JP7459787B2 - 耐摩耗性部品 - Google Patents
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Description
本開示は、耐摩耗性部品に関するものである。
例えば、土砂などを含む高粘度流体の輸送で用いられるスクリューポンプや、岩石やコンクリート廃材などを破砕するジョークラッシャーや、金型、ドリル等、部品自らが摺動する用途や、或いは、部品の相手材が移動することにより部品が摩耗するような、耐摩耗性が要求される部品（以下、耐摩耗性部品）には、母材となる合金の表面に耐摩耗性を付与するために被覆層を形成して、その耐摩耗性を確保している。
前記被覆層において、特に過酷な条件で用いられる部品には、例えば、特開２００５－３１４７２１号公報では、高温腐食、高温摩耗および結露腐食に曝される水冷式鉄鋼製管構造体の鉄鋼基材表面にＮｉを６０質量％以上含有する接合皮膜と、Ｃｒを２２～６０質量％、Ｎｉを３５質量％以上それぞれ含有する合金を被覆させた耐食・耐摩耗皮膜を有する水冷式鉄鋼製管構造体の発明がある。
前記被覆層において、特に過酷な条件で用いられる部品には、例えば、特開２００５－３１４７２１号公報では、高温腐食、高温摩耗および結露腐食に曝される水冷式鉄鋼製管構造体の鉄鋼基材表面にＮｉを６０質量％以上含有する接合皮膜と、Ｃｒを２２～６０質量％、Ｎｉを３５質量％以上それぞれ含有する合金を被覆させた耐食・耐摩耗皮膜を有する水冷式鉄鋼製管構造体の発明がある。
上述した特開２００５－３１４７２１号公報に開示される水冷式鉄鋼製管構造体は、母材（特開２００５－３１４７２１号公報では「鉄鋼基材」として記される）上に、接合皮膜、耐食・耐摩耗皮膜を順番に積層し、更に、酸化防止・耐摩耗皮膜を積層することが可能なものである。積層構造とすると皮膜形成を複数回実施する必要がある。また、水冷式鉄鋼製管構造体用の部材に限定した合金の構成となっているため、例えば、部材自身が摺動するような用途への適用は想定されていない。
本開示の一態様は、部品自らが摺動する用途や、或いは、部品の相手材が移動することにより部品が摩耗するような用途に用いられ、耐摩耗性と耐食性が要求される耐摩耗性部品として好適な耐摩耗性部品を提供することを課題とする。
上記課題を解決するための具体的手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞ 母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有する耐摩耗性部品であって、
前記被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍの表層領域の組成が質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
次の（１）～（３）の何れかと、を含み、
（１）１．１％超４．０％以下のＣ
（２）０．７％以上３．０％以下のＢ
（３）０．５％以上２．５％以下のＣ、０％超２０％以下のＮｂ
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記Ｎｉは１５％以上であり、
前記表層領域に、塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する耐摩耗性部品。
＜１＞ 母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有する耐摩耗性部品であって、
前記被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍの表層領域の組成が質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
次の（１）～（３）の何れかと、を含み、
（１）１．１％超４．０％以下のＣ
（２）０．７％以上３．０％以下のＢ
（３）０．５％以上２．５％以下のＣ、０％超２０％以下のＮｂ
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記Ｎｉは１５％以上であり、
前記表層領域に、塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する耐摩耗性部品。
＜２＞ 質量％で、
４６．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３０．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
１．１％超４．０％以下のＣと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、＜１＞に記載の耐摩耗性部品。
４６．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３０．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
１．１％超４．０％以下のＣと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、＜１＞に記載の耐摩耗性部品。
＜３＞ 質量％で、
４５．０％以上６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
０．７％以上３．０％以下のＢと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、＜１＞に記載の耐摩耗性部品。
４５．０％以上６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
０．７％以上３．０％以下のＢと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、＜１＞に記載の耐摩耗性部品。
＜４＞ 質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３０．０％以下のＦｅと、
０．５％以上２．５％以下のＣと
０％超２０％以下のＮｂと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、＜１＞に記載の耐摩耗性部品。
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３０．０％以下のＦｅと、
０．５％以上２．５％以下のＣと
０％超２０％以下のＮｂと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、＜１＞に記載の耐摩耗性部品。
＜５＞ 質量％で、
０％以上１．０％以下のＳｉ、
０％以上０．０５％以下のＡｌ、
０％以上０．３％以下のＳｎ、
０％以上５．０％以下のＣｕ、
の少なくとも一種類以上を含む＜１＞乃至＜４＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
０％以上１．０％以下のＳｉ、
０％以上０．０５％以下のＡｌ、
０％以上０．３％以下のＳｎ、
０％以上５．０％以下のＣｕ、
の少なくとも一種類以上を含む＜１＞乃至＜４＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜６＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域にある前記塊状Ｃｒ炭化物は、その内側に直径が５μｍ以上の円を描くことができる大きさを有する＜１＞、＜２＞、＜５＞の何れかに記載の耐摩耗部品。
＜７＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中に見られる前記塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～４５％である＜１＞、＜２＞、＜５＞、＜６＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜７＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中に見られる前記塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～４５％である＜１＞、＜２＞、＜５＞、＜６＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜８＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域にある前記塊状Ｃｒ硼化物は、その内側に直径が３μｍ以上の円を描くことができる大きさを有する＜１＞、＜３＞、＜５＞の何れかに記載の耐摩耗部品。
＜９＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中に見られる前記塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３５％である＜１＞、＜３＞、＜５＞、＜８＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜９＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中に見られる前記塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３５％である＜１＞、＜３＞、＜５＞、＜８＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜１０＞ 前記被覆層の表層領域は、炭化物を含み、母相がフェライト相および／またはオーステナイト相である＜１＞、＜４＞、＜５＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜１１＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中にＮｂ系炭化物を有し、前記Ｎｂ系炭化物は、塊状、棒状、点状、羽毛状および樹枝状の少なくとも一種の形態を有し、前記Ｎｂ系炭化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３０％である＜１＞、＜４＞、＜５＞、＜１０＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
＜１１＞ 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中にＮｂ系炭化物を有し、前記Ｎｂ系炭化物は、塊状、棒状、点状、羽毛状および樹枝状の少なくとも一種の形態を有し、前記Ｎｂ系炭化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３０％である＜１＞、＜４＞、＜５＞、＜１０＞の何れかに記載の耐摩耗性部品。
本開示の一態様によれば、耐摩耗性と耐食性とに優れた耐摩耗性部品が提供される。この耐摩耗性部品は、摺動部品、或いは、部品の相手材が移動することにより部品が摩耗するような部品への適用が好適である。また、高い耐食性も兼ね備えているため、耐摩耗性と供に耐食性が求められるような部品へ適用することが可能である。
本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。本開示において段階的に記載されている数値範囲において、一つの数値範囲で記載された上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよい。また、本開示に記載されている数値範囲において、その数値範囲の上限値又は下限値は、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
本明細書において、「工程」との語は、独立した工程だけでなく、他の工程と明確に区別できない場合であっても工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
本明細書において、「工程」との語は、独立した工程だけでなく、他の工程と明確に区別できない場合であっても工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
本開示の耐摩耗性部品は、母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有する耐摩耗性部品であって、前記被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍの表層領域の組成が質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
次の（１）～（３）の何れかと、を含み、
（１）１．１％超４．０％以下のＣ
（２）０．７％以上３．０％以下のＢ
（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記Ｎｉは１５％以上であり、
前記表層領域に、塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する耐摩耗性部品である。
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
次の（１）～（３）の何れかと、を含み、
（１）１．１％超４．０％以下のＣ
（２）０．７％以上３．０％以下のＢ
（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記Ｎｉは１５％以上であり、
前記表層領域に、塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する耐摩耗性部品である。
本開示の耐摩耗性部品では、母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有し、その被覆層の表層領域を、塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する金属組織としたことが重要な特徴の一つである。
この塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する金属組織とすることにより、耐摩耗性と耐食性とを兼ね備えた耐摩耗性部品とすることができる。
本開示でいう「被覆層」とは、金属粉末材料等の肉盛等により、母材表面に形成された金属層を言う。なお、本開示の場合、前記金属層中には金属粉末の溶融・凝固によって晶出した炭化物または硼化物を少なくとも含むものである。また、被覆層の表層領域とは、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍの領域である。
この塊状Ｃｒ炭化物、塊状Ｃｒ硼化物、Ｎｂ系炭化物の少なくとも何れか一種を有する金属組織とすることにより、耐摩耗性と耐食性とを兼ね備えた耐摩耗性部品とすることができる。
本開示でいう「被覆層」とは、金属粉末材料等の肉盛等により、母材表面に形成された金属層を言う。なお、本開示の場合、前記金属層中には金属粉末の溶融・凝固によって晶出した炭化物または硼化物を少なくとも含むものである。また、被覆層の表層領域とは、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍの領域である。
〔表層領域の化学組成〕
本開示の表層領域の組成は、質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
次の（１）～（３）の何れかと、を含み、
（１）１．１％超４．０％のＣ
（２）０．７％以上３．０％以下のＢ
（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記Ｎｉは１５％以上のものである。
本開示の表層領域の組成は、質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
０％以上３５．０％以下のＦｅと、
０％以上２．０％未満のＭｎと、
次の（１）～（３）の何れかと、を含み、
（１）１．１％超４．０％のＣ
（２）０．７％以上３．０％以下のＢ
（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記Ｎｉは１５％以上のものである。
Ｃｒ：４０．０％超６５．０％以下
