CN105121044B - 离心铸造制热轧用复合辊 - Google Patents

Abstract

一种离心铸造制热轧用复合辊，构成如下：(a)由具有以下化学组成和组织的铸铁构成的外层，其化学组成以质量基准计，含有C：2.5～3.5％、Si：1.3～2.4％、Mn：0.2～1.5％、Ni：3.5～5.0％、Cr：0.8～1.5％、Mo：2.5～5.0％、V：1.8～4.0％、和Nb：0.2～1.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.1～0.7，Mo/V的质量比为0.7～2.5，并且满足2.5≤V+1.2Nb≤5.5的条件，其组织以面积基准计，具有0.3～10％的石墨相；(b)由铁素体面积率为35％以下的延性铸铁构成的轴芯部；(c)铸铁制中间层。

Description

离心铸造制热轧用复合辊

技术领域

本发明涉及在耐磨耗性、抗咬合性和抗事故性优异的外层和韧性优异的轴芯部之间介入中间层而一体化的离心铸造制热轧用复合辊，特别是涉及薄钢板的带钢热轧机的终轧用工作辊所适合的离心铸造制热轧用复合辊。

背景技术

由连续铸造等制造的厚度数百mm的加热板坯，被具有粗轧机和终轧机的带钢热轧机轧制成数mm～数十mm厚的钢板。终轧机通常是串列配置5～7个机架的四重式轧机。7个机架的终轧机时，从第一机架到第三机架称为前段机架，从第四机架至第七机架称为后段机架。

用于这样的带钢热轧机的工作辊，因为与热薄板接触，所以由于热量和机械性的轧制负荷导致在外层表面产生的磨耗、粗糙、热裂缝等的损伤发生。因此，要在磨削除去这些损伤之后，工作辊才能再度供轧制使用。轧辊外层的表层部的损伤的磨削除去称为“修磨”。工作辊从初始直径经过修磨，直到可供轧制使用的最小直径(废弃直径)后，便被废弃。从初始直径至废弃直径被称为轧制有效直径。在轧制有效直径下，热轧用辊为了防止热裂缝这种大的表面损伤，期望外层具有优异的耐磨耗性、抗咬合性和抗事故性。

在修磨中，有用于除去通常的因轧制磨耗造成的表面损伤的轻度修磨，和用于除去因轧制事故造成的表面损伤的重度修磨。特别是在后段的最终机架上，容易发生被称为“卡钢(絞り込み)”的轧制事故，其是指折叠或断开的轧制钢板重叠被轧制。若这样的事故发生，则轧辊表面局部性地遭受强压，钢板咬合在辊表面，因此在高热和高负荷下造成裂纹，并容易进展。特别是在轧制事故中发生的裂纹大多都极深。因此，热轧用辊不仅要求因轧制造成的磨耗少(具有优异的耐磨耗性)，还要求即使在轧制事故中也难以发生咬合(具有优异的抗咬合性)，裂纹的进展少(具有优异的抗事故性)。

作为如此要求有优异的耐磨耗性、抗咬合性和抗事故性的带钢热轧机的最终后段机架用的工作辊，提出有一种为了使耐磨耗性提高，而在抗咬合性良好的高合金麻口细晶铸铁(高合金ゲレン鋳鉄：high alloy grain cast iron)中添加Mo、V等的硬质碳化物形成元素，以此合金作为外层材料的复合辊。

例如，日本特开2005-105296号，公开有一种耐磨耗性和耐粗糙性优异的热轧用辊外层，其具有如下组成：以质量％计，含有C：2.5～3.5％、Si：1.0～2.5％、Mn：0.3～1％、Ni：3～5％、Cr：1.5～2.5％、Mo：1.0～4％、V：1.4～3.0％、Nb：0.1～0.5％、B：0.0005～0.2％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有如下组织：至少在基体的一部分中，含有最大长度：0.1～5μm的微细碳化物50000～1000000个/mm²。日本特开2005-105296号记述，利用MC碳化物使麻口细晶镍铸铁轧辊(Niゲレンロ一ル)的耐磨耗性提高时，为了防止粗糙而在基体中使二次碳化物析出，为此优选进行800～950℃的淬火。但是，从这样的淬火处理至冷却的过程中，轧辊表面与内部产生温差，在轧辊表面侧附加有压缩残余应力。该应力与外层的相变膨胀形成的压缩残余应力重叠，轧辊表面的压缩残余应力变得非常高。若压缩残余应力如此高，则裂纹容易发生。

另外，日本特开2004-82209号公开有一种离心铸造制热轧用复合辊，其外壳层的化学成分以质量比计，C：3.0～4.0％、Si：0.8～2.5％、Mn：0.2～1.2％、Ni：3.0～5.0％、Cr：0.5～2.5％、Mo：0.1～3.0％、V：1.0～5.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，轴芯部由含有C：2.5～4.0％的普通铸铁或球状石墨铸铁形成，外壳层的厚度(T)与轴芯部的半径(R)满足0.03≤T/R≤0.5的关系。该复合辊具有抗咬合性和耐磨耗性，并且可防止制造时的严重裂纹(大根割れ)和使用时的剥落(チル剥げ)。但是，作为热处理只进行430℃的回火处理，因此辊外层的硬度不充分，因此耐磨耗性也差。

日本特开2002-88444号公开有一种复合辊，其由耐磨耗铸铁所形成的外层，和熔敷于外层的内周面的中间层，和熔敷于中间层的内周面的轴芯部构成，所述外层的化学组成以重量％计，由C：1.0～3.0％，Si：0.1～2.0％，Mn：0.1～2.0％，Ni：0.1～4.5％，Cr：3.0～10.0％，Mo：0.1～9.0％，W：1.5～10.0％，V和/或Nb：合计3.0～10.0％，和余量实质上的Fe构成，所述中间层的化学组成以重量％计，由C：1.0～2.5％，Si：0.2～3.0％，Mn：0.2～1.5％，Ni：4.0％以下，Cr：4.0％以下，Mo：4.0％以下，W和/或V：合计12％以下，W、V和Nb的至少一种：合计12％以下，和余量实质上的Fe构成，所述轴芯部由片状石墨铸铁、球状石墨铸铁或石墨钢构成。但是，因为外层含有非常多的Cr，达3.0～10.0％，所以石墨难以晶化，抗咬合性和断裂韧性差。另外，Cr碳化物(M₇C₃，M₂₃C₆等)的结晶导致断裂韧性低。若断裂韧性低，则轧制事故中发生的裂纹容易进展。

日本特开平09-170041号公开有一种离心铸造制辊，其是使石墨钢的中间层介于含有石墨的外层和延性铸铁制轴芯之间而熔敷一体化的离心铸造制辊，所述外层，含有C：2.5～4.7％、Si：0.8～3.2％、Mn：0.1～2.0％、Cr：0.4～1.9％、Mo：0.6～5.0％、V：3.0～10.0％、和Nb：0.6～7.0％，并且满足下式(1)～(4)：2.0+0.15V+0.10Nb≤C(％)…(1)，1.1≤Mo/Cr…(2)，Nb/V≤0.8…(3)，和0.2≤Nb/V…(4)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述轴芯，含有C：2.8～3.8％、Si：2.0～3.0％、Mn：0.3～1.0％、P：0.10％以下、S：0.04％以下、Ni：0.3～2.0％、Cr：1.5％以下、和Mo：1.0％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述中间层，含有C：1.0～2.0％、Si：1.6～2.4％、Mn：0.2～1.0％、P：0.05％以下、S：0.03％以下、Ni：0.1～3.5％、Cr：1.5％以下、和Mo：0.1～0.8％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，石墨钢的中间层的情况存在这样的问题，因为中间层的凝固开始温度比外层高，所以在外层或中间层容易发生缩孔等的铸造缺陷。

