DE112017006594T5

DE112017006594T5 - Casting material and method for producing a casting material

Info

Publication number: DE112017006594T5
Application number: DE112017006594.1T
Authority: DE
Inventors: Hiroki Yanaga; Hirofumi Tashiro; Hiroshi Inazawa; Toshikazu Ooge
Original assignee: Toyo Kohan Co Ltd
Current assignee: Toyo Kohan Co Ltd
Priority date: 2016-12-27
Filing date: 2017-12-26
Publication date: 2019-10-10
Also published as: US20200147681A1; WO2018124041A1

Abstract

Die vorliegende Erfindung stellt ein Ni-B-Si-Gussmaterial auf der Basis von drei Elementen bereit, das einen eutektischen Teil einer festen Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, enthält, wobei, wenn eine gerade Linie in einer Oberfläche oder einem Querschnitt des eutektischen Teils gezogen wird, die durchschnittliche Anzahl der Grenzflächen, die zwischen der hauptsächlich aus Ni und B bestehenden festen Phase und der hauptsächlich aus Ni und Si bestehenden festen Phase auf der geraden Linie gebildet werden, mindestens 2,0/µm beträgt. Die vorliegende Erfindung stellt auch ein Gussmaterial bereit, umfassend: Hartphasenteilchen, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen; und eine Bindephase, die eine Legierung enthält, die Ni, Si und B enthält, wobei die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen 3 µm oder weniger beträgt, das durchschnittliche Aspektverhältnis 2,0 oder weniger beträgt, das Kontaktverhältnis 35% oder weniger beträgt und ein Intensitätsverhältnis I/I1/10 oder weniger ist, wobei Idie Intensität eines Peaks ist, der von NiSiabgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und Idie Intensität eines Peaks ist, der von NiSi abgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 20 im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird, wobei die Intensitäten durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung bestimmt werden.The present invention provides a three-element Ni-B-Si casting material containing a eutectic portion of a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase consisting mainly of Ni and Si wherein, when a straight line is drawn in a surface or a cross section of the eutectic part, the average number of interfaces between the solid phase consisting mainly of Ni and B and the solid phase consisting mainly of Ni and Si on the straight line be formed, at least 2.0 / microns. The present invention also provides a casting material comprising: hard phase particles consisting mainly of a boride; and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, wherein the average particle size of the hard phase particles is 3 μm or less, the average aspect ratio is 2.0 or less, the contact ratio is 35% or less, and an intensity ratio is I / I1 / 10 or less, where Idie is the intensity of a peak derived from NiSi observed at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and the intensity of a peak is that of NiSi which is observed at a diffraction angle 20 in the range of 44.0 ° to 45.0 °, the intensities being determined by X-ray diffraction measurement using CuKα radiation.

Description

Technisches GebietTechnical area

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Gussmaterial und ein Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials.The present invention relates to a casting material and a method for producing a casting material.

Stand der TechnikState of the art

Die Anforderungen an verschleißfeste Materialien zur Verwendung in verschiedenen Arten von mechanischen Geräten und mechanischen Vorrichtungen sind von Jahr zu Jahr gestiegen. In den letzten Jahren besteht ein Bedarf an verschleißfesten Materialien, die hervorragende Eigenschaften aufweisen, wie beispielsweise eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit und eine hervorragende Wärmebeständigkeit sowie eine hohe Verschleißbeständigkeit.The requirements for wear resistant materials for use in various types of mechanical and mechanical devices have increased from year to year. In recent years, there has been a demand for wear resistant materials which have excellent properties such as excellent corrosion resistance and heat resistance as well as high wear resistance.

Als solche verschleißfesten Materialien wurden bisher Cermet-Materialien untersucht, bei denen es sich um Verbundmaterialien aus Keramik- und Metallmaterialien handelt. Es ist bekannt, dass solche Cermet-Materialien beispielsweise durch ein Pulvermetallurgie-Verfahren herstellbar sind, das Folgendes umfasst: Mischen eines Rohmaterialpulvers; und Brennen des Rohmaterialpulvers bei einer Temperatur, die nicht höher als sein Schmelzpunkt ist, während das Rohmaterialpulver geformt (z.B. gepresst) wird.As such wear-resistant materials, cermet materials, which are composites of ceramic and metal materials, have heretofore been studied. It is known that such cermet materials can be produced, for example, by a powder metallurgy process comprising: mixing a raw material powder; and firing the raw material powder at a temperature not higher than its melting point while molding (e.g., pressing) the raw material powder.

Das Pulvermetallurgieverfahren kann ein übermäßiges Kornwachstum des Rohmaterials verhindern, da das Rohmaterial nicht geschmolzen wird. Infolgedessen ist es möglich, die Erzeugung von Schrumpfhohlräumen und Dendritenstrukturen (säulenförmigen Kristallen) zu verhindern. Das pulvermetallurgische Verfahren kann jedoch Hohlräume in den resultierenden Cermet-Materialien hinterlassen und daher zu einer unzureichenden Dichte führen.The powder metallurgy process can prevent excessive grain growth of the raw material because the raw material is not melted. As a result, it is possible to prevent generation of shrinkage cavities and dendritic structures (columnar crystals). However, the powder metallurgy process may leave voids in the resulting cermet materials and therefore result in insufficient density.

Im Gegensatz dazu offenbart Patentdokument 1 ein Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials, das ein Cermet umfasst, das Mo (Molybdän), Ni (Nickel), B (Bor) und dergleichen enthält.In contrast, Patent Document 1 discloses a method for producing a cast material comprising a cermet containing Mo (molybdenum), Ni (nickel), B (boron) and the like.

Dokument zum Stand der TechnikDocument on the state of the art

PatentdokumentPatent document

Patentdokument 1: WO 2012/063879 Patent Document 1: WO 2012/063879

Zusammenfassung der ErfindungSummary of the invention

Durch die Erfindung zu lösende ProblemeProblems to be solved by the invention

Leider neigen Dendritenstrukturen dazu, innerhalb der Gussmaterialien zu wachsen, obwohl Gussmaterialien aus Cermets, die durch das in Patentdokument 1 offenbarte Gießverfahren hergestellt wurden, eine erhöhte Dichte aufweisen. Daher können solche Gussmaterialien, die durch das in Patentdokument 1 offenbarte Gießverfahren hergestellt werden, leicht von den darin gewachsenen Dendritenstrukturen abbrechen. Aus diesem Grund war es schwierig, Gussmaterialien zu verwenden, die durch das in Patentdokument 1 offenbarte Gießverfahren hergestellt wurden, insbesondere bei Anwendungen, bei denen eine hohe Biegefestigkeit wesentlich ist.Unfortunately, dendrite structures tend to grow within the cast materials, although cermet castings made by the casting process disclosed in Patent Document 1 have an increased density. Therefore, such molding materials prepared by the casting method disclosed in Patent Document 1 can easily break away from the dendritic structures grown therein. For this reason, it has been difficult to use casting materials produced by the casting method disclosed in Patent Document 1, especially in applications where high flexural strength is essential.

Das Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, ein Gussmaterial mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und ausgezeichneter Verschleißbeständigkeit und mit hoher Härte und hoher Biegefestigkeit bereitzustellen.The object of the present invention is to provide a cast material having excellent corrosion resistance and excellent wear resistance and high hardness and high flexural strength.

Mittel zum Lösen der ProblemeMeans of solving the problems

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben herausgefunden, dass die Aufgabe durch ein Ni-B-Si-Gussmaterial auf der Basis von drei Elementen gelöst werden kann, das einen eutektischen Teil enthält, der eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, umfasst, wobei die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen, die zwischen der hauptsächlich aus Ni und B bestehenden festen Phase und der hauptsächlich aus Ni und Si bestehenden festen Phase in einer Oberfläche oder einem Querschnitt des eutektischen Teils gebildet werden, innerhalb eines vorbestimmten Bereichs gesteuert wird. Die vorliegende Erfindung wurde somit vervollständigt.The inventors of the present invention have found that the object can be achieved by a three-element Ni-B-Si casting material containing a eutectic portion having a solid phase composed mainly of Ni and B, and a solid phase mainly composed of Ni and Si, wherein the average number of interfaces between the solid phase consisting mainly of Ni and B and the solid phase consisting mainly of Ni and Si in one Surface or a cross section of the eutectic part are formed, is controlled within a predetermined range. The present invention has thus been completed.

Insbesondere stellt die vorliegende Erfindung ein auf drei Elementen basierendes Ni-B-Si-Gussmaterial bereit, das einen eutektischen Teil enthält, der eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, umfasst, wobei, wenn in einer Oberfläche oder einem Querschnitt des eutektischen Teils eine gerade Linie gezeichnet wird, die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen, die zwischen der hauptsächlich aus Ni und B bestehenden festen Phase und der hauptsächlich aus Ni und Si bestehenden festen Phase auf der geraden Linie gebildet sind, 2,0/µm oder mehr beträgt.In particular, the present invention provides a three-element based Ni-B-Si casting material containing a eutectic portion having a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase consisting mainly of Ni and Si , wherein, when a straight line is drawn in a surface or a cross section of the eutectic part, the average number of interfaces between the solid phase consisting mainly of Ni and B and the solid phase consisting mainly of Ni and Si on the straight line formed is 2.0 / μm or more.

Wenn bei dem Erfindungsgemäßen Gussmaterial zwei senkrechte gerade Linien in der Oberfläche oder dem Querschnitt des eutektischen Teils gezogen werden, beträgt der Durchschnitt der Anzahl von Grenzflächen auf einer der beiden geraden Linien und der Anzahl von Grenzflächen auf der anderen geraden Linie vorzugsweise 2,0/µm oder mehr.In the casting material of the invention, when two perpendicular straight lines are drawn in the surface or the cross section of the eutectic part, the average of the number of interfaces on one of the two straight lines and the number of interfaces on the other straight line is preferably 2.0 / μm or more.

Die vorliegende Erfindung stellt ferner ein Verfahren zur Herstellung des Gussmaterials bereit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: Schmelzen eines Rohmaterials zum Formen des Gussmaterials, wodurch eine Rohmaterialschmelze bereitgestellt wird; und Abkühlen der Rohmaterialschmelze, wobei der Schritt des Abkühlens der Rohmaterialschmelze das kontinuierliche Abkühlen der Rohmaterialschmelze mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr über den Temperaturbereich der Abkühlstarttemperatur bis 400°C umfasst.The present invention further provides a method of producing the cast material, the method comprising the steps of: melting a raw material to form the cast material, thereby providing a raw material melt; and cooling the raw material melt, wherein the step of cooling the raw material melt comprises continuously cooling the raw material melt at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C.

Bei dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung wird die Rohmaterialschmelze vorzugsweise gekühlt, indem die Rohmaterialschmelze in eine Form mit einer Temperatur von Raumtemperatur bis 1100°C gegossen wird.In the manufacturing method of the present invention, the raw material melt is preferably cooled by pouring the raw material melt into a mold having a temperature of from room temperature to 1100 ° C.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben ferner herausgefunden, dass die Aufgabe auch durch ein Gussmaterial gelöst werden kann, das Hartphasenteilchen umfasst, die hauptsächlich aus einem Borid und einer Bindephase bestehen, die eine Legierung enthält, die Ni, Si und B enthält, wobei die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen, das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen und das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen innerhalb vorbestimmter Bereiche gesteuert werden, die Bindephase Ni₃Si und Ni₃B enthält, und ein Anteil eines Peaks, der von Ni₃Si in der Bindephase abgeleitet ist und durch Röntgenbeugungsmessung bestimmt wird, innerhalb eines vorgegebenen Bereichs gesteuert wird. Die vorliegende Erfindung wurde somit vervollständigt.The inventors of the present invention have further found that the object can also be achieved by a cast material comprising hard phase particles consisting mainly of a boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, the average Particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles and the contact ratio between the hard phase particles are controlled within predetermined ranges containing binder phase Ni ₃ Si and Ni ₃ B, and a portion of a peak derived from Ni ₃ Si in the binder phase and by X-ray diffraction measurement is controlled within a predetermined range. The present invention has thus been completed.

Insbesondere stellt die vorliegende Erfindung ein Gussmaterial bereit, das Hartphasenteilchen umfasst, die hauptsächlich aus einem Borid und einer Bindephase bestehen, die eine Legierung enthält, die Ni, Si und B enthält, wobei die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen 3 µm oder weniger beträgt, das Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen 2,0 oder weniger beträgt, das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen 35% oder weniger beträgt, die Bindephase Ni₃Si und Ni₃B enthält und das Gussmaterial ein Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/10 oder weniger hat, wobei I_A die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃₁Si₁₂ abgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und I_B die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃Si abgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird, wobei die Intensitäten durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung bestimmt werden.In particular, the present invention provides a casting material comprising hard phase particles mainly composed of a boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, wherein the average particle size of the hard phase particles is 3 μm or less, the aspect ratio the hard phase particle is 2.0 or less, the contact ratio between the hard phase particles is 35% or less, the binder phase contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B, and the casting material has an intensity ratio I _A / I _B of 1/10 or less, where I _{A is} the intensity of a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ observed at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and I _{B is} the intensity of a peak formed of Ni ₃ Si which is observed at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, the intensities being determined by X-ray diffraction measurement using CuK Radiation are determined.

Bei dem erfindungsgemäßen Gussmaterial beträgt das Intensitätsverhältnis I_A/I_B vorzugsweise 1/100 oder weniger. Bei dem erfindungsgemäßen Gussmaterial umfassen die Hartphasenteilchen vorzugsweise mindestens eines von mehreren Boriden, die durch Mo₂NiB₂ und Mo₂(Ni,Cr)B₂ dargestellt werden.In the casting material of the invention, the intensity ratio I _A / I _{B is} preferably 1/100 or less. In the cast material of the invention, the hard phase particles preferably comprise at least one of a plurality of borides represented by Mo ₂ NiB ₂ and Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ .

Bei dem erfindungsgemäßen Gussmaterial beträgt der Gehalt an B in dem Gussmaterial vorzugsweise 1 bis 6 Gew.-%.In the casting material of the present invention, the content of B in the casting material is preferably 1 to 6% by weight.

Die vorliegende Erfindung stellt ferner ein Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials bereit, das Hartphasenteilchen umfasst, die hauptsächlich aus einem Borid und einer Bindephase bestehen, die eine Legierung enthält, die Ni, Si und B enthält, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: Schmelzen eines gemischten Rohmaterials zum Bilden des Gussmaterials, wodurch ein Schmelzgemisch bereitgestellt wird; kontinuierliches Abkühlen des Schmelzgemisches mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr über den Temperaturbereich der Abkühlstarttemperatur bis 400°C, wodurch ein Sinterkörper bereitgestellt wird; und Unterziehen des Sinterkörpers einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 700°C bis 950°C.The present invention further provides a method for producing a cast material comprising hard phase particles consisting mainly of a boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, the method comprising the steps of: melting a mixed raw material for forming the casting material, thereby providing a melt mixture; continuously cooling the melt mixture at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C, thereby providing a sintered body; and subjecting the sintered body to a heat treatment at a temperature of 700 ° C to 950 ° C.

Bei dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung wird das Schmelzgemisch vorzugsweise gekühlt, indem das Schmelzgemisch in eine Form mit einer Temperatur von Raumtemperatur bis 1100°C gegossen wird. In the production method of the present invention, the melt mixture is preferably cooled by pouring the melt mixture into a mold having a temperature of from room temperature to 1100 ° C.

Wirkung der ErfindungEffect of the invention

Die vorliegende Erfindung kann ein Gussmaterial mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und ausgezeichneter Verschleißbeständigkeit und mit hoher Härte und hoher Biegefestigkeit bereitstellen.The present invention can provide a cast material having excellent corrosion resistance and excellent wear resistance, high hardness and high flexural strength.

Figurenlistelist of figures

1 Figure 12 shows secondary electron images taken after Ar etching a cross section of the cast material of Example 1 using a field emission Auger microprobe (Auger).
2 FIG. 13 is a view for illustrating how the average number of interfaces in the eutectic part is determined.
3 Figure 12 shows secondary electron images taken after the Ar etching of a cross section of the casting material of Example 2 using the field emission Auger microprobe (Auger).
4 Fig. 12 shows secondary electron images taken after the Ar etching of a cross section of the casting material of Comparative Example 1 using the field emission Auger microprobe (Auger).
5 Fig. 12 shows secondary electron images taken after the Ar etching of a cross section of the casting material of Comparative Example 2 using the field emission Auger microprobe (Auger).
6 Fig. 12 shows diffraction pattern diagrams obtained by X-ray diffraction measurement of the casting materials of Examples 1 and 2 using CuKα radiation.
7 Fig. 10 shows diffraction pattern charts obtained by X-ray diffraction measurement of the casting materials of Comparative Examples 1 and 2 using CuKα radiation.
8th Fig. 14 is a view for illustrating how to evaluate the corrosion resistance of a cast material.
9 FIG. 14 is a view for illustrating how a microstructure of the molding material of the second embodiment is measured. FIG.
10 Fig. 15 is diagrams each showing an exemplary diffraction pattern obtained by X-ray diffraction measurement of the casting material of the second embodiment using CuKα radiation.
11 Figure 11 shows views for illustrating how the contact ratio between the hard phase particles is measured.
12 Fig. 15 shows graphs showing diffraction patterns obtained by X-ray diffraction measurement of casting materials of Examples and Comparative Examples using CuKα radiation.
13 are secondary electron images taken after the Ar etching of cross sections of the casting materials of examples and a comparative example using the field emission Auger microprobe (Auger).
14 Figure 12 shows reflection electron micrographs of cross sections of the casting materials of Examples and Comparative Examples taken using a Scanning Electron Microscope (SEM).

Art(en) zur Ausführung der ErfindungType (s) for carrying out the invention

Erste AusführungsformFirst embodiment

Nachfolgend wird ein Gussmaterial der ersten Ausführungsform beschrieben.Hereinafter, a casting material of the first embodiment will be described.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform ist ein auf drei Elementen basierendes Ni-B-Si-Gussmaterial, das einen eutektischen Teil enthält, der eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, enthält, und ist dadurch gekennzeichnet, dass, wenn eine gerade Linie in einer Oberfläche oder einem Querschnitt des eutektischen Teils gezeichnet wird, die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen, die zwischen der hauptsächlich aus Ni und B bestehenden festen Phase und der hauptsächlich aus Ni und Si bestehenden festen Phase auf der geraden Linie gebildet werden, 2,0/µm oder mehr beträgt. Wenn nur eine gerade Linie in der Oberfläche oder dem Querschnitt des eutektischen Teils gezeichnet wird, bedeutet der Ausdruck „durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen“ die Anzahl von Grenzflächen pro Längeneinheit (µm) der geraden Linie; wenn eine Vielzahl von geraden Linien in der Oberfläche oder dem Querschnitt des eutektischen Teils gezeichnet wird, bedeutet die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen den Durchschnitt der Anzahl von Grenzflächen pro Längeneinheit (µm), die für die geraden Linien bestimmt wurden. The casting material of the present embodiment is a three-element based Ni-B-Si casting material containing a eutectic portion having a solid phase consisting mainly of Ni and B and a solid phase consisting mainly of Ni and Si , and is characterized in that when a straight line is drawn in a surface or a cross section of the eutectic part, the average number of interfaces between the solid phase consisting mainly of Ni and B and that mainly of Ni and Si existing solid phase formed on the straight line, 2.0 / μm or more. When only a straight line is drawn in the surface or cross section of the eutectic part, the term "average number of interfaces" means the number of interfaces per unit length (μm) of the straight line; When a plurality of straight lines are drawn in the surface or cross section of the eutectic part, the average number of interfaces means the average of the number of interfaces per unit length (μm) determined for the straight lines.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform enthält einen eutektischen Teil, der Ni, Si und B enthält, insbesondere einen eutektischen Teil, der eine feste Phase umfasst, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht. Die feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, besteht hauptsächlich aus Ni₃B und kann teilweise oder vollständig eine feste Ni-Lösung (eine feste Lösung aus Ni und mindestens einem Element aus B und Si) enthalten. Die feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, besteht hauptsächlich aus Ni₃Si und kann teilweise oder vollständig eine feste Ni-Lösung (eine feste Lösung aus Ni und mindestens einem Element aus B und Si) enthalten. Die Zusammensetzung der festen Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und die der festen Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, kann durch Röntgenbeugungsmessung des Gussmaterials bestimmt werden. Der eutektische Teil des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform verbessert die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials merklich, und das Gussmaterial hat eine merklich verbesserte Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu anderen Gussmaterialien, wie z.B. solchen, die hauptsächlich aus einer Legierung auf Fe-Basis bestehen.The casting material of the present embodiment contains a eutectic portion containing Ni, Si and B, in particular a eutectic portion comprising a solid phase consisting mainly of Ni and B, and a solid phase consisting mainly of Ni and Si. The solid phase consisting mainly of Ni and B consists mainly of Ni ₃ B and may partially or completely contain a solid Ni solution (a solid solution of Ni and at least one element of B and Si). The solid phase consisting mainly of Ni and Si consists mainly of Ni ₃ Si and may partially or completely contain a solid Ni solution (a solid solution of Ni and at least one element of B and Si). The composition of the solid phase consisting mainly of Ni and B and that of the solid phase consisting mainly of Ni and Si can be determined by X-ray diffraction measurement of the casting material. The eutectic part of the casting material of the present embodiment remarkably improves the hardness and flexural strength of the casting material, and the casting material has remarkably improved corrosion resistance as compared with other casting materials such as those mainly composed of an Fe-based alloy.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform kann zum Beispiel erhalten werden, indem ein Rohmaterialpulver und dergleichen zum Formen des Gussmaterials geschmolzen wird, um eine Rohmaterialschmelze herzustellen, und dann die Rohmaterialschmelze unter vorbestimmten Bedingungen auf die nachstehend beschriebene Weise abgekühlt wird. Das erhaltene Gussmaterial kann erforderlichenfalls einer weiteren Wärmebehandlung unterzogen werden.For example, the casting material of the present embodiment can be obtained by melting a raw material powder and the like to form the casting material to prepare a raw material melt, and then cooling the raw material melt under predetermined conditions in the manner described below. The obtained casting material may, if necessary, be subjected to a further heat treatment.

