JP7212077B2 - ニッケル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、表面硬化用途のための鉄系合金組成物に関する。他の観点では、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。さらに他の観点では、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、一観点によれば、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。特定の一観点によればでは、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）溶接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れてもよく、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れてもよい。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するための、異なる技術が存在する。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、急速に付着され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、熱の影響を受ける区域をより大きくし、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、孔及びクラック形成の傾向が有意に低減した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、及び最も好ましくは研磨及び衝撃摩耗に対する組み合わされた耐性を有する孔及びクラックを有しない被覆をもたらす、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。一部の適用では、例として、ある種の剪断棒、スチール・ローラ及び成形ダイの被覆の場合、クラック及び多孔性は許容されない。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）：１．７～３．０ｗｔ％；モリブデン（Ｍｏ）：１６．０～１９．５ｗｔ％；ニッケル（Ｎｉ）：３．５～６．５ｗｔ％；マンガン（Ｍｎ）：０．８ｗｔ％未満；ケイ素（Ｓｉ）０．２～３．０ｗｔ％；バナジウム（Ｖ）：１０．８～１３．２ｗｔ％；及び残部の鉄（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、（ａ）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、（ｂ）６０ＨＲＣを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（ｃ）安定なミクロ組織ミクロ組織制御のために設計される。

本明細書において規定されているような範囲でＮｉを添加すると、合金はクラッディング操作において付着させることがより容易となる。Ｎｉの含有量が低すぎると、材料はクラックの発生する傾向があり、含有量が高すぎると、硬さが低下する。提示されたウィンドウの中で、硬さ及び耐クラック性の良好な組合せが得られる。Ｓｉは、硬質相と共晶構造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、共晶構造の十分な形成を確実なものとするために設定される。

ニッケル及びケイ素を、ニッケル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、孔形成、クラック発生傾向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、Ｎｉ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Ｎｉ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Ｎｉ含有量を所定の範囲内に設定し、Ｓｉ含有量を所定のＮｉ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。代わりに、特定の用途のために被覆を設計する当業者は、加工中のメルト・プールの高い冷却速度、例えば典型的なレーザ・クラッディング工程においてみられるものと同等な冷却速度等を有するある特定の被覆工程において、クラック形成の傾向を有意に低減させるために、Ｓｉ含有量を増大させるであろう。レーザ・クラッディングにより表面硬化被覆を調製するときの、公知の組成物と比較した孔及びクラック形成の傾向の有意な低減は、Ｎｉ及びＳｉの組み合わされた添加の実に著しい効果である。このことは、下記にさらに詳述するようなニッケルの含有量について及びケイ素の含有量についての部分範囲の慎重に選択された組合せ内で達成される。

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０．３～２．０ｗｔ％である。この範囲のＳｉ含有量は、広い範囲にわたる鉄系合金組成物から製造された表面硬化被覆の耐摩耗性及び被覆品質特性を調整する可能性を有する、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％、又は少なくとも０．４ｗｔ％、又は少なくとも０．５ｗｔ％のＳｉの最小含有量は、粉体製造における、特に霧化技術、例えばガス霧化又は水霧化等を使用するとき、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、１．８ｗｔ％以下、好ましくは１．５ｗｔ％以下、又は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、一方では極度の硬さ／研磨摩耗性能と、他方では、良好な硬さ／研磨摩耗性能を有するクラック形成傾向との間のトレード・オフの良好な制御が可能となる。例えば、硬さ及び／又は研磨摩耗性能は、ある特定の工程中、クラック形成の傾向の増大を犠牲として、Ｓｉ含有量を範囲の下限へと低減することにより増大することがある。極度の硬さ及び研磨摩耗性能が所望されるが、クラック形成傾向があまり問題とならない場合、例えば、従来、基材に付着させる際に、例えば典型的なレーザ・クラッディング工程よりも大きな加工点を有し、融解した被覆材料の凝固に対する一般的により低い関連した冷却速度を有するＰＴＡ溶接のような表面硬化工程では、このことは有用であり得る。

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、加工された合金の微構造の分析に依拠する。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（例えばクラックを有しない／低い多孔性）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、鉄系合金組成物のニッケル含有量を設定し、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、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、又は０．６ｗｔ％超で生じることが見出された。

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、少なくとも０．７ｗｔ％、好ましくは少なくとも１ｗｔ％、又は少なくとも１．２ｗｔ％、又は少なくとも１．５ｗｔ％又は少なくとも１．８ｗｔ％である。より高いＳｉ含有量は、Ｎｉの添加と相乗的に、鉄系合金組成物から製造される被覆におけるクラックれ及び孔形成の傾向を低減させるが、大半の表面硬化用途について、研磨摩耗、衝撃摩耗及び／又は硬さを含む耐摩耗性の満足な値をなおもたらすという利点を有する。このことは、特に急速な走査速度と組み合わされたレーザ・クラッディング用途において従来直面するような、加工点におけるメルト・プールの高い冷却速度を有する急速なオーバーレイ溶接工程に特に有用である。

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。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、ニッケルの量は４．２～６．１ｗｔ％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、ニッケルの量は、少なくとも４ｗｔ％、少なくとも４．５ｗｔ％、又は少なくとも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、ニッケルの量は、５．５ｗｔ％以下、６ｗｔ％以下、又は６．５ｗｔ％以下である。さらに、一部の実施例によると、ニッケルの量は、ニッケルの最小量及びニッケルの最大量の任意の組合せ内にあり、ニッケルの最小量は、４ｗｔ％、４．５ｗｔ％、及び５ｗｔ％のうちの１つであり、ニッケルの最大量は、５．５ｗｔ％、６ｗｔ％、及び６．５ｗｔ％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における孔形成及び／又はクラックの傾向は、他の耐摩耗性性能パラメータを過度に損なうことなく有意に低減され、よって、無数の表面硬化用途における使用に対して、及び公知の表面硬化合金組成物と比較してより多数の異なる表面硬化工程における使用に対して、合金を多能性とする。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、上述された有利な量、例えば少なくとも０．７ｗｔ％、好ましくは少なくとも１ｗｔ％、少なくとも１．３ｗｔ％、又は少なくとも１．５ｗｔ％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Ｎｉ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、１．８～２．４ｗｔ％である。炭素の量の選択された範囲への低減は、室温で、加工された合金のマトリックスにおける過剰な量の保持されたオーステナイトを安定化させるリスクを低減させ、一方で一次炭化物の十分な形成のための炭素の十分な最小量を保証する。それにより、所望の硬さ及び／又は組み合わされた耐摩耗性は、より確実に達成される。

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、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、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。不純物の別の例はＣｒであり、本明細書において開示されているような鉄系合金組成物において、０．３ｗｔ％以下の量で合金組成物中に存在することがある。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、例えばガス霧化により、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装置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装置の好適性は、規定された粒子径の範囲の上限よりも上にある、超過されることのない全体の最大粒子径を示すが、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溶接と組み合わせた、又は代わりにレーザ・クラッディングと組み合わせた使用についての特に有利なそれぞれの範囲が、上で論じられている。

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。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が、高い冷却速度で、孔又はクラックを形成する傾向を有することがある。そのような組成物は、ＰＴＡ溶接との組合せにおいて最も有用であり、Ｎｉ含有量及びＳｉ含有量についての関連する有利な範囲は上で論じられている。また上で論じられている別の実例では、特定の用途のために被覆を設計する当業者は、高い冷却速度、例えば典型的なレーザ・クラッディング工程においてみられるものと同等な冷却速度等を伴うある特定の被覆工程において、孔及びクラックの形成の傾向を有意に低減させるために、Ｎｉ含有量と組み合わせてＳｉ含有量を増大させることがある。そのような組成物は、レーザ・クラッディングが好まれる工程について最も有用であり、Ｎｉ含有量及びＳｉ含有量についての関連する有利な範囲も上で論じられている。

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、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、球衝撃摩耗試験法（ｂａｌｌ ｉｍｐａｃｔ ｗｅａｒ ｔｅｓｔｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）により決定される場合、２５Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで１回を超える打撃、２０Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで５回を超える打撃、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、硬質相粒子はマトリックス材料よりも前に形成される、すなわち、硬質相粒子は、マトリックスよりも高い温度で、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構造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構造を含む傾向をさらに有することも明らかにしている。これらの島状構造は、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、共晶構造の領域とは区別され得る。島状構造領域は、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、これらの島状構造は、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、少量の保持されたオーテンサイトを有する可能性が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構造の量に対する第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構造の量に対する第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構造の量との比、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、既に上で論じられているように、ＰＴＡ溶接及びレーザ・クラッディングを用いる特定の使用にそれぞれ適合されたＮｉ含有量及びＳｉ含有量についての慎重に選択された範囲の組合せから生じる特定の利点を伴い、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。

実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。

レーザ・クラッディングにより基材に表面硬化被覆として付着された異なる合金組成物についての、染料浸透試験（ｄｉｅ ｐｅｎｅｔｒａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ）の結果の概要を示す図である。 レーザ・クラッディングにより高速で基材に表面硬化被覆として付着用された合金組成物「合金６」についての、染料浸透試験の結果を示す図である。 インゴット試料へと加工された４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４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４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４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。 合金の一実例についての、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ及びＭｏ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。 ３つの異なる合金を使用してレーザ・クラッディングにより製造されたオーバーレイ溶接部の断面ＳＥＭ顕微鏡写真である。 ３つの異なる合金を使用してレーザ・クラッディングにより製造されたオーバーレイ溶接部の断面ＳＥＭ顕微鏡写真である。 ３つの異なる合金を使用してレーザ・クラッディングにより製造されたオーバーレイ溶接部の断面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。 合金組成物である合金３、合金６、及び参照合金ＲＥＦ（ｒｅｆｅｒｅｎｃｅ ａｌｌｏｙ）について、最初のクラックを発生させる打撃の数の関数として衝撃エネルギーをプロットしたグラフである。

上述されたように、公知の鉄系合金組成物を使用して作製されたレーザ・クラッドされた被覆の１つの欠点は、被覆中の大きな孔及びクラックの存在である。孔及びクラックは、被覆特性に対して有害である。このことは、例えば耐研磨摩耗性が必要とされる用途について懸念される問題であるが、異なる摩耗機構の組合せに対する多数の他の状況の耐性においても懸念される問題である。選択された量のニッケル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、表面硬化被覆中の孔及びクラックの形成の問題を抑えることができるか、又は少なくとも軽減することができる。

以下において、本発明を、体系的に変動されたニッケル（Ｎｉ）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Ｎｉ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、１～８、Ｍ９及びＭ１０を調査した。合金をガス霧化し、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１～８、Ｍ９、及びＭ１０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。

２００℃に予熱した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。

さらに、合金組成物である「合金６」の割れ（クラック）感受性を評価するために、表６に要約されているような８０×８０×３０ｍｍの寸法のＥＮ Ｓ２３５ＪＲ基材への合金６の被覆についての加工パラメータを使用して、二重の走行速度を用いるレーザ・クラッディング試験を実施した。

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。クラッドを清潔にし（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、ミクロ組織及び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７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・付着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１～８の希釈、耐研磨摩耗（ＡＷ：ａｂｒａｓｉｖｅ ｗｅａｒ）性及び硬さＨＲＣを、表７に要約する。

ニッケル含有量が３．５ｗｔ％から６ｗｔ％である合金１～８では、耐研磨摩耗性値は１５ｍｍ^３未満であり、硬さＨＲＣが６１から６８ＨＲＣの範囲であるとき、８ｍｍ^３へと低下する。この研磨摩耗への耐性のレベルは、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、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レベルは、参照合金（ＲＥＦ）とも同等である。しかし、タングステン炭化物を有するＮｉＳｉＢマトリックスをベースとする被覆及び参照合金ＲＥＦをベースとする被覆は、クラック形成に感受性であることが公知である。

硬さ又は耐研磨摩耗性に負の影響を与えることなく表面硬化被覆へと加工されるとき、本発明の実施例によるニッケル及びケイ素の十分な添加により、鉄系合金組成物の靱性及びクラックへの耐性について驚くべき改善が達成される。このことは、例えば、表７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。ニッケル含有量が３ｗｔ％と６ｗｔ％との間であり、ケイ素含有量が０．２ｗｔ％を超える合金は、図１に図示されているような有意に改善されたクラック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。ニッケル含有量の低い試料（ＲＥＦ）及びケイ素含有量の低い試料（合金２）は、クラック形成の明白な傾向を示す一方、ニッケル及びケイ素の組み合わされた増大は、観察されたクラックの数を有意に低減させる（合金３、４、８、Ｍ９、Ｍ１０）。実質的にクラックを有しない表面硬化被覆は、１ｗｔ％を超えるケイ素含有量と組み合わされた４ｗｔ％を超えるニッケル含有量（合金６）について達成され、急速なメルト・プール冷却速度に対して、再現性は非常に頑健である。加工に関連するパラメータの変動に対するこの驚くべき頑健性は、図２に例示されているような二重の走行速度で実施された表面硬化被覆試験によりさらに支持される。図２は、１６ｍｍ／秒（１ｍ／分）の走行速度を使用して調製された試料及び表６で示されている被覆パラメータを示す。クラックをほぼ有しない被覆は、走行速度が８ｍｍ／秒から１６ｍｍ／秒へ増大するにもかかわらず、達成される。

表面硬化被覆の品質のこの驚くべき改善は、図６において例示されているような合金を使用して作製されたレーザ・クラッドされた被覆の断面の分析によりさらに支持される。図６は、レーザ・クラッディングにより基材材料（灰色の材料）へと付着用された被覆（光輝性の材料）の断面のＬＯＭ顕微鏡写真を示す。図６に示されている被覆は、合金２（図６ａ）、合金４（図６ｂ）及び合金６（図６ｃ）から作製される。クラック及び孔は、光輝性の被覆材料中の黒欠陥としてみられる。ニッケル含有量及びケイ素含有量が上述された染料浸透試験に由来する被覆品質についての結果と一致して増大されるにつれて、孔欠陥の低減並びにクラック形成の傾向の低減に関する有意な効果が観察される。図６に示されている被覆は、すべて、走行速度１６ｍｍ／秒、レーザ・パワー設定が合金２及び４について２．５ｋＷ、並びに合金６について２．０ｋＷ、並びに供給速度２０ｇ／分で調製した。

耐衝撃性データを図８に示す。図８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３、合金６、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１０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、１つの同じ衝撃エネルギーについて、合金組成物である合金３及び合金６を使用して作製された被覆は、ニッケル含有量が２ｗｔ％未満である参照合金（ＲＥＦ）と比較したとき、最初のクラックが形成される前にほぼ２倍の衝撃エネルギーに耐えることができることを示す。合金３は、１０Ｊの打撃エネルギー未満でランアウト挙動を示しはじめ、一方で合金６は、１５Ｊの打撃エネルギー未満で下回るとランアウト挙動を示しはじめる。代わりに参照合金（ＲＥＦ）については、衝撃エネルギーが１０Ｊであるとき、２０回未満の打撃は最初のクラックを形成するのに十分である。

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）凝固した試料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（例えばクラックを有しない／低い多孔性）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、鉄系合金組成物のニッケル含有量を設定し、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、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、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実例を以下に示す。４ｗｔ％のニッケル公称含有量及び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。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１６、１７、１８及び１９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。

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合金１６～１９のミクロ組織を示し、合金１６は０．２ｗｔ％のＳｉを有し（図３ａ）；合金１７は０．７ｗｔ％のＳｉを有し（図３ｂ）；合金１８は１ｗｔ％のＳｉを有し（図３ｃ）；合金１９は２ｗｔ％のＳｉを有する（図３ｄ）。図３（図３ａ～ｄ）に示されているインゴットのミクロ組織は、一次樹枝状炭化物（ＰＣ：ｐｒｉｍａｒｙ ｄｅｎｄｒｉｔｉｃ ｃａｒｂｉｄｅｓ、暗灰色）、一次ホウ化物（ＰＢ：ｐｒｉｍａｒｙ ｂｏｒｉｄｅ、白色粒子）、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構造、並びにおそらく少量の保持されたオーステナイトを有するマルテンサイトの島状構造からなる。ＥＤＳを使用するＢ、Ｃ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ及びＭｏの元素マッピングの一実例を、２ｗｔ％のＳｉを有する合金１９について、図５に示す。

Ｓｉ含有量の増大を伴う、一次ホウ化物（ＰＢ）、共晶構造（Ｅｕｔｅｃｔｉｃ）及びマルテンサイト（Ｍａｒｔ）の量の変動を、図４に示す。一次炭化物の体積分率は、すべての４つの合金について類似し、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）及びマルテンサイト（Ｍａｒｔ）の体積分率が増大し、一方で共晶構造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、上記で示しているような有利な範囲を有する２ｗｔ％未満のＳｉの範囲で変動するとき、Ｎｉ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。共晶マトリックス材料の量と比較した一次ホウ化物の量は、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、Ｎｉ及びＳｉの添加で改変された参照合金ＲＥＦの種類の鉄系粉体組成物について、表８及び９において例示されているようなＰＴＡ溶接及びレーザ・クラッドされた合金で得られた。

Claims (15)

1. ホウ素（Ｂ）：１．６～２．４ｗｔ％、
   炭素（Ｃ）：１．７～３．０ｗｔ％、
   モリブデン（Ｍｏ）：１６．０～１９．５ｗｔ％、
   ニッケル（Ｎｉ）：３．５～６．５ｗｔ％、
   マンガン（Ｍｎ）：０．８ｗｔ％未満、
   ケイ素（Ｓｉ）：０．２～３．０ｗｔ％、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０．３～２．０ｗｔ％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. ニッケルの量が４．２～６．１ｗｔ％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る、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. 基材材料希釈が、２０％未満であり、
   ここで、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に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、２５Ｊでの１撃あたりの衝撃エネルギーで少なくとも１回超の打撃、２０Ｊ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. 前記被覆が、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。

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