TWI633945B - Composite roll for hot rolling by centrifugal casting - Google Patents

Abstract

一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，係包含：(a)包含鑄鐵之外層，而該鑄鐵係具有以質量基準計含有C：2.5~3.5%、Si：1.3~2.4%、Mn：0.2~1.5%、Ni：3.5~5.0%、Cr：0.8~1.5%、Mo：2.5~5.0%、V：1.8~4.0%、及Nb：0.2~1.5%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，而Nb/V的質量比為0.1~0.7、Mo/V的質量比為0.7~2.5，且滿足2.5≦V+1.2Nb≦5.5之條件的化學組成，和以面積基準計含有0.3~10%之石墨相的組織；(b)軸芯部，其包含肥粒鐵面積率為35%以下的延展性鑄鐵；及(c)鑄鐵製中間層。

Description

離心鑄造製之熱軋用複合輥

本發明係有關於一種耐磨耗性、耐烙印性及耐事故性優異的外層和韌性優異的軸芯部隔著中間層而一體化的離心鑄造製之熱軋用複合輥，特別有關適合於薄鋼板的熱軋鋼機(hot strip mill)之精壓軋用工作輥的離心鑄造製之熱軋用複合輥。

以連續鑄造等製造之厚度數百mm的加熱平板(slab)，係利用具有粗壓軋機及精壓軋機之熱軋鋼機壓軋成數~數十mm的厚度之鋼板。精壓軋機通常是將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。

由於用在此種熱軋鋼機的工作輥係接觸熱間薄板，所以會因熱的及機械的壓軋負荷而發生在外層表面產生之磨耗、粗皮、熱裂等的損傷。因此，將該等損傷研削除去後，工作輥係再度被供作壓軋。輥外層的表層部之損傷的研削除去被稱為「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。就壓軋有效直徑而言，熱軋用輥為了防止如熱裂 之大的表面損傷，而期待外層具有優異的耐磨耗性、耐烙印性及耐事故性。

修整包含有用於除去通常的壓軋磨耗所導致之表面損傷的輕微修整，和用於除去壓軋事故所導致之表面損傷的重度修整。特別是在後段的精細處理台，係容易發生折疊或切斷的壓軋鋼板重疊而被壓軋之稱為「絞入」的壓軋事故。若發生此種事故，則因為輥表面局部地受到強壓，鋼板烙印於輥表面，所以因高熱及高負荷而產生裂痕，容易擴展。尤其是因壓軋事故而發生之裂痕多為極深。因此，熱軋用輥不僅被要求壓軋所導致的磨耗少(具優異的耐磨耗性)，還要求因壓軋事故也不易烙印(具優異的耐烙印性)，而且裂痕的擴展少(具優異的耐事故性)。

作為被要求如此優異的耐磨耗性、耐烙印性及耐事故性之熱軋鋼機的精細處理後段台用的工作輥，係有提案一種複合輥，其係將為了使耐烙印性良好的高合金粒鑄鐵之耐磨耗性提升而添加有Mo、V等之硬質碳化物形成元素的合金作為外層材。

例如，日本特開2005-105296號揭示了一種耐磨耗性及耐粗皮性優異的熱軋用輥外層，其係具有以質量%計含有C：2.5~3.5%、Si：1.0~2.5%、Mn：0.3~1%、Ni：3~5%、Cr：1.5~2.5%、Mo：1.0~4%、V：1.4~3.0%、Nb：0.1~0.5%、B：0.0005~0.2%，且包含剩餘部分Fe及不可避免的雜質之組成；和在至少基地的一部分含有最大長度：0.1~5μm的微細碳化物50000~ 1000000個/mm²之組織。日本特開2005-105296號係記載著在藉由MC碳化物來提升Ni粒輥的耐磨耗性之際，為防止粗皮而使二次碳化物於基地中析出，因此較佳為進行800~950℃之淬火。然而，在從此種淬火處理冷卻之過程，會在輥表面和內部產生溫度差，而於輥表面側被附加壓縮殘餘應力。此應力係重疊於外層之轉變膨脹所導致的壓縮殘餘應力，而使輥表面的壓縮殘餘應力變得非常高。如此地若是壓縮殘餘應力高，則裂痕就容易產生。

又，日本特開2004-82209號揭示了一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，其外殼層的化學成分係包含以質量比計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，而軸芯部係以含有C：2.5~4.0%的普通鑄鐵或球狀石墨鑄鐵所形成，且外殼層的厚度(T)和軸芯部之半徑(R)係滿足0.03≦T/R≦0.5的關係。此複合輥係具有耐烙印性及耐磨耗性，且防止在製造時之軸向破裂及使用時之剝離。然而，因僅進行430℃的回火處理作為熱處理，所以輥外層的硬度不足，因此耐磨耗性亦惡劣。

日本特開2002-88444號揭示了一種複合輥，其係包含由耐磨耗鑄鐵所形成的外層、被熔接於外層的內周面之中間層、及被熔接於中間層的內周面之軸芯部，而前述外層的化學組成以重量%計包含C：1.0~3.0%、Si：0.1~2.0%、Mn：0.1~2.0%、Ni：0.1~4.5%、Cr ：3.0~10.0%、Mo：0.1~9.0%、W：1.5~10.0%、V及/或Nb：合計3.0~10.0%、及剩餘部分實質是Fe，前述中間層的化學組成以重量%計包含C：1.0~2.5%、Si：0.2~3.0%、Mn：0.2~1.5%、Ni：4.0%以下、Cr：4.0%以下、Mo：4.0%以下、W及/或V：合計12%以下、W、V及Nb的至少一種：合計12%以下、剩餘部分實質為Fe，前述軸芯部則包含片狀石墨鑄鐵，球狀石墨鑄鐵或石墨鋼。然而，因為外層含有3.0~10.0%之非常多的Cr，所以石墨變得不易結晶而使耐烙印性及破壞韌性惡劣。且因Cr碳化物(M₇C₃、M₂₃C₆等)之結晶而破壞韌性低。若破壞韌性低，則因壓軋事故而發生的裂痕就變得容易擴展。

日本特開平09-170041號揭示了一種含有石墨的外層和延展性鑄鐵製軸芯隔著石墨鋼的中間層而熔接一體化的離心鑄造製輥，前述外層係含有C：2.5~4.7%、Si：0.8~3.2%、Mn：0.1~2.0%、Cr：0.4~1.9%、Mo：0.6~5.0%、V：3.0~10.0%、及Nb：0.6~7.0%，並且滿足下述式(1)~(4)：2.0+0.15V+0.10Nb≦C(%)…(1)、1.1≦Mo/Cr…(2)、Nb/V≦0.8…(3)、及0.2≦Nb/V…(4)，且包含剩餘部分Fe及不可避免的雜質，前述軸芯係含有C：2.8~3.8%、Si：2.0~3.0%、Mn：0.3~1.0%、P：0.10%以下、S：0.04%以下、Ni：0.3~2.0%、Cr：1.5%以下、及Mo：1.0%以下，且包含剩餘部分Fe及不可避免的雜質，前述中間層係含有C：1.0~2.0%、Si：1.6~2.4%、Mn：0.2~1.0%、P：0.05%以下、S：0.03%以下、Ni：0.1~3.5%、Cr：1.5%以下、及Mo：0.1~0.8%，且包 含剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。然而，石墨鋼之中間層的情況，由於中間層的凝固開始溫度較外層還高，所以有在外層或中間層容易產生氣隙等之鑄造缺陷的問題。

因此本發明之目的在於提供一種耐磨耗性及耐烙印性優異且具有高破壞韌性值，因而耐事故性優異，且外層、中間層及軸芯部之熔接良好，並且在外層內部變韌鐵及/或麻田散鐵的樹枝狀結晶之斑點狀偏析少，外層組織的半徑方向均質性優異之適合於熱軋鋼機之精細處理後段用工作輥的離心鑄造製之熱軋用複合輥。

