JPWO2008018128A1 - 鉄基耐食耐摩耗性合金及びその合金を得るための肉盛溶接材料 - Google Patents

Abstract

３０４ステンレス鋼や高クロム鋳鉄、高炭素—高クロム鋳鉄系材料に比べて耐腐食性及び耐摩耗性に圧倒的に優れ、しかも高炭素—高クロム炭化物析出型鉄基耐摩耗性合金では到底得られない高い耐食性を有すると共に、これら金属より優れた耐摩耗性を有し、更には高Ｓｉ含有鋼特有の脆性剥離を生じ難い高性能で安価な低Ｃ—高Ｓｉー高ＣｒーＢーＮｂ系の鉄基耐食耐摩耗性合金を提供する。この合金は、重量％でＣ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０〜１０％以下、Ｃｒ：１５〜３１％、Ｎｉ：０〜１６％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５〜３．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、１５％≦Ｃｒ＜２７％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≦２０１４／Ｃｒ2＋０．０８３Ｃｒ＋１．０５を満足し、２７％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において、１．２５％≦（Ｓｉ×Ｂ）≦６．０％を満足し、１５％≦Ｃｒ＜２０％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧５７０／Ｃｒ2−０．０６６Ｃｒ＋１．１４５を満足し、２０％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧１．２５を満足する。

Description

本発明は、耐腐食性及び耐摩耗性に優れた低炭素―高シリコンーボロンーニオブー高クロム鋳鋼系の鉄基合金、より詳しくは、３０４ステンレス鋼や高クロム鋳鉄、高炭素―高クロム鋳鉄系材料に比べて耐腐食性及び耐摩耗性に圧倒的に優れ、しかも高炭素―高クロム炭化物析出型鉄基耐摩耗性合金では到底得られない高い耐食性を有すると共に、これら金属より優れた耐摩耗性を有し、更には高Ｓｉ含有鋼特有の脆性剥離を生じ難い高性能で安価な鉄基耐食耐摩耗性合金、及びその合金を得るための肉盛溶接材料に関する。

近年、ごみ焼却工場、カーシュレッダー流動層焼却炉、廃油、廃液焼却炉等が建設され稼動している。これらの装置の耐熱耐摩耗部には高クロム鋳鉄が、また高温熱酸化を受ける装置には例えばＳＣＨ１３耐熱鋳鋼等が使用されている。しかし稼動後、僅かな時間でそれらの部材類及び装置類が処理物や熱により磨耗、焼損及び腐食損耗を受けており、その延命対策が望まれている。

これら装置類、部材類の長寿命化対策としては、磨耗部分の肉盛補修溶接が主であり、その溶接材料としては鉄基合金である高炭素―高クロム鋳鉄系肉盛溶接材料が主に使用されてきた。その理由は、安価な鉄基合金であることや、耐摩耗性や高温耐酸化性に優れていることによる。しかし、これらの炉装置や周辺装置類は、高温における腐食性燃焼ガスや炉停止時に生じる酸露点腐食等に曝され、単なる高温耐酸化性や耐摩耗性のみでは対処できなくなってきているのが現状である。

即ち、高炭素―高クロム鋳鉄系溶接材料が持つ優れた耐摩耗性を保持しつつ、優れた耐腐食性をも具備していなければ、これらの諸装置類の長寿命化を図ることが出来なくなっきた。特に耐食性に関しては塩素ガス、塩酸、硫酸、希硫酸等による腐食耐性が必要である。

耐腐食性、耐酸化性、さらに高温耐摩耗性が要求されるこれら使用環境に関しては、コバルト基合金であるステライトが鉄基肉盛材料に比べ非常に優れており、肉盛材料としての適用が考えられた。しかし、この合金は鉄基合金に比べて非常に高価であり、費用対効果のバランスが取れない。このため、安価で同等の性能を持つ鉄基肉盛溶接材料の開発が望まれていた（非特許文献１）。

第１４回実用溶接講座テキスト「表面処理技術の基礎と応用」（その１） 溶接学会東部支部 昭和６３年６月２３〜２４日

これに加え、ニッケル、コバルト等の希少価値の金属元素を持つ高価な合金を、単なる使い捨ての磨耗材料として使用することは、国際的な省資源化の方向性から判断して非常に無駄であり、これらの高価な合金は本来、付加価値の高い恒久的な材料や資源回収可能な用途に有効利用されるべきであり、磨耗材料のような使い捨て用途には安価な鉄基耐摩耗合金が使用されるべきと、本発明者は常々考えていた。

そして、鉄基耐摩耗合金としては、現在は高炭素―高クロム鋳鉄系肉盛材料が安価であることから、多々使用され続けられているが、耐腐食性に関して言えばコバルト、ニッケル基合金に比べ極度に見劣りし、とても耐食性材料とは言えない存在であった。従来から主に使用されてきた高炭素―高クロム鋳鉄系溶接材料の代表的な成分組成は「Ｃ：３〜６％、Ｃｒ：１６〜３６％，Ｍｏ：０〜３％、Ｆｅ：残」である。

だだ、これに属する合金は非常に耐摩耗性に優れており、鉄基合金にも拘わらず高クロム含有量により一応は高温耐酸化性に優れ、６００℃及び６００℃以上の高温摩耗用途にも多用されてきた。その代表例の一つとして次に述べる化学成分を持つ合金がある。「Ｃ：５．２％、Ｃｒ：３２％、Ｓｉ：０．６％、Ｍｎ：０．７％、Ｆｅ：残。」

この鉄基耐摩耗性溶接肉盛金属は、優れた耐摩耗性を示し、磨耗係数で表示するならばＳＳ４００軟鋼を１００として５．０〜１０の磨耗試験値を示し、軟鋼の約１０〜２０倍の耐摩耗性を示す。しかし、あまりにも高炭素含有量のために耐腐食性は十分とは言えない。

そこで本発明者は、この高炭素―高クロム鋳鉄系溶接肉盛合金が持つ耐摩耗性と同等かそれに匹敵し、コバルト合金のステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６が持つ耐腐食性に近似し、ある種の腐食媒体に関しては同等かそれ以上の耐腐食性を持つ安価な鉄基合金の開発を企画した。ニッケル基合金で耐摩耗性に優れた合金としてはコルモノイＮｏ．６合金が有名である。これの磨耗係数ＷＲは５であり、ステライトＮｏ．１のＷＲ＝８より幾分優れているが、硫酸腐食性に関してはステライト合金より劣るので、本発明者の目標はあくまでもコバルト基のステライト合金とし、それを凌駕すればニッケル基に勝ると判断した。ステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６の標準組成は以下のとおりである。

〔コバルト基合金のステライトＮｏ．１の標準化学成分〕
「Ｃ：２．１％、Ｓｉ：０．８％、Ｍｎ：０．４％、Ｃｒ３２．０％、Ｆｅ：２．０％、Ｗ：１２．０、Ｎｉ：１．７、Ｍｏ：０．１、Ｃｏ：残」

〔コバルト基合金のステライトＮｏ．６の標準化学成分〕
「Ｃ：１，２％、Ｓｉ：０．８％、Ｍｎ：０．５％、Ｃｒ：２７％、Ｎｉ：２．７％、Ｗ：４．５％、Ｆｅ：２，５％、Ｍｏ：０．１％、Ｃｏ：残」

これらのコバルト基合金に含有されている合金元素を見ると、コバルト、タングステン等が多量含まれ、非常に高価な元素から構成されている。従って、コバルト基合金は非常に高価な合金であるため、肉盛面積が非常に広い装置の場合にはコスト的に採算が取れず、費用対効果を満足させることが極めて困難であった。

このため、この合金は極端に限られた小さい面積を持つ部分の肉盛で多大の効果を発揮出来る用途にのみ使用が限定されると考えられる。各種バルブシート類、例えばニードルバルブの先端、ポンプロッド、ポンプスリーブ、カムシャフト等である。ステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６合金は耐熱、耐腐食、耐摩耗性合金として３要因が同時に要求される用途で、特に６００℃以上の用途に適切であり、世界的に著名な合金である。しかし、６００℃以下の用途に関しても耐腐食性、耐摩耗性が要求される装置の肉盛に多用され続けているのが現状である。

６００℃以下の用途にさえ高価な希少元素を含有した合金を単なる磨耗部材に使用することは、先にも述べたように世界的な資源の無駄使いと将来の資源の枯渇から判断して反社会的であり、高価な希少元素はより有意義な付加価値の高い用途に適用されなければならないし、回収可能な用途に使用されなければならない。

そこで、本発明者はこの問題点を少しでも解決前進させる手段の一つとして、安価な鉄基合金であって、かつ６００℃以上の高温で優れた高温耐酸化性を示す高耐摩耗性の「肉盛溶接材料及びクラッド材」を提案し特許を取得した（特許文献１）。この特許合金は、６００℃以上の用途で高温耐摩耗性、耐酸化性、耐腐食性が要求される装置に肉盛されることにより、ステライトＮｏ．１より優れた性能を与え、大幅なコスト削減を図る。

特許第３３４３５７６号公報

代表的な実用例としては、８００〜９００℃の雰囲気温度で使用されるロータリキルンの掻き上げリフター、９００〜１０００℃で使用されるクリンカークーラー落とし口ライナー、９００℃以上の銅資源回収クリンカーグリズリーバー、８００℃のクリンカー搬送コンベヤーバケツ、流動床炉ボイラーチューブ、エア吹き出しノズルのトワイヤーの肉盛等があり、これらの肉盛に関する多数の実用実績により、長寿命化による大幅なコスト低減に貢献している。この特許肉盛合金の代表的な成分組成及び性能を以下に示す。

〔Ｎｏ．５５合金のＦＲＥＡ−ＭＥＴＡＬ化学成分（重量％）〕
溶着金属組成「Ｃ：１．３％、Ｓｉ：４．５％、Ｎｉ：３．７％、Ｍｎ：３．６％、Ｃｒ：３６％、Ｆｅ：残」
母材：ＳＵＳ３１０Ｓ ９ｍｍｔ
硬度：ＨＶ９７７
磨耗係数：４．２
１層目Ｃｒ分析値：３５％
ミクロ組織：×４００倍（図２中の写真Ｎｏ．１）

また、硬化金属を内側にした曲げ加工（曲げ半径２９０ｍｍＲ）を行った試験片Ｎｏ．５５を図２中に写真Ｎｏ．２で示す。なお合金Ｎｏ．は後述する組成比較試験で採用されているものである（図１参照）。

この特許合金の最大の特徴は、３０％を越える高クロム鉄基合金に高Ｓｉを含有させたことである。Ｓｉは、高温耐摩耗性や耐熱性を与える高価なＶ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ等の元素に比べ非常に安価であり、シリカから還元すれば、地球上に無尽蔵に存在する原料を利用できる。しかし、高Ｓｉ含有鋼の最大の欠点は合金を非常に脆くすることであり、この欠点のために鉄基耐摩耗肉盛金属への多量添加は現在においても敬遠され続けている。それにもかかわらず、本発明者はあえてＳｉの特徴である地球上で無尽蔵に存在する安価な元素、高温耐酸化性、クロム炭化物の針状化を促進する性質に着眼して、通常避けて使用されない程の高含有量、即ち３．０〜７．０％を添加した。

ちなみに、既にシリカロイと呼ばれる高Ｓｉ含有鋼が製造されてはいるが、この金属は金属間磨耗用途に対して開発された合金であり、炭素含有量が１００分の１台で耐摩耗性を与える炭化物の析出量が極端に少なく、前記特許合金のような激しい高温研削磨耗用途においては実用に耐えない合金であった（特許文献２）。

特開昭５４−８１１１５公報

高Ｓｉ含有鋼の溶着金属は、表層面において切片状の表層剥離を生じる性質があり、曲げ加工を行うと切片状に飛び散る危険性がある。更に強く押し曲げると溶着金属が母材金属から脱落するように破断する。前記耐摩耗性合金の曲げ試験片Ｎｏ．５５を見ればその典型的な剥離状態が認知できる。従って、前記特許合金は曲げ加工の機会が少ない溶接棒や溶接肉盛ワイヤの形態で主に使用されて来た。

このように高Ｓｉ添加により前記特許合金が開発されたが、その用途は６００℃以上の高温磨耗用途であり、鉄基合金にも拘わらずＳＵＳ３１０Ｓと同等の高温耐酸化性を与え、さらに高温では脱落し難い針状クロム炭化物を多量析出させることにより高温耐摩耗性、高温硬度を著しく向上させた。特に６００〜１０００℃の高温状態で合金は常温に比べ延性に富むようになるので脆さが改善され、さらにＳｉは溶着金属内でマトリックス地に多量固溶される事により、マトリックスの高温耐酸化性を向上させることに貢献し１０００℃の高温にも耐えることを可能にした。

特に前記特許合金を構成するための根幹となる条件「Ｃｒ％≧―１．６Ｓｉ％＋３７Ｃｒ％」は、６００℃以上で優れた耐摩耗性を確保するために必要な針状クロム炭化物の多量析出を促すＣｒとＳｉとの２元素相関式である。この相関式を満足しなければ、充分な針状クロム炭化物（Ｃｒ₇ Ｃ₃ ）の析出が得られなくなり、その結果、高温耐摩耗性の低下を招来させる。

通常金属の通性として、６００℃を越え１０００℃の高温域においては金属マトリックスの硬度が極端に軟化するため容易に磨耗が促進されるが、針状炭化物は編み物の繊維の如くマトリックス全面に絡みながら厚み方向に抱合されるため、柔らかいマトリックスの選択磨耗が防止され、高硬度の針状炭化物を多量晶出させることにより高温磨耗を防止することが、前記特許合金技術の根本とする所であった。この合金の組織をみれば見事な針状炭化物の析出が認知できる（図２中の写真Ｎｏ．１）。

しかし、高温での優れた特性は、常温では逆にその脆弱性が大きな欠点となり、非常に脆く曲げ加工性に劣り、前記特許合金で肉盛された耐摩耗鋼板を製造した場合、直線状のアイテムにしか適用できず、曲率を持つ品物に関しては溶接ワイヤや手溶接棒により肉盛加工を余儀なくされ、常に製作コストが高価になった。

このように前記特許合金はステライト合金に匹敵するほどの性能を得ることが出来たが、その最大の欠点は高Ｓｉ含有量のために溶着金属の表層面において切片状に剥離を発生し易く、特に大きな面積を持つ耐摩耗鋼板の製造を困難にすることである。また同一合金で形成されたクラッド鋼同士の接合溶接においても、溶接応力で引っ張られると硬化金属に剥離を生じ、溶接接合が非常に困難であった。

本発明の目的は、高Ｓｉ含有鋼の欠点である脆性を改善し、高クロム鋳鉄系肉盛合金や３０４ステンレス鋼に比べ圧倒的な耐腐食性能を保持し、一部の腐食環境に対してはステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６と同等かそれ以上の性能を持ち、耐摩耗性に関しては高炭素―高クロム鋳鉄系肉盛合金やステライトＮｏ１．Ｎｏ．６と同等かそれを上回ることが可能な低炭素―高クロムー高Ｓｉ−ボロンーニオブー鋳鋼系の鉄基耐食耐摩耗性合金、及びその合金を得るための肉盛溶接材料を提供することにある。

上記目的を達成するために、本発明者は鉄基合金の弱点である耐硫酸性の向上を図るために、多量のＣｒと少量のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ等を旨く組み合わせ、既に開発されていたＷｏｒｔｈｉｔｅ合金（Ｃ＜０．０７％、Ｃｒ２０％、Ｎｉ２５％，Ｓｉ３．５％，Ｍｏ３％，Ｃｕ２％）を一つのモデルとし、耐塩酸性にも優れた合金を模索し、高価なコバルト基合金であるステライトＮｏ．１及びＮｏ．６と耐腐食性と耐摩耗性とが同等かそれを越える安価な鉄基合金の開発を企画した。

Ｗｏｒｔｈｉｔｅ合金はアメリカのＷｏｒｔｈｉｎｇｔｏｎ Ｐｕｍ社が開発したＣｒ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｏ−Ｃｕ系ステンレス鋼であた、化学プラントや石油専焼ボイラーなどにおる耐硫酸腐食用途に使用される。耐硫酸腐食の観点からＷｏｒｔｈｉｔｅ合金を一つのモデルとしたが、この合金の問題点としては本発明者の意図とは異なり、この合金にはＮｉが非常に多く含有されており、本来の大前提である希少価値合金の省資源化の見知から大きく逸脱していることであった。Ｗｏｒｔｈｉｔｅ合金はあくまで強度が必要とされる耐食性構造材料として使用され、例えばステンレス鋳鋼製ポンプ等として使用されている。従って、金属自体が靱性を持つことが重要であるが、高Ｓｉ含有量のために脆化し、その脆化改善を行うために高Ｎｉ含有量に設計されているものと想定される。当然、高Ｎｉ含有量は耐食性の向上が主目的であるが、低硬度を招来し、耐摩耗性硬化金属材料としては耐摩耗性に劣り、本発明者が企画する耐摩耗性合金としては使用できないような鉄基合金であった。

本発明者が開発する肉盛合金は、耐腐食性と耐摩耗性とを同時に満足することを根本原則とするものであるために、その母材金属にはステンレス鋼が多々使用される。このため、本発明者はＮｉ含有量に関しては母材金属のステンレス鋼等から溶着金属内にピックアップさせることを期待できるので、当初から溶接材料に添加するＮｉ含有量は最大で１３％とし省資源化を図った。すなわち、開発合金のＮｉ添加量に関しは通常は５％以下であり、特別な場合に限って最大１３％の添加とした。一方、Ｓｉに関しては以下のとおりである。

（１）高Ｓｉ含有鋼の脆化について
鉄基金属の高Ｓｉ含有鋼に高ケイ素鋼板がある。その成分の一例を下に示す。
「Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：４．１２％、Ｍｎ：０．０７％、Ｐ：０．０７％、Ｓ：０．００５％、Ｆｅ：残」

ケイ素鋼板は主にトランスやモーターのコア等に使用されている。Ｓｉ含有量を増加すれば磁性が強くなり好ましいが、Ｓｉを５％以上添加すると鋼が脆くなり、それ以上添加すると圧延作業が困難になり、薄鉄板の製造を難しくする。Ｓｉは単なる炭素鋼に添加するだけで鋼を脆くする性質がある。ましてＣｒを多量に含有した高クロム合金に同等のＳｉを添加するのであるから、Ｓｉ自体が持つ脆化傾向と高クロム合金が析出する脆くて高硬度のクロム炭化物とが相乗的に合金の脆化を促進するので、開発合金に延性を与えることは非常に困難である。

（２）高Ｓｉ含有鋼の脆化と耐腐食性、耐摩耗性に及ぼすＣの影響
溶着金属の延性改善、即ち剥離の発生を生じさせないことと、耐腐食性の改善にとって重要な成分元素の一つとして先ず炭素含有量が考えられる。高炭素―高クロム鋳鉄系溶接肉盛材料は、炭素含有量が非常に高く、４．５〜６．０％を含有する鋳鉄範囲に含まれている。その結果、多量の脆いクロム炭化物を析出し、マトリックスに含有されるＣｒ含有量が減少して耐腐食性を極度に低下させた。すなわち、各種高炭素―高クロム鋳鉄系溶接肉盛材料が耐腐食性に劣る最大の原因は、耐摩耗性を得るために多量の炭素を含有させ、炭素との親和力の強い炭化物形成元素、クロム、タングステン、バナジューム、チタン、ニオブ等と炭素とを結合をさせて、金属マトリックス中に多量の高硬度炭化物を析出させることにより耐摩耗性を確保している点にある。

クロム炭化物はＨＶ１６５０〜２１００、ニオブ炭化物はＨＶ２４００，チタン炭化物はＨＶ２８００、バナジューム炭化物はＨＶ２８００、タングステン炭化物はＨＶ２４００〜３０００の高硬度を持つと言われている。高クロム鋳鉄系合金は、これら炭化物の析出により優れた耐摩耗性を確保している反面、高炭素含有量のために溶着金属の耐腐食性は極端に劣化させるようになる。

一般に鉄−炭素２元状態図から、炭素含有量が２．０〜２．１％を境界としてそれ以下が鋳鋼であり、それ以上を超えると鋳鉄であると言われている。また２．０％を超える炭素含有鋳鉄よりも２．０％以下の鋳鋼の方が機械的性質、特に金属マトリックスの靭性に関して優れていると判断したので、開発溶接合金は１層目溶着金属の炭素含有量が２％以下になるように設計した。当然、低炭素含有量は耐腐食性の改善にも寄与すると想定した。

溶接材料の炭素含有量を３．０％以下にした場合、炭化物の析出量から判断すれば言わば亜共析になり、軟鋼上に１層肉盛した場合、軟鋼の溶け込みを受け１層目の溶着金属には充分な炭化物の析出が見られず、耐摩耗性が非常に劣る結果を生じた。例えば、溶接材料に炭素含有量を３．０％添加していたとしても、軟鋼やステンレス鋼母材に１層肉盛した場合、溶着金属に含有される炭素含有量は母材金属への溶け込み深さにより異なるが、１．８％〜２．１％の範囲に変化する（溶け込み深さ約３０％〜４０％とする）。この含有量は鋳鋼と鋳鉄とに区分される炭素含有量の２．０％付近になる。通常、高炭素−高クロム鋳鉄系溶接材料に含有される炭素量は少なくとも４．５％以上が必要とされ、１層目から軟鋼の希釈の影響を受けても充分な炭化物を析出する過共析の状態を保持することが重要である。即ち、３０％の溶け込みを受けても、１層目溶着金属の炭素含有量が約３％以上になり過共析になることが必要である。

このようなことから、開発合金の１層目溶着金属の炭素含有量の上限値は鋳鋼と鋳鉄とを区分けする含有量である２．０％以下を一つの目安とした。他の理由としては、コバルト基合金のステライトＮｏ．１合金の炭素含有量がＣ：２．０％であり、開発溶接材料の耐腐食性能判定基準はステライトＮｏ．１の腐食性能と同等か、それ以上に目標を決めているので、炭素含有量はほぼ同量にすることに決めた。

炭素含有量の差異による耐摩耗性の比較を表１に示す。合金Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４２は高Ｓｉ含有鋼であり、Ｎｂ，Ｂを含有していないので開発合金成分範囲には含まれないが、炭素量の差異による耐摩耗性比較に都合が良いので取り上げた。

Ｎｏ．４１合金とＮｏ．４２合金は炭素含有量以外はほぼ同一化学成分に調整し製作した。炭素含有量の高いＮｏ．４２合金の耐摩耗性はＮｏ．４１より約２．５倍も優れた結果が得られた。これはＮｏ．４２合金の炭素含有量が高いためにクロム炭化物の析出量が多く、耐摩耗性を改善したものである。

炭素含有量は耐腐食性に大きな悪影響を与える因子の１つであるが、耐腐食性を向上させるために炭素含有量を減少させれば炭化物の析出量が減少して耐摩耗性を著しく低下させる。そこで本発明者は高炭素含有量により多量の炭化物を析出させ、耐摩耗性を確保する高炭素―高クロム鋳鉄の成分構成を改めた。すなわち、炭素添加量の範囲が０．５％≦Ｃ≦２．０〜２．５％であっても、優れた耐摩耗性を確保できると同時に優れた耐腐食性と優れた靭性を確保できる合金を開発することを目標にした。溶接肉盛材料に関しては種々の異種肉盛方法が存在し、それぞれ溶け込み深さが異なるために母材希釈率が異なるのでＣの最大添加量を２．５％以下にした。

（３）高Ｓｉ含有鋼の脆化と耐摩耗性に及ぼすＣｒの影響
高Ｓｉ含有鋼の脆化に最も影響を与える合金元素としてＣｒがある。クロム添加量が最高４５％をもつ溶接材料を使用して実際に肉盛された第１層目の溶着金属のクロム含有量は、母材材質が軟鋼やエステン鋼の場合、約２５％〜５０％の母材希釈を受けることから約２３〜３４％になる。クロム添加量が２５％の場合には約１５〜１９％になる。ＳＵＳ３０４〜３１６の母材を使用した場合、Ｃｒ３５％の溶接材料を使用したとすれば、第１層目の溶着金属のクロム含有量は約２６〜３１％になる。溶接方法により溶け込み深さが異なるが、平均して第１層目溶着金属のＣｒ含有量はおおむね「１５％≦Ｃｒ≦３１％」の範囲に選定される。

最大添加量が４５％の場合は、母材希釈率が５０％かこれを超える手溶接棒の場合に使用され、母材が軟鋼であると第１層目溶着金属のクロム含有量は約２３％程度になり、上記範囲内に含まれる。特に、耐磨耗鋼板の場合は１層肉盛で形成され、その溶着金属の肉厚は約４〜６ｍｍとなる。溶接肉盛材料や耐摩耗鋼板で得られる溶着金属の脆化に関しては第１層目溶着金属の挙動が最も重要であると考えられる。従って、第１層目溶着金属のクロム含有量の範囲を策定する必要があった。その理由はクロムが他の合金元素に比べ開発合金の中で最も多量含有される元素であり、しかも溶着金属の脆化に大きな影響力を持つので、他の少量添加合金の影響度の把握はこの元素の規定範囲内での挙動において判断することが非常に重要であることによる。

ちなみに、前述した特許合金は６００℃以上において優れた高温耐摩耗性を与えるために針状クロム炭化物を多量析出させる必要上、ＣｒとＳｉとの２元素相関式「Ｃｒ≧―１．６Ｓｉ＋３７（重量％）」を満足させることが非常に重要であった。Ｃｒ含有量が３２％以上でＳｉ含有量が３％以上の場合、針状クロム炭化物が多量析出して顕著な脆化を生じ硬化金属表面に剥離が生じることが、Ｎｏ．５５曲げ試験片により証明されている（図２中の写真Ｎｏ．２）。

この特許合金に対し、開発合金は特に高温耐摩耗性を主眼にした合金ではなく、あくまで鉄基合金で脆弱な高Ｓｉ含有鋼の延性確保と耐腐食性の改善を主テーマとして開発する合金である。従って高温での耐摩耗性を確保するためのＣｒ≧―１．６Ｓｉ％＋３７Ｃｒ％の条件を満足させる必要性が無いので、溶着金属を脆くする珪素とクロムの添加量を前者に比べ減少させることが可能になったが、Ｃｒ，Ｓｉの添加量を減少させればクロム炭化物の析出量が減少し、延性は回復されるが耐摩耗性の低下が顕著になる。

この現象は以下に述べる実験で証明された。前記特許合金を基本合金として最も耐摩耗性に影響を与えるＣｒ添加量を３６％から約２０〜２５％まで低下させた場合の合金の靭性と耐摩耗性を調査した。靭性の調査はＳＵＳ３１０Ｓ母材で肉厚９ｍｍｔ×幅１００ｍｍ×長さ４００ｍｍ上に試験合金を５ｍｍ厚み１層で溶着した耐摩耗鋼板を作成して、２００Ｒ、２９０Ｒの曲げ試験によりその靭性を判定した。この曲げ試験で溶着金属が一部でも剥離、欠落した場合には靭性不可と判断した。磨耗係数ＷＲはステライトＮｏ．６が持つ磨耗係数ＷＲ＝１５以下を基準として、それより優れていることを必要とした。合金組成を表２に、調査結果を表３に示す。

高Ｓｉ添加量にも拘わらず曲げ性能は総ての合金に関して合格（○）であった理由は、Ｃｒ含有量が少ないために針状クロム炭化物の析出量が少なく曲げ延性に寄与したと想定され、逆に炭化物が少ないために耐摩耗性が大幅に低下した。

この試験によりＣｒ、即ちクロム炭化物が靱性（曲げ延性）と耐摩耗性に最も大きく影響を与えることが判明した。耐摩耗性に関してはＮｏ．５８，Ｎｏ．７０の２種類の合金がぎりぎり合格した。Ｎｏ．５８合金のＣｒ添加量が２０％（含有量約２１％）、Ｎｏ．７０合金のＣｒの添加量が２５％（含有量約２５％）でＮｂを最大添加量の８％を添加しても耐摩耗性ＷＲは１４〜１５の最低値を示し、Ｎｂ単独添加で耐摩耗性を調整することが不可能であることが判明した。

（４）高Ｓｉ鋼の耐摩耗性、延性に及ぼすＢの添加効果
Ｃｒ、Ｓｉ含有量が多く、その結果マトリックスに多量の脆い針状クロム炭化物を析出したＦＲＥＡ−ＭＥＴＡＬ合金（Ｎｏ．５５）は、曲げ加工により簡単に剥離を発生した（図２中の写真Ｎｏ．２）。Ｓｉ自体が鋼を脆くすると言う性質を改善することは出来ない。しかし開発合金に関しては、クロム炭化物の析出量が最もその合金を脆くすることに影響を与えることが判明したが、それに次いでＳｉ含有量が増加するに連れてクロム炭化物を針状化する傾向があり、クロム炭化物の形状も脆化を促進しており、割れや剥離を発生させ耐摩耗性を低下させる主要な要因の一つになっていると考えられた。

曲げ延性を改善するためには脆い針状クロム炭化物の多量晶出の減少を図ることが重要である。その針状炭化物量を減少させた分だけ、耐摩耗性が低下するのでそれを補償するために分散し晶出した球状、島状、網状、不定形の形状を持つ非常に高硬度の微細化された化合物を晶出させることにより、溶着金属の脆化を防止し耐摩耗性を向上させる方法が最善の手段と考えられた。

高Ｓｉ鋼の脆性を促すことなしに耐摩耗性を向上させる手段として、耐腐食性に悪影響を与えない非常に高硬度のホウ化物の晶出や非常に炭素との親和力が強く、球状微細化炭化物を晶出するニオブ炭化物との共存により耐摩耗性の向上を図る事を企てた。同時にその高Ｓｉ含有鋼の最大の欠点である表層金属の剥離、脱落等の脆化にこれら２元素が影響を耐えないことと、寧ろ脆化を抑制する方向に働くことが期待された。

溶着金属のクロム含有量が１５％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において、ボロンを添加することにより耐摩耗性の向上は図れるが、ボロン単独添加において、例えば０．５％添加しても耐摩耗性の改善には寄与されず、４．０％添加すると溶着金属が非常に硬くなり溶接ビードに対して直角方向の無数の割れを発生した。Ｂ単独添加のみでは添加量の範囲が狭く、溶着金属の延性度合いを判断することが非常に困難であった。低Ｂ含有鋼と高Ｂ含有鋼との耐摩耗性を比較したが、高Ｂ含有鋼は非常に優れた耐摩耗性を示したが、著しい脆化を生じた。ボロン添加量が耐摩耗性と曲げ加工性に及ぼす影響を表４に示す。

