CN109070160B - 轧辊用外层和轧制用复合辊 - Google Patents

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Abstract

一种轧辊用外层，具有如下化学组成，以质量基准计含有C：1.3～2.8％、Si：0.3～1.8％、Mn：0.3～2.5％、Ni：0～6.5％、Cr：1～10％、Mo：0.9～6％、W：0～8％、V：0.5～6％、Nb：0～3％、和B：0％以上并低于0.01％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且满足式(1)：1000≤1177－52C+14Si－11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≤1115，和(2)：5≤Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≤15(其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V和Nb表示各个元素的质量％。)，并且具有含有共晶碳化物，不含石墨的组织。

Description

轧辊用外层和轧制用复合辊
技术领域
本发明涉及耐磨耗性、抗咬合性和抗表面粗糙性优异，适合在容易发生咬合的热态薄板精轧后段机架、异周速轧制型钢机架等方面使用的轧辊。
背景技术
通过连续铸造等制造的厚度数百mm的加热板坯，被具有粗轧机和精轧机的热带钢轧机轧制成数～数十mm厚的钢板。精轧机通常是串联配置5～7个机架的四重式轧机。作为7个机架的精轧机时，将第一机架至第三机架称为前段机架，将第四机架至第七机架称为后段机架。用于这样的热带钢轧机的工作辊，由与热薄板接触的外层和与外层的内表面熔敷一体化而成的内层构成。
近年来，热轧钢板的板厚精度提高和表面品质提高的要求高涨，要求具有高耐磨耗性的轧制用辊，在制造薄钢板的热精轧机的前段，使用高速钢轧辊。但是，轧制材在机架间移动时，遭遇重叠而咬入上下辊间的所谓锁定事故的概率高的热精轧机的后段，一直以来主要使用的是高合金麻口细晶铸铁轧辊。
在这样的锁定事故中，轧制材在轧辊外层的表面咬粘，因此过大的热机械的负荷发生作用，导致轧辊外层表面发生裂纹。若以搁置裂纹的状态继续使用辊轧，则裂纹进展，发生轧辊折损和称为剥落的轧辊破损。锁定(咬死)事故发生时，必须切削轧辊表面而除去裂纹，因此，若裂纹深，则轧辊的损失也大，轧辊成本增大。因此，希望有一种即使发生轧制事故，因裂纹造成的损伤也少的耐事故性优异的轧辊用外层，和具有这种外层的轧制用复合辊。
高合金麻口细晶铸铁轧辊，具有由石墨、碳化物和基体构成的组织，特别是抗咬合性优异，因此在遭遇锁定事故时，裂纹的发生、进展也极少。也就是说，高合金麻口细晶铸铁轧辊的耐事故性优异。但是，因为构成要素中的碳化物是M3C系(渗碳体)，所以若与高速钢材等比较，则耐磨耗性差。因此，被进行各种改善。例如，作为改善具有高合金麻口细晶铸铁的外层的复合辊的耐磨耗性的技术，本申请人先前在日本特开2005-169426号中，发现通过使外层含有Mg或Ca，能够使MC系碳化物的形状成为微细的粒状，并且能够均匀分散在金属组织中，从而提出一种使耐磨耗性、抗表面粗糙性和耐事故性提高的轧制用复合辊。但是，因为该复合辊的外层含有石墨，所以与一般的高速钢轧辊相比，虽然抗咬合性优异，但是有耐磨耗性和抗表面粗糙性差这样的问题。
作为具有有着高耐磨耗性的高速钢所构成的外层的热精轧前段用的复合辊的外层，例如，日本特开平08-020837号公开有一种摩擦系数小的高速钢系轧制用辊外层，其以重量比计，含有C：1.50～3.50％、Si：1.50％以下、Mn：1.20％以下、Cr：5.50～12.00％、Mo：2.00～8.00％、V：3.00～10.00％、Nb：0.60～7.00％、B：高于0.01且为0.200％以下、及N：高于0.08且为0.300％以下，并且满足V+1.8Nb≤7.5C-6.0，和0.20≤Nb/V≤0.80，余量由Fe和不可避免的杂质构成。日本特开平08-020837号中记述，在轧辊外层的组织中使共晶碳化物增加，减少粒状碳化物与其以外的部分的高低差，能够降低摩擦系数。通过B和N的添加，轧辊接触面的摩擦系数降低。但是，要求进一步改善轧制用复合辊的外层的抗咬合性。
