热轧用离心铸造复合辊及其制造方法 技术领域
本发明涉及一种具有由耐磨损性优异的外层及韧性优异的内层构成
的复合结构的热轧用离心铸造复合辊，尤其是涉及一种适合于薄钢板的扁
钢热轧机的精热轧的离心铸造复合辊及其制造方法。
背景技术
扁钢热轧机在将利用连续铸造等而制造的厚度几百毫米的板坯加热
之后，使其依次通过多个粗轧机及多个精轧机的辊间，轧制成几～几十毫
米的厚度。精轧机通常将5～7个的四重式轧机机座串联配置，特别是广
泛使用由7个机座构成的精轧机。在7机座的精轧机中，将第一～第三机
座称为前段机座，将第四～第七机座称为后段机座。
精轧机所使用的辊需要耐受由轧制产生的热性的及机械性的负载，因
此使用对耐磨损性优异的外层与韧性优异的内层进行了熔敷一体化的复
合结构的离心铸造复合辊(简称为“复合辊”)。然而，在由轧制产生的热
性的及机械性的负载的作用下，外层表面会产生磨损、粗糙表面、热裂纹
等损伤，因此在使用了一定期间后，将复合辊从轧机拆除，对损伤进行磨
削除去(削除)。因削除而复合辊的主体直径从初始直径逐渐减小至轧制
所能够使用的最小径(废弃直径)。从初始直径到废弃直径称为轧制使用
有效直径(简称为“有效直径”)。
在精轧机中，一直以来使用将耐磨损性优异的高速钢系外层和强韧性
优异的铸铁或铸钢的内层进行冶金性的一体化所得到的离心铸造复合辊。
高速钢由于MC型的V碳化物、M6C型及M2C型的Mo碳化物及W碳
化物、及M7C3型及M23C6型的Cr碳化物等高硬度的碳化物析出，且通
过Mo及W来抑制高温下的基体硬度的下降，因此耐磨损性优异。特别
是在前段机座中，轧制的钢板厚，像后段机座那样由薄钢板折叠而轧制引
起的外层的消耗风险少，因此多使用以耐磨损性良好的高速钢为外层的复
合辊。
这样的复合辊通过离心铸造法而低成本地制造，该离心铸造法是：向
旋转的离心铸造用模具注入外层用熔融金属而使外层凝固于模具内表面
之后，将该模具与另外的上模及下模一起沿垂直方向组装而构成静置铸造
用铸模，并向静置铸造用铸模内浇铸内层用熔融金属。
日本特开平2-258949号公开了一种由外壳层和铸铁或铸钢制的内层
构成的耐磨损离心铸造复合辊，该外壳层具有如下组成：含有以重量比计
的1～4％的C、3％以下的Si、1.5％以下的Mn、4％以下的Ni、2～15％的
Cr、8％以下的Mo、20％以下的W、2～10％的V、及总计5％以下的从由
Ti、Zr及Nb构成的组中选择的至少一种，其余部分实质上由Fe及不可
避免的杂质构成，并且C％+0.4V％的值为6.0以下。该复合辊被实施在加
热成外层的相变点以上的温度(1000～1100℃)之后以一定的冷却速度进
行冷却的淬火处理、及550℃下的回火处理。通过淬火处理，外层的基体
相变为马氏体或贝氏体那样的硬质的组织，进行高硬度化。然而，在热轧
用复合辊那样的大型的复合辊中，淬火处理的冷却速度随着从表面向内侧
行进而变慢，因此外层内部的硬度比外层表面的硬度低。
日本特开平6-145887号公开了一种由外层和内层构成的离心铸造复
合套辊，该外层由高速钢构成，含有以重量比计的1.8～3.0％的C、4.0～8.0％
的Cr、2.0～8.0％的Mo、2.0～6.0％的W、4.0～10.0％的V、及12.0％以下
的Co，且其余部分实质上为Fe，该内层由球状石墨镍铬耐磨铸铁构成，
含有以重量比计的1.0～2.0％的C、1.0～3.0％的Si、0.2～1.0％的Mn、及
0.3～1.5％的Ni，且其余部分实质上为Fe。该复合套辊以1000～1200℃的
高温被淬火。在该复合套辊中，外层的硬度从表面至约100mm的深度为
止大致恒定。
如上述那样，在铸造后进行淬火处理的以往的离心铸造复合辊中，外
层的硬度在内部比表面低，或者至某程度的深度为止大致恒定。如此，在
以往的离心铸造复合辊中，硬度在外层内部发生下降的情况对于本领域技
术人员而言是广为周知的常识。
在7机座的精轧机的前段机座及后段机座的各机座中，通常使用同一
材质的复合辊。例如在由第一～第三机座构成的前段机座的情况下，大多
数的情况是在厚钢板容易啮入的最前方的第一机座中使用初始直径的复
合辊，在第二机座中使用因削除而有效直径减小了的复合辊，在第三机座
中使用因反复进行削除而有效直径进一步减小了的复合辊。这样，因削除
而有效直径减小了的复合辊从第一机座向第二机座，而且从第二机座向第
三机座分别转换。
第一机座的复合辊由于与高温的轧制材料首先接触，因热冲击而产生
较深的热裂纹。在以热裂纹为起点的复合辊的粗糙表面的作用下，轧制材
料的表面品质会发生劣化，因此用于除去热裂纹的削除量多。而且，为了
防止钢板的向精轧机的啮入不良或表面品质不良，利用切料头机将通过了
粗轧机的钢板的前端的不良部分剪断除去，但是在钢材前端会产生由剪断
引起的飞边或氧化鳞屑，也存在这些飞边或氧化鳞屑给第一机座的复合辊
带来损伤这样的问题。
在下游的第二及第三机座中使用的复合辊虽然不会发生由飞边或氧
化鳞屑引起的损伤，但是由于配置在第四～第七机座的前段，因此要求表
面粗糙度小(平滑)的轧制表面。即，在第一机座中使用的有效直径大的
复合辊要求对于飞边或氧化鳞屑引起的划伤的抵抗力(耐粗糙表面性)，
而在第三机座中使用的有效直径小的复合辊要求平滑的轧制表面。然而，
同样的复合辊无法根据有效直径来满足上述的全部要求。
发明内容
【发明要解决的课题】
因此，本发明的目的在于提供一种具有在有效直径大(接近初始直径)
时耐热裂纹性强且在有效直径小(接近废弃直径)时耐磨损强的外层的热
轧用离心铸造复合辊、及其制造方法。
【解决方案】
为了使外层的深部比表面部硬而仔细研究的结果是，发现了(a)将
利用离心铸造法形成了外层的复合辊在铸模内进行冷却时，在外层表面部
出现软质的屈氏体，外层深部借助铸造的复合辊自身的热量而在1000℃
附近缓慢冷却，因此基体中的碳化物析出，淬火性提高，因此表面部那样
的屈氏体未出现，硬质的贝氏体或马氏体出现，由此外层的深部比表面部
变硬，但是外表面的硬度在整体上不充分，(b)在铸造后进行淬火处理时，
外层表面部的硬度上升，但是外层深部的硬度不怎么上升，其结果是外层
的表面部比深部变硬，(c)在铸造后不进行淬火处理而进行回火处理时，
在维持外层的深部比表面部硬的关系的状态下，外层整体的硬度借助残留
奥氏体的向贝氏体或马氏体的相变而大幅上升，由此得到了在接近初始直
径的有效直径大的部位具有充分的肖氏硬度而耐热裂纹性强、且在接近废
弃直径的有效直径小的部位耐磨损性优异而被赋予平滑的轧制表面的离
心铸造复合辊，从而想到了本发明。
即，本发明的热轧用离心铸造复合辊将由铁系合金构成的内层熔敷一
体化于外层，该外层具有如下的组成：含有以质量％计的0.8～3.5％的C、
0.1～2.5％的Si、0.1～2.5％的Mn、1.2～15％的Cr、1～5％的Ni、及1～10％
的Mo+0.5×W，且其余部分实质上由Fe及不可避免的杂质构成，所述热
轧用离心铸造复合辊的特征在于，所述复合辊的初始直径处的外层的肖氏
硬度为67～82，从所述初始直径起的深30mm以上的部位处的所述外层的
肖氏硬度的最高值比所述初始直径处的所述外层的肖氏硬度高1以上。
优选的是，从所述初始直径到30mm的深度为止的所述外层的肖氏
硬度的深度方向分布的一次回归直线的斜度A(Hs/mm)为正。
优选的是，所述外层还含有2～15质量％的V+Nb。优选的是，所述
外层还含有以质量％计的1～10％的Co、0.01～2％的Ti、0.01～2％的Zr、及
0.001～0.15％的N中的至少一种。
在所述本发明的复合辊中，优选的是，内层由延性铸铁构成。优选的
是，还在外层与内层之间形成有中间层。
优选的是，在所述外层的所述初始直径位置处，未分解的M2C碳化
物的面积率比因M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物的
