CN101351569A - 离心铸造复合轧辊 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种离心铸造复合轧辊，具有：外层，其组成为：由以质量％计含有C：2.5～9％、Si：0.1～3.5％、Mn：0.1～3.5％、V：11～40％，余量为Fe及不可避免的杂质构成；中间层，由形成于上述外层内面的高速钢类合金构成；内层，由形成于上述中间层内面的铸铁或铸钢构成。

Description

离心铸造复合轧辊
技术领域
本发明涉及具有极其优异的耐磨性的离心铸造复合轧辊，尤其是涉及用于热薄板轧制机的加工列的适于作为工件轧辊的离心复合轧辊。
背景技术
轧制轧辊的耐磨性及耐表面粗糙性是决定轧制的生产性的重要特性。当缺乏耐磨性时，轧辊表面在过早地磨损，从而损害被轧制材料的尺寸精度。另外，通过和被轧制材料的接触或和支承辊的接触等轧制辊的表面不均匀磨损，产生粗糙表面时，该粗糙表面被轧制材料复制，损害被轧制材料的表面的外观。为防止这些问题的发生，必须频繁地更换轧辊，轧制操作的中断频率增加而导致轧制工厂的生产性低下，在轧辊表面磨削加工中需要的成本增大，另外，发生轧辊表面磨削量的增大导致轧辊寿命的缩短的问题。
耐烧结性也作为轧制轧辊的重要特性。耐烧结性匮乏时，由于轧制时在轧辊曲线内的发热等，被轧制材料与轧辊烧结，而不能进行正常的轧制。尤其是在热薄板轧制机的工作列的后段台架上，被轧制材料的端部因某种原因而重叠两片轧制，有时发生称为所谓“断面收缩”的事故。这时，耐烧结性缺乏时被轧制材料与轧辊烧结，被轧制材料卷绕在轧辊壳体上，使轧制强行停止。另外，被轧制材料烧结在轧辊上进行轧制时，因为在其烧结部集中有轧制负荷所以发生裂纹，有时以此为起点导致剥落等的轧辊破损。
通常，轧制辊增加硬度时耐磨性也提高。高速钢类轧辊材料含有由合金元素构成的高硬度的碳化物(MC、M2C、M6C、M7C3等)。合金元素中尤其是V及Nb形成维氏硬度为Hv2400～3200范围的极高硬度的MC碳化物，有助于耐磨性的显著提高。但是，由V及Nb构成的MC碳化物比重比较小，因此，当对大量含有V及Nb的熔融金属进行离心铸造时，MC碳化物通过离心分离向内面侧偏析。
特开平8-60289号公示了具有：外层，具有的组成为：以质量％计含有C：1.0～3.0％、Si：0.1～3.0％、Mn：0.1～2.0％、Cr：2.0～10.0％、Mo：0.1～10.0％、V：1.0～10.0％、W：0.1～10.0％、Mo+W≤10.0％，及余量Fe及杂质构成；由铸铁或铸钢构成内层的中间实心或中空的离心铸造复合轧辊。在该文献中记载有，V超过10质量％时，通过离心铸造轻的碳化物向内面侧偏析，在用于轧制的外层的外表面中碳化物含量少。这种现象在熔融金属结晶出初晶MC碳化物时容易发生。初晶MC碳化物比重为6g/cm3，比熔融金属(比重：7～8g/cm3范围)轻，因此由于离心力而向内面侧移动。因此，记载有在和内层的边界附近MC碳化物偏析，外层和内层的接合强度劣化。
特开平9-256108号提案有为防止离心分离导致的偏析使用增大碳化物的比重的热轧制用工具钢。该热轧制用工具钢具有的组成：由以质量％计C：3.5～5.5％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～1.2％、Cr：4.0～12.0％、Mo：2.0～8.0％、V：12.0～18.0％、8.0％以下的Nb，余量为Fe及不可避免的杂质构成。特开平9-256108号记载有，比重小的VC碳化物通过离心铸造而偏析，因此，通过与V一起将比重大的复合碳化物(V、Nb)C的Nb添加满足0.2≤Nb/V条件的量，能够防止离心铸造时的碳化物的偏析。但是，当在这么大的量的V之外还添加了比较多的量的Nb时，可以知道会产生溶解不良的制造上的问题。
另外，在添加了这样的大量的合金成分的外层的内面形成内层时，在外层和内层之间发生收缩孔和碳化物偏析等的熔敷不良、或由于从外层向内层大量的合金成分的混入而导致内层的韧性劣化的问题。
特开平9-209071号记载了如下轧制用复合轧辊，在以质量％计含有C：2.0～3.2％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.1～2.0％、Cr：3～10％、2xMo+W：5～22％、V：3～8.0％、余量实质上为Fe构成的高速钢系铸铁材的外层的内面，一体化地熔敷含有C：0.8～1.9％、Si：3.0％、Mn：2.0％、Cr：6.0％以下、Mo：5.0％以下、W：5.0％以下、V：5.0％以下、余量实质为Fe构成中间层，在该中间层的内面一体化地熔敷含有C：0.2～0.8％、Si：0.2～3.0％、Mn：0.2～2.0％、Cr：1.5％以下、Mo：1.0％以下、W：1.0％以下、V：1.5％以下、其中Cr+Mo≥0.3％，余量实质为Fe构成的铸钢材料的内层。该轧制用复合轧辊的外层和中间层、及中间层和内层之间的熔敷状态良好，解决了通过离心铸造制造具有高碳材料的外层和低碳材料的内层的复合轧辊时的熔敷不良的问题。得到外层具备规定的耐磨性、内层具备规定的强韧性的高品质的钢铁轧制用复合轧辊。但是，该复合轧辊的外层含有0.8～1.9％的C及5.0％以下的V，且由于C及V的含量不充分，因此，耐磨性也不充分。
特开2000-63976号中公开了在由耐磨性优异的高速钢铸铁材料构成的外层的内面，通过由镍铬耐磨铸铁材料构成的中间层铸造由强韧性优异的结构用钢铁材料构成的内层的轧制用复合轧辊。通过铸造后的热处理使中间层整体进行珠光体相变，因此，对外层确保大的表面压缩残留应力，且抑制轧制时的热疲劳裂纹和断面收缩事故时的裂纹。但是，高速钢类外层的基体在铸造后的淬火热处理工序中进行马氏体相变及贝氏体相变，因此在珠光体相变的中间层和外层的边界部产生半径方向的拉伸残留应力。当该边界部的拉伸残留应力超过材料强度时，存在如下问题，在淬火热处理工序中引起外层的剥离，或由于轧制产生的应力导致外层和中间层的接合边界部产生疲劳，且外层容易引起的剥离的问题。
特开平3-254304号公开有如下热轧制用复合轧辊，具有含有面积比为5～30％的MC碳化物(粒状碳化物)及5％以下的非MC碳化物(非粒状碳化物)的组织，具有基体硬度为维氏硬度Hv550以上的外层。该热轧制用复合轧辊的外层的基本组成由1.0～3.5质量％的C、3.0质量％以下的Si、1.5质量％以下的Mn、2～10质量％的Cr、9质量％以下的Mo、20质量％以下的W、2～15质量％以下的V、余量为Fe及杂质构成。但是，该复合轧辊是在由钢材构成的芯材的周围使用高频线圈连续地形成外层的所谓的通过连续堆焊铸造法形成，与离心铸造法相比较存在制造成本高，还有不适应轧辊的大型化的问题。
特开平4-141553号公示有如下热轧制用复合轧辊，由以面积比计含有MC碳化物5～30％和非MC碳化物6％以上的组织构成，且基体的硬度为维氏硬度(Hv)550以上，将由以质量计含有C：1.0～4.0％、Si：3.0％以下、Mn：1.5％以下、Cr：2～10％、Mo：9％以下、W：20％以下、V：2～15％、P：0.08％以下、S：0.06％以下、B：500ppm以上、余量为Fe及杂质元素构成，还含有Ni：5.0％以下、Co：5.0％以下、Nb：5.0％以下的任一种的外层材料，通过顺序堆焊铸造法绕钢制的芯材形成而制成。但是，当为提高耐磨性而增大V及Nb的含量时，初晶MC碳化物在堆焊的熔融金属的上部上浮分离，在堆焊外层中含量不均匀且发生碳化物偏析。
发明内容
因此，本发明的目的在于，提供一种轧制用离心铸造复合轧辊，该轧辊耐磨性、耐表面粗糙性及耐烧结性优异，具有含有大量MC碳化物且均匀分散的外层，并且外层的耐剥离性优异。
鉴于上述目的本发明者进行了锐意研究，结果本发明者发现，(a)当离心铸造具有将初晶MC(粒状)碳化物结晶的组成的熔融金属时，积极地利用比重小的MC碳化物在内面侧的浓化，以仅留存离心铸造后MC碳化物浓化的内侧的层的方式通过切削等方式除去外层的层，若这样的话，则不需要显著提高熔融金属中的V的浓度，而能够以低成本可靠地形成MC碳化物多的轧辊外层，及(b)通过在MC碳化物多的外层和由铸铁或铸钢构成的内层之间形成由高速钢合金构成的中间层，健全地熔敷外层和内层，且能够降低接合边界部的半径方向的拉伸残留应力，由此，提高外层的耐剥离性，以上是本发明想到的。
