JPH07207411A - ハイス系複合ロール及びその製造方法 - Google Patents
ハイス系複合ロール及びその製造方法Info
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- JPH07207411A JPH07207411A JP15757094A JP15757094A JPH07207411A JP H07207411 A JPH07207411 A JP H07207411A JP 15757094 A JP15757094 A JP 15757094A JP 15757094 A JP15757094 A JP 15757094A JP H07207411 A JPH07207411 A JP H07207411A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ハイス系材質からなる外層内面に強靱性のあ
る鋳鋼材からなる内層が溶着一体化したハイス系複合ロ
ール及びその製造方法を提供する。 【構成】 炭素含有量が１．０〜１．９ｗｔ％であるハ
イス系鋳鉄材からなる外層を遠心力鋳造し、外層の外面
が凝固した後、鋳造された外層の内面温度が内層形成用
鋳鋼材の凝固温度以上であるとき、外層内面に炭素含有
量が０．４〜０．８ｗｔ％である前記鋳鋼材溶湯を外層
内面温度以上として鋳込む。
る鋳鋼材からなる内層が溶着一体化したハイス系複合ロ
ール及びその製造方法を提供する。 【構成】 炭素含有量が１．０〜１．９ｗｔ％であるハ
イス系鋳鉄材からなる外層を遠心力鋳造し、外層の外面
が凝固した後、鋳造された外層の内面温度が内層形成用
鋳鋼材の凝固温度以上であるとき、外層内面に炭素含有
量が０．４〜０．８ｗｔ％である前記鋳鋼材溶湯を外層
内面温度以上として鋳込む。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ハイス系鋳鉄材により
形成された外層の内面に強靱性のある鋳鋼材からなる内
層を溶着する複合ロール及びその製造方法に関する。
形成された外層の内面に強靱性のある鋳鋼材からなる内
層を溶着する複合ロール及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、圧延使用層である外層を耐摩耗性
に優れたハイス系鋳鉄材で形成し、内層を強靱性に優れ
た鉄鋼材で形成したハイス系複合ロールが製作されてい
る。前記ハイス系鋳鉄材として、例えば下記化学組成
（wt％）を有するものが特開平４−１７６８４０号公報
に開示されている。
に優れたハイス系鋳鉄材で形成し、内層を強靱性に優れ
た鉄鋼材で形成したハイス系複合ロールが製作されてい
る。前記ハイス系鋳鉄材として、例えば下記化学組成
（wt％）を有するものが特開平４−１７６８４０号公報
に開示されている。
【０００３】Ｃ ：1.0 〜3.0 ％、 Ｓｉ：0.1 〜2.0
％、Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：3.0 〜10.0％、Ｍ
ｏ：0.1 〜6.0 ％、 Ｗ ：1.5 〜10.0％、Ｖ、Nbの一
種又は二種の合計：3.0 〜10.0％、残部実質的にＦｅ かかるＭｏ、Ｗ、Ｖを含有するハイス系鋳鉄材は、高温
での特性に優れ、かつ組織中にＶＣやM2C 、M6C 等の高
硬度晶出炭化物を有しているため、極めて良好な耐摩耗
性と耐肌荒性を兼備しており、複合ロールの外層材とし
て好適である。
％、Ｍｎ：0.1 〜2.0 ％、 Ｃｒ：3.0 〜10.0％、Ｍ
ｏ：0.1 〜6.0 ％、 Ｗ ：1.5 〜10.0％、Ｖ、Nbの一
種又は二種の合計：3.0 〜10.0％、残部実質的にＦｅ かかるＭｏ、Ｗ、Ｖを含有するハイス系鋳鉄材は、高温
での特性に優れ、かつ組織中にＶＣやM2C 、M6C 等の高
硬度晶出炭化物を有しているため、極めて良好な耐摩耗
性と耐肌荒性を兼備しており、複合ロールの外層材とし
て好適である。
【０００４】従来、複合ロールの製造方法として、高合
金耐摩耗材からなる外層を遠心力鋳造した後、その内面
に強靱性鋳鉄材からなる内層材溶湯を鋳込み、外層の内
面に内層を溶着一体化する方法がある。かかる方法によ
り前記ハイス系複合ロールを鋳造する場合、内層が外層
内面よりも先に凝固すると外層・内層の境界部に引け巣
が発生する。このため、外層・内層の溶着性を確保する
には、内層材として外層を形成するハイス系鋳鉄材より
も融点の低いものが必要であり、通常、ダクタイル鋳鉄
や黒鉛鋼が使用されている。
金耐摩耗材からなる外層を遠心力鋳造した後、その内面
に強靱性鋳鉄材からなる内層材溶湯を鋳込み、外層の内
面に内層を溶着一体化する方法がある。かかる方法によ
り前記ハイス系複合ロールを鋳造する場合、内層が外層
内面よりも先に凝固すると外層・内層の境界部に引け巣
が発生する。このため、外層・内層の溶着性を確保する
には、内層材として外層を形成するハイス系鋳鉄材より
も融点の低いものが必要であり、通常、ダクタイル鋳鉄
や黒鉛鋼が使用されている。
【０００５】一方、複合ロールの内層をより強靱な材質
で形成するには、ＳＣＭ材のような機械構造用低合金鋼
で形成した内層部材を予め製作しておき、特開昭６０−
１８０６６０号公報に開示されている連続鋳かけ肉盛法
により、内層の外周面に外層を連続的に鋳造したり、ハ
イス系粉末を熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）により内層の外
周面に焼結一体化して外層を形成することが行われてい
る。
で形成するには、ＳＣＭ材のような機械構造用低合金鋼
で形成した内層部材を予め製作しておき、特開昭６０−
１８０６６０号公報に開示されている連続鋳かけ肉盛法
により、内層の外周面に外層を連続的に鋳造したり、ハ
イス系粉末を熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）により内層の外
周面に焼結一体化して外層を形成することが行われてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、連続鋳かけ肉
盛法やＨＩＰ法を実施するには、特有の装置が必要であ
り、しかもかかる装置は高価である。このため、従来の
鋳造による複合化によって、内層の強靱な複合ロールを
製造する方策が望まれている。本発明はかかる問題に鑑
みなされたもので、ハイス系材質の外層内面に強靱性の
ある鋳鋼材からなる内層を溶着一体化したハイス系複合
ロールおよびその好適な製造方法を提供することを目的
とする。
盛法やＨＩＰ法を実施するには、特有の装置が必要であ
り、しかもかかる装置は高価である。このため、従来の
鋳造による複合化によって、内層の強靱な複合ロールを
製造する方策が望まれている。本発明はかかる問題に鑑
みなされたもので、ハイス系材質の外層内面に強靱性の
ある鋳鋼材からなる内層を溶着一体化したハイス系複合
ロールおよびその好適な製造方法を提供することを目的
とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の複合ロールは、
炭素含有量が１．０〜１．９wt％であるハイス系鋳鉄材
からなる外層の内面に炭素含有量が０．４〜０．９wt％
の鋳鋼材からなる内層が遠心力鋳造により溶着されてい
る。本発明の複合ロールの製造方法は、炭素含有量が
１．０〜１．９wt％であるハイス系鋳鉄材からなる外層
を遠心力鋳造し、外層の外面が凝固した後、鋳造された
外層の内面温度が内層形成用鋳鋼材の凝固温度以上であ
るとき、外層内面に炭素含有量が０．４〜０．８wt％で
ある前記鋳鋼材溶湯を外層内面温度以上として鋳込み、
外層の内面に内層を溶着形成する方法である。この際、
外層が厚肉の場合、外層材として、化学組成（wt％）
が、Ｃ ： 1.0〜 1.5％、 Ｓｉ： 0.2〜 1.5％、Ｍ
ｎ： 1.5％以下、 Ｃｒ： 2.0〜 6.0％、２×Ｍｏ＋
Ｗ： 3.0〜 7.0％、Ｖ： 2.0〜 4.0％、及び残部が実質
的にＦｅからなるものがよい。
炭素含有量が１．０〜１．９wt％であるハイス系鋳鉄材
からなる外層の内面に炭素含有量が０．４〜０．９wt％
の鋳鋼材からなる内層が遠心力鋳造により溶着されてい
る。本発明の複合ロールの製造方法は、炭素含有量が
１．０〜１．９wt％であるハイス系鋳鉄材からなる外層
を遠心力鋳造し、外層の外面が凝固した後、鋳造された
外層の内面温度が内層形成用鋳鋼材の凝固温度以上であ
るとき、外層内面に炭素含有量が０．４〜０．８wt％で
ある前記鋳鋼材溶湯を外層内面温度以上として鋳込み、
外層の内面に内層を溶着形成する方法である。この際、
外層が厚肉の場合、外層材として、化学組成（wt％）
が、Ｃ ： 1.0〜 1.5％、 Ｓｉ： 0.2〜 1.5％、Ｍ
ｎ： 1.5％以下、 Ｃｒ： 2.0〜 6.0％、２×Ｍｏ＋
Ｗ： 3.0〜 7.0％、Ｖ： 2.0〜 4.0％、及び残部が実質
的にＦｅからなるものがよい。
【０００８】
【作用】鋳造された外層の内面温度が内層形成用鋳鋼材
の凝固温度すなわち固相線（凝固終了温度）以上である
とき、該鋳鋼材の鋳込温度を外層内面温度以上として鋳
込むので、凝固した外層の内面に、外層内面の未凝固部
を溶かし込んだ鋳鋼材からなる内層を凝固させることが
できる。このため、外層・内層の境界部に引け巣が発生
せず、良好な溶着が得られる。
の凝固温度すなわち固相線（凝固終了温度）以上である
とき、該鋳鋼材の鋳込温度を外層内面温度以上として鋳
込むので、凝固した外層の内面に、外層内面の未凝固部
を溶かし込んだ鋳鋼材からなる内層を凝固させることが
できる。このため、外層・内層の境界部に引け巣が発生
せず、良好な溶着が得られる。
【０００９】また、内層を形成するための鋳鋼材の炭素
含有量が０．４〜０．８wt％に規定されているので、外
層材よりも前記鋳鋼材の方が凝固温度が高いものの、両
者の凝固温度差が９０℃以下になり、外層材溶湯の相当
部分が凝固した後、鋳鋼材を鋳込むことができる。ま
た、外層の高合金成分が鋳鋼材溶湯に混入しても、初晶
炭化物の生成は少なく、黒鉛鋼やダクタイル鋳鉄を鋳込
む場合のような強靱性の大幅な劣化を生じない。
含有量が０．４〜０．８wt％に規定されているので、外
層材よりも前記鋳鋼材の方が凝固温度が高いものの、両
者の凝固温度差が９０℃以下になり、外層材溶湯の相当
部分が凝固した後、鋳鋼材を鋳込むことができる。ま
た、外層の高合金成分が鋳鋼材溶湯に混入しても、初晶
炭化物の生成は少なく、黒鉛鋼やダクタイル鋳鉄を鋳込
む場合のような強靱性の大幅な劣化を生じない。
【００１０】また、請求項３に記載した外層材を使用す
ることにより、外層肉厚が１４０ｍｍを越える厚肉の場
合でも、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの偏析を抑制することができ、外
層を有効に使用することができる。
ることにより、外層肉厚が１４０ｍｍを越える厚肉の場
合でも、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの偏析を抑制することができ、外
層を有効に使用することができる。
【００１１】
【実施例】本発明において用いる外層材としては、Ｃを
１．０〜１．９wt％含有するハイス系鋳鉄材であれば、
いずれのものでも使用することができる。Ｃの限定理由
は、１．０％未満ではＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物量
が少なくなり、耐摩耗性が低下し、一方１．９％を越え
ると、内層を形成するための鋳鋼材との凝固点差が過大
となり、溶着不良が発生し易くなる。下記に外層材組成
例及びその限定理由を述べる。但し、Ｃの限定理由は叙
上の通りであるので省略する。・外層ハイス系鋳鉄材組
成例（wt％）Ｃ ： 1.0〜 1.9％、Ｓｉ： 0.2〜 1.5
％、Ｍｎ： 1.5％以下、 Ｃｒ： 2.0〜 8.0％、２Ｍｏ
＋Ｗ：3.0 〜14％、Ｖ： 2.0〜 8.0％、残部実質的にＦ
ｅ。 ・成分限定理由 Ｓｉ：０．２〜１．５％ ０．２％未満では脱酸作用及び湯流れ性が不足し、一方
１．５％を越えると焼き入れ性が低下し、また材質が脆
くなる。
１．０〜１．９wt％含有するハイス系鋳鉄材であれば、
いずれのものでも使用することができる。Ｃの限定理由
は、１．０％未満ではＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物量
が少なくなり、耐摩耗性が低下し、一方１．９％を越え
ると、内層を形成するための鋳鋼材との凝固点差が過大
となり、溶着不良が発生し易くなる。下記に外層材組成
例及びその限定理由を述べる。但し、Ｃの限定理由は叙
上の通りであるので省略する。・外層ハイス系鋳鉄材組
成例（wt％）Ｃ ： 1.0〜 1.9％、Ｓｉ： 0.2〜 1.5
％、Ｍｎ： 1.5％以下、 Ｃｒ： 2.0〜 8.0％、２Ｍｏ
＋Ｗ：3.0 〜14％、Ｖ： 2.0〜 8.0％、残部実質的にＦ
ｅ。 ・成分限定理由 Ｓｉ：０．２〜１．５％ ０．２％未満では脱酸作用及び湯流れ性が不足し、一方
１．５％を越えると焼き入れ性が低下し、また材質が脆
くなる。
【００１２】Ｍｎ：１．５％以下 ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる脆化を防
止し、また焼き入れ性及び耐摩耗性を向上させる作用を
有するが、１．５％を越えると材質が脆くなる。 Ｃｒ：２．０〜８．０％ Ｃｒは基地中に固溶し、焼き入れ性を向上させると共
に、その一部がＣと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性
を向上させる。２．０％未満ではかかる作用が不足し、
一方８．０％を越えるとその作用が飽和すると共に材質
が脆くなる。
止し、また焼き入れ性及び耐摩耗性を向上させる作用を
有するが、１．５％を越えると材質が脆くなる。 Ｃｒ：２．０〜８．０％ Ｃｒは基地中に固溶し、焼き入れ性を向上させると共
に、その一部がＣと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性
を向上させる。２．０％未満ではかかる作用が不足し、
一方８．０％を越えるとその作用が飽和すると共に材質
が脆くなる。
【００１３】２Ｍｏ＋Ｗ：３．０〜１４％ Ｍｏ及びＷはＣと結合して、Ｍ2 Ｃ型又はＭ6 Ｃ型の炭
化物を形成し、耐摩耗性を向上させると共にその一部は
基地中に固溶し、二次硬化に寄与する。ＭｏはＷの二倍
の効果があるため、成分範囲はＭｏ含有量の二倍とＷ含
有量との和（２Ｍｏ＋Ｗ）によって規定する。２Ｍｏ＋
Ｗが３．０％未満ではかかる作用が過少であり、好まし
くは６．０％以上含有させるのがよい。一方、１４％を
越えると炭化物量が多くなり、靱性が低下すると共に、
基地中に溶け込んだＭｏやＷによって残留オーステナイ
トが安定化し、高硬度が得られ難い。
化物を形成し、耐摩耗性を向上させると共にその一部は
基地中に固溶し、二次硬化に寄与する。ＭｏはＷの二倍
の効果があるため、成分範囲はＭｏ含有量の二倍とＷ含
有量との和（２Ｍｏ＋Ｗ）によって規定する。２Ｍｏ＋
Ｗが３．０％未満ではかかる作用が過少であり、好まし
くは６．０％以上含有させるのがよい。一方、１４％を
越えると炭化物量が多くなり、靱性が低下すると共に、
基地中に溶け込んだＭｏやＷによって残留オーステナイ
トが安定化し、高硬度が得られ難い。
【００１４】Ｖ ：２．０〜８．０％ ＶはＣと結合し高硬度のＭＣ型炭化物を形成し、耐摩耗
性を向上させる。２％未満では炭化物量が少なく、耐摩
耗性が不足する。一方、８．０％を越えると、鋳込み肉
厚を１４０ｍｍ以下に押さえても、偏析の防止が困難に
なる。上記合金成分の他、残部は実質的にＦｅで形成さ
れるが、不純物元素であるＳ、Ｐは材質を脆くするた
め、できるだけ少ないほうがよく、両者とも０．１％以
下に止めるのがよい。
性を向上させる。２％未満では炭化物量が少なく、耐摩
耗性が不足する。一方、８．０％を越えると、鋳込み肉
厚を１４０ｍｍ以下に押さえても、偏析の防止が困難に
なる。上記合金成分の他、残部は実質的にＦｅで形成さ
れるが、不純物元素であるＳ、Ｐは材質を脆くするた
め、できるだけ少ないほうがよく、両者とも０．１％以
下に止めるのがよい。
【００１５】上記外層組成範囲では、外層肉厚（鋳込み
時）が１４０ｍｍ程度までは、鋳込み温度の調整により
偏析の発生を比較的容易に防止することができるが、１
５０ｍｍ以上の厚肉外層を鋳造する場合、鋳込み温度の
調整によっても偏析の発生を阻止することができないよ
うになる。この場合、Ｃ：１．５％以下、Ｃｒ：６．０
％以下、２×Ｍｏ＋Ｗ：７．０％以下、Ｖ：４．０％以
下に止めることにより、２００ｍｍ程度の厚肉でも偏析
を生じることなく鋳造することができるようになる。ま
た、高合金成分の含有量が押さえられるため、その分、
内層への混入量も減り、内層の靱性が向上する。上記各
成分の上限限定理由は下記の通りである。
時）が１４０ｍｍ程度までは、鋳込み温度の調整により
偏析の発生を比較的容易に防止することができるが、１
５０ｍｍ以上の厚肉外層を鋳造する場合、鋳込み温度の
調整によっても偏析の発生を阻止することができないよ
うになる。この場合、Ｃ：１．５％以下、Ｃｒ：６．０
％以下、２×Ｍｏ＋Ｗ：７．０％以下、Ｖ：４．０％以
下に止めることにより、２００ｍｍ程度の厚肉でも偏析
を生じることなく鋳造することができるようになる。ま
た、高合金成分の含有量が押さえられるため、その分、
内層への混入量も減り、内層の靱性が向上する。上記各
成分の上限限定理由は下記の通りである。
【００１６】Ｃを１．５％を越えて含有すると、凝固温
度範囲（液相線と固相線との温度差）が広くなり、凝固
時に合金成分が偏し易くなる。一方、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷ
は初晶（初期凝固部）への含有率が低く、最終凝固部に
濃縮される傾向があり、引いては偏析し易いので、偏析
防止の観点からは前記含有量以下に止めるのがよい。ま
た、Ｖは比重の軽いＭＣ型炭化物と共に初晶のオーステ
ナイトとして晶出するが、４．０％を越えると、初晶
（オーステナイト及びＭＣ型炭化物）と未凝固溶湯との
比重差が大きくなり、重力や遠心力により偏析し易くな
る。
度範囲（液相線と固相線との温度差）が広くなり、凝固
時に合金成分が偏し易くなる。一方、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷ
は初晶（初期凝固部）への含有率が低く、最終凝固部に
濃縮される傾向があり、引いては偏析し易いので、偏析
防止の観点からは前記含有量以下に止めるのがよい。ま
た、Ｖは比重の軽いＭＣ型炭化物と共に初晶のオーステ
ナイトとして晶出するが、４．０％を越えると、初晶
（オーステナイト及びＭＣ型炭化物）と未凝固溶湯との
比重差が大きくなり、重力や遠心力により偏析し易くな
る。
【００１７】尚、偏析の生成状態は、外層の内周面側に
高合金成分が炭化物の形態で層状に形成されるものであ
るが、かかる偏析層が生成すると、圧延使用層である外
層の有効使用層が減少することになり、また、ロール側
面でＨ形鋼を圧延成形するＨ形鋼圧延用円筒状複合ロー
ルの場合、成形面の圧延疵の原因になる。一方、本発明
において用いる、内層を形成するための鋳鋼材として
は、Ｃを０．４〜０．８wt％含有する鋳鋼材であれば、
いずれのものでも使用することができる。Ｃの限定理由
は、０．４％未満では凝固点が高くなり過ぎるため、溶
着不良が発生しやすくなり、一方０．８％を越えると外
層からのＣ混入量を考慮するとＣ含有量が０．９％以上
となり、鋳造時又は高温熱処理時にネット状セメンタイ
トが出現し、著しい強度劣化を招来する。内層溶着後の
鋳鋼組成例及びその成分限定理由を下記に示す。尚、鋳
込み前の鋳鋼材組成は外層内面からの溶け込み量を考慮
して適宜決定すればよい。 ・溶着後の内層鋳鋼材組成例（wt％）Ｃ ： 0.4〜 0.9
％、 Ｓｉ： 0.2〜 1.0％、Ｍｎ： 0.2〜 1.0％、 Ｎ
ｉ： 0.2〜 2.5％、Ｃｒ： 0.4〜 2.5％、 Ｍｏ： 0.1
〜 1.0％、Ｗ ： 2.0％以下、 Ｖ ： 2.0％以下、
残部実質的にＦｅ ・成分限定理由 Ｃ ：０．４〜０．９％ 下限値は元湯のＣ含有量により制限され、上限値はネッ
ト状セメンタイトの生成を回避するために規定される。
高合金成分が炭化物の形態で層状に形成されるものであ
るが、かかる偏析層が生成すると、圧延使用層である外
層の有効使用層が減少することになり、また、ロール側
面でＨ形鋼を圧延成形するＨ形鋼圧延用円筒状複合ロー
ルの場合、成形面の圧延疵の原因になる。一方、本発明
において用いる、内層を形成するための鋳鋼材として
は、Ｃを０．４〜０．８wt％含有する鋳鋼材であれば、
いずれのものでも使用することができる。Ｃの限定理由
は、０．４％未満では凝固点が高くなり過ぎるため、溶
着不良が発生しやすくなり、一方０．８％を越えると外
層からのＣ混入量を考慮するとＣ含有量が０．９％以上
となり、鋳造時又は高温熱処理時にネット状セメンタイ
トが出現し、著しい強度劣化を招来する。内層溶着後の
鋳鋼組成例及びその成分限定理由を下記に示す。尚、鋳
込み前の鋳鋼材組成は外層内面からの溶け込み量を考慮
して適宜決定すればよい。 ・溶着後の内層鋳鋼材組成例（wt％）Ｃ ： 0.4〜 0.9
％、 Ｓｉ： 0.2〜 1.0％、Ｍｎ： 0.2〜 1.0％、 Ｎ
ｉ： 0.2〜 2.5％、Ｃｒ： 0.4〜 2.5％、 Ｍｏ： 0.1
〜 1.0％、Ｗ ： 2.0％以下、 Ｖ ： 2.0％以下、
残部実質的にＦｅ ・成分限定理由 Ｃ ：０．４〜０．９％ 下限値は元湯のＣ含有量により制限され、上限値はネッ
ト状セメンタイトの生成を回避するために規定される。
【００１８】Ｓｉ：０．２〜１．０％ ０．２％未満では脱酸作用が不足し、一方１．０％を越
えると材質が脆くなる。 Ｍｎ：０．２〜１．０％ ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる脆化を防
止する作用を有するが、０．２％未満ではかかる作用が
不足し、一方１．０％を越えると材質が脆くなる。
えると材質が脆くなる。 Ｍｎ：０．２〜１．０％ ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる脆化を防
止する作用を有するが、０．２％未満ではかかる作用が
不足し、一方１．０％を越えると材質が脆くなる。
【００１９】Ｎｉ：０．２〜２．５％ Ｎｉは焼き入れ性を増し、強靱性を向上させる。０．２
％未満ではかかる作用が不足し、一方２．５％を越えて
含有してもその作用は飽和しており、経済的でない。 Ｃｒ：０．４〜２．５％ Ｃｒは焼き入れ性を増し、強靱性の向上に有効である。
０．４％未満ではかかる作用が不足し、一方２．５％を
越えるとチル化して材質が脆くなる。
％未満ではかかる作用が不足し、一方２．５％を越えて
含有してもその作用は飽和しており、経済的でない。 Ｃｒ：０．４〜２．５％ Ｃｒは焼き入れ性を増し、強靱性の向上に有効である。
０．４％未満ではかかる作用が不足し、一方２．５％を
越えるとチル化して材質が脆くなる。
【００２０】Ｍｏ：０．１〜１．０％ ＭｏはＮｉ、Ｃｒと同様、焼き入れ性を増し、強靱性の
向上に寄与する。０．１％未満ではかかる作用が不足
し、一方１．０％を越えると硬くなり過ぎ、脆くなる。 Ｗ ：２．０％以下 積極的に含有させるものではないが、外層から不可避的
に混入する。材質に脆化等の悪影響を与えない範囲とし
て２．０％以下とする。
向上に寄与する。０．１％未満ではかかる作用が不足
し、一方１．０％を越えると硬くなり過ぎ、脆くなる。 Ｗ ：２．０％以下 積極的に含有させるものではないが、外層から不可避的
に混入する。材質に脆化等の悪影響を与えない範囲とし
て２．０％以下とする。
【００２１】Ｖ ：２．０％以下 ＶはＣと結合し、ＭＣ型炭化物を形成するため、基地の
Ｃ濃度を低下させる効果があるが、２％を越えて含有し
てもその効果は飽和しており、経済的でない。高価な元
素であるため、外層からの混入する量で十分である。上
記合金成分の他、残部は実質的にＦｅで形成されるが、
不純物元素であるＳ、Ｐは外層と同様、０．１％以下に
止めておくのがよい。
Ｃ濃度を低下させる効果があるが、２％を越えて含有し
てもその効果は飽和しており、経済的でない。高価な元
素であるため、外層からの混入する量で十分である。上
記合金成分の他、残部は実質的にＦｅで形成されるが、
不純物元素であるＳ、Ｐは外層と同様、０．１％以下に
止めておくのがよい。
【００２２】次に本発明の具体的実施例を掲げる。 実施例１ 内径φ１０００mm×長さ１１００mmの立型遠心力鋳造用
金型に下記表１に記載したハイス系鋳鉄材を遠心力鋳造
した。金型回転数は、ＧNo. で８０、外層鋳込み温度は
１４５５℃、鋳込厚さは１１０mmとした。
金型に下記表１に記載したハイス系鋳鉄材を遠心力鋳造
した。金型回転数は、ＧNo. で８０、外層鋳込み温度は
１４５５℃、鋳込厚さは１１０mmとした。
【００２３】外層の内面温度が１４００℃になったと
き、その内面に、同表に記載した内層形成用鋳鋼材溶湯
を鋳込厚さで１４５mm分、外層内面に鋳込んだ。鋳込温
度は１５５０℃とした。内層が凝固した後、金型の回転
を止め、型ばらしして、寸法加工、熱処理を施し、外径
φ９５０×内径φ６００×長さ２７０mmの円筒状複合ロ
ールを得た。
き、その内面に、同表に記載した内層形成用鋳鋼材溶湯
を鋳込厚さで１４５mm分、外層内面に鋳込んだ。鋳込温
度は１５５０℃とした。内層が凝固した後、金型の回転
を止め、型ばらしして、寸法加工、熱処理を施し、外径
φ９５０×内径φ６００×長さ２７０mmの円筒状複合ロ
ールを得た。
【００２４】
【表１】
【００２５】該複合ロールを超音波探傷試験に供したと
ころ、外層と内層とは完全に溶着していることが確認さ
れた。また、外層厚さは鋳込み厚さより２５〜３５mm薄
くなっていた。溶着後の内層組成の分析結果を表１に併
せて示す。次に、該複合ロールを１１５０℃で２ｈｒ保
持後、強制空冷により焼入れし、その後５５０℃で１０
ｈｒの焼戻し熱処理を３回繰り返した。かかる熱処理を
施した後、内層から試験片を採取し、引張試験を行っ
た。その結果、引張強度７８０ＭＰａ、伸び２．３％
で、強靱性に優れることが確かめられた。
ころ、外層と内層とは完全に溶着していることが確認さ
れた。また、外層厚さは鋳込み厚さより２５〜３５mm薄
くなっていた。溶着後の内層組成の分析結果を表１に併
せて示す。次に、該複合ロールを１１５０℃で２ｈｒ保
持後、強制空冷により焼入れし、その後５５０℃で１０
ｈｒの焼戻し熱処理を３回繰り返した。かかる熱処理を
施した後、内層から試験片を採取し、引張試験を行っ
た。その結果、引張強度７８０ＭＰａ、伸び２．３％
で、強靱性に優れることが確かめられた。
【００２６】実施例２ 内径φ１１９０mm×長さ１１００mmの立型遠心力鋳造用
金型に下記表２に記載したハイス系鋳鉄材を遠心力鋳造
した。金型回転数は、ＧNo. で８０、外層鋳込み温度は
１４９０℃、鋳込厚さは２２５mmとした。外層の内面温
度が１４２０℃になったとき、その内面に、同表に記載
した内層形成用鋳鋼材溶湯を鋳込厚さで１３０mm分、外
層内面に鋳込んだ。鋳込温度は１５６０℃とした。内層
が凝固した後、金型の回転を止め、型ばらしして、寸法
加工、熱処理を施し、外径φ１１３０×内径φ５８０×
長さ２６６mmのＨ形鋼圧延用円筒状複合ロールを得た。
金型に下記表２に記載したハイス系鋳鉄材を遠心力鋳造
した。金型回転数は、ＧNo. で８０、外層鋳込み温度は
１４９０℃、鋳込厚さは２２５mmとした。外層の内面温
度が１４２０℃になったとき、その内面に、同表に記載
した内層形成用鋳鋼材溶湯を鋳込厚さで１３０mm分、外
層内面に鋳込んだ。鋳込温度は１５６０℃とした。内層
が凝固した後、金型の回転を止め、型ばらしして、寸法
加工、熱処理を施し、外径φ１１３０×内径φ５８０×
長さ２６６mmのＨ形鋼圧延用円筒状複合ロールを得た。
【００２７】
【表２】
【００２８】該複合ロールの横断面を肉眼観察したとこ
ろ、外層と内層とは完全に溶着していることが確認され
た。外層厚さは鋳込み厚さより２５〜３０mm薄くなって
いたが、合金成分の偏析は認められなかった。溶着後の
内層組成の分析結果を表２に併せて示す。次に、該複合
ロールを１０５０℃で２ｈｒ保持後、強制空冷により焼
入れし、その後５５０℃で１０ｈｒ保持の焼戻し熱処理
を３回繰り返した。かかる熱処理を施した後、内層から
試験片を採取し、引張試験を行った。その結果、引張強
度７１０ＭＰａ、伸び２．６％で、強靱性に優れること
が確かめられた。
ろ、外層と内層とは完全に溶着していることが確認され
た。外層厚さは鋳込み厚さより２５〜３０mm薄くなって
いたが、合金成分の偏析は認められなかった。溶着後の
内層組成の分析結果を表２に併せて示す。次に、該複合
ロールを１０５０℃で２ｈｒ保持後、強制空冷により焼
入れし、その後５５０℃で１０ｈｒ保持の焼戻し熱処理
を３回繰り返した。かかる熱処理を施した後、内層から
試験片を採取し、引張試験を行った。その結果、引張強
度７１０ＭＰａ、伸び２．６％で、強靱性に優れること
が確かめられた。
【００２９】実施例３ 下記表３に記載した外層用ハイス系鋳鉄材、内層用鋳鋼
材を用いて、上記実施例２と同様の条件により、同寸法
のＨ形鋼圧延用円筒状複合ロールを立型遠心力鋳造し
た。
材を用いて、上記実施例２と同様の条件により、同寸法
のＨ形鋼圧延用円筒状複合ロールを立型遠心力鋳造し
た。
【００３０】
【表３】
【００３１】該複合ロールの横断面を肉眼観察したとこ
ろ、外層と内層とは完全に溶着していることが確認され
た。外層厚さは鋳込み厚さより３０〜４０mm薄くなって
いた。また、外層表面から７０ｍｍ程度までは偏析層は
認められなかったが、それより内面側には高合金成分の
炭化物からなる、白色がかった偏析層が認められた。溶
着後の内層組成の分析結果を表３に併せて示す。
ろ、外層と内層とは完全に溶着していることが確認され
た。外層厚さは鋳込み厚さより３０〜４０mm薄くなって
いた。また、外層表面から７０ｍｍ程度までは偏析層は
認められなかったが、それより内面側には高合金成分の
炭化物からなる、白色がかった偏析層が認められた。溶
着後の内層組成の分析結果を表３に併せて示す。
【００３２】次に、該複合ロールを実施例２と同様の条
件により熱処理を施したところ、内層材の引張強度６７
０ＭＰａ、伸び１．７％で、実用的強度を有するもの
の、実施例２に比して、靱性がやや低下した。
件により熱処理を施したところ、内層材の引張強度６７
０ＭＰａ、伸び１．７％で、実用的強度を有するもの
の、実施例２に比して、靱性がやや低下した。
【００３３】
【発明の効果】本発明によれば、内層材として低Ｃの鋳
鋼材を用いているものかかわらず、外層・内層の境界部
に引け巣が発生せず、良好な溶着が得られる。また、内
層溶着前の鋳鋼材の炭素含有量が０．４〜０．８wt％に
規定されているため、外層の高合金成分が鋳鋼材溶湯に
混入しても、初晶炭化物の生成は少なく、強靱性の大幅
な劣化を生じず、内層の強靱性を確保することができ
る。
鋼材を用いているものかかわらず、外層・内層の境界部
に引け巣が発生せず、良好な溶着が得られる。また、内
層溶着前の鋳鋼材の炭素含有量が０．４〜０．８wt％に
規定されているため、外層の高合金成分が鋳鋼材溶湯に
混入しても、初晶炭化物の生成は少なく、強靱性の大幅
な劣化を生じず、内層の強靱性を確保することができ
る。
【００３４】また、外層材として、Ｃ：１．０〜１．５
％、２×Ｍｏ＋Ｗ：３．０〜７．０％、Ｖ：２．０〜
４．０％を含有する特定組成のハイス系鋳鉄材を用いる
ことにより、肉厚が２００ｍｍ程度の厚肉外層であって
も、偏析の生成を抑制することができ、高品質の複合ロ
ールを製造することができる。
％、２×Ｍｏ＋Ｗ：３．０〜７．０％、Ｖ：２．０〜
４．０％を含有する特定組成のハイス系鋳鉄材を用いる
ことにより、肉厚が２００ｍｍ程度の厚肉外層であって
も、偏析の生成を抑制することができ、高品質の複合ロ
ールを製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｂ２２Ｄ 13/02 Ｅ 9266−4Ｅ 19/16 Ｆ Ｃ２２Ｃ 38/24 (72)発明者 片山 博彰 兵庫県尼崎市西向島町64番地 株式会社ク ボタ尼崎工場内 (72)発明者 森川 長 兵庫県尼崎市西向島町64番地 株式会社ク ボタ尼崎工場内 (72)発明者 辻本 豊 兵庫県尼崎市西向島町64番地 株式会社ク ボタ尼崎工場内
Claims (3)
- 【請求項１】 炭素含有量が１．０〜１．９wt％である
ハイス系鋳鉄材からなる外層の内面に炭素含有量が０．
４〜０．９wt％の鋳鋼材からなる内層が遠心力鋳造によ
り溶着されているハイス系複合ロール。 - 【請求項２】 炭素含有量が１．０〜１．９wt％である
ハイス系鋳鉄材からなる外層を遠心力鋳造し、外層の外
面が凝固した後、鋳造された外層の内面温度が内層形成
用鋳鋼材の凝固温度以上であるとき、外層内面に炭素含
有量が０．４〜０．８wt％である前記鋳鋼材溶湯を外層
内面温度以上として鋳込み、外層の内面に内層を溶着形
成するハイス系複合ロールの製造方法。 - 【請求項３】 外層材の化学組成が重量％で、 Ｃ ： 1.0〜 1.5％、 Ｓｉ： 0.2〜 1.5％、 Ｍｎ： 1.5％以下、 Ｃｒ： 2.0〜 6.0％、 ２×Ｍｏ＋Ｗ： 3.0〜 7.0％、Ｖ： 2.0〜 4.0％、及び
残部が実質的にＦｅからなる請求項２に記載した製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15757094A JPH07207411A (ja) | 1993-11-30 | 1994-07-08 | ハイス系複合ロール及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-300156 | 1993-11-30 | ||
| JP30015693 | 1993-11-30 | ||
| JP15757094A JPH07207411A (ja) | 1993-11-30 | 1994-07-08 | ハイス系複合ロール及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07207411A true JPH07207411A (ja) | 1995-08-08 |
Family
ID=26484968
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15757094A Pending JPH07207411A (ja) | 1993-11-30 | 1994-07-08 | ハイス系複合ロール及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07207411A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100655746B1 (ko) * | 2006-01-02 | 2006-12-11 | 현대제철 주식회사 | 압연용 원심주조 슬리브 롤의 제조방법 |
| KR100656429B1 (ko) * | 2006-01-02 | 2006-12-11 | 현대제철 주식회사 | 압연용 복합롤의 제조방법 |
-
1994
- 1994-07-08 JP JP15757094A patent/JPH07207411A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100655746B1 (ko) * | 2006-01-02 | 2006-12-11 | 현대제철 주식회사 | 압연용 원심주조 슬리브 롤의 제조방법 |
| KR100656429B1 (ko) * | 2006-01-02 | 2006-12-11 | 현대제철 주식회사 | 압연용 복합롤의 제조방법 |
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