发明内容

因此本发明的目的在于，提供一种耐磨耗性和抗咬合性优异，因具有高断裂韧性值而抗事故性优异，并且外层、中间层和轴芯部的熔敷良好，此外在外层内部贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析少，外层组织的半径方向均质性优异，适合带钢热轧机的最终后段用工作辊的离心铸造制热轧用复合辊。

本发明的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，由如下构成：(a)由具有以下化学组成和组织的铸铁构成的外层，其化学组成为，以质量基准计，含有C：2.5～3.5％、Si：1.3～2.4％、Mn：0.2～1.5％、Ni：3.5～5.0％、Cr：0.8～1.5％、Mo：2.5～5.0％、V：1.8～4.0％、和Nb：0.2～1.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.1～0.7，Mo/V的质量比为0.7～2.5，并且满足2.5≤V+1.2Nb≤5.5的条件，其组织为，以面积基准计，具有0.3～10％的石墨相；(b)轴芯部，其由铁素体面积率为35％以下的延性铸铁构成；(c)铸铁制中间层。

优选在所述中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，是所述外层的废弃直径的V和Nb的合计量的70％以下，并且在所述中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量，是所述外层的废弃直径的Cr含量的80％以上。

所述外层也可以还含有W：0.1～5.0％。

优选所述外层的化学组成，满足下式(1)～(3)的条件：

Si≤3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)，

(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≤9.5…(2)，和

1.5≤Mo+0.5W≤5.5…(3)

所述外层以质量基准计，也可以含有从Ti：0.003～5.0％、Al：0.01～2.0％、Zr：0.01～0.5％、B：0.001～0.5％和Co：0.1～10.0％所构成的群中选择的至少一种。

优选所述外层的基体具有560以上的维氏硬度。

优选轧辊轴向中央的所述外层表面的圆周方向压缩残余应力以废弃直径计为150～500MPa。

优选所述外层的断裂韧性值K_IC为18.5MPa·m^1/2以上。

优选所述外层的基体中的Si含量为3.2质量％以下。

本发明的离心铸造制复合轧辊，不仅耐磨耗性和抗咬合性优异，而且因为具有高断裂韧性值，所以抗事故性也优异，并且外层、中间层和轴芯部的熔敷良好。此外，外层内部贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析少，外层组织的半径方向均质性优异。均质性差时，因为碳化物量少的枝晶的斑点状偏析比周围的组织优先磨耗，并且磨耗部分被斑点状地转印到轧制材上，所以使轧制制品的品质劣化。若使用均质性优异的本发明的离心铸造制复合轧辊，则能够防止这样的轧制制品的品质的劣化。

附图说明

图1是表示相当于基体组成的合金的Si含量与断裂韧性值K_IC的关系的图解。

图2是表示轧制磨耗试验机的概略图。

图3是表示摩擦热冲击试验机的概略图。

图4-1是概略性地表示中间层与轴芯部的边界部邻域的Cr、V和Nb的分布的图解。

图4-2是表示根据Cr的分布决定边界部的方法的图解。

图4-3是表示中间层与轴芯部的边界部附近的局部放大剖面图，表示在中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量和Cr的含量的定义的局部放大剖面图。

图5-1是表示实施例8的中间层邻域的Cr、V和Nb的分布的图解。

图5-2是表示实施例9的中间层邻域的Cr、V和Nb的分布的图解。

图6是表示实施例1的外层的金属组织的显微镜照片。

图7是表示断裂韧性值测量用试验片的概略正视图。

具体实施方式

以下详细地说明本发明的实施方式，本发明不受其限定，在不脱离本发明的技术的思想的范围内也可以进行各种变更。除非特别指出，否则仅记述为“％”时意思是“质量％”。

[1]离心铸造制热轧用复合辊的构成

(A)外层

(l)组成

(i)必须组成

(a)C：2.5～3.5质量％

C与V、Nb、Cr、Mo和W结合而生成硬质的碳化物，有助于耐磨耗性的提高。另外借助Si和Ni等的石墨化促进元素而在组织中作为石墨晶化，因此赋予外层以抗咬合性，并且使外层的韧性提高。C低于2.5质量％时，不仅石墨的晶化不充分，而且硬质的碳化物的晶化量过少，不能赋予外层以充分的耐磨耗性。此外，C低于2.5质量％时，从奥氏体晶化到共晶碳化物晶化的温差大，因此奥氏体在离心力作用下移动到外周侧，在外层内部的熔液中碳容易稠化。其结果是，在碳稠化熔液中容易引发奥氏体的粗大枝晶的发生和生长。奥氏体的枝晶相变成贝氏体和/或马氏体，成为粗大的斑点状偏析。

另一方面，若C高于3.5质量％，则石墨过剩，并且其形状也线状，外层的强度降低。另外碳化物的晶化量过多，外层的韧性降低，耐裂纹性降低，因此轧制带来的裂纹变深，轧辊损失增加。C的含量的下限优选为2.55质量％，更优选为2.65质量％。另外，C的含量的上限优选为3.45质量％，更优选为3.4质量％，最优选为3.35质量％。

(b)Si：1.3～2.4质量％

Si通过对熔液的脱氧而减少氧化物的缺陷，并且具有助长石墨晶化的作用，有助于抗咬合性和龟裂的进展的抑制。Si低于1.3质量％时，熔液的脱氧作用不充分，石墨晶化的作用也少。另一方面，若Si高于2.4质量％，则合金基体脆化，外层的韧性降低。Si的含量的下限优选为1.4质量％，更优选为1.5质量％。Si的含量的上限优选为2.3质量％，更优选为2.25质量％，最优选为2.2质量％。

(c)Mn：0.2～1.5质量％

Mn除了熔液的脱氧作用以外，还有将作为杂质的S作为MnS固定的作用。Mn低于0.2质量％时，这些效果不充分。另一方面，即使Mn高于1.5质量％，也不会得到进一步的效果。Mn的含量的下限优选为0.3质量％，更优选为0.4质量％，最优选为.0.5质量％。Mn的含量的上限优选为1.4质量％，更优选为1.3质量％，最优选为1.2质量％。

(d)Ni：3.5～5.0质量％

Ni具有使石墨晶化的作用，有助于抗咬合性。Ni还具有使基体组织的淬火性提高的作用。在本发明中，为了限制轧辊表面的压缩残余应力而最好不进行淬火，如果不进行淬火，则需要通过铸造后的冷却来使外层硬化。因此，就需要不会因离心铸造铸模内的冷却而引起珠光体相变，却使贝氏体相变或马氏体相变发生的淬火性。Ni低于3.5质量％时，无法充分取得这一作用。另一方面，若Ni高于5.0质量％，则奥氏体过于稳定化，难以相变成贝氏体或马氏体。Ni的含量的下限优选为3.6质量％，更优选为3.8质量％，最优选为3.9质量％。Ni的含量的上限优选为4.9质量％，更优选为4.8质量％，最优选为4.7质量％。

