JPH08325675A - 耐食、耐磨耗性に優れた鉄基合金及びこれを用いた耐食、耐磨耗用部材の製造方法 - Google Patents
耐食、耐磨耗性に優れた鉄基合金及びこれを用いた耐食、耐磨耗用部材の製造方法Info
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- JPH08325675A JPH08325675A JP7335814A JP33581495A JPH08325675A JP H08325675 A JPH08325675 A JP H08325675A JP 7335814 A JP7335814 A JP 7335814A JP 33581495 A JP33581495 A JP 33581495A JP H08325675 A JPH08325675 A JP H08325675A
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- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
Abstract
(57)【要約】
【課題】 摩擦磨耗部位又は腐食磨耗部位にコーティン
グされるか、部品の鋳造時に使用されて、優秀な耐食、
耐磨耗性を発揮する鉄基合金組成物とこれを用いた摩擦
磨耗部材とその製造方法を提供することである。 【解決手段】 重量％で、Ｃｒ２０．０〜３６．０％、
Ｂ２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５〜３．２％、Ｓｉ０．
０５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜２．５％、Ｖ０．０５〜
０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．３％、Ｐ０．５％以下、
Ｃ０．３％以下、残量でＦｅと必然的に含有される不純
物で組成される耐食、耐磨耗用部材である。
グされるか、部品の鋳造時に使用されて、優秀な耐食、
耐磨耗性を発揮する鉄基合金組成物とこれを用いた摩擦
磨耗部材とその製造方法を提供することである。 【解決手段】 重量％で、Ｃｒ２０．０〜３６．０％、
Ｂ２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５〜３．２％、Ｓｉ０．
０５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜２．５％、Ｖ０．０５〜
０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．３％、Ｐ０．５％以下、
Ｃ０．３％以下、残量でＦｅと必然的に含有される不純
物で組成される耐食、耐磨耗用部材である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は耐食、耐磨耗性に優
れた鉄基合金組成物とこれを用いた耐食、耐磨耗用部材
の製造方法に関するもので、特に摩擦磨耗部位又は腐食
磨耗部位にコーティングするか部品製造時に使用する
と、優秀な耐食性及び耐磨耗性が発揮できる鉄基合金組
成物及びこれを用いた耐食、耐磨耗用部材の製造方法に
関するものである。
れた鉄基合金組成物とこれを用いた耐食、耐磨耗用部材
の製造方法に関するもので、特に摩擦磨耗部位又は腐食
磨耗部位にコーティングするか部品製造時に使用する
と、優秀な耐食性及び耐磨耗性が発揮できる鉄基合金組
成物及びこれを用いた耐食、耐磨耗用部材の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、耐磨耗性の確保のため、鉄鋼材料
の場合、浸炭、窒何、誘導硬化、クロム鍍金、セラミッ
クコーティングのような技術を用いたが、表面硬度が低
いか母材とコーティング層間の密着強度が不足するか又
は脆性等のため、充分に満足な結果が得られなかった。
の場合、浸炭、窒何、誘導硬化、クロム鍍金、セラミッ
クコーティングのような技術を用いたが、表面硬度が低
いか母材とコーティング層間の密着強度が不足するか又
は脆性等のため、充分に満足な結果が得られなかった。
【０００３】従って、コーベト（Caubet）処理のような
低温浸硫処理が開発されて、耐磨耗性の面で改善された
が、耐面圧強度が低くて低速、高面圧条件では適しなか
った。無電解ニッケル鍍金は硬度と耐Ka耗性が既存の技
術より優れた面があるが、処理条件の制約と、表面層の
厚さを大きくするのに限界があるから、実用化には困難
が多かった。
低温浸硫処理が開発されて、耐磨耗性の面で改善された
が、耐面圧強度が低くて低速、高面圧条件では適しなか
った。無電解ニッケル鍍金は硬度と耐Ka耗性が既存の技
術より優れた面があるが、処理条件の制約と、表面層の
厚さを大きくするのに限界があるから、実用化には困難
が多かった。
【０００４】このような色々の理由のため、現在までも
タングステンカーバイド焼結合金が多く使われている
が、金型材料、加工工具等に一部制限的に使用されるば
かり、多様な適用は難しい実情であった。その理由は、
製造工程に金型を使用すべきである制約と、製造期間、
所要費用、耐衝撃性の面で問題が多いためである。この
ような欠点を克服する技術として、最近脚光を浴びるも
のは、Ｎｉ基を基本とする合金、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｎｂ
等を基本とする合金を用いた溶射（Thermal Spray）技
術である。そのうちにも、特に金属をガラス質（vitrif
orm）に作る非晶質化が前述した諸般問題点を根本的に
改善するため注目を浴びている。
タングステンカーバイド焼結合金が多く使われている
が、金型材料、加工工具等に一部制限的に使用されるば
かり、多様な適用は難しい実情であった。その理由は、
製造工程に金型を使用すべきである制約と、製造期間、
所要費用、耐衝撃性の面で問題が多いためである。この
ような欠点を克服する技術として、最近脚光を浴びるも
のは、Ｎｉ基を基本とする合金、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｎｂ
等を基本とする合金を用いた溶射（Thermal Spray）技
術である。そのうちにも、特に金属をガラス質（vitrif
