CN103140321B - 堆焊材料、熔敷金属以及具有熔敷金属的构件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供堆焊材料、熔敷金属以及具有熔敷金属的构件。堆焊材料含有C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

Description

堆焊材料、熔敷金属以及具有熔敷金属的构件
技术领域
本发明涉及堆焊材料、熔敷金属以及具有熔敷金属的构件，尤其是有关适合用于要求高耐蚀性和高耐磨耗性两者的处理装置的堆焊材料、熔敷金属以及具有熔敷金属的构件。
背景技术
如粉碎机及反应塔等的处理装置有时在酸性的腐蚀环境下处理包含盐酸及硫酸等强酸的处理对象物。收容此种处理对象物的处理容器一般是将钢材焊接而制造。因此，处理容器的内壁不仅因所述处理对象物而磨损，而且容易腐蚀。因此要求具备耐蚀性及耐磨耗性的内壁(焊接构件)。
另一方面，在专利文献1中，作为在600℃以上的温度下具有耐酸性及耐磨耗性且示出高硬度的、经堆焊而形成的熔敷金属，公开了含有C：0.5～3.0％、Si：3.0～7.0％、Cr：25～45％、Mn：0～10％、Ni：0～13％，且满足Cr≥-1.6Si+37，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成，并具有微细且大量地析出有短纤维状的碳化物的金属组织的熔敷金属。而且，作为形成该熔敷金属的堆焊材料，在专利文献1中公开了含有C：0.5～3.0％、Si：3.0～7.0％、Cr：25～45％、Mn：0～10％、Ni：0～13％，且满足Cr≥-1.6Si+37，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成的堆焊材料。
专利文献1：日本专利公开公报特开平11-226778号
所述专利文献1所公开的熔敷金属虽示出高温耐酸性、高温耐磨耗性及高温高硬度，但对于更低的温度(例如室温)下的强酸的耐蚀性并不清楚。而且，该熔敷金属由于示出维氏硬度(Vickers hardness)为550以上的极高硬度，因此在使用于所述处理容器的内壁时有侵蚀性磨耗(aggressive wear)的顾虑。
发明内容
本发明鉴于此种情况而作出，其目的在于提供在室温下具有优异的耐蚀性及耐磨耗性，并且还具备韧性的熔敷金属、具有该熔敷金属的构件以及形成该熔敷金属的堆焊材料。
本发明的一方面涉及一种堆焊材料，其含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
本发明的另一方面涉及一种熔敷金属，所述熔敷金属是被进行堆焊而形成的熔敷金属，所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
本发明的又一方面涉及一种构件，所述构件具有作为母材的钢材和在所述钢材表面上经堆焊而形成的熔敷金属，其中，所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
本发明的目的、特征、各方面及优点通过下述详细说明及附图而更明瞭。
附图说明
图1是表示实施例及比较例的熔敷金属的洛氏硬度的图。
图2是表示实施例及比较例的熔敷金属的维氏硬度的图。
图3是表示砂土磨耗试验的原理的概念图。
图4是表示对于实施例及比较例的熔敷金属的耐磨耗性评价结果(磨耗减量)的曲线图。
图5是表示对于实施例及比较例的熔敷金属的耐磨耗性评价结果(磨耗减量)的曲线图。
图6是表示对于实施例及比较例的熔敷金属的耐磨耗性评价结果(磨耗减量)的曲线图。
图7是表示对于实施例及比较例的熔敷金属的耐蚀性评价结果(平均腐蚀速度)的曲线图。
图8是表示对于实施例及比较例的熔敷金属的耐蚀性评价结果(平均腐蚀速度)的曲线图。
图9是对实施例及比较例的熔敷金属的剖面组织进行拍摄的代替图的照片。
图10是对实施例及比较例的熔敷金属的剖面组织进行拍摄的代替图的照片。
图11是对实施例及比较例的熔敷金属的剖面组织进行拍摄的代替图的照片。
具体实施方式
以下参照附图具体说明本发明的实施方式。此外，本发明并不受本实施方式的任何限制。
[堆焊材料及熔敷金属]
本实施方式所涉及的堆焊材料是如下的堆焊材料，即、含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
本实施方式所涉及的熔敷金属是被进行堆焊而形成的熔敷金属，所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
本实施方式所涉及的熔敷金属是通过将本实施方式所涉及的堆焊材料堆焊于母材表面而形成。
作为所述母材，只要能够通过堆焊而在其表面形成熔敷金属的金属材料，则无特别限定。例如作为形成粉碎机及反应塔等容器的材料，可举出各种不锈钢、S25C钢、SC49钢、SS400钢等。
用于形成本实施方式所涉及的熔敷金属的堆焊条件而言，只要是通常的堆焊条件即可。通过使用本实施方式所涉及的堆焊材料并在通常条件下进行堆焊，能够获得后述的金属组织(基体由多个铁素体晶粒构成，并且从铁素体晶界析出有多个渗碳体(cementite)的组织)的熔敷金属。其中，优选焊接时预先对母材进行加热，优选在升温速度为100～300℃/h、保持温度为250～350℃、冷却速度为15～100℃/h的条件下对母材进行加热冷却且在250～350℃的等温保持状态下进行焊接。
以下，对于决定本实施方式所涉及的堆焊材料及熔敷金属的成分的理由加以说明。
C：0.2～1.5质量％
C(碳)为使熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的抗拉强度与伸长率保持平衡的有效元素。而且，C也为在堆焊后的冷却过程中使渗碳体(Fe3C)在铁素体基体的晶界包覆各铁素体晶粒而析出的有效元素。C含有量(C量)为1.5质量％以下。其理由是若C量超过1.5质量％，则韧性降低而脆化，在所述处理容器中侵蚀性磨耗增加的倾向变得显著。优选0.8质量％以下。其理由是若C量为0.8质量％以下，则熔敷金属成为共析钢(eutectoidsteel)或亚共析钢(hypo-eutectoid steel)，韧性提高并且容易加工。另一方面，C量为0.2质量％以上。其理由是若C量低于0.2质量％，则在铁素体基体的晶界析出的渗碳体相厚度变薄，连部分地包围铁素体晶粒也困难的倾向变得显著。优选0.6质量％以上。其理由是能够减少为了确保耐磨耗性而添加的其它元素的量。
