CN110290880A - 轧制用复合辊及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种轧制用复合辊，是外层和内层经熔敷一体化而成，外层由如下Fe基合金构成，所述Fe基合金以质量基准计含有1～3％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、0.1～5％的Ni、1～7％的Cr、1～8％的Mo、4～7％的V、0.005～0.15％的N、0.05～0.2％的B，内层由如下石墨铸铁构成，所述石墨铸铁以质量基准计含有2.4～3.6％的C、1.5～3.5％的Si、0.1～2％的Mn、0.1～2％的Ni、低于0.7％的Cr、低于0.7％的Mo、0.05～1％的V、0.01～0.1％的Mg，其具有内层熔敷于外层的筒芯部，和从筒芯部的两端一体延伸出的轴部，轴部的至少一个含有200个/cm2以上的具有5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物。

Description

轧制用复合辊及其制造方法
技术领域
本发明涉及耐磨耗性和抗事故性优异的外层和强韧且耐磨耗性优异的内层熔敷一体化而成的轧制用复合辊及其制造方法。
背景技术
作为热轧用的工作辊，被广泛使用的是使外层和内层经熔敷一体化而成的离心铸造制复合辊，其中，外层由通过离心铸造法而形成的耐磨耗性铁基合金形成，内层由强韧的球墨铸铁形成。在离心铸造制复合辊中，由于与轧制材的接触所产生的热以及机械的负荷，导致辊外层发生磨耗和表面粗糙等的损伤，成为轧制材的表面品质劣化的原因。另外，复合辊在热精轧机的后段使用时，轧制材在机架间移动时，会遭遇折叠而咬入上下辊间的所谓轧坏事故，在这样的轧坏事故中，因为轧制材咬粘在辊外层的表面，所以过大的热、机械的负荷发生作用，在辊外层表面发生裂缝。
因此，若外层的损伤进行到一定程度，则可进行辊的更换。从轧机上拆下的辊，从外层磨削除去损伤部之后，被再次组装到轧机上。从辊外层磨削除去损伤部被称为“修磨”。工作辊从初始直径被修磨至可用于轧制的最小直径(废弃直径)后，便被废弃。从初始直径至废弃直径称为“轧制有效直径”。若因外层的损伤而频繁地进行修磨，则由于轧制的中断而致使生产率降低，或由于修磨导致轧制有效直径变小，因此，轧制有效直径内的外层为了防止严重的损伤而希望具有优异的耐磨耗性、抗事故性及抗表面粗糙性。
如图1所示，复合辊10由与轧制材接触的外层1和熔敷于外层1的内表面的内层2形成。内层2由不同于外层1的材质形成，由熔敷于外层1的筒芯部21、从筒芯部21一体向两侧延伸的驱动侧轴部22及从动侧轴部23形成。在驱动侧轴部22的端部，一体地设有用于驱动扭矩传递的离合器部24。另外在从动侧轴部23的端部，一体地设有复合辊10的处理等所需要的凸状部25。离合器部24具有端面24a、和与驱动机构(未图示)卡合的一对平坦的槽口面24b、24b，凸状部25具有端面25a。
通常，从外层1反复修磨而直到废弃期间，轴部22、23不会受到修补作业而被使用，但随着近年的外层1的长寿命化，轴部的损伤进行，也会给轧制作业带来障碍，也存在轴部的损伤为原因，造成不得不过早地废弃的状况。特别是具有从电动机侧传递驱动扭矩的离合器部24的驱动侧轴部22，因为承受着与联轴节的滑动和来自电动机的驱动扭矩形成的高应力，所以容易发生损伤，是最要求耐久性的部位。
为了解决上述的轴部的损伤的问题，本申请人通过国际申请第2015/045720号，提出了在维持从动侧轴部的加工性的状态下，改善驱动侧轴部的耐磨耗性的离心铸造制复合辊。该离心铸造制复合辊，由离心铸造法形成的外层和由球墨铸铁形成的内层熔敷一体化而成，所述外层由Fe基合金形成，并且具有不含石墨的组织，所述Fe基合金中，以质量基准计，含有：1.3～3.7％的C；0.3～3％的Si；0.1～3％的Mn；1～7％的Cr；1～8％的Mo；从2.5～7％的V、0.1～3％的Nb和0.1～5％的W所构成的群中选择的至少一种，其中V是必须元素；0.01～0.2％的B和/或0.05～0.3％的S，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，所述内层具有熔敷于所述外层的筒芯部和从所述筒芯部的两端一体延伸的驱动侧轴部与从动侧轴部，所述驱动侧轴部的端部的Cr、Mo、V、Nb和W的合计量为0.35～2质量％，所述从动侧轴部的端部的Cr、Mo、V、Nb和W的合计量为0.15～1.8质量％，前者比后者多0.2质量％以上。
国际申请第2015/045720号的离心铸造制复合辊，虽然轴部的耐磨耗性得到改善，但是为了应对近年的筒体部的长寿命化而期望进一步改善。为了提高构成内层的球墨铸铁的耐磨耗性，有效的是在通常的球墨铸铁中添加V、Nb等的碳化物形成元素，使不是渗碳体的硬质碳化物(MC碳化物等)晶出，但这些碳化物形成元素阻碍球墨铸铁的石墨化，使球墨铸铁的延伸率降低。因此，轴部的长寿命化存有限度。
发明内容
因此本发明的目的在于，提供一种耐磨耗性和抗事故性优异的外层和强韧且耐磨耗性优异的内层经熔敷一体化而成的轧制用复合辊及其制造方法。
