JPH0665747B2 - 溶射被膜を有する構造体 - Google Patents
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- Coating By Spraying Or Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、鋳鉄、各種の鋼、各種の合金、その他の母
材に対する高炭素鉄合金系の溶射被膜、すなわち母材の
表面に溶射法で形成される溶射被膜を有する構造体の組
成に関する。
材に対する高炭素鉄合金系の溶射被膜、すなわち母材の
表面に溶射法で形成される溶射被膜を有する構造体の組
成に関する。
本発明者らは、さきに炭素含有率が3%を超える高炭素
鉄合金の溶射法について提案(特開昭59−143060号公報
参照)した。この提案は急速溶融・求速凝固の処理が溶
射法により可能であることに着目し、均一な、つまり、
黒鉛粒の析出のない、微細組織の高炭素鉄合金溶射被膜
の形成法を発明したものである。そしてその中では汎用
的な合金組成として、 Fe−4.3%C、及び Fe−4.3%C−1.5%Si を例示した。ここに(%)は重量%であり、以下全て同
じとする。
鉄合金の溶射法について提案(特開昭59−143060号公報
参照)した。この提案は急速溶融・求速凝固の処理が溶
射法により可能であることに着目し、均一な、つまり、
黒鉛粒の析出のない、微細組織の高炭素鉄合金溶射被膜
の形成法を発明したものである。そしてその中では汎用
的な合金組成として、 Fe−4.3%C、及び Fe−4.3%C−1.5%Si を例示した。ここに(%)は重量%であり、以下全て同
じとする。
上述の高炭素鉄合金を用いた溶射被膜は、ある程度の高
温、例えば200〜500℃でのヴィッカース硬度(Hv)が50
0〜650の範囲に保たれ、比較的高温下で使用される物品
に対する溶射被膜として有用なものである。しかしなが
ら、それ以上の高温域、例えば900℃では、Hv50〜150に
低下するので、そのような高温に曝される高硬度表面層
としては必ずしも満足できるものではなかった。
温、例えば200〜500℃でのヴィッカース硬度(Hv)が50
0〜650の範囲に保たれ、比較的高温下で使用される物品
に対する溶射被膜として有用なものである。しかしなが
ら、それ以上の高温域、例えば900℃では、Hv50〜150に
低下するので、そのような高温に曝される高硬度表面層
としては必ずしも満足できるものではなかった。
本発明は、溶射法で形成される高炭素鉄合金被覆の高温
下での硬度を、使用条件に十分適合したレベルにまで高
めようとするものである。また、これと同時に、高温下
では酸化され易いことから、高温度と耐酸化性とをあわ
せ備えた溶射被膜を有する構造体が求められる分野も多
いことに鑑み、そのようなニーズにも応えようとするも
のである。さらに、被膜の靭性を所要の値に確保して、
付着性に優れた線状の溶射材に加工することも容易な組
成を得ることを目的としている。
下での硬度を、使用条件に十分適合したレベルにまで高
めようとするものである。また、これと同時に、高温下
では酸化され易いことから、高温度と耐酸化性とをあわ
せ備えた溶射被膜を有する構造体が求められる分野も多
いことに鑑み、そのようなニーズにも応えようとするも
のである。さらに、被膜の靭性を所要の値に確保して、
付着性に優れた線状の溶射材に加工することも容易な組
成を得ることを目的としている。
上記目的を達成するべく、本発明者らは種々研究の結
果、溶射被膜に適した材質として次のような高炭素鉄合
金組成を見出すに至った。
果、溶射被膜に適した材質として次のような高炭素鉄合
金組成を見出すに至った。
即ち、 〔I〕Fe−C−Si−Cr C:約4.0〜5.0% Si:約0.5〜1.0% Cr:約 5〜15% 〔II〕Fe−C−Si−Cr−(X) C,Si,Cr:同上 (X):Al,Bからなる元素群(A)の中から選ばれた1
種の元素、 含有率は、Al:約〜5%, B:約0.3〜0.5% 〔III〕Fe−C−Si−Cr−Mo−(Y) C,Si,Cr,Mo:同上 (Y):Al,Bからなる元素群(B)の中から選ばれた少
なくとも1種の元素、 含有率は、Al:約1〜5%, B:約0.3〜0.5%, 〔IV〕Fe−C−Si−Cr−Al−(Z) C,Si,Cr,Al:同上 (Z):B,Vからなる元素群(C)の中から選ばれた少な
くとも1種の元素、 含有率は同上、 上記〔I〕,〔II〕,〔III〕,〔IV〕の4系統の組成
であり、これら4系統に全て共通して含まれている元素
は、鉄(Fe)、炭素(C)、硅素(Si)、及びクロム
(Cr)である。つまり〔I〕の系統の組成が本発明の全
てに共通した主要な構成要素となっているのであり、こ
れのみによっても本発明の上記課題はほぼ十二分に達成
されるのである。
種の元素、 含有率は、Al:約〜5%, B:約0.3〜0.5% 〔III〕Fe−C−Si−Cr−Mo−(Y) C,Si,Cr,Mo:同上 (Y):Al,Bからなる元素群(B)の中から選ばれた少