Wenn eine gerade Linie in einer Oberfläche oder einem Querschnitt des eutektischen Teils des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform gezeichnet wird, beträgt die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen, die zwischen der hauptsächlich aus Ni und B bestehenden festen Phase (im Folgenden auch als „NiB-Phase“ bezeichnet) und der hauptsächlich aus Ni und Si bestehenden festen Phase (im Folgenden auch als „NiSi-Phase“ bezeichnet) gebildet sind, 2,0/µm oder mehr, bevorzugt 2,5/µm oder mehr, bevorzugter 3,0/µm oder mehr. Wenn die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen innerhalb des obigen Bereichs liegt, haben Kristalle, die den eutektischen Teil bilden, kleinere Teilchengrößen, was zu einer bemerkenswerten Verbesserung der Biegefestigkeit des resultierenden Gussmaterials beiträgt. Die Obergrenze der durchschnittlichen Anzahl von Grenzflächen ist nicht besonders beschränkt, beträgt jedoch vorzugsweise 6,0/pm oder weniger, bevorzugter 5,0/µm oder weniger.When a straight line is drawn in a surface or a cross section of the eutectic part of the molding material of the present embodiment, the average number of interfaces between the solid phase consisting mainly of Ni and B (hereinafter also referred to as "NiB phase") ) and the solid phase consisting mainly of Ni and Si (hereinafter also referred to as "NiSi phase") are 2.0 / μm or more, preferably 2.5 / μm or more, more preferably 3.0 / μm or more. When the average number of interfaces is within the above range, crystals forming the eutectic portion have smaller particle sizes, which contributes to a remarkable improvement in the bending strength of the resulting casting material. The upper limit of the average number of interfaces is not particularly limited, but is preferably 6.0 / μm or less, more preferably 5.0 / μm or less.

Ein spezifisches Verfahren zum Messen der durchschnittlichen Anzahl von Grenzflächen in dem eutektischen Teil in der vorliegenden Ausführungsform wird unter Bezugnahme auf die 1 und 2 beschrieben. 1 zeigt Sekundärelektronenbildaufnahmen, die nach dem Ar-Ätzen eines Querschnitts eines Gussmaterials eines später beschriebenen Beispiels unter Verwendung einer Feldemissions-Auger-Mikrosonde (Auger) aufgenommen wurden. 1 zeigt die Ergebnisse, die durch Fotografieren von zwei Stellen (Sichtfeld 1 und Sichtfeld 2) im Querschnitt des Gussmaterials bei Vergrößerungen von × 3.000 und × 10.000 erhalten wurden. 2 ist eine vergrößerte Ansicht eines Teils des Bildes mit höherer Vergrößerung (x 10.000) des in 1 gezeigten Sichtfelds 1.A specific method for measuring the average number of interfaces in the eutectic part in the present embodiment will be described with reference to FIGS 1 and 2 described. 1 Fig. 12 shows secondary electron image photographs taken after Ar etching a cross section of a cast material of an example described later using a field emission Auger microprobe (Auger). 1 shows the results obtained by photographing two locations (field of view 1 and field of view 2) in the cross section of the casting material at magnifications of × 3,000 and × 10,000. 2 is an enlarged view of a portion of the higher magnification (x 10,000) image in FIG 1 shown field of view 1.

In der vorliegenden Ausführungsform ist, wie in 2 gezeigt, eine gerade Linie auf dem Sekundärelektronenbild gezeichnet, und die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der festen Phase (NiB-Phase), die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und der festen Phase (NiSi-Phase), die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, auf der Geraden wird bestimmt. Beispielsweise entsprechen vergleichsweise weiße Bereiche (Bereiche, die hervorstehend aussehen) der NiB-Phase und vergleichsweise schwarze Bereiche (Bereiche, die zurückgesetzt aussehen) der NiSi-Phase in 2. Die NiB-Phase und die NiSi-Phase im Sekundärelektronenbild können spezifiziert werden, indem das Gussmaterial durch Auger-Elektronenspektroskopie (AES) gemessen wird, um die Elemente zu identifizieren, und die NiB-Phase und die NiSi-Phase basierend auf den Ergebnissen davon spezifiziert werden. Beispielsweise beträgt die Anzahl der Grenzflächen (Schnittstellen) auf der geraden Linie y1 in 2 32 und die Anzahl der Grenzflächen (Schnittstellen) auf der geraden Linie x1 23. Die Anzahl der Grenzflächen (Schnittstellen) auf anderen geraden Linien ist auch in 2 gezeigt. Das Elektronenbild von 2 hat eine Größe von 10 µm (Höhe) x 10 µm (Breite). Dementsprechend gibt es 32 Grenzflächen auf dem 10 µm langen Abschnitt der Geraden y1 (3,2 Grenzflächen/um Länge) und 23 Grenzflächen auf dem 10 µm langen Abschnitt der Geraden x1 (2,3 Grenzflächen/um Länge). Auf den Geraden y1 und x1 sind 55 Grenzflächen entlang der Gesamtlänge von 20 µm vorhanden. Die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen pro µm Länge basierend auf den zwei geraden Linien beträgt 2,75/µm.In the present embodiment, as in FIG 2 shown, a straight line drawn on the secondary electron image, and the average number of interfaces between the solid phase (NiB phase) consisting mainly of Ni and B, and the solid phase (NiSi phase) consisting mainly of Ni and Si exists, on the straight line is determined. For example, comparatively white areas (areas that look prominent) of the NiB phase and comparatively black areas (areas that look reset) correspond to the NiSi phase in FIG 2 , The NiB phase and NiSi phase in the secondary electron image can be specified by casting material by Auger electron spectroscopy (AES). is measured to identify the elements, and the NiB phase and the NiSi phase are specified based on the results thereof. For example, the number of interfaces (interfaces) on the straight line is y1 in 2 32 and the number of interfaces (interfaces) on the straight line x1 23. The number of interfaces (interfaces) on other straight lines is also in 2 shown. The electron image of 2 has a size of 10 μm (height) x 10 μm (width). Accordingly, there are 32 interfaces on the 10 μm long portion of the line y1 (3.2 interfaces / μm length) and 23 interfaces on the 10 μm long portion of the line x1 (2.3 interfaces / μm length). On the lines y1 and x1 there are 55 interfaces along the total length of 20 μm. The average number of interfaces per μm of length based on the two straight lines is 2.75 / μm.

In der vorliegenden Ausführungsform kann die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen in dem eutektischen Teil bestimmt werden, indem die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen auf mindestens einer geraden Linie in der Oberfläche oder dem Querschnitt des Gussmaterials bestimmt wird. Ein bevorzugtes Verfahren zur Bestimmung der durchschnittlichen Anzahl von Grenzflächen besteht darin, mehrere gerade Linien (beispielsweise fünf gerade Linien) in der Oberfläche oder dem Querschnitt des Gussmaterials zu zeichnen und den Durchschnitt der Anzahl von Grenzflächen pro µm Länge der jeweiligen Geraden zu berechnen. In diesem Fall ist es besonders bevorzugt, zwei gerade Linien senkrecht zueinander zu zeichnen, wie die geraden Linien y1 und x1 in 2, und die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen pro µm Länge basierend auf der Anzahl von Grenzflächen auf einer der beiden senkrechten geraden Linien und der Anzahl von Grenzflächen auf der anderen der beiden senkrechten geraden Linien zu bestimmen. Dieses Verfahren ermöglicht eine genauere Bestimmung der durchschnittlichen Anzahl von Grenzflächen, selbst wenn die NiB-Phase und die NiSi-Phase im eutektischen Teil lokalisiert sind. Wenn die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen basierend auf solchen senkrechten geraden Linien bestimmt wird, ist es auch bevorzugt, mehrere gerade Linien (zum Beispiel fünf gerade Linien) in einer Richtung (zum Beispiel der Richtung der geraden Linie y1) und mehrere gerade Linien (zum Beispiel fünf gerade Linien) in der anderen Richtung (zum Beispiel der Richtung der geraden Linie x1) zu zeichnen und die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen pro µm Länge basierend auf der Anzahl von Grenzflächen auf diesen geraden Linien zu berechnen.In the present embodiment, the average number of interfaces in the eutectic part can be determined by determining the average number of interfaces on at least one straight line in the surface or cross section of the casting material. A preferred method for determining the average number of interfaces is to draw several straight lines (for example, five straight lines) in the surface or cross section of the casting material and to calculate the average of the number of interfaces per μm length of the respective straight line. In this case, it is particularly preferable to draw two straight lines perpendicular to each other, such as the straight lines y1 and x1 in FIG 2 and to determine the average number of interfaces per μm of length based on the number of interfaces on one of the two vertical straight lines and the number of interfaces on the other of the two perpendicular straight lines. This method allows a more accurate determination of the average number of interfaces, even if the NiB phase and the NiSi phase are located in the eutectic part. When the average number of interfaces is determined based on such vertical straight lines, it is also preferable to have a plurality of straight lines (for example, five straight lines) in one direction (for example, the direction of the straight line y1 ) and several straight lines (for example, five straight lines) in the other direction (for example, the direction of the straight line x1 ) and to calculate the average number of interfaces per μm of length based on the number of interfaces on these straight lines.

Ein herkömmlich bekanntes Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials besteht darin, ein Rohmaterialpulver in eine Form einzuführen und das Rohmaterialpulver in einem Heizofen zu erhitzen. Leider kann dieses Verfahren zu einem Gussmaterial mit unzureichender Biegefestigkeit führen.A conventionally known method for producing a casting material is to introduce a raw material powder into a mold and to heat the raw material powder in a heating furnace. Unfortunately, this process can result in a cast material with insufficient flexural strength.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben festgestellt, dass bei herkömmlichen Gussmaterialien infolge des langsamen Abkühlens in einer Form nach dem Erhitzen in einem Heizofen Kristalle zu einer übermäßig großen Teilchengröße wachsen können, Dendritenstrukturen darin wachsen können und folglich die Biegefestigkeit der Gussmaterialien reduziert werden kann. Basierend auf dieser Erkenntnis haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass die Biegefestigkeit eines Gussmaterials durch Steuern des Zustands der Kristalle in einem eutektischen Teil in dem Gussmaterial erheblich verbessert werden kann.The inventors of the present invention have found that in conventional casting materials, as a result of slow cooling in a mold after heating in a heating furnace, crystals can grow to excessively large particle size, dendrite structures can grow therein, and consequently the flexural strength of the casting materials can be reduced. Based on this finding, the inventors of the present invention have found that the bending strength of a casting material can be significantly improved by controlling the state of the crystals in a eutectic part in the casting material.

In der vorliegenden Ausführungsform kann jedes Verfahren zum Steuern der durchschnittlichen Anzahl von Grenzflächen in dem eutektischen Teil ohne Einschränkung verwendet werden. Beispiele davon umfassen ein Verfahren, umfassend: Schmelzen eines Rohmaterialpulvers und dergleichen zum Bilden eines Gussmaterials zur Herstellung einer Rohmaterialschmelze; und Abkühlen der Rohmaterialschmelze unter vorbestimmten Bedingungen, wie nachstehend beschrieben.In the present embodiment, any method of controlling the average number of interfaces in the eutectic part can be used without limitation. Examples thereof include a method comprising: melting a raw material powder and the like to form a casting material for producing a raw material melt; and cooling the raw material melt under predetermined conditions as described below.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform kann Hartphasenteilchen enthalten, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen. Wenn das Gussmaterial solche Hartphasenteilchen enthält, sind die Hartphasenteilchen in einer Legierungsmatrix auf Ni-Basis dispergiert, die den oben beschriebenen eutektischen Teil enthält.The molding material of the present embodiment may contain hard phase particles mainly composed of a boride. When the casting material contains such hard phase particles, the hard phase particles are dispersed in a Ni-base alloy matrix containing the eutectic portion described above.

Das Borid, aus dem die Hartphasenteilchen bestehen, ist nicht besonders beschränkt, und Beispiele davon umfassen Boride vom MB-Typ, MB₂-Typ, M₂B-Typ, M₂B₅-Typ, und M₂M' B₂-Typ (wobei M und M' jeweils mindestens ein Metall aus Ni, Co, Cr, Mo, Mn, Cu, W, Fe und Si darstellen, und M' ein von M verschiedenes Metallelement darstellt). Spezifische Beispiele davon können mehrere Boride wie CrB, MoB, Cr₂B, Mo₂B, Mo₂B₅, Mo₂FeB₂, Mo₂CrB₂, Mo₂NiB₂ und Mo₂(Ni,Cr)B₂ einschließen.The boride constituting the hard phase particles is not particularly limited, and examples thereof include MB type boron, MB ₂ type, M ₂ B type, M ₂ B ₅ type, and M ₂ M 'B ₂ - Type (wherein M and M 'each represents at least one metal of Ni, Co, Cr, Mo, Mn, Cu, W, Fe and Si, and M' represents a metal element other than M). Specific examples thereof may include a plurality of borides such as CrB, MoB, Cr ₂ B, Mo ₂ B, Mo ₂ B ₅ , Mo ₂ FeB ₂ , Mo ₂ CrB ₂ , Mo ₂ NiB ₂ and Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ .

Zusammensetzung des Gussmaterials Composition of the casting material

Die Zusammensetzung des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform ist nicht besonders beschränkt, umfasst jedoch vorzugsweise 0,01 bis 0,06 Gew.-% C, 1 bis 6 Gew.-% B, 3 bis 10 Gew.-% Si und 0,05 bis 1,5 Gew.-% Fe, wobei der Rest Ni ist.The composition of the casting material of the present embodiment is not particularly limited, but preferably comprises 0.01 to 0.06 wt% C, 1 to 6 wt% B, 3 to 10 wt% Si and 0.05 to 1.5% by weight of Fe, with the remainder being Ni.

B (Bor) ist ein Element zur Bildung der NiB-Phase im oben beschriebenen eutektischen Teil. Wenn der Gehalt an B darin innerhalb des obigen Bereichs liegt, können die Verschleißbeständigkeit, die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials verbessert werden. Der Gehalt an B im Gussmaterial beträgt bevorzugt 1 bis 6 Gew.-%, besonders bevorzugt 2 bis 5 Gew.-%.B (boron) is an element for forming the NiB phase in the above-described eutectic part. When the content of B therein is within the above range, the wear resistance, hardness and bending strength of the casting material can be improved. The content of B in the casting material is preferably 1 to 6 wt .-%, particularly preferably 2 to 5 wt .-%.

C (Kohlenstoff) verbessert die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials, wenn es in Form eines Carbids im Gussmaterial vorliegt. Wenn es kein Carbid bildet und als unvermeidliche Verunreinigung enthalten ist, beträgt seine Menge beispielsweise vorzugsweise 0,06% oder weniger.C (carbon) improves the hardness and flexural strength of the cast material when it is in the form of a carbide in the cast material. For example, if it does not form carbide and is contained as an inevitable impurity, its amount is preferably 0.06% or less.

Ni (Nickel) ist ein Element zur Bildung des oben beschriebenen eutektischen Teils. Wenn der Ni-Gehalt im Gussmaterial innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann die Korrosionsbeständigkeit des Gussmaterials verbessert werden.Ni (nickel) is an element for forming the above-described eutectic part. When the Ni content in the casting material is within the above range, the corrosion resistance of the casting material can be improved.

Si (Silizium) ist ein Element zur Bildung der NiSi-Phase im oben beschriebenen eutektischen Teil und senkt die Schmelztemperatur des Rohmaterials zur Bildung des Gussmaterials. Wenn der Gehalt an Si darin angemessen ist, bewirkt Si nicht nur eine Verringerung der Schmelztemperatur, sondern verhindert auch eine Verringerung der Biegefestigkeit des Gussmaterials, die durch im Gussmaterial enthaltene übermäßige Silizide verursacht wird.Si (silicon) is an element for forming the NiSi phase in the above-described eutectic part and lowers the melting temperature of the raw material to form the casting material. When the content of Si therein is appropriate, Si not only causes a lowering of the melting temperature, but also prevents a reduction in the bending strength of the casting material caused by excessive silicides contained in the casting material.

Fe (Eisen) verbessert die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials, wenn es im Gussmaterial Hartphasenteilchen bildet. Wenn es keine Hartphasenteilchen bildet und als unvermeidliche Verunreinigung enthalten ist, beträgt seine Menge beispielsweise vorzugsweise 1,5% oder weniger.Fe (iron) improves the hardness and flexural strength of the cast material when it forms hard phase particles in the cast material. For example, if it does not form hard-phase particles and is contained as an inevitable impurity, its amount is preferably 1.5% or less.

Herstellungsverfahren für GussmaterialienProduction process for cast materials

Als nächstes wird das Verfahren zur Herstellung des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform beschrieben.Next, the method for producing the molding material of the present embodiment will be described.

Zunächst wird ein Rohmaterialpulver zum Formen des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform hergestellt. Das Rohmaterialpulver wird in einem gewünschten Zusammensetzungsverhältnis der enthaltenen Elemente zur Bildung des Gussmaterials hergestellt. Das Rohmaterialpulver kann in Pulverform vorliegen oder kann Aggregate (Massenform) von Pulver enthalten.First, a raw material powder for molding the molding material of the present embodiment is produced. The raw material powder is prepared in a desired composition ratio of the contained elements to form the casting material. The raw material powder may be in powder form or may contain aggregates (bulk form) of powder.

Um das hergestellte Rohmaterialpulver auf eine vorbestimmte Teilchengröße zu mikronisieren, werden dann, falls erforderlich, Mittel wie ein Bindemittel und ein organisches Lösungsmittel zu dem Rohmaterialpulver gegeben und die resultierende Mischung wird unter Verwendung eines Pulverisierers (z.B. einer Kugelmühle) gemischt pulverisiert.In order to micronize the prepared raw material powder to a predetermined particle size, agents such as a binder and an organic solvent are then added to the raw material powder if necessary, and the resultant mixture is pulverized mixed using a pulverizer (e.g., a ball mill).

Das Bindemittel wird zugesetzt, um die Formbarkeit während des Formens zu verbessern und die Oxidation des Pulvers zu verhindern. Das Bindemittel ist nicht besonders beschränkt und bekannte Bindemittel können verwendet werden. Beispiele hierfür schließen Paraffin ein. Die Menge des zuzusetzenden Bindemittels ist nicht besonders beschränkt, beträgt jedoch vorzugsweise 3 bis 6 Gewichtsteile, bezogen auf 100 Gewichtsteile des Rohmaterialpulvers. Das organische Lösungsmittel ist nicht besonders beschränkt und Lösungsmittel mit niedrigem Siedepunkt wie Aceton können verwendet werden. Die Pulverisierungsmischzeit ist nicht besonders beschränkt, beträgt jedoch typischerweise 15 bis 30 Stunden.The binder is added to improve moldability during molding and to prevent oxidation of the powder. The binder is not particularly limited, and known binders can be used. Examples include paraffin. The amount of the binder to be added is not particularly limited, but is preferably 3 to 6 parts by weight based on 100 parts by weight of the raw material powder. The organic solvent is not particularly limited, and low boiling point solvents such as acetone can be used. The pulverization mixing time is not particularly limited, but is typically 15 to 30 hours.

Als nächstes wird das oben beschriebene Rohmaterialpulver geschmolzen, um eine Rohmaterialschmelze herzustellen, und Verunreinigungen wie Gas und Oxide werden dann, falls erforderlich, entfernt. Bei diesem Verfahren kann die Schmelztemperatur gemäß dem verwendeten Rohmaterial bestimmt werden und beträgt vorzugsweise 1100°C bis 1300°C, bevorzugter 1200°C bis 1250°C.Next, the above-described raw material powder is melted to produce a raw material melt, and impurities such as gas and oxides are then removed, if necessary. In this method, the melting temperature can be determined according to the raw material used, and is preferably 1100 ° C to 1300 ° C, more preferably 1200 ° C to 1250 ° C.

Anschließend kann die so hergestellte Rohmaterialschmelze zu einem Gussmaterial gegossen werden, indem die Rohmaterialschmelze in eine Gussform, wie eine Form mit einer gewünschten Form, gegossen und dann die Rohmaterialschmelze abgekühlt wird.Subsequently, the raw material melt thus prepared may be poured into a casting material by casting the raw material melt into a mold such as a mold having a desired shape, and then cooling the raw material melt.

In der vorliegenden Ausführungsform umfasst der Schritt des Abkühlens der Rohmaterialschmelze das kontinuierliche Abkühlen der Rohmaterialschmelze mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr über den Temperaturbereich der Abkühlstarttemperatur bis 400°C. In der vorliegenden Ausführungsform bedeutet der Ausdruck „kontinuierliches Abkühlen der Rohmaterialschmelze mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr“, dass die Abkühlrate für einen bestimmten Zeitraum kontinuierlich auf 100°C/min oder mehr gesteuert wird. Der Abkühlungsschritt umfasst vorzugsweise ein Abkühlen mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr für 1 Minute oder mehr, bevorzugter 5 Minuten oder mehr. Beispielsweise ist ein Fall, in dem die Abkühlrate sofort 100°C/min oder mehr erreicht (beispielsweise ein Fall, in dem die Abkühlrate für 1 Sekunde oder weniger 100°C/min oder mehr erreicht), nicht enthalten. Obwohl es ausreichend ist, dass der Schritt des Abkühlens der Rohmaterialschmelze das kontinuierliche Abkühlen der Rohmaterialschmelze mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr über den Temperaturbereich der Abkühlstarttemperatur bis 400°C umfasst, beträgt die Abkühlrate vorzugsweise 200°C/min oder mehr, bevorzugter 400°C/min oder mehr. Wenn die Rohmaterialschmelze unter den obigen Bedingungen abgekühlt wird, kann die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase im eutektischen Teil innerhalb des obigen Bereichs gesteuert werden. In the present embodiment, the step of cooling the raw material melt comprises continuously cooling the raw material melt at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C. In the present embodiment, the term "continuously cooling the raw material melt at a cooling rate of 100 ° C / min or more" means that the cooling rate is continuously controlled at 100 ° C / min or more for a certain period of time. The cooling step preferably comprises cooling at a cooling rate of 100 ° C / min or more for 1 minute or more, more preferably 5 minutes or more. For example, a case where the cooling rate immediately reaches 100 ° C./min or more (for example, a case where the cooling rate reaches 100 ° C./min or more for 1 second or less) is not included. Although it is sufficient that the step of cooling the raw material melt comprises continuously cooling the raw material melt at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C, the cooling rate is preferably 200 ° C / min or more , more preferably 400 ° C / min or more. When the raw material melt is cooled under the above conditions, the average number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic portion can be controlled within the above range.

In der vorliegenden Ausführungsform kann jedes Verfahren zum Kühlen der Rohmaterialschmelze unter den obigen Bedingungen ohne Einschränkung verwendet werden. Beispiele hierfür umfassen ein Verfahren, das das Gießen der Rohmaterialschmelze in eine Form, vorzugsweise bei Raumtemperatur bis 110°C, bevorzugter 300°C bis 1100°C, und das Abkühlen der Rohmaterialschmelze umfasst. Die Raumtemperatur beträgt zum Beispiel 1°C bis 30°C.In the present embodiment, any method for cooling the raw material melt under the above conditions may be used without limitation. Examples thereof include a method comprising pouring the raw material melt into a mold, preferably at room temperature to 110 ° C, more preferably 300 ° C to 1100 ° C, and cooling the raw material melt. The room temperature is, for example, 1 ° C to 30 ° C.

