JP5827576B2 - 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 - Google Patents

Description

本発明は、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に関する。より詳細には、酸性の土壌から出土した物の粉砕器および反応塔等のように、耐食性および耐摩耗性が優れていることが要求される用途に好適な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に関する。

粉砕器および反応塔等の処理装置において、処理の対象物中に、塩酸や硫酸等の酸が含まれていたり、処理中に処理対象物から酸が副次的に発生したりする場合がある。処理装置の処理対象物を収納する処理容器は、通常は、鋼材で成型されている。このような酸が存在すると、処理容器の内壁が腐食する、という問題がある。また、処理容器の内壁は、処理中の処理物により損耗しやすい、という問題がある。そのため、処理容器等の機械部品に使用される肉盛溶接材料には、耐食性および耐摩耗性が要求される。

従来、肉盛溶接材料としては、表１に示されるような成分や組成のＦｅ系合金やＣｏ系合金が使用されている。これらの肉盛溶接材料は、処理装置の機種および処理材の種類に応じて使い分けられている。しかしながら、これらの肉盛溶接材料は、いずれも、耐食性および耐摩耗性の点において充分な性能を有していない。

また、これらの肉盛溶接材料は、延性、靭性が低い。そのため、これらの肉盛溶接材料は、溶接施工後に肉盛溶接層にクラックが発生しやすい、という問題がある。その結果、これらの肉盛溶接材料は、溶接施工性が悪く、溶接施工後の肉盛溶接層に微細なクラックや粗大なクラックが発生する場合が多い、という問題がある。

このような溶接施工不良が発生した場合、該当箇所（溶接不良箇所）を補修する必要がある。すなわち、クラックが発生した肉盛溶接層に共材を溶接して、該クラックを穴埋めする必要がある。

しかしながら、これらの肉盛溶接材料は、補修性にも劣る。そのため、既存の肉盛溶接層に対して、新たに肉盛溶接を行った場合に、既存の肉盛溶接層にクラックが多発し、充分な補修を行うことができない、という問題がある。

また、耐摩耗性を向上させるために、溶接施工した肉盛材料表面に硬質クロムめっき層（厚さ：１０〜２００μｍ）を形成した処理容器が広く使用されている。しかしながら、これらの肉盛溶接材料は、硬質クロムめっきとの密着性が悪く、硬質クロムめっきが安定に形成できない、という問題がある。また、これらの肉盛溶接材料は、延性、靭性が低い。そのため、これらの肉盛溶接材料は、溶接施工後に、硬質クロムめっき層や肉盛溶接層にクラックが発生しやすい、という問題がある。

そこで、耐食性および耐摩耗性を向上させることを目的とする肉盛溶接材料が提案されている（特許文献１参照）。特許文献１には、６００℃以上の高温において、優れた強度、耐酸化性および耐摩耗性が要求される部材に使用される肉盛溶接材料であって、０．５〜３．０重量％のＣ、３．０〜７．０重量％のＳｉ、２５〜４５重量％のＣｒ、０〜１０重量％のＭｎ、０〜１３重量％のＮｉを含み、かつＣｒ≧−１．６Ｓｉ＋３７を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、母材上に短繊維状の微細針状炭化物により強化された肉盛溶接金属を形成する肉盛溶接材料が開示されている。

特開平１１−２２６７７８号公報

特許文献１に開示された肉盛溶接材料では、鋼材（Ｆｅ合金）が使用されている。特許文献１に開示された肉盛溶接材料では、肉盛溶接材料中におけるＣ、Ｓｉ、Ｃｕの各濃度が高く、ＩＶａ〜Ｖａ族遷移元素（Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ）を多く含有している、という問題がある。

特許文献１に開示された肉盛溶接材料は、Ｃ含有量が０．５〜３．０重量％と高いことから、破壊靭性が小さい、という問題がある。また、特許文献１に開示された肉盛溶接材料は、ＩＶａ〜Ｖａ族遷移元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ）を多く含有していることから、硬度が大きすぎる、という問題がある。このため、特許文献１に開示された肉盛溶接材料は、腐食により脆性破壊を起こしやすい、という問題がある。

また、特許文献１に開示された肉盛溶接材料は、Ｓｉ含有量が３．０〜７．０重量％と極めて高い。このため、特許文献１に開示された肉盛溶接材料は、鋼材の製造工程である熱間圧延後に、赤スケールを発生しやすく、酸洗により赤スケールを除去したとしても表面凹凸が大きくなり、表面ムラが発生する、という問題がある。赤スケールは、６００℃以上の高温においても発生する可能性がある。この場合は、赤スケールの主体であるα−Ｆｅ_２Ｏ_３の粉末が、被処理物に混入する、という問題がある。

さらに、特許文献１に開示された肉盛溶接材料は、Ｃｕ含有量の上限が７．０重量％と極めて高い。そのため、鋼材の製造工程である熱間圧延工程において、赤熱脆性が起こりやすい。その結果、熱間圧延工程を含む通常の鋼材の製法により鋼材を製造することが難しく、肉盛溶接材料の製作・供給が難しい、という問題がある。

一方、耐食性および耐摩耗性の向上を目的とする肉盛溶接材料として、Ｆｅ系合金がある。具体的には、０．２〜１．５質量％のＣ、０．５〜２．０質量％のＳｉ、０．５〜２．０質量％のＭｎ、２０〜４０質量％のＣｒ、２．０〜６．０質量％のＭｏ、０．５〜６．０質量％のＮｉ、１．０〜５．０質量％のＶ、０．５〜５．０質量％のＷを含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、肉盛溶接金属のマトリックスがフェライト相であり、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、フェライト結晶の周囲を、セメンタイトが、くるんだ状態の多結晶組織を有する肉盛溶接材料がある。
こちらの肉盛溶接材料は、耐食性および耐摩耗性が優れているが、延性、靭性について改善の余地がある。また、この肉盛溶接材料は、溶接施工性や溶接補修性についても改善の余地がある。特に、既存の肉盛溶接層を補修するために新たに盛りつけ溶接を行った場合において、盛り付け溶接範囲によっては既存の肉盛溶接層にクラックが発生する場合もあり、補修手順が煩雑になる場合がある。また、この肉盛溶接材料は、硬質クロムめっきとの密着性が良好ではなく、めっきを安定に形成できない場合がある。