本發明的離心鑄造製之熱軋用複合輥的特徵為包含：(a)外層，係包含具有以質量基準計含有C：2.5~3.5%、Si：1.3~2.4%、Mn：0.2~1.5%、Ni：3.5~5.0%、Cr：0.8~1.5%、Mo：2.5~5.0%、V：1.8~4.0%、及Nb：0.2~1.5%，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，而Nb/V的質量比為0.1~0.7、Mo/V的質量比為0.7~2.5，且滿足2.5≦V+1.2Nb≦5.5之條件的化學組成，和以面積基準計含有0.3~10%之石墨相的組織之鑄鐵；(b)軸芯部，係包含肥粒鐵面積率為35%以下的延展性鑄鐵；及(c)鑄鐵製中間層。

較佳為在前述中間層內與軸芯部之交界部附近的V及Nb的合計量為前述外層之廢棄直徑的V及Nb的 合計量之70%以下，且在前述中間層內與軸芯部之交界部附近的Cr含量為前述外層之廢棄直徑的Cr含量的80%以上。

前述外層亦可進一步含有W：0.1~5.0%。

較佳為前述外層的化學組成滿足下述式(1)~(3)：Si≦3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)、(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≦9.5…(2)、及1.5≦Mo+0.5W≦5.5…(3)之條件。

前述外層亦可進一步含有選自包含以質量基準計Ti：0.003~5.0%、Al：0.01~2.0%、Zr：0.01~0.5%、B：0.001~0.5%、及Co：0.1~10.0%之群組的至少一種。

較佳為前述外層的基地具有560以上的維氏硬度。

較佳為在輥軸方向中央之前述外層表面的圓周方向壓縮殘餘應力係於廢棄直徑為150~500MPa。

較佳為前述外層的破壞韌性值K_IC係18.5MPa．m^1/2以上。

較佳為，前述外層的基地中之Si含量係3.2質量%以下。

本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥不僅是耐磨耗性及耐烙印性優異，因具有高破壞韌性值，而耐事故性亦優異，且外層、中間層及軸芯部之熔接良好。並 且在外層內部變韌鐵及/或麻田散鐵的樹枝狀結晶之斑點狀偏析少，外層組織的半徑方向均質性優異。在均質性差的情況，碳化物量少的樹枝狀結晶之斑點狀偏析會較周圍的組織優先地磨耗，且磨耗部分會被斑點狀地轉印於壓軋材，而使壓軋製品的品質劣化。若使用均質性優異之本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥，能夠防止此種壓軋製品的品質之劣化。

1‧‧‧壓軋機

2‧‧‧試驗用輥

3‧‧‧試驗用輥

4‧‧‧加熱爐

5‧‧‧冷卻水槽

6‧‧‧卷繞機

7‧‧‧控制器

11‧‧‧齒條

12‧‧‧配重

13‧‧‧小齒輪

14‧‧‧試驗材

15‧‧‧咬入材

20‧‧‧交界部的端部

21‧‧‧MC碳化物

22‧‧‧石墨

23‧‧‧M₆C碳化物

24‧‧‧基地

25‧‧‧雪明碳鐵

圖1係顯示與基地組成相當之合金的Si含量與破壞韌性值K_IC之關係的圖表。

圖2係表示壓軋磨耗試驗機之概略圖。

圖3係表示摩擦熱衝擊試驗機之概略圖。

圖4-1係概略地顯示在中間層與軸芯部之交界部近旁的Cr、V及Nb之分布的圖表。

圖4-2係顯示由Cr的分布來決定交界部的方法之圖表。

圖4-3係顯示中間層和軸芯部之交界部附近的部分放大剖視圖，係表示在中間層內與軸芯部之交界部附近的V及Nb之合計量及Cr含量的定義之部分放大剖視圖。

圖5-1係顯示實施例8之在中間層近旁的Cr、V及Nb之分布的圖表。

圖5-2係顯示實施例9之在中間層近旁的Cr、V及Nb之分布的圖表。

圖6係顯示實施例1的外層之金屬組織的顯微鏡照片。

圖7係顯示破壞韌性值測定用試驗片的概略前視圖。

[實施發明之形態]

以下詳細地說明本發明的實施形態，惟本發明不受此等所限，在不逸脫本發明的技術思想之範圍內亦可進行各種變更。若無特別表明，僅記載「%」時係意味「質量%」。

[1]離心鑄造製之熱軋用複合輥的構成

(A)外層

(1)組成

(i)必要組成

(a)C：2.5~3.5質量%

C係和V、Nb、Cr、Mo及W結合而生成硬質的碳化物，有助於提升耐磨耗性。又因Si及Ni等之石墨化促進元素而在組織中結晶成為石墨，藉以賦予外層耐烙印性，並且使外層的韌性提升。在C小於2.5質量%時，不僅是石墨的結晶不充分，且硬質的碳化物的結晶量過少而無法賦予外層充分的耐磨耗性。並且，在C小於2.5質量%時，由於從沃斯田鐵結晶起至共晶碳化物結晶為止的溫度差大，所以沃斯田鐵因離心力而朝外周側移動，而在外層內部的熔融金屬中碳會變得容易稠化。其結果，在碳稠化之熔融金屬中，沃斯田鐵的粗大樹枝狀結晶之發生及成長會變得容易發生。沃斯田鐵的樹枝狀結晶轉變為變韌鐵及/或麻田散鐵，而成為粗大的斑點狀偏析。

另一方面，若C超過3.5質量%則石墨會變得 過剩，並且其形狀亦成為索狀，而外層的強度降低。且因碳化物的結晶量過多使外層的韌性降低，耐裂痕性降低，所以壓軋所導致之裂痕變深，而輥損失增加。C之含量的下限較佳為2.55質量%，更佳為2.65質量%。又C之含量的上限較佳為3.45質量%，更佳為3.4質量%，最佳為3.35質量%。

(b)Si：1.3~2.4質量%

Si係藉由熔融金屬之脫氧而減少氧化物的缺陷，並且具有助長石墨結晶之作用，有助於耐烙印性及抑制龜裂之擴展。在Si小於1.3質量%時，熔融金屬的脫氧作用不充分，石墨結晶的作用亦少。另一方面，若Si超過2.4質量%，則合金基地會脆化，而外層的韌性降低。Si之含量的下限較佳為1.4質量%，更佳為1.5質量%。Si之含量的上限較佳為2.3質量%，更佳為2.25質量%，最佳為2.2質量%。

(c)Mn：0.2~1.5質量%

Mn除熔融金屬之脫氧作用外，還具有將雜質之S固定為MnS之作用。在Mn小於0.2質量%時，該等效果係不充分。而另一方面，即便Mn超過1.5質量%也無法獲得更好的效果。Mn之含量的下限較佳為0.3質量%，更佳為0.4質量%，最佳為0.5質量%。Mn之含量的上限較佳為1.4質量%，更佳為1.3質量%，最佳為1.2質量%。

(d)Ni：3.5~5.0質量%

Ni具有使石墨結晶之作用，有助於耐烙印性。Ni又具有使基地組織的淬火性提升之作用。本發明中為了制 限輥表面的壓縮殘餘應力，係期望不進行淬火，而在不進行淬火的情況，係有必要藉由鑄造後之冷卻使外層硬化。因此，以離心鑄造鑄模內之冷卻係不引發波來鐵轉變而引發變韌鐵轉變或麻田散鐵轉變之淬火性則變得需要。在Ni小於3.5質量%時係無法充分獲得其作用。另一方面，若Ni超過5.0質量%，則沃斯田鐵過於穩定，而難以轉變成變韌鐵或麻田散鐵。Ni之含量的下限較佳為3.6質量%，更佳為3.8質量%，最佳為3.9質量%。Ni之含量的上限較佳為4.9質量%，更佳為4.8質量%，最佳為4.7質量%。

(e)Cr：0.8~1.5質量%

Cr係對於提升淬火性，並且使基地成為變韌鐵或麻田散鐵而保持硬度，且維持耐磨耗性為有效的元素。在Cr小於0.8質量%時，其添加效果係不充分。另一方面，若Cr超過1.5質量%，則不僅阻礙石墨之結晶，還會形成粗大的共晶碳化物，使破壞韌性值降低。Cr之含量的上限較佳為1.45質量%，更佳為1.4質量%，最佳為1.35質量%。

(f)Mo：2.5~5.0質量%

Mo係和C結合而形成硬質的Mo碳化物(M₆C、M₂C)，使外層的硬度增加並且提升基地的淬火性。又，Mo係與V及Nb一起生成強韌且硬質的MC碳化物，使耐磨耗性提升。而且，Mo係在合金熔融金屬之凝固過程使殘餘共晶熔融金屬之比重增加，防止初晶γ相的離心分離，抑制變韌鐵及/或麻田散鐵的樹枝狀結晶之斑點狀偏析的出 現。在Mo小於2.5質量%時，該等效果不充分。另一方面，若Mo超過5.0質量%，則外層的韌性劣化，且成為白口鑄鐵化的傾向變強，因而阻礙石墨之結晶，且使破壞韌性值降低。Mo之含量的下限較佳為2.6質量%，更佳為2.7質量%。Mo之含量的上限較佳為4.6質量%，更佳為4.4質量%，最佳為4.2質量%。

(g)V：1.8~4.0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的維氏硬度Hv，係在碳化物中最硬。在V小於1.8質量%時，MC碳化物的結晶量不充分。另一方面，若V超過4.0質量%，則比重輕的MC碳化物因離心鑄造中的離心力而在外層的內側稠化，不僅MC碳化物之半徑方向偏析會變得顯著，MC碳化物會粗大化而合金組織變粗，在壓軋時變得容易粗皮。MC碳化物係以V、Nb或Mo為主體的碳化物，如同後述般，此結晶量不僅與V相關，亦和Nb的量有關係。而且，藉由V與其他元素之相互作用，係如同後述般，對基地中之Si固溶量及粗大碳化物的形成量會有變化。V之含量的下限較佳為2.0質量%，更佳為2.1質量%，最佳為2.2質量%。V之含量的上限較佳為3.9質量%，更佳為3.8質量%，最佳為3.7質量%。

(h)Nb：0.2~1.5質量%

Nb係和C結合而生成MC碳化物。Nb係藉由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系的MC碳化物，NbC系的 MC碳化物和熔融金屬密度之差小，因而使MC碳化物之偏析減輕。再者，Nb係在合金熔融金屬之凝固過程使殘餘共晶熔融金屬之比重增加，防止初晶γ相的離心分離，抑制從沃斯田鐵轉變之樹枝狀結晶狀的變韌鐵及/或麻田散鐵斑點狀地偏析。在Nb小於0.2質量%時，此等效果不充分。另一方面，若Nb超過1.5質量%，則MC碳化物會凝集，變得難以獲得健全的外層。Nb之含量的下限較佳為0.3質量%，更佳為0.4質量%。Nb之含量的上限較佳為1.4質量%，更佳為1.3質量%，最佳為1.2質量%。

(i)Nb/V：0.1~0.7、Mo/V：0.7~2.5、及V+1.2Nb：2.5~5.5質量%

由於V、Nb及Mo均具有使對於耐磨耗性為必須之硬質MC碳化物增加的作用，故需使該等元素的合計添加量在所定之水準以上。又，相對於V係使熔融金屬的比重降低之元素，而Nb及Mo係使熔融金屬的比重增加之元素。因此，若Nb及Mo的含量相對於V未達平衡，則熔融金屬的比重和沃斯田鐵的比重之差會變大，而碳會藉由離心力所導致之朝沃斯田鐵的外層側移動而明顯地被稠化，其結果為，沃斯田鐵的樹枝狀結晶變得容易偏析。

因此，將Nb/V的質量比設為0.1~0.7，Mo/V的質量比設為0.7~2.5，且V+1.2Nb設為2.5~5.5質量%。若Nb/V、Mo/V及V+1.2Nb係該等範圍內，則在以V為主體的碳化物中適量的Nb及Mo進入而碳化物變重，且碳化物的分散被均一化，藉此變韌鐵及/或麻田散鐵的樹枝狀結晶之斑點狀偏析之發生係被防止。特別是，若 V+1.2Nb超過5.5%，則過剩地結晶之比重小的MC碳化物在離心鑄造過程會於外層的內側稠化，而阻礙與中間層之熔接。

Nb/V之質量比的下限較佳為0.12，更佳為0.14，最佳為0.18。Nb/V之質量比的上限較佳為0.6，更佳為0.55，最佳為0.5。

Mo/V之質量比的下限較佳為0.75，更佳為0.8，最佳為0.85。Mo/V之質量比的上限較佳為2.2，更佳為1.95，最佳為1.75。

V+1.2Nb之下限較佳為2.6質量%，更佳為2.7質量%，最佳為2.8質量%。V+1.2Nb之上限較佳為5.35質量%，更佳為5.2質量%，最佳為5.0質量%。

(ii)任意組成

本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥的外層除了上述必要組成要件外，亦可含有至少一種的下述元素。

(a)W：0.1~5.0質量%

W係和C結合而生成硬質的M₆C及M₂C的碳化物，有助於提升外層的耐磨耗性。且亦固溶於MC碳化物使其比重增加，具有使偏析減輕之作用。惟，若W超過5.0質量%，則由於使熔融金屬的比重變重，而碳化物偏析會變得容易發生。因此，添加W之情況，其較佳含量係5.0質量%以下。另一方面，在W小於0.1質量%時，其添加效果不充分。W之含量的上限較佳為4.5質量%，更佳為4.0質量%，最佳為3.0質量%。

(b)Ti：0.003~5.0質量%

Ti係與石墨化阻礙元素之N及O結合，形成氧化物或氮化物。氧化物或氮化物係懸浮於熔融金屬中而成為核，將MC碳化物微細化及均質化。惟，若Ti超過5.0質量%，則熔融金屬的黏性增加，鑄造缺陷變得容易產生。因此，添加Ti之情況，其較佳含量係5.0質量%以下。另一方面，在Ti小於0.003質量%時，其添加效果不充分。Ti之含量的下限較佳為0.005質量%。Ti之含量的上限更佳為3.0質量%，最佳為1.0質量%。

(c)Al：0.01~2.0質量%

Al係與石墨化阻礙元素的N及O結合，形成氧化物或氮化物，該等係懸浮於熔融金屬中而成為核，使MC碳化物微細均一地結晶。惟，若Al超過2.0質量%，則外層會變脆，而招致機械性質劣化。因此，Al之較佳含量係2.0質量%以下。另一方面，在Al的含量小於0.01質量%時，其添加效果不充分。Al含量的上限更佳為1.5質量%，最佳為1.0質量%。

(d)Zr：0.01~0.5質量%

Zr係和C結合而生成MC碳化物，使外層的耐磨耗性提升。又因為在熔融金屬中生成之Zr氧化物係作為結晶核而作用，故凝固組織變得微細。且使MC碳化物的比重增加而防止偏析。惟，若Zr超過0.5質量%，則會生成介在物而不佳。因此，Zr的含量較佳為0.5質量%以下。另一方面，在Zr小於0.01質量%時，其添加效果不充分。Zr含量的上限較佳為0.3質量%，更佳為0.2質量%，最佳為0.1質量%。

