JPS62130792A - ニツケル基肉盛合金 - Google Patents
ニツケル基肉盛合金Info
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- JPS62130792A JPS62130792A JP20212486A JP20212486A JPS62130792A JP S62130792 A JPS62130792 A JP S62130792A JP 20212486 A JP20212486 A JP 20212486A JP 20212486 A JP20212486 A JP 20212486A JP S62130792 A JPS62130792 A JP S62130792A
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- JP
- Japan
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- weight
- alloy
- nickel
- boron
- chromium
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
- B23K35/3033—Ni as the principal constituent
- B23K35/304—Ni as the principal constituent with Cr as the next major constituent
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Sliding-Contact Bearings (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(イ)産業上の利用分野
この発明はニッケル基肉盛合金、特に種々の構造物、機
械部品、器具等の表面硬化のために用いられる高靭性、
高耐摩耗性および高耐食性を有するニッケル基肉盛合金
に関するものである。
械部品、器具等の表面硬化のために用いられる高靭性、
高耐摩耗性および高耐食性を有するニッケル基肉盛合金
に関するものである。
(ロ)従来技術
各種の構造物、機械部品、器具等において摩耗、腐食、
高温酸化、穿孔等を防止するための種/y/7’l↓面
厘71+辻小−リレ1イ1\執島76物Δ人(self
−fluxing alloy)の溶射または肉盛溶着
による表面硬化法が知られている。
高温酸化、穿孔等を防止するための種/y/7’l↓面
厘71+辻小−リレ1イ1\執島76物Δ人(self
−fluxing alloy)の溶射または肉盛溶着
による表面硬化法が知られている。
自溶合金はニッケル(Ni)基もしくはニッケルークロ
ム(N、−に、)基またはコバルト−クロム(C,−C
,)基にホウ素(B)、ケイ素(Sl)を添加したもの
であるが、中でもホウ素1〜3重量%、ケイ素2.3〜
5ff重量%を含むニッケル基自溶合金は比較的良好な
耐摩耗性、耐食性、作業性を有するものとして広く使用
されている。
ム(N、−に、)基またはコバルト−クロム(C,−C
,)基にホウ素(B)、ケイ素(Sl)を添加したもの
であるが、中でもホウ素1〜3重量%、ケイ素2.3〜
5ff重量%を含むニッケル基自溶合金は比較的良好な
耐摩耗性、耐食性、作業性を有するものとして広く使用
されている。
(ハ)発明が解決しようとする問題点
しかしながら、上記従来のニッケル基自溶合金は大形の
母材や、この合金との熱膨張率の差が大きい材質の母材
にこの合金を肉盛りする場合には、使用条件によっては
肉盛合金層に「ひび」ないし「割れ」を生じる欠点を有
している。
母材や、この合金との熱膨張率の差が大きい材質の母材
にこの合金を肉盛りする場合には、使用条件によっては
肉盛合金層に「ひび」ないし「割れ」を生じる欠点を有
している。
この欠点は従来のニッケル基自溶合金のマトリックスを
構成している組織の中にニッケル固溶体+ N、3Bの
擬二元共晶組織が存在していることに起因している。
構成している組織の中にニッケル固溶体+ N、3Bの
擬二元共晶組織が存在していることに起因している。
すなわち、このニッケル固溶体+N、、Bの磐二子共晶
中のN、3Bは著しく脆く、この二元共晶がマトリック
スのうちで最も靭性に欠けているために上記の如き使用
条件によって肉盛合金層に「ひび」ないし「割れ」を生
じるのである。
中のN、3Bは著しく脆く、この二元共晶がマトリック
スのうちで最も靭性に欠けているために上記の如き使用
条件によって肉盛合金層に「ひび」ないし「割れ」を生
じるのである。
さらに上記従来のニッケル基自溶合金は比較的高い耐摩
耗性耐食性を有しているけれども、これらの特性も使用
条件によっては充分満足できるものではなく、改善の余
地が大きい。
耗性耐食性を有しているけれども、これらの特性も使用
条件によっては充分満足できるものではなく、改善の余
地が大きい。
ところで、肉盛合金としてニッケル基肉溶合金以外にコ
バルト基合金がある。これは炭素0.9〜1.6重量%
、マンガン0.5重量%以下、ケイ素0.8〜1.5重
量%、クロム26〜29重量%、タングステン4〜6重
量%、鉄3重量%以下を含み残部がコバルトである。こ
の合金は硬さがロックウェルCスケールで35〜45、
衝撃値がシャルピ一式衝撃試験で0.9〜1.4kgm
/ cm2を示し、従来のニッケル基自溶合金ならば
肉盛層に「ひび」や「割れ」を生じるような条件下であ
っても、このコバルト基合金は「ひび」や「割れ」を生
じることが少ないし、また比較的高い耐摩耗性を有して
いる。
バルト基合金がある。これは炭素0.9〜1.6重量%
、マンガン0.5重量%以下、ケイ素0.8〜1.5重
量%、クロム26〜29重量%、タングステン4〜6重
量%、鉄3重量%以下を含み残部がコバルトである。こ
の合金は硬さがロックウェルCスケールで35〜45、
衝撃値がシャルピ一式衝撃試験で0.9〜1.4kgm
/ cm2を示し、従来のニッケル基自溶合金ならば
肉盛層に「ひび」や「割れ」を生じるような条件下であ
っても、このコバルト基合金は「ひび」や「割れ」を生
じることが少ないし、また比較的高い耐摩耗性を有して
いる。
しかし、コバルト基合金は原子核応用装置のように放射
能によって汚染される場所で使用される場合には、半減
期の長い同位元素であるコバルト60が生じて環境汚染
の危険性がある。従って例えば原子力発電プラントにお
いて使用されるバルブの弁座等の肉盛にコバルト基合金
を使用するのは問題であり、コバルト基合金に代わる肉
盛合金の出現が望まれていた。
能によって汚染される場所で使用される場合には、半減
期の長い同位元素であるコバルト60が生じて環境汚染
の危険性がある。従って例えば原子力発電プラントにお
いて使用されるバルブの弁座等の肉盛にコバルト基合金
を使用するのは問題であり、コバルト基合金に代わる肉
盛合金の出現が望まれていた。