Si：0.5～2质量％
Si(硅)为使熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的抗拉强度提高的有效元素。从有效发挥该作用的观点而言，Si含有量(Si量)为0.5质量％以上。优选0.7质量％以上。另一方面，从抑制红色氧化铁皮(红锈)的发生的观点而言，Si量为2质量％以下。优选1.5质量％以下。本实施方式所涉及的熔敷金属基于如下理由，有必要抑制红色氧化铁皮的发生。红色氧化铁皮的主体虽为α-Fe2O3，但红色氧化铁皮为微细粉末状，以如将粉末吹附于熔敷金属表面的状态发生。红色氧化铁皮极脆。红色氧化铁皮虽可利用酸洗除去，但酸洗后的熔敷金属和含有熔敷金属及熔融母材的焊接金属的表面凹凸大，容易产生龟裂。
Mn：0.5～2质量％
Mn(锰)为用于确保熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的强度和韧度的必要元素。从有效发挥该作用的观点而言，Mn含有量(Mn量)为0.5质量％以上。优选0.7质量％以上。另一方面，从抑制韧性及焊接性被阻碍的观点而言，Mn量为2质量％以下。优选1.5质量％以下。
Cr：20～40质量％
Cr(铬)为用于提高熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的耐蚀性的必需元素。而且，Cr是形成碳化物(carbide)的元素，是使碳化物在铁素体晶粒内微细析出从而发挥析出硬化作用的元素。通过该微细碳化物的析出硬化，提高耐磨耗性。Cr含有量(Cr量)为20质量％以上。优选24质量％以上。其理由是若Cr量低于20质量％，则无法获得所需的耐蚀性及耐磨耗性(硬度)。另一方面，Cr量为40质量％以下。优选36质量％以下。其理由是若Cr量超过40质量％，则容易发生马氏体(martensite)，容易使硬度上升而韧性降低。
Mo：2～6质量％
Mo(钼)也为提高熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的耐蚀性的元素。从有效发挥该作用的观点而言，Mo含有量(Mo量)为2质量％以上。优选3.5质量％以上。另一方面，从抑制钼化合物在晶界偏析而促进Fe与Si的氧化物即铁橄榄石(fayalite，Fe2SiO4)浸润于钢中的观点而言，Mo量为6质量％以下。优选4.5质量％以下。
Ni：0.5～6质量％
Ni(镍)也为提高熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的耐蚀性的元素。从有效发挥该作用的观点而言，Ni含有量(Ni量)为0.5质量％以上。优选0.7质量％以上。另一方面，从抑制容易生成奥氏体(austenite)的观点而言，Ni量为6质量％以下。优选1.5质量％以下。
V：1～5质量％
V(钒)为在熔敷金属中形成碳化钒(VC)从而发挥析出硬化作用的元素。通过添加V，来提高熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的耐磨耗性。从有效发挥该作用的观点而言，V含有量(V量)为1质量％以上。优选1.5质量％以上。另一方面，从抑制碳化钒在铁素体晶粒内析出而使韧性降低的观点而言，V为5质量％以下。优选2.5质量％以下。
W：0.5～5质量％
W(钨)为在熔敷金属中形成碳化钨(WC)从而发挥析出硬化作用的元素。通过添加W，来提高熔敷金属和包含熔敷金属及熔融母材的焊接金属的耐磨耗性。从有效发挥该作用的观点而言，W含有量为0.5质量％以上。优选0.7质量％以上。另一方面，从抑制碳化钨在铁素体晶粒内析出而使韧性降低的观点而言，W为5质量％以下。优选1.5质量％以下。
本实施方式所涉及的熔敷金属满足上述组分，且其余部分为Fe(铁)及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出如Al(铝)及Ca(钙)等在堆焊中使用的焊接材料的制造工序中不可避免地混入的成分。
本实施方式所涉及的熔敷金属也可含有下述元素等作为其它元素：
(A)P：0.03质量％以下(不包含0质量％)及/或S：0.02质量％以下(不包含0质量％)
(B)选自Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb中的一种或两种以上，其合计为15质量％以下(不包含0质量％)。决定此范围的理由如下。
P：0.03质量％以下
P(磷)为在钢中作为杂质而在结晶晶界偏析的元素。如果钢材通过锻造及压延等而向锻造延伸方向被延伸，则会形成P的偏析带。在该偏析带形成铁素体(α-Fe)，C从该偏析带被排除。其结果，α-Fe以带状形成在P的偏析带，在其它部分上珠光体(pearlite)以带状形成。通常，此种P的偏析带称为铁素体带，若形成铁素体带，则带的直角方向的延性会降低。以进行锻造或压延的钢材作为母材，当使用焊接材料进行堆焊而在该母材表面上形成熔敷金属时，P含有量(P量)为0.03质量％以下。其理由是若熔敷金属中的P超过0.03质量％，则产生因铁素体带而使延性降低的问题点。在其它情况下，P也可超过0.03质量％。
S：0.02质量％以下
S(硫)为在钢中形成硫化物类夹杂物即MnS而在钢材热加工时偏析，使钢材脆化的元素。以进行锻造或压延的钢材作为母材，当使用焊接材料进行堆焊而在该母材表面上形成熔敷金属时，S含有量(S量)为0.02质量％以下。其理由是若熔敷金属中的S超过0.02质量％，则产生因钢材脆化而易龟裂的问题点。在其它情况下，S也可超过0.02质量％。
选自Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb中的一种或两种以上，其合计为15质量％以下
作为不损及本实施方式所涉及的熔敷金属的健全性且发挥本发明效果以外的效果的成分，有Ti(钛)、Co(钴)、Cu(铜)、Zr(锆)、Nb(铌)、Pd(钯)、Ag(银)、Sn(锡)、Hf(铪)、Ta(钽)、Pt(铂)、Au(金)及Pb(铅)。本实施方式所涉及的熔敷金属，以在本发明效果的基础上还发挥其它效果为目的，也可以还含有合计为15质量％以下的这些元素的一种或两种以上。其理由是这些元素的含有量合计若不超过15质量％，则本实施方式所涉及的熔敷金属维持基体由多个铁素体晶粒构成且从铁素体晶界析出有多个渗碳体的组织，更具体而言作为基体的铁素体相示出结晶性且铁素体结晶周围的至少一部分被渗碳体相包围的多结晶组织，其结果，不会使耐蚀性、耐磨耗性及韧性降低。
本实施方式所涉及的熔敷金属的金属组织优选基体由多个铁素体晶粒构成且从铁素体晶界析出有多个渗碳体的组织。而且，本实施方式所涉及的熔敷金属更优选具有作为基体的铁素体组织且该铁素体组织具有渗碳体包围铁素体周围的结构。其理由如下。
由于铁素体组织较奥氏体组织及马氏体组织更容易稳定地包含氢，因此即使在酸性气氛下也不易氢脆化，而有不易龟裂的效果。即，当为铁素体组织时，即使因腐蚀发生氢并进入钢材中，氢也不会局部累积于铁素体中，因此在酸性气氛下，也示出比奥氏体组织及马氏体组织更优异的耐氢脆性。而且，由于在铁素体晶界析出的多个渗碳体使铁素体晶粒彼此连接，更优选渗碳体包围铁素体，因此，铁素体组织比奥氏体组织及马氏体组织更不易龟裂。
此处，专利文献1中公开的熔敷金属的金属组织为针状碳化物组织。在针状碳化物组织中，容易在针状碳化物与基底铁之间的界面集结氢，因此容易发生氢引起的龟裂。尤其，容易在一方向龟裂。相较于针状碳化物组织，上述铁素体的残留应力少，组织稳定，因此具有不易龟裂的优点。
此外，如后述实施例所示，本实施方式所涉及的堆焊材料与熔敷金属的组分偏差为Cr、Mo、Ni的各含有量稍许降低的程度，除此以外几乎不发生组分偏差，因此，只要准备与本实施方式所涉及的熔敷金属相同组分或Cr、Mo、Ni的各含有量相对于目标组分稍高的组分的材料作为本实施方式所涉及的堆焊材料即可。
[具有熔敷金属的构件]
本实施方式所涉及的具有熔敷金属的构件，是具有作为母材的钢材和通过堆焊而形成于所述钢材表面上的熔敷金属的构件。所述熔敷金属为上述的本实施方式所涉及的熔敷金属。
在本实施方式所涉及的构件中，母材和熔敷金属通过热影响区及熔融母材而接合。
作为母材，若为钢材则无特别限定。如上所述，当使用于构成如粉碎机及反应塔等容器的材料时，例如可举出各种不锈钢、S25C钢、SC49钢、SS400钢等。从抑制母材稀释的观点而言，在这些钢材中优选使用与本实施方式所涉及的熔敷金属相同组分的钢材来作为母材，但对于母材主要要求强度及韧性，而对熔敷金属主要要求硬度及耐磨耗性。因此，采用与熔敷金属相同组分的钢材作为母材现实上困难。因此，优选使母材处于垂直状态，尽可能地在经堆焊的材料(熔敷金属)上依次进行堆焊。据此，能够在一定程度上抑制因重力及对流而引起的熔融母材与熔敷金属间的各成分元素(主要为Fe)的相互扩散。
具有本实施方式所涉及的熔敷金属的构件，适用于在pH＝7.0～4.2左右的酸性腐蚀环境下、在室温至200℃左右的温度范围处理包含盐酸及硫酸等酸的处理对象物的如粉碎机及反应塔的处理装置中所设置的处理容器。上述实施方式所涉及的熔敷金属通过堆焊形成在所述收容容器的内壁，能够提高该收容容器的耐蚀性及耐磨耗性来延长寿命。
以下，利用实施例更详细说明本发明，但下述实施例并非限定本发明的性质，在可适于前后述主旨的范围内也可实施适当变更，这些变更均包含于本发明的技术范围内。
实施例
对用于证实本发明的效果的实施例及比较例加以说明。
下述表1表示焊接材料的组分。其中，各焊接材料的其余部分除了表1记载的Fe或Co以外，也包含不可避免的杂质。
[表1]
下述表2表示作为焊接对象的母材所使用的机械结构用碳钢(S25C钢)的化学成分标准。其中，该SC25C钢的其余部分除了表2记载的Fe以外，也包含不可避免的杂质。
[表2]
焊接条件如下所述。即，使用表1所示的各种焊接材料，在由S25C钢形成的母材表面上进行该焊接材料的堆焊，形成平均厚度约3mm的堆焊层(堆焊金属)。焊接时，以升温速度100℃/h的条件将母材从室温加热至300℃，在等温保持于300℃的状态下进行堆焊，焊接结束后以冷却速度20℃/h的条件冷却至室温。焊接以朝下的姿势，以电流为280A、电压为30V的条件进行堆焊，此时的流入热量为2.0kJ/mm。
下述表3表示通过所述焊接而得到的堆焊金属的表层部(熔敷金属)的组分。其中，各表层部的其余部分除表3所记载的Fe或Co以外，也包含不可避免的杂质。所谓表层部是距离表面1mm以内的区域。对于堆焊金属，机械性地削取距离表层部1mm的区域，将该削取的部分溶解于指定的酸中，利用化学分析进行了定量分析，将其分析结果作为熔敷金属的组分。在化学分析中，C(碳)是利用红外线吸收法进行了定量分析，Si是利用重量法进行了定量分析，其它元素则利用ICP发光分光分析法进行了定量分析。下表3为如上所述地测量的熔敷金属的定量分析结果。
[表3]
实施例1～7及比较例8～17、20、21的焊接材料均为Fe合金。观察到相比于焊接材料(原材料)，熔敷金属中存在Cr、Mo、Ni的浓度(含有量)有稍许降低的倾向。可认为这是因为母材的主要构成元素Fe在焊接过程中扩散至堆焊金属中，而稀释了Cr、Mo、Ni浓度。Cr、Mo、Ni的浓度降低量约为20％左右。另一方面，关于Cr、Mo、Ni以外的元素(C、Si、Mn、P、S、V、W)而言，熔敷金属均维持与焊接材料(原材料)大致相同的浓度。
比较例18、19的焊接材料均为Co合金，但检测到了合金成分Fe。比较例18、19的焊接材料原本并不含Fe，但因来自母材的Fe的扩散，在表3中虽未记载，但Fe分别混入9.57％、7.98％。因此，尤其是比较例18，虽观察到Cr和W浓度降低，但Cr及W浓度降低量约为30％左右，不能说是那么大。而且，关于Cr、W以外的元素(C、P、S)而言，熔敷金属维持与焊接材料(原材料)大致相同的浓度。另外，在比较例19中并未观察到各含有元素浓度的大变化，焊接材料与熔敷金属的组分差异小。比较例20及比较例21的焊接材料均为Fe合金。在该情况下，虽也观察到Cr、Mo浓度降低，但其程度小，关于Cr、Mo以外的元素(C、Si、Mn、P、S)而言，熔敷金属维持与焊接材料(原材料)大致相同的浓度。由以上结果，可以说焊接材料与熔敷金属的组分差异小。
