CN1207426C - 用于制造耐蚀、耐磨性优良合金的材料 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及制造耐蚀性和耐磨性优良的合金用的材料，它是在从Fe基合金、Co基合金和Ni基合金中至少选择一种组成的基体金属制成的管中，充填粒径10μm以下的VC粉末而成的管状焊丝。或者从Fe基合金、Co基合金和Ni基合金中至少选择一种组成的基体金属与粒径10μm以下的VC粉末混合而成的粉末混合物。

Description

用于制造耐蚀、耐磨性优良合金的材料
本发明涉及耐蚀性和耐磨性二者都优良的合金材料及其制造方法，所使用的合金用材料和使用这种合金材料的金属部件，以及改善其表面耐蚀性和耐磨性的方法。
以往，改善构成机械装置的金属部件的耐蚀性和耐磨性的方法一般是对金属部件进行表面改性，例如对不锈钢等结构材料进行淬火或者电镀等。
除上述那样的表面处理方法之外，近年来已有在构成金属部件的金属材料中添加特定硬质颗粒方法的各种建议。作为这样的方法，例如像在特开昭58-181470号公报中记载的那样，在由Ni基、Co基或Fe基合金组成的基体金属中或其母材表面，添加WC、NbC、TiC、CrC和VC等硬质颗粒，借此提高基体金属的硬度或耐磨性的方法是已知的。按照本发明人的见解，这种方法虽然在提高耐磨性上在某种程度上是有效的方法，但是相反，在合金韧性降低这一点上未必满足需要。例如，由于NbC(熔点3480℃)、TiC(熔点3180℃)等硬质颗粒的熔点高，难以熔融，要想避免以未熔融状态添加是困难的。因此，在形成耐蚀、耐磨层过程中，硬质颗粒以较大形态原封不动地残留在基体金属中，这势必引起金属材料的韧性降低。
另一方面，即使添加的碳化物在基体金属中处于熔融的情况下，也存在产生材料脆化的问题。例如，现已知道，若MoC和WC与Ni基、Co基或Fe基合金共同熔融，则结晶出脆弱的M6C型化合物。结晶出像这样的脆弱化合物，不仅对提高耐磨性没有帮助，而且造成基体金属脆化的后果。
另外，在特开昭63-157796号公报中描述了热轧用辊的制造方法。在该方法中，通过在铁系合金中添加VC粉末而使之具备耐磨性和抗裂纹性，得到富有强韧性的轧辊，在该方法中，以在铁系合金中添加10％(重量)以上的VC粉末作为必要条件。但是，这种方法是为了改善轧辊的淬透性，按照本发明人的见解，以铁系合金作为母材使用的场合，在其中添加VC时，不可避免地大量形成WC、CrC等数种碳化物，不一定能得到本发明目的效果。另外，在该方法中没有使VC在特定状态再结晶或再析出的技术，因之在改进耐磨性和耐蚀性两者上未必是有效的方法。
再者，在以往的方法中，在添加硬质颗粒时，在基体金属熔融中防止必要的最小限度的温度上升，从而阻止结晶出像上述那样的脆性化合物是必要的，而且为此有必要使添加的硬质颗粒的粒径大到某种程度，但是粒径一大就难以均匀分散，结果是使金属材料的韧性降低。如果在基体金属中存在偏于粗大的硬质颗粒，则像上述那样，在摩擦运动时这些颗粒容易脱落，结果降低耐磨性。
另外，基体金属与硬质颗粒之间的比重差也促进上述那样硬质颗粒分布状态不均匀或者由此引起的硬质颗粒脱落问题。例如，在用Fe基合金作为基体金属，用Al2O3、SiC或TiC作为硬质颗粒时，尤其容易形成硬质颗粒聚集或不均匀。另外，在使用Cr系碳化物作为硬质颗粒时，在加热后的冷却过程中再结晶或再析出的铬的碳化物聚集成粗大碳化物颗粒，其结果产生硬质颗粒容易从基体金属脱落的问题。