面积率多，在所述外层的废弃直径位置处，未分解的M2C碳化物的面积
率比因M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物的面积率
少。
优选的是，(未分解的M2C碳化物的面积率)/[(未分解的M2C碳化
物的面积率)+(因M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化
物的面积率)]在初始直径位置处为60％以上。优选的是，(因M2C碳化
物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物的面积率)/[(未分解的M2C
碳化物的面积率)+(因M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C
碳化物的面积率)]在废弃直径位置处为60％以上。
优选的是，初始直径下的外层截面积/内层截面积之比为0.25～0.8。
上述热轧用离心铸造复合辊的制造方法的特征在于，向旋转的离心铸
造用模具浇铸外层用熔融金属，在得到的中空状外层的凝固中途或凝固
后，向所述外层的内周部浇铸由铁系合金构成的内层用熔融金属，通过所
述外层的内周部的再熔化而使所述内层熔敷一体化于所述外层之后，冷却
至所述外层的表面温度成为600℃以下，接着不经过加热成外层的相变点
以上的温度的工序而进行1次以上的600℃以下的回火处理。
优选的是，所述离心铸造用模具的壁厚为100～600mm。
【发明效果】
在本发明的热轧用离心铸造复合辊中，外层的肖氏硬度在初始直径位
置处为67～82，从初始直径起的深30mm以上的部位处的外层的肖氏硬度
的最高值比初始直径处的外层的肖氏硬度高1以上，因此接近初始直径的
具有大的有效直径的外层表层部耐热裂纹性强，接近废弃直径的具有小的
有效直径的外层深部平滑且耐磨损性强。因此，在有效直径大时若将本发
明的复合辊使用于扁钢热轧机的精轧机的上游侧的机座，则能够利用高的
耐热裂纹性，且耐受飞边或氧化鳞屑引起的划痕的能力强，在因表面削除
而有效直径减小时若使用于下游侧的机座，则能够利用高的耐磨损性，得
到平滑的轧制表面。
本发明的热轧用离心铸造复合辊适合使用作为轧制条件严格的扁钢
热轧机的工件辊，但是当然也可以使用作为线材用热轧辊、型钢用热轧辊
等。
附图说明
图1是表示本发明的热轧用离心铸造复合辊的简要剖视图。
图2是表示实施例1的复合辊的外层的硬度分布的坐标图。
图3(a)是表示实施例8的复合辊的外层的初始直径位置处的金属
组织的显微镜照片(倍率400倍)。
图3(b)是示意性地表示图3(a)所示的金属组织的碳化物的分布
的图。
图4(a)是表示实施例8的复合辊的外层的废弃直径位置处的金属
组织的显微镜照片(倍率400倍)。
图4(b)是示意性地表示图4(a)所示的金属组织的碳化物的分布
的图。
具体实施方式
以下，详细说明本发明的实施方式，但是本发明不受此限定，在不脱
离本发明的技术思想的范围内能够适当变更。与各实施方式相关的说明只
要没有特别说明就也可以适用于其他的实施方式。
[1]热轧用离心铸造复合辊
如图1所示，本发明的热轧用离心铸造复合辊包括通过离心铸造法制
造的外层1和一体地熔敷在外层1的内表面的内层2。为了适用本发明而
优选的外层1的外径为200～1300mm，全长为500～3000mm。将使用于轧
制之前的辊外径称为“初始直径”，将从初始直径至10mm的深度为止称
为“初始直径部位”。将在可使用的范围内因削除而变得最小的外径称为
“废弃直径”，将从废弃直径至外层表面侧的10mm为止称为“废弃直径
部位”。
(A)外层
(1)组成
本发明的复合辊的外层为了使硬质碳化物析出而确保精轧机中使用
所需要的耐磨损性，具有如下的组成：含有以质量％计的0.8～3.5％的C、
0.1～2.5％的Si、0.1～2.5％的Mn、1.2～15％的Cr、1～5％的Ni、及1～10％
