JP6391154B2 - Iron-base alloy and alloy welding method - Google Patents
Iron-base alloy and alloy welding method Download PDFInfo
- Publication number
- JP6391154B2 JP6391154B2 JP2014188458A JP2014188458A JP6391154B2 JP 6391154 B2 JP6391154 B2 JP 6391154B2 JP 2014188458 A JP2014188458 A JP 2014188458A JP 2014188458 A JP2014188458 A JP 2014188458A JP 6391154 B2 JP6391154 B2 JP 6391154B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- metal
- iron
- welding
- wear resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Description
本発明は、ごみ焼却炉の炉内部材のように、高温で優れた強度、耐酸化性及び耐磨耗性が要求される用途に用いられる肉盛溶接材料や肉盛クラッド材、更には溶射材料（溶射後、プラズマアーク、高周波誘導加熱、真空水素還元炉、又はアセチレン、プロパンガスなどの可燃ガスによるフュージング処理を受けるフュージング溶射材料を含む）に適した鉄基合金、及びこれを用いた合金溶着方法に関する。なお、溶射材料の形態は粉末状、ワイヤ状（フラックスコアードワイヤを含む）又は棒状を問わない。 The present invention relates to overlay welding materials and overlay cladding materials used for applications requiring excellent strength, oxidation resistance and wear resistance at high temperatures, such as in-furnace members of waste incinerators, and thermal spraying. Iron-base alloys suitable for materials (including fusing sprayed materials subjected to fusing treatment with combustible gas such as plasma arc, high-frequency induction heating, vacuum hydrogen reduction furnace, or acetylene or propane gas after thermal spraying, and alloys using the same It relates to the welding method. The form of the thermal spray material may be powder, wire (including flux cored wire), or rod.
近年、ごみ焼却炉で発生するダイオキシンが大きな社会問題になっている。このダイオキシンの発生量を規定値以下に抑制する為に８００℃以上の高温でごみ焼却を行う事が必要とされており、これに伴って８００℃以上の高温で優れた強度、耐酸化性及び耐磨耗性を示す金属材料が要求されている。 In recent years, dioxins generated in waste incinerators have become a major social problem. In order to suppress the amount of dioxins generated below a specified value, it is necessary to incinerate the waste at a high temperature of 800 ° C. or higher. With this, excellent strength, oxidation resistance, and There is a need for metal materials that exhibit wear resistance.
８００℃以上の高温で優れた強度、耐酸化性及び耐磨耗性を示す溶接肉盛材料及び肉盛クラッド材に関して、本発明者は先に特許文献１及び２により提示された鉄基合金１及び２を開発した。特許文献１により提示された鉄基合金１はＣ−高Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｍｎ系の鉄基合金であり、肉盛り金属として使用した場合に短繊維状の微細針状炭化物を多量に析出させることにより高温域での高硬度及び高耐磨耗性を確保する。また、特許文献２により提示された鉄基合金２は、鉄基合金１に不足している延性を確保するためにＣｒ量を減らし、これによる耐磨耗性の低下をＮｂ及びＢの添加により補うものである。 Regarding the weld overlay material and overlay cladding material exhibiting excellent strength, oxidation resistance and wear resistance at a high temperature of 800 ° C. or higher, the present inventor has previously proposed an iron-based alloy 1 presented in Patent Documents 1 and 2. And 2 were developed. The iron-based alloy 1 presented by Patent Document 1 is a C-high Cr-Si-Ni-Mn-based iron-based alloy, and when used as a build-up metal, a large amount of short fiber-like fine needle-like carbides are precipitated. This ensures high hardness and high wear resistance at high temperatures. Further, the iron-based alloy 2 presented in Patent Document 2 reduces the amount of Cr in order to ensure the ductility that is lacking in the iron-based alloy 1, thereby reducing the wear resistance due to the addition of Nb and B. It is a supplement.
ところで、カーシュレッダーダスト、工場内廃棄物、生ごみ、医療廃棄物、一般廃棄物、塩化ビニール等の焼却処理については、これらを流動床炉で燃焼し、流動床炉で排出された排出ガスを炉内のボイラーチューブとしての挿内管に通して排熱回収を行なうのが一般的である。このとき、流動床炉内の流動層中のシリカ、アルミナ等の流動媒体が保有する熱量についても、炉内の挿内管により同時に熱回収され、有効な排熱回収効率の向上がもたらされる。これらの場合、流動層内に位置する多数の挿内管により熱回収が行われるのであるが、挿内管は高塩素濃度ガスによる腐食や苛酷な流動媒体によるエロージョン摩耗を受け、早期磨耗を発生することが問題となっている。 By the way, with regard to incineration of car shredder dust, factory waste, garbage, medical waste, general waste, vinyl chloride, etc., these are burned in a fluidized bed furnace and the exhaust gas discharged in the fluidized bed furnace is used. Generally, exhaust heat recovery is performed through an insertion tube as a boiler tube in the furnace. At this time, the amount of heat possessed by the fluidized medium such as silica and alumina in the fluidized bed in the fluidized bed furnace is also simultaneously recovered by the insertion tube in the furnace, and effective exhaust heat recovery efficiency is improved. In these cases, heat recovery is performed by a large number of inner pipes located in the fluidized bed, but the inner pipes are subject to corrosion due to high chlorine concentration gas and erosion wear due to severe fluid media, resulting in early wear. It is a problem to do.
本発明者は、前述した鉄基合金１及び２を用いた溶接肉盛ワイヤを製造し、流動床炉の挿内管の肉盛に使用した。その結果、ニッケル基合金に比べ、長期寿命を与え、顧客より多大の評価を受けた。また、木質バイオマス発電における流動床炉の挿内管にも適用し、多大の評価を受けた。しかし、挿内管の表面に直接、特許溶接ワイヤで肉盛する事に問題が発生した。すなわち、鉄基合金１及び２の溶接ワイヤは、１層目の硬度がＨＶ６５０〜ＨＶ８５０と硬く、溶接残留応力を解放する為に肉盛金属に多数の割れを発生する欠点があるのである。 The present inventor manufactured a welding overlay wire using the iron-based alloys 1 and 2 described above and used it for overlaying an insertion tube of a fluidized bed furnace. As a result, it gave a long life compared to nickel-based alloys and received a great deal of evaluation from customers. It was also applied to the inner tube of a fluidized bed furnace in woody biomass power generation and received great evaluation. However, there was a problem in overlaying with the patent welding wire directly on the surface of the inner tube. That is, the welding wires of the iron-based alloys 1 and 2 have a defect that the hardness of the first layer is as hard as HV650 to HV850 and a large number of cracks are generated in the overlay metal to release the welding residual stress.
このため、流動床炉内の挿内管に直接肉盛する事は避け、挿内管への第１層目には耐熱性及び耐食性に優れたステンレス鋼、例えば３０９、３０９ＭｏＬのワイヤか、若しくはニッケル合金のＥＲＮｉＣｒ−３インコネルワイヤをＭＩＧ溶接により１層の下盛施工をしている。すなわち、鉄基合金１及び２の割れから塩素ガスやサルファーガスが進入することによる母材管の腐食を防止する為と、炉の操業を中止したときや再開したときに受けるサーマルショックによる溶着金属の割れが母管に伝播すること避ける為に、やむを得なく下盛処理を行なわなければならないのである。もし割れの発生が無ければ、高価な下盛溶接ワイヤの使用が無くなり、さらにその為の溶接施工時間が省力されるために、大幅なコスト低減が可能になる。 For this reason, it is avoided to directly deposit on the insertion tube in the fluidized bed furnace, and the first layer to the insertion tube is stainless steel excellent in heat resistance and corrosion resistance, for example, a wire of 309, 309 MoL, or One layer of ERNiCr-3 Inconel wire of nickel alloy is applied by MIG welding. That is, in order to prevent corrosion of the base metal pipe due to the entry of chlorine gas or sulfur gas from cracks in the iron-base alloys 1 and 2, and weld metal due to thermal shock received when the furnace operation is stopped or restarted In order to avoid propagation of cracks to the mother pipe, it is unavoidable to perform the overlaying process. If cracks do not occur, the use of an expensive underlay welding wire is eliminated, and further, the time required for welding is saved, so that the cost can be greatly reduced.
現時点でのボイラーチューブの耐食、耐熱、耐摩耗処理は殆どニッケル基合金により行われており、代表的なニッケル基合金はＪＩＳ−ＭＳＦＮｉ４である。ニッケル基合金は、基本的に自溶性であるために、溶射後、酸素―アセチレンガスや高周波誘導加熱で溶融処理、即ちフュージング処理を受ける。合金層の肉厚は約２ｍｍ程度であり、下盛は不要であり、割れは発生しない。 At present, the corrosion resistance, heat resistance, and wear resistance treatment of the boiler tube are mostly performed by a nickel base alloy, and a typical nickel base alloy is JIS-MSFNi4. Since nickel-based alloys are basically self-fluxing, after thermal spraying, they are subjected to a melting process, that is, a fusing process, by oxygen-acetylene gas or high-frequency induction heating. The thickness of the alloy layer is about 2 mm, no overlay is required, and no cracks occur.
これに対し、鉄基合金１及び２による溶接肉盛の場合は、下盛が必要であり、その上に硬化肉盛を行うので、２層盛りとなり、大まかに言えば材料使用量が２倍以上、工数も２倍以上に成り、自溶性ニッケル基合金の使用に比べ、イニシアルコストが増加し、コスト上昇の要因に成っていた。しかし、自溶性ニッケル基合金に比べて使用寿命が優れており、ランニングコストの低減と、局部摩耗の修理が現場にて手溶接棒の使用により容易に行なえること等で評価を受けていた。 On the other hand, in the case of welding overlaying with iron-based alloys 1 and 2, overlaying is necessary, and hardening overlaying is performed on it, so that it becomes a 2-layer overlay, roughly speaking, the amount of material used is doubled. As described above, the number of man-hours has more than doubled, and the initial cost has increased compared to the use of a self-fluxing nickel-base alloy, which has been a factor in increasing costs. However, its service life is superior to self-fluxing nickel-based alloys, and it has been evaluated for its reduced running costs and the ability to repair local wear easily by using hand-welded rods on site.
従って、顧客により多くの経済的メリットをもたらす為には、鉄基合金１及び２を使用しても、割れの発生が生じないことが不可欠となる。これによって下盛金属の使用が不要になれば、自溶性ニッケル基合金と比較して、イニシアルコストを同等か、若しくはそれ以下に低減出来る可能性が生じる。 Therefore, in order to bring more economic benefits to the customer, it is indispensable that no cracks occur even when the iron-base alloys 1 and 2 are used. If this eliminates the need to use an underlying metal, there is a possibility that the initial cost can be reduced to the same level or lower than that of a self-fluxing nickel-base alloy.
本発明の目的は、溶射肉盛や溶接肉盛において下盛を必要とせず、しかも高温での強度、耐酸化性及び耐磨耗性に優れた経済的な鉄基合金、及びその鉄基合金による合金溶着方法を提供することにある。 An object of the present invention is to provide an economical iron-base alloy that does not require underlaying in thermal spraying or welding, and is excellent in strength, oxidation resistance, and wear resistance at high temperatures, and the iron-based alloy It is an object to provide an alloy welding method.
ところで、特許文献１及び２により提示された鉄基合金１及び２が、高Ｓｉ含有量のために、融点降下により低温域で溶け易いこと、及びＳｉが溶融金属の流動性を高める見地から、鉄基合金では一般に見られない自溶性を有する事実は、本発明者も以前から認識してはいた。しかし、それを実験で確認していなかったこと、及びその自溶性を利用する利用技術に関する知識を持ち合わせていなかったことから、可燃性ガスでフュージングを行う自溶性溶射材料としての適性までは認識していなかった。 By the way, from the standpoint that the iron-based alloys 1 and 2 presented by Patent Documents 1 and 2 are easy to melt in a low temperature region due to a melting point drop due to a high Si content, and Si enhances the fluidity of the molten metal, The present inventors have long recognized the fact that they have self-fluxing properties that are not generally found in iron-based alloys. However, since it was not confirmed by experiments and because it did not have knowledge about the utilization technology that utilizes its self-solubility, it was recognized that it was suitable as a self-fluxing spray material for fusing with combustible gas. It wasn't.
しかしながら、鉄基合金１及び２では、前述したとおり、溶接肉盛で溶着金属に割れが生じることを防ぐのは不可能であるが、自溶性の性質を利用するならば、アーク溶射ワイヤを開発し、アーク溶射後、可燃性ガス、例えばプロパン−酸素混合ガスで溶射金属を再溶融処理（フュージング）することにより、割れの無い溶着金属を得ることが可能になる。 However, in iron-base alloys 1 and 2, as described above, it is impossible to prevent the weld metal from cracking by welding, but if the self-fluxing property is used, an arc spray wire is developed. Then, after arc spraying, it is possible to obtain a weld metal without cracking by remelting (fusing) the sprayed metal with a combustible gas such as a propane-oxygen mixed gas.
