离心铸造制复合辊及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种离心铸造制复合辊，其是利用离心铸造法形成的外层与由球墨铸铁构成的内层熔接一体化而成的离心铸造制复合辊，所述外层由以下的Fe基合金构成，所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%和V:1.8?5.5%的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为0.3?10%，所述内层具有熔接于所述外层的芯部、和由所述芯部的两端一体地延伸出的轴部，两轴部端部的Cr、Mo和V的合计量均为0.15?2.0质量％，且在一侧轴部与另一侧轴部之间Cr、Mo和V的合计量之差为0.2质量％以上。
【专利说明】离心铸造制复合辊及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及具有利用离心铸造法形成的外层与强韧的内层熔接一体化而成的复合结构的离心铸造制复合棍及其制造方法。
【背景技术】
[0002]如图1和图2所示，热轧用复合辊10由以下构成:与轧制材接触的外层1、以及熔接于外层I的内面且与外层I不同的材质的内层2。内层2由以下构成:熔接于外层I的芯部21、以及由芯部21 —体地向两侧延伸的驱动侧轴部22和从动侧轴部23。在驱动侧轴部22的端部，一体地设置有用于驱动扭矩传递的联轴器部24。另外，在从动侧轴部23的端部，一体地设置有在复合辊10的操作等中必要的凸状部25。联轴器部24具有端面24a、以及与驱动单元(未图示)契合的一对平坦的缺口面24b、24b，凸状部25具有端面25a。在驱动侧轴部22和从动侧轴部23，为了形成轴承部、颈部等而必须实施机械加工。
[0003]作为这样的热轧用复合辊10，广泛使用具有耐磨损性及耐事故性优异的离心铸造制外层I与由强韧的球墨铸铁构成的内层2熔接一体化而成的复合结构的复合辊。在热轧用辊10中，若因与轧制材的接触产生的热负荷和机械负荷而在外层I的表层部发生的磨损和粗糙等损伤发生进展，则轧制材的表面品质劣化。磨损和粗糙发生进展的复合辊10替换成外层表面没有损伤的复合辊10，由轧机拆下的复合辊10的外层I经过再研磨而除去损伤部。再研磨后的复合辊10再次组装入轧机，供于轧制。若频繁地进行这样的复合辊10的替换，则由于不得不经常中断轧制，而阻碍生产率。
[0004]为了尽量减少轧制的中断，需要提高与轧制材接触的外层I的耐磨损性。若随着外层I的耐磨损性提高而复合辊10的耐用寿命延长，则连接于扭矩传递用连接器的联轴器部24的耐磨损性的提高也变得重要。若联轴器部24显著损耗，则即使外层I未磨损，也不能使用复合辊10。
[0005]作为提高了联轴器部的耐磨损性的热轧用复合辊，日本特开平6-304612号公开了如下的热轧用复合辊，在具有由高速工具钢构成的外层、以及由C:0.2?1.2重量％的碳钢或低合金钢构成的内层及轴部的热轧用复合辊中，以重量基准计，含有C:2.5?3.5%,S1:1.6 ?2.8%、Mn:0.3 ?0.6%、P < 0.05%、S < 0.03%、Ni < 0.5%、Cr < 0.2%、Mo< 0.5%和Mg:0.02?0.05%，余量由Fe和他不可避免的成分构成，由石墨面积率为5?15%的球状石墨铸铁构成的联轴器部铸接于轴部的端部。但是，该联轴器部的耐磨损性尚不充分。而且，为了在轴部的端部铸接联轴器部，还有在二者的接合边界容易发生异物绞入等铸造缺陷的问题。此外，由于需要对铸接的部位进行平削加工，或在铸接部的周围设置铸模，或熔解和铸造与内层不同的联轴器部用球状石墨铸铁的工序，还存在制造成本增高的问题。
[0006]另外，若用相同硬质材料形成驱动侧轴部22和从动侧轴部23，则不需要与驱动侧轴部22同等程度硬度的从动侧轴部23过度变硬，存在加工性劣化的问题。
【发明内容】
[0007]发明所要解决的课题
[0008]所以，本发明的目的在于提供在保持从动侧轴部的加工性的状态下改善了驱动侧轴部的耐损耗性的离心铸造制复合棍及其制造方法。
[0009]用于解决课题的手段
[0010]鉴于上述目的而经过深入研究的结果是，本发明人等发现，(a)在利用离心铸造法形成外层后，若适当地控制浇注至静置铸造用铸模内的内层用熔液的液面的上升速度，则可以使外层中的Cr、Mo和V，或Cr、Mo、V和Nb向驱动侧轴部比向从动侧轴部混入更多，由此能使驱动侧轴部比从动侧轴部更高硬度；以及(b)高硬度的驱动侧轴部具有优异的耐损耗性，非过硬的从动侧轴部具有良好的加工性，由此想到本发明。
[0011]本发明的第一离心铸造制复合辊的特征在于，利用离心铸造法形成的外层与由球墨铸铁构成的内层熔接一体化，
[0012]所述外层由以下的Fe基合金构成，所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:
0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%和V:1.8?5.5%的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为 0.3 ?10%,
[0013]所述内层具有熔接于所述外层的芯部、和由所述芯部的两端一体地延伸出的轴部，
[0014]两轴部端部的Cr、Mo和V的合计量均为0.15?2.0质量％，且在一侧轴部与另一侧轴部之间Cr、Mo和V的合计量之差为0.2质量％以上。
[0015]第一离心铸造制复合辊的外层优选以质量基准计还含有C:2.5?3.7%、S1:
1.2 ?3.0%,Μη:0.2 ?1.5%和 N1:3.0 ?5.0%。
[0016]本发明的第二离心铸造制复合辊的特征在于，利用离心铸造法形成的外层与由球墨铸铁构成的内层熔接一体化，
[0017]所述外层由以下的Fe基合金构成，所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:
0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%、以及V和Nb:合计为1.8?5.5%的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为0.3?10%，
[0018]所述内层具有熔接于所述外层的芯部、和由所述芯部的两端一体地延伸出的轴部，
[0019]两轴部端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量为0.15?2.0质量％，且在一侧轴部与另一侧轴部之间Cr、Mo、V和Nb的合计量之差为0.2质量％以上。
[0020]第二离心铸造制复合辊的外层优选以质量基准计还含有C:2.5?3.7%、S1:
1.2 ?3.0%,Μη:0.2 ?1.5%和 N1:3.0 ?5.0%。
[0021]第一和第二离心铸造制复合辊的外层以质量基准计还可以含有W:0.1?5.0 %、T1:0.003 ?5.0%、B:0.001 ?0.5%, Al:0.01 ?2.0%, Zr:0.01 ?0.5%和 Co:0.1 ?10%中的至少一种。
[0022]本发明的离心铸造制复合辊的制造方法的特征在于，其具有以下工序:(1)用旋转的离心铸造用圆筒状铸模离心铸造所述外层，(2)将具有所述外层的所述圆筒状铸模立起，在其上下端分别设置与所述外层连通的上模和下模，构成静置铸造用铸模，(3)向由所述上模、所述外层和所述下模构成的型腔浇铸所述内层用的熔液的工序，所述上模内的熔液面的上升速度为10mm/秒以下，且小于所述下模和所述外层内的熔液面的上升速度。
[0023]发明效果
[0024]在本发明的离心铸造制复合辊中，由于外层中的Cr、Mo和V，或Cr、Mo、V和Nb向具有联轴器部的驱动侧轴部比向从动侧轴部混入更多，驱动侧轴部足够硬且具有优异的耐损耗性，从动侧轴部不会过硬，机械加工容易。因此，本发明的离心铸造制复合辊兼具大幅改善的耐用寿命和良好的加工性。由于具有这样的特征的本发明的离心铸造制复合辊可以通过控制在形成外层后浇注的内层用熔液的液面的上升速度而获得，该制造方法是高效的，有助于离心铸造制复合辊的制造成本的大幅降低。
【专利附图】
【附图说明】
[0025]图1是表示热轧用复合辊的示意剖视图。
[0026]图2是表示图1的热轧用复合辊的联轴器部侧的部分侧视图。
[0027]图3(a)是表示用于本发明的离心铸造制复合辊的制造的铸模的一例的分解剖视图。
[0028]图3(b)是表示用于本发明的离心铸造制复合辊的制造的铸模的一例的剖视图。
[0029]图4是表示用于本发明的离心铸造制复合辊的制造的铸模的另一例的剖视图。
[0030]图5是表示外层基底中的Si的固溶量与破坏韧性值(KlC)的关系的图表。
【具体实施方式】
[0031]以下详细说明本发明的实施方式，但本发明并不限于此，可以在不脱离本发明的技术思想的范围内进行各种变更。如果没有特别说明，仅记为“ ％ ”时表示“质量％ ”。
[0032]本发明的第一和第二离心铸造制复合辊均具有图1所示的结构。第一离心铸造制复合辊与第二离心铸造制复合辊的不同点仅是外层的组成。即，第一离心铸造制复合辊的外层中的V在第二离心铸造制复合辊的外层中变成(V+Nb)。所以，首先对第一离心铸造制复合辊的外层组成进行说明，对于第二离心铸造制复合辊的外层组成仅说明上述不同点。
[0033][I]离心铸造制复合辊
[0034]⑷外层
[0035](I)第一离心铸造制复合辊的外层的组成
[0036]第一离心铸造制复合棍的外层由以下的Fe基合金构成,所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%和V:1.8?5.5%的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为0.3?10%。优选该外层以质量基准计还含有C:2.5?3.7%、S1:1.2 ?3.0%,Μη:0.2 ?1.5%和 N1:3.0 ?5.0%。
[0037](a) Cr:0.8 ?3.0 质量％
[0038]Cr是对于使基底形成贝氏体或马氏体而保持硬度、保持耐磨损性有效的元素。若Cr低于0.8质量％，则熔入内层的量不足，联轴器部的耐损耗性不充分。另一方面，若Cr超过3.0质量％，则阻碍石墨的结晶，基底组织的韧性降低。Cr含量的上限优选为2.5质量％，更优选为2.1质量％。
[0039](b)Mo:1.5 ?6.0 质量％
[0040]Mo与C键合形成硬质碳化物(M6C、M2C)，增加外层的硬度，并提高基底的淬透性。另外，Mo与V和Nb —起生成强韧且硬质的MC碳化物，提高耐磨损性。而且，Mo在合金熔液的凝固过程中增加残留共晶熔液的比重，防止初晶Y相的离心分离，抑制贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析的出现。若Mo低于1.5质量％，则熔入内层的量不足，联轴器部的耐损耗性不充分。另一方面，若Mo超过6.0质量％，则外层的韧性劣化，另外，白口化倾向增强，阻碍石墨的结晶。Mo含量的下限优选为2.0质量％，更优选为2.5质量％，最优选为3.0质量％。Mo含量的上限优选为5.5质量％，更优选为5.0质量％，最优选为4.5质量％。
[0041](c)V:1.8 ?5.5 质量％
[0042]V是与C键合而生成硬质的MC碳化物的元素。该MC碳化物具有2500?3000的维氏硬度Hv，在碳化物中最硬。若V低于1.8质量％，则不仅MC碳化物的析出量不充分，熔入内层的量不足，因而联轴器部的耐损耗性不充分。另一方面，若V超过5.5质量％，则t匕重轻的MC碳化物由于离心铸造中的离心力而在外层的内侧稠化，不仅MC碳化物的半径方向偏析变得显著，而且MC碳化物粗大化而合金组织变粗，在轧制时容易发生粗糙。V含量的下限优选为2.0质量％,更优选为2.2质量％,最优选为2.4质量％。V含量的上限优选为5.0质量％，更优选为4.5质量％，最优选为4.0质量％。
[0043](d) Cr、Mo和V的合计量
[0044]轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量在两侧的轴部均为0.15?2.0质量％，一侧轴部的Cr、Mo和V的合计量与另一侧轴部的Cr、Mo和V的合计量之差为0.2质量％以上。通过将外层的Cr,Mo和V含量设为Cr:0.8?3.0%,Mo:1.5?6.0%,V:1.8?5.5%，调整内层材的球墨铸铁的浇注条件，使外层的Cr、Mo和V这样的碳化物形成元素特定量地混入内层，从而使由内层材构成的轴部的基底组织固溶强化，并且形成碳化物，且轴部硬化。若轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量在两侧的轴部均低于0.15质量％，则联轴器部的耐损耗性变得不充分。若超过2.0质量％，则生成的碳化物变得过多，因而存在变脆而轴部破损的风险。更优选轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量在两侧的轴部均为0.2?1.8质量％。从轴部的端面或距轴部的端面沿辊轴方向10mm以内的范围采集试样，通过化学分析算出轴部的端部的Cr、Mo和V的含量。另外，对于轴部而言，为了进一步改善耐磨损性等，可以使其含有 Cu:0.1 ?1.0%、P:0.03 ?0.l%、N1:0.5 ?2.5%、Mn:0.5 ?1.5%中的 I 种以上。
[0045]将一侧轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量与另一侧轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量之差设为0.2质量％以上。将轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量相对较多、即外层中的碳化物形成元素的Cr、Mo和V混入内层的量与另一侧轴部相比较多的轴部设为形成联轴器部的驱动侧轴部，由此能够提高联轴器部的耐损耗性。相反,通过将轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量相对较少、即外层中的碳化物形成元素的Cr、Mo和V混入内层的量与另一侧轴部相比较少的轴部设为不设置联轴器部的从动侧轴部，能够形成从动侧轴部与驱动侧轴部相比不坚硬且比驱动侧轴部容易加工的轴部。更优选一侧轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量与另一侧轴部的端部的Cr、Mo和V的合计量之差为0.25质量％以上。
[0046](2)第二离心铸造制复合辊的外层的组成
[0047]第二离心铸造制复合棍的外层由以下的Fe基合金构成,所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%、以及V和Nb:合计为1.8?5.5%(除去Nb为0%的情况。)的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为0.3?10%。该外层优选以质量基准计还含有C:2.5?3.7%,S1:1.2?3.0%,Μη:0.2?1.5%和N1:3.0?5.0 %。第二离心铸造制复合辊的外层的化学组成仅在使用V和Nb的合计量的方面与第一离心铸造制复合辊的外层的化学组成不同。因此，以下仅对V和Nb的合计量进行详述。
[0048](a) V和Nb:合计为1.8?5.5质量％
[0049]与V同样，Nb也与C键合生成硬质MC碳化物。通过Nb与V及Mo的复合添加，在MC碳化物中固溶并强化MC碳化物，提高外层的耐磨损性。NbC系的MC碳化物与VC系的MC碳化物相比，与熔液密度之差小，减轻MC碳化物的偏析。此外，Nb在合金熔液的凝固过程中增加残留共晶熔液的比重，防止初晶Y相的离心分离，抑制由奥氏体相变的枝晶状的贝氏体和/或马氏体呈斑点状偏析。若V和Nb的合计量低于1.8质量％，则熔入内层的量不足，联轴器部的耐损耗性不充分。另一方面，若V和Nb的合计量超过5.5质量％，则白口化倾向变强，阻碍石墨的结晶。
[0050]V和Nb的合计量的下限优选为2.0质量％ ,更优选为2.2质量％ ,最优选为2.4质量％。V含量的上限优选为5.0质量％，更优选为4.5质量％，最优选为4.0质量％。特别是，Nb的含量的下限优选为0.2质量％,更优选为0.3质量％,最优选为0.5质量％。Nb的含量的上限优选为1.5质量％,更优选为1.3质量％,最优选为1.2质量％。
[0051](3)在第一和第二离心铸造制复合辊的外层共同的组成
[0052](a) C: 2.5 ?3.7 质量 ％
[0053]C与V、Nb、Cr、Mo和W键合生成硬质碳化物,有助于提高外层的耐磨损性。另外，C在S1、Ni和Ti的石墨化促进元素的作用下在组织中作为石墨结晶，由此对外层赋予防烧结性，并提高外层的韧性。若C低于2.5质量％，则不仅石墨的结晶不充分，而且硬质碳化物的结晶量过少而不能对外层赋予充分的耐磨损性。此外，若C低于2.5质量％，则由于从奥氏体结晶到共晶碳化物结晶的温度差大，奥氏体在离心力的作用下向外周侧移动，在外层内部的熔液中，碳容易稠化。其结果是，在碳稠化熔液中不容易引起奥氏体的粗大枝晶的发生和生长。奥氏体的枝晶相变为贝氏体和/或马氏体，成为粗大的斑点状偏析。
[0054]另一方面，若C超过3.7质量％，则石墨的结晶量变得过剩，并且其形状也变成带状，外层的强度降低。另外，由于过剩的碳化物，外层的韧性降低，耐断裂性降低，因而由于轧制导致的裂缝变深，辊损失增加。C的含量的下限优选为2.55质量％，更优选为2.65质量％。另外，C的含量的上限优选为3.6质量％，更优选为3.5质量％，最优选为3.4质量％。
[0055](b) S1: 1.2 ?3.0 质量％
[0056]Si具有通过熔液的脱氧减少氧化物的缺陷、并助长石墨结晶的作用，有助于耐烧粘性和龟裂的进展的抑制。若Si低于1.2质量％，则熔液的脱氧作用不充分，石墨也不充分。另一方面，若Si超过3.0质量则合金基底脆化,外层的韧性降低。合金基底的脆化尤其在基底中的Si浓度为3.2质量％以上时发生。
[0057]Si含量的下限优选为1.4质量％,更优选为1.5质量％。Si含量的上限优选为
2.8质量％,更优选为2.7质量％,最优选为2.5质量％。另外,Si含量如下所述,优选与其它元素满足式(I)的条件。
[0058](c)Mn:0.2 ?1.5 质量％
[0059]Mn除了具有熔液的脱氧作用之外，还具有将作为杂质的S固定为MnS的作用。若Mn低于0.2质量％，则这些效果不充分。另一方面，即使Mn超过1.5质量％也不能得到进一步的效果。Mn的含量的下限优选为0.3质量％,更优选为0.4质量％,最优选为0.5质量％。Mn的含量的上限优选为1.4质量％,更优选为1.3质量％,最优选为1.2质量％。
[0060](d) N1: 3.0 ?5.0 质量 ％
[0061]Ni具有使石墨结晶的作用，提高基底组织的淬透性。因此，通过在铸造后调整在铸模内的冷却速度，可以在不发生珠光体相变的情况下发生贝氏体或马氏体相变。若Ni低于
3.0质量％，则不能充分得到该作用。另一方面，若Ni超过5.0质量％，则奥氏体过于稳定化，不容易相变成贝氏体或马氏体。Ni的含量的下限优选为3.2质量％，更优选为3.4质量％，最优选为3.6质量％。Ni的含量的上限优选为4.9质量％,更优选为4.8质量％,最优选为4.7质量％。
[0062](4)任意组成
[0063]本发明的离心铸造制复合轧制辊的外层除了上述必需组成要件之外，可以含有至少一种下述的元素。