的Mo+0.5×W，其余部分实质上由Fe及不可避免的杂质构成。在以下的
说明中，简称为“％”时，表示“质量％”。
(a)C：0.8～3.5％
C与Cr、Mo、W、V等结合而生成高硬度的碳化物(MC、M2C、
M6C、M7C3等)，具有提高外层的耐磨损性的作用。C小于0.8％的话，不
仅生成的碳化物的量少而无法得到充分的耐磨损性，而且初晶温度上升而
铸造性下降。另一方面，当C超过3.5％时，与V的平衡失去，因此无法
得到VC均匀分布的组织，耐粗糙表面性及强韧性差。C的含有量优选为
1～3％。
(b)Si：0.1～2.5％
Si是熔融金属的脱氧和熔融金属流动性的提高所需的元素。而且，
由于对构成M6C碳化物的W、Mo等高价的元素进行置换，因此有助于
外层的低成本化。Si小于0.1％的话，缺乏脱氧效果，容易产生铸造缺陷。
另一方面，当Si超过2.5％时，外层的韧性发生劣化。Si的含有量优选为
0.15～2％。
(c)Mn：0.1～2.5％
Mn作为脱氧剂发挥作用，并将作为杂质的S固定为MnS。Mn小于
0.1％的话，缺乏上述的效果。另一方面，当Mn超过2.5％时，容易产生
残留奥氏体，无法稳定地维持硬度。Mn的含有量优选为0.1～2％。
(d)Cr.1.2～15％
Cr是碳化物生成元素，需要为1.2％以上。然而，当Cr超过15％时，
Cr碳化物变得过多。M23C6型的Cr碳化物比MC、M4C3、M6C及M2C型
的Cr碳化物的硬度低，会使外层的耐磨损性劣化，因此不优选。Cr的含
有量优选为3～10％。
(e)Ni：1～5％
Ni是为了将废弃直径部位比初始直径部位的硬度高的硬度分布向外
层赋予所需的元素。在Ni为1％以上时，有效地得到该硬度分布。然而，
当Ni超过5％时，残留奥氏体的量变得过剩，无法期待硬度的提高。Ni
含有量优选为1～4％。
最佳的Ni含有量取决于复合辊的初始直径D(mm)，辊的初始直径
越大而冷却速度越低，需要越多的改善淬火性的Ni。当Ni含有量不足时，
屈氏体过剩地产生，硬度不足。反之当Ni含有量过多时，奥氏体过于稳
定化，仍然难以得到硬度。因此，Ni含有量优选满足[(0.00175×D)
+0.1]％～[(0.00175×D)+1.1]％的条件，更优选满足[(0.00175×D)
+0.3]～[(0.00175×D)+0.9]％的条件。例如在复合辊的初始直径为600mm
的情况下，Ni含有量优选为1.15～2.15％。
(f)Mo+0.5×W：1～10％
Mo及W均与C结合而生成硬质的M6C碳化物及M2C碳化物，并
且对基体组织进行固溶强化而提高外层的耐磨损性。Mo具有W的2倍
的影响力，因此(Mo+0.5×W)的含有量为1～10％的范围比较重要。当然，
Mo及W可以分别单独含有。Mo+0.5×W小于1％的话，无法得到上述效
果，而且当超过10％时，M6C碳化物增加，耐粗糙表面性劣化。Mo+0.5×W
优选为3～10％。
本发明的复合辊的外层除了上述元素之外，根据需要也可以含有以下
的元素。
(g)V+Nb：2～15％
V及Nb均生成最有助于耐磨损性的MC碳化物，提高外层的耐磨损
性。V及Nb的一部分也固溶于在凝固时结晶的M2C碳化物，在凝固后
的1000℃附近，M2C碳化物分解时会形成MC碳化物，由此实现粗大的
M2C碳化物的微细化，从而使轧制表面平滑。在利用离心铸造法来形成
复合辊的外层时，Nb较多地减少MC碳化物的偏析。Nb的添加量只要根
据V的添加量来决定即可。V+Nb优选为2～15％，更优选为3～10％。
(h)Co：1～10％
Co是在基体组织的强化上有效的元素，在1％以上的含有量下具有效
果。另一方面，当Co超过10％时，外层的韧性下降。Co含有量优选为
1～10％，更优选为2～7％。
(i)Ti：0.01～2％
与V同样地，Ti与C结合而生成MC碳化物，提高外层的耐磨损性。
在熔融金属中生成的Ti氧化物作为结晶核发挥作用，从而凝固组织变得
