TWI445831B - A cladding material, a molten metal, and a member having a molten metal - Google Patents

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Description

包覆焊接材料，熔著金屬及具有熔著金屬之構件
本發明係關於包覆焊接材料、熔著金屬及具有熔著金屬之構件，尤其是有關可較好地使用於要求高耐蝕性極高耐磨耗性兩者之處理裝置之包覆焊接材料、熔著金屬及具有熔著金屬之構件。
如粉碎器及反應塔等之處理裝置，有使包含鹽酸及硫酸等之強酸之處理對象在酸性腐蝕條件下處理之情況。收納此種對象處理物之處理容器一般係以鋼材焊接而作成。因此，處理容器之內壁不僅易因前述處理對象物而磨損，亦容易受腐蝕。而期望具備耐蝕性及耐磨耗性之內壁(焊接構件)。
另一方面，於專利文獻1中，揭示在600℃以上之溫度具有耐酸化性及耐磨耗性同時顯示高硬度之經包覆焊接之熔著金屬，係含有C：0.5~3.0%、Si：3.0~7.0%、Cr：25~45%、Mn：0~10%、Ni：0~13%，且滿足Cr≧-1.6Si+37，其餘部份為Fe及不可避免之雜質構成，具有微細且多量析出之短纖維狀之碳化物之金屬組織之熔著金屬。又作為形成該熔著金屬之包覆焊接材料，於專利文獻1中揭示有含有C：0.5~3.0%、Si：3.0~7.0%、Cr：25~45%、Mn：0~10%、Ni：0~13%，且滿足Cr≧-1.6Si+37，其餘部份為Fe及不可避免之雜質構成之包覆焊接材料。
[先前技術文獻]
專利文獻
專利文獻1：特開平11-226778號公報
前述專利文獻1所揭示之熔著金屬雖顯示高溫耐酸化性、高溫耐磨耗性及高溫高硬度，但於較低溫度(例如室溫)對強酸之耐蝕性並不清楚。又，該熔著金屬由於顯示維氏(Vickers)硬度為550以上之極高硬度，故使用於前述處理容器之內壁時有侵略性磨耗之顧慮。
本發明係鑒於此等情況而完成者，其目的係提供在室溫下具有優異耐蝕性及耐磨耗性同時進而亦具備韌性之熔著金屬，具有該熔著金屬之構件及形成該熔著金屬之包覆焊接材料。
本發明一方面係一種包覆焊接材料，其含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成。
本發明另一方面係一種經包覆之熔著金屬，前述熔著金屬係含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成之熔著金屬。
本發明之另一方面係一種構件，其為具有作為母材的鋼材及於前述鋼材表面上經包覆焊接而成之熔著金屬之構件，其中前述熔著金屬係含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成之熔著金屬。
本發明之目的、特徵、方面及優點將可由下述詳細說明及圖式變得更明瞭。
以下參考圖式對本發明之實施形態具體加以說明。又，本發明並非受本實施形態之任何限制者。
[包覆焊接材料及熔著金屬]
本發明之包覆焊接材料，係含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成之包覆焊接材料。
本實施形態之熔著金屬為經包覆焊接之熔著金屬，前述熔著金屬係含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成之熔著金屬。
本實施形態之熔著金屬係藉由將本實施形態之包覆焊接材料包覆焊接於母材表面而形成。
至於前述母材，若為其表面可藉由包覆焊接而形成熔著金屬之金屬材料，則無特別限定。例如作為構成粉碎機及反應塔等容器之材料，舉例有各種不鏽鋼、S25C鋼、SC49鋼、SS400鋼等。
用以形成本實施形態之熔著金屬的包覆焊接條件，只要是通常之包覆焊接條件即可。藉由使用本實施形態之包覆焊接材料在通常條件下進行包覆焊接，可獲得後述金屬組織(基質係由複數肥粒體粒子所成，同時自肥粒體晶界析出有複數個雪明碳體(cementite)之組織)之熔著金屬。但，焊接時宜預先對母材進行加熱，宜以升溫速度100~300℃/h，保持溫度為250~350℃，冷卻速度為15~100℃/h對母材進行加熱冷卻，以250~350℃之等溫保持狀態進行焊接。
以下，對於決定本實施形態之包覆焊接材料及熔著金屬之成分的理由加以說明。
C：0.2~1.5質量%
