite material or the like.
  • the rolling roll is solid as long as it has the outer layer of the present invention. However, it may be hollow. Moreover, you may fit the sleeve which consists of an outer layer of this invention to a shaft material.
  • the material of the inner layer is not particularly limited.
  • the entire roll can have high rigidity due to a synergistic effect with the outer layer having a high longitudinal elastic modulus.
  • the inner layer is made of ductile pig iron having a longitudinal elastic modulus of about 180 GPa, it is possible to easily control the plate shape by roll bending or the like even when combined with an outer layer having a high longitudinal elastic modulus.
  • the material of the inner layer may be appropriately selected according to the application and purpose.
  • the molten metal adjusted to the chemical composition (mass%) shown in Table 1 was centrifugally cast in a centrifugal mold to produce a cylindrical body.
  • the comparative example 1 used the stationary forging method.
  • Example 1 C Si Mn V Nb Cr Mo Example 1 4.5 0.7 0.5 19.0 One 8.8 ⁇ Example 2 3.1 0.2 0.9 11.5 2.2 One 2.2 Example 3 2.4 0.4 0.7 ⁇ 14.7 11.4 2.0 Example 4 4.4 0.9 0.7 17.3 4.6 5.3
  • Example 5 4.7 0.3 0.3 18.0 2.5 8.5
  • Example 6 2.8 0.2 0.9 7.7 1.7 ⁇ 2.3
  • Example 7 3.2 0.4 0.7 ⁇ 14.5 11.6 2.0
  • Example 8 2.6 0.7 0.5 11.6 ⁇ 8.8 ⁇
  • Comparative Example 1 4.3 1.0 0.5 19.3 ⁇ 4.1 0.3 Comparative example 2 2.0 1.5 0.2 21.7 ⁇ ⁇ 2.4 Comparative example 3 5.1 0.4 0.6 9.4 ⁇ 15.9 2.4 Conventional example 1 3.0 2.0 0.5 5.0 ⁇ 2.0 1.0 Conventional example 2 2.0 0.8 0.4 5.3 ⁇ 6.7 2.7 [0073]
  • V was as low as about 5% by mass in the outer peripheral layer, but as much as 25% by mass or more in the inner peripheral layer, and W was also higher in the outer peripheral layer. It was almost 10-15% by mass, but it was 20-25% by mass in the inner layer. C also had a small force of about 2.5% by mass in the outer layer, but was more than 5% by mass in the inner layer. For other elements (Cr, Mo), there was almost no concentration distribution in the outer to inner layers. As shown in Fig. 6, the area ratio distribution of MC carbide showed the same tendency as the concentration distribution of V.
  • MC carbide The area ratio was about 4 to 8% by area in the outer layer, and it was a strong force in the inner layer, almost 35% or more. Therefore, for example, the cylindrical body is cut to a depth (indicated by line A in the figure) including the entire outer peripheral layer and most of the concentration gradient layer, and a portion containing 35% or more area of MC carbide is used for a rolling roll. The outer layer was used.
  • V was as small as 6 mass% or less in the outer circumferential layer, but as much as 15 mass% or more in the inner circumferential layer, and Nb and W
  • the outer layer was slightly less than 5% by mass, but the inner layer was slightly more than 8% by mass.
  • Mo the concentration distribution was almost strong in the outer to inner layers.
  • the area ratio of MC carbide was less than 4 area% in the outer layer, and the force was strong, and the area ratio was more than 25 area% in the inner layer.
  • the cylindrical body is cut to a depth including the entire outer peripheral layer and most of the concentration gradient layer (indicated by a line segment A ′ in the figure), and a portion containing 25% or more area carbide is used for a rolling roll.
  • the outer layer was used.
  • Table 2 shows the composition of the obtained outer roll layer.
  • Each roll outer layer was subjected to heat treatment comprising quenching at 1000 to 1200 ° C and three tempering at 500 to 600 ° C.
  • the roll outer layer of Conventional Example 1 was subjected to residual austenite decomposition and strain relief heat treatment at 400 to 500 ° C.
  • composition of outer roll layer (mass. / 0 )
  • Example 1 C Si Mn V b Cr Mo Example 1 6.8 0.6 0.5 31.5 ⁇ 8.8 ⁇ Example 2 4.7 0.2 0.8 19.6 5.5 ⁇ 2.3 Example 3 4.9 0.4 0.6 ⁇ 37.5 12.9 2.2 Example 4 5.8 0.8 0.6 25.3 ⁇ 4.6 5.4 Example 5 8.1 0.3 0.3 34.8 ⁇ 2.5 8.7 Example 6 4.5 0.2 0.8 20.3 3.5 ⁇ 2.6 Example 7 4.9 0.4 0.6 ⁇ 27.4 12.9 2.2
  • Example 8 3.4 0.6 0.5 15.7 ⁇ 8.8 Comparative Example 1 4.3 1.0 0.5 19.3 ⁇ 4.1 0.3 Comparative Example 2 2.0 1.5 0.2 21.7 ⁇ ⁇ 2.4 Comparative example 3 5.1 0.4 0.6 9.4 ⁇ 15.9 2.4 Conventional example 1 3.0 2.0 0.5 5.0 One 2.0 1.0 Conventional example 2 2.0 0.8 0.4 5.3 ⁇ 6.7 2.7
  • Equation (1) is (V% +0.55 X Nb%) indicates the value of (mass 0/0), equation (2) is [C% - 0.2 X (V % + 0.55 Nb%)] ( wt% ) Value.
  • Diameter m Average distance between MC carbides with an equivalent circle diameter of 15 m or more, the maximum value of the inscribed circle diameter of the area m) without MC carbide with an equivalent circle diameter of 15 m or more, Vickers hardness (Hv), wear depth (m), surface roughness Rz (m), seizure area ratio (%), fracture toughness value KIC (kg / mm 3/2 ), average thermal expansion coefficient (X 10- 6 / ° C), thermal conductivity (W / nrK), and a longitudinal elastic coefficient (GPa) was measured by the following method. Table 3 shows the measurement results.
  • Each specimen is mirror-polished and electrolytically corroded with potassium dichromate aqueous solution. After corroding the compound in black, using an image analyzer (SPICCA-II, manufactured by NIPPON APIOTAS CO., LTD.) With 20 fields of view corresponding to the 0.23mm x 0.25mm part of the test piece. The area ratio (%) of MC carbide was measured and the measured values were averaged.
  • SPICCA-II manufactured by NIPPON APIOTAS CO., LTD.
  • M C, M C and M C carbides with a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or more were measured.
  • Each specimen is mirror-polished, and the MC carbide is corroded to black by electrolytic corrosion with an aqueous potassium dichromate solution. Then, using the above image analyzer, 0.23mm x 0.25 for each specimen.
  • the average carbide equivalent diameter m) of MC carbide was measured from 20 arbitrary fields of view corresponding to the mm portion, and the measured values were averaged.
  • the average distance ( ⁇ m) between MC carbides with equivalent circle diameters of 15 m or more was measured, and the measured values were averaged.
  • Each test piece is mirror-polished and lightly corroded with a picric acid ethanol solution. Then, using a Vickers hardness tester, the picker can be picked up at a load of 50 to 200 g at any five locations on the test piece. The hardness (Hv) was measured and the measured values were averaged.
  • the depth of wear ( ⁇ m) and the 10-point average surface roughness Rz were measured on the rolled roll. was measured as follows.
  • the surface roughness Rz was measured with a stylus type surface roughness meter.
  • the rolling wear tester is a test roll 52 consisting of a small sleeve roll having an outer diameter of 60 mm, an inner diameter of 40 mm and a width of 40 mm manufactured according to Examples 1 to 8, Comparative Examples 1 to 3, and Conventional Examples 1 and 2, respectively. , 53, a heating furnace 54, a cooling water tank 55, a scraper 56, and a tension controller 57.
  • the rolling wear test conditions were as follows.
  • the seizure tester schematically shown in FIG. 12 includes a table 63 on which a test piece 61 is placed, a rack 68 whose lower end is in contact with the upper surface of the test piece 61, and a pion 60 that engages with the rack 68.
  • the weight 69 falls on the rack 68, and the pinion 60 is swung into the test piece 61! /, And the rubbing member 62 (made of mild steel) is provided.
  • the pion 60 is rotated, and the pinching member 62 is strongly pressed against the test piece 61, and an indentation is made on the test piece 61.
  • the burn-in area ratio of the test piece 61 is calculated from the burn-in area Z indentation area (%). This seizure test was performed twice on each specimen, and the average value of the seizure area ratio was determined.
  • the average thermal expansion coefficient from room temperature to 300 ° C. of each test piece processed to 8 mm ⁇ 8 mm ⁇ 17 mm was measured with a thermal stress strain measuring device (SSC / 5200 manufactured by Seiko Denshi Kogyo Co., Ltd.).
  • the thermal conductivity at 300 ° C of each specimen processed to a diameter of 10 mm and a thickness of 1 mm was measured by the laser single flash method.
  • the longitudinal elastic modulus of each test piece processed to a width of 10 mm, a length of 60 mm, and a thickness of 1.5 mm was measured by the free resonance natural vibration method.
