CN112512709A

CN112512709A - 轧制用离心铸造复合辊及其制造方法

Info

Publication number: CN112512709A
Application number: CN201980051241.XA
Authority: CN
Inventors: 野崎泰则; 小田望
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2018-08-08
Filing date: 2019-08-07
Publication date: 2021-03-16
Anticipated expiration: 2039-08-07
Also published as: CN112512709B; WO2020032144A1; US20210154712A1; JPWO2020032144A1; US11389847B2; EP3821992A4; JP7400718B2; KR20210040940A; BR112020026751A2; EP3821992A1; EP3821992B1

Abstract

一种外层和内层熔敷一体化而成的轧制用离心铸造复合辊，所述外层由Fe基合金制成，该Fe基合金中，以质量基准计，含有1.70～2.70％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、1.1～3.0％的Ni、4.0～10％的Cr、2.0～7.5％的Mo、3～6.0％的V、0.1～2％的W、0.2～2％的Nb、0.01～0.2％的B、0.01～0.1％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述内层由球墨铸铁制成。

Description

轧制用离心铸造复合辊及其制造方法

技术领域

本发明涉及耐磨耗性优异的外层和韧性优异的轴芯部被熔敷一体化的轧制用离心铸造复合辊及其制造方法，特别是涉及适合薄钢板的热带钢轧机的精轧用工作辊的轧制用离心铸造复合辊及其制造方法。

背景技术

经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mm～数十mm的厚度的钢板。精轧机通常是串列配置有5～7副机架的四辊式轧机。7机架的精轧机的情况下，从第一机架至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。

用于这样的热带钢轧机的工作辊，因为与热态薄板接触，所以受到热和机械的轧制负荷，由此发生在外层表面产生的磨耗、表面粗糙、热裂纹等的损伤。因此，要在磨削除去这些损伤之后，工作辊才会再供轧制使用。辊外层的表层部的损伤的磨削除去被称为“修磨”。工作辊从初始直径修磨至可用于轧制的最小直径(报废直径)后，便被废弃。这一可使用的最小直径称为报废直径。报废直径通常根据轧机的规格决定。另外，将初始直径至报废直径称为轧制有效直径。在轧制有效直径下，要求热轧用辊的外层具有因轧制造成的磨耗少这样优异的耐磨耗性。

作为对应这些高品质要求的辊材质，历来使用高合金麻口细晶粒铸铁材和高铬铸铁材等的外层与铸铁或铸钢的内层经熔敷一体化的复合实心辊，但最近，例如像日本特开平8-60289号所公开这样的将耐磨耗性改善了的高速钢材料用于外层的复合辊得到使用。该高速钢材料中大量含有Cr、Mo、V、W等的合金元素，结晶出非常硬的碳化物，发挥着优异的耐磨耗性。

但是，因为高速钢轧辊容易发生钢板的烧粘，并在外层表面具有高于300MPa的很大的压缩残余应力，所以若在带钢或钢板的热精轧机上使用，则有可能发生以下这样的问题。即，在实际的轧制作业中由于各种要因，导致钢板的端部被折弯，多张重叠被轧制的状况(以下称为“堆钢事故”)发生时，钢板容易在辊表面发生烧粘，深的龟裂进入辊的表面。这样的龟裂具有对于辊表面以大角度向内部进展的倾向，由于压缩残余应力作为剪切应力起作用，从而促进龟裂的进展。即，压缩残余应力越高，越促进龟裂的进展。此外，压缩残余应力在辊半径方向上作为剥离外层的拉伸应力起作用，因此，使外层剥离等的诱发延迟断裂的危险增大。若龟裂一旦发生，则需要轧制用辊的更换工作，不仅轧制作业的效率恶化，而且也花费成本。因此，高速钢轧辊尽管兼备优异的耐磨耗性和强韧性，但作为轧制用辊的综合的性能不一定充分。

作为解决这样的问题的轧制用辊，日本特开2015-205342号中公开有一种离心铸造制热轧用复合辊，其构成如下：以质量基准计，含有C：1.0～3.0％、Si：0.3～2.0％、Mn：0.1～1.6％、Ni：0.1～3.0％、Cr：3.0～10.0％、Mo：2.0～10.0％、W：0.01～8.0％、V：4.0～10.0％和Nb：0.1～6.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的外层；由球墨铸铁构成的轴芯部；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的含量是所述外层的报废直径的V的含量的55％以下，且所述中间层内与轴芯部的边界部附近的Cr含量是所述外层的报废直径的Cr含量的50％以上。该辊耐磨耗性优异，且外层、中间层和轴芯部的熔敷良好，且以不会助长裂纹进展的方式而使外层的压缩残余应力为150～500MPa。但是，将上述这样的高速钢材料用于外层的复合辊，抗烧粘性得不到改善，在减少堆钢事故发生这一观点上不够充分。因此，要求一种高速钢轧辊，其具备高抗堆钢事故性，并且兼备优异的耐磨耗性和抗烧粘性。

WO 2015/045984 A1中公开有一种离心铸造制热轧用复合辊，其由通过离心铸造法所形成的外层和球墨铸铁所构成的内层熔敷一体化而形成，所述外层具有如下化学组成：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％和B：0.01～0.12％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足由下式(1)表示的关系：

Cr/(Mo+0.5W)＜－2/3[C－0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)

(其中，不含作为任意成分的W和Nb时，W＝0和Nb＝0。)，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。另外，WO 2015/045985 A1中公开有一种离心铸造制热轧用复合辊，其由通过离心铸造法所形成的外层与球墨铸铁所构成的内层熔敷一体化而形成，所述外层具有如下化学组成：以质量基准计含有C：1.6～3％、Si：0.3～2.5％、Mn：0.3～2.5％、Ni：0.1～5％、Cr：2.8～7％、Mo：1.8～6％、V：3.3～6.5％和B：0.02～0.12％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足由下式(1)表示的关系：

Cr/(Mo+0.5W)≥－2/3[C－0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)

(其中，不含作为任意成分的W和Nb时，W＝0和Nb＝0。)，以面积率计，含有1～15％的MC碳化物、0.5～20％的碳硼化物和1～25％的Cr系碳化物。但是，这些离心铸造制热轧用复合辊的外层，虽然耐磨耗性、抗烧粘性(耐事故性)及耐表面粗糙性优异，但存在得不到低压缩残余应力的情况，从抑制龟裂进展和防止延迟断裂的观点出发，并不一定充分。

WO 2015/045720 A1中公开有一种离心铸造制复合辊，其由离心铸造法所形成的外层和球墨铸铁所构成的内层熔敷一体化而形成，所述外层由Fe基合金构成，该Fe基合金以质量基准计含有如下元素：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，V是必须的元素；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，并且所述外层的组织中不含有石墨，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出的驱动侧轴部及从动侧轴部，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。但是，该离心铸造制复合辊的外层虽然耐磨耗和抗事故性优异，但存在得不到低压缩残余应力的情况，从抑制龟裂进展和防止延迟断裂这样的观点出发未必充分。

日本特开平6-179947号中公开有一种离心铸造制复合辊，其是由外层材和与该外层材熔敷一体化的普通铸铁或球墨铸铁的轴材构成的离心铸造制复合辊，该外层材中含有C：1.5～3.5％、Si：1.5％以下、Mn：1.2％以下、Cr：5.5～12.0％、Mo：1.0～8.0％、W：1.0超～4.0％、V：3.0～10.0％、Nb：0.6～7.0％，且满足下式：V+1.8Nb≤7.5C－6.0(％)，Mo+3.0W≤14.0，和0.2≤Nb/V≤0.8，余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，此离心铸造制复合辊的外层虽然耐磨耗和抗事故性优异，但存在得不到低压缩残余应力的情况，从抑制龟裂进展和防止延迟断裂这样的观点出发未必充分。

发明内容

因此，本发明的目的在于，提供一种压缩残余应力在外层的轧制使用层全域范围都低，且兼备优异的耐磨耗性和抗烧粘性的轧制用离心铸造复合辊及其制造方法。

本发明的轧制用离心铸造复合辊，其特征在于，通过外层和内层熔敷一体化而形成，

所述外层由Fe基合金制成，该Fe基合金以质量基准计含有1.70～2.70％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、1.1～3.0％的Ni、4.0～10％的Cr、2.0～7.5％的Mo、3～6.0％的V、0.1～2％的W、0.2～2％的Nb、0.01～0.2％的B、0.01～0.1％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

所述内层由球墨铸铁制成。

在本发明的轧制用离心铸造复合辊中，所述外层的报废直径的圆周方向的压缩残余应力优选为150～350MPa。另外，所述外层的初始直径的肖氏硬度优选为70～90。

本发明的制造轧制用离心铸造复合辊的方法，其特征在于，是制造经外层和内层熔敷一体化而形成的轧制用离心铸造复合辊的方法，其中，所述外层由Fe基合金制成，该Fe基合金以质量基准计含有1.70～2.70％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、1.1～3.0％的Ni、4.0～10％的Cr、2.0～7.5％的Mo、3～6.0％的V、0.1～2％的W、0.2～2％的Nb、0.01～0.2％的B、0.01～0.1％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述内层由球墨铸铁制成，在该制造方法中，

具有以进行旋转的离心铸造用圆筒状铸模离心铸造所述外层的工序，和向所述外层的型腔浇铸所述内层用熔融金属的工序，

在所述内层的铸造后或铸造中，将所述外层再度加热至奥氏体化温度以上，

从再加热温度至600℃之间，以10～60℃/hr的冷却速度进行冷却。

优选将所述离心铸造复合辊从600℃冷却至常温～450℃之后，以500～550℃的温度进行回火处理。

本发明的轧制用离心铸造复合辊，具有外层与内层直接熔敷一体化而成的构造，兼备优异的耐磨耗性和抗烧粘性，并且在外层的报废直径下，圆周方向的压缩残余应力低，为150～350MPa，因此即使在发生堆钢事故的情况下，进入辊的表面的龟裂在之后诱发延迟断裂的危险也能够降低。辊在轧制中使用的初始直径和中间直径的状态，相比作为可使用的最小直径的报废直径的时刻，外层表面的圆周方向的压缩残余应力更低，通过控制报废直径的圆周方向的压缩残余应力，可以使全体的圆周方向的压缩残余应力，从轧制使用的初始直径到报废直径都处于一定程度以下。因此，即使在外层发生龟裂后，也能够有效地防止龟裂向内侧的进展，容易对离心铸造复合辊进行管理。

附图说明

图1是表示轧制用离心铸造复合辊的一例的概略剖视图。

图2(a)是表示制造轧制用离心铸造复合辊所用的静态铸造用铸模的一例的分解剖视图。

图2(b)是表示制造轧制用离心铸造复合辊所用的静态铸造用铸模的一例的剖视图。

图3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。除非特别指出，否则仅记述为“％”时意思是“质量％”。

图1表示包含通过离心铸造法所形成的外层1和与外层1熔敷一体化的内层2的轧制用离心铸造复合辊10。由球墨铸铁构成的内层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。

[1]轧制用离心铸造复合辊

(A)外层

形成离心铸造外层的Fe基合金具有如下化学组成，以质量基准计，含有1.70～2.70％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、1.1～3.0％的Ni、4.0～10％的Cr、2.0～7.5％的Mo、3～6.0％的V、0.1～2％的W、0.2～2％的Nb、0.01～0.2％的B、0.01～0.1％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成。通过成为这样组成的外层，能够得到兼备优异的耐磨耗性和抗烧粘性，并且外层的报废直径下的圆周方向的压缩残余应力低的离心铸造复合辊。外层的Fe基合金中，以质量基准计，也可以还含有从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。

(1)必须元素

(a)C：1.70～2.70质量％

C与V、Cr、Mo、Nb和W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1.70质量％时，硬质碳化物的晶化量太少，不能赋予外层充分的耐磨耗性。另一方面，若C高于2.70质量％，则过剩的碳化物结晶出来，导致外层的韧性降低，抗裂纹性降低，因此由轧制造成的裂纹变深，修磨时的辊损失量增加。C含量的下限优选为1.75质量％，更优选为1.80质量％。另外，C含量的上限优选为2.65质量％，更优选为2.60质量％。若例示C含量的范围，则优选为1.75～2.65质量％，更优选为1.80～2.60质量％。

(b)Si：0.3～3质量％

Si通过对熔融金属脱氧而使氧化物的缺陷减少，并且固溶于基体而使抗烧粘性提高，此外还使熔融金属的流动性提高，具有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％，最优选为0.6质量％。另外，Si含量的上限优选为2.7质量％，更优选为2.5质量％，最优选为2质量％。若例示Si含量的范围，则优选为0.4～2.7质量％，更优选为0.5～2.5质量％，最优选为0.6～2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，在防止轧制材的烧粘上有效，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含量的下限优选为0.2质量％，更优选为0.3质量％。另外，Mn含量的上限优选为2.4质量％，更优选为1.8质量％，最优选为1质量％。若例示Mn含量的范围，则优选为0.2～2.4质量％，更优选为0.3～1.8质量％，最优选为0.3～1质量％。

(d)Ni：1.1～3.0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，则能够在冷却中防止珠光体的发生，使外层的硬度提高。另外，因为淬火性提高，所以能够放慢用于确保外层的硬度的冷却速度，也具有降低压缩残余应力的效果。Ni低于1.1质量％时，其添加效果不充分，另外若高于3.0质量％，则奥氏体过于稳定化，硬度难以提高。Ni的含量的下限优选为1.2质量％，更优选为1.3质量％，最优选为1.4质量％。另外，Ni含量的上限优选为2.9质量％，更优选为2.8质量％，最优选为2.7质量％。若例示Ni含量的范围，则优选为1.2～2.9质量％，更优选为1.3～2.8质量％，最优选为1.4～2.7质量％。

(e)Cr：4.0～10质量％

Cr使基体成为贝氏体或马氏体而保持硬度，在维持耐磨耗性方面是有效的元素。Cr低于4.0质量％时，这一效果不充分，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4.1质量％，更优选为4.2质量％。另外，Cr含量的上限优选为7.5质量％，更优选为7.3质量％。若例示Cr含量的范围，则优选为4.1～7.5质量％，更优选为4.2～7.3质量％。

(f)Mo：2.0～7.5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。Mo低于2.0质量％时，特别是硬质碳化物的形成不充分，因此这些效果不充分。另一方面，若Mo高于7.5质量％，则外层的韧性降低。Mo含量的下限优选为3.0质量％，更优选为3.2质量％。另外，Mo含量的上限优选为7.0质量％，更优选为6.5质量％，最优选为6.0质量％。若例示Mo含量的范围，则优选为3.0～7.0质量％，更优选为3.2～6.5质量％，最优选为3.2～6.0质量％。

(g)V：3～6.0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3质量％时，其添加效果不充分。另一方面，若V高于6.0质量％，则比重轻的MC碳化物在离心铸造中的离心力作用下而在外层的内侧稠化，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，轧制时容易表面粗糙。V含量的下限优选为3.2质量％，更优选为3.5质量％。另外，V含量的上限优选为5.8质量％，更优选为5.6质量％，最优选为5.5质量％。若例示V含量的范围，则优选为3.2～5.8质量％，更优选为3.5～5.6质量％，最优选为3.5～5.5质量％。

(h)W：0.1～2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。W低于0.1质量％时，其添加效果不充分。另一方面，若W高于2质量％，则M₆C碳化物变多，组织不均质，成为表面粗糙的原因。W含量的下限优选为0.2质量％。另外，W含量的上限优选为1.9质量％，更优选为1.8质量％。若例示W含量的范围，则优选为0.2～1.9质量％，更优选为0.2～1.8质量％。

(i)Nb：0.2～2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。NbC系的MC碳化物相比VC系的MC碳化物，与熔融金属的比重差小，因此使MC碳化物的偏析减轻。Nb低于0.2质量％时，其添加效果不充分。另一方面，若Nb高于2质量％，则MC碳化物凝集，难以得到健全的外层。Nb含量的下限优选为0.4质量％，更优选为0.5质量％。另外，Nb含量的上限优选为1.9质量％，更优选为1.8质量％，最优选为1.7质量％。若例示Nb含量的范围，则优选为0.4～1.9质量％，更优选为0.5～1.8质量％，最优选为0.5～1.7质量％。

(j)B：0.01～0.2质量％

B固溶于碳化物，并且形成具有润滑作用的碳硼化物，使抗烧粘性提高。碳硼化物的润滑作用因为在高温下会得到特别显著地发挥，所以对于防止热轧制材在咬入时的烧粘有效果。另外认为B对于硬度提高有效，其确保外层的硬度而有助于压缩残余应力的降低。B低于0.01质量％时，不能得到充分的润滑作用。另一方面，若B高于0.2质量％，则外层脆化。B含量的下限优选为0.02质量％，更优选为0.03质量％。另外，B含量的上限优选为0.18质量％，更优选为0.15质量％。若例示B含量的范围，则优选为0.02～0.18质量％，更优选为0.03～0.15质量％。

(k)N：0.01～0.1质量％

N具有使碳化物微细化的效果。若N低于0.01质量％，则碳化物的微细化效果不充分。另外，若N高于0.1质量％，则外层脆化。为了得到充分的碳化物微细化效果，N含量的下限优选为0.015质量％，更优选为0.02质量％。另外，N含量的上限优选为0.09质量％，更优选为0.08质量％。若例示N含量的范围，则优选为0.015～0.09质量％，更优选为0.02～0.08质量％。

(2)任意元素

外层中，以质量基准计，也可以还含有从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元素。外层也可以还含有0.3质量％以下的S。

(a)Co：0.1～10质量％

Co在基体中固溶，使基体的热硬度增加，具有改善耐磨耗性和抗表面粗糙性的效果。Co低于0.1质量％时，几乎没有添加效果，另外即使高于10质量％，也不能得到进一步的提高。Co含量的下限更优选为1质量％。另外，Co含量的上限更优选为7质量％，最优选为6质量％。若例示Co含量的范围，则更优选为1～7质量％，最优选为1～6质量％。

(b)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，使耐磨耗性提高。另外，Zr在熔融金属中生成氧化物，此氧化物作为结晶核起作用，因此凝固组织变得微细。此外，Zr使MC碳化物的比重增加，对于防止偏析有效。为了得到这一效果，优选Zr的添加量为0.01质量％以上。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含量的下限更优选为0.02质量％。若例示Zr含量的范围，则更优选为0.02～0.3质量％。

(c)Ti：0.005～0.5质量％

Ti与C和N结合，形成TiC、TiN和TiCN这样的硬质的粒状化合物。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，有助于耐磨耗性和抗表面粗糙性的提高。为了得到这一效果，Ti的添加量优选为0.005质量％以上。但是，若Ti含量高于0.5质量％，则熔融金属的粘性增加，铸造缺陷容易发生。Ti含量的上限更优选为0.3质量％，最优选为0.2质量％。另外，为了得到充分的添加效果，Ti含量的下限更优选为0.01质量％。若例示Ti含量的范围，则更优选为0.01～0.3质量％，最优选为0.01～0.2质量％。

(d)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，所形成的氧化物、氮化物、氧氮化物等在熔融金属中悬浮而成为核，使MC碳化物微细均匀地结晶出来。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，该效果不充分。Al含量的上限更优选为0.3质量％，最优选为0.2质量％。另外为了得到充分的添加效果，Al含量的下限更优选为0.01质量％。若例示Al含量的范围，则更优选为0.01～0.3质量％，最优选为0.01～0.2质量％。

(e)S：0.3质量％以下

S如前述，在利用MnS的润滑性时，也可以含有0.3质量％以下。若高于0.3质量％，则引起外层的脆化。利用MnS的润滑性时，S含量的上限更优选为0.2质量％，最优选为0.15质量％。另外，S含量的下限更优选为0.05质量％。若例示S含量的范围，则更优选为0.05～0.2质量％，最优选为0.05～0.15质量％。另一方面，不利用MnS的润滑性时，为了抑制外层的脆化，优选S为0.1质量％以下，更优选为0.05质量％以下，最优选为0.03质量％以下。

(3)不可避免的杂质

外层的组成的余量由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，所以优选尽可能少。具体来说，P的含量优选为0.1质量％以下。作为其他不可避免的杂质，也可以在不损害外层的特性的范围内含有Cu、Sb、Te、Ce等的元素。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

外层的组织具有如下构成：(a)MC碳化物；(b)以Mo为主体的M₂C和M₆C的碳化物(Mo系碳化物)或以Cr为主体的M₇C₃和M₂₃C₆的碳化物(Cr系碳化物)；(c)碳硼化物；和(d)基体。碳硼化物一般具有M(C，B)的组成。但是，金属M主要是Fe、Cr、Mo、V、Nb和W中的至少一种，金属M、C和B的比例根据组成变化。优选外层组织中不存在石墨。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，且因为含有碳硼化物，所以抗烧粘性优异。

(B)内层

轧制用复合辊的内层由强韧性优异的球墨铸铁(球状石墨铸铁)形成。球墨铸铁优选的组成为，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、0.01～1％的V、0～0.5％的W、0～0.2％的Nb、和0.01～0.1％的Mg，余量由Fe和不可避免的杂质构成。若将球墨铸铁用于内层，则能够防止精轧机架的轧制载荷导致复合辊破损。

在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，因为B阻碍内层的石墨化，所以优选低于0.05质量％。外层中包含Zr、Co、Ti、Al等的元素时，Zr、Co、Ti、Al等的元素也可列举为不可避免的杂质，此外Ba、Cu、Sb、Te、Ce、稀土类金属元素等的元素也可例举为不可避免的杂质，但这些元素的含量优选合计为0.7质量％以下。

(C)特性

在本发明的轧制用离心铸造复合辊中，优选外层的报废直径下的圆周方向的压缩残余应力为150～350MPa，更优选为160～300MPa。因此，即使遭遇堆钢事故，裂纹也难以进入外层表面，即使假设有裂纹进入时，裂纹进展也难以发生。还有，外层的报废直径是外层可以使用的最大深度的直径，例如在600～850mm的外径的复合辊的情况下，外层的可以使用的最大深度为初始直径至40～60mm左右，如果是450～低于600mm的外径的复合辊的情况，则外层的可以使用的最大深度为从初始直径至30～60mm左右。能够在此范围根据轧机的规格决定外层的报废直径。

在外层的内表面熔敷内层时，因为外层的内表面有一定程度熔化，所以制品的外层与内层的边界相比外层的内表面，直径较大。熔敷后的外层与内层的边界必然存在凹凸，因此如下进行设定：使边界部不要进入轧制使用部，如此取得安全裕度而使外层的报废直径相比熔敷后的外层与内层的边界，确实地成为更大的直径。具体来说，报废直径的外层厚度(从报废直径的辊外径至与内层的熔敷后的边界的距离)优选为8mm以上。外层厚度越薄，圆周方向的压缩残余应力越增加，因此需要一定厚度以上的外层厚度。若关注外层的报废直径与铸造状态下的外层的内径的关系，则如后述的实施例所表明，优选外层的报废直径＝铸造状态的外层的内径+18～27.5mm。

本发明的轧制用离心铸造复合辊，另外优选所述外层的初始直径表面的肖氏硬度为70～90，更优选为75～85。因此可确保外层的耐磨耗性。还有，外层的初始直径是对于离心铸造状态的外层进行磨削加工而成为可使用状态时的直径，从该直径(初始直径)反复磨削加工而使用至报废直径。外层的初始直径，通常是从离心铸造的外表面加工除去深5～30mm后的直径。

存在后述的中间层时，从报废直径时刻的辊外径，至中间层与内层的熔敷边界的距离优选为8mm以上。

(D)中间层

对于本发明的轧制用离心铸造复合辊进行了说明，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。优选中间层的厚度为8～30mm。

(E)辊尺寸

本发明的离心铸造制复合轧制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500～6000mm，外层的轧制使用层的厚度为25～200mm。

[2]轧制用离心铸造复合辊的制造方法

本发明的轧制用离心铸造复合辊的制造方法，其特征在于，具有(1)用旋转的离心铸造用圆筒状铸模，离心铸造所述外层的工序，和(2)在所述外层的型腔中浇铸所述内层用熔融金属的工序，在所述内层的铸造中或铸造后，将所述外层再度加热至奥氏体化温度以上，从再加热温度至600℃之间，以10～60℃/hr的冷却速度进行冷却。

外层的再加热，包括两种情况：(a)在制造由熔敷一体化的外层和内层构成的离心铸造复合辊之后，再度加热外层的情况；(b)由浇铸内层用熔融金属再加热外层的内表面侧的情况。外层的再加热温度，在(a)的情况下，是再加热外层的外面侧的温度，在(b)的情况下，是浇铸内层用熔融金属而致使外层的内表面侧被再加热的温度。

本发明的方法的第一必须条件是，使外层的再加热温度达到奥氏体化温度γ以上。形成本发明的外层的Fe基合金的奥氏体化温度γ是800～840℃。因此，外层的再加热温度为800℃以上。由于外层的再加热导致外层与内层的边界再溶融，也会有缺陷发生的情况，因此外层的再加热温度的上限，为外层与内层的边界不发生再溶融的温度以下。具体来说，优选外层的再加热温度为800～1200℃。

本发明的方法的第二必须条件是，从再加热温度至600℃之间，以10～60℃/hr的冷却速度冷却。若从再加热温度至600℃之间的冷却速度低于10℃/hr，则外层的硬度过低，另外若高于60℃/hr，则外层的压缩残余应力过大。从再加热温度至600℃之间的冷却速度的下限优选为15℃/hr，上限优选为55℃/hr。从再加热温度至600℃之间的优选的冷却速度，例如为15～55℃/hr。

600℃以上时，因为使硬度降低的珠光体相变发生，所以，冷却至不会使珠光体相变发生而保持奥氏体状态的600℃。冷却至600℃后的冷却速度没有限定。例如，也可以在铸造用铸模内放冷离心铸造复合辊。

从600℃至常温～450℃进行冷却后，优选以500～550℃的温度进行回火处理。通过回火处理，能够得到保持了充分的耐磨耗性状态的高韧性。

离心铸造复合辊，具体来说，优选由以下的方法铸造。图2(a)和图2(b)，表示以离心铸造用圆筒状铸模30，离心铸造外层1之后再铸造内层2所用的静态铸造用铸模的一例。静态铸造用铸模100，由内表面具有外层1的圆筒状铸模30、和设于其上下端的上模40和下模50构成。圆筒状铸模30由如下构成：铸模主体31；形成于其内侧的砂型32；形成于铸模主体31和砂型32的下端部的砂型33。上模40由铸模主体41、和形成于其内侧的砂型42构成。下模50由铸模主体51、和形成于其内侧的砂型52构成。在下模50上设有用于保持内层用熔融金属的底板53。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的轴部23的型腔60b，下模50具有用于形成内层2的轴部22的型腔60c。使用圆筒状铸模30的离心铸造法是水平型、倾斜型或垂直型的任意一种均可。

若在轴部22形成用的下模50的上端部54上，使离心铸造外层1的圆筒状铸模30竖立而设置，在圆筒状铸模30之上设置轴部23形成用的上模40，则可构成静态铸造用铸模100。在静态铸造用铸模100中，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，可构成一体地形成整个内层1的型腔60。

由离心铸造法形成的外层1在凝固后，随着内层2用的球墨铸铁(球状石墨铸铁)熔融金属从上模40的上方开口部43被注入到型腔60内，型腔60内的熔融金属的液面从下模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被一体地铸造。

在由离心铸造浇铸的外层的内表面，作为与内层之间的缓冲层，能够通过离心铸造而形成中间层。

由实施例更详细地说明本发明，但本发明不受其限定。

实施例1～4和比较例1～2

将图2(a)所示的构造的圆筒状铸模30设置于水平型的离心铸造机，使用表1所示的化学组成的各熔融金属，离心铸造外层1。外层外周的重力倍数为120G。外层1凝固后，使内表面形成有外层1的圆筒状铸模30竖立，在轴部22形成用的空心状下模50之上立设圆筒状铸模30，在圆筒状铸模30之上立设轴部23形成用的空心状上模40，构成图2(b)所示的静态铸造用铸模100。

在静态铸造用铸模100内的外层1的型腔60中，作为内层用熔融金属，从上方开口部43浇注表1所示的化学组成的球墨铸铁熔融金属，途中接种含Si的石墨化接种剂。内层的凝固完毕后，拆除静态铸造用铸模100，取出得到的复合辊。将该复合辊插入热处理炉，加热至表2所示的再加热温度T℃，保持2小时后，在热处理内，对于从外层1的再加热温度至600℃之间，以达到表2所示的冷却速度的方式，控制热处理炉而进行冷却。使热电偶接触外层表面而计测冷却速度，计算再加热温度与600℃间的平均冷却速度。对于低于600℃的各离心铸造复合辊，以530℃进行2次10小时的回火处理，得到在外层1的内表面一体地熔敷有内层2的离心铸造复合辊。铸造状态的复合辊的尺寸显示在表3中。

【表1-1】

注：(1)各化学组成的余量是Fe和不可避免的杂质。

【表1-2】

注：(1)各化学组成的余量是Fe和不可避免的杂质。

【表2】

注：(1)外层的再加热温度。

(2)T～600℃的温度范围的冷却速度。

【表3】

注：(1)外层的平均厚度。

加工除去各离心铸造复合辊的外层表面，成为轧制用离心铸造复合辊。各复合辊的初始直径和报废直径显示在表4中。通过以下的方法，测量各复合辊的外层的肖氏硬度和抗烧粘性，以及外层的报废直径的圆周方向的压缩残余应力。结果显示在表4中。

(1)外层的肖氏硬度(Hs)

基于JIS Z 2246，测量各复合辊的外层的初始直径表面的肖氏硬度。

(2)外层的报废直径的圆周方向压缩残余应力(MPa)

除去各复合辊的外层的辊轴方向中央部至报废直径，利用X射线衍射残余应力测量装置，测量报废直径的外层表面的圆周方向压缩残余应力。

(3)抗烧粘性

为了评价抗烧粘性，使用图3所示的摩擦热冲击试验机，对于从外层的轴向端部截取的试验片(25mm×30mm×25mm)进行烧粘试验。摩擦热冲击试验机，通过在齿条71上使铅坠72落下，从而使小齿轮73转动，使咬入材75(材质：软钢)强力接触试验片74。根据烧粘面积率，以如下方式评价烧粘的程度。烧粘面积率越小，抗烧粘性(抗事故性)越好。

○：烧粘少(烧粘面积率低于40％)。

△：烧粘多(烧粘面积率在40％以上并低于60％)。

×：烧粘显著(烧粘面积率在60％以上)。

【表4】

注：(1)外层的初始直径的肖氏硬度。

(2)外层的报废直径的圆周方向压缩残余应力。

由表4可知，实施例1～4的复合辊，均实现了初始直径的肖氏硬度达76以上的优异的耐磨耗性，同时，报废直径的圆周方向压缩残余应力在150～350MPa的范围内，特别是在160～300MPa的范围内。另一方面，比较例1和2的复合辊，虽然初始直径的肖氏硬度高，但报废直径的圆周方向压缩残余应力大，分别为392MPa、418MPa。另外，实施例1～4的外层的试验片烧粘少，但比较例1的试验片发生比较大的烧粘，另外比较例2的试验片发生显著的烧粘，由此能够期待，实施例1～4的复合辊，即使在热精轧中使用时发生堆钢事故，也能够降低进入到辊的表面的龟裂之后诱发延迟断裂的危险。

符号说明

1…外层

2…内层

10…轧制用离心铸造复合辊

21…筒芯部

22、23…轴部

30…离心铸造用圆筒状铸模

31、41、51…铸模主体

32、33、42、52…砂型

40…静态铸造用上模

50…静态铸造用下模

60、60a、60b、60c…型腔

100…静态铸造用铸模

Claims

1.一种轧制用离心铸造复合辊，其特征在于，是外层和内层熔敷一体化而成的轧制用离心铸造复合辊，其中，

所述外层由Fe基合金制成，该Fe基合金以质量基准计含有1.70～2.70％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、1.1～3.0％的Ni、4.0～10％的Cr、2.0～7.5％的Mo、3～6.0％的V、0.1～2％的W、0.2～2％的Nb、0.01～0.2％的B和0.01～0.1％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

所述内层由球墨铸铁制成。

2.根据权利要求1所述的轧制用离心铸造复合辊，其特征在于，所述外层的报废直径的圆周方向的压缩残余应力为150～350MPa。

3.根据权利要求1或2所述的轧制用离心铸造复合辊，其特征在于，所述外层的初始直径的肖氏硬度为70～90。

4.一种轧制用离心铸造复合辊的制造方法，其特征在于，是制造外层和内层熔敷一体化而成的轧制用离心铸造复合辊的方法，其中，所述外层由Fe基合金制成，该Fe基合金以质量基准计含有1.70～2.70％的C、0.3～3％的Si、0.1～3％的Mn、1.1～3.0％的Ni、4.0～10％的Cr、2.0～7.5％的Mo、3～6.0％的V、0.1～2％的W、0.2～2％的Nb、0.01～0.2％的B和0.01～0.1％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

所述内层由球墨铸铁制成，

所述轧制用离心铸造复合辊的制造方法具有：以进行旋转的离心铸造用圆筒状铸模离心铸造所述外层的工序；和在所述外层的型腔中浇铸所述内层用熔融金属的工序，

5.根据权利要求4所述的轧制用离心铸造复合辊的制造方法，其特征在于，将所述离心铸造复合辊从600℃冷却至常温～450℃后，以500～550℃的温度进行回火处理。