JP3483529B2 - シリンダー用高靱性内面硬化材 - Google Patents
シリンダー用高靱性内面硬化材Info
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- JP3483529B2 JP3483529B2 JP2000270856A JP2000270856A JP3483529B2 JP 3483529 B2 JP3483529 B2 JP 3483529B2 JP 2000270856 A JP2000270856 A JP 2000270856A JP 2000270856 A JP2000270856 A JP 2000270856A JP 3483529 B2 JP3483529 B2 JP 3483529B2
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- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
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- 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
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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- Rolls And Other Rotary Bodies (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、プラスチック等の
射出成形機用シリンダーに遠心ライニング法を用いて溶
着される内面硬化材に関するものである。
射出成形機用シリンダーに遠心ライニング法を用いて溶
着される内面硬化材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】プラスチック等の射出成形機用シリンダ
ーの内面には、樹脂または樹脂に加えられた添加材等に
よる摩耗や腐食を防止するために、耐摩耗性と耐食性と
を兼ね備えた合金が遠心ライニング法により溶着されて
いる。
ーの内面には、樹脂または樹脂に加えられた添加材等に
よる摩耗や腐食を防止するために、耐摩耗性と耐食性と
を兼ね備えた合金が遠心ライニング法により溶着されて
いる。
【０００３】この遠心ライニングに使用される内面硬化
材は、これまでに数多くの合金があるが、その一例とし
て本発明者等は特公平３−５６３００号において重量で
Ｃｒ１８〜２４％、Ｂ ３．０〜３．５％、Ｓｉ １．０
〜４．０％、Ｍｏ ０．５〜５．０％、Ｃｕ ０．５〜
５．０％、Ｗ ５％以下、Ｎｉ ３．０％以下、Ｆｅ２．
０％以下、Ｃ ０．５％以下、残部Ｃｏ及び不可避的不
純物からなるシリンダー用Ｃｏ基内面硬化材の組成を開
示し、このライニング層の耐摩耗性と耐食性がともに優
れていることも合わせて開示している。
材は、これまでに数多くの合金があるが、その一例とし
て本発明者等は特公平３−５６３００号において重量で
Ｃｒ１８〜２４％、Ｂ ３．０〜３．５％、Ｓｉ １．０
〜４．０％、Ｍｏ ０．５〜５．０％、Ｃｕ ０．５〜
５．０％、Ｗ ５％以下、Ｎｉ ３．０％以下、Ｆｅ２．
０％以下、Ｃ ０．５％以下、残部Ｃｏ及び不可避的不
純物からなるシリンダー用Ｃｏ基内面硬化材の組成を開
示し、このライニング層の耐摩耗性と耐食性がともに優
れていることも合わせて開示している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、近年、プラス
チック材料の高性能化にともない、プラスチックの射出
成形は成形温度 約３５０℃、成形圧力 約２５００ｋ
ｇｆ／ｃｍ2という、より高温かつ高圧力での稼動が多
くなってきている。このような高温高圧下で使用される
射出成形機用シリンダー内面の遠心ライニング層は、と
きにより短時間の稼動でライニング層に割れが発生する
欠点があった。
チック材料の高性能化にともない、プラスチックの射出
成形は成形温度 約３５０℃、成形圧力 約２５００ｋ
ｇｆ／ｃｍ2という、より高温かつ高圧力での稼動が多
くなってきている。このような高温高圧下で使用される
射出成形機用シリンダー内面の遠心ライニング層は、と
きにより短時間の稼動でライニング層に割れが発生する
欠点があった。
【０００５】そこで、本発明では前記特公平３−５６３
００号に開示されているシリンダー用Ｃｏ基内面硬化材
