WO2018124041A1 - 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 PDF

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WO2018124041A1
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cast material
hard phase
cast
phase particles
raw material
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PCT/JP2017/046582
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裕記 矢永
田代　博文
弘志 稲澤
敏一 大毛
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東洋鋼鈑株式会社
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    • B22D27/04—Influencing the temperature of the metal, e.g. by heating or cooling the mould
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    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
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    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0073—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only borides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to a cast material and a method for producing the cast material.
  • a cermet material which is a composite material of ceramic and metal has been studied conventionally.
  • a method for producing such a cermet material for example, a method is known in which powder as a raw material is mixed by powder metallurgy and fired at a temperature equal to or lower than the melting point of the raw material in a state of being molded by stamping or the like.
  • the obtained cermet material may have insufficient density because voids remain inside.
  • Patent Document 1 discloses a method of obtaining a cast material made of cermet containing Mo (molybdenum), Ni (nickel), B (boron), etc. by a casting method.
  • the cermet cast material obtained by the casting method described in Patent Document 1 described above has an increased density, while the dendritic structure tends to grow inside. As a result, the cast material obtained by the casting method described in Patent Document 1 may be easily damaged starting from the grown dendritic structure. For this reason, it is difficult to use the cast material obtained by the casting method described in Patent Document 1 for an application that particularly requires a bending strength.
  • An object of the present invention is to provide a casting material that is excellent in corrosion resistance and wear resistance, and that has achieved high hardness and high bending strength.
  • the present inventors It has been found that the above object can be achieved by controlling the number of interfaces formed on the surface or cross section of a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase mainly composed of Ni and Si within a predetermined range.
  • the present invention has been completed.
  • a Ni—B—Si ternary cast material containing a eutectic part of a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase mainly composed of Ni and Si,
  • a straight line is drawn with respect to the surface or cross section of the eutectic part, an interface formed on the straight line from the solid phase mainly composed of Ni and B and the solid phase mainly composed of Ni and Si
  • a cast material having an average value of the number of 2.0 / ⁇ m or more is provided.
  • the average value of the number of the interfaces on the other straight line of the two straight lines is preferably 2.0 pieces / ⁇ m or more.
  • it is a manufacturing method of said casting material, Comprising: The process of obtaining a raw material melt by dissolving the raw material for forming the said cast material, The process of cooling the said raw material melt In the step of cooling the raw material melt, in the temperature range from the cooling start temperature to 400 ° C., 100 ° C./min.
  • a method for producing a cast material including a process of continuously cooling the raw material melt at the above cooling rate.
  • the raw material melt is preferably cooled by pouring the raw material melt into a mold at room temperature to 1100 ° C.
  • the inventors of the present invention in a cast material composed of a hard phase particle mainly composed of boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, the average particle size of the hard phase particle, the hard phase particle The average aspect ratio and the contact ratio between the hard phase particles are controlled within a predetermined range, and the binder phase contains Ni 3 Si and Ni 3 B, and the binder phase obtained by X-ray diffraction measurement is used.
  • the inventors have found that the above object can be achieved by controlling the ratio of the peak derived from Ni 3 Si in the predetermined range, and have completed the present invention.
  • a cast material comprising hard phase particles mainly composed of boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, wherein the average particle diameter of the hard phase particles is 3 ⁇ m or less, the average aspect ratio of the hard phase particles is 2.0 or less, the contact ratio between the hard phase particles is 35% or less, the binder phase contains Ni 3 Si and Ni 3 B, CuK ⁇ by X-ray diffraction measurement of a radiation source, and the intensity I a of a peak derived from the Ni 31 Si 12 the diffraction angle 2 ⁇ exists in the range of 46.8 - 47.8 °, diffraction angle 2 ⁇ is 44.0 ⁇ it is the ratio between the intensity I B of a peak derived from the Ni 3 Si present in the range of 45.0 ° intensity ratio I a / I B is 1/10 or less is the cast material is provided.
  • the intensity ratio I A / I B is preferably 1/100 or less.
  • the hard phase particles are preferably made of a double boride represented by Mo 2 NiB 2 and / or Mo 2 (Ni, Cr) B 2 .
  • the B content in the cast material is preferably 1 to 6% by weight.
  • a method for producing a cast material comprising hard phase particles mainly composed of boride and a binder phase containing an alloy containing Ni, Si and B, wherein the cast material is formed.
  • the step of obtaining the dissolved mixture by dissolving the raw materials for mixing in the mixed state and the cooling of the dissolved mixture are performed at 100 ° C./min.
  • a manufacturing method is provided.
  • the dissolution mixture is preferably cooled by pouring the dissolution mixture into a mold at room temperature to 1100 ° C.
  • the present invention it is possible to provide a casting material that is excellent in corrosion resistance and wear resistance, and that has achieved high hardness and high bending strength.
  • FIG. 1 is a photograph showing a secondary electron image taken after Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger) for a cross section of the cast material of Example 1.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining a method of obtaining an average value of the number of interfaces in the eutectic part of the cast material.
  • FIG. 3 is a photograph showing a secondary electron image taken after Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger) for the cross section of the cast material of Example 2.
  • FIG. 4 is a photograph showing a secondary electron image taken after Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger) for the cross section of the cast material of Comparative Example 1.
  • FIG. 5 is a photograph showing a secondary electron image taken after Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger) for the cross section of the cast material of Comparative Example 2.
  • FIG. 6 is a graph showing diffraction patterns obtained by performing X-ray diffraction measurement on the cast materials of Examples 1 and 2 using CuK ⁇ as a radiation source.
  • FIG. 7 is a graph showing diffraction patterns obtained by performing X-ray diffraction measurement on the cast materials of Comparative Examples 1 and 2 using CuK ⁇ as a radiation source.
  • FIG. 8 is a diagram for explaining a method for evaluating the corrosion resistance of a cast material.
  • FIG. 9 is a diagram for explaining a method for measuring the microstructure of the cast material according to the second embodiment.
  • FIG. 10 is a graph showing an example of a diffraction pattern obtained by performing X-ray diffraction measurement on the cast material of the second embodiment using CuK ⁇ as a radiation source.
  • FIG. 11 is a diagram for explaining a method of measuring the contact ratio between hard phase particles.
  • FIG. 12 is a graph showing diffraction patterns obtained by performing X-ray diffraction measurement using CuK ⁇ as a radiation source for the casting materials of Examples and Comparative Examples.
  • FIG. 13 is a photograph showing secondary electron images after Ar etching, taken using a field emission Auger microprobe (Auger), with respect to the cross sections of the casting materials of Examples and Comparative Examples.
  • FIG. 14 is a photograph showing a backscattered electron image taken with a scanning electron microscope (SEM) of the cross section of the cast material of the example and the comparative example.
  • SEM scanning electron microscope
  • the cast material of this embodiment is a Ni—B—Si ternary cast material containing a eutectic part of a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase mainly composed of Ni and Si, When a straight line is drawn with respect to the surface or cross section of the eutectic part, an interface formed on the straight line from the solid phase mainly composed of Ni and B and the solid phase mainly composed of Ni and Si The average value of the numbers is 2.0 / ⁇ m or more.
  • the average value of the number of interfaces when only one straight line is drawn with respect to the surface or cross section of the eutectic part, the number of interfaces per unit length of 1 ⁇ m on the straight line is shown. When a plurality of straight lines are drawn with respect to the surface or cross section of the part, the average number of interfaces per unit length of 1 ⁇ m obtained for each straight line is shown.
  • the cast material of the present embodiment includes an alloy containing Ni, Si and B, and particularly contains a eutectic part of a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase mainly composed of Ni and Si.
  • the solid phase mainly composed of Ni and B is mainly composed of Ni 3 B, and Ni solid solution (Ni and at least one element of B and Si and The solid solution may be included.
  • the solid phase mainly composed of Ni and Si is mainly composed of Ni 3 Si, and Ni solid solution (Ni and at least one element of B and Si and The solid solution may be included.
  • the composition of the solid phase mainly composed of Ni and B and the composition of the solid phase mainly composed of Ni and Si can be measured by performing X-ray diffraction measurement on the cast material.
  • the casting material of this embodiment can significantly improve the hardness and bending strength of the casting material by including such a eutectic part, and further, a casting material mainly composed of an Fe-based alloy, etc. In comparison, the corrosion resistance of the resulting cast material is improved.
  • the cast material of this embodiment is obtained by, for example, dissolving a raw material powder that constitutes the cast material to obtain a raw material melt, and then cooling the raw material melt under predetermined conditions. Can be obtained. Furthermore, you may heat-process with respect to the obtained casting material as needed.
  • NiB phase a solid phase mainly composed of Ni and B on the straight line.
  • NiSi phase the average number of interfaces formed from a solid phase mainly composed of Ni and Si.
  • it is 2.5 piece / micrometer or more, More preferably, it is 3.0 piece / micrometer or more.
  • the bending strength of the cast material to be obtained can be remarkably improved by the effect of refining the crystal particle diameter of the crystals constituting the eutectic part.
  • the upper limit of the average value of the number of interfaces described above is not particularly limited, but is preferably 6.0 / ⁇ m or less, more preferably 5.0 / ⁇ m or less.
  • FIG. 1 is a photograph showing a secondary electron image taken after Ar etching using a field emission Auger microprobe (Auger) for a cross section of a cast material of an example described later.
  • Auger microprobe Auger microprobe
  • FIG. 1 the result of having image
  • FIG. 2 is an enlarged view of a part of the high-magnification (10,000 times) photograph of the visual field 1 shown in FIG.
  • a straight line is drawn on the secondary electron image, and a solid phase (NiB phase) mainly composed of Ni and B and Ni and Si are mainly composed on the straight line.
  • the average value of the number of interfaces with the solid phase (NiSi phase) is measured.
  • the relatively white portion is the NiB phase
  • the relatively black portion is the NiSi phase.
  • the NiB phase and the NiSi phase in the secondary electron image can be identified based on the result of identifying the elements in the cast material by measuring the cast material by Auger electron spectroscopy (AES). .
  • AES Auger electron spectroscopy
  • the number of interfaces on the straight line y1 is 32, and the number of interfaces on the straight line x1 is 23. Also, the number of interfaces on other straight lines is shown in FIG.
  • the secondary electron image in FIG. 2 has a scale of 10 ⁇ m in length and 10 ⁇ m in width. Therefore, 32 interfaces (the number of interfaces per unit length of 1 ⁇ m is 3.2 / ⁇ m) on the straight line y1 are 23 interfaces in a length of 10 ⁇ m. (The number of interfaces per unit length of 1 ⁇ m is 2.3 / ⁇ m).
