JPS62142705A - プラスチツク成形装置用シリンダの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明はエポキシ樹脂、ポリアセタール樹脂、ＡＢＳ樹
脂、ポリアミド樹脂、ポリカーボネート、ふっ素樹脂等
のプラスチック材の射出酸形成は押出成形等に使用され
る、耐食性及び耐摩耗性の優れたシリンダの製造方法に
関するものである。

［従来の技術］ 上記の様なプラスチック材の射出又は押出成形はかなり
の高温条件下で行なわれる為、一部原料の熱分解は回避
しきれず多少の腐食性ガスが生成することは自然視され
ている向きもある。特に難燃化を期してハロゲン含有化
合物を配合した場合には大量のハロゲン含有ガスが発生
する。その後シリンダ内部は常時腐食環境に曝らされる
こととなり、シリンダには高レベルの耐食性が要求され
る。しかし成形時に負荷される圧力は相当高く、且つ強
度向上の為に配合されることの多い無機質充填材は非常
に高強度である為、シリンダには高レベルの耐摩耗性も
要求される。

この様な要求特性を一応備えたものとして従来はＳＡＣ
ＭやＳＣＭ等の窒化シリンダが汎用されており、この素
材は低廉で製造が容易であるといった特徴も有している
。しかしながら窒化による硬化層が０．１　ｍｍ程度と
極めて薄い為、必ずしも十分な耐食性及び耐摩耗性を発
揮しているとは言えない。そこで上記の様な過酷な使用
条件に耐えるシリンダとして遠心鋳造によるパイメタリ
ックシリンダが開発され、これは従来のシリンダに比べ
て格段に優れた性能を有しているところから、需要が急
激に増大してきている。ところがこのバイメタリックシ
リンダにも問題点がない訳ではなく、下記の様な種々の
問題点が残されている。

■遠心鋳造法では製法上の制約からライニング合金の融
点に限界があり、１０００〜１１００℃以下の融点を有
する成分系に限定される。

■遠心鋳造法では耐摩耗性改善の為ＷＣ等の高硬度物質
を強化材として添加するが、これらの強化材はマトリッ
クス成分に比べて比重が大きい為ライニング層の内部へ
偏析し易く、摺動面となる内周表面側の存在量は極めて
僅かである。

■遠心鋳造工程で溶融した合金は当然のことながらパッ
クメタル（シリンダ本体を構成する鋼材）と接触するが
、合金層にはバックメタルから相当量の鉄分が混入して
くる為期待されるほどの耐食性は得られない。

■小径のシリンダでは十分な遠心力が得られない為、シ
リンダ本体に対するライニング材の接合性を十分に高め
ることができない。

■遠心鋳造工程では母材も１２００℃程度の高温に加熱
される為、母材の機械的性質が損なわれることがある。

■遠心鋳造により形成されるライニング合金層は鋳造組
織である為成分偏析が著しく且つ金属間化合物はかなり
粗大化している。その為ライニング層の強度及び靭性は
良好とは言えず、耐食性や耐摩耗性も不均一である。

［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであり
、その目的は前述の如き過酷な成形条件にも十分適合し
得る耐食性及び耐摩耗並びに靭性を備えたシリンダの新
規な製造方法を提供しようとするものである。

［問題点を解決する為の手段］ 本発明に係るプラスチック成形装置用シリンダの製造方
法は、下記成分組成の合金を１０−１ｔｏｒｒ以下の真
空度で溶解・精錬した後、１０〜７０Ｋｇ／ｃｍ２の非
酸化性ガス圧力下にガスアトマイズ処理して得られる１
００メツシュ以下の合金粉末を使用し、下記の工程を順
次実施するところに要旨を有するものである。

合金組成 ｃ　　：０．１〜２．０％（ｆ［量％、以下同じ）Ｓｉ
：０゜５〜３．０％ Ｂ　　：０．５〜３．０％ Ｃｒ：１０〜４０％ Ｗ　：１０〜３０％ Ｃｕ　：　０．５〜３．０％ 残部：Ｎｉ及び／若しくはＣ。