C(碳)為使熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之拉伸強度及伸長度保持平衡之有效元素。又，C亦為於包覆焊接後之冷卻過程中以雪明碳體(Fe3 C)在肥粒體基質之晶界包覆各肥粒體粒而析出之有效元素。C含有量(C量)為1.5質量%以下。其理由係C量若超過1.5質量%，則韌性降低並脆化，前述處理熔器之侵略性磨耗增加之傾向變顯著。較佳為0.8質量%以下。其理由係C量若為0.8質量%以下，則熔著金屬成為共析鋼(eutectoid steel)或亞共析鋼(hypo-eutectoid steel)，則韌性上升同時變得易加工。另一方面，C量為0.2質量%以上。其理由係若C量未達0.2質量%，則於肥粒體基質之晶界析出之雪明碳體相厚度變薄，連部分地包覆肥粒體粒之困難傾向亦變顯著。較佳為0.6質量%以上。其理由係可減少為了確保耐磨耗性而添加之其他元素之量。
Si：0.5~2質量%
Si(矽)為使熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之拉伸強度提高之有效元素。自有效發揮該作用之觀點而言，Si含有量(Si量)為0.5質量%以上。較佳為0.7質量%以上。另一方面，自抑制紅色銹垢(紅銹)發生之觀點而言，Si量為2質量%以下。較好為1.5質量%以下。本實施形態之熔著金屬，基於如下理由，有必要抑制紅色銹垢之發生。紅色銹垢之主體雖為α-Fe2 O3 ，但紅色銹垢係以微粒粉末狀將粉吹附於熔著金屬表面之狀態發生。紅色銹垢極脆。係由於紅色銹垢雖可利用酸洗除去，但酸洗後之熔著金屬以及含有熔著金屬及熔著母材之熔著金屬之表面凹凸較大，容易產生龜裂。
Mn：0.5~2質量%
Mn(錳)為用以確保熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之強度及韌度之必要元素。由發揮該作用之觀點而言，Mn含有量(Mn量)為0.5質量%以上。較佳為0.7質量%以上。另一方面，自對於阻礙韌性及焊接性之抑制之觀點而言，Mn量為2質量%以下。較好為1.5質量%以下。
Cr：20~40質量%
Cr(鉻)為用以提高熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之耐蝕性之必要元素。又，Cr為形成碳化物(carbide)之元素，為具有在肥粒體結晶粒內微細析出碳化物而析出硬化作用之元素。藉由該微細碳化物之析出硬化，而提高耐磨耗性。Cr含有量(Cr量)為20質量%以上。較好為24質量%以上。其理由係若Cr量未達20質量%，則無法獲得所需之耐蝕性及耐磨耗性(硬度)。另一方面，Cr量為40質量%以下。較好為36質量%以下。其理由係若Cr量超過40質量%，則容易發生馬氏體(martensite)，容易使硬度上升韌性降低。
Mo：2~6質量%
Mo(鉬)亦為提高熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之耐蝕性之必要元素。自有效發揮該作用之觀點觀之，Mo含有量(Mo量)為2質量%以上。較好為3.5質量%以上。另一方面，自抑制鉬化合物於晶界偏析而促進Fe與Si之氧化物的鐵橄欖石(fayalite)(Fe2 SiO4 )朝鋼中之浸潤之觀點而言，Mo量為6質量%以下。較好為4.5質量%以下。
Ni：0.5~6質量%
Ni(鎳)亦為提高熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之耐蝕性之必要元素。自有效發揮該作用之觀點觀之，Ni含有量(Ni量)為0.5質量%以上。較好為0.7質量%以上。另一方面，就抑制容易生成奧氏體(austenite)之觀點而言，Ni量為6質量%以下。較佳為1.5質量%以下。
V：1~5質量%
V(釩)為具有於熔著金屬中形成碳化釩(VC)而析出硬化之作用的元素。藉由添加V，而提高熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之耐磨耗性。自有效發揮該作用之觀點觀之，V含有量(V量)為1質量%以上。較好為1.5質量%以上。另一方面，就抑制碳化釩於肥粒體晶粒內析出而使韌性降低之觀點觀之，V為5質量%以下。較佳為2.5質量%以下。
W：0.5~5質量%
