JP3962838B2

JP3962838B2 - Hot rolling roll

Info

Publication number: JP3962838B2
Application number: JP21949898A
Authority: JP
Inventors: 望小田; 俊二松本; 清林
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1998-08-03
Filing date: 1998-08-03
Publication date: 2007-08-22
Anticipated expiration: 2018-08-03
Also published as: JP2000051912A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ハイス系合金からなる外殻層を有する耐摩耗性および耐肌荒れ性に優れた熱間圧延用ロールに関する。特に、熱間板圧延用仕上列のワークロールに用いるのに最適なロールである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から圧延材に接する外殻層にハイス系合金を形成した熱間圧延用ハイスロールとしては、例えば遠心鋳造法（特開平８−６０２８９号公報）や連続鋳掛け肉盛法（Ｗ０８８／０７５９４号公報）等の鋳造法により製造されたハイスロールがある。
【０００３】
ハイス系合金は、金属組織中にＶを主体とするＭＣ系高硬度炭化物と、Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系等の複炭化物と、高温軟化抵抗の高い基地とを有するため熱間圧延用ロール材として優れた耐摩耗性を発揮するものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のハイスロールによる熱間圧延においては、特に熱間板圧延仕上列では、ロールの外殻層の表面にピット状の深い窪み疵ができやすかった。このピット状の疵が著しく発生すると、薄鋼板など被圧延材の表面肌が粗くなり製品の品質を劣化させる問題があった。また、ピット状の疵を排除するためロール改削量が多くなり、ロール原単位を悪化させる問題があった。
【０００５】
したがって、本発明は、上記事情を鑑みてなされたものであり、ハイス系合金の耐摩耗性を確保するとともに、ロール表面のピット状の疵を軽減させた耐肌荒れ性に優れた熱間圧延用ロールを提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、ロール表面のピット状の疵の発生要因を究明し、この疵が圧延使用中にハイス外殻層の組織中の共晶炭化物（主にＭ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系およびＭ₂₃Ｃ₆系炭化物）が欠け落ちてしまうために発生することをつきとめた。そこで、ロール特性として相反する耐摩耗性と耐肌荒れ性とのバランスをとるとともに、ピット状の疵の発生を軽減させることを考え、本発明を完成した。
【０００７】
（１）ハイスロールの耐摩耗性を確保するために、高硬度のＭＣ系炭化物を基地中に均一に分散させる。ＭＣ系炭化物の硬度は基地に比べ数倍高く、これを分散させることにより基地を主体に摩耗が進むことを防止した。ＭＣ系炭化物は例えばＶＣの場合ビッカース硬度が約２９００であり、Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系およびＭ₂₃Ｃ₆系炭化物より硬度が高いので耐摩耗性を確保するには最も有効である。
【０００８】
（２）ロール表面のピット状の疵を軽減させるために、その原因となるＭ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物などＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物の晶出量を減らすことにより欠け落ちを少なくした。
【０００９】
（３）ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）と、これらの共晶炭化物とほぼ同時に晶出した基地で構成される共晶部において、その共晶部のサイズが粗大であると、欠け落ちた際の欠け落ち部分も大きくなり不都合となるため、共晶部のサイズを所定の範囲に抑えた。
【００１０】
（４）Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物についても、耐摩耗性の観点から、Ｍ₇Ｃ₃系およびＭ₂₃Ｃ₆系炭化物より硬度の高いＭ₂Ｃ系炭化物とＭ₆Ｃ系炭化物の合計の面積率を、Ｍ₇Ｃ₃系とＭ₂₃Ｃ₆系炭化物の合計の面積率より大きくした。
【００１１】
すなわち、本発明の熱間圧延用ロールは、ロールの外殻層がハイス系合金からなり、その化学組成は重量％で、Ｃ：１．３〜２．２％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：２．０〜９．０％、Ｍｏ：９．０％以下、Ｖ：４．０〜１５．０％、およびＷ：２０．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｏ：１０．０％以下のうちいずれか１種または２種以上を含有し残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、その組織中に粒径が４μｍ以上のＭＣ系炭化物が面積率で７〜１５％、かつ、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）がその合計の面積率で１５％以下で分散し、かつＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）と、これらの共晶炭化物とほぼ同時に晶出した基地で構成される共晶部があり、該共晶部は面積１００００μｍ²以上の粗大なものが存在しないことを特徴とする。
【００１３】
