轧辊用离心铸造外层及其制造方法

专利名称：轧辊用离心铸造外层及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种耐磨损性、耐表面粗糙性及耐热粘附性等优异，特别是适于薄板热轧机的精轧列的工作辊的轧辊用离心铸造外层及其制造方法。
背景技术：
轧辊的耐磨损性及耐表面粗糙性是决定轧制生产效率的重要特性。若缺乏耐磨损性，则早期辊表面磨损，有损被轧制材的尺寸精度。另外轧辊由于与被轧制材和垫辊接触等，表面会不均匀地磨损，发生表面粗糙，如此则该表面粗糙会被复印到被轧制材上，损害被轧制材的表面的外观。为了防止这些而必须频繁地更换辊，从而发生因轧制作业的中断频率增加带来的轧制工厂的生产效率降低、辊表面磨削加工所需的成本的增大、还有辊表面磨削量的增大导致的辊原单位的降低这些问题。
轧辊的耐热粘附性也很重要。若耐热粘附性缺乏，则由于轧制时在轧辊咬入轧件(roll bite)内的放热等，被轧制材热粘附在辊上而不能正常地轧制。特别是在薄板热轧机的精轧列的后段支架(stand)上，发生被轧制材的端部因某种主要原因而使两个被重叠轧制的、或被称为“减径(絞り)”的事故。这时，若耐热粘附性缺乏，则被轧制材热粘附在辊上，或进而被轧制材卷到辊体上而不得不停止轧制。另外，若被轧制材以热粘附于辊的状态被轧制，则在此热粘附部由于轧制载荷集中而发生裂缝，存在以此为起点直至剥落(spall)等的辊破损的情况。
若轧辊增加硬度，则也会提高耐磨损性。高速钢(High-speed Steel)类轧辊材含有由合金元素构成的高硬度的碳化物(MC、M2C、M6C、M7C3等)。合金元素之中尤其是V和Nb可形成维氏硬度Hv2400～3200左右的呈极高硬度的碳化物，非常有助于耐磨损性的提高。但是若离心铸造大量含有V及Nb的熔液，则MC碳化物由于离心分离而偏析到内面侧。
特开平8-60298号公开有一种实心或中空的离心铸造复合轧辊，其由外层和内层构成，外层以质量％计，含有C1.0～3.0％、Si0.1～3.0％、Mn0.1～2.0％、Cr2.0～10.0％、Mo0.1～10.0％、V0.1～10.0％、W0.1～10.0％、Mo+W≤10.0％，余量是Fe及杂质，内层为铸铁或铸钢。在该文献中记载有，若V超过10.0质量％，则由于离心铸造，轻的碳化物偏板到内面侧，在用于轧制的外层的外表面碳化物量少。这一现象容易在熔液初晶或结晶粒成状碳化物时发生。因为初晶粒状碳化物比重为6g/cm3左右，比熔液(比重7～8g/cm3左右)轻，所以在离心力作用下移动到内面侧。
为了通过增大碳化物的比重而防止因离心分离造成的偏析，特开平9-256108号公开提出了一种热轧用工具钢，其含有C3.5～5.5％、Si0.1～1.5％、Mn0.1～1.2％、Cr4.0～12.0％、Mo2.0～8.0％、V12.0～18.0％，余量是Fe及不可避免的杂质。由于VC比重小而会因离心铸造而偏析，但是因为Nb与V形成比重大的复合碳化物(V、Nb)C，所以防止了离心分离带来的碳化物的偏析。
特开平3-254304号公开了一种热轧复合辊，其具有以面积比计含有5～30％的粒状碳化物及5％以下的非粒状碳化物的组织，具有基材的硬度为维氏硬度Hv550以上的外层。此热轧复合用辊的外层的基本组成含有1.0～3.5质量％的C、3.0质量％以下的Si、1.5质量％以下的Mn、2～10质量％的Cr、9质量％以下的Mo、20质量％以下W、2～15质量％的V，余量为Fe及杂质。然而，这种复合辊是在由钢材构成的芯材的周围使用高频线圈而连续地形成外层的所谓连续硬面堆焊(hard facing)铸造法形成，与离心铸造法比较其制造成本高，另外还要面对轧辊的大型化这样的问题。
特开平7-268569号公开了一种耐磨损烧结合金，其以重量比计包括C1.8～5％、Si2％以下、Mn2％以下、Cr4～6％、W2～8％、Mo2～10％、V超过11％但在17％以下、Co7～13％，余量为Fe及不可避免的杂质，还含有平均粒径1～30μm，面积率20～40％的MC碳化物。然而，该合金通过HIP法形成，与离心铸造法比较制造成本高，另外还要面对轧辊大型化这样的问题。
特开2000-303135号公开了一种热轧用复合辊，其是经由中间层而熔敷离心铸造外层和内层的热轧用复合辊，所述外层以重量比计含有C1.5～2.6％、Si0.1～2.0％、Mn0.1～2.0％、Cr7～15％、Mo2.5～10％、V3～10％、Nb0.5～5％，余量是Fe和不可避免的杂质，且室温～300℃的平均热膨胀系数为11.5×10-6/℃以下。该复合辊通过控制外层的热膨胀系数来抑制热膨胀，但是因为在离心铸造外层上VC等的MC碳化物偏析到内侧，因此面表的耐磨损性并未得到充分改善。

发明内容
因此，本发明的目的在于，提供一种消除离心铸造辊外层的MC碳化物的偏析问题，耐磨损性、耐表面粗糙性及耐热粘附性优异的轧辊用离心铸造外层及其制造方法。
鉴于上述目的锐意研究的结果，本发明者基于下述的发现想到本发明。
(a)在离心铸造具有结晶初晶MC碳化物的组成的熔液时，如果积极利用比重小的MC碳化物在内面侧稠化，以只保留离心铸造后MC碳化物稠化的层的方式进行切削，则不必显著提高熔液中的V的浓度便能够以低成本确实地形成MC碳化物多的辊外层。
(b)为了降低对热凸度(Thermal Crown)的抑制有效的热膨胀系数，可以大量均一地使外层组织析出热膨胀系数小的MC碳化物。
(c)因为MC碳化物比起Fe系基材其热传导率要高(特别是VC的热传导率为4W/m·K左右，与Fe系基材的30～50W/m·K左右相比是极低的)，所以可有效地降低辊外层的热传导率。
本发明的第一轧辊用离心铸造外层，以质量％计含有C4.5～9％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％、V18～40％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