(e)Cr：0.8～1.5质量％

Cr使淬火性提高，并且使基体成为贝氏体或马氏体而保持硬度，对于维持耐磨耗性是有效的元素。Cr低于0.8质量％时，其添加效果不充分。另一方面，若Cr高于1.5质量％，则不仅阻碍石墨的晶化，而且形成粗大的共晶碳化物，使断裂韧性值降低。Cr的含量的上限优选为1.45质量％，更优选为1.4质量％，最优选为1.35质量％.。

(f)Mo：2.5～5.0质量％

Mo与C结合而形成硬质的Mo碳化物(M₆C，M₂C)，使外层的硬度增加，并且使基体的淬火性提高。另外，Mo与V和Nb一起生成强韧且硬质的MC碳化物，使耐磨耗性提高。而且，Mo在合金熔液的凝固过程中使剩余共晶熔液的比重增加，防止初晶γ相的离心分离，抑制贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析的出现。Mo低于2.5质量％时，这些效果不充分。另一方面，若Mo高于5.0质量％，则外层的韧性劣化，白口化倾向变强，因此阻碍石墨的晶化，并且使断裂韧性值降低。Mo的含量的下限优选为2.6质量％，更优选为2.7质量％。Mo的含量的上限优选为4.6质量％，更优选为4.4质量％，最优选为4.2质量％。

(g)V：1.8～4.0质量％

V是与C结合而生成硬质的MC碳化物的元素。该MC碳化物具有2500～3000的维氏硬度Hv，在碳化物之中最硬。V低于1.8质量％时，MC碳化物的晶化量不充分。另一方面，若V高于4.0质量％，则比重轻的MC碳化物由于离心铸造中的离心力而在外层的内侧稠化，不仅MC碳化物的半径方向偏析变得显著，而且MC碳化物粗大化，合金组织变粗，轧制时容易粗糙。MC碳化物是V、Nb或Mo为主体的碳化物，如后述，其晶化量不仅与V有关，而且与Nb的量有关。此外，在V与其他元素的相互作用下，如后述，Si向基体中的固溶量和粗大碳化物的形成量会发生变化。V的含量的下限优选为2.0质量％，更优选为2.1质量％，最优选为2.2质量％。V的含量的上限优选为3.9质量％，更优选为3.8质量％，最优选为3.7质量％。

(h)Nb：0.2～1.5质量％

Nb与C结合而生成MC碳化物。Nb通过与V和Mo的复合添加，在MC碳化物中固溶而使MC碳化物强化，使外层的耐磨耗性提高。NbC系的MC碳化物，相比VC系的MC碳化物，与熔液密度的差异小，因此使MC碳化物的偏析减轻。此外，Nb在合金熔液的凝固过程中使剩余共晶熔液的比重增加，防止初晶γ相的离心分离，抑制从奥氏体相变的枝晶状的贝氏体和/或马氏体斑点状偏析。Nb低于0.2质量％时，这些效果不充分。另一方面，若Nb高于1.5质量％，则MC碳化物凝集，难以得到健全的外层。Nb的含量的下限优选为0.3质量％，更优选为0.4质量％。Nb的含量的上限优选为1.4质量％，更优选为1.3质量％，最优选为1.2质量％。

(i)Nb/V：0.1～0.7，Mo/V：0.7～2.5和V+1.2Nb：2.5～5.5质量％

V、Nb和Mo均具有使对于耐磨耗性来说是必须的硬质MC碳化物增加的作用，需要使这些元素的合计添加量达到规定的水平以上。另外，V是使熔液的比重降低的元素，相对于此Nb和Mo是使熔液的比重增加的元素。因此，若Nb和Mo的含量对于V不平衡，则熔液的比重与奥氏体的比重的差别变大，由离心力造成的奥氏体向外层侧的移动导致碳显著被稠化，其结果是奥氏体的枝晶容易偏析。

因此，使Nb/V的质量比为0.1～0.7，Mo/V的质量比为0.7～2.5，并且使V+1.2Nb为2.5～5.5质量％。若Nb/V、Mo/V和V+1.2Nb在此范围内，则在以V为主体的碳化物中会进入适量的Nb和Mo，碳化物变重，碳化物的分散得到均匀化，可此可防止贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析的发生。特别是若V+1.2Nb高于5.5％，则过剩晶化的比重小的MC碳化物在离心铸造过程中会向外层的内侧稠化，阻碍与中间层的熔敷。

Nb/V的质量比的下限优选为0.12，更优选为0.14，最优选为0.18。Nb/V的质量比的上限优选为0.6，更优选为0.55，最优选为0.5。

Mo/V的质量比的下限优选为0.75，更优选为0.8，最优选为0.85。Mo/V的质量比的上限优选为2.2，更优选为1.95，最优选为1.75。

V+1.2Nb的下限优选为2.6质量％，更优选为2.7质量％，最优选为2.8质量％。V+1.2Nb的上限优选为5.35质量％，更优选为5.2质量％，最优选为5.0质量％。

(ii)任意组成

本发明的离心铸造制复合轧辊的外层，除了上述必须组成要件以外，也可以含有至少一种下述的元素。

(a)W：0.1～5.0质量％

W与C结合而生成硬质的M₆C和M₂C的碳化物，有助于外层的耐磨耗性提高。另外也在MC碳化物中固溶而使其比重增加，具有减轻偏析的作用。但是，若W高于5.0质量％，则加重熔液的比重，碳化物偏析容易发生。因此，添加W时，其优选的含量为5.0质量％以下。另一方面，W低于0.1质量％时，其添加效果不充分。W的含量的上限优选为4.5质量％，更优选为4.0质量％，最优选为3.0质量％。

(b)Ti：0.003～5.0质量％

Ti与作为石墨化阻碍元素的N和O结合，形成氧化物或氮化物。氧化物或氮化物在熔液中悬浊而成为核，使MC碳化物微细化和均质化。但是，若Ti高于5.0质量％，则熔液的粘性增加，容易发生铸造缺陷。因此，添加Ti时，其优选的含量为5.0质量％以下。另一方面，Ti低于0.003质量％时，其添加效果不充分。Ti的含量的下限优选为0.005质量％。Ti的含量的上限更优选为3.0质量％，最优选为1.0质量％。

(c)Al：0.01～2.0质量％

Al与作为石墨化阻碍元素的N和O结合，形成氧化物或氮化物，其在熔液中悬浊而成为核，使MC碳化物微细均匀地晶化。但是，若Al高于2.0质量％，则外层变脆，招致机械的性质的劣化。因此，Al的优选的含量为2.0质量％以下。另一方面，Al的含量低于0.01质量％时，其添加效果不充分。Al的含量的上限更优选为1.5质量％，最优选为1.0质量％。

(d)Zr：0.01～0.5质量％

Zr与C结合而生成MC碳化物，使外层的耐磨耗性提高。另外在熔液中生成的Zr氧化物作为结晶核起作用，凝固组织变得微细。另外使MC碳化物的比重增加，防止偏析。但是，若Zr高于0.5质量％，生成夹杂物而不为优选。因此，优选Zr的含量为0.5质量％以下。另一方面，Zr低于0.01质量％时，其添加效果不充分。Zr的含量的上限优选为0.3质量％，更优选为0.2质量％，最优选为0.1质量％。

(e)B：0.001～0.5质量％

B具有使碳化物微细化的作用。另外微量的B有助于石墨的晶化。但是，若B高于0.5质量％，则白口化效果变强，石墨难以晶化。因此，B的含量优选为0.5质量％以下。另一方面，B低于0.001质量％时，其添加效果不充分。B的含量的上限优选为0.3质量％，更优选为0.1质量％，最优选为0.05质量％。

(f)Co：0.1～10.0质量％

Co对于基体组织的强化是有效的元素。另外，Co容易使石墨晶化。但是，若Co高于10质量％，则的韧性降低。因此，Co的含量优选为10质量％以下。另一方面，Co低于0.1质量％，其添加效果不充分。Co的含量的上限优选为8.0质量％，更优选为6.0质量％，最优选为4.0质量％。(g)Mo/Cr：1.7～5.0

Mo/Cr的质量比优选在1.7～5.0的范围内。Mo/Cr的质量比低于1.7时，Mo含量相对于Cr含量不充分，以Mo为主体的碳化物粒子的面积率降低。另一方面，Mo/Cr的质量比高于5.0时，以Mo为主体的碳化物变多，其碳化物粗大化，因此断裂韧性差。因此，Mo/Cr的质量比优选为1.7～5.0。Mo/Cr的质量比的下限更优选为1.8。Mo/Cr的质量比的上限更优选为4.7，最优选为4.5。

(iii)优选的组成关系

(a)Si≤3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)

为了改善抗事故性，需要使轧辊外层的断裂韧性值，例如作为带钢热轧机的后段用工作辊时，为18.5MPa·m^1/2以上，即具有高的断裂韧性。因为不能测量轧辊外层的基体的断裂韧性值，所以，如果针对相当于轧辊外层的基体(排除了碳化物的影响)的合金，调查Si固溶量与断裂韧性值的关系，则能够推定轧辊外层的基体的Si固溶量与断裂韧性值的关系。因此，首先出于排除碳化物量的影响的目的，使C含量处于1质量％，同时减少V、Nb等的碳化物形成元素的含量，制作具有相当于轧辊外层的基体的组成的各种合金试料，测量各试料的断裂韧性值。图1表示相当于基体组成的合金的Si固溶量与断裂韧性值的关系。如图1所示，相当于基体组成的合金中的Si固溶量在3.2％以下时，试料的断裂韧性值大体为22MPa·m^1/2以上，但若高于3.2％，则降低到19MPa·m^1/2以下。由此能够推定，若基体的Si固溶量高于3.2％，则轧辊外层的基体的断裂韧性值也会急剧降低。对于限制基体中的Si固溶量的合金组成进行锐意研究的结果可知，为了使基体中的Si固溶量为3.2％以下，需要满足Si≤3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]的条件。

(b)(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≤9.5…(2)

在含有V、Nb、Cr、Mo和W的铸铁的凝固过程中，首先V和Nb等的粒状的MC碳化物和奥氏体晶化后，Cr、Mo和W在液相中稠化，作为M₂C、M₆C、M₇C₃、M₂₃C₆、M₃C等的网状的共晶碳化物而晶化。外层的断裂韧性值很大程度依存于碳化物的量和形状，特别是若网状的共晶碳化物多或粗大，则断裂韧性值显著降低。相对于形成MC碳化物的V和Nb，C过剩，并且在凝固过程在液相中稠化的Cr、Mo和W过剩时，形成粗大碳化物，外层的断裂韧性值降低。相对于V和Nb来说C是否过剩，根据(C-0.2V-0.13Nb)这一项来判定，Cr、Mo和W是否过剩根据(Cr+Mo+0.5W)这一项来判定。锐意研究的结果可知，用于不使断裂韧性值降低的组成条件是，满足(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≤9.5。为了使断裂韧性值为18.5MPa·m^1/2以上，需要使左边的值处于9.5以下。

(c)1.5≤Mo+0.5W≤5.5…(3)

Mo和W具有形成MC、M₂C或M₆C的硬质碳化物的作用。Mo的作用是W的作用的2倍，因此Mo和W的合计含量能够由(Mo+0.5W)表示。为了形成M₂C、M₆C的碳化物并使耐磨耗性提高，(Mo+0.5W)需要为1.5％以上，但若过多，则网状的共晶碳化物变多，因此需要在5.5％以下。

(iv)杂质

外层组成的余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。不可避免的杂质之中，P和S招致机械的性质的劣化，因此优选尽可能少。具体来说，P的含量优选为0.1质量％以下，S的含量优选为0.1质量％以下。作为其他的不可避免的杂质，Cu、Sb、Te、Ce等的元素合计为0.7质量％以下即可。

本发明的离心铸造制复合轧辊的外层的组织，具有基体、石墨、MC碳化物、渗碳体、MC碳化物和渗碳体以外的碳化物(M₂C，M₆C等)。本发明的离心铸造制复合轧辊的外层的组织具有0.3～10面积％的石墨相。外层组织优选另外还含有3～20面积％的MC碳化物。外层的基体组织优选实质上由马氏体、贝氏体或珠光体构成。外层的基体组织此外优选还含有15～45面积％的渗碳体相。

(a)石墨相的面积率：0.3～10％

在外层组织晶化的石墨相(石墨粒子)的面积率为0.3～10％。石墨相的面积率低于0.3％时，外层的抗咬合性提高的效果不充分。另一方面，若石墨相高于10面积％，则外层的机械的性质降低。石墨相的面积率优选为0.5～8％，更优选为1～7％。

(b)MC碳化物的面积率：3～20％

若在外层组织晶化的MC碳化物的面积率低于3％，则外层不具有充分的耐磨耗性。另外由于与石墨的共存关系，使MC碳化物的面积率高于20％困难。

(3)特性

(a)耐磨耗性

外层的耐磨耗性，通过MC、M₂C、M₆C等的硬质碳化物和硬质的基体组织获得。特别是由V和Nb等构成的MC碳化物非常硬质，(V+1.2Nb)为2.5质量％以上时，充分的MC碳化物晶化。另外硬质的基体组织由Mo、W等的元素获得。

(b)抗咬合性

为了防止卡钢时的钢板的咬合，有效的是含有规定量的碳化物和Si，并且具有规定量的石墨。为此，需要2.5质量％以上的C和1.3质量％以上的Si。

(c)抗事故性

作为对于发生的裂纹其进展的阻力的指标是断裂韧性值。断裂韧性值依存于碳化物的形态、大小和量以及基体的韧性。若碳化物粗大，裂纹容易进展。粗大碳化物的生成，可知依存于MC碳化物晶化后残留在熔液中的C的量，和容易形成粗大碳化物的Cr、Mo和W的量。其结果是，如果表示MC碳化物晶化后的残留C量的(C-0.2V-0.13Nb)这一项，和表示Cr、Mo和W的合计量的(Cr+Mo+0.5W)的和在9.5质量％以下，则能够判定为，使断裂韧性值降低的粗大碳化物的发生得到抑制。

另外可知，若高于3.2质量％的Si固溶，则基体的断裂韧性显著降低。为了使基体中的Si量在3.2质量％以下，则满足Si≤3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]的条件即可。

(d)压缩残余应力

在轧辊外层，为了防止裂纹发生而需要规定的压缩残余应力。但是，若高于压缩残余应力的规定值，则加速助长裂纹的进展。残留应力是由于外层与轴芯部的应变差形成的弹性变形而发生，因此，若外层变薄，则单性变形也就变大那么多，压缩残余应力也增大。地本发明中，以压缩残余应力最大的废弃直径，并且在轧辊轴向中央求得外层表面的圆周方向压缩残余应力的值。以防止裂纹的发生，同时不助长裂纹的进展的方式，在轧辊轴向中央，废弃直径的外层的压缩残余应力优选为150～500MPa，更优选为200～400MPa。

为了得到这样的压缩残余应力，在铸造后进行450～550℃的回火处理1次以上。450～550℃的保持优选为1小时以上。在该回火处理温度下，残留奥氏体相变为硬质的马氏体或贝氏体，通过其相变膨胀而对轧辊表面赋予压缩残余应力。由于这样的相变，基体硬度上升，耐磨耗性提高。还有，若进行将轧辊加热至外层的基体的奥氏体化温度(约770℃以上)以上的淬火，则轧辊表面的压缩残余应力高于500MPa，因此裂纹的进展容易加快。

(e)维氏硬度

外层基体的维氏硬度优选为560以上。若外层基体的维氏硬度低于560，则轧制导致基体部的优先的磨耗和碳化物的脱落大。560以上的维氏硬度，通过以满足1.5≤(Mo+0.5W)方式来添加Mo和W来获得。

(B)轴芯部

为了对应外层的长寿命化，也延长轴颈部(轴芯部)的寿命，必须提高轴颈部的耐磨耗性。若由于轴颈部的磨耗导致与轴承之间的间隙变大，则不得不废弃离心铸造复合辊。为了提供高耐磨耗性的轴颈部，在形成有与轴承接触的部位的有的轴颈部的轴芯部，使用铁素体面积率为35％以下的延性铸铁。在延性铸铁中，由于球状石墨，其周围的碳量降低，容易成为低硬度的铁素体组织。铁素体面积率越多，基体的硬度越降低，因此耐磨耗性降低。轴芯部用延性铸铁的铁素体面积率优选为32％以下，最优选为29％以下。

延性铸铁的铁素体面积率受合金元素的量影响。铁素体面积率为35％以下的延性铸铁的组成，以质量基准计，含有C：2.3～3.6％，Si：1.5～3.5％，Mn：0.2～2.0％，Ni：0.3～2.0％，Cr：0.05～1.0％，Mo：0.05～1.0％，Mg：0.01～0.08％，和V：0.05～1.0％，余量是Fe和不可避免的杂质。除上述必须元素以外，也可以含有Nb：0.7％以下和W：0.7％以下。此外，为了使铁素体面积率降低，也可以添加Cu、Sn、As和Sb的至少一种合计0.005～0.5％。P通常作为杂质元素以0.005～0.05％左右进入到延性铸铁中，但为了使铁素体面积率降低，也可以添加至0.5％。关于延性铸铁，铁基体以铁素体和珠光体为主体，其他主要包含石墨和微量的渗碳体。

(C)中间层

因为形成于外层的内面的中间层从离心铸造用模具表面脱离，所以其定向凝固的程度变小，容易发生缩孔，但本发明的铸铁制中间层，由于中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量，是外层的废弃直径的Cr含量的80％以上，从而可确保共晶碳化物量，防止离心铸造时的凝固缩孔。而且，中间层在中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，是所述外层的废弃直径的V和Nb的合计量的70％以下，因此从外层扩散到轴芯部的V和Nb少，提高了外层与轴芯部的接合强度。为了与外层和轴芯部的熔敷良好，优选使中间层的平均厚度为1～70mm，更优选为3～50mm，最优选5～30mm。还有，中间层并不限于要遍及接合部整体的区域而具有均匀的厚度，也有接合部的一部分变薄的情况。

(1)熔液组成

中间层用熔液，(a)V和Nb的合计量是外层用熔液中的V和Nb的合计量的50％以下，(b)Cr含量是外层用熔液中的Cr含量的80％以上，(c)C含量是外层用熔液中的C含量的±35％以内。

在组成要件(a)中，若中间层用熔液中的V和Nb的合计量高于外层用熔液中的V和Nb的合计量的50％，则浇铸轴芯部用熔液时，中间层中的V和Nb扩散到轴芯部，中间层与轴芯部的接合强度低。中间层用熔液中的V和Nb的合计量，优选为外层用熔液中的V和Nb的合计量的45％以下，更优选为40％以下。特别是，中间层用熔液的V含量优选为0～3.0％，更优选为0～2.8％。另外，中间层用熔液的Nb含量优选为0～3.0％，更优选为0～2.8％。

在组成要件(b)中，若中间层用熔液中的Cr含量低于外层用熔液中的Cr含量的80％，则离心铸造时的凝固缩孔有可能变多。中间层用熔液中的Cr含量，优选为外层用熔液中的Cr含量的82％以上，更优选为85％以上。另外中间层用熔液中的Cr含量，优选为外层用熔液中的Cr含量的300％以下，更优选为200％以下。特别是，中间层用熔液的Cr含量优选为0.8～3.3％，更优选为0.8～3.0％。

在组成要件(c)中，若中间层用熔液中的C含量没有处在外层用熔液中的C含量的±35％以内，则由于C含量的差别，导致中间层与外层的接合强度低。中间层用熔液中的C含量，优选为外层用熔液中的C含量的±30％以内，更优选为±25％以内。特别是，中间层用熔液的C含量优选为1.6～3.8％，更优选为1.8～3.6％。

满足上述组成要件(a)～(c)的中间层用熔液的优选的具体的组成，含有C：1.6～3.8％、Si：0.2～3.5％、Mn：0.2～2.0％、Ni：0～5.0％、Cr：0.8～3.0％、Mo：0～3.0％、V：0～2.0％、Nb：0～2.0％、和W：0～3.0％，余量是Fe和不可避免的杂质。V、Nb各自的含量的上限优选为0.5％。

(2)凝固组成

因为在外层内面形成中间层，并且在中间层内面形成轴芯部，所以外层成分扩散到中间层的外侧区域(靠近外层内面的一侧)。因此，不仅中间层的凝固组成与熔液组成不同，而且在轧辊半径方向具有梯度。具体来说，(a)在中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，是外层的废弃直径的V和Nb的合计量的70％以下，并且(b)在中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量，是外层的废弃直径的Cr含量的80％以上。通过满足中间层的凝固组成要件(a)和(b)，能够在外层与中间层，和中间层与轴芯部之间得到高接合强度(抗拉强度为300MPa以上)。在组成要件(a)中，中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，优选为外层的废弃直径的V和Nb的合计量的68％以下，更优选为65％以下。在组成要件(b)中，在中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量，优选为外层的废弃直径的Cr含量的82％以上，更优选为85％以上。另外其上限优选为300％以下，更优选为200％以下。

因为在外层内面形成有中间层，并且在中间层内面形成有轴芯部，所以两者的成分不仅在外层与中间层的边界相互扩散，而且两者的成分在中间层与轴芯部的边界互相扩散。因此，合金元素的浓度，经由中间层大体上从外层至轴芯部降低。特别是在作为碳化物形成元素的V、Nb和Cr的浓度不同的中间层与轴芯部的边界部，这些元素的浓度显著降低。

形成有Cr含量与外层同程度或比外层少的中间层时，调查中间层与轴芯部的边界部的V、Nb和Cr的浓度变化的结果，如图4-1概略性地显示，可知(a)V和Nb从中间层向轴芯部慢慢降低，因此，虽然难以确定边界部的范围，但(b)如图4-1所示，Cr的浓度从外层至中间层几乎没有变化，但在边界部急剧降低，在轴芯部再次变得固定。另外还可知，在形成有Cr含量比外层多的中间层时，边界部的Cr浓度的降低的梯度进一步变大。无论哪种情况，Cr浓度在边界部都会急剧降低，因此可以说，为了确定边界部的范围，可以使用Cr的浓度变化。因此，如图4-2所示，将Cr的浓度曲线的拐点A₁、A₂的位置分别定义为边界部的半径方向外侧位置和内侧位置。为了求得这样的拐点，优选以半径方向3mm以下的间距分析Cr的浓度。

图4-3是放大表示边界部附近的复合辊的横截面(与轴线方向垂直的截面)。如图4-3所示，边界部的端部20的半径方向位置一般不固定。在具有这样的端部20的边界部的附近，沿着半径方向直线L以一定的间距P测量V、Nb和Cr的浓度，而测量点M₁、M₂、M₃…的哪一个几乎都没有位于边界部的端部20。即，多数情况是边界部的外端A1与测量点M₁、M₂、M₃…的哪个都不一致。因此，在半径方向直线L上，设定从外端A₁只离开距离X(＝2mm)的半径方向外侧(中间层侧)的位置A₃，(a)任意一个测量点与位置A₃一致时，采用位置A₃的V、Nb和Cr的浓度，(b)任意一个测量点与位置A₃都不一致时，采用距位置A₃最近的外侧的测量点(图示的例中为M2)的V、Nb和Cr的浓度。因此，将位置A₃或距其最近的外侧的测量点M2的V和Nb的合计量，定义为“中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量”。同样，将位置A₃或距其最近的外侧的测量点M2的Cr含量，定义为“中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量”。M₁、M₂、M₃…的例子也记在图4-2中。

还有，中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，根据测量位置而变动的程度比较大，因此本发明中，采用遵循上述方法而在任意的3处测量到的值的平均值。

(D)轧辊尺寸

本发明的离心铸造制复合轧辊的尺寸没有特别限定，但优选的例子是，外层的外径为200～1300mm，辊体长为500～6000mm，外层的轧制使用层(轧制有效直径)的厚度为50～200mm。

[2]离心铸造制复合轧辊的制造方法

本发明的离心铸造制复合轧辊，通过如下方式制造：(a)在旋转的离心铸造用圆筒状模具中，浇铸具有上述组成的外层用熔液；(b)在外层的凝固中或凝固后，向中空状外层的内部浇铸中间层用熔液；(c)在中间层的凝固中或凝固后，使具有外层和中间层的圆筒状模具立起，在其上下端设置上模和下模，构成静置铸造用铸模；(d)在由所述上模、具有所述外层和中间层的圆筒状模具和所述下模构成的中空部(模腔)，浇铸轴芯部用熔液。还有，也可以将形成外层和中间层的圆筒状模具，和形成轴芯部的上模和下模预先设为一体的铸模作为静置铸造用铸模。

(A)外层的形成

(1)熔液

外层用熔液的化学组成，以质量基准计，含有C：2.5～3.5％，Si：1.3～2.4％，Mn：0.2～1.5％，Ni：3.5～5.0％，Cr：0.8～1.5％，Mo：2.5～5.0％，V：1.8～4.0％，和Nb：0.2～1.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.1～0.7，Mo/V的质量比为0.7～2.5，V+1.2Nb为2.5～5.5％。

(2)浇铸温度

外层用熔液的浇铸温度，在Ts+30℃～Ts+180℃(其中，Ts是奥氏体晶化开始温度。)的范围内。在该范围内的浇铸温度下，能够缩短液相残存的时间，抑制因凝固而由液体晶化的γ相的离心分离，抑制偏析。若浇铸温度比Ts+30℃低，则浇铸的熔液的凝固太快，微细的夹杂物等的异物在借助离心力的分离之前便凝固，容易残留异物缺陷。另一方面，若浇铸温度比Ts+180℃高，则在外层内部有粗大的枝晶集合的斑点状区域(偏析域)生成。浇铸温度优选为Ts+30℃～Ts+100℃，更优选为Ts+80℃～Ts+100℃。还有，奥氏体晶化开始温度Ts，是由差热分析仪测量的凝固放热的开始温度。通常外层用熔液从浇包经由漏斗、浇注嘴等，或从中间包经由浇注嘴等，被浇铸到离心铸造用模具内，因此本发明所说的浇铸温度，是指浇包内或中间包内的熔液的温度。

(3)离心力

以离心铸造用模具铸造外层时的离心力，以重力倍数计，在60～150G的范围内。若以范围内的重力倍数进行浇铸，则能够限制凝固时的加速度而减缓γ相的移动速度，因而能够抑制γ相的离心分离(抑制偏析)。重力倍数低于60G时，外层熔液的附着不足(レ一ニンゲ：同向运行)。另一方面，若重力倍数高于150G，则γ相的离心分离变得显著，γ相少而熔液残液中粗大的枝晶生成。其结果是，在外层内部生成贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析。重力倍数(G No.)，根据式：G No.＝N×N×D/1,790,000[其中，N是模具的转速(rpm)，D是模具的内径(相当于外层的外周)(mm)。]求得。

(4)离心铸造用模具

离心铸造用模具优选由厚120～450mm的强韧的延性铸铁构成。若模具薄而低于120mm，则模具的冷却能力不足，因此外层内容易发生缩孔缺陷。另一方面，即使模具的厚度高于450mm，冷却能力也是饱和。模具的更优选的厚度为150～410mm。离心铸造用模具无论是水平型、倾斜型或垂直型的都可以。

(5)涂料

为了防止外层粘在模具上，优选在模具内面以0.5～5mm的厚度涂布以氧化硅、氧化铝、氧化镁或锆石为主体的涂料。若涂料比5mm厚，则熔液的冷却慢，液相的残存时间长，因此容易引起γ相的离心分离，易发生偏析。另一方面，若涂料比0.5mm薄，则防止外层发热粘着的效果不充分。涂料的更优选的厚度为0.5～4mm。

(6)孕育剂

为了调整石墨的晶化量，也可以在熔液中添加Fe-Si、Ca-Si等的孕育剂。这种情况下，一并考虑孕育剂的添加带来的组成变化而决定熔液组成。作为孕育方法有如下等：向从熔炉流出的熔液中添加孕育剂的方法；向浇包、中间包、漏斗等之中的熔液中添加孕育剂的方法；向铸模中的熔液中直接添加孕育剂的方法。

(B)中间层的形成

浇铸了外层之后，在外层的凝固中或凝固后，(a)V和Nb的合计量是外层用熔液中的V和Nb的合计量的50％以下，(b)Cr含量是外层用熔液中的Cr含量的80％以上，并且(c)浇铸C含量是外层用熔液中的C含量的±35％以内的中间层用熔液。因为外层的内面再溶解后中间层凝固，所以两者发生金属接合。

(C)轴芯部的形成

在中间层凝固中或凝固后，使具有外层和中间层的模具立起，在其上下端分别设置上模和下模而构成静置铸造用铸模。因为上模和下模与具有外层和中间层的模具连通，所以上模、具有外层和中间层的模具和下模形成一体的中空部(模腔)。在该模腔中浇铸作为轴芯部用熔液的延性铸铁。在中间层的内面再溶解后，轴芯部凝固，因此两者发生金属接合。

因为在外层和中间层的边界部两层的元素相互拡散，所以不仅凝固的中间层的组成与其熔液组成不同，而且具有梯度。具体来说，在中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，是外层的废弃直径的V和Nb的合计量的70％以下，优选为60％以下，更优选为50％以下，最优选为40％以下。

(D)热处理

为了在复合辊的废弃直径下且在轧辊轴向中央使外层表面的圆周方向压缩残余应力为150～500MPa，最好在轴芯部的铸造后进行一次以上400～550℃的回火处理，而不进行淬火。

通过以下的实施例详细地说明了本发明，但本发明不受其限定。

实施例1～7，比较例1～5

(1)复合辊的制造

将表1所示的组成(质量％)的各熔液，浇铸在高速旋转的内径400mm、长1500mm和厚276mm的延性铸铁制的离心铸造用圆筒状模具(内面涂布厚3mm的以锆石为主体的涂料)中，离心铸造外层。外层用熔液的浇铸温度在Ts+80℃～Ts+100℃(其中，Ts是奥氏体晶化开始温度。)之间。外层外周的重力倍数为120G。得到的外层的平均厚度为96mm，废弃直径距表面65mm。

在外层的最内面凝固完毕之前，在外层内面，浇铸具有如下组成的中间层用熔液，其以质量基准计，含有C：3.1％、Si：1.5％、Mn：0.9％、Ni：2.8％、Cr：1.0％、Mo：0.2％、和V：0.1％，余量是Fe和不可避免的杂质(P：0.03％以下、S：0.02％以下、其他的杂质)，离心铸造中间层。中间层用熔液的浇铸温度为1362℃。所得到的中空状中间层具有15mm的平均厚度。另外通过超声波探伤进行检查的结果，能够确认外层与中间层的接合部没有缺陷，可健全地熔敷。

在中空状中间层凝固后，停止离心铸造用圆筒状模具的旋转，在圆筒状模具的上下端分别设置上模(长1000mm)和下模(长1000mm)而构成静置铸造用铸模。在由上模、具有中间层的模具和下模构成的静置铸造用铸模的模腔中，浇铸具有如下组成的轴芯部用延性铸铁熔液，其含有C：3.2％、Si：2.6％、Mn：0.6％、P：0.03％以下、Ni：0.6％、Cr：0.1％、Mo：0.1％、V：0.1％、Mg：0.07％，余量实质上是Fe和不可避免的杂质，静置铸造轴芯部。轴芯部用延性铸铁熔液的浇铸温度是1450℃。由超声波探伤检查的结果能够确认，所得到的轴芯部和中间层的接合部没有缺陷，两者健全地熔敷。

在轴芯部的凝固完毕后，拆卸静置铸造用铸模，取出得到的复合辊，以500℃进行10小时的回火处理。如此，得到各实施例和比较例的复合辊。

外层的组成显示在表1-1和表1-2中，Nb/V、Mo/V、Mo/Cr、(V+1.2Nb)、(Mo+0.5W)和下式(1)的右边的值，和下式(2)的左边的值显示在表1-3中。

Si≤3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)

(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≤9.5…(2)

【表1-1】

【表1-2】

【表1-3】

注：(1)上式(1)的右边的值。

(2)上式(2)的左边的值。

(2)组织的测量

(a)外层的石墨粒子和MC碳化物的面积率

根据从各实施例和比较例的复合辊的外层(从辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置)切下的试验片的光学显微镜照片，使用图像分析软件，求得石墨粒子和MC碳化物的面积率。

(b)外层基体中的Si含量(质量％)

对于从各实施例和比较例的复合辊的外层(从辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置)切下的试验片，通过能量色散型X射线分析装置(EDX)测量基体中的Si含量。

(c)组织的均质性

对于距各实施例和比较例的外层表面(从辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置)深度分别为10mm、30mm和50mm的面进行镜面研磨，用过硫酸铵水溶液腐蚀约1分钟后，拍摄组织照片(倍率：5～10倍)。对于各组织照片，观察贝氏体和/或马氏体的枝晶有无直径1.5mm以上的斑点状偏析，根据下述标准评价组织的均质性。

○：无直径1.5mm以上的斑点状偏析。

×：有直径1.5mm以上的斑点状偏析。

(d)轴芯部(轴颈部)的铁素体面积率(％)

从各实施例和比较例的复合辊的轴芯部(轴颈部)切下试验片，根据其光学显微镜照片，使用图像分析软件，测量铁素体的面积率(％)。

图6表示实施例1的外层的金属组织照片。其是作为腐蚀液使用苦味醇液(ピラクル)进行了腐蚀的。在图6中，21表示MC碳化物，22表示石墨，23表示M₆C碳化物，24表示基体，25表示渗碳体。

(3)特性的测量

(a)外层的断裂韧性值(K_IC)

各实施例和比较例的复合辊的外层的断裂韧性值K_IC，依据ASTM规格E399测量。具体来说，如图7所示，为了依据ASTM规格E399测量断裂韧性值K_IC，从各复合辊的外层(从辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置)切下试验片30(48mm×50mm×15mm)，其具有相对于辊外层表面平行延伸的中央凹口31，和位于凹口31的两侧的保持用的孔32、32。首先，通过与孔32、32啮合的构件，沿着使凹口31打开的方向施加弱的应力F、F，龟裂33以凹口31的底部为起点预先进入。其次，对试验片30再度施加使凹口31打开的方向的应力F、F而使龟裂33进展，直到断裂，在凹口31的开口端P测量龟裂开口变位。根据应力与龟裂开口位移求得断裂韧性值K_IC(MPa·m^1/2)。

(b)外层的基体的维氏硬度(Hv)

对于从各实施例和比较例的复合辊的外层(从辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置)切下的试验片，用显微维氏硬度试验机以荷重200g测量基体的维氏硬度。

(c)外层的肖氏硬度(Hs)

利用肖氏硬度计，对于各实施例和比较例的复合辊的位于制品初始直径的外层的表面，测量肖氏硬度。

(d)外层的废弃直径で的压缩残余应力(MPa)

在各实施例和比较例的复合辊的外层的辊轴方向中央，通过机械加工进行除去直至外层的废弃直径。以各实施例和比较例的复合辊的外层的废弃直径(距制品初始直径表面深50mm)并在辊轴方向中央，通过X射线衍射残留应力测量装置，测量外层表面的圆周方向压缩残余应力。

组织的测量结果显示在表2中，特性的测量结果显示在表3中。

【表2】

注：(1)通过枝晶有无直径1.5mm以上的斑点状偏析进行判定。

【表3】

注：(1)断裂韧性值(K_IC)。

(2)废弃直径下的压缩残余应力。

(4)性能试验

使用各实施例和比较例的外层材，制作外径60mm，内径40mm，和宽40mm的套筒构造的试验用轧辊。为了评价耐磨耗性，使用图2所示的轧制磨耗试验机，对于各试验用轧辊进行磨耗试验。轧制磨耗试验机，具备如下：轧机1；组装在轧机1上的试验用轧辊2、3；对于轧制材8进行预热的加热炉4；冷却轧制材8的冷却水槽5；在轧制中施加固定的张力的卷取机6；调节张力的控制器7。轧制磨耗条件如下。轧制后，通过触针式表面粗糙度计，测量试验用轧辊的表面发生的磨耗的深度。结果显示在表4中。

轧制材：SUS304

压下率：25％

轧制速度：150m/分钟

轧制材温度：900℃

轧制距离：300m/次

辊冷却：水冷

轧辊数：四重式

为了评价抗咬合性，使用图3所示的摩擦热冲击试验机，对于各试验用轧辊进行咬合试验。摩擦热冲击试验机，使重物12落在齿条11上，由此使传动齿轮13转动，使咬入件15与试验材14强力接触。按下述的标准评价咬合。结果显示在表4中。咬合越少，抗咬合性越好。

○：无咬合。

△：稍有咬合。

×：咬合明显。

【表4】

由表2～表4可知，实施例1～7中的任意一个外层，都具有0.3～10％的范围内的石墨粒子的面积率和3～20％的范围内的MC碳化物的面积率，基体中的Si含量在3.2质量％以下，并且组织的均质性优异，另外轴芯部(轴颈部)的铁素体面积率在35％以下。此外实施例1～7中的任意一个外层，都具有18.5MPa·m^1/2以上的断裂韧性值、560以上的基体的维氏硬度、和150～500MPa的废弃直径下的压缩残余应力，并且具有优异的耐磨耗性、抗咬合性和抗事故性。

相对于此，比较例1的外层其断裂韧性值低达17.9MPa·m^1/2，磨耗的深度(耐磨耗性)也比较大，为2.61μm。比较例2的外层其断裂韧性值低达17.1MPa·m^1/2，抗咬合性也不充分。比较例3的外层具有1.29％的MC碳化物面积率，因此磨耗的深度大，为3.11μm。比较例4的外层其基体的维氏硬度Hv低至532，组织的均质性差，另外石墨粒子的面积率小至0.12％，因此抗咬合性差。比较例5的外层其组织的均质性差，另外石墨粒子的面积率小，为0.28％，因此抗咬合性差。

实施例8

根据与实施例1～7相同的方法，将表5所示的组成的外层用熔液和中间层用熔液，浇铸到内径760mm、长2700mm、和厚320mm的延性铸铁制的离心铸造用圆筒状模具(内面涂布厚3mm的以锆石为主体的涂料)，通过离心铸造法形成平均厚度91mm的外层、，和平均厚度20mm的中间层。其后，通过与实施例1～7相同的方法形成轴芯部。对于从所得到的复合辊的辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置切下的试验片，测量中间层邻域的Cr、V和Nb的分布。结果显示在图5-1中。

【表5】

由图5-1可知，从废弃直径的位置至边界部的端部(A₃)的位置的距离约为28mm。表6显示外层的废弃直径的位置和中间层内与轴芯部的边界部附近的位置的Cr、V和Nb的含量，以及V和Nb的合计量，此外边界部邻域的Cr含量/废弃直径位置的Cr含量的比，和边界部邻域的V与Nb的合计量/废弃直径位置的V与Nb的合计量的比。

【表6】

实施例9

通过与实施例1～7相同的方法，将表7所示的组成的外层用熔液和中间层用熔液，浇铸到内径795mm、长2700mm、和厚302.5mm的延性铸铁制的离心铸造用圆筒状模具(内面涂布有厚3mm的以锆石为主体的涂料)，通过离心铸造法形成平均厚度85mm的外层，和平均厚度10mm的中间层。其后，通过与实施例1～7相同的方法形成轴芯部。对于从所得到的复合辊的辊体部端面向辊轴方向离开大约100mm的位置切下的试验片，测量中间层邻域的Cr、V和Nb的分布。结果显示在图5-2中。

【表7】

由图5-2可知，从废弃直径的位置至边界部的端部(A3)的位置的距离为18mm。表8显示，外层的废弃直径的位置和中间层内与轴芯部的边界部附近的位置的Cr、V和Nb的含量，以及V与Nb的合计量，此外边界部邻域的Cr含量/废弃直径位置的Cr含量的比，和边界部邻域的V与Nb的合计量/废弃直径位置的V与Nb的合计量的比。

【表8】

由图5-1和图5-2，以及表6和表8可知，实施例8和9均能够确认，(a)在中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量，是外层的废弃直径的V和Nb的合计量的70％以下，并且(b)在中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量，是外层的废弃直径的Cr含量的80％以上。另外实施例8和9，由超声波探伤检查的结果均能够确认，所得到的轴芯部与中间层的接合部没有缺陷，两者健全地熔敷。

对于实施例8和9的离心铸造制复合轧辊，与实施例1～7同样地进行组织和特性的测量。组织的测量结果显示在表2中，特性的测量结果显示在表3中。由表2和表3可知，在实施例8和9中，外层具有0.3～10％的范围内的石墨面积率，基体中的Si含量为3.2质量％以下，并且组织的均质性优异，另外轴芯部(轴颈部)的铁素体面积率为35％以下。此外实施例8和9的外层，还具有18.5MPa·m^1/2以上的断裂韧性值，560以上的基体的维氏硬度，和150～500MPa的范围内的废弃直径下的压缩残余应力。

对于实施例8和9的离心铸造制复合轧辊，与实施例1～7同样进行性能试验。性能试验的结果显示在表4中。由表4可知，实施例8和9的外层也具有优异的耐磨耗性、抗咬合性和抗事故性。

【符号的说明】

1...轧机

2...试验用辊

3...试验用辊

4...加热炉

5...冷却水槽

6...卷取机

7...控制器

11...齿条

12...重物

13...传动齿轮

14...试验材

15...咬入材

20...边界部的端部

21...MC碳化物

22...石墨

23...M₆C碳化物

24...基体

25...渗碳体

Claims (8)

1.一种离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，构成如下：(a)由具有以下化学组成和组织的铸铁构成的外层，其化学组成以质量基准计，含有C：2.5～3.5％、Si：1.3～2.4％、Mn：0.2～1.5％、Ni：3.5～5.0％、Cr：0.8～1.5％、Mo：2.5～5.0％、V：1.8～4.0％、和Nb：0.2～1.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.1～0.7，Mo/V的质量比为0.7～2.5，并且满足2.5≤V+1.2Nb≤5.5的条件，其组织以面积基准计，具有0.3～10％的石墨相；(b)由延性铸铁构成的轴芯部；和(c)铸铁制中间层，

在所述中间层内与轴芯部的边界部附近的V和Nb的合计量是所述外层的废弃直径的V和Nb的合计量的70％以下，并且在所述中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量是所述外层的废弃直径的Cr含量的80％以上。

2.根据权利要求1所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，所述外层还含有W：0.1～5.0％。

3.根据权利要求2所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，所述外层的化学组成满足下式(1)～(3)的条件，

Si≤3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)，

(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≤9.5…(2)，和

1.5≤Mo+0.5W≤5.5…(3)。

4.根据权利要求1所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，所述外层以质量基准计，还含有从Ti：0.003～5.0％、Al：0.01～2.0％、Zr：0.01～0.5％、B：0.001～0.5％、和Co：0.1～10.0％所构成的群中选择的至少一种。

5.根据权利要求1所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，所述外层的基体具有560以上的维氏硬度。

6.根据权利要求1所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，辊轴方向中央的所述外层表面的圆周方向压缩残余应力以废弃直径计为150～500MPa。

7.根据权利要求1所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，所述外层的断裂韧性值K_Ic为18.5MPa·m^1/2以上。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的离心铸造制热轧用复合辊，其特征在于，所述外层的基体中的Si含量为3.2质量％以下。