の耐摩耗性と耐食性、並びに遠心ライニング性を阻うこ
となく、より高温高圧下での使用に耐えるシリンダー用
内面硬化材を提供することを目的としている。このため
には、内面硬化材の高温における靱性をできるだけ高め
るという課題が生じる。
００号に開示されているシリンダー用Ｃｏ基内面硬化材
の耐摩耗性と耐食性、並びに遠心ライニング性を阻うこ
となく、より高温高圧下での使用に耐えるシリンダー用
内面硬化材を提供することを目的としている。このため
には、内面硬化材の高温における靱性をできるだけ高め
るという課題が生じる。
【０００６】これには、次記の２つの理由によってい
る。先ず、第１は射出成形機が使用される際の成形温度
域において、内面硬化材の靱性が低下するようであれ
ば、この合金によって形成される遠心ライニング層の靱
性も同様に低下し、遠心ライニング層は割れを発生する
確率が高くなる。従って、高温時の靱性はできるだけ高
いことが望ましい。
る。先ず、第１は射出成形機が使用される際の成形温度
域において、内面硬化材の靱性が低下するようであれ
ば、この合金によって形成される遠心ライニング層の靱
性も同様に低下し、遠心ライニング層は割れを発生する
確率が高くなる。従って、高温時の靱性はできるだけ高
いことが望ましい。
【０００７】次に、第２は、シリンダー本体の強度向上
のためである。シリンダー本体は、通常クロムモリブデ
ン鋼(ＪＩＳ ＳＣＭ４４０)が使用されるが、遠心ライ
ニングを行うに際し、１０５０℃〜１２００℃の所定温
度まで加熱され、遠心ライニング処理後、約９００℃〜
室温まで徐冷または炉冷される。このような冷却条件の
ため、シリンダー本体は焼きなましの状態となり、その
強度は高温高圧下で使用されるシリンダー本体としては
十分ではない。シリンダー本体の強度向上のためには、
遠心ライニング処理後、約９００℃からシリンダー本体
を強制空冷等で冷却することができれば、その目的は達
成される。
のためである。シリンダー本体は、通常クロムモリブデ
ン鋼(ＪＩＳ ＳＣＭ４４０)が使用されるが、遠心ライ
ニングを行うに際し、１０５０℃〜１２００℃の所定温
度まで加熱され、遠心ライニング処理後、約９００℃〜
室温まで徐冷または炉冷される。このような冷却条件の
ため、シリンダー本体は焼きなましの状態となり、その
強度は高温高圧下で使用されるシリンダー本体としては
十分ではない。シリンダー本体の強度向上のためには、
遠心ライニング処理後、約９００℃からシリンダー本体
を強制空冷等で冷却することができれば、その目的は達
成される。
【０００８】しかし、この場合シリンダー本体とライニ
ング層との間に温度差による熱収縮の差が生じ、ライニ
ング層内に応力が発生する。若し、この応力にライニン
グ層が耐えることができなければ、ライニング層には割
れが発生する。従って、シリンダー本体の強度を高める
ためには、内面硬化材の高温時の靱性はできるだけ高い
ことが望ましい。
ング層との間に温度差による熱収縮の差が生じ、ライニ
ング層内に応力が発生する。若し、この応力にライニン
グ層が耐えることができなければ、ライニング層には割
れが発生する。従って、シリンダー本体の強度を高める
ためには、内面硬化材の高温時の靱性はできるだけ高い
ことが望ましい。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記の観
点から前記のシリンダー用Ｃｏ基内面硬化材の高温時の
靱性を向上させることを種々検討した結果、このシリン
ダー用Ｃｏ基内面硬化材に含まれていたＮｉ量を極力下
げることと微量のＡｌを添加することにより、この合金
の高温時の靱性が著しく向上することを見い出した。そ
してこの知見をもとに、高温高圧下の使用においても割
れの生じない遠心ライニング層を形成するためのシリン
ダー用高靱性内面硬化材を完成させた。
点から前記のシリンダー用Ｃｏ基内面硬化材の高温時の
靱性を向上させることを種々検討した結果、このシリン
ダー用Ｃｏ基内面硬化材に含まれていたＮｉ量を極力下
げることと微量のＡｌを添加することにより、この合金
の高温時の靱性が著しく向上することを見い出した。そ
してこの知見をもとに、高温高圧下の使用においても割
れの生じない遠心ライニング層を形成するためのシリン
ダー用高靱性内面硬化材を完成させた。
【００１０】本発明に係わるシリンダー用高靱性内面硬
化材は、重量でＣｒ １８〜２４％、Ｂ ２．８〜３．５
％、Ｓｉ １．０〜４．０％、Ｍｏ ０．５〜３．０％、
Ｃｕ０．５〜３．０％、Ｗ １．０〜 ５．０％、Ｎｉ
０％または０超過〜０．１％、Ａｌ ０．０５〜０．１
５％、Ｃ ０％または０超過〜０．５％、Ｆｅ ０％また
は０超過〜２．０％、[Ｏ] ０％または０超過〜０．１
５％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなることを特徴
としている。
化材は、重量でＣｒ １８〜２４％、Ｂ ２．８〜３．５
％、Ｓｉ １．０〜４．０％、Ｍｏ ０．５〜３．０％、
Ｃｕ０．５〜３．０％、Ｗ １．０〜 ５．０％、Ｎｉ
０％または０超過〜０．１％、Ａｌ ０．０５〜０．１
５％、Ｃ ０％または０超過〜０．５％、Ｆｅ ０％また
は０超過〜２．０％、[Ｏ] ０％または０超過〜０．１
５％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなることを特徴
としている。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明によるシリンダー用
高靱性内面硬化材の合金組成（重量％）の限定理由につ
いて説明する。
高靱性内面硬化材の合金組成（重量％）の限定理由につ
いて説明する。
【００１２】Ｃｒ（１８〜２４％）
ＣｒはＣｏを主体とするマトリックスに固溶して、合金
の耐食性を向上させる。Ｃｒ添加量の増加により、対硝
酸耐食性が向上するが、１８％未満では効果が少ない。
一方、２４％を超えるとクロム硼化物の晶出量が多くな
り、合金の固液共存域が広がって、遠心ライニングを行
う際、好ましくない。従って、その含有量を１８〜２４
％に定めた。
の耐食性を向上させる。Ｃｒ添加量の増加により、対硝
酸耐食性が向上するが、１８％未満では効果が少ない。
一方、２４％を超えるとクロム硼化物の晶出量が多くな
り、合金の固液共存域が広がって、遠心ライニングを行
う際、好ましくない。従って、その含有量を１８〜２４
％に定めた。
【００１３】Ｂ（２．８〜３．５％）
ＢはＣｏとＣｒとを主体とする高硬度の硼化物を形成
し、合金の硬さを高め、耐摩耗性を向上させる。また、
この硼化物とＣｏ固溶体と共晶反応により合金の融点を
下げる働きもする。Ｂ２．８％未満では、合金の硬さが
不足することと亜共晶組成となり合金の固液共存域が広
がり好ましくない。一方、３．５％を超えると合金の硬
さが上昇しすぎ、靱性が低下することと過共晶組成とな
り、合金の固液共存域が広がり好ましくない。従って、
その含有量を２．８〜３．５％に定めた。
し、合金の硬さを高め、耐摩耗性を向上させる。また、
この硼化物とＣｏ固溶体と共晶反応により合金の融点を
下げる働きもする。Ｂ２．８％未満では、合金の硬さが
不足することと亜共晶組成となり合金の固液共存域が広
がり好ましくない。一方、３．５％を超えると合金の硬
さが上昇しすぎ、靱性が低下することと過共晶組成とな
り、合金の固液共存域が広がり好ましくない。従って、
その含有量を２．８〜３．５％に定めた。
【００１４】Ｓｉ（１．０〜４．０％）
ＳｉはＣｏに固溶して合金の硬さを高め、耐摩耗性を向
上させるとともに耐食性も向上させる。Ｓｉ１．０％未
満ではその効果が十分でなく、一方４．０％を超えると
合金の硬さが高くなり、靱性が低下するので好ましくな
い。従って、その含有量を１．０〜４．０％に定めた。
上させるとともに耐食性も向上させる。Ｓｉ１．０％未
満ではその効果が十分でなく、一方４．０％を超えると
合金の硬さが高くなり、靱性が低下するので好ましくな
い。従って、その含有量を１．０〜４．０％に定めた。
【００１５】Ｍｏ（０．５〜３．０％）、Ｃｕ（０．５
〜３．０％） Ｍｏ，ＣｕはともにＣｏに固溶して合金の耐食性、特に
対塩酸耐食性を向上させる。Ｍｏ，Ｃｕがともに０．５
％未満では、対塩酸耐食性の改善効果は不十分であり、
一方、３．０％を超えると添加量の割には改善効果が認
められず、しかも合金の固液共存域が広がり好ましくな
い。従って、その含有量をともに０．５〜３．０％と定
めた。
〜３．０％） Ｍｏ，ＣｕはともにＣｏに固溶して合金の耐食性、特に
対塩酸耐食性を向上させる。Ｍｏ，Ｃｕがともに０．５
％未満では、対塩酸耐食性の改善効果は不十分であり、
一方、３．０％を超えると添加量の割には改善効果が認
められず、しかも合金の固液共存域が広がり好ましくな
い。従って、その含有量をともに０．５〜３．０％と定
めた。
【００１６】Ｗ（１．０〜５．０％）
ＷはＣｏ中に固溶して合金の強度を高め、しかも耐食性
及び耐摩耗性向上にも寄与する。Ｗ１．０％未満ではそ
の効果が十分でなく、一方５．０％を超えるとＷを主体
とする硼化物が形成され、合金の靱性を低下させるので
好ましくない。従って、その含有量を１．０〜５．０％
に定めた。
及び耐摩耗性向上にも寄与する。Ｗ１．０％未満ではそ
の効果が十分でなく、一方５．０％を超えるとＷを主体
とする硼化物が形成され、合金の靱性を低下させるので
好ましくない。従って、その含有量を１．０〜５．０％
に定めた。
【００１７】Ｎｉ（０％または０超過〜０．１％）
ＮｉはＣｏ中に少量含まれることが多いため、Ｎｉの影
響を調べた。図１に、Ｃｒ ２１％、Ｂ ３．０％、Ｓｉ
２．０％、Ｍｏ １．０％、Ｃｕ １．０％、Ｗ ４．
０％、Ｃ ０．０８％、Ｆｅ １．５％、Ｃｏ残部の組成
を有するＣｏ基合金とこれにＮｉを少量含有させた合金
とを、１２００℃まで加熱溶融し、鋳造して得た試料の
シャルピー衝撃値を示す。
響を調べた。図１に、Ｃｒ ２１％、Ｂ ３．０％、Ｓｉ
２．０％、Ｍｏ １．０％、Ｃｕ １．０％、Ｗ ４．
０％、Ｃ ０．０８％、Ｆｅ １．５％、Ｃｏ残部の組成
を有するＣｏ基合金とこれにＮｉを少量含有させた合金
とを、１２００℃まで加熱溶融し、鋳造して得た試料の
シャルピー衝撃値を示す。
【００１８】図１からわかるように、Ｎｉ ０％の合金
から得られた試料は、Ｎｉを含有した合金からのそれら
よりもシャルピー衝撃値が高く、かつ高温になるに従
い、その衝撃値は増加する。一方、Ｎｉを含有した合金
から得られた試料は、Ｎｉの含有量が多くなるに従い、
その衝撃値は低下し、かつ、高温での衝撃値の増加も見
られない。
から得られた試料は、Ｎｉを含有した合金からのそれら
よりもシャルピー衝撃値が高く、かつ高温になるに従
い、その衝撃値は増加する。一方、Ｎｉを含有した合金
から得られた試料は、Ｎｉの含有量が多くなるに従い、
その衝撃値は低下し、かつ、高温での衝撃値の増加も見
られない。
【００１９】Ｎｉ含有による衝撃値の低下は、合金中に
Ｎｉを主体とする硼化物が形成され、この硼化物が脆弱
であるため、合金の靱性を低下させるためと考えられ
る。このように、Ｎｉは合金の靱性を阻害するので０％
が最も好ましい。しかし、この合金の原料となるＣｏの
純度等も考慮して、Ｎｉ ０超過〜０．１％では実質的
に靱性を阻害しない範囲として許容できる。従って、そ
の含有量を０％または０超過〜０．１％と定めた。
Ｎｉを主体とする硼化物が形成され、この硼化物が脆弱
であるため、合金の靱性を低下させるためと考えられ
る。このように、Ｎｉは合金の靱性を阻害するので０％
が最も好ましい。しかし、この合金の原料となるＣｏの
純度等も考慮して、Ｎｉ ０超過〜０．１％では実質的
に靱性を阻害しない範囲として許容できる。従って、そ
の含有量を０％または０超過〜０．１％と定めた。
【００２０】Ａｌ（０．０５〜０．１５％）
Ａｌは遠心ライニング処理工程で合金が溶融した際に、
脱酸材としての働きをしてライニング層の靱性向上に寄
与する。
脱酸材としての働きをしてライニング層の靱性向上に寄
与する。
【００２１】図２に、Ｃｒ ２１％、Ｂ ３．０％、Ｓｉ
２．０％、Ｍｏ １．０％、Ｃｕ１．０％、Ｗ ４．０
％、Ｃ ０．０８％、Ｆｅ １．５％、Ｃｏ残部の組成を
有するＣｏ基合金と、これにＡｌ ０．１０％を含有さ
せた合金とを、１２００℃まで加熱溶融し、鋳造して得
た試料のシャルピー衝撃値を示す。図２からわかるよう
に、Ａｌを含有した合金から得られた試料は、Ａｌを含
有しない合金からのそれよりもシャルピー衝撃値が高
く、かつ、そのバラツキも小さい。これは、試料作製時
の溶融の際、Ａｌの脱酸作用により溶湯中の微細な介在
物が除去されるため、この試料での靱性が向上したと考
えられる。Ａｌ ０．０５％未満では、その効果が不十
分であり、一方、０．１５％を超えると過剰のＡｌによ
り合金の酸化が起こり、遠心ライニング処理工程で溶融
を阻害するため好ましくない。従って、その含有量を
０．０５〜０．１５％と定めた。
２．０％、Ｍｏ １．０％、Ｃｕ１．０％、Ｗ ４．０
％、Ｃ ０．０８％、Ｆｅ １．５％、Ｃｏ残部の組成を
有するＣｏ基合金と、これにＡｌ ０．１０％を含有さ
せた合金とを、１２００℃まで加熱溶融し、鋳造して得
た試料のシャルピー衝撃値を示す。図２からわかるよう
に、Ａｌを含有した合金から得られた試料は、Ａｌを含
有しない合金からのそれよりもシャルピー衝撃値が高
く、かつ、そのバラツキも小さい。これは、試料作製時
の溶融の際、Ａｌの脱酸作用により溶湯中の微細な介在
物が除去されるため、この試料での靱性が向上したと考
えられる。Ａｌ ０．０５％未満では、その効果が不十
分であり、一方、０．１５％を超えると過剰のＡｌによ
り合金の酸化が起こり、遠心ライニング処理工程で溶融
を阻害するため好ましくない。従って、その含有量を
０．０５〜０．１５％と定めた。
【００２２】Ｃ（０％または０超過〜０．５％）、Ｆｅ
（０％または０超過〜２．０％） Ｃ，Ｆｅはともに合金中に含有されなくても、本発明の
合金としての性能は発揮できる。しかし、原料や溶解時
に不純物として混入のおそれがあるため、Ｃ，Ｆｅにつ
いて、その影響を調べた。その結果、Ｃが０．５％を超
えると合金の硬さが上昇し、靱性が低下する傾向を示
し、またＦｅが２．０％を超えると耐食性が低下する傾
向を示した。しかし、Ｃ ０超過〜０．５％、Ｆｅ ０超
過〜２．０％では特にその影響を認められなかった。従
って、その含有量をＣ ０％または０超過〜０．５％、
Ｆｅ ０％または０超過〜２．０％に定めた。
（０％または０超過〜２．０％） Ｃ，Ｆｅはともに合金中に含有されなくても、本発明の
合金としての性能は発揮できる。しかし、原料や溶解時
に不純物として混入のおそれがあるため、Ｃ，Ｆｅにつ
いて、その影響を調べた。その結果、Ｃが０．５％を超
えると合金の硬さが上昇し、靱性が低下する傾向を示
し、またＦｅが２．０％を超えると耐食性が低下する傾
向を示した。しかし、Ｃ ０超過〜０．５％、Ｆｅ ０超
過〜２．０％では特にその影響を認められなかった。従
って、その含有量をＣ ０％または０超過〜０．５％、
Ｆｅ ０％または０超過〜２．０％に定めた。
【００２３】[Ｏ]（０％または０超過〜０．１５％）
[０]は合金中に含有されなくても、本発明の合金として
性能は発揮できる。しかし、この合金を遠心ライニング
処理工程で使用する際、粉末状や粒状等の形態とするた
め、それらの表面に避けられない酸化物として［Ｏ]が
含有される。そこで、[Ｏ]についてその影響を調べた。
その結果、[Ｏ]が０．１５％を超えると、遠心ライニン
グ処理工程での合金の溶融が阻害される傾向を示した。
しかし、[Ｏ]０超過〜０．１５％では特にその影響は認
められなかった。従って、その含有量を０％または０超
過〜０．１５％に定めた。
性能は発揮できる。しかし、この合金を遠心ライニング
処理工程で使用する際、粉末状や粒状等の形態とするた
め、それらの表面に避けられない酸化物として［Ｏ]が
含有される。そこで、[Ｏ]についてその影響を調べた。
その結果、[Ｏ]が０．１５％を超えると、遠心ライニン
グ処理工程での合金の溶融が阻害される傾向を示した。
しかし、[Ｏ]０超過〜０．１５％では特にその影響は認
められなかった。従って、その含有量を０％または０超
過〜０．１５％に定めた。
【００２４】
【実施例・比較例】先ず、表１に示す通り、本発明の合
金（試料 No.１〜４）と比較例として従来公知のＣｏ基
合金（試料 No.５〜７）及び従来公知のＮｉ基合金（試
料 No.８）についてシャルピー衝撃試験（４００℃及び
６００℃）と遠心ライニング後の急冷割れ試験を行っ
た。
金（試料 No.１〜４）と比較例として従来公知のＣｏ基
合金（試料 No.５〜７）及び従来公知のＮｉ基合金（試
料 No.８）についてシャルピー衝撃試験（４００℃及び
６００℃）と遠心ライニング後の急冷割れ試験を行っ
た。
【００２５】各試料は、原料にＣｏ、Ｃｒ、Ｃｏ−Ｂ、
Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ
−Ｃを用いて、表１の組成になるよう配合し、高周波溶
解炉により、Ａｒ雰囲気中で、１４５０℃まで加熱溶解
し、Ｎ2ガスアトマイズ法により粉末にした。尚、試料
No.１〜６に用いた原料のＣｏ、Ｃｏ−Ｂは高純度品を
用いた。また、試料 No.１〜４及び６のＡｌはアトマイ
ズ直前の溶湯に所定量添加した。さらにまた、表１の合
金組成のうちＡｌと[Ｏ]は得られた粉末の分析値であ
り、その他は配合値である。得られた粉末を用いて、シ
ャルピー衝撃試験片を作製した。
Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ
−Ｃを用いて、表１の組成になるよう配合し、高周波溶
解炉により、Ａｒ雰囲気中で、１４５０℃まで加熱溶解
し、Ｎ2ガスアトマイズ法により粉末にした。尚、試料
No.１〜６に用いた原料のＣｏ、Ｃｏ−Ｂは高純度品を
用いた。また、試料 No.１〜４及び６のＡｌはアトマイ
ズ直前の溶湯に所定量添加した。さらにまた、表１の合
金組成のうちＡｌと[Ｏ]は得られた粉末の分析値であ
り、その他は配合値である。得られた粉末を用いて、シ
ャルピー衝撃試験片を作製した。
【００２６】各試料の粉末１５０ｇをＡｒ雰囲気炉中
で、その液相線温度＋３０℃まで加熱溶融し、１２ｍｍ
×１２ｍｍ×７５ｍｍのシエル鋳型中に鋳造、その鋳造