  • the average value of the number of interfaces in the eutectic part can be obtained by calculating the average value of the number of interfaces on at least one straight line with respect to the surface or cross section of the cast material.
  • two straight lines that are perpendicular to each other are drawn as shown by the straight line y1 and the straight line x1 in FIG.
  • the number of interfaces per unit length of 1 ⁇ m is calculated based on the number of interfaces on the plurality of straight lines by subtracting a plurality of lines (for example, 5 lines each). It is preferable to do.
  • the present inventors such a conventional casting material, after being heated in a heating furnace, the casting material is slowly cooled in the mold, thereby, in the casting material Acquired the knowledge that the crystal grain size becomes too large or the dendritic structure grows inside, resulting in a decrease in the bending strength of the cast material. Based on this knowledge, it has been found that the bending strength of the cast material can be remarkably improved by controlling the crystal state in the eutectic portion in the cast material as described above.
  • the method for controlling the average value of the number of interfaces in the eutectic part to the above range is not particularly limited.
  • a raw material powder that constitutes a cast material, etc. There is a method in which the raw material melt is cooled under a predetermined condition after the raw material is dissolved to obtain the raw material melt.
  • the cast material of this embodiment may contain hard phase particles mainly composed of boride.
  • the hard phase particles are present in a dispersed state in the matrix of the Ni-based alloy including the eutectic part described above.
  • the boride constituting the hard phase particles is not particularly limited, but borides of MB type, MB 2 type, M 2 B type, M 2 B 5 type, M 2 M′B 2 type (M and M ′ are , Each represents at least one metal of Ni, Co, Cr, Mo, Mn, Cu, W, Fe and Si, and M ′ represents a metal atom different from M.), and specific examples thereof is, CrB, MoB, Cr 2 B , Mo 2 B, Mo 2 B 5, Mo 2 FeB 2, Mo 2 CrB 2, Mo 2 NiB 2, Mo 2 (Ni, Cr) complex boride represented by B 2 Etc.
  • composition of the cast material of the present embodiment is not particularly limited, but C: 0.01 to 0.06 wt%, B: 1 to 6 wt%, Si: 3 to 10 wt%, Fe: 0.05 to 1 0.5% by weight, Ni: preferably the balance.
  • B (boron) is an element that can constitute the NiB phase in the eutectic part described above, and by setting the content ratio of B in the above range, the wear resistance, hardness, and bending strength of the cast material are increased. Can be improved.
  • the content of B in the cast material is preferably 1 to 6% by weight, more preferably 2 to 5% by weight.
  • C (carbon) can improve the hardness and bending strength of the cast material by forming carbides in the cast material.
  • carbides in the cast material.
  • it is contained as an inevitable impurity without forming a carbide, for example, 0.06% or less is preferable.
  • Ni nickel is an element for forming the eutectic part described above, and the corrosion resistance of the cast material can be improved by setting the Ni content in the cast material within the above range.
  • Si is an element that can constitute the NiSi phase in the eutectic part described above, and has an action of lowering the melting temperature of the raw material for forming the cast material. In addition to being able to lower the melting temperature by making the Si content ratio appropriate, it suppresses the decrease in the bending strength of the cast material due to an increase in the content of silicide in the cast material. be able to.
  • Fe iron
  • hard phase particles are not formed and contained as an unavoidable impurity, for example, 1.5% or less is preferable.
  • raw material powder for forming the cast material of this embodiment is prepared. What is necessary is just to prepare as raw material powder so that the content rate of each element which forms a cast material may become a desired composition ratio.
  • the raw material powder may be in the form of a powder or may include a lump of powder (bulk).
  • a binder and an organic solvent are added to the raw material powder, if necessary, and then mixed and pulverized using a pulverizer such as a ball mill. I do.
  • Binder is added for the purpose of improving moldability during molding and preventing powder oxidation.
  • the binder is not particularly limited, and known ones can be used, and examples thereof include paraffin.
  • the amount of the binder added is not particularly limited, but is preferably 3 to 6 parts by weight with respect to 100 parts by weight of the raw material powder.
  • the organic solvent is not particularly limited, but a low boiling point solvent such as acetone can be used.
  • the pulverization and mixing time is not particularly limited, but is usually 15 to 30 hours.
  • the melting temperature at this time may be determined according to the raw material to be used, but is preferably 1100 to 1300 ° C., more preferably 1200 to 1250 ° C.
  • the raw material melt obtained in this way is poured into a mold such as a mold according to a desired shape, cooled, and cast, whereby a cast material can be obtained.
  • a mold such as a mold according to a desired shape
  • a cast material can be obtained.
  • the raw material melt is cooled, in the temperature range from the cooling start temperature to 400 ° C., 100 ° C./min.
  • a process of continuously cooling the raw material melt at the above cooling rate is included. In this embodiment, 100 ° C./min. In order to include the process of continuously cooling the raw material melt at the above cooling rate, it is continued for a certain degree of time at 100 ° C./min.
  • the cooling rate may be set to the above-mentioned cooling rate, and it is preferably continued for 1 minute or more, more preferably 5 minutes or more, and 100 ° C./min. It is sufficient that the process of cooling at the above cooling rate is included, for example, instantaneously 100 ° C./min. A mode in which the above cooling rate is obtained (for example, a mode in which the cooling rate is 100 ° C./min. Or more for only 1 second or less) is not included. In addition, when cooling the raw material melt, in the temperature range from the cooling start temperature to 400 ° C., 100 ° C./min.
  • a process of continuously cooling the raw material melt at the above cooling rate may be included, but the cooling rate at this time is preferably 200 ° C./min. Or more, more preferably 400 ° C./min. That's it.
  • the average value of the number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic part can be controlled within the above-described range.
  • the method for cooling the raw material melt under the above conditions is not particularly limited, but the raw material melt is preferably poured into a mold at room temperature to 1100 ° C., more preferably 300 to 1100 ° C. And the method of cooling is mentioned. Examples of room temperature include 1 to 30 ° C.
  • the casting method is not particularly limited, but from the viewpoint that a cast material having a complicated shape can be formed, and from the viewpoint that a thick-walled material can be formed, a die casting method, a lost wax, a continuous casting method, It is preferable to use a centrifugal casting method.
  • By performing the heat treatment it is possible to reduce variations in the bending strength of the entire cast material to be obtained, and to further stabilize the quality of the cast material.
  • diffusion of atoms proceeds in the eutectic part of the cast material, thereby eliminating the disorder of the arrangement of atoms in the eutectic part.
  • the eutectic part is formed by the action or the like by the Si diffusion in the NiB phase due to the heat treatment to reduce the Si content in the NiB phase. This is considered to be because crystals such as Ni 3 B and Ni 3 Si are further stabilized.
  • the temperature of the heat treatment for the cast material is preferably 700 to 950 ° C, more preferably 750 to 900 ° C, and still more preferably 800 to 850 ° C.
  • the temperature of the heat treatment is preferably 700 to 950 ° C, more preferably 750 to 900 ° C, and still more preferably 800 to 850 ° C.
  • the heat treatment time for the cast material is not particularly limited, but is preferably 0.17 to 3 hours, more preferably 0.33 to 2 hours, and further preferably 0.5 to 1.5 hours.
  • the cast material of this embodiment is manufactured.
  • the cast material of this embodiment is a Ni—B—Si ternary cast material containing a eutectic part of a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase mainly composed of Ni and Si,
  • a straight line is drawn with respect to the surface or cross section of the eutectic part, the number of interfaces formed on the straight line from a solid phase mainly composed of Ni and B and a solid phase mainly composed of Ni and Si
  • the average value is controlled to 2.0 pieces / ⁇ m or more. Therefore, the cast material of this embodiment is excellent in corrosion resistance and wear resistance, and realizes high hardness and high bending resistance.
  • the cast material of this embodiment is excellent in corrosion resistance and wear resistance and has achieved high hardness and high bending resistance, for example, high loads such as rolls, cylinders, bearings, industrial pump parts, etc. Therefore, it can be suitably used as a wear-resistant material capable of realizing excellent durability even in an environment in which heat is applied.
  • the hard phase particles constituting the cast material of this embodiment mainly contain borides, and contribute to the hardness and wear resistance of the cast material.
  • the hard phase particles are present in a dispersed state in a matrix of a binder phase described later.
  • the boride constituting the hard phase particles is not particularly limited, but borides of MB type, MB 2 type, M 2 B type, M 2 B 5 type, M 2 M′B 2 type (M and M ′ are , Each represents at least one metal of Ni, Co, Cr, Mo, Mn, Cu, W, Fe and Si, and M ′ represents a metal atom different from M.), and specific examples thereof is, CrB, MoB, Cr 2 B , Mo 2 B, Mo 2 B 5, Mo 2 FeB 2, Mo 2 CrB 2, Mo 2 NiB 2, Mo 2 (Ni, Cr) complex boride represented by B 2 Etc.
  • the content ratio of the above-described hard phase particles in the cast material of the present embodiment is preferably 10 to 50 vol%, more preferably 20 to 45 vol%.
  • a method of controlling the content ratio of the hard phase particles in the cast material a method of adjusting the content of B contained in the cast material can be used.
  • the cast material of the present embodiment can have a high balance of corrosion resistance, wear resistance, and mechanical strength such as hardness and bending strength. .
  • the contact rate between the hard phase particles is prevented from becoming too large, and a reduction in the bending strength of the cast material due to the aggregation of the hard phase particles is prevented. it can.
  • the temperature required for melting the raw material of the hard phase particles can be lowered, the thermal energy required for melting can be suppressed, and the cost becomes advantageous.
  • the binder phase constituting the cast material of the present embodiment is a phase that includes an alloy containing Ni, Si, and B and forms a matrix for binding the above-described hard phase particles.
  • the binder phase constituting the cast material of the present embodiment among the alloy containing Ni, Si and B, in particular, those containing Ni 3 Si and Ni 3 B.
  • the hardness and bending strength of the cast material can be remarkably improved by containing Ni 3 Si and Ni 3 B in the binder phase, and an Fe-based alloy or the like is added to the binder phase.
  • the corrosion resistance of the resulting cast material is improved as compared with the case where an alloy containing the main component is contained.
  • the binder phase constituting the cast material of the present embodiment is one in which the content ratio of Ni 3 Si in the binder phase determined by X-ray diffraction measurement is controlled within a predetermined range.
