JP2018104782A - 鋳造材および鋳造材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度および高抗折力を実現した鋳造材を提供すること。【解決手段】硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材であって、前記硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、前記硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０以下、前記硬質相粒子同士の接触率が３５％以下であり、前記結合相がＮｉ３ＳｉおよびＮｉ３Ｂを含有し、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ３１Ｓｉ１２に由来するピークの強度ＩＡと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ３Ｓｉに由来するピークの強度ＩＢとの比率である強度比ＩＡ／ＩＢが、１／１０以下である鋳造材を提供する。【選択図】図５

Description

本発明は、鋳造材および鋳造材の製造方法に関する。

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

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

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

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

国際公開第２０１２／０６３８７９号

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

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

本発明者らは、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材において、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率を、所定範囲に制御し、さらに、結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有するものとし、Ｘ線回折測定により求められる結合相中のＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの割合を所定範囲に制御することにより、上記目的を達成できることを見出し、本発明を完成させるに至った。

すなわち、本発明によれば、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材であって、前記硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、前記硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０以下、前記硬質相粒子同士の接触率が３５％以下であり、前記結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有し、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１０以下である鋳造材が提供される。

本発明の鋳造材において、前記強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１００以下であることが好ましい。
本発明の鋳造材において、前記硬質相粒子がＭｏ_２ＮｉＢ_２および／またはＭｏ_２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物からなることが好ましい。
本発明の鋳造材において、前記鋳造材中におけるＢの含有量が１〜６重量％であることが好ましい。

さらに、本発明によれば、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材の製造方法であって、前記鋳造材を形成するための原料を混合させた状態で溶解させることで、溶解混合物を得る工程と、前記溶解混合物の冷却を、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度を継続させる過程を経るようにして行うことで、焼結体を得る工程と、前記焼結体に対して温度７００〜９５０℃の条件で熱処理を施す工程と、を有する鋳造材の製造方法が提供される。

本発明の製造方法において、前記溶解混合物の冷却を、前記溶解混合物を、３００〜１１００℃の金型中に流し込むことにより行うことが好ましい。

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

図１は、本発明の鋳造材の微細構造の測定方法を説明するための図である。 図２は、本発明の鋳造材について、ＣｕＫαを線源としてＸ線回折測定を行って得た回折パターンの一例を示すグラフである。 図３は、硬質相粒子同士の接触率の測定方法を説明するための図である。 図４は、実施例および比較例の鋳造材について、ＣｕＫαを線源としてＸ線回折測定を行って得た回折パターンを示すグラフである。 図５は、実施例および比較例の鋳造材の断面について、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）を用いて撮影した、Ａｒエッチング後の二次電子像を示す写真である。 図６は、実施例および比較例の鋳造材の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて撮影した反射電子像を示す写真である。 図７は、鋳造材の耐食性の評価方法を説明するための図である。

以下、本発明の鋳造材について説明する。
本発明の鋳造材は、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材であって、前記硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、前記硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０以下、前記硬質相粒子同士の接触率が３５％以下であり、前記結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有し、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１０以下であることを特徴とする。

＜硬質相粒子＞
本発明の鋳造材を構成する硬質相粒子は、硼化物を主として含み、鋳造材の硬度および耐摩耗性に寄与する。本発明の鋳造材において、硬質相粒子は、後述する結合相のマトリックス中に分散された状態で存在している。

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

本発明の鋳造材中における、上述した硬質相粒子の含有割合は、好ましくは１０〜５０ｖｏｌ％、さらに好ましくは２０〜４５ｖｏｌ％である。なお、鋳造材中における、硬質相粒子の含有比率を制御する方法としては、鋳造材に含まれるＢの含有量を調整する方法を用いることができる。硬質相粒子の含有比率を上記範囲とすることにより、本発明の鋳造材を、耐食性、耐摩耗性、及び硬度や抗折力などの機械的強度が高度にバランスしたものとすることができる。さらに、硬質相粒子の含有比率を上記範囲とすることにより、硬質相粒子同士の接触率が大きくなり過ぎることを抑制し、硬質相粒子の凝集に起因する鋳造材の抗折力の低下を防止できる。また、硬質相粒子の含有比率を上記範囲とすることにより、硬質相粒子の原料の溶融に要する温度を低下させることができ、溶融に必要な熱エネルギーを抑えられ、コスト的に有利になる。

＜結合相＞
本発明の鋳造材を構成する結合相は、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含み、上述した硬質相粒子を結合するためのマトリックスを形成する相である。そして、本発明の鋳造材を構成する結合相は、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金のうち、特に、Ｎｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含むものである。本発明の鋳造材では、結合相にＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有させることにより、鋳造材の硬度および抗折力を著しく向上させることができ、しかも、結合相にＦｅ基合金等を主成分とする合金を含有させた場合と比較して、得られる鋳造材の耐食性が向上する。

さらに、本発明の鋳造材を構成する結合相は、Ｘ線回折測定により求められる結合相中のＮｉ_３Ｓｉの含有割合が所定範囲に制御されたものである。具体的には、本発明の鋳造材は、Ｘ線回折装置を用いて、ＣｕＫαを線源として測定した場合における、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１０以下であり、好ましくは１／１００以下、より好ましくは１／３００以下である。上述した強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを１／１０以下とすることにより、得られる鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。

なお、従来、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂを含む原料粉末を金型に投入して、加熱炉で加熱することにより鋳造材を得る方法が知られているが、このような方法では、金型内で、鋳造材がゆっくりと冷却されることとなるため、得られる鋳造材について、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率が、いずれも大きくなりすぎてしまい、鋳造材の硬度および抗折力が不十分になってしまうという問題があった。

これに対し、本発明者等は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂを含む原料粉末を混合させた状態で溶解させることで溶解混合物を得て、この溶解混合物を金型に投入して、溶解混合物を冷却して鋳造材を得る際における冷却速度を上述した従来の方法よりも速い所定範囲に制御することで、得られる鋳造材について、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率を、それぞれ上述した範囲に制御することができ、これにより、鋳造材の硬度および抗折力を著しく向上させることができることを見出した。

一方で、本発明者等は、このように冷却速度を従来の方法よりも速い所定範囲に制御することで、鋳造材の硬度および抗折力を著しく向上させることができるものの、鋳造材に含まれるＭｏ、Ｎｉ、Ｂ等からなる結晶等の形態に応じて、鋳造材の抗折力が低下してしまう場合があることを見出した。具体的には、鋳造材中には、安定相であるＮｉ_３Ｓｉや、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２等の結晶が存在し、Ｎｉ_３Ｓｉに対するＮｉ_３１Ｓｉ_１２の含有割合が大きくなると（準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２が晶出しすぎると）、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２に起因して内部歪エネルギーが高くなり、これにより、鋳造材の抗折力が低下して、鋳造材が破損しやすくなってしまう場合があることを見出した。これに対して、本発明者等は、鋳造材中におけるＮｉ_３Ｓｉに対するＮｉ_３１Ｓｉ_１２の含有割合を制御する、すなわち、ＣｕＫαを線源としたＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを、上記範囲とすることにより、得られる鋳造材の抗折力を著しく向上させることができるとの知見を得て、本発明を完成させるに至った。

本発明においては、鋳造材における上記強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを、上記範囲とする方法としては、特に限定されないが、たとえば、後述するように、鋳造材を構成することとなる原料粉末等を溶解させて溶解混合物を得た後、溶解混合物を所定の条件で冷却し、さらに、７００〜９５０℃の温度範囲で熱処理を施す方法が挙げられる。

ここで、図２（Ａ），図２（Ｂ）に、鋳造材について、実際にＣｕＫαを線源としてＸ線回折測定を行って得られた回折パターンの一例を示す。具体的には、鋳造材を構成することとなる原料粉末を、真空炉を用いて１１６０℃、３０分間の条件で、真空中で焼き固めてインゴットを得て、その後、インゴットを、大気炉を用いて、大気中で１２００℃まで昇温して溶解させることで溶解混合物を得て、得られた１２００℃の溶解混合物を、室温の金型に流し込み、その後室温まで空冷することで得られた鋳造材について、８００℃、１時間の条件で熱処理を行った鋳造材の測定結果を図２（Ａ）に、この熱処理を行わなかった鋳造材の測定結果を図２（Ｂ）に、それぞれ示す。

図２（Ａ），図２（Ｂ）を参照すると、熱処理を行っていない図２（Ｂ）の鋳造材は、安定相であるＮｉ_３Ｓｉに由来するピーク（２θ＝４４．０〜４５．０°）の強度Ｉ_Ｂが、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピーク（２θ＝４６．８〜４７．８°）の強度Ｉ_Ａに対して、比較的小さいものとなっている。すなわち、安定相であるＮｉ_３Ｓｉの含有割合が比較的小さく、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２の含有割合が比較的大きいという結果となっている。

これに対して、８００℃、１時間の条件で熱処理を行った図２（Ａ）の鋳造材は、熱処理により、鋳造材中に存在する準安定相（Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２）が、安定相（Ｎｉ_３Ｓｉ）に相変態し、これにより、安定相であるＮｉ_３Ｓｉに由来するピーク（２θ＝４４．０〜４５．０°）の強度Ｉ_Ｂが、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピーク（２θ＝４６．８〜４７．８°）の強度Ｉ_Ａに対して、比較的大きいものとなっている。すなわち、安定相であるＮｉ_３Ｓｉの含有割合が比較的大きく、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２の含有割合が比較的小さいという結果となっている。

本発明においては、このようにして、ＣｕＫαを線源としたＸ線回折測定による、Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、Ｎｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを、上記範囲とすることにより、得られる鋳造材の抗折力を著しく向上させることが可能となる。

なお、本発明において、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂは、たとえば、次の方法により測定することができる。すなわち、まず、Ｘ線源：Ｃｕ−４０ｋＶ、２００ｍＡ、発散スリット：２°、散乱スリット：１°、受光スリット：０．３ｍｍの条件にて、鋳造材のＸ線回折測定を行う。そして、得られたＸ線回折測定のデータから、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークとを求める。そして、これらのピークのバックグラウンドを除いたピーク強度Ｉ_Ａ、Ｉ_Ｂ（Ｉ_Ａは回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するピークの強度、Ｉ_Ｂは回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するピークの強度）を求め、これらの比率を算出することにより、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを求めることができる。なお、Ｎｉ_３Ｓｉに由来するピークは、上述した回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲だけでなく、概ね２θ＝３５．６〜３６．６°の位置にも表れるが、この２θ＝３５．６〜３６．６°の位置のピークは強度が比較的小さいため、本発明においては、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲のピークを、Ｎｉ_３Ｓｉに由来するピークとして検出する。

本発明の鋳造材を構成する硬質相粒子および結合相としては、上述した構成のうち、特に、結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含むものであって、硬質相粒子がＭｏ_２ＮｉＢ_２および／またはＭｏ_２（Ｎｉ、Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物からなることが好ましい。

＜鋳造材の微細構造＞
本発明の鋳造材は、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率が、後述する所定の範囲に制御されており、結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含むものである。本発明によれば、これらを後述する所定の範囲に制御することにより、得られる鋳造材について、耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度及び高抗折力を備えるものとすることができる。

本発明の鋳造材は、上述した硬質相粒子の平均粒径が、３μｍ以下であり、好ましくは２．８μｍ以下、より好ましくは２．５μｍ以下である。硬質相粒子の平均粒径を上記範囲とすることにより、得られる鋳造材の硬度および抗折力を十分なものとすることができる。硬質相粒子の平均粒径が大きすぎると、硬質相粒子が破壊の起点となり鋳造材の抗折力が著しく低下してしまうという不具合を生じてしまう。なお、硬質相粒子の平均粒径の下限値は、特に限定されないが、０．５μｍとすることが好ましい。硬質相粒子の平均粒径を０．５μｍ未満とするためには、冷却速度を非常に大きくする必要があり、通常の水冷等では実現が難しく、実現するとしても製造コストの増大を招く。

硬質相粒子の平均粒径は、たとえば、硬質相粒子の円相当径を算出し、算出した円相当径の平均値を演算することにより測定することができる。具体的には、まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋳造材の断面について、反射電子像の撮影を行い、得られた反射電子像を用いて、フルマンの式（下記式（１））により、硬質相粒子の平均粒径を算出することができる。
ｄ_ｍ＝（４／π）×（Ｎ_Ｌ／Ｎ_Ｓ） …（１）
上記式（１）中、ｄ_ｍは、硬質相粒子の平均粒径である。πは、円周率である。Ｎ_Ｌは、断面組織上の任意の直線によってヒットされる（任意の直線を引いた場合に、該任意の直線と接触あるいは交差する）、該任意の直線の単位長さあたりの硬質相粒子の数であり、具体的には、断面組織上の長さＬの任意の直線によってヒットされる粒子の数を、該任意の直線の長さＬで除したものにより算出される値である。また、Ｎ_Ｓは、任意の単位面積内に含まれる硬質相粒子の数を表したものであって、測定領域範囲Ｓの任意の測定面積内に含まれる粒子の数を、該任意の測定領域範囲Ｓで除したものを表す。なお、この際においては、直線Ｌの長さは、平均粒径の測定に十分な数の硬質相粒子が交わる長さとすればよく、２０μｍ以上とすることが好ましく、たとえば１００μｍとすることができる。また、測定領域範囲Ｓは、平均粒径の測定に十分な数の硬質相粒子が含まれる範囲とすればよく、長さ２０μｍ以上、幅２０μｍ以上の範囲とすることが好ましい。

また、本発明の鋳造材は、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、すなわち、硬質相粒子の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均値が、２．０以下であり、好ましくは１．９以下、さらに好ましくは１．８以下である。硬質相粒子のアスペクト比の平均値を上記範囲とすることにより、鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。なお、硬質相粒子のデンドライド組織（柱状晶）が成長する等により、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が大きくなり過ぎると、そのデンドライド組織の部分において、鋳造材の抗折力が低下して、鋳造材が破損し易くなってしまう。

硬質相粒子のアスペクト比の平均値は、例えば、ＪＩＳ Ｒ１６７０に準拠して、次のようにして求めることができる。まず、鋳造材を切断し、切断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により撮影し、反射電子像を得る。次いで、得られた反射電子像について、上述した平均粒径の測定と同様にして、上述した測定領域範囲Ｓ（長さ２０μｍ以上、幅２０μｍ以上の範囲）から硬質相粒子を任意に所定数選択し、各々の硬質相粒子の最も長い部分の長さ（長径）と、当該長径に直交する方向で最も長い部分の長さ（短径）とを測定する。そして、測定した長径および短径から、短径に対する長径の比率（長径／短径）を、硬質相粒子のアスペクト比として求めることができる。本発明では、所定数（例えば、１０個以上）の硬質相粒子について、このようなアスペクト比を求めて、その平均値を算出することで、硬質相粒子のアスペクト比の平均値を求めることができる。

さらに、本発明の鋳造材は、硬質相粒子同士の接触率（Ｃｏｎｔｉｇｕｉｔｙ）が３５％以下であり、好ましくは３０％以下、さらに好ましくは２５％以下である。硬質相粒子同士の接触率は、硬質相粒子の分散性を表す指標であり、接触率が低いほど分散性に優れ、これにより強度の向上が可能となる。硬質相粒子同士の接触率が高すぎると、硬質相粒子同士の接触によって粗大な凝集体が発生したり、硬質相粒子同士が結合することによる粒成長が発現したりしてしまい、粒成長が発現した部分が破損の起点となって鋳造材の抗折力が低下してしまうという不具合を生じてしまう。

硬質相粒子同士の接触率は、たとえば、次のようにして測定することができる。すなわち、まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋳造材の表面について、反射電子像の撮影を行い、上述した平均粒径の測定と同様にして、図１に示すように、反射電子像上に、任意に所定の長さの測定用のラインＬを引き、ラインＬ上に存在する硬質相界面について観察を行なう。なお、図１は、本発明の鋳造材の微細構造の測定方法を説明するための図である。具体的には、硬質相粒子界面について観察を行い、硬質相粒子同士が互いに接触している界面を、硬質相−硬質相界面Ｉ_ＨＨとし、硬質相粒子と結合相とが互いに接触している界面を、硬質相−結合相界面Ｉ_ＨＢとし、これらの数をカウントする。ここで、硬質相粒子は、後述するようにＭｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂ等を含む原料を加熱することによって生成および成長した硼化物からなる１つの粒子を示すものであり、互いに成長した粒子同士が接触している場合には、これらの粒子は、一体として１つの粒子を形成するのではなく、別個の粒子が接触しているものとする。また、硬質相粒子の輪郭、および硬質相粒子同士が互いに接触している界面の抽出方法について、鋳造材の表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により撮影して得た反射電子像の一例である図３（Ａ）を参照して説明する。まず、図３（Ａ）に示す反射電子像においては、白い領域が硬質相（硼化物）であり、灰色の領域が結合相である。このような反射電子像において、白い領域と灰色の領域との明度差に基づいて、その境界を検出することにより、図３（Ｂ）に示すように、硬質相の輪郭を検出することができる。そして、輪郭を検出した硬質相について、輪郭上の凹部（内角が１８０℃以上となっている部分）を検出し、向かい合う凹部同士を結んだ直線を、硬質相粒子同士が互いに接触している界面として抽出することができる。具体的には、図３（Ｂ）の円で囲んだ部分の拡大図である図３（Ｃ）に示すように、向かい合う凹部同士を直線で結び、その直線部分（図３（Ｃ）においてａ，ｂ，ｃおよびｄで示す直線部分）を、硬質相粒子同士が互いに接触している界面とすることができる。
そして、本発明においては、硬質相−硬質相界面Ｉ_ＨＨのＬ１の単位長さ当たりの数Ｎ（Ｉ_ＨＨ）と、硬質相−結合相界面Ｉ_ＨＢのＬ１の単位長さ当たりの数Ｎ（Ｉ_ＨＢ）から、下記式（２）にしたがって、硬質相粒子同士の接触率Ｃｏｎｔ（単位は、％）を算出することができる。
Ｃｏｎｔ＝２Ｎ（Ｉ_ＨＨ）／｛２Ｎ（Ｉ_ＨＨ）＋Ｎ（Ｉ_ＨＢ）｝×１００ …（２）
なお、上記方法にしたがって、硬質相粒子同士の接触率を算出する際には、上記とは別の測定用のラインＬを、上記とは異なる場所を通るようにＳＥＭ写真上に引き、同様にして、硬質相−硬質相界面Ｉ_ＨＨ、および硬質相−結合相界面Ｉ_ＨＢの数をカウントする操作を、合計５回行い、合計５回の測定結果を平均することにより、硬質相粒子同士の接触率を算出することが好ましい。

本発明において、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率を、上記範囲とする方法としては、特に限定されないが、たとえば、後述するように、鋳造材を構成することとなる原料粉末等を溶解させて溶解混合物を得た後、溶解混合物を所定の条件で冷却する方法が挙げられる。

なお、硬質相粒子同士の接触率は、たとえば、鋳造材の組成が特定の範囲となるように調整することによっても、制御することができる。

さらに、本発明の鋳造材は、上述したように、結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有するものである。結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有することにより、特に安定相であるＮｉ_３Ｓｉを含有することにより、鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。なお、結合相中に準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２が晶出すると、鋳造材の内部歪エネルギーが高くなり、これにより、鋳造材の抗折力が低下して、鋳造材が破損しやすくなってしまう。

加えて、本発明の鋳造材は、上述したように、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１０以下である。鋳造材における上記強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを上記範囲とすることにより、すなわち、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２に対して、安定相であるＮｉ_３Ｓｉの含有割合が大きくすることにより、得られる鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。

＜鋳造材の組成＞
本発明の鋳造材の組成は、特に限定されないが、結合相をＮｉを主成分とするＮｉ基合金とする場合には、Ｂ：１〜６重量％、Ｓｉ：０〜５重量％、Ｃｒ：０〜２０重量％、Ｍｏ：５〜４０重量％、Ｎｉ：残部であることが好ましい。

Ｂ（ホウ素）は、硬質相粒子となる硼化物を形成するための元素である。Ｂの含有割合を上記範囲とすることにより、鋳造材における硬質相粒子の含有割合を適度なものとすることができ、これにより、鋳造材の耐摩耗性が向上する。また、Ｂの含有割合を上記範囲とすることにより、硬質相粒子同士の接触率を上述した範囲とすることができ、鋳造材の硬度および抗折力を向上させることができる。鋳造材中のＢの含有量は、好ましくは１〜６重量％、より好ましくは２〜５重量％である。

Ｎｉ（ニッケル）は、鋳造材の結合相としてＮｉ基合金が用いられる場合には、硬質相粒子を形成することができる元素であるとともに、結合相を構成することができる元素であり、鋳造材の耐食性を向上させる作用を有する。

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

Ｃｒは、硬質相粒子を形成することができる元素であるとともに、結合相を構成することができる元素であり、鋳造材の耐食性、耐摩耗性、高温特性、硬度および抗折力を向上させる作用を有する。Ｃｒの含有割合を適度なものとすることにより、鋳造材中における硬質相粒子の含有割合が上述した範囲となり、鋳造材の抗折力を向上させることができる。

Ｍｏ（モリブデン）は、硬質相粒子を形成することができる元素であるとともに、結合相を構成することができる元素であり、鋳造材の耐食性を向上させる作用を有する。特に、Ｍｏの一部は結合相に固溶し、これにより鋳造材の耐食性を向上させる作用を有する。Ｍｏの含有割合を適度なものとすることにより、鋳造材の耐摩耗性および耐食性を向上させることができる。

＜鋳造材の製造方法＞
次に、本発明の鋳造材の製造方法について、説明する。
まず、本発明の鋳造材を形成するための原料粉末を準備する。原料粉末としては、鋳造材を形成する各元素の含有割合が所望の組成比となるように、準備すればよい。なお、原料粉末としては、粉末状のものであってもよいし、粉末が集合した塊状のもの（バルク）が含まれたものであってもよい。また、本発明においては、原料粉末中に、予め硼化物を主体とする硬質相粒子を含有させるようにしてもよいし、原料粉末中には硬質相粒子を含有させずに、原料粉末を用いて鋳造材を作製する過程で、鋳造材中に、原料粉末に含まれるホウ素や炭素に由来して、硼化物を主体とする硬質相粒子が形成されるようにしてもよいが、原料粉末中に、予め硼化物を主体とする硬質相粒子を含有させるようにすることが好ましい。原料粉末中に含有させる硼化物としては、Ｍｏ_２ＮｉＢ_２および／またはＭｏ_２（Ｎｉ、Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物が好ましく、Ｍｏ_２（Ｎｉ、Ｃｒ）Ｂ_２が特に好ましい。Ｍｏ_２（Ｎｉ、Ｃｒ）Ｂ_２のように硼化物中にＣｒが含まれると、硼化物の結晶構造が正方晶となる傾向にあり、これにより、硼化物の結晶構造が斜方晶となる傾向にあるＣｒを含まない硼化物と比較して、硼化物の結晶の粗大化が抑制され、得られる鋳造材の特性がより向上する。

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

バインダーは、成形時の成形性向上と粉末の酸化防止の目的で添加される。バインダーとしては特に限定されず、公知のものを用いることができるが、たとえば、パラフィンなどが挙げられる。また、バインダーの添加量は、特に限定されないが、原料粉末１００重量部に対し、好ましくは３〜６重量部である。また、有機溶剤としては、特に限定されないが、アセトンなどの低沸点溶剤を用いることができる。粉砕混合時間としては、特に限定されず、得られる鋳造材中に形成される硬質相粒子の平均粒径が上記範囲となるような条件を選択すればよいが、通常、１５〜３０時間である。

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

続いて、このようにして得られた溶解混合物を、所望の形状に応じた金型などの鋳型に注入して冷却し、鋳造することで、鋳造材を得ることができる。
本発明では、溶解混合物を冷却する際には、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して溶解混合物を冷却する過程を含むようにする。本発明において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して溶解混合物を冷却する過程を含むようにするとは、一定程度継続して、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となるような態様とすればよいことを意味し、好ましくは１分以上、より好ましくは５分以上継続して、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度にて冷却を行う過程が含まれていればよく、たとえば、瞬間的に１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となるような態様（たとえば、１秒以下だけ、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となるような態様）は含まれないものである。なお、溶解混合物を冷却する際には、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して溶解混合物を冷却する過程を含むようにすればよいが、この際の冷却速度は、好ましくは２００℃／ｍｉｎ．以上、より好ましくは４００℃／ｍｉｎ．以上である。溶解混合物の冷却を上記条件で行うことによって、得られる鋳造材について、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率を、上述した範囲に制御することができる。

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

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

次いで、本発明においては、上記条件で冷却して得られた鋳造材に対して、温度７００〜９５０℃の条件にて熱処理を行う。このような条件で熱処理を行うことにより、鋳造材中に存在する準安定相（Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２）が、安定相（Ｎｉ_３Ｓｉ）に相変態し、これにより、鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。

鋳造材に対する熱処理の温度は、上述したように７００〜９５０℃であればよいが、好ましくは７５０〜９００℃、より好ましくは８００〜８５０℃である。熱処理の温度を上記範囲とすることにより、鋳造材中に存在する準安定相（Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２）が、良好に安定相（Ｎｉ_３Ｓｉ）に相変態し、これにより、鋳造材の抗折力を向上させることができる。熱処理の温度が高すぎると、具体的には９５０℃超とすると、準安定相であるＮｉ_３１Ｓｉ_１２が再び生成し、１，０００℃超とすると、鋳造材が溶融し、鋳造材の形状が崩れてしまう。

なお、本発明においては、鋳造材に対する熱処理の温度は、上述したように７００〜９５０℃であればよいが、鋳造材中に存在する準安定相（Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２）が、より良好に安定相（Ｎｉ_３Ｓｉ）に相変態し、これにより、鋳造材の抗折力をより向上させることができるという観点より、下記式（１）を満たす温度とすることが好ましい。
−８５．３２４ｘ＋９６６．１３≦ｙ≦−８５．３２４ｘ＋１２１６．１・・・（１）
（上記式（１）中、ｘは鋳造材中のＢの含有量（単位は重量％）、ｙは熱処理の温度を表す。）
さらに、本発明においては、鋳造材に対する熱処理の温度は、下記式（２）を満たす温度とすることがより好ましい。
−８５．３２４ｘ＋１０１６．１≦ｙ≦−８５．３２４ｘ＋１１６６．１・・・（２）
（上記式（１）中、ｘは鋳造材中のＢの含有量（単位は重量％）、ｙは熱処理の温度を表す。）

鋳造材に対する熱処理の処理時間は、特に限定されないが、好ましくは０．１７〜３時間、より好ましくは０．３３〜２時間、さらに好ましくは０．５〜１．５時間である。熱処理の処理時間を上記範囲とすることにより、鋳造材中に存在する準安定相（Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２）が、より良好に安定相（Ｎｉ_３Ｓｉ）に相変態し、これにより、鋳造材の抗折力をより向上させることができる。

以上のようにして、本発明の鋳造材は製造される。

本発明の鋳造材は、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有する合金を含む結合相とからなり、硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０以下、硬質相粒子同士の接触率が３５％以下、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが１／１０以下に、それぞれ制御されたものである。そのため、本発明の鋳造材は、耐食性および耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度および高抗折力を実現したものとなる。

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

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

＜強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂ＞
鋳造材について、Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ２５００／ＰＣ、株式会社リガク製）を用いて、Ｘ線源：ＣｕＫα−４０ｋＶ、２００ｍＡ、発散スリット：２°、散乱スリット：１°、受光スリット：０．３ｍｍ、測定範囲：３０°≦２θ≦６０°の条件で、Ｘ線回折測定を行なった。そして、Ｘ線回折測定の結果得られた回折パターンより、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとを演算し、これらの比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂを算出した。

＜硬度＞
鋳造材について、硬度（ロックウェルＣスケール）の測定を行なった。

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

＜硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、硬質相粒子同士の接触率＞
走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋳造材の切断面について、反射電子像の撮影を行い、上述した方法に従い、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、および硬質相粒子同士の接触率の測定を行った。

＜実施例１＞
Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物（組成は、Ｂ：８．１重量％、Ｍｏ：７１．８重量％、Ｃｒ：１４．６重量％、Ｎｉ：残部。）５重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｃ：０．０６重量％以下、Ｂ：２．３重量％、Ｓｉ：７．１重量％、Ｆｅ：１．５重量％以下、Ｎｉ：残部。）９５重量％とを乾式混合して、混合粉末を得た。次いで、得られた混合粉末を、真空炉を用いて１１６０℃、３０分間の条件で、真空中で焼き固めてインゴットを得た。その後、インゴットを、大気炉を用いて、大気中で１２００℃まで昇温して溶解させることで溶解混合物を得て、得られた１２００℃の溶解混合物を室温の金型に流し込み、その後室温まで空冷することで大気鋳造を行い、硬質相としてＭｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物を含有する鋳造材を得た。このとき、溶解混合物の温度を、大気炉から取り出してから２分後に測定したところ、温度は４００℃であった。すなわち、溶解混合物は、大気炉から取り出された後の２分間で、１２００℃から４００℃まで冷却されたこととなり、この際の溶解混合物の冷却速度は４００℃／ｍｉｎ．であり、この結果より、溶解混合物は、１２００℃から４００℃までの範囲において、４００℃／ｍｉｎ．程度の冷却速度にて継続して冷却されたといえる。

続いて、得られた鋳造材に対して、７５０℃、１時間の条件にて、熱処理を施した。

次いで、熱処理後の鋳造材について、上記方法にしたがい、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂ、硬度、および抗折力の各測定を行った。結果を表１に示す。
なお、表１においては、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが１／７５以下である場合には、結合相には、実質的にＮｉ_３１Ｓｉ_１２が存在しないと判断し、結合相の組成が「Ｎｉ固溶体、Ｎｉ_３Ｓｉ、Ｎｉ_３Ｂ」であると判断した。一方、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが１／７５超である場合には、結合相には、実質的にＮｉ_３１Ｓｉ_１２が存在すると判断し、結合相の組成が「Ｎｉ固溶体、Ｎｉ_３Ｓｉ、Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２」または「Ｎｉ固溶体、Ｎｉ_３Ｓｉ、Ｎｉ_３Ｂ、Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２」であると判断した。

＜実施例２〜５＞
鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表１に示すように変更した以外は、実施例１と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表１に示す。

＜比較例１〜３＞
鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表１に示すように変更した以外は、実施例１と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。なお、比較例１では熱処理を行わなかった。結果を表１に示す。
さらに、鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を１０００℃、１時間の条件に変更した以外は、実施例１と同様に、鋳造材を作製したが、熱処理により鋳造材が溶融し、鋳造材の形状が崩れてしまった。

＜実施例６＞
混合粉末として、Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物（組成は、Ｂ：８．１重量％、Ｍｏ：７１．８重量％、Ｃｒ：１４．６重量％、Ｎｉ：残部。）１０重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｃ：０．０６重量％以下、Ｂ：２．３重量％、Ｓｉ：７．１重量％、Ｆｅ：１．５重量％以下、Ｎｉ：残部。）９０重量％とを乾式混合したものを用いた以外は、実施例１と同様に、鋳造材を作製し、得られた鋳造材に対して、７００℃、１時間の条件にて、熱処理を施した後、同様に評価した。結果を表２に示す。

＜実施例７〜１０＞
鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表２に示すように変更した以外は、実施例６と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表２に示す。

＜比較例４〜６＞
鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表２に示すように変更した以外は、実施例６と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。なお、比較例４では熱処理を行わなかった。結果を表２に示す。
さらに、鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を１０００℃、１時間の条件に変更した以外は、実施例６と同様に、鋳造材を作製したが、熱処理により鋳造材が溶融し、鋳造材の形状が崩れてしまった。

＜実施例１１＞
混合粉末として、Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物（組成は、Ｂ：８．１重量％、Ｍｏ：７１．８重量％、Ｃｒ：１４．６重量％、Ｎｉ：残部。）１５重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｃ：０．０６重量％以下、Ｂ：２．３重量％、Ｓｉ：７．１重量％、Ｆｅ：１．５重量％以下、Ｎｉ：残部。）８５重量％とを乾式混合したものを用いた以外は、実施例６と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表３に示す。また、Ｘ線回折測定により得られた回折パターンを図４に示す。

さらに、実施例１１の鋳造材については、切断した断面を、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）によりＡｒエッチング後、二次電子像を撮影した。二次電子像を、図５（Ａ）に示す。図５（Ａ）の二次電子像には、鋳造材をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）により測定した結果から予測した結晶の態様を記載した。その結果、実施例１１では、硬質相を構成するＭｏ_２ＮｉＢ_２と、結合相を構成するＮｉ_３Ｓｉ、Ｎｉ_３ＢおよびＮｉ_３１Ｓｉ_１２とが存在することが確認された。

＜実施例１２〜１６＞
鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表３に示すように変更した以外は、実施例１１と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表３に示す。また、実施例１３，１５については、Ｘ線回折測定により得られた回折パターンを図４に示す。

さらに、実施例１３の鋳造材については、切断した断面を、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）によりＡｒエッチング後、二次電子像を撮影した。二次電子像を、図５（Ｂ）に示す。図５（Ｂ）の二次電子像には、鋳造材をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）により測定した結果から予測した結晶の態様を記載した。その結果、実施例１３では、硬質相を構成するＭｏ_２ＮｉＢ_２と、結合相を構成するＮｉ_３Ｓｉ、Ｎｉ_３ＢおよびＮｉ_３１Ｓｉ_１２とが存在することが確認された。

＜比較例７〜１０＞
鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表３に示すように変更した以外は、実施例１１と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。なお、比較例７では熱処理を行わなかった。結果を表３に示す。また、比較例７，１０については、Ｘ線回折測定により得られた回折パターンを図４に示す。
さらに、鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を１０００℃、１時間の条件に変更した以外は、実施例１１と同様に、鋳造材を作製したが、熱処理により鋳造材が溶融し、鋳造材の形状が崩れてしまった。

さらに、比較例７の鋳造材については、切断した断面を、フィールドエミッションオージェマイクロプローブ（Ａｕｇｅｒ）によりＡｒエッチング後、二次電子像を撮影した。二次電子像を、図５（Ｃ）に示す。図５（Ｃ）の二次電子像には、鋳造材をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）により測定した結果から予測した結晶の態様を記載した。その結果、比較例７では、硬質相を構成するＭｏ_２ＮｉＢ_２と、結合相を構成するＮｉ_３ＢおよびＮｉ_３１Ｓｉ_１２とが存在することが確認された。

＜比較例１１＞
実施例１１と同様にして得た混合粉末を、るつぼに入れて、真空炉を用いて１２００℃、３０分間の条件で、真空中で溶解し、Ａｒ雰囲気の炉内で冷却（炉冷）することで鋳造材を得た。このとき、冷却開始（Ａｒガス投入）から炉内温度が４００℃に冷えるまでに６８分の時間がかかった。すなわち、溶解混合物は、冷却開始から６８分間で１２００℃から４００℃まで冷却されたこととなり、この際の冷却速度は１３℃／ｍｉｎ．であった。続いて、得られた鋳造材について、同様に評価した。結果を表３に示す。

＜比較例１２＞
比較例１１と同様に鋳造材を作製し、得られた鋳造材に対して、８００℃、１時間の条件にて、熱処理を施し、その後同様に評価した。結果を表３に示す。

表１〜３に示すように、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが１／１０以下である鋳造材は、抗折力が高いという結果であった（実施例１〜１６）。すなわち、実施例１〜１６の鋳造材は、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉを主成分として含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材が備えている特性である、優れた耐食性および耐摩耗性に加え、抗折力および硬度が高いという特性を有するものであった。
なお、図４に示すように、鋳造材に対して熱処理を行った場合には、熱処理の温度を上げるほど、鋳造材中に存在する準安定相（Ｎｉ_３１Ｓｉ_１２）が、安定相（Ｎｉ_３Ｓｉ）に相変態し、これにより、安定相であるＮｉ_３Ｓｉの含有割合が増加していることが確認できた。特に、熱処理の温度を７００℃以上とすることにより、安定相であるＮｉ_３Ｓｉの含有割合が顕著に増加していることが確認できた。

一方、表１〜３に示すように、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが１／１０超である鋳造材は、抗折力が低いという結果であった（比較例１〜１２）。

次いで、実施例２，７，１３および比較例１，４，７の鋳造材について、上記の方法にしたがい、硬質相粒子の平均粒径、硬質相粒子のアスペクト比の平均値、硬質相粒子同士の接触率の測定を行った。結果を表４に示す。なお、各測定のために撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による反射電子像を、図６に示す。

さらに、実施例１３および比較例７の鋳造材については、以下の方法により、耐食性の評価を行った。具体的には、鋳造材を切断して１０．０×７．５×３．５ｍｍの寸法の試験片を作製し、試験片の重量を測定した後、図７に示すように、試験片を試験液（１０重量％硫酸水溶液、１０重量％塩酸水溶液または１０重量％リン酸水溶液）とともに遠沈管に入れて、遠沈管ごと温度４０℃に維持した水中に浸して、１０時間保持した後、試験片を取り出して再度重量を測定し、重量減少率（単位は重量％）を求めた。重量減少率が少ないほど、耐食性に優れると判断できる。なお、耐食性の評価は、実施例１３および比較例７の鋳造材に加えて、合金工具鋼鋼材ＳＫＤ１１（ＨＲＣ６０）（参考例１）、およびステンレス鋼材ＳＵＳ３０４（参考例２）についても行った。結果を表５に示す。

加えて、実施例１３および比較例７の鋳造材については、以下の方法により、耐摩耗性の評価を行った。具体的には、鋳造材を切断および切削加工することで、２５×５０×５ｍｍのプレート状の試験片と、直径３１ｍｍ、厚さ３ｍｍのリング状の試験片とを、それぞれ得た。そして、得られたプレート状の試験片およびリング状の試験片を用いて、大越式摩耗試験機によって試験を行い、試験片の体積減少率（単位はｍｍ^２）を測定することで、すべり摩耗試験を行った。なお、すべり摩耗試験は、最終荷重：１９．５ｋｇｆ、すべり距離２００ｍ、すべり速度：０．４４５ｍ／ｓおよび０．９ｍ／ｓの条件で行なった。摩耗量（体積減少率）が少ないほど、耐摩耗性に優れると判断できる。なお、耐摩耗性の評価は、実施例１３および比較例７の鋳造材に加えて、合金工具鋼鋼材ＳＫＤ１１（ＨＲＣ６０）（参考例１）についても行った。結果を表５に示す。

表４，５に示すように、硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０以下、硬質相粒子同士の接触率が３５％以下、強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが１／１０以下である実施例１３の鋳造材は、比較例７の鋳造材や参考例１，２の鋼材と比較して、耐食性および耐摩耗性が、同等以上であるという結果であった。

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

Claims (6)

1. 硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材であって、
   前記硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、前記硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０以下、前記硬質相粒子同士の接触率が３５％以下であり、
   前記結合相がＮｉ_３ＳｉおよびＮｉ_３Ｂを含有し、
   ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による、回折角２θが４６．８〜４７．８°の範囲に存在するＮｉ_３１Ｓｉ_１２に由来するピークの強度Ｉ_Ａと、回折角２θが４４．０〜４５．０°の範囲に存在するＮｉ_３Ｓｉに由来するピークの強度Ｉ_Ｂとの比率である強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１０以下である鋳造材。
2. 前記強度比Ｉ_Ａ／Ｉ_Ｂが、１／１００以下である請求項１に記載の鋳造材。
3. 前記硬質相粒子がＭｏ_２ＮｉＢ_２および／またはＭｏ_２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物からなる請求項１または２に記載の鋳造材。
4. 前記鋳造材中におけるＢの含有量が１〜６重量％である請求項１〜３のいずれかに記載の鋳造材。
5. 硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含む結合相とからなる鋳造材の製造方法であって、
   前記鋳造材を形成するための原料を混合させた状態で溶解させることで、溶解混合物を得る工程と、
   前記溶解混合物の冷却を、冷却開始温度から４００℃までの温度範囲において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度を継続させる過程を経るようにして行うことで、焼結体を得る工程と、
   前記焼結体に対して温度７００〜９５０℃の条件で熱処理を施す工程と、を有する鋳造材の製造方法。
6. 前記溶解混合物の冷却を、前記溶解混合物を、３００〜１１００℃の金型中に流し込むことにより行う請求項５に記載の鋳造材の製造方法。