JPS6249341B2 - - Google Patents
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Description
請求の範囲
1 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量
%、鉄30重量%以下、スズ0.1〜3重量%およ
び/またはタンタル0.1〜3重量%を含み、残部
が実質的にニツケルであり、ホウ素に対するケイ
素の重量比が3.3以上であることを特徴とするニ
ツケル基肉盛合金。 2 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量
%、タングステン5重量%以下、スズ0.1〜3重
量%および/またはタンタル0.1〜3重量%を含
み、残部が実質的にニツケルであり、ホウ素に対
するケイ素の重量比が3.3以上であることを特徴
とするニツケル基肉盛合金。 3 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量
%、鉄30重量%以下、タングステン5重量%以
下、スズ0.1〜3重量%および/またはタンタル
0.1〜3重量%を含み、残部が実質的にニツケル
であり、ホウ素に対するケイ素の重量比が3.3以
上であることを特徴とするニツケル基肉盛合金。 技術分野 この発明はニツケル基肉盛合金、特に種々の構
造物、機械部品、器具等の表面硬化のために用い
られる高靭性、高耐摩耗性および高耐食性を有す
るニツケル基肉盛合金に関するものである。 背景技術 各種の構造物、機械部品、器具等において摩
耗、腐食、高温酸化、穿孔等を防止するための
種々の表面硬化法の一つとしていわゆる自溶合金
(self−fluxing alloy)の溶射または肉盛溶着に
よる表面硬化法が知られている。 自溶合金はニツケル(Ni)基もしくはニツケ
ル−クロム(Ni−Cr)基またはコバルト−クロ
ム(Co−Cr)基にホウ素(B)、ケイ素(Si)を添
加したものであるが、中でもホウ素1〜3重量
%、ケイ素2.3〜5重量%を含むニツケル基自溶
合金は比較的良好な耐摩耗性、耐食性、作業性を
有するものとして広く使用されている。 しかしながら、上記従来のニツケル基自溶合金
は大形の母材や、この合金との熱膨張率の差が大
きい材質の母材にこの合金を肉盛りする場合に
は、使用条件によつては肉盛合金層に「ひび」な
いし「割れ」を生じる欠点を有している。 この欠点は従来のニツケル基自溶合金のマトリ
ツクスを構成している組織の中にニツケル固溶体
+Ni3Bの擬二元共晶組織が存在していることに
起因している。 すなわち、このニツケル固溶体+Ni3Bの擬二
元共晶中のNi3Bは著しく脆く、この二元共晶が
マトリツクスのうちで最も靭性に欠けているため
に上記の如き使用条件によつて肉盛合金層に「ひ
び」ないし「割れ」を生じるのである。 さらに上記従来のニツケル基自溶合金は比較的
高い耐摩耗性耐食性を有しているけれども、これ
らの特性も使用条件によつては充分満足できるも
のではなく、改善の余地が大きい。 ところで、肉盛合金としてニツケル基自溶合金
以外にコバルト基合金がある。これは炭素0.9〜
1.6重量%、マンガン0.5重量%以下、ケイ素0.8〜
1.5重量%、クロム26〜29重量%、タングステン
4〜6重量%、鉄3重量%以下を含み残部がコバ
ルトである。この合金は硬さがロツクウエルCス
ケールで35〜45、衝撃値がシヤルピー式衝撃試験
で0.9〜1.4Kgm/cm2を示し、従来のニツケル基自
溶合金ならば肉盛層に「ひび」や「割れ」を生じ
るような条件下であつても、このコバルト基合金
は「ひび」や「割れ」を生じることが少ないし、
また比較的高い耐摩耗性を有している。 しかし、コバルト基合金は原子核応用装置のよ
うに放射能によつて汚染される場所で使用される
場合には、半減期の長い同位元素であるコバルト
60が生じて環境汚染の危険性がある。従つて例え
ば原子力発電プラントにおいて使用されるバルブ
の弁座等の肉盛にコバルト基合金を使用するのは
問題であり、コバルト基合金に代わる肉盛合金の
出現が望まれていた。 本発明者らは以上の技術的課題を解決すべくニ
ツケル基自溶合金の組成を種々研究実験したが、
この発明の合金が満足すべき基本的条件として次
の三つの条件を設定した。 (1) 硬さ(ロツクウエルCスケール)35以上。 (2) 衝撃値(シヤルピー式衝撃試験)0.9Kgm/
cm2以上。 (3) (硬さ)×(衝撃値)=45以上(以下この値を
「HI」値という)。 これらの条件を満足するニツケル基肉盛合金は
実際のコバルト基合金の種々の使用分野における
通常の使用条件を充分に満足するものである。 この発明は上記3条件を満足し、靭性が高く肉
盛層に「ひび」や「割れ」が発生せず肉盛作業性
がよく、更に耐摩耗性および耐食性に優れたニツ
ケル基肉盛合金を提供することを目的とする。 さらに、この発明は上記のようなニツケル基肉
盛合金において耐食性を一層高めることを目的と
する。 発明の開示 上記目的は本発明による次の組成の合金によつ
て達成される。 すなわち、ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3
〜7重量%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜
1.5重量%、鉄30重量%以下および/またはタン
グステン5重量%以下を含み、さらにスズ0.1〜
3重量%および/またはタンタル0.1〜3重量%
を含み、残部が実質的にニツケルであり、ホウ素
に対するケイ素の重量比が3.3以上であることを
特徴とするニツケル基肉盛合金である。 この合金の組成および各組成分の量を上記のよ
うに定めた理由は次の通りである。 (a) ホウ素(B)およびケイ素(Si) ホウ素およびケイ素はともに硬さ、衝撃値に
影響するほか、肉盛作業性を改善する機能を有
するが、ホウ素0.05重量%以下、ケイ素3重量
%以下となると硬さがHRC35以下となり、耐
摩耗性が低下するほか、肉盛作業時にいわゆる
自溶性のないスラグが多く発生し、肉盛作業性
が低下するので好ましくない。ホウ素1.5重量
%以上、ケイ素7重量%以上となると衝撃値が
0.9Kgm/cm2以下となり、HI値も45以下となる
ので肉盛層に「ひび」や「割れ」を生じること
があり好ましくない。 (b) ホウ素に対するケイ素の重量比(Si/B) 従来のホウ素およびケイ素を含むニツケル基
自溶合金においては、ホウ素に対するケイ素の
重量比(Si/B)が3以下である。本発明者は
種々研究実験を行なつた結果、この比が3以下