[0064](a)W:0.1 ?5.0 质量％
[0065]W与C键合生成硬质的M6C和M2C的碳化物，有助于外层的耐磨损性提高。另外在MC碳化物中也固溶而增加其比重，具有减轻偏析的作用。但是，若W超过5.0质量％，则增重熔液的比重，因而碳化物偏析容易发生。因此，添加W时，其优选含量为5.0质量％以下。另一方面，若W低于0.1质量％，则其添加效果不充分。W的含量的上限优选为4.5质量％，更优选为4.0质量％,最优选为3.0质量％。另外，为了得到充分的添加效果，W的含量的下限更优选为0.1质量％。
[0066](b)Mo和W:合计为1.5?6.0质量％
[0067]与Mo同样，W也与C键合生成硬质碳化物(M6C、M2C)，增加外层的硬度，并且提高基底的淬透性。另外，Mo和W与V和Nb —起生成强韧且硬质的MC碳化物，提高耐磨损性。而且，Mo和W在合金熔液的凝固过程中增加残留共晶熔液的比重，防止初晶Y相的离心分离，抑制贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析的出现。
[0068]若Mo和W的合计量低于1.5质量％，则熔入内层的量不足，联轴器部的耐损耗性不充分。另一方面，若Mo和W的合计量超过6.0质量％，则外层的韧性劣化，另外白口化倾向增强，阻碍石墨的结晶。Mo和W的合计量的下限优选为2.0质量％，更优选为2.5质量％，最优选为3.0质量％。Mo和W的合计量的上限优选为5.5质量％，更优选为5.0质量％，最优选为4.5质量％。
[0069](c) T1:0.003 ?5.0 质量％
[0070]Ti与作为石墨化阻碍元素的N和O键合，形成氧化物或氮化物。Ti的氧化物或氮化物在熔液中悬浊而成为核，使MC碳化物微细化和均质化。但是，若Ti超过5.0质量％，则熔液的粘性增加，铸造缺陷容易发生。因此，在添加Ti时，其优选含量为5.0质量％以下。另一方面，若Ti低于0.003质量％，则其添加效果不充分。Ti的含量的下限优选为0.005质量％。Ti的含量的上限更优选为3.0质量％,最优选为1.0质量％。
[0071](d) Al:0.01 ?2.0 质量％
[0072]Al与作为石墨化阻碍元素的N和O键合，形成氧化物或氮化物，其在熔液中悬浊而成为核，使MC碳化物微细均匀地结晶。但是，若Al超过2.0质量％，则外层变脆，招致机械性质的劣化。因此，Al的优选含量为0.2质量％以下。另一方面,若Al的含量低于0.0l质量％，则其添加效果不充分。Al的含量的上限更优选为1.5质量％,最优选为1.0质量％。
[0073](e)Zr:0.01 ?0.5 质量％
[0074]Zr与C键合生成MC碳化物，提高外层的耐磨损性。另外，由于使在熔液中生成的Zr氧化物作为结晶核发挥作用，凝固组织变得微细。另外，使MC碳化物的比重增加而防止偏析。但是，若Zr超过0.5质量％，则生成夹杂物而不优选。因此，Zr的含量优选为0.5质量％以下。另一方面，若Zr低于0.01质量％，则其添加效果不充分。Zr的含量的上限优选为0.3质量％,更优选为0.2质量％,最优选为0.1质量％。
[0075](f)B:0.001 ?0.5 质量％
[0076]B具有使碳化物微细化的作用。另外，微量的B有助于石墨的结晶。但是，若B超过0.5质量％，则白口化效果增强而石墨不容易结晶。因此，B的含量优选为0.5质量％以下。另一方面，若B低于0.001质量％，其添加效果不充分。B的含量的上限优选为0.3质量％，更优选为0.1质量％,最优选为0.05质量％。
[0077](g)Co:0.1 ?10.0 质量％
[0078]Co是对基底组织的强化有效的兀素。另外，Co使石墨容易结晶。但是，若Co超过10质量则外层的韧性降低。因此,Co的含量优选为10质量％以下。另一方面,若Co低于0.1质量％，则其添加效果不充分。Co的含量的上限优选为8.0质量％，更优选为6.0质量％，最优选为4.0质量％。
[0079](5)优选组成关系
[0080](a)Nb/V:0.1 ?0.7、Mo/V:0.7 ?2.5 和 V+l.2Nb:2.5 ?5.5
[0081]由于V、Nb和Mo均具有增加在耐磨损性方面必需的硬质MC碳化物的作用，有必要使这些元素的合计添加量为规定的水平以上。另外，V是降低熔液的比重的元素，与此相对，Nb和Mo是增加熔液的比重的元素。因此，若Nb和Mo含量相对于V不平衡，熔液的比重与奥氏体的比重之差变大，由于离心力带来的奥氏体向外层侧移动而碳显著地稠化，其结果是奥氏体的枝晶容易偏析。
[0082]因此，将Nb/V的质量比设为0.1?0.7，将Mo/V的质量比设为0.7?2.5，并将V+l.2Nb设为2.5?5.5质量％。若Nb/V、Mo/V和V+l.2Nb在这些范围内，则在以V为主体的碳化物中混入适量的Nb和Mo而碳化物变重，碳化物的分散均匀化，由此可以防止贝氏体和/或马氏体的枝晶的斑点状偏析的发生。特别是若V+l.2Nb超过5.5%，则过剩地结晶的比重小的MC碳化物在离心铸造过程中在外层的内侧稠化，阻碍与内层的熔接。
[0083]Nb/V的质量比的下限优选为0.12，更优选为0.14，最优选为0.18。Nb/V的质量比的上限优选为0.6，更优选为0.55，最优选为0.5。
[0084]Mo/V的质量比的下限优选为0.75，更优选为0.8，最优选为0.85。Mo/V的质量比的上限优选为2.2，更优选为1.95，最优选为1.75。
[0085]V+l.2Nb的下限优选为2.6质量％，更优选为2.7质量％，最优选为2.8质量％。V+l.2Nb的上限优选为5.35质量％，更优选为5.2质量％，最优选为5.0质量％。
[0086](b)Mo/Cr: 1.7 ?5.0
[0087]优选Mo/Cr的质量比在1.7?5.0的范围内。若Mo/Cr的质量比低于1.7，则Mo含量相对于Cr含量不充分，以Mo为主体的碳化物粒子的面积率降低。另一方面，若Mo/Cr的质量比超过5.0,则以Mo为主体的碳化物变多，该碳化物粗大化因而破坏韧性低劣。因此，Mo/Cr的质量比优选1.7?5.0。Mo/Cr的质量比的下限更优选为1.8。Mo/Cr的质量比的上限更优选为4.7，最优选为4.5。
[0088](C)Si ( 3.2/[0.283 (C-0.2V-0.13Nb)+0.62]...(I)
