JPS63486A - 金属部材の耐摩耗性及び耐焼付き性向上方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は金属部材の耐Ｓ耗性及び耐焼付き性向上方法に
関する。

（従来技術） 切削工具や塑性加工用工具、内燃機関のシリンダー、ピ
ストン、軸受等、摩圓面を有する金屈製品には耐摩耗性
と同時に耐焼付き性が要望されている。

耐Ｊ！ｊ耗性や耐焼付き性を向上させるには、金属表面
の硬度を向上させれば良い事は良く知られている。金属
表面の硬度を向上させる方法には焼入れによる方法、耐
摩耗性及び耐焼付き性を有する合金成分をコーティング
する方法等がある焼入れによる方法としては、高周波焼
入れ等の従来から行われている方法に加え、レーザや電
子ビーム等の高エネルギー密度となる熱源を用いた表面
焼入れ法（以下レーザ表面焼入れという）があり、これ
らの技術は特開昭５４−１１２７４０、特開昭５３−１
３７３６２．特開昭５５−２７１０に開示されている。

そのほか鋳鉄製品の表面や高速度鋼製の切削工具の刃先
を高エネルギービームにより表面層のみを溶融後急冷凝
固させる事により（以下レーザグレージングという）耐
摩耗性を改善する方法も有り、これらの技術は特開昭５
７−８５９２６及び特開昭５９−８３７１８に開示され
ている。

一方１合金成分をコーティングする方法には。

窒化処理、はう他処理、ＰＶＤ処理、ＣＶＤ処理等の表
面硬化処理、及びレーザ表面合金化や、レーザクラツデ
ィングによる方法がある。

このうち、レーザ表面合金化とはレーザ加熱により母材
金属に薄い溶融層を作り、この溶融層に合金元素を添加
して、瞬間的に合金成分を拡散させ、母材表面に合金層
を形成させる処理方法である０合金元素の添加方法とし
ては、予め必要な合金成分を含む添加材料を母材表面に
付若させておき、レーザ加熱により母材に溶かし込む方
法がある。

またレーザクラツディングによる方法はレーザ合金化と
よく似た処理であり、添加材料の量およびレーザ照射条
件をＷ節することにより母材の溶融量を少なくし、添加
材料の成分に近い組成をもつ表面層を形成する技術であ
る。

（従来技術の問題点） 焼入れによる方法の一種であるレーザ表面焼入れでは、
熱歪や焼入れに起因する変形が小さいという長所がある
ものの、耐摩耗性などに関しては従来から用いられてい
る高周波焼入れによる場合と殆ど変わりなく、特に切削
工具や金型のように、もともと焼入れで使用する製品に
対しては、再度表面焼入れを施しても改善効果が少ない
という欠点がある。またオーステナイト系ステンレス鋼
等の焼入れ不可能な材料には適用できないという問題点
もある。

一方、レザーグレージングの場合は鋳鉄や高速度鋼に対
しては表面焼入れによる方法より効果があるが、硬さと
してはＨｖ９００〜１１００程度が限界である。また、
レザーグレージングは適用鋼種が大幅に制限され、炭素
鋼や低合金鋼などの通常の焼入れや溶体化処理で未固溶
の第２相粒子が殆ど残留しない材料では効果が小さいと
いう欠点がある。

また、窒化処理、はう化処理では耐摩耗性、耐焼付き性
の改善効果が十分ではないという問題点がある。また、
ＰＶＤ処理、ＣＶＤ処理等の表面硬化処理では、Ｔ　ｉ
　ＮやＴｉＣ等の硬質化合物が其地上に機械的に結合さ
れているだけである為、母材の品質劣化が生じ易く、更
に熱歪による変形も起こりやすい。

一方、レーザによる表面合金化及びクラツディングにお
いては、母材金属に耐摩耗性を付与する場合には、Ｔ　
ｉ　Ｃ、Ｗ　Ｃ、Ｍ　ｏ　Ｃ等の金属炭化物やＡ立２０
３　　、　Ｔ　ｉ　０２等の金属酸化物が添加される。

然し、これらの硬質化合物は非常に融点が高い。

又、 （１）硬質化合物は非常に溶融しにくいために、多量に
添加すると未溶融の化合物がそのまま合金化層に残留す
る。この未溶融の化合物は通常凝集した状態で存在する
ため、脱落しやすくボアや、亀裂等の欠陥発生要因とな
る。