本発明は、このような従来の問題に鑑みてなされたものであり、酸により腐食されやすい環境下において使用される肉盛金属用の溶接材料であり、肉盛金属の耐食性および耐摩耗性が優れ、延性、靭性が高く、溶接施工性および溶接補修性に優れ、硬質クロムめっきとの密着性に優れ、割れの発生が防止された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を提供することを目的とする。

本発明の肉盛溶接材料は、Ｃ：０．２〜１．０質量％、Ｓｉ：０．２〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｃｒ：１５〜３０質量％、Ｍｏ：０．２〜６．０質量％、Ｎｉ：０〜６．０質量％、Ｖ：０〜２．０質量％、Ｗ：０．１〜１．５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。

本発明の肉盛溶接材料を使用して肉盛溶接を行うことにより、酸に対する耐食性および耐摩耗性が優れた肉盛溶接金属を得ることができる。そのため、本発明の肉盛溶接材料を使用して肉盛溶接を行うことにより、耐食性および耐摩耗性に優れた処理容器を得ることができる。また、本発明の肉盛溶接材料を用いて形成した肉盛溶接層は、延性および靭性に優れる。そのため、形成された肉盛溶接層は、溶接施工後にクラックが発生しにくく、溶接施工性に優れる。本発明の肉盛溶接材料は、既存の肉盛溶接層に対して多層に盛りつけ溶接を行った場合において、既存の肉盛溶接層と新規な肉盛溶接層との密着性、耐クラック性に優れる。そのため、本発明の肉盛溶接材料は、補修性に優れる。

本発明の機械部品は、母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．２〜１．０質量％、Ｓｉ：０．２〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｃｒ：１５〜３０質量％、Ｍｏ：０．２〜６．０質量％、Ｎｉ：０〜６．０質量％、Ｖ：０〜２．０質量％、Ｗ：０．１〜１．５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する肉盛溶接金属が溶接されたことを特徴とする。

本発明の機械部品（たとえば粉砕器および反応塔等の処理装置において使用される処理容器）は、表層が硬質クロムめっきとの密着性、耐クラック性に優れているため、その表層に硬質クロムめっき層を良好に形成することができる。

本発明の肉盛溶接材料を使用して肉盛溶接を行うことにより、酸に対する耐食性および耐摩耗性が優れた肉盛溶接金属を得ることができる。そのため、本発明の肉盛溶接材料を使用して肉盛溶接を行うことにより、耐食性および耐摩耗性に優れた処理容器を得ることができる。

また、本発明の肉盛溶接材料を用いて形成した肉盛溶接層は、延性および靭性に優れる。そのため、形成された肉盛溶接層は、溶接施工後にクラックが発生しにくく、溶接施工性に優れる。本発明の肉盛溶接材料は、既存の肉盛溶接層に対して多層に盛りつけ溶接を行った場合において、既存の肉盛溶接層と新規な肉盛溶接層との密着性、耐クラック性に優れる。そのため、本発明の肉盛溶接材料は、補修性に優れる。

さらに、形成された肉盛溶接層は、硬質クロムめっきとの密着性、耐クラック性に優れる。そのため、形成された肉盛溶接層は、その表層に硬質クロムめっき層を良好に形成することができる。

図１は、本発明の実施例２の引張試験において作製した定形試験片（グリーブル試験片）の説明図である。 図２は、本発明の実施例３のシャルピー衝撃試験の結果を示すグラフである。 図３は、本発明の実施例５の耐食試験の結果を示すグラフである。 図４は、本発明の実施例６の耐摩耗性試験において使用した土砂磨耗試験装置の概念図である。 図５は、本発明の実施例９の平面剪断試験片の説明図である。 図６は、本発明の実施例９の平面剪断試験の説明図である。 図７は、本発明の実施例９の平面剪断試験の結果を示すグラフである。

以下、本発明の実施の形態について具体的に説明する。本発明は、処理物を処理するための処理容器に好適に使用される肉盛金属用の溶接材料である。処理容器で処理される対象物は、塩酸および硫酸等の酸を含む。そのため、処理容器は、ｐＨが中性〜４．２程度の酸性の腐食環境下で使用される。また、処理容器は、粉砕器や反応塔等の処理装置に設置され、室温から２００℃程度の温度範囲で使用される。

本発明の肉盛溶接材料を使用して、処理容器の内壁に肉盛金属を形成することにより、処理容器の耐食性および耐摩耗性を向上させることができる。その結果、本発明の肉盛溶接材料は、処理容器の寿命を延長させることができる。また、本発明の肉盛溶接材料は、溶接施工性、補修性にも優れる。さらに、本発明の肉盛溶接材料で施工した溶接肉盛層の表面には、耐摩耗性を向上させるための硬質クロムめっき層を良好に形成することができる。

以下、本発明の肉盛溶接材料の成分について説明する。

Ｃ（炭素）は、肉盛溶接金属の引張強度と伸びとのバランスを保つ。溶接材料におけるＣ含有量は、０．２〜１．０質量％であり、より好ましくは０．３〜０．８質量％である。鉄鋼材料（Ｆｅ系合金）においては、Ｃ含有量が多いほど、引張強度や耐摩耗性は向上するが、靭性が低下する。特にＣ含有量が１．０質量％を超える過共析鋼では、靭性が著しく低下し、加工が困難となる。そのため、肉盛溶接金属としてのバランスをとるために、肉盛溶接材料のＣ含有量は０．２〜１．０質量％とし、耐摩耗性は他の元素を添加して確保することが好ましい。

Ｓｉ（珪素）は、肉盛溶接金属の引張強度を向上させる。溶接材料におけるＳｉ含有量は、０．２質量％以上とする必要がある。一方、鉄鋼材料（Ｆｅ系合金）は、Ｓｉ含有量が多いと著しく脆化する。そのため、Ｓｉ含有量は、０．２〜０．５質量％とすることが好ましい。

Ｍｎ（マンガン）は、肉盛溶接金属の強度と靭性を確保する。溶接材料におけるＭｎ含有量は、０．５質量％以上であり、より好ましくは０．７質量％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．０質量％を超えると、肉盛溶接金属の靭性および溶接性が低下する傾向がある。そのため、Ｍｎ含有量は、０．５〜２．０質量％とすることが好ましく、より好ましくは０．７〜１．２質量％である。

Ｃｒ（クロム）は、肉盛溶接金属の耐食性、高温硬度、耐摩耗性を向上させる。また、Ｃｒは、肉盛溶接金属の溶接性を阻害しないという特性を有する。さらに、Ｃｒは、カーバイド（炭化物）を形成し、結晶粒内でカーバイドが微細に析出する析出硬化型の元素であるため、得られる肉盛溶接金属の耐摩耗性を向上させる。さらに、後述するＭｏとの複合添加により、得られる肉盛溶接金属を高強度かつ高硬度とすることができる。溶接材料におけるＣｒ含有量は、１５質量％未満の場合、所望の耐食性、耐摩耗性が得られない。一方、溶接材料におけるＣｒ含有量は、３０質量％を超える場合、マルテンサイト相が発生しやすい。そのため、溶接材料のＣｒ含有量は１５〜３０質量％とすることが好ましい。

Ｍｏ（モリブデン）は、上記のとおり、Ｃｒとの複合添加により、肉盛溶接金属の強度、硬度を向上させる。Ｍｏは、Ｃｒと複合ではなく、単独で添加する場合であっても、鋼の靭性を向上させる効果を有するが、Ｃｒと複合添加する場合には、Ｃｒの１／１０以下程度を肉盛溶接金属材料に含有させることにより、得られる肉盛溶接金属の強度、硬度を向上させることができる。Ｍｏは、原料価格が高いため、このように少量をＣｒと複合添加することが好ましい。また、Ｍｏは、高温加熱時の結晶粒粗大化を防ぐため、得られる肉盛溶接金属の高温引張強度を有効に増加させる。さらに、Ｍｏは、本発明の肉盛溶接材料のような高Ｃｒ鋼の耐食性を向上させる。Ｍｏの含有量は、その他の特性とのバランスを考慮して、０．２〜６．０質量％とすることが好ましく、より好ましくは０．２〜１．５質量％である。Ｍｏ含有量が６．０質量％を超えると、粒界偏析してＦｅとＳｉの酸化物であるファイヤライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）が鋼中に浸潤することを促進するという問題点が生じる。

Ｎｉ（ニッケル）は、肉盛溶接金属の耐食性、靭性を向上させる。Ｎｉは、原料価格が高いため、原料価格と特性バランスとを考慮して、含有量を０〜６．０質量％とすることが好ましく、より好ましくは０〜１．０質量％であり、さらに好ましくは０．３〜０．６質量％である。なお、肉盛溶接金属において、耐食性、靭性をより向上させるためには、Ｎｉ含有量は、０．３質量％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量が６．０質量％を超えると、オーステナイトが生成されやすくなるという問題点が生じる。

Ｖ（バナジウム）は、肉盛溶接金属において、カーバイドを形成する析出硬化型の元素である。Ｖを含有することにより、得られる肉盛溶接金属の耐摩耗性が向上する。また、Ｖは、肉盛溶接金属の多結晶組織を微細化し、靭性を向上させる。一方、Ｖ含有量が２．０質量％を超えると、多量のＶＣ（バナジウムの炭化物）が結晶粒内に析出し、肉盛溶接金属の靭性を低下させる傾向がある。そのため、Ｖ含有量は０〜２．０質量％とすることが好ましく、より好ましくは０．３〜１．５質量％である。なお、得られる肉盛溶接金属の耐摩耗性を向上させるためには、Ｖ含有量は、０．３質量％以上とすることが好ましい。

Ｗ（タングステン）は、肉盛溶接金属において、カーバイドを形成する析出硬化型の元素である。Ｗを０．１質量％以上含有することにより、得られる肉盛溶接金属の耐摩耗性を向上させることができる。一方、Ｗ含有量が１．５質量％を超えると、多量のＷＣ（タングステンの炭化物）が結晶粒内に析出して靭性を低下させる傾向がある。そのため、Ｗ含有量は、０．１〜１．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２〜１．０質量％である。

本発明の肉盛溶接材料の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物である。この不可避的不純物としては、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｃａ（カルシウム）、Ｔｉ（チタン）、Ｃｏ（コバルト）、Ｃｕ（銅）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｐｄ（パラジウム）、Ａｇ（銀）、Ｓｎ（錫）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｐｔ（白金）、Ａｕ（金）、Ｐｂ（鉛）等が挙げられる。

Ｐは、肉盛溶接金属に冷間脆性を与える。そのため、Ｐの含有量は、極力低減させることが好ましい。Ｐは、不純物として結晶粒界に偏析し、鍛造・圧延等により鍛伸方向に伸ばされると偏析帯を形成する。この偏析帯には、α−Ｆｅが形成され、Ｃはこの偏析帯から排除される。その結果、Ｐの偏析帯にはα−Ｆｅが帯状に形成され、他の部分はパーライトが帯状に形成される。通常、これはフェライトバンドと呼ばれ、フェライトバンドが形成されると帯の直角方向の延性が低下する。

Ｓは、肉盛溶接金属に熱間脆性を与える。そのため、Ｓの含有量は、極力低減させることが好ましい。Ｓは、硫化物系介在物であるＭｎＳを形成して鋼材の熱間加工時に偏析し、鋼材を脆化させる。