日本特开2002-47529号公开有一种热轧辊用外层，其具有如下组成，以质量基准计含有C：1.2～2.2％、Si：0.1～0.6％、Mn：0.1～0.6％、Cr：6～12％、Mo：3～6％、Ni：0.3～1.5％、V：3～8％、及Co：1.0～8.00％，此外满足0≤[C-0.236V-0.129Nb]≤0.4，和0.27≤Mo/Cr≤0.80，余量由Fe和不可避免的杂质构成。日本特开2002-47529号中记述，为了防止锁定事故发生时的裂纹进展，若减少轧辊外层中网状生成的共晶碳化物，减少裂纹的传播路径，则能够得到耐事故性优异的热轧用辊轧外层。但是，日本特开2002-47529号的外层，得不到充分的耐磨耗性和抗咬合性。
WO 2016/031519 A1中，公开有一种轧制用复合辊的外层材，其以质量基准计含有C：1.8～2.5％、Si：高于0％并在1.0％以下、Mn：高于0％并在1.0％以下、Ni：高于0％并在0.5％以下、Cr：高于3.0％并在8.0％以下、Mo：高于2.0％并在10.0％以下、W：高于0％并在10.0％以下、V：高于0％并在10.0％以下、B：高于0％并低于0.01％、余量Fe和不可避免的杂质。WO 2016/031519 A1中记述，通过调整B量而减少二次共晶碳化物所包含的B量，能够实现二次共晶碳化物的强度的提高，因此在凝固后，即使曝露在1100℃左右的高温下，也能够防止二次共晶碳化物熔损，外层发挥着优异的抗表面粗糙性。但是，该外层不能发挥充分的耐磨耗性和抗咬合性。
在热轧领域，为了应对近年来所要求的钢板的板厚精度提高和表面品质提高，本申请人在WO 2015/045984 A1中，提出有一种具有如下外层的热轧用离心铸造复合辊，其具有的化学组成为，以质量基准计，含有C：1～3％、Si：0.4～3％、Mn：0.3～3％、Ni：1～5％、Cr：2～7％、Mo：3～8％、V：3～7％、及B：0.01～0.12％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足式(1)：Cr/(Mo+0.5W)＜-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6(其中，不含作为任意成分的W和Nb时，W＝0和Nb＝0。)所表示的关系，并以面积率计，含有1～15％的MC碳化物、0.5～20％的碳硼化物，和0.5～20％的Mo系碳化物。该复合辊的外层借助组织中的碳硼化物而显示出优异的抗咬合性，发挥着充分的耐磨耗性和抗咬合性。但是，外层与球墨铸铁所构成的内层熔敷一体化时，若外层中的B扩散到内层，则内层中的石墨的周围容易变成铁素体。若内层中的铁素体面积率增加，则内层的耐磨耗性降低。内层虽然不与轧制的薄板直接接触，但是由轴承支承，因此若内层的磨耗进展，则轧制操作中发生振动，有可能对钢板品质造成不良影响。
因此，为了维持内层的耐磨耗性，希望有一种轧辊用外层，即使B的含量低于0.01％，也能够得到高板厚精度和表面品质的热轧钢板。
发明内容
因此，本发明的目的在于，提供一种耐磨耗性、抗咬合性和抗表面粗糙性优异的轧辊用外层，特别是为了维持内层的耐磨耗性，B的含量低于0.01％的轧辊用外层。
本发明的另一个目的在于，提供一种具有这一外层的轧制用复合辊。
鉴于上述目的进行锐意研究的结果，本发明者们发现，在将B含量抑制在低于0.01％的高速钢制的轧辊用外层中，如果使与石墨发挥着同样的功能(抗咬合性)的相结晶出来，则能够使之发挥优异的耐磨耗性、抗咬合性和抗表面粗糙性，从而想到本发明。
即，本发明的轧辊用外层，其特征在于，具有如下化学组成，
以质量基准计，含有C：1.3～2.8％、Si：0.3～1.8％、Mn：0.3～2.5％、Ni：0～6.5％、Cr：1～10％、Mo：0.9～6％、W：0～8％、V：0.5～6％、Nb：0～3％、和B：0％以上并低于0.01％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且满足下式(1)和(2)：
(1)：1000≤1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≤1115
(2)：5≤Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≤15
(其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V和Nb表示各个元素的质量％。)，并且，
具有含共晶碳化物，不含石墨的组织。
