TWI622441B

TWI622441B - 離心鑄造製之熱軋用複合輥

Info

Publication number: TWI622441B
Application number: TW103132571A
Authority: TW
Inventors: 服部敏幸; Toshiyuki Hattori; 小田望; Nozomu Oda; 野崎泰則; Yasunori Nozaki
Original assignee: 日立金屬股份有限公司; Hitachi Metals, Ltd.
Priority date: 2013-09-25
Filing date: 2014-09-22
Publication date: 2018-05-01
Also published as: US9815098B2; EP3050637B1; US20160207084A1; JP5950047B2; BR112016004089B1; EP3050637A1; CN105579158A; KR20160063339A; CN105579158B; EP3050637A4; TW201529202A; JPWO2015045985A1; KR102219334B1; WO2015045985A1

Abstract

一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，係藉離心鑄造法形成的外層與由延展性鑄鐵構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：外層具有如下之化學組成：含有以質量基準計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%及B：0.02~0.12%(或B：0.01~0.12%及S：0.05~0.2%)，剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足由Cr/(Mo+0.5W)≧-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6所表示的關係(其中，在不含有W及Nb之情況，W=0及Nb=0)，含有以面積率計1~15%的MC碳化物、0.5~20%的碳硼化物及1~25%的Cr系碳化物。

Description

離心鑄造製之熱軋用複合輥

本發明係有關一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，其具有在耐磨耗性、耐烙印性(耐事故性，accident resistance)及耐粗皮性上優異的外層及韌性優異的內層之複合構造。

以連續鑄造等製造之厚度數百mm的加熱平板(slab)，係利用具有粗製壓軋機及精製壓軋機之熱軋鋼機(hot strip mill)壓軋成數~數十mm的厚度之鋼板。精製壓軋機通常是將5~7台(stand)的四重式壓軋機作直列配置而成者。在7台的精製壓軋機的情況，第一台至第三台稱為前段台，第四台至第七台稱為後段台。

用在此種熱軋鋼機的工作輥係由和熱薄板接觸的外層與和外層的內面熔接一體的內層所構成。由於和熱薄板接觸的外層係因一定期間的熱軋而承受大的熱負荷及機械的壓軋負荷，故無法避免在表面產生磨耗、粗皮、熱裂等之損傷。從外層將該等損傷研磨削除後，工作輥再度被供作壓軋。從輥外層研磨削除損傷部稱為「修整」。工作輥從初期直徑修整到可用於壓軋的最小直徑(廢棄直徑)後，予以廢棄。從初期直徑修到廢棄直徑稱為壓軋有效直徑。為防止像熱裂那樣大的損傷，壓軋有效直徑內的外層被期待具有優異的耐磨耗性，耐事故性及耐粗皮性。

在有關要求優異的耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性之熱軋鋼機的精細處理後段台用的工作輥方面，自昔就提案一種複合輥，其為提升耐磨耗性而將於耐事故性良好的高合金粒鑄鐵添加有Mo、V等之硬質碳化物形成元素所成的合金作為外層材。例如，特開2004-82209號提案一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，其外殻層的化學成分為由以質量比計C：3.0~4.0%、Si：0.8~2.5%、Mn：0.2~1.2%、Ni：3.0~5.0%、Cr：0.5~2.5%、Mo：0.1~3.0%、V：1.0~5.0%、剩餘部分Fe及不可避免的雜質所構成，軸芯部是由含有C：2.5~4.0%的普通鑄鐵或球狀石墨鑄鐵所形成，外殻層的厚度(T)與軸芯部的半徑(R)是滿足0.03≦T/R≦0.5的關係。此複合輥具有良好的耐烙印性及耐磨耗性。但，熱軋用複合輥的外層更漸漸被要求高耐磨耗性。