Jedes Gießverfahren kann ohne Einschränkung verwendet werden, jedoch werden Gießverfahren wie Formgießen, Wachsausschmelzgießen, kontinuierliches Gießen und Schleudergießen bevorzugt verwendet, da diese Verfahren die Bildung von Gussmaterialien mit komplizierten Formen und die Bildung dickwandiger Gussmaterialien ermöglichen.Any casting method can be used without limitation, however, casting methods such as casting, investment casting, continuous casting and centrifugal casting are preferably used, since these methods enable the formation of casting materials with complicated shapes and the formation of thick-walled casting materials.

In der vorliegenden Ausführungsform kann das unter den obigen Bedingungen abgekühlte Gussmaterial ferner einer Wärmebehandlung unterzogen werden. Die Wärmebehandlung kann eine Variation der Biegefestigkeit des gesamten erhaltenen Gussmaterials verringern und dadurch die Qualität des Gussmaterials weiter stabilisieren. Der Grund hierfür ist nicht eindeutig geklärt, es wird jedoch angenommen, dass Kristalle, die Ni₃B und Ni₃Si enthalten und den eutektischen Teil bilden, weiter stabilisiert werden, da beispielsweise die Wärmebehandlung die Diffusion von Atomen im eutektischen Teil im Gussmaterial in einer solchen Art und Weise fördert, dass eine gestörte Anordnung von Atomen im eutektischen Teil beseitigt wird (wenn beispielsweise Si in der NiB-Phase enthalten ist, bewirkt die Wärmebehandlung, dass Si in der NiB-Phase diffundiert, wodurch der Gehalt an Si in der NiB-Phase verringert wird).In the present embodiment, the casting material cooled under the above conditions may be further subjected to a heat treatment. The heat treatment can reduce a variation in the bending strength of the entire obtained casting material and thereby further stabilize the quality of the casting material. The reason for this is not clearly understood, but it is believed that crystals containing Ni ₃ B and Ni ₃ Si and forming the eutectic part are further stabilized because, for example, the heat treatment involves diffusing atoms in the eutectic part in the casting material in such a manner as to eliminate a disordered arrangement of atoms in the eutectic part (for example, when Si is contained in the NiB phase, the heat treatment causes Si to diffuse in the NiB phase, whereby the content of Si in the NiB Phase is reduced).

Die Temperatur für die Wärmebehandlung des Gussmaterials beträgt vorzugsweise 700°C bis 950°C, bevorzugter 750°C bis 900°C, noch bevorzugter 800°C bis 850°C. Wenn die Temperatur für die Wärmebehandlung innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann eine gestörte Anordnung von Atomen im eutektischen Teil beseitigt werden, die Variation der Biegefestigkeit des gesamten erhaltenen Gussmaterials kann verringert werden und die Qualität des Gussmaterials kann weiter stabilisiert werden. Eine zu hohe Temperatur bei der Wärmebehandlung, insbesondere eine Temperatur über 1.000°C, schmilzt das Gussmaterial und verformt das Gussmaterial.The temperature for the heat treatment of the casting material is preferably 700 ° C to 950 ° C, more preferably 750 ° C to 900 ° C, even more preferably 800 ° C to 850 ° C. When the temperature for the heat treatment is within the above range, a disordered arrangement of atoms in the eutectic part can be eliminated, the variation of the bending strength of the entire obtained casting material can be reduced, and the quality of the molding material can be further stabilized. Too high a temperature during the heat treatment, in particular a temperature above 1000 ° C, melts the casting material and deforms the casting material.

Die Behandlungszeit für die Wärmebehandlung des Gussmaterials beträgt vorzugsweise 0,17 bis 3 Stunden, bevorzugter 0,33 bis 2 Stunden, noch bevorzugter 0,5 bis 1,5 Stunden. Wenn die Behandlungszeit für die Wärmebehandlung innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann eine gestörte Anordnung von Atomen im eutektischen Teil beseitigt werden, die Variation der Biegefestigkeit des gesamten erhaltenen Gussmaterials kann verringert werden und die Qualität des Gussmaterials kann weiter stabilisiert werden.The treatment time for the heat treatment of the casting material is preferably 0.17 to 3 hours, more preferably 0.33 to 2 hours, still more preferably 0.5 to 1.5 hours. When the treatment time for the heat treatment is within the above range, a disordered arrangement of atoms in the eutectic portion can be eliminated, the variation of the bending strength of the entire obtained casting material can be reduced, and the quality of the molding material can be further stabilized.

Das erfindungsgemäße Gussmaterial wird wie oben beschrieben hergestellt.The cast material according to the invention is produced as described above.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform ist ein Ni-B-Si-Gussmaterial auf der Basis von drei Elementen, das einen eutektischen Teil enthält, der eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und B besteht, und eine feste Phase, die hauptsächlich aus Ni und Si besteht, enthält, wobei, wenn eine gerade Linie in einer Oberfläche oder einem Querschnitt des eutektischen Teils gezeichnet wird, die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen, die zwischen der hauptsächlich aus Ni und B bestehenden festen Phase und der hauptsächlich aus Ni und Si bestehenden festen Phase auf der geraden Linie gebildet werden, 2,0/µm oder mehr beträgt. Aufgrund dieser Struktur weist das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit auf und weist eine hohe Härte und eine hohe Biegefestigkeit auf.The casting material of the present embodiment is a three-element Ni-B-Si casting material containing a eutectic portion having a solid phase composed mainly of Ni and B and a solid phase consisting mainly of Ni and Si, wherein when a straight line is drawn in a surface or a cross section of the eutectic part, the average number of interfaces between the solid phase consisting mainly of Ni and B and the solid phase consisting mainly of Ni and Si be formed on the straight line, 2.0 / μm or more. Due to this structure, the molding material of the present embodiment has a excellent corrosion resistance and excellent wear resistance, and has high hardness and high flexural strength.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform kann in geeigneter Weise als verschleißfestes Material verwendet werden, das selbst in Umgebungen mit hoher Belastung (z.B. Rollen, Zylinder, Lager, industrielle Pumpenkomponenten und dergleichen) eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit aufweist und ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und eine hohe Härte und eine hohe Biegefestigkeit hat.The casting material of the present embodiment can be suitably used as a wear-resistant material having excellent corrosion resistance even in high stress environments (eg, rollers, cylinders, bearings, industrial pump components, and the like) and excellent in wear resistance and hardness and bending resistance Has.

Zweite AusführungsformSecond embodiment

Nachfolgend wird ein Gussmaterial der zweiten Ausführungsform beschrieben.Hereinafter, a casting material of the second embodiment will be described.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform ist ein Gussmaterial, das Hartphasenteilchen umfasst, die hauptsächlich aus einem Borid und einer Bindephase bestehen, die eine Legierung enthält, die Ni, Si und B enthält, wobei die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen 3 µm oder weniger beträgt, das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen 2,0 oder weniger beträgt, das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen 35% oder weniger beträgt, die Bindephase Ni₃Si und Ni₃B enthält und das Gussmaterial ein Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/10 oder weniger hat, wobei I_A die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃₁Si₁₂ abgeleitet ist und bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und I_B die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃Si abgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird, wobei die Intensitäten durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung bestimmt werden.The casting material of the present embodiment is a casting material comprising hard phase particles mainly composed of a boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, wherein the average particle size of the hard phase particles is 3 μm or less, the average Aspect ratio of the hard phase particles is 2.0 or less, the contact ratio between the hard phase particles is 35% or less, the binder phase contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B, and the casting material has an intensity ratio I _A / I _B of 1/10 or less, wherein I _{A is} the intensity of a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ observed at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and I _{B is} the intensity of a peak of Ni ₃ Si which is observed at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, wherein the intensities by X-ray diffraction under Use of CuKα radiation can be determined.

Hartphasenteilchenhard phase

Die Hartphasenteilchen, die das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform bilden, enthalten hauptsächlich ein Borid und tragen zur Härte und Verschleißbeständigkeit des Gussmaterials bei. Bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform werden die Hartphasenteilchen in einer nachstehend beschriebenen Bindephasenmatrix dispergiert.The hard phase particles constituting the casting material of the present embodiment mainly contain a boride and contribute to the hardness and wear resistance of the casting material. In the casting material of the present embodiment, the hard phase particles are dispersed in a binder phase matrix described below.

Das Borid, aus dem die Hartphasenteilchen bestehen, ist nicht besonders beschränkt, und Beispiele davon umfassen Boride vom MB-Typ, MB₂-Typ, M₂B-Typ, M₂B₅-Typ und M₂M'B₂-Typ (wobei M und M' jeweils mindestens ein Metall aus Ni, Co, Cr, Mo, Mn, Cu, W, Fe und Si darstellen, und M' ein von M verschiedenes Metallelement darstellt). Spezifische Beispiele davon können mehrere Boride wie CrB, MoB, Cr₂B, Mo₂B, Mo₂B₅, Mo₂FeB₂, Mo₂CrB₂, Mo₂NiB₂, und Mo₂(Ni,Cr)B₂ einschließen.The boride constituting the hard phase particles is not particularly limited, and examples thereof include MB type MB ₂ , MB ₂ type, M ₂ B type, M ₂ B ₅ type, and M ₂ M'B ₂ type borides (wherein M and M 'each represents at least one metal of Ni, Co, Cr, Mo, Mn, Cu, W, Fe and Si, and M' represents a metal element other than M). Specific examples thereof may include a plurality of borides such as CrB, MoB, Cr ₂ B, Mo ₂ B, Mo ₂ B ₅ , Mo ₂ FeB ₂ , Mo ₂ CrB ₂ , Mo ₂ NiB ₂ , and Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ ,

Der Gehalt der Hartphasenteilchen in dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform beträgt vorzugsweise 10 bis 50 Vol.-%, bevorzugter 20 bis 45 Vol.-%. Eine Methode, mit der der Gehalt der Hartphasenteilchen im Gussmaterial kontrolliert werden kann, ist die Einstellung des Gehalts an B im Gussmaterial. Wenn der Gehalt der Hartphasenteilchen innerhalb des obigen Bereichs liegt, weist das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform ausgewogene mechanische Festigkeiten wie Korrosionsbeständigkeit, Verschleißbeständigkeit, Härte und Biegefestigkeit auf. Wenn der Gehalt der Hartphasenteilchen innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann zusätzlich ein übermäßiger Anstieg des Kontaktverhältnisses zwischen den Hartphasenteilchen verhindert werden, wodurch eine Verringerung der Biegefestigkeit des Gussmaterials verhindert wird, die durch Aggregation der Hartphasenteilchen verursacht wird. Wenn der Gehalt der Hartphasenteilchen innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann darüber hinaus die zum Schmelzen der Rohmaterialien der Hartphasenteilchen erforderliche Temperatur verringert werden. Dies führt zu einer Verringerung der zum Schmelzen erforderlichen Wärmeenergie und bietet einen Kostenvorteil.The content of the hard phase particles in the molding material of the present embodiment is preferably 10 to 50% by volume, more preferably 20 to 45% by volume. One method of controlling the content of the hard phase particles in the casting material is to adjust the content of B in the casting material. When the content of the hard phase particles is within the above range, the casting material of the present embodiment has balanced mechanical strengths such as corrosion resistance, wear resistance, hardness and bending strength. In addition, if the content of the hard phase particles is within the above range, an excessive increase in the contact ratio between the hard phase particles can be prevented, thereby preventing a reduction in the bending strength of the cast material caused by aggregation of the hard phase particles. In addition, when the content of the hard phase particles is within the above range, the temperature required for melting the raw materials of the hard phase particles can be reduced. This leads to a reduction in the heat energy required for melting and offers a cost advantage.

Bindephasebinder phase

Die Bindephase bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform enthält eine Legierung, die Ni, Si und B enthält, und bildet eine Matrix zum Verbinden der Hartphasenteilchen. Unter anderen Legierungen, die Ni, Si und B enthalten, enthält die Bindephase bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform Ni₃Si und Ni₃B. Bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform verbessert das Vorhandensein von Ni₃Si und Ni₃B in der Bindephase die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials erheblich und verbessert die Korrosionsbeständigkeit des resultierenden Gussmaterials im Vergleich zu einem Fall, in dem die Bindephase eine Legierung enthält, die hauptsächlich aus einer Legierung auf Fe-Basis oder dergleichen besteht.The binder phase in the casting material of the present embodiment contains an alloy containing Ni, Si and B, and forms a matrix for bonding the hard phase particles. Among other alloys containing Ni, Si and B, the binder phase in the casting material of the present embodiment contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B. In the casting material of the present embodiment, the presence of Ni ₃ Si and Ni ₃ B in the binder phase improves the bonding Hardness and bending strength of the cast material significantly and improves the corrosion resistance of the resulting cast material as compared with a case in which the binder phase contains an alloy consisting mainly of an Fe-based alloy or the like.

Zusätzlich wird die Bindephase bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform so gesteuert, dass der durch Röntgenbeugungsmessung bestimmte Gehalt an Ni₃Si in der Bindephase innerhalb eines vorbestimmten Bereichs liegt. Insbesondere wenn mit einer Röntgenbeugungsmessvorrichtung unter Verwendung von CuKα-Strahlung gemessen wird, weist das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform ein Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/10 oder weniger, bevorzugt 1/100 oder weniger, bevorzugter 1/300 oder weniger auf. Das Intensitätsverhältnis I_A/I_B ist das Verhältnis der Intensität I_A eines von Ni₃₁Si₁₂ abgeleiteten Peaks, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, zur Intensität I_B eines von Ni₃Si abgeleiteten Peaks, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird. Wenn das Intensitätsverhältnis I_A/I_B 1/10 oder weniger beträgt, kann die Biegefestigkeit des resultierenden Gussmaterials merklich verbessert werden. In addition, the binder phase in the molding material of the present embodiment is controlled so that the content of Ni ₃ Si in the binder phase determined by X-ray diffraction measurement is within a predetermined range. In particular, when measured with an X-ray diffractometer using CuKα radiation, the cast material of the present embodiment has an intensity ratio I _A / I _B of 1/10 or less, preferably 1/100 or less, more preferably 1/300 or less. The intensity ratio I _A / I _B is the ratio of the intensity I _{A of} a Ni ₃₁ Si _12- derived peak observed at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 °, to the intensity I _{B of} a Ni ₃ Si derived peaks, which is observed at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °. When the intensity ratio I _A / I _{B is} 1/10 or less, the bending strength of the resulting cast material can be remarkably improved.

Ein herkömmlich bekanntes Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials besteht darin, ein Rohmaterialpulver, das Mo, Ni und B enthält, in eine Form zu geben und das Rohmaterialpulver in einem Ofen zu erhitzen. Dieses Verfahren kann jedoch ein Gussmaterial bereitstellen, das Hartphasenteilchen mit einer zu großen durchschnittlichen Teilchengröße, einem zu großen Aspektverhältnis und einem zu großen Kontaktverhältnis enthält, da das Gussmaterial in der Form langsam abgekühlt wird. Leider können die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials unzureichend sein.A conventionally known method for producing a cast material is to form a raw material powder containing Mo, Ni and B into a mold and to heat the raw material powder in an oven. However, this method can provide a cast material containing hard phase particles having too large an average particle size, a too large aspect ratio and a too large contact ratio because the cast material in the mold is slowly cooled. Unfortunately, the hardness and flexural strength of the casting material may be insufficient.

Im Gegensatz dazu haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung festgestellt, dass, wenn ein Gussmaterial hergestellt wird durch Schmelzen eines gemischten Rohmaterialpulver, das Mo, Ni und B enthält, um ein Schmelzgemisch herzustellen, das Schmelzgemisch in eine Form gegossen wird und das Schmelzgemisch gekühlt wird, während die Abkühlrate innerhalb eines vorbestimmten Bereichs kontrolliert wird, der höher ist als der des herkömmlichen Verfahrens, die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen, das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen und das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen des erhaltenen Gussmaterials gesteuert werden können innerhalb der jeweiligen oben beschriebenen Verhältnisse und als Ergebnis die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials merklich verbessert werden können.In contrast, the inventors of the present invention have found that, when a casting material is prepared by melting a mixed raw material powder containing Mo, Ni and B to prepare a melt mixture, the melt mixture is poured into a mold and the melt mixture is cooled, while the cooling rate is controlled within a predetermined range higher than that of the conventional method, the average particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles and the contact ratio between the hard phase particles of the obtained cast material can be controlled within the respective ratios described above and as As a result, the hardness and flexural strength of the casting material can be remarkably improved.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben auch festgestellt, dass, obwohl die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials durch Steuern der Abkühlrate in einem höheren Bereich als dem des herkömmlichen Verfahrens erheblich verbessert werden können, die Biegefestigkeit des Gussmaterials in Abhängigkeit von der Morphologie der aus Mo, Ni, B und dergleichen bestehenden Kristalle, die in dem Gussmaterial enthalten sind, verringert werden kann. Insbesondere haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass, wenn Kristalle, die eine stabile Phase Ni₃Si, eine metastabile Phase Ni₃₁Si₁₂ und dergleichen enthalten, in dem Gussmaterial vorhanden sind und wenn das Gehaltsverhältnis von Ni₃₁Si₁₂ zu Ni₃Si zu hoch ist (eine übermäßige Menge der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ auskristallisiert ist), aufgrund der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ eine hohe innere Verformungsenergie erzeugt wird, und infolgedessen das Gussmaterial eine verringerte Biegefestigkeit aufweisen und leicht brechen kann. Im Gegensatz dazu haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung festgestellt, dass die Biegefestigkeit des resultierenden Gussmaterials erheblich verbessert werden kann durch Steuern des Gehaltsverhältnisses von Ni₃₁Si₁₂ zu Ni₃Si im Gussmaterial, insbesondere durch Steuern des Intensitätsverhältnisses I_A/I_B (wobei I_A die Intensität eines von Ni₃₁Si₁₂ abgeleitete Peak ist, der bei einem Beugungswinkel 20 im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und I_B die Intensität eines von Ni₃Si abgeleiteten Peaks ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird, wobei die Intensitäten bestimmt werden durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung) innerhalb des obigen Bereichs. Basierend auf dieser Erkenntnis haben die vorliegenden Erfinder die vorliegende Erfindung vervollständigt.The inventors of the present invention have also found that although the hardness and flexural strength of the casting material can be significantly improved by controlling the cooling rate in a higher range than that of the conventional method, the flexural strength of the casting material varies depending on the morphology of Mo, Ni, B and the like existing crystals contained in the molding material can be reduced. In particular, the inventors of the present invention found that when crystals containing a stable phase Ni ₃ Si, a metastable phase Ni ₃₁ Si ₁₂ and the like are present in the molding material, and when the content ratio of Ni ₃₁ Si ₁₂ to Ni ₃ Si is too high (an excessive amount of the metastable phase Ni ₃₁ Si ₁₂ crystallized out), due to the metastable phase Ni ₃₁ Si _12, a high internal deformation energy is generated, and as a result, the casting material have a reduced flexural strength and can easily break. In contrast, the inventors of the present invention found that the flexural strength of the resulting casting material can be significantly improved by controlling the content ratio of Ni ₃₁ Si ₁₂ to Ni ₃ Si in the casting material, particularly by controlling the intensity ratio I _A / I _B (where I _{A is} the intensity of a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ which is observed at a diffraction angle 20 in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and I _{B is} the intensity of a peak derived from Ni ₃ Si, which is at a Diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, the intensities being determined by X-ray diffraction measurement using CuKα radiation) within the above range. Based on this finding, the present inventors completed the present invention.

In der vorliegenden Ausführungsform kann jedes Verfahren zum Steuern des Intensitätsverhältnisses I_A/I_B des Gussmaterials innerhalb des obigen Bereichs ohne Einschränkung verwendet werden, und Beispiele davon umfassen ein Verfahren, umfassend das Schmelzen eines Rohmaterialpulvers und dergleichen zur Bildung des Gussmaterials, um ein Schmelzgemisch herzustellen, Abkühlen des Schmelzgemischs unter vorbestimmten Bedingungen und Unterziehen des Gussmaterials einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 700°C bis 950°C, wie später beschrieben wird.In the present embodiment, any method of controlling the intensity ratio I _A / I _{B of} the molding material can be used without limitation within the above range, and examples thereof include a method comprising melting a raw material powder and the like to form the molding material to prepare a melt mixture , Cooling the melt mixture under predetermined conditions and subjecting the cast material to a heat treatment at a temperature of 700 ° C to 950 ° C, as described later.

Die 10(A) und 10(B) zeigen Beispiele von Beugungsmustern, die tatsächlich durch Röntgenbeugungsmessung von Gussmaterialien unter Verwendung von CuKα-Strahlung erhalten wurden. Insbesondere wurden die Gussmaterialien hergestellt, indem ein Rohmaterialpulver zur Herstellung eines Gussmaterials unter Verwendung eines Vakuumofens 30 Minuten lang bei 1160°C erhitzt und gehärtet wurde, um einen Block herzustellen, wobei der Block durch Erhitzen auf 1200°C in Luft unter Verwendung eines Luftatmosphärenofens zur Herstellung eines Schmelzgemischs geschmolzen wurde, Gießen des Schmelzgemischs in eine Form bei Raumtemperatur und Luftkühlen des Schmelzgemischs auf Raumtemperatur. Ein Gussmaterial wurde 1 Stunde lang einer Wärmebehandlung bei 800°C unterzogen, und die Messergebnisse davon sind in 10(A) gezeigt. Die Messergebnisse des anderen Gussmaterials, das nicht der Wärmebehandlung unterzogen wurde, sind in 10(B) gezeigt.The 10 (A) and 10 (B) show examples of diffraction patterns actually obtained by X-ray diffraction measurement of cast materials using CuKα radiation. Specifically, the cast materials were prepared by heating and hardening a raw material powder to produce a cast material using a vacuum furnace at 1160 ° C for 30 minutes to prepare a billet, the billet being heated to 1200 ° C in air using an air atmosphere furnace Melting of a melt mixture was melted, pouring the melt mixture in a mold at room temperature and air cooling the melt mixture to room temperature. A cast material was subjected to a heat treatment at 800 ° C for 1 hour, and the measurement results thereof are in 10 (A) shown. The measurement results of the other cast material which has not been subjected to the heat treatment are in 10 (B) shown.

