本发明涉及一种由一个具有优良的耐磨性和优良的抗表面粗糙性能的外壳部分和一个坚韧的芯部所组成的复合轧辊，以及通过离心铸造的方式生产这种复合轧辊的方法。更具体地说，涉及一种具有一个具有细的、均匀的金属结构的外壳的复合轧辊和生产这种复合轧辊的方法。 就以用于热轧或冷轧钢类材料的轧辊而论，要求它的外壳部分，即与被轧制的材料直接接触的部分具有均匀的铸造结构和优良的耐磨性、抗表面粗糙性及抗裂性。为了满足这些要求，用离心铸造的方式形成外壳部分是有效的，而且，这种具有外壳部分和芯部地复合轧辊的生产方法以广为实施。在离心铸造方法中，通常是将制作外壳部分的熔融金属引进一个可围绕它自身的纵轴高速旋转的空心圆筒形模具，并让其在模具内凝固。
在这种情况下，由于熔融的金属与通常由钢材制造的模具的内表面接触而被快速地冷却，因此，所得的复合轧辊的外壳的外表面具有细的金属结构。因此，复合轧辊的外壳部分表现出优良的耐磨性、抗表面粗糙性和抗裂性。但是，随着模具的内表面和正在凝固的熔融金属之间的距离的增大，外壳部分的熔融金属的冷却速度降低，熔融金属的温度梯度变小。结果是，外壳部分的金属结构变得粗大，因此，外壳部分所要求的各种性能，比如耐磨性等遭到破坏。于是，当复合轧辊的外壳被反复机械加工一个长的时间之后，外壳部分的内部被暴露出来，就不能保持上面所说的优良性能。为了解决这个问题，据认为有效的一种方案是，提高外壳部分的熔融金属的冷却速度，而且，必须使熔融金属的冷却速度沿着外壳部分的径向在任何位置上都尽可能的一致。
为了提高外壳部分的熔融金属的冷却速度，曾有人提议用水来冷却模具，并将熔融的金属喷到模具的内表面上（见日本公开特许公报平1-254363）。再者，为了避免在外壳部分产生不希望有的熔析和其它缺陷，以及为了改进外壳部分的均匀性，还有人提议在离心铸造方法中，移动把熔融的金属浇进模具内的浇注点（见日本特许公报昭50-33021）。此外，还有的对外壳部分所用的材料进行研究。到目前为止，用离心铸造方法所生产的外壳部分主要是用高合金铸铁、高铬铸铁、高铬铸钢等制造的。此外，最近有建议用高速钢制作复合轧辊的外壳部分的（见日本公开特许公报昭60-124407）。
上述这些方案中的轧辊用于热轧或冷轧的情况下，由于粗大的沉淀的晶粒和熔析的存在造成的外壳部分的铸造金属结构的不均匀性会导致不良的耐磨性，使每单位重量的被轧制材料的轧制费用提高，并造成所轧制的材料的质量不良。
由于近来对轧制的钢板的质量要求越来越高，所以，对轧辊提出了高要求。因此，要求复合轧辊的外壳部分具有更加细的和更高均匀性的金属结构。
在用高速钢制造外壳部分的情况下，通过模具的快速冷却作用，可使得外壳部分的表面部分具有细的金属结构。然而，由于模具的快速冷却作用在外壳部分的内部减弱，因此，金属结构变粗。其结果是，在外壳部分的深区，经过几次的机加工之后，深处就被暴露出来，显示出差的抗磨损性和抗表面变粗糙性。
在用离心铸造方法形成外壳部分的情况下，也有一个问题，就是外壳部分不可避免地含有铸造缺陷和金属结构的非均匀性。这是由于外壳部分的冷却速度（温度梯度）里面部分的比表面部分的要小，因此，外壳部分的熔融金属内的气体、熔化了的元素、杂质等难于朝浇注熔融金属的模具腔的内部逸散。所以，这些成分在熔融金属的凝固过程中被陷住，导致了碳化物的熔析、粗的金属结构、气隙等。
因此，本发明的目的是提供一种具有一个外壳部分的复合轧辊。其外壳部分具有细密的和良好均匀性的金属结构。
本发明的另一个目的是提供一种生产这种复合轧辊的方法。
