CN1070433A

CN1070433A - 轧辊外层材料和离心铸造的复合轧辊

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Publication number: CN1070433A
Application number: CN92103692A
Authority: CN
Inventors: 片冈义弘
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-09-12
Filing date: 1992-05-16
Publication date: 1993-03-31
Anticipated expiration: 2007-05-16
Also published as: CN1032262C

Abstract

本发明有关轧辊的外层材料和具有该外层材料的离心铸造的复合轧辊，该轧辊外层材料包含：1.5～ 3.5％，Si：1.5～％以下，Mn：1.2％以下，Cr：5.5～ 12.0％，Mo：2.0～8.0％，V：3.0～10.0％，Nb：0.6～ 7.0％，且需满足下式要求：

V+1.8Nb≤7.5C-6.0(％)……(1)

0.2≤Nb/V≤0.8……(2) 其余部分为Fe和不可避免的杂质，具有能采用离心铸造方法铸造、耐磨损性和耐断裂性均良好的优点。

Description

本发明有关同时具备耐磨损性和耐断裂性的轧辊外层材料和采用离心铸造法制造的复合轧辊。

以往，具有耐磨性的热轧用轧辊是采用由外层和内层组成的复合辊，外层材料使用使渗碳体系的碳化物结晶的高Cr铸铁、或Ni-grain铁铁作为外层材料，内层材料使用具有优良韧性的灰口铸铁、或可锻铸铁，且用离心铸造法制造。

然而，根据苛刻的轧制条件以及要求提高轧制的工艺性等，要求提供具有更好的耐磨损性和耐断裂性的轧辊。

在此情况下，例如日本的专利文献特开昭60-124407号、特开昭61-177355号公报提出了采用高V铸铁可作为传统的离心铸造轧辊的外层材料。

然而，采用高V铸铁作为离心铸造轧辊的外层材料的轧辊所存在的问题是，比重小的V碳化物因离心分离而偏析，使得在轧辊外层内的特性沿厚度方向不均匀。此倾向在外层较厚的大型轧辊上表现尤为突出，而且作为实用轧辊不耐用。

此外，在特开始58-87249号、特开平1-96355号公报上提出采用类似高速钢的高合金化铸钢、或铸铁的轧辊。然而，特开昭58-87249号公报是以镶嵌或组装辊为对象，存在轧制中产生外层和轴芯材料间滑动的问题。此外，由于特开平1-96355号公报给出的特殊的铸造加堆焊法等，仅适用于离心铸造法以外的特殊的制造方法，因而存在生产工艺性、经济性方面的问题。

也就是，在进行轧辊制造时，通过使轧辊外层含有较多的V能显著提高耐磨损性，然而考虑在制造复合轧辊时，在一般采用生产工艺性和经济性最好的离心铸造法的场合，存在因产生来源于离心分离的碳化物偏析而不能得到均匀的规定特性的问题。

因此，本发明以通过使形成外层的合金成分适当化、和对碳化物组成进行限定，即使采用生产工艺性和经济性优良的离心铸造法，也使不发生偏析等，提供耐磨损性和耐断裂性均匀的轧辊外层材料和离心铸造的复合轧辊为目的。

根据本发明的轧辊外层材料是由其中含有C：1.5～3.5%，Si：1.5%以下，Mn：1.2以下，Cr：5.5～1.20%，Mo：2.0～8.0%，V：3.0～10.0%，Nb：0.6～7.0%，且满足下式（1）和（2）。

V+1.8Nb≤7.5C-6.0（%）……（1）

0.2≤Nb/V≤0.8……（2）

而其余部分为Fe和不可避免的杂质组成。

此外，根据本发明的轧辊外层材料可含有C：1.5～3.5%，Si：1.5%以下，Mn：1.2%以下，Cr：5.5～1.20%，Mo：2.0～8.0%，V：3.0～10.0%，Nb：0.6～7.0%，还含有Ni：5.5%以下，Co：10.0%以下的一种或两种以上，且满足下式（1）和（2）

V+1.8Nb≤7.5C-6.0（%）……（1）

0.2≤Nb/V≤0.8……（2）

其余部分为Fe和不可避免的杂质组成。

根据本发明的轧辊外层材料还可以包含C：1.5～3.5%，Si：1.5%以下，Mn：1.2%以下，Cr：5.5～12.0%，Mo：2.0～8.0%，V：3.0～10.0%，Nb：0.6～7.0%，还包含Cu：2.0%以下，W：1.0%以下，Ti：2.0%以下，Zr：2.0以下，B：0.1%以下的一种或两种以上，且满足下式（1）和（2），

V+1.8Nb≤7.5C-6.0（%）……（1）

0.2≤Nb/V≤0.8……（2）

其余部分为Fe和不可避免的杂质组成。

根据本发明的轧辊外层材料还可以包含C：1.5～3.5%，Si：1.5%以下，Mn：1.2%以下，Cr：5.5～12.0%，Mo：2.0～8.0%，V：3.0～10.0%，Nb：0.6～7.0%，还包含Ni：5.5%以下，Co：10.0%以下的一种或两种以上，以及Cu：2.0%以下，W：1.0%以下，Ti：2.0%以下，Zr：2.0%以下，B：0.1%以下的一种或两种以上，且满足下式（1）和（2）。

V+1.8Nb≤7.5C-6.0（%）……（1）

0.2≤Nb/V≤0.8……（2）

其余部分为Fe和不可避免的杂质组成。

根据本发明的离心铸造的复合轧辊，分别由上述各段叙述的外层材料和与其熔接成一体的普通铸铁成可锻铸铁的轴材料组成。

根据本发明的离心铸造的复合轧辊，其特征在于在上述复合轧辊的外层材料和轴芯材料间具有中间层，通过该中间层使外层材料和轴芯材料熔接成一体。

以下对本发明中的合金元素含量的限定理由以及对有关V，Nb，和C量的规定式进行说明。

关于C：1.5～3.5%

由于C是形成为提高轧辊外层材料耐磨损性的硬的碳化物的必需元素，1.5%以上是必要的，当超过3.5%时，使耐断裂性明显下降，其上限为3.5%。

关于Si：1.5%以下，

Si为脱氧剂，也是为确保铸造性而添加的必要元素，当超过1.5%时，使耐断裂性下降，规定上限为1.5%。

关于Mn：1.2%以下。

Mn也是为了和上述Si的同样目的的必要元素，当超过1.2%时使耐断裂性下降，故最好不要达到上限1.2%。

关于Cr：5.5～12.0%。

为了形成碳化物，提高耐磨损性，Cr是必要元素，可添加5.5%以上，当超12.0%时，由于在添加作为本发明对象的V、Nb的场合，使耐磨损性恶化，故上限定为12.0%。

关于Mo：2.0～8.0%。

Mo和Cr同样为形成碳化物，能有效提高耐磨损性的同时，由于对提高基体的淬火性和提高回火时的软化阻力、以及对强化基体组织有效，因此有必要添加2.0以上，当超过8.0%时，使耐断裂性下降，故上限为8.0%。

关于Ni：5.5%以下，Co：10.0%以下。

Ni是为提高淬火性、强化基体组织而添加的元素，当超过5.5%时，由于存在残留的r相等形成不稳定组织，因此最好不要达到上限5.5%。

添加Co是为使组织在高湿下稳定，然而当超过10.0%时，由于使耐热性提高效果达到饱和，从经济性考虑，上限定为10.0%。

关于Cu：2.0%以下，W：1.0%以下。

Cu、W都是为强化基体组织和为提高高温硬度的添加元素，然而当Cu的添加量超过2.0%时，则使轧辊表面性状恶化的同时，还使耐磨损性和耐断裂性下降，所以上限为2.0%。W是比重大的元素，由于当添加过量会助长因离心分离作用而使V系碳化物偏析，所以上限为1.0%。