さらに、Ｍ₂Ｃ系とＭ₆Ｃ系炭化物の合計の面積率が、Ｍ₇Ｃ₃とＭ₂₃Ｃ₆系炭化物の合計の面積率より大きいことが望ましい。
【００１４】
【作用】
本発明の熱間圧延用ロールにおいて、ＭＣ系炭化物の粒径および面積率、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）の合計の面積率を上述のように限定した理由を述べる。
【００１５】
ＭＣ系炭化物としてはＶＣ、ＷＣ、ＮｂＣなどがあり、微細粒状の炭化物で基地中もしくは粒界に晶出する。これらの炭化物は高硬度であり、ロールに優れた耐摩耗性を付与する。その面積率が７％未満では耐摩耗性が不足する。一方、面積率が１５％を超えると、Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系およびＭ₂₃Ｃ₆系炭化物の存在の如何にかかわらず鋳造時の偏析が起こり製造が困難となる。したがって、ＭＣ系炭化物の面積率は、７〜１５％が好ましい。
【００１６】
ＭＣ系炭化物の粒径が４μｍ未満のものは耐摩耗性への寄与効果が小さいので、本発明では粒径が４μｍ以上のＭＣ系炭化物の面積率をコントロールした。
【００１７】
Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物などのＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物の合計が、面積率で１５％を超えると、圧延使用中に共晶炭化物が欠け落ちやすくなるので好ましくない。
【００１８】
図１に示すものは、本発明に係わる組織の模式図である。図１において、１は基地、２は基地中もしくは粒界に晶出したＭＣ系炭化物、３はＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）と、これらの共晶炭化物とほぼ同時に晶出した基地で構成される共晶部である。共晶部の面積サイズが粗大であると、欠け落ちた際の欠け落ち部分も大きくなるため、共晶部は面積１００００μｍ²以上の粗大なものが存在しないようにするのが好ましい。さらに好ましくは、５０００μｍ²以上の粗大なものが存在しないようにする。
【００１９】
本発明のハイス系合金は、その化学組成は重量％で、Ｃ：１．０〜３．５％、Ｓｉ：０．３〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：２．０〜９．０％、Ｍｏ：９．０％以下、Ｖ：４．０〜１５．０％を含有し残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなるのが好ましい。これを第１のハイス化学組成とする。
【００２０】
前記第１のハイス化学組成に重量％で、Ｗ：２０．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｏ：１０．０％以下のうちいずれか１種または２種以上を含有させてもよい。これを第２のハイス化学組成とする。
【００２１】
さらに、第１のハイス化学組成または第２のハイス化学組成に重量％で、Ｎｂ：５．０％以下、Ｔｉ：５．０％以下、Ｚｒ：５．０％以下のうちいずれか１種または２種以上を含有させてもよい。
【００２２】
本発明の熱間圧延用ロールの外殻層の化学組成（重量％）を上述のように限定した理由を述べる。
【００２３】
Ｃ：１．０〜３．５％
Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖと結合して高硬度の炭化物（ＭＣ、Ｍ₂Ｃ、Ｍ₆Ｃ、Ｍ₇Ｃ₃等）を生成し耐摩耗性を高める。Ｃが１．０％未満では炭化物の生成量が不足して十分な耐摩耗性が得られない。Ｃが３．５％を超えた場合、ＶやＮｂなどの含有量が少ないとき、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）の合計の面積率が１５％を超えてしまい、ＶやＮｂなどの含有量が多いとき、ＭＣ系炭化物の面積率が１５％を超えてしまうので好ましくない。より好ましいＣ量は、１．３〜２．２％である。
【００２４】
Ｓｉ：０．３〜３．０％
Ｓｉは、溶湯の脱酸と湯流れを向上させる。Ｓｉが０．３％未満ではこの効果が期待できない。Ｓｉが３．０％を超えると材質が脆化するので好ましくない。より好ましいＳｉ量は、０．３〜１．２％である。
【００２５】
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは、溶湯の脱酸や不純物であるＳをＭｎＳとして固定する効果がある。Ｍｎが０．１％未満ではこの効果が期待できない。Ｍｎが１．５％を超えると残留オーステナイトを生じやすくなり硬度が低下する。より好ましいＭｎ量は、０．１〜１．０％である。
【００２６】
Ｃｒ：２．０〜９．０％
Ｃｒは、基地組織をベイナイトあるいはマルテンサイトにして硬化させ、耐摩耗性を保持するのに有効な元素である。Ｃｒが２．０％未満ではこの効果が不足する。ＣｒはＣと結合してＭ₂₃Ｃ₆系、Ｍ₇Ｃ₃系炭化物を生成する。Ｃｒが９．０％を超えるとＭＣ系、Ｍ₂Ｃ系に比べ低硬度のＭ₂₃Ｃ₆系やＭ₇Ｃ₃系炭化物が過剰となり耐摩耗性が期待できない。Ｃｒを多く含む複炭化物は、Ｗ、Ｖ、Ｍｏ等の複炭化物ほど硬くないため、全炭化物量に対する相対的割合は少ないほうが好ましい。より好ましいＣｒ量は、３．５〜６．０％である。
【００２７】
Ｍｏ：９．０％以下
Ｍｏは、Ｃと結合して硬質のＭ₂Ｃ系炭化物を生成し、かつ基地組織中に固溶して基持組織を強化するので耐摩耗性の向上に有効な元素である。Ｍｏが９．０％を超えるとＭ₂Ｃ系あるいはＭ₆Ｃ系炭化物の晶出が多くなり、共晶炭化物量が面積比で１５％以上となり好ましくない。より好ましいＭｏ量は、２．０〜７．０％である。
【００２８】
Ｖ：４．０〜１５．０％
Ｖは、Ｃと結合して耐摩耗性の向上に効果のあるＭＣ系炭化物を生成する。４．０％未満ではこの効果が小さい。一方、１５．０％を超えるとＣとのバランスでＭＣ系炭化物が均一に分布しにくくなる。Ｖは非常に炭化物形成作用の強い元素であり、硬質のＶＣ炭化物を形成する。多すぎると、粒状ＶＣ炭化物が過多となり偏析しやすい。より好ましいＶ量は、４．５〜８．５％である。