片を１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ、Ｕノッチ付のＪＩ
Ｓ ３号試験片に仕上げた。試験片は、４００℃及び６
００℃に保持された電気炉中で均熱後、シャルピー衝撃
試験を行った。
で、その液相線温度＋３０℃まで加熱溶融し、１２ｍｍ
×１２ｍｍ×７５ｍｍのシエル鋳型中に鋳造、その鋳造
片を１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ、Ｕノッチ付のＪＩ
Ｓ ３号試験片に仕上げた。試験片は、４００℃及び６
００℃に保持された電気炉中で均熱後、シャルピー衝撃
試験を行った。
【００２７】表２からわかるように、本発明の合金は比
較例の合金よりもシャルピー衝撃値が高く、しかも４０
０℃のときよりも６００℃のときの方が高くなるという
特徴がある。
較例の合金よりもシャルピー衝撃値が高く、しかも４０
０℃のときよりも６００℃のときの方が高くなるという
特徴がある。
【００２８】外径 １００ｍｍ、内径 ２４ｍｍ、長さ
２００ｍｍのクロムモリブデン鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４４
０）の管内に各試料粉末 ２５０ｇを入れ、その両端に
鋼製の蓋を溶接して遠心ライニング用供試材を作製し
た。尚、この供試材の蓋の一方は、中央に径 ６ｍｍの
孔をあけてある。この供試材を、その中に入れてある試
料粉末の液相線温度＋３０℃まで、炉中で加熱昇温し
た。この加熱昇温中は、供試材の蓋に設けられた孔か
ら、Ａｒガスを流しこみ内部の酸化を防いだ。
２００ｍｍのクロムモリブデン鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４４
０）の管内に各試料粉末 ２５０ｇを入れ、その両端に
鋼製の蓋を溶接して遠心ライニング用供試材を作製し
た。尚、この供試材の蓋の一方は、中央に径 ６ｍｍの
孔をあけてある。この供試材を、その中に入れてある試
料粉末の液相線温度＋３０℃まで、炉中で加熱昇温し
た。この加熱昇温中は、供試材の蓋に設けられた孔か
ら、Ａｒガスを流しこみ内部の酸化を防いだ。
【００２９】その後、供試材を高速回転機に取り付け、
約２０００ｒｐｍの回転を与え、遠心ライニングを行っ
た。冷却は遠心ライニング温度から約９００℃まで放冷
し、その後、外部をブロアーにより強制空冷して約５０
０℃まで冷却、その後は放冷した。
約２０００ｒｐｍの回転を与え、遠心ライニングを行っ
た。冷却は遠心ライニング温度から約９００℃まで放冷
し、その後、外部をブロアーにより強制空冷して約５０
０℃まで冷却、その後は放冷した。
【００３０】こうして遠心ライニングが終了した供試材
を切断し、ライニング層中の割れ発生状況を調べた。表
２からわかるように本発明の合金では、割れが全く発生
していなかったのに対して、比較例の合金では、割れ数
に多少の差があるもののいづれの試料においても発生し
ていた。このことにより、本発明の合金は高温での靱性
が優れているため、シリンダー本体の鋼管を比較的速く
冷却したときに発生する応力に十分耐え得ることが確認
された。
を切断し、ライニング層中の割れ発生状況を調べた。表
２からわかるように本発明の合金では、割れが全く発生
していなかったのに対して、比較例の合金では、割れ数
に多少の差があるもののいづれの試料においても発生し
ていた。このことにより、本発明の合金は高温での靱性
が優れているため、シリンダー本体の鋼管を比較的速く
冷却したときに発生する応力に十分耐え得ることが確認
された。
【００３１】次に、本発明の合金 試料No.１を用い
て、実際の射出成形機用シリンダーを作製して、実機試
験を行った。シリンダー本体となる鋼管は外径 １２０
ｍｍ、内径 ３２ｍｍ、長さ １０００ｍｍのクロムモリ
ブデン鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４４０）を用いた。この管内
に試料No.１の粉末４．５ｋｇを入れ、管両端に鋼製の
蓋を溶接して遠心ライニング用素管を作製した。尚、こ
の蓋の一方の中央には径 ６ｍｍの孔をあけてある。こ
うして得られた遠心ライニング用素管を遠心ライニング
処理した。
て、実際の射出成形機用シリンダーを作製して、実機試
験を行った。シリンダー本体となる鋼管は外径 １２０
ｍｍ、内径 ３２ｍｍ、長さ １０００ｍｍのクロムモリ
ブデン鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４４０）を用いた。この管内
