WO1991009980A1

WO1991009980A1 - Production of anticorrosive and antiwearing alloy

Info

Publication number: WO1991009980A1
Application number: PCT/JP1989/001310
Authority: WO
Inventors: Kyoichi Sasaki; Masaki Shimada
Original assignee: Toshiba Kikai Kabushiki Kaisha
Priority date: 1989-12-27
Filing date: 1989-12-27
Publication date: 1991-07-11
Also published as: KR920702868A; DE68927463T2; KR940008938B1; EP0460211A1; EP0460211A4; DE68927463D1; EP0460211B1

Description

明細書耐食耐摩耗性合金の製造方法技術分野

本発明は耐食性と耐摩耗性の双方にすぐれた合金材料ならびにこの合金材料を用いて金属部材の表面の耐食性ならびに耐摩耗性を改善する方法に関する。

背景' 技術

従来、機械装置を構成する金属部材の耐食性ならびに耐摩耗性を改善する方法としては、たとえばステンレス鋼などの構成材料を焼入れするか、あるいはめっきするなど金属部材の表面を改質する方法が一般的である。上記のような表面処理法の他に、近年においては金属部材を構成する金属材料中に特定の硬質粒子を添加する方法が種々提案されている。このような方法としては、たとえば、特開昭 5 8— 1 8 1 4 7 0号公報に記載されているように、 N i 基、 C 0基あるいは F e基合金からなるマトリックス金属中あるいはその母材表面に、 W C、 N b C、 T i C、 C r C、 V Cなどの硬質粒子を添加することによりマトリックス金属の硬度ないし耐摩耗性を向上させる方法が知られている。本発明者らの知見によれば、この方法は、耐摩耗性を向上させる上においてはある程度有効な方法ではあるが、反面、合金の靭性が低下するという点においては必ずしも満足のいくものではない。たとえば N b C (融点 3 4 8 0 °C ) 、 T i C (融点 3 1 8 0 °C ) などの硬質粒子は融点が高く、溶融しにくいため、未溶融の状態で添加することを避けることは困難である。そのため、耐食 ·耐摩耗層を形成する工程において、硬質粒子が比較的大きな形態のままでマトリックス金属中に残留し、これに起因して金属材料の靭性が低下してしまうという問題がある。

—方、添加する炭化物をマトリツクス金属中で溶融させる場合においても、材料の脆化の問題が生じる場合がある。たとえば、 1;1 0 じゃ^"じを1^ 1基、 C o基あるいは F e基合金とともに溶融すると脆弱な M ₆ C型の化合物が晶出することが知られている。このような脆弱な化合物の晶出は、耐摩耗性の向上に寄与しないばかりか、マトリツクス金属の脆化をもたらす結果となる。

また、特開昭 6 3 - 1 5 7 7 9 6号公報には、熱間圧延用ロールの製造方法が開示されている。この方法においては、鉄系合金に V C粉末を添加することによつて耐摩耗性と耐クラック性とを備え、強靭性に富んだロールを得ることに向けられており、この方法では、鉄系合金に、 1 0重量％以上の V C粉末を添加することを必須の要件としている。しかしながら、この方法は、ロールの焼入れ性の改善に向けられたものであって、本発明者らの知見によれば、 F e系合金を母材として用いる場合、これに V Cを添加した場合には W C、 C r Cなどの複数の炭化物が不可避的に多量発生し、必ずしも本発明が目的とする効果を得ることはでぎない。さらに、この方法においては、 V Cを特定状態に再晶出ないし再折出させる技術ではなく、耐摩耗性と耐食性の双方を改善する上においては、必ずしも有効な方法ではない。

また、従来の方法においては、硬質粒子の添加に際しては、マトリツクス金属の溶着に必要な最小限の温度上昇に止めて上述したような脆性化合物の晶出を阻止する必要があり、さらにこのためには、添加する硬 K粒子の粒径をある程度大きくする必要があるが、粒径が大きくなると均一な分散が困難となり、結果的に金属材料の靭性を低下させることとなる。マトリックス金属中に、粗く偏った硬質粒子が存在すると、上述したように、これらが摩擦運動に際して容易に脱落し、耐摩耗性を低下させる結果となる。

さらに上記のような硬質粒子の分布状態の偏りあるいはこれに起因する硬質粒子の脱落の問題は、マ卜リックス金属と硬質粒子との間の比重差によつても促進される。たとえば、マトリツクス金属として F e基合金を用い、硬質粒子として A 1 つ 0 つ、 S i C、あるいは T i Cを使用した場合においては、硬質粒子の凝集あるいは偏りが特に生じやすくなる。ざらに、硬質粒子として C r系炭化物を使用した場合にあっては、加熱後の冷却工程において再晶出ないし再析出したクロムの炭化物が凝集して粗大な炭化物粒に成長し、その結果、硬質粒子がマトリックス金属から脱落しやすくなるという問題が生じる C

発明の開示

本発明は上述した従来技術の問題点に鑑みてなされたものであり、マトリックス金属の脆化をもたらすことなく硬質粒子を微細かつ均一にマトリックス金属中に分布させ、耐食性と耐摩耗性の双方を格段に向上させた耐食耐摩耗性合金ならびにその製造方法を提供するこ.とを目的としている。

本発明の他の目的は、金属部材の表面に上述した耐食耐摩耗性合金の層を形成することにより、金属部材の表面を改質する方法、言換えれば耐食性と耐摩耗性が改良された表面改質金属部材の製造方法を提供することを目的としている。

本発明による耐食耐摩耗性合金の製造方法は、 F e基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマトリックス金属粉末と炭化バナジウム粉末とからなる粉末混合物を熱処理するに際し、高エネルギー密度の熱源を用いた熱処理による溶融および再溶融を繰り返すことによって、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジウム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させることを特徴とするものである 0 さらに本発明による耐食性と耐摩耗性が改良された表面改質金属部材の製造方法は、金属部材を構成する基材の表面に、 F e基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマトリツクス金属粉末ど炭化バナジウム粉末とからなる粉末混合物を供給して、高エネルギー密度の熱源を用いた熱処理に付すことにより、前記粉末混合物の溶融および再溶融を繰り返すことによって、基材の表面に、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジウム粒子相を再晶出および/または再折出させてなる肉盛合金層を形成することを特徵とするものである。

図面の簡単な説明

第 1図〜第 5図、第 1 7図〜第 1 9図は各々本発明の実施例において得られた耐食耐摩耗性金の断面の金属組織の顕微鏡写真であり、第 6 A図、第 6 B図および第 2 0図は摩耗試験の結果を表すグラフであり、第 7図〜第 9図は本発明の方法によって表面改質された金属部材の断面の金属組織の顕微鏡写真であり、第 1 0図〜第 1 2図は本発明の方法によつて表面改質された部材の硬さ測定の結果を示すダラフであり、第 1 3図は本発明の実施例において表面改質の対象となった射出成形用スクリュウの外観図であり、第 1 4図は本発明の実施例において表面改質の対象となつた射出成形用シリンダの断面図であり、第 1 5 A図および第 1 5 B図はウイ一ビングパターンを示す説明図、第 1 6図は本発明の方法を実旌する場合に用いるダブルトーチのプラズマアーク溶接機の概要図である。

発明を実施するための最良の形態本発明による耐食耐摩耗性合金においては、マトリツクス金属として、耐食性にすぐれた F e基合金、 C o基合金または N i基合金が好ましく用いられ得る。だとえば、耐食性 F e基合金としては、オーステナイ卜系ステンレス網、マルテンサイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼などが用いられ得る。

また、耐食性 C o基合金としては、ステライ卜系 C o 合金、たとえば、 C o— C r — W系合金や C o — N i ― C r 一 W系合金などが用いられ得る。

さらに、 Ν ί基合金としては、ハステロィ系合金、ィンコネル系合金、コルモノィ系合金が用いられ、具体的には、 Ν ί — C r — S i系合金、 N i — C r — F e — W 系合金などが用いられ得る。

本発明の合金を得る'に際しては、上述したマトリックス金属粉末の少なくとも 1種に、炭化バナジウム粉末を 7 0重量％以下混合し粉末混合物を調製する。この炭化バナジウム粉末としては、 V Cが好ましく用いられる。

この V C粉末の粒径は、特に限定されるものではないが、分散状態を良好なものにするためには 6 0〜： L 0 0 mの範囲が望ましい。また、炭化バナジゥムの添加量としては、上記のように 7 ひ重量％以下の範囲内において、目的とする耐磨耗特性に応じて適宜選択し得る。しかしながら、マトリツクス金属が F e基合金からなる場合においては、炭化バナジゥムの量は 1 0重量％以下の量、さらに好ましくは 7 . 5重量％以下であることが好ましい。

—方、マトリックス金属が C o基合金または N i基合金からなる場合においては、炭化バナジゥムの量は 7 0 重量％以下が好ましい。通常、炭化バナジウムの含有量 - が多くなるほど耐摩耗性は向上するが、上述した上限値を超えて添加すると、未溶融添加の状態となり、靭性の低下や炭化物の欠落に起因する耐摩耗性の低下が生じるので好ましくない。

本発明においては、上記のようにして調製された粉末混合物を、好ましくはアルゴンガスなどの不活性ガス雰囲気中において、高エネルギー密度の熱源を用いて熱処理を行う。すなわち、高エネルギー密度の熱源を用いた熱処理による溶融および再溶融を繰り返すことによって、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相を再晶出および/または再析出させる。

上記熱処理は、具体的には、下記の工程（ィ）および (口）を連続的に実施することによって行うことが好ましい。

(ィ）第 1の高エネルギー密度の熱源を用いて、 F e 基合金、 C ο基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマトリックス金属粉末と炭化バナジウム粉末とからなる粉末混合物を溶融しかつマトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジウム粒子相を再晶出および/または再析出させる工程、および

(口）第 2の高エネルギー密度の熱源を用いて、前記マトリックス金属相中の炭化バナジゥム粒子相を再溶融し、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化ハ 'ナジゥム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させる工程。上記の第 1および第 2の熱処理は連続的に行つてもよいが、溶融および再溶融を繰り返す操作が行われる限りおいて、不連続あるいは間欠的な工程であってもよい。上記熱処理の際の冷却は、約 1 0 0 °C Z秒以上の冷却速度で行うことが、炭化バナジウム粒子相の良好な晶出，析出状態を現出させる上において肝要である。このような急速冷却は強制空冷や強制水冷によつて行うことができる。本発明の知見によれば、上記の冷却速度条件を満足することによって、マトリックス金属中に固溶した V Cを微細かつ均一な状態で晶出ないし析出させること力できる。

上記冷却過程において、マトリツクス金属相中に一旦溶融した炭化バナジゥム粒子相が晶出および Zまたは忻出する。本発明においてはこのようにして得られた熱処理物に対してさらに熱処理を行うことにより溶融を繰り返す。具体的には、上記のような熱処理を行うことによつて、上記第 1熱処理物を溶融させ、さらにこれを冷却させることにより、炭化バナジウム粒子相の分散状態をより特徵化させることができる。この熱処理によって、マトリックス金属相中に再溶融した炭化バナジウム粒子相が再び晶出および/または析出してくる。そして、この再晶出および /または再析出によって得られる本発明の耐食耐摩耗性合金の炭化バナジゥム粒子相は、極めて微細かつ均一なものとなる。すなわち、複数回にわたる溶融ならびに冷却によって V Cはほぼ完全に溶解したのち微細粒子相として晶出 ·析出し、しかもこの V C粒子の分散状態は極めて良好なものとなる。

具体的には、上記の一連の工程によつて得られる耐食耐摩耗性合金は、マトリックス金属相中に再晶出およびまたは再析出均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相の粒径が 1 0 m以下であり、かつ、合金相全体に対する炭化バナジゥム粒子相の面積比が 1 ◦ %以上であることが肝要である。炭化バナジゥム粒子相の粒径が 1 0 m を超えると、合金自体の靭性低下を招くとともに硬質粒子が欠落する危険性が増して耐摩耗性の向上を阻害するので好ましくない。また、合金相全体に対する炭化バナジゥム粒子相の面積比が 1 0 %未満では、耐摩耗性の改善効果が低下するので好ましくない。高エネルギー密度の熱源を用いた溶融手段としては、プラズマアークやレーザー光熱源を用いた溶融方法が使用できる。また、後述するような金属部材表面に上記の合金を肉盛溶接する方法としては、プラズマアークを熱源とするプラズマ粉体溶接法（P . Τ , A法）が好ましく用いられる。これらの溶融手段によれば、少なくとも瞬間的に 3 0 0 0 ^eCを超える加熱が可能であり、上述した粉末混合物を効果的に溶融することができる。

上記の複数回にわたる熱処理の結果再晶出および Zまたは再析出する炭化物は、実質的に V Cからなるが、この他にも副成分として V ₂ Cが生じる可能性がある。また上記の他にも微量成分として、

( F e , C r , V , W ) ₂ つ， C が析出するものと考えられる。本発明においては、これらの不可避的成分の存在は、本発明の目的から逸脱しない範囲において容認される。

次に、本発明による金属部材の表面改質法について説明する。

本発明の表面改質法は、基本的に、上述した方法で得られる耐食耐摩性合金からなる肉盛層を所望の金属部材の表面に適用することを特徴とする。

すなわち、本発明の表面改質法は、金属部材を構成する基材の表面に、 F e基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマトリックス金属粉末と炭化バナジゥム粉末とからなる粉末混合物を供給して、高エネルギー密度の熱源を用いた熱処理に付すことにより、前記粉末混合物の溶融および再溶融を繰り返すことによって、基材の表面に、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させてなる肉盛合金層を形成することを特徴とするものである。

この場合のプラズマ粉体溶接法自体は、従来公知の方法を用いることができる。

また、上述した熱処理は、プラズマァ一久を熱源とするプラズマ粉体溶接法（ P . T . A . 法）が好ましく用いられる。上述したように、これらの溶融手段によれば、少なくとも瞬間的に 3 0 0 0 °Cを超える加熱が可能であり、上述した粉末混合物を効果的に溶融することができる。また、プラズマ粉体溶接法を用いる場合は、第 2熱処理においては粉末を供給する必要はなく、加熱のみが効果的に行われれば充分であることから、通常のプラズマ加熱が用いられる。

その他の冷却条件、あるいは炭化バナジウム粒子相の析出ないし分散状態については、上述した記載と同様である。特に、上記熱処理の際の冷却は、約 1 ◦ 0 °C Z秒以上の冷却速度で行うことが、炭化バナジウム粒子相の良好な晶出 ·析出状態を現出させる上において肝要である。このような急速冷却は強制空冷や強制水冷によって行うことができる。本発明の知見によれば、上記の冷却速度条件を満足することによって、マトリックス金属中に固溶した V Cを微細かつ均一な状態で晶出ないし析出させることができる。通常、金属部材の基材部分と肉盛層との界面における割れの発生を防止する上では、冷却速度は遅いほど好ましいことが予想されるが、本発明の知見によれば、冷却速度を遅くすることは、 V C粒子相の析出状態を上記のような状態にする上においては必ずしも有効ではないことが判明している。

なお、本発明においては、上記の冷却方法として、たとえば、肉盛層を形成する対象金属部材を強制的に冷却しながら上記の方法を実施してもよい。

本発明においては、上述した複数回にわたる熱処理をウイ一ビング法を用いて効率的に行うことができる。第 1 5 A図および第 1 5 B図は、各々、プラズマアーク溶接機を用いて肉盛層の形成を行う場合のトーチのウイ一ビングパターンを示す例であり、この場合のウイ一ビングの態様は、ジグザグ'形（第 1 5 A図）あるいは円弧形 (第 1 5 B図）の往復運動であつてもよく、実質的に上述した複数回にわたる加熱溶融処理が行われるような態様であれば足りる。

第 1 6図は、 2個のトーチを備えたプラズマアーク溶接機を用いて肉盛層の形成を行う場合の説明図である。この例の場合のプラズマアーク溶接機は、トーチ本体 1 0に、プラズマ粉体溶接を行う第 1 トーチ 1 1 と、この第 1 卜一チに原料粉末を供袷する粉体送給管 1 3と、プラズマァ一ク加熱のみを行う第 2 トーチ 1 2が設けてなる。このプラズマアーク溶接機と金属部材 2 0 とを適正な位置関係を保持するように制御して移動させることによって、上述した耐食耐摩耗性合金からなる肉盛層 2 1を形成することができる。

上述した金属部材の表面改質方法は、部分的に良好な耐食性、摺動特性ならびに耐摩耗性が要求させる機械部 · 品に適用することができる。

従来、機械の構成金属部品の表面改質法としては、メツキ、 C V D、 P V Dあるいは高温熱源を用いた表面クラッディングゃ表面合金化法によって、金属部品の表面を処理することが行われている。たとえば、プラスチッグ成形機のスグリュゥの耐食性および耐摩耗性を向上させるためには、通常、スクリュウに焼入れを施し、硬度を高くしたのち、メ：ツキ処理を行う方法、あるいは

P V Dや C V Dを施すのが一般的である。一方、上述したスクリユウと組合わせて用いられるシリンダとしては、従来、窒化鋼を素材としてその内面に窒化処理を施したもの、あるいはシリンダの内壁の全面もしくは部分的に耐食性ならびに耐摩耗性にすぐれた自溶性合金をコーテイングするか、あるいは耐食性、耐摩耗性にすぐれた合金ライナを嵌合わせる方法が一般に採用されている。しかしながら、上記従来の方法においては金属部品の基材と改質された表面層との間の接着力が低いため、熱的負荷がかかつた場合あるいは比較的低い荷重下において剥離や割れなどが発生することがある。さらに、従来の方法で得られた表面改質部品は、耐摩耗性の点においても、必ずしも十分満足のいくものではない。また、特に上述したようなプラスチック成形機用の部品にあつては、プラスチック原料が移動する部分（特に原料の供給部分）においてはプラスチック原料の作用による摩耗が大きくなるとともに、プラスチックの射出あるいは吐出部分において原料プラスチックから発生するガスによる腐食損傷と高圧力下における摩耗損傷が問題となっている

上述した本発明の金属部材の表面改質方法によれば、表面改質層と基材との間の接合力は極めて良好であり、しかも表面層は耐食性、搢動特性ならびに耐摩耗性にすぐれているので、本発明は上述したプラスチック成形機用の部品のように部分的に耐食性ゃ耐摩耗性が要求される金属部材の表面改質法としてすこぶる有用である。以下、本発明を実施例に基づいて説明する。

以下の例において、実施例 1〜 6はウイ一ビング方式で耐食耐摩耗性合金あるいは肉盛層の形成を行つた例であり、実施例 7〜 9はダブルトーチのプラズマアーク溶接機を用いて実施した場合の例である。実施例 1

重量比で、 C ： 0 . 2 %、 S i ： 0 . 6 %>、 C r ： 2 6 . 5 %、 N ί ： 2 . 7 %、 M o : 5 . 4 %、 F e ： 0 . 3 %、残部が実質的に C oからなる C o基合金粉末 (マトリツクス金属粉末）に V C粉末（平均粒径 7 0 m ) を重量比で、各々、 1 8 %、 4 0 %、および 6 7 %混合した試料を調製した。

これら粉末混合物の各々の試料を、プラズマ粉体溶接機を用いて小さいピッチのウイ一ビングを行い、 V Cの融点（約 2 8 3 0 °C ) の近傍の温度に加熱して溶融を行い、本発明による耐食耐摩耗性合金を製造した。

得られた各試料合金について硬さの測定値を下記第 1 表に示す o

1表

試料 V Cの配合割合硬さ

N o . (重量％) ( H V )

18 550 - 620

2 40 620 - 670

67 950 - 1 150

また、第 1図、第 2図および第 3図は、各々、上記で得られた試料 1、 2および 3の合金の金属組織の顕微鏡写真である（倍率 4 0 0倍） o いずれの金属組織においても、微細な V C粒子相（粒径約 3 m以下を主体とする）力《、マトリックス金属相中において、均一な分布状態で存在していることが分かる。

次に、上記試料合金の各々について、腐食試験を行つた。この腐食試験は、腐食液として、 6 Nの塩酸水溶液と 6 Nの硝酸水溶液を用いて行った。得られた結果を下記第 2表に示す。試料腐食量（mgZcrf ♦ Hr)

N o . 塩酸水溶液硝酸水溶液

0.08 0.09

2 0.07 0.09

0.09 0.11 さらに、上記各試料合金について、摩耗試験を行った _t 試験装置としては、大越式摩耗試験装置を用い、相手材 S KD— l l CH R C 58) 、最終荷重 1 8. 9 kgf 、摩擦距離 6 0 0 Mの条件で測定した。結果を第 6 A図に示す。この試験結果から、本発明による試料合金 1、 2 および 3は、いずれも良好な耐摩耗性を示し、硬質粒子 V Cの添加量が多くなるほど耐摩耗性が向上する傾向がみられる。

実施例 2

重量比で、 C : l . 2 %、 S i : 0. 6 %

M n ： 0. 3 %、 C r : 4. 5 %、 M o : 5. 1 %、 W： 6. 3 %, V ： 3. 1 %, C o : 8. 4 %、残部が実質的に F eからなる F e基合金粉末（マトリックス金属粉末）に V C粉末（平均粒径 7 0 / m) を重量比において、 7. 5 %混合した試料を調製した。

この粉末混合物試料を用いて実施例 1 と同様の方法で本発明による耐食耐摩耗性合金を製造した。

得られた試料合金の硬さは、 H v 9 5 ひ〜 1 0 0 0であった。したがって、 F e基合金をマトリツダス金属とする場合においては、 V Cの添加量が 7. 5 %程度であつても、 C 0基合金に比べても高い硬度が得られることが分力、る。

第 4図は、本実施例で得られた試料合金の金属組織の顕微鏡写真である（倍率 4 0 ◦倍）。微細な V C粒子相

(粒径約 2 ひ m) が、マトリックス金属相中におい.て、均一な分布状態で存在していることが分かる。

次に、この試料合金（N o . 4 ) について上記実施例 1 と同様の方法で腐食試験を行った。腐食量（nigZcrf * Hr) は、塩酸水溶液で 0. 0 5, 硝酸水溶液で 6 3, 7 であった。

ざらに、上記の試料合金（N o , 4 ) について、摩耗試験を行った。試験装置としては、大越式摩耗試験装置を甩い、相手材 S K D— 1 1 (H R C 58) 、最終荷重 1 8. 9 kgf 、摩擦距離 6 0 0 Mの条件で測定した。結果を第 6 A図に示す。この試験結果から、上記試料合金も良好な耐摩耗性を示している。実施例 3

重量比で、 C : 0. 04 2 %、 S i ： 0. 3 0 %、 B ： 0. 0 08 %、 C r _: 2 0. 5 0 % F e ： 0. 2 7 %、 M n ： 0. 2 9 %、 T i : 2, 7 0 %、残部が実質的に N iからなる N i基合金粉末（マトリックス金属粉末）に V C粉末（平均粒径 7 0 m) を重量比で、 1 9 %混合した試料を調製した。

この粉末混合物試料を、プラズマ粉体溶接機によって、実施例 1 と同様の方法で熱処理を行って、本発明による耐食耐摩耗性合金を製造した。

得られた試料合金の硬さは、 Η ν 5 1 0〜5 9 0であつた。

第 5図は、本実施例で得られた試料合金の金属組織の顕微鏡写真である（倍率 4 0 0倍）。微細な V C粒子相 (粒径約 3 m) が、マトリックス金属相中において、均一な分布状態で存在していることが分かる。

次に、この試料合金 (N o . 5) について上記実施例 1 と同様の方法で腐食試験を行った。腐食量（mgZcif * Hr) は、塩酸水溶液で 0. 0 7，硝酸水溶液で 0, 0 9 であった。