  • Example 1 40.9 0.6 18 20.0
  • Example 2 32.5 0.1 28 48.3
  • Example 3 33.5 0.3 42 59.4
  • Example 4 38.3 0.8 20 26.0
  • Example 5 54.6 1.7 13 14.3
  • Example 6 32.9 0.0 31 49.6
  • Example 7 22.3 2.9 47 65.8
  • Example 8 23.2 0.4 17 32.3 Comparative Example 1 26.8 0.2 22 61.6
  • Comparative Example 2 8.9 0.0 4 17.2
  • Comparative Example 3 15.4 24.9 11 84.7 Conventional Example 1 5.7 0.0 6 32.4
  • Conventional example 2 7.4 8.5 8 52.0
  • Table 3 (continued)
  • FIGS. 13 and 14 show the metal structures of the test pieces of Example 4 and Comparative Example 1, respectively.
  • the white part is MC carbide and the black part is the base.
  • MC carbide is distributed at a high concentration, but in the test piece of Comparative Example 1, the MC carbide is partially unevenly distributed.
  • FIG. 15 shows the metal structure of the high-speed roll material of Conventional Example 2.
  • White fine granular parts are MC carbide
  • white mesh parts are MC, MC and MC carbide
  • Examples 1 to 8 are approximately half or less than that of Conventional Example 1, indicating that the wear resistance is extremely good. It can also be seen that Examples 1 to 8 are superior to conventional examples in terms of deviations in rough skin resistance, seizure resistance and toughness.
  • Fig. 16 shows the relationship between the area ratio of MC carbide and the value of (V% + 0.55 X Nb%) in equation (1). The relationship between the two is almost linear. When (V% + 0.55 X Nb%) is about 15% by mass or more, the area ratio of MC carbide is about 20% or more.
  • FIG. 17 shows the thermal expansion coefficients of Example 4, Comparative Example 1 and Conventional Example 2 at 100 ° C. to 600 ° C.
  • the horizontal axis indicates the temperature (° C)
  • the vertical axis indicates the average thermal expansion coefficient (X 10 1 6 /. C) from room temperature to each temperature.
  • Examples 4 to 8 are all 10 X 10- 6 Z ° C hereinafter, it is possible to greatly suppress the thermal crown I understand that.
  • FIG. 18 shows the thermal conductivity of Example 4, Comparative Example 1 and Conventional Example 2 from room temperature to 600 ° C.
  • the horizontal axis represents temperature (° C)
  • the vertical axis represents thermal conductivity (W / m'K).
  • the thermal conductivity at 300 ° C was less than 20 W / m'K in Example 4 and was over 25 W / m'K in Comparative Example 1 and 30 W / m'K in Conventional Example 2 Met.
  • the thermal conductivity of Examples 4 to 8 at 300 ° C is all 25 W / m'K or less, indicating that the thermal crown can be significantly suppressed. This is considered to be because MC carbide is dispersed by 20% or more in area ratio. In particular, if the area ratio of MC carbide exceeds 30%, the thermal conductivity at 300 ° C will be 21 W / m'K or less, and the thermal crown suppression effect will increase.
  • the longitudinal elastic moduli of Examples 4 to 8 were all 240 GPa or more, and especially those having a large area percentage of MC carbide showed a significantly higher longitudinal elastic modulus than the conventional material.
  • Comparative Example 2 includes C content, formula (2), MC carbide area ratio, base hardness, and MC carbide
  • the average equivalent circle diameter was outside the scope of the present invention and exceeded the B / A force. Therefore, it was inferior in wear resistance and seizure resistance.
  • the room average thermal expansion coefficient at ⁇ 300 ° C is greater than 10 X 10- 6 Z ° C, and because the thermal conductivity at 300 ° C is 25 W / m'K than the growth of mono- circle crown Can not be suppressed enough.
  • Comparative Example 3 includes V content, formulas (1) and (2), MC carbide area ratio, and M C
  • the total area ratio of MC and MC carbide was outside the scope of the present invention, and B / A was more than 2.
  • the average thermal bulging expansion coefficient at room temperature ⁇ 300 ° C is the 10 X 10- 6 Z ° C greater, and because the thermal conductivity at 300 ° C is 25 W / m'K greater, the growth of thermal crown I can't suppress it enough!

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Abstract

　面積率でMC炭化物が20～60％分散した組織を有する圧延ロール用外層は、質量％で、C：2.2～6.0％、Si：0.1～3.5％、Mn：0.1～3.5％、及びV：8～22％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物元素からなる組成を有する溶湯を遠心鋳造することにより、MC炭化物が濃化した内周層と、MC炭化物が乏しい外周層と、前記内周層と前記外周層の間でMC炭化物の面積率が変化する濃度傾斜層とからなる円筒体を作製し、MC炭化物の面積率が20％以上となる深さまで前記円筒体を切削加工することにより製造される。