の小さい値の場合には合金は靭性が充分でな
く、従つて大形の母材や当該合金と熱膨張率の
差が大きな母材に肉盛した場合に肉盛層に「割
れ」や「ひび」を生じることを見出し、以下の
考察に基づいてSi/B比を3.3以上の値とする
ことによつて靭性を増大させ上記欠点を完全に
除きうることを見出した。 公知のニツケル基自溶合金はホウ素1〜3重
量%、ケイ素2.3〜5重量%、クロム0〜17重
量%、炭素0.1〜1重量%、鉄0〜5重量%を
含み、必要に応じて5重量%までの銅、モリブ
デン、タングステンの1種以上を添加し、残部
が実質的にニツケルであるが、この合金系を金
属組織学的に分析すれば次の通りである。 マトリツクスは主としてニツケル、ホウ
素、ケイ素の3成分により構成される。ここ
でニツケルはケイ素および少量のホウ素や後
述するクロム、鉄、銅、モリブデン、タング
ステン等を固溶した固溶体であるので、以下
純ニツケルと区別するために(Ni)と記す
る。 クロムの添加により、クロムの一部は
(Ni)中に固溶されマトリツクス中に入る
が、余剰のクロムはクロムと同時に添加され
る炭素と結合してクロム炭化物、主として
M7O3複炭化物(ここでMは主としてクロム
であるが、少量のモリブデン、タングステ
ン、ニツケル、鉄等をも含む)や、一部のホ
ウ素とも結合してクロムホウ化物、主として
MB複ホウ化物(ここでMは上記と同じ)を
形成する。なお、クロムがマトリツクスと
M7C3へどのような割合で分配されるかの分
配率およびホウ素がマトリツクスとMBへど
のような割合で分配されるかの分配率は確か
でない。 M7C3およびMBはこの合金の融体からの凝
固に際して、マトリツクスに比較して充分高
い温度(1270℃〜1420℃)で晶出するので、
マトリツクスの凝固温度(960℃〜1200℃、
大部分のものは960℃〜1080℃)までに第1
相および第2相として晶出しマトリツクス内
に分散した状態で存在することになる。な
お、M7C3,MBはともに硬度が高いので硬質
晶と呼ぶ。 鉄および銅は主にマトリツクス中の
(Ni)に固溶され、モリブデンおよびタング
ステンは主にM7C3またはMB中に固溶され
る。 以上のように上記組成の従来のニツケル基
自溶合金は、(a)(Ni)、ホウ素、ケイ素の3
成分のマトリツクスからなる金属組織、ある
いは(b)多量のクロムおよび炭素の共存下で主
としてM7C3と少量のMBの硬質晶が分散した
上記(a)と同様の3成分のマトリツクスからな
る金属組織のいずれかである。 本発明者らは上記のような金属組織を有する
ニツケル基自溶合金の靭性を向上させるため
に、金属組織学的研究を行なつた結果、その靭
性の大小はマトリツクス組織の靭性の大小によ
つて本質的に決定され、硬質晶の存在は多少と
も靭性の低下に関与することもあるが、本質的
な影響を及ぼさないことを見出した。 従つて従来のニツケル基自溶合金の靭性を改
善するには、そのマトリツクスの組織を改善す
る必要がある。 この観点から、先ずマトリツクスが(Ni)−
B−Si3成分から構成された合金について検討
する。Ni−B−Si3元合金の液相面を示す第1
図において、ニツケルにホウ素およびケイ素を
添加するとニツケル固溶体はその融点が低下
し、またその初晶面はNi−B側においてNi3B
の初晶面と、またNi−Si側においてはNi3Si初
晶面と、それぞれ擬2元共晶反応線によつて境
を接する。 擬2元共晶反応線L=(Ni)+Ni3Bはホウ素
3.9重量%(1093℃)の2元共晶点Xから温度
の低下とともにホウ素が減少しケイ素が増加す
る方向に延び、ケイ素11.5重量%(1152℃)の
2元共晶点Zから温度の低下とともにホウ素が
増加しケイ素が減少する方向に延びる擬2元共
晶反応線L=(Ni)+Ni3Siと、ホウ素2.2重量
%、ケイ素7.2重量%の点、すなわち3元共晶
点Yで交わる。 ところで、従来のニツケル基自溶合金のホウ
素およびケイ素の含有量は第2図中ハツチング
を施した領域P内にある。従つてこれら従来の
合金のマトリツクスは例えばa点の組成(ホウ
素2重量%、ケイ素2.3重量%)の融体は温度
の低下とともに液相面に達し、その後は温度の
低下とともに(Ni)を晶出するから融体はa
点よりb点へ点線上に組成を変化させながらそ
の液相温度を下げていく。そしてb点に達する
と、L=(Ni)+Ni3Bの共晶反応線に沿つてb
点からY点へ温度の低下とともに(Ni)+Ni3B
の2元共晶を晶出しながら融体組成を変化させ
つつ液相温度を下げていき、Y点に達すると
(Ni)+Ni3B+Ni3Siの3元共晶を晶出して固化
する。従つてこの合金のマトリツクスの金属組
織は(Ni),(Ni)+Ni3Bの2元共晶、および
(Ni)+Ni3B+Ni3Siの3元共晶によつて構成さ
れている。 ところで、Ni3Bは非常に硬く(HV1050〜
1100)て脆く、(Ni)+Ni3Bの2元共晶では靭
性のある(Ni)の外側を脆いNi3Bが包囲して
いるので、(Ni)+Ni3Bの2元共晶は靭性が低
く割れ易い。 一方、(Ni)+Ni3B+Ni3Siの3元共晶中の
Ni3Bは、3元共晶中にあるので組織が非常に
微細であるため、また、(Ni)の外側をNi3Bが
完全に包囲している2元共晶の場合とは異な
り、Ni3Bよりも硬さは低い(HV800〜850)け
れども靭性の高いNi3SiがNi3Bの包囲を分断し
ているために、上記2元共晶よりも靭性が高
い。 以上から明らかなように、従来のニツケル基
自溶合金ではマトリツクスが(Ni)+Ni3Bの2
元共晶を含み、これがこの合金の靭性を著しく
低下させている。 従つて、本発明によれば、ホウ素とケイ素の
配合量を上記(Ni)+Ni3Bの2元共晶が生成さ
れない範囲Q、すなわち、Ni点とY点を結ぶ
線のSi側にあるように選定する。換言すれば、
3元共晶点がホウ素2.2重量%、ケイ素7.2重量
%であることから、ホウ素に対するケイ素の重
量比Si/Bをこの3元共晶点のSi/B=7.2/2.2
≒3.3以上とすることによつて、(Ni)+Ni3Bの
2元共晶の晶出を阻止し、これに代つて靭性の
高い(Ni)+Ni3Siの2元共晶を晶出させること
により合金の靭性を著しく向上せしめえたので
ある。 以上のように、本発明の合金のマトリツクス
の金属組織は従来のニツケル基自溶合金のそれ
とは本質的に異なり、(Ni),(Ni)+Ni3Siの2
元共晶および(Ni)+Ni3Si+Ni3Bの3元共晶か
らなる。 尚、本発明の合金はクロムを比較的多量に含
むので、Ni−Cr−B−Siの4元系、または、
クロムと同時に添加される炭素の存在下では
Ni−Cr−B−Si−Cの5元系についても考察
が必要であるが、このような多元系の状態図が
