肉盛溶接材料及び肉盛溶接金属が溶接された機械部品
【課題】酸による腐食環境下で使用される肉盛金属用の溶接材料として、肉盛金属の耐食性及び耐摩耗性が優れ、割れの発生が防止された肉盛溶接材料及び肉盛溶接金属が溶接された機械部品を提供する。
【解決手段】肉盛溶接材料は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。肉盛溶接材料は、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延又は熱間加工される機械部品の肉盛溶接に使用される場合には、Ｐ及びＳの含有量を、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有することが好ましく、肉盛溶接金属の健全性を損なわない範囲で、不純物成分を含有できる。
【解決手段】肉盛溶接材料は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。肉盛溶接材料は、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延又は熱間加工される機械部品の肉盛溶接に使用される場合には、Ｐ及びＳの含有量を、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有することが好ましく、肉盛溶接金属の健全性を損なわない範囲で、不純物成分を含有できる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、酸性の土壌から出土した物の粉砕器及び反応塔等のように、耐食性及び耐摩耗性が優れていることが要求される用途に好適の肉盛溶接材料及び肉盛溶接金属が溶接された機械部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
粉砕器及び反応塔等のような処理装置において、処理の対象物中に、塩酸及び硫酸等の酸が含まれていたり、処理中に、処理対象物から酸が副次的に出てくることがある。この処理装置の処理対象物を収納する処理容器は通常鋼材で成型されており、このような酸が存在すると、容器の内壁が腐食してしまうという問題点がある。また、処理容器の内壁は、処理中の処理物により、損耗しやすいという問題点がある。
【０００３】
そこで、この種の処理装置において、処理物が収納される処理容器の内壁には、耐食性及び耐摩耗性が要求される。このような耐食性及び耐摩耗性の向上を目的とする従来の肉盛溶接材料として、特許文献１に開示されたものがある。この特許文献１は、６００℃以上の高温で優れた強度、耐酸化性及び耐摩耗性が要求される部材に使用される肉盛溶接材料であって、Ｃ：０．５〜３．０％、Ｓｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：２５〜４５％、Ｍｎ：０〜１０％、Ｎｉ：０〜１３％を含み、且つＣｒ≧−１．６Ｓｉ＋３７を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、母材上に短繊維状の微細針状炭化物により強化された肉盛溶接金属を形成する肉盛溶接材料を開示するものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１１−２２６７７８号公報（特許第３３４３５７６号公報）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、この特許文献１に開示された従来技術は、肉盛り溶接材料に鋼材（Ｆｅ合金）が使用されており、その材料中におけるＣ、Ｓｉ、Ｃｕの各成分の濃度が高く、更に、４ａ〜５ａ族遷移元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ）を多く含有しているという問題点がある。即ち、特許文献１に開示された従来技術においては、Ｃ濃度が０．５〜３．０％と高いことから、破壊靭性に対する耐性が小さく、更に４ａ〜５ａ族遷移元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ）を多く含有していることから、硬度が大きすぎるといった問題点があり、このため腐食により脆性破壊を起こしやすいという問題点がある。
【０００６】
また、特許文献１に開示された従来技術では、Ｓｉ濃度が３．０〜７．０％と極めて高いことから、鋼材の製造工程である熱間圧延工程の後に赤スケールを発生しやすく、酸洗により赤スケールを除去したとしても表面品質が悪くなる（表面凹凸が大きくなり、表面ムラが発生する）という問題点がある。この赤スケールは高温（６００℃以上）での使用においても発生する可能性があり、この場合は赤スケールの主体であるα−Ｆｅ２Ｏ３の粉末が被処理物に混入するという問題点も生じる。
【０００７】
更に、特許文献１に開示された従来技術では、Ｃｕ濃度が０〜７．０％と極めて高いことから、鋼材の製造工程である熱間圧延工程において赤熱脆性が起こりやすく、熱間圧延工程を含む通常の鋼材の製法により鋼材を製造するのが難しく、肉盛溶接材料の製作・供給が難しいという問題がある。
【０００８】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、酸による腐食環境下で使用される肉盛金属用の溶接材料として、肉盛金属の耐食性及び耐摩耗性が優れ、割れの発生が防止された肉盛溶接材料及び肉盛溶接金属が溶接された機械部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係る肉盛溶接材料は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１０】
本発明においては、この肉盛溶接材料の組成として、Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものに組成範囲を減縮すると、更に好ましい。
【００１１】
本発明に係る肉盛溶接材料は、例えば更に、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有する。また、肉盛溶接材料は、例えば更に、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｐｔ、Ａｕ及び／又はＰｂを総量で１５質量％以下含有し、母材鋼材の表面上に溶接された際、得られる肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織を有する。
【００１２】
本発明に係る肉盛溶接金属が溶接された機械部品は、母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１３】
本発明に係る他の肉盛溶接金属が溶接された機械部品は、母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１４】
本発明に係る肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、例えば前記肉盛溶接金属の表層部は、更に、Ｐ：０．０３質量％、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有する。
【００１５】
本発明に係る肉盛溶接金属が溶接された機械部品においては、例えば、肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織を有し、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、フェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんだ状態の多結晶組織を有する。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、本発明の溶接材料を使用して肉盛溶接すると、得られる肉盛溶接金属は、セメンタイトが周囲をくるんでいるフェライト構造を有する金属組織となり、また、フェライトマトリックスにはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉが含まれる。フェライトはオーステナイト及びマルテンサイトに比べて水素脆化に強く、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉにより耐食性が向上することから、肉盛溶接金属は、酸性雰囲気においても、水素脆化が抑制され、割れにくく、残留応力が低く安定しているという効果があり、酸に対する耐食性及び耐摩耗性が優れた肉盛溶接金属を得ることができる。また、本発明により、酸に対する耐食性及び耐摩耗性が優れ、かつ硬度と靭性のバランスのとれた機械部品材料として好適な肉盛溶接金属層及び肉盛溶接材料を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属のロックウェル硬度を示す図である。
【図２】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属のビッカース硬度を示す図である。
【図３】実施例及び比較例の土砂摩耗試験の原理を示す概念図である。
【図４】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果（摩耗減量）を示すグラフ図である。
【図５】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果（摩耗減量）を示すグラフ図である。
【図６】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果（摩耗減量）を示すグラフ図である。
【図７】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐食性評価結果（平均腐食速度）を示すグラフ図である。
【図８】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐食性評価結果（平均腐食速度）を示すグラフ図である。
【図９】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属層の断面組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図１０】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属層の断面組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図１１】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属層の断面組織を示す光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施の形態について添付の図面を参照して具体的に説明する。本発明は、室温から２００℃程度の温度範囲で使用される粉砕器及び反応塔のような処理装置に設置された処理物の処理容器であって、処理の対象物中に、塩酸及び硫酸等の酸が含まれていて、ｐＨが中性〜４．２程度の酸性の腐食環境下で使用される収納容器に使用するのに好適の肉盛金属用の溶接材料である。この本発明の溶接材料を使用して前記収納容器の内壁に肉盛金属を形成することにより、この収納容器の耐食性及び耐摩耗性が向上し、寿命を延長させることができる。なお、本発明においては、得られた溶接金属の金属組織は、フェライト相である。
【００１９】
以下、本発明の肉盛溶接材料の成分添加理由及び組成限定理由について説明する。
【００２０】
「Ｃ：０．２乃至１．５質量％、より好ましくは、Ｃ：０．６乃至０．８質量％」
肉盛溶接金属の引張強度と伸びのバランスを保つために、溶接材料のＣ含有量は、０．２乃至１．５質量％とする。Ｃ含有量が０．８質量％を超えると、ハイテンという過共析鋼となり、靭性が低下して、加工しにくくなる。一方，Ｃ量が多いほど、上述のごとく、靭性が低下して脆化するため、アグレッシブ摩耗が増加する。このため、耐摩耗性は他の元素の添加で確保し、肉盛溶接金属としてのバランスをとるために、肉盛溶接材料のＣ含有量は０．２乃至１．５質量％、より好ましくは、Ｃ含有量は、０．６乃至０．８質量％とする。
【００２１】
「Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、より好ましくは、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％」
Ｓｉは肉盛溶接金属の引張強度を向上させる元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＳｉ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とすることが必要である。一方、Ｓｉ含有量が２．０質量％を超えると、赤スケール（赤錆）が発生しやすくなる。赤スケールの主体はα−Ｆｅ２Ｏ３であるが、この赤スケールは微細な粉末状で発生し、鋼材表面に粉を吹いたような状態で発生するため、極めて脆いものである。この赤スケールは酸洗により除去できるが、酸洗後の鋼材は表面凹凸が大きくなり、酸洗による溶接金属の減肉が発生し、割れが生じやすくなる。このため、Ｃ含有量は、２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２２】
「Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、より好ましくは、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％」
Ｍｎは肉盛溶接金属において、強度と靭性を確保するために必要な元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＭｎ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が２．０質量％を超えると、靭性及び溶接性が阻害されるという問題点が生じる。このため、Ｃ含有量は、２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２３】
「Ｐ：０．０３質量％以下に規制」
Ｐは不純物として結晶粒界に偏析するが、鍛造及び圧延等により鍛伸方向に伸ばされると偏析帯を形成する。この偏析帯にはα−Ｆｅが形成され、Ｃはこの偏析帯から排除される。その結果、Ｐの偏析帯にはα−Ｆｅが帯状に形成され、他の部分はパーライトが帯状に形成される。通常、このようなＰの偏析帯はフェライトバンドと呼ばれ、フェライトバンドが形成されると、帯の直角方向の延性が低下する。肉盛溶接金属中のＰが０．０３質量％を超えると、フェライトバンドによる延性の低下という問題点が生じる。よって、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延が施される機械部品の肉盛溶接に使用される場合においては、Ｐの添加量は０．０３質量％以下に規制することが好ましい。
【００２４】
「Ｓ：０．０２質量％以下に規制」
Ｓは硫化物系介在物であるＭｎＳを形成して鋼材の熱間加工時に偏析し、鋼材を脆化させる。肉盛溶接金属中のＳが０．０２質量％を超えると、鋼材が脆化することにより割れやすくなるという問題点が生じる。よって、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延が施される機械部品の肉盛溶接に使用される場合においては、Ｓの添加量は０．０２質量％以下に規制することが好ましい。
【００２５】
「Ｃｒ：２０乃至４０質量％、より好ましくは、Ｃｒ：２４至３６質量％」
Ｃｒは肉盛溶接金属の耐食性を向上させるために、必須の元素である。また、Ｃｒはカーバイド（炭化物）を形成する元素であって、結晶粒内でカーバイドが微細に析出して析出硬化する作用を有する元素であり、これにより、耐摩耗性を向上させる。溶接材料のＣｒ含有量が２０質量％未満であると、所望の耐食性が得られない。一方、溶接材料のＣｒ含有量が４０質量％を超えると、マルテンサイトが発生しやすくなるという問題点が生じる。このため、溶接材料のＣｒ含有量は、２０乃至４０質量％、好ましくは、２４乃至３６質量％以下とする。
【００２６】
「Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、より好ましくは、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％」
Ｍｏも肉盛溶接金属の耐食性を向上させる元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＭｏ含有量を、２．０質量％以上、好ましくは３．５質量％以上とすることが必要である。一方、溶接材料のＭｏ含有量が６．０質量％を超えると、粒界偏析してＦｅとＳｉの酸化物であるファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が鋼中に浸潤することを促進するという問題点が生じる。このため、溶接材料のＭｏ含有量は、６．０質量％以下、好ましくは４．５質量％以下とする。
【００２７】
「Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、より好ましくは、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％」
Ｎｉも肉盛溶接金属の耐食性を向上させる元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＮｉ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とすることが必要である。一方、Ｎｉ含有量が６．０質量％を超えると、オーステナイトが生成されやすくなるという問題点が生じる。このため、Ｎｉ含有量は、６．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２８】
「Ｖ：１．０乃至５．０質量％、より好ましくは、Ｖ：１．５乃至２．５質量％」
Ｖは肉盛溶接金属において、カーバイドを形成して析出硬化する作用を有する元素であり、Ｖの添加により、溶接金属の耐摩耗性を向上させる。この作用を得るためには、溶接材料のＶ含有量を、１．０質量％以上、好ましくは１．５質量％以上とする。一方、Ｖ含有量が５．０質量％を超えると、ＶＣ（バナジウムの炭化物）が結晶粒内に析出して靭性を低下させる。このため、Ｖ含有量は、５．０質量％以下、好ましくは２．５質量％以下とする。
【００２９】
「Ｗ：０．５乃至５．０質量％、より好ましくは、Ｗ：０．７乃至１．５質量％」
Ｗは肉盛溶接金属において、カーバイドを形成する析出硬化型の元素であり、Ｗの添加により、溶接金属の耐摩耗性を向上させる。この作用を得るためには、溶接材料のＷ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とする。一方、Ｗ含有量が５．０質量％を超えると、ＷＣ（タングステンの炭化物）が結晶粒内に析出して靭性を低下させる。このため、Ｗ含有量は、５．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００３０】
「残部」
本発明の肉盛溶接材料の残部は、実質的にＦｅからなり、肉盛溶接金属の健全性を損なわない範囲で、他の成分を含有することができる。即ち、溶接された肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、フェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織となることを妨げない範囲で、肉盛溶接材料は他の成分を含有することができる。肉盛溶接金属の健全性を損なわない他の成分としては、例えば、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｐｔ、Ａｕ及びＰｂ等の元素が挙げられ、本発明の効果に加えて、更に他の効果を発現することを目的として添加される。但し、これらの成分の含有量が多いと、マトリックスであるフェライト相の結晶性が低下すると共に、フェライト結晶の周囲がセメンタイト相で覆われた理想的な多結晶組織を形成しにくくなる。そのため、上記他の成分を含有する場合には、その総量は１５質量％以下であることが好ましい。また、本発明の肉盛溶接材料は、上記したように、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延又は熱間加工が施される機械部品の肉盛溶接に使用される場合には、フェライトバンドの生成による延性の低下及びＭｎＳの偏析による鋼材の脆化を防止するために、Ｐ及びＳの含有量を、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制することが好ましいが、それ以外の用途で使用される機械部品の肉盛溶接に使用される場合においては、肉盛溶接金属の健全性を損なわない不純物として取り扱うことができる。しかし、本発明においては、肉盛溶接材料の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であることが最も望ましい。この不可避的不純物としては、例えばＡｌ及びＣａ等のように、肉盛溶接材料の製造工程で不可避的に混入される成分が挙げられる。
