TWI712697B - 軋輥用外層及輥軋用複合輥 - Google Patents

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Abstract

本發明的軋輥用外層，其以質量為基準，含有1.3～2.8%的C、0.3～1.8%的Si、0.3～2.5%的Mn、0～6.5%的Ni、1～10%的Cr、0.9～6%的Mo、0～8%的W、0.5～6%的V、0～3%的Nb、及0%以上且未滿0.01%的B，且剩餘部分是由Fe和不可避免的雜質所構成，並具有滿足下述數式(1)和數式(2)的化學組成： 數式(1)：1000≦1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≦1115； 數式(2)：5≦Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≦15； 其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V及Nb表示各自的元素的質量%； 並且，該軋輥用外層所具有的組織，含有共晶碳化物而不含有石墨。

Description

軋輥用外層及輥軋用複合輥
本發明關於耐磨耗性(wear resistance)、耐熔執性(seizure resistance)及耐表面粗化性(surface roughening resistance)優異的軋輥用外層及輥軋用複合輥；該軋輥用外層，適用於容易產生熔執的熱軋薄板(hot sheet metal)後階段精軋台(later stage finishing stand)及不同圓周速率輥軋(different peripheral speed rolling)型鋼軋台等；該輥軋用複合輥，具有此種外層與強韌的內層熔接一體化而成的複合構造。
利用具有粗軋機和精軋機之熱軋板條機(hot strip mill)，將利用連續鑄造等製造而成的厚度數百mm(毫米)的加熱扁鋼胚(slab)，輥軋成厚度數～數十mm的鋼板。精軋機，通常是將5～7個軋台的四重式軋機串聯地配置而成。當使用7個軋台的精軋機時，從第一軋台直到第三軋台稱為前階段軋台，從第四軋台直到第七軋台稱為後階段軋台。在這種熱軋板條機中使用的工作輥，是由與熱軋薄板接觸的外層、及與外層的內表面熔接一體化的內層所構成。
近年來，熱軋鋼板的板厚精度提升和表面品質提升的要求越來越高，而謀求一種具有高耐磨耗性的輥軋用輥，所以在製造薄鋼板之熱精軋機的前階段中使用高速鋼軋輥(high speed steel roll)。但是，在熱精軋機的後階段，先前主要是使用高合金晶粒鑄鐵軋輥(high alloy grain cast roll)，其遭遇絞入事故(drawing accident)的機率高，所謂的絞入事故是當輥軋材料在軋台間移動時重疊而被咬入上下軋輥間的事故。
因為在這種絞入事故中，輥軋材料會熔執在軋輥外層的表面上，所以過大的熱和機械的負荷會作用在軋輥外層的表面上並使其產生破裂(crack)。如果不管破裂而繼續使用軋輥，則使得破裂擴大並造成被稱為軋輥折損和剝落(spalling)等之軋輥破損。當絞入(咬入卡住)事故發生時，必須切削軋輥表面以除去破裂處，所以如果破裂越深軋輥的損失也變大並造成軋輥成本增加。因此，期望一種耐事故性優異的軋輥用外層及具有此種外層之輥軋用複合輥，該耐事故性是指即便引起輥軋事故時，破裂所造成的損傷也不大。
高合金晶粒鑄鐵軋輥，具有由石墨、碳化物及基體(base)所構成的組織，特別是耐熔執性優異，所以即便遭遇絞入事故時，也極少有破裂的產生和擴大的情況。也就是說，高合金晶粒鑄鐵軋輥的耐事故性優異。但是，其構成要素中的碳化物是M3 C系(雪明碳鐵，cementite)，相較於高速鋼材，其耐磨耗性較差。因此，實行各種改善。例如作為一種改善複合輥的耐磨耗性的技術，該複合輥具有高合金晶粒鑄鐵的外層，本申請人先前在日本特開2005-169426號公報中，發現藉由使外層含有Mg(鎂)或Ca(鈣)，能夠使得MC系碳化物的形狀成為細微的粒狀，並且在金屬組織中均勻地分散，而提案一種耐磨耗性、耐表面粗化性及耐事故性提升的輥軋用複合輥。但是，此複合輥的外層包含石墨，所以雖然相較於一般的高速鋼軋輥具有較佳的耐熔執性，但是有耐磨耗性和耐表面粗化性較差的問題。
作為一種前階段用熱精軋複合輥的外層，該複合輥具有的外層是由具有高耐磨耗性的高速鋼所構成，例如日本特開平08-020839號公報中，揭示一種摩擦係數小的高速鋼系輥軋用軋輥外層，以重量比計，含有1.50～3.50%的C(碳)、1.50%以下的Si(矽)、1.20%以下的Mn(錳)、5.50～12.00%的Cr(鉻)、2.00～8.00%的Mo(鉬)、3.00～10.00%的V(釩)、0.60～7.00%的Nb(鈮)、超過0.01%～0.200%以下的B(硼)、及超過0.08%～0.300%以下的N(氮)，並滿足V+1.8Nb≦7.5C-6.0、及0.20≦Nb/V≦0.80的數式，且剩餘部分是由Fe(鐵)和不可避免的雜質所構成。日本特開平08-020837號公報，記載了一種技術，其使軋輥的外層的組織中的共晶碳化物增加，藉此減少粒狀碳化物與其他部分的段差，並能夠降低摩擦係數。藉由B和N的添加來降低在軋輥接觸面的摩擦係數。但是，要求進一步改善輥軋用複合輥的外層的耐熔執性。
