TWI787447B

TWI787447B - 超硬合金製複合輥

Info

Publication number: TWI787447B
Application number: TW108103834A
Authority: TW
Inventors: 大畑拓己
Original assignee: 日商日立金屬股份有限公司
Priority date: 2018-01-31
Filing date: 2019-01-31
Publication date: 2022-12-21
Also published as: EP3677354B1; KR20200111669A; JPWO2019151379A1; EP3677354A1; KR102553279B1; TW201936941A; JP7259767B2; US20210121925A1; EP3677354A4; CN111356542B; US11045849B2; WO2019151379A1; CN111356542A

Abstract

一種超硬合金製複合輥，其由鋼製內層、包含碳化鎢粒子之超硬合金製中間層、及外層構成，該超硬合金製複合輥的特徵在於：構成外層的超硬合金含有55～90質量份的碳化鎢粒子與10～45質量份的以鐵作為主要成分且具有特定組成之結合相；構成中間層的超硬合金含有30～65質量份的碳化鎢粒子與35～70質量份的以鐵作為主要成分且具有特定組成之結合相；並且，在將外層的碳化鎢粒子的含量設為c1質量份，並將中間層的碳化鎢粒子的含量設為c2質量份時，滿足0.45≦c2/c1≦0.85。

Description

超硬合金製複合輥

本發明關於一種超硬合金製複合輥，其用於軋延薄帶板、板材、線材、棒材等鋼材，並且是將由超硬合金構成之外層材料金屬接合至由韌性優良的材料構成之內層材料的外周而成。

為了呼應提升鋼材尺寸精度、減少表面瑕疵、提升表面光澤度等對於軋延材料的高品質化的要求，耐磨耗性、耐表皮劣化性等優良的超硬合金被應用於線材、鋼棒、鋼板等的軋輥。眾所皆知，超硬合金是將碳化鎢(WC)利用鈷(Co)、鎳(Ni)、鐵(Fe)等金屬結合材料結合而成之燒結合金，在WC之外，也常見含有鈦(Ti)、鉭(Ta)、鈮(Nb)等之碳化物。

因為超硬合金昂貴且難以製造大型物品，故揭示有將超硬合金製套筒嵌合於金屬製軸材而成之構造的輥。例如，在日本特開昭60-83708號公報中揭示了一種方法，其將形成為從內周部往外周部逐漸變厚的間隔件(spacer)作加熱而使其膨脹的狀態下，與超硬合金製套筒及碟型彈簧(disc spring)一起裝入於軸材而夾入至固定部件之間，藉由間隔件冷卻收縮，會對碟型彈簧產生大的側壓，因而擠壓並固定套筒的側面。然而，這種嵌合方法，其間隔件、固定部件等部件數量眾多，組裝構造複雜，並要求高組裝精度，因此會有耗費組裝相關的工時和費用這樣的問題而不切實際。

為了解決上述問題，本發明的申請人在日本特開2002-301506號公報中揭示了一種超硬合金製複合輥，其將由包含碳化鎢粒子之超硬合金構成之外層材料金屬接合至由鐵系材料構成之內層材料的外周而成，該超硬合金製複合輥的特徵在於：在前述內層材料與前述外層材料之間具有一層以上的由包含碳化鎢粒子之超硬合金構成之中間層，且將前述中間層的碳化鎢粒子的含量作成比前述外層材料更少。日本特開2002-301506號公報記載，藉由作成這種構成，熱膨脹率、硬度、彈性係數的物理性質的數值會成為從外層材料朝向內層材料作連續變化，其結果，外層材料與內層材料之間的邊界接合部的強度會提升，於是能夠降低在邊界接合部附近之輥的圓周和軸方向的尖峰殘留應力，因此能夠提高內層材料與超硬合金的外層材料之間的接合可靠度，而能夠提供一種超硬合金製複合輥，其能夠擴大應用於進一步嚴苛的軋延用途。日本特開2002-301506號公報在其實施例1中揭示了一種超硬合金製複合輥，其是將外層、中間層及內層藉由熱均壓(hot isostaic pressing，HIP)處理作一體化而成，該外層具有以質量計為85%的WC、9.3%的Co、 4.7%的Ni及1%的Cr之組成，該中間層具有以質量計為30%的WC及70%的Co之組成，該內層為SNCM439鋼(鎳鉻鉬鋼)製成。

在一般用於鋼板材料之多數軋機中，為了降低由於軋輥的軋延負載所造成的彎曲變形，會在軋輥的外側配置背托輥(back-up roll)，在軋延時，在軋輥與背托輥的接觸部會由於軋延負載而產生高應力。在設計軋輥時，需要探討對此應力之輥的耐用強度。

由於軋輥與背托輥的接觸而產生在軋輥的應力被稱為赫茲應力(Hertzian stress)，輥的接觸面附近的應力分布取決於距離接觸面之深度。其中，在軋輥內部產生的剪切應力還取決於輥的直徑和負載，但在距離接觸面數毫米(mm)深的位置處會成為最大(參照塑性加工技術叢書7「板軋延，10.3赫茲壓力與疲勞」，Corona公司，第257頁)。

在日本特開2002-301506號公報記載的超硬合金製複合輥的情況中，由於在超硬合金製外層與SNCM439製內層之間設置有厚度0.2~2mm的中間層，在外層磨耗變薄而變成輥的廢棄直徑附近時，此剪切應力成為最大的位置會位於中間層與外層之間的邊界附近、中間層內、中間層與內層之間的邊界附近、或內層內。進一步，由於外層與內層之間的熱膨脹係數差，壓縮殘留應力會施加至外層，因此拉伸殘留應力會作用至內層或依據情況而作用至中間層。在作用至內層或中間層之拉伸殘留應力高時，軋延造成的由於與背托輥之接觸所產生的剪切應力的峰值(位於距離輥表面數mm深處)會疊加至前述拉伸殘留應力，故在內層或中間層會有產生疲勞破壞之虞。

