(57)【要約】  本発明は、鉄基ガラス形成合金およびCr-Mo-Wを含む鉄基ガラスへのニオブの添加に関する。より詳細には、本発明は、はるかに高い温度で安定であり続けることができるガラス形成をもたらし、ガラス形成能力を増大させ、ナノコンポジット構造の失透後の硬さを増大させるように、結晶化の性質を変化させることに関する。本発明の鉄合金組成物は、(a)約40〜65原子%の鉄と、(b)Ti、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Niおよびこれらの混合物からなるグループから選択された約5.0〜55原子%の少なくとも1種の金属と、(c)約0.01〜20原子%のニオブと、を含む。
2008539327.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
a)約40〜65原子%の鉄と、
b)Ti、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Niおよびこれらの混合物からなるグループから選択された約5.0〜55原子%の少なくとも1種の金属と、
c)約0.01〜20原子%のニオブと、
を含む鉄合金組成物。
【請求項２】
前記金属が、約1〜5原子%のMn、約15〜25原子%のCr、約1〜10原子%のMo、約1〜5原子%のW、約10〜20原子%のB、約0.1〜10原子%のC、および約1〜5原子%のSiを含み、上記百分率が全合金組成に対するものである、請求項１に記載の鉄合金組成物。
【請求項３】
鉄合金組成物の硬さを増大させる方法であって、
a)ある硬さを有する鉄基ガラス合金を供給する段階と、
b)前記鉄基ガラス合金にニオブを添加する段階と、
c)前記鉄基ガラス合金に前記ニオブを添加することによって前記硬さを増大させる段階と、
を含む方法。
【請求項４】
前記鉄基合金が65から99%存在し、前記ニオブが0.01から20%存在する、請求項２に記載の方法。
【請求項５】
前記硬さが少なくとも1GPa増大する、請求項２に記載の方法。
【請求項６】
鉄基合金組成物のガラス安定化を増大させる方法であって、
a)675℃未満の結晶化温度を有する鉄基ガラス合金を供給する段階と、
b)前記鉄基ガラス合金にニオブを添加する段階と、
c)前記鉄基ガラス合金に前記ニオブを添加することによって、前記結晶化温度を675℃よりも上昇させる段階と
を含む方法。
【請求項７】
前記鉄基合金が80から99%存在し、前記ニオブが0.01から20%存在する、請求項２に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は金属ガラスに関し、より詳細には鉄基合金およびCr-MO-Wを含む鉄基ガラスに関し、より詳細にはこれらの合金へのニオブの添加に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来の鋼技術は、共析変態と呼ばれる固体変態を操ることに基づく。この工程では、鋼合金を加熱して単相領域(オーステナイト)とし、次いでさまざまな冷却速度で冷却ないし焼入れして、多相構造物(すなわちフェライトおよびセメンタイト)を形成する。鋼を冷却する方法に応じて、広範囲の特性を有する多種多様なミクロ組織(すなわちパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイト)を得ることができる。
【０００３】
鋼技術の他のアプローチはガラス失透と呼ばれ、バルクナノスケールミクロ組織を有する鋼を生産する。この過飽和固溶体の前駆物質は金属ガラスと呼ばれる過冷却液体である。過熱の後、この金属ガラス前駆物質は失透によって複数の固相に変態する。失透した鋼は、従来の鋼技術において形成されるものに似た、特定の特徴的なナノスケールミクロ組織を形成する。
【０００４】
鉄基合金を金属ガラスにすることができることは、金属ガラスの発見以来、少なくとも30年間知られている。しかし、少数の例外を除き、これらの鉄基ガラス状合金のガラス形成能力は非常に低く、非常に高い冷却速度(>106K/s)でないと、非晶質状態を生み出すことができなかった。したがって、これらの合金は、ドロップインパクト技法、メルトスピニング技法などの非常に急速な冷却を与える技法によってしか処理することができない。
【０００５】
従来の鋼は、金属ガラスを形成する109K/sの範囲の臨界冷却速度を有するが、従来の鋼よりも数桁低い臨界冷却速度を有する特殊な鉄基金属ガラス形成合金が開発された。104から105K/sの範囲の冷却速度で金属ガラスを生み出すことができるある特別な合金が開発された。さらに、あるバルクガラス形成合金は、100から102K/sの範囲の臨界冷却速度を有するが、これらの合金は一般に、ガラス形成能力を増大させるために、非常に有毒なベリリウム、高価なガリウムの添加など、希少な合金元素または有毒な合金元素を使用することができる。低コストで環境にやさしいガラス形成性合金の開発は、はるかに難しいことが分かった。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
費用効率が高く環境にやさしい合金を開発する困難に加えて、金属ガラスを生み出すのに非常に高い冷却速度が必要であることは、金属ガラスから物品を生産するために利用できる製造技法を限定した。利用できる製造技法が限定されることは、金属ガラスから形成することができる製品、および金属ガラスを使用することができる用途を限定した。融解状態の鋼を処理するための従来の技法は一般に、10-2から100K/s程度の冷却速度を提供する。金属ガラスを形成することができる特殊な合金、すなわち、104から105K/s程度の低い臨界冷却速度を有する合金は、このような低い冷却速度を有する従来の技法を使用して処理することができず、金属ガラスを生み出すこともできない。100から102K/sの範囲の臨界冷却速度を有するバルクガラス形成合金でさえ、利用可能な処理技法は限定され、それらは大気中では処理できず、超高真空下でしか処理できないという処理上の追加の欠点を有する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
例示的な一概要実施形態では、本発明は、約40〜65原子%の鉄と、Ti、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Niおよびこれらの混合物からなるグループから選択された約5〜55原子%の少なくとも1種の金属と、約0.01〜20原子%のニオブとを含む鉄基ガラス合金組成物に関する。
【０００８】
例示的な他の概要実施形態では、本発明は、鉄合金組成物の硬さを増大させる方法であって、ある硬さを有する鉄基ガラス合金を供給する段階と、鉄基ガラス合金にニオブを添加する段階と、鉄基ガラス合金にニオブを添加することによって硬さを増大させる段階とを含む方法に関する。
【０００９】
例示的な他の概要実施形態では、本発明は、鉄基合金組成物のガラス安定化を増大させる方法であって、675℃未満の結晶化温度を有する鉄基ガラス合金を供給する段階と、鉄基ガラス合金にニオブを添加する段階と、鉄基ガラス合金にニオブを添加することによって、結晶化温度を675℃よりも上昇させる段階とを含む方法に関する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明は、鉄基ガラス形成合金およびCr-Mo-Wを含む鉄基ガラスへのニオブの添加に関する。より詳細には、本発明は、はるかに高い温度で安定であり続けることができ、ガラス形成能力を増大させることができ、ナノコンポジット構造物の失透後の硬さを増大させることができるガラス形成をもたらすように結晶化の性質を変化させることに関する。さらに、特定の理論に結びつけられるわけではないが、ニオブ添加による過飽和効果は、凝固中の固体からニオブを放出させると考えられ、さらにこのことが結晶化を遅らせる可能性があり、ことによると結晶化後の粒子/相のサイズを低減させる。
【００１１】
本発明は結局、既存の鉄基ガラス合金を変更し、それらの結果として生じる特性を改良するために利用することができる合金設計法であり、好ましくは、3つの異なる特性に関係することができる。第1に、本発明は、複数の結晶化事象およびはるかに高い温度で安定であり続けることができるガラス形成を可能にするように結晶化の性質を変化させることに関係することができる。第2に、本発明は、ガラス形成能力の増大を可能にすることができる。第3に、本発明と整合して、ニオブ添加が、ナノコンポジット構造物の失透後の硬さの増大を可能にすることができる。これらの効果は、合金設計段階で生じることができるだけでなく、供給材料の工業的ガス噴霧処理および硬化肉盛溶接のPTAW溶接においても生じることができる。
【００１２】
さらに、これらの改良は一般に、PTAW、溶接、溶射成形、MIG(GMAW)溶接、レーザ溶接、砂型およびインベストメント鋳造、およびさまざまな連続鋳造技法による金属シート成形を含む、ある範囲の工業的処理法に適用することができる。
【００１３】
ナノ結晶性または非晶質溶接を開発する際の考慮事項は、凝固中に平均冷却速度が生じる範囲の低い臨界金属ガラス形成冷却速度を有する合金の開発である。これによって、凝固中に高い過冷が起こることを可能にすることができ、その結果、ガラス形成に至る核生成を防ぎ、または、結晶化の推進力が非常に高く、拡散係数が最小限である低温で核生成が起こるように核生成を妨げることができる。凝固中の過冷はさらに、非常に高い核生成頻度をもたらし、成長のための時間を限定する可能性があり、その結果、凝固中にナノ結晶規模のミクロ組織が1段階で達成される。
【００１４】
先進のナノ構造溶接の開発では、結晶粒成長を防ぎまたはできるだけ低く抑えることによって、ナノ結晶粒のサイズが溶接された状態のまま維持されることが好ましい。さらに、結晶成長前面を減速させることによって、結晶化した結晶粒のサイズが低減されることも好ましい。この減速は、液体/ガラス中での溶解度は高いが、固体中での溶解度は限定的な元素と合金化させることによって達成することができる。したがって、これらの合金元素の過飽和状態は、結晶化中に、成長中の結晶化前面の前に溶質を放出させる可能性があり、これが、結晶化/凝固した相サイズの劇的な微細化をもたらす可能性がある。これを複数の段階で実行して、この凝固体系の全体を通じて成長を遅らせることができる。
【００１５】
本発明と整合して、このナノ結晶性材料は、鉄基ガラス形成合金およびCr-MO-Wを含む鉄基ガラスとすることができる。本発明は、金属ガラス材料を形成することができる鉄または他の金属に基づく他の合金を適当に使用することができることを理解されたい。したがって、例示的な合金は、少なくとも40原子%の鉄と、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、MnおよびNiからなるグループから選択された少なくとも1種の元素と、B、C、N、0、P、SiおよびSからなるグループから選択される少なくとも1種の元素とを含む鋼組成物を含むことができる。
【００１６】
これらの鉄基合金に、合金の0.01〜25原子%、およびこれらの間のすべてのインクリメント値間、すなわち0.01〜15原子%、1〜10原子%、5〜8原子%などのニオブを添加することができる。合金中に存在するニオブが合金の0.01〜6原子%であるとより好ましい。
【００１７】
(実施例)
本発明と整合した2種類の金属合金を、これらの2種類の異なる合金、すなわち合金1および合金2に対して0.01〜6原子%のNbを添加することによって調製した。これらのNb改質合金の一部にはCおよびNiも含めた。これらの合金の組成を下表1に示す。
【００１８】
【表１】
2008539327.tif 000003
【００１９】
これらの合金の密度を表2に示す。これらの密度はアルキメデスの方法を使用して測定した。アルキメデスの方法が、液体に沈められた物体の見かけの重量は、その物体が押しのけたその液体の体積の重量に等しい量だけ低下するという原理を利用することを当業者は認知していよう。
【００２０】
【表２】
2008539327.tif 000004
【００２１】
表1に記載されたそれぞれの合金を、ホイール接線速度15m/sおよび5m/sでメルトスピニングした。それぞれの合金のメルトスパンリボン材料のそれぞれの試料について、加熱速度10℃/分の示差熱分析(DTA)および示差走査熱量測定(DSC)を実施した。DTAは、試料と不活性基準物質とが同じ温度プロファイルにさらされている間にこの試料と基準物質との間に生じる温度差を測定することを含むことを当業者は認知していよう。当業者は、DSCを、試料と基準物質とを同じ速度で加熱するのに必要なエネルギー量の差を測定する方法として認識していよう。表3に、それぞれの結晶化発熱線の始まり温度およびピーク温度を示す。
【００２２】
【表３】
2008539327.tif 000005
【００２３】
合金1について見ると、表3から分かるように、Nbの添加は、複数の結晶化事象によって明らかに示された3または4段階のガラス失透を引き起こす。Nb/Ni改質合金を除き、最初の結晶化事象の安定性も増大する。さらに、合金1にNbが添加されたすべてのケースで複数のガラス結晶化ピークが観察される。
【００２４】
合金2について見ると、焼入れ速度5m/sのNb2改質合金を除き、Nbの添加の増大とともに、複数の結晶化事象を伴うガラス安定性の増大が観察される。焼入れ速度15m/sでは、これらの合金は3段階の結晶化事象を示す。さらに、結晶化温度は、Nbの添加の増大とともに増大する。
【００２５】
すべての合金組成物を15m/sおよび5m/sでメルトスピニングし、示差走査熱量測定を使用して結晶化エンタルピーを測定した。表4に、15m/sおよび5m/sでメルトスピニングしたそれぞれの合金の全結晶化エンタルピーを示す。15m/s試料が100%ガラスであると仮定すると、5m/sでの焼入れに対応するより低い冷却速度において見られるガラスの百分率は、表4に示した結晶化エンタルピーの比をとることによって見いだすことができる。
【００２６】
【表４】
2008539327.tif 000006
【００２７】
合金1について見ると、ベース合金(合金1)は、接線速度5m/sのメルトスピニングに相当する低い冷却速度で処理されたときにガラスを形成しないことが分かった。しかし、Nb4C3改質合金を除くすべての改質合金で、ニオブ添加は、ガラス形成能力を大幅に強化することが分かった。最も良好なNb4改質合金1のケースでは、5m/sで処理されたときに99.3%のガラスが形成されることが分かった。
【００２８】
同様に、合金2でも、合金が、接線速度5m/sのメルトスピニングに相当する低い冷却速度で処理されたときにガラスを形成しないことが分かった。しかし、ガラス形成能力はニオブ添加によって強化されることが分かった。最も良好なNb4改質合金2のケースでは、5m/sでのガラスの量は82.5%であることが分かった。
【００２９】
15m/sでメルトスピニングしたそれぞれの合金組成物の融解事象を表5に示す。融解ピークは加熱して測定したため、融解ピークは固相線を表し、そのため、液相線または最終的な融解温度はわずかに高いと考えられる。しかし、融解ピークは、融解温度が合金添加の関数としてどのように変化するのかを示す。合金1の最も高温の融解ピークは1164℃であることが分かる。ニオブの添加は、融解温度を上昇させるが、その変化はわずかでしかないことが分かった。観察された変化の最大値は、Nb4改質合金1の43℃であった。合金2の最も高い融解ピークは1232℃であることが分かった。この合金のピーク融解温度はすべて6℃以内にあったため、この合金へのニオブの添加は一般に、融点の変化をあまり引き起こさなかった。
【００３０】
【表５】
2008539327.tif 000007
【００３１】
合金1および2ならびにNb改質合金の硬さを、750℃で10分間熱処理した試料で測定し、その結果を表6に示す。硬さは、ビッカース硬さ試験を使用し、ASTM F384-99標準試験プロトコルに従って荷重100kgで測定した。ビッカース硬さ試験では、小さなピラミッド形のダイヤモンドを被試験金属に押し込むことを当業者は認知していよう。ビッカース硬さは、加えた荷重とくぼみの表面積との比である。見て分かるとおり、合金はすべて、HV100で1500kg/mm2を超える硬さを示した。示されているとおり、合金1の硬さは1650kg/mm2であることが分かり、Nb2Ni4改質合金1を除くすべてのニオブ合金で、ニオブの効果は硬さを増大することであった。最大硬さは、Nb2C3改質合金1で見いだされ、1912kg/mm2であった。伝えられるところによると、この値は、鉄基ガラスナノコンポジット材料においてこれまでに分かっている最大の硬さである。Nb2Ni4改質合金1で得られたより低い硬さは、硬さを低下させるニッケル添加によって相殺されたものと考えられる。
【００３２】
合金2に関しては、ニオブ添加の結果として、硬さの小さな変化が観察された。これは、合金2のメルトスピニングの高い冷却速度によって容易に得られる完璧に近いナノ構造によるものである可能性がある。溶接合金に関しては、ガラス形成能力の増大、ガラス安定性、および複数の結晶化経路による粒成長の抑制によってニオブ添加は微細構造を得ることを助けることができるため、ニオブ添加は硬さを増大させる可能性があると考えられる。実施例3にも1つの実施例が示されている。
【００３３】
失透させられた構造物の降伏強度は、関係式:降伏応力(σy)=1/3VH(ビッカース硬さ)を使用して計算することができる。その結果得られた推定値は5.2から6.3GPaであった。
【００３４】
【表６】
2008539327.tif 000008
【００３５】
(実施例1：供給材料粉末を生産するための工業ガス噴霧処理)
プラズマトランスファアーク溶接(PTAW)試験用の供給材料粉末を生成するため、インターガス噴霧システムを使用して、アルゴン中で合金1、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1を噴霧した。噴霧した粉末をふるいにかけ、粉末の流動性に応じて、+50μmから-150μm、または+75μmから-150μmの分級物を得た。ガス噴霧にかけたそれぞれの合金に対して示差熱分析を実行し、図1〜3に示すそれらの合金のメルトスピニングの結果と比較した。
【００３６】
図1は、合金1のDTAプロットを示す。プロファイル1は、15m/sのメルトスピニングによって処理してリボンとした合金1を表す。プロファイル2は、ガス噴霧法によって粉末とし、次いでふるいにかけて53μm未満とした合金1を表す。
【００３７】
図2は、Nb2Ni4改質合金1のDTAプロットを示す。プロファイル1は、15m/sのメルトスピニングによって処理してリボンとしたNb2Ni4改質合金1を表す。プロファイル2は、ガス噴霧法によって粉末とし、次いでふるいにかけて53μm未満としたNb2Ni4改質合金1を表す。
【００３８】
図3は、Nb2改質合金1のDTAプロットを示す。プロファイル1は、15m/sのメルトスピニングによって処理してリボンとしたNb2改質合金1を表す。プロファイル2は、ガス噴霧法によって粉末とし、次いでふるいにかけて53μm未満としたNb2改質合金1を表す。
【００３９】
(実施例2：PTAW溶接硬化肉盛溶着物)
一体型のサイドビームトラベルキャリッジを備えたモデル600トーチを有するステライトコーティングスターウェルド(Stellite Coatings Starweld)PTAWシステムを使用して、プラズマトランスファアーク溶接(PTAW)試験を実施した。当業者は、プラズマトランスファアーク溶接を、極高温までガスを加熱し、そのガスをイオン化して、ガスが電気伝導性となるようにする溶接と認知していよう。このプラズマは被溶接金属に電気アークを伝え、これを融解する。
【００４０】
すべての溶接は、横振動を使用した自動モードとし、回転テーブルを使用して、円形ビードオンプレート試験用のモーションを生み出した。実施したすべての溶接試験について、使用したシールドガスはアルゴンであった。公称幅3/4インチのビードを生み出すために横振動を使用し、より均一な輪郭線を生み出すために縁でドエル(dwell)を使用した。合金1のPTA溶接に関して図4に示されているように、600°Fに予熱した6インチ×3インチ×1インチの棒材上で単一パス溶接を実施した。
【００４１】
直線亀裂試験片の研磨された外面上でロックウェル(Rockwell)を使用した硬さ測定を実施した。ロックウェルC測定はマクロ硬さ測定を代表するものであるため、溶接の外面上でこれらの測定を実施することができる。さらに、溶接の断面上でビッカース硬さ測定を実施し、破壊靭性測定の項でこれを一覧表にした。ビッカース硬さ測定値は微小硬さであるので、溶接の断面上で測定を実施することができ、このことは、外面から溶接内の希釈層までの硬さを測定することができるという追加の利点を与える。表7に、直線ビード硬さ試験PTAW試験片に関して、それぞれの試料の溶接パラメータ、ビード高さおよびロックウェル硬さの結果を示す。
【００４２】
【表７】
2008539327.tif 000009
【００４３】
それぞれ図5〜7に示された合金1、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1の断面の後方散乱電子顕微鏡写真を撮影した。合金1ではα-Feであると考えられる1つのマトリックス相が観察され、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1では、α-Fe+ホウ炭化物相であると考えられる2つのマトリックス相が見つかった。これらの後者の合金で観察された2つの相構造は、従来の鋼合金の下部ベイナイトの形成にやや類似したラス(Lath)共析を表すと考えられることに留意されたい。残りの相は、液体融解物中で高温で形成し、または凝固中の2次析出から別個の析出物を形成する炭化物およびホウ化物相のようである。これらのミクロ組織の調査によれば、合金1のミクロ組織の規模は3から5ミクロンの範囲にある。Nb改質合金ではともに、ミクロ組織の規模が相当に微細化され、1ミクロン未満となる。Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1では立方晶相が見られたことにも留意されたい。
【００４４】
PTAW試料の9つの1時間X線回折走査を実行した。この走査は、フィルタを通したCu Kα放射を使用し、標準としてケイ素を組み込んで実行した。次いで、実験パターンのRietvedltリファインメントを使用して回折パターンを詳細に解析した。合金1、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1の識別された相、構造および格子定数をそれぞれ表8、9および10に示す。
【００４５】
【表８】
2008539327.tif 000010
【００４６】
【表９】
2008539327.tif 000011
【００４７】
【表１０】
2008539327.tif 000012
【００４８】
これらのX線回折データの結果から、ニオブ添加によって、合金1で見つかったα-Feとともに、面心立方構造の鉄(すなわちオーステナイト)が形成されたことに留意されたい。すべての試料について、存在する主要な炭化物相はM7C3であり、すべてのPTAW試料の主要なホウ化物相はM23B6と識別された。さらに、リミテッド(limited)EDS(エネルギー分散型X線分光)分析は、炭化物相がかなりの量のホウ素を含み、ホウ化物相がかなりの量の炭素を含むことを示した。したがって、これらの相はすべてホウ炭化物層と考えることもできる。さらに、これらのいくつかのPTAW溶接合金では同様の相が見られるが、これらの相の格子定数は、合金および溶接条件(表7)の関数として変化し、これらの相中に溶解した合金元素の再分布を示すことに留意されたい。鉄基PTAWミクロ組織は一般に、硬いセラミックホウ化物および炭化物相と混在する延性のあるルα-Feおよび/あるいはγ-Fe樹枝状結晶または共析ラスからなる連続マトリックスと特徴づけることができる。
【００４９】
Palmqvist法を使用して破壊靭性を測定した。Palmqvist法は、ピラミッド形のビッカースダイヤモンド圧子に既知の荷重を加え、その結果として試験片の表面に衝撃によるくぼみを形成することを含むことを当業者は認知しているであろう。くぼみの角または角の近くの表面に亀裂を生じさせるため、加える荷重は、限界しきい荷重よりも大きくなければならない。亀裂は、このくぼみ付け処理によって生成される残留応力を解放することによって核が形成され、伝搬することが理解される。この方法は、全亀裂長さと荷重の間の直線的関係が特徴である範囲において適用可能である。
【００５０】
破壊靭性は、式1に示すShettyの式を使用して計算することができる。
【００５１】
【数１】
2008539327.tif 000013
【００５２】
上式で、vはポアソン比であり、Feに対しては0.29をとり、ψは圧子の半角であり、このケースでは68°であり、Hは硬さ、Pは荷重、4aは、全直線亀裂長さである。溶接の厚さに沿ったマクロ硬さデータの5回の測定の平均を使用して、報告した破壊靭性を決定した。亀裂抵抗パラメータWは、亀裂長さと荷重の間の直線関係の傾きの逆数であり、P/4aで表される。
【００５３】
評価のため、亀裂長さ測定上の2つの取り決めを選択した。第1の取り決めは亀裂長さ(CL)と呼ばれ、曲線を含む実際の亀裂の分割された長さであり、くぼみの縁から始まって亀裂先端まで曲がりくねる。第2の取り決めは直線長さ(LL)と呼ばれ、くぼみ境界の亀裂の根元から亀裂の先端までの亀裂の長さである。公称荷重50kgおよび100kgを用いて最初にくぼみを形成し、これらのくぼみの外観に基づいてある範囲の荷重を選択した。
【００５４】
これらの2つの取り決めの亀裂長さは、亀裂長さを正確に測定することができるように画像の棒目盛を使用して画素間の距離を較正するグラフィックスプログラムにデジタル顕微鏡写真をインポートすることによって測定した。破壊靭性を計算するためのデータを減らすために、スプレッドシート設計を使用した。このデータをプロットし、直線の最小自乗当てはめを計算して、亀裂長さの取り決めごとに傾きおよび対応するR2値を決定した。結果を表11に示す。このデータを、硬さデータとともにShettyの式に入力し、破壊靭性を計算した。結果を表12に示す。PTA溶接したときに合金1は中程度の靭性値を示したことが分かる。改質合金におけるニオブの添加では、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1において、非常に大きな靭性の向上が見られた。
【００５５】
【表１１】
2008539327.tif 000014
【００５６】
【表１２】
2008539327.tif 000015
【００５７】
本出願の範囲を限定しないが、ニオブ合金において見られた靭性の向上は、硬化肉盛合金の靭性を記述する亀裂ブリッジングモデルと整合したミクロ組織の改良に関係づけることができると考えられる。亀裂ブリッジングでは、伝搬している亀裂の先端の存在下で伸長し、くびれ、塑性変形する延性相の組込みによって、脆性マトリックスを強靭にすることができる。硬化肉盛材料内の亀裂ブリッジング強靭化(ΔKcb)は、関係式:ΔKcb=Ed[χVf(σ0/Ed)a0]1/2に従って定量化されている。この式で、Edは延性相のモジュラス、χは、延性相の破壊仕事量(work of rupture)、σ0は延性相の降伏強度、a0は延性相の半径、Vfは延性相の体積分率である。
【００５８】
Hall-Petchの関係式(σy≒kd1/2)によって示されるミクロ構造規模の低減、ニオブ添加に起因する見いだされた微小硬さの増大は、降伏強度の増大と整合する。降伏強度の増大は破壊仕事量を増大させ、その結果、靭性の増大が観察される。樹枝状結晶/セル中に溶解したニオブのような遷移金属の量の増大はモジュラスを増大させ、したがって亀裂ブリッジングモデルに従って靭性を増大させるであろう。最後に、均一に分布した延性のあるミクロンサイズのγ-Feおよびα-Fe樹枝状結晶または共析ラスによって取り囲まれた均一に分布した微細な(0.5から1ミクロンの)M23(BC)6およびM7(BC)3セラミック析出物も、亀裂ブリッジングに対して特に有効であることが予想される。
【００５９】
図8に、いくつかの鉄基、ニッケル基およびコバルト基PTAW硬化肉盛材料の硬さに対する破壊靭性を、合金1、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1との比較において示す。しかし、これらの鉄、ニッケルおよびコバルト基材料の調査は、予め亀裂が入ったコンパクトな引張り試験片に対して実行されたものであり、5パス溶接で測定されたものであることに留意されたい。合金1、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1に対して実施した測定は1パス溶接で測定されたものである。
【００６０】
(実施例3：アーク溶接インゴットにおける硬さの向上)
合金2へのニオブの添加による溶接/インゴット試料の硬さの向上を検証するための調査を実施した。Nb6改質合金2として表1に識別された合金12ポンド量を、商用純度の供給材料を使用して製造した。次いで、アルゴンを噴霧ガスとして使用する緊密に結合された不活性ガス噴霧システムによってこの合金を噴霧して粉末とした。次いで、得られた粉末をふるいにかけ、公称サイズ+53から-150μmのPTA溶接が可能な生成物を得た。PTA工程を模倣するため、粉末のインゴット15グラムをアーク溶接して、インゴットとした。次いでこのインゴットの硬さを、荷重300グラムのビッカースを使用して測定した。表13に示すように、アーク溶接された試料インゴットの硬さは、1179kg/mm2(11.56GPa)と非常に大きかった。この硬さレベルは、ロックウェルCスケール(すなわちRc>68)よりも大きな硬さに対応することに留意されたい。さらに、この硬さは、表7で達成され図8に示されたものよりも大きいことに留意されたい。したがって、これらの結果は、冷却速度がメルトスピニングよりもずっと低いアーク溶接に関して、ニオブ添加が実際に、硬さの大きな向上をもたらすことを示している。
【００６１】
【表１３】
2008539327.tif 000016
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】メルトスピニングした合金1およびガス噴霧した合金1のDTAプロットを示す図である。
【図２】メルトスピニングしたNb2Ni4改質合金1およびガス噴霧したNb2Ni4改質合金1のDTAプロットを示す図である。
【図３】メルトスピニングしたNb2改質合金1およびガス噴霧したNb2改質合金1のDTAプロットを示す図である。
【図４】合金1の典型的な直線ビード溶接試験片を示す図である。
【図５】溶接前に600°Fに予熱した後に溶着させた合金1の溶接部の断面の後方散乱電子顕微鏡写真を示す図である。
【図６】溶接前に600°Fに予熱した後に溶着させたNb2Ni4改質合金1の溶接部の断面の後方散乱電子顕微鏡写真を示す図である。
【図７】溶接前に600°Fに予熱した後に溶着させたNb2改質合金1の溶接部の断面の後方散乱電子顕微鏡写真を示す図である。
【図８】いくつかの鉄基、ニッケル基およびコバルト基PTAW硬化肉盛材料の硬さに対する破壊靭性を、合金1、Nb2Ni4改質合金1およびNb2改質合金1との比較において示す図である。
【符号の説明】
【００６３】
１、２  合金
【図１】
2008539327.tif 000017
【図２】
2008539327.tif 000018
【図３】
2008539327.tif 000019
【図４】
2008539327.tif 000020
【図５】
2008539327.tif 000021
【図６】
2008539327.tif 000022
【図７】
2008539327.tif 000023
【図８】
2008539327.tif 000024