即，本发明第一方面提供离心铸造复合轧辊，其特征在于，具有：外层、中间层和内层，其中，所述外层具有如下组织：以质量％计含有C：2.5～9％、Si：0.1～3.5％、Mn：0.1～3.5％、V：11～40％，余量为Fe及不可避免的杂质，所述中间层形成于所述外层内面由高速钢类合金构成，所述内层形成于所述中间层内面由铸铁或铸钢构成。
本发明第二方面提供离心铸造复合轧辊，其特征在于，具有：外层，其具有以面积率计20～60％的MC碳化物分散的组织；中间层，形成于所述外层的内面由高速钢类合金构成；内层，由铸铁或铸钢构成。
本发明的离心铸造复合轧辊中，优选的是，所述外层和所述中间层之间的抗拉强度为400MPa以上，将含有所述外层和所述中间层之间的接合边界部的试验片供给抗拉试验时，拉断位置为除所述接合边界部之外的所述外层或所述中间层。
优选的是，所述中间层具有如下组成：以质量％计含有C：0.5～3％、Si：0.1～3％、Mn：0.1～3％、V：1～10％，Mo及W满足下述式(1)：
1％≤Mo％+(W％/2)≤6％(质量％)               …(1)
余量为Fe及不可避免的杂质。
优选的是，用含量满足下述式(2)及(3)的Nb取代所述中间层中V的至少一部分，
1％≤V％+0.55×Nb％≤10％(质量％)            …(2)
Nb≤6％(质量％)                              …(3)。
优选的是，所述中间层还满足下述式(4)：
0.3％≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(4)。
优选所述中间层含有0.5～10质量％的Cr。另外，优选所述中间层含有2质量％以下的Ni。另外，优选所述中间层含有10质量％以下的Co。另外，优选所述中间层含有0.5质量％以下的Ti和/或0.5质量％以下的Al。
优选所述中间层的基体组织以马氏体和/或贝氏体为主体。
优选所述中间层的厚度为5mm以上。
优选所述外层以质量％计还含有从Cr：1～15％、Mo：0.5～20％及W：1～40％中选出的至少一种。
优选用含量满足下述式(5)的Nb取代所述外层中V的至少一部分，
11％≤V％+0.55×Nb％≤40％(质量％)           …(5)。
另外，优选所述外层还满足下述式(6)：
0％≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)  …(6)。
优选所述外层还满足下述式(7)：
0.2＞Nb％/V％(质量％)                        …(7)。
优选所述外层还含有2质量％以下的Ni和/或10质量％以下的Co。优选所述外层还含有0.5质量％以下的Ti和/或0.5质量％以下的Al。优选所述外层中的MC碳化物中的V的含量为30质量％以上。
优选所述外层具有不含有当量圆直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径不超过150μm的组织。优选具有当量圆直径为15μm以上的MC碳化物的平均距离(B)为10～40μm，MC碳化物其平均当量圆直径(A)为10～50μm。优选所述平均距离(B)与所述平均当量圆直径(A)的比(B/A)为2以下。
也可以在所述外层，分散以总量计0～5％(面积率)的当量圆直径为1μm以上的M2C、M6C、M7C3碳化物。
本发明的离心铸造复合轧辊在应用于轧制用工作辊全部，尤其是在热薄板轧制机的加工列的工作辊上发挥极其优异的耐磨性及耐烧结性。另外，因为外层的耐剥离性优异，所以有助于轧制工厂的生产性的提高和轧辊原单位的产品质量的提高。
附图说明
图1是表示求取MC碳化物的当量圆直径的方法的概略图；
图2是表示求取MC碳化物间的平均距离的方法的概略图；
图3是表示求取不含MC碳化物的区域的最大内接圆直径的方法的概略图；
图4(a)是表示离心铸造时MC碳化物向内面侧移动的形态的概略图；
图4(b)是表示本发明的轧制辊用离心铸造外层的半径方法剖面图；
图4(c)是表示图4(b)的A-A截面的MC碳化物的分布的曲线图；
图5是表示参考例1的离心铸造圆筒体的元素的半径方向分布的曲线图；
图6是表示参考例1的离心铸造圆筒体的MC碳化物的半径方向分布的曲线图；
图7是表示参考例3的离心铸造圆筒体的元素的半径方向分布的曲线图；
图8是表示参考例3的离心铸造圆筒体的MC碳化物的半径方向分布的曲线图；
图9是表示现有例2的离心铸造圆筒体的元素的半径方向分布的曲线图；
图10是表示现有例2的离心铸造圆筒体的MC碳化物的半径方向分布的曲线图；
图11是表示轧制磨损试验机的概略图；
图12是表示参考例1的试验片的金相组织的光学显微镜照片；
图13是表示比较例1的试验片的金相组织的光学显微镜照片；
图14是表示现有例2的试验片的金相组织的光学显微镜照片；
图15是表示(V％+0.55×Nb％)的值和MC碳化物的面积率的关系的曲线图；
图16是表示实施例1的离心铸造复合轧辊抗拉试验后的断面组织的显微镜照片；
图17是表示实施例10的离心铸造复合轧辊抗拉试验后的断面组织的显微镜照片；
图18是概略地表示在淬火时的冷却过程中比较例11的离心铸造复合轧辊的热膨胀收缩曲线的曲线图；
图19是概略地表示在淬火时的冷却过程中比较例10的离心铸造复合轧辊的热膨胀收缩曲线的曲线图；
图20是概略地表示在淬火时的冷却过程中实施例1的离心铸造复合轧辊的热膨胀收缩曲线的曲线图；
图21是表示本发明的离心铸造复合轧辊的各种结构的概略剖面图；
图22是表示淬火试验机的概略图；
图23(a)是表示实施例1的离心铸造复合轧辊的外层和中间层的接合边界部附近的C的分布的曲线图；
图23(b)是表示实施例1的离心铸造复合轧辊的外层和中间层的接合边界部附近的V的分布的曲线图。
具体实施方式
本发明的离心铸造复合轧辊具有：MC碳化物大量结晶而成的外层；形成于上述外层内面由高速钢类合金构成的中间层；形成于上述中间层内面由铸铁或铸钢构成的内层。本发明的离心铸造复合轧辊只要具有外层、中间层及内层，就可以中实的，也可以是中空的。
[1]外层
(A)组成(质量％)
(1)必要成分
(a)C：2.5～9％
C主要与V、Nb等合金元素结合，是通过形成MC碳化物来提高耐磨性的必要成分。未与合金结合的C主要固溶于基体中或极微细地析出，将基体强化。C不足2.5％时MC碳化物的量不足，不能得到足够的耐磨性。另一方面，当C超过9％时，碳化物过多，轧辊外层的耐热龟裂性恶化。C含量优选3.5～9％，更优选4.5～9％。
(b)Si：0.1～3.5％
Si作为脱氧剂在熔融金属中起作用。Si不足0.1％时脱氧效果不足，容易产生铸造缺陷。另一方面，当Si％超过3.5％时轧辊外层脆化。Si含量优选0.2～2.5％，更优选0.2～1.5％。
(c)Mn：0.1～3.5％
Mn具有将熔融金属的脱氧及杂质即S作为MnS固定的作用。但Mn不足0.1％时，这些效果不充分。另一方面，当Mn超过3.5％时容易产生残留奥氏体，不能稳定地维持硬度，从而耐磨性容易恶化。Mn含量优选0.2～2.5％，更优选0.2～1.5％。
(d)V：11～40％
V主要与C结合，是形成MC碳化物的元素。为了使外层含有大量的MC碳化物，需要11～40％的V。V不足11％时MC碳化物不足，不能得到足够的耐磨性。另一方面，当V超过40％时，MC碳化物过剩，从而轧辊外层的韧性恶化。V含量优选15～40％，更优选18～40％。
(e)Nb
Nb在形成MC碳化物这一点上和V具有同样的作用。通过原子量的比值，以质量％计，0.55％×Nb％和V％等价。因此，也可以用含量满足下述式(5)的Nb取代V的一部分或全部。
11％≤V％+0.55×Nb％≤40％(质量％)         …(5)
(V％+0.55×Nb％)更优选的范围，以质量％计为15～40％，最优选的范围为18～40％。
另外，Nb与C及V优选满足下述式(6)：
0％≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(6)