なくとも1種の元素、 含有率は、Al:約1〜5%, B:約0.3〜0.5%, 〔IV〕Fe−C−Si−Cr−Al−(Z) C,Si,Cr,Al:同上 (Z):B,Vからなる元素群(C)の中から選ばれた少な
くとも1種の元素、 含有率は同上、 上記〔I〕,〔II〕,〔III〕,〔IV〕の4系統の組成
であり、これら4系統に全て共通して含まれている元素
は、鉄(Fe)、炭素(C)、硅素(Si)、及びクロム
(Cr)である。つまり〔I〕の系統の組成が本発明の全
てに共通した主要な構成要素となっているのであり、こ
れのみによっても本発明の上記課題はほぼ十二分に達成
されるのである。
〔II〕から〔IV〕の系統、つまり、上記〔I〕の系統の
組成に元素群(A),(B),(C)の中に元素を添加
して得られるものは、〔I〕系統合金被膜の諸物性項目
の中のいずれかについての付加的改良効果を与えるにす
ぎないが、全体として見れば〔I〕から〔IV〕が相俟っ
て本発明溶射被膜を有する構造体の用途を広げているも
のである。
組成に元素群(A),(B),(C)の中に元素を添加
して得られるものは、〔I〕系統合金被膜の諸物性項目
の中のいずれかについての付加的改良効果を与えるにす
ぎないが、全体として見れば〔I〕から〔IV〕が相俟っ
て本発明溶射被膜を有する構造体の用途を広げているも
のである。
高炭素鉄合金に、クロムが15%を越えて多量に、例えば
約20%以上添加されると、(Fe,Cr)7C3のクロムカーバ
イドが多量に生成され、極めて高い硬度が得られるが、
脆性が増し硬くてもろくなる。本発明では高温域で必要
充分な硬度を有するとともに、適度は靭性を有するよう
に、クロム含有率をあえて約15%以内におさえてある。
約20%以上添加されると、(Fe,Cr)7C3のクロムカーバ
イドが多量に生成され、極めて高い硬度が得られるが、
脆性が増し硬くてもろくなる。本発明では高温域で必要
充分な硬度を有するとともに、適度は靭性を有するよう
に、クロム含有率をあえて約15%以内におさえてある。
上記の各系統に共通して含まれている硅素は溶射時の鉄
(Fe)−C系の酸化を防ぐ顕著な作用がある。
(Fe)−C系の酸化を防ぐ顕著な作用がある。
クロムは、冒頭に記した先の発明との比較において本発
明を特徴づけている最も重要な成分である。クロムは合
金の硬度を上昇させるのみに止まらず溶射過程において
次のような優れた作用を呈する。即ち、被膜層は溶射に
よって超急冷される。その結果、炭素とクロムは一部オ
ーステナイト中へ強制固溶され、ε鉄相と残留オーステ
ナイト相の非平衡な形で存在する。このような被膜は室
温においても高い硬度が得られ、さらにこれを加熱した
際に、微細な安定相であるセメンタイト、及びM3C又はM
7C3のカーバイドなどの炭化物を析出し、加熱温度Al(7
23℃)以上のオーステナイト領域に加熱しても炭化物は
分解せず、黒鉛の析出を防ぐため、高温度においても高
い硬度を維持させることができる。
明を特徴づけている最も重要な成分である。クロムは合
金の硬度を上昇させるのみに止まらず溶射過程において
次のような優れた作用を呈する。即ち、被膜層は溶射に
よって超急冷される。その結果、炭素とクロムは一部オ
ーステナイト中へ強制固溶され、ε鉄相と残留オーステ
ナイト相の非平衡な形で存在する。このような被膜は室
温においても高い硬度が得られ、さらにこれを加熱した
際に、微細な安定相であるセメンタイト、及びM3C又はM
7C3のカーバイドなどの炭化物を析出し、加熱温度Al(7
23℃)以上のオーステナイト領域に加熱しても炭化物は
分解せず、黒鉛の析出を防ぐため、高温度においても高
い硬度を維持させることができる。
M3C=(Fe,Cr)3C M7C3=(Fe,Cr)7C3 黒鉛粒は合金の微細組織単位間の、強い外力による強制
的すべり、つまり塑性的変形を助長する一因であると見
られるから、黒鉛粒生成防止が本発明の溶射被膜を有す
る構造体の高温下高硬度をもたらしていると考えられ
る。要するに、クロムは高炭素鉄合金の組織内で炭素を
均一に固定する作用があり、炭素が黒鉛粒として析出す
ることを防止しているのである。
的すべり、つまり塑性的変形を助長する一因であると見
られるから、黒鉛粒生成防止が本発明の溶射被膜を有す
る構造体の高温下高硬度をもたらしていると考えられ
る。要するに、クロムは高炭素鉄合金の組織内で炭素を
均一に固定する作用があり、炭素が黒鉛粒として析出す
ることを防止しているのである。
また、高炭素鉄合金とともに用いられるクロムの含有率
が5〜15%であることにより、微細なクロムカーバイド
が分散した状態で析出しやすく、溶射被膜層に適度の靭
性を確保することができる。
が5〜15%であることにより、微細なクロムカーバイド
が分散した状態で析出しやすく、溶射被膜層に適度の靭
性を確保することができる。
上記〔II〕及び〔III〕の系統の一部と〔IV〕の系統の
全てに含まれているアルミニウム(Al)の作用は前述の