orm）に作る非晶質化が前述した諸般問題点を根本的に
改善するため注目を浴びている。
【０００５】１９６０年ダベス（Duwez）等により、金
属用湯の急冷による非晶質合金の製造可能性が知られ、
１９６７年米国特許第３２９７４３６号として登録され
た後、１９７４年チェン（H. S. Chen）の米国第３８５
６５１３号でＦｅ系合金の非質化が特許登録され、１９
７６年マツモト（Matsumoto）の米国特許第３９８６８
６７号でより具体的な合金組成で提示された。
属用湯の急冷による非晶質合金の製造可能性が知られ、
１９６７年米国特許第３２９７４３６号として登録され
た後、１９７４年チェン（H. S. Chen）の米国第３８５
６５１３号でＦｅ系合金の非質化が特許登録され、１９
７６年マツモト（Matsumoto）の米国特許第３９８６８
６７号でより具体的な合金組成で提示された。
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
はおおよそＰ、Ｃを多く包含するため、バルク（Bulk）
状に製造する時、脆性が発生する大きい欠点を有し、か
つ非晶質特性を有するのに限界があり、これら材質は耐
熱性が不足して、高温で準安定非晶質相が再び結晶化す
る反応過程を経ることにより、本の非晶質が有する固有
特性を失う欠点を有するものである。
はおおよそＰ、Ｃを多く包含するため、バルク（Bulk）
状に製造する時、脆性が発生する大きい欠点を有し、か
つ非晶質特性を有するのに限界があり、これら材質は耐
熱性が不足して、高温で準安定非晶質相が再び結晶化す
る反応過程を経ることにより、本の非晶質が有する固有
特性を失う欠点を有するものである。
【０００６】従って、本発明の目的は前述した従来技術
の欠点である耐熱性不足、靱性不足、耐磨耗性不足等を
克服することができ、安定なかつ靱性の強い組織を有
し、耐磨耗性を向上させた鉄基合金とこれを用いた耐
食、耐磨耗用部材の製造方法を提供することにある。
の欠点である耐熱性不足、靱性不足、耐磨耗性不足等を
克服することができ、安定なかつ靱性の強い組織を有
し、耐磨耗性を向上させた鉄基合金とこれを用いた耐
食、耐磨耗用部材の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
の本発明の耐食、耐磨耗用部材は、重量％で、Ｃｒ２
０．０〜３６．０％、Ｂ２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５
〜３．２％、Ｓｉ０．０５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜
２．５％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．
３％、Ｐ０．５％以下、Ｃ０．３％以下、残量でＦｅと
必然的に含有される不純物で組成される。
の本発明の耐食、耐磨耗用部材は、重量％で、Ｃｒ２
０．０〜３６．０％、Ｂ２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５
〜３．２％、Ｓｉ０．０５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜
２．５％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．
３％、Ｐ０．５％以下、Ｃ０．３％以下、残量でＦｅと
必然的に含有される不純物で組成される。
【０００８】
【発明の実施の形態】一般に、金属及びその合金は固形
状態で結晶質構造を有すると知られている。さらに、溶
鋼状態で既に準結晶（Quasi Crystalline）状態にある
と推定している。しかし、特定組成の合金は、液体から
の急速凝固、又は蒸着或いは鍍金を経た固形化の間、長
範囲規則構造（long-range ordered structure) の形成
を抑制するか、必要元素を過飽和させるのに効果的にな
るようにイオン移植することにより固形合金の長範囲構
造が形成しにくくするか、生成を抑制することにより、
非晶質化が可能である。
状態で結晶質構造を有すると知られている。さらに、溶
鋼状態で既に準結晶（Quasi Crystalline）状態にある
と推定している。しかし、特定組成の合金は、液体から
の急速凝固、又は蒸着或いは鍍金を経た固形化の間、長
範囲規則構造（long-range ordered structure) の形成
を抑制するか、必要元素を過飽和させるのに効果的にな
るようにイオン移植することにより固形合金の長範囲構
造が形成しにくくするか、生成を抑制することにより、
非晶質化が可能である。
【０００９】固相の非晶質は自由エネルギー（ΔＧ）が
高い準安定相が剪断係数の臨界値（shear instabilit
y）を越える時に安定する。この際、非晶質相の安定度
（Phasestability ）はΔＨｍｉｘ＜０である条件、つ
まり混合物のエンタルピーが０より大きく小さい場合、
非晶質相は安定になる条件をつくる。前記混合物のエン
タルピーが絶対値の大きい負の条件を有し混合エトロピ
ーが大きい正の値を有するためには、Ａ−Ｂ形態の二元
系合金組成を例とした時、ＥAB＞（ＥAA＋ＥBB）／２の
条件を満足すべきである。このような組成範囲内では、
凝固時又は後続熱処理時、準安定の金属間化合物を形成
し、特に温度が低下するにつれて逆溶解（Inverse Melt
ing ）という特異な現象を現し、このような現象は温度
を低めるにつれて固体状態から液体状態に変態すること
を意味し、逆溶解により形成された相は結局非晶質構造
を成すもので、これは、図１から分かるように、自由エ
ネルギー対温度の曲線から熱力学的にも可能である過程
である。前記のような自発的非晶質化（Spontaneous Vi
trification ）を満足するための条件は、高温（融点直
下、Ｔ＞０．８Ｔｍ）相が単相で存在する組成でなけれ
ばならなく、その相が常温でも準平衡相に維持されなけ
ればならないことである。このような状態で、外部から
駆動力が加わる場合、準安定相は非晶質相に変態し、こ
のような非晶質変態原因は相対的に低い温度で発生する
ため、安定した金属間化合物の核生成が難しく、格子欠
陥による変形のためスピノダル（Spinodal）分解が難し
いためである。
高い準安定相が剪断係数の臨界値（shear instabilit
