JPH01284475A - Low melting metal treating means - Google Patents
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
（１）発明の目的
［産業上の利用分野］
本発明は、低融点溶融金属処理具に関し、特にホウ化チ
タンセラミックス焼結体によって少なくとも溶融アルミ
ニウムなどの低融点溶融金属に対して接触される部分か
形成されてなる低融点溶融金属処理具に関するものであ
る。Detailed Description of the Invention (1) Object of the Invention [Field of Industrial Application] The present invention relates to a low melting point molten metal processing tool, and in particular to a low melting point molten metal processing tool such as at least molten aluminum using a titanium boride ceramic sintered body. The present invention relates to a low melting point molten metal processing tool formed with a portion that comes into contact with the metal.
［従来の技術］ 従来この種の低融点溶融金属処理具としては。[Conventional technology] Conventionally, this type of low melting point molten metal processing tool.
アルミ→−Ａ ｌ 、０３あるいは炭化タングステンｗ
Ｃなどを焼結して形成されたものか提案されていた。Aluminum→-A l, 03 or tungsten carbide w
It was proposed that the material be formed by sintering C or the like.
［解決すべき問題点］
しかしなから従来の低融点溶融金属処理具では、（１）
アルミナΔ１．Ｏｆｆの場合、ビッカース硬度か１５０
０１ｈと小さく、また抗折強度も室温ないし＋２００°
Ｃの範囲て４００〜＋５０ＭＰａと小さく、加えて気孔
率か１．０％と大きく、更に熱衝す抵抗か２７５°Ｃ程
度と小さく、併せて耐食性に劣っていたのて、脆弱かつ
短ノｊ命で使用に際して予熱をしなければならない欠点
かあり、また（ｉｉ）炭化タングステンＷＣの場合、ビ
ッカース硬度か４００１１Ｖと小さく、また抗折強度も
室温で７０ｋｌＰａと極端に小さく、加えて耐食性にも
極端に劣っていたので、殆ど実用できない欠点かあった
。[Problems to be solved] However, with conventional low melting point molten metal processing tools, (1)
Alumina Δ1. If Off, Vickers hardness or 150
It is small at 01h, and the bending strength is from room temperature to +200°.
The C range was small at 400 to +50 MPa, the porosity was large at 1.0%, and the thermal impact resistance was low at about 275°C, and the corrosion resistance was poor. (ii) In the case of tungsten carbide WC, the Vickers hardness is as low as 40011V, and the bending strength is extremely low at 70klPa at room temperature, and in addition, it has extremely low corrosion resistance. Because it was inferior to
そのため昨今ては、窒化珪素Ｓｉ３Ｎ、を焼結すること
により、低融点溶融金属処理具を形成することか提案さ
れていた。この場合、アルミナＡｌ２Ｏ。Therefore, it has recently been proposed to form a low melting point molten metal processing tool by sintering silicon nitride, Si3N. In this case, alumina Al2O.
あるいは炭化タングステンＷＣなどを焼結して形成する
場合に比し、抗折強度および熱衝撃抵抗を改善し得ては
いたが、ビッカース硬度か悪化しかつ若干耐食性に劣っ
ていたのて、依然として低融点溶融金属処理具は脆弱で
、長寿命とできない欠点かあった。Alternatively, compared to the case of sintering tungsten carbide WC, it was possible to improve the bending strength and thermal shock resistance, but the Vickers hardness deteriorated and the corrosion resistance was slightly inferior, so it still remained low. Melting point molten metal processing tools were brittle and had the disadvantage of not having a long life.
そこで本発明は、これらの欠点を解決すべく、ホウ化チ
タンセラミックス焼結体によって少なくとも低融点溶融
金属に接触する部分を形成することによりビッカース硬
度、抗折強度および熱衝撃抵抗などを改Ｒし使用に際し
て予熱を必要とせず長寿命化されてなる低融点溶融金属
処理具を提供せんとするものである。Therefore, in order to solve these drawbacks, the present invention improves the Vickers hardness, flexural strength, thermal shock resistance, etc. by forming at least the part that contacts low melting point molten metal with a titanium boride ceramic sintered body. It is an object of the present invention to provide a low melting point molten metal processing tool that does not require preheating during use and has a long service life.
（２）発明の構成
［問題点の解決手段］
本発明により提供される問題点の解決手段は、「低融点
溶融金属に対して接触される低融点溶融金属処理具にお
いて、ニッケルのホウ化物と炭化チタンとの混合固溶し
たマトリックス層がホウ化チタン粒子の間に配こされか
つ５％以下の気孔率を有したホウ化チタンセラミックス
焼結体によって少なくとも前記低融点溶融金属に対して
接触される部分か形成されてなることを特徴とする低融
点溶融金属処理具」
である。(2) Structure of the Invention [Means for Solving the Problems] The means for solving the problems provided by the present invention is as follows. A matrix layer mixed with titanium carbide in solid solution is disposed between titanium boride particles and is in contact with at least the low melting point molten metal by a titanium boride ceramic sintered body having a porosity of 5% or less. ``Low melting point molten metal processing tool'' characterized in that it is formed with a molten metal part.
［作用］
本発明にかかる低融点溶融金属処理具は２ニツケルのホ
ウ化物と炭化チタンとの混合固溶したマトリックス層が
ホウ化チタン粒子の間に配置されかつ５％以下の気孔率
を有したホウ化チタンセラミックス焼結体によって少な
くとも低融点溶融金属に対して接触する部分か形成され
ているので、低融点溶融金属に対して接触する部分のビ
ッカース硬度、抗折強度、気孔率３よび熱衝撃抵抗など
を１３！’ｉする作用をなし、ひいては使用に際してｌ
を回避する作用をなし、ならびに低融点溶融金属との反
応を十分に抑刊する作用をなし、結果的に長寿命化を達
成する作用をなす。[Function] The low melting point molten metal processing tool according to the present invention has a matrix layer in which a solid solution of 2 nickel boride and titanium carbide is mixed and disposed between titanium boride particles and has a porosity of 5% or less. Since at least the part that comes into contact with the low melting point molten metal is formed of the titanium boride ceramic sintered body, the Vickers hardness, bending strength, porosity 3, and thermal shock of the part that comes into contact with the low melting point molten metal are improved. 13 resistances and more! It has the effect of 'i', and even when used
It also has the effect of sufficiently suppressing the reaction with low melting point molten metals, and as a result, has the effect of achieving a longer service life.
［実施例］
次に本発明について、添付図面を参照しつつ具体的に説
明する。ここでは便宜ト、本発明にかかる低融点溶融金
属処理具の具体例として、Ｍ造用ノズルを挙げて説明す
る。[Example] Next, the present invention will be specifically described with reference to the accompanying drawings. For convenience, a nozzle for M manufacturing will be described as a specific example of the low melting point molten metal processing tool according to the present invention.
第１図は１本発明にかかる低融点溶融金属処理具の一実
施例としての鋳造用ノズルを示す部分断面図であって、
ノズル本体１１の内周面に対しホウ化チタンセラミック
ス焼結体て形成された保護層１２か配ｔされており、ノ
ズル本体１１かホウ化チタンセラミックス焼結体の熱膨
張係数に近い熱膨張係数を有する素材によって形成され
ている。FIG. 1 is a partial sectional view showing a casting nozzle as an embodiment of the low melting point molten metal processing tool according to the present invention,
A protective layer 12 formed of a titanium boride ceramic sintered body is disposed on the inner circumferential surface of the nozzle body 11, and the nozzle body 11 has a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramic sintered body. It is made of a material that has
第２図は、第１図実施例のノズル本体内周面に対して配
置された保護層を示す拡大断面図である。FIG. 2 is an enlarged sectional view showing a protective layer disposed on the inner circumferential surface of the nozzle body of the embodiment shown in FIG.
第３図は、第１［Ａ実施例の研磨処理した保護層表面の
組織を示す光学ＷＪ微鏡写真てあって、実施例５の場合
を示している。FIG. 3 is an optical WJ micrograph showing the structure of the surface of the polished protective layer of Example 1 [A], and shows the case of Example 5.
第４図は、第１図実施例の保護層破断面の−」織を示す
走査型電子顕微鏡写真てあって、実施例５の場合を示し
ている。FIG. 4 is a scanning electron micrograph showing the -'' weave on the fractured surface of the protective layer in the example shown in FIG. 1, and shows the case of Example 5.
第５［Ｊは、第１図実施例のエツチング処理した保護層
表面の組織を示す光学＋Ａ微鏡写真であって、実施例５
の場合を示している。5 [J is an optical +A microphotograph showing the structure of the surface of the etched protective layer of Example 5 in FIG.
The case is shown below.
第６［′Ａは、第１図実施例のエツチング処理した保護
層表面の組織を示す走査型電子顕微鏡写真てあって、実
施例５の場合を示している。No. 6 ['A] is a scanning electron micrograph showing the structure of the surface of the etched protective layer of the embodiment shown in FIG. 1, and shows the case of embodiment 5.
第７図は、ｆｊＳ１図実施例の保護層について実行した
Ｘ線回折分析の結果を示すグラフ図であって、実施例５
の場合を示してＳす、横軸にＸＭＡの回折角度かとられ
かつ縦軸にＸ線の回折強度かとられている。FIG. 7 is a graph showing the results of X-ray diffraction analysis performed on the protective layer of the fjS1 diagram example, and is
In the case of S, the horizontal axis represents the XMA diffraction angle and the vertical axis represents the X-ray diffraction intensity.
第８図は、比較例１として示した＃）１造用ノズルの保
護層破断面の組織を示す走査型電子ＷＪ微鏡写真である
。FIG. 8 is a scanning electron WJ microphotograph showing the structure of the fractured surface of the protective layer of the #) 1 manufacturing nozzle shown as Comparative Example 1.
第９１￥Ｊは、本発明にかかる低融点溶融金属処理共の
他の実施例としての他の鋳造用ノズルを示す部分断面Ｕ
、４てあって、ノズル本体１１°か全体としてホウ化チ
タンセラミックス焼結体によって形成されており、保護
層が除去されている。No. 91J is a partial cross section U showing another casting nozzle as another embodiment of low melting point molten metal processing according to the present invention.
, 4, the nozzle body 11° is entirely formed of a titanium boride ceramic sintered body, and the protective layer is removed.
まず未発（！１にかかる低融点溶融金属処理具の一実施
例について、その構成および作用を詳細に説明する。First, the structure and operation of an embodiment of the low-melting point molten metal processing tool according to the first embodiment will be explained in detail.