硅素と同様に溶射時の酸化を防ぎ、被膜層内の酸化物量
を少なくする。このように高温での酸化を抑制するか
ら、この溶射被膜の耐熱性、耐久性を高めることにな
る。しかしアルミニウムの過度の添加、つまり約5%を
超えての添加はクロムカーバイドの生成を抑える作用が
あるので好ましくない。
全てに含まれているアルミニウム(Al)の作用は前述の
硅素と同様に溶射時の酸化を防ぎ、被膜層内の酸化物量
を少なくする。このように高温での酸化を抑制するか
ら、この溶射被膜の耐熱性、耐久性を高めることにな
る。しかしアルミニウムの過度の添加、つまり約5%を
超えての添加はクロムカーバイドの生成を抑える作用が
あるので好ましくない。
モリブデン(Mo)はクロムと同様に、特にクロムとの共
存下で硬度を上げる作用があるとともに、硅素と同様に
溶射時の酸化を防ぐ作用もあり、そのうえ、耐焼付性を
向上し得る。バナジウム(V)は高温(170℃〜)で高
硬質カーバイドを形成するのでやはり溶射被膜の硬度上
昇に寄与している。
存下で硬度を上げる作用があるとともに、硅素と同様に
溶射時の酸化を防ぐ作用もあり、そのうえ、耐焼付性を
向上し得る。バナジウム(V)は高温(170℃〜)で高
硬質カーバイドを形成するのでやはり溶射被膜の硬度上
昇に寄与している。
尚、硅素には上述の作用のほか、溶射被膜のぬれ性をよ
くする作用があり、クロムとアルミニウムは該被膜表面
の光沢をよくする。
くする作用があり、クロムとアルミニウムは該被膜表面
の光沢をよくする。
ホウ素については明確な断定はできないが硅素と同様の
作用をなしてもいるものと推測される。
作用をなしてもいるものと推測される。
以上の如く本発明の溶射被膜を有する構造体の溶射被膜
は、基本的にはFe−C−Si−Cr系の組成を有し、クロム
がクロムカーバイド又は鉄・クロムカーバイドとして存
在していると共に、このカーバイドがセメンタイト(Fe
3C)と共存しているから、前者の高硬度とその高温下で
の安定性とが巨視的には当該合金被膜に高温での高硬度
に賦与し、微視的にはFe−C−Cr系に平衡的安定性をも
たらしているものと考えられる。
は、基本的にはFe−C−Si−Cr系の組成を有し、クロム
がクロムカーバイド又は鉄・クロムカーバイドとして存
在していると共に、このカーバイドがセメンタイト(Fe
3C)と共存しているから、前者の高硬度とその高温下で
の安定性とが巨視的には当該合金被膜に高温での高硬度
に賦与し、微視的にはFe−C−Cr系に平衡的安定性をも
たらしているものと考えられる。
周知の如く高炭素鉄合金は共晶オーステナイトと共晶セ
メンタイトからなるレデブライト組織を呈しているが、
高温下では、即ち、Al変態以上では安定な黒鉛とオース
テナイトとに変化する。この共晶セメンタイトの分解と
黒鉛の析出とが高温下での高炭素鉄合金の硬度低下の原
因となっている。然るに本発明ではクロムが約5〜15%
という高含有率で存在しているから、オーステナイトに
固溶している炭素が遊離してきてもそれが、黒鉛粒とな
る前にクロムと結合しクロムカーバイドを形成する。そ
してなおも高温が続くとこのクロムカーバイドの表面に
遊離炭素が集まるであろうが、詳細は不明なもののこれ
ら遊離炭素はクロムカーバイドの存在に起因してオース
テナイト相へ再び移行拡散し、これによってオーステナ
イト相の破壊が最小限にくい止められるものと推測され
る。
メンタイトからなるレデブライト組織を呈しているが、
高温下では、即ち、Al変態以上では安定な黒鉛とオース
テナイトとに変化する。この共晶セメンタイトの分解と
黒鉛の析出とが高温下での高炭素鉄合金の硬度低下の原
因となっている。然るに本発明ではクロムが約5〜15%
という高含有率で存在しているから、オーステナイトに
固溶している炭素が遊離してきてもそれが、黒鉛粒とな
る前にクロムと結合しクロムカーバイドを形成する。そ
してなおも高温が続くとこのクロムカーバイドの表面に
遊離炭素が集まるであろうが、詳細は不明なもののこれ
ら遊離炭素はクロムカーバイドの存在に起因してオース
テナイト相へ再び移行拡散し、これによってオーステナ
イト相の破壊が最小限にくい止められるものと推測され
る。
前記〔I〕系統、即ちFe−C−Si−Cr系の組成を有する
溶射被膜は常温から400℃までの範囲でHv約1100、400℃
を越えると硬度は徐々に低下し600℃でHv約850となる。
故にこの〔I〕系統のものは約400℃〜500℃までの温度
で使用されるに適している。しかし、Fe−C−Si系(前
記特開昭59−143060号参照)が400℃まででHv550前後、
600℃でHv約430であるのと比較すればHv値がそれぞれ2
倍程度にまで上昇していることが明らかであろう。
溶射被膜は常温から400℃までの範囲でHv約1100、400℃
を越えると硬度は徐々に低下し600℃でHv約850となる。
故にこの〔I〕系統のものは約400℃〜500℃までの温度
で使用されるに適している。しかし、Fe−C−Si系(前