[0089]为了改善耐事故性，例如在扁钢热轧机的后段用工作辊的情况下，需要将辊外层的破坏韧性值设为18.5MPa.m1/2以上。因此基底必须具有充分韧性。深入研究的结果发现，基底的破坏韧性值在基底中的Si固溶量超过3.2%时急剧降低。图5表示基底中的Si固溶量与破坏韧性值的关系。若Si固溶量为3.2%以下，则破坏韧性值基本在22MPa.m1/2以上，但若Si固溶量超过3.2%，则降低到18.5MPa*m1/2以下。对于限制基底中的Si固溶量的合金组成经过深入研究的结果发现，为了使基底中的Si固溶量为3.2%以下，必须满足 Si 彡 3.2/[0.283 (C-0.2V-0.13Nb)+0.62]的条件。
[0090](d) (C-0.2V-0.13Nb) + (Cr+Mo+0.5ff) ^ 9.5...(2)
[0091]在含有V、Nb、Cr、Mo和W的铸铁的凝固过程中，首先在V和Nb的粒状的MC碳化物结晶后，Cr、Mo和W在液相中稠化，作为M2C、M6C, M7C3> M23C6, M3C等网络状的共晶碳化物结晶。外层的破坏韧性值很大程度上依赖于碳化物的量和形状，特别是若网络状的共晶碳化物多或粗大，则破坏韧性值显著降低。在C相对于形成MC碳化物的V和Nb过剩、且在凝固过程中在液相中稠化的Cr、Mo和W过剩的情况下，形成粗大碳化物，外层的破坏韧性值降低。C是否相对于V和Nb过剩，通过(C-0.2V-0.13Nb) 一项判定，Cr、Mo和W是否过剩通过(Cr+Mo+0.5W) 一项判定。深入研究的结果发现，为了使破坏韧性值不降低的组成条件是满足(C-0.2V-0.13Nb) +(Cr+Mo+0.5W)彡 9.5。为了使破坏韧性值为 18.5MPa *m1/2 以上，必须使左边的值为9.5以下。
[0092](e) 1.5 彡 Mo+0.5ff ^ 5.5...(3)
[0093]Mo和W具有形成M2C或M6C的硬质碳化物的作用。Mo的作用是W的作用的2倍，因此，Mo和W的合计量可以用(Mo+0.5W)表示。由于(Mo+0.5W)形成M2C、M6C的碳化物并提高耐磨损性，因此必须是1.5质量％以上，但若过多，则网络状的共晶碳化物变多，因此必须是5.5质量％以下。
[0094](6)第一和第二离心铸造制复合辊的外层组织
[0095]在第一和第二离心铸造制复合辊中的任意一个中，外层组织均具有基底、石墨、渗碳体、MC碳化物和MC碳化物以外的碳化物(M2C、M6C等)。在第一和第二离心铸造制复合辊中的任意一个中，外层的金属组织中的石墨的面积率均为0.3?10%。若石墨的面积率低于0.3%，则外层的耐磨损性和防烧结性不充分。另一方面，若石墨的面积率超过10%，则机械性质显著降低。石墨的面积率优选为0.5?8%，更优选为I?7%。
[0096](B)内层
[0097](I)碳化物形成元素的分布
[0098]如图1和图2所示，内层2具有:熔接于外层I的芯部21、以及由芯部21的两端一体地延伸出的驱动侧轴部22和从动侧轴部23。对于从外层I向内层2的“Cr、Mo、V和Nb”的扩散，在第一离心铸造制复合辊的情况下，由于Nb的含量为零，所以表示“Cr、Mo和V”的扩散。因此，在以下的说明中不区分第一和第二离心铸造制复合辊，仅称为本发明的离心铸造制复合棍。
[0099]在制造本发明的离心铸造制复合辊时，若在利用离心铸造法形成的外层的凝固途中或凝固后，将成为内层2的球墨铸铁的熔液在规定的浇注条件下浇铸，则外层I的内面再熔解而碳化物形成元素(Cr、Mo、V和Nb)以规定的比例混入内层2，驱动侧轴部22和从动侧轴部23的基底组织被固溶强化，并且由于形成碳化物而高硬度化。在本发明中，必须使驱动侧轴部22和从动侧轴部23端部的Cr、Mo和V的合计含量均为0.15?2.0质量％，且在一个驱动侧轴部22与另一从动侧轴部23之间Cr、Mo和V的合计含量之差为0.2质量％以上。在此，“驱动侧轴部22的端部”是指，距端面24a为10mm以内的范围。另外，“从动侧轴部23的端部”是指，距端面25a为10mm以内的范围。通过化学分析从上述范围内的驱动侧轴部22和从动侧轴部23采集的试样，求出Cr、Mo、V和Nb的含量。
[0100]若两轴部22、23端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量低于0.15质量％，则联轴器部24的耐损耗性不充分。另一方面，若Cr、Mo、V和Nb的合计量超过2.0质量％，则生成的碳化物变得过多，因而两轴部22、23变脆。更优选两轴部22、23的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量为0.2?1.8质量％。
[0101]将一侧轴部的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量与另一侧轴部的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量之差设为0.2质量％以上。通过将Cr、Mo、V和Nb的合计量多(从外层I向内层2的碳化物形成元素的混入量多)的轴部设为具有联轴器部24的驱动侧轴部22，能够提高联轴器部24的耐损耗性。另外，通过将Cr、Mo、V和Nb的合计量少(从外层I向内层2的碳化物形成元素的混入量少)的轴部设为从动侧轴部23，从动侧轴部23不比驱动侧轴部22坚硬，变得容易加工。优选上述合计量之差为0.25质量％以上。
[0102](2)内层用球墨铸铁的组成
[0103]在最终制品的复合辊中，内层用球墨铸铁除上述Cr、Mo、V和Nb以外，以质量基准计，含有 C:2.3 ?3.6%,S1:1.5 ?3.5%,Mn:0.2 ?2.0%和 N1:0.3 ?2.0%。除这些元素以外，可以含有0.1%以下的作为脱氧剂使用的41、0.5%以下的用于提高硬度的(:11、511、As或Sb、以及0.2%以下的由助熔剂或耐火材混入的B、Ca、Na或Zr。另外，作为杂质，可以含有S、P、N和O合计为合计约0.1 %以下。内层用球墨铸铁的优选化学组成是:以质量基准计为 C:2.3 ?3.6%、S1:1.5 ?3.5%、Mn:0.2 ?2.0%、N1:0.3 ?2.0%、Cr:0.05 ?
1.0 %、Mo:0.05 ?1.0 %、W:0 ?0.7 %、V:0.05 ?1.0 %、Nb:0 ?0，7 % 和 Mg:0.01 ?
0.08%，余量实质上为Fe和不可避免的杂质。
[0104](C)中间层
[0105]本发明中，在内层2的铸造时利用了使外层I的Cr、Mo、V和Nb混入驱动侧轴部22和从动侧轴部23，也可以根据需要在外层I与内层2之间设置中间层。中间层的优选化学组成是:以质量基准计为C:2.3?3.6%,S1:0.7?3.5%,Mn:0.2?2.0%,N1:0.5?
