CN111356542B

CN111356542B - 复合硬质合金辊

Info

Publication number: CN111356542B
Application number: CN201980005715.7A
Authority: CN
Inventors: 大畑拓己
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2018-01-31
Filing date: 2019-01-31
Publication date: 2022-05-31
Anticipated expiration: 2039-01-31
Also published as: TW201936941A; KR102553279B1; JPWO2019151379A1; JP7259767B2; EP3677354B1; CN111356542A; KR20200111669A; EP3677354A1; TWI787447B; EP3677354A4; US20210121925A1; US11045849B2; WO2019151379A1

Abstract

复合硬质合金辊，包括由钢制成的内层以及由包含WC颗粒的硬质合金制成的中间层和外层；制成外层的硬质合金包括55‑90质量份的WC颗粒和10‑45质量份的具有包括Fe作为主要成分的特定成分的粘结相；制成中间层的硬质合金包括30‑65质量份的WC颗粒和35‑70质量份的具有包括Fe作为主要成分的特定成分的粘结相；并且外层中的WC颗粒的量c1(质量份)和中间层中的WC颗粒的量c2(质量份)满足0.45≤c2/c1≤0.85。

Description

复合硬质合金辊

技术领域

本发明涉及用于轧制钢制带材、板材、线材、棒材等的复合硬质合金辊，其包括硬质合金外层，该硬质合金外层冶金地结合到由具有优异的韧性的材料制成的内层的外周表面上。

背景技术

为了满足对更高质量的要求，例如提高轧制钢的尺寸精度、减少其表面缺陷、提高其表面光泽度等，将具有优异的耐磨性、表面耐糙性等的硬质合金用于轧制钢制线材、棒材、板材等的辊。众所周知，硬质合金是通过诸如Co、Ni、Fe等金属粘结剂结合的碳化钨(WC)的烧结合金，除了WC之外，一些硬质合金包括Ti、Ta、Nb等的碳化物。

由于硬质合金价格昂贵并且难以制成大型产品，因此公开了具有将金属轴插入硬质合金套筒中的结构的辊。例如，JP S60-83708 A公开了一种将硬质合金套筒压力固定到轴上的方法，该方法包括在轴的周围布置厚度从内周向外周逐渐增加的热膨胀垫片以及硬质合金套筒和盘簧，通过固定构件将它们夹在中间，并且冷却垫片以向盘簧施加大的侧向压力，从而按压套筒的侧表面。然而，这种适配方法在复杂的装配结构中使用大量诸如垫片、固定构件等构件，需要高的装配精度。因此，不切实际地需要大量的装配步骤和高成本。

为了解决上述问题，申请人在JP 2002-301506中公开了一种复合硬质合金辊，其包括由包含碳化钨颗粒的硬质合金制成的外层，该外层冶金地结合到由铁基材料制成的内层的外表面上，在内层和外层之间构成一个或多个由包含碳化钨颗粒的硬质合金制成的中间层，并且中间层中的碳化钨颗粒的量小于外层中的碳化钨颗粒的量。JP 2002-301506 A描述了通过这种结构，诸如热膨胀系数、硬度和弹性模量的性质从外层向内层连续地变化，导致外层与内层之间的边界的结合强度提高，从而减小结合的边界部分内部及其附近的周向和轴向残余应力。因此，可以提高硬质合金的内层和外层之间结合的可靠性，从而提供可用于更严格的轧制的复合硬质合金辊。JP 2002-301506 A在示例1中公开了一种复合硬质合金辊，其包括成分包含质量百分比为85％的WC、9.3％的Co、4.7％的Ni和1％的Cr的外层、成分包含质量百分比为30％的WC和70％的Co的中间层以及由SNCM439钢制成的内层，它们通过HIP处理成为一体。

通常，在许多用于钢带的辊压机中，在轧辊的两侧布置有支承辊，以减小轧制负荷使辊轧机产生的弯曲变形。在轧制过程中，轧制负荷在轧辊与支承辊的接触区域产生大的应力。轧辊的设计应当考虑承受这种应力的强度。

在轧辊中通过与支承辊的接触产生的应力被称为赫兹(Hertzian)应力。辊的接触表面附近的应力分布取决于距接触表面的深度。特别地，在轧辊内部产生的剪切应力在距接触表面几毫米的深度处最大，尽管该剪切应力可以根据辊直径和负载而变化(参阅《塑料加工技术丛刊》第7期，“带材轧制、10.3赫兹压力和疲劳”，Corona出版有限公司，第257页)。

在JP 2002-301506 A描述的复合硬质合金辊中，在由硬质合金制成的外层和由SNCM439制成的内层之间设置有厚度为0.2-2mm的中间层，当外层已经磨损得像在辊的报废直径附近那样薄时，剪切应力在中间层与外层之间的边界附近、在中间层内部、在中间层与内层之间的边界附近或在内层内部可能是最大的。由于外层与内层之间的热膨胀系数差，外层承受残余压缩应力，使得可能向内层并且视情况进一步向中间层施加残余拉伸应力。当在内层和中间层中有高残余拉伸应力的情况下，在轧制过程中，在距辊表面几毫米的深度处由于与支承辊接触而产生的剪切应力的峰值与上述残余拉伸应力叠加，可能在内层和中间层中引起疲劳破坏。