記特開昭59−143060号参照)が400℃まででHv550前後、
600℃でHv約430であるのと比較すればHv値がそれぞれ2
倍程度にまで上昇していることが明らかであろう。
前記〔II〕から〔IV〕系統のものではその大部分が、60
0℃でHv900〜1100の値を示し、600℃×50時間(空気
中)の耐熱テストの前後においても硬度低下は殆ど見ら
れないから400〜600℃又はそれ以上の高温での使用に適
している。
0℃でHv900〜1100の値を示し、600℃×50時間(空気
中)の耐熱テストの前後においても硬度低下は殆ど見ら
れないから400〜600℃又はそれ以上の高温での使用に適
している。
強い摩擦力が反復又は継続して加わるとともに400℃を
越える高温にさらされる用途としては、内燃機関の諸部
品、特にシリンダライナー、ピストンリング、クランク
シャフト軸受等々、を例示することができる。従って本
発明はこれら諸部品の表面に形成される保護層として極
めて好適な溶射被膜を有する構造体を提供するものであ
る。
越える高温にさらされる用途としては、内燃機関の諸部
品、特にシリンダライナー、ピストンリング、クランク
シャフト軸受等々、を例示することができる。従って本
発明はこれら諸部品の表面に形成される保護層として極
めて好適な溶射被膜を有する構造体を提供するものであ
る。
本発明では、高炭素鉄合金系の溶射被膜において、クロ
ム含有率を5〜15%におさえてあるので被膜は高温下で
の高い硬度を有するとともに、きわめて微細なクロムカ
ーバイドが分散した状態で形成され、溶射被膜に適度の
靭性をも与える結果となっている。
ム含有率を5〜15%におさえてあるので被膜は高温下で
の高い硬度を有するとともに、きわめて微細なクロムカ
ーバイドが分散した状態で形成され、溶射被膜に適度の
靭性をも与える結果となっている。
以下、実施例について本発明をさらに詳しく説明する。
一辺が10cmで厚み2mmの軟鋼板に対し線状溶射材を用い
て溶線式溶射器により常法に従って溶射した。即ち酸素
−アセチレン炎で瞬間的に溶射材を溶融させつつ圧縮空
気で噴霧することにより上記軟鋼板表面に厚み0.5mmの
溶射被膜を形成した。
て溶線式溶射器により常法に従って溶射した。即ち酸素
−アセチレン炎で瞬間的に溶射材を溶融させつつ圧縮空
気で噴霧することにより上記軟鋼板表面に厚み0.5mmの
溶射被膜を形成した。
上記の線状溶射材の調整は、前出の特開昭59−143060号
公報に記載の方法、即ち所定混合比で各元素をるつぼへ
投入して加熱溶融させたのち、管状鋳型内へ真空吸引法
で溶湯吸上げを行い、放冷凝固させる、という方法で実
施した。
公報に記載の方法、即ち所定混合比で各元素をるつぼへ
投入して加熱溶融させたのち、管状鋳型内へ真空吸引法
で溶湯吸上げを行い、放冷凝固させる、という方法で実
施した。
溶射材組成を該材を用いての溶射被膜硬度(Hv)との関
係について下記の第1表の結果が得られた。尚、硬度は
マイクロヴィッカース硬度試験機によって測定した。
係について下記の第1表の結果が得られた。尚、硬度は
マイクロヴィッカース硬度試験機によって測定した。
上記の第1表における試験No.1〜19うち、試験No.1〜3
は、比較例を示し、試験No.4〜19が本発明の実施例を示
す。
は、比較例を示し、試験No.4〜19が本発明の実施例を示
す。
第1表から明らかなように、Fe−C−Si系に全くクロム
を加えない場合(試験No.1)、及び、約1〜3%のクロ
ムを加える場合(試験No.2,3)に比べて、Fe−C−Si系
に約5〜15%のクロムを加えれば400〜600℃の範囲で一
様に硬度が上昇した(試験No.4〜6のデータ参照)。
を加えない場合(試験No.1)、及び、約1〜3%のクロ
ムを加える場合(試験No.2,3)に比べて、Fe−C−Si系
に約5〜15%のクロムを加えれば400〜600℃の範囲で一
様に硬度が上昇した(試験No.4〜6のデータ参照)。
前記〔I〕系統のFe−C−Si−Cr系にアルミニウムのみ
を添加すると、第1表における〔II〕系統に示すよう
に、前記〔I〕系統のFe−C−Si−Cr系の同程度にCrを
含有するものに比べて、高温での硬度はやや低下する
(試験No.7のデータ参照)が、ホウ素のみを添加したと
きは、高温での硬度は殆ど変わらない(試験No.8,9のデ
ータ参照)。
を添加すると、第1表における〔II〕系統に示すよう
に、前記〔I〕系統のFe−C−Si−Cr系の同程度にCrを
含有するものに比べて、高温での硬度はやや低下する
(試験No.7のデータ参照)が、ホウ素のみを添加したと
きは、高温での硬度は殆ど変わらない(試験No.8,9のデ
ータ参照)。
前記〔IV〕系統に示すように、Fe−C−Si−Cr系に1〜
5%のアルミニウムとホウ素とを加えると、アルミニウ
ムの添加に関わらず高温域での硬度低下が抑制され(試
験No.10〜15のデータ参照)、特にクロム15%の場合に8
00℃以上での硬度が改良された(試験No.13〜15のデー