关于Ti：2.0%以下，Zr：2.0%以下，B：0.1%以下。

Ti、Zr和B都是为抑制生成粗大的共晶碳化物、提高耐磨损性和耐断裂性的添加元素，然而当添加Ti和Zr超过2.0%时，使V，Nb复合碳化物的形状恶化，反过来使耐磨损性下降，所以上限为2.0%。当B的添加量超过0.1%时，因产生晶界偏析，使耐断裂性下降，所以上限为0.1%。

关于V：3.0～10.0%，Nb：0.6～7.0%。

V和Nb是本发明中最重要的必要元素，复合添加这些元素和对其含量的限制条件是本发明的最大特征。

V是为形成对提高耐磨损性最有效的硬的MC或M₄C₃碳化物的必需元素，为了发挥此效果，添加量必需为3.0%以上，当超过10.0%时，使耐断裂性下降和产生制造上的问题，所以上限为10.0%。

Nb也是和V同样能形成对提高耐磨损性有效的硬的MC碳化物，但是单独添加时不仅形成粗大的块状碳化物，得不到应有效果，而且耐断裂性成问题。

因此把对在复合添加V和Nb时和涉及母材硬度的C量的关系、以及起因于离心铸造的环状材料的碳化物分布的外层、内层间的耐磨损比、热冲击试验中的裂纹最大深度和Nb、V的含量比Nb/V的关系的研究结果，分别表示在图1-4，以及图5～8中。

从图1～4可知，为了使作为耐磨损的热轧辊获得必要的硬度Hs为75以上，满足下式是必要的。

V+1.8Nb≤7.5C-6.0（%）

此外，图1的实验是使用把内含Si：0.5%，Mn：0.5%，Cr：6.8%，Mo：3.2%，使C、V和Nb变化的熔融金属铸造成25mmY-区段进行经过1000℃正火处理、550℃回火处理的试料。第图2的实验是使用含有Si：0.5%、Mn：0.5%、Ni2.7%、Cr：7.2%、Mo：3.5%、使C、V、Nb变化的熔融金属铸造成25mmY-区段进行1000℃正火处理、550℃回火处理的试料。图3的试验是使用把内含Si：0.4%，Mn：0.4%，Ni：1.5%，Cr：5.7%，Mo：2.8%，Co：3.2%，使C、V和Nb变化的熔融金属铸造成25mmY-区段进行1050℃正火处理，550℃回火处理后的试料，图4的实验是使用把内含Si：0.3%，Mn：0.4%，Cr6.0%，Mo：3.2%，Co：4.1%，使C、V、Nb变化的熔融金属铸造成25mmY-区段进行1050℃淬火处理、550℃回火处理的试料。

此外，从图5～图8可知，在应用离心铸造法进行制造的场合也能得到均匀的外层材料、且不损害耐断裂性，故有必要满足下式：

0.2≤Nb/V≤0.8

此外，在图5-8中，“磨损比”（内层/外层）是指从环形材料内层采取的试验片的磨损量（Iw）和从外侧采取的试验片的磨损量（Ow）的比（Iw/Ow），“热冲击裂纹最大深度”是指在热冲击试验时产生的裂纹的最大深度。