y）を越える時に安定する。この際、非晶質相の安定度
（Phasestability ）はΔＨｍｉｘ＜０である条件、つ
まり混合物のエンタルピーが０より大きく小さい場合、
非晶質相は安定になる条件をつくる。前記混合物のエン
タルピーが絶対値の大きい負の条件を有し混合エトロピ
ーが大きい正の値を有するためには、Ａ−Ｂ形態の二元
系合金組成を例とした時、ＥAB＞（ＥAA＋ＥBB）／２の
条件を満足すべきである。このような組成範囲内では、
凝固時又は後続熱処理時、準安定の金属間化合物を形成
し、特に温度が低下するにつれて逆溶解（Inverse Melt
ing ）という特異な現象を現し、このような現象は温度
を低めるにつれて固体状態から液体状態に変態すること
を意味し、逆溶解により形成された相は結局非晶質構造
を成すもので、これは、図１から分かるように、自由エ
ネルギー対温度の曲線から熱力学的にも可能である過程
である。前記のような自発的非晶質化（Spontaneous Vi
trification ）を満足するための条件は、高温（融点直
下、Ｔ＞０．８Ｔｍ）相が単相で存在する組成でなけれ
ばならなく、その相が常温でも準平衡相に維持されなけ
ればならないことである。このような状態で、外部から
駆動力が加わる場合、準安定相は非晶質相に変態し、こ
のような非晶質変態原因は相対的に低い温度で発生する
ため、安定した金属間化合物の核生成が難しく、格子欠
陥による変形のためスピノダル（Spinodal）分解が難し
いためである。
【００１０】このような準安定相から非晶質変態を得る
ための方法としては、機械的粉砕、錬磨、エネルギー走
査（Scanning）、冷間加工及び熱処理による急冷等があ
る。本発明者らはこのような方法で準安定相を形成させ
た後、準安定相が摩擦による応力によっても非晶質化で
きる可能性があることを感知し、垂直荷重と摩擦による
剪断応力でも非晶質化可能な材料を探してみた。これに
関し、前述した金属間化合物形成合金の場合、準安定固
溶体（Metastable Solid Solution）で格子欠陥を増加
させることにより自由エネルギーを増加させ、これによ
り準安定結晶相から自発的に逆溶解現象により過冷液相
（super cooled liquid state）に非晶質化できる鉄基
合金の組成を開発した。
ための方法としては、機械的粉砕、錬磨、エネルギー走
査（Scanning）、冷間加工及び熱処理による急冷等があ
る。本発明者らはこのような方法で準安定相を形成させ
た後、準安定相が摩擦による応力によっても非晶質化で
きる可能性があることを感知し、垂直荷重と摩擦による
剪断応力でも非晶質化可能な材料を探してみた。これに
関し、前述した金属間化合物形成合金の場合、準安定固
溶体（Metastable Solid Solution）で格子欠陥を増加
させることにより自由エネルギーを増加させ、これによ
り準安定結晶相から自発的に逆溶解現象により過冷液相
（super cooled liquid state）に非晶質化できる鉄基
合金の組成を開発した。
【００１１】本発明においては、耐磨耗材料が製品に部
分的にコーティングされたか又は製品自体が全部非晶質
材料で製造されたかにかかわらず、最初には準安定結晶
相になっており、中間加工、使用中に作用される高面圧
により非晶質化（Stress Induced Vitriform）される特
徴がある。さらに、非晶質化されなかった状態でもＣ
ｒ、Ａｌ及びＭｏ等のような合金元素の影響により、耐
食性の優秀なステンレス鋼の組成となるようにして、耐
食性、靱性を得るとともにＢのような元素で耐磨耗性を
得る。
分的にコーティングされたか又は製品自体が全部非晶質
材料で製造されたかにかかわらず、最初には準安定結晶
相になっており、中間加工、使用中に作用される高面圧
により非晶質化（Stress Induced Vitriform）される特
徴がある。さらに、非晶質化されなかった状態でもＣ
ｒ、Ａｌ及びＭｏ等のような合金元素の影響により、耐
食性の優秀なステンレス鋼の組成となるようにして、耐
食性、靱性を得るとともにＢのような元素で耐磨耗性を
得る。
【００１２】本発明では、このように形成された最表面
層の非晶質状態が応力誘起により維持され、特に非晶質
化されなかった場合にも、材料が耐食性と耐磨耗性を有
する鉄基合金の製造方法とその適用に関する技術を提供
する。鉄基耐磨耗用合金の従来問題点の一つは、高硬度
を得ることで耐磨耗性を向上させると、それにより靱性
が極めて低下して耐衝撃性が不足になるので、バルク状
に製品を製造して適用するのに限界がある。本発明はこ
のような問題を解決するため、準安定固溶体を形成させ
ることにより固溶強化で耐磨耗性を維持し、特に摩擦磨
耗面では最表面が応力誘起非晶質変態により非晶質化す
るので、大変優秀な表面物性値を得る特徴を有する。こ
れにより準安定層のコーティング層の素地部が高硬度の
表面層を支持しながら衝撃荷重を吸収し、表面では垂直
荷重又は剪断応力を担当するので靱性と耐磨耗性を有す
ることになる。既存のセラミック材料は硬度が高く、耐
磨耗性が優れたものと知られているが、実際には脆性の
ため、使用が極めて制限される。これを克服するための
方法として、傾斜機能材料を用いて素地層との硬度差を
解消し密着性を改善した。しかし、本発明はコーティン
グ層自体は準安定相で、固溶強化等の効果によりＨＶ５
００〜７００程度の硬度を有するが、最表面層は非晶質
化する時、ＨＶ１２００以上の硬度を現し、自然的な硬
度傾斜を有する。さらに、スコーリング（Scoring）又
はワイパリング（Wipering）のような酷い磨耗雀が発生
しないように、表面層は摩擦係数を低める役割をし、素
地層は面圧を均等に分散させて高い密着強度を現すの
で、このような特徴が既存のセラミック材料で現れた欠
点を補完することになる。
層の非晶質状態が応力誘起により維持され、特に非晶質
化されなかった場合にも、材料が耐食性と耐磨耗性を有
する鉄基合金の製造方法とその適用に関する技術を提供
する。鉄基耐磨耗用合金の従来問題点の一つは、高硬度
を得ることで耐磨耗性を向上させると、それにより靱性
が極めて低下して耐衝撃性が不足になるので、バルク状
に製品を製造して適用するのに限界がある。本発明はこ
のような問題を解決するため、準安定固溶体を形成させ
ることにより固溶強化で耐磨耗性を維持し、特に摩擦磨