在本发明的轧辊用外层中，由差热分析求得的多个凝固放热开始温度之中，优选最低的凝固放热开始温度为1100℃以下。
本发明的轧辊用外层，优选以质量基准计，还含有从Co：5％以下、Zr：0.5％以下、Ti：0.5％以下和Al：0.5％以下所构成的群中选择的至少一种。
本发明的轧制用复合辊，其特征在于，具有上述外层与内层熔敷一体化的构造。所述内层优选由球墨铸铁构成。
本发明的轧辊用外层，不仅借助共晶碳化物而具有高耐磨耗性，而且抗咬合性也提高，对于轧制负荷的表面损伤少，具有优异的抗表面粗糙性。因此，即使在轧制后也能够维持光滑的轧辊表面，因此有助于轧制制品的品质提高。另外，因为本发明的轧辊用外层只含有低于0.01％的B，所以能够防止内层的耐磨耗性的降低。将具有这样特征的外层与内层熔敷一体化而成的轧制用复合辊，能够响应热轧领域近年所要求的钢板的板厚精度提高和表面品质提高。
附图说明
图1是表示轧制用复合辊的概略剖面图。
图2是表示实施例1的试验材的无腐蚀的组织和光学显微镜照片(倍率：100倍)。
图3是实施例1的试验片的以过硫酸铵蚀刻后的光学显微镜照片。
图4是表示实施例1的轧辊用外层的差热分析结果的图解。
图5(a)是表示用于本发明的轧制用复合辊的制造的铸型的一例的分解剖面图。
图5(b)是表示用于本发明的轧制用复合辊的制造的铸型的一例的剖面图。
图6是表示轧制磨耗试验机的概略图。
图7是表示摩擦热冲击试验机的概略图。
具体实施方式
以下详细说明本发明的实施方式，但本发明不受其限定，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。如果没有特别指出，则仅记述为“％”时意思是“质量％”。
[1]轧辊用外层
(A)组成
本发明的轧辊用外层，由如下Fe基合金形成，其以质量基准计含有1.3～2.8％的C、0.3～1.8％的Si、0.3～2.5％的Mn、0～6.5％的Ni、1～10％的Cr、0.9～6％的Mo、0～8％的W、0.5～6％的V、0～3％的Nb、和0％以上并低于0.01％的B，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。
(1)主要元素
(a)C：1.3～2.8质量％
C与V、Nb、Cr、Mo和W结合，生成硬质碳化物，有助于外层的耐磨耗性的提高。C低于1.3质量％时，硬质碳化物的晶化量过少，不能赋予外层以充分的耐磨耗性。另一方面，若C高于2.8质量％，则由于过剩的碳化物结晶，导致外层的韧性降低，耐裂纹性降，因此轧制造成的裂纹变深，轧辊损失增加。C的含量的下限优选为1.5质量％，更优选为1.8质量％。另外C的含量的上限优选为2.6质量％。
(b)Si：0.3～1.8质量％
Si通过对熔液的脱氧而使氧化物的缺陷减少，并有固溶于基体而使抗咬合性提高，此外还具有使熔液的流动性提高，防止铸造缺陷的作用。Si低于0.3质量％时，熔液的脱氧作用不充分，熔液的流动性也不足，缺陷发生率高。另一方面，若Si高于1.8质量％，则合金基体脆化，外层的韧性降低。Si含量的下限优选为0.5质量％。Si含量的上限优选为1.5质量％，更优选为1.2质量％，最优选为1.0质量％。
(c)Mn：0.3～2.5质量％
Mn除了熔液的脱氧作用以外，还具有将杂质S作为MnS固定的作用。MnS具有润滑作用，对于防止轧制材的咬粘有效，因此优选含有预期量的MnS。Mn低于0.3质量％时，其添加效果不充分。另一方面，即使Mn高于2.5质量％，也得不到进一步的效果。Mn的含量的下限优选为0.5质量％。Mn的含量的上限优选为2.0质量％，更优选为1.5质量％。
(d)Ni：0～6.5质量％
Ni具有使基体的淬火性提高的作用，因此若在大型的复合辊的情况下添加Ni，则能够防止冷却中的珠光体的发生，使外层的硬度提高。另外若Ni的添加量过多，则奥氏体过于稳定化，硬度难以提高，因此为6.5％以下。从提高淬火性的观点出发，Ni含量优选为0.1质量％以上，更优选为0.3质量％以上，进一步优选为0.5质量％以上，更进一步优选为0.6质量％以上，再进一步优选为0.8质量％以上，最优选为1.0质量％以上。另外，从提高硬度的观点出发，Ni含量优选为5.5质量％以下，更优选为4.5质量％以下。
(e)Cr：1～10质量％
Cr使基体为贝氏体或马氏体而保持硬度，另外若添加量多，则形成碳化物，对于维持耐磨耗性是有效的元素。Cr低于1质量％时，其效果不充分。另一方面，若Cr高于10质量％，则基体组织的韧性降低。Cr的含量的下限优选为1.5质量％，更优选为2质量％。Cr含量的上限优选为9质量％，更优选为8.5质量％。
(f)Mo：0.9～6质量％
Mo与C结合而形成硬质碳化物(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。Mo低于0.9质量％时，这些效果不充分。另一方面，若Mo高于6质量％，则外层的韧性降低。Mo含量的下限优选为1.5质量％。另外，Mo含量的上限优选为5质量％。
(g)W：0～8质量％
W与C结合而生成硬质的M6C等的硬质碳化物，有助于外层的耐磨耗性提高。另外也固溶于MC碳化物而使其比重增加，具有减轻偏析的作用。但是，若W高于8质量％，则M6C碳化物变多，组织不均质，成为表面粗糙的原因。因此，添加W时，为8质量％以下。另一方面，W低于0.5质量％时，其添加效果不充分，因此优选为0.5质量％以上。W的含量的上限优选为6质量％，更优选为4质量％，进一步优选为2质量％。
(h)V：0.5～6质量％
V是与C结合而生成硬质的MC碳化物的元素。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0.5质量％时，MC碳化物的晶化量和析出量不充分。另一方面，若V高于6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碳化物在半径方向偏析显著，而且MC碳化物粗大化，合金组织变粗，轧制时容易表面粗糙。V含量的下限优选为0.8质量％，更优选为1.2质量％。V含量的上限优选为5质量％，更优选为4质量％，进一步优选为3质量％。
(i)Nb：0～3质量％
与V同样，Nb也与C结合，生成硬质MC碳化物。Nb通过与V和Mo的复合添加，固溶于MC碳化物而使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。Nb含量的下限优选为0.2质量％。Nb含量的上限优选为2质量％，更优选为1.5质量％，进一步优选为1质量％。
(j)B：0质量％以上并低于0.01质量％
若B达到0.01质量％以上，则与球墨铸铁所构成的内层一体化时，有可能允许量以上的B扩散到内层。若B过剩地扩散至内层，则内层中的石墨的周围容易成为铁素体，内层的铁素体面积率增加，因此内层的耐磨耗性降低。内层与热薄板不发生直接接触，但由轴承支承，因此若内层的磨耗进展，则轧制作业中发生振动，有可能对钢板品质造成不利影响。因此，使B低于0.01质量％。B的上限优选为0.008质量％，更优选为0.007质量％。还有，为了减少B含量，优选使用B含量极少的废料等作为原材料。
(2)追加元素
(a)Co：5质量％以下
Co对于基体组织的强化是有效的元素，但若高于5质量％，则使外层的韧性降低。为了得到充分的基体组织强化效果，Co含量的下限优选为0.5质量％，更优选为1质量％。Co含量的上限更优选为3质量％。
(b)Zr：0.5质量％以下
Zr与C结合而生成MC碳化物，使耐磨耗性提高。另外，Zr在熔液中生成氧化物，该氧化物作为晶核起作用，因此凝固组织变得微细。此外，Zr还使MC碳化物的比重增加，对于防止偏析有效。但是，若Zr高于0.5质量％，则成为夹杂物，因此不为优选。Zr含量的上限更优选为0.3质量％。另外，为了得到充分的添加效果，Zr的含量的下限更优选为0.01质量％。
(c)Ti：0.5质量％以下
Ti与熔液中的N结合而形成氮化物。氮化物悬浮于熔液中成为核，使MC碳化物微细化和均质化。但是，若Ti高于0.5质量％，则熔液的粘性增加，容易发生铸造缺陷。为了得到充分的添加效果，Ti含量的下限优选为0.005质量％，更优选为0.01质量％。另外Ti含量的上限更优选为0.3质量％，进一步优选为0.2质量％。
(d)Al：0.5质量％以下
Al与熔液中的O结合而形成氧化物。通过使熔液中的O减少，能够防止对耐磨耗性有效的V、Cr等的碳化物形成元素的氧化。但是，若Al高于0.5质量％，则外层变脆，招致机械性质的劣化。为了得到充分的添加效果，Al含量的下限优选为0.001质量％，更优选为0.01质量％。另外，Al含量的上限更优选为0.3质量％，进一步优选为0.2质量％。
(3)不可避免的杂质
外层组成的余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。不可避免的杂质有P、S、N、Cu、稀土类元素(REM)等，但分别为P＜0.1质量％、S＜0.1质量％、N＜0.1质量％、Cu＜0.1质量％、和REM＜0.1质量％即可。