此外，在图5的试验是使用把内含C：2.5%，Si：0.5%，Mn：0.5%，Cr：6.5%，Mo：3.5%，V：5.4%，Nb：0～8.0%熔融金属进行离心铸造（140G）而成的壁厚100mm的样品环进行1000℃正火处理、550℃回火处理的试料，图6的试验是使用把内含C：2.7%，Si：0.6%，Mn：0.5%，Ni3.2%，Cr：7.4%，Mo：3.7%，V：5.8%，Nb：0～7.5%，的熔融金属进行离心铸造（140G）而成的壁厚100mm的样品环进行1000℃正水处理、550℃回火处理的试料，图7的试验是使用把内含C：2.3%，Si：0.4%，Mn：0.5%，Ni：0.5%，Cr：5.5%，Mo：3.2%，V：5.4%，Co：5.2%，Nb：0～7.2%的熔融金属进行离心铸造（140G）而成的壁厚100mm的样品环进行1050℃正火处理、550℃回火处理的试料，图8的试验是使用把内含C：2.2%，Si：0.3%，Mn：0.4%，Cr：6.0%，Mo：3.2%，V：5.1%，Co：4.1%，Nb：0～6.0%的熔融金属进行离心铸造（140G）而成壁厚100mm的样品环，进行1050℃淬水处理、550℃回火处理的试料。

而且，磨损试验是采φ190×15的对手材料和φ50×10的试验材料的两圆板间的滑动磨损方式，将对手材料加热至800℃，在用荷重100kgf压接的状态下，让试验材料以800rpm进行回转，并以3.9%滑差率经120分钟后，进行因磨损减少量的测定。

此外，热冲击试验是把55×40×15的板状试验片压接在按1200rpm进行回转的轧辊上的方式，在荷重150kgf、接触时间15秒的条件进行，并对试验片上产生裂纹的长度进行了测定。

此外，作为本发明轧辊材料实行的热处理条件是，在1000～1150℃之间形成奥氏体化后，控制冷却，以使冷却后的组织成为贝氏体。因此，冷却条件因作为对象的轧辊材料的组成、形状和尺寸不同而各异。在上述图1-4和图5-8的试验中，因被处理材料的尺寸小，因此正火（奥氏体化后空气中冷却）和淬火（奥氏体化后急冷）两种处理都可以实行。此外，还回火是在500～600℃范围内选择最佳条件而实施的。

对附图的简单说明。

图1表示复合添加量V和Nb以及C量影响母材硬度的线图，

图2表示复合添加量V和Nb以及C量影响母材硬度的线图，

图3表示复合添加量V和Nb以及C量影响母材硬度的线图，

图4表示复合添加量V和Nb以及C量影响母材硬度的线图，

图5表示起因于离心铸造的环形材料的碳化物分布的外层和内层间的热磨损比以及对热冲击试验中最大深度的Nb和V的含有量比Nb/V的影响的线图，

图6表示起因于离心铸造的环形材料的碳化物分布的外层和内层间的热磨损比以及对热冲击试验中最大裂纹深度的Nb和V含有量比Nb/V的影响的线图，

图7表示起因于离心铸造的环形材料的碳化物分布的外层和内层间的热磨损、以及对热冲击试验中最大裂纹深度的Nb和V含有量比Nb/V的影响的线图，

图8表示起因于离心铸造的环形材料的碳化物分布的外层和内层间的热磨损比以及对热冲击试验中最大裂纹深度的Nb和V含有量比Nb/V的影响的线图，

图9是关于实施例7的复合辊的纵剖面图，

图10表示把在实施例6和7中用实际机器热轧制造的复合辊的轧制结果和传统辊进行相应比较的线图（φ表示每mm轧辊直径的轧制量）。

实施例

实施例1

把表1中表示的化学组成的熔融金属（本发明材料：B-F，R、S，对照材料：A、G-Q），采用离心铸造法（140G）进行铸造，试制成厚100mm的样品环，然后进行肖氏硬度，热磨损和热冲击试验。

进行磨损试验是分别从环形材料的内层和外层采取φ50×10的试验片，用和上述条件相同的方法进行。

进行热冲击试验是从环形材料的外层采取上述的板状试验片，用同一的条件进行。

将这些磨损试验和热冲击试验的结果表示在表2中，根据表2能看出，本发明材料和传统的材料Ni-grain（材料A）相比，硬度上大致相同，然而耐磨损性和耐断裂性都有显著提高。

此外，由于对照材料G～Q离开本发明的限定，所以材料G因碳化物的偏析，使外层耐磨损性下降，对于材料H来说，不仅硬度不足，耐断裂性也下降。材料I的硬度不足，而且因碳化物偏析，使外层的耐磨损性下降。材料J的硬度不足。此外，材料K因含C量过多而使其耐断裂性下降，材料L因含Si量过多而使耐断裂性低下，材料M因含Mn量过多而使耐断裂性下降，材料N因含Cr量过多而使磨损性及耐断裂性下降，材料O因含Mo量过多而使耐断裂性下降，材料P因含V量不足而使耐磨损性、耐断裂性下降，材料Q因含V量过多而使耐断裂性下降。

实施例2.

把表3所示化学组成的熔融金属（本发明材料：B～F，S、T、U、V、对照材料：A、G～R）采用离心铸造法（140G）进行铸造，试制成厚100mm的样品环，然后进行肖氏硬度、热磨损以及热冲击试验。

磨损试验是分别从环形材料的内层和外层采取φ50×10的试验片，用和上述条件相同的方法进行。

热冲击试验是从环形材料的外层采取上述的板状试验片，用相同的条件进行。

把这些磨损试验和冲击试验的结果表示在表4上。根据表4可以看出，本发明材料和传统的材料Ni-grain（材料A）比较，硬度上大致相同，然而在耐磨损性和耐断裂性上都有显著提高。此外，由于对照材料G～J离开本发明的限定，所以材料G、J的硬度不足，材料H因存在碳化物偏析，使外层的耐磨损性下降，材料I的耐断裂性下降。此外，若从对照材料K～R来看，材料K因C量过多而使其耐断裂性下降，材料L因Si量过多而使其耐断裂性下降，材料M因Mn量过多而使其耐断裂性下降，材料N因Ni量过多而使其硬度、耐磨损性、耐断裂性都下降，材料O因Cr量过多，而使其耐磨损性、耐断裂性下降，材料P因Mo量过多而使耐断裂性下降，材料Q因V量不足而使耐磨损性、耐断裂性下降，材料R因V量过多而使耐断裂性下降。

实施例3

把表5表示的化学组成的熔融金属（本发明材料：B～F，对照材料：A、G～R），采用离心铸造进行铸造，试制成厚100mm的样品环，进行肖氏硬度、热磨损和热冲击试验。

把这些磨损试验和热冲击试验结果表示在表6上。根据表6可以看出，本发明材料和传统材料Ni-grain（材料A）相比，硬度大致相同，而在耐磨损性和耐断裂性上都有显著提高。

此外，由于对照材料G～R离开本发明的限定，所以材料G因C量低，而使硬度不足，且因存在碳化物偏析，使外层耐损性下降，材料H因存在碳化物偏析使外层耐磨损性下降，材料I的耐断裂性下降，材料J的硬度不足。此外，材料K因C量过多使耐断裂性下降，材料L因Si量过多使耐断裂性下降，材料M因Mn量过多使耐断裂性下降，材料N因Ni量过多，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料O因Cr量过多，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料P因Mo量过多，使耐断裂性下降，材料Q因V量不足，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料R因V量过多，使耐断裂性下降。

实施例4

把表7表示的化学组成的熔融金属（本发明材料：B～E，Q、对照材料：A、F～P）采用离心铸造进行铸造，试制成厚100mm的样品环，然后进行肖氏硬度，热磨损和热冲击试验。

磨损试验是分别从环形材料的内层和外层采用φ50×10的试验片，用和上述条件相同的方法进行。

热冲击试验是从环形材料外层采取上述的板状试验片，用相同的条件进行。

把这些磨损试验和热冲击试验结果表示在表8上。根据表8可以看出本发明材料和传统的材料Ni-grain（材料A）比较，硬度大致相同，而在耐磨损性、耐断裂性上都有显著提高。

此外，由于对照材料F～P离开本发明的限度，材料F因C量低，使硬度不足的同时，因存在碳化物偏析，使外层的耐磨损性下降，材料G因存在碳化物偏析，使外层耐磨损性下降，材料H的耐断裂性下降，材料I的硬度不足。此外，材料J因C量过多，使耐断裂性下降，材料K因Si量过多，使耐断裂性下降，材料L因Mn量过多，使耐断裂性下降，材料M因Cr量过多，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料N因Mo量过多，使耐断裂性下降，材料O因V量不足，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料P因V量过多，使耐断裂性下降。

实施例5

把表9上表示的化学组成的熔融金属，采用离心铸造进行铸造，试制成厚100mm的样品环，然后进行肖氏硬度、热磨损及热冲击试验。

磨损试验是分别从环形材料的内层、外层采取φ50×10的试验片，用和上述条件相同的方法进行。

热冲击试验是从环形材料外层采用上述的板状试验片，用相同的条件进行。

把这些磨损试验和冲击试验结果表示在表10上。根据表10可以看出，本发明材料和传统材料Ni-grain（材料A）比较，硬度大致相同，而在耐磨损性、耐断裂性上都有显著提高。

此外，由于对照材料K5～N5离开本发明的限定，所以材料K5因Cu量过多，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料L5因W量过多，和因存在碳化物偏析，使外层耐磨损性下降，材料M5因Ti和B量过多，使耐磨损性、耐断裂性下降，材料N5因Zr量过多，使耐磨损性下降。

实施例6

按以下工序制成具有表11所示组成的外层和内层、筒径670mm，筒长1450mm的复合辊。使外层材料在低频熔化炉内熔融，把此外层材料在熔融状态下在1490℃铸入以140G的离心力回转的铸造用铸模内，且形成厚度为75mm。在铸入外层材料的20分钟以后，停止铸模转动，并使铸模直立，在铸入外层材料的35分钟后，在1420℃下把熔融的内层材料铸入。冷却至室温后，拆除铸模，进行粗加工后，进行1050℃开始的淬火，和其后的550°回火的热处理。在热处理后，进行超声波探伤等的检查，得到健全和无缺陷的轧辊、精加工后外层厚度为45mm、表面硬度为肖氏硬度78～82。

上述复合轧辊在带钢热轧机精加工台上实际使用的结果如表10所示，它大大超过传统的Ni-grain铸铁辊的使用成绩。而且，在轧辊表面也不存在粗糙等问题，结果令人满意。

实施例7

按以下工序制成具有表12所示组成的外层、中间层和内层，和如图9所示的筒径为670mm，筒长为1450mm的复合辊。使外层材料在低频熔化炉内熔融，将此熔融的外层材料在1490℃下铸入以140G的离心力回转的离心铸造用铸模内，其厚度为75mm。在外层材料凝固后不久，在1490℃下铸入熔融的中间层材料，其厚度为40mm。在此中间层完全凝固后，停止铸模回转，使铸模竖立，在铸入外层材料40分钟后，在1450℃下铸入内层材料。冷却至室温后，拆除铸模，进行粗加工后，进行从1050℃的淬火，其后的550°回火的热处理。在热处理后进行超声波探伤等检查，获得在外层和中间层的交界处以及中间层和内层的交界处都不没有缺陷，内部性能健全的轧辊、精加工后的外层厚度为45mm、表面硬度为肖氏硬度78～82。

上述复合辊在带钢热轧机精加工台上实际使用的结果如表10所示，大大超过传统的Ni-grain铸铁辊的使用成绩。而且轧辊表面也没有粗糙等问题，结果令人满意。

因此，如上所述，根据本发明即使采用生产性、经济性优良的离心铸造法，也能获得不发生偏析等的耐磨损性和耐断裂性优良的复合轧辊。

表1

表3

表6

表7

表9

表10

表11