  • the cast material of the present embodiment is Ni 31 having a diffraction angle 2 ⁇ in the range of 46.8 to 47.8 ° when measured with an X-ray diffractometer using CuK ⁇ as a radiation source.
  • the diffraction angle 2 ⁇ is the ratio of the peak intensity I B derived from the Ni 3 Si present in the range of 44.0 ⁇ 45.0 ° intensity ratio I a / I B is, is 1/10 or less, preferably 1/100 or less, more preferably 1/300 or less.
  • the present inventors obtain a dissolved mixture by dissolving the raw material powder containing Mo, Ni and B in a mixed state, and put the dissolved mixture into a mold to cool the dissolved mixture.
  • the cooling rate in obtaining the cast material to a predetermined range faster than the conventional method described above, the average value of the average particle size of the hard phase particles and the aspect ratio of the hard phase particles is obtained for the obtained cast material. It has been found that the contact ratio between the hard phase particles and the hard phase particles can be controlled within the above-described ranges, respectively, whereby the hardness and the bending strength of the cast material can be remarkably improved.
  • the present inventors can significantly improve the hardness and bending strength of the cast material by controlling the cooling rate to a predetermined range faster than that of the conventional method, but are included in the cast material. It has been found that the bending strength of the cast material may be reduced depending on the form of the crystal composed of Mo, Ni, B or the like. Specifically, during the cast material, Ni 3 Si, which is a stable phase, there are crystals of Ni 31 Si 12 or the like is metastable phase, the content of the Ni 31 Si 12 for Ni 3 Si increases (When the Ni 31 Si 12 that is a metastable phase is crystallized too much), the internal strain energy is increased due to the Ni 31 Si 12 that is a metastable phase, thereby reducing the bending strength of the cast material.
  • the present inventors control the content ratio of Ni 31 Si 12 to Ni 3 Si in the cast material, that is, the diffraction angle 2 ⁇ by the X-ray diffraction measurement using CuK ⁇ as a radiation source is 46. 8 of peaks derived from Ni 31 Si 12 present in the range of ⁇ 47.8 ° and intensity I a, a diffraction angle 2 ⁇ of the peak derived from the Ni 3 Si present in the range of 44.0 ⁇ 45.0 ° which is the ratio of the intensity I B intensity ratio I a / I B, is in the above range, with the knowledge that it is possible to greatly improve the transverse rupture strength of the cast material obtained, completed the present invention I came to let you.
  • the intensity ratio I A / I B of the cast material a method of the above range is not particularly limited, for example, as will be described later, constitutes the cast material powder etc.
  • FIG. 10 (A) and FIG. 10 (B) show an example of a diffraction pattern obtained by actually performing X-ray diffraction measurement on a cast material using CuK ⁇ as a radiation source.
  • the raw material powder constituting the cast material is baked and hardened in a vacuum at 1160 ° C. for 30 minutes using a vacuum furnace to obtain an ingot. It was obtained by heating up to 1200 ° C. and dissolving in the atmosphere to obtain a dissolved mixture, and pouring the obtained 1200 ° C. dissolved mixture into a mold at room temperature, and then air cooling to room temperature.
  • FIG. 10A shows the measurement results of the cast material that was heat-treated at 800 ° C. for 1 hour
  • FIG. 10B shows the measurement results of the cast material that was not subjected to this heat treatment. .
  • the metastable phase (Ni 31 Si 12 ) present in the cast material was converted into a stable phase (Ni 31 Si 12 ) by heat treatment.
  • the intensity ratio I A / I B by X-ray diffraction measurement using CuK ⁇ as a radiation source can be measured by the following method, for example. That is, first, X-ray diffraction measurement of the cast material is performed under the conditions of X-ray source: Cu-40 kV, 200 mA, divergence slit: 2 °, scattering slit: 1 °, and light-receiving slit: 0.3 mm. From the obtained X-ray diffraction measurement data, a peak derived from Ni 31 Si 12 having a diffraction angle 2 ⁇ in the range of 46.8 to 47.8 ° and a diffraction angle 2 ⁇ of 44.0 to 45.
  • a peak derived from Ni 3 Si existing in the range of 0 ° is obtained.
  • the peak intensities I A and I B excluding the background of these peaks I A is the intensity of the peak existing in the diffraction angle 2 ⁇ range of 46.8 to 47.8 °, and I B is the diffraction angle 2 ⁇
  • the intensity ratio I A / I B can be obtained by calculating the intensity of the peak existing in the range of 44.0 to 45.0 ° and calculating the ratio thereof.
  • the binder phase includes Ni 3 Si and Ni 3 B, and the hard phase particles are Mo 2 NiB. It is preferably made of a double boride represented by 2 and / or Mo 2 (Ni, Cr) B 2 .
  • the average particle diameter of the hard phase particles described above is 3 ⁇ m or less, preferably 2.8 ⁇ m or less, more preferably 2.5 ⁇ m or less.
  • the hardness and the bending strength of the obtained cast material can be made sufficient. If the average particle size of the hard phase particles is too large, the hard phase particles become a starting point of fracture, which causes a problem that the bending strength of the cast material is significantly reduced.
  • the lower limit of the average particle size of the hard phase particles is not particularly limited, but is preferably 0.5 ⁇ m. In order to make the average particle size of the hard phase particles less than 0.5 ⁇ m, it is necessary to make the cooling rate very large, which is difficult to realize by ordinary water cooling or the like.
  • the average particle diameter of the hard phase particles can be measured, for example, by calculating the equivalent circle diameter of the hard phase particles and calculating the average value of the calculated equivalent circle diameters. Specifically, first, a backscattered electron image is taken of a cross-section of a cast material using a scanning electron microscope (SEM), and a fullman's formula (the following formula (1) is used using the obtained backscattered electron image. )), The average particle size of the hard phase particles can be calculated.
  • d m (4 / ⁇ ) ⁇ (N L / N S ) (1) In the above formula (1), d m is the mean particle diameter of the hard phase particles. ⁇ is the circumference ratio.
  • N L is hit by an arbitrary straight line on the cross-sectional texture (when an arbitrary straight line is drawn, it touches or intersects the arbitrary straight line), and the number of hard phase particles per unit length of the arbitrary straight line Specifically, it is a value calculated by dividing the number of particles hit by an arbitrary straight line having a length L on the cross-sectional structure by the length L of the arbitrary straight line.
  • N S in this section of the specification indicates the number of the hard phase particles contained in arbitrary units in the area, the number of particles contained in any of the measurement area of the measurement region range S, the arbitrary measurement region The value divided by the range S is represented.
  • the length of the straight line L may be a length at which a sufficient number of hard phase particles intersect for measurement of the average particle diameter, and is preferably 20 ⁇ m or more, for example, 100 ⁇ m.
  • the measurement region range S may be a range in which a sufficient number of hard phase particles are included for the measurement of the average particle diameter, and is preferably a range having a length of 20 ⁇ m or more and a width of 20 ⁇ m or more.
  • the average value of the aspect ratio of the hard phase particles is 2.0 or less, Preferably it is 1.9 or less, More preferably, it is 1.8 or less.
  • the average value of the aspect ratio of the hard phase particles is 2.0 or less, Preferably it is 1.9 or less, More preferably, it is 1.8 or less.
  • the average aspect ratio of the hard phase particles can be determined, for example, in accordance with JIS R1670 as follows. First, the cast material is cut, and the cut surface is photographed with a scanning electron microscope (SEM) to obtain a reflected electron image. Next, a predetermined number of hard phase particles are arbitrarily selected from the measurement region range S (length range of 20 ⁇ m or more and width of 20 ⁇ m or more) in the same manner as the measurement of the average particle diameter described above for the obtained reflected electron image. The length (major axis) of the longest part of each hard phase particle and the length (minor axis) of the longest part in the direction orthogonal to the major axis are measured.
  • S scanning electron microscope
  • the ratio of the major axis to the minor axis can be determined as the aspect ratio of the hard phase particles.
  • the average value of the aspect ratios of the hard phase particles is obtained by obtaining such an aspect ratio for a predetermined number (for example, 10 or more) of hard phase particles and calculating the average value thereof. Can do.
  • the cast material of the present embodiment has a contact ratio (hardness) between hard phase particles of 35% or less, preferably 30% or less, more preferably 25% or less.
  • the contact rate between the hard phase particles is an index representing the dispersibility of the hard phase particles, and the lower the contact rate, the better the dispersibility, and thereby the strength can be improved. If the contact ratio between the hard phase particles is too high, coarse aggregates may be generated due to the contact between the hard phase particles, or particle growth may occur due to the bonding between the hard phase particles.
  • the developed part becomes a starting point of breakage and causes a problem that the bending strength of the cast material is reduced.
  • the contact rate between the hard phase particles can be measured, for example, as follows. That is, first, using a scanning electron microscope (SEM), a reflected electron image was taken on the surface of the cast material, and as shown in FIG. A line L for measurement having a predetermined length is arbitrarily drawn on the image, and the hard phase interface existing on the line L is observed.
  • FIG. 9 is a figure for demonstrating the measuring method of the microstructure of the casting material of this embodiment. Specifically, the hard phase particle interface is observed, and the interface where the hard phase particles are in contact with each other is defined as the hard phase-hard phase interface I HH , and the hard phase particles and the binder phase are in contact with each other.
  • the interface is the hard phase-bonded phase interface I HB, and these numbers are counted.
  • the hard phase particles indicate one particle made of a boride formed and grown by heating a raw material containing Mo, Ni, Cr, B, etc., as will be described later. Are in contact with each other, rather than forming a single particle as a unit.
  • the white region is a hard phase (boride), and the gray region is a binder phase.
  • the boundary of the hard phase can be detected as shown in FIG. 11B by detecting the boundary based on the brightness difference between the white region and the gray region.
  • the recessed part on the outline (part which the internal angle is 180 degreeC or more) is detected, and the interface which hard phase particle
  • the concave portions facing each other are connected by a straight line, and the straight portion (a in FIG. , B, c and d) can be the interface where the hard phase particles are in contact with each other.
  • the number N per unit length of L1 of the hard phase-hard phase interface I HH (I HH ) and the number N per unit length of L1 of the hard phase-bond phase interface I HB From (I HB ), the contact ratio Cont (unit:%) between the hard phase particles can be calculated according to the following formula (2).
  • the method of setting the average particle size of the hard phase particles, the average value of the aspect ratio of the hard phase particles, and the contact ratio between the hard phase particles in the above ranges is not particularly limited, but for example, described later.