当[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)]的值不足0时，不能充分得到MC碳化物，从而基体中V及Nb过剩，不能得到足够的硬度及耐磨性。另一方面，当[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)]的值超过2％时，M2C、M6C及M7C3碳化物等的非MC碳化物结晶成网状，轧辊外层的耐热龟裂性恶化。
外层更优选满足下述式(7)：
0.2＞Nb％/V％(质量％)…(7)
(Nb％/V％)的值为0.2以上时，MC碳化物难以均匀分散。当MC碳化物的间隔因MC碳化物彼此之间的凝集等而变得不均匀时，容易在间隔窄的部分优先传播裂纹，因此耐热龟裂性恶化。
(2)任意成分
根据离心铸造复合轧辊的用途及使用方法，外层也可以适当地含有以下元素。
(a)Cr：1～15％
Cr不仅固溶于基体而提高淬火性，而且一部分和C结合而作为极其微细的碳化物析出，将基体强化。Cr不足1％时，不能充分得到基体的强化效果。另一方面，当Cr超过15％时，M7C3碳化物等的MC碳化物以外的碳化物结晶成网状，轧辊外层的耐热龟裂性恶化。更优选Cr含量为3～9％。
(b)Mo：0.5～20％
Mo不仅固溶于基体而提高淬火性，而且一部分和C结合而作为极其微细的碳化物析出，将基体强化。另外，Mo的一部分形成MC碳化物。Mo不足0.5％时，不能充分得到基体强化的效果。另一方面，当Mo超过20％时，M2C和M6C等的非MC碳化物结晶成网状，轧辊外层的耐热龟裂性恶化。Mo含量更优选2.5～20％，特别优选2.5～10％。
(c)W：1～40％
W固溶于基体而提高淬火性，一部分和C结合而作为极其微细的碳化物析出，将基体强化。另外，W的一部分形成MC碳化物。W不足1％时，不能充分得到基体强化的效果。另一方面，当W超过40％时，M6C和M2C等的非MC碳化物结晶成网状，轧辊外层的耐热龟裂性恶化。W含量更优选5～40％，特别优选5～20％。
本发明为了赋予轧辊外层足够的耐磨性，优选含有基体的强化元素即Cr、Mo及W中的至少一种。
(d)Ni：2％以下
Ni固溶于基体，对提高基体的淬火性有效。但是，当Ni超过2％时，基体奥氏体稳定化，因此，基体的硬化效果不充分。
(e)Co：10％以下
Co固溶于基体，有强化基体的效果。另外，当含有Co时，即使在高温下也能够维持基体的硬度。当Co超过10％时，轧辊外层的韧性降低。因为Co价格高昂，所以理想的是考虑经济性及使用条件，决定其含量。
(f)Ti：0.5％以下
Ti除了在熔融金属中作为脱氧剂起作用之外，还和N结合而形成氮化物，该氮化物成为MC碳化物的核，具有细化MC碳化物的效果。另外，一部分和C结合而成为MC碳化物。Ti的添加效果在0.5％以下就足够。
(g)Al：0.5％以下
Al除了在熔融金属中作为脱氧剂起作用之外，还有细化MC碳化物的效果。当Al超过0.5％时，外层的淬火性恶化，不能得到足够的基体硬度。
(B)组织及特性
(1)MC碳化物
MC碳化物与其它的碳化物(M2C、M6C及M7C3碳化物等)相比为高硬度，有助于耐磨性的提高。另外，MC碳化物在高温下稳定，难以和被轧制材金属结合，因此，对耐烧结性的改善也发挥良好的效果。MC碳化物面积率不足20％时，耐磨性、耐烧结性及耐热龟裂性不充分。另一方面，当MC碳化物面积率超过60％时，耐烧结性的改善效果饱和，并且，轧辊外层的韧性显著降低。另外，相邻的MC碳化物彼此的间隔狭窄，裂纹传播变得容易，因此，耐热龟裂性恶化。因此，MC碳化物的含量以面积率计为20～60％。以下面积率为30～50％。另外，由于在外层含有的MC碳化物中的V含量为30％以上时，耐磨性显著提高，因此优选。
(2)MC碳化物的大小
优选MC碳化物(粒状碳化物)的平均当量圆直径为10～50μm。在热轧制时，轧辊与高热的轧制钢板接触，从表面起到10μm左右基体软化，因此，MC碳化物的平均当量圆直径不足10μm时，基体不能充分地支承MC碳化物，轧辊的耐磨性及耐表面粗糙性不充分。另一方面，当平均当量圆直径超过50μm时，耐表面粗糙性的提高效果饱和，并且韧性降低。MC碳化物的平均当量圆直径更优选10～40μm，特别优选15～30μm。
如图1所示，MC碳化物1的当量圆直径是将与MC碳化物相等的面积的圆10的直径定义为D10。当将MC碳化物1的面积设定为S时、D10＝2×(S/π)1/2。MC碳化物的平均当量圆直径为D10的平均值。
(3)MC碳化物间的平均距离
在本发明的轧辊外层组织中，当量圆直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离优选为10～40μm。平均MC碳化物间距离不足10μm时，MC碳化物的偏析过多，MC碳化物多的部分和少的部分的磨损差异导致产生微小的凹凸，耐表面粗糙性降低。另一方面，当平均MC碳化物间距离超过40μm时，MC碳化物的分散的偏差增大到不可忽视，而不能观察到耐烧结性的提高。更优选当量圆直径15μm以上的MC碳化物间的平均距离为20～30μm。
通过概略地表示轧辊外层组织的图2，说明MC碳化物间的平均距离的求出方法。该组织包括：以当量圆直径为15μm以上的MC碳化物(白色)1a、当量圆直径不足15μm的MC碳化物(黑色)1b。2表示基体(包括M2C、M6C及M7C3碳化物)。当在该组织上画任意的直线时，MC碳化物1a1、1a2、1a3…1an交叉，测量这些MC碳化物间的距离L1、L2、L3…Ln。因此，通过[∑(L1+L2+L3+…+Ln)]/n求当量圆直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离。
(4)平均MC碳化物间距离/平均当量圆直径
在本发明的轧辊外层组织中，当量圆直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离B和MC碳化物的平均当量圆直径A的比(B/A)优选2以下。在含有大量的MC碳化物的本发明的轧辊外层中，MC碳化物容易凝集。当MC碳化物凝集时，MC碳化物多的部分和少的部分的磨损差异导致产生微小的凹凸，损害耐表面粗糙性。B/A表示MC碳化物的凝集程度。B/A超过2时，MC碳化物凝集过度。更优选B/A比为1.5以下。
(5)不含MC碳化物区域的最大内接圆直径
在本发明的轧辊外层的组织中，优选不含当量圆直径15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径不超过150μm。最大内接圆直径超过150μm时，MC碳化物的分散的偏差增大到不可忽视。最大内接圆直径更优选120μm以下，特别优选80μm以下。
如图3所示，求不含有当量圆直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径。在图示的视角中，与当量圆直径为15μm以上的MC碳化物1a1、1a2、1a3、1a4内接的圆20的直径为D20。用同样的方法求与其它的MC碳化物群内接的圆的直径。对任意的多个视野进行这种操作，确定最大的内接圆直径D20max。
(6)基体硬度
基体主要由Fe及合金元素构成，通过热处理引起的相变和极微细的碳化物的析出改变硬度。基体的硬度以维氏硬度表示不足Hv550时，轧辊外层的耐磨性不充分。从提高耐磨性的观点考虑基体硬这一方面是理想的，但是，当超过Hv900时，基体的韧性降低。更优选基体的硬度为Hv650～850，特别优选Hv650～750。
(7)非MC碳化物
在本发明的轧辊外层，也可以分散有以合计面积率计为0～5％的当量圆直径1μm以上的非MC碳化物(M2C、M6C及M7C3碳化物)。非MC碳化物的合计面积率超过5％时，不仅非MC碳化物粗大化且损害轧辊的耐表面粗糙性及韧性，而且裂纹沿结晶出的网状的非MC碳化物进展，由此耐热龟裂性降低。非MC碳化物的合计面积率越少越好。当量圆直径1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率更优选0～3％，特别优选0～1％。另外，也可以微量含有M2C、M6C及M7C3碳化物以外的碳化物。