日本特開平5-171339號公報揭示了一種由WC-Co-Ni-Cr合金構成之超硬合金，其中，WC+Cr為95重量%以下，Co+Ni未滿10重量%，Cr/Co+Ni+Cr為2~40%。日本特開平5-171339號公報記載，藉由作成這種組成的超硬合金，會成為一種超硬合金，其具有比以往組成的合金更高的耐磨耗性及韌性，故若作為熱軋輥或導引滾輪(guide roller)來使用，則對於增大口徑(caliber)相應的軋延量、減少再磨(regrinding)量、降低裂傷現象(crack damage)等和降低輥的主要成本價(prime cost price)會有很大的貢獻。然而，就由超硬合金構成且該超硬合金是由WC粒子及Co-Ni-Cr系結合相構成之軋輥而言，會有無法充分冷軋延鋼帶板的問題。深入探討的結果，已知此不充分的冷軋延的原因在於：具有Co-Ni-Cr系結合相之超硬合金在壓縮時的降伏強度低至300~500百萬帕(MPa)，因此在將鋼帶板作冷軋延時，輥表面會發生降伏(yield)而產生微小凹陷，於是無法充分壓縮鋼帶板。

日本特開2000-219931號公報揭示了一種超硬合金，其是使具有可硬化性(hardenability)的結合相中含有50~90質量%的次微米(submicron)等級的WC而成之超硬合金，前述結合相在Fe之外是由10~60質量%的Co、未滿10質量%的Ni、0.2~0.8質量%的C、以及Cr、鎢(W)及任選之鉬(Mo)及/或釩(V)構成，前述結合相中的C、Cr、W、Mo及V的莫耳分率X_C、X_Cr、X_W、X_Mo及X_V滿足2X_C<X_W+X_Cr+X_Mo+X_V<2.5X_C的條件，且Cr含量(質量%)滿足0.03<Cr/[100-WC(質量%)]<0.05。日本特開2000-219931號公報記載，藉由具有可硬化性的結合相，此超硬合金會具有高的耐磨耗性。然而，因為此超硬合金在結合相中含有10~60質量%的Co，故特別是在應用於輥這種大型物品時，可硬化性不足，而不具有充分的壓縮降伏強度。進一步，因為WC粒子微細至次微米等級，故此超硬合金缺乏韌性，作為軋輥外層材料，耐龜裂性不良故無法使用。

有鑑於以上情事，期望一種超硬合金製複合輥，其具有充分的壓縮降伏強度，因此即便在用於金屬帶板的冷軋延時，在輥表面也不易產生由於降伏所造成的凹陷，且能夠防止來自內層或中間層之疲勞破壞。

因此，本發明的目的在於提供一種超硬合金製複合輥，其將超硬合金作成鋼製內層的外層及中間層來使用，該超硬合金具有高耐磨耗性及高機械強度，而且具有充分的壓縮降伏強度，藉此，該超硬合金製複合輥即便在用於金屬帶板的冷軋延時，也不易產生輥表面的凹陷。

本發明的另一個目的在於提供一種超硬合金製複合輥，其在重複進行軋延時，在中間層不會產生疲勞破壞。

本發明人有鑑於上述以往技術的問題而針對超硬合金的結合相的組成及組織深入探討的結果，發現藉由一種超硬合金製複合輥能夠解決上述問題，進而想到本發明，該超硬合金製複合輥在鋼製內層的外周形成有由WC粒子與以Fe作為主要成分之結合相構成之外層和中間層。

亦即，本發明的超硬合金製複合輥，其由鋼製內層、超硬合金製外層、及被金屬接合至前述內層和前述外層之超硬合金製中間層構成，該超硬合金製複合輥的特徵在於：構成前述外層的超硬合金含有55~90質量%的碳化鎢(WC)粒子與10~45質量%的以鐵(Fe)作為主要成分之結合相，前述外層的結合相具有下述化學組成：含有0.5~10質量%的鎳(Ni)、0.2~2.0質量%的碳(C)、0.5~5質量%的鉻(Cr)及0.1~5質量%的鎢(W)，且剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質構成；構成前述中間層的超硬合金含有30~65質量%的WC粒子與35~70質量%的以Fe作為主要成分之結合相，前述中間層的結合相具有下述化學組成：含有0.5~ 10質量%的Ni、0.2~2.0質量%的C、0.5~5質量%的Cr及0.1~5質量%的W，且剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成；並且，在將前述外層的WC粒子的含量設為c1質量%，並將前述中間層的WC粒子的含量設為c2質量%時，滿足0.45≦c2/c1≦0.85。

較佳是：前述中間層和前述外層的超硬合金實質上不含具有5微米(μm)以上的圓相當徑(equivalent circle diameter)的複碳化物。

較佳是：前述WC粒子的中值粒徑D₅₀為0.5~10μm。

較佳是：前述中間層和前述外層的結合相進一步含有0.2~2.0質量%的矽(Si)、0~5質量%的鈷(Co)及0~1質量%的錳(Mn)。

較佳是：在前述中間層和前述外層的結合相中，變韌鐵(bainite)相及/或麻田散鐵(martensite)相的含量合計為50面積%以上。

本發明的超硬合金製複合輥，較佳是：在初始直徑時，前述外層的厚度為5~40mm及前述中間層的厚度為3~15mm。

本發明的超硬合金製複合輥，較佳是：在廢棄直徑時，由前述超硬合金製複合輥的表面至前述中間層與前述內層之間的邊界為止的厚度為8mm以上。

本發明的超硬合金製複合輥，其即便在用於金屬帶板(鋼帶板)的冷軋延時，在輥表面發生由於壓縮降伏所造成的微小凹陷的情況也會被降低，因此能夠連續地進行鋼板的高品質冷軋延，而且也能夠達成長壽命化。

