JP2008522039A - 耐クラック性を有する溶着可能なコバルト系合金 - Google Patents

Abstract

約０．１２重量％〜約０．７重量％の炭素（Ｃ）、約２０重量％〜約３０重量％のクロム（Ｃｒ）、約１０重量％〜約１５重量％のモリブデン（Ｍｏ）、約１重量％〜約４重量％のニッケル（Ｎｉ）及び残部のコバルト（Ｃｏ）を含んでなる延性を有するコバルト系合金である。合金をオーバーレイとして適用して、合金を固化させる間にクラックを生じさせることなく、金属基材に耐摩耗性及び耐腐食性を付与する。

Description

この発明は、一般に、コバルト（Ｃｏ）系合金に関する。特に、この発明は、摩耗（wear）及び腐食に対する耐性を提供し、延性を有するコバルト（Ｃｏ）系合金、及びそのような合金を基材上にオーバーレイ（overlay）する表面処理として適用する方法に関する。本発明は、特に、クラックが冷却の間における熱現象によるリスクであるような大きな表面にウェルド・ビルド・アップ（weld build up）する用途に適用することができる。

（発明の背景）
コバルト（Ｃｏ）系合金は、合金化に所望される多くの元素と合金化することができる特性と、優れた耐摩耗性（wear resistance）とを有するため、激しい摩耗又は摩滅（abrasion）を伴う多くの用途に用いられている。コバルト（Ｃｏ）系合金が伴う１つの可能性ある問題点は、海水、汽水、鉱物油系の作動油、酸および苛性アルカリ（caustic）などの腐食性の媒体にさらされた場合のそれらの耐腐食性である。コバルト（Ｃｏ）系合金が、向上した耐腐食性を示すように設計されてきた１つの方法は、モリブデン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）を含ませることである。しかしながら、多くのコバルト（Ｃｏ）系合金の中に炭素（Ｃ）が同時に存在すると、カーバイド（または炭化物（carbide)）を形成することによって、これらの合金元素の有効性を減少させ得る。従って、コバルト（Ｃｏ）系合金中の炭素濃度は、モリブデン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）を添加して、合金に向上した耐腐食性を付与することを可能にするために、伝統的に低下させられている。しかしながら、低下した炭素濃度は、合金全体の硬度を低下させ、従って、合金の耐摩耗性を低下させるという望ましくない作用を有する。

更に、コバルト（Ｃｏ）系合金は、特にコバルト（Ｃｏ）の高い融点のために、高温適用に関して特に有用である。しかしながら、コバルト（Ｃｏ）系合金を用いて部品全体を形成することは、法外なコストとなる。例えば、コバルト（Ｃｏ）系合金から５００ポンド（lb）の部品を形成すると法外なコストとなるが、Ｆｅベースの基材上にコバルト（Ｃｏ）系合金のオーバーレイ（薄い被覆）を形成すると、遙かに安価となる。従って、コバルト（Ｃｏ）系合金の望ましい性質を利用するのは、コバルト（Ｃｏ）系合金を、基材の上の表面処理、例えばコーティングまたはオーバーレイとして用いることである。表面処理としてコバルト（Ｃｏ）系合金を適用することに高熱を伴うが、オーバーレイを冷却する際のクラッキングを防止するために、基材を予熱することがしばしば必要とされている。コバルト（Ｃｏ）系合金が大きい基材に適用される場合には、予熱は困難であるか又は商業的に非現実的である。さらに、熱処理された金属で形成された基材は、そのような処理をすると、基材に意図されている特性が劣化したりひずみを生じたりし得るため、熱処理が可能でない可能性もある。従って、予熱なしでコバルト（Ｃｏ）系合金によって首尾よく基材表面を処理するために、合金は、溶融状態において十分な流れ特性（flow characteristics）を有し、固化の間及び後において十分な延性を有することが必要とされる。合金はまた、予熱を伴うことなく、比較的低温の基材上へのデポジション（又は析出（deposition))に適合する熱的特性を有する必要がある。

米国特許第６,４７９,０１４号は、ノコギリの歯用のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金及びＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｗ合金を開示している。米国特許第５,００２,７３１号は、向上した耐腐食性及び耐摩耗性のために、炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）を含むＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｗ合金を開示している。