亦有提案一種具有由具高耐磨耗性的高速鋼構成的外層之熱軋用複合輥。例如，在有關用在熱軋精細處理前段之複合輥的外層材方面，特開平08-020837號揭示一種磨擦係數小的高速鋼系壓軋用輥外層材，其含有以重量比計C：1.50~3.50%、Si：1.50%以下、Mn：1.20%以下、Cr：5.50~12.00%、Mo：2.00~8.00%、V：3.00~10.00%、Nb：0.60~7.00%、B：大於0.01~0.200%以下、N：大於0.08~0.300%以下，且滿足下述式(1)及(2)，並且由剩餘部分Fe及不可避免的雜質構成， V+1.8 Nb≦7.5 C-6.0…(1)

0.20≦Nb/V≦0.80…(2)。

雖外層材的耐烙印性會依B之添加而提升，惟有關熱軋用複合輥的外層所要求之耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性還不充分。

特開2005-264322號揭示一種耐烙印性優異的熱軋用複合輥，其係外層與內層熔接一體而成的熱軋用複合輥，前述外層具有含有以質量比計C：1.8~3.5%，Si：0.2~2%，Mn：0.2~2%，Cr：4~15%，Mo：2~10%，V：3~10%，P：0.1~0.6%，及B：0.05~0.5%，亦可更含有Nb：3%以下、W：5%以下、Ni：5%以下及Co：2%以下，且由剩餘部分Fe及不可避免的雜質構成之組成。特開2005-264322號記載亦可含有0.03%以下的S。惟，此外層的耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性不充分。

特開平10-008212號揭示一種熱軋用輥，該熱軋用輥之至少輥的外殻層是由含有以重量比計C：1.5~3%、Cr：0.5~5%、Mo：0.5~8%、V：1~8%、W：大於1~8%、Nb：0.1~5%及B：0.01~1%的高碳高速鋼所構成，而在組織中具有5~20面積%之粒徑為15μm以下且長徑/短徑比為2以下的MC型碳化物。記載著S視為不可避免的雜質，若為0.08%以下則亦可含有。惟外殻層並不具有充分的耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性。

特開昭61-26758號揭示一種耐烙印性優異的複合輥外層，其化學組成是含有以重量比計C：1.0~2.0%、Si：0.2~2.0%、Mn：0.5~1.5%、Ni：3.0%以下、 Cr：2~5%、Mo：3~10%、V：4.0%以下及S：0.1~0.6%，且剩餘部分實質由Fe構成。因為此複合輥外層完全不含有B，所以還是没有充分的耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1 特開2004-82209號

專利文獻2 特開2005-264322號

專利文獻3 特開平10-008212號

專利文獻4 特開昭61-26758號

因此，本發明之目的在於提供一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，其具有在耐磨耗性、耐事故性及耐粗皮性上優異的外層與強韌的內層。

本發明第一離心鑄造製之熱軋用複合輥，係藉離心鑄造法形成的外層與由延展性鑄鐵構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：前述外層具有如下之化學組成：含有以質量基準計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%及B：0.02~0.12%，剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下述式(1)所表示的關係(其中，在不含有任意成分的W及Nb之情況，W=0及Nb=0。)，含有以面積率計1~15%的 MC碳化物、0.5~20%的碳硼化物及1~25%的Cr系碳化物，Cr/(Mo+0.5W)≧-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)。

本發明第二離心鑄造製之熱軋用複合輥，係藉離心鑄造法形成的外層與由延展性鑄鐵構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：前述外層具有如下之化學組成：含有以質量基準計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%、B：0.01~0.12%及S：0.05~0.2%，剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下述式(1)所表示的關係(其中，在不含有任意成分的W及Nb之情況，W=0及Nb=0。)，含有以面積率計1~15%的MC碳化物、0.5~20%的碳硼化物及1~25%的Cr系碳化物，Cr/(Mo+0.5W)≧-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)。

較佳為，在前述第一及第二離心鑄造製之熱軋用複合輥中，前述外層更含有2.5質量%以下的Nb及3質量%以下的W。較佳為，前述外層更含有0.01~0.07質量%的N。

較佳為，在前述第一及第二離心鑄造製之熱軋用複合輥中，前述外層更含有選自由質量基準計Co：5%以下、Zr：0.5%以下、Ti：0.5%以下及Al：0.5%以下所構成的群之至少一種。