Ｃｒは、耐食性及び耐摩耗性の向上に関わる炭化物の形成に寄与する。Ｃｒの含有率は４０．０％超であり、耐食性と材料コストとの観点から、各成分のうちでＣｒ成分が最大含有率であることが好ましい。これは、本開示の合金がＮｉよりも安価なＣｒを最大成分とすることで、例えば高価なＮｉを最大成分とするＮｉ基合金よりも材料コストを低減できる利点がある。Ｃｒが４０．０％以下になると、母相中への塊状Ｃｒ炭化物の出現量が減少し、耐摩耗性が不十分になる。一方、Ｃｒが６５．０％超になると合金の融点が高くなり、肉盛用原料製造時において、溶解によるインゴット製造やアトマイズによる粉体化に要するエネルギーが増加して製造性が悪化し、製造コストが増大する。また、肉盛材料が高融点になり、肉盛施工に要する入熱量を多くする必要が生じ、母材による肉盛材の希釈や、母材の熱変形といった悪影響が大きくなってしまう。そのため、Ｃｒは６５．０％以下とする。
Ｃｒは、耐食性及び耐摩耗性の向上に関わる炭化物の形成に寄与する。Ｃｒの含有率は４０．０％超であり、耐食性と材料コストとの観点から、各成分のうちでＣｒ成分が最大含有率であることが好ましい。これは、本開示の合金がＮｉよりも安価なＣｒを最大成分とすることで、例えば高価なＮｉを最大成分とするＮｉ基合金よりも材料コストを低減できる利点がある。Ｃｒが４０．０％以下になると、母相中への塊状Ｃｒ炭化物の出現量が減少し、耐摩耗性が不十分になる。一方、Ｃｒが６５．０％超になると合金の融点が高くなり、肉盛用原料製造時において、溶解によるインゴット製造やアトマイズによる粉体化に要するエネルギーが増加して製造性が悪化し、製造コストが増大する。また、肉盛材料が高融点になり、肉盛施工に要する入熱量を多くする必要が生じ、母材による肉盛材の希釈や、母材の熱変形といった悪影響が大きくなってしまう。そのため、Ｃｒは６５．０％以下とする。
また、Ｃｒは、後述するＣと共に、耐摩耗性の向上に関わる炭化物の形成にも寄与する成分となる。つまり、上記した「（１）１．１％超４．０％以下のＣ」を含む場合、ＣｒはＣと共にＣｒ炭化物を構成する。この形態において、Ｃｒの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃｒの含有率は４６．０％超であることが好ましく、５０．０％以上が更に好ましく、５５．０％以上とすることがより好ましい。
また、Ｃｒは、後述するＢと共に、耐摩耗性の向上に関わる硼化物の形成にも寄与する成分となる。つまり、上記した「（２）０．７％以上３．０％以下のＢ」を含む場合、良好な耐食性を得るために重要な成分である。Ｃｒの含有率が少ないと、合金組織中への硼化物の出現量が減少し、耐摩耗性が不十分になる傾向がある。このＣｒの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃｒを４５．０％以上とすることが好ましく、より好ましくは５０．０％以上、さらに好ましくは５５．０％以上とすることが好ましい。
また、Ｃｒは、Ｃと共に、耐摩耗性の向上に関わる炭化物の形成にも寄与する成分となるが、上記した「（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ」を含む場合、ＣｒはＣと共にＣｒ炭化物を構成する。Ｃｒの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃｒの含有率は４０．０％超であり、更に４３．０％以上とすることが好ましい。更に好ましくは５０．０％以上、より好ましくは５５．０％以上とすることが好ましい。
Ｆｅ：０％以上３５．０％以下
Ｆｅは、Ｃｒなどと共に炭化物の形成に寄与する。炭化物の中にＦｅが固溶することで炭化物中のＣｒ固溶量が減少し、炭化物周囲の母相中のＣｒ濃度の低下が抑えられる。母相中のＣｒ濃度低下は耐食性の低下を招くため、Ｆｅ添加することで耐食性が改善される。一方、Ｆｅが多過ぎると初晶でフェライトが晶出し、母相中における腐食電位差が大きくなることで局部腐食が発生し易くなる。よって本開示の合金に含まれるＦｅの含有量は３５．０％以下とする。なお、Ｆｅを添加して上記の効果を得る場合は、少なくとも０．１％は添加すると良い。
Ｆｅは、Ｃｒなどと共に炭化物の形成に寄与する。炭化物の中にＦｅが固溶することで炭化物中のＣｒ固溶量が減少し、炭化物周囲の母相中のＣｒ濃度の低下が抑えられる。母相中のＣｒ濃度低下は耐食性の低下を招くため、Ｆｅ添加することで耐食性が改善される。一方、Ｆｅが多過ぎると初晶でフェライトが晶出し、母相中における腐食電位差が大きくなることで局部腐食が発生し易くなる。よって本開示の合金に含まれるＦｅの含有量は３５．０％以下とする。なお、Ｆｅを添加して上記の効果を得る場合は、少なくとも０．１％は添加すると良い。
また、Ｆｅは、上記した「（１）１．１％超４．０％以下のＣ」を含む場合、０％以上３０．０％以下であることが好ましい。ここで、Ｆｅは上記したとおり、Ｃｒなどと共に炭化物の形成に寄与する。炭化物の中にＦｅが固溶することで炭化物中のＣｒ固溶量が減少し、炭化物周囲の母相中のＣｒ濃度の低下が抑えられる。また、母相中のＣｒ濃度低下は耐食性の低下を招くため、Ｆｅ添加することで耐食性が改善される。一方、Ｆｅが多過ぎると初晶でフェライトが晶出し、母相中における腐食電位差が大きくなることで局部腐食が発生し易くなる。よって上記した形態の場合、Ｆｅの含有量は３０．０％以下とすることが好ましい。材料の性能を損なわない限り０．１％以上の範囲で含有量を低く抑えることがさらに好ましい。耐摩耗性を考慮すると、Ｆｅの含有率の上限は１５％以下、より好ましくは８％以下とすることが好ましい。
また、Ｆｅは、上記した「（２）０．７％以上３．０％以下のＢ」を含む場合、Ｆｅは、良好な機械的特性を確保することができるため、必要に応じて３５．０％を上限として含有することができる。本開示は肉盛等による被覆層を有するものであるから、肉盛される母材の含有成分が熱拡散する。前記母材はＦｅ基の合金工具鋼であることが多いため、Ｆｅは母材側から拡散することが想定される。このとき、熱拡散することを想定したうえで、更に母材の材質に応じて肉盛用原料製造時にＦｅ無添加にすると、例えば、母材が合金工具鋼であった場合は、被覆層と母材との拡散層（接合部分付近）にはＦｅを含み、表層領域にはＦｅの含有が無い濃度勾配を生じる。前記を想定してＦｅの範囲は無添加（０％）を含んで３５．０％以下とする。なお、Ｆｅ成分を積極添加する場合の含有率は０．１質量％以上が好ましい。一方、Ｆｅ含有率が過剰になると、８００℃近傍の温度域で脆性の金属間化合物のσ相が生成し易くなり、Ｃｒ－Ｎｉ系合金の延性・靱性が著しく低下する（いわゆるσ相脆化）。よって本開示の合金に含まれるＦｅの含有量は３５．０％以下とすることが好ましい。耐摩耗性を考慮すると、Ｆｅの含有率は２０％以下、より好ましくは１５％以下、更に好ましくは８％以下とすることが好ましい。
また、Ｆｅは、上記した「（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ」を含む場合、Ｆｅは耐食性を改善する元素であり、Ｆｅ添加によりフェライト相が晶出し、オーステナイト相との二相を形成し、硬く靭性のある高強度な母相（基地）を形成することができる。一方、Ｆｅの添加量を増やすと脆化相であるシグマ相が生成し、機械的特性を損なうことがある。よって本形態の場合、Ｆｅの含有量は３０．０％以下とすることが好ましい。また、Ｆｅを多く添加することで高強度化の傾向にはあるが、一方、Ｃｒ量が減り、耐食性または耐摩耗性を悪化させる要因となる。耐摩耗性および耐食性が一定の特性を得るためには、２０％以下の範囲であることが好ましい。より好ましくは１６％以下である。また、本合金を安価な鉄鋼材の肉盛り肉盛材として使用する場合、基材となる鉄鋼材からのＦｅの混入があるため、Ｆｅは０％であってもかまわない。
Ｍｎ：０％以上２．０％未満
Ｍｎは、特に原料を混合、溶解する工程における脱硫・脱酸素の役割を担って機械的特性の向上および耐炭酸ガス腐食性の向上に寄与する成分である。ただし、Ｍｎに代わる脱酸元素を添加する場合は、Ｍｎは無添加（０％）で良い。Ｍｎを含有する場合、Ｍｎの含有率は、２．０％未満とする。Ｍｎ含有率が２．０％以上になると、硫化物（例えばＭｎＳ）の粗大粒子を形成して耐食性や機械的特性の低下要因になる。Ｍｎの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｍｎの下限を０．０５％とすることが好ましい。
Ｍｎは、特に原料を混合、溶解する工程における脱硫・脱酸素の役割を担って機械的特性の向上および耐炭酸ガス腐食性の向上に寄与する成分である。ただし、Ｍｎに代わる脱酸元素を添加する場合は、Ｍｎは無添加（０％）で良い。Ｍｎを含有する場合、Ｍｎの含有率は、２．０％未満とする。Ｍｎ含有率が２．０％以上になると、硫化物（例えばＭｎＳ）の粗大粒子を形成して耐食性や機械的特性の低下要因になる。Ｍｎの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｍｎの下限を０．０５％とすることが好ましい。
上記した「（１）１．１％超４．０％以下のＣ」を含む形態において、Ｃは、１．１％超４．０％以下である。
Ｃは、母相中に固溶したり炭化物として晶出または析出したりすることによって被覆層を硬化させる効果がある。高い耐摩耗性を得るには、Ｃを１．１％超として耐摩耗性を確保する大きさを持った塊状Ｃｒ炭化物を形成させる。Ｃが１．１％以下となると、肉盛したときに優れた耐摩耗性を実現する大きさの塊状Ｃｒ炭化物が得られない。一方、Ｃが４．０％を越えると、Ｃｒ炭化物も増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、母相中のＣｒが消費されて耐食性を低下させる場合があるため、耐摩耗性と耐食性とのバランスを考慮してＣの上限は４．０％以下とする。前述のＣの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃを１．５％以上とすることが好ましく、また３．５％以下とすることが好ましい。
Ｃは、母相中に固溶したり炭化物として晶出または析出したりすることによって被覆層を硬化させる効果がある。高い耐摩耗性を得るには、Ｃを１．１％超として耐摩耗性を確保する大きさを持った塊状Ｃｒ炭化物を形成させる。Ｃが１．１％以下となると、肉盛したときに優れた耐摩耗性を実現する大きさの塊状Ｃｒ炭化物が得られない。一方、Ｃが４．０％を越えると、Ｃｒ炭化物も増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、母相中のＣｒが消費されて耐食性を低下させる場合があるため、耐摩耗性と耐食性とのバランスを考慮してＣの上限は４．０％以下とする。前述のＣの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃを１．５％以上とすることが好ましく、また３．５％以下とすることが好ましい。
上記した「（２）０．７％以上３．０％以下のＢ」を含む形態の場合、Ｂは、０．７％以上３．０％以下である。
Ｂは、母相中に固溶したり硼化物として晶出または析出したりすることによって被覆層を硬化させる効果がある。高い耐摩耗性を得るには、Ｂを０．７％以上として耐摩耗性を確保する大きさを持った塊状Ｃｒ硼化物を形成させる。Ｂが０．７％未満となると、肉盛したときに優れた耐摩耗性を実現する大きさの塊状Ｃｒ硼化物が得られない。一方、Ｂが３．０％以上になると、Ｃｒ硼化物も増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、母相中のＣｒが消費されて耐食性を低下させる場合があるため、耐摩耗性と耐食性とのバランスを考慮してＢの上限は３．０％以下とする。前述のＢの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｂを１．０％以上とすることがより好ましく、また２．５％以下とすることがより好ましい。
Ｂは、母相中に固溶したり硼化物として晶出または析出したりすることによって被覆層を硬化させる効果がある。高い耐摩耗性を得るには、Ｂを０．７％以上として耐摩耗性を確保する大きさを持った塊状Ｃｒ硼化物を形成させる。Ｂが０．７％未満となると、肉盛したときに優れた耐摩耗性を実現する大きさの塊状Ｃｒ硼化物が得られない。一方、Ｂが３．０％以上になると、Ｃｒ硼化物も増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、母相中のＣｒが消費されて耐食性を低下させる場合があるため、耐摩耗性と耐食性とのバランスを考慮してＢの上限は３．０％以下とする。前述のＢの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｂを１．０％以上とすることがより好ましく、また２．５％以下とすることがより好ましい。
上記した「（３）０．５％以上２．５％以下のＣと、０％超２０％以下のＮｂ」を含む形態の場合、Ｃは、０．５％以上２．５％以下、Ｎｂは、０％超２０％以下である。
ここで、Ｃは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において、炭化物として晶出または析出したり、炭化物以外の母相中に固溶したりすることによって、合金を硬化させる作用効果がある。耐摩耗性の改善効果を得るにはＣの含有率を０．５％以上として、Ｎｂを主成分とするＮｂ系炭化物を形成することが好ましい。また、Ｃ含有率が大きくなると硬質なＮｂ系炭化物粒子が増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、前述の比率以上にＣ量が増えると母相中のＣｒが消費されて硬さは増加するが、耐食性を悪化させる要因となる。耐摩耗性と耐食性とのバランスを考慮してＣは２．５％以下とした。前述のＣの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃの下限を０．８％とすることが好ましく、上限を１．５％とすることが好ましい。
また、Ｎｂは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において、Ｎｂ系炭化物として晶出または析出したり、炭化物以外の母相中に固溶したりすることによって、オーステナイト相を生成する作用効果がある。耐摩耗性の改善効果を得るにはＮｂの含有率を０％超として、Ｎｂを主成分とするＮｂ系炭化物を形成することが好ましい。また、Ｎｂ含有率が大きくなると硬質なＮｂ系炭化物粒子が増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、Ｎｂ量が増えるとオーステナイト相を形成するＮｉと結合し、靭性を向上させるが、ＮｂはＮｉに比べて高価であり、コストパフォーマンスを悪化させることがある。また、Ｎｂを増加させることで、母相を形成するＣｒやＮｉおよびＦｅを減少させるため、硬さや耐摩耗性は増加するが、機械的特性や耐食性を悪化させる要因となる。耐摩耗性と耐食性、機械的特性とのバランスを考慮してＮｂは２０％以下としたが、好ましいＮｂの上限は１６％である。また、耐摩耗特性を発揮するには下限を４％とすることが好ましい。また、前述のＮｂ系炭化物の作用効果をより確実に発揮させるには、Ｎｂの下限を６．４％とすることがさらに好ましく、上限を１２％とすることが好ましい。また、ＮｂとＣの比率は質量％でＮｂ：Ｃが概ね８：１となるように添加することが望ましい。
ここで、Ｃは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において、炭化物として晶出または析出したり、炭化物以外の母相中に固溶したりすることによって、合金を硬化させる作用効果がある。耐摩耗性の改善効果を得るにはＣの含有率を０．５％以上として、Ｎｂを主成分とするＮｂ系炭化物を形成することが好ましい。また、Ｃ含有率が大きくなると硬質なＮｂ系炭化物粒子が増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、前述の比率以上にＣ量が増えると母相中のＣｒが消費されて硬さは増加するが、耐食性を悪化させる要因となる。耐摩耗性と耐食性とのバランスを考慮してＣは２．５％以下とした。前述のＣの作用効果をより確実に発揮させるには、Ｃの下限を０．８％とすることが好ましく、上限を１．５％とすることが好ましい。
また、Ｎｂは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において、Ｎｂ系炭化物として晶出または析出したり、炭化物以外の母相中に固溶したりすることによって、オーステナイト相を生成する作用効果がある。耐摩耗性の改善効果を得るにはＮｂの含有率を０％超として、Ｎｂを主成分とするＮｂ系炭化物を形成することが好ましい。また、Ｎｂ含有率が大きくなると硬質なＮｂ系炭化物粒子が増加して耐摩耗性が向上する傾向にはあるが、Ｎｂ量が増えるとオーステナイト相を形成するＮｉと結合し、靭性を向上させるが、ＮｂはＮｉに比べて高価であり、コストパフォーマンスを悪化させることがある。また、Ｎｂを増加させることで、母相を形成するＣｒやＮｉおよびＦｅを減少させるため、硬さや耐摩耗性は増加するが、機械的特性や耐食性を悪化させる要因となる。耐摩耗性と耐食性、機械的特性とのバランスを考慮してＮｂは２０％以下としたが、好ましいＮｂの上限は１６％である。また、耐摩耗特性を発揮するには下限を４％とすることが好ましい。また、前述のＮｂ系炭化物の作用効果をより確実に発揮させるには、Ｎｂの下限を６．４％とすることがさらに好ましく、上限を１２％とすることが好ましい。また、ＮｂとＣの比率は質量％でＮｂ：Ｃが概ね８：１となるように添加することが望ましい。
残部はＮｉ及び不可避的不純物：
以上、説明した元素以外はＮｉと不可避的不純物である。このうち、Ｎｉは被覆層の主要元素の１つであり、その多くは炭化物以外の母相中に固溶し、炭化物にはほとんど固溶しない。母相中にＮｉが固溶することで、母相を構成するオーステナイト相を安定化するとともに、初晶でのフェライト生成を抑制し、耐食性を向上させる効果がある。この作用効果を十分に発揮させるには、Ｎｉの含有率が前述のＦｅの含有率を超える範囲が好ましい。また、Ｎｉの含有率は１５％以上が好ましい。更に好ましくは２０％以上であり、２５％以上がより好ましく、更に好ましくは３０％以上である。一方、過度にＮｉが多くなると前述のＣｒの作用効果が損なわれるおそれがあることから、Ｎｉの含有率の上限はＣｒの含有率未満とすることが好ましい。
なお、残部には前述のＮｉの他、製造上不可避的に含有される不純物も含まれる。これらの不純物のうち、特に制限すべき不純物は以下の通りである。
不純物であるＰ、Ｓは粒界に偏析しやすく、耐食性を招くことから、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％未満に限定する。Ｓについては、０．００３％以下が好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。これ以外にも、Ｏ、Ｎなども、Ｃｒと結合して酸化物系、窒化物系の介在物を形成して清浄度を低下させ、耐食性や疲労強度を劣化させることから、できるだけ低く抑えることが好ましい。このため、好ましいＯは０．００２％以下、Ｎは０．０４％以下がよい。また、Ｎｂに少量のＴａが不純物として混入する場合があるが、Ｔａは０．２％以下の範囲であれば影響は少なく、特別に低く制限する必要はなく、混入しても差し支えない。
以上、説明した元素以外はＮｉと不可避的不純物である。このうち、Ｎｉは被覆層の主要元素の１つであり、その多くは炭化物以外の母相中に固溶し、炭化物にはほとんど固溶しない。母相中にＮｉが固溶することで、母相を構成するオーステナイト相を安定化するとともに、初晶でのフェライト生成を抑制し、耐食性を向上させる効果がある。この作用効果を十分に発揮させるには、Ｎｉの含有率が前述のＦｅの含有率を超える範囲が好ましい。また、Ｎｉの含有率は１５％以上が好ましい。更に好ましくは２０％以上であり、２５％以上がより好ましく、更に好ましくは３０％以上である。一方、過度にＮｉが多くなると前述のＣｒの作用効果が損なわれるおそれがあることから、Ｎｉの含有率の上限はＣｒの含有率未満とすることが好ましい。
なお、残部には前述のＮｉの他、製造上不可避的に含有される不純物も含まれる。これらの不純物のうち、特に制限すべき不純物は以下の通りである。
不純物であるＰ、Ｓは粒界に偏析しやすく、耐食性を招くことから、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％未満に限定する。Ｓについては、０．００３％以下が好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。これ以外にも、Ｏ、Ｎなども、Ｃｒと結合して酸化物系、窒化物系の介在物を形成して清浄度を低下させ、耐食性や疲労強度を劣化させることから、できるだけ低く抑えることが好ましい。このため、好ましいＯは０．００２％以下、Ｎは０．０４％以下がよい。また、Ｎｂに少量のＴａが不純物として混入する場合があるが、Ｔａは０．２％以下の範囲であれば影響は少なく、特別に低く制限する必要はなく、混入しても差し支えない。
Ｓｉ：０％以上１．０％以下
Ｓｉは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金の随意成分の１つであり、脱酸素の役割を担って機械的特性の向上に寄与する成分である。Ｓｉを含有する場合には、Ｓｉの含有率は、０．１％以上１．０％以下が好ましい。Ｓｉ含有率が０．１％未満であると、Ｓｉに基づく作用効果が不十分になりやすい。また、Ｓｉが１％超になると、酸化物（例えばＳｉＯ２）の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Ａｌ：０％以上０．０５％以下
Ａｌも、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金の随意成分の１つであり、ＭｎおよびＳｉと組み合わせることで脱酸素作用の向上に寄与する成分である。Ａｌを含有する場合には、Ａｌの含有率は、０．００５％以上０．０５％以下が好ましい。Ａｌ含有率が０．００５％未満になると、Ａｌによる作用効果が十分に得られない場合がある。また、Ａｌ含有率が０．０５％超になると、酸化物や窒化物（例えば、Ａｌ２Ｏ３やＡｌＮ）の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Ｓｉは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金の随意成分の１つであり、脱酸素の役割を担って機械的特性の向上に寄与する成分である。Ｓｉを含有する場合には、Ｓｉの含有率は、０．１％以上１．０％以下が好ましい。Ｓｉ含有率が０．１％未満であると、Ｓｉに基づく作用効果が不十分になりやすい。また、Ｓｉが１％超になると、酸化物（例えばＳｉＯ２）の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Ａｌ：０％以上０．０５％以下
Ａｌも、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金の随意成分の１つであり、ＭｎおよびＳｉと組み合わせることで脱酸素作用の向上に寄与する成分である。Ａｌを含有する場合には、Ａｌの含有率は、０．００５％以上０．０５％以下が好ましい。Ａｌ含有率が０．００５％未満になると、Ａｌによる作用効果が十分に得られない場合がある。また、Ａｌ含有率が０．０５％超になると、酸化物や窒化物（例えば、Ａｌ２Ｏ３やＡｌＮ）の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Ｓｎ：０％以上０．３％以下
Ｓｎは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において不動態皮膜強化の役割を担い、耐食性・耐摩耗性の向上に寄与する随意成分である。具体的には、塩化物イオンや酸性の腐食環境に対する耐性の向上が期待できる。Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎの含有率は、０．０２％以上０．３％以下が好ましい。Ｓｎ含有率が０．０２％未満になると、Ｓｎに基づく作用効果が十分に得られない。また、Ｓｎ含有率が０．３％超になると、Ｓｎ成分の粒界偏析を生じさせて合金の延性・靱性の低下要因になる。
Ｃｕ：０％以上５．０％以下
Ｃｕは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において耐食性の向上に寄与する随意成分である。Ｃｕを含有する場合、その含有率は、０．１％以上５．０％以下が好ましい。Ｃｕ含有率が０．１％未満になると、Ｃｕに基づく作用効果が十分に得られない。また、Ｃｕ含有率が５．０％超になると、Ｃｕ析出物を生成し易くなり、合金の延性・靭性の低下要因になる。
Ｓｎは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において不動態皮膜強化の役割を担い、耐食性・耐摩耗性の向上に寄与する随意成分である。具体的には、塩化物イオンや酸性の腐食環境に対する耐性の向上が期待できる。Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎの含有率は、０．０２％以上０．３％以下が好ましい。Ｓｎ含有率が０．０２％未満になると、Ｓｎに基づく作用効果が十分に得られない。また、Ｓｎ含有率が０．３％超になると、Ｓｎ成分の粒界偏析を生じさせて合金の延性・靱性の低下要因になる。
Ｃｕ：０％以上５．０％以下
Ｃｕは、本開示のＣｒ－Ｎｉ系合金において耐食性の向上に寄与する随意成分である。Ｃｕを含有する場合、その含有率は、０．１％以上５．０％以下が好ましい。Ｃｕ含有率が０．１％未満になると、Ｃｕに基づく作用効果が十分に得られない。また、Ｃｕ含有率が５．０％超になると、Ｃｕ析出物を生成し易くなり、合金の延性・靭性の低下要因になる。
〔塊状Ｃｒ炭化物〕
本開示の重要な特徴の一つは、母材表面に形成したＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層の表層領域を、塊状Ｃｒ炭化物を有する金属組織としたことにある。以下に本開示について図面を用いて説明する。
本開示の被覆層の金属組織について説明する。図１～１２は本開示の実施形態である耐摩耗性部品の被覆層断面を５００倍（左図）及び２０００倍（右図）で観察したときの電子顕微鏡写真（反射電子像）である。白色に見える場所はＣｒ－Ｎｉ系合金の母相（基地（マトリックス）とも呼ばれる）であり、灰色や黒色に見える場所はＣｒ炭化物である。写真は何れも肉盛溶接を行ったＣｒ－Ｎｉ系合金の断面であり、金属組織は凝固組織であって、Ｃｒ炭化物は晶出したものである。
２０００倍の顕微鏡写真には、塊状、網状、葉脈状のＣｒ炭化物を見ることができる。このうち、炭化物中に直径が５μｍの丸を付した、外形が略多角形の形状を有するものが典型的な塊状Ｃｒ炭化物である。なお、炭化物の組成は、例えば、エネルギー分散型エックス線分析装置で定量分析することにより確認できる。Ｃｒ炭化物とは、前記定量分析結果において質量％でＣｒが最も多く含まれたものを言う。
本開示の重要な特徴の一つは、母材表面に形成したＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層の表層領域を、塊状Ｃｒ炭化物を有する金属組織としたことにある。以下に本開示について図面を用いて説明する。
本開示の被覆層の金属組織について説明する。図１～１２は本開示の実施形態である耐摩耗性部品の被覆層断面を５００倍（左図）及び２０００倍（右図）で観察したときの電子顕微鏡写真（反射電子像）である。白色に見える場所はＣｒ－Ｎｉ系合金の母相（基地（マトリックス）とも呼ばれる）であり、灰色や黒色に見える場所はＣｒ炭化物である。写真は何れも肉盛溶接を行ったＣｒ－Ｎｉ系合金の断面であり、金属組織は凝固組織であって、Ｃｒ炭化物は晶出したものである。
２０００倍の顕微鏡写真には、塊状、網状、葉脈状のＣｒ炭化物を見ることができる。このうち、炭化物中に直径が５μｍの丸を付した、外形が略多角形の形状を有するものが典型的な塊状Ｃｒ炭化物である。なお、炭化物の組成は、例えば、エネルギー分散型エックス線分析装置で定量分析することにより確認できる。Ｃｒ炭化物とは、前記定量分析結果において質量％でＣｒが最も多く含まれたものを言う。
前述した塊状Ｃｒ炭化物は、耐摩耗性を高める重要な役割を担う。耐摩耗性をより確実に得るには塊状Ｃｒ炭化物の大きさは大きいほうが良く、例えば、７μｍ以上の円が炭化物中に描けるような大きさが好ましく、更に好ましくは１０μｍ以上の円が炭化物中に描ける大きさが良い。
また、例えば、図３に矢印で示す部分は、その周囲と色調が異なり、黒色に見える部分である。これは、黒色の部分とその周囲（灰色）の部分とが炭化物形態が異なっていることを示している。矢印で示す部分はＭ７Ｃ３型のＣｒ炭化物、その周囲はＭ２３Ｃ６型のＣｒ炭化物であると考えている。
また、前記塊状Ｃｒ炭化物は、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍ以内の領域（表層領域）に分散していることが必要である。これは、表層領域が最も耐摩耗性が要求されるためである。
また、例えば、図３に矢印で示す部分は、その周囲と色調が異なり、黒色に見える部分である。これは、黒色の部分とその周囲（灰色）の部分とが炭化物形態が異なっていることを示している。矢印で示す部分はＭ７Ｃ３型のＣｒ炭化物、その周囲はＭ２３Ｃ６型のＣｒ炭化物であると考えている。
また、前記塊状Ｃｒ炭化物は、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍ以内の領域（表層領域）に分散していることが必要である。これは、表層領域が最も耐摩耗性が要求されるためである。
また、表層領域に見られる前記塊状Ｃｒ炭化物（炭化物中に直径が５μｍの丸を付せる塊状炭化物）の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に１５～４５％であることが好ましい。表層領域とは、耐摩耗性が最も必要な領域である。この表層領域に塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率が１５％未満であると、耐摩耗性が大きく低下する傾向にあり、また４５％より多くなり過ぎても耐摩耗性向上効果は飽和する傾向にある。そのため、表層領域に見られる塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率を１５～４５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、表層領域に見られる塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率を２０～３０％の範囲とするのが良い。なお、観察する視野面積は広ければ広いほど好ましいが、０．２５ｍｍ２を超えて観察しても観察結果に大きな差は無く、０．２５ｍｍ２の範囲で塊状Ｃｒ炭化物を観察することで十分である。なお、観察する視野については、ある程度の範囲を観察するのが良く、例えば、０．２５ｍｍ２の範囲を一ヶ所観察することで十分である。ただし、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍまでの表層領域を一ヶ所だけで観察するには幅方向に１．２５ｍｍ以上の範囲を視野に収める必要があり、低倍率で観察を余儀なくされ、塊状Ｃｒ炭化物の判別が難しくなる懸念がある。このような場合は、観察領域の面積の合計が０．２５ｍｍ２以上になるように複数個所の観察を高倍率で行い、各観察領域における塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率を平均して求めてもよい。
ところで、耐摩耗性部品はその全体がＣｒ－Ｎｉ系合金であっても良いが、耐食性や耐摩耗性以外に要求される機械的特性などの観点から、部品全体は別の金属材料で製造し、耐食性や耐摩耗性が必要な部分にのみＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を形成すればよい。例えば、金型に使用する場合は、母材をＪＩＳで規定される熱間金型用鋼としたり、スクリューポンプでは合金工具鋼や各種ステンレス鋼としたりするなど、それぞれの用途に好適な金属材料を選定すれば良い。
母材とＣｒ－Ｎｉ系合金が異種合金である場合、肉盛時の入熱に伴ってＣｒ－Ｎｉ系合金と母材が溶融して混じり合い、Ｃｒ－Ｎｉ系合金が母材によって希釈される。そうすると、母材の材質に応じてＣｒ－Ｎｉ系合金の組成が母材側と表面側とで変化することになる。このとき、母材中のＣ成分がＣｒ－Ｎｉ合金よりも少なければ、Ｃｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＣ成分が減少するため、前述の塊状Ｃｒ炭化物の大きさや量も減少し、耐摩耗性に効果がある塊状Ｃｒ炭化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、表面近傍に十分な大きさや量の塊状Ｃｒ炭化物を得ることができる。換言すると、母材側の塊状Ｃｒ炭化物よりも最表面領域の塊状Ｃｒ炭化物を大きくするようにして、最表面領域の塊状Ｃｒ炭化物が耐摩耗性向上に寄与する大きさを確保するようにすれば良い。被覆層の厚さは用途に応じて変化するが、被覆層と母材との境界から被覆層の最表面までの距離がおおよそ５～１５ｍｍであれば十分である。なお、本開示で言う「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とは、含有する元素のうち、Ｃｒが最も多く、Ｎｉでバランスする合金を言う。
母材とＣｒ－Ｎｉ系合金が異種合金である場合、肉盛時の入熱に伴ってＣｒ－Ｎｉ系合金と母材が溶融して混じり合い、Ｃｒ－Ｎｉ系合金が母材によって希釈される。そうすると、母材の材質に応じてＣｒ－Ｎｉ系合金の組成が母材側と表面側とで変化することになる。このとき、母材中のＣ成分がＣｒ－Ｎｉ合金よりも少なければ、Ｃｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＣ成分が減少するため、前述の塊状Ｃｒ炭化物の大きさや量も減少し、耐摩耗性に効果がある塊状Ｃｒ炭化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、表面近傍に十分な大きさや量の塊状Ｃｒ炭化物を得ることができる。換言すると、母材側の塊状Ｃｒ炭化物よりも最表面領域の塊状Ｃｒ炭化物を大きくするようにして、最表面領域の塊状Ｃｒ炭化物が耐摩耗性向上に寄与する大きさを確保するようにすれば良い。被覆層の厚さは用途に応じて変化するが、被覆層と母材との境界から被覆層の最表面までの距離がおおよそ５～１５ｍｍであれば十分である。なお、本開示で言う「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とは、含有する元素のうち、Ｃｒが最も多く、Ｎｉでバランスする合金を言う。
前述したように、本開示の被覆層は、母材を構成する成分の影響を受ける場合があるため、被覆層の表層領域の組成が重要となる。これを確認する方法としては、対象物に電子線を照射して発生する特性Ｘ線を分析する方法であり、ＥＤＸ（エネルギー分散型エックス線分析装置）やＷＤＸ（波長分散型エックス線分析装置）などの方法がある。但し、ＥＤＸの場合、本開示の塊状Ｃｒ炭化物を構成するＣ（炭素）の定量分析ができないという欠点がある。Ｃを含めた成分を正確に分析するには、Ｃ（炭素）のような軽元素も定量分析可能なＷＤＸによる分析とする。
本開示の場合、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）に設けられたＷＤＸを用いた定量分析において、組成が上記した値の分析結果が得られるようにする。前記の範囲外となると、耐摩耗性が低下したり、耐食性が低下したりする。なお、ＷＤＸを用いて分析するときは、加速電圧を１５ｋｅＶとし、被覆層の表面側からある程度の範囲をもって分析するのが好ましく、例えば０．２５ｍｍ２程度であれば十分である。また、例えば最表層の形状が、ＷＤＸ分析が可能な平坦でない場合は、０．２ｍｍ以内の範囲で最表層を平坦に加工して定量分析を行うと良い。
本開示の場合、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）に設けられたＷＤＸを用いた定量分析において、組成が上記した値の分析結果が得られるようにする。前記の範囲外となると、耐摩耗性が低下したり、耐食性が低下したりする。なお、ＷＤＸを用いて分析するときは、加速電圧を１５ｋｅＶとし、被覆層の表面側からある程度の範囲をもって分析するのが好ましく、例えば０．２５ｍｍ２程度であれば十分である。また、例えば最表層の形状が、ＷＤＸ分析が可能な平坦でない場合は、０．２ｍｍ以内の範囲で最表層を平坦に加工して定量分析を行うと良い。
〔塊状Ｃｒ硼化物〕
本開示の重要な特徴の一つは、母材表面に形成したＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層の表層領域を、塊状Ｃｒ硼化物を有する金属組織としたことにある。以下に本開示について図面を用いて説明する。
本開示の被覆層の金属組織について説明する。図１３～１６は本開示の実施形態である耐摩耗性部品の被覆層の表層領域の断面を５００倍（上段）及び２０００倍（下段）で観察したときの電子顕微鏡写真（反射電子像）である。白色や灰色に見える場所はＣｒ－Ｎｉ系合金の母相であり、暗灰色や黒色に見える場所はＣｒ硼化物である。金属組織は凝固組織であって、Ｃｒ硼化物は晶出したものである。
２０００倍の顕微鏡写真には、大きさの異なるＣｒ硼化物を見ることができる。このうち、硼化物中に直径が３μｍの丸を付した、外形が概ね直線状の細長い形状を有するものが典型的な塊状Ｃｒ硼化物である。このように、本発明における塊状Ｃｒ硼化物は、その断面観察において、内側に直径が３μｍ以上の円を描くことができる大きさであることが好ましい。この塊状Ｃｒ硼化物は発明者らの調査によれば、前記の顕微鏡写真における直線状の細長い形状を断面とする、板状の構造体であることを確認している。なお、硼化物の組成は、例えば、エネルギー分散型エックス線分析装置（ＥＤＸ）で定量分析することにより確認できる。Ｃｒ硼化物とは、前記ＥＤＸによる定量分析結果においてＢが検出され且つ、Ｂを除いた金属元素の中でＣｒが最も多く含まれたものを言う。
本開示の重要な特徴の一つは、母材表面に形成したＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層の表層領域を、塊状Ｃｒ硼化物を有する金属組織としたことにある。以下に本開示について図面を用いて説明する。
本開示の被覆層の金属組織について説明する。図１３～１６は本開示の実施形態である耐摩耗性部品の被覆層の表層領域の断面を５００倍（上段）及び２０００倍（下段）で観察したときの電子顕微鏡写真（反射電子像）である。白色や灰色に見える場所はＣｒ－Ｎｉ系合金の母相であり、暗灰色や黒色に見える場所はＣｒ硼化物である。金属組織は凝固組織であって、Ｃｒ硼化物は晶出したものである。
２０００倍の顕微鏡写真には、大きさの異なるＣｒ硼化物を見ることができる。このうち、硼化物中に直径が３μｍの丸を付した、外形が概ね直線状の細長い形状を有するものが典型的な塊状Ｃｒ硼化物である。このように、本発明における塊状Ｃｒ硼化物は、その断面観察において、内側に直径が３μｍ以上の円を描くことができる大きさであることが好ましい。この塊状Ｃｒ硼化物は発明者らの調査によれば、前記の顕微鏡写真における直線状の細長い形状を断面とする、板状の構造体であることを確認している。なお、硼化物の組成は、例えば、エネルギー分散型エックス線分析装置（ＥＤＸ）で定量分析することにより確認できる。Ｃｒ硼化物とは、前記ＥＤＸによる定量分析結果においてＢが検出され且つ、Ｂを除いた金属元素の中でＣｒが最も多く含まれたものを言う。
前述した塊状Ｃｒ硼化物は、耐摩耗性を高める重要な役割を担う。耐摩耗性をより確実に得るには塊状Ｃｒ硼化物の大きさは大きいほうが良く、例えば、５μｍ以上の円が炭化物中に描けるような大きさが好ましく、更に好ましくは１０μｍ以上の円が炭化物中に描ける大きさが良い。
また、塊状Ｃｒ硼化物は、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍ以内の領域（表層領域）に分散していることが必要である。これは、表層領域が最も耐摩耗性が要求されるためである。
また、塊状Ｃｒ硼化物は、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍ以内の領域（表層領域）に分散していることが必要である。これは、表層領域が最も耐摩耗性が要求されるためである。
また、表層領域に見られる塊状Ｃｒ硼化物（硼化物中に直径が３μｍの丸を付せる塊状Ｃｒ硼化物）の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３５％であることが好ましい。表層領域は、耐摩耗性が最も必要な領域である。この表層領域における塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率が５％未満であると、耐摩耗性が大きく低下する傾向にあり、また３５％より多くなり過ぎても耐摩耗性向上効果は飽和する傾向にある。そのため、表層領域に見られる塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率を５～３５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、表層領域に見られる塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率を２０～３０％の範囲とするのが良い。なお、観察する視野面積は広ければ広いほど好ましいが、０．２５ｍｍ２を超えて観察しても観察結果に大きな差は無く、０．２５ｍｍ２の範囲で塊状Ｃｒ硼化物を観察することで十分である。なお、観察する視野については、ある程度の範囲を観察するのが良く、例えば、０．２５ｍｍ２の範囲を一ヶ所観察することで十分である。ただし、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍまでの表層領域を一ヶ所だけで観察するには幅方向に１．２５ｍｍ以上の範囲を視野に収める必要があり、低倍率で観察を余儀なくされ、塊状Ｃｒ硼化物の判別が難しくなる懸念がある。このような場合は、観察領域の面積の合計が０．２５ｍｍ２以上になるように複数個所の観察を高倍率で行い、各観察領域における塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率を平均して求めてもよい。
ところで、耐摩耗性部品はその全体がＣｒ－Ｎｉ系合金であっても良いが、耐食性や耐摩耗性以外に要求される機械的特性などの観点から、部品の母材は別の金属材料で製造し、耐食性や耐摩耗性が必要な部分にのみＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を形成すればよい。例えば、金型に使用する場合は、母材をＪＩＳで規定される熱間金型用鋼としたり、スクリューポンプでは合金工具鋼や各種ステンレス鋼としたりするなど、それぞれの用途に好適な金属材料を選定すれば良い。
母材とＣｒ－Ｎｉ系合金が異種合金である場合、肉盛時の入熱に伴ってＣｒ－Ｎｉ系合金と母材が溶融して混じり合い、Ｃｒ－Ｎｉ系合金が母材によって希釈される。そうすると、母材の材質に応じてＣｒ－Ｎｉ系合金の組成が母材側と表面側とで変化することになる。このとき、母材中のＢ成分がＣｒ－Ｎｉ合金よりも少なければ、Ｃｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＢ成分が減少するため、前述の塊状Ｃｒ硼化物の大きさや量も減少し、耐摩耗性に効果がある塊状Ｃｒ硼化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、表面近傍に十分な大きさや量の塊状Ｃｒ硼化物を得ることができる。換言すると、母材側の塊状Ｃｒ硼化物よりも最表面側の表層領域の塊状Ｃｒ硼化物を大きく、また量を多くすることで、耐摩耗性向上に寄与する塊状Ｃｒ硼化物を確保するようにすれば良い。被覆層の厚さは用途に応じて変化するが、被覆層と母材との境界から被覆層の最表面までの距離がおおよそ５～１５ｍｍであれば十分である。なお、本発明で言う「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とは、含有する元素のうち、Ｃｒが最も多く、Ｎｉでバランスする合金を言う。
母材とＣｒ－Ｎｉ系合金が異種合金である場合、肉盛時の入熱に伴ってＣｒ－Ｎｉ系合金と母材が溶融して混じり合い、Ｃｒ－Ｎｉ系合金が母材によって希釈される。そうすると、母材の材質に応じてＣｒ－Ｎｉ系合金の組成が母材側と表面側とで変化することになる。このとき、母材中のＢ成分がＣｒ－Ｎｉ合金よりも少なければ、Ｃｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＢ成分が減少するため、前述の塊状Ｃｒ硼化物の大きさや量も減少し、耐摩耗性に効果がある塊状Ｃｒ硼化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、表面近傍に十分な大きさや量の塊状Ｃｒ硼化物を得ることができる。換言すると、母材側の塊状Ｃｒ硼化物よりも最表面側の表層領域の塊状Ｃｒ硼化物を大きく、また量を多くすることで、耐摩耗性向上に寄与する塊状Ｃｒ硼化物を確保するようにすれば良い。被覆層の厚さは用途に応じて変化するが、被覆層と母材との境界から被覆層の最表面までの距離がおおよそ５～１５ｍｍであれば十分である。なお、本発明で言う「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とは、含有する元素のうち、Ｃｒが最も多く、Ｎｉでバランスする合金を言う。
前述したように、本開示の被覆層は、母材を構成する成分の影響を受ける場合があるため、被覆層の表層領域の組成が重要となる。これを確認する方法としては、対象物に電子線を照射して発生する特性Ｘ線を分析する方法があり、ＥＤＸ（エネルギー分散型エックス線分析装置）やＷＤＸ（波長分散型エックス線分析装置）などの方法がある。但し、ＥＤＸの場合、本発明の塊状Ｃｒ硼化物を構成するＢ（硼素）の定量分析ができないという欠点がある。Ｂを含めた成分を正確に分析するには、Ｂ（硼素）のような軽元素も定量分析可能なＷＤＸによる分析とする。
本開示の場合、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）に設けられたＷＤＸを用いた定量分析において、組成が上記した値の分析結果が得られるようにする。なお、残部はＮｉおよび不可避的不純物である。前記の範囲外となると、耐摩耗性が低下したり、耐食性が低下したりする。なお、ＷＤＸを用いて分析するときは、加速電圧を１５ｋｅＶとし、被覆層の表面側からある程度の範囲をもって分析するのが好ましく、例えば０．２５ｍｍ２程度であれば十分である。また、例えば最表面の形状が、ＷＤＸ分析が可能な平坦でない場合は、０．２ｍｍ以内の範囲で最表面を平坦に加工して定量分析を行うと良い。
本開示の場合、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）に設けられたＷＤＸを用いた定量分析において、組成が上記した値の分析結果が得られるようにする。なお、残部はＮｉおよび不可避的不純物である。前記の範囲外となると、耐摩耗性が低下したり、耐食性が低下したりする。なお、ＷＤＸを用いて分析するときは、加速電圧を１５ｋｅＶとし、被覆層の表面側からある程度の範囲をもって分析するのが好ましく、例えば０．２５ｍｍ２程度であれば十分である。また、例えば最表面の形状が、ＷＤＸ分析が可能な平坦でない場合は、０．２ｍｍ以内の範囲で最表面を平坦に加工して定量分析を行うと良い。
〔Ｎｂ系炭化物〕
本開示の重要な特徴の一つは、母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有する耐摩耗性部品であって、その被覆層の表層領域の組成を特定するものであり、さらに、被覆層の表層領域を、Ｎｂ系炭化物を有する金属組織とするものである。以下に本開示の実施形態について図面を用いて説明する。
本開示の被覆層の金属組織について説明する。図１７～２８は本発明の実施形態である耐摩耗性部品（本発明例）の被覆層の表層領域の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５００倍（左側）及び２０００倍（右側）で観察したときの画像（反射電子像）である。暗灰色および明灰色に見える場所はＣｒ－Ｎｉ系合金の基地（マトリックス）であり、暗灰色はフェライト相および明灰色はオーステナイト相を示している。白色に見える相はＮｂ系炭化物である。また図１８、図１９、図２２および図２６において明灰色のオーステナイト相内に見える樹木状あるいは塊状の黒い部位はＣｒ系炭化物である。写真は何れも肉盛溶接を行ったＣｒ－Ｎｉ系合金の断面であり、金属組織は凝固組織であって、Ｎｂ系炭化物およびＣｒ系炭化物は晶出したものである。
各図右側２０００倍の顕微鏡写真において、Ｎｂ系炭化物はマトリックス中に共晶状、例えば棒状、点状、羽毛状、樹枝状など、または塊状で見える。なお、各炭化物の組成は、例えば、エネルギー分散型エックス線分析装置で定量分析することにより確認できる。Ｎｂ系炭化物とは、前記定量分析結果においてＣが検出され、且つ、Ｃを除いた金属元素の中で質量％でＮｂが最も多く含まれたものをいう。また、同様にＣｒ系炭化物とは、前記定量分析結果でＣが検出され、且つ、Ｃを除いた金属元素の中でＣｒが最も多く含まれたものをいう。
本開示の重要な特徴の一つは、母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有する耐摩耗性部品であって、その被覆層の表層領域の組成を特定するものであり、さらに、被覆層の表層領域を、Ｎｂ系炭化物を有する金属組織とするものである。以下に本開示の実施形態について図面を用いて説明する。
本開示の被覆層の金属組織について説明する。図１７～２８は本発明の実施形態である耐摩耗性部品（本発明例）の被覆層の表層領域の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５００倍（左側）及び２０００倍（右側）で観察したときの画像（反射電子像）である。暗灰色および明灰色に見える場所はＣｒ－Ｎｉ系合金の基地（マトリックス）であり、暗灰色はフェライト相および明灰色はオーステナイト相を示している。白色に見える相はＮｂ系炭化物である。また図１８、図１９、図２２および図２６において明灰色のオーステナイト相内に見える樹木状あるいは塊状の黒い部位はＣｒ系炭化物である。写真は何れも肉盛溶接を行ったＣｒ－Ｎｉ系合金の断面であり、金属組織は凝固組織であって、Ｎｂ系炭化物およびＣｒ系炭化物は晶出したものである。
各図右側２０００倍の顕微鏡写真において、Ｎｂ系炭化物はマトリックス中に共晶状、例えば棒状、点状、羽毛状、樹枝状など、または塊状で見える。なお、各炭化物の組成は、例えば、エネルギー分散型エックス線分析装置で定量分析することにより確認できる。Ｎｂ系炭化物とは、前記定量分析結果においてＣが検出され、且つ、Ｃを除いた金属元素の中で質量％でＮｂが最も多く含まれたものをいう。また、同様にＣｒ系炭化物とは、前記定量分析結果でＣが検出され、且つ、Ｃを除いた金属元素の中でＣｒが最も多く含まれたものをいう。
前述したＮｂ系炭化物は、耐摩耗性を高める重要な役割を担う。耐摩耗性をより確実に得るにはＮｂ系炭化物は塊状、共晶組織もしくは、棒状、点状、羽毛状、樹枝状に広がる組織がネットワーク上に合金中に分散していることが好ましく、指針としては、合金中の炭化物の面積が広くなることも耐摩耗性を高める要因である。
ところで、組織中に硬質粒子（Ｎｂ系炭化物）を分散させることで摩耗を抑止させる場合、硬質粒子自体の強度が低ければ摩耗の抑止効果は小さくなるため、硬質粒子はある程度大きなサイズの塊状であることが望ましいと思われる。しかし、詳細は後述するが、例えば図１９に示す本発明合金Ｎｏ．８３では、共晶状のＮｂ系炭化物が大部分であって塊状のＮｂ系炭化物が見られないものの、耐土砂摩耗性は他の本発明合金と比べても良好な特性が得られている。これは、本開示の合金では母相を構成する二相組織のうち硬質なフェライト相中にＮｂ系炭化物が存在するため、フェライト相がＮｂ系炭化物の強度を補うこととなり、図１９右側の図中に破線で示した共晶状の領域が仮想的な硬質粒子として作用し、耐摩耗性の向上に寄与していると考えられる。
また、前述したが例えば図１８右側の図中に矢印で示す黒色に見える部分は、Ｍ２３Ｃ６型のＣｒ系炭化物である。Ｃｒ系炭化物もマトリックスに比べて硬度が高く、Ｎｂ系炭化物と同様に、耐摩耗性に有効性に働く。
ところで、組織中に硬質粒子（Ｎｂ系炭化物）を分散させることで摩耗を抑止させる場合、硬質粒子自体の強度が低ければ摩耗の抑止効果は小さくなるため、硬質粒子はある程度大きなサイズの塊状であることが望ましいと思われる。しかし、詳細は後述するが、例えば図１９に示す本発明合金Ｎｏ．８３では、共晶状のＮｂ系炭化物が大部分であって塊状のＮｂ系炭化物が見られないものの、耐土砂摩耗性は他の本発明合金と比べても良好な特性が得られている。これは、本開示の合金では母相を構成する二相組織のうち硬質なフェライト相中にＮｂ系炭化物が存在するため、フェライト相がＮｂ系炭化物の強度を補うこととなり、図１９右側の図中に破線で示した共晶状の領域が仮想的な硬質粒子として作用し、耐摩耗性の向上に寄与していると考えられる。
また、前述したが例えば図１８右側の図中に矢印で示す黒色に見える部分は、Ｍ２３Ｃ６型のＣｒ系炭化物である。Ｃｒ系炭化物もマトリックスに比べて硬度が高く、Ｎｂ系炭化物と同様に、耐摩耗性に有効性に働く。
定量的には、表層領域に見られる前記Ｎｂ系炭化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３０％であることが好ましい。表層領域とは、耐摩耗性が最も必要な領域である。この表層領域にＮｂ系炭化物の視野面積率が５％未満であると、耐摩耗性が大きく低下する傾向にあり、また３０％より多くなり過ぎると、合金中のＮｂおよびＣ量が多くなり、Ｃｒ量を減じることになり、耐食性が低下する傾向にある。そのため、表層領域に見られるＮｂ系炭化物の視野面積率を５～３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、表層領域に見られるＮｂ系炭化物の視野面積率を５～２０％の範囲とするのが良い。なお、観察する視野面積は広ければ広いほど好ましいが、０．２５ｍｍ２を超えて観察しても観察結果に大きな差は無く、０．２５ｍｍ２の範囲でＮｂ系炭化物を観察することで十分である。なお、観察する視野については、ある程度の範囲を観察するのが良く、例えば、０．２５ｍｍ２の範囲を一ヶ所観察することで十分である。ただし、被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍまでの表層領域を一ヶ所だけで観察するには幅方向に１．２５ｍｍ以上の範囲を視野に収める必要があり、低倍率で観察を余儀なくされ、Ｎｂ系炭化物の判別が難しくなる懸念がある。このような場合は、観察領域の面積の合計が０．２５ｍｍ２以上になるように複数個所の観察を高倍率で行い、各観察領域におけるＮｂ系炭化物の視野面積率を加重平均して求めてもよい。
ところで、耐摩耗性部品はその全体がＣｒ－Ｎｉ系合金であっても良いが、耐食性や耐摩耗性以外に要求される機械的特性などの観点から、部品全体は別の金属材料で製造し、耐食性や耐摩耗性が必要な部分にのみＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を形成すればよい。例えば、金型に使用する場合は、母材をＪＩＳで規定される熱間金型用鋼としたり、スクリューポンプでは合金工具鋼や各種ステンレス鋼としたりするなど、それぞれの用途に好適な金属材料を選定すれば良い。
母材と被覆層（以下、「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とも記す）が異種合金である場合、肉盛時の入熱に伴ってＣｒ－Ｎｉ系合金と母材が溶融して混じり合い、Ｃｒ－Ｎｉ系合金が母材によって希釈される。そうすると、母材の材質に応じて被覆層の組成が母材側と表面側とで変化することになる。このとき、母材中のＣ成分がＣｒ－Ｎｉ系合金よりも少なければ、Ｃｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＣ成分が減少するため、前述のＮｂ系炭化物の大きさや量も減少し、耐摩耗性に効果があるＮｂ系炭化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、表面近傍に十分な大きさや量のＮｂ系炭化物を得ることができる。換言すると、母材側のＮｂ系炭化物よりも表層領域のＮｂ系炭化物の面積率を大きくするようにして、表層領域のＮｂ系炭化物が耐摩耗性向上に寄与する面積率を確保するようにすれば良い。被覆層の厚さは用途に応じて変化するが、被覆層と母材との境界から被覆層の最表面までの距離がおおよそ５～１５ｍｍであれば十分である。なお、本発明で言う「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とは、含有する元素のうち、Ｃｒが最も多く、Ｎｉ、ＮｂとＣを含有し、必要に応じＦｅを含む合金を言う。更に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｓｎ及びＣｕについても本発明で規定する範囲内を含むものも「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」の範疇である。
母材と被覆層（以下、「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とも記す）が異種合金である場合、肉盛時の入熱に伴ってＣｒ－Ｎｉ系合金と母材が溶融して混じり合い、Ｃｒ－Ｎｉ系合金が母材によって希釈される。そうすると、母材の材質に応じて被覆層の組成が母材側と表面側とで変化することになる。このとき、母材中のＣ成分がＣｒ－Ｎｉ系合金よりも少なければ、Ｃｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＣ成分が減少するため、前述のＮｂ系炭化物の大きさや量も減少し、耐摩耗性に効果があるＮｂ系炭化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、表面近傍に十分な大きさや量のＮｂ系炭化物を得ることができる。換言すると、母材側のＮｂ系炭化物よりも表層領域のＮｂ系炭化物の面積率を大きくするようにして、表層領域のＮｂ系炭化物が耐摩耗性向上に寄与する面積率を確保するようにすれば良い。被覆層の厚さは用途に応じて変化するが、被覆層と母材との境界から被覆層の最表面までの距離がおおよそ５～１５ｍｍであれば十分である。なお、本発明で言う「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」とは、含有する元素のうち、Ｃｒが最も多く、Ｎｉ、ＮｂとＣを含有し、必要に応じＦｅを含む合金を言う。更に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｓｎ及びＣｕについても本発明で規定する範囲内を含むものも「Ｃｒ－Ｎｉ系合金」の範疇である。
前述したように、本開示の被覆層は、母材を構成する成分の影響を受ける場合があるため、被覆層の表層領域の組成が重要となる。これを確認する方法としては、対象物に電子線を照射して発生する特性Ｘ線を分析する方法であり、ＥＤＸ（エネルギー分散型エックス線分析装置）やＷＤＸ（波長分散型エックス線分析装置）などの方法がある。但し、ＥＤＸの場合、本発明のＮｂ系炭化物を構成するＣ（炭素）の定量分析ができないという欠点がある。Ｃを含めた成分を正確に分析するには、Ｃ（炭素）のような軽元素も定量分析可能なＷＤＸによる分析とする。
本開示の場合、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）に設けられたＷＤＸを用いた定量分析において、組成が上記した値の分析結果が得られるようにする。前記の範囲外となると、耐摩耗性が低下したり、耐食性が低下したりする。なお、ＷＤＸを用いて分析するときは、加速電圧を１５ｋＶとし、被覆層の表面側からある程度の範囲をもって分析するのが好ましく、例えば０．２５ｍｍ２程度であれば十分である。また、例えば最表層の形状が、ＷＤＸ分析が可能な平坦でない場合は、深さ０．２ｍｍ以内の範囲で最表層を平坦に加工して定量分析を行うと良い。
本開示の場合、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）に設けられたＷＤＸを用いた定量分析において、組成が上記した値の分析結果が得られるようにする。前記の範囲外となると、耐摩耗性が低下したり、耐食性が低下したりする。なお、ＷＤＸを用いて分析するときは、加速電圧を１５ｋＶとし、被覆層の表面側からある程度の範囲をもって分析するのが好ましく、例えば０．２５ｍｍ２程度であれば十分である。また、例えば最表層の形状が、ＷＤＸ分析が可能な平坦でない場合は、深さ０．２ｍｍ以内の範囲で最表層を平坦に加工して定量分析を行うと良い。
〔肉盛原料、肉盛合金およびその製法〕
次に、本開示の表層領域（被覆層）を構成する原料、肉盛合金およびその製法について述べる。各成分の作用効果は前述したとおりであるため、それぞれの作用効果についての説明は割愛する。
本開示で規定する表層領域の組成とするには、基本的に前述した元素とその範囲とすれば良い。但し、母材に含まれる成分によって各元素が希釈される場合があるため、その希釈分を勘案して原料の組成を決定すると良い。例えばある成分Ｘが、被覆層の肉盛に用いる合金中にｘ質量％、母材中にｙ質量％含まれており、肉盛施工後の被覆層中に母材が混入する割合（希釈率）がＰ％のとき、高さ方向にｎ層の肉盛を重ねて繰り返したときの最表層における成分Ｘｎの量は次の式１で求めることができる。
Ｘｎ＝ｘ・｛１－（Ｐ／１００）ｎ｝＋ｙ・（Ｐ／１００）ｎ…（式１）
よって、被覆層を形成する母材の組成や、肉盛施工時の希釈率、肉盛の積層数など予め想定して、肉盛後の被覆層の表層領域における各成分の量を算出し、それが本開示で規定した組成の範囲内となるようにすればよい。また、式１からわかるように、肉盛の層数ｎを増やすことで母材による希釈の影響を急速に減少させ、被覆層の組成が肉盛に用いる合金の組成とほぼ同じになるようにすることもできる。
次に、本開示の表層領域（被覆層）を構成する原料、肉盛合金およびその製法について述べる。各成分の作用効果は前述したとおりであるため、それぞれの作用効果についての説明は割愛する。
本開示で規定する表層領域の組成とするには、基本的に前述した元素とその範囲とすれば良い。但し、母材に含まれる成分によって各元素が希釈される場合があるため、その希釈分を勘案して原料の組成を決定すると良い。例えばある成分Ｘが、被覆層の肉盛に用いる合金中にｘ質量％、母材中にｙ質量％含まれており、肉盛施工後の被覆層中に母材が混入する割合（希釈率）がＰ％のとき、高さ方向にｎ層の肉盛を重ねて繰り返したときの最表層における成分Ｘｎの量は次の式１で求めることができる。
Ｘｎ＝ｘ・｛１－（Ｐ／１００）ｎ｝＋ｙ・（Ｐ／１００）ｎ…（式１）
よって、被覆層を形成する母材の組成や、肉盛施工時の希釈率、肉盛の積層数など予め想定して、肉盛後の被覆層の表層領域における各成分の量を算出し、それが本開示で規定した組成の範囲内となるようにすればよい。また、式１からわかるように、肉盛の層数ｎを増やすことで母材による希釈の影響を急速に減少させ、被覆層の組成が肉盛に用いる合金の組成とほぼ同じになるようにすることもできる。
本開示の表層領域（被覆層）を作製する肉盛用の合金粉末は、例えば、水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって得ることができる。この水アトマイズやガスアトマイズによって得られる合金粉末のうち、肉盛用粉末用途では、より高清浄で均質組成・球形状粒子が得られるガスアトマイズ法を用いることが好ましい。例えばＰＴＡ（Ｐｌａｓｍａ ｔｒａｎｓｆｅｒ ａｒｃ）肉盛溶接向けとして例えば、６３μｍ以上２５０μｍ以下の粒径範囲を抽出して用いることがある。また、粉末冶金成形体向けに用いる場合には、成形体の寸法精度や空隙残留防止などの観点から例えば１μｍから５０μｍの粒径範囲で分級、選別して用いることがある。
ＰＴＡ肉盛溶接装置では通常、肉盛用の合金粉末を、溶接トーチ先端の施工部までの管路内を流動させて搬送するため、合金粉末がスムーズに移動する必要がある。この場合、ガスアトマイズで得られる合金粉末は球状であり、流動性が良好となるので好ましい。
ガスアトマイズ粉末を用いて所望の基材上に肉盛溶接工程を行うことにより、基材上に被覆層が形成された肉盛溶接材を得ることができる。なお、得られた肉盛溶接材はそのまま各種機器を構成する耐摩耗性部品として利用してよいが、他の部材への接続など考慮して被覆層の表面を平坦にするなど、寸法、形状を整形する整形工程をさらに実施して耐摩耗性部品としてもよい。整形する手段としては例えばフライス盤などによる切削加工や砥石による研磨などがある。
ＰＴＡ肉盛溶接装置では通常、肉盛用の合金粉末を、溶接トーチ先端の施工部までの管路内を流動させて搬送するため、合金粉末がスムーズに移動する必要がある。この場合、ガスアトマイズで得られる合金粉末は球状であり、流動性が良好となるので好ましい。
ガスアトマイズ粉末を用いて所望の基材上に肉盛溶接工程を行うことにより、基材上に被覆層が形成された肉盛溶接材を得ることができる。なお、得られた肉盛溶接材はそのまま各種機器を構成する耐摩耗性部品として利用してよいが、他の部材への接続など考慮して被覆層の表面を平坦にするなど、寸法、形状を整形する整形工程をさらに実施して耐摩耗性部品としてもよい。整形する手段としては例えばフライス盤などによる切削加工や砥石による研磨などがある。
また、前記の合金粉末を粉末冶金法によって棒状に焼結したものを溶接棒として使用することもできる。
前述のアトマイズ工程を行うことで得られた、あるいは更に分級工程を経て得られた合金粉末は、粉末成形工程を行うことで所望の成形体を得ることができる。粉末成形方法に特段の限定は無いが、例えば金属粉末射出成形法であれば、合金粉末にバインダーとしてプラスチックやワックスを混錬して流動性、成形性を与えたものを射出成形機で型に充填して成形する粉末成形工程と、得られた成形体中に残存するバインダーを除去する脱脂工程を行うことができる。脱脂工程は例えば成形体を溶媒に浸漬したり、所定の雰囲気で加熱したりすることが行われる。
次に、成形体に対して合金の固相線温度未満の温度で焼結熱処理を施して粉末焼結体を形成する焼結工程を行う。焼結熱処理方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。なお、前述の脱脂工程を加熱によって行う場合、この焼結工程において焼結温度に到達するよりも前の時点での温度や雰囲気を調整することによって、脱脂工程と焼結工程を一括して行うこともできる。粉末焼結体の緻密化の観点から、合金の固相線温度未満かつ５００気圧以上３０００気圧以下の条件での熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）処理を含むことがより好ましい。
粉末成形体として棒状のものを形成すれば、これを例えばアーク溶接機の電極棒として適用し、所望の基材上への肉盛溶接に利用することができる。
前述のアトマイズ工程を行うことで得られた、あるいは更に分級工程を経て得られた合金粉末は、粉末成形工程を行うことで所望の成形体を得ることができる。粉末成形方法に特段の限定は無いが、例えば金属粉末射出成形法であれば、合金粉末にバインダーとしてプラスチックやワックスを混錬して流動性、成形性を与えたものを射出成形機で型に充填して成形する粉末成形工程と、得られた成形体中に残存するバインダーを除去する脱脂工程を行うことができる。脱脂工程は例えば成形体を溶媒に浸漬したり、所定の雰囲気で加熱したりすることが行われる。
次に、成形体に対して合金の固相線温度未満の温度で焼結熱処理を施して粉末焼結体を形成する焼結工程を行う。焼結熱処理方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。なお、前述の脱脂工程を加熱によって行う場合、この焼結工程において焼結温度に到達するよりも前の時点での温度や雰囲気を調整することによって、脱脂工程と焼結工程を一括して行うこともできる。粉末焼結体の緻密化の観点から、合金の固相線温度未満かつ５００気圧以上３０００気圧以下の条件での熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）処理を含むことがより好ましい。
粉末成形体として棒状のものを形成すれば、これを例えばアーク溶接機の電極棒として適用し、所望の基材上への肉盛溶接に利用することができる。
本開示の耐摩耗性部品は耐食性と耐摩耗性とを兼ね備えているため、例えば、自動車用部材（例えば、燃料噴射装置部材、ローラーチェーン部材、ターボチャージャー部材、エンジン排気系統部材、ベアリング部材）や、鉄道関連部材（例えば、ベアリング部材、パンタグラフ部材）や、転がり軸受およびすべり軸受部材（例えばリニア軸受部材、風車軸受部材、水車軸受部材、換気扇軸受部材、ミキシング・ドラム軸受部材、コンプレッサー軸受部材、エレベータ軸受部材、エスカレータ軸受部材、惑星探査機軸受部材）や、建設機器部材（例えば、無限軌道部材、ミキシング・ドラム部材）や、船舶および潜水艦用部材（例えば、スクリュー部材）や、環境機器部材（例えば、ゴミ焼却炉部材、破砕機械）や、自転車、二輪自動車および水上バイク用部材（例えば、ローラーチェーン部材、スプロケット部材）や、機械加工装置部材（例えば、金型、圧延ロール、切削工具部材）や、油井用機器部材（例えば、回転機械（圧縮機、ポンプ）の部材（軸、軸受））や、海水環境機器部材（例えば、海水淡水化プラント機器部材、アンビリカルケーブル）や、化学プラント機器部材（例えば、液化天然ガス気化装置部材）や、発電機器関連部材（例えば、石炭ガス化装置部材、耐熱配管部材、燃料電池用セパレータ部材、燃料改質機器部材）などへ適用することができる。前述の用途のうち、特に油井用機器部材や機械加工装置、環境機器部材への適用が好ましい。
図３０（ａ）は、本発明の耐摩耗性部品の一例であり、土砂など含む原油のような流体の搬送で用いられるスクリューポンプの断面模式図である。スクリューポンプにおいては、例えば搬送される流体と接触するスクリュー表面やケーシング表面のほか、図示しないが吸入口や吐出口に接続された配管内表面などに耐摩耗性を向上させるための被覆層が形成される。この部分に、本発明で規定する被覆層を有する耐摩耗性部品を好適に利用できる。前記被覆層は、肉盛溶接材の形態で製造することができる。
図３０（ｂ）は、本発明の耐摩耗性部品の一例であり、射出成形金型の断面模式図である。射出成形金型においては、例えば、上型と下型との間に設けた空間に充填される、溶融したプラスチックや、金属粉末とバインダーの混合物などと接触する金型基材表面に耐摩耗性を向上させるための被覆層が形成される。この部分に、本発明で規定する被覆層を有する耐摩耗性部品を好適に利用できる。前記被覆層は、肉盛溶接材の形態で製造することができる。
図３０（ｃ）は、本発明の耐摩耗性部品の一例であり、岩石やコンクリート廃材などを揺動する歯板間で圧砕する、ジョークラッシャーと呼ばれる破砕機械の断面模式図である。破砕機械においては、例えば岩石などの被破砕物に接する固定歯板、可動歯板表面に耐摩耗性を向上させるための被覆層が形成される。この部分に、本発明で規定する被覆層を有する耐摩耗性部品を好適に利用できる。前記被覆層は、肉盛溶接材の形態で製造することができる。
図３０（ｂ）は、本発明の耐摩耗性部品の一例であり、射出成形金型の断面模式図である。射出成形金型においては、例えば、上型と下型との間に設けた空間に充填される、溶融したプラスチックや、金属粉末とバインダーの混合物などと接触する金型基材表面に耐摩耗性を向上させるための被覆層が形成される。この部分に、本発明で規定する被覆層を有する耐摩耗性部品を好適に利用できる。前記被覆層は、肉盛溶接材の形態で製造することができる。
図３０（ｃ）は、本発明の耐摩耗性部品の一例であり、岩石やコンクリート廃材などを揺動する歯板間で圧砕する、ジョークラッシャーと呼ばれる破砕機械の断面模式図である。破砕機械においては、例えば岩石などの被破砕物に接する固定歯板、可動歯板表面に耐摩耗性を向上させるための被覆層が形成される。この部分に、本発明で規定する被覆層を有する耐摩耗性部品を好適に利用できる。前記被覆層は、肉盛溶接材の形態で製造することができる。
以下、実施例および比較例により本開示をさらに具体的に説明する。なお、本開示はこれらの実施例に限定されるものではない。
まず、塊状Ｃｒ炭化物を有する金属組織とした実施例について説明する。
本実施例では、表１に示す組成の合金粉末を、ＰＴＡ肉盛溶接装置でＳＵＳ３０４母材上に肉盛施工した被覆層を想定して、その耐食性、耐摩耗性を評価することとした。そこで、混合した原料を高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解した後、溶湯を鋳造して、被覆層を模擬したＣｒ－Ｎｉ系合金の鋳造成形体を作製した。このとき、肉盛材料では肉盛施工時の冷却速度が速いことから、使用する鋳型は直径約２０ｍｍの細長い円柱形状を選択し、鋳造成形体の組織が肉盛溶接ビードに近い急冷組織となるようにした。
まず、塊状Ｃｒ炭化物を有する金属組織とした実施例について説明する。
本実施例では、表１に示す組成の合金粉末を、ＰＴＡ肉盛溶接装置でＳＵＳ３０４母材上に肉盛施工した被覆層を想定して、その耐食性、耐摩耗性を評価することとした。そこで、混合した原料を高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解した後、溶湯を鋳造して、被覆層を模擬したＣｒ－Ｎｉ系合金の鋳造成形体を作製した。このとき、肉盛材料では肉盛施工時の冷却速度が速いことから、使用する鋳型は直径約２０ｍｍの細長い円柱形状を選択し、鋳造成形体の組織が肉盛溶接ビードに近い急冷組織となるようにした。
ところで、ＰＴＡ肉盛溶接では肉盛時の入熱に伴って、肉盛したＣｒ－Ｎｉ系合金には溶融した母材が混入し、Ｃｒ－Ｎｉ系合金の成分が母材によって希釈される。このとき、母材中のＣ成分が元のＣｒ－Ｎｉ系合金よりも少なければ、肉盛後のＣｒ－Ｎｉ系合金に含まれるＣ成分が減少し、耐摩耗性に効果がある塊状Ｃｒ炭化物を十分に得ることができない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、被覆層の最表面近傍に十分な大きさや量の塊状Ｃｒ炭化物を得ることができる。一方、被覆層を形成する部品のサイズや形状などによっては、被覆層を十分に厚くすることができない場合もある。そこで、先に表１で示した合金粉末の組成に加えて、母材による希釈を想定した組成での鋳造成形体を作製、評価した。なお、被覆層の組成は母材の材質や希釈の程度によっても当然変化する。そこで、前述した表１の合金粉末を出発材料とせず、最終的に被覆層の最表面近傍に現れることを想定した組成での鋳造成型体も作製、評価した。
表２は、円柱形状の鋳造成形体の円筒面を四方から平坦に研削、研磨して、鋳造成形体と中心軸を共有する、一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、表面の組成をＥＰＭＡに設けられたＷＤＸを用いて分析した結果を示す。ここでＮｏ．１１、Ｎｏ．１４およびＮｏ．１６は、それぞれＮｏ．１～３の肉盛材料を複数回重ねて肉盛したことを想定した組成であり、いずれも元の組成と同じである。Ｎｏ．１２およびＮｏ．１３は、どちらもＮｏ．１の肉盛材料がＳＵＳ３０４母材で希釈されたときの組成であるが、Ｎｏ．１２は肉盛後のＣｒ－Ｎｉ系合金中にＳＵＳ３０４母材が約１０％混入したと想定したときの組成である。また、Ｎｏ１３はＮｏ．１２よりも肉盛施工時の入熱量が大きく、ＳＵＳ３０４母材が約２０％混入したと想定したときの組成である。またＮｏ．１５は、Ｎｏ．２の肉盛材料を肉盛した後のＣｒ－Ｎｉ系合金中にＳＵＳ３０４母材が約１０％混入したと想定したときの組成である。Ｎｏ．１７およびＮｏ．１８はＮｏ．１６とほぼ同じ組成でＣを０．５％ずつ増減したと想定した組成である。Ｎｏ．１９～Ｎｏ．２１はＮｏ．１６と似た組成で、かつＣを１．５～２．５％の範囲で変えた組成である。Ｎｏ．２２はＣが２．４％でＦｅを２５％に増やした組成である。
また、金属組織についても、前記の組成分析と同じ四角柱形状の試験片を用いて、試験片表面を走査型電子顕微鏡とＥＤＸとを用いて塊状Ｃｒ炭化物の有無、大きさを観察し、０．２５ｍｍ２中に見られた塊状Ｃｒ炭化物の総面積が観察した領域の面積に占める割合を視野面積率として求めた。また、塊状Ｃｒ炭化物サイズについては、観察した領域内に複数存在する塊状Ｃｒ炭化物の内側に描くことができた円の直径のうち最長の値を用いた。それぞれの結果を表３に示す。なお、Ｎｏ．１１から２２の顕微鏡写真は、図１から１２に示すものである。
表２は、円柱形状の鋳造成形体の円筒面を四方から平坦に研削、研磨して、鋳造成形体と中心軸を共有する、一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、表面の組成をＥＰＭＡに設けられたＷＤＸを用いて分析した結果を示す。ここでＮｏ．１１、Ｎｏ．１４およびＮｏ．１６は、それぞれＮｏ．１～３の肉盛材料を複数回重ねて肉盛したことを想定した組成であり、いずれも元の組成と同じである。Ｎｏ．１２およびＮｏ．１３は、どちらもＮｏ．１の肉盛材料がＳＵＳ３０４母材で希釈されたときの組成であるが、Ｎｏ．１２は肉盛後のＣｒ－Ｎｉ系合金中にＳＵＳ３０４母材が約１０％混入したと想定したときの組成である。また、Ｎｏ１３はＮｏ．１２よりも肉盛施工時の入熱量が大きく、ＳＵＳ３０４母材が約２０％混入したと想定したときの組成である。またＮｏ．１５は、Ｎｏ．２の肉盛材料を肉盛した後のＣｒ－Ｎｉ系合金中にＳＵＳ３０４母材が約１０％混入したと想定したときの組成である。Ｎｏ．１７およびＮｏ．１８はＮｏ．１６とほぼ同じ組成でＣを０．５％ずつ増減したと想定した組成である。Ｎｏ．１９～Ｎｏ．２１はＮｏ．１６と似た組成で、かつＣを１．５～２．５％の範囲で変えた組成である。Ｎｏ．２２はＣが２．４％でＦｅを２５％に増やした組成である。
また、金属組織についても、前記の組成分析と同じ四角柱形状の試験片を用いて、試験片表面を走査型電子顕微鏡とＥＤＸとを用いて塊状Ｃｒ炭化物の有無、大きさを観察し、０．２５ｍｍ２中に見られた塊状Ｃｒ炭化物の総面積が観察した領域の面積に占める割合を視野面積率として求めた。また、塊状Ｃｒ炭化物サイズについては、観察した領域内に複数存在する塊状Ｃｒ炭化物の内側に描くことができた円の直径のうち最長の値を用いた。それぞれの結果を表３に示す。なお、Ｎｏ．１１から２２の顕微鏡写真は、図１から１２に示すものである。
次に耐摩耗性試験を行った。耐摩耗性評価用の試験片は、前記の組成分析と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、研磨した面を試験面とした。
なお、耐摩耗性試験としては、最も過酷な試験の一つである耐土砂摩耗性評価とした。原油採掘向けの機器は、これと接触する原油中の砂礫などによる摩耗を受ける。そこで、耐摩耗性評価として土砂摩耗試験を実施した。試験方法は原則としてＡＳＴＭ規格Ｇ６５に準拠したが、鋳造成形体から作製した試験片単体では規定幅２５ｍｍを満足しないため、前記の試験片を３個並列に並べて固定して試験を実施した。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、回転するゴムディスクを試験片に所定の荷重で押し当てた状態で、両者の接触面間に試験用の珪砂を１０分間連続供給した。その後、試験片重量を測定して試験前後の質量変化を求め、試験に伴うゴムディスクの損耗による直径の変化を加味した摩耗体積ＡＶＬ（単位：ｍｍ３）を算出した。
摩耗体積の測定結果は「ＡＶＬ＜１８０」をＡグレード、「１８０≦ＡＶＬ＜３６０」をＢグレード、「３６０≦ＡＶＬ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐土砂摩耗性評価の結果は表５に記した。
なお、耐摩耗性試験としては、最も過酷な試験の一つである耐土砂摩耗性評価とした。原油採掘向けの機器は、これと接触する原油中の砂礫などによる摩耗を受ける。そこで、耐摩耗性評価として土砂摩耗試験を実施した。試験方法は原則としてＡＳＴＭ規格Ｇ６５に準拠したが、鋳造成形体から作製した試験片単体では規定幅２５ｍｍを満足しないため、前記の試験片を３個並列に並べて固定して試験を実施した。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、回転するゴムディスクを試験片に所定の荷重で押し当てた状態で、両者の接触面間に試験用の珪砂を１０分間連続供給した。その後、試験片重量を測定して試験前後の質量変化を求め、試験に伴うゴムディスクの損耗による直径の変化を加味した摩耗体積ＡＶＬ（単位：ｍｍ３）を算出した。
摩耗体積の測定結果は「ＡＶＬ＜１８０」をＡグレード、「１８０≦ＡＶＬ＜３６０」をＢグレード、「３６０≦ＡＶＬ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐土砂摩耗性評価の結果は表５に記した。
また、耐食性の評価も行った。
耐食性評価用の試験片は、前記の耐摩耗性評価用試験片と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製して表面を研磨して評価した。
なお、耐食性試験については、本発明の適用分野として想定している原油採掘向けの機器は、原油中に含まれる硫化水素や、無機塩化物が分解して発生した塩酸などの影響によって強い酸腐食環境に曝される。そこで、耐食性評価として沸騰硫酸浸漬試験を実施した。試験方法はＪＩＳ規格Ｇ０５９１：ステンレス鋼の硫酸腐食試験方法に準拠し、試験溶液にはｐＨ１の硫酸を濃度５質量％になるよう純水で希釈したものを用いた。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、沸騰状態の試験溶液中に６時間浸漬した。その後、試験片質量を測定して試験前後の質量変化を求め、これを試験前の試験片表面積および試験時間で除した値を腐食速度ｍ（単位：ｇ／（ｍ２・ｈ））として算出した。
腐食速度の測定結果は「ｍ＜３×１００」をＡグレード、「３×１００≦ｍ＜１０２」をＢグレード、「１０２≦ｍ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐食性評価の結果は表５に記した。
耐食性評価用の試験片は、前記の耐摩耗性評価用試験片と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製して表面を研磨して評価した。
なお、耐食性試験については、本発明の適用分野として想定している原油採掘向けの機器は、原油中に含まれる硫化水素や、無機塩化物が分解して発生した塩酸などの影響によって強い酸腐食環境に曝される。そこで、耐食性評価として沸騰硫酸浸漬試験を実施した。試験方法はＪＩＳ規格Ｇ０５９１：ステンレス鋼の硫酸腐食試験方法に準拠し、試験溶液にはｐＨ１の硫酸を濃度５質量％になるよう純水で希釈したものを用いた。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、沸騰状態の試験溶液中に６時間浸漬した。その後、試験片質量を測定して試験前後の質量変化を求め、これを試験前の試験片表面積および試験時間で除した値を腐食速度ｍ（単位：ｇ／（ｍ２・ｈ））として算出した。
腐食速度の測定結果は「ｍ＜３×１００」をＡグレード、「３×１００≦ｍ＜１０２」をＢグレード、「１０２≦ｍ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐食性評価の結果は表５に記した。
なお、本発明の被覆層における耐食性および耐土砂摩耗性の水準比較のため、表４に示した公知の表面改質用肉盛材４種（Ｃｏ基合金２種、Ｎｉ基合金２種）相当組成の粉末と、発明者らが従来検討したＣ、Ｂ、Ｎｂを含まないＣｒ基合金２種類（５０Ｃｒ、６３Ｃｒ）の粉末を使い、ＳＵＳ３０４母材にＰＴＡ肉盛溶接装置で施工、形成した溶接ビードを切断、研磨して試験片を作製し、沸騰硫酸浸漬試験および土砂摩耗試験を実施した。比較例に用いた合金粉末の組成を表４に示す。また、耐摩耗性試験および耐食性試験の結果は表５に記した。
図３１は本発明の被覆層を模擬した各試験片および比較例の肉盛材における腐食速度ｍおよび摩耗体積ＡＶＬの試験結果を示す。各プロットの横に記した丸付き数字は、表２で示した各組成のＮｏ．に対応している。また比較例は表４のＮｏを丸付き数字で付した。
まず本発明の耐摩耗性部品の耐摩耗性については、全ての組成でＡグレードと判定され、いずれも良好な耐摩耗性であった。同じ合金粉末で、母材による希釈の度合いが異なると想定した同士で比較すると、Ｎｏ．１１～１３では希釈の影響がほとんど無いＮｏ．１１の摩耗体積が最も少なく、逆に希釈の度合いが最も大きいＮｏ．１３の摩耗体積が最も多い。Ｎｏ．１１～１３のＳＥＭ観察像を図１～３に示すが、図１のＮｏ．１１では外寸が概ね１００μｍを超える大きさで、暗灰色で表示された塊状のＣｒ炭化物が分布している。次に図２のＮｏ．１２では、１００μｍを超える大きさのＣｒ炭化物が見られるが、その量はＮｏ．１１と比べて少ない。さらに図３のＮｏ．１３では、Ｃｒ炭化物の大きさは概ね５０μｍ前後とさらに小さく、また、炭化物の周縁部には不規則な樹枝状の部分が多く見られた。
同様にＣ成分が多いＮｏ．１４、１５を比較すると、希釈の影響がほとんど無いＮｏ．１４の摩耗体積のほうが少ない。Ｎｏ．１４，１５のＳＥＭ観察像を図４，５に示すが、図４のＮｏ．１４では４０μｍ前後の大きさで、暗灰色もしくは黒色で表示された塊状のＣｒ炭化物が分布している。一方、図５のＮｏ．１５では同様にＣｒ炭化物が分布しているが、その大きさは２０μｍ前後のものが多く、Ｎｏ．１４と比べるとＣｒ炭化物の量が少ない。
次に、Ｎｏ．１６～１８のＳＥＭ観察像を図６～８に示すが、概ね外寸が１０～３０μｍの大きさで大部分が黒色の塊状Ｃｒ炭化物が見られた。表３に示したように、Ｃが多いほど塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率が大きくなる傾向にあり、Ｃが最も少ないＮｏ．１７で６．６％、Ｃが最も多いＮｏ１８で２５．９％であったが、いずれも耐食性と耐土砂摩耗性の両方でＡグレードを達成している。また、Ｃｒが６０％前後でＣ量を変えたＮｏ．１９～２１のＳＥＭ観察像を図９～１１に示す。それぞれ炭化物の大きさや形態、色調が異なるが、塊状のＣｒ炭化物が見られた。
次に、Ｎｏ２２のＳＥＭ観察像を図１２に示す。組織中には直線的に並んだ塊状の部分とそこから樹枝状に伸びたＣｒ炭化物が見られた。
一方、比較した肉盛材料Ｎｏ．３１～３６では、耐食性と耐土砂摩耗性の両方でＡグレードを達成した材料は無く、これに対して本発明の合金が耐食性と耐土砂摩耗性の両立を実現していることがわかる。
以上の結果から、本発明のＮｏ．１１～２２のいずれにおいても耐摩耗性は良好な傾向にあり、十分な大きさでより多くの塊状のＣｒ炭化物が組織中に存在するほど土砂による摩耗を抑制する効果が強く得られたと考えられる。
まず本発明の耐摩耗性部品の耐摩耗性については、全ての組成でＡグレードと判定され、いずれも良好な耐摩耗性であった。同じ合金粉末で、母材による希釈の度合いが異なると想定した同士で比較すると、Ｎｏ．１１～１３では希釈の影響がほとんど無いＮｏ．１１の摩耗体積が最も少なく、逆に希釈の度合いが最も大きいＮｏ．１３の摩耗体積が最も多い。Ｎｏ．１１～１３のＳＥＭ観察像を図１～３に示すが、図１のＮｏ．１１では外寸が概ね１００μｍを超える大きさで、暗灰色で表示された塊状のＣｒ炭化物が分布している。次に図２のＮｏ．１２では、１００μｍを超える大きさのＣｒ炭化物が見られるが、その量はＮｏ．１１と比べて少ない。さらに図３のＮｏ．１３では、Ｃｒ炭化物の大きさは概ね５０μｍ前後とさらに小さく、また、炭化物の周縁部には不規則な樹枝状の部分が多く見られた。
同様にＣ成分が多いＮｏ．１４、１５を比較すると、希釈の影響がほとんど無いＮｏ．１４の摩耗体積のほうが少ない。Ｎｏ．１４，１５のＳＥＭ観察像を図４，５に示すが、図４のＮｏ．１４では４０μｍ前後の大きさで、暗灰色もしくは黒色で表示された塊状のＣｒ炭化物が分布している。一方、図５のＮｏ．１５では同様にＣｒ炭化物が分布しているが、その大きさは２０μｍ前後のものが多く、Ｎｏ．１４と比べるとＣｒ炭化物の量が少ない。
次に、Ｎｏ．１６～１８のＳＥＭ観察像を図６～８に示すが、概ね外寸が１０～３０μｍの大きさで大部分が黒色の塊状Ｃｒ炭化物が見られた。表３に示したように、Ｃが多いほど塊状Ｃｒ炭化物の視野面積率が大きくなる傾向にあり、Ｃが最も少ないＮｏ．１７で６．６％、Ｃが最も多いＮｏ１８で２５．９％であったが、いずれも耐食性と耐土砂摩耗性の両方でＡグレードを達成している。また、Ｃｒが６０％前後でＣ量を変えたＮｏ．１９～２１のＳＥＭ観察像を図９～１１に示す。それぞれ炭化物の大きさや形態、色調が異なるが、塊状のＣｒ炭化物が見られた。
次に、Ｎｏ２２のＳＥＭ観察像を図１２に示す。組織中には直線的に並んだ塊状の部分とそこから樹枝状に伸びたＣｒ炭化物が見られた。
一方、比較した肉盛材料Ｎｏ．３１～３６では、耐食性と耐土砂摩耗性の両方でＡグレードを達成した材料は無く、これに対して本発明の合金が耐食性と耐土砂摩耗性の両立を実現していることがわかる。
以上の結果から、本発明のＮｏ．１１～２２のいずれにおいても耐摩耗性は良好な傾向にあり、十分な大きさでより多くの塊状のＣｒ炭化物が組織中に存在するほど土砂による摩耗を抑制する効果が強く得られたと考えられる。
次に、Ｃｒ硼化物を有する金属組織とした実施例について説明する。
本実施例では、合金粉末を肉盛施工した被覆層における耐食性、耐摩耗性を評価することを想定し、所定の原料を混合して高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解した後、溶湯を鋳造して、被覆層の表層領域を模擬したＣｒ－Ｎｉ系合金の鋳造成形体を作製した。このとき、肉盛材料では肉盛施工時の冷却速度が速いことから、使用する鋳型は直径約２０ｍｍの細長い円柱形状を選択し、鋳造成形体の組織が肉盛溶接ビードに近い急冷組織となるようにした。
本実施例では、合金粉末を肉盛施工した被覆層における耐食性、耐摩耗性を評価することを想定し、所定の原料を混合して高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解した後、溶湯を鋳造して、被覆層の表層領域を模擬したＣｒ－Ｎｉ系合金の鋳造成形体を作製した。このとき、肉盛材料では肉盛施工時の冷却速度が速いことから、使用する鋳型は直径約２０ｍｍの細長い円柱形状を選択し、鋳造成形体の組織が肉盛溶接ビードに近い急冷組織となるようにした。
表６は、円柱形状の鋳造成形体の円筒面を四方から平坦に研削、研磨して、鋳造成形体と中心軸を共有する、一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、表面の組成をＥＰＭＡに設けられたＷＤＸを用いて分析した結果を示す。
また、金属組織についても、前記の組成分析と同じ四角柱形状の試験片を用いて、試験片表面を走査型電子顕微鏡とＥＤＸとを用いて塊状Ｃｒ硼化物の有無、大きさを観察し、０．２５ｍｍ２中に見られた塊状Ｃｒ硼化物の総面積が観察した領域の面積に占める割合を視野面積率として求めた。結果を表７に示す。各合金の断面組織の顕微鏡写真は、図１３から１６に示すものである。この実施例のＮｏ．５１～６１は、断面組織に塊状Ｃｒ硼化物が観察され、そのＣｒ硼化物は、その内側に直径が３μｍの円を描くことができる大きさであった。
また、金属組織についても、前記の組成分析と同じ四角柱形状の試験片を用いて、試験片表面を走査型電子顕微鏡とＥＤＸとを用いて塊状Ｃｒ硼化物の有無、大きさを観察し、０．２５ｍｍ２中に見られた塊状Ｃｒ硼化物の総面積が観察した領域の面積に占める割合を視野面積率として求めた。結果を表７に示す。各合金の断面組織の顕微鏡写真は、図１３から１６に示すものである。この実施例のＮｏ．５１～６１は、断面組織に塊状Ｃｒ硼化物が観察され、そのＣｒ硼化物は、その内側に直径が３μｍの円を描くことができる大きさであった。
次に耐摩耗性試験を行った。耐摩耗性評価用の試験片は、前記の組成分析と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、研磨した面を試験面とした。
なお、耐摩耗性試験としては、最も過酷な試験の一つである耐土砂摩耗性評価とした。原油採掘向けの機器は、これと接触する原油中の砂礫などによる摩耗を受ける。そこで、耐摩耗性評価として土砂摩耗試験を実施した。試験方法は原則としてＡＳＴＭ規格Ｇ６５に準拠したが、鋳造成形体から作製した試験片単体では規定幅２５ｍｍを満足しないため、前記の試験片を３個並列に並べて固定して試験を実施した。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、回転するゴムディスクを試験片に所定の荷重で押し当てた状態で、両者の接触面間に試験用の珪砂を１０分間連続供給した。その後、試験片重量を測定して試験前後の質量変化を求め、試験に伴うゴムディスクの損耗による直径の変化を加味した摩耗体積ＡＶＬ（単位：ｍｍ３）を算出した。
摩耗体積の測定結果は「ＡＶＬ＜１８０」をＡグレード、「１８０≦ＡＶＬ＜３６０」をＢグレード、「３６０≦ＡＶＬ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐土砂摩耗性評価の結果は表８に記した。
なお、耐摩耗性試験としては、最も過酷な試験の一つである耐土砂摩耗性評価とした。原油採掘向けの機器は、これと接触する原油中の砂礫などによる摩耗を受ける。そこで、耐摩耗性評価として土砂摩耗試験を実施した。試験方法は原則としてＡＳＴＭ規格Ｇ６５に準拠したが、鋳造成形体から作製した試験片単体では規定幅２５ｍｍを満足しないため、前記の試験片を３個並列に並べて固定して試験を実施した。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、回転するゴムディスクを試験片に所定の荷重で押し当てた状態で、両者の接触面間に試験用の珪砂を１０分間連続供給した。その後、試験片重量を測定して試験前後の質量変化を求め、試験に伴うゴムディスクの損耗による直径の変化を加味した摩耗体積ＡＶＬ（単位：ｍｍ３）を算出した。
摩耗体積の測定結果は「ＡＶＬ＜１８０」をＡグレード、「１８０≦ＡＶＬ＜３６０」をＢグレード、「３６０≦ＡＶＬ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐土砂摩耗性評価の結果は表８に記した。
また、耐食性の評価も行った。
耐食性評価用の試験片は、前記の耐摩耗性評価用試験片と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製して表面を研磨して評価した。
なお、耐食性試験については、本発明の適用分野として想定している原油採掘向けの機器は、原油中に含まれる硫化水素や、無機塩化物が分解して発生した塩酸などの影響によって強い酸腐食環境に曝される。そこで、耐食性評価として沸騰硫酸浸漬試験を実施した。試験方法はＪＩＳ規格Ｇ０５９１：ステンレス鋼の硫酸腐食試験方法に準拠し、試験溶液にはｐＨ１の硫酸を濃度５質量％になるよう純水で希釈したものを用いた。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、沸騰状態の試験溶液中に６時間浸漬した。その後、試験片質量を測定して試験前後の質量変化を求め、これを試験前の試験片表面積および試験時間で除した値を腐食速度ｍ（単位：ｇ／（ｍ２・ｈ））として算出した。
腐食速度の測定結果は「ｍ＜３×１００」をＡグレード、「３×１００≦ｍ＜１０２」をＢグレード、「１０２≦ｍ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐食性評価の結果は表８に記した。
耐食性評価用の試験片は、前記の耐摩耗性評価用試験片と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製して表面を研磨して評価した。
なお、耐食性試験については、本発明の適用分野として想定している原油採掘向けの機器は、原油中に含まれる硫化水素や、無機塩化物が分解して発生した塩酸などの影響によって強い酸腐食環境に曝される。そこで、耐食性評価として沸騰硫酸浸漬試験を実施した。試験方法はＪＩＳ規格Ｇ０５９１：ステンレス鋼の硫酸腐食試験方法に準拠し、試験溶液にはｐＨ１の硫酸を濃度５質量％になるよう純水で希釈したものを用いた。各組成の試験片は試験前重量を測定した後、沸騰状態の試験溶液中に６時間浸漬した。その後、試験片質量を測定して試験前後の質量変化を求め、これを試験前の試験片表面積および試験時間で除した値を腐食速度ｍ（単位：ｇ／（ｍ２・ｈ））として算出した。
腐食速度の測定結果は「ｍ＜３×１００」をＡグレード、「３×１００≦ｍ＜１０２」をＢグレード、「１０２≦ｍ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐食性評価の結果は表８に記した。
図３２は本発明の被覆層の表層領域を模擬した各試験片および比較例（表４で示したもの）の肉盛材における腐食速度ｍおよび摩耗体積ＡＶＬの試験結果を示す。各プロットの横に記した括弧付き数字は、表６で示した各組成のＮｏ．に対応している。また比較例は表４のＮｏを丸付き数字で付した。
まず本発明の耐摩耗性部品の耐摩耗性については、全ての組成でＡグレードと判定され、いずれも良好な耐摩耗性であった。先に表７で示した塊状Ｃｒ硼化物視野面積率との明確な相関は見えないが、視野面積率５％以上で良好な耐摩耗性が得られた。また、本発明の耐摩耗性部品の耐食性については、塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率が高いほど腐食速度が大きい傾向にあると考えられる。
一方、比較した肉盛材料Ｎｏ．３１～３６では、耐食性と耐土砂摩耗性の両方でＡグレードを達成した材料は無く、これに対して本発明の合金が耐食性と耐摩耗性の両立を実現しており、耐摩耗部品として優れたものであるといえる。
まず本発明の耐摩耗性部品の耐摩耗性については、全ての組成でＡグレードと判定され、いずれも良好な耐摩耗性であった。先に表７で示した塊状Ｃｒ硼化物視野面積率との明確な相関は見えないが、視野面積率５％以上で良好な耐摩耗性が得られた。また、本発明の耐摩耗性部品の耐食性については、塊状Ｃｒ硼化物の視野面積率が高いほど腐食速度が大きい傾向にあると考えられる。
一方、比較した肉盛材料Ｎｏ．３１～３６では、耐食性と耐土砂摩耗性の両方でＡグレードを達成した材料は無く、これに対して本発明の合金が耐食性と耐摩耗性の両立を実現しており、耐摩耗部品として優れたものであるといえる。
次に、Ｎｂ系炭化物を有する金属組織とした実施例について説明する。
本実施例では、表９に示す組成の合金粉末を、ＰＴＡ肉盛溶接装置でＳＵＳ３０４基材上に肉盛施工した被覆層を想定して、その耐食性、耐摩耗性を評価することとした。そこで、混合した原料を高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解した後、溶湯を鋳造して、被覆層を模擬したＣｒ－Ｎｉ系合金の鋳造成形体を作製した。このとき、肉盛材料では肉盛施工時の冷却速度が速いことから、使用する鋳型は直径約２０ｍｍの細長い円柱形状を選択し、鋳造成形体の組織が肉盛溶接ビードに近い急冷組織となるようにした。
本実施例では、表９に示す組成の合金粉末を、ＰＴＡ肉盛溶接装置でＳＵＳ３０４基材上に肉盛施工した被覆層を想定して、その耐食性、耐摩耗性を評価することとした。そこで、混合した原料を高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解した後、溶湯を鋳造して、被覆層を模擬したＣｒ－Ｎｉ系合金の鋳造成形体を作製した。このとき、肉盛材料では肉盛施工時の冷却速度が速いことから、使用する鋳型は直径約２０ｍｍの細長い円柱形状を選択し、鋳造成形体の組織が肉盛溶接ビードに近い急冷組織となるようにした。
ところで、肉盛溶接では肉盛時の入熱に伴って、肉盛したＣｒ－Ｎｉ系合金には溶融した基材が混入し、Ｃｒ－Ｎｉ系合金の成分が基材によって希釈される。このとき、基材中のＣ成分が被覆層のＣｒ－Ｎｉ系合金よりも少なければ、肉盛後のＣｒ－Ｎｉ系合金の単位面積中に含まれる炭化物相の相率が減少し、耐摩耗性に効果があるＮｂ系炭化物の大きさ、分布、数もしくは体積が期待しているものよりも少ない場合がある。このような場合、肉盛を複数回重ねて繰り返し、多層（積層構造）の肉盛による被覆層とすれば、後から施工した部分であるほど、母材による希釈の影響が軽減し、被覆層の最表面近傍に十分な大きさ、分布、数もしくは体積のＮｂ系炭化物を得ることができる。一方、被覆層を形成する部品のサイズや形状などによっては、被覆層を十分に厚くすることができない場合もある。そこで、先に表９で示した合金粉末の組成に加えて、基材による希釈を想定した組成での鋳造成形体を作製、評価した。また、被覆層の組成は母材の材質や希釈の程度によっても当然変化する。そこで、前述した表９の合金粉末を出発材料として特に限定せず、最終的に被覆層の再表面近傍に現れることを想定した組成での鋳造成型体も作製、評価した。なお、鋳造体は鋳型と接する外表面から合金内部に行くほど冷却速度が遅くなる。これに対し、肉盛表面は冷却速度が速いため、本試験では、なるべく、鋳造成形体から試験片を取り出す際には冷却速度が速い鋳型と接する外表面から取得した。
表１０は、円柱形状の鋳造成形体の円筒面を四方から平坦に研削、研磨して、鋳造成形体と中心軸を共有する、一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、表面の組成をＥＰＭＡに設けられたＷＤＸを用いて分析した結果を示す。ここでＮｏ．８１からＮｏ．８６は、表９のＮｏ．７１～７６の肉盛材料を複数回重ねて肉盛した際の最表面付近の組成を想定した組成であり、いずれも元の組成と同じである。これに対してＮｏ．８７は、Ｎｏ．７６の肉盛材料がＳＵＳ３０４基材で１０％希釈されたときの組成である。Ｎｏ．８８はＮｏ．７１の肉盛材料がＳＵＳ３０４基材で約１０％希釈された時の組成である。Ｎｏ．８９～９１はＣｒ量を５０％に固定し、ＣやＮｂの量を変えたときの組成である。なお、Ｎｏ．９２はＦｅが３５．０％の組成である。またＮｏ．９３は、Ｎｏ．７１の肉盛材料がＳＵＳ３０４基材で２０％希釈されてＣｒが下限を下回った比較例の組成である。
金属組織についても、前記の組成分析と同じ四角柱形状の試験片を用いて、試験片表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とＥＤＸとを用いてＮｂ系炭化物の有無、大きさを観察し、０．２５ｍｍ２中に見られたＮｂ系炭化物の総面積が観察した領域の面積に占める割合を視野面積率として求めた。具体的には図１７～２９のＳＥＭ写真を含む複数の視野で撮影した各合金のＳＥＭ写真に対して、白色に見えるＮｂ系炭化物の部分とそれ以外の部分を画像解析ソフトにより二値化し、Ｎｂ系炭化物が視野全体に占める面積率を算出した。結果を表１１に示す。
表１０は、円柱形状の鋳造成形体の円筒面を四方から平坦に研削、研磨して、鋳造成形体と中心軸を共有する、一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、表面の組成をＥＰＭＡに設けられたＷＤＸを用いて分析した結果を示す。ここでＮｏ．８１からＮｏ．８６は、表９のＮｏ．７１～７６の肉盛材料を複数回重ねて肉盛した際の最表面付近の組成を想定した組成であり、いずれも元の組成と同じである。これに対してＮｏ．８７は、Ｎｏ．７６の肉盛材料がＳＵＳ３０４基材で１０％希釈されたときの組成である。Ｎｏ．８８はＮｏ．７１の肉盛材料がＳＵＳ３０４基材で約１０％希釈された時の組成である。Ｎｏ．８９～９１はＣｒ量を５０％に固定し、ＣやＮｂの量を変えたときの組成である。なお、Ｎｏ．９２はＦｅが３５．０％の組成である。またＮｏ．９３は、Ｎｏ．７１の肉盛材料がＳＵＳ３０４基材で２０％希釈されてＣｒが下限を下回った比較例の組成である。
金属組織についても、前記の組成分析と同じ四角柱形状の試験片を用いて、試験片表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とＥＤＸとを用いてＮｂ系炭化物の有無、大きさを観察し、０．２５ｍｍ２中に見られたＮｂ系炭化物の総面積が観察した領域の面積に占める割合を視野面積率として求めた。具体的には図１７～２９のＳＥＭ写真を含む複数の視野で撮影した各合金のＳＥＭ写真に対して、白色に見えるＮｂ系炭化物の部分とそれ以外の部分を画像解析ソフトにより二値化し、Ｎｂ系炭化物が視野全体に占める面積率を算出した。結果を表１１に示す。
次に耐摩耗性試験を行った。耐摩耗性評価用の試験片は、前記の組成分析と同様に、円柱形状の鋳造成形体から一辺が約１０ｍｍの四角柱形状の試験片を作製し、研磨した面を試験面とした。
原油採掘向けの機器中において、例えば原油などの被搬送物が流れる搬送経路に用いる配管部材の表面は接触する被搬送物中に含まれる、例えば珪砂などの固形物や腐食成分による減肉もしくは摩耗を受ける。そこで、耐摩耗性評価として固形物を珪砂と想定し、土砂摩耗試験を実施した。試験方法はＡＳＴＭ規格Ｇ６５に準拠した。被搬送物と接触する表面の合金を模擬した試験片は試験前重量を測定した後、回転するゴムディスクを試験片に所定の荷重（６４．５Ｎ）で押し当てた状態で、両者の接触面間に固形物を模擬した珪砂を３５０ｇ/分の条件で１０分間連続供給した。その後、試験片重量を測定して試験前後の質量変化を求め、被搬送物との接触する表面の加味した試験片の摩耗体積ＡＶＬ（単位：ｍｍ３）を算出した。
摩耗体積の測定結果は「ＡＶＬ＜１８０」をＡグレード、「１８０≦ＡＶＬ＜３６０」をＢグレード、「３６０≦ＡＶＬ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐土砂摩耗性評価の結果は表１２に記した。
原油採掘向けの機器中において、例えば原油などの被搬送物が流れる搬送経路に用いる配管部材の表面は接触する被搬送物中に含まれる、例えば珪砂などの固形物や腐食成分による減肉もしくは摩耗を受ける。そこで、耐摩耗性評価として固形物を珪砂と想定し、土砂摩耗試験を実施した。試験方法はＡＳＴＭ規格Ｇ６５に準拠した。被搬送物と接触する表面の合金を模擬した試験片は試験前重量を測定した後、回転するゴムディスクを試験片に所定の荷重（６４．５Ｎ）で押し当てた状態で、両者の接触面間に固形物を模擬した珪砂を３５０ｇ/分の条件で１０分間連続供給した。その後、試験片重量を測定して試験前後の質量変化を求め、被搬送物との接触する表面の加味した試験片の摩耗体積ＡＶＬ（単位：ｍｍ３）を算出した。
摩耗体積の測定結果は「ＡＶＬ＜１８０」をＡグレード、「１８０≦ＡＶＬ＜３６０」をＢグレード、「３６０≦ＡＶＬ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐土砂摩耗性評価の結果は表１２に記した。
また、耐食性の評価も行った。
原油採掘向けの機器中において、例えば原油などの被搬送物が流れる搬送経路に用いる配管部材の表面は接触する被搬送物中に含まれる硫化水素や、無機塩化物が分解して発生した塩酸などの腐食成分の影響によって強い酸腐食環境に曝される。そこで、強酸性評価として腐食成分を硫酸と想定し、沸騰硫酸浸漬試験を実施した。試験方法はＪＩＳ規格Ｇ０５９１：ステンレス鋼の硫酸腐食試験方法に準拠し、腐食成分の模擬溶液としてはｐＨ１の硫酸を濃度５質量％になるよう純水で希釈したものを用いた。配管部材の表面に相当する合金として、各組成の成形体を切断・研磨した試験片を用いた。本試験片の試験前重量を測定した後、沸騰状態の腐食成分模擬溶液中に６時間浸漬した。その後、配管部材の表面に相当する合金の各試験片質量を測定して試験前後の質量変化を求め、これを試験前の試験片表面積および試験時間で除した値を腐食速度ｍ（単位：ｇ／（ｍ２・ｈ））として算出した。
腐食速度の測定結果は「ｍ＜３×１００」をＡグレード、「３×１００≦ｍ＜１×１０２」をＢグレード、「１×１０２≦ｍ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐食性評価の結果は表１２に記した。
原油採掘向けの機器中において、例えば原油などの被搬送物が流れる搬送経路に用いる配管部材の表面は接触する被搬送物中に含まれる硫化水素や、無機塩化物が分解して発生した塩酸などの腐食成分の影響によって強い酸腐食環境に曝される。そこで、強酸性評価として腐食成分を硫酸と想定し、沸騰硫酸浸漬試験を実施した。試験方法はＪＩＳ規格Ｇ０５９１：ステンレス鋼の硫酸腐食試験方法に準拠し、腐食成分の模擬溶液としてはｐＨ１の硫酸を濃度５質量％になるよう純水で希釈したものを用いた。配管部材の表面に相当する合金として、各組成の成形体を切断・研磨した試験片を用いた。本試験片の試験前重量を測定した後、沸騰状態の腐食成分模擬溶液中に６時間浸漬した。その後、配管部材の表面に相当する合金の各試験片質量を測定して試験前後の質量変化を求め、これを試験前の試験片表面積および試験時間で除した値を腐食速度ｍ（単位：ｇ／（ｍ２・ｈ））として算出した。
腐食速度の測定結果は「ｍ＜３×１００」をＡグレード、「３×１００≦ｍ＜１×１０２」をＢグレード、「１×１０２≦ｍ」をＣグレードとそれぞれ評価した。耐食性評価の結果は表１２に記した。
図３３は本発明の被覆層を模擬した各試験片および比較例（表４に示したもの）の肉盛材における腐食速度ｍおよび摩耗体積ＡＶＬの試験結果を示す。各プロットの横に記した括弧付き数字は、表１０および表１２で示した各組成のＮｏ．に対応している。また比較例は表４のＮｏを丸付き数字で付した。
まず表９の合金粉末と同じ組成である、本発明例のＮｏ．８１～８６においては耐食性、耐摩耗性ともにＡグレードと判定され、いずれも良好な特性であった。次にＮｏ．８６に対して１０％の希釈を想定したＮｏ．８７は耐食性、耐摩耗性ともにほぼ同等水準であった。また、Ｎｏ．８６とＮｏ．８７の組織は比較的似ており、Nb系炭化物の面積率も同等であった。
次にＮｏ．８１に対して１０％の希釈を想定したＮｏ．８８と、２０％の希釈を想定した比較材Ｎｏ．９３とをそれぞれ比較すると、Ｎｏ．８１とＮｏ．８８は特性が同等水準で組織も類似しているが、希釈率の大きなＮｏ．９３は耐摩耗性がＢグレードと悪い結果であった。表１１においてＮｏ．９３のＮｂ系炭化物視野面積率は他の二つに比べて小さく、これが耐摩耗性の違いとなって現れたと思われる。
次にＮｏ．８９～９１はＣｒが５０％の組成でＮｂ、Ｃの量を変えた組成であるが、Ｎｏ．８９に比べてＮｂ、Ｃを増やしたＮｏ．９０、９１では摩耗体積が減少し、耐摩耗性が向上した。このＮｏ．９０、９１では他と比べて大きな塊状Ｎｏ系炭化物が見られ、特にＮｂに対するＣの比率が大きいＮｏ．９０では母相中にＣｒ系炭化物も晶出しており、これらが耐摩耗性に寄与したと思われる。
次に、Ｆｅ量が３５％のＮｏ．９２は、図２８のように組織中に共晶状のＮｂ系炭化物が存在するが、Ｎｏ．８１～９３のうちで最も耐摩耗性が悪い結果であった。ここでＮｂ系炭化物視野面積率に着目すると、Ｎｏ．９２の視野面積率は９．４％で、視野面積率が６．９％で最小のＮｏ．８５を上回るにも関わらず、耐摩耗性が悪い結果であった。これらのことから、本発明合金における耐摩耗性はＮｂ系炭化物の量だけではなく、材料の凝固過程でのＮｂ系炭化物の晶出形態や、母相自体の強さに影響するＣｒ、Ｆｅ、Ｎｉの量を適正な範囲とすることが重要と言える。しかしながら、Ｎｏ．９２は比較例Ｎｏ．３１～３６と比べれば、劣るものではなく、同等以上のものである。
まず表９の合金粉末と同じ組成である、本発明例のＮｏ．８１～８６においては耐食性、耐摩耗性ともにＡグレードと判定され、いずれも良好な特性であった。次にＮｏ．８６に対して１０％の希釈を想定したＮｏ．８７は耐食性、耐摩耗性ともにほぼ同等水準であった。また、Ｎｏ．８６とＮｏ．８７の組織は比較的似ており、Nb系炭化物の面積率も同等であった。
次にＮｏ．８１に対して１０％の希釈を想定したＮｏ．８８と、２０％の希釈を想定した比較材Ｎｏ．９３とをそれぞれ比較すると、Ｎｏ．８１とＮｏ．８８は特性が同等水準で組織も類似しているが、希釈率の大きなＮｏ．９３は耐摩耗性がＢグレードと悪い結果であった。表１１においてＮｏ．９３のＮｂ系炭化物視野面積率は他の二つに比べて小さく、これが耐摩耗性の違いとなって現れたと思われる。
次にＮｏ．８９～９１はＣｒが５０％の組成でＮｂ、Ｃの量を変えた組成であるが、Ｎｏ．８９に比べてＮｂ、Ｃを増やしたＮｏ．９０、９１では摩耗体積が減少し、耐摩耗性が向上した。このＮｏ．９０、９１では他と比べて大きな塊状Ｎｏ系炭化物が見られ、特にＮｂに対するＣの比率が大きいＮｏ．９０では母相中にＣｒ系炭化物も晶出しており、これらが耐摩耗性に寄与したと思われる。
次に、Ｆｅ量が３５％のＮｏ．９２は、図２８のように組織中に共晶状のＮｂ系炭化物が存在するが、Ｎｏ．８１～９３のうちで最も耐摩耗性が悪い結果であった。ここでＮｂ系炭化物視野面積率に着目すると、Ｎｏ．９２の視野面積率は９．４％で、視野面積率が６．９％で最小のＮｏ．８５を上回るにも関わらず、耐摩耗性が悪い結果であった。これらのことから、本発明合金における耐摩耗性はＮｂ系炭化物の量だけではなく、材料の凝固過程でのＮｂ系炭化物の晶出形態や、母相自体の強さに影響するＣｒ、Ｆｅ、Ｎｉの量を適正な範囲とすることが重要と言える。しかしながら、Ｎｏ．９２は比較例Ｎｏ．３１～３６と比べれば、劣るものではなく、同等以上のものである。
上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実施例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。
Claims (3)
- 母材表面にＣｒ－Ｎｉ系合金の被覆層を有する耐摩耗性部品であって、
前記被覆層の最表面から深さ０．２ｍｍの表層領域の組成が質量％で、
４０．０％超６５．０％以下のＣｒと、
４．０％以上３０．０％以下のＦｅと、
０．５％以上２．５％以下のＣと、
６．４％以上２０％以下のＮｂと、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、
前記Ｎｉは１５％以上であり、
前記表層領域に、晶出もしくは析出したＮｂ系炭化物が分散した急冷組織を有する、耐摩耗性部品。 - 前記被覆層の表層領域は、炭化物を含み、母相がフェライト相およびオーステナイト相である請求項１に記載の耐摩耗性部品。
- 前記被覆層の厚さ方向の断面を見たとき、前記表層領域中にＮｂ系炭化物を有し、前記Ｎｂ系炭化物は、塊状、棒状、点状、羽毛状および樹枝状の少なくとも一種の形態を有し、前記Ｎｂ系炭化物の視野面積率が、０．２５ｍｍ２中に５～３０％である請求項１または２に記載の耐摩耗性部品。
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