（発明の概要）
本発明の目的には、溶融オーバーレイ操作によって適用するために十分な延性を有しており、更に向上した耐腐食性及び耐摩耗性を有しているコバルト（Ｃｏ）系合金を提供することがある。

従って、要約すると、本発明は、コバルト（Ｃｏ）系合金、及びそれを適用するための方法を目的とする。合金は、およその重量％で、０．１２〜０．７％の炭素（Ｃ）、２０〜３０％のクロム（Ｃｒ）、１０〜１５％のモリブデン（Ｍｏ）および１〜４％のニッケル（Ｎｉ）を含んでなる。

この発明のその他の目的及び特徴は、以下の記載によって一部は記載し、一部は明らかになるであろう。

（発明の好ましい態様の説明）
本発明によれば、向上した耐腐食性及び耐摩耗性を有しているコバルト（Ｃｏ）系合金であって、基材を予備加熱する必要なしに、表面処理操作によって適用することができるコバルト（Ｃｏ）系合金が提供される。予備加熱を伴わないにもかかわらず、合金は、固化の間に、割れを生じたりせず、その他の品質を低下させることもない。コバルト（Ｃｏ）系合金は、大規模な基材上での溶融オーバーレイ適用に適当である。従って、本発明は、１つの要旨において、例えば、液圧式シリンダまたはその他の大きな表面積の工業用部品などの金属部品上への、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系耐腐食性及び耐摩耗性のオーバーレイである。オーバーレイ表面積は、一般に、約１ｍ^２以上、例えば、約１ｍ^２〜１０ｍ^２の範囲である。オーバーレイの厚さは、少なくとも約５０ミクロン、例えば約５０ミクロン〜約１０ｍｍの範囲である。

もう１つの要旨において、本発明は、本発明のオーバーレイを形成するために用いられるロッド、キャスティング、消耗電極又はワイヤの形態の合金である。

本発明は、コバルト（Ｃｏ）系合金が、多くの用途について望ましい特性である、熱、摩滅、腐食、かじり（galling）、酸化、熱衝撃および摩耗への耐性を示すため、コバルト（Ｃｏ）系合金による強化に関する。更に、コバルト（Ｃｏ）は、いくつかの望ましい合金化元素と良好に合金化し、丈夫なマトリックスを形成する傾向がある。

従って、本発明は、１つの要旨において、溶融オーバーレイプロセス用のコバルト（Ｃｏ）系合金に関する。この合金組成は、好ましい態様において、およその重量％で、以下のものを含んでなる：
炭素（Ｃ） ０．１２〜０．７重量％
クロム（Ｃｒ） ２０〜３０重量％
モリブデン（Ｍｏ） １０〜１５重量％
ニッケル（Ｎｉ） １〜４重量％
ケイ素（Ｓｉ） 約１重量％まで
マンガン（Ｍｎ） 約１重量％まで
鉄（Ｆｅ） 約１重量％まで
タングステン（Ｗ） 約１重量％まで
ホウ素（Ｂ）＋銅（Ｃｕ） 約３重量％まで
コバルト（Ｃｏ） 残部。

この発明の合金を用いたオーバーレイの微細構造を、図１に示す。合金の微細構造は、主要な成分としてＣｏ−Ｃｒ相粒子を有する、亜共晶（hypoeutectic）である。これらの粒子は、合金が冷却される際に最初に固化され、デンドライト（dendrite）として、クロム（Ｃｒ）リッチな領域を形成する。更に、合金が冷却される際に、二次的カーバイドも生成し始める。これらのカーバイドは、大部分がクロム（Ｃｒ）リッチなＭ_２３Ｃ_６とモリブデン（Ｍｏ）リッチなＭ_６Ｃとの共晶カーバイドである。合金が、冷却され続ける時に、モリブデン（Ｍｏ）リッチな領域である、層状様式（lamellar fashion）のカーバイド及びデンドライトとの間で、共晶構造を形成する。カーバイドは、合金の共晶領域の中に非常に微細に拡散する。炭素の濃度が高い、即ち、０．８〜３．５重量％の場合に現れる、一次的カーバイド（primary carbides）、例えばＭ_７Ｃ_３は、合金の中に、ほとんど又は全く存在しない。それは、炭素濃度を注意深く制御するためである。これらの一次的カーバイドは、より高い炭素濃度を有しており、形状は嵩高く、角張っており、一般に、合金の脆性の程度を高くし、耐腐食性を低下させ得る。１つの態様において、合金中のカーバイドの少なくとも８０％は二次的カーバイド（secondary carbides）である。例えば、合金中のカーバイドの少なくとも９０％が二次的カーバイドである。１つの好適な実施例において、合金中に生成したカーバイドの実質的にすべてが二次的カーバイドである。

この発明において、炭素は最終的な合金の摩耗に対する耐性を向上させるために、合金中に用いられる。このことは、他の合金化元素と反応させて、硬質のカーバイド、例えばクロム（Ｃｒ）またはモリブデン（Ｍｏ）カーバイドなどを形成することによって行われる。炭素の濃度は、過剰な量では脆性を生じる可能性があり、クロム（Ｃｒ）またはモリブデン（Ｍｏ）の有効性を低下させ得るため、厳密に制御される。１つの態様例において、合金中の炭素の濃度は約０．１２重量％〜約０．７重量％の範囲である。例えば、炭素は、約０．１５重量％〜約０．４５重量％の範囲の濃度を有している。１つのそのような態様例において、炭素は約０．２重量％〜約０．４重量％の範囲の濃度を有している。１つの好適な実施例において、炭素濃度は約０．３重量％である。

本発明の合金中において、クロムは、耐腐食性を向上させるため及び硬質のカーバイドを形成して摩耗に対する耐性を向上させるために用いられる。高いクロム（Ｃｒ）濃度は、溶融した合金を停滞的にさせたり又は乏しい流動特性を有するようにさせたりし得る一方で、最終的に得られる合金を脆くさせたりし得る。１つの態様例において、合金中のクロム（Ｃｒ）濃度は、約２０重量％〜約３０重量％の範囲である。例えば、クロム（Ｃｒ）の濃度は、約２５重量％〜約３０重量％の範囲である。１つのそのような態様例において、クロム（Ｃｒ）の濃度は、約２７重量％〜約２９重量％の範囲である。１つの好適な実施例において、クロム（Ｃｒ）の濃度は、約２８重量％である。

合金中において、モリブデンは、硬質のカーバイドを形成することによって摩耗に対する耐性を向上させるために用いられる。モリブデン（Ｍｏ）はまた、合金の耐腐食性、特に孔食性環境（pitting environment）、例えば海水中における合金の耐腐食性を向上させるために用いられる。摩耗に対する耐性を向上させるために、従来技術の合金はタングステン（Ｗ）に大きく依存していたが、モリブデン（Ｍｏ）原子はタングステン（Ｗ）原子よりも遙かに小さく、タングステン（Ｗ）の原子量のおよそ半分の原子量を有しており、所定の重量百分率についておよそ２倍のモリブデン（Ｍｏ）原子が存在する。モリブデンは、炭素（Ｃ）に対して、タングステン（Ｗ）よりも高い親和性（affinity）を有しており、そのより小さい寸法のためにより迅速に拡散することができ、従ってカーバイドを形成して摩滅に対する耐性を向上させるために好適である。さらに、モリブデン（Ｍｏ）は、還元的性質の酸性環境（acidic environment）において、タングステン（Ｗ）よりも高い耐腐食性を付与する。モリブデン（Ｍｏ）によって付与された耐腐食性は固溶体中においてモリブデン（Ｍｏ）によって付与されると考えられるが、摩耗に対する耐性は主としてモリブデン（Ｍｏ）カーバイドの形成によって付与される。しかしながら、高いモリブデン（Ｍｏ）濃度は合金の延性を低下させ、従って、予熱されていない基材の上の溶接オーバーレイとしての合金の有用性を低下させ得る。また、高いモリブデン（Ｍｏ）濃度は、溶融した合金の流動性をも低下させ得る。１つの態様例において、合金中のモリブデン（Ｍｏ）の濃度は、約１０重量％〜約１５重量％の範囲である。例えば、モリブデン（Ｍｏ）の濃度は約１１重量％〜約１４重量％の範囲である。１つのそのような態様例において、モリブデン（Ｍｏ）の濃度は、約１１重量％〜約１３重量％の範囲である。１つの好適な実施例において、モリブデン（Ｍｏ）の濃度は、約１２重量％である。

