JPS5810458B2 - 遠心鋳造ライニング用耐食耐摩耗性複合材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、樹脂加工機械（押出機、射出成形機等）、ス
ラリポンプ、圧縮機械等のシリンダ、あるいは、スラリ
輸送用パイプライン等のパイプの摩耗及び腐食部分の遠
心鋳造ライニングとして適している耐食耐摩耗性複合材
に関するものである。

近時、摩耗性のある固体を含む流体を加工及び輸送する
機器類の需要が増大しつつある。

例えば、ガラス繊維、炭素繊維、アスベストや酸化鉄等
を含む樹脂を加工する樹脂加工機械、鉱石や石炭等を流
体輸送するスラリポンプ、スラリ輸送用パイプライン等
の需要が増大しつつある。

特に、樹脂加工機械用シリンダにおいては、加工中に樹
脂、樹脂に加えた添加剤又は樹脂と充てん剤との界面の
接着性を向上させるための表面処理剤等による腐食を防
止するため並びに樹脂に加えた補強材又は充てん剤等に
よる摩耗を防止するために、耐食性と耐摩耗性とを兼ね
備えた金属材料の要求が激増している。

また、資源の有効利用に伴う充てん材の高摩耗性化及び
米国の安全規制強化に伴うＵＬ規格の強化実施による樹
脂の難燃化等によって、樹脂加工機械用シリンダ材に対
する耐食及び耐摩耗性の要求が一層激しくなっているの
が現状である。

従来知られている樹脂加工機械用シリンダは、鉄を高含
有した（８５重量％以上）合金、ニツケル・コバルト基
合金あるいはコバルト基合金をシリンダ内面にライニン
グしたものであった。

しかし、前者はライニング状態で室温のビッカース硬さ
く以下ｕＨｖＪと呼ぶ）が８００〜１０００であるが、
耐食性に欠ける欠点があり、後２者は、耐食性は良好で
あるが、ライニングが状態で室温の硬さがＨｖ５５０〜
７５０であり、耐摩耗性に欠ける欠点があった。

また、これらの欠点を改善したニッケル基あるいはコバ
ルト基合金中に炭化タングステン粒子を分散させた複合
材のライニングがあり、これの耐食性及び耐摩耗性は良
好であるが、次ぎのような欠点があった。

すなわち、ニッケル基あるいはコバルト基合金のマトリ
ックスの比重よりも、強化材である炭化タングステンの
それが約２倍大きいので、ライニング時において、それ
らの比重差に基づく遠心力の差によって炭化タングステ
ン粒子がライニング母材側に押し付けられ、炭化タング
ステン粒子が密集した層（ライニング母材側）と、炭化
タングステン粒子がほとんどない、あるいは、全くない
層（ライニング母材から離れた側、すなわち、ライニン
グシリンダ内周面側）とに分離される。

従って、シリンダ内周面に、ニッケル基あるいはコバル
ト基合金マトリックスに強化材の炭化タングステン粒子
を分散させることによって得られる耐食耐摩耗性複合材
を得るためには、ライニングシリンダ内周面側にある炭
化タングステン粒子がほとんどない、あるいは、全くな
い余分な層を除去しなければならないという欠点があっ
た。

また、炭化タングステン粒子を含む層と、含まない層と
の境界を所定寸法のシリンダ内周面近傍に制御するには
、ライニング処理条件を非常に厳しくする必要があると
いう欠点があった。

更に、ライニング母材とライニング層との境界面に炭化
タングステン粒子が密集するので、ライニング母材とラ
イニング層との密着力が低下し、ライニング層がはく離
しやすいという欠点があった。

また、炭化タングステン粒子を含む層は、それ自体の耐
摩耗性は良好であるが、これと接触する相手金属材料（
この場合には、スクリュのフライト頂面）を摩耗させや
すいという欠点があった。

加えて、タングステンは資源的に乏しく且つ偏在するた
めに、炭化タングステンを強化材とすることは、原料価
格が高くなり、入手性が悪くなるという欠点もあった。

本発明は、従来のものにおける上記のような欠点を有す
ることの無い遠心鋳造ライニング用耐食耐摩耗複合材を
得ることを、その目的とするものである。

本発明は、この目的を達成するために、耐食性を有する
金属をマトリックスとし、この中に硬さは炭化タングス
テンとほぼ同一であるが、比重はマトリックスのそれよ
りも小さい耐摩耗性を有する強化材の粒子を分散させた
組成から成る複合材を特徴とするものである。

更に詳細には、本発明においては、耐食性を有するマド
Ｊツクス金属として、耐食性のあるニッケル基あるいは
コバルト基合金を使用し、強化材として炭化タングステ
ンとほぼ同一の硬さを有し、比重がマトリックスのそれ
よりも小さく、炭化タングステンのそれの１／３〜１／
２であり、主成分がクロムホウ化物、鉄ホウ化物又は複
ホウ化物を使用するもので、この複合材をライニングす
ることによって、シリンダ等の寿命、ひいては、機器そ
のものの寿命を著しく延ばすことができるようになるも
のである。

以下、本発明をその実施例等に基づいて詳細に説明する
。

本発明は、クロムホウ化物又は鉄ホウ化物若しくは鉄ホ
ウ化物の一部を非鉄元素のホウ化物あるいは非鉄元素の
複ホウ化物によって置き換えた２０〜８５重量％、好ま
しくは、３０〜８４重量％の鉄元素を含む複ホウ化物を
強化材とし、ＢＯ１５〜４．０重量％、Ｓｉ１．０〜５
．０重量％、ＣＯ，２〜１．０重量％、Ｃｒ０．５〜１
６重量％、Ｆｅ０１２〜４重量％、残部Ｎｉから成るＮ
ｉ基合金あるいはＢＯ１５〜４．０重量％、Ｓｉ１．０
〜５．０重量％、Ｗ４．０〜１２重量％、Ｃ０，２〜１
．０重量％。

Ｃｒ０．５〜１６重量％、Ｎｉ０．２〜１２重量％、残
部Ｃｏから成るＣｏ基合金をマトリックスとし、このマ
トリックスに重量比で２０〜５０％、好ましくは、３０
〜４５重量％の強化材を含ませた複合材を特徴とするも
のである。

更に詳細に説明すると、強化材としては、クロムホウ化
物、鉄ホウ化物、鉄−クロム複ホウ化物、鉄−クロム−
Ｘ−ホウ素（ここに、Ｘは、鉄、クロム、ホウ素以外の
ホウ化物形成元素）のような多元系複ホウ化物及びこれ
らを主成分とする合金を用いるものである。

ここに、鉄−クロム−Ｘ−ホウ素のような多元系複ホウ
化物とは、鉄、クロムの他に、Ｍｏ。

Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏ。

Ｎｉのようなホウ化物形成元素が１種以上台まれた複ホ
ウ化物をいうものである。

このような硬化材の硬さは、Ｈｖ１３００〜２０００で
あって、炭化タングステンのそれとほぼ同等であるが、
その比重は５．６〜７．５程度であって炭化タングステ
ンのそれの約１／３〜１／２である。

また、本発明の複合材のマトリックスは、Ｎ１−Ｃｒ−
Ｂ−８ｉ系自溶性合金あるいはＣｏ−Ｎ１−Ｃｒ−Ｗ−
Ｂ−８ｉ系自溶性合金であり、いずれのマトリックスも
、Ｎｉ、Ｃｒあるいはｃｏを高含有していて耐食性に優
れているのに加えて、ホウ化物及び炭化物を析出するの
で硬く、Ｈｖ４５０〜８００の硬さを有し、耐摩耗性に
おいても優れている。

なお、これらのマトリックスの比重は８〜９程度であっ
て、強化材のそれよりも大きい。

また、本発明の強化材の融点は、マトリックスのそれよ
りも高い。

従って、ライニング温度の９５０°〜１２５０℃におい
ては、強化材は、その一部が溶融するか又は全く溶融し
ない。

しかし、この強化材は、マトリックスと強化材とがそれ
らの界面において反応し、界面の近傍がわずかに溶融す
る。

それ故、マトリックスと強化材との密着性が向上し、複
合材の一般的な欠点である（炭化タングステン入り複合
材においてもそうである）マトリックスと強化材との界
面の密着力が弱いことに基づく強化材の脱落、マトリッ
クスと強化材との界面に沿っての割れの伝播等に対し、
本発明の複合材は改善されている。

本発明の複合材を遠心鋳造法によってシリンダ内周面に
ライニングすると、次ぎのようになる。

すなわち、マトリックスよりも軽い強化材が、それらの
比重差に基づく遠心力の差によって、ライニング母材よ
りも遠くに離れたライニング層の表面（シリンダ内周面
）近傍に密集し、逆に、ライニング母材近傍には、強化
材がほとんど、あるいは、全くなく、強化材がライニン
グ層の厚さ方向に分布密度こう配を持ってマトリックス
中に分散する。

この分散の仕方は、複合材の組成、ライニング条件（温
度、遠心力等）によって異なる。

このように、本発明による複合材を遠心鋳造ライニング
したものは、シリンダの特性として必要な部分、すなわ
ち、シリンダ内周面に、非常に硬く、耐摩耗性のある強
化材が密集しているので、耐食耐摩耗性のあるライニン
グシリンダを得ることができる。

これに対して、炭化タングステン入り複合材ライニング
シリンダの場合には、強化材である炭化タングステンの
比重がマトリックスのそれよりも太きいために、ライニ
ング層の表面近傍に炭化タングステンのない層ができ、
耐食耐摩耗性のあるシリンダ内周面を得るためには、こ
の炭化タングステンのない余分な層を除去する必要があ
ったが、本発明による複合材ライニングシリンダは、こ
の除去の必要はない。

また、炭化タングステン入り複合材ライニングシリンダ
においては、ライニング母材とライニング層との境界に
炭化タングステン粒子が密集するので、ライニング母材
とライニング層との密着性が低下し、時として境界面か
らライニング層がはく離することがあるが、本発明によ
る複合材のライニングシリンダにおいては、その境界面
には強化材がほとんど、あるいは、全くないので、ライ
ニング母材とライニング層との密着性は著しく良好であ
る。

なお、本発明の複合材の強化材の主成分は、Ｃｒ及び（
あるいは）Ｆｅを含むホウ化物であり、それらの元素は
資源的に豊富であるので、炭化タングステンを強化材と
する複合材よりも、容易に且つ安価に製造することがで
きる。

また、後に説明する摩耗試験結果（表２参照）にも見ら
れるように、本発明の複合材は、それ自体の耐摩耗性に
優れているのに加えて、しゆう動摩耗において、相手材
を摩耗させにくい特性をも有している。

ここで、本発明の複合材中における強化材の配合比を上
述のように、２０〜５０重量％、好ましくは、３０〜４
５重量％と限定した理由を説明すると、次ぎのとおりで
ある。

強化材が２０重量％未満では硬さが不足し、５０重量％
を超えると、マドＪツクスがその中に強化材を分散保持
することができなくなるか、あるいは、マトリックスが
溶融せず、ライニング層を形成することができなくなる
からである。

才た、強化材のホウ化物中の鉄元素の含有量を２０重量
％以上、好ましくは、３０重量％以上と限定した理由は
、鉄を含有する複ホウ化物が十分に高い硬さを示し、Ｃ
ｒ等を適量添加することによってステンレス鋼と同様の
優れた耐食性と耐熱性とを示し、また、鉄を主としたホ
ウ化物粉末は工業的に容易に作ることができ、鉄は資源
的に豊富であり且つ最も安価であることによるものであ
る。

一方、ホウ化物中の鉄元素の含有量を８５重量％、好ま
しくは８４重量％以下と限定した理由は、８５重量％を
超えると十分に高い硬さを得ることができない。

次ぎに、マトリックスの組成を上述のように選定した理
由は、このような組成のものは、ライニング温度におい
て強化材と反応し、それらの界面近傍がわずかに溶融す
ることによってマトリックスと強化材との密着力が著し
く向上すること及び耐食性、耐摩耗性に優れていること
にある。

また、マトリックスとなる組成の限定理由は、次ぎのと
おりである。

まず、Ｎ１−Ｃｒ−Ｂ−８ｉ系自溶性合金マトリックス
において、Ｂ、Ｓｉは共にマトリックス合金に自溶性を
付与させるために添加するが、ＢＯ，５，Ｓｉ１．０重
量％未満の範囲では自溶性を発揮することができない。

なお、ここでいう「自溶性」とは、合金等を加熱又は溶
融した時に発生する酸化物が、次ぎの事項を満足するこ
とを意味するものである。

■酸化物が低融点であること、■薄くて強固な保護皮膜
を形成し、溶融した合金等の過度の酸化を防止すること
、■溶融した合金等からの分離が良好であること、など
である。

そして、本発明において、マトリックス合金に自溶性を
付与させる必要性は、次ぎのことにある。

すなわち、本発明の複合材をシリンダに装入し、溶融ラ
イニングする際に、小物シリンダであれば高価なものと
はなるが、真空中あるいは不活性ガス中において処理し
、溶融金属を酸化させないように溶融し、ライニングす
ることができるが、大物シリンダの場合には、そのよう
な酸化防止雰囲気中において溶融ライニングすることは
非常に困難であり且つ非常に高価なものになるので、大
気中において溶融ライニングするのが通常である。

従って、本発明においては、その複合材を大気中で溶融
ライニングするために使用する場合を考慮して。

ライニング合金に自溶性を付与させる必要がある。

一方、Ｂが４．０．Ｓｉが５．０重量％を超えると。

ライニング合金のぜい性が犬となって機械的性質を低下
させ、ライニング層が割れたり、はく離したりし、ライ
ニングシリンダの特性を著しく阻害する。

従って、ＢＯ１５〜４．０．Ｓｉ１．０〜５．０重量％
の範囲に限定する。

なお、上記の範囲内において、Ｂはマトリックス合金の
融点を低下させ、ライニングの作業性を容易にし、しか
も、ホウ化物や共晶物を生成させて硬さを高めるのに効
果があり、また、Ｓｉは、マトリックス合金の溶融時の
流動性を改善し、しかも、機械的性質を改善する効果も
ある。

Ｃｒは、マトリックス合金に耐食性を付与させ、ホウ化
物及び炭化物を生成し、耐摩耗性を付与させるために添
加する。

このＣｒは０．５重量％未満であると、ホウ化物及び炭
化物の生成による耐摩耗性付与の効果が低下するので、
０．５重量％以上とする。

一方、Ｃｒは、マトリックス合金の融点を高め、ライニ
ング作業を困難にするので、Ｃｒの含有量の上限を１６
重量％とした。

それ故、Ｃｒは０．５〜１６重量％とした。

鉄はマトリックス合金に耐食性を付与させるために添加
する。

この鉄は、０．２重量％未満であると、耐食性付与の効
果が低下するので０．２重量％以上とする。

一方鉄は、硬さの低いＦｅ−Ｎｉ固溶体を生成し、マト
リックス合金の硬さが低下するので、鉄の含有量の上限
を４重量％とした。

それ故、鉄は０．２〜４重量％とした。

Ｃは炭化物を生成し、耐摩耗性を付与させるために添加
する。

このＣが０°２重量％未満であると、炭化物の生成が不
十分で耐摩耗性が悪くなる。

一方、１．０重量％を超えると、マトリックス合金の耐
食性が悪くなる。

それ故、Ｃは０．２〜１．０重量％とした。

Ｓｉはマトリックス合金に耐食性を付与させるために残
量重量％とした。

次ぎに、Ｃｏ−Ｎ１−Ｃｒ−Ｗ−Ｂ−８ｉ系自溶性合金
マトリックスの各成分の範囲の限度理由を述べると、Ｂ
、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣについての限定理由は、先に述べた
Ｎ１−Ｃｒ−Ｂ−８ｉ系自溶性合金におけるそれらの理
由と同じである。

Ｗはホウ化物及び炭化物を生成し、マトリックス合金の
耐摩耗性と耐熱性とを付与させるために添加する。

このＷの含有量が４．０重量％以下では、それらの特性
を付与させることができない。

一方、１２重量％を超えると、初晶炭化物を粗大にさせ
、しゆう動接触する相手材を著しく研摩耗させる。

それ故、Ｗは４．０〜１２重量％とした。

Ｎｉはマトリックス合金に耐食性を付与させるために添
加する。

このＮｉは、０．２重量％未満であると耐食性付与の効
果が低下するので、０．２重量％以上とする。

一方、Ｎｉは、マトリックス合金の硬さを著しく低下さ
せる傾向を示すので、その含有量の上限を１２重量％と
した。

それ故、Ｎｉは０．２〜１２重量％とした。

ＣｏはＣｒ及びＢと化合してマトリックス合金に高硬度
特性と耐食性とを付与させるために、残量重量％とした
。

次ぎに、本発明の複合材の製造方法及びそれによるライ
ニングシリンダの製造方法を説明すると、例えば、次ぎ
のようである。

まず、ライニングシリンダの軸長手方向における強化材
の分散を均一にするために、マトリックス材及び強化材
は、室温においてそれぞれ粉末状態で混合する。

なお、これらの材料は、次ぎのようにして粉末化される
。

すなわち、マトリックス材及び強化材粉末は、所望の元
素を含有させた溶融合金を細孔から流下させ、ノズルか
ら噴出する高圧の水流又はアルゴンガスや窒素ガス流に
よって粉砕微粒化する、いわゆる、水アトマイズ法又は
ガスアトマイズ法によって作られる。

その理由は、これらの方法が工業的に有利であるからで
ある。

しかし、その他の粉末製造方法を利用して粉末を製造し
ても良い。

次ぎに、この混合された粉末をライニングすべきシリン
ダに所望の厚さを得るのに必要な量を装入し、シリンダ
の両端をふたによって封じた後、沢中においてマトリッ
クスが溶融する温度よりもいくらか高い約９５００〜１
２５０℃の温度に加熱し、その後、Ｐ中から引き出し、
遠心的に複合材ライニングを形成するために回転しつつ
冷却し、ライニング材が凝固し融着した後に、炉中ある
いはケイソウ土中で徐冷する。

完全に冷却した後にシリンダの両端からふたを取りはず
し、必要なシリンダ内径寸法に仕上げる。

この場合、シリンダ内周面近傍には非常に硬い強化材が
密集しているので、通常の工具によっては切削及び研削
することは不可能であるが、立方晶系窒化ホウ素を主成
分とする工具を用いれば、切削及び研削をすることがで
きる。

以下に、本発明をシリンダライニングに適用した実施例
について説明する。

なお、以下に説明する実施例に示した強化材（７種類）
及びマトリックス材（４種類）は、いずれも、それぞれ
黒鉛ルツボ内において本発明による合金組成物を混合し
、高周波電気沖によって溶解した溶湯を水アトマイズ法
によって粉砕し、１００〜４００メツシユの粉末を作成
した。

それらの分析結果を表１に示す。

なお、以下の実施例の説明には、表１中に記載された記
号をもって各材料を示しである。

実施例 １ 強化材（Ｒ−１）粉末と、マトリックス（Ｍ−１）粉末
とを３０ニア０の重量％で配合し、それらの粉末を十分
に混合し、ライニングすべき外径８８ｍｍ、内径４７ｍ
ｍのＳＣＭ４製シリフシリンダ片肉厚１．５ｍｍのライ
ニングを行なうための必要量を装入し、シリンダ両端ｉ
ｓｅＭ４製のふたによって封じた後、約１１００℃に保
持した炉内で４０分間加熱し、シリンダを炉から引き出
し、直ちに遠心機に組込み、シリンダに１７３゜ｒ、ｐ
、ｍの回転を与えた。

シリンダを８３０℃まで冷却させた後に回転を中止し、
ケイソウ土中において７２時間徐冷した。

その後、シリンダ両端のＳＣＭ４製のふたを除去し、ラ
イニング層の状態を調査した。

その結果、ライニング層は片肉厚１．５ｍｍの厚さでＳ
ＣＭ４製シリフシリフシリンダ溶着しており、ライニン
グ層表面近傍には強化材粒子が密集し、ライニング母材
近傍には強化材粒子がほとんど分散しておらず、ライニ
ング表面の硬さはＨｖ８５０〜１０００であった。

実施例 ２ 強化材（Ｒ−１）粉末とマトリックス（Ｍ−１゜粉末と
を３５：６５の重量％で配合し、実施例１と全と同様に
してライニングしたものを調査した結果、ライニング層
は、片肉厚１．５ｍｍの厚さで、ＳＣＭＪ製シリフシリ
フシリンダ溶着しており、ライニング層表面近傍には強
化材粒子が密集し、ライニング母材近傍には強化材粒子
がほとんど分散しておらず、ライニング表面の硬さはＨ
ｖ９５０〜１２００であった。

実施例 ３ 強化材（Ｒ−ｉ）粉末とマトリックス（Ｍ−１゜粉末と
を４５：５５の重量％で配合し、実施例１と全く同様に
してライニングしたものを調査した結果、ライニング層
は片肉厚１．５ｍｍの厚さでＳＣＭＪ製シリフシリフシ
リンダ溶着しており、ライニング層表面近傍には強化材
粒子が密集し、ライニング母材近傍には強化材粒子がほ
とんど分散しておらず、ライニング表面の硬さはＨｖ１
０００〜１４００であった。

実施例 ４ 強化材（Ｒ−２）粉末とマトリックス（Ｍ−１粉末とを
３５：６５の重量％で配合し、実施例１と全く同様にし
てライニングしたものを調査した結果、ライニング層は
片肉厚１．５ｍｍの厚さで、ＳＣＭＪ製シリフシリフシ
リンダ溶着しており、ライニング層表面近傍には強化材
粒子が密集し、ライニング母材近傍には強化材粒子がほ
とんど分散しておらず、ライニング表面の硬さはＨｖ１
０００〜１４５０であった。

実施例 ５ 強化材（Ｒ−１）粉末とマトリックス（Ｍ−２）粉末と
を３５：６５の重量％で配合し、シリンダ加熱炉の温度
が約１０５０℃である他は実施例１と全く同様にしてラ
イニングしたものを調査した結果、ライニング層は片肉
厚１．５ｒｔの厚さでＳＣＭ４製シリフシリフシリンダ
溶着しており、ライニング層表面近傍には強化材粒子が
密集し、ライニング母材近傍には強化材粒子がほとんど
分散しておらず、ライニング表面の硬さはＨｖ９８０〜
１１９０であった。

実施例 ６ 強化材（Ｒ−１）粉末とマトリックス（Ｍ−３）粉末と
を３５：６５の重量％で配合し、実施例５と全く同様に
してライニングしたものを調査した結果、ライニング層
は片肉厚１．５ｍｍの厚さでＳＣＭ４製シリフシリフシ
リンダしており、ライニング層表面近傍には強化材粒子
が密集し、ライニング母材近傍には強化材粒子がほとん
ど分散しておらず、ライニング表面の硬さはＨｖ９３０
〜１１５０であった。

実施例 ７ 強化材（Ｒ−１）粉末とマトリックス（Ｍ−４）粉末と
を３５：６５の重量％で配合し、実施例１と全く同様に
してライニングしたものを調査した結果、ライニング層
は片肉厚１．５ｍｍの厚さでＳＣＭ４製シリフシリフシ
リンダ溶着しており、強化材粒子がライニング層の表面
近傍には密集し、ライニング母材近傍にはほとんど分散
しておらず、ライニング表面の硬さはＨｖ８００〜１０
５０であった。

実施例 ８ 強化材（Ｒ−２）粉末と、強化材（Ｒ−６）粉末と、マ
トリックス（Ｍ−２）粉末とを１５：２０：６５の重量
％で配合し、実施例１と全く同様にしてライニングした
ものを調査した結果、ライニング層は片肉厚１．５ｍｍ
でＳＣＭ−４製シリンダの内壁に拡散溶着しており、強
化材粒子がライニッケルの表面近傍に密集し、ライニン
グ母材近傍にはほとんど分散しておらず、ライニング表
面の硬さはＨｖ８００〜１０５０であった。

またライニング層をＸ線回折法によって分析した結果、
ＣｒＢ２．ＦｅＢが存在することが確認された。

実施例 ９ 強化材（Ｒ−５）粉末とマトリックス（Ｍ−２：粉末と
を３５：６５の重量％で配合し、実施例１と全く同様に
してライニングした第２表中の試料番号１２を調査した
結果、ライニング層は片肉厚１．５ｍｍでＳＣＭ−４製
シリンダの内壁に拡散密着しており、強化材粒子がライ
ニング層の表面近傍に密集し、ライニング母材近傍には
ほとんど分散しておらず、ライニング表面の硬さはＨｖ
９４０〜１１００であった。

また、ライニング層ｔＸ線回折法によって分析した結果
、Ｆｅ２Ｂ。

ＭＯ２ＦｅＢ２．ＴｔＢ２．ＣｒＢが確認された。

また、各実施例の硬さ、耐摩耗性及び耐食性と従来公知
の遠心鋳造ライニングシリンダのそれらとの比較した結
果を表２に示しである。

なお、第１表及び２表中には、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷＴｉ、Ｖ
、Ｎｂ、Ｎｉ％を含む強化材を使用した場合の実施例も
示しである。

この他に、本発明においては、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｃｏ
を含む強化材を使用するが、これらについての実ｍ例が
同表こ記載されていないのは、Ｚｒ、Ｈｆについては、
周期律表においてこれらの元素はＩＶａ族元素であり、
同族のＴｉが、同表には、これらの代表例として示して
あり、周期律表において、同族の元素は物性的に共通し
た特性を有することは、良く知られているところである
からである。

同様にして、Ｖａ族のＴａについては、その代表例とし
て、同族のＶ、Ｎｂの実施例がこれを示してあり、更に
、鉄族のＣｏについては、同族のＮｉ、Ｆｅの実施例に
よってこれを示しである。

なお、摩耗試験は、次ぎのようにして行なったものであ
る。

すなわち、回転する円筒（直径３０ｍｍＸ巾３ｍｍ、５
ＵＳ４４００．Ｈｖ６００）に平板の試験片を押し付け
しゆう動させた。

相手材の円筒の摩耗量は、試験前後の重量差から体積に
換算して求め、平板試験片のそれは、しゆう動面に生じ
た摩耗傷の巾から幾何学的に求めた。

なお、摩耗条件は、しゆう動速度が０．４６ｍ／ｓｅｅ
、Ｉゆう動距離が２００ｍ、押し付は荷重が１８．９ｋ
ｇ、室温、無潤滑であった。

また、腐食試験は、次ぎ。のようにして行なった。

１０１０Ｘ２０Ｘ１の平板の試験片を室温、大気圧の５
０容積％の塩酸中に１００時間浸漬し、試験片の試験前
後の重量差から腐食量を求めた。

表２に示されているように、本発明のライニング層は、
従来公知の鉄高含有合金、ニッケル・コバルト基合金及
びコバルト基合金のライニング層に比べて、硬さ、耐摩
耗性及び耐食性が著しく優れていることが明らかである
。

また、炭化タングステン入り複合材ライニング層と比較
しても、硬さ、耐摩耗性及び耐食性が同等若しくは幾分
優れており、摩耗試験の結果に見られるように、本発明
のライニング層は相手材を摩耗させにくいという特質を
有していることが分かる。

以上のように、本発明による耐食耐摩耗性複合材は、優
秀な耐摩耗性及び耐食性を有しており、特に、その組成
の一つである強化材は他の組成であるマトリックスのＮ
ｉ基又はＣｏ基合金の比重よりも小さい比重を有してい
るので、本発明による複合材は遠心鋳造ライニング用と
して好適なものであり、また、しゆう動摩耗において、
相手材を摩耗させにくいという特性も有している。

なお、価格も従来公知の炭化タングステンを強化材とし
たものよりも低く、鋳造作業も容易である等の効果も有
している。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ マトリックス中に比重５．６〜７．５．硬度Ｈｖ１
   ．３００〜２，０００の耐摩耗性強化材の粒子を重量比
   で２０〜５０％分散させた組成から成り、前記マトリッ
   クスがＮｉ基及びＣｏ基の自溶性合金のいずれか一方で
   あり、前記耐摩耗性強化材がクロムホウ化物、鉄ホウ化
   物、及び鉄を２０〜８５重量％含んだ鉄−クロム−ホウ
   素あるいは鉄−クロム−Ｘ−ホウ素から成るホウ化物あ
   るいは複ホウ化物（ここに、Ｘは、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ
   。 Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｉの内の少なくとも
   １種以上の元素）の内の少なくとも１種以上から成るこ
   とを特徴とする遠心鋳造ライニング用耐食耐摩耗性複合
   材。 ２ マトリックスがＢｏ、５〜４．０重量％、Ｓｉ１．
   ０〜５．０重量％、ＣＯ，２〜１．０重量％、Ｃｒ００
   ５〜１６重量％、ＦｅＯ，２〜４重量％、残部Ｎｉから
   成るＮｉ基自溶性合金である特許請求の範囲第１項記載
   の遠心鋳造ライニング用耐食耐摩耗性複合材。 ３ マトリックスがＢＯ０５〜４．０重量％、Ｓｉ１．
   ０〜５．０重量％、Ｗ４．０〜１２重量％、Ｃ０，２〜
   １．０重量％、ＣｒＯ，５〜１６重量％、ＮｉＯ，２〜
   １２重量％、残部Ｃｏから成るＣｏ基自溶性合金である
   特許請求の範囲第１項記載の遠心鋳造ライニング用耐食
   耐摩耗性複合材。