(57)【要約】  熱処理していない状態の耐摩耗性の高クロム白鋳鉄は、実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有する。この白鋳鉄は、少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、これらは互いの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって白鋳鉄には実質的にクラックが存在していない。この白鋳鉄は、鋳造された状態であるか、または充分堆積されたハードフェイシングであり得る。
2008518099.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐摩耗性の高クロム白鋳鉄であって、熱処理されていない状態において実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有し、少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、前記マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤とがそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって実質的にクラックを含まない高クロム白鋳鉄。
【請求項２】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、ケイ素、ホウ素およびその組合せから選択される、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項３】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、０．２５〜３．５％のレベルのケイ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項４】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、０．５〜３．２５％のレベルのケイ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項５】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、約２％までのレベルのホウ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項６】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、約１％までのレベルのホウ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項７】
前記少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤が、マンガン、ニッケル、銅およびモリブデンから選択される、請求項１〜６いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項８】
前記少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤として、マンガン、ニッケルおよび銅の各々に関しては４〜１２％のレベルで存在し、炭化物へのモリブデンの一部取り込みを許容後のモリブデンは有効当量で存在する、請求項７に記載の白鋳鉄。
【請求項９】
前記少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤として、マンガン、ニッケルおよび銅の各々に関しては４〜８％のレベルで存在し、炭化物へのモリブデンの一部取り込みを許容後のモリブデンは有効当量で存在する、請求項７に記載の白鋳鉄。
【請求項１０】
前記白鋳鉄が鋳放し状態であり、前記それぞれのレベルによって均衡が達成され、これによって該白鋳鉄には実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物間の界面にマルテンサイトが存在しない、請求項１〜９いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１１】
前記白鋳鉄は溶接堆積によって基材上に付与されるハードフェイシングを含み、前記ハードフェイシングは実質的に格子縞状クラックを含まない、請求項１〜９いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１２】
マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤との間の効果の均衡は、前記微細構造のＭ７Ｃ３炭化物が比較的低レベルの炭化物粒子間の相互連結性を生じさせるものである、請求項１１に記載の白鋳鉄。
【請求項１３】
前記低レベルの相互連結性は前記微細構造が枝分かれした炭化物粒子を実質的に含まずかつ前記それぞれのレベルが均衡を達成するようなものであり、それによって該白鋳鉄はオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の間の界面にマルテンサイトを実質的に含まない、請求項１２に記載の白鋳鉄。
【請求項１４】
前記白鋳鉄は亜共晶組成であり、前記界面は、初晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間および共晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間の界面を含む、請求項１〜１３いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１５】
前記白鋳鉄は共晶組成であり、前記界面は、共晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間に存在する、請求項１〜１３いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１６】
前記白鋳鉄は過共晶組成であり、前記界面は、初晶Ｍ７Ｃ３炭化物と共晶オーステナイトの間および共晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間の界面を含む、請求項１〜１３いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１７】
前記白鋳鉄は、１．０〜３．０％のＣ、１８．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１４いずれか１項に従属する請求項１４に記載の白鋳鉄。
【請求項１８】
前記白鋳鉄は、２．５〜４．０％のＣ、１８．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、各々１０％までのＮｂとＶの少なくとも一方、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１４いずれか１項に従属する請求項１４に記載の白鋳鉄。
【請求項１９】
前記白鋳鉄は、３．０〜４．０％のＣ、１５．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１４いずれか１項に従属する請求項１５に記載の白鋳鉄。
【請求項２０】
前記白鋳鉄は、４．２５〜４．７５％のＣ、１５．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、各々１０％までのＮｂとＶの少なくとも一方、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１４いずれか１項に従属する請求項１５に記載の白鋳鉄。
【請求項２１】
前記白鋳鉄は、４．０〜５．０％のＣ、２０．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１４いずれか１項に従属する請求項１６に記載の白鋳鉄。
【請求項２２】
前記白鋳鉄は、５．０〜６．０％のＣ、２０．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、各々１０％までのＮｂとＶの少なくとも一方、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１４いずれか１項に従属する請求項１６に記載の白鋳鉄。
【請求項２３】
少なくとも２種類のオーステナイト安定化剤が存在し、合わせたオーステナイト安定化剤のレベルが約２０％を超えない、請求項７または８に記載の白鋳鉄。
【請求項２４】
少なくとも２種類のオーステナイト安定化剤が存在し、合わせたオーステナイト安定化剤のレベルが約１６％を超えない、請求項７または８に記載の白鋳鉄。
【請求項２５】
実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有する鋳物を製造するように高クロム白鋳鉄の融液が鋳込まれて冷却され、前記融液は少なくとも１種類のマルテン
サイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、前記マルテンサイト促進剤と前記オーステナイト安定化剤はそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって鋳物が実質的にクラックを含まない、耐摩耗性の高クロム白鋳鉄鋳物の製造方法。