較佳為，在前述第一及第二離心鑄造製之熱軋用複合輥中，前述外層滿足下述式(2)之關係， 87.56+3.80×(MC碳化物的面積率)-3.06×(Cr系碳化物的面積率)-11.26×(碳硼化物的面積率)≦50…(2)。

較佳為，前述外層具有500以上的維式硬度Hv。

本發明第一離心鑄造製之熱軋用複合輥的外層係不僅因MC碳化物而具高耐磨耗性，且依據0.02~0.12質量%的B所生成的碳硼化物使耐烙印性提升。又，本發明第二離心鑄造製之熱軋用複合輥的外層含有0.01~0.1質量%的B及0.05~0.2質量%的S兩者，故而不僅耐烙印性提升，依MnS的潤滑作用亦使耐磨耗性提升。又，由於本發明的輥在耐磨耗性上優異，故表面因壓軋負荷所致的損傷少，且因耐烙印性亦優異，故壓軋材針對於烙印、附著的粗皮亦具有優異特性。其結果係壓軋後的輥表面是平滑的，因此可獲得所壓軋之製品品質亦良好者。如此一來，具優異耐磨耗性、耐烙印性及耐粗皮性的本發明第一及第二離心鑄造製之熱軋用複合輥係適合於用在熱軋鋼機的精細處理壓軋段。

1‧‧‧外層

2‧‧‧內層

10‧‧‧離心鑄造製之熱軋用複合輥

11‧‧‧壓軋機

12、13‧‧‧試驗用輥

14‧‧‧加熱爐

15‧‧‧冷卻水槽

16‧‧‧捲繞機

17‧‧‧控制器

18‧‧‧壓軋材

21‧‧‧筒芯部

22、23‧‧‧軸部

30‧‧‧離心鑄造用圓筒狀鑄模

32、33、42、52‧‧‧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‧‧‧齒條

72‧‧‧配重

73‧‧‧小齒輪

74‧‧‧試驗材

75‧‧‧咬入材

100‧‧‧靜置鑄造用鑄模

圖1表示熱軋用複合輥之概略剖面圖。

圖2(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2(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3表示生成以Cr系碳化物為主體的共晶碳化物之區域的圖表。

圖4表示壓軋磨耗試驗機之概略圖。

圖5表示磨擦熱衝撃試驗機之概略圖。

圖6實施例8的試驗片之光學顯微鏡照片A。

圖7實施例8的試驗片之光學顯微鏡照片B。

圖8實施例8的試驗片之光學顯微鏡照片C。

圖9實施例8的試驗片之光學顯微鏡照片D。

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]離心鑄造製之熱軋用複合輥

第一及第二離心鑄造製之熱軋用複合輥的相異點僅在於外層中有無S，謹彙整以下兩者作說明，藉由相異點的說明來區別第一及第二離心鑄造製之熱軋用複合輥。

圖1表示由藉由離心鑄造法所形成的外層1與和外層1熔接一體的內層2所構成的熱軋用複合輥10。由延展性鑄鐵構成的內層2係具有熔接於外層1的筒芯部21及從筒芯部21的兩端一體延伸出的軸部22、23。外層1以高速鋼構成者較佳。

(A)外層 (1)必要元素 (a)C：1.6~3質量%

C係和V(Nb)、Cr及Mo結合而生成硬質的碳化物，有助於提升耐磨耗性。在C小於1.6質量%時，有助於耐磨耗性的MC碳化物之結晶析出並不足夠，又，當超過3質量%時，碳化物量過多而使得韌性降低。C含量的下限較佳為1.7質量%，更佳為1.8質量%。又，C含量的上限較佳為2.9質量%，更佳為2.8質量%。

(b)Si：0.3~2.5質量%

Si係具有藉熔融金屬之脫氧而減少氧化物之缺陷的效果。在Si小於0.3質量%時，脫氧效果不充分。Si係會優先地固溶於基地的元素，當超過2.5質量%時，外層會脆化。Si含量的下限較佳為0.4質量%，更佳為0.45質量%。又，Si含量的上限較佳為2.2質量%，更佳為2質量%。