タ参照)。このことはFe−C−Si−Cr系にアルミニウム
とバナジウムを組合わせて添加しても同様であった(試
験No.18,19のデータ参照)。
5%のアルミニウムとホウ素とを加えると、アルミニウ
ムの添加に関わらず高温域での硬度低下が抑制され(試
験No.10〜15のデータ参照)、特にクロム15%の場合に8
00℃以上での硬度が改良された(試験No.13〜15のデー
タ参照)。このことはFe−C−Si−Cr系にアルミニウム
とバナジウムを組合わせて添加しても同様であった(試
験No.18,19のデータ参照)。
また、前記〔III〕系統に示すように、Fe−C−Si−Cr
系にモリブデンとアルミニウムを組合わせて添加した場
合も同様であった(試験No.16,17のデータ参照)。
系にモリブデンとアルミニウムを組合わせて添加した場
合も同様であった(試験No.16,17のデータ参照)。
尚、アルミニウムについては、溶射時の酸化を防ぎ被膜
層内の酸化物量を少なくする上で有用ではあるが、過度
の添加はクロムカーバイドの生成を抑える作用があるの
で、クロムの量が少なければそれに応じて多少減少させ
た方が望ましい。
層内の酸化物量を少なくする上で有用ではあるが、過度
の添加はクロムカーバイドの生成を抑える作用があるの
で、クロムの量が少なければそれに応じて多少減少させ
た方が望ましい。
これはアルミニウムの含有量が過剰であると、多くのク
ロムを含有した割には、同量のクロムを含有したものに
比べて高温域での硬度が低下する傾向がでること、及
び、アルミニウムの過多がアルミニウムの化合物(特
に、溶射粒子間のアルミニウム酸化物)を生成し、これ
によって溶射粒子間の結合強度が低下するという、被膜
として好ましくない結果をもたらすことを避けるためで
ある。
ロムを含有した割には、同量のクロムを含有したものに
比べて高温域での硬度が低下する傾向がでること、及
び、アルミニウムの過多がアルミニウムの化合物(特
に、溶射粒子間のアルミニウム酸化物)を生成し、これ
によって溶射粒子間の結合強度が低下するという、被膜
として好ましくない結果をもたらすことを避けるためで
ある。
上記の第1表における試験No.16〜19に対しホウ素を0.3
%さらに添加したものも、これら試験No.16〜19とほぼ
同じレベルの硬度を与えた。又、モリブデンとバナジウ
ムを3%にしたものも試験No.16〜19と同様であった。
%さらに添加したものも、これら試験No.16〜19とほぼ
同じレベルの硬度を与えた。又、モリブデンとバナジウ
ムを3%にしたものも試験No.16〜19と同様であった。
本発明の溶射被膜中のクロムとアルミニウムの作用は第
1〜4図によって一層よく理解されるであろう。
1〜4図によって一層よく理解されるであろう。
第1図はFe−C−Si系(試験No.1)にクロムを添加した
場合の被膜硬度と温度との関係を示し、試験No.2〜3
(第1表参照)、即ちクロムが1〜3%では硬度上昇効
果が殆どなく、試験No.4〜6において、特に試験No.5〜
6において、即ちクロムが5〜15%、望ましくは10〜15
%の場合に常温〜1000℃にわたり顕著な硬度上昇が見ら
れる。これは(Fe,Cr)7C3が形成されるためである。
場合の被膜硬度と温度との関係を示し、試験No.2〜3
(第1表参照)、即ちクロムが1〜3%では硬度上昇効
果が殆どなく、試験No.4〜6において、特に試験No.5〜
6において、即ちクロムが5〜15%、望ましくは10〜15
%の場合に常温〜1000℃にわたり顕著な硬度上昇が見ら
れる。これは(Fe,Cr)7C3が形成されるためである。
第2図はFe−C−Si系にクロムを1%と10%添加した場
合の、即ち試験No.2と試験No.5の、溶射被膜断面の顕微
鏡写真(約350倍)である。クロム含有率1%では溶射
後放冷されたままの状態、即ち、As sprayと記したもの
においてはクロム含有率10%のものと組織上では何ら変
化はみられない。しかし大気中で600℃×1hr加熱する
と、クロム含有率1.0%においては(Fe,Cr)3Cの微細な
カーバイド(C)が析出する。一方、クロム含有率10%
のものではマルテンサイト(M)状となり、さらに加熱
温度を上げると微細な(Fe,Cr)7C3カーバイドが析出し
た。このように、1%含有率のものに比べて黒鉛(G)
の生成は顕著に抑制されることから、クロム含有率が増
加すると高温度でも高い硬度を維持させることができ
る。
合の、即ち試験No.2と試験No.5の、溶射被膜断面の顕微
鏡写真(約350倍)である。クロム含有率1%では溶射
後放冷されたままの状態、即ち、As sprayと記したもの
においてはクロム含有率10%のものと組織上では何ら変
化はみられない。しかし大気中で600℃×1hr加熱する
と、クロム含有率1.0%においては(Fe,Cr)3Cの微細な
カーバイド(C)が析出する。一方、クロム含有率10%
のものではマルテンサイト(M)状となり、さらに加熱
温度を上げると微細な(Fe,Cr)7C3カーバイドが析出し