耗面では最表面が応力誘起非晶質変態により非晶質化す
るので、大変優秀な表面物性値を得る特徴を有する。こ
れにより準安定層のコーティング層の素地部が高硬度の
表面層を支持しながら衝撃荷重を吸収し、表面では垂直
荷重又は剪断応力を担当するので靱性と耐磨耗性を有す
ることになる。既存のセラミック材料は硬度が高く、耐
磨耗性が優れたものと知られているが、実際には脆性の
ため、使用が極めて制限される。これを克服するための
方法として、傾斜機能材料を用いて素地層との硬度差を
解消し密着性を改善した。しかし、本発明はコーティン
グ層自体は準安定相で、固溶強化等の効果によりＨＶ５
００〜７００程度の硬度を有するが、最表面層は非晶質
化する時、ＨＶ１２００以上の硬度を現し、自然的な硬
度傾斜を有する。さらに、スコーリング（Scoring）又
はワイパリング（Wipering）のような酷い磨耗雀が発生
しないように、表面層は摩擦係数を低める役割をし、素
地層は面圧を均等に分散させて高い密着強度を現すの
で、このような特徴が既存のセラミック材料で現れた欠
点を補完することになる。
【００１３】本発明における耐磨耗鉄基合金は基本的に
バルク状と粉末状に製造され、粉末の製造方法として
は、（１）真空誘導溶解してから粉砕して製作する方
法、（２）真空アーク溶解炉で１回以上再溶解してから
粉砕する方法、（３）メルトスピニング（Melt Spinin
g）又はアトミゼーション（Atomization）等、急冷凝固
法を用いる方法、（４）元素材粉末を機械的合金化によ
り合金化する方法等があり、このような方法により製作
された粉末は各種表面処理工程を適用して表面にコーテ
ィングすることにより、本発明の耐磨耗合金特有の優秀
な耐食、耐磨耗性を用いることができる。バルク状に製
造する時、遠心鋳造又は鋳型を用いる一般鋳造法で製造
された材料を使用目的に合わせて適当な大きさに切断又
は切削加工してから所望部位を高周波誘導加熱又は電子
ビーム照射、レーザー表面処理等を用いて表面のみを急
速加熱することにより表面における準安定相を得ること
である。そして、鋳造状態では、その自体ですぐ準安定
相を得ることは難しい。従って、本発明は、鋳造時にパ
イプ類の鋳型に溶湯を注入しながら回転する遠心鋳造又
は金型鋳造により表面に急速凝固層を得る方法を提供す
る。これは、粉末製造時、応用工程である急速凝固の効
果をバルク材に応用したものであり、鋳型は外部に冷却
ラインを巻線して冷却速度を調節することができる。ま
た、金型鋳造でも同方式で同効果を得ることができる。
バルク状と粉末状に製造され、粉末の製造方法として
は、（１）真空誘導溶解してから粉砕して製作する方
法、（２）真空アーク溶解炉で１回以上再溶解してから
粉砕する方法、（３）メルトスピニング（Melt Spinin
g）又はアトミゼーション（Atomization）等、急冷凝固
法を用いる方法、（４）元素材粉末を機械的合金化によ
り合金化する方法等があり、このような方法により製作
された粉末は各種表面処理工程を適用して表面にコーテ
ィングすることにより、本発明の耐磨耗合金特有の優秀
な耐食、耐磨耗性を用いることができる。バルク状に製
造する時、遠心鋳造又は鋳型を用いる一般鋳造法で製造
された材料を使用目的に合わせて適当な大きさに切断又
は切削加工してから所望部位を高周波誘導加熱又は電子
ビーム照射、レーザー表面処理等を用いて表面のみを急
速加熱することにより表面における準安定相を得ること
である。そして、鋳造状態では、その自体ですぐ準安定
相を得ることは難しい。従って、本発明は、鋳造時にパ
イプ類の鋳型に溶湯を注入しながら回転する遠心鋳造又
は金型鋳造により表面に急速凝固層を得る方法を提供す
る。これは、粉末製造時、応用工程である急速凝固の効
果をバルク材に応用したものであり、鋳型は外部に冷却
ラインを巻線して冷却速度を調節することができる。ま
た、金型鋳造でも同方式で同効果を得ることができる。
【００１４】以下、本発明の材料の組成範囲に対して説
明する。
明する。
【００１５】本発明の鉄基合金は、重量％で、Ｃｒ２
０．０〜３６．０％、Ｂ２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５
〜３．２％、Ｓｉ０．０５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜
２．５％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．
３％、Ｐ０．５％以下、Ｃ０．０５〜０．３％以下、残
量でＦｅと必然的に含有される不純物で組成され、より
望ましくはＣｒ２６．０〜２８．０％、Ｂ３．２〜３．
６％、Ｍｎ０．３〜１．０％、Ｓｉ０．２〜０．５％、
Ｍｏ０．５〜１．６％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．
０５〜０．２％及びその他のＰ、Ｃ等の合０．５％でな
る。
０．０〜３６．０％、Ｂ２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５
〜３．２％、Ｓｉ０．０５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜
２．５％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．
３％、Ｐ０．５％以下、Ｃ０．０５〜０．３％以下、残
量でＦｅと必然的に含有される不純物で組成され、より
望ましくはＣｒ２６．０〜２８．０％、Ｂ３．２〜３．
６％、Ｍｎ０．３〜１．０％、Ｓｉ０．２〜０．５％、
Ｍｏ０．５〜１．６％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．
０５〜０．２％及びその他のＰ、Ｃ等の合０．５％でな
る。
【００１６】このような材料の粉末を用いる耐磨耗用部
材の製造方法は、（１）プラズマ、アーク、火炎溶射法
を用いてコーティングする方法、（２）前記材料で作っ
た粉末をターゲットで使用してスパッタリング（Sputte
ring）する方法、（３）前記材料で作った粉末を原料と
してイオンプレーティング（Ion Plating）又は蒸着（E
vaporation）工程により製作する方法、（４）前記材料
で作った粉末を内在したコアーワイヤ（Cored wire）を