日本特開2002-47529號公報，揭示一種熱軋輥用外層，其具有下述組成：以質量為基準，包含1.2～2.2%的C、0.1～0.6%的Si、0.1～0.6%的Mn、6～12%的Cr、3～6%的Mo、0.3～1.5%的Ni(鎳)、3～8%的V、及1.0～8.00%的Co(鈷)，並進一步滿足0≦[C-0.236V-0.129Nb]≦0.4、及0.27≦Mo/Cr≦0.80的數式，且剩餘部分是由Fe和不可避免的雜質所構成。日本特開2002-47529號公報，記載了一種技術，其為了防止絞入事故發生時的破裂擴大，如果減少在軋輥外層中產生網狀的共晶碳化物並減少破裂的擴散路徑，則能夠得到一種耐事故性優異的熱軋用輥外層。但是，在日本特開2002-47529號公報的外層中，不能夠得到充分的耐磨耗性和耐熔執性。
WO2016/031519A1，揭示一種輥軋用複合輥的外層材料，以質量為基準，包含：1.8～2.5%的C、超過0%且1.0%以下的Si、超過0%且1.0%以下的Mn、超過0%且0.5%以下的Ni、超過3.0%且8.0%以下的Cr、超過2.0%且10.0%以下的Mo、超過0%且10.0%以下的W(鎢)、超過0%且10.0%以下的V、及超過0%且未滿0.01%的B，以及剩餘部分是Fe和不可避免的雜質。WO2016/031519A1，記載了一種技術，其調整B量並使得二次共晶碳化物中包含的B量降低，藉此能夠謀求二次共晶碳化物的強度的提升，所以即便在凝固後暴露在1100℃左右的高溫下也能夠防止二次共晶碳化物的熔損，使得外層發揮優異的耐表面粗化性。但是，此外層不能夠發揮充分的耐磨耗性和耐熔執性。
在熱軋領域中，為了對應近年來要求的鋼板的板厚精度提升和表面品質提升，本發明人在WO2015/045984A1中，提案一種熱軋用離心鑄造複合輥，其具有的外層的化學組成，以質量為基準，含有1~3%的C、0.4~3%的Si、0.3~3%的Mn、1~5%的Ni、2~7%的Cr、3~8%的Mo、3~7%的V、及0.01~0.12%的B，且剩餘部分是由Fe和不可避免的雜質所構成，並滿足藉由數式(1)：Cr/(Mo+0.5W)<-2/3[C-0.2(V+1.19Nb)]+11/6所表示的關係，其中，當不含有任意成分的W和Nb時，W=0和Nb=0，並且以面積率計，含有1~15%的MC碳化物、0.5~20%的碳化硼(boron carbide)、及0.5~20%的Mo系碳化物。此複合輥的外層，藉由組織中的碳化硼而顯出優異的耐熔執性，並能夠發揮充分的耐磨耗性和耐熔執性。但是當外層與由延性鑄鐵(ductile iron)所構成的內層進行熔接一體化時，如果外層中的B擴散至內層，則內層中的石墨的周圍容易成為肥粒鐵(ferrite，鐵氧體)。如果內層中的肥粒鐵面積率增加，則內層的耐磨耗性降低。雖然內層不會與輥軋的薄板直接地接觸，但是因為是利用軸承來支撐，所以如果內層的磨耗繼續惡化，則可能會在輥軋作業中產生振動並對鋼板品質造成不良影響。
因此，期望一種軋輥用外層，其即便為了維持內層的耐磨耗性而使得B的含有量未滿0.01%，也能夠得到板厚精度和表面品質高的熱軋鋼板。
[發明所欲解決的問題] 因此，本發明的目的在於提供一種軋輥用外層，其耐磨耗性、耐熔執性及耐表面粗化性優異，特別是為了維持內層的耐磨耗性而使得B的含有量未滿0.01%。
本發明的另一個目的在於提供一種輥軋用複合輥，其具有此種外層。
[解決問題的技術手段] 鑒於上述目的而進行深入研究的結果，本發明人發現，如果在B含有量被抑制成未滿0.01%的高速鋼製的軋輥用外層中，晶化(crystallization)出與石墨發揮同樣機能(耐熔執性)的晶相，則能夠發揮優異的耐磨耗性、耐熔執性及耐表面粗化性，而完成本發明。
亦即，本發明的軋輥用外層，其特徵在於： 以質量為基準，含有1.3～2.8%的C、0.3～1.8%的Si、0.3～2.5%的Mn、0～6.5%的Ni、1～10%的Cr、0.9～6%的Mo、0～8%的W、0.5～6%的V、0～3%的Nb、及0%以上且未滿0.01%的B，且剩餘部分是由Fe和不可避免的雜質所構成，並具有滿足下述數式(1)和數式(2)的化學組成： 數式(1)：1000≦1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≦1115； 數式(2)：5≦Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≦15； 其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V及Nb表示各自的元素的質量%； 並且，該軋輥用外層所具有的組織，含有共晶碳化物而不含有石墨。
在本發明的軋輥用外層中，較佳是藉由示差熱分析(differential thermal analysis)求得的複數個凝固發熱開始溫度之中，最低的凝固發熱開始溫度是1100℃以下。
本發明的軋輥用外層，較佳是進一步以質量為基準，含有從由5%以下的Co、0.5%以下的Zr(鋯)、0.5%以下的Ti(鈦)、及0.5%以下的Al(鋁)所組成之群組中選出的至少一種。
本發明的輥軋用複合輥，其特徵在於：具有上述外層與內層熔接一體化而成的構造。前述內層較佳是由延性鑄鐵所構成。
[發明的效果] 本發明的軋輥用外層，不僅藉由共晶碳化物而具有高耐磨耗性，耐熔執性也提升，由於輥軋負荷而造成的表面損傷少而具有優異的耐表面粗化性。因此，即便輥軋後也能夠維持平滑的軋輥表面，所以有益於輥軋製品的品質的提升。又，本發明的軋輥用外層，僅含有未滿0.01%的B，所以能夠防止內層的耐磨耗性的降低。將具有這種特徵的外層與內層熔接一體化而成的輥軋用複合輥，能夠在熱軋領域中對應近年來所要求的鋼板的板厚精度提升和表面品質提升。
雖然以下詳細地說明本發明的實施形態，但是本發明不受限於這些實施形態，只要在不脫離本發明的技術思想的範圍內也可以進行各種變更。如果沒有特別註明，當僅記載「%」時是指「質量%」。
[1]軋輥用外層 (A) 組成 本發明的軋輥用外層，是由鐵(Fe)基合金所形成，該Fe基合金，以質量為基準，含有1.3～2.8%的C、0.3～1.8%的Si、0.3～2.5%的Mn、0～6.5%的Ni、1～10%的Cr、0.9～6%的Mo、0～8%的W、0.5～6%的V、0～3%的Nb、及0%以上且未滿0.01%的B，且剩餘部分實質上是由Fe和不可避免的雜質所構成。
(1)主要元素 (a)碳(C)：1.3～2.8質量% C能夠與V、Nb、Cr、Mo及W結合並產生硬質碳化物，而有益於外層的耐磨耗性的提升。如果C未滿1.3質量%，則硬質碳化物的晶化量太少而不能夠賦予外層充分的耐磨耗性。另一方面，如果C超過2.8質量%，則過多的碳化物的晶化會造成外層的韌性降低而使得耐破裂性降低，所以由於輥軋所造成的破裂變深而使得軋輥損失增加。C的含有量的下限較佳是1.5質量%，更佳是1.8質量%。又，C的含有量的上限較佳是2.6質量%。
(b)矽(Si)：0.3～1.8質量% Si能夠藉由熔融金屬(molten metal)的脫氧來減少氧化物的缺陷，並且固熔在基體中而使得耐熔執性提升，進一步具有提升熔融金屬的流動性並防止發生鑄造缺陷的作用。如果Si未滿0.3質量%，則熔融金屬的脫氧作用不充分，熔融金屬的流動性也不足，而使得缺陷發生率高。另一方面，如果Si超過1.8質量%，則使得合金基體脆化並造成外層的韌性降低。Si含有量的下限較佳是0.5質量%。又，Si含有量的上限較佳是1.5質量%，更佳是1.2質量%，最佳是1.0質量%。
(c)錳(Mn)：0.3～2.5質量% Mn除了熔融金屬的脫氧作用以外，還具有將雜質也就是S(硫)固定成MnS的作用。MnS具有潤滑作用並具有防止輥軋材料發生熔執的效果，所以較佳是含有需要量(適量)的MnS。如果Mn未滿0.3質量%，則其添加效果不充分。另一方面，即便Mn超過2.5質量%，也不能夠得到進一步的效果。Mn的含有量的下限較佳是0.5質量%。Mn的含有量的上限較佳是2.0質量%，更佳是1.5質量%。
(d)鎳(Ni)：0～6.5質量% Ni具有提升基體的焠火性(hardenability，硬化性)的作用，所以當製作大型的複合輥時如果添加Ni，則能夠防止冷卻中發生波來鐵(pearlite)，並提升外層的硬度。又，如果Ni的添加量太多則沃斯田鐵(austenite)太過穩定化而難以提升硬度，所以設為6.5%以下。從提升焠火性的觀點來看，Ni含有量較佳是0.1質量%以上，更佳是0.3質量%以上，進一步更佳是0.5質量%以上，進一步更佳是0.6質量%以上，進一步更佳是0.8質量%以上，最佳是1.0質量%以上。又，從提升硬度的觀點來看，Ni含有量較佳是5.5質量%以下，更佳是4.5質量%以下。
(e)鉻(Cr)：1～10質量% Cr能夠使基體成為變韌鐵(bainite)或麻田散鐵(martensite)而保持硬度，又如果添加量多則會形成碳化物而對於維持耐磨耗性是一種有效的元素。如果Cr未滿1質量%，則其效果不充分。另一方面，如果Cr超過10質量%，則基體組織的韌性會降低。Cr的含有量的下限較佳是1.5質量%，更佳是2質量%。又，Cr含有量的上限較佳是9質量%，更佳是8.5質量%。
(f)鉬(Mo)：0.9～6質量% Mo能夠與C結合並形成硬質碳化物(M6 C、M2 C)而增加外層的硬度，並且提升基體的焠火性。又，Mo能夠與V和Nb一起產生強韌且硬質的MC碳化物而提升耐磨耗性。如果Mo未滿0.9質量%，則這些效果不充分。另一方面，如果Mo超過6質量%，則外層的韌性會降低。Mo含有量的下限較佳是1.5質量%。又，Mo含有量的上限較佳是5質量%。
(g)鎢(W)：0～8質量% W能夠與C結合並形成硬質的M6 C等硬質碳化物而有益於提升外層的耐磨耗性。又，W固熔於MC碳化物中而增加其比重，也能夠具有減輕偏析(segregation)的作用。但是，如果W超過8質量%，則M6 C碳化物變多並使得組織變得不均質(heterogeneity)，而成為表面粗化的原因。因此，當添加W時必須是8質量%以下。另一方面，如果W未滿0.5質量%，則其添加效果不充分，所以較佳是0.5質量%以上。W的含有量的上限較佳是6質量%，更佳是4質量%，進一步更佳是2質量%。
(h)釩(V)：0.5～6質量% V是能夠與C結合並產生硬質的MC碳化物之元素。MC碳化物具有2500～3000的維氏硬度Hv(vickers hardness)，是碳化物之中最硬的。如果V未滿0.5質量%，則MC碳化物的晶化量和析出量不充分。另一方面，如果V超過6質量%，則比重輕的MC碳化物會因為離心鑄造中的離心力而集中在外層的內側，不僅使得MC碳化物的半徑方向偏析的情況嚴重，也使得MC碳化物粗大化並造成合金組織變粗，當輥軋時容易產生表面粗化。V含有量的下限較佳是0.8質量%，更佳是1.2質量%。V含有量的上限較佳是5質量%，更佳是4質量%，進一步更佳是3質量%。
(i)鈮(Nb)：0～3質量% 與V同樣，Nb也能夠與C結合並產生硬質MC碳化物。Nb藉由與V和Mo的複合添加而能夠固熔在MC碳化物中並強化MC碳化物，而提升外層的耐磨耗性。因為相較於VC系的MC碳化物，NbC系的MC碳化物與熔融金屬密度的差更小，所以能夠減輕MC碳化物的偏析。Nb含有量的下限較佳是0.2質量%。Nb含有量的上限較佳是2質量%，更佳是1.5質量%，進一步更佳是1質量%。
(j)硼(B)：0質量%以上且未滿0.01質量% 如果B的含有量變成0.01質量%以上，則當與由延性鑄鐵所構成的內層熔接一體化時，容許量以上的B可能會擴散至內層。如果過剩的B擴散至內層，則內層中的石墨的周圍容易成為肥粒鐵並造成內層的肥粒鐵面積率增加，所以內層的耐磨耗性降低。雖然內層不會與熱軋薄板直接地接觸，但是因為是利用軸承來支撐，所以如果內層的磨耗繼續惡化，則會在輥軋作業中產生振動而可能對鋼板品質造成不良影響。因此，將B設為未滿0.01質量%。B的上限較佳是0.008質量%，更佳是0.007質量%。另外，為了減低B含有量，較佳是使用B含有量極少的金屬廢料(scrap)等來作為原材料。
(2)追加元素 (a)鈷(Co)：5質量%以下 雖然Co是對於基體組織的強化有效的元素，但是如果超過5質量%就會降低外層的韌性。為了得到充分的基體組織強化效果，Co含有量的下限較佳是0.5質量%，更佳是1質量%。Co含有量的上限較佳是3質量%。
(b)鋯(Zr)：0.5質量%以下 Zr能夠與C結合並產生MC碳化物，並提高耐磨耗性。又，Zr能夠在熔融金屬中產生氧化物，此氧化物作為結晶核而發揮作用，所以使得凝固組織變得細微。進一步，使Zr的MC碳化物的比重增加，具有防止偏析的效果。但是，如果Zr超過0.5質量%，則會變成夾雜物(inclusion)而不佳。Zr含有量的上限較佳是0.3質量%。又，為了得到充分的添加效果，Zr的含有量的下限較佳是0.01質量%。
(c)鈦(Ti)：0.5質量%以下 Ti能夠與熔融金屬中的N結合並形成氮化物。氮化物能夠變成在熔融金屬中懸浮(suspension)的核，使得MC碳化物細微化和均質化(homogenization)。但是，如果Ti超過0.5質量%，則熔融金屬的黏性會增加而容易產生鑄造缺陷。為了得到充分的添加效果，Ti含有量的下限較佳是0.005質量%，更佳是0.01質量%。又，Ti的含有量的上限較佳是0.3質量%，進一步更佳是0.2質量%。
(d)鋁(Al)：0.5質量%以下 Al能夠與熔融金屬中的O(氧)結合而形成氧化物。使得熔融金屬中的O減少，藉此能夠防止對於耐磨耗性具有效果之V、Cr等的碳化物形成元素的氧化。但是，如果Al超過0.5質量%，則外層會變脆化並招致機械性質的劣化。為了得到充分的添加效果，Al含有量的下限較佳是0.001質量%，更佳是0.01質量%。又，Al含有量的上限更佳是0.3質量%，進一步更佳是0.2質量%。
(3) 不可避免的雜質 外層組成的剩餘部分實質上是由Fe和不可避免的雜質所構成。不可避免的雜質是P(磷)、S、N、Cu(銅)、稀土類元素(REM，Rare Earth Metals)等，但是各自只要是P＜0.1質量%、S＜0.1質量%、N＜0.1質量%、Cu＜0.1質量%、及REM＜0.1質量%即可。
(4)關係式 本發明的軋輥用外層，其特徵在於，滿足藉由下述數式(1)和數式(2)所表示的關係： 數式(1)：1000≦1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≦1115； 數式(2)：5≦Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≦15； 其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V及Nb表示各自的元素的質量%。
(a)關於數式(1) 數式(1)的參數P1=1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb，是關連於在外層中存在的共晶碳化物之中的熔點最低的共晶碳化物的熔點之指標。藉由將P1設為1115以下，能夠改善外層的耐熔執性。此理由是考慮到當軋輥遭遇到絞入事故時，輥軋材料與外層表面的摩擦熱會使得熔點低的共晶碳化物熔解，並改善輥軋材料與軋輥外層的潤滑性。P1的上限較佳是1110，更佳是1105，進一步更佳是1100。另一方面，如果P1未滿1000，則共晶碳化物的熔點太低，當與內層熔接一體化而成為輥軋用複合輥時，可能會在界面(boundary)上產生縮孔(shrinking cavity，鑄疵)。如果產生縮孔，則會以縮孔作為起點而產生破裂。P1的下限較佳是1010，更佳是1020，進一步更佳是1030，最佳是1040。
(b)關於數式(2) 數式(2)的參數P2=Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb，是表示藉由比較柔軟的碳化物也就是雪明碳鐵所形成的硬質碳化物的元素的總和之指標。Cr、Mo、W、V及Nb能夠稱為碳化物形成元素。這些元素的碳化物，不僅提升基體的耐磨耗性，也形成熔點低的共晶碳化物。如果P2未滿5，則雪明碳鐵造成的硬質碳化物的比例太低，會使得外層的耐磨耗性降低。另一方面，如果P2超過15，則最低熔點的共晶碳化物的熔點太高，所以不能夠得到改善輥軋材料與軋輥外層的潤滑性的效果。P2的下限較佳是7，更佳是8，進一步更佳是9。P2的上限較佳是14，更佳是13，進一步更佳是12。
(B)組織 本發明的軋輥用外層的組織的特徵在於含有共晶碳化物而不含有石墨。除此以外，外層組織也含有基體、MC碳化物等。從確保耐磨耗性的觀點來看，組織的基體較佳是由麻田散鐵及/或變韌鐵所構成。
共晶碳化物，在常溫下是與成為鐵基體之沃斯田鐵和碳化物(M2C系、M6C系、M7C3系、M23C6系等)的共晶，並有益於外層的耐磨耗性和耐熔執性的兩方。如第3圖所示的從實施例1的外層採取的試驗片進行鏡面研磨後，利用過硫酸銨進行蝕刻(etching)後的光學顯微鏡照片(倍率：400倍)，可以明確地得知存在有碳化物的間隔寬的共晶碳化物A和碳化物的間隔窄的共晶碳化物B的兩種類。
外層組織不含有石墨。如果在外層中存在石墨，則當輥軋鋼板時石墨會脫落而容易造成軋輥表面的凹凸變大，所以使得耐磨耗性和耐表面粗化性劣化。外層組織是否含有石墨，能夠藉由從外層採取的試驗片進行鏡面研磨後，不進行腐蝕而拍攝得到的光學顯微鏡照片(倍率：100倍)來判定。在光學顯微鏡照片中的黑色粒子是孔洞(cavity)及石墨粒子的任一種，所以當上述光學顯微鏡照片中不存在長軸20μm以上的黑色粒子時，也就是不存在長軸20μm以上的石墨粒子。因此，在本說明書中，當不進行腐蝕而拍攝得到的光學顯微鏡照片(倍率：100倍)中不存在長軸20μm以上的黑色粒子時，就判定外層組織不含有石墨。因為本發明的軋輥用外層，是以符合數式(2)的方式做成的高合金組成，所以不僅在組織中不容易出現石墨，也不需實行用以析出石墨之Si接種等。
(C)凝固發熱開始溫度 在本發明的軋輥用外層中，藉由示差熱分析求得的複數個凝固發熱開始溫度之中，最低的凝固發熱開始溫度較佳是1100℃以下。藉由示差熱分析求得的凝固發熱，是指從液相變化成固相(熔融金屬凝固)時的發熱。從第4圖所示的實施例1的實測值，可以明確地得知當本發明的軋輥用外層的組成範圍時，主要具有3種類的凝固發熱。在第4圖中的由於基體的凝固所造成的在1305℃(高溫側)的發熱，由於第3圖所示的碳化物的間隔寬的共晶碳化物A的凝固所造成的在1165℃(中央)的發熱，由於第3圖所示的碳化物的間隔窄的共晶碳化物B的凝固所造成的在1090℃(低溫側)的發熱。
外層的凝固發熱是由以下方式來測定。從外層採取5g的試料，使用示差熱分析裝置，計測在將試料升溫直到1500℃並熔解後，以10℃/分鐘的冷卻速度進行冷卻時的差動熱(differential thermal)。如第4圖所示，將凝固發熱溫度，定義成發熱尖峰(peak)的右側(高溫側)的反曲點(inflection point)。具體來說，設為在凝固發熱尖峰的高溫側反曲點前後的切線的交點。
在本發明的軋輥用外層中，複數個凝固發熱開始溫度之中，最低的凝固發熱開始溫度較佳是1100℃以下。其理由是如果熔點最低的共晶碳化物的凝固溫度是1100℃以下，則能夠改善外層的耐熔執性。例如，如果在絞入事故中輥軋材料熔執在軋輥外層的表面上，則由於熱和機械的負荷，可能會造成軋輥外層表面產生破裂。如果不管破裂而繼續使用軋輥，則可能使得破裂擴大並造成稱為軋輥折損和剝落之軋輥破損。如果產生軋輥表面的熔執，則輥軋的應力容易集中至該部分，此應力會加速熔執部的破裂的擴大。藉由共晶碳化物的熔融，能夠防止當絞入事故時的軋輥外層表面的熔執，也能夠使得應力不會集中在熔執部並防止破裂擴大，所以能夠減少用以研削除去破裂之軋輥外層的「修正研削(amend)」，進一步防止稱為剝落和軋輥折損之對輥軋運轉帶來巨大損失之運轉事故。
另一方面，最低的凝固發熱開始溫度較佳是1000℃以上。其理由是，如果未滿1000℃，則共晶碳化物的熔點太低，當與內層熔接一體化而成為輥軋用複合輥時，可能會在界面上產生縮孔，而可能不能夠作為輥軋用輥來使用。最低的凝固發熱開始溫度的上限更佳是1095℃，進一步更佳是1090℃。又，最低的凝固發熱開始溫度的下限較佳是1010℃，更佳是1020℃，進一步更佳是1030℃，最佳是1040℃。
另外，WO2016/031519A1，記載為了發揮優異的耐表面粗化性，即便暴露在1100℃左右的高溫下也能夠防止二次共晶碳化物的熔損，但是在通常的輥軋中的軋輥表面溫度是800℃左右以下，所以低熔點共晶碳化物並不會熔融，也不會引起表面粗化的問題。僅當因為絞入事故而在軋輥表面上產生過大的壓力和摩擦熱時、及當輥軋材料被咬入軋輥的狀態下的輥軋運轉被異常停止的卡止事故造成高溫的輥軋材料沒有冷卻並長時間地接觸軋輥的異常輥軋時，會使得軋輥表面曝露在1000℃以上的高溫中；當正常輥軋時，軋輥表面溫度不會到達1000℃以上的高溫。相對於此，本發明基於一邊防止通常輥軋時的表面粗化，一邊當絞入事故等時藉由低熔點共晶碳化物的熔融來防止破裂的技術思想，所以與WO2016/031519A1的技術思想相反。
[2]輥軋用複合輥 本發明的軋輥用外層，藉由與內層熔接一體化而能夠作為輥軋用複合輥來使用。第1圖是繪示由藉由離心鑄造法形成的外層1、及與外層1熔接一體化的內層2所構成的熱輥軋用複合輥10。內層2，具有熔融至外層1之體芯(body core)部21、及從體芯部21的兩端一體地延伸出去的軸部22、23。外層1為了確保耐磨耗性而含有許多的碳化物形成元素，所以內層2較佳是由強韌性優異的Fe基合金所構成。從強韌性和鑄造性的觀點來看，內層2較佳是使用鑄造性良好的鑄鐵，特佳是使用延性鑄鐵。
延性鑄鐵的組成，較佳是：以質量為基準，含有2.3～4.0%的C、1.5～3.5%的Si、0.2～2.0%的Mn、0.1%以下的P、0.1%以下的S、0.3～5.0%的Ni、0.01～1.0%的Cr、0.01～1.0%的Mo、0.01～0.08%的Mg，且剩餘部分實質上是由Fe和不可避免的雜質所構成。除了上述元素以外，也可以含有1%以下的V、0.7%以下的Nb、及0.7%以下的W。延性鑄鐵，其鐵基體是以肥粒鐵和波來鐵作為主體，並包含其他的石墨和微量的雪明碳鐵。為了抑制成分的混入和緩衝的目的，也可以在外層與內層之間存在有中間層。
[3]輥軋用複合輥的製造方法 第5(a)圖和第5(b)圖繪示靜置鑄造用鑄模100的一例，用以在利用離心鑄造用圓筒狀鑄模30來離心鑄造外層1後，鑄造內層2。此靜置鑄造用鑄模100，是由圓筒狀鑄模30、及被設置在其上下端的上模40和下模50所構成。在組裝至靜置鑄造用鑄模100中的圓筒狀鑄模30的內表面上，隔著塗模漿32形成外層1，並在外層1的內側形成模穴60a，該模穴60a用以形成體芯部21。上模40，在上模本體41的內表面上具有砂模42，並在砂模42的內側具有模穴60b。下模50，在下模本體51的內表面上具有砂模52，並在砂模52的內側具有模穴60c。在下模50設置有用以保持內層用熔融金屬之底板53。圓筒狀鑄模30所使用的離心鑄造法也可以是水平型、傾斜型或垂直型的任一種。
如第5(b)圖所示，如果將上模40和下模50組裝在圓筒狀鑄模30的上下，則外層1內的模穴60a會與上模40的模穴60b和下模50的模穴60c連通並構成模穴60，該模穴60一體地形成內層2整體。在軸部22形成用的下模50的上面，立起並設置已離心鑄造有外層1之圓筒狀鑄模30，在圓筒狀鑄模30的上面設置軸部23形成用的上模40，並構成內層2形成用的靜置鑄造用鑄模100。
在靜置鑄造用鑄模100中，在藉由離心鑄造法形成的外層1的凝固後，隨著將內層2用的延性鑄鐵熔融金屬從上模40的上方開口部43注入模穴60內，模穴60內的熔融金屬的熔液表面(molten metal surface)從下模50逐漸地上升直到上模40，並一體地鑄造由軸部22、體芯部21及軸部23所構成的內層2。
對於藉由上述方法所製造的輥軋用複合輥，為了殘留的沃斯田鐵的分解和應力消除(stress relief)，較佳是實行400～580℃的回火處理(tempering treatment)。又，為了使基體沃斯田鐵化，例如加熱至850～1060℃且加熱至P1(或Ts，最低的凝固發熱開始溫度)-50℃以下後，實行焠火，並當將基體組織做成麻田散鐵及/變韌鐵時，較佳是實行400～580℃的回火處理。
雖然已說明了藉由離心鑄造法來製造本發明的輥軋用複合輥，但是本發明的輥軋用複合輥，也能夠將外層用熔融金屬注入鋼製芯材的周圍，並使用高頻線圈來連續地形成外層，也就是利用連續硬面層鑄造法(continuous hard facing by cast)來製造。
雖然藉由以下實施例來詳細地說明本發明，但是本發明不受限於這些實施例。
[實施例1～5及比較例1～4] (1)鑄造 使用實驗用鑄模(內徑90mm、深度95mm)，從具有下述表1所示的組成和表2所示的P1、P2值之各熔融金屬來鑄造試驗材料。
(2)石墨和共晶碳化物的有無的評價 將各試驗材料在480℃下進行回火後，切出試驗片，然後鏡面研磨試驗片，並利用光學顯微鏡(倍率：100倍)來攝影未經腐蝕的組織。第2圖表示實施例1的試驗材料的光學顯微鏡照片(倍率：100倍)。在第2圖中，G表示黑色粒子，符號20表示包圍黑色粒子G之邊長20μm的正方形。從第2圖可以明確地得知，在實施例1的試驗材料上不存在長軸20μm以上的黑色粒子G。黑色粒子是細微的孔洞或石墨粒子，所以即便是石墨粒子也是邊長未滿20μm的極細微的石墨粒子。因此，在實施例及比較例的光學顯微鏡照片中，當不存在長軸20μm以上的黑色粒子時，就判定成外層組織不含有石墨。進一步，在利用過硫酸銨來蝕刻各試驗片的鏡面研磨面後，拍攝光學顯微鏡照片(倍率：400倍)，並判定共晶碳化物的有無。第3圖表示實施例1的光學顯微鏡照片(倍率：400倍)。表2表示在各試驗片的組織中的石墨的有無及共晶碳化物的有無。
(3)凝固發熱開始溫度的測定 對於從各試驗材料切出的試驗片(5g)實行示差熱分析，並求得複數個凝固開始溫度之中最低的凝固發熱開始溫度Ts。表2表示各試驗材料的最低的凝固發熱開始溫度Ts。又，第4圖表示實施例1的試驗片的示差熱分析結果。
(4)磨耗試驗 從各熔融金屬製作外徑60mm、內徑40mm及寬度40mm的套筒(sleeve)構造的試驗用輥。為了評價耐磨耗性，使用如第6圖所示的輥軋磨耗試驗機來對各試驗用輥實行磨耗試驗。輥軋磨耗試驗機，具備：輥軋機11；組裝在輥軋機11中的試驗用輥12、13；使輥軋材料18預熱之加熱爐14；使輥軋材料18冷卻之冷卻水槽15；在輥軋中施予固定張力之捲取機16；及，調整張力之控制器17。輥軋磨耗條件如下。輥軋後，藉由探針式表面粗度計來測定在各試驗用輥的表面上產生的磨耗的深度。表2表示磨耗深度的測定結果。 輥軋材料的材質：SUS304 輥軋材料的寬度：20mm 輥軋材料的厚度：1mm 壓下率：25% 輥軋速度：150m/分鐘 輥軋材料的溫度：900℃ 輥軋距離：300m/次 軋輥冷卻：水冷 軋輥數：四重式
耐事故性(耐熔執性)的評價 為了評價耐事故性，使用如第7圖所示的摩擦熱衝擊試驗機來對各試驗用輥實行熔執試驗。摩擦熱衝擊試驗機，其藉由重物72掉落至齒條(rack)71上而使得小齒輪(pinion)73轉動，並使咬入材料75強力地接觸試驗材料74。藉由此試驗而在試驗材料74上壓出壓痕，並使得咬入材料75以熔執的方式附著在部分或全部的壓痕上。針對各待測的試驗材料(已與咬入材料75強力地接觸後的試驗材料74)，測定2次的熔執面積並加以平均，以求得熔執的附著面積，藉由熔執的附著面積除以壓痕面積來算出熔執面積率(%)。如以下藉由熔執面積率來評價熔執的程度。結果如表2所試，熔執越少表示耐事故性越好。 ○：熔執面積率未滿40%。 △：熔執面積率是40%以上且未滿60%。 ×：熔執面積率是60%以上。
[表1]
Figure 106110979-A0304-0001
 附註：(1)剩餘部分：Fe和不可避免的雜質。 (2)含有0.021質量%的Ti。 (3)含有0.18質量%的S、0.02質量%的Al及0.29質量%的N。
[表2]
Figure AA2
 附註：(1)P1=1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb。 (2)P2=Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb。 (3)Ts是最低的凝固發熱開始溫度。 (4)不進行測定。
實施例6和比較例5 將第5(a)圖所示的構造的圓筒狀鑄模30(內徑800mm和長度2500mm)設置在水平型的離心鑄造機中，並分別地使用與實施例1和比較例4相同組成的各熔融金屬來離心鑄造實施例6和比較例5的外層1。在外層1凝固後，將內表面形成有外層1(厚度：90mm)之圓筒狀鑄模30立起，並將圓筒狀鑄模30豎立地設置在軸部22形成用的中空狀下模50(內徑600mm和長度1500mm)的上面，在圓筒狀鑄模30的上面豎立地設置軸部23形成用的中空狀上模40(內徑600mm和長度2000mm)，並構成如第5(b)圖所示的靜置鑄造用鑄模100。
將延性鑄鐵熔融金屬從上方開口部43注入靜置鑄造用鑄模100的模穴60中，該延性鑄鐵熔融金屬，其具有的化學組成，以質量為基準，含有3.0%的C、2.6%的Si、0.3%的Mn、1.4%的Ni、0.1%的Cr、0.2%的Mo、0.05%的Mg、0.03%的P及0.03%的S，且剩餘部分是由Fe和不可避免的雜質所構成，在途中接種包含Si之石墨化接種劑，並使內層2熔接一體化至外層1的內表面以製造複合輥。其後，實行500℃的回火處理。
針對從實施例6和比較例5的外層1切出的試驗片，與實施例1同樣地判定石墨和共晶碳化物的有無，並且實行示差熱分析。其結果，實施例6的外層1含有共晶碳化物而不含有石墨，也具有與實施例1相同程度的最低的凝固發熱開始溫度Ts。又，比較例5的外層1含有共晶碳化物而不含有石墨，也具有與比較例4相同程度的最低的凝固發熱開始溫度Ts。
又，從實施例6和比較例5的內層2的軸部22、23切出試驗片並觀察組織。其結果，在使用與實施例1相同的外層1之實施例6的內層2的軸部22、23中，組織中的肥粒鐵面積率是15～25%左右而較少。因此，已確認實施例6的複合輥具有耐磨耗性和耐熔執性優異的外層，並且具有耐磨耗性優異的內層。相對於此，在使用與比較例4相同的外層1之比較例5的內層2的軸部22、23中，組織中的大部分的石墨的周圍都存在有寬度50μm～80μm的肥粒鐵，並且肥粒鐵面積率30～40%左右而較多。被認為這是因為在外層含有0.052質量%(0.01質量%以上)的B，並且B擴散至內層2中所造成的。
1‧‧‧外層2‧‧‧內層10‧‧‧熱輥軋用複合輥11‧‧‧輥軋機12、13‧‧‧試驗用輥14‧‧‧加熱爐15‧‧‧冷卻水槽16‧‧‧捲取機17‧‧‧控制器18‧‧‧輥軋材料20‧‧‧在光學顯微鏡照片中包圍黑色粒子之邊長20μm的正方形21‧‧‧體芯部22、23‧‧‧軸部30‧‧‧離心鑄造用圓筒狀鑄模31‧‧‧圓筒狀鑄模本體32‧‧‧塗模漿40‧‧‧上模41‧‧‧上模本體42、52‧‧‧砂模43‧‧‧上方開口部50‧‧‧下模51‧‧‧下模本體53‧‧‧底板60、60a、60b、60c‧‧‧模穴71‧‧‧齒條72‧‧‧重物73‧‧‧小齒輪74‧‧‧試驗材料75‧‧‧咬入材料100‧‧‧靜置鑄造用鑄模A‧‧‧碳化物的間隔寬的共晶碳化物B‧‧‧碳化物的間隔窄的共晶碳化物G‧‧‧黑色粒子
第1圖是繪示輥軋用複合輥之概略剖面圖。 第2圖是表示實施例1的試驗材料的未經腐蝕的組織之光學顯微鏡照片(倍率：100倍)。 第3圖是利用過硫酸銨來蝕刻實施例1的試驗片後的光學顯微鏡照片。 第4圖是繪示實施例1的軋輥用外層的示差熱分析結果之圖表。 第5(a)圖是繪示本發明的輥軋用複合輥的製造所使用的鑄模的一例之分解剖面圖。 第5(b)圖是繪示本發明的輥軋用複合輥的製造所使用的鑄模的一例之剖面圖。 第6圖是繪示輥軋磨耗試驗機之概略圖。 第7圖是繪示摩擦熱衝擊試驗機之概略圖。
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20‧‧‧在光學顯微鏡照片中包圍黑色粒子之邊長20μm的正方形
G‧‧‧黑色粒子

Claims (6)

  1. 一種軋輥用外層，其特徵在於：以質量為基準，含有1.3~2.8%的C、0.3~1.8%的Si、0.3~2.5%的Mn、0~6.5%的Ni、1~10%的Cr、0.9~6%的Mo、0~8%的W、0.5~6%的V、0~3%的Nb、及0%以上且未滿0.01%的B，且剩餘部分是由Fe和不可避免的雜質所構成，並具有滿足下述數式(1)和數式(2)的化學組成：數式(1)：1000≦1177-52C+14Si-11Mn+6.8Cr+1W+0.65Mo+12V+15Nb≦1115；數式(2)：5≦Cr+Mo+0.5W+V+1.2Nb≦15；其中，C、Si、Mn、Cr、W、Mo、V及Nb表示各自的元素的質量%；並且，該軋輥用外層所具有的組織，含有共晶碳化物而不含有石墨。
  2. 如請求項1所述之軋輥用外層，其中，藉由示差熱分析求得的複數個凝固發熱開始溫度之中，最低的凝固發熱開始溫度是1100℃以下。
  3. 如請求項1或2所述之軋輥用外層，其中，進一步以質量為基準，含有從由5%以下的Co、0.5%以下的Zr、0.5%以下的Ti、及0.5%以下的Al所組成之群組中選出的至少一種。
  4. 一種輥軋用複合輥，其特徵在於：具有如請求 項1至3中任一項所述之軋輥用外層與內層熔接一體化而成的構造。
  5. 如請求項4所述之輥軋用複合輥，其中，前述內層是由延性鑄鐵所構成。
  6. 如請求項4或5所述之輥軋用複合輥，其中，前述外層是藉由離心鑄造法來形成。
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