JPS6263663A - 溶射被膜 - Google Patents
溶射被膜Info
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- JPS6263663A JPS6263663A JP60204066A JP20406685A JPS6263663A JP S6263663 A JPS6263663 A JP S6263663A JP 60204066 A JP60204066 A JP 60204066A JP 20406685 A JP20406685 A JP 20406685A JP S6263663 A JPS6263663 A JP S6263663A
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Landscapes
- Coating By Spraying Or Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、鋳鉄、各種の鋼、各種の合金、その他の母
材の表面に溶射法で形成される溶射被膜の組成に関する
。
材の表面に溶射法で形成される溶射被膜の組成に関する
。
本件発明者らは、さきに高炭素鉄合金の溶射法について
提案(特開昭59−143060号公報参照)した。こ
の提案は急速溶融・急速凝固の処理が溶射法により可能
であることに着目し、均一な、つまり、黒鉛粒の析出の
ない、微細組織の高炭素鉄合金溶射被膜の形成法を発明
したものである。そしてその中では汎用的な合金組成と
して、Fe−4,3%C1及び Fe−4,3%C−1,5%Si を例示した。こ゛こに(%)は重量%であり、以下全て
同じとする。
提案(特開昭59−143060号公報参照)した。こ
の提案は急速溶融・急速凝固の処理が溶射法により可能
であることに着目し、均一な、つまり、黒鉛粒の析出の
ない、微細組織の高炭素鉄合金溶射被膜の形成法を発明
したものである。そしてその中では汎用的な合金組成と
して、Fe−4,3%C1及び Fe−4,3%C−1,5%Si を例示した。こ゛こに(%)は重量%であり、以下全て
同じとする。
しかし、これら被膜の200〜500”Cでのヴイッカ
ース硬度(Hv)は500〜650の範囲であり、それ
以上の高温、例えば900℃では、Hv 50〜150
に低下するので、そのような高温に曝される高硬度表面
層としては必ずしも満足できるものではなかった。
ース硬度(Hv)は500〜650の範囲であり、それ
以上の高温、例えば900℃では、Hv 50〜150
に低下するので、そのような高温に曝される高硬度表面
層としては必ずしも満足できるものではなかった。
従って、この発明は溶射法で形成される高炭素鉄合金被
膜の高温下での硬度を、使用条件に十分適合したレベル
にまで高めようとするものである。これと同時に、高温
下では酸化され易いことから、高硬度と耐酸化性とをあ
わせ備えた溶射被膜が求められる分野も多いことに鑑み
、そのようなニーズにも応えようとするものである。
膜の高温下での硬度を、使用条件に十分適合したレベル
にまで高めようとするものである。これと同時に、高温
下では酸化され易いことから、高硬度と耐酸化性とをあ
わせ備えた溶射被膜が求められる分野も多いことに鑑み
、そのようなニーズにも応えようとするものである。
上記課題を達成するべく、本発明者らは種々研究の結果
、溶射被膜に適した材質として次のような高炭素鉄合金
組成を見出すに至った。
、溶射被膜に適した材質として次のような高炭素鉄合金
組成を見出すに至った。
即ち、
CI ) Fe−C−3i−Cr
C:約4.0〜5.0%
Si:約0.5〜1.0%
Cr:約5〜15%
(I[) Fe−C−5i−Cr−(X)C,Si、
Cr: 同上 (X): ll、B、Mo、Vからなる元素群(A)の
中から選ばれた少なくとも1 種の元素、 含有率は、へt!、:約1〜5%。
Cr: 同上 (X): ll、B、Mo、Vからなる元素群(A)の
中から選ばれた少なくとも1 種の元素、 含有率は、へt!、:約1〜5%。
B:約0.3〜0.5%、 Mo:約3〜5%。
V:約3〜5%
(In ) Fe−C−5i−Cr−A l −(Y
)C1Si、Cr+A l :同上 (Y):B、Mo、Vからなる元素群(B)の中から選
