專利名稱：：離心鑄造軋輥用外層材料的制作方法<發(fā)明領域>本發(fā)明涉及具有耐磨性、耐龜裂性、低摩擦系數(shù)之特性，即使采取離心鑄造工序，也不會引起偏析，同時具有優(yōu)良耐收縮龜裂性及耐表面粗糙性的軋輥外層材料。<
背景技術：
&gt;以前就軋輥用材料而言，都是一直沿用高鉻鑄鐵、麻口細晶粒鎳合金鑄鐵、阿達邁特(鎳鉻耐磨)鑄鐵等，之后為了進一步提高耐磨性，于是就采用高速鋼系軋輥材料，進而以這種材料來開發(fā)軋輥。例如在日本專利公報特開平4-365836號，則有揭示以含有C1.5～3.5％，Si1.5％以下，Mn1.2％以下，Cr5.5～12.0％，Mo2.0～8.0％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％之成份，而且要滿足下式(1)、(2)亦即V＋1.8Nb≤7.5C-6.0(％)………(1)0.2≤Nb/V≤0.8………(2)之條件，而剩余部分為Fe及不可避免的雜質制成的軋輥外層材料，在這種情形下，即使采用離心鑄造，在外層內部，都不會引起成分、組織偏析而且兼有耐磨性與耐龜裂性之軋制用輥外層材料。再者，在日本專利公報特開平6-256888號，也揭示了作為以含有C1.8～3.6％，Si1.0～3.5％，Mn0.1～2.0％，Cr2.0～10.0％，Mo0.1～10.0％，W0.1～10％，V、Nb一種或兩種之總計為1.5～10％，及剩余部分實質上是Fe為特征的含有石墨成分的高速鋼系鑄鐵材料，這是一種低摩擦系數(shù)、又不易引起龜裂進展的高速鋼系鑄鐵材料。再者，在日本特許公報特開平6-335712號公報，也有揭示含有C2.0～4.0％，Si0.5～4.0％，Mn0.1～1.5％，Ni2.0～6.0％，Cr1.0～7.0％，V2.0～8.0％成分之元素外，還含有Mo0.3～4.0％，W0.3～4.0％，Co1.0～10.0％，Nb1.0～10.0％，Ti0.01～2.0％，B0.02～0.2％，Cu0.02～1.0％成份之元素一種以上的耐磨耐燒結性的熱軋用輥子。今就熱軋制品而言，都是利用將連續(xù)鑄造或通過開坯鑄造的厚度為130mm～300mm之平板，于加熱爐中加熱，或將熱片輸送至粗軋及精軋機，進行熱軋制成厚度1.0～25.4mm之板條，繼之以卷繞機將板條卷繞成圈筒狀，經過冷卻后再于各種精整線上經處理而制成。就精軋機而言，通常都是采取將四路式軋鋼機5-7機配置成為串聯(lián)排列之連續(xù)軋鋼機。雖然在昭和30年(1955年)代以前，多半是采用6臺之制造工廠為多，但是到了昭和40年(1965年)代，為了提高生產率及配合圈筒之大型化，所有的制造工廠幾乎都改采用7臺式之機列。在精加工軋制工序中，如果因為某種原因，于臺式機列間若有二片重疊起來時，也是照樣被軋制而引起所謂收縮事故。尤其是越在工序的后段其發(fā)生幾率也越高，若以7機列之精軋機而言，自第5臺式以后則易見這種事故。如果遭遇到這種收縮事故的時候，因為其異常軋制，而引起的摩擦發(fā)熱及加工發(fā)熱，使軋輥表面溫度會局部上升，當被水冷卻時，受到熱沖擊，在軋輥表面有時會產生龜裂現(xiàn)象。這就是所謂的收縮龜裂。通常若遭受到收縮事故的時候，則更換軋輥并檢查遭遇收縮事故之軋輥有無龜裂現(xiàn)象，如果確認有龜裂的話，就將軋輥進行磨削一直到龜裂消失為止。這意味著軋輥單位消費資源惡化。再者，若存在收縮龜裂而未被發(fā)現(xiàn)，繼續(xù)不停地再使用該軋輥的話，則會以其原收縮龜裂部位為起點，使龜裂繼續(xù)擴大，甚至有產生軋輥剝落事故之危險。于是在這種情形下，生產線則必須停機數(shù)小時至數(shù)十小時之久，從而帶來嚴重的損失。以前，就加工后段用之軋輥而言，除了一部分之外，一般都是使用離心鑄造的麻口細晶粒高合金鑄鐵軋輥。雖然離心鑄造的麻口細晶粒高合金鑄鐵軋輥，在遭遇到收縮事故時發(fā)生龜裂現(xiàn)象之幾率比較低，再者，即使發(fā)生龜裂的時候其深度也較淺，可是其耐磨性卻較低劣。最近，也有漸漸使用高速鋼系之軋輥做為加工后段用軋輥之趨勢，雖然，其耐磨性很好，比離心鑄造的麻口細晶粒高合金鑄鐵軋輥大約高3-5倍，可是若遭到收縮事故時其收縮發(fā)生率卻偏高，而且其龜裂深度也較深。例如，就用于汽車車體之薄鐵板之情形而言，為要確保汽車整體完成時之鮮艷性，則于熱軋時要求有健全的制品表面。尤其是在電氣化制品用之薄鐵板亦然。再者，由于軋輥制品間之摩擦系數(shù)較大，而無法維持鐵板良好之穿通性，因之往往發(fā)生燒結粘砂等而損壞其表面光滑性，可是，這些問題系都可利用特開平6-256888號之技術來加以解決。然而，在軋制時，由于輥子所產生，或者因為被軋制材料的氧化鐵皮，將制品表面劃傷的時候，或者其氧化鐵皮會如同楔子插進制品，產生所謂針狀氧化鐵皮傷痕時，這些有關表面特性問題，即使包括特開平4-365836、特開平6-256888，都未能解決。再者，在特開平6-335712號中，雖然揭示了有關由石墨、MC系碳化物及滲碳體所形成具有金相(金屬組織)之耐磨耐燒結性的熱軋用輥，可是當進行離心鑄造時，因為離心力分離作用，MC系碳化物產生偏析，于是軋輥的均勻特性有下降的危險，再者，對于針狀氧化鐵皮劃痕也未見有妥善之對策。&lt;發(fā)明之目的及解決問題之手段&gt;鑒于上述之種種問題本發(fā)明的目的是要達到，除了保持高速鋼系軋輥特色之耐磨性外，并兼?zhèn)淠妄斄研耘c低摩擦系數(shù)，即使采取離心鑄造工序，也不會產生偏析，同時也能夠確保表面耐粗糙性。今就權利要求1記載之離心鑄造軋輥用外層材料而言，系含有成分C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％，且要滿足下記之第(1)式、第(2)、第(3)式及第(4)式，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩余部分為Fe及不可避免之雜質所組成，其澆鑄溫度為1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。就權利要求2記載之離心鑄造軋輥用外層材料而言，系含有成分C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％，B0.002～0.1％，且要滿足下記之第(1)、(2)、(3)及(4)式之要求，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩余部分為Fe及不可避免之雜質所組成，其澆注溫度為1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。權利要求3中記載之本發(fā)明是在上述權利要求1或2中記載之離心鑄造軋輥用外層材料中，還要含有成分Ni5.5％以下。(A)就權利要求1記載的離心鑄造軋輥用外層材料而言&lt;必須含有粒狀MC型碳化物&gt;具有堅硬之MC型碳化物的存在，對于提高軋輥之耐磨性是最有效的。尤其是使碳化物形態(tài)為粒狀，通過使之均勻地分布在軋輥材料組織中，可以提高軋輥之均質性及耐龜裂性。&lt;鑄造溫度必須在1400℃以上&gt;對提高耐磨性有效之MC型碳化物而言，通常已知有WC或VC被采用。在本申請中，于離心鑄造時，為了確保粒狀之MC型碳化物，其特征系為將Nb與V復合添加。亦即，在熔融金屬中使以NbC為晶核的{V、Nb}C復合碳化物結晶，之后，伴隨著共晶組織·石墨之結晶化而進行凝固，制造工作便算完畢。Nb在熔融金屬中作為生成結晶之MC型碳化合物的晶核發(fā)生作用，再者，因為VC碳化物之比重較小，于是在離心鑄造時會因離心分離而偏析，可是由于添加了Nb之故會變成比重較大的{V、Nb}C復合碳化物，而具有不易被離心分離之效果。然而，若澆注溫度過低的話，在熔融金屬中之結晶碳化物({V、Nb}C)就會成長、粗大化，為了完成離心分離，澆注溫度則必須在1400℃以上。最好是要在1450～1520℃之范圍。&lt;必須含有石墨&gt;關于石墨結晶量，主要系由其做為元素之C、對石墨結晶有作用之Si、在石墨結晶前消耗C的V·Nb之量為主來決定，在本發(fā)明范圍中，面積率為0.2～5％。該石墨擔負在熱沖擊時吸收應力之作用。再者，該石墨也具有完成固體潤滑劑之作用，以便降低摩擦系數(shù)，提高耐燒結粘附性(耐燒付性)。成分C要在2.5～4.7％之范圍C元素系為提高軋輥外層材料之耐磨性的硬質碳化物的形成，以及為使石墨在基體內形成結晶所必要之元素，其含量必須在2.5％以上，可是若超過4.7％的話，就會因之降低耐磨性，所以其上限定為4.7％。最好是在2.9～4.0％為佳。成分Si要在0.8～3.2％之范圍Si元素系為要確保脫氧及鑄造性，及為生成石墨結晶而添加的，如果含量在0.8％以下的話，則對于石墨之結晶作用不足，可是若超過3.2％的話則石墨結晶量又變成過多反而引起耐磨性下降，所以其上限定為3.2％。成分Mn要在0.1～2.0％之范圍Mn與作為雜質混入的S結合形成為MnS，為防止因S而引起的脆化、其含量必須在0.1％以上，可是若超過2.0％的話，因為會降低耐龜裂性，所以其上限定為2.0％，最好是在0.2～1.0％為佳。成分Cr要在0.4～1.9％之范圍Cr元素系為用以形成碳化物，進而改善其耐磨性，與強化基體及改進耐龜裂性，于是其含量必須要在0.4％以上，另一方面，是很強的白口化元素，若超過1.9％的話，在凝固過程中含防礙石墨之結晶化。所以其上限定為1.9％。最好是在0.5～1.0％為佳。成分Mo要在0.6～5％之范圍Mo元素系如同Cr元素，通過形成碳化物來提高耐磨性，及通過強化基體組織，可有效地改進耐龜裂性，同時，為了有效地改進基體的淬火性及回火軟化阻力，于是其含量必須在0.6％以上，可是若超過5％的時候，由于會降低耐龜裂性，所以其上限定為5％。成分V要在3.0～10.0％之范圍V元素系為用以形成改進耐磨性最有效的硬MC(或M4C3)碳化物(直徑為數(shù)μm程度)之必須元素，為要發(fā)揮其功效必須在3.0％以上之含量，可是若超過10.0％的話其耐龜裂性卻反而下降，及產生溶解不良等制造上之問題，所以其上限定為10.0％。成分Nb要在0.6～7.0％范圍并滿足0.2≤Nb/V………(4)之條件VC碳化物之比重相對基體熔融金屬而言要小的多，于是只要進行離心鑄造就會發(fā)生偏析。而添加Nb之目的系為要防止發(fā)生這種偏析。Nb系與V形成為復合碳化物(V、Nb)C，其比重則大于單獨V的碳化物。藉此，以便防止因離心分離所引起之偏析。所以必須按照V之添加量來改變Nb之添加量?；趫D1以離心鑄造方法來制造的時候，為要獲得均勻的外層材料，則必須滿足0.2≤Nb/V之條件。再者，由于V系占有3.0％以上，所以最少Nb也要添加0.6％以上。另一方面，Nb含量若超過7.0％的話，因為會產生溶解不良等之制造上之問題，所以其上限定為7.0％。再者，在圖1中所示之「磨損比(內層/外層)」，系為自環(huán)形材之內層側所采取之試驗片之磨損量(Iw)與自外層側所采取之試驗片之磨損量(Ow)之比(Iw/Ow)。圖1之試驗，系采用試樣含量成分為C4.1％，Si1.1％，Mn0.3％，Cr0.9％，Mo2.0％，V5.1％，Nb0～7.5％，以澆注溫度為1470℃、離心鑄造(140G)所得之壁厚為100mm之環(huán)形樣品，就該試樣用溫度1050℃施行正?；幚?，以溫度550℃施行回火處理過之試樣。然后，進行磨損試驗，亦即采用φ190×15之對照材與φ50×10之試驗材之圓盤以滑動磨損方式，將對照材加熱至800℃，并施加荷重100kgf之壓接狀態(tài)下使試驗材以800rpm之轉速旋轉，滑動率為3.9％，測定經過120分后的磨損量。必須滿足2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)之條件本發(fā)明之軋輥材料在進行凝固之際，首先形成{V、Nb}C復合碳化物與樹枝狀晶體之結晶，之后，形成石墨、共晶組織之結晶，凝固工序便算完畢。C系由V、Nb而優(yōu)先被消耗，剩下的部分就是石墨等物。(1)式是將石墨結晶設定在面積率為0.2％以上的條件。必須滿足1.1≤Mo/Cr………(2)之條件這是為要使軋輥之外層材料不致發(fā)生針狀氧化皮缺陷之條件式。由表1之實驗數(shù)據，即可明白第(2)式為不會發(fā)生針狀氧化皮(鱗片)缺陷之范圍。表1之軋制實驗系采取成分為C4.0％，Si1.3％，Mn0.5％，Cr0.6，1.0，1.7％，Mo0.2～7.0％，V4.8％，Nb1.4％之熔融金屬，澆注溫度為1500℃，把熔融金屬澆注成砂型，加工成φ90×250mm之圓筒塊，并施行1050℃正?；幚?，及施行550℃回火處理，制成為φ70×140之軋輥。然后，剪取SUS304厚1.2mm寬度20mm長度600mm的帶材3個，并將該三個帶材用軋輥施行熱軋進行試驗。其環(huán)境系為壓下率40％，軋制速度為100mpm，軋制溫度為1050℃，若換算為實際上之機械狀態(tài)的話，則在熱軋加工前段(第1段)相當于軋制315個板坯。在這個試驗中，在即將進行軋制之前，就對經被加熱之帶材進行去除氧化皮。試驗后，再觀察被軋制材表面狀態(tài)，并檢查有否發(fā)生劃傷，在制品上有否產生如同插入楔狀之氧化皮缺陷。必須滿足Nb/V≤0.8………(3)之條件這是為要確保耐龜裂性之必要條件式。由圖2所示之實驗，即可明白第(3)式乃為不損害耐龜裂性之范圍。圖2之實驗系由圖1之實驗之環(huán)形材之外層側采取之試樣片。關于熱沖擊試驗，系將55×40×15mm之板狀試樣片，經以正在1200rpm旋轉之軋輥加以壓接15秒之久后立刻施行水冷任其產生龜裂。壓接荷重系為150kgf。于試驗后，把試樣片剪斷并測出龜裂長度。(B)就權利要求2之離心鑄造軋輥用外層材料而言系于權利要求1之離心鑄造軋輥用外層材料中，再添加以下之B元素。其含量系為B0.002～0.1％之范圍B元素與溶存N元素結合起來變成BN而成為石墨結晶之晶核。由于該石墨的晶核的存在使結晶石墨變的微細，提高耐磨性，同時在作為軋制使用時，當軋輥漸漸磨損之際，由于其組織尺寸大約在10～100μm指定目標內，會達到更均勻之磨損，所以經軋制制品(板)之表面外皮層會變得更美觀。為要達到這些效果，B之含量必須要在0.002％以上，可是若超過0.1％的話，由于將引起耐龜裂性下降之問題，所以就將上限設定為0.1％。最好是在0.04～0.1％為佳。(C)就權利要求3之離心鑄造軋輥用外層材料而言系于權利要求1或2之離心鑄造軋輥用外層材料中，再添加以下含量之Ni，即Ni5.5％以下。這是為提高淬火性而添加的。對于軋輥直徑小，或軋輥若制成為套筒型且厚度又薄，又可以采取水淬火、油淬火的話，就不一定要添加Ni元素，如果不是這種情況，最好還是要添加為好。就軋輥而言，為要使最大級直徑1500mm之實芯軋輥，而且，于冷卻速度緩慢之自然冷卻情形下，都能夠進行淬火工作的話，Ni之含量則設定在5.5％以下。最好是在2.5～5.0％之范圍為佳。&lt;附圖之簡單說明&gt;圖1表示由離心鑄造的環(huán)形材料中之碳化物分布所引起的外層與內層間之熱磨損比，受到Nb與V之含量比Nb/V之影響之曲線圖。圖2表示在作熱沖擊試驗時，涉及龜裂深度，受到Nb與V之含量比Nb/V之影向之曲線圖。&lt;實施發(fā)明的最佳方案&gt;&lt;實施例1&gt;以于表2所示之化學組成之熔融金屬(本發(fā)明材料為A1～A12，比較材料為B1～B13)，采用鑄造溫度為1480℃，利用離心鑄造法(140G)制成厚度100mm之環(huán)形樣品，再經1030℃之正常化處理、繼之又經530℃回火處理之后，進行肖氏硬度、熱磨損及熱沖擊試驗。再者，關于磨損試驗，系自環(huán)形材之內層側與外層側各采取φ50×10之試驗片，用上述條件并以同樣的方法進行。至于摩擦系數(shù)，系由試驗片半徑和荷重、及作用于試驗片之轉矩求得之。關于熱沖擊試驗，系自環(huán)形材之外層側采取如同上述之板狀試驗片，并以相同的條件進行。關于軋制試驗系自環(huán)形材之外層側采取φ70×40之試驗片，并以上述條件和相同之方法進行。茲將這些磨損試驗、熱沖擊試驗及軋制試驗之結果于表3示之。依據表3而言，本發(fā)明材料(A1～A12)與比較材料相對比，本發(fā)明材料都同時滿足了耐磨損性、耐龜裂性、低摩擦系數(shù)，耐表面粗糙性及離心鑄造時之材質均勻性等。B1材料系因C添加量較少，而沒有石墨之結晶現(xiàn)象，為此其摩擦系數(shù)也大。B2材料系因為C添加量多，致使石墨結晶量過多，其耐磨損性也降低。B3材料系因Si添加量少，于是沒有石墨結晶，為此其摩擦系數(shù)也高。至于B4材料因Si添加量多，于是石墨結晶量變的過多，耐磨損性下降。再者，因未滿足第(2)式之條件，在軋制試驗時，于制品板表面發(fā)現(xiàn)有缺陷。B5材料系因Mn添加量多，于是耐龜裂性卻反而下降。再者，又因為沒有滿足第(2)式之條件，在進行軋制試驗時，于制品板表面發(fā)現(xiàn)有缺陷。B6材料系因為Cr添加量少，于是耐磨損性也降低。B7材料系因為Cr添加量過多，而白口化，于是沒有石墨結晶出現(xiàn)。為此，其摩擦系數(shù)也大。B8材料系因為Mo添加量過多，而降低了耐龜裂性。B9材料系因為V添加量不足，于是不僅耐磨損性下降，而且耐龜裂性也降低若干。B10材料系因為V添加量過多，于是耐龜裂性降低。B11材料系因為未能滿足第(4)式之條件，因發(fā)生碳化物之偏析，于是外層部位之耐磨損性降低。B12材料系因為未能滿足第(2)式之條件，于是在做軋制試驗時，在制品表面發(fā)現(xiàn)有缺陷。B13材料系因為未能滿足第(3)式之條件，而耐龜裂性降低。&lt;實施例2&gt;將表4所示之化學組成之熔融金屬(本發(fā)明材料C1～C12，比較材料D1～D13)，以鑄造溫度為1480℃之離心鑄造法(140G)鑄成為厚度100mm之環(huán)狀樣本，再施行1030℃正常化處理及530℃回火處理后，繼之進行肖氏(SHORE)硬度試驗、熱磨損及熱沖擊試驗。再者，關于磨損試驗，系自環(huán)形材之內層側與外層側各采取試片φ50×10mm，用上述條件并以同樣的方法進行。摩擦系數(shù)系由試驗片半徑與荷重以及作用于試驗片之轉矩求得。熱沖擊試驗系自環(huán)狀材之外層側采取如同上述板狀試驗片，并以相同的條件進行。關于軋制試驗系自環(huán)形材之外層側，采取φ70×40mm之試驗片，并以上述條件和相同之方法進行試驗。然后，將這些磨損試驗、熱沖擊試驗及軋制試驗之試驗結果，于表5表示之。依據表5而言，即可明白，本發(fā)明材料(C1～C12)與比較材料相對比，本發(fā)明材料都能夠同時滿足耐磨損性、耐龜裂性、低摩擦系數(shù)、耐表面粗糙性及離心鑄造時之材質均勻性。D1材料系因為C添加量少，于是沒有石墨結晶出現(xiàn)。為此，摩擦系數(shù)也大。D2材料系因為C添加量多，于是石墨結晶量過多，而耐磨損性降低。D3材料系因為Si添加量少，于是并沒有出現(xiàn)石墨結晶，為此，摩擦系數(shù)大。D4材料系因為Si添加量多，于是石墨結晶量變成過多，而耐磨損性降低。再者，因為未能滿足第(2)式之條件，所以在作軋制試驗時，于制品板表面發(fā)現(xiàn)有缺陷。D5材料因為Mn添加量多，于是耐龜裂性降低。再者，因沒有滿足第(2)式之條件，所以在作軋制試驗時，于制品板表面發(fā)現(xiàn)有缺陷。D6材料系因為Cr添加量少，于是耐磨損性降低。D7材料系因為Cr添加量過多，而引起白口化，并沒有出現(xiàn)石墨結晶，為此，其摩擦系數(shù)變大。D8材料因為Mo添加量過多，于是耐龜裂性降低。D9材料系因為V添加量不足，不僅耐磨損性降低，連耐龜裂性也降低了一些。D10材料系因為V添加量過多，于是耐龜裂性降低。D11材料系因為未能滿足第(4)之條件，而引起碳化物之偏析現(xiàn)象，于是外層之耐磨損性降低。D12材料系因為未滿足第(2)式之條件，所以在作軋制試驗時，在制品板表面發(fā)現(xiàn)有缺陷。D13材料系因為未滿足第(3)式之條件，于是其耐龜裂性降低。D14材料系因為沒有添加B元素，于是其耐磨損性較A材料遜色。D15材料系因為B添加量過多，所以耐龜裂性降低。&lt;在產業(yè)上之利用可能性&gt;就上述之本發(fā)明而言，系可以獲得耐磨損性、耐龜裂性、低摩擦系數(shù)都具備，即使采用離心鑄造方式，不僅不會引起偏析現(xiàn)象，同時也可以得到耐表面粗糙性優(yōu)異之軋制用軋輥外層材料。表2</tables>表3</tables>表4</tables>權利要求1.一種離心鑄造軋輥用外層材料，其特征系由含有成分為C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％而且要滿足下記第(1)、(2)、(3)及(4)式之條件，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩余部分為Fe及不可避免之雜質所組成，其鑄造溫度設定在1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。2.一種離心鑄造軋輥用外層材料，其特征系由含有成分為C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％，B0.002～0.1％，而且要滿足下記之第(1)、(2)、(3)及(4)式之條件，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩余部分為Fe及不可避免之雜質所構成，其鑄造溫度設定在1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。3.按照權利要求1或2記載的離心鑄造軋輥用外層材料，其中再加添Ni成分為5.5％以下。全文摘要本發(fā)明之離心鑄造軋輥用外層材料，系由含有成分為，C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％。Nb0.6～7.0％而且要滿足下記第(1)、(2)、(3)及(4)式之條件，亦即2.0+0.15V+0.10Nb≤C(％)……(1)；1.1≤Mo/Cr……(2)；Nb/V≤0.8……(3)；0.2≤Nb/V……(4)和剩余部分為Fe及不可避免之雜質所形成，其鑄造溫度設定在1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。文檔編號C22C37/00GK1153539SQ96190447公開日1997年7月2日申請日期1996年3月6日優(yōu)先權日1995年3月7日發(fā)明者澤義孝,小關智也,市野健司申請人:川崎制鐵株式會社