1:內層

2:中間層

3:外層

10:超硬合金製複合輥

第1圖是表示試料2的超硬合金的剖面組織之掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)的照片。

第2圖是表示針對試料2和試料8而藉由單軸壓縮試驗(uniaxial compression test)所獲得的應力一應變曲線的圖表。

第3圖是表示用於單軸壓縮試驗之試驗片的示意圖。

第4圖是表示藉由示差熱分析裝置所獲得之液化起始溫度的測定例之圖表。

第5圖是表示本發明的超硬合金製複合輥的一例的局部剖面圖。

以下，詳細說明本發明的實施型態，但若無特別規定，則關於一實施型態的說明亦適用於其他實施型態。另外，下述說明並非用以限定本發明，在本發明的技術思想的範圍內可施行各種變化。

[1]超硬合金製複合輥

本發明的超硬合金製複合輥，其由鋼製內層、超硬合金製外層、及被金屬接合至前述內層和前述外層之超硬合金製中間層構成。

[1-1]外層和中間層 (A)組成

構成外層的超硬合金，其由55~90質量%的WC粒子與10~45質量%的以Fe作為主要成分之結合相構成，構成中間層的超硬合金，其由30~65質量%的WC粒子與35~70質量%的以Fe作為主要成分之結合相構成。

在構成外層的超硬合金中，WC粒子的含量c1是55~90質量%。若外層的WC粒子未滿55質量%，則硬質的WC粒子會變得相對較少，因此超硬合金的楊氏模數(Young’s modulus)會變得過低。另一方面，若WC粒子超過90質量%，則結合相會變得相對較少，因此會成為無法確保超硬合金的強度。外層的WC粒子的含量下限較佳是60質量%，更佳是65質量%。另外，外層的WC粒子的含量上限較佳是85質量%。

為了一併提升外層與中間層之間的邊界部分的接合強度、及內層與中間層之間的邊界部分的接合強度，並降低在邊界接合部附近的輥的圓周及軸方向的殘留應力，構成中間層的超硬合金中的WC粒子的含量c2是30~65質量%。中間層的WC粒子的含量的下限較佳是 33質量%，更佳是35質量%。另外，中間層的WC粒子的含量的上限較佳是60質量%，更佳是55質量%。

進一步，以外層的WC粒子的含量c1(質量%)和中間層的WC粒子的含量c2(質量%)滿足下述關係式的方式，來設定外層和中間層的WC粒子的含量。

0.45≦c2/c1≦0.85

本發明的超硬合金製複合輥，其如後所述，藉由熱均壓(HIP)處理，外層、中間層、內層被金屬接合而一體化，不過藉由如上所述地設定外層和中間層的WC粒子的含量，能夠使中間層的熱收縮量與外層之間的熱收縮量差不會過大，而成為外層的熱收縮量與內層的熱收縮量之間的中間值，且在HIP處理後的冷卻過程中，能夠降低殘留應力。c2/c1的下限較佳是0.5，更佳是0.55。另外，c2/c1的上限較佳是0.8，更佳是0.75。

(1)WC粒子

構成外層和中間層的超硬合金所包含的WC粒子，其較佳是具有0.5~10μm的中值粒徑D₅₀(相當於累計體積的50%的粒徑)。在平均粒徑未滿0.5μm時，WC粒子與結合相之間的邊界會增加，因此會變得容易產生後述之複碳化物，於是超硬合金的強度會下降。另一方面，若平均粒徑超過10μm時，超硬合金的強度會下降。WC粒子的中值粒徑D₅₀的下限較佳是1μm，更佳是2μm，最佳是3μm。另外，WC粒子的中值粒徑D₅₀的上限較佳是9μm，更佳是8μm，最佳是7μm。

在超硬合金中，WC粒子以連結的方式而密集，因此難以從顯微鏡照片上求取WC粒子的粒徑。本發明的超硬合金的情況，其如後所述，是將成形體在液化起始溫度至液化起始溫度加上100℃之間的溫度，於真空中燒結，因此成形用WC粉末的粒徑與超硬合金中的WC粒子的粒徑幾乎沒有差別。因此，將分散於超硬合金中的WC粒子的粒徑以成形用WC粉末的粒徑來表示。

較佳是：WC粒子具有相對平均的粒徑。因此，WC粒子的粒徑分布，其在利用雷射繞射/散射法(laser diffraction/scattering method)所求取的累計粒徑分布曲線中，較佳是在以下範圍內。亦即，D₁₀(10%的累計體積時的粒徑)的下限較佳是0.3μm，更佳是1μm。D₁₀的上限較佳是3μm。另外，D₉₀(90%的累計體積時的粒徑)的下限較佳是3μm，更佳是6μm。D₉₀的上限較佳是12μm，更佳是8μm。中值粒徑D₅₀則如前所述。

外層和中間層所包含的WC粒子，其只要滿足上述粒徑分布，則可以相同也可以不同，但較佳是使用相同的粒子。

(2)結合相

在構成外層和中間層的超硬合金中，結合相具有下述組成：含有0.5~10質量%的Ni、0.2~2質量%的C、0.5~5質量%的Cr及0.1~5質量%的W，且剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成。

(i)必需元素 (a)鎳(Ni)：0.5~10質量%

Ni是對於確保結合相的可硬化性所需要的元素。若Ni未滿0.5質量%，則結合相的可硬化性不夠充分，於是材料強度有可能會下降。另一方面，若Ni超過10質量%，則結合相會沃斯田鐵化，於是所獲得的超硬合金不具有充分的壓縮降伏強度。Ni含量的下限較佳是2.0質量%，更佳是2.5質量%，進一步較佳是3質量%，最佳是5質量%。另外，Ni含量的上限較佳是8質量%，更佳是7質量%。

