JP2004068027A

JP2004068027A - Roll for rolling

Info

Publication number: JP2004068027A
Application number: JP2002224310A
Authority: JP
Inventors: Nozomi Oda; 小田　望; Ryota Honda; 本田　亮太
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2002-08-01
Filing date: 2002-08-01
Publication date: 2004-03-04

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a roll for rolling superior in abrasion resistance and cracking resistance. <P>SOLUTION: The roll for rolling has an outer layer contacting with a rolled stock, of which the surface hardness is 87 or higher by Shore hardness, and of which the value of a fracture toughness K1C is 75kgf/mm<SP>3/2</SP>or higher. The outer layer is further characterized by being an Fe-based alloy which includes, by wt.%, 1.0-2.6% C, 4.0-10.0% Cr, 5.0-10.0% Mo, 0-5.0% W and 3.0-8.0% V, and satisfies 12.0% ≤ 2Mo+W ≤ 20.0%, 2Mo/W ≥ 3.0, and 0.2% ≤ C-0.24V ≤ 0.7%. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐摩耗性、耐クラック性に優れた圧延用ロールに関する。
【０００２】
【従来の技術】
圧延用ロールにおいて、圧延材と接触する外層は一般的に耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐クラック性（耐事故性）が要求される。この要求に応えることを目論んだロール材として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖなどの合金元素を各数％含有させたハイス系材料が用いられている。
【０００３】
このハイス系ロール材は、Ｖ系炭化物であるＭＣ（Ｍはメタルをさす）、Ｍｏ及びＷ系炭化物であるＭ_６ＣやＭ_２Ｃなどの高硬度炭化物を晶出もしくは析出させ、Ｆｅの基地と炭化物の総和としての硬さを高め、Ｍｏ、Ｗにより高温での基地硬さの低下を抑えた材料であり、特に熱間圧延用ロールの外層に適する。
【０００４】
ハイス系ロール材として、例えばＷＯ８８／０７５９４号ＷＩＰＯ国際公開公報には、外層に金属的に接合した鋼製の軸とからなる耐摩耗複合ロールであって、外層の表面硬さがショア硬さ７０以上であり、外層が重量％でＣ：１．５〜３．５％、Ｓｉ：０．３〜３．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｒ：２〜７％、Ｍｏ：９％以下、Ｗ：２０％以下、Ｖ：３〜１５％及び残部実質的にＦｅからなり、さらにＮｉ：５％以下、Ｃｏ：５％以下、Ｎｂ：５％以下のうちいずれか１種以上を含有できることが記載されている。
【０００５】
また、特開平６−１２２９３７号公報には、外層の成分が重量％でＣ：１．０〜３．５％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：２〜７％、Ｎｉ：５％以下、Ｍｏ：９％以下、Ｗ：２０％以下、Ｖ：３〜１５％及び残部実質的にＦｅからなり、内層として鍛鋼材もしくは鋳鋼材を用いた複合ロールにおいて、表面の圧縮残留応力を１５〜３５ｋｇｆ／ｍｍ^２に付与し、ロール表面におけるショア硬さがＨＳ７０以上で、かつ外層の深さ方向１００ｍｍあたりの硬さ低下がＨＳ３以下、引張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、破壊靭性値Ｋ１Ｃが７０ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上であることが記載されている。また、この公報中の実施例では、ロール表面におけるショア硬さがＨＳ７９〜８０、破壊靭性値Ｋ１Ｃが７６ｋｇｆ／ｍｍ^３／２であるロール材が記載されている。
