JPWO2017006838A1 - 鋳造材及び鋳造材の製造方法 - Google Patents

Abstract

硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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２．３以下、長径が５μｍ超である前記硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ２あたり３個以下、前記硬質相粒子同士の接触率が４０％以下である鋳造材を提供する。

Description

本発明は、鋳造材及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、耐食性及び耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度及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、硼化物又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量、及び硬質相粒子同士の接触率を、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、硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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２．３以下、長径が５μｍ超である前記硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個以下、前記硬質相粒子同士の接触率が４０％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、前記硬質相粒子が、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉのうち少なくとも一種と、Ｂ及び／又はＣとからなる硼化物及び／又は炭化物であることが好ましい。
本発明の鋳造材において、前記結合相が、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉのうち少なくとも１種の金属と、Ｃｏ及び／又はＮｉとの合金であることが好ましい。
本発明の鋳造材において、鋳造材中におけるＢの含有量が１〜６重量％であり、前記鋳造材中におけるＣの含有量が０〜２．５重量％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またはＭｏ_２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物からなり、前記結合相がＮｉ基合金からなるものであることが好ましい。

さらに、本発明によれば、硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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、前記溶解混合物を冷却する工程と、を有し、前記溶解混合物を冷却する工程において、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前記溶解混合物を冷却する過程を含む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、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。

本発明によれば、耐食性及び耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度及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、実施例１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３は、実施例２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４は、実施例３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５は、実施例４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６は、実施例５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、比較例１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８は、比較例２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９は、比較例３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。

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、硼化物又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又はＮｉを主成分として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２．３以下、長径が５μｍ超である前記硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個以下、硬質相粒子同士の接触率が４０％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、硼化物および／または炭化物を主として含み、鋳造材の硬度及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や炭化物としては、特に限定されないが、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉのうち少なくとも一種と、Ｂ及び／又はＣとからなる析出粒子が挙げられる。なお、硬質相粒子としては、その組成が異なるものが混在したものであってもよい。

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及びＭ’は、それぞれＮｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及び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、およびＭｏ_２ＮｉＢ_２の硼化物などが挙げられる。

また、炭化物としては、特に限定されないが、たとえば、Ｍ_２３Ｃ_６型、Ｍ_４Ｃ型、Ｍ_３Ｃ_２型、Ｍ_２Ｃ型、ＭＣ型の炭化物（Ｍは、それぞれＮｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉのうち少なくとも１種の金属を表し、また、Ｍは異なる金属原子で置換されていてもよい。）が挙げられ、具体的には、Ｃｒ_２３Ｃ_６、Ｃｒ_３Ｃ_２、Ｃｒ_６Ｃ、Ｍｏ_２Ｃ、ＣｒＣの炭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、鋳造材中に含まれるＢの含有量や、鋳造材中に含まれるＣ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、Ｃｏ及び／又はＮｉを主成分として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。結合相を構成する合金の具体例としては、Ｃｏ基合金及び／又はＮｉ基合金であって、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉから選択される少なくとも１種を含む合金などが挙げられる。本発明の鋳造材では、結合相を、Ｃｏ及び／又はＮｉを主成分として含有する合金を含むものとすることにより、例えば、結合相に、Ｆｅ基合金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。

本発明の鋳造材を構成する硬質相粒子及び結合相としては、上述した構成のうち、特に、硬質相粒子がＭｏ_２ＮｉＢ_２で表される複硼化物からなり、結合相がＮｉ基合金からなるものとすることが好ましい。

＜鋳造材の微細構造＞
本発明の鋳造材は、その微細構造、具体的には、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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量、及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たものである。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、耐食性及び耐摩耗性に優れ、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、さらに好ましくは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及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３μｍを超えると、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い。なお、後述する実施例では、直線Ｌの長さは４２μｍとしている。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。なお、後述する実施例では、測定領域範囲Ｓの長さは５７μｍ、幅は４３μｍ（すなわち、２４５０μｍ^２）としている。

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、２．３以下であり、好ましくは２．２以下、さらに好ましくは２．１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、測定した長径及び短径から、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。

