JP5788637B2 - 高硬度／高耐磨耗性の鉄系肉盛溶接部材料 - Google Patents

Description

本開示は、合金を形成する鉄系ガラスに関し、様々な硬化溶接肉盛用途技術のための供給原料を製造するための合金の製造方法に関する。本願は、マクロ複合体を形成するための巨視的な混合を必要とすることなく、従来の工業的加工方法を用いて工業製品に加工し得る、目標の合金化学物質にも関する。

肉盛溶接部の材料は、ニッケル（若しくはニッケル合金）系、コバルト（若しくはコバルト合金）系、又は鉄（若しくは鉄合金）系であってよい適切なバインダーに、様々な体積分率（すなわち、一般に１５から９０原子％の硬質粒子）で組み入れることのできる炭化物（すなわちＷＣ、ＶＣ、Ｃｒ_３Ｃ_２、Ｃｒ_２３Ｃ_６、ＴｉＣ、ＨｆＣ等）、ホウ化
物（ＴｉＢ_２、ＺｒＢ_２等）、ホウ炭化物（Ｍ（ＢＣ）_２、Ｍ（ＢＣ）_３、Ｍ_２３（ＢＣ）_６等）、窒化物（すなわち、ＢＮ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等）、及び／又はダイヤモンド様な他の特定の硬質相等を含みうる硬質粒子から出発することにより開発され得るマクロ複合体であり得る。バインダーは、マトリックスを提供し、硬質粒子が完全に溶解しないうちはそれをとらえるのに十分なだけその表面を濡らすことによりその硬質粒子を保持することができる。バインダーは、複合体が使用中に適切に機能することを可能にする、ある程度の靭性／亀裂耐性をも提供し得る。

代表的な実施形態は、硬化溶接肉盛用途に使用することができる金属合金組成物に関する。この合金組成物は、鉄及びマンガンから構成されるベース金属３５から６５原子％、ホウ素、炭素、ケイ素又はそれらの組み合わせから選択される格子間元素１０から５０原子％、クロム、モリブデン、タングステン又はそれらの組み合わせから選択される遷移金属３から３０原子％、並びにニオブ１から１５原子％を含み得る。この組成物は、複合ホウ化物、複合炭化物又はホウ炭化物の相を含む、α−Ｆｅ及び／又はγ−Ｆｅの延性マトリックスを形成し得る。

さらに代表的な実施形態も、硬化溶接肉盛用途に使用することができる金属合金組成物に関する。この合金組成物は、鉄及びマンガンから構成されるベース金属４４．２から５５．４原子％、ホウ素、炭素、ケイ素及びそれらの組み合わせの群から選択される格子間元素２０．２から３９．３原子％、クロム、モリブデン、タングステン及びそれらの組み合わせの群から選択される遷移金属１３．３から２０．５原子％、並びにニオブ３．２から４．４原子％を含み得る。

追加の代表的な実施形態は、基板の硬化肉盛方法に関する。この方法は、鉄及びマンガンから構成されるベース金属３５から６５原子％、ホウ素、炭素、ケイ素及びそれらの組み合わせの群から選択される格子間元素１０から５０原子％、クロム、モリブデン、タングステン及びそれらの組み合わせの群から選択される遷移金属３から３０原子％、並びにニオブ１から１５原子％を含む組成物を提供することと、基板上にその組成物を溶接することとを含み得る。

例証の目的のために提供され、本発明のいかなる態様をも制限するものと考えるべきではない、添付の図を参照することにより、以下の詳細な説明をより良く理解することができる。

図１は、２つの異なる冷却速度で凝固させた合金６の代表的なＤＴＡスキャンを図解し、上の曲線は速い冷却速度を図解し、下の曲線は遅い冷却速度を図解する。ガラスから結晶への変質ピークを明瞭に見ることができる点に注意されたい。 図２は、Ｆｅ＋Ｍｎ（左部）、Ｂ＋Ｃ＋Ｓｉ（中央左）、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ（中央右）及びＮｂ（右部）の関数として、代表的な溶接合金化学物質の原子パーセントを描いたグラフである。 図３は、２つの異なる冷却速度で凝固させた、合金５のガス噴霧粉末の代表的なＤＴＡスキャンを図解し、上の曲線は１５から５３μｍの粉末、下の曲線は５３から２５０μｍの粉末である。ガラスから結晶への変質ピークを明瞭に見ることができる点に注意されたい。 図４ａは、３．５ポンド／時間で付着させた、合金５のＰＴＡＷ肉盛溶接部の代表的な実験Ｘ線回折パターンを図解する。 図４ｂは、３．５ポンド／時間で付着させた、合金５のＰＴＡＷ肉盛溶接部の代表的なリートベルト精密化Ｘ線回折パターンを図解する。 図５ａは、１８．０ポンド／時間で付着させた、合金５のＰＴＡＷ肉盛溶接部の代表的な実験Ｘ線回折パターンを図解する。 図５ｂは、１８．０ポンド／時間で付着させた、合金５のＰＴＡＷ肉盛溶接部の代表的なリートベルト精密化Ｘ線回折パターンを図解する。 図６ａは、３．５ポンド／時間で溶接した、合金５のＰＴＡＷ試料の、低倍率での代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図６ｂは、３．５ポンド／時間で溶接した、合金５のＰＴＡＷ試料の、高倍率での代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図７ａは、１８．０ポンド／時間で溶接した、合金５のＰＴＡＷ試料の、低倍率での代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図７ｂは、１８．０ポンド／時間で溶接した、合金５のＰＴＡＷ試料の、高倍率での代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図８ａは、３．５ポンド／時間で溶接した、合金５のＰＴＡＷ試料の、低倍率での代表的なＳＥＭ二次電子顕微鏡写真を図解する。 図８ｂは、３．５ポンド／時間で溶接した、合金５のＰＴＡＷ試料の、高倍率での代表的なＳＥＭ二次電子顕微鏡写真を図解する。 図９は、２パス肉盛溶接部磨耗板の形での代表的な合金５のＧＭＡＷ 硬化肉盛付着物の図を図解する。 図１０ａは、１パス試料である、磨耗試験後の代表的な合金５のＧＭＡＷ肉盛溶接部を図解する。 図１０ｂは、２パス試料である、磨耗試験後の代表的な合金５のＧＭＡＷ肉盛溶接部を図解する。 図１１ａは、合金５のＧＭＡＷ試料の代表的な実験Ｘ線回折スキャンを図解する。 図１１ｂは、合金５のＧＭＡＷ試料の代表的なリートベルト精密化Ｘ線回折スキャンを図解する。 図１２ａは、合金５の代表的なＧＭＡＷ溶接部構造を示す、構造を示す低倍率での代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図１２ｂは、合金５の代表的なＧＭＡＷ溶接部構造を示す、高倍率のマトリックス相の代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図１２ｃは、合金５の代表的なＧＭＡＷ溶接部構造を示す、高倍率の主要なホウ炭化物相の類型１の代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図１２ｄは、合金５の代表的なＧＭＡＷ溶接部構造を示す、高倍率のホウ炭化物相の類型２の代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図１３は、基材からベース金属の中へのビッカース微小硬度の変化を示す、合金５の１パスＧＭＡＷ肉盛溶接部の代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。 図１４は、基材からベース金属の中へのビッカース微小硬度の変化を示す、合金６の２パスＧＭＡＷ肉盛溶接部の代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。

本発明は、均一な性質の液体溶融物を形成し得る合金設計に関する。目標の合金化学物質を、マクロ複合体を形成するための巨視的な混合を必要とすることなく、従来の工業的加工方法を用いて工業製品に加工し得る。例えば粉末を製造するために、液体溶融物を、粉末粒子に微細化するために、噴霧等の方法を用いることができる。次いで、様々な肉盛用途の方法のための目標粉末サイズを得るために、その粉末粒子の大きさを合わせることができる。さらに、この粒子を、単独、又は市販の粉末と組み合わせて若しくは合わせて用い、様々な溶接工程のためのコアードワイヤ及び棒電極を形成することができる。

硬化肉盛のための合金設計を、化学的な配合を形成するガラスを中心に策定することができる。金属合金組成物は、ベース金属、少なくとも１種の格子間元素、少なくとも１種の遷移金属及びニオブから構成され得る。このベース金属は、鉄及びマンガンを含むことができ、この組成物の３５から６５原子パーセント（ａｔ％）の範囲で合金中に存在することができ、その範囲の全ての値及び増分を含む。格子間元素は、例えば、ホウ素、炭素及び／又はケイ素を含むことができ、この組成物の１０から５０原子％の範囲で合金中に存在することができ、その範囲の全ての値及び増分を含む。遷移金属は、例えば、クロム、モリブデン及び／又はタングステンを含むことができ、この組成物の３から３０原子％の範囲で存在することができ、その範囲の全ての値及び増分を含む。さらに、ニオブは、この組成物の１から１５原子％の範囲で存在することができる。代表的な実施形態において、ベース金属は、４４．２から５５．４原子％の範囲で存在することができ、１種又は複数の格子間元素は、２０．２から３９．３原子％の範囲で存在することができ、１種又は複数の遷移金属は、１３．３から２０．５原子％の範囲で存在することができ、ニオブは、３．２から４．４原子％の範囲で存在することができる。

［例となる合金組成物］
代表的な合金化学物質を表１に要約する。この合金は、実験スケール又は生産スケールのいずれかで製造され、次いでさらに、様々な肉盛溶接部用途の方法のために、硬化肉盛の供給原料として加工され得る。図２において、それぞれの合金の原子パーセントを、さらに、Ｆｅ＋Ｍｎ、Ｂ＋Ｃ＋Ｓｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ及びニオブの関数としてグラフで示す。このように、これらの代表的な化学物質は、全ては含まないものの、所望の特定の硬度及び耐磨耗の特性を有する、特定の精密化した構造を達成し得る化学物質にあたる。

上述のように、この合金組成物は、粉末を提供するために噴霧され得る。代表的な噴霧工程には、ガス噴霧、遠心噴霧又は水噴霧を挙げることができる。この粉末の粒子は、篩い分け、分級及び空気分級等の様々な技術を用いて大きさを合わせることができる。代表的な実施形態において、この粉末粒子の少なくとも５０％は、１０から３００μｍの範囲内に含まれることがあり、５３から１０６μｍ、５３から１５０μｍ又は４５から１８０μｍ等の範囲等の、その範囲の全ての値及び増分を含む。しかし、他の粒子サイズ範囲を考えることはでき、用途、又は所望の硬化肉盛溶接技術に依存し、その範囲が狭い又は広いことも、その粒子の大きさが大きい又は小さいこともあり得ることが理解されよう。例えば、レーザー溶融の間には、５３から１０６μｍの粒子を供給原料として用いることができ、移行性プラズマアーク溶接（ＰＴＡＷ）には、４５から１８０μｍの粉末を供給原料に用いることができる。

本明細書において考えられる粉末を、単独、又は市販の粉末と合わせて若しくは組み合わせて用いることができる。すなわち、市販の粉末を単独で用い、特定の目標の化学物質に当て、コアードワイヤの内部に入れ込み、金属粉末コアードワイヤを作製することができる。このコアードワイヤを、０．０１から０．５インチの範囲の様々な直径で製造することができ、０．０４５”、１／１６”、７／６４”、１／８”及び３／１６”等の、その範囲の全ての値及び増分を含むが、それらに限定されるものではない。このコアードワイヤを、ワイヤを使用する様々な溶接工程のための供給原料として用いることができる。ワイヤ供給材料の硬化肉盛技術の例には、ガス金属アーク溶接（ＧＭＡＷ）、金属不活性ガス（ＭＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接及びオープンアーク溶接が挙げられるが、それらに限定されるものではない。この粉末を、単独、市販の粉末とともに、又は市販の粉末と組み合わせて用い、コアードワイヤの内部に入れ込み、０．０４５”、１／１６”、５／６４”、３／３２”、１／８”及び３／１６”を含むがそれらに限定されるものではない様々な直径の棒電極を作製し、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）又は手棒溶接を含むがそれらに限定されるものではない様々な硬化肉盛方法により溶接することもできる。

この合金は、様々な合金鋼等の基板ならどれでも付着させることができる。上述のように、レーザー溶接、移行性プラズマアーク溶接（ＰＴＡＷ）、ガス金属アーク溶接（ＧＭＡＷ）、金属不活性ガス溶接（ＭＩＧ）、サブマージアーク溶接、オープンアーク溶接、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）又は手棒溶接等の様々な肉盛工程において、この合金を用いることができる。

さらに、上述のように、この合金は、実質的にガラス質の組成物を形成するように配合され得る。例えば、図１において、代表的なＤＴＡスキャンを、速い又は遅い冷却速度で加工された合金６について示す。上の曲線は、速い冷却速度で製造される合金６の代表的なＤＴＡスキャンを図解し、下の曲線は、遅い冷却速度で製造される合金６の代表的なＤＴＡスキャンを図解する。それぞれの曲線上の、単一の代表的な、ガラスから結晶への変質ピークは、６６０℃のピーク温度付近に見られる。この合金は、レーザー、ＰＴＡＷ、ＧＭＡＷ及びＭＩＧを含む様々な硬化肉盛用途のために、粉末及びワイヤの両方の形で製造することができる点にもう一度注意されたい。

ガラス合金の形成により、結晶の微細構造のスケールが精密化され得る。精密化の程度は、合金のガラス形成能力、工業的加工方法の冷却速度、全入熱、肉盛溶接付着物の厚み等を含む様々な要因に依存し得る。工業的溶接工程の平均冷却速度は、供給原料の材料の金属ガラス形成に対する臨界冷却速度よりも大きい（すなわち速い）ことがあり、金属ガラスの溶接付着物は、溶接の間に形成され得る。全入熱が、失透を引き起こすのに不十分である場合、金属ガラスの肉盛は、オングストロームスケールの微細構造で形成され得るが、全入熱が大きすぎると、部分的又は完全な失透が生じ、ナノスケールの複合的な微細構造の形成につながり得る。

金属ガラス形成に対する臨界冷却速度が、選択した工業的肉盛溶接工程の平均冷却速度より大きいと、核生成及び成長の前に、高い過冷却がさらに得られることがある。過冷却とは、凝固点を超えて液体の温度が低下し、依然として液体の形を維持することと理解することができる。過冷却は、従来の合金において得られるものよりも数百度高いことがあり、核生成のためのより大きな原動力となり得る一方で、温度依存的拡散過程の減少は、核生成頻度の増加、及び粒／相の成長時間の減少につながることがある。したがって、過冷却の程度が増加するにつれ、生成する粒／相の平均サイズは減少し得る。

それぞれの粒子中で生じ得る応力集中はより少なく、生成する亀裂は、より延性のマトリックス相で阻止され／埋められ得るため、粒／相、及びより微細な硬質粒子の大きさの減少は、肉盛溶接部の靭性の増加につながり得る。微細な粒子は、従来のマクロ複合体肉盛溶接部材料のマトリックスを優先的に摩滅することもある。例えば、従来のＰＴＡ粉末は、４５から１８０μｍの粗ＷＣ微粒子を用いて構成されることがあり、ニッケル、クロム、ホウ素及びケイ素を含有する合金であり得るニッケル系マトリックス粉末に加えることができる。生成する４５から１８０μｍ（溶解が生じないならば）のＷＣ粒子は非常に硬質であり得るが、一般に、その化学物質をベースとしたニッケルマトリックスは、Ｒｃ３５から５０であり得る。したがって、砂の様な微細な粒子が存在する場合、そのマトリックスは優先的に摩滅され、ＷＣ硬質相の引抜につながることがある。

達せられた過冷却、臨界冷却速度、全入熱等に依存して、より微細な大きさの硬質粒子が、溶接中にその場で形成され得る。失透ガラスの極端な場合においては、硬質な炭化物、ホウ化物、ホウ炭化物及び／又は窒化物の微粒子は、５から１００ｎｍの大きさであり得る。高い過冷却が達せられ得る他の場合においては、硬質相のスケールが４００から１０００ｎｍ（すなわち１μｍ）であり得る。限定的な過冷却が達せられ得る他の場合においては、硬質相のスケールが１０００ｎｍから２５０００ｎｍ（すなわち２５μｍ）であり得る。このように、ほとんど全ての場合において、硬質微粒子のスケールは、従来の市販の硬化肉盛材料において達せられるスケールより微細であり得る。硬質粒子の大きさがより微細に分布する場合、研磨条件下でのマトリックスの優先的な摩滅を防止することができる。

微細構造のスケール減少の他に、析出物の体積分率は、一般に、従来の取組み方により得ることができない高い水準にまで増加し得る。例えば、事例により示され得るように、様々な高体積分率の、硬質なホウ化物、炭化物及び／又はホウ炭化物の析出物を、硬質相が１５％より多く少なくとも７５％以下である範囲で、溶接中に析出させることができる。従来のＰＴＡ硬化肉盛マクロ複合体粉末の中においては、硬質金属とバインダーは、いかなる比率でも容易に混合され得るが、不十分な濡れ及び脆性の問題のため、一般に、６５％以下だけの硬質金属が用いられ得る。コアードワイヤにおいては、体積の制限のため、金属ワイヤの芯の中央にまで組み入れられ得る硬質相はより少ない。例えば、０．０１インチから０．５インチの範囲で金属のコアードワイヤを作製する際の最大充填比率は、一般に、３５％、４０％及び４５％であり、それぞれ、０．０４５”、１／１６”及び７／６４”等、その範囲の全ての値及び増分を含む。

本明細書における合金は、より高い溶接速度（すなわち、ワイヤ供給溶接におけるインチ毎分（ＩＰＭ）、又は粉末供給系におけるポンド毎時（ポンド／時間，ｌｂ／ｈｒ））で利用され得る。従来のマクロ複合体肉盛溶接部材料の中において、複合体混合物の中に加えられる硬質微粒子は、しばしば、分解され、完全若しくは部分的に溶解され、及び／又はより脆い若しくは柔軟である劣った相の二次的な析出を引き起こすことがあるので、付着速度がより速いときには、問題が生じ得るより高い入熱が必要となることがある。目下意図された合金の配合において、硬質の粒子は、凝固する間に形成されることがあり、したがって、これらの点は問題を引き起こさないことがある。

この合金は、一度基板に付着したら、約６４Ｒｃよりも大きい、並びに６４Ｒｃよりも大きい全ての値及び範囲の硬度値を示し得る。この合金の最大硬度は、ベース金属表面の２５０ミクロン以内に生じ得る。さらに、ベース金属４４．２から５５．４原子％、少なくとも１種の格子間元素２０．２から３９．３原子％、少なくとも１種の遷移金属１３．３から２０．５原子％、及びニオブ３．２から４．４原子％の代表的な組成物を利用して、約Ｒｃ６８よりも高い硬度を得ることができる。また、基板上に付着されると、この合金は、０．２０ｇ未満の質量減少を有する、ＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａ（６０００サイクル）により測定される耐磨耗性を示し、０．１、０．０８等、その中の全ての値及び増分を含み得る。ベース金属４４．２から５５．４原子％、少なくとも１種の格子間元素２０．２から３９．３原子％、少なくとも１種の遷移金属１３．３から２０．５原子％、及びニオブ３．２から４．４原子％の代表的な組成物をもう一度利用して、０．０８ｇ未満の耐磨耗性を得ることができる。さらに、上述のように、この合金は、複合ホウ化物（すなわち、Ｍ_２Ｂ及びＭ_３Ｂ、式中、Ｍは、合金組成物中に存在する遷移金属であり得る）、複合炭化物（Ｍ_１Ｃ_１及びＭ_２３Ｃ_６、式中、Ｍは、合金組成物中に存在する遷移金属であり得る）及び／又はホウ炭化物の相を含むα−Ｆｅ及び／又はγ−Ｆｅの相からなる延性マトリックスを含み得る。さらに、合金の硬度及び磨耗の特性の代表的な実施形態を以下に記載する。

［肉盛溶接部の硬度］
表１に示されたこの合金の肉盛溶接部の硬度を、ロックウエルＣで測定した。表２、３、４及び５においては、ＧＭＡＷを用いて溶接された１パス及び２パスの肉盛溶接部の硬度を示す。１／１６”、０．０４５”及び７／６４”の３つの異なる直径のワイヤから作製した硬化肉盛付着物における、合金５の硬度を示すことに注意されたい。また、７／６４”の肉盛溶接部のデータは、オープンアーク条件（すなわち、カバーガスなし）で溶接された試料についてのものであることに注意されたい。表６及び７においては、１パス及び２パスのＰＴＡＷ肉盛溶接部の硬度を示す。このように、正確な測定値を得るのには柔軟すぎた合金９、及び脆すぎた合金１を除いて、示した全ての合金は、Ｒｃ６４よりも高い硬度を示した。さらに、これらの合金の大部分は、Ｒｃ６８よりも高い硬度を達成し、合金６、合金２、合金３及び合金５を含む一部の合金はＲｃ７０を上回った。

また、これらの表において概説されるようにして達せられた高硬度は、希釈の効果に関係なく、２パスの試料のみならず１パスの試料においても達成されたことに注意されたい。従来の肉盛溶接部材料においては、少なくとも第２及び第３の肉盛層まではしばしば高硬度及び耐摩耗性が得られず、これは溶接される下地の基板材料から希釈の効果によるものであり得る。表２から７の全ての試料について、溶接による付加物をほとんど得ない又は得ることがないように、「無添加（ｂｌａｎｋ）」のＡ３６鋼により溶接を行ったことに注意されたい。この合金における１パス硬度が高いのは、希釈が生じえないからではなく、その代わりに、合金が「重複溶接」されているからであり得る。つまり、この合金は、希釈が生じ得ることを考慮し、この合金をそれに応じて調整することで、最大硬度を得ることが可能になり得る。

［肉盛溶接部の耐磨耗性］
肉盛溶接部の耐磨耗性は、Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａの条件下での乾燥ラバー砥石の砂磨耗ＡＳＴＭ Ｇ６５標準に従い、ファレックス摩擦磨耗試験機を用いて測定した。Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａは、６０００サイクル継続の試験を含むことに注意されたい。ＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａの試験を行った後、その後に続く別のＰｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａの試験を、１回目の磨耗痕に直接行った。表８及び９に、選び出したＡＳＴＭ Ｇ６５質量減少の結果を、１及び２パスのＧＭＡＷ、並びに１パスのＰＴＡＷの肉盛溶接部試料についてそれぞれ示す。測定された質量減少は、非常に高い磨耗率を示し、全ての試料は０．２０ｇ未満の質量減少を示したことに注意されたい。合金３、合金４、合金５、合金６の合金を含む特定の場合において、測定された質量減少は０．１８グラム未満であり、非常に低い磨耗率に相当する。

［実施例］
以下の実施例は、情報を提示する目的で提供するものであり、本発明の範囲、すなわち添付の特許請求の範囲を制限するように解釈されることを意図したものではない。

［ＰＴＡ肉盛溶接部］
合金５を、アルゴンを用いて不活性ガス噴霧し、平均の大きさ（ｄ５０）が９２．５μｍであり、１から２５０μｍの分布をもつ粉末を製造した。図３に、１５から５３μｍ、及び５３から２５０μｍの２つの異なる粉末サイズのＤＴＡスキャンを示す。両方の場合において、ガラスから結晶へのピークが見られ、出発の粉末は少なくとも部分的に非晶質（すなわち、金属ガラスを含有する）であることが示された。この粉末は、いくつかの異なる大きさで篩い絞り込み、ＰＴＡＷ溶接に適切な５３から１５０μｍの供給原料粉末を得た。この供給原料粉末を、移行性プラズマアーク溶接し、Ｅｕｔｅｃｔｉｃ社ＧＡＰ ３７５ ＰＴＡ溶接システムを用い、Ａ３６鋼の上に１パスの硬化肉盛付着物を形成した。この粉末を、３．５及び１８．０ポンド／時間の２つの異なる付着速度で溶接した。この付着物の、ロックウエルＣ硬度、及びＡＳＴＭ Ｇ６５乾燥砂ラバー砥石の耐磨耗性（Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａ）を測定し、表１０に示す。このように、非常に高い硬度（約Ｒｃ７０）、及び非常に低い磨耗率（約０．０５〜０．０７ｇの質量減少）を得た。

この肉盛溶接部付着物の微細構造を、Ｘ線回折を用いて、存在する相を主に同定し特定し、ＳＥＭで後方散乱電子を用いて、存在する相の大きさ及び分布を主に示すことにより分析した。Ｘ線回折の図は、リートベルト解析を用いて存在する相を同定し、さらに分析した。図４ａ及び４ｂにおいて、３．５ポンド／時間で付着した合金５のＰＴＡＷ肉盛溶接部の例となる実験での（ａ）及びリートベルトで精密化された（ｂ）Ｘ線回折パターンを示す。図５ａ及び５ｂにおいて、１８．０ポンド／時間で付着した合金５のＰＴＡＷ肉盛溶接部の例となる実験での（ａ）及びリートベルトで精密化された（ｂ）Ｘ線回折パターンを示す。表１１において、同定された相及び格子パラメータを、３．５及び１８．０ポンド／時間の両方の試料について示す。両方の試料について、同じ相が見られたが、異なる格子パラメータをもつことに注意されたい。この結果は、複合ホウ化物（すなわち、Ｍ_２Ｂ及びＭ_３Ｂ）及び複合炭化物（すなわち、Ｍ_１Ｃ_１及びＭ_２３Ｃ_６）の部分が、α−Ｆｅ及びγ−Ｆｅの相の両方からなる延性マトリックス中に存在したことを示す。

３．５及び１８．０ポンド／時間の合金５のＰＴＡＷ試料のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を、図６ａ、６ｂ、７ａ及び７ｂに示す。図６ａ及び６ｂは、ａ）低倍率及びｂ）高倍率での、３．５ポンド／時間で溶接した合金５のＰＴＡＷ試料のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。図７ａ、７ｂは、ａ）低倍率及びｂ）高倍率での、１８．０ポンド／時間で溶接した合金５のＰＴＡＷ試料のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を図解する。これらの図において、立方晶の、正方晶の及び不規則な形状を含む様々な形状である一連の炭化物及びホウ化物の析出物を見出すことができる。形成された様々な相の限定的なＥＤＳ調査により、これらの相の多くが、ホウ素及び炭素の両方を含有することが示され、それらは、明確な複合的なホウ化物又は炭化物というより、複合ホウ炭化物の相と考えられ得ることが示されることに注意されたい。これらのホウ炭化物の相のスケールは様々であるが、一般に、幅２から１０μｍ、長さ１０から６０μｍの大きく主要な長方状の相、２から１０μｍ大の中位の立方状、及び３００ｎｍから１０００ｎｍ大の小さな二次析出物の、３種類の大きさであることが見出される。

二次電子を用いたＡＳＴＭ Ｇ６５磨耗試験後に、磨耗痕を調査した。二次電子は、試料中の高さの変化を図解し得るので有用である。図８ａ及び８ｂにおいて、３．５ポンド／時間の合金５のＰＴＡ試料のＡＳＴＭ Ｇ６５磨耗試験後の磨耗痕表面の二次電子画像を２つの異なる倍率で示す。このように、微小スケールの水準で、それぞれの相の優先的な磨耗を見ることはできないが、その代わりに、均一な磨耗痕が現れている。ＡＳＴＭ Ｇ６５試験における標準的な砂は、２１２から３００μｍ大の粗い砂であるＡＦＳ ５０／７０であることに注意されたい。合金５のＰＴＡ試料において見出される、硬質なホウ化物、炭化物及びホウ炭化物の相は、試験用砂の長さスケールよりもかなり微細であるため、より柔軟なマトリックス（すなわち、α−Ｆｅ及びγ−Ｆｅ）の優先的な磨耗は生じないことがある。

［ＧＭＡＷ肉盛溶接部］
合金５を、硬化肉盛に適した供給原料であり得る、直径１／１６”（１．６ｍｍ）の連続的な金属コアードワイヤとして製造した。この合金５のコアードワイヤを、Ｍｉｌｌｅｒ社Ｄｅｌｔａ−Ｆａｂ ＭＩＧ溶接システムを用い、Ａ３６基板上に硬化肉盛部として付着させた。この硬化肉盛を、幅広いパラメータ範囲にわたって付着させたが、この実施例における結果に用いたパラメータを表１２に示す。合金５の２パスＧＭＡＷ肉盛溶接部磨耗板（外形寸法８”×８”）の図を、図９に示す。

合金５の１パス及び２パスＧＭＡＷ肉盛溶接部試料の硬度を、ロックウエルＣを用いて測定し、その結果を表１３に要約する。このように、非常に高い硬度が得られ、その平均はＲｃ７１を超えた。合金５のａ）１パス及びｂ）２パスのＧＭＡＷ試料の図を図１０ａ及び１０ｂに示し、ＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａに従って得られた磨耗試験の結果を表１４に示す。さらに、１回目の磨耗痕に、２回目の６０００サイクルの測定を行ったことに注意されたい。このように、非常に低い磨耗率が得られ、０．０５から０．０７ｇの質量減少が見出された。

肉盛溶接部付着物の微細構造を、Ｘ線回折を用いて存在する相を同定し、ＳＥＭで後方散乱電子を用いて存在する相の大きさ及び分布を示すことにより分析した。Ｘ線回折図を、リートベルト解析を用いて存在する相を同定してさらに分析した。図１１ａに、合金５の２パスＧＭＡＷ試料のＸ線回折図を示す。図１１ｂに図解するリートベルトの精密化の後に、その合金中の相を同定し、図１５に示す。この結果により、α−Ｆｅ及びγ−Ｆｅの相の両方からなる延性マトリックス中に、複合ホウ化物（すなわち、Ｍ_２Ｂ）及び複合炭化物（すなわち、Ｍ_１Ｃ_１及びＭ_２３Ｃ_６）の部分が存在することが示される。

合金５のＧＭＡＷ試料のための倍率の範囲でのＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を、図１２ａ、１２ｂ、１２ｃ及び１２ｄに示す。これらの図においては、立方晶の、正方晶の及び不規則な形状を含む様々な形状である一連の炭化物及びホウ化物の析出物を見出すことができる。形成された様々な相の限定的なＥＤＳ調査により、これらの相の多くが、ホウ素及び炭素の両方を含有することが示され、それらは、明確な複合ホウ化物又は炭化物ではなく、複合ホウ炭化物の相と考えるのが最も良いかもしれないことが示されることに注意されたい。これらのホウ炭化物の相のスケールは様々であるが、一般に、幅５から２０μｍ、長さ５０から１７５μｍの大きく主要な長方状の相、１０から２０μｍ大の中位の立方状、及び５００ｎｍから１．５μｍ大の小さな二次析出物の、３種類の大きさで見出される。

［ＧＭＡＷ肉盛溶接部−拡散の効果］
合金５及び合金６の２種類の合金を、Ａ３６鋼基板上に別々にＧＭＡＷ溶接した。溶接パラメータを表１２に示す。肉盛溶接部の試料を切り、断面内に取り付けられた。ビッカース（ＨＶ３００）微小硬度測定を、ベース金属の内部から肉盛溶接部の部分を通り、直線状に一定の間隔で行った。横断的な微小硬度測定の結果を表１６に示す。Ａ３６ベース金属は、柔軟で約２１５の平均硬度をもつが、肉盛溶接部は、はるかに硬く、一般に９４０から１３３０の硬度をもつ。表中のデータが示すように、肉盛溶接部の硬度は、希釈層から離れて１又は２回の硬度測定で得られる。

図１３及び１４に、それぞれ合金５及び合金６の、ベース金属／肉盛溶接部の界面から、肉盛溶接部の中への代表的なＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真を示す。硬度測定値の差は、硬度のへこみの大きさから容易に識別することができ、表１６における点の番号からそれぞれの点の位置が示されることに注意されたい。合金５の１パスの場合においては、ベース金属界面から４１ミクロンで高い硬度が得られることを見ることができる。Ｒｃ６８は、ＨＶ３００の９４０にほぼ相当し、これを、肉盛溶接部金属の中における非常に高硬度な点と考えられ得ることに注意されたい。合金６の２パスの溶接においては、微小硬度の点間隔がより大きいものの、ベース金属界面から２１０μｍの点で高硬度を得たことが明らかであるが、微細構造は、４１から２１０μｍの距離の範囲で類似するように見えるので、合金５の試料と類似する方法で高硬度が得られ、それは２１０μｍの点の前である可能性がかなり高い。

ＧＭＡＷ溶接パラメータに基づくと、溶接材料の希釈層は約３０％であることが予想される。１パスの厚さは約０．１５”（０．３８１ｍｍ）であるので、予期される希釈層は約１１５０μｍまで広がることが予期される。したがって、拡散により支配される拡散層が存在するが、下地の鋼基板上に溶接したときに希釈により硬度が低下しないように肉盛溶接部を設計した。これらの結果は、表２から９に多くのこれらの合金について示した、１パス及び２パスの、硬度及び磨耗の結果と一致することに注意されたい。従来のＧＭＡＷ合金において、最大の硬度及び耐磨耗性に達するには、しばしば２又は３以上のパスが必要なことがあるが、本開示に示される合金においては、最大の硬度／磨耗を１層で達することができる。

前述の記載は、本発明を例証し説明するために提供される。しかし、以上の記載は、これに添付する特許請求の範囲に記載の本発明の範囲を制限するものと考えてはならない。

Claims (11)

1. 鉄及びマンガンを含むベース金属４４．２から５５．４原子％と、
   ホウ素、炭素、ケイ素及びそれらの組み合わせの群から選択される格子間元素２０．２から３９．３原子％と、
   クロム、モリブデン、タングステン及びそれらの組み合わせの群から選択される遷移金属１３．３から２０．５原子％と、並びに
   ニオブ３．２から４．４原子％と、
   を含み、その組成が凝固点を有し、かつ前記凝固点を超えて前記組成の温度を下げて液体の形を維持することにより過冷却する状況で、析出相を含んだ実質的なガラス組成を有するように基板表面に溶接されたときに、Ｒｃ６４以上の溶接堆積物の硬度を有し、また前記基板表面の２５０ミクロン以内で最大の硬度を示し、ホウ炭化物の相を含むα−Ｆｅ及び／又はγ−Ｆｅの延性マトリックスを形成し、１５％より多く少なくとも７５％以下の前記ホウ炭化物析出物の体積分率を有し、前記ホウ炭化物相が、
   （１）幅５μｍから２０μｍ、長さ５０から１７５μｍの長方状の相、
   （２）幅２μｍから１０μｍ、長さ１０から６０μｍの長方状の相、
   （３）２μｍから１０μｍのサイズの立方状の相、
   （４）１０μｍから２０μｍのサイズの立方状の相、
   の１つ以上を有するサイズ範囲にある、金属合金組成物。
2. 前記組成物は、粉末を含み、前記粉末の少なくとも５０％が、１５から２５０μｍの範囲の粒子サイズを有する、請求項１に記載の金属合金組成物。
3. 前記組成物は、０．０１から０．５インチの範囲の直径を有するコアードワイヤの形をとる、請求項１に記載の金属合金組成物。
4. 前記組成物は、０．０１から０．５インチの範囲の直径を有する棒電極の形をとる、請求項１に記載の金属合金組成物。
5. 前記組成物を基板に付着させたときに、前記組成物が、０．２０ｇ未満のＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａ（６０００サイクル）の重量減少を有する、請求項１に記載の金属合金組成物。
6. 基板に付着させたときに、前記組成物は、Ｒｃ６８以上の溶接堆積物の硬度を有する、請求項１に記載の金属合金組成物。
7. 基板に付着させたときに、０．０８ｇ未満のＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａ（６０００サイクル）の重量減少を有する、請求項５に記載の金属合金組成物。
8. 鉄及びマンガンを含むベース金属４４．２から５５．４原子％と、
   ホウ素、炭素、ケイ素及びそれらの組み合わせの群から選択される格子間元素２０．２から３９．３原子％と、
   クロム、モリブデン、タングステン及びそれらの組み合わせの群から選択される遷移金属１３．３から２０．５原子％と、並びに
   ニオブ３．２から４．４原子％と、を含む組成物を提供するステップと、
   前記組成物を噴霧することによって、前記組成物を粉末に形成するステップであって、前記粉末が、１５μｍから２５０μｍの範囲の粒子サイズを有する、ステップと、
   噴霧された前記組成物を基板上に溶接するステップであって、その組成が凝固点を有し、かつ前記凝固点を超えて前記組成の温度を下げて液体の形を維持することにより過冷却する状況で、析出相を含んだ実質的なガラス組成を形成するステップと
   を含み、
   前記組成物を基板に付着させたときに、前記組成物がＲｃ６４以上の溶接堆積物の硬度を有し、また前記基板表面の２５０ミクロン以内で最大の硬度を示し、前記組成物はホウ炭化物の相を含むα−Ｆｅ及び／又はγ−Ｆｅの延性マトリックスを形成し、１５％より多く少なくとも７５％以下の前記ホウ炭化物析出物の体積分率を有し、前記ホウ炭化物相が、
   （１）幅５μｍから２０μｍ、長さ５０から１７５μｍの長方状の相、
   （２）幅２μｍから１０μｍ、長さ１０から６０μｍの長方状の相、
   （３）２μｍから１０μｍのサイズの立方状の相、
   （４）１０μｍから２０μｍのサイズの立方状の相、
   の１つ以上を有するサイズ範囲にある、基板の硬化肉盛方法。
9. 前記組成物を、０．０１インチから０．５０インチの範囲の直径を有するコアードワイヤの形にするステップをさらに含む、請求項８に記載の方法。
10. 前記組成物を、０．０１インチから０．５０インチの範囲の直径を有する棒電極の形にするステップをさらに含む、請求項８に記載の方法。
11. 前記溶接が、レーザー溶接、移行性プラズマアーク溶接（ＰＴＡＷ）、ガス金属アーク溶接（ＧＭＡＷ）、金属不活性ガス溶接（ＭＩＧ）、サブマージアーク溶接、オープンアーク溶接、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）、手棒溶接及びそれらの組み合わせからなる群から選択される工程をさらに含む、請求項８に記載の方法。