た。このように、1%含有率のものに比べて黒鉛(G)
の生成は顕著に抑制されることから、クロム含有率が増
加すると高温度でも高い硬度を維持させることができ
る。
次に第3図はFe−C−Si−Cr系と、これにアルミニウム
とホウ素とを添加した場合、即ち試験No.9及び試験No.1
3〜15、について被膜硬度と温度との関係を示し、ホウ
素含有率が0.3%であるときはクロム含有率15%に対
し、アルミニウムを5%未満、即ち1〜3%、とすれば
良結果が得られている。
とホウ素とを添加した場合、即ち試験No.9及び試験No.1
3〜15、について被膜硬度と温度との関係を示し、ホウ
素含有率が0.3%であるときはクロム含有率15%に対
し、アルミニウムを5%未満、即ち1〜3%、とすれば
良結果が得られている。
第4図は第2図と比較して明らかなように、アルミニウ
ムの添加によって酸化物(S)が少なくなることを示し
ている。
ムの添加によって酸化物(S)が少なくなることを示し
ている。
次に、本発明の優位性を立証するため、本発明の基本的
な溶射被膜の成分と同一の成分を用いて、成分比率の異
なる溶射被膜試料を試験的に作製し、これらの試料の硬
度ならびに靭性に関する測定を試みた。
な溶射被膜の成分と同一の成分を用いて、成分比率の異
なる溶射被膜試料を試験的に作製し、これらの試料の硬
度ならびに靭性に関する測定を試みた。
硬度については、第5図乃至第8図に示す。
第5図及び第6図は、低炭素鉄合金系の溶射被膜につい
ての硬度試験結果であり、本発明の試験結果である第1
図または第3図の例に比べて、試験No1,No2とも全体に
硬度が不足し、特に800℃付近での高温強度が極端に低
下していることが判る。クロム含有量を35%と極端に高
くした試験No2の場合でも、常温付近の低い温度域では
かなりの硬度を得られるがやはり800℃付近の高温領域
での硬度が大きく低下している。
ての硬度試験結果であり、本発明の試験結果である第1
図または第3図の例に比べて、試験No1,No2とも全体に
硬度が不足し、特に800℃付近での高温強度が極端に低
下していることが判る。クロム含有量を35%と極端に高
くした試験No2の場合でも、常温付近の低い温度域では
かなりの硬度を得られるがやはり800℃付近の高温領域
での硬度が大きく低下している。
第7図及び第8図は、高炭素鉄合金系の溶射被膜につい
ての硬度試験結果であり、本発明の試験結果である第1
図または第3図の例に比べて、かなり低い値を示してい
る。特に、クロム含有量を4%とし、その他の成分およ
び比率が同一である試験No3では、当然のことながら、
クロム含有量5%の本発明のものと近い値を示している
が、高温領域での硬度がやや不足している。また、クロ
ム含有量を35%とした試験No4では、硬度に関しては、
本発明のものを上回るきわめて高硬度を得られるもので
あるが、後述する靭性の面で問題がある。
ての硬度試験結果であり、本発明の試験結果である第1
図または第3図の例に比べて、かなり低い値を示してい
る。特に、クロム含有量を4%とし、その他の成分およ
び比率が同一である試験No3では、当然のことながら、
クロム含有量5%の本発明のものと近い値を示している
が、高温領域での硬度がやや不足している。また、クロ
ム含有量を35%とした試験No4では、硬度に関しては、
本発明のものを上回るきわめて高硬度を得られるもので
あるが、後述する靭性の面で問題がある。
また、靭性については、溶射被膜の伸びを測定すれば容
易に把握できるが、何しろ測定対象が厚さ数百ミクロン
程度の薄膜であるため、その伸びを精度よく検出するこ
と自体が困難であり、このため、靭性と密接な関係があ
るとみられる金属組織写真から溶射被膜の靭性を推定し
てみる。
易に把握できるが、何しろ測定対象が厚さ数百ミクロン
程度の薄膜であるため、その伸びを精度よく検出するこ
と自体が困難であり、このため、靭性と密接な関係があ
るとみられる金属組織写真から溶射被膜の靭性を推定し
てみる。
第9図乃至第12図は、夫々、先の第5図乃至第8図に示
した各溶射被膜試料の被膜断面の顕微鏡写真(400倍)
であり、各図とも、(イ)がAs sprayの状態、(ロ)が
200℃X 1hr加熱した状態、(ハ)が400℃X 1hr加熱した
状態、(ニ)が600℃X 1hr加熱した状態、(ホ)800℃X
1hr加熱した状態、(ヘ)が1000℃X 1hr加熱した状態
を示している。
した各溶射被膜試料の被膜断面の顕微鏡写真(400倍)
であり、各図とも、(イ)がAs sprayの状態、(ロ)が
200℃X 1hr加熱した状態、(ハ)が400℃X 1hr加熱した
状態、(ニ)が600℃X 1hr加熱した状態、(ホ)800℃X
1hr加熱した状態、(ヘ)が1000℃X 1hr加熱した状態
を示している。
第9図は、先の第5図に示した低炭素鉄合金系の、クロ
ム含有量15%の試験No1の被膜断面を示し、この例で
は、組織の針状化やクラックの発生などがなく、靭性の
面での低下はみられなかったが、前述したM3CおよびM7C