(ニ)問題を解決するための手段および作用本発明者ら
は以上の技術的課題を解決すべくニッケル基自溶合金の
組成を種々研究実験したか、この発明の合金が満足すべ
き基本的条件として次の三つの条件を設定した。
は以上の技術的課題を解決すべくニッケル基自溶合金の
組成を種々研究実験したか、この発明の合金が満足すべ
き基本的条件として次の三つの条件を設定した。
(1)硬さくロックウェルCスケール)35以上。
(2)衝撃値(シャルピ一式衝撃試験) 0.9kg
m/cm2以上。
m/cm2以上。
(3)(硬さ)×(衝撃値)=45以上(以下この値を
「旧」値という)。
「旧」値という)。
これらの条件を満足するニッケル基肉盛合金は実際のコ
バルト基合金の種々の使用分野における通常の使用条件
を充分に満足するものである。
バルト基合金の種々の使用分野における通常の使用条件
を充分に満足するものである。
この発明は上記3条件を満足し、靭性が高く肉盛層に「
ひひ」や「割れ」が発生せず肉感作業性がよく、更に耐
摩耗性および耐食性に優れたニッケル基肉盛合金を提供
することを目的とする。
ひひ」や「割れ」が発生せず肉感作業性がよく、更に耐
摩耗性および耐食性に優れたニッケル基肉盛合金を提供
することを目的とする。
さらに、この発明は上記のようなニッケル基肉盛合金に
おいて耐食性を一層高めることを目的とする。
おいて耐食性を一層高めることを目的とする。
上記目的は本発明による次の組成の合金によって達成さ
れる。
れる。
すなわち、ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜
7M量%、クロム15〜35重量%、炭素0.05〜1
.5重量%、鉄30重量%以下及び/またはタングステ
ン5重量%以下を含み、残部が実質的にニッケルであり
、ホウ素に対するケイ素の重量比(S+ / B)が3
.3以上であるニッケル基肉盛合金である。
7M量%、クロム15〜35重量%、炭素0.05〜1
.5重量%、鉄30重量%以下及び/またはタングステ
ン5重量%以下を含み、残部が実質的にニッケルであり
、ホウ素に対するケイ素の重量比(S+ / B)が3
.3以上であるニッケル基肉盛合金である。
この合金の組成および各組成分の量を上記のように定め
た理由は次の通りである。
た理由は次の通りである。
(a)ホウ素(B)およびケイ素(Sl)ホウ素および
ケイ素はともに硬さ、衝撃値に影響するほか、肉盛作業
性を改善する機能を有するが、ホウ素0.05重量%以
下、ケイ素3重量%以下となると硬さがHRC35以下
となり、耐摩耗性が低下するほか、肉盛作業時にいわゆ
る自溶性のないスラグが多く発生し、肉盛作業性が低下
するので好ましくない。ホウ素1.5重量%以上、ケイ
素7重量%以上となると8RIE値が0.9kgm /
、cm2以下となり、旧値も45以下となるので肉盛層
に「ひび」や「割れ」を生じることがあり好ましくない
。
ケイ素はともに硬さ、衝撃値に影響するほか、肉盛作業
性を改善する機能を有するが、ホウ素0.05重量%以
下、ケイ素3重量%以下となると硬さがHRC35以下
となり、耐摩耗性が低下するほか、肉盛作業時にいわゆ
る自溶性のないスラグが多く発生し、肉盛作業性が低下
するので好ましくない。ホウ素1.5重量%以上、ケイ
素7重量%以上となると8RIE値が0.9kgm /
、cm2以下となり、旧値も45以下となるので肉盛層
に「ひび」や「割れ」を生じることがあり好ましくない
。
(b)ホウ素に対するケイ素の重量比(SL/B)従来
のホウ素およびケイ素を含むニッケル基自溶合金におい
ては、ホウ素に対するケイ素の重量比<SL/B )が
3以下である。本発明者は種々研究実験を行なった結果
、この比が3以下の小さい値の場合には合金は靭性が充
分でなく、従って大形の母材や当該合金と熱膨張率の差
が大きな母材に肉盛した場合に肉盛層に「割れ」や「ひ
び」を生じることを見出し、以下の考察に基づいてS、
/[1比を3.3以上の値とすることによって靭性を増
大させ上記欠点を完全に除きうろことを見出した。
のホウ素およびケイ素を含むニッケル基自溶合金におい
ては、ホウ素に対するケイ素の重量比<SL/B )が
3以下である。本発明者は種々研究実験を行なった結果
、この比が3以下の小さい値の場合には合金は靭性が充
分でなく、従って大形の母材や当該合金と熱膨張率の差
が大きな母材に肉盛した場合に肉盛層に「割れ」や「ひ
び」を生じることを見出し、以下の考察に基づいてS、
/[1比を3.3以上の値とすることによって靭性を増
大させ上記欠点を完全に除きうろことを見出した。
公知のニッケル基自溶合金はホウ素1〜3重量%、ケイ
素2.3〜5重量%、クロ60〜1フ重量%、炭素0.
1〜1重量%、鉄O〜5重量%を含み、必要に応じて5
重量%までの銅、モリブデン、タングステンの1種以上
を添加し、残部が実質的にニッケルであるか、この合金
系を金属組織学的に分析すれば次の通りである。
素2.3〜5重量%、クロ60〜1フ重量%、炭素0.
1〜1重量%、鉄O〜5重量%を含み、必要に応じて5
重量%までの銅、モリブデン、タングステンの1種以上
を添加し、残部が実質的にニッケルであるか、この合金
系を金属組織学的に分析すれば次の通りである。
■)マトリックスは主としてニッケル、ホウ素、ケイ素
の3成分により構成される。ここでニッケルはケイ素お
よび少量のホウ素や後述するクロム、鉄、銅、モリブデ
ン、タングステン等を固溶した固溶体であるので、以下
純ニッケルと区別するために(Ni)と記する。
の3成分により構成される。ここでニッケルはケイ素お
よび少量のホウ素や後述するクロム、鉄、銅、モリブデ
ン、タングステン等を固溶した固溶体であるので、以下
純ニッケルと区別するために(Ni)と記する。
■)クロムの添加により、クロムの一部は(N、)中に
固溶されマトリックス中に入るが、余剰のクロムはクロ
ムと同時に添加される炭素と結合してクロム炭化物、主
としてM、G、複炭化物(ここでMは主としてクロムで
あるが、少量のモリブデン、タングステン、ニッケル、
鉄等をも含む)や、一部のホウ素とも結合してクロムホ
ウ化物、主としてMB複ホウ化物(ここでMは上記と同
じ)を形成する。なお、クロムがマトリックスとM、G
3へどのような割合で分配されるかの分配率およびホウ
素がマトリックスとMBへどのような割合で分配される
かの分配率は確かでない。
固溶されマトリックス中に入るが、余剰のクロムはクロ
ムと同時に添加される炭素と結合してクロム炭化物、主
としてM、G、複炭化物(ここでMは主としてクロムで
あるが、少量のモリブデン、タングステン、ニッケル、
鉄等をも含む)や、一部のホウ素とも結合してクロムホ
ウ化物、主としてMB複ホウ化物(ここでMは上記と同
じ)を形成する。なお、クロムがマトリックスとM、G
3へどのような割合で分配されるかの分配率およびホウ
素がマトリックスとMBへどのような割合で分配される
かの分配率は確かでない。
II[) M、G3およびMBはこの合金の融体からの
凝固に際して、マトリックスに比較して充分高い温度(
