JP6768497B2 - 鋳造材および鋳造材の製造方法 - Google Patents
鋳造材および鋳造材の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6768497B2 JP6768497B2 JP2016254171A JP2016254171A JP6768497B2 JP 6768497 B2 JP6768497 B2 JP 6768497B2 JP 2016254171 A JP2016254171 A JP 2016254171A JP 2016254171 A JP2016254171 A JP 2016254171A JP 6768497 B2 JP6768497 B2 JP 6768497B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast material
- hard phase
- phase particles
- cast
- ratio
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
本発明の鋳造材において、前記硬質相粒子がMo2NiB2および/またはMo2(Ni,Cr)B2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。
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以下であることを特徴とする。
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。
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、Ni3SiおよびNi3Bを含むものである。本発明の鋳造材では、結合相にNi3SiおよびNi3B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。
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Ni3SiおよびNi3B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。
dm=(4/π)×(NL/NS) …(1)
上記式(1)中、dmは、硬質相粒子の平均粒径である。πは、円周率である。NL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、NS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。
そして、本発明においては、硬質相−硬質相界面IHHのL1の単位長さ当たりの数N(IHH)と、硬質相−結合相界面IHBのL1の単位長さ当たりの数N(IHB)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(IHH)/{2N(IHH)+N(IHB)}×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IHH、および硬質相−結合相界面IHB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。
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、Mo2NiB2および/またはMo2(Ni、Cr)B2で表される複硼化物が好ましく、Mo2(Ni、Cr)B2が特に好ましい。Mo2(Ni、Cr)B2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。
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。
−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。)
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。
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とを演算し、これらの比IA/IBを算出した。
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。
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)。
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。
Mo2NiB2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Mo2NiB2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。
なお、表1においては、強度比IA/IBが1/75以下である場合には、結合相には、実質的にNi31Si12が存在しないと判断し、結合相の組成が「Ni固溶体、Ni3Si、Ni3B」であると判断した。一方、強度比IA/IBが1/75超である場合には、結合相には、実質的にNi31Si12が存在すると判断し、結合相の組成が「Ni固溶体、Ni3Si、Ni31Si12」または「Ni固溶体、Ni3Si、Ni3B、Ni31Si12」であると判断した。
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。
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。
混合粉末として、Mo2NiB2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。
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。
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。
混合粉末として、Mo2NiB2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。
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。
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。
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。
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(Ni31Si12)が、安定相(Ni3Si)に相変態し、これにより、安定相であるNi3Si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Ni3Siの含有割合が顕著に増加していることが確認できた。
Claims (5)
- Mo 2 NiB 2 および/またはMo 2 (Ni,Cr)B 2 で表される複硼化物を主体とする硬質相粒子と、Niを主成分とし、Ni、SiおよびBを含有するNi基合金からなる結合相を含有する鋳造材であって、
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。 - 前記強度比IA/IBが、1/100以下である請求項1に記載の鋳造材。
- 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または2に記載の鋳造材。
- Mo 2 NiB 2 および/またはMo 2 (Ni,Cr)B 2 で表される複硼化物を主体とする硬質相粒子と、Niを主成分とし、Ni、SiおよびBを含有するNi基合金からなる結合相を含有す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所定の粒径に微粉化し、混合してから溶解させることで、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.以上の冷却速度にて継続して行うことで、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。 - 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請求項4に記載の鋳造材の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016254171A JP6768497B2 (ja) | 2016-12-27 | 2016-12-27 | 鋳造材および鋳造材の製造方法 |
US16/473,496 US20200147681A1 (en) | 2016-12-27 | 2017-12-26 | Casting and method for manufacturing casting |
PCT/JP2017/046582 WO2018124041A1 (ja) | 2016-12-27 | 2017-12-26 | 鋳造材および鋳造材の製造方法 |
DE112017006594.1T DE112017006594T5 (de) | 2016-12-27 | 2017-12-26 | Gussmaterial und Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016254171A JP6768497B2 (ja) | 2016-12-27 | 2016-12-27 | 鋳造材および鋳造材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2018104782A JP2018104782A (ja) | 2018-07-05 |
JP6768497B2 true JP6768497B2 (ja) | 2020-10-14 |
Family
ID=62786700
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2016254171A Active JP6768497B2 (ja) | 2016-12-27 | 2016-12-27 | 鋳造材および鋳造材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6768497B2 (ja) |
-
2016
- 2016-12-27 JP JP2016254171A patent/JP6768497B2/ja active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2018104782A (ja) | 2018-07-05 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Li et al. | Effect of Mo addition on the microstructure and mechanical properties of ultra-fine grade TiC–TiN–WC–Mo2C–Co cermets | |
JP5427380B2 (ja) | 超硬複合材料およびその製造方法 | |
US9211586B1 (en) | Non-faceted nanoparticle reinforced metal matrix composite and method of manufacturing the same | |
JP2014141691A (ja) | 硬質焼結合金 | |
KR102373916B1 (ko) | 다결정 텅스텐 소결체 및 다결정 텅스텐 합금 소결체 그리고 그것들의 제조 방법 | |
Dias et al. | Effect of high energy milling time of the aluminum bronze alloy obtained by powder metallurgy with niobium carbide addition | |
JP6842414B2 (ja) | 鋳造材及び鋳造材の製造方法 | |
JP6011946B2 (ja) | ニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法 | |
CN107043870B (zh) | 一种高Si含量高温钛合金及其制备方法 | |
JPWO2013099791A1 (ja) | Mo−Si−B系合金粉末、金属材料原料粉末およびMo−Si−B系合金粉末の製造方法 | |
JP6259978B2 (ja) | Ni基金属間化合物焼結体およびその製造方法 | |
JP6667264B2 (ja) | 高剛性鉄基焼結合金の製造方法 | |
JP6931202B2 (ja) | 炭窒化チタン粉末、及び炭窒化チタン粉末の製造方法 | |
JP2007084858A (ja) | 鉄基高硬度ショット材 | |
JP6768497B2 (ja) | 鋳造材および鋳造材の製造方法 | |
Gang et al. | Phase evolution in and creep properties of Nb-rich Nb-Si-Cr eutectics | |
JP6693078B2 (ja) | 鋳造用モールド材 | |
WO2018124041A1 (ja) | 鋳造材および鋳造材の製造方法 | |
JP6768498B2 (ja) | 鋳造材および鋳造材の製造方法 | |
JP4282298B2 (ja) | 超微粒超硬合金 | |
Dias et al. | Comparative analysis of niobium and vanadium carbide efficiency in the high energy mechanical milling of aluminum bronze alloy | |
Paidpilli et al. | Sintering Response of Aluminum 6061-TiB 2 Composite: Effect of Prealloyed and Premixed Matrix | |
WO2016186037A1 (ja) | 硬質焼結合金及びその製造方法 | |
JP6743663B2 (ja) | 超硬合金及び超硬工具 | |
JP7307930B2 (ja) | 高熱伝導性を有する耐熱性wc基複合材料およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180105 |
|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190918 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200609 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200804 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20200915 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200923 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6768497 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |