JP6273283B2

JP6273283B2 - 耐摩耗性部品の製造のための方法

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Publication number: JP6273283B2
Application number: JP2015530454A
Authority: JP
Inventors: トマスバーリルンド，
Original assignee: サンドビックインテレクチュアルプロパティーアクティエボラーグ
Priority date: 2012-09-12
Filing date: 2013-09-11
Publication date: 2018-01-31
Anticipated expiration: 2033-09-11
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Description

本発明は、請求項１のプレアンブルに記載の耐摩耗性部品を製造するための方法に関する。本発明は、本発明の方法により得られる耐摩耗性部品にも関する。

金属基複合材料（ＭＭＣ）は、延性金属相中に埋め込まれた窒化物、炭化物、ホウ化物及び酸化物などの硬質粒子を含む材料である。典型的には、ＭＭＣ部品は、硬質粒子と金属合金粉末との粉末ブレンドに、熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）を実施することにより製造される。ＭＭＣ材料の性質は、延性金属相の体積分率に対する硬質粒子の体積分率の比率を調整することにより、特定の適用に合わせられ得る。ＭＭＣ材料は、さまざまな適用、例えば鉱業における耐摩耗性材料として、頻繁に使用される。耐摩耗性材料としてのＭＭＣの主要な用途は、アブレシブ摩耗、すなわち部品の表面上を滑る粒子又は物体による摩耗からの保護用である。アブレシブ条件下において、既知のＭＭＣ材料の耐摩耗性は、材料中の硬質粒子の体積分率を上昇させることにより典型的に改善される。

既知のＭＭＣ材料に関連する問題は、それらの耐エロージョン性が比較的低いことである。

エロージョンは、砂と水のスラリーのような粒子の流れが部品の表面に衝突し、部品から材料の小片を削る一般的な摩耗メカニズムである。エロージョンが優勢な摩耗メカニズムである条件下では、アブレージョンが優勢である条件下よりも摩耗が複雑である。これは、部品中の材料のエロージョン率がエロージョン材料の衝突する角度に依存することに、ある程度まで起因する。一般的に、延性金属相は、高い衝突角でより良い成果を収めるが、一方、硬質で比較的脆い硬質粒子は、低い角度でより良い成果を収める。それ故、耐エロージョン性は、硬質相及び延性相の個々の性質並びにその２つの相の組合せにより決まる。

従って、部品を製造する前駆体粉末中の硬質粒子の体積分率を単に上昇させることだけでは、部品のエロージョン摩耗の減少を必ずしももたらさない。硬質性相が増加すれば、部品中の延性相がより少なくなり、それ故、高い衝突角での耐エロージョン性がより低くなり得る。

更なる側面は、前駆体粉末中の硬質粒子の体積分率を上昇させることで、硬質粒子の大部分が延性金属粒子により取り囲まれている均質なブレンドに粉末を混合するのがより難しくなることである。その結果、硬質粒子の大部分は、互いに接触して、今度は、相互連結している炭化物の網状組織をもたらし、それにより、ＭＭＣ材料を脆くし、エロージョンを受けやすくし得る。

部品の表面上に硬質粒子の粉末及びコバルトベースの合金粉末を融解するため、レーザー光線を使用することにより部品に耐摩耗性クラッディングを獲得することが、過去において試みられた。［Ｔ．ＲＴｕｃｋｅｒ等、ＴｈｉｎＳｏｌｉｄＦｉｌｍｓ１１８（１９８４）７３−８４、「Ｌａｓｅｒ−ｐｒｏｃｅｓｓｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｍｅｔａｌｃｌａｄｄｉｎｇｆｏｒｓｌｕｒｒｙｅｒｏｓｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ」］。しかし、レーザーを基にした方法は、溶融相を生成し、凝固の間に合金元素が分離するので、クラッディング層中に不均質で脆い領域がもたらされる。この方法は、はるかに高価で、時間がかかり、コーティングの厚さが制限され、大きな耐摩耗性部品を生成するのに不適切である。

従って、耐摩耗性部品を製造する改善された方法を提示することは、本発明の目的である。特に、改善された耐エロージョン摩耗性を有する部品を製造するための方法を提示することが、本発明の目的である。均質な、すなわち、等方性構造を有する耐摩耗性部品をもたらすコスト効率が高い方法を提示することもまた、本発明の目的である。更に、本発明の更なる目的は、エロージョン条件下で高い耐摩耗性を有する部品を獲得することである。