  • dissolution mixture the method of cooling a melt
  • the contact ratio between the hard phase particles can be controlled, for example, by adjusting the composition of the cast material to be within a specific range.
  • the binder phase contains Ni 3 Si and Ni 3 B.
  • the binder phase contains Ni 3 Si and Ni 3 B, the bending strength of the cast material can be remarkably improved by containing Ni 3 Si which is a stable phase.
  • Ni 31 Si 12 which is a metastable phase crystallizes in the binder phase, the internal strain energy of the cast material increases, thereby reducing the bending strength of the cast material and causing the cast material to break easily. turn into.
  • the cast material of the present embodiment is formed of Ni 31 Si 12 having a diffraction angle 2 ⁇ in the range of 46.8 to 47.8 ° by X-ray diffraction measurement using CuK ⁇ as a radiation source.
  • intensity I a of the derived peak the intensity ratio I a / I B is the ratio of the intensity I B of a peak derived from the Ni 3 Si in which a diffraction angle 2 ⁇ exists in the range of 44.0 ⁇ 45.0 ° 1/10 or less.
  • the intensity ratio I A / I B of the cast material in the above range i.e., the Ni 31 Si 12 is a metastable phase
  • the content of a stable phase Ni 3 Si is increased,
  • the bending strength of the obtained cast material can be remarkably improved.
  • composition of the cast material of the present embodiment is not particularly limited, but when the binder phase is a Ni-based alloy containing Ni as a main component, B: 1 to 6 wt%, Si: 0 to 5 wt%, Cr : 0 to 20% by weight, Mo: 5 to 40% by weight, and Ni: the balance.
  • B (boron) is an element for forming a boride that becomes hard phase particles.
  • the content ratio of the hard phase particles in the cast material can be made moderate, and thereby the wear resistance of the cast material is improved.
  • grains can be made into the range mentioned above, and the hardness and bending strength of a cast material can be improved.
  • the content of B in the cast material is preferably 1 to 6% by weight, more preferably 2 to 5% by weight.
  • Ni nickel is an element that can form hard phase particles and an element that can form a binder phase when a Ni-based alloy is used as the binder phase of the cast material. It has the effect
  • Si is an element that can constitute the binder phase of the cast material, and has the effect of lowering the melting temperature of the raw material for forming the cast material. In addition to being able to lower the melting temperature by making the Si content ratio appropriate, it suppresses the decrease in the bending strength of the cast material due to an increase in the content of silicide in the cast material. be able to.
  • Cr is an element that can form hard phase particles and an element that can form a binder phase, and improves the corrosion resistance, wear resistance, high temperature characteristics, hardness and bending strength of the cast material.
  • the content ratio of the hard phase particles in the cast material is in the above-described range, and the bending strength of the cast material can be improved.
  • Mo mobdenum
  • Mo is an element that can form hard phase particles and an element that can form a binder phase, and has the effect of improving the corrosion resistance of the cast material.
  • a part of Mo is dissolved in the binder phase, thereby improving the corrosion resistance of the cast material.
  • the wear resistance and corrosion resistance of the cast material can be improved.
  • raw material powder for forming the cast material of this embodiment is prepared. What is necessary is just to prepare as raw material powder so that the content rate of each element which forms a cast material may become a desired composition ratio.
  • the raw material powder may be in the form of a powder or may include a lump of powder (bulk). Further, in the present embodiment, the raw powder may contain hard phase particles mainly composed of boride in advance, or the raw powder may not contain hard phase particles. In the process of producing a cast material, hard phase particles mainly composed of boride may be formed in the cast material, derived from boron or carbon contained in the raw material powder.
  • hard phase particles mainly containing borides are contained in advance.
  • a double boride represented by Mo 2 NiB 2 and / or Mo 2 (Ni, Cr) B 2 is preferable, and Mo 2 (Ni, Cr) B 2 is particularly preferable.
  • the boride contains Cr such as Mo 2 (Ni, Cr) B 2 , the boride crystal structure tends to be tetragonal, and the boride crystal structure becomes orthorhombic. Compared with the borides that do not contain Cr, the coarsening of the boride crystals is suppressed, and the properties of the resulting cast material are further improved.
  • a binder and an organic solvent are added to the raw material powder, if necessary, and then mixed and pulverized using a pulverizer such as a ball mill. I do.
  • Binder is added for the purpose of improving moldability during molding and preventing powder oxidation.
  • the binder is not particularly limited, and known ones can be used, and examples thereof include paraffin.
  • the amount of the binder added is not particularly limited, but is preferably 3 to 6 parts by weight with respect to 100 parts by weight of the raw material powder.
  • the organic solvent is not particularly limited, but a low boiling point solvent such as acetone can be used.
  • the pulverization and mixing time is not particularly limited, and may be selected such that the average particle size of the hard phase particles formed in the obtained cast material falls within the above range, but is usually 15 to 30 hours. .
  • the melting temperature at this time may be determined according to the raw material to be used, but is preferably 1100 to 1300 ° C., more preferably 1200 to 1250 ° C.
  • the melted mixture thus obtained is poured into a mold such as a mold corresponding to a desired shape, cooled, and cast, whereby a cast material can be obtained.
  • a mold such as a mold corresponding to a desired shape
  • a cast material can be obtained.
  • the dissolved mixture when the dissolved mixture is cooled, in the temperature range from the cooling start temperature to 400 ° C., 100 ° C./min.
  • a process of continuously cooling the dissolved mixture at the above cooling rate is included. In this embodiment, 100 ° C./min. In order to include the process of continuously cooling the dissolved mixture at the above cooling rate, it is continued for a certain amount of time at 100 ° C./min.
  • the cooling rate may be set to the above-mentioned cooling rate, and it is preferably continued for 1 minute or more, more preferably 5 minutes or more, and 100 ° C./min. It is sufficient that the process of cooling at the above cooling rate is included, for example, instantaneously 100 ° C./min. A mode in which the above cooling rate is obtained (for example, a mode in which the cooling rate is 100 ° C./min. Or more for only 1 second or less) is not included. When the dissolved mixture is cooled, in the temperature range from the cooling start temperature to 400 ° C., 100 ° C./min.
  • a process of continuously cooling the dissolved mixture at the above cooling rate may be included, and the cooling rate at this time is preferably 200 ° C./min. Or more, more preferably 400 ° C./min. That's it.
  • the average particle diameter of the hard phase particles, the average aspect ratio of the hard phase particles, and the contact ratio between the hard phase particles are within the above-described range. Can be controlled.
  • the method for cooling the dissolution mixture under the above conditions is not particularly limited, but the dissolution mixture is preferably poured into a mold at room temperature to 1100 ° C., more preferably 300 to 1100 ° C. And a cooling method.
  • room temperature include 1 to 30 ° C.
  • the casting method is not particularly limited, but from the viewpoint that a cast material having a complicated shape can be formed, and from the viewpoint that a thick-walled material can be formed, a die casting method, a lost wax, a continuous casting method, It is preferable to use a centrifugal casting method.
  • the cast material obtained by cooling under the above conditions is subjected to heat treatment under conditions of a temperature of 700 to 950 ° C.
  • the metastable phase (Ni 31 Si 12 ) present in the cast material is transformed into a stable phase (Ni 3 Si), thereby reducing the bending strength of the cast material. It can be significantly improved.
  • the temperature of the heat treatment for the cast material may be 700 to 950 ° C. as described above, but is preferably 750 to 900 ° C., more preferably 800 to 850 ° C.
  • the metastable phase (Ni 31 Si 12 ) present in the cast material is favorably transformed into the stable phase (Ni 3 Si).
  • the power can be improved. If the temperature of the heat treatment is too high, specifically, if it exceeds 950 ° C., Ni 31 Si 12 that is a metastable phase is generated again, and if it exceeds 1,000 ° C., the cast material melts and the shape of the cast material Will collapse.
  • the heat treatment temperature for the cast material may be 700 to 950 ° C. as described above, but the metastable phase (Ni 31 Si 12 ) present in the cast material is better. It is preferable to set the temperature to satisfy the following formula (1) from the viewpoint that it is transformed into a stable phase (Ni 3 Si), and thereby the bending strength of the cast material can be further improved.
  • ⁇ 85.324x + 966.13 ⁇ y ⁇ ⁇ 85.324x + 11216.1 (1) (In the above formula (1), x represents the B content (unit: wt%) in the cast material, and y represents the heat treatment temperature.)
  • the temperature of the heat treatment for the cast material satisfies the following formula (2).
  • ⁇ 85.324x + 1016.1 ⁇ y ⁇ ⁇ 85.324x + 11166.1 (2) In the above formula (1), x represents the B content (unit: wt%) in the cast material, and y represents the heat treatment temperature.
  • the treatment time of the heat treatment for the cast material is not particularly limited, but is preferably 0.17 to 3 hours, more preferably 0.33 to 2 hours, and further preferably 0.5 to 1.5 hours.
  • the heat treatment time is within the above range, the metastable phase (Ni 31 Si 12 ) present in the cast material is better transformed into the stable phase (Ni 3 Si).
  • the bending strength can be further improved.
  • the cast material of this embodiment is manufactured.
  • the cast material of the present embodiment is composed of hard phase particles mainly composed of boride and a binder phase containing an alloy containing Ni 3 Si and Ni 3 B, and the average particle size of the hard phase particles is 3 ⁇ m or less.
  • the average aspect ratio of the phase particles is 2.0 or less, the contact ratio between the hard phase particles is 35% or less, and the diffraction angle 2 ⁇ is 46.8 to 47.8 ° by X-ray diffraction measurement using CuK ⁇ as a radiation source.
  • the cast material of this embodiment is excellent in corrosion resistance and wear resistance, and realizes high hardness and high bending resistance.
  • the cast material of this embodiment is excellent in corrosion resistance and wear resistance and has achieved high hardness and high bending resistance, for example, high loads such as rolls, cylinders, bearings, industrial pump parts, etc. Therefore, it can be suitably used as a wear-resistant material capable of realizing excellent durability even in an environment in which heat is applied.
  • ⁇ Drag strength> By cutting the cast material so as to have a size of 4 mm ⁇ 8 mm ⁇ 24 mm, a test piece is obtained, and the obtained test piece has a bending strength (three-point bending test) in accordance with JIS B4104. Was measured (unit: MPa).