JP H5-171339 A公开了一种WC-Co-Ni-Cr硬质合金，其中，WC+Cr占重量的95％及以下，Co+Ni占重量的10％及以下，Cr/Co+Ni+Cr占2-40％。JP H5-171339 A描述了由于具有这种成分的硬质合金比常规成分合金具有更高的耐磨性和韧性，因此其可以用于热轧辊和导辊，极大地降低了辊成本，例如增加每口径轧制量、减小磨削深度、减少断裂等。然而，由WC颗粒和Co-Ni-Cr粘结相组成的硬质合金轧辊无法对钢带进行充分的冷轧。大量研究表明，这种不充分冷轧是由钢带的充分压缩引起的，由于具有Co-Ni-Cr粘结相的硬质合金的压缩屈服点低至300-500MPa，因此在钢带的冷轧过程中，辊表面由于屈服而产生细小凹痕。

JP 2000-219931A公开了一种硬质合金，其包含质量占50-90％的亚微米WC和具有硬化性的粘结相，除了Fe之外，该粘结相包含质量百分比为10-60％的Co、少于10％质量百分比的Ni、0.2-0.8％质量百分比的C、Cr和W以及可选择的Mo和/或V，粘结相中的C、Cr、W、Mo和V的摩尔比X_C、X_Cr、X_W、X_Mo和X_V满足2X_C＜X_W+X_Cr+X_Mo+X_V＜2.5X_C，并且Cr含量(质量百分数)满足0.03＜Cr/[100-WC(质量百分比)]＜0.05。JP 2000-219931A描述了该硬质合金由于具有硬化性的粘结相而具有高耐磨性。然而，由于该硬质合金在粘结相中含有质量百分比为10-60％的Co，因此对于诸如辊的大型产品的硬化性不足，无法表现出足够的压缩屈服强度。此外，亚微米级的细小WC颗粒使得该硬质合金具有较差的韧性以及由此较差的抗龟裂性，因此不适用于轧辊的外层。

鉴于上述情况，需要一种复合硬质合金辊，其具有足够的压缩屈服强度，从而即使在用于金属带材的冷轧时，也使得辊表面上由于屈服而产生的凹痕更少，并且能够防止内层和中间层中的疲劳破坏。

发明内容

因此，本发明的一个目的是提供一种复合硬质合金辊，通过在由钢制成的内层上使用由具有高耐磨性和机械强度以及足够的压缩屈服强度的硬质合金制成的外层和中间层，即使在金属带材的冷轧中，也使得辊表面上的凹痕更少。

本发明的另一目的是提供一种复合硬质合金辊，在反复轧制时，其在中间层中不产生疲劳破坏。

鉴于现有技术的上述问题，对硬质合金中的粘结相的成分和结构进行了深入研究，发明人发现，可以通过一种复合硬质合金辊实现上述目的，该复合硬质合金辊包括在由钢制成的内层上的包含WC颗粒和铁基粘结相的外层和中间层。基于这种发现完成本发明。

因此，本发明的复合硬质合金辊包括由钢制成的内层、由硬质合金制成的外层以及由硬质合金制成的中间层，该中间层冶金地结合到内层和外层上；

制成外层的硬质合金包括55-90质量份的WC颗粒和10-45质量份的包括Fe作为主要成分的粘结相，外层的粘结相的化学成分包括质量百分比为0.5-10％的Ni、质量百分比为0.2-2.0％的C、质量百分比为0.5-5％的Cr和质量百分比为0.1-5％的W，其余成分是Fe和不可避免的杂质；

制成中间层的硬质合金包括30-65质量份的WC颗粒和35-70质量份的包括Fe作为主要成分的粘结相，中间层的粘结相的化学成分包括质量百分比为0.5-10％的Ni、质量百分比为0.2-2.0％的C、质量百分比为0.5-5％的Cr和质量百分比为0.1-5％的W，其余成分是Fe和不可避免的杂质；并且

外层中的WC颗粒的量c1(质量份)和中间层中的WC颗粒的量c2(质量份)满足0.45≤c2/c1≤0.85。

中间层和外层的硬质合金优选地基本上不包含等效圆直径为5μm及以上的复合碳化物。

WC颗粒的中值直径D50优选地是0.5-10μm。

中间层和外层中的粘结相优选地还包含质量百分比为0.2-2.0％的Si、质量百分比为0-5％的Co和质量百分比为0-1％的Mn。

中间层和外层中的粘结相中的贝氏体相和/或马氏体相的量优选地总计占面积的50％及以上。

在本发明的复合硬质合金辊的初始直径处，外层的厚度优选地是5-40mm，中间层的厚度优选地是3-15mm。

在报废直径下，本发明的复合硬质合金辊从辊表面到介于中间层和内层之间的边界的厚度优选地是8mm及以上。

由于在本发明的复合硬质合金辊中，即使在用于金属(钢)带材的冷轧时，也减少了辊表面上由于压缩屈服而产生的细小凹痕，因此可以连续进行钢带的高质量冷轧，使用寿命也较长。

附图说明

图1是示出样品2的硬质合金的横截面结构的SEM照片。

图2是示出通过单轴压缩试验获得的样品2和8的应力-应变曲线的曲线图。

图3是示出在单轴压缩试验中使用的试件的示意图。

图4是示出由差热分析仪测量的液相生成起始温度的示例的曲线图。

图5是示出本发明的复合硬质合金辊的示例的局部剖视图。

具体实施方式

下面将详细说明本发明的实施例。除非另外提及，否则一个实施例的解释可以适用于其他实施例。以下说明不是限制性的，而是可以在本发明的范围内进行各种修改。

[1]复合硬质合金辊

本发明的复合硬质合金辊包括由钢制成的内层、由硬质合金制成的外层以及由硬质合金制成的中间层，该中间层冶金地结合到内层和外层上。

[1-1]外层和中间层

(A)成分

形成外层的硬质合金由55-90质量份的WC颗粒和10-45质量份的以Fe为主要成分的粘结相组成，形成中间层的硬质合金由30-65质量份的WC颗粒和35-70质量份的以Fe为主要成分的粘结相组成。

在形成外层的硬质合金中，WC颗粒的量c1是55-90质量份。当外层中的WC颗粒小于55质量份时，硬WC颗粒的量较少，使得硬质合金的杨氏模量太低。另一方面，当WC颗粒超过90质量份时，粘结相的量较少，无法为硬质合金提供足够的强度。外层中的WC颗粒的量的下限优选地是60质量份，更优选地是65质量份。另外，外层中的WC颗粒的量的上限优选地是85质量份。

为了提高外层和中间层之间在其边界处的结合强度以及内层和中间层之间在其边界处的结合强度，并且为了减小在结合边界附近的周向和轴向残余应力，形成中间层的硬质合金中的WC颗粒的量c2是30-65质量份。中间层中的WC颗粒的量的下限优选地是33质量份，更优选地是35质量份。另外，中间层中的WC颗粒的量的上限优选地是60质量份，更优选地是55质量份。

此外，外层和中间层中的WC颗粒的量设定成使得外层中的WC颗粒的量c1(质量份)和中间层中的WC颗粒的量c2(质量份)满足公式0.45≤c2/c1≤0.85。在本发明的复合硬质合金辊中，外层、中间层和内层如下所述通过HIP冶金地结合，通过如上所述设定外层和中间层中的WC颗粒的量，可以使中间层的热收缩介于外层和内层的热收缩之间，而中间层和外层之间的热收缩没有太大差异，从而减少在HIP之后的冷却过程中的残余应力。c2/c1的下限优选地是0.5，更优选地是0.55。另外，c2/c1的上限优选地是0.8，更优选地是0.75。

(1)WC颗粒

在制成外层和中间层的硬质合金中所包含的WC颗粒的中值直径D50(对应于累积体积为50％的颗粒尺寸)优选地是0.5-10μm。当平均颗粒尺寸小于0.5μm时，WC颗粒与粘结相之间的边界增加，使得可能产生下述复合碳化物，从而降低了硬质合金的强度。另一方面，当平均颗粒尺寸超过10μm时，降低了硬质合金的强度。WC颗粒的中值直径D50的下限优选地是1μm，更优选地是2μm，最优选地是3μm。另外，WC颗粒的中值直径D50的上限优选地是9μm，更优选地是8μm，最优选地是7μm。

由于WC颗粒以相连接的方式密集地存在于硬质合金中，因此难以在显微照片上确定WC颗粒的颗粒尺寸。由于本发明的硬质合金是如下所述通过在真空中在(液相生成起始温度)和(液相生成起始温度+100℃)之间的温度下烧结生坯而制成的，因此生坯中的WC粉末与硬质合金中的WC颗粒之间基本上没有颗粒尺寸差。因此，用生坯中的WC粉末的颗粒尺寸来表示分散在硬质合金中的WC颗粒的颗粒尺寸。

WC颗粒优选地具有相对均匀的颗粒尺寸。因此，在通过激光衍射和散射法确定的累积颗粒尺寸分布曲线中，WC颗粒具有下面确定的优选的颗粒尺寸分布。D10(累积体积为10％的颗粒尺寸)的下限优选地是0.3μm，更优选地是1μm，D10的上限优选地是3μm。另外，D90(累积体积为90％的颗粒尺寸)的下限优选地是3μm，更优选地是6μm，D90的上限优选地是12μm，更优选地是8μm。中值直径D50如上所述。

外层和中间层中包含的WC颗粒可以相同或不同，只要它们满足上述颗粒尺寸分布即可，尽管优选地使用相同的WC颗粒。

(2)粘结相

在制成外层和中间层的硬质合金中，粘结相的成分包括

质量百分比为0.5-10％的Ni，

质量百分比为0.2-2％的C，

质量百分比为0.5-5％的Cr，和

质量百分比为0.1-5％的W，

其余成分是Fe和不可避免的杂质。

(i)必不可少的元素

(a)Ni：质量百分比为0.5-10％

Ni是保证粘结相的硬化性所必需的元素。当Ni小于质量百分比0.5％时，粘结相的硬化性不足，可能降低硬质合金的强度。另一方面，当Ni超过质量百分比10％时，粘结相转变为具有奥氏体相，使得硬质合金的压缩屈服强度不足。Ni含量的下限优选地是质量百分比2.0％，更优选地是质量百分比2.5％，更优选地是质量百分比3％，最优选地是质量百分比5％。另外，Ni含量的上限优选地是质量百分比8％，更优选地是质量百分比7％。

(b)C：质量百分比为0.2-2.0％

C是保证粘结相的硬化性和抑制复合碳化物的产生所必需的元素。当C小于质量百分比0.2％时，粘结相的硬化性不足，并且产生大量的复合碳化物，导致材料强度降低。另一方面，当C超过质量百分比2.0％时，产生粗糙的复合碳化物，使得硬质合金的强度降低。C含量的下限优选地是质量百分比0.3％，更优选地是质量百分比0.5％，C含量的上限优选地是质量百分比1.5％，更优选地是质量百分比1.0％。

(c)Cr：质量百分比为0.5-5％

Cr是保证粘结相的硬化性所必需的元素。当Cr小于质量百分比0.5％时，粘结相的硬化性太低，无法获得足够的压缩屈服强度。另一方面，当Cr超过质量百分比5％时，产生粗糙的复合碳化物，使得硬质合金的强度降低。Cr的质量百分比优选地是4％及以下，更优选地是3％及以下。

(d)W：质量百分比为0.1-5％

粘结相中的W含量是质量百分比0.1-5％。当粘结相中的W含量超过质量百分比5％时，产生粗糙的复合碳化物，使得硬质合金的强度降低。W含量的下限优选地是质量百分比0.8％，更优选地是质量百分比1.2％。另外，W含量的上限优选地是质量百分比4％。

(ii)可选元素

(a)Si：质量百分比为0.2-2.0％

如果需要，可以包含Si，Si是增强粘结相的元素。小于质量百分比0.2％的Si基本上没有增强粘结相的作用。另一方面，当Si大于质量百分比2.0％时，石墨可能结晶，使得硬质合金的强度降低。因此，如果包含Si，则Si的质量百分比优选地是0.2％及以上且2.0％及以下。当Si含量的质量百分比是0.3％及以上时，特别地是0.5％及以上时，表现出进一步增强粘结相的效果。另外，Si含量的上限优选地是质量百分比1.9％。

(b)Co：质量百分比为0-5％

Co具有改善烧结性的功能，其在本发明的硬质合金中不是必不可少的。即，Co含量优选地基本上为质量百分比0％。但是，质量百分比5％及以下的Co不影响硬质合金的结构和强度。Co含量的上限更优选地是质量百分比2％，最优选地是质量百分比1％。

(c)Mn：质量百分比为0-5％

Mn具有改善硬化性的功能，其在本发明的硬质合金中不是必不可少的。即，Mn含量优选地基本上为质量百分比0％。但是，质量百分比5％及以下的Mn不影响硬质合金的结构和强度。Mn含量的上限更优选地是质量百分比2％，最优选地是质量百分比1％。

(iii)不可避免的杂质

不可避免的杂质包括Mo、V、Nb、Ti、Al、Cu、N、O等。其中，从由Mo、V和Nb组成的组中选择的至少一种的总质量百分比优选地是2％及以下。从由Mo、V和Nb组成的组中选择的至少一种的总质量百分比更优选地是1％及以下，最优选地是0.5％及以下。另外，从由Ti、Al、Cu、N和O组成的组中选择的至少一种单独的质量百分比优选地是0.5％及以下，并且总质量百分比是1％及以下。特别地，N和O各自优选地少于1000ppm。在上述范围内，不可避免的杂质基本上不影响硬质合金的结构和强度。

尽管制成外层和中间层的硬质合金中的粘结相可以具有相同或不同的成分，但是它们优选地具有相同的成分。

(B)结构

(1)复合碳化物

制成外层和中间层的硬质合金的结构主要包括WC颗粒和粘结相，优选地基本上不具有等效圆直径为5μm及以上的复合碳化物。复合碳化物是由W和金属元素构成的碳化物，例如(W，Fe，Cr)₂₃C₆、(W，Fe，Cr)₃C、(W，Fe，Cr)₂C、(W，Fe，Cr)₇C₃、(W，Fe，Cr)₆C等。在这里，复合碳化物的等效圆直径是面积与复合碳化物颗粒在复合碳化物的抛光横截面的显微照片(约1000倍)中的面积相同的圆的直径。在粘结相中不包含等效圆直径为5μm及以上的复合碳化物的硬质合金的弯曲强度是1700MPa及以上。在这里，“基本上不含复合碳化物”是指在SEM照片(1000倍)上未观察到等效圆直径为5μm及以上的复合碳化物。在制成本发明的复合硬质合金辊的外层和中间层的硬质合金中，当通过EPMA测量时，可能存在等效圆直径小于5μm的复合碳化物，其数量小于面积的约5％。

(2)贝氏体相和/或马氏体相

制成外层和中间层的硬质合金中的粘结相的结构优选地包含总计占面积的50％及以上的贝氏体相和/或马氏体相。使用术语“贝氏体相和/或马氏体相”是由于这样的事实：贝氏体相和马氏体相具有基本上相同的功能，并且难以在显微照片上区分它们。通过这种结构，在本发明的复合硬质合金辊中制成外层和中间层的硬质合金具有高压缩屈服强度和机械强度。

由于粘结相中的贝氏体相和/或马氏体相的总量占面积的50％及以上，因此硬质合金的压缩屈服强度是1200MPa及以上。贝氏体相和/或马氏体相的总量优选地占面积的70％及以上，更优选地占面积的80％及以上，最优选地基本上占面积的100％。贝氏体相和马氏体相以外的其他相是珠光体相、奥氏体相等。