第一轧辊用离心铸造外层优选以质量％计还含有从如下元素构成的群中选择的至少一种Cr1～15％、Mo0.5～10％及W1～40％。
V的至少一部分也可以置换成含量满足下式(1)的Nb。
18％≤V％+0.55×Nb％≤40％(质量％)…(1)第一轧辊用离心铸造外层优选满足下式(2)，0≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(2)第一轧辊用离心铸造外层优选以质量％计还含有2％以下的Ni及/或10％以下的Co。
第一轧辊用离心铸造外层优选以质量％计还含有0.5％以下的Ti及/或0.5％以下的Al。
本发明的第二轧辊用离心铸造外层，具有在维式硬度为Hv550～900的基材中，以面积率计分散了20～60％的MC碳化物的组成，在所述组织中，不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径不超过150μm。
本发明的第三轧辊用离心铸造外层，具有在维式硬度为Hv550～900的基材中分散了以面积率计为20～60％的MC碳化物的组成，在所述组织中，圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离为10～40μm。
在第二及第三轧辊用离心铸造外层中，优选MC碳化物的平均圆当量直径为10～50μm。另外优异圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离B和MC碳化物的平均圆当量直径A的比(B/A)为2以下。
在第二及第三轧辊用离心铸造外层中，也可以分散有以面积率计总量为0～5％的圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物。
第二及第三轧辊用离心铸造外层，优先以质量％计含有C2.5～9％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V11～40％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
第二及第三轧辊用离心铸造外层，优选以质量％计还含有从Cr1～15％、Mo0.5～20％及W1～40％构成的群中选择出的至少一种。
V的至少一部分也可以置换为含量满足下式(3)的Nb。
11％≤V％+0.55×Nb％≤40％(质量％)…(3)第二及第三轧辊用离心铸造外层，优选还满足下式(2)0≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(2)第二及第三轧辊用离心铸造外层优选以质量％计还含有2％以下的Ni及/或10％以下的Co。
第二及第三轧辊用离心铸造外层优选以质量％计还含有0.5％以下的Ti及/或0.5％以下的Al。
第二及第三轧辊用离心铸造外层优选室温～300℃的平均热膨胀系数为10×10-6/℃以下。另外，优选300℃的热传导率为25W/m·K以下。还优选纵弹性系数为240GPa以上。
制造具有分散了以面积率计为20～60％的MC碳化物的组织的轧辊用外层的本发明的方法，通过离心铸造如下熔液，从而制作由MC碳化物稠化的内周层、MC碳化物缺乏的外周层、在所述内周层和所述外周层之间MC碳化物的面积率发生变化的中间层(MC碳化物的浓度倾斜的层一仅称为“浓度倾斜层”)构成的圆筒体，并对所述圆筒体进行切削加工，直至MC碳化物的面积率成为20％以上的深度，所述熔液以质量％计含有C2.2～6.0％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V8～22％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
根据本发明的方法得到的轧辊用外层的基材优选具有550～900的维氏硬度Hv。另外在所述外层的组织中，也可以分散以面积率计总量为0～5％的圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物。
本发明的轧辊用离心铸造外层，在轧制用工作辊上、特别是用于薄板热轧机的精轧列的工作辊上，发挥着优异的耐磨损性、耐表面粗糙性及耐热粘附性，有助于轧制生产率的提高和辊原单位的提高。另外根据本发明方法，为了提高熔液中的V的含量而不必显著提高熔液温度，采用与以往相同的离心铸造装置，便能够大量且均一地分散MC碳化物，因此能够以低成本制造出具有优异的耐腐蚀性、耐表面粗糙性及耐热粘附性的轧辊用离心铸造外层。


图1是表示求得MC碳化物的圆当量直径的方法的概略图。
图2是表示求得MC碳化物间的平均距离的方法的概略图。
图3是表示求得不含MC碳化物的区域的最大内接圆直径的方法的概略图。
图4(a)是表示离心铸造之时MC碳化物向内面侧移动的状态的概略图。
图4(b)是表示本发明的轧辊用离心铸造外层在半径方向剖面图。
图4(c)是表示图4(b)的A-A剖面的MC碳化物的分布的曲线图。
图5是表示实施例4的离心铸造圆筒体的元素在半径方向分布的曲线图。
图6是表示实施例4的离心铸造圆筒体的MC碳化物在半径方向分布的曲线图。
图7是表示实施例6的离心铸造圆筒体的元素在半径方向分布的曲线图。
图8是表示实施例6的离心铸造圆筒体的MC碳化物在半径方向分布的曲线图。
图9是表示现有例2的离心铸造圆筒体的元素在半径方向分布的曲线图。
图10是表示现有例2的离心铸造圆筒体的MC碳化物在半径方向分布的曲线图。
图11是表示轧制磨损试验机的概略图。
图12是表示热粘附试验机的概略图。
图13是表示实施例4的试验片的金属组织的光学显微镜图片。
图14是表示比较例1的试验片的金属组织的光学显微镜图片。
图15是表示现有例2的试验片的金属组织的光学显微镜图片。
图16是表示(V％+0.55×Nb％)的值与MC碳化物的面积率的关系的曲线图。
图17是表示实施例4、比较例1及现有例2的试验片的热膨胀系数与温度的关系的曲线图。
图18是表示实施例4、比较例1及现有例2的试验片的热传导率与温度的关系的曲线图。
具体实施例方式轧辊用离心铸造外层的组成(质量％)(1)必须成分
(a)C2.5～9％C主要是与V、Nb等的合金元素结合，通过形成MC碳化物而使耐磨损性提高所必须的元素。未与合金元素结合的C主要在基材中固溶或极微细地析出而强化基材。当C低于2.5％时，MC碳化物的量不足，得不到充分的耐磨损性。另一方面，若C超过9％，则碳化物过多，辊外层的耐热龟裂性劣化。C含量优选为3.5～9％，更优选为4.5～9％。
(b)Si0.1～3.5％Si在熔液中作为脱氧剂发挥作用。当Si低于0.1％时脱氧效果不足，容易产生铸造缺陷。另一方面，若Si超过3.5％则辊外层脆化。Si含量优选为0.2～2.5％，更优选为0.2～1.5％。
(c)Mn0.1～3.5％Mn具有的作用是熔液的脱氧和将作为杂质的S作为MnS固定。若Mn低于0.1％，则这些效果不充分。另一方面，若Mn超过3.5％，则将容易生成残留奥氏体而不能稳定地维持硬度，耐磨损容易性劣化。Mn含量优选为0.2～2.5％，更优选为0.2～1.5％。
(d)V11～40％V主要是与C结合，是形成MC碳化物的元素。为了使辊外层含有大量的MC碳化物而需要11～40％的V。当V低于11％时，MC碳化物不足，从而得不到充分的耐磨损性。另一方面，若V超过40％，则MC碳化物过剩，辊外层的韧性劣化。V含量优选为15～40％，更优选为18～40％。
(e)NbNb在形成MC碳化物的点上具有与V同相的作用。根据原子量的比，以质量％计0.55×Nb％与V％等价。因此，也可以以满足下式(3)的量的Nb置换V的一部分或全部。
11％≤V％+0.55×Nb％≤40％(质量％)…(3)(V％+0.55×Nb％)的更优选范围以质量％计为15～40％，最优选为18～40％。另外优选Nb与C及V满足下式(2)。
0≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％(质量％)…(2)若[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)]的值低于0，则不能充分得到MC碳化物，基材中V及Nb变得过剩，不能得到充分的硬度和耐磨损性。另一方面，若[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)]的值超过2％，则M2C、M6C及M7C3碳化物等的非粒状碳化物呈网眼状地结晶，辊外层的耐热龟裂性劣化。
(2)任意成分根据轧辊的用途及使用方法，外层也可以适当含有以下的元素。
(a)Cr1～15％Cr在基材中固溶不仅会提高淬火性，而且一部分与C结合而作为极微细的碳化物析出，可强化基材。当Cr低于1％时，不能充分获得基材强化的效果。另一方面，若Cr超过15％，则M7C3碳化物等的MC碳化物以外的碳化物呈网眼状地结晶，辊外层的耐热龟裂性劣化。更优选的Cr含量为3～9％。
(b)Mo0.5～20％Mo在基材中固溶不仅提高淬火性，而且一部分与C结合而作为极微细的碳化物析出，可强化基材。另外Mo的一部分形成粒状碳化物。当Mo低于0.5％时，不能充分获得基材强化的效果。另一方面，若Mo超过20％，则M2C及M6C等的非粒状碳化物呈网眼状地结晶，辊外层的耐热龟裂性劣化。Mo含量更优选为2.5～20％，特别优选为2.5～10％。
(c)W1～40％W在基材部固溶而提高淬火性，一部分与C结合而作为极微细的碳化物析出，可强化基材。另外W的一部分形成粒状碳化物。当W低于1％时，无法充分获得基材强化的效果。另一方面，若W超过40％，则M2C及M6C等的非粒状碳化物呈网眼状地结晶，辊外层的耐热龟裂性劣化。W的含量更优选为5～40％，特别优选为5～20％。
为了赋予本发明的辊外层以充分的耐磨损性，优选含有作为基材强化元素的Cr、Mo及W的至少一种。
(d)Ni2％以下Ni在基材中固溶而有效地使基材的淬火性提高。若Ni超过2％，则使基材的奥氏体稳定化，因此基材的硬化效果不充分。
(e)Co10％以下Co在基材中固溶，有基材强化的效果。另外若含有Co，则即使在高温下仍能够维持基材的硬度。若Co超过10％，则辊外层的韧性降低。因为Co昂贵，所以优选从经济性及使用条件考虑以决定其含量。
(f)Ti0.5％以下Ti除了在熔液中作为脱氧剂起作用以外，还与N结合而形成氮化物，成为粒状碳化物的核，有着使粒状碳化物变得微细的效果。另外其一部分与C结合而成为粒状碳化物。Ti的添加效果在0.5％以下既已充分。
(g)Al0.5％以下Al除在在熔液中作为脱氧剂起作用以外，还有使粒状碳化物变得微细的效果。若Al超过0.5％，则外层的淬火性恶化，得不到充分的基材硬度。
轧辊用离心铸造外层的组织及特性(1)MC碳化物作为粒状碳化物的MC碳化物与其他的碳化物(M2C、M6C及M7C3碳化物等)相比为高硬度，有助于耐磨损性的提高。另外MC碳化物在高温下稳定，难以与被轧制材和金属结合，因此在耐热粘附性改善方面也发挥着优异的效果。当MC碳化物以面积率计低于20％时，耐磨损性、耐热粘附性及耐热龟裂性不充分。另一方面，若MC碳化物以面积率计超过60％，则耐热粘附性改善效果饱和，而且辊个层的韧性显著降低。而且相邻粒状碳化物彼此的间隔狭窄，裂缝容易传播，因此耐热龟裂性劣化。因此，MC碳化物以面积率计为20～60％。优选的面积率为30～50％。
(2)MC碳化物的大小MC碳化物(粒状碳化物)的平均圆当量直径优选为10～50μm。因为在热轧时辊与高温的轧制钢板接触，从表面至10μm左右会有基材软化，所以在MC碳化物的平均圆当量直径低于10μm时，基材不能充分支持MC碳化物，辊的耐磨损性及耐表面粗糙性低。另一方面，若平均圆当量直径超过50μm，则耐热粘附性的提高效果饱和，而且韧性降低。MC碳化物的平均圆当量直径更优选为10～40μm，最优选为15～30μm。
如图1所示，MC碳化物1的圆当量直径将与MC碳化物等面积的圆10的直径定义为D10。若将MC碳化物1的面积作为S，则D10＝2×(S/π)1/2。MC碳化物的平均圆当量直径为D10的平均值。
(3)MC碳化物间的平均距离在本发明的辊外层的组织中，优选圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离为10～40μm。若平均MC碳化物间距离低于10μm，则MC碳化物的偏在过多，在MC碳化物多的部分和少的部分产生因磨损差造成的微小的凹凸，耐表面粗略性低。另一方面，若平均MC碳化物间距离超过40μm，则MC碳化物的分布的偏差过大，有损耐热粘附性的提高。更优选圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离为20～30μm。
根据概略显示辊外层的组织的图2说明求得MC碳化物间的平均距离的方法。该组织含有圆当量直径为15μm以上的MC碳化物(白色)1a和圆当量直径低于15μm的MC碳化物(黑色)1b。2表示基材(含有M2C、M6C、M7C3碳化物)。若从该组织引出任意的直线L，则MC碳化物1a1、1a2、1a3…1an交差，计算测量这些MC碳化物间的距离L1、L2、L3…Ln。因此，圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离根据[Σ(L1、L2、L3…Ln)]/n求得。
(4)平均MC碳化物间距离/平均圆当量直径在本发明的辊外层的组织中，优选圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离B，和MC碳化物的平均圆当量直径A的比(B/A)为2以下。在含有大量的MC碳化物的本发明的辊外层容易凝集MC碳化物。若MC碳化物凝集，则在MC碳化物多的部分和少的部分会产生因磨损差造成的微小凹凸，损害耐表面粗糙性。B/A比表示MC碳化物的凝集的程度。若B/A超过2，则MC碳化物过于凝集。更优选的B/A比为1.5以下。
(5)不含MC碳化物的区域的最大内接圆直径在本发明的辊外层的组织中，优选不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径不超过150μm。若最大内接圆直径超过150μm，则MC碳化物的分布的偏差过大。更优选最大内接圆直径为120μm以下，进一步优选为80μm以下。
不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径的求得方法如图3所示。在图示的视野中，与圆当量直径为15μm以上的MC碳化物1a1、1a2、1a3、1a4内接的圆20的直径为D20。同样地求得与其他MC碳化物群内接的圆的直径。该操作在任意的多个视野中进行，以确定最大的内接圆直径D20max。
(6)基材的硬度基材主要由Fe及合金元素构成，由于热处理产生的相变和极微细的碳化物的析出硬度发生变化。当基材的硬度以维氏硬度计低于Hv550时，辊外层的耐磨损性不充分。从提高耐磨损性的观点出发，基材越硬越好，但是若超过Hv900，则基材的韧性降低。基材的更优选硬度为Hv650～850，进一步优选为Hv650～750。
(7)平均热膨胀系数本发明的辊外层在室温～300℃的平均热膨胀系数为10×10-6/℃以下。MC碳化物与其他的碳化物相比，因为其热膨胀系数小，所以会有效的减小外层的热膨胀系数。特别是VC在室温～300℃平均热膨胀系数为7×10-6/℃左右，小于作为Cr碳化物的Cr23C6的10×10-6/℃左右。通过小的平均热膨胀系数，能够抑制热凸度的成长。可是，若外层的热膨胀系数过小，则辊的残留应力过大，折断或外层剥离的风险增大。室温～300℃的平均热膨胀系数更优选为9.5×10-6/℃以下，最优选为8～9.5×10-6/℃。
(8)热传导率本发明的辊外层优选300℃的热传导率为25W/m·K以下。MC碳化物的热传导率比Fe系基材低得多，例如VC的热传导率约为4W/m·K，与Fe基材的约30～50W/m·K相比极低。因此，通过使金属组织中分散以面积率计20～60％的MC碳化物，能够降低辊的轴向中央部附近及其内部的温度上升，抑制热凸度的成长，提高通板性。300℃的热传导率更优选为23W/m·K以下，最优选为21W/m·K以下。
(9)纵弹性系数因为MC碳化物比Fe纵弹性系数高，所以通过大量含有MC碳化物，辊外层的纵弹性系数增大。例如VC的纵弹性系数为270GPa左右，NbC为340GPa左右，基材为200～220 GPa左右。
(10)非粒状碳化物在本发明的辊外层，也可以分散合计面积率为0～5％的圆当量直径为1μm以上非粒状碳化物(M2C、M6C及M7C3碳化物)。若非粒状碳化物的合计面积率超过5％，则不仅非粒状碳化物粗大化有损辊的耐表面粗糙性及韧，而且沿呈网眼状结晶的非粒状碳化物有裂缝扩展，由此耐热龟裂性降低。非粒状碳化物的合计面积率越少越好。圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率更优选为0～3％，进一步优选为0～1％。还有，也可以微量含有MC、M2C、M6C及M7C3碳化物以外的碳化物。
离心铸造方法为了制造本发明的轧辊用外层，首先将调整到结晶了初晶MC碳化物的化学组成的熔液浇注到圆筒形铸模中进行离心铸造。在利用基于离心铸造的MC碳化物的离心分离的本发明中，熔液组成与辊外层的组成不同。为了得到在[1]中所述的外层组成，熔液组成以质量％计含有C2.2～6.0％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V8～22％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。Nb可置换V的至少一部分，且作为MC碳化物通过离心铸造进行离心分离，因此在熔液中能够添加满足下式(4)的量的Nb。
8％≤V％+0.55×Nb％≤22％(质量％)…(4)优选熔液组成以质量％计含有C2.5～6.0％、Si0.2～1.5％、Mn0.2～1.5％及V10～22％，也可以只含有满足10％≤V％+0.55×Nb％≤22％(质量％)的量的Nb。
因为作为任意元素的Cr、Mo、Ni、Co及Al几乎不会离心分离，因此其在熔液中的含量可以与辊外层的含量相同。W及Ti因为其一部分固溶于初晶MC碳化物中，所以有一些被离心分离。
如图4(a)所示，在铸模41内的离心铸造时，在熔液42中比重小的初晶MC碳化物43移动到与中空部44接触的辊的内侧。其结果如图4(b)及图4(c)所示，得到由MC碳化物稠化的内周层40a、MC碳化物缺乏的外周层40b、和MC碳化物的面积率变化了的浓度倾斜层40c构成的圆筒体40。接着通过切削等从圆筒体40除去外周层40b的全部及浓度倾斜层40c的至少一部分，将MC碳化物稠化的部分(主要为内周层40a)作为轧辊用外层。
外周层40b及浓度倾斜层40c的厚度根据熔液的组成及离心铸造条件来决定，因此可以预测。因为浓度倾斜层40c并不需要完全除去，所以预先设定除去到浓度倾斜层40c等的深度。当然，为了确实地得到高耐磨损性，可以除去到内周层40a的一部分。例如图4(c)所示，为了完全除去，外周层40b的厚度Dout，及为了至少部分地除去，浓度倾斜层40c的除去深度Dim，再有根据需要而为了部分地除去，内周层40a的除去深度Din，若通过实验或模拟根据熔液的组成及离心铸造条件决定，则只以Dout+Dim(+Din)的深度切削圆筒体40，由此露出的内周层40a(或者内周层40a+浓度倾斜层40c的一部分)具有希望的厚度(外层的目标厚度)Dt，以此方式能够设定圆筒体40的壁厚Do[＝Dt+Dout+Dim(+Din)]。如果使用已经存在的铸模41通过离心铸造法形成比外层的目标厚度具有更大的壁厚Do的圆筒体40，则通过只以Dout+Dim(+Din)的深度切削圆筒体40，便能够容易且低成本地得到厚度Dt的辊外层。
在本发明中的方法中，优选根据由所述熔液组成及离心铸造条件所预测的所述MC碳化物的分布，预测MC碳化物的面积率成为20％以上的深度，只以此深度部分，制作所述圆筒体，使其外径比所述外层的目标外径大。
内层材在具有本发明的外层的轧辊中，为了得到与外层相称熔敷，优选由比外层熔点低的合金形成内层。具体来说，内层用合金优选为球状石墨铸铁、片状石墨铸铁等的铸铁和石墨钢。在复合轧辊中，也可以在外层和内层之间设置中间层。具体来说就是能够由镍铬耐磨铸铁(Adamite)系材料等形成中间层。轧辊只要具有本发明的外层即可，可以是实心的也可以是中空。另外也可以将由本发明的外层构成的套筒嵌合在轴材上。
内层的材质没有特别限定。例如在内层使用纵弹性系数为210GPa左右的钢材时，通过与具有高纵弹性系数的外层的相辅相成的效果，辊整体便能够具有高刚性。另外内层由具有180GPa左右的纵弹性系数的球墨铸铁构成时，与高纵弹性系数的外层组合，也能够容易地进行利用轧辊挠度(roll bending)等产生的板形控制。如此内层的材质可以根据用途和目的适宜选择。
根据以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于此。
实施例1～8，比较例1～3，现有例1及2
将调整成表1所示的化学组成(质量％)的熔液在离心铸造用钢模内进行离心铸造，制作圆筒体。其中只有比较例1采用静置铸造法。
表1

表1(续)

得到的圆筒体之中，对于实施例4及6还有现有例2的圆筒体，测定圆筒体的半径方向截面的元素分布及MC碳化物分布。结果在图5～图10中显示。
如图5所示，在实施例4的圆筒体中，虽然V在外周层少至大约5质量％，但是在内周层却多达25质量％以上，另外W在外周层也少，大约10～15质量％，但在内周层多达20～25质量％。C在外周层也少至大约2.5质量％，但在内周层多达5质量％以上。就其他的元素(Cr、Mo)而言，在外周层～内周层几乎没有浓度分布。如图6所示，MC碳化物的面积率分布显示出与V的浓度分布大体相同的倾向。即，MC碳化物的面积率虽然在外周层缺乏，大约为4～8面积％，但在内周层却多达约35面积％以上。因此，例如切削圆筒体至包括外周层的全部及浓度倾斜层的大部分的深度(图中由线段A表示)，将含有35面积％以上MC碳化物的部分作为轧辊用外层。
如图7所示，在实施例6的圆筒体中，虽然V在外周层少至大约6质量％，但是在内周层却多达15质量％以上，另外C、Nb及W在外周层也少至大约5质量％以下，但在内周层稍增多，在8质量％以上。关于Mo其在外周层～内周层几乎没有浓度分布。如图8所示，MC碳化物的面积率虽然在外周层缺乏，大约在4面积％以下，但在内周层却很多，为大约25面积％以上。因此，例如切削圆筒体至包括外周层的全部及浓度倾斜层的大部分的深度(图中由线段A’表示)，将含有25面积％以上MC碳化物的部分作为轧辊用外层。
在现有例2的圆筒体中，如图9及图10所示，在外周层和内周层之间几乎没有元素的浓度分布。MC碳化物在任何深度都为大约8面积％以下。
与实施例4及6的圆筒体同样，对于其他的实施例的圆筒体也以通过切削等进行除去，直至有MC碳化物稠化的部分露出，从而制作轧辊用离心铸造外层。
得到的辊外层的组成在表2中显示。对于各辊进行1000～1200℃下的淬火，以及进行由500～600℃的3次回火组成的热处理。但是对于现有例1的辊外层，进行400～500℃的残留奥氏体分解兼矫直热处理。
表2

表2(续)

注式(1)表示(V％+0.55×Nb％)(质量％)的值，式(2)表示[C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)](质量％)的值。
对于从各辊外层切下的试验片，根据以下方法测定MC碳化物的面积率(％)、圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C、M7C3的合计面积率(％)、MC碳化物的平均圆当量直径(μm)、圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离(μm)、不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的内接圆直径的最大值(μm)、基材的维氏硬度(Hv)、磨损深度(μm)、表面粗糙度Rz(μm)、热粘附面积率(％)、破坏韧性值KIC(kg/mm3/2)、平均热膨胀系数(×10-6/℃)、热传导率(W/m·K)及纵弹性系数(GP)。表3显示测定结果。
(1)MC碳化物的面积率对各试验片进行镜面研磨，用重铬酸钾水溶液进行电解腐蚀，由此使MC碳化物腐蚀成黑色后，使用图像分析装置(日本Avionics公司制SPICCA-II)，在相当于各试验片的0.23mm×0.25mm的部分的20个任意的视野中，测定MC碳化物的面积率(％)，平均测定值。
(2)非粒状碳化物(M2C、M6C及M7C3)的合计面积率镜面研磨各试验片，用村上试剂腐蚀，由此使M2C、M6C及M7C3碳化物腐蚀成黑色或灰色后，使用上述图像分析装置，对于各个试验片在相当于0.23mm×0.25mm的部分的20个任意的视野中测定M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率(％)，平均测定值。还有，以容易识别的圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物为测定对象。
(3)MC碳化物的平均圆当量直径对各试验片进行镜面研磨，用重铬酸钾水溶液进行电解腐蚀，由此使MC碳化物腐蚀成黑色后，使用图像分析装置，对于各个试验片在相当于0.23mm×0.25mm的部分的20个任意的视野中，测定MC碳化物的平均圆当量直径(μm)，平均测定值。
(4)MC碳化物间的平均距离对各试验片进行镜面研磨，用苦味酸醇溶液使基材腐蚀。用此光学显微镜观察(200倍)，可见基材为深灰色，MC碳化物为浅灰色，M2C、M6C及M7C3碳化物为白色。在相当于各个试验的1.0mm×1.5mm的部分的20个任意的视野中，测定圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离(μm)，平均测定值。
(5)不含MC碳化物的区域的内接圆直径的最大值与(4)同样用光学显微镜(100倍)观察腐蚀了的各试验片，在相当于各个试验的2.0mm×3.0mm的部分的20个任意的视野中，测定不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的内接圆直径的最大值(μm)，平均测定值。
(6)基材的维氏硬度对各试验片进行镜面研磨，用苦味酸醇溶液使之轻微腐蚀后，使用维氏硬度试验机在载荷50～200g的范围，在试验片的任意5处测定维氏硬度(Hv)，平均测定值。
(7)磨损深度及表面粗糙度Rz作为耐磨损性及耐表面粗糙性的评价，是使用图11概略地显示的轧制磨损试验机，对于轧制后的辊对磨损深度(μm)及十点平均表面粗糙度进行如下的测定。再有，用触针式表面粗糙度仪测定表面粗糙度Rz。
轧制磨损试验机具有轧制机51，其具备根据实施例1～8、比较例1～3及现有例1及2分别制造的外径60mm、内径40mm及宽40mm的小型套筒辊所构成的试验用52、53；加热炉54；冷却水槽55；卷取机56；张力调节器(tension controller)57。轧制磨损试验条件如下。
轧制材SSUS304压下率25％轧制速度150m/分轧制温度900℃轧制距离300m辊冷却水冷辊数目四重式(8)热粘附面积率图12概略显示的热粘附试验机具备载置试验片61的台63；在试验片61的上面接触下端的齿轨(rack)68；与齿轨68卡合的小齿轮(pinion)60；落在齿轨68上的重锤69；通过小齿轮60的旋转而啮入试验片61的啮入构件62(软钢制)。在该试验机中，若使重100kg的重锤69落在齿轨68上，则小齿轮60旋转，啮入构件62强烈挤压试验片61，能够在试验片61上造成压痕，同时构件62热粘附于试验片61上。试验片61的热粘附面积率根据热粘附面积/压痕面积(％)计算。对各试验片进行该热粘附试验2次，求得热粘附面积率的平均值。
(9)破坏韧性值KIC依照ASTM E399测定各试验片的破坏韧性值KIC。对于2个试验片进行测定，求得其平均值。
(10)平均热膨胀系数利用热应力应变测定装置(精工电子工业株式会社制SSC/5200)测定加工成8mm×8mm×17mm的各试验片在室温～300℃的平均热膨胀系数。
(11)热传导率根据激光闪光法测定加工成直径10mm及厚1mm的各试验片在300℃的热传导率。
(12)纵弹性系数根据自由共振式固有振动法测定宽10mm、长60mm及厚1.5mm的各试验片的纵弹性系数。
表3

表3(续)

注(1)平均粒子间距离/平均圆当量直径表3(续)

图13及图14分别表示实施例4及比较例1的试验片的金属组织。白色部分是MC碳化物，黑色的部分是基材。可知在实施例4的试验片中MC碳化物呈高浓度分布，但是在比较例1的试验片中MC碳化物部分地偏在。
图15表示现有例2的高速钢系辊材的金属组织。白色的微细粒状部是MC碳化物，白色的网眼状部分是M2C、M6C及M7C3碳化物，黑色部分是基材。可知在现有例2的辊材中MC碳化物部分地偏在，M2C、M6C及M7C3碳化物呈网眼状地分布。
可知实施例1～8的磨损深度与现有例1相比大约是其一半以下，耐磨损性极其良好。另外可知实施例1～8其耐表面粗糙性、耐热粘附性及韧性均比现有例1优异。
图16表示MC碳化物的面积率与式(1)的(V％+0.55×Nb％)的值的关系。可知两者的关系大体呈直线，若(V％+0.55×Nb％)约为15质量％以上，则MC碳化物的面积率约为20％以上。
图17表示实施例4、比较例1及现有例2在100℃～600℃下的热膨胀系数。图中，横轴表示温度(℃)，纵轴表示从室温到达各温度的平均热膨胀系数(×10-6/℃)。在100℃～600℃的范围，在实施例4中热膨胀系数为10×10-6/℃以下，但是在比较例1大约为9×10-6/℃～10.5×10-6/℃，另外在现有例2约为11×10-6/℃～13×10-6/℃。另外由表3可知，实施例4～8在室温～300℃的平均热膨胀系数全部在10×10-6/℃以下，可以大幅度抑制热凸度。这被认为是由于MC碳化物以面积率计分散有20％以上。特别是若MC碳化物的面积率超过30％，则平均热膨胀系数为9×10-6/℃以下，热凸度的抑制效果加强。
图18表示实施例4、比较例1及现有例2在室温～600℃的热传导率。图中，横轴表示温度(℃)，纵轴表示热传导率(W/m·K)。300℃的热传导率在实施例4中低于20W/m·K，但是在比较例1中超过25W/m·K，另外在现有例2中为30W/m·K。另外由表3可知，实施例4～8在300℃热传导率全部在25W/m·K以下，可以大幅地抑制热凸度。这被认为是由于MC碳化物以面积率计分散有20％以上。特别是若MC碳化物的面积率超过30％，则300℃的热传导率为21W/m·K以下，热凸度的抑制效果加强。
实施例4～8的纵弹性系数全部在240GPa以上，特别是MC碳化物的面积％大，与现有材相比显示出高的纵弹系数。
在比较例1的试验片中，不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的内接圆直径超过150μm，另外圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离B和MC碳化物的平均圆当量直径A的比(B/A)超过2。因此耐表面粗糙性及耐热粘附性差。
比较例2其C的含量、式(2)、MC碳化物的面积率、基材硬度及MC碳化物的平均圆当量直径在本发明的范围外，另外B/A超过2。因此耐磨损性及耐热粘附性差。另外在室温～300℃的平均热膨胀系数超过10×10-6/℃，另外300℃的热传导率超过25W/m·K，因此不能充分抑制热凸度的成长。
比较例3其V的含量、式(1)及式(2)、MC碳化物的面积率、M2C、M6C及M7C3碳化物的合计面积率在本发明的范围外，另外B/A超过2。因此耐表面粗糙性及韧性差。另外在室温～300℃的平均热膨胀系数超过10×10-69/℃，另外300℃的热传导率超过25W/m·K，因此不能充分抑制热凸度的成长。
现有例1其的含量、式(1)、MC碳化物的面积率及MC碳化物的平均圆当量直径在本发明的范围外，另外B/A超过2。因此耐磨损性差。另外在室温～300℃的平均热膨胀系数超过10×10-6/℃，另外300℃的热传导率超过25W/m·K，因此不能充分抑制热凸度的成长。
权利要求
1.一种轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计含有C4.5～9％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％、V18～40％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还含有从如下元素构成的群中选择的至少一种Cr1～15％、Mo0.5～10％及W1～40％。
3.根据权利要求1或2所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，V的至少一部分能够由以质量％计含量满足下式(1)的Nb置换，18％≤V％+0.55×Nb％≤40％…(1)。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计满足下式(2)0≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％...(2)。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还含有2％以下的Ni及/或10％以下的Co。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还含有0.5％以下的Ti及/或0.5％以下的Al。
7.一种轧辊用离心铸造外层，具有在维式硬度为Hv550～900的基材中分散了以面积率计为20～60％的MC碳化物的组成，其特征在于，在所述组织中，不含圆当量直径为15μm以上的MC碳化物的区域的最大内接圆直径不超过150μm。
8.一种轧辊用离心铸造外层，具有在维式硬度为Hv550～900的基材中分散了以面积率计为20～60％的MC碳化物的组成，其特征在于，在所述组织中，圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离为10～40μm。
9.根据权利要求7或8所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，MC碳化物的平均圆当量直径为10～50μm。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，圆当量直径为15μm以上的MC碳化物间的平均距离B和MC碳化物的平均圆当量直径A的比B/A为2以下。
11.根据权利要求7～10中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，分散有圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物，其以面积率计总量为0～5％。
12.根据权利要求7～11中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计含有C2.5～9％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V11～40％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
13.根据权利要求12所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还含有从如下元素构成的群中选择出的至少一种Cr1～15％、Mo0.5～20％及W1～40％。
14.根据权利要求7～13中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，V的至少一部分能够由以质量％计含量满足下式(3)的Nb置换，11％≤V％+0.55×Nb％≤40％…(3)。
15.根据权利要求7～14中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还满足下式(2)，0≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％...(2)。
16.根据权利要求7～15中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还含有2％以下的Ni及/或10％以下的Co。
17.根据权利要求7～16中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，以质量％计还含有0.5％以下的Ti及/或0.5％以下的Al。
18.根据权利要求1～17中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，在室温～300℃的平均热膨胀系数为10×10-6/℃以下。
19.根据权利要求1～18中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，300℃的热传导率为25W/m·K以下。
20.根据权利要求1～19中任一项所述的轧辊用离心铸造外层，其特征在于，纵弹性系数为240GPa以上。
21.一种制造具有以面积率计分散了20～60％的MC碳化物的组织的轧辊用外层的方法，其特征在于，通过离心铸造如下熔液，从而制作由MC碳化物稠化的内周层、MC碳化物缺乏的外周层、在所述内周层和所述外周层之间MC碳化物的面积率发生变化的浓度倾斜层构成的圆筒体，并对所述圆筒体进行切削加工，直至MC碳化物的面积率成为20％以上的深度，所述熔液以质量％计含有C2.2～6.0％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V8～22％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
22.根据权利要求21所述的轧辊用外层的制造方法，其特征在于，所述外层以质量％计含有C2.5～9％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V11～40％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
23.根据权利要求21或22所述的轧辊用外层的制造方法，其特征在于，所述外层以质量％计还含有从如下元素所构成的群中选择的至少一种Cr1～15％、Mo0.5～20％及W1～40％。
24.根据权利要求21～23中任一项所述的轧辊用外层的制造方法，其特征在于，在所述外层中，V的至少一部分能够由以质量％计含量满足下式(3)的Nb置换，11％≤V％+0.55×Nb％≤40％…(3)。
25.根据权利要求21～24中任一项所述的轧辊用外层的制造方法，其特征在于，所述外层以质量％计还满足下式(2)，0≤C％-0.2×(V％+0.55×Nb％)≤2％...(2)。
26.根据权利要求21～25中任一项所述的轧辊用外层的制造方法，其特征在于，所述外层的基材具有550～900的维氏硬度Hv。
27.根据权利要求21～25中任一项所述的轧辊用外层的制造方法，其特征在于，在所述外层的组织中分散有圆当量直径为1μm以上的M2C、M6C及M7C3碳化物，其以面积率计总量为0～5％。
全文摘要
一种具有分散了以面积率计为20～60％的MC碳化物的组织的轧辊用外层，其制造方法如下通过离心铸造如下熔液，从而制作由MC碳化物稠化的内周层、MC碳化物缺乏的外周层、在所述内周层和所述外周层之间MC碳化物的面积率发生变化的浓度倾斜层构成的圆筒体，并对所述圆筒体进行切削加工，直至MC碳化物的面积率成为20％以上的深度，所述熔液以质量％计含有C2.2～6.0％、Si0.1～3.5％、Mn0.1～3.5％及V8～22％，余量是Fe及不可避免的杂质元素。
文档编号B21B27/00GK101018880SQ20058003059
公开日2007年8月15日 申请日期2005年9月13日 优先权日2004年9月13日
发明者古岛清史, 松本俊二, 本田亮太, 林清, 本田崇, 内田真继 申请人:日立金属株式会社