(b)碳(C)：0.2~2.0質量%

C是對於確保結合相的可硬化性還有抑制產生複碳化物所需要的元素。在C未滿0.2質量%時，結合相的可硬化性不足，而且會大量產生複碳化物，於是材料強度會下降。另一方面，若C超過2.0質量%，則所生成的複碳化物會變得粗大，於是超硬合金的強度會下降。C含量的下限較佳是0.3質量%，更佳是0.5質量%。另外，C含量的上限較佳是1.5質量%，更佳是1.0質量%。

(c)鉻(Cr)：0.5~5質量%

Cr是對於確保結合相的可硬化性所需要的元素。若Cr未滿0.5質量%，則結合相的可硬化性過低，於是無法確保充分的壓縮降伏強度。另一方面，若Cr超過5質量%，則會產生粗大的複碳化物，於是超硬合金的強度會下降。Cr較佳是4質量%以下，更佳是3質量%以下。

(d)鎢(W)：0.1~5質量%

結合相中的W含量是0.1~5質量%。若結合相中的W含量超過5質量%，則會產生粗大的複碳化物，於是超硬合金的強度會下降。W含量的下限較佳是0.8質量%，更佳是1.2質量%。另外，W含量的上限較佳是4質量%。

(ii)任意元素 (a)矽(Si)：0.2~2.0質量%

Si是用於強化結合相之元素，視需求而可包含。若Si未滿0.2質量%，則幾乎無法獲得強化結合相的效果。另一方面，若Si成為超過2.0質量%，則容易結晶出石墨，於是超硬合金的強度會下降。因此，在含有Si時，較佳是0.2質量%以上且2.0質量%以下。進一步，結合相的強化效果在Si含量為0.3質量%以上且進一步為0.5質量%以上時會更加發揮。另外，Si含量的上限較佳是1.9質量%。

(b)鈷(Co)：0~5質量%

Co具有提升燒結性的作用，但在本發明的超硬合金中並非必需。亦即，Co含量較佳是實質上為0質量%。然而，只要Co含量是5質量%以下，則不會影響超硬合金的組織及強度。Co含量的上限更佳是2質量%，最佳是1質量%。

(c)錳(Mn)：0~5質量%

Mn具有提升可硬化性的作用，但在本發明的超硬合金中並非必需。亦即，Mn含量較佳是實質上為0質量%。然而，只要Mn含量是5質量%以下，則不會影響超硬合金的組織及強度。Mn含量的上限更佳是2質量%，最佳是1質量%。

(iii)不可避免的雜質

作為不可避免的雜質，能夠舉出Mo、V、Nb、Ti、鋁(Al)、銅(Cu)、氮(N)、氧(O)等。較佳是：在該等之中，選自由Mo、V及Nb所組成之群組中的至少一種的含量，其合計是2質量%以下。更佳是：選自由Mo、V及Nb所組成之群組中的至少一種的含量，其合計是1質量%以下，最佳是0.5質量%以下。另外，較佳是：選自由Ti、Al、Cu、N及O所組成之群組中的至少一種的含量，單獨是0.5質量%以下且合計是1質量%以下。特佳是：N和O分別未滿1000ppm。只要不可避免的雜質的含量是在上述範圍內，則實質上不會影響超硬合金的組織及強度。

構成外層和中間層的超硬合金的結合相的組成可以相同也可以不同，但較佳是作成相同組成的結合相。

(B)組織 (1)複碳化物

構成外層和中間層的超硬合金的組織，其將WC粒子與結合相作為主體，但較佳是實質上不含具有5μm以上的圓相當徑的複碳化物。複碳化物是指W與金屬元素所成之複碳化物，例如，(W,Fe,Cr)₂₃C₆、(W,Fe,Cr)₃C、(W,Fe,Cr)₂C、(W,Fe,Cr)₇C₃、(W,Fe,Cr)₆C等。此處，複碳化物的圓相當徑是指與在表示超硬合金的研磨剖面之顯微鏡照片(1000倍程度)中的複碳化物粒子的面積具備相同面積之圓的直徑。在結合相中不存在具有5μm以上的圓相當徑的複碳化物之超硬合金，其具有1700MPa以上的抗彎強度。此處，「實質上不含有複碳化物」是指在SEM照片(1000倍)上未觀測到具有5μm以上的圓相當徑的複碳化物。針對圓相當徑未滿5μm的複碳化物，在構成本發明的超硬合金製複合輥的外層和中間層的超硬合金中，可以存在利用電子探針顯微分析(electron probe microanalysis，EPMA)為未滿5面積%的程度。

(2)變韌鐵相及/或麻田散鐵相

構成外層和中間層的超硬合金的結合相，其較佳是具有下述組織：變韌鐵相及/或麻田散鐵相合計含有50面積%以上。並且，設為「變韌鐵相及/或麻田散鐵相」的原因在於，變韌鐵相及麻田散鐵相實質上具有相同作用，且在顯微鏡照片上難以區別二者。藉由這種組織，構成本發明的超硬合金製複合輥的外層和中間層的超硬合金具有高壓縮降伏強度和高強度。

因為在結合相中的變韌鐵相及/或麻田散鐵相的含量合計為50面積%以上，故超硬合金具有1200MPa以上的壓縮降伏強度。較佳是變韌鐵相及/或麻田散鐵相合計為70面積%以上，更佳是80面積%以上，最佳是實質上為100面積%。變韌鐵相及麻田散鐵相以外的相是波來鐵(pearlite)相、沃斯田鐵相等。

(3)Fe向WC粒子中擴散

由EPMA分析的結果可知，在構成本發明的超硬合金製複合輥的外層和中間層的超硬合金內，於WC粒子中，存在0.3~0.7質量%的Fe。

(C)構成

較佳是：在初始直徑時，外層的厚度為5~40mm，中間層的厚度為3~15mm。此處，初始直徑是指超硬合金製複合輥初期的直徑，也就是在開始使用的時間點的直徑。另外，較佳是：在廢棄直徑時，由複合輥的表面至中間層與內層之間的邊界為止的厚度為8mm以上。此處，廢棄直徑是指伴隨輥的軋延使用而來之外層表面的磨耗而造成初始直徑逐漸變小時，可使用的最小直徑，其通常取決於輥使用者與輥製造者。外層從初始直徑至廢棄直徑為止之區間被實際使用於軋延，其尺寸是配合各個軋機(mill)的規格而設定。外層厚度厚的軋輥可用於軋延的領域會變多，但伴隨該外層與中間層和內層之間的金屬接合而作用於內層之拉伸殘留應力會變高，因此若外層變得過厚，則內層在強度上會變得不耐用。中間層是外層與內層的中間材質，為了緩和急遽的應力變化而被插入至外層與內層之間。另外，在使用進行到廢棄直徑附近時等的外層厚度變薄的情況下，中間層具備確保從軋延面至內層為止的距離之作用。如前所述，藉由在軋延時作用於輥之赫茲壓力，在從軋延面進入內部數毫米的位置會作用最大的剪切應力，但此最大的剪切應力若作用至被施加有拉伸殘留應力之內層和中間層，則輥可能會疲勞破壞。為了防止這種狀況，較佳是：以在中間層不產生高的拉伸殘留應力的方式來調整材質和製法，並以即便在廢棄直徑時，最大剪切應力部也位於中間層或外層而非位於拉伸殘留應力作用之內層的方式，而將外層與中間層合併之層作成8mm以上。

(D)特性

具有上述組成和組織之超硬合金，其具有1200MPa以上的壓縮降伏強度及1700MPa以上的抗彎強度，因此在將具有由前述超硬合金構成的外層和中間層之複合輥用於金屬帶板(鋼帶板)的冷軋延時，能夠降低輥表面的由於壓縮降伏所造成的凹陷。因此，能夠連續地進行金屬帶板的高品質軋延，而且也能夠達成軋輥的長壽命化。另外，在重複進行軋延時，能夠防止來自中間層和內層之疲勞破壞的產生，而能夠達成軋輥的長壽命化。當然，本發明的超硬合金製複合輥也能夠用於金屬帶板的熱軋。

壓縮降伏強度是指使用第3圖所示的試驗片來對軸方向施加負載的單軸壓縮試驗中的降伏應力而言。亦即，將下述定義為壓縮降伏強度：如第2圖所示，在單軸壓縮試驗的應力-應變曲線中，應力與應變由直線關係偏離的點的應力。

在構成外層和中間層的超硬合金中，壓縮降伏強度更佳是1500MPa以上，最佳是1600MPa以上。抗彎強度更佳是2000MPa以上，最佳是2300MPa以上。

構成外層和中間層的超硬合金進一步具有385GPa以上的楊氏模數及80HRA以上的洛氏硬度(Rockwell hardness)。楊氏模數較佳是400GPa以上，更佳是450GPa以上。另外，洛氏硬度較佳是82HRA以上。

[1-2]內層

內層較佳是由鐵系合金構成，特佳是韌性優良的鋼材或鑄鋼材料。其中，較佳是由一種鐵系合金構成，該鐵系合金含有選自Cr、Ni及Mo中的至少一種且合計為2.0質量%以上。特佳是，前述鐵系合金是下述鐵系合金：含有0.2~0.45質量%的C、0.5~4.0質量%的Cr、1.4~4.0質量%的Ni及0.10~1.0質量%的Mo，且剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成。藉由將這種鐵系合金用於內層，在將外層、中間層及內層作金屬接合後的冷卻過程中，能夠在內層引起變韌鐵相變化(bainitic transformation)或麻田散鐵相變化(martensitic transformation)，其結果，會縮減內層與低熱膨脹的超硬合金之間的熱膨脹差，而能夠降低外層及中間層的殘留應力。

[2]超硬合金製複合輥的製造方法 (A-1)成形用粉末(外層用)

準備金屬粉末，該金屬粉末含有0.5~10質量%的Ni、0.3~2.2質量%的C及0.5~5質量%的Cr且剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，將55~90質量%的WC粉末與10~45質量%的前述金屬粉末，利用球磨機等作濕式混合後，加以乾燥來調製成為超硬合金的材料之外層用的成形用粉末。由於在燒結中，WC粉末中的W會擴散至結合相，故無需使前述金屬粉末包含W。WC粉末的含量較佳是60~90質量%，更佳是65~90質量%。並且，WC粉末的含量上限較佳是85質量%。為了防止生成複碳化物，前述金屬粉末中的C含量需為0.3~2.2質量%，較佳是0.5~1.7質量%，更佳是0.5~1.5質量%。

(A-2)成形用粉末(中間層用)

準備金屬粉末，該金屬粉末含有0.5~10質量%的Ni、0.3~2.2質量%的C及0.5~5質量%的Cr且剩餘部分是由Fe及不可避免的雜質構成，將30~65質量%的WC粉末與35~70質量%的前述金屬粉末，利用球磨機等作濕式混合後，加以乾燥來調製成為超硬合金的材料之中間層用的成形用粉末。由於在燒結中，WC粉末中的W會擴散至結合相，故無需使前述金屬粉末包含W。WC粉末的含量較佳是33~65質量%，更佳是35~65質量%。並且，WC粉末的含量上限較佳是60質量%。為了防止生成複碳化物，前述金屬粉末中的C含量需為0.3~2.2質量%，較佳是0.5~1.7質量%，更佳是0.5~1.5質量%。

用於形成外層和中間層的成形用粉末還有結合相的金屬粉末，其可以是各個構成元素的粉末的混合物，也可以是將全部構成元素作合金化而成的粉末。碳能以石墨、炭黑等的粉末狀來添加，也可包含於各個金屬或合金的粉末中。關於各個金屬或合金的粉末的中值粒徑D₅₀，例如，較佳是：Fe粉末、Ni粉末、Co粉末、Mn粉末及Cr粉末的任一者皆為1~10μm。

(B)外層和中間層的成形

將上述成形用粉末利用模具成形、冷均壓(cold isostatic pressing，CIP)成形等方法來成形為圓筒狀，而獲得外層和中間層的成形體。

(C)燒結

將所獲得的成形體，在液化起始溫度至液化起始溫度加上100℃之間的溫度，於真空中加以燒結。成形體的液化起始溫度是在燒結的升溫過程中開始液化的溫度，並使用示差熱分析裝置來加以測定。第4圖是表示測定結果的一例。成形體的液化起始溫度，其如第4圖的箭頭所示，是吸熱反應開始的溫度。若以超過液化起始溫度加上100℃的溫度進行燒結，則會生成粗大的複碳化物，於是所獲得的超硬合金的強度會下降。另外，若以未滿液化起始溫度的溫度進行燒結，則緻密化會不夠充分，所獲得的超硬合金的強度低。燒結溫度的下限較佳是液化起始溫度加上10℃，燒結溫度的上限較佳是液化起始溫度加上90℃，更佳是液化起始溫度加上80℃。

(D)HIP處理

將所獲得的燒結體之中間層、外層配置在內層材料的外周上，並將這些部件插入至HIP罐內，將HIP罐內抽真空，且利用焊接來密封HIP罐後，進行HIP處理，而將內層、中間層及外層作一體化。並且，作為內層材料，例如，較佳是使用一種鐵系合金，其含有選自Cr、Ni及Mo中的至少一種且合計為2.0質量%以上。HIP處理的溫度較佳是1100~1350℃，壓力較佳是50MPa以上。

(E)冷卻

將所獲得的HIP處理物在900℃~600℃之間以60℃/小時以上的平均速率作冷卻。若以未滿60℃/小時的平均速率作冷卻，則超硬合金的結合相中的波來鐵相的比率會變多，因此無法將變韌鐵相及/或麻田散鐵相的合計作成50面積%以上，於是超硬合金的壓縮降伏強度會下降。以60℃/小時以上的平均速率作冷卻，其可以在HIP處理時，於HIP爐中的冷卻過程時進行，也可以再度加熱至900℃以上後，以60℃/小時以上的平均速率進行。

(F)加工

在HIP處理後，將HIP罐加工去除，之後，將已一體化之超硬合金製複合輥的外形作加工，而獲得可用於軋延之超硬合金製複合輥。較佳是：在加工外層時，將外層的表面粗糙度作成Ra為0.1~1.2μm。這是為了在使用本發明的超硬合金製複合輥來進行鋼板的冷軋延時，防止被軋延材料滑動，還有確保潤滑劑的油膜厚度。外層的表面粗糙度Ra的下限較佳是0.2μm，更佳是0.3μm。外層的表面粗糙度Ra的上限較佳是1μm，更佳是0.9μm。並且，依據軋輥所使用的軋機基座(mill stand)，最佳的表面粗糙度會不同，在前段的軋機基座，較佳是Ra為0.6~0.9μm，更佳是0.7~0.8μm，在末段(精加工)的軋機基座，較佳是0.2~0.5μm，更佳是0.3~0.4μm。

為了將外層的表面粗糙度作成Ra為0.3~1.2μm，使用鑽石磨粒進行外層的外周研磨加工。鑽石磨粒的粒度較佳是#100~#180。鑽石磨粒的結合材料能夠使用各種結合材料，但較佳是使用金屬接合砂輪(metal bonded grinding wheel)、玻化砂輪(vitrified grinding wheel)。

[3]用途

本發明的超硬合金製複合輥，其由於具有由超硬合金構成之外層和中間層，該超硬合金具有高壓縮降伏強度、高抗彎強度、高楊氏模數及高硬度，故特別適合金屬帶板(鋼帶板)的冷軋延。較佳是，本發明的超硬合金製複合輥，其在下述軋機中作為工作輥來使用：(a)六段式軋機，其具備用於軋延金屬帶板之上下一對的工作輥、用於支持各個工作輥之上下一對的中間輥、及用於支持各個中間輥之上下一對的背托輥；或(b)四段式軋機，其具備用於軋延金屬帶板之上下一對的工作輥、及用於支持各個工作輥之上下一對的背托輥。較佳是：將至少一站的上述軋機設置成複數個軋機站並排而成的串列式軋機(tandem mill)。

藉由以下實施例來進一步詳細說明本發明，但本發明並非限定於這些實施例。

<參考例1>

將WC粉末(純度：99.9%，利用雷射繞射式粒度分布測定裝置(島津製作所股份有限公司製，SALD-2200)所測得的D₁₀：4.3μm，中值粒徑D₅₀：6.4μm，D₉₀：9.0μm)、與以成為表1的組成的方式所調配而成的結合相用粉末，以表2所示的比率加以混合，以調製混合粉末(試料1~10)。並且，結合相用粉末的任一者皆具有1~10μm的中值粒徑D₅₀，並包含微量的不可避免的雜質。

使用球磨機來將所獲得的混合粉末作濕式混合20小時並乾燥後，以98MPa的壓力作加壓成形，而獲得直徑60mm×高度40mm的圓筒狀成形體(試料1~10)。從各個成形體切出1mm×1mm×2mm的試料，並使用示差熱分析裝置來測定液化起始溫度。結果如表3所示。

註：*為本發明的超硬合金製複合輥的外層所使用的超硬合金的組成範圍之外的例子。(1)剩餘部分包含不可避免的雜質。

註：*為本發明的超硬合金製複合輥的外層所使用的超硬合金的組成範圍之外的例子。

將各個成形體在表4所示的條件下作真空燒結後，在表4所示的條件下作HIP處理，而製作試料1~10的超硬合金。將各個超硬合金藉由以下方法來加以評估。並且，試料7、8及10為本發明的超硬合金製複合輥的外層所使用的超硬合金的組成範圍之外的例子。