各種母材の表面に溶射或いは肉盛溶接により処理する方
法、（５）前記材料で作った粉末を用いてスラリーコー
ティングした後、誘導加熱、又は電気炉、雰囲気炉、真
空炉等で加熱してコーティングした板材をプレスで切断
加工し、これを巻いて成形する方法等を提供する。
材の製造方法は、（１）プラズマ、アーク、火炎溶射法
を用いてコーティングする方法、（２）前記材料で作っ
た粉末をターゲットで使用してスパッタリング（Sputte
ring）する方法、（３）前記材料で作った粉末を原料と
してイオンプレーティング（Ion Plating）又は蒸着（E
vaporation）工程により製作する方法、（４）前記材料
で作った粉末を内在したコアーワイヤ（Cored wire）を
各種母材の表面に溶射或いは肉盛溶接により処理する方
法、（５）前記材料で作った粉末を用いてスラリーコー
ティングした後、誘導加熱、又は電気炉、雰囲気炉、真
空炉等で加熱してコーティングした板材をプレスで切断
加工し、これを巻いて成形する方法等を提供する。
【００１７】本発明における耐磨耗合金をバルク材で製
作する場合、溶湯を遠心鋳造又は金型鋳造して製造した
磨耗部材を、 （１）高周波誘導硬化 （２）レーザー硬化（Laser Hardening） （３）電子ビーム照射 のように、表面を溶融点直下まで急速加熱し得る表面改
質処理技術を応用して製作するものである。
作する場合、溶湯を遠心鋳造又は金型鋳造して製造した
磨耗部材を、 （１）高周波誘導硬化 （２）レーザー硬化（Laser Hardening） （３）電子ビーム照射 のように、表面を溶融点直下まで急速加熱し得る表面改
質処理技術を応用して製作するものである。
【００１８】以下、本発明で材料の成分組成を制限した
理由を説明する。
理由を説明する。
【００１９】ＣｒはＦｅとともに全率固溶体を形成し、
強度と耐食性を向上させるのに最も有効な元素で、最小
２０％以上添加する場合にだけ、融点直下に長範囲規則
構造を抑制して、常温で非晶質化できる必要条件である
準安定相の形成を可能にする。２０．０％以下では、液
相から速くα−フェライト（α−ferrite）相が形成で
き、これは組成のパーティション（partition）が要求
されないパーティショクレス（partitionless）変態で
あるので、結晶相であるα−フェライトへの変態を抑制
しにくくて非晶質相の形成が難しくなることがある。そ
して、３６．０％以上である場合は、α−フェライトと
Ｃｒの安定混合相として存在しようとする駆動力が発生
することがあり、これにより非晶質相の形成が難しくな
ることがある。
強度と耐食性を向上させるのに最も有効な元素で、最小
２０％以上添加する場合にだけ、融点直下に長範囲規則
構造を抑制して、常温で非晶質化できる必要条件である
準安定相の形成を可能にする。２０．０％以下では、液
相から速くα−フェライト（α−ferrite）相が形成で
き、これは組成のパーティション（partition）が要求
されないパーティショクレス（partitionless）変態で
あるので、結晶相であるα−フェライトへの変態を抑制
しにくくて非晶質相の形成が難しくなることがある。そ
して、３６．０％以上である場合は、α−フェライトと
Ｃｒの安定混合相として存在しようとする駆動力が発生
することがあり、これにより非晶質相の形成が難しくな
ることがある。
【００２０】通常、非晶質相を得るためには、半金属系
元素の添加が必須的であり、特にＢは融点を低め、特に
Ｆｅ及びＣｒと化合物を形成し、この際に形成されたＦ
ｅ2Ｂ及びＣｒ2Ｂは付加的に全率固溶体を形成し、また
常温で準安定相を有する。このように形成されたＦｅ2
Ｂ＋Ｃｒ2Ｂは高温で完全固溶相を形成し固相非晶質変
態の基本機構である常温準安定相の形成を助けることに
より本合金の非晶質化を促進させる役割をする。この
際、Ｂ含量があまり低ければ、準安定相の形成に重要な
Ｆｅ2 Ｂ＋Ｃｒ2Ｂの量が減って非晶質変態のバリヤー
（Barrier）を高めるので２．５％以上を含有すへぎで
ある。５％以上では、Ｆｅ2Ｂの代わりに全率固溶体を
形成しにくいＦｅＢ、ＣｒＢ、Ｃｒ3Ｂ4等の金属間化合
物が生成されながら、融点直下で全率固溶体の形成を妨
害し、安定な結晶質になろうとする傾向を現すので制限
する。
元素の添加が必須的であり、特にＢは融点を低め、特に
Ｆｅ及びＣｒと化合物を形成し、この際に形成されたＦ
ｅ2Ｂ及びＣｒ2Ｂは付加的に全率固溶体を形成し、また
常温で準安定相を有する。このように形成されたＦｅ2
Ｂ＋Ｃｒ2Ｂは高温で完全固溶相を形成し固相非晶質変
態の基本機構である常温準安定相の形成を助けることに
より本合金の非晶質化を促進させる役割をする。この
際、Ｂ含量があまり低ければ、準安定相の形成に重要な
Ｆｅ2 Ｂ＋Ｃｒ2Ｂの量が減って非晶質変態のバリヤー
（Barrier）を高めるので２．５％以上を含有すへぎで
ある。５％以上では、Ｆｅ2Ｂの代わりに全率固溶体を
形成しにくいＦｅＢ、ＣｒＢ、Ｃｒ3Ｂ4等の金属間化合
物が生成されながら、融点直下で全率固溶体の形成を妨
害し、安定な結晶質になろうとする傾向を現すので制限
する。
【００２１】Ｍｎはスタッキングホールト（Stacking F
ault）エネルギーを低め、スタッキングホールト生成
時、パーシャルバンド（Partial Band）の幅を広める効
果があるので、準安定結晶質相内の転移密度（Dislocat
ion Density）を高め、外部からの圧力で加わったエネ
ルギーに起因して転移の増殖を促進して内部に大きい変
形エネルギー（Strain Energy）を形成させ、安定な非
晶質相となるように助ける。また、鋼においては、重要
なオーステナイト（austenite）化元素として使用さ
れ、不安定なオーステナイト組織を加工によりマルテン
サイト（martensite）に変態するようにする元素であ
る。Ｍｎは高加工硬化能を有する特徴があり、湿式雰囲
気下では、キャビティー（cavity）による反復的な衝撃
加工を受ける時、高い浸食抵抗を有する。これが微細局
部電気的腐食とピッティング（pitting）等を予防する
ことにより、低摩擦係数を維持させ、高磨耗性と耐食性
を現す。しかし、０．５％以下では効果が微小であり、
３．２％以上ではγ−Ｆｅ、つまりオーステナイトが現
れて、非晶質相を形成するのに妨害する逆効果があるの
で制限する。
ault）エネルギーを低め、スタッキングホールト生成
