(57)【要約】溶融池に略均一に分散できる耐摩耗粒子を提供する。本発明に係る耐摩耗粒子１３は、母相金属に分散させて耐摩耗性を向上させる耐摩耗粒子において、第１硬質材料と第２硬質材料を含む材料からなる粒径０．２〜９ｍｍの耐摩耗粒子であって、前記材料は、６０〜９６体積％の炭化物を含有し、残部が金属であることを特徴とする。
2007114524.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
母相金属に分散させて耐摩耗性を向上させる耐摩耗粒子において、
第１硬質材料と第２硬質材料を含む材料からなる粒径０．２〜９ｍｍの耐摩耗粒子であって、
前記材料は、６０〜９６体積％の炭化物を含有し、残部が金属であることを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項２】
請求項１において、前記第１硬質材料及び前記第２硬質材料それぞれが炭化物を金属で結合することを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項３】
請求項１または２において、基部と、前記基部の表面に被覆された被覆層とを具備することを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項４】
請求項３において、前記被覆層がＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｕのいずれかの合金からなることを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項５】
請求項３において、前記被覆層がタングステン炭化物を含むサーメットからなることを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項６】
請求項１から５のいずれか一項において、前記母相金属の比重の０．８５〜１．２倍の範囲の比重を有することを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項７】
請求項１から６のいずれか一項において、前記母相金属がＦｅ系の材料であり、前記第１硬質材料が炭化チタン、炭化バナジウム及び炭化クロムのうち少なくとも１つを有し、前記第２硬質材料が炭化モリブデン及び炭化タングステンのうち少なくとも１つを有することを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項８】
請求項１から６のいずれか一項において、前記母相金属がＣｏ系、Ｎｉ系、Ｃｕ系の材料のいずれかであり、前記第１硬質材料が炭化チタン、炭化バナジウム及び炭化クロムのうち少なくとも１つを有し、前記第２硬質材料が炭化モリブデン及び炭化タングステンのうち少なくとも１つを有することを特徴とする耐摩耗粒子。
【請求項９】
母相金属と、
前記母相金属に分散された請求項１乃至８のいずれか一項に記載の耐摩耗粒子と、
を具備することを特徴とする耐摩耗構造部材。
【請求項１０】
請求項９において、前記耐摩耗粒子が分散された母相金属は耐摩耗肉盛層であり、該耐摩耗肉盛層は母材に肉盛されていることを特徴とする耐摩耗構造部材。
【請求項１１】
請求項９または１０において、前記母相金属における略重力方向に沿った断面を、略重力方向に対して直交する線によって上下に１／２ずつの面積で分離し、前記断面の上層に存在する前記耐摩耗粒子の数をａとし、前記断面の下層に存在する前記耐摩耗粒子の数をｂとした場合、ａ／ｂが０．３８以上であることを特徴とする耐摩耗構造部材。
【請求項１２】
請求項１１において、前記母相金属における前記上層及び前記下層それぞれの硬さがＨｖ７００〜１０００であることを特徴とする耐摩耗構造部材。
【請求項１３】
請求項９乃至１２のいずれか一項の耐摩耗構造部材は、破砕機の歯板、打撃子、せん断刃、チークプレート、ズリフィーダバー、ビット、ブルドーザのトラックブッシュ、スプロケットティース、シューラグ、油圧ショベルのバケット、ツースアダプタ、リップ、ツース間シュラウド、コーナーガード、ＧＥＴ（Ｇｒｏｕｎｄ  Ｅｎｇａｇｉｎｇ  Ｔｏｏｌ）部品のカッティングエッジ、エンドビット、ツース、リッパポイント、プロテクタ、ウエアプレート、シャンク、トラッシュコンパクタの鉄輪のチョッパのいずれかに用いられることを特徴とする耐摩耗構造部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
１．  技術分野
本発明は、耐摩耗粒子及び耐摩耗構造部材に係わり、特に、溶融池に略均一に分散できる耐摩耗粒子に関し、また、本発明は、耐摩耗粒子が略均一に分散された肉盛層を備えた耐摩耗構造部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
２．  背景技術
従来の耐摩耗粒子である硬質粒子を分散させた耐摩耗構造部材を作製するプロセスの例としては主に次の三つがある。一つは、消耗電極式アーク溶接、Ｔｉｇ溶接、ガス溶着、プラズマ粉体溶接などにより肉盛部に溶融池を形成し、この溶融池に硬質粒子である炭化物粒子を添加しながら肉盛することにより耐摩耗肉盛層を形成する方法である。二つ目は、予め被覆アーク溶接棒の被覆剤に炭化物粒子を埋め込んでおく、あるいはアーク棒を中空にし、この中に炭化物粒子を封入しておく方法がある。三つ目は、鋳型に炭化物粒子をセッティングして溶湯を注入する鋳ぐるみ法がある。
（アーク溶接、ガス溶着の場合）
硬質粒子として最も性能が優れているのは炭化タングステン（ＷＣ、Ｗ２Ｃ）系である。ところが、炭化タングステン系は、どの母材と比べても比重が大きく粒径に関わらず耐摩耗肉盛層内で硬質粒子が沈下してしまい、図２５に示すように下層に凝集してしまう。また、粒径の大きいものほど沈下しやすく、その結果、耐摩耗肉盛層の下層は耐摩耗性が高く、上層は低くなる。また、硬質粒子の凝集部は亀裂が発生し、その亀裂が進展しやすく、耐摩耗肉盛層の剥離箇所となりやすい。
炭化タングステンはＦｅに対して溶解しやすいため、耐摩耗肉盛層においてＦｅ−Ｗの共晶炭化物が析出し脆くなり亀裂が発生しやすい上、耐衝撃性にも劣る。近年、タングステン鉱石が高騰しており、炭化タングステンは硬質粒子の中でも非常に高価な粒子となっており、Ｋｇ単価が鋼板の百数十倍もするのでコスト面で不利であり、限定的な用途にしか使用できないという面もある。炭化タングステンはＦｅに溶解しやすいので硬質粒子と母相金属の界面に脆い化合物が生成しやすい。従って、炭化タングステンを分散させた耐摩耗肉盛層を形成するときのポイントは、できるだけ硬質粒子を加熱しないこと、硬質粒子と溶融池との接触時間を短くすることである。少々炭化タングステンが母相金属に溶出してもその量が適切なものであれば、母相金属は適度に硬化し耐摩耗性は向上する。また、長時間の加熱によって炭化物中にＦｅ原子が進入して硬質粒子が変質し硬さが著しく低下することがある。
炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）は安価なため、最も量的に使用される硬質粒子であるが、Ｆｅに対して比重が軽いため溶融池で浮いてしまい、図２６に示すように上層に凝集してしまう。また、Ｆｅに容易に溶解してしまうので、大粒で未溶融の硬質粒子が残存しにくく、耐摩耗肉盛層の耐摩耗性が低くなることがある。
炭化チタン（ＴｉＣ）または炭化窒化チタン（ＴｉＣＮ）は、炭化タングステン（ＷＣ）についで耐摩耗性が優れているとされており、硬さも高く、熱的にも安定でＦｅと反応しにくいので、耐摩耗肉盛層に未溶融の高硬度高靭性の粒子として残し易い利点を持っている。しかし、比重が軽いため、溶融池内で浮いてしまい、図２７に示すように耐摩耗肉盛層の表層のみに分布する傾向にある。未溶融で粒径の大きい硬質粒子であるほど浮力も大きくなるため浮く傾向にある。また、ＴｉＣまたはＴｉＣＮは濡れ性が悪いため母相金属との結合力が弱い場合がある。母相金属に軟鋼を用いた場合、ＴｉＣ成分は僅かにしか溶出しないため母相金属が硬くならず耐摩耗性が低くなる。