【００２９】
Ｗ：２０．０％以下
Ｗは、基地の高温軟化抵抗を増加させる効果がある。また、ＶＣ炭化物中に置換固溶し、ＶＣ炭化物の比重を増加し重力偏析程度を軽減する。Ｗが２０．０％を超えるとＭ₆Ｃ系炭化物が増加し、耐肌荒れ性および靭性の点で好ましくない。より好ましいＷ量は、８．０％以下である。
【００３０】
Ｎｉ：５．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を改善する効果がある。５．０％を超えると材料の変態点が低下し高温硬さを低下させることになり、耐肌荒れ性および耐摩耗性の点で好ましくない。より好ましいＮｉ量は、２．０％以下である。
【００３１】
Ｃｏ：１０．０％以下
Ｃｏは、高温における組織を安定化させる。Ｃｏが多すぎてもその効果の向上が特に見られず経済性の点から１０．０％以下とする。より好ましいＣｏ量は、４．０％以下である。
【００３２】
Ｎｂ：５．０％以下、Ｔｉ：５．０％以下、Ｚｒ：５．０％以下
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは、Ｖと同様に硬質のＭＣ系炭化物を形成し耐摩耗性を向上させる。Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒのうちの少なくとも１種または２種以上を添加するのが有効である。より好ましい含有量は、それぞれ、Ｎｂ：２．５％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下である。
【００３３】
ＰおよびＳは、不可避的に不純物として含有され機械的性質の劣化を招くので含有量を抑えるのがよい。Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下が好ましい。本発明のハイス系合金は、上記の各成分を含有し残部は実質的にＦｅからなる。
【００３４】
本発明の熱間圧延用ロールは、圧延材と接して圧延加工を行う外殻層が、本発明の特徴を有するハイス系合金で形成される。この場合、外殻層と内層材（あるいは芯材）とが接合された複合ロールに適用できる。複合ロールの場合、内層材あるいは芯材として、ダクタイル鋳鉄、普通鋳鉄、黒鉛鋳鉄、球状黒鉛鋳鉄、鍛鋼、鋳鋼などの強靭材料が使用される。なお、複合ロールでなく単体ロール、すなわちロール全体が本発明の特徴を有するハイス系合金で形成されていてもよい。
【００３５】
本発明の熱間圧延用ロールは、公知の遠心鋳造法あるいは連続鋳掛け肉盛法等の鋳造法により製造することができる。
【００３６】
【発明の実施の形態】
本発明の熱間圧延用ロールを実施例に基づいて詳細に説明する。
【００３７】
直径９０ｍｍ、高さ９０ｍｍのＣＯ₂砂型に外殻層用の溶湯を注入して、小型のロール素材を鋳造した。この素材に適切な熱処理を施した後、機械加工により、外径６０ｍｍ、内径３５ｍｍ、長さ４０ｍｍの試験用の小型スリーブロール（本発明例）を作製した。また、比較例も同様に同寸法の試験用の小型スリーブロールを作製した。
【００３８】
表１に作製した熱間圧延用ロールの外殻層の化学組成（重量％）を示す。なお、表１〜表３中の「本発明例５」は参考例であり、Ｃ含有量が外れるため本発明の技術範囲外である。
【００３９】
表１外殻層の化学組成
No C Si Mn Cr Mo V
本発明例１ 1.32 0.79 0.36 5.10 5.98 5.54
本発明例２ 1.50 0.88 0.40 4.25 3.20 4.95
本発明例３ 1.68 0.85 0.51 5.94 6.09 6.87
本発明例４ 1.94 0.89 0.43 6.43 5.93 7.37
本発明例５ 2.33 0.77 0.56 4.27 7.61 8.47
比較例１ 2.58 0.74 0.46 12.0 1.88 5.09
比較例２ 1.48 0.87 0.33 4.37 5.21 3.96
【００４０】
（表１の続き）
No W Ni Co Nb Ti Zr Fe
本発明例１ -- -- -- -- -- -- Bal
本発明例２ 3.78 -- -- -- -- -- Bal
本発明例３ 2.03 0.83 -- -- -- -- Bal
本発明例４ -- 0.65 6.54 -- -- -- Bal
本発明例５ 8.51 -- -- 1.20 1.02 1.12 Bal
比較例１ -- -- -- -- -- -- Bal
比較例２ 5.03 -- -- -- -- -- Bal
【００４１】
炭化物の面積率測定
各試験用ロールから試験片を切り出し、基地組織部を腐食により黒化させ、２０視野で画像解析法により、４μｍ以上のＭＣ系炭化物およびＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）の合計の面積率を測定しその平均値を求めた。
【００４２】
また、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）と、これらの共晶炭化物とほぼ同時に晶出した基地で構成される共晶部の面積を炭化物を腐食することにより、画像解析法により測定した。
【００４３】
硬さ測定
各試験用ロールの表面の硬さをショアー硬さ計により測定した。その結果を表３に示す。
【００４４】
圧延摩耗試験
圧延摩耗試験機に試験用ロールを組み込み圧延摩耗試験を行った。圧延後、試験用ロールの表面に生じた摩耗の深さを触針式表面粗さ計（SURFCOM）により測定した。その結果を表３に示す。
【００４５】
図３は圧延摩耗試験機の概略図を示す。表２に圧延摩耗試験条件を示す。図３において、圧延摩耗試験機は、圧延機３１と、圧延材Ｓを余熱する加熱炉３２と、圧延材Ｓを冷却する冷却水槽３３と、圧延材Ｓの巻取り機３４とテンションコントローラ３５とから構成される。圧延機３１には試験用ロール３１１、３１２が組み込まれる。
【００４６】
表２圧延摩耗試験条件
圧延材料圧延距離圧延温度圧下率圧延速度ロール冷却
SUS304 800m 900℃ 25％ 150m／min 水冷