(3)Fe分散在WC颗粒中

EPMA分析表明，在本发明的复合硬质合金辊中制成外层和中间层的硬质合金中，WC颗粒包含质量百分比为0.3-0.7％的Fe。

(C)结构

在初始直径下，外层的厚度优选地是5-40mm，中间层的厚度优选地是3-15mm。在这里，初始直径是指复合硬质合金辊在开始使用时的直径。另外，在报废直径下，复合辊从表面到介于中间层和内层之间的边界优选地是8mm及以上。在这里，报废直径是指辊的最小可用直径，由于外层通过滚动产生的表面磨损，该报废直径从初始直径逐渐减小。报废直径通常由辊使用者和辊制造商确定。初始直径和报废直径之间的外层实际上用于轧制，并且对于每个辊轧机的说明书设置该尺寸。更厚的外层获得更大的轧制可用范围，但是由于中间层与内层冶金地结合，更厚的外层在内层上施加了更高的残余拉伸应力。因此，外层太厚使得内层的强度不足。在外层和内层之间设置由介于外层材料和内层材料之间的中间材料制成的中间层，以减轻急剧的应力变化。而且，当外层由于使用等向着报废直径变得更薄时，中间层保证从轧制表面到内层有足够的距离。如上所述，通过在轧制期间作用于辊上的赫兹压力，最大剪切应力被施加在距轧制表面几毫米的辊的内部。如果最大剪切应力被施向承受残余拉伸应力的内层和中间层，则辊可能由于疲劳而破坏。为了防止这种情况，优选地对中间层的材料和制造方法进行优化，以防止高残余拉伸应力，并且在报废直径下，外层和中间层的总厚度是8mm及以上，使得将最大剪切应力施加到中间层或外层，而不是承受残余拉伸应力的内层。

(D)性质

具有上述成分和结构的硬质合金具有1200MPa及以上的压缩屈服强度和1700MPa及以上的弯曲强度。因此，当将具有由这种硬质合金制成的外层和中间层的复合辊用于金属(钢)带材的冷轧时，可以减少由于辊表面的压缩屈服而产生的凹痕，使得能够连续进行金属带材的高质量轧制，轧辊的使用寿命也较长。另外，在反复轧制中可以防止中间层和内层的疲劳破坏，使得轧辊的使用寿命较长。当然，本发明的复合硬质合金辊也可以用于金属带材的热轧。

压缩屈服强度是使用图3所示的试件通过单轴压缩试验确定的屈服应力，该试件承受轴向负荷。即，在如图2所示的通过单轴压缩试验确定的应力-应变曲线中，将在应力和应变偏离直线线性关系的点处的应力定义为压缩屈服。

制成外层和中间层的硬质合金的压缩屈服强度更优选地是1500MPa及以上，最优选地是1600MPa及以上，弯曲强度更优选地是2000MPa及以上，最优选地是2300MPa及以上。

制成外层和中间层的硬质合金还具有385GPa及以上的杨氏模量和80HRA及以上的洛氏硬度。杨氏模量优选地是400GPa及以上，更优选地是450GPa及以上。另外，洛氏硬度优选地是82HRA及以上。

[1-2]内层

内层优选地由铁基合金制成，特别是由具有优异韧性的钢或铸钢制成。其中优选的是一种铁基合金，其包含总质量百分比为2.0％及以上的从由Cr、Ni和Mo组成的组中选择的至少一种。特别优选的铁基合金包含质量百分比为0.2-0.45％的C、质量百分比为0.5-4.0％的Cr、质量百分比为1.4-4.0％的Ni和质量百分比为0.10-1.0％的Mo，其余成分是Fe和不可避免的杂质。将这种铁基合金用作内层，在外层、中间层和内层的冶金地结合之后的冷却过程中，在内层中可能发生贝氏体或马氏体相变，从而减小了内层和低热膨胀硬质合金之间的热膨胀差，以减少外层和中间层中的残余应力。

[2]复合硬质合金辊的制造方法

(A-1)用于模制(外层)的粉末

将55-90质量份的WC粉末和10-45质量份的金属粉末(该金属粉末包括质量百分比为0.5-10％的Ni、0.3-2.2％的C和0.5-5％的Cr)以及其余成分(Fe和不可避免的杂质)在球磨机等中湿混合，并且干燥，以制备用于模制用于外层的硬质合金的粉末。由于在烧结期间，W从WC粉末扩散到粘结相，因此金属粉末可不包含W。WC粉末含量优选地是60-90质量份，更优选地是65-90质量份。WC粉末含量的上限优选地是85质量份。为了防止产生复合碳化物，金属粉末中的C含量的质量百分比应当是0.3-2.2％，优选地是0.5-1.7％，更优选地是0.5-1.5％。

(A-2)用于模制(中间层)的粉末

将30-65质量份的WC粉末和35-70质量份的金属粉末(该金属粉末包括质量百分比为0.5-10％的Ni、0.3-2.2％的C和0.5-5％的Cr)以及其余成分(Fe和不可避免的杂质)在球磨机等中湿混合，并且干燥，以制备用于模制用于中间层的硬质合金的粉末。由于在烧结期间，W从WC粉末扩散到粘结相，因此金属粉末可不包含W。WC粉末含量优选地是33-65质量份，更优选地是35-65质量份。WC粉末含量的上限优选地是60质量份。为了防止产生复合碳化物，金属粉末中的C的质量百分比应当是0.3-2.2％，优选地是0.5-1.7％，更优选地是0.5-1.5％。

用于形成外层和中间层中的粘结相的金属粉末可以是构成元素粉末的混合物，或者是包含所有构成元素的合金粉末。碳可以通过粉末的形式添加，例如石墨、炭黑等，或者可以添加到每种金属或合金的粉末中。每种金属或合金粉末(例如Fe粉末、Ni粉末、Co粉末、Mn粉末和Cr粉末)的中值直径D50优选地是1-10μm。

(B)外层和中间层的模制

通过诸如模压、冷等静压(CIP)等方法将上述用于模制的粉末制成空心圆柱体，以获得用于外层和中间层的生坯。

(C)烧结

在真空中在从(液相生成起始温度)到(液相生成起始温度+100℃)的温度下烧结生坯。生坯的液相生成起始温度是在烧结的加热过程中，液相生成开始的温度，通过差热分析仪测量该温度。图4示出了测量结果的示例。生坯的液相生成起始温度是吸热反应开始的温度，如图4中的箭头所示。当在比液相生成起始温度+100℃更高的温度下烧结时，将产生粗糙的复合碳化物，使得制成的硬质合金的强度降低。另一方面，当在比液相生成起始温度更低的温度下烧结时，致密化不充分，同样使得制成的硬质合金的强度降低。烧结温度的下限优选地是液相生成起始温度+10℃，烧结温度的上限优选地是液相生成起始温度+90℃，更优选地是液相生成起始温度+80℃。

(D)HIP

用于中间层和外层的烧结体布置在内层周围，并且插入HIP罐中，该HIP罐被抽成真空并且通过焊接密封。此后，进行HIP以使内层、中间层和外层相形成整体。内层优选地由例如铁基合金制成，该铁基合金包含总质量百分比为2.0％及以上从由Cr、Ni和Mo组成的组中选择的至少一种。在HIP中，温度优选地是1100-1350℃，压力优选地是50MPa及以上。

(E)冷却

在900℃和600℃之间以60℃/小时及以上的平均速率冷却HIP后的烧结体。当以低于60℃/小时的平均速率冷却时，硬质合金中的粘结相包含更大百分比的珠光体相，而贝氏体相和/或马氏体相总计无法占面积的50％及以上，从而使得硬质合金的压缩屈服强度降低。在HIP炉中进行HIP的冷却过程中，或者在再次加热至900℃及以上之后，可以以60℃/小时及以上的平均速率进行冷却。

(F)工作

在HIP之后通过机械加工去除HIP罐之后，研磨整体的复合硬质合金辊的外表面，以获得可用的复合硬质合金辊。优选地将外层研磨成具有0.1-1.2μm的表面粗糙度Ra，从而在通过本发明的复合硬质合金辊对带材进行冷轧时，防止钢带在轧制时打滑，同时保持足够的润滑剂膜厚度。外层的表面粗糙度Ra的下限优选地是0.2μm，更优选地是0.3μm。外层的表面粗糙度Ra的上限优选地是1μm，更优选地是0.9μm。顺便提及，最优表面粗糙度根据使用轧辊的机座而不同。Ra在前机座中优选地是0.6-0.9μm，更优选地是0.7-0.8μm，在精轧机座中优选地是0.2-0.5μm，更优选地是0.3-0.4μm。

为了使外层具有0.3-1.2μm的表面粗糙度Ra，通过金刚石研磨机对外层的外周表面进行研磨。金刚石研磨机优选地具有#100至#180的颗粒尺寸。尽管金刚石研磨机可以使用各种粘合剂，但是金属结合研磨机和玻璃化结合研磨机是优选的。

[3]用途

由于本发明的复合硬质合金辊具有由硬质合金制成的外层和中间层，该硬质合金具有高压缩屈服强度、弯曲强度、杨氏模量和硬度，因此该复合硬质合金辊特别适合于金属(钢)带材的冷轧。本发明的复合硬质合金辊优选地在以下机座中用作工作辊：(a)6辊机座，其包括一对用于轧制金属带材的上、下工作辊，一对用于支承工作辊的上、下中间辊以及一对用于支承中间辊的上、下支承辊，或(b)4辊机座，其包括一对用于轧制金属带材的上、下工作辊，以及一对用于支承工作辊的上、下支承辊。优选地将至少一个上述机座布置在包括多个机座的串联式轧机中。

将通过以下示例更详细地解释本发明，而不意图将本发明限制于此。

参考示例1

WC粉末[纯度：99.9％，D10：4.3μm，中值直径D50：6.4μm，D90：9.0μm，通过激光衍射颗粒尺寸分布仪(可从岛津公司购买的SALD-2200)测量这些直径]和具有表1所示成分的粘结相形成粉末以表2所示的比例混合，以制备混合物粉末(样品1-10)。每种粘结相形成粉末的中值直径D50是1-10μm，并且包含微量不可避免的杂质。

将每种混合物粉末在球磨机中湿混合20小时，干燥，然后在98MPa的压力下加压，以制成直径为60mm、高度为40mm的圆柱形生坯(样品1-10)。通过差热分析仪测量从各生坯切下的1mm×1mm×2mm的试件的液相生成起始温度。结果在表3中示出。

表1

注意：*表示“在本发明的复合硬质合金辊的外层中使用的硬质合金的成分范围之外的样品。”

(1)其余成分包括不可避免的杂质。

表2

样品号	WC粉末(质量份)	粘结相粉末(质量份)
			1	80	20
2	70	30
			3	70	30
4	70	30
			5	70	30
6	70	30
			7*	70	30
8*	70	30
			9	70	30
10*	85	15

注意：*表示“在本发明的复合硬质合金辊的外层中使用的硬质合金的成分之外的样品。”

表3

在表4所示的条件下在真空中烧结各生坯，然后在表4所示的条件下进行HIP，以制备样品1-10的硬质合金。通过以下方法评价每种硬质合金。顺便提及，样品7、8和10是在本发明的复合硬质合金辊的外层中使用的硬质合金的成分范围之外的样品。

表4

(1)平均冷却速率在900℃至600℃之间。

(1)压缩屈服强度

从每种硬质合金切下图3所示的每个压缩试件，并且将应变仪接附至其中心部分表面，以获得在轴向负荷下的应力-应变曲线。在应力-应变曲线中，将在应力和应变偏离直线线性关系的点处的应力视为压缩屈服强度。结果在表5中示出。

(2)弯曲强度

在支点间距为30mm的四点弯曲条件下测量从每种硬质合金切下的4mm×3mm×40mm的试件的弯曲强度。结果在表5中示出。

(3)杨氏模量

通过自由共振固有振动法(JIS Z2280)测量从每种硬质合金切下的宽度为10mm、长度为60mm、厚度为1.5mm的试件。结果在表5中示出。

(4)硬度

测量每种硬质合金的洛氏硬度(A级)。结果在表5中示出。

表5

(5)观察结构

对每个样品进行镜面抛光，并且通过SEM观察，以确定是否存在复合碳化物，以及粘结相中的贝氏体相和马氏体相的总面积比率。结果在表6中示出。图1是样品2的硬质合金的SEM照片，其中，白色颗粒是WC颗粒，灰色部分是粘结相。

表6

样品号	贝氏体相和/或马氏体相<sup>(1)</sup>	复合碳化物<sup>(2)</sup>
			1	占面积的50％及以上	无
2	占面积的50％及以上	无
			3	占面积的50％及以上	无
4	占面积的50％及以上	无
			5	占面积的50％及以上	无
6	占面积的50％及以上	无
			7*	占面积的50％及以上	有
8*	占面积的50％以下	无
			9	占面积的50％及以上	有
10*	未评价	无

(1)粘结相中的贝氏体相和马氏体相的总面积比率(％)。

(2)在粘结相中是否存在直径为5μm及以上的复合碳化物。

(6)粘结相的成分

通过场发射电子探针微量分析仪(FE-EPMA)测量每个样品中的粘结相的成分。在WC颗粒之外的部分中的任意10个点处用1μm的束直径进行点分析，对测量值取平均值，以确定粘结相的成分。结果在表7中示出。对WC颗粒和复合碳化物进行类似的点分析，以测量W与C的量是比率，从而识别W与C。

表7

(1)分析值。

(2)其余成分包括不可避免的杂质。

参考示例2

使用成分与参考示例1中的样品1的成分相同的模制用粉末，通过与参考示例1中相同的方法制成固体圆柱形生坯。以与在参考示例1中相同的方式烧结生坯，以构成直径为44mm、长度为620mm的一体式辊。使用该辊来冷轧厚达0.6mm的纯Ni带，而不会由于辊表面上的凹痕而产生缺陷。

使用成分与参考示例1中的样品10的成分相同的模制用粉末，类似地制成直径为44mm、长度为620mm的一体式辊。当使用该辊来轧制厚达0.6mm的纯Ni带时，纯Ni带由于辊表面上的凹痕而产生缺陷。

示例1-4以及比较示例1和2

使用与参考示例1中的样品1相同的材料，制备具有表8所示成分的模制用粉末，并且通过冷等静压(CIP)将该模制用粉末制成用于外层和中间层的空心圆柱形生坯。与参考示例1中的样品1相似，在表9所示的条件下在真空中烧结生坯，并研磨该生坯，以制成用于示例1-4以及比较示例1和2的外层和中间层的具有表10所示形状的空心圆柱形烧结体。

表8

(1)相对于WC粉末和粘结相形成粉末的总量的比例(质量百分比)。

(2)每种金属在粘结相粉末的成分中的百分比(质量百分比)。

(3)其余成分包括不可避免的杂质。

(4)c2/c1＝(中间层中的WC颗粒的比例)/(外层中的WC颗粒的比例)×100。

表9

表10

将用于中间层的空心圆柱形烧结体布置在表11所示的实心圆柱形内层的周围，并且在其周围布置用于外层的空心圆柱形烧结体。用于外层的空心圆柱形烧结体被第一空心圆柱形HIP罐覆盖，内层被第二空心圆柱形HIP罐覆盖，所述第二空心圆柱形HIP罐具有焊接至第一空心圆柱形HIP罐的凸缘。盘形HIP罐焊接至每个第二空心圆柱形HIP罐的凸缘。然后，通过排气管将HIP罐抽成真空，然后将其密封。将HIP罐放置在HIP炉中，在1230℃和140MPa下进行HIP达2小时。将HIP后的外层和中间层以80-100℃/小时的平均速率冷却。

表11

在通过机械加工去除HIP罐之后，对烧结体的外表面进行研磨以得到复合硬质合金辊10，该复合硬质合金辊10包括由钢制成的内层1和由硬质合金制成的外层3，该外层3通过由硬质合金制成的中间层2冶金地结合至内层1，如图5所示。每个样品的形状在表12中示出。

表12

(1)在报废直径下，从辊表面到介于中间层和内层之间的边界的厚度。

从每个复合硬质合金辊的外层、中间层和内层的端部切下试件，并且分析粘结相的成分、观察结构以及测量在650℃和500℃之间热收缩率、压缩屈服强度、弯曲强度和残余应力。

(a)分析粘结相的成分和观察结构

粘结相的组成分析结果在表13中示出。在观察结构时，在示例1-4以及比较示例1和2中，在制成外层和中间层的硬质合金中未观察到等效圆直径为5μm及以上的复合碳化物。在所有样品中，在制成外层和中间层的硬质合金中，粘结相中的贝氏体相和马氏体相的总量占面积的50％及以上，除了比较示例2的中间层100％由奥氏体相构成之外。

表13

(1)分析值。

(2)其余成分包括不可避免的杂质。

(b)在650℃和500℃之间的热收缩率

使用热膨胀计，在从650℃到500℃的冷却过程中测量被加热至650℃及以上的每个试件的热收缩率，以确定在650℃和500℃之间的平均收缩率。在650℃和500℃之间的热收缩率的测量结果、中间层和外层之间的热收缩率差以及内层和中间层之间的热收缩率差在表14中示出。

表14

(1)在650℃和500℃之间的热收缩率(×10^-6/℃)。

(2)中间层和外层之间的热收缩率差(×10^-6/℃)。

(3)内层和中间层之间的热收缩率差(×10^-6/℃)。

(c)压缩屈服强度、弯曲强度和残余应力

结果在表15和16中示出。顺便提及，使用应变仪通过破坏性方法在复合辊的圆周方向上测量残余应力。

表15

(1)压缩屈服强度。

(2)弯曲强度。

(3)由于中间层太薄而无法测量。

表16

(1)介于外层和中间层之间的边界。

(2)介于中间层和内层之间的边界。

通过金刚石研磨机对外层的外周表面进行研磨。所使用的研磨机的详细情况和外周表面的表面粗糙度Ra在表17中示出。

表17

以上结果表明，在比较示例1中，比率c2/c1为44％，无法满足0.45≤c2/c1≤0.85的条件，其中，c1表示外层中的WC颗粒的量(质量份)，c2表示中间层中的WC颗粒的量(质量份)，在外层和中间层之间存在较大的热收缩率差，使中间层承受残余拉伸应力，可能在外层和中间层之间引发故障。同样，在比较示例2中，其中间层包含多达质量百分比为50％的Ni，并且具有由100％奥氏体组成的结构，压缩屈服强度低至1000MPa，并且中间层具有比外层更大的热收缩率，使得在中间层中产生高残余拉伸应力，可能在外层和中间层之间的边界处引发故障。

另一方面，即使在轧制期间反复的高负荷下，示例1-4的复合硬质合金辊也不太可能因疲劳而破坏。这是由于辊构造成使得在轧制表面下方几毫米的位置处由轧制产生的剪切应力的峰值不位于承受高残余拉伸应力的部分中。如果轧制应力产生的剪切峰值反复施加到承受残余拉伸应力的辊部分，则该辊部分可能因疲劳而破坏。为了避免这种破坏，有效地将辊结构设计成使得在距辊表面几毫米的深度处具有残余压缩应力的外层或者中间层不承受高拉伸应力，尽管极低的残余拉伸或压缩应力在距辊表面几毫米深的轧制应力接收范围内增大，，从而避免将高残余拉伸应力施加到外层和中间层，以防止残余拉伸应力叠加到剪切应力上。

为了防止从中间层发生破坏，有效地使中间层与外层之间的热收缩差更小，从而避免残余高拉伸应力。即使在外层最薄的报废直径处，外层或中间层也必须具有足够的厚度，使得具有高残余拉伸应力的内层在轧制表面内几毫米及以上。在示例1-4的任一个中，热收缩差都很小，因为中间层中的WC颗粒的量c2是外层中的WC颗粒的量c1的0.45倍及以上。此外，外层和中间层的粘结相中总计占面积的50％及以上的贝氏体相和/或马氏体相产生相变膨胀，使得中间层的热收缩率更接近外层的热收缩率，从而防止产生高残余拉伸应力。在任一示例中，在报废直径处保证了剩余的外层和中间层有足够的总厚度，使得从辊表面到介于中间层和内层之间的边界的厚度是8mm及以上，并且即使在报废直径处，在内层中也不存在由轧制产生的剪切应力峰值。

Claims

1.一种复合硬质合金辊，包括由钢制成的内层、由硬质合金制成的外层、以及由硬质合金制成的中间层，所述中间层冶金地结合到所述内层和所述外层；

制成所述外层的所述硬质合金包含55-90质量份的WC颗粒和10-45质量份的包括Fe作为主要成分的粘结相，所述外层的粘结相的化学成分包括质量百分比为0.5-10％的Ni、质量百分比为0.2-2.0％的C、质量百分比为0.5-5％的Cr、和质量百分比为0.1-5％的W，其余成分是Fe和不可避免的杂质；

制成所述中间层的所述硬质合金包含30-65质量份的WC颗粒和35-70质量份的包括Fe作为主要成分的粘结相，所述中间层的粘结相的化学成分包括质量百分比为0.5-10％的Ni、质量百分比为0.2-2.0％的C、质量百分比为0.5-5％的Cr和质量百分比为0.1-5％的W，其余成分是Fe和不可避免的杂质；并且

所述外层中的WC颗粒的量c1质量份和所述中间层中的WC颗粒的量c2质量份满足0.45≤c2/c1≤0.85。

2.根据权利要求1所述的复合硬质合金辊，其中，所述中间层和所述外层的硬质合金基本上不包含等效圆直径为5μm及以上的复合碳化物。

3.根据权利要求1所述的复合硬质合金辊，其中，包含在所述中间层和所述外层中的所述WC颗粒的、对应于累积体积为50％的颗粒尺寸的中值直径D50是0.5-10μm。

4.根据权利要求1所述的复合硬质合金辊，其中，所述中间层和所述外层中的粘结相还包含质量百分比为0.2-2.0％的Si、质量百分比为0-5％的Co、和质量百分比为0-1％的Mn。

5.根据权利要求1所述的复合硬质合金辊，其中，所述中间层和所述外层中的粘结相中的贝氏体相和/或马氏体相的量总计占面积的50％及以上。

6.根据权利要求1所述的复合硬质合金辊，其中，在初始直径处，所述外层的厚度是5-40mm，所述中间层的厚度是3-15mm。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的复合硬质合金辊，其中，在报废直径处，所述复合硬质合金辊从表面到介于所述中间层和所述内层之间的边界的厚度是8mm及以上。