W(鎢)為具有於熔著金屬中形成碳化鎢(WC)而析出硬化之作用的元素。藉由添加W，而提高熔著金屬及包含熔著金屬及熔融母材之焊接金屬之耐磨耗性。自有效發揮該作用之觀點觀之，W含有量為0.5質量%以上。較好為0.7質量%以上。另一方面，就抑制碳化鎢於肥粒體晶粒內析出而使韌性降低之觀點觀之，W為5質量%以下。較佳為1.5質量%以下。
本實施形態之熔著金屬為滿足上述成分組成者，其餘部分為Fe(鐵)及不可避免之雜質。作為不可避免之雜質，舉力有如Al(鋁)及Ca(鈣)等之於包覆焊接所用之焊接材料之製造步驟中不可避免混入的成分。
本實施形態之熔著金屬亦可含有下述元素作為其他元素：
(A)P：0.03質量%以下(不包含0質量%)及/或S：0.02質量%以下(不包含0質量%)
(B)Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb之一種或兩種以上合計為15質量%以下(不包含0質量%)。決定該等範圍之理由如下。
P：0.03質量%以下
P(磷)為在鋼中以雜質在結晶晶界偏析之元素。鋼材利用鍛造及壓延等而於鍛造延伸方向延伸，則會形成P之偏析帶。於該偏析帶形成有肥粒體(α-Fe)，而將C自該偏析帶排除。結果，在P之偏析帶α-Fe形成為帶狀，在其他部分則係以帶狀形成為波來體(pearlite)。通常，此種P之偏析帶稱為肥粒體帶，若形成肥粒體帶，則帶的直角方向之延伸性會降低。以施加鍛造或壓延之鋼材作為母材，於在該母材表面上以焊接材料形成包覆焊接之熔著金屬時，P含有量(P量)為0.03質量%以下。其理由係若熔著金屬中之P超過0.03質量%，則產生因肥粒體帶而使延伸性降低之問題點。於其他情況下，P亦可超過0.03質量%。
S：0.02質量%以下
S(硫)為在鋼中形成硫化物系介隔物的MnS並在鋼材熱加工時偏析，使鋼材脆化之元素。以施加鍛造或壓延之鋼材作為母材，於在該母材表面上以焊接材料形成經包覆焊接之熔著金屬時，S含有量(S量)為0.02質量%以下。其理由係若熔著金屬中之S超過0.02質量%，則產生因鋼材脆化而易龜裂之問題點。於其他情況下，S亦可超過0.02質量%。
Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb之一種或兩種以上合計為15質量%以下
作為不損及本實施形態之熔著金屬之健全性同時展現本發明效果以外之效果的成分，有Ti(鈦)、Co(鈷)、Cu(銅)、Zr(鋯)、Nb(鈮)、Pd(鈀)、Ag(銀)、Sn(錫)、Hf(鉿)、Ta(鉭)、Pt(鉑)、Au(金)及Pb(鉛)。本實施形態之熔著金屬，作為除本發明效果以外進而展現其他效果之目的，亦可以合計15質量%以下含有該等元素之一種或兩種以上。其理由係該等元素之含有量合計若超過15質量%，則本實施形態之熔著金屬維持基質係由複數個肥粒體晶粒所構成同時自肥粒體晶界析出有複數個雪明碳體之組織，更具體而言基質的肥粒體相顯示結晶性同時肥粒體結晶周圍之至少一部分以雪明碳體相覆蓋之多結晶組織，其結果，不會使耐蝕性、耐磨耗性及韌性降低。
本實施形態之熔著金屬之金屬組織較好為基質係由複數個肥粒體晶粒所構成同時自肥粒體晶界析出有複數個雪明碳體之組織。因此，本實施形態之熔著金屬更好為具有作為基質之肥粒體組織同時該肥粒體組織具有肥粒體周圍包覆有雪明碳體之構造。其理由如下。
由於肥粒體組織相較於奧氏體組織及馬氏體組織更容易安定地吸藏氫，故即使於酸性環境中，亦不易氫脆化，而有不易龜裂之效果。亦即，肥粒體組織時，即使因腐蝕發生氫並納入鋼材中，氫亦不會局部累積於肥粒體中，故在酸性環境中，亦顯示出比奧氏體組織及馬氏體組織更優異之耐氫脆性之故。又，由於在肥粒體晶界析出之複數個雪明碳體使肥粒體晶粒彼此連結固定，更好為雪明碳體包覆肥粒體，故肥粒體組織比奧氏體組織及馬氏體組織更不易龜裂。
此處，專利文獻1中揭示之熔著金屬之金屬組織為針狀碳化物組織。針狀碳化物組織由於易於針狀碳化物與基底鐵之界面集結氫，故容易發生氫引起之龜裂。尤其，容易於一方向龜裂。相較於針狀碳化物組織，上述肥粒體之殘留應力少，組織安定，故有不易龜裂之優點。
又，如後述實施例所示，本實施形態之包覆熔接材料與黏熔金屬之組成偏差，係Cr、Mo、Ni之各含有量稍許降低之程度，除此以外，組織幾乎無偏差，故作為本實施形態之包覆焊接材料，只要準備與本實施形態之熔著金屬相同組成或Cr、Mo、Ni之各含有量對於目標組成稍高之組成的材料即可。
[具有熔著金屬之構件]
本實施形態之具有熔著金屬之構件，為具有作為母材的鋼材與在前述鋼材表面上經包覆焊接而成之熔著金屬之構件。前述熔著金屬為上述之本實施形態之熔著金屬。
