(57)【要約】【課題】金属母材上に、耐食性および耐摩耗性に優れたサーメット層を形成可能な肉盛溶接に用いられる溶接棒を提供すること。【解決手段】サーメットからなる溶接棒であって、前記サーメットが、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含む硬質相粒子と、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％であることを特徴とする溶接棒を提供する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
サーメットからなる溶接棒であって、
前記サーメットが、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含む硬質相粒子と、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％であることを特徴とする溶接棒。
【請求項２】
直径が０．５〜５．０ｍｍφであり、長さが５０〜２００ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の溶接棒。
【請求項３】
請求項１または２に記載の溶接棒を製造する方法であって、
前記サーメットを形成するための原料粉末を、低融点バインダおよび有機溶剤とともに混合することで、スラリーを得る工程と、
前記スラリーを乾燥し、得られた乾燥物を造粒することで、造粒粒子を得る工程と、
前記造粒粒子に、前記低融点バインダよりも溶融温度の高い高融点バインダを添加し、前記高融点バインダを添加した造粒粒子をペレット化することで、ペレットを得る工程と、
前記ペレットを射出成形して射出成形体を得る工程と、
前記射出成形体を粉末冶金法により焼結する工程と、を備えることを特徴とする溶接棒の製造方法。
【請求項４】
前記低融点バインダがパラフィンワックスであることを特徴とする請求項３に記載の溶接棒の製造方法。
【請求項５】
前記高融点バインダがポリプロピレンであることを特徴とする請求項３または４に記載の溶接棒の製造方法。
【請求項６】
前記原料粉末が、Ｂを４．２〜６．５重量％、Ｍｏを３５〜５５重量％含有することを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載の溶接棒の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、各種溶接に用いられる溶接棒およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
各種機械設備や機械装置などに用いられる耐摩耗材料に対する要求は年々厳しくなっており、近年では、単に耐摩耗性が高いのみでなく、耐食性、耐熱性などに優れていることが求められている。
【０００３】
このような耐摩耗材料として、従来より、セラミックと金属との複合材料であるサーメットが検討されており、なかでも、ＷＣ基超硬合金が耐摩耗材料として幅広く用いられている。しかしながら、ＷＣ基超硬合金は比重が鋼材の約２倍程度と重く、さらには、２００℃以上の温度でＷＣの分解が発生し、硬度低下が引き起こされ、耐摩耗性が劣化してしまうという問題がある。
【０００４】
これに対し、特許文献１，２では、耐食性、および耐熱性に優れた耐摩耗材料として、Ｍｏ２ＦｅＢ２やＭｏ２ＮｉＢ２などの複硼化物を含有する硬質焼結合金が提案されている。特許文献１，２で提案されているＭｏ２ＦｅＢ２やＭｏ２ＮｉＢ２などの複硼化物を含有する硬質焼結合金は、耐食性、耐熱性、および耐摩耗性に優れていることから、樹脂射出成形部品や耐食・耐摩耗性を要求される摺動部材等へ広く展開されている。
【０００５】
このようなＭｏ２ＦｅＢ２やＭｏ２ＮｉＢ２などの複硼化物を含有する硬質焼結合金を製造する方法としては、粉末冶金法により複硼化物を含有する硬質焼結合金を焼結し、得られた焼結体を後加工する方法が一般的であるが、焼結炉のサイズの制限等の製造上の制約により、大きなサイズの構造物の製作は困難であり、また切削が困難なことから砥石研削により加工を行うため製造コストが高くなる等の問題がある。
【０００６】
これに対し、高速フレーム溶射法により、金属母材表面に複硼化物を含有するサーメット層を形成する方法も考えられるが、形成されるサーメット層の厚みが薄く、十分な耐摩耗性を得られない場合があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特公昭６０−５７４９９号公報
【特許文献２】特許第２６３１７９１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、このような実状に鑑みてなされ、その目的は、金属母材上に、耐食性、耐熱性および耐摩耗性に優れたサーメット層を形成するための肉盛溶接に用いられる溶接棒およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者等は、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含む硬質相粒子と、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなる結合相とからなり、かつ、硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％であるサーメットからなる溶接棒を用いて金属母材上に肉盛溶接することにより、耐食性、耐熱性および耐摩耗性に優れたサーメット層を金属母材上に形成できることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１０】
すなわち、本発明によれば、サーメットからなる溶接棒であって、前記サーメットが、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含む硬質相粒子と、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％であることを特徴とする溶接棒が提供される。
【００１１】
本発明の溶接棒は、直径が０．５〜５．０ｍｍφであり、長さが５０〜２００ｍｍであることが好ましい。
【００１２】
また、本発明によれば、上記いずれかの溶接棒を製造する方法であって、前記サーメットを形成するための原料粉末を、低融点バインダおよび有機溶剤とともに混合することで、スラリーを得る工程と、前記スラリーを乾燥し、得られた乾燥物を造粒することで、造粒粒子を得る工程と、前記造粒粒子に、前記低融点バインダよりも溶融温度の高い高融点バインダを添加し、前記高融点バインダを添加した造粒粒子をペレット化することで、ペレットを得る工程と、前記ペレットを射出成形して射出成形体を得る工程と、前記射出成形体を粉末冶金法により焼結する工程と、を備えることを特徴とする溶接棒の製造方法が提供される。
【００１３】
本発明の製造方法において、好ましくは、前記低融点バインダがパラフィンワックスである。
また、本発明の製造方法において、好ましくは、前記高融点バインダがポリプロピレンである。
さらに、本発明の製造方法において、好ましくは、前記原料粉末が、Ｂを４．２〜６．５重量％、Ｍｏを３５〜５５重量％含有する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の溶接棒によれば、これを用いて金属母材上に肉盛溶接をすることにより、耐食性、耐熱性および耐摩耗性に優れたサーメット層を金属母材上に良好に形成することができる。特に、本発明の溶接棒によれば、このような耐食性、耐熱性および耐摩耗性に優れたサーメット層を、短時間で、しかも、低コストで形成することができ、生産性の向上が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、リングオンディスク摩耗試験について説明するための図である。
【図２】図２は、リングオンディスク摩耗試験の結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の溶接棒について説明する。
本発明の溶接棒は、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含む硬質相粒子と、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％であるサーメットからなる。
【００１７】
＜硬質相粒子＞
本発明の溶接棒を構成するサーメットに含有される硬質相粒子は、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含み、溶接棒の硬度、すなわち耐摩耗性に寄与する。本発明の溶接棒において、硬質相粒子は、後述する結合相のマトリックス中に分散された状態で存在している。
【００１８】
Ｍｏ２ＦｅＢ２としては、Ｍｏの一部が、Ｗ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆなどの他の元素で置換されたものであってよく、さらには、Ｆｅの一部が、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｃｏなどの他の元素で置換されたものであってもよい。同様に、Ｍｏ２ＮｉＢ２としては、Ｍｏの一部が、Ｗ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆなどの他の元素で置換されたものであってよく、さらには、Ｎｉの一部が、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｖ，Ｃｏなどの他の元素で置換されたものであってもよい。
【００１９】
本発明の溶接棒を構成するサーメット中における、硬質相粒子の含有割合は、５０〜９５重量％であり、好ましくは５０〜７２重量％である。硬質相粒子の含有割合は、たとえば、原料中における、ＭｏおよびＢの割合を調整することにより制御することができる。硬質相粒子の含有割合が少なすぎると、耐摩耗性が低下するおそれがある。一方、多すぎると、結合相が不足してしまい、強度および耐熱衝撃性が低下するおそれがある。
【００２０】
＜結合相＞
本発明の溶接棒を構成するサーメットに含有される結合相は、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなり、上述した硬質相粒子を結合するためのマトリックスを形成する相である。本発明においては、上述した硬質相粒子がＭｏ２ＦｅＢ２を含有するものである場合には、結合相は、通常、Ｆｅ基合金からなり、また、上述した硬質相粒子がＭｏ２ＮｉＢ２を含有するものである場合には、結合相は、通常、Ｎｉ基合金からなる。さらに、結合相がＦｅ基合金からなる場合には、該合金としては、Ｆｅと、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ａｌから選択される少なくとも１種との合金が挙げられ、また、結合相がＮｉ基合金をからなる場合には、該合金としては、Ｎｉと、Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｆｅ，Ｓｉ，Ｍｎから選択される少なくとも１種との合金が挙げられる。
【００２１】
＜サーメットの組成＞
本発明の溶接棒を構成するサーメットの組成は、特に限定されないが、Ｂ（ホウ素）を、好ましくは４．２〜６．５重量％、より好ましくは５〜６重量％の範囲、Ｍｏ（モリブデン）を、好ましくは３５〜５５重量％、より好ましくは４０〜４８重量％の範囲で含有するものであることが好ましい。ここで、Ｂは、硬質相粒子となる複硼化物を形成するための元素であり、また、Ｍｏは、Ｂとともに、硬質相粒子となる複硼化物を形成するための元素であるとともに、Ｍｏの一部は結合相に固溶し、これにより耐食性を向上させる効果を有するものである。そのため、ＢおよびＭｏの含有量が少な過ぎると、溶接棒を構成するサーメット中における、硬質相粒子（Ｍｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２）の含有割合が低くなってしまい、耐摩耗性が低下するおそれがある。一方、ＢおよびＭｏの含有量が多過ぎると、溶接棒を構成するサーメット中における、結合相（Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金）の含有割合が低くなってしまい、溶接棒の靭性が低下したり、あるいは、製造中に折損し易くなるおそれがある。
【００２２】
なお、本発明の溶接棒を構成するサーメットが、硬質相粒子として、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２を含有し、結合相として、Ｆｅ基合金を含有するものである場合には、その組成は、Ｂ：４．２〜６．５重量％、Ｍｏ：３５〜５５重量％、Ｃｒ：０．５〜２５．０重量％、Ｎｉ：０〜１５重量％、Ｆｅ：残部であることが好ましい。また、これらに加えて、Ｗ、Ｃｏなど他の元素を含有していてもよい。
【００２３】
Ｆｅ（鉄）は、Ｂ，Ｍｏとともに、硬質相粒子となる複硼化物を形成するための元素であるとともに、結合相の主成分を構成する。Ｆｅ含有量が１０質量％未満の場合は、十分な液相が出現せず緻密な焼結体が得られず、強度の低下を招く。なお、Ｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｉ等のＦｅ以外の元素の合計量が９０重量％を越えてしまい、Ｆｅを１０重量％含有できない場合には、いうまでもなく、各元素の許容される重量％の範囲内において、その量を減じて、残部に１０重量％以上のＦｅを確保する。一方、多すぎると、耐摩耗性および耐食性が低下するおそれがある。
【００２４】
Ｎｉ（ニッケル）およびＣｒ（クロム）は、いずれも本発明の溶接棒を構成するサーメットの耐食性および耐酸化性を向上させる効果を示す。また、ＮｉとＣｒを組み合わせて使用（複合含有）することで、結合相をマルテンサイト、フェライト、オーステナイトおよびこれらの混相組織に任意に制御することにより、機械的特性および耐摩耗性を低減することなく、用途に応じた耐食性、耐熱性および非磁性化の付与が可能である。
【００２５】
あるいは、本発明の溶接棒を構成するサーメットが、硬質相粒子として、複硼化物としてのＭｏ２ＮｉＢ２を含有し、結合相として、Ｎｉ基合金を含有するものである場合には、その組成は、Ｂ：４．２〜６．５重量％、Ｍｏ：３５〜５５重量％、Ｃｒ：７．５〜１５重量％、Ｖ：０．１〜１０重量％、Ｎｉ：残部であることが好ましい。また、これらに加えて、Ｗ、Ｃｏなど他の元素を含有していてもよい。
【００２６】
Ｎｉは、ＢおよびＭｏ同様に、複硼化物を形成するために必要な元素である。また、結合相を構成する主な元素であり、優れた耐食性に寄与する。Ｎｉ含有量が１０重量％未満の場合は、十分な液相が出現せず緻密な焼結体が得られず、強度の低下を招く。なお、Ｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ等のＮｉ以外の元素の合計量が９０重量％を越えてしまい、Ｎｉを１０重量％含有できない場合には、いうまでもなく、各元素の許容される重量％の範囲内において、その量を減じて、残部に１０重量％以上のＮｉを確保する。
【００２７】
Ｃｒは、複硼化物中のＮｉと置換固溶し、複硼化物の結晶構造を正方晶に安定化させる効果を有する。また添加したＣｒは、結合相中にも固溶し、サーメットの耐食性、耐摩耗性、高温特性、および機械的特性を大幅に向上させる。Ｃｒ含有量が多くなりすぎると、Ｃｒ5 Ｂ3 などの硼化物を形成し、強度が低下する。
【００２８】
また、Ｖ（バナジウム）は、硬質相粒子となる複硼化物中のＮｉと置換固溶し、複硼化物の結晶構造を正方晶に安定化させる効果を有する。また、Ｖの一部は、結晶相にも固溶し、これにより耐食性、耐摩耗性、高温特性、および機械的特性を向上させる効果を有する。Ｖの含有量が少なすぎると、Ｖの添加効果が得難くなり、一方、多すぎると、ＶＢなどの硼化物を形成してしまい、機械的強度が低下してしまう。
【００２９】
＜溶接棒の形状＞
本発明の溶接棒の形状は、特に限定されず、適用する溶接方法に応じて適宜決定すればよいが、その直径が０．４５〜５．０ｍｍφであることが好ましく、より好ましくは０．５〜１．０ｍｍφである。溶接棒の直径が小さ過ぎると、溶接棒を製造する際に、射出成形での製造が困難となり、良好な射出成形体（溶接棒）を得ることができなくなるおそれがある。一方、溶接棒の直径が大き過ぎると、溶接棒を用いて肉盛溶接を行う際に、溶接棒を溶融させるために多大な熱エネルギーが必要となってしまい、サーメット層の形成に要するコストが増大してしまうおそれがある。
【００３０】
また、本発明の溶接棒の長さは、好ましくは５０〜２００ｍｍであり、より好ましくは１００〜２００ｍｍである。溶接棒の長さが短過ぎると、溶接棒を用いて肉盛溶接を行う際に、肉盛溶接を良好に行なうことができなくなるおそれがある。一方、溶接棒の長さが長過ぎると、溶接棒を製造する際に、射出成形での製造が困難となり、良好な射出成形体（溶接棒）を得ることができなくなるおそれがある。
【００３１】
＜溶接棒の硬度＞
本発明の溶接棒の硬度は、特に限定されないが、本発明の溶接棒を用いて肉盛溶接した場合に得られるサーメット層の硬度、特に、得られるサーメット層の最表層のロックウェル硬度（ＨＲＡ）が好ましくは８０以上、より好ましくは８４以上となるような硬度を有するものであることが好ましい。なお、本発明において、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）は、たとえば、圧子として１２０°ダイアモンド円錐圧子を用い、荷重６０ｋｇ・ｆの条件で測定することができる（以下においても、同様。）。
【００３２】
ここで、本発明の溶接棒を用いて得られるサーメット層やサーメット焼結体などのロックウェル硬度と、耐摩耗性との関係について、図１、図２を参照しながら説明する。図１は、リングオンディスク摩耗試験について説明するための図であり、図２は、リングオンディスク摩耗試験の結果を示す図である。図１に示すように、リングオンディスク摩耗試験は、ディスク形状の試料１０およびリング形状の試料２０をそれぞれ準備し、リング形状の試料２０を所定の荷重でディスク形状の試料１０に押し付けた状態で、リング形状の試料２０を所定の速度で所定時間回転させ、このときの摩耗減量を測定することで、耐摩耗性評価する試験である。リングオンディスク摩耗試験においては、ディスク形状の試料１０およびリング形状の試料２０の摩耗減量が少ないほど、耐摩耗性に優れていると評価することができる。
【００３３】
そして、図２に示すように、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が、それぞれ８１，８４，７８である各試料について、図１に示すリングオンディスク摩耗試験を行った結果、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が、８０以上である場合には、ディスク形状の試料１０およびリング形状の試料２０の摩耗減量は比較的少なくなる一方で、８０未満となると、摩耗減量が比較的多くなる結果となることが、本発明者等による実験により明らかとなった。そのため、耐摩耗性の観点より、本発明の溶接棒は、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が好ましくは８０以上、より好ましくは８４以上となるサーメット層を与えることのできるものであることが好ましい。なお、図２に示すリングオンディスク摩耗試験の結果は、リング形状の試料２０を所定の荷重でディスク形状の試料１０に押し付ける際の荷重：２００ｋｇ・ｆ、リング形状の試料２０の回転数：３７０ｒｐｍ、試験時間：２０分の条件で測定した際のデータである。
【００３４】
また、本発明者等の知見によると、本発明の溶接棒のようなサーメットからなる溶接棒を用いて肉盛溶接を行なった場合には、肉盛溶接により拡散が起こるため、得られるサーメット層は、溶接棒の状態と比較して特性が変化する場合があり、たとえば、得られるサーメット層の硬度は、溶接棒の硬度よりも低くなる傾向にある。そのため、得られるサーメット層の最表層のロックウェル硬度（ＨＲＡ）が好ましくは８０以上、より好ましくは８４以上となるように、本発明の溶接棒のロックウェル硬度（ＨＲＡ）が、好ましくは８３以上、より好ましくは８５以上、さらに好ましくは８７以上であることが好ましい。また、本発明の溶接棒のロックウェル硬度（ＨＲＡ）の上限は、特に限定されないが、好ましくは９２以下、より好ましくは９０以下である。ロックウェル硬度が高すぎると、靭性が低下し、溶接棒が折損する場合がある。
【００３５】
本発明によれば、溶接棒を構成するサーメット中における、硬質相粒子の含有割合を、好ましくは５０〜９５重量％であり、より好ましくは５０〜７２重量％とすることにより、そのロックウェル硬度を上記範囲とすることができる。特に、本発明によれば、たとえば、溶接棒を構成するサーメット中における、ＢおよびＭｏの含有割合を、従来公知のサーメット焼結体中における含有割合や、高速フレーム溶射法により得られるサーメット層中における含有割合よりも比較的多い量、すなわち、Ｂの含有割合を４．２〜６．５重量％、特に５〜６重量％、Ｍｏの含有割合を３５〜５５重量％、特に４０〜４８重量％とすることにより、溶接棒を構成するサーメット中における、硬質相粒子の含有割合を上記範囲とすることができ、これにより、溶接棒のロックウェル硬度を上記範囲とすることができる。
【００３６】
＜溶接棒の製造方法＞
次いで、本発明の溶接棒の製造方法について、説明する。
まず、本発明の溶接棒を構成するサーメットを形成するための原料粉末を準備する。原料粉末としては、溶接棒を構成するサーメットを形成する各元素の含有割合が所望の組成比となるように、準備すればよい。
【００３７】
次いで、準備した原料粉末に、低融点バインダを添加したものをアセトンなどの有機溶剤中に分散してボールミルなどの粉砕混合手段を用いて数十時間粉砕混合し、原料粉末を所定の粒径に微粉化することで、原料粉末のスラリーを得る。
【００３８】
ここで、低融点バインダは、原料粉末をボールミルを用いて粉砕混合する際に、粉末表面を被覆して酸化を抑制するとともに、粉砕混合した微細粉末を造粒して成形加工を容易にするために、添加するバインダであり、その融点が１００℃未満のものが好ましく、４５〜９０℃のものがさらに好ましい。また、低融点バインダは、分解温度が２００〜３００℃のものが好ましい。このような低融点バインダとしては、パラフィンワックスが好適に挙げられる。なお、低融点バインダの添加割合は、全バインダ（低融点バインダと後述する高融点バインダとの合計）に対して、３０〜６０体積％とすることが好ましい。低融点バインダの添加割合が少な過ぎると、後述する脱脂工程を行なった際に、膨れやひびが入り、機械的特性や寸法精度が低下するという問題が生じるおそれがある。一方、低融点バインダの添加割合が多過ぎると、後述する射出成形工程を行った際に、試料取り出し時に変形しやすいという問題が生じる場合がある。
【００３９】
次いで、上記にて得られた原料粉末のスラリーを、窒素雰囲気中で乾燥し、得られた乾燥物をスパルタンリューザーなどの造粒手段を用いて造粒することで造粒粒子を得る。
【００４０】
次いで、得られた造粒粒子に、高融点バインダを添加し、撹拌混合機を用いて、高融点バインダの溶融温度以上、かつ分解温度未満の温度に加熱しながら数時間混練してコンパウンドとした後、冷却・固化し、固化したものを粉砕して射出成形用のペレットとする。
【００４１】
ここで、高融点バインダとしては、上述した低融点バインダよりも溶融温度が高いバインダであればよく特に限定されないが、その融点が１００℃以上のものが好ましく、１００〜１８０℃であるものがより好ましい。なお、明確な融点を持たない非晶性の樹脂である場合には、流動温度が１００〜１８０℃のものを使用することができる。また、高融点バインダは、分解温度が３００〜４００℃のものが好ましい。このような高融点バインダとしては、ポリオレフインが好ましく、中でも、アタクチックポリプロピレンが特に好ましく用いることができる。なお、高融点バインダの添加割合は、全バインダ（上述した低融点バインダと高融点バインダとの合計）に対して、４０〜７０体積％とすることが好ましい。高融点バインダの添加割合が少な過ぎると、後述する射出成形工程を行った際に、試料取り出し時に変形しやすいという問題が生じる場合がある。一方、高融点バインダの添加割合が多過ぎると、後述する脱脂工程を行なった際に、膨れやひびが入り、機械的特性や寸法精度が低下するという問題が生じるおそれがある。
【００４２】
次いで、得られた射出成形用のペレットを用いて、高融点バインダの溶融温度以上、かつ分解温度未満の温度に加熱した射出成形機を用い、ペレットを加熱溶融して所定の圧力をかけ、低融点バインダの溶融温度未満に加熱した金型に射出充填することで、所定の溶接棒の形状を有する射出成形体を得る。なお、本発明において、射出成形の圧力は、好ましくは６０〜１２０ＭＰａであり、より好ましくは６０〜８０ＭＰａである。射出成形の圧力が低過ぎると、金型に十分に充填されないおそれがある。一方、射出成形の圧力が高過ぎると、過充填となり、成形品にバリが発生するおそれがある。また、射出成形を行なう際におけるペレットの加熱温度は、好ましく８０〜１５０℃であり、より好ましくは９０〜１２０℃である。ペレットの加熱温度が低過ぎると、高融点バインダ未溶融により射出成形が困難になるおそれがある。一方、ペレットの加熱温度が高過ぎると、ノズル先端でのドローリング（樹脂漏れ）が発生するおそれがある。そして、得られた射出成形体を焼結用のチャンバーに装填し、同一チャンバー内で、後述する低融点バインダの除去、高融点バインダの除去、粒子表面酸化物の還元、および液相焼結からなる一連の工程を実施する。
【００４３】
次いで、得られた射出成形体を焼結用のチャンバーに装填し、チャンバー内を大気圧以下に減圧しつつ窒素ガスを流入させながら低融点バインダの分解温度（ガス化温度）以上、かつ高融点バインダの分解温度（ガス化温度）未満の温度に加熱し、数時間保持して造粒粒子の表面に付着した低融点バインダを除去する。なお、低融点バインダとしてパラフィンワックスを用いた場合は、加熱温度は、２００〜３００℃とすることが好ましい。
【００４４】
次いで、低融点バインダを除去した後、引き続いてチャンバー内を大気圧以下に減圧しつつ窒素ガスを流入させながら高融点バインダの分解温度（ガス化温度）以上に加熱し、数時間保持して造粒粒子の表面に残存付着した高融点バインダを除去する。なお、高融点バインダとしてアタクチックポリプロピレンを用いた場合は、加熱温度は３００〜５００℃とすることが望ましい。
【００４５】
次いで、射出成形体中の高融点バインダを除去した後、チャンバー内を、１×１００Ｐａ以下の真空状態とし、射出成形体を、原料粉末の焼結が生じる温度以下の温度（たとえば、９５０〜１１５０℃）まで昇温させた後、さらに数時間〜１０時間未満保持することにより、射出成形体を構成する原料粉末表面に存在する酸化物を還元する処理を行なう。本発明においては、得られた射出成形体中の金属粒子や合金粒子の原料粉末表面には、原料粉末の粉砕混合、造粒、コンパウンド作製および射出成形等の各工程で、摩擦や外部加熱により酸化物が形成されており、この酸化物は還元雰囲気中における焼結工程で大半が還元される一方で、還元されずに酸化物のまま残存してしまう成分もある。そのため、本発明では、上述したように、射出成形体中の金属粒子や合金粒子の焼結が生じる温度以下で一定時間保持して酸化物を還元することが好ましい。そして、このような酸化物を還元する処理を行なうことにより、上述した低融点バインダ除去および高融点バインダ除去の処理を行った後もごくわずかに残存付着している低融点バインダおよび高融点バインダを、原料粉末の液相が出現する前に完全に除去することができる。
【００４６】
特に、このような酸化物を還元する処理を行なわずに、液相が生じる温度まで昇温して焼結した場合には、焼結体の寸法がばらついて十分な寸法精度が得られなかったり、あるいは、十分な機械的特性を得られない場合があり、これに対して、このような酸化物を還元する処理を行なうことで、このような不具合の発生を有効に防止できるものである。
【００４７】
そして、酸化物を還元する処理を行なった後、チャンバー内を、１×１００Ｐａ以下の真空状態に保持し、液相が生成する温度（焼結温度）まで昇温し、数十分〜１時間保持することで焼結を行なうことにより、本発明の溶接棒を製造することができる。なお、この際の焼結温度は、１２００〜１３００℃の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
本発明の溶接棒は、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２またはＭｏ２ＮｉＢ２を含む硬質相粒子と、Ｆｅ基合金またはＮｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％であるサーメットからなるものである。そのため、本発明の溶接棒によれば、これを用いて金属母材上に肉盛溶接をすることにより、耐食性、耐熱性および耐摩耗性に優れたサーメット層を良好に形成することができる。特に、本発明の溶接棒によれば、このような耐食性、耐熱性および耐摩耗性に優れたサーメット層を、短時間で、しかも、低コストで形成することができ、生産性の向上が可能となる。そして、このようにして得られる金属母材上にサーメット層を形成してなる材料は、たとえば、射出成形機用の部材、各種摺動部材、冷間鍛造工具、熱間鍛造工具、化学プラントなどの高負荷であり、かつ、腐食性が厳しい環境下においても優れた耐久性を実現可能な耐摩耗材料として好適に用いることができる。また、本発明の溶接棒は、プラズマ肉盛溶接装置（ＰＴＡ）を用いた肉盛溶接の他、レーザー溶接、電気アーク溶接、ＴＩＧ溶接、あるいはＭＩＧ溶接等を行う装置を用いた肉盛溶接など種々の肉盛溶接技術に適用することができる。
【実施例】
【００４９】
以下に、実施例を挙げて、本発明についてより具体的に説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。
【００５０】
＜実施例１＞
配合組成が、Ｂ：６．４４重量％、Ｍｏ：５３．１９重量％、Ｃｒ：７．６８重量％、Ｎｉ：１．４３重量％、Ｆｅ：残部となるように、原料粉末を配合し、次いで、原料粉末１００重量部に対して、５重量部の低融点バインダとしてのパラフィンワックスを加え、これをアセトン中で、振動ボールミルを用いて２０時間湿式混合粉砕を行なうことにより、原料粉末のスラリーを得た。
【００５１】
次いで、得られた原料粉末のスラリーを、窒素雰囲気中で、９５℃、８時間乾燥し、得られた乾燥物を、スパルタンリューザーを用いて造粒することで、造粒粒子を得た。そして、この造粒粒子に、高融点バインダとしてのアタクチックポリプロピレンを添加し、撹拌混合機を用いて１５０℃に加熱しながら４時間混練してコンパウンドとした後、常温まで冷却し、粉砕して射出成形用ペレットとした。
【００５２】
次いで、射出成形機を用いて７０ＭＰａの圧力をかけ、４５℃に加熱した金型（内寸：０．８ｍｍφ×１２５ｍｍ）中に、上記にて得られた射出成形用ペレットを１００℃に加熱した状態で投入し、棒状の射出成形体を得た。
【００５３】
そして、得られた棒状の射出成形体を焼結用のチャンバーに装填し、チャンバー内を、１×１０３Ｐａに減圧しつつ窒素ガスを流入させながら２℃／分の昇温速度で２５０℃まで昇温して２時間保持し、造粒粒子の表面に付着したパラフィンワックスを除去した。そして、これに引き続き、チャンバー内を１×１０３Ｐａに減圧しつつ窒素ガスを流入させながら２℃／分の昇温速度で４００℃まで昇温して２時間保持し、造粒粒子の表面に付着したアタクチックポリプロピレンを除去した。
【００５４】
次いで、チャンバー内を、１×１００Ｐａ以下の減圧状態とした後、１０℃／分の昇温速度で１０００℃まで昇温させ、その後１℃／分の昇温速度で１１５０℃に昇温させて、１時間保持する還元処理を施した。
【００５５】
さらに、１℃／分の昇温速度で１１５０℃まで昇温させ、次いで５℃／分の昇温速度で１２２０℃まで昇温させ、１０分間保持して液相焼結した後、加熱を停止してチャンバー中で常温まで冷却することで、直径０．５ｍｍφ、長さ１００ｍｍのサーメット焼結体からなる溶接棒を得た。
【００５６】
そして、上記にて得られた溶接棒について、硬質相粒子の含有割合、およびロックウェル硬度（ＨＲＡ）の測定を行なった。また、上記にて得られた溶接棒を用い、金属母材としてのＳＣＭ４４０上に、プラズマ肉盛溶接装置（ＰＴＡ）を用いて、溶接棒を溶解させることで、肉盛溶接によりサーメット層を形成し、得られたサーメット層の最表層について、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）の測定を行なった。
【００５７】
溶接棒を構成するサーメット中における、硬質相粒子の含有割合は、次の方法により、行なった。すなわち、まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、溶接棒の任意の表面について、反射電子像の撮影を行い、得られた反射電子像について、硬質相粒子が白色となり、結合相部分が黒色となるように２値化処理を行なった。次いで、２値化処理を行なった反射電子像を用いて、画像解析装置により、硬質相粒子の面積の測定を行い、硬質相粒子の面積から（結合相および硬質相粒子の比重を考慮した上で）硬質相粒子の含有割合を求めた。
【００５８】
また、溶接棒およびサーメット層の最表層のロックウェル硬度（ＨＲＡ）は、ロックウェル硬度計（圧子：１２０°ダイアモンド円錐圧子）を用いて、荷重６０ｋｇ・ｆの条件で測定した。
【００５９】
＜実施例２〜１８＞
配合組成が、それぞれ表１に示す組成となるように配合した原料粉末を用いた以外は、実施例１と同様にして、サーメット焼結体からなる溶接棒を得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
【００６０】
＜比較例１〜５＞
配合組成が、それぞれ表１に示す組成となるように配合した原料粉末を用いた以外は、実施例１と同様にして、サーメット焼結体からなる溶接棒を得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
【００６１】
【表１】
2014223630.tif 000002
【００６２】
表１に示すように、溶接棒を構成するサーメットとして、Ｍｏ２ＦｅＢ２からなる硬質相粒子を含み、該硬質相粒子の含有割合が５０〜９５重量％である実施例１〜１８においては、該溶接棒を用いて肉盛溶接することにより得られたサーメット層の最表層のロックウェル硬度（ＨＲＡ）が、いずれも８０以上となり、いずれも耐摩耗性に優れるものであった（たとえば、図２参照）。また、実施例１〜１８において得られたサーメット層は、Ｍｏ２ＦｅＢ２からなる硬質相粒子を含むものであるため、耐摩耗性に加えて、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２が本来有する耐食性および耐熱性にも優れるものであった。
【００６３】
一方、溶接棒を構成するサーメット中における、硬質相粒子の含有割合が５０％未満である比較例１〜５においては、該溶接棒を用いて肉盛溶接することにより得られたサーメット層の最表層のロックウェル硬度（ＨＲＡ）が、いずれも８０未満となり、いずれも耐摩耗性に劣るものであった（たとえば、図２参照）。
【符号の説明】
【００６４】
１０…ディスク形状の試料
２０…リング形状の試料
【図１】
2014223630.tif 000003
【図２】
2014223630.tif 000004