(c)Mn：0.3~2.5質量%

Mn除了具有熔融金屬之脫氧作用外，還與S結合而生成具有潤滑作用的MnS。在Mn小於0.3質量%時，其等效果不充分。另一方面，即便Mn超過2.5質量%，亦無法獲得進一步的效果。Mn含量的下限較佳為0.35質量%。又Mn含量的上限較佳為2.4質量%，更佳為2.2質量%，最佳為2質量%。

(d)Ni：0.1~5質量%

由於Ni具有提升基地的淬火性之作用，故在大型的複合輥之情況添加Ni時，防止在冷卻中產生波來鐵，可使外層的硬度提升。惟當Ni超過5質量%時，沃斯田鐵過於穩定，變得難以提升硬度。Ni含量的上限較佳為4.5質量%，更佳為4質量%。欲獲得充分的添加效果時，Ni含量的下限為0.1質量%，較佳為0.3質量%。

(e)Cr：2.8~7質量%

Cr係為有效使基地成為變韌鐵或麻田散鐵而保持硬度俾維持耐磨耗性的元素。在Cr小於2.8質量%時，其效果並不充分，又，當超過7質量%時，基地組織會脆化。Cr含量的下限較佳為3.2質量%，更佳為3.6質量%，最佳為4質量%。又，Cr含量的上限較佳為6.8質量%，更佳為6.5質量%。

(f)Mo：1.8~6質量%

Mo係和C結合而形成硬質碳化物(M₆C，M₂C)，使外層的硬度増加。又，Mo係連同V(及Nb)一起生成強韌且硬質的MC碳化物，使得耐磨耗性提升。在Mo小於1.8質量%時，其等效果不充分。另一方面，當Mo超過6質量%時，外層的韌性會劣化。Mo含量的下限較佳為2.0質量%，更佳為2.5質量%。又，Mo含量的上限較佳為5.5質量%，更佳為5質量%。

(g)V：3.3~6.5質量%

V係和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的維式硬度Hv，在碳化物中是最硬的。在V小於3.3質量%時，MC碳化物的結晶析出量並不足夠。另一方面，當V超過6.5質量%時，比重輕的MC碳化物因離心鑄造中的離心力而在內面側變濃，不僅MC碳化物的半徑方向偏析變得明顯，外層還變得難以和內層熔接成一體。V含量的下限較佳為3.4質量%，更佳為3.5質量%。又，V含量的上限較佳為6.4質量%。

(h-1)B：0.02~0.12質量%

第一離心鑄造製之熱軋用複合輥雖含有0.02~0.12質量%的B，惟不含有超過雜質量的S。B係形成具有潤滑作用的碳硼化物。碳硼化物係含有金屬元素、碳及硼之相，典型係以50~80質量%的Fe、5~17質量%的Cr、0.5~2質量%的V、5~17質量%的Mo+W、3~9質量%的C及1~2.5質量%的B為主成分。碳硼化物亦可含有微量成分的Si、Mn、Ni及Nb。

由於碳硼化物的潤滑作用特別在高溫下會明顯發揮，故可在熱軋材咬入時有效地防止烙印。為了發揮有效的潤滑作用，碳硼化物的面積率係1~20%。在B小於0.02質量%時，並不會形成上述面積率範圍的碳硼化物。另一方面，當B超過0.12質量%時，外層會脆化。B含量的下限較佳為0.025質量%。又，B含量的上限較佳為1質量%，更佳為0.08質量%。

(h-2)B：0.01~0.12質量%及S：0.05~0.2質量%

第二離心鑄造製之熱軋用複合輥係含有0.01~0.1質量%的B及0.05~0.2質量%的S兩者。B含量的下限較佳為0.02質量%，上限較佳為0.08質量%。又，在用以形成具有潤滑作用的MnS之S是小於0.05質量%時，並無法獲得充分的潤滑作用，又，當超過0.2質量%時，會引起外層之脆化。S含量的下限較佳為0.1質量%，更佳為0.15質量%。