本實施形態之構件中，母材與熔著金屬係透過熱影響部及熔融母材而接合。
作為母材，若為鋼材則無特別限定。如上述，使用於構成如粉碎機及反應塔等容器之材料時，舉例有例如各種不鏽鋼、S25C鋼、SC49鋼、SS400鋼等。該等鋼材中，就抑制母材稀釋之觀點而言，作為母材，較好使用與本實施形態之熔著金屬相同組成之鋼材，但對於母材主要要求強度及韌性而言，對熔著金屬主要要求硬度及耐磨耗性。因此，採用與熔著金屬相同成分組成之鋼材作為母材時，現實上較困難。因此，期望對母材以垂直狀態，於可及之經包覆焊接之材料(熔著金屬)上依序進行包覆焊接。藉此，可一定程度地抑制因重力及對流使熔融母材與熔著金屬間之各成分元素(主要為Fe)之相互擴散。
具有本實施形態之熔著金屬之構件，可較好地使用在使包含鹽酸及硫酸等之酸之處理對象物，在pH=7.0~4.2左右之酸性腐蝕環境下，自室溫至200℃左右之溫度範圍處理之如粉碎器及反應塔之處理裝置中所設置之處理容器。上述實施形態之熔著金屬藉由包覆焊接形成在前述收納容器之內壁，而可提高該收納容器之耐蝕性及耐磨耗性，並可延長壽命。
以下，利用實施例更詳細說明本發明，但下述實施例並非限定本發明之性質者，在可適於前後述主旨之範圍內亦可實施適當變更，該等均包含於本發明之技術範圍內。
實施例
針對用以證實本發明之效果之實施例及比較例加以說明。
下述表1顯示焊接材料之組成。但，各焊接材料之剩餘部分除了表1記載之Fe或Co以外，亦包含不可避免之雜質。
下述表2顯示作為焊接對象之母材使用之機械構造用碳鋼(S25C鋼)之化學成分規格。但該SC25C鋼之剩餘部分除了表2記載之Fe以外，亦包含不可避免之雜質。
焊接條件如下述。亦即，使用表1所示各種焊接材料，在由S25C鋼所構成之母材表面上包覆焊接該焊接材料，形成平均厚度約3mm之包覆焊接層(包覆焊接金屬)。焊接時，母材在以升溫速度為100℃/h自室溫升溫至300℃之條件加熱，在等溫保持於300℃之狀態進行包覆焊接，焊接結束後以冷卻速度為20℃/h之條件冷卻至室溫。焊接以朝下之姿勢，以電流為280A、電壓為30V之條件進行包覆焊接，此時流入熱量為2.0kJ/mm。
下述表3顯示由前述焊接所得之包覆焊接金屬之表層部(熔著金屬)之組成。但，各表層部之剩餘部分除表3所記載之Fe或Co以外，亦包含不可避免之雜質。所謂表層部，為距離表面1mm以內之區域。對於包覆焊接金屬，以機械削取距離表層部1mm之區域，將該削取的部分溶解於特定酸中，利用化學分析進行定量分析，其分析結果作為熔著金屬之成分組成。化學分析中，C(碳)係利用紅外線吸收法進行定量分析，Si係利用重量法進行定量分析，其他元素則利用ICP發光分光分析法進行定量分析。下表3為經此等測定之熔著金屬之定量分析結果。
實施例1~7及比較例8~17、20、21之焊接材料均為Fe合金。熔著金屬相較於焊接材料(原材料)，見到Cr、Mo、Ni之濃度(含有量)有稍許降低之傾向。此認為係母材之主要構成元素的Fe在焊接中擴散至包覆焊接金屬中，而稀釋Cr、Mo、Ni濃度之故。Cr、Mo、Ni之濃度降低量約為20%左右。另一方面，關於Cr、Mo、Ni以外之元素(C、Si、Mn、P、S、V、W)，熔著金屬均維持與焊接材料(原材料)大致相同之濃度。
比較例18、19之焊接材料均為Co合金，但檢驗出Fe為合金成分。比較例18、19之焊接材料原本並不含Fe，但因來自母材之Fe的擴散，在表3中雖未記載，但Fe分別混入9.57%、7.98%。因此，尤其是比較例18，雖見到Cr與W濃度降低，但Cr及W濃度降低量約為30%左右，不能說是那麼大。又，關於Cr、W以外之元素(C、P、S)，熔著金屬維持與焊接材料(原材料)大致相同濃度。又，於比較例19，並未見到各含有元素濃度之較大變化，焊接材料與熔著金屬之組成差異小。比較例20及比較例21之焊接材料均為Fe合金。該情況下，雖亦見到Cr、Mo濃度降低，但其程度小，關於Cr、Mo以外之元素(C、Si、Mn、P、S)，熔著金屬維持與焊接材料(原材料)大致相同濃度。由以上結果，可謂焊接材料與熔著金屬之組成差異小。
接著，對於表3所示之各熔著金屬，針對測定表面硬度之結果加以說明。作為表面硬度，測定洛氏(Rockwell)硬度及維氏硬度。洛氏硬度係基於於JIS G 0202中規定之洛式試驗，將頂角120°之圓錐(前端0.3mm)以60kgf之荷重自包覆焊接金屬表面(熔著金屬表面)壓入，讀取回到基準荷重的10kgf時之距離基準面之永久凹陷深度，利用其計算式求得洛氏硬度。又，洛氏硬度之算出係使用C尺標(scale)。維氏硬度係使用明石製作所股份有限公司製作之MVK-E型維氏硬度試驗器加以測定。將對向角α=136°之正四角錐鑽石製作之角錐形壓件壓入包覆焊接金屬表面(熔著金屬表面)中，算出除去荷重後殘留凹陷之距離對角線之長度d(mm)之表面積S(mm2 )，由試驗荷重與表面積關係，利用特定計算式算出維氏硬度。