艮は、本発明の低融点溶融金属処理共（ここては、“鋳
造用ノズル”を例に挙げて説明する）ホウ化チタンミッ
クス焼結体の熱膨張係数ρ、と近いすなわちあまり差か
ない、熱膨張係数ρ２を有する適宜の金属など（たとえ
ば黄銅など）の素材によって形成されており低融点溶融
金属に接触されない部分すなわちノズル本体１１と、ノ
ズル本体１１の内周面に対して配置されかつホウ化チタ
ンセラミックス焼結体て形成されており低融点溶融金属
に接触される部分すなわち保護層１２とを包有している
。保護層１２を形成するホウ化チタンセラミックス焼結
体の熱１１張係数ρ、とノズル本体１１を形成する素材
の熱膨張係数ρ２との比は、ｌ／４≦ρ１／ρ２≦４で
杢れば、＆ｆましい。The coefficient of thermal expansion ρ is close to that of the titanium boride mix sintered body of the low-melting point molten metal processing of the present invention (here, a "casting nozzle" is taken as an example), that is, it is not much different. The nozzle body 11 is made of a material such as a suitable metal (for example, brass) having a coefficient of thermal expansion ρ2 and is not brought into contact with low melting point molten metal; It is formed of a titanium oxide ceramic sintered body and includes a portion that comes into contact with a low melting point molten metal, that is, a protective layer 12. The ratio between the thermal tensile coefficient ρ of the titanium boride ceramic sintered body forming the protective layer 12 and the thermal expansion coefficient ρ2 of the material forming the nozzle body 11 satisfies l/4≦ρ1/ρ2≦4. It's so nice.
低融点溶融金属処理具すなわち鋳造用ノズル艮は、使用
に際して低融点溶融金属の供給手段（たとえばラドル）
に対して配置され、その供給手段を介して上部開口に供
給された低融点溶融金属かノズル本体１１の内周面に対
して配置された保護層１２の内面により案内されつつ下
部開口から鋳型に向けて放出される。A low melting point molten metal processing tool, ie a casting nozzle, is used to supply a low melting point molten metal to a supply means (e.g. ladle).
The low melting point molten metal supplied to the upper opening through the supply means is guided by the inner surface of the protective layer 12 arranged against the inner circumferential surface of the nozzle body 11 and is introduced into the mold from the lower opening. released towards.
このとき保護層１２は、ニッケルのホウ化物と炭化チタ
ンとの混合固溶したマトリックス層がホウ化チタン粒子
の間に配置されかつ５％以下の気孔率を有したホウ化チ
タンセラミックス焼結体によって形成されてなるのて、
低融点溶融金属によってノズル本体１】か腐食されるこ
とを防止でき、かつ低融点溶融金属に対してノズル本体
１１の素材か混入することを回避できる。また保護層Ｉ
２とノズル本体１１とかあまり差のない熱膨張係数を有
しているので、低融点溶融金属の処理に伴なって保護層
１２とノズル本体１１との間に大きな熱歪か発生される
ことかなく、ひいては保護層１２とノズル本体１１との
間て破損を生しることもない。At this time, the protective layer 12 is made of a titanium boride ceramic sintered body in which a matrix layer containing a mixed solid solution of nickel boride and titanium carbide is arranged between titanium boride particles and has a porosity of 5% or less. After being formed,
It is possible to prevent the nozzle body 1 from being corroded by the low melting point molten metal, and to avoid mixing the material of the nozzle body 11 with the low melting point molten metal. Also, protective layer I
Since the thermal expansion coefficients of the protective layer 12 and the nozzle body 11 are not much different from each other, it is possible that a large thermal strain will be generated between the protective layer 12 and the nozzle body 11 when processing low melting point molten metal. Therefore, no damage occurs between the protective layer 12 and the nozzle body 11.
低融点溶融金属処理共すなわち鋳造用ノズル艮は、ノズ
ル本体１１の内周面に対して配置した保護層１２の組織
内に４ホウ化チタンＴｉＲ２粒子２０と、ホウ化チタン
ＴｉＬ粒子２０を結合するための網目状の結合層３０と
を包有している。In the low melting point molten metal processing, that is, the casting nozzle, titanium tetraboride TiR2 particles 20 and titanium boride TiL particles 20 are bonded within the structure of the protective layer 12 disposed on the inner peripheral surface of the nozzle body 11. It includes a mesh-like bonding layer 30 for
ホウ化チタンＴｉＢ２粒子２０は、平均粒径か０．５〜
１０ｇｍてかつ最大粒径か１２ｐｍであり、特に平均粒
径か０．５〜３ルｍてかつ最大粒径か６ｇｍであれば好
まし・い。ここてホウ化チタンＴｉＲ２粒子２Ｄの玉均
粒径を０．５〜Ｈ１μｍとする根拠は、（ｉ）＋ｊ均粒
径か０．５μｍ未満となれば、ホウ化チタンＴｉ８２粒
子２０の表面酸化か顕著化し、かつホウ化チタンＴｉＢ
ｚ粒子２０間の凝集かｍ著となって、本発明にがかるホ
ウ化チタンセラミックス焼結体すなわち鋳造用ノズル艮
の保護層１２の焼結を著しく阻害することとなり、また
（ｉｉ）平均粒径か１０ｇｍを超えれば、焼結の駆動力
か小さくなって、未発１１にかかる鋳造用ノズル艮の保
護Ｍ！ｊ１２を緻密化せしめることか困難化し、ホウ化
チタンＴｉ８．粒子２０に既存の亀裂か拡大され本発明
にかかる鋳造用ノズル功の保護層１２の強度などを低下
せしめることにある。加えてホウ化チタンＴｉＲｚ粒子
２０の最大粒径か１２ｇｍとされている根拠は、最大粒
径か１２ｐｍを超えれば１本発明にかかる鋳造用ノズル
刊の保護層１２中に粗大粒子として存在することとなり
、本発明にかかる鋳造用ノズル籾の保護層１２の高密度
化ないし高強度化などを阻害することにある。The titanium boride TiB2 particles 20 have an average particle size of 0.5~
It is preferable if the average particle size is 0.5 to 3 m and the maximum particle size is 6 gm. The basis for setting the average particle size of the titanium boride TiR2 particles 2D to 0.5 to H1 μm is that (i) If the average particle size of +j is less than 0.5 μm, the surface oxidation of the titanium boride Ti82 particles 20 may occur. Titanium boride TiB
The aggregation of the particles 20 will significantly inhibit the sintering of the protective layer 12 of the titanium boride ceramic sintered body of the present invention, that is, the casting nozzle, and (ii) the average particle size If it exceeds 10 gm, the driving force for sintering will become smaller and the protection of the casting nozzle will be affected by the unexploded 11 M! It becomes difficult to densify titanium boride Ti8.j12. Existing cracks in the particles 20 are enlarged and the strength of the protective layer 12 of the casting nozzle according to the present invention is reduced. In addition, the reason why the maximum particle size of the titanium boride TiRz particles 20 is 12 gm is that if the maximum particle size exceeds 12 pm, it exists as coarse particles in the protective layer 12 of the casting nozzle publication according to the present invention. Therefore, it is difficult to increase the density or strength of the protective layer 12 of the cast nozzle rice grain according to the present invention.
ホウ化チタンＴｉＢ２粒子２０の粒界近傍には、ホウ化
チタンＴｉＲｚとホウ化ニッケルＮｉユ８との混合固溶
相からなる粒界相２１が形成されている。これによリホ
ウ化チタンＴｉＬ粒子２０と結合層３０との間の結合力
が、十分の大きさとされており、結果的に未発［Ｊ］に
かかる鋳造用ノズル刊の保護層１２の強度などを確保し
ている。A grain boundary phase 21 consisting of a mixed solid solution phase of titanium boride TiRz and nickel boride Ni 8 is formed near the grain boundaries of the titanium boride TiB2 particles 20. As a result, the bonding force between the titanium reboride TiL particles 20 and the bonding layer 30 is sufficiently large, and as a result, the strength of the protective layer 12 of the casting nozzle related to unexploded [J], etc. is ensured.
結合層３０は、ニッケルＮｉとホウ化チタンＴｉＢ２と
炭：ｊｒ、Ｃとの間の
ＴｉＢ２＋ ２Ｎｉ＋Ｃ→２ＮｉＢ ＋ ＴｉＣあるい
は
ＴｉＢｆｆｉ＋ Ｎｉ ＋Ｃ→ＮｉＢ２＋ ＴｉＣある
いは
ＴｉＢ２＋ ６Ｎｉ＋Ｃ−＋ ２Ｎｉ：ｌＢ＋ ＴｉＣ
などの反応によって生成されたホウ化金属すなわちニッ
ケルＸｉのホウ化物ＮｉＢ、Ｎ１ＲｚあるいはＸｉ：ｌ
Ｂなどと）に化チタンＴｉＣとか混合固溶したマトリッ
クス層であって、空孔が十分に除去されている。これに
よりホウ化チタンＴｉＢ２粒子２０間の結合力が、七分
の大きさとされており、また鋳造用ノズル」の保護層！
２の気孔率（すなわち空孔体績を全体積で除した値）か
５％以下となっているので、結果的に本発明にかかる鋳
造用ノズル刊の保護層１２の密度および強度などが確保
されている。ここで結合層すなわちマトリックス層３０
がら空孔か実質的に除去されている根拠は、ニッケルＮ
ｉのホウ化物すなわちホウ化金属ＮｉＢ、Ｎ１Ｂｚある
いはＮｉＪなどの粒径と炭化チタンＴｉＣの粒径とかほ
ぼ一致しており、互いに均質に混合固溶していることに
ある。The bonding layer 30 is TiB2+ 2Ni+C→2NiB+TiC or TiBffi+ Ni+C→NiB2+ TiC or TiB2+ 6Ni+C−+ 2Ni:lB+ TiC between nickel Ni, titanium boride TiB2, and carbon: jr, C.
NiB, N1Rz or Xi:l
It is a matrix layer in which titanium oxide (TiC, etc.) is mixed solidly dissolved in (B, etc.), and pores are sufficiently removed. As a result, the bonding force between the titanium boride TiB2 particles 20 is seven times larger, and it is also a protective layer for the casting nozzle!
Since the porosity (that is, the value obtained by dividing the pore volume by the total volume) is 5% or less, the density and strength of the protective layer 12 of the casting nozzle according to the present invention are ensured. There is. Here, the bonding layer or matrix layer 30
The reason why vacancies are substantially removed is that nickel N
The particle size of the boride i, that is, the boride metal NiB, N1Bz, or NiJ, and the particle size of titanium carbide TiC are almost the same, and they are homogeneously mixed and solid-solved with each other.
更に本発明にかかる低融点溶融金属処理具の一実施例に
ついて、その製造要領を説明する。Furthermore, a manufacturing procedure for an embodiment of the low melting point molten metal processing tool according to the present invention will be explained.
第１工程において、ホウ化チタンＴｉＲ２粉末とニッケ
ルＮｉ粉末および炭素Ｃ粉末とを適宜の配合比て介いに
配合することにより、セラミックス配合物を作成する。In the first step, a ceramic compound is created by blending titanium boride TiR2 powder, nickel Ni powder, and carbon C powder at an appropriate blending ratio.
すなわち（ｉ）平均粒径が０．５〜１０島ｍ（好ましく
は０．５〜コｕＬｍ）で最大粒径か１２ｇｍ （好ま１
）くは６ｐｍ）であり純度が９ｇ重量％以上のホウ化チ
タンＴｉＲ□と、（ｉｉ）平均粒径か１〜５ｇｍ（好ま
しくは１〜３ｕＬｍ）で最大粒径か１２ｕＬｍ （好ま
しくは６終ｍ）のニッケルＮｉと、（ｉｉｉ）比表面積
か５０〜ｔＳＯ■２／ｇ（好ましくは８０〜１５０ｓ２
／ｇ）で純度が９９．９重琶％以上であり平均粒径が１
０〜１０１００ｎ好ましくはｌＯ〜５０ｎ ｍ ）で最
大粒径かｔＳＯｎｍ（好ましくはＩｏｏｎｍ）の炭素（
たとえばカーボンブラックなど）Ｃとを、互いに配合し
、セラミックス配合物を作成する。セラミックス配合物
においては、ニッケルＸｉおよび炭素Ｃの混合物０．１
〜８ｇ重量％（特に２．５〜２５．０重量％であれば好
ましい）に対しホウ化チタンＴｉｅ２か１１〜９９．９
ｆｆｉ量％（＃に７５８口〜９７．５重量％であれば好
ましい）たけ配合されている。またニツケノいｉと炭素
Ｃとの配合比は、重量比で１４： ０．１〜１０（特に
１４：０．２〜５てあれば好ましい）である。That is, (i) the average particle size is 0.5 to 10 μLm (preferably 0.5 to 1 μLm) and the maximum particle size is 12 gm (preferably 1
) with a purity of 9 g wt % or more, and (ii) with an average particle size of 1-5 gm (preferably 1-3 uLm) and a maximum particle size of 12 uLm (preferably 6 μL ) and (iii) a specific surface area of 50 to tSO2/g (preferably 80 to 150s2
/g) with a purity of 99.9% or more and an average particle size of 1
Carbon (0 to 10100nm, preferably lO to 50nm) with a maximum particle size of tSOnm (preferably Ioonm)
For example, carbon black, etc.) are blended with each other to create a ceramic blend. In ceramic formulations, a mixture of nickel Xi and carbon C 0.1
~8gwt% (preferably 2.5~25.0wt%) titanium boride Tie2 or 11~99.9
ffi amount % (preferably 758 to 97.5 weight % to #) is blended. The blending ratio of Nitsukenoi i and carbon C is 14:0.1 to 10 (particularly preferably 14:0.2 to 5) by weight.
ここでホウ化チタンＴｉＢｇの純度か９９重量％以上と
されている根拠は、焼結時に不純物が悪影響を及ぼすこ
とを回避することにある。The reason why the purity of titanium boride TiBg is set to be 99% by weight or more is to prevent impurities from having an adverse effect during sintering.
ニッケルＮｉの平均粒径か１〜５ｐｍとされている根拠
は、（ｉ）モ均ａ径か１ルｍ未満となれば、ニラケルＮ
ｉ粒子の表面酸化かＷＪ著化し、かつニッケルＮｉ粒子
間の凝集もしくはニッケルＮｉ粒子とホウ化チタンＴｉ
８２粒子あるいは炭素Ｃ粒子との間の凝集か顕著となっ
て、本発明にかかる低融点溶融金属処理具すなわち鋳造
用ノズル廷の保護層１２の焼結を著しく阻害することと
なり、また（ｉｉ）平均粒径か５終ｍを超えれば、本発
明にかかる鋳造用ノズル刊の保護層１２のマトリックス
層３０あるいはホウ化チタンＴｉＢ２粒子−２０の粒界
近傍に形成された粒界相２１中に粗大粒子となって存在
し、未発ＩＩにかかる鋳造用ノズル刊の保護層１２の強
度などを低下せしめることとなることにある。ニッケル
Ｎｉの最大粒径か１２Ｂｍとされている根拠は、最大粒
径か１２ｐｍを超えれば、ニッケルＮｉ粒子に既存の亀
裂が拡大され、本発明にかかる鋳造用ノズル廷の保護層
１２の強度などを低下せしめることにある。The reason why the average particle size of nickel Ni is 1 to 5 pm is that (i) if the average diameter of nickel is less than 1 pm, then Nirakel N
Surface oxidation of i particles or significant WJ, and agglomeration between nickel Ni particles or nickel Ni particles and titanium boride Ti
82 particles or carbon C particles, which significantly inhibits the sintering of the protective layer 12 of the low melting point molten metal processing tool of the present invention, that is, the casting nozzle plate, and (ii) If the average grain size exceeds 5 m, coarse particles may be present in the matrix layer 30 of the protective layer 12 of the casting nozzle according to the present invention or in the grain boundary phase 21 formed near the grain boundaries of the titanium boride TiB2 particles-20. This is because the particles exist in the form of particles and reduce the strength etc. of the protective layer 12 of the casting nozzle related to Unreleased II. The reason why the maximum particle size of nickel Ni is set at 12 Bm is that if the maximum particle size exceeds 12 pm, existing cracks in the nickel Ni particles will be enlarged, which will reduce the strength of the protective layer 12 of the casting nozzle plate according to the present invention. The goal is to reduce the
また炭素Ｃの平均粒径かｌＯ〜１１００ｎとされている
根拠は、 （ｉ） 平均粒径かＩＯｎｍ未満となれば、
炭素Ｃ粒子の表面酸化か顕著化し、かつ炭素Ｃ粒子間の
凝集かｍ著となって、未発ＩＪＩにかかる鋳造用ノズル
廷の保護層１２の焼結を著しく阻害することとなり、ま
た（ｉｉ）平均粒径か］００ｎｍを超えれば、マトリッ
クス層３０中に粗大粒子として存在することとなって、
本発明にかかる鋳造用ノズル搏の保護層１２の強度など
を低下せしめることにある。炭素Ｃの最大粒径か１．５
０ｎｍとされている根拠は、最大粒径かｌｓＯｎｍを超
えれば、炭素Ｃ粒子に既存の亀裂あるいはホウ化チタン
ＴｉＢ２との間の反応によって生じた炭化チタンＴｉＣ
粒子に既存の亀裂か拡大され、未発ＩＩにかかる鋳造用
ノズルＷの保護層１２の強度などを低下せしめることに
ある。Also, the reason why the average particle size of carbon C is 10~1100n is as follows: (i) If the average particle size is less than IOnm,
The surface oxidation of the carbon C particles becomes noticeable, and the agglomeration between the carbon C particles becomes significant, which significantly inhibits the sintering of the protective layer 12 of the casting nozzle plate related to unoccurred IJI, and (ii) ) If the average particle size exceeds 00 nm, the particles will exist as coarse particles in the matrix layer 30,
The object of the present invention is to reduce the strength of the protective layer 12 of the casting nozzle. The maximum particle size of carbon C is 1.5
The reason why it is set as 0nm is that if the maximum particle size exceeds lsOnm, it is due to existing cracks in the carbon C particles or titanium carbide TiC caused by reaction with titanium boride TiB2.
Existing cracks in the particles are enlarged, and the strength of the protective layer 12 of the casting nozzle W related to the undeveloped II is reduced.
更に炭素Ｃの比表面積か５（）〜１５０ｍ２／ｇとされ
ている根拠は、（ｉ）比表面積か５０ｍ２７ｇ未満とな
れば、炭素Ｃ粒子か大き過ぎることとなってホウ化チタ
ンＴｉＲ２との間の反応か短時間で進行できないことと
なり、また（ｉｉ）比表面積か１５０ ｍ２／ｇを超え
れば、炭素Ｃ粒子かカニいに凝集することとなってホウ
化チタンＴｉｅ、およびニッケルＮｉとの混合かできな
くなることにある。Furthermore, the reason why the specific surface area of carbon C is said to be 5() to 150 m2/g is that (i) If the specific surface area is less than 50 m27g, the carbon C particles are too large and there is a gap between them and titanium boride TiR2. (ii) If the specific surface area exceeds 150 m2/g, the carbon C particles will aggregate and become difficult to mix with titanium boride Tie and nickel Ni. The problem lies in not being able to do anything.
第２工程において、セラミックス配合物を、適宜の混合
機によって均質に混合し、セラミックス混合物を作成す
る。In the second step, the ceramic mixture is homogeneously mixed using an appropriate mixer to create a ceramic mixture.
第３工程において、セラミックス混合物を、バインダ（
たとえばボッビニルアルコール）とともに適宜の金型に
収容したのち、適宜の圧力（たとえばｌ［ｌＯ〜８００
ｋＨ／ｃ■２の圧力）を印加して一軸加圧し、セラミッ
クス圧粉体を作成する。In the third step, the ceramic mixture is mixed with a binder (
For example, Bobbinyl alcohol) is placed in an appropriate mold, and then the pressure is adjusted to an appropriate level (for example, 1[lO~800
A pressure of kH/c 2) is applied and uniaxially pressed to produce a ceramic green compact.
第４工程において、セラミックス圧粉体を、適宜の圧力
（たとえば８００〜１５００ｋｇ／ｃ■２の圧力）を印
加してＣＩＰ処理すなわち常温静水圧圧縮成形処理を施
し、セラミックス成形体とする。In the fourth step, the ceramic green compact is subjected to CIP treatment, that is, room temperature isostatic compression molding treatment, by applying an appropriate pressure (for example, a pressure of 800 to 1500 kg/cm²) to form a ceramic compact.
第５工程において、セラミックス成形体を、真空雰囲気
（ＩＯ−”Ｔｏｒｒ以下の気圧であることか好ましい）
、アルゴン雰囲気あるいは水素ガス雰囲気などの非酸化
性雰囲気（すなわち中性ないし還元性の雰囲気）中にお
いて無加圧状態もしくは加圧状態（１００〜５００ｋｇ
／ｃ膳２の圧力を印加）て１５００〜２０００℃（好ま
しくは１６００〜１８００°Ｃ）の温度により適宜の時
間をかけて焼結し、セラミックス焼結体とする。ここて
非酸化性雰囲気とされる根拠は。In the fifth step, the ceramic molded body is placed in a vacuum atmosphere (preferably at an atmospheric pressure of IO-''Torr or less).
, in a non-oxidizing atmosphere (i.e., a neutral or reducing atmosphere) such as an argon atmosphere or a hydrogen gas atmosphere, in an unpressurized state or a pressurized state (100 to 500 kg
2) and sintered at a temperature of 1,500 to 2,000°C (preferably 1,600 to 1,800°C) for an appropriate time to obtain a ceramic sintered body. What is the basis for the non-oxidizing atmosphere?
チタンＴｉ、ホウ素Ｂ、ニッケルＸｉもしくは炭素Ｃか
酸化されないようにすることにある。The purpose is to prevent titanium Ti, boron B, nickel Xi, or carbon C from being oxidized.
第６エ程において、セラミックス焼結体すなわち保護層
１２を仕」−加工ずなわち主としてその内面を所望の精
度て研磨処理する。In the sixth step, the ceramic sintered body, that is, the protective layer 12, is processed, that is, mainly its inner surface is polished to a desired precision.
第７エ程において、保護層１２の熱膨張係数に近い熱膨
張係数を有する金属など（たとえば！ｙｊ銅など）を素
材としてノズル本体１１を形成する。In the seventh step, the nozzle body 11 is formed using a metal or the like (for example, !yj copper, etc.) having a thermal expansion coefficient close to that of the protective layer 12.
第８Ｔｌ程において、ノズル本体１１の内周面に対し保
護層Ｉ２を適宜の接着剤（たとえば無機系接着剤など）
を用いて接合する。At about the 8th Tl, the protective layer I2 is attached to the inner circumferential surface of the nozzle body 11 using an appropriate adhesive (for example, an inorganic adhesive, etc.).
Join using.
以１−により、本発明にかかる低融点溶融金屈処理几す
なわち鋳造用ノズル朋か製造される。By the above steps 1--, the low-melting point melting metal processing vessel, that is, the casting nozzle according to the present invention is manufactured.
加えて本発明にかかる低融点溶融金属処理具の−・実施
例について、−層の理解を図るために、具体的な数値な
どを挙げて説１！ｊする。In addition, regarding the embodiments of the low melting point molten metal processing tool according to the present invention, in order to understand the layer, specific numerical values etc. will be listed and explained. j.
（実施例１へ−７）
モ均粒径か１μｍであるニッケルＸｉと、比表面積か！
１５ｍ′／）ｚて純度か９９−πＸ、１％であるカーボ
ンブラックＣとの混合比を変えて作成した混合物２．５
、Ｔ、 、ｌ、；％に対し、モ均粒径か３ｇｍでかつ最
大粒径ｂ＜ｓルｍてあり純度か９９重ｔ％であるホウ化
チタンＴｉ１ｌ□を９７．５ｉｆＪ％たけ配合して作成
したセラミックス配合物１００部を、プラスチック容器
中にウレタンボールおよび］００ 部のエチレンアルコ
ールとともに収容せしめ、２４時間かけて湿式混合し、
これによりセラミックス混合物を作成した。(Go to Example 1-7) Nickel Xi has an average particle diameter of 1 μm and a specific surface area!
Mixture 2.5 made by changing the mixing ratio with carbon black C, which has a purity of 15m'/)z and 99-πX and 1%.
,T, ,l, ;%, 97.5ifJ% of titanium boride Ti1l□ having an average particle size of 3 gm, a maximum particle size b<slm, and a purity of 99% by weight was added. 100 parts of the prepared ceramic mixture was placed in a plastic container together with urethane balls and ]00 parts of ethylene alcohol, and wet mixed for 24 hours.
This produced a ceramic mixture.
セラミックス混合物は、６０″Ｃの温度に１０時間保持
してト分に乾燥した。そののちセラミックス混合物１０
０ＦｆＢは、バインダとしてのポリビニルアルコール２
部とともに適宜の金型に収容し、３００ｋｇ／ｃ重２の
圧力を印加して一軸加圧することにより、セラミックス
圧粉体とした。The ceramic mixture was kept at a temperature of 60"C for 10 hours and dried for 10 minutes. Thereafter, the ceramic mixture 10
0FfB is polyvinyl alcohol 2 as a binder
The ceramic compact was placed in a suitable mold together with the sample, and uniaxially pressed under a pressure of 300 kg/c weight 2 to obtain a ceramic green compact.
セラミックス圧粉体は、３０口Ｏｋｇ／ｃ＊＊２の圧力
を印加してＣＩＰ処理すなわち常温静水圧圧縮成形処理
を施すことにより、セラミックス成形体とした。The ceramic green compact was made into a ceramic molded body by applying a pressure of 30 kg/c**2 and subjecting it to CIP treatment, that is, room temperature isostatic compression molding treatment.
セラミックス成形体は、無加圧状！ムのアルゴン雰囲気
中において１５°Ｃ／分の昇温速度で１７００°Ｃの温
度まて加熱し、かつ１７００℃の温度に１時間にわたり
維持することにより、セラミックス焼結体とした。Ceramic molded bodies are non-pressurized! A ceramic sintered body was obtained by heating the sample to a temperature of 1700° C. at a heating rate of 15° C./min in an argon atmosphere and maintaining the temperature at 1700° C. for 1 hour.