【０００６】
また、特開平２−８８７４５号公報には、Ｃ：１．０〜３．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｒ：４．０〜１０％、Ｍｏ：３．０〜１０％、Ｗ：３．０〜１０％、Ｖ：２．０〜１０％、Ｃｏ：５．０〜１０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｎｂ：３．０％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる耐摩耗鋳鉄ロール材が記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
前記従来のハイス系ロール材においては、組織中の硬質炭化物を増加させることは、耐摩耗性の向上には有効であるものの、むやみに増やすと靭性の低下を招き、耐クラック性の低下につながる課題が依然として残されていた。このため、圧延用ロールに優れた耐摩耗性、耐クラック性の両者を具備させることは実際には難しく、圧延用ロールの用途に合わせて耐摩耗性あるいは耐クラック性のいずれかを偏重的に考慮して製造せざるを得なかった。
【０００８】
そこで、本発明は上記のハイス系ロール材における問題を解消し、耐摩耗性および耐クラック性に優れた圧延用ロールを提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、生成される炭化物の中でも比較的硬さが低く耐摩耗性を劣化させる原因となる、またクラックが粒界に沿って進展して耐クラック性を劣化させる原因となるＭ_７Ｃ_３やＭ_２３Ｃ_６炭化物を極力抑える必要がある。また、特にＣとＶとＭｏとＷのバランスを最適な条件にすることにより、耐摩耗性に特に付与するＭＣ、Ｍ_４Ｃ_３、Ｍ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃ炭化物を最適な範囲で生成させる必要がある。また、耐クラック性を劣化させる原因となるＭ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃ炭化物を最適な範囲に抑える必要があると考えた。これらの技術的思想により、圧延材と接触するロール材をより一層高硬度化するとともに、ロール材の靭性を高めて耐クラック性を向上できる知見を得て本発明を完成した。
【００１０】
すなわち、本発明の圧延用ロールは、圧延材と接触するロール外層表面の硬さがショア硬さ８７以上であり、外層の破壊靭性値Ｋ１Ｃが７５ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上であることを特徴とする。また、本発明において外層が重量％で、Ｃ：１．０〜２．６％、Ｃｒ：４．０〜１０．０％、Ｍｏ：５．０〜１０．０％、Ｗ：０〜５．０％、Ｖ：３．０〜８．０％を含有し、１２．０％≦２Ｍｏ＋Ｗ≦２０．０％、２Ｍｏ／Ｗ≧３．０、０．２％≦Ｃ−０．２４Ｖ≦０．７％を満足するＦｅ基合金であることを特徴とする。
【００１１】
【作用】
本発明の圧延用ロールは、圧延材と接触するロール外層表面の硬さがショア硬さ８７以上であるので、従来材でのショア硬さ８０程度に比べ、耐摩耗性が格段に良好となる。それとともに、外層の破壊靭性値Ｋ１Ｃが７５ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上である優れた靭性を兼備するので、圧延事故においてもクラックの発生、進展を抑えることができる。したがって、特に熱間圧延用ロールとして有効に用いることができる。
【００１２】
本発明における各成分元素の含有範囲の限定理由について説明する。
【００１３】
Ｃは、耐摩耗性向上のための炭化物の形成と、基地への固溶による焼入れ・焼戻し時の基地硬さの向上に必要である。Ｃは、耐摩耗性を付与すべきＭＣ、Ｍ_４Ｃ_３、Ｍ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃ、Ｍ_７Ｃ_３などの炭化物を生成する。Ｃが１．０％未満では炭化物の生成量が不足して耐摩耗性に劣る。Ｃが２．６％を超えると、耐摩耗性は良好であるが、靭性が低下する。
【００１４】