[2]内层
由于在复合轧辊的内层(芯材)作用高负荷，因此，优选由高韧性的铸铁或铸钢形成。具体而言，优选球墨铸铁、灰铸铁等的铸铁或石墨化钢、镍铬耐磨铸铁等的铸钢。这些铸铁或铸钢是众所周知的，因此它们的组成的说明省略。内层的材质可以根据用途和目的进行适当的选择。
[3]中间层
粒状MC碳化物大量析出而成的外层热膨胀系数小，且通过淬火热处理基体组织相变为马氏体和/或贝氏体而膨胀，因此，外层和内层的热膨胀差大。因此，在接合边界部沿轧辊半径方向产生大的拉伸应力，在铸造后冷却时和轧制时容易引起外层剥离。为解决该问题锐意研究的结果可知，在外层和内层之间设计由高速钢类合金构成的中间层时，缓和外层和内层的膨胀差，并且能够降低和外层的接合边界部的拉伸残余应力。
(A)组成(质量％)
(1)必要成分
(a)C：0.5～3％
为提高和组织中粒状MC碳化物大量分散而成的外层的接合强度，优选控制C含量。C不足0.5％时，和外层的熔敷容易变得不充分，在和外层的接合边界部容易产生铸件气孔。另外，当C超过3％时，在和外层的接合边界部生成韧性低的碳化物层，导致抗拉强度降低。更优选C的范围为0.8～2.4％。
(b)Si：0.1～3％
Si作为脱氧剂在熔融金属中起作用。Si不足0.1％时，脱氧效果不足且容易产生铸造缺陷。另外，但Si％超过3％时，淬火性降低且脆化，作为中间层不适合。Si更优选的范围为0.2～1.5％，特别优选的范围为0.2～1％。
(c)Mn：0.1～3％
Mn具有熔融金属的脱氧或将杂质即S作为MnS固定的作用。该作用当Mn为0.1％以上时能够有效地发挥。但是，当Mn超过3.5％时容易脆化，作为中间层不适合。Mn更优选的范围为0.2～1.5％，特别优选的范围为0.2～1％。
(d)Mo：1～6％
Mo有助于中间层的强度(尤其是热轧强度)的提高。另外，Mo具有提高淬火性的效果，容易产生马氏体组织和贝氏体组织。当Mo在1％以上时，这些的效果显著。另一方面，当Mo超过6％时，不仅不能更进一步的提高效果，而且由于碳化物过剩导致中间层的韧性降低。另外，Mo是贵重的合金元素，因此过多的添加存在不经济性。Mo更优选的范围为2～4％。
(e)W：0～12％
W和Mo同样，有助于中间层的强度(尤其是热轧强度)的提高，同时，具有提高淬火性的效果，容易产生马氏体组织和贝氏体组织。但是W超过12％时，不仅得不到更进一步的效果提高，而且碳化物过剩导致韧性降低。另外，W是贵重的合金元素，过多的添加存在不经济性。因此，W的优选的范围为0～12％，更优选0～8％。
(f)1％≤Mo％+(W％/2)≤6％
W具有和Mo同样的作用，但是，其效果是Mo的1/2(质量％基准)。在同时含有Mo和W时，通过控制与这些对应的总量[用Mo％+(W％/2)表示]，能够更好地发挥中间层的特性。当Mo％+(W％/2)不足1％时，难以得到中间层的强度提高及淬火性的提高效果。另一方面，即使Mo％+(W％/2)超过6％时，不仅上述效果饱和，而且过剩产生的碳化物导致韧性降低，因此也不优选。Mo％+(W％/2)更优选的范围为2～4％。
(g)V：1～10％
V主要和C结合且形成MC型碳化物。V主要是提高淬火性，组织的微细化有助于强度和韧性的提高，但是，V含量不足1％时它们的效果不显著。另外，当V超过10％时，产生的过多的MC碳化物偏析，导致强度显著降低和韧性劣化。V更优选的范围为1～6％。
(2)任意成分
在离心铸造时外层表面溶解，其中的成分混一部分中间层，但是，以下成分若在规定的范围内，则即使含有也没关系。另外，为了调整中间层的淬火性等，也可以有意的添加以下成分。
(a)Nb
Nb和V同样具有提高淬火性及提高强度的效果。通过原子量的比，以质量％计，V和0.55％的Nb等价，因此，也可以用满足
1％≤V％+0.55×Nb％≤10％及
Nb≤6％
添加的范围的Nb取代V的一部分或全部。但是，使Nb超过6％时，大量结晶出MC碳化物，导致强度显著降低和韧性的恶化，因此不优选。
(b)0.3％≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％
当[C％-0.2×(V％+0.55Nb％)]不足0.3％时，固溶于基体中的奥氏体中的C含量因进行淬火热处理而不充分，从而淬火性降低。另外，当[C％-0.2×(V％+0.55Nb％)]超过2％时，在外层和中间层的接合边界部及中间层本身中含有的碳化物增加，强度及韧性显著降低。另外，在基体中生成叫做屈氏体的微细珠光体，外层的耐剥离性降低，因此不优选。[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)]优选的范围为0.6～1.5％。
(c)Cr：0.5～10％
Cr固溶于基体且提高淬火性，另外，一部分在基体中与C结合而作为极其微细的碳化物析出，将基体强化。Cr不足0.5％时，不能充分得到基体的强化效果。另外，当Cr超过10％时，M7C3碳化物等的碳化物增加，韧性降低。Cr更优选的范围为2～8％。
(d)Ni：2％以下
Ni固溶于基体，对提高中间层的淬火性有效。中间层的淬火性利用Mo等的合金元素来提高，因此Ni是任意元素。但是，因为Ni未形成碳化物，所以当对难以获得高的淬火速度的大直径的轧辊等进行添加时，能够简单地在中间层中得到贝氏体组织或马氏体组织。含有0.2％以上的Ni时上述效果显著，但是，当Ni含量超过2％时，在淬火热处理后残留有大量的奥氏体，韧性恶化。Ni更优选的范围为0.2～1.5％。
(e)Co：10％以下
Co固溶于基体，提高高温强度。但是，当Co超过10％时，韧性降低，不优选。
(f)Ti：0.5％以下
Ti在熔融金属中作为脱氧剂起作用。另外，Ti具有细化组织的效果，有助于强度及韧性的提高。上述Ti的效果在0.5％时就足够，当超过0.5％时，熔融金属的粘性增大，因此制造上不优选。
(g)Al：0.5％以下
Al在熔融金属中作为脱氧剂起作用。上述效果在0.5％时足够，并且当超过0.5％时淬火性恶化，不优选。
(B)组织及特性
中间层的基体组织作为主体(面积率为50％以上)优选马氏体组织、贝氏体组织或它们的混合组织。这些组织通过淬火热处理进行相变可得到，减小和外层的膨胀差，降低外层和中间层的接合边界部的半径方向的拉伸残余应力。由此，提高外层的耐剥离性。
在中间层，除马氏体组织、贝氏体组织或它们的混合组织之外，也可以少量含有残余奥氏体等不可避免地产生的组织、屈氏体等珠光体类组织或铁素体类组织。但是，这些组织合计面积率为50％以上时，通过淬火热处理也发生珠光体相变，因此，相变膨胀量不充分，不能充分发挥降低上述残留应力的效果。
具有上述特征的外层及中间层，在边界部具有400MPa以上的抗拉强度。由此，能够防止因由于轧制时作用的应力而产生的接合边界部的疲劳引起的外层剥离。外层和中间层的边界部的抗拉强度优选500MPa以上。
另外，给拉伸试验提供含有外层和中间层的接合边界部的试验片时，拉伸断裂位置理想的是除去接合边界部的部位，即在外层或中间层。这样，拉伸应力极大(为疲劳破坏的起点)的部位不在接合边界部内，因此，即使在热薄板轧制机的工件轧辊那种高负荷条件下，也能足够不引起外层剥离而充分耐受之。
(C)厚度
通过在相对于轧辊轴方向的垂直截面上将中间层的厚度设定为5mm以上，可得到上述应力降低效果带来的足够的外层耐剥离性。中间层的厚度不足5mm时，应力降低效果不充分，并且从外层混入的合金元素在中间层中不能均匀分散，容易引起碳化物偏析等的不良情况。中间层越厚边界部的拉伸残余应力越低，但是，过厚时，内层中心部的轴方向的拉伸残余应力增大，耐折损性降低。另一方面，当中间层的厚度超过150mm时，中间层自身容易发生缺陷，成为强度降低的原因。中间层的厚度可以考虑制造的离心铸造复合轧辊的形状、尺寸、要求特性等而适当决定。中间层的厚度优选的范围为10～100mm，热轧辊等特别优选20～50mm。中间层不局限于单层，根据用途和目的也可以是两层以上，这时将合计厚度设定为5mm以上。
[4]离心铸造法