ないため正確な解析はできない。 しかしながら、既述のようにクロムのうち
(Ni)に固溶された以外の余剰分がCr7C3,CrB
等の硬質晶を形成し、これはマトリツクス組織
以外の相を形成する。そして、ホウ素はクロム
と結合してCrBを生成した分(これをB(Cr)
で表わす)だけマトリツクス中のホウ素の量
(これをB(M)で表わす)が少なくなる(ホ
ウ素の全量はB(Cr)+B(M))。従つてマト
リツクス中に(Ni)+Ni3Bの2元共晶が晶出し
ない条件は、厳密にはSi/B≧3.3でなくSi/
B(M)≧3.3であり、B>B(M)であるか
ら、Si/Bの下限は3.3よりやや小さな値、例
えば3.0とすることもできよう。しかし、既述
のようにクロムおよびホウ素のマトリツクスと
CrBへの分配率が明確でないので、本発明では
Si/B≧3.3と選定した。 (c) クロム(Cr) 本発明では、クロムは従来のニツケル基自溶
合金に比べて多量に配合しているが、これは衝
撃値、HI値の増大に寄与している。また、ク
ロムはホウ素とで金属間化合物を形成し、合金
の耐摩耗性と耐食性を向上させる。しかし、ク
ロムが35重量%以上となると、肉盛作業時に自
溶性のないスラグが多く発生して著しく作業性
を害するとともに、衝撃値の低下もみられHI
値も45以下となるので好ましくない。 クロムが7.5重量%以下となると、本発明合
金の組成範囲内においてホウ素、ケイ素の配合
量を多くした場合に衝撃値の低下がみられる。 クロムが7.5重量%以上ではHI値が45以上を
示し、特に10〜15重量%ではHI値が最大とな
る。 クロムが7.5〜15重量%の範囲ではクロムと
ホウ素、炭素、ケイ素などの金属間化合物であ
る硬質晶が全くなくなるか、著しく減少する。
従来はこの硬質晶が少ないことが耐摩耗性を劣
下させると考えられていたが、同種金属同志の
乾燥状態でのすべり摩擦による摩耗試験の結果
によると、クロム含有量が7.5〜15重量%のも
のは摩擦係数が著しく低下し摩耗量の減少と耐
スカツフイング性が向上することが見出され
た。 クロムが7.5重量%以下となると、従来のニ
ツケル基自溶合金と同等もしくはそれ以下の腐
食減量がみられるので好ましくない。 (d) 炭素(C) 炭素は合金の硬さを増加させる機能を有する
が、0.05重量%以下では硬さおよび耐摩耗性が
低下するので好ましくない。また1.5重量%以
上では衝撃値が0.9以下となり、肉盛層に割れ
を発生することがあり好ましくない。 (e) 鉄(Fe)およびタングステン(W) 鉄はニツケルと同属の元素であり、しかもニ
ツケルに比べ安価なためできるだけ多く配合す
るのが好ましいが、従来のニツケル基自溶合金
の特性をできるだけ害さないで配合するには30
重量%以下が好ましい。これより多く配合する
と、硬さが低下して耐摩耗性を害すると同時
に、肉盛作業時に自溶性のないスラグが多量に
発生して作業性を著しく害することになるため
好ましくない。 タングステンは硬さを増加させ耐摩耗性を良
くするために添加され、特に高温での特性を向
上させるが、その添加によつて衝撃値が低下し
HI値も45以下となるため、5重量%以内にお
さえることが好ましい。 (f) スズ(Sn)およびタンタル(Ta) スズとタンタルの一方または両方の添加はこ
れを添加しないものと比べて合金の高靭性を損
なわずに耐食性を増加させる。 スズの添加量は0.1重量%以下では耐食性の
改善効果が認められず、3重量%以上では耐食
性の改善効果は認められるものの、衝撃値の低
下が大きく靭性の劣化をまねくので、スズの添
加量は3重量%以下とすべきである。 タンタル0.1重量%以下では耐食性の改善効
果は認められず、3重量%以上10重量%以下で
は耐食性向上が認められるものの3重量%以上
添加しても耐食性の改善効果は少なく、高価な
タンタルの添加量を増加させることは経済的見
地からも望ましくない。
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量
%、鉄30重量%以下、スズ0.1〜3重量%およ
び/またはタンタル0.1〜3重量%を含み、残部
が実質的にニツケルであり、ホウ素に対するケイ
素の重量比が3.3以上であることを特徴とするニ
ツケル基肉盛合金。 2 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量
%、タングステン5重量%以下、スズ0.1〜3重
量%および/またはタンタル0.1〜3重量%を含
み、残部が実質的にニツケルであり、ホウ素に対
するケイ素の重量比が3.3以上であることを特徴
とするニツケル基肉盛合金。 3 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量
%、鉄30重量%以下、タングステン5重量%以
下、スズ0.1〜3重量%および/またはタンタル
0.1〜3重量%を含み、残部が実質的にニツケル
であり、ホウ素に対するケイ素の重量比が3.3以
上であることを特徴とするニツケル基肉盛合金。 技術分野 この発明はニツケル基肉盛合金、特に種々の構
造物、機械部品、器具等の表面硬化のために用い
られる高靭性、高耐摩耗性および高耐食性を有す
るニツケル基肉盛合金に関するものである。 背景技術 各種の構造物、機械部品、器具等において摩
耗、腐食、高温酸化、穿孔等を防止するための
種々の表面硬化法の一つとしていわゆる自溶合金
(self−fluxing alloy)の溶射または肉盛溶着に
よる表面硬化法が知られている。 自溶合金はニツケル(Ni)基もしくはニツケ
ル−クロム(Ni−Cr)基またはコバルト−クロ
ム(Co−Cr)基にホウ素(B)、ケイ素(Si)を添
加したものであるが、中でもホウ素1〜3重量
%、ケイ素2.3〜5重量%を含むニツケル基自溶
合金は比較的良好な耐摩耗性、耐食性、作業性を
有するものとして広く使用されている。 しかしながら、上記従来のニツケル基自溶合金
は大形の母材や、この合金との熱膨張率の差が大
きい材質の母材にこの合金を肉盛りする場合に
は、使用条件によつては肉盛合金層に「ひび」な
いし「割れ」を生じる欠点を有している。 この欠点は従来のニツケル基自溶合金のマトリ
ツクスを構成している組織の中にニツケル固溶体
+Ni3Bの擬二元共晶組織が存在していることに
起因している。 すなわち、このニツケル固溶体+Ni3Bの擬二
元共晶中のNi3Bは著しく脆く、この二元共晶が
マトリツクスのうちで最も靭性に欠けているため
に上記の如き使用条件によつて肉盛合金層に「ひ
び」ないし「割れ」を生じるのである。 さらに上記従来のニツケル基自溶合金は比較的
高い耐摩耗性耐食性を有しているけれども、これ