ばれた少なくとも1種の元素、 含有率は同上、 の3系統の組成であり、これら3系統に全て共通して含
まれている元素は炭素(C)、硅素(Si)、及びクロ
ム(Cr)である。つまり〔I〕の系統の組成が本発明
の全てに共通した主要な構成要素となっているのであり
、これのみによっても本発明の上記課題はほぼ十二分に
達成されるのである。
)C1Si、Cr+A l :同上 (Y):B、Mo、Vからなる元素群(B)の中から選
ばれた少なくとも1種の元素、 含有率は同上、 の3系統の組成であり、これら3系統に全て共通して含
まれている元素は炭素(C)、硅素(Si)、及びクロ
ム(Cr)である。つまり〔I〕の系統の組成が本発明
の全てに共通した主要な構成要素となっているのであり
、これのみによっても本発明の上記課題はほぼ十二分に
達成されるのである。
(n)及びCIINの系統、つまり、上記CI)の系統
の組成に元素群(A)、(B)の中の元素を添加して得
られるものは、〔1〕糸系統金被膜の諸物性項目の中の
いずれかについての付加的改良効果を与えるにすぎない
が、全体として見ればCI)から(III)が相俟って
本発明溶射被膜の用途を広げているものである。
の組成に元素群(A)、(B)の中の元素を添加して得
られるものは、〔1〕糸系統金被膜の諸物性項目の中の
いずれかについての付加的改良効果を与えるにすぎない
が、全体として見ればCI)から(III)が相俟って
本発明溶射被膜の用途を広げているものである。
クロムが15%を越えて多量に、例えば約25%、添加
されると、(F e * Cr) tc 3のクロムカ
ーバイドが生成され、極めて高い硬度が得られるが、硬
くてもろくなる。本発明では適度の硬変とじん性をもた
せるために、クロム含有率をあえて約15%以内におさ
えである。
されると、(F e * Cr) tc 3のクロムカ
ーバイドが生成され、極めて高い硬度が得られるが、硬
くてもろくなる。本発明では適度の硬変とじん性をもた
せるために、クロム含有率をあえて約15%以内におさ
えである。
上記の各系統に共通して含まれている硅素は溶射時の鉄
(Fe)−C系の酸化を防ぐ顕著な作用がある。
(Fe)−C系の酸化を防ぐ顕著な作用がある。
クロムは、W頭に記した先の発明との比較において本発
明を特徴づけている最も重要な成分である。クロムは合
金の硬度を上昇させるのみに止まらず溶射過程において
次のような優れた作用を呈する。即ち、被膜層は溶射に
よって超急冷される。その結果、炭素とクロムは一部オ
ーステナイト中へ強制固溶され、ε鉄相と残留オーステ
ナイト相の非平衡な形で存在する。このような被膜は室
温においても高い硬度が得られ、さらにこれを加熱した
際に、微細な安定相であるセメンタイト(Fe、 (、
r) *C又はMtC3の炭化物を析出し、加熱温度A
、(723℃)以上のオーステナイト9N域に加熱して
も炭化物は分解せず、黒鉛の析出を防ぐため、高温度に
おいても高い硬度を維持させることができる。
明を特徴づけている最も重要な成分である。クロムは合
金の硬度を上昇させるのみに止まらず溶射過程において
次のような優れた作用を呈する。即ち、被膜層は溶射に
よって超急冷される。その結果、炭素とクロムは一部オ
ーステナイト中へ強制固溶され、ε鉄相と残留オーステ
ナイト相の非平衡な形で存在する。このような被膜は室
温においても高い硬度が得られ、さらにこれを加熱した
際に、微細な安定相であるセメンタイト(Fe、 (、
r) *C又はMtC3の炭化物を析出し、加熱温度A
、(723℃)以上のオーステナイト9N域に加熱して
も炭化物は分解せず、黒鉛の析出を防ぐため、高温度に
おいても高い硬度を維持させることができる。
LC3(Fe、Cr)tct
黒鉛粒は合金の微細組織単位間の、強い外力による強制
的すべり、つまり塑性的変形を助長する一因であると見
られるから、黒鉛粒生成防止が本発明の溶射被膜の高温
下高硬度をもたらしていると考えられる。要するに、ク
ロムは高炭素鉄合金の組織内で炭素を均一に固定する作
用があり、炭素が黒鉛粒として析出することを防止して
いるのである。
的すべり、つまり塑性的変形を助長する一因であると見
られるから、黒鉛粒生成防止が本発明の溶射被膜の高温
下高硬度をもたらしていると考えられる。要するに、ク