鉴于上述目的而锐意研究的结果是，本发明者等发现，若除了从作为原材料的废料等混入以外，不再向内层用的熔融金属中添加V等碳化物形成元素，而是从外层使石墨铸铁制轴部的至少一个适量含有硬质MC碳化物，则不会使轴部的强韧性降低而能够显著改善耐磨耗性，从而想到了本发明。
即，本发明的轧制用复合辊，其特征在于，是外层和内层经熔敷一体化而成，
所述外层由如下Fe基合金形成，所述Fe基合金以质量基准计，含有1～3％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、0.1～5％的Ni、1～7％的Cr、1～8％的Mo、4～7％的V、0.005～0.15％的N、0.05～0.2％的B，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，
所述内层由如下石墨铸铁形成，所述石墨铸铁以质量基准计，含有2.4～3.6％的C、1.5～3.5％的Si、0.1～2％的Mn、0.1～2％的Ni、低于0.7％的Cr、低于0.7％的Mo、0.05～1％的V、0.01～0.1％的Mg，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，
所述内层具有熔敷于所述外层的筒芯部，和从所述筒芯部的两端一体延伸的轴部，所述轴部的至少一个含有200个/cm2以上的具有5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物。
优选所述外层还含有0.1～3质量％的Nb，并且所述内层含有低于0.5质量％的Nb。
优选所述外层还含有0.1～5质量％的W，并且所述内层含有低于0.7质量％的W。
所述外层能够还含有0.3质量％以下的S。
所述外层能够以质量基准计还含有从0.1～10％的Co、0.01～0.5％的Zr、0.005～0.5％的Ti和0.001～0.5％的Al所构成的群中选择的至少一种。
本发明的轧制用复合辊的制造方法，其特征在于，
(1)以旋转的离心铸造用圆筒状铸模，离心铸造所述外层之后，
(2)在所述外层的内表面的温度为950℃以上、低于1000℃时，向所述外层的型腔内浇注1330～1400℃的所述内层用熔融金属，使所述外层的内表面再熔融10～30mm的厚度。
优选浇注所述内层用熔融金属时的所述外层的内表面温度为960～990℃。
优选所述内层用熔融金属以质量基准计，含有2.5～3.6％的C、1.7～3.3％的Si、0.1～1.5％的Mn、0.1～2％的Ni、0～0.5％的Cr、0～0.5％的Mo和0.01～0.1％的Mg，余量实质上是Fe和不可避免的杂质。
根据本发明，因为外层具有优异的耐磨耗性和抗事故性，并且不用向内层熔融金属中添加V等的阻碍石墨化的碳化物形成元素，而是使石墨铸铁制轴部的至少一个大量含有硬质MC碳化物，所以能够得到不会使轴部的强韧性降低而将耐磨耗性显著改善的轧制用复合辊。因为轴部的耐磨耗性得到显著改善，所以可以实现作为轧辊的进一步长寿命化，有助于轧制作业的成本削减。
附图说明
图1是表示复合辊的概略剖视图。
图2是表示图1的复合辊的离合器部侧的局部立体图。
图3(a)是表示用于本发明的轧制用复合辊的制造的铸模的一例的分解剖视图。
图3(b)是表示用于本发明的轧制用复合辊的制造的铸模的一例的剖视图。
图4是实施例3的轧制用复合辊的轴部断面的氧化铝磨粒研磨后无腐蚀的光学显微镜照片。
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，也可以在不脱离本发明的技术思想的范围内进行各种变更。一个实施方式的说明，除非特别指出，否则也适合于其他的实施方式。仅仅记述为“％”时，除非特别指出，否则意思为“质量％”。
[1]轧制用复合辊
(A)外层
构成本发明的轧制用复合辊的外层，由如下Fe基合金形成，所述Fe基合金以质量基准计含有1～3％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、0.1～5％的Ni、1～7％的Cr、1～8％的Mo、4～7％的V、0.005～0.15％的N和0.05～0.2％的B，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。优选外层还含有0.1～3质量％的Nb。另外，优选外层还含有0.1～5质量％的W。外层也可以还含有0.3质量％以下的S。此外，外层也可以按质量基准计含有从0.1～10％的Co、0.01～0.5％的Zr、0.005～0.5％的Ti和0.001～0.5％的Al所构成的群中选择的至少一种。
(1)必须元素
(a)C：1～3质量％
C与V、Cr和Mo(此外，在含有Nb和W时，也与Nb和W结合)结合而生成硬质碳化物，有助于外层的耐磨耗性的提高。C低于1质量％时，硬质碳化物的晶出量过少而不能赋予外层充分的耐磨耗性。另一方面，若C高于3质量％，则过剩的碳化物晶出，导致外层的韧性降低，抗裂缝性降低，因此轧制形成的裂缝变深，修磨时的辊损耗量增加。C的含量的下限优选为1.2质量％，更优选为1.5质量％。另外C的含量的上限优选为2.9质量％，更优选为2.8质量％。
(b)Si：0.3～3质量％
