离心铸造制复合轧辊及其制造方法.pdf

本发明提供一种离心铸造制复合轧辊，是由铸铁构成的外层、和机械强度优异的由铸铁构成的内层进行金属接合而成的离心铸造制复合轧辊，所述外层具有如下的化学组成：以质量基准计，含有C：2.7～3.5％、Si：1.5～2.5％、Mn：0.4～1.0％、Ni：3.7～5.1％、Cr：0.8～2.2％、Mo：1.5～4.5％、V：2.0～4.5％和Nb：0.5～2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.18～0.65，Mo/V的质量比为0.7～2.5，且具有如下的组织：以面积基准计，具有15～45％的渗碳体相和1～10％的石墨相；在距表面深度10mm以上的所述外层的可用区域内，贝氏体和/或马氏体的直径1.5mm以上的树枝状晶体的斑点状偏析实质上不存在。

权利要求书
1.  一种离心铸造制复合轧辊，其特征在于，是由铸铁构成的外层、和机械强度优异的由铸铁构成的内层进行金属接合而成的离心铸造制复合轧辊，所述外层具有如下的化学组成：以质量基准计，含有C：2.7～3.5％、Si：1.5～2.5％、Mn：0.4～1.0％、Ni：3.7～5.1％、Cr：0.8～2.2％、Mo：1.5～4.5％、V：2.0～4.5％和Nb：0.5～2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.18～0.65，Mo/V的质量比为0.7～2.5，且具有如下的组织：以面积基准计，具有15～45％的渗碳体相和1～10％的石墨相；
在距表面深度10mm以上的所述外层的可用区域内，贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的直径1.5mm以上的斑点状偏析实质上不存在。

2.  根据权利要求1所述的离心铸造制复合轧辊，其特征在于，所述外层的组织以0.9～9.5％的面积率含有当量圆直径5μm以上的石墨粒子、以1～20％的面积率含有当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子、以合计0.3～15％的面积率含有当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子和当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子，并且所述以V为主体的碳化物粒子的个数为50～10,000个/mm2，所述以Nb为主体的碳化物粒子和所述以Mo为主体的碳化物粒子的合计个数为50～10,000个/mm2。

3.  根据权利要求1或2所述的离心铸造制复合轧辊，其特征在于，所述外层中以质量基准计还含有选自W：0.1～5.0％、Ti：0.01～5.0％、Al：0.01～2.0％、Zr：0.01～0.5％、B：0.001～0.5％和Co：0.1～10.0％中的至少一种。

4.  根据权利要求1～3中任一项所述的离心铸造制复合轧辊，其特征在于，所述外层的化学组成满足以质量基准计1.7％≤C－(0.06Cr+0.063Mo+0.033W+0.2V+0.13Nb)≤2.7％和1.8％≤C+Si/3+Ni/18－[(Mo+W+Nb)/15+(Cr+V)/3]≤2.8％的条件，并且Mo/Cr的质量比为0.8～5.0。

5.  根据权利要求1～4中任一项所述的离心铸造制复合轧辊，其特征 在于，所述外层具有如下的化学组成：含有C：2.8～3.5％、Si：1.5～2.3％、Mn：0.5～1.0％、Ni：3.9～5.0％、Cr：0.9～1.9％、Mo：1.7～4.2％、V：2.0～4.0％和Nb：0.5～1.3％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中Nb/V的质量比为0.2～0.6，Mo/V的质量比为0.7～2.0。

6.  根据权利要求1～5中任一项所述的离心铸造制复合轧辊，其特征在于，V+1.2Nb为2.7～4.5质量％。

7.  根据权利要求1～6中任一项所述的离心铸造制复合轧辊，其特征在于，所述内层由球墨铸铁构成。

8.  一种离心铸造制复合轧辊的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求1～7中任一项所述的离心铸造制复合轧辊，在离心铸造用模具内，在奥氏体析出开始温度+(30～180)℃的范围内的温度下浇铸外层用熔液，使用以重力倍数计60～150G范围内的离心力铸造所述外层，所述外层用熔液具有如下的化学组成：以质量基准计，含有C：2.7～3.5％、Si：1.5～2.5％、Mn：0.4～1.0％、Ni：3.7～5.1％、Cr：0.8～2.2％、Mo：1.5～4.5％、V：2.0～4.5％和Nb：0.5～2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.18～0.65，Mo/V的质量比为0.7～2.5。

9.  根据权利要求8所述的离心铸造制复合轧辊的制造方法，其特征在于，所述离心铸造用模具由厚度120～450mm的球墨铸铁构成。

10.  根据权利要求8或9所述的离心铸造制复合轧辊的制造方法，其特征在于，在所述离心铸造用模具的内面涂布厚度0.5～5mm的以二氧化硅、氧化铝、氧化镁或锆石为主体的铸模涂料，进行所述外层的离心铸造。

说明书离心铸造制复合轧辊及其制造方法
技术领域
本发明涉及利用离心铸造法形成的外层和坚韧的内层进行熔敷一体化而成的复合轧辊及其制造方法。
背景技术
就扁钢热轧机用的轧辊而言，由于与轧制材料的接触所致的热负荷、机械负荷而在辊外层的表层部产生的磨损和表面粗糙使轧制材料的尺寸形状、表面品质劣化，因此必须定期更换。使用后的辊进行为了除去轧制所致的磨损、表面粗糙部而进行研磨，供下次轧制。若这样的辊更换的周期短，则必须频繁中断轧制，因此轧制的生产率受到阻碍。因此，要求耐磨损性和耐表面粗糙性良好的辊。
另外在扁钢热轧机中，有时会发生轧制材料在基座间移动时重叠而啮入上下辊间的所谓的绞入事故。特别是越到后段基座，例如在7基座的精轧机中主要是在第5基座以后，由于轧制速度快，因此这样的事故较为多见。
在这样的轧制事故中，轧制材料在辊外层的表面粘附(焼付く)，因此过大的热负荷、机械负荷起作用，从而有时辊外层表面发生裂纹。若将裂纹置之不理而继续使用辊，则裂纹发展，有时引起被称为辊折损、破裂的辊破损。因此，发生绞入(啮合停止)事故时，需要切削辊表面而除去裂纹。若裂纹很深，则较深地切削部分使辊的损失也变大、辊消耗增大。因此，期望即使发生轧制事故、裂纹所致损伤也较少的耐事故性良好的辊。
因此，在精轧后段基座中，使用由于含有石墨因此耐事故性(耐粘附性)优异的麻口细晶合金铸铁轧辊(グレンロール)。但是，在现有的麻口细晶合金铸铁轧辊的耐磨损性差，辊寿命短，因此必须频繁地进行辊的更换和研磨，存在生产率差的问题。另一方面，具有类似于高速度工具钢组成的外层的高速钢轧辊(ハイスロール)具有高耐磨损性，但是由于 不含石墨，因此若发生绞入事故则发生粘附、粗大的热冲击裂纹。因此，高速钢轧辊不能够在精轧后段基座中使用。因此，对于使用于热精轧的后段基座的麻口细晶合金铸铁轧辊，要求提高耐磨损性。
对于这样的要求，日本特开2005-105296号公开了一种耐磨损性和耐表面粗糙性优异的热轧用辊外层，其具有如下的组成：以质量基准计，包含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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；并具有如下的组织：在至少一部分的基底中，包含50000～1000000个/mm2的最大长度0.1～5μm的微细碳化物。该辊外层是在1320℃的浇铸温度和以重力倍数计160G的离心力下利用离心铸造法铸造的。
但是，可知在离心铸造日本特开2005-105296号中记载的这种增加了硬质碳化物形成元素V的麻口细晶合金(グレン)系外层材料时，在距外层表面约10mm以上深的区域，发生粗大成长至直径1.5mm以上的贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析。碳化物量少的树枝状晶体的斑点状偏析比周围的组织优先磨损，并且磨损部分以斑点状转印至轧制材料，因此使轧制制品的品质劣化。这样的斑点状偏析是离心铸造中的凝固偏析所致。即，在离心力的作用下发生凝固时，构成树枝状晶体的碳含量低的奥氏体相的晶化相与液相相比比重大，因此凭借离心力移动至外周侧。树枝状晶体的粗大的斑点状偏析被认为是如下的产物：在因奥氏体相向外周侧的移动而碳浓度上升的熔液中晶化的奥氏体相，无法在固相率上升而粘性增加的碳富集(濃化)熔液中移动，而粗大地成长并相变为贝氏体和/或马氏体。因此，不能将具有日本特开2005-105296号中记载的麻口细晶合金系外层的复合辊使用于精轧后段基座。
日本特开平6-335712号公开了一种耐磨损耐粘附性热轧用辊，其化学成分以重量比计包含C：2.0～4.0％、Si：0.5～4.0％、Mn：0.1～1.5％、Ni：2.0～6.0％、Cr：1.0～7.0％、V：2.0～8.0％，余量由Fe和杂质元素构成；且具有如下的金属组织：包含基底组织、0.5～5面积％的石墨、0.2～10面积％的MC系碳化物、10～40面积％的渗碳体。而且公开了在所述组成的基础上，还可以包含以重量比计Mo：0.3～4.0％、Co：1.0～10％、 Nb：1.0～10％、Ti：0.01～2.0％、B：0.002～0.2％、Cu：0.02～1.0％中的一种以上。但是，该辊也在内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析。认为其原因在于，与日本特开2005-105296号同样地，由于离心铸造时的离心力因此发生了晶化奥氏体相的偏析。
日本特开2004-323961号公开了一种热轧用复合辊的外层材料，其具有如下的组成：以质量％计包含C：2.6～3.5质量％、Si：1.5～2.5质量％、Mn：0.2～1.5质量％、Cr：1.0～2.5质量％、Mo：1.0～3.0％、Ni：2.0～7.0质量％、V：1.3～2.5质量％、Nb：0.1～0.8质量％、B：0.020～0.2质量％，且包含Ti：0.05质量％以下和Al：0.1质量％以下中的一种或两种，余量由Fe和不可避免的杂质构成；并且具有如下的组织：当量圆直径20μm以上的石墨为10个/mm2以上，当量圆直径20μm以上的石墨粒的球状化率为15～75％。但是，虽然该文献对碳化物的偏析进行了研究，但是没有具体地公开用于防止在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件。
日本特开2004-162104号公开了一种热轧用复合辊的外层材料，其具有如下的组成：以质量％计包含C：2.6～3.5％、Si：1.0～2.5％、Mn：0.2～1.5％、Cr：0.8～2.7％、Mo：1.0～3.0％、Ni：2.0～7.0％、V：1.3～2.5％、Nb：0.1～0.8％、B：0.020～0.2％，并且C、Cr、Nb和V的含量满足下式(1)～(3)：
2.0≤C－(0.24×V+0.13×Nb)≤3.0···(1)
Cr/C＜1.0···(2)
3.0≤Cr+V≤4.5···(3)
[其中，C、V、Nb和Cr表示各元素的含量(质量％)。]，还包含Ti：小于0.05％和Al：0.1％以下中的一种或两种，余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，虽然该文献对于碳化物的偏析进行了研究，但是没有具体地公开用于防止在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件。
日本特开2003-342669号公开了一种耐磨损性、耐粘附性和耐表面粗糙性优异的热轧用辊外层材料，其具有如下的组成：以质量％计包含C：2.4～3.2％，Si：0.9～2.5％、Mn：0.2～1.5％、Cr：0.8～2.5％、Mo：1.2～ 4.0％、Ni：2.0～7.0％、V：1.5～2.7％、Nb：0.1～0.8％、B：0.020～0.2％、REM：0.0006～0.040％，并且C、Cr、Nb、V含量满足下式(1)～(3)：
1.8≤C－(0.236×V+0.129×Nb)≤2.6···(1)
Cr/C＜1.0···(2)