本発明者はこのような想定の基に様々な実験を繰り返し、到達したのが次の二つの結論である。すなわち、前述した鉄基合金１及び２は自溶性ではあるが、その性質を再溶融処理（フュージング）に利用するには溶融金属の流動性が高すぎ、フュージング処理で溶融金属の垂れ下がりが問題になること、及びこの問題をする解決には鉄基合金１及び２へのタングステンＷの添加が有効であることの二つである。 The present inventor has repeated various experiments based on such assumptions, and has reached the following two conclusions. That is, although the iron-based alloys 1 and 2 described above are self-fluxing, the fluidity of the molten metal is too high to use the properties for the remelting process (fusing), and the dripping of the molten metal becomes a problem in the fusing process. In addition, the addition of tungsten W to the iron-based alloys 1 and 2 is effective for solving this problem.
本発明の鉄基合金はかかる知見を基礎として完成されたものであり、質量比でＣを０．５〜３．０％、Ｓｉを３．０〜７．０％、Ｃｒを１５〜４５％、Ｍｎを１０％以下、Ｎｉを４〜１５％、Ｂを０．１〜５．０％、Ｃｕを７％以下、Ｍｏを１０％以下含むと共に更にＷを１〜２．５％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鉄基合金であって、高温での強度、耐食性及び耐磨耗性に優れ、且つ自溶性で溶融金属の粘性度が高いことにより溶着金属のフュージング処理が可能な鉄基合金である。 The iron-based alloy of the present invention has been completed on the basis of such knowledge, and by mass ratio , C is 0.5 to 3.0%, Si is 3.0 to 7.0%, and Cr is 15 to 45%. , 10% Mn less include Ni 4 to 15% B and from 0.1 to 5.0%, 7% Cu or less, 2.5% 1 a further W with a Mo containing 10% or less, The balance is an iron-based alloy consisting of Fe and inevitable impurities, and is excellent in strength, corrosion resistance and wear resistance at high temperatures, and is self-fluxing and has a high viscosity of the molten metal, so that the fusing treatment of the deposited metal is possible. It is an iron-based alloy.
すなわち、本発明の鉄基合金は、特許文献１及び２により提示された鉄基合金１及び２においてＷを１〜２．５％含有させたものである。これにより、鉄基合金１及び２が本来的に保有する自溶性が制限され、溶融金属の流動性が低下することにより、溶着金属のフュージング処理が可能となる。 That is, an iron-based alloy of the present invention are those obtained by incorporating the Oite W. 1 to 2.5% in Patent Documents 1 and iron-based alloys 1 and 2 presented by 2. As a result, the self-fluxing nature inherently possessed by the iron-base alloys 1 and 2 is limited, and the fluidity of the molten metal is reduced, so that the fusing treatment of the weld metal becomes possible.
特許文献２により提示された鉄基合金２は、特にＣｒ量が１５〜２５％に制限されているので延性を有する特徴があり、これによる硬度低下及び耐磨耗性の低下を補うためにＮｂ＋Ｖを８％以下含む。鉄基合金１及び２のいずれもＡｌを３％以下含むことが可能である。 The iron-based alloy 2 presented by Patent Document 2 has a characteristic that it has ductility especially because the Cr amount is limited to 15 to 25%. In order to compensate for the decrease in hardness and wear resistance caused by this, Nb + V 8% or less. Both of the iron-base alloys 1 and 2 can contain 3% or less of Al.
本発明の合金溶着方法は、本発明の鉄基合金からなる溶接材料又は溶射材料により母材上に肉盛するものである。肉盛溶着金属が適度の自溶性を有することから、真空水素還元炉での加熱又はガス加熱等によるフュージング処理が可能であり、そのフュージング処理により、溶着金属が溶接肉盛金属の場合は、溶着金属に生じた割れを解消することができるので、ニッケル基合金等による下盛が不要となり、低コストな単層肉盛により経済性を高めることができる。ガス加熱としてプロパンガス加熱を使用するならば経済性が更に向上する。溶着金属が溶射肉盛金属の場合は、溶着金属のフュージングによる緻密化、その緻密化による高品質化が可能となる。 The alloy welding method of the present invention builds up on a base material with a welding material or a thermal spray material made of the iron-based alloy of the present invention. Since the overlay welding metal has moderate self-fluxing, fusing treatment by heating in a vacuum hydrogen reduction furnace or gas heating is possible, and if the welding metal is weld overlay metal by the fusing treatment, welding Since cracks generated in the metal can be eliminated, it is not necessary to build up a nickel-based alloy or the like, and economic efficiency can be improved by low-cost single-layer build-up. If propane gas heating is used as the gas heating, the economy is further improved. In the case where the weld metal is a sprayed overlay metal, it is possible to densify the weld metal by fusing and to improve the quality by the densification.
本発明の鉄基合金における成分限定理由は以下のとおりである。 The reasons for limiting the components in the iron-based alloy of the present invention are as follows.
Ｃ：０．５〜３．０％
Ｃは炭化物を形成するために不可欠の元素である。本発明では微細化された繊維状炭化物を析出させるが、その炭化物の構成は（Ｃｒ、Ｆｅ）７ Ｃ３ 型、即ちＭ７ Ｃ３ 型である。これをマトリックス中に多数析出させることにより、高温における耐磨耗性が著しく向上する。
C: 0.5 to 3.0%
C is an indispensable element for forming carbide. In the present invention, a refined fibrous carbide is precipitated, and the structure of the carbide is (Cr, Fe) 7 C 3 type, that is, M 7 C 3 type. By precipitating many of these in the matrix, the wear resistance at high temperatures is significantly improved.
Ｃ量が０．５％未満ではσ相の析出が増加して肉盛り金属の表面に多数の微細割れが発生し、その肉盛り金属が脆くなる。Ｃ量が３．０％を超えると、（Ｃｒ、Ｆｅ）７ Ｃ３ 型炭化物が、粗大化した六方晶の炭化物として析出するようになり、やはり肉盛り金属の脆化・剥離が顕著となる。また、この割れのために多層盛りが困難になる。更に、マトリックスに残存して高温耐酸化性を付与するＣｒが炭化物形成に消費され、マトリックス中のＣｒ量が低下する傾向を示す。更に又、３．０％を超えるＣ量では、融点を下げる傾向が大きくなることからも、高温耐酸化性に悪影響が生じる。例えばＣ量が０．５％と３．０％とでは、１５０℃もの融点の開きがある。加えて、Ｃはオーステナイト形成元素でもある。その力価はＮｉの約３０〜５０倍であり、多量添加はフェライト組織の形成を阻害して、高温耐磨耗性及び耐ハロゲンガス性等を悪化させる原因になる。 When the amount of C is less than 0.5%, the precipitation of the σ phase increases, a large number of fine cracks are generated on the surface of the build-up metal, and the build-up metal becomes brittle. When the amount of C exceeds 3.0%, (Cr, Fe) 7 C3 type carbides precipitate as coarsened hexagonal carbides, and the embrittlement / peeling of the build-up metal becomes remarkable. Moreover, this crack makes it difficult to form a multilayer. Further, Cr remaining in the matrix and imparting high temperature oxidation resistance is consumed for carbide formation, and the amount of Cr in the matrix tends to decrease. Furthermore, if the amount of C exceeds 3.0%, the tendency to lower the melting point is increased, which adversely affects high-temperature oxidation resistance. For example, when the C content is 0.5% and 3.0%, there is a melting point opening of 150 ° C. In addition, C is also an austenite forming element. Its titer is about 30 to 50 times that of Ni, and the addition of a large amount inhibits the formation of a ferrite structure and causes high temperature wear resistance and halogen gas resistance to deteriorate.
特に好ましいＣ量は、下限については０．８％以上であり、上限については２．０％未満、とりわけ１．８％以下である。 A particularly preferable amount of C is 0.8% or more for the lower limit, and less than 2.0%, especially 1.8% or less for the upper limit.
Ｓｉ：３．０〜７．０％
Ｓｉは鋼の酸化を防止する働きがあり、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。また、Ｃｒと共存して、微細針状炭化物の析出を促進し、高温耐磨耗性の改善に寄与する。このＳｉ量が３．０％未満では高温における耐酸化性が悪化すると共に、微細針状炭化物の析出量が減少して高温耐磨耗性が低下する。一方、Ｓｉ量が７．０％を超えると、肉盛り金属が非常に脆くなり、剥離しやすくなる。また、この脆さのために、多層盛りが困難となる。
Si: 3.0-7.0%
Si has a function of preventing oxidation of steel, and effectively prevents oxidation in a temperature range up to 1100 ° C. by adding 5% or more alone. In addition, it coexists with Cr and promotes the precipitation of fine needle-like carbides, contributing to the improvement of high-temperature wear resistance. If the amount of Si is less than 3.0%, the oxidation resistance at high temperatures deteriorates, and the amount of fine needle carbides precipitated decreases, resulting in a decrease in high temperature wear resistance. On the other hand, when the amount of Si exceeds 7.0%, the build-up metal becomes very brittle and easily peels off. Also, due to this brittleness, it is difficult to form a multilayer.
特に好ましいＳｉ量は、下限については３．５％以上、とりわけ４．０％超であり、上限については６％以下である。 A particularly preferable amount of Si is 3.5% or more for the lower limit, particularly more than 4.0%, and 6% or less for the upper limit.
Ｃｒ：１５〜４５％
Ｃｒは鋼の酸化を抑えるのに極めて有効であり、高温耐酸化性の改善に寄与する。また、Ｓｉと共存して、微細針状炭化物の析出を促進し、高温耐磨耗性の改善に寄与する。しかし、このＣｒはＣと結合してＣｒ炭化物をつくるため、マトリックス中のＣｒ量はそれほど多くない。Ｃｒ量が１５％未満では、高温耐磨耗性を付与するための炭化物の析出量が少なくなり、十分な高温耐磨耗性が得られない。また、マトリックス中のＣｒ量が不足し、高温耐酸化性が不十分となる。一方、４５％を超えると、粗大化した六方晶の炭化物の析出が増加するようになり、肉盛り金属の脆化・剥離が顕著となる。また、この割れのために多層盛りが困難になる。
Cr: 15-45%
Cr is extremely effective for suppressing oxidation of steel and contributes to improvement of high temperature oxidation resistance. In addition, it coexists with Si, promotes the precipitation of fine needle-like carbides, and contributes to the improvement of high-temperature wear resistance. However, since this Cr combines with C to form Cr carbide, the amount of Cr in the matrix is not so large. If the amount of Cr is less than 15%, the amount of precipitation of carbide for imparting high temperature wear resistance decreases, and sufficient high temperature wear resistance cannot be obtained. Further, the amount of Cr in the matrix is insufficient, and the high temperature oxidation resistance is insufficient. On the other hand, when it exceeds 45%, precipitation of coarse hexagonal carbides increases, and embrittlement and peeling of the build-up metal become remarkable. Moreover, this crack makes it difficult to form a multilayer.
特に好ましいＣｒ量は、高温耐磨耗性の観点からは２５％以上、とりわけ３０％以上であり、上限については４０％以下である。延性確保の点からは少ない方がよく、１５〜２５％である。 A particularly preferable amount of Cr is 25% or more, particularly 30% or more from the viewpoint of high-temperature wear resistance, and the upper limit is 40% or less. From the viewpoint of ensuring ductility, it is better to be less, and it is 15 to 25%.
Ｍｎ：１０％以下
Ｍｎ及び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、肉盛り溶接の作業性を安定させる効果があるが、高温耐磨耗性を向上させる効果は全般的な見地からは少なく、本発明の成分範囲のなかでも優れた耐磨耗性が得られる範囲においてのみ、耐磨耗性の改善効果が認められる。
Mn: 10% or less Mn and Ni promote austenitization and increase their stability. The austenite forming ability of Mn is about half that of Ni. This Mn has the effect of stabilizing the workability of build-up welding, but the effect of improving the high temperature wear resistance is small from the general point of view, and excellent wear resistance even within the component range of the present invention. Only within the range in which the wear resistance is obtained, the effect of improving the wear resistance is recognized.
