JP2001020052A - 遷移金属ホウ化物コーティング - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 優れた耐摩耗性及び耐腐食性を有する遷移金
属ホウ化物コーティング。 【解決手段】 コーティングがニッケル、コバルト及び
鉄から成る群から選択される少なくとも一種の金属を含
む金属マトリックス中に分散した硬く超微粒の遷移金属
ホウ化物粒子から成り、その粒子がコーティングの30〜
90容積％であり、その残りが金属マトリックスである、
基板上の耐摩耗性及び耐腐食性コーティング。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、優れた耐摩耗性
及び耐腐食性を有する遷移金属ホウ化物コーティング並
びにそのコーティングの製法に関する。特に、この発明
は、金属マトリックスに分散した遷移金属ホウ化物の超
微粒子を含む、硬く、高密度で、低多孔性の耐摩耗性及
び耐腐食性コーティングに関する。この発明はまた、熱
スプレー及び拡散反応技術によってそのようなコーティ
ングを現場で製造するための方法に関する。

【０００２】この明細書の全体にわたって、コーティン
グを製造するためのプラズマアークスプレー及び爆発銃
（D-Gun、デトネーションガン）技術を引用する。典型
的な爆発銃技術は米国特許第2,714,563号及び同2,950,8
67号に開示されている。プラズマアークスプレー技術
は、米国特許第2,858,411号及び同3,016,447号に開示さ
れている。その他の熱スプレー技術も知られており、そ
の例にはいわゆる「高速度」プラズマ及び「極超音速」
燃焼スプレー方法並びに様々な炎スプレー方法等があ
る。このコーティングの熱処理は必要であり、この熱処
理は付着後真空又は不活性ガスの炉中で電子ビーム、レ
ーザー光線、誘導加熱、移行式プラズマアーク又はその
他の技術によって行われてもよい。熱処理前に、スラリ
ー、充填ファブリック又は電気泳動のような代替付着技
術を行うこともまた公知である。またその他の方法に
は、付着後の熱処理を伴う又は伴わない、プラズマ移行
式アーク、レーザー又は電子ビーム表面融解を利用する
同時付着及び融解がある。

【０００３】

【従来の技術】遷移金属ホウ化物を含むコーティングは
公知である。最も一般的なコーティングは、いわゆる
「自己溶融性」Ni-Cr-B-Si-Fe合金を熱スプレーするこ
とにより製造されるコーティングである。このコーティ
ングは低容積割合（即ち、25容積％未満）のホウ化物を
含む。このコーティングにおいて用いられる金属ホウ化
物は主にホウ化クロムであった。コーティングはまた、
遷移金属炭化物及びブレージング合金(blazing alloy、
例えば、AMS 4777（AWS BNi-2）)の粉末混合物を基板上
にフレームスプレーして製造されてきた。このようにし
て製造されたコーティングは、本質的に、合金マトリッ
クス内に未反応金属炭化物を含む。このマトリックスは
通常低容積割合の遷移金属ホウ化物（例えば、CrB）で
強化された沈殿物である。コーティングが付着したまま
又はポストコーティング融解後行われるかどうかにかか
わらず、熱処理の間の基板へのわずかな拡散を除いて、
この全コーティング組成物は本質的に同じものである。

【０００４】1979年11月6日のM. H. Weatherlyの米国特
許第4,173,685号は、第一に、プラズマスプレーのよう
な方法によって、付着したままの密度が理論的に75％以
上であるコーティングを基板上へ付着させることによ
り、高密度の耐摩耗性及び耐腐食性のコーティングを製
造することを開示する。その粉末組成物は２種以上の成
分を含み、その第一成分はタングステン、クロム又はモ
リブデンの炭化物のような金属炭化物及び任意にバイン
ダー（例えば、ニッケル、鉄又はコバルト）を含み、そ
の第二成分はホウ素を含む合金又は合金混合物（例え
ば、Ni-B-Cr-Fe-Si）を含む。この第一成分は全組成物
の40〜75重量％を構成する。次にこの付着したままのコ
ーティングは、第二成分の実質的な溶解を引き起こし、
かつこの第二成分と第一成分の実質的部分との反応を引
き起こすのに十分な時間の間、約950℃以上に加熱され
る。次にこのコーティングを冷却すると、ホウ化物、炭
化物及び合金相が形成し、その結果硬く高密度のコーテ
ィングが生成する。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】Weatherlyの特許に従
って製造されるコーティングの微細構造体は、金属マト
リックス中に分散した金属炭化物のかなりきめの粗い、
硬い、針状粒子から成る。これらのコーティングは優秀
な摩耗性質を示すが、炭化物粒子があまりにも摩耗性で
あり、その結果他の成分を過剰に摩耗することになるの
で、コーティングを成功裏に用いることができないよう
な用途がある。さらに熱処理された場合に、コーティン
グ及び基板がしばしば異なる速度で膨張又は収縮し、そ
の結果望ましくない微小クラック又は剥離が生じること
がある。更に、コーティング及び一定のステンレス鋼と
基板との間に相互拡散反応が起こるため、その結果その
鋼の粒子の境界及び粒子内において、クロム富化炭化物
の沈殿物が活性化され、耐腐食性が失われる。

【０００６】

【課題を解決するための手段】この発明は、種々の基板
（例えば、鋼、ステンレス鋼、超合金等）に用いるため
の新規な遷移金属ホウ化物コーティングに関する。この
コーティングは、遷移金属、金属合金又は金属化合物及
びホウ素含有合金を機械的に混合した粉末混合物を基板
の上へ付着させる段階、及び次にこのコーティングを熱
処理する段階から成る方法により製造される。この熱処
理は付着された複数の元素の間の拡散反応を有効にし
て、その結果金属マトリックス上に分散した遷移金属ホ
ウ化物の超微細粒子が形成する。このコーティングは、
上記の公知の付着技術のいずれを用いても、基板上へ付
着させることができる。この明細書及び請求の範囲にお
いて、用語「遷移金属」とは、周期律表のIVB、VB及びV
IB族から選択される金属を意味する。

【０００７】より詳しくは、この発明のコーティングは
金属マトリックス中に分散した硬く超微粒の遷移金属ホ
ウ化物粒子から成り、コーティングに対して粒子は約30
〜約90容積％であり、その残りは金属マトリックスであ
る。このコーティング中のホウ素に対する遷移金属の原
子比は約0.4〜2.0である。その金属マトリックスは、ニ
ッケル、コバルト及び鉄から成る群から選択される少な
くとも一種の金属を含み、更にモリブデン、クロム、マ
ンガン及びアルミニウムから成る群から選択される一種
以上の金属を含んでもよい。モリブデン又はクロムに加
えて少量の過剰又は未反応の遷移金属（例えば、タング
ステン）、並びにシリコン、リン、炭素、酸素及び窒素
のような元素が金属マトリックス中に存在してもよい。

【０００８】

【発明の実施の形態】この発明のコーティングは、好ま
しくは熱スプレー方法を用いて基板に塗布される。その
ような方法の一つ（即ち、プラズマスプレー）におい
て、非消耗電極とそれから間隔のあいた第二非消耗電極
との間の電気アークは確立されている。あるガスはその
アークを含むように非消耗電極に接触して通過する。ア
ークを含むガスはノズルによって絞られ、その結果高熱
含量流出物になる。粉体化されたコーティング材料をそ
の高熱含量流出物に注入し、コートされるべき表面上に
付着させる。この方法及びそこで用いられるプラズマア
ークトーチは米国特許第2,858,411号に記載されてい
る。プラズマスプレー方法は、堅実で、高密度で、基板
に付着性の付着されたコーティングを作る。付着された
コーティングは、また、互いに機械的に接着しそのうえ
基板に機械的に接着した不規則な形の微細なスプラット
（縦長平板）又は葉状物質から成る。

