JP2001279367A - 遠心鋳造製熱間圧延用ロール - Google Patents
遠心鋳造製熱間圧延用ロールInfo
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐摩耗性と耐クラック性に優れた遠心鋳造製
熱間圧延用ロールを提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：２．７〜４．０％、Ｓ
ｉ：０．５〜２％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．２
〜０．８％、Ｎｉ：２．５〜６．０％、Ｃｒ：１．０〜
２．０％、Ｂ：０．０１〜０．１％、を含有し、さら
に、Ｎｂ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．２〜２．０％、
の１種または２種、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる外層と、高級鋳鉄または球状黒鉛鋳鉄からなる内層
とからなることを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用ロー
ル。
熱間圧延用ロールを提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：２．７〜４．０％、Ｓ
ｉ：０．５〜２％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．２
〜０．８％、Ｎｉ：２．５〜６．０％、Ｃｒ：１．０〜
２．０％、Ｂ：０．０１〜０．１％、を含有し、さら
に、Ｎｂ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．２〜２．０％、
の１種または２種、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる外層と、高級鋳鉄または球状黒鉛鋳鉄からなる内層
とからなることを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用ロー
ル。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、圧延用ロールにお
いて、特に耐摩耗性と耐クラックに優れた遠心鋳造製熱
間圧延用ロールに関するものである。
いて、特に耐摩耗性と耐クラックに優れた遠心鋳造製熱
間圧延用ロールに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、鉄鋼圧延分野、特に熱間圧延にお
いて、鋼板の板厚精度向上や表面品質向上の要求が高
く、当該圧延用ロールに対しても高い耐摩耗性が求めら
れてきている。これらの高品質要求に対応するロール材
質として従来、高合金グレン鋳鉄材や高クロム鋳鉄材等
が用いられて来た。この高合金グレン鋳鉄材は黒鉛、炭
化物および基地組織からなり、耐摩耗性や耐事故性に優
れているため熱間圧延用仕上ロールに広く適用されてい
る。しかしながら、晶出する炭化物がＭ3 Ｃ系（セメン
タイト）であるため、高クロム鋳鉄材やハイス材に比較
すると耐摩耗性が問題で種々の改善が行われている。
いて、鋼板の板厚精度向上や表面品質向上の要求が高
く、当該圧延用ロールに対しても高い耐摩耗性が求めら
れてきている。これらの高品質要求に対応するロール材
質として従来、高合金グレン鋳鉄材や高クロム鋳鉄材等
が用いられて来た。この高合金グレン鋳鉄材は黒鉛、炭
化物および基地組織からなり、耐摩耗性や耐事故性に優
れているため熱間圧延用仕上ロールに広く適用されてい
る。しかしながら、晶出する炭化物がＭ3 Ｃ系（セメン
タイト）であるため、高クロム鋳鉄材やハイス材に比較
すると耐摩耗性が問題で種々の改善が行われている。
【０００３】これらの改良技術として、例えば特開平８
−９２６９８号公報に開示されているように、この技術
は耐焼付性に優れたグレン鋳鉄材に黒鉛と硬質炭化物を
共存させ、耐摩耗性と耐焼付性を向上させようとするも
のである。しかしながら、この技術のものでは、白銑化
傾向の強いＶを２％以上含有させているため黒鉛の晶出
が低く、黒鉛を晶出させるために、Ｓｉ含有接種剤を用
いてＳｉ量で０．１質量％以上の接種を行っている。
−９２６９８号公報に開示されているように、この技術
は耐焼付性に優れたグレン鋳鉄材に黒鉛と硬質炭化物を
共存させ、耐摩耗性と耐焼付性を向上させようとするも