本発明の第１の態様によれば、上記の目的の少なくとも１つは、
部品の少なくとも一部を規定する金型を提供する工程、
炭化タングステンの第１の粉末及びコバルトベースの合金の第２の粉末を含む粉末混合物を提供し、粉末混合物が、３０〜７０体積％の炭化タングステンの第１の粉末及び７０〜３０体積％のコバルトベースの合金の第２の粉末を含み、コバルトベースの合金の第２の粉末が、２０〜３５重量％のＣｒ、０〜２０重量％のＷ、０〜１５重量％のＭｏ、０〜１０重量％のＦｅ、０．０５〜４重量％のＣ、及び残りのＣｏを含み、Ｗ及びＭｏの量が４＜Ｗ＋Ｍｏ＜２０の必要条件を満たす工程、
金型に粉末混合物を充填する工程、
粉末混合物の粒子が粒子間に空隙を残さず、互いに冶金的に結合するために、所定の温度、所定の等方圧力及び所定の時間で、金型に熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）を実施する工程
を含む耐摩耗性部品を製造するための方法により、達成される。

本発明の粉末混合物から製造されＨＩＰされた部品は、非常に高い耐エロージョン性及び耐アブレシブ摩耗性も示す。良好な耐摩耗性は、部品中に分散される第１の粉末からの比較的大きな炭化タングステン粒子に部分的に依存する。しかし、高い耐摩耗性、特に耐エロージョン摩耗性は、更に、コバルトベースのマトリックスの変形硬化性の結果と、第１の粉末のＷＣ粒子とコバルトベースの合金粉末の合金元素との間の反応により、ＨＩＰの間に部品のマトリックス中に生成する小さな硬質炭化物、すなわち１〜４μｍのサイズの硬質炭化物の予想外の量の結果の両方であると考えられる。マトリックス中の更なる小さな炭化物の存在は、高い衝突角と低い衝突角の両方でＭＭＣ材料に衝突するアブレシブ媒体に起因するエロージョンからコバルトベース合金マトリックスを保護する。

これにより、本発明の方法は、鉱業において使用される部品などエロージョンを受ける部品の製造にとって非常に適切になる。本発明の方法の更なる利点は、製造された部品が等方性微細構造及び等方性を有することである。製造された部品の等方性の性質は、部品を構成する材料の融点未満の温度で起こるＨＩＰ工程の結果である。ＨＩＰの間の溶融相の不在により、合金元素の分離又は炭化タングステン粒子と金属合金との間の密度の違いに起因する不均質性は、回避される。

第１の好ましい実施態様において本発明の方法により製造されたＭＭＣ材料の５００倍のＳＥＭ画像である。第１の好ましい実施態様によるＭＭＣ材料の１．５０Ｋ倍のＳＥＭ画像である。第２の好ましい実施態様によるＭＭＣ材料の１．５０Ｋ倍のＳＥＭ画像である。

定義
「粉末」とは、小さな粒子の塊、すなわち５００μｍ未満の平均サイズを有する粒子を意味する。

「粉末混合物」とは、少なくとも２つの異なる組成の粒子を含む塊、すなわち、第１の組成の材料の粒子及び第２の組成の材料の粒子を含む塊を意味する。粉末混合物中、異なる材料の粒子は、均質にブレンドされる。

「等方性微細構造」及び「等方性」とは、製造された部品全体が同じ微細構造及び性質を有すること、並びに、その微細構造及び性質が部品の全ての方向で同じであることを意味する。

「ＷＣ」とは、純粋な炭化タングステン又は鋳造共晶炭化物（ＷＣ／Ｗ_２Ｃ）を意味する。

本発明の方法の第１の工程において、金型が提供される。金型は、カプセル又は型と呼ばれることもあり、最終部品の形又は輪郭の少なくとも一部を規定する。金型は、共に溶接される低炭素鋼などの鋼板から典型的に製造される。金型は、部品全体を規定してもよい。金型は、また、部品の一部を規定してもよい。これは、中心部、例えば建築用鋼材の中心部に、耐摩耗性クラッディングとともに提供される場合、有利である。この場合、金型は、部品の一部、すなわちクラッディングを規定し、中心部は、部品の他の部分を規定する。部品は、例えば、採掘作業又は鉱石若しくはスラリーの処理用の部品である。例えば、破砕歯又はスラリー処理パイプである。しかし、部品が何れのタイプの耐摩耗性部品であってもよいことは明らかである。

第２の工程において、本発明の粉末混合物が提供される。

本発明の粉末混合物は、炭化タングステン粒子（ＷＣ）の粉末である第１の粉末を含み、このような粉末は、例えば、ＨＣＳｔａｒｃｋ社及びＴｒｅｉｂａｃｈｅｒ社から市販されている。ＨＩＰされた最終部品において、炭化タングステン粉末は、低い衝突角で部品に衝突するエロージョン材料から部品を保護する硬質耐アブレージョン相を提供する。

本発明の粉末混合物は、更に、コバルトベースの合金の第２の粉末を含む。最終部品において、コバルトベースの合金の第２の粉末は、マトリックス、すなわち、第１の粉末の炭化タングステン粒子を取り囲み埋め込む材料からなる。いくつかのタイプコバルトベースの合金は、本発明の粉末混合物中に使用され得るが、コバルト合金は、クロム、タングステン又はモリブデンなどの炭化物形成元素を含有すべきである。コバルトベースの合金は、例えば、市販されるステライト（商標）タイプ、例えば、ステライトＮｏ．１又はステライトＮｏ．６に類似した何れの合金であってもよい。

コバルトベース合金は、本発明の粉末混合物の第１の粉末の炭化タングステンの硬質粒子と比較して延性がある。結果として生じるＭＭＣ部品において、これは、低い脆性及び高い靭性をもたらす。

しかし、本発明の粉末混合物中にコバルトベースの合金を使用する主な利点は、これらの合金が合金の適切な変形硬化挙動をもたらす低い積層欠陥エネルギーを有することである。これは、コバルトベースの合金が高い衝突する角度でのエローシブ媒体に対する良好な耐エロージョン性を有する一つの理由であると考えられる。

本発明の第１の実施態様によれば、本発明の粉末混合物は、２０〜３５重量％のＣｒ、０〜２０重量％のＷ、０〜１５重量％のＭｏ、０．５〜４重量％のＣ、０〜１０重量％のＦｅ、及び残りのＣｏ及び天然起源の不純物を含有するコバルトベースの合金の粉末を含む。Ｗ及びＭｏの量は、５＜Ｗ＋Ｍｏ＜２０の式を満たすように選択されるべきである。

クロムは、耐腐食性のため、及び硬質な炭化クロムが合金中で炭素と反応することにより生成されることを確保するために加えられる。また、タングステン及び／又はモリブデンは、炭化物生成及び固溶強化のために合金中に含まれる。

炭化物、すなわち炭化クロム、炭化タングステン及び／又はモリブデンの豊富な炭化物は、延性コバルト相の硬度及びそれに関する耐摩耗性を上昇させる。しかし、多すぎる量の合金元素Ｃｒ、Ｗ及びＭｏは、マトリックスの延性を低下させる過剰量の炭化物析出をもたらし得る。従って、これらの元素は、コバルト合金中に以下の量で存在することが好ましい。クロム：２０〜３５重量％、又は２３〜３１重量％、又は２５〜３０重量％、又は２７〜３１重量％、又は２７〜２９重量％。タングステン：０〜１５重量％、又は１０〜２０重量％、又は１２〜１８重量％、又は１３〜１６重量％。モリブデン：１０〜１５重量％、１２〜１５重量％、又は１３〜１４重量％。

第１の実施態様によるコバルトベースの合金中で、炭素の量は、０．６〜３．２重量％、又は０．７〜３．０重量％、又は０．８〜２．８重量％、又は１〜２．６重量％、又は１．２〜２．４重量％、又は１．４〜２．２重量％、又は１．６〜２．０重量％であってよい。

モリブデンの原子量は、タングステンの原子量のおよそ３分の１であり、これは、モリブデンの重量単位の３分の１が、タングステンの１重量単位全体と同じ量の炭化物を生成し得るという結果になる。タングステンを含む合金と比較して炭化物を形成する材料の使用がより少ないので、従って、モリブデンの使用は、粉末混合物の全コストを減少させる。モリブデンは、耐腐食性及び耐アブレージョン性を更に上昇させ得る。

鉄は、合金のＦＣＣ結晶構造を安定化させるために加えられ、従って、合金の耐変形性を上昇させる。しかし、多すぎる量の鉄は、機械、腐食及びトライボロジー的性質に悪影響を及ぼし得る。従って、鉄は、コバルト合金中に以下の量で存在すべきである：０〜１０重量％、又は１〜８重量％、又は１〜４重量％、又は３〜６重量％。

「実施例の部」でより詳細に記載する通り、非常に良好な耐エロージョン性及びまた耐アブレージョン性は、本発明の第１の実施態様によるコバルトベースの合金を含むＨＩＰを実施したＭＭＣ部品に観察された。良好な耐エロージョン性は、コバルトベースの合金マトリックスの変形硬化性に部分的に依存するが、また、第１の粉末中の炭化タングステン粒子と部品のマトリックス相中の合金元素Ｃｒ、Ｗ及び／又はモリブデンとの間の反応により、ＨＩＰの間にコバルトベースの合金マトリックス中に生成する予想外に大量の小さな炭化物の存在にも依存すると考えられる。非常に大量の更なる小さな炭化物の生成は、マトリックス中に存在する比較的多い量の合金元素に関連すると考えられる。