【００４７】

【００４８】
表３において、Ｍ₂Ｃ他とは、Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系およびＭ₂₃Ｃ₆系炭化物の合計量を意味する。また、欠け落ちとは、欠け落ちによるピット状の疵の度合いを意味する。
【００４９】
本発明（本発明例１〜５）では、そのハイス系合金の組織中に粒径が４μｍ以上のＭＣ系炭化物が面積率で７〜１５％、かつ、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）がその合計の面積率で１５％以下の範囲内に分散しており、耐摩耗性が良好で欠け落ちが無かった。
【００５０】
また、本発明例１〜５では、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）と、これらの共晶炭化物とほぼ同時に晶出した基地で構成される共晶部があり、該共晶部は面積１００００μｍ²以上の粗大なものが存在しないことが確認できた。
【００５１】
比較例１では、ＭＣ系炭化物以外の共晶炭化物（Ｍ₂Ｃ系、Ｍ₆Ｃ系、Ｍ₇Ｃ₃系、Ｍ₂₃Ｃ₆系炭化物など）がその合計の面積率で１５％以上であるため、欠け落ちの度合いが激しくピット状の疵が深かった。また、面積１００００μｍ²以上の粗大な共晶部が存在し、欠け落ち部のサイズが大きいものであった。比較例２では、欠け落ちは殆どないものの粒径が４μｍ以上のＭＣ系炭化物が面積率で７％未満であるため耐摩耗性に劣った。
【００５２】
図２は本発明例１および比較例１の圧延摩耗試験後のロールの表面に生じた摩耗の深さの測定結果を示す。図２において、（ａ）は本発明例１、（ｂ）は比較例１の測定結果である。比較例１では共晶炭化物の欠け落ちによるピット状の疵４が深いことが確認できた。
【００５３】
【発明の効果】
本発明によれば、外殻層の耐摩耗性に優れるとともに、共晶炭化物の欠け落ちが発生しにくいため、圧延製品の肌が良好となる。また、従来では共晶炭化物の欠け落ちによるピット状の疵が深いためロール改削量が多かったが、その改削量を軽減できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係わる組織の模式図である。
【図２】圧延摩耗試験後のロールの表面に生じた摩耗の深さの測定結果を示す図である。
【図３】圧延摩耗試験機の概略図である。
【符号の説明】
１基地、２ＭＣ系炭化物、３共晶部、４ピット状の疵[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a hot rolling roll having an outer shell layer made of a high-speed alloy and excellent in wear resistance and skin roughness resistance. In particular, it is an optimum roll for use as a work roll in a finishing row for hot plate rolling.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, as a high-speed rolling high-speed roll in which a high-speed alloy is formed on an outer shell layer in contact with a rolled material, for example, a centrifugal casting method (Japanese Patent Laid-Open No. 8-60289) or a continuous casting overlay method (W088 / 07594) There is a high speed roll manufactured by a casting method such as
[0003]
A high-speed alloy has MC-based high-hardness carbides mainly composed of V in its metal structure, double carbides such as M ₂ C-based and M ₆ C-based materials, and a base with high high-temperature softening resistance. It exhibits excellent wear resistance as a roll material.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the conventional hot rolling with a high-speed roll, particularly in the hot plate rolling finishing row, it is easy to form deep pit-like pits on the surface of the outer shell layer of the roll. If the pit-like wrinkles are generated remarkably, there is a problem that the surface of the rolled material such as a thin steel plate becomes rough and the quality of the product is deteriorated. In addition, since the pit-like wrinkles are eliminated, the amount of roll refurbishment increases, and there is a problem of deteriorating the roll basic unit.
[0005]
Therefore, the present invention has been made in view of the above circumstances, and is intended for hot rolling that has excellent wear resistance of the high-speed alloy and has excellent surface roughness resistance that reduces pit-like wrinkles on the roll surface. The purpose is to provide a roll.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present inventor has investigated the cause of the formation of pit-like defects on the roll surface, and these defects are eutectic carbides (mainly M ₂ C, M ₆ C, was ascertained to occur to M ₇ C ₃ type and M ₂₃ C ₆ type carbide) will fall missing. Thus, the present invention has been completed in consideration of balancing the opposite wear resistance and rough skin resistance as roll characteristics and reducing the occurrence of pit-like wrinkles.
[0007]
(1) In order to ensure the wear resistance of the high-speed roll, a high-hardness MC-based carbide is uniformly dispersed in the matrix. The hardness of MC carbide was several times higher than that of the base, and by dispersing this, it was possible to prevent the wear mainly from the base. MC carbide, for example, has a Vickers hardness of about 2900 in the case of VC, and is harder than M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides to ensure wear resistance. Is the most effective.
[0008]
(2) Eutectics other than MC carbides such as M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides that cause pit-like wrinkles on the roll surface By reducing the amount of carbide crystallization, chipping was reduced.
[0009]
(3) MC type carbides other than eutectic carbides (M ₂ C type, M ₆ C type, M ₇ C ₃ type, M, etc. ₂₃ C ₆ type carbides) and, almost simultaneously crystallized out base and these eutectic carbides If the size of the eutectic part is large, the chipped part becomes large when the chipped part is large, so that the size of the eutectic part is kept within a predetermined range.
[0010]
(4) M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides are also harder than M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides from the viewpoint of wear resistance. The total area ratio of the high M ₂ C-based carbide and the M ₆ C-based carbide was made larger than the total area ratio of the M ₇ C ₃ -based carbide and the M ₂₃ C ₆ -based carbide.
[0011]
That is, in the roll for hot rolling of the present invention, the outer shell layer of the roll is made of a high-speed alloy, and the chemical composition thereof is% by weight, C: 1.3 to 2.2%, Si: 0.3 to 1 0.2%, Mn: 0.1-1.5%, Cr: 2.0-9.0%, Mo: 9.0% or less, V: 4.0-15.0% , and W: 20. 0% or less, Ni: 5.0% or less, Co: 10.0% or less, any one or more of them, the balance being substantially composed of Fe and inevitable impurities, the grain size in the structure MC-based carbides having an area ratio of 4 μm or more are 7 to 15% in area ratio, and eutectic carbides other than MC-based carbides (M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides, etc. ) In a total area ratio of 15% or less, and eutectic carbides other than MC carbides (M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides). And the like, and a eutectic part composed of bases crystallized almost simultaneously with these eutectic carbides, and the eutectic part is characterized by the absence of coarse particles having an area of 10,000 μm ² or more.
[0013]
Furthermore, it is desirable that the total area ratio of the M ₂ C-based carbide and the M ₆ C-based carbide is larger than the total area ratio of the M ₇ C ₃ and M ₂₃ C _6- based carbide.
[0014]
[Action]
In the roll for hot rolling of the present invention, the grain size and area ratio of MC carbides, eutectic carbides other than MC carbides (M ₂ C system, M ₆ C system, M ₇ C ₃ system, M ₂₃ C ₆ system) The reason why the total area ratio of carbides and the like is limited as described above will be described.
[0015]
MC-based carbides include VC, WC, NbC, etc., which are finely grained carbides that crystallize in the matrix or at grain boundaries. These carbides have high hardness and impart excellent wear resistance to the roll. If the area ratio is less than 7%, the wear resistance is insufficient. On the other hand, when the area ratio exceeds 15%, M ₂ C type, M ₆ C type, and M ₇ C ₃ type and M ₂₃ C ₆ type occurs whether segregation during casting regardless of the presence of carbides difficult to produce Become. Therefore, the area ratio of MC carbide is preferably 7 to 15%.
[0016]
Since the MC type carbide having a particle size of less than 4 μm has a small effect on the wear resistance, the area ratio of the MC type carbide having a particle size of 4 μm or more was controlled in the present invention.
[0017]
If the total of eutectic carbides other than MC carbides such as M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides exceeds 15% in terms of area ratio, It is not preferable because crystal carbides are easily lost.
[0018]
FIG. 1 is a schematic diagram of the organization according to the present invention. In FIG. 1, 1 is a base, 2 is an MC-based carbide crystallized in the base or at a grain boundary, 3 is a eutectic carbide other than the MC-based carbide (M ₂ C system, M ₆ C system, M ₇ C ₃ system, M ₂₃ C ₆ -based carbides) and these eutectic carbides are the eutectic parts composed of the bases crystallized almost simultaneously. If the area size of the eutectic part is coarse, the chipped part when chipped off also becomes large. Therefore, it is preferable that the eutectic part has no coarse part having an area of 10,000 μm ² or more. More preferably, no coarse particles having a size of 5000 μm ² or more are present.
[0019]
The chemical composition of the high-speed alloy of the present invention is, by weight, C: 1.0 to 3.5%, Si: 0.3 to 3.0%, Mn: 0.1 to 1.5%, Cr : 2.0 to 9.0%, Mo: 9.0% or less, V: 4.0 to 15.0%, the balance is preferably substantially composed of Fe and inevitable impurities. This is the first high-speed chemical composition.
[0020]
The first high-speed chemical composition may contain one or two or more of W: 20.0% or less, Ni: 5.0% or less, and Co: 10.0% or less by weight%. Good. This is the second high-speed chemical composition.
[0021]
Further, any one of Nb: 5.0% or less, Ti: 5.0% or less, and Zr: 5.0% or less in weight% in the first Heiss chemical composition or the second Heiss chemical composition or You may contain 2 or more types.
[0022]
The reason why the chemical composition (% by weight) of the outer shell layer of the hot rolling roll of the present invention is limited as described above will be described.
[0023]
C: 1.0 to 3.5%
C combines with Cr, Mo, W, and V to generate high-hardness carbides (MC, M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C _3, etc.) and enhances wear resistance. If C is less than 1.0%, the amount of carbide generated is insufficient and sufficient wear resistance cannot be obtained. When C exceeds 3.5%, when the content of V, Nb or the like is small, eutectic carbides other than MC-based carbides (M ₂ C-based, M ₆ C-based, M ₇ C _3- based, M ₂₃ C _When the total area ratio of _6- based carbides, etc.) exceeds 15% and the content of V, Nb, etc. is large, the area ratio of MC-based carbides exceeds 15%, which is not preferable. A more preferable amount of C is 1.3 to 2.2%.
[0024]
Si: 0.3-3.0%
Si improves the deoxidation and flow of molten metal. If Si is less than 0.3%, this effect cannot be expected. If Si exceeds 3.0%, the material becomes brittle, which is not preferable. A more preferable amount of Si is 0.3 to 1.2%.
[0025]
Mn: 0.1 to 1.5%
Mn has an effect of fixing deoxidation of molten metal and S as an impurity as MnS. If Mn is less than 0.1%, this effect cannot be expected. When Mn exceeds 1.5%, retained austenite tends to be generated, and the hardness is lowered. A more preferable amount of Mn is 0.1 to 1.0%.
[0026]
Cr: 2.0-9.0%
Cr is an effective element for maintaining the wear resistance by making the base structure bainite or martensite and hardening. When Cr is less than 2.0%, this effect is insufficient. Cr combines with C to produce M ₂₃ C ₆ and M ₇ C ₃ carbides. Cr exceeds 9.0%, the MC system, M ₂ C type M ₂₃ C ₆ type and M ₇ C ₃ carbides of low hardness excessively and becomes wear resistance compared to can not be expected. Since double carbide containing a large amount of Cr is not as hard as double carbides such as W, V, and Mo, it is preferable that the relative proportion of the total carbide amount is small. A more preferable Cr amount is 3.5 to 6.0%.
[0027]
Mo: 9.0% or less Mo combines with C to form a hard M ₂ C-based carbide, and forms a solid solution in the base structure to strengthen the base structure, which is effective in improving wear resistance. It is an element. If Mo exceeds 9.0%, crystallization of M ₂ C-based or M ₆ C-based carbide increases, and the amount of eutectic carbide is 15% or more in area ratio, which is not preferable. A more preferable amount of Mo is 2.0 to 7.0%.
[0028]
V: 4.0 to 15.0%
V combines with C to produce MC-based carbides that are effective in improving wear resistance. If it is less than 4.0%, this effect is small. On the other hand, if it exceeds 15.0%, the MC carbides are difficult to be uniformly distributed in balance with C. V is an element having a very strong carbide forming action, and forms hard VC carbide. If the amount is too large, the amount of granular VC carbide tends to be excessive and segregated. A more preferable amount of V is 4.5 to 8.5%.
[0029]
W: 20.0% or less W has an effect of increasing the high temperature softening resistance of the base. In addition, substitutional solid solution in VC carbide increases the specific gravity of VC carbide and reduces the degree of gravity segregation. When W exceeds 20.0%, M ₆ C-based carbides increase, which is not preferable in terms of rough skin resistance and toughness. A more preferable W amount is 8.0% or less.
[0030]
Ni: 5.0% or less Ni has an effect of improving hardenability. If it exceeds 5.0%, the transformation point of the material is lowered and the high-temperature hardness is lowered, which is not preferable in terms of rough skin resistance and wear resistance. A more preferable amount of Ni is 2.0% or less.
[0031]
Co: 10.0% or less Co stabilizes the structure at high temperature. Even if there is too much Co, the improvement of the effect is not particularly seen, and it is set to 10.0% or less from the economical point of view. A more preferable amount of Co is 4.0% or less.
[0032]
Nb: 5.0% or less, Ti: 5.0% or less, Zr: 5.0% or less Nb, Ti and Zr, like V, form hard MC-based carbides and improve wear resistance. It is effective to add at least one or more of Nb, Ti and Zr. More preferable contents are Nb: 2.5% or less, Ti: 1.0% or less, and Zr: 1.0% or less, respectively.
[0033]
P and S are inevitably contained as impurities and cause deterioration of mechanical properties, so the content is preferably suppressed. P: 0.1% or less and S: 0.1% or less are preferable. The high-speed alloy of the present invention contains the above-described components, and the balance is substantially made of Fe.
[0034]
In the hot rolling roll of the present invention, the outer shell layer that performs rolling processing in contact with the rolled material is formed of a high-speed alloy having the characteristics of the present invention. In this case, the present invention can be applied to a composite roll in which an outer shell layer and an inner layer material (or a core material) are joined. In the case of a composite roll, tough materials such as ductile cast iron, ordinary cast iron, graphite cast iron, spheroidal graphite cast iron, forged steel, cast steel are used as the inner layer material or core material. The single roll, not the composite roll, that is, the entire roll may be formed of a high-speed alloy having the characteristics of the present invention.
[0035]
The hot rolling roll of the present invention can be produced by a known casting method such as a centrifugal casting method or a continuous casting overlay method.
[0036]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The hot rolling roll of the present invention will be described in detail based on examples.
[0037]
A small roll material was cast by injecting molten metal for the outer shell layer into a CO ₂ sand mold having a diameter of 90 mm and a height of 90 mm. After subjecting this material to an appropriate heat treatment, a small sleeve roll for test (example of the present invention) having an outer diameter of 60 mm, an inner diameter of 35 mm, and a length of 40 mm was produced by machining. Similarly, in the comparative example, a small sleeve roll for testing having the same dimensions was produced.
[0038]
Table 1 shows the chemical composition (% by weight) of the outer shell layer of the roll for hot rolling produced. In addition, "Invention Example 5" in Tables 1 to 3 is a reference example and is out of the technical scope of the present invention because the C content deviates.
[0039]
Table 1 Chemical composition of outer shell layer
No C Si Mn Cr Mo V
Invention Example 1 1.32 0.79 0.36 5.10 5.98 5.54
Invention Example 2 1.50 0.88 0.40 4.25 3.20 4.95
Invention Example 3 1.68 0.85 0.51 5.94 6.09 6.87
Invention Example 4 1.94 0.89 0.43 6.43 5.93 7.37
Invention Example 5 2.33 0.77 0.56 4.27 7.61 8.47
Comparative Example 1 2.58 0.74 0.46 12.0 1.88 5.09
Comparative Example 2 1.48 0.87 0.33 4.37 5.21 3.96
[0040]
(Continued from Table 1)
No W Ni Co Nb Ti Zr Fe
Invention Example 1------Bal
Invention Example 2 3.78-----Bal
Invention Example 3 2.03 0.83----Bal
Invention Example 4-0.65 6.54---Bal
Invention Example 5 8.51--1.20 1.02 1.12 Bal
Comparative Example 1------Bal
Comparative Example 2 5.03-----Bal
[0041]
Carbide area ratio measurement Specimens are cut out from each test roll, the base structure is blackened by corrosion, and eutectic carbides other than MC carbide and MC carbides of 4 μm or more by image analysis method in 20 fields of view (M The total area ratio of ₂ C-type, M ₆ C-type, M ₇ C ₃ -type, M ₂₃ C ₆ -type carbide, etc.) was measured and the average value was determined.
[0042]
Also, eutectic carbides other than MC-based carbides (M ₂ C-based, M ₆ C-based, M ₇ C _3- based, M ₂₃ C _6- based carbides, etc.) and bases crystallized almost simultaneously with these eutectic carbides. The area of the constituted eutectic part was measured by image analysis by corroding carbide.
[0043]
Hardness measurement The hardness of the surface of each test roll was measured with a Shore hardness meter. The results are shown in Table 3.
[0044]
Rolling wear test A rolling wear test was conducted by incorporating a test roll into a rolling wear tester. After rolling, the depth of wear generated on the surface of the test roll was measured with a stylus type surface roughness meter (SURFCOM). The results are shown in Table 3.
[0045]
FIG. 3 shows a schematic view of a rolling wear tester. Table 2 shows the rolling wear test conditions. In FIG. 3, the rolling wear tester includes a rolling mill 31, a heating furnace 32 that preheats the rolled material S, a cooling water tank 33 that cools the rolled material S, a winder 34 for the rolled material S, and a tension controller 35. Consists of Test rolls 311 and 312 are incorporated in the rolling mill 31.
[0046]
Table 2 Rolling wear test conditions Rolling material Rolling distance Rolling temperature Rolling ratio Rolling speed Roll cooling
SUS304 800m 900 ℃ 25% 150m / min Water cooling 【0047】

[0048]
In Table 3, “M ₂ C and others” means the total amount of M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides. Also, “missing” means the degree of pit-like wrinkles due to missing.
[0049]
In the present invention (Invention Examples 1 to 5), MC-based carbide having a particle size of 4 μm or more is 7 to 15% in area ratio in the structure of the high-speed alloy, and eutectic carbide other than MC-based carbide (M ₂ C series, M ₆ C series, M ₇ C ₃ series, M ₂₃ C ₆ series carbides, etc.) are dispersed within a total area ratio of 15% or less, and wear resistance is good and chipping off. There was no.
[0050]
In Invention Examples 1 to 5, eutectic carbides other than MC carbides (such as M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides) and these eutectic carbides. If there eutectic portion is composed of almost simultaneously crystallized base, eutectic portion was confirmed that there is no area of 10000 ² or more coarse ones.
[0051]
In Comparative Example 1, eutectic carbides other than MC carbides (M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides, etc.) are 15% or more in terms of the total area ratio. Therefore, the degree of chipping was severe and the pit-shaped ridges were deep. Further, a coarse eutectic part having an area of 10,000 μm ² or more was present, and the size of the chipped part was large. In Comparative Example 2, the MC-based carbide having a particle size of 4 μm or more with almost no chipping off was inferior in wear resistance because the area ratio was less than 7%.
[0052]
FIG. 2 shows the measurement results of the depth of wear generated on the roll surface after the rolling wear test of Invention Example 1 and Comparative Example 1. In FIG. 2, (a) shows the measurement results of Example 1 of the present invention, and (b) shows the measurement results of Comparative Example 1. In Comparative Example 1, it was confirmed that the pit-like ridges 4 caused by eutectic carbide chipping were deep.
[0053]
【The invention's effect】
According to the present invention, the wear resistance of the outer shell layer is excellent, and the eutectic carbide is not easily broken off, so that the rolled product has a good skin. Conventionally, the amount of roll renovation is large because the pit-like wrinkles due to the eutectic carbide chipping are deep, but the amount of rework can be reduced.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic diagram of an organization according to the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing measurement results of the depth of wear generated on the surface of a roll after a rolling wear test.
FIG. 3 is a schematic view of a rolling wear tester.
[Explanation of symbols]
1 base, 2 MC carbide, 3 eutectic part, 4 pit-shaped cage

Claims

The outer shell layer of the roll is made of a high-speed alloy, and its chemical composition is by weight, C: 1.3-2.2%, Si: 0.3-1.2%, Mn: 0.1-1. 5%, Cr: 2.0 to 9.0%, Mo: 9.0% or less, V: 4.0 to 15.0% , and W: 20.0% or less, Ni: 5.0% or less, Co: Any one or more of 10.0% or less, the balance being substantially composed of Fe and inevitable impurities, and MC carbide having a particle size of 4 μm or more in the structure is 7 in area ratio. 15%, and, eutectic carbides other than MC carbides (M ₂ C type, M ₆ C type, M ₇ C ₃ type, such as M ₂₃ C ₆ type carbide) is 15% or less in area ratio of the sum Eutectic carbides other than MC-based carbides (M ₂ C-based, M ₆ C-based, M ₇ C _3- based, M ₂₃ C _6- based carbides) and these eutectic carbides are almost simultaneously A roll for hot rolling characterized in that there is a eutectic part composed of crystallized bases, and the eutectic part is free of coarse particles having an area of 10,000 μm ² or more.

_2. The hot rolling according to claim 1, wherein the total area ratio of the M ₂ C-based carbide and the M ₆ C-based carbide is larger than the total area ratio of the M ₇ C ₃ and M ₂₃ C _6- based carbide. roll.