さらに開発合金の最大の特徴である高シリコン含有量は、高温耐酸化性や耐硫酸腐食性、耐塩酸腐食性、有機酸腐食性に対して非常に有効な要素であるが、通常鉄基合金に３．５％以上添加すると非常に合金を脆くする性質があり、その優れた性能にも拘わらず鉄基溶接肉盛材料にはあまり使用されて来なかった。高Ｃｒ鋼にＳｉの添加量を増加すればクロム炭化物を針状化し易くなり、その結果溶着金属を脆くする傾向が生じ、５％単独添加した場合には溶着金属に表層剥離が発生し、２．５％まで減少させると耐摩耗性が非常に悪くなった。従って、開発合金の目玉であるＳｉ添加量は少なくとも最低で２．５％、最高で４．５％〜５．５％までの添加量の範囲が必須であり、この添加範囲内においての脆化を無くすことが絶対条件であった。

ＳｉもＢと同様に添加範囲が狭く単独添加では溶着金属の延性と耐摩耗性とを評価することが非常に困難であった。従って、ＢとＳｉとの両者の影響を含め考慮する方法としてＳｉ×Ｂの積（重量％）の必要性が生じた。Ｂはホウ化物を晶出して非常に高硬度を与えるがホウ化物の種類、その形状と大きさと晶出量とが鋼の延性に影響を与えると考えた。特にそのサイズが針状のクロム炭化物の大きさに比べ著しく小さければ曲げ加工において物理的に破壊を促進する要因は大幅に減少する事が想定された。しかも微小ホウ化物の硬度が非常に硬ければ溶着金属の耐摩耗性を改善させること事が期待された。

そこで耐硫酸、耐塩酸腐食に優れた結果を示したＮｏ．１０−Ｃ合金を取り上げその合金に晶出する炭化物、ホウ化物をＳＥＭ−ＥＤＸ分析装置により同定した。晶出物はＣｒ₇ Ｃ₃ クロム炭化物（約ＨＶ２１００）とＣｒ₂ Ｂ（約ＨＶ１４００）、 Ｍｏ₂ ＦｅＢ₂ （約ＨＶ２４００〉、ＮｂＢ（約ＨＶ２２５０）の３種類のホウ化物とが晶出していた。これら総てが全溶着金属の３０％を占有していた。これら晶出物の形状はＣｒ₇ Ｃ₃ が花びら状または樹枝状であり、ホウ化物のＮｂＢが不定形、Ｃｒ₂ Ｂが板状、、Ｍｏ₂ ＦｅＢ₂ が網目状を示した（図３中の写真１参照）。

Ｎｏ．１０−Ｃ合金の炭素含有量が約０．７％〜０．８％と少なかったので炭化物はＣｒ₇ Ｃ₃ のみが晶出し、Ｎｂはニオブ炭化物を形成しなかった。しかしニオブホウ化物（ＮｂＢ）が晶出されており、ニオブ炭化物に匹敵する程の高硬度を与えた。従って、炭素含有量が少ない場合においてはＮｂはホウ化物を形成して耐摩耗性の向上に貢献する事が判明した。低炭素含有量においても耐摩耗性が優れている理由はこれらホウ化物の晶出にある事が判明した。

炭素含有量が増加すれば同時にニオブ炭化物も晶出するので、さらに耐摩耗性の向上に貢献すると考えられる。ＢとＮｂとの共存添加により曲げ延性を低下させずにその優れた硬度により耐摩耗性を向上させることに成功した。各種ホウ化物晶出物のなかで形状的に合金を脆化させると想定させるものにホウ化クロム（Ｃｒ₂Ｂ）がある。これは形状的には板状組織であるが、微細針状クロム炭化物と形状的に近似しており危惧された（図３中の写真１参照）。実際には曲げ試験においてＮｏ．１０−Ｃ合金は容易に曲げ加工が可能で、それによる表層剥離は生じなかった（図３中の写真２参照）。針状クロム炭化物との晶出量の差によるのか、あまり曲げ加工性に影響を与えなかった。ホウ化物の硬度は金属化学熱処理便覧〈著者＝ゲ・ウェ・ボリセノーク〉を引用した。

（５）Ｓｉ×ＢとＣｒ含有量との相関
Ｓｉ×Ｂ添加量の積とＣｒ含有量との相関は、最も脆性を促進する針状クロム炭化物の析出量との相関として考えることが出来る。Ｃｒ含有量が少ないと当然Ｃｒ炭化物の析出量が少なくなり脆化傾向は減少するが、その反面耐摩耗性が大幅に低下する。Ｓｉ単独で添加量を多量増加するとＳｉが持つ特有の脆化傾向とクロム炭化物を針状化させる性質とにより金属を脆化させる傾向が強くなるので、Ｂと共存添加することでどの程度延性と耐摩耗性とが改善され適正合金組成範囲を拡大するかを調査した。

低Ｃｒ含有量の場合にはＳｉ×Ｂの積を７．５以上に高く設定し、高Ｃｒの場合にはＳｉｘＢの積を１．５５から６．４と低めに設定して合金の延性と耐摩耗性とを同時に満足する合金組成範囲を調査した。調査結果を表５及び表６に示す。

Ｓｉ×Ｂの上限値が７．５で耐摩耗性は確保出来たが、これ以上添加すると曲げ延性が確保できず、Ｓｉ×Ｂの下限値が６．４で曲げ延性は確保出来るが耐摩耗性がこれ以下では不合格になり、上下の調整範囲の幅が非常に狭く磨耗係数に関しては上限値が６．１、下限値で１２．４であり優れた耐摩耗性が得られなかった。優れた延性と耐摩耗性とを同時に満足させる合金組成範囲は非常に幅が狭く限定された範囲でしか得られなかった。これによりＳｉ×Ｂの積とＣｒとの相関のみで延性と耐摩耗性とを同時に満足させる幅の広い合金組成範囲を得る事が困難であった。

（６）Ｎｂの添加効果
特にＳｉ×Ｂの下限値では曲げ延性が非常に良くなる反面、耐摩耗性が大幅に低下することが判明している。Ｂ，Ｎｂは単独添加ではそれ程有効では無いが、これを共存添加することにより下限値における耐摩耗性の改善に大いに貢献すると想定された。これにより延性と耐摩耗性の両方を満足する合金組成範囲を大幅に拡大する事が可能になると考えられた。

Ｎｏ３５合金のＳｉ×Ｂは１，８であるが、Ｎｂ＝４．０％、ＡＬ＝２．０％の添加により磨耗係数ＷＲ＝９．３が確保出来た。Ｎｏ．３３合金はＳｉ×Ｂ＝３．５でＮｂ＝４．０％の添加により磨耗係数ＷＲ＝５．９が得られた。耐摩耗性を示す磨耗係数ＷＲの最低基準値が１５であることから充分基準値内にありＮｂとＢの共存添加により延性と耐摩耗性を同時に満足させる合金組成範囲を大幅に拡大させることが可能に成った。

Ｓｉ×Ｂとの積において、耐摩耗性を向上させる第３の有効な元素としてＮｂが存在しており、０〜８．０％と無添加を含む非常に幅の広い添加量の範囲が選択出来、耐摩耗性を容易に調整できることが期待された。Ｎｂは炭化物を球状微細化する元素であることは公知の事実であり、金属を脆くする危険性が少なく、またニオブ炭化物〈約ＨＶ２４００〉やニオブホウ化物〈約ＨＶ２２５０〉は高硬度を与えるので耐摩耗性を向上させることが出来た。

例えばねずみ鋳鉄の黒鉛形状が針状黒鉛の場合、鋳物を脆くするのでＭｇ，Ｃａを添加することにより黒鉛を球状化して球状黒鉛鋳鉄を形成し、軟鋼と遜色がない程の延性を与える方法が有るが、Ｎｂの添加はＭｇ，Ｃａと同じ効果が炭化物に関してももたらされた。合金の炭素含有量が０．５％のように非常に低い場合には炭化物の晶出が大幅に減少するがボロン添加によりホウ化ニオブ（ＮｂＢ）、ホウ化クロム（Ｃｒ₂ Ｂ）を分散晶出して耐摩耗性の向上に貢献した。

このようにＢとＮｂは両者ともに本開発合金の脆化を防止する微小晶出物を形成し、脆い針状クロム炭化物を両者で置換させることにより鋼の延性回復を可能にし、その高硬度により耐摩耗性を格段に向上させることが出来た。すでに実験により証明したが、Ｎｂ単独添加の効果は充分な耐摩耗性を得ることが出来なかったが、Ｂとの共存添加効果により耐摩耗性の向上を企てることが可能に成った。

開発合金の必須条件はＣｒ含有量との相関において、Ｓｉ×Ｂとの積とＮｂの共存添加が絶対条件であり、この内のいずれを欠いても延性と耐摩耗性とを充分に満足させる合金組成範囲を幅広く確保する事が非常に困難である。

Ｓｉ，Ｂ，Ｎｂの３元素を適切に組み合わせることにより従来、高Ｓｉ含有鋼の最大の欠点であった脆性が緩和できたことは大きな意義があり、今後鉄基合金の耐摩耗材料に関して安価な優れた耐腐食性、高温耐酸化性を与えるＳｉの有効利用を可能にした。これによりＣｏ，Ｎｉ等の高価な希少価値のある合金元素の代替としてＳｉの有効利用が考えられ、塩酸、塩素ガス腐食に対して優れた耐食性を与えることができるので、産業廃棄物、高温燃焼炉、熱分解装置、流動床炉などの耐塩酸、硫酸腐食にその有効利用が拡大された。

合金の脆さを評価する方法として、曲げ試験が最も簡便で正確であると想定されたので曲げ加工によりその延性を評価した。曲げ加工性能と耐摩耗性とがクロム含有量とＳｉ×Ｂとの積の相関とにより総括された。その結果一定の曲率で曲げ試験を行っても溶着金属に剥離や破断を生じさせない限界傾向はＣｒ含有量が低い場合、Ｓｉ×Ｂの積は高値になり、クロム含有量が高い場合、Ｓｉ×Ｂの積は低値になる傾向を示した。Ｓｉ×Ｂの積で曲げ加工性能を評価する方法はＢやＳｉ単独で評価する方法よりその評価範囲が格段に拡大されより正確に性能を判定することに役立った。

（７）耐摩耗鋼板の曲げ加工による延性評価と耐摩耗性評価
Ｓｉ含有量を仮に最高の４．５％を含有させれば、Ｃｒ％≧―１．６Ｓｉ％＋３７の方程式からクロム含有量が約３０％以上で針状炭化物を多量析出させることになり、Ｓｉ＝４％の場合ではＣｒが約３１％になるので、１層目溶着金属におけるクロム含有量の範囲を「１５％≦Ｃｒ≦３１％」とした。そして曲げ加工性、即ち延性に優れた溶着金属を得るための主要影響元素の適切な成分範囲を以下のとおり特定した。

１５％≦Ｃｒ≦３１％、 （１層目溶着金属含有量）
０．５％≦Ｃ≦２．０％ （添加量）
２．５％≦Ｓｉ≦４．５％ （添加量）
０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８．０％ （添加量）
０．５％≦Ｂ≦３．５％ （添加量）

この成分特定範囲内において曲げ加工性に影響を与えるＳｉ×Ｂの適正範囲を求めた。マトリックスを脆化させず曲げ加工性に優れた溶着金属を与えるＳｉとＢとの積は「１．２５≦Ｓｉ×Ｂ≦１１．５」の範囲であった。大まかな傾向として、Ｃｒの含有量が低い場合、Ｓｉ×Ｂの数値は高くなり、Ｃｒの含有量が高い場合、Ｓｉ×Ｂの数値は低い傾向を示した。特にＳｉ×Ｂの数値が低くなると耐摩耗性が低下する傾向があり、その耐摩耗性を補う目的でＮｂを添加した。

Ｓｉ×Ｂの数値が高くなれば成るほど、溶着金属を脆化させる傾向があるので、曲げ加工性能は劣化し、曲げ加工性能を高めるためにはＳｉ×Ｂの数値を低く抑える必要があった。Ｓｉ×Ｂの数値が低くなれば溶着金属の延性が増加し、曲げ加工性能は向上するが逆に耐摩耗性が低下するのでＮｂを０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％の範囲内で添加して耐摩耗性を調整した。例えば、４．０≦Ｓｉ×Ｂ≦１１．５％と数値が高い場合にはＮｂの添加量を低目の０．５〜４％以内とし、４．０≧Ｓｉ×Ｂ≧１．２５％の数値が低い場合にはＮｂの添加量を４〜８％と高くして耐摩耗性を改善した。

開発合金は耐腐食性の向上を目的としたものであり、１層目溶着金属のクロム含有量が１５〜１８％と低い場合、結晶粒界に溶接熱で炭素とクロムとが結合してＣｒ₂₃Ｃ₆ 炭化物が形成され、それが粒界に沿って析出し耐食性に必要なＣｒが欠乏して粒界腐食の危険性が生じた。Ｎｂを０．５％以上添加することにより、Ｃｒより炭素との親和力の強いＮｂが炭素と結合してＣｒ₂₃Ｃ₆ の析出を抑制する効果がある。

Ｔｉ≦１．０％以下の添加目的もＮｂと同様の効果を求めたものであるが、Ｔｉは酸素との親和力が極度に強くＮｂよりメタル中での高温酸化反応でのロスが多いと判断して１％の添加量にした。

溶着金属の曲げ加工性能評価方法はＳＳ４００、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１０Ｓの９ｍｍ肉厚×１００ｍｍ幅×４００ｍｍ長の寸法を持つ鋼板上に１層肉盛で５〜６ｍｍの溶着金属を全面肉盛したクラッド鋼板を製造して、硬化金属を内側にしてプレスで曲げ加工を行った。目標とするステライトＮｏ．１合金はガス溶着でＳＳ４００上に２層５ｍｍ厚み肉盛した。試験片の長さは約２００ｍｍとした。

曲げ加工曲率は約２００Ｒとし、曲げ加工によって硬化金属に何ら影響を与えず健全な曲げ性能が得られ無欠陥状況の場合を○、硬化金属の表面に数箇所の表層剥離や極僅かな欠落を発生した場合を▲、硬化金属の表面に多数の表層剥離や塊状の欠落を発生し靭性に乏しい場合を●として曲げ延性を評価した。結果を図１に示す。

図１においては、Ｓｉ×Ｂを縦軸に、第１層目溶着金属のＣｒ含有量を横軸にとり、これら延性の関係を表示した。上部の曲線はクラッド鋼板を２００Ｒの曲率で曲げ加工した場合の溶着金属に生じる表層面剥離や脱落の破断限界線を示し、この線の上側では曲げ加工により容易に破断し易いことを示す。下線は溶着金属が持つ低応力磨耗係数ＷＲが１５を保持する限界線を示し、これ以下では磨耗係数が上昇して耐摩耗性が大幅に劣化することを示した。

上下の限界線により囲まれた適正成分範囲において、１層肉盛で構成される耐摩耗鋼板の曲げ加工性は曲率で言えば半径２００ｍｍまでＲ曲げ加工が行え、それ以下の極小曲率の曲げ加工も可能な合金が多数存在した。その曲げ加工性はステライトＮｏ１と同程度かそれより以上優れており、耐摩耗鋼板に使用されている高炭素―高クロム鋳鉄合金と同等かそれ以上の曲げ加工性能が得られた。高Ｓｉ含有鋼でこれほどまでに極小Ｒ曲げ加工が出来る合金は過去を振り返り存在し得なかった。

次に重要な性質は常温における耐摩耗性の向上である。先にも述べたように耐摩耗性の向上にとって最も重要な因子である炭素含有量を高クロム鋳鉄系肉盛合金より大幅に低下させたために、曲げ加工性能と耐腐食性の向上が図られたが、耐摩耗性が減少し、耐摩耗性の確保が重要になった。

耐摩耗性の判定評価方法はエンドレスベルトグラインダー研磨試験機を使用して行った。各種合金の磨耗係数は軟鋼ＳＳ４００を基準値として、ＳＳ４００の磨耗容積と比較したい合金の磨耗容積との比率により算出した。

開発合金の耐摩耗性の目標はステライトＮｏ．１合金をガス溶着した場合の耐摩耗性であり、その摩耗係数はＷＲ＝８であった。ステライト合金の肉盛方法は通常、小物の肉盛の場合にはガス溶着されるが、面積が大きい部品の肉盛はアーク溶接法で肉盛される。ガス溶着に比べ溶接能率が高く、肉盛技術もガス溶着に比べ容易であり、近年の溶接技能者もアーク溶接に習熟しているが、アーク溶接で肉盛する場合の最大の欠点は母材溶け込みが深くなり耐摩耗性が大幅に低下する。

ステライトＮｏ．１をＴＩＧ法で肉盛した場合の摩耗係数は５４になり、２〜３層肉盛しなければガス法と同等の耐摩耗性が得られない。また、高クロム鋳鉄の磨耗係数が１４〜１７．５であり、高炭素―高クロム鋳鉄系溶接棒の摩耗係数は約４〜１０の範囲であるので、真の目標値はステライトＮｏ．１ガス溶着の磨耗係数ＷＲ＝８とし、最低目標値としてはステライトＮｏ．６の磨耗係数１４とした。開発合金の磨耗係数ＷＲの適正範囲は１≦ＷＲ≦１５とした。

（８）肉盛溶接材料の曲げ加工性能と耐摩耗性評価
溶接材料の曲げ加工性能や耐摩耗性評価は基本的に耐摩耗鋼板で得られたＳｉ×ＢとＣｒとの相関式に適合するものである。耐摩耗鋼板と鋳鋼とで異なる点は母材による希釈率が異なることと曲げ加工がさして必要でないことである。従って、耐摩耗鋼板を製造する場合に比べもう少し多量の合金添加が許容されることである。

溶接材料における成分添加範囲であるが、溶接肉盛方法や母材の種類、溶け込み深さも大きく異なるので、クラッド鋼板で得られた成分を補正する必要がある。例えば手溶接棒の肉盛施工では約５０％の溶け込み率が予測され、ＭＩＧ溶接では約３５％、ＴＩＧ溶接では約４５％、フラックスコアードワイヤでは約３５％、サブマージドアーク法では３０〜６０％が予測される。一般にかなり深い溶け込みの影響を受け易いので、添加量はクラッド鋼板を製造する場合に比べ多量添加する必要がある。因みにクラッド鋼板の場合の溶け込み深さは約２５〜３５％の範囲と想定される。

肉盛溶接材料の場合は、クラッド鋼板と比べ異なる点は曲げ加工の必要性が非常に少ないことである。元々、形状を作成した物品の表面を肉盛するのであるから曲げ加工の必要性が無い。但し、肉盛溶接の場合には層を１層、２層と重ねて肉盛されるから層数が増加すると母材希釈の影響は少なくなり、設計成分に近似するようになる。しかし、一般的には２層肉盛が多く、１層での肉厚は約３ｍｍ、２層目で５〜６ｍｍの肉厚が得られるのが一般的である。それ以上の層数を溶着すると溶接材料の使用量が増加し、肉盛工数も増加するので高価になり通常２層肉盛が一般的に行われる方法である。

溶接材料に添加される各合金成分を検討すると、炭素含有量に関しては０．５％≦Ｃ≦２．５％、クロム含有量は１５％≦Ｃｒ≦４５％、０≦Ｎｉ≦１３％、０≦Ｍｎ≦１０％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％とし、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下で、溶け込みの影響を受けても充分この範囲内で性能確保は可能である。

曲げ加工性能に大きく影響を与えるＢは０．５％〜４．５％、Ｓｉは２．５％から５．５％までとした。特に曲げ加工性能に影響を与えるＳｉの最大添加量は特許第３３４３５７６号に比べ１．５％少なく出来た。すなわち、本開発合金は６００℃以上での高温用途に使用される目的で開発された合金では無いので、針状炭化物の析出は必要なく、針状炭化物の析出に直接関係するＳｉの添加量を減少させることが出来た。

Ｃｒ、Ｓｉ、Ｂ、Ｎｂの４元素の適切な組み合わせにより、本開発合金の常温における曲げ加工性能（延性）と、目標とする耐摩耗性、耐腐食性を確保することが出来た。

代表的な各種合金の硬度及び耐摩耗性を比較して表７に示す。ＳＳ４００，ＳＵＳ３１０Ｓステンレス鋼、高クロム鋳鉄、耐硫酸性鋼板は素材から切り出され、ステライトＮｏ１，Ｎｏ．６は２層ガス溶着法で５ｍｍ肉盛され、ＧＬ，ＵＦはノンガスアーク法で２層５ｍｍ肉盛された。

耐摩耗鋼板の合金はサブマージドアーク法により１層約５ｍｍ厚が肉盛された。肉盛品の素材はＳＳ４００，ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１０Ｓステンレス鋼であり、肉厚９ｍｍを採用した。

本発明はかかる知見を基礎として完成されたものであり、その鉄基耐食耐摩耗性肉盛溶接材料は、重量％でＣ：０．５〜２．５％、Ｓｉ：２．５〜５．５％、Ｍｎ：０〜１０％以下、Ｃｒ：１５％〜４５％、Ｎｉ：０〜１３％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５％〜４．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなる。

これらの成分に加えて、Ｔｉ：１．０％以下、ＡＬ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含むことができる。

その溶接材料は，具体的には被覆アーク溶接棒、フラックスコアード複合ワイヤ、金属パウダー又は鋳造棒である。

また、本発明の鉄基耐食耐摩耗性合金は、重量％でＣ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０〜１０％以下、Ｃｒ：１５〜３１％、Ｎｉ：０〜１６％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５〜３．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、１５％≦Ｃｒ＜２７％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≦２０１４／Ｃｒ² ＋０．０８３Ｃｒ＋１．０５を満足し、２７％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において、１．２５％≦（Ｓｉ×Ｂ）≦６．０％を満足し、１５％≦Ｃｒ＜２０％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧５７０／Ｃｒ² −０．０６６Ｃｒ＋１．１４５を満足し、２０％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧１．２５を満足する低炭素―高シリコンー高クロムーボロンーニオブ系の鉄基耐食耐摩耗性合金である。

これらの成分に加えて、Ｔｉ：１．０％以下、ＡＬ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含むことができる。

この鉄基耐食耐摩耗性合金は、具体的には肉盛溶接金属又は鋳鋼であり、いずれもコバルト基合金であるステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６に匹敵するかそれより勝る耐摩耗性及び耐食性を示す。

本発明材料及び本発明合金を構成する各元素の役割は以下のとおりである。

Ｃ：０．５〜２．５％（材料）、０．５〜２．０％（合金）
Ｃ量が０．５％以下ならば耐摩耗性に寄与するクロム炭化物の析出量が減少する。Ｃ量が３％を越えると（Ｃｒ、Ｆｅ）₇Ｃ₃型炭化物が粗粒化した針状の炭化物として析出するようになり肉盛金属の剥離、脆化に影響し曲げ加工性が低下するようになる。耐摩耗性鋼板の場合、曲げ加工性が要求されるために溶着金属に含有される炭素含有量は２％以下が好ましい。２％以下は鉄―炭素状態図から判断して鋳鉄から鋳鋼に変わる遷移点であり、鋳鉄より鋳鋼の方が延性に富むからである。肉盛溶接では母材金属への溶け込みの影響があり、合金材料にＣを２．５％添加しても、２５〜４０％の母材希釈を受けると１層目の溶着金属の炭素含有量は約１．５〜１．９％に低下する。従って、合金に添加される炭素量は最高でも２．５％以下が望ましい。

さらに溶着金属に含有される炭素量は耐腐食性に影響を与え、１０％塩酸溶液に対する腐食には０．５％〜３．０％の添加量の範囲であまり影響を及ぼさないが、１０％硫酸溶液に対して添加量が２．０％以上になると急激に耐腐食性が低下するようになる。０，５％〜１．５％の範囲では腐食減量にさして変化が認められないが、２．０％以上で急激に変化する。

特に望ましい炭素添加量は下限については０．５％以上、上限については耐硫酸腐食性から判断して２．０％以下、異種溶接方法の溶け込み深さの影響を考慮すると最大２．５％以下が好ましい。

Ｓｉ：２．５〜５．５（材料）、２．５％〜４．５％（合金）
Ｓｉは鋼の酸化を防止するは働きがある。２．５％以上で酸化抵抗を増し、５％以上の単独添加により１１００℃までの温度域における酸化を効果的に阻止する。耐腐食性の観点から、Ｓｉは耐塩酸腐食、耐硫酸腐食に効果がありＣｒ、Ｍｏ，Ｃｕとの共存下においてその真価が発揮される。

しかし、高Ｓｉは鋼を脆弱化して多量添加すると表層剥離し易くなり、特に耐摩耗鋼板の曲げ加工性に悪影響を与えるのでその最小添加量を２．５％にした。それ以下にすると耐摩耗性と耐酸化性を低下させると同時に耐塩酸腐食に悪影響を与える。

Ｓｉが４．５％を越えると鋼を非常に脆弱化するので鋼の延性低下を招来し肉盛のままで表層面に切片状の剥離を発生するようになる。また曲げ加工性に悪影響を与えるのでこれが最大添加量の上限値である。またＳｉが４．５％以上でＣｒ含有量が３０％以上になると針状クロム炭化物が多量析出するようになり、脆くなる。特にＳｉ添加量は下限については２．５％以上、上限については異種溶接方法による溶け込み深さの影響を考慮して最大５．５％以下が望ましく、とりわけ上限については４．５％以下が好ましい。

Ｃｒ含有量を一定にしてＳｉ含有量を増加していくとその硬化金属は比例的に脆くなる。従って、Ｓｉ含有量は２．５％≦Ｓｉ≦４．５％の必須範囲内において出来る限り低値の方が脆化を防げる。Ｓｉが少なくなった分、耐摩耗性が低下するのでＢ，Ｎｂ、Ｖ等の共存添加等で低下した耐摩耗性を回復させる。その場合、ホウ化物、ニオブ、バナジューム炭化物の形態が球状であり、ダクタイル鋳鉄の球状黒鉛のように物理的に合金の破壊靱性を高めることが重要であり、それが高Ｓｉ鋼の延性を確保する最高の手段に成る。

Ｃｒ：１５％〜４５％（材料）、１５〜３１％（合金）
一般的に言ってＣｒは鋼の酸化を抑えるために極めて有効であり、高温耐酸化性の改善に寄与する。Ｃｒは炭素と結合して各種のクロム炭化物を析出して高硬度を与え鋼の耐摩耗性を向上させる。しかし、耐摩耗性を向上させるためにはＣｒと結合してクロム炭化物を形成する必要があり、そのために多量の炭素を添加する必要がある。しかし、炭素添加量が３％以下の場合には第１層目の溶着金属は母材希釈を受け炭素含有量が２％前後になり、充分な炭化物の析出が期待できず耐摩耗性が低下する反面、耐腐食性が向上した。本発明の主目的である鉄基合金の耐腐食性の改善から多量の炭化物の析出を抑制してマトリックスに残存する

Ｃｒ量を増加させ耐腐食性の向上を図り、耐摩耗性の改善は耐腐食性に悪影響を与えないＢ，Ｎｂ、Ｓｉの添加により行い、Ｃの添加量を２．５％以下に抑制した。さらに本発明合金に関しては高Ｓｉ含有鋼の延性を与える事が本特許請求項の主要目的の一つであり、Ｃｒ含有量は高Ｓｉ鋼の延性に大きな影響を与えた。Ｃｒ含有量とＳｉ，Ｂとの積の相関はすでに詳述した。

溶接肉盛は異種母材金属に肉盛されるために母材金属からの希釈を受ける。本発明では母材希釈を受けて得られる第１層目溶着金属のクロム含有量を最小１５％とし、最大３１％とした。従って、各種肉盛方法の相違で母材金属による希釈率が異なるので最小添加率は１５％とし、最大添加率を４５％とした。

Ｃｒ含有量が２５％以上高く含有されるとＳｉとの組み合わせで脆い針状炭化物の析出が生じやすく、用途的に衝撃摩耗を受け延性が求められる合金の場合には針状炭化物が析出し難い低Ｃｒ含有鋼を選択し例えば１５％％クロム鋼が望まれる。特に好ましいＣｒ値は下限については１５％以上、上限については３１％以下である。

Ｍｎ：０〜１０％（材料、合金）
ＭｎおよびＮｉはオーステナイト化を助長し、その安定度を増す。Ｍｎのオーステナイト形成能力はＮｉの約半分である。このＭｎは肉盛溶接の作業性を安定させる効果がある。本発明合金が高Ｓｉ含有を基本組成にしているためにフェライトを含有するようになり、オーステナイト組織を保持するためにはＮｉが高価であるためにＮｉの代用として添加する。特に好ましいＭｎ添加量は０％から上限は８％以下である。

Ｎｉ：０〜１３％（材料）、０〜１６％（合金）
本発明合金の主旨からして高Ｎｉ添加は希少価値合金の消費と言う観点から好ましくなく、０％が好ましい。従って、どうしても添加が耐食性、曲げ加工延性にとって必要な場合にのみ添加することは止むを得ない。Ｃｒ含有量が２３．５％以上３１％未満において、Ｎｉ含有量が３〜６％増加すると、曲げ延性か若しくは溶着金属の表層面剥離傾向が減少し、Ｓｉ×Ｂ値を３ポイント改善する効果が認められた。本発明合金の用途はごみ焼却関係が多く塩素ガス耐腐食性に関して効果的で高含有量が望ましい。高温では浸炭を防止する効果もあり、サーマルショックを受ける用途ではＣｒの不動態皮膜の剥離を防止する効果を持つので使用温度が高温の場合にはＮｉ含有量が高いことが望ましい。

本発明合金組織は基本的にフェライト＋オーステナイトの混合組織を形成し易くＭｎとＮｉとの併合添加により組織をオーステナイト組織に変換することが可能に成る。例えば重拘束されたオーステナイトステンレス鋼上に硬化肉盛施工を行う場合、本装置が温度変化が激しくサーマルショックを受けると硬化肉盛金属にフェライトが多量含有されていると母材オーステナイトステンレス鋼との線膨張係数の差異により溶接融合線に応力が発生して剥離する危険性が生じる場合がある。このような場合にＮｉを添加することにより硬化金属をオーステナイト単体組織に変化させ母材と同一組織に調整することが可能に成る。そのためにはＮｉの最大添加量は１３％以下が好ましい。万一、不足した場合にはＭｎを添加して調整可能である。

Ｎｂ＋Ｖ：０％以上、８％以下（材料、合金）
Ｎｂは炭化物を球状微細化する効果があり、物理的に組織構成に破壊や脆化し難い組織を耐える。その効果は既に上述したようにねずみ鋳鉄とダクタイル鋳鉄との延性に影響を及ぼす黒鉛形状と同じことで黒鉛を球状化するＣａ，Ｍｇと同じ作用効果を炭化物形状に作用する。さらにニオブ炭化物自体の硬度が約ＨＶ２４００と非常に硬いことが添加する意義の最大の狙い目である。低炭素の場合、例えばＣ＝０．７％でＮｂＣ（ニオブ炭化物）が晶出しない領域において非常に高硬度のＮｂＢ（ニオブホウ化物、Ｈｖ２２５０）がその代わりに晶出して耐摩耗性の低下を防止する効果がある。