Si通过熔融金属的脱氧而使氧化物的缺陷减少，并且固溶于基体而使抗咬粘性提高，还具有使熔融金属的流动性提高而防止铸造缺陷的作用。Si低于0.3质量％时，熔融金属的脱氧作用不充分，熔融金属的流动性也不足，缺陷发生率高。另一方面，若Si高于3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0.4质量％，更优选为0.5质量％。Si含量的上限优选为2.7质量％，更优选为2.5质量％。
(c)Mn：0.1～3质量％
Mn除了熔融金属的脱氧作用以外，还具有将S作为MnS加以固定的作用。MnS具有润滑作用，对于防止轧制材的咬粘有效，因此优选含有希望量的MnS。Mn低于0.1质量％时，其添加效果不充分。另一方面，即使Mn高于3质量％，也得不到进一步的效果。Mn的含量的下限优选为0.3质量％。Mn的含量的上限优选为2.4质量％，更优选为1.8质量％。
(d)Ni：0.1～5质量％
Ni具有使外层的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含有Ni，则能够防止冷却中形成珠光体，使外层的硬度提高。Ni的添加效果在低于0.1质量％时几乎没有，若高于5质量％，则奥氏体过于稳定化，硬度难以提高。Ni含量的下限优选为0.2质量％，更优选为0.3质量％，进一步优选为0.5质量％。Ni含量的上限优选为4质量％，更优选为3.5质量％。
(e)Cr：1～7质量％
Cr使基体为贝氏体或马氏体而保持硬度，对于维持外层的耐磨耗性是有效的元素。Cr低于1质量％时，这一效果不充分，若Cr高于7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2.5质量％。Cr含量的上限优选为6.8质量％。
(f)Mo：1～8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/或Nb一起生成强韧且硬质MC碳化物，使耐磨耗性提高。Mo低于1质量％时，这些效果不充分。另一方面，若Mo高于8质量％，则外层的韧性降低。Mo含量的下限优选为1.5质量％，更优选为2.5质量％。Mo含量的上限优选为7.8质量％，更优选为7.6质量％。(g)V：4～7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，在碳化物之中是最硬的。V低于4质量％时，不仅MC碳化物的析出量不充分，而且融入内层的MC碳化物量不足，由此导致离合器部的耐损伤性的提高效果不充分。另一方面，若V高于7质量％，则比重轻于铁熔液的MC碳化物在离心铸造中的离心力作用下向外层的内侧稠化，不仅MC碳化物的半径方向偏析显著，而且MC碳化物粗大化，合金组织变粗，轧制时容易变得表面粗糙。V含量的下限优选为4.5质量％，更优选为5质量％。V含量的上限优选为6.9质量％，更优选为6.8质量％。(h)N：0.005～0.15质量％
N具有使碳化物微细化的效果，但若高于0.15质量％，则外层脆化。N含量的上限优选为0.1质量％。为了得到充分的碳化物微细化效果，N含量的下限为0.005质量％，优选为0.01质量％。
(i)B：0.05～0.2质量％
B固溶于碳化物，并且形成具有润滑作用的碳硼化物，使外层的抗咬粘性(抗事故性)提高。碳硼化物的润滑作用特别在高温下得到显著发挥，因此对于防止热轧制材的咬入时的外层的咬粘有效。B低于0.05质量％时，得不到充分的润滑作用。另一方面，若B高于0.2质量％，则使外层脆化。B含量的下限优选为0.06质量％，更优选为0.07质量％。另外B含量的上限优选为0.15质量％，更优选为0.1质量％。
(2)任意元素
外层也可以还含有0.1～3质量％的Nb。另外，外层也可以含有0.1～5质量％的W。外层也可以还含有0.3质量％以下的S。外层也可以按质量基准计，还含有从0.1～10％的Co、0.01～0.5％的Zr、0.005～0.5％的Ti和0.001～0.5％的Al所构成的群中选择至少一种。
(a)Nb：0.1～3质量％
与V同样，Nb也与C结合而生成硬质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。因为Nb比V的原子量大，所以通过固溶于以V为主体的MC碳化物中，比铁熔液比重小的V主体的MC碳化物的比重变大，因此具有使离心铸造中的离心力造成的MC碳化物的偏析减轻的作用。Nb低于0.1质量％时，MC碳化物的晶出量的贡献少，几乎没有使融入内层的MC碳化物量增加的效果，对离合器部的耐损伤性的提高效果的帮助少。另一方面，若Nb高于3质量％，则比重比铁熔液重的以Nb为主体的MC碳化物的晶出量增加，容易因离心力在表面侧稠化和偏析。Nb含量的下限优选为0.2质量％。Nb含量的上限优选为2.9质量％，更优选为2.8质量％。
(b)W：0.1～5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5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，含有W时，为5质量％以下。另一方面，W低于0.1质量％时，其效果不充分。W的含量的上限优选为4质量％，更优选为3质量％。(c)S：0.3质量％以下