3のカーバイドの析出がきわめて少なく、全体に硬度が
不足したものとなっている。
ム含有量15%の試験No1の被膜断面を示し、この例で
は、組織の針状化やクラックの発生などがなく、靭性の
面での低下はみられなかったが、前述したM3CおよびM7C
3のカーバイドの析出がきわめて少なく、全体に硬度が
不足したものとなっている。
第10図は、先の第6図に示した低炭素鉄合金系の、クロ
ム含有量35%の試料No2の被膜断面を示し、この例で
は、同図(ハ)および(ヘ)に一部クラックの発生がみ
られるように、かなり脆性が増し、靭性の面で問題があ
ると判断できる。しかも、前述したM3CおよびM7C3のカ
ーバイドの析出も割合に少なく、硬度の面でも充分とは
いえない。
ム含有量35%の試料No2の被膜断面を示し、この例で
は、同図(ハ)および(ヘ)に一部クラックの発生がみ
られるように、かなり脆性が増し、靭性の面で問題があ
ると判断できる。しかも、前述したM3CおよびM7C3のカ
ーバイドの析出も割合に少なく、硬度の面でも充分とは
いえない。
第11図は、先の第7図に示した高炭素鉄合金系の、クロ
ム含有量15%の試験No3被膜断面を示している。この例
では、主として多量のM3Cのカーバイドの析出が生じて
いるとみられるものの、同図(ハ)乃至(ヘ)、特に
(ニ)および(ヘ)に、前記析出したM3Cカーバイド組
織の針状化がみられ、この点で靭性が損なわれていると
判断できる。
ム含有量15%の試験No3被膜断面を示している。この例
では、主として多量のM3Cのカーバイドの析出が生じて
いるとみられるものの、同図(ハ)乃至(ヘ)、特に
(ニ)および(ヘ)に、前記析出したM3Cカーバイド組
織の針状化がみられ、この点で靭性が損なわれていると
判断できる。
第12図は、先の第8図に示した高炭素鉄合金系の、クロ
ム含有量35%の試料No4の被膜断面を示し、この例で
は、多量のM3CおよびM7C3のカーバイドの析出がみられ
るものの、図(ハ)および(ニ)にクラックの発生がみ
られることから明かなように、脆性が増し、靭性が損な
われていると判断できる。
ム含有量35%の試料No4の被膜断面を示し、この例で
は、多量のM3CおよびM7C3のカーバイドの析出がみられ
るものの、図(ハ)および(ニ)にクラックの発生がみ
られることから明かなように、脆性が増し、靭性が損な
われていると判断できる。
図は本発明に係る溶射被膜の組成と硬度との関係、及び
組成と内部組織との関係を示し、第1図は対照(試験N
o.1〜3)と本発明(試験No.4〜6)を比較したクロム
含有率と硬度のグラフ、第2図はそれぞれを代表して試
験No.2と5とについての顕微鏡写真であり、第3図は高
炭素鉄・高クロムの合金系に対するアルミニウム含有率
と硬度との関係を表すグラフ、第4図は試験No.13につ
いての顕微鏡写真である。第5図乃至第12図は、実験結
果を示すグラフと顕微鏡写真であり、第5図及び第6図
は、低炭素鉄合金系の溶射被膜の硬度と保持温度との相
関を示すグラフ、第7図及び第8図は、高炭素鉄合金系
の溶射被膜の硬度と保持温度との相関を示すグラフ、第
9図(イ)〜(ヘ)乃至第12図(イ)〜(ヘ)は、夫
々、第5図乃至第8図に示した各溶射被膜試料(試料No
1〜No4)の被膜断面の顕微鏡写真である。 (S)……酸化物、(C)……カーバイド、(M)……
マルテンサイト、(G)……黒鉛。
組成と内部組織との関係を示し、第1図は対照(試験N
o.1〜3)と本発明(試験No.4〜6)を比較したクロム
含有率と硬度のグラフ、第2図はそれぞれを代表して試
験No.2と5とについての顕微鏡写真であり、第3図は高
炭素鉄・高クロムの合金系に対するアルミニウム含有率
と硬度との関係を表すグラフ、第4図は試験No.13につ
いての顕微鏡写真である。第5図乃至第12図は、実験結
果を示すグラフと顕微鏡写真であり、第5図及び第6図
は、低炭素鉄合金系の溶射被膜の硬度と保持温度との相
関を示すグラフ、第7図及び第8図は、高炭素鉄合金系
の溶射被膜の硬度と保持温度との相関を示すグラフ、第
9図(イ)〜(ヘ)乃至第12図(イ)〜(ヘ)は、夫
々、第5図乃至第8図に示した各溶射被膜試料(試料No
1〜No4)の被膜断面の顕微鏡写真である。 (S)……酸化物、(C)……カーバイド、(M)……
マルテンサイト、(G)……黒鉛。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭59−143060(JP,A) 特開 昭52−103334(JP,A) 特開 昭53−43635(JP,A) 特開 昭58−113368(JP,A)
Claims (4)
- 【請求項1】鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0%の硅
素、及び5〜15%のクロムからなる組成の高炭素鉄合金
系の溶射被膜を有する構造体。 - 【請求項2】鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0%の硅