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、硬さを高くする。Ｃｒが４．０％未満ではその効果が小さい。また、１０．０％を超えると、常温での残留オーステナイトが多くなるので、焼戻し回数が多くなり不経済となる。さらに、Ｃｒは比較的硬さの低いＭ_７Ｃ_３やＭ_２３Ｃ_６炭化物を形成し、多量の添加はこれらの炭化物が過剰となり耐摩耗性が劣化する。より好ましいＣｒ含有量は、４．５〜７．０％である。
【００１５】
Ｍｏは、焼入れ性の向上と高温硬さを得るために必要である。基地組織中に固溶して焼入れ性の向上をもたらす。また、Ｃと結合して硬質のＭ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃ炭化物を生成する。Ｍｏが５．０％未満ではその効果が小さい。また、１０．０％を超えると、ＣとＶとＭｏのバランスにおいてＭ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃ炭化物が多く晶出しすぎ、破壊靭性値Ｋ１Ｃが低下する。
【００１６】
Ｗは、Ｍｏと同様に焼入れ性の向上と高温硬さを得るために必要である。基地の焼入れ性を上げ、Ｃと結合して硬質のＭ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃ炭化物を生成する。Ｗの下限は０％である。また、５．０％を超えると、Ｍ_６Ｃ炭化物が増加して靭性及び耐肌荒れ性の点で好ましくない。
【００１７】
Ｖは、耐摩耗性の向上に最も寄与する硬質な炭化物であるＭＣ、Ｍ_４Ｃ_３を形成する。Ｖが３．０％未満では炭化物の生成が少なく耐摩耗性が劣化する。Ｖが８．０％を超えると、本発明のＣ含有量とのバランスにより、初晶としてオーステナイト、もしくはＭＣ、Ｍ_４Ｃ_３炭化物が晶出する。オーステナイトが初晶で晶出すれば硬さが不十分となる。また、ＭＣ、Ｍ_４Ｃ_３が初晶で晶出すれば凝固中に凝集し、圧延用ロールとして使用した場合、硬質炭化物であるＭＣ、Ｍ_４Ｃ_３の凝集偏析が被圧延材に転写されるので好ましくない。
【００１８】
１２．０％≦２Ｍｏ＋Ｗ≦２０．０％
Ｍｏ、Ｗは焼入れ性の向上、炭化物形成などでその効果が類似しており、重量比で見た場合、その原子量差からＭｏはＷのほぼ２倍の効果がある。本発明の最も特徴とするものの一つに、Ｍｏ、Ｗ含有量とショア硬さ、破壊靭性値の相関がある。２Ｍｏ＋Ｗが１２．０％以上の場合、焼入れ性の向上が顕著になり、ショア硬さ８７以上を安定して確保できる。また、２Ｍｏ＋Ｗが２０．０％を超えると、Ｍ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃの炭化物を多く晶出させすぎ破壊靭性値Ｋ１Ｃが低下するので好ましくない。
【００１９】
２Ｍｏ／Ｗ≧３．０
ＭｏとＷは、炭化物形成と基地硬さの上昇に関してほぼ同様な効果があるが、Ｗに対してＭｏは基地の粘さを向上させる効果を有する。また、炭化物形成においてＷはＭ_６Ｃ炭化物を晶出させる効果がＭｏに比べて大きい。Ｍｏ、Ｗが形成する炭化物としてＭ_２Ｃ、Ｍ_６Ｃがあるが、凝固時に晶出するＭ_２Ｃに対してＭ_６Ｃは粗大になりやすい。これらのことより、前述の１２．０％≦２Ｍｏ＋Ｗ≦２０．０％を満たすにあたり、Ｗを多く添加すると基地粘さが向上せず粗大Ｍ_６Ｃを晶出させて破壊靭性値Ｋ１Ｃが向上しないのでＭｏを多く添加したほうがよい。２Ｍｏ／Ｗ≧３．０とすることで、基地粘さを十分に向上させ、粗大Ｍ_６Ｃの晶出を防止できることにより、破壊靭性値Ｋ１Ｃを７５ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上にすることができる。
【００２０】
０．２％≦Ｃ−０．２４Ｖ≦０．７％
Ｖの含有量が多すぎるとＶＣ炭化物にＣをとられるため、基地組織のＣ含有量が不足して、焼入れ後の硬さが低くなる。Ｖの含有量が少なすぎるとＶＣ炭化物が不足し硬さが低くなる。そこで、Ｃ、Ｖのバランスを考慮した０．２％≦Ｃ−０．２４Ｖ≦０．７％の条件を満足すれば、ショア硬さ８７以上を安定して確保できる。
【００２１】
また、本発明のロール材の成分元素として、Ｓｉの含有量は０．１〜３．０％が好ましい。Ｓｉは、脱酸剤として作用し、またＭ_６Ｃ炭化物中に固溶してＷ、Ｍｏなどの元素を置換して含有されるため、Ｗ、Ｍｏなどの高価な元素の節減を図るために有効である。Ｓｉが０．１％未満では脱酸効果が不足して鋳造欠陥を生じやすい。また、３．０％を超えると脆化が生じやすい。
【００２２】
Ｍｎの含有量は０．１〜３．０％が好ましい。Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用がある。また、不純物であるＳをＭｎＳとして固定する作用がある。Ｍｎが０．１％未満では脱酸性に乏しい。また、３．０％を超えると残留オーステナイトが生じやすくなり、安定して十分な硬さを維持できない。