このため、Ｍｎは必ずしも添加を必要とするものではなく、適宜選択的に添加されて高温耐磨耗性の二次的な改善に寄与する。しかし、１０％を超える添加は、オーステナイト組織の形成を促進して高温耐磨耗性を低下させる原因になる。特に好ましいＭｎ量は下限については３％以上、上限については８％以下である。 For this reason, Mn does not necessarily need to be added, and is selectively added as appropriate to contribute to secondary improvement in high-temperature wear resistance. However, the addition exceeding 10% promotes the formation of an austenite structure and decreases the high temperature wear resistance. A particularly preferable amount of Mn is 3% or more for the lower limit and 8% or less for the upper limit.
Ｎｉ：４〜１５％
Ｎｉは高温耐磨耗性には大きな影響を与えないが、高温浸炭雰囲気で浸炭を防止する効果があり、また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、使用温度が高くなるほど含有量を増加させるのが望ましい。更に、ハロゲンガスに対しても高Ｎｉ含有は望ましい。しかし、Ｎｉは硫黄ガス雰囲気には弱いので、使用状況によってはＮｉ量を抑制することが望まれる。
Ni: 4-15%
Ni does not significantly affect the high-temperature wear resistance, but has the effect of preventing carburization in a high-temperature carburizing atmosphere, and has the effect of preventing the release of the Cr passive film in applications subject to thermal shock. It is desirable to increase the content as the use temperature increases. Furthermore, high Ni content is desirable for the halogen gas. However, Ni is so weak in sulfur gas atmosphere, depending on the usage is desired to suppress the amount of Ni.
このように、Ｎｉは用途に応じて広範囲に含有量を調整する必要があるが、その含有量が１５％を超えるとオーステナイト組織を形成して高温耐磨耗性を低下させるので、これを限界値とする。 Thus, it is necessary to adjust the content of Ni in a wide range according to the use, but if the content exceeds 15% , an austenite structure is formed and the high temperature wear resistance is lowered, so this is the limit. Value.
高温用途では使用環境により高温から低温へと繰り返し顕著な温度変化を受ける場合がある。本発明での合金組織は基本的にフェライトとオーステナイトの混合組織である。この合金をオーステナイト組織のステンレス鋼に肉盛りした場合、サーマルショックを受けるたびに線膨張係数の差異により溶接境界面に内部応力が発生して長期使用においては肉盛りが母材から剥離、脱落する危険性がある。また、この合金を多層盛りした場合にはこの危険性が一層増大する。この危険を回避するために、ＭｎとＮｉの複合添加により、肉盛り金属の組織を母材と同じオーステナイト単相組織とすることが可能になり、これにより肉盛り金属の剥離、脱落が防止される。 In high temperature applications, there may be repeated significant temperature changes from high temperature to low temperature depending on the usage environment. The alloy structure in the present invention is basically a mixed structure of ferrite and austenite. When this alloy is built on stainless steel with an austenitic structure, internal stress is generated at the weld interface due to the difference in linear expansion coefficient every time a thermal shock is applied, and the build-up peels off from the base material during long-term use. There is a risk. In addition, when this alloy is stacked in multiple layers, this risk is further increased. In order to avoid this danger, the composite addition of Mn and Ni makes it possible to make the build-up metal structure the same austenite single-phase structure as the base material, thereby preventing the build-up metal from peeling and falling off. The
Ｎｉと類似の性質をもつＣｏをＮｉの一部と置換することができる。一部置換の場合はＮｉとの合計量が１５％を超えない範囲で複合添加することになる。 Co having similar properties to Ni can be replaced with a part of Ni. In the case of partial substitution, the total amount with Ni is added in a range not exceeding 15% .
Ｂ：０．１〜５％
Ｂはホウ化物の形成、肉盛り金属の清浄度を増す元素であるが、そのホウ化物により高温耐磨耗性を改善することができる。ちなみに、７００℃でのショットブラスト試験では、試験後の試験片表面にＢ炭化物が粒状に浮き出て残り、マトリックスは磨耗して凹んでいた。安定な効果を得るためには０．１％以上の添加が必要である。
B: 0.1 to 5 %
B is an element that increases the formation of borides and the cleanliness of the built-up metal, and the borides can improve high-temperature wear resistance. Incidentally, in the shot blast test at 700 ° C., the B carbide was left in a granular form on the surface of the test piece after the test, and the matrix was worn and recessed. In order to obtain a stable effect, addition of 0.1% or more is necessary .
Ｃｕ：７％以下
Ｃｕは耐硫酸性を向上させる。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液が生じるが、これに対してＭｏは有効性が少なく、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、微細針状炭化物が十分に析出することにより、高温耐磨耗性も改善される。この成分系は、高温耐酸化性、耐腐食性及び高温耐磨耗性を高い次元で満足させる。Ｃｕ量は安定な効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、７％を超えても効果は飽和し経済性が悪化する。
Cu: 7% or less Cu improves sulfuric acid resistance. When combustion is interrupted in a waste incinerator, a highly corrosive sulfuric acid solution is produced. On the other hand, Mo is less effective, and combined addition with Cu is effective. Moreover, according to the composite addition, the microstructure is refined and the fine acicular carbide is sufficiently precipitated, whereby the high temperature wear resistance is also improved. This component system satisfies high-temperature oxidation resistance, corrosion resistance and high-temperature wear resistance at a high level. In order to obtain a stable effect, the Cu content is preferably 0.1% or more. However, if it exceeds 7%, the effect is saturated and the economic efficiency is deteriorated.
Ｎｂ＋Ｖ：８％以下
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。
Nb + V: 8% or less Nb has the effect of reducing the size of carbides into a spherical shape, and withstands a structure that is difficult to physically break or become brittle in its structure. The effect is the same as the graphite shape affecting the ductility between gray cast iron and ductile cast iron as described above, and the same effect as that of Ca and Mg that spheroidizes graphite acts on the carbide shape. Furthermore, the most important aim of the addition is that the hardness of the niobium carbide itself is about HV2400. In the case of low carbon, for example, in the region where C = 0.7% and NbC (niobium carbide) does not crystallize, very hard NbB (niobium boride, Hv2250) crystallizes instead to reduce the wear resistance. There is an effect to prevent.
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。 On the other hand, V forms fine carbides, and its forming ability is located between Cr and Mo, and improves high temperature wear resistance by improving tempering resistance by this carbide reaction and secondary hardening by tempering. In addition, resistance to softening deformation due to temperature rise and cracking due to heat checking is improved.
曲げ延性を必要としない高Ｃｒ下においては、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。１５〜２５％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％とする。 Under high Cr that does not require bending ductility, these elements do not necessarily have to be added. Addition promotes further embrittlement of the weld metal. From the viewpoint of preventing intergranular corrosion of 15-25% low chromium steel, addition of at least Nb + V ≧ 0.5% is preferable. Therefore, the addition amount is 0% or more, preferably 0.5% or more. However, even if 8% or more is added in total, the effect is saturated and there is a risk of embrittlement of the overlay metal, so the maximum addition amount is 8% in total.
Ａｌ：３％以下
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にその効果を発揮する。この場合は、Ｎｉ量を少なくして、Ａｌ量を多くするのがよい。Ａｌ量が３％を超えると、肉盛り金属にアルミナ皮膜が生じてスラグが介在しやすくなり、溶接作業性が阻害される。安定な効果を得るためには０．５％以上の添加が好ましい。
Al: 3% or less Al improves the oxidation resistance at high temperatures, and exhibits its effect particularly when there is a lot of sulfur gas in the use atmosphere. In this case, it is preferable to decrease the Ni amount and increase the Al amount. If the Al content exceeds 3%, an alumina film is formed on the build-up metal, and slag is likely to intervene, which hinders welding workability. In order to obtain a stable effect, addition of 0.5% or more is preferable.
Ｍｏ：１０％以下
ＭｏはＣｒ，Ｃｕ，Ｓｉとの共存添加により耐硫酸腐食や耐塩酸腐食に著しい効果を示し、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発揮させる。但し、Ｍｏは現在、非常に高価な合金元素となり、あまり添加量を増加すると合金の製造単価が大幅に上昇するので、最大添加量を１０％とする。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り、これ以上の添加は過剰添加になることを確認しているので、特に好ましい添加量を８％以下とする。
Mo: 10% or less Mo has a remarkable effect on sulfuric acid corrosion resistance and hydrochloric acid corrosion resistance due to the co-addition with Cr, Cu, and Si. 1, No. 1 6 Corrosion resistance equivalent to or better than 6. However, Mo is now a very expensive alloy element, and if the addition amount is increased too much, the unit production cost of the alloy will increase significantly, so the maximum addition amount is made 10%. In particular, the addition of 8% confirms that sulfuric acid corrosion exceeds the corrosion resistance of stellite, and that addition beyond this is an excess addition, so a particularly preferred addition amount is 8% or less.
Ｗ：１〜２．５％
Ｗは自溶性である鉄基合金１及び２の溶融時の粘性度を高めるのに不可欠の元素である。１％未満であると、溶着金属の粘性度を高める効果が得られない。２．５％を超えると、鉄基合金１及び２の特徴である自溶性が大きく低下し、溶融金属の粘性度が高くなりすぎることにより、フュージング処理が困難となる。好ましくは１．５〜２．５％である。詳細は後で述べる。
W: 1 to 2.5 %
W is an element indispensable for increasing the viscosity at the time of melting of the iron-based alloys 1 and 2 which are self-fluxing. If it is less than 1%, the effect of increasing the viscosity of the deposited metal cannot be obtained. If it exceeds 2.5% , the self-fluxing characteristic of the iron-base alloys 1 and 2 is greatly reduced, and the viscosity of the molten metal becomes too high, so that the fusing treatment becomes difficult. Preferably it is 1.5 to 2.5 %. Details will be described later.
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。 For the base metal, regardless of the type, for example, mild steel, weathering steel plate, sulfate resistant steel, seawater resistant steel, various stainless steels, Mn-Cr austenitic steel, nickel alloy steel, chromium alloy steel, etc. Although weldable steel can be used, it is preferable to contain 9 to 35% of Cr and 0 to 25% of Ni from the viewpoint of suppressing dilution and ensuring corrosion resistance and high temperature oxidation resistance.
本発明の鉄基合金は、第１に耐食性、耐熱性、耐摩耗性に優れるものの鉄基であるから、同様に耐食性、耐熱性、耐摩耗性に優れたニッケル基合金と比べて安価である。第２に、鉄基でありながらニッケル基合金と同じ自溶性を有し、しかも溶融金属の流動性が抑制されて垂れ下がりが発生し難いので、溶接溶着金属のフュージングによる割れ解消処理や、溶射皮膜金属のフュージングによる緻密化処理が可能である。これにより、高品質な溶着金属を安価に施工することが可能となる。 The iron-based alloy of the present invention is firstly iron-based, although it is excellent in corrosion resistance, heat resistance, and wear resistance. Therefore, it is cheaper than a nickel-base alloy that is also excellent in corrosion resistance, heat resistance, and wear resistance. . Secondly, it is iron-based but has the same self-fluxing properties as nickel-based alloys, and the fluidity of the molten metal is suppressed so that it does not easily sag. Densification by metal fusing is possible. Thereby, it becomes possible to construct a high-quality weld metal at low cost.
本発明の合金溶着方法は、本発明の鉄基合金を肉盛又は溶射により母材上に溶着又は皮膜形成することにより、母材上の溶着金属又は皮膜金属が適度の自溶性を有し、真空還元炉やガス加熱によるフュージング処理により溶着金属又は皮膜金属の品質を向上させる。これにより、溶接溶着ではニッケル合金による下盛の省略、これによる経済性の向上を可能にし、更には溶着金属の緻密化により、経済性を維持しつつ品質向上を可能にする。 In the alloy welding method of the present invention, the weld metal or film metal on the base material has moderate self-fluxing by depositing or forming a film on the base material by overlaying or spraying the iron-based alloy of the present invention, The quality of the deposited metal or coating metal is improved by a fusing process using a vacuum reduction furnace or gas heating. As a result, in welding welding, it is possible to omit the underlaying by the nickel alloy and thereby improve the economic efficiency, and further to improve the quality while maintaining the economic efficiency by densifying the deposited metal.
以下に本発明が完成に至る過程を実施例と共に具体的に説明する。 The process of completing the present invention will be specifically described below together with examples.
まず、本発明の鉄基合金が自溶性合金であることの実証実験として、以下に述べる２つの実験を行った。一つは、複合ワイヤによる溶接肉盛後の真空水素還元炉による溶融実験であり、他の一つは、同じ複合ワイヤによるアーク溶射施工後の可燃性ガス、例えば酸素―アセチレンガス、酸素−プロパンガス等によるフュージング実験である。両実験に供した複合ワイヤは表１に示す４つである。 First, the following two experiments were conducted as demonstration experiments that the iron-based alloy of the present invention is a self-fluxing alloy. One is a melting experiment using a vacuum hydrogen reduction furnace after welding welding with a composite wire, and the other is a combustible gas after arc spraying using the same composite wire, such as oxygen-acetylene gas, oxygen-propane. This is a fusing experiment using gas or the like. The composite wires used in both experiments are four shown in Table 1.
一つ目は、特許文献１により提示された鉄基合金１に属するもので、室温から１０００℃までの高温耐摩耗性に優れた成分を持つ高硬度の第１号合金である。二つ目は、同じく鉄基合金１に属するもので、１０００℃までの高温での耐摩耗性より、むしろ浸炭防止を重視するために低硬度とした第２号合金である。 The first belongs to the iron-based alloy 1 presented in Patent Document 1, and is a high hardness first alloy having a component excellent in high-temperature wear resistance from room temperature to 1000 ° C. The second alloy, which belongs to the same iron-based alloy 1, is a second alloy having a low hardness in order to emphasize carburization prevention rather than wear resistance at high temperatures up to 1000 ° C.
すなわち、第１号合金は高温に於ける硬度及び耐摩耗性を向上させる目的で開発された合金であるが、第２号合金が１号合金と大きく異なる点はＮｉ含有量の多さである。その第２号合金は、高Ｎｉ添加により高温に於ける耐浸炭性を向上させたオーステナイト系合金であり、サーマルショックに強く加工硬化性に優れ、高温に於ける熱ショックを受ける用途に最適な合金である。 That is, the first alloy is an alloy developed for the purpose of improving the hardness and wear resistance at high temperatures, but the second alloy is greatly different from the first alloy in that the Ni content is large. . The No. 2 alloy is an austenitic alloy that has improved carburization resistance at high temperatures due to the addition of high Ni. It is resistant to thermal shock, has excellent work hardenability, and is ideal for applications that receive heat shock at high temperatures. It is an alloy.
三つ目は、特許文献２により提示された鉄基合金２に属するもので、室温から１０００℃までの高温耐摩耗性と塩素ガスや硫黄ガス腐食に強い成分を持つ高硬度の第３号合金である。四つ目は、同じく鉄基合金２に属するもので、第３号合金に比べ室温から高温までの耐腐食性を主眼にした成分を持つ低硬度の第４号合金である。 The third belongs to the iron-based alloy 2 presented in Patent Document 2, and is a high-hardness third alloy having a high temperature wear resistance from room temperature to 1000 ° C. and a component resistant to chlorine gas and sulfur gas corrosion. It is. The fourth, which belongs to the same iron-based alloy 2, is a low hardness No. 4 alloy having a component that focuses on corrosion resistance from room temperature to high temperature compared to No. 3 alloy.
すなわち、第３号合金は非常に硬度が高く、常温から高温までの耐硫酸、耐塩酸腐食に強い高硬度耐摩耗性を目的として開発されたものであるが、第４号合金は耐摩耗性を犠牲にして、耐腐食性に重点を於いて開発されたものである。成分的に異なるのはＮｉを添加して耐塩酸性を向上させた点である。 In other words, No. 3 alloy is very hard and was developed for the purpose of high hardness and wear resistance against sulfuric acid and hydrochloric acid resistance from room temperature to high temperature, while No. 4 alloy is wear resistant. It was developed with an emphasis on corrosion resistance at the expense of. The difference in components is that hydrochloric acid resistance is improved by adding Ni.
真空水素還元炉による溶融実験では、第１号合金、第３号合金からなる２種類の溶接複合ワイヤ（１．６ｍｍ径）により、ＳＵＳ３０４ステンレス鋼からなる板厚が９ｍｍの板材上面に約２．５ｍｍの厚みを持つ肉盛金属を１層で溶着した後、溶接サンプルを真空水素還元炉内で加熱して肉盛金属を溶融させた。溶接条件、溶融条件は以下のとおりである。 In a melting experiment using a vacuum hydrogen reduction furnace, about 2. on the upper surface of a plate made of SUS304 stainless steel with a thickness of 9 mm by two types of welded composite wires (1.6 mm diameter) made of No. 1 alloy and No. 3 alloy. After depositing the overlay metal having a thickness of 5 mm in one layer, the weld sample was heated in a vacuum hydrogen reduction furnace to melt the overlay metal. The welding conditions and melting conditions are as follows.
溶接条件
溶接電流 ２２０Ａ
溶接電圧 ２８Ｖ
シールドガス Ａｒ ガス
Welding conditions
Welding current 220A
Welding voltage 28V
Shielding gas Ar gas
溶融条件
１１００度 ２０分間保持
１２１０度 ３０分間保持
真空＋水素ガス ０．５〜０．８Ｔｏｒｒ
６６．７〜１０６．７Ｐａ
Ｎ２ガス冷却
Melting conditions
Hold at 1100 degrees for 20 minutes
Hold at 1210 degrees for 30 minutes
Vacuum + hydrogen gas 0.5-0.8Torr
66.7-106.7Pa
N2 gas cooling
この実験から、真空水素還元炉での溶融処理により、肉盛溶着金属の約半分はビードフォームを残したが、残りの半分は完全に溶融し、第３号合金は自溶性合金であることが実証された。しかし、この鉄基自溶性合金は流動性が良いためか、ＳＵＳ板材の端面にまで溶融金属が流出していた。一方、多数発生していた割れは溶融処理により完全に消失した。 From this experiment, it was found that about half of the build-up deposited metal remained bead foam by melting treatment in a vacuum hydrogen reduction furnace, but the other half was completely melted, and the third alloy was a self-fluxing alloy. Proven. However, because this iron-based self-fluxing alloy has good fluidity, the molten metal has flowed to the end face of the SUS plate. On the other hand, many cracks that had occurred disappeared completely by the melting treatment.
本実験により判断して、第３号合金は溶融すると粘性度が極端に低くなり、溶融金属が流れ易い欠点を有することが判明した。また本合金の溶融温度は溶融すると直ちに液状に変化して、液相と固相とが存在する全率固溶体のように、凝固しつつある固体と未だ固まらない融液とが共存する現象が見られない状況があり、それが存在したと仮定しても非常に狭い温度範囲であると判断された。実際には、溶融すると直ちに液状に変化すると判断された。 Judging from this experiment, it became clear that the No. 3 alloy has the disadvantage that when melted, the viscosity becomes extremely low and the molten metal flows easily. Also, the melting temperature of this alloy changes to liquid as soon as it melts, and there is a phenomenon in which a solid that is solidified and a melt that has not yet solidified coexist, such as a full solid solution in which a liquid phase and a solid phase exist. It was judged that it was in a very narrow temperature range even if it was assumed that it existed. In practice, it was determined that it would immediately change to liquid when melted.
本実験では、水平の平板に溶接ビードが肉盛されている。その溶接肉盛ビードが、さして変形を生じていないのに溶融して流出したので、例えば、薄板に肉盛して真空水素還元炉で溶融した場合、板に僅かな変形を発生した場合でも溶融金属が流出して、一定の肉厚を保つ事が不可能になると判断した。 In this experiment, a weld bead is built up on a horizontal flat plate. The weld overlay bead melted and flowed out even though it did not deform, so for example, when it was deposited on a thin plate and melted in a vacuum hydrogen reduction furnace, it melted even when slight deformation occurred in the plate It was judged that the metal flowed out and it was impossible to maintain a certain thickness.
この実験結果を受けて、ＳＵＳ３０４鋼板表面の周囲４辺に３０８ステンレス溶接棒で約５ｍｍ高さの溶接ビードを溶着し、それに囲まれた内側に第１号合金ワイヤで約２．５ｍｍ厚の溶接ビードを肉盛後、真空水素還元炉で溶融処理を行なった。四周に壁を作った理由は、本合金の溶着金属が炉内で溶融した時に溶融金属が流出して炉のコンタミネーションが増えるのを防止することにある。この実験から、多数の割れが完全に消失し、割れ発生を不可とする用途に対して、溶融処理は非常に貴重な対応処理となることが判明した。 In response to this experimental result, a weld bead with a height of about 5 mm was welded to the four sides around the surface of the SUS304 steel plate with a 308 stainless steel welding rod, and a weld with a thickness of about 2.5 mm was welded with the first alloy wire inside it. After building up the beads, the beads were melted in a vacuum hydrogen reduction furnace. The reason why the four walls are formed is to prevent the molten metal from flowing out and increasing the contamination of the furnace when the deposited metal of this alloy is melted in the furnace. From this experiment, it was found that the melting process is an extremely valuable countermeasure for applications where many cracks disappear completely and cracks cannot be generated.
このように、真空水素還元炉による溶融実験では、９ｍｍ厚の３０４ステンレス鋼の上に第１号及び第３号合金ワイヤで溶接肉盛を行い、それを真空水素還元炉で溶融処理を行なうことにより、これら合金が自溶性鉄基合金である事が実証された。また、本合金類は溶融時の流動性が高く、低粘性であることから、非常に流れ易い合金である事が判明した。 In this way, in the melting experiment using a vacuum hydrogen reduction furnace, welding is performed with No. 1 and No. 3 alloy wires on 304 mm stainless steel having a thickness of 9 mm, and the melting process is performed in the vacuum hydrogen reduction furnace. This proved that these alloys are self-fluxing iron-based alloys. Further, the present alloys were found to be very easy to flow because of their high fluidity when melted and low viscosity.
次のアーク溶射、溶融処理（フュージング処理）の実験では、肉盛溶接に代えてアーク溶射を使用して実験を行った。アーク溶射では、２本の１．６ ｍｍ径を持つ複合ワイヤを所定の角度と所定の隙間を持って突き合わせるように配置して、それらのワイヤ間に直流電圧を印加することにより、ワイヤの先端間にアークを発生させ、ワイヤを加熱溶融する。そして溶融部の背後から圧縮空気を吹き付ける。これにより、溶融金属は噴霧され、微細な粒子になって母材に衝突し、母材表面に溶融金属粒子が投錨効果により物理的に積層され溶射肉盛層を形成する。 In the next experiment of arc spraying and melting treatment (fusing treatment), the experiment was conducted using arc spraying instead of overlay welding. In arc spraying, two composite wires having a diameter of 1.6 mm are arranged so as to abut each other with a predetermined angle and a predetermined gap, and a DC voltage is applied between the wires, thereby An arc is generated between the tips to heat and melt the wire. Then, compressed air is blown from behind the melting part. As a result, the molten metal is sprayed, becomes fine particles and collides with the base material, and the molten metal particles are physically laminated on the surface of the base material by a throwing effect to form a sprayed overlay layer.
溶射のままでも使用する事が出来るが、本合金類は自溶性を持つので、溶射後、可燃性ガスで溶融処理を行ない、母材金属と完全に溶融接合が出来、同時に溶射金属が完全に溶融されるために溶接金属と同等と見做す事が可能である。溶接肉盛に比べ、その肉厚を薄く調整する事が可能であり、また溶接方法に比べ母材金属への溶け込みは極小である。 Although it can be used as it is sprayed, the alloys are self-fluxing, so after spraying, they can be melted with a combustible gas to be completely melt-bonded to the base metal, and at the same time the sprayed metal is completely Since it is melted, it can be regarded as equivalent to a weld metal. Compared with welding overlay, the thickness can be adjusted to be thin, and the penetration into the base metal is minimal compared to the welding method.
本実験では、第１号合金ワイヤを代表例として取り上げ、アーク溶射における本合金の自溶性を証明する為にパイプ（ボイラーチューブ）への溶射、溶融実験を行った。溶射前にはエアブラストを行った。各条件は以下のとおりである。 In this experiment, the No. 1 alloy wire was taken as a representative example, and in order to prove self-fluxing of this alloy in arc spraying, a thermal spraying and melting experiment on a pipe (boiler tube) was conducted. Air blasting was performed before spraying. Each condition is as follows.