時、パーシャルバンド（Partial Band）の幅を広める効
果があるので、準安定結晶質相内の転移密度（Dislocat
ion Density）を高め、外部からの圧力で加わったエネ
ルギーに起因して転移の増殖を促進して内部に大きい変
形エネルギー（Strain Energy）を形成させ、安定な非
晶質相となるように助ける。また、鋼においては、重要
なオーステナイト（austenite）化元素として使用さ
れ、不安定なオーステナイト組織を加工によりマルテン
サイト（martensite）に変態するようにする元素であ
る。Ｍｎは高加工硬化能を有する特徴があり、湿式雰囲
気下では、キャビティー（cavity）による反復的な衝撃
加工を受ける時、高い浸食抵抗を有する。これが微細局
部電気的腐食とピッティング（pitting）等を予防する
ことにより、低摩擦係数を維持させ、高磨耗性と耐食性
を現す。しかし、０．５％以下では効果が微小であり、
３．２％以上ではγ−Ｆｅ、つまりオーステナイトが現
れて、非晶質相を形成するのに妨害する逆効果があるの
で制限する。
【００２２】Ｓｉはα−フェライトを強化させ、非晶質
化された時、素地強度を向上させる。しかし、０．２％
以上では非晶質化を助けるので、その以上を添加し、１
％以上ではＦｅ3Ｓｉ、Ｆｅ2Ｓｉ等の化合物が現れ始め
るので制限する。
化された時、素地強度を向上させる。しかし、０．２％
以上では非晶質化を助けるので、その以上を添加し、１
％以上ではＦｅ3Ｓｉ、Ｆｅ2Ｓｉ等の化合物が現れ始め
るので制限する。
【００２３】Ｐは非晶質化元素の一つであるので、添加
を許容するが、Ｆｅ系において脆性を予防するために
は、できるだけ０．５％以下に制限する。
を許容するが、Ｆｅ系において脆性を予防するために
は、できるだけ０．５％以下に制限する。
【００２４】ＣはＦｅを強化させる強力な元素である
が、本発明では脆性を予防し炭化物の形成を抑制するた
め、０．０５〜０．３％以下の微量に制限する。微量の
Ｃは合金元素として添加されたＶ、Ｎｂ等と反応して大
変微細な炭化物を形成して高温強度を向上させ、特に準
安定相の粒度を微細化して靱性を向上させる効果があ
る。
が、本発明では脆性を予防し炭化物の形成を抑制するた
め、０．０５〜０．３％以下の微量に制限する。微量の
Ｃは合金元素として添加されたＶ、Ｎｂ等と反応して大
変微細な炭化物を形成して高温強度を向上させ、特に準
安定相の粒度を微細化して靱性を向上させる効果があ
る。
【００２５】Ｍｏはα−フェライトの形成及び強化元素
として作用する元素であるとともに自融合金効果が得ら
れるので添加する。これを添加する場合は、２．５％以
上ではその以上効果が増加しないので制限し、加工性及
び靱性を考慮して２％台に制限することが望ましい。ま
たＭｏの添加は高温強度向上に大きい影響を及ぼすの
で、０．３％以上を添加して高温強度を確保する。
として作用する元素であるとともに自融合金効果が得ら
れるので添加する。これを添加する場合は、２．５％以
上ではその以上効果が増加しないので制限し、加工性及
び靱性を考慮して２％台に制限することが望ましい。ま
たＭｏの添加は高温強度向上に大きい影響を及ぼすの
で、０．３％以上を添加して高温強度を確保する。
【００２６】Ｖ及びＮｂはＣと反応して微細な炭化物を
析出し高温強度及び準安定相の粒度成長を抑制し、特に
Ｖは高温クリープ（Creep）強度を向上させ、Ｖ＋Ｎｂ
が０．４％以上である場合には粗大な炭化物の形成で靱
性及び機械的性質を低下させるので制限し、基本的な合
金元素添加効果を確保するために０．０５％以上添加す
る。
析出し高温強度及び準安定相の粒度成長を抑制し、特に
Ｖは高温クリープ（Creep）強度を向上させ、Ｖ＋Ｎｂ
が０．４％以上である場合には粗大な炭化物の形成で靱
性及び機械的性質を低下させるので制限し、基本的な合
金元素添加効果を確保するために０．０５％以上添加す
る。
【００２７】以下、実施例に基づいて本発明を説明す
る。しかし、下記の実施例が本発明の範囲を限定するの
ではない。
る。しかし、下記の実施例が本発明の範囲を限定するの
ではない。
【００２８】表１の組成でなった材料をアトミゼーショ
ンして粉末につくり、これを平均５０μｍ程度の大きさ
に選級（classification）した後、Ｓ４５Ｃ素材のディ
スクに溶射でコーティングし、再び錬磨することによ
り、最終コーティング厚さを０．２ｍｍ内外に合わせ
た。
ンして粉末につくり、これを平均５０μｍ程度の大きさ
に選級（classification）した後、Ｓ４５Ｃ素材のディ
スクに溶射でコーティングし、再び錬磨することによ
り、最終コーティング厚さを０．２ｍｍ内外に合わせ
た。
【００２９】相対リングはＳ４５Ｃ（ＡＩＳＩ１０４
５）をクエンチング（Quenching）＋テンパリング（Tem
pering）した後、摺動面のみをＨＲＣ５６〜５８の硬度
に誘導加熱処理（Induction Hardening）を行った。
５）をクエンチング（Quenching）＋テンパリング（Tem
pering）した後、摺動面のみをＨＲＣ５６〜５８の硬度
に誘導加熱処理（Induction Hardening）を行った。
【００３０】試験では別の潤滑材を使用せず実施した。
これをＰ＝２５０ｋｇｆ／ｃｍ2、Ｖ＝２．５８ｍｍ／
ｍｉｎのＰＶ値で最大荷重容量実験（Load Carrying Ca
pacity Test ：ＬＣＣＴ）と磨耗寿命限界試験（Endura
nce Limit Test：ＥＬＴ）を実施した。ＬＣＣＴを行う
時、荷重の増分は５０ｋｇとし、維持時間は各荷重で１
分とした。その後、再びＥＬＴを行いながら磨耗が開始
する時間をトルクの変化時点で確認し、その結果を表２
に示した。このような実験をした理由を簡単に説明する
と、既存の潤滑システムで潤滑膜が正常的に形成されて
いる状態では、スコーリング又はワイパリングのような
磨耗傷がめったに現れないが、局部的接触状態のような
高面圧下で潤滑膜が破壊された状態では金属−金属摩擦
を起こし、瞬間的に発生する高温により表面が損傷され
るという経験によったものである。従って、潤滑膜がな
い無潤滑状態での最高耐面圧と耐久時間を確認する試験
は表面の性能を確認し得る重要な試験である。
これをＰ＝２５０ｋｇｆ／ｃｍ2、Ｖ＝２．５８ｍｍ／
ｍｉｎのＰＶ値で最大荷重容量実験（Load Carrying Ca
pacity Test ：ＬＣＣＴ）と磨耗寿命限界試験（Endura
nce Limit Test：ＥＬＴ）を実施した。ＬＣＣＴを行う
時、荷重の増分は５０ｋｇとし、維持時間は各荷重で１
分とした。その後、再びＥＬＴを行いながら磨耗が開始
する時間をトルクの変化時点で確認し、その結果を表２
に示した。このような実験をした理由を簡単に説明する
と、既存の潤滑システムで潤滑膜が正常的に形成されて
いる状態では、スコーリング又はワイパリングのような
磨耗傷がめったに現れないが、局部的接触状態のような
高面圧下で潤滑膜が破壊された状態では金属−金属摩擦
を起こし、瞬間的に発生する高温により表面が損傷され
るという経験によったものである。従って、潤滑膜がな
い無潤滑状態での最高耐面圧と耐久時間を確認する試験
は表面の性能を確認し得る重要な試験である。
【００３１】コーティング層は素地組織の硬度との差が
大きい場合が多く、硬度が高くなるにつれて靱性が低く
なるため、層の厚さが２ｍｍを越える場合は、コーティ
ング層の気孔率の増加等によりむしろコーティング層で
初期破壊が始まって問題が発生する場合があるので制限
する必要がある。また、本発明者らは面圧が２００ｋｇ
ｆ／ｃｍ2である時は、実験的に０．１ｍｍ以上の層を
確保する必要があることがわかった。本発明では、経験
的に最適の厚さは０．２ｍｍであり、作用される面圧と
摩擦速度につれて変化することがわかった。
大きい場合が多く、硬度が高くなるにつれて靱性が低く
なるため、層の厚さが２ｍｍを越える場合は、コーティ
ング層の気孔率の増加等によりむしろコーティング層で
初期破壊が始まって問題が発生する場合があるので制限
する必要がある。また、本発明者らは面圧が２００ｋｇ
ｆ／ｃｍ2である時は、実験的に０．１ｍｍ以上の層を
確保する必要があることがわかった。本発明では、経験
的に最適の厚さは０．２ｍｍであり、作用される面圧と
摩擦速度につれて変化することがわかった。
【００３２】本発明のＡ、Ｂ、Ｃは表２に示すように全
て０．１５以下の良好な動摩擦係数を有する。
て０．１５以下の良好な動摩擦係数を有する。
【００３３】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】以上のように、摩擦磨耗を起こす部位に
本発明の鉄基合金をコーティングすることにより、優秀
な耐食性と耐磨耗性を発揮することになる。
本発明の鉄基合金をコーティングすることにより、優秀
な耐食性と耐磨耗性を発揮することになる。
【００３４】
【図１】温度変化による自由エネルギーの変化を示すグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 14/34 Ｃ２３Ｃ 14/34 Ａ
Claims (9)
- 【請求項１】重量％で、Ｃｒ２０．０〜３６．０％、Ｂ
２．５〜５．０％、Ｍｎ０．５〜３．２％、Ｓｉ０．０
５〜０．６％、Ｍｏ０．３〜２．５％、Ｖ０．０５〜
０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．３％、Ｐ０．５％以下、
Ｃ０．３％以下、残量でＦｅと必然的に含有される不純
物で組成されることを特徴とする耐食、耐磨耗用鉄基合
金。 - 【請求項２】Ｃｒ２６．０〜２８．０％、Ｂ３．２〜
３．６％、Ｍｎ０．３〜１．０％、Ｍｏ０．５〜１．６
％、Ｓｉ０．２〜０．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ
０．０５〜０．２％及びその他のＰ、Ｃ等の合０．５％
でなることを特徴とする請求項１記載の耐食、耐磨耗用
鉄基合金。 - 【請求項３】請求項１に規定された合金で製造した粉末
を内在したコアーワイヤを各種磨耗部材の表面に溶射又
は肉盛溶接することを特徴とする耐食、耐磨耗用部材の
製造方法。 - 【請求項４】請求項１に規定された合金で製造した粉末
を用いて基板上にスラリーコーティングした後、誘導加
熱又は電気炉加熱したコーティングした母材をプレスで
切断加工し、これを巻いて成形することを特徴とする耐
食、耐磨耗用部材の製造方法。 - 【請求項５】プラズマ、アーク、火炎等を用いて溶射す
ることにより、耐食、耐磨耗用コーティング材料をコー
ティングすることを特徴とする請求項４記載の耐食、耐
磨耗用部材の製造方法。 - 【請求項６】前記耐食、耐磨耗用コーティング材料をタ
ーゲットで使用しスパッタリング工程によりコーティン
グすることをことを特徴とする請求項４記載の耐食、耐
磨耗用部材の製造方法。 - 【請求項７】前記耐食、耐磨耗用コーティング材料を原
料とし、イオンプレーティング又は蒸着工程によりコー
ティングすることを特徴とする請求項４記載の耐食、耐
磨耗用部材の製造練法。 - 【請求項８】面圧が２００ｋｇｆ／ｃｍ2 以上である摩
擦面に対してＨＶ５００以上の硬度を有するコーティン
グ層を０．１〜０．７ｍｍでコーティングすることを特
徴とする請求項３又は４記載の耐食、耐磨耗用部材の製
造方法。 - 【請求項９】ＨＶ５００以上の硬度を有するコーティン
グ層を０．５〜１０μｍでコーティングすることを特徴
とする請求項５又は６記載の耐食、耐磨耗用部材の製造
方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019950014269A KR960041395A (ko) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 내식, 내마모성 우수한 철기합금 및 이를 이용한 내식 내마모용 부재의 제조방법 |
| KR95-14269 | 1995-05-31 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08325675A true JPH08325675A (ja) | 1996-12-10 |
Family
ID=19416179
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7335814A Pending JPH08325675A (ja) | 1995-05-31 | 1995-11-30 | 耐食、耐磨耗性に優れた鉄基合金及びこれを用いた耐食、耐磨耗用部材の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5635255A (ja) |
