TW201515737A - 離心鑄造製複合輥及其製造方法 - Google Patents

Abstract

一種離心鑄造製複合輥，係將藉離心鑄造法形成的外層和由延展性鑄鐵所構成的內層一體熔接而成，外層係含有質量基準計1.3~3.7%的C、0.3~3%的Si、0.1~3%的Mn、1~7%的Cr、1~8%的Mo、2.5~7%的V、0.1~3%的Nb及0.1~5%的W中的至少一種(V為必要)與0.01~0.2%的B及/或0.05~0.3%的S，且剩餘部分由實質由Fe及不可避免的雜質所構成的Fe基合金(Fe-based alloy)所構成，且外層的組織不含有石墨，並且內層具有熔接於外層的筒芯部與從筒芯部的兩端一體延伸的驅動側(driving-side)軸部及從動側(driven-side)軸部，在驅動側軸部的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是0.35~2質量%，在從動側軸部的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是0.15~1.8質量%，前者比後者多0.2質量%以上。

Description

離心鑄造製複合輥及其製造方法

本發明係有關一種離心鑄造製複合輥及其製造方法，該離心鑄造製複合輥具有藉由離心鑄造法形成之耐磨耗及耐事故性(accident resistance)優異的外層與強韌的內層一體熔接而成的複合構造。

關於熱壓軋用的工作輥方面，係廣泛採用將藉由離心鑄造法形成的耐磨耗性鐵基合金構成的外層與強韌的延展性鑄鐵構成的內層一體熔接成的離心鑄造製複合輥。就離心鑄造製複合輥而言，會因與壓軋材之接觸所產生之熱及機械負荷而在輥外層引起磨耗及粗皮等之損傷，成為壓軋材之表面品質劣化的原因。因而當外層的損傷進展到某種程度時會進行輥之交換。從壓軋機卸下的輥，係在從外層研磨/削除而去除損傷部之後，再被裝入壓軋機。從輥外層研磨/削除而去除損傷部被稱為「修整」。工作輥係在從初期直徑被修整至可使用於壓軋的最小徑(廢棄直徑)之後被廢棄。將初期直徑起至廢棄直徑為止稱為「壓軋有效直徑」。當修整被頻繁地進行時，會因為壓軋之中斷而降低生產性，故壓軋有效直徑內之外層被期望具有優異的耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性，俾防止大的損傷。

如圖1所示，複合輥10係由和壓軋材相接的外層1與熔接於外層1的內面之內層2所構成。內層2係由不同於外層1的材質構成，由熔接於外層1的筒芯部21及從筒芯部21一體在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，一體設置有用於驅動扭力傳遞之離合器(clutch)部24。且於從動側軸部23的端部一體設置有複合輥10的操縱等所需的凸狀部25。離合器部24具有端面24a、及和驅動手段(未圖示)卡合之成對的平坦切口面24b、24b，凸狀部25具有端面25a。有必要對驅動側軸部22及從動側軸部23施以形成軸承部、頸部等之機械加工。

在將複合輥10使用於熱壓軋之場合，為盡可能拉長修整的間隔，係需抑制外層1的磨耗、烙印、粗皮等的損傷，同時亦有必要抑制鎖固於傳遞扭力用的聯結器之驅動側軸部22的離合器部24之損耗。為此，將外層1以耐磨耗性及耐事故性優異的鐵基合金形成，同時提升用以形成內層2的延展性鑄鐵之耐磨耗性是重要的。

關於使離合器部之耐磨耗性提升的熱壓軋用複合輥方面，日本特開平6-304612號係揭示一種熱壓軋用複合輥，其具有由高速度工具鋼構成的外層和由C：0.2~1.2重量%的碳鋼或低合金鋼構成的內層及軸部，該熱壓軋用複合輥中，含有以重量基準計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%，剩餘部分由Fe及其他不可避免的成分構成，於軸部的 端部續鑄由石墨面積率為5~15%的球狀石墨鑄鐵構成之離合器部。但此離合器部之耐磨耗性還不充分。又，因為要在軸部的端部續鑄離合器部，故亦有在兩者的接合交界容易發生咬入異物等之鑄造缺陷的問題。再者，亦有需對續鑄的部位進行平削加工、於續鑄部的周圍設定鑄模、及進行熔融及鑄造不同於內層之離合器部用球狀石墨鑄鐵的工程，故而製造成本高的問題。

日本特開2012-213780號揭示一種壓軋用複合輥，其具有外層、形成於其內面的筒部、自筒部的一端延伸的驅動軸及自他端延伸的從動軸，且驅動軸的拉伸強度比從動軸高了50MPa以上。關於在驅動軸和從動軸上處理成不同的拉伸強度之方法例方面，日本特開2012-213780號記載一種方法，係在以驅動軸為下側且從動軸為上側的靜置鑄造中，驅動軸用的下模使用塗布著耐火材的金屬模，從動軸用的上模使用砂模，且下側的鑄入溫度設成比上側的鑄入溫度低了20℃以上。惟，就算藉鑄入溫度之差能使驅動軸之強度高於從動軸，但亦無法使驅動軸之耐磨耗性高於從動軸。

又，當為提高驅動側軸部22的耐損耗性而提高內層1整體的硬度時，從動側軸部23的硬度亦會上升，產生加工性降低的問題。

因此，本發明之目的在於提供一種在維持從動側軸部的加工性之狀態下改善驅動側軸部的耐損耗性 之離心鑄造製複合輥及其製造方法。

有鑑於上述目的而經仔細研究之結果，本發明者們發現，當藉由離心鑄造法形成外層後，適當地控制注入於靜置鑄造用鑄模內之內層用熔融金屬液面的上升速度時，則(a)能使混入於驅動側軸部之外層中的Cr、Mo、V、Nb及W多於從動側軸部，從而使驅動側軸部硬度高於從動側軸部，且(b)高硬度的驅動側軸部具有優異的耐損耗性，從動側軸部具有良好的加工性，乃至完成本發明。

亦即，本發明之離心鑄造製複合輥係為將藉離心鑄造法形成的外層和由延展性鑄鐵所構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：前述外層是選自由以質量基準計1.3~3.7%的C、0.3~3%的Si、0.1~3%的Mn、1~7%的Cr、1~8%的Mo、2.5~7%的V、0.1~3%的Nb及0.1~5%的W所構成的群之至少一種，且含有V是必要元素、0.01~0.2%的B及/或0.05~0.3%的S，且剩餘部分由實質Fe及不可避免的雜質所構成的Fe基合金所構成，並且前述外層的組織未含有石墨，前述內層具有熔接於前述外層的筒芯部與從前述筒芯部的兩端一體延伸的驅動側軸部及從動側軸部，在前述驅動側軸部的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是0.35~2質量%，在前述從動側軸部的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是0.15~1.8質量%，前者比 後者多0.2質量%以上。

前述外層亦可更含有選自由以質量基準計0.1~5%的Ni、0.1~10%的Co、0.01~0.5%的Zr、0.005~0.5%的Ti及0.001~0.5%的Al所構成的群之至少一種。

本發明之離心鑄造製複合輥的製造方法之特徵為：(1)以旋轉的離心鑄造用圓筒狀鑄模進行前述外層之離心鑄造，(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之前述驅動側軸部用的下模及前述從動側軸部用的上模而構成靜置鑄造用鑄模，(3)於藉由前述上模、前述外層及前述下模所構成之腔室鑄入前述內層用的熔融金屬之工程，在前述上模內之熔融金屬面的上升速度為100mm/秒以下，比在前述下模及前述外層內之熔融金屬面的上升速度小。

較佳為，在前述上模內之熔融金屬面的上升速度與在前述下模及前述外層內之熔融金屬面的上升速度的差為50~150mm/秒。

在本發明之離心鑄造製複合輥中，混入於具有離合器部的驅動側軸部之外層中的Cr、Mo、V、Nb及W是多於混入於從動側軸部者，故驅動側軸部夠硬且具有優異的耐損耗性，從動側軸部不會太硬而容易機械加工。因此，本發明之離心鑄造製複合輥兼具經大幅改善的耐用壽命與良好的加工性。具有此種特徵的本發明之離心鑄造製複合輥由於可在外層形成後經由控制要注入之內層用熔融金屬液面的上升速度而獲得，故其製造方 法係具有效率，且有助於大幅減低離心鑄造製複合輥之製造成本。

1‧‧‧外層

2‧‧‧內層

10‧‧‧離心鑄造製複合輥

21‧‧‧筒芯部

22‧‧‧驅動側軸部

23‧‧‧從動側軸部

24‧‧‧驅動側軸部的離合器部

24a‧‧‧離合器部的端面

24b‧‧‧離合器部的切口面

25‧‧‧從動側軸部的凸狀部

25a‧‧‧凸狀部的端面

30‧‧‧離心鑄造用圓筒狀鑄模

32、33、42、52、71a、72a、73a‧‧‧砂模

40‧‧‧靜置鑄造用上模

43‧‧‧上方開口部

50‧‧‧靜置鑄造用下模

53‧‧‧底板

60、60a、60b、60c‧‧‧腔室

71‧‧‧相當於外層1及筒芯部21形成用的圓筒狀鑄模30之部分

72‧‧‧相當於從動側軸部23形成用的上模40之部分

73‧‧‧相當於驅動側軸部22形成用的下模50之部分

74‧‧‧上方開口部

100‧‧‧靜置鑄造用鑄模

110‧‧‧鑄模

圖1表示複合輥之概略剖面圖。

圖2表示圖1的複合輥之離合器部側的部分斜視圖。

圖3(a)表示用以製造本發明之離心鑄造製複合輥的鑄模之一例的分解剖面圖。

圖3(b)表示用以製造本發明之離心鑄造製複合輥的鑄模之一例的剖面圖。

圖4表示本發明之離心鑄造製複合輥的製造所用的鑄模之其他例的剖面圖。

[實施發明之形態]

以下詳細說明本發明之實施形態，惟本發明不受該等所限定，亦可在未逸脫本發明之技術思想的範圍內作各種變更。若未特別言明而僅記載「%」時乃係意味「質量%」。

[1]離心鑄造製複合輥

(A)外層

外層是包含「含有：選自由以質量基準計1.3~3.7%的C、0.3~3%的Si、0.1~3%的Mn、1~7%的Cr、1~8%的Mo、2.5~7%的V、0.1~3%的Nb及0.1~5%的W所構成的群之至少一種(V為必要)的元素；與0.01~0.2%的B及/或0.05~0.3%的S」及「剩餘部分是由實質由Fe及不可避 免的雜質所構成的Fe基合金」。外層亦可更含有選自由以質量基準計0.1~5%的Ni、0.1~10%的Co、0.01~0.5%的Zr、0.005~0.5%的Ti及0.001~0.5%的Al所構成的群之至少一種。

(1)必要元素

(a)C：1.3~3.7質量%

C和V、Nb、Cr、Mo及W結合而生成硬質碳化物，有助於提升外層之耐磨耗性。C小於1.3質量%時，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。另一方面，當C超過3.7質量%時，因過量的碳化物之結晶析出而使外層的韌性降低，使耐裂痕性降低，故而因壓軋所致的裂痕變深，增加輥的損失。C含量的下限較佳為1.5質量%。又C含量的上限較佳為3.4質量%，更佳為3質量%。

(b)Si：0.3~3質量%

Si係具有藉由熔融金屬之脫氧使氧化物缺陷減少，且固溶於基地使耐烙印性提升，更使熔融金屬的流動性提升而防止鑄造缺陷之作用。Si小於0.3質量%時，熔融金屬的脫氧作用不充分，熔融金屬的流動性亦不足，缺陷發生率高。另一方面，當Si超過3質量%時，合金基地會脆化，使外層的韌性降低。Si含量的下限較佳為0.4質量%，更佳為0.5質量%。Si含量的上限較佳為2.7質量%，更佳為2.5質量%。

(c)Mn：0.1~3質量%

Mn除了熔融金屬之脫氧作用以外，還具有將雜質S 以MnS固定的作用。MnS具潤滑作用，在壓軋材的烙印防止上具有效果，故含有所期望的量之MnS者較佳。Mn小於0.1質量%時，其添加效果不充分。另一方面，就算Mn超過3質量%亦無法獲得更進一步的效果。Mn含量的下限較佳為0.3質量%。Mn含量的上限較佳為2.4質量%，更佳為1.8質量%。

(d)Cr：1~7質量%

Cr係使基地成為變韌鐵或麻田散鐵而保持硬度，有效維持耐磨耗性的元素。Cr小於1質量%時，溶於內層的量不足，離合器部的耐損耗性之提升效果不足。另一方面，當Cr超過7質量%時，基地組織的韌性降低。Cr含量的下限較佳為1.5質量%，更佳為2.5質量%。Cr含量的上限較佳為6.8質量%。

(e)Mo：1~8質量%

Mo和C結合而形成硬質碳化物(M₆C、M₂C)，不但使外層的硬度增加，且提升基地的淬火性。又，Mo連同V及Nb一起生成強韌且硬質的MC碳化物，使耐磨耗性提升。Mo小於1質量%時，溶於內層的量不足，離合器部的耐損耗性之提升效果不足。另一方面，當Mo超過8質量%時，外層的韌性降低。Mo含量的下限較佳為1.5質量%，更佳為2.5質量%。Mo含量的上限較佳為7.8質量%，更佳為7.6質量%。

(f)碳化物形成元素

外層的碳化物形成元素，係含有選自2.5~7質量%的V、0.1~3質量%的Nb及0.1~5質量%的W所構成的群 之至少一種，但V是必要元素。

(i)V：2.5~7質量%

V係和C結合而生成硬質MC碳化物的元素。MC碳化物具有2500~3000的維氏硬度Hv，在碳化物之中是最硬的。在V小於2.5質量%時，不僅MC碳化物的析出量不充分，因溶入於內層的量不足，離合器部的耐損耗性之提升效果不充分。另一方面，當V超過7質量%時，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化，不僅MC碳化物的半徑方向偏析變顯著，MC碳化物粗大化使合金組織變粗，在壓軋時容易變粗皮。V含量的下限較佳為2.7質量%，更佳為2.9質量%。V含量的上限較佳為6.9質量%，更佳為6.8質量%。

(ii)Nb：0.1~3質量%

與V同樣地，Nb亦和C結合而生成硬質MC碳化物。Nb係依與V及Mo之複合添加而固溶於MC碳化物使MC碳化物強化，提升外層之耐磨耗性。由於NbC系的MC碳化物相較於VC系的MC碳化物係與熔融金屬密度之差小，故減輕MC碳化物之偏析。Nb含量的下限較佳為0.2質量%。Nb含量的上限較佳為2.9質量%，更佳為2.8質量%。

(iii)W：0.1~5質量%

W係和C結合而生成硬質M₆C等之硬質碳化物，有助於提升外層之耐磨耗性。且亦固溶於MC碳化物使其比重增加，具有減輕偏析的作用。但，當W超過5質量%時，M₆C碳化物變過多，組織變得不均質，成為粗皮的原因。因此，在添加W的場合，設為5質量%以下。另一方面 ，W小於0.1質量%時，其添加效果不充分。W含量的上限較佳為4質量%，更佳為3質量%。

(g)B及/或S

外層更含有0.01~0.2質量%的B及/或0.05~0.3質量%的S。依此等元素使外層的耐烙印性提升。就熱壓軋而言，會有因壓軋鋼板疊起並被壓軋的事故(稱為絞入)，使高溫的鋼板在輥表面烙印，於輥表面產生激烈的熱裂痕之情況。B及S係將具有潤滑作用的化合物生成在外層內，使耐烙印性提升。

(i)B：0.01~0.2質量%

B係固溶於碳化物，同時可形成具有潤滑作用的碳硼化物，使耐烙印性提升。由於碳硼化物的潤滑作用特別在高溫下明顯地發揮，故可有效防止在熱壓軋材咬入時產生的烙印。B小於0.01質量%時，無法獲得充分的潤滑作用。另一方面，當B超過0.2質量%時，會使外層脆化。B含量的下限較佳為0.012質量%，更佳為0.015質量%。且B含量的上限較佳為0.15質量%，更佳為0.1質量%。

(ii)S：0.05~0.3質量%

S通常被視為有害元素，但會為了利用MnS的潤滑性而添加。S小於0.05質量%時，無法充分獲得MnS的潤滑作用，且當超過0.3質量%時，會引起外層脆化。S含量的上限較佳為0.2質量%，更佳為0.15質量%。

(2)任意元素

外層亦可更含有選自由以質量基準計0.1~5%的Ni、0.1~10%的Co、0.01~0.5%的Zr、0.005~0.5%的Ti及 0.001~0.5%的Al所構成的群之至少一種。

(a)Ni：0.1~5質量%

Ni具有提升基地的淬火性之作用，因而當在大型的複合輥時添加Ni，可防止在冷卻中產生波來鐵，可使外層的硬度提升。Ni小於0.1質量%時，幾乎不具添加效果，當超過5質量%時，沃斯田鐵過於穩定，硬度難以提升。Ni含量的上限較佳為4質量%，更佳為3.5質量%。

(b)Co：0.1~10質量%

Co係固溶於基地中，具有使基地的熱軋硬度增加，改善耐磨耗性及耐粗皮性之效果。Co小於0.1質量%時，幾乎不具添加效果，又，就算超過10質量%，亦無法再進一步提升。Co含量的下限較佳為1質量%。且Co含量的上限較佳為7質量%。

(c)Zr：0.01~0.5質量%

與V及Nb同樣地，Zr和C結合而生成MC碳化物，提升耐磨耗性。又，Zr在熔融金屬中生成氧化物，由於此氧化物起結晶核之作用，故凝固組織變微細。而且，Zr在使MC碳化物的比重增加，防止偏析上具有效果。但，當Zr超過0.5質量%時，會成為夾雜物，故而不理想。Zr含量的上限更佳為0.3質量%。又，為獲得充分的添加效果，Zr含量的下限更佳為0.02質量%。

(d)Ti：0.005~0.5質量%

Ti和C及N結合而形成像TiC、TiN或TiCN的硬質粒狀化合物。該等因為成為MC碳化物的核，故具有MC碳化物之均質分散效果，有助於提升耐磨耗性及耐粗皮性。 但，當Ti含量超過0.5質量%時，熔融金屬的黏性增加，易於發生鑄造缺陷。Ti含量的上限更佳為0.3質量%，最佳為0.2質量%。又，為獲得充分的添加效果，Ti含量的下限更佳為0.01質量%。

(e)Al：0.001~0.5質量%

由於Al和氧的親和性高，故作用為脫氧劑。又，Al係與阻礙石墨化元素的N及O結合，所形成之氮氧化物懸浮於熔融金屬中成為核，使MC碳化物微細均一地結晶。但，當Al超過0.5質量%時，外層變脆。又，Al小於0.001質量%時，其效果不足。Al含量的上限更佳為0.3質量%，最佳為0.2質量%。又，為獲得充分的添加效果，Al含量的下限更佳為0.01質量%。

(3)不可避免的雜質

外層的組成之剩餘部分係實質包含Fe及不可避免的雜質。不可避免的雜質當中，由於P會招致機械性質劣化，故以盡可能少者較佳。具體言之，P含量以0.1質量%以下較佳。在其他不可避免的雜質方面，係Cu、Sb、Te、Ce等之元素合計為0.7質量%以下即可。

(4)組織

外層的組織係由(a)MC碳化物、(b)M₂C或M₆C的以Mo為主體的碳化物(Mo系碳化物)或M₇C₃或M₂₃C₆的以Cr為主體的碳化物(Cr系碳化物)、(c)碳硼化物及(d)基地所構成。碳硼化物一般具有M(C、B)的組成。其中，金屬M主要是Fe、Cr、Mo、V、Nb及W中的至少一種，金屬M、C及B之比例係依組成而變化。本發明之外層的組織之 特徵係不含有石墨。

(B)內層

(1)碳化物形成元素

和前述外層1一體熔接的內層2係由延展性鑄鐵構成，具有熔接於外層1的筒芯部21及從筒芯部21的兩端一體延伸的驅動側軸部22及從動側軸部23。內層2之特徵為：(a)在驅動側軸部22的端部之碳化物形成元素(Cr、Mo、VNb及W)的合計量是0.35~2質量%，(b)在從動側軸部23的端部之碳化物形成元素(Cr、Mo、V、Nb及W)的合計量是0.15~1.8質量%，且(c)於驅動側軸部22中之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是比從動側軸部23中之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量多0.2質量%以上。

要件(a)及(b)

當於外層1添加1~7%的Cr、1~8%的Mo及2.5~7%的V，且再任意地添加0.1~3%的Nb及0.1~5%的W時，於形成內層2之際，Cr、Mo、V、Nb及W的一部分從外層1混入內層2，內層2的驅動側軸部22及從動側軸部23均是Cr、Mo、V、Nb及W之濃度上升。在藉本發明之方法獲得之離心鑄造製複合輥中，內層2的驅動側軸部22的端部之碳化物形成元素(Cr、Mo、V、Nb及W)的合計量成為0.35~2質量%，且在從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量成為0.15~1.8質量%，同時輥軸部係依基地組織的固溶強化及碳化物的形成而高強度化及高硬度化。

在驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及 W的合計量小於0.35質量%時，驅動側軸部22的高強度化及高硬度化並不充分，特別是離合器部24的耐損耗性變得不足。另一方面，當Cr、Mo、V、Nb及W的合計量超過2質量%時，碳化物的生成量過多，會有發生驅動側軸部22折損之虞。在驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量係0.6~1.8質量%較佳。

在從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量小於0.15質量%時，從動側軸部23的高強度化不充分。另一方面，當Cr、Mo、V、Nb及W的合計量超過1.8質量%時，碳化物的生成量過多，加工性過低。在從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量係0.2~1.5質量%較佳。

在端部中之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量，係藉由對自驅動側軸部22及從動側軸部23的端面算起在輥軸方向100mm以內的範圍所採取的試料進行化學分析而求得。此外，若自驅動側軸部22的端面算起在輥軸方向100mm以內的範圍之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量滿足上述條件，則可謂離合器部24具有必要的耐損耗性。又，自從動側軸部23的端面算起在輥軸方向100mm以內的範圍之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量滿足上述條件，則可謂從動側軸部23整體具有充分的加工性。

要件(c)

驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量係比從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量多0.2質量%以上。藉此，更提高驅動側軸部22的離 合器部24之耐損耗性，可確保從動側軸部23之加工性。在兩軸部22、23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量之差係0.25質量%以上較佳，0.3質量%以上更佳。

(2)內層的組成

形成內層2用的延展性鑄鐵，係含有以質量基準計C：2.3~3.6%、Si：1.5~3.5%、Mn：0.2~2%、Cr：0.05~1%、Mo：0.05~1%、V：0.05~1%、Nb：0~0.7%、W：0~0.7%、Ni：0.3~2.5%及Mg：0.01~0.08%，且剩餘部分是實質為Fe及不可避免的雜質者較佳。當然，CrMo、V、Nb及W的合計量必須滿足上述要件(a)及(b)。內層2亦可更含有0.1%以下的Al及0.1~1%的Cu。從助熔劑或耐火材混入之B、Ca、Na或Zr含量係合計0.2%以下較佳。且在雜質方面，S、P、N及O合計約可含有0.1%以下。

[2]複合輥的製造方法

圖3(a)及圖3(b)表示在以離心鑄造用圓筒狀鑄模30進行外層1的離心鑄造後用於鑄造內層2的一靜置鑄造用鑄模例。靜置鑄造用鑄模100係由在內面具有外層1的圓筒狀鑄模30及設置在其上下端之上模40及下模50所構成。圓筒狀鑄模30內之外層1的內面係具有用以形成內層2的筒芯部21之腔室60a，上模40係具有用以形成內層2的從動側軸部23之腔室60b，下模50具有用以形成內層2的驅動側軸部22之腔室60c。使用圓筒狀鑄模30的離心鑄造法可為水平型、傾斜型或垂直型中任一。

當於圓筒狀鑄模30的上下組立上模40及下模 50時，外層1內的腔室60a係和上模40的腔室60b及下模50的腔室60c連通，構成將內層1整體一體形成的腔室60。圓筒狀鑄模30內的32及33係砂模。又，上模40內的42及下模50內的52係分別為砂模。此外，在下模50設有用以保持內層用熔融金屬之底板53。

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，立起並設置將外層1離心鑄造的圓筒狀鑄模30，於圓筒狀鑄模30之上設置從動側軸部23形成用的上模40，以構成內層2形成用的靜置鑄造用鑄模100。

於靜置鑄造用鑄模100中，在藉離心鑄造法形成的外層凝固中途或凝固後，伴隨著內層2用的延展性鑄鐵熔融金屬從上模40的上方開口部43被注入腔室60內，腔室60內的熔融金屬液面係從下模50逐漸上升到上模40而一體鑄造由驅動側軸部22、筒芯部21及從動側軸部23所構成的內層2。在那時，外層1的內面部係因熔融金屬的熱量而再熔融，使外層1中的Cr、Mo、V、Nb及W混入於內層2。

在本發明之方法中，從動側軸部23形成用的上模40內之熔融金屬面的上升速度係設為100mm/秒以下，且小於驅動側軸部22形成用的下模50及筒芯部21形成用的圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上升速度。因此，依熔融金屬注入到筒芯部21而從再熔融的外層1出來的Cr、Mo、V、Nb及W係在驅動側軸部22及筒芯部21止於既定的程度，使得對由上模40所形成的從動側軸部23之混入受到抑制。

當上模40內之熔融金屬面的上升速度超過100mm/秒時，藉由攪拌注入的熔融金屬，則下模50及圓筒狀鑄模30內的熔融金屬和上模40內的熔融金屬相互混合，驅動側軸部22及筒芯部21內的Cr、Mo、V、Nb及W混入於從動側軸部23。其結果，從動側軸部23內的Cr、Mo、V、Nb及W的合計量過多，從動側軸部23的硬度變過高。上模40內的熔融金屬面的上升速度以10~100mm/秒較佳，20~90mm/秒更佳。

不僅將上模40內之熔融金屬面的上升速度設為100mm/秒以下，亦設為小於下模50內之熔融金屬面的上升速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上升速度，藉此可使外層1內的Cr、Mo、V、Nb及W有效率地混入於驅動側軸部22及筒芯部21，同時能有效地抑制已混入於驅動側軸部22及筒芯部21的Cr、Mo、V、Nb及W因熔融金屬的攪拌而過度地再混入於從動側軸部23。上模40內之熔融金屬面的上升速度係以比下模50內之熔融金屬面的上升速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上升速度小50~150mm/秒較佳。又，下模50內之熔融金屬面的上升速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上升速度只要對注入不造成影響，並未特別限制，但在實用上以100~200mm/秒較佳。下模50內之熔融金屬面的上升速度與圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上升速度可為相同，亦可為前者較大。在此，上模40內之熔融金屬面的上升速度、下模50內之熔融金屬面的上升速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融 金屬面的上升速度係分別為平均上升速度。

如同上述，不僅調整外層1所含Cr、Mo、V、Nb及W的含量，藉由調整上模40內之熔融金屬面的上升速度、下模50內之熔融金屬面的上升速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內之熔融金屬面的上升速度，可控制Cr、Mo、V、Nb及W朝向驅動側軸部22及從動側軸部23之混入量。具體言之，利用熔融金屬面的上升速度大的下模50所形成的驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量，係比利用上模40形成之從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量還多0.2質量%以上。因此，可提高形成於驅動側軸部22的端部之離合器部24的耐損耗性。另一方面，由於從動側軸部23係Cr、Mo、V、Nb及W的合計量少，故比驅動側軸部22容易加工。

圖4係表示本發明之方法所用的鑄模之其他例。此鑄模110係為相當於外層1及筒芯部21形成用的圓筒狀鑄模30之部分71、和相當於從動側軸部23形成用的上模40之部分72、及相當於驅動側軸部22形成用的下模50之部分73所一體形成的鑄模。此外，71a、72a、73a係表示砂模。如此，鑄模110係兼為離心鑄造用鑄模和靜置鑄造用鑄模者。使用鑄模110進行外層1之離心鑄造後，使內面形成有外層1的鑄模110整體立起，從上方開口部74注入內層2用的延展性鑄鐵熔融金屬。

在抑制成分混入或形成緩衝層等之目的而形成中間層之情形下，於外層1的內面形成中間層後，在圖3所示的鑄模之情形下，使圓筒狀鑄模30立起，又，在圖 4所示的鑄模之情形下，使鑄模110立起，由上方開口部注入內層2用的延展性鑄鐵熔融金屬。於鑄入中間層的熔融金屬之際，外層1的內面再熔融，Cr、Mo、V、Nb及W混入於中間層。因此，在鑄造內層2之際，由於中間層的內面會再熔融，故Cr、Mo、V、Nb及W亦混入於內層。

以下，將依據本發明實施例作詳細地說明，惟本發明不受該等實施例所限定。

實施例1~3、及比較例1及2

將圖3(a)所示的構造之圓筒狀鑄模30(內徑800mm及長度2500mm)設置於水平型的離心鑄造機，使用表1所示的組成(剩餘部分係Fe及不可避免的雜質)之熔融金屬進行外層1之離心鑄造。外層1凝固後，使於內面形成有外層1(厚度：90mm)的圓筒狀鑄模30立起，於驅動側軸部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，於圓筒狀鑄模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)所示的靜置鑄造用鑄模100。

朝靜置鑄造用鑄模100的腔室60，從上方開口部43注入表1所示的組成(剩餘部分係Fe及不可避免的雜質)之延展性鑄鐵熔融金屬。延展性鑄鐵熔融金屬液面係按驅動側軸部22形成用的下模50、筒芯部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之順序上升。如此，於外層1內部形成由驅動側軸部22、筒芯部21及從動側軸部23構成之一體的內層2。

內層2完全凝固後，將靜置鑄造用鑄模100解 體並取出複合輥，進行500℃的回火處理。之後，利用機械加工將外層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輥進行超音波檢查後，確認了外層1和內層2係完全地熔接。

實施例4

於外層1的內面形成表1所示的組成(剩餘部分係Fe及不可避免的雜質)之中間層(厚度：20mm)後，除使圓筒狀鑄模30立起以外，其餘同實施例1地形成複合輥。經超音波檢查後，確認了外層1和中間層及內層2係完全地熔接。

針對實施例1~4、及比較例1及2，於表2顯示外層、內層及中間層的鑄入溫度、及在驅動側軸部22形成用下模50、筒芯部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升速度。內層熔融金屬面的平均上升速度係由內層熔融金屬的重量變化和鑄入時間算出。又，針對從驅動側軸部22的端面24a及從動側軸部23的端面25a切出的試料，分析Cr、Mo、V、Nb及W的含量。其結果顯示於表3。又，經觀察實施例1~4的外層之金屬組織後，確認了未含有石墨。

在實施例1~4，從動側軸部23形成用的上模40內的延展性鑄鐵之熔融金屬面的上升速度係100mm/秒以下，且小於驅動側軸部22形成用的下模50內的延展性鑄鐵之熔融金屬面的上升速度及筒芯部21形成用的圓筒狀鑄模30(外層1)內的延展性鑄鐵之熔融金屬面的上升速度。因此，在驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量，及在從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量均在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，上模40內的延展性鑄鐵之熔融金屬面的上升速度雖小於下模50內的延展性鑄鐵之熔融金屬面的上升速度及圓筒狀鑄模30(外層1)內的延展性鑄鐵之熔融金屬面的上升速度，還是超過100mm/秒。因此，在驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量，及在從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量均在0.15~2.0質量%的範圍內，兩者之差小於0.2質量%。

經比較驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量接近的實施例2和比較例1後，相較於比較例1，實施例2的驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量與從動側軸部23的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量之差大。因此，兩者的驅動側軸部22之離合器部24的硬度均足夠，惟，相較於實施例2的從動側軸部23係因抑制Cr、Mo、V、Nb及W之混入而具有良好的加工性，比較例1的從動側軸部23係因混入較多的Cr 、Mo、V、Nb及W而變硬，使加工時間大幅增長。

同樣地，經比較驅動側軸部22的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量接近的實施例3和比較例2後，兩者的驅動側軸部22之離合器部24的硬度皆足夠，相對於實施例3的從動側軸部23具有良好的加工性，比較例2的從動側軸部23係硬，加工時間大幅增長。

1‧‧‧外層

2‧‧‧內層

10‧‧‧離心鑄造製複合輥

21‧‧‧筒芯部

22‧‧‧驅動側軸部

23‧‧‧從動側軸部

24‧‧‧驅動側軸部的離合器部

24a‧‧‧離合器部的端面

24b‧‧‧離合器部的切口面

25‧‧‧從動側軸部的凸狀部

25a‧‧‧凸狀部的端面

Claims (4)

1. 一種離心鑄造製複合輥，係將藉離心鑄造法形成的外層和由延展性鑄鐵所構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：前述外層是選自由以質量基準計1.3~3.7%的C、0.3~3%的Si、0.1~3%的Mn、1~7%的Cr、1~8%的Mo、2.5~7%的V、0.1~3%的Nb及0.1~5%的W所構成的群之至少一種，且含有V是必要元素、0.01~0.2%的B及/或0.05~0.3%的S，且剩餘部分由實質Fe及不可避免的雜質所構成的Fe基合金(Fe-based alloy)所構成，並且前述外層的組織未含有石墨，前述內層具有熔接於前述外層的筒芯部與從前述筒芯部的兩端一體延伸的驅動側(driving-side)軸部及從動側(driven-side)軸部，在前述驅動側軸部的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是0.35~2質量%，在前述從動側軸部的端部之Cr、Mo、V、Nb及W的合計量是0.15~1.8質量%，前者比後者多0.2質量%以上。
2. 如請求項1之離心鑄造製複合輥，其中前述外層更含有選自由以質量基準計0.1~5%的Ni、0.1~10%的Co、0.01~0.5%的Zr、0.005~0.5%的Ti及0.001~0.5%的Al所構成的群之至少一種。
3. 一種離心鑄造製複合輥的製造方法，係製造如請求項1或2之離心鑄造製複合輥之離心鑄造製複合輥的製造方法，其特徵為具有： (1)以旋轉的離心鑄造用圓筒狀鑄模進行前述外層之離心鑄造，(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之前述驅動側軸部用的下模及前述從動側軸部用的上模而構成靜置鑄造用鑄模，(3)於藉由前述上模、前述外層及前述下模所構成之腔室鑄入前述內層用的熔融金屬之工程，在前述上模內之熔融金屬面的上升速度為100mm/秒以下，比在前述下模及前述外層內之熔融金屬面的上升速度小。
4. 如請求項3之離心鑄造製複合輥的製造方法，其中在前述上模內之熔融金屬面的上升速度與在前述下模及前述外層內之熔融金屬面的上升速度的差為50~150mm/秒。