首先，将调整成结晶出初晶MC碳化物的化学成分的外层用熔融金属浇入圆筒型铸模。离心铸造导致利用MC碳化物的离心分离的外层的组成与熔融金属的组成不同。为了成为[1](A)记载的外层组成，熔融金属组成优选由以质量％计含有C：2.2～6.0％、Si：0.1～3.5％、Mn：0.1～3.5％及V：8～22％，余量为Fe及不可避免的杂质构成。Nb取代V的至少一部分，且因为作为MC碳化物通过离心铸造离心分离，因此，在熔融金属中也可以添加满足8％≤V％+0.55×Nb％≤22％(质量％)的量的Nb。
优选的熔融金属组成以质量％计含有C：2.5～6％、Si：0.2～1.5％、Mn：0.2～1.5％及V：10～22％，也可以含有使Nb只满足10％≤V％+0.55×Nb％≤22％(质量％)的量。
任意元素中的Cr、Ni、Co及Al几乎不离心分离，因此，熔融金属中的含量与轧辊外层的含量大致相同。另外，W及Ti其中的一部分固溶于初晶MC碳化物中，因此，尽心若干离心分离。
如图4(a)所示，在铸模41内进行离心铸造时，在熔融金属42中比重小的初晶MC碳化物43向与中空部44邻接的轧辊的内侧移动。其结果如图4(b)及图4(c)所示，得到的圆筒体40，该圆筒体40包括：MC碳化物浓化了的内周层40a、MC碳化物缺乏的外周层40b、MC碳化物的面积率变化的浓度倾斜层40c。接着，利用切削等从圆筒体40上除去外周层40b的全部及浓度倾斜层40c的至少一部分，将MC碳化物浓化的部分(主要是内周层40a)作为离心铸造复合轧辊用外层。
外周层40b及浓度倾斜层40c的厚度通过熔融金属的组成及离心铸造条件而决定，因此可以预测。浓度倾斜层40c并不需要全部除去，因此，预先设定将浓度倾斜层40c除到多少深度。当然，为可靠地得到高的耐磨性，也可以去除内周层40a的一部分。例如，如图4(c)所示，应该完全除去的外周层40b的厚度Dout、及应该至少部分的除去的浓度倾斜层40c的除去深度Dim、还有根据需要应该部分的除去的内周层40a的除去深度Din，当通过试验或模拟根据熔融金属的组成及离心铸造条件决定时，可以以通过切削圆筒体40Dout+Dim(+Din)的深度而露出的内周层40a(或内周层40a+浓度倾斜层40c的一部分)具有所希望的厚度(外层的目标厚度)Dt的方式，预先设定圆筒体40的壁厚Do[＝Dt+Dout+Dim(+Din)]。若使用现有铸模41通过离心铸造法形成具有比外层目标厚度Dt大的壁厚为Do的圆筒体40，则可通过将圆筒体40切削Dout+Dim(+Din)的深度，而容易且以低成本得到厚度Dt的轧辊外层。
在本发明中，优选自通过上述熔融金属组成及离心铸造条件预测的上述MC碳化物的分散，预测MC碳化物的面积率为20％以上的深度，将上述圆筒体制造成比上述外层的目标外径大其深度量的外径。
向在离心铸造铸模的内面形成的外层的内面注入中间层用的熔融金属。而且，向形成的中间层的内面注入内层用的熔融金属。这样一来，形成复合轧辊后，将其从铸模中取出，适当进行淬火热处理等的热处理及机械加工。
通过以下的实施例更进一步详细说明本发明，但是，本发明不限于这些。
参考例1～5、比较例1～3、现有例1及2
将调节为表1所示的化学组成(质量％)的外层用熔融金属进行离心铸造，制作外径450mm、内径250mm及长度800mm的圆筒体。但是，只有比较例1采用了静置铸造法。
[表1]
Figure A20068004957700221
从参考例1、3及现有例2的圆筒体上在半径方向采取棒状试验片，测定圆筒体的半径方向的断面的元素分散及MC碳化物分散。另外，元素分散及MC碳化物分散是在棒状试验片的长度方向以10mm间隔剖断且采取多个试样，通过进行各试样的成分分析及MC碳化物面积率的测定求取。结果示于图5～10。
如图5所示，在参考例1的圆筒体中，V在外周层中量少大致有5质量％，但是在内周层中多达25质量％以上，另外，W在外周层中量也少大致有10～15质量％，但是在内周层中量多达20～25质量％。C也是在外周层中量少大致有2.5质量％，但是在内周层中量多达5质量％以上。对于其它的元素(Cr，Mo)，在外周层～内周层的浓度分散几乎不变。
如图6所示，MC碳化物的面积率分布显示与V的浓度分布有大致同样的倾向。MC碳化物的面积率在外周层的量贫乏为4～8面积％，在内周层的量多为35面积％以上。因此，将圆筒体切削到包含外周层的全部及浓度倾斜层的大部分的深度(用图中线段A表示)，将含有35面积％以上的MC碳化物的部分作为轧制轧辊用外层。
如图7所示，在参考例3的圆筒体中，V在外周层中量少至6质量％以下，但是在内周层中量多达15质量％以上，另外，C、Nb及W在外周层中量也少至5质量％以下，但是在内周层中量仅多至8质量％以上。对于Mo而言，在外周层～内周层的浓度分散几乎不变。
如图8所示，MC碳化物的面积率分散在外周层的分散量贫乏为4面积％以下，在内周层的量多达25面积％以上。因此，将圆筒体切削到包含外周层的全部及浓度倾斜层的大部分的深度(用图中线段A`表示)，将含有25面积％以上的MC碳化物的部分作成轧制轧辊用外层。
如图9及图10所示，在现有例2的圆筒体中，在外周层和内周层之间，元素分散几乎不变。MC碳化物在哪个深度都大致在8面积％以下。
和参考例1及3的圆筒体相同，对于其它参考例的圆筒体也是通过切削等除去外周层直到MC碳化物浓化了的部分露出，制造轧制轧辊用外层。相对于各轧辊外层，进行包括用1000～1200℃进行的淬火及用500～600℃的进行三次回火的热处理。但是，相对于现有例1的轧辊外层，用400～500℃进行了残留奥氏体分解兼变形矫正热处理。将这样得到的轧辊外层的组成示于表2。表2中，X是式(a)：[V％+0.55×Nb％]的值，另外，Y是式(b)：[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)]的值。
[表2]
Figure A20068004957700241
对于从各轧辊外层切出的试验片，通过以下方法测定MC碳化物中的V含量(质量％)、MC碳化物的面积率SMC(％)、超过当量圆直径10μm的MC碳化物的面积率SMC10(％)、当量圆直径1μm以上的非MC碳化物(M2C、M6C及M7C3)的合计面积率AA(％)、MC碳化物的平均当量圆直径A(μm)、当量圆直径15μm以上的MC碳化物间的平均距离B(μm)、在不含当量圆直径15μm以上的MC碳化物的区域内接的最大圆的直径BB(μm)、在室温的基体的维氏硬度(Hv)、磨损量(μm)、表面粗糙度Rz(μm)、断裂韧性值KIC(kg/mm3/2)及热裂纹深度。表3表示测定结果。
(1)MC碳化物中的V含量
将各试验片进行抛光研磨，用苦味酸酒精溶液将基体进行轻腐蚀后，对于任意选择的5个MC碳化物，用EDX分析装置(KEVEX社制デルタIII)分析原子量为钠以上的元素，求V的比例(质量％)，进行平均。
(2)MC碳化物的面积率(SMC、SMC10)
将各试验片进行抛光研磨，通过用重铬酸钾水溶液电解腐蚀将MC碳化物腐蚀成黑色后，使用图像分析装置(日本アビォニクス株式会社SPICCA-II)，在与各个试验片的0.23mm×0.25mm部分相当的20个任意的视角内测定MC碳化物的面积率SMC(％)，求取平均值。另外，以当量圆直径只测定超过10μm的MC碳化物，同样也求取当量圆直径超过10μm的MC碳化物的面积率SMC10(％)。
(3)非MC碳化物(M2C、M6C及M7C3)的合计面积率AA
将各试验片进行抛光研磨，通过用村上试药进行腐蚀，将M2C、M6C及M7C3碳化物腐蚀成黑色或灰色后，使用上述图像分析装置，在各个试验片中在与0.23mm×0.25mm部分相当的20个任意的视角，测定M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率(％)，平均测定值。另外，将识别容易的当量圆直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物作为测定对象。
(4)MC碳化物的平均当量圆直径A
将各试验片进行抛光研磨，通过用重铬酸钾水溶液电解腐蚀将MC碳化物腐蚀成黑色后，使用上述图像分析装置，在各个试验片中在与0.23mm×0.25mm部分相当的20个任意的视角，测定MC碳化物的平均当量圆直径(μm)，将测定值平均。
(5)MC碳化物间的平均距离B
将各试验片抛光研磨，用苦味酸酒精溶液腐蚀基体。用该光学显微镜观察(200倍)，可看到基体为深灰色、MC碳化物为浅灰色、M2C、M6C及M7C3碳化物为白色。在与各试验片的1.0mm×1.5mm部分相当的20个任意的视野，测定当量圆直径15μm以上的MC碳化物的平均距离(μm)，平均测定值。
(6)与不含MC碳化物的区域内接的最大圆的直径BB
将与(4)同样进行了腐蚀的各试验片用光学显微镜(100倍)进行观察，在与各试验片的2.0mm×3.0mm部分相当的20个任意的视野，测定当量圆直径15μm以上的不含MC碳化物的区域的内接的最大圆的直径(μm)，将测定值平均。
(7)室温的基体维氏硬度
将各试验片抛光研磨，用苦味酸酒精溶液轻腐蚀后，使用维氏硬度试验机，以试验片的任意的5个部位，在载重50～200g的范围内，测定维氏硬度(Hv)，将测定值平均。
(8)磨损深度及表面粗糙度Rz
作为耐磨性及耐表面粗糙性的评价，使用图11概略地表示的轧制磨损试验机，对于轧制后的轧辊，如下上述测定磨损深度(μm)及十个点的平均表面粗糙度Rz。另外，表面粗糙度Rz通过触针式表面粗糙度计测定。
轧制磨损试验机具有：轧制机51，其具备由通过参考例1～5、比较例1～3、现有例1及2分别制造的外径60mm、内径40mm及宽度40mm的小型空心轧辊构成的试验用轧辊53、53；加热炉54、冷却水槽55、卷轴机56、张力控制辊57。轧制磨损试验条件如下。
轧制材料S：SUS304
压下率：25％
轧制速度：150m/分
轧制温度：900℃
轧制距离：300m
轧辊冷却：水冷
轧辊数：4重式
(9)烧结面积率
图22概略地表示的烧结试验机具备：载置试验片61的台63、下端与试验片61的上面抵接的齿条68、与齿条68卡合的小齿轮60、向齿条68上降落的重物69、通过小齿轮60的转动与试验片61啮合的啮合构件62(软钢制)。在该试验机中，使重量为100kg的重物69向齿条68上降落时，小齿轮60转动，啮合构件62被试验片61强烈挤压，在试验片61上产生压痕，并且构件62与试验片61烧结。试验片61的烧结面积率通过烧结面积/压痕面积(％)算出。将该烧结试验对各试验片进行两次，求出烧结面积率的平均值。
(10)断裂韧性值
将各试验片的断裂韧性值KIC以ASTM E399为基准进行测定。测定对两个试验片进行，求其平均值。
(11)热裂纹试验
自各圆筒体上采取直径30mm及长度30mm的五个圆柱状试验片，将圆形端面进行抛光研磨且制作成热裂纹试验用试验片。将试验片的圆形端面在700℃的盐浴和30℃的水中交互浸渍操作重复五次后，将试验片相对于圆形端面在垂直方向切断，测定表面产生的热裂纹，将测定值平均。
[表3]
  例No.   V含量(1)(质量％)   SMC (2)(面积％)   SMC10 (3)(面积％)   AA(4)(面积％)   BB(5)(μm)
  参考例1   56.8   38.3   34.5   0.8   65
  参考例2   93.0   54.6   49.1   1.7   45
  参考例3   77.1   32.9   28.0   0.0   90
  参考例4   0.0   22.3   22.3   2.9   125
  参考例5   41.6   23.2   20.9   0.4   140
  比较例1   91.2   26.8   26.8   0.2   210
比较例2 89.3 8.9 5.6 0.0 _(7)
  比较例3   24.7   15.4   15.4   24.9   135
  现有例1   92.4   5.7   5.7   0.0(6)   _(7)
  现有例2   78.0   7.4   4.9   8.5   550
注：(1)MC碳化物中的V含量。
(2)SMC：MC碳化物的面积率。
(3)SMC10：当量圆直径超过10μm的MC碳化物的面积率。
(4)AA：当量圆直径1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率。
(5)BB：不含有当量圆直径15μm以上的MC碳化物的区域的内接最大圆的直径。
(6)含有28.6面积％的M3C。
(7)当量圆直径15μm以上的MC碳化物不存在。
表3(续)
  例No.   平均粒子间距离B(8)(μm)   平均当量圆直径A(9)(μm)   B/A   基体硬度(Hv)   磨损量(μm)
  参考例1   26.0   20   1.3   698   1.4
  参考例2   14.3   13   1.1   852   0.8
  参考例3   49.6   31   1.6   663   1.9
  参考例4   65.8   47   1.4   726   2.8
  参考例5   32.3   17   1.9   644   2.3
  比较例1   61.6   22   2.8   675   4.0
  比较例2   17.2   4   4.3   426   9.3
  比较例3   84.7   11   7.7   712   4.1
  现有例1   32.4   6   5.4   570   13.0
  现有例2   52.0   8   6.5   659   5.1
注：(8)当量圆直径15μm以上的MC碳化物间的平均距离。
(9)MC碳化物的平均当量圆直径。
表3(续)
  例No.   粗糙度Rz(μm)   烧结面积率(％)   KIC(kg/mm3/2)   热裂纹深度(mm)
  参考例1   3.2   47   75.4   2.6
  参考例2   2.8   41   71.2   3.5
  参考例3   3.7   51   76.8   3.8
  参考例4   4.1   53   70.9   4.2
  参考例5   4.3   59   77.4   2.1
  比较例1   6.1   71   73.7   4.8
  比较例2   4.2   87   82.9   3.3
  比较例3   5.8   45   63.2   4.0
  现有例1   4.5   39   72.4   5.2
  现有例2   4.9   63   70.6   4.6
图12表示参考例1的试验片的金属组织，图13表示比较例1的试验片的金属组织。在图12及图13中，白色部分是MC碳化物，黑色部分是基体。在参考例1的试验片中MC碳化物高浓度地均一分散。另一方面，在比较例1的试验片中，MC碳化物是高浓度，但是浓度分散不均匀。
图14表示现有例2的高速钢类轧辊材料的金属组织。白色的微细粒状部是MC碳化物，白色的网络状部分是M2C、M6C及M7C3碳化物，黑色的部分是基体。在现有例2的轧辊材料中，MC碳化物有部分的偏析，M2C、M6C及M7C3碳化物分散成网络状。
由图可知，参考例1～5的磨损量为现有例1及2的大致一半以下，耐磨性极其良好。另外，参考例1～5的耐表面粗糙性、耐烧结性及韧性都比现有例2优异。
图15表示MC碳化物的面积率和式(a)：[V％+0.55×Nb％]的值X的关系。由图可知，两者的关系大致是直线关系，X约为15质量％以上时，MC碳化物的面积率约为20％以上。
在比较例1是试验片中，不含有当量圆直径15μm以上的MC碳化物的区域的内接圆直径BB超过150μm，另外，当量圆直径15μm以上的MC碳化物间的平均距离B和MC碳化物的平均当量圆直径A的比(B/A)超过了2。因此，耐表面粗糙性低劣。
比较例2的C含量、式(b)的值Y、MC碳化物的面积率及MC碳化物的平均当量圆直径在本发明的范围之外，另外，B/A超过了2。因此，耐磨性及耐烧结性低劣。
比较例3的V含量、式(a)及式(b)的值X及Y、MC碳化物的面积率及M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率AA在本发明的范围之外，另外，B/A超过了2，与现有例1或2相比表面粗糙度Rz大，KIC小。因此，耐表面粗糙性及韧性低劣。