一方、Ｖは微細な炭化物を形成し、その形成能力はＣｒとＭｏの中間に位置し、この炭化物反応による焼き戻し抵抗性と焼き戻しによるい二次硬化の改善により高温耐摩耗性を向上させる。また、温度上昇による軟化変形とヒートチェッキングによる割れに対する抵抗性を向上させる。

Ｃｒ含有量とＳｉ×Ｂの相関式において、溶着金属に剥離脱落を発生させるほどの高Ｓｉ×Ｂ値においては、即ち曲げ延性が得られない限界状態においては、これらの元素は必ずしも添加する必要はない。添加することにより、より一層の溶着金属の脆化を促進させることになる。１５％の低クロム含有鋼の粒界腐食を防止する観点からは、少なくともＮｂ＋Ｖ≧０．５％の添加が好ましい。したがって、その添加量は０％以上、好ましくは０．５％以上とした。ただし、合計で８％以上添加してもその効果を飽和させると共に、肉盛金属を脆化させる危険性が生じるので、最大添加量は合計で８％とした。

Ｂ：０．５％〜４．５％（材料）、０．５％〜３．５％（合金）
本発明合金成分範囲において晶出するホウ化物の形状はその合金の脆化を促進し難い形状で晶出するものがあり、例えばＭｏ₂ ＦｅＢ₂ は網目状であり、ＮｂＢは不定形、Ｃｒ₂ Ｂは板状である。それぞれのミクロ硬度はＨＶ２４００、ＨＶ２２５０、ＨＶ１４００であり、非常に硬い。Ｃｒ₂ Ｂは板状で晶出するが、針状クロム炭化物に比べ大きな晶出物も見受けられるが、それらは数が少なく、大半は長さが短く不連続であり、形状的には問題があるが、連続して晶出しない限りマトリックスを物理的に脆くする危険性は少ない。その証拠に２００Ｒ曲げ加工を行っても硬化金属は非常に健全であり、小片剥離さえ発生していなかった。これらの効果を得るために、Ｂの最小添加量は０．５％から最高添加量を３．５％までとし、異種溶接方法の溶け込み深さを考慮すれば、溶接材料では最高添加量は４．５％以下とする。

Ｔｉ：１．０％以下（材料、合金）
チタン炭化物も非常に高硬度を生じるが、チタンは溶接作業性を困難にしビード表面も平滑に仕上がらない。従って、Ｎｂと同様に１５％低クロム鋼における粒界腐食防止の為に最高１％以下の添加とする。

Ａｌ：３％以下、Ｎ：０．２％、Ｃｅ及びＹ等のレアアースメタル：合計量で０．５％以下の１種または２種以上（材料、合金）
本発明合金は常温から６００℃以上の高温用途まで使用される可能性があり、高温耐酸化性をも与える必要性が生じた。これらは主に高温耐酸化性を改善するために選択的な添加が可能である。例えばＡｌは、高温における耐酸化性を改善し、特に硫黄ガスが使用雰囲気に多い場合、その効果を発揮する。この場合はＮｉ量を少なくして、Ａｌ量を多くするのが良い。Ａｌが３％を越えると肉盛金属にアルミナ皮膜が生じスラグが介在し易くなり溶接作業性が阻害される。安定的な効果を得るためには０．５％以上、３％以下が好ましい。

Ｍｏ：１０％以下（材料、合金）
Ｍｏは本発明合金の耐硫酸腐食や耐塩酸腐食にＣｒ，Ｃｕ，Ｓｉとの共存添加により著しい効果を発揮し、コバルト基合金のステライトＮｏ．１，Ｎｏ．６と同等かそれ以上の耐腐食性を示す。但しＭｏは現在、非常に高価な合金となり、あまり添加量を増加すると本発明合金の製造単価が大幅に上昇するので最小添加量は０％とし、最大添加量は１０％とした。特に８％添加により、硫酸腐食はステライトの耐食性を上回ったので、これ以上添加しても過剰添加になるので最大添加量を１０％以下とし、特に好ましい最高添加量を８％とした。

Ｃｕ：７％以下（材料、合金）
Ｃｕは耐硫酸性、耐塩酸性を向上させる。ごみ焼却炉において、燃焼を中断したとき腐食性の強い硫酸や塩酸等の酸露点液が生じるが、これに対してＭｏ単独ではさして有効ではなく、Ｃｕとの複合添加が効果的である。また、その複合添加によればミクロ組織が微細化され、高Ｃｒ，高Ｓｉ含有状態で微細針状炭化物が析出し易く、高温耐摩耗性が改善される。

母材金属については、特にその種類を問わず、例えば軟鋼、耐候性鋼板、耐硫酸性鋼、耐海水性鋼、各種ステンレス鋼、Ｍｎ−Ｃｒオーステナイト鋼、ニッケル合金鋼、クロム合金鋼等の易溶接性鋼を使用することが出来るが、希釈を抑える点及び耐腐食性、高温耐酸化性を確保する点からＣｒを９〜３５％、Ｎｉを０〜２５％を含むものが好ましい。

本発明の鉄基耐食耐摩耗性金属は、安価な鉄基合金であるにも拘らず、高価なコバルト基合金やニッケル基合金の代替金属として硫酸、塩酸腐食に耐え、しかも耐摩耗性がこれら合金と同等かそれより優れ、各種溶接材料、耐摩耗鋼板、鋳鋼として使用可能な画期的な合金である。

世界的な視野から、高価なコバルト、ニッケル等の希少価値合金が生産設備の単なる摩耗防止用溶接肉盛材料の合金として莫大な量が消費され、世界中において摩耗消失、分散消耗され回収されずに放棄されているのが現状である。将来を見据えれば現在これら希少価値合金を無駄に浪費することは子子孫孫に対していずれには枯渇を招来することになり、現時点から希少合金の有効利用、資源回収効率の向上を計っていかなければ成らない。そこで本発明者は資源有効利用の観点から地球上に莫大な埋蔵量があり安価なシリコンを２６年前から取り上げ、その有効利用として溶接肉盛材料に添加することを継続研究して来た。

その当時、合金添加量がＣ５．２％、Ｓｉ１２．３％、Ｃｒ２０％（磨耗係数ＷＲ＝７、平均硬度ＨＶ７３０）のＳＬＣＥ合金を開発し耐摩耗鋼板を製造した。銅精錬工場、製紙会社、セメント工場に多数納入し、スエーデンの製紙工場にも輸出した経験がある。この合金は塩酸腐食、硫酸腐食に強くそれなりの評価を得たが曲げ加工等の加工性に乏しく非常に脆い合金であった。

Ｓｉを合金として金属に添加すると、特に安価な鉄基合金に関してはＳｉ特有の脆弱化を招来し、溶接材料としては使用に供することが非常に困難であった。特に溶着金属の厚み方向に無数の割れを発生させる特徴があった。その脆弱さの為に肉盛金属が表層面から切片状剥離を発生したり、含有量が増加すると塊状で母材金属から脱落を生じた。さらに耐摩耗鋼板の場合には、歪除去作業においてプレス等で加圧するだけで剥離、脱落を生じ、限定された用途以外には使用が制限された。溶接肉盛ワイヤや溶接棒として使用した場合には、肉盛物が僅かな衝撃を受けただけで硬化肉盛金属に剥離、脱落を生じた。

長年の研究により、本発明者はＳｉ単独添加を放棄してＢ，Ｎｂ、Ｖ等の元素との共存添加によりその脆弱性を克服することに成功し本出願に至った。その方法は、Ｓｉが鉄基合金を脆くすることはどうしても防止出来ないが、Ｓｉが増加すると高クロム鋼のクロム炭化物を針状化させる性質を見抜いて針状クロム炭化物の析出量を抑制し、その減少した分を補うように球状微細化するニオブ炭化物、網状もしくは不定形、板状ホウ化物を析出するボロンを添加することにより脆化を抑制し、さらに耐摩耗性を向上させるといものである。特にＮｂは耐摩耗性の調整範囲を拡大して耐摩耗性の調整合金として非常に有効な合金元素であった。

以下に本発明の実施形態を説明する。

Ｓｉ×ＢとＣｒの相関式を得るために作製した各種耐摩耗鋼板の溶着金属の組成を表８〜表１０に示す。

これらの耐摩耗鋼板の曲げ加工性を調査した。第１層目溶着金属に含有されるＣｒ量は母材希釈率を２５％として算出したものである。溶着金属の曲げ加工性能評価方法は、前述したとおり、ＳＳ４００、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１０Ｓの９ｍｍ肉厚×１００ｍｍ幅×４００ｍｍ長の寸法を持つ鋼板上に１層肉盛で５〜６ｍｍの溶着金属を全面肉盛したクラッド鋼板を製造して、硬化金属を内側にしてプレスで曲げ加工を行った。目標とするステライトＮｏ．１合金はガス溶着でＳＳ４００上に２層５ｍｍ厚み肉盛した。試験片の長さは約２００ｍｍとした。

曲げ加工曲率は約２００Ｒとし、曲げ加工によって硬化金属に何ら影響を与えず健全な曲げ性能が得られ無欠陥状況の場合を○、硬化金属の表面に数箇所の表層剥離や極僅かな欠落を発生した場合を▲、硬化金属の表面に多数の表層剥離や塊状の欠落を発生し靭性に乏しい場合を●として曲げ延性を評価した。結果を以下に示す。

（１）Ｓｉ×ＢとＣｒの相関
これらを整理して図示したのが図１である。炭素添加量を０．５〜２．０％と著しく減少させたにも拘わらずＳｉ×Ｂの積とＣｒ含有量に関する相関図の適正範囲内において、Ｎｏ．２，Ｎｏ．６，Ｎｏ．１０―Ｃ．Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１６、１６−Ｃ，Ｎｏ．２３，Ｎｏ．２６，Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３２−１、Ｎｏ．３３，Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．６６，Ｎｏ．６７，Ｎｏ．６８，Ｎｏ．７２，合金は磨耗係数が３〜６でありステライトＮｏ．１，Ｎｏ．６の約２倍以上の耐摩耗性を確保出来た合金が多数存在した。

さらに高炭素―高クロム鋳鉄系肉盛合金ＧＬ（ＷＲ＝６）と比較してもそれ以上の耐摩耗性が得られたことは画期的であり、現状では鉄基高温耐摩耗溶接肉盛合金のＵＦ（ＷＲ＝２）が最高の耐摩耗性を持つ合金として世界的に認められているが、Ｎｏ．６６、Ｎｏ．３８はそれに匹敵する耐摩耗性をも確保出来た。

傾向として上部限界曲線はＣｒ含有量が約１５％から約２７％間ではＳｉ×Ｂの数値が約１１．５から６まで下降し、Ｃｒ＝２７％以上３１％の間で数値が約６で飽和した。Ｓｉ×Ｂがこの限界値を越えると曲げ性能が著しく低下し溶着金属自体に剥離、脱落を発生して極端に延性低下することを示した。

Ｓｉ×Ｂの数値が高い程、耐摩耗性は向上するが、逆にＳｉ×Ｂが低い値になると曲げ性能は良好になるが耐摩耗性が大幅に低下した。耐摩耗性の改善のためにＮｂを添加した。

（２）Ｎｂ添加の効果について
１９％Ｃｒ含有量のＮｏ．６合金に関しては、Ｓｉ×Ｂ＝６．５、Ｎｂ添加量が０．５％で磨耗係数ＷＲ＝５．６が得られたが、同じＣｒ量のＮｏ．６２合金に関して、Ｓｉ×Ｂ＝２．６、Ｎｂ添加量が６．０％で磨耗係数＝６．５が得られ、ほぼ同じ程度の耐摩耗性が得られた。Ｓｉ×Ｂが２．６の低値ならば、磨耗係数は９〜１５程度に低下するがＮｂを６％添加すれば摩耗係数が６．５にまで回復出来た。

Ｎｂは確実に耐摩耗性を改善する能力を示した。Ｓｉ×Ｂの数値が１．２５〜４．５の範囲になるとＣｒ含有量に拘わらず磨耗係数ＷＲが８〜１５と非常に悪くなる傾向が見られたが曲げ性能は逆に良くなった。この範囲内で耐摩耗性を向上させるためにはＮｂの添加量を４〜８％の間で加減すれば改善出来る。Ｓｉ×Ｂの積が４．５以上で１１．５以下の範囲の場合にはＮｂの添加量を０．５〜４％の範囲で添加量を調整し、Ｓｉ×Ｂの積が約４．５以下に低下した場合には４〜８％の添加量を選択すれば曲げ延性を低下させずに耐摩耗性の改善が図れる。

Ｎｏ．１０合金の曲げ延性は●であるが、Ｓｉ×Ｂの積が８．６と高いので、７程度に低下させれば○に変化させることが可能に成る。Ｎｏ．１７合金もＮｂ添加量を４％から１〜２％までに減少すれば▲を○に改善出来る。上下限界曲線に囲まれた範囲内でＮｂの添加量の調整やＳｉ×Ｂの調整を行えば良好な曲げ延性と優れた耐摩耗性が得られる事が判明した。

（３）Ｎｂの置換元素としてのＶの効果
通常、ＶはＮｂと同等の球状炭化物形成元素として効果があると言われているのでＶの効果を調査した。ＮｂとＶとの耐摩耗性に与える効果の差異を調べるためにＮｂ合金群とＶ合金群との比較を試みた。Ｎｂ添加合金群を表１６に示し、Ｖ添加合金群を表１７に示す。

Ｎｂ合金のＮｏ．７とＶ合金のＮｏ．５０を比較したところ両者ともに母材はＳＳ４００，ＳｉｘＢ＝４．３でＣ，Ｃｒ，Ｓｉ添加量は同じであり、Ｎｂ＝３％、Ｖ＝２％であった。磨耗係数ＷＲはＮｂ合金が１１．０、Ｖ合金が７．４でＶ添加の方が幾分耐摩耗性に優れていた。

Ｎｂ合金のＮｏ．９とＶ合金のＮｏ．４９とを比較した。合金添加量は総て同一であり母材ＳＳ４００も同じある。Ｎｂ＝４％，Ｖ＝４％と同一添加量で前者の磨耗係数ＷＲ＝１１．０、後者ＷＲ＝１９．０の差異を生じた。

Ｓｉ×Ｂ＝４．３の場合にはＮｂよりＶの添加量が幾分少ないにも拘わらずＶの方がＮｂより耐摩耗性を向上させた。Ｓｉ×Ｂ＝１．８の場合には同一添加量においてＮｂの方が圧倒的に耐摩耗性を向上させた。

比較試験から判断してＳｉ×Ｂ＝１．８と低い場合にはＮｂ添加が有効であり、Ｓｉ×Ｂ＝４．３と高い場合にはＶの添加量がＮｂより少なくて耐摩耗性の向上に効果があることが判明した。やはりＶはＮｂと同じく耐摩耗性の向上に貢献した。曲げ延性に関しても問題なくＶの添加量としてＮｂと同じ最高８％までに限定した。またＮｂとＶとの共存添加も考えられ、両者の合計添加量が８％以下が好ましい。

（３）母材の種類が耐摩耗性に及ぼす影響
Ｃｒ含有量がおおよそ２５％以上３１％以内の場合にはＳＵＳ３１０Ｓ母材を多く使用したが、２５％以下の場合には軟鋼，３０４ステンレス鋼の母材を併用して肉盛したので母材の相違による耐摩耗性の差異が憂慮された。なぜなら耐摩耗性を表す磨耗係数ＷＲの数値がステンレス鋼母材と軟鋼母材とで得られた数値とを混合して比較したからである。本来ならば、同一母材で試験を行う必要があったが、溶着金属のクロム含有量を１５％から３１％の範囲にまで変動させる必要があったので、母材の溶け込みを利用して溶着金属のクロム含有量の調整に利用したために止むを得なかった。

母材の種類が耐摩耗性に及ぼす影響を表１８に示す。Ｎｏ６合金とＮｏ．１９合金は同一成分添加量で母材の種類を前者がＳＳ４００，後者がＳＵＳ３１０Ｓにした。同様にＮｏ．７，とＮｏ．２０合金は前者がＳＳ４００後者がＳＵＳ３１０Ｓ、Ｎｏ．９とＮｏ．２２合金は前者がＳＳ４００、後者が３１０Ｓであった。

母材の差異により影響を受けた因子は寧ろ硬度値であって耐摩耗性には殆ど影響を及ぼさなかった。これら磨耗係数の差異は特許請求範囲に含まれるために問題はなかった。従って、ＳＳ４００とＳＵＳ３１０Ｓとの磨耗係数を同一と見做しても差し支え無いと判断できた。

（４）Ｎｉ含有量と曲げ延性との関係
溶着金属のＮｉ含有量と曲げ加工性との関係を表１９に示す。

Ｃｒ含有量が約２３〜２４％までがＳＳ４００，ＳＵＳ３０４ステンレス鋼母材が使用され、Ｃｒ含有量が２５％以上になるとＳＵＳ３１０Ｓステンレス鋼が使用された。ＳＳ４００軟鋼母材が使用された場合のＮｉ含有量の範囲は約０．０〜１０％、ＳＵＳ３０４母材の場合には約２．０〜１２％、ＳＵＳ３１０Ｓ母材の場合には約５．０〜１６％になる。

Ｃｒ含有量が２３．５％以上３１％未満において、Ｎｉ含有量が約３〜６％増加すれば曲げ延性がＳｉ×Ｂ値で約３ポイント改善される傾向がみられたが、割れを発生する合金も混在しており、この領域で囲まれる範囲においては各種元素の組み合せを精査して慎重に合金構成を行わなければならない。Ｃｒ含有量が２３．５％以下の場合には、Ｎｉ含有量が７〜８％になっても溶着金属は破断を発生し、Ｎｉ添加が割れ破断を防止する効果が無かった。

（５）Ｓｉ×ＢとＣｒ含有量との相関式
１）硬化金属の剥離、脱落を発生する上部限界曲線
１５％≦Ｃｒ≦２７％
Ｓｉ×Ｂ≦２０１４／Ｃｒ²＋０．０８３Ｃｒ＋１．０５ (１)
２７％≦Ｃｒ≦３１％
１．２５％≦Ｓｉ×Ｂ≦６．０％ (２)
２）硬化金属の耐摩耗性ＷＲが最低の１５を保持できる下部限界曲線
１５％≦Ｃｒ≦２０．０％
Ｓｉ×Ｂ＝５７０／Ｃｒ²−０．０６６Ｃｒ＋１．１４５ (３)
２０．０％≦Ｃｒ≦３１％
Ｓｉ×Ｂ≧１．２５ (４)
３）溶着金属のＮｉ含有量が３〜６％増加すると剥離、脱落上部限界曲線は２３．５％≦Ｃｒ≦３１，０％の範囲においてＳｉ×Ｂ＝３ポイント分（１）式を上方に平行移動させ、割れが発生し難い範囲を拡大する。

（６）肉盛溶接材料の耐腐食性評価
本発明合金の耐腐食性は既に述べたようにＷｏｒｔｈｉｔｅ合金を目標として開発した。その化学成分は以下のようである。Ｃ＜０．０７％、Ｃｒ２０％、 Ｎｉ２５％， Ｓｉ３．５％、Ｍｏ３．０％、Ｃｕ２．０％

その他、溶接材料としてＤＩＮ８５５６ Ｅ２０．２５．５ＬＣｕＲ２６がある。その代表的な化学成分は以下のようである。Ｃ０．０２５％、Ｍｎ２％，Ｓｉ０．４％，Ｃｒ２１％，Ｎｉ２５％，Ｍｏ５％，Ｃｕ１．８％，Ｎｂ０．１％，Ｎ０．０８％

両合金ともにＮｉ含有量が高く、耐腐食性構造材料であり、耐摩耗性金属としては使用出来ない。後者の場合には溶接材料であるが、Ｓｉ＝０．４％と低く、炭素含有量も極端に少ないので耐摩耗性金属としては使用出来なかった。従って、発明者は耐摩耗性金属として必要な炭素含有量を０．５％以上、２．０％以下とした。さらにＳｉ含有が本開発合金の主題であるから、その範囲を２．５％≦Ｓｉ≦５．５％にした。さらに耐摩耗性向上の為に炭化物形成元素のＮｂ，Ｖを添加し、高硬度を与えるホウ化物を形成するＢを共存添加した。

２種類の耐腐食性合金を耐摩耗性合金に変質させると同時に２種類の合金が元々保持していた耐腐食性を劣化させないように合金設計を行った。ＤＩＮ８５５６溶接棒は燐酸、硫酸、酢酸、塩、海水環境のプラント類の接合や耐食材料として軟鋼や低合金鋼上に肉盛して使用されているが耐摩耗材では無く機械構造部材への肉盛に使用されている。

曲げ延性と耐摩耗性が確保出来るグラフの範囲内でステライトＮｏ．１、ステライトＮｏ．６合金の耐腐食性より優れた合金を発明した。これらの合金の耐腐食性比較試験を行った。腐食試験は室温において１０％硫酸水溶液、５％塩化第ニ鉄水溶液、１０％塩酸水溶液、４８％苛性ソーダ水溶液に４８０時間連続浸漬させた場合の腐食減量を測定し、その差異で耐腐食性の優劣を比較した。

ＳＳ４００軟鋼、ＳＵＳ３１０Ｓ、ＳＵＳ３０４ステンレス鋼、高クロム鋳鉄，耐硫酸性鋼は板材から切り出し試験片とした。その他は総て肉盛材料であり、ＳＵＳ３１０Ｓの上に５ｍｍ厚み肉盛して試験片を作成した。肉盛試験片は母材ＳＵＳ３１０Ｓを含めた腐食減量であり、硬化金属自体を採取して腐食試験に供試することは一部の合金に割れを多発していることから比較が不可能になり、実機プラントを想定して母材込みの腐食試験とした。

試験片の寸法は５０×５０ｍｍとし、その肉厚は９ｍｍにした。硬化金属の厚みは約５ｍｍあり、硬化金属面を基準として母材面を切削して９ｍｍの厚みを確保した。試験片の全表面積は６８ｃｍ²であった。単位面積当たりの腐食減量の表示を考えたが、母材金属のＳＵＳ３１０Ｓ異種金属が含まれているのでトータルの腐食減量測定値をそのまま表示して比較した。

母材金属にＳＵＳ３１０Ｓを選択した理由は母材金属から溶け込みにより多量のクロムを溶着金属に移行させることにある。それにより溶着金属のＣｒの添加量調整が行いやすかった。ＳＵＳ３０４では含有しているクロム量が１８％と少なく、２５％を含有するＳＵＳ３１０Ｓの方がより多量のクロムを母材金属から得易かった。さらに耐腐食性に優れていたからである。１層肉盛溶着金属のＣｒ含有量は溶け込みの影響によりＳＵＳ３１０Ｓ母材金属からＣｒをピックアップして添加成分に比べ同等かより多く含有されるようになる。母材溶け込み率は２５％とした。

Ｓｉ×Ｂと第１層目溶着金属のＣｒ含有量との相関図において、その囲まれた範囲内の合金を適当に選択して腐食試験行った。腐食試験を行った合金は外から○で囲み認識し易く配慮した。８００℃以上の高温域において使用されるならばＳＵＳ３１０，３１０Ｓ耐熱ステンレス鋼母材が選択されるが、室温付近から８００℃までの耐熱材料として選択される板材はＳＵＳ３０４，３１６ステンレス鋼が主に使用される。従って、クロムの添加量から判断して１層目の溶着金属に含有されるＣｒ含有量は約２３〜３０％の範囲と想定される。それ以下のＣｒ含有量の場合には軟鋼やエステン鋼を母材に選択され希釈を受けてクロム含有量が低下する場合が多い。耐腐食性を要求される場合には少なくとも母材金属にはステンレス鋼が採用され、３０４，３１６，３１６Ｌ鋼が主に使用される。従って、腐食試験は主にＣｒ含有量が約２３〜３０％の範囲を中心に行ったが一部低クロム鋼の調査も必要であるから１６％クロム鋼も調査した。

Ｎｏ．５合金はＣｒ含有量が１６％と低い場合、Ｎｏ．１０、１７合金はＣｒ含有量が２７％、３０％で高価なＭｏを含有している場合、Ｎｏ．１６，１４，３９合金はＣ含有量を２％、３％、５．４％と変動させＭｏを含有していない場合、Ｎｏ．２２合金は１０％Ｎｉ、Ｎｏ．２８合金はＭｎ８％，Ｎｏ．２９合金はＭｏ８％、Ｎｏ．３０合金はＣｕ６％と本発明合金におけるＮｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ等の各合金成分添加量の上限値に近い値を選択し、腐食の差異を調査した。調査結果を表２０〜２２に総括した。

腐食試験には母材に総てＳＵＳ３１０Ｓが使用されているので母材からＣｒをピックアップしＣｒ含有量が増加した。例えばＮｏ．１０合金はグラフの曲げ延性試験においてＣｒ含有量が２０％であるが、腐食試験片ではＣｒ＝２７％に増加した。当然、ＳＵＳ３１０Ｓ母材からＣｒ，Ｎｉを拾い、溶着金属のＣｒ，Ｎｉ含有量は増加する。腐食試験番号は腐食を示す英語ＣｏｒｒｏｓｉｏｎのＣを取って番号数値の後にＣを付けた。
従って、腐食試験に関しての合金は総てＣ合金についてである。

（７）１０％硫酸腐食について（Ｃ合金について）
１０％硫酸溶液に４８０時間浸漬して行った腐食減量の比較により、Ｎｏ．５，Ｎｏ２２，Ｎｏ．２８，Ｎｏ．２９，Ｎｏ．３０合金類がステライトＮｏ．１，Ｎｏ．６に比べ非常に優れた耐腐食性を示した。耐摩耗性を示す磨耗係数ＷＲが８〜１０とステライトＮｏ．１と同等の耐摩耗性を示した。Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１７合金はステライトと同等の耐腐食性を示したが耐摩耗性は本特許合金類の中で最高級の耐摩耗性を示し磨耗係数ＷＲが３．３であった。

これら鉄基合金が１０％硫酸腐食に対してコバルト基合金のステライト合金より非常に優れた結果を示したことは驚異的であったので、その信憑性を確認するために再度、腐食性の激しい濃度である４０％硫酸溶液を選択し、この溶液を５０〜７０度の範囲に加熱し試験片を４時間連続に浸漬した場合の腐食減量を比較した。再度、４８０時間に亘る腐食試験を行うことが困難なので、単なる確認試験であるから、短時間の加速試験として行った。その結果を表２３に示した。

加速試験においてもステライトＮｏ．１，Ｎｏ．６と同等かそれ以上の耐硫酸腐食性を示した。特に、Ｎｏ．５合金は非常に優れており、Ｎｏ．３０合金はステライトより幾分劣ってはいるが大差が無く、同等と判断出来た。

次に、炭素含有量が耐硫酸腐食に及ぼす影響を調査した。調査結果を表２４及び２５に示す。

炭素含有量が０．５％≦Ｃ≦３．０％範囲において、耐腐食性との相関を見ると硫酸腐食は炭素含有量に影響され易く、２％以上になると耐硫酸腐食性が低下する傾向を示した。ボロンは硫酸腐食に影響を及ぼさないと判断した。従って、硫酸腐食を受ける用途には炭素添加量が２％以下を使用すべきである。

硫酸腐食に対して、従来鉄基耐摩耗金属では不可能と考えられていたが、耐食耐摩耗材料であり、高価なコバルトを５０〜６５％を含有するステライトＮｏ．１，Ｎｏ．６より優れ、しかも耐摩耗性がＮｏ．１と同等かそれ以上の鉄基合金を発明した。世界的な見地から希少価値を持つコバルトを多量含有するステライト合金を単なる摩耗用途で消耗し、資源回収出来ない用途に使用されることは有効資源の無駄使いになり、これらの代替金属として本発明合金は今後使用されるべきである。

（８）塩酸腐食について
塩酸腐食に対して、Ｎｏ．２９合金、Ｎｏ．１０合金、Ｎｏ．３０合金がステライト合金より優れていたが、特に１０％塩酸溶液腐食試験では、Ｎｏ．１０合金がステライトＮｏ．１，Ｎｏ６の両者より優れており、耐塩酸腐食用途にはＮｏ．１０合金を使用することが重要である。

炭素含有量が塩酸腐食に及ぼす影響を調査した。塩酸腐食に関してはＮｏ．１７合金のみ数値が他の合金に比べ約１０倍程度の腐食減量を示したが他の合金に関して大差は無く溶着金属の炭素含有量による影響は見られない。確かにステライトＮｏ．１は炭素含有量の少ないＮｏ．６より耐塩酸腐食に強い傾向を示しており、耐塩酸腐食には硫酸腐食のように炭素添加量に影響されない。

ステライトに対抗するほどの耐腐食性を得るためには高価なＭｏの添加が必要である。しかし、近年Ｍｏの合金単価が異常な値上がりを生じ多量添加すると合金コストに多大の影響を与え鉄基合金である安価なメリットを半減しかねない。そこで本発明者はステライトほどの耐腐食性を求めるのでは無く、同じ鉄基合金同士で比較して非常に耐腐食性に優れている合金を同時に発明した。それはＮｏ．１６，Ｎｏ．１４である。

鋳造で製作される高クロム鋳鉄と比較して、Ｎｏ．１６合金は１０％硫酸腐食に関して約５４倍、５％塩化第二鉄に関して約７２倍、１０％塩酸溶液に関して約９４倍の耐腐食性を示した。Ｎｏ．１４合金はほぼ同じ傾向を示した。従来の鉄基合金である高炭素―高クロム鋳鉄系溶接合金ＧＬに比べＮｏ．１６合金は１０％硫酸液では約１９倍、５％塩化第ニ鉄液に関しては約２３倍の耐食性に優れ、従来から使用されてきた高クロム鋳鉄系合金に比べ非常に優れた耐腐食性を持ち、鉄基合金としては耐食耐摩耗用途に充分適用可能であることを実証した。

次に実施例を示し、比較例と対比することにより本発明の効果を明らかにする。近年、石油の価格高騰により、石炭輸入コストも連動して高騰し資源小国の我国は燃料高騰に困惑しているのが現状である。特に莫大な石炭量を使用する石炭火力発電所、製鉄所、セメント工場においては高価な良炭の使用量を減少させ、安価な粗悪炭との混炭使用が増加している。粗悪炭の中でも硫黄含有量の多い石炭が存在し、ストックヤードに野積されていると雨で水分が増加して石炭に含有されている硫黄分が水と反応して希硫酸を生じるようになる。

実施例としては、石炭を粉砕機にまで導入する過程において、トラフコンベヤーがあるが、その底板ライナーが従来摩耗を受けることにより高炭素―高クロム鋳鉄系合金を肉盛された耐摩耗鋼板が使用されていた。その化学成分は既に述べたＧＬ合金であった。硫黄含有量が多量含まれる石炭を混炭してからは従来、単なる摩耗であったので長期寿命を与えていたが、希硫酸の腐食を受けその寿命は僅か２．５ヵ月に短縮した。その底板ライナーに本開発合金を適用したところ、１年経過しても全く腐食摩耗を発生しておらず、継続使用されている。

高Ｓｉ含有鋼の脆弱化を証明する為に上述した曲げ加工後のビード写真を撮影した。その中の代表例としてＮｏ．５５合金は高Ｓｉ含有の欠点である脆弱化を示しプレスで圧下したビード表面が総てに亘り剥離を生じていた。しかし、本発明合金であるＮｏ．１０−Ｃ合金は２００Ｒの曲げ加工において、その健全性を示している。

クロム含有量の相違によるクロム炭化物の析出量に関して、低クロム含有鋼のＮｏ．５（Ｃｒ＝１６％）と高クロム含有鋼のＮｏ．１０−Ｃ（Ｃｒ＝２７％）とのミクロ組織を比較した。図３の写真１及び図４に示すように、高クロム合金の１０−Ｃには板状の粗大ホウ化クロム（Ｃｒ₂ Ｂ）の晶出が見られ、Ｎｏ．５合金には見受けられない。従って、重衝撃摩耗を受ける用途には低クロム鋼を使用し、軽衝撃を受ける摩耗用途には高クロム鋼を採用すれば良い。

曲げ加工性に及ぼすＳｉ×Ｂ量及びＣｒ量の影響を示す図表である。 合金評価に関する写真で、写真１は従来合金の針状組織を示す顕微鏡写真、写真２は従来合金の曲げ割れを示す試料断面の写真である。 写真１は本発明合金Ｎｏ．１０−Ｃの組織を示す顕微鏡写真、写真２は曲げ割れ試験後の写真である。 本発明合金Ｎｏ．５の組織を示す顕微鏡写真である。

【０００１】
技術分野
［０００１］
本発明は、耐腐食性及び耐摩耗性に優れた低炭素―高シリコンーボロンーニオブー高クロム鋳鋼系の鉄基合金、より詳しくは、３０４ステンレス鋼や高クロム鋳鉄、高炭素―高クロム鋳鉄系材料に比べて耐腐食性及び耐摩耗性に圧倒的に優れ、しかも高炭素―高クロム炭化物析出型鉄基耐摩耗性合金では到底得られない高い耐食性を有すると共に、これら金属より優れた耐摩耗性を有し、更には高Ｓｉ含有鋼特有の脆性剥離を生じ難い高性能で安価な鉄基耐食耐摩耗性合金、及びその合金を得るための肉盛溶接材料に関する。
背景技術
［０００２］
近年、ごみ焼却工場、カーシュレッダー流動層焼却炉、廃油、廃液焼却炉等が建設され稼動している。これらの装置の耐熱耐摩耗部には高クロム鋳鉄が、また高温熱酸化を受ける装置には例えばＳＣＨ１３耐熱鋳鋼等が使用されている。しかし稼動後、僅かな時間でそれらの部材類及び装置類が処理物や熱により磨耗、焼損及び腐食損耗を受けており、その延命対策が望まれている。
［０００３］
これら装置類、部材類の長寿命化対策としては、磨耗部分の肉盛補修溶接が主であり、その溶接材料としては鉄基合金である高炭素―高クロム鋳鉄系肉盛溶接材料が主に使用されてきた。その理由は、安価な鉄基合金であることや、耐摩耗性や高温耐酸化性に優れていることによる。しかし、これらの炉装置や周辺装置類は、高温における腐食性燃焼ガスや炉停止時に生じる酸露点腐食等に曝され、単なる高温耐酸化性や耐摩耗性のみでは対処できなくなってきているのが現状である。
［０００４］
即ち、高炭素―高クロム鋳鉄系溶接材料が持つ優れた耐摩耗性を保持しつつ、優れた耐腐食性をも具備していなければ、これらの諸装置類の長寿命化を図ることが出来なくなってきた。特に耐食性に関しては塩素ガス、塩酸、硫酸、希硫酸等による腐食耐性が必要である。
［０００５］
耐腐食性、耐酸化性、さらに高温耐摩耗性が要求されるこれら使用環境に関して

【０００７】
−Ｃｕ系ステンレス鋼であり、化学プラントや石油専焼ボイラーなどにおける耐硫酸腐食用途に使用される。耐硫酸腐食の観点からＷｏｒｔｈｉｔｅ合金を一つのモデルとしたが、この合金の問題点としては本発明者の意図とは異なり、この合金にはＮｉが非常に多く含有されており、本来の大前提である希少価値合金の省資源化の見知から大きく逸脱していることであった。Ｗｏｒｔｈｉｔｅ合金はあくまで強度が必要とされる耐食性構造材料として使用され、例えばステンレス鋳鋼製ポンプ等として使用されている。従って、金属自体が靱性を持つことが重要であるが、高Ｓｉ含有量のために脆化し、その脆化改善を行うために高Ｎｉ含有量に設計されているものと想定される。当然、高Ｎｉ含有量は耐食性の向上が主目的であるが、低硬度を招来し、耐摩耗性硬化金属材料としては耐摩耗性に劣り、本発明者が企画する耐摩耗性合金としては使用できないような鉄基合金であった。
［００３４］
本発明者が開発する肉盛合金は、耐腐食性と耐摩耗性とを同時に満足することを根本原則とするものであるために、その母材金属にはステンレス鋼が多々使用される。このため、本発明者はＮｉ含有量に関しては母材金属のステンレス鋼等から溶着金属内にピックアップさせることを期待できるので、当初から溶接材料に添加するＮｉ含有量は最大で１３％とし省資源化を図った。すなわち、開発合金のＮｉ添加量に関しては通常は５％以下であり、特別な場合に限って最大１３％の添加とした。一方、Ｓｉに関しては以下のとおりである。
［００３５］
（１）高Ｓｉ含有鋼の脆化について
鉄基金属の高Ｓｉ含有鋼に高ケイ素鋼板がある。その成分の一例を下に示す。
「Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：４．１２％、Ｍｎ：０．０７％、Ｐ：０．０７％、Ｓ：０．００５％、Ｆｅ：残」
［００３６］
ケイ素鋼板は主にトランスやモーターのコア等に使用されている。Ｓｉ含有量を増加すれば磁性が強くなり好ましいが、Ｓｉを５％以上添加すると鋼が脆くなり、それ以上添加すると圧延作業が困難になり、薄鉄板の製造を難しくする。Ｓｉは単なる炭素鋼に添加するだけで鋼を脆くする性質がある。ましてＣｒを多量に含有した高クロム合金に同等のＳｉを添加するのであるから、Ｓｉ自体が持つ脆化傾向と高クロム合金が析出する脆くて高硬度のクロム炭化物とが相乗的に合金の脆化を促進するので、開発合金に延性を与えることは非常に困難である。

【００１３】
摩耗性を向上させる方法が最善の手段と考えられた。
［００５７］
高Ｓｉ鋼の脆性を促すことなしに耐摩耗性を向上させる手段として、耐腐食性に悪影響を与えない非常に高硬度のホウ化物の晶出や非常に炭素との親和力が強く、球状微細化炭化物を晶出するニオブ炭化物との共存により耐摩耗性の向上を図る事を企てた。同時にその高Ｓｉ含有鋼の最大の欠点である表層金属の剥離、脱落等の脆化にこれら２元素が影響を与えないことと、寧ろ脆化を抑制する方向に働くことが期待された。
［００５８］
溶着金属のクロム含有量が１５％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において、ボロンを添加することにより耐摩耗性の向上は図れるが、ボロン単独添加において、例えば０．５％添加しても耐摩耗性の改善には寄与されず、４．０％添加すると溶着金属が非常に硬くなり溶接ビードに対して直角方向の無数の割れを発生した。Ｂ単独添加のみでは添加量の範囲が狭く、溶着金属の延性度合いを判断することが非常に困難であった。低Ｂ含有鋼と高Ｂ含有鋼との耐摩耗性を比較したが、高Ｂ含有鋼は非常に優れた耐摩耗性を示したが、著しい脆化を生じた。ボロン添加量が耐摩耗性と曲げ加工性に及ぼす影響を表４に示す。
［００５９］
〔表４〕
［００６０］
さらに開発合金の最大の特徴である高シリコン含有量は、高温耐酸化性や耐硫酸腐食性、耐塩酸腐食性、有機酸腐食性に対して非常に有効な要素であるが、通常鉄基合金に３．５％以上添加すると非常に合金を脆くする性質があり、その優れた性能にも拘わらず鉄基溶接肉盛材料にはあまり使用されて来なかった。高Ｃｒ鋼にＳｉの添加量を増加すればクロム炭化物を針状化し易くなり、その結果溶着金属を脆くする傾向が生じ、５％単独添加した場合には溶着金属に表層剥離が発生し、２．５％まで減少させると耐摩耗性が非常に悪くなった。従って、開発合金の目玉であるＳｉ添加

【００１４】
量は少なくとも最低で２．５％、最高で４．５％〜５．５％までの添加量の範囲が必須であり、この添加範囲内においての脆化を無くすことが絶対条件であった。
［００６１］
ＳｉもＢと同様に添加範囲が狭く単独添加では溶着金属の延性と耐摩耗性とを評価することが非常に困難であった。従って、ＢとＳｉとの両者の影響を含め考慮する方法としてＳｉ×Ｂの積（重量％）の必要性が生じた。Ｂはホウ化物を晶出して非常に高硬度を与えるがホウ化物の種類、その形状と大きさと晶出量とが鋼の延性に影響を与えると考えた。特にそのサイズが針状のクロム炭化物の大きさに比べ著しく小さければ曲げ加工において物理的に破壊を促進する要因は大幅に減少する事が想定された。しかも微小ホウ化物の硬度が非常に硬ければ溶着金属の耐摩耗性を改善させる事が期待された。
［００６２］
そこで耐硫酸、耐塩酸腐食に優れた結果を示したＮｏ．１０−Ｃ合金を取り上げその合金に晶出する炭化物、ホウ化物をＳＥＭ−ＥＤＸ分析装置により同定した。晶出物はＣｒ_７Ｃ_３クロム炭化物（約ＨＶ２１００）とＣｒ_２Ｂ（約ＨＶ１４００）、Ｍｏ_２ＦｅＢ_２（約ＨＶ２４００〉、ＮｂＢ（約ＨＶ２２５０）の３種類のホウ化物とが晶出していた。これら総てが全溶着金属の３０％を占有していた。これら晶出物の形状はＣｒ_７Ｃ_３が花びら状または樹枝状であり、ホウ化物のＮｂＢが不定形、Ｃｒ_２Ｂが板状、、Ｍｏ_２ＦｅＢ_２が網目状を示した（図３中の写真１参照）。
［００６３］
Ｎｏ．１０−Ｃ合金の炭素含有量が約０．７％〜０．８％と少なかったので炭化物はＣｒ_７Ｃ_３のみが晶出し、Ｎｂはニオブ炭化物を形成しなかった。しかしニオブホウ化物（ＮｂＢ）が晶出されており、ニオブ炭化物に匹敵する程の高硬度を与えた。従って、炭素含有量が少ない場合においてはＮｂはホウ化物を形成して耐摩耗性の向上に貢献する事が判明した。低炭素含有量においても耐摩耗性が優れている理由はこれらホウ化物の晶出にある事が判明した。
［００６４］
炭素含有量が増加すれば同時にニオブ炭化物も晶出するので、さらに耐摩耗性の向上に貢献すると考えられる。ＢとＮｂとの共存添加により曲げ延性を低下させずにその優れた硬度により耐摩耗性を向上させることに成功した。各種ホウ化物晶出物のなかで形状的に合金を脆化させると想定させるものにホウ化クロム（Ｃｒ_２Ｂ）がある。これは形状的には板状組織であるが、微細針状クロム炭化物と形状的に近似しており危

【００２２】
０Ｓステンレス鋼、高クロム鋳鉄、耐硫酸性鋼板は素材から切り出され、ステライトＮｏ１，Ｎｏ．６は２層ガス溶着法で５ｍｍ肉盛され、ＧＬ，ＵＦはノンガスアーク法で２層５ｍｍ肉盛された。
［００９９］
耐摩耗鋼板の合金はサブマージドアーク法により１層約５ｍｍ厚が肉盛された。肉盛品の素材はＳＳ４００，ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１０Ｓステンレス鋼であり、肉厚９ｍｍを採用した。
［０１００］
〔表７〕
［０１０１］
本発明はかかる知見を基礎として完成されたものであり、その鉄基耐食耐摩耗性肉盛溶接材料は、重量％でＣ：０．５〜２．５％、Ｓｉ：２．５〜５．５％、Ｍｎ：１０％以下、Ｃｒ：１５％〜４５％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５％〜４．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなる。
［０１０２］
これらの成分に加えて、Ｎｉ：１３％以下、Ｔｉ：１．０％以下、ＡＬ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含むことができる。

【００２３】
［０１０３］
その溶接材料は，具体的には被覆アーク溶接棒、フラックスコアード複合ワイヤ、金属パウダー又は鋳造棒である。
［０１０４］
また、本発明の鉄基耐食耐摩耗性合金は、重量％でＣ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：１０％以下、Ｃｒ：１５〜３１％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５〜３．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、１５％≦Ｃｒ＜２７％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≦２０１４／Ｃｒ^２＋０．０８３ Ｃｒ＋１．０５を満足し、２７％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において、１．２５％≦（Ｓｉ×Ｂ）≦６．０％を満足し、１５％≦Ｃｒ＜２０％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧５７０／Ｃｒ^２−０．０６６ Ｃｒ＋１．１４５を満足し、２０％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧１．２５を満足する低炭素―高シリコンー高クロムーボロンーニオブ系の鉄基耐食耐摩耗性合金である。
［０１０５］
これらの成分に加えて、Ｎｉ：１６％以下、Ｔｉ：１．０％以下、ＡＬ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含むことができる。
［０１０６］
この鉄基耐食耐摩耗性合金は、具体的には肉盛溶接金属又は鋳鋼であり、いずれもコバルト基合金であるステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６に匹敵するかそれより勝る耐摩耗性及び耐食性を示す。
［０１０７］
本発明材料及び本発明合金を構成する各元素の役割は以下のとおりである。
［０１０８］
Ｃ：０．５〜２．５％（材料）、０．５〜２．０％（合金）
Ｃ量が０．５％以下ならば耐摩耗性に寄与するクロム炭化物の析出量が減少する。Ｃ量が３％を越えると（Ｃｒ、Ｆｅ）_７Ｃ_３型炭化物が粗粒化した針状の炭化物として析出するようになり肉盛金属の剥離、脆化に影響し曲げ加工性が低下するようになる。耐摩耗性鋼板の場合、曲げ加工性が要求されるために溶着金属に含有される炭素含有量は２％以下が好ましい。２％以下は鉄―炭素状態図から判断して鋳鉄から鋳鋼に変わる遷移点であり、鋳鉄より鋳鋼の方が延性に富むからである。肉盛溶接では母材金属への溶け込みの影響があり、合金材料にＣを２．５％添加しても、２５〜４０％の母材希釈を受けると１層目の溶着金属の炭素含有量は約１．５〜１．９％に低下する。従って、合金に添加される炭素量は最高でも２．５％以下が望ましい。
［０１０９］
さらに溶着金属に含有される炭素量は耐腐食性に影響を与え、１０％塩酸溶液に対する腐食には０．５％〜３．０％の添加量の範囲であまり影響を及ぼさないが、１０

【００２５】
［０１１５］
Ｃｒ：１５％〜４５％（材料）、１５〜３１％（合金）
一般的に言ってＣｒは鋼の酸化を抑えるために極めて有効であり、高温耐酸化性の改善に寄与する。Ｃｒは炭素と結合して各種のクロム炭化物を析出して高硬度を与え鋼の耐摩耗性を向上させる。しかし、耐摩耗性を向上させるためにはＣｒと結合してクロム炭化物を形成する必要があり、そのために多量の炭素を添加する必要がある。しかし、炭素添加量が３％以下の場合には第１層目の溶着金属は母材希釈を受け炭素含有量が２％前後になり、充分な炭化物の析出が期待できず耐摩耗性が低下する反面、耐腐食性が向上した。本発明の主目的である鉄基合金の耐腐食性の改善から多量の炭化物の析出を抑制してマトリックスに残存する
［０１１６］
Ｃｒ量を増加させ耐腐食性の向上を図り、耐摩耗性の改善は耐腐食性に悪影響を与えないＢ，Ｎｂ、Ｓｉの添加により行い、Ｃの添加量を２．５％以下に抑制した。さらに本発明合金に関しては高Ｓｉ含有鋼の延性を与える事が本特許請求項の主要目的の一つであり、Ｃｒ含有量は高Ｓｉ鋼の延性に大きな影響を与えた。Ｃｒ含有量とＳｉ，Ｂとの積の相関はすでに詳述した。
［０１１７］
溶接肉盛は異種母材金属に肉盛されるために母材金属からの希釈を受ける。本発明では母材希釈を受けて得られる第１層目溶着金属のクロム含有量を最小１５％とし、最大３１％とした。従って、各種肉盛方法の相違で母材金属による希釈率が異なるので最小添加率は１５％とし、最大添加率を４５％とした。
［０１１８］
Ｃｒ含有量が２５％以上高く含有されるとＳｉとの組み合わせで脆い針状炭化物の析出が生じやすく、用途的に衝撃摩耗を受け延性が求められる合金の場合には針状炭化物が析出し難い低Ｃｒ含有鋼を選択し例えば１５％％クロム鋼が望まれる。特に好ましいＣｒ値は下限については１５％以上、上限については３１％以下である。
［０１１９］
Ｍｎ：１０％以下（材料、合金）
ＭｎおよびＮｉはオーステナイト化を助長し、その安定度を増す。Ｍｎのオーステナイト形成能力はＮｉの約半分である。このＭｎは肉盛溶接の作業性を安定させる効果がある。本発明合金が高Ｓｉ含有を基本組成にしているためにフェライトを含有するようになり、オーステナイト組織を保持するためにはＮｉが高価であるためにＮｉの代用として添加する。特に好ましいＭｎ添加量は０％から上限は８％以下である。

【００２６】
［０１２０］
Ｎｉ：１３％以下（材料）、１６％以下（合金）
本発明合金の主旨からして高Ｎｉ添加は希少価値合金の消費と言う観点から好ましくなく、０％が好ましい。従って、どうしても添加が耐食性、曲げ加工延性にとって必要な場合にのみ添加することは止むを得ない。Ｃｒ含有量が２３．５％以上３１％未満において、Ｎｉ含有量が３〜６％増加すると、曲げ延性か若しくは溶着金属の表層面剥離傾向が減少し、Ｓｉ×Ｂ値を３ポイント改善する効果が認められた。本発明合金の用途はごみ焼却関係が多く塩素ガス耐腐食性に関して効果的で高含有量が望ましい。高温では浸炭を防止する効果もあり、サーマルショックを受ける用途ではＣｒの不動態皮膜の剥離を防止する効果を持つので使用温度が高温の場合にはＮｉ含有量が高いことが望ましい。
［０１２１］
本発明合金組織は基本的にフェライト＋オーステナイトの混合組織を形成し易くＭｎとＮｉとの併合添加により組織をオーステナイト組織に変換することが可能に成る。例えば重拘束されたオーステナイトステンレス鋼上に硬化肉盛施工を行う場合、本装置が温度変化が激しくサーマルショックを受けると硬化肉盛金属にフェライトが多量含有されていると母材オーステナイトステンレス鋼との線膨張係数の差異により溶接融合線に応力が発生して剥離する危険性が生じる場合がある。このような場合にＮｉを添加することにより硬化金属をオーステナイト単体組織に変化させ母材と同一組織に調整することが可能に成る。そのためにはＮｉの最大添加量は１３％以下が好ましい。万一、不足した場合にはＭｎを添加して調整可能である。
［０１２２］
Ｎｂ＋Ｖ：０％以上、８％以下（材料、合金）
Ｎｂは炭化物を球状微細化する効果があり、物理的に組織構成に破壊や脆化し難い組織を耐える。その効果は既に上述したようにねずみ鋳鉄とダクタイル鋳鉄との延性に影響を及ぼす黒鉛形状と同じことで黒鉛を球状化するＣａ，Ｍｇと同じ作用効果を炭化物形状に作用する。さらにニオブ炭化物自体の硬度が約ＨＶ２４００と非常に硬いことが添加する意義の最大の狙い目である。低炭素の場合、例えばＣ＝０．７％でＮｂＣ（ニオブ炭化物）が晶出しない領域において非常に高硬度のＮｂＢ（ニオブホウ化物、Ｈｖ２２５０）がその代わりに晶出して耐磨耗性の低下を防止する効果がある。
［０１２３］
一方、Ｖは微細な炭化物を形成し、その形成能力はＣｒとＭｏの中間に位置し、この

【００２７】
炭化物反応による焼き戻し抵抗性と焼き戻しによる二次硬化の改善により高温耐摩耗性を向上させる。また、温度上昇による軟化変形とヒートチェッキングによる割れに対する抵抗性を向上させる。
［０１２４］
Ｃｒ含有量とＳｉ×Ｂの相関式において、溶着金属に剥離脱落を発生させるほどの高Ｓｉ×Ｂ値においては、即ち曲げ延性が得られない限界状態においては、これらの元素は必ずしも添加する必要はない。添加することにより、より一層の溶着金属の脆化を促進させることになる。１５％の低クロム含有鋼の粒界腐食を防止する観点からは、少なくともＮｂ＋Ｖ≧０．５％の添加が好ましい。したがって、その添加量は０％以上、好ましくは０．５％以上とした。ただし、合計で８％以上添加してもその効果を飽和させると共に、肉盛金属を脆化させる危険性が生じるので、最大添加量は合計で８％とした。
［０１２５］
Ｂ：０．５％〜４．５％（材料）、０．５％〜３．５％（合金）
本発明合金成分範囲において晶出するホウ化物の形状はその合金の脆化を促進し難い形状で晶出するものがあり、例えばＭｏ_２ＦｅＢ_２は網目状であり、ＮｂＢは不定形、Ｃｒ_２Ｂは板状である。それぞれのミクロ硬度はＨＶ２４００、ＨＶ２２５０、ＨＶ１４００であり、非常に硬い。Ｃｒ_２Ｂは板状で晶出するが、針状クロム炭化物に比べ大きな晶出物も見受けられるが、それらは数が少なく、大半は長さが短く不連続であり、形状的には問題があるが、連続して晶出しない限りマトリックスを物理的に脆くする危険性は少ない。その証拠に２００Ｒ曲げ加工を行っても硬化金属は非常に健全であり、小片剥離さえ発生していなかった。これらの効果を得るために、Ｂの最小添加量は０．５％から最高添加量を３．５％までとし、異種溶接方法の溶け込み深さを考慮すれば、溶接材料では最高添加量は４．５％以下とする。
［０１２６］
Ｔｉ：１．０％以下（材料、合金）
チタン炭化物も非常に高硬度を生じるが、チタンは溶接作業性を困難にしビード表面も平滑に仕上がらない。従って、Ｎｂと同様に１５％低クロム鋼における粒界腐食防止の為に最高１％以下の添加とする。
［０１２７］
Ａｌ：３％以下、Ｎ：０．２％、Ｃｅ及びＹ等のレアアースメタル：合計量で０．５以下の１種または２種以上（材料、合金）

【００３０】
減少した分を補うように球状微細化するニオブ炭化物、網状もしくは不定形、板状ホウ化物を析出するボロンを添加することにより脆化を抑制し、さらに耐摩耗性を向上させるというものである。特にＮｂは耐摩耗性の調整範囲を拡大して耐摩耗性の調整合金として非常に有効な合金元素であった。
発明を実施するための最良の形態
［０１３６］
以下に本発明の実施形態を説明する。
［０１３７］
Ｓｉ×ＢとＣｒの相関式を得るために作製した各種耐摩耗鋼板の溶着金属の組成を表８〜表１０に示す。
［０１３８］
〔表８〕

【００４０】
表１７に示す。
［０１５６］
〔表１６〕
［０１５７］
〔表１７〕
［０１５８］
Ｎｂ合金のＮｏ．７とＶ合金のＮｏ．５０を比較したところ両者ともに母材はＳＳ４００，ＳｉｘＢ＝４．３でＣ，Ｃｒ，Ｓｉ添加量は同じであり、Ｎｂ＝３％、Ｖ＝２％であった。磨耗係数ＷＲはＮｂ合金が１１．０、Ｖ合金が７．４でＶ添加の方が幾分耐摩耗性に優れていた。
［０１５９］
Ｎｂ合金のＮｏ．９とＶ合金のＮｏ．４９とを比較した。合金添加量は総て同一であり母材ＳＳ４００も同じである。Ｎｂ＝４％，Ｖ＝４％と同一添加量で前者の磨耗係数ＷＲ＝１１．０、後者ＷＲ＝１９．０の差異を生じた。
［０１６０］
Ｓｉ×Ｂ＝４．３の場合にはＮｂよりＶの添加量が幾分少ないにも拘わらずＶの方がＮｂより耐摩耗性を向上させた。Ｓｉ×Ｂ＝１．８の場合には同一添加量においてＮｂの方が圧倒的に耐摩耗性を向上させた。
［０１６１］
比較試験から判断してＳｉ×Ｂ＝１．８と低い場合にはＮｂ添加が有効であり、Ｓｉ×Ｂ＝４．３と高い場合にはＶの添加量がＮｂより少なくて耐摩耗性の向上に効果があることが判明した。やはりＶはＮｂと同じく耐摩耗性の向上に貢献した。曲げ延性に関して

本発明はかかる知見を基礎として完成されたものであり、その鉄基耐食耐摩耗性肉盛溶接材料は、重量％でＣ：０．５〜２．５％、Ｓｉ：２．５〜５．５％、Ｍｎ：１０％以下、Ｃｒ：１５％〜４５％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５％〜４．５％を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなる。

これらの成分に加えて、Ｎｉ：１３％以下、Ｎｂ＋Ｖ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ａｌ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含むことができる。

また、本発明の鉄基耐食耐摩耗性合金は、重量％でＣ：0.5 〜2.0 ％、Si：2.5 〜4.5 ％、Mn：10％以下、Cr：15〜31％、Cu：７％以下、Mo：10％以下、Ｂ：0.5 〜3.5 ％を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなり、15％≦Cr＜27％の範囲において（Si×Ｂ）≦2014／Cr² ＋0.083 Cr＋1.05を満足し、27％≦Cr≦31％の範囲において、1.25％≦（Si×Ｂ）≦6.0 ％を満足し、15％≦Cr＜20％の範囲において（Si×Ｂ）≧570 ／Cr² −0.066 Cr＋1.145 を満足し、20％≦Cr≦31％の範囲において（Si×Ｂ）≧1.25を満足する低炭素―高シリコンー高クロムーボロンーニオブ系の鉄基耐食耐摩耗性合金である。

これらの成分に加えて、Ｎｉ：１６％以下、Ｎｂ＋Ｖ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ａｌ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含むことができる。

Ｎｂ＋Ｖ：８％以下（材料、合金）
Ｎｂは炭化物を球状微細化する効果があり、物理的に組織構成に破壊や脆化し難い組織を耐える。その効果は既に上述したようにねずみ鋳鉄とダクタイル鋳鉄との延性に影響を及ぼす黒鉛形状と同じことで黒鉛を球状化するＣａ，Ｍｇと同じ作用効果を炭化物形状に作用する。さらにニオブ炭化物自体の硬度が約ＨＶ２４００と非常に硬いことが添加する意義の最大の狙い目である。低炭素の場合、例えばＣ＝０．７％でＮｂＣ（ニオブ炭化物）が晶出しない領域において非常に高硬度のＮｂＢ（ニオブホウ化物、Ｈｖ２２５０）がその代わりに晶出して耐摩耗性の低下を防止する効果がある。

Ｃｒ含有量とＳｉ×Ｂの相関式において、溶着金属に剥離脱落を発生させるほどの高Ｓｉ×Ｂ値においては、即ち曲げ延性が得られない限界状態においては、これらの元素は必ずしも添加する必要はない。添加することにより、より一層の溶着金属の脆化を促進させることになる。１５％の低クロム含有鋼の粒界腐食を防止する観点からは、少なくともＮｂ＋Ｖ≧０．５％の添加が好ましい。ただし、合計で８％以上添加してもその効果を飽和させると共に、肉盛金属を脆化させる危険性が生じるので、最大添加量は合計で８％とした。

Claims (7)

1. 重量％でＣ：０．５〜２．５％、Ｓｉ：２．５〜５．５％、Ｍｎ：０〜１０％以下、Ｃｒ：１５％〜４５％、Ｎｉ：０〜１３％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５％〜４．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなる鉄基耐食耐磨耗性肉盛溶接材料。
2. 請求項１に記載の成分に加えて、Ｔｉ：１．０％以下、Ａｌ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含む鉄基耐食耐磨耗性肉盛溶接材料。
3. 手溶接棒、フラックスコアード複合ワイヤ、金属パウダー又は鋳造棒である請求項１又は２に記載の鉄基耐食耐磨耗性肉盛溶接材料。
4. 重量％でＣ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０〜１０％以下、Ｃｒ：１５〜３１％、Ｎｉ：０〜１６％、Ｃｕ：７％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｂ：０．５〜３．５％、０≦Ｎｂ＋Ｖ≦８％を含み、１５％≦Ｃｒ＜２７％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≦２０１４／Ｃｒ² ＋０．０８３Ｃｒ＋１．０５を満足し、２７％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において、１．２５％≦（Ｓｉ×Ｂ）≦６．０％を満足し、１５％≦Ｃｒ＜２０％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧５７０／Ｃｒ² −０．０６６Ｃｒ＋１．１４５を満足し、２０％≦Ｃｒ≦３１％の範囲において（Ｓｉ×Ｂ）≧１．２５を満足する低炭素―高シリコンー高クロムーボロンーニオブ系の鉄基耐食耐摩耗性合金。
5. 請求項４に記載の成分に加えて、Ｔｉ：１．０％以下、Ａｌ：３％以下、レアアースメタル：合計で０．５％以下、Ｎ：０．２％以下を１種または２種以上を含む鉄基耐食耐摩耗性合金。
6. 耐磨耗性及び耐食性が、コバルト基合金であるステライトＮｏ．１、Ｎｏ．６に匹敵するかそれより勝る請求項４又は５に記載の鉄基耐食耐摩耗性合金。
7. 肉盛溶接金属又は鋳鋼である請求項４又は５に記載の鉄基耐食耐摩耗性合金。