（２）硬質化合物は粘性が高い為、溶融したとしても母
材液相とは均一に混合せず１部分的にムラの有る組織と
なる。また気泡が完全に表面に抜ききれず、そのまま合
金相の中に欠陥として残留する。

（３）添加材と母材との比重の差が大きく異る条件では
、例えば添加材としてＡｌＩ３０３　、　ＳｉＣを使用
し、母材としてＦｅ、Ｎｉ等を使用した場合、（２）に
示したムラがより顕著になるという欠点がある。

（問題点を解決するための手段） 上記問題点は、Ｖ、Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ。

Ｈｆの炭化物の一種又は二種以上を合計２０〜８０ｍｏ
ｌ％含有し、残部がＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの一種又は二種以
上の金属もしくは合金、又はＦｅ　、Ｎｉ　、Ｃｏの一
種又は二種以上を主成分とする合金及び不可避的化合物
からなる粉末集合体又は粉末成型体を、耐摩耗性及び／
又は耐焼付き性を向上させようとする金属部材の表面に
付着した後、該粉末集合体又は該粉末成型体を高エネル
ギー密度を有する熱源により溶融し、該粉末集合体又は
該粉末成型体と該金属部材の表面とを溶融一体化するこ
とを特徴とする金属部材の耐摩耗性及び耐焼付き性向上
方法によって解決される。

すなわち、本発明では、硬質化合物として特定の種類及
び量の炭化物を用い、該炭化物と特定の金属相からなる
粉末集合体又は粉末成形体（以下添加材料という）を金
属部材表面に仮付けし、レーザまたは電子ビームを用い
て該炭化材料を基地と溶融一体化することによって、前
記レーザ合金化及びクラッヂング法の問題を発生させる
ことなく金属部材の耐摩耗性及び耐焼付き性の向上が可
能なことを見い出したものである。

以下に本発明の詳細な説明する。

本発明における添加材料は（炭化物の粉末と、金属また
は合金の粉末とから成る）粉末集合体または粉末成形体
である。したがって、粉末集合体または粉末成形体は、
加熱されるとまず低融点の金属または合金相が溶融し、
個々の炭化物粒子が該金属または合金の液相によって覆
われた状態になるため、はぼ瞬間的に炭化物構成元素と
金属または合金成分からなる液相が形成される。従って
未溶融の炭化物が残りにくく、また、たとえ溶は残った
としても金属または合金相が炭化物粒子間に存在するた
め、これら炭化物は非常に脱落しにくくなる。また、得
られた液相の粘度が小さくなるため、母材液相と炭化物
とが均一に混合し、気泡などの欠陥が残ることも少ない
こととなる。

ココテ、炭化物をＶ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆの
炭化物と限定した理由を説明する。粉末集合体または、
粉末成形体を合金化またはクラツディング中には炭化物
成分と金属成分とが混ざりあった液相が形成される。炭
化物は液相が冷却されるとき、冷却速度が非常に速いた
めマトリクスの金属相中に一部固溶したまま冷却される
が、大半ば液相から再度微細に晶出する。このとき液相
から晶出する化合物はもともと添加材料中に存在してい
た化合物と同じであるとは限らず、例えばＭ　ｏ　Ｃや
ｗｃをＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどと一緒に溶融させると、液
相からは低硬度でかつ脆弱ｆＪ炭化物であるＭ、Ｃ等が
晶出する。このような１ぬ弱相が晶出すると耐摩耗性な
どの改善効果は殆どなくなる。これに対し、Ｖ、Ｔｉ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆは液相から晶出する化合物は脆
弱な性質を示さない非常に安定なＮａＣ文型の炭化物と
なり、耐摩耗性、耐焼付き性の改善効果が大きくなるた
めである。

Ｖ、Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆの炭化物の一種又
は二種以上を合計２０〜８０ｍｏｌ％含宥させた理由は
粉末集合体または、粉末成形体中の炭化物の量が２０ｍ
ｏ　１％未満では耐摩耗性、耐焼付き性の改善効果が十
分でなく、又８０ｍｏｌ％を超えると合金化のとき、ま
たはクラツディング相中に欠陥が発生しやすくなり、耐
摩耗性の効果が十分でなくなるためである。

なお、炭化物はＶＣ，ＴｉＣ，ＮｂＣ等のように一８類
の金属元素とＣとから構成されるもでのよく、（Ｖ、Ｔ
ｉ）Ｃ，（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ等のように複数の金属元素から
構成されているのでもよい、さらには此等の混合物でも
よい、また、例えばＦｅ、Ｎｉ等の他の元素を含んでい
ても、その結晶構造がＮａＣ文型の炭化物であれば特に
問題はない。

本発明においては、粉末集合体または、粉末成形体の金
属粉末をＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの一種もしくは二種以上の金
属または、これらを主成分とする合金相とから構成する
。Ｆｅ、Ｎｉ　、Ｃｏの金属または合金他相は炭化物よ
りはるかに融点が低く、表面合金化またはクラツディン
グ時に炭化物に先立って溶融し、共晶反応により炭化物
を溶融させる働きがある。このとき、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃ。

またはこれらを主成分とする合金であれば、炭化物が溶
融した後、他の脆弱な化合物に変化することは無い。

なお、金属成分は使用環境に応じて使い分けることが望
ましく、比較的低温での耐摩耗性が要求される場合には
、固溶硬化と分散硬化以外に、金属相がマルテンサイト
変態によって強化され、常温硬度が高くなるＦｅ基の合
金相を、また、高温での耐摩耗性が要求される場合には
Ｎｉ又はＣｏ基の合金相を採用するのが望ましい、　Ｎ
ｉ　、Ｇ。

基の合金相を用いた場合には、Ｆｅ基の合金相の場合よ
り耐熱性及び耐焼付き性にも優れる。

また１本発明に使用される添加材料は、炭化物粉末と金
属粉末を混合することによって製造するのが最も容易で
あるが、その際、金属粉末は純金属粉末を使用しなくて
も、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｇｏ金合金粉末を使用してもよい、た
とえば、純Ｆｅの粉末の代わりに炭素鋼、ステンレス鋼
、高速度鋼などの粉末を使用してもよい。

なお、後述の実施態様で説明するように条件によっては
金属相の耐Ｂ耗性や耐焼付き性を向上させるために特定
の合金元素を金属相に添加するほうが、耐摩耗性や、耐
焼付き性の向上効果が大きい場合もある。

なお、以上の添加材料は、炭化物粒子と金属又は合金か
らなる粉末粒子とを混合して製造された混合粒子を含む
ものでもよい、粉末粒子が炭化物と金属又は合金成分と
から構成される単一の粒子を含むものでもよい、後者の
単一粒子を含む添加材料を作製するには、炭化物粉末表
面に金属又は合金成分をメッキ、蒸着、イオンスパッタ
リングなどで被覆する方法、あるいは、逆に金属、合金
粉末表面に炭化物を被覆する方法がある０表面合金化、
クラッデング蒔の炭化物の溶融しやすさ、合金化、タラ
ッデング部の品質などの点からは、後者の添加材料が優
れているが、その製造には特殊な装置が必要であり、添
加材料の単価が高くなるため使用目的に応じて使いわけ
ればよい。

また、添加材料は粉末のまま有機バインダーまどを用い
て被加工面に仮付けし、表面合金化やクラッヂングを施
してもかまわないが、粉末状態ではレーザ又は電子ビー
ム照射時に飛散するため添加材料のぶどまりが悲く、ま
た表面合金化、タラッヂング後は仮付は時より収縮する
ため厚みの制御がむづかしい、この問題は粉末状添加材
料をいったん焼結にて成形し、その後成形材を適当な大
きさに切断したものをスポット溶接などで端部を被加工
面に仮付は後、レーザ又は電子ビームで基地と溶融一体
化すればよい。

本発明においては、高エネルギー密度を有するｆ！％源
により粉末集合体又は該粉末成型体を溶融する。

熱源として高エネルギー密度を有する物を使用する理由
は次にある。すなわち、合金化、クラブディング相の耐
摩耗性、耐焼付き性を向上させるには、炭化物の一部を
マトリクス中に強制的に固溶させるとともに、大半を液
相から微細に晶出。

分散させる必要が有る。そのためには冷却速度を速くし
なければならなく、たとえば、８源には１０３ｗ／ｃｍ
２以上のパワー密度が必要である。パワー密度が低い熱
源では、冷却速度が遅くなるため、品出炭化物の凝集粗
大化が起こるとともに、炭化物構成元素が金属相中に固
溶しなくなり、十分な金属部材の耐摩耗性及び耐焼付き
性が得られない、なお、このような、高エネルギー密度
を有する熱源としてはたとえば、レーザや電子ビーム等
がある。

［実施態様の説明］ （第２ふ１求項） 本発明においては、金属相中にＣｒを、炭化物以外の全
組成の２〜３０ｍｏ　１％の範囲で添加してもよい、こ
の場合耐焼付き性が特に要求される用途に対して有効で
ある。添加する範囲を２〜３０％としたのは、２ｍｏｌ
％以下の添加では坩焼付き性効果が小さく、３０ｍｏｌ
％を超えて添加すると、脆弱なＭ、　　Ｃ，等の炭化物
を晶出しやすくなり、特に、金属相中でも脆弱なσ相を
形成しやすくなる為である。

（第３請求項） また、金属相中にＭｏまたは／およびＷを０．５〜２０
ｍｏｌ％の範囲で添加してもよい。

この場合、耐摩耗性が特に要求される用途に対して有効
である。Ｍｏまたは／およびＷを添加するのは、金属相
を固溶硬化または析出硬化、する働きが有るためである
。添加量を０．５〜２０ｍｏｌ％とした理由は、０．５
ｍｏｌ％以下では金属相を固溶硬化または析出硬化する
働きが小さく、２０ｍｏ　１％を超えると脆弱なＭ、Ｃ
等の炭化物を晶出しやくくなるためである。

（第４請求項） 又、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗｃ７）添加量の合計を４０ｍｏｌ％
を超えない範囲としてもよい、この場合、脆弱な炭化物
の晶出を防止することができ、金属部材の耐摩耗性及び
耐焼付き性がより一層向上する。

（第５請求項） いずれの炭化物でも合金化層、タラッディング層を著し
く硬化させるが、なかでもＶＣ炭化物の効果が最も大き
い、特に＃摩耗性、耐焼付性が要求される場合には、Ｖ
Ｃ炭化物を１０　ｍ　ｏ文％以上含む添加材料を用いる
のが好ましい、ＶＣ炭化物は、他のＮａＣＡ型炭化切炭
化物て比較的安定度が低い（固溶しやすい）為、ＶＣ炭
化物を含むものでは、液相からの急冷後の金属相中への
炭化物構成元素（Ｖ　、　Ｃ）の固溶量が多く、分散硬
化以外に固溶硬化も効果に大きく寄与する。

［発明の実施例］ （第１実施例） 第１表に示される種類及び量の硬質化合物及び金属粉末
をＶミキサーで十分混合したのち、ＨＩＰにて約２０φ
の粉末成形体を作製した。その後、粉末成形体を１０ｍ
ｍφＸ１０ｍｍＸ０．５ｍｍに加工し、添加材料とした
。この添加材料を３０　ｍ　ｍ　Ｘ　５０　ｍ　ｍ　Ｘ
　５　ｍ　ｍの金属基盤表面にスポット溶接にて仮付は
後、その表面にレーザを照射することによって表面合金
化（りしツデイング）を行ない、その断面硬度及び大越
式摩耗試験による耐摩耗性、耐焼き付き性を（凝着摩耗
の激しさ）を評価した。ＨＩＰ条件、基盤材料の種類、
レーザ照射条件、評価試験条件は下記の通りである。

Ｉ　　ＨＩＰ条件：　１０５０℃Ｘ　ｒｏｏｏａｔｍ　
Ｘ　２時間２　基盤材料：５１５Ｃ（Ｈｖ１７５）３　
レーザ照射条件：出力３ＫＷ 速度０．５ｍ／分 スポット径約２ｍｍ ４　評価試験 ■硬度分布：微小硬度計　荷重３００ｇ■大越式ａ！耗
試８　：　相ｆ４ｔ　Ｓ　Ｕ　Ｊ　２　　（ＨＲＣｅＯ
）摩擦圧ｊ９４００　ｍ 荷重６．３ｋｇｆ 摩擦速度０．３〜４．９ｔａ／秒 １）断面マクロ組織、ミクロ組織 炭化物としてＶＣを選定し、基盤材料３１５Ｃを用いて
表面合金化を行なった結果の断面マクロ組織とミクロ組
織を第２図に示す、第２図から合金化層にはクラック、
ボア等の欠陥は見られない、又、合金化層の厚みは、約
０．５〜０．６ｍｍで、もとの添加材料中に存在してい
た炭化物と同じＮａＣ見型のＶＣ炭化物が微細に品出、
分散した組織となっている。

２）合金化層の硬度 合金化層の硬さを、基板材料として５１５Ｃを選定し第
１表に示すＡ−Ｄの添加材料を用いて表面合金化した材
料について測定した。断面の硬度分布を第１図に示す。

硬さは、合金化層の厚さが０．５ｍｍ程度を過ぎると急
激に低下し１表面層から０．６ｍｍ程度の所では基盤材
料の硬さに等しくなる。そこで合金層での硬さを比較す
ると、添加材料の炭化物の主成分はＶＣで、その量を２
０〜８０ｍｏｌ％まで代えた条件では合金化層の硬さは
ＶＣｍｏｌ％が多いほど高くなる傾向にある。

また、実験した添加材料の合金化層の最大の硬さを比較
した結果を、第３図に示す、第３図から、合金化層の硬
さは約１１００Ｈｖ以上あり、良好な硬さと成っている
。特にＶＣを含むＨ９Ｉ、Ｊの材料の硬さはＶＣ以外の
成分が同一であるＥ、Ｆ、Ｇの材料より硬さが高く、Ｖ
Ｃを１０ｍｏｌ％以上添加すると硬さは更に高くなる事
が分る。

基盤材料に５ＫＤ６１，５ＫＨ５５，純チタンを用い、
添加材料にＣ，Ｈを用いて硬さを測定した結果を第４図
に示す、第４図から硬さは基盤材料によらない事が分る
。

３）摩耗試験結果 基盤材料に５１５Ｃ，ＫＤ６１，５ＫＨ５５゜純チタン
を用い、第１表に示した添加物を用いて摩耗実験を行っ
た結果を第５図〜第８図に示す。

第５図は５１５Ｃの基盤材料に第１表の添加材料を用い
て実験した結果を示す、第６図は５ＫＤ６１の基盤材料
に無処理の物と、ＰＶＤ処理、および本発明による処理
を行った材料の耐摩耗実験結果を示す、第７図は５ＫＨ
５５の基盤材料に無処理の物と、ＰＶＤ処理、および本
発明による処理を行った材料の耐摩耗実験結果を示す、
第８図は純チタンの基盤材料に本発明による処理を行っ
た材料の１耐摩耗実験結果を示す、第５図〜第８図の摩
耗量は下の式に従って求めた。

按摩Ｊｔ量＝ 試験荷重（Ｋｇｆ）　Ｘ摩擦距離（コ）基盤材料の種類
によらず、表面合金化層の耐摩耗性は無処理のもの及び
ＰＶＤ処理をしたものより優れている。摩擦速度が速く
なると、無処理のものやＰＶＤ処理をしたものでは、７
Ｅ［７摩耗（一種の焼き付き）が起こるため、耐摩耗性
は低速の場合に比べて悪くなるが、合金化処理を施した
ものではその傾向が小さい、また、基盤材料が変わって
も合金化層の耐Ｆ！ｌ耗性はあまり変化しない。

なお、３１５Ｃ及び純チタンに無処理材及びＰＶＤ処理
材においては、本試験条件では急速に摩耗及び焼き付き
が起こり、本試験を続行することが不可能であったｅ （第２実施例） 添加材料中の金属成分の影響を以下に示す、試験片は第
２表に示す添加材料を実施例１と同一条件で製造し、レ
ーザ合金化を施した。

１）硬度 合金化層の硬さの温度による影！を調べた結果を第９図
に示す、硬さは試験温度が高くなるに従い低下していく
傾向に有ることが分る。硬さの傾向は金属成分としてＮ
ｉ又はＧｏを用いた場合。

Ｆｅの場合より常温硬さは低いが、高温ではむしろ高く
なり、Ｎｉ又はＣｏは高温での耐摩耗性に優れている】
１￥を表わしている。又、Ｍｏを含有するものは、Ｍｏ
無しの物に比べて、いずれの湿度域においても硬さは高
いことが分る。

２）　Ｉｔ！耗試験 摩耗実験結果を第１０図に示す、実験温度は摩耗がほぼ
凝固摩耗にて進行する４００℃で行なった。第１０図か
ら金属成分としてＮｉ、Ｃｏを用いた場合には、凝若庁
耗はＦｅの場合より少ないことが分る。とくにＭ　ｏ　
、　Ｗを含む物および。

Ｃｒを含む物は耐凝着摩耗性に優れている市がわかる。

（第３実施例） ｔ５１表に示される組成の添加材料を粉末成形をせず、
粉末状愚のままアクリル系バインダーと混合してスラリ
ー状にし、基盤表面に約１ｍｍ厚みに塗付した後、第１
実施例と同条件でレーザ合金化を行なった。その結果、
合金化層の厚みは、約０．２５ｍｍであり、もとの厚み
の１／４になったが、硬度、耐摩耗性に関しては、はぼ
同様の結果を得た。

（第４実施例） 第２表に示されるに−Ｌの粉末成形した添加材料を用い
て、電子ビームにより合金化処理を行なったが、レーザ
の場合と同様の結果を得た。

［発明の効果］ 本発明によると、欠陥を発生させることなく表面層を硬
質化し、耐摩耗性、耐焼付性を向上させることが可能と
なり、切削工具、金型、内燃期間部品などのａ！擦面を
有する金属部材に適用することにより大きな効果が得ら
れる。

また、本発明で用いる硬質化合物は全て非磁性であり、
添加材料中の金属相に非磁性のものを用いれば、非磁性
材料の表面をその特性を劣化させることなく硬質化し得
るなど、基盤金属の特性に応じた表面層の選択が可能で
ある。

また、従来法では炭化物単独添加の為、レーザクラディ
ングは不可能であったが、本発明では添加材料そのもの
が容易に溶融する為、クラ７デイングも可能となる。従
って、母材金属成分の混入を著しく少なくできる為、た
とえば混入がおこると不都合な基盤材料であっても処理
が可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は表面からの硬さの分布を求めたグラフ、第２図
は表面合金化層のマクロ組織及びミクロ組織写真、第３
図は硬さに及ぼす添加材料の影響を求めたグラフ、第４
図は硬さに及ぼす基盤材料の影！を求めたグラフ、第５
図は基盤材料を５１５Ｇとして摩ｊ１量と、摩擦速度と
の関係を求めたグラフ、第６図は基盤材料を５ＫＤ６１
として摩耗量と、摩擦速度との関係を求めたグラフ。 第７図は基盤材料を５ＫＨ５５としてＰｉ！耗量と。 摩擦速度との関係を求めたグラフ、第８図は基盤材料を
純チタンとして摩耗量と、摩擦速度との関係を求めたグ
ラフ、第９図は硬さと試験温度との関係を求めたグアノ
。第１θ図は基盤材料に５１５Ｇを用い、添加材料の種
類と比摩耗料との関係を求めたグラフ。 第１表 第２表　添加材ネ１の種類（２） 表面からの距離（ｍ　ｍ　） 第ス：イ１ 添加材料の種類 添加材料の種類 ×１０−４　　　　　　　　　　　　基盤材料ＳＳ　１
５　Ｃ摩擦速度（ｍ／５ｅｃ） ％１０−’　　　　　　　　　　　基盤材Ｍ−Ｓ　ＫＤ
　６１摩擦速度（ｍ／５ｅｃ） ×１０”　　　　　　　　　　ＭｆｌＨｔＮｓ　Ｓ　Ｋ
Ｈ５５摩擦速度（ｍ／５ｅｃ） 摩擦速度（ｍ／ｓｅｃ） 第９図 Ｒ，Ｔ　　　　　　　　５００　６００　７００　８０
０試験温度（”Ｏ） ×１０ 添加材料の種類

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆの炭化物の一
   種又は二種以上を合計２０〜８０ｍｏｌ％含有し、残部
   がＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの一種又は二種以上の金属もしくは
   合金、又はＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの一種又は二種以上を主成
   分とする合金及び不可避的化合物からなる粉末集合体又
   は粉末成型体を、耐摩耗性及び又は、耐焼付き性を向上
   させようとする金属部材の表面に付着した後、該粉末集
   合体又は該粉末成型体を高エネルギー密度を有する熱源
   により溶融し、該粉末集合体又は該粉末成型体と該金属
   部材の表面とを溶融一体化することを特徴とする金属部
   材の耐摩耗性及び耐焼付き性向上方法。
2. （２）２〜３０ｍｏｌ％のＣｒを含有する特許請求範囲
   第１項記載の金属部材の耐摩耗性及び耐焼付き性向上方
   法。
3. （３）０．５０〜２０ｍｏｌ％のＭｏ又は／及びＷを含
   有する特許請求範囲第１項又は第２項に記載の金属部材
   の耐摩耗性及び耐焼付き性向上方法。
4. （４）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの合計量が４０ｍｏｌ％を越えな
   い範囲で含有する特許請求範囲第１項ないし第３項のい
   ずれかに記載の金属部材の耐摩耗性及び耐焼付き性向上
   方法。
5. （５）炭化物の一部としてＶ炭化物を１０ｍｏｌ％以上
   含有する粉末集合体又は粉末成型体を用いる特許請求範
   囲第１項ないし第４項のいずれかに記載の金属部材の耐
   摩耗性及び耐焼付き性向上方法。