また、本発明の鋳造材は、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個以下であり、好ましくは２個以下、さらに好ましくは１個以下である。鋳造材において、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量を上記範囲とすることにより、上述した硬質相粒子のアスペクト比の平均値を制御することと同様に、鋳造材の抗折力を著しく向上させることができる。なお、長径が５μｍ超である硬質相粒子の個数は、上述した硬質相粒子のアスペクト比の測定と同様に、任意の断面における、ＳＥＭの反射電子像中の測定領域範囲Ｓ（長さ２０μｍ以上、幅２０μｍ以上の範囲）において、長径が５μｍを超える硬質相粒子を算出することで、求めることができる。なお、本発明においては、後述する実施例において、実際に測定を行った測定領域範囲Ｓである２４５０μｍ^２あたりの個数にて、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量を規定しているが、実際の測定は、このような面積範囲に特に限定されるものではなく、異なる面積範囲における反射電子像を用いて測定する場合は比例計算にて求めればよい。たとえば、本発明においては、５０００μｍ^２の面積範囲あたりの長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量を制御するようにしてもよく、この場合には、５０００μｍ^２あたりの長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量は、６個以下、好ましくは４個以下、より好ましくは２個以下である。

さらに、本発明の鋳造材は、硬質相粒子同士の接触率（Ｃｏｎｔｉｇｕｉｔｙ）が４０％以下であり、好ましくは３９％以下、さらに好ましくは３８％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。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６回行い、合計６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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量、及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、次の方法が挙げられる。すなわち、鋳造材を製造する際において、まず、硬質相粒子及び結合相を形成するための原料を溶融させて溶解混合物を得て、次いで、得られた溶解混合物を冷却する際に、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冷却する過程を含ませ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。

＜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％、Ｃ：０〜２．５重量％、Ｃｏ：０〜３０重量％、Ｓｉ：０〜５重量％、Ｃｒ：０〜２０重量％、Ｍｏ：５〜４０重量％、Ｆｅ：０〜２５重量％、Ｎｉ：残部であることが好ましい。あるいは、結合相をＣｏを主成分とするＣｏ基合金とする場合には、Ｂ：１〜６重量％、Ｃ：０〜２．５重量％、Ｎｉ：０〜５重量％、Ｓｉ：０〜５重量％、Ｃｒ：０〜２５重量％、Ｍｏ：５〜４０重量％、Ｆｅ：０〜２５重量％、Ｃｏ：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、鋳造材の硬度及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、結合相をＮｉを主成分とするもの、Ｃｏを主成分とするもののいずれの場合においても、好ましくは１〜６重量％、より好ましくは２〜５重量％である。

Ｃ（炭素）は、多く含ませることにより硬質相粒子となる炭化物を形成することが可能となる。炭化物の形成により耐摩耗性が向上する。一方、Ｃの含有割合を上記範囲とすることにより、鋳造材中における硬質相粒子の含有割合が適度なものとなり、これにより、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、鋳造材の硬度及び抗折力を向上させることができる。鋳造材中のＣの含有量は、結合相をＮｉを主成分とするもの、Ｃｏを主成分とするもののいずれの場合においても、好ましくは０．１５重量％〜２．５重量％、より好ましくは０．２〜１重量％である。炭化物を形成せず、不可避的不純物として含有する場合には、例えば０．０６％以下が好ましい。

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。また、Ｎｉは、鋳造材の結合相としてＣｏ基合金が用いられる場合には、鋳造材の耐食性を向上させる作用を有する。

Ｃｏ（コバルト）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、硬度及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、鋳造材の耐摩耗性及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、本発明においては、原料粉末中に、予め硼化物及び／又は炭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、硼化物及び／又は炭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。

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、バインダー及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、硬質相粒子の長径の平均値、及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。

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、硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又はＮｉを主成分として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２．３以下、長径が５μｍ超である前記硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個以下、硬質相粒子同士の接触率が４０％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、耐食性及び耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度及び高抗折力を実現したものとなる。

本発明の鋳造材は、耐食性及び耐摩耗性に優れ、かつ、高硬度及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。

＜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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の個数、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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の個数及び硬質相粒子同士の接触率の測定を行った。なお、本実施例では、各測定を行う際における、直線Ｌの長さは４２μｍとし、測定領域範囲Ｓは２４５０μｍ^２とした。

＜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×７ｍｍ×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、ＣＩＳ ０２６に準拠して、抗折力（３点曲げ試験）の測定を行なった。