さらに、上記の試料合金（N o . 5 ) について、摩耗試験を行った。試験装置としては、大越式摩耗試験装置を用い、相手材 S KD— 1 1 (HR C 58) 、最終荷重 1 8. 9 kgf 、摩擦距離 6 0 0 Mの条件で測定した。結果を第 6 A図に示す。この試験結果から、上記試料合金試

も良料好な耐摩耗性を示している。

比較例

下記第 3表に示す組成のマトリックス金属粉末ならびに硬質粒子粉末を混合し、実施例 1 と同様の条件で、各試料をプラズマ粉体溶接機を用い、ウィービング操作を行って、硬質粉末の融点（約 2 7 3 0 °C) 以上の温度に加熱して溶融した。溶融後、放冷することにより、硬質粒子含有を含有する合金を製造した。

得られた各試料合金（A、 Bおよび C ) について硬さの測定値を下記第 4表に示す。

第 3表

マトリックス金属の硬質粒子組成（重量％) (重量％)

A 0.3Si,20.5Cr,0.3Fe. Cr₂C₂ 50¾

1.5Al,2.7Ti.0.3Mn,Ni残

B 0.6Si,26.5Cr,0.3Fe,0.2C, NbC 50%

2,7Ni,5.4Mo,Co残

C 0.47C.0.35Si.0.4Mn, 窒化済

1.4Cr,0.21Mo,0.9Al ,Fe 残 ― ― 得られた各試料合金（A、 Bおよび C ) の硬さ（H v ) は、各々、 5 5 0〜6 0 0、 6 0 0〜 7 5 0、 7 0 0〜 9 7 0であつた。さらに、上記各試料について、実施例 1 と同様の方法で腐食試験を行った。結果を下記第 4表に示す,

第 4表

試料腐食量（mgZcrf · Hr)

N o . 塩酸水溶液硝酸水溶液

A 0.01 0.01

B 0.03 0.08

C 14.5 217

さらに、上記各試料 A、 Bおよび Cについて、実施例 1 と同様の方法で摩耗試験を行った。結果を第 6 Β·図に示す。

実施例 4

重量比で、 C O . 1 5〜0. 3 5 %、 S i O . 9 C！〜 1. 3 0 %. M n 1. 0 0 %以下、 P 0. 0 3 0 %以下. S O . 0 3 0 %以下、 N i 2. 5 0〜 3, 5 0 %、 C r 24, 0〜28. 0 %、 M o 5. 〇 0〜6. 0 0 %、 F e 1. 5 0 %以下を含み残部が C oからなる化学組成の C o基合金粉末と、 V Cを主成分とする粉末とを混合するに際し、 V C粉末（平均粒径 7 0 m) を重量比で. 各々、 1 8%、 4 0 %、および 6 7 %混合した試料を調製した。

これらの混合粉末を、プラズマ粉体溶接機を用いて、鉄網材料（ S C M 44 0 ) 上にウィービングにより肉盛溶接して、該鉄鋼材料表面に耐食耐摩耗性合金層を形成した。プラズマ粉体溶接の操作条件は以下の通りである, 電流： 1 2 5 A、電圧： 4 ◦ V、プラズマガス量：

I , 4 リットル Z分、シールドガス量： 1 6 リットル/ 分、パウダーガス量： 3. 1 リットルノ分、粉末送袷量

I I . 8 g Z分、ウイ一ビング回数： 4 6回 Z分、ゥィ ― ビング幅： 7 mm. 溶接速度： 8 0删 Z分、ェグステンシヨン： 8 mm.

上記の例において供与された粉末の粒度は、 1 6 0 ~ 2 5 0メッシュの範囲であり、粒度分布のピークは、 — 2 0 〇メッシュのものであった。

第 7図〜第 9図（各々、じを 1 8重量％、 4 0重量 %、および 6 7重量％添加したものに対応）、このようにして得られた肉盛溶接部の断面の金属組織の顕微鏡写真である（倍率 4 0 0倍）。

このようにして得られた表面改質金属部材について、剥離強さおよび剪断強さの測定結果を下記第 5表に示す。

第 5表

V C添加量剥離強さ剪断強さ

(重量％) (kg f Zmnf) (kg f /mnf)

1 8 3 9. 4 4 7. 9

4 0 3 3. 9 38. 7

6 7 3 0. 1 3 6. 2

さらに、上記の表面改質金属部材の硬さ測定の結果を第 1 0図〜第 1 2図（各々、 V C l 8重量％、 4 0重量 %、および 6 7重量％添加したものに対応）に示す。なお、腐食試験結果は、上記実施例 1における結果と同様

^あった o

上記の試験結果から、本発明による金属部材は、 ①従来技術において問題となつていた、基材と肉盛溶接部との間の接合強度の不足、 ②添加粒子の粗大化、分布状態の偏りなどの起因する耐摩耗性の低下、が解消され、すぐれた部材特性を有していることが分かる。

実施例 5

実施例 4で用いた材料ならびに方法と同様の方.法により、部材表面が改質された射出成形用スクリユウを製作- した。第 1 3図は、この射出成形用スクリュウ 3 0の外観図である。このようにして得られた射出成形用スクリユウと、従来法によって焼入れ硬化したのち表面に硬質クロムメッキを施した射出成形用スクリュウとを比較する実践試験を行った。この場台の耐用寿命試験は、上記従来法で表面改質されたスクリユウの耐用寿命を基準として、これに対して本発明のスクリユウの耐用寿命を耐用寿命比として計算した。本発明に係る射出成形用スクリュゥの耐用寿命比は 2 . 3であり、従来法で得られた射出成形用スクリュウの耐用寿命比は 1 . 0であった。上記の結果からも明らかなように、本発明による射出成形用スクリュゥの耐用寿命は、従来のものに比べて、著しく改良されていることが分かる。実施例 6

実施例 4で用いた材料ならびに方法と同様の方法により、部材表面が改質された射出成形用シリンダを製作した。この射出成形用シリンダの断面図を第 14図に示す, 図中、符号 1はシリンダ本体、 2はプラスチック原料供給口、 3は表面処理の対象部分であるシリンダ内面壁でこのようにして得られた射出成形用シリンダと、従来法により、 S A CM645よりなる射出成形用シリンダ本体の内面に窒化処理を施したものとを比較する実践試験を行った。この場合の耐用寿命試験は、上記従来法で表面改質されたシリンダの耐用寿命を基準として、こに対して本発明のシリンダの耐用寿命を耐用寿命比として計算した。本発明に係る射出成形用シリンダの耐用寿命比は 2. 1であり、従来法で得られた射出成形用シリンダの耐用寿命比は 1. 0であった。

上記の結果からも明らかなように、本発明による射出成形用シリンダの耐用寿命は、従来のものに比べて、著しく改良されていることが分かる。

実施例 7

重量比で、 C ： 0 , 2 %、 S i ： 0. 6 %、 C r ： 26. 5%、 N i ： 2. 7 %、 M o ： 5. 4 %、 F e ： 0. 3 % 残部が実質的に C 0からなる C 0基合金粉末 (マトリックス金属粉末）に V C粉末（平均粒径 7ひ m) を重量比で、 40%混合した試料を調製した。

これら粉末混合物試料を、第 1 6図に示すダブルトーチのプラズマ粉体溶接機を用いて本発明による耐食耐摩耗性合金を製造した。このとき冷却速度は、 1 0 0 °C/ sec 以上になるようにコントロールした。

得られた各試料合金について硬さの測定値は、 H C R 6 0〜 6 5であった。

また、第 1 7図は得られた合金の金属組織の顕微鏡写真である（倍率 4 0 0倍）。微細な V C粒子相（粒径約 5 μ. m以下を主体とする）力《、マトリックス金属相中において、均一な分布状態で存在していることが分かる。次に、上記試料合金の各々について、腐食試験を行つた。この腐食試験は、腐食液として、 6 Nの塩酸水溶液と 6 Nの硝酸水溶液を用いて行った。得られた結果を下記第 6表に示す。

第 6表

腐食量（mgZci! · Hr)

塩酸水溶液' 硝酸水溶液

0.02 0.09 さらに、上各試料合金について、摩耗試験を行った, 試験装置としては、大越式摩耗試験装置を用い、相手材 S K D - 1 1 (H R C 5 S) s 最終荷重 1 8. kgf 摩擦距離 6 0 0 Mの条件で測定した。結果を第 2 0図に示す。この試験結果から、本発明による合金良好な耐摩耗性を示すことが分かる。

実施例 8

実施例 2と同様の F e基合金ならびに V C粉末を用い、さらに第 1 6図に示すダブルトーチのプラズマ粉体溶接機を用いて本発明の合金を形成した。

得られた各試料合金について硬さの測定値は、 ' H C R 6 5であつた。

また、第 1 8図は得られた合金の金属組織の顕微鏡写 . 真である（倍率 4 0 0倍）。微細な V C粒子相（粒径約 3 ^u m以下を主体とする）が、マトリックス金属相中において、均一な分布状態で存在していることが分かる。耐食性ならびに摩耗試験の結果は以下の通りであつた。 6 N塩酸水溶液に対する腐食量は、 0 . 0 6 mg/ erf · H r であった。また、実施例 7と同様の条件で、大越式摩耗試験機を用いて摩耗試験を行つた。その結果を第 2 ◦図に示す。

実施例 9

実施例 3と同様の N i基合金ならびに V C粉末を用い、さらに第 1 6図に示すダブルトーチのブラズマ粉体溶接機を用いて本発明の合金を形成した。

得られた各試料合金について硬さの測定値は、

H R C 5 5であった。

また、第 1 9図は得られた合金の金属組織の顕微鏡写真である（倍率 400倍）。微細な V C粒子相（粒径約 10 m以下を主体とする）が、マトリックス金属相中において、均一な分布状態で存在していることが分かる実施例 7と同様の方法で行つた摩耗試験の結果は第 20図に示す通りであった。

また、 6 N塩酸水溶液に対する腐食量は 0. 0 1 mg/ cif * Hrであり、 6 Ν硝酸水溶液に対する腐食量は 0. 0 TmgXcif · Hrであつた。

産業上の利用可能性

本発明の方法は、各種の機械装置を構成する金属部材の耐食性ならびに耐摩耗性を改善する方法として広く適用することができる。

Claims

請求の範囲

1 . F e基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマ卜リックス金属粉末と炭化バナジゥム粉末とからなる粉末混合物を熱処理するに際し、高エネルギー密度の熱源を用いた熱処理による溶融および再溶融を繰り返すことによつてマトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジウム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させることを特徴とする、耐食性と耐摩耗性の双方にすぐれた合金の製造方法。

2 . 前記マトリックス金属が F e基合金からなり、前記炭化バナジウムを 1 ◦重量％以下混合する、請求項 1 に記載の方法。

3 . 前記マトリックス金属が C o基合金または N i 基合金からなり、前記炭化バナジウムを 7 0重量％以下混合する、請求項 1 に記載の方法。

4 . 前記炭化バナジウムが、実質的に V Cからなる、請求項 1 に記載の方法。

5 . 前記熱処理後の冷却を、約 1 0 0で秒の冷却速度で行う、請求項 1 に記載の方法。

6 . 前記冷却を強制空冷によって行う、請求項 5に記載の方法。

7 . 前記冷却を強制水冷によって行う、請求項 5に記載の方法。

8 . 前記熱処理を、下記の工程（ィ）および（口）を連続的に実施することによって行う、請求項 1に記載の方法。

(ィ）第 1の高エネルギー密度の熱源を用いて、 F e 基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマトリックス金属粉末と炭化バナジゥム粉末とからなる粉末混合物を溶融しかつマトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナ.ジゥム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させる工程、およ- び

(口）第 2の高エネルギー密度の熱源を用いて、前記マ卜リックス金属相中の炭化バナジウム粒子相を再溶融し、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させる工程。

9 . 金属部材を構成する基材の表面に、 F e基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から選ばれた少なくとも 1種よりなるマトリックス金属粉末と炭化バナジゥム粉末とからなる粉末混合物を供給して、高工ネルギー密度の熱源を用いた熱処理に付すことにより、前記粉末混合物の溶融および再溶融を繰り返すことによって、基材の表面に、マトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジウム粒子相を再晶出および/または再析出させてなる肉盛合金層を形成することを特徵とする、耐食性と耐摩耗性が改良された表面改質金属部材の製造方法。

1 0 . 前記熱処理後の冷却を、約 1 0 0 c /秒の冷却速度で行う、請求項 9に記載の方法。

1 1 . 前記冷却を強制空冷によって行う、請求項 9 に記載の方法。

1 2 . 前記冷却を強制水冷によって行う、請求項 9 に記載の方法。

1 3 , 前記熱処理を、下記の工程（ィ）および（口）を連続的に実施することによって行う、請求項 9に記載の方法。

(ィ）第 1の高エネルギー密度の熱源を甩いて、 F e 基合金、 C o基合金および N i基合金からなる群から遷ばれた少なくとも 1種よりなるマトリックス金属粉末と炭化バナジゥム粉末とからなる粉末混合物を溶融しかつマトリックス金属相中に均一かつ微細な炭化バナジウム粒子相を再晶出およびまたは再析出ざせる工程、および

(口）第 2の高エネルギー密度の熱源を用いて、前記マトリックス金属相中の炭化バナジウム粒子相を再溶融し、マトリックス金属祖中に均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相を再晶出および Zまたは再析出させる工程。

1 4 . 請求項 1 〜 8のいずれか 1項の方法によって得られた耐食耐摩耗性合金であって、マトリツクス金属相中に再晶出および/または再析出均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相の粒径が 1 0 m以下であり、かつ、. 合金相全体に対する炭化バナジウム粒子相の面積比が 1 0 %以上であることを特徴とする、耐食性と耐摩耗性の双方にすぐれた合金。

1 5 . 請求項 9〜 1 3のいずれか 1項の方法によつて得られた耐食性と耐摩耗性が改良された表面改質金属部材であつて、マトリックス金属相中に再晶出および Z または再析出均一かつ微細な炭化バナジゥム粒子相の粒径が 1 0 m以下であり、かつ、合金相全体に対する炭化バナジゥム粒子相の面積比が 1 0 %以上であることを特徴とする、表面改質金属部材。