3.0≤Cr+V≤4.6···(3)
[其中，C、V、Nb和Cr表示各元素的含量(质量％)。]，还包含Ti：小于0.05％和Al：0.1％以下中的一种或两种，余量由Fe和不可避免的杂质构成；并且具有包含石墨的组织。但是，虽然该文献对于碳化物的偏析进行了研究，但是没有具体地公开用于防止在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件。
日本特开2004-68142号公开了一种耐粘附性和耐磨损性优异的热轧用辊外层材料，器具有如下的组成：以质量％计包含C：2.9～3.8％、Si：0.8～2.0％、Mn：0.2～1.5％、Cr：1.5～3.5％、Mo：0.8～3.5％、Ni：3.0～7.0％、V：1.0～3.5％、Nb：0.1～0.8％、B：0.020～0.2％和REM：0.002～0.030％，并且满足下式(1)和(2)：
2.5≤C－(0.236×V+0.129×Nb)≤3.2···(1)
0.5≤Cr/C＜1.0···(2)
[其中，C、V、Nb和Cr表示各元素的含量(质量％)。]，余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，虽然该文献对于碳化物的偏析进行了研究，但是没有具体地公开用于防止在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件。
日本特开平8-209299号公开了一种高耐粘附性热轧用辊材，其以重量％计含有C：2.0～4.0％、Si：1.0～5.0％、Mn：0.1～2.0％、Cr：0.1～6.0％、Mo：0.1～6.0％、V：0.1～6.0％和Ni：1.0～8.0％，余量为Fe和不可避免的杂质。该辊材还可以含有0.1～6.0％的W、0.1～4.0％的Nb和0.1～10.0％的Co中的至少一种。但是，该文献对于用于防止碳化物的偏析和在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件没有任何公开。
EP1190108B中公开了一种复合辊的制造方法，其包含如下的工序： (1)制备含有2.0～3.5重量％的C、1.0～2.0重量％的Si、0.5～2.0重量％的Mn、1.0～3.0重量％的Cr、3.5～4.9重量％的Ni和0.20～2.9重量％的Mo、余量为Fe和杂质的熔液；(2)在熔液中熔解超过0.5重量％且5.9重量％以下的V(也可以用一部分的Nb等取代)；(3)通过凝固调整熔液组成，以得到含有1.0～3.0体积％的石墨、8～35体积％的共晶碳化物和至少1体积％的V碳化物、余量实质上由马氏体构成的微细组织；(4)将熔液注入于离心铸造用模具中；(5)进行热处理。但是，该文献对于用于防止在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件没有具体地公开。
日本特开2004-82209号公开了一种离心铸造制热轧用复合辊，其外壳层具有如下组成：以质量比计含有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％和V：1.0～5.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；内层由含有C：2.5～4.0％的普通铸铁或球状石墨铸铁构成，外壳层的厚度T和内层的半径R满足0.03≤T/R≤0.5的式子所表示的关系。但是，该文献对于用于防止碳化物的偏析和在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件没有任何公开。
日本特开平8-302444号公开了一种离心铸造辊的外层材料，其含有C：2.5～4.7％、Si：0.8～3.2％、Mn：0.1～2.0％、Cr：0.4～1.9％、Mo：0.6～5％、V：3.0～10.0％和Nb：0.6～7.0％，并且满足下式(1)～(4)
2.0+0.15V+0.10Nb≤C(％)···(1)
1.1≤Mo/Cr···(2)
Nb/V≤0.8···(3)
0.2≤Nb/V···(4)
余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有使浇铸温度为1400℃以上的粒状MC型碳化物和石墨。但是，虽然该文献对于碳化物的偏析进行了研究，但是没有具体地公开用于防止在外层内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的V、Nb和Mo的组成条件和制造条件。
作为具有由直径1.5mm以上的斑点状偏析不存在的麻口细晶合金铸铁构成的外层的离心铸造制轧制用辊，日本特开2001-321807号公开了一 种轧制用辊，其具有含有C：2.8～3.5重量％、Si：1.5重量％以下、Mn：1.5重量％以下、Ni：3～5重量％、Cr：1～3重量％和Mo：小于1.0重量％、余量实质上由Fe构成的麻口细晶合金铸铁制的外层，在轧制使用深度20～30mm的区域，直径1.0mm以上的斑点状偏析的90％以上为直径小于2.0mm。外层合计含有2.0重量％的选自V：2.0重量％以下、Nb：2.0重量％以下、Ti：1.0重量％以下、Zr：1.0重量％以下和Ta：1.0重量％以下中的至少一种的元素，具有M1C1型碳化物。但是，由于V和Nb合计为2.0重量％以下，因此不能够充分防止在外层内部的贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的发生。
如此一来，难以通过改善麻口细晶合金铸铁轧辊的耐磨损性，来实现兼顾耐磨损性和耐事故性、并抑制了贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的出现的复合结构的离心铸造制复合轧辊。
发明内容
发明所要解决的课题
因此本发明的目的在于，提供具有耐磨损性和耐事故性(耐粘附性)优异、并且在内部贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析实质上不存在的离心铸造制外层的复合轧辊及其制造方法。
用于解决课题的方法
鉴于上述目的潜心研究的结果发现：(a)在大量包含碳化物形成元素的麻口细晶合金系铸铁的离心铸造过程中，重的奥氏体相(γ相)因离心力而向外周侧移动，因此在残留于内部的碳富集熔液(低熔点的共晶熔液)中，作为初晶而析出的奥氏体相(γ相)滞留于粘性因温度降低而增加的熔液中，粗大成长为树枝晶体状；以及(b)在凝固初期阶段，为了抑制γ相向外周侧移动而富集的情形，不仅需要控制碳化物形成元素即V、Nb和Mo的量，还需要限制Nb/V的质量比和Mo/V的质量比、并且控制离心铸造的浇铸温度和离心力，由此得到本发明。
本发明的离心铸造制复合轧辊，其特征在于，是由铸铁构成的外层、和机械强度优异的由铸铁构成的内层进行金属接合(金属接合)而成的，所述外层具有如下的化学组成：以质量基准计，含有C：2.7～3.5％、Si： 1.5～2.5％、Mn：0.4～1.0％、Ni：3.7～5.1％、Cr：0.8～2.2％、Mo：1.5～4.5％、V：2.0～4.5％和Nb：0.5～2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.18～0.65，Mo/V的质量比为0.7～2.5，且具有如下的组织：以面积基准计，具有15～45％的渗碳体相和1～10％的石墨相；在距表面深度10mm以上的所述外层的可用区域内，贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的直径1.5mm以上的斑点状偏析实质上不存在。在此，术语“外层的可用区域”是指，外层之中能够用于轧制的深度方向的区域，也称为轧制使用层。
优选所述外层的组织以0.9～9.5％的面积率含有当量圆直径5μm以上的石墨粒子、以1～20％的面积率含有当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子、以合计0.3～15％的面积率含有当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子和当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子，并且所述以V为主体的碳化物粒子的个数为50～10,000个/mm2，所述以Nb为主体的碳化物粒子和所述以Mo为主体的碳化物粒子的合计个数为50～10,000个/mm2。
所述外层中以质量基准计还可以含有选自W：0.1～5.0％、Ti：0.01～5.0％、Al：0.01～2.0％、Zr：0.01～0.5％、B：0.001～0.5％和Co：0.1～10.0％中的至少一种。
优选所述外层的化学组成满足以质量基准计1.7％≤C－(0.06Cr+0.063Mo+0.033W+0.2V+0.13Nb)≤2.7％和1.8％≤C+Si/3+Ni/18－[(Mo+W+Nb)/15+(Cr+V)/3]≤2.8％的条件，并且Mo/Cr的质量比为0.8～5.0。
优选所述外层具有如下的化学组成：含有C：2.8～3.5％、Si：1.5～2.3％、Mn：0.5～1.0％、Ni：3.9～5.0％、Cr：0.9～1.9％、Mo：1.7～4.2％、V：2.0～4.0％和Nb：0.5～1.3％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.2～0.6，Mo/V的质量比为0.7～2.0。
优选所述外层满足V+1.2Nb为2.7～4.5质量％的必要条件。
优选所述内层由球墨铸铁构成。
制造上述离心铸造制复合轧辊的本发明的方法，其特征在于，在离心铸造用模具内，在奥氏体析出开始温度+(30～180)℃的范围内的温 度下浇铸外层用熔液，使用以重力倍数计60～150G范围内的离心力铸造所述外层，所述外层用熔液具有如下的化学组成：以质量基准计，含有C：2.7～3.5％、Si：1.5～2.5％、Mn：0.4～1.0％、Ni：3.7～5.1％、Cr：0.8～2.2％、Mo：1.5～4.5％、V：2.0～4.5％和Nb：0.5～2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.18～0.65，Mo/V的质量比为0.7～2.5。
优选所述离心铸造用模具由厚度120～450mm的球墨铸铁构成。
优选在所述离心铸造用模具的内面涂布厚度0.5～5mm的以二氧化硅、氧化铝、氧化镁或锆石为主体的铸模涂料(塗型)，进行所述外层的离心铸造。
发明效果
本发明的离心铸造制复合轧辊具有优异的耐磨损性和耐事故性(即使遭遇绞入等轧制事故也不易产生深的裂纹的性质)，并且具有在内部贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析少的(具有均质的组织)外层，因此适合于要求具有优异的耐久性且表面粗糙少、特别是要求光洁的轧制面的扁钢热轧机的精轧列后段基座的工作辊。
附图说明
图1是表示轧制磨损试验机的示意图。
图2是表示摩擦热冲击试验机的示意图。
图3是表示在工序2中拍摄的实施例1的试验片的组织的光学显微镜照片A。
图4是表示在工序3中拍摄的实施例1的试验片的组织的BSE像的照片B。
图5是表示在工序5中拍摄的实施例1的试验片的组织的光学显微镜照片C。
图6是表示在工序7中拍摄的实施例1的试验片的组织的光学显微镜照片D。
图7是表示在工序9中拍摄的实施例1的试验片的组织的光学显微镜照片E。
具体实施方式
以下详细地说明本发明的实施方式，本发明并不限定于此，可以在不脱离本发明的技术核心的范围内进行各种改变。
[1]离心铸造制复合轧辊
(A)外层的组成
通过离心铸造法形成的外层和坚韧的内层进行熔敷一体化而成的本发明的离心铸造制复合轧辊的外层，具有以下的化学组成(质量％)。
(1)必须组成
(a)C：2.7～3.5质量％
C与V、Nb、Cr、Mo和W结合生成硬质的碳化物，有助于外层的耐磨损性的提高，并且利用Si和Ni的石墨化促进元素使石墨在组织中析出，对外层赋予耐粘附性。若C小于2.7质量％则石墨的析出不充分，而且硬质的碳化物的析出量过少，无法对外层赋予充分的耐磨损性。
还有，若C小于2.7质量％，则从奥氏体晶化到共晶碳化物晶化的温度差大，因此奥氏体因离心力向外周侧移动，在外层内部的熔液中，碳容易变富集。其结果是，在碳富集熔液中，将容易引起奥氏体的粗大树枝状晶体的发生和成长。奥氏体的树枝状晶体相变为贝氏体和/或马氏体，成为粗大的斑点状偏析。在本发明中，根据有无直径1.5mm以上的粗大的斑点状偏析，来判断组织的均匀性。另一方面，若C超过3.5质量％则石墨变得过剩，并且其形状也变为绳状(紐状)，强度等机械性质劣化。另外碳化物的析出量变得过多而外层的韧性降低，耐裂纹性降低，因此轧制导致的裂纹变深，辊损失增加。C含量下限优选2.8质量％，更优选2.9质量％，最优选3.0质量％。另外C含量的上限优选3.5质量％，更优选3.4质量％，最优选3.35质量％。
(b)Si：1.5～2.5质量％
Si具有通过熔液的脱氧来减少氧化物的缺陷、并且促进石墨化的作用，有助于耐粘附性。若Si小于1.5质量％则熔液的脱氧作用不充分，石墨化作用也小。另一方面，若Si超过2.5质量％则合金基底脆化，外层的韧性降低。Si含量的下限优选1.5质量％，更优选1.6质量％，最优选1.8 质量％。Si含量的上限优选2.3质量％，更优选2.2质量％，最优选2.2质量％。
(c)Mn：0.4～1.0质量％
Mn除熔液的脱氧作用以外，还具有将杂质S以MnS的形式进行固定的作用。若Mn小于0.4质量％则这些效果不充分。另一方面，即使Mn超过1.0质量％也不能得到进一步的效果。Mn含量的下限优选0.5质量％，更优选0.6质量％，最优选0.75质量％。Mn含量的上限优选1.0质量％，更优选0.9质量％，最优选0.85质量％。
(d)Ni：3.7～5.1质量％
Ni具有使石墨析出的作用，有助于耐粘附性。若Ni小于3.7质量％则该效果不充分。另一方面，若Ni超过5.1质量％则奥氏体过于稳定化，变得不易相变为贝氏体或马氏体。Ni含量的下限优选3.9质量％，更优选4.0质量％，最优选4.2质量％。Ni含量的上限优选5.0质量％，更优选4.8质量％，最优选4.4质量％。
(e)Cr：0.8～2.2质量％
Cr是在使基底变为贝氏体或马氏体而保持硬度、维持耐磨损性方面有效的元素。若Cr小于0.8质量％则该效果不充分。另一方面，若Cr超过2.2质量％，则变得容易形成Cr碳化物(M7C3，M23C6)，有助于耐磨损性的V主体的碳化物和Nb主体的碳化物的晶化量减少。Cr含量的下限优选0.9质量％，更优选1.0质量％，最优选1.1质量％。Cr含量的上限优选2.0质量％，更优选1.9质量％，最优选1.8质量％。
(f)Mo：1.5～4.5质量％
Mo与C结合形成硬质的Mo碳化物(M6C，M2C)，使外层的硬度增加，并且使合金基底的淬透性提高。还有，Mo在合金熔液的凝固过程中使残留共晶熔液的比重增加，防止初晶γ相的离心分离，抑制贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的出现。Mo也固溶于MC碳化物，与V和Nb一同生成坚韧的硬质MC碳化物，使耐磨损性提高。若Mo小于1.5质量％则这些效果不充分。另一方面，若Mo超过4.5质量％，则外层的韧性劣化，另外白口铁化倾向变强，因此阻碍石墨的析出。Mo含量的下限优选1.7质量％，更优选1.8质量％，最优选2.0质量％。Mo 含量的上限优选4.2质量％，更优选4.1质量％，最优选3.9质量％。
(g)V：2.0～4.5质量％
V是与C结合生成硬质的以V为主体的碳化物(MC碳化物)的元素。“以V为主体的碳化物”是指V是与C结合最多的元素的碳化物，不限定于仅含V的碳化物，也可以含有V以外的元素。该以V为主体的碳化物具有2500～3000的维氏硬度Hv，在碳化物的中最硬。若V小于2.0质量％，则MC碳化物的析出量不充分。另一方面，若V超过4.5质量％，则MC碳化物粗大化，合金组织变粗，在轧制时容易变得表面粗糙。V含量的下限优选2.1质量％，更优选2.2质量％，最优选2.3质量％。V含量的上限优选4.0质量％，更优选3.5质量％，最优选3.0质量％。
(h)Nb：0.5～2.0质量％
Nb与C结合生成以Nb为主体的碳化物(MC碳化物)。“以Nb为主体的碳化物”是指Nb是与C结合最多的元素的碳化物，不限定于仅含Nb的碳化物，也可以含有Nb以外的元素。Nb通过与V和Mo的复合添加，而固溶于MC碳化物，强化MC碳化物，使外层的耐磨损性提高。还有，Nb在合金熔液的凝固过程中使残留共晶熔液的比重增加，防止初晶γ相的离心分离，抑制由奥氏体相变的树枝状晶体状的贝氏体和/或马氏体偏析为斑点状的情形。与以V为主体的MC碳化物相比，以Nb为主体的MC碳化物与熔液的密度差小，因此在离心铸造的外层中的MC碳化物的偏析由于Nb而降低。若Nb小于0.5质量％则这些效果不充分。另一方面，若Nb超过2.0质量％，则不仅白口铁化倾向变强、阻碍石墨的析出，而且使MC碳化物粗大化并且促进其偏析，使外层的耐表面粗糙性降低。Nb含量的下限优选0.55质量％，更优选0.6质量％，最优选0.65质量％，特别是0.7质量％。Nb含量的上限优选1.3质量％，更优选0.9质量％，最优选0.8质量％。
(i)Nb/V：0.18～0.65，Mo/V：0.7～2.5以及V+1.2Nb：2.7～4.5
V、Nb和Mo均具有使耐磨损性所必须的硬质MC碳化物增加的作用，因此需要使这些元素的合计添加量达到规定的水平以上。另外，V是使熔液的比重降低的元素，与此相对，Nb和Mo是使熔液的比重增加的元素。因此，若Nb和Mo的含量相对于V不平衡，则熔液的比重和奥氏 体的比重之差变大，由于离心力所致的奥氏体向外层侧的移动，因此碳显著富集，其结果是奥氏体的树枝状晶体变得容易偏析。
因此，需要将Nb/V的质量比设定为0.18～0.65、将Mo/V的质量比设定为0.7～2.5、并且将V+1.2Nb设定为2.7～4.5质量％。若Nb/V、Mo/V和V+1.2Nb在这些范围内，则适量的Nb和Mo进入以V为主体的碳化物中，碳化物变重，碳化物的分散均匀化，并且防止贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析的发生。Nb/V的质量比的下限优选0.2，更优选0.21，最优选0.24。Nb/V的质量比的上限优选0.6，更优选0.4，最优选0.30。Mo/V的质量比的下限优选0.7，更优选0.8，最优选0.9。Mo/V的质量比的上限优选2.0，更优选1.5，最优选1.4。V+1.2Nb的下限优选2.7质量％，更优选2.8质量％，最优选2.9质量％。V+1.2Nb的上限优选4.2质量％，更优选4.0质量％，最优选3.9质量％。
(2)任意组成
本发明的离心铸造制复合轧辊的外层除上述必须组成必要条件以外，优选根据用途满足以下的组成必要条件。
(a)W：0.1～5.0质量％
W与C结合生成硬质的M6C和M2C的碳化物，有助于外层的耐磨损性提高。另外，还固溶于MC碳化物使其比重增加，具有使偏析减轻的作用。W的优选含量为0.1～5.0质量％。若W小于0.1质量％则该效果不充分。另一方面，若W超过5.0质量％，则熔液的比重变重，因此容易发生碳化物偏析。W含量的上限更优选4.0质量％，最优选2.0质量％。(b)Ti：0.01～5.0质量％
Ti与石墨化阻碍元素即N和O结合，形成氮氧化物。氮氧化物在熔液中悬浊成为核，使MC碳化物微细化且均质化。Ti的优选含量为0.01～5.0质量％。若Ti小于0.01质量％则该效果不充分。另一方面，若Ti超过5.0质量％，则熔液的粘性增加，变得容易发生铸造缺陷。因此，优选Ti的含量为0.01～5.0质量％。Ti含量的上限更优选2.0质量％，最优选1.0质量％。
(c)Al：0.01～2.0质量％
Al与石墨化阻碍元素即N和O结合，形成氮氧化物。氮氧化物在熔 液中悬浊成为核，使MC碳化物微细均一地析出。若Al小于0.01质量％则不能期待该效果。另一方面，若Al超过2.0质量％，则外层变脆。另外根据熔液中所包含的N和O的量，Al不要超过2.0质量％。因此，优选Al的含量为0.01～2.0质量％。Al含量的上限更优选0.5质量％，最优选0.1质量％。
(d)Zr：0.01～0.5质量％
Zr与C结合生成MC碳化物，使外层的耐磨损性提高。另外在熔液中生成的Zr氧化物作为结晶核发挥作用，因此凝固组织变微细。另外使MC碳化物的比重增加而防止偏析。若Zr小于0.01质量％则该效果不充分。另一方面，若Zr超过0.5质量％则生成夹杂物而不优选。因此，优选Zr的含量为0.01～0.5质量％。Zr含量的上限更优选0.3质量％，最优选0.1质量％。
(e)B：0.001～0.5质量％
B具有使碳化物微细化的作用，另外少量添加时有助于石墨的析出。若B小于0.001质量％则该效果不能充分发挥。另一方面，若B超过0.5质量％则碳化物变得不稳定。因此，优选B的含量为0.001～0.5质量％。B含量的上限更优选0.1质量％，最优选0.05质量％。
(f)Co：0.1～10.0质量％
Co是对基底组织的强化有效的元素。另外，Co使析出石墨变得容易。若Co小于0.1质量％则不能够期待该效果。另一方面，若Co超过10.0质量％则外层的韧性降低。因此，优选Co的含量为0.1～10.0质量％。Co含量的上限更优选5.0质量％，最优选2.0质量％。
(g)Mo/Cr：0.8～5.0
优选Mo/Cr的质量比在0.8～5.0的范围内。若Mo/Cr的质量比小于0.8，则Mo含量相对于Cr含量不充分，析出M7C3等Cr碳化物粒子，因此以Mo为主体的碳化物粒子的面积率降低。另一方面，若Mo/Cr的质量比为5.0以上则以Mo为主体的碳化物粒子变得过多。因此，优选Mo/Cr的质量比为0.8～5.0。Mo/Cr的质量比的下限更优选0.9。Mo/Cr的质量比的上限更优选4.5，最优选4.0。
(h)杂质
外层组成的余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。不可避免的杂质的之中，P和S招致机械性质的劣化，因此优选尽可能减少。具体而言，优选P的含量为0.1质量％以下，优选S的含量为0.1质量％以下。作为其他的不可避免的杂质，只要Cu、Sb、Te、Se等元素合计为0.7质量％以下即可。
(B)外层的组织
本发明的离心铸造制复合轧辊的外层的组织具有15～45面积％的渗碳体相和1～10面积％的石墨相。优选外层的基底组织实质上由马氏体、贝氏体或珠光体构成。
优选当量圆直径5μm以上的石墨粒子的面积率为0.9～9.5％，优选当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子的面积率为1～20％，优选当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子和当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子的合计面积率为0.3～15％。还有，优选合金组织的每单位面积(1mm2)中，当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子的个数为50～10,000个/mm2，另外优选当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子和当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子的合计个数为50～10,000个/mm2。
(1)渗碳体：15～45面积％
含有用于确保耐磨损性的碳化物的情况下不可避免地析出的渗碳体是质地比较软的碳化物，不仅其自身具有使耐粘附性提高的效果，而且有助于耐粘附性所必需的石墨的析出。若渗碳体的面积率小于15％则提高耐粘附性的效果不充分。另一方面，若渗碳体的面积率超过45面积％，则外层的韧性降低。渗碳体的优选面积％为20～40％。
为了得到15～45面积％的渗碳体，优选外层组成满足1.7质量％≤C－(0.06Cr+0.063Mo+0.033W+0.2V+0.13Nb)≤2.7质量％的必要条件。若上述式的值小于1.7质量％，则Cr、Mo等碳化物形成元素相对于C含量过剩，C被Cr碳化物、Mo碳化物等消耗，渗碳体的面积率变得小于15％。另一方面，若上述式的值超过2.7质量％，则渗碳体的面积率超过45％。
(2)石墨相：1～10面积％
在外层组织中析出的石墨相(石墨粒子)的面积率为1～10％。若石墨相小于1面积％，则提高外层的耐粘附性的效果不充分。另一方面，若石墨相超过10面积％，则外层的机械性质明显降低。石墨相的面积率优选1～7％，更优选1～5％。
为了得到1～10面积％的石墨相，优选外层组成满足1.8质量％≤C+Si/3+Ni/18－[(Mo+W+Nb)/15+(Cr+V)/3]≤2.8质量％的必要条件。若上述式的值小于1.8质量％，则Mo、W、Nb、Cr和V的石墨化阻碍元素相对于C、Si和Ni过剩，石墨面积率变得小于1％。另一方面，若上述式的值超过2.8质量％，则石墨化阻碍元素过少，石墨面积率超过10％。
(3)当量圆直径5μm以上的石墨粒子：0.9～9.5面积％
当量圆直径为5μm以上的石墨粒子发挥明显的润滑效果，因此优选其面积率为0.9～9.5面积％。在此，术语“当量圆直径”表示利用与各石墨粒子具有相同面积的圆的直径来表示的外径。若当量圆直径5μm以上的石墨粒子小于0.9面积％，则外层的耐粘附性不充分。另一方面，若当量圆直径5μm以上的石墨粒子超过9.5面积％，则外层的耐磨损性不充分。当量圆直径5μm以上的石墨粒子的面积率更优选0.9～6.5％，最优选0.9～4.5％。
(4)当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子
以V为主体的碳化物粒子使耐磨损性提高。其中，当量圆直径1.5μm以上的以V为主体的碳化物粒子对提高耐磨损性的贡献很大。当量圆直径小于1.5μm的碳化物粒子容易从外层表面脱落，不能够充分地得到耐磨损性提高效果。另一方面，以V为主体的碳化物呈粒状，因此若当量圆直径超过50μm则破坏轧制表面。
当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子的面积率为1～20％。若面积率小于1％，则外层的耐磨损性不充分。另外，根据与石墨的共存关系，使当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子超过20面积％是困难的。上述碳化物粒子的优选的面积率为2～15％。
优选合金组织的每单位面积(1mm2)中，当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子的个数为50～10000个/mm2。若上述碳化物粒 子小于50个/mm2，则相邻的碳化物彼此的间隔过宽，因此碳化物间的质地比较软的基底部分快速磨损，容易引起表面粗糙。另一方面，若上述碳化物粒子超过10,000个/mm2，则相邻的碳化物彼此容易接触，因此外层的韧性低。上述碳化物粒子的面积率优选50～5,000个/mm2，更优选100～5,000个/mm2。
(5)当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子和以Mo为主体的碳化物粒子
以Nb为主体的碳化物粒子和以Mo为主体的碳化物粒子使耐磨损性提高。其中，当量圆直径1.5μm以上的以Nb为主体的碳化物粒子和当量圆直径1.5μm以上的以Mo为主体的碳化物粒子对提高耐磨损性的贡献很大。若当量圆直径小于1.5μm则容易从外层表面脱落，不能够充分地得到耐磨损性提高效果。以Nb为主体的碳化物粒子和以Mo为主体的碳化物粒子有时成为网络状，因此若当量圆直径超过100μm则容易成为粗糙的轧制表面。因此，优选这些碳化物粒子的面积率为0.3～15％。若这些碳化物粒子的合计面积率小于0.3％，则外层的耐磨损性不充分。另外，由于与石墨的共存关系，因此使这些碳化物粒子的面积率超过15％是困难的。
优选合金组织的每单位面积(1mm2)的上述碳化物粒子的合计数为50～10,000个/mm2。若这些碳化物粒子的合计数小于50个/mm2，则相邻的碳化物彼此的间隔过宽，因此存在于碳化物间的质地比较软的基底部分发生磨损而容易引起表面粗糙。另一方面，若这些碳化物粒子的合计数超过10,000个/mm2，则相邻的碳化物彼此变得容易接触，外层的韧性降低。这些碳化物粒子的合计数优选100～10,000个/mm2，更优选100～5,000个/mm2。
(6)其他的碳化物
外层中，除了以V为主体的碳化物、以Nb为主体的碳化物、以Mo为主体的碳化物和渗碳体以外，也可以含有以面积率计0.2～10％的M7C3碳化物。
本发明的离心铸造制复合轧辊的外层具有上述组成范围，并且以上述范围含有以V为主体的碳化物粒子、以Nb为主体的碳化物粒子和以 Mo为主体的碳化物粒子，因此耐磨损性和耐事故性(耐粘附性)优异，并且在外层的内部，贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析少。
(C)内层
优选接合于上述外层的内层由坚韧的球墨铸铁构成。优选球墨铸铁的组成以质量计含有C：3.0～4.0％、Si：1.5～3.0％、Mn：0.2～1.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Ni：0.7～5.0％、Cr：0.1～1.0％、Mo：0.1～1.0％、Mg：0.02～0.08％，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。在外层和内层之间，出于成分混入的抑制、缓冲等目的，也可以插入中间层。(D)辊尺寸
本发明的离心铸造制复合轧辊的尺寸没有特别地限定，就优选的示例而言，外层的外径为200～1300mm，辊身长为500～6000mm，外层的轧制使用层的厚度为50～200mm。
[2]离心铸造制复合轧辊的制造方法
本发明的离心铸造制复合轧辊通过如下工序制造，所述工序包括：(a)将具有上述组成的外层用熔液浇铸于旋转的离心铸造用圆筒状模具中，(b)在外层凝固中或凝固后，在中空状外层的内部浇铸内层用熔液。在工序(a)中，外层用熔液的浇铸温度在奥氏体析出开始温度+(30～180)℃的范围内，利用离心铸造用圆筒状模具旋转获得的离心力以重力倍数计在60～150G的范围内。
(A)外层的形成
(1)熔液
外层用熔液的化学组成，以质量基准计含有C：2.7～3.5％、Si：1.5～2.5％、Mn：0.4～1.0％、Ni：3.7～5.1％、Cr：0.8～2.2％、Mo：1.5～4.5％、V：2.0～4.5％和Nb：0.5～2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Nb/V的质量比为0.18～0.65，Mo/V的质量比为0.7～2.5。
(2)浇铸温度
外层用熔液的浇铸温度在奥氏体析出开始温度+(30～180)℃的范围内。通过该范围内的浇铸温度，能够缩短液相残存的时间、抑制初晶γ相的离心分离、抑制偏析。若浇铸温度低于奥氏体析出开始温度+30℃，则浇铸后的熔液的凝固过快，因此微细的夹杂物等异物在利用离心力实施 的分离之前凝固，因而容易残存异物缺陷。另一方面，若浇铸温度高于奥氏体析出开始温度+180℃，则在外层内部生成粗大的树枝状晶体集合而成的斑点状区域(偏析域)。浇铸温度优选为奥氏体析出开始温度+(30～100)℃，更优选奥氏体析出开始温度+(80～100)℃。需要说明的是，奥氏体析出开始温度是利用示差热分析装置测定的凝固发热的开始温度。(3)离心力
在使用离心铸造用模具铸造外层时，离心力以重力倍数计在60～150G的范围内。若在该范围内的重力倍数下进行浇铸，则限制凝固时的加速度，使初晶γ相的移动速度变慢，并且能够抑制初晶γ相的离心分离(抑制偏析)。若重力倍数小于60G，则外层熔液的附着(巻き付き)(レーニング)不足。另一方面，若重力倍数超过150G，则初晶γ相的离心分离变得明显，在γ相少的熔液残液中生成粗大的树枝状晶体。其结果是在外层内部生成贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析。重力倍数(G No.)通过下式求得：G No.＝N×N×D/1,790,000[其中，N为模具的转数(rpm)，D为模具的内径(相当于外层的外周)(mm)。]。
(4)离心铸造用模具
优选离心铸造用模具由厚度120～450mm的坚韧的球墨铸铁构成。若模具薄至小于120mm，则模具的冷却能不足，因此在外层表层部容易发生缩孔缺陷。另一方面，即使模具的厚度超过450mm，冷却能力也饱和。模具的更优选厚度为150～410mm。离心铸造用模具可以是水平型、倾斜型或垂直型中的任意一种。
(5)铸模涂料
为了防止外层粘附于模具的情形，优选在模具内面以0.5～5mm的厚度涂布以二氧化硅、氧化铝、氧化镁或锆石为主体的铸模涂料。若铸模涂料厚于5mm，则熔液的冷却慢，液相的残存时间长，因此容易引起初晶γ相的离心分离，容易发生偏析。另一方面，若铸模涂料薄于0.5mm，则外层的粘附防止效果不充分。铸模涂料的更优选厚度为0.5～3mm。
(6)孕育剂
为了调整石墨的析出量，在熔液中可以添加Fe-Si、Ca-Si等的孕育剂。这种情况下，考虑到添加孕育剂所致的组成变化而决定熔液组成。
(7)中间层和内层的形成
可以在外层的凝固中或凝固后，在外层的内周面浇铸中间层用熔液。中间层的形成后，将具有外层和中间层的模具立起，在其上下端分别设置上模型和下模型而构成静置铸造用铸模，并在其内部浇铸内层用熔液。在外层(或中间层)的内面再熔解后，内层凝固，因此二者金属接合。
(8)热处理
外层含有3.7～5.1质量％的Ni因而淬透性良好，因此在铸造后不需要淬火。但是，为了残留奥氏体的分解和消除应变，优选对得到的复合辊实施550℃以下的热处理。优选热处理后以小于100℃/小时的冷却速度冷却复合辊。
通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明并不限定与此。
实施例1～8和比较例1～4
将表1所示的组成(质量％)的各熔液浇铸于高速旋转的内径400mm、长度1500mm且厚度276mm的球墨铸铁制圆筒状模具(在内面涂布厚度3mm的以锆石为主体的铸模涂料)，离心铸造外层。熔液的浇铸温度在奥氏体析出开始温度+80～奥氏体析出开始温度+100℃之间。外层外周的重力倍数为120G。得到的外层的平均厚度为96mm。
在中空状外层凝固后停止离心铸造用模具的旋转，在离心铸造用模具的上下端分别设置上模型和下模型而构成静置铸造用铸模。在外层内浇铸由球墨铸铁构成的内层用熔液，其结果是外层和内层金属接合。内层的凝固结束后，将铸模解体并取出辊，进行500℃的回火处理。在表2中示出了各外层的残留碳量Cbal＝C－(0.06Cr+0.063Mo+0.033W+0.2V+0.13Nb)、石墨化碳量AA＝C+Si/3+Ni/18－[(Mo+W+Nb)/15+(Cr+V)/3]、Mo/Cr、Nb/V和Mo/V的值。
表1-1

表1-2

表2

注：(1)Cbal＝C－(0.06Cr+0.063Mo+0.033W+0.2V+0.13Nb)。
(2)AA＝C+Si/3+Ni/18－[(Mo+W+Nb)/15+(Cr+V)/3]。
对于从各实施例和比较例的外层切出的试验片，通过下述顺序拍摄了光学显微镜照片和BSE照片。
工序1：将各试验片以使碳化物不凸出的方式进行了镜面研磨。
工序2：拍摄各试验片的组织的光学显微镜照片A。
工序3：在与工序2的照片相同的视野内拍摄各试验片的BSE像(扫描型电子显微镜照片的背散射电子图像)的照片B。
工序4：将各试验片用铬酸水溶液电解腐蚀约1分钟后，使用3μm金刚石研磨膏进行了30～60秒钟抛光。
工序5：在与工序2的照片相同的视野内拍摄各试验片的组织的光学显微镜照片C。
工序6：将各试验片用过硫酸铵水溶液进行约1分钟的腐蚀。
工序7：在与工序2的照片相同的视野内拍摄各试验片的组织的光学显微镜照片D。
工序8：将各试验片加热至50～70℃后，用村上氏药液(村上氏薬)进行约1分钟的腐蚀。
工序9：在与工序2的照片相同的视野内拍摄各试验片的组织的光学显微镜照片E。
对于实施例1的试验片，将光学显微镜照片A示于图3，将光学显微镜照片B示于图4，将光学显微镜照片C示于图5，将光学显微镜照片D示于图6，将光学显微镜照片E示于图7。将通过照片A～E能够测定的组织要素在表3中用○标记表示。
表3

使用图像解析软件，从各个照片通过下述的方法求得渗碳体、石墨粒子和碳化物粒子的面积率和个数。将结果示于表4中。
(1)在光学显微镜照片A中，黑色部分为石墨粒子，因此由照片A求得石墨粒子的面积率(石墨粒子总体的面积率和当量圆直径5μm以上的石墨粒子的面积率)。
(2)在光学显微镜照片E中，白色部分为渗碳体，因此由照片E求得渗碳体的面积率。
(3)在光学显微镜照片D中，白色部分为以Mo为主体的碳化物粒子和渗碳体，因此由照片D和E求得当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子的面积率和每单位面积的个数。
(4)在照片B中，白色部分为以Nb为主体的碳化物粒子和以Mo为主体的碳化物粒子，因此用由照片B求得的当量圆直径1.5～100μm的碳化物粒子(Nb主体碳化物粒子+Mo主体碳化物粒子)的面积率和每单位面积的个数，减去工序(3)中求得的当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子的面积率和每单位面积的个数，由此求得当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子的面积率和每单位面积的个数。
(5)在光学显微镜照片D中，黑色部分为石墨粒子、以V为主体的碳化物粒子和以Nb为主体的碳化物粒子，因此用由照片D求得的石墨粒子+当量圆直径1.5～100μm的以V为主体的碳化物粒子+当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子的面积率和每单位面积的个数，减去工序(1)中求得的石墨粒子的面积率和工序(4)中求得的当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子的面积率和每单位面积的个数，由此求得当量圆直径1.5～100μm的以V为主体的碳化物的面积率和每单位面积的个数。
使用各实施例和比较例的外层用熔液，制作外径60mm、内径40mm且宽度40mm的套筒结构的试验用辊。为了评价耐磨损性，使用图1中所示的轧制磨损试验机，对各试验用辊进行磨损试验。轧制磨损试验机具备轧制机1、组装于轧制机1的试验用辊2、3、预热轧制材料8的加热炉4、冷却轧制材料8的冷却水槽5、在轧制中给予恒定的张力的卷绕机6、和调节张力的控制器7。轧制磨损条件如下。轧制后，通过触针式表面粗糙度计测定产生于试验用辊的表面的磨损的深度。将结果示于表4中。
轧制材料：SUS304
轧制率：25％
轧制速度：150m/分钟
轧制材料温度：900℃
轧制距离：300m/次
辊冷却：水冷
辊数：4重式
为了评价耐事故性，使用图2所示的摩擦热冲击试验机，对各试验 用辊进行粘附试验。摩擦热冲击试验机通过使砝码12落于齿条11，而使副齿轮13转动，使试验材1与啮入材15强力接触。以下述的基准评价粘附。将结果示于表4中。粘附越少耐事故性越好。
○：无粘附。
△：有轻微粘附。
×：有明显粘附。
将各实施例和比较例的距外层表面分别为10mm、30mm和50mm深度的面进行镜面研磨，用过硫酸铵水溶液进行约1分钟的腐蚀后，拍摄组织照片(倍率：5～10倍)。对于各组织照片，观察在外层内部(轧制使用层)有无贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的直径1.5mm以上的斑点状偏析，通过下述基准评价组织的均质性。将结果示于表4中。
○：无直径1.5mm以上的斑点状偏析。
×：有直径1.5mm以上的斑点状偏析。
表4-1

注：(1)当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子。
(2)当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子。
(3)当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子。
(4)当量圆直径5μm以上的石墨粒子。
表4-2

注：(5)通过在10mm、30mm和50mm深度有无直径1.5mm以上的树枝状晶体的斑点状偏析来判定。
就实施例而言，均没有在外层的内部发生贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析，组织的均质性优异，而且具有优异的耐磨损性和耐粘附性(耐事故性)。与此相对，比较例在外层的内部具有贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析，并且耐磨损性和耐粘附性均较差。
实施例9、比较例5
将表5所示的组成(质量％)的熔液浇铸于高速旋转的内径400mm、长度1500mm且厚度276mm的球墨铸铁制圆筒状模具(在内面涂布厚 度2.5mm的以锆石为主体的铸模涂料)，在表6所示的条件下离心铸造外层。外层的奥氏体析出开始温度为1216℃。外层外周的重力倍数为120G。得到的外层的平均厚度为96mm。
表5

表6

在中空状外层凝固后停止离心铸造用模具的旋转，与实施例1相同地将由球墨铸铁构成内层用熔液浇铸在外层内，其结果是外层和内层金属接合。内层的凝固结束后，将铸模解体并取出辊，进行500℃的回火处理。
将与实施例1同样测定的外层组织的数据(渗碳体和石墨粒子的面积率、当量圆直径5μm以上的石墨粒子的面积率、当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物的面积率和个数、以及当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子和当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子的合计面积率和个数)示于表7中。另外，与实施例1同样地测定，将评价的距外层表面50mm深度的组织的均质性(有无贝氏体和/或马氏体的树枝状晶体的斑点状偏析)示于表7中。
表7

注：(1)当量圆直径1.5～50μm的以V为主体的碳化物粒子。
(2)当量圆直径1.5～100μm的以Nb为主体的碳化物粒子。
(3)当量圆直径1.5～100μm的以Mo为主体的碳化物粒子。
(4)当量圆直径5μm以上的石墨粒子。