Die 10(A) und 10(B) zeigen, dass das Gussmaterial der 10(B), das keiner Wärmebehandlung unterzogen wurde, ein relativ kleines Verhältnis der Intensität I_B, die die Intensität des Peaks ist, der von der stabile Phase Ni₃Si (2θ = 46,8° bis 47,8°) abgeleiteten ist, zu der Intensität I_A, die die Intensität des Peaks ist, der von der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ (2θ = 46,8° bis 47,8°) abgeleitet ist, aufweist. Die Ergebnisse zeigen also, dass der Gehalt der stabilen Phase Ni₃Si relativ gering und der Gehalt der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ relativ hoch ist.The 10 (A) and 10 (B) show that the casting material of the 10 (B) which has not undergone heat treatment, a relatively small intensity I _B ratio, which is the intensity of the peak derived from the stable phase Ni ₃ Si (2θ = 46.8 ° to 47.8 °), to the intensity I _A , which is the intensity of the peak derived from the metastable phase Ni ₃₁ Si ₁₂ (2θ = 46.8 ° to 47.8 °). The results thus show that the content of the stable phase Ni ₃ Si is relatively low and the content of the metastable phase Ni ₃₁ Si _{12 is} relatively high.

Im Gegensatz dazu verursachte bei dem Gussmaterial von 10(A), das der Wärmebehandlung unterzogen wurde, die Wärmebehandlung bei 800°C für 1 Stunde einen Phasenübergang von der metastabilen Phase (Ni₃₁Si₁₂) zu der stabilen Phase (Ni₃Si), so dass die Intensität I_B des Peaks der stabilen Phase Ni₃Si (2θ = 44,0 bis 45,0) relativ zur Intensität I_A des Peaks der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ (2θ = 46,8 bis 47,8) groß wurde. Die Ergebnisse zeigen also, dass der Gehalt der stabilen Phase Ni₃Si relativ hoch und der Gehalt der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ relativ niedrig ist.In contrast, caused by the casting material of 10 (A) , which has been subjected to the heat treatment, the heat treatment at 800 ° C for 1 hour, a phase transition of the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) to the stable phase (Ni ₃ Si), so that the intensity I _B of the stable phase Ni peak ₃ Si (2θ = 44.0 to 45.0) relative to the intensity I _{A of} the peak of the metastable phase Ni ₃₁ Si ₁₂ (2θ = 46.8 to 47.8) became large. The results thus show that the content of the stable phase Ni ₃ Si is relatively high and the content of the metastable phase Ni ₃₁ Si _{12 is} relatively low.

In der vorliegenden Ausführungsform kann die Biegefestigkeit des erhaltenen Gussmaterials durch Steuern des Intensitätsverhältnisses I_A/I_B der Intensität I_A eines von Ni₃₁Si₁₂ abgeleiteten Peaks zu der Intensität I_B eines von Ni₃Si abgeleiteten Peaks innerhalb des obigen Bereichs erheblich verbessert werden, wobei die Intensitäten durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung bestimmt werden.In the present embodiment, by controlling the intensity ratio I _A / I _{B of} the intensity I _{A of} a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ to the intensity I _{B of} a peak derived from Ni ₃ Si, the bending strength of the obtained molding material can be significantly improved within the above range wherein the intensities are determined by X-ray diffraction measurement using CuKα radiation.

In der vorliegenden Ausführungsform kann das Intensitätsverhältnis I_A/I_B basierend auf der Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung zum Beispiel wie folgt bestimmt werden. Zunächst wird das Gussmaterial einer Röntgenbeugungsmessung unter den folgenden Bedingungen unterzogen: Röntgenquelle: Cu, 40 kV, 200 mA, Emissionsspalt: 2°, Streuspalt: 1° und Empfangsspalt: 0,3 mm. Basierend auf den durch die Röntgenbeugungsmessung erhaltenen Daten werden ein von Ni₃₁Si₁₂ abgeleiteter Peak, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und ein von Ni₃₁Si₁₂ abgeleiteter Peak, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0 bis 45.0° beobachtet wird, bestimmt. Die Intensitäten I_A und I_B dieser Peaks, von denen der Hintergrund entfernt wurde, werden bestimmt (wobei I_A die Intensität des Peaks ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und I_B die Intensität des Peaks ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird) und das Verhältnis dazwischen wird berechnet, um das Intensitätsverhältnis I_A/I_B zu bestimmen. Ein weiterer von Ni₃Si abgeleiteter Peak tritt zusätzlich zu dem Peak im Beugungswinkel-20-Bereich von 46,8° bis 47,8° bei einem 2θ von etwa 35,6° bis 36,6° auf. Der Peak bei 2θ von ungefähr 35,6° bis 36,6° hat jedoch eine relativ geringe Intensität. Daher wird in der vorliegenden Ausführungsform der Peak in dem Beugungswinkel-2θ-Bereich von 46,8° bis 47,8° als ein von Ni₃Si abgeleitete Peak erfasst.In the present embodiment, the intensity ratio I _A / I _B based on the X-ray diffraction measurement using CuKα radiation, for example, can be determined as follows. First, the cast material is subjected to X-ray diffraction measurement under the following conditions: X-ray source: Cu, 40 kV, 200 mA, emission gap: 2 °, scattering pitch: 1 ° and receiving gap: 0.3 mm. Based on the data obtained by the X-ray diffraction measurement, a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ observed at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 ° and a peak derived from Ni ₃₁ Si _{12 are} observed a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 to 45.0 ° is determined. The intensities I _A and I _{B of} these peaks from which the background has been removed are determined (where I _{A is} the intensity of the peak observed at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and I _{B is} the intensity of the peak observed at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °) and the ratio therebetween is calculated to determine the intensity ratio I _A / I _B. Another peak derived from Ni ₃ Si occurs in addition to the peak in the diffraction angle 20 range of 46.8 ° to 47.8 ° at a 2θ of about 35.6 ° to 36.6 °. However, the peak at 2θ of about 35.6 ° to 36.6 ° has a relatively low intensity. Therefore, in the present embodiment, the peak in the diffraction angle 2θ region of 46.8 ° to 47.8 ° is detected as a peak derived from Ni ₃ Si.

Unter den oben beschriebenen Merkmalen der Hartphasenteilchen und der Bindephase, die das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform bilden, ist es besonders bevorzugt, dass die Bindephase Ni₃Si und Ni₃B enthält und die Hartphasenteilchen mindestens eines von mehreren durch Mo₂NiB₂ und Mo₂(Ni,Cr)B₂ dargestellte Boride umfasst.Among the above-described features of the hard phase particles and the binder phase constituting the molding material of the present embodiment, it is particularly preferable that the binder phase contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B and the hard phase particles at least one of Mo ₂ NiB ₂ and Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ borides illustrated.

Mikrostruktur des GussmaterialsMicrostructure of the casting material

Bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform werden die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen, das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen und das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen innerhalb vorbestimmter Bereiche gesteuert, die später beschrieben werden, und die Bindephase enthält Ni₃Si und Ni₃B. Gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist es durch Steuern dieser Eigenschaften innerhalb der später beschriebenen vorbestimmten Bereiche möglich, ein Gussmaterial mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und ausgezeichneter Verschleißbeständigkeit und hoher Härte und hoher Biegefestigkeit bereitzustellen.In the casting material of the present embodiment, the average particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles and the contact ratio between the hard phase particles are controlled within predetermined ranges described later, and the binder phase contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B. According to the present embodiment By controlling these properties within the predetermined ranges described later, it is possible to provide a cast material having excellent corrosion resistance and excellent wear resistance and high hardness and high flexural strength.

Bei dem Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform beträgt die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen 3 µm oder weniger, vorzugsweise 2,8 µm oder weniger, bevorzugter 2,5 µm oder weniger. Wenn die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen innerhalb des obigen Bereichs gesteuert wird, hat das resultierende Gussmaterial eine ausreichende Härte und Biegefestigkeit. Wenn die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen zu groß ist, kann das Gussmaterial leider von den Hartphasenteilchen abbrechen und eine merklich verringerte Biegefestigkeit aufweisen. Die Untergrenze der durchschnittlichen Teilchengröße der Hartphasenteilchen ist nicht besonders beschränkt, beträgt jedoch vorzugsweise 0,5 µm. Um die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen auf weniger als 0,5 µm zu steuern, sollte die Abkühlrate bemerkenswert hoch sein. Eine solche Rate kann möglicherweise nicht durch typische Techniken wie Wasserkühlung erreicht werden. Selbst wenn versucht wird, diese Rate zu erreichen, werden daher die Herstellungskosten erhöht.In the molding material of the present embodiment, the average particle size of the hard phase particles is 3 μm or less, preferably 2.8 μm or less, more preferably 2.5 μm or less. When the average particle size of the hard phase particles is controlled within the above range, the resulting cast material has sufficient hardness and flexural strength. Unfortunately, if the average particle size of the hard phase particles is too large, then the casting material may be degraded by the Break down hard phase particles and have a significantly reduced flexural strength. The lower limit of the average particle size of the hard phase particles is not particularly limited, but is preferably 0.5 μm. In order to control the average particle size of the hard phase particles to less than 0.5 μm, the cooling rate should be remarkably high. Such a rate may not be achieved by typical techniques such as water cooling. Even if it is attempted to reach this rate, therefore, the manufacturing cost is increased.

Die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen kann zum Beispiel durch Berechnen der äquivalenten Kreisdurchmesser der Hartphasenteilchen und Berechnen des Durchschnitts der berechneten äquivalenten Kreisdurchmesser bestimmt werden. Insbesondere wird ein Reflexionselektronenbild eines Querschnitts des Gussmaterials unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (REM) aufgenommen, und die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen wird unter Verwendung des aufgenommenen Reflexionselektronenbildes basierend auf der Fullman-Formel berechnet (Gleichung (1), siehe unten). $d_{m} = (4 / π) \times (N_{L} / N_{S})$

The average particle size of the hard phase particles may be determined, for example, by calculating the equivalent circular diameters of the hard phase particles and calculating the average of the calculated equivalent circular diameters. Specifically, a reflection electron image of a cross section of the casting material is taken using a scanning electron microscope (SEM), and the average particle size of the hard phase particles is calculated using the taken reflection electron image based on the Fullman's formula (equation (1), see below).

d_{m} = (4 / π) \times (N_{L} / N_{S})

In der Gleichung (1) ist d_m die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen. π ist das Verhältnis des Umfangs eines Kreises. N_L ist die Anzahl der Hartphasenteilchen, die von einer beliebigen geraden Linie auf einem Querschnitt der Struktur getroffen werden (die Anzahl der Hartphasenteilchen, die von einer willkürlich gezeichneten geraden Linie berührt oder gekreuzt werden), pro Längeneinheit der beliebigen geraden Linie. Insbesondere wird N_L durch Teilen der Anzahl von Teilchen, die durch eine beliebige gerade Linie mit einer Länge L in einem Querschnitt der Struktur getroffen werden, durch die Länge L der beliebigen geraden Linie bestimmt. N_S stellt die Anzahl von Hartphasenteilchen dar, die in einer beliebigen Einheitsfläche enthalten sind, und ist ein Wert, der erhalten wird, indem die Anzahl von Teilchen, die in einem beliebigen Messbereich S mit einer Messfläche enthalten sind, durch den beliebigen Messbereich S geteilt wird. Die Linie L sollte dabei lang genug sein, um eine Anzahl von Hartphasenteilchen zu kreuzen, die zur Messung der durchschnittlichen Teilchengröße ausreichen, und ihre Länge beträgt vorzugsweise 20 µm oder mehr und kann beispielsweise 100 µm betragen. Der Messbereich S sollte groß genug sein, um eine Anzahl von Hartphasenteilchen aufzunehmen, die zur Messung der durchschnittlichen Teilchengröße ausreichen, und vorzugsweise eine Länge von 20 µm oder mehr und eine Breite von 20 µm oder mehr aufweisen.In the equation (1), d _{m is} the average particle size of the hard phase particles. π is the ratio of the circumference of a circle. N _L is the number of hard phase particles hit by any straight line on a cross section of the structure (the number of hard phase particles touched or crossed by an arbitrarily drawn straight line) per unit length of the arbitrary straight line. Specifically, by dividing the number of particles hit by any straight line having a length L in a cross section of the structure, N _{L is} determined by the length L of the arbitrary straight line. N _S represents the number of hard phase particles contained in any unit area, and is a value obtained by dividing the number of particles included in an arbitrary measurement area S with a measurement area by the arbitrary measurement area S becomes. The line L should be long enough to cross a number of hard phase particles sufficient to measure the average particle size, and its length is preferably 20 μm or more and may be, for example, 100 μm. The measurement area S should be large enough to accommodate a number of hard phase particles sufficient to measure the average particle size, preferably having a length of 20 μm or more and a width of 20 μm or more.

Das durchschnittliche Aspektverhältnis, das heißt das durchschnittliche Verhältnis (Hauptdurchmesser/Nebendurchmesser) des Hauptdurchmessers zum Nebendurchmesser der Hartphasenteilchen des Gussmaterials gemäß der vorliegenden Ausführungsform, beträgt 2,0 oder weniger, vorzugsweise 1,9 oder weniger, mehr vorzugsweise 1,8 oder weniger. Wenn das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann die Biegefestigkeit des Gussmaterials merklich verbessert werden. Wenn beispielsweise das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen aufgrund des Wachstums von Dendritstrukturen (säulenförmigen Kristallen) der Hartphasenteilchen zu groß ist, weist das Gussmaterial eine verringerte Biegefestigkeit in den Dendritstrukturen auf und kann leicht brechen.The average aspect ratio, that is, the average ratio (major diameter / minor diameter) of the major diameter to the minor diameter of the hard phase particles of the casting material according to the present embodiment is 2.0 or less, preferably 1.9 or less, more preferably 1.8 or less. If the average aspect ratio of the hard phase particles is within the above range, the bending strength of the cast material can be remarkably improved. For example, if the average aspect ratio of the hard phase particles is too large due to the growth of dendritic structures (columnar crystals) of the hard phase particles, the casting material has a reduced flexural strength in the dendrite structures and is liable to break.

Das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen kann zum Beispiel gemäß JIS R1670 wie folgt bestimmt werden. Zuerst wird das Gussmaterial geschnitten und ein Reflexionselektronenbild der geschnittenen Oberfläche wird unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (REM) aufgenommen. Dann wird eine vorbestimmte Anzahl von Hartphasenteilchen zufällig aus dem Messbereich S (einem Bereich mit einer Länge von 20 µm oder mehr und einer Breite von 20 µm oder mehr) auf dieselbe Weise ausgewählt, wie wenn die durchschnittliche Teilchengröße gemessen wird, und jedes Teilchen wird hinsichtlich der Länge (Hauptdurchmesser) des längsten Teils und der Länge (Nebendurchmesser) des längsten Teils, der sich in der Richtung senkrecht zum Hauptdurchmesser erstreckt, gemessen. Das Verhältnis des Hauptdurchmessers zum Nebendurchmesser kann aus dem gemessenen Hauptdurchmesser und Nebendurchmesser als Aspektverhältnis des Hartphasenteilchens bestimmt werden. In der vorliegenden Ausführungsform wird das Aspektverhältnis für eine vorbestimmte Anzahl von Hartphasenteilchen (beispielsweise 10 oder mehr Teilchen) bestimmt, und der Durchschnitt davon kann als das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen bestimmt werden.The average aspect ratio of the hard phase particles can be determined, for example, according to JIS R1670 as follows. First, the cast material is cut and a reflection electron image of the cut surface is taken using a scanning electron microscope (SEM). Then, a predetermined number of hard phase particles are randomly selected from the measuring region S (a region having a length of 20 μm or more and a width of 20 μm or more) in the same manner as when the average particle size is measured, and each particle is measured the length (major diameter) of the longest part and the length (minor diameter) of the longest part extending in the direction perpendicular to the major diameter. The ratio of the major diameter to the minor diameter can be determined from the measured major diameter and minor diameter as the aspect ratio of the hard phase particle. In the present embodiment, the aspect ratio is determined for a predetermined number of hard phase particles (for example, 10 or more particles), and the average thereof can be determined as the average aspect ratio of the hard phase particles.

Das Kontaktverhältnis (Kontiguität) zwischen den Hartphasenteilchen des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform beträgt 35% oder weniger, bevorzugt 30% oder weniger, bevorzugter 25% oder weniger. Das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen ist ein Maß für die Dispergierbarkeit der Hartphasenteilchen. Ein niedrigeres Kontaktverhältnis entspricht einer höheren Dispergierbarkeit und liefert eine verbesserte Festigkeit. Wenn das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen zu hoch ist, können die Hartphasenteilchen miteinander in Kontakt treten, um Massenaggregate zu bilden, und die Hartphasenteilchen können sich miteinander verbinden, was zum Wachstum von Teilchen führt. Leider kann das Gussmaterial infolgedessen von einem Teil mit gewachsenen Teilchen abbrechen und eine verringerte Biegefestigkeit aufweisen.The contact ratio (contiguity) between the hard phase particles of the molding material of the present embodiment is 35% or less, preferably 30% or less, more preferably 25% or less. The contact ratio between the hard phase particles is a measure of the dispersibility of the hard phase particles. A lower contact ratio corresponds to a higher dispersibility and provides improved strength. If the contact ratio between the hard phase particles is too high, the Hard phase particles come into contact with each other to form mass aggregates, and the hard phase particles can combine with each other, resulting in the growth of particles. Unfortunately, as a result, the casting material may break off from a part of grown particles and have a reduced flexural strength.

Das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen kann zum Beispiel wie folgt bestimmt werden. Zunächst wird ein Reflexionselektronenbild der Oberfläche des Gussmaterials unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops aufgenommen. Wie in 9 gezeigt ist, wird eine Messlinie L mit einer vorbestimmten Länge willkürlich auf dem Reflexionselektronenbild auf die gleiche Weise gezeichnet, wie wenn die durchschnittliche Teilchengröße gemessen wird, und die Grenzflächen zwischen harten Phasen auf der Linie L werden beobachtet. 9 ist eine Ansicht, um zu veranschaulichen, wie die Mikrostruktur des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform gemessen wird. Insbesondere werden die Grenzflächen (Schnittstellen) zwischen Hartphasenteilchen beobachtet. Eine Grenzfläche zwischen miteinander in Kontakt stehenden Hartphasenteilchen wird als Hartphasen-Hartphasen-Grenzfläche I_HH bezeichnet, und eine Grenzfläche zwischen einem Hartphasenteilchen und der miteinander in Kontakt stehenden Bindephase wird als Hartphasen-Bindephasen-Grenzfläche I_HB bezeichnet. Diese Grenzflächen werden gezählt. Der Begriff „Hartphasenteilchen“ bezieht sich auf ein Teilchen, das aus einem Borid besteht und während des Erhitzens eines Rohmaterials, das Mo, Ni, Cr, B und dergleichen enthält, erzeugt wird und wächst wie später beschrieben wird. Wenn gewachsene Teilchen miteinander in Kontakt stehen, bilden diese Teilchen kein einzelnes integriertes Teilchen, sondern liegen als separate Teilchen in Kontakt miteinander vor. Ein Verfahren zum Extrahieren der Konturen der Hartphasenteilchen und der Grenzflächen zwischen miteinander in Kontakt stehenden Hartphasenteilchen wird unter Bezugnahme auf 11(A) beschrieben, die ein beispielhaftes Reflexionselektronenbild ist, das durch Abbilden der Oberfläche des Gussmaterials erhalten wird unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (REM). In dem in 11(A) gezeigten Reflexionselektronenbild entsprechen weiße Bereiche jeweils der harten Phase (Borid) und graue Bereiche entsprechen jeweils der Bindephase. In einem solchen Reflexionselektronenbild kann die Kontur jeder harten Phase erfasst werden, wie in 11(B) gezeigt, indem die Grenzen zwischen den weißen Bereichen und den grauen Bereichen basierend auf dem Helligkeitsunterschied dazwischen erfasst werden. Aussparungen (Abschnitte mit einem Innenwinkel von 180° oder mehr) der erfassten Kontur der harten Phase werden erfasst, und eine gerade Linie, die ein Paar gegenüberliegender Aussparungen verbindet, wird als die Grenzfläche zwischen miteinander in Kontakt stehenden Hartphasenteilchen extrahiert. Insbesondere sind, wie in 11(C) gezeigt, die eine vergrößerte Ansicht des eingekreisten Bereichs in 11(B) ist, Paare gegenüberliegender Aussparungen durch gerade Linien verbunden, und die Liniensegmente (Liniensegmente, die durch a, b, c und d in 11(C) angegeben sind) können als Grenzflächen definiert werden, an denen Hartphasenteilchen miteinander in Kontakt stehen.The contact ratio between the hard phase particles can be determined, for example, as follows. First, a reflection electron image of the surface of the casting material is taken using a scanning electron microscope. As in 9 is shown, a measurement line L having a predetermined length is arbitrarily drawn on the reflection electron image in the same manner as when the average particle size is measured, and the hard phase interfaces on the line L are observed. 9 Fig. 13 is a view to illustrate how the microstructure of the molding material of the present embodiment is measured. In particular, the interfaces (interfaces) between hard phase particles are observed. An interface between contacting hard phase particles is referred to as a hard phase hard phase interface I _HH and an interface between a hard phase particle and the contacting binder phase is referred to as a hard phase binding phase interface I _HB . These interfaces are counted. The term "hard phase particle" refers to a particle consisting of a boride which is generated and grown during heating of a raw material containing Mo, Ni, Cr, B, and the like, as will be described later. When grown particles are in contact with each other, these particles do not form a single integrated particle but exist as separate particles in contact with each other. A method for extracting the contours of the hard phase particles and the interfaces between contacting hard phase particles will be described with reference to FIG 11 (A) which is an exemplary reflection electron image obtained by imaging the surface of the molding material using a scanning electron microscope (SEM). In the in 11 (A) white areas respectively correspond to the hard phase (boride) and gray areas correspond to the binding phase, respectively. In such a reflection electron image, the contour of each hard phase can be detected as in FIG 11 (B) is shown by detecting the boundaries between the white areas and the gray areas based on the brightness difference therebetween. Recesses (portions having an internal angle of 180 ° or more) of the detected hard phase contour are detected, and a straight line connecting a pair of opposite recesses is extracted as the interface between hard phase particles in contact with each other. In particular, as in 11 (C) shown an enlarged view of the circled area in 11 (B) , pairs of opposite recesses are connected by straight lines, and the line segments (line segments represented by a, b, c and d in FIG 11 (C) can be defined) as interfaces at which hard phase particles are in contact with each other.

In der vorliegenden Ausführungsform kann das Kontaktverhältnis Cont (Einheit: %) zwischen den Hartphasenteilchen gemäß der folgenden Gleichung (2) basierend auf der Anzahl N(I_HH) von Hartphase-Hartphase-Grenzflächen I_HH pro Längeneinheit von L1 und der Anzahl N(I_HB) von Hartphasen-Bindephasen-Grenzflächen I_HB pro Längeneinheit von L1 berechnet werden. $Cont = 2 N (I_{HH}) / [2 N (I_{HH}) + N (I_{HB})] \times 100$

In the present embodiment, the contact ratio Cont (unit:%) between the hard phase particles may be calculated according to the following equation (2) based on the number N (I _HH ) of hard phase hard phase interfaces I _HH per unit length of L1 and the number N (I _HB ) of hard phase binding phase interfaces I _HB per unit length of L1.