  • ⁇ Intensity ratio I A / I B > For the cast material, using an X-ray diffractometer (RINT2500 / PC, manufactured by Rigaku Corporation), X-ray source: CuK ⁇ -40 kV, 200 mA, divergence slit: 2 °, scattering slit: 1 °, receiving slit: 0.3 mm Measurement range: X-ray diffraction measurement was performed under the conditions of 30 ° ⁇ 2 ⁇ ⁇ 60 °.
  • diffraction angle 2 ⁇ is calculating the intensity I B of a peak derived from the Ni 3 Si present in the range of 44.0 ⁇ 45.0 °, were calculated the ratios I a / I B.
  • SEM scanning electron microscope
  • Example 1 First, as a raw material powder, a Ni-based self-fluxing alloy (melting point: 985 ° C., composition: C: 0.02 wt%, B: 2.27 wt%, Si: 7.03 wt%, Fe: 0.11 wt% , Ni: remainder). Next, the raw material powder was put in a crucible and baked and hardened in a vacuum at 1160 ° C. for 30 minutes using a vacuum furnace to obtain an ingot. Then, using an atmospheric furnace, the ingot is heated to 1200 ° C. in the atmosphere and dissolved to obtain a raw material melt, and the obtained 1200 ° C.
  • a Ni-based self-fluxing alloy melting point: 985 ° C., composition: C: 0.02 wt%, B: 2.27 wt%, Si: 7.03 wt%, Fe: 0.11 wt% , Ni: remainder.
  • the raw material powder was put in a crucible and baked and hardened in a vacuum at
  • raw material melt is poured into a room temperature mold, Casting material was obtained by performing air casting by air cooling to room temperature.
  • the temperature was 400 ° C. That is, the raw material melt was cooled from 1200 ° C. to 400 ° C. in 2 minutes after being taken out from the atmospheric furnace, and the cooling rate of the raw material melt at this time was 400 ° C./min. From this result, the raw material melt is 400 ° C./min. In the range from 1200 ° C. to 400 ° C. It can be said that it was continuously cooled at a cooling rate of about.
  • FIG. 1 and 2 two secondary electron images (taken at two locations in the cross-section of the cast material, with one field of view 1 and the other field of view 2) photographed to determine the average number of interfaces are shown in FIG. 1 and 2.
  • FIG. 1 although the secondary electron image of magnification 3000 times and 10,000 times is shown, the measurement of the number of interfaces was performed using the secondary electron image of 10,000 times ( The same applies to FIGS. 3 to 5 described later.)
  • the visual field 1 the NiB phase appears in a granular form, while in the visual field 2, the NiSi phase appears in a net-like state.
  • Example 1 For the cast material of Example 1, using an X-ray diffractometer (RINT2500 / PC, manufactured by Rigaku Corporation), X-ray source: CuK ⁇ -40 kV, 200 mA, divergence slit: 2 °, scattering slit: 1 °, X-ray diffraction measurement was performed under the conditions of a light receiving slit: 0.3 mm and a measurement range: 20 ° ⁇ 2 ⁇ ⁇ 80 °. The measurement results are shown in FIG. In FIG. 6A, the peak derived from Ni 3 Si is indicated by a circle, and the peak derived from Ni 3 B is indicated by a square (FIG. 6B, FIG. The same applies to FIG. 7B).
  • RINT2500 / PC X-ray diffractometer
  • Example 2 A cast material was produced in the same manner as in Example 1, and the produced cast material was subjected to heat treatment at 800 ° C. for 1 hour. Next, the cast material after the heat treatment was similarly evaluated. The results are shown in Table 1. Further, two secondary electron images (field 1 and field 2) photographed for obtaining the average value of the number of interfaces are shown in FIG. In FIG. 3, in the visual field 1, the NiB phase appears in a granular form, while in the visual field 2, the NiSi phase appears in a net-like state. Further, X-ray diffraction measurement was performed on the cast material of Example 2 in the same manner as in Example 1. The measurement results are shown in FIG.
  • Example 1 The raw material powder used in Example 1 is put in a crucible, melted in a vacuum at 1200 ° C. for 30 minutes using a vacuum furnace, and cooled in an Ar atmosphere furnace to obtain a cast material. It was. Subsequently, the obtained cast material was similarly evaluated. The results are shown in Table 1.
  • FIG. 4 shows two secondary electron images (field 1 and field 2) taken for obtaining the average value of the number of interfaces. In FIG. 4, in the visual field 1, the NiB phase appears in a granular form, while in the visual field 2, the NiSi phase appears in a net-like state. Further, the cast material of Comparative Example 1 was subjected to X-ray diffraction measurement in the same manner as in Example 1. The measurement results are shown in FIG.
  • FIG. 5 shows two secondary electron images (field 1 and field 2) taken for obtaining the average number of interfaces.
  • the NiB phase appears in a granular form, while in the visual field 2, the NiSi phase appears in a net-like state.
  • X-ray diffraction measurement was performed on the cast material of Comparative Example 2 in the same manner as in Example 1. The measurement results are shown in FIG.
  • Example 1 was evaluated for corrosion resistance by the following method. Specifically, the cast material was cut to produce a test piece having a size of 10.0 ⁇ 7.5 ⁇ 3.5 mm, and the weight of the test piece was measured. Then, as shown in FIG. Put the test solution (10 wt% sulfuric acid aqueous solution, 10 wt% hydrochloric acid aqueous solution or 10 wt% phosphoric acid aqueous solution) in the centrifuge tube, immerse the centrifuge tube together in water maintained at a temperature of 40 ° C, and hold for 10 hours. The piece was taken out and weighed again to determine the weight loss rate (unit: wt%).
  • test solution (10 wt% sulfuric acid aqueous solution, 10 wt% hydrochloric acid aqueous solution or 10 wt% phosphoric acid aqueous solution
  • Example 1 was evaluated for wear resistance by the following method. Specifically, a 25 ⁇ 50 ⁇ 5 mm plate-shaped test piece and a ring-shaped test piece having a diameter of 31 mm and a thickness of 3 mm were obtained by cutting and cutting the cast material. Then, using the obtained plate-shaped test piece and ring-shaped test piece, the test was conducted by the Ogoshi type wear tester, and the volume reduction rate (unit: mm 2 ) of the test piece was measured, thereby causing sliding wear. A test was conducted. The sliding wear test was performed under conditions of final load: 19.5 kgf, sliding distance 200 m, sliding speed: 0.20 m / s, 0.45 m / s and 0.9 m / s.
  • Example 1 As shown in Tables 1 and 2, the castings of Examples 1 and 2 in which the average value of the total number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic part is 2.0 pieces / ⁇ or more have hardness and The bending strength was high, and the bending strength was particularly high. Furthermore, as shown in Table 3, the cast material of Example 1 was excellent in corrosion resistance and wear resistance as compared with the steel materials of Reference Examples 1 and 2. As shown in FIGS. 6 (A) and 6 (B), Example 2 (FIG. 6 (B)) in which the cast material was heat-treated was the same as that of the cast material.
  • Example 1 in which diffusion of atoms is considered to have progressed in the crystal part, thereby eliminating the disorder of the arrangement of atoms in the eutectic part, and heat treatment was not performed on the cast material (FIG. 6A). ), The crystals such as Ni 3 B and Ni 3 Si constituting the eutectic part are more stabilized, and the variation in the bending strength of the entire cast material is considered to be further reduced. .
  • the casting material of Comparative Example 1 in which the total average number of interfaces between the NiB phase and the NiSi phase in the eutectic part is less than 2.0 pieces / ⁇ m is The power was low.
  • the casting material of Comparative Example 2 is considered to have a low bending strength because the total average number of interfaces is less than 2.0 / ⁇ m.
  • Example 3 Mo 2 NiB 2 type double boride (composition: B: 8.1 wt%, Mo: 71.8 wt%, Cr: 14.6 wt%, Ni: balance) 5 wt%; Soluble alloy (composition: C: 0.06 wt% or less, B: 2.3 wt%, Si: 7.1 wt%, Fe: 1.5 wt% or less, Ni: balance) 95 wt% Dry mixing was performed to obtain a mixed powder. Next, the obtained mixed powder was baked and hardened in a vacuum at 1160 ° C. for 30 minutes using a vacuum furnace to obtain an ingot. Thereafter, the ingot is heated to 1200 ° C.
  • the obtained 1200 ° C. molten mixture is poured into a room temperature mold, and then to room temperature.
  • Air casting was performed by air cooling to obtain a cast material containing a Mo 2 NiB 2 type double boride as a hard phase.
  • the temperature was 400 ° C. That is, the dissolved mixture was cooled from 1200 ° C. to 400 ° C. for 2 minutes after being taken out from the atmospheric furnace, and the cooling rate of the dissolved mixture at this time was 400 ° C./min. From this result, the dissolution mixture was in the range from 1200 ° C. to 400 ° C. at 400 ° C./min. It can be said that it was continuously cooled at a cooling rate of about.
  • the obtained cast material was heat-treated at 750 ° C. for 1 hour.
  • the cast material after the heat treatment was measured for each of the strength ratio I A / I B , hardness, and bending strength according to the above method.
  • the results are shown in Table 4.
  • Table 4 when the intensity ratio I A / I B is 1/75 or less, the binder phase, it is determined that substantially Ni 31 Si 12 is not present, the composition of the binder phase " Ni solid solution, Ni 3 Si, Ni 3 B ”.
  • the intensity ratio I A / I B is 1/75 greater is the binding phase, substantially determines the Ni 31 Si 12 is present, the composition of the binder phase is "Ni solid solution, Ni 3 Si , Ni 31 Si 12 ”or“ Ni solid solution, Ni 3 Si, Ni 3 B, Ni 31 Si 12 ”.
  • Examples 4 to 7 A cast material was prepared and evaluated in the same manner as in Example 3 except that the heat treatment conditions (heat treatment temperature) for the cast material were changed as shown in Table 4. The results are shown in Table 4.
  • Example 8> As mixed powder, Mo 2 NiB 2 type double boride (composition: B: 8.1 wt%, Mo: 71.8 wt%, Cr: 14.6 wt%, Ni: balance) 10 wt% Ni-based self-fluxing alloy (composition: C: 0.06 wt% or less, B: 2.3 wt%, Si: 7.1 wt%, Fe: 1.5 wt% or less, Ni: balance) 90 A cast material was produced in the same manner as in Example 3 except that a dry mixture of wt% was used, and the obtained cast material was heat-treated at 700 ° C. for 1 hour. Later, the same evaluation was made. The results are shown in Table 5.
  • Example 9 to 12 A cast material was prepared and evaluated in the same manner as in Example 8 except that the heat treatment conditions (heat treatment temperature) for the cast material were changed as shown in Table 5. The results are shown in Table 5.
  • Example 13 As mixed powder, Mo 2 NiB 2 type double boride (composition: B: 8.1 wt%, Mo: 71.8 wt%, Cr: 14.6 wt%, Ni: balance) 15 wt% , Ni-based self-fluxing alloy (composition is C: 0.06 wt% or less, B: 2.3 wt%, Si: 7.1 wt%, Fe: 1.5 wt% or less, Ni: balance) 85 A cast material was produced and evaluated in the same manner as in Example 8 except that a dry mixture of wt% was used. The results are shown in Table 6. A diffraction pattern obtained by X-ray diffraction measurement is shown in FIG.
  • Example 13 the cut cross section was subjected to Ar etching with a field emission Auger microprobe (Auger), and then a secondary electron image was taken. A secondary electron image is shown in FIG. In the secondary electron image of FIG. 13 (A), the aspect of the crystal
  • Example 14 to 18 A cast material was produced and evaluated in the same manner as in Example 13 except that the heat treatment conditions (heat treatment temperature) for the cast material were changed as shown in Table 6. The results are shown in Table 6. For Examples 15 and 17, the diffraction pattern obtained by X-ray diffraction measurement is shown in FIG.
  • Example 15 the cut cross section was subjected to Ar etching with a field emission Auger microprobe (Auger), and then a secondary electron image was taken. A secondary electron image is shown in FIG. In the secondary electron image of FIG. 13 (B), the aspect of the crystal
  • AES Auger electron spectroscopy
  • Example 13 The mixed powder obtained in the same manner as in Example 13 is put in a crucible, melted in a vacuum at 1200 ° C. for 30 minutes using a vacuum furnace, and cooled (furnace cooling) in a furnace in an Ar atmosphere. The casting material was obtained. At this time, it took 68 minutes from the start of cooling (introduction of Ar gas) until the furnace temperature cooled to 400 ° C. That is, the dissolved mixture was cooled from 1200 ° C. to 400 ° C. in 68 minutes from the start of cooling, and the cooling rate at this time was 13 ° C./min. Met. Subsequently, the obtained cast material was similarly evaluated. The results are shown in Table 6.
  • the cast material intensity ratio I A / I B is 1/10 or less
  • the deflecting strength was the result of high (Examples 3-18). That is, the cast materials of Examples 3 to 18 are excellent in the characteristics provided by the cast material composed of hard phase particles mainly composed of boride and a binder phase including an alloy containing Ni as a main component. In addition to corrosion resistance and wear resistance, it had the characteristics of high bending strength and hardness.
  • the metastable phase (Ni 31 Si 12 ) present in the cast material becomes stable (Ni 31 Si 12 ) as the heat treatment temperature is increased. 3 Si), and it was confirmed that the content of Ni 3 Si as a stable phase was increased. In particular, it was confirmed that the content ratio of Ni 3 Si as a stable phase was remarkably increased by setting the temperature of the heat treatment to 700 ° C. or higher.
  • Example 15 and Comparative Example 9 were evaluated for corrosion resistance by the following method. Specifically, the cast material was cut to produce a test piece having a size of 10.0 ⁇ 7.5 ⁇ 3.5 mm, and the weight of the test piece was measured. Then, as shown in FIG. The piece is placed in a centrifuge tube together with a test solution (10 wt% sulfuric acid aqueous solution, 10 wt% hydrochloric acid aqueous solution or 10 wt% phosphoric acid aqueous solution), immersed in water maintained at a temperature of 40 ° C together with the centrifuge tube, and held for 10 hours. The test piece was taken out and weighed again to determine the weight loss rate (unit: wt%).
  • a test solution (10 wt% sulfuric acid aqueous solution, 10 wt% hydrochloric acid aqueous solution or 10 wt% phosphoric acid aqueous solution
  • Example 15 and Comparative Example 9 were evaluated for wear resistance by the following method. Specifically, a 25 ⁇ 50 ⁇ 5 mm plate-shaped test piece and a ring-shaped test piece having a diameter of 31 mm and a thickness of 3 mm were obtained by cutting and cutting the cast material. Then, using the obtained plate-shaped test piece and ring-shaped test piece, the test was conducted by the Ogoshi type wear tester, and the volume reduction rate (unit: mm 2 ) of the test piece was measured, thereby causing sliding wear. A test was conducted. The sliding wear test was performed under the conditions of final load: 19.5 kgf, sliding distance 200 m, sliding speed: 0.445 m / s and 0.9 m / s.
  • the average particle size of the hard phase particles is 3 ⁇ m or less
  • the average aspect ratio of the hard phase particles is 2.0 or less
  • the contact ratio between the hard phase particles is 35% or less

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Abstract

ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ－Ｂ－Ｓｉ３元系の鋳造材であって、前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、前記ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上である鋳造材を提供する。また、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り、前記硬質相粒子の平均粒径が３μｍ以下、アスペクト比の平均値が２．０以下、接触率が３５％以下であり、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Ｎｉ３１Ｓｉ１２に由来するピークの強度ＩＡと、回折角２θが４４．０～４５．０°のＮｉ３Ｓｉに由来するピークの強度ＩＢとの比率（ＩＡ／ＩＢ）が１／１０以下である鋳造材を提供する。

Description

鋳造材および鋳造材の製造方法
　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、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ－Ｂ－Ｓｉ３元系の鋳造材において、共晶部の表面または断面における、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数を、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、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ－Ｂ－Ｓｉ３元系の鋳造材であって、前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上である鋳造材が提供される。
　本発明の鋳造材において、前記共晶部の表面または断面に対して直行する２本の直線を引いた場合に、前記２本の直線のうち一方の直線上における前記界面の数と、前記２本の直線のうち他方の直線上における前記界面の数との平均値が、２．０個／μｍ以上であることが好ましい。
　さらに、本発明によれば、上記の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溶解させることで、原料溶解物を得る工程と、前記原料溶解物を冷却する工程と、を有し、前記原料溶解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原料溶解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、前記原料溶解物の冷却を、前記原料溶解物を、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。
　また、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Ｎｉ３ＳｉおよびＮｉ３Ｂ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Ｎｉ３Ｓｉ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以下である鋳造材が提供される。
　本発明の鋳造材において、前記強度比ＩＡ／ＩＢ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。
　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、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、実施例１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Ａｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。 図２は、鋳造材の共晶部における界面の数の平均値を求める方法を説明するための図である。 図３は、実施例２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Ａｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。 図４は、比較例１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Ａｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。 図５は、比較例２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Ａｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。 図６は、実施例１，２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７は、比較例１，２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８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。 図９は、第２実施形態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１０は、第２実施形態の鋳造材について、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１１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１２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１３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１４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。
≪第１実施形態≫
　以下、第１実施形態の鋳造材について説明する。
　本実施形態の鋳造材は、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ－Ｂ－Ｓｉ３元系の鋳造材であって、前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上であることを特徴とする。なお、界面の数の平均値としては、共晶部の表面または断面に対して直線を１本のみ引いた場合には、該直線上における単位長さ１μｍあたりの界面の数を示し、共晶部の表面または断面に対して複数の直線を引いた場合には、各直線について求めた単位長さ１μｍあたりの界面の数を、平均した値を示すものである。
　本実施形態の鋳造材は、Ｎｉ、ＳｉおよびＢを含有する合金を含み、特に、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するものである。なお、ＮｉおよびＢを主体とする固相は、Ｎｉ３Ｂを主体とし、該固相の一部または該固相の全体に、Ｎｉ固溶体（Ｎｉと、ＢおよびＳｉのうち少なくとも１つの元素との固溶体）を含んでもよいものを示す。また、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相は、Ｎｉ３Ｓｉを主体とし、該固相の一部または該固相の全体に、Ｎｉ固溶体（Ｎｉと、ＢおよびＳｉのうち少なくとも１つの元素との固溶体）を含んでもよいものを示す。ＮｉおよびＢを主体とする固相、およびＮｉおよびＳｉを主体とする固相の組成については、鋳造材に対してＸ線回折測定を行うことによって、測定することができる。本実施形態の鋳造材は、このような共晶部を含有することにより、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、Ｆｅ基合金を主成分とする鋳造材等と比較して、得られる鋳造材の耐食性が向上する。
　なお、本実施形態の鋳造材は、後述するように、たとえば、鋳造材を構成することとなる原料粉末等を溶解させて原料溶解物を得た後、原料溶解物を所定の条件で冷却することにより得ることができる。さらに、得られた鋳造材に対して、必要に応じて熱処理を施してもよい。
　本実施形態の鋳造材は、このような共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、該直線上における、ＮｉおよびＢを主体とする固相（以下、「ＮｉＢ相」と称することがある。）と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相（以下、「ＮｉＳｉ相」と称することがある。）とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上、好ましくは２．５個／μｍ以上、より好ましくは３．０個／μｍ以上である。上述した界面の数の平均値を上記範囲とすることにより、共晶部を構成する結晶の結晶粒子径の微細化という作用により、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、上述した界面の数の平均値の上限は、特に限定されないが、好ましくは６．０個／μｍ以下、より好ましくは５．０個／μｍ以下である。
　なお、本実施形態における、共晶部における上記界面の数の平均値を測定する具体的な方法について、図１，２を参照して説明する。図１は、後述する実施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Ａｒエッチング後に撮影した二次電子像を示す写真である。図１には、鋳造材の断面を、２か所（視野１および視野２）において、３，０００倍および１０，０００倍のそれぞれの倍率で撮影した結果を示す。また、図２は、図１に示す視野１の高倍率（１０，０００倍）の写真の一部を拡大した図である。
　本実施形態においては、図２に示すように、二次電子像上に直線を引き、その直線上における、ＮｉおよびＢを主体とする固相（ＮｉＢ相）と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相（ＮｉＳｉ相）との界面の数の平均値を測定する。たとえば、図２においては、比較的白い部分（凸部に見える部分）がＮｉＢ相、比較的黒い部分（凹部に見える部分）がＮｉＳｉ相である。なお、二次電子像におけるＮｉＢ相およびＮｉＳｉ相の特定は、鋳造材をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）により測定することにより、鋳造材中の元素を同定し、その結果に基づいて行うことができる。図２においては、たとえば、直線ｙ１上の界面の数が３２個であり、直線ｘ１上の界面の数が２３個である。また、その他の直線上の界面の数についても、それぞれ図２に示した。図２の二次電子像は、スケールが縦１０μｍ、横１０μｍである。そのため、直線ｙ１上には長さ１０μｍ中に３２個の界面（単位長さ１μｍあたりの界面の数は３．２個／μｍ）が、直線ｘ１上には長さ１０μｍ中に２３個の界面（単位長さ１μｍあたりの界面の数は２．３個／μｍ）が、それぞれ存在することとなる。そして、直線ｙ１および直線ｘ１には、合計で長さ２０μｍ中に５５個の界面が存在することとなるため、この２本の直線に基づく、単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値は、２．７５個／μｍとなる。
　本実施形態においては、共晶部における界面の数の平均値は、鋳造材の表面または断面に対して、少なくとも１本の直線上の界面の数の平均値を算出することで求めることができるが、鋳造材の表面または断面に対して、複数の直線（たとえば５本の直線）を引き、各直線上の単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値を算出することで求めることが好ましい。この際には、図２の直線ｙ１および直線ｘ１のように、直行する２本の直線を引き、このような直行する２本の直線のうち一方の直線上における界面の数と、２本の直線のうち他方の直線上における界面の数とに基づいて、単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値を求めるようにすることが特に好ましい。これにより、共晶部においてＮｉＢ相およびＮｉＳｉ相がそれぞれ偏在しているような場合においても、より正確に界面の数の平均値を求めることができる。なお、このように直行する直線に基づいて界面の数の平均値を求める際においても、図２に示すように、一方向の直線（たとえば直線ｙ１方向の直線）、および他方向の直線（たとえば直線ｘ１方向の直線）を、それぞれ複数本数引いて（たとえば５本ずつ引いて）、これらの複数の直線上の界面の数に基づいて、単位長さ１μｍあたりの界面の数の平均値を算出することが好ましい。
　なお、従来、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、得られる鋳造材について、鋳造材の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、このような従来の鋳造材は、加熱炉で加熱した後、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、これにより、鋳造材中の結晶の粒径が大きくなりすぎたり、内部においてデンドライド組織が成長してしまったりしてしまい、これらに起因して、鋳造材の抗折力が低下してしまうとの知見を得て、このような知見に基づいて、鋳造材中の共晶部における結晶の状態を上述したように制御することにより、鋳造材の抗折力を著しく向上させることができることを見出したものである。
　本実施形態においては、共晶部における界面の数の平均値を、上記範囲に制御する方法としては、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原料溶解物を得た後、原料溶解物を所定の条件で冷却する方法が挙げられる。
　なお、本実施形態の鋳造材には、硼化物を主体とする硬質相粒子が含まれていてもよい。鋳造材に硬質相粒子を含有させる場合には、硬質相粒子は、上述した共晶部を含むＮｉ基合金のマトリックス中に分散された状態で存在することとなる。
　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、ＭＢ２型、Ｍ２Ｂ型、Ｍ２Ｂ５型、Ｍ２Ｍ’Ｂ２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、Ｃｒ２Ｂ、Ｍｏ２Ｂ、Ｍｏ２Ｂ５、Ｍｏ２ＦｅＢ２、Ｍｏ２ＣｒＢ２、Ｍｏ２ＮｉＢ２、Ｍｏ２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ２で表される複硼化物などが挙げられる。
＜鋳造材の組成＞
　本実施形態の鋳造材の組成は、特に限定されないが、Ｃ：０．０１～０．０６重量％、Ｂ：１～６重量％、Ｓｉ：３～１０重量％、Ｆｅ：０．０５～１．５重量％、Ｎｉ：残部であることが好ましい。
　Ｂ（ホウ素）は、上述した共晶部中のＮｉＢ相を構成することができる元素であり、Ｂの含有割合を上記範囲とすることにより、鋳造材の耐摩耗性、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。
　Ｃ（炭素）は、鋳造材中において炭化物を形成することにより、鋳造材の硬度および抗折力を向上させることができる。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、上述した共晶部を形成するための元素であり、鋳造材中のＮｉの含有量を上記範囲とすることにより、鋳造材の耐食性を向上させることができる。
　Ｓｉ（ケイ素）は、上述した共晶部中のＮｉＳｉ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。
　Ｆｅ（鉄）は、鋳造材中において硬質相粒子を形成することにより、鋳造材の硬度および抗折力を向上させることができる。硬質相粒子を形成せず、不可避的不純物として含有する場合には、例えば１．５％以下が好ましい。
＜鋳造材の製造方法＞
　次に、本実施形態の鋳造材の製造方法について、説明する。
　まず、本実施形態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。
　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、特に限定されないが、通常、１５～３０時間である。
　次いで、上述した原料粉末について、溶融させて原料溶解物とした後、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原料溶解物を、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。
　本実施形態では、原料溶解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原料溶解物を冷却する過程を含むようにする。本実施形態において、１００℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で継続して原料溶解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、原料溶解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原料溶解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。原料溶解物の冷却を上記条件で行うことによって、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の平均値を、上述した範囲に制御することができる。
　なお、本実施形態において、原料溶解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、原料溶解物を、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。
　さらに、本実施形態においては、上記条件で冷却して得られた鋳造材に対して、熱処理を行ってもよい。熱処理を行うことにより、得られる鋳造材全体における抗折力のばらつきを低減させることができ、鋳造材の品質をより安定させることができる。なお、この理由としては必ずしも明らかではないが、熱処理を行うことにより、鋳造材の共晶部中において原子の拡散が進行し、これにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消される（たとえば、ＮｉＢ相中にＳｉが含まれる場合には、熱処理によりＮｉＢ相中のＳｉが拡散することで、ＮｉＢ相中においてＳｉの含有割合が減少する）作用等によって、共晶部を構成するＮｉ３ＢやＮｉ３Ｓｉ等の結晶がより安定化するためであると考えられる。
　鋳造材に対する熱処理の温度は、好ましくは７００～９５０℃、より好ましくは７５０～９００℃、さらに好ましくは８００～８５０℃である。熱処理の温度を上記範囲とすることにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消され、得られる鋳造材全体における抗折力のばらつきを低減させることができ、鋳造材の品質をより安定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。
　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、共晶部中の原子の配列の乱れが解消され、得られる鋳造材全体における抗折力のばらつきを低減させることができ、鋳造材の品質をより安定させることができる。
　以上のようにして、本実施形態の鋳造材は製造される。
　本実施形態の鋳造材は、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ－Ｂ－Ｓｉ３元系の鋳造材であって、共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、直線上における、ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上に制御されたものである。そのため、本実施形態の鋳造材は、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。
　本実施形態の鋳造材は、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。
≪第２実施形態≫
　以下、第２実施形態の鋳造材について説明する。
　本実施形態の鋳造材は、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。
＜硬質相粒子＞
　本実施形態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。本実施形態の鋳造材において、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、ＭＢ２型、Ｍ２Ｂ型、Ｍ２Ｂ５型、Ｍ２Ｍ’Ｂ２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、Ｃｒ２Ｂ、Ｍｏ２Ｂ、Ｍｏ２Ｂ５、Ｍｏ２ＦｅＢ２、Ｍｏ２ＣｒＢ２、Ｍｏ２ＮｉＢ２、Ｍｏ２（Ｎｉ，Ｃｒ）Ｂ２で表される複硼化物などが挙げられる。
　本実施形態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、本実施形態の鋳造材を、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＞
　本実施形態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、本実施形態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。本実施形態の鋳造材では、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。
　さらに、本実施形態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Ｎｉ３Ｓｉ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、本実施形態の鋳造材は、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ＩＡ／ＩＢ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Ｎｉ３Ｓｉや、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２等の結晶が存在し、Ｎｉ３Ｓｉに対するＮｉ３１Ｓｉ１２の含有割合が大きくなると（準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２が晶出しすぎると）、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２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Ｎｉ３Ｓｉに対するＮｉ３１Ｓｉ１２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。
　本実施形態においては、鋳造材における上記強度比ＩＡ／ＩＢ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１０（Ａ），図１０（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１０（Ａ）に、この熱処理を行わなかった鋳造材の測定結果を図１０（Ｂ）に、それぞれ示す。
　図１０（Ａ），図１０（Ｂ）を参照すると、熱処理を行っていない図１０（Ｂ）の鋳造材は、安定相であるＮｉ３Ｓｉに由来するピーク（２θ＝４４．０～４５．０°）の強度ＩＢが、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２に由来するピーク（２θ＝４６．８～４７．８°）の強度ＩＡ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Ｎｉ３Ｓｉの含有割合が比較的小さく、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２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１０（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（Ｎｉ３１Ｓｉ１２）が、安定相（Ｎｉ３Ｓｉ）に相変態し、これにより、安定相であるＮｉ３Ｓｉに由来するピーク（２θ＝４４．０～４５．０°）の強度ＩＢが、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２に由来するピーク（２θ＝４６．８～４７．８°）の強度ＩＡ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Ｎｉ３Ｓｉの含有割合が比較的大きく、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２の含有割合が比較的小さいという結果となっている。
　本実施形態においては、このようにして、ＣｕＫαを線源としたＸ線回折測定による、Ｎｉ３１Ｓｉ１２に由来するピークの強度ＩＡと、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、本実施形態において、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折測定による強度比ＩＡ／ＩＢ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Ｎｉ３１Ｓｉ１２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Ｎｉ３Ｓｉ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ＩＡ、ＩＢ（ＩＡは回折角２θが４６．８～４７．８°の範囲に存在するピークの強度、ＩＢ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ＩＡ／ＩＢを求めることができる。なお、Ｎｉ３Ｓｉ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、本実施形態においては、回折角２θが４４．０～４５．０°の範囲のピークを、Ｎｉ３Ｓｉに由来するピークとして検出する。
　本実施形態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Ｎｉ３ＳｉおよびＮｉ３Ｂを含むものであって、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。
＜鋳造材の微細構造＞
　本実施形態の鋳造材は、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。本実施形態によれば、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。
　本実施形態の鋳造材は、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。
　　　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。
　また、本実施形態の鋳造材は、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。本実施形態では、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、本実施形態の鋳造材は、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９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９は、本実施形態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ＩＨＨ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ＩＨＢ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１１（Ａ）を参照して説明する。まず、図１１（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１１（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１１（Ｂ）の円で囲んだ部分の拡大図である図１１（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１１（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、本実施形態においては、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。
　本実施形態において、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、本実施形態の鋳造材は、上述したように、結合相がＮｉ３ＳｉおよびＮｉ３Ｂを含有するものである。結合相がＮｉ３ＳｉおよびＮｉ３Ｂを含有することにより、特に安定相であるＮｉ３Ｓｉ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Ｎｉ３１Ｓｉ１２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、本実施形態の鋳造材は、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。鋳造材における上記強度比ＩＡ／ＩＢを上記範囲とすることにより、すなわち、準安定相であるＮｉ３１Ｓｉ１２に対して、安定相であるＮｉ３Ｓｉ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＞
　本実施形態の鋳造材の組成は、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、本実施形態の鋳造材の製造方法について、説明する。
　まず、本実施形態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、本実施形態においては、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。
　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。