（被覆アーク溶接棒の場合）
ジュール熱によりアーク棒自体が加熱されることに加え、硬質粒子が直接アークに曝されるため硬質粒子の溶解が激しく未溶融の硬質粒子が残りにくい。ＴｉＣの硬質粒子を用いた場合、ＴｉＣはＦｅとの反応性が小さく、熱的にも安定であるが、スラグとして外部に排出されてしまう量が多いので、耐摩耗性向上に有効に働かないことがある。比重差に伴う未溶融粒子の分布が不均一になるのは上記と同様である。
（鋳ぐるみの場合）
比重が異なる硬質粒子を固定する必要があるため、金網、水ガラスなどを用いて強制的に型に固定している。しかし、溶湯が注入される際の圧力に対してはこれらの物理的な固定も十分ではなく、硬質粒子の配置が崩れることがある。鋳ぐるみの場合は、硬質粒子が溶湯に長時間曝されるので溶出することが多い。この点では熱的に安定でＦｅと反応しにくいＴｉＣ系は有利である。
図２８は、他の従来の耐摩耗構造部材の製造方法を示す模式図である。この製造方法は、硬質粒子と母相金属との比重差によって硬質粒子の分布が不均一になる問題を解決しようとするものである。
図２８に示される肉盛層形成機構により母材２上に耐摩耗肉盛層が形成される。この機構において２５ｍｍ突き出される溶接ワイヤからなるアーク電極１が、水平に配されている軟鋼の母材２の直角方向に対して角度θ１（トーチ角＝３０°）をなすように傾斜して配されている。このアーク電極１による溶接電流は２８０Ａ、溶接電圧は２８Ｖとされ、溶接ワイヤの供給速度は１００ｇ／分とされ、溶接領域にシールドガスとして二酸化炭素が毎分３０リッター供給される。また、アーク電極１から発生されるアークによって形成される溶融池３には粒径１．２ｍｍのＷＣ−７％Ｃｏ粒子（密度１４．５ｇ／ｃｍ３）からなる硬質粒子４と粒径１．７ｍｍの鋼球（密度７．８ｇ／ｃｍ３）からなる第２粒子５とが二股ノズル６を通して供給される。この二股ノズル６は１．５Ｈｚの三角波により溶接進行に対して、すなわち図２８において図面に対して前後方向にウィービング（振動幅３０ｍｍ）され、そこに硬質粒子４と第２粒子５とがそれぞれ毎分１７２ｇ，２８ｇの割合（体積混合比１：０．３）で供給される。
前述のような条件で溶接が図中の右方向に向かって毎分２２ｃｍの速度で行われる。なお、硬質粒子４および第２粒子５が供給される前の溶融池３の溶融金属の密度は７．０６〜７．２１ｇ／ｃｍ３である。
図２８に示されているように、硬質粒子４と第２粒子５とは、アーク電極１の延長上の直線と母材２の表面を通る平面とが交わる位置より溶接進行方向の後方（左）側に供給される。この供給される部分の溶融池３の溶融金属部分はアークの作用により押し上げられつつあるので、硬質粒子４が沈降することなくその溶融金属部分は固化してしまい、また押し上げられるうちに硬質粒子４、第２粒子が混合され、したがって硬化して得られる肉盛層７中には硬質粒子４が均一に分散されており、肉盛層７は好ましい耐摩耗性を有するものとなる（例えば特許文献１参照）。
【特許文献１】特開平８−４７７７４号公報（第３９段落〜第４１段落、図２）
【発明の開示】
【０００３】
３．  発明の開示
上述したように従来の耐摩耗構造部材の製造方法では、肉盛層内に２種類の比重の異なる粒子である硬質粒子４と第２粒子５を溶融池に添加することによって、硬質粒子を肉盛層内に均一に分散させようとしている。
しかし、上記従来の製造方法には次のような欠点がある。比重の小さい第２粒子５がタイミングよく添加されて比重の大きい硬質粒子４の下部に存在した場合には、比重の大きい硬質粒子の沈下を防止できるが、常にそのようなタイミングで粒子が添加されるとは限らず、必ず不均一に粒子が分散した部位が形成される。
また、溶融池内で比重の重い硬質粒子４は下層に沈下し、比重の軽い第２粒子５は上層に浮上する傾向にある。このため、硬質粒子と第２粒子が下層と上層に分離して異なる性質の粒子の偏在が生じ、この偏在に耐摩耗性や耐衝撃性が依存することとなり、上層から下層まで均一な特性が得られない部位が形成される。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、溶融池に略均一に分散できる耐摩耗粒子を提供することにある。また、本発明の他の目的は、耐摩耗粒子が略均一に分散された肉盛層を備えた耐摩耗構造部材を提供することにある。
上記課題を解決するため、本発明に係る耐摩耗粒子は、母相金属に分散させて耐摩耗性を向上させる耐摩耗粒子において、
第１硬質材料と第２硬質材料を含む材料からなる粒径０．２〜９ｍｍの耐摩耗粒子であって、
前記材料は、６０〜９６体積％の炭化物を含有し、残部が金属であることを特徴とする。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記第１硬質材料及び前記第２硬質材料それぞれが炭化物を金属で結合することも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、基部と、前記基部の表面に被覆された被覆層とを具備することも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記被覆層がＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｕのいずれかの合金からなることも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記被覆層がタングステン炭化物を含むサーメットからなることも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属の比重の０．８５〜１．２倍の範囲の比重を有することが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属がＦｅ系の材料であり、前記第１硬質材料が炭化チタン、炭化バナジウム及び炭化クロムのうち少なくとも１つを有し、前記第２硬質材料が炭化モリブデン及び炭化タングステンのうち少なくとも１つを有することも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属がＣｏ系、Ｎｉ系、Ｃｕ系の材料のいずれかであり、前記第１硬質材料が炭化チタン、炭化バナジウム及び炭化クロムのうち少なくとも１つを有し、前記第２硬質材料が炭化モリブデン及び炭化タングステンのうち少なくとも１つを有することも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子は、母相金属に分散させて耐摩耗性を向上させる耐摩耗粒子において、
前記母相金属より小さい比重を有する第１硬質材料と、前記母相金属より大きい比重を有する第２硬質材料とを配合した材料からなり、前記母相金属の比重をＴとし、前記母相金属との比重の差をｔとすると、ｔ／Ｔが２０％〜−１５％の範囲内であることを特徴とする。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記第１硬質材料及び第２硬質材料の両方が炭化物、炭窒化物、またはこれら１つ以上を金属で結合することが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属は、Ｆｅ系、Ｎｉ系、Ｃｏ系及びＣｕ系のいずれかであることが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、基部と、前記基部の表面に被覆された被覆層を具備することが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属がＦｅ系の材料であり、前記第１硬質材料が炭化チタン、炭化窒化チタン、炭化バナジウム、炭化窒化バナジウム、炭化ジルコニウム、炭化窒化ジルコニウム、炭化クロム、及び炭化窒化クロムのうち少なくとも１つを有し、前記第２硬質材料が炭化モリブデン、炭化窒化モリブデン、炭化タンタル、炭化窒化タンタル、炭化タングステン、及び炭化窒化タングステンのうち少なくとも１つを有することも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属がＣｏ系、Ｎｉ系、Ｃｕ系の材料のいずれかであり、前記第１硬質材料が炭化チタン、炭化窒化チタン、炭化バナジウム、炭化窒化バナジウム、炭化ジルコニウム、炭化窒化ジルコニウム、炭化クロム、炭化窒化クロム、炭化ニオブ、及び炭化窒化ニオブのうち少なくとも１つを有し、前記第２硬質材料が炭化モリブデン、炭化窒化モリブデン、炭化タンタル、炭化窒化タンタル、炭化タングステン、及び炭化窒化タングステンのうち少なくとも１つを有することも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、前記母相金属が鋼であり、前記基部の主成分が炭化チタンまたは炭化窒化チタンと炭化タングステンを配合したものであり、前記被覆層の主成分が炭化タングステンであることが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗粒子において、母相金属がＣｏ系、Ｎｉ系、Ｃｕ系の材料のいずれかであり、前記基部の主成分が炭化主成分が炭化チタンまたは炭化窒化チタンと炭化タングステンを配合したものであり、前記被覆層の主成分が炭化タングステンであることが好ましい。
本発明に係る耐摩耗構造部材は、母相金属と、
前記母相金属に分散された上述した耐摩耗粒子と、
を具備することを特徴とする。
また、本発明に係る耐摩耗構造部材において、前記耐摩耗粒子が分散された母相金属は耐摩耗肉盛層であり、該耐摩耗肉盛層は母材に肉盛されていることも可能である。
また、本発明に係る耐摩耗構造部材において、前記母相金属における略重力方向に沿った断面を、略重力方向に対して直交する線によって上下に１／２ずつの面積で分離し、前記断面の上層に存在する前記耐摩耗粒子の数をａとし、前記断面の下層に存在する前記耐摩耗粒子の数をｂとした場合、ａ／ｂが０．３８以上であることが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗構造部材において、前記母相金属における前記上層及び前記下層それぞれの硬さがＨｖ７００〜１０００であることが好ましい。
また、本発明に係る耐摩耗構造部材は、破砕機の歯板、打撃子、せん断刃、チークプレート、ズリフィーダバー、ビット、ブルドーザのトラックブッシュ、スプロケットティース、シューラグ、油圧ショベルのバケット、ツースアダプタ、リップ、ツース間シュラウド、コーナーガード、ＧＥＴ（Ｇｒｏｕｎｄ  Ｅｎｇａｇｉｎｇ  Ｔｏｏｌ）部品のカッティングエッジ、エンドビット、ツース、リッパポイント、プロテクタ、ウエアプレート、シャンク、トラッシュコンパクタの鉄輪のチョッパのいずれかに用いられることも可能である。
以上説明したように本発明によれば、溶融池に略均一に分散できる耐摩耗粒子を提供することができる。また、他の本発明によれば、耐摩耗粒子が略均一に分散された肉盛層を備えた耐摩耗構造部材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
４．  図面の簡単な説明
図１は、粒子径０．１ｍｍの耐摩耗粒子を用いてアーク肉盛溶接により余盛高さ６ｍｍの硬化肉盛層を形成したものを示す模式図である。
図２は、粒子径９ｍｍの耐摩耗粒子を用いてアーク肉盛溶接により余盛高さ６ｍｍの硬化肉盛層を形成したものを示す模式図である。
図３は、本発明の実施の形態１による耐摩耗粒子を示す断面図である。
図４は、本発明の実施の形態２による耐摩耗構造部材の製造方法を示す模式図である。
図５は、耐摩耗肉盛層の上下方向に切断した断面を１０ｍｍ角の断面とし、全面積率Ｓを１０％〜６０％にした場合において、略均一に分散しているとみなす最低（限界）の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂと最高の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂ＝１の耐摩耗粒子の分布状態を示す断面図である。
図６は、表１に示す全面積率Ｓと限界の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂとの関係を示すグラフである。
図７は、本発明の実施の形態３に係るブルドーザの足回り装置を示す部分拡大断面図である。
図８は、肉盛層の形成機構説明図である。
図９（ａ）、（ｂ）は、スプロケットの肉盛層形成状態説明図である。
図１０（ａ）（ｂ）（ｃ）は、ブッシュの肉盛層形成状態説明図である。
図１１は、本発明の実施の形態４による破砕機用打撃子を示す正面図である。
図１２は、図１１に示す破砕機用打撃子の背面図である。
図１３（Ａ）は、本発明の実施の形態５による破砕機の歯板を示す図であり、図１３（Ｂ）は、図１３（Ａ）に示す歯板の歯の断面組織である。
図１４（Ａ）は、比重の小さい耐摩耗粒子の比較例を示す模式図であり、図１４（Ｂ）は、比重がほぼ等しい耐摩耗粒子の実施例を示す模式図であり、図１４（Ｃ）は、比重の大きい耐摩耗粒子の比較例を示す模式図である。
図１５は、実施例２による耐摩耗構造部材を示す断面図である。
図１６は、実施例２に対する比較例としての耐摩耗構造部材を示す断面図である。
図１７は、図１５に示す実施例２の耐摩耗構造部材の肉盛層における深さ方向の距離と硬さとの関係を示すグラフである。
図１８は、図１６に示す比較例の耐摩耗構造部材の肉盛層における深さ方向の距離と硬さとの関係を示すグラフである。
図１９は、図１５に示す実施例２の耐摩耗構造部材の肉盛層における結晶組織を示す写真である。
図２０は、図１６に示す比較例の耐摩耗構造部材の肉盛層における結晶組織を示す写真である。
図２１は、図１５に示す実施例２及び図１６に示す比較例それぞれの耐摩耗構造部材に対して抗折試験を行った結果を示すグラフである。
図２２は、ノッチレスで実施したシャルピー衝撃試験の結果を示すグラフである。
図２３は、試験片に対して摩耗試験を行う装置を概略的に示す図である。
図２４は、図２３に示す装置で摩耗試験を行った結果を示すものであり、平均硬度と１／摩耗体積比との関係を示すグラフである。
図２５は、炭化タングステン粒子を分散させた肉盛合金の断面マクロ組織を示す図である。
図２６は、Ｃｒ３Ｃ２粒子を分散させた肉盛合金の断面マクロ組織を示す図である。
図２７は、ＴｉＣ粒子を分散させた肉盛合金の断面マクロ組織を示す図である。
図２８は、他の従来の耐摩耗構造部材の製造方法を示す模式図である。
【符号の説明】
【０００５】
１    アーク電極
２    母材
３    溶融池
４    硬質粒子
５    第２粒子
６    二股ノズル
７    肉盛層
１１    基部
１２    被覆層
１３    耐摩耗粒子
２６    ノズル
３１    履帯
３２    リンク
３３    ブッシュ
３４    履帯ピン
３５    履板
３６    スプロケット
３７    歯溝部
３８    アーク電極
３９，３９’    母材
４０    溶融池
４１    超硬粒子
４２    ノズル
４３，４３’、５０    肉盛層
【発明を実施するための最良の形態】
【０００６】
５．  発明を実施するための最良の形態
耐摩耗構造部材は以下の特性を有することが好ましい。
（耐摩耗性）
最も耐摩耗性に影響が大きいのは硬質粒子の硬さと靭性で、硬いほど耐摩耗性は高く、靭性が高いほど粒子の欠損脱落がないので耐摩耗性は向上する。従って、硬質粒子は高硬度で靭性が高いことが好ましい。
次に耐摩耗性に影響するのは硬質粒子を把持している母相金属部（以下、母相金属という）の硬さと靭性である。従って、母相金属中に脆弱な化合物の析出や亀裂の発生を避けることが好ましい。
硬質粒子の含有量も耐摩耗性に大きく影響し、量が多いほど耐摩耗性は高いが、多すぎると耐摩耗材全体としても靭性が低下する。従って、多くの硬質粒子を含有させても靭性が低下しないことが好ましく、そのためには硬質粒子そのものが高い靭性を有し、硬質粒子が強固に母相金属と結合することが好ましい。
また、硬質粒子と母相金属との親和性も重要で、濡れ性が悪くて冶金的に接合しない、あるいは脆弱な化合物を界面に形成するような材料の組み合わせでは硬質粒子が脱落するし、耐摩耗肉盛層に大きな亀裂等があれば、そこが起点となって欠損を生じる。従って、硬質粒子と母相金属との親和性、濡れ性が良く、冶金的に接合しやすく、脆弱な化合物が界面に形成されないような材料の組み合わせが好ましい。
（耐衝撃性）
岩石が衝突したときの衝撃に耐えうる靭性を維持するには次のような特性を必要とする。靭性には、硬質粒子と母相金属の靭性そのものに加え硬質粒子の分布が影響される。例えば、硬質粒子が肉盛層の下部に沈下凝集していると、この部分から剥離を生じることがある。硬質粒子が径０．１ｍｍ以下の微粒子の場合も粒子の凝集が生じるため同様に亀裂が発生しやすい。耐摩耗肉盛層の亀裂は耐衝撃性を劣化させる。従って、硬質粒子は均一に分散していることが好ましい。
また、母相金属の浸透不良に伴う空隙も応力集中部となり耐衝撃性を劣化させる。従って、母相金属と硬質粒子の濡れ性が優れていることが好ましい。
（加工容易性）
耐摩耗肉盛層は、耐摩耗構造部材の必要な部位に必要な厚みと形状で容易に形成できることが好ましい。肉盛層の厚みを厚くするために多層盛を行うことが多いが、多層盛を行っても割れないこと、予熱や後熱を加えなくても割れないことなどの施工が容易なことが重要である。また、加工が容易であるとコスト面でも優位である。
以下、図面を参照して本発明の実施の形態について説明する。
（実施の形態１）
耐摩耗粒子の第１硬質材料及び第２硬質材料を種々に組み合せて母相金属と略等しいか近い比重、母相金属との比重差が、２０％〜−１５％であり、好ましくは±１０％の範囲内に調整する。または、耐摩耗粒子の比重が母相金属（母相金属）の比重の０．８５倍〜１．２倍の範囲であることが好ましい。例えば第１硬質材料をＦｅ系の母相金属より比重の小さい材料、例えばＴｉＣ（密度：４．８５〜４．９３ｇ／ｍ３）、ＶＣ（密度：５．３６〜５．７７ｇ／ｍ３）、Ｚｒ（密度：６．６６ｇ／ｍ３）、Ｃｒ３Ｃ２（密度：６．６８〜６．７４ｇ／ｍ３）とし、第２硬質材料をＦｅ系の母相金属より比重の大きい材料、例えばＭｏ２Ｃ（密度：９．１８ｇ／ｍ３）、ＴａＣ（密度：１４．４ｇ／ｍ３）、ＷＣ（密度：１５．６〜１５．７ｇ／ｍ３）、Ｗ２Ｃ（密度：１７．２ｇ／ｍ３）とする。
これにより、耐摩耗粒子全体の比重を母相金属と略等しいか近い比重に調整することができ、母相金属に硬質粒子を略均一に分散させることが可能となる。このため、硬質粒子の凝集による耐摩耗性能の不均一を抑制でき、凝集部での亀裂の発生や剥離の発生を抑制でき、さらに耐衝撃性を向上させることができる。
また、本実施の形態による耐摩耗粒子の粒径は０．２〜９ｍｍである。粒径の下限を０．２ｍｍとした理由は、粒径が０．２ｍｍより小さいと、表面張力が重力に勝り、溶融した母相金属に粒子が入りにくくなり、表面に浮いてしまうからである。例えば、粒子径０．１ｍｍの耐摩耗粒子を用いてアーク肉盛溶接により余盛高さ６ｍｍの硬化肉盛層を形成した場合、図１に示すように耐摩耗粒子が肉盛層の表面に浮いてしまうことになる。この際の肉盛施行条件の一例としては下記のとおりである。
粒径の上限を９ｍｍとした理由は、アーク肉盛溶接により硬化肉盛層を形成する場合、通常余盛高さは最大６ｍｍ／１層程度である。その場合、粒子径が９ｍｍより大きいと肉盛硬化層から１／３以上露出してしまい、脱落しやすくなるからである。例えば、粒子径９ｍｍの耐摩耗粒子を用いてアーク肉盛溶接により余盛高さ６ｍｍの硬化肉盛層を形成した場合、図２に示すように耐摩耗粒子が３ｍｍ程度露出することになる。この際の肉盛施行条件の一例としては下記のとおりである。
［肉盛施行条件の一例］
・溶接ワイヤ  ｓｔｅｅｌ
・シールドガス  Ａｒ−２０％ＣＯ２
・肉盛溶接電流  ３３０Ａ
・肉盛溶接電圧  ３４Ｖ
・肉盛溶接速度  ２０ｃｍ／分
・肉盛幅  ２５ｍｍ
・余盛高さ  ６ｍｍ
・硬質粒含有率  ４０体積％
また、前記耐摩耗粒子は、第１硬質材料と第２硬質材料を含む材料からなり、この材料は、６０〜９６体積％の炭化物を含有し、残部が金属である。
残部を金属とした理由は次のとおりである。耐摩耗粒子を焼結によって製造する好ましく、その場合、金属をバインダーとすることが好ましい。焼結で作れば組織を均一にすることができることにより粒子の靱性を向上でき、耐衝撃性を向上させることができ、割れにくく、欠けにくい耐摩耗粒子を製造することができる。
炭化物の体積含有率の下限を６０％とする理由は次のとおりである。
硬度にも複合則が成り立つとする。炭化物の硬さをＨｃ、炭化物の含有率をＶｃ、バインダー金属の硬さをＨｍ、バインダー金属の含有率を１−Ｖｃとする。耐摩耗粒子の分散材の硬さＨは下記式（１１）で表わされる。
Ｈ＝Ｈｃ・Ｖｃ＋Ｈｍ・（１−Ｖｃ）        ・・・（１１）
炭化物の硬さ（Ｈｃ）は最低でＨｖ１５００程度であり、バインダー金属の硬さ（Ｈｍ）はＨｖ２００程度である。粒子分散材が十分に耐摩耗性を発揮するためには珪砂（ＳｉＯ２）の硬さＨｖ１０００程度より硬くなくてはならないから、Ｈ＞１０００とすると、Ｖｃ＞６０％となる。
本実施の形態による耐摩耗粒子は、図３に示すようなものであっても良い。つまり、耐摩耗粒子１３は、球形状または球に近い形状であって、基部１１と基部１１を被覆する被覆層１２とから構成されている。角張った粒子は融合不良を生じやすく、小さな穴を生じて強度低下を招いたり、また角があるとその角に応力が集中して亀裂の発生や耐摩耗粒子の欠けを生じるため、球形状または球に近い形状が望ましい。
被覆層１２は、厚さ０．１ｍｍ以下であることが好ましい。このように被覆層１２の厚さを薄くすることにより、被覆層１２が母相金属に全て溶出し、耐摩耗粒子と母相金属の濡れ性の向上、母相金属の組織調整をすることができる。
被覆層１２を形成する理由は、被覆層が母相金属との濡れ性改善により溶着を容易にする機能を付与できること、母相金属との結合力を向上させる機能を付与できること、母相金属に溶け込んで母相金属を合金化し硬化する機能を付与できることである。
また、被覆層１２はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｕのいずれかの合金からなることも可能である。濡れ性改善、結合力向上の効果を得るためである。また、被覆層１２はタングステン炭化物を含むサーメットからなることも可能である。濡れ性改善、母相金属の硬度向上の効果を得るためである。
母相金属がＦｅ系、Ｃｏ系、Ｎｉ系、Ｃｕ系の金属であって、基部１１の主成分に例えばセラミックス（例えばＴｉＣＮ）を用いた場合、ＴｉＣＮは、溶融した金属に対して濡れ性が悪く、溶着不良を生じることがある。そこで、母相金属に対して濡れ性の良いＮｉ層を含有する被覆層１２を用いることにより、耐摩耗粒子１３の濡れ性を向上することができる。
また、母相金属が鋼であると、ＴｉＣＮは濡れ性が悪く、母相金属に成分が溶出しにくい。そこで、被覆層１２にＷＣ−Ｃｏ（Ｃｏは、バインダとして用いる）を用いると、ＷＣ及びＣｏは母相金属に対して濡れ性が良く、Ｗ、Ｃ及びＣｏが母相金属に溶出する。これにより、母相金属のＣ量が増えてマルテンサイト生成し、硬さがＨｖ７００以上と著しく向上する。また、Ｗも母相金属中において析出炭化物を生成し、母相金属の硬度上昇をもたらし、摩擦熱による昇温に対する軟化抵抗も向上して耐摩耗性を向上させることができる。