根据上述目的，经对离心铸造方法方面的认真研究，发明人已经发现，通过控制熔融金属的供给温度以及外壳部分的成型速度，能够在熔融金属和外壳部分之间的凝固界面处获得大的冷却速度，也能获得大的温度梯度，因此，阻止了外壳部分的金属结构的过分增长，从而生产出没有铸造缺陷的外壳部分。
因此，根据本发明，用离心铸造生产出的复合轧辊包括一个用具有优良的耐磨性和抗表面粗糙性能的硬的高合金铸钢或铸铁制造的外壳部分和一个用坚韧的铸铁或铸钢制造的芯部，外壳部分的高合金铸钢或铸铁的成分构成，其重量比为：1.0～3.0%的碳，2.0%或低于2.0%的硅，2.0%或低于2.0%的锰，2.0～15.0%的铬，10.0%或低于10.0%的钼，2.0～8.0%的钒，剩余部分基本上是铁和不可避免的杂质，在从外壳部分的表面到50毫米深度处这样一个范围内，构成外壳部分基体的晶粒的平均直径为100微米（μm）或小于100微米，而且，晶粒满足下列公式：
m2≤1.2m1
式中，m1是在外壳部分的表面上的晶粒的平均直径，而m2是在50毫米深度处的晶粒的平均直径，上述平均直径是用影像分析法在具有30微米以上直径的晶粒中测得的。
根据本发明，生产上述复合轧辊的方法包括：通过把将要成为外壳部分的熔融金属以温度T供应给一个可绕其自身的纵轴旋转的空心圆筒形模具而离心铸造上述外壳部分的步骤，所说的温度T满足公式：Tc≤T≤Tc+90℃，式中，Tc是外壳部分的初始结晶温度，而熔融金属的供应速度是这样的-即：模具内平均的外壳部分形成速度为2～40毫米/分钟。
图1是表示例1的硫印试验结果的示意图;
图2（a）是表示例2的外壳部分在表面处的金属结构的显微照片;
图2（b）是表示例2的外壳部分的自其表面起50毫米深度处的金属结构的显微照片;
图3（a）是表示比较例2的外壳部分的表面处的金属结构的显微照片;
图3（b）是表示比较例2的外壳部分自其表面起50毫米深度处的金属结构的显微照片。
[1]用以制作外壳部分的高合金铸钢或铸铁的配方：
可用来制作本发明的复合轧辊的外壳部分的高合金铸钢或铸铁具有下列组分：
（1）碳（C）：1.0～3.0%（重量）
C是形成提高外壳部分的耐磨性的碳化物所必需的元素，但是，随着含C量的增加，外壳部分的抗裂性能降低。因此，含C量应当在1.0～3.0%（重量）的范围内。如果含C量低于1.0%（重量），则所生产出的外壳部分将表现出差的耐磨性，这是因为析出的碳化物量小的缘故。另一方面，如果含C量超过3.0%（重量），则导致外壳部分表现出低的抗裂性。最佳含C量是1.3～2.0%（重量）。
（2）硅（Si）：2.0%或低于2.0%（重量）
Si是作为脱氧剂所必不可少的元素。它还可以代替昂贵的元素比如钨（W）、钼（Mo）等而有效地溶解于M6C碳化物中，从而降低外壳部分的成本。然而，如果Si的含量超过2.0%，则所得的外壳部分将具有铸造缺陷。Si的最佳含量为0.3～1.5%（重量）。
（3）锰（Mn）：2.0%或低于2.0%（重量）
Mn起脱氧剂的作用，还作为同S形成化合物MnS的元素，以便消除S的有害作用。但是，如果Mn的含量超过2.0%（重量），则在所得的外壳部分内很可能形成残余的奥氐体相，从而导致不能稳定地表现出足够的硬度。另一方面，如果Mn的含量太小，则不能起充分脱氧的作用。Mn的最佳量为0.3～1.5%（重量）。
（4）铬（Cr）：2.0～15.0%（重量）
如果Cr的含量低于2.0%（重量），则不能获得足够的可淬性。另一方面，如果Cr的含量超过15.0%（重量），则形成多余的铬碳化物（M23C6）。由于M23C6比MC和M2C软，因此，铬碳化物将降低外壳部分的耐磨性。铬的最佳含量是3.0～10.0%（重量）。
（5）钼（Mo）：10.0%（重量）或低于10.0%
Mo起提高可淬性和高温强度的作用。然而，如果Mo的含量超过10.0%（重量），则在金属结构中，与C、V和Mo相等的M6C和M2C碳化物将增加，将导致韧性和抗表面变粗糙性能差。Mo的最佳含量为2.0～8.0%（重量）。
（6）钒（V）：2.0～8.0%（重量）
V是一种形成提高外壳部分的耐磨性能的MC碳化物的必要元素。如果V的含量低于2.0%（重量），则不能达到满意的效果。另一方面，如果V的含量高于8.0%（重量），则熔融的金属被严重氧化，并因此使熔融金属的粘度增大。结果是，不能生产出良好的铸造外壳（部分）。V的最佳含量为2.0～6.0%（重量）。
（7）任选的元素
除了上述的元素之外，外壳部分的高合金铸钢或铸铁还可以随意含有钨（W），镍（Ni），钴（Co）和/或氮（N）。
（a）钨（W）：20.0%或低于20.0%（重量）
W是一种用以维持高温强度的必要元素。然而，如果W的含量超过20.0%（重量），则金属结构中M6C碳化物将增加，导致韧性和抗表面变糙性能差。W的最佳含量为2.0～15.0%（重量）。
（b）镍（Ni）：3.0%或低于3.0%（重量）
Ni起提高可淬性的作用。因此，Ni的添加量可以是3.0%或3.0%（重量）以下。但是，如果Ni超量添加，则在外壳部分的金属结构中会出现剩余的奥氐体相，导致裂纹和抗表面变糙性能差。Ni的最佳含量为0.1～1.5%（重量）。
（c）钴（Co）：10.0%或低于10.0%（重量）
Co被溶于基体中并延缓碳化物的析出，从而阻止基体的软化。换句话说，Co是一种起提高抗回火软化性作用和实现第二次淬火的元素。然而，即使Co的含量高于10.0%（重量），也不能进一步改善上述性能，只会增加外壳部分的成本。Co的最佳含量为1.0～7.0%（重量）。
（d）氮（N）：0.03～0.2%（重量）
在本发明所用的高合金铸钢或铸铁中，N的含量理想的是0.03～0.2%（重量）。在这样的含N范围内，回火硬度提高。然而，如果N的添加量过多，外壳部分将是脆的。N的最佳含量为0.03～0.1%（重量）。
（8）杂质
本发明所用的高合金铸钢或铸铁不可避免的杂质是磷（P）和硫（S）。为了预防外壳部分的脆性，P的含量应当低于0.1%（重量），而S的含量应当低于0.06%（重量）。
[2]离心铸造方法
本发明的离心铸造方法是在控制外壳部分的熔融金属的供给温度和控制外壳部分的成型速度的条件下进行的。
（1）Tc≤T≤Tc+90℃
在离心铸造方法中，在浇口盘内测得的用于外壳部分的熔融金属的温度通常被认为是它的铸造温度。然而，在圆筒形模具内的熔融金属的实际温度是稍稍低于在浇口盘内测得的熔融金属的温度的。为了实现铸造温度的准确控制，应当确定在空心圆筒形模具内的熔融金属的温度。
虽然通常难以测量模具内的熔融金属的温度，但本发明者发现，在刚刚从浇口盘的出口排出的熔融金属的温度和模具的熔融金属的温度之间具有一个关系。这个关系能够根据空心圆筒形模具的尺寸和形状、熔融金属的浇注速度以及工作环境等用实验方法确定。因此，刚刚从浇口盘的出口流出的熔融金属的温度能够加以控制，以获得最佳的铸造温度。
如果把刚刚从浇口盘的出口流出（进入空心圆筒模具）的熔融金属的温度定义为供给温度“T”，则供给温度“T”应当满足公式：Tc≤T≤Tc+90℃，式中Tc是外壳部分的初始晶体形成温度。
在常规的离心铸造方法中，上述供给温度低于铸造温度。因此，熔融的金属刚输进空心圆筒模具，奥氐体的初始晶粒就开始形成，且熔融的金属就开始凝固。