微细。Ti小于0.01％的话，其效果不充分，而且当超过2％时，成为夹杂
物而不优选。Ti含有量优选为0.01～2％，更优选为0.1～o.5％。
(j)Zr：0.01～2％
与V同样地，Zr与C结合而生成MC碳化物，提高外层的耐磨损性。
在熔融金属中生成的Zr氧化物作为结晶核发挥作用，从而凝固组织变得
微细。Zr小于0.01％的话，其效果不充分，而且当超过2％时，成为夹杂
物而不优选。Zr含有量优选为0.01～2％，更优选为0.1～0.5％。
(k)N：0.001～0.15％
N具有实现碳化物的稳定化的作用。当N超过0.15％时，在外层与
内层的分界部容易产生缺陷。N的含有量优选为0.001～0.15％，更优选为
0.01～0.08％。
(m)P及S：0.1％以下
作为不可避免的杂质而含有的P及S会导致机械性质的劣化，因此
尽量抑制P及S的含有量为好。P及S的含有量分别优选为0.1％以下。
(2)肖氏硬度
外层的初始直径处的肖氏硬度为67～82，从初始直径起的深30mm以
上的部位处的外层的肖氏硬度的最高值比初始直径处的外层的肖氏硬度
高1以上。这样，本发明的复合辊与以往的淬火处理后的辊(随着变深而
硬度下降。)相反地，随着变深而耐磨损性提高。因此，具有外层的初始
直径部位耐热裂纹性强且废弃直径部位耐磨损性强的特征。
外层的初始直径处的肖氏硬度小于67时，外层整体的耐磨损性不充
分。外层的初始直径处的肖氏硬度优选为70以上。另一方面，当初始直
径处的肖氏硬度超过82时，外层的深部变得过硬，耐裂纹性劣化。外层
的初始直径处的优选的肖氏硬度为70～80。
从初始直径起的深30mm以上的部位处的外层的肖氏硬度的最高值
比初始直径处的外层的肖氏硬度高1以上，因此深部(废弃直径部位侧)
耐磨损性强，其结果是，即使因削除而复合辊变得小径从而复合辊的转速
增加，也能防止相同轧制量下的磨损量的增大。肖氏硬度之差优选为2
以上，更优选为3以上。
从初始直径到30mm的深度为止的外层的肖氏硬度Hs的深度方向分
布的一次回归直线优选具有正的斜度A(Hs/mm)。因此，外层的肖氏硬
度处于随着从表面朝向内部而逐渐上升的倾向，接近初始直径的有效直径
大的部位耐热裂纹性强，接近废弃直径的有效直径小的部位耐磨损性强。
因削除而复合辊的外径逐渐减小，伴随于此，能够从适合于扁钢热轧机的
上游侧的精机座的耐热裂纹性复合辊变化成适合于下游侧的精机座的高
耐磨损性复合辊。外层的肖氏硬度的深度方向分布的一次回归直线的斜度
A更优选为0.03以上，最优选为0.05以上。需要说明的是，一次回归直
线根据在从初始直径到30mm的深度为止的范围内以5mm的间隔测定的
肖氏硬度Hs和测定各Hs的深度(mm)，通过回归分析来求出。
(3)组织
在外层的初始直径位置处，未分解的M2C碳化物的面积率比因M2C
碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物的面积率多，在外层的
废弃直径位置处，未分解的M2C碳化物的面积率比因M2C碳化物的分解
而生成的MC碳化物及M6C碳化物的面积率少。因此，在初始直径位置
处，通过未分解的板状M2C碳化物(长度约20μm以上，比较粗大)能
够防止在第一机座的复合辊产生的飞边或氧化鳞屑等引起的划伤，在废弃
直径位置处，通过微细的MC及M6C碳化物能得到第三机座的复合辊所
需的平滑的轧制表面。
为了防止飞边或氧化鳞屑等引起的划伤，初始直径位置处的(未分解
的M2C碳化物的面积率)/[(未分解的M2C碳化物的面积率)+(因M2C
碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物的面积率)]之比优选为
60％以上。同样地，初始直径位置处的M2C碳化物的相对于外层组织整
体的面积率优选为1％以上。
为了得到第三机座所需的平滑的轧制表面，废弃直径位置处的(因
M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物的面积率)/[(未
分解的M2C碳化物的面积率)+(因M2C碳化物的分解而生成的MC碳
化物及M6C碳化物的面积率)]之比优选为60％以上。同样地，废弃直径
位置处的MC碳化物及M6C碳化物的相对于外层组织整体的面积率优选
为1％以上。
除了M2C碳化物、MC碳化物及M6C碳化物以外，M7C3碳化物、
M23C6碳化物等的其他的碳化物有时也结晶，但M2C碳化物、MC碳化物
及M6C碳化物的作用不会受到这些碳化物的影响。
外层的金属组织更优选在初始直径处含有1～20面积％的屈氏体，在
从初始直径起的深30mm以上的部位含有小于10面积％且比初始直径处
的面积％少的屈氏体。由此，外层表层部为软质，因此不易形成热裂纹，
在外层深部高硬度而具有优异的耐磨损性这样的本发明的效果变得可靠。
(B)内层
本发明的复合辊的内层优选通过强韧性优异的铸铁或铸钢形成，特别
优选通过强韧的延性铸铁形成。强韧的延性铸铁的优选的组成含有以质
量％计的2.5～4％的C、1.5～3.1％的Si、0.2～1％的Mn、0.4～5％的Ni、
0.01～1.5％的Cr、0.1～1％的Mo、0.02～0.08％的Mg、0.1％以下的P、及
0.1％以下的S，其余部分实质上由Fe及不可避免的杂质构成。当内层使
用延性铸铁时，能够防止因精机座处的轧制载荷而复合辊发生破损的情
况。当然，通过外层与内层的熔敷而外层的成分的一部分有时会混入内层。
(C)中间层
在本发明的复合辊中，可以在外层与内层之间形成中间层来进行成分
混入的抑制或缓冲等。中间层适合比外层低的合金的铸铁、镍铬耐磨铸铁
等。这样的中间层能够防止在浇铸的内层与外层进行熔敷时外层中的石墨
化妨碍元素向内层熔入。为了可靠地防止外层成分的向内层的混入，中间
层的厚度优选为5～50mm。在向旋转的离心铸造用模具浇铸后的外层用熔
融金属的凝固中途或凝固后，向外层的内侧浇铸中间层用熔融金属，进行
离心铸造，由此形成中间层。
(D)结构
初始直径下的外层截面积/内层截面积之比优选为0.25～0.8。初始直
径下的外层截面积/内层截面积之比小于0.25的话，相对于内层而外层过
薄，因此在浇铸后的内层的热量的作用下，外层整体被充分地加热，从而
与在1000℃附近进行了淬火的情况实质上相同。另一方面，当初始直径
下的外层截面积/内层截面积之比超过0.8时，相对于外层而内层过小，
因此内层的浇铸引起的外层的碳化物析出可能变得不充分。初始直径下的
外层截面积/内层截面积之比更优选为0.3～0.6。需要说明的是，保持铸造
的状态的复合辊的外层截面积/内层截面积之比优选为0.35～0.9。
[2]制造方法
本发明的热轧用离心铸造复合辊的制造方法的特征在于，向旋转的离
心铸造用模具浇铸外层用熔融金属，在得到的中空状外层的凝固中途或凝
固后，向所述外层的内周部浇铸由铁系合金构成的内层用熔融金属，通过
所述外层的内周部的再熔化而使所述内层熔敷一体化于所述外层之后，冷
却至使所述外层的表面温度成为600℃以下，接着不经由加热成向奥氏体
的反向相变发生的外层的相变点以上的温度的工序而进行1次以上的
600℃以下的回火处理。在本发明的外层组成中，向奥氏体的反向相变发
生的外层的相变点为700～850℃。
由于铸造后在离心铸造用模具内进行冷却，因此在比较迅速的冷却的
作用下，在外层表面容易出现软质的珠光体及屈氏体的组织，外层内部借
助铸造的复合辊的热量而在1000℃附近缓慢冷却，基体中的过饱和的碳
化物析出，基体的相变特性(淬火性)发生变化，珠光体及屈氏体的发生
得到抑制，成为硬质的马氏体及贝氏体组织。因此，接近初始直径的有效
直径大的部位耐热裂纹性变强，接近废弃直径的有效直径小的部位耐磨损
性变强。为了在铸造凝固时使碳化物的析出可靠地发生，优选外层的废弃
直径位置的温度设为900℃～熔点的范围内，并在此温度下保持30分钟～10
小时。