利用MnS的润滑性时，也可以含有0.3质量％以下的S。但是，若S高于0.3质量％，则发生外层的脆化。S含量的上限优选为0.2质量％，更优选为0.15质量％。利用MnS的润滑性时，S含量的下限更优选为0.05质量％。
(d)Co：0.1～10质量％
Co固溶于基体中，使基体的热硬度增加，具有改善外层的耐磨耗性和抗表面粗糙性的效果。Co低于0.1质量％时几乎没有效果，另外即使高于10质量％，也得不到进一步的提高。Co含量的下限优选为1质量％。另外Co含量的上限优选为7质量％。
(e)Zr：0.01～0.5质量％
与V和Nb同样，Zr与C结合而生成MC碳化物，使外层的耐磨耗性提高。另外，Zr在熔融金属中生成作为结晶核而起作用的氧化物，使凝固组织微细。此外，Zr使MC碳化物的比重增加，对于防止偏析有效果。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％。为了取得充分的添加效果，Zr的含量的下限更优选为0.02质量％。
(f)Ti：0.005～0.5质量％
Ti与C和N结合，形成TiC、TiN或TiCN这样的硬质的粒状化合物。他，它们成为MC碳化物的核，因此具有MC碳化物的均质分散效果，有助于外层的耐磨耗性和抗表面粗糙性的提高。但是，若Ti含量高于0.5质量％，则熔融金属的粘性增加，容易发生铸造缺陷。Ti含量的上限更优选为0.3质量％，最优选为0.2质量％。为了取得充分的添加效果，Ti的含量的下限更优选为0.01质量％。
(g)Al：0.001～0.5质量％
Al与氧的亲和性高，因此作为脱氧剂起作用。另外，Al与N和O结合，所形成的氧氮化物在熔融金属中悬浮而成为核，使MC碳化物微细均匀地晶出。但是，若Al高于0.5质量％，则外层变脆。另外，Al低于0.001质量％时，其效果不充分。Al含量的上限更优选为0.3质量％，最优选为0.2质量％。为了取得充分的添加效果，Al的含量的下限更优选为0.01质量％。
(3)不可避免的杂质
外层的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，因为P招致力学特性的劣化，因此优选减少。具体来说，P的含量优选为0.1质量％以下。作为其他的不可避免的杂质，也可以在不损害外层的特性的范围含有Cu、Sb、Te、Ce等元素。为了确保外层优异的耐磨耗性和抗事故性，不可避免的杂质的合计量优选为0.7质量％以下。
(4)组织
外层的组织包括：(a)MC碳化物；(b)以M2C和M6C的Mo为主体的碳化物(Mo系碳化物)或以M7C3和M23C6的Cr为主体的碳化物(Cr系碳化物)；(c)碳硼化物；以及(d)基体。碳硼化物具有M(C,B)和M23(C,B)6等的组成。金属M主要是Fe、Cr、Mo、V、Nb和W的至少一种，金属M、C和B的比例根据组成变化。本发明的外层组织中，优选不存在石墨。本发明的轧制用复合辊的外层，因为具有硬质的MC碳化物、Mo系碳化物或Cr系碳化物，所以耐磨耗性优异，并且因为含有碳硼化物，所以抗事故性优异。
(B)内层
本发明的轧制用复合辊的内层由石墨铸铁形成，所述石墨铸铁以质量基准计含有2.4～3.6％的C、1.5～3.5％的Si、0.1～2％的Mn、0.1～2％的Ni、低于0.7％的Cr、低于0.7％的Mo、0.05～1％的V、0.01～0.1％的Mg，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。
(1)必须元素
(a)C：2.4～3.6质量％
C固溶于基体，并且作为石墨晶出。为了晶出石墨，需要C的含量为2.4质量％以上，但若高于3.6质量％，则招致内层的力学特性的劣化。C的含量的下限优选为2.7质量％。另外C的含量的上限优选为3.5质量％。(b)Si：1.5～3.5质量％
Si是用于使石墨晶出所需要的元素，需要含有1.5质量％以上，但若高于3.5质量％，则引起内层的力学特性的劣化。Si的含量的下限优选为1.7质量％。另外Si的含量的上限优选为3质量％。
(c)Mn：0.1～2质量％
Mn除了熔融金属的脱氧作用以外，还与作为杂质的S结合而生成MnS，也具有防止因S造成脆化的作用。Mn的含量需要为0.1质量％以上，但若高于2质量％，则内层的力学特性劣化。Mn的含量的下限优选为0.15质量％。另外Mn的含量的上限优选为1.2质量％。
(d)Ni：0.1～2质量％
Ni作为石墨化的辅助元素有效。为了得到石墨化的效果而需要0.1质量％以上，优选为0.2质量％以上。除此之外，因为在内层浇注时与外层的熔敷时，外层内表面熔融而混入内层，所以，如果外层的Ni含量比内层高，则内层的Ni含量增加。若Ni含量增加，则从高温下的奥氏体相到常温下的作为主体的珠光体相的相变温度降低，铸造后冷却中的外层的轴向裂纹容易发生，因此Ni的上限需要为2质量％，优选为1.8质量％。
(e)Cr：低于0.7质量％
Cr与C结合而形成渗碳体，改善耐磨耗性，但若过多，则引起内层的力学特性的劣化。若Cr为0.7质量％以上，则内层的力学特性劣化。Cr的含量的上限优选为0.5质量％。还有，Cr的含量的下限可以为0.05质量％。另外，因为Cr会从熔敷一体化的外层混入到内层，所以，需要预测来自外层的混入量，使熔敷一体化后的内层中的Cr的含量低于0.7质量％，如此来设定内层用熔融金属中的Cr的含量。Cr的含量的上限优选为0.5质量％。
(f)Mo：低于0.7质量％
Mo是白口化元素，阻碍石墨化，因此需要限制其含量。通过与外层的熔敷一体化(外层内表面的熔融)而从外层混入到内层的Mo包含在MC碳化物中，或处于M2C碳化物的状态。本发明其特征为，有意识地从外层使Mo以MC碳化物的状态混入内层，不使MC碳化物再熔融，而是直接使之残留在内层内，从而实现内层的耐磨耗性的提高。因此，Mo含量的下限优选为0.05质量％。另一方面，若Mo达到0.7质量％以上，则石墨化显著受到阻碍，内层的韧性劣化。Mo的含量的上限优选为0.5质量％。
(g)V：0.05～1质量％
V是强白口化元素，阻碍石墨化，因此含量受到限制。通过与外层的熔敷一体化(外层内表面的熔融)而从外层混入内层的V的大部分处于MC碳化物的状态。本发明其特征为，有意识地从外层使MC碳化物混入到内层，不使之再熔融而是直接使之残留在内层内，由此一边抑制V的石墨化阻碍作用，一边实现内层的耐磨耗性的提高。为了充分确保内层的耐磨耗性，V必须为0.05质量％以上。但是，若V的含量高于1质量％，则V的石墨化阻碍的作用的影响变得过大。V的含量的下限优选为0.1质量％。另外V的含量的上限优选为0.7质量％，更优选为0.5质量％。
(h)Mg：0.01～0.1质量％
Mg具有使石墨球化的效果。通过球化，内层的强韧性大幅提高。为了球化，需要Mg为0.01质量％以上，但在0.1质量％以下便足够。Mg的含量的下限优选为0.015质量％。另外Mg的含量的上限优选为0.05质量％。
(2)任意元素
(a)Nb：低于0.5质量％
与V同样，Nb是强白口化元素，阻碍石墨化，因此含量受到限制。外层包含Nb时，通过与外层的熔敷一体化(外层内表面的熔融)而从外层混入到内层的Nb的大部分处于MC碳化物的状态。若Nb的含量高于0.5质量％，则Nb的石墨化阻碍的作用的影响变得过大。Nb的含量的上限优选为0.4质量％。还有，若Nb的含量为0.02质量％以上，则能够实现MC碳化物对内层的耐磨耗性进一步提高，因此优选。
(b)W：低于0.7质量％
W是碳化物形成元素，阻碍内层的石墨化。外层包含W时，由于与含有W的外层的熔敷一体化(外层内表面的熔融)，W从外层混入内层的情况无法避免，但是为了防止阻碍石墨化，需要将W抑制为低于0.7质量％。W的含量的上限优选为0.6质量％。
(3)不可避免的杂质
内层的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，因为P、S和N招致力学特性的劣化，所以优选尽可能减少。具体来说，P的含量优选为0.1质量％以下，S的含量优选为0.05质量％以下，N优选为0.07质量％以下。另外，B阻碍内层的石墨化，因此优选为低于0.05质量％。作为其他的不可避免的杂质，外层包含Zr、Co、Ti、Al等的元素时，可列举Zr、Co、Ti、Al等的元素及Ba、Cu、Sb、Te、Ce、稀土金属元素等的元素，但这些元素的含量优选合计为0.7质量％以下。
(4)组织
本发明的轧制用复合辊的内层由晶出了石墨的石墨铸铁形成。石墨铸铁比不含石墨的白口铸铁软，变形能力大。石墨铸铁根据球状、片状、块状等的石墨的形状被分类。特别是晶出了球状石墨的球状石墨铸铁因为具有大的强韧性，所以优选作为辊内层材。
石墨铸铁中的石墨的面积率优选为2～12％。若石墨的面积率低于2％，则渗碳体量多，材质的延伸率不足，耐受不了轧制时的热的、机械的负荷，发生辊的折损的可能性大。另一方面，根据3.6质量％的碳量上限，石墨的面积率的上限为12％。
本发明的轧制用复合辊，其特征为，内层的至少一个轴部含有200个/cm2以上的具有5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物。所谓硬质MC碳化物，是以V为主体，含Mo等的MC系碳化物(含Nb、W时，则是以V和/或Nb为主体，含Mo、W等的MC系碳化物)。若对于从内层材料提取的试验片的平面依次进行金刚石研磨和氧化铝磨粒研磨，则比氧化铝磨粒硬度高的硬质MC碳化物不会被氧化铝磨粒研磨而仍保留为凸状，因此能够通过光学显微镜观察确认。
若具有离合器部24的驱动侧轴部22含有200个/cm2以上的有着5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物，则能够防止离合器部24的损伤。离合器部24的损伤的主因，是由于与联轴节在滑动时，被包含在润滑脂中的锈皮等的粒子刮擦而形成的磨耗。若当量圆直径为5μm以下，则硬质MC碳化物容易随周围的组织一起脱落，使轴部的耐磨耗性提高的效果小。当量圆直径为5μm以上的硬质MC碳化物越多，对于耐磨耗性越有利，需要为200个/cm2以上。当量圆直径为5μm以上的硬质MC碳化物优选为300～5000个/cm2。若当量圆直径为5μm以上的硬质MC碳化物超过5000个/cm2，则内层变得过硬，不能充分确保韧性。还有，硬质MC碳化物的当量圆直径的上限优选为20μm。
在另一个轴部即没有离合器部24的从动侧轴部23，一体地设有处理等所需要的凸状部25，因为没有与联轴节的滑动，所以不要求有像驱动部那样的耐磨耗性。
另一个轴部具有的5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物的个数优选为一个轴部的20～80％。这是由于，若另一个轴部具有的5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物的个数为一个轴部的20％以上，则另一个轴部也可实现耐磨耗性的提高，若另一个轴部具有的5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物的个数为一个轴部的80％以下，则另一个轴部的加工性得到改善，因此能够有助于生产成本的削减。另一个轴部具有的5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物的个数优选为一个轴部的30％以上，更优选为40％以上。另一个轴部具有的5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物的个数优选为一个轴部的70％以下，更优选为60％以下。
对于本发明的轧制用复合辊进行了说明，但出于在外层与内层之间形成缓冲层的目的，能够设置外层与内层的中间的组成的中间层。
[2]轧制用复合辊的制造方法
图3(a)和图3(b)表示以离心铸造用圆筒状铸模30离心铸造外层1后，用于铸造内层2的静态铸造用铸模的一例。该静态铸造用铸模100，由在内表面具有外层1的圆筒状铸模30、设于其上下端的上模40和下模50形成。圆筒状铸模30内的外层1的内表面具有用于形成内层2的筒芯部21的型腔60a，上模40具有用于形成内层2的从动侧轴部23的型腔60b，下模50具有用于形成内层2的驱动侧轴部22的型腔60c。使用圆筒状铸模30的离心铸造法为水平型、倾斜型或垂直型的任意一种均可。
在旋转中的离心铸造用圆筒状铸模30内浇注外层1的熔融金属而进行离心铸造时，优选添加以Si等为主体的氧化物所构成的熔剂，在外层的内表面形成厚度0.5～30mm的熔剂层，防止外层凝固后的外层的内周面的氧化。
如图3(a)和图3(b)所示，在驱动侧轴部22形成用的下模50之上，使离心铸造了外层1的圆筒状铸模30竖立设置，在圆筒状铸模30之上设置从动侧轴部23形成用的上模40，从而组装内层2形成用的静态铸造用铸模100。由此，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，构成一体地形成内层1整体的型腔60。圆筒状铸模30内的32和33是砂型。另外，上模40内的42和下模50内的52分别是砂型。还有，在下模50设有用于保持内层用熔融金属的底板53。
确认静态铸造用铸模100内的外层的内表面温度(熔剂层表面的温度)在950℃以上并低于1000℃的范围内之后，将1330～1400℃的内层用熔融金属从上模40的上方开口部43浇注到型腔60内。型腔60内的熔融金属的液面从下模50逐渐上升至上模40，同时，熔剂层被除去，由驱动侧轴部22、筒芯部21和从动侧轴部23形成的内层2与外层1被一体铸造。内层用熔融金属的组成，优选以质量基准计含有2.5～3.6％的C、1.7～3.3％的Si、0.1～1.5％的Mn、0.1～2％的Ni、0～0.5％的Cr、0～0.5％的Mo和0.01～0.1％的Mg，余量实质上是Fe和不可避免的杂质。还有，在内层用熔融金属中，也可以含有0～0.1质量％左右的从废料等的原材料中作为不可避免的杂质而混入的V。作为其他的不可避免的杂质，可列举P、S、N、B、Zr、Co、Ti、Al、Ba、Cu、Sb、Te、Ce和稀土类金属元素等。
利用浇注的内层用熔融金属的热量，使外层1的内表面再熔融10～30mm的厚度。由于外层1的内表面的再熔融，外层1中的Cr、Mo和V混入内层2(还含有Cr、Mo、V、Nb和W时，则Cr、Mo、V、Nb和W也混入)。还有，由下模50形成的驱动侧轴部22这一方，相比由上模40形成的从动侧轴部23而言，当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的个数更多。其结果是，至少驱动侧轴部22中的当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的个数为200个/cm2以上。驱动侧轴部22的一方比从动侧轴部23的硬质MC碳化物多的理由，被认为是由于内层用熔融金属的对流的程度在下模50与上模40中不同。
外层的内表面温度低于950℃时，即使浇注1330～1400℃的内层用熔融金属，也不能使外层内表面充分地再熔融(达到10～30mm的厚度)，因此，硬质MC碳化物从外层向内层的混入不充分，在边界部容易留下缺陷，并且至少在一个轴部，不能使当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物达到200个/cm2以上。为了充分确保硬质MC碳化物的混入量，从同样的观点出发，外层的内表面温度的下限优选为960℃。另外，外层的内表面温度为1000℃以上时，浇注内层用熔融金属时，外层内表面的熔融量过多，内层的石墨化受到阻碍。从同样的观点出发，外层的内表面温度的上限优选为990℃。
内层用熔融金属的浇注温度低于1330℃时，即使外层的内表面温度为950℃以上、低于1000℃，也不能使外层内表面充分地再熔融，硬质MC碳化物从外层向内层的混入不充分，至少在一个轴部，不能使当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物为200个/cm2以上。从同样的观点出发，内层用熔融金属的浇注温度优选为1340℃以上，更优选为1350℃以上。另外，若浇注超过1400℃的内层用熔融金属，则外层内表面被再熔融时，外层中的硬质MC碳化物在内层熔融金属中消失，至少在一个轴部不能使当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物为200个/cm2以上。从同样的观点出发，内层用熔融金属的浇注温度优选为1390℃以下，更优选为1380℃以下。
在通过离心铸造而浇注的外层的内表面，作为与内层之间的缓冲层，也可以通过离心铸造而形成中间层。由于中间层的浇注会导致外层的内表面再熔融，但中间层与内层相比熔液量少，因此再熔融的热量少，外层所包含的MC碳化物不会再熔融而是残留在中间层中。特别是比重轻的MC碳化物在离心力的作用下，在中间层的内表面稠化。在本发明的条件下，使外层内表面温度与中间层内表面温度置换之后，通过浇注内层，使中间层的内表面再熔融，能够使中间层中的MC碳化物混入到内层。
通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例限定。
实施例1～6和比较例1～4
将图3(a)所示构造的圆筒状铸模30(内径800mm和长度2500mm)设置于水平型的离心铸造机上，使用能够得到表3所示的外层组成(余量是Fe和不可避免的杂质。)的熔融金属，离心铸造外层1。在离心铸造中添加以Si为主体的氧化物系熔剂，在外层的内表面形成厚度5mm的熔剂层。其后，使铸模的内表面形成有外层1(厚度：90mm)和其内表面形成有熔剂层(厚度：5mm)的圆筒状铸模30立起，在驱动侧轴部22形成用的中空状下模50(内径600mm和长度1500mm)之上竖立设置圆筒状铸模30，在圆筒状铸模30之上竖立设置从动侧轴部23形成用的中空状上模40(内径600mm和长度2000mm)，构成图3(b)所示的静态铸造用铸模100。
在通过幅射温度计的测量判断为外层1的内表面温度(熔剂层的表面温度)成为表2所示的温度之后，向静态铸造用铸模100的型腔60中，以表2所示的温度，从上方开口部43注入表1所示组成(余量是Fe和不可避免的杂质。)的球墨铸铁熔液。球墨铸铁熔液的液面，按照驱动侧轴部22形成用的下模50、筒芯部21形成用的圆筒状铸模30(外层1)和从动侧轴部23形成用的上模40的顺序上升，同时熔剂被除去，外层的内表面的一部分，因内层用熔融金属的热量而熔融，在外层1的内部形成由驱动侧轴部22、筒芯部21和从动侧轴部23形成的一体的内层2。
【表1-1】
【表1-2】
注：(1)余量含不可避免的杂质。
内层2完全凝固后，拆除静态铸造用铸模100，取出复合辊，进行500℃的回火处理。之后，通过机械加工将外层1、驱动侧轴部22和从动侧轴部23加工成规定形状，形成离合器部24和凸状部25。如此得到的各复合辊的外层1和内层2的组成(余量是Fe和不可避免的杂质。)显示在表3中。内层2的组成是驱动侧轴部22相应部分的分析值。
【表2】
例No. 外层内表面的温度(℃) 内层用熔融金属的浇注温度(℃)
实施例1 955 1342
实施例2 957 1340
实施例3 993 1396
实施例4 980 1380
实施例5 975 1382
实施例6 980 1355
比较例1 735 1410
比较例2 1067 1465
比较例3 900 1498
比较例4 905 1315
【表3-1】
【表3-2】
注：(1)余量含不可避免的杂质。
对于各复合辊的内层2的两轴部22、23，依次进行金刚石研磨和氧化铝磨粒研磨后，在无腐蚀的状态下拍摄光学显微镜照片(倍率200倍)，统计当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的数量。图4表示实施例3的轧制用复合辊的轴部的光学显微镜照片。在图4中，以圆圈1表示的黑色部分是石墨，以圆圈2表示的虚线所包围的灰色部分是当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物。
当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的数量的统计，在任意的10个视野(1个视野：660μm×989μm)中进行，求得平均值，换算成每1cm2的个数。
此外，通过超声波检查观察外层1内表面的再熔融厚度，以及外层1与内层2的边界的熔敷状态。外层1内表面的再熔融厚度，是从浇注内层之前的外层厚度(90mm)减去由超声波检查所求得的外层厚度而计算出来的。两轴部22、23的当量圆直径为5μm以上的硬质MC碳化物的数量、外层1的再熔融深度以及外层1与内层2的边界的熔敷状态显示在表4中。
【表4】
