本公开涉及具备耐磨耗被膜的滑动部件以及耐磨耗被膜的形成方法。
背景技术：
以往，在透平叶片等滑动部件的滑动面设置的耐磨耗被膜，通过利用tig焊接等将钴(co)系合金进行堆焊来形成。专利文献1中记载了对于蒸汽透平长叶片，将co系合金的司太立(stellite)通过tig焊接而接合于叶片前端部的方案。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2013-1949号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
另外，对于将司太立合金等钴合金通过tig焊接进行堆焊而形成的耐磨耗被膜，通过在被膜表面上形成钴合金中所含的铬等进行选择性氧化而成的润滑性好的氧化物来提高耐磨耗性。但是，在滑动部件暴露于约600℃以下的温度区域的情况下，几乎不发生司太立合金等钴合金中所含的铬等的选择性氧化，因此不会在被膜表面形成润滑性好的氧化物，有滑动部件的磨耗量增大的可能性。
因此，本公开的目的在于，提供一种即使在约600℃以下的温度区域，也能够提高耐磨耗性的具备耐磨耗被膜的滑动部件以及耐磨耗被膜的形成方法。
用于解决问题的方法
本发明的实施方式所涉及的具备耐磨耗被膜的滑动部件具备：滑动部件以及在所述滑动部件的滑动面设置的由含有铬和硅的钴合金形成的耐磨耗被膜，耐磨耗被膜中分散有氧化物粒子，该氧化物粒子包含含有铬和硅的氧化物，且通过光学显微镜以倍率100倍观察所述耐磨耗被膜的截面时的粒径为100μm以下。
本发明的实施方式所涉及的具备耐磨耗被膜的滑动部件中，对于所述耐磨耗被膜的截面，通过光学显微镜以倍率100倍对300μm×300μm的区域进行观察时，粒径为10μm以下的所述氧化物粒子存在10个以上。
本发明的实施方式所涉及的具备耐磨耗被膜的滑动部件中，所述耐磨耗被膜的维氏硬度为hv280以上。
本发明的实施方式所涉及的具备耐磨耗被膜的滑动部件中，所述钴合金含有8.5质量％以上32.5质量％以下的铬。
本发明的实施方式所涉及的具备耐磨耗被膜的滑动部件中，所述滑动部件为燃气透平部件。
本发明的实施方式所涉及的耐磨耗被膜的形成方法具备在滑动部件的滑动面上一边供给保护气体一边对堆焊材进行激光堆焊而形成耐磨耗被膜的工序，所述堆焊材为含有铬和硅的通过150目筛网的钴合金粉末。
本发明的实施方式所涉及的耐磨耗被膜的形成方法中，所述堆焊材为通过425目筛网的钴合金粉末。
本发明的实施方式所涉及的耐磨耗被膜的形成方法中，所述堆焊材进一步包含将含有铬和硅的利用激光衍射散射法测定的平均粒径为1.5μm以下的钴合金粉末进行造粒而得到的造粒粉末。
发明效果
根据上述构成，由于耐磨耗被膜中分散有包含含有铬和硅的氧化物且粒径为100μm以下的氧化物粒子，因此即使在约600℃以下的温度区域也能够提高耐磨耗性。
附图说明
图1为显示本发明的实施方式中具备耐磨耗被膜的滑动部件的构成的截面图。
图2为用于说明本发明的实施方式中的耐磨耗被膜的形成方法的图。
图3为显示本发明的实施方式中，利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的照片。
图4为显示本发明的实施方式中，利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的放大照片。
图5为显示本发明的实施方式中，利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜中包含氧化物粒子的区域的截面观察结果的放大照片。
图6为显示本发明的实施方式中，利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜的定性分析结果的图表。
图7为显示本发明的实施方式中，利用实施例2的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的照片。
图8为显示本发明的实施方式中，利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的照片。
图9为显示本发明的实施方式中，利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的放大照片。
图10为用于说明本发明的实施方式中的微动磨耗试验的图。
图11为显示本发明的实施方式中的微动磨耗试验的结果的图表。
具体实施方式
以下，使用附图对本发明的实施方式进行详细说明。图1为显示具备耐磨耗被膜的滑动部件10的构成的截面图。具备耐磨耗被膜的滑动部件10具备滑动部件12以及在滑动部件12的滑动面12a上设置的耐磨耗被膜14。
滑动部件12为燃气透平部件，是例如飞机用的喷气引擎部件、车辆用的增压器(涡轮增压机、增压机(supercharger))部件、产业用的燃气透平部件等在高温下使用的部件。作为飞机用的喷气引擎部件，例如有相对于护罩进行滑动的透平叶片。滑动部件12例如由ni基合金等形成。在滑动部件12的滑动面12a会产生：例如负载面压而反复进行微小的反复滑动的微动磨耗、反复进行周期性的压力和滑动的冲击磨耗等。
耐磨耗被膜14设置在滑动部件12的滑动面12a上。耐磨耗被膜14由以钴(co)为主成分且含有铬(cr)和硅(si)的钴合金形成。所谓合金中的主成分，是指在合金中占最多比例的合金成分。耐磨耗被膜14由于由以钴为主成分的钴合金形成，因而具有耐热性。由于钴合金含有铬和硅，因而在耐磨耗被膜14被暴露于温度比约600℃高的氧化气氛的情况下，铬、硅在耐磨耗被膜14的表面被选择性氧化，形成氧化铬、氧化硅。在温度比约600℃高的区域，通过这些润滑性好的氧化物形成于耐磨耗被膜14的表面，从而耐磨耗性得以提高。对于耐磨耗被膜14的膜厚，例如为100μm～1000μm。
为了提高耐热性、耐氧化性和耐磨耗性，钴合金优选含有8.5质量％以上32.5质量％以下的铬。对于这样的钴合金，可使用司太立(stellite)合金、tribaloy合金。司太立合金为含有cr、si、w、c等且余部包含co和不可避免的杂质的钴合金。司太立合金例如以钴为主成分并含有20质量％以上32.5质量％以下的铬以及2.0质量％以下的硅，耐热性、耐氧化性优异。由于司太立合金中分散有wc等微细的碳化物，因此为硬质且耐磨耗性优异。对于司太立合金，可使用例如司太立31合金等。tribaloy合金为含有cr、si、mo等且余部包含co和不可避免的杂质的钴合金。tribaloy合金例如以钴为主成分并含有8.5质量％以上18质量％以下的铬以及1.3质量％以上3.7质量％以下的硅，耐热性、耐氧化性优异。由于tribaloy合金中分散有mo和si的微细的金属间化合物，因此为硬质且耐磨耗性优异。对于tribaloy合金，可使用tribaloyt-400合金、t-800合金等。
耐磨耗被膜14构成如下：在耐磨耗被膜中分散有氧化物粒子16，该氧化物粒子16包含含有铬和硅的氧化物，且通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜14的截面时的粒径为100μm以下。氧化物粒子16由以铬和硅为主成分的氧化物(氧化铬和氧化硅的复合氧化物等)形成，润滑性优异。所谓氧化物中的主成分，是指氧化物中大量含有的成分。此外，氧化物粒子16在耐磨耗被膜14的表面上、在耐磨耗被膜14的厚度方向上分散形成。由于在耐磨耗被膜内分散有包含含有铬和硅的氧化物的氧化物粒子16，因而即使在约600℃以下的温度区域，即在难以形成由铬、硅的选择性氧化而生成的氧化物的温度区域，也能够提高耐磨耗性。
氧化物粒子16由通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜14的截面时的粒径为100μm以下的粒子形成。氧化物粒子16可以不含粒径大于100μm的粒子，仅由通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜14的截面时的粒径为100μm以下的粒子形成。此外，氧化物粒子16的形状为大致球状。之所以氧化物粒子16的粒径为100μm以下，是因为如果粒径大于100μm，则耐磨耗被膜中的氧化物粒子16的数量变少，因而供给至滑动面12a的氧化物粒子16减少。此外，是因为在钴合金使用司太立合金的情况下，由于硅含量少，因而如果氧化物粒子16的粒径大于100μm，则在后述激光堆焊中使钴合金中所含的铬、硅选择性氧化而形成氧化物粒子16时，氧化物粒子16中的硅浓度有可能会降低。通过将氧化物粒子16的粒径设为100μm以下，从而能够使氧化物粒子16更多地分散于耐磨耗被膜中，因而能够向滑动部件12的滑动面12a供给更多的氧化物粒子16。
对于耐磨耗被膜14的截面，通过光学显微镜以倍率100倍对300μm×300μm的区域进行观察时，粒径为10μm以下的氧化物粒子16优选存在10个以上。通过在耐磨耗被膜中分散有大量的粒径为10μm以下的微小的氧化物粒子16，从而能够向滑动部件12的滑动面12a供给更多的氧化物粒子16。
耐磨耗被膜14的硬度优选以维氏硬度为hv280以上。通过耐磨耗被膜14由维氏硬度为hv280以上的硬质膜形成，从而能够提高耐磨耗被膜14的耐磨耗性。耐磨耗被膜14的硬度以维氏硬度hv280以上hv1100以下为佳。
接着，对于耐磨耗被膜14的形成方法进行说明。
图2为用于说明耐磨耗被膜14的形成方法的图。耐磨耗被膜14的形成方法具备在滑动部件12的滑动面12a上一边供给保护气体20一边照射激光22，对堆焊材24进行激光堆焊而形成耐磨耗被膜14的工序。
对于堆焊材24，可使用含有铬和硅的通过150目筛网的钴合金粉末。钴合金粉末与在tig焊接中使用的焊接棒相比比表面积大，因而会在粉末表面吸附大量的氧。对于通过150目筛网的钴合金粉末，例如，利用激光衍射散射法测定时的累积粒度分布(体积基准)的90％累积直径(d90)小，为100μm以下，粉末表面的氧的吸附量变多。吸附在钴合金粉末表面上的氧在激光堆焊中将钴合金粉末中所含的铬、硅进行选择性氧化，形成包含含有铬和硅的氧化物的氧化物粒子16。此外，通过使用通过150目筛网的粒径小的钴合金粉末，能够在耐磨耗被膜中形成通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜14的截面的粒径为100μm以下的氧化物粒子16，并使其分散。
对于堆焊材24，可使用包含司太立合金、tribaloy合金的钴合金粉末。对于堆焊材24，可使用例如由气体雾化法、水雾化法形成的钴合金粉末。将钴合金粉末用150目(孔径106μm)的筛子进行筛分等而形成堆焊材24。
对于堆焊材24，也可以使用含有铬和硅的通过425目筛网的钴合金粉末。通过425目筛网的钴合金粉末，例如利用激光衍射散射法测定时的累积粒度分布(体积基准)的90％累积直径(d90)为32μm以下。通过使用粒径更小的钴合金粉末，从而表面积变大，粉末表面的氧的吸附量变得更多，因而能够在激光堆焊中供给更多的氧，形成氧化物粒子16。将钴合金粉末用425目(孔径32μm)的筛子进行筛分等而形成堆焊材24。
堆焊材24中，除了含有铬和硅的通过425目筛网的钴合金粉末以外，还可以进一步包含：将含有铬和硅的由激光衍射散射法测定的平均粒径为1.5μm以下的钴合金粉末进行造粒而得到的造粒粉末。通过使用将平均粒径为1.5μm以下的微小钴合金粉末进行造粒而得到的造粒粉末，从而能够使粉末表面的氧的吸附量更多，在激光堆焊中供给更多的氧。此外，如果钴合金粉末的粒径变得过小，则激光堆焊时钴合金粉末的流动性变差，难以将钴合金粉末稳定地供给，但通过使用造粒粉末，从而能够在激光堆焊中稳定地供给钴合金粉末。
关于造粒粉末，例如可以以如下方法形成。首先，将粗粒的钴合金粉末用喷射磨机等粉碎，捕集平均粒径为1.5μm以下的鳞片状等的钴合金粉末。喷射磨机可以使用旋流式喷射磨机等。将平均粒径为1.5μm以下的钴合金粉末、粘合剂和溶剂搅拌混合，制作浆料。将该浆料用喷雾干燥机进行造粒，形成造粒粉末。造粒粉末的粒径为例如30μm至40μm。关于通过425目筛网的钴合金粉末与造粒粉末的混合比率，以体积比率计6:1为佳。关于这些粉末的混合方法，可以预先在激光堆焊前混合，也可以在激光堆焊中混合。
接着，对激光堆焊方法进行说明。向滑动部件12的滑动面12a一边供给保护气体20一边照射激光22，通过向激光22的照射区域供给堆焊材24并使其熔化来进行激光堆焊。由此，在滑动部件12的滑动面12a上形成由含有铬和硅的钴合金形成的耐磨耗被膜14。由于在作为堆焊材24的钴合金粉末的表面上吸附有氧，因而在激光堆焊中，钴合金中所含的铬、硅被选择性氧化，从而包含含有铬和硅的氧化物的氧化物粒子16分散形成于耐磨耗被膜中。此外，由于一边供给保护气体20一边进行激光堆焊，因而可以抑制滑动部件12的滑动面12a等的氧化。保护气体20可以使用氩气等。进而，由于激光堆焊中输入热量少，因而能够抑制对滑动部件12的热影响。激光堆焊装置可以使用例如通快(trumpf)制的激光堆焊系统等公知的激光堆焊装置。
以上，根据上述构成的具备耐磨耗被膜的滑动部件，耐磨耗被膜由含有铬和硅的钴合金形成，在耐磨耗被膜中分散有氧化物粒子，该氧化物粒子包含含有铬和硅的氧化物且通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜的截面时的粒径为100μm以下，因此即使在约600℃以下的温度区域，也能够提高耐磨耗性。
根据上述构成的耐磨耗被膜的形成方法，由于使用含有铬和硅的通过150目筛网等的钴合金粉末作为堆焊材并通过激光堆焊来形成耐磨耗被膜，因而能够容易地在耐磨耗被膜中形成氧化物粒子并使其分散，该氧化物粒子包含含有铬和硅的氧化物且通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜的截面时的粒径为100μm以下。
实施例
以实施例1至3的形成方法形成耐磨耗被膜，进行耐磨耗被膜的评价。首先，对耐磨耗被膜的形成方法进行说明。
实施例1至3的形成方法中，将作为堆焊材的司太立31合金粉末激光堆焊在基材的表面上从而形成耐磨耗被膜。关于司太立31合金的组成，以质量比计包含10.5％的ni、2％以下的fe、0.5％的c、25.5％的cr、1％的mn、1.0％的si和7.5％的w，余部由co和不可避免的杂质构成。基材使用作为ni基合金的inconel718。
实施例1的形成方法的堆焊材中，使用通过150目筛网的司太立31合金粉末。对于该堆焊材，利用激光衍射散射法测定时的累积粒度分布(体积基准)的90％累积直径(d90)为100μm。
实施例2的形成方法的堆焊材中，使用通过425目筛网的司太立31合金粉末。对于该堆焊材，利用激光衍射散射法测定时的累积粒度分布(体积基准)的90％累积直径(d90)为32μm。
实施例3的形成方法的堆焊材中，使用通过425目筛网的司太立31合金粉末以及将利用激光衍射散射法测定的平均粒径为1.5μm以下的司太立31合金粉末进行造粒而得到的造粒粉末。对于造粒粉末，如下形成。首先，将粗粒的司太立31合金粉末用旋流式喷射磨机粉碎，捕集平均粒径为1.5μm以下的鳞片状的司太立31合金粉末。将平均粒径为1.5μm以下的司太立31合金粉末和粘合剂与水搅拌混合，制作浆料。使用该浆料，利用喷雾干燥机进行造粒，形成造粒粉末。在激光堆焊中，以体积比率计设为通过425目筛网的司太立31合金粉末:造粒粉末＝6:1来进行混合，并将其供给。
对于激光堆焊，使用通快(trumpf)制激光堆焊系统。该激光堆焊系统具备激光输出功率为2kw的yag激光振荡器以及粉末供给装置。关于激光堆焊条件，设为激光输出功率0.45kw、粉末供给速度约6g/分钟、光点直径3mm、焊接速度1000mm/分钟。保护气体使用氩气。
在将各堆焊材进行激光堆焊于基材之后，进行耐磨耗被膜的截面观察和定性分析。图3为显示利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的照片。图4为显示利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的放大照片。需要说明的是，图4的中的箭头显示氧化物粒子(黑色粒子)。图5为显示利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜中包含氧化物粒子的区域的截面观察结果的放大照片。需要说明的是，图3至图5是利用光学显微镜得到的观察结果。图3是倍率50倍的观察结果，图4是倍率100倍的观察结果，图5是倍率500倍的观察结果。
根据图3的照片，确认到在基材表面上形成有耐磨耗被膜。耐磨耗被膜的膜厚为约500μm。对于耐磨耗被膜、基材表面与耐磨耗被膜的界面，没有确认到裂纹、剥离等。
根据图4的放大照片，确认到在耐磨耗被膜中，分散有通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜的截面时的粒径为100μm以下的氧化物粒子(由箭头所示的黑色粒子)。氧化物粒子不含粒径大于100μm的粒子，仅由粒径为100μm以下的粒子形成。氧化物粒子的粒径的大部分为10μm以下。此外，对于耐磨耗被膜的截面通过光学显微镜以倍率100倍对300μm×300μm的区域进行观察时，确认到粒径为10μm以下的氧化物粒子存在10个以上。需要说明的是，在基材表面附近确认到粒径大于10μm的氧化物粒子。
根据图5的放大照片，利用光学显微镜观察耐磨耗被膜的截面时的氧化物粒子的形状为大致圆形状。由此，可认为氧化物粒子的形状为大致球状。
图6为显示利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜的定性分析结果的图表，图6(a)为表示耐磨耗被膜中不含氧化物粒子的区域的定性分析结果的图表，图6(b)为表示耐磨耗被膜中的氧化物粒子的定性分析结果的图表。对于定性分析，通过能量分散型荧光x射线分析(edx)来进行。
如图6(a)的图表所示，在不含氧化物粒子的区域主要确认到co、cr、w、ni等司太立31合金的成分的峰。此外，在不含氧化物粒子的区域，还确认到一些inconel718的成分的峰。
如图6(b)的图表所示，氧化物粒子中主要确认到cr、si、o的峰。由此可知，氧化物粒子是以作为司太立31合金成分的cr、si被选择性氧化而形成的含有铬和硅的氧化物为主体。此外，还确认到一些inconel718中所含的ti的峰。由此可知，氧化物粒子包含ti被选择性氧化而形成的钛氧化物。
图7为显示利用实施例2的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的照片。图8为显示利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的照片。图9为显示利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的截面观察结果的放大照片。需要说明的是，图7至图9是利用光学显微镜得到的观察结果。图7是倍率50倍的观察结果，图8是倍率50倍的观察结果，图9是倍率200倍的观察结果。
根据就图7、8的照片，确认到在基材表面上形成有耐磨耗被膜。耐磨耗被膜的膜厚为约500μm。对于耐磨耗被膜、基材表面与耐磨耗被膜的界面，没有确认到裂纹、剥离等。
利用实施例2、3的形成方法形成的耐磨耗被膜，与利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜同样地，确认到在耐磨耗被膜中分散有通过光学显微镜以倍率100倍观察耐磨耗被膜的截面时的粒径为100μm以下的氧化物粒子。氧化物粒子不含粒径大于100μm的粒子，仅由粒径为100μm以下的粒子形成。氧化物粒子的粒径的大部分为10μm以下。此外，对于耐磨耗被膜的截面，通过光学显微镜以倍率100倍对300μm×300μm的区域进行观察时，确认到粒径为10μm以下的氧化物粒子存在10个以上。
利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜中，如图9的照片所示，确认到在耐磨耗被膜中存在微细的空洞。此外，观察到被填充在空洞内部的氧化物粒子。可认为该空洞是起因于吸附于司太立31合金粉末的氧和作为司太立31合金粉末的成分的碳反应所生成的二氧化碳气体等而形成。
接着，对于利用实施例1至3的形成方法形成的耐磨耗被膜，通过维氏硬度试验方法测定硬度。关于维氏硬度试验，在室温下以荷重1kg将耐磨耗被膜的横截面的中央部测定5处，取这些测定值的平均而求出。利用实施例1、2的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度为hv350以上。利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度为hv280以上hv310以下。利用实施例1、2的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度比利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度高。
司太立31合金通过微细的碳化物的分散来提高其硬度。实施例3的形成方法中，由于与实施例1、2的形成方法相比更多的氧被供给至激光堆焊的气氛中，因而因氧和作为司太立31合金成分的碳反应而消耗碳。由此可认为，利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度比利用实施例1、2的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度稍微降低。
接着，对于利用实施例1至3的形成方法形成的耐磨耗被膜进行微动磨耗试验，评价耐磨耗特性。图10为用于说明微动磨耗试验的图。微动磨耗试验中，在上侧夹具a的滑动面形成堆焊层，在下侧夹具b的滑动面形成耐磨耗被膜，使上侧夹具a与下侧夹具b的滑动面相对并施加面压，在箭头所示的方向上施加振幅而评价磨耗量。关于试验条件，将面压设为3mpa至7mpa、将滑动量(振幅)设为±0.5mm、将滑动面设为直径
在上侧夹具a的滑动面，通过tig焊接在保护气体中堆焊tribaloyt800合金而形成堆焊层。堆焊材使用包含tribaloyt800合金的焊接棒，保护气体使用氩气。在下侧夹具b的滑动面，通过实施例1至3的形成方法形成包含司太立31合金的耐磨耗被膜。此外，作为比较例1的形成方法，在下侧夹具b的滑动面，利用tig焊接堆焊司太立31合金来形成被膜。比较例1的形成方法的堆焊材使用包含司太立31合金的焊接棒，保护气体使用氩气。关于各被膜的膜厚，设为大致相同的膜厚。
关于试验温度，将利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜设为200℃、480℃和600℃，将利用实施例2的形成方法形成的耐磨耗被膜设为480℃，将利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜设为480℃和600℃，将利用比较例1的形成方法形成的被膜设为室温、300℃、480℃、700℃、900℃。需要说明的是，磨耗试验在大气气氛中进行。
图11为显示微动磨耗试验的结果的图表。图11的图表中，横轴取试验温度，纵轴取磨耗量，由白色四边形显示实施例1，由黑色四边形显示实施例2，由白色圆形显示实施例3，由黑色菱形显示比较例1。
对于图11的图表所示的各磨耗量，根据磨耗试验前后的膜厚算出磨耗量，用将利用比较例1的形成方法形成的被膜在480℃的磨耗量设为100时的相对值来显示。例如，利用实施例1的形成方法形成的耐磨耗被膜在480℃、600℃的磨耗量，将利用比较例1的形成方法形成的被膜在480℃的磨耗量设为100时为5至10。
对于利用比较例1的形成方法形成的被膜，在约600℃以下的温度区域磨耗量变大，在480℃磨耗量成为最大。相对于此，利用实施例1至3的形成方法形成的耐磨耗被膜即使在约600℃以下的温度区域磨耗量也小。
比较例1的形成方法中，由于堆焊材使用包含司太立31合金的焊接棒，因而与粉末相比比表面积变小，因此在焊接棒的表面上的氧的吸附是很少的。因此，在tig焊接中几乎没有向气氛中供给氧，故而无法在被膜中形成氧化物粒子。此外，在约600℃以下的温度区域，由司太立31合金中所含的铬、硅的选择性氧化而生成的氧化物也几乎无法形成。可认为其结果，利用比较例1的形成方法形成的被膜在约600℃以下的温度区域的磨耗量变大。
相对于此，在实施例1至3的形成方法中，堆焊材使用通过150目筛网等的司太立31合金粉末，因而与焊接棒相比比表面积变大，氧的吸附变多。因此，在激光堆焊中向气氛中的氧的供给变多，在耐磨耗被膜中分散形成以含有铬和硅的氧化物主体的氧化物粒子。可认为由此，在约600℃以下的温度区域的磨耗量变小。
此外，利用实施例1、2的形成方法形成的耐磨耗被膜与利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜相比磨耗量变小。对于其原因，认为是因为利用实施例3的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度比利用实施例1、2的形成方法形成的耐磨耗被膜的平均硬度稍微降低而造成的。
产业上的可利用性
本公开由于即使在约600℃以下的温度区域也能够提高耐磨耗性，因而对于燃气透平部件等而言是有用的。