らの特性も使用条件によつては充分満足できるも
のではなく、改善の余地が大きい。 ところで、肉盛合金としてニツケル基自溶合金
以外にコバルト基合金がある。これは炭素0.9〜
1.6重量%、マンガン0.5重量%以下、ケイ素0.8〜
1.5重量%、クロム26〜29重量%、タングステン
4〜6重量%、鉄3重量%以下を含み残部がコバ
ルトである。この合金は硬さがロツクウエルCス
ケールで35〜45、衝撃値がシヤルピー式衝撃試験
で0.9〜1.4Kgm/cm2を示し、従来のニツケル基自
溶合金ならば肉盛層に「ひび」や「割れ」を生じ
るような条件下であつても、このコバルト基合金
は「ひび」や「割れ」を生じることが少ないし、
また比較的高い耐摩耗性を有している。 しかし、コバルト基合金は原子核応用装置のよ
うに放射能によつて汚染される場所で使用される
場合には、半減期の長い同位元素であるコバルト
60が生じて環境汚染の危険性がある。従つて例え
ば原子力発電プラントにおいて使用されるバルブ
の弁座等の肉盛にコバルト基合金を使用するのは
問題であり、コバルト基合金に代わる肉盛合金の
出現が望まれていた。 本発明者らは以上の技術的課題を解決すべくニ
ツケル基自溶合金の組成を種々研究実験したが、
この発明の合金が満足すべき基本的条件として次
の三つの条件を設定した。 (1) 硬さ(ロツクウエルCスケール)35以上。 (2) 衝撃値(シヤルピー式衝撃試験)0.9Kgm/
cm2以上。 (3) (硬さ)×(衝撃値)=45以上(以下この値を
「HI」値という)。 これらの条件を満足するニツケル基肉盛合金は
実際のコバルト基合金の種々の使用分野における
通常の使用条件を充分に満足するものである。 この発明は上記3条件を満足し、靭性が高く肉
盛層に「ひび」や「割れ」が発生せず肉盛作業性
がよく、更に耐摩耗性および耐食性に優れたニツ
ケル基肉盛合金を提供することを目的とする。 さらに、この発明は上記のようなニツケル基肉
盛合金において耐食性を一層高めることを目的と
する。 発明の開示 上記目的は本発明による次の組成の合金によつ
て達成される。 すなわち、ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3
〜7重量%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜
1.5重量%、鉄30重量%以下および/またはタン
グステン5重量%以下を含み、さらにスズ0.1〜
3重量%および/またはタンタル0.1〜3重量%
を含み、残部が実質的にニツケルであり、ホウ素
に対するケイ素の重量比が3.3以上であることを
特徴とするニツケル基肉盛合金である。 この合金の組成および各組成分の量を上記のよ
うに定めた理由は次の通りである。 (a) ホウ素(B)およびケイ素(Si) ホウ素およびケイ素はともに硬さ、衝撃値に
影響するほか、肉盛作業性を改善する機能を有
するが、ホウ素0.05重量%以下、ケイ素3重量
%以下となると硬さがHRC35以下となり、耐
摩耗性が低下するほか、肉盛作業時にいわゆる
自溶性のないスラグが多く発生し、肉盛作業性
が低下するので好ましくない。ホウ素1.5重量
%以上、ケイ素7重量%以上となると衝撃値が
0.9Kgm/cm2以下となり、HI値も45以下となる
ので肉盛層に「ひび」や「割れ」を生じること
があり好ましくない。 (b) ホウ素に対するケイ素の重量比(Si/B) 従来のホウ素およびケイ素を含むニツケル基
自溶合金においては、ホウ素に対するケイ素の
重量比(Si/B)が3以下である。本発明者は
種々研究実験を行なつた結果、この比が3以下
の小さい値の場合には合金は靭性が充分でな
く、従つて大形の母材や当該合金と熱膨張率の
差が大きな母材に肉盛した場合に肉盛層に「割
れ」や「ひび」を生じることを見出し、以下の
考察に基づいてSi/B比を3.3以上の値とする
ことによつて靭性を増大させ上記欠点を完全に
除きうることを見出した。 公知のニツケル基自溶合金はホウ素1〜3重
量%、ケイ素2.3〜5重量%、クロム0〜17重
量%、炭素0.1〜1重量%、鉄0〜5重量%を
含み、必要に応じて5重量%までの銅、モリブ
デン、タングステンの1種以上を添加し、残部
が実質的にニツケルであるが、この合金系を金
属組織学的に分析すれば次の通りである。 マトリツクスは主としてニツケル、ホウ
素、ケイ素の3成分により構成される。ここ
でニツケルはケイ素および少量のホウ素や後
述するクロム、鉄、銅、モリブデン、タング
ステン等を固溶した固溶体であるので、以下
純ニツケルと区別するために(Ni)と記す
る。 クロムの添加により、クロムの一部は
(Ni)中に固溶されマトリツクス中に入る
が、余剰のクロムはクロムと同時に添加され
る炭素と結合してクロム炭化物、主として
M7O3複炭化物(ここでMは主としてクロム
であるが、少量のモリブデン、タングステ
ン、ニツケル、鉄等をも含む)や、一部のホ
ウ素とも結合してクロムホウ化物、主として
MB複ホウ化物(ここでMは上記と同じ)を
形成する。なお、クロムがマトリツクスと
M7C3へどのような割合で分配されるかの分
配率およびホウ素がマトリツクスとMBへど
のような割合で分配されるかの分配率は確か
でない。 M7C3およびMBはこの合金の融体からの凝
固に際して、マトリツクスに比較して充分高
い温度(1270℃〜1420℃)で晶出するので、
マトリツクスの凝固温度(960℃〜1200℃、
大部分のものは960℃〜1080℃)までに第1
相および第2相として晶出しマトリツクス内
に分散した状態で存在することになる。な
お、M7C3,MBはともに硬度が高いので硬質
晶と呼ぶ。 鉄および銅は主にマトリツクス中の
(Ni)に固溶され、モリブデンおよびタング
ステンは主にM7C3またはMB中に固溶され
る。 以上のように上記組成の従来のニツケル基
自溶合金は、(a)(Ni)、ホウ素、ケイ素の3
成分のマトリツクスからなる金属組織、ある
いは(b)多量のクロムおよび炭素の共存下で主
としてM7C3と少量のMBの硬質晶が分散した
上記(a)と同様の3成分のマトリツクスからな
る金属組織のいずれかである。 本発明者らは上記のような金属組織を有する
ニツケル基自溶合金の靭性を向上させるため
に、金属組織学的研究を行なつた結果、その靭
性の大小はマトリツクス組織の靭性の大小によ
つて本質的に決定され、硬質晶の存在は多少と
も靭性の低下に関与することもあるが、本質的
な影響を及ぼさないことを見出した。 従つて従来のニツケル基自溶合金の靭性を改
善するには、そのマトリツクスの組織を改善す
る必要がある。 この観点から、先ずマトリツクスが(Ni)−
B−Si3成分から構成された合金について検討
する。Ni−B−Si3元合金の液相面を示す第1
図において、ニツケルにホウ素およびケイ素を
添加するとニツケル固溶体はその融点が低下
し、またその初晶面はNi−B側においてNi3B
の初晶面と、またNi−Si側においてはNi3Si初
晶面と、それぞれ擬2元共晶反応線によつて境
を接する。 擬2元共晶反応線L=(Ni)+Ni3Bはホウ素
3.9重量%(1093℃)の2元共晶点Xから温度
の低下とともにホウ素が減少しケイ素が増加す
る方向に延び、ケイ素11.5重量%(1152℃)の
2元共晶点Zから温度の低下とともにホウ素が
増加しケイ素が減少する方向に延びる擬2元共
晶反応線L=(Ni)+Ni3Siと、ホウ素2.2重量
%、ケイ素7.2重量%の点、すなわち3元共晶
点Yで交わる。 ところで、従来のニツケル基自溶合金のホウ
素およびケイ素の含有量は第2図中ハツチング
を施した領域P内にある。従つてこれら従来の
合金のマトリツクスは例えばa点の組成(ホウ
素2重量%、ケイ素2.3重量%)の融体は温度
の低下とともに液相面に達し、その後は温度の
低下とともに(Ni)を晶出するから融体はa
点よりb点へ点線上に組成を変化させながらそ
の液相温度を下げていく。そしてb点に達する
と、L=(Ni)+Ni3Bの共晶反応線に沿つてb
点からY点へ温度の低下とともに(Ni)+Ni3B
の2元共晶を晶出しながら融体組成を変化させ
つつ液相温度を下げていき、Y点に達すると
(Ni)+Ni3B+Ni3Siの3元共晶を晶出して固化
する。従つてこの合金のマトリツクスの金属組
織は(Ni),(Ni)+Ni3Bの2元共晶、および
(Ni)+Ni3B+Ni3Siの3元共晶によつて構成さ
れている。 ところで、Ni3Bは非常に硬く(HV1050〜
1100)て脆く、(Ni)+Ni3Bの2元共晶では靭
性のある(Ni)の外側を脆いNi3Bが包囲して
いるので、(Ni)+Ni3Bの2元共晶は靭性が低
く割れ易い。 一方、(Ni)+Ni3B+Ni3Siの3元共晶中の
Ni3Bは、3元共晶中にあるので組織が非常に
微細であるため、また、(Ni)の外側をNi3Bが
完全に包囲している2元共晶の場合とは異な
り、Ni3Bよりも硬さは低い(HV800〜850)け
れども靭性の高いNi3SiがNi3Bの包囲を分断し
ているために、上記2元共晶よりも靭性が高
い。 以上から明らかなように、従来のニツケル基
自溶合金ではマトリツクスが(Ni)+Ni3Bの2
元共晶を含み、これがこの合金の靭性を著しく
低下させている。 従つて、本発明によれば、ホウ素とケイ素の
配合量を上記(Ni)+Ni3Bの2元共晶が生成さ
れない範囲Q、すなわち、Ni点とY点を結ぶ
線のSi側にあるように選定する。換言すれば、
3元共晶点がホウ素2.2重量%、ケイ素7.2重量
%であることから、ホウ素に対するケイ素の重
量比Si/Bをこの3元共晶点のSi/B=7.2/2.2
≒3.3以上とすることによつて、(Ni)+Ni3Bの
2元共晶の晶出を阻止し、これに代つて靭性の
高い(Ni)+Ni3Siの2元共晶を晶出させること
により合金の靭性を著しく向上せしめえたので
ある。 以上のように、本発明の合金のマトリツクス
の金属組織は従来のニツケル基自溶合金のそれ
とは本質的に異なり、(Ni),(Ni)+Ni3Siの2
元共晶および(Ni)+Ni3Si+Ni3Bの3元共晶か
らなる。 尚、本発明の合金はクロムを比較的多量に含
むので、Ni−Cr−B−Siの4元系、または、
クロムと同時に添加される炭素の存在下では
Ni−Cr−B−Si−Cの5元系についても考察
が必要であるが、このような多元系の状態図が
ないため正確な解析はできない。 しかしながら、既述のようにクロムのうち
(Ni)に固溶された以外の余剰分がCr7C3,CrB
等の硬質晶を形成し、これはマトリツクス組織
以外の相を形成する。そして、ホウ素はクロム
と結合してCrBを生成した分(これをB(Cr)
で表わす)だけマトリツクス中のホウ素の量
(これをB(M)で表わす)が少なくなる(ホ
ウ素の全量はB(Cr)+B(M))。従つてマト
リツクス中に(Ni)+Ni3Bの2元共晶が晶出し
ない条件は、厳密にはSi/B≧3.3でなくSi/
B(M)≧3.3であり、B>B(M)であるか
ら、Si/Bの下限は3.3よりやや小さな値、例
えば3.0とすることもできよう。しかし、既述
のようにクロムおよびホウ素のマトリツクスと
CrBへの分配率が明確でないので、本発明では
Si/B≧3.3と選定した。 (c) クロム(Cr) 本発明では、クロムは従来のニツケル基自溶
合金に比べて多量に配合しているが、これは衝
撃値、HI値の増大に寄与している。また、ク
ロムはホウ素とで金属間化合物を形成し、合金
の耐摩耗性と耐食性を向上させる。しかし、ク
ロムが35重量%以上となると、肉盛作業時に自
溶性のないスラグが多く発生して著しく作業性
を害するとともに、衝撃値の低下もみられHI
値も45以下となるので好ましくない。 クロムが7.5重量%以下となると、本発明合
金の組成範囲内においてホウ素、ケイ素の配合
量を多くした場合に衝撃値の低下がみられる。 クロムが7.5重量%以上ではHI値が45以上を
示し、特に10〜15重量%ではHI値が最大とな
る。 クロムが7.5〜15重量%の範囲ではクロムと
ホウ素、炭素、ケイ素などの金属間化合物であ
る硬質晶が全くなくなるか、著しく減少する。
従来はこの硬質晶が少ないことが耐摩耗性を劣
下させると考えられていたが、同種金属同志の
乾燥状態でのすべり摩擦による摩耗試験の結果
によると、クロム含有量が7.5〜15重量%のも
のは摩擦係数が著しく低下し摩耗量の減少と耐
スカツフイング性が向上することが見出され
た。 クロムが7.5重量%以下となると、従来のニ
ツケル基自溶合金と同等もしくはそれ以下の腐
食減量がみられるので好ましくない。 (d) 炭素(C) 炭素は合金の硬さを増加させる機能を有する
が、0.05重量%以下では硬さおよび耐摩耗性が
低下するので好ましくない。また1.5重量%以
上では衝撃値が0.9以下となり、肉盛層に割れ
を発生することがあり好ましくない。 (e) 鉄(Fe)およびタングステン(W) 鉄はニツケルと同属の元素であり、しかもニ
ツケルに比べ安価なためできるだけ多く配合す
るのが好ましいが、従来のニツケル基自溶合金
の特性をできるだけ害さないで配合するには30
重量%以下が好ましい。これより多く配合する
と、硬さが低下して耐摩耗性を害すると同時
に、肉盛作業時に自溶性のないスラグが多量に
発生して作業性を著しく害することになるため
好ましくない。 タングステンは硬さを増加させ耐摩耗性を良