【０００９】コーティングを基板に塗布するもう一つの
方法は爆発銃（D-Gun）付着によるものである。典型的
なD-Gunは本質的に内径が約1インチ(約2.54 cm)で長さ
が数フィート(1フィート=約0.3m)の水冷式バレルから成
る。作動中に、特定比率（通常約1:1）の酸素及び燃料
ガス（例えば、アセチレン）の混合物を被覆粉末の装填
物とともにバレルに供給する。次にこのガスに点火する
と、爆発波はその粉末を約2400ft/秒（730m/秒）まで加
速し、同時にその粉末を融点近く又はそれ以上に加熱す
る。粉末がバレルを出た後、パルス状窒素でバレルをパ
ージし、その系を次の爆発のために準備する。次にこの
サイクルを毎秒多数回繰り返す。

【００１０】このD-Gunは、各爆発ごとに基板上に円状
コーティングを付着させる。このコーティングの円は典
型的に直径が約１インチ（約25mm）で厚さが１万分の数
インチ（即ち、数μm）である。コーティングの各円
は、個々の粉末粒子に相当する多くの重なっている微細
スプラットから成る。重なっているスプラットは、それ
らの界面において実質的に合金にならずに、互いに結合
し、かつ基板に結合する。コーティングの付着において
その円の配置は、均一な厚さの滑らかなコーティングを
形成し、コーティング塗布中の基板の加熱及び残留応力
を最小にするように厳密に制御される。一般的に、熱ス
プレー方法において用いられる粉粉体化されたコーティ
ング材料は、本質的に塗布されたコーティング自体と同
じ組成を有する。しかし、いくつかの熱スプレー装置に
おいて、組成物の装填物は、粉末組成物のような場合に
は、それに応じて所望のコーティング組成物を達成する
ように調整される。

【００１１】以下この発明は特にプラズマアークスプレ
ー方法により製造されるコーティングに関連して記載さ
れるが、上記の公知の付着技術又はそれに類似する技術
のいずれをも用いることができることを理解されたい。
この発明によれば、耐摩耗性及び耐腐食性コーティング
は、ステンレス鋼のような基板に、遷移金属、遷移金属
合金又は遷移化合物及びホウ素含有合金又は合金混合物
の粒子を含む機械的に混合された粉末混合物をプラズマ
スプレーすることにより塗布され、その後例えば約900
〜1200℃の高温で熱処理される。この温度において、プ
ラズマスプレープロセスによって付着した薄い重なって
いる複数のスプラット（その幾つかは遷移金属成分を含
み、その他はホウ素含有合金又は合金混合物を含む。）
の間に拡散及び化学反応が起こる。この拡散及び化学反
応は金属マトリックス中に分散したホウ化物沈殿物の形
成をもたらす。場合によってはこの沈殿物はマトリック
ス中に均一に分布する小クラスターに凝集してもよい
が、通常この沈殿物はマトリックス全体にわたって均一
に分布している。用いられる特定の遷移金属によって、
ホウ化物沈殿物は、以下より詳細に記載される「単一」
又は「複合」ホウ化物であってもよい。付着の間この粉
末粒子間では本質的に反応は起きず、熱処理前のスプラ
ットはその初期の粉組成を保持する。

【００１２】添付の図面を参照すると、図１は典型的な
付着したままのコーティングの微細構造を示す。そこに
示すように、このコーティングは本質的に多数の薄い不
規則な形のスプラットから成り、それらは連続層状構造
で互いに重なり合って結合している。１０で示すいくつ
かのスプラットは遷移金属を含み、１２で示す他のスプ
ラットはホウ素含有合金を含む。熱処理後のコーティン
グの微細構造を図２に示す。大部分のスプラット１４は
金属マトリックス１８中に分散した遷移金属ホウ化物の
超微粒沈殿物１６を含む。残りのスプラット２０は合金
だけを含み、沈殿物を全く又はほとんど含まない。図１
及び２の両方において簡単にするために基板は省略し
た。

【００１３】この発明のコーティングを記載した２成分
系（即ち、第一遷移金属成分及び第二ホウ素含有合金成
分）を用いて合成してもよいが、その代わりに多成分系
を用いてもよい。これらの多成分系は、追加の一つ若し
くは複数の金属又は金属合金を含んでもよく、所望のコ
ーティング性能が２成分系のみでは達成され得ない状況
で用いられてもよい。一定の複合遷移金属ホウ化物を含
むコーティングを形成することが求められている状況に
おいて、追加の反応物金属をまた用いてもよい。簡便の
ため、以下の記載では２成分系又は３成分系を考察す
る。

【００１４】「単一」又は「複合」遷移金属ホウ化物を
含むコーティングの形成は以下の式のうちの1つに従っ
て進む： （Ａ）単一ホウ化物系 (1) T₁ + (M₁-B) → T₁B + M₁ (2) T₁ + (M₁-B) ＋ M₂ → T₁B ＋（M₁-M₂） （Ｂ）複合ホウ化物系 (3) T₂ + (M₁-B) → T₂M'₁B + M"₁ (4) T₂ + (M₁-B) ＋ M₂ → T₂M'₂B ＋（M₁-M"₂） (5) T₂ + (M₁-B) ＋ M₂ → T₂M'₁B ＋（M"₁-M₂） 式中、T₁はチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジ
ウム、クロム、タンタル及びニオビウムから成る群から
選択される少なくとも一種の遷移金属、その遷移金属の
合金、その遷移金属とその他の金属との合金、又は遷移
金属化合物である。T₂はハフニウム、クロム、タンタ
ル、モリブデン、タングステン及びニオビウムから成る
群から選択される少なくとも一つの遷移金属、その遷移
金属の合金、その遷移金属とその他の金属との合金、又
は遷移金属化合物である。Bはホウ素である。M₁はニッ
ケル、コバルト及び鉄から成る群から選択される少なく
とも一種の金属、又は任意にクロム、シリコン、リン、
アルミニウム、マンガン、及びクロム以外の遷移金属
（T₁又はT₂）から成る群から選択される一種以上の金属
である。M₂は一種以上の金属又は金属合金である。また
これらは、M₁ = M'₁ ＋M"₁、及び、M₂ = M'₂ ＋ M"₂を
満たす。

【００１５】金属M₂の目的は、式（2）及び（5）の場合
はマトリックスの性質を変成することであり、式（4）
の場合は遷移金属ホウ化物の性質を変成することであ
る。M₁及びM₂は、記載された元素に加えて、少量の他の
元素（例えば、カーボン、酸素、窒素）を含んでもよ
い。この発明をより明確に理解するために、以下、上各
式（1）〜（5）を特定の実施例により例証する： 式（1）において、T₁がチタンであり（M₁-B）がNi-B-Cr
-Si-Feである場合、 Ti + Ni-B-Cr-Si-Fe → TiB₂ + Ni-Cr-Si-Fe 式（2）において、T₁がチタンであり（M₁-B）がNi-B-Cr
-Si-Feであり、M₂がマンガンである場合、 Ti + Ni-B-Cr-Si-Fe + Mn → TiB₂ + Ni-Cr-Si-Fe-Mn 式（3）においてT₂がモリブデンであり（M₁-B）がNi-B-
Cr-Si-Feである場合、 Mo + Ni-B-Cr-Si-Fe → Mo₂NiB₂ + Ni-Cr-Si-Fe 式（4）において、T₂がモリブデンであり（M₁-B）がNi-
B-Cr-Si-Feであり、M₂がCo-Cu合金である場合、 Mo + Ni-B-Cr-Si-Fe + Co-Cu → Mo₂CoB₂ + Ni-Cr-S
i-Fe-Cu-Co 式（5）において、T₂がモリブデンであり（M₁-B）がNi-
B-Cr-Si-Feであり、M₂がNi-Cr合金である場合、 Mo + Ni-B-Cr-Si-Fe + Ni-Cr → Mo₂NiB₂ + Ni-Cr-S
i-Fe である。

【００１６】式（4）の上記の例において金属合金M₂のC
oの一部がホウ化物又は硬相に分配され、その残りが金
属マトリックスに取り入れられる点に留意する必要があ
る。この発明のコーティングを製造するために用いられ
る遷移金属、合金又は化合物は、周期律表のIVB、VB及
びVIBから成る群から選択される一種以上の金属である
か又はそれらを含むが、好ましいコーティングはニオ
ブ、クロム、モリブデン、チタン、ジルコニウム及びタ
ングステン並びにそれらの組合わせを用いて製造され
る。遷移金属としてモリブデンを用いて製造されるコー
ティングは、以下に明らかになるように、最も好まし
い。

【００１７】ホウ素含有合金は、ニッケル、コバルト及
び鉄から成る群から選択される少なくとも一種の金属を
含まねばならず、またクロム、マンガン、アルミニウ
ム、シリコン及びリン並びに少量のカーボン、酸素及び
窒素等その他の元素を含んでもよい。このホウ素含有合
金はまたいくらかの追加の単一又は複数の遷移金属を含
んでもよいが、これらは第一成分中の遷移金属及び第二
成分中のホウ素の間の反応を妨げない程度の少量で存在
する。ホウ素含有合金中の遷移金属の量は、第一成分中
の遷移金属との反応に必要量以上に十分なホウ素と釣り
合いの取れるものでなければならない。

【００１８】粉末混合物に用いられる遷移金属及びホウ
素の割合は、金属マトリックス中に沈殿する遷移金属ホ
ウ化物の容積割合を決定する。最適の摩耗抵抗力を得る
ために、遷移金属ホウ化物の容積割合は約30〜約90容積
％、好ましくは約40〜80容積％に維持されねばならな
い。ホウ素含有合金中の元素が以下の重量割合内に保た
れる場合、遷移金属ホウ化物の容積割合が上記範囲内で
あるコーティングが製造され得ること分かっている：約
3.0〜約30重量％のホウ素、0〜約10.0重量％のモリブデ
ン、0〜約30.0重量％のクロム、0〜約5.0重量％のマン
ガン、0〜約10.0重量％のアルミニウム、0〜約2.0重量
％の炭素、0〜約6.0重量％のシリコン、0〜約5.0重量％
のリン、0〜約5.0重量％の銅及び0〜約3.0重量％のマグ
ネシウム、残りはニッケル、コバルト、鉄又はこれらの
組合わせである。

【００１９】粉末混合物に用いられるホウ素に対する遷
移金属の比率は、拡散反応の結果として形成される遷移
金属ホウ化物のタイプを決定する。一般にこの比率は約
0.4〜約2.0に保たれるべきである。ホウ素に対する遷移
金属の比率がこの範囲の下部で製造される合金は遷移金
属二ホウ化物（TB₂）又はより高度のホウ化物（T₂B ₅）
となり、一方この範囲の上部で製造される合金はT₂Bの
ような遷移金属ホウ化物となる。表１は、金属ホウ化物
が少なくとも30容積％（最小の容積割合）であるような
典型的なコーティングに用いられ得る種々の遷移金属及
びホウ素の重量割合を示す。各ホウ化物の大きいほうの
値は、任意に選択したバインダー中のホウ素含有量を20
重量％及びマトリックス相密度を8.0g/cm³と仮定した計
算に基づくものである。好ましい遷移金属（即ち、Mo）
の場合、この金属がコーティングの約25〜70重量％であ
るということがわかる。もちろん、表１に示す値は単な
る例証であって、どんな方法であれ本発明の範囲を制限
することを意図したものではないことはよく理解される
べきである。

【００２０】

【表１】

【００２１】合金が上式（l）〜（5）のうちの1つの反
応必要条件を満たし、金属マトリックス中に望ましい元
素を提供する限り、ほとんどいかなるホウ素含有合金を
もこの発明のコーティングを製造するために用いること
ができる。この発明のコーティングを製造するための使
用に特に適している合金を表２に示す。

【００２２】

【表２】

【００２３】この発明を実施する場合に、典型的に900
℃以上で拡散反応を十分に促進するためにホウ素含有合
金が十分に流動性である十分な高温において、付着した
ままのコーティングを加熱処理することは重要である。
この熱処理温度は実質的に900℃以上、所望ならば約120
0℃以上であってもよいが、この温度は基板に悪影響を
及ぼすほど高温であってはならない。付着したままのコ
ーティングは、このコーティング成分の間の反応及び/
又は拡散を促進するのに十分な時間この熱処理温度に維
持されなければならない。制限されているが重要な量の
基板との拡散反応もまた起こる。このコーティングの熱
処理は一般に真空又は不活性ガスの炉中で行われる。高
温での時間が十分に短く、顕著な酸化が起こらないよう
に保護的大気が提供される限り、この代わりに、この熱
処理を電子ビーム、レーザー光線、移行式プラズマアー
ク、誘導加熱のような表面融解プロセス又はその他の技
術によって達成することができる。

【００２４】この発明のコーティングを上記の公知の付
着技術を用いてほとんどのタイプの基板に成功裏に塗布
することができる。しかし、基板はいかなる有害な結果
をもたらさずに熱処理の効果に耐えることができるもの
でなければならない。この発明に従ってコートされうる
適当な基板材料には、例えば、鋼、ステンレス鋼、鉄系
合金、ニッケル、ニッケル系合金、コバルト、コバルト
系合金、クロム、クロム系合金、チタン、チタン系合
金、耐火金属及び耐火金属系合金がある。一般に、この
発明に従って製造されるコーティングの厚さは約0.005
〜約0.04インチ（約0.1〜約1.0mm）である。

【００２５】この発明のコーティングの微細構造は複雑
でありよく理解されていない。しかし、今までに行われ
た研究によれば、このコーティングは金属マトリックス
に分散した遷移金属ホウ化物の超微粒粒子から成る硬相
を含むことが知られている。この金属マトリックスは、
本質的に結晶性であって、比較的密度が高く、硬相より
柔らかく、低透過性である。遷移金属ホウ化物粒子の粒
径は、熱処理温度及び時間を含むいくつかの因子によっ
て変化する。しかし、その平均粒径は通常サブミクロ
ン、典型的には約0.5〜約3.0μmである。

【００２６】一般的にコーティングの硬さは、硬相の容
積割合に正比例して変る。従って、粉末混合物中のホウ
素に対する遷移金属のモル比を変化させることによっ
て、この硬さを特定範囲に調整することができる。コー
ティングの硬さは一般に約500〜約1200DPH₃₀₀である。
この発明の重要な利点は、遷移金属及びホウ素含有合金
間の拡散反応が比較的低い熱処理温度（例えば、約1000
℃）で起こるということである。この現象の正確な理由
は理解されてはいないが、熱スプレーにより基板上に付
着した層状スプラット又は葉内での高内部応力及び転位
の形成によるものと考えられる。対照的に、遷移金属ホ
ウ化物は一般に従来のキャスティング又は高温圧縮方法
により顕著な高温（即ち、約1300℃以上）で形成され
る。これらの高温は通常ほとんどの鋼にとって有害であ
る。この発明のコーティングプロセスにおいて必要な低
熱処理温度のために、これらの基板は現在いかなる有害
な効果なしにコートされることができる。以下の実施例
はこの発明を更に例証する。

【００２７】

【実施例】実施例１ 3/4 × 1/2 × 2-1/2インチ（約19 × 13 × 64 mm）の
AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、クロム及びホウ素含有合金の粉末混合物をプラズ
マスプレーすることによって多数のCrBコーティングを
製造した（注：AISI 1018鋼は低炭素鋼（約0.18 C、残
りFe）である）。各粉末混合物に用いられる合金は、合
金No.3＋45Cr、又は合金No.4＋30Crである（以後、全て
の組成物を重量％で表す。例えば、55重量％の合金No.3
＋ 45重量％のCrを、「合金No.3＋45 Cr」と表す）。B
に対するCrの原子比は約1であった。この付着したまま
のコーティングを真空又はアルゴン炉中で約980〜1040
℃において1時間熱処理した。熱処理後、このコーティ
ングを冷却し、次に評価した。このコーティングは、金
属マトリックスに分散したCrB沈殿物を含むスプラット
の層状構造を有する。この沈殿物は、マトリックス中に
均一に分布した小クラスターに部分的に凝集していた。
CrB沈殿物の形成は上式（1）に従って進行した。合金N
o.3から製造されるコーティングにおいて、金属マトリ
ックスは本質的にニッケルから成る。CrB沈殿物の容積
割合は約60％であった。合金No.4から製造されるコーテ
ィングにおいて、金属マトリックスはNi-Cr-Si-Feから
成っており、CrB沈殿物の容積割合は約43％であった。C
rBコーティングの硬さは700DPH₃₀₀（HV.3）以上であっ
た。

【００２８】上記で製造されたCrBコーティングの摩耗
性能はASTM規格 G65-80（方法A）に記載されている標準
乾燥砂/ゴム車輪摩滅テストを用いて決定された。この
テストにおいて、コートされた試験片は、レバーアーム
手段によって、車輪のまわりにクロロブチルゴムリムを
有する回転車輪に対して荷重をかけた。研摩材（50-70
メッシュのオタワシリカサンド）をコーティングとゴム
車輪との間に導入した。この車輪を研摩材流の方向に回
転した。この試験片の重量をテストの前後で測定し、そ
の重量損失を記録した。試験された異なる複数の材料の
密度は大きく異なるので、その重量損失を通常材料の容
積損失に変換して、その材料の相対的ランキングを評価
した。これらの特定のコーティング試験片の平均容積損
失は4.8mm³/1000回転であった。このCrBコーティングに
ついて浸食テストをも行った。これらのテストは、名目
粒径が27μmのアルミナ粒子を用いて、粒子速度を約91m
/秒とし、衝突角を90度及び30度として、標準手順に従
って行った。浸食率はそれぞれ約124及び37μm/gであっ
た。このCrBコーティングの摩滅及び浸食抵抗性は、従
来の炎スプレーWC-Coコーティングと比べて、合理的に
良いと考えられる。

【００２９】実施例２ 3/4 × 1/2 × 2-1/2インチ（約19 × 13 × 64 mm）の
AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、モリブデン及び合金No.1の粉末混合物をプラズマ
スプレーすることによって多数のMo₂NiB₂コーティング
を製造した。この混合物に用いたモリブデンの量を15〜
38重量％の範囲で変化させた。Bに対するMoの原子比は
0.66〜2.30の範囲で変化した。この付着したままのコー
ティングを真空又はアルゴン炉中で約980〜1040℃にお
いて1時間熱処理した。熱処理後、このコーティング
は、Ni-Cr-Si-Feマトリックスに分散したMo₂NiB₂沈殿物
の層状構造を有する。この沈殿物は上式（3）に従って
進行する拡散反応により形成した。Mo₂NiB₂沈殿物の容
積割合は22〜45％の範囲で変化した。これらのMo₂NiB₂
コーティングのいくつかについての機械的及び物理的性
質を表３に示す。

【００３０】

【表３】

【００３１】表３から、モリブデンの割合が変化すると
コーティングの性質が広範囲に変化することがわかる。
このMo₂NiB₂コーティングの硬さは500〜670DPH₃₀₀（HV.
3）であった。Mo₂NiB₂コーティングの摩耗性を実施例１
に記載した標準乾燥砂/ゴム車輪テストを用いて決定し
た。これらのコーティングの平均摩耗率は硬相の容積割
合によって変化することがわかった。例えば、約30〜45
容積％のホウ化物沈殿物を含むコーティングは約4.5〜
2.8mm³/1000回転の摩耗率を示し、22容積％のみのホウ
化物沈殿物を含むコーティングは8.3mm³/1000回転の顕
著に高い摩耗率を示す。後者のコーティングは15重量％
のMo及び合金No.1を含む粉末混合物をプラズマスプレー
することによって製造された。

【００３２】Mo₂NiB₂コーティングの乾燥粘着性摩耗抵
抗性をブロック−オン−リング（block-on-ring）（ア
ルファ）試験器を用いて評価した。ユニオンカーバイド
社製の爆発銃(W,Cr)C-Coコーティングを用いた被覆リン
グ（登録商標 UCAR LW-l5）を、試験コーティングでコ
ートされた静止ブロックに対して回転させた。試験条件
は、乾燥空気中の室温で、80度の振動、2000サイクル、
164Kg（360ポンド）の通常負荷及び18m/分（60フィート
/分）の回転速度に固定した。コーティングの粘着性摩
耗抵抗は、摩耗、ブロック上の傷の長さ及び幅、並びに
リング上の重量損失の測定に基づいて容積損失を測定す
ることによって決定された。38重量％のMoを用いて製造
されたコーティングは、従来の溶接-付着されたオーバ
レイコーティング（0.65C、11.5Cr、2.5B、2.75Si、4.2
5Fe、残りNi）に比べて優れたLW-15に対する乾燥粘着性
摩耗抵抗を有していた。

【００３３】実施例３ 3/4 × 1/2 × 2-1/2インチ（約19 × 13 × 64 mm）の
AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、モリブデン及び合金No.4の粉末混合物をプラズマ
スプレーすることによって多数のMo₂NiB₂コーティング
を製造した。この粉末混合物中に約45重量％のモリブデ
ンを用いた。この付着したままのコーティングを真空又
はアルゴン中で約980〜1060℃において1時間熱処理し、
次に冷却した。このコーティングは、Ni-Cr-Si-Feマト
リックスに均一に分散したMo₂NiB₂沈殿物の層状構造を
有する。この沈殿物は上式（3）に従って進行する拡散
反応により形成した。これらのコーティング中の硬相の
容積割合は約64％であった。Mo₂NiB₂コーティングの硬
さは約700DPH₃₀₀（HV.3）であった。このコーティング
の摩耗性能を標準乾燥砂/ゴム車輪摩滅テストを用いて
決定した。この平均摩耗率は1.3mm³/1000回転であっ
た。これは実施例2で製造したコーティングの摩耗率よ
り小さかった。

【００３４】実施例４ 3/4 × 1/2 × 2-1/2インチ（約19 × 13 × 64 mm）の
AISI 1018鋼、Incoloy（International Nickel Co.の登
録商標）8253、 Inconel（International Nickel Co.の
登録商標）625 並びに Hastelloy（Cabot Corp.の登録
商標）alloy G及び C-276試験片上に約 0.020インチ
（約0.5 mm）の厚さに、モリブデン及び合金No.4の粉末
混合物をプラズマスプレーすることによって多数の Mo₂
NiB₂コーティングを製造した。コーティングの腐食抵抗
を上げるためにこの混合物にクロム粉末を加えた。混合
物に加えたモリブデン及びクロムの量は、Crを変化させ
ながら、Bに対するMoの比を約1.0に一定に保つような方
法で変化させた。混合調合物は次のようだった： (1) 合金No.4 + 43.3Mo + 3.9Cr (2) 合金No.4 + 41Mo ＋ 7.3Cr (3) 合金No.4 + 40Mo ＋ 11.3Cr

【００３５】別の合金（即ち、合金No.3）を用いて別の
調合物を作成した。この調合物は、Mo ＋ 42合金No.3
＋ 5Cr から成る。上記と同様の方法でこの調合物をAIS
I1018鋼の試験片上にプラズマスプレーすることにより
コーティングを製造した。この付着したままのコーティ
ングを真空又はアルゴン中において約980〜1040℃で1時
間熱処理し、次に冷却した。このコーティングは、 Ni-
Cr-Si-Feマトリックス中に凝集した Mo₂NiB₂沈殿物の層
状構造を有する。これらのMo₂NiBコーティングの硬さは
500DPH₃₀₀（HV.3）以上であった。

【００３６】実施例１の記載と同じ試験手順を用いてこ
のコーティングの摩耗及び浸食性能を決定した。これら
のコーティングの砂摩滅摩耗率は1.3〜1.8mm³/1000回転
であり、上記 Weatherlyの特許に従って製造された炭化
タングステンに基づくコーティングのものと同等であっ
た。90度及び30度の衝突角におけるアルミナ粒子に対す
る腐食性摩耗率はそれぞれ約75及び25μm/gであった。9
0度及び30度の衝突角での合金No.4＋41.7Mo＋7.3Crから
製造されたコーティングのシリカダスト（名目粒子径：
15μm、速度：139m/秒）に対する浸食摩耗率はそれぞれ
1.8及び0.6μm/gであった。これらのコーティングのシ
リカダストに対する腐食性摩耗抵抗性は、従来の爆発銃
の炭化タングステン−コバルトコーティングのものより
少なくとも２倍高く、 Weatherly特許に従って製造した
炭化タングステンに基づくコーティングより約４倍高か
った。

【００３７】一連のMo₂NiB₂コーティング及び合金 No.4
＋45Moコーティングについて腐食試験を行った。このMo
₂NiB₂コーティングの Mo/B原子比は1.03であり、Cr含有
量は1.7〜12.4重量％であった。この試験は、その自由
に立っているサンプルを、5重量％ HNO₃、5重量％ H₂S0
₄、20重量％ HCl及び50重量％ NaOH から成る試験溶液
に室温で 200時間浸漬することから成る。このコーティ
ングサンプルの重量を定期的に測定して、その重量損失
を記録し、ミル（1/1000インチ = 0.0254 mm）単位で表
した１年あたりの腐食率（mpy）に変換した。合金 No.4
＋45Moは、50重量％ NaOHに対しては顕著に優れた腐食
抵抗力を示し、5重量％ H₂S0₄及び20重量％HC1に対して
はよい抵抗力を示し、5重量％ HNO₃に対しては貧弱な抵
抗力を示した。一般に、合金No.3又は合金No.4＋Mo＋Cr
コーティングは、50重量％ NaOHに対する優秀な腐食抵
抗力を示した。HNO₃に対するこれらのコーティングの腐
食抵抗はCrを添加すると大幅に増加した。コーティング
のCr含有量が1.7から9.0重量％まで増加すると、これら
のコーティングの5重量％ HNO₃溶液中の腐食率は200mpy
以上から26mpyに減少した。Cr含有量を更に増加する
と、HNO₃酸に対する腐食抵抗力は幾分減少した。5重量
％ H₂S0₄、20重量％ HCl及び50重量％ NaOHの各溶液に
対するこれらの全てのコーティングの腐食抵抗は、粉末
混合物にCrを添加することにより減少し、Cr含有量を増
加させるとこの減少の度合いはより大きくなった。これ
はコーティング中のマトリックス相の化学組成のためで
ある。従って、特定用途について所望の腐食性質を達成
するためには組成を妥協する必要がある。

【００３８】実施例５ 3/4 × 1/2 × 2-1/2インチ（約19 × 13 × 64 mm）の
AISI 1018鋼、AISI 316ステンレス鋼（オーステナイト
系ステンレス鋼（最大約17Cr-12 Ni-2.5 Mo-0.08 C、残
りFe））及びInconel 718試験片上に約0.020インチ（約
0.5 mm）の厚さに、モリブデン、合金No.2及びニッケル
-20クロムの合金の粉末混合物をプラズマスプレーする
ことによって多数のMo₂NiB₂コーティングを製造した。
これらの粉末混合物において、コーティングの腐食抵抗
及び強度の両方を増加させるためにNi-20Crを用いた。
この混合物はモリブデン及びNi-20Crの両方の量を変化
させて用いて処方した。この混合調合物は次のようだっ
た： (1) 合金No.2 + 33Mo + 17(Ni-20Cr) (2) 合金No.2 + 38Mo ＋ 7(Ni-20Cr) この付着したままのコーティングを真空又はアルゴン中
で980〜1040℃において1時間熱処理した。次にこのコー
ティングを冷却して、評価した。このコーティングはNi
-Cr-Si-Feマトリックスに分散したサブミクロンのMo₂Ni
B₂沈殿物の層状構造を有した。

【００３９】図3-5は、合金No.2＋38Mo＋7（Ni-20Cr）
の粉末混合物をAISI 1018鋼上へプラズマスプレーする
ことによって製造された典型的な被覆試験片の微細構造
を示す。この付着したままのコーティングの微細構造を
図3に示す。図4は熱処理後の同じコーティングの微細構
造を示す。これら全ての顕微鏡写真において、Cはコー
ティングを示し、Sは基板を表す。1000倍より大きい倍
率によるこのコーティングの研磨され腐蝕された試験片
の微細構造を図5に示す。この顕微鏡写真は、金属マト
リックス中のMo₂NiB₂沈殿物（黒い部分）がNi-Cr-Si-Fe
相を有する層状構造体（白い部分）中に混在しているこ
とを明らかにしている。

【００４０】これらのコーティングの摩耗及び浸食性能
は実施例１の記載と同じ試験手順を経て決定された。合
金No.2＋38Mo＋7（Ni-20Cr）の粉末混合物をプラズマス
プレーすることにより製造されたコーティングが優秀な
摩耗及び浸食摩耗抵抗を示す一方で、合金No.2＋33Mo＋
17（Ni-2OCr）の粉末混合物を用いて同様の方法で製造
されたコーティングは摩耗及び腐食性摩をより受け易い
ことが分かった。乾燥砂/ゴム車輪摩耗試験において、
後者のコーティングの平均摩耗率は約2.7mm³/l000回転
であり、前者のコーティングの平均摩耗率は1.7〜1.9mm
³/1000回転であった。しかし、クロム及びニッケル含有
量を増すと、後者のコーティングはより大きい強度を示
した。合金No.2＋38Mo＋7（Ni-2OCr）の粉末混合物をAI
SI 316ステンレス鋼試験片の上へプラズマスプレーする
ことにより製造されたMo₂NiB₂コーティングについて腐
食試験を行った。比較のため、上記Weatherlyの特許に
従って同じAISI 316ステンレス鋼試験片上へプラズマス
プレーされた炭化タングステンコーティングを試験し
た。表４はこの試験に用いた両方のコーティングの機械
的性能、物理的性能及び摩耗性能を示す。

【００４１】

【表４】

【００４２】表４から、２つのコーティングの機械的、
物理的及び摩耗性能はほとんどの場合同等であることが
わかる。しかし、以後説明されるように、AISI 316ステ
ンレス鋼基板に結合した場合、これらのコーティングの
腐食性能は顕著に異なる。オーステナイト系及びフェラ
イト系ステンレス鋼において、その金属が熱処理の結果
増感されたならば、粒子の境界は腐食性媒体中で優先的
に攻撃される。ここで増感とは、炭化クロムの粒子間沈
降及び粒子境界に隣接した部分のクロム濃度の減少のこ
とをいう。いくつかコーティング系において、熱処理
は、コーティングを高密度化し、硬相成分の形成を促進
し、かつコーティングと基板の間の金属結合をもたらす
ために必要である。

【００４３】腐食性媒体に曝露されたAISI 316ステンレ
ス鋼基板上へプラズマスプレーされた炭化タングステン
に基づくコーティングの試験は、増感がコーティング/
基板の界面に隣接する領域で起こることを明らかにし
た。特に、熱処理の効果により、増感の大部分はクロム
の豊富な炭化物の沈降が起きた拡散領域で起きた。この
拡散領域において、板状Cr富化炭化物（M₂₃C₆型）は粒
子境界で沈殿してコーティング/基板界面の下約1.27 ×
l0³μm（約0.050インチ）まで達し、粒子状炭化クロム
（M₇C₃型）は粒子内でコーティングの下約3 × 10²μm
（約0.012インチ）の深さまで沈殿した。

【００４４】しかし、Mo₂NiB₂コーティング/316ステン
レス鋼結合において、コーティングの下約50μm（約0.0
2インチ）の深さにホウ化物のWidmanstatten構造の沈殿
物が形成され、粒子の境界でコーティング/基板の界面
の下約2.8 × 10²μm（約0.011インチ）の深さに、粒状
及び板状のホウ化物が沈殿したことが分かった。従っ
て、これらのコーティングはホウ化物沈殿物から成るだ
けではなく、炭化タングステンに基づくコーティング/3
16ステンレス鋼結合において観察されたものよりはるか
に小さい拡散領域を示した。図6は典型的な熱処理をさ
れた炭化タングステンに基づくコーティング/316ステン
レス鋼結合の拡散領域の微細構造を示す。図7及び8はこ
の発明に従って製造されたMo₂NiB₂コーティング/316の
ステンレス鋼結合におけるWidmanstatten構造の拡散領
域を示す。

【００４５】マトリックス中の沈殿物間及び粒子境界に
隣接したクロムのない領域におけるクロム濃度の分析は
電子顕微鏡技術により行われた。炭化物沈降領域（即
ち、炭化タングステン/3l6ステンレス鋼に基づくコーテ
ィング）において、マトリックス中のCr濃度は約8〜19
重量％で変化し、それはステンレス鋼の腐食抵抗のため
に必要なCr含有量の下限よりはるかに低く（即ち、少な
くとも11重量％ Cr）、一方ホウ化物沈降領域ではマト
リックス中のCr濃度は15〜16重量％であった。腐食試験
において、AISI 316ステンレス鋼基板上のホウ化物及び
炭化物のコーティングの両方のサンプルを、下記の温度
及び時間で種々の試験溶液に浸漬した：水道水/25日/25
℃；3重量％塩水/11日/25℃；50重量％ NaOH/1日/80
℃；5重量％ H ₂S0₄/1日/340℃；5重量％ HNO₃/2日/25
℃；1重量％ HCl/2日/250℃；及び、25重量％ HC1/1日/
250℃。試験溶液から取出した後、これらのサンプルを
超音波で水中及びメタノール中で5分間洗浄した。

【００４６】250℃における25日間の水道水試験を除く
すべての場合に、炭化タングステンに基づくコーティン
グ/316のステンレス鋼結合の増感領域で粒子間の腐食攻
撃が発生した。H₂S0₄、HNO₃、HCl及び塩水試験におい
て、粒子の厳しい攻撃及び排出は明らかに炭化物沈降の
多い領域で起こった。この領域の下で、炭化物の沈殿し
た粒子の境界に沿った領域において深い攻撃が見られ
た。これは恐らくCrのない領域の低腐食抵抗及び/又は
炭化物（陰極）間のガルバーニ電池作用並びにマトリッ
クスの溶解に至る周囲のマトリックス（陽極）のためで
あろう。5重量％ HNO₃、5重量％ H₂S0₄及び25重量％ HC
lの試験において炭化物コーティング内の亀裂が観察さ
れた。これはこのコーティング内の高い残留応力による
ものであろう。NaOH試験において、一般的な腐食攻撃が
炭化物沈降の多い領域で起こり、粒子間の腐食が炭化物
の沈殿した粒子境界で起った。

【００４７】AISI 316ステンレス鋼基板上へプラズマス
プレーされたMo₂NiB₂コーティングのサンプルは全く異
なる腐食性能を示した。水道水、3重量％塩水又は5重量
％ HNO₃の試験においては、ホウ化物/316ステンレス鋼
結合の拡散領域において顕著な腐食攻撃は観察されず、
コーティングに隣接した316ステンレス鋼基板において8
00℃におけるNaOH中で1日後に非常にわずかな浅い腐食
くぼみしか観察されなかった。5重量％ H₂S0₄及び1重量
％ HCl試験において、拡散領域にわずかな一般的な腐食
攻撃が起った。25重量％ HCl/l日/250℃試験において、
316ステンレス鋼基板に一般的な腐食及び粒子境界腐食
が広く起こった。粒子境界腐食はコーティングに隣接す
る領域及びコーティング/基板界面に顕著であった。ホ
ウ化物/3l6ステンレス鋼結合の拡散領域の粒子境界が強
HClによって優先的に攻撃されたにもかかわらず、この
領域の腐食攻撃は炭化物コーティング/316ステンレス鋼
結合と完全に異なるものであった。

【００４８】炭化物及びホウ化物コーティングの両方が
この試験に用いられた全ての酸によってある程度まで撃
された点に留意する必要がある。HNO₃及びHCl溶液に対
してホウ化物コーティングは炭化物コーティングよりも
抵抗性であった。それらはH₂S0₄に対する腐食抵抗力に
おいて同等であった。この2つのコーティング基板結合
間の腐食特性の相違は、その構造及び沈殿物の形成の面
から理解することができる。粒子境界でシート状炭化物
が形成した結果炭化物が沈殿した拡散領域において、こ
の炭化物は粒子境界で浸出し深く形成された（溝）Crの
ないマトリックスに完全に囲まれていた。しかし、隣接
するマトリックス中にCrを極度に枯渇させずに、球形ホ
ウ化物が、ホウ化物が沈殿した拡散領域の粒子境界で不
連続に沈殿した。粒子境界において、深い溝構造を形成
することなしに、ある程度の腐食攻撃がホウ化物コーテ
ィング/316ステンレス鋼結合に観察された。

【００４９】いかなるコーティング系においても、使用
の間の加熱の結果として、各成分はコーティング及び基
板間の熱膨張応力の差のためにしばしば変形される。例
えば、この歪み特性は機械表面シール用途において重要
な役割をする。AISI 316、AISI 410（オーステナイト系
ステンレス鋼（約12.5Cr、0.15（最大）C、残り
鉄））、AISI 430（オーステナイト系ステンレス鋼（約
16.0Cr、0.12（最大）C、残り鉄））、20Cb-3（ステン
レス鋼（約20Cr、35Ni、2Mn、1.0Si、2.5Mo、3.5Cu、0.
07C、残り鉄））及びINCO 718（ニッケルに基づく合金
（約19Cr、18.5Fe、3Mo、5.1Ta＋ニオブ、残りニッケ
ル））ステンレス鋼から成る内径が3-3/8インチ（約8.5
7cm）、外径が4-3/8インチ（約11.1cm）、厚さが1/2イ
ンチ（約1.27cm）の環状シールリング上で、温度を40℃
から110℃まで変化させて、合金No.2＋38Mo＋7(Ni-2OC
r)及び炭化タングステンに基づくコーティングのコーテ
ィング系の歪みの効果を評価した。これらの系の歪み
は、歪むコーティング/基板と光学プレートとの間に生
じるヘリウム光バンドを測定することによって決定され
た。比較的高い熱膨張係数及び低弾性率のために、同じ
基板材料に連結するときに、合金No.2＋38Mo＋7（Ni-20
Cr）の歪みは炭化タングステンに基づくコーティングの
歪みより小さかった。

【００５０】実施例６ AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、モリブデン及びホウソ含有合金の粉末混合物をプ
ラズマスプレーすることによって多数のW₂NiB₂コーティ
ングを製造した。この混合調合物は次のようだった： (1) 合金No.2 + 40W (2) 合金No.2 + 42W ＋ 9Cr (3) 合金No.5 + 50W これらの調合物のBに対するWの原子比はそれぞれ0.55、
0.71及び1.0である。この付着したままのコーティング
を真空又はアルゴン中において約980〜1020℃で1時間熱
処理した。熱処理後、このコーティングを調べると、こ
のコーティングはNi-Cr-Si-Feマトリックスに分散したW
₂NiB₂沈殿物から成ることがわかった。ホウ素が過剰な
ために、合金No.2を用いたコーティング中に少量のCrB
沈殿物が形成したことに留意する必要がある。この沈殿
物は、追加のクロム金属を用いたこと以外は上記式
（3）に従った拡散反応により形成した。この場合反応
は式（5）に従って進行した。この沈殿物の容積割合は
約46〜56％であった。

【００５１】これらのW₂NiB₂コーティングの硬さは約80
0〜1200のDPH₃₀₀(HV.3)であった。このコーティングの
摩耗及び浸食性能を実施例１の記載と同じ試験手順を用
いて評価した。合金No.2＋40Wを用いて製造されたコー
ティングの砂摩耗摩耗率は2.2mm³/1000回転であった。9
0度及び30度の衝突角におけるアルミナ粒子に対する腐
食性摩耗率はそれぞれ約93及び34μm/gであった。これ
らのコーティングの摩耗及び浸食抵抗性能は前の実施例
で製造されたMo₂NiB₂コーティングのものと同等であ
る。

【００５２】合金No.2＋42W＋9Crを用いて製造したコー
ティング及び合金No.5＋50Wを用いて製造したコーティ
ングの両方ともCrを約10重量％ 含んでいた。これは、
第３成分の添加を通して又はCr含有量が比較的高いホウ
素含有合金を用いることによって、腐食性質を変成する
ためにCrを加えることができることを例証する。INCO62
5（ニッケルに基づく合金（約21.5Cr、2.5Fe、9.0Mo、
3.6Ta及びCb、残りニッケル））ブロック（1 × 1/2 ×
3/4インチ（約25 × 13 × 19 mm））上の合金No.5＋5
0W、合金No.4＋40Mo＋11.3Cr及び炭化タングステンに基
づくコーティングの腐食試験は、3重量％ NaCl溶液にこ
れらのサンプルを室温で10日間浸漬して行われた。全重
量損失はそれぞれ0.0002、0.0035及び0.0016gであっ
た。実験誤差を考慮すると、合金No.5＋50Wにはほとん
ど重量損失がなかった。従って、合金No.5＋50W/INCO 6
25結合は、他の用途と同様に、海の環境に用いる表面シ
ール用途に用いることができそうである。

【００５３】実施例７ AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、タングステン、合金No.2及びコバルトの粉末混合
物をプラズマスプレーすることによって多数のWCoBコー
ティングを製造した。この混合調合物は、W ＋ 40合金N
o.2 + 14.6Coであった。この付着したままのコーティン
グを真空又はアルゴン中において約980〜1060℃で1時間
熱処理した。熱処理後、これらのコーティングはNi-Cr-
Si-Feマトリックスに分散したWCoB沈殿物（粒径約１μm
以下）から成る。沈殿物の容積割合は約58％であった。
これらのコーティングの砂摩耗摩耗率は約1.4〜1.8mm³/
1000回転であった。90度及び30度の衝突角におけるアル
ミナ粒子に対する腐食性摩耗率はそれぞれ約95及び27μ
m/gであった。これらのコーティングの摩耗及び浸食摩
耗抵抗性は良好であった。

【００５４】実施例８ AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、チタン、合金No.3及びクロムの粉末混合物をプラ
ズマスプレーすることによって多数のTiB₂コーティング
を製造した。この混合調合物は、合金No.3 ＋ 35Ti + 5
Crであった。Bに対するTiの原子比は約0.94である。こ
の付着したままのコーティングを真空又はアルゴン中に
おいて約980〜1070℃で約1時間熱処理した。このコーテ
ィングはNi-Cr-Si-Feマトリックスに均一に分散した非
常に微細なTiB₂硬沈殿物の層状構造を示した。沈殿物の
容積割合は約40％であった。これらのコーティングの砂
摩耗摩耗率は約2.7mm³/1000回転であった。90度及び30
度の衝突角におけるアルミナ粒子に対する腐食性摩耗率
はそれぞれ約112及び28μm/gであった。これらのコーテ
ィングの摩耗及び浸食摩耗抵抗性は良好であったが、前
の実施例で製造されたW₂NiB₂及びWCoBコーティングのも
のよりいくぶんより低かった。

【００５５】実施例９ AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、ニオブ及び合金No.6の粉末混合物をプラズマスプ
レーすることによって多数のホウ化ニオブのコーティン
グを製造した。この混合調合物は、合金No.6 ＋ 45Nbで
あった。Bに対するNbの原子比は約1.12である。この付
着したままのコーティングを真空又はアルゴン中におい
て約980〜1040℃で約1時間熱処理した。このコーティン
グはNi-Cr-Si-Feマトリックスに均一に分散したホウ化
ニオブ（粒径２μm以下）から成る。これらのコーティ
ングの砂摩耗摩耗率は約2.4mm³/1000回転であった。90
度及び30度の衝突角におけるアルミナ粒子に対する腐食
性摩耗率はそれぞれ約112及び28μm/gであった。これら
のコーティングの摩耗及び浸食摩耗抵抗性は良好であっ
た。

【００５６】実施例１０ AISI 1018鋼試験片上に約0.020インチ（約0.5 mm）の厚
さに、水素化ジルコニウム及び合金No.2の粉末混合物を
プラズマスプレーすることによって多数のZrBのコーテ
ィングを製造した。この混合調合物は、合金No.2 ＋ 35
ZrH₂であった。Bに対するZrの原子比は約1.0である。Zr
金属をスプレー付着させる間にこのZrH₂は熱分解する。
この付着したままのコーティングを真空又はアルゴン中
において約980〜1060℃で約1時間熱処理した。このコー
ティングはNi-Cr-Si-Feマトリックスに分散したZrB沈殿
物から成る。沈殿物の容積割合は約30％であった。これ
らのコーティングの砂摩耗摩耗率は約4.9mm³/1000回転
であった。90度及び30度の衝突角におけるアルミナ粒子
に対する腐食性摩耗率はそれぞれ約109及び30μm/gであ
った。これらのコーティングの摩耗及び浸食摩耗抵抗性
もまた前の実施例で製造されたW₂NiB₂及びWCoBコーティ
ングのものより低かった。下表５及び６は、前述の実施
例で製造されたコーティングの性質をまとめたものであ
る。これらの表にはUnion Carbide社の製造する従来の
炭化タングステンコーティングが含まれており、UCAR
（Union Carbide社の登録商標） LW-1N30（Ｄ：爆発
銃）及びUCAR（Union Carbide社の登録商標） LW-26
（Ｐ：プラズマスプレー）と表示されている。

【００５７】頻繁に熱処理された場合、コーティング及
び基板は異なる速度（率）で膨張又は収縮する。これに
より、コーティング内に望ましくない微小クラック又は
剥落が生じることがある。AISI 4130/4140（AISI 4130
はオーステナイト系ステンレス鋼（約0.3C、0.5Mn、0.2
Si、1.0Cr、0.2Mo、残り鉄）、AISI 4140はオーステナ
イト系ステンレス鋼（約0.4C、0.9Mn、0.2Si、1.0Cr、
0.2Mo、残り鉄）である。）、410ステンレス鋼及び17-4
PH（鋼（約16.5 Cr、4.25 Ni、0.25ニオブ。3.6Cu、0.0
4C（最大）、残り鉄）ステンレス鋼のような硬化性鋼
（それは相変換を起こす）上のコーティングの熱処理は
特に有害である。以下のように種々のMo₂NiB₂コーティ
ングを種々の基板材料に塗布した：AISI410ステンレス
鋼及びAISI 4140鋼（1 × 3 × 4インチ（約25 × 76
× 102 mm））上に合金No.1＋30、35及び38Moコーティ
ング、AISI 410ステンレス鋼及びAISI 4140鋼基板（1
× 3 × 4インチ（約25 × 76 × 102 mm））並びに17-
4PH（同上）の環状シールリング（内径が3-1/8インチ
（約7.94cm）、外径が5-1/8インチ（約13.0cm）、厚さ
が9/16インチ（約1.43cm））上に合金No.2＋38Mo＋7(Ni
-2OCr)及び合金No.2＋33Mo＋17(Ni-2OCr)。熱処理後、
コーティング及び/又は基板を、いかなる亀裂（クラッ
ク）をも調べられる金属組織試験及び顔料浸透技術を用
いて調べた。その結果、合金No.1＋25Mo/410ステンレス
鋼又は4140鋼及び合金No.2＋33Mo＋17(Ni-2OCr)/17-4PH
又は410ステンレス鋼の系について、亀裂のないコーテ
ィングが得られたことがわかった。これは炭化タングス
テンコーティングでは不可能なことであった。

【００５８】

【表５】

【００５９】

【表６】

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明の典型的な付着したままのコーティン
グの模式的な断面である。

【図２】この発明の熱処理の後の同じコーティングの模
式的な断面である。

【図３】200倍で撮影した顕微鏡写真であり、鋼基板上
へプラズマスプレーされたモリブデン及びNi-B合金プラ
ズマを含む実際の付着したままのコーティング横断面を
示す。

【図４】200倍で撮影された顕微鏡写真であり、図3の付
着したままのコーティングを熱処理することにより形成
したMo₂NiB₂コーティングの断面を示す。

【図５】1000倍で撮影された顕微鏡写真であり、拡大詳
細図内の展示で図4のMo₂NiB₂コーティングの微細構造の
拡大詳細である。

【図６】200倍で撮影された顕微鏡写真であり、腐食性
媒体へ暴露後の、プラズマスプレーされ加熱処理された
炭化タングステンコーティングとステンレス鋼基板との
間の拡散領域の断面を示す。

【図７】200倍で撮影された顕微鏡写真であり、腐食性
媒体へ暴露後の、Mo₂NiB₂コーティングとステンレス鋼
基板との間の拡散領域の断面を示す。

【図８】1500倍で撮影された顕微鏡写真であり、Mo₂NiB
₂コーティングと図7に示す基板との間の拡散領域の拡大
詳細を示す。

【符号の説明】

１０ 遷移金属を含むスプラット １２ ホウ素含有合金を含むスプラット １４ 金属マトリックス中に分散した遷移金属ホウ化物
の超微粒沈殿物を含むスプラット １６ 遷移金属ホウ化物の超微粒沈殿物 １８ 金属マトリックス ２０ 合金だけを含むスプラット Ｃ コーティング Ｓ 基板

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K029 BA53 BA64 BC01 BC02 4K030 BA05 BA07 BA14 BA49 LA01 4K031 AB08 AB09 CB21 CB44

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 基板上の耐摩耗性及び耐腐食性コーティ
   ングであって、前記コーティングがニッケル、コバルト
   及び鉄から成る群から選択される少なくとも一種の金属
   を含む金属マトリックス中に分散した硬く超微粒の遷移
   金属ホウ化物粒子から成り、前記粒子が前記コーティン
   グの30〜90容積％であり、その残りが金属マトリックス
   であるコーティング。
2. 【請求項２】 前記コーティング中のホウ素に対する遷
   移金属の原子比が0.4〜2.0であり、前記粒子の平均粒径
   が0.5〜3.0μmであり、前記コーティングの硬さが500〜
   1200DPH₃₀₀（HV.3）である請求項１に記載のコーティン
   グ。
3. 【請求項３】 前記粒子がTiB、TiB₂、ZrB、ZrB₂、Hf
   B、HfB₂、V₃B₂、VB₂、Nb₃B₂、NbB₂、Ta₂B、TaB₂、Cr
   ₂B、CrB、CrB₂、Mo₂B、MoB、Mo₂B₅、W₂B、W₂B₅、Mo₂NiB
   ₂及びW₂NiB₂から成る群から選択される遷移金属ホウ化
   物から成る請求項１に記載のコーティング。