エアブラスト条件
溶射実験用パイプ ：ＳＳ４００製５７．０ｍｍΦｘ６．００ｍｔ肉厚
パイプの溶射の為の下地処理 ：エアブラスト
同上用研掃材 ：白色アルミナ、ホワイトモランダム（粒度♯２４）
Air blasting conditions Thermal spray experiment pipe: SS400 57.0 mmΦ x 6.00 mt wall thickness Surface treatment for thermal spraying of pipe: Air blasting Cleaning material: White alumina, white Morundum (particle size # 24)
アーク溶射条件
溶射電流 ：１５０Ａ
電圧 ：３２Ｖ
エア圧力 ：０．４５ＭＰａ
エア圧力（サブ） ：０．５０ＭＰａ
溶射距離 ：１８０ｍｍ 溶射ガンとワークとの距離
溶射範囲 ：７００ｍｍ
ガン移動速度 ：７６ｍｍ／秒
横送り ：１５ｍｍ／Ｒ．Ｐ．Ｍ
Arc spraying conditions Thermal spraying current: 150A
Voltage: 32V
Air pressure: 0.45 MPa
Air pressure (sub): 0.50 MPa
Thermal spraying distance: 180mm Distance between thermal spray gun and workpiece Thermal spraying range: 700mm
Gun movement speed: 76 mm / sec. Horizontal feed: 15 mm / R.G. P. M
溶融処理条件
ワーク回転数 ：１６Ｒ．Ｐ．Ｍ
可燃ガス ：プロパンガス（０．１ＭＰａ）＋酸素（０．７Ｍ Ｐａ）
フュージング処理 ：手動
Melting conditions Workpiece rotation speed: 16R. P. M
Combustible gas: Propane gas (0.1 MPa) + Oxygen (0.7 MPa)
Fusing process: Manual
上記処理条件により溶射、溶融処理（フュージング）を行った結果は以下のとおりである。 The results of thermal spraying and melting treatment (fusing) under the above processing conditions are as follows.
フュージング処理により溶融金属の明らかな垂れ下がりが生じた。すなわち、本実験により、アーク溶射を行った溶射金属をプロパンガスによりフュージング処理が行える事が出来たので、本合金類は溶射金属でも溶接肉盛ビードと同じく自溶性を持つ自溶性鉄基合金である事が実証された。ただし、危惧していた通り、パイプの曲率面では溶融金属の湯流れが発生した。湯流れの発生を防止するようにすると、溶射金属が完全溶融されないので、得られた溶着金属の内部には多数のブローホールが介在し、健全な溶着金属が得られなかった。 The fusing treatment resulted in a clear sag of the molten metal. That is, in this experiment, it was possible to fusing the sprayed metal that was arc sprayed with propane gas, so this alloy is a self-fluxing iron-base alloy that has the same self-fluxing property as the weld overlay. It has been proven. However, as was feared, a molten metal flow occurred on the curvature of the pipe. When the generation of the hot water flow is prevented, the sprayed metal is not completely melted. Therefore, a large number of blowholes are interposed inside the obtained weld metal, and a sound weld metal cannot be obtained.
このままの状態では、本合金類を各種生産設備類への肉盛溶融処理や溶射溶融処理が非常に困難になり、適用範囲が限定されるようになり、本合金類が持つ優れた性能を発揮する事が出来なくなる事が危惧された。 In this state, it is very difficult to build up and spray the alloy into various production facilities, and the application range is limited, and the superior performance of the alloy is demonstrated. I was worried that I couldn't do it.
前述したとおり、本合金類の最も適切な適用機器は、石炭火力発電所で使用されるボイラーチューブや、木質バイオマス発電流動床炉の挿内管、ごみ焼却で使用される流動床炉の挿内管などであり、溶射フュージング処理による溶射金属の緻密化、健全化が不可欠である。これらの適用機器以外にも、溶射フージング処理の施工を必須とする多数の用途が存在するが、これらは、傾向として多品種少量生産品目に属し、上記ボイラーチューブのような多量生産品は少ないので、例え本合金類が自溶性合金である事が実証されても、フュージング処理時に溶融金属が流れ落ちることは絶対に許容されないことであり、解決されなくてはならない重大な欠点と言える。 As mentioned above, the most suitable equipment for this alloy is boiler tubes used in coal-fired power plants, wood biomass power generation fluidized bed furnace inserts, fluidized bed furnace inserts used in refuse incineration. For pipes, etc., it is essential to make the sprayed metal dense and sound by spraying fusing. In addition to these applied devices, there are many uses that require the thermal spraying treatment to be applied, but these tend to belong to a wide variety of low-volume production items, and there are few high-volume products such as the above boiler tubes. Even if the present alloys are proved to be self-fluxing alloys, it is absolutely unacceptable for molten metal to flow down during the fusing process, which is a serious drawback that must be solved.
このように、二つの実験で本合金類の欠点が明らかにされたが、その反面、大きな利点が発見された。それは何かというと、アーク溶射により肉盛されフュージング処理を受けた後の溶着金属は、同じワイヤを使用した溶接肉盛金属に見られるような割れが一切、発生しないということである。 In this way, the two experiments revealed the disadvantages of the present alloys, but on the other hand, great advantages were discovered. That is to say, the weld metal after being welded by arc spraying and subjected to the fusing treatment does not generate any cracks as seen in the weld overlay metal using the same wire.
その理由としては、溶射ワイヤのフェライト含有量が８０〜９０％と多く、軟鋼製パイプの線膨張係数と類似しているために、熱変化による膨張収縮による応力発生が少ないこと、フュージングによる可燃性ガスの予熱が莫大であり、更に徐冷される事により、溶着金属の収縮応力が一気に生じないこと、パイプ形状が真円であり、応力分布が均一で集中応力が生じ難いことなどが考えられる。 The reason for this is that the thermal spray wire has a high ferrite content of 80-90% and is similar to the linear expansion coefficient of mild steel pipes, so there is less stress due to expansion and contraction due to thermal changes, and flammability due to fusing. Preheating of the gas is enormous, and further slow cooling can prevent the shrinkage stress of the weld metal from occurring all at once, and the pipe shape is perfect, the stress distribution is uniform, and concentrated stress is unlikely to occur. .
第２合金及び第４合金は第１合金及び第３合金とは異なり、高Ｎｉで、オーステナイト組織かオーステナイト組織＋少量フェライト組織の合金であり、硬度が約ＨＶ３７０と低く、元々、耐割れ性に優れており、この実験の溶射金属にも割れは発生しない。万一、割れが発生しても、可燃性ガスによる溶融処理で消失させることが可能である。 The second alloy and the fourth alloy are different from the first alloy and the third alloy in that they are high Ni, an austenite structure or an austenite structure + a small amount of ferrite structure, and have a hardness as low as about HV370. It is excellent and no cracking occurs in the sprayed metal in this experiment. Should a crack occur, it can be eliminated by a melting treatment with a combustible gas.
以上の実験、考察から言えるのは、本合金類に対するフュージング処理の重要性であり、その欠点である溶着金属の溶融時における垂れ落ち現象を改善することの重要性である。第１合金から第４合金までは、全て約４％のＳｉを含有する高Ｓｉの鉄基合金であり、溶融金属の垂れについては全く同じ傾向を示した。 What can be said from the above experiments and considerations is the importance of the fusing treatment for the present alloys, and the importance of improving the dripping phenomenon at the time of melting of the weld metal, which is a drawback thereof. The first alloy to the fourth alloy were all high-Si iron-base alloys containing about 4% Si, and showed exactly the same tendency with respect to dripping of the molten metal.
そこで本発明者は、本合金類からなる溶着金属の溶融時の粘性度を増し、流動性を制限することを企画し、様々な方面から検討を重ねた。その結果、到達したのが、溶融時の表面張力の大きい合金元素の添加であり、具体的にはタングステンＷの添加である。すなわち、非特許文献１によると、液体金属の表面張力は、その性質上、微量の不純物の存在により、試料容器内の雰囲気からの汚染によって一般に著しい影響を受ける。このため、微量の合金元素の添加でも溶融金属の流動性に与える影響が大きいと判断し、その合金元素としてＷを選出した。本合金類に添加される合金元素であるＳｉ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃｕ、Ｎｂなどは、Ｗに比べ、融点近傍の表面張力が低く、Ｍｏ，Ｎｂ，ＴａがＷに次いで融点近傍の表面張力が高い合金元素である。 Therefore, the present inventor planned to increase the viscosity at the time of melting of the weld metal made of the present alloys and to limit the fluidity, and studied from various aspects. As a result, the addition of an alloy element having a large surface tension at the time of melting, specifically, the addition of tungsten W was achieved. That is, according to Non-Patent Document 1, the surface tension of liquid metal is generally significantly affected by the contamination from the atmosphere in the sample container due to the presence of a small amount of impurities. For this reason, it was judged that the addition of a small amount of alloy element has a great influence on the fluidity of the molten metal, and W was selected as the alloy element. Compared with W, the surface tension near the melting point of Si, Cr, Ni, Al, Mo, B, Ti, V, Zr, Ta, Ce, Y, Cu, Nb, and the like, which are alloy elements added to these alloys Is low, and Mo, Nb, and Ta are alloy elements having the highest surface tension near the melting point after W.
Ｗに関しては、約３４００℃の高融点を持ち、しかも高表面張力を保持しているので、本鉄基合金の溶融金属に於ける粘性、即ち溶融金属の垂れの度合いに対するＷの影響度を本発明者は調査する事にした。特許文献１及び２においてＷについての具体的説明が存在しないのは、Ｎｉ，Ｃｏ基合金の代替鉄基合金の開発を目標としていたためであり、Ｗ以外の合金元素に関しては、耐熱性、耐食性、耐摩耗性の観点から必要不可欠な元素であったが、Ｗに関しては代替金属が存在しており、しかも高価であったため考慮の対象外であった。その上、当時は本鉄基合金類を溶射フュージングや真空水素還元炉で再溶融処理を行なうことを想定していなかった。しかし、再溶融処理の重要度が増した現状では、Ｗの添加は不可欠な要素である。 Regarding W, since it has a high melting point of about 3400 ° C. and maintains a high surface tension, the viscosity of the iron-base alloy in the molten metal, that is, the degree of influence of W on the degree of dripping of the molten metal is The inventor decided to investigate. The reason why there is no specific description of W in Patent Documents 1 and 2 is that the goal was to develop an alternative iron-based alloy of Ni and Co-based alloys. With regard to alloy elements other than W, heat resistance and corrosion resistance Although it was an indispensable element from the viewpoint of wear resistance, W was excluded from consideration because an alternative metal exists and was expensive. In addition, at that time, it was not envisaged that the iron-base alloys would be remelted by thermal spray fusing or a vacuum hydrogen reduction furnace. However, in the present situation where the importance of remelting treatment has increased, addition of W is an indispensable element.
このような考察を受けて、本発明者は次に、本鉄基合金類にタングステンＷを添加したときの溶射溶融金属の表面張力及び粘性、即ち溶射溶融金属の垂れ下がり易さに及ぼす影響度を調査することにした。試作したワイヤは、溶射、溶接肉盛の両方で使用することも前提とした直径１．６ｍｍの複合ワイヤである。ベースとなるワイヤの化学成分は、前述した第１号合金及び第３号合金の２種類とした。この２種類の合金は、高温における耐磨耗性及び耐腐食性の確保を目的として開発されたものである。 In view of such considerations, the present inventor next examined the influence of the surface tension and viscosity of the sprayed molten metal when tungsten W is added to the iron-based alloys, that is, the degree of influence on the ease of dripping of the sprayed molten metal. I decided to investigate. The prototyped wire is a composite wire with a diameter of 1.6 mm that is premised on both thermal spraying and welding overlaying. The base wire has two chemical components, the first alloy and the third alloy. These two types of alloys have been developed for the purpose of ensuring wear resistance and corrosion resistance at high temperatures.
両方のワイヤによりＳＵＳ３１０Ｓからなる厚みが９ｍｍの母材上に６ｍｍ厚に２層肉盛溶接を実施し、両肉盛硬化金属の硬度を比較した。両肉盛硬化金属の硬度は共にＨＶ８５０と同じである。 Two-layer overlay welding was performed on a base material made of SUS310S with a thickness of 9 mm with both wires to a thickness of 6 mm, and the hardness of both overlay-hardened metals was compared. Both the hardfacing metals have the same hardness as HV850.
次いで、第１号合金からなるワイヤの成分にタングステンＷを１％〜１０％添加し、そのタングステンＷの添加量が、溶融した溶接肉盛金属の垂れ下がりに与える影響を調査した。調査法としては、先ずＳＵＳ３１６ステンレス鋼からなる幅１００ｍｍ×長さ１５０ｍｍ×厚み９ｍｍの試験片中央部に全長にわたって幅３０ｍｍ×深さ３ｍｍの溝を形成し、その溝内に１層で約３ｍｍの厚みに溶接肉盛を実施し、これを溶融試験片とした。次いで、その溶融試験片を４５度に傾斜させて固定し、幅方向中央部の肉盛ビードの上端部をガス加熱して、肉盛ビードの垂れ下がり長さを実測することにより、溶接溶融金属の流動性を調査した。 Next, 1% to 10% of tungsten W was added to the component of the wire made of the first alloy, and the influence of the added amount of tungsten W on the drooping of the molten weld overlay metal was investigated. As a survey method, first, a groove having a width of 30 mm and a depth of 3 mm is formed in the center of a test piece made of SUS316 stainless steel having a width of 100 mm, a length of 150 mm, and a thickness of 9 mm, and about 3 mm in one layer in the groove. Welding was performed on the thickness, and this was used as a melt specimen. Next, the molten test piece is tilted and fixed at 45 degrees, and the upper end portion of the built-up bead at the center in the width direction is heated by gas, and the hanging length of the built-up bead is measured, thereby measuring the weld molten metal. The fluidity was investigated.
加熱ガスはプロパンと酸素との混合ガスとし、プロパンガスレギュレータ目盛りは０．１Ｍｐａに、酸素ガスレギュレータ目盛りは０．７５Ｍｐａに調整して、酸化炎とした。試験片に与える入熱量は、プロパンガスによる加熱時間を８０秒間（一定）とし、ガストーチと試験片間の距離を及びガス炎の強さも一定に保持した。従って、試験片に与える入熱量は、ほぼ一定であった。溶融金属の垂れ下がり長さをスケールにより測定した。 The heating gas was a mixed gas of propane and oxygen, the propane gas regulator scale was adjusted to 0.1 Mpa, and the oxygen gas regulator scale was adjusted to 0.75 Mpa to form an oxidation flame. The amount of heat applied to the test piece was a heating time of propane gas of 80 seconds (constant), and the distance between the gas torch and the test piece and the strength of the gas flame were also kept constant. Therefore, the heat input applied to the test piece was almost constant. The sagging length of the molten metal was measured with a scale.
溶接であろうと溶射であろうと、同一成分系に属する金属が使用されるため、その溶融金属の垂れ下がり傾向は全く同じと判断出来るので、便宜上、溶接ビードを使用した溶融実験を行ったわけである。結果を図１に示す。 Since metals belonging to the same component system are used regardless of whether they are welding or thermal spraying, it can be determined that the drooping tendency of the molten metal is exactly the same. Therefore, for convenience, a melting experiment using a weld bead was performed. The results are shown in FIG.
図１から分かるように、溶融金属の垂れ下がり実験結果によると、溶接溶着金属に含有量されるＷは１％から３．５％までが適切な範囲である。１％未満では、Ｗを添加していない溶着金属とさして変わらない性能しか示さない。３．５％超では、溶接溶着金属の溶融が全く起こらず、自溶性が低下していると判断される。また、Ｗ添加量が６．１％のワイヤでアーク溶射を行うと、溶融金属と母材との間に融合不良が発生したので、これが溶接溶着金属での使用限界であることが判明した。 As can be seen from FIG. 1, according to the result of the molten metal sag test, the appropriate amount of W contained in the weld weld metal is 1% to 3.5%. If it is less than 1%, it shows only the same performance as a weld metal to which W is not added. If it exceeds 3.5%, it is judged that melting of the weld weld metal does not occur at all and the self-fluxing property is lowered. Further, when arc spraying was performed with a wire having a W addition amount of 6.1%, fusion failure occurred between the molten metal and the base metal, and this was found to be the use limit for the welded metal.
この結果から次のことが分かる。溶射金属に関しては、Ｗ量は１〜３．５％の範囲が好ましい。アーク溶射時における酸化ロスや蛍光エックス線分析の誤差等を含めると、溶射ワイヤに添加されるＷの適切な添加量は１．５％から５．５％である（歩留りは約５０〜７０％）。 From this result, the following can be understood. Regarding the sprayed metal, the W amount is preferably in the range of 1 to 3.5%. Including oxidation loss at the time of arc spraying and errors in fluorescent X-ray analysis, the appropriate amount of W added to the spray wire is 1.5% to 5.5% (yield is about 50 to 70%). .
一方、溶接金属に含有されるＷの適正量は、下限は溶射の場合と同じ１％が好ましく、上限は溶射の場合とは異なり、６．１％まで有効である。溶接肉盛を行う場合には、溶融金属の垂れ下がり現象が発生する事が無く、この現象は、あくまで溶接肉盛された品物を真空水素還元炉を利用して再溶融する場合に発生する現象であるからである。Ｗが６．１％の場合には全く溶融しないので、薄板に肉盛りして後、溶融処理を行えば、例え板が変形しても溶融金属の流出が抑制される。 On the other hand, the appropriate amount of W contained in the weld metal is preferably 1% as the lower limit as in the case of thermal spraying, and the upper limit is effective up to 6.1% unlike the case of thermal spraying. When welding welding is performed, the molten metal sag phenomenon does not occur. This phenomenon occurs only when the welded product is remelted using a vacuum hydrogen reduction furnace. Because there is. When W is 6.1%, it is not melted at all. Therefore, if a melting process is performed after building up a thin plate, even if the plate is deformed, the outflow of the molten metal is suppressed.
真空水素還元炉の場合には、溶射におけるＷ適正含有量である１．０％から３．５ ％の範囲が適用される．溶接肉盛で肉盛品を製造する場合、その溶着金属は母材金属による希釈を受け、平均的には約３５〜４０% の希釈を受けるので、溶着金属のＷ含有量が１％〜３．５％である場合、ワイヤへのＷ添加量は１．５〜５．５％になり、溶射におけるワイヤへの添加量と同等になる。
In the case of a vacuum hydrogen reduction furnace, a range of 1.0% to 3.5 %, which is an appropriate W content in thermal spraying, is applied. When manufacturing a built-up product by welding overlay, the weld metal is diluted with the base metal, and is averagely diluted with about 35 to 40%, so that the W content of the weld metal is 1% to 3%. When it is 0.5%, the amount of W added to the wire is 1.5 to 5.5%, which is equivalent to the amount of addition to the wire during thermal spraying.
真空水素還元炉で再溶融を行う事が無く、通常の肉盛溶接で使用する場合には、Ｗの高含有量は著しく溶着金属の硬度、耐摩耗性を向上させる事が判明した。従来、２層肉盛を行っていた用途に関して、高硬度、高耐摩耗性を１層肉盛で得る事が出来れば、溶接ワイヤの使用量とその施工工数を半減出来、電力 消費量も半減できることになり、二酸化炭素の排出量の削減にも大きく貢献できる。 It has been found that the high content of W significantly improves the hardness and wear resistance of the deposited metal when it is used for ordinary overlay welding without remelting in a vacuum hydrogen reduction furnace. Conventionally, for applications where two-layer overlaying has been performed, if high hardness and high wear resistance can be achieved with one-layer overlaying, the amount of welding wire used and the number of construction steps can be halved, and power consumption can also be halved. As a result, it can greatly contribute to the reduction of carbon dioxide emissions.
溶融金属の垂れ下がり実験で、Ｗの含有量を変化させたが、各Ｗ含有金属の硬度、耐摩耗性も同時に測定したので、その結果を表２に示した。溶接金属の場合、Ｗ適正含有量の上限は約６％付近にあり、硬度、耐摩耗性が顕著な増加を示した。これ以上、Ｗを増加しても、硬度、耐摩耗性の向上は、ほぼ飽和しているので無意味である。 Although the content of W was changed in the drooping experiment of the molten metal, the hardness and wear resistance of each W-containing metal were measured at the same time, and the results are shown in Table 2. In the case of a weld metal, the upper limit of the appropriate W content was about 6%, and the hardness and wear resistance were markedly increased. Even if W is further increased, the improvement in hardness and wear resistance is meaningless because it is almost saturated.
又、硬度、耐摩耗性が著しく向上すると、溶着金属の脆化が顕著になり、使用中に衝撃摩耗を受けると、剥離し易くなる。他の観点からは、Ｗの添加量を増加させると、特に溶接ワイヤの場合には、合金元素の充填率に限界があり、他の有効元素の含有量を減少しなくては、ワイヤの中に抱合しきれなくなる。これらの要因から６％程度が含有量の限界値である。溶着金属は母材からの溶け込みを受け、１層目溶着金属は設計した通りの１００％成分が得られない。溶接方法により異なるが、一般的な炭酸ガスアーク、 ＭＩＧ溶接等の１層目の 平均的な希釈率は通常、３５〜４０％と想定されるので、溶接ワイヤに添加されるＷの量は、ロス分を見込んで１０％とした。 Further, when the hardness and wear resistance are remarkably improved, embrittlement of the weld metal becomes remarkable, and when it is subjected to impact wear during use, it becomes easy to peel off. From another viewpoint, when the amount of W added is increased, especially in the case of welding wires, there is a limit to the filling factor of the alloy elements, and the content of other effective elements must be reduced. Can no longer be conjugated. From these factors, about 6% is the limit value of the content. The weld metal is melted from the base material, and the first layer weld metal cannot obtain the 100% component as designed. Although it varies depending on the welding method, the average dilution rate of the first layer of general carbon dioxide arc, MIG welding, etc. is usually assumed to be 35-40%, so the amount of W added to the welding wire is a loss 10% in anticipation of minutes.
磁性は、軟鋼ＳＳ４００を１００として８０〜９０％の磁性を示した。硬度はマイクロビッカース硬度計を使用して測定した。荷重は５００ｇｆである。ビード表面硬度は０．５ｍｍ間隔で１５点を測定した平均硬度である。摩耗係数については既に特許文献１及び２詳述しているので詳しい説明は省略するが、１．５Ｋｇの面荷重における低応力研摩耗測定値で評価して、ＳＳ４００が１００％摩耗するのに対して、Ｎｏ．１合金は１．９５％であるから、この合金はＳＳ４００の約５０倍の研磨耗性を持つと解釈できる。使用した母材金属はＳＵＳ３１６ステンレス鋼からなり、９ｍｍ厚みであった。 The magnetism was 80 to 90% magnetized with mild steel SS400 as 100. The hardness was measured using a micro Vickers hardness meter. The load is 500 gf. The bead surface hardness is an average hardness measured at 15 points at intervals of 0.5 mm. Since the details of the wear coefficient have already been described in Patent Documents 1 and 2, detailed explanations are omitted, but SS400 wears 100% when evaluated by a low stress abrasion measurement value at a surface load of 1.5 kg. No. Since one alloy is 1.95%, it can be interpreted that this alloy has about 50 times the abrasion resistance of SS400. The base metal used was made of SUS316 stainless steel and had a thickness of 9 mm.
溶射フュージングに関して、ボイラーチューブのアーク溶射後にフュージング処理を行った。ボイラーチューブはＳＴＢ３４０からなる直径５７．１０ｍｍ×肉厚６．４２ｍｍのパイプである。既述した第１号合金（鉄基合金）にＷを約２．５〜 ３．０％を含有したワイヤを用い、同じく既述した条件で前記パイプ表面にアーク溶射及びフュージング処理を行なった。 Regarding thermal spray fusing, fusing treatment was performed after arc spraying of the boiler tube. The boiler tube is a pipe made of STB340 having a diameter of 57.10 mm and a wall thickness of 6.42 mm. A wire containing about 2.5 to 3.0% of W in the first alloy (iron-based alloy) described above was used, and arc spraying and fusing treatment were performed on the pipe surface under the same conditions as described above.
溶接金属の真空水素還元炉の溶融実験を想定して、３１０Ｓステンレス鋼からなる１２ｍｍ厚で２００ｍｍ径の円板状母材の表面に直径が１５０ｍｍで深さが３ｍｍ、幅が３０ｍｍのリング溝を形成し、そのリング溝内に本鉄基合金を１層溶接肉盛して試験片とした。この試験片は円形割れ感受性試験片も兼ねる。 Assuming a melting experiment in a vacuum hydrogen reduction furnace for weld metal, a ring groove having a diameter of 150 mm, a depth of 3 mm, and a width of 30 mm is formed on the surface of a 12 mm thick and 200 mm diameter disk-shaped base material made of 310S stainless steel. Then, this iron-base alloy was welded on the ring groove to form a test piece. This test piece also serves as a circular cracking sensitivity test piece.
溶接ビード表面に酸化防止剤を塗布して大気炉内で溶融実験を行った。加熱温度は１２５０℃、加熱時間は３０分間とした。炉中冷却後にショットブラスト表面処理を行なってから、ビード表面の割れの有無を染色探傷剤により調査したが、割れは完全に消失しており、湯流れも生じていなかった。垂れ下がりの改善効果を更に確認するために、前者より小径のボイラ用炭素鋼鋼管ＳＴＢ３４０（パイプ径が３１．８ｍｍφ、肉厚が３．２ｍｍ）の表面に溶射後、プロパンガスでフュージング処理を行ったが、小径にも拘わらず１ｍｍ厚みの溶射溶融金属が垂れ下がりを生じることもなく均一に溶着され、Ｗの添加効果が確認できた。 An antioxidant was applied to the surface of the weld bead and a melting experiment was performed in an atmospheric furnace. The heating temperature was 1250 ° C. and the heating time was 30 minutes. After performing the shot blast surface treatment after cooling in the furnace, the presence or absence of cracks on the bead surface was investigated using a dye flaw detection agent, but the cracks were completely eliminated and no hot water flow occurred. In order to further confirm the drooping improvement effect, after spraying on the surface of the boiler carbon steel tube STB340 (pipe diameter 31.8 mmφ, wall thickness 3.2 mm) smaller than the former, fusing treatment with propane gas was performed. However, despite the small diameter, the sprayed molten metal having a thickness of 1 mm was uniformly welded without causing dripping, and the effect of adding W could be confirmed.
次に、前述した溶射後にフュージングを行った溶射溶着金属の性質を調査しＪＩＳＭＳＦＮｉ−４種合金との性能比較を試みた。４種合金の成分組成を表３に示す。４種合金はニッケル基自溶性合金であり、母材金属との密着力が高く、厚肉盛が可能であり、硬度はＨＶ７００〜８００と非常に高く、溶射業界では広く耐熱、耐食、耐磨耗用途に使用されている。 Next, the properties of the thermally sprayed metal subjected to fusing after the above-described thermal spraying were investigated, and a performance comparison with JISMSFNi-4 seed alloy was attempted. Table 3 shows the composition of the four alloys. The four types of alloys are nickel-based self-fluxing alloys that have high adhesion to the base metal, can be thick-walled, have a very high hardness of HV700-800, and are widely used in the thermal spraying industry for heat resistance, corrosion resistance, and abrasion resistance. Used for wear applications.
性能は低応力磨耗試験により得られた磨耗係数で評価した。この磨耗試験では、ベルト式研磨耗試験機により、１５ｍｍ角の面積を持つ試験片に１．５Ｋｇの面荷重を付加して１分間に磨耗した材料量を測定し、磨耗容積を算出して、標準資料であるＳＳ４００の磨耗容積との比率を磨耗計数とした。試験結果を表４に示す。 Performance was evaluated in wear coefficient obtained by low stress abrasion test. In this abrasion test, a belt-type abrasion abrasion tester is used to measure the amount of material worn for 1 minute by applying a surface load of 1.5 kg to a test piece having an area of 15 mm square, and calculating the abrasion volume. The ratio with the wear volume of SS400, which is a standard material, was defined as the wear count. The test results are shown in Table 4.
Ｗを２．５〜３％含む第１号合金（鉄基合金）は、時効処理により硬度が上昇し、ＪＩＳＭＦＳＮｉ−４種と比較して約３倍の耐摩耗性を示した。 The first alloy (iron-based alloy) containing 2.5 to 3% of W increased in hardness by aging treatment, and showed about three times the wear resistance as compared with JIS MFSNi-4.
次に、ボイラーチューブの磨耗にとって最も重要な高温エロージョン耐磨耗性の比較を行った。この耐磨耗性は、粒径が０．５〜１．５ｍｍである銅スラグを１分間あたり２．６ｋｇ／分、流速４０ｍ／秒の条件で硬化金属表面に一定時間照射して、その間の摩耗量を測定することにより評価した。試験片表面と照射ノズル間との距離は２００ｍｍ、照射角度は３０度一定である。照射角度を３０度に定めたのは、金属材料がエロージョン摩耗を受ける場合、最大摩耗を生じる角度であるとの理由による。１回の照射時間は１０分間とし、３回繰り返してその平均値を採用した。試験片の加熱はＳＵＳ３１０Ｓ母材金属側からガスバーナーにより行い、硬化金属側の表面温度が試験温度に達するように加熱量を調整した。比較試験結果を表５に、銅スラグの化学成分組成を表６に示す。 A comparison was then made of high temperature erosion wear resistance, which is most important for boiler tube wear. This wear resistance is obtained by irradiating a hard metal surface with copper slag having a particle size of 0.5 to 1.5 mm on a hard metal surface for a certain time under the conditions of 2.6 kg / min and a flow rate of 40 m / sec. Evaluation was made by measuring the amount of wear. The distance between the test piece surface and the irradiation nozzle is 200 mm, and the irradiation angle is constant at 30 degrees. The reason why the irradiation angle is set to 30 degrees is that when the metal material is subjected to erosion wear, the angle is such that the maximum wear occurs. One irradiation time was 10 minutes, and the average value was adopted by repeating three times. The test piece was heated from the SUS310S base metal side with a gas burner, and the heating amount was adjusted so that the surface temperature on the hardened metal side reached the test temperature. The comparative test results are shown in Table 5, and the chemical composition of copper slag is shown in Table 6.
第１号合金にＷを２．５〜３．０％含有させることにより、溶射金属のフュージング時に垂れ下り現象を防止出来、溶接肉盛りでは多数発生した割れが溶射フュージング処理で完全に消失し、本来の目的を達成するこができた。 By including 2.5 to 3.0% of W in No. 1 alloy, it is possible to prevent the sag phenomenon during fusing of the sprayed metal, and many cracks that have occurred in the weld overlay completely disappear by the spraying fusing treatment, We were able to achieve our original purpose.
常温及び高温用途において、鉄基合金はＪＩＳＭＦＮｉ−４種合金に比べ同等か、それより優れた耐久性を示し、特に高Ｓｉ−高Ｃｒ−Ｆｅ系合金である本鉄基合金類は、低品位炭のため多量発生するサルファーガスアタックの激しい火力発電所で使用されるボイラーチューブの溶射フュージングに、より適切な合金であると言える。 In normal temperature and high temperature applications, iron-base alloys have the same or better durability than JISMFNi-4 type alloys, especially high-Si-high Cr-Fe alloys, It can be said that this alloy is more suitable for thermal spraying fusing of boiler tubes used in thermal power plants with a large amount of sulfur gas attack due to charcoal.
Ｗを２．５〜３．０％含有する本鉄基合金類は、高温度で時効処理を行なえば、硬度、耐磨耗性及び高温エロージョン耐摩耗性が非常に向上する。高温で長時間保持されるに従い、益々、硬度、耐摩耗性が向上する性質がある。溶接肉盛金属に関しては時効熱処理により、非常に優れた高温エロージョン性能を示したが、溶射フュージョン金属は前者に比べ見劣りした結果を示した。その最大の原因は、溶接肉盛では各種合金の溶着金属への歩留まりが優れているが、アーク溶射は大気中で溶融金属をコンプレッサーエアーにより吹き飛ばすので合金の酸化ロスが溶接肉盛より多く、溶着金属への歩留まりが悪くなるからであろう。特に、Ｓｉは本鉄基合金類の要であるが、酸化され易く、歩留りを悪化させると考えられる。 The present iron-base alloys containing 2.5 to 3.0% of W are greatly improved in hardness, wear resistance, and high temperature erosion wear resistance when subjected to an aging treatment at a high temperature. As it is held at a high temperature for a long time, there is a property that hardness and wear resistance are increasingly improved. The weld overlay metal showed very good high temperature erosion performance by aging heat treatment, but the sprayed fusion metal showed inferior results compared to the former. The biggest reason for this is that welding yields excellent yields of various alloys to the deposited metal, but arc spraying blows the molten metal in the atmosphere with compressor air, so the alloy has more oxidation loss than the weld overlay, and the welding This is because the yield to metal is poor. In particular, Si is a key component of the present iron-based alloys, but is easily oxidized and is thought to deteriorate the yield.
この欠点はワイヤ中への合金添加量を調整すれば解決できる問題であり、将来より優れたワイヤを製造する方向で考えている。また、将来、アーク溶射装置で不活性ガスシールド方法が使用されるならば合金元素の歩留まりは容易に解決できる問題でもある。 This drawback is a problem that can be solved by adjusting the amount of alloy added to the wire, and is considered in the direction of manufacturing a better wire in the future. In addition, if an inert gas shielding method is used in an arc spraying apparatus in the future, the yield of alloy elements is also a problem that can be easily solved.
ボイラーチューブの溶射フュージングに関しては、割れの発生と溶融金属の垂れ下がりの発生を抑制出来、大幅なコスト削減を可能にする鉄基合金の開発に成功したが、溶接肉盛に関しても、Ｗ添加による高硬度と優れた耐磨耗性が得られたことから、溶接肉盛で割れが発生するにもかかわらず、大幅なコスト低減が実現されることが判明した。 With regard to thermal spraying fusing of boiler tubes, we have succeeded in developing an iron-based alloy that can suppress the occurrence of cracking and dripping of molten metal, and can significantly reduce costs. From the fact that hardness and excellent wear resistance were obtained, it was found that a significant cost reduction was realized despite the occurrence of cracks in the weld overlay.
ボイラーチューブの肉盛に関し、本鉄基合金ワイヤを使用する上で、下盛金属を溶着する事無しに直接肉盛することは困難であることは既に述べた。下盛金属の上に本鉄基合金ワイヤを肉盛する場合、例えばステンレス鋼のＳＵＳ３０９ＭｏＬやＥｒＮｉＣｒ−３ニッケル基合金溶接ワイヤ等が下盛金属として使用された場合、本鉄基合金の１層目溶着金属は、下盛金属からニッケルをピックアップして、硬度が著しく低下する問題が生じた。耐摩耗性を向上させるには２層肉盛すれば改善されるが、ただでさえニッケル基合金の溶射フュージングに比べ、イニシアルコストが大幅に上昇しているので、硬化金属の２層肉盛は経済的要因から得策ではない事が判明していた。従って、下盛金属からＮｉをピックアップしても１層目肉盛金属の硬度や耐摩耗性が低下しない事が強く求められた。下盛金属に使用される代表的な肉盛ワイヤの化学成分を表７に示す。 Regarding the overlaying of the boiler tube, it has already been described that it is difficult to directly overlay without using the underlying metal when using the iron-based alloy wire. When overlaying the iron-based alloy wire on the underlying metal, for example, when stainless steel SUS309MoL or ErNiCr-3 nickel-based alloy welding wire is used as the underlying metal, the first layer of the iron-based alloy The weld metal picks up nickel from the underlay metal, resulting in a problem that the hardness decreases significantly. In order to improve the wear resistance, it can be improved by overlaying two layers, but even if the initial cost is significantly increased compared to thermal spraying fusing of nickel-based alloys, It was found that it was not a good idea from economic factors. Accordingly, it has been strongly demanded that even if Ni is picked up from the underlay metal, the hardness and wear resistance of the first layer build-up metal are not lowered. Table 7 shows chemical components of typical overlaying wires used for the underlay metal.
この欠点を解決する方法として、Ｗ＝６．１％を含有する本鉄基合金ワイヤをインコネルＥＲＮｉＣｒ−３下盛金属の上に１層に肉盛し、その肉盛金属の硬度を調べた。下盛金属への溶け込み率は約２８〜３０％であり、Ｎｉ含有量が増加して、サルファーアタックの影響を受け易くなるので、Ｎｉの溶着金属への巻き込みを減少させるために溶け込みを少なくするよう配慮して肉盛された。通常、ＭＩＧ溶接の溶け込み率は３５％以上と考えられる。計算によれば、本鉄基合金ワイヤの溶着金属のＮｉ含有量は、溶接ワイヤのＮｉ含有量を５％とすると、約２２〜２４％となる。 As a method for solving this drawback, the present iron-based alloy wire containing W = 6.1% was built up in one layer on the Inconel ERNiCr-3 underlay metal, and the hardness of the build-up metal was examined. The penetration rate into the underlying metal is about 28-30%, and the Ni content increases, making it more susceptible to sulfur attack, so the penetration is reduced to reduce the involvement of Ni into the weld metal. It was built with care. Usually, the penetration rate of MIG welding is considered to be 35% or more. According to the calculation, the Ni content of the weld metal of the iron-based alloy wire is about 22 to 24% when the Ni content of the welding wire is 5%.
Ｗ＝６．１％のワイヤと共に、Ｗ＝０％のワイヤを使用して同じ溶け込み深さで肉盛を行い、肉盛金属の硬度を調べた。結果を表８に示す。 Using the W = 0% wire together with the W = 6.1% wire, overlaying was performed at the same penetration depth, and the hardness of the overlay metal was examined. The results are shown in Table 8.
両者の硬度差はＨＶ２３５と大差が生じた。ニッケル基合金の上に１層肉盛してＨＶ９５０を越える硬さは驚異的である。鉄基タングステンカーバイド合金、Ｃ３．５％−Ｗ４２％−Ｆｅの硬度はＨＶ９５０あり、これを凌駕する硬度値である。但し、後者はＳＳ４００軟鋼に肉盛した硬度値であり、Ｎｉ基合金上では硬度はより低下する。１層でＨＶ９７２の硬度を与える事が出来れば、２層肉盛の必要性が全く無くなり、本来の目的とするイニシアルコストの低減に貢献することができる。 The hardness difference between the two was very different from HV235. The hardness exceeding HV950 after depositing one layer on the nickel base alloy is amazing. The hardness of the iron-based tungsten carbide alloy, C3.5% -W42% -Fe, is HV950, which is a hardness value exceeding this. However, the latter is a hardness value built up on SS400 mild steel, and the hardness is further lowered on the Ni-based alloy. If the hardness of HV972 can be given by one layer, the necessity of overlaying two layers is completely eliminated, and it is possible to contribute to the reduction of the original initial cost.
Ｗは高価であるため、鉄基合金１及び２からも添加を除外していたのであるが、鉄基合金特許１及び２の溶融金属の表面張力を高める添加金属として非常に有効である事が判明し、本鉄基合金を完成させる最大の根拠となった。加えて、その副次的効果として、溶着金属の硬度を向上させ、耐摩耗性も向上させた。ボイラーチューブやその他の用途で、下盛金属にニッケル合金やステンレス鋼を肉盛し、その上に硬化金属を肉盛すると、下盛金属に含有されているＮｉが硬化金属に溶け込み、１層目の硬化金属の硬度が低下する傾向があった。高硬度を保持させる為には、２層肉盛が必要になり、溶接材料の消費量の増加や肉盛工数の増加等でコストアップの要因になった。１層目から高硬度が得られれば、２層肉盛する必要が無くなり、コスト低減に効果を発揮する。Ｗ＝６．１％の添加により、平均硬度がＨＶ９７２に上昇し、１層肉盛で充分使用できることが判明した。 Since W is expensive, the addition was excluded from the iron-base alloys 1 and 2, but it is very effective as an additive metal for increasing the surface tension of the molten metal of the iron-base alloys Patents 1 and 2. It became clear that it was the greatest basis for completing this iron-base alloy. In addition, as a secondary effect, the hardness of the deposited metal was improved and the wear resistance was also improved. In boiler tubes and other applications, when overlaying a nickel alloy or stainless steel on the underlying metal and then overlaying the hardened metal, Ni contained in the underlying metal melts into the hardened metal. There was a tendency for the hardness of the hardened metal to decrease. In order to maintain a high hardness, it is necessary to build up two layers, which causes an increase in cost due to an increase in the consumption of welding materials and an increase in the number of man-hours for building up. If high hardness is obtained from the first layer, it is not necessary to build up two layers, which is effective in reducing costs. By adding W = 6.1%, the average hardness increased to HV972, and it was found that it could be used satisfactorily with a one-layer overlay.
Ｗは高価な金属であり、それを利用することは本来の主旨から逸脱するが、その添加によりもたらされる効果が莫大であるので、有効合金金属として添加する事にしたわけである。 W is an expensive metal, and its utilization deviates from the original gist, but since the effect brought about by its addition is enormous, it was added as an effective alloy metal.
ボイラーチューブ以外での大きな用途としては、製鉄所の高炉設備として使用されている微粉炭吹き込み羽口や高炉壁冷却用ステーブ等がある。これらは銅で製作されており、鉄鉱石や微粉炭等で激しい高温磨耗を受ける。これらにはＮｉ基合金が初層として肉盛され、その上に高温耐磨耗性金属が肉盛され使用に供されている。この種の装置の硬化肉盛も１層肉盛が適用されており、１層目に高硬度が求められている。 Major applications other than boiler tubes include pulverized coal-injected tuyere and blast furnace wall cooling staves used as blast furnace equipment in steelworks. These are made of copper and are subject to intense high temperature wear from iron ore and pulverized coal. In these, a Ni-based alloy is built up as the first layer, and a high-temperature wear-resistant metal is built up and used for use. One-layer overlay is applied to the cured overlay of this type of apparatus, and high hardness is required for the first layer.
Ｗ＝０％の合金で１層目の溶着金属に高硬度を与える為には、肉盛技術により、溶け込みを大幅に減少させる溶接テクニックが必要とされたが、Ｗ＝６．１ ％の本鉄基合金ワイヤはＨＶ９７２の硬度をもたらし、充分に余裕の高硬度を与える事が出来るので、特別な溶接肉盛施工技術を必要とせず、安心して使用することができるというメリットをもたらした。 In order to give high hardness to the weld metal of the first layer with an alloy of W = 0%, a welding technique that significantly reduces the penetration by the overlaying technique was required, but this book of W = 6.1% Since the iron-based alloy wire has a hardness of HV972 and can provide a sufficiently high hardness, it has the advantage that it can be used with confidence without requiring a special welding overlay technique.
以上により、鉄基合金１系の第１号合金及び第３号合金の高温に於ける耐摩耗性と耐腐食性を目的にした合金に関する溶融金属の垂れ下がりの防止にＷ添加の有効性が実証されたが、鉄基合金２系の第２号合金及び第４号合金にＷを添加した場合も同様に有効である。 Based on the above, the effectiveness of W addition has been demonstrated to prevent dripping of molten metal with respect to the high temperature wear resistance and corrosion resistance of the first and third alloys of the iron-based alloy 1 series. However, it is also effective when W is added to the second alloy and the fourth alloy of the iron-based alloy 2 system.
すなわち、鉄基合金２系の第２号合金及び第４号合金は、鉄基合金１系の第１号合金及び第３号合金と異なり、耐磨耗性の向上を目的としていないので、Ｗの高含有量はむしろ溶着金属を高硬度に導き、その結果、溶着金属に割れを発生させる危険性を増大させることになる。割れの発生は、腐食液や腐食ガスの浸透を導き、母材金属の腐食を誘発し易くなるので、極力少なくすることが必要である。したがって、Ｗの添加量は最小限界量に止めることが重要である。 That is, the second and fourth alloys of the iron-based alloy 2 system are different from the first alloy and the third alloy of the iron-based alloy system 1 and are not intended to improve wear resistance. Rather, a high content of lead leads to a high hardness of the weld metal and consequently increases the risk of cracking the weld metal. The generation of cracks leads to penetration of the corrosive liquid and gas and easily induces corrosion of the base metal, so it is necessary to reduce it as much as possible. Therefore, it is important to keep the addition amount of W at the minimum limit amount.
従って、第２号合金及び第４号合金に対しては、Ｗの添加量は最小で１％が必要であり、最大で２．５％までに止めるのが好ましい。両合金のＷを添加した場合の硬度を表９に示す。 Therefore, for the No. 2 alloy and No. 4 alloy, the addition amount of W needs to be at least 1%, and is preferably limited to at most 2.5%. Table 9 shows the hardness when W of both alloys is added.
２．５％のＷを添加しても溶着金属の硬度に与える影響は殆ど無く、溶着金属の割れの誘発は防止できた。従って、本来これら合金が持つ優れた特性を失うこともなく，溶融金属の垂れ下がりを防止することができる。 Even when 2.5% of W was added, there was almost no influence on the hardness of the weld metal, and the induction of cracks in the weld metal could be prevented. Accordingly, it is possible to prevent the molten metal from drooping without losing the excellent characteristics inherent to these alloys.
Claims (6)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014188458A JP6391154B2 (en) | 2013-09-20 | 2014-09-17 | Iron-base alloy and alloy welding method |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013194793 | 2013-09-20 | ||
| JP2013194793 | 2013-09-20 | ||
| JP2014188458A JP6391154B2 (en) | 2013-09-20 | 2014-09-17 | Iron-base alloy and alloy welding method |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015083715A JP2015083715A (en) | 2015-04-30 |
| JP6391154B2 true JP6391154B2 (en) | 2018-09-19 |
Family
ID=53047453
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2014188458A Active JP6391154B2 (en) | 2013-09-20 | 2014-09-17 | Iron-base alloy and alloy welding method |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6391154B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110527901A (en) * | 2019-09-29 | 2019-12-03 | 马鞍山常裕机械设备有限公司 | A kind of high-chromium alloy cast ball and its casting method |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3253516B1 (en) * | 2015-02-03 | 2021-09-22 | The Nanosteel Company, Inc. | Infiltrated ferrous materials |
| PL3433393T3 (en) | 2016-03-22 | 2022-01-24 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Fully readable thermal spray coating |
| WO2020086971A1 (en) | 2018-10-26 | 2020-04-30 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Corrosion and wear resistant nickel based alloys |
| CN109652742A (en) * | 2019-01-17 | 2019-04-19 | 宁波华帆金属材料科技有限公司 | A kind of high alloy iron(-)base powder and its matching method |
| CN113166918B (en) | 2020-07-17 | 2022-10-14 | 山东交通学院 | Preparation method of compact wear-resistant coating on surface of low-carbon steel |
| CN113549915B (en) * | 2021-06-16 | 2023-01-24 | 太原理工大学 | Wear-resistant composite coating for toothed rail of mining scraper conveyor and preparation method thereof |
| CN113478121B (en) * | 2021-06-28 | 2022-07-08 | 西安理工大学 | Ceramic particle reinforced Cu-based flux-cored wire and low-carbon steel surface modification method |
| CN115717223B (en) * | 2021-08-24 | 2023-12-15 | 中国石油天然气集团有限公司 | Antimicrobial corrosion-resistant iron-based alloy powder and use method thereof |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06170584A (en) * | 1992-11-30 | 1994-06-21 | Hitachi Ltd | High-c-and high-si-content weld metal powder and equipment member having its coating layer |
| JP3343576B2 (en) * | 1998-02-09 | 2002-11-11 | アイエヌジ商事株式会社 | Overlay welding material and overlay cladding material |
| EP2612944A1 (en) * | 2012-01-04 | 2013-07-10 | MEC Holding GmbH | Plunger for use in manufacturing glass containers |
-
2014
- 2014-09-17 JP JP2014188458A patent/JP6391154B2/en active Active
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110527901A (en) * | 2019-09-29 | 2019-12-03 | 马鞍山常裕机械设备有限公司 | A kind of high-chromium alloy cast ball and its casting method |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015083715A (en) | 2015-04-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6391154B2 (en) | Iron-base alloy and alloy welding method | |
| US11085102B2 (en) | Coating compositions | |
| JP4310368B2 (en) | Iron-base corrosion-resistant wear-resistant alloy and overlay welding material for obtaining the alloy | |
| EP3452248B1 (en) | Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel | |
| JPH1088293A (en) | Alloy having corrosion resistance in crude-fuel and waste-burning environment, steel tube using the same, and its production | |
| JPWO2012176586A1 (en) | Carburization-resistant metal material | |
| JP4546867B2 (en) | Water-cooled steel pipe structure with excellent corrosion resistance and wear resistance and its manufacturing method | |
| Deshmukh et al. | Recent status of overlay by plasma transferred arc welding technique | |
| Anbarasu et al. | Investigation of filler material influence on hardness of TIG welded joints | |
| JP6918114B2 (en) | Use of nickel-chromium-molybdenum alloy | |
| JPH11226778A (en) | Build-up welding material and build-up clad material | |
| JP3222307B2 (en) | Alloy and multi-layer steel pipe having corrosion resistance in an environment in which a fuel containing V, Na, S, Cl is burned | |
| Sashank et al. | Dissimilar welding of austenitic and martensitic stainless steel joints for nuclear applications: a review | |
| JPH07103438B2 (en) | Alloys and multi-layer steel pipes that have corrosion resistance in combustion environments containing V, Na, S, and Cl | |
| JP4360971B2 (en) | Water-cooled steel pipe structure excellent in high-temperature corrosion resistance, high-temperature wear resistance, dew condensation corrosion resistance and film peeling resistance, and method for producing the same | |
| JP4608724B2 (en) | Heat resistant multi-layer metal tube with excellent caulking resistance and manufacturing method thereof | |
| JP4827047B2 (en) | Steel structure with corrosion resistance, wear resistance and heat crack resistance | |
| JP2021080524A (en) | Corrosive wear resistant and wear resistant alloy film and heat transfer pipe, method for manufacturing the same and method for repairing heat transfer pipe | |
| Schreiber et al. | Hardfacing material solutions for high performance coatings in wear and corrosion applications | |
| JP2007054887A (en) | Heat resistant clad steel sheet | |
| US20230084075A1 (en) | Use of a nickel-chromium-iron alloy | |
| JP2003001427A (en) | Heat resistant multilayered metallic tube having excellent-coking resistance and production method therefor | |
| WO2020116588A1 (en) | Method for manufacturing ferritic heat resistant steel welded joint | |
| Tharanitharan et al. | Analysis of Welding Characteristics of Two Dissimilar Metal (FSS 409 and ASS 304) Using TIG Welding | |
| JP2019189910A (en) | Heat resistant alloy having high temperature corrosion resistance, powder for weldment, and piping having thick weldment layer |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20170908 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20171117 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20171130 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20180122 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20180316 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180511 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180820 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180820 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6391154 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |