JPH05156396A - 盛金用Ｎｉ基合金 - Google Patents
盛金用Ｎｉ基合金Info
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- JPH05156396A JPH05156396A JP33930691A JP33930691A JPH05156396A JP H05156396 A JPH05156396 A JP H05156396A JP 33930691 A JP33930691 A JP 33930691A JP 33930691 A JP33930691 A JP 33930691A JP H05156396 A JPH05156396 A JP H05156396A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 冷却速度が極めて早くなるレーザやプラズマ
などの高エネルギー密度熱源を利用する盛金において
も、初晶炭化物を安定して大きく晶出させることのでき
る盛金用Ｎｉ基合金を提供することである。 【構成】 下記組成（重量％） Ｃｒ： ２０〜３５％ Ｃ： ２．５〜４％ Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａの少なくとも一種：
３〜２０％ Ｓｉ： ０．５〜３％ Ｍｏ： ２〜１５％ 残部： Ｎｉおよび不可避的不純物 からなり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの少なくとも１
種が初晶炭化物を形成している盛金用Ｎｉ基合金であ
る。
などの高エネルギー密度熱源を利用する盛金において
も、初晶炭化物を安定して大きく晶出させることのでき
る盛金用Ｎｉ基合金を提供することである。 【構成】 下記組成（重量％） Ｃｒ： ２０〜３５％ Ｃ： ２．５〜４％ Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａの少なくとも一種：
３〜２０％ Ｓｉ： ０．５〜３％ Ｍｏ： ２〜１５％ 残部： Ｎｉおよび不可避的不純物 からなり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの少なくとも１
種が初晶炭化物を形成している盛金用Ｎｉ基合金であ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、盛金用合金、より詳し
くは、高密度エネルギー熱源を利用した盛金用Ｎｉ基合
金に関する。盛金（肉盛）とは、金属機械部品などの表
面に耐摩耗性の良い金属を溶着することであり、各種分
野にて耐摩耗性や耐食性を要求される箇所に盛金が施さ
れている。
くは、高密度エネルギー熱源を利用した盛金用Ｎｉ基合
金に関する。盛金（肉盛）とは、金属機械部品などの表
面に耐摩耗性の良い金属を溶着することであり、各種分
野にて耐摩耗性や耐食性を要求される箇所に盛金が施さ
れている。
【０００２】近年、エンジンの高出力化、高性能化に伴
って、エンジンバルブのフェース部に耐摩耗性合金を盛
金することがますます増えている。その盛金方法が、従
来の酸素−アセチレンガス法に代わる高速盛金法とし
て、レーザやプラズマなどの高エネルギー密度熱源を利
用する方法が開発され、実用化されつつある。この盛金
法によって設備の自動化と相俟って、盛金速度を２〜３
倍速くし、不良品の発生を５分の１〜１０分の１に低減
することが可能である。このために、今後はこれら高エ
ネルギー密度熱源を利用した方法が盛金（肉盛）工法の
主流となると考えられる。
って、エンジンバルブのフェース部に耐摩耗性合金を盛
金することがますます増えている。その盛金方法が、従
来の酸素−アセチレンガス法に代わる高速盛金法とし
て、レーザやプラズマなどの高エネルギー密度熱源を利
用する方法が開発され、実用化されつつある。この盛金
法によって設備の自動化と相俟って、盛金速度を２〜３
倍速くし、不良品の発生を５分の１〜１０分の１に低減
することが可能である。このために、今後はこれら高エ
ネルギー密度熱源を利用した方法が盛金（肉盛）工法の
主流となると考えられる。
【０００３】
【従来の技術】一方、盛金用合金は、従来の酸素−アセ
チレンガス法を基本的前提として、また、母材希釈がほ
とんどない状態で材料設計がなされている。そのため
に、上述の高エネルギー密度熱源を用いた高速盛金法で
は、高エネルギー密度であるがゆえに母材表面層を溶融
し、ぬれ性を確保しているため、母材希釈が発生し、し
ばしば所望の材料組織が得られず、盛金合金の耐摩耗性
が不足する生じることがある。例えば、特開昭５９−４
３８３６号公報にて提案された過共晶Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃ系
合金においては、冷却速度が速くなると、初晶の炭化物
はその量が少なく、サイズも小さくなりかつ大部分が共
晶部分に存在するようになる（図１参照）。初晶として
晶出するような比較的大きな硬質炭化物は耐摩耗性に
（特に、アブレシブな摩耗において）重要な働きしてい
るわけであるが、高エネルギー密度熱源を利用した場
合、このままでは盛金層の耐摩耗性が低下することにな
る。
チレンガス法を基本的前提として、また、母材希釈がほ
とんどない状態で材料設計がなされている。そのため
に、上述の高エネルギー密度熱源を用いた高速盛金法で
は、高エネルギー密度であるがゆえに母材表面層を溶融
し、ぬれ性を確保しているため、母材希釈が発生し、し
ばしば所望の材料組織が得られず、盛金合金の耐摩耗性
が不足する生じることがある。例えば、特開昭５９−４
３８３６号公報にて提案された過共晶Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃ系
合金においては、冷却速度が速くなると、初晶の炭化物
はその量が少なく、サイズも小さくなりかつ大部分が共
晶部分に存在するようになる（図１参照）。初晶として
晶出するような比較的大きな硬質炭化物は耐摩耗性に
（特に、アブレシブな摩耗において）重要な働きしてい
るわけであるが、高エネルギー密度熱源を利用した場
合、このままでは盛金層の耐摩耗性が低下することにな
る。
【０００４】ところで、アブレシブ摩耗試験において、
炭化物の大きさが耐摩耗性にどのように影響するかを調
べると、図２に示すような結果が得られており、盛金層
に相手材の硬質粒子と同等サイズレベルの硬質粒子（炭
化物）が存在することは摩耗量の低減に重要な要因であ
ると分かる。図２において、横軸は盛金層中の炭化物粒
子の平均径と相手材（ＳｉＣアブレシブペーパー）中の
ＳｉＣ硬質粒子径との比であり、縦軸は摩耗量（盛金層
の重量減量）である。さらに、この場合の基材金属（盛
金層のステライトNo. 32）中に存在する炭化物の平均粒
径と摩耗量との関係は、例えば、Silence, W.L.; Trans
of the ASME, Vol. 100, (July), 1978, pp.428-438
(1978), Fig. ２に示されたデータによると、ある程度
の大きさの炭化物が存在することが耐摩耗性に有効なこ
とが分かっている。
炭化物の大きさが耐摩耗性にどのように影響するかを調
べると、図２に示すような結果が得られており、盛金層
に相手材の硬質粒子と同等サイズレベルの硬質粒子（炭
化物）が存在することは摩耗量の低減に重要な要因であ
ると分かる。図２において、横軸は盛金層中の炭化物粒
子の平均径と相手材（ＳｉＣアブレシブペーパー）中の
ＳｉＣ硬質粒子径との比であり、縦軸は摩耗量（盛金層
の重量減量）である。さらに、この場合の基材金属（盛
金層のステライトNo. 32）中に存在する炭化物の平均粒
径と摩耗量との関係は、例えば、Silence, W.L.; Trans
of the ASME, Vol. 100, (July), 1978, pp.428-438
(1978), Fig. ２に示されたデータによると、ある程度
の大きさの炭化物が存在することが耐摩耗性に有効なこ
とが分かっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本願発明の目的は、上
述の問題点に鑑み、冷却速度が極めて早くなる（例え
ば、５×１０2 〜１０3 Ｋ／ｓｅｃの冷却速度となる）
レーザやプラズマなどの高エネルギー密度熱源を利用す
る盛金においても、初晶炭化物を安定して大きく晶出さ
せることのできる盛金用Ｎｉ基合金を提供することであ
る。
述の問題点に鑑み、冷却速度が極めて早くなる（例え
ば、５×１０2 〜１０3 Ｋ／ｓｅｃの冷却速度となる）
レーザやプラズマなどの高エネルギー密度熱源を利用す
る盛金においても、初晶炭化物を安定して大きく晶出さ
せることのできる盛金用Ｎｉ基合金を提供することであ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上述の目的が、下記組成
（重量％）： Ｃｒ： ２０〜３５％ Ｃ： ２．５〜４％ Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａの少なくとも一種：
３〜２０％ Ｓｉ： ０．５〜３％ Ｍｏ： ２〜１５％ 残部： Ｎｉおよび不可避的不純物 からなり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの少なくとも一
種が初晶炭化物を形成していることを特徴とする高密度
エネルギー熱源による盛金用Ｎｉ基合金によって達成さ
れる。
（重量％）： Ｃｒ： ２０〜３５％ Ｃ： ２．５〜４％ Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａの少なくとも一種：
３〜２０％ Ｓｉ： ０．５〜３％ Ｍｏ： ２〜１５％ 残部： Ｎｉおよび不可避的不純物 からなり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの少なくとも一
種が初晶炭化物を形成していることを特徴とする高密度
エネルギー熱源による盛金用Ｎｉ基合金によって達成さ
れる。
【０００７】盛金材中に形成される炭化物は、ＴｉＣ，
ＺｒＣ，ＮｂＣ，Ｎｂ2 Ｃ，ＶＣ，Ｖ4 Ｃ3 ，ＴａＣな
いしＴａ2Ｃであり、炭素（Ｃ）はＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
ＶおよびＴａの少なくとも一種がこのような炭化物に変
化するのに十分な量である。
ＺｒＣ，ＮｂＣ，Ｎｂ2 Ｃ，ＶＣ，Ｖ4 Ｃ3 ，ＴａＣな
いしＴａ2Ｃであり、炭素（Ｃ）はＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
ＶおよびＴａの少なくとも一種がこのような炭化物に変
化するのに十分な量である。
【０００８】
【作用】初晶炭化物の発生・成長を図３を用いて原理的
かつ模式的に説明する。例えば、ある炭化物（ＭＣ）の
場合に、温度Ｔ1 での液相線（初晶線）Ｌにて初晶析出
があり、共晶温度Ｔ2 まで成長する。この温度Ｔ1 から
Ｔ2 までの冷却時間に炭化物の成長が依存するので、盛
金プロセスでの冷却速度をＣ（Ｋ／ｓｅｃ）すると（Ｔ
1 −Ｔ2 ）／Ｃの時間で成長することになる。したがっ
て、炭化物を大きく成長させるには、Ｔ1 −Ｔ2 の温度
差を大きくするか、冷却速度Ｃを遅くすれば良いわけで
ある。そこで、冷却速度の速いプロセスにおいては、出
来る限りＴ1 を高くすることが重要であり、融点がより
高いＴ3 の炭化物であれば大きく成長する。実際には、
組成や冷却速度などによって液相線、共晶点の温度など
が変動するが、本質的には図３に示すようになってい
る。
かつ模式的に説明する。例えば、ある炭化物（ＭＣ）の
場合に、温度Ｔ1 での液相線（初晶線）Ｌにて初晶析出
があり、共晶温度Ｔ2 まで成長する。この温度Ｔ1 から
Ｔ2 までの冷却時間に炭化物の成長が依存するので、盛
金プロセスでの冷却速度をＣ（Ｋ／ｓｅｃ）すると（Ｔ
1 −Ｔ2 ）／Ｃの時間で成長することになる。したがっ
て、炭化物を大きく成長させるには、Ｔ1 −Ｔ2 の温度
差を大きくするか、冷却速度Ｃを遅くすれば良いわけで
ある。そこで、冷却速度の速いプロセスにおいては、出
来る限りＴ1 を高くすることが重要であり、融点がより
高いＴ3 の炭化物であれば大きく成長する。実際には、
組成や冷却速度などによって液相線、共晶点の温度など
が変動するが、本質的には図３に示すようになってい
る。
【０００９】本発明に係るＮｉ基合金では、クロム（Ｃ
ｒ）よりも炭素（Ｃ）との結合力が溶融時に大きく（即
ち、炭化物生成反応の標準エネルギーの小さい、図４参
照）、しかも炭化物としての融点がＣｒ炭化物よりも高
い金属元素（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａ）を添加
することにより、レーザやプラズマによる盛金の高速急
冷でも約１０μｍの比較的に大きな炭化物を形成するこ
とができる。
ｒ）よりも炭素（Ｃ）との結合力が溶融時に大きく（即
ち、炭化物生成反応の標準エネルギーの小さい、図４参
照）、しかも炭化物としての融点がＣｒ炭化物よりも高
い金属元素（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａ）を添加
することにより、レーザやプラズマによる盛金の高速急
冷でも約１０μｍの比較的に大きな炭化物を形成するこ
とができる。
【００１０】本発明における組成成分の限定理由は次の
通りである。ＣｒはＮｉを固溶強化する元素でかつ初晶
および共晶部で炭化物を形成して耐摩耗性を強化する元
素である。２０wt％未満では強化の効果が得られず、一
方、３５wt％を超えると、盛金層の靱性低下が著しい。
Ｃは炭化物形成元素であり、所定の添加元素を炭化物に
変化させるのに十分な量としてある。２．５wt％未満で
は十分な量の炭化物を得ることができず、一方、４wt％
を超えると、靱性の低下が著しい。
通りである。ＣｒはＮｉを固溶強化する元素でかつ初晶
および共晶部で炭化物を形成して耐摩耗性を強化する元
素である。２０wt％未満では強化の効果が得られず、一
方、３５wt％を超えると、盛金層の靱性低下が著しい。
Ｃは炭化物形成元素であり、所定の添加元素を炭化物に
変化させるのに十分な量としてある。２．５wt％未満で
は十分な量の炭化物を得ることができず、一方、４wt％
を超えると、靱性の低下が著しい。
【００１１】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａのこれら
元素は、炭化物形成して耐摩耗性を高める。表１に各元
素の炭化物の組成とその融点を示す（日本金属学会編、
金属データブック（丸善）、１９８４、ｐ．１５０の表
１０・１・１よりの抜粋）。何れの炭化物の融点はＣｒ
炭化物の融点よりも高い。これら元素の少なくとも一種
の添加量が３wt％未満では耐摩耗性改善の効果が得られ
ず、一方、２０wt％を超えると、盛金層の靱性が著しく
低下しかつ盛金時に割れが発生することがある。
元素は、炭化物形成して耐摩耗性を高める。表１に各元
素の炭化物の組成とその融点を示す（日本金属学会編、
金属データブック（丸善）、１９８４、ｐ．１５０の表
１０・１・１よりの抜粋）。何れの炭化物の融点はＣｒ
炭化物の融点よりも高い。これら元素の少なくとも一種
の添加量が３wt％未満では耐摩耗性改善の効果が得られ
ず、一方、２０wt％を超えると、盛金層の靱性が著しく
低下しかつ盛金時に割れが発生することがある。
【００１２】
【表１】
【００１３】Ｓｉは自溶性を有して盛金時の濡れ性を向
上させる元素であり、０．５wt％未満では濡れ性向上効
果が見られず、一方、３wt％を超えると、盛金時にビー
ド割れが発生することがある。Ｍｏは接触する（摺動す
る）材料との潤滑性を高める元素であり、２wt％未満で
はその効果が見られず、一方、１５wt％を超えると、盛
金層が脆化する。
上させる元素であり、０．５wt％未満では濡れ性向上効
果が見られず、一方、３wt％を超えると、盛金時にビー
ド割れが発生することがある。Ｍｏは接触する（摺動す
る）材料との潤滑性を高める元素であり、２wt％未満で
はその効果が見られず、一方、１５wt％を超えると、盛
金層が脆化する。
【００１４】
【実施例】以下、添付図面を参照して、本発明の実施態
様例および比較例によって本発明を詳細に説明する。表
２に示した本発明に係る合金粉末の試料１〜６と、比較
例の合金粉末（Ti,Zr, Nb, V およびTaの何れも添加し
ていない）の試料７とを用意し、後述するようにレーザ
光を熱源として用いて、耐熱鋼（ＪＩＳ・ＳＵＨ１）基
板上に溶着させて盛金層を形成する。
様例および比較例によって本発明を詳細に説明する。表
２に示した本発明に係る合金粉末の試料１〜６と、比較
例の合金粉末（Ti,Zr, Nb, V およびTaの何れも添加し
ていない）の試料７とを用意し、後述するようにレーザ
光を熱源として用いて、耐熱鋼（ＪＩＳ・ＳＵＨ１）基
板上に溶着させて盛金層を形成する。
【００１５】
【表２】
【００１６】ここでの溶着（盛金）は特開昭６３−１５
７８２６号公報にて開示されたやり方と同様にして図５
に示すような装置を用いて行った。図５において、耐熱
鋼（金属）基体１を矢印Ｐの方向へ４５０〜２０００mm
／minの速度で連続的に移動させる。この基体１上に、
試料１〜７の粉末２を図示しないホッパーから粉末供給
管３を介して移動方向Ｐに対し直交する方向にある幅Ｗ
で連続的に供給する。一方、レーザ光４は図示しないレ
ーザ光源（３ｋＷのレーザ出力）から折り返しミラー５
およびオシレートミラー６で反射されて、基体１上の粉
末２にサイズ６mm×３．５mmに集光された状態で７５Ｊ
／mm2 のエネルギー密度で照射される。ここでオシレー
トミラー６はガルバノモータなどの振動機構７によって
所定角度の範囲で振動して、粉末２に照射されるレーザ