くするために添加され、特に高温での特性を向
上させるが、その添加によつて衝撃値が低下し
HI値も45以下となるため、5重量%以内にお
さえることが好ましい。 (f) スズ(Sn)およびタンタル(Ta) スズとタンタルの一方または両方の添加はこ
れを添加しないものと比べて合金の高靭性を損
なわずに耐食性を増加させる。 スズの添加量は0.1重量%以下では耐食性の
改善効果が認められず、3重量%以上では耐食
性の改善効果は認められるものの、衝撃値の低
下が大きく靭性の劣化をまねくので、スズの添
加量は3重量%以下とすべきである。 タンタル0.1重量%以下では耐食性の改善効
果は認められず、3重量%以上10重量%以下で
は耐食性向上が認められるものの3重量%以上
添加しても耐食性の改善効果は少なく、高価な
タンタルの添加量を増加させることは経済的見
地からも望ましくない。
第1図はNi−B−Si三元合金のニツケル側状態
図、第2図は同合金における従来の組成範囲およ
び本発明による組成範囲を示す図である。 発明を実施するための最良の形態 次に本発明の具体的実施例について説明する。 表は従来のニツケル基自溶合金(試験片番号
1,2)と本発明の重量範囲のホウ素、ケイ素、
クロム(ただし試験片番号16のクロムは本発明の
重量範囲外である)、および炭素、または、これ
らの元素に加えて鉄および/またはタングステン
を含むがスズおよびタンタルを含まない合金18種
(試験片番号3〜20)との組成、硬さ、衝撃値、
HI値、肉盛りによる割れの発生の有無および耐
摩耗性の比較を示す。 これらの合金は所定の割合で母合金および単独
金属を配合し、高周波炉で溶解した後、5mmφの
溶接棒と、10mm×10mm×55mmの衝撃試験片をシエ
ル型に鋳造したものを用いた。 5mmφの鋳造溶接棒はマルテンサイト系ステン
レス鋼SUS410の母材(150mm×70mm×30mm)上に
アルゴンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(約
60mm×30mm×6mm)を形成し「割れ」の有無を確
認した後、表面を平面研削して肉盛層の硬さを測
定した。 また鋳造した衝撃試験片は700℃5時間の応力
除去熱処理を行なつた後、シヤルピー式衝撃試験
機(容量15Kg−m)を使用し衝撃値を試験した。 摩耗試験は次のようにして行なつた。試験片は
回転片、固定片ともに外径19.6mm、内径16.0mm、
長さ45mmの円筒(炭素鋼S−20C)の一端面に表
の各合金をそれぞれ5mmφの鋳造溶接棒として
アルゴンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(約
2mm)を設け、試験面(肉盛面)をバフ研磨によ
り鏡面仕上げをしたものを使用した。回転片、固
定片ともに同一組成の肉盛層を設けた試験片を互
いに組合わせて試験した。 試験条件は荷重7Kg、回転数100r.p.m.、摩擦
距離340m、潤滑なし、温度は室温とした。
図、第2図は同合金における従来の組成範囲およ
び本発明による組成範囲を示す図である。 発明を実施するための最良の形態 次に本発明の具体的実施例について説明する。 表は従来のニツケル基自溶合金(試験片番号
1,2)と本発明の重量範囲のホウ素、ケイ素、
クロム(ただし試験片番号16のクロムは本発明の
重量範囲外である)、および炭素、または、これ
らの元素に加えて鉄および/またはタングステン
を含むがスズおよびタンタルを含まない合金18種
(試験片番号3〜20)との組成、硬さ、衝撃値、
HI値、肉盛りによる割れの発生の有無および耐
摩耗性の比較を示す。 これらの合金は所定の割合で母合金および単独
金属を配合し、高周波炉で溶解した後、5mmφの
溶接棒と、10mm×10mm×55mmの衝撃試験片をシエ
ル型に鋳造したものを用いた。 5mmφの鋳造溶接棒はマルテンサイト系ステン
レス鋼SUS410の母材(150mm×70mm×30mm)上に
アルゴンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(約
60mm×30mm×6mm)を形成し「割れ」の有無を確
認した後、表面を平面研削して肉盛層の硬さを測
定した。 また鋳造した衝撃試験片は700℃5時間の応力
除去熱処理を行なつた後、シヤルピー式衝撃試験
機(容量15Kg−m)を使用し衝撃値を試験した。 摩耗試験は次のようにして行なつた。試験片は
回転片、固定片ともに外径19.6mm、内径16.0mm、
長さ45mmの円筒(炭素鋼S−20C)の一端面に表
の各合金をそれぞれ5mmφの鋳造溶接棒として
アルゴンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(約
2mm)を設け、試験面(肉盛面)をバフ研磨によ
り鏡面仕上げをしたものを使用した。回転片、固
定片ともに同一組成の肉盛層を設けた試験片を互
いに組合わせて試験した。 試験条件は荷重7Kg、回転数100r.p.m.、摩擦
距離340m、潤滑なし、温度は室温とした。
【表】
表から明らかなように、試験片番号3〜20の
合金は、従来のニツケル基自溶合金に比べて衝撃
値およびHI値ともに向上しており、肉盛層に割
れが発生しない。またこれらの合金中、クロム含
有量が7.5〜15重量%のものは15〜30重量%のも
のに比べて耐摩耗性に優れている。 表は本発明によるスズもしくはタンタルまた
はこれら両者を含む合金(試験片番号22〜34,
36,37,39,40)と、これらを含まない合金(試
験片番号16〜21,3,9,35,38)および従来の
ニツケル基自溶合金(試験片番号1,2)につい
て、5%H2SO4,5%HClおよび5%HNO3のそ
れぞれの沸騰水溶液中における腐食試験の腐食減
量を比較して示したものである。なお、表と表
において同一番号の試験片は同一組成を有す
る。 表の試験片も所定の割合で母合金および単独
金属を配合し、高周波炉で溶解した後、10mm×10
mm×55mmの衝撃試験片をシエル型に鋳造した。鋳
造した衝撃試験片は700℃5時間の応力除去熱処
理を行なつた後、シヤルピー式衝撃試験機(容量
15Kg−m)を使用し衝撃値を試験した。衝撃試験
後の破断片を約10mm×10mm×10mmの立方体に切り
出し、硬さおよび腐食試験に供した。 なお、腐食試験の装置は円筒型ガラスビン(内
径70mm、深さ120mm)の上部をシリコーンゴム栓
により水冷式のコンデンサに連絡したもので、円
筒型ガラスビンの底部から熱線ヒータにより加熱
することができる。 試験は前記試験片1個をガラス質の試料受台に
載せて、円筒型ガラスビン内に入れ腐食液300c.c.
