特許 6768498 鋳造材および鋳造材の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6768498

(24)【登録日】2020年9月25日

(45)【発行日】2020年10月14日

(54)【発明の名称】鋳造材および鋳造材の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 32/00 20060101AFI20201005BHJP

   B22D 21/00 20060101ALI20201005BHJP

   C22C 19/03 20060101ALI20201005BHJP

   B22D 27/04 20060101ALI20201005BHJP

   C22F 1/00 20060101ALI20201005BHJP

【ＦＩ】

   C22C32/00 N

   B22D21/00 C

   C22C19/03 Z

   B22D27/04 F

   C22F1/00 611

   C22F1/00 630A

   C22F1/00 630D

   C22F1/00 640A

   C22F1/00 650A

   C22F1/00 630C

   C22F1/00 682

   C22F1/00 691B

   C22F1/00 692A

【請求項の数】4

【全頁数】14

(21)【出願番号】特願2016-254179(P2016-254179)

(22)【出願日】2016年12月27日

(65)【公開番号】特開2018-103239(P2018-103239A)

(43)【公開日】2018年7月5日

【審査請求日】2019年9月18日

(73)【特許権者】

【識別番号】390003193

【氏名又は名称】東洋鋼鈑株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110000486

【氏名又は名称】とこしえ特許業務法人

(72)【発明者】

【氏名】矢永 裕記

(72)【発明者】

【氏名】稲澤 弘志

(72)【発明者】

【氏名】田代 博文

【審査官】 池ノ谷 秀行

(56)【参考文献】

【文献】 国際公開第２０１６／０５２６６０（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２００４−１３７５７０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭５４−１２２６２６（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３２／００

Ｃ２２Ｃ １９／００−１９／０３

Ｂ２２Ｄ ２１／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部と、不可避的不純物と、を含有する鋳造材であって、
前記鋳造材の組成は、Ｃ：０．０１〜０．０６重量％、Ｂ：１〜６重量％、Ｓｉ：３〜１０重量％、Ｆｅ：０．０５〜１．５重量％、Ｎｉ：残部であり、
前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、前記ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上である鋳造材。

【請求項2】

前記共晶部の表面または断面に対して直行する２本の直線を引いた場合に、前記２本の直線のうち一方の直線上における前記界面の数と、前記２本の直線のうち他方の直線上における前記界面の数との平均値が、２．０個／μｍ以上である請求項１に記載の鋳造材。

【請求項3】

請求項１または２に記載の鋳造材の製造方法であって、
前記鋳造材を形成するための原料を溶解させることで、原料溶解物を得る工程と、
前記原料溶解物を冷却する工程と、を有し、
前記原料溶解物を冷却する工程において、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して前記原料溶解物を冷却する鋳造材の製造方法。

【請求項4】

前記原料溶解物の冷却を、前記原料溶解物を、室温〜１１００℃の金型中に流し込むことにより行う請求項３に記載の鋳造材の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、鋳造材および鋳造材の製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

各種機械設備や機械装置などに用いられる耐摩耗材料に対する要求は年々厳しくなっており、近年では、単に耐摩耗性が高いのみでなく、耐食性、耐熱性などに優れていることが求められている。

【0003】

このような耐摩耗材料として、従来、セラミックと金属との複合材料であるサーメット材が検討されている。このようなサーメット材の製造方法としては、例えば、粉末冶金法によって、原料となる粉末を混合し、型押しなどで成形した状態で原料の融点以下の温度で焼成する方法が知られている。

【0004】

この粉末冶金法では、原料を溶融させないことから、原料の過度な粒成長を抑制することができ、引け巣やデンドライド組織（柱状晶）の発生を防止できる。その一方で、粉末冶金法では、得られるサーメット材は、内部に空隙が残存してしまうため、密度が不十分なものとなってしまう場合がある。

【0005】

これに対して、特許文献１では、鋳造法により、Ｍｏ（モリブデン），Ｎｉ（ニッケル），Ｂ（ホウ素）などを含むサーメットからなる鋳造材を得る方法が開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】国際公開第２０１２／０６３８７９号

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

しかしながら、上述した特許文献１に記載された鋳造法によって得られるサーメットの鋳造材は、密度が向上する一方で、内部においてデンドライド組織が成長し易くなる。これにより、特許文献１に記載された鋳造法によって得られる鋳造材は、成長したデンドライド組織が起点となって破損し易くなるおそれがある。そのため、特許文献１に記載された鋳造法によって得られる鋳造材では、特に抗折力を必要とする用途に用いることが困難であった。

【0008】

本発明は、耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度および高抗折力を実現した鋳造材を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0009】

ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ−Ｂ−Ｓｉ３元系の鋳造材において、共晶部の表面または断面における、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数を、所定範囲に制御することにより、上記目的を達成できることを見出し、本発明を完成させるに至った。

【0010】

すなわち、本発明によれば、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ−Ｂ−Ｓｉ３元系の鋳造材であって、前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上である鋳造材が提供される。

【0011】

本発明の鋳造材において、前記共晶部の表面または断面に対して直行する２本の直線を引いた場合に、前記２本の直線のうち一方の直線上における前記界面の数と、前記２本の直線のうち他方の直線上における前記界面の数との平均値が、２．０個／μｍ以上であることが好ましい。

【0012】

さらに、本発明によれば、上記の鋳造材の製造方法であって、前記鋳造材を形成するための原料を溶解させることで、原料溶解物を得る工程と、前記原料溶解物を冷却する工程と、を有し、前記原料溶解物を冷却する工程において、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して前記原料溶解物を冷却する過程を含む鋳造材の製造方法が提供される。

【0013】

本発明の製造方法において、前記原料溶解物の冷却を、前記原料溶解物を、室温〜１１００℃の金型中に流し込むことにより行うことが好ましい。

【発明の効果】

【0014】

本発明によれば、耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度および高抗折力を実現した鋳造材を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0015】

【図1】図１は、実施例１の鋳造材の断面について、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いてＡｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。

【図2】図２は、鋳造材の共晶部における界面の数の平均値を求める方法を説明するための図である。

【図3】図３は、実施例２の鋳造材の断面について、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いてＡｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。

【図4】図４は、比較例１の鋳造材の断面について、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いてＡｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。

【図5】図５は、比較例２の鋳造材の断面について、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いてＡｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。

【図6】図６は、実施例１，２の鋳造材について、ＣｕＫαを線源としてＸ線回折測定を行って得た回折パターンを示すグラフである。

【図7】図７は、比較例１，２の鋳造材について、ＣｕＫαを線源としてＸ線回折測定を行って得た回折パターンを示すグラフである。

【図8】図８は、鋳造材の耐食性の評価方法を説明するための図である。

【発明を実施するための形態】

【0016】

以下、本発明の鋳造材について説明する。
本発明の鋳造材は、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ−Ｂ−Ｓｉ３元系の鋳造材であって、前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上であることを特徴とする。なお、界面の数の平均値としては、共晶部の表面または断面に対して直線を１本のみ引いた場合には、該直線上における単位長さ１μｍあたりの界面の数を示し、共晶部の表面または断面に対して複数の直線を引いた場合には、各直線について求めた単位長さ１μｍあたりの界面の数を、平均した値を示すものである。

【0017】

本発明の鋳造材は、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含み、特に、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するものである。なお、ＮｉおよびＢを主体とする固相は、Ｎｉ_３Ｂを主体とし、該固相の一部または該固相の全体に、Ｎｉ固溶体（Ｎｉと、ＢおよびＳｉのうち少なくとも１つの元素との固溶体）を含んでもよいものを示す。また、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相は、Ｎｉ_３Ｓｉを主体とし、該固相の一部または該固相の全体に、Ｎｉ固溶体（Ｎｉと、ＢおよびＳｉのうち少なくとも１つの元素との固溶体）を含んでもよいものを示す。ＮｉおよびＢを主体とする固相、およびＮｉおよびＳｉを主体とする固相の組成については、鋳造材に対してＸ線回折測定を行うことによって、測定することができる。本発明の鋳造材は、このような共晶部を含有することにより、鋳造材の硬度および抗折力を著しく向上させることができ、しかも、Ｆｅ基合金を主成分とする鋳造材等と比較して、得られる鋳造材の耐食性が向上する。

【0018】

なお、本発明の鋳造材は、後述するように、たとえば、鋳造材を構成することとなる原料粉末等を溶解させて原料溶解物を得た後、原料溶解物を所定の条件で冷却することにより得ることができる。さらに、得られた鋳造材に対して、必要に応じて熱処理を施してもよい。

【0019】

本発明の鋳造材は、このような共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、該直線上における、ＮｉおよびＢを主体とする固相（以下、「ＮｉＢ相」と称することがある。）と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相（以下、「ＮｉＳｉ相」と称することがある。）とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上、好ましくは２．５個／μｍ以上、より好ましくは３．０個／μｍ以上である。上述した界面の数の平均値を上記範囲とすることにより、共晶部を構成する結晶の結晶粒子径の微細化という作用により、得られる鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。なお、上述した界面の数の平均値の上限は、特に限定されないが、好ましくは６．０個／μｍ以下、より好ましくは５．０個／μｍ以下である。

【0020】

なお、本発明における、共晶部における上記界面の数の平均値を測定する具体的な方法について、図１，２を参照して説明する。図１は、後述する実施例の鋳造材の断面について、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いてＡｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。図１には、鋳造材の断面を、２か所（視野１および視野２）において、３，０００倍および１０，０００倍のそれぞれの倍率で撮影した結果を示す。また、図２は、図１に示す視野１の高倍率（１０，０００倍）の写真の一部を拡大した図である。

【0021】

本発明においては、図２に示すように、二次電子像上に直線を引き、その直線上における、ＮｉおよびＢを主体とする固相（ＮｉＢ相）と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相（ＮｉＳｉ相）との界面の数の平均値を測定する。たとえば、図２においては、比較的白い部分（凸部に見える部分）がＮｉＢ相、比較的黒い部分（凹部に見える部分）がＮｉＳｉ相である。なお、二次電子像におけるＮｉＢ相およびＮｉＳｉ相の特定は、鋳造材をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）により測定することにより、鋳造材中の元素を同定し、その結果に基づいて行うことができる。図２においては、たとえば、直線ｙ１上の界面の数が３２個であり、直線ｘ１上の界面の数が２３個である。また、その他の直線上の界面の数についても、それぞれ図２に示した。図２の二次電子像は、スケールが縦１０μｍ、横１０μｍである。そのため、直線ｙ１上には長さ１０μｍ中に３２個の界面（単位長さ１μｍあたりの界面の数は３．２個／μｍ）が、直線ｘ１上には長さ１０μｍ中に２３個の界面（単位長さ１μｍあたりの界面の数は２．３個／μｍ）が、それぞれ存在することとなる。そして、直線ｙ１および直線ｘ１には、合計で長さ２０μｍ中に５５個の界面が存在することとなるため、この２本の直線に基づく、単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値は、２．７５個／μｍとなる。

【0022】

本発明においては、共晶部における界面の数の平均値は、鋳造材の表面または断面に対して、少なくとも１本の直線上の界面の数の平均値を算出することで求めることができるが、鋳造材の表面または断面に対して、複数の直線（たとえば５本の直線）を引き、各直線上の単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値を算出することで求めることが好ましい。この際には、図２の直線ｙ１および直線ｘ１のように、直行する２本の直線を引き、このような直行する２本の直線のうち一方の直線上における界面の数と、２本の直線のうち他方の直線上における界面の数とに基づいて、単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値を求めるようにすることが特に好ましい。これにより、共晶部においてＮｉＢ相およびＮｉＳｉ相がそれぞれ偏在しているような場合においても、より正確に界面の数の平均値を求めることができる。なお、このように直行する直線に基づいて界面の数の平均値を求める際においても、図２に示すように、一方向の直線（たとえば直線ｙ１方向の直線）、および他方向の直線（たとえば直線ｘ１方向の直線）を、それぞれ複数本数引いて（たとえば５本ずつ引いて）、これらの複数の直線上の界面の数に基づいて、単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値を算出することが好ましい。

【0023】

なお、従来、原料粉末を金型に投入して、加熱炉で加熱することにより鋳造材を得る方法が知られているが、このような方法では、得られる鋳造材について、鋳造材の抗折力が不十分になってしまうという問題があった。

【0024】

これに対し、本発明者等は、このような従来の鋳造材は、加熱炉で加熱した後、金型内で鋳造材がゆっくりと冷却されることとなるため、これにより、鋳造材中の結晶の粒径が大きくなりすぎたり、内部においてデンドライド組織が成長してしまったりしてしまい、これらに起因して、鋳造材の抗折力が低下してしまうとの知見を得て、このような知見に基づいて、鋳造材中の共晶部における結晶の状態を上述したように制御することにより、鋳造材の抗折力を著しく向上させることができることを見出したものである。

【0025】

本発明においては、共晶部における界面の数の平均値を、上記範囲に制御する方法としては、特に限定されないが、たとえば、後述するように、鋳造材を構成することとなる原料粉末等を溶解させて原料溶解物を得た後、原料溶解物を所定の条件で冷却する方法が挙げられる。

【0026】

なお、本発明の鋳造材には、硼化物を主体とする硬質相粒子が含まれていてもよい。鋳造材に硬質相粒子を含有させる場合には、硬質相粒子は、上述した共晶部を含むＮｉ基合金のマトリックス中に分散された状態で存在することとなる。

【0027】

硬質相粒子を構成する硼化物としては、特に限定されないが、ＭＢ型、ＭＢ_２型、Ｍ_２Ｂ型、Ｍ_２Ｂ_５型、Ｍ_２Ｍ’Ｂ_２型の硼化物（ＭおよびＭ’は、それぞれＮｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，ＦｅおよびＳｉのうち少なくとも１種の金属を表し、Ｍ’はＭとは異なる金属原子を表す。）が挙げられ、その具体例としては、ＣｒＢ、ＭｏＢ、Ｃｒ_２Ｂ、Ｍｏ_２Ｂ、Ｍｏ_２Ｂ_５、Ｍｏ_２ＦｅＢ_２、Ｍｏ_２ＣｒＢ_２、Ｍｏ_２ＮｉＢ_２、Ｍｏ_２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物などが挙げられる。

【0028】

＜鋳造材の組成＞
本発明の鋳造材の組成は、特に限定されないが、Ｃ：０．０１〜０．０６重量％、Ｂ：１〜６重量％、Ｓｉ：３〜１０重量％、Ｆｅ：０．０５〜１．５重量％、Ｎｉ：残部であることが好ましい。

【0029】

Ｂ（ホウ素）は、上述した共晶部中のＮｉＢ相を構成することができる元素であり、Ｂの含有割合を上記範囲とすることにより、鋳造材の耐摩耗性、硬度および抗折力を向上させることができる。鋳造材中のＢの含有量は、好ましくは１〜６重量％、より好ましくは２〜５重量％である。

【0030】

Ｃ（炭素）は、鋳造材中において炭化物を形成することにより、鋳造材の硬度および抗折力を向上させることができる。炭化物を形成せず、不可避的不純物として含有する場合には、例えば０．０６％以下が好ましい。

【0031】

Ｎｉ（ニッケル）は、上述した共晶部を形成するための元素であり、鋳造材中のＮｉの含有量を上記範囲とすることにより、鋳造材の耐食性を向上させることができる。

【0032】

Ｓｉ（ケイ素）は、上述した共晶部中のＮｉＳｉ相を構成することができる元素であり、鋳造材を形成するための原料の溶融温度を低下させる作用を有する。Ｓｉの含有割合を適度なものとすることにより、上記溶融温度を低下させることができることに加え、鋳造材中におけるケイ化物の含有量が多くなることによる鋳造材の抗折力の低下を抑制することができる。

【0033】

Ｆｅ（鉄）は、鋳造材中において硬質相粒子を形成することにより、鋳造材の硬度および抗折力を向上させることができる。硬質相粒子を形成せず、不可避的不純物として含有する場合には、例えば１．５％以下が好ましい。

【0034】

＜鋳造材の製造方法＞
次に、本発明の鋳造材の製造方法について、説明する。
まず、本発明の鋳造材を形成するための原料粉末を準備する。原料粉末としては、鋳造材を形成する各元素の含有割合が所望の組成比となるように、準備すればよい。なお、原料粉末としては、粉末状のものであってもよいし、粉末が集合した塊状のもの（バルク）が含まれたものであってもよい。

【0035】

次いで、準備した原料粉末について、必要に応じて、所定の粒径に微粉化するために、原料粉末に、バインダーおよび有機溶剤などを添加し、これらをボールミルのような粉砕装置を用いて混合粉砕を行う。

【0036】

バインダーは、成形時の成形性向上と粉末の酸化防止の目的で添加される。バインダーとしては特に限定されず、公知のものを用いることができるが、たとえば、パラフィンなどが挙げられる。また、バインダーの添加量は、特に限定されないが、原料粉末１００重量部に対し、好ましくは３〜６重量部である。また、有機溶剤としては、特に限定されないが、アセトンなどの低沸点溶剤を用いることができる。粉砕混合時間としては、特に限定されないが、通常、１５〜３０時間である。

【0037】

次いで、上述した原料粉末について、溶融させて原料溶解物とした後、必要に応じて、ガスや酸化物といった不純物の除去を行う。この際における、溶融温度は、用いる原料に応じて決定すればよいが、好ましくは１１００〜１３００℃、より好ましくは１２００〜１２５０℃である。

【0038】

続いて、このようにして得られた原料溶解物を、所望の形状に応じた金型などの鋳型に注入して冷却し、鋳造することで、鋳造材を得ることができる。
本発明では、原料溶解物を冷却する際には、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して原料溶解物を冷却する過程を含むようにする。本発明において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して原料溶解物を冷却する過程を含むようにするとは、一定程度継続して、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となるような態様とすればよいことを意味し、好ましくは１分以上、より好ましくは５分以上継続して、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度にて冷却を行う過程が含まれていればよく、たとえば、瞬間的に１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となるような態様（たとえば、１秒以下だけ、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となるような態様）は含まれないものである。なお、原料溶解物を冷却する際には、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して原料溶解物を冷却する過程を含むようにすればよいが、この際の冷却速度は、好ましくは２００℃／ｍｉｎ．以上、より好ましくは４００℃／ｍｉｎ．以上である。原料溶解物の冷却を上記条件で行うことによって、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の平均値を、上述した範囲に制御することができる。

【0039】

なお、本発明において、原料溶解物を上記条件で冷却する方法としては、特に限定されないが、原料溶解物を、好ましくは室温〜１１００℃、より好ましくは３００〜１１００℃の金型中に注入して、冷却させる方法が挙げられる。室温としては、たとえば１〜３０℃が挙げられる。

【0040】

鋳造の方法としては、特に限定されないが、複雑な形状の鋳造材を成形することができるという観点や、厚肉のものを成形できるという観点より、金型鋳造法、ロストワックス、連続鋳造法、遠心鋳造法、などを用いることが好ましい。

【0041】

さらに、本発明においては、上記条件で冷却して得られた鋳造材に対して、熱処理を行ってもよい。熱処理を行うことにより、得られる鋳造材全体における抗折力のばらつきを低減させることができ、鋳造材の品質をより安定させることができる。なお、この理由としては必ずしも明らかではないが、熱処理を行うことにより、鋳造材の共晶部中において原子の拡散が進行し、これにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消される（たとえば、ＮｉＢ相中にＳｉが含まれる場合には、熱処理によりＮｉＢ相中のＳｉが拡散することで、ＮｉＢ相中においてＳｉの含有割合が減少する）作用等によって、共晶部を構成するＮｉ_３ＢやＮｉ_３Ｓｉ等の結晶がより安定化するためであると考えられる。

【0042】

鋳造材に対する熱処理の温度は、好ましくは７００〜９５０℃、より好ましくは７５０〜９００℃、さらに好ましくは８００〜８５０℃である。熱処理の温度を上記範囲とすることにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消され、得られる鋳造材全体における抗折力のばらつきを低減させることができ、鋳造材の品質をより安定させることができる。熱処理の温度が高すぎると、具体的には１，０００℃超とすると、鋳造材が溶融し、鋳造材の形状が崩れてしまう。

【0043】

鋳造材に対する熱処理の処理時間は、特に限定されないが、好ましくは０．１７〜３時間、より好ましくは０．３３〜２時間、さらに好ましくは０．５〜１．５時間である。熱処理の処理時間を上記範囲とすることにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消され、得られる鋳造材全体における抗折力のばらつきを低減させることができ、鋳造材の品質をより安定させることができる。

【0044】

以上のようにして、本発明の鋳造材は製造される。

【0045】

本発明の鋳造材は、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ−Ｂ−Ｓｉ３元系の鋳造材であって、共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、直線上における、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上に制御されたものである。そのため、本発明の鋳造材は、耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度および高抗折力を実現したものとなる。

【0046】

本発明の鋳造材は、耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度および高抗折力を実現したものであるため、例えば、ロール、シリンダー、軸受、産業用ポンプ部品などの、高負荷が加わる環境下においても優れた耐久性を実現可能な耐摩耗材料として好適に用いることができる。

【実施例】

【0047】

以下に、実施例を挙げて、本発明についてより具体的に説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。
なお、各特性の定義および評価方法は、以下のとおりである。

【0048】

＜共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の平均値＞
フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いて、鋳造材の切断面について、２か所、Ａｒエッチング後に二次電子像の撮影を行い、得られた２つの二次電子像について、それぞれ、上述した方法に従い、一方向の直線を５本と、それと直交する方向の直線を５本引き、これらの１０本の直線上におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数を測定した。次いで、１０本の直線上における界面の数の合計値から、長さ１μｍあたりの平均値（単位は、個／μｍ）を算出した。

【0049】

＜硬度＞
鋳造材について、硬度（ロックウェルＣスケール）の測定を行なった。

【0050】

＜抗折力＞
鋳造材を、４ｍｍ×８ｍｍ×２４ｍｍのサイズとなるように切削加工することで、試験片を得て、得られた試験片について、ＪＩＳ Ｂ４１０４に準拠して、抗折力（３点曲げ試験）の測定を行なった（単位はＭＰａ）。

【0051】

＜実施例１＞
まず、原料粉末として、Ｎｉ基自溶性合金（融点９８５℃、組成は、Ｃ：０．０２重量％、Ｂ：２．２７重量％、Ｓｉ：７．０３重量％、Ｆｅ：０．１１重量％、Ｎｉ：残部）の粉末を準備した。次いで、原料粉末を、るつぼに入れて、真空炉を用いて１１６０℃、３０分間の条件で、真空中で焼き固めてインゴットを得た。その後、インゴットを、大気炉を用いて、大気中で１２００℃まで昇温して溶解させることで原料溶解物を得て、得られた１２００℃の原料溶解物を室温の金型に流し込み、その後室温まで空冷することで大気鋳造を行うことで、鋳造材を得た。このとき、原料溶解物の温度を、大気炉から取り出してから２分後に測定したところ、温度は４００℃であった。すなわち、原料溶解物は、大気炉から取り出された後の２分間で、１２００℃から４００℃まで冷却されたこととなり、この際の原料溶解物の冷却速度は４００℃／ｍｉｎ．であり、この結果より、原料溶解物は、１２００℃から４００℃までの範囲において、４００℃／ｍｉｎ．程度の冷却速度にて継続して冷却されたといえる。

【0052】

次いで、得られた鋳造材について、上記方法にしたがい、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の平均値を求めた。結果を表１に示す。

【0053】

また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（鋳造材の断面において２か所で撮影しており、一方を視野１、他方を視野２とした）を、図１，２に示す。なお、図１においては、倍率３，０００倍および１０，０００倍の二次電子像を示しているが、界面の数の測定は、１０，０００倍の二次電子像を用いて行った（後述する図３〜５についても同様。）。ここで、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。

【0054】

さらに、実施例１の鋳造材について、Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ２５００／ＰＣ、株式会社リガク製）を用いて、Ｘ線源：ＣｕＫα−４０ｋＶ、２００ｍＡ、発散スリット：２°、散乱スリット：１°、受光スリット：０．３ｍｍ、測定範囲：２０°≦２θ≦８０°の条件で、Ｘ線回折測定を行なった。測定結果を図６（Ａ）に示す。なお、図６（Ａ）においては、Ｎｉ_３Ｓｉに由来するピークを丸で、Ｎｉ_３Ｂに由来するピークを四角で、それぞれ示した（後述する図６（Ｂ）、図７（Ａ）および図７（Ｂ）についても同様）。

【0055】

＜実施例２＞
実施例１と同様に鋳造材を作製し、作製した鋳造材に対して、８００℃、１時間の条件にて、熱処理を施した。次いで、熱処理後の鋳造材について、同様に評価した。結果を表１に示す。また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（視野１および視野２）を、図３に示す。なお、図３では、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。さらに、実施例２の鋳造材について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行なった。測定結果を図６（Ｂ）に示す。

【0056】

＜比較例１＞
実施例１で使用した原料粉末を、るつぼに入れて、真空炉を用いて１２００℃、３０分間の条件で、真空中で溶解し、Ａｒ雰囲気の炉内で炉冷することで鋳造材を得た。次いで、得られた鋳造材について、同様に評価した。結果を表１に示す。また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（視野１および視野２）を、図４に示す。なお、図４では、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。さらに、比較例１の鋳造材について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行なった。測定結果を図７（Ａ）に示す。

【0057】

＜比較例２＞
比較例１と同様に鋳造材を作製し、作製した鋳造材に対して、８００℃、１時間の条件にて、熱処理を施した。次いで、熱処理後の鋳造材について、同様に評価した。結果を表１に示す。また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（視野１および視野２）を、図５に示す。なお、図５では、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。さらに、比較例２の鋳造材について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行なった。測定結果を図７（Ｂ）に示す。

【0058】

【表1】

【0059】

次いで、実施例１，２および比較例１の鋳造材については、上述した方法にしたがい、硬度および抗折力を測定した。結果を表２に示す。

【0060】

【表2】

【0061】

また、実施例１の鋳造材については、以下の方法により、耐食性の評価を行った。具体的には、鋳造材を切断して１０．０×７．５×３．５ｍｍの寸法の試験片を作製し、試験片の重量を測定した後、図８に示すように、試験片を試験液（１０重量％硫酸水溶液、１０重量％塩酸水溶液または１０重量％リン酸水溶液）とともに遠沈管に入れて、遠沈管ごと温度４０℃に維持した水中に浸して、１０時間保持した後、試験片を取り出して再度重量を測定し、重量減少率（単位は重量％）を求めた。重量減少率が少ないほど、耐食性に優れると判断できる。なお、耐食性の評価は、実施例１の鋳造材に加えて、合金工具鋼鋼材ＳＫＤ１１（ＨＲＣ６０）（参考例１）、およびステンレス鋼材ＳＵＳ３０４（参考例２）についても行った。結果を表３に示す。

【0062】

さらに、実施例１の鋳造材については、以下の方法により、耐摩耗性の評価を行った。具体的には、鋳造材を切断および切削加工することで、２５×５０×５ｍｍのプレート状の試験片と、直径３１ｍｍ、厚さ３ｍｍのリング状の試験片とを、それぞれ得た。そして、得られたプレート状の試験片およびリング状の試験片を用いて、大越式摩耗試験機によって試験を行い、試験片の体積減少率（単位はｍｍ^２）を測定することで、すべり摩耗試験を行った。なお、すべり摩耗試験は、最終荷重：１９．５ｋｇｆ、すべり距離２００ｍ、すべり速度：０．２０ｍ／ｓ、０．４５ｍ／ｓおよび０．９ｍ／ｓの条件で行なった。摩耗量（体積減少率）が少ないほど、耐摩耗性に優れると判断できる。なお、耐摩耗性の評価は、実施例１の鋳造材に加えて、合金工具鋼鋼材ＳＫＤ１１（ＨＲＣ６０）（参考例１）についても行った。結果を表３に示す。

【0063】

【表3】

【0064】

表１，２に示すように、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の全体の平均値が２．０個／μ以上である実施例１，２の鋳造材は、硬度および抗折力がいずれも高く、特に、抗折力が顕著に高いものであった。
さらに、表３に示すように、実施例１の鋳造材は、参考例１，２の鋼材と比較して、耐食性および耐摩耗性にも優れるという結果であった。
なお、図６（Ａ）および図６（Ｂ）に示すように、鋳造材に対して熱処理を行った実施例２（図６（Ｂ））は、熱処理を行ったことにより、鋳造材の共晶部中において原子の拡散が進行したと考えられ、これにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消され、鋳造材に対して熱処理を行わなかった実施例１（図６（Ａ））と比較して、共晶部を構成するＮｉ_３ＢやＮｉ_３Ｓｉ等の結晶がより安定化して、鋳造材全体における抗折力のばらつきがより低減されたものとなっていると考えられる。

【0065】

一方、表１，２に示すように、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の全体の平均値が２．０個／μｍ未満である比較例１の鋳造材は、抗折力が低いものであった。同様に、比較例２の鋳造材についても、界面の数の全体の平均値が２．０個／μｍ未満であるため、抗折力が低いと考えられる。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】