【請求項２６】
実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有するハードフェイシングを基材上に形成するように高クロム白鋳鉄の材料が溶接堆積によって基材に付与されて冷却され、前記白鋳鉄は少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、前記マルテンサイト促進剤と前記オーステナイト安定化剤はそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによってハードフェイシングが実質的にクラックを含まない、耐摩耗性の高クロム白鋳鉄ハードフェイシングの製造方法。
【請求項２７】
前記融液は、請求項２〜９いずれか１項に記載の白鋳鉄のものである、請求項２５または２６に記載の方法。
【請求項２８】
少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤との間の効果の均衡によって、改善された破壊靱性を有する白鋳鉄がもたらされる、請求項２５〜２７いずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
発明の分野
本発明は、部品のハードフェイシングに適し、また完成品の直接鋳造にも適し、破壊靱性の改善を可能にする耐摩耗性の高クロム白鋳鉄に関する。
【背景技術】
【０００２】
発明の背景
クロム白鋳鉄、特に高クロム白鋳鉄は、非常に硬いＭ７Ｃ３炭化物（ＭはＦｅ、ＣｒまたはＣｒ、Ｆｅであるが、組成に応じてＭｎまたはＮｉのような少量の他の元素を含み得る）を含有する結果として摩耗に抵抗性である。耐摩耗性の高クロム白鋳鉄は、亜共晶、共晶または過共晶であり得る。
【０００３】
亜共晶クロム白鋳鉄は約３．０％までの炭素を有し、その微細構造はＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトとの共晶混合物の母相中にオーステナイトの初晶樹枝状晶を含有する。共晶白鋳鉄は約３．０％〜約４．０％の炭素を有し、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトとの共晶混合物の微細構造を有する。過共晶クロム白鋳鉄は約３．５％〜約５．０％の炭素を有するが、その微細構造はＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトとの共晶混合物の母相中に初晶Ｍ７Ｃ３炭化物を含有する。各場合において、摩耗特性を有する合金をもたらすのは、共晶炭化物または初晶炭化物のいずれかとしてのＭ７Ｃ３炭化物の存在である。亜共晶白鋳鉄に比べて、過共晶白鋳鉄は硬質で耐摩耗性のＭ７Ｃ３炭化物の高い体積分率を有すると考えられ、したがって多くのハードフェイシング用途にしばしば好ましい合金である。しかしながら、過共晶白鋳鉄は、冷却中の応力励起クラック発生により、一般的に鋳造には好ましくない。
【０００４】
当該技術分野において、過共晶高クロム白鋳鉄で得られる耐摩耗性の増大に伴い、対応する破壊靱性の低下が広く認識されている。高クロム白鋳鉄は、採鉱や鉱物処理産業において、耐摩耗性は必要とされるが比較的低い破壊靱性が許容され得る用途に広く用いられている。しかしながら、低い破壊靱性が許容されてきていない他の用途がある。これは、過共晶高クロム白鋳鉄が今まで使用可能ではなく、これに対処するために種々の試みがなされてきたことを意味する。
【０００５】
主に亜共晶と過共晶の両組成の高クロム白鋳鉄に関するオーストラリア特許出願ＡＵ−Ａ−２８８６５／８４の背景技術の欄には、耐摩耗性と破壊靱性を併せ持つ鋳物のための満足な過共晶白鋳鉄合金を開発する試みの多数の失敗例が記載されている。ＡＵ−Ａ−２８８６５／８４にはまた、亜共晶組成を開発する種々の試みが記載されており、相反する耐摩耗性と破壊靱性の課題に対して考えられ得る解決策を提供するものとして、当該技術分野において適切なハードフェイシング合金を開発する試みを引用している。しかしながら、ＡＵ−Ａ−２８８６５／８４は、実際には、主として鋳造組成物を鋳造複合体として形成し（すなわち、好ましい合金を冶金学的に基材に結合させて構成された複合体部品を作製し）、そして鋳造合金冷却の際に起こり得るクラック発生の回避を促して、鋳造組成物のクラック発生の問題を解決している。実際、ＡＵ−Ａ−２８８６５／８４は、複合体鋳物において７５ミクロン以下の平均断面寸法の初晶Ｍ７Ｃ３炭化物の生成を確実にすることによって、４．０ｗｔ％より多い炭素を有する過共晶鋳物に伴う低破壊靱性とクラック発生の不利点を克服することを追求し、そうするための種々の機構を示唆している。すなわち、ＡＵ−Ａ−２８８６５／８４は、複合体部品を形成しかつ合金自体内の初晶Ｍ７Ｃ３炭化物の大きさを制限することによって問題を克服することを目的としている。
【０００６】
また、米国特許第５，８０３，１５２号は、初晶炭化物の核生成を最大限にして破壊靱性のみならず耐摩耗性の増大を可能にするために、特に厚い断面の過共晶白鋳鉄鋳物の微細構造を精密にすることを追求している。この精密化は、溶融金属を鋳造操作のために注入している時に、微粒状材料を該金属の流れに導入することによりなされる。微粒状材料は、溶融金属から熱を取って過冷却し、液相線温度と固相線温度との間の初晶相凝固範囲にもたらすものである。
【０００７】
ハードフェイシング合金において破壊靱性を改善するための以前の試みに関連して、米国特許第６，３７５，８９５号においては、ハードフェイシング用のほとんどの先行技術高クロム白鋳鉄は、溶接したままの状態では多かれ少なかれ密な網目状クラックまたは格子縞状クラック（これを回避するよう注意しても）を常に示すことが指摘されている。ＵＳ６，３７５，８９５において、軟質オーステナイト母相（約３００〜６００  Ｂｒｉｎｅｌｌ硬度数（ＢＨＮ））中における類似の硬度（約１７００  ＢＨＮ）の初晶炭化物は、溶融状態から冷却する際に収縮クラックを引き起こすことが示されている。ＵＳ６，３７５，８９５によって提供される解決策は、特定の合金組成、ハードフェイシングする母材部品の予備加熱、およびその後の冷却計画の採用であり、これによって微細構造内における実質的なマルテンサイトの存在と合金全体における一貫した硬度（約４５５  ＢＨＮ〜５１２  ＢＨＮ）を確実にする。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、実質的にクラックのないハードフェイシング合金として鋳造または使用され得る耐摩耗性の高クロム白鋳鉄を提供することである。鋳物の作製に用いられる場合、本発明の白鋳鉄は、複合体部品の形成または複雑な鋳造技術の使用を必要としない。また、高価な予備加熱技術の使用は、ハードフェイシングにその白鋳鉄を使用するために必要ではない。
【０００９】
発明の概要を示す前に、先行技術の先の記載は、背景を示す目的のみのために提供されていることが認識されるべきである。この先行技術に対する言及は、考慮された文献のいずれの開示内容も、周知であることまたはオーストラリアもしくは他国において一般常識の範囲に含まれることを認容するものとみなされるべきではない。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明の概要
本発明者は、初めて、耐摩耗性の高クロム白鋳鉄が有する破壊靱性の問題の原因を認識した。本発明者は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面にマルテンサイトの薄層の存在を認識し、また、このマルテンサイト薄層がクラック発生を可能にするか、または少なくともクラックを開始させることも認識した。これは、Ｍ７Ｃ３炭化物が初晶炭化物であってオーステナイトが共晶母相のものであるか、またはＭ７Ｃ３炭化物が共晶炭化物であってオーステナイトが共晶のものもしくは該当する場合にはオーステナイトが初晶オーステナイトであるかのいずれかに当てはまる。したがって、該知見は、鋳物の作製における使用のための亜共晶、共晶および過共晶の高クロム白鋳鉄に当てはまる。該知見はまた、溶接堆積に用いられる共晶合金および過共晶合金、ならびに溶接堆積に用いられる（すべてではないが）多くの亜共晶合金に当てはまる。
【００１１】
さらに、本発明者によって、このマルテンサイトの薄層は通常は１ミクロン厚未満であるが数ミクロン厚までになる場合もあり、または数ナノメートルほどの薄さでもあり得ることが確認された。この層は、炭化物に関して完全には連続的でないこともあり、厚さが均一でないこともある。かかる層はもちろん、通常、電子顕微鏡などを用いてのみ見ることができる。
【００１２】
我々の知見によれば、マルテンサイトの薄層の存在は、通常では高クロム白鋳鉄において、Ｍ７Ｃ３炭化物に隣接するオーステナイト中のクロムと炭素の含有量の減少、およびＭ７Ｃ３炭化物に隣接するオーステナイト中においてマルテンサイトの生成傾向を増大させるケイ素含有量の影響から生じる。
【００１３】
説明すると、ハードフェイシング中に形成された溶接堆積部は、溶接凝固後の冷却中の収縮による残留引張応力にさらされる。我々は、Ｍ７Ｃ３炭化物に隣接する薄くて硬い脆性マルテンサイト層がクラックを生じてこれらの引張応力を解放することを見出した。このマルテンサイト薄層の非存在下では、より軟質のオーステナイトが変形して残留引張応力に適応することができ、クラック開始を防止してクラック伝搬を最小限にするが、この場合でもある程度の微小クラックは依然として発生する。
【００１４】
本発明者はさらに、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるマルテンサイトだけが鋳物および溶接堆積されたハードフェイシングのクラック発生の原因ではないことを見出した。さらなる主要な原因は（本明細書において後に詳述）、高レベルの相互連結性を有するＭ７Ｃ３炭化物の生成である。一部の合金用添加元素はＭ７Ｃ３炭化物の相互連結性を増大させることがわかっており、この場合に、添加元素の少なくとも１種類のレベルは融液の凝固前に過冷却を生じさせるようなものである。これは鋳物と溶接堆積部の両方にあてはまり、これはＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるマルテンサイトの存在と関連しており、クラックの開始と伝搬は本質的に回避することができない。該界面にマルテンサイトが存在する傾向にない合金内にＭ７Ｃ３炭化物の相互連続性が生じる場合、クラック開始の源は回避されるが、クラックの開始と伝搬は依然として大半が回避され得ない。
【００１５】
本発明者は、多くの場合に高クロム白鋳鉄におけるクラックの開始と伝搬の両方の原因に対する解決法が鋳物と溶接堆積のいずれに用いても同じであることを見出した。
【００１６】
本発明は耐摩耗性の高クロム白鋳鉄を提供し、熱処理されていない状態の前記白鋳鉄は実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物で構成される微細構造を有しかつ少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含有し、前記マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤がそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによってその白鋳鉄には実質的にクラックが存在しない。ほとんどの場合（実質的にすべての場合ではないが）、該白鋳鉄は、実質的にクラックが存在しないだけでなく、改善された破壊靱性を有する。
【００１７】
一形態において、白鋳鉄は鋳放し状態であり、前記それぞれのレベルによって均衡が達成され、これによって該白鋳鉄はオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面にマルテンサイトを実質的に含まない。
【００１８】
別の形態では、白鋳鉄は溶接堆積によって基材上に付与されたハードフェイシングを含み、ハードフェイシングは実質的に格子縞状クラックを生じない。マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤との間の効果の均衡は、前記微細構造のＭ７Ｃ３炭化物が炭化物粒子間で比較的低レベルの相互連結性を示すものであり得る。その低レベルの相互連結性は、好ましくは微細構造が枝分かれした炭化物粒子を実質的に含まないものであり、該当する場合には前記それぞれのレベルによっても均衡が達成され、これによって該白鋳鉄はオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面にマルテンサイトを実質的に含まない。
【００１９】
本発明は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面にマルテンサイトを実質的に有しない耐摩耗性の高クロム白鋳鉄合金を提供し、その合金は鋳放しまたはハードフェイシング
用に堆積されたいずれの状態でも実質的にクラックを含まない。しかしながら、該界面にマルテンサイトが実質的に存在しないという言及は、該界面から離れたオーステナイト領域内における一部のマルテンサイトの存在を排除しないことを理解されたい。本発明は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるマルテンサイト薄層の生成の回避を特徴とし、これは起こり得るが、全てのマルテンサイトの全排除を必要とはしない。実際、或る組成においては、該界面以外でのマルテンサイトの存在は望ましい。
【００２０】
別の形態では、本発明は少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤の充分な均衡を有する耐摩耗性の高クロム白鋳鉄を提供し、その白鋳鉄は、鋳放しまたはハードフェイシング用に堆積されたいずれの状態でも実質的にクラックを含まないように、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面にマルテンサイトを実質的に含まない。
【００２１】
マルテンサイト促進剤としてのケイ素は、マルテンサイトの生成を促進するように作用する合金化元素の群の一員である。この群の合金化元素は、ホウ素をも含む。本発明による高クロム白鋳鉄において、ケイ素は、少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤との必要な均衡を達成する目的に第１に重要なマルテンサイト促進剤である。しかし、ホウ素はマルテンサイト促進剤として、例えば約１％までまたは２％ほど高く使用され得る。ホウ素は、ケイ素の作用に影響を及ぼすことができ、または単独のマルテンサイト促進剤として使用され得る。一般に、本発明に必要な制御は、本明細書では、マルテンサイト促進剤としてのケイ素と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤とに関して記載されるが、ホウ素がマルテンサイト促進剤として使用され得ることに留意されたい。
【００２２】
少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤は、オーステナイトの生成を促進して安定化するよう作用する合金化元素の群の一員である。この群の合金化元素としては、マンガン、ニッケル、銅およびモリブデンが含まれる。これらの元素は、単独または組合せで使用され得る。これら４種類の元素のうちで、マンガンおよびニッケルは本発明の目的に特に有益であることがわかっている。したがって、本発明に必要とされる制御を、オーステナイト安定化剤としてのマンガンおよび／またはニッケルに関して記載するが、微量の少なくとも１種類のその他のオーステナイト安定化剤がさらに存在し得る。また、マンガンおよび／またはニッケルの代わりにその他の安定化剤を使用してもよいことに留意されたい。
【００２３】
本発明の好ましい形態において、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるマルテンサイトの薄層は、適量のオーステナイト安定化剤（マンガンおよび／またはニッケルなど）とマルテンサイト促進剤（ケイ素および／またはホウ素など）の形の種々の合金化元素の「充分な均衡」によって回避される。用語「充分な均衡」は、クロム白鋳鉄中に存在する合金化元素の量が、得られる鋳物またはハードフェイシングにクラックが実質的に含まれなくなるようなものであることに対する機能的言及である。
【００２４】
さらに、これらの合金化元素に関して、ケイ素などのマルテンサイト促進剤は、付加的に、一部のクロム白鋳鉄に対して、ハードフェイシングまたは鋳造中の融液の流動性を増大させることが示唆された。しかしながらまた、本発明者によって、ケイ素などのマルテンサイト促進剤の存在が、これまでは気付かれていなかった累積的に有害な結果をもたらし得ることが確認された。マルテンサイト促進剤の存在は、マルテンサイトの生成時に、好ましいオーステナイト安定化剤（マンガンおよびニッケル）と反対の効果を有し得ることがわかった。したがって、マルテンサイト促進剤は、単にマルテンサイトの生成を促進するだけでなく、オーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面におけるマルテンサイト生成を特に促進するよう作用し得ることがわかった。すなわち、ケイ素などのマルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤との均衡の理由である。
【００２５】
マルテンサイトを促進させることがわかっているにもかかわらず、ケイ素は、そのマルテンサイト促進剤としての効果がオーステナイト安定化剤の使用によって相殺されると考えられるので、相当なレベルまで添加されるかまたは許容される。すなわち、認識されていることは、ケイ素の存在にもかかわらず充分なオーステナイト安定化が達成され、実質的結果は不利益を伴うことなく融液の流動性の増大におけるケイ素の有益な効果が達成され得ることである。この認識は、一般的に用いられる金属組織学的な手法によって支持されている。マルテンサイトの抑制が追求されたクロム白鋳鉄では、該手法によって得た顕微鏡写真の解像は、亜共晶鉄に関しては初晶オーステナイトと共晶母相を示し、過共晶鉄に関しては初晶Ｍ７Ｃ３炭化物と共晶母相を示している。この解像は、共晶がマルテンサイトなしでＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトを含むものとして認識されるものである。亜共晶白鋳鉄の樹枝状晶の場合、その解像は、オーステナイトのみを含む初晶樹枝状晶、または予想されるように内部にマルテンサイトの領域が存在し得るオーステナイトを含む初晶樹枝状晶を示し得る。後者の場合、マルテンサイト領域は、オーステナイト内に含有されていれば、許容範囲とみなされ得る。各場合において、顕微鏡写真は予測されることを示し、クラック発生は残留応力によって満足に説明されると思われるので、さらに調べるべき理由が存在しない。
【００２６】
以上のように、我々は、ケイ素が、オーステナイト安定化にもかかわらずマルテンサイトの生成の促進に積極的な（これまでは気付かれていなかったかもしれないが）役割を有し得ることを見出した。この役割は、マルテンサイトの生成がＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面であるという点で有害なものである。これは、共晶相の炭化物とオーステナイト、または初晶オーステナイトと共晶炭化物もしくは初晶炭化物と共晶オーステナイト、またはこれらの状態の該当する組合せであり得る。
【００２７】
依然として、流動性の増大という有益な効果を有することがわかっている含量のケイ素を有することが望ましい。しかしながら、これは、この目的に必要とされるケイ素レベルを有し、かつ少なくとも充分過剰のオーステナイト安定化剤を添加することによりマルテンサイト促進剤としてのケイ素の有害な作用を相殺するという単純なことではない。要因の１つは、過剰オーステナイト安定化剤の付加コストである。しかしながら、もっと重要な理由は、微細構造に対するケイ素のさらに複雑な影響によってもたらされるものである。我々は、存在するケイ素のレベルに応じて、ケイ素がＭ７Ｃ３炭化物の相互連結性を増大させるかまたは減少させるかのいずれかであり得ることを見出した。これは、過共晶白鋳鉄に特に直接的に関連するが、亜共晶鉄にも当てはまる。
【００２８】
ＡＳＭ  Ｈａｎｄｂｏｏｋ，第１５巻，Ｃａｓｔｉｎｇｓ，第９版の第６８１頁の表題「高クロム白鋳鉄」のセクションには、これらの白鋳鉄は、「硬質で比較的不連続なＭ７Ｃ３共晶炭化物によって識別される」と述べられている。過共晶鉄の場合、大きな六方晶系の棒状の初晶Ｍ７Ｃ３炭化物もまた存在し、これらもまた、少なくとも実質的に不連続なものとして認識されている。しかしながら、本明細書に示すように、ケイ素は、共晶炭化物内および初晶炭化物内の両方において炭化物相互連結性の程度に影響を及ぼし得る。Ｍ７Ｃ３炭化物相互連結性の増加によって全体的な脆性が増大し、クラックの開始および伝搬が助長されるが、他方で相互連結性の減少によって、靭性のオーステナイト相がクラックの開始および伝搬の両方を制限するのを可能にする。
【００２９】
ケイ素は、凝固が起こる前の融液における過冷却を増大させ得て、これによって共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の相互連結性が増大し、過共晶微細構造では初晶Ｍ７Ｃ３炭化物の相互連結性が増大する。したがって、鋳物または溶接堆積部の全体的な脆性が増大する。しかしながら、ケイ素が、実質的に過冷却が起こらないような制御されたレベルで存在する場合、ケイ素は、初晶Ｍ７Ｃ３炭化物の相互連結性および共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の相互連結性を減
少させるように作用し得ることがわかった。かかる相互連結性の減少により、破壊靱性、耐摩耗性および加熱衝撃に対する抵抗性が増大する。高い相互連結性を有する複雑で規則的な共晶が亜共晶合金では形成されないので、高ケイ素レベルは、亜共晶組成における共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の相互連結性を低減させるために適用され得る。
【００３０】
我々は、鋳造に特に直接的に関連するさらなる要素があることを見出し、これは好ましくはケイ素レベルの決定において考慮され得る。現在の実務においては、クロム白鋳鉄の鋳造には低い冷却速度が使用される。かかる鉄に関連して、上記のＡＳＭ  Ｈａｎｄｂｏｏｋの第６８３頁には、「型ばらし実務」の表題の下で、「特に、冷却の最終段階においてマルテンサイトが形成される場合には、融液を室温にまで冷却することが望ましく、クラック発生を回避するための必要条件であり得る」と述べられている。さらに、この予防措置は断面の大きい鋳物では必須であり得ること、および高い残留応力およびクラック発生の原因は、多くの場合に鋳物を鋳型から取り出す温度が高すぎることであることが示されている。すなわち、クラック発生は主に冷却速度に起因しており、冷却速度が低いほどクラックの生成と伝搬のリスクが低減される。
【００３１】
我々の知見は、ケイ素などの少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤間との均衡の下では、ケイ素レベルの増大は、クラック発生のリスクなしに、増大する高い冷却速度の使用を可能にするということである。もちろん、このことは鋳物類の製造サイクル時間の短縮において実務的に有益である。しかしながら、この知見は高い冷却速度が不可避な溶接にも該当し、Ｍ７Ｃ３相互連結性に対するケイ素レベルと冷却速度の総合効果を考慮しなくても、より高いケイ素含量が例えば残留応力によるクラック発生のリスクをさらに縮小させる。
【００３２】
上記の要因を考慮すれば、本発明によるクロム白鋳鉄中のケイ素レベルは０．２５〜３．５％であることが好ましい。しかしながら、より好ましくは、該レベルは０．５〜３．２５％である。或る形態では（微細構造に応じて）、ケイ素レベルは、約２．７５％より高くないのがよく、これについては以下に説明する。ホウ素はケイ素よりも幾分強力であり、上述のようにホウ素は僅かに約１％または約２％までのレベルでしか存在する必要はない。
【００３３】
本明細書全体を通して、そうでないとの記載がない限り、パーセンテージは重量基準である。ハードフェイシング用途に関しては、そのパーセンテージは母材金属による希釈（例えば、１０〜４０％）が可能である。
【００３４】
本発明の特に好ましい形態では、オーステナイト安定化剤であるマンガンとニッケルの両方が合金中に４．０％〜約１２％の量で存在し、オーステナイトのマルテンサイトへの変態を回避することを助けるために例えば４．０％〜８．０％の量が存在する。しかしながら、両方が存在することは必須ではないことを理解されたい。なぜならば、これらの元素の一方のみが上記の好ましい範囲に存在することが十分であり得るからである。また、マンガンおよび／またはニッケルは、少なくとも幾つかの場合では約１２％まで存在し得るが、好ましい範囲は４．０％〜８．０％である。
【００３５】
代替的なオーステナイト安定化剤を使用する場合、典型的には銅が、マンガンおよび／またはニッケルについて示したものと実質的に同じレベルで使用され得る。しかしながら、モリブデンは、一部が炭化物を形成することを許容するために、より高レベルで用いられる必要があり、したがってオーステナイト安定化剤として利用可能でない。すなわち、他の合金添加元素と同様のオーステナイト安定化をもたらすモリブデンの等価性を考慮することが適切である。しかしながら、仮にこれら２種類の代替元素を用いる場合、マンガンおよび／またはニッケルとの組合せにおいて比較的低レベルで使用することが好ましい
。これは、コストに鑑みて、特にモリブデンの場合にそうである。
【００３６】
２種類以上のオーステナイト安定化剤を組み合わせて用いる場合、オーステナイト安定化剤の総レベルは約２０％を超えないこと、より好ましくは約１６％を超えないことが好ましい。
【００３７】
本発明に必要とされる均衡は、いくつかの変量の制御を要する。これらとしては、ケイ素レベル、マンガンレベルおよびニッケルレベルが挙げられる。マンガンおよびニッケルは、大部分においてこれらが互換的であるとして、１つの変量とみなされ得る。しかしながら、これらは、オーステナイト安定化剤としての有効性においてわずかに異なり、したがって、マンガンとニッケルのレベルを独立した変量とみなすことが好ましい。第４の変量は冷却速度である。しかしながら、変量としては、冷却速度は鋳造において大きな関連性を有し、その変量の変動範囲は溶接堆積において幾分限定される。
【００３８】
現在の指摘は、上記４つの変量間の実験的関連性が発展させられ得ることである。そうであれば、そのような関連性の形態は不明であるが、現在知られているかまたは使用されている関係（例えば、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ１の決定のためのＡｎｄｒｅｗの関係など）は、いずれも本発明に必要とされる均衡の達成とは関連性がないことが明白なようである。最終的結果は、炭素とクロムの各々の所定含量を有する高クロム白鋳鉄に関しては、ケイ素と、マンガンおよびニッケルの少なくとも１種類との間の適切な均衡を調べるために、予備的で常套的な鋳造および溶接堆積の試行試験を行なうことが必要であるとである。このような試行試験は、白鋳鉄組成全体が凝固する生産工程と関連する冷却速度で行なうのがよい。また、少なくとも幾つかの場合では、過冷却を生じそうにない条件でケイ素含量を予め定め、そうすれば、試行試験は、必要とされる均衡を達成するようにマンガンおよび／またはニッケル含量を調整することに低減され得る。
【００３９】
少なくとも予備的な測定として、均衡の達成は、試行試験による鋳物または溶接堆積部に対して磁石を向けることにより判定され得る。強磁性（本書においては、マルテンサイトの存在を示す）が明白でなければ、少なくともおおよその均衡が達成されている。しかしながら、これ以外に、金属組織学的な試験を行なって、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面にマルテンサイトがないことを確認することが適切である。
【００４０】
本発明の高クロム白鋳鉄において、存在するクロムの量は、好ましくは８％〜５０％である。より好ましくは、クロムレベルは１０％〜３０％である。炭素含量は、典型的には１．０％〜６．０％である。しかしながら、白鋳鉄が亜共晶、共晶、または過共晶の組成であるかに応じて、炭素レベルの副次的範囲に重複がある。したがって、炭化物は主としてＭ７Ｃ３型であるが、少量のあまり硬質でないＭ２３Ｃ６炭化物も例えば初晶オーステナイト領域内に存在し得る。
【００４１】
亜共晶クロム白鋳鉄組成では、存在する炭素の量は、通常１．０％〜３．０％である。共晶組成では存在する炭素の量は通常３．０％〜４．０％であるが、過共晶組成は通常３．５％〜５．０％有する。しかしながら、これらの範囲は、他の合金化元素の存在に応じて変わり得ることが認識されよう。例えば、合金が約１０％（合計）までの量のニオブおよび／またはバナジウム（これらは、硬質のニオブおよびバナジウム炭化物を析出させて耐摩耗性を増大させるために添加され得る）を含む場合、それぞれの組成において存在する炭素の対応する量は、以下のようにシフトする。
【００４２】
亜共晶    ２．０％〜４．０％
共晶      ４．２５％〜４．７５％
過共晶    ５．０％〜６．０％
合金化元素に応じて、これらの範囲にさらなるシフトがあり得る。当業者には、どのようにしてかつどのような状況でこれらの範囲がシフトするかが理解されよう。しかしながら、ある程度の説明を図１と関連させて提供する。
【００４３】
本発明がより容易に理解され得るように、以下に、添付の図面に関する記載を行なう。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４４】
詳細な説明
図１は、準安定性のＣ−Ｃｒ−Ｆｅ液相面のＦｅリッチ域における高クロム白鋳鉄三元系Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃの液相面投影を示す。この三元系組成は、６％までの炭素および４０％までのクロムを有する。また、これは、少量パーセンテージのマンガンおよびケイ素も含有する。
【００４５】
図１の液相面突起は、微細構造と炭素およびクロムの含量との関連性を示すために使用され得る。γで示す領域は、亜共晶組成を示す。Ａ、Ｂ、Ｃ、ＤおよびＥ点における組成はすべて、本明細書において第Ｉ群と称する一般的範囲に含まれる。
【００４６】
組成ＡとＢは、亜共晶領域内にあって境界部に近い。共晶微細構造は、Ｕ１からＵ２までのライン上にあり、Ｂに近い組成からＣ点までのラインに沿っている。過共晶組成は、Ｍ７Ｃ３で示す領域内であり、組成ＤおよびＥを含む。
【００４７】
オーステナイトのマルテンサイトへの移行を増強または促進する傾向のあるいずれの冷却計画も、好ましくは回避される。幾つかの組成に関しては、マルテンサイトの生成を促進しない冷却計画を採用することが好ましい場合があり得る。しかしながら、本明細書において先に詳述したように、ケイ素含量が多いほど高速の冷却速度が可能となり得る。
【００４８】
好ましい実施形態の詳細な説明
本発明による鋳物または溶接堆積部における使用のためのクロム白鋳鉄組成の例示的で非限定的な例が、表ＩとＩＩに示されている。表Ｉは、図１に示されたＡ、Ｂ、Ｃ、ＤおよびＥの点における組成をカバーする第Ｉ群の組成を示している。表ＩＩは、上記に詳述した理由によってニオブおよび／またはバナジウムを含むという点で異なる同様の組成をカバーしている。
【００４９】
【表１】
2008518099.tif 000003
【００５０】
例示的な実施例−鋳物
工業的用途に供されている高クロム白鋳鉄鋳物が複数の小片に切断されて、それらから微細構造の特性付けのための試験片が得られた。該小片は、アブレイシブ・ウォーター・ジェットカッティングを用いて切断された。試験片は、豊富な量の水系冷却剤を用いて冷却された薄いカーボランダム回転ディスク（ウエハディスク）により小片から切断された。試験片は、Ｏｌｙｍｐｕｓ製反射型顕微鏡を５００倍までの倍率で用いて検査された。試験片は、エッチングしていない状態およびエッチングした状態で検査された。腐食液は、酸性塩化第２鉄（５ｇのＦｅＣｌ３、１０ｍｌのＨＣｌ、１００ｍｌのＨ２Ｏ）であった。
【００５１】
図２は、工業的鋳物から採取した試験片を研磨して酸性塩化第２鉄でエッチングした断面の顕微鏡写真である。図２の視野は、表面下クラックと表面破断クラックの交差部のものである。これらは大きなクラックであり、おそらく鋳物の凝固後の冷却中に起こったものである。同じ断面においてクラック間の交差部のすぐ左側でとられた高解像度顕微鏡写真が、図３に示されている。
【００５２】
図２と３の微細構造は、鋳放し状態における工業的鋳物を示している。図２と３が得られた工業的鋳物のクロム白鋳鉄は、表ＩＩＩに示す過共晶組成であった。
【００５３】
【表２】
2008518099.tif 000004
【００５４】
図２と３から認識され得るように、微細構造は、表示したそれぞれの倍率において初晶Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトのみを示している。すなわち、その微細構造は、類似の白鋳鉄組成にかかわらず、通常の高クロム白鋳鉄のものと顕著に異なっている。図２と３では、規則的なＭ７Ｃ３共晶炭化物がオーステナイト内に存在していない。規則的な共晶の場合、１つの共晶相の成長が、溶湯を富化させて第２相を生成させる。この違いは、工業的鋳物が製造された融液の接種によると考えられ、接種剤の効果は凝固中にＭ７Ｃ３炭化物に核生成させることである。炭化物の成長の駆動力はその炭化物がオーステナイトとは独立に凝固するのに充分であって、したがって分離した共晶が生じている。
【００５５】
図２と３に示す微細構造は、分離した共晶微細構造内に初晶Ｍ７Ｃ３炭化物（白）を有している。相互連結した棒状炭化物を伴う複雑で規則的な構造が回避されている。このことは有益である。なぜならば、高クロム白鋳鉄の溶接堆積部と鋳物の内部の優先クラック経路はＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面に沿っているからである。相互連結した複雑で規則的な共晶炭化物構造はクラックが沿って伝播し得る長い連続的な経路を提供するので、該構造の排除を望ましくさせる。しかしながら、このことが図２と３に示す鋳放し微細構造において達成されているにもかかわらず、クラックはなお発生している。この理由は、図４から明白である。
【００５６】
高倍率の図４は、図２に示すクラックの交差部の真上であって垂直クラックのすぐ右側でとられている。図４において、薄く着色された相は初晶Ｍ７Ｃ３炭化物であり、濃い色の母相は、主として分離した共晶オーステナイトである。しかしながら、オーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面において、オーステナイトのエッジ領域は黒矢印で示されたマルテンサイト層を有している。また、白矢印は、オーステナイト内に析出したＭ２３Ｃ６炭化物の領域を示している。
【００５７】
マルテンサイトはＭ７Ｃ３炭化物−オーステナイト界面に連続的な層を形成しており、これは透過型電子顕微鏡法（ＴＥＭ）により確認された。図４において、黒矢印は、単にマルテンサイトが図４の倍率で解像され得る領域を示している。実際、ＴＥＭは、マルテンサイト層が実際には２つの非常に薄いマルテンサイト層を含むことを示す。これらは、Ｍ７Ｃ３炭化物に隣接する非常に脆性の高炭素マルテンサイト薄層と、オーステナイトに隣接する脆性の低い低炭素マルテンサイト層とを含んでいる。しかしながら、図４の解像度であっても、いくらかの針状マルテンサイトが界面からオーステナイト内にある程度の距離で延在しているのが見られる。
【００５８】
クラック発生を最小限に抑制するために、ほとんどの商業的高クロム白鋳鉄鋳物の組成は、共晶組成までの組成に制限されている。しかしながら、高クロム白鋳鉄の摩耗速度は初晶と共晶の両方のＭ７Ｃ３炭化物の体積分率に直接関連すると一般的に認められており、したがって亜共晶合金と共晶合金はほとんどの状況において過共晶合金よりも高い摩耗速度を有する。亜共晶組成と共晶組成の選択は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面領域を最小にすることによってクラック発生を最小にすることができ、マルテンサイトの
界面層による優先クラック経路は我々が見出したことである。図２〜４の商業的合金は過共晶組成を有し、上記のように、提供された試料はクラックと界面マルテンサイトを含んでいた。
【００５９】
本発明による高クロム白鋳鉄は、亜共晶、共晶または過共晶であり得て、鋳放し状態または熱処理状態のいずれでも使用され得る。２つの過共晶組成が、小型の低速冷却るつぼ鋳物を用いて追跡試験された。酸性塩化第２鉄でエッチングした一方の小型低速冷却るつぼ鋳物由来の試料の顕微鏡写真を図５に示し、追跡試験した組成を表ＩＶに示す。
【００６０】
【表３】
2008518099.tif 000005
【００６１】
図５には、重要な特徴が認められる。明るいエッチング相は六角棒状の初晶Ｍ７Ｃ３炭化物であり、これはぼんやりしたオーステナイトで囲まれている。図５の解像度（図２と同様）では、初晶または共晶いずれかのＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面に暗い界面マルテンサイト層は無いようである。図６は（図４よりも良好な解像度で）光学顕微鏡法を用いてより精密な精査を可能にしているが、界面において全くマルテンサイトを示し得ていない。微細構造内の初晶炭化物の体積が大きいことは、その合金が過共晶組成であることを示している。先に述べたように、耐摩耗性は、炭化物（特に初晶炭化物）の容積分率の増加に伴って増大する。
【００６２】
多孔性および過共晶組成はあるにしても、るつぼ鋳物がクラックを含むという兆候は全くなかった。
【００６３】
すなわち、要約すれば、図２〜４の工業的鋳物の微細構造は分離したオーステナイト母相内に微細な初晶Ｍ７Ｃ３炭化物を含んでいて、過共晶組成であって、鋳放し状態であったことを示している。この工業的鋳物の微細構造は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの間にマルテンサイト界面層を有していた。工業的鋳物は冷却速度が比較的低いことにより、マルテンサイト層が光学顕微鏡において解像され得た。本発明は、界面マルテンサイトの回避を可能にする。
【００６４】
対照的に、本発明による追跡試験組成の低速冷却鋳物の微細構造は、この鋳物が過共晶組成であること、界面領域にマルテンサイトの形跡が全くないこと、およびクラックの形跡がないことを示した。
【００６５】
本発明による組成物はＴＥＭに供されなかったが、さらに簡単な試験が、図２〜４および図５と６の微細構造内におけるマルテンサイトの存在または非存在を示し得る。過共晶クロム白鋳鉄の各々において、鋳放し状態で潜在的に存在する唯一の強磁性相はマルテンサイトである。図２〜４の顕微鏡写真が得られた工業的鋳物は、強磁性であって磁石を強力に引き付けることができ、明らかにマルテンサイトの存在を示した。図５と６が得られた鋳物と表ＩＶの組成に基づく他の鋳物は、磁石を引き付けず、明らかにマルテンサイト
の非存在を示した。
【００６６】
例示的な実施例−溶接堆積部
溶接堆積部またはハードフェイシングにおいても、本発明は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるマルテンサイト層の形成の実質的に完全な抑制を可能にする。このことは、鋳物に関して述べたのと本質的に同様に、マルテンサイト促進剤としてのケイ素と、オーステナイト安定化剤であるマンガンおよびニッケルとの適切な均衡によって達成される。しかしながら、溶接堆積部では、さらに顕著な有益性が得られる。それは、マルテンサイト生成の抑制の結果としての格子縞状クラックの回避、およびＭ７Ｃ３炭化物の相互連結性レベルの低減である。後者の結果を以下に説明する。
【００６７】
鋼鉄基材上に溶接堆積された過共晶高クロム白鋳鉄ハードフェイシングの被覆層を含むいくつかの工業的試料が検査された。各場合において、白鋳鉄ハードフェイシングは、格子縞状クラックを示した。図７の拡大図は、格子縞状クラックのよい代表例を提供している。図７において明白なように、格子縞状クラックは、示されたｃｍ定規で確認されるように５〜１０ｍｍのメッシュ状でハードフェイシング全面に広がっていた。ほとんどの場合、クラックは、基材／ハードフェイシング界面までのハードフェイシング厚み内に放射状に延在していた。
【００６８】
各工業的試料に対して同一の試料作製手法を用いた。試料の作製は、複数の切片を選択すること、およびこれらをアブレイシブ切断装置内の操作に適した大きさにプラズマ切断することを伴った。金属組織学的検査のための試料は、切断中の加熱による微細構造の変化が起こらないことを確保するようにプラズマ切断領域から適切な距離でカーボランダム研磨用円盤および水系潤滑剤を用いて小片化した。およそ２５ミリメートル長×１０ミリメートル幅の小片が、溶接ビードの方向に対して横方向と縦方向で採取された。横方向の試料の観察面は連続的な溶接ビードと交差し、縦方向の試料に関しては溶接ビードに沿っている。これらの小片を５つのグレードの炭化ケイ素ペーパーを用いて研磨し、ダイヤモンドペーストを用いて１ミクロン仕上げに研磨した。研磨した試料は酸性塩化第２鉄（５ｇのＦｅＣｌ３、１０ｍ１のＨＣｌ、１００ｍｌのＨ２Ｏ）中でエッチングされ、光学顕微鏡下で観察された。
【００６９】
図７に示されたハードフェイシングの代表的な複数の工業的試料が、溶接ビードに対して横方向と縦方向で採取されて金属組織学的に作製された。図８ａと８ｂはそれぞれの微細構造を示しており、酸性塩化第２鉄によるエッチングが、初晶Ｍ７Ｃ３炭化物の存在によって示される高クロム白鋳鉄の過共晶組成を示している。図７に示すハードフェイシングの化学組成が表Ｖにおける試料Ｉとして特定され、幾つかの他の工業的試料におけるハードフェイシングの組成が試料ＩＩおよびＩＩＩとして示されている。
【００７０】
【表４】
2008518099.tif 000006
【００７１】
検査された工業的試料の最も一般的に見られた特徴は、格子縞状クラックであった。すべての試料が、ハードフェイシング被覆層の表面全体において５〜１０ミリメートルの範囲内のメッシュ状の格子縞状クラックを含んでいた。格子縞状クラックの大部分が、基材／ハードフェイシング界面に延在していた。場合によっては、格子縞状クラックはさらに枝分かれし、基材／ハードフェイシング界面に沿って伝播していた。このような界面クラックの伝播は、表面から剥離する被覆層部分を生じることがあり得る。
【００７２】
被覆層の微細構造は摩耗特性をもたらし、したがって摩耗性能の最適化に重要である。検査した試料の被覆層の微細構造は、オーステナイトの共晶組成中における棒状の初晶Ｍ７Ｃ３炭化物と共晶Ｍ７Ｃ３炭化物とを含む過共晶高クロム白鋳鉄微細構造であった。しかしながら、検査した微細構造はまた、複雑で規則的な相互連結した炭化物などの望ましくない特徴を含んでいた。
【００７３】
図９は、堆積させたままのハードフェイシングに望ましい微細構造を示している。図９は表Ｖの試料ＩＩのものであるが、該試料または他の試料の代表的なものではない。図９の微細構造は、酸性塩化第２鉄中でエッチングしたしたものである。該微細構造は、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの共晶母相中に六角棒状の初晶Ｍ７Ｃ３炭化物（白）を含んでいる。初晶炭化物の棒状形態は図９が撮影された平面にほぼ垂直であり、したがってほぼ六角形に現れており、ぼんやりしたセル状オーステナイトがそれら初晶炭化物の周囲に現れている。該棒状炭化物の外観はその配向に依存して異なり、したがって初晶炭化物は図９の顕微鏡写真が撮影された平面に垂直に延在する断面においては六角形に現れるのではなくて長い棒状形態を有する。
【００７４】
実際に凝固が起こる前に融液の充分な過冷却（すなわち、その通常の凝固温度未満における液体の冷却）が存在する場合、図９に見られるような通常の共晶が生成するのではなくて、表Ｖの試料ＩＩＩから得た図１０に示されているようにオーステナイト中で微細な棒状炭化物が相互連結された枝状配列が生成する。図１０の微細構造は、図９の非典型例の微細構造が得られた試料ＩＩを含めたすべての試料の典型例である。
【００７５】
図１０（この場合も、酸性塩化第２鉄腐食液を用いた）においても、共晶は棒状Ｍ７Ｃ３炭化物（白）とオーステナイトの混合物で構成されており、該炭化物の棒状形態の配向は図１０を撮影した断面にほぼ平行である。この過冷却共晶が、複雑で規則的な共晶として言及される。この共晶の棒状形態は図９に示す棒状初晶炭化物の直径の約５分の１であり、３つ折りの回転対称性を有し、これにより三角形の外観の該炭化物クラスターがもたらされている。棒状形態の相互連結性によって、この微細構造は、クラック伝搬のための相互連結した長い経路を提供する。したがって、図１０の微細構造は非常に望ましくないものであるが、本発明以前においては溶接堆積された高クロム白鋳鉄において通常のものである。
【００７６】
我々は、以前に、深くエッチングした試料の電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）およびＸ線回折によって、複雑で規則的な共晶のこれら全ての正三角形において、該炭化物の棒状形態が相互連結性していることを示した。複雑で規則的な共晶内の該棒状炭化物はＭ７Ｃ３であり、初晶Ｍ７Ｃ３炭化物と同じ六角の断面を有するが、複雑で規則的な炭化物は初晶炭化物に比べて約５倍微細である。複雑で規則的な構造の「粒状体」がミリメートル単位で測定されることは珍しいことではない。この複雑で規則的な微細構造内を通るクラックが、試料ＩＩに関して図１１（ａ）と１１（ｂ）においてより詳細に示されている。
【００７７】
より望ましい共晶微細構造はこれも試料ＩＩに関する図９に示されており、なぜならば、共晶内で棒状形態の相互連結性がかなり低減されているからである。その微細構造は、
共晶のＭ７Ｃ３とオーステナイトの母相中に棒状の初晶Ｍ７Ｃ３を含み、付随する相互連結炭化物を伴う複雑で規則的な微細構造が実質的に存在していない。
【００７８】
炭化物が相互連結していて過共晶高クロム白鋳鉄溶接堆積部の脆化に寄与する他の高クロム白鋳鉄微細構造が存在する。これらは、試料ＩＩＩに関する図１２におけるように枝分かれした初晶Ｍ７Ｃ３炭化物が存在する場合、またはこれも試料ＩＩＩに関する図１３におけるように枝分かれした初晶Ｍ７Ｃ３と複雑で規則的な構造の混合物が存在する場合である。合金のケイ素含量の増大または冷却速度の増大は、これら２つの構造を促進させる傾向にある。
【００７９】
上述のように、枝分かれした初晶炭化物と複雑で規則的な微細構造は、高ケイ素含量と溶接堆積に不可避の速い冷却速度と（それらは過冷却をもたらす）によって促進される。これらの炭化物の成長は、熱勾配によってではなくて過冷却の程度によって定められる。過冷却は基材近傍でより起こりやすく、すなわちこれらの炭化物は基材に対して垂直（これは成長が熱勾配によって制御される場合に予測され得ること）ではなく基材に対して平行な方向に成長し得る。
【００８０】
このことは、工業的試料のハードフェイシングで見られる格子縞状クラックの１つの説明を提供する。図７に示すように、格子縞状クラックは被覆層の表面における正方形のメッシュ状に見えるが、基材の表面付近から始まったものである。したがって、被覆層の表面におけるこのような外観は、基材から被覆層の表面までずっと伝播したものである。このクラックパターンは、溶接ビードの凝固による残留応力の効果と該棒状炭化物の整列との結果である。基材と離れれば、該炭化物は、基材に対して直角の熱勾配に平行に成長しやすい。
【００８１】
さらなる説明は、図１４の電子顕微鏡写真の詳細な検討によって提供される。試料ＩＩＩを図１４の供給源としたが、これは試料Ｉ、ＩＩおよびＩＩＩの各々の高クロム溶接被覆層を撮影した高倍率二次電子画像の典型例である。図１４は、共晶の炭化物とオーステナイトの画像であるが、オーステナイト母相中の初晶炭化物にも同じ議論が適用され得る。
【００８２】
高クロム白鋳鉄被覆層における優先クラック経路は、該炭化物とオーステナイトの界面に沿ったものであることが充分に確認された。該炭化物粒子の周囲の薄くて暗色の領域（図１４の画像では０．２μｍ厚未満）はマルテンサイトの薄層である。マルテンサイトの針状組織もまた、これらの薄層からオーステナイト内部に延在しているのが見られ得る。該炭化物粒子周囲の脆性のマルテンサイトは、残留応力条件下においてクラック伝播の理想的な経路を提供する。このマルテンサイト層の非存在下では、より靭性のオーステナイトによって残留応力が吸収され得て、Ｍ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるクラックは起こらないはずである。
【００８３】
枝分かれした初晶炭化物もしくは複雑で規則的なもの（両者とも相互連結した炭化物を有する）の存在、または炭化物オーステナイト界面におけるマルテンサイトの存在は、クラック発生を促進させると結論付けることができる。このような構成を排除することができれば、溶接堆積部の格子縞状クラックもまた排除されるはずである。
【００８４】
２種類の亜共晶高クロム白鋳鉄を軟鋼鉄円盤上に、プラズマ移行アーク（ＰＴＡ）を用いて溶接堆積させた。それらの粉体組成を表ＶＩに示す。
【００８５】
【表５】
2008518099.tif 000007
【００８６】
溶接堆積部は、優れた品質のものであることがわかった。図１５は、２層の溶接堆積切片の拡大写真であり、これは複数切片の各堆積部の典型例である。見てわかるように、堆積部は、スラグが実質的になくて表面クラックが全く示されていない平滑で光沢のある表面を有する。また、磁石を溶接堆積部に向けても、マルテンサイトの存在を示す強磁性誘引は全く示されない。
【００８７】
図７〜１４と関連させて示した試料Ｉ、ＩＩおよびＩＩＩに関する上記の記載は、主にＭ７Ｃ３初晶炭化物の相互連結性の有害な結果に焦点を合わせたものである。しかしながら、図１４に関して示されているように、それらの試料はＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面に検出可能なマルテンサイトを示し、試料Ｉ、ＩＩおよびＩＩＩの各々はマルテンサイトの存在のみに起因し得る強い強磁性を示した。すなわち、試料Ｉ、ＩＩおよびＩＩＩの溶接堆積部は、それらの堆積部の各々に向けられた磁石を強力に引き付けた。
【００８８】
図１６と１７は、それぞれ、堆積部の溶接ビードに関して縦方向と横方向に撮影された顕微鏡写真である。
【００８９】
図１５、１６および１７から明白なように、溶接堆積部には実質的にクラックがなかった。該微細構造は、樹枝状晶、およびＭ７Ｃ３とオーステナイトとの共晶、およびＭ７Ｃ３炭化物とオーステナイトの界面におけるマルテンサイトの非存在を特徴としている。また、Ｍ７Ｃ３炭化物は、低レベルの相互連結性を示している。両粉体は優れた流動性を生じ、希釈レベルは約１０〜２５％で良好であった。必要とされる基材予備加熱レベルは、現行実務で使用されるものよりもずっと低かった（約３００℃ではなく１５０℃）。
【００９０】
最後に、上記に記載の実施形態に対して他の修正および変更がなされ得て、それらもまた本発明の範囲内に含まれ得ることが認識されよう。
【図面の簡単な説明】
【００９１】
【図１】図１は、クロム白鋳鉄の商業的に重要な領域の液相面投影を示す。
【図２】図２は、現行実務の我々の形態による過共晶鋳物から採取した試料の顕微鏡写真である。
【図３】図３は、図２の視野の一部であるが、より高倍率の顕微鏡写真である。
【図４】図４は、図２の視野の一部であるが、さらに高倍率の顕微鏡写真である。
【図５】図５は、本発明によるクロム白鋳鉄組成を用いた過共晶鋳物から採取した試料の顕微鏡写真である。
【図６】図６は、図５と同じ鋳物から採取した試料の顕微鏡写真であるが、より高倍率である。
【図７】図７は、試料Ｉにおける格子縞状クラックを示す拡大図であり、現行実務の溶接堆積されたハードフェイシングの典型例である。
【図８】図８（ａ）と（ｂ）は、図７に示す試料の顕微鏡写真である。
【図９】図９は、現行実務のハードフェイシング試料ＩＩの顕微鏡写真であり、望ましいが代表的でない微細構造を示している。
【図１０】図１０は、現行実務のハードフェイシング試料ＩＩＩの顕微鏡写真であり、該実務の典型例だが望ましくない微細構造を示している。
【図１１】図１１（ａ）と（ｂ）は、それぞれの倍率における顕微鏡写真であり、図９の試料ＩＩの望ましくない微細構造内の格子縞状クラックを示している。
【図１２】図１２は、図１０の試料ＩＩＩの望ましくない微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１３】図１３も、図１０の試料ＩＩＩの望ましくない微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１４】図１４は、図１０の試料ＩＩＩの電子顕微鏡写真であり、典型的なさらなる望ましくない微細構造の特徴を示している。
【図１５】図１５は、本発明による高クロム白鋳鉄に典型的な溶接堆積部の拡大写真である。
【図１６】図１６は、図１５に示す溶接堆積部の付与方向の長手方向で撮影した顕微鏡写真である。
【図１７】図１７は、図１５に示す溶接堆積部の横断方向で撮影した顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８ａ】
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【図８ｂ】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１ａ】
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【図１１ｂ】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【手続補正書】
【提出日】平成17年8月25日(2005.8.25)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐摩耗性の高クロム白鋳鉄であって、熱処理されていない状態において実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有し、少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、前記マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤とがそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって、熱処理されていない状態の白鋳鉄は、
ｉ）  実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面にマルテンサイトが存在しないこと；および
ｉｉ）  比較的低レベルの炭化物粒子間の相互粒界連結を有すること
の少なくとも１つを特徴とする微構造を有し、そして実質的にクラックを含まない高クロム白鋳鉄。
【請求項２】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、ケイ素、ホウ素およびその組合せから選択される、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項３】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、０．２５〜３．５％のレベルのケイ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項４】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、０．５〜３．２５％のレベルのケイ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項５】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、約２％までのレベルのホウ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項６】
前記少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤が、約１％までのレベルのホウ素である、請求項１に記載の白鋳鉄。
【請求項７】
前記少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤が、マンガン、ニッケル、銅およびモ
リブデンから選択される、請求項１〜６いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項８】
前記少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤として、マンガン、ニッケルおよび銅の各々に関しては４〜１２％のレベルで存在し、炭化物へのモリブデンの一部取り込みを許容後のモリブデンは有効当量で存在する、請求項７に記載の白鋳鉄。
【請求項９】
前記少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤として、マンガン、ニッケルおよび銅の各々に関しては４〜８％のレベルで存在し、炭化物へのモリブデンの一部取り込みを許容後のモリブデンは有効当量で存在する、請求項７に記載の白鋳鉄。
【請求項１０】
前記白鋳鉄が鋳放し状態であり、前記それぞれのレベルによって均衡が達成され、これによって該白鋳鉄には実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物間の界面にマルテンサイトが存在しない、請求項１〜９いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１１】
前記白鋳鉄は溶接堆積によって基材上に付与されるハードフェイシングを含み、前記ハードフェイシングは実質的に格子縞状クラックを含まない、請求項１〜９いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１２】
マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤との間の効果の均衡は、前記微細構造のＭ７Ｃ３炭化物が比較的低レベルの炭化物粒子間の相互連結性を生じさせるものである、請求項１１に記載の白鋳鉄。
【請求項１３】
前記低レベルの相互連結性は前記微細構造が枝分かれした炭化物粒子を実質的に含まずかつ前記それぞれのレベルが均衡を達成するようなものであり、それによって該白鋳鉄はオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の間の界面にマルテンサイトを実質的に含まない、請求項１２に記載の白鋳鉄。
【請求項１４】
前記白鋳鉄は亜共晶組成であり、前記界面は、初晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間および共晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間の界面を含む、請求項１〜１３いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１５】
前記白鋳鉄は共晶組成であり、前記界面は、共晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間に存在する、請求項１〜１３いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１６】
前記白鋳鉄は過共晶組成であり、前記界面は、初晶Ｍ７Ｃ３炭化物と共晶オーステナイトの間および共晶オーステナイトと共晶Ｍ７Ｃ３炭化物の間の界面を含む、請求項１〜１３いずれか１項に記載の白鋳鉄。
【請求項１７】
前記白鋳鉄は、１．０〜３．０％のＣ、１８．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１３いずれか１項に従属する請求項１４に記載の白鋳鉄。
【請求項１８】
前記白鋳鉄は、２．５〜４．０％のＣ、１８．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、各々１０％までのＮｂとＶの少なくとも一方、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１３いずれか１項に従属する請求項１４に記載の白鋳鉄。
【請求項１９】
前記白鋳鉄は、３．０〜４．０％のＣ、１５．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、他の付随的な合金元
素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１３いずれか１項に従属する請求項１５に記載の白鋳鉄。
【請求項２０】
前記白鋳鉄は、４．２５〜４．７５％のＣ、１５．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、各々１０％までのＮｂとＶの少なくとも一方、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１３いずれか１項に従属する請求項１５に記載の白鋳鉄。
【請求項２１】
前記白鋳鉄は、４．０〜５．０％のＣ、２０．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１３いずれか１項に従属する請求項１６に記載の白鋳鉄。
【請求項２２】
前記白鋳鉄は、５．０〜６．０％のＣ、２０．０〜２７．０％のＣｒ、単独または合わせて４．０〜８．０％のＭｎとＮｉ、０．２５〜２．７５％のＳｉ、各々１０％までのＮｂとＶの少なくとも一方、他の付随的な合金元素と不純物、および残部のＦｅを有する、請求項１０〜１３いずれか１項に従属する請求項１６に記載の白鋳鉄。
【請求項２３】
少なくとも２種類のオーステナイト安定化剤が存在し、合わせたオーステナイト安定化剤のレベルが約２０％を超えない、請求項７または８に記載の白鋳鉄。
【請求項２４】
少なくとも２種類のオーステナイト安定化剤が存在し、合わせたオーステナイト安定化剤のレベルが約１６％を超えない、請求項７または８に記載の白鋳鉄。
【請求項２５】
実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有する鋳物を製造するように高クロム白鋳鉄の融液が鋳込まれて冷却され、前記融液は少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、前記マルテンサイト促進剤と前記オーステナイト安定化剤はそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって、熱処理されていない状態の白鋳鉄は、
ｉ）  実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面にマルテンサイトが存在しないこと；および
ｉｉ）  比較的低レベルの炭化物粒子間の相互粒界連結を有すること
の少なくとも１つを特徴とする微構造を有し、そして鋳物が実質的にクラックを含まない、耐摩耗性の高クロム白鋳鉄鋳物の製造方法。
【請求項２６】
実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物を含む微細構造を有するハードフェイシングを基材上に形成するように高クロム白鋳鉄の材料が溶接堆積によって基材に付与されて冷却され、前記白鋳鉄は少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含み、前記マルテンサイト促進剤と前記オーステナイト安定化剤はそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって、ハードフェイシングは、
ｉ）  実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物間の界面にマルテンサイトがないこと；および
ｉｉ）  比較的低レベルの炭化物粒子間の粒界連結を有すること
の少なくとも１つを特徴とする微構造を有し、そしてハードフェイシングが実質的にクラックを含まない、耐摩耗性の高クロム白鋳鉄ハードフェイシングの製造方法。
【請求項２７】
前記融液は、請求項２〜９いずれか１項に記載の白鋳鉄のものである、請求項２５または２６に記載の方法。
【請求項２８】
少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤との間の効果の均衡によって、改善された破壊靱性を有する白鋳鉄がもたらされる、請求項２５〜２７いずれか１項に記載の方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１６】
本発明は耐摩耗性の高クロム白鋳鉄を提供し、熱処理されていない状態の前記白鋳鉄は実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物で構成される微細構造を有しかつ少なくとも１種類のマルテンサイト促進剤と少なくとも１種類のオーステナイト安定化剤を含有し、前記マルテンサイト促進剤とオーステナイト安定化剤がそれらの効果の均衡を達成するそれぞれのレベルで存在し、それによって、熱処理されていない状態の白鋳鉄は、
ｉ）  実質的にオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物の界面にマルテンサイトが存在しないこと；および
ｉｉ）  比較的低レベルの炭化物粒子間の相互連結性を有すること
の少なくとも１つを特徴とする微構造を有し、そして該白鋳鉄には実質的にクラックが存在しない。ほとんどの場合（実質的にすべての場合ではないが）、該白鋳鉄は、実質的にクラックが存在しないだけでなく、改善された破壊靱性を有する。
【国際調査報告】
2008518099.tif 000027
2008518099.tif 000028
2008518099.tif 000029