これらの不可避的不純物は、その総量で０．０５質量％以下であれば、許容することができる。

次に、本発明の肉盛溶接材料を用いた溶接方法、肉盛溶接金属が溶接された機械部品（処理容器）について説明する。

本発明の肉盛溶接材料は、粉砕器および反応塔等の処理装置の処理対象物を収納する処理容器に溶接されて使用される。処理容器を構成する材料としては、たとえば、種々のステンレス鋼、Ｓ２５Ｃ鋼、ＳＣ４９鋼、ＳＳ４００鋼等がある。母材の希釈を抑制する観点から、母材と肉盛溶接材料とを同様の組成にすることが好ましい。しかしながら、母材には主に強度と靭性が求められ、肉盛溶接材料には主に硬度と耐摩耗性が求められるため、母材と肉盛溶接材料とを同様の成分・組成にすることは困難である。そのため、母材を立てた状態とし、可能な限り肉盛溶接した材料の上に順次肉盛溶接を行うことが好ましい。これにより、重力や対流による母材元素（主にＦｅ）と肉盛溶接材料との相互拡散をある程度抑制することができる。本発明では、肉盛溶接材料と肉盛溶接金属が溶接された機械部品との組成ずれは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの各濃度が少し希釈される以外には、ほとんど生じない。

本発明の肉盛溶接材料を使用して、上記した所望の肉盛溶接層を得るためには、通常の溶接条件で溶接すればよい。ただし、本発明の肉盛溶接材料を使用する場合には、溶接時に母材を加熱しておくことが好ましく、昇温速度を１００〜３００℃／時とし、保持温度を２５０〜３５０℃とし、冷却速度を１５〜１００℃／時として、母材を加熱冷却し、２５０〜３５０℃の等温保持状態で溶接を行うことが好ましい。

本発明の実施例を以下に説明する。なお、本発明は、以下の実施例に何ら限定されるものではない。本発明は、本発明に趣旨に適合しうる範囲で以下の実施例に変更を加えて実施することが可能である。それら変更を加えた実施例は、いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

＜実施例１＞
表２に示す各溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上に溶接材料を肉盛溶接し、平均厚さ約３ｍｍの肉盛溶接層を形成した。表２において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。溶接に際し、母材を室温から３００℃まで昇温速度１００℃／時で加熱し、３００℃で等温保持した状態で肉盛溶接を行い、溶接終了後は冷却速度２０℃／時で室温まで冷却した。溶接は下向き姿勢で、電流２８０Ａ、電圧３０Ｖの条件で行った。この際の入熱量は、２．０ｋＪ／ｍｍであった。母材として使用した機械構造炭素鋼（Ｓ２５Ｃ鋼）の化学成分規格を表３に示す。

前記溶接材料のうち、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．２０、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２〜Ｎｏ．６４に示した溶接材料を使用して溶接施工を行い、得られた肉盛溶接金属の表層部の組成を分析した。分析結果を表４に示す。なお、表層部とは、表面から１ｍｍ以内の領域をいう。肉盛溶接金属に対して、表層部を機械的に削り取り、所定の酸に溶解させ、化学分析により肉盛溶接金属の成分組成を定量分析した。化学分析では、Ｃは赤外線吸収法を用い、Ｓｉは重量法を用い、その他の元素はＩＣＰ発光分光分析法を用いて定量分析を行った。

肉盛溶接金属では、母材の主構成元素であるＦｅが肉盛溶接金属部分に拡散し、Ｃ、Ｓｉ，Ｍｎ、Ｃｒの濃度が希釈されるため、溶接材料（原材料）に比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの各元素濃度が低下する傾向がある。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の低下量は、０〜２０質量％ある。一方、その他の元素（Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｗ）については、若干の濃度低下がみとめられるものの、大幅な濃度低下はみとめられない。

表４に示されるように、従来例に相当するＮｏ．３とＮｏ．４の溶接材料は、もともとＦｅが含まれていないＣｏ合金であるが、母材からＦｅが拡散して混入したため、Ｆｅが検出された。これにより、特に、Ｎｏ．３の溶接材料では、ＣｒとＷの濃度低下がみとめられたが、ＣｒとＷの濃度の低下量は３０質量％程度であり、それほど大きくはなかった。またＣｒ、Ｗ以外の元素（Ｃ、Ｐ、Ｓ）については、溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。なお、Ｎｏ．４では各含有元素の濃度に大きな変化は見られず、溶接材料と肉盛溶接金属との組成の相違は小さかった。以上より、溶接材料と肉盛溶接金属との組成の相違は小さいといえた。

＜実施例２＞
溶接施工性を支配する因子として延性を評価することを目的とし、各肉盛溶接金属材料を用いて作製した肉盛溶接金属に対して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）と伸び率（ＲＡ）を測定した。まず、実施例１と同様に、表２に示す各溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上に溶接材料を肉盛溶接し、平均厚さ約３ｍｍの肉盛溶接層を形成した。

引っ張り試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ １４Ａ号に準拠し、上記の方法により形成した肉盛溶接層から溶接ビートに平行にサンプルを採取し、図１に示す定形試験片１（グリーブル試験片）を作製して行った。図１において、数値の単位はｍｍである。ＪＩＳ Ｂ７７２１「引張・圧縮試験機−力計測系の校正・検証方法」による等級１級の引張試験機を使用し、定形試験片１に軸方向の力だけが加わるように一定荷重を印加した。

この試験では、引張強さと破断伸びを測定し、引っ張り強度（σ_Ｂ）と破断伸び（δ）をそれぞれ以下に示す式（１）および式（２）により算出した。なお、引張強さは、試験中に加わった最大の力に対応する応力（Ｎ／ｍｍ^２）をいい、破断伸びは、破断後の永久伸びを原評点距離に対して百分率で表した値（％）をいう。それぞれの肉盛溶接層の引張試験結果を表５に示す。

σ_Ｂ＝Ｆｍａｘ／Ａ_０ ・・・ （１）
（式中、Ｆｍａｘは最大引張力（Ｎ）を示し、Ａ_０は、原断面積（ｍｍ^２）を示している。）
δ＝（ｌ−ｌ_０）／ｌ_０×１００ ・・・ （２）
（式中、ｌは試験片の両破断片の中心線が一直線上にあるように注意し，破断面を突き合わせて測定したときの標点間の長さ（ｍｍ）を示し、ｌ０は原標点距離（ｍｍ）を示している。）

表５に示されるように、合金元素の影響として、Ｃ、Ｓｉの含有量を少なくすると引張強度が低下し、Ｃｒの含有量を多くすると引張強度が低下する傾向にあった。ＣまたはＳｉの含有量が０．１質量％の試料（Ｎｏ．３８およびＮｏ．４０の肉盛溶接材料を使用して作製した試料）では、引張強度が５００ＭＰａ程度と低く、ＣまたはＳｉの含有量を０．２質量％以上にする必要があることが判った。

表５に示されるように、ＣおよびＳｉの含有量を多くすると引張強度が高くなったのに対して、Ｃｒの含有量を多くすると引張強度が低くなった。これは、ＣおよびＳｉは、主に固溶強化によって引張強度を増加させているのに対して、Ｃｒは、金属間化合物の微細析出により、多結晶組織を微細化させ、靭性を向上させているためである。Ｃｒ濃度が３０質量％以上の試料（Ｎｏ．４５の肉盛溶接材料を使用して作製した試料）では、引張強度が５００ＭＰａ程度と低く、Ｃｒ濃度は３０質量％以下にする必要があることが判った。

ＶおよびＷの含有量を多くすると、破断伸びは、大きくなる傾向があった。この原因としては、破断伸びは、靭性評価尺度の一つと捉えることができ、ＶおよびＷが多結晶組織を微細化させ、靭性を向上させたためと推測された。Ｖ濃度が１．１１質量％でＷ濃度が０．４５質量％の試料（Ｎｏ．３５の肉盛溶接材料を使用して作製した試料）では、破壊伸びが２２．３％となり、Ｖ濃度が１．４３質量％でＷ濃度が０．８９質量％の試料（Ｎｏ．３７の肉盛溶接材料を使用して作製した試料）では、破壊伸びが２６．３％となり、これらはいずれも破断伸びの値が大きくなっているが、Ｖ濃度が３．０質量％の試料（Ｎｏ．５２の肉盛溶接材料を使用して作製した試料）では、破壊伸びが１０．６％となり、Ｗ濃度が２．０質量％の試料（Ｎｏ．５５の肉盛溶接材料を使用して作製した試料）では、破壊伸びが１１．４％となり、これらはいずれも破断伸びの値が小さくなった。これは、多量のＶＣやＷＣが結晶粒内に析出し、析出硬化が支配的になったためと推測された。したがって、Ｖ濃度は２．０質量％以下にする必要があり、Ｗ濃度は１．５質量％以下にする必要があることが判った。

なお、試料（Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４３、Ｎｏ．４７、Ｎｏ．４９、Ｎｏ．５２、Ｎｏ．５５などの肉盛溶接材料を使用して作製した試料）は、引張強度が１１２１〜１３９３ＭＰａであり、伸びが１０．６〜１４．９％の範囲にあり、比較的良好な値を示した。しかしながら、これら試料はＳｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｗの合金元素濃度がそれぞれ高く、原料価格が高い。そのため、これら試料は、価格と特性のバランスを考慮すると、最適ではないことが判った。

＜実施例３＞
溶接施工性を支配する因子として靭性を評価することを目的とし、各肉盛溶接金属材料を用いて作製した肉盛溶接金属に対してシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。まず、実施例１と同様に、表２に示す各溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上に溶接材料を肉盛溶接し、平均厚さ約３ｍｍの肉盛溶接層を形成した。

シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２号に準拠し、肉盛溶接層から溶接ビートに平行にサンプルを採取し、衝撃試験片を作製して行った。衝撃試験片の形状は、断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで、長さが５ｍｍの短冊状（角棒状）とした。試験片の長手方向は、溶接ビート方向に対応する。衝撃試験片の側面（４面ある側面）の１面に、幅が２ｍｍで深さが２ｍｍのノッチを、衝撃試験片の長手方向と直角方向とに刻み、溶接ビートに平行に衝撃を加えた。

ＪＩＳ Ｂ ７７２２に準拠したシャルピー衝撃試験機を使用し、衝撃試験片を破断するために要したエネルギーを以下の式（３）および式（４）より算出し、単位断面積当たりのシャルピー衝撃値を求めた。それぞれの肉盛溶接層のシャルピー衝撃値を図２に示す。

Ｅ＝Ｍ（ｃｏｓβ−ｃｏｓα） ・・・ （３）
Ｍ＝Ｗｒ ・・・ （４）
（式中、Ｅは試験片を破断するために要したエネルギー（Ｊ）を示し、Ｍはハンマーの回転軸周りのモーメント（Ｎ・ｍ）を示し、Ｗはハンマーの質量による負荷（Ｎ）を示し、ｒはハンマーの回転軸中心から重心までの距離（ｍ）を示し、αはハンマーの持ち上げ角度を示し、βは試験片破断後のハンマーの振り上がり角度を示している。）
図２に示されるように、Ｎｏ．２の肉盛溶接材料を使用して作製した試験片のシャルピー衝撃値が大きくなった以外に、成分・組成の異なる肉盛溶接金属間でシャルピー衝撃値に大きな差異はみとめられなかった。試験後の試験片の破断面を観察すると、全ての試料で脆性破面を示しており、脆性が強いことが判った。ただし、本発明の試料（Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２の肉盛溶接材料を使用して作製した試験片）は、比較的高いシャルピー衝撃値を示しており、靭性が高くなっていることが判った。

＜実施例４＞
各肉盛溶接金属材料を用いて作製した肉盛溶接金属の表面硬度を測定した。表面硬度として、ロックウェル硬度（ＨＲＣ）およびビッカース硬度（ＨＶ）を測定した。まず、実施例１と同様に、表２に示す各溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上に溶接材料を肉盛溶接し、平均厚さ約３ｍｍの肉盛溶接層を形成した。ロックウェル硬度は、ＪＩＳ Ｇ ０２０２に規定されているロックウェル試験に準拠し、頂角１２０°の円錐（先端０．３ｍｍ）を肉盛溶接金属表面から６０ｋｇｆの荷重で押し込み、基準荷重を１０ｋｇｆに戻した際の基準面からの永久窪みの深さを読み取り、ロックウェル硬度の計算式により求めた。なお、ロックウェル硬度の算出にあたってはＣスケールを用いた。

ビッカース硬度は、アカシ社製ＭＶＫ−Ｅ型ビッカース硬度試験器を用いて測定した。対面角α＝１３６°の正四角錐ダイヤモンドで作られたピラミッド形の圧子を肉盛溶接金属表面に押し込み、荷重を除いた後に残ったへこみの対角線の長さｄ（ｍｍ）から表面積Ｓ（ｍｍ^２）を算出し、試験荷重と表面積の関係から、所定の計算式により算出した。

各肉盛溶接金属のロックウェル硬度を表５に示す。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｗの総含有量が多いＮｏ．１や、Ｃ濃度の高いＮｏ．６は高い硬度を示した。一方、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、これらと比べると低い硬度を示したが、ロックウェル硬度が３０以上であり、肉盛溶接金属としては特に問題なく使用し得る硬度を有していることが判った。

各肉盛溶接金属のビッカース硬度を表５に示す。各肉盛溶接金属において、ビッカース硬度は、ロックウェル硬度とほぼ同様の傾向を示し、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｗの総含有量の多いＮｏ．１やＣ濃度の高いＮｏ．６は高い硬度を示した。これに対して本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、ビッカース硬度が３００程度以上であり、肉盛溶接金属として特に問題なく使用できる硬度を有していることが判った。

なお、硬度と靭性は、トレードオフ（ｔｒａｄｅ−ｏｆｆ）の関係にある。そのため、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、Ｎｏ．１やＮｏ．６の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属と比較して靭性が高いと判った。

＜実施例５＞
各肉盛溶接金属に対して、耐食性を評価した。試料は、実施例１と同様に、表２に示す各溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上に溶接材料を肉盛溶接し、平均厚さ約３ｍｍの肉盛溶接層を形成し、得られた肉盛溶接層から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍの試験片（クーポン）を機械加工（ワイヤーカット）により採取して作製した。塩酸（ＨＣｌ）と硫酸（Ｈ_２ＳＯ_４）とのモル濃度比が１：１となるように混合した水溶液（混酸水溶液）を、イオン交換水でｐＨが２．０となるように希釈、調整して試験液とした。８０℃の試験液に試料を２４時間または２４０時間浸漬し、試験後の腐食減量を測定して、耐食性を評価した。サンプル数は３とし、それぞれの試料の腐食減量から平均腐食量を求め、試料の表面積と腐食時間とから年率換算した平均腐食速度（ｍｍ／ｙ）を算出した。

各肉盛溶接金属に対する耐食性評価結果を図３に示す。表１に示す従来の肉盛溶接材料のうち、Ｎｏ．１とＮｏ．２の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属は、平均腐食速度が大きく耐食性が劣るが、Ｎｏ．４とＮｏ．６の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属は、平均腐食速度が小さく、良好な耐食性を示した。Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５およびＮｏ．２０の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属についても、平均腐食速度が小さく、良好な耐食性を示した。一方、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２〜Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、平均腐食速度が比較的大きかったものの、従来の肉盛溶接材料に比べて耐食性が劣ることはなく、従来の肉盛溶接材料と同等以上の耐食性を保持していることが判った。

＜実施例６＞
各肉盛溶接金属に対して、耐摩耗性を評価した。耐摩耗性はＡＳＴＭ Ｇ ６５に規定されている土砂摩耗試験により評価した。土砂摩耗試験装置の概念図を図４に示す。肉盛溶接金属からなる試験片２を荷重１３３ｋｇｆでゴム被覆回転ドラム３に押しつけ、ゴム被覆回転ドラム３を所定回数（６０００回転）まで回転させ、試験後の摩耗減量を測定して、耐摩耗性を評価した。図４に示されるように、試験片２とゴム被覆回転ドラム３との間には、ホッパーＨから試験砂４を供給した。試験片２のゴム被覆回転ドラム３に対する押圧力は、重垂Ｗを自由端に垂下したレバーアーム３により与えた。試験砂４として白銀珪砂６号を用いた。ゴム被覆回転ドラム３の回転速度は、１４５ｒｐｍとした。各肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果を表５に示す。

表５に示されるように、表１に示す従来の肉盛溶接材料のうち、Ｎｏ．６を除くＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．４の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属では、摩耗減量が５〜６ｇ程度と多く、耐摩耗性に劣ることが判った。一方、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．２０の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属では、摩耗減量が３ｇ程度と少なく、耐摩耗性に優れることが判った。本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２〜Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）についても、摩耗減量は３〜４ｇ程度と少なく、従来の肉盛溶接材料（Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．４の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）と比べて耐摩耗性に優れることが判った。

従来のＮｏ．２の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属が耐摩耗性に劣るのは、各合金元素の含有量が全体的に少なく、材料自体が柔らかいためと推測された。一方、従来の肉盛溶接材料のうち、Ｎｏ．１とＮｏ．４の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属は、靭性（引張強度）が低く脆化していたため、アグレッシブ摩耗が促進された結果、耐摩耗性が低下したものと推測された。

＜実施例７＞
肉盛溶接材料の溶接施工性を評価するために、溶接施工模擬実験を行い、溶接施工後の肉盛溶接層に発生するクラックの有無を調べた。２００ｍｍ×３０ｍｍ×５０ｍｍの板状のＳ２５Ｃ鋼を準備し、これを母材として各肉盛溶接材料を使用して、平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層を形成した。溶接は実施例１で示した条件で実施した。溶接施工後、試料（溶接施工した母材）を５８０℃で４時間の焼鈍を行った後、カラーチェック（染色浸透探傷検査）によりクラックの発生状況を観察した。肉盛溶接層表面の外観を目視で観察し、クラックが発生しなかった試料を○、微細クラックが発生した試料を△、粗大クラックが発生した試料を×とした。各肉盛溶接金属に対する溶接施工性評価結果を表６に示す。

表６に示されるように、表１に示す従来の肉盛溶接材料では、クラックが発生したものがあった。一方、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２〜Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）では、クラックは見られず、優れた溶接施工性を示すことが判った。

＜実施例８＞
肉盛溶接材料の溶接補修性を評価するために、補修溶接模擬実験を行い、補修溶接後の肉盛溶接層に発生するクラックの有無を調べた。

２００ｍｍ×３００ｍｍ×５０ｍｍの板状のＳ２５Ｃ鋼を準備し、これを母材として各肉盛溶接材料を使用して、平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第１層）を形成した。この際、溶接は実施例１に示した条件で実施した。試料（溶接施工した母材）を５８０℃で４時間焼鈍した後、カラーチェック（染色浸透探傷検査）によりクラックの発生の状況を観察した。

この評価において、クラックの発生がみとめられなかった肉盛溶接材料を対象に、次の評価を行った。２００ｍｍ×３００ｍｍ×５０ｍｍの板状のＳ２５Ｃ鋼を準備し、これを母材として各肉盛溶接材料を使用して、平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第１層）を形成した。その後、同様の方法により、肉盛溶接層（第１層）の上部に平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第２層）を形成した。試料（溶接施工した母材）を５８０℃で４時間焼鈍した後、カラーチェック（染色浸透探傷検査）によりクラックの発生の状況を観察した。

この評価において、クラックの発生がみとめられなかった肉盛溶接材料を対象に、次の評価を行った。２００ｍｍ×３００ｍｍ×５０ｍｍの板状のＳ２５Ｃ鋼を準備し、これを母材として各肉盛溶接材料を使用して、平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第１層）を形成した。その後、同様の方法により、肉盛溶接層（第１層）の上部に平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第２層）を形成した。その後、同様の方法により、肉盛溶接層（第２層）の上部に平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第３層）を形成した。試料（溶接施工した母材）を５８０℃で４時間焼鈍した後、カラーチェック（染色浸透探傷検査）によりクラックの発生の状況を観察した。

各肉盛溶接金属に対する溶接補修性評価結果を表６に示す。この評価では、肉盛溶接層の最表面の外観を目視で観察し、クラックが発生しなかった試料を○、クラックが発生した試料を×とした。

表１に示す従来の肉盛溶接材料では、第１層から第３層まで肉盛溶接層を積層する段階においてクラックの発生がみとめられる場合があった。一方、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）では、第３層まで肉盛溶接層を積層した場合でもクラックの発生はみとめられず、優れた溶接補修性を示すことが判った。

＜実施例９＞
上記のとおり、粉砕器および反応塔のような処理装置の処理容器では、耐摩耗性をさらに向上させるために、溶接施工した肉盛材料表面に硬質クロムめっき層を形成する場合がある。この際、下部の肉盛溶接層と上部の硬質クロムめっき層との密着性が良好であることが求められる。そこで、肉盛溶接層と硬質クロムめっき層との密着性を以下の方法により評価した。

２００ｍｍ×３００ｍｍ×５０ｍｍの板状のＳ２５Ｃ鋼を準備し、これを母材として各肉盛溶接材料を使用して、平均厚さが約３ｍｍの肉盛溶接層（第１層）を形成した。溶接は実施例１に示した条件で実施した。試料（溶接施工した母材）を５８０℃で４時間焼鈍した後、電解めっき法により硬質クロムめっき層を２００μｍ形成した。硬質クロムの電解めっきでは、無水クロム酸水溶液（濃度：２５０ｇ／Ｌ）と、硫酸水溶液（濃度：２．５ｇ／Ｌ）とを１００：１の割合で混合した水溶液をめっき浴とし、電流密度を２０Ａ、電極間距離を４５ｍｍとして、所定膜厚の硬質クロムめっき層を形成した。硬質クロムめっき層を形成した母材は、図５に示される平面剪断試験片５に加工した。図５（ａ）は平面剪断試験片５の正面図であり、図５（ｂ）は平面剪断試験片５の側面図であり、図５（ｃ）は、図５（ｂ）で示した平面剪断試験片５の部分拡大図である。参照符号ＷＭは肉盛溶接金属を示している。ここで、硬質クロムめっき層６は、幅２ｍｍ×長さ２５ｍｍの短冊形状に成形し、残りを全て取り除く加工を行った。作成した平面剪断試験片５は低歪速度引張試験機に取り付け、図６に示されるように引張試験機のクロスヘッドに取り付けた爪７を一定速度で上部から下部へ押し込み、剪断破壊時の荷重を測定した。図６（ａ）は引張試験機の斜視図であり、図６（ｂ）は引張試験機の側面の部分拡大図である。このようにして測定した剪断破壊荷重から、肉盛溶接層と硬質クロムめっき層との密着性を評価した。参照符号Ｍは母材を示し、参照符号Ｓはスペーサを示している。各肉盛溶接金属と硬質クロムめっきとの密着性評価結果を図７に示す。

