JP7212076B2 - クロムを含有する耐摩耗性鉄系合金組成物 - Google Patents

Description

本発明は、一観点によれば、表面硬化（ｈａｒｄｆａｃｉｎｇ）用途のための鉄系合金組成物に関する。他の観点によれば、本発明は、鉄系合金組成物から作製された表面硬化被覆に関する。さらに他の観点によれば、本発明は、鉄系合金組成物を被覆材料として使用して、物品を表面硬化する方法に関する。さらに他の観点によれば、本発明は、鉄系合金組成物を被覆材料として使用する、オーバーレイ溶接による表面硬化に関する。特定の観点によれば、本発明は、鉄系合金組成物を被覆材料として使用するレーザ・クラッディングによる表面硬化に関する。別の特定の観点によれば、本発明は、鉄系合金組成物を被覆材料として使用する粉末プラズマ溶接（ＰＴＡ：Ｐｌａｓｍａ ａｒｃ ｔｒａｎｓｆｅｒ）による表面硬化に関する。

表面硬化は、非常に厳しい稼働条件における使用が意図される道具及び他の部品の寿命を、その物品の最も露出した部分に耐摩耗性の被覆層を提供することにより延長させるための、冶金的技術である。例えば、被覆は、新たな部品の製造における保護層として選択された表面領域に付着させてもよく、又は摩耗した表面を修理工程において修復するために付着させてもよい。典型的には、表面硬化被覆は、物品の基材部分と冶金的に結合したオーバーレイ溶接層として付着させられる。

表面硬化材料は、劣化機構、例えば研磨摩耗、衝撃摩耗、及び浸食等に対する保護を与えるための特定の用途のために通常設計される複合合金である。典型的な用途には、限定されないが、油及びガス掘削、採鉱、セメント製造、農業及び土工機械、成形型、並びに、例えば航空宇宙産業及び発電のためのタービン構成要素が挙げられ得る。しかし、最も良好に機能する公知の表面硬化材料の多くは、いくつかの欠点を有し、その欠点には、高コスト、環境への影響、及び、異なる種類の摩耗機構が組み合わされて実際的な稼働条件下で物品の劣化を助長する、組み合わされた摩耗状況である場合には、非常に限定された耐性が挙げられる。

基材に表面硬化被覆を付着させるための、様々な技術が存在する。この文脈における課題の１つは、各技術が、得られた被覆の特性、及び、よって、実際に達成される耐摩耗性に影響を与える、工程の種類に特有の特徴を有するということである。例えば、レーザ・クラッディング工程は、他の種類のオーバーレイ溶接技術と比較して、熱の影響を受ける領域が比較的小さく、基材の希釈度が低く、急速に付着るという利点を有する。しかし、これらの特徴は、溶融メルト・プール（ｗｅｌｄｉｎｇ ｍｅｌｔ ｐｏｏｌ）の比較的急速な冷却速度につながり、クラックの形成及び／又は多孔性が被覆中に生じる傾向の増大を伴う。クラック形成及び多孔性の傾向の増大は、例えばより遅い粉末プラズマ（ＰＴＡ）溶接技術を使用する工程と比較して、過剰な摩耗をもたらすことがある。一方、ＰＴＡ技術は、熱の影響を受ける領域をより大きくし、基材からの希釈を増大させ、被覆される部分の歪みのリスクをもたらすことがある。したがって、研磨及び衝撃摩耗に対する組み合わされた耐性を有し、孔及びクラック形成の傾向の低減を意味する良好な溶接性を有し、並びにコストがより低い被覆を達成するために特定の表面硬化技術に対して容易に適合又はさらには最適化することのできる合金組成物の必要性が存在する。

上述された問題のいくつかは、本発明者らが公開した以前の研究において対処されており、例えば：Ｍａｒｏｌｉら、「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｔｙｐｅ ａｎｄ Ａｍｏｕｎｔ ｏｆ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ｃａｒｂｉｄｅｓ ｏｎ ｔｈｅ Ａｂｒａｓｉｖｅ Ｗｅａｒ ｏｆ Ｌａｓｅｒ Ｃｌａｄｄｅｄ Ｎｉｃｋｅｌ Ｂａｓｅｄ Ｃｏａｔｉｎｇｓ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１５年、Ｌｏｎｇ Ｂｅａｃｈ、ＣＡ、ＵＳＡ；Ｂｅｎｇｔｓｓｏｎら、「Ｎｅｗ Ｈａｒｄｆａｃｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ Ｈｉｇｈ Ｉｍｐａｃｔ Ｗｅａｒ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１６年、Ｓｈａｎｇｈａｉ；Ｍａｒｏｌｉら、「Ｉｒｏｎ Ｂａｓｅｄ Ｈａｒｄｆａｃｉｎｇ Ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ａｂｒａｓｉｖｅ ａｎｄ Ｉｍｐａｃｔ Ｗｅａｒ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１７年、Ｄｕｓｓｅｌｄｏｒｆ、Ｇｅｒｍａｎｙ；及びＭａｒｏｌｉら、「Ｃｏｓｔ Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ Ｉｒｏｎ Ｂａｓｅｄ Ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ａｂｒａｓｉｖｅ Ｗｅａｒ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１８年、Ｏｒｌａｎｄｏ、ＵＳＡを参照されたい。これらの研究は、とりわけ、ある特定の鉄系合金の特性、及び費用効果のある表面硬化用途におけるそれらの有用性を定量化する測定法を提供する。他の研究は、クロムを表面硬化合金中の成分として完全に使用しないことに着目しており、例えば、Ｅｉｂｌ、「Ｃｈｒｏｍｉｕｍ Ｆｒｅｅ ａｎｄ Ｌｏｗ－Ｃｈｒｏｍｉｕｍ Ｗｅａｒ Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ Ａｌｌｏｙｓ」に関する、ＷＯ ２０１７／０４０７７５を参照されたい。しかし、これらの改善された合金組成物でさえも、上述された制約のいくつかになお直面することがある。したがって、表面硬化のための、代替物、及び好ましくは表面硬化について改善された合金を発見し、上述された問題の少なくともいくつかを克服又は改善する必要性が引き続き存在する。

さらに、公知の表面硬化合金の中で最も良好に機能するものは、表面硬化合金を基材部分への被覆として付着させるために使用される溶接技術の選択及び加工パラメータに対して幾分感受性がある可能性があることが見出されている。同時に、表面硬化のために利用可能な設備は、加工の種類を決定することがあり、加工パラメータは、特定の表面硬化の課題の複雑さにより要求される外部の制約を受けることがある。加工パラメータの変更に関する耐性の欠如により、被覆の品質及び耐摩耗性の観点から所望される結果のための表面硬化工程の設計に対して、なお別の課題が課されることがある。