圖1顯示各熔著金屬之洛氏硬度。W濃度或C濃度較高之比較例18、21顯示較高硬度。相對於此，本發明之實施例1~7之熔著金屬硬度相較於比較例18、21雖較低，但洛氏硬度均為30以上，滿足合格基準值(洛氏硬度為30以上)。因此，處於作為熔著金屬無問題之水準。
圖2顯示各熔著金屬之維氏硬度。W濃度或C濃度較高之比較例18、21顯示較高硬度。相對於此，本發明之實施例1~7之熔著金屬硬度相較於比較例18、21雖較低，但維氏硬度均為300以上，滿足合格基準值(維氏硬度為300以上且500以下)。因此，處於作為熔著金屬不成問題之水準。此處，作為維氏硬度之合格基準值設定上限值係由於維氏硬度與韌性係為相互折衝關係之故。本發明之實施例1~5相較於比較例18、21，可說是韌性較高。
接著，對於表3所示之各包覆焊接金屬(熔著金屬)，針對進行評價耐磨耗性試驗之結果加以說明。耐磨耗性係利用於ASTM G 65中規定之土砂磨耗試驗予以評價。土砂磨耗試驗裝置之概念圖示於圖3。如圖3所示，對試驗片1滑動摩擦經橡膠被覆之旋轉鼓2，於試驗片1與經橡膠被覆之旋轉鼓2之間，自料斗5供給矽砂6。試驗片1對於經橡膠被覆之旋轉鼓2之押壓力係使鉛錘4之自由端垂下利用懸臂3而施加。由包覆焊接金屬所構成之試驗片1之表層部(熔著金屬)以荷重：13.3kgf押壓於經橡膠被覆旋轉鼓2上，使鼓2旋轉至特定次數之數為止(6000次旋轉)，測量2000次旋轉後、4000次旋轉後及試驗後(6000次旋轉後)之試驗片1之磨耗減量，藉此評價各熔著金屬之耐磨耗性。
圖4~圖6顯示以橫軸作為鼓2之滑動旋轉次數，以縱軸作為磨耗減量，對於各熔著金屬之耐磨耗性之評價結果。如圖4所示，各熔著金屬中，比較例21顯示最高的耐磨耗性，鼓2於6000次旋轉後之試驗片1之磨耗減量為1g以下。另一方面，如圖4~圖6所示，本發明之實施例1~5之磨耗減量，顯示比比較例21次高之耐磨耗性，鼓於6000次旋轉後之磨耗減量為4g以下。相對於此，如圖4所示，比較例18~20成為耐磨耗性差之結果，鼓2於6000次旋轉後之試料減量為5g以上。
圖5為比較僅使C濃度(C含有量)變化之實施例1~3、6、7及比較例8之磨耗減量之圖。如該圖5所示，獲得C濃度越高則耐磨耗性越差(磨耗減量增加)之結果。認為其原因係C濃度越高則韌性越降低、越脆化，故侵略性磨耗增加之故。
圖6為比較僅使Si濃度(Si含有量)變化之實施例1、4及比較例9~11之磨耗減量之圖。如該圖6所示，獲得Si濃度越高則耐磨耗性越差(磨耗減量增加)之結果。認為其原因與C濃度之情況相同，Si越高則韌性越降低、越脆化，故侵略性磨耗增加之故。又，比較例11及21之磨耗減量雖比實施例1~7少，但由於比較例11之Si較少，故現實上無法適用，而比較例21由於C過多，故同樣不具實用性。
接著，對於表3所示之各包覆焊接金屬(熔著金屬)進行如下之腐蝕試驗，評價耐蝕性。腐蝕試驗順序如下。首先，利用機械加工自各包覆焊接金屬之表層側採取15×15×1.5mm之試驗片(條片(coupon))作為試料。接著，以離子交換水，將以使鹽酸(HCl)與硫酸(H2 SO4 )之莫耳濃度成為2：1之方式混合之水溶液(混合酸水溶液)稀釋並調整至成為pH=2.0者作為試驗液，將試料於80℃該試驗液中浸漬24小時。接著，測定試驗後之腐蝕減量。以該腐蝕減量之多寡，評價耐蝕性。
圖7及圖8顯示各熔著金屬之前述腐蝕試驗之結果(又，圖7與圖8之橫軸尺標不同)。腐蝕試驗以n=3實施，由各試料之腐蝕減量求得平均腐蝕速度。如圖7所示，比較例20、21之試料平均腐蝕速度顯著較大，比較例18之平均腐蝕速度較大，故可知比其以外之試料(實施例1、5及比較例19)耐蝕性較差。接著，如圖8所示，關於實施例1~7及比較例8~17之試料，可知Si濃度(Si含有量)較高之比較例9、10之試料、Mn濃度(Mn含有量)較高之比較例12之試料、Mo濃度(Mo含有量)較低之比較例17之試料，平均腐蝕速度相對較高。相對於此，本發明之實施例1~7之試料，平均腐蝕速度均為0.01mm/年以下，滿足合格基準值(平均腐蝕速度為0.01mm/年以下)。亦即，顯示優異之耐蝕性。
該等結果匯整表示於下述表4。下述表4顯示各實施例及比較例之洛氏硬度、維氏硬度及平均腐蝕速度。該表4中，洛氏硬度HRc為30以上之情況(合格之情況)記為○，未達30之情況(不合格之情況)記為×。又，維氏硬度為300以上且500以下之情況(合格之情況)記為○，其以外之情況(不合格之情況)記為×。如該表4所示，本發明之實施例1~7為洛氏硬度及維氏硬度均為適度(全部為○)且平均腐蝕速度亦均低者。相對於此，比較例8~10、12、17、18、20、21為平均腐蝕速度過高，耐蝕性亦劣化者。又，比較例15、17為維氏硬度過低者，比較例14、21為維氏硬度過高者。
接著，針對對於表3所示之各包覆焊接金屬(熔著金屬)，以光學顯微鏡觀察其剖面組織之結果加以說明。在由S25C鋼所構成之母材上，以使平均厚度為約3mm之方式形成包覆焊接金屬層，對該包覆焊接金屬層，利用機械加工切出一部分接合有母材之狀態之試驗片，將該試驗片埋入樹脂中，進行研磨，藉此作成包覆焊接金屬層剖面露出之試料。該試料於王水中蝕刻後，以光學顯微鏡，以400倍之倍率觀察包覆焊接金屬層厚度方向之中央部分(熔著金屬)。顯示該各熔著金屬之剖面組織之光學顯微鏡照片示於圖9~11。
實施例1為由具有20~40μm之結晶粒徑之多結晶組織所構成之基質係肥粒體相。於多結晶組織之結晶晶界觀察到碳化物(Fe3 C：雪明碳體)，可了解該碳化物以包覆肥粒體結晶粒之方式存在。相對於實施例1，C濃度增加之實施例6、7及比較例8，見到伴隨的C濃度增加多結晶組織產生變化。C濃度增加時，於結晶晶界析出之碳化物(Fe3 C：雪明碳體)層之厚度雖變厚，但於實施例7維持與實施例1同樣的多結晶組織。然而，比較例8由於在實施例1所見到之多結晶組織完全崩壞，故無法成為碳化物(雪明碳體)包覆肥粒體結晶粒周圍之狀態的多結晶組織。實施例7之熔著金屬之化學組成趨近於形成碳化物(雪明碳體)包覆肥粒體結晶粒周圍之狀態的多結晶組織之臨界條件。
實施例2、3具有與實施例1同樣之多結晶組織。於基質的肥粒體結晶之晶界雖觀察到碳化物(Fe3 C：雪明碳體)，但由於C濃度低故碳化物量較少，並非以完全包覆肥粒體結晶粒之方式存在(於肥粒體晶界局部析出複數的雪明碳體，故雪明碳體部分地包覆肥粒體結晶粒)。實施例3相比於實施例2，該傾向更顯著表現。實施例3之熔著金屬之化學組成，趨近於形成前述碳化物(雪明碳體)部分地包覆肥粒體結晶粒之狀態的多結晶組織之臨界條件。
實施例4具有與實施例1同樣之多結晶組織。相對於實施例1，Si濃度增加之實施例4、比較例9、10，見到伴隨著Si濃度增加多結晶組織產生變化。若Si濃度增加，則如比較例9、10般，在結晶晶界析出之碳化物(Fe3 C：雪明碳體)層厚度變厚，該情況下，於結晶晶界亦有同時析出Si之氧化物(SiO2 )或Si之複合氧化物(Fe2 SiO4 )之可能性。於相對於實施例1其Si濃度增加至3.0%之比較例9，亦具有與實施例1同樣之多結晶組織，但引起結晶晶界析出物之凝集，對肥粒體結晶粒之包圍性降低，亦於結晶粒內見到析出物。
於相對於實施例1其Si濃度減少之比較例11，在實施例1中所見到之多結晶組織完全崩壞，無法成為碳化物(雪明碳體)包圍肥粒體結晶周圍之狀態的多結晶組織。可知比較例11之熔著金屬之化學組成無法形成雪明碳體包覆前述肥粒體結晶粒周圍之狀態的多結晶組織。
比較例15具有微細且複雜之多結晶組織。其係金屬組織之大致全部區域成於馬氏體相。
實施例5具有與實施例1同樣(類似)多結晶組織。實施例5之基質為肥粒體相。於多結晶組織之結晶晶界見到碳化物(Fe3 C：雪明碳體)，可知該碳化物以包覆肥粒體結晶粒之方式存在。比較例18、19為具有樹枝狀晶(dendrite)組織之多結晶組織。該金屬組織大致全區域成為奧氏體相。比較例20之金屬組織大致全區域成為馬氏體相。比較例20之金屬組織中見到白色部分為碳化物(Fe3 C：雪明碳體)。又，比較例21具有肥粒體相、馬氏體相及碳化物之3相混合存在之複雜多結晶組織。如此，比較例18~21中，無法成為碳化物(雪明碳體)包覆肥粒體結晶周圍之狀態的多結晶組織。又，於比較例14，由於焊接材料之Cr含有量為50質量%係超過40質量%，而容易發生馬氏體，故基質難以成為肥粒體相。
又，對實施例1~7及比較例13之熔著金屬之韌性及強度進行調查後，實施例1~7顯示均滿足之值。另一方面，Mn含有量較低之比較例13其韌性及強度兩者均比實施例1~7低，並未顯示滿足之值。