在保持铸造的状态的复合辊中，外层表面的肖氏硬度比较低，无法使
用于热轧。然而，在将铸造的复合辊的外层的表面温度冷却至成为600℃
以下之后，当不经由加热成外层的相变点以上的工序而进行1次以上的
600℃以下的回火热处理时，残留奥氏体相变成马氏体及贝氏体，外层的
肖氏硬度显著增加，通过在冷却时生成的马氏体及贝氏体的回火而外层的
韧性提高，不易产生热裂纹。
然而，若在铸造后进行淬火处理，则在将外层整体均匀地保持成淬火
温度之后，通过空冷、喷雾冷却等来进行冷却，因此越靠辊内部，冷却速
度越低。因此，越靠外层的内部，冷却得越慢。其结果是，在外层的表面
侧，能固溶的元素均质地固溶于基体组织，并且碳化物从基体组织析出，
由此肖氏硬度上升，但是在外层的内部，几乎不发生这样的淬火，因此肖
氏硬度不怎么上升。因此，外层的硬度在表面最高，随着变深而下降。鉴
于以上情况，在本发明中，在铸造后不进行淬火处理而直接进行回火处理
的情况至关重要。
为了对复合辊表面进行迅速的冷却并将内部在1000℃附近进行渐
冷，离心铸造用模具的壁厚优选设为100～600mm，更优选设为
100～450mm。离心铸造用模具可以为水平型、倾斜型或垂直型中的任一
个。离心铸造用模具的材料优选为延性铸铁，优选向模具的内表面涂敷厚
度1～5mm的涂料。涂料优选以硅石、氧化铝、氧化镁、锆石等氧化物为
主体。
通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的
限定。
实施例1～7、及比较例1～3
使内径848mm、长度2700mm及厚度276mm的延性铸铁制离心铸造
用模具(向内表面涂敷厚度3mm的锆石系涂料)以内表面处的离心力成
为120G的速度旋转，将具有表1所示的组成(质量％)的各外层用熔融
金属向离心铸造用模具内浇铸，并使其凝固。得到的各外层的平均浇铸厚
度为96.5mm。将在内部具有各外层的离心铸造用模具与另外的上模及下
模垂直组装而构成静置铸造用铸模。向静置铸造用铸模的模腔(由外层的
内部及上模及下模内的空间构成)以1431℃浇铸由延性铸铁构成的内层
用熔融金属，该延性铸铁具有如下的组成：含有以质量％计的3.0％的C、
2.6％的Si、0.3％的Mn、1.4％的Ni、0.1％的Cr、0.2％的Mo、0.05％的
Mg、0.03％的P、及0.03％的S，且其余部分实质上由Fe及不可避免的杂
质构成。外层的内周部再熔化，内层与外层进行熔敷一体化。在将得到的
各复合辊冷却至外层的表面温度成为600℃以下之后，将铸模拆卸。得到
的复合辊的内层的平均直径为655mm。
表1
表1(续)
对于实施例1～7及比较例1的复合辊，不加热成外层的相变点以上
的温度(不进行淬火处理)，而在530℃下进行2次的10小时的回火处理。
对于比较例2的复合辊，在加热至1050℃之后，进行放置冷却的淬火处
理，然后进行了2次的530℃的回火处理。对于比较例3的复合辊，铸造
后既未进行淬火处理也未进行回火处理(保持铸造的状态)。对实施例1～7
及比较例1～3的各复合辊以初始直径成为810mm的方式进行了机械加
工。废弃直径为710mm(外层的有效厚度：50mm)。
通过肖氏硬度计测定了各复合辊的外层表面的硬度，并将得到的肖氏
硬度作为表面硬度Ha。接下来，在30～50mm的深度以5mm间隔依次进
行了机械加工之后，通过电解研磨将加工硬化部除去，并通过肖氏硬度计
测定了露出的外层的硬度，得到的肖氏硬度的最大值作为深部硬度Hb。
表面硬度Ha、深部硬度Hb、表面硬度Ha与深部硬度Hb之差(Hb-Ha)、
及硬度的斜度A如表2所示。硬度的斜度A是从外层的初始直径至30mm
的深度为止的肖氏硬度的深度方向分布的一次回归直线的斜度(Hs/mm)。
图1表示实施例1的复合辊的外层的肖氏硬度的深度方向分布。表面
硬度Ha为77，深部硬度Hb为80，硬度之差(Ha-Hb)为3。而且，硬
度的斜度A(Hs/mm)为0.054。当超过50mm的有效直径时，肖氏硬度
稍下降，但考虑这是由于受到了与内层的熔敷的影响的缘故。
对于从各复合辊的外层切出的试料，在初始直径位置、及深度
30～50mm的范围内的5mm间隔的位置处分别测定了外层中的屈氏体的
面积率(％)。将初始直径处的屈氏体的面积率称为表面T，将深度
30～50mm的范围内的屈氏体的面积率的最大值称为深部T。结果如表2
所示。
表2
注：(1)30～50mm的深度处的外层的肖氏硬度的最大值。
(2)从外层的初始直径至30mm的深度为止的肖氏硬度的深度方向分布的一次回
归直线的斜度(Hs/mm)。
从表2可知，在实施例1～7的复合辊中，深部硬度比表面硬度高1
以上。相对于此，比较例1的复合辊的外层的Ni含有量为本发明的范围
外，因此深部硬度Hb比表面硬度Ha低。而且，比较例2的复合辊在回
火处理之前，进行了从1050℃起放置冷却的淬火处理，因此表面硬度Ha
高至83，但深部硬度Hb比表面硬度Ha低。而且，比较例3的复合辊铸
造后既未进行淬火处理也未进行回火处理(保持铸造状态)，因此深部硬
度Hb比表面硬度Ha低。
实施例1～7的复合辊因削除而外径减小，在外径为810mm(初始直
径)至780mm的范围内适合用于第一机座，在越过780mm至750mm的
范围内适合用于第二机座，在越过750mm至710mm的范围内适合用于
第三机座。
实施例8及9、比较例4
将具有表3所示的组成的外层用熔融金属以表4所示的浇铸温度向与
实施例1同样的离心铸造用模具浇铸成96.5mm的厚度，在外层凝固之后
与实施例1同样地构成静置铸造用铸模，将具有与实施例1同样组成的延
性铸铁熔融金属以1431℃向静置铸造用铸模的模腔浇铸。外层的内周部
再熔化，内层与外层进行了熔敷一体化。将得到的各复合辊冷却至外层的
表面温度成为600℃以下之后，将铸模拆卸。
表3
表3(续)
对于实施例8及9的复合辊，不加热成外层的相变点以上的温度(不
进行淬火处理)，以510℃进行了2次的10小时的回火处理。对于比较例
4的复合辊，在冷却后以880℃进行了退火处理之后，加热成1000℃，进
行放置冷却的淬火处理，然后以510℃进行了3次的10小时的回火处理。
将实施例8及9、及比较例4的各复合辊以初始直径成为810mm的方式
进行了机械加工。废弃直径为710mm(外层的有效厚度：50mm)。
表4示出各复合辊的外层的初始直径位置及废弃直径位置处的未分
解的M2C的面积率、因M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C
碳化物的面积率。未分解的M2C及M2C分解而生成的MC及M6C碳化
物如图3及图4的金属组织所示那样根据其形态来进行分类，通过图像解
析软件测定了面积率。
图3(a)是表示实施例8的复合辊的外层的初始直径位置处的金属
组织的显微镜照片(倍率400倍)，图3(b)示意性地示出图3(a)所示
的金属组织中的碳化物的分布。而且，图4(a)是表示实施例8的复合
辊的外层的废弃直径位置处的金属组织的显微镜照片(倍率400倍)，图
4(b)示意性地示出图4(a)所示的金属组织中的碳化物的分布。在图3
及图4中，3表示未分解的板状M2C碳化物，4表示因M2C碳化物的分
解而生成的MC碳化物及M6C碳化物，5表示基体。
表4
注：(1)未分解的M2C。
(2)因M2C碳化物的分解而生成的MC碳化物及M6C碳化物。
与实施例1同样地测定了外层的表面硬度Ha及深部硬度Hb、它们
之差(Hb-Ha)、向深部的硬度变化的斜度A、及表面部及深部的屈氏体
的面积率。结果如表5所示。在实施例8及9中，深部硬度Hb比表面硬
度Ha高，但是在比较例4中，表面硬度Ha比深部硬度Hb高。
表5
注：(1)30～50mm的深度处的外层的肖氏硬度的最大值。
(2)从外层的初始直径到30mm的深度为止的肖氏硬度的深度方向分布的一次回
归直线的斜度(Hs/mm)。