1270℃〜1420℃)で晶出するので、マトリック
スの凝固温度(960℃〜1200℃、大部分のものは
960℃〜1080℃)までに第1相および第2相とし
て晶出しマトリックス内に分散した状態で存在すること
になる。なお、M、に3、MBはともに硬度が高いので
硬質晶と呼ぶ。
凝固に際して、マトリックスに比較して充分高い温度(
1270℃〜1420℃)で晶出するので、マトリック
スの凝固温度(960℃〜1200℃、大部分のものは
960℃〜1080℃)までに第1相および第2相とし
て晶出しマトリックス内に分散した状態で存在すること
になる。なお、M、に3、MBはともに硬度が高いので
硬質晶と呼ぶ。
■)鉄および銅は主にマトリックス中の(N1)に固溶
され、モリブデンおよびタングステンは主にM、(:3
またはMB中に固溶される。
され、モリブデンおよびタングステンは主にM、(:3
またはMB中に固溶される。
■)以上のように上記組成の従来のニッケル基自溶合金
は、(a)(Ni)、ホウ素、ケイ素の3成分のマトリ
ックスからなる金属組織、あるいは(bLS量のクロム
および炭素の共存下で主としてM、C,と少量のMBの
硬質晶が分散した上記(a)と同様の3成分のマトリッ
クスからなる金属組織のいづ′れかである。
は、(a)(Ni)、ホウ素、ケイ素の3成分のマトリ
ックスからなる金属組織、あるいは(bLS量のクロム
および炭素の共存下で主としてM、C,と少量のMBの
硬質晶が分散した上記(a)と同様の3成分のマトリッ
クスからなる金属組織のいづ′れかである。
本発明者らは上記のような金属組織を有するニッケル基
自溶合金の靭性を向上させるために、金属組織学的研究
を行なった結果、この靭性の大小はマトリックス組織の
靭性の大小によって木質的に決定され、硬質晶の存在は
多少とも靭性の低下に関与することもあるが、本質的な
影響を及ぼさないことを見出した。
自溶合金の靭性を向上させるために、金属組織学的研究
を行なった結果、この靭性の大小はマトリックス組織の
靭性の大小によって木質的に決定され、硬質晶の存在は
多少とも靭性の低下に関与することもあるが、本質的な
影響を及ぼさないことを見出した。
従って従来のニッケル基自溶合金の靭性を改善するには
、その7トリツクスの組織を改善する必要がある。
、その7トリツクスの組織を改善する必要がある。
この観点から、先ずマトリックスが(Ni) B−5
13成分から構成された合金について検討する。N、−
B −5,3元合金の液相面を示す第1図において、ニ
ッケルにホウ素およびケイ素を添加するとニッケル固溶
体はその融点が低下し、またその初晶面はN、−B側に
おいてN、、[1の初晶面と、またN、−5,側におい
てはN、S、初晶面と、それぞれ擬2元共晶反応線によ
って境を接する。
13成分から構成された合金について検討する。N、−
B −5,3元合金の液相面を示す第1図において、ニ
ッケルにホウ素およびケイ素を添加するとニッケル固溶
体はその融点が低下し、またその初晶面はN、−B側に
おいてN、、[1の初晶面と、またN、−5,側におい
てはN、S、初晶面と、それぞれ擬2元共晶反応線によ
って境を接する。
擬2元共晶反応線L= (N、) +N、3Bはホウ素
3.9重量%(1093℃)の2元共晶点Xから温度の
低下とともにホウ素が減少しケイ素が増加する方向に延
び、ケイ素11.5重量%(1152℃)の2元共晶点
Zから温度の低下とともにホウ素が増加しケイ素が減少
する方向に延びる擬2元共晶反応線L=(L ) 十N
+:+Siと、ホウ素2.2重量%、ケイ素7.2Ii
ffi%の点、すなわち3元共晶点Yで交わる。
3.9重量%(1093℃)の2元共晶点Xから温度の
低下とともにホウ素が減少しケイ素が増加する方向に延
び、ケイ素11.5重量%(1152℃)の2元共晶点
Zから温度の低下とともにホウ素が増加しケイ素が減少
する方向に延びる擬2元共晶反応線L=(L ) 十N
+:+Siと、ホウ素2.2重量%、ケイ素7.2Ii
ffi%の点、すなわち3元共晶点Yで交わる。
ところで、従来のニッケル基自溶合金のホウ素およびケ
イ素の含有量は第2図中ハツチングを施した領域P内に
ある。従ってこれら従来の合金のマトリックスは例えば
a点の組成(ホウ素2重量%、ケイ素2.3重量%)の
融体は温度の低下とともに液相面に達し、その後は温度
の低下とともに(N1)を晶出するから融体はa点より
b点へ点線上に組成を変化させながらその液相温度を下
げていく。そしてb点に達すると、L = (N、)+
N、3Bの共晶反応線に沿ってb点からY点へ温度の
低下とともに(Ni) +NLJの2元共晶を晶出しな
がら融体組成を変化させつつ液相温度を下げていき、Y
点に達すると(N、) +N、3B+N、3S、の3元
共晶を晶出して固化する。従ってこの合金のマトリック
スの金属組織は(Ni) 、 (Ni)+Ni3Bの2
元共晶、および(N、) + N、、B+ N、3S、
の3元共晶によって構成されている。
イ素の含有量は第2図中ハツチングを施した領域P内に
ある。従ってこれら従来の合金のマトリックスは例えば
a点の組成(ホウ素2重量%、ケイ素2.3重量%)の
融体は温度の低下とともに液相面に達し、その後は温度
の低下とともに(N1)を晶出するから融体はa点より
b点へ点線上に組成を変化させながらその液相温度を下
げていく。そしてb点に達すると、L = (N、)+
N、3Bの共晶反応線に沿ってb点からY点へ温度の
低下とともに(Ni) +NLJの2元共晶を晶出しな
がら融体組成を変化させつつ液相温度を下げていき、Y
点に達すると(N、) +N、3B+N、3S、の3元
共晶を晶出して固化する。従ってこの合金のマトリック
スの金属組織は(Ni) 、 (Ni)+Ni3Bの2
元共晶、および(N、) + N、、B+ N、3S、
の3元共晶によって構成されている。
ところで、N、3Bは非常に硬く(Hv1050〜11
00)て脆く、(Ni) +Ni3[1の2元共晶では
靭性のある(N1)の外側を脆いN、3Bが包囲してい
るので、(Ni)+N、、Bの2元共晶は靭性が低く割
れ易い。
00)て脆く、(Ni) +Ni3[1の2元共晶では
靭性のある(N1)の外側を脆いN、3Bが包囲してい
るので、(Ni)+N、、Bの2元共晶は靭性が低く割
れ易い。
一方、(Ni) 十Nr38+ Nt35+の3元共晶
中のN、3Bは、3元共晶中にあるので組織が非常に微
細であるため、また、(N、)の外側をN、8が完全に
包囲している2元共晶の場合とは異なり、N15Bより
も硬さは低い(Hv800〜850)けれども靭性の高
いN、3S、がNi3Bの包囲を分断しているために、
上記2元共晶よりも靭性が高い。
中のN、3Bは、3元共晶中にあるので組織が非常に微
細であるため、また、(N、)の外側をN、8が完全に
包囲している2元共晶の場合とは異なり、N15Bより
も硬さは低い(Hv800〜850)けれども靭性の高
いN、3S、がNi3Bの包囲を分断しているために、
上記2元共晶よりも靭性が高い。
