WO2021251423A1 - 耐摩耗性部材およびそれを用いた機械装置 - Google Patents
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- B23K11/0013—Resistance welding; Severing by resistance heating welding for reasons other than joining, e.g. build up welding
Definitions
- the present invention relates to a technique for a wear-resistant material, and more particularly to a wear-resistant member using a Cr (chromium) -based alloy material and a mechanical device using the wear-resistant member.
- a sliding member, a rolling member, and a valve member are very important members that influence the operating accuracy of the mechanical device and strongly affect the maintenance cycle.
- the wear resistance of the sliding member, the rolling member, and the valve member is one of the important characteristics related to the life of the member.
- a method of improving the wear resistance of the sliding member, the rolling member, and the valve member there is a method of forming the entire member from a material having excellent wear resistance, and a method of forming the entire member from a material having excellent wear resistance, and conventional methods having excellent mechanical strength, toughness, and cost.
- a coating layer of a material with excellent wear resistance on the sliding surface, rolling surface, valve body surface, and valve seat surface of the member, the sliding member, rolling member, and valve member are formed. There is a way to do it.
- Co (cobalt) -based alloy materials such as Stellite (registered trademark) and Trivalois (TRIBALOY is a registered trademark) have been widely used as materials with excellent wear resistance.
- Co is a material with a relatively high material cost, and there are many calls for cheaper materials from the viewpoint of cost reduction.
- Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2009-052084
- Cr in mass%, Cr: more than 35 to 50%
- N nitrogen
- 0.001 to 0.01% If necessary, (a) Mo (molybdenum): more than 0.1 to 2%, (b) Cu (copper): more than 0.1 to 5%, one or two of the above (a) to (b) Ni-Cr having a component composition in which the balance is composed of Ni (nickel) and unavoidable impurities, and the amount of S
- Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 5-271841 contains 30.0 to 48.0% by weight of Ni, 1.5 to 15.0% by weight of W (tungsten) and / or 1.0 to 6.5% by weight of Mo.
- the total amount of Mo is up to 15.0% by weight or less, and if necessary, it further contains one or more of Fe, Co, C, B (boron), Al, Si, Nb (niobium) and Ti (titanium).
- one or more of Al, Y (yttrium), mischmetal, Ti, Zr (zurconium), Hf (hafnium) is further contained in 0.01 to 0.12% by weight.
- a high toughness Cr-based alloy for hard facing which contains 0.01 to 0.1% by weight of O as required and is composed of Cr with a balance of 40% by weight or more, is disclosed.
- the resin molding mold member of the Ni-Cr-Al alloy of Patent Document 1 has excellent corrosion resistance to hydrogen fluoride and has almost the same hardness as the conventional resin molding mold member. There is. By using a mold made of the Ni-Cr-Al alloy, it is said that the consumption of the mold when molding a resin (particularly fluororesin) can be suppressed to be lower than before.
- the high toughness Cr-based alloy for hard facing in Patent Document 2 is said to have better toughness, abrasion resistance, corrosion resistance, and powder overlay weldability than conventional materials. Further, it may be used as a sintered part by powder metallurgy or a cast part by precision casting.
- an object of the present invention is a Cr group which does not contain a Co component (that is, enables lower cost than a Co-based alloy material) and has wear resistance equal to or higher than that of a conventional Co-based alloy material. It is an object of the present invention to provide a wear-resistant member using an alloy material and a mechanical device using the wear-resistant member.
- One aspect of the present invention is a wear-resistant member using a Cr-based alloy material.
- the Cr-based alloy material is Cr of more than 40% by mass and less than 65% by mass, Ni with 15% by mass or more and 40% by mass or less, Fe that is more than 0% by mass and 30% by mass or less, Nb of 5% by mass or more and 16% by mass or less, Ti of 0.1% by mass or more and 0.9% by mass or less, C of 0.6% by mass or more and 2.5% by mass or less, Mn of 2% by mass or less and Has an alloy composition containing impurities and The mass ratio Ti / Nb of the Nb and the Ti is 0.063 or less. It is to provide a wear resistant member, which is characterized by the above.
- the present invention can be improved or modified as follows in the wear resistant member (I) according to the present invention.
- the ferrite phase is the main phase, and the Nb carbide phase having a dendritic and granular morphology is precipitated in a total of 4 area% or more and 30 area% or less.
- the Ni content is higher than the Fe content, the mass ratio C / Nb between Nb and C is 0.11 or more and 0.16 or less, and the mass ratio Ti / Nb is It is 0.0062 or more.
- the alloy composition consists of Cu of 0.1% by mass or more and 5% by mass or less, Si of 0.1% by mass or more and 1% by mass or less, Sn (tin) of 0.02% by mass or more and 0.3% by mass or less, and 0.005% by mass or more and 0.05. Further contains at least one of Al of mass% or less.
- the wear-resistant member is entirely made of the Cr-based alloy material.
- a coating layer made of the Cr-based alloy material is formed on a metal base material, and the surface layer region of the coating layer has the alloy composition.
- the thickness of the coating layer is 2 mm or more and 20 mm or less.
- the coating layer is an overlay welded layer.
- the metal base material is made of a steel material.
- the wear resistant member is a sliding member, a rolling member, or a valve member.
- Another aspect of the present invention is a mechanical device having a sliding member, a rolling member, or a valve member.
- the present invention provides a mechanical device, wherein the sliding member, the rolling member, or the valve member is the wear-resistant member.
- a wear-resistant member using a Cr-based alloy material that enables lower cost than a Co-based alloy material and has wear resistance equal to or higher than that of a conventional Co-based alloy material, and the wear resistance. It is possible to provide a mechanical device using a sex member.
- SEM scanning electron microscope
- FIG. 8 is an enlarged sectional schematic view of a valve body of the valve device of FIG. 8A.
- FIG. 8 is an enlarged schematic cross-sectional view of a valve seat of the valve device of FIG. 8A.
- the present inventors have made a chemical composition and a metal in a member using a Cr-based alloy material containing Cr as a main component (a component having a maximum content) that does not contain Co, particularly a Cr-based alloy material containing more than 40% by mass of Cr.
- the present invention was completed by diligently investigating and examining the relationship between the structure morphology and wear resistance.
- the Cr-based alloy material used in the present invention is an alloy containing Cr as the maximum content component, and in addition to Cr, Ni, Fe, Nb, Ti, and C are essential components, and Mn is an optional component.
- one or more of Cu, Si, Sn, and Al may be further contained.
- the total content of impurities is preferably 1% by mass or less. In other words, the total amount of the components intentionally contained is preferably 99% by mass or more.
- the coating layer When the target wear-resistant member has a coating layer formed on a metal base material and the metal base material and the coating layer are different alloys (alloys having different compositions from each other), the coating layer.
- the metal base material and the coating layer are different alloys (alloys having different compositions from each other)
- the coating layer In the process of forming the alloy component, mutual diffusion of alloy components may occur near the interface with the metal substrate, and the chemical composition near the interface may deviate from the original chemical composition.
- the effective diffusion time time in which diffusion occurs substantially
- the thickness of the coating layer is increased (for example, by making the coating layer formation multi-layered).
- the effect of diffusion is extremely small.
- the characteristics of the surface layer region of the member are important. Therefore, when discussing the coating layer, the surface layer region of the coating layer (for example, the region from the outermost surface of the coating layer to 10% of the coating layer thickness) is targeted.
- composition (each component) of the Cr-based alloy material used in the present invention will be described.
- the remaining components other than the elements described below are impurities that are difficult to control.
- the Cr component is the maximum content component of the Cr-based alloy material of the present invention, and since it is cheaper than Co, the material cost can be reduced as compared with the conventional Co-based alloy material. There are advantages. Further, by using Cr as the maximum content component, a passivation oxide film is easily formed on the surface of the Cr-based alloy material, and there is also an action effect of improving corrosion resistance.
- the Cr content is preferably more than 40% by mass, more preferably 45% by mass or more, and even more preferably 50% by mass or more.
- the Cr content is 40% by mass or less, the cost reduction effect is weakened and the effect of improving the corrosion resistance becomes insufficient.
- the Cr content exceeds 65% by mass, the melting point of the alloy becomes too high and the manufacturability of the Cr-based alloy material deteriorates (because the manufacturing cost increases), so the Cr content should be 65% by mass or less. preferable.
- the Ni component is one of the main components constituting the parent phase (ferrite phase or mixed phase of ferrite phase and austenite phase) of the Cr-based alloy material of the present invention, and the mother. It is a component that contributes to improving the ductility and toughness of the phase.
- the Ni content is preferably lower than the Cr content described above and higher than the Fe content described later. Specifically, the Ni content is preferably 15% by mass or more, more preferably 20% by mass or more, and further preferably 25% by mass or more. When the Ni content is less than 15% by mass, the ductility and toughness of the Cr-based alloy material becomes insufficient. On the other hand, when the Ni content exceeds 40% by mass, the wear resistance of the Cr-based alloy material becomes insufficient, so that the Ni content is preferably 40% by mass or less.
- the Fe component is also one of the main components constituting the matrix of the Cr-based alloy material of the present invention, and is a component that contributes to ensuring toughness and hardness.
- the Fe content is preferably more than 0% by mass, more preferably 10% by mass or more, still more preferably 15% by mass or more. If the Cr-based alloy material does not contain any Fe component (when the Fe content is 0% by mass), the wear resistance of the Cr-based alloy material becomes insufficient.
- the Fe content is preferably 30% by mass or less, more preferably 20% by mass or less, and further preferably 17% by mass or less.
- the ⁇ phase (intermetallic compound phase based on the FeCr phase), which is a brittle intermetallic compound, is likely to be generated, and the ductility and toughness of the Cr-based alloy material are significantly reduced. (So-called ⁇ phase embrittlement).
- Nb 5% by mass or more and 16% by mass or less
- the Nb component combines with the C component described later to form and precipitate an Nb carbide phase (for example, NbC phase), which contributes to the hardening and wear resistance improvement of the Cr-based alloy material. It is an important ingredient.
- the Nb component dissolved in the mother phase also has an action effect that contributes to the improvement of toughness.
- the Nb content is preferably 5% by mass or more, more preferably 6% by mass or more. When the Nb content is less than 5% by mass, the hardening and abrasion resistance of the Cr-based alloy material is insufficiently improved.
- the Nb content is preferably 16% by mass or less, more preferably 12% by mass or less. When the Nb content exceeds 16% by mass, the ductility and toughness of the Cr-based alloy material becomes insufficient.
- the mass ratio C / Nb with the C content is preferably 0.11 or more and 0.16 or less, and more preferably 0.12 or more and 0.14 or less. If the mass ratio C / Nb is less than 0.11, the amount of Nb carbide phase formed is insufficient, and the effect of improving the curing and abrasion resistance of the Cr-based alloy material is insufficient. When the mass ratio C / Nb is more than 0.16, the excess C component forms and precipitates a Cr carbide phase (for example, Cr 7 C 3 phase, Cr 23 C 6 phase), and the corrosion resistance of the Cr base alloy material is lowered. It becomes a factor.
- the C component is an important component that combines with the above-mentioned Nb component to form and precipitate an Nb carbide phase, which contributes to the hardening and wear resistance improvement of the Cr-based alloy material. ..
- the C component also has the effect of contributing to the curing of the Cr-based alloy material even if it is solid-solved in the matrix.
- the C content is preferably 0.6% by mass or more, more preferably 0.7% by mass or more. If the C content is less than 0.6% by mass, the hardening and abrasion resistance of the Cr-based alloy material will be insufficiently improved.
- the C content is preferably 2.5% by mass or less, more preferably 2% by mass or less, still more preferably 1.5% by mass or less.
- the C content exceeds 2.5% by mass, the Cr carbide phase is excessively formed and precipitated, which causes a decrease in the corrosion resistance of the Cr-based alloy material.
- the mass ratio C / Nb with the Nb content is preferably 0.11 or more and 0.16 or less, and more preferably 0.12 or more and 0.14 or less.
- Ti 0.1% by mass or more and 0.9% by mass or less
- the Ti component combines with oxygen inside the Cr-based alloy material to form fine Ti oxide particles, and captures excess oxygen that does not contribute to the positive effect. It is a component that plays a stabilizing role (so-called deoxidizing role).
- the dispersed Ti oxide particles function as a starting point (seed) for the formation of the Nb carbide phase, and have the effect of contributing to the fine dispersion precipitation of the Nb carbide phase.
- the present invention does not deny that a part of the Ti component may form carbides (for example, TiC or (Nb, Ti) C).
- the Ti content is preferably 0.1% by mass or more, more preferably 0.2% by mass or more.
- the Ti content is less than 0.1% by mass, the amount of Ti oxide particles produced is insufficient and the fine dispersion precipitation of the Nb carbide phase becomes insufficient (large massive Nb carbide phase particles are likely to precipitate).
- the Ti content is preferably 0.9% by mass or less, more preferably 0.7% by mass or less, still more preferably 0.5% by mass or less.
- the Ti content exceeds 0.9% by mass, the Ti oxide particles tend to be coarsened and unevenly distributed on the solidified surface of the Cr-based alloy material together with the Nb carbide phase, and the corrosion resistance and wear resistance of the wear-resistant member are improved. It becomes a factor to decrease.
- the Ti content is preferably such that the mass ratio Ti / Nb with the above-mentioned Nb content is 0.0062 or more and 0.063 or less, and more preferably 0.01 or more and 0.05 or less.
- the mass ratio Ti / Nb is less than 0.0062, the massive Nb carbide phase particles tend to be coarsened.
- the mass ratio Ti / Nb is more than 0.063, the Ti content in the Nb carbide phase particles increases and tends to be unevenly distributed on the solidified surface of the Cr-based alloy material.
- Mn 2% by mass or less
- the Mn component is an optional component of the Cr-based alloy material, and combines with sulfur and oxygen to form fine particles of the compound, resulting in excess sulfur and oxygen that do not contribute to the positive action and effect. It is a component that plays a role of capturing and stabilizing (so-called role of desulfurization and deoxidation). By capturing and stabilizing sulfur and oxygen, it contributes to the improvement of corrosiveness, ductility and toughness of Cr-based alloy materials.
- Mn is not an essential component (although the content may be 0% by mass), but the Mn content is preferably 0.05% by mass or more in order to ensure the action and effect of the Mn content.
- the Mn content is preferably 2% by mass or less, more preferably 1% by mass or less, and further preferably 0.5% by mass or less.
- MnS coarse particles of sulfide
- Impurities Total 1% by mass or less Typical impurities in the Cr-based alloy material of the present invention include N, O, P, S and Ta. Next, these impurities will be briefly described.
- the N component is the mechanical property of the Cr-based alloy material (for example, when coarse particles of the nitride phase (for example, Cr nitride phase) are formed by combining with the constituent components of the Cr-based alloy material. For example, it is an impurity component that reduces ductility and toughness).
- the N content is controlled to 0.04% by mass or less, it becomes possible to solid-solve in the matrix phase or form fine particles of the nitride phase, and mechanical properties (for example, hardness). It also has the effect of improving.
- the O component combines with the constituent components of the Cr-based alloy material to form coarse particles of an oxide phase (for example, Fe oxide), and the mechanical properties of the Cr-based alloy material (for example). , Ductility, toughness).
- an oxide phase for example, Fe oxide
- the mechanical properties of the Cr-based alloy material for example. , Ductility, toughness.
- the O content to 0.02% by mass or less, it becomes possible to form fine particles of the oxide phase, and there is also an action effect of improving mechanical properties (for example, hardness).
- the P component is an impurity component that easily segregates at the grain boundaries of the Cr-based alloy material and lowers the mechanical properties (for example, ductility and toughness) and the corrosion resistance of the crystal grain boundaries. By controlling the P content to 0.04% by mass or less, those negative effects can be suppressed.
- the S component easily forms sulfides with a relatively low melting point (for example, Fe sulfides) by combining with the constituents of the Cr-based alloy material, and the mechanical properties and corrosion resistance of the Cr-based alloy material. It is an impurity component that reduces. By controlling the S content to 0.005% by mass or less, those negative effects can be suppressed.
- a relatively low melting point for example, Fe sulfides
- the Ta component is a kind of component contained in niobium ore (for example, pyrochlore), and is an impurity component that is easily mixed in the Nb raw material. If the Ta content is 0.2% by mass or less, there is no particular adverse effect. In other words, the Ta component is not a component that is positively contained, but a content of 0.2% by mass or less is an acceptable component.
- the Cr-based alloy material of the present invention may further contain one or more of Cu, Si, Sn, and Al as additional optional components. Next, these additional optional components will be briefly described.
- the Cu component is one of the additional optional components in the Cr-based alloy material and contributes to the improvement of corrosion resistance.
- the content thereof is preferably 0.1% by mass or more and 5% by mass or less.
- the Cu content is less than 0.1% by mass, it is only difficult to clarify the action and effect based on Cu (no particular problem occurs).
- the Cu content exceeds 5% by mass, Cu precipitates are likely to be formed, which causes a decrease in the ductility and toughness of the Cr-based alloy material.
- the Si component is also one of the additional optional components in the Cr-based alloy material and is a component that plays a role of deoxidation.
- the content thereof is preferably 0.1% by mass or more and 1% by mass or less.
- the Si content is less than 0.1% by mass, it is only difficult to clarify the action and effect based on Si (no particular problem occurs).
- the Si content exceeds 1% by mass , coarse particles of oxide (for example, SiO 2 ) are formed, which causes a decrease in the ductility and toughness of the Cr-based alloy material.
- the Sn component is also one of the additional optional components in the Cr-based alloy material, plays a role of strengthening the passive film on the surface of the Cr-based alloy material, and has corrosion resistance (for example, chloride). It is a component that contributes to the improvement of resistance to physical ions and acidic corrosive environments.
- the content thereof is preferably 0.02% by mass or more and 0.3% by mass or less.
- the Sn content is less than 0.02% by mass, it is only difficult to clarify the action and effect based on Sn (no particular problem occurs).
- the Sn content exceeds 0.3% by mass, grain boundary segregation of the Sn component occurs, which causes a decrease in ductility and toughness of the Cr-based alloy material.
- Al 0.005% by mass or more and 0.05% by mass or less
- the Al component is also one of the additional optional components in the Cr-based alloy material, and is a component that contributes to the improvement of the deoxidizing action when combined with Mn or Si.
- the content thereof is preferably 0.005% by mass or more and 0.05% by mass or less.
- the Al content is less than 0.005% by mass, it is only difficult to clarify the action and effect of Al (no particular problem occurs).
- the Al content exceeds 0.05% by mass , coarse particles of oxides and nitrides (for example, Al 2 O 3 and Al N) are formed, which causes a decrease in ductility and toughness of the Cr-based alloy material.
- FIG. 1 is a scanning electron microscope (SEM) observation image showing an example of the cross-sectional fine structure of the Cr-based alloy material in the present invention, and is a backscattered electron image, a ferrite phase map, an Nb carbide phase map, and an austenite phase map. ..
- the matrix is a mixed phase of a ferrite phase and an austenite phase, and the Nb carbide phase is dispersed and precipitated in the matrix.
- the ferrite phase is 77.5 area%
- the austenite phase is 15.5 area%
- the Nb carbide phase is 7.0 area%.
- the Nb carbide phase is mainly precipitated in the form of dendritic / leaf veins, and is precipitated in the form of granules in some places. That is, it can be seen that the Nb carbide phase is finely dispersed and precipitated in the entire matrix.
- the Cr-based alloy material in the present invention is considered to exhibit excellent wear resistance due to the fine dispersion precipitation of the Nb carbide phase.
- the precipitation amount of the Nb carbide phase is preferably 4 area% or more and 30 area% or less, and more preferably 5 area% or more and 20 area% or less.
- the precipitation amount of the Nb carbide phase is less than 4 area%, the effect of improving the wear resistance of the Cr-based alloy material cannot be sufficiently obtained.
- the precipitation amount of the Nb carbide phase exceeds 30 area%, the coarse granular Nb carbide phase is likely to be precipitated, and the ductility and toughness of the Cr-based alloy material become insufficient.
- FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing a power transmission device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- the gear mechanism 100 having excellent wear durability by combining the first gear 110 and the second gear 120 (each of which is a wear-resistant member according to the present invention) made of the Cr-based alloy material of the present invention. Is obtained.
- the gear mechanism using spur gears is shown in FIG. 2, the power transmission device according to the present invention is not limited to spur gears, and other gears (for example, internal gears, helical gears, and screw gears) are not limited to spur gears. , Bevel gears, etc.).
- FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing another power transmission device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- the chain plate 210, the chain pin 210 and the chain roller 230 (each of which is a kind of wear resistant member according to the present invention) made of the Cr-based alloy material of the present invention, the wear durability is improved.
- An excellent roller chain 200 is obtained.
- FIG. 4 is a schematic cross-sectional view showing a bearing device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- a bearing inner ring 310 and a bearing outer ring 320 (each of which is a type of wear-resistant member according to the present invention) provided with a coating layer 10 made of the Cr-based alloy material of the present invention on a rolling surface are used. Therefore, a bearing device 300 having excellent wear durability can be obtained.
- the rolling bearing device is shown in FIG. 4, the bearing device according to the present invention is not limited to the rolling bearing device, and may be a slide bearing device.
- FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing a fluid device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- a flow path member 410 having a coating layer 10 made of a Cr-based alloy material on the inner surface and an impeller 420 having a coating layer 10 made of a Cr-based alloy material on the outer surface (each of the present invention).
- a pump device 400 having excellent wear durability can be obtained by using (a type of wear resistant member) according to the above.
- the fluid substance is not particularly limited, and may be, for example, a gas, a liquid, a powder, or any of them. It may be a fluid in which two or more kinds are mixed.
- the bearing device 300 may be used as the bearing of the rotating shaft of the impeller 420.
- FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing a machine tool device which is an example of the machine tool according to the present invention.
- a mold 510 a type of wear-resistant member according to the present invention
- a coating layer 10 made of a Cr-based alloy material is provided on a working surface (a surface in contact with a surface to be machined).
- a molding machine 500 having excellent wear durability can be obtained.
- FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing a valve device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- the fuel injection valve 610 and the fuel injection valve seat 620 each of which is a kind of wear resistant member according to the present invention
- wear durability is used.
- An excellent fuel injection device 600 can be obtained.
- Each of the fuel injection valve 610 and the fuel injection valve seat 620 may have a structure in which a coating layer made of a Cr-based alloy material is formed on a metal base material, or may be molded by a single Cr-based alloy material. ..
- FIG. 8A is a schematic cross-sectional view showing another valve device which is an example of the mechanical device according to the present invention
- FIG. 8B is an enlarged schematic cross-sectional view of the valve body of the valve device of FIG. 8A
- FIG. 8C is a schematic cross-sectional view.
- FIG. 8 is an enlarged schematic cross-sectional view of a valve seat of the valve device of FIG. 8A.
- valve rod 720 is arranged in the valve box 710, and the valve body 730 is arranged at the end of the valve rod 720.
- the valve body 730 is inserted and removed from the valve seat 740 to flow / stop the fluid in the flow path 750.
- the valve body 730 and the valve seat 740 are made of a Cr-based alloy material at a portion that slides and seals with each other. A coating layer 10 made of the material is formed. As a result, a valve device 700 having excellent wear durability can be obtained.
- FIG. 9 is a schematic cross-sectional view showing another valve device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- the valve device 800 of FIG. 9 is a check valve, and the valve body 830 is arranged at the end of the valve body support 820 rotatably attached to the valve box 810 in the valve box 810.
- the valve body 830 opens and the fluid flows, but for the flow from the flow path 850b to the flow path 850a, it is arranged at the end of the flow path 850a.
- the valve body 830 closes with respect to the provided annular valve seat 840 to stop the fluid.
- the valve body 830 and the valve seat 840 (each of which is a type of wear-resistant member according to the present invention) have a coating layer 10 made of a Cr-based alloy material formed at a portion in contact with each other. As a result, the valve device 800 having excellent wear durability can be obtained.
- FIG. 10 is a schematic cross-sectional view showing another valve device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- the valve device 900 of FIG. 10 is an open valve / safety valve, and the valve body 930 is a valve seat by a pressing mechanism (pressing spring 960a, upper spring receiver 960b, lower spring receiver 960c) via a valve rod 920 in the valve box 910. It is pressed against the 940.
- a pressing mechanism pressing spring 960a, upper spring receiver 960b, lower spring receiver 960c
- the valve body 930 is opened (pushed up) and the fluid is discharged to the flow path 950b.
- the valve body 930 and the valve seat 940 (each of which is a type of wear-resistant member according to the present invention) have a coating layer 10 made of a Cr-based alloy material formed at a portion where they abut against each other. As a result, the valve device 900 having excellent wear durability can be obtained.
- FIG. 11 is a schematic cross-sectional view showing another valve device which is an example of the mechanical device according to the present invention.
- the valve device 1000 of FIG. 11 is a ball-shaped valve, in which a valve rod 1020 is arranged in a valve box 1010, and a valve body 1030 is arranged at an end of the valve rod 1020.
- the valve body 1030 is loaded / sealed with respect to the valve seat 1040, the fluid in the flow path 1050a is stopped, and when the valve body 1030 is unloaded / opened with respect to the valve seat 1040, the fluid in the flow path 1050a is stopped. Is a mechanism that circulates in the flow path 1050b.
- the valve body 1030 and the valve seat 1040 (each of which is a type of wear-resistant member according to the present invention) have a coating layer 10 made of a Cr-based alloy material formed at a portion in contact with each other. As a result, the valve device 1000 having excellent wear durability can be obtained.
- FIG. 12 is a process diagram showing an example of a method for manufacturing a wear-resistant member (when the whole is made of a Cr-based alloy material) according to the present invention.
- an alloy material manufacturing step S1 for preparing a Cr-based alloy material as a base of the wear-resistant member is performed.
- the detailed procedure of the alloy material manufacturing step S1 is not particularly limited, but for example, the raw materials are mixed and melted so as to have a desired alloy composition. It includes a raw material mixed lysate step S1a for forming a molten metal and an alloy solidifying element step S1b for solidifying / solidifying the molten metal to prepare a Cr-based alloy material.
- the raw material alloy ingot forming element step in which the molten metal of the Cr-based alloy is once solidified to form the raw material alloy ingot.
- a re-dissolving element step of re-dissolving the raw material alloy block to prepare a purified molten metal may be further included.
- the remelting method is not particularly limited as long as the cleanliness of the alloy can be improved, but for example, vacuum arc remelting (VAR) can be preferably used.
- the detailed procedure of the alloy solidifying element step S1b is not particularly limited as long as a Cr-based alloy material having a form (for example, ingot, powder) suitable for use in the next step, the molding process S2, can be obtained, but for example. , Casting method and atomizing method can be preferably used.
- a Cr-based alloy material having a desired shape is obtained after performing an alloy ingot forming element step for forming a Cr-based alloy ingot using a casting method. It is preferable to carry out a plastic work element step in which plastic work is performed on the alloy block so as to be.
- a plastic work element step in which plastic work is performed on the alloy block so as to be.
- an atomizing element step for example, gas atomizing or centrifugal atomization to obtain spherical particles
- a classifying element step for adjusting the particle size to a desired range. good.
- the classifying step is not an essential step, it is preferable to carry out the step from the viewpoint of improving the usability of the Cr-based alloy powder.
- the molding process S2 for forming a molded body having a desired shape is performed.
- the molding method is not particularly limited.
- the Cr-based alloy material is an ingot, plastic working (hot working, cold working, etc.) and machining (punching, cutting, etc.) can be appropriately used.
- the Cr-based alloy material is powder, a powder metallurgy process can be suitably used.
- the surface finishing step S3 is performed to finish the surface of the Cr-based alloy molded body formed in the molding step S2.
- the surface finishing method is not particularly limited, and conventional methods (for example, grinding and polishing) can be appropriately used.
- FIG. 13 is a process diagram showing an example of a method for manufacturing a wear resistant member (when a coating layer made of a Cr-based alloy material is formed on a metal base material) according to the present invention. In order to avoid duplication of description, only a part different from the process described with reference to FIG. 12 will be described.
- the alloy coating layer forming step S4 is a step of forming a Cr-based alloy material coating layer at a desired location on the metal substrate by using the Cr-based alloy material obtained in the alloy material manufacturing step S1.
- the alloy coating layer forming method is not particularly limited, and for example, a overlay welding method or a thermal spraying method can be preferably used.
- the overlay welding method is not particularly limited, and the conventional methods (for example, shielded metal arc welding method, CO 2 welding method, MAG (metal active gas) welding method, MIG (metal inert gas) welding method, TIG (tungsten inert gas)) ) Welding method, submerged arc welding method, PTA (plasma transferred arc) welding method) can be used as appropriate.
- the thermal spraying method is not particularly limited, and conventional methods (for example, frame thermal spraying method, high-speed frame thermal spraying method, arc thermal spraying method, plasma thermal spraying method, cold spraying method) can be appropriately used.
- the material of the metal base material is not particularly limited, the steel material can be preferably used from the viewpoint of the mechanical strength and cost required for the final wear-resistant member.
- a Ni-based alloy material may be used as the material of the metal base material.
- the thickness of the coating layer is not particularly limited and may be appropriately selected depending on the final use of the wear-resistant member, but for example, a range of 2 mm or more and 20 mm or less is preferable.
- the alloy coating layer shaping process S5 is performed, in which the Cr-based alloy coating layer formed in the alloy coating layer forming step S4 is finished and shaped.
- the shaping method is not particularly limited, and conventional methods (for example, cutting, grinding, polishing) can be appropriately used.
- the alloy coating layer shaping process is not an essential process, it is preferable to perform it from the viewpoint of shape and dimensional accuracy required for the final wear-resistant member.
- Example 1 Preparation of Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 to 3
- a columnar molded body (diameter 20 mm ⁇ length 50 mm) was prepared by the above method.
- A-1 to A-2 are Co-based alloy materials satisfying the alloy composition of the present invention
- A-3 is a Co-based alloy material (excluding Ti component) deviating from the alloy composition of the present invention
- ⁇ A-5 is a commercially available Co-based alloy material.
- Table 1 the content rate (unit: mass%) of each component is converted so that the total of the described components is 100% by mass. Impurities (N, O, P, S) were included in the content of the main component after confirming that the total was 0.1% by mass or less.
- a plate material (15 mm ⁇ 20 mm ⁇ 2 mm) was cut out from the columnar molded body prepared above, and the surface was polished to prepare samples for test evaluation of Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 to 3.
- FIG. 14 is an SEM observation image showing an example of the cross-sectional microstructure in the test evaluation sample of Example 2, and is a backscattered electron image, a ferrite phase map, an Nb carbide phase map, and an austenite phase map. Note that FIG. 1 described above is for the test evaluation sample of Example 1.
- the matrix is a mixed phase of a ferrite phase ( ⁇ phase) and an austenite phase ( ⁇ phase), and Nb is contained in the matrix.
- the charcoal phase is dispersed and precipitated.
- the Nb carbide phase is mainly precipitated in the form of dendritic / leaf veins, and is precipitated in the form of granules in some places.
- the ratio of the constituent phases is 77.4 area% for the ferrite phase, 10.5 area% for the austenite phase, and 12.0 area% for the Nb carbide phase. In Example 2, since the Nb content is higher than that in Example 1, the ratio of the Nb carbide phase is high.
- FIG. 15 shows a magnified backscattered electron image and elemental analysis results of the test evaluation sample of Example 2.
- the granular Nb carbide phase has an average particle size of 10 ⁇ m or less.
- the Ti component was not detected in the matrix phase ( ⁇ phase, ⁇ phase) but was detected only in the Nb carbide phase, strongly suggesting that the Ti component is the starting point (seed) for precipitation of the Nb carbide phase.
- Abrasion resistance test / evaluation As a wear resistance test, a friction wear test (manufactured by Takachiho Seiki Co., Ltd., reciprocating friction and wear tester, ⁇ -100N) is used. (Use) was performed and the coefficient of friction was measured. The measurement conditions were a surface pressure of 9.9 MPa and a sliding stroke of 15 mm. In addition, the number of scratches (cracks with a length of more than 5 ⁇ m) in the wear marks (range of 1 cm in the direction orthogonal to the sliding direction) after the frictional wear test was investigated using SEM.
- the Vickers hardness was measured by performing a Vickers hardness test (based on JIS Z2244 (2009)) on the sample for test evaluation (on the surface that is not the surface of the friction and wear test). 7 points were measured using a Micro Vickers hardness tester (manufactured by Shimadzu Corporation, HMV) (load: 1 kgf, holding time: 10 seconds), and the maximum and minimum values of the 7 points of Vickers hardness were measured. The average value of the excluded 5 points was taken as the Vickers hardness of the sample.
- HMV Micro Vickers hardness tester
- Examples 1 and 2 and Comparative Example 2 are determined to be “excellent”, Comparative Example 1 is determined to be “failed”, and Comparative Example 3 is determined to be “passed”.
- the low scratch density of wear marks means that the toughness is excellent.
- Comparative Example 1 since the precipitation of the coarse-grained Nb carbide phase was confirmed in the microstructure observation, it is considered that the coarse-grained Nb carbide phase was missing during the frictional sliding.
- Examples 1 and 2 are determined to be “excellent”, Comparative Example 1 is determined to be “passed”, and Comparative Examples 2 to 3 are determined to be “failed”. It is confirmed that the Cr-based alloy material of the present invention has a higher hardness than the conventional Co-based alloy material. High Vickers hardness leads to improved wear resistance.
- Examples 1 and 2 are determined to be “passed” as a comprehensive evaluation of wear resistance, and Comparative Examples 1 to 3 are determined to be “failed”.
- Example 3 (Preparation and investigation of Examples 3 to 4 and Comparative Example 4) Cr-based alloy materials in which the mass ratio Ti / Nb was changed in order to investigate the influence of the mass ratio Ti / Nb in the alloy based on the alloy composition of Example 2 (Examples 3 to 4 and Comparative Example 4, A-6 to A-8) were prepared. Specifically, the raw materials were mixed and an alloy ingot (diameter 34 mm, about 50 g) was prepared by an arc melting method (in a reduced pressure Ar atmosphere) on a water-cooled copper hearth so as to have the nominal alloy composition shown in Table 3. .. At this time, in order to homogenize the alloy ingot, redissolution of the alloy ingot was repeated 6 times to prepare a sample.
- FIG. 16 is an SEM observation image showing an example of the cross-sectional microstructure near the surface of the alloy block sample of Comparative Example 4.
- coarse-grained Nb carbide phases average particle size of more than 10 ⁇ m
- the precipitation amount of the Nb carbide phase is decreasing in the internal region of the alloy block sample.
- the reason for the fine structure is that the specific gravity of the Nb carbide phase particles decreases due to the increase in the Ti content in the Nb carbide phase particles, so that the Nb carbide phase particles emerge during the solidification of the matrix ( It is possible that it was extruded into the final solidification region).
- the Nb carbide phase particles in the vicinity of the surface are scraped off, so that the surface of the final wear-resistant member (that is, that is, It is not preferable because it makes it difficult to control the precipitation amount of the Nb carbide phase in the inner region of the cast.
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Abstract
Co基合金材料よりも低コスト化を可能とし、かつ従来のCo基合金材料よりも耐摩耗性に優れるCr基合金材料を用いた耐摩耗性部材および該耐摩耗性部材を利用した機械装置を提供する。本発明は、Cr基合金材料を用いた耐摩耗性部材であって、前記Cr基合金材料は、40質量%超65質量%以下のCrと、15質量%以上40質量%以下のNiと、0質量%超30質量%以下のFeと、5質量%以上16質量%以下のNbと、0.1質量%以上0.9質量%以下のTiと、0.6質量%以上2.5質量%以下のCと、2質量%以下のMnと、不純物とを含み、前記Nbと前記Tiとの質量比Ti/Nbが0.063以下である、ことを特徴とする。
Description
本発明は、耐摩耗性材料の技術に関し、特にCr(クロム)基合金材料を用いた耐摩耗性部材および該耐摩耗性部材を用いた機械装置に関するものである。
機械装置において、摺動部材や転動部材やバルブ部材(例えば、弁体・弁座)は、当該機械装置の動作精度を左右すると共にメンテナンス周期に強く影響を及ぼす非常に重要な部材である。そして、摺動部材や転動部材やバルブ部材における耐摩耗性は、当該部材の寿命に関わる重要な特性の一つである。
摺動部材や転動部材やバルブ部材の耐摩耗性を向上させる方法としては、当該部材全体を耐摩耗性に優れた材料から形成する方法と、機械的強度や靭性やコストの面で優れる従前の材料を基材として用い、部材の摺動面や転動面や弁体面・弁座面に耐摩耗性に優れた材料の被覆層を形成することによって摺動部材、転動部材、バルブ部材とする方法とがある。
耐摩耗性に優れた材料として、例えば、ステライト(登録商標)やトリバロイ(TRIBALOYは登録商標)などのCo(コバルト)基合金材料が従来から広く利用されている。ただし、Coは材料コストが比較的高い材料であり、コスト低減の観点から、より安価な材料を求める声も大きい。
Co基合金材料に比してコスト低減が期待できる材料として、Coの代わりにCrを含有する合金材料がある。例えば、特許文献1(特開2009-052084)には、質量%で、Cr:35超~50%、Al(アルミニウム):0.1~6%、Fe(鉄):0.1超~1%、C(炭素):0.001~0.015%、Si(ケイ素):0.01~0.2%、Mn(マンガン):0.01~0.2%、Mg(マグネシウム):0.001~0.03%、N(窒素):0.001~0.01%を含有し、さらに必要に応じて(イ)Mo(モリブデン):0.1超~2%、(ロ)Cu(銅):0.1超~5%、上記(イ)~(ロ)の内の1種または2種を含有し、残部がNi(ニッケル)および不可避不純物からなり、不可避不純物として含まれるS(硫黄)量を0.005%以下、O(酸素)量を0.003%以下に調整した成分組成を有するNi-Cr-Al系合金からなる樹脂成形用金型部材、が開示されている。
また、特許文献2(特開平5-271841)には、30.0~48.0重量%のNiと、1.5~15.0重量%のW(タングステン)および/または1.0~6.5重量%のMoとを含有しWおよびMoの合計が最大15.0重量%以下であり、必要に応じて、Fe、Co、C、B(ホウ素)、Al、Si、Nb(ニオブ)およびTi(チタン)の一種または二種以上をさらに含有し、粉末肉盛溶接に用いる粉末の場合、必要によりAl、Y(イットリウム)、ミッシュメタル、Ti、Zr(ジルコニウム)、Hf(ハフニウム)の一種または二種以上を0.01~0.12重量%でさらに含有し、加えて、必要によりOを0.01~0.1重量%含有し、残部が40重量%以上のCrからなるハードフェーシング用高靱性Cr基合金、が開示されている。
特許文献1のNi-Cr-Al系合金の樹脂成形用金型部材は、フッ化水素に対する耐食性が優れており、さらに従来の樹脂成形用金型部材とほぼ同等の硬さを有するとされている。そして、当該Ni-Cr-Al系合金からなる金型を用いることにより、樹脂(特にフッ素樹脂)を成形する際の金型の消耗を従来よりも低く抑えることができるとされている。
特許文献2のハードフェーシング用高靱性Cr基合金は、従来材よりも優れた靱性、耐摩耗性、耐食性、および粉末肉盛溶接性を有しているとされている。また、粉末冶金による焼結部品や精密鋳造による鋳造部品として用いてもよいとされている。
しかしながら、近年では、機械装置の性能向上や効率向上の要求がますます高まっており、必然的に摺動部材や転動部材やバルブ部材への要求レベルも従来以上に高くなっている。また、当然のことながら、摺動部材や転動部材やバルブ部材において低コスト化は最重要課題の一つである。
これらのことから、本発明の目的は、Co成分を含まず(すなわち、Co基合金材料よりも低コスト化を可能とし)、従来のCo基合金材料と同等以上の耐摩耗性を有するCr基合金材料を用いた耐摩耗性部材および該耐摩耗性部材を利用した機械装置を提供することにある。
(I)本発明の一態様は、Cr基合金材料を用いた耐摩耗性部材であって、
前記Cr基合金材料は、
40質量%超65質量%以下のCrと、
15質量%以上40質量%以下のNiと、
0質量%超30質量%以下のFeと、
5質量%以上16質量%以下のNbと、
0.1質量%以上0.9質量%以下のTiと、
0.6質量%以上2.5質量%以下のCと、
2質量%以下のMnと、
不純物と、を含む合金組成を有し、
前記Nbと前記Tiとの質量比Ti/Nbが0.063以下である、
ことを特徴とする耐摩耗性部材、を提供するものにある。
前記Cr基合金材料は、
40質量%超65質量%以下のCrと、
15質量%以上40質量%以下のNiと、
0質量%超30質量%以下のFeと、
5質量%以上16質量%以下のNbと、
0.1質量%以上0.9質量%以下のTiと、
0.6質量%以上2.5質量%以下のCと、
2質量%以下のMnと、
不純物と、を含む合金組成を有し、
前記Nbと前記Tiとの質量比Ti/Nbが0.063以下である、
ことを特徴とする耐摩耗性部材、を提供するものにある。
本発明は、上記の本発明に係る耐摩耗性部材(I)において、以下のような改良や変更を加えることができる。
(i)前記Cr基合金材料は、フェライト相を主相とし、樹枝状および粒状の形態を有するNb炭化物相が合計4面積%以上30面積%以下で析出している。
(ii)前記合金組成は、前記Niの含有率が前記Feの含有率よりも高く、前記Nbと前記Cとの質量比C/Nbが0.11以上0.16以下であり、前記質量比Ti/Nbが0.0062以上である。
(iii)前記合金組成は、0.1質量%以上5質量%以下のCu、0.1質量%以上1質量%以下のSi、0.02質量%以上0.3質量%以下のSn(スズ)、および0.005質量%以上0.05質量%以下のAlのうちの少なくとも一種を更に含む。
(iv)前記耐摩耗性部材は、全体が前記Cr基合金材料で形成されたものである。
(v)前記耐摩耗性部材は、前記Cr基合金材料からなる被覆層が金属基材の上に形成されたものであり、前記被覆層の表層領域が前記合金組成を有する。
(vi)前記被覆層の厚さが、2 mm以上20 mm以下である。
(vii)前記被覆層は、肉盛溶接層である。
(viii)前記金属基材は、鉄鋼材料からなる。
(ix)前記耐摩耗性部材は、摺動部材、転動部材またはバルブ部材である。
(i)前記Cr基合金材料は、フェライト相を主相とし、樹枝状および粒状の形態を有するNb炭化物相が合計4面積%以上30面積%以下で析出している。
(ii)前記合金組成は、前記Niの含有率が前記Feの含有率よりも高く、前記Nbと前記Cとの質量比C/Nbが0.11以上0.16以下であり、前記質量比Ti/Nbが0.0062以上である。
(iii)前記合金組成は、0.1質量%以上5質量%以下のCu、0.1質量%以上1質量%以下のSi、0.02質量%以上0.3質量%以下のSn(スズ)、および0.005質量%以上0.05質量%以下のAlのうちの少なくとも一種を更に含む。
(iv)前記耐摩耗性部材は、全体が前記Cr基合金材料で形成されたものである。
(v)前記耐摩耗性部材は、前記Cr基合金材料からなる被覆層が金属基材の上に形成されたものであり、前記被覆層の表層領域が前記合金組成を有する。
(vi)前記被覆層の厚さが、2 mm以上20 mm以下である。
(vii)前記被覆層は、肉盛溶接層である。
(viii)前記金属基材は、鉄鋼材料からなる。
(ix)前記耐摩耗性部材は、摺動部材、転動部材またはバルブ部材である。
(II)本発明の他の一態様は、摺動部材、転動部材またはバルブ部材を有する機械装置であって、
前記摺動部材、前記転動部材または前記バルブ部材が、上記の耐摩耗性部材であることを特徴とする機械装置、を提供するものにある。
前記摺動部材、前記転動部材または前記バルブ部材が、上記の耐摩耗性部材であることを特徴とする機械装置、を提供するものにある。
本発明によれば、Co基合金材料よりも低コスト化を可能とし、かつ従来のCo基合金材料と同等以上の耐摩耗性を有するCr基合金材料を用いた耐摩耗性部材および該耐摩耗性部材を利用した機械装置を提供することができる。
本発明者等は、Coを含まずCrを主成分(最大含有率の成分)とするCr基合金材料、特にCrを40質量%超含むCr基合金材料を用いた部材において、化学組成、金属組織形態、および耐摩耗性の関係について鋭意調査検討し、本発明を完成させた。
以下、本発明の実施形態について図面を参照しながら具体的に説明する。本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。
[Cr基合金材料の化学組成]
本発明で用いるCr基合金材料は、上述したように、Crを最大含有率成分とする合金であり、Crの他にNi、Fe、Nb、Ti、Cを必須成分とし、Mnを任意成分とし、不純物を含む合金である。また、追加的任意成分として、Cu、Si、Sn、Alの一種以上を更に含んでもよい。不純物の合計含有率は、1質量%以下が好ましい。言い換えると、意図的に含有させる成分の合計は、99質量%以上が好ましい。
本発明で用いるCr基合金材料は、上述したように、Crを最大含有率成分とする合金であり、Crの他にNi、Fe、Nb、Ti、Cを必須成分とし、Mnを任意成分とし、不純物を含む合金である。また、追加的任意成分として、Cu、Si、Sn、Alの一種以上を更に含んでもよい。不純物の合計含有率は、1質量%以下が好ましい。言い換えると、意図的に含有させる成分の合計は、99質量%以上が好ましい。