第１の実施態様の代替によれば、コバルトベースの合金は、２７〜３１重量％のＣｒ、１３〜１６重量％のＷ、０重量％のＭｏ、０〜１０重量％のＦｅ、３．２〜３．５重量％のＣ、及び残りのＣｏ及び天然起源の不純物を含む。

第１の実施態様の代替によれば、コバルトベースの合金は、２７〜３１重量％のＣｒ、１４〜１６重量％のＷ、０重量％のＭｏ、０〜１０重量％のＦｅ、３．２〜３．５重量％のＣ、及び残りのＣｏ及び天然起源の不純物を含む。

第１の実施態様の代替によれば、コバルトベースの合金は、２７重量％のＣｒ、１４重量％のＷ、０重量％のＭｏ、９重量％のＦｅ、３．３重量％のＣ、及び残りのＣｏ及び天然起源の不純物を含む。

第１の実施態様の代替によれば、コバルトベースの合金は、２７〜３１重量％のＣｒ、１３〜１６重量％のＭｏ、０重量％のＷ、０〜１０重量％のＦｅ、３．２〜３．５重量％のＣ、及び残りのＣｏ及び天然起源の不純物を含む。

本発明の第２の実施態様によれば、コバルトベースの合金は、２６〜３０重量％のＣｒ、４〜８重量％のＭｏ、０〜８重量％のＷ、０．０５〜１．７重量％のＣ、及び残りのＣｏを含み、Ｗ及びＭｏの量は、４＜Ｗ＋Ｍｏ＜１６の必要条件を好ましくは実現する。

本発明の第２の実施態様によるコバルトベースの合金についての利点は、本発明の第１の実施態様のコバルト合金と比較して、比較的延性があることである。ＨＩＰされた最終部品において、良好な延性により、コバルト合金マトリックスは、部品がＨＩＰ温度から冷却する場合、炭化タングステン粒子のまわりに生じる高い応力を吸収し得るという効果を発揮する。これにより、亀裂がマトリックス炭化物の界面中又は近くに形成されない結果となり、従って、最終部品は、高い耐摩耗性を得て、作業寿命が延びる。これは、破砕歯又はスラリー輸送パイプなど比較的厚いクラッディングとともに提供される部品の製造において、特に有利である。このような部品の製造の間に、クラッディング及び基材の熱膨張における相違の結果として、大きな圧縮応力がクラッディング中に形成され得る。しかし、本発明の第２の実施態様によるコバルトベースの合金により造り出されるクラッディングは、亀裂を生じることなく、このような応力を吸収するのに十分な延性がある。

また、第２の実施態様による材料において、更なる小さな炭化物は、タングステン粒子とコバルトベースの合金中の合金元素との間の反応により生成される。これらの更なる小さな炭化物は、比較的少量で存在するが、マトリックスの耐摩耗性を上昇させる。しかし、第２の実施態様によるコバルトベースのマトリックスで製造される材料の更なる利点は、比較的延性のあるマトリックスが「粘着性のある」と記載され得る方法で、タングステン粒子を保持することである。これは、硬質で強固なマトリックスの場合にあり得るタングステン粒子が作業の間にスラリー粒子によりマトリックスから打ち出されることを防ぐ。

第２の実施態様によるコバルトベースの合金において、クロムの量は、２７〜２９重量％又は２６〜２８重量％であってよい。モリブデンの量は、５〜７重量％であってよい。タングステンの量は、１〜７重量％、又は２〜６重量％、又は３〜５重量％であってよい。炭素の量は、０．１〜１．５重量％、又は０．２〜１．４重量％、又は０．３〜１．３重量％、又は０．４〜１．２重量％、又は０．５〜１．１重量％、又は０．６〜１．０重量％、又は０．７〜０．９重量％、又は０．６〜０．８重量％であってよい。

第２の実施態様の代替によれば、コバルトベースの合金は、２６〜２９重量％のＣｒ、４．５〜６重量％のＭｏ、０．２５〜０．３５重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む。

本発明の第２の実施態様によるコバルトベースの合金の例は、２９重量％のＣｒ、４．５重量％のＭｏ、０．３５重量％のＣ、及び残りのＣｏである。

本発明の粉末混合物において、第１及び第２の粉末の量は、第１のＷＣの粉末が粉末混合物の全体積の３０〜７０％を構成し、第２のコバルトベースの合金の粉末が粉末混合物の全体積の７０〜３０％を構成するように選択される。例えば、粉末混合物の全体積の３０％がＷＣにより構成される場合、残りは、７０％のコバルトベースの合金粉末である。