5.0%Xr:0.8 ?3.0%,Mo:0.1 ?3.0%,ff:0 ?3.0%,V:0.1 ?3.0%和 Nb:0 ?3.0%,余量实质上为Fe和不可避免的杂质。
[0106]若浇铸中间层的熔液，则外层I的内面再熔解而混入中间层，因此在中间层中也混入Cr、Mo、V和Nb。由于在内层2的铸造时中间层的内面再熔解，因此由外层I向中间层混入的Cr、Mo、V和Nb混入内层。因此，即使形成中间层，也可以同样地得到本发明的效果。为了切实地进行从外层I向内层2的Cr、Mo、V和Nb的移动，优选将中间层的平均厚度设为I?70mm,更优选设为3?50_。
[0107][2]离心铸造制复合辊的制造方法
[0108]图3(a)和图3(b)表示用于在用离心铸造用圆筒状铸模30离心铸造外层I后铸造内层2的静置铸造用铸模的一例。静置铸造用铸模100由在内面具有外层I的圆筒状铸模30、以及在其上下端设置的上模40和下模50构成。圆筒状铸模30内的外层I的内面具有用于形成内层2的芯部21的型腔60a，上模40具有用于形成内层2的从动侧轴部23的型腔60b，下模50具有用于形成内层2的驱动侧轴部22的型腔60c。离心铸造法可以是水平型、倾斜型或垂直型中的任一种。
[0109]若在圆筒状铸模30的上下组装上模40和下模50,贝U夕卜层I内的型腔60a与上模40的型腔60b和下模50的型腔60c连通，构成一体地形成内层I整体的型腔60。圆筒状铸模30内的31和33是砂型。另外，上模40内的42和下模50内的52分别是砂型。需要说明的是，下模50设有用于保持内层用熔液的底板53。
[0110]如图3(a)及图3(b)所示，在驱动侧轴部22形成用的下模50上，将离心铸造有外层I的圆筒状铸模30立起而设置，在圆筒状铸模30上设置从动侧轴部23形成用的上模40，构成内层2形成用的静置铸造用铸模100。
[0111]在静置铸造用铸模100中，在利用离心铸造法形成的外层的凝固途中或凝固后，随着内层2用的球墨铸铁熔液从上模40的上方开口部43注入至型腔60内，型腔60内的熔液的液面由下模50逐渐上升至上模40，一体地铸造成由驱动侧轴部22、芯部21和从动侧轴部23构成的内层2。此时，因熔液的热量而外层I的内面部再熔解，外层I中的Cr、Mo、V和Nb混入内层2。
[0112]在本发明的方法中，将从动侧轴部23形成用的上模30内的熔液面的上升速度设为10mm/秒以下，并使其小于驱动侧轴部22形成用的下模40和芯部21形成用的圆筒状铸模30(外层I)内的熔液面的上升速度。由此，在到芯部21为止的浇注中，从再熔解后的外层I出来的Cr、Mo、V和Nb在驱动侧轴部22和芯部21中停留在规定的程度，抑制混入在上模40形成的从动侧轴部23。
[0113]若上模40内的熔液面的上升速度超过10mm/秒，则通过基于浇注的熔液的搅拌，下模40和圆筒状铸模30内的熔液与上模40内的熔液混合，驱动侧轴部22和芯部21内的Cr、Mo、V和Nb混入从动侧轴部23的量过分增多。上模40内的熔液面的上升速度优选10?10Omm/秒，更优选20?90mm/秒。
[0114]通过不仅将上模40内的熔液面的上升速度设为10mm/秒以下，还使其小于下模50内的熔液面的上升速度和圆筒状铸模30 (外层I)内的熔液面的上升速度，能够使外层I内的Cr、Mo、V和Nb高效地混入驱动侧轴部22和芯部21，并且能够有效地抑制混入驱动侧轴部22和芯部21的Cr、Mo、V和Nb通过熔液的搅拌过度地再混入从动侧轴部23。上模40内的熔液面的上升速度优选比下模50内的熔液面的上升速度和圆筒状铸模30 (外层I)内的熔液面的上升速度小50?150mm/秒。另外，下模50内的熔液面的上升速度和圆筒状铸模30(外层I)内的熔液面的上升速度只要不妨碍浇注则没有特别限制，但实用上优选100?200mm/秒。下模50内的熔液面的上升速度与圆筒状铸模30 (外层I)内的熔液面的上升速度可以相同，另外也可以前者大。在此，上模40内的熔液面的上升速度、下模50内的熔液面的上升速度、和圆筒状铸模30 (外层I)内的熔液面的上升速度是各自的平均上升速度。
[0115]如上所述，通过不仅调整外层I中所含Cr、Mo、V和Nb的含量，还调整上模40内的熔液面的上升速度、下模50内的熔液面的上升速度、和圆筒状铸模30 (外层I)内的熔液面的上升速度，能够控制向驱动侧轴部22和从动侧轴部23的Cr、Mo、V和Nb的混入量。具体来说，在熔液面的上升速度大的下模50形成的驱动侧轴部22的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量与在上模40形成的从动侧轴部23的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量相比变多，其差为
0.2质量％以上。因此，能够提高在驱动侧轴部22的端部形成的联轴器部24的耐损耗性。另一方面，对于从动侧轴部23而言，由于Cr、Mo、V和Nb的合计量少，因此可以比驱动侧轴部22更容易加工。
[0116]本发明中在一侧轴部与另一侧轴部之间Cr、Mo、V和Nb的含量存在差，特别是按照驱动侧轴部与从动侧轴部相比成为高硬度的方式对上述元素的含量设差是最合适的，但根据辊的用途和要求性能，也可以使从动侧轴部比驱动侧轴部高硬度。
[0117]图4表示用于本发明的方法的铸模的其他例子。该铸模110是，外层I及相当于芯部21形成用的圆筒状铸模30的部分71、相当于从动侧轴部23形成用的上模40的部分72、和相当于驱动侧轴部22形成用的下模50的部分73 —体地形成的铸模。需要说明的是，71a、72a、73a表示砂型。按照这样，铸模110兼备离心铸造用铸模和静置铸造用铸模。使用铸模110离心铸造外层I后，将在内面形成外层I的铸模110整体立起，从上方开口部74浇注内层2用的球墨铸铁熔液。
[0118]形成中间层时，在外层I的内面形成中间层后，在图3所示铸模的情况下将圆筒状铸模30立起，另外在图4所示铸模的情况下将铸模110立起，从上方开口部浇注内层2用的球墨铸铁熔液。
[0119]通过以下的实施例详细地说明本发明，但本发明并不受这些的限定。
[0120]实施例1?3及比较例I和2
[0121]将图3(a)所示结构的圆筒状铸模30(内径800mm、长度2500mm)设置于水平型的离心铸造机，使用表I所示组成的熔液离心铸造外层I。外层I凝固后，将在内面形成有外层I (厚度:90mm)的圆筒状铸模30立起，在驱动侧轴部22形成用的中空状下模50 (内径600mm、长度1500mm)上垂直设置圆筒状铸模30，在圆筒状铸模30上垂直设置从动侧轴部23形成用的中空状上模40 (内径600mm、长度2000mm)，从而构成了图3 (b)所示静置铸造用铸模100。
[0122]从上方开口部43向静置铸造用铸模100的型腔60浇注表I所示组成的球墨铸铁熔液。球墨铸铁熔液的液面按驱动侧轴部22形成用的下模50、芯部21形成用的圆筒状铸模30(外层I)和从动侧轴部23形成用的上模40的顺序上升。这样一来，在外层I的内部形成由驱动侧轴部22、芯部21和从动侧轴部23构成的一体的内层2。
[0123]内层2完全凝固后，将静置铸造用铸模100拆卸并取出复合辊，进行500°C的回火处理。然后，通过机械加工将外层1、驱动侧轴部22和从动侧轴部23加工成规定的形状，形成联轴器部24和凸状部25。对按这种方式得到的各复合辊进行超声波检查的结果是确认到外层I和内层2坚实地熔接。
[0124]实施例4
[0125]在外层I的内面形成表I所示组成的中间层(厚度:20mm)后，将圆筒状铸模30立起，除此以外与实施例1同样地进行，从而形成复合辊。进行超声波检查的结果是确认到外层I与中间层与内层2坚实地熔接在一起。
[0126]对于实施例1?4及比较例I和2，将外层、内层和中间层的浇铸温度、以及驱动侧轴部22形成用下模50、芯部21形成用圆筒状铸模30和从动侧轴部23形成用上模40中的内层熔液面的平均上升速度示于表2中。内层熔液面的平均上升速度通过内层熔液的重量测定和浇铸时间测定来算出。另外，对于由驱动侧轴部22的端面24a和从动侧轴部23的端面25a切出的试样，分析了 Cr、Mo、V和Nb的含量。将结果示于表3中。此外，通过图像解析，由从各外层I切出的试样的显微镜照片测定金属组织中的石墨的面积率。将结果示于表4中。
[0127]在普通钢轧的扁钢热轧机精轧列最终机架上，将实施例1?4及比较例I和2的各复合辊用于轧制吨数250，000吨的实机轧制，以下述的基准评价联轴器部24的耐损耗性。
将结果示于表4中。
[0128]O:联轴器部的耐损耗性良好。
[0129]X:联轴器部过于损耗，而复合辊变得无法使用。
[0130]【表I】
[0131]
I化学Si成〖质寧、丨τ
例N0.层丨I!1.!
I C I Si Mn I Ni I Cr Mo W V | Nb
ijii；I
外fe I 3—18 I 2.15 0.65 I 3.92 I 1.02 3—21 —.....- 3.21 I —.....-
实旌例 1..........................................1.......................................1......................................................................1....................................1..............................................................................................................................................1.........................内J5 I 3.28 J 2.57 0.45 | 0.70 | 0.09 0.090.05 | —
外G I 3.39 I 2,46 0.62 I 4.12 I 1.79 1.58...2.19 I 0.54
实旌例 2...........................................1.......................................1.....................................................................f...................................t..............................................................................................................................................1........................"* 内β I 3.30 ! 2.42 0.51 I 0.92 I 0.16 0.13 — 0.09 I —
I !I II
外I 3.49 I 2.31 0.77 I 4.36 I 2.74 3.06 0.51 4.90 I 0.32
实碎伊3「！丨?!'
_ 内层 I 3.27 j 2.75 0.45 j 1.24 | 0.18_二― O'10 丨.外J云 J 3.23 j 2.34 0.77 I 4.25 | 0.82 4.45 ; - 3.66 I 0.30
实施怳 4 中间足 j 3.20 1.34 O, ￠7 3.18 | 0.35 1-52 一 0.20 -
_ 内J+g I 3.35 讀_2.68 0.42 0.67 | O, 14 0.08 — | Q.06 —
外fc ; 3.34 1.74 0.SO | 4.08 ! 1,80 2.73 -1 3.19 1-
比较例！ ---------------------1....................................................1----------------1...................................................................1-----------—
_ 内E I 3.38 2.64 0.62 I 0.52 j 0.17 0.0/0.14 I
外煤 I 3.21 2.39 0.63 | 4.48 I 2.20 3,25 O, 12 3.97 i 0.92
比较例2If f； t
I 内,? j 3.31 I 2, 63 I 0.44 | O- 71 j O, 07 [ 0.08 I — | 0.07 j — I
[0132]注:(I)各化学组成中的余量为Fe和不可避免的杂质。
[0133]【表2】
[0134]
? 浇鋳温度内层熔融金属面的平均上升速遼秒)
ft No、 im ,
—...................................................1...............................................；——、——下模_筒状铸模上模差”:—: 夕卜屢: 1290? ? w?■圓 j
实施例1 ;i I
内屢 1430200 195 40155
夕卜展 12.63_ _ __
实施例2..................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................内层 1405180 175 50125
J-1Jt Λ O C
y\ /￡.* jloO—■ —■ —"—-
实施例3..................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................内羼 1447180 1?5__50__125
t-j tiijijj^ OQO
? { /ZJTI ￡..1?0
'f 4 I 中 j^P ? 13"? I"-- ?"* ?~" — _ 内层 1425 180__175__50__125
夕卜'' , 286,.,.....,..■,_.,..._......■?
比较例r —丨...................................................................................................................-..............................................................._ 内层 ? 1418200__170__130__40
丨比较例2丨............、1...........................—...........................—................................................................—
； I 内 fe| 1432190 190 15040
[0135]注:(1)上模中的熔液面的平均上升速度与圆筒状铸模中的熔液面的平均上升速度之差。
[0136]【表3】
[0137]
碳化物P彡成元素的分布:质舉例N0.轴部..........................................................................................................................................................................................................................................................1..................................................___Cr Mo__W__￥__Nb|合计+1'
轴部 22 0.19 0.41 _ — 0,37 —|0.97
实施例1 轴部 23: 0.12 0.17 0.13|0.42
艺.0.07 0.24 _ 0.24 ~I0.55 I
轴部 22 0.39 0.34 0.37 0.08|1.18 ^
轴部 23 0.20 0.Vl....0.14 0.02丨0.53:
实施《2 ——— — — —j____
差 ^ 0.19 0.17.......0.23 0.06I0.65
— --—+?I
轴郃 22 0.45 0.42 0.06 0.59 0.04|1.50
实施例 3 轴部 23 I 0.37 0.32 0.04 0.44 0.03|1.16...............................................................................................................f...................................................................................................】............................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................................-s.....................................................................................................;
m" I 0.08 0.10 0.02 0.15 0.01丨0.34
---1-----j-!
轴部 2?— I 0.19 0.35 ■ 0.?8 0.02丨0.84
实施柄 4 轴部 23 丨 0.15 O- 13 — 0.10 0.01I0,39
_ 0.04 0.22 一.0.1:8 0.010.45
轴部 22 0.35 0.34 - 0.46 -1.15
比较例 1 _部 23 0,31 0.28 — 0.40 -1.00
差切绅 0.04 0.05 - 0.0S -0.1$
轴部 22 0.36 0.SG 0.02 0.59 0.121- 57
比较例2 轴部 23 O- 32 0.45 0.02 0.53 0.111.41
差1J Q.Q4 0.05 0.00 0.06 0.010.16
[0138]注:(1) Cr、Mo、V和Nb的合计量(质量％ )
[0139](2)从轴部22的端部的各元素的含量中减去轴部23的端部的各元素的含量的值(质量％ )。
[0140]【表4】
[0141]
复合辊的评价倒N0.—>卜层中的石墨— 联轴蓋部
_:的面积率(?)的耐損耗性实施例1 _44__O_
实施例2 _T1S__O_
实施例33.6O
实施例4__15__O_
比较例1__t§__O_
比较例2丨4.2X
[0142]在实施例1?4中，从动侧轴部23形成用的上模40内的球墨铸铁的熔液面的上升速度为10mm/秒以下，且小于驱动侧轴部22形成用的下模50内的球墨铸铁的熔液面的上升速度和芯部21形成用的圆筒状铸模30(外层I)内的球墨铸铁的熔液面的上升速度。因此，驱动侧轴部22的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量与从动侧轴部23的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量均在0.15?2.0质量％的范围内，且前者比后者多0.2质量％以上。
[0143]与此相对，在比较例I和2中，上模40内的球墨铸铁的熔液面的上升速度小于下模50内的球墨铸铁的熔液面的上升速度和圆筒状铸模30 (外层I)内的球墨铸铁的熔液面的上升速度，但超过10mm/秒。因此，驱动侧轴部22的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量与从动侧轴部23的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量均在0.15?2.0质量％的范围内，但二者之差低于0.2质量％。
[0144]若对驱动侧轴部22的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量相近的实施例2和比较例I进行比较，则实施例2与比较例I相比，驱动侧轴部22的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量与从动侧轴部23的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量之差大。因此，二者的驱动侧轴部22的联轴器部24的硬度均充分，但实施例2的从动侧轴部23由于Cr、Mo、V和Nb的混入被抑制而具有良好的加工性，与此相对，比较例I的从动侧轴部23由于Cr、Mo、V和Nb的混入多而坚硬,加工时间大幅增长。
[0145]同样地，若对驱动侧轴部22的端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量相近的实施例3和比较例2进行比较，则二者的驱动侧轴部22的联轴器部24的硬度均充分，但实施例3的从动侧轴部23具有良好的加工性，与此相对，比较例2的从动侧轴部23坚硬，加工时间大幅增长。
【权利要求】
1.一种离心铸造制复合辊，其特征在于，其是利用离心铸造法形成的外层与由球墨铸铁构成的内层熔接一体化而成的离心铸造制复合辊， 所述外层由以下的Fe基合金构成，所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%和V:1.8?5.5%的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为 0.3 ?10%, 所述内层具有熔接于所述外层的芯部、和由所述芯部的两端一体地延伸出的轴部， 两轴部端部的Cr、Mo和V的合计量均为0.15?2.0质量％，且在一侧轴部与另一侧轴部之间Cr、Mo和V的合计量之差为0.2质量％以上。
2.根据权利要求1所述的离心铸造制复合辊，其特征在于，所述外层以质量基准计还含有 C:2.5 ?3.7%、S1:1.2 ?3.0%、Μη:0.2 ?1.5%和 N1:3.0 ?5.0%。
3.—种离心铸造制复合辊，其特征在于，其是利用离心铸造法形成的外层与由球墨铸铁构成的内层熔接一体化而成的离心铸造制复合辊， 所述外层由以下的Fe基合金构成，所述Fe基合金具有以质量基准计至少含有Cr:0.8?3.0%、Mo:1.5?6.0%、以及V和Nb:合计为1.8?5.5%的化学组成，且金属组织中的石墨面积率为0.3?10%， 所述内层具有熔接于所述外层的芯部、和由所述芯部的两端一体地延伸出的轴部， 两轴部端部的Cr、Mo、V和Nb的合计量均为0.15?2.0质量％，且在一侧轴部与另一侧轴部之间Cr、Mo、V和Nb的合计量之差为0.2质量％以上。
4.根据权利要求3所述的离心铸造制复合辊，其特征在于，所述外层以质量基准计还含有 C:2.5 ?3.7%、S1:1.2 ?3.0%、Μη:0.2 ?1.5%和 N1:3.0 ?5.0%。
5.根据权利要求1?4中任一项所述的离心铸造制复合辊，其特征在于，所述外层以质量基准计还含有 W:0.1 ?5.0%,T1:0.003 ?5.0%,B:0.001 ?0.5%,Al:0.01 ?2.0%,Zr:0.01?0.5%和Co:0.1?10%中的至少一种。
6.—种离心铸造制复合棍的制造方法,其特征在于,为制造权利要求1?5中任一项所述的离心铸造制复合辊的方法，具有以下的工序:(I)用旋转的离心铸造用圆筒状铸模离心铸造所述外层，(2)将具有所述外层的所述圆筒状铸模立起，在其上下端分别设置与所述外层连通的上模和下模，构成静置铸造用铸模，(3)向由所述上模、所述外层和所述下模构成的型腔中浇铸所述内层用的熔液的工序，其中，所述上模内的熔液面的上升速度为10mm/秒以下，且小于所述下模和所述外层内的熔液面的上升速度。
【文档编号】C22C37/06GK104220192SQ201380018372
【公开日】2014年12月17日 申请日期:2013年3月28日 优先权日:2012年4月2日
【发明者】小田望, 濑川尧之, 野崎泰则, 服部敏幸 申请人:日立金属株式会社