另外，在国际公开WO91/09980号公报中，公布了使用高能量密度的热源反复熔融和/或再熔融由Fe基、CO基和Ni基合金的一种以上的金属粉末和粒径60-100μm碳化钒粉末组成的粉末混合物，借此制造耐蚀、耐磨性优良的合金的方法。像这样使用较大粒径的粉末具有合金化操作容易进行的优点。但是，在该方法中，虽然也结晶析出粒径10μm以下的微细碳化钒，但还残留部分未熔融的碳化钒颗粒，为了使其熔融不得不反复进行复杂的熔融过程。另外，按照本发明人的见解，尽管这样，因为一部分未熔融碳化钒在显微镜观察时形成块状存在，所以微细的碳化钒颗粒相往往分布不均匀，不能得到所期望的耐磨性，而且成为由局部破损而产生的龟裂、剥离的起因。
本发明旨在解决上述以往技术中存在的问题。具体地说，本发明的耐蚀性和耐磨性优良的合金的特征是在从Fe基合金、Co基合金和Ni基合金中选择至少一种合金所构成的基体金属相中，具有大体上均匀结晶出和/或析出的5μm以下粒径的VC颗粒相以10-65％范围的面积比存在。
另外，本发明的表面改性的金属部件的特征是，将上述合金整体地涂敷在表面所期望的位置上。
再有，本发明的耐蚀性和耐磨性优良合金的制造方法，其特征是，用高能量密度的热源将由Fe基合金、Co基合金或Ni基合金中选择至少一种而构成的基体金属和粒径10μm以下的VC粉末组成的粉末混合物或装有VC粉末的金属丝熔融，然后进行冷却，从而在上述基体金属相中均匀结晶出和/或析出5μm以下粒径的VC。
使用上述高能量密度热源的熔融方法可以是等离子焊接、激光或者H.I.P中的任一种。
另外，上述制造方法由于在金属部件所期望的部位上进行，所以也可以作为在给定表面上形成耐蚀性和耐磨性良好的合金层的表面改性金属部件的制造方法。
再有，作为在上述制造方法中使用的合金用材料，也可以是在由上述基体金属构成的管中填充粒径10μm以下的VC粉末的管状焊丝或者上述基体金属与粒径10μm以下的VC粉末混合而成的粉末混合物。
由于与基体金属一起使用的VC粉末是粒径10μm以下的微细粉末，因此在高能量密度热源下，VC粉末只一次熔融就能完全溶入基体金属相中，通过将其冷却可以均匀析出和/或结晶出5μm以下的微细VC颗粒。通过调整材料和热处理条件，可以很容易地保证这种VC颗粒相相对于基体金属相是10-65％范围的面积比，从而能够稳定地显示耐蚀、耐磨性。
图1是用在本发明的实施例中使用的造粒处理处理过的粉末的显微照片。
图2是用在本发明的实施例中使用的造粒处理处理过的粉末的显微照片。
图3是由本发明的实施例1中的试料1得到的耐蚀、耐磨合金的断面的金属组织显微照片。
图4是由本发明的实施例1中的试料2得到的耐蚀、耐磨性合金的断面的金属组织显微照片。
图5是由本发明的实施例1中的试料3得到的耐蚀、耐磨性合金的断面的金属组织显微照片。
图6是由本发明的实施例2得到的耐蚀、耐磨性合金的断面的金属组织显微照片。
图7是由本发明的实施例3得到的耐蚀、耐磨性合金的断面的金属组织显微照片。
图8表示由本发明的实施例1-3得到的耐蚀、耐磨性合金的磨损试验结果曲线图。
图9表示对比例的磨损试验结果曲线图。
图10是用本发明的实施例4-1的方法得到的表面改性的金属部件的断面的金属组织显微照片。
图11是用本发明的实施例4-2的方法得到的表面改性的金属部件的断面的金属组织显微照片。
图12是用本发明的实施例4-3的方法得到的表面改性的金属部件的断面的金属组织显微照片。
图13表示用本发明的实施例4-1的方法得到的表面改性部件的硬度测定结果曲线图。
图14表示用本发明的实施例4-2的方法得到的表面改性部件的硬度测定结果曲线图。
图15表示用本发明的实施例4-3的方法得到的表面改性部件的硬度测定结果曲线图。
图16是本发明的实施例5中作为表面改性对象的注射模塑成形用螺杆的外观图。
图17是本发明的实施例6中作为表面改性对象的注塑成形用圆筒的断面图。
图18是表示横向摆动图形的说明图。
图19是表示横动摆向图形的说明图。
图20是实施本发明方法时所使用的等离子焊接机的简略图。
图21是由本发明的实施例7得到的耐蚀、耐磨性合金的断面的金属组织显微照片。