| EP (1) | EP0745698A1 (ja) |
| JP (1) | JPH08325675A (ja) |
| KR (1) | KR960041395A (ja) |
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| CN104032251A (zh) * | 2014-05-28 | 2014-09-10 | 河海大学 | 一种粉芯丝材及其制备方法和应用 |
| WO2021201460A1 (ko) * | 2020-03-31 | 2021-10-07 | 주식회사 엘 앤 에프 | 활물질 제조용 소성로의 코팅 물질 및 이를 포함하는 소성로 |
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| US8603213B1 (en) * | 2006-05-08 | 2013-12-10 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Dispersoid reinforced alloy powder and method of making |
| US9162285B2 (en) | 2008-04-08 | 2015-10-20 | Federal-Mogul Corporation | Powder metal compositions for wear and temperature resistance applications and method of producing same |
| US9624568B2 (en) | 2008-04-08 | 2017-04-18 | Federal-Mogul Corporation | Thermal spray applications using iron based alloy powder |
| US9546412B2 (en) | 2008-04-08 | 2017-01-17 | Federal-Mogul Corporation | Powdered metal alloy composition for wear and temperature resistance applications and method of producing same |
| US20100080921A1 (en) * | 2008-09-30 | 2010-04-01 | Beardsley M Brad | Thermal spray coatings for reduced hexavalent and leachable chromuim byproducts |
| JP6073875B2 (ja) * | 2011-06-22 | 2017-02-01 | シンセス・ゲーエムベーハーＳｙｎｔｈｅｓ ＧｍｂＨ | 位置追跡システムを具備した骨操縦用アセンブリ |
| KR101350944B1 (ko) * | 2011-10-21 | 2014-01-16 | 포항공과대학교 산학협력단 | 분말사출성형용 철계 합금 |
| RU2613118C2 (ru) * | 2015-05-20 | 2017-03-15 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина" | Порошковая проволока для нанесения покрытий, стойких к абразивному износу и высокотемпературной коррозии |
| CN106756990A (zh) * | 2016-11-22 | 2017-05-31 | 国营芜湖机械厂 | 一种沉淀硬化不锈钢熔覆层表面纳米化重构处理方法 |
| CN108914021A (zh) * | 2018-07-30 | 2018-11-30 | 西安科技大学 | 一种Fe-Cr-B-C抗磨粒磨损合金及其制备方法 |
| CN111621702B (zh) * | 2020-05-22 | 2022-05-03 | 重庆材料研究院有限公司 | 用于高放废料玻璃固化容器的核级不锈钢 |
| WO2023081172A1 (en) * | 2021-11-08 | 2023-05-11 | Silfex, Inc. | Halogen plasma etch-resistant silicon crystals |
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| US4822415A (en) * | 1985-11-22 | 1989-04-18 | Perkin-Elmer Corporation | Thermal spray iron alloy powder containing molybdenum, copper and boron |
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1995
- 1995-05-31 KR KR1019950014269A patent/KR960041395A/ko not_active Application Discontinuation
- 1995-11-23 EP EP95630123A patent/EP0745698A1/en not_active Withdrawn
- 1995-11-28 US US08/563,689 patent/US5635255A/en not_active Expired - Fee Related
- 1995-11-30 JP JP7335814A patent/JPH08325675A/ja active Pending
-
1997
- 1997-01-22 US US08/784,685 patent/US5804137A/en not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| KR960041395A (ko) | 1996-12-19 |
| US5804137A (en) | 1998-09-08 |
| US5635255A (en) | 1997-06-03 |
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