(4)关系式
本发明的轧辊用外层，其特征在于，满足由下式(1)和(2)表示的关系：
(1)1000≤1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≤1115
(2)5≤Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≤15
(其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V和Nb表示各个元素的质量％。)。
(a)关于式(1)
式(1)的参数P1＝1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb，是存在于外层中的共晶碳化物之中熔点最低的共晶碳化物的熔点所关联的指标。通过使P1为1115以下，可改善外层的抗咬合性。其理由被认为是，轧辊遭遇锁定事故时，因轧制材与外层表面的摩擦热，熔点低的共晶碳化物融解，改善轧制材与轧辊外层的润滑性。P1的上限优选为1110，更优选为1105，进一步优选为1100。另一方面，若P1低于1000，则共晶碳化物的熔点过低，使之与内层熔敷一体化而作为轧制用复合辊时，有可能在边界发生缩孔。若有缩孔，则以此为起点发生裂纹。P1的下限优选为1010，更优选为1020，进一步优选为1030，最优选为1040。
(b)关于式(2)
式(2)的参数P2＝Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb，是表示与作为比较软的碳化物的渗碳体相比，形成硬质的碳化物的元素的总和的指标。Cr、Mo、W、V和Nb称为碳化物形成元素。这些元素的碳化物，不仅使基体的耐磨耗性提高，而且形成熔点低的共晶碳化物。若P2低于5，则比渗碳体硬质的碳化物的比例低，外层的耐磨耗性降低。另一方面，若P2高于15，则最低熔点的共晶碳化物的熔点变高，因此得不到轧制材与轧辊外层的润滑性改善效果。P2的下限优选为7，更优选为8，进一步优选为9。P2的上限优选为14，更优选为13，进一步优选为12。
(B)组织
本发明的轧辊用外层的组织，其特征在于，含有共晶碳化物，不含石墨。另外，外层组织含有基体、MC碳化物等。从确保耐磨耗性的观点出发，组织的基体优选由马氏体和/或贝氏体构成。
共晶碳化物是常温下作为铁基体的奥氏体与碳化物(M2C系、M6C系、M7C3系、M23C6系等)的共晶，有助于外层的耐磨耗性和抗咬合性这两者。对于从实施例1的外层提取的试验片进行镜面研磨后，用过硫酸铵蚀刻之后的光学显微镜照片(倍率：400倍)显示在图3中，如图3表明的，存在碳化物的间隔宽的共晶碳化物A和碳化物的间隔窄的共晶碳化物B这两种。
外层组织不含石墨。若外层中存在石墨，则轧制钢板时石墨脱落，由此导致轧辊表面的凹凸容易变大，因此耐磨耗性和抗表面粗糙性差。外层组织是否含有石墨，根据对于从外层提取的试验片进行镜面研磨后，不腐蚀而拍摄的光学显微镜照片(倍率：100倍)来判定。光学显微镜照片中的黑色粒子是空腔和石墨粒子的任意一个，因此在上述光学显微镜照片中不存在长径20μm以上的黑色粒子时，也不存在长径20μm以上的石墨粒子。因此，本说明书中，不腐蚀而拍摄的光学显微镜照片(倍率：100倍)中不存在长径20μm以上的黑色粒子时，判断为外层组织不含石墨。本发明的轧辊用外层，为了如式(2)所示这样成为高合金组成，不仅组织中难以出现石墨，而且也不进行用于使石墨析出的Si孕育等。
(C)凝固放热开始温度
在本发明的轧辊用外层中，由差热分析求得的多个凝固放热开始温度之中，最低的凝固放热开始温度优选为1100℃以下。所谓基于差热分析的凝固放热，意思是从液相变成固相(熔液凝固)时的放热。由表示实施例1的实测值的图4所表明的，如果是本发明的轧辊用外层的组成范围，则主要有3种凝固放热。在图4中，1305℃(高温侧)的放热是由于基体的凝固，1165℃(中央)的放热是由于图3所示的碳化物的间隔宽的共晶碳化物A的凝固，1090℃(低温侧)的放热是由于图3所示的碳化物的间隔窄的共晶碳化物B的凝固。
外层的凝固放热以如下方式测量。从外层提取5g试料，使用差热分析装置，升温至1500℃而使试料熔化后，计测以10℃/分钟的冷却速度冷却时的差热。如图4所示，凝固放热温度定义为放热峰的右侧(高温侧)的折叠点。具体来说，就是凝固放热峰的高温侧折叠点前后的切线的交点。