なお、対象とする耐摩耗性部材が、金属基材の上に被覆層が形成されたものであり、金属基材と被覆層とが異種合金(互いに異なる組成の合金)である場合、被覆層の形成過程において金属基材との界面近傍で合金成分の相互拡散が生じることがあり、当該界面近傍の化学組成が本来の化学組成からずれる可能性がある。
ただし、被覆層の形成では、通常、実効拡散時間(実質的に拡散が生じる時間)が非常に短いことから、被覆層厚さを増加させるにつれて(例えば、被覆層形成を多層化することによって)拡散の影響は極めて小さくなる。また、本発明のように耐摩耗性を議論する場合、部材の表層領域の特性が重要である。そこで、被覆層について議論する場合、被覆層の表層領域(例えば、被覆層の最表面から被覆層厚さの10%の領域)を対象とする。
以下、本発明で用いるCr基合金材料の組成(各成分)について説明する。以下で説明する元素以外の残部成分は、制御が難しい不純物となる。
Cr:40質量%超65質量%以下
Cr成分は、本発明のCr基合金材料の最大含有率成分であり、Coよりも安価であることから従来のCo基合金材料よりも材料コストを低減できる利点がある。また、Crを最大含有率成分とすることで、Cr基合金材料の表面に不動態の酸化被膜が形成し易くなって耐食性が向上する作用効果もある。
Cr成分は、本発明のCr基合金材料の最大含有率成分であり、Coよりも安価であることから従来のCo基合金材料よりも材料コストを低減できる利点がある。また、Crを最大含有率成分とすることで、Cr基合金材料の表面に不動態の酸化被膜が形成し易くなって耐食性が向上する作用効果もある。
Cr含有率は、40質量%超が好ましく、45質量%以上がより好ましく、50質量%以上が更に好ましい。Cr含有率が40質量%以下になると、コスト低減効果が弱まると共に、耐食性向上の作用効果が不十分になる。一方、Cr含有率が65質量%超になると、合金の融点が高くなり過ぎてCr基合金材料の製造性が悪化するため(製造コストが増大するため)、Cr含有量は65質量%以下が好ましい。
Ni:15質量%以上40質量%以下
Ni成分は、本発明のCr基合金材料の母相(フェライト相、またはフェライト相とオーステナイト相との混相)を構成する主要成分の1つであり、母相の延性・靱性の向上に寄与する成分である。Ni含有率は、上述したCr含有率よりも低くかつ後述するFe含有率よりも高いことが好ましい。具体的にはNi含有率は、15質量%以上が好ましく、20質量%以上がより好ましく、25質量%以上が更に好ましい。Ni含有率が15質量%未満になると、Cr基合金材料の延性・靱性が不十分になる。一方、Ni含有率が40質量%超になると、Cr基合金材料の耐摩耗性が不十分になるため、Ni含有率は40質量%以下が好ましい。
Ni成分は、本発明のCr基合金材料の母相(フェライト相、またはフェライト相とオーステナイト相との混相)を構成する主要成分の1つであり、母相の延性・靱性の向上に寄与する成分である。Ni含有率は、上述したCr含有率よりも低くかつ後述するFe含有率よりも高いことが好ましい。具体的にはNi含有率は、15質量%以上が好ましく、20質量%以上がより好ましく、25質量%以上が更に好ましい。Ni含有率が15質量%未満になると、Cr基合金材料の延性・靱性が不十分になる。一方、Ni含有率が40質量%超になると、Cr基合金材料の耐摩耗性が不十分になるため、Ni含有率は40質量%以下が好ましい。
Fe:0質量%超30質量%以下
Fe成分も、本発明のCr基合金材料の母相を構成する主要成分の1つであり、靭性や硬さの確保に寄与する成分である。Fe含有率は、0質量%超が好ましく、10質量%以上がより好ましく、15質量%以上が更に好ましい。Cr基合金材料の中にFe成分を全く含まないと(Fe含有率が0質量%になると)、Cr基合金材料の耐摩耗性が不十分になる。一方、Fe含有率は、30質量%以下が好ましく、20質量%以下がより好ましく、17質量%以下が更に好ましい。Fe含有率が30質量%超になると、脆性の金属間化合物であるσ相(FeCr相を基本とする金属間化合物相)が生成し易くなり、Cr基合金材料の延性・靱性が著しく低下する(いわゆるσ相脆化)。
Fe成分も、本発明のCr基合金材料の母相を構成する主要成分の1つであり、靭性や硬さの確保に寄与する成分である。Fe含有率は、0質量%超が好ましく、10質量%以上がより好ましく、15質量%以上が更に好ましい。Cr基合金材料の中にFe成分を全く含まないと(Fe含有率が0質量%になると)、Cr基合金材料の耐摩耗性が不十分になる。一方、Fe含有率は、30質量%以下が好ましく、20質量%以下がより好ましく、17質量%以下が更に好ましい。Fe含有率が30質量%超になると、脆性の金属間化合物であるσ相(FeCr相を基本とする金属間化合物相)が生成し易くなり、Cr基合金材料の延性・靱性が著しく低下する(いわゆるσ相脆化)。
Nb:5質量%以上16質量%以下
Nb成分は、後述するC成分と化合してNb炭化物相(例えばNbC相)を生成・析出し、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上に寄与する重要な成分である。また、母相中に固溶したNb成分は、靭性の向上に寄与する作用効果もある。Nb含有率は、5質量%以上が好ましく、6質量%以上がより好ましい。Nb含有率が5質量%未満になると、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上が不十分になる。一方、Nb含有率は、16質量%以下が好ましく、12質量%以下がより好ましい。Nb含有率が16質量%超になると、Cr基合金材料の延性・靱性が不十分になる。
Nb成分は、後述するC成分と化合してNb炭化物相(例えばNbC相)を生成・析出し、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上に寄与する重要な成分である。また、母相中に固溶したNb成分は、靭性の向上に寄与する作用効果もある。Nb含有率は、5質量%以上が好ましく、6質量%以上がより好ましい。Nb含有率が5質量%未満になると、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上が不十分になる。一方、Nb含有率は、16質量%以下が好ましく、12質量%以下がより好ましい。Nb含有率が16質量%超になると、Cr基合金材料の延性・靱性が不十分になる。
また、Nb含有率は、後述するC含有率との質量比C/Nbが0.11以上0.16以下であることが好ましく、0.12以上0.14以下がより好ましい。質量比C/Nbが0.11未満であると、Nb炭化物相の生成量が不足して、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上の作用効果が不十分になる。質量比C/Nbが0.16超であると、過剰のC成分がCr炭化物相(例えばCr7C3相、Cr23C6相)を生成・析出させて、Cr基合金材料の耐食性が低下する要因となる。
C:0.6質量%以上2.5質量%以下
C成分は、上述したNb成分と化合してNb炭化物相を生成・析出し、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上に寄与する重要な成分である。また、C成分は、母相中に固溶してもCr基合金材料の硬化に寄与する作用効果もある。C含有率は、0.6質量%以上が好ましく、0.7質量%以上がより好ましい。C含有率が0.6質量%未満になると、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上が不十分になる。一方、C含有率は、2.5質量%以下が好ましく、2質量%以下がより好ましく、1.5質量%以下が更に好ましい。C含有率が2.5質量%超になると、Cr炭化物相を過剰に生成・析出させて、Cr基合金材料の耐食性が低下する要因となる。
C成分は、上述したNb成分と化合してNb炭化物相を生成・析出し、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上に寄与する重要な成分である。また、C成分は、母相中に固溶してもCr基合金材料の硬化に寄与する作用効果もある。C含有率は、0.6質量%以上が好ましく、0.7質量%以上がより好ましい。C含有率が0.6質量%未満になると、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上が不十分になる。一方、C含有率は、2.5質量%以下が好ましく、2質量%以下がより好ましく、1.5質量%以下が更に好ましい。C含有率が2.5質量%超になると、Cr炭化物相を過剰に生成・析出させて、Cr基合金材料の耐食性が低下する要因となる。
また、上述したように、C含有率は、Nb含有率との質量比C/Nbが0.11以上0.16以下であることが好ましく、0.12以上0.14以下がより好ましい。
Ti:0.1質量%以上0.9質量%以下
Ti成分は、Cr基合金材料の内部の酸素と化合して微細なTi酸化物粒子を形成し、正の作用効果に寄与しない余剰分の酸素を捕捉・安定化する役割(いわゆる、脱酸素の役割)を担う成分である。加えて、分散形成したTi酸化物粒子は、Nb炭化物相の生成の起点(種)として機能し、Nb炭化物相の微細分散析出に貢献する作用効果がある。なお、本発明は、Ti成分の一部が炭化物(例えばTiCや(Nb,Ti)C)を形成する可能性があることを否定するものではない。
Ti成分は、Cr基合金材料の内部の酸素と化合して微細なTi酸化物粒子を形成し、正の作用効果に寄与しない余剰分の酸素を捕捉・安定化する役割(いわゆる、脱酸素の役割)を担う成分である。加えて、分散形成したTi酸化物粒子は、Nb炭化物相の生成の起点(種)として機能し、Nb炭化物相の微細分散析出に貢献する作用効果がある。なお、本発明は、Ti成分の一部が炭化物(例えばTiCや(Nb,Ti)C)を形成する可能性があることを否定するものではない。
Ti含有率は、0.1質量%以上が好ましく、0.2質量%以上がより好ましい。Ti含有率が0.1質量%未満になると、Ti酸化物粒子の生成量が不足してNb炭化物相の微細分散析出が不十分になり(大きい塊状のNb炭化物相粒子が析出し易くなり)、その結果、Cr基合金材料の硬化・耐摩耗性向上が不十分になる。一方、Ti含有率は、0.9質量%以下が好ましく、0.7質量%以下がより好ましく、0.5質量%以下が更に好ましい。Ti含有率が0.9質量%超になると、Ti酸化物粒子が粗大化し易くなって、Nb炭化物相と共にCr基合金材料の凝固表面に偏在し易くなり、耐摩耗性部材の耐食性や耐摩耗性が低下する要因となる。
また、Ti含有率は、前述したNb含有率との質量比Ti/Nbが0.0062以上0.063以下であることが好ましく、0.01以上0.05以下がより好ましい。質量比Ti/Nbが0.0062未満であると、塊状のNb炭化物相粒子が粗大化し易くなる。質量比Ti/Nbが0.063超であると、Nb炭化物相粒子におけるTi含有率が増大してCr基合金材料の凝固表面に偏在し易くなる。
Mn:2質量%以下
Mn成分は、Cr基合金材料の任意成分であり、硫黄や酸素と化合して該化合物の微細粒子を形成し、正の作用効果に寄与しない余剰分の硫黄や酸素を捕捉・安定化する役割(いわゆる、脱硫・脱酸素の役割)を担う成分である。硫黄や酸素を捕捉・安定化することにより、Cr基合金材料の腐食性や延性・靭性の向上に寄与する。
Mn成分は、Cr基合金材料の任意成分であり、硫黄や酸素と化合して該化合物の微細粒子を形成し、正の作用効果に寄与しない余剰分の硫黄や酸素を捕捉・安定化する役割(いわゆる、脱硫・脱酸素の役割)を担う成分である。硫黄や酸素を捕捉・安定化することにより、Cr基合金材料の腐食性や延性・靭性の向上に寄与する。
Mnは必須成分ではないが(含有率0質量%でもよいが)、Mn含有の作用効果を確実に発揮させるには、Mn含有率は0.05質量%以上が好ましい。一方、Mn含有率は、2質量%以下が好ましく、1質量%以下がより好ましく、0.5質量%以下が更に好ましい。Mn含有率が2質量%超になると、硫化物(例えばMnS)の粗大粒子を形成してCr基合金材料の耐食性や延性・靭性の低下要因になる。
不純物:合計1質量%以下
本発明のCr基合金材料における代表的な不純物としては、N、O、P、SおよびTaが挙げられる。次に、これら不純物について簡単に説明する。
本発明のCr基合金材料における代表的な不純物としては、N、O、P、SおよびTaが挙げられる。次に、これら不純物について簡単に説明する。
N:0.04質量%以下
N成分は、Cr基合金材料の構成成分と化合して窒化物相(例えば、Cr窒化物相)の粗大粒子を形成した場合に、Cr基合金材料の機械的特性(例えば、延性、靱性)を低下させる不純物成分である。一方、N含有率を0.04質量%以下に制御することで、母相中に固溶したり窒化物相の微細粒子を形成したりすることが可能になり、機械的特性(例えば、硬さ)を向上させる作用効果もある。
N成分は、Cr基合金材料の構成成分と化合して窒化物相(例えば、Cr窒化物相)の粗大粒子を形成した場合に、Cr基合金材料の機械的特性(例えば、延性、靱性)を低下させる不純物成分である。一方、N含有率を0.04質量%以下に制御することで、母相中に固溶したり窒化物相の微細粒子を形成したりすることが可能になり、機械的特性(例えば、硬さ)を向上させる作用効果もある。
O:0.02質量%以下
O成分は、Cr基合金材料の構成成分と化合して酸化物相(例えば、Fe酸化物)の粗大粒子を形成した場合に、Cr基合金材料の機械的特性(例えば、延性、靱性)を低下させる不純物成分である。一方、O含有率を0.02質量%以下に制御することで、酸化物相の微細粒子を形成することが可能になり、機械的特性(例えば、硬さ)を向上させる作用効果もある。
O成分は、Cr基合金材料の構成成分と化合して酸化物相(例えば、Fe酸化物)の粗大粒子を形成した場合に、Cr基合金材料の機械的特性(例えば、延性、靱性)を低下させる不純物成分である。一方、O含有率を0.02質量%以下に制御することで、酸化物相の微細粒子を形成することが可能になり、機械的特性(例えば、硬さ)を向上させる作用効果もある。
P:0.04質量%以下
P成分は、Cr基合金材料の結晶粒界に偏析し易く、機械的特性(例えば、延性、靱性)や結晶粒界の耐食性を低下させる不純物成分である。P含有率を0.04質量%以下に制御することで、それらの負の影響を抑制することができる。
P成分は、Cr基合金材料の結晶粒界に偏析し易く、機械的特性(例えば、延性、靱性)や結晶粒界の耐食性を低下させる不純物成分である。P含有率を0.04質量%以下に制御することで、それらの負の影響を抑制することができる。
S:0.005質量%以下
S成分は、Cr基合金材料の構成成分と化合して比較的低融点の硫化物(例えば、Fe硫化物)を生成し易く、Cr基合金材料の機械的特性や耐食性を低下させる不純物成分である。S含有率を0.005質量%以下に制御することで、それらの負の影響を抑制することができる。
S成分は、Cr基合金材料の構成成分と化合して比較的低融点の硫化物(例えば、Fe硫化物)を生成し易く、Cr基合金材料の機械的特性や耐食性を低下させる不純物成分である。S含有率を0.005質量%以下に制御することで、それらの負の影響を抑制することができる。
Ta:0.2質量%以下
Ta成分は、ニオブ鉱(例えば、パイロクロア)に含まれる成分の一種であり、Nb原料に混入し易い不純物成分である。Ta含有率が0.2質量%以下であれば、特段の悪影響はない。言い換えると、Ta成分は、積極的に含有させる成分ではないが、0.2質量%以下の含有は許容される成分である。
Ta成分は、ニオブ鉱(例えば、パイロクロア)に含まれる成分の一種であり、Nb原料に混入し易い不純物成分である。Ta含有率が0.2質量%以下であれば、特段の悪影響はない。言い換えると、Ta成分は、積極的に含有させる成分ではないが、0.2質量%以下の含有は許容される成分である。
追加的任意成分
前述したように、本発明のCr基合金材料は、追加的任意成分として、Cu、Si、Sn、Alの一種以上を更に含んでもよい。次に、これら追加的任意成分について簡単に説明する。
前述したように、本発明のCr基合金材料は、追加的任意成分として、Cu、Si、Sn、Alの一種以上を更に含んでもよい。次に、これら追加的任意成分について簡単に説明する。
Cu:0.1質量%以上5質量%以下
Cu成分は、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、耐食性の向上に寄与する成分である。Cuを含有する場合、その含有率は0.1質量%以上5質量%以下が好ましい。Cu含有率が0.1質量%未満になると、Cuに基づく作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Cu含有率が5質量%超になると、Cu析出物を生成し易くなり、Cr基合金材料の延性・靭性の低下要因になる。
Cu成分は、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、耐食性の向上に寄与する成分である。Cuを含有する場合、その含有率は0.1質量%以上5質量%以下が好ましい。Cu含有率が0.1質量%未満になると、Cuに基づく作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Cu含有率が5質量%超になると、Cu析出物を生成し易くなり、Cr基合金材料の延性・靭性の低下要因になる。
Si:0.1質量%以上1質量%以下
Si成分も、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、脱酸素の役割を担う成分である。Siを含有する場合、その含有率は、0.1質量%以上1質量%以下が好ましい。Si含有率が0.1質量%未満になると、Siに基づく作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Si含有率が1質量%超になると、酸化物(例えばSiO2)の粗大粒子を形成してCr基合金材料の延性・靭性の低下要因になる。
Si成分も、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、脱酸素の役割を担う成分である。Siを含有する場合、その含有率は、0.1質量%以上1質量%以下が好ましい。Si含有率が0.1質量%未満になると、Siに基づく作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Si含有率が1質量%超になると、酸化物(例えばSiO2)の粗大粒子を形成してCr基合金材料の延性・靭性の低下要因になる。
Sn:0.02質量%以上0.3質量%以下
Sn成分も、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、Cr基合金材料の表面の不動態皮膜強化の役割を担い、耐食性(例えば、塩化物イオンや酸性の腐食環境に対する耐性)の向上に寄与する成分である。Snを含有する場合、その含有率は、0.02質量%以上0.3質量%以下が好ましい。Sn含有率が0.02質量%未満になると、Snに基づく作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Sn含有率が0.3質量%超になると、Sn成分の粒界偏析を生じさせてCr基合金材料の延性・靱性の低下要因になる。
Sn成分も、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、Cr基合金材料の表面の不動態皮膜強化の役割を担い、耐食性(例えば、塩化物イオンや酸性の腐食環境に対する耐性)の向上に寄与する成分である。Snを含有する場合、その含有率は、0.02質量%以上0.3質量%以下が好ましい。Sn含有率が0.02質量%未満になると、Snに基づく作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Sn含有率が0.3質量%超になると、Sn成分の粒界偏析を生じさせてCr基合金材料の延性・靱性の低下要因になる。
Al:0.005質量%以上0.05質量%以下
Al成分も、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、MnやSiと組み合わせることで脱酸素作用の向上に寄与する成分である。Alを含有する場合、その含有率は、0.005質量%以上0.05質量%以下が好ましい。Al含有率が0.005質量%未満になると、Alによる作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Al含有率が0.05質量%超になると、酸化物や窒化物(例えば、Al2O3やAlN)の粗大粒子を形成してCr基合金材料の延性・靱性の低下要因になる。
Al成分も、Cr基合金材料における追加的任意成分の1つであり、MnやSiと組み合わせることで脱酸素作用の向上に寄与する成分である。Alを含有する場合、その含有率は、0.005質量%以上0.05質量%以下が好ましい。Al含有率が0.005質量%未満になると、Alによる作用効果が明確化しづらいだけである(特段の不具合は生じない)。一方、Al含有率が0.05質量%超になると、酸化物や窒化物(例えば、Al2O3やAlN)の粗大粒子を形成してCr基合金材料の延性・靱性の低下要因になる。
[耐摩耗性部材の微細組織]
図1は、本発明におけるCr基合金材料の断面微細組織の一例を示す走査型電子顕微鏡(SEM)観察像であり、反射電子像、フェライト相マップ、Nb炭化物相マップ、およびオーステナイト相マップである。図1に示したように、本発明のCr基合金材料は、母相がフェライト相とオーステナイト相との混相からなり、該母相の中にNb炭化物相が分散析出している。それぞれの相の比率を調査すると、フェライト相が77.5面積%、オーステナイト相が15.5面積%、Nb炭化物相が7.0面積%である。
図1は、本発明におけるCr基合金材料の断面微細組織の一例を示す走査型電子顕微鏡(SEM)観察像であり、反射電子像、フェライト相マップ、Nb炭化物相マップ、およびオーステナイト相マップである。図1に示したように、本発明のCr基合金材料は、母相がフェライト相とオーステナイト相との混相からなり、該母相の中にNb炭化物相が分散析出している。それぞれの相の比率を調査すると、フェライト相が77.5面積%、オーステナイト相が15.5面積%、Nb炭化物相が7.0面積%である。
反射電子像およびNb炭化物相マップを詳細に観ると、Nb炭化物相は、主に樹枝状/葉脈状に析出しており、ところどころで粒状に析出している。すなわち、Nb炭化物相が母相全体に微細分散析出している様子が分かる。本発明におけるCr基合金材料は、Nb炭化物相の微細分散析出に起因して、優れた耐摩耗性を示すものと考えられる。
Cr基合金材料の断面微細組織を観察した際に、Nb炭化物相の析出量は、4面積%以上30面積%以下が好ましく、5面積%以上20面積%以下がより好ましい。Nb炭化物相の析出量が4面積%未満になると、Cr基合金材料の耐摩耗性向上の効果が十分に得られない。一方、Nb炭化物相の析出量が30面積%超になると、粗大粒状のNb炭化物相が析出し易くなり、Cr基合金材料の延性・靱性が不十分になる。
[耐摩耗性部材および機械装置]
図2は、本発明に係る機械装置の一例である動力伝達装置を示す断面模式図である。図2に示したように、本発明のCr基合金材料からなる第一歯車110および第二歯車120(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材)を組み合わせることで、摩耗耐久性に優れる歯車機構100が得られる。なお、図2では平歯車による歯車機構を示したが、本発明に係る動力伝達装置は、平歯車に限定されるものではなく、他の歯車(例えば、内歯車、はすば歯車、ねじ歯車、かさ歯車など)であってもよい。
図2は、本発明に係る機械装置の一例である動力伝達装置を示す断面模式図である。図2に示したように、本発明のCr基合金材料からなる第一歯車110および第二歯車120(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材)を組み合わせることで、摩耗耐久性に優れる歯車機構100が得られる。なお、図2では平歯車による歯車機構を示したが、本発明に係る動力伝達装置は、平歯車に限定されるものではなく、他の歯車(例えば、内歯車、はすば歯車、ねじ歯車、かさ歯車など)であってもよい。
図3は、本発明に係る機械装置の一例である他の動力伝達装置を示す断面模式図である。図3に示したように、本発明のCr基合金材料からなるチェーンプレート210、チェーンピン210およびチェーンローラ230(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)を用いることで、摩耗耐久性に優れるローラーチェーン200が得られる。
図4は、本発明に係る機械装置の一例である軸受装置を示す断面模式図である。図4に示したように、本発明のCr基合金材料からなる被覆層10を転動面に設けた軸受内輪310や軸受外輪320(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)を用いることで、摩耗耐久性に優れる軸受装置300が得られる。なお、図4では転がり軸受装置を示したが、本発明に係る軸受装置は、転がり軸受装置に限定されるものではなく、すべり軸受装置であってもよい。
図5は、本発明に係る機械装置の一例である流体装置を示す断面模式図である。図5に示したように、Cr基合金材料からなる被覆層10を内表面に設けた流路部材410やCr基合金材料からなる被覆層10を外表面に設けた羽根車420(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)を用いることで、摩耗耐久性に優れるポンプ装置400が得られる。なお、本発明に係る流体装置において、流体物質に特段の限定はなく、例えば、気体であってもよいし、液体であってもよいし、粉体であってもよいし、それらの内の二種以上が混合した流体であってもよい。また、羽根車420の回転軸の軸受として、軸受装置300を用いてもよい。
図6は、本発明に係る機械装置の一例である工作機械装置を示す断面模式図である。図6に示したように、Cr基合金材料からなる被覆層10を作用面(被加工面に接する面)に設けた金型510(本発明に係る耐摩耗性部材の一種)を用いることで、摩耗耐久性に優れる成形加工装置500が得られる。
図7は、本発明に係る機械装置の一例であるバルブ装置を示す断面模式図である。図7に示したように、本発明のCr基合金材料を用いた燃料噴射弁610および燃料噴射弁座体620(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)を用いることで、摩耗耐久性に優れる燃料噴射装置600が得られる。なお、燃料噴射弁610および燃料噴射弁座体620のそれぞれは、金属基材の上にCr基合金材料からなる被覆層を形成した構造でもよいし、Cr基合金材料単体で成形したものでもよい。
図8Aは、本発明に係る機械装置の一例である他のバルブ装置を示す断面模式図であり、図8Bは、図8Aのバルブ装置の弁体の拡大断面模式図であり、図8Cは、図8Aのバルブ装置の弁座の拡大断面模式図である。
図8Aに示したように、バルブ装置700は、弁箱710内に弁棒720が配設され、弁棒720の端部に弁体730が配設されている。弁体730が弁座740に対して挿抜されることによって、流路750内の流体を流通/停止する機構になっている。より詳細には、図8B~図8Cに示したように、弁体730および弁座740(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)は、互いに摺動・シールする部分にCr基合金材料からなる被覆層10が形成されている。これにより、摩耗耐久性に優れるバルブ装置700が得られる。
図9は、本発明に係る機械装置の一例である他のバルブ装置を示す断面模式図である。図9のバルブ装置800は、逆止弁であり、弁箱810内で弁箱810に対して回転自在に取り付けられた弁体サポート820の端部に弁体830が配設されている。流路850aから流路850bに向かう流れに対しては、弁体830が開いて流体が流通するが、流路850bから流路850aに向かう流れに対しては、流路850aの端部に配設された環状の弁座840に対して弁体830が閉じて流体を停止する機構になっている。弁体830および弁座840(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)は、互いに当接する部分にCr基合金材料からなる被覆層10が形成されている。これにより、摩耗耐久性に優れるバルブ装置800が得られる。
図10は、本発明に係る機械装置の一例である他のバルブ装置を示す断面模式図である。図10のバルブ装置900は、開放弁/安全弁であり、弁箱910内で弁棒920を介して押圧機構(押圧ばね960a、上部ばね受け960b、下部ばね受け960c)によって弁体930が弁座940に押し付けられている。流路950a内の流体の圧力が押圧機構の圧力を超えると、弁体930が開いて(押し上げられて)流体が流路950bへ放出される機構になっている。弁体930および弁座940(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)は、互いに当接する部分にCr基合金材料からなる被覆層10が形成されている。これにより、摩耗耐久性に優れるバルブ装置900が得られる。
図11は、本発明に係る機械装置の一例である他のバルブ装置を示す断面模式図である。図11のバルブ装置1000は、玉型弁であり、弁箱1010内に弁棒1020が配設され、弁棒1020の端部に弁体1030が配設されている。弁体1030が弁座1040に対して載荷・封止されると流路1050a内の流体が停止され、弁体1030が弁座1040に対して除荷・開放されると流路1050a内の流体が流路1050bに流通する機構になっている。弁体1030および弁座1040(それぞれ本発明に係る耐摩耗性部材の一種)は、互いに当接する部分にCr基合金材料からなる被覆層10が形成されている。これにより、摩耗耐久性に優れるバルブ装置1000が得られる。
[耐摩耗性部材の製造方法]
次に、本発明の耐摩耗性部材を製造する方法について簡単に説明する。
次に、本発明の耐摩耗性部材を製造する方法について簡単に説明する。
図12は、本発明に係る耐摩耗性部材(全体がCr基合金材料からなる場合)の製造方法の一例を示す工程図である。図12に示したように、まず、耐摩耗性部材の基となるCr基合金材料を用意する合金材料作製工程S1を行う。所望の耐摩耗性部材を形成できるCr基合金材料が得られる限り、合金材料作製工程S1の詳細手順に特段の限定はないが、例えば、所望の合金組成となるように原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解素工程S1aと、該溶湯を凝固/固化させてCr基合金材料を用意する合金凝固素工程S1bとを含む。
原料混合溶解素工程S1aは、合金中の不純物成分の含有率をより低減する(合金を精錬する)ため、Cr基合金の溶湯を一旦凝固させて原料合金塊を形成する原料合金塊形成素工程の後に、該原料合金塊を再溶解して清浄化溶湯を用意する再溶解素工程を更に含んでいてもよい。合金の清浄度を高められる限り再溶解方法に特段の限定はないが、例えば、真空アーク再溶解(VAR)を好ましく利用できる。
合金凝固素工程S1bは、次工程である成形加工工程S2で用いるのに適した形態(例えば、インゴット、粉末)のCr基合金材料が得られる限り、詳細手順に特段の限定はないが、例えば、鋳造法やアトマイズ法を好適に利用できる。
Cr基合金材料としてロッド形状、ワイヤ形状、テープ形状のものを用意する場合、鋳造法を利用してCr基合金塊を形成する合金塊形成素工程を行った後に、所望形状のCr基合金材料となるように該合金塊に対して塑性加工を施す塑性加工素工程を行うことは好ましい。なお、Cr基合金材料として粉末を作製する場合、アトマイズ素工程(例えば、球形状粒子が得られるガスアトマイズや遠心力アトマイズ)の後に、所望の粒径範囲に整えるための分級素工程を行ってもよい。分級素工程は必須の工程ではないが、Cr基合金粉末の利用性向上の観点からは行うことが好ましい。
つぎに、合金材料作製工程S1で得られたCr基合金材料を用いて、所望形状の成形加工体を形成する成形加工工程S2を行う。所望形状の成形加工体を形成できる限り、成形加工方法に特段の限定はない。例えば、Cr基合金材料がインゴットの場合、塑性加工(熱間加工、冷間加工など)や機械加工(打抜加工、切削加工など)を適宜利用できる。また、Cr基合金材料が粉末の場合、粉末冶金プロセスを好適に利用できる。
つぎに、成形加工工程S2で形成したCr基合金の成形加工体に表面仕上げを施す表面仕上げ工程S3を行う。表面仕上げ方法に特段の限定はなく、従前の方法(例えば、研削加工や研磨加工など)を適宜利用できる。
図13は、本発明に係る耐摩耗性部材(Cr基合金材料からなる被覆層が金属基材の上に形成されている場合)の製造方法の一例を示す工程図である。説明の重複を避けるため、図12で説明した工程と異なる部分のみを説明する。
合金被覆層形成工程S4は、合金材料作製工程S1で得られたCr基合金材料を用いて、金属基材上の所望の箇所にCr基合金材料被覆層を形成する工程である。所望のCr基合金材料被覆層を形成できる限り、合金被覆層形成方法に特段の限定はないが、例えば、肉盛溶接法や溶射法を好適に利用できる。
肉盛溶接法に特段の限定はなく、従前の方法(例えば、被覆アーク溶接法、CO2溶接法、MAG(metal active gas)溶接法、MIG(metal inert gas)溶接法、TIG(tungsten inert gas)溶接法、サブマージアーク溶接法、PTA(plasma transferred arc)溶接法)を適宜利用できる。また、溶射法にも特段の限定はなく、従前の方法(例えば、フレーム溶射法、高速フレーム溶射法、アーク溶射法、プラズマ溶射法、コールドスプレー法)を適宜利用できる。
また、金属基材の材料にも特段の限定はないが、最終的な耐摩耗性部材に要求される機械的強度やコストの観点からは、鉄鋼材料を好適に利用できる。高温での機械的強度がより優先される場合などは、金属基材の材料にNi基合金材料を利用してもよい。被覆層の厚さにも特段の限定はなく、最終的な耐摩耗性部材の用途に応じて適宜選定すればよいが、例えば2 mm以上20 mm以下の範囲が好ましい。
つぎに、合金被覆層形成工程S4で形成したCr基合金被覆層に仕上げ整形を施す合金被覆層整形加工工程S5を行う。整形加工方法に特段の限定はなく、従前の方法(例えば、切削加工、研削加工、研磨加工)を適宜利用できる。合金被覆層整形加工工程は必須の工程ではないが、最終的な耐摩耗性部材に要求される形状・寸法精度の観点からは、行うことが好ましい。
以下、実施例および比較例により本開示をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
[実験1]
(実施例1~2および比較例1~3の作製)
表1に示す名目合金組成となるように、原料を混合し高周波溶解法(溶解温度1500℃以上、減圧Ar雰囲気中)により溶解して溶湯を形成した後に、銅鋳型を用いた金型鋳造法により円柱状成形体(直径20 mm×長さ50 mm)を作製した。
(実施例1~2および比較例1~3の作製)
表1に示す名目合金組成となるように、原料を混合し高周波溶解法(溶解温度1500℃以上、減圧Ar雰囲気中)により溶解して溶湯を形成した後に、銅鋳型を用いた金型鋳造法により円柱状成形体(直径20 mm×長さ50 mm)を作製した。
A-1~A-2は本発明の合金組成を満たすCo基合金材料であり、A-3は本発明の合金組成から外れるCo基合金材料(Ti成分を含まない)であり、A-4~A-5は市販のCo基合金材料である。表1において、各成分の含有率(単位:質量%)は、記載の成分の総和が100質量%となるように換算してある。不純物(N、O、P、S)に関しては、合計が0.1質量%以下であることを確認した上で、主成分の含有率に含めた。
上記で用意した円柱状成形体から板材(15 mm×20 mm×2 mm)を切り出し、表面研磨して実施例1~2および比較例1~3の試験評価用試料を作製した。
[実験2]
(実施例1~2および比較例1~3の調査)
実験1で作製した実施例1~2および比較例1~3の試験評価用試料に対して、合金材料の微細組織観察と耐摩耗性の試験評価とを行った。
(実施例1~2および比較例1~3の調査)
実験1で作製した実施例1~2および比較例1~3の試験評価用試料に対して、合金材料の微細組織観察と耐摩耗性の試験評価とを行った。
(1)微細組織観察
微細組織観察は、走査型電子顕微鏡-エネルギー分散型X線分析装置SEM-EDX(株式会社日立ハイテクノロジーズ製、S-4300SE)を用い、構成相の面積率の測定にはGNU画像編集プログラム(GIMP、フリーソフトウェア)を利用した。図14は、実施例2の試験評価用試料における断面微細組織の一例を示すSEM観察像であり、反射電子像、フェライト相マップ、Nb炭化物相マップ、およびオーステナイト相マップである。なお、前述した図1は、実施例1の試験評価用試料のものである。
微細組織観察は、走査型電子顕微鏡-エネルギー分散型X線分析装置SEM-EDX(株式会社日立ハイテクノロジーズ製、S-4300SE)を用い、構成相の面積率の測定にはGNU画像編集プログラム(GIMP、フリーソフトウェア)を利用した。図14は、実施例2の試験評価用試料における断面微細組織の一例を示すSEM観察像であり、反射電子像、フェライト相マップ、Nb炭化物相マップ、およびオーステナイト相マップである。なお、前述した図1は、実施例1の試験評価用試料のものである。
図14に示した実施例2の試験評価用試料は、図1と同様に、母相がフェライト相(α相)とオーステナイト相(γ相)との混相からなり、該母相の中にNb炭化物相が分散析出している。Nb炭化物相は、主に樹枝状/葉脈状に析出しており、ところどころで粒状に析出している。構成相の比率は、フェライト相が77.4面積%、オーステナイト相が10.5面積%、Nb炭化物相が12.0面積%である。実施例2は、実施例1よりもNb含有率が高いことから、Nb炭化物相の比率が高くなっている。
図15は、実施例2の試験評価用試料の拡大反射電子像と元素分析結果である。図15に示したように、粒状のNb炭化物相は平均粒径が10μm以下であることが判る。また、Ti成分は母相(α相、γ相)からは検出されずNb炭化物相のみから検出されており、Ti成分がNb炭化物相析出の起点(種)となっていることが強く示唆される。
これら実施例1~2に対し、比較例1の試験評価用試料では、図示は省略するが、粗大粒状のNb炭化物相(平均粒径が10μm超)の析出が確認された。比較例1では、Cr基合金材料がTi成分を含有しないことから、Nb炭化物相析出の起点(種)の数が少なくなってNb炭化物相が粗大化したと考えられる。
比較例2~3の試験評価用試料のCo基合金材料では、図示は省略するが、Nb成分を含有しないことからNb炭化物相は生成・析出せず、代わりにCr炭化物相の析出が確認された。
(2)耐摩耗性の試験・評価
耐摩耗性の試験として、試験評価用試料同士を当接して往復摺動させる摩擦摩耗試験(高千穂精機株式会社製、往復動摩擦摩耗試験機、μ-100Nを使用)を行って、摩擦係数を測定した。測定条件は、面圧9.9 MPa、摺動ストローク15 mmとした。また、摩擦摩耗試験後における摩耗痕(摺動方向に直交する方向1 cmの範囲)での傷(長さ5μm超のクラック)の数を、SEMを用いて調査した。
耐摩耗性の試験として、試験評価用試料同士を当接して往復摺動させる摩擦摩耗試験(高千穂精機株式会社製、往復動摩擦摩耗試験機、μ-100Nを使用)を行って、摩擦係数を測定した。測定条件は、面圧9.9 MPa、摺動ストローク15 mmとした。また、摩擦摩耗試験後における摩耗痕(摺動方向に直交する方向1 cmの範囲)での傷(長さ5μm超のクラック)の数を、SEMを用いて調査した。
摩擦係数に関しては、10往復時~30往復時の範囲での変動幅が「±0.01以内」の場合を「優秀」と判定し、「±0.01超±0.02以内」の場合を「合格」と判定し、「±0.02超」の場合を「不合格」と判定した。摩擦摩耗試験後の摩耗痕での傷に関しては、傷密度が「5個/cm未満」の場合を「優秀」と判定し、「5個/cm以上10個/cm未満」の場合を「合格」と判定し、「10個/cm以上」の場合を「不合格」と判定した。
さらに、試験評価用試料に対して(摩擦摩耗試験の面ではない面に対して)、ビッカース硬さ試験(JIS Z 2244(2009)に準拠)を行ってビッカース硬さ(HV)を測定した。マイクロビッカース硬度計(株式会社島津製作所製、HMV)を用いて7点計測し(荷重:1 kgf、保持時間:10秒)、該7点のビッカース硬さのうちの最大値と最小値とを除いた5点の平均値を当該試料のビッカース硬さとした。
ビッカース硬さに関しては、「600≦HV」の場合を「優秀」と判定し、「550≦HV」の場合を「合格」と判定し、「HV<550」の場合を「不合格」と判定した。
耐摩耗性の総合評価としては、摩擦係数の変動幅、摩耗痕での傷密度およびビッカース硬さが全て「合格」以上の場合を「合格」と判定し、いずれか一つでも「不合格」の場合は「不合格」と判定した。結果を表2にまとめる。
表2に示したように、摩擦係数の変動幅では、実施例1~2が「優秀」と判定され、比較例1が「合格」と判定され、比較例2~3が「不合格」と判定される。摩擦係数の変動幅が小さいことは、摩擦摺動面の表面状態の変化が小さいことを意味する。加えて、実施例1~2は、比較例2~3よりも摩擦係数が小さいことが分かる。摩擦係数が小さいことは、その部材を用いた機械装置において作動中の摩擦ロスを低減できることにつながる。
摩耗痕の傷密度では、実施例1~2および比較例2が「優秀」と判定され、比較例1が「不合格」と判定され、比較例3が「合格」と判定される。摩耗痕の傷密度が低いことは、靭性に優れていることを意味する。比較例1は、微細組織観察において粗大粒状のNb炭化物相析出が確認されたことから、当該粗大粒状のNb炭化物相が摩擦摺動中に欠落したことに起因していると考えられる。
ビッカース硬さでは、実施例1~2が「優秀」と判定され、比較例1が「合格」と判定され、比較例2~3が「不合格」と判定される。本発明のCr基合金材料は、従来のCo基合金材料よりも高硬度化することが確認される。ビッカース硬さが高いことは、耐摩耗性の向上につながる。
これらの結果から、実施例1~2は、耐摩耗性の総合評価として「合格」と判定され、比較例1~3は、「不合格」と判定される。
[実験3]
(実施例3~4および比較例4の作製と調査)
実施例2の合金組成をベースとして、合金中の質量比Ti/Nbの影響を調査するために、質量比Ti/Nbを変化させたCr基合金材料(実施例3~4および比較例4、A-6~A-8)を用意した。具体的には、表3に示す名目合金組成となるように、原料を混合し水冷銅ハース上のアーク溶解法(減圧Ar雰囲気中)により合金塊(直径34 mm、約50 g)を作製した。このとき、合金塊均質化のために、合金塊の再溶解を6回繰り返して試料を作製した。
(実施例3~4および比較例4の作製と調査)
実施例2の合金組成をベースとして、合金中の質量比Ti/Nbの影響を調査するために、質量比Ti/Nbを変化させたCr基合金材料(実施例3~4および比較例4、A-6~A-8)を用意した。具体的には、表3に示す名目合金組成となるように、原料を混合し水冷銅ハース上のアーク溶解法(減圧Ar雰囲気中)により合金塊(直径34 mm、約50 g)を作製した。このとき、合金塊均質化のために、合金塊の再溶解を6回繰り返して試料を作製した。
作製した実施例3~4および比較例4の合金塊を切断・研磨した試料に対して、実験2と同様にして微細組織観察を行った。
図示は省略するが、実施例3~4の合金塊試料は、実施例2の試験評価用試料と比較すると、質量比Ti/Nbの増大に伴って粒状のNb炭化物相の析出数が増加する傾向が見られたが、基本的に実施例2の試験評価用試料(図14参照)と同様の微細組織が観察された。
一方、比較例4の合金塊試料の微細組織は、実施例2~4のそれらと差異が見られた。図16は、比較例4の合金塊試料の表面近傍の断面微細組織の一例を示すSEM観察像である。図16に示したように、粗大粒状のNb炭化物相(平均粒径が10μm超)が合金塊試料の表面領域(水冷銅ハースに直接接触していない表面領域、最終凝固領域)に偏在し、合金塊試料の内部領域でNb炭化物相の析出量が減少している様子が分かる。
このような微細組織になった要因としては、Nb炭化物相粒子中のTi含有率の増加によってNb炭化物相粒子の比重が小さくなることにより、母相の凝固中にNb炭化物相粒子が浮上した(最終凝固領域に押し出された)可能性が考えられる。このような組織形態は、耐摩耗性部材の表面を仕上げるために鋳造体の表面研削を行うと、表面近傍のNb炭化物相粒子を削り落とすため、最終的な耐摩耗性部材の表面(すなわち、鋳造体の内部領域)でのNb炭化物相の析出量制御を困難にすることから好ましくない。
上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実施例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。
10…被覆層、100…歯車機構、110…第一歯車、120…第二歯車、200…ローラーチェーン、210…チェーンプレート、220…チェーンピン、230…チェーンローラ、300…軸受装置、310…軸受内輪、320…軸受外輪、400…ポンプ装置、410…流路部材、420…羽根車、500…成形加工装置、510…金型、600…燃料噴射装置、610…燃料噴射弁、620…燃料噴射弁座体、700…バルブ装置、710…弁箱、720…弁棒、730…弁体、740…弁座、750…流路、800…バルブ装置、810…弁箱、820…弁体サポート、830…弁体、840…弁座、850a,850b…流路、900…バルブ装置、910…弁箱、920…弁棒、930…弁体、940…弁座、950a,950b…流路、960a…押圧ばね、960b…上部ばね受け、960c…下部ばね受け、1000…バルブ装置、1010…弁箱、1020…弁棒、1030…弁体、1040…弁座、1050a,1050b…流路。
Claims (11)
- Cr基合金材料を用いた耐摩耗性部材であって、
前記Cr基合金材料は、
40質量%超65質量%以下のCrと、
15質量%以上40質量%以下のNiと、
0質量%超30質量%以下のFeと、
5質量%以上16質量%以下のNbと、
0.1質量%以上0.9質量%以下のTiと、
0.6質量%以上2.5質量%以下のCと、
2質量%以下のMnと、
不純物と、を含む合金組成を有し、
前記Nbと前記Tiとの質量比Ti/Nbが0.063以下である、
ことを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項1に記載の耐摩耗性部材において、
前記Cr基合金材料は、フェライト相を主相とし、樹枝状および粒状の形態を有するNb炭化物相が合計4面積%以上30面積%以下で析出していることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項1又は請求項2に記載の耐摩耗性部材において、
前記合金組成は、前記Niの含有率が前記Feの含有率よりも高く、
前記Nbと前記Cとの質量比C/Nbが0.11以上0.16以下であり、
前記質量比Ti/Nbが0.0062以上であることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項1乃至請求項3のいずれか一項に記載の耐摩耗性部材において、
前記合金組成は、
0.1質量%以上5質量%以下のCu、
0.1質量%以上1質量%以下のSi、
0.02質量%以上0.3質量%以下のSn、および
0.005質量%以上0.05質量%以下のAlのうちの少なくとも一種を更に含むことを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項1乃至請求項4のいずれか一項に記載の耐摩耗性部材において、
前記耐摩耗性部材は、全体が前記Cr基合金材料で形成されたものであることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項1乃至請求項4のいずれか一項に記載の耐摩耗性部材において、
前記耐摩耗性部材は、前記Cr基合金材料からなる被覆層が金属基材の上に形成されたものであり、前記被覆層の表層領域が前記合金組成を有することを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項6に記載の耐摩耗性部材において、
前記被覆層の厚さが、2 mm以上20 mm以下であることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項6又は請求項7に記載の耐摩耗性部材において、
前記被覆層は、肉盛溶接層であることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項6乃至請求項8のいずれか一項に記載の耐摩耗性部材において、
前記金属基材は、鉄鋼材料からなることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 請求項1乃至請求項9のいずれか一項に記載の耐摩耗性部材において、
前記耐摩耗性部材は、摺動部材、転動部材またはバルブ部材であることを特徴とする耐摩耗性部材。 - 摺動部材、転動部材またはバルブ部材を有する機械装置であって、
前記摺動部材、前記転動部材または前記バルブ部材が、請求項1乃至請求項9のいずれか一項に記載の耐摩耗性部材であることを特徴とする機械装置。
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