Description

圧延ロール用遠心铸造外層及びその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐焼付き性等に優れ、特に熱間薄板圧延 機の仕上列のワークロールに好適な圧延ロール用遠心铸造外層、及びその製造方 法に関する。
背景技術
[0002] 圧延ロールの耐摩耗性及び耐肌荒れ性は圧延の生産性を決定する重要な特性で ある。耐摩耗性が乏しいと、早期にロール表面が摩耗し、被圧延材の寸法精度が損 なわれる。また圧延ロールは、被圧延材との接触やバックアップロールとの接触等に より表面が不均一に摩耗し、肌荒れが発生すると、その肌荒れが被圧延材に転写さ れ、被圧延材の表面の外観を損なう。これらを防止するためにロールを頻繁に取り替 えなければならず、圧延操業の中断の頻度が増えることによる圧延工場の生産性の 低下、ロール表面研削加工に要するコストの増大、さらにロール表面研削量の増大 によるロール原単位の低下といった問題が発生する。
[0003] 圧延ロールの耐焼付き性も重要である。耐焼付き性に乏 、と、圧延時のロールバ イト内での発熱等により、被圧延材がロールに焼付き、正常な圧延ができなくなる。特 に熱間薄板圧延機の仕上列の後段スタンドでは、被圧延材の端部が何らかの要因 で二枚重ねで圧延される、いわゆる"絞り"と称される事故が発生する。その際、耐焼 付き性に乏しいと被圧延材がロールに焼付いたり、さらに被圧延材がロール胴体に 卷きつき圧延停止を余儀なくされる。また、被圧延材がロールに焼付いたまま圧延さ れると、その焼付き部に圧延荷重が集中することによりクラックが発生し、それを起点 にスポール等のロール破損に至る場合がある。
[0004] 圧延ロールは硬さを増すと、耐摩耗性も向上する。ハイス系ロール材は合金元素か らなる高硬度の炭化物 (MC、 M C, M C M C等）を含有する。合金元素のうち特に V
2 6 7 3
及び Nbはビッカース硬さで Hv 2400〜3200程度の極めて高硬度の MC炭化物を形成 し、耐摩耗性の向上に著しく寄与する。しかし、 V及び Nbを多く含む溶湯を遠心铸造 すると、 MC炭化物は遠心分離により内面側に偏析する。
[0005] 特開平 8- 60289号は、質量0 /0で、 C : 1.0〜3.0%、 Si: 0.1〜3.0%、 Mn: 0.1〜2.0%、 Cr: 2.0〜10.0%、 Mo : 0.1〜10.0%、 V: 1.0〜10.0%、 W: 0.1〜10.0%、 Mo+W≤10. 0%、及び残部 Fe及び不純物からなる組成を有する外層と、铸鉄又は铸鋼の内層と 力もなる中実又は中空の遠心铸造複合ロールを開示している。この文献には、 Vが 10 .0質量％を超えると、遠心铸造により軽い炭化物は内面側に偏祈し、圧延に用いる 外層の外表面では炭化物量が少ないことが記載されている。この現象は、溶湯が初 晶で粒状炭化物を晶出する場合に発生しやすい。初晶粒状炭化物は比重力 ¾ g/cm 3程度と溶湯 (比重: 7〜8 g/cm3程度)より軽いので、遠心力により内面側に移動する。
[0006] 炭化物の比重を大きくすることにより遠心分離による偏析を防止するために、特開 平 9— 256108号は、 C : 3.5〜5.5%、 Si: 0.1〜1.5%、 Mn: 0.1〜1.2%、 Cr:4.0〜12.0% 、 Mo : 2.0〜8.0%、 V: 12.0〜18.0%、残部 Fe及び不可避的不純物からなることを特徴 とする熱間圧延用工具鋼を提案して!ヽる。 VCは比重が小さ ヽので遠心铸造により偏 祈するが、 Nbは Vと比重の大きな複合炭化物 (V, Nb)Cを形成するので、遠心分離に よる炭化物の偏析を防止する。
[0007] 特開平 3-254304号は、面積比で 5〜30%の粒状炭化物及び 5%以下の非粒状炭 化物を含有する組織を有し、基地の硬さがビッカース硬さ Hvで 550以上の外層を有 する熱間圧延用複合ロールを開示している。この熱間圧延用複合ロールの外層の基 本組成は、 1.0〜3.5質量0 /0の C、 3.0質量0 /0以下の Si、 1.5質量0 /0以下の Mn、 2〜10質 量％の Cr、 9質量％以下の Mo、 20質量％以下の W、 2〜15質量％の V、残部 Fe及び 不純物からなる。しかしながら、この複合ロールは、鋼材からなる芯材の周囲に高周 波コイルを用いて連続的に外層を形成するいわゆる連続肉盛铸造法により形成され ており、遠心铸造法と比較して製造コストが高ぐまたロールの大型化に対応しずらい という問題がある。
[0008] 特開平 7-268569号は、重量比で、 C : 1.8〜5%, Si: 2%以下、 Mn: 2%以下、 Cr:4 〜6%、 W: 2〜8%、 Mo : 2〜10%、 V： 11%超 17%以下、 Co7〜13%,残部 Fe及び不 可避的不純物からなり、平均粒径1〜30 111、面積率 20〜40%の MC炭化物を含有 する耐摩耗焼結合金を開示している。しカゝしながら、この合金は HIP法により形成され たもので、遠心铸造法と比較して製造コストが高ぐまたロールの大型化に対応しず らいという問題がある。
[0009] 特開 2000-303135号は、遠心铸造外層と内層とを中間層を介して溶着した熱間圧 延用複合ロールであって、前記外層が、重量比で 1.5〜2.6%、 Si: 0.1〜2.0%、 Mn : 0.1〜2.0%、 Cr: 7〜15%、 Mo : 2.5〜10%、 V: 3〜10%、 Nb : 0.5〜5%を含み、残部 Fe及び不可避的不純物からなる組成を有し、かつ室温〜 300°Cにおける平均熱膨張 係数が 11.5 X 10— 6Z°C以下である熱間圧延用複合ロールを開示している。この複合 ロールでは外層の熱膨張係数を制御することにより熱膨張が抑制されているが、遠 心铸造外層では VC等の MC炭化物が内側に偏祈するので、表面の耐摩耗性は必ず しも十分に改善されない。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0010] 従って、本発明の目的は、遠心铸造ロール外層における MC炭化物の偏祈の問題 を解消し、耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐焼付き性に優れた圧延ロール用遠心铸造 外層、及びその製造方法を提供することである。
課題を解決するための手段
[0011] 上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者は、下記の発見に基づき本発明に想 到した。
(a)初晶 MC炭化物を晶出する組成を有する溶湯を遠心铸造すると、比重の小さな M C炭化物が内面側に濃化することを積極的に利用し、遠心铸造後 MC炭化物が濃化 した層だけを残すように切削すれば、溶湯中の Vの濃度を著しく高くする必要はなし に、 MC炭化物が多 、ロール外層を低コストで確実に形成することができる。
(b)サーマルクラウンの抑制に有効な熱膨張係数の低下のために、外層組織に熱膨 張係数の小さ 、MC炭化物を多量に均一に析出させるのが良 、。
[0012] (c) MC炭化物は Fe系基地より熱伝導率が高いため（特に VCの熱伝導率は 4 W/m-K 程度と、 Fe系基地の 30〜50 W/m'K程度と比べると極めて低いため）、ロール外層の 熱伝導率を低くするのに有効である。
[0013] 本発明の第一の圧延ロール用遠心铸造外層は、質量％で、 C :4.5〜9%、 Si: 0.1〜 3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、 V: 18〜40%を含有し、残部 Fe及び不可避的不純物元素か らなる組成を有することを特徴とする。
[0014] 第一の圧延ロール用遠心铸造外層はさらに質量％で、 Cr: l〜15%、 Mo : 0.5〜10
%及び W: 1〜40%からなる群力も選ばれた少なくとも一種を含有するのが好ま 、。
[0015] Vの少なくとも一部は、下記式 (1) :
18%≤V% + 0.55 X Nb%≤40% (質量0 /0) · · -(1)
を満たす量の Nbで置換されて!、てもよ!/、。
[0016] 第一の圧延ロール用遠心铸造外層は、下記式 (2) :
0≤C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%)≤2% (質量％) · · · (2)
を満たすのが好ましい。
[0017] 第一の圧延ロール用遠心铸造外層はさらに質量％で、 2%以下の Ni及び Z又は 10
%以下の Coを含有するのが好ましい。
[0018] 第一の圧延ロール用遠心铸造外層はさらに質量％で、 0.5%以下の Ή及び Z又は
0.5%以下の A1を含有するのが好まし 、。
[0019] 本発明の第二の圧延ロール用遠心铸造外層は、ビッカース硬さが Hv 550〜900の 基地に、面積率で MC炭化物が 20〜60%分散した組織を有し、前記組織において円 相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物を含まな 、領域の最大内接円直径が 150 μ mを 超えないことを特徴とする。
[0020] 本発明の第三の圧延ロール用遠心铸造外層は、ビッカース硬さが Hv 550〜900の 基地に、面積率で MC炭化物が 20〜60%分散した組織を有し、前記組織において円 相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物間の平均距離が 10〜40 μ mであることを特徴と する。
[0021] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層において、 MC炭化物の平均円相当 直径は 10〜50 μ mであるのが好ましい。また円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物 間の平均距離 Bと、 MC炭化物の平均円相当直径 Aとの比（B/A)は 2以下であるのが 好ましい。