【００３１】
「金属組織」
本発明の溶接材料を使用して肉盛溶接した場合に得られる肉盛金属は、フェライト組織を有する。このフェライト組織は、セメンタイトが周囲をくるんでいる構造を有する。フェライト組織はオーステナイト組織及びマルテンサイト組織に比べて水素を安定に吸蔵しやすいため、酸性雰囲気においても、水素脆化しにくく、割れにくいという効果がある。即ち、フェライト組織の場合は、腐食により水素が発生して鋼材中に取り込まれても、フェライト中に水素が局所的に集積しないので、酸性雰囲気で耐水素脆性に有利である。また、セメンタイトがフェライトをくるんでいるので、割れにくいという利点がある。
【００３２】
また、特許文献１に記載されている従来の肉盛溶接材料により肉盛溶接された溶接金属は、針状炭化物組織であるが、この針状炭化物組織の場合は、針状炭化物と地鉄との界面に水素が集結しやすい。このような水素が存在すると、割れやすく、特に、一方向に割れやすいという問題点がある。この針状炭化物組織に比して、本発明のようなフェライト組織の場合には、残留応力が少なく、組織が安定しているため、割れにくいという利点がある。
【００３３】
「母材材料」
粉砕器及び反応塔等の容器を構成する材料、即ち、本発明の肉盛溶接材料を使用して肉盛溶接すべき部材の材料としては、例えば、種々のステンレス鋼、Ｓ２５Ｃ鋼、ＳＣ４９鋼、ＳＳ４００鋼等がある。母材の希釈を抑制するためには、母材の材料も、本発明の肉盛溶接材料と同様の組成を有するものが好ましいが、母材には主に強度と靭性、肉盛溶接材料には主に硬度と耐摩耗性が求められることから、母材と肉盛溶接材料とを同様の成分組成にすることは現実には困難である。そこで、母材を垂直にした状態にし、可及的に肉盛溶接した材料の上に順次肉盛溶接を行うことが望ましい。これにより、重力及び対流による母材元素（主にＦｅ）と肉盛溶接材料との相互拡散を一定程度抑制することができる。本発明では、肉盛溶接材料と肉盛溶接金属における溶接された機械部品との組成ずれは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの各濃度が若干希釈される程度であり、それ以外、ほとんど組成ずれは生じない。
【００３４】
本発明の溶接材料を使用して、上述の所望の溶接金属（セメンタイトが周囲をくるんでいるフェライト構造で、Ｃｒによる耐食性をもたせた特徴を有する溶接金属）を得るためには、特段通常と異なる溶接条件は必要ではなく、通常の溶接条件で溶接することにより、上述の溶接金属を得ることができる。但し、溶接時に母材を加熱しておくことが望ましく、昇温速度が１００〜３００℃／ｈ、保持温度が２５０〜３５０℃、冷却速度が１５〜１００℃／ｈで母材を加熱冷却し、２５０〜３５０℃の等温保持の状態で溶接を行うことが望ましい。
【実施例】
【００３５】
以下、本発明の効果を実証するための実施例及び比較例について説明する。
【００３６】
下記表１は、溶接材料の組成を示す。但し、残部はＦｅ又はＣｏ及び不可避的不純物である。なお、実施例２〜７は本発明の請求項１のみを満たす実施例、実施例１は請求項１と共により組成範囲が狭い請求項２も満たす実施例である。
【００３７】
【表１】
【００３８】
下記表２は、溶接対象の母材として使用した機械構造用炭素鋼（Ｓ２５Ｃ鋼）の化学成分規格を示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】
溶接条件は以下のとおりである。即ち、表１に示す各種溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上にこの溶接材料を肉盛り溶接し、平均厚さ：約３ｍｍの肉盛り溶接層を形成した。溶接に際し、母材を室温から３００℃まで、昇温速度が１００℃／ｈの条件で加熱し、３００℃に等温保持した状態で肉盛溶接を行い、溶接終了後は冷却速度が２０℃／ｈの条件で室温まで冷却した。溶接は下向き姿勢で、電流が２８０Ａ、電圧が３０Ｖの条件で肉盛溶接し、この際の入熱量は２．０ｋＪ／ｍｍであった。
【００４１】
下記表３は、上記溶接により得られた肉盛溶接金属の表層部の組成を示す。表層部とは、表面から１ｍｍ以内の領域である。肉盛溶接金属に対して、表層部から１ｍｍの領域を機械的に削り取り、この削り取った部分を所定の酸に溶解させ、化学分析により定量分析し、この分析結果を、肉盛溶接金属の成分組成とした。化学分析では、Ｃ（炭素）は赤外線吸収法、Ｎ（窒素）は不活性ガス溶融法、Ｓｉは重量法、その他の元素はＩＣＰ発光分光分析法を使用して、定量分析を行った。下記表３は、このようにして測定した肉盛溶接金属の定量分析結果である。
【００４２】
【表３】
【００４３】
実施例１〜７及び比較例８〜１７、２０，２１の溶接材料はいずれもＦｅ合金であり、その構成元素は同一である。肉盛溶接金属では溶接材料（原材料）に比べて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの濃度が若干低下する傾向が認められる。これは母材の主構成元素であるＦｅが肉盛溶接金属部分に拡散し、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ濃度が希釈されたためと考えられる。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの濃度の低下量は約２０％程度である。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ以外の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｗ）については、溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。
【００４４】
比較例１８、１９の溶接材料はいずれもＣｏ合金であるが、合金成分としてＦｅが検出される。比較例１８，１９の溶接材料にはもともとＦｅは含まれていないが、母材からのＦｅの拡散により、表３には記載していないが、Ｆｅが夫々９．５７％、７．９８％混入した。これにより、特に、比較例１８では、ＣｒとＷの濃度低下が認められるが、ＣｒとＷの濃度の低下量は約３０％程度であり、それほど大きいとはいえない。また、Ｃｒ、Ｗ以外の元素（Ｃ、Ｐ、Ｓ）については溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。なお、比較例１９では各含有元素の濃度に大きな変化は見られず、溶接材料と肉盛溶接金属との組成の相違は小さい。比較例２０と比較例２１の溶接材料はいずれもＦｅ合金である。この場合も、Ｃｒ、Ｍｏの濃度低下が認められるが、その程度は小さく、Ｃｒ、Ｍｏ以外の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ）については、溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。以上の結果から、溶接材料と肉盛溶接金属との組成の相違は小さいといえる。
【００４５】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、表面硬度を測定した結果について説明する。表面硬度として、ロックウェル硬度及びビッカース硬度を測定した。ロックウェル硬度はＪＩＳ Ｇ ０２０２に規定されているロックウェル試験に基づき、頂角１２０°円錐（先端０．３ｍｍ）を肉盛溶接金属表面から６０ｋｇｆの荷重で押し込み、基準荷重である１０ｋｇｆに戻した際の基準面からの永久窪みの深さを読み取り、ロックウェル硬度をその計算式により求めた。なお、ロックウェル硬度の算出に当たっては、Ｃスケールを用いた。ビッカース硬度は、アカシ社製ＭＶＫ−Ｅ型ビッカース硬度試験器を用いて測定した。対面角α＝１３６°の正四角錐ダイヤモンドで作られたピラミッド形の圧子を肉盛溶接金属表面に押し込み、荷重を除いた後に残ったへこみの対角線の長さｄ（ｍｍ）から表面積Ｓ（ｍｍ２）を算出し、試験荷重と表面積の関係から、所定の計算式によりビッカース硬度を算出した。
【００４６】
図１は各種肉盛溶接金属のロックウェル硬度を示す。Ｗ濃度又はＣ濃度が高い比較例１８、２１は高い硬度を示す。これに対して、本発明の実施例の肉盛溶接金属（実施例１〜７）の硬度は、比較例１８，２１に比べると低いが、ロックウェル硬度が３０以上であり、肉盛溶接金属として問題ないレベルにある。
【００４７】
図２は各種肉盛溶接金属のビッカース硬度を示す。Ｗ濃度又はＣ濃度が高い比較例１８，２１は高い硬度を示す。これに対して、本発明の実施例１〜５の肉盛溶接金属の硬度は、比較例１８，２１に比べると低いが、ロックウェル硬度が３００以上であり、肉盛溶接金属として問題ないレベルにある。また、硬度と靭性はトレードオフの関係にあり、本発明の実施例１〜５は、比較例１８，２１に比して靭性が高いといえる。
【００４８】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、耐摩耗性を評価する試験を行った結果について説明する。耐摩耗性はＡＳＴＭ Ｇ ６５に規定されている土砂摩耗試験により評価した。土砂摩耗試験装置の概念図を図３に示す。図３に示すように、試験片１にゴム被覆回転ドラム２を摺擦させ、試験片１とゴム被覆回転ドラム２との間にホッパ５から硅砂６を供給する。試験片１のゴム被覆回転ドラム２に対する押圧力は、錘４を自由端に垂下したレバーアーム３により与えた。肉盛溶接金属からなる試験片１を荷重：１３．３ｋｇｆでゴム被覆回転ドラム２に押圧し、ドラム２を所定回数数まで（６０００回転まで）回転させ、２０００回転させた後、４０００回転させた後及び試験後（６０００回転させた後）の試験片１の摩耗減量を測定することにより、耐摩耗性を評価した。
【００４９】
図４〜図６は、横軸にドラム２の摺動回転数をとり、縦軸に摩耗減量をとって、各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性の評価結果を示す。図４に示すように、各種肉盛溶接金属のうち、比較例２１は最も高い耐摩耗性を示し、ドラム２を６０００回転させた後の試験片１の摩耗減量は１ｇ以下であった。一方、図４〜図６に示すように、本発明の実施例１〜５の摩耗減量は、比較例２１に次ぐ高い耐摩耗性を示し、ドラムを６０００回転させた後の摩耗減量は４ｇ以下であった。これに対して、図４に示すように、比較例１８〜２０は耐摩耗性が劣る結果となり、ドラム２を６０００回転させた後の試料減量は５ｇ以上であった。
【００５０】
図５はＣ濃度のみを変化させた実施例１〜３、６、７及び比較例８の摩耗減量を比較した図である。この図５に示すように、Ｃ濃度が高いほど耐摩耗性に劣る（摩耗減量が増加する）という結果が得られている。これはＣ濃度が高いほど、靭性が低下して、脆化するため、アグレッシブ摩耗が増加するためと考えられる。
【００５１】
図６はＳｉ濃度のみを変化させた実施例１，４，比較例９〜１１の摩耗減量を比較した図である。この図６に示すように、Ｓｉ濃度が高いほど耐摩耗性に劣る（摩耗減量が増加する）という結果が得られている。これはＣ濃度の場合と同様に、Ｓｉ濃度が高いほど、靭性が低下して、脆化するため、アグレッシブ摩耗が増加するためと考えられる。なお、比較例１１及び２１は実施例１〜７よりも摩耗減量が少ないが、比較例１１はＳｉが少ないため、現実の使用に適さず、比較例２１はＣが多すぎるため、同様に実用性がない。
【００５２】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、耐食性を評価した。各種肉盛溶接金属から１５×１５×１．５ｍｍの試験片（クーポン）を機械加工（ワイヤーカット）により採取し、試料とした。塩酸（ＨＣｌ）と硫酸（Ｈ２ＳＯ４）のモル濃度比が２：１となるように混合した水溶液（混酸水溶液）をイオン交換水でｐＨ＝２．０になるように希釈し、調整したものを試験液とし、８０℃の該試験液に試料を２４時間浸漬し、試験後の腐食減量を測定することにより、耐食性を評価した。
【００５３】
図７及び図８は腐食試験の結果を示す（なお、図７と図８では横軸のスケールが異なる）。試験はｎ＝３で実施し、それぞれの試料の腐食原料から平均腐食速度を求めた。各種肉盛溶接金属に対する耐食性評価の結果、図７に示すように、比較例２０，２１の試料では、平均腐食速度が著しく大きく、比較例１８では平均腐食速度が比較的大きく、耐食性が劣るのに対して、それ以外の試料では平均腐食速度が小さく、良好な耐食性を示した。図８に示すように、実施例１〜７及び比較例８〜１７の試料においては、Ｓｉ濃度が高い比較例９，１０の試料と、Ｍｎ濃度が高い比較例１２の試料と、Ｍｏ濃度が低い比較例１７の試料では、平均腐食速度は若干増加したが、本発明の実施例１〜７の試料では、平均腐食速度は０．０１ｍｍ／年（ｙ）以下となり、優れた耐食性を示した。
【００５４】
これらの結果を下記表４にまとめて示す。下記表４は、各実施例及び比較例のロックウェル硬度及びビッカース硬度と、平均腐食速度を示す。この表４において、ロックウェル硬度ＨＲｃは３０以上の場合に○、ビッカース硬度は３００以上の場合に○とし、それより低い場合に×とした。この表４に示すように、本発明の実施例１乃至７は、硬さが適度であると共に（全て○）、平均腐食速度がいずれも低いものであった。これに対し、比較例８乃至１０、１２，１７，１８，２０，２１は平均腐食速度が高く、耐食性が劣るものであった。また、比較例１５，１７はビッカース硬度が低いものであった。
【００５５】
【表４】
【００５６】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、その断面組織を光学顕微鏡にて観察した結果について説明する。Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材上に、平均厚さが約３ｍｍになるように肉盛溶接金属層を形成し、この肉盛溶接金属層に対して、母材が一部接合された状態の試験片を機械加工により切り出し、この試験片を樹脂に埋め込み、研磨することにより、肉盛溶接金属層の断面が露出した試料を作成した。この試料を王水にてエッチングした後、肉盛溶接金属層の厚さ方向の中央部分を光学顕微鏡にて倍率：４００倍にて観察した。この各種肉盛溶接金属の断面組織を示す光学顕微鏡写真を図９乃至図１１に示す。
【００５７】
実施例１は２０〜４０μｍの結晶粒径を有する多結晶組織からなり、マトリックスはフェライト相である。多結晶組織の結晶粒界には炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）が観察され、この炭化物はフェライト結晶粒をくるむように存在していることがわかる。実施例１に対してＣ濃度を増加させた実施例６及び実施例７並びに比較例８では、Ｃ濃度の増加に伴い多結晶組織に変化が認められる。Ｃ濃度が増加すると、結晶粒界に析出する炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）層の厚みが厚くなるが、実施例７では実施例１と同様の多結晶組織を維持する。しかしながら、比較例８では実施例１に認められる多結晶組織は完全に崩壊することから、フェライト結晶の周囲を炭化物（セメンタイト）がくるんだ状態の多結晶組織とはならず、実施例７が本件発明に規定した金属組織のほぼ限界といえる。
【００５８】
実施例２及び３は、実施例１と同様の多結晶組織を有する。マトリックスであるフェライト結晶の粒界には炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）が観察されるが、Ｃ濃度が低いために炭化物の量が少なく、フェライト結晶粒を完全にくるむようには存在していない。実施例３は実施例２に比べてこの傾向がより顕著に表れており、実施例３が本発明にて規定した金属組織の限界といえる。
【００５９】
実施例４は、実施例１と同様の多結晶組織を有する。実施例１に対してＳｉ濃度を増加させた実施例４、比較例１０及び比較例９では、Ｓｉ濃度の増加に伴い多結晶組織に変化が認められる。Ｓｉ濃度が増加すると、比較例１０及び比較例９のように、結晶粒界に析出する炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）層の厚さが厚くなり、この場合、結晶粒界にＳｉの酸化物（ＳｉＯ２）又はＳｉの複合酸化物（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が同時析出している可能性もある。実施例１に対してＳｉ濃度を３．０％まで増加させた比較例９でも、実施例１と同様の多結晶組織を有するが、結晶粒界析出物の凝集が起こり、フェライト結晶粒への包囲性が低下し、結晶粒内にも析出物が認められるようになる。
【００６０】
実施例１に対してＳｉ濃度を減少させた比較例１１では、実施例１に認められる多結晶組織は完全に崩壊しており、フェライト結晶の周囲を炭化物（セメンタイト）がくるんだ状態の多結晶組織とはならず、比較例１１は本件発明にて規定した金属組織の限界を超えているといえる。
【００６１】
比較例１５は微細で複雑な多結晶組織を有する。これは金属組織のほぼ全域がマルテンサイト相になっていることによる。
【００６２】
実施例５は実施例１と同様の（類似の）多結晶組織を有する。実施例５のマトリックスはフェライト相である。多結晶組織の結晶粒界には炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）が認められ、この炭化物はフェライト結晶粒をくるむように存在していることがわかる。比較例１８，１９はデンドライト組織を有する多結晶組織をとっている。この金属組織はほぼ全域がオーステナイト相になっている。比較例２０は金属組織のほぼ全域がマルテンサイト相になっている。比較例２０の金属組織の中で白く見える部分は炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）である。また、比較例２１はフェライト相、マルテンサイト相、及び炭化物の３相が混合した複雑な多結晶組織を有する。このように、比較例１８，１９，２０及び２１では、フェライト結晶の周囲を炭化物（セメンタイト）がくるんだ状態の多結晶組織とはなっていない。なお、比較例１４では、溶接材料のＣｒ含有量が５０質量％であって４０質量％を越えており、マルテンサイトが発生しやすいため、マトリックスをフェライト相とすることは困難である。比較例１３はＭｎ含有量が低いため、肉盛溶接金属の強度及び靭性が低かった。
【産業上の利用可能性】
【００６３】
このように、本発明の組成を満たす肉盛溶接金属は、フェライト結晶粒が炭化物（セメンタイト）でくるまれたような金属組織を有する。それゆえ、本発明の組成を満たす肉盛溶接金属は、酸性の物を処理する粉砕器や反応塔や各種機械装置等のように、耐食性及び耐摩耗性が優れていることが要求される用途に好適であり且つその用途に対する実用性がある。
【符号の説明】
【００６４】
１：試験片、２，ゴム被覆回転ドラム、３：レバーアーム、４：錘、５：ホッパ、６：硅砂
【技術分野】
【０００１】
本発明は、酸性の土壌から出土した物の粉砕器及び反応塔等のように、耐食性及び耐摩耗性が優れていることが要求される用途に好適の肉盛溶接材料及び肉盛溶接金属が溶接された機械部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
粉砕器及び反応塔等のような処理装置において、処理の対象物中に、塩酸及び硫酸等の酸が含まれていたり、処理中に、処理対象物から酸が副次的に出てくることがある。この処理装置の処理対象物を収納する処理容器は通常鋼材で成型されており、このような酸が存在すると、容器の内壁が腐食してしまうという問題点がある。また、処理容器の内壁は、処理中の処理物により、損耗しやすいという問題点がある。
【０００３】
そこで、この種の処理装置において、処理物が収納される処理容器の内壁には、耐食性及び耐摩耗性が要求される。このような耐食性及び耐摩耗性の向上を目的とする従来の肉盛溶接材料として、特許文献１に開示されたものがある。この特許文献１は、６００℃以上の高温で優れた強度、耐酸化性及び耐摩耗性が要求される部材に使用される肉盛溶接材料であって、Ｃ：０．５〜３．０％、Ｓｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：２５〜４５％、Ｍｎ：０〜１０％、Ｎｉ：０〜１３％を含み、且つＣｒ≧−１．６Ｓｉ＋３７を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、母材上に短繊維状の微細針状炭化物により強化された肉盛溶接金属を形成する肉盛溶接材料を開示するものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１１−２２６７７８号公報（特許第３３４３５７６号公報）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、この特許文献１に開示された従来技術は、肉盛り溶接材料に鋼材（Ｆｅ合金）が使用されており、その材料中におけるＣ、Ｓｉ、Ｃｕの各成分の濃度が高く、更に、４ａ〜５ａ族遷移元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ）を多く含有しているという問題点がある。即ち、特許文献１に開示された従来技術においては、Ｃ濃度が０．５〜３．０％と高いことから、破壊靭性に対する耐性が小さく、更に４ａ〜５ａ族遷移元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ）を多く含有していることから、硬度が大きすぎるといった問題点があり、このため腐食により脆性破壊を起こしやすいという問題点がある。
【０００６】
また、特許文献１に開示された従来技術では、Ｓｉ濃度が３．０〜７．０％と極めて高いことから、鋼材の製造工程である熱間圧延工程の後に赤スケールを発生しやすく、酸洗により赤スケールを除去したとしても表面品質が悪くなる（表面凹凸が大きくなり、表面ムラが発生する）という問題点がある。この赤スケールは高温（６００℃以上）での使用においても発生する可能性があり、この場合は赤スケールの主体であるα−Ｆｅ２Ｏ３の粉末が被処理物に混入するという問題点も生じる。
【０００７】
更に、特許文献１に開示された従来技術では、Ｃｕ濃度が０〜７．０％と極めて高いことから、鋼材の製造工程である熱間圧延工程において赤熱脆性が起こりやすく、熱間圧延工程を含む通常の鋼材の製法により鋼材を製造するのが難しく、肉盛溶接材料の製作・供給が難しいという問題がある。
【０００８】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、酸による腐食環境下で使用される肉盛金属用の溶接材料として、肉盛金属の耐食性及び耐摩耗性が優れ、割れの発生が防止された肉盛溶接材料及び肉盛溶接金属が溶接された機械部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係る肉盛溶接材料は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１０】
本発明においては、この肉盛溶接材料の組成として、Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものに組成範囲を減縮すると、更に好ましい。
【００１１】
本発明に係る肉盛溶接材料は、例えば更に、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有する。また、肉盛溶接材料は、例えば更に、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｐｔ、Ａｕ及び／又はＰｂを総量で１５質量％以下含有し、母材鋼材の表面上に溶接された際、得られる肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織を有する。
【００１２】
本発明に係る肉盛溶接金属が溶接された機械部品は、母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１３】
本発明に係る他の肉盛溶接金属が溶接された機械部品は、母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１４】
本発明に係る肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、例えば前記肉盛溶接金属の表層部は、更に、Ｐ：０．０３質量％、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有する。
【００１５】
本発明に係る肉盛溶接金属が溶接された機械部品においては、例えば、肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織を有し、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、フェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんだ状態の多結晶組織を有する。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、本発明の溶接材料を使用して肉盛溶接すると、得られる肉盛溶接金属は、セメンタイトが周囲をくるんでいるフェライト構造を有する金属組織となり、また、フェライトマトリックスにはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉが含まれる。フェライトはオーステナイト及びマルテンサイトに比べて水素脆化に強く、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉにより耐食性が向上することから、肉盛溶接金属は、酸性雰囲気においても、水素脆化が抑制され、割れにくく、残留応力が低く安定しているという効果があり、酸に対する耐食性及び耐摩耗性が優れた肉盛溶接金属を得ることができる。また、本発明により、酸に対する耐食性及び耐摩耗性が優れ、かつ硬度と靭性のバランスのとれた機械部品材料として好適な肉盛溶接金属層及び肉盛溶接材料を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属のロックウェル硬度を示す図である。
【図２】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属のビッカース硬度を示す図である。
【図３】実施例及び比較例の土砂摩耗試験の原理を示す概念図である。
【図４】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果（摩耗減量）を示すグラフ図である。
【図５】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果（摩耗減量）を示すグラフ図である。
【図６】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性評価結果（摩耗減量）を示すグラフ図である。
【図７】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐食性評価結果（平均腐食速度）を示すグラフ図である。
【図８】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属に対する耐食性評価結果（平均腐食速度）を示すグラフ図である。
【図９】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属層の断面組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図１０】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属層の断面組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図１１】実施例及び比較例の各種肉盛溶接金属層の断面組織を示す光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施の形態について添付の図面を参照して具体的に説明する。本発明は、室温から２００℃程度の温度範囲で使用される粉砕器及び反応塔のような処理装置に設置された処理物の処理容器であって、処理の対象物中に、塩酸及び硫酸等の酸が含まれていて、ｐＨが中性〜４．２程度の酸性の腐食環境下で使用される収納容器に使用するのに好適の肉盛金属用の溶接材料である。この本発明の溶接材料を使用して前記収納容器の内壁に肉盛金属を形成することにより、この収納容器の耐食性及び耐摩耗性が向上し、寿命を延長させることができる。なお、本発明においては、得られた溶接金属の金属組織は、フェライト相である。
【００１９】
以下、本発明の肉盛溶接材料の成分添加理由及び組成限定理由について説明する。
【００２０】
「Ｃ：０．２乃至１．５質量％、より好ましくは、Ｃ：０．６乃至０．８質量％」
肉盛溶接金属の引張強度と伸びのバランスを保つために、溶接材料のＣ含有量は、０．２乃至１．５質量％とする。Ｃ含有量が０．８質量％を超えると、ハイテンという過共析鋼となり、靭性が低下して、加工しにくくなる。一方，Ｃ量が多いほど、上述のごとく、靭性が低下して脆化するため、アグレッシブ摩耗が増加する。このため、耐摩耗性は他の元素の添加で確保し、肉盛溶接金属としてのバランスをとるために、肉盛溶接材料のＣ含有量は０．２乃至１．５質量％、より好ましくは、Ｃ含有量は、０．６乃至０．８質量％とする。
【００２１】
「Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、より好ましくは、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％」
Ｓｉは肉盛溶接金属の引張強度を向上させる元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＳｉ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とすることが必要である。一方、Ｓｉ含有量が２．０質量％を超えると、赤スケール（赤錆）が発生しやすくなる。赤スケールの主体はα−Ｆｅ２Ｏ３であるが、この赤スケールは微細な粉末状で発生し、鋼材表面に粉を吹いたような状態で発生するため、極めて脆いものである。この赤スケールは酸洗により除去できるが、酸洗後の鋼材は表面凹凸が大きくなり、酸洗による溶接金属の減肉が発生し、割れが生じやすくなる。このため、Ｃ含有量は、２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２２】
「Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、より好ましくは、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％」
Ｍｎは肉盛溶接金属において、強度と靭性を確保するために必要な元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＭｎ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が２．０質量％を超えると、靭性及び溶接性が阻害されるという問題点が生じる。このため、Ｃ含有量は、２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２３】
「Ｐ：０．０３質量％以下に規制」
Ｐは不純物として結晶粒界に偏析するが、鍛造及び圧延等により鍛伸方向に伸ばされると偏析帯を形成する。この偏析帯にはα−Ｆｅが形成され、Ｃはこの偏析帯から排除される。その結果、Ｐの偏析帯にはα−Ｆｅが帯状に形成され、他の部分はパーライトが帯状に形成される。通常、このようなＰの偏析帯はフェライトバンドと呼ばれ、フェライトバンドが形成されると、帯の直角方向の延性が低下する。肉盛溶接金属中のＰが０．０３質量％を超えると、フェライトバンドによる延性の低下という問題点が生じる。よって、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延が施される機械部品の肉盛溶接に使用される場合においては、Ｐの添加量は０．０３質量％以下に規制することが好ましい。
【００２４】
「Ｓ：０．０２質量％以下に規制」
Ｓは硫化物系介在物であるＭｎＳを形成して鋼材の熱間加工時に偏析し、鋼材を脆化させる。肉盛溶接金属中のＳが０．０２質量％を超えると、鋼材が脆化することにより割れやすくなるという問題点が生じる。よって、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延が施される機械部品の肉盛溶接に使用される場合においては、Ｓの添加量は０．０２質量％以下に規制することが好ましい。
【００２５】
「Ｃｒ：２０乃至４０質量％、より好ましくは、Ｃｒ：２４至３６質量％」
Ｃｒは肉盛溶接金属の耐食性を向上させるために、必須の元素である。また、Ｃｒはカーバイド（炭化物）を形成する元素であって、結晶粒内でカーバイドが微細に析出して析出硬化する作用を有する元素であり、これにより、耐摩耗性を向上させる。溶接材料のＣｒ含有量が２０質量％未満であると、所望の耐食性が得られない。一方、溶接材料のＣｒ含有量が４０質量％を超えると、マルテンサイトが発生しやすくなるという問題点が生じる。このため、溶接材料のＣｒ含有量は、２０乃至４０質量％、好ましくは、２４乃至３６質量％以下とする。
【００２６】
「Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、より好ましくは、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％」
Ｍｏも肉盛溶接金属の耐食性を向上させる元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＭｏ含有量を、２．０質量％以上、好ましくは３．５質量％以上とすることが必要である。一方、溶接材料のＭｏ含有量が６．０質量％を超えると、粒界偏析してＦｅとＳｉの酸化物であるファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が鋼中に浸潤することを促進するという問題点が生じる。このため、溶接材料のＭｏ含有量は、６．０質量％以下、好ましくは４．５質量％以下とする。
【００２７】
「Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、より好ましくは、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％」
Ｎｉも肉盛溶接金属の耐食性を向上させる元素である。この作用を得るためには、溶接材料のＮｉ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とすることが必要である。一方、Ｎｉ含有量が６．０質量％を超えると、オーステナイトが生成されやすくなるという問題点が生じる。このため、Ｎｉ含有量は、６．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２８】
「Ｖ：１．０乃至５．０質量％、より好ましくは、Ｖ：１．５乃至２．５質量％」
Ｖは肉盛溶接金属において、カーバイドを形成して析出硬化する作用を有する元素であり、Ｖの添加により、溶接金属の耐摩耗性を向上させる。この作用を得るためには、溶接材料のＶ含有量を、１．０質量％以上、好ましくは１．５質量％以上とする。一方、Ｖ含有量が５．０質量％を超えると、ＶＣ（バナジウムの炭化物）が結晶粒内に析出して靭性を低下させる。このため、Ｖ含有量は、５．０質量％以下、好ましくは２．５質量％以下とする。
【００２９】
「Ｗ：０．５乃至５．０質量％、より好ましくは、Ｗ：０．７乃至１．５質量％」
Ｗは肉盛溶接金属において、カーバイドを形成する析出硬化型の元素であり、Ｗの添加により、溶接金属の耐摩耗性を向上させる。この作用を得るためには、溶接材料のＷ含有量を、０．５質量％以上、好ましくは０．７質量％以上とする。一方、Ｗ含有量が５．０質量％を超えると、ＷＣ（タングステンの炭化物）が結晶粒内に析出して靭性を低下させる。このため、Ｗ含有量は、５．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００３０】
「残部」
本発明の肉盛溶接材料の残部は、実質的にＦｅからなり、肉盛溶接金属の健全性を損なわない範囲で、他の成分を含有することができる。即ち、溶接された肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、フェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織となることを妨げない範囲で、肉盛溶接材料は他の成分を含有することができる。肉盛溶接金属の健全性を損なわない他の成分としては、例えば、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｐｔ、Ａｕ及びＰｂ等の元素が挙げられ、本発明の効果に加えて、更に他の効果を発現することを目的として添加される。但し、これらの成分の含有量が多いと、マトリックスであるフェライト相の結晶性が低下すると共に、フェライト結晶の周囲がセメンタイト相で覆われた理想的な多結晶組織を形成しにくくなる。そのため、上記他の成分を含有する場合には、その総量は１５質量％以下であることが好ましい。また、本発明の肉盛溶接材料は、上記したように、鋼材を母材とし、鍛造及び圧延又は熱間加工が施される機械部品の肉盛溶接に使用される場合には、フェライトバンドの生成による延性の低下及びＭｎＳの偏析による鋼材の脆化を防止するために、Ｐ及びＳの含有量を、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制することが好ましいが、それ以外の用途で使用される機械部品の肉盛溶接に使用される場合においては、肉盛溶接金属の健全性を損なわない不純物として取り扱うことができる。しかし、本発明においては、肉盛溶接材料の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であることが最も望ましい。この不可避的不純物としては、例えばＡｌ及びＣａ等のように、肉盛溶接材料の製造工程で不可避的に混入される成分が挙げられる。
【００３１】
「金属組織」
本発明の溶接材料を使用して肉盛溶接した場合に得られる肉盛金属は、フェライト組織を有する。このフェライト組織は、セメンタイトが周囲をくるんでいる構造を有する。フェライト組織はオーステナイト組織及びマルテンサイト組織に比べて水素を安定に吸蔵しやすいため、酸性雰囲気においても、水素脆化しにくく、割れにくいという効果がある。即ち、フェライト組織の場合は、腐食により水素が発生して鋼材中に取り込まれても、フェライト中に水素が局所的に集積しないので、酸性雰囲気で耐水素脆性に有利である。また、セメンタイトがフェライトをくるんでいるので、割れにくいという利点がある。
【００３２】
また、特許文献１に記載されている従来の肉盛溶接材料により肉盛溶接された溶接金属は、針状炭化物組織であるが、この針状炭化物組織の場合は、針状炭化物と地鉄との界面に水素が集結しやすい。このような水素が存在すると、割れやすく、特に、一方向に割れやすいという問題点がある。この針状炭化物組織に比して、本発明のようなフェライト組織の場合には、残留応力が少なく、組織が安定しているため、割れにくいという利点がある。
【００３３】
「母材材料」
粉砕器及び反応塔等の容器を構成する材料、即ち、本発明の肉盛溶接材料を使用して肉盛溶接すべき部材の材料としては、例えば、種々のステンレス鋼、Ｓ２５Ｃ鋼、ＳＣ４９鋼、ＳＳ４００鋼等がある。母材の希釈を抑制するためには、母材の材料も、本発明の肉盛溶接材料と同様の組成を有するものが好ましいが、母材には主に強度と靭性、肉盛溶接材料には主に硬度と耐摩耗性が求められることから、母材と肉盛溶接材料とを同様の成分組成にすることは現実には困難である。そこで、母材を垂直にした状態にし、可及的に肉盛溶接した材料の上に順次肉盛溶接を行うことが望ましい。これにより、重力及び対流による母材元素（主にＦｅ）と肉盛溶接材料との相互拡散を一定程度抑制することができる。本発明では、肉盛溶接材料と肉盛溶接金属における溶接された機械部品との組成ずれは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの各濃度が若干希釈される程度であり、それ以外、ほとんど組成ずれは生じない。
【００３４】
本発明の溶接材料を使用して、上述の所望の溶接金属（セメンタイトが周囲をくるんでいるフェライト構造で、Ｃｒによる耐食性をもたせた特徴を有する溶接金属）を得るためには、特段通常と異なる溶接条件は必要ではなく、通常の溶接条件で溶接することにより、上述の溶接金属を得ることができる。但し、溶接時に母材を加熱しておくことが望ましく、昇温速度が１００〜３００℃／ｈ、保持温度が２５０〜３５０℃、冷却速度が１５〜１００℃／ｈで母材を加熱冷却し、２５０〜３５０℃の等温保持の状態で溶接を行うことが望ましい。
【実施例】
【００３５】
以下、本発明の効果を実証するための実施例及び比較例について説明する。
【００３６】
下記表１は、溶接材料の組成を示す。但し、残部はＦｅ又はＣｏ及び不可避的不純物である。なお、実施例２〜７は本発明の請求項１のみを満たす実施例、実施例１は請求項１と共により組成範囲が狭い請求項２も満たす実施例である。
【００３７】
【表１】
【００３８】
下記表２は、溶接対象の母材として使用した機械構造用炭素鋼（Ｓ２５Ｃ鋼）の化学成分規格を示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】
溶接条件は以下のとおりである。即ち、表１に示す各種溶接材料を使用して、Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材表面上にこの溶接材料を肉盛り溶接し、平均厚さ：約３ｍｍの肉盛り溶接層を形成した。溶接に際し、母材を室温から３００℃まで、昇温速度が１００℃／ｈの条件で加熱し、３００℃に等温保持した状態で肉盛溶接を行い、溶接終了後は冷却速度が２０℃／ｈの条件で室温まで冷却した。溶接は下向き姿勢で、電流が２８０Ａ、電圧が３０Ｖの条件で肉盛溶接し、この際の入熱量は２．０ｋＪ／ｍｍであった。
【００４１】
下記表３は、上記溶接により得られた肉盛溶接金属の表層部の組成を示す。表層部とは、表面から１ｍｍ以内の領域である。肉盛溶接金属に対して、表層部から１ｍｍの領域を機械的に削り取り、この削り取った部分を所定の酸に溶解させ、化学分析により定量分析し、この分析結果を、肉盛溶接金属の成分組成とした。化学分析では、Ｃ（炭素）は赤外線吸収法、Ｎ（窒素）は不活性ガス溶融法、Ｓｉは重量法、その他の元素はＩＣＰ発光分光分析法を使用して、定量分析を行った。下記表３は、このようにして測定した肉盛溶接金属の定量分析結果である。
【００４２】
【表３】
【００４３】
実施例１〜７及び比較例８〜１７、２０，２１の溶接材料はいずれもＦｅ合金であり、その構成元素は同一である。肉盛溶接金属では溶接材料（原材料）に比べて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの濃度が若干低下する傾向が認められる。これは母材の主構成元素であるＦｅが肉盛溶接金属部分に拡散し、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ濃度が希釈されたためと考えられる。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの濃度の低下量は約２０％程度である。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ以外の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｗ）については、溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。
【００４４】
比較例１８、１９の溶接材料はいずれもＣｏ合金であるが、合金成分としてＦｅが検出される。比較例１８，１９の溶接材料にはもともとＦｅは含まれていないが、母材からのＦｅの拡散により、表３には記載していないが、Ｆｅが夫々９．５７％、７．９８％混入した。これにより、特に、比較例１８では、ＣｒとＷの濃度低下が認められるが、ＣｒとＷの濃度の低下量は約３０％程度であり、それほど大きいとはいえない。また、Ｃｒ、Ｗ以外の元素（Ｃ、Ｐ、Ｓ）については溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。なお、比較例１９では各含有元素の濃度に大きな変化は見られず、溶接材料と肉盛溶接金属との組成の相違は小さい。比較例２０と比較例２１の溶接材料はいずれもＦｅ合金である。この場合も、Ｃｒ、Ｍｏの濃度低下が認められるが、その程度は小さく、Ｃｒ、Ｍｏ以外の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ）については、溶接材料（原材料）とほぼ同じ濃度を維持している。以上の結果から、溶接材料と肉盛溶接金属との組成の相違は小さいといえる。
【００４５】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、表面硬度を測定した結果について説明する。表面硬度として、ロックウェル硬度及びビッカース硬度を測定した。ロックウェル硬度はＪＩＳ Ｇ ０２０２に規定されているロックウェル試験に基づき、頂角１２０°円錐（先端０．３ｍｍ）を肉盛溶接金属表面から６０ｋｇｆの荷重で押し込み、基準荷重である１０ｋｇｆに戻した際の基準面からの永久窪みの深さを読み取り、ロックウェル硬度をその計算式により求めた。なお、ロックウェル硬度の算出に当たっては、Ｃスケールを用いた。ビッカース硬度は、アカシ社製ＭＶＫ−Ｅ型ビッカース硬度試験器を用いて測定した。対面角α＝１３６°の正四角錐ダイヤモンドで作られたピラミッド形の圧子を肉盛溶接金属表面に押し込み、荷重を除いた後に残ったへこみの対角線の長さｄ（ｍｍ）から表面積Ｓ（ｍｍ２）を算出し、試験荷重と表面積の関係から、所定の計算式によりビッカース硬度を算出した。
【００４６】
図１は各種肉盛溶接金属のロックウェル硬度を示す。Ｗ濃度又はＣ濃度が高い比較例１８、２１は高い硬度を示す。これに対して、本発明の実施例の肉盛溶接金属（実施例１〜７）の硬度は、比較例１８，２１に比べると低いが、ロックウェル硬度が３０以上であり、肉盛溶接金属として問題ないレベルにある。
【００４７】
図２は各種肉盛溶接金属のビッカース硬度を示す。Ｗ濃度又はＣ濃度が高い比較例１８，２１は高い硬度を示す。これに対して、本発明の実施例１〜５の肉盛溶接金属の硬度は、比較例１８，２１に比べると低いが、ロックウェル硬度が３００以上であり、肉盛溶接金属として問題ないレベルにある。また、硬度と靭性はトレードオフの関係にあり、本発明の実施例１〜５は、比較例１８，２１に比して靭性が高いといえる。
【００４８】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、耐摩耗性を評価する試験を行った結果について説明する。耐摩耗性はＡＳＴＭ Ｇ ６５に規定されている土砂摩耗試験により評価した。土砂摩耗試験装置の概念図を図３に示す。図３に示すように、試験片１にゴム被覆回転ドラム２を摺擦させ、試験片１とゴム被覆回転ドラム２との間にホッパ５から硅砂６を供給する。試験片１のゴム被覆回転ドラム２に対する押圧力は、錘４を自由端に垂下したレバーアーム３により与えた。肉盛溶接金属からなる試験片１を荷重：１３．３ｋｇｆでゴム被覆回転ドラム２に押圧し、ドラム２を所定回数数まで（６０００回転まで）回転させ、２０００回転させた後、４０００回転させた後及び試験後（６０００回転させた後）の試験片１の摩耗減量を測定することにより、耐摩耗性を評価した。
【００４９】
図４〜図６は、横軸にドラム２の摺動回転数をとり、縦軸に摩耗減量をとって、各種肉盛溶接金属に対する耐摩耗性の評価結果を示す。図４に示すように、各種肉盛溶接金属のうち、比較例２１は最も高い耐摩耗性を示し、ドラム２を６０００回転させた後の試験片１の摩耗減量は１ｇ以下であった。一方、図４〜図６に示すように、本発明の実施例１〜５の摩耗減量は、比較例２１に次ぐ高い耐摩耗性を示し、ドラムを６０００回転させた後の摩耗減量は４ｇ以下であった。これに対して、図４に示すように、比較例１８〜２０は耐摩耗性が劣る結果となり、ドラム２を６０００回転させた後の試料減量は５ｇ以上であった。
【００５０】
図５はＣ濃度のみを変化させた実施例１〜３、６、７及び比較例８の摩耗減量を比較した図である。この図５に示すように、Ｃ濃度が高いほど耐摩耗性に劣る（摩耗減量が増加する）という結果が得られている。これはＣ濃度が高いほど、靭性が低下して、脆化するため、アグレッシブ摩耗が増加するためと考えられる。
【００５１】
図６はＳｉ濃度のみを変化させた実施例１，４，比較例９〜１１の摩耗減量を比較した図である。この図６に示すように、Ｓｉ濃度が高いほど耐摩耗性に劣る（摩耗減量が増加する）という結果が得られている。これはＣ濃度の場合と同様に、Ｓｉ濃度が高いほど、靭性が低下して、脆化するため、アグレッシブ摩耗が増加するためと考えられる。なお、比較例１１及び２１は実施例１〜７よりも摩耗減量が少ないが、比較例１１はＳｉが少ないため、現実の使用に適さず、比較例２１はＣが多すぎるため、同様に実用性がない。
【００５２】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、耐食性を評価した。各種肉盛溶接金属から１５×１５×１．５ｍｍの試験片（クーポン）を機械加工（ワイヤーカット）により採取し、試料とした。塩酸（ＨＣｌ）と硫酸（Ｈ２ＳＯ４）のモル濃度比が２：１となるように混合した水溶液（混酸水溶液）をイオン交換水でｐＨ＝２．０になるように希釈し、調整したものを試験液とし、８０℃の該試験液に試料を２４時間浸漬し、試験後の腐食減量を測定することにより、耐食性を評価した。
【００５３】
図７及び図８は腐食試験の結果を示す（なお、図７と図８では横軸のスケールが異なる）。試験はｎ＝３で実施し、それぞれの試料の腐食原料から平均腐食速度を求めた。各種肉盛溶接金属に対する耐食性評価の結果、図７に示すように、比較例２０，２１の試料では、平均腐食速度が著しく大きく、比較例１８では平均腐食速度が比較的大きく、耐食性が劣るのに対して、それ以外の試料では平均腐食速度が小さく、良好な耐食性を示した。図８に示すように、実施例１〜７及び比較例８〜１７の試料においては、Ｓｉ濃度が高い比較例９，１０の試料と、Ｍｎ濃度が高い比較例１２の試料と、Ｍｏ濃度が低い比較例１７の試料では、平均腐食速度は若干増加したが、本発明の実施例１〜７の試料では、平均腐食速度は０．０１ｍｍ／年（ｙ）以下となり、優れた耐食性を示した。
【００５４】
これらの結果を下記表４にまとめて示す。下記表４は、各実施例及び比較例のロックウェル硬度及びビッカース硬度と、平均腐食速度を示す。この表４において、ロックウェル硬度ＨＲｃは３０以上の場合に○、ビッカース硬度は３００以上の場合に○とし、それより低い場合に×とした。この表４に示すように、本発明の実施例１乃至７は、硬さが適度であると共に（全て○）、平均腐食速度がいずれも低いものであった。これに対し、比較例８乃至１０、１２，１７，１８，２０，２１は平均腐食速度が高く、耐食性が劣るものであった。また、比較例１５，１７はビッカース硬度が低いものであった。
【００５５】
【表４】
【００５６】
次に、表３に示す各種肉盛溶接金属に対して、その断面組織を光学顕微鏡にて観察した結果について説明する。Ｓ２５Ｃ鋼からなる母材上に、平均厚さが約３ｍｍになるように肉盛溶接金属層を形成し、この肉盛溶接金属層に対して、母材が一部接合された状態の試験片を機械加工により切り出し、この試験片を樹脂に埋め込み、研磨することにより、肉盛溶接金属層の断面が露出した試料を作成した。この試料を王水にてエッチングした後、肉盛溶接金属層の厚さ方向の中央部分を光学顕微鏡にて倍率：４００倍にて観察した。この各種肉盛溶接金属の断面組織を示す光学顕微鏡写真を図９乃至図１１に示す。
【００５７】
実施例１は２０〜４０μｍの結晶粒径を有する多結晶組織からなり、マトリックスはフェライト相である。多結晶組織の結晶粒界には炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）が観察され、この炭化物はフェライト結晶粒をくるむように存在していることがわかる。実施例１に対してＣ濃度を増加させた実施例６及び実施例７並びに比較例８では、Ｃ濃度の増加に伴い多結晶組織に変化が認められる。Ｃ濃度が増加すると、結晶粒界に析出する炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）層の厚みが厚くなるが、実施例７では実施例１と同様の多結晶組織を維持する。しかしながら、比較例８では実施例１に認められる多結晶組織は完全に崩壊することから、フェライト結晶の周囲を炭化物（セメンタイト）がくるんだ状態の多結晶組織とはならず、実施例７が本件発明に規定した金属組織のほぼ限界といえる。
【００５８】
実施例２及び３は、実施例１と同様の多結晶組織を有する。マトリックスであるフェライト結晶の粒界には炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）が観察されるが、Ｃ濃度が低いために炭化物の量が少なく、フェライト結晶粒を完全にくるむようには存在していない。実施例３は実施例２に比べてこの傾向がより顕著に表れており、実施例３が本発明にて規定した金属組織の限界といえる。
【００５９】
実施例４は、実施例１と同様の多結晶組織を有する。実施例１に対してＳｉ濃度を増加させた実施例４、比較例１０及び比較例９では、Ｓｉ濃度の増加に伴い多結晶組織に変化が認められる。Ｓｉ濃度が増加すると、比較例１０及び比較例９のように、結晶粒界に析出する炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）層の厚さが厚くなり、この場合、結晶粒界にＳｉの酸化物（ＳｉＯ２）又はＳｉの複合酸化物（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が同時析出している可能性もある。実施例１に対してＳｉ濃度を３．０％まで増加させた比較例９でも、実施例１と同様の多結晶組織を有するが、結晶粒界析出物の凝集が起こり、フェライト結晶粒への包囲性が低下し、結晶粒内にも析出物が認められるようになる。
【００６０】
実施例１に対してＳｉ濃度を減少させた比較例１１では、実施例１に認められる多結晶組織は完全に崩壊しており、フェライト結晶の周囲を炭化物（セメンタイト）がくるんだ状態の多結晶組織とはならず、比較例１１は本件発明にて規定した金属組織の限界を超えているといえる。
【００６１】
比較例１５は微細で複雑な多結晶組織を有する。これは金属組織のほぼ全域がマルテンサイト相になっていることによる。
【００６２】
実施例５は実施例１と同様の（類似の）多結晶組織を有する。実施例５のマトリックスはフェライト相である。多結晶組織の結晶粒界には炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）が認められ、この炭化物はフェライト結晶粒をくるむように存在していることがわかる。比較例１８，１９はデンドライト組織を有する多結晶組織をとっている。この金属組織はほぼ全域がオーステナイト相になっている。比較例２０は金属組織のほぼ全域がマルテンサイト相になっている。比較例２０の金属組織の中で白く見える部分は炭化物（Ｆｅ３Ｃ：セメンタイト）である。また、比較例２１はフェライト相、マルテンサイト相、及び炭化物の３相が混合した複雑な多結晶組織を有する。このように、比較例１８，１９，２０及び２１では、フェライト結晶の周囲を炭化物（セメンタイト）がくるんだ状態の多結晶組織とはなっていない。なお、比較例１４では、溶接材料のＣｒ含有量が５０質量％であって４０質量％を越えており、マルテンサイトが発生しやすいため、マトリックスをフェライト相とすることは困難である。比較例１３はＭｎ含有量が低いため、肉盛溶接金属の強度及び靭性が低かった。
【産業上の利用可能性】
【００６３】
このように、本発明の組成を満たす肉盛溶接金属は、フェライト結晶粒が炭化物（セメンタイト）でくるまれたような金属組織を有する。それゆえ、本発明の組成を満たす肉盛溶接金属は、酸性の物を処理する粉砕器や反応塔や各種機械装置等のように、耐食性及び耐摩耗性が優れていることが要求される用途に好適であり且つその用途に対する実用性がある。
【符号の説明】
【００６４】
１：試験片、２，ゴム被覆回転ドラム、３：レバーアーム、４：錘、５：ホッパ、６：硅砂
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする肉盛溶接材料。
【請求項２】
Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする肉盛溶接材料。
【請求項３】
更に、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肉盛溶接材料。
【請求項４】
更に、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｐｔ、Ａｕ及び／又はＰｂを総量で１５質量％以下含有し、母材鋼材の表面上に溶接された際、得られる肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の肉盛溶接材料。
【請求項５】
母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項６】
母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項７】
前記肉盛溶接金属の表層部は、更に、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする請求項５又は６に記載の肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項８】
前記肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織を有することを特徴とする請求項５乃至７のいずれか１項に記載の肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項１】
Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする肉盛溶接材料。
【請求項２】
Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする肉盛溶接材料。
【請求項３】
更に、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肉盛溶接材料。
【請求項４】
更に、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｐｔ、Ａｕ及び／又はＰｂを総量で１５質量％以下含有し、母材鋼材の表面上に溶接された際、得られる肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の肉盛溶接材料。
【請求項５】
母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．２乃至１．５質量％、Ｓｉ：０．５乃至２．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｒ：２０乃至４０質量％、Ｍｏ：２．０乃至６．０質量％、Ｎｉ：０．５乃至６．０質量％、Ｖ：１．０乃至５．０質量％、Ｗ：０．５乃至５．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項６】
母材鋼材の表面上に、肉盛溶接金属が溶接された機械部品において、前記肉盛溶接金属の表層部は、Ｃ：０．６乃至０．８質量％、Ｓｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｃｒ：２４至３６質量％、Ｍｏ：３．５乃至４．５質量％、Ｎｉ：０．７乃至１．５質量％、Ｖ：１．５乃至２．５質量％、Ｗ：０．７乃至１．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項７】
前記肉盛溶接金属の表層部は、更に、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする請求項５又は６に記載の肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【請求項８】
前記肉盛溶接金属がフェライト相をマトリックスとする多結晶組織であって、このフェライト結晶の結晶粒界にセメンタイトが存在し、このフェライト結晶の周囲をセメンタイトがくるんでいる状態の多結晶組織を有することを特徴とする請求項５乃至７のいずれか１項に記載の肉盛溶接金属が溶接された機械部品。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【公開番号】特開２０１２−９１２２５（Ｐ２０１２−９１２２５Ａ）
【公開日】平成２４年５月１７日（２０１２．５．１７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１３６４６１（Ｐ２０１１−１３６４６１）
【出願日】平成２３年６月２０日（２０１１．６．２０）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年５月１７日（２０１２．５．１７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年６月２０日（２０１１．６．２０）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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