素、5〜15%のクロム、及び次の元素群(A)の中より
選ばれた1種の元素からなる高炭素鉄合金系の溶射被膜
を有する構造体、 元素群(A)……1〜5%のアルミニウム、0.3〜0.5%
のホウ素。 - 【請求項3】鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0%の硅
素、5〜15%のクロム、3〜5%のモリブデン、及び次
の元素群(B)の中より選ばれた少なくとも1種の元素
からなる高炭素鉄合金系の溶射被膜を有する構造体、 元素群(B)……1〜5%アルミニウム、及び0.3〜0.5
%のホウ素。 - 【請求項4】鉄、4.0〜5.0%の炭素、0.5〜1.0%の硅
素、5〜15%のクロム、1〜5%のアルミニウム、及び
次の元素群(C)より選ばれた少なくとも1種の元素か
らなる高炭素鉄合金系の溶射被膜を有する構造体、 元素群(C)……0.3〜0.5%のホウ素、及び3〜5%の
バナジウム。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60204066A JPH0665747B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | 溶射被膜を有する構造体 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60204066A JPH0665747B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | 溶射被膜を有する構造体 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6263663A JPS6263663A (ja) | 1987-03-20 |
JPH0665747B2 true JPH0665747B2 (ja) | 1994-08-24 |
Family
ID=16484194
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP60204066A Expired - Fee Related JPH0665747B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | 溶射被膜を有する構造体 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0665747B2 (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63109151A (ja) * | 1986-10-27 | 1988-05-13 | Hitachi Ltd | 高硬度複合材およびその製造方法 |
JPH0645863B2 (ja) * | 1990-01-30 | 1994-06-15 | 新日本製鐵株式会社 | 高温耐摩耗・耐ビルドアップ性に優れた溶射材料およびその被覆物品 |
JP7063398B2 (ja) * | 2018-11-02 | 2022-05-09 | 日産自動車株式会社 | 溶射被膜 |
EP3875631A4 (en) * | 2018-11-02 | 2022-02-23 | Nissan Motor Co., Ltd. | SLIDING ELEMENT THERMAL SPRAY COATING AND SLIDE DEVICE PROVIDED WITH SAID SLIDING ELEMENT THERMAL SPRAY COATING |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CH616960A5 (en) * | 1976-02-25 | 1980-04-30 | Sulzer Ag | Components resistant to high-temperature corrosion. |
US4064608A (en) * | 1976-09-30 | 1977-12-27 | Eutectic Corporation | Composite cast iron drier roll |
JPS6012425B2 (ja) * | 1981-12-26 | 1985-04-01 | 帝国ピストリング株式会社 | 摺動部材 |
JPS59143060A (ja) * | 1983-02-03 | 1984-08-16 | Koei Seikou Kk | 溶射法による高炭素鉄合金被膜の成形方法 |
-
1985
- 1985-09-13 JP JP60204066A patent/JPH0665747B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6263663A (ja) | 1987-03-20 |
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