光４を移動方向Ｐに対し直交する方向、すなわち、基体
１上の粉末２の幅Ｗの方向に１８０Ｈｚの周波数でオシ
レート（走査）する。
７８２６号公報にて開示されたやり方と同様にして図５
に示すような装置を用いて行った。図５において、耐熱
鋼（金属）基体１を矢印Ｐの方向へ４５０〜２０００mm
／minの速度で連続的に移動させる。この基体１上に、
試料１〜７の粉末２を図示しないホッパーから粉末供給
管３を介して移動方向Ｐに対し直交する方向にある幅Ｗ
で連続的に供給する。一方、レーザ光４は図示しないレ
ーザ光源（３ｋＷのレーザ出力）から折り返しミラー５
およびオシレートミラー６で反射されて、基体１上の粉
末２にサイズ６mm×３．５mmに集光された状態で７５Ｊ
／mm2 のエネルギー密度で照射される。ここでオシレー
トミラー６はガルバノモータなどの振動機構７によって
所定角度の範囲で振動して、粉末２に照射されるレーザ
光４を移動方向Ｐに対し直交する方向、すなわち、基体
１上の粉末２の幅Ｗの方向に１８０Ｈｚの周波数でオシ
レート（走査）する。
【００１７】このようなレーザ光４の照射によって粉末
２は溶融されて溶融物９となり、かつレーザ光４をオシ
レートすることによりその溶融物９が攪拌され、引き続
いてその溶融物９が金属基体１のＰ方向への移動により
レーザ光４が照射されない位置に到れば、基体１への熱
移動により急速凝固され、分散強化Ｃｕ基合金からなる
盛金層（溶着層）８が形成される。
２は溶融されて溶融物９となり、かつレーザ光４をオシ
レートすることによりその溶融物９が攪拌され、引き続
いてその溶融物９が金属基体１のＰ方向への移動により
レーザ光４が照射されない位置に到れば、基体１への熱
移動により急速凝固され、分散強化Ｃｕ基合金からなる
盛金層（溶着層）８が形成される。
【００１８】試料１および４の盛金層の表面研磨金属組
織の顕微鏡写真を図６および７に示す。また、比較例の
試料７の場合の表面研磨金属組織の顕微鏡写真は図１で
ある。これらの金属組織写真から、比較例Ｎｉ基合金で
は初晶の炭化物が殆どないのに対し、本発明のＮｉ基合
金では冷却速度が速いにもかかわらず炭化物が多数存在
していることが分かる。
織の顕微鏡写真を図６および７に示す。また、比較例の
試料７の場合の表面研磨金属組織の顕微鏡写真は図１で
ある。これらの金属組織写真から、比較例Ｎｉ基合金で
は初晶の炭化物が殆どないのに対し、本発明のＮｉ基合
金では冷却速度が速いにもかかわらず炭化物が多数存在
していることが分かる。
【００１９】成形した盛金層の硬さは表３に示す値であ
り、本発明に係るＮｉ基合金の方が比較例よりもビッカ
ース硬さで２０〜８０硬いことが分かる。
り、本発明に係るＮｉ基合金の方が比較例よりもビッカ
ース硬さで２０〜８０硬いことが分かる。
【００２０】
【表３】
【００２１】得られたＮｉ基合金盛金層について、摩耗
特性を調べるために、図８に示すようにスラスト−カラ
ー型摩耗試験を行う。この試験では、相手材にバルブシ
ート用Ｆｅ基合金（Ｆｅ−０．９Ｃ−９Ｍｏ−２．５Ｃ
ｏ−１６Ｐｂ）の円筒相手材１１を高周波コイル１２で
４００℃に加熱した状態で回転させ、この相手材１１に
耐熱鋼（金属）基体１の盛金層８を力Ｌで下から押しつ
ける。試験条件としては、すべり速度０．３ｍ／秒、押
しつけ面圧５ｋｇ／ｃｍ2 、すべり距離１８０ｍであ
り、摩耗量（減少重量）を測定し、その結果を図９に示
す。
特性を調べるために、図８に示すようにスラスト−カラ
ー型摩耗試験を行う。この試験では、相手材にバルブシ
ート用Ｆｅ基合金（Ｆｅ−０．９Ｃ−９Ｍｏ−２．５Ｃ
ｏ−１６Ｐｂ）の円筒相手材１１を高周波コイル１２で
４００℃に加熱した状態で回転させ、この相手材１１に
耐熱鋼（金属）基体１の盛金層８を力Ｌで下から押しつ
ける。試験条件としては、すべり速度０．３ｍ／秒、押
しつけ面圧５ｋｇ／ｃｍ2 、すべり距離１８０ｍであ
り、摩耗量（減少重量）を測定し、その結果を図９に示
す。
【００２２】図９より明らかなように、本発明に係るＮ
ｉ基合金盛金層は比較例の場合よりも摩耗量が少なく、
耐摩耗性が大幅に向上している。
ｉ基合金盛金層は比較例の場合よりも摩耗量が少なく、
耐摩耗性が大幅に向上している。
【００２３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る急速
加熱冷却となる高密度エネルギー熱源によるＮｉＣｕ基
合金盛金層は、従来よりも硬度が高く、高温状態でも耐
摩耗性が優れている。そして、本発明のＮｉ基合金を任
意に金属基体上に盛金（溶着）形成できるので、各種の
機械部品（エンジンのバルブシートを含め）での耐摩耗
性が必要な部位のみに形成して特性向上を図ることがで
きる。また、ＣｒよりもＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴ
ａが炭化物を形成して、炭化物を形成しないＣｒが増え
Ｎｉに固溶する量が増加し、耐酸化性および耐食性を向
上させることになる。また、高エネルギー加熱のために
起きる母材希釈が生じても、炭化物形成能が高くなって
いるために、初晶炭化物の確保ができる（母材希釈３０
％までは問題のないことが確認できている。）
加熱冷却となる高密度エネルギー熱源によるＮｉＣｕ基
合金盛金層は、従来よりも硬度が高く、高温状態でも耐
摩耗性が優れている。そして、本発明のＮｉ基合金を任
意に金属基体上に盛金（溶着）形成できるので、各種の
機械部品（エンジンのバルブシートを含め）での耐摩耗
性が必要な部位のみに形成して特性向上を図ることがで
きる。また、ＣｒよりもＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴ
ａが炭化物を形成して、炭化物を形成しないＣｒが増え
Ｎｉに固溶する量が増加し、耐酸化性および耐食性を向
上させることになる。また、高エネルギー加熱のために
起きる母材希釈が生じても、炭化物形成能が高くなって
いるために、初晶炭化物の確保ができる（母材希釈３０
％までは問題のないことが確認できている。）
【図１】従来例（比較例試料７）のＮｉ基合金盛金層の
金属組織写真（×４００）である。
金属組織写真（×４００）である。
【図２】硬質粒子径比に関連したアブレシブ摩耗評価の
グラフである。
グラフである。
【図３】ＮｉＣｒ−炭化物疑２元系共晶状態図である。
【図４】炭化物生成反応の標準エネルギーを示すグラフ
である。
である。
【図５】金属基板上へＮｉ基合金をレーザ盛金（溶着）
する方法を説明する盛金装置の概略斜視図である。
する方法を説明する盛金装置の概略斜視図である。
【図６】本発明にかかる試料１のＮｉ基合金盛金層の金
属組織写真（×４００）である。
属組織写真（×４００）である。
【図７】本発明にかかる試料４のＮｉ基合金盛金層の金
属組織写真（×４００）である。
属組織写真（×４００）である。
【図８】スラスト−カラ型摩耗試験を模式的に示す概略
図である。
図である。
【図９】摩耗試験結果を示すグラフである。
１…金属基体 ２…粉末 ４…レーザ光 ８…盛金層（溶着層） １１…相手材 １２…高周波コイル
Claims (1)
- 【請求項１】 下記組成（重量％）： Ｃｒ： ２０〜３５％ Ｃ： ２．５〜４％ Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＶおよびＴａの少なくとも一種：
３〜２０％ Ｓｉ： ０．５〜３％ Ｍｏ： ２〜１５％ 残部： Ｎｉおよび不可避的不純物 からなり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの少なくとも一
種が初晶炭化物を形成していることを特徴とする高密度
エネルギー熱源による盛金用Ｎｉ基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33930691A JPH05156396A (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 盛金用Ｎｉ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33930691A JPH05156396A (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 盛金用Ｎｉ基合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05156396A true JPH05156396A (ja) | 1993-06-22 |
Family
ID=18326211
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33930691A Pending JPH05156396A (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 盛金用Ｎｉ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05156396A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1199960A (ja) * | 1997-09-29 | 1999-04-13 | Mazda Motor Corp | 車両ボデーの強化組立体および強化組立法 |
| WO2005038061A1 (en) * | 2003-10-20 | 2005-04-28 | Ebara Corporation | Corrosion/abrasion resistant alloy for coating metal surface |
| WO2005038062A1 (en) * | 2003-10-20 | 2005-04-28 | Ebara Corporation | Apparatus using corrosion/abrasion resistant alloy for coating metal surface |
| JP2010269342A (ja) * | 2009-05-21 | 2010-12-02 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 溶接材料の選定方法及び発電用プラント |
| EP3505277A1 (en) * | 2017-12-26 | 2019-07-03 | Hitachi-Ge Nuclear Energy, Ltd. | Corrosion and wear resistant overlay, method for forming corrosion and wear resistant overlay, and corrosion and wear resistant valve |
| WO2021201118A1 (ja) | 2020-03-31 | 2021-10-07 | 日立金属株式会社 | 合金、合金粉末、合金部材および複合部材 |
-
1991
- 1991-11-29 JP JP33930691A patent/JPH05156396A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1199960A (ja) * | 1997-09-29 | 1999-04-13 | Mazda Motor Corp | 車両ボデーの強化組立体および強化組立法 |
| WO2005038061A1 (en) * | 2003-10-20 | 2005-04-28 | Ebara Corporation | Corrosion/abrasion resistant alloy for coating metal surface |
| WO2005038062A1 (en) * | 2003-10-20 | 2005-04-28 | Ebara Corporation | Apparatus using corrosion/abrasion resistant alloy for coating metal surface |
| JP2010269342A (ja) * | 2009-05-21 | 2010-12-02 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 溶接材料の選定方法及び発電用プラント |
| EP3505277A1 (en) * | 2017-12-26 | 2019-07-03 | Hitachi-Ge Nuclear Energy, Ltd. | Corrosion and wear resistant overlay, method for forming corrosion and wear resistant overlay, and corrosion and wear resistant valve |
| WO2021201118A1 (ja) | 2020-03-31 | 2021-10-07 | 日立金属株式会社 | 合金、合金粉末、合金部材および複合部材 |
| US11883880B2 (en) | 2020-03-31 | 2024-01-30 | Proterial, Ltd. | Alloy, alloy powder, alloy member, and composite member |
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