【００２３】
本発明の圧延用ロールは、遠心鋳造法、鋳掛け肉盛法などにより製造される。なかでも製造コスト的に有利な遠心鋳造法がより好ましい。また、本発明のロール材を外層とし、内層と金属接合させた複合ロールが好ましいが、本発明のロール材で形成される単体ロールにも当然ながら適用できる。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明の圧延用ロール材の実施例について以下に説明する。
【００２５】
表１に示す圧延用ロール材の化学組成（重量％）にて、Ｎｏ．１〜４の本発明実施例の各供試材と、Ｎｏ．５〜１１の比較例の各供試材を、１５００〜１５５０℃まで加熱、溶解し、直径９０ｍｍ、高さ９０ｍｍの円柱状の鋳型に鋳込んだ。冷却後、インゴットを取りだし、１０００〜１２００℃で、焼入れを行い、５００〜６００℃で３回焼戻しを行った。
【００２６】
その後、インゴットの中央部から硬さ測定用の試験片を採取した。硬さは各供試材の表面の硬さをショア硬さ計により測定した。
【００２７】
また、インゴットの中央部から破壊靭性値Ｋ１Ｃ測定用の試験片を採取した。破壊靭性値Ｋ１ＣはＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠した試験により測定した。
【００２８】
供試材Ｎｏ．１〜４は、本発明の請求項に掲げたＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの成分範囲内で調整し、さらに本発明の２Ｍｏ＋Ｗ、２Ｍｏ／ＷおよびＣ−０．２４Ｖの各条件を満足するものである。また、供試材Ｎｏ．５〜１１は、本発明の２Ｍｏ＋Ｗ、２Ｍｏ／ＷおよびＣ−０．２４Ｖのいずれかの条件から外れるものである。表１に、ショア硬さ及び破壊靭性値Ｋ１Ｃの測定結果を併記する。また、図１に各供試材における供試材表面のショア硬さと破壊靭性値Ｋ１Ｃの関係を示す。
【００２９】
【表１】

【００３０】
表１から、ショア硬さについては、本発明の実施例である供試材Ｎｏ．１〜４において、２Ｍｏ＋Ｗ、２Ｍｏ／ＷおよびＣ−０．２４Ｖのいずれの条件も満足しており、ショア硬さ８７以上を安定して得られることが確認できた。
【００３１】
同様に、表１から、破壊靭性値Ｋ１Ｃについては、本発明の実施例である供試材Ｎｏ．１〜４において、２Ｍｏ＋Ｗ、２Ｍｏ／ＷおよびＣ−０．２４Ｖのいずれの条件も満足しており、硬さが上昇しても破壊靭性値Ｋ１Ｃの低下が見られず、７５ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上を安定して得られることが確認できた。
【００３２】
また、比較例の供試材Ｎｏ．５〜１１では、本発明の特徴である２Ｍｏ＋Ｗ、２Ｍｏ／ＷおよびＣ−０．２４Ｖのいずれかの条件を外れるため、ショア硬さ８７以上、破壊靭性値Ｋ１Ｃが７５ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上を同時に満足し得なかった。すなわち、硬さが高いと破壊靭性値Ｋ１Ｃが小さく、破壊靭性値Ｋ１Ｃが大きいと硬さが不足し、十分な耐摩耗性と耐クラック性を兼備できなかった。
【００３３】
また、遠心鋳造機を用い、本発明実施例である供試材Ｎｏ．１の成分を胴部外層に有する胴径φ６００ｍｍ、胴長１８３０ｍｍの熱間圧延用の遠心鋳造製複合ロールを製造した。ロールは胴部表面の硬さがショア硬さ８８、胴部端部の破壊靭性値Ｋ１Ｃは８４ｋｇｆ／ｍｍ^３／２であった。さらに胴部端部の組織調査、及び超音波非破壊調査を行い、組織、欠陥の調査を行い、健全なロールであることを確認した。実際の圧延に供したところ従来の遠心鋳造複合ロールより、耐摩耗性に優れ、圧延操業に起因する耐事故性にも優れることがわかった。
【００３４】
【発明の効果】
本発明の圧延用ロールは、圧延材と接触するロール外層表面の硬さがショア硬さ８７以上と高硬度であるとともに、外層の破壊靭性値Ｋ１Ｃが７５ｋｇｆ／ｍｍ^３／２以上と靭性が高く、耐摩耗性および耐クラック性に優れ、安定した圧延を行うことができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】各供試材における供試材表面のショア硬さと破壊靭性値Ｋ１Ｃの関係を示すグラフである。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a roll for rolling that is excellent in wear resistance and crack resistance.
[0002]
[Prior art]
In a roll for rolling, an outer layer that comes into contact with a rolled material generally requires wear resistance, rough surface resistance, and crack resistance (accident resistance). As a roll material intended to meet this demand, a high-speed material containing alloy elements such as Cr, Mo, W, and V each containing several percent is used.
[0003]
This high-speed roll material crystallizes or precipitates high-hardness carbides such as V-based carbides (M denotes metal), Mo and W-based carbides such as M ₆ C and M ₂ C, and forms a base of Fe. It is a material in which the hardness as a total of carbides and carbides is increased, and a decrease in the base hardness at high temperatures is suppressed by Mo and W, and is particularly suitable for the outer layer of a hot rolling roll.
[0004]
As a high-speed roll material, for example, WO 88/07594 discloses a wear-resistant composite roll composed of a steel shaft metallically bonded to an outer layer, and the outer layer has a Shore hardness of 70. As described above, the outer layer has a weight percentage of C: 1.5 to 3.5%, Si: 0.3 to 3.0%, Mn: 0.3 to 1.5%, Cr: 2 to 7%, Mo. : 9% or less, W: 20% or less, V: 3 to 15% and the balance substantially consisting of Fe, and further any one of Ni: 5% or less, Co: 5% or less, Nb: 5% or less It is described that the above can be contained.
[0005]
JP-A-6-122937 discloses that the components of the outer layer are expressed in terms of% by weight: C: 1.0 to 3.5%, Si: 3.0% or less, Mn: 1.5% or less, Cr: 2 to In a composite roll comprising 7%, Ni: 5% or less, Mo: 9% or less, W: 20% or less, V: 3 to 15% and the balance substantially Fe, and using a forged steel material or a cast steel material as an inner layer, A compressive residual stress of 15 to 35 kgf / mm ² is applied to the surface, the shore hardness of the roll surface is HS 70 or more, the hardness of the outer layer per 100 mm in the depth direction is 3 HS or less, and the tensile strength is 70 kgf / mm. ² or more, the fracture toughness value K1C is described that is 70 kgf ^{/ mm 3/2} or more. Further, in the example in this publication, a roll material having a shore hardness of HS 79 to 80 on the roll surface and a fracture toughness value K1C of 76 kgf / mm ^3/2 is described.
[0006]
JP-A-2-88745 discloses that C: 1.0 to 3.0%, Si: 0.3 to 2.0%, Mn: 0.3 to 1.5%, and Cr: 4.0. -10%, Mo: 3.0-10%, W: 3.0-10%, V: 2.0-10%, Co: 5.0-10%, Ni: 1.0% or less, Nb: A wear-resistant cast iron roll material containing 3.0% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities is described.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
In the conventional high-speed roll material, increasing the amount of hard carbide in the structure is effective for improving the wear resistance, but increasing the amount unnecessarily causes a decrease in toughness, leading to a decrease in crack resistance. Challenges remained. For this reason, it is actually difficult to equip the rolling roll with both excellent wear resistance and crack resistance, and either the wear resistance or the crack resistance is predominantly adjusted according to the use of the rolling roll. It had to be manufactured in consideration of it.