をガラスビン中に入れたのち、シリコーンゴム栓
をしてヒータで加熱した。試験時間は腐食液が沸
騰を開始してから6時間とした。 腐食試験終了後は試験片を取り出し水洗後試験
片表面をワイヤーブラシでこすり、水洗乾燥した
後腐食減量を測定した。 腐食減量は次の式で示される。 (試験前の重量)−(試験後の重量)/試験前の表面積×試験時間(mg/cm2hr)
合金は、従来のニツケル基自溶合金に比べて衝撃
値およびHI値ともに向上しており、肉盛層に割
れが発生しない。またこれらの合金中、クロム含
有量が7.5〜15重量%のものは15〜30重量%のも
のに比べて耐摩耗性に優れている。 表は本発明によるスズもしくはタンタルまた
はこれら両者を含む合金(試験片番号22〜34,
36,37,39,40)と、これらを含まない合金(試
験片番号16〜21,3,9,35,38)および従来の
ニツケル基自溶合金(試験片番号1,2)につい
て、5%H2SO4,5%HClおよび5%HNO3のそ
れぞれの沸騰水溶液中における腐食試験の腐食減
量を比較して示したものである。なお、表と表
において同一番号の試験片は同一組成を有す
る。 表の試験片も所定の割合で母合金および単独
金属を配合し、高周波炉で溶解した後、10mm×10
mm×55mmの衝撃試験片をシエル型に鋳造した。鋳
造した衝撃試験片は700℃5時間の応力除去熱処
理を行なつた後、シヤルピー式衝撃試験機(容量
15Kg−m)を使用し衝撃値を試験した。衝撃試験
後の破断片を約10mm×10mm×10mmの立方体に切り
出し、硬さおよび腐食試験に供した。 なお、腐食試験の装置は円筒型ガラスビン(内
径70mm、深さ120mm)の上部をシリコーンゴム栓
により水冷式のコンデンサに連絡したもので、円
筒型ガラスビンの底部から熱線ヒータにより加熱
することができる。 試験は前記試験片1個をガラス質の試料受台に
載せて、円筒型ガラスビン内に入れ腐食液300c.c.
をガラスビン中に入れたのち、シリコーンゴム栓
をしてヒータで加熱した。試験時間は腐食液が沸
騰を開始してから6時間とした。 腐食試験終了後は試験片を取り出し水洗後試験
片表面をワイヤーブラシでこすり、水洗乾燥した
後腐食減量を測定した。 腐食減量は次の式で示される。 (試験前の重量)−(試験後の重量)/試験前の表面積×試験時間(mg/cm2hr)
【表】
【表】
表から明らかなように、本発明によるスズも
しくはタンタルまたはこれら両者を含む合金は、
従来の合金に比べて硬さ、衝撃値、HI値、耐食
性に優れ、肉盛層に「ひび」や「割れ」の発生が
なく、またスズ、タンタルを添加しない合金に比
べても硬さ、衝撃値、HI値を低下させることな
く耐食性が顕著に改善されている。なお、クロム
の配合量が7.5%以下となるとそれ以上の配合量
のものに比べて耐食性が低下する。 また、スズ、タンタルの添加は、ガス溶接によ
る肉盛時にブロー発生を抑制する副次的効果もあ
る。 産業上の利用可能性 以上のように本発明によるニツケル基自溶肉盛
合金は硬さ、衝撃値、HI値に優れ、肉盛層に割
れの発生もなく、すなわち、高靭性であるのみな
らず耐摩耗性、耐食性に優れ、またその合金組成
から耐熱性を兼備していることも明白であるか
ら、各種プラント、各種機械、各種器具等におい
て摩耗、腐食、高温酸化、穿孔等を防止するため
の肉盛合金として極めて有効に使用することがで
きる。 なお、本発明の合金を肉盛する方法としては、
通常のガス溶接、TIG溶接等の溶接による方法、
または、合金を粉末状として使用する場合にはプ
ラズマ溶射、ガス溶射等の溶射による方法が適用
できる。 要約書 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量%
を含み、必要に応じて鉄30重量%以下もしくはタ
ングステン5重量%以下またはこれら両者を添加
し、残部が実質的にニツケルからなり、ホウ素に
対するケイ素の重量比を3.3以上となしたニツケ
ル基肉盛合金である。この合金は靭性が高く、肉
盛層に割れを生ぜず、高耐摩耗性高耐食性を有す
る。スズ0.1〜3重量%もしくはタンタル0.1〜3
重量%またはこれら両者を添加することにより耐
食性が顕著に改善される。この合金は各種プラン
ト、機械器具の部品の肉盛合金として使用でき
る。
しくはタンタルまたはこれら両者を含む合金は、
従来の合金に比べて硬さ、衝撃値、HI値、耐食
性に優れ、肉盛層に「ひび」や「割れ」の発生が
なく、またスズ、タンタルを添加しない合金に比
べても硬さ、衝撃値、HI値を低下させることな
く耐食性が顕著に改善されている。なお、クロム
の配合量が7.5%以下となるとそれ以上の配合量
のものに比べて耐食性が低下する。 また、スズ、タンタルの添加は、ガス溶接によ
る肉盛時にブロー発生を抑制する副次的効果もあ
る。 産業上の利用可能性 以上のように本発明によるニツケル基自溶肉盛
合金は硬さ、衝撃値、HI値に優れ、肉盛層に割
れの発生もなく、すなわち、高靭性であるのみな
らず耐摩耗性、耐食性に優れ、またその合金組成
から耐熱性を兼備していることも明白であるか
ら、各種プラント、各種機械、各種器具等におい
て摩耗、腐食、高温酸化、穿孔等を防止するため
の肉盛合金として極めて有効に使用することがで
きる。 なお、本発明の合金を肉盛する方法としては、
通常のガス溶接、TIG溶接等の溶接による方法、
または、合金を粉末状として使用する場合にはプ
ラズマ溶射、ガス溶射等の溶射による方法が適用
できる。 要約書 ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量
%、クロム7.5〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量%
を含み、必要に応じて鉄30重量%以下もしくはタ
ングステン5重量%以下またはこれら両者を添加
し、残部が実質的にニツケルからなり、ホウ素に
対するケイ素の重量比を3.3以上となしたニツケ
ル基肉盛合金である。この合金は靭性が高く、肉
盛層に割れを生ぜず、高耐摩耗性高耐食性を有す
る。スズ0.1〜3重量%もしくはタンタル0.1〜3
重量%またはこれら両者を添加することにより耐
食性が顕著に改善される。この合金は各種プラン
ト、機械器具の部品の肉盛合金として使用でき
る。
Priority Applications (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP79500473A JPS6249341B2 (ja) | 1978-03-16 | 1979-02-05 | |
JP20212486A JPS62130792A (ja) | 1979-11-28 | 1986-08-28 | ニツケル基肉盛合金 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3070978A JPS54122626A (en) | 1978-03-16 | 1978-03-16 | High tenacity nickel base build up alloy |
JP53103402A JPS5935422B2 (ja) | 1978-08-24 | 1978-08-24 | 高靭性Ni基肉盛合金 |
PCT/JP1979/000026 WO1979000772A1 (en) | 1978-03-16 | 1979-02-05 | Padding alloys based on nickel |
JP79500473A JPS6249341B2 (ja) | 1978-03-16 | 1979-02-05 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20212486A Division JPS62130792A (ja) | 1979-11-28 | 1986-08-28 | ニツケル基肉盛合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6249341B2 true JPS6249341B2 (ja) | 1987-10-19 |
Family
ID=26369113
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP79500473A Expired JPS6249341B2 (ja) | 1978-03-16 | 1979-02-05 |
Country Status (7)
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---|---|
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EP (1) | EP0011649B1 (ja) |
JP (1) | JPS6249341B2 (ja) |
DE (1) | DE2940970T1 (ja) |
GB (1) | GB2036078B (ja) |
IT (1) | IT1122811B (ja) |
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---|---|---|---|---|
JPS6059077B2 (ja) * | 1980-05-02 | 1985-12-23 | 福田金属箔粉工業株式会社 | ニツケル基肉盛合金 |
CH652147A5 (de) * | 1983-02-23 | 1985-10-31 | Castolin Sa | Pulverfoermiger werkstoff zum thermischen spritzen. |
US4528247A (en) * | 1983-06-01 | 1985-07-09 | Gte Products Corporation | Strip of nickel-iron brazing alloys containing carbon and process |
CH653707A5 (de) * | 1983-06-28 | 1986-01-15 | Castolin Sa | Pulverfoermiger spritzwerkstoff auf nickel-chrom-basis. |
CN1007910B (zh) * | 1987-05-19 | 1990-05-09 | 机械工业委员会哈尔滨焊接研究所 | 新型代钴镍基耐磨堆焊合金 |
DK172987B1 (da) * | 1994-12-13 | 1999-11-01 | Man B & W Diesel As | Cylinderelement, nikkelbaseret pålægningslegering og anvendelse af legeringen |
US20040124231A1 (en) * | 1999-06-29 | 2004-07-01 | Hasz Wayne Charles | Method for coating a substrate |
US6451454B1 (en) * | 1999-06-29 | 2002-09-17 | General Electric Company | Turbine engine component having wear coating and method for coating a turbine engine component |
NL1019344C2 (nl) * | 2001-11-09 | 2003-05-12 | Tno | Hittevaste staalsoorten met verbeterde weerstand tegen (katalytische) opkoling en cokesvorming. |
EP1536026A1 (de) * | 2003-11-27 | 2005-06-01 | Siemens Aktiengesellschaft | Hochtemperaturbeständiges Bauteil |
CN105499834A (zh) * | 2016-01-27 | 2016-04-20 | 江苏科技大学 | 一种用于钎焊钼铼合金的钎料和制备方法及钎焊方法 |
Citations (2)
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---|---|---|---|---|
JPS50138209A (ja) * | 1974-04-11 | 1975-11-04 | ||
JPS5288526A (en) * | 1976-01-21 | 1977-07-25 | Hitachi Ltd | Roll for rolling |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US2899302A (en) * | 1959-08-11 | Mckel-silicon-boron alloys | ||
US2219462A (en) * | 1938-03-11 | 1940-10-29 | Haynes Stellite Co | Welding rod |
US2755183A (en) * | 1955-01-25 | 1956-07-17 | Coast Metals Inc | Nickel-silicon-boron alloys |
US2868639A (en) * | 1955-10-06 | 1959-01-13 | Wall Colmonoy Corp | Metallic composition |
US2864696A (en) * | 1956-01-31 | 1958-12-16 | Duriron Co | Nickel base alloys |
NL126516C (ja) | 1963-10-30 | |||
US3189421A (en) * | 1964-03-11 | 1965-06-15 | Coast Metals Inc | Brazed structure |
US3488205A (en) * | 1966-06-13 | 1970-01-06 | Eutectic Welding Alloys Co Ltd | Method of repairing metal surfaces |
AT265805B (de) * | 1966-08-01 | 1968-10-25 | Boehler & Co Ag Geb | Schweißelektrode zur Herstellung von verschleißfesten und korrosionsbeständigen Aufpanzerungen |
US3428442A (en) | 1966-09-22 | 1969-02-18 | Eutectic Welding Alloys | Coated spray-weld alloy powders |
DE2446517C3 (de) * | 1974-09-28 | 1979-08-30 | Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew), Wien Niederlassung Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew) Verkaufsniederlassung Buederich, 4005 Meerbusch | Karbidfreier Schweißzusatzwerkstoff für das Auftragschweißen |
DE2639325C3 (de) * | 1976-09-01 | 1981-03-19 | Metallgesellschaft Ag, 6000 Frankfurt | Verwendung einer Nickel-Basis-Legierung |
-
1979
- 1979-02-05 WO PCT/JP1979/000026 patent/WO1979000772A1/ja unknown
- 1979-02-05 JP JP79500473A patent/JPS6249341B2/ja not_active Expired
- 1979-02-05 GB GB7939022A patent/GB2036078B/en not_active Expired
- 1979-02-05 DE DE792940970T patent/DE2940970T1/de active Granted
- 1979-02-05 US US06/189,843 patent/US4404049A/en not_active Expired - Lifetime
- 1979-08-23 IT IT25270/79A patent/IT1122811B/it active
- 1979-10-12 EP EP79900253A patent/EP0011649B1/en not_active Expired
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS50138209A (ja) * | 1974-04-11 | 1975-11-04 | ||
JPS5288526A (en) * | 1976-01-21 | 1977-07-25 | Hitachi Ltd | Roll for rolling |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
IT1122811B (it) | 1986-04-23 |
DE2940970C2 (ja) | 1988-03-10 |
EP0011649A4 (en) | 1981-03-27 |
GB2036078A (en) | 1980-06-25 |
EP0011649B1 (en) | 1983-05-11 |
DE2940970T1 (de) | 1980-12-11 |
EP0011649A1 (en) | 1980-06-11 |
WO1979000772A1 (en) | 1979-10-04 |
GB2036078B (en) | 1982-11-03 |
US4404049A (en) | 1983-09-13 |
IT7925270A0 (it) | 1979-08-23 |
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