以上から明らかなように、従来のニッケル基自溶合金で
はマトリックスがCNr) +N、3Bの2元共晶を含
み、これがこの合金の靭性を著しく低下させている。
はマトリックスがCNr) +N、3Bの2元共晶を含
み、これがこの合金の靭性を著しく低下させている。
従って、本発明によれば、ホウ素とケイ素の配合量を上
記(Ni) +N+3Bの2元共晶が生成されない範囲
Q、すなわちN、点とY点を結ぶ線のSI側にあるよう
に選定する。換言すれば、3元共晶点がホウ素2.2重
量%、ケイ素7.2重量%であることから、ホウ素に対
するケイ素の重量比S、/Bをこの3元共晶点のS、/
B = 7.2/ 2.243.3以上とすることによ
って、(N1)+Ni3Bの2元共晶の晶出を阻止し、
これに代って靭性の高い(Ni) +N、3S、の2元
共晶を晶出させることにより合金の靭性を著しく向上せ
しめえたのである。
記(Ni) +N+3Bの2元共晶が生成されない範囲
Q、すなわちN、点とY点を結ぶ線のSI側にあるよう
に選定する。換言すれば、3元共晶点がホウ素2.2重
量%、ケイ素7.2重量%であることから、ホウ素に対
するケイ素の重量比S、/Bをこの3元共晶点のS、/
B = 7.2/ 2.243.3以上とすることによ
って、(N1)+Ni3Bの2元共晶の晶出を阻止し、
これに代って靭性の高い(Ni) +N、3S、の2元
共晶を晶出させることにより合金の靭性を著しく向上せ
しめえたのである。
以上のように、本発明の合金のマトリックスの金属組織
は従来のニッケル基自溶合金のそれとは本質的に異なり
、(Ni)、(Nt) ”NiaSiの2元共晶、およ
び(N、) + N15S+ + Nt、、Bの3元共
晶がうなる。
は従来のニッケル基自溶合金のそれとは本質的に異なり
、(Ni)、(Nt) ”NiaSiの2元共晶、およ
び(N、) + N15S+ + Nt、、Bの3元共
晶がうなる。
尚、本発明の合金はクロムを比較的多量に含むので、N
□−G、−B−5,の4元系、または、クロムと同時に
添加される炭素の存在下ではN、−G、−B−S、−C
の5元系についても考察が必要であるが、このような多
元系の状態図がないため正確な解析はできない。
□−G、−B−5,の4元系、または、クロムと同時に
添加される炭素の存在下ではN、−G、−B−S、−C
の5元系についても考察が必要であるが、このような多
元系の状態図がないため正確な解析はできない。
しかしながら、既述のようにクロムのうち(Ni)に固
溶された以外の余剰分がにr、(:3、C,B等の硬質
晶を形成し、これはマトリックス組織以外の相を形成す
る。そして、ホウ素はクロムと結合してC,Bを生成し
た分(これを8((:、)で表わす)だけマトリックス
中のホウ素の量(これをB (M)で表わす)が少なく
なる(ホウ素の全量はB(に、) +o(l11))
。従ってマトリックス中に(N、)+ N、3Bの2元
共晶が晶出しない条件は、厳密にはS、/B≧ 3.3
でなく S、/ B(M)≧ 3.3であり、B〉B
(M)であるから、S、/Bの下限は3.3よりやや小
さな値、例えば3.0とすることもできよう。しかし、
既述のようにクロムおよびホウ素のマトリックスとC,
Bへの分配率が明確でないので、本発明ではS、/B≧
3.3と選定した。
溶された以外の余剰分がにr、(:3、C,B等の硬質
晶を形成し、これはマトリックス組織以外の相を形成す
る。そして、ホウ素はクロムと結合してC,Bを生成し
た分(これを8((:、)で表わす)だけマトリックス
中のホウ素の量(これをB (M)で表わす)が少なく
なる(ホウ素の全量はB(に、) +o(l11))
。従ってマトリックス中に(N、)+ N、3Bの2元
共晶が晶出しない条件は、厳密にはS、/B≧ 3.3
でなく S、/ B(M)≧ 3.3であり、B〉B
(M)であるから、S、/Bの下限は3.3よりやや小
さな値、例えば3.0とすることもできよう。しかし、
既述のようにクロムおよびホウ素のマトリックスとC,
Bへの分配率が明確でないので、本発明ではS、/B≧
3.3と選定した。
(C)クロム(Cr)
本発明ではクロムは従来のニッケル基自溶合金に比べて
多量に配合しているが、これは衝撃値、III値の増大
に寄与している。また、クロムはホウ素とで金属間化合
物を形成し、合金の耐摩耗性と耐食性を向上させる。し
かし、クロムが35重量%以上となると、肉盛作業時に
自溶性のないスラグが多く発生して著しく作業性を害す
るとともに、衝撃値の低下もみられ旧位も45以下とな
るので好ましくない。
多量に配合しているが、これは衝撃値、III値の増大
に寄与している。また、クロムはホウ素とで金属間化合
物を形成し、合金の耐摩耗性と耐食性を向上させる。し
かし、クロムが35重量%以上となると、肉盛作業時に
自溶性のないスラグが多く発生して著しく作業性を害す
るとともに、衝撃値の低下もみられ旧位も45以下とな
るので好ましくない。
クロムが7.5重量%以下となると、ホウ素、ケイ素の
配合量を多くした場合に衝撃値の低下がみられる。
配合量を多くした場合に衝撃値の低下がみられる。
クロムが7.5重量%以上では旧位が45以上を示し、
特に10〜15重量%の範囲では旧位が最大となる。
特に10〜15重量%の範囲では旧位が最大となる。
クロムが7.5〜15重量%の範囲ではクロムとホウ素
、炭素、ケイ素などの金属間化合物である硬質晶が全く
なくなるか、著しく減少する。従来はこの硬質晶が少な
いことが耐摩耗性を劣化させると考えられていたが、同
種金属同志の乾燥状態でのすべり摩擦による摩耗試験の
結果によると、クロム含有量が7.5〜15重量%のも
のは摩擦係数が著しく低下し摩耗量の減少と耐スカッフ
ィング性が向上することが見出された。
、炭素、ケイ素などの金属間化合物である硬質晶が全く
なくなるか、著しく減少する。従来はこの硬質晶が少な
いことが耐摩耗性を劣化させると考えられていたが、同
種金属同志の乾燥状態でのすべり摩擦による摩耗試験の
結果によると、クロム含有量が7.5〜15重量%のも
のは摩擦係数が著しく低下し摩耗量の減少と耐スカッフ
ィング性が向上することが見出された。
クロムが15〜35重量%のものは、クロムが7.5〜
15重量%のものに比べ耐摩耗性はやや劣るが従来のニ
ッケル基自溶合金に比べると摩耗量が約173以下であ
り、耐摩耗性に優れている。
15重量%のものに比べ耐摩耗性はやや劣るが従来のニ
ッケル基自溶合金に比べると摩耗量が約173以下であ
り、耐摩耗性に優れている。
さらに、クロムが15〜35重量%のものはクロムが7
,5〜15重量%のものに比べ耐食性が優れているので
、耐食性を重視する場合にはクロムを15〜35重量%
にするのが良い。
,5〜15重量%のものに比べ耐食性が優れているので
、耐食性を重視する場合にはクロムを15〜35重量%
にするのが良い。
(d)炭素(C)
炭素は合金の硬さを増加させる機能を有するが、0.0
5重量%以下では硬さおよび耐摩耗性が低下するので好
ましくない。また 1.5重量%以上では衝箪値が0.