(2)任意元素 (a)Nb：2.5質量%以下

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，固溶於MC碳化物而強化MC碳化物，使外層的耐磨耗性提升。相較於VC而言NbC與熔融金屬密度之差小，故而減輕MC碳化物之偏析。當Nb超過2.5質量%時，MC碳化物凝集，變得難以獲得健全的外層。欲獲得提升外層之耐磨耗性效果時，Nb含量的下限較佳為0.1質量%。Nb含量的上限較佳為2.3質量%，更佳為2質量%。

(b)W：3質量%以下

W係和C結合而生成硬質的M₆C及M₂C之碳化物，有助於提升外層的耐磨耗性。又，亦固溶於MC碳化物使其比重増加，具有減輕偏析的作用。惟當W超過3質量%時，因為加重熔融金屬之比重，故變得容易發生碳化物偏析。因此，在添加W的情況，其較佳含量為3質量%以下。W含量的上限更佳為2.8質量%，最佳為2.5質量%。又，欲獲得充分的添加效果時，W含量的下限更佳為0.1質量%，最佳為0.2質量%。

(c)N：0.01~0.07質量%

N係具有將碳化物微細化之效果，惟超過0.07質量%時，外層會脆化。欲獲得充分的碳化物微細化效果時，N含量的下限較佳為0.01質量%，更佳為0.015質量%。又，N含量的上限更佳為0.06質量%。

(d)Co：5質量%以下

Co係為可有效強化基地組織之元素，惟超過5質量%，則使外層的韌性降低。在欲獲得充分的基地組織強化效果時，Co含量的下限係0.1質量%較佳。

Co含量的上限更佳為3質量%。 (e)Zr：0.5質量%以下

Zr係和C結合而生成MC碳化物，使耐磨耗性提升。又，Zr係在熔融金屬中生成氧化物，由於此氧化物作用成結晶核，使得凝固組織變微細。而且，Zr使MC碳化物的比重増加，具有防止偏析的效果。但是，當Zr超過0.5質量%時，會成為夾雜物故而不佳。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0.01質量%。

(f)Ti：0.5質量%以下

Ti係與N及O結合而形成氮氧化物。此等懸浮於熔融金屬中而成核，將MC碳化物微細化及均質化。惟，當Ti超過0.5質量%時，熔融金屬的黏性増加，容易發生鑄造缺陷。在欲獲得充分的添加效果時，Ti含量的下限較佳為0.005質量%，0.01質量%者更佳。又，Ti含量的上限更佳為0.3質量%，最佳為0.2質量%。

(h)Al：0.5質量%以下

Al係與阻礙石墨化元素的N及O結合而形成氮氧化物。此等懸浮於熔融金屬中成為核，使MC碳化物微細均一地結晶析出。惟，當Al超過0.5質量%時，外層變脆而招致機械性質劣化。欲獲得充分的添加效果時，Al含量的下限較佳為0.001質量%，更佳為0.01質量%。又，Al含量的上限更佳為0.3質量%，最佳為0.2質量%。

(3)不可避免的雜質

外層的組成之剩餘部分係實質由Fe及不可避免的雜質構成。由於不可避免的雜質當中的P會招致機械性質劣化，故盡可能少者較佳。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)關係式

以如下所述為特徵：外層係滿足下述式(1)所表示的關係：Cr/(Mo+0.5W)≧-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)

[其中，C、Cr、Mo、V、Nb及W的記號係表示由其等所表示之元素的含量(質量%)，在不含Nb及W的情況Nb及W為0]。式(1)係經調查含有此等成分之鋼材的組織所獲得之結果。式(1)的左邊的Cr/(Mo+0.5W)係表示Cr系碳化物形成元素與Mo系碳化物形成元素之比率，右邊的[C-0.2(V+1.19Nb)]係表示C平衡。下述式(1’)：Cr/(Mo+0.5W)=-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1’) 係在圖3中是用直線A來表示，在直線A之上(包含線上)係會生成以Cr系碳化物為主體的共晶碳化物之區域，在直線A之下(不包含線上)係會生成以Mo系碳化物為主體的共晶碳化物之區域。因此，式(1)係表示圖3中在直線A之上(包含線上)的會生成以Cr系碳化物為主體的共晶碳化物之區域。在直線A之上的會生成以Cr系碳化物為主體的共晶碳化物之區域，可謂其耐事故性通常是比在直線A之下的會生成以Mo系碳化物為主體的共晶碳化物的區域還良好。

(5)組織

外層的組織係含有MC碳化物、M₇C₃或M₂₃C₆的以Cr為主體的碳化物(Cr系碳化物)，及碳硼化物。經分析的結果，認為碳硼化物具有M₃(C,B)的組成。外層的組織係除此之外，還含有少量的M₂C或M₆C的以Mo為主體的碳化物(Mo系碳化物)。

外層係含有以面積率計1~15%的MC碳化物。在有助於耐磨耗性的MC碳化物的面積率是小於1%時，外層1不具有充分的耐磨耗性。另一方面，當MC碳化物的面積率超過15%時，外層1會脆化。MC碳化物的面積率的下限較佳為1%，更佳為4%。又，MC碳化物的面積率的上限較佳為12%。

任一離心鑄造製之熱軋用複合輥均是外層1含有以面積率計0.5~20%的碳硼化物。因碳硼化物之潤滑作用而呈現優異的耐烙印性。碳硼化物的面積率的下限較佳為1%，更佳為2%。又，碳硼化物的面積率的上限較佳為10%，更佳為9%。

外層係含有以面積率計1~25%的Cr系碳化物，有助於耐磨耗性。Cr系碳化物的面積率的下限較佳為3%，更佳為5%。又，Cr系碳化物的面積率的上限較佳為25%。基地雖然以麻田散鐵及/或變韌鐵為主體，但亦有吐粒散鐵析出的情況。

較佳為，外層1滿足下述式(2)：87.56+3.80×(MC碳化物的面積率)-3.06×(Cr系碳化物的面積率)-11.26×(碳硼化物的面積率)≦50…(2)之關係。式(2)係依據各組織要素對耐烙印性之影響，經實驗求得者。藉由MC碳化物的面積率、Cr系碳化物的面積率及碳硼化物的面積率滿足式(2)的關係，可獲得耐烙印性優異的外層1。外層1的維式硬度Hv係500以上者較佳，550~800者更佳。

(B)內層

內層2由高強度的延展性鑄鐵(亦稱為「球狀石墨鑄鐵」)構成。為因應於外層1的長壽命化亦延長內層2的軸頸部(軸部)22、23之壽命，以具有高耐磨耗性者較佳。當因軸頸部之磨耗而與軸承之間的晃動變大時，不得不廢棄複合輥10。為提供高耐磨耗性的軸頸部，以內層2的延展性鑄鐵具有35%以下的肥粒鐵面積率者較佳。就延展性鑄鐵而言，因球狀石墨之結晶使其周圍的碳量降低，容易成為低硬度的肥粒鐵組織。肥粒鐵面積率越多基地的硬度越降低，因此耐磨耗性降低。內層2用的延展性鑄鐵之肥粒鐵面積率較佳為32%以下。

延展性鑄鐵之肥粒鐵面積率係受合金元素的量所影響。成為肥粒鐵面積率35%以下的延展性鑄鐵之組成為，含有以質量基準計C：2.3~3.6%、Si：1.5~3.5%、Mn：0.2~2.0%、Ni：0.3~2.5%、Cr：0.05~1.0%、Mo：0.05~1.0%、Mg：0.01~0.08%及V：0.05~1.0%，剩餘部分Fe及不可避免的雜質。除上述必要元素以外，亦可含有Nb：0.7%以下及W：0.7%以下。再者，為使肥粒鐵面積率降低，P通常是作為雜質元素以0.005~0.05%程度加入至延展性鑄鐵，但為降低肥粒鐵面積率亦可添加到0.5%為止。延展性鑄鐵為，鐵基地以肥粒鐵及波來鐵為主體，此外含有石墨及微量的滲碳體。

[2]離心鑄造製之熱軋用複合輥的製造方法

圖2(a)及圖2(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的軸部23之腔室60b，下模50具有用以形成內層2的軸部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者。

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。於軸部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逐漸上昇到上模40而一體鑄造由軸部22、筒芯部21及軸部23所構成的內層2。