[0022] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層において、面積率で円相当直径が 1 μ m以上の M C、 M C及び M C炭化物が総量で 0〜5%分散してもよい。 [0023] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層は、質量％で、 C : 2.5〜9%、 Si: 0.1〜
3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、及び V： 11〜40%を含有し、残部 Fe及び不可避的不純物元 素からなる組成を有するのが好まし 、。
[0024] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層はさらに質量％で、 Cr: 1〜15%、 Mo :
0.5〜20%及び W: l〜40%からなる群力 選ばれた少なくとも一種を含有するのが好 ましい。
[0025] Vの少なくとも一部は、下記式 (3) :
11 %≤ V% + 0.55 X Nb%≤ 40% (質量0 /0) · · · (3)
を満たす量の Nbで置換しても良!、。
[0026] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層は、さらに下記式 (2) :
0≤C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%)≤2% (質量％) · · · (2)
を満たすのが好ましい。
[0027] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層はさらに質量％で、 2%以下の Ni及び
Z又は 10%以下の Coを含有するのが好ましい。
[0028] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層はさらに質量％で、 0.5%以下の Ή及 び Z又は 0.5%以下の A1を含有するのが好ましい。
[0029] 第二及び第三の圧延ロール用遠心铸造外層は、室温〜 300°Cにおける平均熱膨 張係数が 10 X 10— 6Z°C以下であるのが好ましい。また 300°Cにおける熱伝導率が 25
W/m'K以下であるのが好ましい。さらに縦弾性係数が 240 GPa以上であるのが好ま しい。
[0030] 面積率で MC炭化物が 20〜60%分散した組織を有する圧延ロール用外層を製造 する本発明の方法は、質量0 /0で、 C : 2.2〜6.0%、 Si: 0.1〜3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、 及び V: 8〜22%を含有し、残部 Fe及び不可避的不純物元素力 なる組成を有する 溶湯を遠心铸造することにより、 MC炭化物が濃化した内周層と、 MC炭化物が乏しい 外周層と、前記内周層と前記外周層の間で MC炭化物の面積率が変化する中間層（ MC炭化物の濃度が傾斜して 、る層 単に「濃度傾斜層」 、う）とからなる円筒体を 作製し、 MC炭化物の面積率が 20%以上となる深さまで前記円筒体を切削加工する ことを特徴とする。 [0031] 本発明の方法により得られる圧延ロール用外層の基地は 550〜900のビッカース硬 さ Hvを有するのが好ましい。また前記外層の組織に面積率で円相当直径が 1 μ m以 上の M C、 M C及び M C炭化物が総量で 0〜5%分散していてもよい。
2 6 7 3
発明の効果
[0032] 本発明の圧延ロール用遠心铸造外層は、圧延用ワークロール、特に熱間薄板圧延 機の仕上列に用いられるワークロールで、優れた耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐焼付 き性を発揮し、圧延の生産性の向上やロール原単位の向上に寄与する。また本発明 の方法により、溶湯中の Vの含有量を高くするために溶湯温度を著しく高める必要な ぐ従来と同じ遠心铸造装置を用いて、 MC炭化物を多量かつ均一に分散できるため に、優れた耐摩耗性、耐肌荒れ性及び耐焼付き性を有する圧延ロール用遠心铸造 外層を低コストで製造することができる。
図面の簡単な説明
[0033] [図 1]MC炭化物の円相当直径を求める方法を示す概略図である。
[図 2]MC炭化物間の平均距離を求める方法を示す概略図である。
[図 3]MC炭化物を含まない領域の最大内接円直径を求める方法を示す概略図であ る。
[図 4(a)]遠心铸造の際 MC炭化物が内面側に移動する様子を示す概略図である。
[図 4(b)]本発明の圧延ロール用遠心铸造外層を示す半径方向断面図である。
[図 4(c)]図 4(b)の A-A断面における MC炭化物の分布を示すグラフである。
[図 5]実施例 4の遠心铸造円筒体における元素の半径方向分布を示すグラフである。
[図 6]実施例 4の遠心铸造円筒体における MC炭化物の半径方向分布を示すグラフ である。
[図 7]実施例 6の遠心铸造円筒体における元素の半径方向分布を示すグラフである。
[図 8]実施例 6の遠心铸造円筒体における MC炭化物の半径方向分布を示すグラフ であ
[図 9]従来例 2の遠心铸造円筒体における元素の半径方向分布を示すグラフである。
[図 10]従来例 2の遠心铸造円筒体における MC炭化物の半径方向分布を示すグラフ である。 [図 11]圧延摩耗試験機を示す概略図である。
[図 12]焼付き試験機を示す概略図である。
[図 13]実施例 4の試験片の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。
[図 14]比較例 1の試験片の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。
[図 15]従来例 2の試験片の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。
[図 16] (V% + 0.55 X Nb%)の値と MC炭化物の面積率との関係を示すグラフである。
[図 17]実施例 4、比較例 1及び従来例 2の試験片における熱膨張係数と温度との関係 を示すグラフである。
[図 18]実施例 4、比較例 1及び従来例 2の試験片における熱伝導率と温度との関係を 示すグラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0034] [1]圧延ロール用遠心铸造外層の組成 (質量％)
(1)必須成分
(a) C : 2.5〜9%
Cは、主に V, Nb等の合金元素と結合し、 MC炭化物を形成することにより耐摩耗性 を向上させる必須元素である。合金元素と結合しない Cは主に基地中に固溶するか 極微細に析出し、基地を強化する。 Cが 2.5%未満では MC炭化物の量が不足し、十 分な耐摩耗性が得られない。一方、 Cが 9%を超えると、炭化物が過多となり、ロール 外層の耐熱亀裂性が劣化する。 C含有量は好ましくは 3.5〜9%であり、より好ましくは 4.5〜9%である。
[0035] (b) Si: 0.1〜3.5%
Siは溶湯中で脱酸剤として作用する。 Siが 0.1%未満では脱酸効果が不足し、铸造 欠陥を生じやすい。一方、 Siが 3.5%を超えるとロール外層は脆ィ匕する。 Si含有量は 好ましくは 0.2〜2.5%であり、より好ましくは 0.2〜1.5%である。
[0036] (c) Mn: 0.1〜3.5%
Mnは溶湯の脱酸や不純物である Sを MnSとして固定する作用を有する。 Mnが 0.1 %未満であると、これらの効果が不十分である。一方、 Mnが 3.5%を超えると残留ォ ーステナイトを生じやすくなり、硬さを安定的に維持できず、耐摩耗性が劣化しやすく なる。 Mn含有量は好ましくは 0.2〜2.5%であり、より好ましくは 0.2〜1.5%である。
[0037] (d) V: ll〜40%
Vは主に Cと結合し、 MC炭化物を形成する元素である。ロール外層に多量の MC炭 化物を含ませるために、 11〜40%の Vが必要である。 Vが 11%未満では、 MC炭化物 が不足し、十分な耐摩耗性が得られない。一方、 Vが 40%超であると、 MC炭化物が 過剰となり、ロール外層の靭性が劣化する。 V含有量は好ましくは 15〜40%以下であ り、より好ましくは 18〜40%である。
[0038] (e) Nb
Nbは MC炭化物を形成する点で Vと同様の作用を有する。原子量の比より、質量％ で 0.55 X
Figure imgf000010_0001
従って、下記式 (3) :
11 %≤ V% + 0.55 X Nb%≤ 40% (質量0 /0) · · · (3)
を満たす量の Nbで Vの一部又は全部を置換しても良!、。（V% + 0.55 X Nb%)のより 好ましい範囲は、質量％で、 15〜40%であり、最も好ましい範囲は 18〜40%である。
[0039] また Nbは C及び Vと、下記式 (2) :
0≤C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%)≤2% (質量％) · · · (2)
を満たすのが好まし 、。 [C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%) ]の値が 0未満であると、 M C炭化物が十分に得られず、基地中に V及び Nbが過剰となり、十分な硬さ及び耐摩 耗性が得られない。一方、 [C%— 0.2 X (¥% + 0.55 ^%) ]の値カ¾%を超ぇると、 M C、 M C、及び M C炭化物等の非粒状炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の
2 6 7 3
耐熱亀裂性が劣化する。
[0040] (2)任意成分
圧延ロールの用途及び使用方法に応じて、外層は以下の元素を適宜含有しても良 い。
[0041] (a) Cr: l〜15%
Crは基地に固溶して焼入性を高めるだけでなぐ一部は Cと結合して極微細な炭化 物として析出し、基地を強化する。 Crが 1%未満では、基地強化の効果が十分に得ら れない。一方、 Crが 15%を超えると、 M C炭化物等の MC炭化物以外の炭化物が網
7 3
目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。より好ましい Cr含有量は 3〜9 %である。
[0042] (b) Mo : 0.5〜20%
Moは基地に固溶して焼入性を高めるだけでなぐ一部は Cと結合して極微細な炭 化物として析出し、基地を強化する。また Moの一部は粒状炭化物を形成する。 Moが 0.5%未満では、基地強化の効果が十分に得られない。一方、 Moが 20%を超えると M Cや M C等の非粒状炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化す
2 6
る。 Mo含有量はより好ましくは 2.5〜20%であり、特に 2.5〜10%である。
[0043] (c) W: l〜40%
Wは基地部に固溶して焼入性を高め、一部は Cと結合して極微細な炭化物として析 出し、基地を強化する。また Wの一部は粒状炭化物を形成する。 Wが 1%未満である と、基地強化の効果が十分に得られない。一方、 Wが 40%を超えると M Cや M C等の
6 2 非粒状炭化物が網目状に晶出し、ロール外層の耐熱亀裂性が劣化する。 w含有量 はより好ましくは 5〜40%であり、特に 5〜20%である。
[0044] 本発明のロール外層に十分な耐摩耗性を付与するために、基地の強化元素である
Cr、 Mo及び Wの少なくとも一種を含有するのが好まし!/、。
[0045] (d) Ni: 2%以下
Niは基地に固溶し、基地の焼入れ性を向上させるのに有効である。 Niが 2%を超え ると、基地のオーステナイトが安定ィ匕するため、基地の硬化効果が不十分である。
[0046] (e) Co : 10%以下
Coは基地に固溶し、基地強化の効果がある。また Coを含有すると、高温でも基地 の硬さを維持できる。 Coが 10%を超えると、ロール外層の靭性が低下する。 Coは高 価であるので、経済性及び使用条件を考慮し、その含有量を決定するのが望ましい
[0047] (l) Ti: 0.5%以下
Tiは溶湯中で脱酸剤として作用するほか、 Nと結合して窒化物を形成し、粒状炭化 物の核となり、粒状炭化物を微細にする効果がある。また一部は Cと結合して粒状炭 化物となる。 Tiの添加効果は 0.5%以下で十分である。
[0048] (g) Al: 0.5%以下 Alは溶湯中で脱酸剤として作用するほか、粒状炭化物を微細にする効果がある。 A 1が 0.5%を超えると、外層の焼入れ性が悪化し、十分な基地硬さが得られなくなる。
[0049] [2]圧延ロール用遠心铸造外層の組織及び特性
(1) MC炭化物
粒状炭化物である MC炭化物は、他の炭化物 (M C、 M C及び M C炭化物等）に比
2 6 7 3
ベると高硬度であり、耐摩耗性の向上に寄与する。また MC炭化物は高温で安定であ り、被圧延材と金属結合しにくいので、耐焼付き性改善にも優れた効果を発揮する。 MC炭化物が面積率で 20%未満では、耐摩耗性、耐焼付き性及び耐熱亀裂性が不 十分である。一方、 MC炭化物が面積率で 60%を超えると、耐焼付き性改善効果が 飽和するとともに、ロール外層の靭性が著しく低下する。その上、隣り合う粒状炭化物 同士の間隔が狭ぐクラックが伝播しやすくなるため、耐熱亀裂性が劣化する。従って 、 MC炭化物は面積率で 20〜60%である。好ましい面積率は 30〜50%である。
[0050] (2) MC炭化物の大きさ
MC炭化物（粒状炭化物）の平均円相当直径は 10〜50 mであるのが好ましい。熱 間圧延時にロールは高熱の圧延鋼板と接触し、表面から 10 m程度まで基地が軟 化するので、 MC炭化物の平均円相当直径が 10 μ m未満では、基地が MC炭化物が 十分に支持できず、ロールの耐摩耗性及び耐肌荒れ性は低い。一方、平均円相当 直径が 50 mを超えると、耐焼付き性の向上効果が飽和するとともに、靭性が低下す る。 MC炭化物の平均円相当直径はより好ましくは 10〜40 /ζ πιであり、最も好ましくは 15〜30 μ mである。
[0051] 図 1に示すように、 MC炭化物 1の円相当直径は、 MC炭化物 1と等しい面積の円 10 の直径を D と定義する。 MC炭化物 1の面積を Sとすると、 D =2 (3/兀）1/2でぁる。\1
10 10
C炭化物の平均円相当直径は D の平均値である。
10
[0052] (3) MC炭化物間の平均距離
本発明のロール外層の組織において、円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物間 の平均距離は 10〜40 μ mであるのが好ましい。平均 MC炭化物間距離が 10 μ m未満 であると、 MC炭化物の偏在が多すぎ、 MC炭化物の多い部分と少ない部分で摩耗差 によるミクロ的な凹凸が生じ、耐肌荒れ性が低い。一方、平均 MC炭化物間距離が 40 /z m超であると、 MC炭化物の分布のばらつきが無視できないほど大きぐ耐焼付き 性の向上が見られない。円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物間の平均距離は 20 〜30 μ mであるのがより好ましい。
[0053] MC炭化物間の平均距離の求め方を、ロール外層の組織を概略的に示す図 2により 説明する。この組織は、円相当直径で 15 m以上の MC炭化物（白色） laと、円相当 直径が 15 μ m未満の MC炭化物（黒色） lbとを含有する。 2は基地（M C、 M C及び M
2 6 7
C炭化物を含有する）を示す。この組織に任意の直線 Lを引くと、 MC炭化物 la , la
3 1 2
, la · · ' Ianが交差し、これらの MC炭化物間の距離 L , L , L · · 'Lnが計測される。従
3 1 2 3
つて、円相当直径が 15 m以上の MC炭化物間の平均距離は、 [∑ (L +L + · · · ·
1 2
+ Ln) ]Znにより求まる。
[0054] (4)平均 MC炭化物間距離 Z平均円相当直径
本発明のロール外層の組織において、円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物間 の平均距離 Bと、 MC炭化物の平均円相当直径 Aとの比（B/A)は 2以下であるのが好 ましい。多量の MC炭化物を含有する本発明のロール外層では、 MC炭化物が凝集し やすい。 MC炭化物が凝集すると、 MC炭化物の多い部分と少ない部分で摩耗差によ るミクロ的な凹凸が生じ、耐肌荒れ性が損なわれる。 B/A比は MC炭化物の凝集の程 度を示す。 B/A力 ¾を超えると、 MC炭化物が凝集しすぎている。より好ましい B/A比は 1.5以下である。
[0055] (5) MC炭化物を含まない領域の最大内接円直径
本発明のロール外層の組織において、円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物を含 まない領域の最大内接円直径は 150 /z mを超えないのが好ましい。最大内接円直径 力 ΐ50 /ζ πι超であると、 MC炭化物の分布のばらつきが無視できないほど大きい。最 大内接円直径は 120 μ m以下であるのがより好ましぐ 80 μ m以下であるのがより好ま しい。
[0056] 円相当直径が 15 m以上の MC炭化物を含まない領域の最大内接円直径は図 3に 示すように求める。図示の視野では、円相当直径が 15 m以上の MC炭化物 la , la
1 2
, la , laに内接する円 20の直径は D である。同様にして、他の MC炭化物群に内接
3 4 20
する円の直径を求める。この操作を任意の複数の視野について行い、最大の内接円 直径 D maxを決める。
20
[0057] (6)基地の硬さ
基地は主に Fe及び合金元素力 なり、熱処理による変態や極微細な炭化物の析出 により硬さが変化する。基地の硬さがビッカース硬さで Hv 550未満では、ロール外層 の耐摩耗性が不十分である。耐摩耗性向上の観点力も基地は硬いほうが望ましいが 、 Hv 900を超えると、基地の靭性が低下する。基地のより好ましい硬さは Hv 650〜85 0であり、さらに好ましくは Hv 650〜750である。
[0058] (7)平均熱膨張係数
本発明のロール外層は室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係数が 10 X 10— 6Z°C以 下である。 MC炭化物は他の炭化物に比べ熱膨張係数が小さいため、外層の熱膨張 係数を小さくするのに効果的である。特に VCの室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係 数は 7 X 10— 6Z°C程度であり、 Cr炭化物である Cr Cの 10 X 10—
23 6 6Z°C程度に比べると 小さい。小さい平均熱膨張係数により、サーマルクラウンの成長を抑制することができ る。ただし、外層の熱膨張係数が小さすぎると、ロールの残留応力が過大となり、折 損や外層剥離のリスクが増大する。室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係数はより好ま しくは 9.5 X 10— 6Z°C以下であり、最も好ましくは 8〜9.5 X 10— 6Z°Cである。
[0059] (8)熱伝導率
本発明のロール外層は、 300°Cにおける熱伝導率が 25 W/m' K以下であるのが好 ましい。 MC炭化物の熱伝導率は Fe系基地より著しく低ぐ例えば VCの熱伝導率は 約 4 W/m' Kであり、 Fe系基地の約 30〜50 W/m' Kより極めて低い。そのため、金属 組織中に面積率で 20〜60%の MC炭化物を分散させることにより、ロールの軸方向中 央部付近及びその内部の温度上昇を低減させ、サーマルクラウンの成長を抑制し、 通板性を向上させることができる。 300°Cにおける熱伝導率はより好ましくは 23 W/m - K以下であり、最も好ましくは 21 W/m' K以下である。
[0060] (9)縦弾性係数
MC炭化物は Feに比べ縦弾性係数が高 、ので、 MC炭化物を多量に含むことにより 、ロール外層の縦弾性係数は増大する。例えば VCの縦弾性係数は 270 GPa程度で あり、 NbCは 340 GPa程度であり、基地は 200〜220 GPa程度である。 [0061] (10)非粒状炭化物
本発明のロール外層には、円相当直径が 1 μ m以上の非粒状炭化物（M C、 M C、
2 6 及び M C炭化物)が合計面積率で 0〜5%分散していても良い。非粒状炭化物の合
7 3
計面積率が 5%を超えると、非粒状炭化物が粗大化してロールの耐肌荒れ性及び靭 性を損なうだけでなぐ網目状に晶出した非粒状炭化物に沿ってクラックが進展する ことにより耐熱亀裂性が低下する。非粒状炭化物の合計面積率は少なければ少な ヽ ほど良い。円相当直径が 1 μ m以上の M C、 M C、及び M C炭化物の合計面積率は
2 6 7 3
より好ましくは 0〜3%であり、さらに好ましくは 0〜1%である。なお MC、 M C、 M C、及
2 6 び M C炭化物以外の炭化物を微量含んでも良い。
7 3
[0062] [3]遠心铸造法
本発明の圧延ロール用外層を製造するには、まず初晶 MC炭化物を晶出する化学 組成に調整した溶湯を円筒形铸型に铸込み、遠心铸造する。遠心铸造による MC炭 化物の遠心分離を利用する本発明では、溶湯組成はロール外層の組成と異なる。 [1 ]に記載の外層組成を得るためには、溶湯組成は、質量0 /0で、 C : 2.2-6.0%, Si : 0.1 〜3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、及び V: 8〜22%を含有し、残部 Fe及び不可避的不純物 元素からなる。 Nbは Vの少なくとも一部を置換し、かつ MC炭化物として遠心铸造によ り遠心分離するので、溶湯に、下記式 (4) :
8 %≤V% + 0.55 X Nb%≤22% (質量0 /0) · · -(4)
を満たす量の Nbを添加することができる。
[0063] 好ましくは、溶湯組成は、質量0 /0で、 C : 2.5〜6.0%、 Si: 0.2〜1.5%、 Mn: 0.2〜1.5 %、及び V： 10〜22%を含有し、 Nbを 10%≤V% + 0.55 X Nb%≤22% (質量0 /0)を満 たす量だけ含有しても良い。
[0064] 任意元素である Cr、 Mo、 Ni、 Co及び A1はほとんど遠心分離しな!/、ので、溶湯中の 含有量はロール外層における含有量と同じでよい。 W及び Ήは、その一部が初晶 MC 炭化物に固溶するため、若干遠心分離される。
[0065] 図 4(a)に示すように、铸型 41内での遠心铸造の際、溶湯 42中で比重の小さな初晶 MC炭化物 43は中空部 44に接するロールの内側に移動する。その結果、図 4(b)及び 図 4(c)に示すように、 MC炭化物が濃化した内周層 40aと、 MC炭化物が乏しい外周 層 40bと、 MC炭化物の面積率が変化する濃度傾斜層 40cと力 なる円筒体 40が得ら れる。次いで円筒体 40から外周層 40bの全て及び濃度傾斜層 40cの少なくとも一部を 切削等により除去し、 MC炭化物が濃化した部分 (主として内周層 40a)を圧延ロール 用外層とする。
[0066] 外周層 40b及び濃度傾斜層 40cの厚さは、溶湯の組成及び遠心铸造条件により決 まるので、予測可能である。濃度傾斜層 40cは全て除去する必要がある訳ではないの で、濃度傾斜層 40cのどの深さまで除去する力を予め設定する。勿論、確実に高耐摩 耗性を得るために、内周層 40aの一部までも除去して良い。例えば図 4(c)に示すよう に、完全に除去すべき外周層 40bの厚さ Dout、及び少なくとも部分的に除去すべき 濃度傾斜層 40cの除去深さ Dim、さらに必要に応じて部分的に除去すべき内周層 40a の除去深さ Din力 実験的に又はシミュレーションにより溶湯の組成及び遠心铸造条 件により決まると、 Dout + Dim ( + Din)の深さだけ円筒体 40を切削することにより露出 する内周層 40a (又は内周層 40a +濃度傾斜層 40cの一部）が所望の厚さ（外層の目 標厚さ） Dtを有するように、円筒体 40の肉厚 Do [ = Dt + Dout + Dim ( + Din) ]を予め 設定することができる。既存の铸型 41を用いて外層の目標厚さ D り大きい肉厚 Do を有する円筒体 40を遠心铸造法により形成すれば、 Dout + Dim ( + Din)の深さだけ 円筒体 40を切削することにより、容易かつ低コストで厚さ Dtのロール外層を得ることが できる。
[0067] 本発明の方法において、前記溶湯組成及び遠心铸造条件により予測される前記 M C炭化物の分布から、 MC炭化物の面積率が 20%以上となる深さを予測し、その深さ の分だけ、前記円筒体を前記外層の目標外径より大きな外径に作製するのが好まし い。
[0068] [4]内層材
本発明の外層を有する圧延ロールにおいて、外層との健全な溶着を得るため、内 層を外層より低い融点の合金で形成するのが好ましい。具体的には、内層用合金は 、球状黒鉛铸鉄、片状黒鉛铸鉄等の铸鉄や、黒鉛鋼が好ましい。複合圧延ロールに おいて、外層と内層の間に中間層を設けてもよい。具体的には中間層はァダマイト系 材料等により形成することができる。圧延ロールは、本発明の外層を有する限り中実 でも中空でもよい。また本発明の外層からなるスリーブを軸材に嵌合してもよい。
[0069] 内層の材質は特に限定されな 、。例えば内層に縦弾性係数が 210 GPa程度の鋼 材を使用した場合、高縦弾性係数を有する外層との相乗効果によりロール全体が高 い剛性を有することができる。また内層が 180 GPa程度の縦弾性係数を有するダクタ ィル铸鉄からなる場合、高縦弾性係数の外層と組合せても、ロールベンディング等に よる板形状制御を容易にすることができる。このように内層の材質は用途や目的に応 じて適宜選定すればよい。
[0070] 本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定さ れるものではない。
[0071] 実施例 1〜8、比 例 1〜3、従 例 1及び 2
表 1に示す化学組成 (質量％)に調整した溶湯を遠心铸造用铸型内で遠心铸造し 、円筒体を作製した。ただし比較例 1のみ静置铸造法を用いた。
[0072] 表 1 溶湯の組成 （質量％)
例 No.
C Si Mn V Nb Cr Mo 実施例 1 4.5 0.7 0.5 19.0 一 8.8 ― 実施例 2 3.1 0.2 0.9 11.5 2.2 一 2.2 実施例 3 2.4 0.4 0.7 ― 14.7 11.4 2.0 実施例 4 4.4 0.9 0.7 17.3 4.6 5.3
，実施例 5 4.7 0.3 0.3 18.0 2.5 8.5 実施例 6 2.8 0.2 0.9 7.7 1.7 ― 2.3 実施例 7 3.2 0.4 0.7 ― 14.5 11.6 2.0 実施例 8 2.6 0.7 0.5 11.6 ― 8.8 ― 比較例 1 4.3 1.0 0.5 19.3 ― 4.1 0.3 比較例 2 2.0 1.5 0.2 21.7 ― ― 2.4 比較例 3 5.1 0.4 0.6 9.4 ― 15.9 2.4 従来例 1 3.0 2.0 0.5 5.0 ― 2.0 1.0 従来例 2 2.0 0.8 0.4 5.3 ― 6.7 2.7 [0073]
表 1 (続く)
Figure imgf000018_0001
[0074] 得られた円筒体のうち、実施例 4及び 6並びに従来例 2の円筒体について、円筒体の 半径方向断面における元素分布及び MC炭化物分布を測定した。結果を図 5〜図 10 に示す。
[0075] 図 5に示すように、実施例 4の円筒体では、 Vは外周層ではほぼ 5質量％と少なかつ たが、内周層では 25質量％以上と多ぐまた Wも外周層ではほぼ 10〜15質量％と少 なかったが、内周層では 20〜25質量％と多かった。 Cも、外周層ではほぼ 2.5質量％ と少な力つたが、内周層では 5質量％以上と多かった。その他の元素（Cr, Mo)につ いては、外周層〜内周層で濃度分布はほとんどなかった。図 6に示すように、 MC炭 化物の面積率分布も Vの濃度分布とほぼ同じ傾向を示した。すなわち、 MC炭化物の 面積率は外周層ではほぼ 4〜8面積％と乏し力つた力 内周層ではほぼ 35面積％以 上と多かった。従って、例えば外周層の全部及び濃度傾斜層の大部分を含む深さ（ 図中線分 Aで示す)まで円筒体を切削し、 35面積％以上の MC炭化物を含有する部 分を圧延ロール用外層とした。
[0076] 図 7に示すように、実施例 6の円筒体では、 Vは外周層ではほぼ 6質量％以下と少な かったが、内周層では 15質量％以上と多ぐまた ， Nb及び Wも外周層ではほぼ 5質 量％以下と少なかったが、内周層では 8質量％以上と僅かに多力つた。 Moについて は、外周層〜内周層で濃度分布はほとんどな力つた。図 8に示すように、 MC炭化物 の面積率は外周層ではほぼ 4面積％以下と乏し力つた力 内周層ではほぼ 25面積％ 以上と多かった。従って、例えば外周層の全部及び濃度傾斜層の大部分を含む深さ (図中線分 A'で示す)まで円筒体を切削し、 25面積％以上の MC炭化物を含有する 部分を圧延ロール用外層とした。
[0077] 従来例 2の円筒体では、図 9及び図 10に示すように、外周層と内周層との間で元素 の濃度分布はほとんどな力つた。 MC炭化物はどの深さでもほぼ 8面積％以下とであ つた o
[0078] 実施例 4及び 6の円筒体と同様に、他の実施例の円筒体についても MC炭化物が濃 化した部分が露出するまで切削等で除去し、圧延ロール用遠心铸造外層を作製した
[0079] 得られたロール外層の組成を表 2に示す。各ロール外層に対して、 1000〜1200°C での焼入れ、及び 500〜600°Cでの 3回の焼戻しからなる熱処理を行った。ただし従 来例 1のロール外層に対しては、 400〜500°Cでの残留オーステナイト分解兼歪取り 熱処理を行った。 表 2
ロール外層の組成 （質量。 /0)
例 No.
C Si Mn V b Cr Mo 実施例 1 6.8 0.6 0.5 31.5 ― 8.8 ― 実施例 2 4.7 0.2 0.8 19.6 5.5 ― 2.3 実施例 3 4.9 0.4 0.6 ― 37.5 12.9 2.2 実施例 4 5.8 0.8 0.6 25.3 ― 4.6 5.4 実施例 5 8.1 0.3 0.3 34.8 ― 2.5 8.7 実施例 6 4.5 0.2 0.8 20.3 3.5 ― 2.6 実施例 7 4.9 0.4 0.6 ― 27.4 12.9 2.2 実施例 8 3.4 0.6 0.5 15.7 ― 8.8 比較例 1 4.3 1.0 0.5 19.3 ― 4.1 0.3 比較例 2 2.0 1.5 0.2 21.7 ― ― 2.4 比較例 3 5.1 0.4 0.6 9.4 ― 15.9 2.4 従来例 1 3.0 2.0 0.5 5.0 一 2.0 1.0 従来例 2 2.0 0.8 0.4 5.3 ― 6.7 2.7
[0081] 表 2 (続く)
Figure imgf000021_0001
注：式 (1) は （V% +0.55 X Nb%) (質量0 /0) の値を示し、 式 (2) は [C%— 0.2 X ( V% + 0.55 Nb%) ] (質量％) の値を示す。
[0082] 各ロール外層から切り出した試験片に対して、 MC炭化物の面積率（％)、円相当直 径が 1 μ m以上の M C、 M C及び M Cの合計面積率（％)、 MC炭化物の平均円相当
2 6 7 3
直径 m)、円相当直径が 15 m以上の MC炭化物間の平均距離 m)、円相当直 径が 15 m以上の MC炭化物を含まな 、領域の内接円直径の最大値 m)、基地 のビッカース硬さ（Hv)、摩耗深さ（ m)、表面粗さ Rz ( m)、焼付き面積率 (％)、破 壊靭性値 KIC (kg/mm3/2)、平均熱膨張係数（X 10— 6/°C)、熱伝導率 (W/nrK)、及び 縦弾性係数 (GPa)を以下の方法により測定した。測定結果を表 3に示す。
[0083] (1) MC炭化物の面積率
各試験片を鏡面研磨し、重クロム酸カリウム水溶液で電解腐食することにより MC炭 化物を黒色に腐食させた後、画像解析装置（日本ァピオ-タス株式会社製 SPICCA- II)を使用して、それぞれ試験片の 0.23mm X 0.25mmの部分に相当する 20個の任意 の視野で、 MC炭化物の面積率(％)を測定し、測定値を平均した。
[0084] (2)非粒状炭化物 (M C、 M C及び M C )の合計面積率
2 6 7 3
各試験片を鏡面研磨し、村上試薬で腐食することにより M C、 M C及び M C炭化物
2 6 7 3 を黒色又は灰色に腐食させた後、上記画像解析装置を使用して、それぞれの試験 片において 0.23mm X 0.25mmの部分に相当する 20個の任意の視野で M C、 M C及
2 6 び M C炭化物の合計面積率 (％)を測定し、測定値を平均した。なお、識別が容易な
7 3
円相当直径で 1 μ m以上の M C、 M C及び M C炭化物を測定対象とした。
2 6 7 3
[0085] (3) MC炭化物の平均円相当直径
各試験片を鏡面研磨し、重クロム酸カリウム水溶液で電解腐食することにより MC炭 化物を黒色に腐食させた後、上記画像解析装置を使用して、それぞれの試験片に おいて 0.23mm X 0.25mmの部分に相当する 20個の任意の視野で、 MC炭化物の平 均円相当直径 m)を測定し、測定値を平均した。
[0086] (4) MC炭化物間の平均距離
各試験片を鏡面研磨し、ピクリン酸アルコール溶液で基地を腐食させた。この光学 顕微鏡観察 (200倍)では、基地は濃い灰色、 MC炭化物は薄い灰色、 M C、 M C及
2 6 び M C炭化物は白色に見えた。それぞれ試験片の l.Omm X 1.5mmの部分に相当
7 3
する 20個の任意の視野で、円相当直径が 15 m以上の MC炭化物間の平均距離（ μ m)を測定し、測定値を平均した。
[0087] (5) MC炭化物を含まない領域の内接円直径の最大値
(4)と同様に腐食させた各試験片を光学顕微鏡 (100倍)で観察し、それぞれ試験 片の 2.0mm X 3.0mmの部分に相当する 20個の任意の視野で、円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物を含まない領域の内接円直径の最大値 m)を測定し、測定値 を平均した。
[0088] (6)基地のビッカース硬さ
各試験片を鏡面研磨し、ピクリン酸エタノール溶液で軽く腐食させた後、ビッカース 硬さ試験機を用いて、試験片の任意の 5箇所で、荷重 50〜200gの範囲で、ピッカー ス硬さ (Hv)を測定し、測定値を平均した。
[0089] (7)摩耗深さ及び表面粗さ Rz
耐摩耗性及び耐肌荒れ性の評価として、図 11に概略的に示す圧延摩耗試験機を 用いて、圧延した後のロールに対して、摩耗深さ（ μ m)及び十点平均表面粗さ Rzを 下記の通り測定した。なお表面粗さ Rzは触針式表面粗さ計により測定した。
[0090] 圧延摩耗試験機は、実施例 1〜8、比較例 1〜3、及び従来例 1及び 2によりそれぞれ 製造した外径 60mm、内径 40mm及び幅 40mmの小型スリーブロールからなる試験 用ロール 52、 53を具備する圧延機 51と、加熱炉 54と、冷却水槽 55と、卷取り機 56と、 テンションコントローラ 57とを有する。圧延摩耗試験条件は以下の通りであった。 圧延材 S : SUS304
圧下率: 25%
圧延速度： 150mZ分
圧延温度： 900°C
圧延距離： 300m
ロール冷却：水冷
ローノレ数： 4重式
[0091] (8)焼付き面積率
図 12に概略的に示す焼付き試験機は、試験片 61を載置する台 63と、試験片 61の上 面に下端が当接するラック 68と、ラック 68と係合するピ-オン 60と、ラック 68上に落下 する重り 69と、ピ-オン 60の回動により試験片 61に嚙み込むようになって!/、る嚙み込 み部材 62 (軟鋼製）とを具備する。この試験機において、重さ 100kgの重り 69をラック 6 8に落下させると、ピ-オン 60が回動し、嚙み込み部材 62は試験片 61に強く押圧され 、試験片 61に圧痕ができるとともに、部材 62が試験片 61に焼付く。試験片 61の焼付き 面積率は、焼付き面積 Z圧痕面積 (％)により算出する。この焼付き試験を各試験片 にっき 2回行い、焼付き面積率の平均値を求めた。
[0092] (9)破壊靭性値 KIC
各試験片の破壊靭性値 KICを ASTM E399に準拠して測定した。測定は 2個の試験 片について行い、その平均値を求めた。 [0093] (10)平均熱膨張係数
8mm X 8mm X 17mmに加工した各試験片の室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係 数を熱応力歪測定装置 (セイコー電子工業株式会社製 SSC/5200)により測定した。
[0094] (11)熱伝導率
直径 10mm及び厚さ lmmに加工した各試験片の 300°Cにおける熱伝導率をレーザ 一フラッシュ法により測定した。
[0095] (12)縦弾性係数
幅 10mm、長さ 60mm及び厚さ 1.5mmに加工した各試験片の縦弾性係数を自由共 振式固有振動法により測定した。
[0096] 表 3
MC炭化物の面
例 No. 非粒状炭化物の 平均円相当直 平均粒子間距
積率 （％) 面積率 （％) 径 A ( μ πι) 離 Β ( ιη) 実施例 1 40.9 0.6 18 20.0 実施例 2 32.5 0.1 28 48.3 実施例 3 33.5 0.3 42 59.4 実施例 4 38.3 0.8 20 26.0 実施例 5 54.6 1.7 13 14.3 実施例 6 32.9 0.0 31 49.6 実施例 7 22.3 2.9 47 65.8 実施例 8 23.2 0.4 17 32.3 比較例 1 26.8 0.2 22 61.6 比較例 2 8.9 0.0 4 17.2 比較例 3 15.4 24.9 11 84.7 従来例 1 5.7 0.0 6 32.4 従来例 2 7.4 8.5 8 52.0 表 3 (続く)
Figure imgf000025_0001
注：（1) 平均粒子間距離/平均円相当直径。
[0098] 表 3 (続く)
Figure imgf000026_0001
[0099] 図 13及び図 14はそれぞれ実施例 4及び比較例 1の試験片の金属組織を示す。白色 の部分は MC炭化物であり、黒色の部分は基地である。実施例 4の試験片では MC炭 化物が高濃度に分布しているが、比較例 1の試験片では MC炭化物が部分的に偏在 しているのが分力る。
[0100] 図 15は従来例 2のハイス系ロール材の金属組織を示す。白色の微細粒状部は MC 炭化物であり、白色の網目状部分は M C、 M C及び M C炭化物であり、黒色の部分
2 6 7 3
は基地である。従来例 2のロール材では MC炭化物が部分的に偏在して分布し、 M C
2
、 M C及び M C炭化物が網目状に分布しているのが分かる。
6 7 3
[0101] 実施例 1〜8の摩耗深さは、従来例 1に比べほぼ半分以下であり、耐摩耗性が極め て良好であることが分かる。また実施例 1〜8は、耐肌荒れ性、耐焼付き性及び靭性 の 、ずれにお 、ても従来例はり優れて 、ることが分かる。 [0102] 図 16は、 MC炭化物の面積率と式 (1)の（V% + 0.55 X Nb%)の値との関係を示す。 両者の関係はほぼ直線的であり、 (V% + 0.55 X Nb%)が約 15質量％以上であると、 MC炭化物の面積率が約 20%以上となることが分かる。
[0103] 図 17は実施例 4、比較例 1及び従来例 2の 100°C〜600°Cでの熱膨張係数を示す。
図中、横軸は温度 (°C)を示し、縦軸は室温から各温度までの平均熱膨張係数（X 10 一6/。 C)を示す。 100°C〜600°Cの範囲にわたって熱膨張係数は、実施例 4では 10 X 10 6Z°C以下であつたが、比較例 1ではほぼ 9 X 10— 6Z°C〜10.5 X 10— 6Z°Cであり、また 従来例 2では、ほぼ 11 X 10— 6Z°C〜13 X 10— 6Z°Cであった。また表 3から明らかなよう に、実施例 4〜8の室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係数はすべて 10 X 10— 6Z°C以 下であり、サーマルクラウンの大幅な抑制が可能であることが分かる。これは、 MC炭 化物が面積率で 20%以上分散しているためであると考えられる。特に MC炭化物の 面積率が 30%を超えると、平均熱膨張係数が 9 X 10— 6Z°C以下となり、サーマルクラ ゥンの抑制効果が大きくなる。
[0104] 図 18は実施例 4、比較例 1及び従来例 2の室温〜 600°Cでの熱伝導率を示す。図中 、横軸は温度 (°C)を示し、縦軸は熱伝導率 (W/m'K)を示す。 300°Cでの熱伝導率 は、実施例 4では 20 W/m'K未満であった力 比較例 1では 25 W/m'K超であり、また 従来例 2では 30 W/m'Kであった。また表 3から明らかなように、実施例 4〜8の 300°C における熱伝導率は全て 25 W/m'K以下であり、サーマルクラウンの大幅な抑制が 可能であることが分かる。これは、 MC炭化物が面積率で 20%以上分散しているため であると考えられる。特に MC炭化物の面積率が 30%を超えると、 300°Cにおける熱伝 導率が 21 W/m'K以下となり、サーマルクラウンの抑制効果が大きくなる。
[0105] 実施例 4〜8の縦弾性係数はすべて 240 GPa以上であり、特に MC炭化物の面積％ が大きいものは、従来材に比べ格段に高い縦弾性係数を示した。
[0106] 比較例 1の試験片では、円相当直径が 15 μ m以上の MC炭化物を含まない領域の 内接円直径が 150 mを超え、また円相当直径が 15 m以上の MC炭化物間の平均 距離 Bと、 MC炭化物の平均円相当直径 Aとの比（B/A)が 2を超えていた。そのため、 耐肌荒れ性及び耐焼付き性に劣って!/ヽた。
