CN1197415A - 耐磨性优异、碳化物偏析少的热轧用轧辊 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种性能良好的高速钢热轧轧辊。它具有优异的耐磨性并且即使用经济上有利的离心铸造法制造仍能提供没有碳化物偏析的轧辊。该轧辊的特征在于,具有一外层,所述外层的成分重量百分比为:C:2.4—2.9%、Si:1%以下、Mn:1%以下、Cr:12—18%、Mo:3—9%、V:3—8%、Nb:0.5—4%,且同时满足下述(1)、(2)两式:

0.27≤Mo(%)/Cr(%)≤0.7…(1)

C(%)+0.2·Cr(%)≤6.2…(2)

其余为Fe和不可避免的杂质。

Description

耐磨性优异、碳化物偏析少的热轧用轧辊

技术领域

本发明涉及一种具有显著优异的耐磨性能且虽由离心铸造法制造但碳化物偏析很少的热轧用轧辊。

背景技术

近年来，热轧技术取得很大的进步，在热轧用轧辊方面，也正在开发高性能的轧辊(以下称高速钢轧辊)，这种轧辊具有一层高速工具钢组成的外层，这一外层的耐磨性能通过大量添加V和W且使硬质V碳化物和W碳化物结晶出而得到提高(例如，特开平1-96355、特开平6-145888、特开平4-80344、特开平5-1350、特开平5-5155、特开平8-35033等)。其中一部分已被实际应用。

然而，从提高轧制产品质量和生产效率的角度来看，轧辊的工作环境日益恶劣，同时，对轧制钢板的表面质量要求变得更为严格，对耐磨性能的提高和轧辊表面质量的提高提出了更进一步的要求。由于在高速钢轧辊中添加了V、W、Mo、Cr等多种合金成分，因而随着各种元素的添加量的不同而相应地结晶出不同种类的多种碳化物(MC、M6C、M7C3、M2C、M3C等)。并且，上述合金元素添加量越多碳化物量也越增多，因而即使在合适的组分范围内，更进一步提高耐磨性的可能性也被掩盖起来。但是，如果为使铸造轧辊的耐磨性能提高而大量生成多种碳化物，则由于碳化物析出的时间和比重的差异而使碳化物的凝固偏析变得显著，热轧时在轧辊表面产生偏析结构。特别是在作为后段工序精轧机轧辊使用时，会发生轧制钢板的表面质量下降的问题。

这里，在采用制造成本较低的离心铸造法制造高速钢轧辊的情况下，由于施加离心力且凝固时间长，所以比其它轧辊制造方法发生碳化物偏析的倾向更大。另一方面，如利用堆焊法和连续铸焊法等(制造成本高)制造轧辊，由于没有离心力，而且外层材料急速凝固，因此，碳化物偏析得到抑制，然而存在轧辊制造成本显著提高的问题。本发明人为了解决上述问题，对离心铸造高速钢轧辊进行了许多研究和开发(例如，特开平5-1350、特开平8-73977，特开平9-41072等)，特别是取得了以下的经验：即，在看来能够显著提高耐磨性能的高Cr组成的范围内，碳化物会发生偏析。由于这个问题，以前在降低高速钢轧辊制造成本和显著提高其耐磨性能方面是有困难的。

本发明的目的是，提供一种耐磨性能显著优异，而且即使采用经济的离心铸造法制造、却无碳化物偏析的高性能高速钢轧辊。发明概要

(1)本发明涉及的热轧用轧辊具有一个外层，其重量百分含量为，C：2.4～2.9％，Si：1％以下，Mn：1％以下，Cr：12～18％，Mo：3～9％，V：3～8％，Nb：0.5～4％，并且同时满足下面(1)，(2)两式：

0.27≤Mo(％)/Cr(％)≤0.7…(1)

C(％)+0.2·Cr(％)≤6.2  …(2)

其余为Fe和不可避免的杂质。

(2)本发明涉及的热轧用轧辊除含有上述(1)的主要成分外，还加有Ni：1.5％以下，Co：6％以下，B：0.1％以下中的一种或两种以上的成分。

(3)本发明涉及的热轧用轧辊，该轧辊的外层除含有上述(1)、(2)中的主要成分外，还含有上述MC型碳化物和M7C3型碳化物，该碳化物的总面积率为13％～30％。

(4)本发明涉及的热轧用轧辊，其外层除含有上述(3)中的成分外，还含有面积率大于6％的M7C3型碳化物。

(5)本发明涉及的热轧用轧辊，由上述(1)、(2)所述的外层和与之整体熔铸的球状石墨铸铁或石墨化钢的内层构成，内层成分的重量比为，C：2.5～4.0％，Si：1.5～3.5％，Mn：1.5％以下，Cr：3％以下，Mo：3％以下，V：3％以下，Nb：2％以下，其余为Fe和不可避免的杂质。

(6)本发明的热轧用轧辊，在上述(1)或(2)中记载的外层与内层之间有一中间层，通过中间层，外层和内层熔融成一体而成热轧辊，中间层成分的重量比为，C：0.8～3.0％，Si：0.3～3.0％，Mn：1.5％以下，Cr：10％以下，Mo：4％以下，V：5％以下，Nb：3％以下，其余为Fe和不可避免的杂质。

(7)本发明涉及的热轧用轧辊，在上述(6)中所述热轧辊中，还限定其中间层向内层材料的渗入比在5～20％的范围内。

(8)本发明涉及的热轧用轧辊，在上述(6)中所述热轧辊中，还规定外层向中间层材料的渗入比在5～50％的范围内。

(9)根据本发明，在上述(5)或(6)中，所述热轧用轧辊的内层或中间层或两者至少含有Ni：小于5％，Co：小于6％中的一种。

(10)本发明是一种用离心铸造产生的具有上述(1)和(2)所述外层的热轧用轧辊。

此处，(8)中所说的“外层向中间层材料的渗入比”是指由于在中间层铸造时外层再次熔化，中间层的浇铸组分中所渗入的外层成分的程度的控制值。即，为了使Cr不易引起成分偏析起见，而将轧辊外层含Cr量设定为(a重量％)、中间层的浇铸Cr含量为(b重量％)，铸造后轧辊的中间层Cr含量为(c重量％)的情况下，“外层向中间层材料的渗入比”按下式定义：

同样，(7)中所说的“中间层向内层材料的渗入比”是指由于在铸造内层时原有中间层再次熔化，原有中间层的成分已渗入内层的浇铸成分中的程度的控制值。即，为了使Cr不易引起成分偏析，在轧辊中间层含Cr量为(c重量％)，内层的浇铸Cr含量为(d重量％)，铸造后轧辊的内层Cr含量为(e重量％)的情况下，“中间层向内层材料渗入比”按下式定义：

同时，“外层材料”、“内层材料”是指“浇铸前的液体”，“外层”、“内层”是指“凝固后”的固体。

附图说明：

图1的(a)、(b)、(c)分别是在本发明材料表面以下20mm、30mm、40mm处金相组织(碳化物组织)的显微结构照片。

图2的(a)、(b)、(c)分别是在对比的材料表面以下20mm、30mm、40mm处金相组织(碳化物组织)的显微结构照片。

图3是表示含C量、含Cr量和有无碳化物偏析和磨损量之间的相互关系的图。

图4是表示本发明的轧辊和对比轧辊在试验轧机上的轧制性能图。

图5(A)和(B)是本发明轧辊的示意图。

发明的最佳实施例

(A)外层合金元素的限定原因

(本发明的技术方案、特征)

本发明从以下角度对同时实现[a]防止碳化物偏析、[b]显著提高耐磨性能以及[c]防止轧辊裂损进行研究，针对具有含有V和Nb的高Cr-Mo系成分的外层的热轧高速钢轧辊，找出可以全部解决传统轧辊所存在的问题的适宜的组成成分。

[a]防止碳化物的偏析

(i)为了防止碳化物的偏析，我们发现：使奥氏体和碳化物缩小在凝固过程中的结晶时间(结晶温度)差并使与钢水的比重差小的碳化物结晶或者使多种碳化物不结晶是有效的。

(ii)为获得耐磨性能显著提高的高速钢轧辊的条件是，具有极硬的MC型碳化物和准硬的M6C、M7C3、M23C6、M2C、M3C等的共晶碳化物大量存在的金相组织。这里，准硬的共晶碳化物越多，耐磨性能就越高，但是由于当共晶碳化物的种类增加时，会助长前述碳化物的偏析，所以设定不使多种共晶碳化物发生共晶的合金组织成分是很重要的。

(iii)防止共晶碳化物的偏析

人们知道对于高Cr铸铁来说，当具有高C高Cr组分时，主要是M7C3型的Cr系碳化物作为聚集状共晶碳化物均匀地分布在金相组织中。受此启发，我们找到了一种方法，即，如果利用M7C3型碳化物作为高速钢轧辊的准硬质相时，就可以抑制碳化物的偏析。

在本发明中，作为准硬质相，主要为M7C3型的碳化物能够大量结晶的合适的组成范围中选择：C：2.4～2.9％，Cr：12～18％。然而已经判明，即使在这一组成范围内，当C和Cr的添加量超过按C(％)+0.2·Cr(％)的计算值的6.2时，则除上述聚集状M7C3型碳化物外，针状Cr系碳化物也会结晶出来。若用针状的Cr碳化物结晶的组成进行离心铸造法制造轧辊时，由于聚集状碳化物和针状碳化物产生偏析，因此设定限定式为C(％)+0.2·Cr(％)≤6.2。而且，一般高速钢轧辊虽然含有W，但若添加W，会出现与M7C3型不同型的碳化物(M5C和M2C)，这些物质有时会产生偏析。已经确知，由于W的比重很大，所以使钢水中碳化物的比重差变大，这会进一步助长碳化物的偏析(各元素比重：W：19.3，Fe：7.9，Cr：7.2，Mo：10.2)，同时使耐磨性能变差。因此，本发明中W的添加量不可是导致W系碳化物出现的量。

(iv)防止MC型碳化物的偏析

由于以V为主体的MC型碳化物比熔融钢水的比重小，所以在离心铸造时存在MC碳化物因比重差而分离的问题。要抑制MC型碳化物的离心分离，通过增大MC型碳化物的比重，使其与熔融钢水的比重差减小是有效的方法。本发明通过使以V为主体的MC型碳化物中比重大的元素Nb和Mo(比重→VC：5.7，V：6.1，Nb：8.6，Mo：10.2)进行复合，从而将MC型碳化物改性成比重大的复合碳化物。另外，还通过不添加使熔融钢水比重增大的W这种方法来防止MC型碳化物的离心分离。实现这一点的合适的组成为；V：3～8％，Nb：0.5～4％，Mo：3～9％，W：不足0.1％。

[b]显著提高耐磨性能

为了发挥高速钢轧辊的耐磨性能，MC型碳化物是必须的。为了更进一步提高耐磨性能，使较强的共晶碳化物大量存在是必要的。本发明在前述有关偏析的限制条件中，对为使高速钢轧辊耐磨性能进一步显著提高进行了深入研究，以求MC碳化物和M7C3型碳化物的适量引入，以及MC碳化物和M7C3型碳化物的强化。即，为要提高耐磨性能，MC碳化物和M7C3型碳化物的总合必须在13％以上，为使这些碳化物出现的适宜组成为；作为碳元素供给源的C含量为2.4～2.9％；通过含有3～8％的V和0.5～4％的Nb，使产生V和Nb的复合型MC碳化物；还含有12～18％的Cr，以使其产生适量的M7C3型碳化物。但是，仅用上述的成分限制不可能稳定地显著提高耐磨性能。因此，又研究了在不使偏析增大的范围而能提高耐磨性能的技术，发现由Mo的适当配合，可使上述MC碳化物和Cr碳化物得到改性，显著提高耐磨性能。即，通过使其含有3～9％的Mo，可使MC碳化物和Cr碳化物中的Mo浓度增加，将各种碳化物改性为强韧的复合碳化物。在这里，Cr的含量越多，则Mo的添加量也必须增加，由于已知如果Mo(％)/Cr(％)的值小于0.27则不能提高耐磨性能，所以设定限定式：0.27≤Mo(％)/Cr(％)。此外，由于已知如果Mo(％)/Cr(％)的计算值超过0.7，则Mo过剩，大量生成以Mo为主体的共晶碳化物，助长了碳化物的偏析，同时使耐磨性能恶化，所以设定限定式Mo(％)/Cr(％)≤0.7。此外，即使Mo/Cr在0.7以下时会结晶出Mo系碳化物，但只要Mo/Cr在0.7以下，就不会对轧辊的性能产生恶劣的影响。