接着，对于表3所示的各熔敷金属，说明测量其表面硬度的结果。作为表面硬度，测量了洛氏(Rockwell)硬度及维氏硬度。洛氏硬度是基于在JIS G 0202中规定的洛式试验，将顶角120°的圆锥(前端0.3mm)以60kgf的荷重自堆焊金属表面(熔敷金属表面)压入，并读取恢复到基准荷重的10kgf时的距离基准面的永久凹陷深度，利用其计算式求得洛氏硬度。此外，在算出洛氏硬度时使用了C尺标(scale)。维氏硬度是使用株式会社明石制作所制造的MVK-E型维氏硬度试验器而测量。将用对向角α＝136°的正四角锥钻制造的金字塔形压头压入堆焊金属表面(熔敷金属表面)，基于除去荷重后残留的凹陷的对角线长度d(mm)算出表面积S(mm2)，根据试验荷重与表面积的关系，并利用指定计算式算出了维氏硬度。
图1表示各熔敷金属的洛氏硬度。W浓度或C浓度高的比较例18、21示出了高硬度。相对于此，本发明的实施例1～7的熔敷金属硬度虽低于比较例18、21，但洛氏硬度均为30以上，满足合格基准值(洛氏硬度为30以上)。因此，处于作为熔敷金属没有问题的水准。
图2表示各熔敷金属的维氏硬度。W浓度或C浓度高的比较例18、21示出了高硬度。相对于此，本发明的实施例1～7的熔敷金属硬度虽低于比较例18、21，但维氏硬度均为300以上，满足合格基准值(维氏硬度为300以上且500以下)。因此，处于作为熔敷金属没有问题的水准。此处，作为维氏硬度的合格基准值设定上限值是由于维氏硬度与韧性处于权衡(trade-off)关系。可以说本发明的实施例1～5的韧性高于比较例18、21。
接着，对于表3所示的各堆焊金属(熔敷金属)，说明进行耐磨耗性评价试验的结果。耐磨耗性是利用于ASTM G 65中规定的砂土磨耗试验予以评价。砂土磨耗试验装置的概念图示于图3。如图3所示，使橡胶被覆旋转鼓2滑动摩擦于试验片1，并从料斗5供给硅砂6至试验片1与橡胶被覆旋转鼓2之间。试验片1对橡胶被覆旋转鼓2的推压力是使用将平衡块4垂下于自由端的悬臂3而施加的。将由堆焊金属构成的试验片1的表层部(熔敷金属)以荷重：13.3kgf推压于橡胶被覆旋转鼓2上，并使鼓2旋转至指定旋转次数为止(6000次为止)，测量旋转2000次后、旋转4000次后及试验后(旋转6000次后)的试验片1的磨耗减量，由此评价了各熔敷金属的耐磨耗性。
图4～图6以横轴作为鼓2的滑动旋转次数，以纵轴作为磨耗减量，来表示各熔敷金属的耐磨耗性的评价结果。如图4所示，在各熔敷金属中，比较例21表示最高的耐磨耗性，使鼓2旋转6000次后的试验片1的磨耗减量为1g以下。另一方面，如图4～图6所示，本发明的实施例1～5的磨耗减量示出了仅次于比较例21的高耐磨耗性，使鼓旋转6000次后的磨耗减量为4g以下。相对于此，如图4所示，比较例18～20的结果为耐磨耗性差，使鼓2旋转6000次后的试料减量为5g以上。
图5为比较仅使C浓度(C含有量)变化的实施例1～3、6、7及比较例8的磨耗减量的图。如该图5所示，获得C浓度越高则耐磨耗性越差(磨耗减量增加)的结果。可认为：这是因为C浓度越高则韧性越降低而脆化，因此侵蚀性磨耗增加。
图6为比较仅使Si浓度(Si含有量)变化的实施例1、4及比较例9～11的磨耗减量的图。如该图6所示，获得Si浓度越高则耐磨耗性越差(磨耗减量增加)的结果。可认为：这是因为与C浓度的情况相同，Si越高则韧性越降低而脆化，因此侵蚀性磨耗增加。此外，比较例11及21的磨耗减量虽比实施例1～7少，但由于比较例11的Si较少，因此现实上无法适用，而比较例21由于C过多，因此同样不具实用性。
接着，对于表3所示的各堆焊金属(熔敷金属)进行如下的腐蚀试验来评价了耐蚀性。腐蚀试验顺序如下。首先，利用机械加工从各堆焊金属的表层侧取15×15×1.5mm的试验片(检查片(coupon))作为试料。接着，以离子交换水稀释被混合成盐酸(HCl)与硫酸(H2SO4)的摩尔浓度比为2∶1的水溶液(混合酸水溶液)并调整至pH＝2.0，将调整后的溶液作为试验液，将试料在80℃的该试验液中浸渍24小时。接着，测量试验后的腐蚀减量。以该腐蚀减量的多寡评价了耐蚀性。
图7及图8表示各熔敷金属的所述腐蚀试验的结果(图7与图8的横轴尺标不同)。腐蚀试验以n＝3实施，由各试料的腐蚀减量求出平均腐蚀速度。如图7所示，比较例20、21的试料平均腐蚀速度显著大，比较例18的平均腐蚀速度较大，因此可知比其以外的试料(实施例1、5及比较例19)耐蚀性差。接着，如图8所示，在实施例1～7及比较例8～17的试料中，可知Si浓度(Si含有量)高的比较例9、10的试料、Mn浓度(Mn含有量)高的比较例12的试料、Mo浓度(Mo含有量)低的比较例17的试料的平均腐蚀速度相对高。相对于此，本发明的实施例1～7的试料的平均腐蚀速度均为0.01mm/年以下，满足合格基准值(平均腐蚀速度为0.01mm/年以下)。即，示出了优异的耐蚀性。
将这些结果汇总表示于下述表4。下述表4表示各实施例及比较例的洛氏硬度、维氏硬度及平均腐蚀速度。在该表4中，洛氏硬度HRc为30以上的情况(合格的情况)记为○，低于30的情况(不合格的情况)记为×。而且，维氏硬度为300以上且500以下的情况(合格的情况)记为○，其以外的情况(不合格的情况)记为×。如该表4所示，本发明的实施例1～7的洛氏硬度及维氏硬度均为适度(全部为○)且平均腐蚀速度也均低。相对于此，比较例8～10、12、17、18、20、21的平均腐蚀速度过高，耐蚀性也差。此外，比较例15、17的维氏硬度过低，比较例14、21的维氏硬度过高。
[表4]
下面，对于表3所示的各堆焊金属(熔敷金属)，说明用光学显微镜观察其剖面组织的结果。在由S25C钢构成的母材上，以平均厚度为约3mm的方式形成堆焊金属层，利用机械加工从该堆焊金属层切出一部分母材被接合的状态的试验片，将该试验片埋入树脂中并进行研磨，由此作成堆焊金属层剖面露出的试料。将该试料在王水中蚀刻后，用光学显微镜以400倍的倍率观察堆焊金属层的厚度方向的中央部分(熔敷金属)。表示该各熔敷金属的剖面组织的光学显微镜照片示于图9～11。
实施例1为由具有20～40μm的结晶粒径的多结晶组织构成，基体为铁素体相。在多结晶组织的结晶晶界观察到了碳化物(Fe3C：渗碳体)，可知该碳化物以包围铁素体结晶晶粒的方式存在。在使C浓度相对于实施例1增加的实施例6、7及比较例8中，观察到了伴随C浓度增加，多结晶组织发生了变化。如果C浓度增加，则在结晶晶界析出的碳化物(Fe3C：渗碳体)层的厚度虽变厚，但在实施例7维持与实施例1同样的多结晶组织。然而，在比较例8中，在实施例1所观察到的多结晶组织完全崩溃，因此无法成为碳化物(渗碳体)包围铁素体结晶晶粒周围的状态的多结晶组织。实施例7的熔敷金属的化学组分接近于形成碳化物(渗碳体)包围铁素体结晶晶粒周围的状态的多结晶组织的临界条件。
实施例2、3具有与实施例1同样的多结晶组织。在基体的铁素体结晶的晶界虽观察到碳化物(Fe3C：渗碳体)，但由于C浓度低因此碳化物量少，并非以完全包围铁素体结晶晶粒的方式存在(在铁素体晶界局部析出多个渗碳体，因此渗碳体部分地包围铁素体结晶晶粒)。实施例3相比于实施例2，该倾向更显著。实施例3的熔敷金属的化学组分接近于形成所述碳化物(渗碳体)部分地包围铁素体结晶晶粒的状态的多结晶组织的临界条件。
实施例4具有与实施例1同样的多结晶组织。在使Si浓度相对于实施例1增加的实施例4、比较例9、10中，观察到伴随Si浓度增加多结晶组织发生了变化。若Si浓度增加，则如比较例9、10般，在结晶晶界析出的碳化物(Fe3C：渗碳体)层厚度变厚，在该情况下，也有在结晶晶界同时析出Si的氧化物(SiO2)或Si的复合氧化物(Fe2SiO4)的可能性。在使Si浓度相对于实施例1增加至3.0％的比较例9中，也具有与实施例1同样的多结晶组织，但引起结晶晶界析出物的凝集，对铁素体结晶晶粒的包围性降低，会在结晶晶粒内也观察到析出物。
在使Si浓度相对于实施例1减少的比较例11中，在实施例1中所观察到的多结晶组织完全崩溃，无法成为碳化物(渗碳体)包围铁素体结晶周围的状态的多结晶组织。可知比较例11的熔敷金属的化学组分不形成渗碳体包围所述铁素体结晶晶粒周围的状态的多结晶组织。
比较例15具有微细且复杂的多结晶组织。这是因为金属组织的大致整个区域成为了马氏体相。
实施例5具有与实施例1同样(类似)的多结晶组织。实施例5的基体为铁素体相。在多结晶组织的结晶晶界观察到碳化物(Fe3C：渗碳体)，可知该碳化物以包围铁素体结晶晶粒的方式存在。比较例18、19为具有树枝状晶(dendrite)组织的多结晶组织。该金属组织的大致整个区域成为奥氏体相。比较例20的金属组织的大致整个区域成为马氏体相。比较例20的金属组织中的白色部分为碳化物(Fe3C：渗碳体)。而且，比较例21具有铁素体相、马氏体相及碳化物的3相混合存在的复杂的多结晶组织。如此，在比较例18～21中，未成为碳化物(渗碳体)包围铁素体结晶周围的状态的多结晶组织。此外，在比较例14中，由于焊接材料的Cr含有量为50质量％而超过40质量％，容易发生马氏体，因此使基体成为铁素体相是困难的。
另外，查看了实施例1～7及比较例13的熔敷金属的韧性及强度，实施例1～7均示出了满足的值。另一方面，Mn含有量较低的比较例13的韧性及强度均低于实施例1～7，并未示出满足的值。
以上，如上详述，本发明的一方面涉及堆焊材料，其含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
本发明的堆焊材料优选：熔敷金属中的C量为0.6～0.8质量％，Si量为0.7～1.5质量％，Mn量为0.7～1.5质量％，Cr量为24～36质量％，Mo量为3.5～4.5质量％，Ni量为0.7～1.5质量％，V量为1.5～2.5质量％，W量为0.7～1.5质量％。
本发明的堆焊材料也可以还含有：P：0.03质量％以下、S：0.02质量％以下。
此外，本发明的堆焊材料也可以还含有：选自Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb中的一种或两种以上，其合计为15质量％以下。
本发明的另一方面涉及被进行堆焊而形成的熔敷金属，所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
根据此构成，通过堆焊而形成的本发明的熔敷金属成为具有渗碳体包围铁素体晶粒周围的至少一部分的铁素体结构的金属组织。而且，铁素体基体中含有Cr、Mo、Ni。铁素体与奥氏体及马氏体相比耐氢脆化强，且利用Cr、Mo、Ni而耐蚀性提高，因此本发明的熔敷金属即使在酸性气氛下，也有氢脆化得到抑制且不易龟裂、残留应力低而稳定的效果，示出了优异的耐蚀性及耐磨耗性。而且，示出了硬度及韧性均衡的机械性能。
而且，本发明的熔敷金属的Si量为0.5～2质量％而低于专利文献1所公开的熔敷金属，因此不易产生因红色氧化铁皮所致的龟裂。
在本发明的熔敷金属中，优选：所述熔敷金属的C量为0.6～0.8质量％，Si量为0.7～1.5质量％，Mn量为0.7～1.5质量％，Cr量为24～36质量％，Mo量为3.5～4.5质量％，Ni量为0.7～1.5质量％，V量为1.5～2.5质量％，W量为0.7～1.5质量％。
根据此构成，能够进一步提高耐蚀性、耐磨耗性及韧性。
本发明的熔敷金属也可以还含有：P：0.03质量％以下、S：0.02质量％以下。
此外，本发明的熔敷金属也可以还含有：选自Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb中的一种或两种以上，其合计为15质量％以下。
在本发明的熔敷金属中，优选：所述熔敷金属的金属组织为基体由多个铁素体晶粒构成、且从铁素体晶界析出有多个渗碳体的组织，更优选：所述熔敷金属的金属组织为以铁素体相作为基体的多结晶组织，为在该铁素体结晶的结晶晶界存在有渗碳体且渗碳体包围该铁素体结晶周围的状态的多结晶组织。
根据此构成，由于在铁素体晶界析出的多个渗碳体使铁素体晶粒彼此连接，更优选渗碳体包围铁素体，因此作为基体的铁素体组织与奥氏体组织及马氏体组织相比更不易龟裂，对酸的耐蚀性提高。