ＷＣ粉末の量は、耐アブレージョン性を達成するために重要であるが、コバルトベース合金との反応による小さな炭化物粒子の生成のためにも重要である。第１及び第２の粉末の正確な量は、問題となっている適用の摩耗状況を考慮して選択される。しかし、ＷＣ粉末に関して、最低の許容量は、有意な耐アブレージョン性を達成し、コバルト合金との反応により小さな炭化物粒子の生成を確保するために、３０体積％である。ＷＣ粉末の量は、結果として生じるＭＭＣ材料が脆くなり得るので、７０体積％を超えるべきでない。硬質なＷＣ粒子の相互連結を最小化し、ＷＣ粒子の大部分を延性のコバルト粉末中に埋め込む程度まで、７０体積％を超える量のＷＣ粉末をコバルトベースの粉末とブレンド又は混合することは、更に困難である。

体積比は、例えば、４０体積％のＷＣ粉末と６０体積％のコバルト粉末、又は５０体積％のＷＣ粉末と５０体積％のコバルト粉末であってよい。

本発明の粉末混合物中の粒子のサイズは、５０〜２５０μｍである。本発明の粉末混合物から製造される最終ＭＭＣ部品において、より延性のあるコバルトベースの合金により、ＷＣ粒子の大半が完全に埋め込まれるか又は取り囲まれるために、相互連結しているＷＣ粒子の分率が、最小化することは重要である。それにより、堅固な結合を確保することは、ＷＣ粒子とマトリックスとの間に達成され、ＭＭＣの脆性を回避する。

これを達成するために、第２の粉末中のコバルト粒子の平均サイズは、第１の粉末中のＷＣ粒子の平均サイズに依存し、及び粉末混合物中のＷＣ粒子の体積分率にも依存して選択されなければならない。例えば、３０体積％のＷＣ粉末と７０体積％のコバルトベース合金との混合物に対して、粒子のサイズは、ＷＣ粉末に対して１００〜２００μｍ、及びマトリックス粉末に対して４５〜９５μｍであってよい。最終部品における分離に関する問題を回避するために、マトリックス粉末の平均サイズは、ＷＣ粉末の平均サイズの６分の１未満であるべきである。

ＷＣ粒子は、球形を有してよい。これは、球形が、機械的損傷、例えば、ＷＣ粒子上に衝突するスラリー中の粒子からの機械的損傷に対して非常に抵抗性であるので、有利である。従って、球状に成形されたＷＣの粒子は、本発明の粉末混合物から製造されるＭＭＣ部品の耐エロージョン性を上昇させる。

ＷＣ粒子は、ファセット型を有してもよい。スラリー粒子からの粒子が、ファセット型のＷＣ粒子に衝突する場合、ファセット面の縁が破損し得るので、ファセット型の粒子は、球状に成形された粒子ほど強くない。しかし、ファセット型のＷＣ粒子は、球状のＷＣ粒子より低いコストで取得可能であり、従って、ファセット型の粒子の使用は、ＭＭＣ部品のコスト全体を削減する。比較的低いコストで比較的高い耐摩耗性の部品を達成するために、本発明の粉末混合物中で、球状のＷＣ粒子とファセット型のＷＣ粒子の両方を使用することは、もちろん可能である。

上の記載は、「第１の粉末」及び「第２の粉末」に関するが、本発明の粉末混合物が、更なる粉末、例えば、第１及び第２の粉末の組成と異なる組成の「第３の粉末」も含み得ることは、明らかである。

第３の工程において、本発明の粉末混合物は、金型に充填される。金型に充填する前に、第１及び第２の粉末は、均質な粉末混合物にブレンドされる。最終部品の等方性及び微細構造が粉末混合物の均質性、又は均一性により決まるので、ブレンドすることは重要である。

充填した後で、金型を真空にし、密閉する。典型的には、それにより、ふたが金型上に溶接され、ふたの開口部を通して真空にし、その後、ふたを溶接して閉じる。

最終工程において、粉末混合物の粒子が互いに冶金的に結合するために、所定の温度、所定の等方圧及び所定の時間で、充填された金型に、熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）を実施する。従って、型は、熱間等方圧加圧室（ＨＩＰ室）と通常呼ばれる加熱可能な圧力室に入れる。

加熱室を、５００バールを超える等方圧力まで、ガス、例えばアルゴンガスにより、加圧する。典型的に、等方圧力は、９００〜１２００バールである。加熱室を、コバルトベースの合金粉末の融点未満の温度まで加熱する。温度が、融点に近くなるほど、融解相及び脆い炭化物の網状組織の望ましくない筋を形成するリスクが高くなる。従って、温度は、ＨＩＰの間、炉中で、できる限り低くすべきである。しかし、低温において拡散過程は減速し、材料は残留空隙を含有することになり、粒子間の冶金的結合は弱くなる。従って、温度は、好ましくは、コバルトベースの合金の融点より１００〜２００℃低く、例えば、９００〜１１５０℃又は１０００〜１１５０℃である。充填された金型は、所定の時間、所定の圧力及び所定の温度で、加熱室内に保持される。ＨＩＰの間に粉末粒子間に起こる拡散過程は、時間依存性であり、従って長い時間が好ましい。しかし、長過ぎる時間は、過剰なＷＣの分解をもたらし得る。好ましくは、型は、０．５〜３時間、好ましくは１〜２時間、最も好ましくは１時間、ＨＩＰされるべきである。

ＨＩＰの間に、コバルトベースの合金粉末の粒子は、可塑的に変形し、さまざまな拡散過程を通じて互いに及びタングステン粒子に冶金的に結合し、その結果、拡散結合されたコバルトベースの合金粒子及び炭化タングステン粒子の高密度で、凝集性の部品が生成される。冶金的結合において、金属性の表面は、酸化物、包有物又はその他の汚染物などの欠陥のない界面に、完璧に一緒に結合する。

ＨＩＰの後で、型を固まった部品から外す。代替方法として、型を部品上に残してもよい。

以下において、本発明は、具体的な実施例に関して、更に記載される。

実施例１
第１の比較試験は、本発明の方法により製造された部品の耐摩耗性を調査するために実施された。

試験用試料は、本発明の粉末混合物から調製された。この試験用試料をＩＮ１と名付けた。

比較のために、既知の耐摩耗性ＭＭＣ材料として２つの比較試験用試料の粉末混合物を調製した。これらをＣＯＭ１、ＣＯＭ２と名付けた。

それぞれの試験用試料は、以下の組成及び粒子のサイズを有した。

ＩＮ１は、３０体積％のＷＣ粉末と、２７重量％のＣｒ、１４重量％のＷ、０重量％のＭｏ、９重量％のＦｅ、３．３重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む組成を有する７０体積％コバルトベース合金の粉末を含有した。ＷＣ粉末は、平均サイズ１００〜２００μｍを有し、コバルトベース合金は、平均サイズ４５〜９５μｍを有した。

ＣＯＭ１は、３０体積％のＷＣ粉末及び７０体積％のＡＰＭ２３１１タイプの鋼の粉末を含有した。ＷＣ粉末は、平均サイズ１００〜２００μｍを有し、鋼の粉末は、平均サイズ４５〜９５μｍを有した。

ＣＯＭ２は、３０体積％のＷＣ粉末及びＡＩＳＩＭ３：２に類似した７０体積％のＡＰＭ２７２３タイプの鋼の粉末を含有した。ＷＣ粉末は、平均サイズ１００〜２００μｍを有し、鋼の粉末は、平均サイズ４５〜９５μｍを有した。

それぞれの混合物の粉末をＶ型混合機中で均質なブレンドになるまで混合した。その後、鋼板から製造された金型にそれぞれの粉末混合物を充填し、熱間等方圧加圧室（ＨＩＰ室）と通常呼ばれる加熱可能な圧力室に入れた。

加熱室を５００バールを超過する等方圧力までアルゴンガスで加圧した。加熱室を試料のそれぞれの金属相の融点よりおよそ２００℃低い温度まで加熱し、３時間その温度で保持した。

試料のＨＩＰの間に、金属性のマトリックス材料の粒子は、可塑的に変形し、さまざまな拡散過程を通じて互いに及びＷＣ粒子に冶金的に結合し、その結果、高密度で凝集性の製品が生成された。冶金的結合において、金属性の表面は、酸化物、包有物又はその他の汚染物などの欠陥のない界面に完璧に一緒に結合する。

ＨＩＰの後で、金型を試料から外し、試料は、アブレージョン試験及びエロージョン試験を受けた。

第１に、試料に標準「乾燥砂／ゴム車輪試験」を実施し、耐アブレシブ摩耗性を測定した。乾燥砂／ゴム車輪試験の前及び後に試料の重量を計り、各試料の密度を用いて、各試料の体積減少をアブレージョンの尺度として測定した。各試料のｍｍ^３での体積減少を、下記の表１の２列目に示す。

第２に、耐エロージョン性を「スラリー噴射衝突エロージョン試験」により各試料について測定した。この試験を試料に水と砂のスラリーを噴射することにより実施した。スラリーを直径４ｍｍを有するチューブを通じて射出し、水流及び水中の砂の量を砂の粒子が４０ｍ／ｓの速度で表面に衝突し、毎分９５０グラムの砂が試料の表面に衝突するように選択した。試験を、衝突角３０°及び衝突角９０°で実施した。