に試料No.１の粉末４．５ｋｇを入れ、管両端に鋼製の
蓋を溶接して遠心ライニング用素管を作製した。尚、こ
の蓋の一方の中央には径 ６ｍｍの孔をあけてある。こ
うして得られた遠心ライニング用素管を遠心ライニング
処理した。
【００３２】遠心ライングは、前記と同じ条件で行っ
た。遠心ライニングが終了した素管は、機械加工によ
り、外径 １０６ｍｍ、内径 ２８ｍｍ、長さ ８０７ｍ
ｍに仕上げた。内面のライニング層はカラーチェックに
より割れのないことが、内視鏡観察により確認された。
このようにして仕上げられたシリンダーを用いて射出成
形実機試験を行った。
た。遠心ライニングが終了した素管は、機械加工によ
り、外径 １０６ｍｍ、内径 ２８ｍｍ、長さ ８０７ｍ
ｍに仕上げた。内面のライニング層はカラーチェックに
より割れのないことが、内視鏡観察により確認された。
このようにして仕上げられたシリンダーを用いて射出成
形実機試験を行った。
【００３３】成形材には、ＰＰＳ樹脂にガラス繊維５０
％を混入したものを用い、成形温度３５０℃、成形圧力
２５００ｋｇｆ／ｃｍ2の条件で行った。約３０万ショ
ット後、シリンダーの状況を調査した結果、ライニング
層に割れは見られず、またシリンダー本体の形状にも異
常は認められなかった。さらにまた、ライニング層表面
の摩耗も最も大きな部分でも１５μｍ以下で、また使用
上問題のない状態であり、かつ腐食は全く見られなかっ
た。
％を混入したものを用い、成形温度３５０℃、成形圧力
２５００ｋｇｆ／ｃｍ2の条件で行った。約３０万ショ
ット後、シリンダーの状況を調査した結果、ライニング
層に割れは見られず、またシリンダー本体の形状にも異
常は認められなかった。さらにまた、ライニング層表面
の摩耗も最も大きな部分でも１５μｍ以下で、また使用
上問題のない状態であり、かつ腐食は全く見られなかっ
た。
【００３４】この結果は、従来公知のＣｏ基及びＮｉ基
内面硬化材の遠心ライニング層では数万ショットまたは
それ以下で割れが発生することが多いのに比べて、大幅
に耐久性が向上していることを示している。
内面硬化材の遠心ライニング層では数万ショットまたは
それ以下で割れが発生することが多いのに比べて、大幅
に耐久性が向上していることを示している。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】以上詳記した通り、本発明の合金は特に
高温での靱性に優れており、しかも耐摩耗性、耐食性に
も優れている。従って、本発明の合金を用いて、内面に
遠心ライニング層を形成させた射出成形機用シリンダー
は、高温高圧下での使用において、その耐久性が飛躍的
に伸び、その経済的効果も極めて大きい。また、本発明
の合金粉末を用いてＨＩＰ法により内面硬化層を形成す
ることもできる。
高温での靱性に優れており、しかも耐摩耗性、耐食性に
も優れている。従って、本発明の合金を用いて、内面に
遠心ライニング層を形成させた射出成形機用シリンダー
は、高温高圧下での使用において、その耐久性が飛躍的
に伸び、その経済的効果も極めて大きい。また、本発明
の合金粉末を用いてＨＩＰ法により内面硬化層を形成す
ることもできる。
【００３８】
【図１】 本発明合金におけるＮｉ含有量とシャルピー
衝撃値の関係を示した図である。
衝撃値の関係を示した図である。
【図２】 本発明合金におけるＡｌ含有量とシャルピー
衝撃値の関係を示した図である。
衝撃値の関係を示した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平１−139737（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−13043（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−84592（ＪＰ，Ａ)
特開 昭53−85712（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−200937（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−26739（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−131289（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−88912（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 19/07