国際公開第２０１７／０４０７７５号

Ｍａｒｏｌｉら、「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｔｙｐｅ ａｎｄ Ａｍｏｕｎｔ ｏｆ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ｃａｒｂｉｄｅｓ ｏｎ ｔｈｅ Ａｂｒａｓｉｖｅ Ｗｅａｒ ｏｆ Ｌａｓｅｒ Ｃｌａｄｄｅｄ Ｎｉｃｋｅｌ Ｂａｓｅｄ Ｃｏａｔｉｎｇｓ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１５年、Ｌｏｎｇ Ｂｅａｃｈ、ＣＡ、ＵＳＡ Ｂｅｎｇｔｓｓｏｎら、「Ｎｅｗ Ｈａｒｄｆａｃｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ Ｈｉｇｈ Ｉｍｐａｃｔ Ｗｅａｒ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１６年、Ｓｈａｎｇｈａｉ Ｍａｒｏｌｉら、「Ｉｒｏｎ Ｂａｓｅｄ Ｈａｒｄｆａｃｉｎｇ Ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ａｂｒａｓｉｖｅ ａｎｄ Ｉｍｐａｃｔ Ｗｅａｒ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１７年、Ｄuｓｓｅｌｄｏｒｆ、Ｇｅｒｍａｎｙ Ｍａｒｏｌｉら、「Ｃｏｓｔ Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ Ｉｒｏｎ Ｂａｓｅｄ Ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ａｂｒａｓｉｖｅ Ｗｅａｒ」、Ｉｎｔ． Ｔｈｅｒｍａｌ Ｓｐｒａｙ Ｃｏｎｆ．－ ＩＴＳＣ ２０１８年、Ｏｒｌａｎｄｏ、ＵＳＡ

したがって、特に組み合わされた種類の摩耗の状況において、そのような要因子に対処することが可能であり、高い耐摩耗性をなお提供する、表面硬化合金及び方法を提供することも望ましい。

本発明の第１の態様は、ホウ素（Ｂ）：１．６～２．４ｗｔ％、炭素（Ｃ）：２．２～３．０ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：３．５～５．０ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．８ｗｔ％未満、モリブデン（Ｍｏ）：１６．０～１９．５ｗｔ％、ニッケル（Ｎｉ）：１．０～２．０ｗｔ％、ケイ素（Ｓｉ）：０．２～２．０ｗｔ％、バナジウム（Ｖ）：１０．８～１３．２ｗｔ％、及び残部である鉄（Ｆｅ）を含む、鉄系合金組成物に関する。

鉄系合金組成物は、公知の表面硬化技術、例えば粉末プラズマ（ＰＴＡ）溶接又はレーザ・クラッディング技術を使用するオーバーレイ溶接等の手段により、基材を表面硬化するためのものである。合金は、供給されるのに好適な、及び採用された表面硬化装置により表面硬化被覆へと加工されるのに好適な、任意の形態で提供されてもよい。典型的な基材は、低合金鋼材料、例えば上述された分野の用途のいずれかにおけるツーリングについて一般的に使用されるもの等である。

鉄系合金組成物は、少なくともある特定の溶接技術、例えば典型的な粉末プラズマ溶接又はメルト・プール冷却について同等の時間依存性を有する類似のオーバーレイ溶接技術等に対して、クラックをほぼ全く有さず、有害な多孔性を有さずに溶接することを容易とするために設計される。鉄系合金組成物は、６０ＨＲＣを十分に超えるような高い硬さ、ＡＳＴＭ Ｇ６５手順Ａにおいて１５ｍｍ^３未満のような高い耐研磨摩耗性、及び良好な耐衝撃性を提供するため、並びに安定なミクロ組織制御のためにさらに設計される。

本明細書において規定されているような範囲でＣｒを添加すると、合金組成物を使用して製造された被覆は、高い硬さ、耐研磨摩耗性及び耐衝撃摩耗性の驚くべき組合せを示す。特にＣｒの含有量が低すぎると、そのような合金を使用して製造された被覆について観察される耐衝撃摩耗性は、特に１５Ｊ未満の低い衝撃エネルギーで低下する。Ｃｒの含有量が高すぎると、硬さ及び耐研磨摩耗性の両方が低下する。示唆されたウィンドウの中で、硬さ、耐研磨摩耗性、及び耐衝撃摩耗性の良好な組合せが得られる。合金組成物は、例えばＰＴＡ溶接工程又はＰＴＡ溶接工程において典型的にみられるものと同等なメルト・プール冷却についての時間依存性を有する他のオーバーレイ溶接技術を使用して、クラックを有しないように付着させることも容易である。

Ｓｉ含有量は、硬質相と共晶組織との間の均衡のために最適化される。実際、本発明の特定の長所は、Ｓｉをホウ化物の形成を制御するための非常に有効且つ信頼性のある手段において使用することができるという洞察にある。上限は、十分な硬さ及び耐摩耗性のために不可欠である、共晶組織の十分な形成を確実なものとするために設定される。

クロム及びケイ素を、クロム及びケイ素の含有量について選択された特定の範囲で組み合わせて添加する利点には、例えば本発明の実施例による鉄系合金組成物を使用して製造された表面硬化被覆試料に対する硬さ、耐研磨摩耗性、耐衝撃摩耗性等の分析においてみられるように、異なる種類の摩耗機構並びに被覆の品質が働く非常に有効な組み合わされた耐摩耗性に起因する、公知の表面硬化合金と比較して改善された被覆システムの多能性が挙げられる。見かけ上、Ｓｉの添加は、Ｃｒ添加の効果を相乗的に強化し、とりわけ、公知の組成物と比較して強化された摩耗関連の被覆特性の可調整性を提供する。非常に単純な調整機構は、本明細書において開示されているような本発明の実施例によるＣｒ及びＳｉの含有量の範囲内で観察され、それにより、被覆特性の非常に有効な制御がもたらされる。例えば、この調整機構は、組み合わされた摩耗機構の状況に置けるそのような被覆の全体の耐摩耗性性能を損なうことなく、所定の用途において使用される特定の被覆工程に特有の要件に対する、被覆合金システムの良好に制御された適合を可能とする。このことは、当業者が、所定の用途の組み合わされた摩耗状況に対してＳｉ含有量を最適化させるために、例えば所望のＣｒ含有量を所定の範囲内に設定し、Ｓｉ含有量を所定のＣｒ含有量に対して単に変動させることにより、所望の耐摩耗性による被覆合金組成物を設計するために、開示されている被覆合金システムを使用することを可能とする。例えば、被覆は、より低いＳｉ含有量で、最大硬さ及び耐研磨摩耗性のために最適化されてもよい。

さらに鉄系合金組成物の一部の実施例によると、ケイ素の量は、０．２～１．５ｗｔ％、好ましくは０．５～１ｗｔ％である。このＳｉ含有量の範囲、及び特に０．５～１ｗｔ％の間のＳｉ含有量の好ましい範囲は、良好な耐衝撃摩耗性を少なくとも保ちながら、高い硬さ及び非常に良好な耐研磨摩耗性性能を有する、非常に良好な組み合わされた耐摩耗性を支持する。

約０．２ｗｔ％、又は少なくとも０．３ｗｔ％のＳｉの最小含有量は、粉体製造における、特にアトマイズ技術、例えばガスアトマイズ又は水アトマイズ等を使用するとき、及びオーバーレイ溶接中の、合金材料の改善された挙動に対して有益である。

有利には、鉄系合金組成物の一部の実施例によると、ケイ素の量は、１．５ｗｔ％以下、又は好ましくは１ｗｔ％以下である。それにより、Ｓｉ含有量の変動に対する強化された調整反応が達成され、表面硬化被覆へと加工されたときに合金組成物のミクロ組織の良好な制御が可能となる。上述されたように、Ｓｉを選択された量で添加することは、Ｃｒ含有量について上で選択された範囲と相乗的に、加工された合金における良好なミクロ組織の制御に起因して安定した様式で製造することができる、高い硬さ値、耐研磨摩耗性、及び／又は耐衝撃摩耗性の驚くべき組合せを有する表面硬化被覆のための合金組成物を提供するようである。

下記により詳細を論じるように、本発明の根底にある重要な洞察は、加工された合金のミクロ組織の分析に依拠する。ミクロ組織分析は、硬さ、研磨摩耗及び／又は衝撃摩耗の組合せを含む組み合わされた耐摩耗性の所望される特性を達成するために、鉄系合金組成物のクロム含有量を設定し、加工された材料のミクロ組織中の異なる相の分布を調整することを可能とする慎重に選択された範囲内でケイ素をさらに添加することにより、特定の用途のために最適化された合金組成物を設計するために、当業者が本発明を使用することができることを明らかにする。とりわけ、ケイ素は、Ｃｒを添加された鉄系合金中に形成される一次硬質相粒子の量、より具体的には一次ホウ化物粒子の量に影響を与えることが見出された。とりわけ、ケイ素は、Ｎｉを添加された鉄系合金中に形成される一次硬質相粒子の量、より具体的には一次ホウ化物粒子の量に影響を与えることが見出された。合金特性を調整するために特に有利なケイ素含有量の範囲は、１．５ｗｔ％未満、又は１．４ｗｔ％未満、又は１．３ｗｔ％未満、又は１．２ｗｔ％未満、又は１．１ｗｔ％未満、又は１ｗｔ％未満、及び０．２ｗｔ％超、又は０．３ｗｔ％超、又は０．４ｗｔ％超、又は０．５ｗｔ％超で生じることが見出された。

さらに鉄系合金組成物の一部の実施例によると、ホウ素の量は１．８～２．３ｗｔ％である。一部の実施例では、ホウ素の量は、１．７～２．３％である。有利には、一部の実施例によると、ホウ素の量は１．８～２．２ｗｔ％である。

さらに鉄系合金組成物の一部の実施例によると、クロムの量は３．５～４．５ｗｔ％である。

有利には、鉄系合金組成物の一部の実施例によると、クロムの量は、少なくとも３．３ｗｔ％、少なくとも３．４ｗｔ％、又は少なくとも３．５ｗｔ％である。さらに鉄系合金組成物の一部の実施例によると、クロムの量は、４．８ｗｔ％以下、４．６ｗｔ％以下、４．４ｗｔ％以下、又は４．２ｗｔ％以下である。さらに、一部の実施例によると、クロムの量は、クロムの最小量及びクロムの最大量の任意の組合せ内であり、クロムの最小量は、３．３ｗｔ％、３．４ｗｔ％、及び３．５ｗｔ％のうちの１つであり、クロムの最大量は、４．２ｗｔ％、４．４ｗｔ％、４．６ｗｔ％、及び４．８ｗｔ％のうちの１つである。

それにより、鉄系合金組成物から製造された表面硬化被覆の非常に高い硬さ及び耐研磨摩耗性の両方は、他の耐摩耗性性能パラメータ、例えば耐衝撃摩耗性等を損なうことなく達成される。このことは、加工パラメータにおける意図的な又は非意図的な変動に対してより頑健でもある、安定な加工結果を伴う信頼性のある表面硬化工程を可能とする。すべてのこれらの観点における相乗的な改善は、１．５ｗｔ％以下、１．４ｗｔ％以下、１．３ｗｔ％以下、１．２ｗｔ％以下、１．１ｗｔ％以下、又は好ましくは１ｗｔ％以下である上述の有利な量と一致するＳｉの添加と組み合わされた、選択された範囲のＣｒ含有量について達成される。

有利には、鉄系合金組成物の一部の実施例によると、炭素の量は、２．４～２．９ｗｔ％である。それにより、十分な一次炭化物及びマルテンサイト形成のための炭素の十分な最小量は、依然として保証される。

さらに一部の実施例によると、鉄系合金組成物は不純物を含み、鉄系合金組成物中の不純物の総量は、１ｗｔ％未満である。合金を工業的規模で大きなバッチで製造するとき、不純物の残余は典型的に避けられないが、鉄系合金組成物中の不純物の総量は、典型的に、１ｗｔ％未満、又はさらには０．５ｗｔ％未満に保つことができる。一般的に、不純物は、合金組成物を構成する合金元素として規定されているもの以外のさらなる成分である。本事例では、合金元素Ｂ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、及びＦｅ以外のいかなる元素も、鉄系合金組成物中の不純物として考えられる。典型的な不純物には、Ｎ、Ｏ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｏのうちの１つ又は複数が挙げられる。不純物は避けられない、又は意図的に添加された、さらなる成分であり得る。不純物の総量は、典型的に、上述された範囲を超えない。

さらに鉄系合金組成物の一部の実施例によると、合金組成物は、粉体組成物である。それにより、鉄系合金組成物は、粉体ベースの表面硬化被覆技術における使用に好適である。このことは、例えば、基材に表面硬化被覆を付着させるために使用される装置、例えば粉体ベースのＰＴＡオーバーレイ溶接又は粉体ベースのレーザ・クラッディングのための装置等との適合性を含む。粉体は、例えば、任意の好適な公知の技術により、例えばガスアトマイズ又は水アトマイズ等により、調製されてもよい。特定の粒子径カット（ｐａｒｔｉｃｌｅ ｓｉｚｅ ｃｕｔ）は、当該技術分野において公知の標準的技術を使用して、例えば選択された表面硬化設備の粉体供給システムと適合性のある粒子径についての事前に決定された仕様による任意の公知の好適な篩分技術等を使用して、調製されてもよい。

さらに鉄系合金組成物の一部の実施例によると、粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％は、３００μｍ以下、若しくは２５０μｍ以下、若しくは２００μｍ以下、若しくは１５０μｍ以下の粒子径を有し、及び／又は、粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％は、少なくとも５μｍ、若しくは少なくとも１０μｍ、若しくは少なくとも２０μｍ、若しくは少なくとも３０μｍ、若しくは少なくとも４０μｍ、若しくは少なくとも５０μｍの粒子径を有し、すなわち、一部の実施例によると、粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％は、３００μｍ以下、又は２５０μｍ以下、又は２００μｍ以下、又は１５０μｍ以下の粒子径を有し；さらに、一部の実施例によると、粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％は、少なくとも５μｍ、又は少なくとも１０μｍ、又は少なくとも２０μｍ、又は少なくとも３０μｍ、又は少なくとも４０μｍ、又は少なくとも５０μｍの粒子径を有し；さらに、一部の実施例によると、粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％は、規定された最小粒子径及び規定された最大粒子径の任意の組合せの粒子径を有し、最小粒子径は、５μｍ、１０μｍ、２０μｍ、３０μｍ、４０μｍ、及び５０μｍのうちの１つであり、最大粒子径は、１５０μｍ、２００μｍ、２５０μｍ、及び３００μｍのうちの１つである。本明細書において規定されているようなすべての粒子径は、欧州標準化委員会（ＣＥＮ：Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｃｏｍｍｉｔｔｅｅ ｆｏｒ Ｓｔａｎｄａｒｄｉｚａｔｉｏｎ）により１９９３年４月２日に承認された欧州規格ＥＮ ２４ ４９７：１９９３による乾式篩分により決定され、ＥＮ ２４ ４９７：１９９３はＩＳＯ ４４９７：１９８３を支持する。

上述されたように、粒子径カットは、表面硬化被覆を付着させるために使用される表面硬化設備の粉体供給デバイスとの適合性のための仕様により有利に適合される。

粉体ベースの表面硬化設備の好適性は、超過されることのない全体の最大粒子径を示すが、それは規定された粒子径の範囲の上限よりを超えることもあり得、、そうでなければ少なくとも９５ｗｔ％が規定された範囲の粒子径に属することをさらに意味し得る。有利には、鉄系合金組成物の一部の実施例によると、すべての粒子の少なくとも９７ｗｔ％、又は少なくとも９８ｗｔ％、又は少なくとも９９ｗｔ％、又は少なくとも９９．９ｗｔ％は、規定された範囲の粒子径に属する。超過されることのない全体の最大粒子径は、使用される粉体供給装置／機構の実際の仕様に依存し、例えば３５０μｍ以下、３００μｍ以下、２５０μｍ以下、又は約２００μｍ以下であってもよい。粒子径カットは、粉体調製の技術分野において公知の任意の好適な方法、例えば異なるメッシュ・サイズの篩布（ｓｉｅｖｅ ｃｌｏｔｈ）を使用することによる篩分等により、調製されてもよい。既に上述されたように、本明細書において規定されているようなすべての粒子径は、欧州標準化委員会（ＣＥＮ）により１９９３年４月２日に承認された欧州規格ＥＮ ２４ ４９７：１９９３による乾式篩分により決定され、ＥＮ ２４ ４９７：１９９３はＩＳＯ ４４９７：１９８３を支持する。

本発明のさらなる一態様は、本明細書において開示されている合金組成物のいずれかを使用する表面硬化技術、例えばオーバーレイ溶接等により製造される被覆に関する。本発明のさらなる一態様は、被覆された物品であって、その基材部分と結合した被覆を含み、被覆が、本明細書において開示されている合金組成物のいずれかを使用する表面硬化技術、例えばオーバーレイ溶接等により製造される、物品に関する。

一部の実施例によると、物品は、基材部分及び基材部分と結合した被覆を含み、被覆は、本明細書において開示されている実施例のいずれか１つによる鉄系合金組成物を使用して作製される。被覆は、基材部分の表面硬化のためのものである。好ましくは、被覆は、オーバーレイ溶接工程により作製される。

さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、オーバーレイ溶接工程、例えば粉末プラズマ（ＰＴＡ）溶接工程又はレーザ・クラッディング工程等により付着させられる。上述されたように、異なる表面硬化技術は、得られた被覆の耐摩耗特性に影響を与える、工程の種類に特有の特徴を有することがある。本発明の実施例による鉄系合金組成物の特定の利点は、特定の表面硬化技術に適合又はさらには最適化されるときに生じる。ＰＴＡ溶接及びレーザ・クラッディング技術の両方は、本発明の鉄系合金組成物の実施例を使用する表面硬化被覆の形成に対して特に良好に働くことが証明されており、ＰＴＡ溶接、並びに典型的なＰＴＡ溶接工程と同等であるメルト・プール形成及び／又は冷却についての時間依存性を有する等価の他のオーバーレイ溶接技術は、クラックを有しない被覆の形成のために特に有利である。

さらに、上述された単純な調整機構は、合金中に含有される無数のさらなる成分の影響の大規模調査に乗り出す必要なく、使用される特定の被覆工程に特有の要件に対する被覆合金システムの良好に制御された適合のために、有効に使用することができる。

さらに被覆された物品の一部の実施例によると、基材材料からの希釈は、２０％未満、又は１５％未満、１０％未満、又は５％未満、又は１％未満である。

さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、少なくとも６０、少なくとも６３、又は少なくとも６５のロックウェル硬さＨＲＣを有する。さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、約６７のロックウェル硬さＨＲＣを有してもよい。

さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、ＡＳＴＭ Ｇ６５、手順Ａにより決定される場合、１５ｍｍ^３未満、１２ｍｍ^３未満、又は１０ｍｍ^３未満の耐研磨摩耗性を有する。さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、ＡＳＴＭ Ｇ６５、手順Ａにより決定される場合、約８ｍｍ^３の耐研磨摩耗性を有してもよい。この耐研磨摩耗性は、５０～６０ｗｔ％のタングステン炭化物を含有するＮｉＳｉＢ被覆のものと同等である。

さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、球衝撃摩耗試験法（ｂａｌｌ ｉｍｐａｃｔ ｗｅａｒ ｔｅｓｔｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）により決定される場合、１５Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで約５回又はそれを超える打撃、１０Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで１５回を超える打撃である衝撃摩耗を有する。

さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、一次ホウ化物及び共晶マトリックス材料を含むミクロ組織を有し、一次ホウ化物の体積による量と共晶マトリックス材料の体積による量との比は、０．３未満、又は０．２５未満である。さらに被覆された物品の一部の実施例によると、被覆は、一次ホウ化物及び共晶マトリックス材料を含むミクロ組織を有し、一次ホウ化物の体積による量と共晶マトリックス材料の体積による量との比は、少なくとも０．０１、又は少なくとも０．０３である。

上述されたように、表面硬化材料は、典型的に、物品の基材部分への被覆として付着させらされる。典型的な基材は、鋼材料、例えば上述された用途のいずれかにおけるツーリングについて使用されるもの、例えば低合金鋼等である。鉄系表面硬化材料は、別の硬質相のマトリックス中に埋め込まれる、いわゆる硬質相粒子から構成されるミクロ組織を有する複合材料である。表面硬化材料は、最初に鉄系合金組成物、例えば本発明の実施例による鉄系合金組成物等を融解し、次いで冷却して、所望の形態に、例えば表面硬化被覆として凝固させる工程において形成される。冷却中、マトリックス材料よりも前に硬質相粒子が形成される、すなわち、硬質相粒子は、マトリックス材料よりも高い温度で、凝固により形成される。硬質相粒子は、したがって、「一次」硬質相とも称される。異なる硬質相及びマトリックス材料の相対量を分析するとき、量は、画像分析に基づく標準的な冶金技術を使用して、体積パーセントで決定される。

本発明の実施例による鉄系合金組成物を使用して形成された表面硬化材料では、硬質相粒子は、一次炭化物及び一次ホウ化物であり、発明者らが実施したような元素マッピングでは、一方ではバナジウムに富む炭化物粒子、及び他方ではモリブデンに富むホウ化物粒子の優勢な形成が示される。発明者らが実施した元素マッピングは、続けて形成されたマトリックス材料が、マルテンサイトがインタカレートされたモリブデンに富むホウ化物の共晶組織として凝固することをさらに示す。しかし、顕微鏡写真の冶金画像分析（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｉｓ）は、元素マッピングデータとともに、マトリックス材料が、ホウ素枯渇領域と合致する、モリブデンが枯渇した島状組織を含む傾向をさらに有することも明らかにしている。これらの島状組織は、よって、エネルギー分散分光法（ＥＤＳ：ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）による被覆材料の元素マッピング分析により、共晶組織の領域とは区別され得る。島状組織領域は、モリブデン及びホウ素のシグナルが非常に低い領域として現れる。ＥＤＳ分析は典型的に、標準的な冶金学的画像分析技術を使用して、被覆の標本である領域、例えば典型的に被覆のバルク領域内等に実施される。

理論に拘束されるものではないが、これらの島状組織は、マトリックス材料の凝固前に、モリブデン及びホウ素が一次ホウ化物粒子の形成により消費された結果として生じるようである、マルテンサイトの形成に寄与することがある。さらに、発明者らによる洞察は、ケイ素の添加が、本発明の実施例による鉄系合金組成物の加工から表面硬化材料中に形成される一次ホウ化物の量に直接影響を与え、よって、Ｓｉ含有量を制御することが表面硬化材料の最終ミクロ組織の決定において重大であることを示唆する。結果として、Ｓｉ含有量を制御することは、被覆の最終特性の決定において重大である。本発明の根底にある重要な洞察は、したがって、ケイ素含有量を慎重に選択された範囲内で変動させることは、共晶マトリックス材料の量を犠牲として形成される一次ホウ化物の量に直接影響を与え、このことは、例えば研磨摩耗に対して、本発明の実施例による合金組成物から形成された被覆の特性を適合させるための直接的なきっかけをもたらすということである。例えば、ホウ化物の量と共晶組織の量に対する第１の比を有する第１の被覆、及び第１の比と比較して異なる、ホウ化物の量の共晶組織の量に対する第２の比を有する第２の被覆を提供することは、異なる研磨摩耗特性を有することとなる。本発明の実施例によると、ホウ化物の量と共晶組織の量との比、及びよって被覆特性は、ケイ素含有量を変動させることによりこのように制御することができ、ケイ素含有量を増大（低下）させることは、研磨摩耗への耐性を、わずかに、また再現性よく低下（増大）させる。例えば、第１の比が第２の比よりも大きい場合、第１の被覆の耐研磨摩耗性は、第２の被覆と比較してより低く（ＡＳＴＭ Ｇ６５手順Ａ試験を使用して測定したとき、研磨摩耗値がより高く）なり、逆も同様である。

本発明のさらなる一態様は、基材を表面硬化する方法であって、基材を提供するステップと、被覆材料として本明細書において開示されている実施例のいずれか１つによる鉄系合金組成物を使用して、基材に被覆を付着させるステップとを含む、方法に関する。有利には、被覆は、オーバーレイ溶接工程により付着させられる。それにより、鉄系合金組成物に関して、並びに本明細書において開示されている実施例のいずれかによる鉄系合金組成物を使用して製造された表面硬化被覆及び被覆された物品に関して本明細書で論じられているものと同じ利点が、類似の様式において達成される。典型的な基材は、鋼材料、例えば上述された用途のいずれかにおけるツーリングについて使用されるもの、例えば低合金鋼等である。

さらに方法の一部の実施例によると、オーバーレイ溶接工程は、粉末プラズマ（ＰＴＡ）溶接工程又はレーザ・クラッディング工程である。それにより、上で論じられているものと同じ利点が、類似の様式において達成される。

具体例及び添付の図面を参照することにより、以下に本発明の詳細を説明する。

異なる合金組成物を使用した、ＰＴＡ及びレーザ・クラッディングにより製造された被覆の硬さを示すグラフである。 合金組成物である合金１１、及び参照合金ＲＥＦについて、最初のクラックを達成するための打撃の数の関数としてグラフにプロットした衝撃エネルギーを表すグラフである。 インゴット試料へと加工された３つの異なる合金のミクロ組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。 インゴット試料へと加工された３つの異なる合金のミクロ組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。 インゴット試料へと加工された３つの異なる合金のミクロ組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。 インゴット試料へと加工された２つの異なる合金のミクロ組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。 インゴット試料へと加工された２つの異なる合金のミクロ組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。 加工された合金のミクロ組織に対するＳｉの添加の影響を示すグラフである。 ＰＴＡ溶接により被覆へと加工された２つの異なる合金のミクロ組織を示す顕微鏡写真である。 合金の一実例についての、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃ、及びＢの元素マッピングを示す、エネルギー分散型ＳＥＭ顕微鏡写真である。 概略的な、落球法（ｂａｌｌ ｄｒｏｐ ｍｅｔｈｏｄ）による耐衝撃摩耗性を試験するための配置を示す図である。

上述されたように、公知の鉄系合金組成物又はタングステン炭化物を有するＮｉＳｉＢ混合物を使用して作製された、ＰＴＡ溶接された及びレーザ・クラッドされた被覆の１つの欠点は、異なる摩耗機構の組合せの状況における不十分な耐摩耗性性能である。このことは、鉄系被覆の場合、孔及びクラック形成をもたらすミクロ組織及び不良な溶接性の組み合わされた作用に起因し、タングステン炭化物を有するＮｉＳｉＢ被覆の場合、クラック、沈み込み、及びタングステン炭化物の分離に起因する。選択された量のクロムを含有する鉄系合金組成物中のケイ素の量を最適化させることにより、非常に高い硬さ並びに研磨摩耗及び衝撃摩耗の両方への耐性を達成することができる。

以下において、本発明を、体系的に変動されたクロム（Ｃｒ）及びケイ素（Ｓｉ）含有量を有する例示された合金組成物を参照して説明する。合金組成物の詳細を、材料の項において示す。粉末プラズマ（ＰＴＡ）溶接及びレーザ・クラッディングによるオーバーレイ溶接手順の詳細を、工程の項において示す。加工された合金の特性を特徴付けるための分析技術を、評価の項で示す。分析結果を、本発明の実施例による鉄系合金組成物に対するＣｒ及びＳｉの添加の影響についての議論を含め、結果の項で提示する。

「実施例」
材料
表１において報告されている化学組成を有する合金粉体ＲＥＦ及び１１～１５を調査した。合金をガスアトマイズし、オーバーレイ溶接設備の粉体供給デバイスとの適合性のために５３～１５０μｍの間で篩分した。

工程
ａ）ＰＴＡ溶接
表１の合金１１～１５を、市販のＰＴＡユニット（Ｃｏｍｍｅｒｓａｌｄ ３００Ｉ）を使用して、ＥＮ Ｓ２３５ＪＲ構造用軟鋼板（ｍｉｌｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｓｔｅｅｌ ｐｌａｔｅ）上に置いた。単層、単一のトラックのクラッドを、表２における溶接パラメータを使用して、１２５×４０×２０［ｍｍ］の寸法を有する基材上に置いた。流速１６．５ｌ／分のアルゴン及び５％Ｈ_２の混合物を、メルト・プールを酸化から保護するためのシールド・ガスとして使用した。流速２．０ｌ／分のアルゴンを、粉体をホッパからメルト・プールに移行させるために使用した。パイロット・ガスは、２．０ｌ／分であった。表２のパラメータを用いて被覆された試料を、被覆硬さ、希釈及びミクロ組織の測定のために使用した。

２つの重複するトラックからなるクラッドを、２２０×６０×３０［ｍｍ］の寸法を有する基材上に置いた。２つの隣接するクラッドの間の重複は３ｍｍであり、ＰＴＡトーチの振動は１０ｍｍであった。クラッドを、表３における溶接パラメータを使用して、室温の基材上に置いた。被覆された試料を、バーミキュライト（ｖｅｒｍｉｃｕｌａｔｅ）中で冷却した。流速１６．５ｌ／分のアルゴン及び５％Ｈ_２の混合物を、シールドとして使用した。流速２．０ｌ／分のアルゴンを、輸送ガスとして使用した。パイロット・ガスは、２．０ｌ／分であった。ＡＳＴＭ Ｇ６５により必要とされる寸法を有する余白をこれらの試料から切り離し、平面研削し、研磨摩耗への耐性について試験した。

ｂ）レーザ・クラッディング
レーザ・クラッディングを、Ｃｏａｘ ８粉体供給ノズル及び５ｍｍの円形スポットを備えたＩＰＧ ６ｋＷファイバー付半導体レーザを使用して実施した。プロセス・ウィンドウを、典型的に、２つのレーザ走行速度、１６及び８ｍｍ／秒を使用して決定した。粉体供給速度を、およそ１ｍｍ厚さの被覆をもたらすように設計した。レーザ・パワーを、１０００から２５００Ｗの間で変動させた。１５ｌ／分のアルゴンを、シールド・ガスとして使用した。６ｌ／分のアルゴンを、粉体のための輸送ガスとして使用した。粉体を、２００℃に予熱した１００×３５×１０ｍｍの寸法を有するＥＮ Ｓ２３５ＪＲ軟鋼基材上に置いた。６つのトラックを、重複５０％で置いた。調査された溶接パラメータを、表４に要約する。クラッドされた試料の断面を、光学顕微鏡法を使用して、基材への結合度、界面の多孔性及び基材からの希釈について確認した。基材への良好な結合及び＜１０％の希釈を有する試料を、被覆特性の評価のために選択した。

８０×８０×３０ｍｍの寸法を有するパックを、ＡＳＴＭ Ｇ６５、手順Ａによる研磨摩耗試験試料の製造のために被覆した。５８×２５×３０ｍｍの寸法を有する２つの試料を、各パックから切り離した。試料を、次いで、研磨摩耗試験についての要件を満たすために、平面研削した。

評価
クラッドを、クラック及び他の表面疵の存在について調査した。クラッドを洗浄し（ＣＲＣ Ｃｒｉｃｋ １１０）、次いで赤色染料（ＣＲＣ Ｃｒｉｃｋ １２０）を塗布し、毛管力により表面欠陥又はクラックへと浸透させた。１０分を超過した後、染料を表面から除去し、白現像剤（ＣＲＣ Ｃｒｉｃｋ １３０）を塗布した。現像剤は、割れ目、クラック又は表面と連通する他の中空の不備から浸透剤を引き出し、それらを赤色に彩色した。

ロックウェル硬さＨＲＣを、Ｗｏｌｐｅｒｔユニバーサル硬度計を使用して測定した。被覆を研削した。７回の硬さ圧入を平面上で実施し、平均を算出した。

基材からの希釈を測定するために、被覆された試料を被覆方向と垂直に区切り、ＳｉＣ紙で研削した。断面を、立体顕微鏡を使用して検査し、希釈を等比級数的に決定した。測定前に、試料をナイタール１％でエッチングして基材材料を攻撃し、この様式で被覆の検出を促進した。ａｓで研磨した被覆の断面を、Ｌｅｉｃａ立体顕微鏡を使用して撮影した。総被覆面積（Ａ_被覆＋Ａ_基材）及びオーバーレイ溶接前に基材に使用した被覆の面積（Ａ_基材）を、画像分析により測定した。断面積による基材材料からの希釈を、以下の式で定義されるように、このようにして算出した。
％単位の希釈＝（（Ａ_基材）／（Ａ_被覆＋Ａ_基材））×１００

被覆品質及びミクロ組織並びに一部の場合では基材からの等比級数的希釈の測定の分析のために、試料を、次いでベークライト中で成型し、冶金的試料調製の標準的な手順を使用して、研削及び研磨した。コロイド状ＳｉＯ_２を用いた酸素研磨を、冶金的試料調製の最終ステップとして使用した。被覆断面を、光学顕微鏡（Ｌｅｉｃａ ＤＭ ６０００）及びＥＤＳ分析のためのケイ素ドリフト検出器（ＳＤＤ：ｓｉｌｉｃｏｎ ｄｒｉｆｔ ｄｅｔｅｃｔｏｒ）（Ｑｕａｎｔａｘ ８００ Ｂｒｕｋｅｒ）を備えたＦＥＧＳＥＭ（Ｈｉｔａｃｈｉ ＦＵ６６００）を使用して検査した。画像分析により被覆中に存在する相の体積分率を評価するために、Ｍｏ及びＶについてのＥＤＳマップを使用した。

低応力研磨摩耗試験を、市販のマルチプレックス砂／ホイール研磨摩擦計（ｍｕｌｔｉｐｌｅｘ ｓａｎｄ／ｗｈｅｅｌ ａｂｒａｓｉｏｎ ｔｒｉｂｏｍｅｔｅｒ）（Ｐｈｏｅｎｉｘ ｔｒｉｂｏｌｏｇｙ ＴＥ ６５）を使用することにより、ＡＳＴＭ Ｇ６５標準（ＡＳＴＭ Ｇ６５：乾式砂／ゴム・ホイール装置を使用する、研磨を測定するための標準試験法、２０１０年）、手順Ａにより実施した。材料あたり５つの試料レプリカを試験した。

衝撃摩耗試験を、社内のビルドテストリグを使用することにより実施した。組み立ての図式を図８に示す。質量ｍの標準的な鋼を担持する球を、あらかじめ定義された高さから被覆された試験検体に落下させる。各球の位置エネルギー（Ｅｐ：ｐｏｔｅｎｔｉａｌ ｅｎｅｒｇｙ）は、Ｅｐ＝ｍ・ｈ・ｇであり、式中、ｍは球の質量であり、ｈは落高であり、ｇは重力定数である。鋼の球の質量及びそれらが落下する高さを変動させることにより、異なる位置エネルギー、すなわち衝撃エネルギーをシミュレーションする。データ点は、衝撃窪み（ｉｍｐａｃｔ ｄｅｎｔ）の周囲に最初の円形のクラックが生じるまでの、事前に定義された高さでの球の打撃の総数、すなわち衝撃エネルギーと一致する。この種のモデルの衝撃摩耗試験は、比較的低い衝撃速度での衝撃過負荷に曝露された材料の耐衝撃摩耗性を順位付けするのに好適である。この試験のモデリングに最も近い操作条件は、第１の掘削機のバケット・ツース接地により；掘削機のバケットを掘り出した材料により充填することにより、掘り出した材料をトラックの荷台に運送すること等により、例示することができる。研磨摩耗は、組み合わされた研磨衝撃摩耗試験とは無関係なこの試験から除かれる。

結果
ＰＴＡ溶接及びレーザ・クラッディングにより表面硬化被覆へと加工されるような合金１１～１５の希釈、耐研磨摩耗（ＡＷ：ａｂｒａｓｉｖｅ ｗｅａｒ）性及び硬さＨＲＣを、表６に要約する。

３．５から５ｗｔ％のクロムを有する合金１１～１４では、耐研磨摩耗性は１２ｍｍ^３未満であり、硬さＨＲＣは６５ユニットを超える。この研磨摩耗への耐性の程度は、重度の研磨摩耗に曝露される用途における現行技術の合金であるが、より低い材料コストで達成される、タングステン炭化物を有するＮｉＳｉＢ混合物と同等である。この研磨摩耗への耐性の程度は、参照合金（ＲＥＦ）とも同等である。Ｃｒの量を６％へと増大させるとき、硬さ及び耐研磨摩耗性の両方が低下する。

本発明の実施例によるクロム及びケイ素の十分な添加により、鉄系合金組成物が表面硬化被覆へと加工されるときに、高い硬さ、耐研磨摩耗性及び耐衝撃性の驚くべき組合せが達成される。このことは、例えば、異なるクロム含有量を有する鉄系合金組成物から作製されたＰＴＡ溶接された被覆の硬さを示す、表６及び図１のグラフにおける合金についての硬さ及び耐研磨摩耗性データにより示される。特に、クロム含有量が３．５ｗｔ％と約５ｗｔ％との間であり、ケイ素含有量が０．２ｗｔ％を超える、例えば０．５ｗｔ％を超える、例えば０．６ｗｔ％を超える合金は、図２に図示されているような有意に改善された衝撃への耐性と組み合わされた、硬さ及び研磨摩耗の良好な組合せを示す。クロム含有量を有しない又はクロム含有量が低く、対応してＳｉ含有量を有しない又はＳｉ含有量が低い参照合金（ＲＥＦ）の試料は、特に１５Ｊ未満の低い衝撃エネルギーでより低い耐衝撃摩耗性を示すが、選択された量でのクロム及びケイ素の両方の組み合わされた添加は、上述された耐摩耗性特性の驚くべき組合せを提供する。

耐衝撃性データを図２に示す。図２は、被覆中に最初のクラックを達成するのに必要とされる打撃の数の関数としての、打撃あたりの衝撃エネルギーを示す。グラフは、鉄系合金組成物である合金１１及び参照合金ＲＥＦについてのデータを示す。プロットされた線の各々は、それぞれの合金の少なくとも２つの試料について得られた測定への線形回帰であり、測定点は、３０Ｊ、２５Ｊ、２０Ｊ、１５Ｊ、及び１０Ｊの打撃あたりのエネルギーについて収集された。対応する回帰データを、下記の表８に示す。最も機能した試料は、最大１００回の多数の打撃内では、打撃あたり最も低い衝撃エネルギーではクラック形成は観察されず、又は少なくとも再現可能な様式では観察されない、いわゆるランアウト挙動（ｒｕｎ－ｏｕｔ ｂｅｈａｖｉｏｕｒ）を示すことがある。そのようなランアウト挙動を示すデータ点は、線形回帰には含めなかった。図は、打撃あたりの衝撃エネルギーがより低い方向へ向かうと、合金組成物である合金１１を使用して作製された被覆は、クロムを有しない参照合金（ＲＥＦ）と比較したとき、最初のクラックが形成される前の打撃の数で表されるような、相当により蓄積された衝撃エネルギーに耐えることができることを示す。１０Ｊの衝撃エネルギーについて、参照合金（ＲＥＦ）では最初のクラックを形成するために約１５回の打撃が必要とされるが、合金組成物である合金１１については、２５回を超える打撃、又はさらには３０回の打撃が必要とされる。

本発明の根底にある１つの重要な洞察は、下記に実例としてさらに説明されるように、溶解及び続いて冷却し（再）凝固した被覆を形成することにより加工されるとき、合金のミクロ組織の分析に依拠する。ミクロ組織分析は、硬さ、研磨摩耗、衝撃摩耗、及び／又は被覆品質の組合せを含む組み合わされた耐摩耗性の所望される特性を達成するために、鉄系合金組成物のクロム含有量を設定し、加工された材料のミクロ組織中の異なる相の分布を調整することを可能とする慎重に選択された範囲内でケイ素をさらに添加することにより、特定の用途のために最適化された合金組成物を設計するために、当業者が本発明を使用することができることを明らかにする。とりわけ、ケイ素は、図５中に最もみられるように、Ｃｒを添加された鉄系合金組成物中に形成される一次硬質相粒子の量、より具体的には一次ホウ化物粒子の量に影響を与えることが見出された。合金特性を調整するために特に有利なケイ素含有量の範囲は、１．５ｗｔ％未満、又は１．４ｗｔ％未満、又は１．３ｗｔ％未満、又は１．２ｗｔ％未満、又は１．１ｗｔ％未満、又は１ｗｔ％未満、及び０．２ｗｔ％超、又は０．３ｗｔ％超、又は０．４ｗｔ％超、又は０．５ｗｔ％超、又は０．６ｗｔ％超で生じることが見出された。

体系的な実践のために、所望の耐摩耗性特性により合金組成物を設計する当業者は、加工された合金の試料を製造し、試料のミクロ組織をその相組成に関して分析することにより、及び有利には加工された合金材料中の一次ホウ化物粒子及び共晶マトリックス材料の分率に関して分析することにより、合金組成物の相形成特性についての情報を展開することができる。本発明の体系的な実践において異なる合金組成物を分析する目的のために、当業者は、例えば、対応する鉄系組成物を融解し、それらを公知の冶金分析技術によるミクロ組織分析のために研磨されたインゴット中に投入することにより、試料を調製することができる。

そのようなミクロ組織分析の一実例を以下に示す。４ｗｔ％のＣｒ含有量及び０．２ｗｔ％と２ｗｔ％との間で変動するＳｉ含有量を有する合金を、誘導炉中で融解し、次いで、銅型に注いだ。さらに、それぞれ、Ｃｒ含有量が１．９ｗｔ％及び５．７ｗｔ％であり、Ｓｉ含有量が０．５ｗｔ％及び０．７ｗｔ％であるインゴットを、同じ様式で調製した。製造されたインゴットの化学組成を分析し、結果を、表１に、合金２６、２７、２８、２９及び３０として記録する。ミクロ組織を、エネルギー分散型Ｘ線分析のためのＥＤＳ検出器を備えたＳＥＭを使用して調査した。ＳＥＭ顕微鏡写真の実例を、それぞれ、合金組成物である合金２６、２７及び２８について図３ａ～ｃに、並びに合金組成物である合金２９及び３０について図４ａ及びｂに示す。

図３は、ＳＥＭ ＢＳＥ（後方散乱）顕微鏡写真においてみられるような４ｗｔ％のＣｒを有する合金組成物２６～２８からのインゴットのミクロ組織を示し、合金組成物２６は０．２ｗｔ％のＳｉを有し（図３ａ）；合金組成物２７は１ｗｔ％のＳｉを有し（図３ｂ）；及び合金組成物２８は２ｗｔ％のＳｉを有する（図３ｃ）。図４は、ＳＥＭ ＢＳＥ（後方散乱）顕微鏡写真においてみられるような合金組成物２９～３０からのインゴットのミクロ組織を示し、合金組成物２９は１．９ｗｔ％のＣｒ及び０．５ｗｔ％のＳｉを有し（図４ａ）；及び合金組成物３０は５．７ｗｔ％のＣｒ及び０．７ｗｔ％のＳｉを有する（図４ｂ）。

図６は、ＳＥＭ ＢＳＥ（後方散乱）顕微鏡写真においてみられるような、合金組成物である合金１１及び合金１３を使用するＰＴＡ溶接により作製された被覆のミクロ組織を示し、合金組成物１１は３．７ｗｔ％のＣｒ及び０．７ｗｔ％のＳｉを有し；及び合金組成物１３は３．９ｗｔ％のＣｒ及び１．４ｗｔ％のＳｉを有する。

ミクロ組織は、一次炭化物（ＰＣ：ｐｒｉｍａｒｙ ｃａｒｂｉｄｅｓ、暗灰色）、一次ホウ化物（ＰＢ：ｐｒｉｍａｒｙ ｂｏｒｉｄｅ、白色／明灰色粒子）、モリブデンに富むホウ化物及びマルテンサイトからなる共晶組織、並びにマルテンサイトの島状組織からなる。ＥＤＳを使用するＶ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃ、及びＢの元素マッピングの一実例を、合金組成物１１について、図７に示す。

Ｓｉ含有量の増大を伴う、一次ホウ化物（ＰＢ、白丸）、一次炭化物（ＰＣ、黒菱形）及び共晶組織（Ｅｕｔｅｃｔｉｃ、黒四角）の量の変動を、合金組成物２６～２８から作製されたインゴット試料について、図５に示す。一次炭化物の体積分率は、すべての４つの合金と類似し、およそ１７ｖｏｌ％である。図は、Ｓｉの量を増大させることにより、一次ホウ化物（ＰＢ）の体積分率が増大し、一方で共晶組織（Ｅｕｔｅｃｔｉｃ）の量が低減することを示す。最も注目すべきことに、ケイ素は、２ｗｔ％未満のＳｉの範囲で変動するとき、上記で示しているような有利な範囲でＣｒ添加された鉄系合金組成物中に形成される一次硬質相粒子の量に影響を与えることが見出された。特に明白な反応は、１ｗｔ％前後又はそれ未満のＳｉの範囲においてみられる。共晶組織（Ｅｕｔｅｃｔｉｃ）の量と比較した一次ホウ化物（ＰＢ）の量は、クラッドの耐研磨摩耗性に影響を与える。Ｓｉ含有量を制御することは、したがって、合金の最終ミクロ組織、及び結果としてクラッドの最終特性の決定において最も有用な手段である。

類似の結果が、表７において要約されているような、合金組成物１１及び１３を使用するＰＴＡ溶接された被覆で得られた。

Claims (15)

1. ホウ素（Ｂ）：１．６～２．４ｗｔ％、
   炭素（Ｃ）：２．２～３．０ｗｔ％、
   クロム（Ｃｒ）：３．５～５．０ｗｔ％、
   マンガン（Ｍｎ）：０．８ｗｔ％未満、
   モリブデン（Ｍｏ）：１６．０～１９．５ｗｔ％、
   ニッケル（Ｎｉ）：１．０～２．０ｗｔ％、
   ケイ素（Ｓｉ）：０．２～２．０ｗｔ％、及び
   バナジウム（Ｖ）：１０．８～１３．２ｗｔ％
   を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および総量が１ｗｔ％未満の不可避不純物からなる、鉄系合金組成物。
2. ケイ素の量が０．２～１．５ｗｔ％である、請求項１に記載の鉄系合金組成物。
3. ホウ素の量が１．８～２．３ｗｔ％である、請求項１又は２に記載の鉄系合金組成物。
4. クロムの量が３．５～４．５ｗｔ％である、請求項１から３までのいずれか一項に記載の鉄系合金組成物。
5. 粉体組成物である、請求項１から４までのいずれか一項に記載の鉄系合金組成物。
6. 前記粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％が、３００μｍ以下の粒子径を有し、及び／又は、前記粉体組成物の少なくとも９５ｗｔ％が、５μｍ以上の粒子径を有する、請求項５に記載の鉄系合金組成物。
7. 基材部分と、
   前記基材部分に結合された被覆と
   を備える物品であって、前記被覆が、被覆材料として請求項１から６までのいずれか一項に記載の鉄系合金組成物を使用して作製された、物品。
8. 前記被覆が、オーバーレイ溶接工程により付着される、請求項７に記載の物品。
9. 前記基材材料からの希釈が、２０％未満であり、
   ここで、前記希釈は
   （（Ａ _基材 ）／（Ａ _被覆 ＋Ａ _基材 ））×１００
   により定義され、（Ａ _被覆 ＋Ａ _基材 ）および（Ａ _基材 ）は、それぞれ、被覆の断面における総被覆面積、及びオーバーレイ溶接前は基材であった被覆の面積を表す、請求項７又は８に記載の物品。
10. 前記被覆が、少なくとも６０のロックウェル硬さＨＲＣを有する、請求項７から９までのいずれか一項に記載の物品。
11. 前記被覆が、ＡＳＴＭ Ｇ６５、手順Ａにより決定される耐研磨摩耗性で、１５ｍｍ^３未満の耐研磨摩耗性を有する、請求項７から１０までのいずれか一項に記載の物品。
12. 前記被覆が、球衝撃摩耗試験法により決定される衝撃摩耗で、最初のクラックの発生まで、１５Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで少なくとも５回超の打撃、１０Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで少なくとも１５回超の打撃である衝撃摩耗を有する、請求項７から１１までのいずれか一項に記載の物品。
13. 前記被覆が、一次硬質相ホウ化物、及びモリブデンに富むホウ化物とマルテンサイトとの共晶マトリックスを含むミクロ組織を有し、
    画像分析に基づく標準的な冶金技術を使用して得られた、一次ホウ化物の体積／共晶マトリックスの体積が、０．３未満である、請求項７から１２までのいずれか一項に記載の物品。
14. 基材を表面硬化する方法であって、
    － 基材を提供するステップと、
    － 被覆材料として請求項１から６までのいずれか一項に記載の鉄系合金組成物を使用して、前記基材に被覆を付着させるステップと
    を含む、方法。
15. 前記被覆を、オーバーレイ溶接工程により付着させる、請求項１４に記載の方法。

Images