在本发明的轧辊用外层中，多个凝固放热开始温度之中最低的凝固放热开始温度优选为1100℃以下。其理由在于，若熔点最低的共晶碳化物的凝固温度为1100℃以下，则可改善外层的抗咬合性。例如，若在锁定事故中轧制材咬粘在轧辊外层的表面，则由于热和机械的负荷有可能导致轧辊外层表面发生裂纹。若以搁置裂纹的状态继续使用轧辊，则裂纹发生进展，引起轧辊折损和被称为剥落的轧辊破损。若轧辊表面的咬粘发生，则在这部分容易集中轧制的应力，该应力致使咬粘部的裂纹的进展加速。利用共晶碳化物的熔融，能够防止锁定事故时的轧辊外层表面的咬粘，因此咬粘部的应力集中消失，也能够防止裂纹进展，因此也能够减少用于磨削除去裂纹的轧辊外层表面的“修磨”，此外，也能够防止所谓剥落、轧辊折损给轧制操作带来巨大损失的操作事故。
另一方面，最低的凝固放热开始温度优选为1000℃以上。其理由在此，若低于1000℃，则共晶碳化物的熔点过低，使之与内层熔敷一体化而成为轧制用复合辊时，边界发生缩孔，有可能不能作为轧制用辊使用。最低的凝固放热开始温度的上限更优选为1095℃，进一步优选为1090℃。另外，最低的凝固放热开始温度的下限优选为1010℃，更优选为1020℃，进一步优选为1030℃，最优选为1040℃。
还有，WO 2016/031519 A1中记述，因为发挥着优异的抗表面粗糙性，所以即使曝露在1100℃左右的高温下，也可防止二次共晶碳化物的熔损，但在通常的轧制中，轧辊表面温度为800℃左右以下，低熔点共晶碳化物不会熔融，表面粗糙的问题不会发生。轧辊表面被曝露在1000℃以上这样的高温下，只会在以下情况发生，即，在锁定事故中轧辊表面发生过大的强压和摩擦热，或在轧制材咬住轧辊的状态下，致使轧制操作异常停止的咬死事故中，高温的轧制材未被冷却而长时间与轧辊接触的异常轧制的时候，而正常轧制时轧辊表面温度不会达到1000℃以上的高温。相对于此，本发明基于如下这样的技术思想，即防止通常的轧制时的表面粗糙，同时在锁定事故等之中利用低熔点共晶碳化物的熔融来防止裂纹，与WO 2016/031519 A1的思想正相反。
[2]轧制用复合辊
本发明的轧辊用外层能够通过与内层熔敷一体化而作为轧制用复合辊使用。图1表示由离心铸造法形成的外层1、和与外层1熔敷一体化而成的内层2所构成的热轧用复合辊10。内层2具有熔敷于外层1的筒芯部21，和从筒芯部21的两端一体延伸出的轴部22、23。外层1为了确保耐磨耗性而大量含有碳化物形成元素，因此内层2优选由强韧性优异的Fe基合金构成。从强韧性和铸造性的观点出发，内层2优选使用铸造性良好的铸铁，特别是球墨铸铁。
球墨铸铁的组成优选为，以质量基准计含有C：2.3～4.0％、Si：1.5～3.5％、Mn：0.2～2.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Ni：0.3～5.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Mg：0.01～0.08％，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。除上述元素以外，也可以含有V：1％以下、Nb：0.7％以下和W：0.7％以下。球墨铸铁中，铁基体以铁素体和珠光体为主体，此外还含有石墨和微量的渗碳体。在外层与内层之间，出于成分混入的抑制和缓冲等的目的，也可以夹杂有中间层。
[3]轧制用复合辊的制造方法
图5(a)和图5(b)表示以离心铸造用圆筒状铸型30离心铸造外层1后，用于铸造内层2的静置铸造用铸型的一例。该静置铸造用铸型100，由圆筒状铸型30、和设于其上下端的上模40与下模50构成。在装配于静置铸造用铸型100上的圆筒状铸型30的内表面，隔着涂膜层32而形成有外层1，在外层1的内侧形成有用于形成筒芯部21的型腔60a。上模40在上模主体41的内表面具有砂型42，在砂型42的内侧具有型腔60b。下模50在下模主体51的内表面具有砂型52，在砂型52的内侧具有型腔60c。在下模50中，设有用于保持内层用熔液的底板53。使用圆筒状铸型30的离心铸造法是水平型、倾斜型或垂直型的哪一种都可以。
如图5(b)所示，若在圆筒状铸型30的上下装配上模40和下模50，则外层1内的型腔60a与上模40的型腔60b和下模50的型腔60c连通，构成一体形成内层1整体的型腔60。在轴部22形成用的下模50之上，使离心铸造外层1的圆筒状铸型30竖立设置，在圆筒状铸型30之上设置轴部23形成用的上模40，构成内层2形成用的静置铸造用铸型100。
在静置铸造用铸型100中，在由离心铸造法形成的外层1的凝固后，随着内层2用的球墨铸铁熔液从上模40的上方开口部43被注入到型腔60内，型腔60内的熔液的液面从下模50逐渐上升至上模40，由轴部22、筒芯部21和轴部23构成的内层2被一体铸造。
对于通过上述方法制造的轧制用复合辊，为了残留奥氏体的分解和去应力，优选进行400～580℃的回火处理。另外，为了使基体奥氏体化，例如，优选加热至850～1060℃且P1(或Ts)-50℃以下之后进行淬火，使基体组织为马氏体和/或贝氏体时，优选进行400～580℃的回火处理。
对于通过离心铸造法制造本发明的轧制用复合辊的情况进行说明，但本发明的轧制用复合辊也能够通过在钢制芯材的周围注入外层用熔液，使用高频线圈连续地形成外层的、所谓的连续熔覆成形法(日文：連続鋳掛け肉盛法(continuous cladding formingmethod))来制造。
通过以下的实施例详细地说明本发明，但本发明不受其限定。
实施例1～5，和比较例1～4
(1)铸造
使用实验用铸型(内径90mm，深度95mm)，由具有下述的表1所示的组成和表2所示的P1和P2的值的各熔液铸造试验材。
(2)有无石墨和共晶碳化物的评价
对于各试验材以480℃回火后，切下试验片，将试验片进行镜面研磨，以光学显微镜(倍率：100倍)拍摄无腐蚀状态的组织。实施例1的试验材的光学显微镜照片(倍率：100倍)显示在图2中。在图2中，G表示黑色粒子，20表示包围黑色粒子G的每边为20μm的正方形。如图2表明，在实施例1的试验片中不存在长径20μm以上的黑色粒子G。因为黑色粒子是微细的空腔或石墨粒子，所以即使是石墨粒子，也是每边低于20μm的极微细的。因此，在实施例和比较例的光学显微镜照片中，将长径为20μm以上的黑色粒子不存在的情况判定为外层组织不含石墨。此外，对各试验片的镜面研磨面用过硫酸铵蚀刻后，拍摄光学显微镜照片(倍率：400倍)，判定有无共晶碳化物。实施例1的光学显微镜照片(倍率：400倍)显示在图3中。各试验片的组织中有无石墨和有无共晶碳化物显示在表2中。
(3)凝固放热开始温度的测量
对于从各试验材上切下的试验片(5g)进行差热分析，求得多个凝固开始温度之中最低的凝固放热开始温度Ts。各试验材的最低的凝固放热开始温度Ts显示在表2中。另外，实施例1的试验片的差热分析结果显示在图4中。
(4)磨耗试验
由各熔液制造外径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6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11；装配于轧机11上的试验用轧辊12、13；预热轧制材18的加热炉14；冷却轧制材18的冷却水槽15；轧制中赋予一定的张力的卷取机16；调节张力的控制器17。轧制磨耗条件如下。轧制后，由触针式表面粗糙度测量仪，测量在各试验用轧辊的表面产生的磨耗深度。磨耗深度的测量结果显示在表2中。
轧制材的材质：SUS304
轧制材的宽度：20mm
轧制材的厚度：1mm
压下率：25％
轧制速度：150m/分钟
轧制材的温度：900℃
轧制距离：300m/圈
轧辊冷却：水冷
轧辊数：四重式
(5)抗事故性(抗咬合性)的评价
为了评价抗事故性，使用图7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。摩擦热冲击试验机是通过使铅锤72落在齿条71上，使小齿轮73转动，使试验材74强行接触咬入件75的装置。通过此试验在试验材74上留下压痕，压痕的一部分或整体咬合附着咬入件75。对于各供试材测量2次咬合面积，进行平均，由此求得咬合附着面积，并且用咬合附着面积除以压痕面积，作为咬合面积率(％)。根据咬合面积率，以如下方式评价咬合的程度。结果显示在表2中。咬合越少，抗事故性越好。
○：咬合面积率低于40％。
△：咬合面积率40％以上并低于60％。
×：咬合面积率在60％以上。
【表1】
注：(1)余量：Fe和不可避免的杂质。
(2)含有0.021质量％的Ti。
(3)含有0.18质量％的S、0.02质量％的Al、和0.029质量％的N。
【表2】
注：(1)P1＝1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb。
(2)P2＝Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb。