表１に示す従来の肉盛溶接材料は、おおむね硬質クロムめっきとの密着性が低く、剪断破壊荷重の最も大きかったＮｏ．２でも、その剪断破壊荷重が１４３．５ＭＰａと小さかった。他の肉盛溶接材料のうち、剪断破壊荷重の最も大きかったＮｏ．２０の剪断破壊荷重は、１９４．２ＭＰａであった。一方、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）では、剪断破壊荷重がそれぞれ２４９．５ＭＰａ、２５６．９ＭＰａ、２１７．１ＭＰａ、２５３．１ＭＰａと大きく、硬質クロムめっきとの密着性に優れることが判った。

＜実施例１０＞
各肉盛溶接金属に対して、多結晶金属組織を構成する相をＸＲＤ測定（微小部Ｘ線回折測定）により同定した。同定結果を表６に示す。

表１に示す従来のＮｏ．３とＮｏ．４の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属は、デンドライト組織を有する多結晶組織をとっていることが判った。ＸＲＤ測定では、γ−Ｆｅ相（オーステナイト相）のみが検出され、この金属組織はほぼ全域がオーステナイト相になっていることが判った。Ｎｏ．５は、ＸＲＤ測定において、Ｍ相（マルテンサイト相）のみが検出され、この金属組織はほぼ全域がマルテンサイト相になっていることが判った。Ｎｏ．６の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属は、ＸＲＤ測定においてα−Ｆｅ相（フェライト相）、マルテンサイト相、Ｆｅ_３Ｃ相（セメンタイト相）が検出され、フェライト相とマルテンサイト相とセメンタイト相の３相が混合した複雑な多結晶組織を有することが判った。一方、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１９は、いずれもα−Ｆｅ相（フェライト相）とＣｒ_７Ｃ_３相（金属間化合物相）の２相で構成されていることが判った。本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、α−Ｆｅ相（フェライト相）とＣｒ_２３Ｃ_６相（金属間化合物相）の２相で構成されていることが判った。また、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．６３、Ｎｏ．６４の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、α−Ｆｅ相（フェライト相）とＣｒ_７Ｃ_３相（金属間化合物相）の２相で構成されていることが判った。

ＸＲＤにより検出された各相の回折ピークに対して、ピークフィッティング（Ｐｅａｋ Ｆｉｔｔｉｎｇ）を行いピーク強度（ピーク面積）から各相の含有比率（相対濃度）を算出した。その結果、Ｎｏ．１３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属では、α−Ｆｅ相とＣｒ_７Ｃ_３相との比率が７７．５：２２．５であった。一方、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）では、α−Ｆｅ相とＣｒＣ_６相との比率がそれぞれ、９６．８：３．２、９７．９：２．１、９７．８：２．２、９６．４：３．６、９６．６：３．４であった。また、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．６３、Ｎｏ．６４の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）では、α−Ｆｅ相とＣｒ_７Ｃ_３相との比率がそれぞれ、７７．５：２２．５、７０．８：２９．２であった。

この結果から、本発明の肉盛溶接金属（Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．６２〜Ｎｏ．６３の肉盛溶接材料を使用して作製した肉盛溶接金属）は、ほぼフェライト単相で構成されていることが判った。フェライト組織は、オーステナイト組織やマルテンサイト組織と比べて水素を安定に吸蔵しやすい。そのため、フェライト組織は、酸性雰囲気（腐食環境）においても、水素脆化しにくく、割れにくいという効果がある。すなわち、フェライト組織は、腐食により水素が発生して鋼材中に取り込まれても、フェライト中に水素が局所的に集積しないため、酸性雰囲気（腐食環境）での耐水素脆性に有利となる。

以上、本発明の溶接材料を使用して肉盛溶接を行うことにより、酸に対する耐食性および耐摩耗性が優れた肉盛溶接金属を得ることができる。そのため、本発明の溶接材料を使用して肉盛溶接を行うことにより、耐食性および耐摩耗性に優れた処理容器（機械部品）を得ることができる。

また、形成された肉盛溶接層は、延性および靭性に優れる。そのため、形成された肉盛溶接層は、溶接施工後にクラックが発生しにくく、溶接施工性に優れる。形成された肉盛溶接層は、肉盛溶接材料を多層に盛りつけ溶接を行った場合において、既存の肉盛溶接層と新規な肉盛溶接層との密着性、耐クラック性にも優れる。そのため、形成された肉盛溶接層は、補修性に優れる。

さらに、形成された肉盛溶接層は、硬質クロムめっきとの密着性、耐クラック性に優れる。そのため、形成された肉盛溶接層は、その表層に硬質クロムめっき層を良好に形成することができる。

１ 定形試験片
２ 試験片
３ ゴム被覆回転ドラム
４ 試験砂
５ 平面剪断試験片
６ 硬質クロムめっき層
７ 爪
Ａ レバーアーム
Ｈ ホッパー
Ｍ 母材
Ｗ 重垂
ＷＭ 肉盛溶接金属
Ｓ スペーサ

Claims (4)

1. Ｃ：０．２〜１．０質量％、Ｓｉ：０．２〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｃｒ：１５〜３０質量％、Ｍｏ：０．２〜６．０質量％、Ｎｉ：０〜６．０質量％、Ｖ：０〜２．０質量％、Ｗ：０．１〜１．５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする肉盛溶接材料。
2. 前記Ｍｏの含有量が０．２〜１．５質量％であり、前記Ｎｉの含有量が０〜１．０質量％である請求項１記載の肉盛溶接材料。
3. 母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、
   前記肉盛溶接金属の表層部は、
   Ｃ：０．２〜１．０質量％、Ｓｉ：０．２〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｃｒ：１５〜３０質量％、Ｍｏ：０．２〜６．０質量％、Ｎｉ：０〜６．０質量％、Ｖ：０〜２．０質量％、Ｗ：０．１〜１．５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する肉盛溶接金属が溶接されたことを特徴とする機械部品。
4. 前記Ｍｏの含有量が０．２〜１．５質量％であり、前記Ｎｉの含有量が０〜１．０質量％である請求項３記載の機械部品。
   

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