注：(1)当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的个数(单位：个/cm2)。
在实施例1～6中，在浇注内层用熔融金属之前的外层的内表面温度(熔剂表面温度)为950℃以上、低于1000℃的范围内，内层用熔融金属的浇注温度在1330～1400℃的范围内。因此，外层与内层的熔敷一体化时的外层内表面的再熔融厚度在10～30mm的范围内，外层与内层被健全地熔敷，在边界没有缺陷。另外，内层的驱动侧轴部和从动侧轴部的至少一个(离合器部)，含有当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物200个/cm2以上，具有优异的耐磨耗性，耐久性得到改善。
相对于此，在比较例1中，因为外层的内表面温度为735℃而过低，且内层用熔融金属的浇注温度为1410℃而过高，所以外层内表面的再熔融厚度也小，在外层与内层的边界发生缺陷，无论哪个轴部，当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的数量均低于200个/cm2。
在比较例2中，因为外层的内表面温度为1067℃而过高，且内层用熔融金属的浇注温度为1465℃也过高，所以，不仅外层内表面的再熔融厚度为40mm而过大，而且熔剂从内表面剥落，在外层与内层的边界发生缺陷。另外，因为内层用熔融金属的浇注温度过高，所以硬质MC碳化物消失，无论哪个轴部，当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的数量均低于200个/cm2。
在比较例3中，因为外层的内表面温度为900℃而过低，且内层用熔融金属的浇注温度为1498℃而过高，所以，外层与内层的边界虽然良好，但硬质MC碳化物消失，无论哪个轴部，当量圆直径5μm以上的硬质MC碳化物的数量均低于200个/cm2。
在比较例4中，因为外层的内表面温度为905℃而过低，且内层用熔融金属的浇注温度为1315℃也过低，所以，不仅外层内表面的再熔融厚度为5mm而太薄，而且通过外层的内表面的再熔融而混入到内层的硬质MC碳化物的数量过少。

Claims (8)

1.一种轧制用复合辊，其特征在于，是外层和内层熔敷一体化而成的轧制用复合辊，
所述外层由如下Fe基合金形成，所述Fe基合金以质量基准计含有1～3％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、0.1～5％的Ni、1～7％的Cr、1～8％的Mo、4～7％的V、0.005～0.15％的N和0.05～0.2％的B，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，
所述内层由如下石墨铸铁形成，所述石墨铸铁以质量基准计含有2.4～3.6％的C、1.5～3.5％的Si、0.1～2％的Mn、0.1～2％的Ni、低于0.7％的Cr、低于0.7％的Mo、0.05～1％的V和0.01～0.1％的Mg，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，
所述轧制用复合辊具有所述内层熔敷于所述外层而成的筒芯部、和从所述筒芯部的两端一体延伸出的轴部，所述轴部的至少一个含有200个/cm2以上的具有5μm以上的当量圆直径的硬质MC碳化物。
2.根据权利要求1所述的轧制用复合辊，其特征在于，所述外层还含有0.1～3质量％的Nb，并且所述内层含有低于0.5质量％的Nb。
3.根据权利要求1或2所述的轧制用复合辊，其特征在于，所述外层还含有0.1～5质量％的W，并且所述内层含有低于0.7质量％的W。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的轧制用复合辊，其特征在于，所述外层还含有0.3质量％以下的S。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的轧制用复合辊，其特征在于，所述外层以质量基准计还含有从0.1～10％的Co、0.01～0.5％的Zr、0.005～0.5％的Ti及0.001～0.5％的Al所构成的群中选择的至少一种。
6.一种轧制用复合辊的制造方法，是制造权利要求1～5中任一项所述的轧制用复合辊的方法，其特征在于，
(1)以旋转的离心铸造用圆筒状铸模离心铸造所述外层后，
(2)在所述外层的内表面的温度为950℃以上且低于1000℃时，向所述外层的型腔内浇注1330～1400℃的所述内层用熔融金属，使所述外层的内表面再熔融10～30mm的厚度。
7.根据权利要求6所述的轧制用复合辊的制造方法，其特征在于，浇注所述内层用熔融金属时的所述外层的内表面温度为960～990℃。
8.根据权利要求6或7所述的轧制用复合辊的制造方法，其特征在于，所述内层用熔融金属具有如下组成：以质量基准计含有2.5～3.6％的C、1.7～3.3％的Si、0.1～1.5％的Mn、0.1～2％的Ni、0～0.5％的Cr、0～0.5％的Mo和0.01～0.1％的Mg，余量实质上是Fe和不可避免的杂质。
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