本发明的另一方面涉及一种构件，所述构件具有作为母材的钢材和在所述钢材表面上经堆焊而形成的熔敷金属，其中，所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
根据此构成，通过在母材的钢材表面上进行堆焊而形成的熔敷金属示出优异的耐蚀性及耐磨耗性，并且示出硬度与韧性均衡的机械性能，因此可适合用作处理酸性物质的粉碎机、反应塔及各种机械装置等的构件。
在本发明的构件中，优选：所述熔敷金属的C量为0.6～0.8质量％，Si量为0.7～1.5质量％，Mn量为0.7～1.5质量％，Cr量为24～36质量％，Mo量为3.5～4.5质量％，Ni量为0.7～1.5质量％，V量为1.5～2.5质量％，W量为0.7～1.5质量％。
根据此构成，能够进一步提高耐蚀性、耐磨耗性及韧性。
在本发明的构件中，所述熔敷金属也可以还含有：P：0.03质量％以下、S：0.02质量％以下。
此外，在本发明的构件中，优选：所述熔敷金属的金属组织为基体由多个铁素体晶粒构成、且从铁素体晶界析出有多个渗碳体的组织，更优选：所述熔敷金属的金属组织为以铁素体相作为基体的多结晶组织，为在该铁素体结晶的结晶晶界存在渗碳体且渗碳体包围该铁素体结晶周围的状态的多结晶组织。
根据此构成，由于在铁素体晶界析出的多个渗碳体使铁素体晶粒彼此连接，更优选渗碳体包围铁素体，因此作为基体的铁素体组织与奥氏体组织及马氏体组织相比更不易龟裂，构件对酸的耐蚀性进一步提高。
产业上的可利用性
如上所述，由本发明的堆焊材料所形成的熔敷金属适合使用于如处理由酸性土壤出土的物或酸性物质的粉碎机、反应塔或各种机械装置等要求耐蚀性及耐磨耗性优异的用途，且对于这些用途具有实用性。

Claims (13)

1.一种堆焊材料，其特征在于含有：
C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，
其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的堆焊材料，其特征在于：
C量为0.6～0.8质量％，Si量为0.7～1.5质量％，Mn量为0.7～1.5质量％，Cr量为24～36质量％，Mo量为3.5～4.5质量％，Ni量为0.7～1.5质量％，V量为1.5～2.5质量％，W量为0.7～1.5质量％。
3.根据权利要求1所述的堆焊材料，其特征在于还含有：
P：0.03质量％以下、S：0.02质量％以下。
4.根据权利要求1所述的堆焊材料，其特征在于还含有：
选自Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb中的一种或两种以上，其合计为15质量％以下。
5.一种熔敷金属，其特征在于：
所述熔敷金属是被进行堆焊而形成的熔敷金属，
所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
6.根据权利要求5所述的熔敷金属，其特征在于：
所述熔敷金属的C量为0.6～0.8质量％，Si量为0.7～1.5质量％，Mn量为0.7～1.5质量％，Cr量为24～36质量％，Mo量为3.5～4.5质量％，Ni量为0.7～1.5质量％，V量为1.5～2.5质量％，W量为0.7～1.5质量％。
7.根据权利要求5所述的熔敷金属，其特征在于还含有：
P：0.03质量％以下、S：0.02质量％以下。
8.根据权利要求5所述的熔敷金属，其特征在于还含有：
选自Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb中的一种或两种以上，其合计为15质量％以下。
9.根据权利要求5所述的熔敷金属，其特征在于：
所述熔敷金属的金属组织为基体由多个铁素体晶粒构成、且从铁素体晶界析出有多个渗碳体的组织。
10.一种构件，其特征在于：
所述构件具有作为母材的钢材和在所述钢材表面上经堆焊而形成的熔敷金属，其中，
所述熔敷金属含有：C：0.2～1.5质量％、Si：0.5～2质量％、Mn：0.5～2质量％、Cr：20～40质量％、Mo：2～6质量％、Ni：0.5～6质量％、V：1～5质量％、W：0.5～5质量％，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
11.根据权利要求10所述的构件，其特征在于：
所述熔敷金属的C量为0.6～0.8质量％，Si量为0.7～1.5质量％，Mn量为0.7～1.5质量％，Cr量为24～36质量％，Mo量为3.5～4.5质量％，Ni量为0.7～1.5质量％，V量为1.5～2.5质量％，W量为0.7～1.5质量％。
12.根据权利要求10所述的构件，其特征在于：
所述熔敷金属还含有：P：0.03质量％以下、S：0.02质量％以下。
13.根据权利要求10所述的构件，其特征在于：
所述熔敷金属的金属组织为基体由多个铁素体晶粒构成、且从铁素体晶界析出有多个渗碳体的组织。
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Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5827576B2 (ja) 2012-01-31 2015-12-02 株式会社神戸製鋼所 肉盛溶接材料および肉盛溶接金属が溶接された機械部品
CN102814599B (zh) * 2012-08-13 2015-07-08 江苏大学 一种用于ods合金熔化焊的焊丝
CN103192197B (zh) * 2013-03-21 2015-12-02 中冶焊接科技有限公司 一种堆焊复合制造工作辊的盖面堆焊材料及其制备方法
CN103820719A (zh) * 2013-11-04 2014-05-28 熊科学 一种耐磨的堆焊铁合金材料及生产方法
CN103820702A (zh) * 2013-11-04 2014-05-28 熊科学 一种耐磨的铁合金材料
CN103820720A (zh) * 2013-11-04 2014-05-28 熊科学 一种耐磨的堆焊铁合金材料生产方法
CN103785976A (zh) * 2013-12-13 2014-05-14 天津大学 一种热轧辊堆焊埋弧药芯焊丝及其制备方法
CN104060188B (zh) * 2014-04-14 2016-06-08 山东远大锅炉配件制造有限公司 稀土高铬钨高温耐热耐磨钢
EP2947054B1 (de) * 2014-05-22 2017-01-11 Heraeus Quarzglas GmbH & Co. KG Bauteil, insbesondere für den einsatz in einem tiegelziehverfahren für quarzglas und verfahren zur herstellung eines derartigen bauteils
KR101674768B1 (ko) * 2014-12-24 2016-11-10 주식회사 포스코 연속주조기용 압연롤 제조방법
JP5850199B1 (ja) 2015-06-29 2016-02-03 千住金属工業株式会社 はんだ材料、はんだ継手およびはんだ材料の検査方法
CN105081521A (zh) * 2015-08-22 2015-11-25 湖北万安通复合再制造科技有限公司 一种高硬度冷、热轧辊的精密堆焊方法
US10252378B2 (en) * 2015-12-10 2019-04-09 Caterpillar Inc. Hybrid laser cladding composition and component therefrom
CN105479039B (zh) * 2016-01-27 2018-02-13 广西辉煌耐磨技术股份有限公司 一种耐磨焊丝
CN105499835A (zh) * 2016-02-23 2016-04-20 鞍钢实业集团冶金机械有限公司 一种用于修复热轧分卷机矫直辊的焊接材料及焊接方法
CN106271209B (zh) * 2016-09-13 2018-01-12 江苏科技大学 用于钎焊50Mo‑50Re合金的高温Fe基钎料及制备方法和钎焊工艺
WO2019054423A1 (ja) * 2017-09-15 2019-03-21 株式会社神戸製鋼所 積層造形物及び積層造形物の製造方法
RU2650947C1 (ru) * 2017-11-27 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь для изготовления ювелирных изделий
RU2650940C1 (ru) * 2017-12-05 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
CN108015452A (zh) * 2017-12-12 2018-05-11 攀枝花钢城集团有限公司 耐磨合金堆焊焊条、生产方法及修复的星齿和篦板
RU2650937C1 (ru) * 2018-01-09 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь для изготовления ювелирных изделий
JP7052493B2 (ja) * 2018-03-30 2022-04-12 トヨタ自動車株式会社 肉盛用合金粉末およびこれを用いた組み合わせ構造
CN110216397A (zh) * 2019-06-12 2019-09-10 自贡长城硬面材料有限公司 耐磨合金粉及其应用、耐磨焊层的制备方法
KR102256609B1 (ko) * 2019-10-21 2021-06-23 코리아테크 주식회사 하이브리드 용접기에 사용되는 교육용 용접봉
CN110714163B (zh) * 2019-11-05 2022-01-28 僖昴晰(上海)新材料有限公司 一种高硬度钢合金焊接材料
EP3885070A1 (de) * 2020-03-26 2021-09-29 Voestalpine Böhler Welding Austria GmbH Schweissgut sowie metallpulverfülldraht zur herstellung eines schweissguts
CN111534747B (zh) * 2020-04-30 2021-10-22 鞍钢股份有限公司 宽幅550MPa级热轧集装箱用耐候钢及其制造方法
RU2752721C1 (ru) * 2020-10-26 2021-07-30 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Кубанский государственный технологический университет" (ФГБОУ ВО "КубГТУ") Состав для наплавки
CN115673314B (zh) * 2023-01-05 2023-03-14 矿冶科技集团有限公司 一种铁基激光熔覆材料和耐磨铁基激光熔覆层

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH081375A (ja) * 1994-06-17 1996-01-09 Hitachi Ltd 流体機器
JPH11226778A (ja) * 1998-02-09 1999-08-24 Ing Shoji Kk 肉盛り溶接材料及び肉盛りクラッド材
CN1412336A (zh) * 2001-10-16 2003-04-23 天泰銲材工业股份有限公司 耐高温磨耗辊轮修护用焊接合金材料
CN1623720A (zh) * 2004-12-22 2005-06-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种镍基喷熔合金粉及其制备方法
CN1782479A (zh) * 2004-12-01 2006-06-07 第一高周波工业株式会社 复合管
JP2006152381A (ja) * 2004-11-30 2006-06-15 Jfe Steel Kk 熱間圧延用高Ｃｒ系ロール外層材および熱間圧延用高Ｃｒ系複合ロール
CN101209517A (zh) * 2006-12-30 2008-07-02 上海材料研究所 高性能耐蚀合金焊条及其制造方法
CN101505910A (zh) * 2006-08-09 2009-08-12 Ing商事株式会社 铁基耐蚀耐磨损性合金以及用于获得该合金的堆焊材料

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2149772C2 (de) * 1971-10-06 1974-01-31 Deutsche Edelstahlwerke Gmbh, 4150 Krefeld Schweißzusatz werkstoff aus härtbaren Hartstofflegierungen
JPS56122669A (en) * 1980-03-05 1981-09-26 Hitachi Ltd Member having high errosion-corrosion resistance
JPS58125396A (ja) * 1982-01-22 1983-07-26 Hitachi Ltd オ−ステナイト系溶接構造物
JPS59225805A (ja) * 1983-06-06 1984-12-18 Kawasaki Steel Corp 継目無鋼管の造管加工用工具
JPS60177993A (ja) * 1984-02-25 1985-09-11 Daido Steel Co Ltd プラズマ肉盛溶接用粉末
JPS63248596A (ja) * 1987-03-31 1988-10-14 Ofic Co 耐熱耐摩耗性機械部品用肉盛溶接材料
RU2014193C1 (ru) * 1992-07-06 1994-06-15 Ветер Владимир Владимирович Состав для наплавки
JPH06170584A (ja) 1992-11-30 1994-06-21 Hitachi Ltd 高Ｃ高Ｓｉ含有溶接金属粉体及びその被覆層を持つ機器部材
JP3258154B2 (ja) * 1993-10-20 2002-02-18 株式会社フジコー 連続鋳造用ロールの製造方法及び該方法によって製造された連続鋳造用ロール
JP3031169B2 (ja) * 1994-06-15 2000-04-10 株式会社日立製作所 炭素鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接方法及び電力送配電用ガス遮断器の溶接方法
CN1041642C (zh) 1994-06-17 1999-01-13 株式会社日立制作所 高韧性13Cr5Ni系不锈钢及其用途
JP2002331382A (ja) * 2001-05-01 2002-11-19 Japan Steel Works Ltd:The 円筒形部の内面ライニング方法
JP2003251493A (ja) 2002-03-01 2003-09-09 National Institute For Materials Science 溶接継手強度を向上させる溶接材料
JP4506958B2 (ja) 2004-08-02 2010-07-21 住友金属工業株式会社 溶接継手およびその溶接材料
JP4645303B2 (ja) * 2005-05-24 2011-03-09 愛知製鋼株式会社 熱間鍛造金型用肉盛溶接材料及びその溶接材料を用いた熱間鍛造用金型
DE102008018539A1 (de) * 2008-04-12 2009-10-15 Berthold, Jürgen Metallkörper mit metallischer Schutzschicht
EP2224031B1 (en) * 2009-02-17 2013-04-03 MEC Holding GmbH Wear resistant alloy
JP5423041B2 (ja) * 2009-02-25 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 連続鋳造用ロール材料
JP5827576B2 (ja) * 2012-01-31 2015-12-02 株式会社神戸製鋼所 肉盛溶接材料および肉盛溶接金属が溶接された機械部品

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH081375A (ja) * 1994-06-17 1996-01-09 Hitachi Ltd 流体機器
JPH11226778A (ja) * 1998-02-09 1999-08-24 Ing Shoji Kk 肉盛り溶接材料及び肉盛りクラッド材
CN1412336A (zh) * 2001-10-16 2003-04-23 天泰銲材工业股份有限公司 耐高温磨耗辊轮修护用焊接合金材料
JP2006152381A (ja) * 2004-11-30 2006-06-15 Jfe Steel Kk 熱間圧延用高Ｃｒ系ロール外層材および熱間圧延用高Ｃｒ系複合ロール
CN1782479A (zh) * 2004-12-01 2006-06-07 第一高周波工业株式会社 复合管
CN1623720A (zh) * 2004-12-22 2005-06-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种镍基喷熔合金粉及其制备方法
CN101505910A (zh) * 2006-08-09 2009-08-12 Ing商事株式会社 铁基耐蚀耐磨损性合金以及用于获得该合金的堆焊材料
CN101209517A (zh) * 2006-12-30 2008-07-02 上海材料研究所 高性能耐蚀合金焊条及其制造方法

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RU2013120083A (ru) 2014-11-10

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