＜実施例１＞
Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物２０重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｃｒ：１０重量％、Ｂ：２重量％、Ｓｉ：２．７重量％、Ｃ：０．４重量％、Ｆｅ：２重量％、Ｎｉ：残部。）８０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、るつぼに入れて、真空鋳造機（田邊研電社製 ＴＣＰ−５２５０）を用いて、高周波溶解炉で１２００℃まで昇温して溶融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、４００℃に熱した金型に流し込み、その後室温まで空冷することで鋳造材を得た。このとき、溶解混合物の温度を、高周波溶解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、高周波溶解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、得られた鋳造材について、上記方法にしたがい、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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の個数、硬質相粒子同士の接触率、硬度、及び抗折力の各測定を行った。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２（Ａ）、図２（Ｂ）に示す。ここで、図２（Ｂ）は、図２（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図２（Ａ）、図２（Ｂ）の反射電子像では、白い領域が硼化物（硬質相粒子）であり、黒い領域が炭化物であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。

実施例１における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が２．２μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．０、硬質相粒子の接触率が３７％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が５４．８、抗折力が１１４３ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、２．４μｍ、３．０μｍ、３．５μｍ、３．８μｍ、３．９μｍ、３．９μｍ、４．０μｍ、４．４μｍ、４．９μｍ、５．１μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、３．８９μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は１個であった。なお、長径が５μｍを超える粒子の個数の測定は、測定範囲を変更しながら、５か所の測定範囲について行ったが、いずれも、長径が５μｍを超える粒子の個数は０〜１個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は２個であった。

＜実施例２＞
Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物１０重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｂ：２．３重量％、Ｓｉ：７．１重量％、Ｃ：０．０６重量％以下、Ｆｅ：１．５重量％、Ｎｉ：残部。）９０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、２０℃の室温の金型に流し込み、その後空冷することで鋳造材を得た。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約１分後に測定したところ、温度は４００〜５００℃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１分間で、１２００℃から４００〜５００℃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７００〜８００℃／ｍｉｎ．であり、この結果より、溶解混合物は、１２００℃から４００℃までの温度範囲において、７００〜８００℃／ｍｉｎ．程度の冷却速度にて継続して冷却される過程を経たといえる。

続いて、得られた鋳造材について、上記方法にしたがい、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、長径が５μｍ超である硬質相粒子の個数、硬質相粒子同士の接触率、硬度、及び抗折力の各測定を行った。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３（Ａ）、図３（Ｂ）に示す。ここで、図３（Ｂ）は、図３（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図３（Ａ）、図３（Ｂ）の反射電子像では、白い領域が硼化物（硬質相粒子）であり、黒い領域が不純物であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。

実施例２における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が２．８μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が１．５、硬質相粒子の接触率が１４％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が６４、抗折力が１１０１ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、２．８μｍ、３．８μｍ、２．７μｍ、３．６μｍ、２．８μｍ、２．４μｍ、３．２μｍ、３．７μｍ、４．２μｍ、２．９μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、３．２０μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は２個であった。なお、長径が５μｍを超える粒子の個数の測定は、測定範囲を変更しながら、５か所の測定範囲について行ったが、いずれも、長径が５μｍを超える粒子の個数は０〜２個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は４個であった。

＜実施例３＞
混合粉末として、Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物１５重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｂ：２．３重量％、Ｓｉ：７．１重量％、Ｃ：０．０６重量％以下、Ｆｅ：１．５重量％、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２と同様にして、鋳造材を得て、同様に各測定を行った。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４（Ａ）、図４（Ｂ）に示す。ここで、図４（Ｂ）は、図４（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図４（Ａ）、図４（Ｂ）の反射電子像では、白い領域が硼化物（硬質相粒子）であり、黒い領域が不純物であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。なお、灰色の領域のうち、細長い形状をした部分（図４（Ｂ）において矢印で示した部分等）は、Ｎｉ基合金中の晶質の違いにより、Ｎｉ基合金の他の部分より色が濃く写っているものであって、あくまでＮｉ基合金であり、硬質相粒子を構成するものではないと考えられる。

実施例３における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が２．１μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が１．８、硬質相粒子の接触率が１３％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が６５、抗折力が９９３ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、２．２μｍ、３．１μｍ、３．２μｍ、３．２μｍ、２．６μｍ、４．３μｍ、３．７μｍ、３．７μｍ、２．８μｍ、３．２μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、３．２０μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は０個であった。なお、長径が５μｍを超える粒子の個数の測定は、測定範囲を変更しながら、５か所の測定範囲について行ったが、いずれも、長径が５μｍを超える粒子の個数は０〜１個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は２個であった。

