TW201422337A

TW201422337A - 離心鑄造法製複合軋輥及其製造方法

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Publication number: TW201422337A
Application number: TW102125667A
Authority: TW
Inventors: Nozomu Oda; Toshiyuki Hattori; Yasunori Nozaki; Segawa Takashi
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2013-07-18
Filing date: 2013-07-18
Publication date: 2014-06-16
Also published as: TWI469835B

Abstract

一種離心鑄造法製複合軋輥，係為將藉離心鑄造法所形成的外層與包含延性鑄鐵的內層熔接一體化而成，前述外層係具有以質量計至少含有Cr：0.8~3.0%、Mo：1.5~6.0%、及V：1.8~5.5%的化學組成，且包含金屬組織中之石墨面積率是0.3~10%的Fe基合金，前述內層具有熔接於前述外層的眮芯部與自前述眮芯部的兩端一體地延伸出的軸部，兩軸部皆為在端部中之Cr、Mo及V的合計量是0.15~2.0質量%，且在一側的軸部與另一側的軸部之間Cr、Mo及V的合計量之差是0.2質量%以上。

Description

離心鑄造法製複合軋輥及其製造方法

本發明係有關一種具有將藉離心鑄造法所形成的外層和強韌的內層熔接一體化而成的複合構造之離心鑄造法製複合軋輥、及其製造方法。

如圖1及圖2所示，熱軋用複合軋輥10係由和壓軋材相接觸的外層1、及熔接於外層1的內面且與外層1不同材質的內層2所構成。內層2係由熔接於外層1的眮芯部21、及自眮芯部21一體地往兩側延伸的驅動側軸部22及從動側軸部23所構成。在驅動側軸部22的端部上，一體地設置有用於傳達驅動扭矩之離合器部24。且在從動側軸部23的端部，一體設有複合軋輥10之操作等所需之凸狀部25。離合器部24具有端面24a及與驅動手段(未圖示)卡合的一對平坦的缺口面24b、24b，凸狀部25具有端面25a。在驅動側軸部22及從動側軸部23有必要施以用以形成軸承部、頸部等之機械加工。

關於此種熱軋用複合軋輥10方面，具有由在耐磨耗性及耐事故性上優異的離心鑄造製外層1與強韌的延性鑄鐵構成的內層2所熔接一體化而成的複合構造之複合軋輥被廣泛地使用。在熱軋用軋輥10中，當因與壓軋材之接觸所生成之熱及機械性負荷導致在外層1的表層部產生的磨耗及粗糙等之損傷加劇時，壓軋材的表面品質會劣化。磨耗及粗糙嚴重的複合軋輥10被交換成外層表面無損傷的複合軋輥10，而自壓軋機卸下的複合軋輥10之外層1被進行再研磨以除去損傷部。經再研磨後的複合軋輥10再度裝入壓軋機，提供進行壓軋。由於此種複合軋輥10的交換頻繁進行時必須屢屢中斷壓軋，所以會阻礙生產性。

為了盡量減少壓軋之中斷，謀求與壓軋材接觸之外層1的耐磨耗性之提升。當伴隨著外層1的耐磨耗性提升而延長複合軋輥10的耐用壽命時，提升結合於扭矩傳達用聯結器之離合器部24的耐磨耗性亦顯得重要。當離合器部24明顯損耗時，即使外層1未磨耗，複合軋輥10仍變得無法使用。

在提升離合器部之耐磨耗性的熱軋用複合軋輥方面，日本特開平6-304612號揭示一種熱軋用複合軋輥，其係具有由高速工具鋼構成的外層與由C：0.2~1.2重量%的碳鋼或低合金鋼構成的內層及軸部，該熱軋用複合軋輥係為含有以重量計C：2.5~3.5%、Si：1.6~2.8%、Mn：0.3~0.6%、P<0.05%、S<0.03%、Ni<0.5%、Cr<0.2%、Mo<0.5%、及Mg：0.02~0.05%，且包含剩餘部份Fe及其他不可避免的成分，且將包含石墨面積率5~15%的球狀石墨鑄鐵的離合器部階段性鑄造於軸部的端部而成的熱軋用複合軋輥。然而，此離合器部的耐磨耗性尚不足。而且，因為在軸部的端部階段性鑄造離合器部，故亦有所謂在兩者的接合邊界容易發生異物咬入等鑄造缺陷的問題。再者，由於變得需要對階段性鑄造的部位進行平削加工、於階段性鑄造部的周圍設置鑄模、熔融及鑄造不同於內層的離合器部用球狀石墨鑄鐵之步驟，故亦有所謂製造成本昂貴的問題。

又，當以相同的硬質材料形成驅動側軸部22及從動側軸部23時，無須和驅動側軸部22相同程度之硬度的從動側軸部23成為所需以上的硬度，而有加工性劣化的問題。

先行技術文獻專利文獻

專利文獻1 日本特開平6-304612號公報

因此，本發明之目的在於提供一種在維持從動側軸部之加工性的情況得以改善驅動側軸部的耐損耗性之離心鑄造法製複合軋輥、及其製造方法。

有鑑於上述目的之致力研究的結果，本發明者等發現：(a)在利用離心鑄造法形成外層後，當適切地控制要澆注於靜置鑄造用鑄模內的內層用熔融金屬的液面之上昇速度時，可使外層中的Cr、Mo、及V，或Cr、Mo、V及Nb混入於驅動側軸部的量可多於從動側軸部，藉此可使驅動側軸部獲得比從動側軸部還要高硬度；及(b)高硬度的驅動側軸部具有優異的耐損耗性，而不會太硬的從動側軸部具有良好的加工性，乃至想到本發明。

本發明的第一離心鑄造法製複合軋輥係為將藉離心鑄造法所形成的外層與包含延性鑄鐵的內層熔接一體化而成，前述外層係具有以質量計至少含有Cr：0.8~3.0%、Mo：1.5~6.0%、及V：1.8~5.5%的化學組成，且包含金屬組織中之石墨面積率是0.3~10%的Fe基合金，前述內層具有熔接於前述外層的眮芯部與自前述眮芯部的兩端一體地延伸出的軸部，兩軸部皆為在端部中之Cr、Mo及V的合計量是0.15~2.0質量%，且在一側的軸部與另一側的軸部之間Cr、Mo及V的合計量之差是0.2質量%以上。

較佳為，第一離心鑄造法製複合軋輥的外層進一步含有以質量計C：2.5~3.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.2~1.5%、及Ni：3.0~5.0%。

本發明的第二離心鑄造法製複合軋輥，係為將藉離心鑄造法所形成的外層與包含延性鑄鐵的內層熔接一體化而成，其特徵為：前述外層係具有以質量計至少含有Cr：0.8~3.0%、Mo：1.5~6.0%、及V及Nb：合計1.8~5.5%的化學組成，且包含金屬組織中之石墨面積率是0.3~10%的Fe基合金，前述內層具有熔接於前述外層的眮芯部與自前述眮芯部的兩端一體地延伸出的軸部，兩軸部皆為在端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量是0.15~2.0質量%，且在一側的軸部與另一側的軸部之間Cr、Mo、V及Nb的合計量之差是0.2質量%以上。

較佳為，第二離心鑄造法製複合軋輥的外層進一步含有以質量計C：2.5~3.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.2~1.5%、及Ni：3.0~5.0%。

第一及第二離心鑄造法製複合軋輥的外層亦可進一步含有以質量計W：0.1~5.0%、Ti：0.003~5.0%、B：0.001~0.5%、Al：0.01~2.0%、Zr：0.01~0.5%、及Co：0.1~10%中至少一種

本發明的離心鑄造法製複合軋輥之製造方法的特徵為具有： (1)利用旋轉的離心鑄造用圓筒狀鑄模對前述外層進行離心鑄造；(2)使具有前述外層的前述圓筒狀鑄模立起，於其上下端分別設置和前述外層連通的上模及下模，構成靜置鑄造用鑄模；及(3)將前述內層用的熔融金屬澆鑄到由前述上模、前述外層及前述下模所構成的模腔之步驟，在前述上模內之熔融金屬面的上昇速度是100mm/秒以下且比在前述下模及前述外層內之熔融金屬面的上昇速度還小。

就本發明的離心鑄造法製複合軋輥而言，由於外層中的Cr、Mo及V，或Cr、Mo、V及Nb混入於具有離合器部的驅動側軸部者是比從動側軸部還來得多，故驅動側軸部足夠硬而具有優異的耐損耗性，從動側軸部不會太硬而機械加工容易。因此，本發明的離心鑄造法製複合軋輥被大幅地改善而兼顧耐用壽命和良好的加工性。由於具有此種特徵之本發明的離心鑄造法製複合軋輥係可透過在形成外層後控制要澆注的內層用熔融金屬的液面之上昇速度而獲得，故其製造方法係有效率的且有助於大幅減少離心鑄造法製複合軋輥之製造成本。

1‧‧‧外層

2‧‧‧內層

10‧‧‧熱軋用複合軋輥

21‧‧‧眮芯部

22‧‧‧軸部(驅動側軸部)

23‧‧‧軸部(從動側軸部)

24‧‧‧離合器部

24a、25a‧‧‧端面

24b‧‧‧缺口面

25‧‧‧凸狀部

30‧‧‧圓筒狀鑄模

31、33、42、52、 71a、72a、73a‧‧‧砂型

40‧‧‧上模

43、74‧‧‧上方開口部

50‧‧‧下模

53‧‧‧底板

60、60b、60c‧‧‧模腔

71、72、73‧‧‧部分

100‧‧‧靜置鑄造用鑄模

110‧‧‧鑄模

圖1為顯示熱軋用複合軋輥之概略剖面圖。

圖2為顯示圖1的熱軋用複合軋輥之離合器部側的部分斜視圖。

圖3(a)為顯示製造本發明的離心鑄造法製複合軋輥所使用的鑄模之一例的分解剖面圖。

圖3(b)為顯示製造本發明的離心鑄造法製複合軋輥所使用的鑄模之一例的剖面圖。

圖4為顯示製造本發明的離心鑄造法製複合軋輥所使用的鑄模之其他例的剖面圖。

圖5為顯示外層基材中的Si的固溶量與破壞靱性值(K1C)之關係的座標圖。

本發明的實施形態詳細說明如下，惟本發明不受其等所侷限，亦可在不逸脫本發明的技術思想之範圍內作各種變更。若未特別指明，則記載為「%」時則意味是「質量%」。

本發明的第一及第二離心鑄造法製複合軋輥均具有圖1所示的構造。第一離心鑄造法製複合軋輥與第二離心鑄造法製複合軋輥之相異點僅在於外層的組成。即，第一離心鑄造法製複合軋輥的外層之V在第二離心鑄造法製複合軋輥的外層成為(V+Nb)。於是，首先說明第一離心鑄造法製複合軋輥的外層組成，針對第二離心鑄造法製複合軋輥的外層組成則僅就上述相異點作說明。

[1]離心鑄造法製複合軋輥 (A)外層 (1)第一離心鑄造法製複合軋輥之外層的組成

第一離心鑄造法製複合軋輥的外層，係具有以質量計至少含有Cr：0.8~3.0%、Mo：1.5~6.0%、及V：1.8~5.5%的化學組成，且包含金屬組織中之石墨面積率是0.3~10%的Fe基合金。較佳為，此外層更含有以質量計C：2.5~3.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.2~1.5%、及Ni：3.0~5.0%。

(a)Cr：0.8~3.0質量%

Cr係用以使基材(base)成為變韌鐵或麻田散鐵以保持硬度並維持耐磨耗性有效的元素。當Cr小於0.8質量%時，熔入內層的量不足，離合器部的耐損耗性不足。另一方面，當Cr超過3.0質量%時，則石墨的結晶產生受阻礙，基材組織的韌性降低。Cr含量之上限較佳為2.5質量%，更佳為2.1質量%。

(b)Mo：1.5~6.0質量%

Mo係和C結合形成硬質碳化物(M₆C，M₂C)，使外層的硬度增加並提升基材的淬火性。又，Mo係和V及Nb一起生成強韌且硬質的MC碳化物，使耐磨耗性提升。而且，Mo係在合金熔融金屬的凝固過程使殘留共晶熔融金屬的比重增加，防止初晶γ相因離心力而分離，抑制變韌鐵及/或麻田散鐵的晶枝之斑點狀偏析的出現。當Mo小於1.5質量%時，熔入內層的量不足，離合器部的耐損耗性不足。另一方面，當Mo超過6.0質量%時，則外層的韌性劣化，且成為白口生鐵的傾向變強，石墨的結晶產生受阻礙。Mo含量之下限較佳為2.0質量%，更佳為2.5質量%，最佳為3.0質量%。Mo含量之下限較佳為5.5質量%，更佳為5.0質量%，最佳為4.5質量%。

(c)V：1.8~5.5質量%

V係與C結合而生成硬質的MC碳化物之元素。此MC碳化物具有2500~3000的維氏硬度Hv，在碳化物中是最硬的。當V小於1.8質量%時，不僅MC碳化物的析出量不足，由於熔入內層的量不足使得離合器部的耐損耗性不足。另一方面，當V超過5.5質量%時，則比重輕的MC碳化物因離心鑄造中的離心力而在外層的內側濃稠化，不僅MC碳化物之半徑方向偏析變顯著，MC碳化物粗大化使合金組織變粗，在壓軋時容易變粗糙。V含量之下限較佳為2.0質量%，更佳為2.2質量%，最佳為2.4質量%。V含量之上限較佳為5.0質量%，更佳為4.5質量%，最佳為4.0質量%。

(d)Cr、Mo及V的合計量

軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量是兩側的軸部皆為0.15~2.0質量%，一側的軸部的Cr、Mo及V的合計量與另一側的軸部的Cr、Mo及V的合計量之差是0.2質量%以上。外層的Cr、Mo及V含量設為Cr：0.8~3.0%、Mo：1.5~6.0%、V：1.8~5.5%，透過調整內層材的延性鑄鐵之澆注條件，使外層的Cr、Mo及V之類的碳化物形成元素朝內層混入特定量，將包含內層材的軸部之基材組織固溶強化，同時形成碳化物，使軸部硬化。就軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量，兩側的軸部皆小於0.15質量%時，離合器部的耐損耗性不足。當超過2.0質量%時所生成之碳化物變得過多，因而有變脆致使軸部折損之虞。軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量是兩側的軸部皆為0.2~1.8質量%者更佳。軸部的端部中之Cr、Mo及V的含量係從與軸部的端面或軸部的端面在軋輥軸方向相距100mm以內的範圍採取試料並透過化學分析算出。又，為進一步改善軸部的耐磨耗性等，亦可使之含有Cu：0.1~1.0%、P：0.03~0.1%、Ni：0.5~2.5%、Mn：0.5~1.5%中任1種以上。

將一側的軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量與另一側的軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量之差設為0.2質量%以上。透過將軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量相對地多，即外層中的碳化物形成元素Cr、Mo及V混入於內層的量比另一側的軸部多者，設為形成離合器部的驅動側軸部，可提高離合器部的耐損耗性。反之，透過將軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量相對地少，即外層中的碳化物形成元素Cr、Mo及V混入於內層的量是比另一側的軸部少者，設為無設置離合器部的從動側軸部，可使從動側軸部不會比驅動側軸部硬而得以比驅動側軸部容易加工。一側的軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量與另一側的軸部的端部中之Cr、Mo及V的合計量之差為0.25質量%以上更佳。

(2)第二離心鑄造法製複合軋輥之外層的組成

第二離心鑄造法製複合軋輥的外層，係具有以質量計至少含有Cr：0.8~3.0%、Mo：1.5~6.0%、及V及Nb：合計1.8~5.5%(Nb為0%的情況除外。)的化學組成，且包含金屬組織中之石墨面積率是0.3~10%的Fe基合金。較佳為，此外層更含有以質量計C：2.5~3.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.2~1.5%、及Ni：3.0~5.0%。第二離心鑄造法製複合軋輥之外層的化學組成僅在V及Nb的合計量這點是和第一離心鑄造法製複合軋輥之外層的化學組成不同。因此，以下僅就V及Nb之合計量作詳述。

(a)V及Nb：合計1.8~5.5質量%

與V同樣地，Nb亦與C結合而生成硬質MC碳化物。Nb係透過與V及Mo之複合添加，固溶於MC碳化物而強化MC碳化物，使外層的耐磨耗性提升。由於NbC系的MC碳化物和VC系的MC碳化物相較下與熔融金屬密度之差小，故可使MC碳化物的偏析減輕。而且，Nb係在合金熔融金屬的凝固過程使残留共晶熔融金屬的比重增加，防止初晶γ相因離心力而分離，抑制從沃斯田鐵變態的晶枝狀之變韌鐵及/或麻田散鐵呈斑點狀偏析。當V及Nb的合計量小於1.8質量%時，熔入內層的量不足，離合器部的耐損耗性不足。另一方面，當V及Nb的合計量超過5.5質量%時，則成為白口生鐵的傾向變強，阻礙石墨之結晶產生。

V及Nb的合計量之下限，較佳為2.0質量%，更佳為2.2質量%，最佳為2.4質量%。V含量之上限較佳為5.0質量%，更佳為4.5質量%，最佳為4.0質量%。特別是Nb的含量之下限較佳為0.2質量%，更佳為0.3質量%，最佳為0.5質量%。Nb的含量之上限較佳為1.5質量%，更佳為1.3質量%，最佳為1.2質量%。

(3)在第一及第二離心鑄造法製複合軋輥的外層共通的組成 (a)C：2.5~3.7質量%

C係和V、Nb、Cr、Mo及W結合而生成硬質碳化物，有助於提少外層的耐磨耗性。且透過Si、Ni及Ti之石墨化促進元素而在組織中結晶化成石墨，藉以對外層賦予耐烙印性，同時提升外層的韌性。當C小於2.5質量%時，不僅石墨的結晶產生不足，硬質碳化物的結晶量過少而無法賦予外層充分的耐磨耗性。再者，當C小於2.5質量%時，由於從沃斯田鐵結晶產生迄至共晶碳化物結晶產生為止的溫度差大，故沃斯田鐵因離心力而朝外周側移動，在外層內部的熔融金屬中，碳容易變濃稠化。其結果，在碳濃稠化熔融金屬中容易引起沃斯田鐵之粗大晶枝的發生及成長。沃斯田鐵的晶枝變態成變韌鐵及/或麻田散鐵而成為粗大的斑點狀偏析。

另一方面，當C超過3.7質量%時則石墨的結晶量變得過剩，並且其形狀亦成為帶狀，外層的強度降低。且因過剩的碳化物使得外層的靱性降低，耐裂縫性降低，因壓軋所致裂縫變深，軋輥損失增加。C的含量之下限較佳為2.55質量%，更佳為2.65質量%。又C的含量之上限較佳為3.6質量%，更佳為3.5質量%，最佳為3.4質量%。

(b)Si：1.2~3.0質量%

Si係透過熔融金屬之脫氧而減少氧化物的缺陷，並具有助長石墨結晶之作用，有助於抑制耐烙印性及龜裂的進展。當Si小於1.2質量%時，熔融金屬的脫氧作用不足，石墨亦不足。另一方面，當Si超過3.0質量%時則合金基材脆化，外層的靱性會降低。合金基材的脆化，特別會在基材中之Si濃度是3.2質量%以上時引發。

Si含量之下限較佳為1.4質量%，更佳為1.5質量%。Si含量之上限較佳為2.8質量%，更佳為2.7質量%，最佳為2.5質量%。Si含量又如同後述，以滿足其他元素和式(1)的條件較佳。

(c)Mn：0.2~1.5質量%

Mn除了熔融金屬的脫氧作用以外，還具有將雜質S固定成MnS的作用。當Mn小於0.2質量%時，其等的效果不足。另一方面，即便Mn超過1.5質量%亦無法獲得更好的效果。Mn的含量之下限較佳為0.3質量%，更佳為0.4質量%，最佳為0.5質量%。Mn的含量之上限較佳為1.4質量%，更佳為1.3質量%，最佳為1.2質量%。

(d)Ni：3.0~5.0質量%

Ni具有使石墨結晶化的作用，使基材組織的淬火性提升。因此，透過於鑄造後調整在鑄模內之冷卻速度，可在不引起波來鐵變態之下引起變韌鐵或麻田散鐵變態。當Ni小於3.0質量%時，其作用無法充分獲得。另一方面，當Ni超過5.0質量%時則沃斯田鐵過於穩定而變得難以變態成變韌鐵或麻田散鐵。Ni的含量之下限較佳為3.2質量%，更佳為3.4質量%，最佳為3.6質量%。 Ni的含量之上限較佳為4.9質量%，更佳為4.8質量%，最佳為4.7質量%。

(4)任意組成

本發明的離心鑄造製複合壓軋軋輥的外層除了上述必須組成要件以外，亦可含有至少一種下列的元素。

(a)W：0.1~5.0質量%

W係和C結合而生成硬質的M₆C及M₂C的碳化物，有助於提升外層的耐磨耗性。且具有亦固溶於MC碳化物使其比重增加，減輕偏析的作用。然而，當W超過5.0質量%時，由於會加重熔融金屬的比重，變得容易發生碳化物偏析。因此，在添加W的情況，其較佳的含量係5.0質量%以下。另一方面，當W小於0.1質量%時，其添加效果不足。W的含量之上限較佳為4.5質量%，更佳為4.0質量%，最佳為3.0質量%。又，欲獲得充分的添加效果時，W的含量之下限更佳為0.1質量%。

(b)Mo及W：合計1.5~6.0質量%

與Mo同樣地，W亦和C結合而生成硬質碳化物(M₆C，M₂C)，使外層的硬度增加，同時提升基材的淬火性。又，Mo及W係和V及Nb一起生成強韌且硬質的MC碳化物，使耐磨耗性提升。而且，Mo及W係在合金熔融金屬的凝固過程使残留共晶熔融金屬的比重增加，防止初晶γ相因離心力而分離，抑制變韌鐵及/或麻田散鐵的晶枝之斑點狀偏析的出現。

當Mo及W的合計量小於1.5質量%時，熔入內層的量不足，離合器部的耐損耗性不足。另一方面，當Mo及W的合計量超過6.0質量%時，外層的韌性劣化，且成為白口生鐵的傾向變強，石墨的結晶產生受阻礙。Mo及W的合計量之下限較佳為2.0質量%，更佳為2.5質量%，最佳為3.0質量%。Mo及W的合計量之上限較佳為5.5質量%，更佳為5.0質量%，最佳為4.5質量%。

(c)Ti：0.003~5.0質量%

Ti係和石墨化阻礙元素N及O結合而形成氧化物或氮化物。Ti的氧化物或氮化物係在熔融金屬中懸浮而形成核，使MC碳化物微細化及均質化。然而，當Ti超過5.0質量%時則熔融金屬的粘性增加，變得容易發生鑄造缺陷。因此，在添加Ti的情況，其較佳的含量係5.0質量%以下。另一方面，當Ti小於0.003質量%時，其添加效果不足。Ti的含量之下限較佳為0.005質量%。Ti的含量之上限更佳為3.0質量%，最佳為1.0質量%。

(d)Al：0.01~2.0質量%

Al係和石墨化阻礙元素N及O結合而形成氧化物或氮化物，其在熔融金屬中懸浮而形成核，使MC碳化物微細均一地結晶化。然而，當Al超過2.0質量%時則外層變脆而招致機械性質的劣化。因此，Al之較佳的含量係0.2質量%以下。另一方面，當Al的含量小於0.01質量%時，其添加效果不足。Al的含量之上限更佳為1.5質量%，最佳為1.0質量%。

(e)Zr：0.01~0.5質量%

Zr係和C結合而生成MC碳化物，使外層的耐磨耗性提升。且因在熔融金屬中生成的Zr氧化物係當成結晶核作用，故凝固組織變得微細。且使MC碳化物的比重增加而防止偏析。然而，當Zr超過0.5質量%時則會生成中介物，並不理想。因此，Zr的含量為0.5質量%以下較佳。另一方面，若Zr小於0.01質量%時，其添加效果不足。Zr的含量之上限較佳為0.3質量%，更佳為0.2質量%，最佳為0.1質量%。

(f)B：0.001~0.5質量%

B具有將碳化物微細化的作用。且微量的B有助於石墨之結晶產生。然而，當B超過0.5質量%時則成為白口生鐵的效果變強致使石墨變得難以結晶化。因此，B的含量係0.5質量%以下較佳。另一方面，若B小於0.001質量%時，其添加效果不足。B的含量之上限較佳為0.3質量%，更佳為0.1質量%，最佳為0.05質量%。

(g)Co：0.1~10.0質量%

Co係為強化基材組織有效的元素。且，Co易於使石墨產生結晶。然而，當Co超過10質量%時則外層的靱性降低。因此，Co的含量係10質量%以下較佳。另一方面，若Co小於0.1質量%時，其添加效果不足。Co的含量之上限較佳為8.0質量%，更佳為6.0質量%，最佳為4.0質量%。

(5)較佳的組成關係 (a)Nb/V：0.1~0.7、Mo/V：0.7~2.5、及V+1.2 Nb：2.5~5.5

由於V、Nb及Mo均具有使耐磨耗性所須的硬質MC碳化物增加之作用，所以有必要將此等元素的合計添加量設為既定的程度以上。又，V係使熔融金屬的比重降低的元素，相對地Nb及Mo係使熔融金屬的比重增加的元素。因此，當Nb及Mo相對於V之含量失衡時，則熔融金屬的比重與沃斯田鐵的比重之差變大，因離心力使沃斯田鐵朝外層側移動而導致碳顯著濃稠化，其結果，沃斯田鐵的晶枝變得容易偏析。

因此，Nb/V的質量比設為0.1~0.7、Mo/V的質量比設為0.7~2.5，且V+1.2 Nb設為2.5~5.5質量%。Nb/V、Mo/V及V+1.2 Nb是在此等範圍內時，適量的Nb及Mo進入以V作為主體的碳化物中而使碳化物變重，碳化物的分散被均一化，藉以防止發生變韌鐵及/或麻田散鐵的晶枝的斑點狀偏析。特別是當V+1.2 Nb超過5.5%時，則過剩地結晶化之比重小的MC碳化物在離心鑄造過程中在外層的內側濃稠化，阻礙與內層之熔接。

Nb/V的質量比之下限較佳為0.12，更佳為0.14，最佳為0.18。Nb/V的質量比之上限較佳為0.6，更佳為0.55，最佳為0.5。

Mo/V的質量比之下限較佳為0.75，更佳為0.8，最佳為0.85。Mo/V的質量比之上限較佳為2.2，更佳為1.95，最佳為1.75。

V+1.2 Nb之下限較佳為2.6質量%，更佳為2.7質量%，最佳為2.8質量%。V+1.2 Nb之上限較佳為5.35質量%，更佳為5.2質量%，最佳為5.0質量%。

(b)Mo/Cr：1.7~5.0

Mo/Cr的質量比在1.7~5.0的範圍內較佳。若Mo/Cr的質量比小於1.7時，Mo含量相對於Cr含量並不足，使得以Mo作為主體的碳化物粒子的面積率降低。另一方面，若Mo/Cr的質量比超過5.0時，以Mo作為主體的碳化物變多，因其碳化物粗大化而使破壞韌性變差。因此，Mo/Cr的質量比係以1.7~5.0較佳。Mo/Cr的質量比之下限更佳為1.8。Mo/Cr的質量比之上限更佳為4.7，最佳為4.5。

(c)Si≦3.2/[(C-0.2V-0.13Nb) (C-0.2V-0.13Nb)0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)

為改善耐事故性，軋輥外層的破壞韌性值在例如是熱軋鋼機的後段用工件軋輥之情況，有必要設為18.5 MPa．m^1/2以上。因此基材需要具有足夠靱性。經致力研究的結果，瞭解到基材的破壞韌性值在基材中之Si固溶量超過3.2%時會急劇地降低。圖5表示基材中的Si固溶量與破壞靱性值之關係。若Si固溶量為3.2%以下時，破壞靱性值係大致為22MPa．m^1/2以上，但超過3.2%時會降低到18.5MPa．m^1/2以下。針對限制基材中的Si固溶量之合金組成進行致力研究的結果，瞭解到欲將基材中的Si固溶量設為3.2%以下時，必須滿足Si≦3.2/[(C-0.2V-0.13Nb)(C-0.2V-0.13Nb)0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]的條件。

(d)(C-0.2V-0.13Nb)(C-0.2V-0.13Nb)+Mo+0.5W(Cr+Mo+0.5W)≦9.5…(2)

在含有V、Nb、Cr、Mo及W的鑄鐵之凝固過程中，首先V及Nb的粒狀MC碳化物產生結晶之後，Cr、Mo及W在液相中濃稠化，以M₂C、M₆C、M₇C_3、M₂₃C_6、M₃C等之網狀的共晶碳化物產生結晶。外層的破壞韌性值係大大地依存於碳化物的量及形狀，特別是網狀的共晶碳化物多或粗大時，破壞韌性值顯著降低。在C相對於形成MC碳化物的V及Nb是過剩且於凝固過程在液相中濃稠化之Cr、Mo及W是過剩的情況，形成粗大碳化物，外層的破壞韌性值降低。C相對於V及Nb是否過剩係依(C-0.2V-0.13Nb)之項式來判定，而Cr、Mo及W是否過剩則係依Mo+0.5W(Cr+Mo+0.5W)之項式來判定。經致力研究的結果，瞭解到用以使破壞韌性值降低的組成條件係滿足(C-0.2V-0.13Nb)+Mo+0.5W(Cr+Mo+0.5W)≦9.5。在欲將破壞韌性值設為18.5MPa．m^1/2以上時，有必要將左邊的值設為9.5以下。

(e)1.5≦Mo+0.5W≦5.5…(3)

Mo及W係具有形成M₂C或M₆C的硬質碳化物之作用。Mo的作用是W的作用的2倍，因而Mo及W的合計量能以(Mo+0.5W)來表示。為了形成M₂C，M₆C的碳化物使耐磨耗性提升，(Mo+0.5W)有必要是1.5質量%以上，但過多時因網狀的共晶碳化物變多，因而有必要是5.5質量%以下。

(6)第一及第二離心鑄造法製複合軋輥的外層組織

在第一及第二離心鑄造法製複合軋輥任一者，外層組織係具有基材、石墨、雪明碳鐵、MC碳化物、及MC碳化物以外的碳化物(M₂C、M₆C等)。在第一及第二離心鑄造法製複合軋輥任一者，外層的金屬組織中之石墨的面積率為0.3~10%。若石墨的面積率小於0.3%時，外層的耐磨耗性及耐烙印性不足。另一方面，當石墨的面積率超過10%時，機械性質顯著降低。石墨的面積率較佳為0.5~8%，更佳為1~7%。

(B)內層 (1)碳化物形成元素的分布

如圖1及圖2所示，內層2具有熔接於外層1的眮芯部21、和從眮芯部21的兩端一體延伸出的驅動側軸部22及從動側軸部23。關於「Cr、Mo、V及Nb」從外層1朝內層2之擴散，在第一離心鑄造法製複合軋輥的情況，由於Nb的含量是零，故意味著「Cr、Mo及V」之擴散。因此，在以下的說明中，未區別第一及第二離心鑄造法製複合軋輥，僅稱為本發明的離心鑄造法製複合軋輥。

在製造本發明的離心鑄造法製複合軋輥時，於利用離心鑄造法所形成的外層在凝固中途或凝固後，將作為內層2的延性鑄鐵之熔融金屬以既定的澆注條件澆鑄時，外層1的內面再溶解使得碳化物形成元素(Cr、Mo、V及Nb)按既定的比例混入內層2，驅動側軸部22及從動側軸部23的基材組織被固溶強化，同時因碳化物之形成而高硬度化。於本發明中，驅動側軸部22及從動側軸部23皆為在端部中之Cr、Mo及V的合計含量是0.15~2.0質量%，且在一側之驅動側軸部22與另一側之從動側軸部23之間，Cr、Mo及V的合計含量之差有必要是0.2質量%以上。此處所謂「驅動側軸部22的端部」係指與端面24a相距100mm以內的範圍。又，所謂「從動側軸部23的端部」係指與端面25a相距100mm以內的範圍。將採自上述範圍內的驅動側軸部22及從動側軸部23的試料透過化學分析，求取Cr、Mo、V及Nb的含量。

兩軸部22、23皆為端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量是小於0.15質量%時，離合器部24的耐損耗性不足。另一方面，當Cr、Mo、V及Nb的合計量超過2.0質量%時則所生成碳化物變得太多，致使兩軸部22、23變脆。兩軸部22、23的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量為0.2~1.8質量%更佳。

將一側的軸部的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量與另一側的軸部的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量之差設為0.2質量%以上。透過將Cr、Mo、V及Nb的合計量多(碳化物形成元素從外層1朝內層2混入量多)者之軸部設為具有離合器部24的驅動側軸部22，可提高離合器部24的耐損耗性。又，透過將Cr、Mo、V及Nb的合計量少(碳化物形成元素從外層1朝內層2混入量少)者之軸部設為從動側軸部23，可使得從動側軸部23不比驅動側軸部22還硬而得以容易加工。上述合計量之差係0.25質量%以上較佳。

(2)內層用延性鑄鐵的組成

在最終製品的複合軋輥中之內層用延性鑄鐵，除了上述Cr、Mo、V及Nb以外，還含有以質量計C：2.3~3.6%、Si：1.5~3.5%、Mn：0.2~2.0%、及Ni：0.3~2.0%。除了此等元素以外，亦可含有0.1%以下之作為脫氧劑使用的Al、0.5%以下之提升硬度用的Cu、Sn、As或Sb、及0.2%以下之從助熔劑或耐火材混入的B、Ca、Na或Zr。又在雜質方面，亦可含有合計約0.1%以下的S、 P、N及O。內層用延性鑄鐵之較佳的化學組成，係為以質量計C：2.3~3.6%、Si：1.5~3.5%、Mn：0.2~2.0%、Ni：0.3~2.0%、Cr：0.05~1.0%、Mo：0.05~1.0%、W：0~0.7%、V：0.05~1.0%、及Nb：0~0.7%，及Mg：0.01~0.08%，剩餘部份實質為Fe及不可避免的雜質。

(C)中間層

本發明中在進行內層2的鑄造時雖是利用外層1的Cr、Mo、V及Nb混入於驅動側軸部22及從動側軸部23，但亦可視需要在外層1與內層2之間設置中間層。中間層之較佳的化學組成，係為以質量計C：2.3~3.6%、Si：0.7~3.5%、Mn：0.2~2.0%、Ni：0.5~5.0%、Cr：0.8~3.0%、Mo：0.1~3.0%、W：0~3.0%、V：0.1~3.0%、及Nb：0~3.0%，剩餘部份實質為Fe及不可避免的雜質。

當澆鑄中間層的熔融金屬時，外層1的內面係再溶解並混入於中間層，因而Cr、Mo、V及Nb亦混入於中間層。由於在內層2鑄造時中間層的內面會再溶解，故自外層1混入於中間層的Cr、Mo、V及Nb係混入內層。因此，即使形成中間層，同樣可獲得本發明的效果。為使Cr、Mo、V及Nb從外層1朝內層2確實移動，中間層的平均厚度設為1~70mm較佳，設為3~50mm更佳。

[2]離心鑄造法製複合軋輥之製造方法

圖3(a)及圖3(b)係顯示在以離心鑄造用圓筒狀鑄模30對外層1進行離心鑄造後進行鑄造內層2所用之靜置鑄造用鑄模的一例。靜置鑄造用鑄模100係由內面具有外層1的圓筒狀鑄模30與設置在其上下端的上模40及下模50所構成。圓筒狀鑄模30內的外層1的內面係具有用以形成內層2的眮芯部21之模腔60a，上模40係具有用以形成內層2的從動側軸部23之模腔60b，下模50係具有用以形成內層2的驅動側軸部22之模腔60c。離心鑄造法亦可為水平型、傾斜型或垂直型中任一者。

當在圓筒狀鑄模30的上下組立上模40及下模50後，則外層1內的模腔60a與上模40的模腔60b及下模50的模腔60c連通，構成將內層1整體一體形成的模腔60。圓筒狀鑄模30內的31及33係砂型。又，上模40內的42及下模50內的52分別為砂型。此外，於下模50設有底板53，用以保持內層用熔融金屬。

如圖3(a)及圖3(b)所示，於驅動側軸部22形成用的下模50之上，使已藉離心鑄造法鑄造有外層1的圓筒狀鑄模30立起地設置，圓筒狀鑄模30之上設置從動側軸部23形成用的上模40，構成內層2形成用的靜置鑄造用鑄模100。

關於靜置鑄造用鑄模100，藉由離心鑄造法所形成之外層在凝固中途或凝固後，伴隨著內層2用的延性鑄鐵熔融金屬從上模40的上方開口部43被注入模腔60內，模腔60內的熔融金屬之液面係從下模50到上模40逐漸地上昇，使得由驅動側軸部22、眮芯部21及從動側軸部23所構成的內層2被鑄造成一體。在那時，外層1的內面部係因熔融金屬的熱量而再溶解，使得外層1中的Cr、Mo、V及Nb混入內層2。

在本發明的方法中，將從動側軸部23形成用的上模30內之熔融金屬面的上昇速度設為100mm/秒以下，且比驅動側軸部22形成用的下模40及眮芯部21形成用的圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上昇速度還小。藉此，由於澆注是迄至眮芯部21為止，使得從再溶解的外層1跑出的Cr、Mo、V及Nb係在驅動側軸部22及眮芯部21按既定的程度停止，混入於藉上模40所形成的從動側軸部23受到抑制。

上模40內的熔融金屬面之上昇速度超過100mm/秒時，透過攪拌澆注的熔融金屬，下模40及圓筒狀鑄模30內的熔融金屬與上模40內的熔融金屬相互混合，驅動側軸部22及眮芯部21內的Cr、Mo、V及Nb混入於從動側軸部23的量格外地變多。上模40內的熔融金屬面之上昇速度為10~100mm/秒較佳，20~90mm/秒更佳。

不僅將上模40內的熔融金屬面之上昇速度設在100mm/秒以下，且設成小於下模50內的熔融金屬面之上昇速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內的熔融金屬面之上昇速度，藉此可使外層1內的Cr、Mo、V及Nb有效率地混入於驅動側軸部22及眮芯部21，並且可有效地抑制已混入到驅動側軸部22及眮芯部21的Cr、Mo、V及Nb因熔融金屬之攪拌而再度混入於從動側軸部23。上模40內的熔融金屬面之上昇速度較佳為比下模50內的熔融金屬面之上昇速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內的熔融金屬面之上昇速度還要小50~150mm/秒。又，下模50內的熔融金屬面之上昇速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內的熔融金屬面之上昇速度只要不會對澆注造成妨礙即可未特別受限，但在實用上是100~200mm/秒較佳。下模50內的熔融金屬面之上昇速度與圓筒狀鑄模30(外層1)內的熔融金屬面之上昇速度可為相同，又亦可為前者較大。此處，上模40內的熔融金屬面之上昇速度、下模50內的熔融金屬面之上昇速度、及圓筒狀鑄模30(外層1)內的熔融金屬面之上昇速度係為各自中的平均上昇速度。

如上述，不僅調整外層1所含有的Cr、Mo、V及Nb的含量，上模40內的熔融金屬面之上昇速度，係透過調整下模50內的熔融金屬面之上昇速度、及圓筒狀鑄模30(外層1)內的熔融金屬面之上昇速度，可控制Cr、Mo、V及Nb朝向驅動側軸部22及從動側軸部23之混入量。具體言之，藉熔融金屬面的上昇速度大的下模50所形成之驅動側軸部22的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量，係變得比藉上模40所形成之從動側軸部23的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量還多，其差為0.2質量%以上。因此，可提高被形成於驅動側軸部 22的端部之離合器部24的耐損耗性。另一方面，從動側軸部23由於Cr、Mo、V及Nb的合計量少，所以可比驅動側軸部22容易加工。

就本發明而言，在一側的軸部與另一側的軸部之間Cr、Mo、V及Nb的含量具有差異，特別是在上述元素的含量設有差異使得驅動側軸部比從動側軸部還高硬度是最適合，但亦可依軋輥的用途及要求性能將從動側軸部設為比驅動側軸部還高硬度。

圖4顯示本發明的方法所用之鑄模的其他例。此鑄模110係為和外層1及眮芯部21形成用的圓筒狀鑄模30相當的部分71、和從動側軸部23形成用的上模40相當的部分72、以及和驅動側軸部22形成用的下模50相當的部分73一體地形成的鑄模。此外，71a、72a、73a表示砂型。如此，鑄模110係兼具離心鑄造用鑄模和靜置鑄造用鑄模。在使用鑄模110對外層1進行離心鑄造之後，使得在內面已形成有外層1的鑄模110整體立起，從上方開口部74澆注內層2用的延性鑄鐵熔融金屬。

在形成中間層的情況，於外層1的內面形成中間層後，在圖3所示之鑄模的情況使圓筒狀鑄模30立起，又在圖4所示之鑄模的情況使鑄模110立起，從上方開口部澆注內層2用的延性鑄鐵熔融金屬。

本發明將藉由以下的實施例作詳細說明，但本發明並非受此等所侷限。

實施例1~3、及比較例1及2

將圖3(a)所示之構造的圓筒狀鑄模30(內徑800mm、及長度2500mm)設置於水平型的離心鑄造機，使用表1所示之組成的熔融金屬對外層1進行離心鑄造。外層1凝固後，使得在內面已形成有外層1(厚度：90mm)的圓筒狀鑄模30立起，在驅動側軸部22形成用的中空狀下模50(內徑600mm、及長度1500mm)之上立設圓筒狀鑄模30，在圓筒狀鑄模30之上立設從動側軸部23形成用的中空狀上模40(內徑600mm、及長度2000mm)，構成圖3(b)所示之靜置鑄造用鑄模100。

朝靜置鑄造用鑄模100的模腔60，從上方開口部43澆注表1所示之組成的延性鑄鐵熔融金屬。延性鑄鐵熔融金屬的液面係按驅動側軸部22形成用的下模50、眮芯部21形成用的圓筒狀鑄模30(外層1)及從動側軸部23形成用的上模40之順序上昇。如此一來，在外層1的內部，形成由驅動側軸部22、眮芯部21及從動側軸部23所構成之一體的內層2。

在內層2完全地凝固後，將靜置鑄造用鑄模100解體並取出複合軋輥，進行500℃的回火處理。之後，藉由機械加工將外層1、驅動側軸部22及從動側軸部23加工成既定的形狀，形成離合器部24及凸狀部25。對如此獲得之各複合軋輥進行超音波檢查的結果，確認了外層1和內層2係健全地熔接。

實施例4

除了在外層1的內面上形成表1所示之組成的中間層(厚度：20mm)後，使圓筒狀鑄模30立起不同外，其餘同實施例1地形成複合軋輥。進行超音波檢查的結果，確認了外層1和中間層及內層2係健全地熔接。

針對實施例1~4、及比較例1及2，外層、內層及中間層的澆鑄溫度、及驅動側軸部22形成用下模50、眮芯部21形成用圓筒狀鑄模30及從動側軸部23形成用上模40中之內層熔融金屬面的平均上昇速度係顯示於表2。內層熔融金屬面的平均上昇速度係依內層熔融金屬的重量測量和澆鑄時間測量所算出。又，對從驅動側軸部22的端面24a及從動側軸部23的端面25a切出的試料，分析了Cr、Mo、V及Nb的含量。結果顯示於表3。再者，從由各外層1切出的試料之顯微鏡照片，利用影像解析測定了金屬組織中之石墨的面積率。結果顯示於表4。

將實施例1~4、及比較例1及2的各複合軋輥使用在普通鋼壓軋的熱軋鋼機精加工列的最終支架中壓軋噸數是250,000噸的實機壓軋上，離合器部24的耐損耗性按下列的基準作了評價。結果顯示於表4。

￮：離合器部的耐損耗性良好。

×：離合器部過度損耗，複合軋輥不能使用。

在實施例1~4中，從動側軸部23形成用的上模40內的延性鑄鐵之熔融金屬面的上昇速度係100mm/秒以下，且比驅動側軸部22形成用的下模50內的延性鑄鐵之熔融金屬面的上昇速度及眮芯部21形成用的圓筒狀鑄模30(外層1)內的延性鑄鐵之熔融金屬面的上昇速度還小。因此，在驅動側軸部22的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量，及從動側軸部23的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量皆為0.15~2.0質量%的範圍內，且前者比後者多了0.2質量%以上。

相對地，在比較例1及2中，上模40內的延性鑄鐵之熔融金屬面的上昇速度雖比下模50內的延性鑄鐵之熔融金屬面的上昇速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內的延性鑄鐵之熔融金屬面的上昇速度小，但超過100mm/秒。因此，在驅動側軸部22的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量，及從動側軸部23的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量皆在0.15~2.0質量%的範圍內，但兩者之差小於0.2質量%。

經比較在驅動側軸部22的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量相近的實施例2和比較例1後，實施例2相較於比較例1，在驅動側軸部22的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量與從動側軸部23的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量之差大。因此，兩者皆為驅動側軸部22的離合器部24之硬度是足夠的，實施例2的從動側軸部23由於抑制Cr、Mo、V及Nb之混入故具有良好的加工性，相對地，由於比較例1的從動側軸部23所混入的Cr、Mo、V及Nb多，故較硬且加工時間大幅增長。

同樣地，經比較在驅動側軸部22的端部中之Cr、Mo、V及Nb的合計量相近之實施例3和比較例2之後，兩者在驅動側軸部22的離合器部24之硬度上皆足夠，但實施例3的從動側軸部23具有良好的加工性，相較之下，比較例2的從動側軸部23係較硬且加工時間大幅地增長。