　本実施形態では、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。本実施形態において、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、本実施形態において、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、本実施形態においては、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（Ｎｉ３１Ｓｉ１２）が、安定相（Ｎｉ３Ｓｉ）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（Ｎｉ３１Ｓｉ１２）が、良好に安定相（Ｎｉ３Ｓｉ）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Ｎｉ３１Ｓｉ１２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、本実施形態においては、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（Ｎｉ３１Ｓｉ１２）が、より良好に安定相（Ｎｉ３Ｓｉ）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、本実施形態においては、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（Ｎｉ３１Ｓｉ１２）が、より良好に安定相（Ｎｉ３Ｓｉ）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、本実施形態の鋳造材は製造される。
　本実施形態の鋳造材は、硼化物を主体とする硬質相粒子と、Ｎｉ３ＳｉおよびＮｉ３Ｂ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以下に、それぞれ制御されたものである。そのため、本実施形態の鋳造材は、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。
　本実施形態の鋳造材は、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。
＜共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の平均値＞
　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、鋳造材の切断面について、２か所、Ａｒエッチング後に二次電子像の撮影を行い、得られた２つの二次電子像について、それぞれ、上述した方法に従い、一方向の直線を５本と、それと直交する方向の直線を５本引き、これらの１０本の直線上におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数を測定した。次いで、１０本の直線上における界面の数の合計値から、長さ１μｍあたりの平均値（単位は、個／μｍ）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）。
＜強度比ＩＡ／ＩＢ＞
　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。
＜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＞
　まず、原料粉末として、Ｎｉ基自溶性合金（融点９８５℃、組成は、Ｃ：０．０２重量％、Ｂ：２．２７重量％、Ｓｉ：７．０３重量％、Ｆｅ：０．１１重量％、Ｎｉ：残部）の粉末を準備した。次いで、原料粉末を、るつぼに入れて、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原料溶解物を得て、得られた１２００℃の原料溶解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うことで、鋳造材を得た。このとき、原料溶解物の温度を、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、原料溶解物は、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、この際の原料溶解物の冷却速度は４００℃／ｍｉｎ．であり、この結果より、原料溶解物は、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。
　次いで、得られた鋳造材について、上記方法にしたがい、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の平均値を求めた。結果を表１に示す。
　また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（鋳造材の断面において２か所で撮影しており、一方を視野１、他方を視野２とした）を、図１，２に示す。なお、図１においては、倍率３，０００倍および１０，０００倍の二次電子像を示しているが、界面の数の測定は、１０，０００倍の二次電子像を用いて行った（後述する図３～５についても同様。）。ここで、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。
　さらに、実施例１の鋳造材について、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：２０°≦２θ≦８０°の条件で、Ｘ線回折測定を行なった。測定結果を図６（Ａ）に示す。なお、図６（Ａ）においては、Ｎｉ３Ｓｉに由来するピークを丸で、Ｎｉ３Ｂに由来するピークを四角で、それぞれ示した（後述する図６（Ｂ）、図７（Ａ）および図７（Ｂ）についても同様）。
＜実施例２＞
　実施例１と同様に鋳造材を作製し、作製した鋳造材に対して、８００℃、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、同様に評価した。結果を表１に示す。また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（視野１および視野２）を、図３に示す。なお、図３では、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。さらに、実施例２の鋳造材について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行なった。測定結果を図６（Ｂ）に示す。
＜比較例１＞
　実施例１で使用した原料粉末を、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雰囲気の炉内で炉冷することで鋳造材を得た。次いで、得られた鋳造材について、同様に評価した。結果を表１に示す。また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（視野１および視野２）を、図４に示す。なお、図４では、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。さらに、比較例１の鋳造材について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行なった。測定結果を図７（Ａ）に示す。
＜比較例２＞
　比較例１と同様に鋳造材を作製し、作製した鋳造材に対して、８００℃、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、同様に評価した。結果を表１に示す。また、界面の数の平均値を求めるために撮影した２つの二次電子像（視野１および視野２）を、図５に示す。なお、図５では、視野１においては、ＮｉＢ相が粒状になって現れており、一方、視野２においては、ＮｉＳｉ相が網状に繋がった状態で現れていた。さらに、比較例２の鋳造材について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行なった。測定結果を図７（Ｂ）に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次いで、実施例１，２および比較例１の鋳造材については、上述した方法にしたがい、硬度および抗折力を測定した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　また、実施例１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８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１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３に示す。
　さらに、実施例１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ｍｍ２）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：０．２０ｍ／ｓ、０．４５ｍ／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１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３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１，２に示すように、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の全体の平均値が２．０個／μ以上である実施例１，２の鋳造材は、硬度および抗折力がいずれも高く、特に、抗折力が顕著に高いものであった。
　さらに、表３に示すように、実施例１の鋳造材は、参考例１，２の鋼材と比較して、耐食性および耐摩耗性にも優れるという結果であった。
　なお、図６（Ａ）および図６（Ｂ）に示すように、鋳造材に対して熱処理を行った実施例２（図６（Ｂ））は、熱処理を行ったことにより、鋳造材の共晶部中において原子の拡散が進行したと考えられ、これにより、共晶部中の原子の配列の乱れが解消され、鋳造材に対して熱処理を行わなかった実施例１（図６（Ａ））と比較して、共晶部を構成するＮｉ３ＢやＮｉ３Ｓｉ等の結晶がより安定化して、鋳造材全体における抗折力のばらつきがより低減されたものとなっていると考えられる。
　一方、表１，２に示すように、共晶部におけるＮｉＢ相とＮｉＳｉ相との界面の数の全体の平均値が２．０個／μｍ未満である比較例１の鋳造材は、抗折力が低いものであった。同様に、比較例２の鋳造材についても、界面の数の全体の平均値が２．０個／μｍ未満であるため、抗折力が低いと考えられる。
＜実施例３＞
　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。
　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ＩＡ／ＩＢ、硬度、および抗折力の各測定を行った。結果を表４に示す。
　なお、表４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。
＜実施例４～７＞
　鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表４に示すように変更した以外は、実施例３と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表４に示す。
＜比較例３～５＞
　鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表４に示すように変更した以外は、実施例３と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。なお、比較例３では熱処理を行わなかった。結果を表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３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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
＜実施例８＞
　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３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５に示す。
＜実施例９～１２＞
　鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表５に示すように変更した以外は、実施例８と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表５に示す。
＜比較例６～８＞
　鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表５に示すように変更した以外は、実施例８と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。なお、比較例６では熱処理を行わなかった。結果を表５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８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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
＜実施例１３＞
　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８と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表６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１２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１３（Ａ）に示す。図１３（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１３では、硬質相を構成するＭｏ２ＮｉＢ２と、結合相を構成するＮｉ３Ｓｉ、Ｎｉ３ＢおよびＮｉ３１Ｓｉ１２とが存在することが確認された。
＜実施例１４～１８＞
　鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表６に示すように変更した以外は、実施例１３と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。結果を表６に示す。また、実施例１５，１７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１２に示す。
　さらに、実施例１５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１３（Ｂ）に示す。図１３（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１５では、硬質相を構成するＭｏ２ＮｉＢ２と、結合相を構成するＮｉ３Ｓｉ、Ｎｉ３Ｂとが存在することが確認された。
＜比較例９～１２＞
　鋳造材に対する熱処理の条件（熱処理の温度）を表６に示すように変更した以外は、実施例１３と同様に、鋳造材を作製し、同様に評価した。なお、比較例９では熱処理を行わなかった。結果を表６に示す。また、比較例９，１２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１２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１３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９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１３（Ｃ）に示す。図１３（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９では、硬質相を構成するＭｏ２ＮｉＢ２と、結合相を構成するＮｉ３ＢおよびＮｉ３１Ｓｉ１２とが存在することが確認された。
＜比較例１３＞
　実施例１３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６に示す。
＜比較例１４＞
　比較例１３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６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表４～６に示すように、強度比ＩＡ／ＩＢ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３～１８）。すなわち、実施例３～１８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１２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。
　一方、表４～６に示すように、強度比ＩＡ／ＩＢ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３～１４）。
　次いで、実施例４，９，１５および比較例３，６，９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７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１４に示す。
　さらに、実施例１５および比較例９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、上述した図８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１５および比較例９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８に示す。
　加えて、実施例１５および比較例９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ｍｍ２）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１５および比較例９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８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表７，８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ＩＡ／ＩＢが１／１０以下である実施例１５の鋳造材は、比較例９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。

Claims (10)

  1. 　ＮｉおよびＢを主体とする固相と、ＮｉおよびＳｉを主体とする固相との共晶部を含有するＮｉ－Ｂ－Ｓｉ３元系の鋳造材であって、
    　前記共晶部の表面または断面に対して直線を引いた場合に、前記直線上における、前記ＮｉおよびＢを主体とする固相と、前記ＮｉおよびＳｉを主体とする固相とから形成される界面の数の平均値が、２．０個／μｍ以上である鋳造材。
  2. 　前記共晶部の表面または断面に対して直行する２本の直線を引いた場合に、前記２本の直線のうち一方の直線上における前記界面の数と、前記２本の直線のうち他方の直線上における前記界面の数との平均値が、２．０個／μｍ以上である請求項１に記載の鋳造材。
  3. 　請求項１または２に記載の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溶解させることで、原料溶解物を得る工程と、
    　前記原料溶解物を冷却する工程と、を有し、
    　前記原料溶解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原料溶解物を冷却する過程を含む鋳造材の製造方法。
  4. 　前記原料溶解物の冷却を、前記原料溶解物を、室温～１１００℃の金型中に流し込むことにより行う請求項３に記載の鋳造材の製造方法。
  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。
  6. 　前記強度比ＩＡ／ＩＢが、１／１００以下である請求項５に記載の鋳造材。
  7. 　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請求項５または６に記載の鋳造材。
  8. 　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５～７のいずれかに記載の鋳造材。
  9. 　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。
  10. 　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９に記載の鋳造材の製造方法。
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