9以下となり、肉盛層に割れを発生することがあり好ま
しくない。
5重量%以下では硬さおよび耐摩耗性が低下するので好
ましくない。また 1.5重量%以上では衝箪値が0.
9以下となり、肉盛層に割れを発生することがあり好ま
しくない。
(e)鉄(Fe)およびタングステン(W)鉄はニッケ
ルと同居の元素であり、しかもニッケルに比べ安価なた
めできるだけ多く配合するのが好ましいが、従来のニッ
ケル基自溶合金の特性をできるだけ害さないで配合する
には30重量%以下が好ましい。これより多く配合する
と、硬さが低下して耐摩耗性を害すると同時に、肉盛作
業時に自溶性のないスラグが多量に発生して作業性を著
しく害することになるため好ましくない。
ルと同居の元素であり、しかもニッケルに比べ安価なた
めできるだけ多く配合するのが好ましいが、従来のニッ
ケル基自溶合金の特性をできるだけ害さないで配合する
には30重量%以下が好ましい。これより多く配合する
と、硬さが低下して耐摩耗性を害すると同時に、肉盛作
業時に自溶性のないスラグが多量に発生して作業性を著
しく害することになるため好ましくない。
タングステンは硬さを増加させ耐摩耗性を良くするため
に添加され、特に高温での特性を向上させるが、その添
加によって衝箪値が低下しHI値も45以下となるため
、5重量%以内におさえることが好ましい。
に添加され、特に高温での特性を向上させるが、その添
加によって衝箪値が低下しHI値も45以下となるため
、5重量%以内におさえることが好ましい。
なお、本発明の上記組成にスズ(S、)および/または
タンタル(T、)を加えることもできる。
タンタル(T、)を加えることもできる。
スズとタンタルの一方または両方の添加はこれを添加し
ないものと比べて合金の高靭性を損なわずに耐食性を増
加させる。スズの添加量は0.1mm%以下では耐食性
の改善効果が認められず、3重量%以上では耐食性の改
善効果は認められるものの、衝箪値の低下が大きく靭性
の劣化をまねくので、スズの添加量は3重量%以下とす
べきである。タンタルo、+ff1ffi%以下では耐
食性の改善効果は認められず、3重量%以上10重量%
以下では耐食性向上が認められるものの3重量%以上添
加しても耐食性の改善効果は少なく、高価なタンタルの
添加量を増加させることは経済的見地からも望ましくな
い。
ないものと比べて合金の高靭性を損なわずに耐食性を増
加させる。スズの添加量は0.1mm%以下では耐食性
の改善効果が認められず、3重量%以上では耐食性の改
善効果は認められるものの、衝箪値の低下が大きく靭性
の劣化をまねくので、スズの添加量は3重量%以下とす
べきである。タンタルo、+ff1ffi%以下では耐
食性の改善効果は認められず、3重量%以上10重量%
以下では耐食性向上が認められるものの3重量%以上添
加しても耐食性の改善効果は少なく、高価なタンタルの
添加量を増加させることは経済的見地からも望ましくな
い。
(ホ)実施例
次に本発明の具体的実施例について説明する。
表工は従来のニッケル基自溶合金(試験片番号l、2)
と本発明の合金14種(試験片番号3〜15.20)
との組成、硬さ、衝撃値、旧位、肉盛りによる割れの発
生の有無及び耐摩耗性の比較を示す。
と本発明の合金14種(試験片番号3〜15.20)
との組成、硬さ、衝撃値、旧位、肉盛りによる割れの発
生の有無及び耐摩耗性の比較を示す。
本発明の合金は所定の割合で母合金および単独金属を配
合し、高周波炉で溶解した後、5IIIIφの溶接棒と
、10mmX 10mmX 55mmの衝撃試験片をシ
ェル型に鋳造したものを用いた。S+nmφの鋳造溶接
棒はマルテンサイト系ステンレス鋼5uS410の母材
(150a+mX 70mmX 30m1)上にアルゴ
ンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(約60ma+X
30mmX 6mm)を形成し「割れ」の有無を確認
した後、表面を平面研削して肉盛層の硬さを測定した。
合し、高周波炉で溶解した後、5IIIIφの溶接棒と
、10mmX 10mmX 55mmの衝撃試験片をシ
ェル型に鋳造したものを用いた。S+nmφの鋳造溶接
棒はマルテンサイト系ステンレス鋼5uS410の母材
(150a+mX 70mmX 30m1)上にアルゴ
ンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(約60ma+X
30mmX 6mm)を形成し「割れ」の有無を確認
した後、表面を平面研削して肉盛層の硬さを測定した。
また鋳造した衝撃試験片は700℃5時間の応力除去処
理を行なった後、シャルピ一式衝箪試験機(容量15k
g−m)を使用し衝7値を試験した。
理を行なった後、シャルピ一式衝箪試験機(容量15k
g−m)を使用し衝7値を試験した。
摩耗試験は次のようにして行なった。試験片は回転片、
固定片ともに外径19.6mm、内径16.0mm、長
さ45mmの円筒(炭素鋼5−20に)の一端面に従来
合金および本発明の合金をそれぞれ5mmφの鋳造溶接
棒としてアルゴンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(
約2mm)を設け、試験面(肉盛面)をパフ研磨により
鏡面仕上げをしたものを使用した。回転片、固定片とも
に同一組成の肉盛層を設けた試験片を互いに組み合わせ
て試験した。
固定片ともに外径19.6mm、内径16.0mm、長
さ45mmの円筒(炭素鋼5−20に)の一端面に従来
合金および本発明の合金をそれぞれ5mmφの鋳造溶接
棒としてアルゴンアーク溶接法により2層盛の肉盛層(
約2mm)を設け、試験面(肉盛面)をパフ研磨により
鏡面仕上げをしたものを使用した。回転片、固定片とも
に同一組成の肉盛層を設けた試験片を互いに組み合わせ
て試験した。
試験条件は荷重7kg、回転数L OOr、p、m、、
摩擦距9340 m、潤滑なし、温度は室温とした。
摩擦距9340 m、潤滑なし、温度は室温とした。
表 工
試験片 成 分(重量%)
番 号 B S、 c、 c
Fe W N、 S、/B1 1.9 2
.810.00.4 2.0 − Ba1.1.47
2 2.5 4.012.OO,54,0−// 1
.63 1.0 5.020 0.5 ・ −〃
5.04 0.05 // // //
−−//100.05 1.5 // // /
/ −−// 3.:136 1.0 3,0
// // −−// 3.07 //
7.Q// // −−/l 7.Q8
// 5.015 // −−n 5.
09 /l //35// −
−////10 // // 201.
5 − − // //11
// // // 0,05 5,0 −
// //12ノt//1ttt:]0.0−//
ツノ13 // // // //
−1,Qtt //14 // // //
// −5,Q l/ //15 /
/ 5.5 30 1.0 +0.0 3.5
// 5.516 // // 5 0.5
5.0 4.0 // //17 0.8
// 7.5 // 5.0 2.0 //
6.88180.5 /7 10 1.0 −
3.Oit 1119 0.7 5.0 12.5
0.3 3.0 2.0 // 7.1420
// // 15 0.5 3.0 3.5
// 11表 工 (続 き) 1 38.1 0.60 22.9 有
0.58 8]、32 48.2 0.48
23.1 // 0.51 61.53
4:11.0 1.43 61.5 無
0.+8 3.54 39.0 1.54
60.1 // −−548,50,9345
,1// −−639,31,5862,1//
−−745,11,0246,0//
−−842,21,4561,2// −−94
4,91,1049,4// 0.58 2:
1.810 45.3 1.00 45.3 //
−−1136,31,7162,1tt
−−1241,51,4861,4// −−
1343,81,3257,8// −−14伺
、8 1.11 49.7 // −−15
48,30,9445,4// 0.52 1
0.716 46.3 0.98 // u
O,160,61743,51,2052,3/
/ 0.10 0.818 45.2 1.
38 62.5 // 0.12 0.51
9 40.0 1.74 69.6 // 0
.06 0.320 41.2 +、57 6
4.7 // 0.08 0.4表工から明
らかなように、本発明の合金は、従来のニッケル基自溶
合金に比べて衝撃値およびHI値ともに向上しており、
肉盛層に割れが発生しない。
Fe W N、 S、/B1 1.9 2
.810.00.4 2.0 − Ba1.1.47
2 2.5 4.012.OO,54,0−// 1
.63 1.0 5.020 0.5 ・ −〃
5.04 0.05 // // //
−−//100.05 1.5 // // /
/ −−// 3.:136 1.0 3,0
// // −−// 3.07 //
7.Q// // −−/l 7.Q8
// 5.015 // −−n 5.
09 /l //35// −
−////10 // // 201.
5 − − // //11
// // // 0,05 5,0 −
// //12ノt//1ttt:]0.0−//
ツノ13 // // // //
−1,Qtt //14 // // //
// −5,Q l/ //15 /
/ 5.5 30 1.0 +0.0 3.5
// 5.516 // // 5 0.5
5.0 4.0 // //17 0.8
// 7.5 // 5.0 2.0 //
6.88180.5 /7 10 1.0 −
3.Oit 1119 0.7 5.0 12.5
0.3 3.0 2.0 // 7.1420
// // 15 0.5 3.0 3.5
// 11表 工 (続 き) 1 38.1 0.60 22.9 有
0.58 8]、32 48.2 0.48
23.1 // 0.51 61.53
4:11.0 1.43 61.5 無
0.+8 3.54 39.0 1.54
60.1 // −−548,50,9345
,1// −−639,31,5862,1//
−−745,11,0246,0//
−−842,21,4561,2// −−94
4,91,1049,4// 0.58 2:
1.810 45.3 1.00 45.3 //
−−1136,31,7162,1tt
−−1241,51,4861,4// −−
1343,81,3257,8// −−14伺
、8 1.11 49.7 // −−15
48,30,9445,4// 0.52 1
0.716 46.3 0.98 // u
O,160,61743,51,2052,3/
/ 0.10 0.818 45.2 1.
38 62.5 // 0.12 0.51
9 40.0 1.74 69.6 // 0
.06 0.320 41.2 +、57 6
4.7 // 0.08 0.4表工から明
らかなように、本発明の合金は、従来のニッケル基自溶
合金に比べて衝撃値およびHI値ともに向上しており、
肉盛層に割れが発生しない。
表■は本発明による組成に加えスズもしくはタンタルま
たはこれら両者を含む合金(試験片番号22〜34.3
9.40)と、これらを含まない合金(試験片番号20
.21.3.9.38)および従来のニッケル基自溶合
金(試験片番号1.2)について、5%)12So、
、5%HC1および5%11NO3のそれぞれの沸騰水
溶液中における腐食試験の腐食減量を比較して示したも
のである。なお、表工と表■に場いて同一番号の試験片
は同一組成を有する。
たはこれら両者を含む合金(試験片番号22〜34.3
9.40)と、これらを含まない合金(試験片番号20
.21.3.9.38)および従来のニッケル基自溶合
金(試験片番号1.2)について、5%)12So、
、5%HC1および5%11NO3のそれぞれの沸騰水
溶液中における腐食試験の腐食減量を比較して示したも
のである。なお、表工と表■に場いて同一番号の試験片
は同一組成を有する。
表Hの試験片も所定の割合で母合金および単独金属を配
合し、高周波炉で溶解した後、10mmX10mmX
55mmの商事試験片をシェル型に鋳造した。鋳造した
衝撃試験片は700℃5時間の応力除去熱処理を行なっ
た後、シャルピ一式商事試験機(容量15kg−m)を
使用し衝撃値を試験した。
合し、高周波炉で溶解した後、10mmX10mmX
55mmの商事試験片をシェル型に鋳造した。鋳造した
衝撃試験片は700℃5時間の応力除去熱処理を行なっ
た後、シャルピ一式商事試験機(容量15kg−m)を
使用し衝撃値を試験した。
商事試験後の破断片を約1011101X 10+nm
X 10mmの立方体に切り出し、硬さおよび腐食試験
に供した。なお、腐食試験の装置は円筒型ガラスビン(
内径70mm、深さ120non)の上部をシリコーン
ゴム栓により水冷式のコンデンサに連絡したもので、円
筒型ガラスビンの底部から熱線ヒータにより加熱するこ
とができる。
X 10mmの立方体に切り出し、硬さおよび腐食試験
に供した。なお、腐食試験の装置は円筒型ガラスビン(
内径70mm、深さ120non)の上部をシリコーン
ゴム栓により水冷式のコンデンサに連絡したもので、円
筒型ガラスビンの底部から熱線ヒータにより加熱するこ
とができる。
試験は前記試験片1個をガラス質の試料受台に載せて、
円筒型ガラスビン内に入れ腐食液300CCをガラスビ
ン内に入れたのち、シリコーンゴム栓をしてヒータで加
熱した。試験時間は腐食液が沸騰を開始してから6時間
とした。腐食試験終了後は試験片を取り出し水洗後試験
片表面をワイヤーブラシでこすり、水洗乾燥した後腐食
減量を測定した。
円筒型ガラスビン内に入れ腐食液300CCをガラスビ
ン内に入れたのち、シリコーンゴム栓をしてヒータで加
熱した。試験時間は腐食液が沸騰を開始してから6時間
とした。腐食試験終了後は試験片を取り出し水洗後試験
片表面をワイヤーブラシでこすり、水洗乾燥した後腐食
減量を測定した。
腐食減量は次の式で示される。
試液前の表面槓×試荻時間
表 Il
1 1.9 2.8 10.0 0.4 2.0
− − − Ba1. 1.472 2.5
4.0 12.5 0.5 4.0 − − −
Il 1.616 1.0 5.5 5.
0 // 5.0 4.0 − − /
/ 5.517 0.8 ツノ
7.5 // // 2.Q
−−// 6.8818 0.5
// 10.0 !、0 − 3.0 −
− // 10.019 0.7 5.0
12.5 0.3 3.0 2.0 − −
// 7.1420////15.00.65.
0//−−ツノ〃21 // // 17,
5 // // // −−//
/13 1.0 // 20.0 0.5
2.0 − − − // 5.09
// //35.0 // ・・//
//22 0.7 // 15.0
0.6 5.0 2.0 0.1 − n
7.1423 // // // /
/ // n Q、5 − //
n24 // // // //
// // 1.Q−// //
25 // u // // /
/ // 3、Q −// //26
// // // // //
// −0,1// //27
// // // // //
// −0,5// //28 tt
// // n tt //
−1,Q tt //29 Il
// l/ ツノ
// 〃 −3,Q n
n3Q // // //
Il // // Q、l Q、5
// //31 〃 ノ/
// u // //
Q、5 // 〃 /
/32 // // // Il
// // // 1.Q //
l/33ツノ〃〃ツノ////1.0////1t
34 // // // //
// // 2.Q 2.Q //
//35 // 3,5 12.0 1.2
// // −−// 5,036
// // // // //
// 1,0−// n37 n
u // // // //
−1,0// //3B 0.5 6.5
1B、0 0.2 // // −−//
13.039 // // //
ti // // 1.Q −/
/ //40 〃 ツノ /
/ n // n
−1、Q // tt表 II
(続 き) 1 38.1 0.60 22.9 有
28.50 88.30 67.202 4
8.2 0.48 23.1 // 31.
45 103.10 72.8016 46.3
0.98 45.4 無 37.30
67.16 106.1017 43.5 1
.20 52.:] ti 25.77 1
8.30 61.5118 45.2 1.38
62.5 // 24.47 1.5.2
2 55.1119 40.0 1.74 69
.6 // 21.19 17.54 4
8.1520 41.2 1.57 64.7
// 19.91 19.31 3+、07
21 43.4 1.22 5:]、O//
10.05 10.02 7.283 43.0
1.43 61.5 〃9.34 17.0
6 8.669 44.9 1.10 49.4
// 9.35 111.49 1.
0+22 44.0 1.20 52.8 /
/ 10.05 12.84 +7.062
3 44.6 1.15 51.2 //
3.89 6.02 7.2824 47.
5 1.08 // // 1.56
4.21 2.4925 52.1 0.9
046.8 // 0.50 2.49
1.2726 43.8 1.22 53.4
// 15.90 16.97 24.0
127 44.5 1.34 59.7 //
9.52 11.61 !1.8328
44.8 1.40 62.8 //
6−76 8.65 6.8029 42.5
’ 1.34 57.0 // 3.46
4.42 1.8530 44.0 1.2
7 55.9 // 6.68 10.3
5 9.4531 45.0 1.1049.5
// 2.28 4.85 4.03
32 44.6 +、29 57.5 //
1.61 3.61 2.3233 4
6.5 1.05 48.8 // 0.
65 2.53 1.5934 44.6
+、09 48.6 Il 1.10 2
.47 1.2435 35.5 1.34 4
7.6 tt 19.73 16.54
57.1136 43.8 1.03 45.I
n 5.96 3.57 44.443
7 36.0 1.35 48.6 //
9.91 11.36 36.703B
41.0 1.10 45.1 // 7
.44 10.39 13.6139 48.0
0.95 45.6 // 0.90
3.73 1.8040 47.4 1.05
50.0 // 4.01 6.69
2.30表■から明らかなように、スズもしくはタン
タルまたはこれら両者を含む合金は、従来の合金に比べ
て硬さ、衝撃値、旧値、耐食性に優れ、肉盛層に「ひび
」や「割れ」の発生がなく、また本発明によるスズ、タ
ンタルを添加しない合金に比べても硬さ、衝撃値、旧値
を低下させることなく耐食性か顕著に改善されている。
− − − Ba1. 1.472 2.5
4.0 12.5 0.5 4.0 − − −
Il 1.616 1.0 5.5 5.
0 // 5.0 4.0 − − /
/ 5.517 0.8 ツノ
7.5 // // 2.Q
−−// 6.8818 0.5
// 10.0 !、0 − 3.0 −
− // 10.019 0.7 5.0
12.5 0.3 3.0 2.0 − −
// 7.1420////15.00.65.
0//−−ツノ〃21 // // 17,
5 // // // −−//
/13 1.0 // 20.0 0.5
2.0 − − − // 5.09
// //35.0 // ・・//
//22 0.7 // 15.0
0.6 5.0 2.0 0.1 − n
7.1423 // // // /
/ // n Q、5 − //
n24 // // // //
// // 1.Q−// //
25 // u // // /
/ // 3、Q −// //26
// // // // //
// −0,1// //27
// // // // //
// −0,5// //28 tt
// // n tt //
−1,Q tt //29 Il
// l/ ツノ
// 〃 −3,Q n
n3Q // // //
Il // // Q、l Q、5
// //31 〃 ノ/
// u // //
Q、5 // 〃 /
/32 // // // Il
// // // 1.Q //
l/33ツノ〃〃ツノ////1.0////1t
34 // // // //
// // 2.Q 2.Q //
//35 // 3,5 12.0 1.2
// // −−// 5,036
// // // // //
// 1,0−// n37 n
u // // // //
−1,0// //3B 0.5 6.5
1B、0 0.2 // // −−//
13.039 // // //
ti // // 1.Q −/
/ //40 〃 ツノ /
/ n // n
−1、Q // tt表 II
(続 き) 1 38.1 0.60 22.9 有
28.50 88.30 67.202 4
8.2 0.48 23.1 // 31.