當在藉離心鑄造法形成外層後鑄入內層用的熔融金屬時，外層1的溫度會因為內層用熔融金屬之影響而上昇。將那時的外層1之使用區域的溫度稱為外層1的再加熱溫度。在含有B的外層1會生成較低融點(約1100℃)的碳硼化物，當再加熱溫度高到超過1100℃的程度時，碳硼化物熔融而產生微小腔室缺陷。反之，當外層1的再加熱溫度過低(內層2的鑄入溫度過低)時，外層1與內層2之熔接變不充分。因此，將外層1的使用區域之再加熱溫度設為500℃~1100℃較佳。此條件係至少在外層1的壓軋有效直徑內滿足即可。

利用以下實施例來詳細說明，惟本發明不受該等所限定。

實施例1~8，比較例1及2

將圖2(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所示之組成的各熔融金屬進行外層1的離心鑄造。在外層1凝固後，使內面形成有外層1(厚度：90mm)的圓筒狀鑄模30立起，於軸部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之上立設軸部23形成用的中空狀上模40(內徑600mm及長度2000mm)，構成圖2(b)所示之靜置鑄造用鑄模100。

從上方開口部43對靜置鑄造用鑄模100的腔室60注入含有以下化學組成之延展性鑄鐵熔融金屬，以質量基準計C：3.0%、Si：2.6%、Mn：0.3%、Ni：1.4%、Cr：0.1%、Mo：0.2%、Mg：0.05%、P：0.03%及S：0.03%，且剩餘部分實質具有Fe及不可避免的雜質，且於中途接種含有Si的石墨化接種材而製造在外層1的內面一體熔接有內層2而成的複合輥。

測定從各實施例及各比較例的外層切出之各試料的維式硬度Hv。結果顯示於表3。

針對從各實施例及各比較例的外層切出的試驗片，按下述的程序利用光學顯微鏡進行組織觀察。

步驟1：以碳化物不會顯現的方式，對各試驗片進行鏡面研磨。

步驟2：以村上氏腐蝕劑對各試驗片腐蝕約30秒後，拍攝各試驗片的組織之光學顯微鏡照片A。

步驟3：使用平均粒徑3μm的金剛石微粒子糊膏對各試驗片進行10~30秒拋光研磨。

步驟4：以同步驟2的照片之視野，拍攝各試驗片的組織之光學顯微鏡照片B。

步驟5：藉由鉻酸電蝕對各試驗片腐蝕約1分鐘。

步驟6：以村上氏腐蝕劑腐蝕約30秒後，以同步驟2的照片之視野，拍攝各試驗片的組織之光學顯微鏡照片C。

步驟7：以過硫酸銨水溶液對各試驗片腐蝕約1分鐘。

步驟8：以同步驟2的照片之視野，拍攝各試驗片的組織之光學顯微鏡照片D。

關於實施例8的試驗片，圖6顯示光學顯微鏡照片A，圖7顯示光學顯微鏡照片B，圖8顯示光學顯微鏡照片C，圖9顯示光學顯微鏡照片D。在表2中用○符號來表示可從照片A~D測定的組織要素。

使用影像解析軟體，藉由下述的方法從各個照片求得MC碳化物、Cr系碳化物及碳硼化物的面積率。結果顯示於表3。

(1)在光學顯微鏡照片A中，因為黑色的部分部分為Mo系碳化物及Cr系碳化物，故由照片A求得Mo系碳化物+Cr系碳化物的面積率。

(2)在光學顯微鏡照片B中，因為黑色的部分為Mo系碳化物，故由照片B求得Mo系碳化物的面積率。藉由從照片A所求得之Mo系碳化物+Cr系碳化物的面積率減去由照片B所求得之Mo系碳化物的面積率，求得Cr系碳化物的面積率。

(3)在光學顯微鏡照片C中，因為黑色的部分為MC碳化物、Mo系碳化物及Cr系碳化物，故由照片C求得MC碳化物+Mo系碳化物+Cr系碳化物的面積率。藉由從照片C所求得之MC碳化物+Mo系碳化物+Cr系碳化物的面積率減去由照片A所求得之Mo系碳化物+Cr系碳化物的面積率，求得MC碳化物的面積率。

(4)在光學顯微鏡照片D中，因為黑色的部分為基地、MC碳化物、Mo系碳化物及Cr系碳化物，故由照片D求得白的部分之碳硼化物的面積率。

經觀察實施例1~8的外層組織之結果，在壓軋有效直徑內無法看出微小腔室。當因內層之鑄入使外層被再加熱至超過1100℃時，則會因為低融點的碳硼化物之熔融而產生微小腔室，故從以上的觀察結果，可推定在壓軋有效直徑內之外層的再加熱溫度是1100℃以下。

經利用電場發射電子微探儀(FE-EPMA)分析存在於實施例8的外層組織中之碳硼化物的結果，了解到碳硼化物係具有以68.5質量%的Fe、7.4質量%的Cr、1.4質量%的V、12.3質量%的Mo+W、7.2質量%的C、及1.7質量%的B為主成分的組成。

使用實施例1~8及比較例1及2的各外層用熔融金屬，製作外徑60mm、內徑40mm及寬度40mm的空心軸構造之試驗用輥。為評價耐磨耗性，使用圖4所示的壓軋磨耗試驗機，對各試驗用輥進行磨耗試驗。壓軋磨耗試驗機係具備壓軋機11、被裝入壓軋機11的試驗用輥12,13、預熱壓軋材18的加熱爐14、冷卻壓軋材18的冷卻水槽15、在壓軋中賦予一定張力的捲繞機16及調節張力的控制器17。壓軋磨耗條件如下。壓軋後，利用觸針式表面粗度計測定在試驗用輥表面產生的磨耗深度。將結果顯示於表4。

壓軋材：SUS304

壓下率：25%

壓軋速度：150m/分

壓軋材溫度：900℃

壓軋距離：300m/次

輥冷卻：水冷

輥數：4重式

為評價耐事故性，使用圖5所示的磨擦熱衝撃試驗機對各試驗用輥進行烙印試驗。磨擦熱衝撃試驗機係讓配重72落於齒條71以旋動小齒輪73，使咬入材75強硬接觸於試驗材74者。依據烙印面積率評價烙印程度如下。結果顯示於表4。烙印越少耐事故性越佳。

○：幾乎無烙印(烙印面積率小於40%)。

△：稍有烙印(烙印面積率40%以上且小於60%)。

×：有明顯烙印(烙印面積率60%以上)。

Claims

一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，係藉離心鑄造法形成的外層與由延展性鑄鐵構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：前述外層具有如下之化學組成：含有以質量基準計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%及B：0.02~0.12%，剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下述式(1)所表示的關係(其中，在不含有任意成分的W及Nb之情況，W=0及Nb=0)，含有以面積率計1~15%的MC碳化物、0.5~20%的碳硼化物及1~25%的Cr系碳化物，Cr/(Mo+0.5W)≧-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)。
一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，係藉離心鑄造法形成的外層與由延展性鑄鐵構成的內層一體熔接而成，該離心鑄造製複合輥之特徵為：前述外層具有如下之化學組成：含有以質量基準計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%、B：0.01~0.12%及S：0.05~0.2%，剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下述式(1)所表示的關係(其中，在不含有任意成分的W及Nb之情況，W=0及Nb=0)，含有以面積率計1~15%的MC碳化物、0.5~20%的碳硼化物及1~25%的Cr系碳化物，Cr/(Mo+0.5W)≧-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6…(1)。
如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中前述外層更含有2.5質量%以下的Nb及3質量%以下的W。
如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中前述外層更含有0.01~0.07質量%的N。
如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中前述外層更含有選自由質量基準計Co：5%以下、Zr：0.5%以下、Ti：0.5%以下及Al：0.5%以下所構成的群之至少一種。
如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中前述外層滿足下述式(2)之關係，87.56+3.80×(MC碳化物的面積率)-3.06×(Cr系碳化物的面積率)-11.26×(碳硼化物的面積率)≦50…(2)。
如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中前述外層具有500以上的維式硬度Hv。