(e)B：0.001~0.5質量%

B具有將碳化物微細化之作用。且微量的B有助於石墨之結晶。惟，若B超過0.5質量%，則白口鑄鐵化效應會變強而石墨變得難以結晶。因此，B的含量較佳為0.5質量%以下。另一方面，在B小於0.001質量%時，其添加效果不充分。B含量的上限較佳為0.3質量%，更佳為0.1質量%，最佳為0.05質量%。

(f)Co：0.1~10.0質量%

Co係對於強化基地組織有效的元素。又，Co係使石墨容易結晶。惟，若Co超過10質量%，則外層的韌性會降低。因此，Co的含量較佳為10質量%以下。另一方面，在Co小於0.1質量%時，其添加效果不充分。Co含量的上限較佳為8.0質量%，更佳為6.0質量%，最佳為4.0質量%。

(g)Mo/Cr：1.7~5.0

Mo/Cr的質量比較佳為1.7~5.0的範圍內。在Mo/Cr的質量比小於1.7時，相對於Cr含量，Mo含量係不足，而以Mo為主體的碳化物粒子之面積率會降低。另一方面，在Mo/Cr的質量比超過5.0時，以Mo為主體的碳化物變多，因其碳化物粗大化，而破壞韌性惡劣。因此，Mo/Cr的質量比較佳為1.7~5.0。Mo/Cr之質量比的下限更佳為1.8。Mo/Cr之質量比的上限更佳為4.7，最佳為4.5。

(iii)較佳之組成關係

(a)Si≦3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)

為改善耐事故性，輥外層的破壞韌性值在例如熱軋 鋼機的後段用工作輥之情況，係有必要為具有18.5MPa．m^1/2以上的高破壞韌性。由於輥外層之基地的破壞韌性值無法測定，而若是針對與輥外層的基地相當之(排除碳化物影響之)合金，調查Si固溶量與破壞韌性值之關係，則可推定輥外層的基地之Si固溶量與破壞韌性值之關係。因此，首先以排除碳化物量之影響為目的，將C含量設為1質量%並減低V、Nb等之碳化物形成元素的含量，而製作具有與輥外層的基地相當之組成的各種合金試料，並測定各試料的破壞韌性值。圖1係顯示基地組成相當合金的Si固溶量與破壞韌性值之關係。如圖1所示，在基地組成相當合金中的Si固溶量為3.2%以下時，試料的破壞韌性值大致為22MPa．m^1/2以上，但若超過3.2%，則會降低為19MPa．m^1/2以下。由此可推定，輥外層的基地的破壞韌性值亦於基地的Si固溶量超過3.2%時會急劇地降低。針對限制基地中的Si固溶量之合金組成銳意研究的結果，瞭解到欲使基地中的Si固溶量成為3.2%以下，係必須滿足Si≦3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]的條件。

(b)(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≦9.5…(2)

在含有V、Nb、Cr、Mo及W之鑄鐵的凝固過程中，首先在V及Nb等之粒狀的MC碳化物及沃斯田鐵結晶後，Cr、Mo及W在液相中稠化，結晶成為M₂C、M₆C、M₇C₃、M₂₃C₆、M₃C等之網狀的共晶碳化物。外層的破壞韌性值係深刻地依存於碳化物的量及形狀，特別是若網狀的共晶碳化物多或粗大，則破壞韌性值顯著降低。在C相對於形成MC碳化物的V及Nb為過剩，且於凝固過程在液相 中稠化之Cr、Mo及W為過剩的情況，粗大碳化物被形成，而外層的破壞韌性值降低。C相對於V及Nb是否為過剩乃係由(C-0.2V-0.13Nb)項來判定，Cr、Mo及W是否為過剩則由(Cr+Mo+0.5W)項來判定。經銳意研究的結果，瞭解到用以不使破壞韌性值降低之組成條件，係滿足(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≦9.5。欲使破壞韌性值為18.5MPa．m^1/2以上，則需要使左邊的值為9.5以下。

(c)1.5≦Mo+0.5W≦5.5…(3)

Mo及W係具有形成MC、M₂C或M₆C的硬質碳化物之作用。Mo之作用係W之作用的2倍，Mo及W的合計含量係能用(Mo+0.5W)表示。為形成M₂C、M₆C的碳化物使耐磨耗性提升，(Mo+0.5W)有必須為1.5%以上，惟若過多則網狀的共晶碳化物變多，故必須為5.5%以下。

(iv)雜質

外層組成的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，P及S會招致機械性質的劣化，故較佳為盡可能減少。具體言之，P的含量較佳為0.1質量%以下，S的含量較佳為0.1質量%以下。而作為其他不可避免的雜質，Cu、Sb、Te、Ce等之元素以合計為0.7質量%以下即可。

(2)組織

本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥的外層之組織係具有基地、石墨、MC碳化物、雪明碳鐵、MC碳化物及雪明碳鐵以外的碳化物(M₂C、M₆C等)。本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥的外層之組織係具有0.3~10面積%的 石墨相。外層組織又較佳為具有3~20面積%的MC碳化物。外層的基地組織較佳為實質地包含麻田散鐵，變韌鐵或波來鐵。外層的基地組織更較佳為具有15~45面積%的雪明碳鐵相。

(a)石墨相的面積率：0.3~10%

於外層組織結晶的石墨相(石墨粒子)之面積率係0.3~10%。在石墨相的面積率小於0.3%時，外層之耐烙印性提升之效果不充分。另一方面，若石墨相超過10面積%，則外層之機械性質降低。石墨相的面積率較佳為0.5~8%，更佳為1~7%。

(b)MC碳化物的面積率：3~20%

若在外層組織結晶的MC碳化物之面積率小於3%，則會有外層之耐磨耗性不充分的情形。且由於和石墨的共存關係，係難以使MC碳化物的面積率超過20%。

(3)特性

(a)耐磨耗性

外層的耐磨耗性係可藉由MC、M₂C、M₆C等之硬質碳化物及硬質的基地組織而獲得。特別是包含V及Nb等的MC碳化物係非常硬質，當(V+1.2Nb)是2.5質量%以上時，會有充分的MC碳化物結晶。又硬質的基地組織係可藉由Mo、W等之元素而獲得。

(b)耐烙印性

為防止絞入時之鋼板的烙印，含有既定量的碳化物及Si且具有既定量的石墨是有效的。因此，2.5質量%以上的C及1.3質量%以上的Si是必要的。

(c)耐事故性

作為對於所產生之裂痕的擴展之抵抗的指標，有破壞韌性值。破壞韌性值係依存於碳化物的形態、大小及量、及基地的韌性相互。若碳化物粗大，則裂痕容易擴展。已瞭解粗大碳化物之生成係依存於在MC碳化物結晶後殘留在熔融金屬中之C的量，與容易形成粗大碳化物之Cr、Mo及W的量。其結果，若是表示MC碳化物結晶後之殘餘C量的(C-0.2V-0.13Nb)項與表示Cr、Mo及W的合計量之(Cr+Mo+0.5W)項的和為9.5質量%以下，則可判定使破壞韌性值降低之粗大碳化物的發生係受到抑制。

又已瞭解若有超過3.2質量%的Si固溶，則基地的破壞韌性會顯著降低。要使基地中的Si量成為3.2質量%以下，係滿足Si≦3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]的條件即可。

(d)壓縮殘餘應力

為防止裂痕發生，在輥外層需要既定的壓縮殘餘應力。惟若超過壓縮殘餘應力的既定值，則會加快助長裂痕之擴展。由於殘餘應力係藉由外層與軸芯部之歪差所造成的彈性變形而發生，故外層變薄時則對應該部分彈性變形亦變大，而壓縮殘餘應力也增大。在本發明中，係求取在壓縮殘餘應力為最大的廢棄直徑，且在輥軸方向中央之外層表面的圓周方向壓縮殘餘應力之值。為防止裂痕之發生且不助長裂痕之擴展，在輥軸方向中央之廢棄直徑的外層的壓縮殘餘應力較佳為150~500MPa，更佳為200~400MPa。

為獲得如此之壓縮殘餘應力，在鑄造後進行1次以上450~550℃的回火處理。較佳為450~550℃之保持係1小時以上。藉由此回火處理溫度，殘餘沃斯田鐵係轉變成硬質的麻田散鐵或變韌鐵，藉此轉變膨脹使輥表面被賦予壓縮殘餘應力。藉由此種轉變，而基地硬度提高，耐磨耗性提升。此外，若進行將輥加熱為外層的基地之沃斯田鐵化溫度(約770℃以上)以上的淬火，則由於在輥表面之壓縮殘餘應力超過500MPa，故裂痕的擴展容易變快。

(e)維氏硬度

外層基地的維氏硬度較佳為560以上。若外層基地的維氏硬度小於560，則因壓軋而基地部之優先的磨耗或碳化物脫落情形大。560以上的維氏硬度係可藉由以滿足1.5≦(Mo+0.5W)方式添加Mo及W而獲得。

(B)軸芯部

為因應外層之長壽命化而亦使軸頸部(軸芯部)的壽命變長，係必須提升軸頸部的耐磨耗性。若因軸頸部之磨耗而與軸承之間的間隙變大，就得要廢棄離心鑄造複合輥。為提供高耐磨耗性的軸頸部，係在形成具有和軸承接觸的部位之軸頸部的軸芯部使用肥粒鐵面積率為35%以下的延展性鑄鐵。就延展性鑄鐵而言，因球狀石墨而其周圍的碳量降低，容易成為低硬度之肥粒鐵組織。肥粒鐵面積率越大則基地的硬度越降低，因而耐磨耗性降低。軸芯部用延展性鑄鐵的肥粒鐵面積率較佳為32%以下，最佳為29%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。肥粒鐵面積率為35%以下之延展性鑄鐵的組成，係以質量基準計含有C：2.3~3.6%、Si：1.5~3.5%、Mn：0.2~2.0%、Ni：0.3~2.0%、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。除了上述必要元素外，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，以合計0.005~0.5%添加Cu、Sn、As及Sb的至少一種亦可。P通常是作為雜質元素在延展性鑄鐵中有0.005~0.05%程度，但為使肥粒鐵面積率降低，亦可添加至0.5%。延展性鑄鐵其鐵基地係以肥粒鐵及波來鐵為主體，其他則主要含有石墨及微量的雪明碳鐵。

(C)中間層

由於形成於外層的內面之中間層係自離心鑄造用金屬模表面離開，故其指向性凝固的程度小，容易產生氣隙，但本發明的鑄鐵製中間層係藉由在中間層內與軸芯部的交界部附近之Cr含量為外層的廢棄直徑之Cr含量的80%以上而確保共晶碳化物量，防止在離心鑄造時之凝固氣隙。而且，因為中間層其在中間層內與軸芯部的交界部附近之V及Nb的合計量係前述外層的廢棄直徑之V及Nb的合計量之70%以下，故從外層擴散至軸芯部的V及Nb少，而提高外層與軸芯部之接合強度。為使與外層及軸芯部之熔接良好，較佳為設中間層的平均厚度為1~70mm，更佳為3~50mm，最佳為5~30mm。此外，中 間層係不限於在橫越接合部全體的區域具有均一厚度，亦有接合部的一部分變薄的情形。

(1)熔融金屬組成

中間層用熔融金屬係：(a)V及Nb的合計量為外層用熔融金屬之V及Nb的合計量之50%以下，(b)Cr含量為外層用熔融金屬之Cr含量的80%以上，(c)C含量為外層用熔融金屬之C含量的±35%以內。

針對組成要件(a)，若中間層用熔融金屬之V及Nb的合計量超過外層用熔融金屬之V及Nb的合計量之50%，則在澆鑄軸芯部用熔融金屬時中間層中的V及Nb會擴散至軸芯部，中間層與軸芯部之接合強度低。中間層用熔融金屬之V及Nb的合計量較佳為外層用熔融金屬之V及Nb的合計量之45%以下，更佳為40%以下。特別是中間層用熔融金屬的V含量係較佳為0~3.0%，更佳為0~2.8%。又，中間層用熔融金屬的Nb含量係較佳為0~3.0%，更佳為0~2.8%。

針對組成要件(b)，若中間層用熔融金屬之Cr含量小於外層用熔融金屬之Cr含量的80%，則在離心鑄造時凝固氣隙會有變多之虞。中間層用熔融金屬之Cr含量係較佳為外層用熔融金屬之Cr含量的82%以上，更佳為85%以上。且中間層用熔融金屬之Cr含量係較佳為外層用熔融金屬之Cr含量的300%以下，更佳為200%以下。特別是，中間層用熔融金屬的Cr含量係較佳為0.8~3.3%，更佳為0.8~3.0%。

針對組成要件(c)，若中間層用熔融金屬之C 含量不是外層用熔融金屬之C含量的±35%以內，則因C含量之差而中間層和外層之接合強度變低。中間層用熔融金屬之C含量係較佳為外層用熔融金屬之C含量的±30%以內，更佳為±25%以內。特別是，中間層用熔融金屬的C含量係較佳為1.6~3.8%，更佳為1.8~3.6%。

滿足上述組成要件(a)~(c)之中間層用熔融金屬的較佳具體組成，係含有C：1.6~3.8%、Si：0.2~3.5%、Mn：0.2~2.0%、Ni：0~5.0%、Cr：0.8~3.0%、Mo：0~3.0%、V：0~2.0%、Nb：0~2.0%、及W：0~3.0%、剩餘部分Fe及不可避免的雜質。V、Nb的分別之含量的上限係更佳為0.5%。

(2)凝固組成

由於中間層係形成於外層內面，且軸芯部係形成於中間層內面，故外層成分會擴散至中間層的外側區域(接近於外層內面之側)。因此，中間層之凝固組成不僅是與熔融金屬組成不同，而在輥半徑方向具有梯度。具體言之，(a)在中間層內與軸芯部的交界部附近之V及Nb的合計量係外層的廢棄直徑之V及Nb的合計量之70%以下，且(b)在中間層內與軸芯部的交界部附近之Cr含量係外層的廢棄直徑之Cr含量的80%以上。藉由滿足中間層之凝固組成要件(a)及(b)，在外層與中間層、及中間層與軸芯部之間可獲得的高接合強度(引張強度為300MPa以上)。關於組成要件(a)，在中間層內與軸芯部的交界部附近之V及Nb的合計量係較佳為外層的廢棄直徑之V及Nb的合計量之68%以下，更佳為65%以下。關於組成要件(b) ，中間層內與軸芯部的交界部附近之Cr含量係較佳為外層的廢棄直徑之Cr含量的82%以上，更佳為85%以上。又其上限係較佳為300%以下，更佳為200%以下。

由於中間層係形成於外層內面，且軸芯部係形成於中間層內面，故不僅在外層和中間層之交界兩者的成分相互擴散，在中間層和軸芯部之交界兩者的成分亦彼此擴散。因此，合金元素的濃度隔著中間層從外層到軸芯部大致為降低。特別是在碳化物形成元素之V、Nb及Cr的濃度不同之中間層與軸芯部之交界部中，該等元素的濃度係顯著地降低。

在形成Cr含量係和外層同程度或比外層少的中間層之情況，調查中間層和軸芯部之交界部的V、Nb及Cr之濃度變化的結果，瞭解到如同圖4-1概略所示，(a)由於V及Nb係從中間層到軸芯部慢慢地降低，故難以特定交界部的範圍，惟(b)如圖4-1所示Cr之濃度從外層到中間層幾乎沒變化，但在交界部急劇降低，而在軸芯部成為一定。又，亦瞭解了在形成Cr含量較外層多的中間層之情況，在交界部的Cr濃度之降低的梯度係變得更大。由於任一情況都是Cr濃度在交界部急劇降低，故可謂使用Cr的濃度變化來特定交界部的範圍是理想的。於是，如圖4-2所示，將Cr的濃度曲線之變曲點A₁、A₂的位置分別定義成交界部的半徑方向外側位置及內側位置。欲求得此種變曲點，係較佳為於半徑方向以3mm以下的間距分析Cr的濃度。

圖4-3係放大顯示在交界部附近之複合輥的 橫剖面(與軸線方向垂直之剖面)。如圖4-3所示，交界部在端部20之半徑方向位置通常不是一定。在具有此種端部20之交界部的附近，沿著半徑方向直線L以一定的間距P測定V、Nb及Cr的濃度，但幾乎沒有測定點M₁、M₂、M₃…的任一個位於交界部的端部20。亦即，大多為交界部的外端A1與測定點M₁、M₂、M₃…之任一者都不一致。於是，在半徑方向直線L上，設定自外端A₁只相隔距離X(=2mm)之半徑方向外側(中間層側)的位置A₃，(q)在任一測定點與位置A₃一致的情況，採用位置A₃之V、Nb及Cr的濃度，(b)在任一測定點都與位置A₃不一致的情況，採用與位置A₃最接近之外側的測定點(在圖示例中是M2)之V、Nb及Cr的濃度。因此，將位置A₃或與其最接近之外側的測定點M2之V及Nb的合計量定義為「在中間層內與軸芯部的交界部附近之V及Nb的合計量」。同樣地，將位置A₃或與其最接近的外側之測定點M2的Cr含量定義為「在中間層內與軸芯部的交界部附近之Cr含量」。亦將M₁、M₂、M₃…之例記入圖4-2中。

此外，在中間層內與軸芯部之交界部附近的V及Nb的合計量，由於因應測定位置而變動的幅度係相對較大，故在本發明中係採用按照上述方法在任意的3個部位所測定之值的平均值。

(D)輥尺寸

本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥的尺寸未特別限定，但較佳例係外層的外徑為200~1300mm，輥筒長為500~6000mm，外層的壓軋使用層(壓軋有效直徑)的厚度 為50~200mm。

[2]離心鑄造製之複合壓軋輥的製造方法

本發明的離心鑄造製之複合壓軋輥係依如下方式製造，(a)將具有上述組成之外層用熔融金屬澆鑄於旋轉的離心鑄造用圓筒狀金屬模，(b)在外層凝固中或凝固後將中間層用熔融金屬澆鑄於中空狀外層的內部，(c)在中間層凝固中或凝固後，使具有外層及中間層之圓筒狀金屬模立起，於其上下端設置上模及下模，而構成靜置鑄造用鑄模，(d)將軸芯部用熔融金屬澆鑄於由前述上模、具有前述外層及中間層的圓筒狀金屬模及前述下模所構成之中空部(腔室)。此外，亦可將形成外層及中間層的圓筒狀金屬模、與形成軸芯部的上模及下模被預先設置為一體的鑄模作為靜置鑄造用鑄模。

(A)外層之形成

(1)熔融金屬

外層用熔融金屬的化學組成係以質量基準計含有C：2.5~3.5%、Si：1.3~2.4%、Mn：0.2~1.5%、Ni：3.5~5.0%、Cr：0.8~1.5%、Mo：2.5~5.0%、V：1.8~4.0%、及Nb：0.2~1.5%，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，而Nb/V的質量比為0.1~0.7，Mo/V的質量比為0.7~2.5，V+1.2Nb為2.5~5.5%。

(2)澆鑄溫度

外層用熔融金屬的澆鑄溫度係在Ts+30℃~Ts+180℃(其中，Ts係沃斯田鐵結晶開始溫度)之範圍內。藉由此範圍內的澆鑄溫度，可縮短液相殘存的時間，抑制從液 體因凝固而結晶之γ相的離心分離，而抑制偏析。若澆鑄溫度低於Ts+30℃，則由於澆鑄的熔融金屬之凝固過快，微細的介在物等之異物會在透過離心力進行分離前凝固，所以容易殘存異物缺陷。另一方面，若澆鑄溫度比Ts+180℃高，則在外層內部會生成粗大的樹枝狀結晶集合而成的斑點狀區域(偏析域)。澆鑄溫度較佳為Ts+30℃~Ts+100℃，更佳為Ts+80℃~Ts+100℃。此外，沃斯田鐵結晶開始溫度Ts係利用示差熱分析裝置所測定之凝固發熱的開始溫度。通常外層用熔融金屬係從盛桶經由漏斗、澆鑄嘴等，或從餵槽(tundish)經由澆鑄嘴等澆鑄於離心鑄造用金屬模內，故於本發明所說的澆鑄溫度係指在盛桶內或餵槽內的熔融金屬之溫度。

(3)離心力

於離心鑄造用金屬模鑄造外層時的離心力，係重力倍數之60~150G的範圍內。若以此範圍內的重力倍數進行澆鑄，則可限制凝固時的加速度並放慢γ相的移動速度，而藉以抑制γ相的離心分離(抑制偏析)。在重力倍數小於60G時，外層熔融金屬的覆蓋會不足(坍流(raining))。另一方面，若重力倍數超過150G，則γ相的離心分離會變顯著，而在γ相少的熔融金屬殘液生成粗大的樹枝狀結晶。其結果，於外層內部會生成變韌鐵及/或麻田散鐵的樹枝狀結晶之斑點狀偏析。重力倍數(G No.)係可利用式：G No.=N×N×D/1,790,000[其中，N為金屬模的旋轉數(rpm)，D為金屬模的內徑(相當於外層的外周)(mm)]求得。

(4)離心鑄造用金屬模

離心鑄造用金屬模較佳為包含厚度120~450mm之強韌的延展性鑄鐵。若金屬模係薄為小於120mm，由於金屬模的冷卻能不足，故在外層內氣隙缺陷係容易發生。另一方面，即便金屬模的厚度超過450mm，冷卻能還是飽和。金屬模的更佳厚度係150~410mm。離心鑄造用金屬模可為水平型，傾斜型或垂直型中任一者。

(5)塗料

為防止外層烙印於金屬模，較佳為於金屬模內面將以矽石、氧化鋁、氧化鎂或鋯石為主體的塗料塗布為厚度0.5~5mm。若塗料厚度大於5mm，則由於熔融金屬的冷卻緩慢而液相的殘存時間長，故γ相的離心分離容易發生，偏析容易發生。另一方面，若塗料厚度較0.5mm薄，則外層的烙印防止效果不充分。塗料的更佳厚度為0.5~4mm。

(6)接種劑

為了調整石墨的結晶量，亦可於熔融金屬添加Fe-Si、Ca-Si等之接種劑。於該情況，係將接種劑之添加所導致的組成變化列入考慮而決定熔融金屬組成。作為接種方法，有在從溶解爐出來熔融金屬中添加接種劑之方法，在盛桶、餵槽、漏斗等之中的熔融金屬中添加接種劑之方法、及在鑄模中的熔融金屬直接添加接種劑之方法等。

(B)中間層的形成

澆鑄外層後，於外層凝固中或凝固後，澆鑄(a)V及Nb的合計量為外層用熔融金屬之V及Nb的合計量之50% 以下、(b)Cr含量為外層用熔融金屬之Cr含量的80%以上，且(c)C含量是外層用熔融金屬之C含量的±35%以內的中間層用熔融金屬。由於外層的內面再溶解之後中間層凝固，故兩者為金屬接合。

(C)軸芯部的形成

在中間層凝固中或凝固後，使具有外層及中間層之金屬模立起，於其上下端分別設置上模及下模而構成靜置鑄造用鑄模。由於上模及下模係與具有外層及中間層之金屬模連通，故上模、具有外層及中間層之金屬模及下模係形成一體的中空部(腔室)。將軸芯部用熔融金屬之延展性鑄鐵澆鑄於該腔室。由於中間層的內面再溶解之後，軸芯部凝固，故兩者為金屬接合。

在外層與中間層之交界部，由於兩層的元素相互擴散，所以凝固之中間層的組成不僅與其熔融金屬組成不同，還具有梯度。具體言之，在中間層內與軸芯部之交界部附近的V及Nb的合計量係外層的廢棄直徑之V及Nb的合計量之70%以下，較佳為60%以下，更佳為50%以下，最佳為40%以下。

(D)熱處理

為使複合輥的在廢棄直徑且在輥軸方向中央之外層表面的圓周方向壓縮殘餘應力成為150~500MPa，在軸芯部鑄造後係進行1次以上之400~550℃的回火處理，但以不進行淬火較理想。

茲藉由以下實施例詳細說明本發明，惟本發明不受此等所限。

實施例1~7，比較例1~5

(1)複合輥的製造

將表1所示之組成(質量%)的各熔融金屬，澆鑄於高速旋轉之內徑400mm、長度1500mm、及厚度276mm的延展性鑄鐵製的離心鑄造用圓筒狀金屬模(於內面塗布厚度3mm之以鋯石作為主體的塗料)，進行外層之離心鑄造。外層用熔融金屬的澆鑄溫度係Ts+80℃~Ts+100℃(其中，Ts係沃斯田鐵結晶開始溫度)之間。外層外周之重力倍數係120G。所獲得之外層的平均厚度係96mm，廢棄直徑係由表面起65mm。

在外層的最內面凝固完成前，於外層內面澆鑄具有以質量基準計含有C：3.1%、Si：1.5%、Mn：0.9%、Ni：2.8%、Cr：1.0%、Mo：0.2%、及V：0.1%，剩餘部分Fe及不可避免的雜質(P：0.03%以下、S：0.02%以下、其他雜質)之組成的中間層用熔融金屬，離心鑄造中間層。中間層用熔融金屬的澆鑄溫度係1362℃。所獲得之中空狀中間層係具有15mm的平均厚度。且藉由超音波探傷檢查之結果，確認了在外層和中間層之接合部無缺陷，係健全地熔接。

中空狀中間層凝固後，停止離心鑄造用圓筒狀金屬模之旋轉，分別於圓筒狀金屬模的上下端設置上模(長度1000mm)及下模(長度1000mm)而構成靜置鑄造用鑄模。於包含上模、具有中間層的金屬模及下模之靜置鑄造用鑄模的腔室中，澆鑄含有C：3.2%、Si：2.6%、Mn：0.6%、P：0.03%以下、Ni：0.6%、Cr：0.1%、 Mo：0.1%、V：0.1%、Mg：0.07%，且具有剩餘部分實質為Fe及不可避免的雜質之組成的軸芯部用延展性鑄鐵熔融金屬，靜置鑄造軸芯部。軸芯部用延展性鑄鐵熔融金屬之澆鑄溫度係1450℃。藉由超音波探傷檢查之結果，確認了在所獲得之軸芯部和中間層之接合部無缺陷，兩者係健全地熔接。

在軸芯部凝固完成後，將靜置鑄造用鑄模解體並取出所獲得之複合輥，以500℃進行10小時的回火處理。如此進行而獲得各實施例及比較例的複合輥。

表1-1及表1-2顯示外層的組成，表1-3顯示Nb/V、Mo/V、Mo/Cr、(V+1.2Nb)、(Mo+0.5W)及下述式(1)右邊的值、及下述式(2)左邊的值。

Si≦3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)

(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≦9.5…(2)

(2)組織的測定

(a)在外層之石墨粒子及MC碳化物的面積率

從自各實施例及比較例之複合輥的外層(自輥筒部端面在輥軸方向起距離約100mm的位置)切出之試驗片的光學顯微鏡照片，使用影像解析軟體，求得石墨粒子及MC碳化物之面積率。

(b)外層基地中的Si含量(質量%)

對於從各實施例及比較例的複合輥的外層(自輥筒部端面起在輥軸方向距離約100mm的位置)切出之試驗片，利用能源分散型X光分析裝置(EDX)，測定基地中的Si含量。

(c)組織的均質性

將自各實施例及比較例的外層表面(自輥筒部端面起在輥軸方向距離約100mm的位置)起分別為10mm、30mm及50mm的深度之面進行鏡面研磨，並以過硫酸銨水溶液腐蝕約1分鐘後，拍攝組織照片(倍率：5~10倍)。針對各組織照片，觀察有無變韌鐵及/或麻田散鐵的樹枝狀結晶之直徑1.5mm以上的斑點狀偏析，按下述基準評價組織的均質性。

○：無直徑1.5mm以上的斑點狀偏析。

×：有直徑1.5mm以上的斑點狀偏析。

(d)軸芯部(軸頸部)的肥粒鐵面積率(%)

使用影像解析軟體，從自各實施例及比較例之複合輥的軸芯部(軸頸部)切出之試驗片的光學顯微鏡照片，測定肥粒鐵的面積率(%)。

圖6顯示實施例1的外層之金屬組織照片。此乃使用苦味酸(picric acid)作為腐蝕液所腐蝕者。圖6中，21表示MC碳化物，22表示石墨，23表示M₆C碳化物，24表示基地，25表示雪明碳鐵。

(3)特性之測定

(a)外層的破壞韌性值(K_IC)

各實施例及比較例之複合輥之外層的破壞韌性值K_IC係依據ASTM規格E399而測定。具體言之，如圖7所示，為了依據ASTM規格E399測定破壞韌性值K_IC而從各複合輥的外層(自輥筒部端面起在輥軸方向距離約100mm的位置)切出的試驗片30(48mm×50mm×15mm)，係具有相對於輥外層表面平行地延伸的中央缺口31、及位在缺口31兩側之保持用的孔32、32。首先利用卡合於孔32、32的構件在拉開缺口31的方向施加弱的應力F、F，以缺口31的底部為起點而預先形成龜裂33。接著，對試驗片30再度施加將缺口31拉開之方向的應力F、F使龜裂33擴展，並在缺口31的開口端P測定龜裂開口變位至破壞為止。從應力和龜裂開口變位求得破壞韌性值K_IC(MPa．m^1/2)。

(b)外層之基地的維氏硬度(Hv)

對於從各實施例及比較例之複合輥的外層(自輥筒部端面起在輥軸方向距離約100mm的位置)切出的試驗片，利用微維氏硬度試驗機以200g荷重測定基地的維氏硬度。

(c)外層的蕭氏硬度(Hs)

利用蕭氏硬度計測定位於各實施例及比較例之複合輥的製品初期直徑之外層表面的蕭氏硬度。

(d)在外層的廢棄直徑之壓縮殘餘應力(MPa)

在各實施例及比較例的複合輥的外層之輥軸方向中央，利用機械加工除去至達外層之廢棄直徑為止。利用X光繞射殘餘應力測定裝置，測定在各實施例及比較例的複合輥的外層之廢棄直徑(由製品初期直徑表面起深度 50mm)且在輥軸方向中央之外層表面的圓周方向壓縮殘餘應力。

表2顯示組織的測定結果，表3顯示特性的測定結果。

(4)性能試驗

使用各實施例及比較例的外層材，製作外徑60mm、內徑40mm、及寬40mm的套筒構造之試驗用輥。為評價耐磨耗性，係使用圖2所示的壓軋磨耗試驗機，對於各試驗用輥進行磨耗試驗。壓軋磨耗試驗機係具備壓軋機1、被組合於壓軋機1之試驗用輥2、3、預熱壓軋材8之加熱爐4、冷卻壓軋材8之冷卻水槽5、於壓軋中賦予一定張力之卷繞機6、及調節張力之控制器7。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之磨耗的深度。將結果顯示於表4。

壓軋材：SUS304

壓下率：25%

壓軋速度：150m/分鐘

壓軋材溫度：900℃

壓軋距離：300m/次

輥冷卻：水冷

輥數：4重式

為評價耐烙印性，係使用圖3所示的摩擦熱衝擊試驗機，對各試驗用輥進行烙印試驗。摩擦熱衝擊試驗機係藉由將配重12落下到齒條11使小齒輪13旋動，使咬入材15猛烈地接觸試驗材14者。以下述基準評價烙印。將結果顯示於表4。烙印越少耐烙印性越佳。

○：無烙印。

△：稍有烙印。

×：有明顯烙印。

從表2~表4可明瞭，實施例1~7之任一者的外層都具有0.3~10%的範圍內之石墨粒子的面積率及3~20%的範圍內之MC碳化物的面積率，基地中的Si含量係3.2質量%以下，且組織的均質性優異，又軸芯部(軸頸部)的肥粒鐵面積率係35%以下。再者，實施例1~7之任一者的外層都具有18.5MPa．m^1/2以上的破壞韌性值、560以上之基地的維氏硬度、及在廢棄直徑的150~500MPa之壓縮殘餘應力，且具有優異的耐磨耗性、耐烙印性及耐事故性。

相對於此，比較例1的外層係破壞韌性值為17.9MPa．m^1/2的低值，磨耗深度(耐磨耗性)亦是2.61μm之較大值。比較例2的外層係破壞韌性值17.1MPa．m^1/2的低值，耐烙印性亦不充分。由於比較例3的外層具有1.29%的MC碳化物面積率，故磨耗深度為3.11μm之大的值。比較例4的外層之基地是維氏硬度Hv532的低值，組 織的均質性惡劣，且因石墨粒子的面積率是0.12%的低值，故耐烙印性差。比較例5的外層係組織的均質性惡劣，又因石墨粒子的面積率是0.28%的低值，故耐烙印性差。

實施例8

利用和實施例1~7相同的方法，將表5所示之組成的外層用熔融金屬及中間層用熔融金屬澆鑄於內徑760mm、長度2700mm、及厚度320mm的延展性鑄鐵製的離心鑄造用圓筒狀金屬模(於內面塗布厚度3mm之以鋯石為主體的塗料)，藉由離心鑄造法形成平均厚度91mm的外層、及平均厚度20mm的中間層。之後，利用和實施例1~7相同的方法形成軸芯部。對於從自所獲得之複合輥的輥筒部端面起在輥軸方向距離約100mm的位置切出的試驗片，測定中間層近旁之Cr、V及Nb的分布。將結果顯示於圖5-1。

從圖5-1可明瞭，從廢棄直徑的位置起到交界部的端部(A₃)之位置為止的距離約28mm。表6係顯示外層之廢棄直徑的位置及在中間層內與軸芯部之交界部附近的位置之Cr、V及Nb的含量，以及V和Nb的合計量，還 顯示了交界部近旁之Cr含量/廢棄直徑位置之Cr含量的比，及交界部近旁之V和Nb的合計量/廢棄直徑位置之V和Nb的合計量之比。

實施例9

利用和實施例1~7相同的方法，將表7所示之組成的外層用熔融金屬及中間層用熔融金屬澆鑄於內徑795mm、長度2700mm、及厚度302.5mm的延展性鑄鐵製的離心鑄造用圓筒狀金屬模(於內面塗布厚度3mm之以鋯石為主體的塗料)，藉由離心鑄造法形成平均厚度85mm的外層、及平均厚度10mm的中間層。之後，利用和實施例1~7相同的方法形成軸芯部。對於從自所獲得之複合輥的輥筒部端面起在輥軸方向距離約100mm的位置切出的試驗片，測定中間層近旁之Cr、V及Nb的分布。將結果顯示於圖5-2。

從圖5-2可明瞭，從廢棄直徑的位置起到交界部之端部(A₃)的位置為止的距離係18mm。表8係顯示外層之廢棄直徑的位置及在中間層內與軸芯部之交界部附近的位置之Cr、V及Nb的含量，以及V和Nb的合計量，還顯示了交界部近旁之Cr含量/廢棄直徑位置的Cr含量的比，及交界部近旁之V和Nb的合計量/廢棄直徑位置之V和Nb的合計量之比。

從圖5-1及圖5-2，以及表6及表8可明瞭，實施例8及9之任一者係(a)在中間層內與軸芯部的交界部附近之V及Nb的合計量係外層的廢棄直徑之V及Nb的合計量之70%以下，且(b)在中間層內與軸芯部的交界部附近之Cr含量係外層的廢棄直徑之Cr含量的80%以上。又實施例8及9之任一經超音波探傷檢查之結果，確認了在所獲得之軸芯部和中間層之接合部無缺陷，兩者係健全地熔接。

針對實施例8及9的離心鑄造製之複合壓軋輥，與實施例1~7同樣地進行組織及特性之測定。表2顯示組織的測定結果，表3顯示特性的測定結果。從表2及表3可明瞭，實施例8及9之任一者的外層皆具有0.3~10%的範圍內之石墨面積率，基地中的Si含量係3.2質量%以下，且組織的均質性優異，又軸芯部(軸頸部)之肥粒鐵面積率係35%以下。再者，實施例8及9的外層亦具有18.5MPa．m^1/2以上的破壞韌性值、560以上之基地的維 氏硬度、及在廢棄直徑之150~500MPa之範圍內的壓縮殘餘應力。

針對實施例8及9的離心鑄造製之複合壓軋輥，與實施例1~7同樣地進行性能試驗。表4顯示性能試驗之結果。從表4可明瞭，實施例8及9的外層亦具優異的耐磨耗性、耐烙印性及耐事故性。

Claims (9)

1. 一種離心鑄造製之熱軋用複合輥，其特徵為包含：(a)外層，係包含具有以質量基準計含有C：2.5~3.5%、Si：1.3~2.4%、Mn：0.2~1.5%、Ni：3.5~5.0%、Cr：0.8~1.5%、Mo：2.5~5.0%、V：1.8~4.0%、及Nb：0.2~1.5%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，而Nb/V的質量比為0.1~0.7、Mo/V的質量比為0.7~2.5，且滿足2.5≦V+1.2Nb≦5.5之條件的化學組成，和以面積基準計含有0.3~10%之石墨相的組織之鑄鐵；(b)軸芯部，係包含肥粒鐵面積率為35%以下的延展性鑄鐵；及(c)鑄鐵製中間層。
2. 如請求項1之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，在前述中間層內與軸芯部之交界部附近的V及Nb的合計量為前述外層之廢棄直徑的V及Nb的合計量之70%以下，且在前述中間層內與軸芯部之交界部附近的Cr含量為前述外層之廢棄直徑的Cr含量的80%以上。
3. 如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，前述外層進一步含有W：0.1~5.0%。
4. 如請求項3之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，前述外層的化學組成係滿足下述式(1)~(3)：Si≦3.2/[0.283(C-0.2V-0.13Nb)+0.62]…(1)、(C-0.2V-0.13Nb)+(Cr+Mo+0.5W)≦9.5…(2)、及1.5≦Mo+0.5W≦5.5…(3)之條件。
5. 如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，前述外層進一步含有選自包含以質量基準計Ti：0.003 ~5.0%、Al：0.01~2.0%、Zr：0.01~0.5%、B：0.001~0.5%、及Co：0.1~10.0%之群組的至少一種。
6. 如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，前述外層的基地具有560以上的維氏硬度。
7. 如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，在輥軸方向中央之前述外層表面的圓周方向壓縮殘餘應力係於廢棄直徑為150~500MPa。
8. 如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，前述外層的破壞韌性值K_IC為18.5MPa‧m^1/2以上。
9. 如請求項1或2之離心鑄造製之熱軋用複合輥，其中，前述外層的基地中之Si含量為3.2質量%以下。