＜実施例４＞
混合粉末として、Ｍｏ_２ＮｉＢ_２型の複硼化物２０重量％と、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｂ：２．３重量％、Ｓｉ：７．１重量％、Ｃ：０．０６重量％以下、Ｆｅ：１．５重量％、Ｎｉ：残部。）８０重量％とを乾式混合したものを用いた以外は、実施例２と同様にして、鋳造材を得て、同様に各測定を行った。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５（Ａ）、図５（Ｂ）に示す。ここで、図５（Ｂ）は、図５（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図５（Ａ）、図５（Ｂ）の反射電子像では、白い領域が硼化物（硬質相粒子）であり、黒い領域が不純物であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。なお、灰色の領域のうち、細長い形状をした部分（図５（Ｂ）において矢印で示した部分等）は、Ｎｉ基合金中の晶質の違いにより、Ｎｉ基合金の他の部分より色が濃く写っているものであって、あくまでＮｉ基合金であり、硬質相粒子を構成するものではないと考えられる。

実施例４における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が２．１μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が１．８、硬質相粒子の接触率が１３％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が６５、抗折力が１１９８ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、３．２μｍ、４．０μｍ、３．４μｍ、３．２μｍ、３．２μｍ、３．７μｍ、３．２μｍ、３．０μｍ、３．２μｍ、３．２μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、３．３１μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は２個であった。なお、長径が５μｍを超える粒子の個数の測定は、測定範囲を変更しながら、５か所の測定範囲について行ったが、いずれも、長径が５μｍを超える粒子の個数は０〜２個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は４個であった。

＜実施例５＞
混合粉末に代えて、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｃｒ：１０重量％、Ｂ：２重量％、Ｓｉ：２．７重量％、Ｃ：０．４重量％、Ｆｅ：２重量％、Ｎｉ：残部。）のみを用いた以外は、実施例２と同様にして、鋳造材を得て、同様に各測定を行った。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（Ａ）、図６（Ｂ）に示す。ここで、図６（Ｂ）は、図６（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図６（Ａ）、図６（Ｂ）の反射電子像では、黒い領域が炭化物（硬質相粒子）であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。なお、炭化物は、Ｎｉ基自溶性合金中の炭素が、金属元素（Ｎｉ、ＣｒまたはＦｅ）と反応して形成されたものであると考えられる。

実施例５における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が１．１μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．４、硬質相粒子の接触率が１８．７％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が４４．７、抗折力が１１１８ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、１．５μｍ、２μｍ、１．５μｍ、４．５μｍ、４μｍ、２μｍ、２μｍ、１．７５μｍ、２μｍ、２μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、２．４μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は０個であった。なお、長径が５μｍを超える粒子の個数の測定は、測定範囲を変更しながら、５か所の測定範囲について行ったが、いずれも、長径が５μｍを超える粒子の個数は０〜１個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は１個であった。

＜比較例１＞
実施例１と同様にして得た混合粉末を、るつぼに入れて、真空熱処理炉（島津製作所社製 ＰＶＳＧｇｒ ２０／２０）を用いて１２００℃まで昇温して溶融させた溶解混合物を、高周波溶解炉内で、約１時間かけて４００℃まで徐冷して、鋳造材を得た。次いで、得られた鋳造材について、実施例１と同様に各測定を行った。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７（Ａ）、図７（Ｂ）に示す。ここで、図７（Ｂ）は、図７（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図７（Ａ）、図７（Ｂ）の反射電子像では、白い領域が硼化物（硬質相粒子）であり、黒い領域が炭化物であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。

比較例１における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が３．５μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．４、硬質相粒子の接触率が４３％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が４９．４、抗折力が６６４ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、３．４μｍ、３．６μｍ、４．１μｍ、４．２μｍ、４．７μｍ、５．１μｍ、５．１μｍ、５．１μｍ、５．６μｍ、６．４μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、４．７３μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は５個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は１０個であった。

＜比較例２＞
実施例１と同様にして得た混合粉末を、るつぼに入れて、真空熱処理炉（島津製作所社製 ＰＶＳＧｇｒ ２０／２０）を用いて１２００℃まで昇温して溶融させた溶解混合物を、高周波溶解炉内で、約５時間かけて８００℃まで徐冷して、鋳造材を得た。次いで、得られた鋳造材について、実施例１と同様に各測定を行った。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８（Ａ）、図８（Ｂ）に示す。ここで、図８（Ｂ）は、図８（Ａ）と同じ試験片の高倍率電子像である。図８（Ａ）、図８（Ｂ）の反射電子像では、白い領域が硼化物（硬質相粒子）であり、黒い領域が炭化物であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。