45 103.10 72.8016 46.3
0.98 45.4 無 37.30
67.16 106.1017 43.5 1
.20 52.:] ti 25.77 1
8.30 61.5118 45.2 1.38
62.5 // 24.47 1.5.2
2 55.1119 40.0 1.74 69
.6 // 21.19 17.54 4
8.1520 41.2 1.57 64.7
// 19.91 19.31 3+、07
21 43.4 1.22 5:]、O//
10.05 10.02 7.283 43.0
1.43 61.5 〃9.34 17.0
6 8.669 44.9 1.10 49.4
// 9.35 111.49 1.
0+22 44.0 1.20 52.8 /
/ 10.05 12.84 +7.062
3 44.6 1.15 51.2 //
3.89 6.02 7.2824 47.
5 1.08 // // 1.56
4.21 2.4925 52.1 0.9
046.8 // 0.50 2.49
1.2726 43.8 1.22 53.4
// 15.90 16.97 24.0
127 44.5 1.34 59.7 //
9.52 11.61 !1.8328
44.8 1.40 62.8 //
6−76 8.65 6.8029 42.5
’ 1.34 57.0 // 3.46
4.42 1.8530 44.0 1.2
7 55.9 // 6.68 10.3
5 9.4531 45.0 1.1049.5
// 2.28 4.85 4.03
32 44.6 +、29 57.5 //
1.61 3.61 2.3233 4
6.5 1.05 48.8 // 0.
65 2.53 1.5934 44.6
+、09 48.6 Il 1.10 2
.47 1.2435 35.5 1.34 4
7.6 tt 19.73 16.54
57.1136 43.8 1.03 45.I
n 5.96 3.57 44.443
7 36.0 1.35 48.6 //
9.91 11.36 36.703B
41.0 1.10 45.1 // 7
.44 10.39 13.6139 48.0
0.95 45.6 // 0.90
3.73 1.8040 47.4 1.05
50.0 // 4.01 6.69
2.30表■から明らかなように、スズもしくはタン
タルまたはこれら両者を含む合金は、従来の合金に比べ
て硬さ、衝撃値、旧値、耐食性に優れ、肉盛層に「ひび
」や「割れ」の発生がなく、また本発明によるスズ、タ
ンタルを添加しない合金に比べても硬さ、衝撃値、旧値
を低下させることなく耐食性か顕著に改善されている。
また、スズ、タンタルの添加は、ガス溶接による肉盛時
にブロー発生を抑制する副次的効果もある。
にブロー発生を抑制する副次的効果もある。
さらに、本発明の合金を600℃で熱処理すると、第3
図に示すように衝撃値をあまり低下させることなく硬さ
を増すことができる。第3図中、実線のグラフは硬さを
、また破線のグラフは衝撃値を示し、試験片は前記表中
の試験片番号21の組成のものを使用した。
図に示すように衝撃値をあまり低下させることなく硬さ
を増すことができる。第3図中、実線のグラフは硬さを
、また破線のグラフは衝撃値を示し、試験片は前記表中
の試験片番号21の組成のものを使用した。
(へ)効果
以上のように本発明によるニッケル基自溶肉盛合金は硬
さ、衝γ値、11【値に優れ、肉盛層に割れの発生もな
く、すなわち、高靭性であるのみならず耐摩耗性、耐食
性に優れ、またその合金組成から耐熱性を兼備している
ことも明白であるから、各種−プラント、各種機械、各
種器具等において摩耗、腐食、高温酸化、穿孔等を防止
するための肉盛合金として極めて有効に使用できる。
さ、衝γ値、11【値に優れ、肉盛層に割れの発生もな
く、すなわち、高靭性であるのみならず耐摩耗性、耐食
性に優れ、またその合金組成から耐熱性を兼備している
ことも明白であるから、各種−プラント、各種機械、各
種器具等において摩耗、腐食、高温酸化、穿孔等を防止
するための肉盛合金として極めて有効に使用できる。
なお、本発明の合金を肉盛する方法としては、通常のガ
ス溶接、TIG溶接等の溶接による方法、または、合金
を粉末状として使用する場合にはプラズマ溶射、ガス溶
射による方法が適用できる。
ス溶接、TIG溶接等の溶接による方法、または、合金
を粉末状として使用する場合にはプラズマ溶射、ガス溶
射による方法が適用できる。
第1図はN、−B−5,三元合金のニッケル側状態図、
第2図は同合金における従来の組成範囲および本発明に
よる組成範囲を示す図、 第3図は本発明のニッケル基肉盛合金の熱処理による硬
さおよび衝撃値の変化を示す図である。 Z1図 弓2辺
よる組成範囲を示す図、 第3図は本発明のニッケル基肉盛合金の熱処理による硬
さおよび衝撃値の変化を示す図である。 Z1図 弓2辺
Claims (1)
- ホウ素0.05〜1.5重量%、ケイ素3〜7重量%、
クロム15〜35重量%、炭素0.05〜1.5重量%
、鉄30重量%以下及び/またはタングステン5重量%
以下を含み、残部が実質的にニッケルであり、ホウ素に
対するケイ素の重量比が3.3以上であることを特徴と
するニッケル基肉盛合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20212486A JPS62130792A (ja) | 1979-11-28 | 1986-08-28 | ニツケル基肉盛合金 |
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP79500473A JPS6249341B2 (ja) | 1978-03-16 | 1979-02-05 | |
JP20212486A JPS62130792A (ja) | 1979-11-28 | 1986-08-28 | ニツケル基肉盛合金 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP79500473A Division JPS6249341B2 (ja) | 1978-03-16 | 1979-02-05 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62130792A true JPS62130792A (ja) | 1987-06-13 |
Family
ID=26513199
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20212486A Pending JPS62130792A (ja) | 1979-11-28 | 1986-08-28 | ニツケル基肉盛合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62130792A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5633094A (en) * | 1994-10-28 | 1997-05-27 | Hitachi, Ltd. | Valve having facing layers of co-free Ni-base Alloy |
JP5789328B1 (ja) * | 2014-06-12 | 2015-10-07 | 岡野バルブ製造株式会社 | 摺動部材用合金及び機器 |
JP2016033451A (ja) * | 2014-07-30 | 2016-03-10 | 岡野バルブ製造株式会社 | 原子力発電プラント用弁装置 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS57164950A (en) * | 1982-02-24 | 1982-10-09 | Fukuda Kinzoku Hakufun Kogyo Kk | High toughness ni alloy for build-up welding |
-
1986
- 1986-08-28 JP JP20212486A patent/JPS62130792A/ja active Pending
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS57164950A (en) * | 1982-02-24 | 1982-10-09 | Fukuda Kinzoku Hakufun Kogyo Kk | High toughness ni alloy for build-up welding |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5633094A (en) * | 1994-10-28 | 1997-05-27 | Hitachi, Ltd. | Valve having facing layers of co-free Ni-base Alloy |
JP5789328B1 (ja) * | 2014-06-12 | 2015-10-07 | 岡野バルブ製造株式会社 | 摺動部材用合金及び機器 |
JP2016033451A (ja) * | 2014-07-30 | 2016-03-10 | 岡野バルブ製造株式会社 | 原子力発電プラント用弁装置 |
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