ＣＩ］　ｍ製シリンダ本体の内周面側に略同芯状の隙間
をあけて内面規制部材を配設する工程、 ［ＩＩ］上記隙間に上記合金粉末を充填する工程、 ［ＩＩＩ　］該合金粉末充填部を密封した後、加熱下に
真空脱気する工程、 ［■］該合金粉末充填部に熱間静水圧を加えて内面強化
層を形成する工程、 ［Ｖ］内面規制部材を除去する工程。

［作用］ 以下、本発明における構成要件設定の理由を詳細に・説
明する。

まずシリンダ内周面の合金組成を定めた理由は下記の通
りである。

Ｃ：　０．１〜２．０％ ＣはＣｒ及びＷと炭化物を形成し耐摩耗性を高めるうえ
で欠くことのできない元素であり、０．１％未満では上
記の効果が有効に発揮されない。但しＣが多過ぎると耐
食性及び靭性が乏しくなるので２．０％以下に抑えなけ
ればならない。Ｃのより好ましい含有率は０．５〜１．
５％である。

Ｓ　ｉ　：　０．５〜３．０％ 本発明に係るシリンダの作製は、後述する如く所定化学
成分の合金溶湯からアトマイズ法によって合金粉を得た
後、熱間静水圧加圧法（ＨＩＰ）等により所定の寸法・
形状に成形することによって行なわれるが、Ｓｔはアト
マイズ処理時における合金溶湯の流動性を高め粉末粒径
を均一化する為の必須元素であり、０．５％未満ではこ
うした効果が有効に発揮されない。しかし多過ぎると靭
性に顕著な悪影響を及ぼすので３．０％以下に抑えなけ
ればならない。ＳＬのより好ましい範囲は１．Ｑ〜２．
０％である。

Ｂ：０．５〜３．０％ ＢはＣｒ＋Ｗと硼化物を形成し耐食性及び耐摩耗性の向
上に寄与すると共にＮｉ又はＣｏマトリックスの硬さを
高める作用があり、これらの作用を有効に発揮させる為
には０．５％以上含有させなければならない。しかし３
．０％を超えると合金の靭性が低下するばかりでなく、
合金の融点が過度に低下しアトマイズ作業及びＨＩＰ作
業が困難になる。Ｂのより好ましい含有率は１．０〜２
．０である。

Ｃｒ：１０〜４０％ ＣｒはＢ及びＣと硼化物及び炭化物を形成すると共にＮ
ｉ又はＣｏマトリックス中に固溶し、耐食性及び耐摩耗
性を高めるうえで不可欠の元素であり、１０％未満では
これらの効果が有効に発揮されず、特に耐硝酸腐食性が
劣悪になる。しかし多過ぎると合金の靭性が低くなるの
で４０％以下に抑えなければならない。

Ｗ：１０〜３０％ ＷはＢ及びＣと硼化物及び炭化物を形成し耐食性及び耐
摩耗性を高める作用があり、１０％未満ではそれらの効
果が十分に発揮されない。しかし３０％を超えると合金
が過度に硬質化し靭性が劣悪になる。

Ｃｕ　：　０．５〜３．０％ ＣｕはＮｉ又はＣｏマトリックス中に固溶し、特に耐塩
酸腐食性の向上に寄与する。０．５％未満ではその効果
が有効に発揮されず、一方３．０％を超えると合金の靭
性が劣悪になる。

残部成分：Ｎｉ及び／若しくはＣＯ マトリックス成分として最低限の耐食性及び耐摩耗性を
確保する為、残部成分はＮｉ及び／若しくはＣｏとする
。尚ＮｉやＣＯ或は上記必須合金成分の配合に伴ない不
可避不純物としてｐ、ｓ。

Ｆｅ、Ｍｎ、ＡＩ等が微量混入してくることがあるが、
これらは何れも不純物量（１，０％程度以下）である限
り格別の悪影響を及ぼすことはない。

本発明では上記成分組成からなる合金粉末をＨＩＰ法に
よる内面強化層形成用素材として使用する訳であるが、
該合金粉末の製造に当たっては清浄度の高い原料を使用
する必要があり、その為にはメルティングストックの精
錬条件を適切に制御しなければならない。即ちメルティ
ングストックの精錬工程では溶湯中の溶存酸素、溶存水
素、溶存窒素等を十分に除去する必要があり、その為に
は少なくとも１０−１ｔｏｒｒの真空度で溶解・精錬を
行なわなければならず、真空度が不足する場合は脱ガス
不足となって溶湯及びアトマイズ粉末の清浄度が低下し
、満足の行く性能の内面強化層は得られなくなる。

尚精錬の温度、時間、鋳込み温度は、溶湯の均質性及び
炉耐火物と溶湯の反応性（溶湯の清浄度低下）等を考慮
して適当に決めればよく、好ましい精錬温度及び時間は
１４００〜１５５０℃で１５〜３０分、程度である。ま
た鋳込み温度は造塊歩留りや注湯ノズル０閉塞防止、鋳
型の溶損による清浄度低下等を考慮して１３５０〜１４
５０℃の範囲に設定するのがよい。

本発明で使用する合金粉末は、上記の様にして溶製され
たメルティングストックを用いガスアトマイズ法により
製造されるが、本発明の目的にかなう高性能の内面強化
層を確保する為には非酸化性ガス（最も一般的にはＡｒ
又はＮ２）の加圧（１０〜７０にｇ／ｃｍ２）下でアト
マイズしなければならない。しかしてガス圧が１０にｇ
／ｃｍ２未満の低圧では十分な微粉化効果が得られず粗
大粒子が多量生成して歩留りが低下する地形状特性も不
良となり、一方７０　Ｋｇ／　Ｃｍ２を超えてもそれ以
上の微粉化効果は期待できず不経済である。尚アトマイ
ズ時の出湯温度、タンディツシュノズル径、アトマイズ
ガスノズルの口径や形状等はその都度適正に設定すれば
よい。

こうして得た合金粉末は次いで１００メツシュ以下に粒
度が調整される。即ち本発明では、以下に詳述する如く
シリンダ本体と内面規制部材によって囲まれる狭い空間
に合金粉末を充填し脱気、ＨＩＰによる圧密化を行なっ
て内面強化層を形成するものであり、１００メツシュを
超える粗粒物が混入していると前記空間への充填率を十
分に高めることができず、ＨＩＰ処理時に圧密不足とな
って内面強化層の耐摩耗性、耐食性及び靭性が不足気味
となる。殊にＡ’ｒガストマイズ法を適用した場合に生
成する１００メツシュ超の粗粒物中には大きな空隙を含
むものが多数存在し、ＨＩＰによる圧密化が困難でＨＩ
Ｐ処理後も内面強化層内に空隙が残存することとなり、
満足のいく性能の内面強化層が得られなくなる。

次に上記の合金粉末を用いて内面強化層を形成する方法
を工程順に説明する。

［Ｉ］まず第１図に示す如く鋼製シリンダ本体を構成す
るバックメタル１の内周面側に、略同心状の隙間Ｓをあ
けて内面規制部材（インナーバイブ）２を配設し、脱気
を兼ねた合金粉末充填用バイブ３を設けた上蓋４及び下
蓋５により密封する。

尚バックメタル１としてはＳＣＭ４４０゜ＳＮＣＭ４３
９．５ＵＳ３０４．５ＵＳ３１６等の高強度鋼材を使用
するのがよく、インナーバイブ２、上蓋４、下Ｎ５等は
安価な軟鋼で十分である。尚これらの各部材は、隙間Ｓ
に面する側を十分に脱脂、清浄化した後ＴＩＧ溶接等に
より組付ければよい。

次いで合金粉末充填工程に移るがその前にリークテスト
を行なって密封状態を確認しておくのがよい。リークテ
ストにはＨｅガスを用いるのがよく、Ｈｅリーク量はＩ
　Ｘ　１０−”ｓｔｄ、ｃｃ　／　ｓ以下に抑えるべき
である。

ちなみに第３図は、ＨＩＰ処理に使用されるアルゴンの
製品中への混入量とヘリウムリーク量の関係を示したグ
ラフであり、また下記第１表は製品合金層中のアルゴン
含有量と引張り強さの関係を示したものである。

第　　　１　　　表 しかるに通常のプラスチック成形装置用シリンダに要求
される内面層の引張り強さは１３０Ｋｇ／ａｍ２程度以
上であり、こうした引張り強さを満足する為には内面合
金層中のアルゴン量を０．３　ｐｐｍ以下（第１表）に
抑えなければならず、こうしたアルゴン量を確保する為
には、ＨＩＰ処理に先立って行なわれるＨｅリーク量を
ｔｘｔｏ−目ｓｔｄ、ｃｃ／ｓ以下に抑えるべきである
ことが分かる。