ニッケルは、冷却の間に、コバルト系合金の延性の面心立方相を安定化させるために、合金に含まれる。そうすることによって、合金は、より硬質の六方最密充填構造相へ変化する。高濃度のニッケル（Ｎｉ）は合金の摩耗に対する耐性を低下させ得るため、ニッケル（Ｎｉ）の量は限定される。１つの態様例において、合金中のニッケル（Ｎｉ）の濃度は、約１重量％〜約４重量％の範囲である。例えば、ニッケル（Ｎｉ）の濃度は、約１．２重量％〜約３．５重量％の範囲である。１つのそのような態様例において、ニッケル（Ｎｉ）の濃度は約１．２重量％〜約３重量％の範囲である。１つの好適な実施例において、ニッケル（Ｎｉ）の濃度は約１．５重量％である。

鉄は、厳密に制御された濃度で許容されているトランプ元素（tramp element）である。過剰な量の鉄（Ｆｅ）は、合金の耐腐食性及び耐摩耗性の両方に対して有害な影響を及ぼし得る。従って、鉄（Ｆｅ）の濃度は、約１重量％以下である。１つの好適な実施例において、鉄（Ｆｅ）の濃度は約０．２重量％以下である。

ケイ素は、溶融を促進し、脱酸素剤（deoxidizer）として作用させるために、合金の中に含ませることができる。ケイ素（Ｓｉ）の濃度は、これらの有利な影響が合金中において達成されるように十分に高くあるべきであるが、脆いケイ化物が生じない程度に十分に低くあるべきである。例えば、ケイ素（Ｓｉ）濃度が高過ぎる場合には、ケイ素（Ｓｉ）はモリブデン（Ｍｏ）と結合して、脆いモリブデンケイ化物を形成し得る。１つの態様例において、合金中のケイ素（Ｓｉ）濃度は約１重量％以下である。１つの好適な実施例において、ケイ素（Ｓｉ）濃度は約０．７重量％以下である。

その他の元素、例えばホウ素（Ｂ）及び銅（Ｃｕ）は、付随的な不純物として、または意図的な添加物として存在し得る。ホウ素を合金中に加えると、合金の溶融温度を低下させ、従って合金の十分な溶融化を促進して、溶融した合金の流動性または流動特性を向上させることができる。ホウ素はまた溶射溶融（spray-and-fuse）法において、合金パウダーの溶融をも促進する。銅は、例えば合金が海水にさらされるなどの合金の環境において、微生物による腐食への耐性を向上させるために、合金に含ませることができる。特に、これらの元素は累積して、約３重量％まで、好ましくは約１．５重量％まで合金に含ませることができる。

本発明によれば、合金は、表面処理の用途に好適な形態で調製される。例えば、合金は、パウダー形態で、ロッド形態で、キャスティング形態で、消耗電極の形態で、又は中実のワイヤ若しくはチューブ状のワイヤの形態で調製することができる。

１つの態様例において、基材へのオーバーレイとして、上述した合金組成物をオーバーレイさせる（薄く被覆させる）ために、発明者らは、金属パウダー又は粒状物の形態の合金化成分を中に入れたコバルト（Ｃｏ）系シースの機構を開発した。そのような態様の１つにおいて、コバルト（Ｃｏ）系シースは、少なくとも約９５重量％コバルト（Ｃｏ）であり、残部は鉄（Ｆｅ）及びニッケル（Ｎｉ）を含んでなる。その他の合金化元素、例えば、炭素（Ｃ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、ニッケル（Ｎｉ）及び存在する場合の追加のコバルト（Ｃｏ）は、シースの中に、パウダー形態で保持される。パウダー合金化元素は、オーバーレイ操作の間に、コバルト系シースと融合する際に、上述のような全体としての合金組成が達成されるような割合で、存在している。１つの態様例において、ワイヤ製造装置を用いて、シース及びパウダーをチューブ状のワイヤに形成する。ここでは、狭いストリップ形態のフラットなコバルト（Ｃｏ）系シースの上に合金パウダー混合物が供給される。それからシースはチューブ状のワイヤの形態にされ、その中にパウダーが入れられている。チューブ状のワイヤは、少なくとも１回の追加のローリングまたは絞り加工操作によって成形される。これらの続きの成形操作によって、チューブ状のワイヤの外側直径を縮小させたり、その中のパウダーを圧縮したりする。

