JP5356733B2 - 高耐食性Fe−Cr基金属ガラス - Google Patents
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金属ガラスは、加熱時に、結晶化前に明瞭なガラス遷移と広い過冷却液体温度領域を示すことが特徴である。
すなわち、金属ガラスをDSC(示差走査熱量計)を用いてその熱的挙動を調べると、温度上昇にともない、ガラス転移温度(Tg)を開始点としてブロードな広い吸熱温度領域が現れ、結晶化開始温度(Tx)でシャープな発熱ピークに転ずる。そしてさらに加熱すると、融点(Tm)で吸熱ピークが現れる。金属ガラスの種類によって、各温度は異なる。TgとTxの間の温度領域△Tx=Tx−Tgが過冷却液体温度領域であり、△Txが10〜130Kと非常に大きいことが金属ガラスの一つの特徴である。△Txが大きい程、結晶化に対する過冷却液体状態の安定性が高いことを意味する。従来のアモルファス合金では、このような熱的挙動は認められず、△Txはほぼ0である。
例えば、特許文献1には、50K以上の過冷却液体領域を有する高耐食性・高強度Fe−Cr基バルクアモルファス合金が記載され、具体例としてFe−Cr−Mo−(C,B,P)系合金が記載されている。この合金は、結晶化に対する過冷却液体の安定性が高く、非晶質形成能に優れ、耐食性や強度にも優れるという特徴を有する。
しかしながら、このFe−Cr−Mo−(C,B,P)系金属ガラスにおいても耐食性は十分満足できるというものではなく、さらなる改良が望まれるところであった。
Fe100−a−b−cCraTMb(C1−xBxPy)c ・・・(1)
[式中、TMはMo及びWから選ばれる少なくとも一種以上であり、且つW/TMの原子比が0.5〜1、5原子%≦a≦30原子%、10原子%≦b≦20原子%、10原子%≦c≦35原子%、25原子%≦a+b≦50原子%、35原子%≦a+b+c≦60原子%、0.11≦x≦0.85、及び0≦y≦0.57である。]
本発明の金属ガラスにおいて、Wが8原子%以上、さらには12原子%以上であることが好適である。
また、本発明にかかる高耐食性溶射被膜は、前記Fe−Cr基金属ガラスからなる。
本発明のFe−Cr基金属ガラスにおいて、Crは耐食性の基本となる元素である。Crは、5原子%以上30原子%以下とする。5原子%未満では、高い耐食性が得られない。30原子%を超えると、非晶質形成能が低くなる。より好ましい範囲は、10原子%以上20原子%以下である。
W/TMで示される原子比とは、TM群元素の合計量(すなわち、Mo+W)中に占めるWの割合(原子比)を意味する。W/TM比が小さすぎると、Wによる耐食性向上効果が十分発揮されない。一方、原子比が高くなるに従って耐食性は向上する傾向であるが、溶射皮膜においてはある一定以上の原子比を超えてもそれに見合った顕著な耐食性の向上は認められず、かえって溶射皮膜強度が低下するなど悪影響を及ぼすことがある。
TM群元素は、Crと同時に含有させることにより相乗的に耐食性を向上させるものであるが、本発明においては、上記のようにTM中におけるWを特定の割合で用いることにより、耐食性を顕著に向上させることができる。
TM群の元素は、5原子%以上20原子%以下とする。5原子%未満または20%を超えると非晶質形成能が低くなる。より好ましい範囲は、10原子%以上20原子%以下である。
また、金属ガラス中に結晶相が含まれると耐食性に悪影響を及ぼしやすいので、結晶相含有率は低い方がよく、金属ガラスがアモルファス単一相であることがより好ましい。
また、本発明の金属ガラスは△Txが30K以上、好ましくは50K以上であり非晶質形成能が高いので、ある程度の大きさであれば鋳造法など急冷に該当しない公知の方法によりアモルファス相のバルク体として形成することも可能である。
基材表面に薄膜を形成する方法としては、スパッタリングやCVD等があるが、これらの方法で5μm以上の被膜を形成しようとすると非常に時間がかかり、また、大面積化も難しい。
また、メッキなどの湿式系では、合金などの析出条件が難しく組成が安定しない、廃水処理が必要などといった問題がある。
溶射方法としては、例えば、大気圧プラズマ溶射、減圧プラズマ溶射、フレーム溶射、高速フレーム溶射(HVOF)、アーク溶射などがあり、特に制限されるものではない。好適な溶射方法の一つとして金属ガラス粒子を用いた高速フレーム溶射が挙げられ、高品位の溶射被膜を得ることができる。
また、溶射では通常搬送ガスとしてN2ガスが使用されるが、窒化物の形成により被膜組成や緻密性などに影響を及ぼすことがある。これは、空気(ドライエアー)、不活性ガス(Ar、He等)などを搬送ガスとして用いることにより改善される。空気では酸化の懸念があるので、最も好ましくは搬送ガスとして不活性ガスを用いる。
また、高品位の接合界面を得るためには通常基材に100℃以上の温度負荷をかけることが好適である。より好適には150℃以上であり、上限は特に規定されるものではないが、通常ガラス遷移温度以下、好ましくは400℃以下である。
また、基材は、金属ガラス溶射被膜の接合性を高めるために、通常はブラスト処理など公知の方法により基材表面の粗面化処理を施して使用する。
過冷却液体状態では、金属ガラスは粘性流動を示し、粘性が低い。このため、過冷却液体状態にある金属ガラスが基材表面に衝突すると、瞬時に薄く潰れて基材表面に広がり、厚みが非常に薄い良好なスプラットを形成することができる。そして、このようなスプラットの堆積により、緻密で連続気孔のない溶射被膜を形成することができる。