従ってリーク量が多い場合はリーク量が１×１０−”　
ｓｔｄ、ｃｃ／分以下となる様に補修溶接を行なう必要
がある。

［！Ｉ］リークテストを終えた後は、粒度調整を終えた
前述の合金粉末を充填用バイブ３から隙間Ｓ内へ万逼な
く充填する。。充填に当たっては組立体に適度の振動を
加えることにより充填の均一度を向上することができる
。

［ＩＩＩ　］充填完了後は１００〜３００℃に加温しな
から１０−′〜１０−１ｔｏｒｒ程度に真空引きし、内
部のガスを完全に除去した後真空状態で密封する。

下記第２表は合金粉末の真空脱気条件と残存酸素量の関
係を調べた結果を示したものであり、また第４図はＨＩ
Ｐ加工を行なって得た内面強化層の腐食減量に及ぼす残
存酸素量の影響を調べた結第　　　２　　　表 第４図からも明らかな様に内面強化層の耐食性を十分に
高める為には残存酸素量を１１００ｐｐ程度以下に抑え
るべきであり、その為には真空脱気の条件として加熱温
度を１００〜３００’ｅ程度とし且つ真空度を１０−１
〜１０　””ｔｏｒｒ程度に設定する必要がある。

［Ｎ１次いで第２図に示す如く、金属粉末Ｍの充填と脱
気・密封を終えた組立体をＨＩＰ装置６内へ装入しＨＩ
Ｐ処理を行なう。ＨＩＰ処理条件としては、 圧カニ９００〜１１００気圧 温度：　９３０　Ｎ１０５０℃ 時間：１〜４ｈｒ 程度が適当である。

温度が９３０℃未満では合金粉末の圧密化が不十分とな
るばかりでなく拡散接合状態も悪くなり、内面強化層の
靭性及び耐剥離性が不良となる。一方１０５０℃を超え
る高温になると、バックメタル１の結晶粒度が粗大化し
て機械的性質が悪化する。また圧力が９００気圧未満で
は圧密不足により内面強化層の靭性が乏しくなり、一方
１１００気圧を超えても圧密効果はそれ以上向上せず設
備費がかさむだけであるので好ましくない。また保持時
間が１時間未満では圧密不足及び拡散接合不足により内
面強化層の靭性が乏しくなる他剥離を生じ易くなり、一
方保持時間が長過ぎるとバックメタル１の結晶粒が粗大
化し機械的性質に悪影響が現われてくる。

ちなみに第６図はＨＩＰ材の密度に及ぼす圧力及び温度
の影響を調べた結果（保持時間は何れも３時間）を示し
たものであり、温度を９３０〜１０５０℃、圧力を９０
０〜１１００気圧の範囲に設定することによってほぼ１
００％の密度比を確保し得ることが分かる。

［Ｖ］この様にしてＨＩＰ処理を行なった後は上端及び
下端を切断除去し、更に内周面をＢＴＡ処理及びホーニ
ング等の仕上げ加工に付して内面規制部材を除去するこ
とにより、内面に強固な合金層の形成されたプラスチッ
ク成形装置用シリンダを得ることができる。

［実施例］ Ｃ：　１．０％、Ｓｉ：３．２％、Ｂ　：　３．０８％
、Ｎｉ：　１３．７５％、Ｃｒ　：　２５．１％、Ｗ　
：　１６．７％、Ｃｕ：１．２２％、残部：実質的にＣ
Ｏからなる合金１００Ｋｇを真空誘導溶解炉で溶製し、
１４００℃で鋳型に鋳込んでメルティングストックとし
た。このメルティングストックを再び真空誘導溶解炉で
溶解し１０−１ｔｏｒｒの真空度にて精錬処理した後、
Ａｒガスアトマイズ装置を用いＡｒガス圧：　４０　Ｋ
ｇ／Ｃｍ２でアトマイズ処理し、１００メツシュ（１４
７μｍ）以下に分級して合金粉末を得た。

一方第６図に示す如く、ＳＣＭ４４０よりなるバックメ
タル１の内周面側に約５ｍｍの隙間をあけて軟鋼製の内
面規制部材（厚さ：　２ｍｍ）　２を配設し、下面に下
蓋５、上面側に充填用管３付きの上蓋４を配置してＴＩ
Ｇ溶接で組付け、該組付体に振動を加えながら充填用管
３から隙間Ｓ内へ上記合金粉末を充填した。次いで３０
０℃に加熱しながら充填部を１０−１ｔｏｒｒで１時間
真空脱気した後真空密封した。この組立体をＨＩＰ処理
装置内へ装入し、９３０℃、１０００Ｋｇ／　ｃｍ”で
３時間のＨＩＰ処理を行なったところ、合金粉末充填層
は１００％の密度で固まって完全に拡散接合し、バック
メタル内面に薄肉の耐食性合金層が形成された。ＨＩＰ
終了終了面内面側ＴＡ及びホーニング仕上げ加工を施し
て内面規制部材２を除去することにより、耐食・耐摩耗
性の優れたプラスチック形装置用シリンダを得た。

得られたシリンダの内周面側から物性試験用の試料片を
切り出して物性試験を行なった。尚比較の為、従来の代
表的なシリンダ素材である表面窒化鋼（比較例１）、Ｎ
ｉ系合金を内張り材とする遠心鋳造材（比較例２）及び
Ｃｏ系合金を内張り材とする遠心鋳造材（比較例３）の
性能試験（耐摩耗性及び耐食性）を行ない、本発明との
対比を行なった。供試材の化学成分は第３表に示す。

く摩耗試験〉 相手材　：ＳＵＪ　　２　（ＨＲＣ４５）摩擦距離：４
００ｍ 最終荷重：　６．３Ｋｇ 室温、乾燥状態 く腐食試験〉 ５０％塩酸、５０％硫酸、１０％硝酸の各水溶液を用い
、経時的腐食減量により求める。

第７図は耐摩耗性試験の結果を示したものであり、本発
明により得た内面強化層は、従来の表面窒化鋼材はもと
よりＮｉ系或はＣＯ系遠心鋳造内張材に比べても優れた
耐摩耗性を有していることが分かる。

また第８図は耐食性試験結果を示したものであり、本発
明で得た内面強化層は何れの酸に対しても卓越した耐食
性を発揮する。

［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、合金粉末の成分組
成を特定すると共にＨＩＰ法による内面強化層形成条件
を厳密に設定することによって、耐食性及び耐摩耗性の
卓越したブラスチイク成形装置用シリンダを提供し得る
ことになった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、バックメタル（シリンダ本体）と内面規制部
材等の組付は例を示す一部破断斜視図、第２図はＨＩＰ
処理状況を示す概略断面図、第３図はＨｅリーク量とＨ
ＩＰ製品中のＡｒ量の関係を示すグラフ、第４図は腐食
減量に及ぼす浸漬時間と）ＩＩＰ製品中の残存酸素量の
影響を示すグラフ、第５図はＨＩＰ製品の密度比及びＨ
ＩＰ圧力及び温度の影響を示すグラフ、第６図は実施例
で採用した組付構造体を示す断面説明図、第７．８図は
実験で得たシリンダ内面層及び比較材の摩耗試験結果並
びに耐食性試験結果を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 下記成分組成の合金を１０＾−＾１ｔｏｒｒ以下の真空
   度で溶解・精錬した後、１０〜７０Ｋｇ／ｃｍ＾２の非
   酸化性ガス圧力下にガスアトマイズ処理して得られる１
   ００メッシュ以下の合金粉末を使用し、下記の工程を順
   次実施することを特徴とするプラスチック成形装置用シ
   リンダの製造方法。 合金組成 Ｃ　：０．１〜２．０％（重量％、以下同じ）Ｓｉ：０
   ．５〜３．０％ Ｂ　：０．５〜３．０％ Ｃｒ：１０〜４０％ Ｗ　：１０〜３０％ Ｃｕ：０．５〜３．０％ 残部：Ｎｉ及び／若しくはＣｏ ［ I ］鋼製シリンダ本体の内周面側に略同芯状の隙間
   をあけて内面規制部材を配設する 工程、 ［II］上記隙間に上記合金粉末を充填する工程、 ［III］該合金粉末充填部を密封した後、加熱下に真空
   脱気する工程、 ［IV］該合金粉末充填部に、熱間静水圧を加えて内面強
   化層を形成する工程、 ［Ｖ］内面規制部材を除去する工程。