图22是由本发明的实施例8得到的耐蚀、耐磨性合金的断面的金属组织显微照片。
图23是由本发明的实施例9得到的耐蚀、耐靡性合金的断面的金属组织显微照片。
图24是表示由本发明的实施例7-9得到的耐蚀、耐磨性合金的磨损试验结果曲线图。
在本发明的耐蚀。耐磨性合金中，作为基体金属，最好使用耐蚀性优良的Fe基合金、Co基合金或者Ni基合金。例如，耐蚀Fe基合金可以使用奥氏体不锈钢、马氏体系不锈钢、铁素体系不锈钢等。
耐蚀Co基合金可以使用司太立特(stellite)系Co合金，例如Co-Cr-W系合金和Co-Ni-Cr-W系合金。
Ni基合金可以使用哈斯特洛伊(Hastelloy)系合金、因科内尔(Inconel)系合金、科尔莫诺伊(colmonoy)系合金，具体地说，可以使用Ni-Cr-Si系合金、Ni-Cr-Fe-W系合金等。
在得到本发明的合金时，向上述至少一种基体金属粉末中混合、填充70％(重量)以下的、粒径10μm以下的微细碳化钒粉末，制成粉末混合物或造粒粉末，或者最好在基体金属管中充填密封上述碳化钒粉末，作为管状焊丝使用。这种碳化钒粉末最好使用VC。
为了使分散状态良好，这种VC粉末的粒径在10μm以下是至关重要的，较好是5μm以下，最好是3μm以下。如果VC粉末粒径超过10μm，则不仅难以得到上述的均匀分散状态，而且在基体相中的熔融不充分。通常，粒径越小，粉体的处理越复杂化，伴随表面积增加操作性降低和产生凝集的问题，但是将基体金属与VC粉末的混合粉末造粒，或者使用在由基体金属构成的管内充填VC粉末的管状焊丝，可以解决这一问题。
在本发明中，碳化钒的添加量，如上述那样在70％(重量)以下的范围内可以根据要求达到的耐磨性进行适当选择。但是，在基体金属是由Fe基合金组成的情况下，碳化钒的量是10％(重量)以下，而且最好是7.5％(重量)以下。
另外，在基体金属是由Co基合金或者Ni基合金组成的情况下，碳化钒的量最好是70％(重量)以下。通常碳化钒的含量越多，则耐磨性越高，但若添加超过上述上限值，就会产生不希望的韧性降低和碳化物脱落以及由此引起的耐磨性降低。
在本发明中，最好在氩气等惰性气体气氛中，用高能量密度热源对像上述那样调制的粉末混合物进行热处理。即通过使用高能量密度热源的热处理使之熔融，在基体金属相中结晶出和/或析出均匀且粒径5μm以下的微细碳化钒颗粒相。
上述热处理，具体地说，最好是使用高能量密度的热源将从Co基合金、Ni基合金和Fe基合金中至少选择一种组成的基体金属粉末等和碳化钒粉末组成的粉末混合物或造粒粉末等熔融，并且在基体金属相中结晶出和/或析出均匀的且粒径5μm以下的微细碳化钒颗粒相。
上述热处理时的冷却最好是以约100℃/秒以上的冷却速度进行，这时能出现碳化钒颗粒相的良好结晶、析出状态。像这样的快速冷却可以用强制空冷和强制水冷进行。按照本发明人的见解，满足上述冷却速度条件可以确保使在基体金属中固溶的VC以微细且均匀状态结晶出或析出。
在上述冷却过程中，使已在基体金属相中熔融一次的碳化钒颗粒相结晶出和/或析出。
即，通过熔融和冷却，VC在基本上完全熔化后以微细颗粒相形式结晶析出，而且这种VC颗粒的分散状态是极好的。
具体地说，由上述工艺过程得到的耐蚀、耐磨性合金，最重要的是在基体金属相中结晶出和/或析出均一且微细的碳化钒颗粒相，其粒径是5μm以下，而且相对于合金相整体来说碳化钒颗粒相的面积比是10-65％。如果碳化钒颗粒相的粒径超过5μm，则因容易导致合金本身的韧性降低，增加硬质颗粒脱落的危险性而妨碍耐磨性的提高，这是不希望的。另外，相对于合金相整体而言，碳化钒颗粒相的面积比如果不到10％，则改善耐磨性的作用降低，是不希望的。反之，如果超过65％，则因降低基体金属相原有的性能，也是不理想的。