[0008]
Accordingly, an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems in the high-speed roll material and to provide a roll for rolling having excellent wear resistance and crack resistance.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have conducted intensive studies and found that among the carbides formed, the hardness is relatively low, which causes deterioration of wear resistance, and that cracks develop along grain boundaries and deteriorate crack resistance. It is necessary to minimize M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides that cause the carbonization. In particular, by setting the balance of C, V, Mo, and W to optimal conditions, MC, M ₄ C ₃ , M ₂ C, and M ₆ C carbides particularly imparting to abrasion resistance are generated in an optimal range. There is a need. In addition, the inventors considered that it is necessary to suppress M ₂ C and M ₆ C carbides that cause deterioration of crack resistance to an optimum range. According to these technical ideas, the present invention has been completed by obtaining the knowledge that the hardness of the roll material in contact with the rolled material can be further increased and the toughness of the roll material can be improved to improve the crack resistance.
[0010]
That is, the roll for rolling of the present invention is characterized in that the hardness of the outer layer surface of the roll in contact with the rolled material is not less than 87 Shore hardness and the fracture toughness value K1C of the outer layer is not less than 75 kgf / mm ^3/2. I do. In the present invention, the outer layer is represented by weight%, C: 1.0 to 2.6%, Cr: 4.0 to 10.0%, Mo: 5.0 to 10.0%, W: 0 to 5. 0%, V: 3.0-8.0%, 12.0% ≦ 2Mo + W ≦ 20.0%, 2Mo / W ≧ 3.0, 0.2% ≦ C−0.24V ≦ 0. It is a Fe-based alloy satisfying 7%.
[0011]
[Action]
Since the hardness of the outer surface of the roll in contact with the rolled material is equal to or greater than the Shore hardness of 87 in the rolling roll of the present invention, the abrasion resistance is significantly better than the Shore hardness of about 80 in the conventional material. . At the same time, since the outer layer also has excellent toughness in which the fracture toughness value K1C of the outer layer is 75 kgf / mm ^3/2 or more, generation and progress of cracks can be suppressed even in a rolling accident. Therefore, it can be particularly effectively used as a roll for hot rolling.
[0012]
The reason for limiting the content range of each component element in the present invention will be described.
[0013]
C is necessary for the formation of carbides for improving wear resistance and for improving the hardness of the matrix during quenching and tempering by solid solution in the matrix. C forms carbides such as MC, M ₄ C ₃ , M ₂ C, M ₆ C, and M ₇ C ₃ to be provided with wear resistance. If C is less than 1.0%, the amount of carbide generated is insufficient, resulting in poor wear resistance. If C exceeds 2.6%, the wear resistance is good, but the toughness decreases.
[0014]
Cr improves the hardenability and increases the hardness. If the Cr content is less than 4.0%, the effect is small. On the other hand, if it exceeds 10.0%, the amount of retained austenite at room temperature increases, so that the number of tempering increases, which is uneconomical. Further, Cr forms M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ carbides having relatively low hardness, and when added in a large amount, these carbides become excessive and wear resistance deteriorates. A more preferable Cr content is 4.5 to 7.0%.
[0015]
Mo is necessary for improving hardenability and obtaining high-temperature hardness. It forms a solid solution in the base structure to improve hardenability. Further, it combines with C to form hard M ₂ C and M ₆ C carbides. If Mo is less than 5.0%, the effect is small. On the other hand, if it exceeds 10.0%, M ₂ C and M ₆ C carbides are excessively crystallized in the balance of C, V and Mo, and the fracture toughness value K1C decreases.
[0016]
W is necessary for improving hardenability and obtaining high-temperature hardness, similarly to Mo. Improves the hardenability of the matrix and combines with C to form hard M ₂ C, M ₆ C carbides. The lower limit of W is 0%. On the other hand, if the content exceeds 5.0%, M ₆ C carbides increase, which is not preferable in terms of toughness and surface roughness resistance.
[0017]
V forms MC and M ₄ C ₃ which are hard carbides most contributing to the improvement of wear resistance. If V is less than 3.0%, the generation of carbides is small and the wear resistance is deteriorated. When V exceeds 8.0%, austenite or MC or M ₄ C ₃ carbide is crystallized as primary crystals due to the balance with the C content of the present invention. If austenite is crystallized as primary crystals, the hardness becomes insufficient. In addition, if MC and M ₄ C ₃ are crystallized as primary crystals, they coagulate during solidification, and when used as a rolling roll, the cohesion and segregation of MC and M ₄ C ₃ which are hard carbides are transferred to the material to be rolled. This is not preferred.
[0018]
12.0% ≦ 2Mo + W ≦ 20.0%
Mo and W have similar effects in improving hardenability, forming carbides, and the like, and when viewed in terms of weight ratio, Mo has approximately twice the effect of W due to its atomic weight difference. One of the most characteristic features of the present invention is the correlation between the Mo and W contents and Shore hardness and fracture toughness. When 2Mo + W is 12.0% or more, the hardenability is remarkably improved, and a Shore hardness of 87 or more can be stably secured. On the other hand, if 2Mo + W exceeds 20.0%, too much M ₂ C and M ₆ C carbides are crystallized, and the fracture toughness value K1C is undesirably reduced.
[0019]
2Mo / W ≧ 3.0
Mo and W have almost the same effect on carbide formation and increase in the hardness of the matrix, but Mo has the effect of improving the viscosity of the matrix with respect to W. In the formation of carbides, W has a greater effect of crystallizing M ₆ C carbides than Mo. There are M ₂ C and M ₆ C as carbides formed by Mo and W, but M ₆ C tends to be coarser than M ₂ C crystallized during solidification. From these facts, in satisfying the above-mentioned 12.0% ≦ 2Mo + W ≦ 20.0%, if a large amount of W is added, the base viscosity does not improve, coarse M ₆ C is crystallized, and the fracture toughness value K1C does not improve. Therefore, it is better to add a large amount of Mo. By setting 2Mo / W ≧ 3.0, the base viscosity can be sufficiently improved and the crystallization of coarse M ₆ C can be prevented, so that the fracture toughness value K1C can be increased to 75 kgf / mm ^3/2 or more. .
[0020]
0.2% ≦ C−0.24V ≦ 0.7%
If the content of V is too large, C is taken into the VC carbide, so that the C content of the base structure is insufficient and the hardness after quenching is low. If the content of V is too small, the amount of VC carbide is insufficient and the hardness becomes low. Therefore, if the condition of 0.2% ≦ C−0.24V ≦ 0.7% in consideration of the balance between C and V is satisfied, a Shore hardness of 87 or more can be stably secured.
[0021]
Further, the content of Si as a component element of the roll material of the present invention is preferably 0.1 to 3.0%. Si acts as a deoxidizing agent, and is dissolved in M ₆ C carbide to be contained by replacing elements such as W and Mo. Therefore, in order to save expensive elements such as W and Mo, It is valid. If the content of Si is less than 0.1%, the deoxidizing effect is insufficient, and casting defects are likely to occur. If it exceeds 3.0%, embrittlement is likely to occur.
[0022]
The content of Mn is preferably from 0.1 to 3.0%. Mn has a deoxidizing effect similarly to Si. Further, it has an effect of fixing S as an impurity as MnS. If Mn is less than 0.1%, deacidification is poor. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, retained austenite is likely to be generated, and sufficient hardness cannot be stably maintained.
[0023]
The rolling roll of the present invention is manufactured by a centrifugal casting method, a casting overlay method, or the like. Among them, a centrifugal casting method which is advantageous in terms of production cost is more preferable. In addition, a composite roll in which the roll material of the present invention is used as an outer layer and which is metal-bonded to the inner layer is preferable, but can be naturally applied to a single roll formed of the roll material of the present invention.
[0024]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Examples of the roll material for rolling according to the present invention will be described below.
[0025]
In the chemical composition (% by weight) of the roll material for rolling shown in Table 1, Nos. 1 to 4 according to the present invention, Each of the test materials of Comparative Examples 5 to 11 was heated and melted to 1500 to 1550 ° C., and cast into a cylindrical mold having a diameter of 90 mm and a height of 90 mm. After cooling, the ingot was taken out, quenched at 1000 to 1200 ° C, and tempered at 500 to 600 ° C three times.
[0026]
Thereafter, a test piece for measuring hardness was collected from the center of the ingot. The hardness was determined by measuring the surface hardness of each test material with a Shore hardness tester.
[0027]
Further, a test piece for measuring the fracture toughness value K1C was collected from the center of the ingot. The fracture toughness value K1C was measured by a test based on ASTM E399.
[0028]
Test material No. 1 to 4 are adjusted within the component ranges of C, Cr, Mo, W and V listed in the claims of the present invention, and further satisfy the conditions of 2Mo + W, 2Mo / W and C-0.24V of the present invention. Is what you do. In addition, the test material No. 5 to 11 deviate from any of the conditions of 2Mo + W, 2Mo / W and C-0.24V of the present invention. Table 1 also shows the measurement results of the Shore hardness and the fracture toughness value K1C. FIG. 1 shows the relationship between the Shore hardness of the test material surface and the fracture toughness value K1C in each test material.
[0029]
[Table 1]

[0030]
From Table 1, the Shore hardness was determined for the test material No. which was an example of the present invention. In each of Nos. 1 to 4, 2Mo + W, 2Mo / W, and C-0.24V were all satisfied, and it was confirmed that a Shore hardness of 87 or more was stably obtained.
[0031]
Similarly, from Table 1, regarding the fracture toughness value K1C, the test material No. which is an example of the present invention was used. In each of Nos. 1 to 4, 2Mo + W, 2Mo / W and C-0.24V were all satisfied, and even when the hardness increased, the fracture toughness value K1C did not decrease, and 75 kgf / mm ^3/2 It was confirmed that the above could be obtained stably.
[0032]
In addition, the test material No. of the comparative example. In Nos. 5 to 11, any of the conditions of 2Mo + W, 2Mo / W and C-0.24V, which are the characteristics of the present invention, are out of the range, so that the Shore hardness is 87 or more and the fracture toughness value K1C is 75 kgf / mm ^3/2 or more. I was not satisfied at the same time. That is, when the hardness is high, the fracture toughness value K1C is small, and when the fracture toughness value K1C is large, the hardness is insufficient, and sufficient wear resistance and crack resistance cannot be obtained.
[0033]
Further, using a centrifugal casting machine, the test material No. A hot rolled centrifugally cast composite roll having a diameter of 600 mm and a length of 1830 mm having the component 1 in the outer layer of the body was produced. The roll had a body surface hardness of Shore hardness 88 and a body toughness value K1C of fracture toughness K1C of 84 kgf / mm ^3/2 . In addition, the structure of the torso end and non-destructive ultrasonic inspection were performed, and the structure and defects were checked to confirm that the roll was sound. When subjected to actual rolling, it was found that the conventional centrifugally cast composite roll had better wear resistance and also had better accident resistance due to the rolling operation.
[0034]
【The invention's effect】
The rolling roll of the present invention has a high hardness of the surface of the outer layer of the roll in contact with the rolled material, with a Shore hardness of 87 or more, and a high toughness with a fracture toughness value K1C of the outer layer of 75 kgf / mm ^3/2 or more. It is excellent in wear resistance and crack resistance, and can perform stable rolling.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the Shore hardness of the test material surface and the fracture toughness value K1C in each test material.

Claims

A roll for rolling, wherein the outer surface of the roll in contact with the rolled material has a Shore hardness of 87 or more and a fracture toughness value K1C of the outer layer of 75 kgf / mm ^3/2 or more.

C: 1.0 to 2.6%, Cr: 4.0 to 10.0%, Mo: 5.0 to 10.0%, W: 0 to 5.0%, V : Contains 3.0 to 8.0%, and satisfies 12.0% ≦ 2Mo + W ≦ 20.0%, 2Mo / W ≧ 3.0, 0.2% ≦ C−0.24V ≦ 0.7% The rolling roll according to claim 1, wherein the roll is a Fe-based alloy.