コバルト（Ｃｏ）系シースの肉厚及び直径は、正しい寸法の内部容積を容易に形成及び提供して、全体が溶融すると、所望の最終的な合金組成を生成するように、設計されている。特定のパウダー組成は、特定のシースについて、シースの肉厚の関数として計算されている。肉厚のより大きいシースについては、融合合金組成が過剰なコバルト（Ｃｏ）含量を有することを防止するために、追加の量の非コバルト合金化元素がパウダーの中に含まれる。肉厚のより小さいシースについては、コバルトの不足する融合合金組成を防止するために、（１）より少量の非コバルト合金化元素、または（２）粒状物またはパウダーの形態の追加のコバルト（Ｃｏ）のいずれかがパウダーに含まれる。１つの態様例において、ワイヤの外側直径は約０．９ｍｍ〜約４ｍｍの範囲である。もう１つの態様例において、上述した態様例と関連して、シースの壁は、約０．１５ｍｍ〜約０．５ｍｍの範囲の肉厚を有している。

この発明の１つの要旨において、合金をオーバーレイプロセスに用いることもできる。ここで、オーバーレイ用途に用いるのに好適ないずれかの溶着技術または同様の技術を用いることができる。例えば、移行型プラズマアーク（plasma transferred arc）溶接（ＰＡＷ）、ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）、レーザークラッデング、及び溶射溶融（spray-and-fuse）法等を用いて、合金をオーバーレイとして適用することができる。上記の技術のいずれであっても、場合により予熱されている、処理される基材の表面近くにて、局所的な熱を生じさせることができる。Ｃｏ系の合金は、合金が十分に溶融するように熱源に近付けられ、基材上において、溶融したＣｏ系合金と多少の溶融した基材物質とを含んでなる溶融物プールを形成する。溶融物プールが固化する際に、熱応力に起因する割れ（fracture）を実質的に含まないＣｏ系合金オーバーレイが形成される。

コーティングを適用するもう１つの一般的な方法には、溶射溶融（spray-and-fuse）法があり、この方法は、Ｃｏ系合金を最初に溶融させ、溶融した合金を基材上に噴霧し、その噴霧した合金コーティングを熱源によって溶融させることを含んでなる。典型的な熱源には、例えば、誘導加熱、レーザー、赤外線熱源および非移行型プラズマアーク等が含まれる。別法として、ワークピース全体を炉の中に配置して、コーティングの溶融を達成することもできる。

１つの好適な実施例において、移行型プラズマアーク溶接（ＰＡＷ）を用いてオーバーレイが形成される。この場合、基材と非消耗性のタングステン電極との間で形成されたアークによって、熱が発生させられる。この熱によって、コバルト（Ｃｏ）系合金の、及び、基材とコバルト（Ｃｏ）系合金との間の融合が引き起こされる。ノズルをアークの周囲の適所に配置し、他の技術に比べて、熱パターンをより集中させ、ならびにアーク温度を上昇させる。溶融した溶融金属をシールドするために、ガスが用いられる。タングステンが高い溶融温度を有すること、及び、電子の強いエミッタであることのために、タングステン電極を用いることが好適である。

有利なことに、本発明では、特定の使用する技術に拘わらず、熱応力に起因する割れ（fracture）を実質的に有さないコーティングまたはオーバーレイを形成するために、基材を予熱する必要がない。

（実施例）
以下の実施例は、本発明を更に説明するためのものであって、本発明はこれらの例に限定されるものではない。

実施例１
中実ロッドへの溶融オーバーレイの形成
標準的な粉末冶金技術を用いて、約０．３重量％の炭素（Ｃ）、２８重量％のクロム（Ｃｒ）、１２重量％のモリブデン（Ｍｏ）、１．５重量％のニッケル（Ｎｉ）および残部のコバルト（Ｃｏ）を含んでなるパウダーを調製した。その後、移行型プラズマアーク溶接（ＰＡＷ）によって、中実ロッドにパウダーを適用した。ロッドは、約６０ｍｍの直径及び約７００ｍｍの長さを有していた。図２及び３は、合金オーバーレイを有するロッドを示している。

標準的Ｖｉｃｋｅｒｓ硬度試験に付すると、合金オーバーレイの硬度は４４０ＨＶであることが見出された。さらに、ＡＳＴＭ Ｅ１６５−０２の「浸透探傷試験のための標準テスト方法（Standard Test Method for Liquid Penetrant Examination）」）において規定された標準的な染料浸透試験を用いても、オーバーレイにはどのようなクラックも観察されなかった。オーバーレイ表面の写真を図４に示す。

実施例２
物理的及び化学的性質の対比
常套の鋳造技術を用いて、３つのサンプルを形成し、本発明の合金の物理的性質及び化学的性質を試験して、既知の他種の合金と対比した。それらの組成を以下の表に示す。サンプルＡは本発明の合金である。サンプルＢは、ステライト（Stellite）２１の名称で市販されている既知の合金である。サンプルＣは、アルチメット（Ultimet）の名称で市販されている既知の合金である。

サンプルＡとサンプルＢの耐腐食性を対比するため、室温にて７２時間で、キャスト試料をＡＳＴＭ−Ｇ３１の腐食試験法で試験した。この試験によれば、サンプルＡについては測定可能な質量のロスを示さなかったのに対し、サンプルＢは１年あたり０．８９ｍｍの割合のロスを被っていた。

３つのサンプル間で耐摩耗性を対比するために、各サンプルについて、ピン-オン-ディスク型の摩擦計（pin-on-disc tribometer）で、滑り摩耗試験を行った。この試験では、９４％のＷＣと６％のＣｏで形成され、ＨＶ１５３４の硬度を有するボールを、３１９ｒｐｍでスピンさせながら、試験片表面に対して押し付けて、その結果として、摩耗トラックまたはピットを生じさせた。サンプルＡとサンプルＢとは、５ｍｍの直径を有するボールを用いて、１０Ｎにて１００００秒間、及びその後４Ｎにて４０００秒間で試験した。サンプルＡとサンプルＣとは、６ｍｍの直径を有するボールを用いて、４Ｎにて２０００秒間で試験した。各サンプルＡに残された摩耗痕跡（wear track）の断面プロファイルを記録した。これらのサンプルに基づいて、摩耗体積損失（wear volume loss）を評価した。結果を図５及び６に示す。その結果によれば、サンプルＡはサンプルＢまたはサンプルＣのいずれよりも、より高い滑り耐摩耗性を有していることを示している。

微細構造（microstructure）
実施例３
実施例２からのサンプルＡの組成を有する本発明の合金の鋳造試料の微細構造を試験した。合金の後方散乱電子像を図７に示す。分析結果によれば、一次的カーバイド粒子は有さず、固溶体のデンドライト（dendrites）の領域（暗い領域）と、共晶領域（明るい領域）からなる微細構造が明らかになった。明るい共晶の領域は、そこには重い元素、例えばモリブデンがリッチであることを示している。サンプルは鋳造されているので、微細構造は徐冷の結果物である。ＰＴＡ溶接によって、オーバーレイは、通常は、より速く冷却され、例えば図１に示すようなより細かい微細構造を形成する。

本発明または好適な実施例の要素の説明をする際に、「ａ」（１つの）、「ａｎ」（１つの）、「ｔｈｅ」（その）および「ｓａｉｄ」（前記の）という冠詞等は、１又はそれ以上の要素があることを意味することを意図している。「comprising」（有してなる）、「including」（含む）及び「having」（有する）という用語は、含むことを意味しており、言及した元素以外の追加の元素が存在し得ることを意味することを意図している。

上述の事項を考慮すると、本発明のいくつかの目的が達成されること、及びその他の有利な結果も達成されることが見出されるであろう。

本発明の範囲を逸脱することなく、上記の方法及び物品について種々の変更を行うことができるが、上述した発明の説明に含まれるすべての事項及び添付する図面に示すすべての事項は、限定するためのものではなく、説明のためのものであると理解されたい。

図１は、本発明の合金の微細構造の顕微鏡写真である。 図２は、合金オーバーレイが施されたロッドの写真である。 図３は、合金オーバーレイが施されたロッドの写真である。 図４は、ＡＳＴＭ Ｅの染料浸透試験に従って試験した後の合金オーバーレイが施されたロッドの写真である。 図５は、本発明の合金の摩耗係数を市販の合金と比較するテーブルである。 図６は、本発明の合金の摩耗係数を市販の合金と比較するテーブルである。 図７は、鋳造による本発明の合金の微細構造の顕微鏡写真である。

Claims (40)

1. 約０．１２重量％〜約０．７重量％の炭素（Ｃ）、約２０重量％〜約３０重量％のクロム（Ｃｒ）、約１０重量％〜約１５重量％のモリブデン（Ｍｏ）、約１重量％〜約４重量％のニッケル（Ｎｉ）及び残部のコバルト（Ｃｏ）を含んでなり、金属基材に付着させ得るＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系の合金である、耐摩耗性及び耐腐食性のオーバーレイ。
2. 約０．１５重量％〜約０．４５重量％の炭素を含んでなる請求項１に記載のオーバーレイ。
3. 約０．２重量％〜約０．４重量％の炭素を含んでなる請求項１に記載のオーバーレイ。
4. 約０．３重量％の炭素を含んでなる請求項１に記載のオーバーレイ。
5. 約２５重量％〜約３０重量％のクロムを含んでなる請求項１〜４のいずれかに記載のオーバーレイ。
6. 約２７重量％〜約２９重量％のクロムを含んでなる請求項１〜４のいずれかに記載のオーバーレイ。
7. 約２８重量％のクロムを含んでなる請求項１〜４のいずれかに記載のオーバーレイ。
8. 約１１重量％〜約１４重量％のモリブデンを含んでなる請求項１〜７のいずれかに記載のオーバーレイ。
9. 約１１重量％〜約１３重量％のモリブデンを含んでなる請求項１〜７のいずれかに記載のオーバーレイ。
10. 約１２重量％のモリブデンを含んでなる請求項１〜７のいずれかに記載のオーバーレイ。
11. 約１．２重量％〜約３．５重量％のニッケルを含んでなる請求項１〜１０のいずれかに記載のオーバーレイ。
12. 約１．２重量％〜約３重量％のニッケルを含んでなる請求項１〜１０のいずれかに記載のオーバーレイ。
13. 約１．５重量％のニッケルを含んでなる請求項１〜１０のいずれかに記載のオーバーレイ。
14. ケイ素（Ｓｉ） 約１重量％まで
    マンガン（Ｍｎ） 約１重量％まで
    鉄（Ｆｅ） 約１重量％まで
    タングステン（Ｗ） 約１重量％まで
    ホウ素（Ｂ）＋銅（Ｃｕ） 約３重量％まで
    を更に含んでなる請求項１〜１３のいずれかに記載のオーバーレイ。
15. 本質的に、
    炭素（Ｃ） ０．１２重量％〜０．７重量％
    クロム（Ｃｒ） ２０重量％〜３０重量％
    モリブデン（Ｍｏ） １０重量％〜１５重量％
    ニッケル（Ｎｉ） １重量％〜４重量％
    ケイ素（Ｓｉ） 約１重量％まで
    マンガン（Ｍｎ） 約１重量％まで
    鉄（Ｆｅ） 約１重量％まで
    ホウ素（Ｂ）＋銅（Ｃｕ） 約３重量％まで
    コバルト（Ｃｏ） 残部
    からなる請求項１に記載のオーバーレイ。
16. 合金が亜共晶である微細構造を有する請求項１〜１５のいずれかに記載のオーバーレイ。
17. 合金の微細構造が、Ｃｏ−Ｃｒ相粒子及び二次的カーバイドを含んでなる請求項１〜１６のいずれかに記載のオーバーレイ。
18. 二次的カーバイドが、クロム（Ｃｒ）リッチなＭ_２３Ｃ_６とモリブデン（Ｍｏ）リッチなＭ_６Ｃとの共晶カーバイドを含んでなる請求項１〜１７のいずれかに記載のオーバーレイ。
19. 合金の微細構造が、少なくとも約８０重量％が二次的カーバイドであるカーバイドを含んでなる請求項１〜１８のいずれかに記載のオーバーレイ。
20. 合金の微細構造が、少なくとも約９０重量％が二次的カーバイドであるカーバイドを含んでなる請求項１〜１８のいずれかに記載のオーバーレイ。
21. 合金の微細構造が、実質的にすべてが二次的カーバイドであるカーバイドを含んでなる請求項１〜１８のいずれかに記載のオーバーレイ。
22. 合金の微細構造が、クロムリッチなデンドライト領域と、モリブデンリッチな共晶領域とを有してなる請求項１〜２１のいずれかに記載のオーバーレイ。
23. 本質的に、約０．３重量％の炭素（Ｃ）、約２８重量％のクロム（Ｃｒ）、約１２重量％のモリブデン（Ｍｏ）、約１．５重量％のニッケル（Ｎｉ）および残部のコバルト（Ｃｏ）からなる請求項１に記載のオーバーレイ。
24. 少なくとも約５０ミクロンの厚みを有する請求項１〜２３のいずれかに記載のオーバーレイ。
25. 約５０ミクロン〜約１０ｍｍの厚みを有する請求項１〜２４のいずれかに記載のオーバーレイ。
26. 約１ｍ^２より大きい表面積を有する請求項１〜２５のいずれかに記載のオーバーレイ。
27. 約１ｍ^２〜約１０ｍ^２の範囲の表面積を有する請求項１〜２６のいずれかに記載のオーバーレイ。
28. 請求項１〜２７のいずれかに記載のオーバーレイを形成する用途に用いる合金であって、パウダー形態、ロッド形態、キャスティング形態、消耗電極形態、中実のワイヤ形態及びチューブ状ワイヤ形態からなる群から選ばれる形態の合金。
29. 請求項１〜２７のいずれかに記載のオーバーレイを形成する用途に用いるチューブ状ワイヤであって、コバルト（Ｃｏ）系合金シースと、該コバルト系合金シースの中に含まれる、請求項１〜２７のいずれかに記載のオーバーレイ合金を形成する割合で、炭素、クロム、モリブデン及びニッケル元素の金属パウダーとから構成されるチューブ状ワイヤ。
30. 約０．９ｍｍ〜約４ｍｍの外側直径を有する請求項２９に記載のチューブ状ワイヤ。
31. コバルト（Ｃｏ）系合金シースが約０．１５ｍｍ〜約０．５ｍｍの範囲の外側直径を有する請求項２９または３０に記載のチューブ状ワイヤ。
32. 請求項１〜２７のいずれかに記載のオーバーレイを適用する方法であって、金属基材表面においてオーバーレイ合金を溶融させて、オーバーレイとして固化する溶融物プールを形成する方法。
33. 溶融物プールを形成する前に、基材表面の予熱を伴わない請求項３２に記載の方法。
34. 溶融に電気アークである熱源を用いる請求項３２または３３に記載の方法。
35. 溶融は、移行型プラズマアーク溶接、ガスタングステンアーク溶接、ガスメタルアーク溶接、レーザークラッデング及び溶射溶融法からなる群から選ばれる技術によって行う請求項３４に記載の方法。
36. 溶融を移行型プラズマアーク溶接によって行う請求項３４に記載の方法。
37. 合金は、パウダー形態、ロッド形態、キャスティング形態、消耗電極形態、中実のワイヤ形態及びチューブ状ワイヤ形態からなる群から選ばれる形態である請求項３２〜３６のいずれかに記載の方法。
38. 合金は請求項２９〜３１のいずれかに記載のチューブ状ワイヤの形態である、請求項３２〜３６のいずれかに記載の方法。
39. 海水、汽水、鉱物油系の作動油、酸および苛性アルカリから選ばれる１又はそれ以上の腐食性の媒体にさらされることを特徴とする環境において用いるための工業用部品であって、請求項１〜２７のいずれかに記載のオーバーレイ及び金属成分を含んでなる工業用部品。
40. 工業用部品が液圧式シリンダを構成する請求項３９に記載の工業用部品。

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