上記の耐摩耗粒子は、炭化物のバインダとしてＣｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ等の金属バインダを用い、改質剤としてＭｏ、Ｍｏ２ＣやＣｒを添加し、焼結することによって高靭性の硬質粒子となる。このような硬質粒子を分散させて耐摩耗構造部材を作製した場合、硬質粒子が欠損脱落することが抑制される。例えば従来の硬質粒子の一例であるＷ２Ｃの単体を用いた場合、硬度は高いが靭性に乏しいので耐摩耗構造部材から欠損脱落し易いものとなるが、上記の高靭性の硬質粒子では欠損脱落が起こりにくい。
また、耐摩耗粒子の材料としてＴｉＣ、ＴｉＣＮを用いるとコスト面で有利である。タングステンは主に中国から産出する希少金属で非常に高価であるが、Ｔｉは多量に存在する元素であり、また比重をタングステンと比べると小さいので体積比較すれば、安価だからである。
次に、耐摩耗粒子に用いる材料成分の役割について説明する。
ＴｉＣＮのＮは炭化物結晶を微細化し、硬質粒子の強度を向上させるものである。ＴｉＣＮは、Ｆｅに対して安定で溶出しにくいため未溶融の状態で粒子が残存しやすい。ただし、成分の溶出が少ないために母相金属の硬さがＨｖ４００程度しか上昇しない条件があり、母相金属の耐摩耗性が劣る。Ｔｉは母相金属の結晶粒を微細にする効果があり、耐摩耗材の靭性向上に寄与している。ＴｉＣＮは、溶出は少ないものの微小結晶の状態で母相金属に溶出しており、母相金属はＴｉＣＮ分散強化材料となっている。この点でも耐摩耗性と靭性が向上されていることが考えられる。
炭化タングステンは、焼結性を向上させ、硬質粒の強度を向上させる。また、炭化タングステンは、母相金属に適量溶出してマルテンサイトを生成し、母相金属の硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる。
炭化物のバインダとして用いられるＮｉは、主成分の炭化物に対して非常に濡れ性が良く、焼結欠陥が発生しにくい。Ｎｉ量で硬さを調整できる。Ｎｉを増やすと硬さが低下する。適正なＮｉ量としては８％程度である。
炭化物のバインダとして用いられるＣｏは、主成分の炭化物に対して非常に濡れ性が良く、焼結欠陥が発生しにくい。
炭化物のバインダまたは改質剤として用いられるＣｒは添加により抗折力が向上する。
炭化物のバインダまたは改質剤として用いられるＭｏ２Ｃは、微量の添加（３％）により焼結性が向上し、抗折力が向上し、硬さも上昇する。
次に、図３に示す耐摩耗粒子１３の製造方法について説明する。
まず、基部１１の原料となる例えばＷＣ、ＴｉＣ、Ｃｏ、Ｎｉ粉末にアセトンを加えてアトライタと称する低速回転翼を内蔵したミルで数十時間撹拌混合する。次いで、混合後乾燥させ、ケーキ状にした原料を砕いて、数％のパラフィン系潤滑剤とアセトンとの混合液を加えて、泥状にする。泥状にされた原料を乾燥させると造粒された原料粉ができる。これを核として振動させながら転がし、原料粉をふりかけることにより粒子を大きく成長させ、所望の粒径に形成する。そして、最終造粒工程で前記同様に混合した被覆層１２の原料粉例えばＷＣ−Ｃｏをふりかけて被覆層を形成する。形成された耐摩耗粒子は、先ず５００℃くらいまでしばらく保持し、潤滑剤を揮発させ、その後、液相が発生する温度まで昇温、保持し、焼結され耐摩耗粒子ができあがる。
（実施の形態２）
図４は、本発明の実施の形態２による耐摩耗構造部材の製造方法を示す模式図である。図４には肉盛層形成機構が示されており、この機構により耐摩耗肉盛層が形成される。この機構において２５ｍｍ突き出される溶接ワイヤからなるアーク電極１が、水平に配されているＣｒＭｏ鋼の母材２の直角方向に対して角度θ１（トーチ角＝３０°）をなすように傾斜して配されている。このアーク電極１による溶接電流は２３０Ａ、溶接電圧は１７Ｖとされ、溶接ワイヤの供給速度は１００ｇ／分とされ、溶接領域にシールドガスとして１００％アルゴンが毎分３０リッター供給される。また、アーク電極１から発生されるアークによって形成される溶融池３には粒径が例えば０．２５〜０．８５ｍｍの実施の形態１からなる耐摩耗粒子（密度は母材の密度に略一致させている）１３がノズル２６を通して供給される。このノズル２６は１．５Ｈｚの三角波により溶接進行に対して、すなわち図４において図面に対して前後方向にウィービング（振動幅３０ｍｍ）され、そこに耐摩耗粒子１３が毎分７０ｇで供給される。
前述のような条件で溶接が図中の右方向に向かって毎分２２ｃｍの速度で行われる。なお、耐摩耗粒子１３が供給される前の溶融池３の溶融金属の密度は７．８ｇ／ｃｍ３である。
図４に示すように、耐摩耗粒子１３は、アーク電極１の延長上の直線と母材２の表面を通る平面とが交わる位置より溶接進行方向の後方（左）側に供給される。略１８００℃の溶融池３に供給された耐摩耗粒子１３の被覆層１２は、すべて溶融金属と反応し、耐摩耗粒子１３の周りに合金層を形成し、基部１１は溶融金属中に残存する。
上記実施の形態２によれば、母材２と略等しい比重に耐摩耗粒子１３を調整しているため、耐摩耗粒子１３の凝集を抑制でき、耐摩耗粒子１３が偏って沈降することも偏って浮上することもなく、その溶融金属部分が固化される。従って、硬化して得られる肉盛層７中には耐摩耗粒子１３が略均一に分散されており、肉盛層７は好ましい耐摩耗性及び耐衝撃性を有するものとなる。
なお、母材２と耐摩耗粒子１３とで比重に差がある場合は、肉盛層７中に耐摩耗粒子１３が略均一に分散されるようにアーク電極１のトーチ角θ１を調整する。
上記のように耐摩耗構造部材の耐摩耗肉盛層に耐摩耗粒子を略均一に分散させた場合の粒子の分布状況について説明する。
耐摩耗粒子の比重を母相金属のそれに合わせることにより均一に分散させるものであるから、耐摩耗粒子の上下方向（略重力方向）の分布によって均一性を確認することができる。
耐摩耗肉盛層の上下方向（略重力方向）に切断した断面の面積をＹとし、前記断面を略重力方向に対して直交する線によって上下に１／２ずつの面積で分離し、前記断面の上層（面積：Ｙ／２）に存在する耐摩耗粒子の数をａとし、前記断面の下層（面積：Ｙ／２）に存在する耐摩耗粒子の数をｂとし、耐摩耗粒子の中央断面積をＸとした場合、前記上層に対する耐摩耗粒子の含有面積率（上層面積率）Ｓｔｏｐ（略してＳｔ）及び前記下層に対する耐摩耗粒子の含有面積率（下層面積率）Ｓｂｏｔｔｏｍ（略してＳｂ）は下記式（１）、（２）によって求められる。均一分散を表わす指数は、Ｓｔ／Ｓｂとし、１ならば完全に均一に分散しているとみなし、０ならば全て下層に沈下しているとみる。
Ｓｔ＝ａＸ／（Ｙ／２）＝２ａＸ／Ｙ      ・・・（１）
Ｓｂ＝ｂＸ／（Ｙ／２）＝２ｂＸ／Ｙ      ・・・（２）
Ｓｔ／Ｓｂ＝ａ／ｂ      ・・・（３）
また、耐摩耗肉盛層に含有する耐摩耗粒子の量が少ない場合と多い場合とでは、少ない場合の方が均一に分散させること、即ち均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂを１に近づけることが難しい。従って、耐摩耗肉盛層の上下方向に切断した断面の全体に対する耐摩耗粒子の含有面積率（全面積率）Ｓは下記式（４）によって求められ、この全面積率Ｓが小さい場合は全面積率Ｓが大きい場合に比べて均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂが１から遠くても略均一に分散しているとみなすことができる。
Ｓ＝（ａ＋ｂ）Ｘ／Ｙ      ・・・（４）
次に、直径１ｍｍの耐摩耗粒子を分散させた場合の例について説明する。
図５は、耐摩耗肉盛層の上下方向に切断した断面を１０ｍｍ角の断面とし、全面積率Ｓを１０％〜６０％にした場合において、略均一に分散しているとみなす最低（限界）の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂと最高の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂ＝１の耐摩耗粒子の分布状態を示す断面図である。なお、耐摩耗肉盛層の上下方向に切断した断面の面積の面積Ｙが１００ｍｍ２であり、粒子径φが１ｍｍであり、耐摩耗粒子の中央断面積Ｘが０．７８５３９８１６３ｍｍ２である。
表１は、図５に示す限界の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂ及びそれを導出するための数値（全粒子数、全面積率Ｓ、上層粒子数、上層面積率Ｓｔ、下層面積率Ｓｂ）を記載したものである。
図６は、表１に示す全面積率Ｓと限界の均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂとの関係を示すグラフである。
【表１】
2007114524.tif 000003
図５、図６及び表１に示すように、耐摩耗粒子の比重を母相金属のそれに合わせても全面積率Ｓが小さいほど均一分散指数Ｓｔ／Ｓｂは小さくなる。従って、均一分散指数が０．３８以上または０．３８〜０．８５であれば耐摩耗粒子が均一に分散しているといえる。
詳細には、全面積率Ｓが１０％の場合、均一分散指数が０．３８以上であれば耐摩耗粒子が略均一に分散しており、均一分散指数が０．３８未満であれば耐摩耗粒子が均一に分散していないと判断できる。同様に、全面積率Ｓが２０％、３０％、４０％、５０％、６０％それぞれの場合、均一分散指数がそれぞれ０．５５以上、０．６５以上、０．７３以上、０．８０以上、０．８５以上であれば耐摩耗粒子が略均一に分散しており、均一分散指数がそれぞれ０．５５未満、０．６５未満、０．７３未満、０．８０未満、０．８５未満であれば耐摩耗粒子が均一に分散していないと判断できる。
より詳細には、全面積率Ｓに対して均一分散指数が図６に示す限界の均一分散指数のグラフより上であれば耐摩耗粒子が略均一に分散しており、均一分散指数が図６に示すグラフより下であれば耐摩耗粒子が均一に分散していないと判断できる。
なお、耐摩耗肉盛層の母相金属における前記上層及び前記下層それぞれの硬さはＨｖ７００〜１０００であることが好ましい。
（実施の形態３）
図７には、本発明の実施の形態３に係るブルドーザの足回り装置の部分拡大断面図が示されている。本実施の形態では、硬質粒子は実施の形態１の耐摩耗粒子と同様のものを用いる。
本実施の形態において、履帯３１は、互いに対向する一対のリンク３２，３２の一端に設けられた孔にブッシュ３３の端部を圧入し、このブッシュ３３に挿通した履帯ピン３４の両端を前後のリンク３２，３２に圧入することによってリンクチェーンとし、このリンクチェーンに履板３５を固着することにより構成されている。こうして、履帯３１がスプロケット３６とアイドラ（図示せず）とに巻回され、スプロケット３６を駆動することで、このスプロケット３６の歯溝部３７がブッシュ３３に噛み合い、このブッシュ３３がスプロケット３６の歯面上を滑りを伴いながら移動することにより、履帯３１が回転されてブルドーザが走行するようになっている。
このブルドーザの走行時には、スプロケット３６の歯面とブッシュ３３との間に土砂や岩石を巻き込んで滑り接触を繰り返しながら使用され、これらスプロケット３６およびブッシュ３３の各表面は極めて摩耗し易い条件で使用されることになる。このようなことから、スプロケット３６の歯部およびブッシュ３３の外周面には所要箇所に肉盛溶接が施され、これによって耐摩耗性の向上が図られている。
ここで、耐摩耗肉盛層の形成に際しては、図８に示されるように、溶接ワイヤ（例えば、ＫＯＢＥ・ＪＦＥウェルディング「ＫＣ−５０」）からなるアーク電極３８が、水平に配置されている母材３９の表面に対して所定のトーチ角（＝４５°〜５５°）をなすように傾斜して配され、溶接領域にシールドガスとして１００％アルゴンが供給され、またアーク電極３８と母材３９との間に発生されるアークによって形成される溶融池４０に硬質粒子４１がノズル４２を介して供給される。このような溶接を矢印Ａの方向に向かって所定速度で行うことにより、母材３９の表面に肉盛層４３が形成される。この場合、硬質粒子４１が肉盛層４３の表面に出ないように、かつ肉盛層４３の深部において密にかつ均一に分布させるために、この硬質粒子４１の落下位置をアーク直上とし、アークの手前には落とさないようにするのが好ましい。
次に、スプロケット３６およびブッシュ３３の各部品毎の肉盛層形成方法について詳述する。
スプロケット３６における肉盛層形成方法についてスプロケット３６の歯部（スプロケットティース）に対して肉盛層を形成する際には、図９（ａ）に示されるように、スプロケット３６の回転方向と交差する方向、好ましくは直交する方向（矢印Ｂ方向）に、ブッシュ３３との当たり面および歯先が全面肉盛される。ここで、各歯面については、歯先部から歯元部に至る方向（矢印Ｃ方向）に順次並列に肉盛層を形成するのがビード外観を均一にする上でも、肉盛品質を安定化する上でも望ましい。なぜなら、もし、逆の方向、すなわち歯元部から歯先部に至る方向（矢印Ｃと反対の方向）に肉盛層を形成した場合、溶接の熱が母材に蓄積し、歯先部の温度が高温になり、溶け込み深さや粒子の含有量や分布、母相金属の組織が変化してしまうので、連続して肉盛層を形成することができないからである。また、図９（ｂ）に示されるように、歯先部近傍（約３０ｍｍ）の範囲においては、余盛り高さを他の箇所より低くし（３〜４ｍｍ）、また歯頂部には肉盛層の欠損防止のために硬質粒子を添加しないようにするのが望ましい。さらに、前記硬質粒子は、歯元部と歯先部との中間部の含有量を歯元部および歯先部のそれぞれの含有量よりも多くして供給するのが好ましい。
前述のように肉盛層の分布並びに硬質粒子の分布を規定することで、歯元部と歯先部とには主として靭性を持たせ、歯元部と歯先部との中間部には主として耐摩耗性を持たせることができるので、歯先部の剥離、欠損を防止することができて肉盛層の耐久性を安定化させることができる。肉盛層形成時に肉盛層には図９（ａ）に示されるようにビードに直交する方向に亀裂が発生することがあるが、この亀裂発生方向が両者の噛合時における引張応力発生方向（矢印Ｂ’方向）と一致しているので、その亀裂の口が開くのを防ぐことができる。
ブッシュ３３における肉盛層形成方法についてブッシュ３３の外周面に肉盛層を形成する際には、図１０に示されるように、スプロケット３６の回転方向（ブッシュ３３の摺動方向（図１０（ａ）の矢印Ｄ’方向））と交差する方向、好ましくは直交する方向（矢印Ｄ方向）に、スプロケット３６との当たり面としてのブッシュ外周面の略半周にわたって肉盛される。この肉盛層形成範囲をブッシュ外周面の全周にした場合には、この肉盛層形成時等に発生する熱応力や変態応力の逃げ場がなく母材が変形を起こしたり、割れが発生したりするという欠点がある。これに対して、本実施の形態のように所要部のみに肉盛層を形成するようにすれば、肉盛層形成後のブッシュ母材の内径加工が不要になるなどの利点がある。なお、この肉盛層形成範囲は、本実施の形態のように略半周（１８０°）に限らず、必要最小限の角度範囲（例えば１２０°）とすることもできる。
（実施の形態４）
図１１は、本発明の実施の形態４による打撃子を示す正面図である。図１２は、図１１に示す破砕機用打撃子の背面図である。本実施の形態では、硬質粒子は実施の形態１の耐摩耗粒子と同様のものを用いる。
打撃子は、主として木材等の産業廃棄物の破砕に使用されるものであり、図１１及び図１２中で梨地状に表わした部分は、耐摩耗性を向上させるため硬質粒子を肉盛りした肉盛層５０である。また、先端部分には超硬体が嵌合されている。フランジの一部を切り欠いてフラットにした部分を下向きとして回転ハンマー等に取り付けられ、木材等を打撃して破砕する。
（実施の形態５）
図１３（Ａ）は、本発明の実施の形態５による破砕機の歯板を示す図であり、図１３（Ｂ）は、図１３（Ａ）に示す歯板の歯の断面組織である。本実施の形態では、耐摩耗材は実施の形態１の耐摩耗粒子と同様のものを用いる。
破砕機は、主としてコンクリートガラ、アスファルトなどの産廃物を歯板によって破砕するものである。図１３（Ｂ）に示すように歯板の歯の内部には耐摩耗材が埋め込まれ溶着されている。
尚、本発明は上記実施の形態に限定されず、本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。例えば、上記実施の形態１または２による耐摩耗粒子を鋳ぐるみ法に用いた場合でも、被覆層に濡れ性の良い材料を用いることにより溶湯の浸透が容易になる。
また、上記実施の形態１または２による耐摩耗粒子を鋳物の製造に用いた場合、溶湯と略等しい比重の耐摩耗粒子を前記溶湯に添加して攪拌することにより耐摩耗粒子が均一に分散した鋳物を製作することができ、この鋳物をそのまま耐摩耗部品としても良いし、溶接やボルト締結によって必要部位に装着しても良い。
また、上記実施の形態では、母相金属にＦｅ系の材料を用いているが、本発明はこれに限定されるものではなく、母相金属に他の材料、例えばＮｉ系（例えばコルモノイなど）、Ｃｏ系（例えばステライトなど）及びＣｕ系（例えばアルミ青銅、リン青銅など）のいずれかの材料を用いることも可能である。このとき、第１硬質材料の主成分として、上記の他に例えば炭化ニオブ（ＮｂＣ、密度：７．８２ｇ／ｍ３）を用いてもよい。
また、上記実施の形態３から５以外に、破砕機のせん断刃、チークプレート、ズリフィーダバー、ビット、ブルドーザのシューラグ、油圧ショベルのバケット、ツースアダプタ、リップ、ツース間シュラウド、コーナーガード、ＧＥＴ（Ｇｒｏｕｎｄ  Ｅｎｇａｇｉｎｇ  Ｔｏｏｌ）部品のカッティングエッジ、エンドビット、ツース、リッパポイント、プロテクタ、ウエアプレート、シャンク、トラッシュコンパクタの鉄輪のチョッパ等に実施してもよい。
【実施例】
【０００７】
以下、実施例について説明する。
（実施例１）
図１４（Ａ）は、母相金属に比べて比重の小さい耐摩耗粒子を母相金属に分散させた状態（比較例）を示す模式図であり、図１４（Ｂ）は、母相金属と比重がほぼ等しい耐摩耗粒子を母相金属に分散させた状態（実施例）を示す模式図であり、図１４（Ｃ）は、母相金属に比べて比重の大きい耐摩耗粒子を母相金属に分散させた状態（比較例）を示す模式図である。
図１４（Ａ）に示す耐摩耗粒子の組成は重量％でＴｉＣ−５０Ｎｉであり、比重が５．９である。母相金属はＣｒＭｏ鋼であり、その比重が７．８である。従って、ＴｉＣ−５０Ｎｉ粒子は母相金属の上層に集中して分散している。
図１４（Ｂ）に示す耐摩耗粒子の組成は重量％で３９ＴｉＣ−４３ＷＣ−１０Ｎｉ−５Ｃｒ−３Ｃｏであり、比重が７．７である。母相金属はＣｒＭｏ鋼であり、その比重が７．８である。このように耐摩耗粒子の比重と母相金属の比重がほぼ等しいため、３９ＴｉＣ−４３ＷＣ−１０Ｎｉ−５Ｃｒ−３Ｃｏ粒子を母相金属にほぼ均一に分散させることができる。
図１４（Ｃ）に示す耐摩耗粒子の組成は重量％でＷＣ−７Ｃｏであり、比重が４．５である。母相金属はＣｒＭｏ鋼であり、その比重が７．８である。従って、ＷＣ−７Ｃｏ粒子は母相金属の下層に集中して分散している。
本発明の実施例１による耐摩耗粒子は第１硬質材料および第２硬質材料を含む材料からなり、具体的には、表２に示す溶着金属（母相金属）に対して表２に示す第１硬質材料および第２硬質材料を用いることが好ましく、表２に示す耐摩耗粒子を用いることが好ましい。このような耐摩耗粒子を用いることにより、溶着金属の比重と耐摩耗粒子の比重をほぼ等しくすることができる。
【表２】
2007114524.tif 000004
また、例えばハステロイＣ（成分：Ｎｉ−１６Ｍｏ−１５．５Ｃｒ−５Ｆｅ−３Ｗ−１Ｃｏ、比重：８．９）のようなＮｉ系母相金属に用いる耐摩耗粒子の例としては、５４ＷＣ−２７ＴｉＣ−１０Ｎｉ−５Ｃｒ−４Ｃｏ（重量比）、３１ＷＣ−４９ＴｉＣ−１０Ｎｉ−６Ｃｒ−４Ｃｏ（体積比）が挙げられ、この耐摩耗粒子の比重は８．８である。
ハステロイＣは、酸化性、還元性双方の酸、塩類に対して優れた耐食性を示し、広範囲な化学装置に使用されており、特に湿塩素ガス、次亜塩素酸塩および二酸化塩素に耐える数少ない材料であり、石油化学、塩酸系酸洗装置、油井部品などに用いられている。このハステロイＣの材料が使用される耐食部品（ポンプなど）のキャビテーションによる摩耗を防止するために本実施例の耐摩耗粒子を分散させる。
また、例えばステライト＃１（成分：Ｃｏ−３０Ｃｒ−１２Ｗ−２．５Ｃ、比重：８．４８）のようなＣｏ系母相金属に用いる耐摩耗粒子の例としては、５０ＷＣ−３１ＴｉＣ−１０Ｎｉ−５Ｃｒ−４Ｃｏ（重量比）、２８ＷＣ−５３ＴｉＣ−９Ｎｉ−６Ｃｒ−４Ｃｏ（体積比）が挙げられ、この耐摩耗粒子の比重は８．４４である。
ステライト＃１は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｗ合金の樹枝状晶とＣｒ７Ｃ３＋Ｃｏ−Ｃｒ−Ｗ合金の共晶組織からなっており、その特徴は高温での硬さ低下が少なく、しかも硝酸、蓚酸、クエン酸、蟻酸、乳酸などの各種酸に対して優れた耐食性を有している。また、ステライト合金は後熱処理を施しても硬さは変化せず、耐摩耗性も変わらないという特徴も兼ね備えている。したがって、その特性を生かし、冷間から熱間に至るまで幅広い温度領域における耐食、耐摩耗用肉盛材料として各部材に利用されている。ステライト＃１は、液体中の固形物を細かく均一に粉砕し、均質な固液混合体として輸送を行う機能をもった湿式破砕機であるディスインテグレータ（湿式破砕ポンプ）の加圧羽根車に用いられる。
また、例えば高力黄銅鋳物（成分：Ｃｕ：５５〜６０，Ｆｅ：０．５〜２．０，Ｚｎ：３０〜４２，Ｍｎ：０．１〜３．５，Ａｌ：０．５〜２．０、比重：７．９）のようなＣｕ系母相金属に用いる耐摩耗粒子の例としては、４５ＷＣ−３７ＴｉＣ−１０Ｎｉ−５Ｃｒ−３Ｃｏ（重量比）、２３ＷＣ−５９ＴｉＣ−９Ｎｉ−５Ｃｒ−３Ｃｏ（体積比）が挙げられ、この耐摩耗粒子の比重は７．９である。
高力黄銅鋳物は、Ｃｕ、Ｚｎ、を基本とし、これにＡｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉなどの特殊元素を配合した合金で、熱処理を要せず鋳造のままで強度、硬度が高く、銅合金として極めて優秀な合金であり、この合金は、機械的性質が良く、耐摩耗性および熱伝導性に優れており、鋳造性が良好であり、価格が比較的低廉である。高力黄銅鋳物は、ナット、歯車、耐摩耗板、低速高荷重摺動部品、大型バルブ、ステム、ブッシュ（軸受）、カム、水圧シリンダ部品、圧延機用スリッパ、建設機械用部品に用いられる。
また、例えばＪＩＳ  ＳＣＭｎＨ１１（比重：７．９６）のような高Ｍｎ鋼母相金属に用いる耐摩耗粒子の例としては、４６ＷＣ−３６ＴｉＣ−１０Ｎｉ−５Ｃｒ−３Ｃｏ（重量比）、２４ＷＣ−５８ＴｉＣ−９Ｎｉ−６Ｃｒ−３Ｃｏ（体積比）が挙げられ、この耐摩耗粒子の比重は７．９９である。
高Ｍｎ鋼母相金属は、クラッシャの破砕歯、チークプレート、コーン、打撃板などの衝撃を伴う摩耗部品に用いられる。
（実施例２）
図１５は、実施例２による耐摩耗構造部材を示す断面図である。この耐摩耗構造部材は、図３に示す実施の形態１と同様の耐摩耗粒子を用い、図４に示す実施の形態２と同様の製造方法によって耐摩耗肉盛層が形成されたものであるので、詳細な説明は省略する。
母材２にＣｒＭｏ鋼を用い、溶接ワイヤに軟鋼を用い、シールドガスにＡｒ−２０％ＣＯ２を用い、２３０Ａの溶接電流、１７Ｖの溶接電圧を用いた。耐摩耗粒子１３としては、基部１１の材料にＴｉＣＮを用い、被覆層１２の材料にＷＣを用いて作製した４６ＴｉＣＮ−８Ｎｉ−４７（ＷＣ−７Ｃｏ）粒子を用いた。この粒子の粒径は０．２５〜０．８５ｍｍであり、粒子の比重は７．８２であった。
上記実施例２によれば、母材２と略等しい比重に耐摩耗粒子１３を調整することにより、耐摩耗粒子の凝集を抑制でき、硬化して得られる肉盛層中に耐摩耗粒子１３を略均一に分散させることができることが確認された。
図１６は、実施例２に対する比較例としての耐摩耗構造部材を示す断面図である。この耐摩耗構造部材は、図４に示す実施の形態２と同様の製造方法によって耐摩耗肉盛層が形成されたものである。但し、耐摩耗粒子には従来の硬質粒子であるＷＣ−８Ｃｏ粒子を用い、この粒子の粒径は０．２５〜０．８５ｍｍであり、粒子の比重は１４．５であった。
上記比較例では、硬質粒子が肉盛層の下部に沈下して凝集している。従って、硬質粒子の比重を母材に合わせていないと均一に分散させることができないことが確認された。
図１７は、図１５に示す実施例２の耐摩耗構造部材の肉盛層における表面から深さ方向の硬さを測定した結果であり、深さ方向の距離と硬さとの関係を示すグラフである。
図１７によれば、肉盛層の硬さが上層から下層にわたりＨｖ７００〜１０００であり、肉盛層が高硬度を維持していることが確認された。
図１８は、図１６に示す比較例の耐摩耗構造部材の肉盛層における表面から深さ方向の硬さを測定した結果であり、深さ方向の距離と硬さとの関係を示すグラフである。
図１８によれば、肉盛層の上層の硬さがＨｖ７００より低く、実施例２の耐摩耗構造部材の肉盛層のような高硬度を上層において維持できないことが確認された。
図１９は、図１５に示す実施例２の耐摩耗構造部材の肉盛層における結晶組織を示す写真である。この結晶組織は、残留オーステナイトとマルテンサイトを有し、ＴｉＣＮ炭化物（白い粒）が均一に分散したものである。この結晶組織の部分の硬さはＨｖ８００であった。図１９においても、肉盛層中にＴｉＣＮ炭化物からなる耐摩耗粒子を略均一に分散させることができることが確認された。
図２０は、図１６に示す比較例の耐摩耗構造部材の肉盛層における結晶組織を示す写真である。この結晶組織は、残留オーステナイトとＦｅ−Ｗ共晶析出物を有するものである。この結晶組織の部分の硬さはＨｖ５００程度であり、実施例２の肉盛層に比べて硬さが低いものであった。
図２１は、図１５に示す実施例２及び図１６に示す比較例それぞれの耐摩耗構造部材に対して抗折試験を行った結果を示すグラフである。実施例２の耐摩耗構造部材と同様の試料を４つ用意するとともに比較例の耐摩耗構造部材を用意し、それぞれについて抗折試験を行い、その結果を図２１において新粒子（１）、新粒子（２）、新粒子（３）、新粒子（４）及び比較例と記載している。
図２１によれば、実施例２の耐摩耗構造部材には高い抗折力が保持されていることが確認され、比較例の耐摩耗構造部材の抗折力は低いことが確認された。
上記抗折試験は、抗折試験装置を用いて次の方法によって行った（ＪＩＳ  Ｈ  ５５０１参照）。
１．抗折試験装置の支点間距離は２０ｍｍ又は３０ｍｍとし、それぞれの支点及び荷重点先端の丸味半径を約２ｍｍ及び３ｍｍとし、支点及び荷重点には超硬合金を使用する。なお、荷重点は支点間の中央とする。また、この試験において試料の破断面に割れ・穴などがあってこれが試験成績に影響を及ぼしたと判定される場合は、その成績は無効とし、同時につくった他の試料について再試験する。
２．各試料の製造単位ごとに次の試料をつくり、試料の表面は１．５−Ｓ程度に長さの方向に４面を平滑に研削する。ただし、この試料の厚さの偏差は０．１ｍｍ以下とする。
（１）支点間の距離２０ｍｍの場合
２４ｍｍ（長さ）×８ｍｍ（幅）×４ｍｍ（厚さ）
（２）支点間の距離３０ｍｍの場合
３５ｍｍ（長さ）×１０ｍｍ（幅）×６ｍｍ（長さ）
３．測定方法は、抗折試験装置の支点上に試料をのせ荷重を厚さの方向に加えて徐々に荷重を増し破断したときの荷重目盛を読む。
４．抗折力の算出は、次の式による。
抗折力＝３ｐｌ／２ｂｔ２（ｋｇｆ／ｍｍ２｛Ｎ／ｍｍ２｝）
ここに  ｐ：破断したときの荷重（ｋｇｆ｛Ｎ｝）
ｂ：試料の幅（ｍｍ）
ｔ：試料の厚さ（ｍｍ）
ｌ：両支点間の距離（ｍｍ）
図２２は、ノッチレスで実施したシャルピー衝撃試験の結果を示すグラフである。実施例２の耐摩耗構造部材と同様の試験片を４つ用意し、比較例の耐摩耗構造部材の試験片を３つ用意するとともに比較のための高Ｃｒ鋳鉄（２８Ｃｒ−２．８Ｃ）の試験片を３つ用意し、それぞれについてシャルピー衝撃試験を行い、その結果を図２２において（１）、（２）、（３）、（４）、比較例（１）、比較例（２）、比較例（３）及び高Ｃｒ鋳鉄（１）、高Ｃｒ鋳鉄（２）、高Ｃｒ鋳鉄（３）と記載している。
上記シャルピー衝撃試験は、ノッチレスの試験片をその両端で支持し、一定の条件のもとで、ハンマーのひと振りによって試験片を破断し特性を求めるものである（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２参照）。
試験片を破断するのに要したエネルギーは、次の式によって算出する。
Ｋ＝Ｍ（ｃｏｓβ−ｃｏｓα）
ここに、Ｋ：試験片を破断するのに要したエネルギー（Ｊ）
Ｍ：ハンマーの回転軸の周りのモーメント（Ｎ・ｍ）
Ｍ＝Ｗ・ｒ
Ｗ：ハンマーの質量による負荷（Ｎ）
ｒ：ハンマーの回転軸中心から重心までの距離（ｍ）
α：ハンマーの持上げ角度（°）
β：試験片破断後のハンマーの振上がり角度（°）
図２２によれば、実施例２の耐摩耗構造部材には高いエネルギーを加えなければ破断しないことが確認され、比較例及び高Ｃｒ鋳鉄の耐摩耗構造部材には低いエネルギーで破断することが確認された。
図２３は、試験片に対して摩耗試験を行う装置を概略的に示す図である。図２４は、図２３に示す装置で摩耗試験を行った結果を示すものであり、平均硬度と１／摩耗体積比との関係を示すグラフである。
摩耗試験を行う試験片としては、実施例２の耐摩耗構造部材の試験片（発明品）及びそれと比較する試験片を用意した。比較する試験片としては、代表的な耐摩耗鋼板であるスウェーデン鋼のＨＡＲＤＯＸ５００、ＪＩＳ鋼材であるＳＫＤ１１、ＳＫＨ５１、高Ｃｒ鋳鉄肉盛１層盛、高Ｃｒ鋳鉄肉盛２層盛、炭化タングステン粒子をガス溶着したもの、超硬粒分散材（従来型）を用意した。
図２３に示すように、ラバーホイールを回転させ、このラバーホイールに試験片を試験荷重によって押し付け、この試験片とラバーホイールとの間に珪砂を珪砂ホッパーから落下させ、１／摩耗体積比を測定する。試験条件は、以下のとおりである。
（試験条件）
（１）使用珪砂  ２０〜４８メッシュ
（２）試験荷重  １３．２６ｋｇ
（３）珪砂供給量  ３００ｇ／ｍｉｎ
（４）ラバーホイール周速  １００ｍ／ｍｉｎ
（５）試験時間  ２０分
（６）試験片寸法１２ｔ×２５ｗ×７５Ｌ
（７）ホイール厚み  １２．７ｍｍ
図２４によれば、発明品である実施例２の耐摩耗構造部材は、比較例に比べて高い耐摩耗性を有していることが確認された。
【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８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１４】
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【図１７】
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【図１８】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２８】
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【図１３】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【国際調査報告】
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