作为使用高能量密度热源的熔融手段，可以应用使用等离子体弧和激光热源及热等静压压制(H.I.P)的熔融方法。另外，采用HIP法时，将封人粉末混合物的容器在高温、高压下进行处理，也可以将下述的金属部件和粉末混合物封入容器中。还有，作为在下述那样的金属部件表面上堆焊上述合金的方法，最好使用以等离子体弧作为热源的等离子粉体焊接法(P.T.A法)。若使用这些熔融方法则可以达到至少瞬间超过3000℃的加热，能够有效地熔融上述粉末混合物。
经上述热处理而结晶出和/或析出的碳化物实质上由VC组成，除此之外也可能形成作为副成分的V2C。另外，除上述之外，有作为微量成分析出的(Fe、Cr、V、W)23C6。在本发明中，这些不可避免的成分的存在在不脱离本发明目的的范围内是允许的。
下面说明本发明的金属部件表面改性方法。
本发明的表面改性方法基本上是以将用上述方法得到的耐蚀、耐磨性合金组成的堆焊层用于所期望的金属部件表面为特征。
即，本发明的表面改性法的特征是，向构成金属部件的基体材料表面上，供给由Co基合金、Ni基合金和Fe基合金中选择至少一种组成的基体金属粉末或管与碳化钒粉末的混合物或组合体，使用高能量密度热源进行热处理使上述混合物等熔融，在基体材料表面上形成在基体金属相中结晶出和/或析出均匀的且粒径5μm以下的微细碳化钒颗粒相的堆焊合金层。
上述热处理最好使用以等离子弧作为热源的等离子粉末焊接法(P.T.A法)。如上所述，采用这些熔融方法，至少瞬间能达到超过3000℃的加热，能够有效地熔融上述粉末混合物和造粒粉末等。
其他冷却条件或者碳化钡颗粒相的析出或分散状态，与上述说明相同。尤其，上述热处理时的冷却以约100℃/秒以上的冷却速度进行，确保碳化钒颗粒相的良好结晶和析出状态。可以利用强制空冷或强制水冷进行这样的快速冷却。按照本发明人的见解，满足上述冷却速度条件，对于使在基体金属中固溶的VC以更微细且均匀的状态结晶出或析出是非常理想的。通常，为了防止在金属部件的基体材料部分与堆焊层的界面上产生裂纹，冷却速度越慢越好，但是，按照本发明人的见解，冷却速度慢，对于使VC颗粒相的析出状态达到上述那样状态来说未必是有效的。
另外，在本发明中，作为上述冷却方法，例如，可以一边强制冷却形成堆焊层的对象金属部件一边实施上述方法。
在本发明中，可以使用横向摆动法有效地进行上述热处理。图18和19分别是使用等离子弧焊机形成堆焊层时焊炬横向摆动图形的例子，此时的横向摆动方式可以是圆弧形(图18)或者锯齿形(图19)的往复运动。
图20是使用具有一个焊炬的等离子弧焊机形成堆焊层时的示意图。这种例子的等离子弧焊机，在焊炬主体10上设置进行等离子粉体焊接的焊炬11和向该焊炬供给原料粉末的粉体送料管13。通过控制和移动使该等离子弧焊机与金属部件20保持适当的位置关系，可以形成由上述耐蚀、耐磨性合金组成的堆焊层21。
上述金属部件表面改性方法可以适用于要求局部具有良好耐蚀性、滑动性和耐磨性的机械构件。
以往，机械结构的金属部件表面改性方法是采用CVD、PVD或利用高温热源的表面敷层或表面合金化法对金属构件的表面进行处理。例如，为了提高各种工具和塑料成形机的螺杆的耐蚀性和耐磨性，通常是将螺杆淬火，提高其硬度，然后，进行电镀处理，或者进行PVD和CVD。另一方面，作为与上述螺杆配合使用的圆筒，过去一般是对采用氮化钢材料的内壁进行氮化处理，或者在圆筒内壁全部或局部涂敷耐蚀性和耐磨性优良的自熔性合金，或者将耐蚀性、耐磨性优良的合金内衬嵌入的方法。
然而，上述的以往方法，由于金属部件基体材料与改性的表面层之间的结合力低，所以在受到热负荷时或在较低负荷下产生剥离或开裂等。再者，用以往方法得到的表面改性部件，在耐磨性这点上也未必完全满足要求。尤其是在上述那样的塑料成形机用的构件中，在塑料原料移动的部分(特别是原料供给部分)中，由于塑料原料的作用而使磨损变大，同时，在注塑或吐出部分中存在由原料塑料产生的气体而引起的腐蚀、损伤和在高压力下的磨损损伤问题。
采用上述的本发明的金属部件表面改性方法，表面改性层与基体材料之间的结合力是极好的，而且因为表面层的耐蚀性、滑动特性和耐磨性优良，因此本发明在像上述塑料成形机用部件中，作为要求局部耐蚀性和耐磨性的金属部件表面改性法是极其有用的。
下面根据实施例说明本发明。
在以下的例子中，实施例1-6是以横向摆动方式形成耐蚀、耐磨性合金或堆焊层的例子，实施例7-9是用等离子粉体焊接机实施时的例子。
实施例1
按重量比，在由C 0.2％、Si 0.6％、Cr 26.5％、Ni 2.7％、Mo 5.4％、Fe 0.3％，其余基本上为Co组成的Co基合金粉末(基体金属粉末)中分别加入20％、25％和40％(重量比)的VC粉末(平均粒径1.7μm)，以造粒过的粉末作为合金用材料。在图1、2中示出这种造粒粉状态的一例。
这些造粒粉末的各种试料用等离子粉体焊接机进行小间距横向摆动，在接近VC熔点(约2830℃)温度加热，进行熔融，制造成本发明的耐蚀。耐磨性合金。
下表1中示出对所得各试料合金的硬度测定值。
                    表1
试料               VC的配合比              硬度
No.                (重量％)                (Hv)
1                  20                      550-620
2                  25                      750-850
3                  40                      950-1150
另外，图3、图4和图5分别是上述所得的试料1、2和3的合金的金属组织显微照片(放大倍数400倍)。在任一金属组织中，在基体金属相中都发现微细的VC颗粒相(以粒径约1μm以下为主)以均匀分布状态存在。
随后，对上述各种试料合金进行腐蚀试验。这种腐蚀试验用6N盐酸水溶液和6N硝酸水溶液作为腐蚀液来进行。所得结果示于下列表2中。
                    表2
试料                        腐蚀量(mg/cm2·hr)
No.                盐酸水溶液                硝酸水溶液
1                  0.04                      0.08
2                  0.05                      0.08
3                  0.05                      0.11
另外，还对上述各种试料合金进行了磨损试验。试验装置采用大越式磨损试验装置，配对材料是SKD-11(HRC58)，以最终载荷185N、摩擦距离600M的条件测定。结果示于图8。从该试验结果可以看出，本发明的试料合金1、2和3都显示良好的耐磨性，硬质颗粒VC的加入量越多，耐磨性越高。
实施例2
按重量比，在由C 1.2％、Si 0.6％、Mn 0.3％、Cr 4.5％、Mo 5.1％、W 6.3％、V 3.1％、Co 8.4％、其余基本上为Fe组成的Fe基合金粉末(基体金属粉末)中混合7.5％(重量)的VC粉末(平均粒径1.7μm)，制备造粒的粉末。
用这种造粒粉末，按照与实施例1相同的方法制造本发明的耐蚀、耐磨性合金。
所得试料合金的硬度是Hv 950-1000。因此，在以Fe基合金作为基体金属时，即使VC的加入量是7.5％，也能得到比Co基合金更高的硬度。
图6是本实施例所得试料合金的金属组织的显微照片(放大倍数400倍)。可以看出微细的VC颗粒相(粒径约1μm)在基体金属相中以均匀分布状态存在。
