JPS5925025B2 - 耐摩耗性および耐折損性にすぐれたロ−ル材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、耐摩耗性および耐折損性にすぐれたロール材
およびその製造法に関スる。

ロール材はその使用目的上、高荷重下にも折損せず、か
つ摩耗量の少ないことが必要である。

特に熱間圧延設備における鋼片、形鋼、棒鋼等の圧延の
ための粗および中間スタンドの圧延ロールは、高温の材
料を圧下しながら回転するので摩耗量が多く、しかもこ
れらのロールは一般に製品の形状に応じたカリバー（孔
型）が設けられているため、摩耗による該カリバーの形
状変化を修正するに要する改削量は、平滑なロールの場
合よりも多くなる。

一方、これらのスタンドでは、圧下量が比較的多く、ロ
ールに高い曲げ応力が発生するため、カリバーの応力集
中部等における表面ファイアクラックを起点として、圧
延中にクラックが深く進展し、折損事故に到ることも少
な（ない。

従来、これら問題に対処するためにいく種かのロール材
が使用されている。

しかしながら、耐摩耗性と耐折損性（靭性）とは一般的
に相反する材質的特性であって、一方を重視すれば他方
が犠牲にされるという傾向があり、両特性をともに満足
させることは困難である。

例えば、高炭素（０，８〜１．２％Ｃ）鋳鋼または鍛鋼
ロールは、耐折損性にすぐれるが、そのために耐摩耗性
を犠牲にしたものであり、また亜共晶（１，４〜２．５
％Ｃ）鋳鉄ロールは耐折損性に劣るという欠点がある。

更に、一般の鋳鉄（３〜４％Ｃ）ロールは、仕上スタン
ドにはよく用いられるが、耐折損性が低いため粗スタン
ドなどには適用し難い。

本発明は、上記従来の問題を克服するためになされたも
のであって、亜共晶成分にＣｒおよびＭｏを添加した所
謂「アダマイト鋼」相当の成分系を有する鋳鋼をベース
として種々研究を行なった結果、造塊過程において粗大
な炭化物を晶出させ、得られる鋳塊に一定の鍛錬比の鍛
造加工を加えることによって特定のミクロ組織を与えれ
ば、ロール折損の原因となる円周方向クラックの伝播抵
抗が、従来のロールに比べて飛躍的に向上し、折損しに
くく、かつクラックを除去するに要する改削量も少なく
なり、しかも使用による摩耗量も著しく減少せしめ得る
ことを見出し本発明を完成するに到った。

すなわち、本発明は、Ｃ１，２〜２．５％、Ｓｉ１．５
％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ Ｏ，５〜５．０％、
Ｎｉ ０．１〜２．５％およびＭｏ ０．１〜２．０％
を含有し、必要に応じて該成分のほか、Ｖｌ、０％以下
、Ｗｌ、０％以下、Ｃｏ１．０％以下またはＴｉ０．５
％以下の１種または２種以上の元素を含み、残部鉄およ
び不可避の不純物から成り、かつ長さ２００〜４００μ
ｍ１幅５０〜１００μｍで体積率５〜２０％の粗大共晶
炭化物が均一に分散した組織を有するロール材、並びに
該成分組成の溶湯な鋳型に注入し、冷却速度約３．０℃
／分以下で冷却凝固させたのち、得られた鋳塊を、その
胴部の鍛錬比的１．５〜５．０にて鍛造するようにした
ロール材の製造方法を提供するものである。

なお、従来にもアダマイト鋼をベースにして、各種成分
の調整および熱間加工を施して材質上の改善を企図した
提案もいくつかなされている。

しかしながら、従来の通念では、ロール材として必要な
靭性を与えるには組織中に分布する炭化物は微細なほど
良いとされ、そのサイズもせいぜい５０μｍ程度であり
、これまでの提案はいづれも炭化物の均一微細化を目的
としていた。

これに対し、本発明では、粗大炭化物を形成させるよう
にした点で、従来技術と全く異なり、かかる特異の組織
を与えることにより、ロール材、とりわけ、熱間ワーク
ロール材等として必要な耐摩耗性と耐折損性の両特性を
共に満足させることに成功したのである。

本発明ロール材は次のごとき成分組成を有する。

Ｃは、共晶炭化物の形成に必要であり、そのために１．
２％以上、好ましくは１．７％以上添加される。

但し、多量に存在すると、鍛造が困難となり、かつ炭化
物が粗大になり過ぎて脆化するので２．５％を上限とし
、好ましくは２．２％以下とする。

Ｓｉは、多量に存在するとグラファイトが析出し、所要
量の炭化物が得られなくなるので１，５％を上限とする
。

Ｍｎは、多量に加えられると靭性の低下をもたらすので
、１．５％以下に規定される。

Ｃｒは、炭化物形成のための必須の元素であり、後記の
ごとき共晶炭化物を得るために、０．５〜５．０％、好
ましくは０．８〜３．５％の範囲で加えられる。

なお、従来においてはＣｒ量が２．５％を越えると鍛造
が不可能になるとの見解もあるが、本発明では、そのよ
うな問題はなかった。

Ｍｏは、前記Ｃｒと同様に炭化物を形成すると共に基地
（マトリックス）の靭性を高め、特に高温における硬度
を高めるので、熱間ロールの耐摩耗性に寄与するために
必要な元素であり、０．１％以上含有せしめる必要があ
るが、一方２．０％を越えて含有せしめると、熱間加工
性が悪くなる。

したがってＭｏ０．１〜２．０％とする。

Ｎｉ焼入性を増し、基地（マトリックス）の靭性を高め
るのに有効な元素であり、０．１％以上含有せしめる必
要があるが、５．０％を越えて含有せしめると炭素の黒
鉛化が促進され、ロールとして使用する際の耐摩耗性が
著しく損われる。

さらに好ましくは２．５％以下であって２．５％を越え
ても効果は飽和し実用性を欠く。

したがって、Ｎｉ０８１〜２．５％とする。

上記元素のほか、必要に応じて更に以下の元素の１種ま
たは２種以上を添加することにより材質的特性を改善す
ることができる。

Ｖ、Ｗ、ＣｏおよびＴｉは、いずれも基地（マトリック
ス）を微細化し靭性を高めると共に、基地中に微細な炭
化物として析出するなどして、粗大共晶炭化物と相まっ
て耐摩耗性をさらに改善する。

このためＶｌ、０％以下、Ｗｌ、０％以下、Ｃ。１．０
％以下および／またはＴｉ０．５％以下を添加してよい
。

なお、ｐ、ｓ、ヒ素、スズその他の不純物は、通常この
種の材料に許容される範囲内であれば、本発明の趣旨は
損われず、例えばＰおよびＳは、約０．０３％を上限と
して存在してもかまわない。

本発明によれば、上記のごとき成分組成の溶湯を適当な
鋳型に注入し、凝固温度を通過する際の冷却速度３．０
°Ｃ／分以下、好ましくは約０．５℃／分前後にて冷却
凝固せしめる。

従来アダマイト鋼は、一般に金型鋳造やエレクトロスラ
グ溶解法が適用されていることから分るようにその冷却
速度は比較的高いが、本発明では、むしろ冷却速度を抑
制し、ゆるやかに凝固させることが必要である。

鋳込まれた溶湯の冷却速度はその鋳造体の大きさに左右
されることは言うまでもなく、従ってその形状・重量に
応じた適当な冷却条件を施すことが必要であり、このた
めに、例えば、砂型と金型との中間的な冷却条件を与え
るように、砂型の中に冷し金を埋設したもの、あるいは
金型の内面に砂を内張り（例えば砂層厚約１５ｍｍ）し
た鋳型等が好ましく用いられる。

上記冷却条件下に得られた鋳塊は、従来のものに比し、
粗大な共晶炭化物の分散した組織を有する。

該炭化物の量は体積率にして５〜２０％を占める。

かく得られた鋳塊は、ついで常法に従って鍛造工程に付
される。

該鍛造加工は、ロールの径方向に対し直角方向に加えら
れ、これによって鋳造組織中の粗大共晶炭化物を延伸し
、該炭化物の形状を、長さ２００〜４００μｍ１幅５０
〜１００μｍ１好ましくは、長さ３００μｍ、幅７０ｔ
ｔｍ程度とする。

なお、上記各寸法は粗大炭化物の平均値であり、当然上
記の寸法範囲より大きいものや小さいものが存在しても
よい。

該粗大共晶炭化物のサイズが長さ４００μｍを越えまた
幅１００μｍを越える場合は炭化物が過度に粗大化して
もろくなり、局部的に「欠は落ち」を生じたり、ロール
表面の肌あれを起し易くなる。

一方、長さ２００μｍ未満、幅５０μｍ未満では従来の
ロール材と変わらず、耐摩耗性、耐折損性の向上が認め
られなくなる。

また体積率についても、それが５％未満の場合は同様の
欠点があり、一方２０％を越えると炭化物同士が連続す
るようになって、かえって亀裂が伝播し易くなり、「欠
は落ち」などが発生する。

該鍛造加工は、鍛錬比１５〜５．０で行なわれるが、該
炭化物がロール軸方向に並ぶように鍛伸することが望ま
しく、この点から鍛錬比をやや高めにし２４〜５．０で
行なうと−そう好ましい。

鍛造後の熱処理には特別の条件を付加する必要はなく、
従来どおりの焼入れ・焼もどし処理条件に従えばよ（、
例えば温度約９００℃からミスト冷却し、ついで温度約
５００〜６５０℃で焼もどし処理することができる。

上述のような製造条件下に得られた本発明ロール材と、
従来ロール材（アダマイト鋼）の鍛造後のミクロ組織を
第６図■（従来のロール材）および■（本発明ロール材
）に示す（倍率はいづれも５０倍）。

図から認められるように、本発明ロール材では、凝固過
程で樹枝状晶（テンドライト）の枝と枝の間に粗大な共
晶炭化物（同写真中、白い部分）が形成され（体積率的
１０％）、鍛造によって該炭化物がはｙロールの軸方向
に並んだ状態第６図■となり（長さ約３００μｍ１幅約
７０μｍ）微細な共晶炭化物が分散した従来ロール材（
第６図■）とは、著しく異なる特異の組織を備えている
ことが判る。

本発明ロール材は、このような粗大共晶炭化物の存在、
特にロール軸方向にはｙ平行に延伸した形態での存在に
より、後記実施例にも示されるように、破壊靭性試験や
疲労亀裂伝播試験等においてすぐれた特性を示し、また
実ロールにおける摩耗や亀裂の発生も非常に少なく、従
来材に比し卓越した耐摩耗性と耐折損性を発揮する。

次に実施例を挙げて本発明ロール材の緒特性について具
体的に説明する。

実施例 １ 第１表に示す成分組成の溶湯を鋳造し、Ａ−Ｅについて
は本発明方法に従って鋳造（凝固温度付近の冷却速度０
．３〜２．０°Ｃ／分）、および鍛造（鍛錬比２０〜５
．０）を行なうことにより第６図■に示されるごとき組
織を得、一方Ｆについては、通常の条件に準じた鋳造お
よび鍛造を行なって同図■に示されるような組織を得た
。

かく得られたそれぞれの試験材のミクロ組織における共
晶炭化物の形態を測定するとともに試片を採取調製し、
疲労亀裂伝播試験および破壊靭性試験を行なった。

〔〔ミクロ組織 各供試材の共晶炭化物の形態は第２表に示すごとくであ
った。

なお、炭化物の長さおよび幅の数値は共晶炭化物の該寸
法の平均値である。

〔Ｗ 疲労亀裂伝播試験 コンパクトテンション型試験片を用いた疲労亀裂伝播試
験結果を第１図に示す。

該試験片は第４図に示すよう板状体（５０ｍｍＸ ５０
ｍｍＸ１６ｍｍｔ）に、ロール軸方向に対して直角方向
に、幅２．５ｍｍの溝を設けたものであり、矢印方向に
７００ｋｇの引張荷重をくり返し加えたときに該溝先端
部に発生する亀裂の長さａ（ｍｍ）を測定し、初期クラ
ックＬ２ｍｍからの挙動を調べた。

第１図の縦軸は亀裂長さく ｍｍ ）、横軸は引張荷重
のくり返し数（Ｘ １０’ ｃｙｃｌｅｓ）である。

図中、曲線Ａ、ないしＥはそれぞれ本発明ロール材Ａ、
ないしＥ、曲線Ｆは従来ロール材Ｆの性能を示す。

図から、本発明ロール材Ａ−Ｅの亀裂成長速度は、従来
ロール材Ｆに比し、非常に低（、靭性にすぐれ、高い耐
折損性を備えることがうかがわれる。

第２図は、上記結果を、応力拡大係数範囲ΔＫ（ｋｇ・
ｍｍ−３／２ ）と亀裂伝播速度（ｍｍ／ ｃｙｃｌｅ
）との関係で示したグラフであり（図中の記号は第１
図と同じ）、同図からも亀裂の発生・成長に対する両者
の抵抗力に明瞭な差異があることが判る。

この事実は、従来一般に言われているように、粗大な炭
化物の存在により材料が脆弱化し、強度が低下するとの
見解は正しくなく、むしろ適当な大きさの粗大炭化物の
存在は亀裂の成長を阻止するという好ましい効果をもた
らすと考えられる。

■ 破壊靭性試験 前記と同様のコンパクトテンション型試験片（試片採取
方向はロール軸方向）を用いて破壊靭性試験（破壊進行
方向はロール径方向）で得られた破壊靭性値（Ｋｒ ｃ
Ｘｋｇ−ｍｍ−３／２）を第３表に示す。

上記表に示されるように、本発明ロール材の破壊靭性値
は従来ロール材と同等もしくはそれ以上であり、このこ
とからも、従来一般の見解すなわち、炭化物を微細に分
散させれば靭性が向上するとの考えは妥当でなく、むし
ろ本発明のように粗大化する方が有効なことが判る。

なお、実ロールにおける亀裂伝播方向は一般にロール径
方向であるが、本発明ロール材では、粗大炭化物かや一
ロール軸方向に延伸した形状で存在するため、該炭化物
によって亀裂の進行方向が粗大炭化物に沿ってロール軸
方向に変向する。

そのため、亀裂が進行しても折損しに（く継続使用が可
能であり、耐折損性の点からみた本発明ロール材の耐久
力は、従来ロール材に比し、上記第３表に示される数値
の比較具−Ｌにすぐれるものである。

αＶ 摩耗試験 第３図に本発明ロール材Ａと従来ロール材Ｆとを同一条
件の摩耗試験に付して得られた結果を示す。

同試験は、第５図（図１は正面図、■は側面図）に示す
ように、リング状試験片Ｔを硬度（Ｈｖ）８８０の基準
片Ｓ（回転速度８００ｒｐｍ）に一定の接触圧力（Ｐｍ
ａｘ：１４０ｋｇ／ｍｉ）にて押圧し、両者間のすべり
率が３０％となるように周速度を異ならしめて回転さぜ
ることにより行ない、そのときの摩耗量（初期の試１験
片屯量に対する重量減少量）を測定して耐摩耗性を評価
した。

図に示されるように、本発明ロール材Ａと従来ロール材
Ｆとは、はぼ同じ炭素含有量であるにもかかわらず、本
発明ロール材の方が、はるかに耐摩耗性にすぐれている
ことが判る６、このことは、素地よりも硬度の高い炭化
物の量が同じ場合には、微細に分散する場合よりも、本
発明材のようにある程度の大きさで存在する方が摩耗に
対する抵抗としてより有効であることを示している。

但し、炭化物が過度に粗大化すると、かえってもろ（な
り、局部的に「欠は落ち」を生じたり、ロール表面の肌
あれを起し易くなるので前記のごとき範囲のサイズで分
散させることが望ましい。

実施例 ２ 前記実施例１０本発明ロール材Ａおよび従来材Ｆからそ
れぞれロールを製造し、連続鋼片ミル（６スタンドミル
）の第３スタンドで両ロールを上下に組合せて使用した
。

このときの各ロールのクラック発生状況および摩耗状況
を第４表に示す。

上記第４表に示されるように、本発明ロールはクラック
の発生状況、摩耗量のいづれも従来ロールよりすぐれて
いることがわかる。

第７図■は、上記実機試験における本発明ロール使用後
のロール表面（カリバ一部）状況を示す（倍率約１／２
）。

第７図■は従来材の写真である。

両者を比較すると、従来ロールでは、カリバー底部に沿
った円周方向のクラックが発生し折損の危険がうかがわ
れるのに対し、本発明ロールではそのようなりラックは
全くなく、微細な亀甲状ファイアクラックのみであり、
なお長期間の使用に耐え得ることを示している。

以上のように、本発明ロール材は、硬度および靭性のい
づれにもすぐれ、実ロールとしての使用において、良好
な耐摩耗性と耐折損性を発揮し、従来ロールに比し、１
回当りの改削量が少なくてすみ、それによって使用寿命
が長くなり、また組替周期を長くすることができる。

更に折損の危険性も低く、長期安定した円滑な圧延操業
が保証される。

実施例 ３ 第５表に示す成分組成の溶湯な、本発明方法に従って鋳
造（凝固温度付近の冷却速度３．０℃／分）、および鍛
造（鍛造比３．０）を行なった。

得られた各供試材（本発明材）の共晶炭化物の形態は第
６表に示すごとくであった。

これらの供試材について、実施例１と同様にして、第５
図に示すような摩耗試験片を用いて転勤摩耗試験を行な
った。

その結果を第７表に示す（参考に前記供試材Ａについて
のデータも併記する）。

上記結果から明らかなように、Ｖ、Ｗ、Ｃｏおよび／ま
たはＴｉを添加することにより、本発明材Ａよりもさら
に耐摩耗性が向上する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、疲労亀裂伝播試験による亀裂長さと荷重負荷
くり成し回数との関係を示すグラフ、第２図は、応力拡
大係数範囲と亀裂伝播速度の関係を示すグラフ、第３図
は、摩耗試験における回転数と摩耗減量の関係を示すグ
ラフ、第４図は、コンパクトテンション型試験片の形状
を示す平面図、第５図は、摩耗試験要領説明図（同図１
は正面図、■は側面図）、第６図１およびＴＩは、それ
ぞれ従来ロール材および本発明ロール材のミクロ組織を
示す図面代用写真、第７図ＩおよびＩＩは、それぞれ実
機試験機における使用後の本発明ロール材および従来ロ
ール材のロール表面（カリバ一部）状況を示す図面代用
写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ１，２〜２．５％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ１
   ．５％以下、Ｃｒ ０．５〜５．０％、Ｎｉ Ｏ，１〜
   ２．５％およびＭｏ０．１〜２．０％を含み、残部鉄お
   よび不可避の不純物から成り、かつ長さ２００〜４００
   μｍ、幅５０〜１００μｍで体積率５〜２０％の粗大共
   晶炭化物が均一に分散した組織を有することを特徴とす
   る耐摩耗性および耐折損性にすぐれたロール材。 ２ Ｃ１，２〜２．５％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ１
   ．５％以下、Ｃｒ Ｏ，５〜５．０％、Ｎｉ Ｏ，１〜
   ２．５％およびＭｏ ０．１〜２．０％を含有し、さら
   にＶｌ、０％以下、Ｗｌ、０％以下、Ｃｏ１．０％以下
   、またはＴｉ０．５％以下の１種または２種以上の元素
   を含み、残部鉄および不可避の不純物から成り、かつ長
   さ２００〜４００μｍ、幅５０〜１００μｍで体積率５
   〜２０％の粗大共晶炭化物が均一に分散した組織を有す
   ることを特徴とする耐摩耗性および耐折損性にすぐれた
   ロール材。 ３ Ｃ１，２〜２．５％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ１
   ．５％以下、Ｃｒ Ｏ，５〜５．０％、Ｎｉ Ｏ，１〜
   ２．５％およびＭｏ０．１〜２．０％を含み、残部鉄お
   よび不可避の不純物から成る溶湯を鋳型に注入し、冷却
   速度３．０℃／分以下で冷却凝固させたのち、得られた
   鋳塊を、その胴部の鍛錬比１．５〜５．０にて鍛造する
   ことにより、長さ２００〜４００μｍ１幅５０〜１００
   μｍで体積率５〜２０％の粗大共晶炭化物が均一に分散
   した組織とすることを特徴とする耐摩耗性および耐折損
   性のすぐれたロール材の製造法。