Cont = 2 N (I_{HH}) / [2 N (I_{HH}) + N (I_{HB})] \times 100

Wenn das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen auf die oben beschriebene Weise berechnet wird, ist es vorzuziehen, den folgenden Vorgang fünfmal zu wiederholen und das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen auf der Grundlage der Ergebnisse der fünfmaligen Messung zu berechnen: Vorgang, umfassend: das Zeichnen einer anderen Messlinie L, die sich von der obigen Linie unterscheidet, auf der REM-Fotografie, so dass die Linie L einen anderen Teil als der Teil durchläuft, durch den die obige Linie verläuft; und Zählen der Hartphasen-Hartphasen-Grenzflächen I_HH und der Hartphasen-Bindephasen-Grenzflächen I_HB auf die gleiche Weise wie oben.When the contact ratio between the hard phase particles is calculated in the above-described manner, it is preferable to repeat the following process five times and to calculate the contact ratio between the hard phase particles based on the results of the five times measurement: a process comprising: drawing another measurement line L, which differs from the above line, on the SEM photograph, so that the line L passes through a part other than the part through which the above line passes; and counting the hard phase hard phase interfaces I _HH and the hard phase binder phase interfaces I _HB in the same manner as above.

In der vorliegenden Ausführungsform kann jedes Verfahren zum Steuern der durchschnittlichen Teilchengröße der Hartphasenteilchen, des durchschnittlichen Aspektverhältnisses der Hartphasenteilchen und des Kontaktverhältnisses der Hartphasenteilchen innerhalb der obigen Bereiche ohne Einschränkung verwendet werden. Beispiele hierfür umfassen ein Verfahren, umfassend das Schmelzen eines Rohmaterialpulvers und dergleichen zum Bilden des Gussmaterials, um ein Schmelzgemisch herzustellen, und das anschließende Abkühlen des Schmelzgemischs unter vorbestimmten Bedingungen, wie später beschrieben wird.In the present embodiment, any method for controlling the average particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles, and the contact ratio of the hard phase particles within the above ranges can be used without limitation. Examples thereof include a method comprising melting a raw material powder and the like to form the casting material to prepare a melt mixture, and then cooling the melt mixture under predetermined conditions as described later.

Das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen kann auch gesteuert werden, indem das Zusammensetzungsverhältnis des Gussmaterials innerhalb eines vorbestimmten Bereichs eingestellt wird.The contact ratio between the hard phase particles can also be controlled by adjusting the composition ratio of the molding material within a predetermined range.

Die Bindephase des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform enthält Ni₃Si und Ni₃B, wie oben beschrieben. Da die Bindephase Ni₃Si und Ni₃B, insbesondere die stabile Phase Ni₃Si, enthält, kann die Biegefestigkeit des Gussmaterials erheblich verbessert werden. Die Bildung von Kristallen der metastabilen Phase Ni₃₁Si₁₂ in der Bindephase erhöht die innere Verformungsenergie im Gussmaterial. Infolgedessen kann das Gussmaterial eine verringerte Biegefestigkeit aufweisen und leicht brechen. The binder phase of the casting material of the present embodiment contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B as described above. Since the binder phase contains Ni ₃ Si and Ni ₃ B, especially the stable phase Ni ₃ Si, the flexural strength of the casting material can be significantly improved. The formation of crystals of the metastable phase Ni ₃₁ Si ₁₂ in the binder phase increases the internal energy of deformation in the casting material. As a result, the casting material can have a reduced flexural strength and break easily.

Zusätzlich hat das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform ein Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/10 oder weniger, wobei I_A die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃₁Si₁₂ abgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und I_B die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃Si abgeleitet ist, der bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird, wobei die Intensitäten durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung bestimmt werden. Wenn das Intensitätsverhältnis I_A/I_B innerhalb des obigen Bereichs liegt, d.h. das Verhältnis des Gehalts an stabiler Phase Ni₃Si zum Gehalt an metastabiler Phase Ni₃₁Si₁₂ relativ hoch ist, kann die Biegefestigkeit des resultierenden Gussmaterials erheblich verbessert werden.In addition, the casting material of the present embodiment has an intensity ratio I _A / I _B of 1/10 or less, where I _{A is} the intensity of a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ , which at a diffraction angle 2θ is in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and I _{B is} the intensity of a peak derived from Ni ₃ Si observed at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, the intensities of X-ray diffraction measurement using CuKα radiation. When the intensity ratio I _A / I _{B is} within the above range, ie, the ratio of the stable phase Ni ₃ Si to the metastable phase content Ni ₃₁ Si _{12 is} relatively high, the bending strength of the resulting casting material can be significantly improved.

Zusammensetzung des GussmaterialsComposition of the casting material

Die Zusammensetzung des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform ist nicht besonders beschränkt. Wenn die Bindephase eine Legierung auf Ni-Basis umfasst, die hauptsächlich aus Ni besteht, besteht die Zusammensetzung vorzugsweise aus 1 bis 6 Gew.-% B, 0 bis 5 Gew.-% Si, 0 bis 20 Gew.-% Cr und 5 bis 40 Gew.-% Mo, wobei der Rest Ni ist.The composition of the molding material of the present embodiment is not particularly limited. When the binder phase comprises a Ni-base alloy mainly composed of Ni, the composition is preferably 1 to 6 wt% B, 0 to 5 wt% Si, 0 to 20 wt% Cr, and 5 to 40% by weight of Mo, with the remainder being Ni.

B (Bor) ist ein Element, das ein Borid bildet, das wiederum Hartphasenteilchen bildet. Wenn der Gehalt an B innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann der Gehalt an Hartphasenteilchen in dem Gussmaterial angemessen gesteuert werden. Infolgedessen kann die Verschleißbeständigkeit des Gussmaterials verbessert werden. Wenn der Gehalt an B innerhalb des obigen Bereichs liegt, kann zusätzlich das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen innerhalb des obigen Bereichs gesteuert werden, wodurch die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials verbessert werden. Der Gehalt an B im Gussmaterial beträgt bevorzugt 1 bis 6 Gew.-%, besonders bevorzugt 2 bis 5 Gew.-%.B (boron) is an element that forms a boride, which in turn forms hard phase particles. When the content of B is within the above range, the content of hard phase particles in the molding material can be appropriately controlled. As a result, the wear resistance of the casting material can be improved. In addition, when the content of B is within the above range, the contact ratio between the hard phase particles can be controlled within the above range, thereby improving the hardness and flexural strength of the molding material. The content of B in the casting material is preferably 1 to 6 wt .-%, particularly preferably 2 to 5 wt .-%.

Ni ist ein Element, das in die Hartphasenteilchen eingebaut werden kann, wenn eine Legierung auf Ni-Basis für die Bindephase des Gussmaterials verwendet wird, und ist auch ein Element zur Bildung der Bindephase. Ni verbessert die Korrosionsbeständigkeit des Gussmaterials.Ni is an element that can be incorporated into the hard phase particles when a Ni-based alloy is used for the binder phase of the cast material, and is also an element for forming the binder phase. Ni improves the corrosion resistance of the casting material.

Si ist ein Element zur Bildung der Bindephase des Gussmaterials und senkt die Schmelztemperatur des Rohmaterials zur Bildung des Gussmaterials. Wenn der Gehalt an Si ausreichend ist, kann nicht nur die Schmelztemperatur gesenkt werden, sondern auch eine Verringerung der Biegefestigkeit des Gussmaterials verhindert werden, die durch im Gussmaterial enthaltene übermäßige Silizide verursacht wird.Si is an element for forming the binder phase of the casting material and lowers the melting temperature of the raw material to form the casting material. When the content of Si is sufficient, not only can the melting temperature be lowered, but also a reduction in the bending strength of the casting material caused by excessive silicides contained in the casting material can be prevented.

Cr ist ein Element, das in die Hartphasenteilchen eingebaut werden kann und auch in die Bindephase eingebaut werden kann. Cr verbessert die Korrosionsbeständigkeit, die Verschleißbeständigkeit, die Hochtemperatureigenschaften, die Härte und die Biegefestigkeit des Gussmaterials. Wenn der Gehalt an Cr ausreichend ist, wird der Gehalt der Hartphasenteilchen in dem Gussmaterial innerhalb des obigen Bereichs gesteuert, was zu einer verbesserten Biegefestigkeit des Gussmaterials führt.Cr is an element that can be incorporated into the hard phase particles and can also be incorporated into the binder phase. Cr improves corrosion resistance, wear resistance, high temperature properties, hardness and flexural strength of the cast material. When the content of Cr is sufficient, the content of the hard phase particles in the casting material is controlled within the above range, resulting in improved flexural strength of the casting material.

Mo ist ein Element, das in die Hartphasenteilchen eingebaut werden kann und auch in die Bindephase eingebaut werden kann. Mo verbessert die Korrosionsbeständigkeit des Gussmaterials. Insbesondere liegt ein Teil von Mo als feste Lösung in der Bindephase vor, wodurch die Korrosionsbeständigkeit des Gussmaterials verbessert wird. Wenn der Mo-Gehalt ausreichend ist, können die Verschleißbeständigkeit und die Korrosionsbeständigkeit des Gussmaterials verbessert werden.Mo is an element that can be incorporated into the hard phase particles and can also be incorporated into the binder phase. Mo improves the corrosion resistance of the casting material. In particular, a part of Mo exists as a solid solution in the binder phase, whereby the corrosion resistance of the casting material is improved. If the Mo content is sufficient, the wear resistance and the corrosion resistance of the casting material can be improved.

Herstellungsverfahren für GussmaterialienProduction process for cast materials

Zunächst wird ein Rohmaterialpulver zum Bilden des Gussmaterials der vorliegenden Ausführungsform hergestellt. Das Rohmaterialpulver wird in einem gewünschten Zusammensetzungsverhältnis der Elemente zur Bildung des Gussmaterials hergestellt. Das Rohmaterialpulver kann in Pulverform vorliegen oder Aggregate (Bulkform) von Pulver enthalten. In der vorliegenden Ausführungsform können in dem Rohmaterialpulver die Hartphasenteilchen, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen, vorläufig enthalten sein. Alternativ können in dem Rohmaterialpulver die Hartphasenteilchen nicht enthalten sein, und Bor und Kohlenstoff in dem Rohmaterialpulver können die Hartphasenteilchen, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen, in dem Gussmaterial in dem Herstellungsverfahren des Gussmaterials unter Verwendung des Rohmaterialpulvers bilden. Es ist bevorzugt, dass die Hartphasenteilchen, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen, vorläufig in dem Rohmaterialpulver enthalten sind. Das in dem Rohmaterialpulver enthaltene Borid ist vorzugsweise mindestens eines von mehreren Boriden, dargestellt durch Mo₂NiB₂ und Mo2(Ni,Cr)B₂, besonders bevorzugt Mo₂(Ni,Cr)B₂. Wenn das Borid beispielsweise Cr in Form von Mo₂(Ni,Cr)B₂enthält, neigt das Borid dazu, eine tetragonale Kristallstruktur aufzuweisen. Aufgrund dieser Struktur verhindert das Borid das Wachstum der Boridkristalle zu einer größeren Größe und verbessert die Eigenschaften des resultierenden Gussmaterials im Vergleich zu Cr-freien Boriden, die dazu neigen, eine orthorhombische Kristallstruktur aufzuweisen.First, a raw material powder for forming the cast material of the present embodiment is produced. The raw material powder is prepared in a desired composition ratio of the elements for forming the casting material. The raw material powder may be in powder form or contain aggregates (bulk form) of powder. In the present embodiment, in the raw material powder, the Hard phase particles consisting mainly of a boride, provisionally contained. Alternatively, in the raw material powder, the hard phase particles may not be contained, and boron and carbon in the raw material powder may form the hard phase particles mainly composed of a boride in the casting material in the production process of the casting material using the raw material powder. It is preferable that the hard phase particles mainly composed of a boride are preliminarily contained in the raw material powder. The boride contained in the raw material powder is preferably at least one of a plurality of borides represented by Mo ₂ NiB ₂ and Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ , more preferably Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ . For example, when the boride contains Cr in the form of Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ , the boride tends to have a tetragonal crystal structure. Due to this structure, the boride prevents the growth of the boride crystals to a larger size and improves the properties of the resulting casting material compared to Cr-free borides, which tend to have an orthorhombic crystal structure.

Als nächstes werden dem vorbereiteten Rohmaterialpulver ein Bindemittel, ein organisches Lösungsmittel und dergleichen zugesetzt, um das Rohmaterialpulver bei Bedarf auf eine vorbestimmte Teilchengröße zu mikronisieren, und das Gemisch wird unter Verwendung eines Pulverisierers wie einer Kugelmühle gemischt und pulverisiert.Next, a binder, an organic solvent and the like are added to the prepared raw material powder to micronize the raw material powder to a predetermined particle size if necessary, and the mixture is mixed and pulverized using a pulverizer such as a ball mill.

Das Bindemittel wird zugesetzt, um die Formbarkeit während des Formens zu verbessern und die Oxidation des Pulvers zu verhindern. Das Bindemittel ist nicht besonders beschränkt und bekannte Bindemittel können verwendet werden. Beispiele hierfür schließen Paraffin ein. Die Menge des zuzusetzenden Bindemittels beträgt vorzugsweise 3 bis 6 Gewichtsteile, bezogen auf 100 Gewichtsteile des Rohmaterialpulvers. Das organische Lösungsmittel ist nicht besonders beschränkt und Lösungsmittel mit niedrigem Siedepunkt wie Aceton können verwendet werden. Die Pulverisierungs-/Mischzeit ist nicht besonders beschränkt und kann so gewählt werden, dass Hartphasenteilchen mit einer durchschnittlichen Teilchengröße innerhalb des obigen Bereichs in dem resultierenden Gussmaterial gebildet werden. Die Pulverisierungs-/Mischzeit beträgt typischerweise 15 bis 30 Stunden.The binder is added to improve moldability during molding and to prevent oxidation of the powder. The binder is not particularly limited, and known binders can be used. Examples include paraffin. The amount of the binder to be added is preferably 3 to 6 parts by weight based on 100 parts by weight of the raw material powder. The organic solvent is not particularly limited, and low boiling point solvents such as acetone can be used. The pulverization / mixing time is not particularly limited and may be selected to form hard phase particles having an average particle size within the above range in the resulting casting material. The pulverization / mixing time is typically 15 to 30 hours.

Als nächstes wird das Rohmaterialpulver zu einem Schmelzgemisch geschmolzen und Verunreinigungen wie Gas und Oxide werden, falls erforderlich, aus dem Schmelzgemisch entfernt. Bei diesem Verfahren wird die Schmelztemperatur gemäß den verwendeten Materialien bestimmt und beträgt vorzugsweise 1100°C bis 1300°C, bevorzugter 1200°C bis 1250 °C.Next, the raw material powder is melted into a melt mixture, and impurities such as gas and oxides are removed from the melt mixture, if necessary. In this method, the melting temperature is determined according to the materials used, and is preferably 1100 ° C to 1300 ° C, more preferably 1200 ° C to 1250 ° C.

Als nächstes kann das wie oben beschrieben erhaltene Schmelzgemisch zu einem Gussmaterial gegossen werden, indem das Schmelzgemisch in eine Gussform wie eine Form gewünschter Form gegossen und dann das Schmelzgemisch abgekühlt wird.Next, the melt mixture obtained as described above may be poured into a cast material by pouring the melt mixture into a mold such as a mold of desired shape, and then cooling the melt mixture.

In der vorliegenden Ausführungsform umfasst der Schritt des Abkühlens des Schmelzgemisches das kontinuierliche Abkühlen des Schmelzgemisches mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr über den Temperaturbereich der Abkühlstarttemperatur bis 400°C. In der vorliegenden Ausführungsform bedeutet der Ausdruck „kontinuierliches Kühlen des Schmelzgemisches mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr“, dass die Abkühlrate für einen bestimmten Zeitraum kontinuierlich auf 100°C/min oder mehr gesteuert wird. Der Abkühlungsschritt umfasst vorzugsweise ein Abkühlen mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr für 1 Minute oder mehr, bevorzugter 5 Minuten oder mehr. Beispielsweise ist ein Fall, in dem die Abkühlrate sofort 100°C/min oder mehr erreicht (beispielsweise ein Fall, in dem die Abkühlrate für 1 Sekunde oder weniger 100°C/min oder mehr erreicht), nicht enthalten. Obwohl es ausreichend ist, dass der Schritt des Abkühlens des Schmelzgemisches ein kontinuierliches Abkühlen des Schmelzgemisches mit einer Abkühlrate von 100°C/min oder mehr über den Temperaturbereich der Abkühlstarttemperatur bis 400°C umfasst, beträgt die Abkühlrate vorzugsweise 200°C/min oder mehr bevorzugter 400°C/min oder mehr. Wenn das Schmelzgemisch unter den obigen Bedingungen abgekühlt wird, können die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen, das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen und das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen des resultierenden Gussmaterials innerhalb der obigen Bereiche gesteuert werden.In the present embodiment, the step of cooling the melt mixture comprises continuously cooling the melt mixture at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C. In the present embodiment, the term "continuously cooling the melt mixture at a cooling rate of 100 ° C / min or more" means that the cooling rate is continuously controlled at 100 ° C / min or more for a certain period of time. The cooling step preferably comprises cooling at a cooling rate of 100 ° C / min or more for 1 minute or more, more preferably 5 minutes or more. For example, a case where the cooling rate immediately reaches 100 ° C./min or more (for example, a case where the cooling rate reaches 100 ° C./min or more for 1 second or less) is not included. Although it is sufficient that the step of cooling the melt mixture comprises continuously cooling the melt mixture at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C, the cooling rate is preferably 200 ° C / min or more more preferably 400 ° C / min or more. When the melt mixture is cooled under the above conditions, the average particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles and the contact ratio between the hard phase particles of the resulting cast material can be controlled within the above ranges.

In der vorliegenden Ausführungsform kann ein beliebiges Verfahren zum Kühlen des Schmelzgemisches ohne Einschränkung verwendet werden, und ein Beispiel dafür ist das Gießen des Schmelzgemisches in eine Form, die vorzugsweise eine Temperatur von Raumtemperatur bis 1100°C, bevorzugter 300°C bis 1100°C aufweist, und das Abkühlen des Schmelzgemisches. Die Raumtemperatur beträgt zum Beispiel 1°C bis 30°C.In the present embodiment, any method for cooling the melt mixture may be used without limitation, and an example thereof is casting the melt mixture into a mold which preferably has a temperature of room temperature to 1100 ° C, more preferably 300 ° C to 1100 ° C , and cooling the melt mixture. The room temperature is, for example, 1 ° C to 30 ° C.

Jedes Gießverfahren kann ohne Einschränkung verwendet werden, jedoch werden Gießverfahren wie Formgießen, Wachsausschmelzgießen, kontinuierliches Gießen und Schleudergießen bevorzugt verwendet, da diese Verfahren die Bildung von Gussmaterialien mit komplizierten Formen und die Bildung dickwandiger Gussmaterialien ermöglichen.Any casting method may be used without limitation, but casting methods such as casting, investment casting, continuous casting and centrifugal casting are preferably used. because these methods allow the formation of castings with complex shapes and the formation of thick-walled castings.

In der vorliegenden Ausführungsform wird das durch Abkühlen unter den obigen Bedingungen erhaltene Gussmaterial dann einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 700°C bis 950°C unterzogen. Die Wärmebehandlung unter solchen Bedingungen bewirkt einen Phasenübergang von der metastabilen Phase (Ni₃₁Si₁₂) zur stabilen Phase (Ni₃Si), wodurch die Biegefestigkeit des Gussmaterials erheblich verbessert wird.In the present embodiment, the cast material obtained by cooling under the above conditions is then subjected to a heat treatment at a temperature of 700 ° C to 950 ° C. The heat treatment under such conditions causes a phase transition from the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) to the stable phase (Ni ₃ Si), thereby significantly improving the flexural strength of the casting material.

Die Temperatur für die Wärmebehandlung des Gussmaterials beträgt 700°C bis 950°C, wie oben beschrieben, und beträgt vorzugsweise 750°C bis 900°C, bevorzugter 800°C bis 850°C. Wenn die Temperatur für die Wärmebehandlung innerhalb des obigen Bereichs liegt, tritt der Phasenübergang von der metastabilen Phase (Ni₃₁Si₁₂) zur stabilen Phase (Ni₃Si) erfolgreich auf, was zu einer verbesserten Biegefestigkeit des Gussmaterials führt. Wenn die Temperatur für die Wärmebehandlung zu hoch ist, insbesondere höher als 950°C, wird die metastabile Phase (Ni₃₁Si₁₂) erneut erzeugt. Bei einer Temperatur von mehr als 1.000°C kann das Gussmaterial schmelzen und sich verformen.The temperature for the heat treatment of the casting material is 700 ° C to 950 ° C as described above, and is preferably 750 ° C to 900 ° C, more preferably 800 ° C to 850 ° C. When the temperature for the heat treatment is within the above range, the phase transition from the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) to the stable phase (Ni ₃ Si) occurs successfully, resulting in an improved flexural strength of the cast material. If the temperature for the heat treatment is too high, in particular higher than 950 ° C, the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) is regenerated. At a temperature of more than 1,000 ° C, the casting material may melt and deform.

In der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Temperatur für die Wärmebehandlung des Gussmaterials 700°C bis 950°C, wie oben beschrieben, erfüllt jedoch vorzugsweise den folgenden Ausdruck (1), um den Phasenübergang von der metastabilen Phase (Ni₃₁Si₁₂) zur stabilen Phase (Ni₃Si)im Gussmaterial erfolgreicher zu bewirken und damit die Biegefestigkeit des Gussmaterials weiter zu verbessern. $- 85,324 x + 966,13 \leq y \leq -85,324x + 1216,1$

(In dem Ausdruck (1) ist x der Gehalt (Einheit: Gew.-%) von B in dem Gussmaterial und y ist die Temperatur für die Wärmebehandlung.)In the present embodiment, the temperature for the heat treatment of the casting material is 700 ° C to 950 ° C as described above, but preferably satisfies the following expression (1) to the phase transition from the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) to the stable phase (Ni ₃ Si) in the casting material to more successful and thus to further improve the flexural strength of the casting material.

- 85.324 x + 966.13 \leq y \leq -85, 324x + 1,216.1

(In the expression (1), x is the content (unit: wt%) of B in the casting material and y is the temperature for the heat treatment.)

In der vorliegenden Ausführungsform erfüllt die Temperatur für die Wärmebehandlung des Gussmaterials bevorzugter den folgenden Ausdruck (2). $- 85,324 x + 1016,1 \leq y \leq -85,324x + 1116,1$

(In dem Ausdruck (2) ist x der Gehalt (Einheit: Gew.-%) von B in dem Gussmaterial und y ist die Temperatur für die Wärmebehandlung.)In the present embodiment, the temperature for the heat treatment of the casting material more preferably satisfies the following expression (2).

- 85.324 x + 1,016.1 \leq y \leq -85, 324x + 1,116.1

(In the expression (2), x is the content (unit: wt%) of B in the casting material, and y is the temperature for the heat treatment.)

Die Behandlungszeit für die Wärmebehandlung des Gussmaterials ist nicht besonders beschränkt und beträgt vorzugsweise 0,17 bis 3 Stunden, bevorzugter 0,33 bis 2 Stunden, noch bevorzugter 0,5 bis 1,5 Stunden. Wenn die Behandlungszeit für die Wärmebehandlung innerhalb des obigen Bereichs liegt, tritt der Phasenübergang von der metastabilen Phase (Ni₃₁Si₁₂) zur stabilen Phase (Ni₃Si)im Gussmaterial erfolgreicher auf, wodurch die Biegefestigkeit des Gusses weiter verbessert wird.The treatment time for the heat treatment of the casting material is not particularly limited, and is preferably 0.17 to 3 hours, more preferably 0.33 to 2 hours, still more preferably 0.5 to 1.5 hours. When the treatment time for the heat treatment is within the above range, the phase transition from the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) to the stable phase (Ni ₃ Si) in the cast material is more successful, thereby further improving the bending strength of the cast.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform wird wie oben beschrieben hergestellt.The molding material of the present embodiment is manufactured as described above.

Das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform enthält die Hartphasenteilchen, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen, und die Bindephase, die eine Legierung enthält, die Ni₃Si und Ni₃B enthält. Die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen wird auf 3 µm oder weniger eingestellt. Das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen wird auf 2,0 oder weniger eingestellt. Das Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen beträgt 35% oder weniger. Das Gussmaterial hat ein Intensitätsverhältnis I_A/I_B, das auf 1/10 oder weniger eingestellt ist, wobei I_A die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃₁Si₁₂ abgeleitet ist und bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° beobachtet wird, und I_B die Intensität eines Peaks ist, der von Ni₃Si abgeleiteter ist und bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° beobachtet wird, wobei die Intensitäten durch Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung von CuKα-Strahlung bestimmt werden. Aufgrund dieser Merkmale weist das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit und eine hervorragende Verschleißbeständigkeit auf und weist eine hohe Härte und eine hohe Biegefestigkeit auf.The casting material of the present embodiment contains the hard phase particles mainly composed of a boride and the binder phase containing an alloy containing Ni ₃ Si and Ni ₃ B. The average particle size of the hard phase particles is set to 3 μm or less. The average aspect ratio of the hard phase particles is set to 2.0 or less. The contact ratio between the hard phase particles is 35% or less. The cast material has an intensity ratio I _A / I _{B set} to 1/10 or less, where I _{A is} the intensity of a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ and at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° is observed to be 47.8 °, and I _{B is} the intensity of a peak derived from Ni ₃ Si observed at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, the intensities being reduced by X-ray diffraction Use of CuKα radiation can be determined. Due to these features, the casting material of the present embodiment has excellent corrosion resistance and wear resistance, and has high hardness and high flexural strength.

Da das Gussmaterial der vorliegenden Ausführungsform eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit sowie eine hohe Härte und eine hohe Biegefestigkeit aufweist, kann das Gussmaterial in geeigneter Weise als verschleißfestes Material verwendet werden, das selbst in Umgebungen mit hoher Belastung (z.B. Walzen, Zylindern, Lagern, industriellen Pumpenkomponenten und dergleichen) eine hervorragende Beständigkeit aufweist.Since the casting material of the present embodiment has excellent corrosion resistance and wear resistance as well as high hardness and high flexural strength, the casting material can be suitably used as a wear-resistant material which itself in high load environments (eg, rollers, cylinders, bearings, industrial pump components, and the like) has excellent durability.

[Beispiele][Examples]

Nachstehend wird die vorliegende Erfindung anhand von Beispielen ausführlicher beschrieben, die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf diese Beispiele beschränkt. Die Definition und die Bewertungsmethode für jedes Merkmal werden wie folgt beschrieben.Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples, but the present invention is not limited to these examples. The definition and evaluation method for each feature are described as follows.

Durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase im eutektischen TeilAverage number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic part

Zwei Sekundärelektronenbilder wurden an zwei Stellen in einem Querschnitt eines Gussmaterials unter Verwendung einer Feldemissions-Auger-Mikrosonde (Auger) nach dem Ar-Ätzen aufgenommen. Auf jedem der aufgenommenen Sekundärelektronenbilder wurden in der oben beschriebenen Weise fünf gerade Linien in einer Richtung und fünf zu den ersteren senkrechte gerade Linien gezeichnet. Die Anzahl der Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase auf den zehn Geraden wurde bestimmt. Als nächstes wurde der Durchschnitt pro µm Länge (Einheit: Anzahl der Grenzflächen/um) aus der Summe der Anzahl der Grenzflächen auf den zehn geraden Linien berechnet.Two secondary electron images were taken at two locations in a cross-section of a casting material using a field emission Auger microprobe (Auger) after the Ar-etching. On each of the picked-up secondary electron images, five straight lines in one direction and five straight lines perpendicular to the former were drawn as described above. The number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase on the ten straight lines was determined. Next, the average per μm length (unit: number of interfaces / μm) was calculated from the sum of the number of interfaces on the ten straight lines.

Härtehardness

Die Härte des Gussmaterials wurde gemessen (Rockwell-C-Skala-Härte).The hardness of the casting material was measured (Rockwell C-scale hardness).

Biegefestigkeitflexural strength

Das Gussmaterial wurde in ein Teststück mit einer Größe von 4 mm x 8 mm × 24 mm geschnitten. Die Biegefestigkeit (Einheit: MPa) des erhaltenen Teststücks wurde gemäß JIS B4104 (Dreipunktbiegetest) gemessen.The cast material was cut into a test piece having a size of 4 mm × 8 mm × 24 mm. The bending strength (unit: MPa) of the obtained test piece was measured in accordance with JIS B4104 (three-point bending test).

Intensitätsverhältnis I_A/I_B Intensity ratio I _A / I _B

Das Gussmaterial wurde einer Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung einer Röntgenbeugungsvorrichtung (RINT2500/PC, erhältlich von Rigaku Corporation) unter den folgenden Bedingungen unterzogen: Röntgenquelle: CuKα, 40 kV, 200 mA, Emissionsspalt: 2°, Streuungsspalt: 1°, Empfangsspalt: 0,3 mm und Messbereich: 30° < 2θ < 60°. Aus einem durch Röntgenbeugungsmessung erhaltenen Beugungsmuster wurden die Intensität I_A eines Peaks, der von Ni₃₁Si₁₂ abgeleitet ist, bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 46,8° bis 47,8° und die Intensität I_B eines Peaks, der von Ni₁Si abgeleitet ist, bei einem Beugungswinkel 2θ im Bereich von 44,0° bis 45,0° berechnet, und das Verhältnis I_A/I_B dieser Intensitäten wurde berechnet.The cast material was subjected to X-ray diffraction measurement using an X-ray diffraction apparatus (RINT2500 / PC, available from Rigaku Corporation) under the following conditions: X-ray source: CuKα, 40 kV, 200 mA, emission gap: 2 °, scattering gap: 1 °, receiving gap: 0.3 mm and measuring range: 30 ° <2θ <60 °. From a diffraction pattern obtained by X-ray diffraction measurement, the intensity I _{A of} a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ at a diffraction angle 2θ in the range of 46.8 ° to 47.8 ° and the intensity I _{B of} a peak obtained from Ni ₁ Si is calculated at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, and the ratio I _A / I _{B of} these intensities was calculated.

Durchschnittliche Teilchengröße des Hartphasenteilchens, durchschnittliches Aspektverhältnis des Hartphasenteilchens, Kontaktverhältnis zwischen HartphasenteilchenAverage particle size of the hard phase particle, average aspect ratio of the hard phase particle, contact ratio between hard phase particles

Ein Reflexionselektronenbild eines Querschnitts des Gussmaterials wurde unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (REM) aufgenommen und die durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen, das durchschnittliche Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen und das Kontraktionsverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen wurden auf die oben beschriebene Weise bestimmt.A reflection electron image of a cross section of the cast material was taken using a scanning electron microscope (SEM) and the average particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles and the contraction ratio between the hard phase particles were determined in the manner described above.

Beispiel 1example 1

Zunächst wurde eine selbstfließende Legierung auf Ni-Basis (Schmelzpunkt: 985°C, Zusammensetzung: 0,02 Gew.-% C, 2,27 Gew.-% B, 7,03 Gew.-% Si und 0,11 Gew.-% Fe, Rest Ni) als Rohmaterialpulver hergestellt. Das Rohmaterialpulver wurde dann in einen Tiegel gegeben und unter Verwendung eines Vakuumofens bei 1160°C 30 Minuten lang erhitzt und gehärtet, um einen Block herzustellen. Der Block wurde durch Erhitzen auf 1200°C in Luft unter Verwendung eines Luftatmosphärenofens geschmolzen, um eine Rohmaterialschmelze herzustellen. Die erhaltene Rohmaterialschmelze bei 1200°C wurde in eine Form bei Raumtemperatur gegossen und dann auf Raumtemperatur luftgekühlt. Somit wurde ein Gussmaterial durch Luftguss erhalten. Bei diesem Verfahren hatte das Schmelzgemisch, wenn es 2 Minuten nach dem Herausnehmen aus dem Ofen gemessen wurde, eine Temperatur von 400°C. Das Schmelzgemisch wurde somit innerhalb von 2 Minuten von 1200°C auf 400°C abgekühlt, nachdem es aus dem Luftatmosphärenofen entnommen worden war, und die Abkühlrate des Schmelzgemisches betrug 400°C/min. Dieses Ergebnis zeigt, dass das Schmelzgemisch kontinuierlich mit einer Abkühlrate von ungefähr 400°C/min über den Bereich von 1200°C bis 400°C abgekühlt wurde.First, a self-fluxing Ni-base alloy (melting point: 985 ° C, composition: 0.02 wt% C, 2.27 wt% B, 7.03 wt% Si and 0.11 wt. % Fe, balance Ni) as raw material powder. The raw material powder was then placed in a crucible and heated using a vacuum oven at 1160 ° C for 30 minutes and cured to prepare a block. The ingot was melted by heating to 1200 ° C in air using an air atmosphere furnace to prepare a raw material melt. The obtained raw material melt at 1200 ° C was poured into a mold at room temperature and then air-cooled to room temperature. Thus, a casting material was obtained by air casting. In this process, the melt mixture, when measured 2 minutes after removal from the oven, had a temperature of 400 ° C. The melt mixture was thus cooled from 1200 ° C to 400 ° C within 2 minutes after being taken out of the air atmosphere furnace and the cooling rate of the melt mixture was 400 ° C / min. This result shows that the melt mixture was continuously cooled at a cooling rate of about 400 ° C / min over the range of 1200 ° C to 400 ° C.

Anschließend wurde die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase im eutektischen Teil des erhaltenen Gussmaterials auf die oben beschriebene Weise bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.Subsequently, the average number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic part of the obtained cast material was determined in the manner described above. The results are shown in Table 1.

Die 1 und 2 zeigen Sekundärelektronenbilder, die in zwei Sichtfeldern aufgenommen wurden, um die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zu bestimmen (die Bilder wurden an zwei Stellen in einem Querschnitt des Gussmaterials aufgenommen, eines der Bilder wird als Sichtfeld 1 bezeichnet und das andere wird als Sichtfeld 2 bezeichnet). Die in 1 gezeigten Sekundärelektronenbilder haben Vergrößerungen von 3.000 bzw. 10.000. Das Sekundärelektronenbild bei 10.000 wurde verwendet, um die Anzahl der Grenzflächen zu bestimmen (dasselbe gilt für die nachstehend beschriebenen 3 bis 5). In Sichtfeld 1 liegt die NiB-Phase in kornartiger Form vor. In Sichtfeld 2 erstreckt sich die NiSi-Phase netzartig.The 1 and 2 show secondary electron images taken in two fields of view to determine the average number of interfaces (the images were taken at two locations in a cross-section of the casting material, one of the images is called field of view 1 and the other is called field of view 2). In the 1 shown secondary electron images have magnifications of 3,000 and 10,000. The secondary electron image at 10,000 was used to determine the number of interfaces (the same applies to those described below 3 to 5 ). In field of view 1, the NiB phase is in a granular form. In field of view 2, the NiSi phase extends like a net.

Das Gussmaterial von Beispiel 1 wurde einer Röntgenbeugungsmessung unter Verwendung eines Röntgenbeugungsgeräts (RINT 2500/PC, erhältlich von Rigaku Corporation) unter den folgenden Bedingungen unterzogen: Röntgenquelle: CuKα, 40 kV, 200 mA, Emissionsspalt: 2°, Streuspalt: 1°, Empfangsspalt: 0,3 mm und Messbereich: 20° < 2θ < 80°. Die Messergebnisse sind in 6(A) gezeigt. In 6(A) geben ein Kreis und ein Quadrat die von Ni₃Si abgeleiteten Peaks bzw. die von Ni₃B abgeleiteten Peaks an (dasselbe gilt für die 6(B), 7(A) und 7(B)).The cast material of Example 1 was subjected to X-ray diffraction measurement using an X-ray diffraction apparatus (RINT 2500 / PC, available from Rigaku Corporation) under the following conditions: X-ray source: CuKα, 40 kV, 200 mA, emission gap: 2 °, scattering gap: 1 °, receiving gap : 0.3 mm and measuring range: 20 ° <2θ <80 °. The measurement results are in 6 (A) shown. In 6 (A) For example, a circle and a square indicate the peaks derived from Ni ₃ Si and the peaks derived from Ni ₃ B, respectively 6 (B) . 7 (A) and 7 (B) ).

Beispiel 2Example 2

Ein Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, und das erhaltene Gussmaterial wurde 1 Stunde lang einer Wärmebehandlung bei 800°C unterzogen. Das wärmebehandelte Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie oben bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. 3 zeigt zwei Sekundärelektronenbilder (Sichtfeld 1 und Sichtfeld 2), die aufgenommen wurden, um die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zu bestimmen. Die NiB-Phase liegt in Sichtfeld 1 von 3 in kornartiger Form vor und die NiSi-Phase erstreckt sich in Sichtfeld 2 in netzartiger Form. Das Gussmaterial von Beispiel 2 wurde ferner auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 einer Röntgenbeugungsmessung unterzogen. Die Messergebnisse sind in 6(B) gezeigt.A cast material was prepared in the same manner as in Example 1, and the obtained cast material was subjected to a heat treatment at 800 ° C for 1 hour. The heat-treated cast material was evaluated in the same manner as above. The results are shown in Table 1. 3 shows two secondary electron images (field of view 1 and field of view 2) taken to determine the average number of interfaces. The NiB phase is in field of view 1 of 3 in granular form and the NiSi phase extends in field of view 2 in reticular form. The cast material of Example 2 was further subjected to X-ray diffraction measurement in the same manner as in Example 1. The measurement results are in 6 (B) shown.

Vergleichsbeispiel 1Comparative Example 1

Ein Gussmaterial wurde erhalten, indem das in Beispiel 1 verwendete Rohmaterialpulver in einen Tiegel gegeben, das Rohmaterialpulver 30 Minuten lang im Vakuum bei 1200°C unter Verwendung eines Vakuumofens geschmolzen und die Schmelze in einer Ar-Atmosphäre im Ofen abgekühlt wurde. Das erhaltene Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie oben bewertet und die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. 4 zeigt zwei Sekundärelektronenbilder (Sichtfeld 1 und Sichtfeld 2), die aufgenommen wurden, um die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zu bestimmen. Die NiB-Phase liegt in dem Sichtfeld 1 von 4 in kornartiger Form vor und die NiSi-Phase erstreckt sich in dem Sichtfeld 2 in netzartiger Form. Das Gussmaterial von Vergleichsbeispiel 1 wurde ferner auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 einer Röntgenbeugungsmessung unterzogen. Die Messergebnisse sind in 7(A) gezeigt.A casting material was obtained by placing the raw material powder used in Example 1 in a crucible, melting the raw material powder in vacuum at 1200 ° C for 30 minutes using a vacuum furnace, and cooling the melt in an Ar atmosphere in the furnace. The obtained cast material was evaluated in the same manner as above and the results are shown in Table 1. 4 shows two secondary electron images (field of view 1 and field of view 2) taken to determine the average number of interfaces. The NiB phase is in the field of view 1 of 4 in a granular form and the NiSi phase extends in the field of view 2 in reticulated form. The casting material of Comparative Example 1 was further subjected to X-ray diffraction measurement in the same manner as in Example 1. The measurement results are in 7 (A) shown.

Vergleichsbeispiel 2Comparative Example 2

Ein Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Vergleichsbeispiel 1 hergestellt, und das erhaltene Gussmaterial wurde 1 Stunde lang einer Wärmebehandlung bei 800°C unterzogen. Das wärmebehandelte Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie oben bewertet und die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. 5 zeigt zwei Sekundärelektronenbilder (Sichtfeld 1 und Sichtfeld 2), die aufgenommen wurden, um die durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zu bestimmen. In dem Sichtfeld 1 von 5 liegt die NiB-Phase in einer kornartigen Form vor, und in dem Sichtfeld 2 erstreckt sich die NiSi-Phase in einer netzartigen Form. Das Gussmaterial des Vergleichsbeispiels 2 wurde ferner auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 einer Röntgenbeugungsmessung unterzogen. Die Ergebnisse sind in 7(B) gezeigt. Tabelle 1 Herstellungsverfahren Wärmebehandlung Durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen (Anzahl von Grenzflächen/µm) Temperatur (°C) Zeit (h) Gerade Linie in y1-Richtung Gerade Linie in xl-Richtung Durchschnitt Sicht feld 1 Sichtfeld 2 Sichtfeld 1 Sichtfeld 2 Beispiel 1 Luftgießen N/A 4,3 2,7 2,4 2,9 3,1 Beispiel 2 800 1 2,4 2,5 2,5 2,5 2,5 Vergleichsbeispiel 1 Vakuumgießen N/A 1,2 1,5 0,7 0,5 1,0 Vergleichsbeispiel 2 800 1 0,7 0,6 0,4 0,6 0,6 A cast material was prepared in the same manner as in Comparative Example 1, and the obtained cast material was subjected to a heat treatment at 800 ° C for 1 hour. The heat-treated molding material was evaluated in the same manner as above and the results are shown in Table 1. 5 shows two secondary electron images (field of view 1 and field of view 2) taken to determine the average number of interfaces. In the field of view 1 of 5 For example, the NiB phase is in a granular form, and in the field of view 2, the NiSi phase extends in a reticular shape. The cast material of Comparative Example 2 was further subjected to X-ray diffraction measurement in the same manner as in Example 1. The results are in 7 (B) shown. Table 1 production method heat treatment Average number of interfaces (number of interfaces / μm) Temperature (° C) Time (h) Straight line in y1 direction Straight line in xl direction average Field of view 1 Field of view 2 Field of view 1 Field of view 2 example 1 air casting N / A 4.3 2.7 2.4 2.9 3.1 Example 2 800 1 2.4 2.5 2.5 2.5 2.5 Comparative Example 1 vacuum casting N / A 1.2 1.5 0.7 0.5 1.0 Comparative Example 2 800 1 0.7 0.6 0.4 0.6 0.6

Anschließend wurden die Härte und Biegefestigkeit der Gussmaterialien der Beispiele 1 und 2 und des Vergleichsbeispiels 1 auf die oben beschriebene Weise gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt Tabelle 2 Durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen (Anzahl von Grenzflächen/µm) Physikalische Eigenschaften Gerade Linie in y1-Richtung Gerade Linie in xl-Richtung Durchschnitt Biegefestigkeit (MPa) Härte (HRC) Sichtfeld 1 Sichtfeld 2 Sichtfeld 1 Sichtfeld 2 Beispiel 1 4,3 2,7 2,4 2,9 3,1 2370 61 Beispiel 2 2,4 2,5 2,5 2,5 2,5 2400 61 Vergleichsbeispiel 1 1,2 1,5 0,7 0,5 1,0 800 58 Subsequently, the hardness and flexural strength of the casting materials of Examples 1 and 2 and Comparative Example 1 were measured in the manner described above. The results are shown in Table 2 Table 2 Average number of interfaces (number of interfaces / μm) Physical Properties Straight line in y1 direction Straight line in xl direction average Bending strength (MPa) Hardness (HRC) Field of view 1 Field of view 2 Field of view 1 Field of view 2 example 1 4.3 2.7 2.4 2.9 3.1 2370 61 Example 2 2.4 2.5 2.5 2.5 2.5 2400 61 Comparative Example 1 1.2 1.5 0.7 0.5 1.0 800 58

Das Gussmaterial von Beispiel 1 wurde auf folgende Weise weiter auf Korrosionsbeständigkeit untersucht. Insbesondere wurde das Gussmaterial in ein Teststück mit einer Größe von 10,0 × 7,5 × 3,5 mm geschnitten und das hergestellte Teststück wurde gewogen. Das Teststück wurde dann zusammen mit einer Testlösung (einer 10 Gew.-%-igen wässrigen Schwefelsäurelösung, einer 10 Gew.-%-igen wässrigen Salzsäurelösung oder einer 10 Gew.-%-igen wässrigen Phosphorsäurelösung) in ein Zentrifugenröhrchen gegeben. Das Zentrifugenröhrchen wurde in auf 40°C eingestelltes Wasser getaucht und 10 Stunden darin gehalten. Das Teststück wurde dann herausgenommen und erneut gewogen, um die Gewichtsverringerung zu bestimmen (Einheit: Gew.-%). Eine geringere Gewichtsreduzierung kann als bessere Korrosionsbeständigkeit bestimmt werden. Zusätzlich zu dem Gussmaterial von Beispiel 1 wurden auch ein Legierungswerkzeugstahlmaterial SKD11 (HRC60) (Referenzbeispiel 1) und ein Edelstahlmaterial SUS304 (Referenzbeispiel 2) auf Korrosionsbeständigkeit bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.The cast material of Example 1 was further tested for corrosion resistance in the following manner. Specifically, the cast material was cut into a test piece having a size of 10.0 × 7.5 × 3.5 mm, and the prepared test piece was weighed. The test piece was then placed in a centrifuge tube together with a test solution (a 10% by weight aqueous sulfuric acid solution, a 10% by weight aqueous hydrochloric acid solution or a 10% by weight aqueous phosphoric acid solution). The centrifuge tube was immersed in water adjusted to 40 ° C and held therein for 10 hours. The test piece was then taken out and weighed again to determine the weight reduction (unit: wt%). Lower weight reduction can be determined as better corrosion resistance. In addition to the casting material of Example 1, an alloy tool steel material SKD11 (HRC60) (Reference Example 1) and a stainless steel material SUS304 (Reference Example 2) were also evaluated for corrosion resistance. The results are shown in Table 3.

Das Gussmaterial von Beispiel 1 wurde auf folgende Weise weiter auf Verschleißbeständigkeit untersucht. Insbesondere wurde das Gussmaterial in ein plattenförmiges Teststück mit einer Größe von 25 × 50 × 5 mm und ein ringförmiges Teststück mit einem Durchmesser von 31 mm und einer Dicke von 3 mm geschnitten. Das erhaltene plattenförmige Teststück und das ringförmige Teststück wurden jeweils mit einem Verschleißprüfgerät vom Okoshi-Typ getestet, um die Verringerung des Volumens (Einheit: mm²) des Teststücks zu messen. Somit wurde ein Gleitverschleißtest durchgeführt. Der Gleitverschleißtest wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt: Endlast: 19,5 kgf; Gleitdistanz: 200 m; und Gleitgeschwindigkeit: 0,20 m/s, 0,45 m/s und 0,9 m/s. Eine geringere Verschleißmenge (eine geringere Volumenreduzierung) kann als bessere Verschleißbeständigkeit bestimmt werden. Zusätzlich zu dem Gussmaterial von Beispiel 1 wurde auch das Legierungswerkzeugstahlmaterial SKD11 (HRC60) (Referenzbeispiel 1) hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 3 Korrosionsbeständigkeit (Gew.-%) Verschleißbeständigkeit (mm²) 10 Gew.-% wäss. Schwefelsäurelösung 10 Gew.-% wäss. Salzsäurelösung 10 Gew.-% wäss. Phosphorsäurelösung Gleitgeschwindigkeit 0,20 m/s Gleitgeschwindigkeit 0,45 m/s Gleitgeschwindigkeit 0,9 m/s Beispiel 1 0,015 0,032 0,015 0,310 0,172 0,138 Referenzbeispiel 1 (SKD11) 9,822 3,702 3,106 0,591 0,310 1,286 Referenzbeispiel 2 (SUS304) 0,059 0,157 0,000 - - - The cast material of Example 1 was further tested for wear resistance in the following manner. Specifically, the cast material was cut into a plate-shaped test piece having a size of 25 × 50 × 5 mm and a ring-shaped test piece having a diameter of 31 mm and a thickness of 3 mm. The obtained plate-shaped test piece and the ring-shaped test piece were each tested with an Okoshi-type wear tester to measure the reduction in the volume (unit: mm ² ) of the test piece. Thus, a sliding wear test was performed. The sliding wear test was carried out under the following conditions: ultimate load: 19.5 kgf; Sliding distance: 200 m; and sliding speed: 0.20 m / s, 0.45 m / s and 0.9 m / s. A lower amount of wear (a smaller volume reduction) can be determined as better wear resistance. In addition to the casting material of Example 1, the alloy tool steel SKD11 (HRC60) (Reference Example 1) was also evaluated for corrosion resistance. The results are shown in Table 3. Table 3 Corrosion resistance (% by weight) Wear resistance (mm ² ) 10 wt .-% aq. sulfuric acid solution 10 wt .-% aq. hydrochloric acid solution 10 wt .-% aq. phosphoric acid solution Sliding speed 0.20 m / s Sliding speed 0.45 m / s Sliding speed 0.9 m / s example 1 0,015 0.032 0,015 0,310 0.172 0.138 Reference example 1 (SKD11) 9,822 3,702 3,106 0.591 0,310 1,286 Reference Example 2 (SUS304) 0.059 0,157 0,000 - - -

Die Tabellen 1 und 2 zeigen, dass die Gussmaterialien der Beispiele 1 und 2, deren durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase im eutektischen Teil 2,0/µm oder mehr betrug, eine hohe Härte und eine hohe Biegefestigkeit aufwiesen. Insbesondere war die Biegefestigkeit davon bemerkenswert hoch.Tables 1 and 2 show that the cast materials of Examples 1 and 2, whose average number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic portion was 2.0 / μm or more, had a high hardness and a high bending strength exhibited. In particular, the flexural strength thereof was remarkably high.

Tabelle 3 zeigt, dass das Gussmaterial von Beispiel 1 im Vergleich zu den Gussmaterialien der Referenzbeispiele 1 und 2 eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit aufwies.Table 3 shows that the cast material of Example 1 had excellent corrosion resistance and wear resistance as compared with the cast materials of Reference Examples 1 and 2.

Wie in den 6(A) und 6(B) gezeigt ist, wird angenommen, dass in Beispiel 2 (6(B)), in dem das Gussmaterial der Wärmebehandlung unterzogen wurde, die Diffusion von Atomen im eutektischen Teil durch die Wärmebehandlung gefördert wurde, wodurch eine gestörte Anordnung von Atomen im eutektischen Teil beseitigt wird. Dies führt zu einer weiteren Stabilisierung von Kristallen aus Ni₃B, Ni₃Si und dergleichen im eutektischen Teil und zu einer verringerten Schwankung der Biegefestigkeit des gesamten Gussmaterials im Vergleich zu dem Gussmaterial von Beispiel 1 (6(A)), das nicht der Wärmebehandlung unterworfenen wurde.As in the 6 (A) and 6 (B) is shown in Example 2 ( 6 (B) ), in which the casting material was subjected to the heat treatment, the diffusion of atoms in the eutectic part was promoted by the heat treatment, thereby eliminating a disordered arrangement of atoms in the eutectic part. This leads to further stabilization of crystals of Ni ₃ B, Ni ₃ Si and the like in the eutectic part and to a reduced fluctuation of the bending strength of the entire casting material in comparison with the casting material of Example 1 ( 6 (A) ) which was not subjected to the heat treatment.

Andererseits zeigen die Tabellen 1 und 2, dass das Gussmaterial des Vergleichsbeispiels 1, dessen durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase im eutektischen Teil weniger als 2,0/µm betrug, eine geringere Biegefestigkeit aufwies. Ebenso wird angenommen, dass das Gussmaterial des Vergleichsbeispiels 2 auch eine geringere Biegefestigkeit aufweist, da seine durchschnittliche Anzahl von Grenzflächen zwischen der NiB-Phase und der NiSi-Phase im eutektischen Teil ebenfalls weniger als 2,0/µm betrug.On the other hand, Tables 1 and 2 show that the casting material of Comparative Example 1, whose average number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic portion was less than 2.0 / μm, had lower flexural strength. Also, it is considered that the casting material of Comparative Example 2 also has a lower flexural strength since its average number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic portion was also less than 2.0 / μm.

Beispiel 3Example 3

Eine Pulvermischung wurde erhalten durch Trockenmischen von 5 Gew.-% eines Mo₂NiB₂-Typ-Mehrfachborids (bestehend aus 8,1 Gew.-% B, 71,8 Gew.-% Mo und 14,6 Gew.-% Cr, wobei der Rest Ni ist) und 95 Gew.-% einer selbstfließenden Legierung auf Ni-Basis (bestehend aus 0,06 Gew.-% oder weniger C, 2,3 Gew.-% B, 7,1 Gew.-% Si und 1,5 Gew.-% oder weniger Fe, wobei der Rest Ni ist). Anschließend wurde die erhaltene Pulvermischung im Vakuum unter Verwendung eines Vakuumofens bei 1160°C 30 Minuten lang erhitzt und gehärtet, um einen Block herzustellen. Der Block wurde dann durch Erhitzen auf 1200°C in Luft unter Verwendung eines Luftatmosphärenofens geschmolzen, um eine Rohmaterialschmelze herzustellen. Die erhaltene Rohmaterialschmelze bei 1200°C wurde in eine Form bei Raumtemperatur gegossen und an der Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Als Ergebnis wurde durch Luftgießen ein Gussmaterial erhalten, das das Mo₂NiB₂-Typ-Mehrfachborid als harte Phase enthielt. Bei diesem Verfahren hatte das Schmelzgemisch, wenn es 2 Minuten nach dem Herausnehmen aus dem Ofen gemessen wurde, eine Temperatur von 400°C. Das Schmelzgemisch wurde somit innerhalb von 2 Minuten von 1200°C auf 400°C abgekühlt, nachdem es aus dem Luftatmosphärenofen entnommen worden war, und die Abkühlrate des Schmelzgemisches betrug 400°C/min. Dieses Ergebnis zeigt, dass das Schmelzgemisch kontinuierlich mit einer Abkühlrate von ungefähr 400°C/min über den Bereich von 1200°C bis 400°C abgekühlt wurde.A powder mixture was obtained by dry blending 5 wt% of a Mo ₂ NiB ₂ -type multiple boride (consisting of 8.1 wt% B, 71.8 wt% Mo, and 14.6 wt% Cr the remainder being Ni) and 95 wt% of a self-fluxing Ni-based alloy (consisting of 0.06 wt% or less C, 2.3 wt% B, 7.1 wt% Si and 1.5 wt% or less Fe, with the remainder being Ni). Subsequently, the resulting powder mixture was heated in vacuum using a vacuum oven at 1160 ° C for 30 minutes and cured to prepare a block. The ingot was then melted by heating to 1200 ° C in air using an air atmosphere furnace to produce a raw material melt. The obtained raw material melt at 1200 ° C was poured into a mold at room temperature and cooled in the air to room temperature. As a result, a casting material containing the Mo ₂ NiB ₂ -type multiple boride as the hard phase was obtained by air-casting. In this process, the melt mixture, when measured 2 minutes after removal from the oven, had a temperature of 400 ° C. The melt mixture was thus cooled from 1200 ° C to 400 ° C within 2 minutes after being taken out of the air atmosphere furnace, and the cooling rate of the melt mixture was 400 ° C / min. This result shows that the melt mixture was continuously cooled at a cooling rate of about 400 ° C / min over the range of 1200 ° C to 400 ° C.

Anschließend wurde das erhaltene Gussmaterial 1 Stunde lang einer Wärmebehandlung bei 750°C unterzogen.Subsequently, the obtained cast material was subjected to heat treatment at 750 ° C for 1 hour.

Das wärmebehandelte Gussmaterial wurde auf die oben beschriebene Weise hinsichtlich des Intensitätsverhältnisses I_A/I_B, der Härte und der Biegefestigkeit gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. The heat-treated casting material was measured in the manner described above in terms of the intensity ratio I _A / I _B , the hardness and the bending strength. The results are shown in Table 4.

In Tabelle 4 wurde bei einem Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/75 oder weniger festgestellt, dass die Bindephase im Wesentlichen frei von Ni₃₁Si₁₂ war und somit eine Zusammensetzung aus „Ni-Feststofflösung, Ni₃Si und Ni₃B“ aufwies. Wenn andererseits das Intensitätsverhältnis I_A/I_B mehr als 1/75 betrug, wurde festgestellt, dass die Bindephase Ni₃₁Si₁₂ enthielt und somit eine Zusammensetzung aus „fester Ni-Lösung, Ni₃Si, Ni₃B und Ni₃₁Si₁₂“ aufwies.In Table 4, at an intensity ratio I _A / I _B of 1/75 or less, it was found that the binder phase was substantially free of Ni ₃₁ Si ₁₂ and thus a composition of "Ni solid solution, Ni ₃ Si and Ni ₃ B". had. On the other hand, when the intensity ratio I _A / I _{B was} more than 1/75, it was found that the binder phase contained Ni ₃₁ Si ₁₂ and thus a composition of "solid Ni solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B and Ni ₃₁ Si ₁₂ "Showed.

Beispiele 4 bis 7Examples 4 to 7

Gussmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 3 hergestellt und bewertet, außer dass die Bedingungen der Wärmebehandlung für das Gussmaterial (die Temperatur für die Wärmebehandlung) wie in Tabelle 4 gezeigt geändert wurden. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.Cast materials were prepared and evaluated in the same manner as in Example 3, except that the conditions of the heat treatment for the cast material (the temperature for the heat treatment) were changed as shown in Table 4. The results are shown in Table 4.

Vergleichsbeispiele 3 bis 5Comparative Examples 3 to 5

Gussmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 3 hergestellt und bewertet, außer dass die Bedingungen der Wärmebehandlung für das Gussmaterial (die Temperatur für die Wärmebehandlung) wie in Tabelle 4 gezeigt geändert wurden. In Vergleichsbeispiel 3 wurde die Wärmebehandlung nicht durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.Cast materials were prepared and evaluated in the same manner as in Example 3, except that the conditions of the heat treatment for the cast material (the temperature for the heat treatment) were changed as shown in Table 4. In Comparative Example 3, the heat treatment was not performed. The results are shown in Table 4.

Ein weiteres Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 3 hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Wärmebehandlung für das Gussmaterial 1 Stunde bei 1000°C durchgeführt wurde (die Temperatur für die Wärmebehandlung wurde geändert). Leider wurde dieses Gussmaterial während der Wärmebehandlung geschmolzen und verformt. Tabelle 4 zugegebene Menge von Mo₂NiB₂ (Gew. -%) Herstellungsverfahren Wärmebehandlung Zusammensetzung Physikalische Eigenschaften Temperatur (°C) Zeit (h) Harte Phase Bindephase Intensitätsverhältnis I_A/I_B Biegefestigkeit (MPa) Härte (HRC) Beispiel 3 5 Luftgießen 750 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/12,6 1064 63,5 Beispiel 4 800 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/181,6 1344 62, 6 Beispiel 5 850 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/101,4 1348 62,0 Beispiel 6 900 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/2273,9 1399 60,9 Beispiel 7 950 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/1238,8 1447 60,2 Vergleichsbeispiel 3 N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/2.3 882 63, 4 Vergleichsbeispiel 4 400 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/0,4 873 61,1 Vergleichsbeispiel 5 600 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1,9 803 62,3 Another cast material was prepared in the same manner as in Example 3, except that the heat treatment for the cast material was carried out at 1000 ° C for 1 hour (the temperature for the heat treatment was changed). Unfortunately, this casting material was melted and deformed during the heat treatment. Table 4 added amount of Mo ₂ NiB ₂ (% by weight) production method heat treatment composition Physical Properties Temperature (° C) Time (h) Hard phase binder phase Intensity ratio I _A / I _B Bending strength (MPa) Hardness (HRC) Example 3 5 air casting 750 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 12.6 1064 63.5 Example 4 800 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 181.6 1344 62, 6 Example 5 850 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 101.4 1348 62.0 Example 6 900 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 2273.9 1399 60.9 Example 7 950 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 1238.8 1447 60.2 Comparative Example 3 N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 2.3 882 63, 4 Comparative Example 4 400 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 0.4 873 61.1 Comparative Example 5 600 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.9 803 62.3

Beispiel 8 Example 8

Ein Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 3 hergestellt und bewertet, mit der Ausnahme, dass die verwendete Pulvermischung erhalten wurde durch Trockenmischen von 10 Gew.-% eines Mo₂NiB₂-Mehrfachborids (bestehend aus 8,1 Gew.-% B, 71,8 Gew.-% Mo und 14,6 Gew.-% Cr, wobei der Rest Ni ist) und 90 Gew.-% einer selbstfließenden Legierung auf Ni-Basis (bestehend aus 0,06 Gew.-% oder weniger C, 2,3 Gew.-% B, 7,1% Gew.-% Si und 1,5 Gew.-% oder weniger Fe, wobei der Rest Ni ist). Das erhaltene Gussmaterial wurde 1 Stunde lang einer Wärmebehandlung bei 700°C unterzogen und dann auf die gleiche Weise wie oben bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.A cast material was prepared and evaluated in the same manner as in Example 3 except that the powder mixture used was obtained by dry blending 10% by weight of a Mo ₂ NiB ₂ polyboride (consisting of 8.1% by weight). B, 71.8 wt% Mo and 14.6 wt% Cr, the remainder being Ni) and 90 wt% of a self-fluxing Ni-based alloy (consisting of 0.06 wt% or less C, 2.3 wt% B, 7.1 wt% Si, and 1.5 wt% or less Fe, with the remainder being Ni). The obtained cast material was subjected to a heat treatment at 700 ° C for 1 hour and then evaluated in the same manner as above. The results are shown in Table 5.

Beispiele 9 bis 12Examples 9 to 12

Gussmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 8 hergestellt und bewertet, außer dass die Bedingungen der Wärmebehandlung für das Gussmaterial (die Temperatur für die Wärmebehandlung) wie in Tabelle 5 gezeigt geändert wurden. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.Cast materials were prepared and evaluated in the same manner as in Example 8, except that the conditions of the heat treatment for the cast material (the temperature for the heat treatment) were changed as shown in Table 5. The results are shown in Table 5.

Vergleichsbeispiele 6 bis 8Comparative Examples 6 to 8

Gussmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 8 hergestellt und bewertet, außer dass die Bedingungen der Wärmebehandlung für das Gussmaterial (die Temperatur für die Wärmebehandlung) wie in Tabelle 5 gezeigt geändert wurden. In Vergleichsbeispiel 6 wurde die Wärmebehandlung nicht durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.Cast materials were prepared and evaluated in the same manner as in Example 8, except that the conditions of the heat treatment for the cast material (the temperature for the heat treatment) were changed as shown in Table 5. In Comparative Example 6, the heat treatment was not performed. The results are shown in Table 5.

Ein weiteres Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 8 hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Wärmebehandlung für das Gussmaterial 1 Stunde bei 1000°C durchgeführt wurde (die Temperatur für die Wärmebehandlung wurde geändert). Leider wurde dieses Gussmaterial während der Wärmebehandlung geschmolzen und verformt. Tabelle 5 zugegebene Menge von Mo₂NiB₂ (Gew. -%) Herstellungsverfahren Wärmebehandlung Zusammensetzung Physikalische Eigenschaften Temperatur (°C) Zeit (h) Harte Phase Bindephase Intensitätsverhältnis I_A/I_B Biegefestigkeit (MPa) Härte (HRC) Beispiel 8 10 Luftgießen 700 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/13,2 1004 62,7 Beispiel 9 800 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/124,4 1323 63,7 Beispiel 10 850 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/738,6 1663 63,4 Beispiel 11 900 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 0 1680 61, 4 Beispiel 12 950 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/465,8 1621 61, 3 Vergleichs beispiel 6 N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1.8 824 63,3 Vergleichs beispiel 7 400 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1,4 625 62,0 Vergleichs beispiel 8 500 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1,6 726 61,8 Another cast material was produced in the same manner as in Example 8, except that the heat treatment for the cast material was carried out at 1000 ° C for 1 hour (the temperature for the heat treatment was changed). Unfortunately, this casting material was melted and deformed during the heat treatment. Table 5 added amount of Mo ₂ NiB ₂ (% by weight) production method heat treatment composition Physical Properties Temperature (° C) Time (h) Hard phase binder phase Intensity ratio I _A / I _B Bending strength (MPa) Hardness (HRC) Example 8 10 air casting 700 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 13.2 1004 62.7 Example 9 800 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 124.4 1323 63.7 Example 10 850 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 738.6 1663 63.4 Example 11 900 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 0 1680 61, 4 Example 12 950 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 465.8 1621 61, 3 Comparative example 6 N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.8 824 63.3 Comparative Example 7 400 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.4 625 62.0 Comparative example 8 500 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.6 726 61.8

Beispiel 13 Example 13

Ein Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 8 hergestellt und bewertet, mit der Ausnahme, dass die verwendete Pulvermischung erhalten wurde durch Trockenmischen von 15 Gew.-% eines Mo₂NiB₂-Mehrfachborids (bestehend aus 8,1 Gew.-% B, 71,8 Gew.-% Mo und 14,6 Gew.-% Cr, wobei der Rest Ni ist) und 85 Gew.-% einer selbstfließenden Legierung auf Ni-Basis (bestehend aus 0,06 Gew.-% oder weniger C, 2,3 Gew.-% B, 7,1% Gew.-% Si und 1,5 Gew.-% oder weniger Fe, wobei der Rest Ni ist). Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Ein durch Röntgenbeugungsmessung erhaltenes Beugungsmuster ist in 12 gezeigt.A cast material was prepared and evaluated in the same manner as in Example 8 except that the powder mixture used was obtained by dry blending 15% by weight of a Mo ₂ NiB ₂ polyboride (consisting of 8.1% by weight). B, 71.8 wt% Mo and 14.6 wt% Cr, the remainder being Ni) and 85 wt% of a self-fluxing Ni-based alloy (consisting of 0.06 wt% or less C, 2.3 wt% B, 7.1 wt% Si, and 1.5 wt% or less Fe, with the remainder being Ni). The results are shown in Table 6. A diffraction pattern obtained by X-ray diffraction measurement is shown in FIG 12 shown.

Ein Querschnitt des Gussmaterials von Beispiel 13 wurde ferner einem Ar-Ätzen unter Verwendung einer Feldemissions-Auger-Mikrosonde (Auger) unterzogen, und ein Sekundärelektronenbild davon wurde aufgenommen. Das Sekundärbild ist in 13(A) gezeigt. In dem Sekundärelektronenbild von 13(A) sind die Kristallzustände in dem Gussmaterial dargestellt, die aus den Messergebnissen durch Auger-Elektronenspektroskopie (AES) vorhergesagt wurden. Die Ergebnisse bestätigen, dass in Beispiel 13 Mo₂NiB₂, das eine harte Phase darstellt, und Ni₃Si und Ni₃₁Si₁₂, die eine Bindephase darstellen, vorhanden waren.A cross section of the cast material of Example 13 was further subjected to Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger), and a secondary electron image thereof was taken. The secondary image is in 13 (A) shown. In the secondary electron image of 13 (A) the crystal states in the casting material are shown, which were predicted from the measurement results by Auger electron spectroscopy (AES). The results confirm that in Example 13, Mo ₂ NiB ₂ , which is a hard phase, and Ni ₃ Si and Ni ₃₁ Si ₁₂ , which are a binder phase, were present.

Beispiele 14 bis 18Examples 14 to 18

Gussmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 13 hergestellt und bewertet, außer dass die Bedingungen der Wärmebehandlung für das Gussmaterial (die Temperatur für die Wärmebehandlung) wie in Tabelle 6 gezeigt geändert wurden. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Durch Röntgenbeugungsmessung in den Beispielen 15 und 17 erhaltene Beugungsmuster sind in 12 gezeigt.Cast materials were prepared and evaluated in the same manner as in Example 13, except that the conditions of the heat treatment for the cast material (the temperature for the heat treatment) were changed as shown in Table 6. The results are shown in Table 6. Diffraction patterns obtained by X-ray diffraction measurement in Examples 15 and 17 are in 12 shown.

Ein Querschnitt des Gussmaterials von Beispiel 15 wurde ferner einem Ar-Ätzen unter Verwendung einer Feldemissions-Auger-Mikrosonde (Auger) unterzogen, und ein Sekundärelektronenbild davon wurde aufgenommen. Das Sekundärbild ist in 13(B) gezeigt. In dem Sekundärelektronenbild von 13(B) sind die Zustände der Kristalle in dem Gussmaterial gezeigt, die aus dem Ergebnis der Messung durch Auger-Elektronenspektroskopie (AES) vorhergesagt wurden. Das Ergebnis bestätigt, dass in Beispiel 15 Mo₂NiB₂, das eine harte Phase darstellt, und Ni₃Si und Ni₃B, die eine Bindephase darstellen, vorhanden waren.A cross section of the cast material of Example 15 was further subjected to Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger), and a secondary electron image thereof was taken. The secondary image is in 13 (B) shown. In the secondary electron image of 13 (B) For example, the states of the crystals in the cast material predicted from the result of measurement by Auger electron spectroscopy (AES) are shown. The result confirms that in Example 15, Mo ₂ NiB ₂ , which is a hard phase, and Ni ₃ Si and Ni ₃ B, which are a binder phase, were present.

Vergleichsbeispiele 9 bis 12Comparative Examples 9 to 12

Gussmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 13 hergestellt und bewertet, mit der Ausnahme, dass die Bedingungen der Wärmebehandlung für das Gussmaterial (die Temperatur für die Wärmebehandlung) wie in Tabelle 6 gezeigt geändert wurden. In Vergleichsbeispiel 9 wurde die Wärmebehandlung nicht durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Die durch Röntgenbeugungsmessung in den Vergleichsbeispielen 9 und 12 erhaltenen Beugungsmuster sind in 12 gezeigt.Cast materials were prepared and evaluated in the same manner as in Example 13, except that the conditions of the heat treatment for the cast material (the temperature for the heat treatment) were changed as shown in Table 6. In Comparative Example 9, the heat treatment was not performed. The results are shown in Table 6. The diffraction patterns obtained by X-ray diffraction measurement in Comparative Examples 9 and 12 are shown in FIG 12 shown.

Ein weiteres Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 13 hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Wärmebehandlung für das Gussmaterial 1 Stunde bei 1000°C durchgeführt wurde (die Temperatur für die Wärmebehandlung wurde geändert). Leider wurde dieses Gussmaterial während der Wärmebehandlung geschmolzen und verformt.Another cast material was prepared in the same manner as in Example 13, except that the heat treatment for the cast material was carried out at 1000 ° C for 1 hour (the temperature for the heat treatment was changed). Unfortunately, this casting material was melted and deformed during the heat treatment.

Ein Querschnitt des Gussmaterials des Vergleichsbeispiels 9 wurde ferner einem Ar-Ätzen unter Verwendung einer Feldemissions-Auger-Mikrosonde (Auger) unterzogen, und ein Sekundärelektronenbild davon wurde aufgenommen. In dem Sekundärelektronenbild von 13(C) sind die Kristallzustände in dem Gussmaterial dargestellt, die aus dem Ergebnis der Messung durch Auger-Elektronenspektroskopie (AES) vorhergesagt wurden. Das Ergebnis bestätigt, dass in Vergleichsbeispiel 9 Mo₂NiB₂, das eine harte Phase darstellt, und Ni₃Si und Ni₃₁Si₁₂, die eine Bindephase darstellen, vorhanden waren.A cross section of the casting material of Comparative Example 9 was further subjected to Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger), and a secondary electron image thereof was taken. In the secondary electron image of 13 (C) are the crystal states in the casting material that were predicted from the result of the measurement by Auger electron spectroscopy (AES). The result confirms that in Comparative Example 9, Mo ₂ NiB ₂ , which is a hard phase, and Ni ₃ Si and Ni ₃₁ Si ₁₂ , which are a binder phase, were present.

Vergleichsbeispiel 13Comparative Example 13

Eine auf die gleiche Weise wie in Beispiel 13 erhaltene Pulvermischung wurde in einen Tiegel gegeben und unter Verwendung eines Vakuumofens 30 Minuten bei 1200°C im Vakuum geschmolzen. Die Schmelze wurde in einer Ar-Atmosphäre in einem Ofen gekühlt (ofengekühlt). So wurde ein Gussmaterial erhalten. Die Zeit, die benötigt wurde, um die Innentemperatur des Ofens vom Beginn des Abkühlens (Einleiten von Ar-Gas) auf 400°C abzukühlen, betrug 68 Minuten. Das Schmelzgemisch wurde somit in 68 Minuten von 1200°C auf 400°C abgekühlt, und die Abkühlrate betrug 13°C/min. Das erhaltene Gussmaterial wurde dann auf die gleiche Weise wie oben bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.A powder mixture obtained in the same manner as in Example 13 was placed in a crucible and melted at 1200 ° C under vacuum for 30 minutes using a vacuum furnace. The melt was cooled (furnace cooled) in an Ar atmosphere in an oven. So a casting material was obtained. The time required to cool the internal temperature of the furnace from the start of cooling (introduction of Ar gas) to 400 ° C was 68 minutes. The melt mixture was thus cooled from 1200 ° C to 400 ° C in 68 minutes, and the cooling rate was 13 ° C / min. The obtained cast material was then evaluated in the same manner as above. The results are shown in Table 6.

Vergleichsbeispiel 14 Comparative Example 14

Ein Gussmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Vergleichsbeispiel 13 hergestellt. Das erhaltene Gussmaterial wurde 1 Stunde lang einer Wärmebehandlung bei 800°C unterzogen und dann auf die gleiche Weise wie oben bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6 zugegebene Menge von Mo₂NiB₂ (Gew.-%) Herstel lungsverfahren Wärmebehandlung Zusammensetzung Physikalische Eigenschaften Temperatur (°C) Zeit (h) Harte Phase Bindephase Intensitätsverhältnis I_A/I_B Biegefestigkeit (MPa) Härte (HRC) Beispiel 13 15 Luftgießen 700 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/10,1 1014 65,4 Beispiel 14 750 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/154,5 1190 64,9 Beispiel 15 800 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/119,1 1563 64,5 Beispiel 16 850 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/363,3 1704 64,3 Beispiel 17 900 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 0 1734 62,9 Beispiel 18 950 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/12,6 1155 63,3 Vergleichsbeispiel 9 N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/0,4 838 64,2 Vergleichsbeispiel 10 400 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1,3 661 64,7 Vergleichsbeispiel 11 15 Luftgießen 500 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1,2 840 64,2 Vergleichsbeispiel 12 600 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/0,8 891 65,4 Vergleichsbeispiel 13 Vakuumschmelz en N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/6,2 598 63,3 Vergleichsbeispiel 14 800 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/3,9 701 63,0 A cast material was prepared in the same manner as in Comparative Example 13. The obtained cast material was subjected to a heat treatment at 800 ° C for 1 hour and then evaluated in the same manner as above. The results are shown in Table 6. Table 6 added amount of Mo ₂ NiB ₂ (wt%) Production method heat treatment composition Physical Properties Temperature (° C) Time (h) Hard phase binder phase Intensity ratio I _A / I _B Bending strength (MPa) Hardness (HRC) Example 13 15 air casting 700 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 10.1 1014 65.4 Example 14 750 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 154.5 1190 64.9 Example 15 800 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 119.1 1563 64.5 Example 16 850 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 363.3 1704 64.3 Example 17 900 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 0 1734 62.9 Example 18 950 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 12.6 1155 63.3 Comparative Example 9 N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 0.4 838 64.2 Comparative Example 10 400 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.3 661 64.7 Comparative Example 11 15 air casting 500 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.2 840 64.2 Comparative Example 12 600 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 0.8 891 65.4 Comparative Example 13 Vacuum melting en N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 6.2 598 63.3 Comparative Example 14 800 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 3.9 701 63.0

Wie in den Tabellen 4 bis 6 gezeigt, hatten die Gussmaterialien mit einem Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/10 oder weniger eine hohe Biegefestigkeit (Beispiele 3 bis 18). Die Gussmaterialien der Beispiele 3 bis 18 hatten nämlich eine hohe Biegefestigkeit und eine hohe Härte zusätzlich zu einer ausgezeichneten Korrosionsbeständigkeit und einer ausgezeichneten Verschleißbeständigkeit, die Eigenschaften von Gussmaterialien sind, die Hartphasenteilchen, die hauptsächlich aus einem Borid bestehen, und eine Bindephase, die eine hauptsächlich aus Ni bestehende Legierung enthält, enthalten.As shown in Tables 4 to 6, the casting materials having an intensity ratio I _A / I _B of 1/10 or less had a high bending strength (Examples 3 to 18). Namely, the cast materials of Examples 3 to 18 had high flexural strength and high hardness in addition to excellent corrosion resistance and wear resistance, which are properties of cast materials, the hard phase particles mainly composed of a boride, and a binder phase, one of mainly boride Ni contains existing alloy contained.

12 bestätigt, dass bei den Gussmaterialien, die der Wärmebehandlung unterzogen wurden, höhere Temperaturen den Phasenübergang von der metastabilen Phase (Ni₃₁Si₁₂) zur stabilen Phase (Ni₃Si) weiter förderten, wodurch der Gehalt der stabilen Phase Ni₃Si erhöht wurde. Insbesondere wird bestätigt, dass der Gehalt der stabilen Phase Ni₃Si durch Steuern der Temperatur für die Wärmebehandlung auf 700°C oder höher merklich erhöht wurde. 12 confirms that among the cast materials subjected to the heat treatment, higher temperatures further promoted the phase transition from the metastable phase (Ni ₃₁ Si ₁₂ ) to the stable phase (Ni ₃ Si), thereby increasing the content of the stable phase Ni ₃ Si. In particular, it is confirmed that the content of the stable phase Ni ₃ Si was remarkably increased by controlling the temperature for the heat treatment to 700 ° C or higher.

Andererseits führten, wie in den Tabellen 4 bis 6 gezeigt, die Gussmaterialien mit einem Intensitätsverhältnis I_A/I_B von mehr als 1/10 zu einer geringen Biegefestigkeit (Vergleichsbeispiele 3 bis 14). On the other hand, as shown in Tables 4 to 6, the cast materials having an intensity ratio I _A / I _B of more than 1/10 resulted in a low bending strength (Comparative Examples 3 to 14).

Die Gussmaterialien der Beispiele 4, 9 und 15 und der Vergleichsbeispiele 3, 6 und 9 wurden hinsichtlich der durchschnittlichen Teilchengröße der Hartphasenteilchen, des durchschnittlichen Aspektverhältnisses der Hartphasenteilchen und des Kontaktverhältnisses zwischen den Hartphasenteilchen auf die oben beschriebenen Weisen gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt. Reflexionselektronenbilder, die zur Messung unter Verwendung der Rasterelektronenmikroskopie (REM) aufgenommen wurden, sind in 14 gezeigt.The cast materials of Examples 4, 9 and 15 and Comparative Examples 3, 6 and 9 were measured for the average particle size of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles and the contact ratio between the hard phase particles in the manners described above. The results are shown in Table 7. Reflection electron images taken for measurement using Scanning Electron Microscopy (SEM) are shown in FIG 14 shown.

Die Gussmaterialien von Beispiel 15 und Vergleichsbeispiel 9 wurden auf folgende Weise weiter auf Korrosionsbeständigkeit untersucht. Insbesondere wurde jedes Gussmaterial in ein Teststück mit einer Größe von 10,0 × 7,5 × 3,5 mm geschnitten und gewogen. Das Teststück wurde dann zusammen mit einer Testlösung (einer 10 Gew.-%-igen wässrigen Schwefelsäurelösung, einer 10 Gew.-%-igen wässrigen Salzsäurelösung oder einer 10 Gew.-%-igen wässrigen Phosphorsäurelösung) in ein Zentrifugenröhrchen gegeben. Das Zentrifugenröhrchen wurde in auf 40°C eingestelltes Wasser getaucht und 10 Stunden darin gehalten. Das Teststück wurde dann herausgenommen und erneut gewogen, um die Gewichtsverringerung zu bestimmen (Einheit: Gew.-%). Eine geringere Gewichtsreduzierung kann als bessere Korrosionsbeständigkeit bestimmt werden. Zusätzlich zu den Gussmaterialien von Beispiel 15 und Vergleichsbeispiel 9 wurden auch das Legierungswerkzeugstahlmaterial SKD11 (HRC60) (Referenzbeispiel 1) und das Edelstahlmaterial SUS 304 (Referenzbeispiel 2) auf Korrosionsbeständigkeit bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt.The cast materials of Example 15 and Comparative Example 9 were further examined for corrosion resistance in the following manner. Specifically, each cast material was cut into a test piece having a size of 10.0 × 7.5 × 3.5 mm and weighed. The test piece was then placed in a centrifuge tube together with a test solution (a 10% by weight aqueous sulfuric acid solution, a 10% by weight aqueous hydrochloric acid solution or a 10% by weight aqueous phosphoric acid solution). The centrifuge tube was immersed in water adjusted to 40 ° C and held therein for 10 hours. The test piece was then taken out and weighed again to determine the weight reduction (unit: wt%). Lower weight reduction can be determined as better corrosion resistance. In addition to the cast materials of Example 15 and Comparative Example 9, the alloy tool steel SKD11 (HRC60) (Reference Example 1) and the stainless steel material SUS 304 (Reference Example 2) were also evaluated for corrosion resistance. The results are shown in Table 8.

Zusätzlich wurden die Gussmaterialien des Beispiels 15 und des Vergleichsbeispiels 9 auf die folgende Weise hinsichtlich der Verschleißbeständigkeit weiter bewertet. Insbesondere wurde jedes Gussmaterial in ein plattenförmiges Teststück mit einer Größe von 25 × 50 × 5 mm und ein ringförmiges Teststück mit einem Durchmesser von 31 mm und einer Dicke von 3 mm geschnitten. Das erhaltene plattenförmige Teststück und das ringförmige Teststück wurden jeweils mit einem Verschleißprüfgerät vom Okoshi-Typ getestet, um die Verringerung des Volumens (Einheit: mm²) des Teststücks zu messen. Somit wurde ein Gleitverschleißtest durchgeführt. Der Gleitverschleißtest wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt: Endlast: 19,5 kgf; Gleitstrecke 200 m; und Gleitgeschwindigkeit: 0,445 m/s und 0,9 m/s. Eine geringere Verschleißmenge (eine geringere Volumenreduzierung) kann als bessere Verschleißbeständigkeit bestimmt werden. Zusätzlich zu den Gussmaterialien von Beispiel 15 und Vergleichsbeispiel 9 wurde auch das Legierungswerkzeugstahlmaterial SKD11 (HRC60) (Referenzbeispiel 1) auf Korrosionsbeständigkeit bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt. Tabelle 7 zugegebene Menge von Mo₂NiB₂ (Gew.-%) Herstellungsverfahren Wärmebehandlung Zusammensetzung Hartphasenteilchen Temperatur (°C) Zeit (h) Harte Phase Bindephase Intensitätsverhältnis I_A/I_B Durchschnittliche Teilchengröße (µm) Aspektverhältnis Kontaktverhältnis (%) Beispiel 4 5 Luftgießen 800 1 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/181,6 2,05 1,6 13 Beispiel 9 10 800 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/124,4 2,55 1,8 24 Beispiel 15 15 800 Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B 1/119,1 2,27 1,4 31 Vergleichs beispiel 3 5 N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃Si, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/2,3 2,67 1,6 9 Vergleichs beispiel 6 10 N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/1,8 2,73 1,6 13 Vergleichs beispiel 9 15 N/A Mo₂NiB₂ Ni feste Lösung, Ni₃B, Ni₃₁Si₁₂ 1/0,4 2,20 1,6 27 Tabelle 8 Zusammensetzung Hartphasenteilchen Korrosionsbeständigkeit (Gew.-%) Verschleißbeständigkeit (mm²) Intensitätsverhältnis I_A/I_B Durchschnittliche Teilchengröße (µm) Aspektverhältnis Kontaktverhältnis (%) 10 Gew.-% wäss. Schwefelsäurelösung 10 Gew.-% wäss. Salzsäurelösung 10 Gew.-% wäss. Phosphorsäurelösung Gleitgeschwindigkeit 0.445 m/s Gleitgeschwindigkeit 0.9 m/s Beispiel 15 1/119,1 2,27 1,4 31 0,070 0,065 0,052 0,156 0,220 Vergleichsbeispiel 9 1/0,4 2,20 1,6 27 0,218 0,066 0,184 0,230 0,292 Referenzbeispiel 1 (SKD11) 9,822 3,702 3,106 0,310 1,286 Referenzbeispiel 2 (SUS304) 0,059 0,157 0,000 - - In addition, the cast materials of Example 15 and Comparative Example 9 were further evaluated for wear resistance in the following manner. Specifically, each cast material was cut into a plate-shaped test piece having a size of 25 × 50 × 5 mm and a ring-shaped test piece having a diameter of 31 mm and a thickness of 3 mm. The obtained plate-shaped test piece and the ring-shaped test piece were each tested with an Okoshi-type wear tester to measure the reduction in the volume (unit: mm ² ) of the test piece. Thus, a sliding wear test was performed. The sliding wear test was carried out under the following conditions: ultimate load: 19.5 kgf; Sliding distance 200 m; and sliding speed: 0.445 m / s and 0.9 m / s. A lower amount of wear (a smaller volume reduction) can be determined as better wear resistance. In addition to the cast materials of Example 15 and Comparative Example 9, the alloy tool steel SKD11 (HRC60) (Reference Example 1) was also evaluated for corrosion resistance. The results are shown in Table 8. Table 7 added amount of Mo ₂ NiB ₂ (wt%) production method heat treatment composition hard phase Temperature (° C) Time (h) Hard phase binder phase Intensity ratio I _A / I _B Average particle size (μm) aspect ratio Contact ratio (%) Example 4 5 air casting 800 1 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 181.6 2.05 1.6 13 Example 9 10 800 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 124.4 2.55 1.8 24 Example 15 15 800 Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B 1 / 119.1 2.27 1.4 31 Comparative example 3 5 N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ Si, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 2.3 2.67 1.6 9 Comparative example 6 10 N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 1.8 2.73 1.6 13 Comparative Example 9 15 N / A Mo ₂ NiB ₂ Ni solid solution, Ni ₃ B, Ni ₃₁ Si ₁₂ 1 / 0.4 2.20 1.6 27 Table 8 composition hard phase Corrosion resistance (% by weight) Wear resistance (mm ² ) Intensity ratio I _A / I _B Average particle size (μm) aspect ratio Contact ratio (%) 10 wt .-% aq. sulfuric acid solution 10 wt .-% aq. hydrochloric acid solution 10 wt .-% aq. phosphoric acid solution Sliding speed 0.445 m / s Sliding speed 0.9 m / s Example 15 1 / 119.1 2.27 1.4 31 0,070 0,065 0,052 0.156 0,220 Comparative Example 9 1 / 0.4 2.20 1.6 27 0.218 0.066 0.184 0.230 0.292 Reference example 1 (SKD11) 9,822 3,702 3,106 0,310 1,286 Reference Example 2 (SUS304) 0.059 0,157 0,000 - -

Wie in den Tabellen 7 und 8 gezeigt, wies das Gussmaterial von Beispiel 15, das eine durchschnittliche Teilchengröße der Hartphasenteilchen von 3 µm oder weniger, ein durchschnittliches Aspektverhältnis der Hartphasenteilchen von 2,0 oder weniger, ein Kontaktverhältnis zwischen den Hartphasenteilchen von 35% oder weniger und ein Intensitätsverhältnis I_A/I_B von 1/10 oder weniger hatte, eine Korrosionsbeständigkeit und eine Verschleißbeständigkeit auf, die gleich oder höher als jene des Gussmaterials des Vergleichsbeispiels 9 und der Materialien der Referenzbeispiele 1 und 2 waren.As shown in Tables 7 and 8, the casting material of Example 15 having an average particle size of the hard phase particles of 3 μm or less, an average aspect ratio of the hard phase particles of 2.0 or less, a contact ratio between the hard phase particles of 35% or less and an intensity ratio I _A / I _B of 1/10 or less had a corrosion resistance and a wear resistance equal to or higher than those of the casting material of Comparative Example 9 and the materials of Reference Examples 1 and 2.

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Zitierte PatentliteraturCited patent literature

WO 2012/063879 [0006]

Claims

A three-element Ni-B-Si casting material containing a eutectic portion comprising a solid phase consisting mainly of Ni and B and a solid phase consisting mainly of Ni and Si, wherein when a drawing straight line in a surface or a cross section of the eutectic part, the average number of interfaces formed between the solid phase consisting mainly of Ni and B and the solid phase consisting mainly of Ni and Si, 2, 0 / μm or more.

Casting material after Claim 1 wherein, when two vertical straight lines are drawn in the surface or the cross section of the eutectic part, the average of the number of interfaces on one of the two straight lines and the number of interfaces on the other straight line is 2.0 / μm or more ,

Process for producing the casting material according to Claim 1 or 2 comprising the steps of: melting a raw material to form the cast material, thereby providing a raw material melt; and cooling the raw material melt, wherein the step of cooling the raw material melt comprises continuously cooling the raw material melt at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of a cooling start temperature to 400 ° C.

Process for producing the casting material according to Claim 3 wherein the raw material melt is cooled by pouring the raw material melt into a mold having a temperature of from room temperature to 1100 ° C.

Casting material comprising: hard phase particles consisting primarily of a boride; and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, wherein the average particle size of the hard phase particles is 3 μm or less, the average aspect ratio of the hard phase particles is 2.0 or less, the contact ratio between the hard phase particles is 35% or less by weight, the binder phase of Ni ₃ Si and Ni ₃ B, and an intensity ratio I _a / I _B having the casting material of 1/10 or less, wherein I _a is the intensity of a peak derived from Ni ₃₁ Si ₁₂ and a diffraction angle 20 in the range of 46.8 ° to 47.8 °, and I _{B is} the intensity of a peak derived from Ni ₃ Si and at a diffraction angle 2θ in the range of 44.0 ° to 45.0 °, the intensities being determined by X-ray diffraction measurement using CuKα radiation.

Casting material after Claim 5 wherein the intensity ratio I _A / I _{B is} 1/100 or less.

Casting material after Claim 5 or 6 wherein the hard phase particles comprise at least one of a plurality of borides represented by Mo ₂ NiB ₂ and Mo ₂ (Ni, Cr) B ₂ .

Casting material according to one of the Claims 5 to 7 wherein the content of B in the casting material is 1 to 6% by weight.

A method of producing a cast material comprising: hard phase particles consisting mainly of a boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, the method comprising: Melting mixed raw materials to form the cast material, thereby providing a melt blend; continuously cooling the melt mixture at a cooling rate of 100 ° C / min or more over the temperature range of the cooling start temperature to 400 ° C, thereby providing a sintered body; and Subjecting the sintered body to a heat treatment at a temperature of 700 ° C to 950 ° C.

Process for producing a casting material according to Claim 9 wherein the raw material melt is cooled by pouring the raw material melt into a mold having a temperature of from room temperature to 1100 ° C.