ロムは高炭素鉄合金の組織内で炭素を均一に固定する作
用があり、炭素が黒鉛粒として析出することを防止して
いるのである。
上記(n)の系統の一部と(III)の系統の全てに含
まれているアルミニウム(^7りの作用は前述の硅素と
同様に溶射時の酸化を防ぎ、被膜層内の酸化物量を少な
くする。このように高温での酸化を抑制するから、この
溶射被膜の耐熱性、耐久性を高めることになる。しかし
アルミニウムの過度の添加、つまり約5%以上の添加は
クロムカーバイドの生成を抑える作用があるので好まし
くない。
まれているアルミニウム(^7りの作用は前述の硅素と
同様に溶射時の酸化を防ぎ、被膜層内の酸化物量を少な
くする。このように高温での酸化を抑制するから、この
溶射被膜の耐熱性、耐久性を高めることになる。しかし
アルミニウムの過度の添加、つまり約5%以上の添加は
クロムカーバイドの生成を抑える作用があるので好まし
くない。
モリブデン(Mo)はクロムと同様に、特にクロムとの
共存下で硬度を上げる作用があり、バナジウム(V)は
高温(1700℃〜)で高硬質カーバイドを形成するの
でやはり溶射被膜の硬度上昇に寄与している。
共存下で硬度を上げる作用があり、バナジウム(V)は
高温(1700℃〜)で高硬質カーバイドを形成するの
でやはり溶射被膜の硬度上昇に寄与している。
尚、硅素には上述の作用のほか、溶射被膜のぬれ性をよ
くする作用があり、クロムとアルミニウムは該被膜表面
の光沢をよくする。
くする作用があり、クロムとアルミニウムは該被膜表面
の光沢をよくする。
ホウ素については明確な断定はできないが硅素と同様の
作用をなしているものと推測される。
作用をなしているものと推測される。
以上の如く本発明の溶射被膜は、基本的にはFe−C−
5i−Cr系の組成を有し、クロムがクロムカーバイド
又は鉄・クロムカーバイドとして存在していると共に、
このカーバイドがセメンタイト(F133C)と共存し
ているから、前者の高硬度とその高温下での安定性とが
巨視的には当該合金被膜に高温での高硬度を賦与し、微
視的にはPe−C−Cr系に平衡的安定性をもたらして
いるものと考えられる。
5i−Cr系の組成を有し、クロムがクロムカーバイド
又は鉄・クロムカーバイドとして存在していると共に、
このカーバイドがセメンタイト(F133C)と共存し
ているから、前者の高硬度とその高温下での安定性とが
巨視的には当該合金被膜に高温での高硬度を賦与し、微
視的にはPe−C−Cr系に平衡的安定性をもたらして
いるものと考えられる。
周知の如く高炭素鉄合金は共晶オーステナイトと共晶セ
メンタイトからなるレデブライト組織を呈しているが、
高温下では、即ち、八、変態以上では安定な黒鉛とオー
ステナイトとに変化する。この共晶セメンタイトの分解
と黒鉛の析出とが高温下での高炭素鉄合金の硬度低下の
原因となっている。然るに本発明ではクロムが約5〜1
5%という高含有率で存在しているから、オーステナイ
トに固溶している炭素が遊離してきてもそれが、黒鉛粒
となる前にクロムと結合しクロムカーバイドを形成する
。そしてなおも高温が続くとこのクロムカーバイドの表
面に遊離炭素が集まるであろうが、詳細は不明なものの
これら遊離炭素はクロムカーバイトノ存在ニ起因してオ
ーステナイト相へ再び移行拡散し、これによってオース
テナイト相の破壊が最小限にくい止められるものと推測
される。
メンタイトからなるレデブライト組織を呈しているが、
高温下では、即ち、八、変態以上では安定な黒鉛とオー
ステナイトとに変化する。この共晶セメンタイトの分解
と黒鉛の析出とが高温下での高炭素鉄合金の硬度低下の
原因となっている。然るに本発明ではクロムが約5〜1
5%という高含有率で存在しているから、オーステナイ
トに固溶している炭素が遊離してきてもそれが、黒鉛粒
となる前にクロムと結合しクロムカーバイドを形成する
。そしてなおも高温が続くとこのクロムカーバイドの表
面に遊離炭素が集まるであろうが、詳細は不明なものの
これら遊離炭素はクロムカーバイトノ存在ニ起因してオ
ーステナイト相へ再び移行拡散し、これによってオース
テナイト相の破壊が最小限にくい止められるものと推測
される。
前記(1)系統、即ちFe−C−5i−Cr系の組成を
有する溶射被膜は常温から400℃までの範囲でHν約
1100.400℃を越えると硬度は徐々に低下し60
0℃でHv約850となる。故にこのCI)系統のもの
は約400℃〜500℃までの温度で使用されるに適し
ている。しかし、Fe−C−5t系(前記特開昭59−
143060号参照)が400℃まででHv550前後
、600℃で約430 であるのと比較すればHv値が
それぞれ2倍程度にまで上昇していることが明らかであ
ろう。
有する溶射被膜は常温から400℃までの範囲でHν約
1100.400℃を越えると硬度は徐々に低下し60
0℃でHv約850となる。故にこのCI)系統のもの
は約400℃〜500℃までの温度で使用されるに適し
ている。しかし、Fe−C−5t系(前記特開昭59−
143060号参照)が400℃まででHv550前後
、600℃で約430 であるのと比較すればHv値が
それぞれ2倍程度にまで上昇していることが明らかであ
ろう。
前記(n)及び(III)系統のものではその大部分が
、600℃でHv900〜1100の値を示し2.60
0’ex50時間(空気中)の耐熱テストの前後におい
ても硬度低下は殆ど見られないから400・−600℃
又はそれ以上の高温での使用に適している。
、600℃でHv900〜1100の値を示し2.60
0’ex50時間(空気中)の耐熱テストの前後におい
ても硬度低下は殆ど見られないから400・−600℃
又はそれ以上の高温での使用に適している。
強い摩擦力が反復又は継続して加わるとと共に400℃
を越える高温にさらされる用途としては、内燃機関の諸
部品、特にシリンダライナー、ピストンリング、クラン
クシャフト軸受等々、を例示することができる。従って
本発明はこれら諸部品の表面に形成される保護層として
極めて好適な溶射被膜を提供するものである。
を越える高温にさらされる用途としては、内燃機関の諸
部品、特にシリンダライナー、ピストンリング、クラン
クシャフト軸受等々、を例示することができる。従って
本発明はこれら諸部品の表面に形成される保護層として
極めて好適な溶射被膜を提供するものである。
本発明ではクロム含有率を約15%以内におさえである
ので被膜は高い硬度とじん性を同時に備えている。
ので被膜は高い硬度とじん性を同時に備えている。
以下、実施例について本発明をさらに詳しく説明する。
一辺がl0CI11で厚み2龍の軟鋼板に対し線状溶射
材を用いて溶線式溶射器により常法に従って溶射した。
材を用いて溶線式溶射器により常法に従って溶射した。
即ち酸素−アセチレン炎で瞬間的に溶射材を溶融させつ
つ圧縮空気で噴霧することにより上記軟鋼板表面に厚み
0.5鶴の溶射被膜を形成した。
つ圧縮空気で噴霧することにより上記軟鋼板表面に厚み
0.5鶴の溶射被膜を形成した。
゛上記の線状溶射材の調整は、前出の特開昭59−14
3060号公報に記載の方法、部ち所定混合比で各元素
をるつぼへ投入して加熱溶融させたのち、管状鋳型内へ
真空吸引法で溶湯吸上げを行い、放冷凝固させる、とい
う方法で実施した。
3060号公報に記載の方法、部ち所定混合比で各元素
をるつぼへ投入して加熱溶融させたのち、管状鋳型内へ
真空吸引法で溶湯吸上げを行い、放冷凝固させる、とい
う方法で実施した。
溶射材組成と核材を用いての溶射被膜硬度(Hv)との
関係について下記の結果が得られた。
関係について下記の結果が得られた。
尚、硬度はマイクロヴイッカース硬度試験機によって測
定した。
定した。
第1表における試験No、 18〜21に対しホウ素を
0.3%さらに添加したものも、これらNo、18〜2
1とほぼ同じレベルの硬度を与えた。
0.3%さらに添加したものも、これらNo、18〜2
1とほぼ同じレベルの硬度を与えた。
又、モリブデンとバナジウムを3%にしたものもNo。
18〜21と同様であった。
第1表から明らかなように、Fe−C−5i系に約5〜
15%のクロムを加えれば400〜600℃の範囲で一
様に硬度が上昇した。Fe−C−5i−Cr系にアルミ
ニウムのみを添加すると高温での硬度はやや低下するが
、ホウ素のみを添加しても高温での硬度は殆ど変わらな
いに反し、アルミニウムとホウ素とを加えると、特にク
ロム15%の場合に800℃以上での硬度が改良された
。このことはFe−C−5i−Cr系にアルミニウムと
モリブデン、あるいはアルミニウムとバナジウムを組合
わせて添加しても同様であった・ 尚、アルミニウムについてはクロム10%の場合には5
%未満、クロム15%の場合には10%未満であること
が望ましい。上記第1表において(n)系統と(In)
系統とに属するものはn/ mと表示しである。
15%のクロムを加えれば400〜600℃の範囲で一
様に硬度が上昇した。Fe−C−5i−Cr系にアルミ
ニウムのみを添加すると高温での硬度はやや低下するが
、ホウ素のみを添加しても高温での硬度は殆ど変わらな
いに反し、アルミニウムとホウ素とを加えると、特にク
ロム15%の場合に800℃以上での硬度が改良された
。このことはFe−C−5i−Cr系にアルミニウムと
モリブデン、あるいはアルミニウムとバナジウムを組合
わせて添加しても同様であった・ 尚、アルミニウムについてはクロム10%の場合には5
%未満、クロム15%の場合には10%未満であること
が望ましい。上記第1表において(n)系統と(In)
系統とに属するものはn/ mと表示しである。
本発明の溶射被膜中のクロムとアルミニウムの作用は第
1〜4図によって一層よく理解されるであろう。
1〜4図によって一層よく理解されるであろう。
第1図はFe−C−5i系(試験No、1)にクロムを
添加した場合の被膜硬度と温度との関係を示し、試験N
o、2〜3(第1表参照)、即ちクロムが1〜3%では
硬度上昇効果が殆どなく、試験No、4〜6において、
特に5〜6において、即ちクロムが5〜15%、望まし
くは10〜15%の場合に常温〜1000℃にわたり顕
著な硬度上昇が見られる。これは(Fe、 Cr) y
ciが形成されるためである。
添加した場合の被膜硬度と温度との関係を示し、試験N
o、2〜3(第1表参照)、即ちクロムが1〜3%では
硬度上昇効果が殆どなく、試験No、4〜6において、
特に5〜6において、即ちクロムが5〜15%、望まし
くは10〜15%の場合に常温〜1000℃にわたり顕
著な硬度上昇が見られる。これは(Fe、 Cr) y
ciが形成されるためである。
第2図はFe−C−5t系にクロムを1%と10%添加
した場合の、即ち試験No、2と5の、溶射被膜断面の
顕微鏡写真(約350倍)である。
した場合の、即ち試験No、2と5の、溶射被膜断面の
顕微鏡写真(約350倍)である。
クロム含有率1%では溶射後放冷されたままの状態、即
ち、As 5prayと記したものにおいてはクロム含
有率10%のものと組織上では何ら変化はみられない、
しかし大気中で 600℃X1hr加熱すると、クロム含有率1.0%に
おいては(Fe+Cr)3Cの微細なカーバイド(C)
が析出する。一方、クロム含有率10%のものではマル
テンサイトCM)状となり、さらに加熱温度を上げると
微細な(Fe、 CF) ?C3カーバイドが析出した
。このように、1%含有率のものに比べて黒鉛(G)の
生成は顕著に抑制されることから、クロム含有率が増加
すると高温度でも高い硬度を維持させることができる。
ち、As 5prayと記したものにおいてはクロム含
有率10%のものと組織上では何ら変化はみられない、
しかし大気中で 600℃X1hr加熱すると、クロム含有率1.0%に
おいては(Fe+Cr)3Cの微細なカーバイド(C)
が析出する。一方、クロム含有率10%のものではマル
テンサイトCM)状となり、さらに加熱温度を上げると
微細な(Fe、 CF) ?C3カーバイドが析出した
。このように、1%含有率のものに比べて黒鉛(G)の
生成は顕著に抑制されることから、クロム含有率が増加
すると高温度でも高い硬度を維持させることができる。
次に第3図はFe−C−5i−Cr系と、これにアルミ
ニウムとホウ素とを添加した場合、即ち試験No、9及
び14〜17、について被膜硬度と温度との関係を示し
、ホウ素含有率が0.3%であるときはクロム含有率1
5%に対し、アルミニウムを5%未満、即ち1〜3%、
とすれば良結果が得られている。アルミニウムの過多が
アルミニウムの化合物を生成し、これが被膜として好ま
しくない結果をもたらす。第4図は第2図と比較して明
らかなように、アルミニウムの添加によって酸化物(S
)が少なくなることを示している。
ニウムとホウ素とを添加した場合、即ち試験No、9及
び14〜17、について被膜硬度と温度との関係を示し
、ホウ素含有率が0.3%であるときはクロム含有率1
5%に対し、アルミニウムを5%未満、即ち1〜3%、
とすれば良結果が得られている。アルミニウムの過多が
アルミニウムの化合物を生成し、これが被膜として好ま
しくない結果をもたらす。第4図は第2図と比較して明
らかなように、アルミニウムの添加によって酸化物(S
)が少なくなることを示している。
図は本発明に係る溶射被膜の組成と硬度との関係、及び
組成と内部組織との関係を示j92、第1図は対照(試
験No、1〜3)と本発明(試験No、4〜6)を比較
したクロム含有率と硬度のグラフ、第2図はそれぞれを
代表して試験NO,2と5とについての顕微鏡写真であ
り、第3図は対照(試験fpo、 17)と本発明(試
験No。 9及び14〜16)を比較したアルミニウム含有率と一
度のグラフ、第4図はそれぞれを代表して試験No。1
7と14とについての顕微鏡写真である。 (S)・・・・・・酸化物、(C)・・・・・・カーバ
イド、(M)・・・・・・マルテンサイト、(G)・・
・・・・黒鉛。
組成と内部組織との関係を示j92、第1図は対照(試
験No、1〜3)と本発明(試験No、4〜6)を比較
したクロム含有率と硬度のグラフ、第2図はそれぞれを
代表して試験NO,2と5とについての顕微鏡写真であ
り、第3図は対照(試験fpo、 17)と本発明(試
験No。 9及び14〜16)を比較したアルミニウム含有率と一
度のグラフ、第4図はそれぞれを代表して試験No。1
7と14とについての顕微鏡写真である。 (S)・・・・・・酸化物、(C)・・・・・・カーバ
イド、(M)・・・・・・マルテンサイト、(G)・・
・・・・黒鉛。
Claims (15)
- (1)鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0%
の硅素、及び5〜15%のクロムからなる組成の高炭素
鉄合金系の溶射被膜。 - (2)鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0%
の硅素、5〜15%のクロム、及び次の元素群(A)の
中より選ばれた少なくとも1種の元素からなる高炭素鉄
合金系の溶射被膜、 元素群(A)・・・・・・アルミニウム、ホウ素、モリ
ブデン及びバナジウム。 - (3)前記の元素群(A)より選ばれた元素がアルミニ
ウムであり、その含有率が1〜5%である特許請求の範
囲第(2)項に記載の溶射被膜。 - (4)前記の元素群(A)より選ばれた元素がホウ素で
あり、その含有率が0.3〜0.5%である特許請求の
範囲第(2)項に記載の溶射被膜。 - (5)前記の元素群(A)より選ばれた元素がアルミニ
ウムとホウ素であり、それらの含有率がそれぞれ1〜5
%と0.3〜0.5%である特許請求の範囲第(2)項
に記載の溶射被膜。 - (6)前記の元素群(A)より選ばれた元素がアルミニ
ウム、ホウ素及びモリブンであり、それらの含有率がそ
れぞれ1〜5%、0.3〜0.5%、及び3〜5%であ
る特許請求の範囲第(2)項に記載の溶射被膜。 - (7)前記の元素群(A)より選ばれた元素がアルミニ
ウム、ホウ素及びバナジウムであり、それらの含有率が
それぞれ1〜5%、0.3〜0.5%、及び3〜5%で
ある特許請求の範囲第(2)項に記載の溶射被膜。 - (8)前記の元素群(A)より選ばれた元素がアルミニ
ウムとモリブンであり、それらの含有率がそれぞれ約1
%と約5%である特許請求の範囲第(2)項に記載の溶
射被膜。 - (9)前記の元素群(A)より選ばれた元素がアルミニ
ウムとバナジウムであり、それらの含有率がそれぞれ約
1%と約5%である特許請求の範囲第(2)項に記載の
溶射被膜。 - (10)鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0
%の硅素、5〜15%のクロム、1〜5%のアルミニウ
ム、及び次の元素群(B)より選ばれた少なくとも1種
の元素からなる高炭素鉄合金系の溶射被膜、 元素群(B)・・・・・・ホウ素、モリブデン及びバナ
ジウム。 - (11)前記の元素群(B)より選ばれた元素がホウ素
であり、その含有率が0.3〜0.5%である特許請求
の範囲第(10)項に記載の溶射被膜。 - (12)前記の元素群(B)より選ばれた元素がホウ素
及びモリブデンであり、それらの含有率がそれぞれ0.
3〜0.5%及び3〜5%である特許請求の範囲第(1
0)項に記載の溶射被膜。 - (13)前記の元素群(B)より選ばれた元素がホウ素
及びバナジウムであり、それらの含有率がそれぞれ0.
3〜0.5%及び3〜5%である特許請求の範囲第(1
0)項に記載の溶射被膜。 - (14)前記の元素群(B)より選ばれた元素がモリブ
デンであり、その含有率が約5%である特許請求の範囲
第(10)項に記載の溶射被膜。 - (15)前記の元素群(B)より選ばれた元素がバナジ
ウムでありその含有率が約5%である特許請求の範囲第
(10)項に記載の溶射被膜。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60204066A JPH0665747B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | 溶射被膜を有する構造体 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60204066A JPH0665747B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | 溶射被膜を有する構造体 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6263663A true JPS6263663A (ja) | 1987-03-20 |
JPH0665747B2 JPH0665747B2 (ja) | 1994-08-24 |
Family
ID=16484194
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP60204066A Expired - Fee Related JPH0665747B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | 溶射被膜を有する構造体 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0665747B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63109151A (ja) * | 1986-10-27 | 1988-05-13 | Hitachi Ltd | 高硬度複合材およびその製造方法 |
JPH03226552A (ja) * | 1990-01-30 | 1991-10-07 | Nippon Steel Corp | 高温耐摩耗・耐ビルドアップ性に優れた溶射材料およびその被覆物品 |
WO2020089666A1 (ja) * | 2018-11-02 | 2020-05-07 | 日産自動車株式会社 | 摺動部材用溶射被膜及び該摺動部材用溶射被膜を備える摺動装置 |
JPWO2020090103A1 (ja) * | 2018-11-02 | 2021-11-25 | 日産自動車株式会社 | 溶射被膜 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52103334A (en) * | 1976-02-25 | 1977-08-30 | Sulzer Ag | Structural parts having resistance force agaist highhtemperature corrosion particularly sulfurization* and method of fabricating the same |
JPS5343635A (en) * | 1976-09-30 | 1978-04-19 | Eutectic Corp | Composite type casted iron drying roll |
JPS58113368A (ja) * | 1981-12-26 | 1983-07-06 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | 摺動部材 |
JPS59143060A (ja) * | 1983-02-03 | 1984-08-16 | Koei Seikou Kk | 溶射法による高炭素鉄合金被膜の成形方法 |
-
1985
- 1985-09-13 JP JP60204066A patent/JPH0665747B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS52103334A (en) * | 1976-02-25 | 1977-08-30 | Sulzer Ag | Structural parts having resistance force agaist highhtemperature corrosion particularly sulfurization* and method of fabricating the same |
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JPH055892B2 (ja) * | 1986-10-27 | 1993-01-25 | Hitachi Seisakusho Kk | |
JPH03226552A (ja) * | 1990-01-30 | 1991-10-07 | Nippon Steel Corp | 高温耐摩耗・耐ビルドアップ性に優れた溶射材料およびその被覆物品 |
WO2020089666A1 (ja) * | 2018-11-02 | 2020-05-07 | 日産自動車株式会社 | 摺動部材用溶射被膜及び該摺動部材用溶射被膜を備える摺動装置 |
JPWO2020090103A1 (ja) * | 2018-11-02 | 2021-11-25 | 日産自動車株式会社 | 溶射被膜 |
US11746405B2 (en) | 2018-11-02 | 2023-09-05 | Nissan Motor Co., Ltd. | Thermal sprayed coating for sliding member, and sliding device provided with thermal sprayed coating for sliding member |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0665747B2 (ja) | 1994-08-24 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |