DE69227504T2

DE69227504T2 - Material für aussenschicht einer umformwalze und durch schleuderguss hergestellte verbundwalze

Info

Publication number: DE69227504T2
Application number: DE69227504T
Authority: DE
Inventors: Yoshihiro Kawasaki Steel Corporatio Chiba-Shi Chiba 260 Kataoka
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-09-12
Filing date: 1992-03-31
Publication date: 1999-04-08
Anticipated expiration: 2012-04-01
Also published as: WO1993005192A1; WO1993005193A1; US5316596A; EP0559899B1; EP0562114A1; EP0562114B1; EP0562114A4; DE69227504D1; ES2124728T3; EP0559899A4; EP0559899A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine durch Schleuderguß hergestellte Verbundwalze, die hervorragenden Verschleiß- und Rißwiderstand aufweist.
In jüngster Zeit werden verbreitet für Warmwalzwerke Verbundwalzen verwendet, die aus einer Außenschale und einem Kernmaterial aufgebaut sind. Das herkömmliche Verfahren zur Herstellung dieser Walzen ist das Schleudergießen, bei dem das Schalenmetall zuerst in die sich drehende Form gegossen wird, woraufhin das Kernmetall nach Erstarren der Schale in die Form zugegeben wird. Herkömmlicherweise wird verschleißbeständiges Gußeisen, wie z. B. Nickel-Chrom-legierter Grauguß (Ni-G) oder mit Chrom hochlegiertes Eisen (Hi-Cr) mit cementitartigen Carbidausscheidungen, für das Schalenmaterial verwendet. Grauguß oder Gußeisen mit Kugelgraphit wird für das Kernmaterial verwendet.
Um dem Bedürfnis nach strengeren Walzbedingungen und einer Verbesserung der Produktivität beim Walzen nachzukommen, wird eine Walze mit höherem Verschleiß- und Bruchwiderstand benötigt.
Angesichts dieser Umstände wird in den japanischen ungeprüften Patentveröffentlichungen (Kokai) Nr. 60-1244207 und Nr. 61-177355 der Einsatz von mit Vanadium (V) hochlegiertem Gußeisen für das Schalenmaterial einer durch Schleuderguß hergestellten Walze vorgeschlagen.
Wenn jedoch mit Vanadium (V) hochlegiertes Gußeisen für die Walzenschale beim Schleudergießen verwendet wird, können V-Carbide mit geringem spezifischen Gewicht (gravity) durch die Zentrifugalkraft segregieren, wodurch die inneren Eigenschaften der Walzschalenlage in Dickenrichtung ungleichmäßig werden. Diese Tendenz ist bei größeren Walzen mit größeren Schalendicken schwerwiegender, so daß solche Walzen praktisch nicht eingesetzt werden können.
Die EP 0 430 241 A1 offenbart eine verschleißbeständige Verbundwalze, die eine Außenlage und einen Wellenabschnitt umfaßt, die durch Schleudergießen hergestellt wur de. Die Außenlage ist aus einer Legierung auf Eisenbasis mit einer Zusammensetzung (in Gew.-%) im wesentlichen aus 1 bis 4% C, 3% oder weniger Si, 1,5% oder weniger Mn, 4% oder weniger Ni, 2 bis 15% Cr, 8% oder weniger Mo, 20% oder weniger W, 2 bis 10% V und aus Rest im wesentlichen Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei der Wert C (%) + 0,4 V (%) 6,0 oder weniger beträgt.
Tatsächlich kann es bei der Herstellung der Walze, obwohl eine Verbesserung des Verschleißwiderstandes durch Einsatz eines stark kohlenstoffhaltigen mit V hochlegierten Stahles für das Schalenmaterial erreicht werden kann, problematischerweise zu ungleichmäßigen Eigenschaften in der Schale aufgrund des Auftretens von Carbidsegregation durch Zentrifugalkraft kommen, wenn das Schleudergießen eingesetzt wird, das aufgrund seiner hohen Produktivität und seiner Kostenvorteile herkömmlicherweise verwendet wird.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung eine durch Schleudergießen hergestellte Verbundwalze zu schaffen, die hervorragenden Verschleiß- und Rißwiderstand ohne jede Segregation besitzt, selbst wenn das produktive und kostenvorteilhafte Schleudergießen bei Optimierung der chemischen Zusammensetzung und Kontrolle der Zusammensetzung der proeutektischen Carbide eingesetzt wird.
Diese Aufgabe wird durch den Gegenstand des Anspruchs 1 gelöst.
Die im Anspruch 1 definierte, durch Schleudergießen hergestellte Walze ist, wie im Anspruch 1 definiert, mit der Außenschale und einem Kern sowie einem Zapfenmaterial aus Grauguß oder aus Gußeisen mit Kugelgraphit einteilig mit der Außenschale durch metallurgische Verbindung ausgebildet.
Die durch das Schleudergießen hergestellte Walze gemäß einer bevorzugten Ausführungsform umfaßt eine Zwischenschicht zwischen der Außenschale und dem Kernmaterial, wobei die Außenschale und das Kernmaterial mit Hilfe von metallurgischem Verbinden über die Zwischenschicht einteilig ausgebildet sind.
Im folgenden werden die Beschränkungen des Gehalts der Legierungselemente der vorliegenden Erfindung sowie die beschränkenden Bemessungsregeln für die Mengen an V, Nb und C erörtert.
C: 1,5 ~ 3,5%
C ist ein wesentliches Element zur Erhöhung der Härte und des Verschleißwiderstandes des Walzmaterials durch Ausbildung harter Carbide und muß in einer Menge von 1,5 oder mehr vorliegen. Wenn jedoch der C-Gehalt 3,5% übersteigt, sinkt der Rißwiderstand bedeutend. Deshalb wird 3,5% als obere Grenze eingestellt.
Si: 1,5% oder weniger
Si dient als Deoxidationsmittel und ist ein notwendiges Element, um die Gießbarkeit sicher zu erhalten. Wenn jedoch der Si-Gehalt 1,5% übersteigt, sinkt der Bruchwiderstand. Deshalb werden 1,5% als Obergrenze eingestellt.
Mn: 1,2% oder weniger
Mn ist aus dem gleichen Grund wie Si ein notwendiges Element. Es ist jedoch nicht wünschenswert, daß Mn mit einem Gehalt, der 1,2% übersteigt, enthalten ist, da der Bruchwiderstand sinkt. Deshalb werden 1,2% als Obergrenze eingestellt.
Cr: 5,5 ~ 12,0
Cr ist ein wesentliches Element zur Bildung der Carbide und zur Erhöhung des Verschleißwiderstandes. Deshalb wird Cr in einer Menge von 5,5% oder mehr zulegiert. Wenn jedoch der Gehalt an Cr 12,0% übersteigt und V sowie Nb, die vorgesehene Elemente sind, zulegiert werden, sinkt der Verschleißwiderstand. Deshalb werden 12,0 % als Obergrenze eingestellt.
Mo: 2,0% ~ 8,0%
Mo ist zur Bildung von Carbiden und zur Erhöhung des Verschleißwiderstandes ähnlich wirksam wie Cr. Ferner ist Mo für die Festigung der Matrix durch Erhöhen der Härtbarkeit und des Widerstandes gegen Entfestigung durch Anlassen wirksam. Deshalb wird Mo mit einem Gehalt von 2,0% oder mehr zulegiert. Wenn jedoch der Mo-Gehalt 8,0 übersteigt, sinkt der Rißwiderstand. Deshalb werden 8.0% als Obergrenze eingestellt.
Ni: 5,5% oder weniger und
Co: 10,0% oder weniger
Ni dient zur Erhöhung der Härtbarkeit und zur Festigung der Matrix. Der Ni-Gehalt sollte jedoch 5,5% aufgrund der Bildung von instabilem Gefüge, wie z. B. Restaustenit, nicht übersteigen. Deshalb werden 5,5% als Obergrenze eingestellt.
Co wird zulegiert, um das Mikrogefüge der Matrix bei hohen Temperaturen zu stabilisieren und um die Härte und Festigkeit zu verbessern. Diese Effekte sind jedoch gesättigt, wenn der Gehalt 10% übersteigt. Deshalb wird aus wirtschaftlichen Gründen die Obergrenze auf 10,0% eingestellt.
Cu: 2,0% oder weniger und
W: 1,0% oder weniger
Sowohl Cu als auch W werden zur Festigung des Matrixgefüges und zur Erhöhung der Härte bei hohen Temperaturen zulegiert. Wenn jedoch Cu 2,0% übersteigt, verschlechtern sich die Oberflächeneigenschaften der Walze sowie der Verschleißwiderstand als auch der Rißwiderstand. Deshalb wird die Obergrenze des Cu auf 2,0% eingestellt. W ist ein Element mit hohem spezifischen Gewicht, das die Segregation proeutektoider Carbide während des Schleudergießens fördert, wenn es im Übermaß zulegiert wird. Deshalb wird die Obergrenze von W auf 1,0% eingestellt.
Ti: 2,0% oder weniger
Zr: 2,0% oder weniger
B: 0,1% oder weniger
Ti, Zr und B werden zulegiert, um die Bildung großer eutektischer Carbide zu unterdrücken und um den Verschleißwiderstand und den Rißwiderstand zu verbessern. Wenn jedoch der Gehalt an Ti und Zr jeweils 2,5% übersteigt, kann sich der Aufbau von Carbiden, die aus V und Nb zusammengesetzt sind, beeinträchtigt werden und umgekehrt der Verschleißwiderstand gesenkt werden. Deshalb sind die Obergrenzen von Ti und Zr jeweils auf 2,0% eingestellt. Wenn B 0,1% übersteigt, kann es sich an den Teilchengrenzen segregieren und senkt den Rißwiderstand. Deshalb werden 0,1% als Obergrenze für B eingestellt.
V: 3,0 ~ 10,0%,
Nb: 0,6 ~ 7,0%
V und Nb sind äußerst wichtige Elemente der vorliegenden Erfindung. Die kombinierte Zulegierung und Gehaltsbeschränkung sind deshalb äußerst wesentliche Merkmale der vorliegenden Erfindung.
V ist ein wesentliches Element zur Bildung von MC oder M&sub4;C&sub3;-Carbiden, die höchst wirksame Carbide zur Erhöhung des Rißwiderstandes sind. Um diesen Effekt zu erzielen, muß V mit einem Gehalt von 3,0% oder mehr zulegiert werden. Wenn es jedoch 10,0% übersteigt, kann der Rißwiderstand sinken und Probleme bei der Herstellung verursachen. Deshalb ist die Obergrenze auf 10,0% festgesetzt.
Nb bildet ähnlich wie V auch MC-Carbide, die zur Erhöhung des Verschleißwiderstandes wirksam sind. Wenn jedoch Nb allein zulegiert wird, bildet es große Carbidblöcke, so daß der Effekt nicht erzielt werden kann und der Rißwiderstand ein Problem darstellt.
Angesichts dessen stellen die Fig. 1 bis 4 den Einfluß der Beziehung zwischen dem C-Gehalt und den V- und Nb-Gehalten auf die Härte des Grundmaterials dar. Fig. 5 bis 8 zeigen den Einfluß des Gehaltsverhältnisses Nb/V auf das Verschleißverhältnis zwischen der Außenlage und der Innenlage aufgrund der Carbidverteilung der schleudergegossenen Schale und auf die maximale Rißtiefe bei einem Thermoschockversuch, wenn V und Nb zusammen zulegiert werden.
Aus den Fig. 1 bis 4 ist es ersichtlich, daß, um die erforderliche Härte von Hs 75 oder mehr für eine verschleißfeste Walze für ein Warmwalzwerk zu erhalten, die Formel
V + 1,8 Nb ≤ 7,5 C - 6,0(%)
gelten muß.
Es sollte festgehalten werden, daß der Versuch aus Fig. 1 unter Verwendung einer Probe durchgeführt wurde, bei der 25 mm Y/Blöcke aus geschmolzenem Eisen gegossen wurden, das Si: 0,5%, Mn: 0,5%, Cr: 6,8%, Mo: 3,2% mit variierender Zusammensetzung aus C, V und Nb enthielt. Die gegossenen Blöcke wurden bei 1000ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert. Der Versuch aus Fig. 2 wurde unter Verwendung einer Probe durchgeführt, bei der 25 mm Y/Blöcke aus Eisenschmelze gegossen wurden, die Si: 0,5%, Mn: 0,5%, Ni: 2,7%, Cr: 7,2%, Mo: 3,5% mit variierender Zusammensetzung aus C, V und Nb enthielt. Die gegossenen Blöcke wurden bei 1000ºC normalge glüht und bei 550ºC getempert. Der Versuch aus Fig. 3 wurde unter Verwendung einer Probe durchgeführt, bei der 25 mm Y/Blöcke aus geschmolzenem Eisen gegossen wurden, das Si: 0,4%, Mn: 0,4%, Ni: 1,5%, Cr: 5,7%, Mo: 2,8%, Co: 3,2% mit variierender Zusammensetzung aus C, V und Nb enthielt. Die gegossenen Blöcke wurden bei 1050ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert. Der Versuch aus Fig. 4 wurde unter Verwendung einer Probe durchgeführt, bei der 25 mm Y/Blöcke aus geschmolzenem Eisen gegossen wurden, das Si: 0,3%, Mn: 0,4%, Cr: 6,0%, Mo: 3,2%, Cu: 4,1% mit variierender Zusammensetzung aus C, V und Nb enthielt. Die gegossenen Blöcke wurden bei 1050ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert.
Ferner zeigt sich aus den Fig. 5 bis 8, daß, um eine gleichmäßige Walzenschale zu erhalten, die durch Schleuderguß ohne Beeinträchtigung des Rißwiderstandes hergestellt wird, die Formel
0,2 ≤ NbN ≤ 0,8
gelten muß.
Es sollte festgehalten werden, daß "das Verschleißverhältnis (innere Schichtäußere Schicht)" aus den Fig. 5 bis 8 ein Verhältnis (Iw/Ow) eines Verschleißverlustes (Iw) einer Probe darstellt, die aus der inneren Schichtseite der Schale entnommen wurde zu einem Verschleißverlust (Ow) einer Probe, die aus der Außenschichtseite entnommen wurde. "Maximale Rißtiefe bei Thermoschock" stellt die maximale Rißtiefe, die durch einen Thermoschockversuch verursacht wurde, dar.
Der Versuch aus Fig. 5 wurde unter Verwendung von Proben durchgeführt, bei denen Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm aus geschmolzenem Eisen durch Schleudergießen gegossen wurden, das C: 2,5%, Si: 0,5%, Mn: 0,5%, Cr: 6,5%, Mo: 3,5%, V: 5,4%, Nb: 0 bis 8,0% enthielt. Die gegossenen Schalenproben wurden bei 1000ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert. Der Versuch aus Fig. 6 wurde unter Verwendung von Proben durchgeführt, bei denen Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm durch Zentrifugalgießen aus einer Eisenschmelze gegossen wurden, die C: 2,7%, Si: 0,6%, Mn: 0,5%, Ni: 3,2%, Cr: 7,4%, Mo: 3,7%, V: 5,8%, Nb: 0 bis 7,5% enthielt: Die gegossenen Schalenproben wurden bei 1000ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert. Der Versuch aus Fig. 7 wurde unter Verwendung von Proben durchgeführt, bei denen Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm durch Zentrifugalgießen (140 G) aus geschmolzenem Eisen gegossen wurden, das 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 bis 7,2% enthielt. Die gegossenen Schalenproben wurden bei 1050ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert. Der Versuch aus Fig. 8 wurde unter Verwendung von Proben durchgeführt, bei denen Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm durch Schleudergießen (140 G) aus geschmolzenem Eisen gegossen wurden, das C: 2,2%, Si: 0,3%, Mn: 0,4%, Cr: 6,0%, Mo: 3,2%, V: 5,1%, Co: 4,1%, Nb: 0 bis 6,0% enthielt. Die gegossenen Schalenproben wurden bei 1050ºC normalgeglüht und bei 550ºC getempert.
Der Verschleißversuch wurde mit Hilfe eines Rutschverschleißversuches durchgeführt, wobei die verwendete Vorrichtung aus zwei Scheiben ( 190 mm · 15 mm Gegenstück und 50 mm · 10 mm Versuchsstück) bestand und bei dem das Gegenstück auf 800 ºC erhitzt und mit dem Versuchsstück mit einer Kraft von 1000 N in Berührung gebracht wurde. Das Versuchsstück wurde mit einer Geschwindigkeit von 800 rpm bei einer Rutschrate von 3,9% gedreht. Nach 120 min wurde der Verschleißverlust gemessen.
Ferner wurde ein Thermoschockversuch durchgeführt, bei dem eine 55 mm · 40 mm x 15 mm große Platte als Versuchsstück auf eine Walze, die mit 1200 rpm sich dreht und einer Last von 1500 N für 15 s gepreßt und dann wassergekühlt wurde. Die im Versuchsstück erzeugte Rißlänge wurde gemessen.
Ferner wird, um eine Wärmebehandlung erfindungsgemäß für das Walzmaterial vorzusehen, eine geregelte Abkühlung durchgeführt, um das Gefüge nach dem Abkühlen in Bainit nach einer Austenitisierung bei einer Temperatur von 1000 bis 1150ºC umzuwandeln. Deshalb sollten in Abhängigkeit von der Zusammensetzung, dem Aufbau und der Größe des Walzmaterials, das behandelt werden soll, die Abkühlbedingungen optimiert werden. In den Versuchen aus Fig. 1 bis 4 und Fig. 5 bis 8 können, da die Größe des Materials, das wärmebehandelt werden soll, gering ist, sowohl Normalglühen (Luftkühlen nach dem Austenitisieren) und Abschrecken (vorgesehenes Abkühlen nach dem Austenitisieren) durchgeführt werden. Es sollte festgehalten werden, daß das Tempern durch Wählen einer optimalen Bedingung im Temperaturbereich von 500 bis 600 ºC durchgeführt werden sollte.
In den Figuren zeigen:
Fig. 1 einen Graph, der die Beziehung zwischen dem zusammen zulegierten Gehalt an V, Nb und dem Gehalt an C, der die Härte des Grundmaterials beeinflußt, darstellt;
Fig. 2 einen Graph, der die Beziehung zwischen dem zusammen zulegierten Gehalt an V, Nb und dem Gehalt an C, der die Härte des Grundmaterials beeinflußt, darstellt;
Fig. 3 einen Graph, der die Beziehung zwischen dem zusammen zulegierten Gehalt an V, Nb und dem Gehalt an C, der die Härte des Grundmaterials beeinflußt, darstel It;
Fig. 4 einen Graph, der die Beziehung zwischen dem zusammen zulegierten Gehalt an V, Nb und dem Gehalt an C, der die Härte des Grundmaterials beeinflußt, darstellt;
Fig. 5 einen Graph, der den Einfluß des Gehaltsverhältnisses Nb zu V auf das Verschleißverhältnis zwischen der äußeren Lage und der inneren Lage aufgrund der Carbidverteilung in der schleudergegossenen Schale sowie auf die maximale Rißtiefe beim Thermoschockversuch zeigt;
Fig. 6 einen Graph, der den Einfluß des Gehaltsverhältnisses Nb zu V auf das Verschleißverhältnis zwischen der äußeren Lage und der inneren Lage aufgrund der Carbidverteilung in der schleudergegossenen Schale sowie auf die maximale Rißtiefe beim Thermoschockversuch zeigt;
Fig. 7 einen Graph, der den Einfluß des Gehaltsverhältnisses Nb zu V auf das Verschleißverhältnis zwischen der äußeren Lage und der inneren Lage aufgrund der Carbidverteilung in der schleudergegossenen Schale sowie auf die maximale Rißtiefe beim Thermoschockversuch zeigt;
Fig. 8 einen Graph, der den Einfluß des Gehaltsverhältnisses Nb zu V auf das Verschleißverhältnis zwischen der äußeren Lage und der inneren Lage aufgrund der Carbidverteilung in der schleudergegossenen Schale sowie auf die maximale Rißtiefe beim Thermoschockversuch zeigt;
Fig. 9 einen Längsschnitt einer Verbundwalze, die die Ausführungsform 7 darstellt, und
Fig. 10 einen Graph, der die Walzproduktivität der Verbundwalze, die gemäß den Ausführungsformen 6 und 7 hergestellt ist, in einem Walzwerk mit der Walzproduktivität einer herkömmlichen Walze vergleicht.
Die Ausführungsformen 1 bis 5 betreffen Materialien, die für die Erfindung verwendet werden. Dabei wird auf "Materialien der Erfindung" Bezug genommen.

Ausführungsform 1

Eisenschmelze (Materialien der Erfindung: B-F, R, S und Materialien des Vergleichsbeispiels: A, G-Q) mit einer chemischen Zusammensetzung, die in Tabelle 1 gezeigt ist, wurde mit Hilfe von Schleudergießen (140 G) vergossen, um versuchsweise Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm auszubilden. An den Schalenproben wurden nach einer Wärmebehandlung ein Shore-Härte-Versuch, ein Warmverschleißversuch und ein Thermoschockversuch durchgeführt.
Es sollte festgehalten werden, daß der Verschleißversuch unter den obengenannten Bedingungen und mit demselben Verfahren durchgeführt wurde, indem die obengenannten Versuchsstücke mit einem Durchmesser von 50 · 10 aus der inneren Lage und der äußeren Lage der Schalenproben entnommen wurden.
Ferner wurde der Thermoschockversuch unter denselben Bedingungen mit einer Probe der Platte, die aus der äußeren Lage der Schalenproben herausgeschnitten wurde, durchgeführt.
Die Ergebnisse des Verschleißversuches und des Thermoschockversuches sind in Tabelle 2 gezeigt. Gemäß Tabelle 2 besitzt das Material der vorliegenden Erfindung eine äquivalente Härte, verglichen mit Ni-Grauguß (A-Material). Es hat sich aber herausgestellt, daß Verschleißwiderstand und Rißwiderstand wesentlich ansteigen.
Da ferner die Materialien der Vergleichsbeispiele G-Q außerhalb der Beschränkung der vorliegenden Erfindung liegen, verursacht das Material G eine Verringerung des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation der Carbide. Das Material H bewirkt fehlende Härte und ein Senken des Rißwiderstandes. Material I verursacht ein Fehlen der Härte und ein Senken des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Material J bewirkt ein Fehlen der Härte. Bei übermäßigem Gehalt an C bewirkt das Material K eine Verringerung des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Si bewirkt das Material L ein Senken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mn bewirkt das Material M ein Senken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Cr bewirkt das Material N ein Senken des Rißwiderstandes und des Verschleißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mo bewirkt das Material O ein Senken des Rißwiderstandes. Bei nicht ausreichendem Gehalt an V bewirkt das Material P ein Senken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an V bewirkt das Material Q ein Senken des Rißwiderstandes.

Ausführungsform 2

Eisenschmelze (Materialien der Erfindung B-F, S, T, U, V und Materialien der Vergleichsbeispiele: A, G-R) mit einer chemischen Zusammensetzung, die in Tabelle 3 gezeigt ist, wurden mit Hilfe des Schleudergießens (140 G) vergossen, um versuchsweise Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm herzustellen. An den Schalenproben wurden nach Wärmebehandlungen ein Shore-Härte-Versuch, ein Warmschleißversuch und ein Thermoschockversuch durchgeführt.
Es sollte festgehalten werden, daß der Verschleißversuch unter den obengenannten Bedingungen und mit demselben Verfahren durchgeführt wurde, bei dem die obengenannten Versuchsstücke mit einem Durchmesser von 50 · 10 aus der Innenlage und der Außenlage der Schalenproben entnommen wurden.
Ferner wurde der Thermoschockversuch unter denselben Bedingungen an einer Probe einer Platte durchgeführt, die aus der Außenlage der Schalenprobe herausgeschnitten wurde.
Die Ergebnisse des Verschleißversuches und des Thermoschockversuches sind in Tabelle 4 gezeigt. Gemäß Tabelle 4 besitzt das Material der vorliegenden Erfindung eine äquivalente Härte im Vergleich zu Ni/Gußeisen (Material A). Es wurde allerdings herausgefunden, daß der Verschleißwiderstand und Rißwiderstand beträchtlich ansteigen. Da ferner die Materialien der Vergleichsbeispiele G-J außerhalb der Beschränkung der vorliegenden Erfindung liegen, verursachen die Materialien G, J ein Fehlen der Härte. Das Material H verursacht ein Sinken des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Das Material I verursacht ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei den Vergleichsbeispielen H-R verursacht das Material H bei übermäßigem Gehalt an C ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Si verursacht das Material L ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mn verursacht das Material M ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Ni verursacht das Material N ein Sinken der Härte, des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Cr verursacht das Material O ein Sinken des Rißwiderstandes und des Verschleißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mo verursacht das Material P ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei nicht ausreichendem Gehalt an V verursacht das Material Q ein Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an V verursacht das Material R ein Sinken des Rißwiderstandes.

Ausführungsform 3

Eisenschmelze (Material in der Erfindung: B-F und Materialien der Vergleichsbeispiele: A, G-R) mit chemischen Zusammensetzungen, die in Tabelle 5 gezeigt sind, wurden durch Schleudergießen vergossen, um für die Versuche Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm herzustellen. An den Schalenproben wurden nach Wärmebehandlungen ein Shore-Härte-Versuch, ein Warmverschleißversuch und Thermoschockversuch durchgeführt.
Es sollte festgehalten werden, daß der Verschleißversuch unter den obengenannten Bedingungen und mit demselben Verfahren durchgeführt wurde, bei dem die obengenannten Versuchsstücke mit einem Durchmesser von 50 · 10 aus der Innenlage und der Außenlage der Schalenproben entnommen wurden.
Ferner wurde der Thermoschockversuch unter denselben Bedingungen an einer Probe einer Platte durchgeführt, die aus der äußeren Lage der Schalenproben herausgeschnitten wurde. Die Ergebnisse des Verschleißversuches und des Thermoschockversuches sind in Tabelle 6 gezeigt. Gemäß Tabelle 6 besitzt das Material der vorliegenden Erfindung eine äquivalente Härte im Vergleich zu Ni-Gußeisen (Material A). Es wurde allerdings herausgefunden, daß Verschleißwiderstand und Rißwiderstand ansteigen. Die Materialien der Vergleichsbeispiele G-R liegen ferner außerhalb der Beschränkung der vorliegenden Erfindung. Bei nicht ausreichendem Gehalt an C verursacht das Material G ein Fehlen der Härte und ein Sinken des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Das Material H verursacht das Sinken des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Das Material I verursacht das Sinken des Rißwiderstandes. Das Material J verursacht das Fehlen der Härte. Bei übermäßigem Gehalt an C verursacht ferner das Material K ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Si verursacht ferner das Material L ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mn verursacht das Material M ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Ni verursacht das Material N das Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Cr verursacht das Material O ein Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mo verursacht das Material P ein Sinken des Rißwiderstandes. Bei nicht ausreichendem Gehalt an V verursacht das Material Q ein Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an V verursacht das Material R ein Sinken des Rißwiderstandes.

Ausführungsform 4

Eisenschmelze (Materialien der Erfindung: B-E, Q und Materialien der Vergleichsbeispiele A, F-P) mit einer chemischen Zusammensetzung, die in Tabelle 7 gezeigt ist, wurde durch Schleudergießen vergossen, um für die Versuche Schalenproben mit einer Dicke von 100 mm herzustellen. Die Schalenproben wurden nach Wärmebehandlungen einem Shore-Härte-Versuch, einem Warmverschleißversuch und einem Thermoschockversuch unterzogen.
Es sollte festgehalten werden, daß der Verschleißversuch unter den obengenannten Bedingungen und mit demselben Verfahren durchgeführt wurde, bei dem die obigen Versuchsstücke mit einem Durchmesser von 50 · 10 aus der inneren Lage und der äußeren Lage der Schalenproben entnommen wurden.
Ferner wurde der Thermoschockversuch unter denselben Bedingungen mit einer Probe der Platte durchgeführt, die aus der äußeren Lage der Schalenproben herausgeschnitten wurde.
Die Ergebnisse des Verschleißversuches und des Thermoschockversuches sind in Tabelle 8 gezeigt. Gemäß Tabelle 8 besitzt das Material der vorliegenden Erfindung eine Härte, vergleichbar mit Ni-Gußeisen (Material A). Es hat sich jedoch gezeigt, daß der Verschleißwiderstand und der Rißwiderstand wesentlich ansteigen.
Ferner liegen die Materialien der Vergleichsbeispiele F-P außerhalb der Beschränkung der vorliegenden Erfindung. Bei ungenügendem Gehalt an C verursacht das Material F ein Fehlen der Härte und senkt den Verschleißwiderstand der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Das Material G verursacht das Sinken des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Material H verursacht Sinken des Rißwiderstandes. Material I verursacht fehlende Härte. Bei übermäßigem Gehalt an C verursacht das Material J Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Si verursacht das Material K Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mn verursacht das Material L Sinken des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Cr verursacht das Material M Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Mo verursacht das Material N Sinken des Rißwiderstandes. Bei unzureichendem Gehalt an V verursacht das Material O Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an V verursacht das Material P Sinken des Rißwiderstandes.

Ausführungsform 5

Eisenschmelze (Materialien der Erfindung: B5-J5 und Materialien der Vergleichsbeispiele: A, K5-N5) mit einer chemischen Zusammensetzung, die in Tabelle 9 gezeigt ist, wurden durch Schleudergießen vergossen, um für die Versuche Schalenproben mit ei ner Dicke von 100 mm bereitzustellen. An den Schalenproben wurden nach Wärmebehandlungen der Shore-Härte-Versuch, der Warmverschleißversuch und der Thermoschockversuch durchgeführt.
Es sollte festgehalten werden, daß der Verschleißversuch unter den obengenannten Bedingungen und mit demselben Verfahren durchgeführt wurde, bei dem die obengenannten Versuchsstücke mit einem Durchmesser von 50 · 10 aus der inneren Lage und der äußeren Lage der Schalenproben entnommen wurden.
Ferner wurde der Thermoschockversuch unter denselben Bedingungen mit einer Probe der Platte durchgeführt, die aus der äußeren Lage der Schalenproben geschnitten wurde.
Die Ergebnisse des Verschleißversuches und des Thermoschockversuchs sind in Tabelle 10 gezeigt. Gemäß Tabelle 10 besitzt das Material der vorliegenden Erfindung eine äquivalente Härte, vergleichbar mit Ni-Gußeisen (Material A). Es zeigte sich aber, daß der Verschleißwiderstand und der Rißwiderstand wesentlich steigen.
Die Materialien der Vergleichsbeispiele K5 bis N5 liegen außerhalb der Beschränkung der vorliegenden Erfindung. Bei übermäßigem Gehalt an Cu verursacht das Material K5 Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an W verursacht das Material L5 Sinken des Verschleißwiderstandes der äußeren Lage aufgrund der Segregation von Carbiden. Bei übermäßigem Gehalt an Ti und B verursacht das Material M5 Sinken des Verschleißwiderstandes und des Rißwiderstandes. Bei übermäßigem Gehalt an Zr verursacht das Material N5 Sinken des Verschleißwiderstandes.

Ausführungsform 6

Eine Verbundwalze mit einer äußeren Schale und einem Kern und Zapfen mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 11 gezeigt sind, und mit einem Walzendurchmesser von 670 mm und einer Trommellänge von 1450 mm wurde mit Hilfe der folgenden Verfahren hergestellt: Nach Schmelzen des Schalenmetalls zu Eisenschmelze in einem Niederfrequenzofen wurde das geschmolzene Schalenmetall in eine Schleudergußform, die mit einer Zentrifugalkraft von 140 G rotiert, gegossen, um bei 1490ºC eine Dicke von 75 mm zu besitzen. 20 min nach dem Vergießen des Schalenmetalls wurde die Rotation der Form beendet und diese in vertikale Position gebracht. 35 min nach dem Gießen der Schale wurde die Schmelze für die innere Lage bei einer Temperatur von 1420ºC vergossen. Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurde die Form zerlegt. Nach einer Grobbearbeitung wurde eine Wärmebehandlung durchgeführt, bei der von einer Temperatur von 1000ºC abgeschreckt und dann bei einer Temperatur von 550ºC getempert wurde. Nach der Wärmebehandlung wurden Untersuchungen, wie z. B. eine Ultraschall- Materialfehlererkennung oder dergleichen durchgeführt. Die Walze befand sich im einwandfreien Zustand und kein Fehler lag vor. Nach der Endbearbeitung betrugen die Dicke der Schale 45 mm und die Oberflächenhärte 78 bis 82 Shore-Härte-Grade.
Der Einsatz der obengenannten Verbundwalze im Fertigwalzgerüst eines Warmbreitbandwalzwerkes zeigte als Ergebnis eine der in Fig. 10 gezeigten herkömmlichen Ni- Gußeisenwalze überlegene Leistung. Ferner wurden problemlos gute Ergebnisse, wie z. B. die Rauhheit der Walzenoberfläche, erhalten.

Ausführungsform 7

Eine Verbundwalze mit Schale, Zwischenlage und Kern mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 12 gezeigt sind, und mit einem Walzendurchmesser von 670 mm sowie einer Trommellänge von 1450 mm, die in Fig. 9 gezeigt sind, wurde mit Hilfe der folgenden Verfahren hergestellt. Nach Schmelzen des Schalenmaterials zu Eisenschmelze in einem Niederfrequenzofen wurde das geschmolzene Schalenmetall in eine Schleudergußform vergossen, die mit einer Zentrifugalkraft von 140 G rotierte, um eine Dicke von 75 mm bei 1490ºC zu erhalten. Unmittelbar nach Erstarren der Schale wurde die Schmelze für die Zwischenlage bei einer Temperatur von 1540ºC zur Bildung der Lage mit einer Dicke von 40 mm vergossen. Nach vollständigem Erstarren der Zwischenlage wurde die Rotation der Form beendet und diese in vertikale Position gebracht. 40 min nach dem Vergießen des Schalenmetalls wurde die Schmelze für den Kern und den Zapfen bei einer Temperatur von 1450ºC vergossen. Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurde die Form zerlegt. Nach der Grobbehandlung wurde eine Wärmebehandlung durchgeführt, bei der von einer Temperatur von 1050ºC abgeschreckt und dann bei einer Temperatur von 550ºC getempert wurde. Nach der Wärmebehandlung wurden Untersuchungen, wie z. B. eine Ultraschall-Materialfehlererkennung oder dergleichen, durchgeführt. An der Grenzfläche zwischen Schale und Zwischenlage und an der Grenzfläche zwischen der Zwischenlage und dem Kern lag kein Fehler vor, und der innere Aufbau der Walze befand im einwandfreien Zustand. Nach der Endbearbeitung betrugen die Schalendicke 45 mm und die Oberflächenhärte 78 bis 82 in Shore-Härte- Graden.
Der Einsatz der obengenannten Verbundwalze in einem Fertigwalzgerüst eines Warmbreitbandwalzwerkes zeigte sich als Ergebnis die einer in Fig. 10 gezeigten herkömmlichen Ni-Gußeisenwalze überlegene Leistung. Ferner wurden gute Ergebnisse, wie z. B. die Rauhheit der Walzenoberfläche, problemlos erhalten.
Erfindungsgemäß kann, wie oben ausgeführt, eine Verbundwalze mit hohem Rißwiderstand und Verschleißwiderstand ohne Segregation oder dergleichen erhalten werden; selbst wenn das Schleudergießen, das sich durch hohe Produktivität und Kostenvorteile auszeichnet, eingesetzt wird. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5 Tabelle 6 Tabelle 7 Tabelle 8 Tabelle 9 Tabelle 10 Tabelle 11 Tabelle 12

Claims

1. Eine Verbundwalze, die durch ein Schleudergußverfahren hergestellt ist und die hervorragenden Verschleißwiderstand und hervorragenden Bruchwiderstand aufweist, umfassend:

eine schleudergegossene Außenhülle, die sich in Gew.-% zusammensetzt aus

C: 1,5 bis 3,5,

Si: 1,5 oder weniger,

Mn: 1,2 oder weniger,

Cr: 5,5 bis 12,0,

Mo: 2,0 bis 8,0,

V: 3,0 bis 10,0,

Nb: 0,6 bis 7,0 und

die sich ferner in Gew.-% wahlweise zusammensetzt aus einem, zwei oder mehreren der folgenden Elemente

Ni: 5,5 oder weniger,

Co: 10 oder weniger,

Cu: 2,0 oder weniger,

W: 1,0 oder weniger,

Ti: 2,0 oder weniger,

Zr: 2,0 oder weniger und

B: 0,1 oder weniger, sowie aus

Resteisen und herstellungsbedingten Verunreinigungen, wobei die Zusammensetzung den nachstehenden Beziehungen (1) und (2) genügt:

V + 1,8 Nb ≤ 7,5C - 6,0 (Gew.-%) (1)

0,2 ≤ Nb/V 0,8 (2),

ferner umfassend ein Kernmaterial und ein Zapfenmaterial aus Gußeisen oder aus duktilem Gußeisen, die durch metallurgisches Verbinden mit der Außenhülle einteilig ausgebildet sind.

2. Verbundwalze nach Anspruch 1, wobei diese Verbundwalze eine Zwischenschicht umfaßt, die zwischen der Außenhülle und dem Kernmaterial angeordnet ist, wobei das Kernmaterial und die Außenhülle durch metallurgisches Verbinden mit Hilfe dieser Zwischenschicht einteilig ausgebildet sind.