各試料のｍｍ^３における体積減少を上記の通り測定した。各試料の体積減少を表１の３列目（衝突角３０°）及び４列目（衝突角９０°）に示す。

本発明の粉末混合物から製造された試料をＣａｒｌＺｅｉｓｓＳＥＭで調べた。

試験からの結果は、本発明の粉末混合物が既知の材料とほとんど等しい（ＣＯＭ２を参照）又はより高い（ＣＯＭ１を参照）耐アブレージョン性を有する材料を生成することを示す。

３及び４列目から明らかなように、本発明の粉末混合物からのＭＭＣ材料は、比較材料のＣＯＭ１とＣＯＭ２の両方より高い耐エロージョン性を示す。

本発明の粉末混合物ＩＮ１から製造されたＭＭＣ材料で観察された非常に良好な耐エロージョン性は、少なくとも一部には、ＭＭＣのマトリックスを構成する延性相中の大量の炭化物の存在により引き起こされると考えられる。

図１は、本発明の粉末混合物ＩＮ１から製造された試料の断面のＳＥＭ画像を示す。ＳＥＭ画像は、第１の粉末の大きな円形のＷＣ粒子及びＷＣ粒子間の１〜４μｍの範囲のサイズの大量の小さな炭化物を有するより暗いマトリックスを示す。

画像は、予想された以上の炭化物が本発明の粉末混合物のＨＩＰを実施したＭＭＣ材料中に生成されることを示す。

本発明の粉末混合物ＩＮ１中に使用されたコバルトベース合金粉末は、炭化クロム及びＷＣの形態の炭化物をおよそ５０体積％含有する。コバルトベース合金を、７０体積％のコバルトベース合金と３０体積％のＷＣ粉末の比で、ＷＣ粉末と混合した。従って、ＨＩＰ後のＭＭＣ材料中の総炭化物含有量は、およそ３５体積％であると予想された。しかし、ＭＭＣ材料の試料における測定は、驚くことに、炭化物含有量が、およそ７７体積％、すなわち予想量の２倍を超えたことを示す。炭化物の予想外に多い量についての理由は、第１の粉末のＷＣ粒子とコバルトベース合金の合金元素との間の反応により引き起こされると考えられる。反応は、第１の粉末の大きな粒子からマトリックス中の、主にＷ_２Ｃへ、またＭ_６Ｃ（すなわち、Ｃｒ及びＷの炭化物）へのＷＣの変換をもたらすと考えられる。反応に由来する過剰炭素が合金中のＣｒと反応し、マトリックス中にクロムの豊富な炭化物（Ｃｒ_２３Ｃ_６、Ｃｒ_７Ｃ_３）を生成すると考えられる。

図１からわかる通り、マトリックス中の小さな炭化物の大きな体積分率は、炭化物粒子の間の短い平均自由工程をもたらす。砂スラリーのような衝突するアブレシブ媒体の大部分が小さい硬質な炭化物粒子に衝突し、延性金属性の材料に衝突しないので、これは、耐アブレージョン性と耐エロージョン性の両方にとって好ましい。

実施例２
第２の実施例において、微細構造を第２の実施態様によるコバルト合金のマトリックス中に埋め込まれた炭化タングステン粒子を含むＨＩＰされた部品において調べた。

ＩＮ２と名付けた試験用試料を製造した。試験用試料ＩＮ２は、５０体積％のＷＣ粉末と、２９重量％のＣｒ、０重量％のＷ、４．５重量％のＭｏ、０重量％のＦｅ及び０．３５重量％のＣ、及び残りのＣｏである組成を有するコバルトベース合金の粉末を５０体積％含有した。ＷＣ粉末は、平均サイズ１００〜２５０μｍを有し、コバルトベース合金は、平均サイズ４５〜９５μｍを有した。

比較として、試験用試料ＩＮ３を第１の実施態様によるコバルトベースのマトリックスから調製した。試料ＩＮ３は、５０体積％のＷＣ粉末及び５０体積％のマトリックス合金の粉末を含有する粉末混合物から製造した。

ＩＮ３のコバルトベース合金は、以下の組成を有した：２７重量％のＣｒ、１４重量％のＷ、０重量％のＭｏ、９重量％のＦｅ、３．３重量％のＣ、及び残りのＣｏ。

全ての試験用試料を実施例１に記載された通り製造及び調製した。

両方の試料をその後、１．５０Ｋ倍のＳＥＭで調べた。図２は、ＩＮ３からの試料のＳＥＭ写真を示し、図３は、ＩＮ２からの試料のＳＥＭ写真を示す。

写真において、大きな白い領域１は、炭化タングステン粒子であり、暗い領域２は、コバルト合金マトリックスである。比較試料ＩＮ３を示す図２において、マトリックス２が炭化タングステン粒子から広がる亀裂３を含有することは見られ得る。他方、図３において、亀裂は観察され得ない。図２の材料中の亀裂は、部品の冷却の間に生成されたと考えられる。ＨＩＰ工程の間に、部品を１２００℃に近い温度に加熱する。部品が冷却する場合、マトリックス及び炭化物は、熱膨張の係数の相違に起因して、別々に収縮する。これは、今度は、炭化タングステン粒子のまわりに引っ張り応力を引き起こす。図２において、試料のマトリックスは、大量のタングステン及び炭化物を含有することがわかる。これは、マトリックスを非常に硬質にし、非常に高い引っ張り応力の形成を促進するので、亀裂がマトリックス中に生成する。

図３に示される本発明の第２の実施態様の試料ＩＮ２において、マトリックスは、少量の炭素及びタングステンを含有し、より延性がある。マトリックスは延性なので、炭化タングステン粒子に形成される応力を吸収し、従って、亀裂が生成されない。

Claims

部品の少なくとも一部を規定する金型を提供する工程、
炭化タングステンの第１の粉末及びコバルトベースの合金の第２の粉末からなる粉末混合物を提供する工程であって、前記粉末混合物が、３０〜７０体積％の前記炭化タングステンの第１の粉末及び７０〜３０体積％の前記コバルトベースの合金の第２の粉末からなり、前記コバルトベースの合金の第２の粉末が、２０〜３５重量％のＣｒ、０〜２０重量％のＷ、０〜１５重量％のＭｏ、０〜１０重量％のＦｅ、０．０５〜４重量％のＣ、及び残りのＣｏを含み、Ｗ及びＭｏの量が４＜Ｗ＋Ｍｏ＜２０の必要条件を満たす工程、
前記金型に前記粉末混合物を充填する工程、並びに
前記粉末混合物の粒子が互いに冶金的に結合するために、所定の温度、所定の等方圧力及び所定の時間で、前記金型に熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）を実施する工程
を含む、耐摩耗性部品を製造するための方法。
前記コバルトベースの合金は、２０〜３５重量％のＣｒ、０〜２０重量％のＷ、０〜１５重量％のＭｏ、０〜１０重量％のＦｅ、０．５〜４重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む、請求項１に記載の方法。
前記コバルトベースの合金は、２７〜３１重量％のＣｒ、１３〜１６重量％のＷ、０重量％のＭｏ、０〜１０重量％のＦｅ、３．２〜３．５重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む、請求項１に記載の方法。
前記コバルトベースの合金は、１４〜１６重量％のＷを含む、請求項１又は２に記載の方法。
前記コバルトベースの合金は、２７重量％のＣｒ、１４重量％のＷ、０重量％のＭｏ、９重量％のＦｅ、３．３重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む、請求項１に記載の方法。
前記コバルトベースの合金は、２７〜３１重量％のＣｒ、１３〜１６重量％のＭｏ、０重量％のＷ、０〜１０重量％のＦｅ、３．２〜３．５重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む、請求項１に記載の方法。
Ｗ及びＭｏの量が５＜Ｗ＋Ｍｏ＜２０の必要条件を満たす、請求項１から６の何れか一項に記載の方法。
前記コバルトベースの合金は、２６〜３０重量％のＣｒ、４〜８重量％のＭｏ、０〜８重量％のＷ、０〜１．７重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む、請求項１に記載の方法。
前記コバルトベースの合金は、２６〜２９重量％のＣｒ、４．５〜６重量％のＭｏ、０．２５〜０．３５重量％のＣ、及び残りのＣｏを含む、請求項８に記載の方法。
Ｗ及びＭｏの量が４＜Ｗ＋Ｍｏ＜１６の必要条件を満たす、請求項８又は９に記載の方法。
前記所定の温度は、前記コバルトベースの合金の融点より７０〜２００℃低く、好ましくは融点より１００〜１５０℃低く、前記所定の等方圧力は、＞５００バール、好ましくは９００〜１２００バールである、請求項１から１０の何れか一項に記載の方法。
前記所定の時間が１〜５時間、好ましくは１〜３時間である、請求項１から１１の何れか一項に記載の方法。
前記部品の少なくとも一部が等方性微細構造を有し、コバルトベースの合金のマトリックス中に分散されている１〜４μｍのサイズの炭化物を含む、請求項１から１２の何れか一項に記載の方法により得られる耐摩耗性部品。
前記部品全体が等方性微細構造を有し、コバルトベースの合金のマトリックス中に分散されている１〜４μｍのサイズの炭化物を含む、請求項１３に記載の耐摩耗性部品。
前記部品が、等方性微細構造を有し、コバルトベースの合金のマトリックス中に分散されている１〜４μｍのサイズの炭化物を含むコーティングを含む、請求項１３に記載の耐摩耗性部品。