また、スプラットは過冷却液体状態のまま急速に冷却されるので、△Txが30K以上の金属ガラスであれば結晶相を生成せず、アモルファス相のみが得られる。
従って、アモルファス相の金属ガラス粒子を溶射し、金属ガラス溶射粒子が過冷却液体状態で基材表面において凝固及び積層して溶射被膜を形成すれば、均一な金属ガラスのアモルファス固体相からなり、気孔がほとんどなく連続気孔のない溶射被膜を得るのに有利である。
また、本発明の金属ガラス溶射被膜の気孔率は、2%以下とすることが好適である。気孔率が高くなると耐食性等に悪影響を及ぼすことがある。なお、気孔率については、金属ガラス層の任意の断面を画像解析し、気孔の最大面積率を気孔率として採用することができる。また、ピンホールがないことも金属ガラス層の任意の断面を画像解析することにより確認することができる。
以下、具体例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
(表1)
―――――――――――――――――――――――――――――――――――――――
試料No. 組成 W/TM(原子比)
―――――――――――――――――――――――――――――――――――――――
1 Fe43Cr16Mo16C15B10 0
2 Fe43Cr16Mo14W2C15B10 0.125
3 Fe43Cr16Mo12W4C15B10 0.25
4 Fe43Cr16Mo10W6C15B10 0.375
5 Fe43Cr16Mo8W8C15B10 0.5
6 Fe43Cr16Mo4W12C15B10 0.75
7 Fe43Cr16Mo1W15C15B10 0.94
8 Fe43Cr16W16C15B10 1.0
―――――――――――――――――――――――――――――――――――――――
得られたリボン材は、X線回折のハローパターンから、アモルファス単一相であることを確認した。なお、X線回折は、理学電機社製 RAD−3Dシステムによって測定した。
また、DSC測定において、何れのリボン材も結晶化を示す発熱ピークの前に吸熱領域(過冷却液体温度領域)が認められ、△Txは50K以上であった。なお、DSC測定は、理学電機社製 DSC8270により、昇温速度20℃/minで試料4.0mgを測定した。
代表例として、試料7のリボン材のX線回折パターン及びDSC曲線をそれぞれ図1及び図2に示す。
図3のように、TM=Moのみの場合(試料1、W/TM=0)には、電位上昇に伴って0.55V付近まで電流密度が急激に高くなり、その後は一旦電流密度が低下するものの、0.8V付近で再度急激に上昇した。よって、TM=Moのみの場合には、不動態皮膜の安定性が十分でない。
従って、Moの少なくとも一部をWで置換することによって、耐食性が著しく向上でき、特にTM中におけるWの原子比を0.25以上、さらには0.35以上とすることが好適であることが理解される。
さらに、本発明の金属ガラスを溶射し、溶射皮膜の耐食性についても調べた。
溶射用粉末は、上記試験例1で得られた母合金から、ガスアトマイズ法により粉末化し、篩で粒度<25μmに分級した粉末を用いた。なお、溶射用粉末は、X線回折のハローパターンからアモルファス単一相であることを確認した。
この溶射用粉末を、下記の条件で溶射した。得られた溶射皮膜は、X線回折のハローパターンからアモルファス単一相であることを確認した。
HVOF装置:日本ユテク社製 JP−5000
基材:SUS304L板(表面ブラスト処理仕上げ)
粉末搬送ガス:N2
燃料:灯油、5.1GPH
酸素:1800SCFH
溶射距離(溶射ガン先端から基材表面までの距離):380mm
溶射ガン移動速度:40m/分
図4のように、本発明の金属ガラスを溶射被膜とした場合には、リボン材に比べて電流密度はやや高くなるものの非常に広い不動態域を有しており、溶射皮膜であるにもかかわらず非常に優れた耐食性を発揮することが理解される。
また、リボン材ではTM中に占めるWの原子比が増大するに従って耐食性の向上が認められたが、溶射皮膜では、図4からもわかるように、試料5(W/TM=0.5)と試料7(W/TM=0.94)の溶射皮膜の間では大幅な耐食性向上は見られなかった。
本発明者らの検討によれば、溶射皮膜においては、原子比が0.5〜0.65付近で耐食性はほぼ一定となり、それ以上の原子比にしても顕著な向上は認めらなかった。逆に、原子比が1付近になると、溶射皮膜の強度が低下して脆くなる傾向があった。
従って、溶射皮膜特性の点からは、原子比を0.65以下とすることが好適である。
Claims (4)
- 過冷却液体温度領域△Txが50K以上であり、下記式(1)で示されることを特徴とする高耐食性Fe−Cr基金属ガラス。
Fe100−a−b−cCraTMb(C1−xBxPy)c ・・・(1)
[式中、TMはMo及びWから選ばれる少なくとも一種以上であり、且つW/TMの原子比が0.5〜1、5原子%≦a≦30原子%、10原子%≦b≦20原子%、10原子%≦c≦35原子%、25原子%≦a+b≦50原子%、35原子%≦a+b+c≦60原子%、0.11≦x≦0.85、及び0≦y≦0.57である。] - 請求項1記載の金属ガラスにおいて、Wが8原子%以上であることを特徴とする高耐食性Fe−Cr基金属ガラス。
- 請求項1又は2記載の金属ガラスにおいて、Wが12原子%以上であることを特徴とする高耐食性Fe−Cr基金属ガラス。
- 請求項1〜3の何れかに記載のFe−Cr基金属ガラスからなる高耐食性溶射皮膜。
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