註：*為本發明的超硬合金製複合輥的外層所使用的超硬合金的組成範圍之外的例子。(1)900℃~600℃之間的平均冷卻速率。

(1)壓縮降伏強度

由各個超硬合金切出如第3圖所示之各個壓縮試驗用的試驗片，在其中央部分的表面上貼附應變計(strain gauge)，並在軸方向上施加負載，而作成應力-應變曲線。將下述設為壓縮降伏強度：在應力-應變曲線中，應力與應變由直線關係偏離時的應力。結果顯示於表5。

(2)抗彎強度

對於由各個超硬合金切出的4mm×3mm×40mm的試驗片，在支點間距30mm的四點彎曲條件下測定抗彎強度。結果顯示於表5。

(3)楊氏模數

對於由各個超硬合金切出的寬度10mm×長度60mm×厚度1.5mm的試驗片，利用自由共振式固有振動法(JIS Z2280)加以測定。結果顯示於表5。

(4)硬度

對於各個超硬合金，測定洛氏硬度(硬度標尺A)。結果顯示於表5。

(5)觀察組織

將各個試料加以鏡面研磨後，進行SEM觀察，而求取複碳化物的存在、結合相中的變韌鐵相及麻田散鐵相的合計面積比率。結果顯示於表6。第1圖是試料2的超硬合金的SEM照片。白色粒狀部分是WC粒子，灰色部分是結合相。

註：*為本發明的超硬合金製複合輥的外層所使用的超硬合金的組成範圍之外的例子。(1)在結合相中的變韌鐵相及麻田散鐵相的合計面積比率(%)。(2)在結合相中是否存在直徑為5μm以上的複碳化物。

(6)結合相的組成

利用場發射電子微探儀(Field Emission-Electron Probe Micro-Analyser，FE-EPMA)來測定各個試料的結合相的組成。藉由電子束直徑1μm的點分析，對WC粒子以外的部分測定任意10處的點後，將所獲得的測定值作平均，藉此求取結合相的組成。結果顯示於表7。與此一起，針對WC粒子和複碳化物也進行同樣的點分析，並藉由W含量與C含量的組成比來判定為WC粒子或為複碳化物。

註：*為本發明的超硬合金製複合輥的外層所使用的超硬合金的組成範圍之外的例子。(1)分析值。(2)剩餘部分包含不可避免的雜質。

<參考例2>

使用與參考例1中的試料1相同組成之成形用粉末，並利用與參考例1相同的方法來製作圓柱狀成形體。將此成形體以與參考例1同樣的方式進行燒結，來製作外徑44mm×全長620mm的一體化輥。將此輥使用於厚度0.6mm的純Ni板材的冷軋延的結果，在純Ni板材中並未產生源自輥表面的凹陷之瑕疵。

使用與參考例1中的試料10相同組成之成形用粉末，並同樣地製作外徑44mm×全長620mm的一體化輥。將此輥使用於厚度0.6mm的純Ni板材的軋延的結果，在純Ni板材中產生了源自輥表面的凹陷之瑕疵。

<實施例1~4、比較例1和2>

使用與參考例1中製作的試料1相同的原料，以成為表8的組成的方式來調製成形用粉末，並藉由冷均壓(cold isostatic pressing，CIP)成形來製作外層用和中間層用之圓筒狀成形體。將所獲得的成形體，以與參考例1的試料1同樣的方式，利用表9所示的條件進行真空燒結後，加工成表10所示的形狀，來製作實施例1~4、比較例1及2的外層用和中間層用之圓筒狀燒結體。

(1)相對於WC粉末與結合相用粉末之合計的比率。(2)結合相用粉末中的各金屬的含有比率。(3)剩餘部分包含不可避免的雜質。(4)c2/c1=(中間層的WC粒子的調配比率)/(外層WC粒子的調配比率)×100

在表11所示的圓柱狀內層的外周上配置所製作出的中間層用圓筒狀燒結體，並在其外周上配置所製作出的外層用圓筒狀燒結體。進一步，利用第一圓筒狀HIP罐覆蓋外層用圓筒狀燒結體的外表面，並藉由具有用於焊接至前述第一圓筒狀HIP罐上之凸緣(flange)部之第二圓筒狀HIP罐來覆蓋內層材料，進一步將圓板狀HIP罐焊接至前述具有凸緣部之第二圓筒狀HIP罐後，由抽氣用排氣管將HIP罐內抽真空並密封。其後，將HIP罐放入HIP爐，在1230℃、140MPa的條件下進行HIP處理2小時。並且，HIP處理後的外層和中間層以成為80~100℃/小時之平均速率的方式作冷卻。

將HIP罐加工去除，並進行外形加工，而獲得如第5圖所示之超硬合金製複合輥10，其由鋼製內層1、及隔著超硬合金製中間層2而與前述內層1作金屬接合之超硬合金製外層3構成。各個試料的形狀表示於表12。

(1)在廢棄直徑時，從輥表面至中間層與內層之間的邊界為止的厚度。

由所獲得的超硬合金製複合輥的外層、中間層及內層的端部切出試驗片，進行結合相的組成分析、組織觀察、650℃~500℃之間的熱收縮率、壓縮降伏強度、彎曲強度及殘留應力的測定。

(a)結合相的組成分析及組織觀察

結合相的組成分析的結果顯示於表13。組織觀察的結果，構成實施例1~4、比較例1及2的外層和中間層的超硬合金並未觀察到具有5μm以上的圓相當徑的複碳化物。另外，在構成外層和中間層的超硬合金的結合相中，變韌鐵相及麻田散鐵相的合計含量，除了比較例2的中間層之外，全部試料為50面積%以上。比較例2的中間層為100%沃斯田鐵相。

(1)分析值。(2)剩餘部分包含不可避免的雜質。

(b)650℃~500℃之間的熱收縮率

熱收縮率的測定是使用熱膨脹測定裝置，並將前述各個試驗片加熱至650℃以上後，求取從650℃向500℃之冷卻過程中的650℃~500℃的平均收縮率。650℃~500℃之間的熱收縮率的測定結果、還有中間層與外層之間的熱收縮率差以及內層與中間層之間的熱收縮率差顯示於表14。

(1)650℃~500℃之間的熱收縮率(×10^-6/℃)

(c)壓縮降伏強度、彎曲強度及殘留應力

結果顯示於表15及表16。並且，殘留應力是藉由使用應變計之破壞法而延著複合輥的圓周方向來測定。

使用鑽石磨粒對外層的外周面進行研磨加工。所使用的磨粒的細節及外周面的表面粗糙度Ra表示於表17。

由以上的結果，中間層的WC粒子的含量c2(質量%)相對於外層的WC粒子的含量c1(質量%)之比率c2/c1為44%而未滿足關係式0.45≦c2/c1≦0.85之比較例1，其外層與中間層之間的熱收縮率差很大，於是拉伸殘留應力會作用在中間層，因此認為在外層與中間層發生破損的可能性高。另外，中間層的Ni含量高達50質量%且中間層的組織為100%沃斯田鐵之比較例2，其壓縮降伏強度低至1000MPa，相較於外層，中間層的熱收縮率更大，於是中間層的拉伸殘留應力高，因此認為在外層與中間層之間的邊界處發生破損的可能性高。

另一方面，實施例1~4的超硬合金製複合輥，其即便在軋延時重複作用高負載，因疲勞而造成輥破損的可能性還是很低。其原因在於是以在軋延表面下數毫米的位置之因軋延所產生的剪切應力的峰值並非位於高拉伸殘留應力所作用之輥部位的方式來構成輥。若軋延造成的重複剪切應力的峰值重疊於拉伸殘留應力所作用之輥部位，則因疲勞而造成破壞的可能性會變高。要避免這種破壞，則以下述方式來構成輥的尺寸關係是有效的：在比產生軋延應力之距離輥表面數毫米深的位置更內部之處，定位壓縮應力殘留在距離輥表面數毫米深為止的範圍內之外層、或高拉伸應力未作用(殘留極低拉伸應力或壓縮應力)之中間層，拉伸殘留應力不重疊於剪切應力。

要防止來自中間層的破壞，使中間層的材質的熱收縮量與外層的熱收縮量的差減少而不殘留高拉伸應力是有效的。另外，必需以高拉伸應力會殘留之內層成為距離軋延表面數毫米以上之內部的方式，而以即便在最外層厚度變薄之廢棄直徑時，也能夠充分確保外層乃至於中間層的厚度的方式來設定外層和中間層的厚度。實施例1~4的任一者皆藉由將中間層的WC粒子含量c2設為外層的WC粒子含量c1的0.45倍以上來降低熱收縮差。進一步，藉由將外層及中間層的結合相中的變韌鐵相及/或麻田散鐵相的含量合計設為50面積%以上，相變化膨脹會使熱收縮量進一步接近外層，而防止高拉伸殘留應力產生。在任一實施例中，皆以確保在廢棄直徑的時間點的殘存外層與中間層的合計厚度而從輥表面至中間層與前述內層之間的邊界為止的厚度成為8mm以上的方式來構成，並以即便在廢棄直徑時，軋延所造成的剪切應力峰值也不會位於內層的方式來構成。

Claims

一種超硬合金製複合輥，其由鋼製內層、超硬合金製外層、及被金屬接合至前述內層和前述外層之超硬合金製中間層構成，該超硬合金製複合輥的特徵在於：構成前述外層的超硬合金含有55~90質量%的碳化鎢粒子與10~45質量%的以鐵作為主要成分之結合相，前述外層的結合相具有下述化學組成：含有0.5~10質量%的鎳、0.2~2.0質量%的碳、0.5~5質量%的鉻及0.1~5質量%的鎢，且剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質構成；構成前述中間層的超硬合金含有30~65質量%的碳化鎢粒子與35~70質量%的以鐵作為主要成分之結合相，前述中間層的結合相具有下述化學組成：含有0.5~10質量%的鎳、0.2~2.0質量%的碳、0.5~5質量%的鉻及0.1~5質量%的鎢，且剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質構成；並且，在將前述外層的碳化鎢粒子的含量設為c1質量%，並將前述中間層的碳化鎢粒子的含量設為c2質量%時，滿足0.45≦c2/c1≦0.85。
如請求項1所述之超硬合金製複合輥，其中，前述中間層和前述外層的超硬合金實質上不含具有5微米以上的圓相當徑的複碳化物。
如請求項1所述之超硬合金製複合輥，其中，前述中間層和前述外層所包含的前述碳化鎢粒子的中值粒徑D₅₀為0.5~10微米。
如請求項1所述之超硬合金製複合輥，其中，前述中間層和前述外層的結合相進一步含有0.2~2.0質量%的矽、0~5質量%的鈷及0~1質量%的錳。
如請求項1所述之超硬合金製複合輥，其中，在前述中間層和前述外層的結合相中，變韌鐵相及/或麻田散鐵相的含量合計為50面積%以上。
如請求項1所述之超硬合金製複合輥，其中，在初始直徑時，前述外層的厚度為5~40毫米及前述中間層的厚度為3~15毫米。
如請求項1~6中任一項所述之超硬合金製複合輥，其中，在廢棄直徑時，由前述超硬合金製複合輥的表面至前述中間層與前述內層之間的邊界為止的厚度為8毫米以上。