B29C 45/17
Claims (2)
- 【請求項１】 重量でＣｒ １８〜２４％、Ｂ ２．８〜
３．５％、Ｓｉ １．０〜４．０％、Ｍｏ ０．５〜３．
０％、Ｃｕ ０．５〜３．０％、Ｗ １．０〜５．０％、
Ａｌ ０．０５〜０．１５％、残部Ｃｏ及び不可避的不
純物からなるシリンダー用高靱性内面硬化材。 - 【請求項２】 重量でＣｒ １８〜２４％、Ｂ ２．８〜
３．５％、Ｓｉ １．０〜４．０％、Ｍｏ ０．５〜３．
０％、Ｃｕ ０．５〜３．０％、Ｗ １．０〜５．０％、
Ｎｉ ０超過〜０．１％、Ａｌ ０．０５〜０．１５％、
Ｃ ０超過〜０．５％、Ｆｅ ０超過〜２．０％、[Ｏ]
０超過〜０．１５％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物から
なるシリンダー用高靱性内面硬化材。
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|---|---|---|---|
| JP2000270856A JP3483529B2 (ja) | 2000-09-07 | 2000-09-07 | シリンダー用高靱性内面硬化材 |
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| CN00133338A CN1111608C (zh) | 2000-09-07 | 2000-11-27 | 筒体用高韧性内表面固化材料 |
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000270856A JP3483529B2 (ja) | 2000-09-07 | 2000-09-07 | シリンダー用高靱性内面硬化材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002080926A JP2002080926A (ja) | 2002-03-22 |
| JP3483529B2 true JP3483529B2 (ja) | 2004-01-06 |
Family
ID=18757226
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|---|---|---|---|
| JP2000270856A Expired - Fee Related JP3483529B2 (ja) | 2000-09-07 | 2000-09-07 | シリンダー用高靱性内面硬化材 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
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| KR (1) | KR100414388B1 (ja) |
| CN (1) | CN1111608C (ja) |
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| CN107083502B (zh) * | 2016-02-12 | 2023-10-13 | 肯纳金属公司 | 耐磨且耐蚀的钴基合金粉末及其施加方法 |
| CN113445046B (zh) * | 2021-06-30 | 2022-09-30 | 重庆工港致慧增材制造技术研究院有限公司 | 一种钨合金及模具浇口杯表面激光熔覆钨合金的方法 |
| CN114346217B (zh) * | 2021-12-22 | 2024-06-04 | 中山市奥博精密科技有限公司 | 一种金属铸件及其制备方法和应用 |
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- 2000-09-07 JP JP2000270856A patent/JP3483529B2/ja not_active Expired - Fee Related
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-
2002
- 2002-06-05 HK HK02104275.6A patent/HK1042528B/zh not_active IP Right Cessation
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| CN1341764A (zh) | 2002-03-27 |
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