现有例1的V含量、式(a)的值X、MC碳化物的面积率及MC碳化物的平均当量圆直径在本发明的范围之外，另外，B/A超过了2。因此，耐磨性低劣。
现有例2的V含量及式(a)的值X在本发明的范围之外，耐磨性低劣。
参考例6～10、比较例4～6
表4表示各参考例及各比较例的中间层用熔融金属的化学成分(质量％)。
[表4]
Figure A20068004957700301
实施例1
使用内径450mm及长度800mm的离心铸造型将表1所示参考例1的外层用熔融金属进行离心铸造后，向其内侧注入表4所示的参考例6的中间层用熔融金属。从离心铸造型取出由得到的外层及中间层构成的圆筒体，向中间层的内侧注入球磨铸铁(以质量％计C：3.3％、Si：1.8％、Mn：0.4％、Cr：0.4％、Mo：0.5％、Ni：2.2％，余量实质为Fe及不可避免的杂质)构成的内侧用熔融金属，利用静置铸造法形成内层，得到复合轧辊前驱体。利用机械加工除去该复合轧辊前驱体的壳体表层的MC碳化物少的部分(图4(b)及图(c)的MC碳化物贫乏的外周层40b、MC碳化物的面积率变化的倾斜层40c)，制成的卷筒直径310mm、卷筒长500mm，进行淬火及回火热处理从而得到复合轧辊。
实施例2
除应用了表1所示的参考例2的外层用熔融金属及表4所示参考例7的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
实施例3
除应用了表1所示的参考例3的外层用熔融金属及表4所示参考例8的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
实施例4
除应用了表1所示的参考例4的外层用熔融金属及表4所示参考例9的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
实施例5
除应用了表1所示的参考例5的外层用熔融金属及表4所示参考例10的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
比较例7
除应用了表1所示的参考例1的外层用熔融金属及表4所示比较例4的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
比较例8
除应用了表1所示的参考例1的外层用熔融金属及表4所示比较例5的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
比较例9
除应用了表1所示的参考例1的外层用熔融金属及表4所示比较例6的中间层用熔融金属之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
比较例10
除不形成中间层之外，其它工序和实施例1同样，制作了复合轧辊。
比较例11
应用表1所示的现有例2的外层用熔融金属离心铸造后，利用静置铸造法向形成的外层的内侧注入球磨铸铁(以质量％计C：3.3％、Si：1.8％、Mn：0.4％、Cr：0.4％、Mo：0.5％、Ni：2.2％，余量实质为Fe及不可避免的杂质)构成的内侧用熔融金属，形成内层，制造复合轧辊。这是不形成中间层的例。
通过机械加工从实施例1～5、比较例7～11的复合轧辊的筒体中央部切出包括外层、中间层及内层的圆盘状的样品。从该样品上采取各试验用的试验片。
表5表示各复合轧辊的中间层的组成。由表5表民，中间层熔融金属的组成和中间层自身的组成不同。在此，表5中的X、Y及Z分别是中间层的式(a)：[V+0.55×Nb％]的值、式(b)：[C％-0.2(V+0.55×Nb％)]的值、及式(c)：[Mo％+(W％/2)]的值。
对于实施例1～5及比较例7～9的复合轧辊的试验片，确认了外层和中间层的接合边界部的健全性。另外，研究了中间层的厚度及基体组织。
将实施例1～5及比较例7～9的复合轧辊的外层和中间层之间的接合边界部设为中央，提取轧辊半径方向的拉伸试验片进行了抗拉试验。抗拉试验对各供应试验材料进行两次，表示平均的值。另外，研究抗拉试验后的断裂位置。
对于比较例10及11的复合轧辊的试验片，确认外层和内层的接合边界部的健全性，研究了内层的基体组织。
另外，将比较例10及11的复合轧辊的外层和内层之间的接合边界部设为中央，提取轧辊半径方向的拉伸试验片进行了抗拉试验。另外，抗拉试验对各供应试验材料进行两次，表示平均的值。另外，研究了抗拉试验后的断裂位置。表5表示以上的测定试验结果。
表5中的实施例1～5及比较例7～11的复合轧辊的磨损量的值是与上述相对应的外层的试验结果。
[表5]
Figure A20068004957700321
表5(续)
Figure A20068004957700331
注：(1)X是中间层的式(a)：[V％+0.55×Nb％]的值。
(2)Y是中间层的式(b)：[C％-0.2(V+0.55×Nb％)]的值。
(3)Z是中间层的式(c)：[Mo％+(W％/2)]的值。
表5(续)
注：(1)B：贝氏体、M：马氏体、P：珠光体
(2)B(贝氏体)和/或M(马氏体)的面积率
(3)是在实施例1～5及比较例7～9中的外层和中间层的接合边界部，在比较例10中是外层和内层的接合边界部。
由表5可知，在实施例1～5的复合轧辊中，外层和中间层之间的抗拉强度高于480MPa以上，且两者正常熔敷。实施例1～5的中间层的基体组织是以贝氏体(B)或马氏体(M)、或贝氏体和马氏体的混合组织(B+M)为主体的组织，它们的面积率为70％以上。
图23(a)及图23(b)表示实施例1的外层和中间层的接合边界部的EPMA(加速电压：20kV、波束直径：100×1μm)的元素分析结果。由图23(a)及图23(b)可知，在外层和中间层之间的边界部，C及V的浓度急剧变化。
比较例7的复合轧辊是形成由铸钢材料构成的中间层的轧辊，认为在接合边界部铸造气孔大量存在，发生有熔敷不良。在中间层中，C及Mo的含量为式(a)：[V％+0.55×Nb％]的值X、及式(c)：[Mo％+(W％/2)]的值Z，在本发明所希望的范围以外。另外，在中间层的基体中贝氏体组织的面积率只有25％，在本发明的范围之外。因此，在比较例7的复合轧辊中，在热处理工序后发生外层的一部分剥离的制造麻烦，另外，外层和中间层之间的抗拉强度也非常低为160MPa。
比较例8的复合轧辊是形成由高铬类铸铁构成的中间层的轧辊，认为在接合边界部碳化物大量存在。在该中间层中，C及Cr的含量为式(b)：[C％-0.2(V+0.55×Nb％)]的值Y及式(c)：[Mo％+(W％/2)]的值Z，在本发明所希望的范围以外。另外，外层和中间层之间的抗拉强度也非常低为204MPa。
比较例9的复合轧辊是形成了由高速钢类合金构成的中间层的轧辊，中间层薄为4mm，在本发明的范围之外。在该中间层中，Mo的含量及式(c)：[Mo％+(W％/2)]的值Z为本发明的优选的范围以外。另外，外层和中间层之间的抗拉强度也非常低为274MPa。
比较例10的复合轧辊是在外层的内面未形成中间层而直接形成了内层的轧辊，因此，在外层和内层的接合边界部存在大量的碳化物。因此，在铸造后发生外层的一部分剥离的制造麻烦。另外，外层和内层之间的抗拉强度也非常低为151MPa，在接合边界部断裂。
比较例11的复合轧辊，使用现有例的外层而不形成中间层直接在外层的内面形成内层。外层和内层的接合是健全的，抗拉强度值也高为456MPa，但是，因为使用了现有例的外层，所以其耐磨性低劣。
将实施例1的试验片利用苦味酸酒精溶液进行腐蚀，进行显微镜观察。图16表示结果。由图16可知，实施例1的复合轧辊在外层和中间层的接合边界部没有铸造气孔和凝聚的碳化物层，在外层侧发生了断裂、及中间层的基体组织由贝氏体及马氏体的混合组织构成。
将比较例10的试验片利用过硫酸铵水溶液进行腐蚀，进行显微镜观察。图17表示结果。由图17可知，比较例10的复合轧辊在外层和内层之间的接合边界部有凝聚的碳化物层，在脆弱的接合边界部发生了断裂。
图18是概略地表示比较例11的复合轧辊在淬火时的冷却过程中的热膨胀收缩曲线。在比较例11中，外层在冷却过程中发生马氏体相变或贝氏体相变，发生热膨胀收缩(以下单独称为热膨胀)，产生外层和内层的膨胀差α2。膨胀差α2为不发生外层的剥离的范围。使用现有型的外层时耐磨性低劣，但是外层和内层的接合能够制造健全的离心铸造复合轧辊。
图19概略地表示比较例10的复合轧辊在淬火时的冷却过程中的热膨胀收缩曲线。在比较例10中，外层在冷却过程中发生马氏体相变或贝氏体相变，热膨胀小，但是因为内层发生珠光体相变，所以热膨胀大。因此，外层和内层的膨胀差α增大。因此，在淬火冷却过程中容易引起外层剥离，难以制造健全的离心铸造复合轧辊。
图20概略地表示在实施例1的复合轧辊的淬火时的冷却过程中的热膨胀收缩曲线。在实施例1中，冷却过程中的外层和内层的膨胀差α和比较例10的场合同样。但是，由贝氏体及马氏体的混合组织构成的中间层的热膨胀量在外层及内层的膨胀量之间，因此，外层和中间层的膨胀差α1比α小中间层和内层的膨胀差α2的量。这样，通过形成中间层能够缓和外层和内层的膨胀差，用以防止淬火冷却过程中的外层的剥离，能够制造健全的离心铸造复合轧辊。
在使用实施例1～5的离心铸造复合轧辊轧制不锈钢时，发挥了优异的耐磨性、耐表面粗糙性及耐剥离性。
图21表示本发明的离心铸造复合轧辊的各种结构例。(a)表示由外层71、中间层73及内层72构成的中间实心的复合轧辊，(b)表示由外层71、中间层73及内层72构成，且在内层72设置有中空部85的中空的空心轧辊，(c)表示在(b)的中空空心轧辊中嵌合有金属制的轴材料86的复合轧辊。

Claims (26)

1、一种离心铸造复合轧辊，其特征在于，具有：外层、中间层和内层，其中，所述外层具有如下组成：以质量％计含有C：2.5～9％、Si：0.1～3.5％、Mn：0.1～3.5％、V：11～40％，余量为Fe及不可避免的杂质，所述中间层形成于所述外层内面由高速钢类合金构成，所述内层形成于所述中间层内面由铸铁或铸钢构成。
2、一种离心铸造复合轧辊，其特征在于，具有：外层、中间层和内层，其中，所述外层具有以面积率计分散有20～60％的MC碳化物的组织，所述中间层形成于所述外层的内面由高速钢类合金构成，所述内层由铸铁或铸钢构成。
3、如权利要求1所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层具有以面积率计分散有20～60％的MC碳化物的组织。
4、如权利要求1～3中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层和所述中间层之间的抗拉强度为400MPa以上。
5、如权利要求1～4中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，将包括所述外层和所述中间层之间的接合边界部的试验片提供给抗拉试验时，拉断位置位于除去所述接合边界部之外的所述外层或所述中间层。
6、如权利要求1～5中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层具有如下组成：以质量％计含有C：0.5～3％、Si：0.1～3％、Mn：0.1～3％、V：1～10％，Mo及W满足下述式(1)：
1％≤Mo％+(W％/2)≤6％(质量％)…(1)
余量为Fe及不可避免的杂质。
7、如权利要求6所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，用含量满足下述式(2)及(3)的Nb取代所述中间层中V的至少一部分，
1％≤V％+0.55×Nb％≤10％(质量％)…(2)
Nb≤6％(质量％)…(3)。
8、如权利要求6或7所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层还满足下述式(4)：
0.3％≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(4)。
9、如权利要求6～8中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层还含有0.5～10质量％的Cr。
10、如权利要求6～9中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层还含有2质量％以下的Ni。
11、如权利要求6～10中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层还含有10质量％以下的Co。
12、如权利要求6～11中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层还含有0.5质量％以下的Ti和/或0.5质量％以下的Al。
13、如权利要求1～12中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层的基体组织以马氏体和/或贝氏体为主体。
14、如权利要求1～13中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述中间层的厚度为5mm以上。
15、如权利要求1～14中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层以质量％计还含有从Cr：1～15％、Mo：0.5～20％及W：1～40％中选出的至少一种。
16、如权利要求1～15中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，用含量满足下述式(5)的Nb取代所述外层中V的至少一部分，
11％≤V％+0.55×Nb％≤40％(质量％)…(5)。
17、如权利要求1～16中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层还满足下述式(6)：
0％≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(6)。
18、如权利要求1～17中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层还满足下述式(7)：
0.2＞Nb％/V％(质量％)…(7)。
19、如权利要求1～18中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层还含有2质量％以下的Ni和/或10质量％以下的Co。
20、如权利要求1～19中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层还含有0.5质量％以下的Ti和/或0.5质量％以下的Al。
21、如权利要求1～20中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层中的MC碳化物中的V的含量为30质量％以上。
22、如权利要求1～21中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层具有不含有当量圆直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径不超过150μm的组织。
23、如权利要求1～22中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层具有当量圆直径为15μm以上的MC碳化物的平均距离为10～40μm的组织。
24、如权利要求1～23中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，在所述外层中，MC碳化物的平均当量圆直径为10～50μm。
25、如权利要求1～24中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，所述外层中的当量圆直径为15μm以上的MC碳化物的平均距离B，与MC碳化物的平均当量圆直径A的比(B/A)为2以下。
26、如权利要求1～25中任一项所述的离心铸造复合轧辊，其特征在于，在所述外层中分散有以总量计为0～5％(面积率)的当量圆直径为1μm以上的M2C、M6C和M7C3碳化物。
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