接下来，对该试料合金(No.4)用与上述实施例1相同的方法进行腐蚀试验。在盐酸水溶液中腐蚀量(mg/cm2·hr)是0.08，在硝酸水溶液中是62.8。
另外。对上述试料合金(No.4)进行磨损试验。用大越式磨损试验装置作为试验装置，配对材料是SKD-11(HRC58)，以最终载荷185N、摩擦距离600M的条件测定。结果示于图8中。从试验结果可以看出，上述试料合金也显示良好的耐磨性。
实施例3
按重量比，在由C 0.042％、Si 0.30％、B 0.008％、Cr 20.50％、Fe 0.27％、Mn 0.29％、Ti 2.70％、其余基本上为Ni组成的Ni基合金粉末(基体金属粉末)中混合19％(重量)的VC粉末(平均粒径1.7μm)，制成粉末混合物。将该粉末混合物试料用等离子粉末焊接机、以与实施例1相同的方法进行热处理，制造本发明的耐蚀、耐磨性合金。
所得试料合金的硬度是Hv510-590。
图7是本实施例所得试料合金的金属组织显微照片(放大倍数400倍)。可以看出微细的VC颗粒相(粒径约1μm)在基体金属相中以均匀分布状态存在。
然后，以与上述实施例1相同的方法对该试料合金(No.5)进行腐蚀试验。在盐酸水溶液中腐蚀量(mg/cm2·hr)是0.06，在硝酸水溶液中是0.09。
对上述试料合金(No.5)还进行了磨损试验。使用大越式磨损试验装置作为试验装置，配对材料是SKD-11(HRC58)，以最终载荷185N、摩擦距离600M的条件测定。结果示于图8中。从该试验结果看出，上述试料合金显示良好的耐磨性。
对比例
将下述表3中所示组成的基体金属粉末和平均粒径70μm的硬质颗粒粉末混合，按照与实施例1相同的条件，用等离子粉末焊接机进行横向摆动操作，将各种试料加热到硬质粉末的熔点(约2730℃)以上温度进行熔融。熔融后自然冷却，制造含有硬质颗粒的合金。
对所得各试料合金(A、B和C)的硬度测定值示于表3中。
                              表3
                             基体金属的组成     硬质颗粒
     试料                    (重量％)           (重量)％
A    0.6Si、26.5Cr、0.3Fe、0.2C、2.7Ni、5.4Mo、Co余量  VC25
B    0.6Si、26.5Cr、0.3Fe、0.2C、2.7Ni、5.4Mo、Co余量  VC40
C    0.6Si、26.5Cr、0.3Fe、0.2C、2.7Ni、5.4Mo、Co余量  VC50
所得各试料合金(A、B和C)的硬度(Hv)分别是550-600、600-750、650-750。
另外，按照与实施例1相同的方法对上述各试料进行了腐蚀试验。结果列于下述表4中。
                    表4
试料                   腐蚀量(mg/cm 2 ·h)
No.             盐酸水溶液              硝酸水溶液
A                  0.05                      0.07
B                  0.04                      0.08
C                  0.04                      0.09
按照与实施例1相同的方法还对上述各试料A、B和C进行了磨损试验。结果示于表9中。
比较图8和图9可以看出，对于使用实施例的造粒的粉末和使用对比例的物理混合的粉末来说，即使加入相同的VC，由于粒径差的原因，前者的磨损量较小。即具有优良的耐磨性。
比较图9时由此也可以推测，析出的VC粒径偏差在10-50μm程度，其中含有未熔融的VC颗粒，使耐磨性降低的物质。
实施例4
按重量比，在由C 0.15-0.35％、Si 0.90-1.30％、Mn 1.00％以下、P 0.030％以下，S 0.030％以下、Ni 2.50-3.50％、Cr 24.0-28.0％、Mo 5.00-6.00％、Fe 1.50％以下、其余为Co组成的Co基合金粉末与以VC为主要成分的粉末混合造粒时，分别加入20％、25％、40％(重量)VC粉末(平均粒径1.7μm)。
用等离子粉体焊接机将这些造粒粉末通过横向摆动堆焊在钢铁材料(SCM440)上，在该钢铁材料表面上形成耐蚀、耐磨性合金层。等离子粉末焊接操作条件如下：
电流：140A，电压：40V，等离子气体量：1.4l/min、保护气体量：16l/min、粉末气体量：3.1l/min、粉末送料量：11.8g/min、横向摆动次数：46次/分、横向摆动幅度：7mm、焊接速度：80mm/min、幅度：8mm。
在上述实施例中所供给的造粒粉末的粒度是160-250目(95-63μm)粒度分布峰值是-200目(-74μm)。
图10-图12(分别对应加入20％(重量)、25％(重量)和40％(重量)的VC)是这样得到的堆焊部的断面的金属组织的显微照片，可以看出粒径1μm以下的VC颗粒均匀地弥散析出(放大倍数400倍)。
对这样得到的表面改性金属部件的剥离强度和剪切强度的测试结果示于下列表5。
                         表5
VC加入量                剥离强度
(重量％)                (kgf/mm2)               MPa
20                      54                       5.3
25                      53                       5.2
40                      49                       4.8
另外，上述表面改性金属部件的硬度测试结果示于图13-图15(分别对应于加入20％(重量)、25％(重量)、40％(重量)的VC)中。此外，腐蚀试验结果与上述实施例1中的结果相同。
从上述试验结果可以看出，本发明的金属部件，消除了(1)现有技术中存在的问题，即基体材料与堆焊部之间的结合强度不足，(2)因加入颗粒的粗大化、分布状态不均等而引起的耐磨性降低，具有优良部件性能。
实施例5
采用与实施例4中相同的材料和方法，制成部件表面改性的注塑成形用螺杆。图16是这种注塑成形用螺杆30的外观。将这样得到的注塑成形用螺杆与按照以往方法在淬火硬化后表面镀硬质铬的注塑成形用螺杆进行对比试验。此时的耐用寿命试验以用上述以往方法表面改性的螺杆的耐用寿命作为基准，以本发明的螺杆的耐用寿命与之相比的比值作为耐用寿命此。本发明的注塑成形螺杆的耐用寿命比是3.5，而用以往方法得到的注塑成形用螺杆的耐用寿命比是1.0。
上述结果表明，按照本发明的注塑成形用螺杆的耐用寿命与现有技术相比，已有显著改进。
实施例6
采用与实施例4中相同的材料和方法，制成部件表面改性的注塑成形用圆筒。图17表示这种注塑成形用圆筒的断面图。图中符号1是圆筒主体，2是塑料原料供给口，3是作为表面处理对象部分的圆筒内壁。
将这样得到的注塑成形用圆筒与按照以往方法在由SACM645构成的注塑成形用圆筒主体的内表面进行氮化处理的注塑成形用圆筒进行对比试验。此时的耐用寿命试验以用上述以往方法表面改性的圆筒的耐用寿命作为基准，以本发明的圆筒的耐用寿命与之相比的比值作为耐用寿命比。按照本发明的注塑成形用圆筒的耐用寿命比是3.6，而用以往方法得到的注塑成形用圆筒的耐用寿命比是1.0。
上述结果表明，按照本发明的注塑成形用圆筒的耐用寿命与以往者相比，已有显著改进。
实施例7
按重量比，在由C 0.2％、Si 0.6％、Cr 26.5％、Ni 2.7％、Mo 5.4％、Fe 0.3％、其余基本上为Co组成的Co基合金粉末(基体金属粉末)中混合20％(重量)VC粉末(平均粒径1.7μm以下)。
用图20所示等离子粉体焊接机将这些粉末混合物试料制成本发明的耐蚀、耐磨性合金。冷却速度控制在100℃/S以上。
所得各试料合金的硬度测定值是580-650。
另外，图21是所得合金的金属组织的显微照片(放大倍数400倍)。可以看出，微细的VC颗粒相(以粒径约1μm以下为主)在基体金属相中以均匀分布状态存在。
随后，对上述试料合金进行了腐蚀试验。用6N盐酸水溶液和6N硝酸水溶液作为腐蚀液进行这种腐蚀试验。所得结果示于下列表6。
                      表6
               腐蚀量(mg/cm2·h)
        盐酸水溶液            硝酸水溶液
        0.05                   0.09
对上述各试料合金还进行了磨损试验。使用大越式磨损试验装置作为试验装置，配对材料是SKD-11(HRC58)，以最终载荷185N摩擦距离600M的条件测定。结果示于图24中，从该试验结果可以看出，本发明的合金显示良好的耐磨性。
实施例8
使用在与实施例2相同的Fe基合金制成的中空管内充填密封VC粉末而制成的管状焊丝(直径φ1.6mm，VC粉末充填率约30％)，在图20所示等离子线材焊接机和相同机种上使用线材送给手段，形成本发明的合金。焊接条件是：焊接速度160mm/min，焊接电流160A，电弧电压22V。
所得各试料合金的硬度测定值是Hv750-800。
图22是所得合金的金属组织显微照片(放大倍数400倍)。可以看出，微细的VC颗粒相(以粒径约1μm以下为主)在基体金属相中以均匀分布状态存在。
耐蚀性和磨损试验结果如下。相对于6N盐酸水溶液的腐蚀量是0.12mg/cm2·h。以与实施例7相同的条件、用大越式磨损试验机进行了磨损试验，其结果示于图24。
实施例9
使用与实施例3相同的Ni基合金粉末和VC粉末，并且使用图20所示等离子粉体焊接机制成本发明的合金。
所得各试料合金的硬度测定值是Hv550-650。
另外，图23是所得合金的金属组织的显微照片(放大倍数400倍)。可以看出，微细的VC颗粒相(以粒径约1μm以下为主)在基体金属相中以均匀分布状态存在。
采用与实施例7相同方法进行的磨损试验结果如图24中所示。
另外，相对于6N盐酸水溶液的腐蚀量是0.01mg/cm2·h，相对于6N硝酸水溶液的腐蚀是0.07mg/cm2·h。
本发明的合金的耐蚀性和耐磨性与以往者相比显著提高，且能维持稳定的水平。另外，采用本发明的合金制造方法，用一次熔化即可使碳化钒完全熔融，并能使5μm粒径以下的微细颗粒相均匀析出和结晶，用较少的工序可以提高合金的耐蚀性和耐磨性，同时显著提高各种金属部件的加工寿命、耐久性。再有，本发明的合金用材料在容易制造上述合金上是合适的，除粉末混合物外，作为管状焊丝可根据各种焊接机、焊接条件自由选择，因此可以提高实用性。

Claims (2)

1.一种耐蚀、耐磨性优良的合金制造用材料，它是在从Fe基合金、Co基合金和Ni基合金中至少选择一种组成的基体金属构成的管中充填粒径10μm以下的VC粉末而构成的管状焊丝。
2.一种耐蚀、耐磨性优良的合金制造用材料，它是在从Fe基合金、Co基合金和Ni基合金中至少选择一种组成的基体金属与粒径10μm以下的VC粉末混合而成的粉末混合物。
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