(3)Ts最低的凝固放热开始温度。
(4)未测量。
实施例6和比较例5
将图5(a)所示的构造的圆筒状铸型30(内径800mm、和长2500mm)设置于水平型的离心铸造机上，使用与实施例1和比较例4相同组成的各熔液，分别离心铸造实施例6和比较例5的外层1。外层1凝固后，使内表面形成有外层1(厚度：90mm)的圆筒状铸型30竖立，在轴部22形成用的中空状下模50(内径600mm、和长1500mm)之上立设圆筒状铸型30，在圆筒状铸型30之上立设轴部23形成用的中空状上模40(内径600mm、和长2000mm)，构成图5(b)所示的静置铸造用铸型100。
在静置铸造用铸型100的型腔60中，从上方开口部43，浇注具有如下化学组成的球墨铸铁熔液，所述组成以质量基准计含有C：3.0％、Si：2.6％、Mn：0.3％、Ni：1.4％、Cr：0.1％、Mo：0.2％、Mg：0.05％、P：0.03％、和S：0.03％，余量实质上是Fe和不可避免的杂质，途中对于含Si的石墨化孕育材进行孕育，制造在外层1的内表面一体熔敷有内层2的复合辊。其后以500℃进行回火处理。
对于从实施例6和比较例5的外层1上切下的试验片，与实施例1同样，判定石墨和共晶碳化物的有无，并且进行差热分析。其结果是，实施例6的外层1含有共晶碳化物，但不含石墨，另外最低的凝固放热开始温度Ts也与实施例1为同程度。另外，比较例5的外层1含有共晶碳化物，但不含石墨，另外最低的凝固放热开始温度Ts也与比较例4为同程度。
另外，从实施例6和比较例5的内层2的轴部22、23上切下试验片，进行组织观察。其结果是，在使用了与实施例1相同的外层1的实施例6的内层2的轴部22、23中，组织中的铁素体面积率少至15～25％左右。因此可确认，实施例6的复合辊具有耐磨耗性和抗咬合性优异的外层，并且具有耐磨耗性优异的内层。相对于此，在使用了与比较例4相同的外层1的比较例5的内层2的轴部22、23中，组织中的大部分的石墨的周围存在宽50μm～80μm的铁素体，铁素体面积率多达30～40％左右。这被认为是由于，外层含有0.052质量％(0.01质量％以上)的B，其扩散至内层2。
【符号的说明】
1…外层
2…内层
21…筒芯部
22、23…轴部
10…热轧用复合辊
11…轧机
12、13…试验用轧辊
14…加热炉
15…冷却水槽
16…巻取机
17…控制器
18…轧制材
20…在光学显微镜照片中包围黑色粒子的每边为20μm的正方形
30…离心铸造用圆筒状铸型
31…圆筒状铸型主体
32…涂膜层
42、52…砂型
40…上模
41…上模主体
43…上方开口部
50…下模
51…下模主体
53…底板
60、60a、60b、60c…型腔
100…静置铸造用铸型
G…黑色粒子

Claims (6)

1.一种轧辊用外层，其特征在于，具有如下化学组成，以质量基准计含有C：1.3～2.8％、Si：0.3～1.8％、Mn：0.3～2.5％、Ni：0～6.5％、Cr：1～10％、Mo：0.9～6％、W：0～8％、V：0.5～6％、Nb：0～3％、和B：0％以上并低于0.01％，余量由Fe和不可避免的杂质，并且满足下式(1)和(2)：
(1)：1000≤1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≤1115
(2)：5≤Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≤15
式中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V和Nb表示各个元素的质量％，并且，所述轧辊用外层具有含有共晶碳化物，不含石墨的组织。
2.根据权利要求1所述的轧辊用外层，其特征在于，通过差热分析求得的多个凝固放热开始温度之中，最低的凝固放热开始温度为1100℃以下。
3.根据权利要求1或2所述的轧辊用外层，其特征在于，以质量基准计还含有从Co：5％以下、Zr：0.5％以下、Ti：0.5％以下、和Al：0.5％以下所构成的群中选择的至少一种。
4.一种轧制用复合辊，其特征在于，具有权利要求1～3中任一项所述的轧辊用外层与内层熔敷一体化而成的构造。
5.根据权利要求4所述的轧制用复合辊，其特征在于，所述内层由球墨铸铁构成。
6.根据权利要求4或5所述的轧制用复合辊，其特征在于，所述外层由离心铸造法形成。
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