如果供给温度T高于Tc+90℃，则空心圆筒模具内的熔融金属的凝固要花更长的时间，不能达到快速冷却。这样会导致外壳部分的金属结构过分的生长，产生粗大的金属结构（粗大的初始晶粒）。另一方面，如果供给温度T低于Tc，则在浇口盘的出料口处熔融的金属就开始凝固，不能形成良好的外壳部分。
顺便说说，供给温度T可通过从刚刚自浇口盘的排料口流出的熔融金属的温度减去一个实验获得的系数（例如，10-60℃）来确定。
（2）平均的外壳成型速度
本文所说的平均外壳成型速度被定义为由所形成的外壳部分的总厚度除以所耗费的时间而获得的值。一般来说，在常规的离心铸造方法中，外壳成型速度设定在50～200毫米/分钟，目的是确保输进去的熔融金属能够均匀地覆盖在模具的整个内表面上。然而，如此高的外壳部分成型速度导致模具内的熔融金属的冷却速度变小，这意味着在外壳部分不能得到均匀的、细密的金属结构。
在本发明中，平均的外壳部分成型速度设定在2-40毫米/分钟这样小，以便确保把熔融的金属以和凝固界面的推进速度基本上相同的速度供应到在模具内正形成的外壳部分的表面上。通过把平均的外壳部分成型速度控制在这样的范围，总是能在模具内的正形成的外壳部分的内部保持一个薄的熔融金属层，且凝固界面能够快速地向内推进，不会有损伤和不均匀现象。
由于薄的熔融金属层具有小的热容量，因此，通过已凝固的外壳部分和模具的热传导和热扩散，能够得到熔融金属层的高的冷却速度。再者，由于熔融的金属层在模具内从接近初始的晶粒形成温度冷却到固体/液体凝固温度，因此，能够获得一个大的温度梯度。通过使凝固界面在保持均匀性的同时平行于空心圆筒形模具的轴线推进，就能够在薄的熔融金属层内获得如此大的冷却速度和温度梯度。这有助于形成均匀的和细的金属结构，而不会有铸造缺陷。如果平均的外壳部分成型速度高于40毫米/分钟，将不能达到这些效果，会产生粗的金属结构。另一方面，如果平均的外壳部分形成速度低于2毫米/分钟，则熔融的金属的供应是如此的不足，以致于熔融的金属层的供应不能够与凝固界面的推进保持一致，不能生产出良好的外壳部分。
顺便说，在将外壳部分的熔融金属供应给模具的初始阶段，供给速度可以高达50～200毫米/分钟，因为同模具的内表面相接触的熔融金属被快速地冷却。该初始阶段通常可以进行到约为外壳部分的总厚度的40%、最好是达到约35%。此后，外壳部分形成速度应当降低，以便使平均的外壳部分形成速度变为2-40毫米/分钟。
就芯部来说，应当注意，它的材料和生产条件是不限制的，而且，任何铸铁和铸钢均能够使用，在已知的铸造条件下，只要高的机械强度比如抗变强度，韧性等能够获得即可。
[3]外壳部分的金属结构
用上述离心铸造方法所生产的外壳部分具有这样的金属结构-即：其内部的细晶粒是均匀分布的。术语“晶粒”是指在外壳部分的熔融金属凝固时最初析出的粒子或相，主要由奥氏体组成。这种晶粒有时候被称作“初始晶体”。
对本发明的第一个方面，用影像分析法，仅对直径超过30微米（μm）的细晶粒进行计算时，从外壳部分的表面至50毫米深度范围内的细晶粒具有100微米9μm）或低于100微米（μm）的平均直径。
在显微照片上，由于晶粒呈各种不同的形状，如果不把晶粒转化成常规的圆形是不能够确定它们的直径的。因此，通过影像分析法，首先把晶粒转化成同这些晶粒具有同样的面积的常规的圆形，然后，再把由这些晶粒所得到的圆的直径进行平均。在这种情况下，仅对具有大于30μm直径的圆进行计算，因为如果把那些直径小于30μm的圆都包括在平均直径的计算中，那么，计算将是非常困难的。
如果按上述方法计算出来的晶粒的平均直径大于100μm，则外壳部分的金属结构太粗糙，不能够生产高质量的辊轧钢板。
在本发明的第二个方面，晶粒的平均直径满足公式：m2≤1.2m1，式中m1是在外壳部分的表面上的晶粒的平均直径，m2是在50毫米深度处的晶粒的平均直径。如果这个关系式不能满足，则外壳部分的金属结构在径向将太不均匀，这意味着为消除表面粗糙度而机加工的轧辊表面，经过一段时间的使用之后，耐磨性和抗表面变糙性迅速降低。这样导致每单位重量的辊轧钢板的轧制成本提高。
本发明将通过下面的例子进行详细说明。
例1、比较例1
使用一个内径为420毫米、轧辊体长为1530毫米的空心圆筒模具，将700公斤的具有表1所示配方的熔融金属进行离心铸造，以便提供一个具有60毫米厚度的套筒。
表1
试样 化学成分(重量%)
No.(1)C Si Mn P S Ni Cr Mo V W
1 1.41 0.80 0.45 0.021 0.013 0.69 6.01 1.95 2.48 3.00
2 1.38 0.76 0.42 0.023 0.011 0.70 5.97 1.94 2.55 2.98
表1(续)
试样No(1)Ts(2)(0℃) Vav(3)(mm/min.)
1 1440 12
2 1475 100
注：＊（1）试样No.1：例1
试样No.2：比较例1
（2）熔融金属的供应温度
（3）平均的外壳形成速度
在这两种情况下模具的内表面均涂敷了2.5毫米厚的难熔材料，而且，模具的旋转速度这样设定-即：使得模具内的正在形成外壳部分的熔融金属的表面上的离心力为140G。经过微差热分析，发现，初始的晶体形成温度Tc是1390℃。因此，熔融金属的供应温度在例1中是Tc+50℃，而在比较例1中是Tc+85℃。这样，外壳部分的铸造需5分钟完成。平均的外壳部分形成速度约为12毫米/分钟。
在例1的方法中，为了测量熔融金属的凝固界面的推进速度，分别在所供给的熔融金属的厚度为10毫米和40毫米时，在模具的入口处向熔融金属内添加了200克的硫化铁。将所得的外壳部分剖开，以便得到用以测量外壳部分的金属结构的试验片。
图1示意性地示出了例1的硫印试验结果。硫印试验的结果示于表2中。
表2
添加硫化 通过硫印测 熔融金属 凝固界固
铁的时间 出的凝固界 的平均推
面的位置 层的厚度 进速度
时间 熔融金属
(t) 的T＊(A) (B) (A-B) (B/t)
50秒 10毫米 8毫米 2毫米 9.6毫米／分
3分20秒 40毫米 33毫米 7毫米 9.9毫米／分
注：T＊：厚度
如图1所示，当添加的熔融金属的厚度为10毫米时，由于熔融金属的凝固界面的位置距离模具的内表面（亦即外壳部分的外表面）为8毫米，因此，未凝固的熔融金属层的厚度为2毫米，平均的外壳部分形成速度（凝固界面的平均推进速度）是9.6毫米/分钟（0.16毫米/秒）。还有，当添加的熔融金属的厚度为40毫米时，由于熔融金属的凝固界面的位置距模具的内表面33毫米，所以，未凝固的熔融金属层的厚度为7毫米，凝固界面的平均推进速度是9.9毫米/分钟（0.17毫米/秒）。
那么，通过对外壳部分的金属结构的观察可以证实，外壳部分自其表面起至50毫米深度处具有细的和均匀的基体结构。
例2、比较例2
使用一个内径为1130毫米、辊体长为1593毫米的空心圆筒模具，把具有表3所示配方的熔融的金属按照同例1的相同的方式进行离心铸造，以便获得一个厚度为100毫米的套筒。
表3
试样 化学成分(重量%)
No.(1)C Si Mn P S Ni Cr Mo V W
3 1.85 0.80 0.70 0.024 0.009 1.08 4.14 5.71 4.27 2.93
4 1.84 0.85 0.67 0.026 0.011 0.99 4.25 5.97 4.31 3.00
表3(续)
试样No.(1)Ts(2)(℃) Vav(3)(毫米/分)
3 1385 15
4 1420 100
注:*(1) 试样No.3:例2
试样No.4:比较例2
（2）熔融金属的供应温度
（3）平均的外壳部分形成速度
在这两种情况下，模具的内表面均涂敷了厚度为2.0毫米的难熔材料，而且，模具的旋转速度这样设定-即：使得模具内的正在形成外壳部分的熔融金属的表面上的离心力为120G。初始晶体形成温度Tc是1335℃。因此，熔融金属的供应温度在试样3（例2）中，是Tc+50℃，而在试样4（比较例2）中是Tc+85℃。
顺便指出，在例2中熔融金属的最初供应速度（相当于所供应的熔融金属的总量的30%）是高速的，其余的熔融金属的供应速度是低速的。换句话说，就总厚度为100毫米的外壳部分而言，其最初的30毫米厚的铸造部分（外面部分）是以120毫米/分钟的供应速度形成的，而它的厚度为70毫米的后面的铸造部分（内部分）是以11毫米/分钟的供应速度形成的。这样，例2中外壳部分的铸造需要6分37秒完成，平均的外壳部分形成速度约为15毫米/分钟。
按照与例1相同的方法，将每一个所得的外壳部分进行机加工，以便得到用作测量的金属结构试验片。再者，在经过机加工去掉了铸造出来的产品的表面加工余量之后，对每一个复合轧辊的整个辊体（长度1530毫米）分别进行机械切削至离表面25毫米和50毫米深度处，通过超声检验，肉眼观察和宏观腐蚀等检查铸造缺陷和熔析。
图2（a）和图2（b）分别是例2中的外壳部分的表面部分的和距离表面50毫米深度处的金属结构的显微照片，图3（a）和图3（b）分别是比较例2的外壳部分的表面部分和距离表面50毫米深度处的金属结构的显微照片。在这些显微照片中，黑颜色所表示的面积是基体组织（初始晶体组织），而那些白颜色所表示的部分是碳化物颗粒。
例2和比较例2的每一个复合轧辊的外壳部分的表面和深处（距离50毫米）的金属结构是通过影像分析法定量地测定的。在测量时，首先把各种形状的晶粒转化成同这些晶粒在显微照片上的面积相同的常规圆形，为了得到晶粒的平均直径，仅对直径在30μm以上的常规圆进行计算。为了测量基体的结构，要把用于检测的试验片的表面进行重的腐蚀，以便基体的颗粒（初始晶体）变成黑色，在显微照片上，在20个区域内重复做同样的测量。测量结果的平均值即作为基体颗粒的平均直径。
结果是，在比较例2中，基体结构（晶粒）的平均直径在表面部分是83μm，而在距离表面50毫米深度处是113μm。另一方面，在例2中，基体结构（晶粒）的平均直径在表面部分是75μm，而在距离表面50毫米深度处是88μm。
从上面的结果可以看出，在本发明的复合轧辊的外壳部分中，外壳部分从表面到深处都是由细的和均匀的金属结构构成的。
在例2和比较例2中，经过超声检验，未发现有铸造缺陷。在去除了铸造出的产品的表面机加工余量之后，把外壳部分在径向反复地机械切去5毫米，以便观察外壳部分的内部的金属结构。在比较例2所生产的外壳部分上，不仅在25毫米深度处的一点肉眼观察到了碳化物的熔析（直径1毫米），而且在50毫米深度处的一点也观察到了。
肉眼观察和宏观腐蚀的结果证实，比较例2的外壳部分的深度超过25毫米的整个范围呈现不均匀的金属结构（熔析）。另一方面，在例2中，在外壳部分上用肉眼和宏观腐蚀未发现铸造缺陷和熔析。
如上所述，本发明的复合轧辊包括一个具有细的和均匀的金属结构的、没有铸造缺陷、熔析等的外壳部分。因此，通过热轧或冷轧，可以用它生产高质量的轧制钢板，而且，复合轧辊的外壳部分的每单位消耗轧制的钢板的量增加。