以上，如上述詳述，本發明一方面係一種包覆焊接材料，其含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成。
本發明之包覆焊接材料中，較好熔著金屬中之C量為0.6~0.8質量%，Si量為0.7~1.5質量%，Mn量為0.7~1.5質量%，Cr量為24~36質量%，Mo量為3.5~4.5質量%，Ni量為0.7~1.5質量%，V量為1.5~2.5質量%，W量為0.7~1.5質量%。
本發明之包覆焊接材料亦可進而含有P：0.03質量%以下，S：0.02質量%以下。
又，本發明之包覆焊接材料亦可進而含有合計為15質量%以下之Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb之一種或兩種以上。
本發明另一方面係一種經包覆之熔著金屬，前述熔著金屬係含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成之熔著金屬。
依據此構成，利用包覆焊接而形成之本發明之熔著金屬成為具有雪明碳體包覆肥粒體晶粒周圍之至少一部分之肥粒體構造之金屬組織。又，於肥粒體基質中，含有Cr、Mo、Ni。肥粒體相較於奧氏體及馬氏體，由於氫脆化較強，利用Cr、Mo、Ni提高耐蝕性，故本發明之熔著金屬即使於酸性環境中，亦有氫脆化受到抑制、不易龜裂、殘留應力低且安定之效果，顯示優異之耐蝕性及耐磨耗性。又，顯示硬度及韌性均衡之機械性能。
因此，本發明之熔著金屬之Si量為0.5~2質量%，由於比專利文獻1所揭示之熔著金屬低，故不易產生因紅色銹垢所致之龜裂。
本發明之熔著金屬中，較好熔著金屬中之C量為0.6~0.8質量%，Si量為0.7~1.5質量%，Mn量為0.7~1.5質量%，Cr量為24~36質量%，Mo量為3.5~4.5質量%，Ni量為0.7~1.5質量%，V量為1.5~2.5質量%，W量為0.7~1.5質量%。
藉由該構成，可更提高耐蝕性、耐磨耗性及韌性。
本發明之熔著金屬亦可進而含有P：0.03質量%以下，S：0.02質量%以下。
又，本發明之熔著金屬亦可進而含有合計為15質量%以下之Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb之一種或兩種以上。
本發明之熔著金屬中，較好前述熔著金屬之金屬組織其基地係由複數個肥粒體刻粒所組成且自肥粒體晶界析出有複數個雪明碳體之組織，更好為前述熔著金屬其金屬組織為肥粒體相成為基質之多結晶組織，該肥粒體結晶之結晶晶界中存在有雪明碳體，該肥粒體結晶周圍以雪明碳體包覆之狀態之多結晶組織。
依據該構成，由於於肥粒體晶界析出之複數雪明碳體使肥粒體彼此連結固定，更好為雪明碳體係包覆肥粒體，故作為基質之肥粒體組織與奧氏體組織及馬氏體組織相比更不易龜裂，而提高對酸之耐蝕性。
本發明之另一方面係一種構件，其為具有作為母材的鋼材及包覆焊接於前述鋼材表面上之熔著金屬之構件，其中前述熔著金屬含有C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成。
依據該構成，於作為母材的鋼材表面上包覆焊接之熔著金屬顯示優異之耐蝕性及耐磨耗性，同時顯示硬度與韌性均衡之機械性能，故可較好地使用作為處理酸性物質之粉碎機、反應塔及各種機械裝置等之構件。
本發明之構件中，較好熔著金屬中之C量為0.6~0.8質量%，Si量為0.7~1.5質量%，Mn量為0.7~1.5質量%，Cr量為24~36質量%，Mo量為3.5~4.5質量%，Ni量為0.7~1.5質量%，V量為1.5~2.5質量%，W量為0.7~1.5質量%。
藉由該構成，可更提高耐蝕性、耐磨耗性及韌性。
本發明之構件中，前述熔著金屬亦可進而含有P：0.03質量%以下，S：0.02質量%以下。
又，本發明之構件中，較好前述熔著金屬之金屬組織其基地係由複數個肥粒體刻粒所組成且自肥粒體晶界析出有複數個雪明碳體之組織，更好為前述熔著金屬其金屬組織為肥粒體相成為基質之多結晶組織，該肥粒體結晶之結晶晶界中存在有雪明碳體，該肥粒體結晶周圍以雪明碳體包覆之狀態之多結晶組織。
依據該構成，由於於肥粒體晶界析出之複數雪明碳體使肥粒體彼此連結固定，更好為雪明碳體係包覆肥粒體，故作為基質之肥粒體組織與奧氏體組織及馬氏體組織相比更不易龜裂，而更提高構件對酸之耐蝕性。
[產業上之可能利用性]
如此，由本發明之包覆焊接材料所形成之熔著金屬可較好地使用於如處理由酸性土壤出土之物或酸性物質之粉碎機或反應塔或各種機械裝置等之要求耐蝕性及耐磨耗性優異之用途，對於該等用途具有實用性。