のである。しかしながら、この技術のものでは、白銑化
傾向の強いＶを２％以上含有させているため黒鉛の晶出
が低く、黒鉛を晶出させるために、Ｓｉ含有接種剤を用
いてＳｉ量で０．１質量％以上の接種を行っている。
【０００４】このため、黒鉛の晶出ムラや粗大化が生じ
やすく、熱間圧延用のロール材に適用した場合、耐クラ
ック性が劣るという問題がある。また、内層材の材質が
鋼製（鋳鋼または鍛鋼）であるため、この材質を遠心鋳
造で製造した場合、融点の低い外層材と融点の高い内層
材との作用により、外層材と内層材との接合部（境界
部）が最終凝固部となり、この接合部（境界部）に鋳造
欠陥が発生しやすく、そのために実用化が難しいという
問題がある。
やすく、熱間圧延用のロール材に適用した場合、耐クラ
ック性が劣るという問題がある。また、内層材の材質が
鋼製（鋳鋼または鍛鋼）であるため、この材質を遠心鋳
造で製造した場合、融点の低い外層材と融点の高い内層
材との作用により、外層材と内層材との接合部（境界
部）が最終凝固部となり、この接合部（境界部）に鋳造
欠陥が発生しやすく、そのために実用化が難しいという
問題がある。
【０００５】その他の技術として、例えば特開平１０−
６８０４１号公報が開示されている。この技術は、ハイ
ス系鋳鉄材を母材とし、ＯとＮの含有量を低く抑えるこ
とにより黒鉛の晶出を容易にし、それにより、鋳造割れ
を起こすことなく、低摩擦係数および良好な耐焼付性を
兼備した耐摩耗性に富む圧延ロール材を提供するもので
ある。しかしながら、この特開平１０−６８０４１号公
報が開示されている技術の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材のも
のは、前記特開平８−９２６９８号公報と同様に、特に
耐摩耗性の改善のため、形成させる炭化物はＭＣ型、Ｍ
2 Ｃ型、Ｍ7 Ｃ 3 型、Ｍ6 Ｃ型等の高硬度複合炭化物が
主体であり、そのためには、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ
といった高価な合金を多量に含有させている。また、前
記の高硬度複合炭化物を主体に形成した材料では、熱間
圧延用のロール材に適用した場合、該高硬度複合炭化物
の作用により耐摩耗性には、有効な反面、高硬度複合炭
化物は、脆く、靱性が低いために耐クラック性が劣ると
いった問題がある。
６８０４１号公報が開示されている。この技術は、ハイ
ス系鋳鉄材を母材とし、ＯとＮの含有量を低く抑えるこ
とにより黒鉛の晶出を容易にし、それにより、鋳造割れ
を起こすことなく、低摩擦係数および良好な耐焼付性を
兼備した耐摩耗性に富む圧延ロール材を提供するもので
ある。しかしながら、この特開平１０−６８０４１号公
報が開示されている技術の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材のも
のは、前記特開平８−９２６９８号公報と同様に、特に
耐摩耗性の改善のため、形成させる炭化物はＭＣ型、Ｍ
2 Ｃ型、Ｍ7 Ｃ 3 型、Ｍ6 Ｃ型等の高硬度複合炭化物が
主体であり、そのためには、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ
といった高価な合金を多量に含有させている。また、前
記の高硬度複合炭化物を主体に形成した材料では、熱間
圧延用のロール材に適用した場合、該高硬度複合炭化物
の作用により耐摩耗性には、有効な反面、高硬度複合炭
化物は、脆く、靱性が低いために耐クラック性が劣ると
いった問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、前述したよ
うな従来の技術が有する共通の課題、すなわち、高価な
合金を多量に含有させずに、高合金グレン鋳鉄材を母材
として、遠心鋳造法により耐摩耗性と耐クラック性に優
れた熱間圧延用のロールを提供することを目的とするも
のである。
うな従来の技術が有する共通の課題、すなわち、高価な
合金を多量に含有させずに、高合金グレン鋳鉄材を母材
として、遠心鋳造法により耐摩耗性と耐クラック性に優
れた熱間圧延用のロールを提供することを目的とするも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上述したような問題を解
消するためのもで、その発明の要旨とするところは、 （１）質量％で、Ｃ：２．７〜４．０％、Ｓｉ：０．５
〜２％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．２〜０．８
％、Ｎｉ：２．５〜６．０％、Ｃｒ：１．０〜２．０
％、Ｂ：０．０１〜０．１％、を含有し、さらに、Ｎ
ｂ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．２〜２．０％、の１種
または２種、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる外
層と、高級鋳鉄または球状黒鉛鋳鉄からなる内層とから
なることを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用ロール。 （２）前記（１）記載の成分組成に、さらに、Ｗ：０．
２〜２．０％を含有させたことを特徴とする遠心鋳造製
熱間圧延用ロールにある。
消するためのもで、その発明の要旨とするところは、 （１）質量％で、Ｃ：２．７〜４．０％、Ｓｉ：０．５
〜２％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．２〜０．８
％、Ｎｉ：２．５〜６．０％、Ｃｒ：１．０〜２．０
％、Ｂ：０．０１〜０．１％、を含有し、さらに、Ｎ
ｂ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．２〜２．０％、の１種
または２種、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる外
層と、高級鋳鉄または球状黒鉛鋳鉄からなる内層とから
なることを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用ロール。 （２）前記（１）記載の成分組成に、さらに、Ｗ：０．
２〜２．０％を含有させたことを特徴とする遠心鋳造製
熱間圧延用ロールにある。
【０００８】以下、本発明について詳細に説明する。熱
間圧延用のロール材質として高合金グレン鋳鉄材を母材
に、優れた耐摩耗性と耐クラック性を兼備する手段につ
いて、本発明者らは以下に記載した種々の検討、試験を
実施した結果、鋳造後の晶出する炭化物と黒鉛に着目
し、耐摩耗性改善に寄与するＭＣ炭化物を基地組織の周
辺に微量に形成させ、さらに耐クラック性向上のため黒
鉛の適量化と微細化を図ることにより、前記課題を確実
に達成可能な手段を確立した。
間圧延用のロール材質として高合金グレン鋳鉄材を母材
に、優れた耐摩耗性と耐クラック性を兼備する手段につ
いて、本発明者らは以下に記載した種々の検討、試験を
実施した結果、鋳造後の晶出する炭化物と黒鉛に着目
し、耐摩耗性改善に寄与するＭＣ炭化物を基地組織の周
辺に微量に形成させ、さらに耐クラック性向上のため黒
鉛の適量化と微細化を図ることにより、前記課題を確実
に達成可能な手段を確立した。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に、まず、本発明の主要部の
構成である外層の各化学成分について、その限定理由を
説明する。 Ｃ：２．７〜４．０％ Ｃは主として、黒鉛およびＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｗ等と結合して種々の炭化物を形成する。また、マ
トリックス中に固溶されマルテンサイト相を生成する。
しかし、２．７％未満であるとその炭化物量が少なく、
耐摩耗性が得られない。また、４．０％を越えると、粗
大な炭化物や黒鉛が形成され、靱性の低下や肌荒れの原
因となる。従って、その範囲を２．７〜４．０％とす
る。
構成である外層の各化学成分について、その限定理由を
説明する。 Ｃ：２．７〜４．０％ Ｃは主として、黒鉛およびＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｗ等と結合して種々の炭化物を形成する。また、マ
トリックス中に固溶されマルテンサイト相を生成する。
しかし、２．７％未満であるとその炭化物量が少なく、
耐摩耗性が得られない。また、４．０％を越えると、粗
大な炭化物や黒鉛が形成され、靱性の低下や肌荒れの原
因となる。従って、その範囲を２．７〜４．０％とす
る。
【００１０】Ｓｉ：０．５〜２％ Ｓｉは黒鉛の晶出を目的として添加する。しかし、０．
５％未満であるとその効果が不十分であり、２％を超え
ると靱性を低下させるため、その範囲を０．５〜２％と
する。 Ｍｎ：０．２〜２％ Ｍｎは脱酸、脱硫作用を目的として添加する。０．２％
未満であるとその効果が不十分であり、２％を超えると
靱性を低下させるため、その範囲を０．２〜２％とす
る。
５％未満であるとその効果が不十分であり、２％を超え
ると靱性を低下させるため、その範囲を０．５〜２％と
する。 Ｍｎ：０．２〜２％ Ｍｎは脱酸、脱硫作用を目的として添加する。０．２％
未満であるとその効果が不十分であり、２％を超えると
靱性を低下させるため、その範囲を０．２〜２％とす
る。
【００１１】Ｍｏ：０．２〜０．８％ Ｍｏはマトリックス中に固溶されて基地を強化すると共
に、前記Ｃと結合して炭化物を形成する。基地強化のた
めには、最低０．２％以上の含有が必要であるが、０．
８％を超えると粗大炭化物が形成され靱性が低下する。 Ｎｉ：２．５〜６．０％ Ｎｉはマトリックス中に固溶され、基地のベイナイトや
マルテンサイトを安定化する。そのためには２．５％以
上を含有させるが、しかし、６％を超えて含有させた場
合、オーステナイトが安定化しすぎてオーステナイトの
残留を起して、硬度の確保が困難になったり、熱間圧延
使用中に変形等を起こすことがある。従って、その範囲
を２．５〜６．０％とする。
に、前記Ｃと結合して炭化物を形成する。基地強化のた
めには、最低０．２％以上の含有が必要であるが、０．
８％を超えると粗大炭化物が形成され靱性が低下する。 Ｎｉ：２．５〜６．０％ Ｎｉはマトリックス中に固溶され、基地のベイナイトや
マルテンサイトを安定化する。そのためには２．５％以
上を含有させるが、しかし、６％を超えて含有させた場
合、オーステナイトが安定化しすぎてオーステナイトの
残留を起して、硬度の確保が困難になったり、熱間圧延
使用中に変形等を起こすことがある。従って、その範囲
を２．５〜６．０％とする。
【００１２】Ｃｒ：１．０〜２．０％ Ｃｒは、前記Ｍｏと同様に、マトリックス中に固溶され
て焼入れ性を高めると共に、Ｃと結合して炭化物を形成
する。しかし、１％未満であると炭化物量が少なく、耐
摩耗性が低下し、２．０％を超えると、粗大な炭化物が
形成され、靱性の低下や肌荒れを招く。従って、その範
囲を１．０〜２．０％とした。 Ｎｂ：０．２〜１．０％ Ｎｂは、前記本発明で解決しようとする２つの課題のう
ち、特に耐摩耗性を向上されるための重要な元素の１つ
である。すなわち、ＮｂはＣと結合して耐摩耗性に大き
く寄与するＭＣ炭化物を形成する重要な元素である。し
かし、０．２％未満では炭化物量が不十分で耐摩耗性が
確保できず、１．０％を超えると、ＭＣ炭化物が粗大化
し過ぎて靱性の低下に繋がる。従って、その範囲を０．
２〜１．０％とした。
て焼入れ性を高めると共に、Ｃと結合して炭化物を形成
する。しかし、１％未満であると炭化物量が少なく、耐
摩耗性が低下し、２．０％を超えると、粗大な炭化物が
形成され、靱性の低下や肌荒れを招く。従って、その範
囲を１．０〜２．０％とした。 Ｎｂ：０．２〜１．０％ Ｎｂは、前記本発明で解決しようとする２つの課題のう
ち、特に耐摩耗性を向上されるための重要な元素の１つ
である。すなわち、ＮｂはＣと結合して耐摩耗性に大き
く寄与するＭＣ炭化物を形成する重要な元素である。し
かし、０．２％未満では炭化物量が不十分で耐摩耗性が
確保できず、１．０％を超えると、ＭＣ炭化物が粗大化
し過ぎて靱性の低下に繋がる。従って、その範囲を０．
２〜１．０％とした。
【００１３】Ｂ：０．０１〜０．１％ Ｂは、前記Ｎｂと共に、前記本発明で解決しようとする
２つの課題のうち、特に耐クラック性を向上されるため
の特に重要な元素の１つである。すなわち、Ｂの添加に
より、晶出する黒鉛が、特に前記Ｎｂの作用と相乗し、
微細化されると共に、均一に分散される作用を有する。
それにより耐摩耗性が損なわれることなく耐クラック性
が大幅に向上する。しかし、０．０１％未満では、前記
添加による効果が少なく、０．１％を超えると、黒鉛晶
出量が過剰となり、本来の耐摩耗性を損なうことになる
ため、その上限を０．１％とすることが望ましい。
２つの課題のうち、特に耐クラック性を向上されるため
の特に重要な元素の１つである。すなわち、Ｂの添加に
より、晶出する黒鉛が、特に前記Ｎｂの作用と相乗し、
微細化されると共に、均一に分散される作用を有する。
それにより耐摩耗性が損なわれることなく耐クラック性
が大幅に向上する。しかし、０．０１％未満では、前記
添加による効果が少なく、０．１％を超えると、黒鉛晶
出量が過剰となり、本来の耐摩耗性を損なうことになる
ため、その上限を０．１％とすることが望ましい。
【００１４】Ｖ：０．２〜２．０％ Ｖは、前記本発明で解決しようとする２つの課題のう
ち、特に耐摩耗性を向上されるための重要な元素の１つ
である。すなわち、ＶはＮｂ同様、Ｃと結合して耐摩耗
性に大きく寄与するＭＣ炭化物を形成する重要な元素で
ある。しかし、０．２％未満では炭化物量が不十分で耐
摩耗性が確保できず、２．０％を超えると、ＭＣ炭化物
が粗大化し過ぎて靱性の低下に繋がると共に黒鉛化が著
しく阻害する。また、遠心鋳造法で製造する場合、低比
重のＶＣ炭化物は重力偏析が発生するため、単独で添加
する場合、１％が上限である。そこで、本発明において
は、より高い耐摩耗性を要求されるロールの製造の際、
特にＶを１％を超えて添加する場合、ＶとＮｂとの添加
を行うことによって、前記ＶＣ炭化物の重力偏析を抑制
することができる。
ち、特に耐摩耗性を向上されるための重要な元素の１つ
である。すなわち、ＶはＮｂ同様、Ｃと結合して耐摩耗
性に大きく寄与するＭＣ炭化物を形成する重要な元素で
ある。しかし、０．２％未満では炭化物量が不十分で耐
摩耗性が確保できず、２．０％を超えると、ＭＣ炭化物
が粗大化し過ぎて靱性の低下に繋がると共に黒鉛化が著
しく阻害する。また、遠心鋳造法で製造する場合、低比
重のＶＣ炭化物は重力偏析が発生するため、単独で添加
する場合、１％が上限である。そこで、本発明において
は、より高い耐摩耗性を要求されるロールの製造の際、
特にＶを１％を超えて添加する場合、ＶとＮｂとの添加
を行うことによって、前記ＶＣ炭化物の重力偏析を抑制
することができる。
【００１５】本発明材の基本成分は、上記の通りである
が、適用を対象とするロールのサイズ、要求されるロー
ルの使用特性等により、その他の化学成分として、上記
した本発明の化学成分に加えて、さらにＷを０．２〜
２．０％含有しても良い。ＷはＭｏと同様にマトリック
ス中に固溶されて基地を強化すると共に、Ｃと結合して
炭化物を形成する。基地強化のためには、最低０．２％
以上の含有が必要であるが、２．０％を超えると粗大炭
化物が形成され靱性が低下する。従って、その範囲を
０．２〜２．０％とした。
が、適用を対象とするロールのサイズ、要求されるロー
ルの使用特性等により、その他の化学成分として、上記
した本発明の化学成分に加えて、さらにＷを０．２〜
２．０％含有しても良い。ＷはＭｏと同様にマトリック
ス中に固溶されて基地を強化すると共に、Ｃと結合して
炭化物を形成する。基地強化のためには、最低０．２％
以上の含有が必要であるが、２．０％を超えると粗大炭
化物が形成され靱性が低下する。従って、その範囲を
０．２〜２．０％とした。
【００１６】以下、本発明の実施例を従来材、比較材と
ともに説明する。
ともに説明する。
【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分の本発明
材、従来材および比較材を１４７０℃に加熱した溶湯
に、Ｆｅ−Ｓｉ接種剤をＳｉ量で０．０７質量％、Ｆｅ
−Ｂ合金をＢ量で０．０３〜０．０９質量％添加し、直
径１００ｍｍ、深さ１００ｍｍの砂型へ鋳込温度１３２
０℃で鋳込んだ。その後、この試験材を４３０℃で１０
時間加熱し、除冷することにより残留オーステナイトの
分解と歪取りを行い、合計１１個の試験材を製作した。
次に、前記試験材の底面から２５ｍｍの位置より、試験
片を切り出し、黒鉛のサイズ、粒数、炭化物の種類及び
その量について画像解析装置により測定した結果を表２
に示す。
材、従来材および比較材を１４７０℃に加熱した溶湯
に、Ｆｅ−Ｓｉ接種剤をＳｉ量で０．０７質量％、Ｆｅ
−Ｂ合金をＢ量で０．０３〜０．０９質量％添加し、直
径１００ｍｍ、深さ１００ｍｍの砂型へ鋳込温度１３２
０℃で鋳込んだ。その後、この試験材を４３０℃で１０
時間加熱し、除冷することにより残留オーステナイトの
分解と歪取りを行い、合計１１個の試験材を製作した。
次に、前記試験材の底面から２５ｍｍの位置より、試験
片を切り出し、黒鉛のサイズ、粒数、炭化物の種類及び
その量について画像解析装置により測定した結果を表２
に示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】表２に示す摩耗試験は、外径６０ｍｍ、幅
１０ｍｍの円盤状試験片を作成し、従来材及び比較材も
含めて高温摩耗試験を行った。すなわち、高温摩耗試験
機は、相手材を高周波誘導にて加熱し、試験片と一定の
すべり率を設定し、荷重をかけて回転させながら接触さ
せるもので、試験条件は次の通りである。 相手材：ＳＵＳ３０４ 荷重：５５９Ｎ 相手材の加熱温度：８７０℃ 試験片の回転速度：７００ｐｐｍ すべり率：１１％ 試験片の回転数：１００００回
１０ｍｍの円盤状試験片を作成し、従来材及び比較材も
含めて高温摩耗試験を行った。すなわち、高温摩耗試験
機は、相手材を高周波誘導にて加熱し、試験片と一定の
すべり率を設定し、荷重をかけて回転させながら接触さ
せるもので、試験条件は次の通りである。 相手材：ＳＵＳ３０４ 荷重：５５９Ｎ 相手材の加熱温度：８７０℃ 試験片の回転速度：７００ｐｐｍ すべり率：１１％ 試験片の回転数：１００００回
【００２０】また、耐クラック性の評価のため、外径７
０ｍｍ、幅２５ｍｍの円盤状試験片を作成し、従来材及
び比較材も含めてヒートチェック（繰返し加熱冷却試
験）を行った。ヒートチェック試験は、試験片を高周波
誘導加熱にて、６００℃まで加熱し、その温度に達した
ら直ちに水をかけて、４００℃まで冷却する。これを５
００回繰返し行い、ヒートクラックの発生状況を評価す
るものである。これらの高温摩耗試験及びヒートチェッ
ク試験の結果を表２に示す。
０ｍｍ、幅２５ｍｍの円盤状試験片を作成し、従来材及
び比較材も含めてヒートチェック（繰返し加熱冷却試
験）を行った。ヒートチェック試験は、試験片を高周波
誘導加熱にて、６００℃まで加熱し、その温度に達した
ら直ちに水をかけて、４００℃まで冷却する。これを５
００回繰返し行い、ヒートクラックの発生状況を評価す
るものである。これらの高温摩耗試験及びヒートチェッ
ク試験の結果を表２に示す。
【００２１】本発明材Ｎｏ．１〜８は、従来の高合金グ
レン鋳鉄材を主要部の基本構成としたものに、Ｎｂ，Ｖ
の適正量添加、さらにＢの適正量添加等をその構成の特
徴としている。これにより、形成される炭化物はＭ3 Ｃ
型（セメンタイト）が主体となり、ＭＣ炭化物は慨ね３
％以下となり、黒鉛の制御が容易となり、鋳造後の組織
に微細な黒鉛が均一に分布される。これに対し、Ｎｏ．
９の従来材のものでは、黒鉛は本発明材と同様、微細均
一に分散しているが、Ｎｂ，ＶといったＭＣ炭化物を形
成する元素を含んでいないため、炭化物はＭ3 Ｃ系炭化
物のみである。
レン鋳鉄材を主要部の基本構成としたものに、Ｎｂ，Ｖ
の適正量添加、さらにＢの適正量添加等をその構成の特
徴としている。これにより、形成される炭化物はＭ3 Ｃ
型（セメンタイト）が主体となり、ＭＣ炭化物は慨ね３
％以下となり、黒鉛の制御が容易となり、鋳造後の組織
に微細な黒鉛が均一に分布される。これに対し、Ｎｏ．
９の従来材のものでは、黒鉛は本発明材と同様、微細均
一に分散しているが、Ｎｂ，ＶといったＭＣ炭化物を形
成する元素を含んでいないため、炭化物はＭ3 Ｃ系炭化
物のみである。
【００２２】ヒートチェック試験の結果では、本発明材
であるＮｏ．１〜８は、従来材であるＮｏ．９に比べ、
クラックの発生数およびクラック深さともに大差なく、
本発明材が熱間圧延ロールとして、従来材である高合金
グレン鋳鉄材同様、優れた耐クラック性を備えているこ
とが明らかである。さらに、耐摩耗性に関して、形成さ
れる炭化物の相違から、本発明材であるＮｏ．１〜８
は、従来材であるＮｏ．９に比べ、１．２〜２．５倍と
優れた耐摩耗性を示している。
であるＮｏ．１〜８は、従来材であるＮｏ．９に比べ、
クラックの発生数およびクラック深さともに大差なく、
本発明材が熱間圧延ロールとして、従来材である高合金
グレン鋳鉄材同様、優れた耐クラック性を備えているこ
とが明らかである。さらに、耐摩耗性に関して、形成さ
れる炭化物の相違から、本発明材であるＮｏ．１〜８
は、従来材であるＮｏ．９に比べ、１．２〜２．５倍と
優れた耐摩耗性を示している。
【００２３】また、比較材であるＮｏ．１０，１１のも
のは、本発明の化学成分に対し、高Ｖとなっているの
で、黒鉛の晶出が殆どなく、ＭＣ炭化物の面積率が本発
明材の２倍以上の４％超となっている。それにより、ヒ
ートチェック試験の結果において、比較材であるＮｏ．
１０，１１のものは、クラックの発生数は少ないが、ク
ラック深さでは本発明材の２倍以上の深さがあり、耐ク
ラック性が著しく悪いことが明らかである。
のは、本発明の化学成分に対し、高Ｖとなっているの
で、黒鉛の晶出が殆どなく、ＭＣ炭化物の面積率が本発
明材の２倍以上の４％超となっている。それにより、ヒ
ートチェック試験の結果において、比較材であるＮｏ．
１０，１１のものは、クラックの発生数は少ないが、ク
ラック深さでは本発明材の２倍以上の深さがあり、耐ク
ラック性が著しく悪いことが明らかである。
【００２４】一方、耐摩耗性に関して、本発明材は、逆
に比較材であるＮｏ．１０，１１の摩耗量の１．１〜
２．０倍となっているが、これは、前述のように、本発
明材はＭＣ炭化物量が少ないためであり、結果として耐
摩耗性が若干劣るものの、実用的には、充分使用に耐え
る特性である。以上の試験結果により、本発明のロール
材は、実際の圧延用ロールに適用した場合、充分に当初
の目的である耐摩耗性及びクラック性を達成可能と確信
でき、実際の圧延ロールを製造した。
に比較材であるＮｏ．１０，１１の摩耗量の１．１〜
２．０倍となっているが、これは、前述のように、本発
明材はＭＣ炭化物量が少ないためであり、結果として耐
摩耗性が若干劣るものの、実用的には、充分使用に耐え
る特性である。以上の試験結果により、本発明のロール
材は、実際の圧延用ロールに適用した場合、充分に当初
の目的である耐摩耗性及びクラック性を達成可能と確信
でき、実際の圧延ロールを製造した。
【００２５】（実施例２）表３に示す化学成分の溶湯を
使用して、遠心鋳造法により、外径８００ｍｍ、胴長２
４００ｍｍの熱延仕上用ロールを製作した。溶解温度は
１４７０℃、鋳込み温度は１３００℃である。鋳造後、
４３０℃で３０時間加熱し、除冷することにより残留オ
ーステナイトの分解と歪取りを行った。これのロールを
実機の熱延仕上ミルで使用した結果、使用後約１年を経
過した現在、良好な耐摩耗性及びクラック性を維持しつ
つ順調に稼働している。その従来材と比較した使用成績
を表４に示す。表４から明らかなように、耐摩耗性評価
の指標となるＴ／ｍｍについて、本発明材Ｎｏ．１，２
は従来材であるＮｏ．３に示す高合金グレン鋳鉄に対
し、各々１．２４および１．４１倍の値を示し、優れた
耐摩耗性を備えていることが分かる。
使用して、遠心鋳造法により、外径８００ｍｍ、胴長２
４００ｍｍの熱延仕上用ロールを製作した。溶解温度は
１４７０℃、鋳込み温度は１３００℃である。鋳造後、
４３０℃で３０時間加熱し、除冷することにより残留オ
ーステナイトの分解と歪取りを行った。これのロールを
実機の熱延仕上ミルで使用した結果、使用後約１年を経
過した現在、良好な耐摩耗性及びクラック性を維持しつ
つ順調に稼働している。その従来材と比較した使用成績
を表４に示す。表４から明らかなように、耐摩耗性評価
の指標となるＴ／ｍｍについて、本発明材Ｎｏ．１，２
は従来材であるＮｏ．３に示す高合金グレン鋳鉄に対
し、各々１．２４および１．４１倍の値を示し、優れた
耐摩耗性を備えていることが分かる。
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】
【００２８】
【発明の効果】以上述べたように、本発明材は、従来の
高合金グレン鋳鉄材を主要部の基本構成としたものに、
Ｎｂ，Ｖの適正量添加、さらにＢの適正量添加等をして
いるため、これにより、形成される炭化物はＭ3 Ｃ型
（セメンタイト）が主体となり、ＭＣ炭化物は慨ね３％
以下となり、黒鉛の制御が容易となり、鋳造後の組織
に、微細な黒鉛が均一に分布される。また、内層材の材
質を高級鋳鉄または、球状黒鉛鋳鉄にしているため、外
層材との融点が類似し、そのため、遠心鋳造法により鋳
造しても境界部が最終凝固部にならないため、該境界部
に鋳造欠陥が発生することがない。従って、従来のよう
に、高価な合金を多量に含有させずに、遠心鋳造法によ
る耐摩耗性とクラック性に優れた熱間圧延用のロールを
安価に提供することが出来る極めて優れた効果を奏する
ものである。
高合金グレン鋳鉄材を主要部の基本構成としたものに、
Ｎｂ，Ｖの適正量添加、さらにＢの適正量添加等をして
いるため、これにより、形成される炭化物はＭ3 Ｃ型
（セメンタイト）が主体となり、ＭＣ炭化物は慨ね３％
以下となり、黒鉛の制御が容易となり、鋳造後の組織
に、微細な黒鉛が均一に分布される。また、内層材の材
質を高級鋳鉄または、球状黒鉛鋳鉄にしているため、外
層材との融点が類似し、そのため、遠心鋳造法により鋳
造しても境界部が最終凝固部にならないため、該境界部
に鋳造欠陥が発生することがない。従って、従来のよう
に、高価な合金を多量に含有させずに、遠心鋳造法によ
る耐摩耗性とクラック性に優れた熱間圧延用のロールを
安価に提供することが出来る極めて優れた効果を奏する
ものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 37/04 Ｃ２２Ｃ 37/04 Ｚ 37/08 37/08 Ｚ (72)発明者 石橋 修次 福岡県北九州市戸畑区大字中原46−59 新 日本製鐵株式会社エンジニアリング事業本 部内 (72)発明者 藤家 達 福岡県北九州市戸畑区大字中原46−59 新 日本製鐵株式会社エンジニアリング事業本 部内 Ｆターム(参考） 4E016 AA02 CA08 EA03 EA13 EA23 FA03
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：２．７〜４．０％、 Ｓｉ：０．５〜２％、 Ｍｎ：０．２〜２％、 Ｍｏ：０．２〜０．８％、 Ｎｉ：２．５〜６．０％、 Ｃｒ：１．０〜２．０％、 Ｂ：０．０１〜０．１％、 を含有し、さらに、 Ｎｂ：０．２〜１．０％、 Ｖ：０．２〜２．０％、 の１種または２種、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる外層と、高級鋳鉄または球状黒鉛鋳鉄からなる内層
とからなることを特徴とする遠心鋳造製熱間圧延用ロー
ル。 - 【請求項２】 請求項１記載の成分組成に、さらに、
Ｗ：０．２〜２．０％を含有させたことを特徴とする遠
心鋳造製熱間圧延用ロール。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000089991A JP2001279367A (ja) | 2000-03-29 | 2000-03-29 | 遠心鋳造製熱間圧延用ロール |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000089991A JP2001279367A (ja) | 2000-03-29 | 2000-03-29 | 遠心鋳造製熱間圧延用ロール |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001279367A true JP2001279367A (ja) | 2001-10-10 |
Family
ID=18605666
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000089991A Pending JP2001279367A (ja) | 2000-03-29 | 2000-03-29 | 遠心鋳造製熱間圧延用ロール |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001279367A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN104148399A (zh) * | 2014-06-16 | 2014-11-19 | 枣庄瑞兴机械制造有限公司 | 用于轧钢中轧机架的耐磨轧辊及其制备方法 |
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| JP2019183276A (ja) * | 2018-03-30 | 2019-10-24 | 日立金属株式会社 | 熱間圧延用遠心鋳造複合ロール及びその製造方法 |
| WO2021075561A1 (ja) | 2019-10-16 | 2021-04-22 | 日立金属株式会社 | 熱間圧延用遠心鋳造複合ロール |
| CN113564478A (zh) * | 2021-07-29 | 2021-10-29 | 三鑫重工机械有限公司 | 一种原位再生氮化钛石墨半钢基钢坯连轧辊及其制备方法 |
-
2000
- 2000-03-29 JP JP2000089991A patent/JP2001279367A/ja active Pending
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| WO2021075561A1 (ja) | 2019-10-16 | 2021-04-22 | 日立金属株式会社 | 熱間圧延用遠心鋳造複合ロール |
| US11712723B2 (en) | 2019-10-16 | 2023-08-01 | Proterial, Ltd. | Centrifugally cast composite roll for hot rolling |
| CN113564478A (zh) * | 2021-07-29 | 2021-10-29 | 三鑫重工机械有限公司 | 一种原位再生氮化钛石墨半钢基钢坯连轧辊及其制备方法 |
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