[0107] 比較例 2は、 Cの含有量、式 (2)、 MC炭化物の面積率、基地硬さ、及び MC炭化物の 平均円相当直径が本発明の範囲外であり、また B/A力 ¾を超えていた。そのため、耐 摩耗性及び耐焼付き性に劣っていた。また室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係数が 10 X 10— 6Z°C超であり、また 300°Cにおける熱伝導率が 25 W/m'K超であるので、サ 一マルクラウンの成長を十分に抑制できな 、。
[0108] 比較例 3は、 Vの含有量、式 (1)及び式 (2)、 MC炭化物の面積率、及び M C
2 、 M C及 6 び M C炭化物の合計面積率が本発明の範囲外であり、また B/Aが 2を超えていた。
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そのため、耐肌荒れ性及び靭性に劣っていた。また室温〜 300°Cにおける平均熱膨 張係数が 10 X 10— 6Z°C超であり、また 300°Cにおける熱伝導率が 25 W/m'K超である ので、サーマルクラウンの成長を十分に抑制できな!/、。
[0109] 従来例 1は、 Vの含有量、式 (1)、 MC炭化物の面積率、及び MC炭化物の平均円相 当直径が本発明の範囲外であり、また B/A力 を超えた。そのため、耐摩耗性に劣つ ていた。また室温〜 300°Cにおける平均熱膨張係数が 10 X 10— 6Z°C超であり、また 30 0°Cにおける熱伝導率が 25 W/m'K超であるので、サーマルクラウンの成長を十分に 抑制できない。

Claims

請求の範囲
[1] 質量0 /0で、 C :4.5〜9%、 Si: 0.1〜3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、 V： 18〜40%を含有し、残 部 Fe及び不可避的不純物元素力 なる組成を有することを特徴とする圧延ロール用 遠心铸造外層。
[2] 請求項 1に記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに質量％で、 Cr: 1〜15
%、 \10 : 0.5〜10%及び\^： 1〜40%からなる群から選ばれた少なくとも一種を含有す ることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[3] 請求項 1又は 2に記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、 Vの少なくとも一部が
、下記式 (1) :
18%≤V% + 0.55 X Nb%≤40% (質量0 /0) · · -(1)
を満たす量の Nbで置換されていることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[4] 請求項 1〜3のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、下記式 (2) :
0≤C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%)≤2% (質量％) · · · (2)
を満たすことを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[5] 請求項 1〜4のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに質量
%で、2%以下の Ni及び Z又は 10%以下の Coを含有することを特徴とする圧延ロー ル用遠心铸造外層。
[6] 請求項 1〜5のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに質量 %で、 0.5%以下の Ti及び Z又は 0.5%以下の A1を含有することを特徴とする圧延口 ール用遠心铸造外層。
[7] ビッカース硬さが Hv 550〜900の基地に、面積率で MC炭化物が 20〜60%分散した 組織を有する圧延ロール用遠心铸造外層であって、前記組織において円相当直径 が 15 m以上の MC炭化物を含まな 、領域の最大内接円直径が 150 μ mを超えな ヽ ことを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[8] ビッカース硬さが Hv 550〜900の基地に、面積率で MC炭化物が 20〜60%分散した 組織を有する圧延ロール用遠心铸造外層であって、前記組織において円相当直径 が 15 μ m以上の MC炭化物間の平均距離が 10〜40 μ mであることを特徴とする圧延 ロール用遠心铸造外層。
[9] 請求項 7又は 8に記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、 MC炭化物の平均円 相当直径が 10〜50 mであることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[10] 請求項 7〜9のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、円相当直 径が 15 μ m以上の MC炭化物間の平均距離 Βと、 MC炭化物の平均円相当直径 Aと の比（B/A)が 2以下であることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[11] 請求項 7〜10のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、面積率で 円相当直径が 1 μ m以上の M C、 M C及び M C炭化物が総量で 0〜5%分散してい
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ることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[12] 請求項 7〜11のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、質量％で 、 C : 2.5〜9%、 Si: 0.1〜3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、及び V： 11〜40%を含有し、残部 Fe 及び不可避的不純物元素からなる組成を有することを特徴とする圧延ロール用遠心 铸造外層。
[13] 請求項 12に記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに質量％で、 Cr: 1〜1
5%、 \10 : 0.5〜20%及び\^： 1〜40%力 なる群から選ばれた少なくとも一種を含有 することを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[14] 請求項？〜 13のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、 Vの少なく とも一部が、下記式 (3) :
11 %≤ V% + 0.55 X Nb%≤ 40% (質量0 /0) · · · (3)
を満たす量の Nbで置換することを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[15] 請求項 7〜14のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに下記 式 (2) :
0≤C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%)≤2% (質量％) · · · (2)
を満たすことを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[16] 請求項 7〜15のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに質量 %で、2%以下の Ni及び Z又は 10%以下の Coを含有することを特徴とする圧延ロー ル用遠心铸造外層。
[17] 請求項 7〜16のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、さらに質量 %で、 0.5%以下の Ti及び Z又は 0.5%以下の A1を含有することを特徴とする圧延口 ール用遠心铸造外層。
[18] 請求項 1〜17のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、室温〜 30 0°Cにおける平均熱膨張係数が 10 X 10— 6Z°C以下であることを特徴とする圧延ロール 用遠心铸造外層。
[19] 請求項 1〜18のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、 300°Cにお ける熱伝導率が 25 W/m'K以下であることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層
[20] 請求項 1〜19のいずれかに記載の圧延ロール用遠心铸造外層において、縦弾性係 数が 240 GPa以上であることを特徴とする圧延ロール用遠心铸造外層。
[21] 面積率で MC炭化物が 20〜60%分散した組織を有する圧延ロール用外層を製造す る方法であって、質量0 /0で、 C : 2.2〜6.0%、 Si : 0.1〜3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、及び V： 8〜22%を含有し、残部 Fe及び不可避的不純物元素力 なる組成を有する溶湯を遠 心铸造することにより、 MC炭化物が濃化した内周層と、 MC炭化物が乏しい外周層と 、前記内周層と前記外周層の間で MC炭化物の面積率が変化する濃度傾斜層とから なる円筒体を作製し、 MC炭化物の面積率が 20%以上となる深さまで前記円筒体を 切削加工することを特徴とする方法。
[22] 請求項 21に記載の圧延ロール用外層の製造方法において、前記外層が質量％で、 C : 2.5〜9%、 Si: 0.1〜3.5%、 Mn: 0.1〜3.5%、 V： 11〜40%を含有し、残部 Fe及び不 可避的不純物元素からなる組成を有することを特徴とする圧延ロール用外層の製造 方法。
[23] 請求項 21又は 22に記載の圧延ロール用外層の製造方法において、前記外層がさら に質量％で、 Cr: 1〜15%、 \10 : 0.5〜20%及び\^： 1〜40%力 なる群から選ばれた 少なくとも一種を含有することを特徴とする圧延ロール用外層の製造方法。
[24] 請求項 21〜23のいずれかに記載の圧延ロール用外層の製造方法において、前記外 層にお 、て Vの少なくとも一部が、下記式 (3)：
11 %≤ V% + 0.55 X Nb%≤ 40% (質量0 /0) · · · (3)
を満たす量の Nbで置換されていることを特徴とする圧延ロール用外層の製造方法。
[25] 請求項 21〜24のいずれかに記載の圧延ロール用外層の製造方法において、前記外 層がさらに下記式 (2) :
0≤C% -0.2 X (V% + 0.55 X Nb%)≤2% (質量％) · · · (2)
を満たすことを特徴とする圧延ロール用外層の製造方法。
[26] 請求項 21〜25のいずれかに記載の圧延ロール用外層の製造方法において、前記外 層の基地が 550〜900のビッカース硬さ Hvを有することを特徴とする圧延ロール用外 層の製造方法。
[27] 請求項 21〜25のいずれかに記載の圧延ロール用外層の製造方法において、前記外 層の組織に面積率で円相当直径が 1 μ m以上の M C、 M C及び M C炭化物が総量
2 6 7 3
で 0〜5%分散して 1、ることを特徴とする方法。
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