1．．．試驗片
2．．．經橡膠被覆之旋轉鼓
3．．．懸臂
4．．．鉛錘
5．．．料斗
6．．．矽砂
圖1為顯示實施例及比較例之熔著金屬之洛氏硬度之圖。
圖2為顯示實施例及比較例之熔著金屬之維氏硬度之圖。
圖3為顯示土砂磨耗試驗之原理之概念圖。
圖4為顯示對於實施例及比較例之熔著金屬之耐磨耗性評價結果(磨耗減量)之圖表。
圖5為顯示對於實施例及比較例之熔著金屬之耐磨耗性評價結果(磨耗減量)之圖表。
圖6為顯示對於實施例及比較例之熔著金屬之耐磨耗性評價結果(磨耗減量)之圖表。
圖7為顯示對於實施例及比較例之熔著金屬之耐蝕性評價結果(平均腐蝕速度)之圖表。
圖8為顯示對於實施例及比較例之熔著金屬之耐蝕性評價結果(平均腐蝕速度)之圖表。
圖9為對實施例及比較例之熔著金屬之剖面組織進行攝影之圖式代用照片。
圖10為對實施例及比較例之熔著金屬之剖面組織進行攝影之圖式代用照片。
圖11為對實施例及比較例之熔著金屬之剖面組織進行攝影之圖式代用照片。

Claims (13)

  1. 一種包覆焊接材料，其含有下列成分：C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成。
  2. 如申請專利範圍第1項之包覆焊接材料，其中C量為0.6~0.8質量%，Si量為0.7~1.5質量%，Mn量為0.7~1.5質量%，Cr量為24~36質量%，Mo量為3.5~4.5質量%，Ni量為0.7~1.5質量%，V量為1.5~2.5質量%，W量為0.7~1.5質量%。
  3. 如申請專利範圍第1項之包覆焊接材料，其進而含有：P：0.03質量%以下(不包含0質量%)，S：0.02質量%以下(不包含0質量%)。
  4. 如申請專利範圍第1項之包覆焊接材料，其進而含有合計15質量%以下(不包含0質量%)之Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb之一種或兩種以上。
  5. 一種熔著金屬，其為經包覆焊接而成之熔著金屬，前述熔著金屬含有下列成分：C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成。
  6. 如申請專利範圍第5項之熔著金屬，其中前述熔著金屬之C量為0.6~0.8質量%，Si量為0.7~1.5質量%，Mn量為0.7~1.5質量%，Cr量為24~36質量%，Mo量為3.5~4.5質量%，Ni量為0.7~1.5質量%，V量為1.5~2.5質量%，W量為0.7~1.5質量%。
  7. 如申請專利範圍第5項之熔著金屬，其中前述熔著金屬進而含有：P：0.03質量%以下(不包含0質量%)，S：0.02質量%以下(不包含0質量%)。
  8. 如申請專利範圍第5項之熔著金屬，其進而含有合計15質量%以下(不包含0質量%)之Ti、Co、Cu、Zr、Nb、Pd、Ag、Sn、Hf、Ta、Pt、Au及Pb之一種或兩種以上。
  9. 如申請專利範圍第5項之熔著金屬，其中前述熔著金屬之金屬組織為其基質係由複數個肥粒體(ferrite)晶粒所組成，且由肥粒體的晶界析出有複數個雪明碳體(cementite)之組織。
  10. 一種構件，其為具有作為母材的鋼材及在前述鋼材表面上經包覆焊接而成之熔著金屬之構件，其中前述熔著金屬含有下列成分：C：0.2~1.5質量%，Si：0.5~2質量%，Mn：0.5~2質量%，Cr：20~40質量%，Mo：2~6質量%，Ni：0.5~6質量%，V：1~5質量%，W：0.5~5質量%，其餘部分由Fe及無法避免之雜質構成。
  11. 如申請專利範圍第10項之構件，其中前述熔著金屬之C量為0.6~0.8質量%，Si量為0.7~1.5質量%，Mn量為0.7~1.5質量%，Cr量為24~36質量%，Mo量為3.5~4.5質量%，Ni量為0.7~1.5質量%，V量為1.5~2.5質量%，W量為0.7~1.5質量%。
  12. 如申請專利範圍第10項之構件，其中前述熔著金屬進而含有：P：0.03質量%以下(不包含0質量%)， S：0.02質量%以下(不包含0質量%)。
  13. 如申請專利範圍第10項之構件，其中前述熔著金屬之金屬組織為其基質由複數個肥粒體晶粒所組成，且由肥粒體的晶界析出有複數個雪明碳體之組織。
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