比較例２における各測定の結果は、硬質相粒子の平均粒径が３．６８μｍ、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が１．７、硬質相粒子の接触率が２１％であり、また、硬度（ＨＲＣ）が４７．０、抗折力が５２２ＭＰａであった。なお、アスペクト比の算出に用いた硬質相粒子の中から抽出した任意の１０個の粒子について、長径の測定値を例示すると、３．５μｍ、６μｍ、４μｍ、６μｍ、７．５μｍ、８．５μｍ、９．５μｍ、８．５μｍ、６．５μｍ、５．５μｍであり、これらの平均値である長径の平均値は、６．６μｍであった。また、測定領域範囲Ｓ（すなわち、２４５０μｍ^２の範囲）内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は１０個であった。また、５０００μｍ^２の範囲内に存在する硬質相粒子の全てについて、長径を測定したところ、長径が５μｍを超える粒子の個数は２０個であった。

＜比較例３＞
混合粉末に代えて、Ｎｉ基自溶性合金（組成は、Ｃｒ：１０重量％、Ｂ：２重量％、Ｓｉ：２．７重量％、Ｃ：０．４重量％、Ｆｅ：２重量％、Ｎｉ：残部。）のみを用いた以外は、比較例２と同様にして、鋳造材を得て、同様に各測定を行った。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９（Ａ）、図９（Ｂ）に示す。ここで、図９（Ｂ）は、図９（Ａ）の一部を拡大した拡大図である。図９（Ａ）、図９（Ｂ）の反射電子像では、黒い領域が炭化物（硬質相粒子）であり、残りの灰色の領域がＮｉ基合金である。

比較例３では、硬質相粒子同士が結合して大きな塊となってしまっていたため、硬質相粒子の平均粒径、アスペクト比の平均値、および接触率を測定することができなかった。また、比較例３の鋳造材は、硬度（ＨＲＣ）が３８．０、抗折力が５１９ＭＰａであった。

実施例１〜５の測定結果より、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２．３以下、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個以下、硬質相粒子同士の接触率が４０％以下である鋳造材は、抗折力及び硬度が高いという結果であった。すなわち、実施例１〜５の結果より、このような微細構造を有する鋳造材は、硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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、優れた耐食性及び耐摩耗性に加え、抗折力及び硬度が高いという特性を有するものであった。
なお、上述した実施例２〜５では、溶解混合物を、室温の金型に流し込み、その後空冷することで鋳造材を得たが、金型として、実施例１と同様に４００℃に加熱された金型を用いた場合でも、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経たものになると考えられるため、得られる鋳造材は、同様に、優れた耐食性及び耐摩耗性に加え、抗折力及び硬度が高いという特性を有するものになると考えられる。

一方、比較例１，２の測定結果より、硬質相粒子の平均粒径が３μｍ超、硬質相粒子のアスペクト比の平均値が２．３超、長径が５μｍ超である硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個超、硬質相粒子同士の接触率が４０％超である鋳造材は、抗折力が低くなる結果であった。
また、比較例３の測定結果より、硬質相粒子同士が結合して大きな塊となってしまった鋳造材は、抗折力及び硬度が、いずれも低くなる結果であった。

Claims (7)

1. 硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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２．３以下、長径が５μｍ超である前記硬質相粒子の含有量が２４５０μｍ^２あたり３個以下、前記硬質相粒子同士の接触率が４０％以下である鋳造材。
2. 前記硬質相粒子が、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉのうち少なくとも一種と、Ｂ及び／又はＣとからなる硼化物及び／又は炭化物である請求項１に記載の鋳造材。
3. 前記結合相が、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｗ，Ｆｅ及びＳｉのうち少なくとも１種の金属と、Ｃｏ及び／又はＮｉとの合金である請求項１又は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％であり、前記鋳造材中におけるＣの含有量が０〜２．５重量％である請求項１〜３のいずれかに記載の鋳造材。
5. 前記硬質相粒子がＭｏ_２ＮｉＢ_２またはＭｏ_２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ_２で表される複硼化物からなり、前記結合相がＮｉ基合金からなる請求項１〜４のいずれかに記載の鋳造材。
6. 硼化物及び／又は炭化物を主体とする硬質相粒子と、Ｃｏ及び／又は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、
   前記溶解混合物を冷却する工程と、を有し、
   前記溶解混合物を冷却する工程において、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前記溶解混合物を冷却する過程を含む鋳造材の製造方法。
7. 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６に記載の鋳造材の製造方法。

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