[C]防止轧辊裂损

制造为提高耐磨性能而使碳化物量显著增加的复合高速钢轧辊时，往往在浇铸后会有轧辊裂损的情况。裂损的原因是当外层的碳化物过多时，膨胀系数就会减小(由于碳化物的线膨胀系数小，所以含有大量碳化物的外层的线膨胀系数减小)，因而内、外层的热膨胀和收缩量的差增大，从而使轧辊的热应力过大所致。根据这一认识，对于抑制复合轧辊裂损的碳化物界限的研究结果发现，MC型碳化物和M7C3型碳化物的面积率的总和必须在30％以下。

(1)在本发明中，轧辊外层的碳化物含量由下述条件确定。

·外层的MC型碳化物和M7C3型碳化物的总和的面积率为13～30％

为获得优良的耐磨性能，MC型碳化物和M7C3碳化物的总和的面积率必须在13％以上。但是，如上所述若该面积率的总和超过30％则容易引起轧辊裂损。

·外层的M7C3型碳化物的面积率在6％以上

MC型碳化物和M7C3型碳化物的总和的面积率为13％～30％，并且M7C3型碳化物以面积率6％以上含有时，耐磨性能就会显著提高，同时，轧制钢板的表面质量也得以提高。另外，还具有抑制轧辊热膨胀并提高连续轧制能力的作用。M7C3型碳化物的面积率小于6％时，不能获得这种效果。

(2)在本发明中，轧辊外层的成分由以下条件确定。

·C：2.4～2.9％

C是形成为提高轧辊耐磨性能的碳化物所必需的元素。C含量低于2.4％不能产生足够量的碳化物，难以获得优良的耐磨性能。另一方面，C含量超过2.9％时会使碳化物含量过多，同时造成碳化物偏析。

·Cr：12～18％，C(％)+0.2·Cr(％)≤6.2

为了适量产生聚集状M7C3型碳化物并提高耐磨性能和耐粗糙表面性能，必须添加12％以上的Cr。含Cr量低于12％则Cr碳化物不足，导致耐磨性能恶化和轧辊表面粗糙。另外，如果Cr含量超过18％或，用C(％)+0.2·Cr(％)计算的数值超过6.2时，则会结晶出针状的Cr碳化物同时产生碳化物偏析，从而使轧制钢板的表面质量下降。更合适的范围是Cr：12～16％。

·Mo：3～9％，0.27≤Mo(％)/Cr(％)≤0.7

Mo具有在MC碳化物及M7C3型碳化物中浓度增加，从而，强化这些碳化物，显著提高轧辊耐磨性能的作用。同时，具有抑制MC碳化物偏析的作用。为了获得这些效果，Mo含量必须在3％以上，并且必须满足0.27≤Mo(％)/Cr(％)的条件。另一方面，如果Mo含量超过9％，或者，Mo(％)/Cr(％)的计算值超过0.7的话，则会大量生成Mo系碳化物，助长碳化物的偏析，同时也导致耐磨性能显著降低。更合适的范围为0.3≤Mo(％)/Cr(％)≤0.58。

·V：3～8％，Nb：0.5～4％

V是形成硬质MC碳化物以获得高速钢轧辊一定水平的耐磨性能所必须的元素。为获得这一效果，V的含量必须在3％以上，而一旦超过8％就会使钢水的熔点上升，同时使钢的流动性能下降，引发轧辊制造上的问题。

Nb也是形成MC碳化物的元素，它具有使MC碳化物中Mo的浓度增大的作用。通过添加Nb，可将MC碳化物改性成为更强韧的(V、Nb、Mo)C系的复合MC碳化物，使耐磨性能显著提高。另外，由于变为复合MC碳化物，其比重与熔融钢水的比重接近，所以可抑制MC碳化物的偏析。为获得这种效果，Nb含量必须在0.5％以上，而一旦添加量超过4％就会单独结晶出Nb系碳化物并助长碳化物的偏析。合适的范围是V：4～6％，Nb：1～2％。

·Si：1％以下

Si是作为脱氧元素及为了保证铸造性能而添加的。Si的合适的下限值为0.1％以上。添加量即使超过1％其作用也已饱和。其合适的范围是0.2～0.6％。

·Mn：1％以下

Mn将钢水中的S固定为MnS，用于消除S的不利影响。Mn的合适下限值为0.1％以上。添加量即使超过1％其作用亦已达到饱和。合适的范围是0.2～0.8％。

W：不足1％

根据本发明，由于添加W不仅没有提高耐磨性能的作用，还有助长碳化物偏析的危害，所以添加W是不理想的。在有可能从熔解原料等中不可避免地带入W的情况时，为了尽量减小危害，必须改变熔解原料，以使W含量小于1％，更好达到小于0.5％的合适的范围。

·Ni：1.5％以下

Ni不是本发明所必需的元素，由于具有提高淬透性、扩大轧辊淬火时的操作范围的作用，所以可以根据需要添加Ni。但是，添加量超过1.5％其作用达到饱和，同时会促进不稳定的残留γ(奥氏体)的形成，因此其含量应在1.5％以下。

·Co：6％以下

Co不是本发明所必需的元素，它具有使高温时的组织稳定的作用，还有减小热膨胀系数的效果，因此也可以添加Co。但是，由于它对提高本发明轧辊的耐磨性能、耐表面粗糙性能的作用小，提高轧辊性能的效果低，因而从经济的角度讲，将其上限定为6％。

·B：0.1％以下

B具有为了提高淬透性，使轧辊热处理的温度易于控制的作用，所以可以添加B。但是B的添加量超过0.1％时会使材料脆化，所以将其上限定为0.1％。

(3)在本发明中，按下述方法制造轧辊。

·内层：球墨铸铁或石墨化钢

铸造性能和加工性能优异的高强度材料是理想的内层材料。从实用性考虑，在制造整体的实心轧辊时选用球墨铸铁，可在制造圆筒状空心轧辊时选用石墨化钢。

·中间层的设置

若使轧辊的外层和内层直接熔铸成一体时，则外层的合金成分会大量渗入内层，往往会使内层硬化、脆化。特别是在内层为球墨铸铁时，内层的硬化脆化非常显著。在这种情况下，为了抑制外层合金成分向内层渗入，最好在外层和内层之间设置一个中间层。虽然不必对中间层的成分作严格的限制，但为了防止外层合金成分渗入内层使内层硬化脆化，中间层的Cr、Mo、V、Nb等合金元素的含量必须比外层低。另外，为保证铸造性能，用于中间层的钢水的含C量在0.5％以上，含Si量在0.5％以上是有益的。

(4)此外，本发明的复合轧辊(制品)的中间层及内层由于渗入了外层合金成分而增大了合金元素的含量。各层的显著高合金化成为因轧辊脆化而造成轧辊裂损的原因。因而，复合轧辊制品各层的组成最好采用以下的范围。

·中间层

C：0.8～3.0％，Si：0.3～3.0％，Mn：≤1.5％

Ni：≤5％，Cr：≤10％，Mo：≤4％

V：≤5％，Nb：≤3％

·内层

C：2.5～4.0％，Si：1.5～3.5％，Mn：≤1.5％，Ni：≤5％

Cr：≤3％，Mo：≤3％，V：≤3％，Nb：≤2％

(B)内层、中间层中合金元素的限定原因

对于本发明的复合轧辊(三层的轧辊)，为使外层与中间层以及内层在冶金学意义上结合起来，必须使外层的内侧与中间层材料混合且中间层的内侧与内层材料混合。但是，必须防止外层过度渗入导致损害内层和中间层良好的强韧性能的结果。本发明中，为抑制外层向内层的渗入而设计了中间层，但尽管如此，外层还会经过中间层向内层渗入。

因此，本发明中，发现外层向中间层材料的渗入比为5～50％最为合适。若外层渗入比不到5％，则易于在外层和中间层边界处形成不融合或夹杂物等铸造缺陷，不能保证边界部分连续完整。另外，若外层渗入比超过50％，外层所含的碳化物形成元素(特别是Cr)会大量渗入，使中间层的韧性降低。

另外，本发明中，发现中间层向内层材料的渗入比为5～20％最为合适。若中间层渗入比低于5％，则易于在中间层和内层边界处产生不融合或夹杂物等铸造缺陷，不能保证边界部分连续完整。另一方面，若中间层渗入比超过20％，则对改善内层和中间层结合状态的作用达到饱和。另外，中间层所含的碳化物形成元素(特别是Cr)会大量渗入内层，使内层显著脆化，成为造成轧辊裂损的原因。

即，按前述范围制定外层向中间层材料的渗入比和中间层向内层材料的渗入比的同时，可在考虑到从外层或中间层的渗入而使成分升高的情况之后，选择中间层材料和内层材料的组成。

轧辊制品的内层和中间层的合适组成范围如下：

[内层]

与没有中间层的情况相比，通过设置中间层可以使外层的Cr向内层的渗入减少，但不能完全防止Cr的渗入。因而，必须在考虑到Cr的百分含量上升的前提下，对内层材料的化学成分及各种成分的比例进行选择。

·C：2.5～4.0％

如果因C含量不足2.5％而使石墨量减少，则易于生成缩孔。另一方面，若其含量超过4.0％，则会使轧辊脆化，所以C的范围规定为2.5～4.0％。

·Si：1.5～3.5％

如果因Si含量不足1.5％而使石墨量减少，轧辊会由于大量结晶出渗碳体而变硬、变脆。另一方面，若超过3.5％，则石墨量过多，使轧辊强度下降，因此其范围规定为1.5～3.5％。

Mn：1.5％以下

Mn可有效地抑制S的危害，但若超过1.5％，则会使钢材脆化，所以规定其范围在1.5％以下。此外，若其含量不足0.3％，则不能达到满意的效果。

Ni：5.0％以下

Ni可增加强度，但含量超过5.0％后不再有显著效果。因此，规定其范围在5.0％以下。

Cr：3％以下

尽管设有中间层，也不可避免地会向内层渗入一定程度的Cr，其渗入量较低为好，但可容许到3％。若含量超过3％，则渗碳体含量增大，钢材的强度和韧性会显著恶化。

·Mo：3％以下

Mo具有提高基质硬度的作用，但超过3％则使材料脆化，同时也不经济，所以应在3％以下。

·V：3％以下，Nb：2％以下

Nb和V在使细微的碳化物均匀分布并提高内层的强度的同时，也使构成轧辊内层的轧辊轴部的耐磨性能改善。但是，若V超过3％，Nb超过2％，则内层的铸造性能显著恶化，还产生显著的硬化和脆化。所以对V，Nb含量应予以限定。

·Co：6％以下

Co有减小热膨胀率的作用，因此可防止轧辊由于热应力而裂损，但超过6％后这种作用几乎不再增加，所以定其上限为6％。

·P：0.1以下

P属于杂质，含量超过0.1％会使钢材脆化。

·S：0.04％以下

S会阻碍石墨的球化，必须降低其含量，合适的范围在0.04％以下。

[中间层]

中间层具有防止外层所含的碳化物形成元素(特别是Cr)渗入内层和由此造成的内层强韧性下降的作用。

·C：0.8～3.0％

通过使C溶进基质中可保证钢材的强度，其C含量不到0.8％时，不能充分发挥这种作用，另一方面，若超过3.0％，则由于碳化物过多，使钢材的强韧性下降。因此C含量规定为0.8～3.0％。

·Si：0.3～3.0％

为抑制钢材硬脆化和保证铸造性能，Si含量必须在0.3％以上。超过3.0％后这种作用达到饱和。因此Si含量规定为0.3～3.0％。

·Mn：1.5％以下

Mn有提高钢材强度的作用，当含量超过1.5％后，作用达到饱和，所以其范围限定在1.5％以下。

·Ni：5％以下

Ni对于保证强度和韧性是有效的，但含量超过5％后效果达到饱和，所以Ni的含量限定在5％以下。

·Cr：10％

Cr形成碳化物使钢材脆化，所以希望其含量较低为好。即使在外层的Cr含量很高的情况下，也必须使中间层的Cr含量在10％以下。

·Mo：4％以下

Mo和Ni一样，是保证钢材强韧性的重要元素，但含量超过4％后使钢材脆化，所以限定在4％以下。

·V：5％以下，Nb：3％以下

V和Nb有提高中间层强度的作用。但是，若V超过5％，Nb超过3％，则容易在中间层中产生微小的缩孔，使中间层强度显著降低。

·Co：6％以下

Co具有减小热膨胀的作用，可防止因热应力使轧辊裂损，当含量超过6％后其效果几乎不再扩大，因而以6％为上限。

·P：0.05％以下

P使钢水的流动性增加，但因为它使钢材脆化，所以越低越好，合适的范围最好在0.05％以下。

·S：0.03％以下

由于S和P同样使钢材脆化，所以其含量越低越好，其合适的范围在0.03％以下。

此外，Al、Ti、Zr可做为脱氧剂使用，其含量在0.1％以下。由于凝固后的中间层和内层的组成满足前述范围，所以可获得中间层和内层的优异材料特性。

此外，在本发明的情况下，由于含有从外层渗入内层的V及Nb，作为内层的球墨铸铁或石墨化钢与一般的球墨铸铁或石墨化钢相比，具有机械性能得到提高的效果。对于本发明的轧辊，由于这一效果，所以它可用于比现有负荷更高的高负荷轧制。

(碳化物面积率的测定方法)

本发明的轧辊材料中，主要存在MC、M7C3及M2C或M6C型碳化物。此外，由于Cr含量高所以几乎不存在M3C型碳化物。

本发明中碳化物的鉴定方法和碳化物量(面积率)的测定方法如下。

1.全部碳化物量(面积率)的测定

对试样表面进行抛光研磨，用5％的硝酸酒精溶液或盐酸—苦味酸酒精溶液或王水浸渍而使基质腐蚀。用光学显微镜观察腐蚀面，可看到黑色的基质和白色的碳化物。用图象分析装置测定白色部分的面积的方法测定出全部碳化物含量(面积率)。当即使进行腐蚀但基质部分不能很黑时，可用黑色的铅笔在整个腐蚀面上均匀涂抹，再用纱布等轻擦表面，使黑(基质)、白(碳化物)分明。

2.MC型碳化物量(面积率)的测定

依旧在抛光(没进行腐蚀)的情况下，可用光学显微镜看到MC碳化物为灰色。通过用图象分析装置测定这一状态下的灰色部分的面积，测定MC型碳化物量(面积率)

3.M2C及M6C型碳化物的量(面积率)的测定

对试样表面进行抛光研磨，用村上试剂(相对于水：100ml，氢氧化钾：10g，及铁氰化钾10g的水溶液)腐蚀3～5秒钟，M2C及M6C型碳化物变成黑色，在这种状态下，用图象分析装置对黑色部分的面积进行测定，测定出M2C及M6C型碳化物的量(面积率)。

4.M7C3型碳化物量(面积率)的测定

(M7C3型碳化物量)＝(全部碳化物量)-(MC型碳化物量+M2C及M6C型碳化物量)

5.MC型碳化物和M7C3型碳化物的总量(面积率)

(MC型碳化物和M7C3型碳化物的总量)＝(全部碳化物量)-(M2C及M6C型碳化物量)

6.在本发明的轧辊外层成分中，越是具有高Cr-高Mo成分，M2C及M6C型碳化物的量就越增加，但只要全部碳化物的面积率不超过40％就不会产生偏析问题。

实施例

本发明所涉及的离心铸造轧辊具有如前面所述的构成，该轧辊的制造方法由图5中的示例说明。

首先，在离心铸造机上旋转的且内侧覆有一层耐火材料的金属铸型中注入应形成外层1的钢水，随后在该外层1的内侧浇铸中间层2。此两者，即外层1及中间层2完全凝固后，将铸型垂直立起，从上部浇铸内层3，使外层1、中间层2及内层3在冶金学意义上结合成一个整体的轧辊。此外，即使外层1和中间层2还没有完全凝固，在内侧还有一部分未凝固的状态下且在使它们呈水平或倾斜的姿势下，用适当的方法浇铸内层3也可以。

(实施例1)

用表1所示的相当于轧辊外层化学成分的钢水，以离心铸造法制成壁厚100mm的试件。通过观察试件断面的组织，判断是否存在碳化物偏析。然后，由1050℃淬火，再于550℃进行回火处理，随后制成碳化物面积率测定用试验片和磨损试验片。用图象分析装置对最大直径1μm以上的碳化物进行定量检测，找出碳化物面积率。磨损试验以配对材料(S45C)和试验片的两个圆盘的滑动磨损方式进行，将配对材料加热到900℃，一边用冷水冷却试验片，一边使其以800rpm的速度旋转，将试验片和配对材料的滑动率定为14.2％，以100kg的载荷压接15分钟。替换配对材料，进行12次试验之后，测定试验片的磨损量。

作为有无碳化物偏析的例子，将本发明材料(A-9)的碳化物组织示于图1(a)、(b)、(c)，对比材料(C-8)的碳化物组织示于图2(a)、(b)、(c)。本发明材料中，白色碳化物沿试件壁厚方向均匀分布，显示出具有作为轧辊的良好组织。另一方面，在含C或Cr含量过多的比较例中，针状碳化物和聚集状碳化物沿壁厚方向分离产生偏析，在作为轧辊使用的情况下会使轧制钢板的表面质量下降。

在表2及图3中示出了各种试件的碳化物有无偏析和其磨耗量。图3中的○标记表示无碳化物偏析，□标记表示由于添加了W而有碳化物偏析，△标记表示由于Mo/Cr＞0.7而有碳化物偏析。此外，标记内的数字表示磨损量(mg)。

·本发明材料A-1～A-15没有碳化物偏析，并且具有极优异的耐磨性能。

·对比材料B-1及B-2的含Mo量超出了本发明的成分限定范围，并且Mo/Cr值脱离了本发明的限定范围。因此产生碳化物偏析，耐磨性能也劣化。

·对比材料C-1～C-3是C或Cr含量不足而脱离了本发明的成分限定范围，同时碳化物含量不足而脱离了本发明的限定范围的例子，虽然不能看出碳化物偏析，但耐磨性能显著恶化。并且，对比材料C-1的Mo/Cr小，脱离了本发明的限定范围。

·对比材料C-4是Mo/Cr小而脱离本发明限定范围的例子。虽然不能看出碳化物的偏析，但其耐磨性能显著恶化。

·对比材料C-5～C-8是C或Cr过多而脱离了本发明的成分限定范围的例子，发生碳化物偏析。特别是C-6，其Mo含量不足而脱离本发明的成分限定范围，和Mo/Cr的限定范围，耐磨性能也显著下降。

·对比材料C-9，由于C+0.2·Cr的值超过了6.2，所以发生碳化物偏析，并且由于Mo及Mo/Cr不足，所以，耐磨性能也显著下降。

·对比D-1～D-2是由于添加W而脱离本发明的成分范围的例子，碳化物发生偏析，同时耐磨性能也下降。

(实施例2)

用具有2.8C-15Cr系的组成成分，通过改变Mo含量使Mo/Cr变化的表3所示化学成分的钢水熔炼成壁厚30mm的Y型试样锭。由1050℃淬火，在550℃进行回火处理。通过观察试样的组织，判断有无导致碳化物偏析原因的针状碳化物。磨损试验以配对材料(S45C)和试验片的两个圆盘的滑动磨损方式进行，将配对材料加热到900℃，对试验片一边用水冷却，一边以800rmp的速度使之旋转，使试验片和配对材料的滑动率为14.2％，以100kg的载荷压延15分钟。更换配对材料进行上述试验12次之后，测定试验片的磨损量。表4中示出了各种试样的磨损量和有无针状碳化物。本发明的材料(No.3～5)具有优异的耐磨性能，并且看不到针状碳化物。另一方面，Mo/Cr不到0.27的对比材料(No.1，2)的耐磨性能显著恶化，含Mo量过多的对比材料(No.6)中有针状碳化物出现，同时耐磨性能也变劣。

(实施例3)

将具有表5所示组成的本发明轧辊和对比轧辊1的外层材料、中间层材料及内层材料，进行熔化，按以下顺序制造成辊径670mm、辊长1450mm的复合辊。在以1406离心力旋转的铸型内铸造厚度为75mm的外层材料。外层凝固之后，立即在该外层的内侧铸造相当于40mm壁厚的量的中间层材料，借此使外层的内侧再次熔化并与中间层熔铸为一体。中间层凝固后，停止铸型的旋转，通过铸造内层材料，使外层—中间层—内层熔铸为一体。在将外层的温度冷却到60℃以下之后，卸下铸型。

·对比轧辊

对比轧辊1是含C和Cr过多而脱离了本发明的成分限定范围且外层的碳化物面积率(MC和M7C3的总和)为32.4％而超出了本发明的限定范围的轧辊。对比轧辊1在卸下铸型后，于放置过程中从内层开裂。此外，对比轧辊2和3分别是Ni晶粒铸铁轧辊和具有常规组分的高速钢轧辊，它们都是由离心铸造法制造的市售轧辊。

·本发明的轧辊

本发明的轧辊，在卸下铸型之后进行下述热处理，从1050℃淬火，接着在500℃回火。热处理后，虽然也进行超声波探伤等检查，但在中间层及其附近没有缩孔等缺陷，内部性状也都良好。

将上述本发明轧辊和对比轧辊用于实际的热轧精轧机上，结果如图4所示。图4的横轴表示耐磨度，即轧辊直径1mm的消耗量(磨损量+磨削量)所相对钢板的轧制量。图中显示，本发明的轧辊比对比轧辊2和3的使用效果大幅度提高，耐磨性能优异。此外，轧辊表面不会变粗糙，可获得极为良好的效果。

(实施例4)

作为本发明的例子，将具有表6所示的化学成分组成的中间层材料和内层材料熔化(外层材料的分析值记载了产品的化学分析结果)，按下述顺序制造轧辊径φ670mm、辊长1450mm的复合轧辊，

(1)向以140G的离心力旋转的铸型内浇铸作为外层的与壁厚75mm相当量的钢水。

(2)从外层材料浇铸完毕起11～15分钟之后，在该外层的内侧铸造与壁厚40mm相当量的中间层材料，使外层的内侧再熔化并使其与中间层熔铸成一体。

(3)从外层浇铸完毕起40～46分钟之后，停止旋转铸型，通过铸造内层材料使外层—中间层—内层熔铸成一体。

(4)外层表面温度冷却到60℃以下之后，卸掉铸型。

(5)对轧辊进行热处理，从1000℃淬火，然后在500℃进行回火。

对各轧辊都进行不引起裂损的热处理。此外，用超声波探伤法检测辊身，中间层及其附近没有缩孔等缺陷且内部性状良好。接着，切去各轧辊的端部，分析外层、中间层的壁厚的中间部分以及内层(从中间层～内层边界向内30mm处)的化学组成，测定拉伸强度。表7中表示出了这些化学组成与拉伸强度。本发明的轧辊中间层和内层的化学成分，落在前述适宜的成分范围之内，各层的拉伸强度在500Mpa以上，充分满足作为复合轧辊的要求。

在具有表6、7的组成的本发明的轧辊A、B、C中，通过优化形成外层的合金成分，限定碳化物的组成而显著提高了耐磨性能，而且即使用经济的离心铸造法制造也会制成无碳化物偏析的外层，同时，内层采用铸铁类材料中最强韧的球墨铸铁，在外层和内层之间设置中间层，可以制得使它们在冶金学意义上完全结合成一体的，离心铸造的高性能轧辊。

工业上的实用性

即使在近年来日益严酷的压延条件下，能发挥极为优异的耐磨性能，同时进一步提高轧制钢板的表面质量的高性能轧辊，根据本发明，可以采用很经济的离心铸造法制造轧辊，从而有可能提高轧制钢板的生产效率并降低制造成本。此外，本发明也可适用于制造圆筒状空心轧辊。

此外，根据本发明，通过适当调整形成外层的合金成分，限定碳化物的组成可显著提高耐磨性能，并且可采用经济的离心铸造法制造无碳化物偏析的外层，同时，内层采用铸铁类材料中最强韧的球墨铸铁，在外层和内层之间设置中间层，可获得使它们在冶金学意义上完全结合成一体的高性能离心铸造轧辊。表1

No	C	V	Nb	Cr	Mo	Si	Mn	W	Co	Ni	B	Mo/Cr	C+0.2Cr
														A-1	2.42	6.03	1.92	12.7	7.31	0.51	0.70	-	-	-	-	0.58	4.96
A-2	2.44	4.82	1.61	13.6	6.06	0.81	0.31	-	-	-	-	0.45	5.16
														A-3	2.53	4.89	1.58	15.3	5.92	0.76	0.31	-	-	-	-	0.39	5.59
A-4	2.51	4.61	1.83	17.6	4.93	0.61	0.31	-	-	-	-	0.28	6.03
														A-5	2.62	5.28	1.02	13.5	7.38	0.38	0.33	-	-	-	-	0.55	5.32
A-6	2.63	4.17	2.30	17.2	5.83	0.35	0.31	-	-	-	-	0.34	6.07
														A-7	2.72	5.23	1.47	12.8	7.56	0.28	0.35	-	-	-	-	0.59	5.28
A-8	2.74	6.20	0.98	15.7	6.56	0.45	0.28	-	-	-	-	0.42	5.88
														A-9	2.80	6.02	1.69	16.1	6.44	0.30	0.40	-	-	-	-	0.40	6.02
A-10	2.86	5.34	1.72	13.9	6.61	0.32	0.33	-	-	-	-	0.48	5.64
														A-11	2.50	6.87	2.33	12.6	4.40	0.34	0.38	-	-	-	-	0.35	5.02
A-12	2.61	5.30	1.04	13.2	7.07	0.41	0.32	-	4.80	0.81	-	0.54	5.25
														A-13	2.53	4.98	1.32	12.7	5.50	0.42	0.41	-	-	0.40	0.04	0.43	5.07
A-14	2.61	5.11	1.48	13.2	6.11	0.38	0.40	-	-	-	0.06	0.46	5.25
														A-15	2.52	4.16	1.51	14.4	6.72	0.42	0.38	-	-	0.60	-	0.47	5.40
B-1	2.82	5.01	1.47	15.2	11.10	0.87	0.46	-	-	-	-	0.73	5.86
														B-2	2.70	5.33	1.32	13.8	10.44	0.85	0.45	-	-	-	-	0.76	5.46
C-1	2.22	6.14	1.53	15.8	2.68	0.31	0.33	-	-	-	-	0.17	5.38
														C-2	2.31	6.24	1.39	12.1	3.52	0.51	0.63	-	-	-	-	0.29	4.73
C-3	2.60	5.17	1.46	10.7	3.10	0.48	0.52	-	-	-	-	0.29	4.74
														C4	2.42	5.04	1.51	14.2	3.00	0.67	0.47	-	-	-	-	0.21	5.26
C-5	2.62	5.34	1.52	19.1	7.80	0.42	0.48	-	-	-	-	0.41	6.44
														C-6	2.96	5.57	1.34	15.7	2.48	0.42	0.48	-	-	-	-	0.16	6.10
C-7	2.97	5.36	1.48	12.1	5.48	0.87	0.49	-	-	-	-	0.45	5.39
														C-8	3.01	4.02	1.56	18.1	6.21	0.42	0.48	-	-	-	-	0.34	6.63
C-9	2.88	6.02	1.78	17.6	2.80	0.41	0.49	-	-	-	-	0.16	6.40
														D-1	2.62	5.57	1.42	15.2	3.17	0.80	0.45	6.03	-	-	-	0.21	5.66
D-2	2.79	6.06	1.38	14.3	6.26	0.79	0.47	5.76	-	-	-	0.44	5.65

表2

No	碳化物面积率		摩耗量，mg	碳化物偏析	分类
						MC+M7C3	M7C3
	A-1	13.8						6.9	204	无	本发明材料
A-2			15.3	10.7	194	无	本发明材料
	A-3	19.6						15.0	180	无	本发明材料
A-4			23.7	19.2	166	无	本发明材料
	A-5	16.8						12.1	181	无	本发明材料
A-6			29.1	23.2	157	无	本发明材料
	A-7	18.2						13.4	183	无	本发明材料
A-8			19.6	14.2	195	无	本发明材料
	A-9	26.3						19.7	176	无	本发明材料
A-10			21.9	14.9	188	无	本发明材料
	A-11	16.6						10.4	231	无	本发明材料
A-12			16.2	11.5	183	无	本发明材料
	A-13	22.4						17.5	185	无	本发明材料
A-14			24.1	17.8	182	无	本发明材料
	A-15	21.5						16.6	193	无	本发明材料
B-1			21.2	16.6	276	有	本发明材料
	B-2	18.6						13.8	302	有	对比材料
C-1			12.7	7.0	346	无	对比材料
	C-2	11.4						5.7	349	无	对比材料
C-3			12.2	8.6	368	无	对比材料
	C-4	16.9						12.2	354	无	对比材料
C-5			26.7	21.8	176	有	对比材料
	C-6	22.4						17.4	357	有	对比材料
C-7			18.2	13.3	298	有	对比材料
	C-8	31.2						24.3	187	有	对比材料
C-9			27.2	21.6	323	有	对比材料
	D-1	20.8						15.7	312	有	对比材料
D-2			21.4	16.0	341	有	对比材料

表3

No	C	V	Nb	Cr	Mo	Si	Mn	Mo/Cr	C+0.2Cr
										1	2.78	4.96	1.61	14.8	2.49	0.46	0.33	0.17	5.74
2	2.82	5.21	1.62	14.7	3.38	0.46	0.33	0.23	5.76
										3	2.76	5.07	1.68	15.3	4.52	0.42	0.32	0.30	5.82
4	2.77	5.30	1.58	14.7	6.57	0.45	0.31	0.45	5.71
										5	2.81	5.03	1.57	14.6	8.41	0.39	0.29	0.58	5.73
6	2.83	5.22	1.58	14.5	10.43	0.48	0.31	0.72	5.73

表4

No	摩耗量，mg	针状碳化物	分  类
				1	347	无	对比材料
2	304	无	对比材料
				3	195	无	本发明材料
4	186	无	本发明材料
				5	167	无	本发明材料
6	287	有	对比材料

表5                                                                                                                                                           (wt％)

轧辊	浇铸材料	C	V	Nb	Cr	Mo	Ni	Si	Mn	Mg	Co	W	Mo/Cr	C+0.2Cr
															本发明轧辊	外层材料	2.68	5.18	1.42	13.7	6.58	0.12	0.38	0.33	-	-	-	0.48	5.42
中间层材料	1.40	-	-	-	-	-	1.80	0.41	-	-	-	-	-
														内层材料		3.41	-	-	-	-	1.18	2.34	0.45	0.07	-	-	-	-
对比轧辊1	外层材料	2.98	5.20	1.53	18.2	7.64	0.10	0.35	0.34	-	-	-	0.42																6.62
														中间层材料	3.42	-	-	-	-	-	1.80	0.41	-	-	-	-	-
	内层材料	3.42	-	-	-	-	1.20	2.41	0.46	0.07	-	-	-															-
														对比轧辊2	外层材料	3.45	-	-	1.8	0.5	4.5	0.8	0.8	-	-	-	0.28		3.81
对比轧辊3	外层材料	2.9	5.0	1.0	7.0	3.0	-	0.3	0.3	-	-	4.0	0.43															4.3

表6                                                 (wt％)表7                                                      (wt％)

Claims (10)

1、一种热轧用轧辊，其特征在于，它具有一外层，该外层成分的重量百分比为：C：2.4-2.9％、Si：1％以下、Mn：1％以下、Cr：12-18％、Mo：3-9％、V：3-8％、Nb：0.5-4％，且同时满足下述(1)、(2)两式：

0.27≤Mo(％)/Cr(％)≤0.7…(1)

C(％)+0.2·Cr(％)≤6.2  …(2)

其余为Fe和不可避免的杂质。

2、一种热轧用轧辊，其特征在于，它具有一外层，该外层成分的重量百分比为：C：2.4-2.9％、Si：1％以下、Mn：1％以下、Cr：12-18％、Mo：3-9％、V：3-8％、Nb：0.5-4％，且同时满足下述(1)、(2)两式：

0.27≤Mo(％)/Cr(％)≤0.7…(1)

C(％)+0.2·Cr(％)≤6.2  …(2)

并且还含有Ni：1.5％以下、Co：6％以下、B：0.1％以下之中的1种或2种以上，其余为Fe和不可避免的杂质。

3、根据权利要求1所述的热轧用轧辊，其特征在于，其外层含MC型碳化物和M7C3碳化物的总面积率为13-30％。

4、根据权利要求3所述的热轧用轧辊，其特征在于，所述外层所含的M7C3型碳化物的面积率为6％以上。

5、根据权利要求1或2所述的热轧用轧辊，其特征在于，与外层熔为一体的内层由球墨铸铁或石墨化钢锭构成，所述内层的成分重量百分比为：C：2.5-4.0％、Si：1.5-3.5％、Mn：1.5％以下、Cr：3％以下、Mo：3％以下、V：3％以下、Nb：2％以下，其余为Fe和不可避免的杂质。

6、根据权利要求1或2所述的热轧用轧辊，其特征在于，在所述外层和内层之间有一中间层，外层和内层通过中间层而熔固为一体，所述中间层成分的重量百分比为：C：0.8-3.0％、Si：0.3-3.0％、Mn：1.5％以下、Cr：10％以下、Mo：4％以下、V：5％以下、Nb：3％以下，其余为Fe和不可避免的杂质。

7、根据权利要求6所述的热轧用轧辊，其特征在于，中间层向内层材料的渗入比规定在5-20％的范围内。

8、根据权利要求6所述的热轧用轧辊，其特征在于，外层向中间层材料的渗入比规定在5-50％的范围内。

9、根据权利要求5或6所述的热轧用轧辊，其特征在于，所述内层或中间层或在此内层和中间层中含有Ni：5％以下，Co：6％中的一种以上的成分。

10、根据权利要求1或2所述热轧用轧辊，其特征在于，采用离心铸造法制造所述外层。

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