セラミックス焼結体は、仕−ト加工すなわち主として内
面を所９！の精度まで研磨処理し、保護層分；１体とし
た。The ceramic sintered body is processed by finishing, that is, mainly the inner surface. The protective layer was polished to a precision of 1 piece.
これに対し保護層１２の熱膨張係数に近い熱膨張係数を
有する黄銅を素材としてノズル本体を形成した。On the other hand, the nozzle body was formed using brass having a thermal expansion coefficient close to that of the protective layer 12.
ノズル本体１１の内面に対し、適宜のｕｉ着剤（ここて
は無機系接着剤）を用いて複数の保、！Ｉ層分割体をそ
れぞれ接合し、保護Ｒ＋１２として配置した。Apply multiple adhesives to the inner surface of the nozzle body 11 using an appropriate UI adhesive (inorganic adhesive here). The I-layer divided bodies were joined together and placed as protection R+12.
これにより鋳造用ノズル朋を作成した。As a result, a casting nozzle was created.
鋳造用ノズル朋の全長は１５０■■とされており、ノズ
ル本体ＩＩの■：端開［１および下端開口における保護
層１２の開口かそれぞれ直径８０１ｍおよび２０ｍ５と
され、かつノズル本体ＩＩの肉厚かＩＯｍ■とされてい
た。The total length of the casting nozzle is 150mm. It was said to be IOm■.
鋳造用ノズル朋の保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミニウム）
に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１表に
示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal shock resistance, and low melting point molten metal (molten aluminum here)
The wetting characteristics for each were measured and were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル朋のノズル本体１１について。Also, regarding the nozzle body 11 of the casting nozzle.
ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および
熱伝導率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとお
りであった。The Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
Ｐｊ造用ノズルリは、その上部開口に対し低融点溶融金
属として溶融アルミニウムを供給し、ノズル本体１１に
配置された保３）ｆ＋＋２の内周面て案内しつつ、下部
開口から鋳型に対して供給した。この状態て連続使用し
たところ鋳造用ノズル功は、９０［１間使用できた（第
１表の“寿命”参照）。The nozzle for PJ supplies molten aluminum as a low melting point molten metal to its upper opening, and supplies it to the mold from its lower opening while guiding it by the inner peripheral surface of the housing 3) f++2 arranged in the nozzle body 11. did. When used continuously under this condition, the casting nozzle could be used for 90 hours (see "Life" in Table 1).
（実施例８〜１４）
ニッケルＸｉとカーボンブラックＣとの混合物５ 、０
ｍ ｊｉ％に対し、ホウ化チタンＴｉｅ２を９５．０
ｉ’１１ｉｉ、％たけ配合したことを除き、それぞれ実
施例１〜７を反復した。(Examples 8 to 14) Mixture of nickel Xi and carbon black C 5,0
m ji%, titanium boride Tie2 is 95.0
Examples 1-7 were repeated, respectively, except that % i'11ii and % i'11ii.
＃ＰＩ造用ノズル刊の保護層１２について、ビラカース
硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率１．８
衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニ
ウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第
１表に示すとおりであった。# Regarding the protective layer 12 published by PI Building Nozzle, Virakase hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, thermal conductivity 1.8
The impact resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル艮のノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係ａおよび熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりであ
った。Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion a, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the casting nozzle were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル厘の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例１５〜２１）
ニッケルＮ：とカーボンブラックＣとの混合物７．５玉
量％に対し、ホウ化チタンＴｉＢ２を９２．５毛１ｔ％
たけ配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を反復
した。(Examples 15 to 21) 92.5 t% of titanium boride TiB2 was added to 7.5% of the mixture of nickel N: and carbon black C.
Examples 1-7 were each repeated, except that B.
鋳造用ノズル厘は、たとえば実施例１８の場合（以下同
様）について研磨処理した保護層１２の外表面を光学！
０微鏡で写真Ｕ察したところ、第３図に示すとおりであ
った。すなわちホウ化チタン粒子−２０の周囲に結合層
３０か散点状に配置されており、また結合層３０か空孔
を有さず緻密であることか判明した。For example, the casting nozzle holder is used to optically polish the outer surface of the protective layer 12 that has been polished in Example 18 (the same applies hereinafter).
When I observed the photograph U using a microscopic microscope, it was as shown in Fig. 3. That is, it was found that the bonding layer 30 was arranged in a scattered manner around the titanium boride particles-20, and that the bonding layer 30 had no pores and was dense.
＃ＰＩ造用ノズル削は、保護層１２を適度の力によって
破断し、その破断面を走査型を子ＷＪ微鏡て写真観察し
たところ、第４図に示すとおりであった。#PI-forming nozzle cutting was performed by breaking the protective layer 12 with a moderate force, and photographing the broken surface using a scanning WJ microscope, as shown in FIG. 4.
すなわちホウ化チタンＴｉ８２粒子２０において粒内破
壊か生しており、ホウ化チタンＴｉ１１２Ｒ子２０か結
合層３０によって強固に結合されていることか判明した
。結合層］０は、Ｘ線回折分析により、ホウ化チタンＴ
ｉＢｚとニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの間の反
応
ＴｉＢ２＋５Ｎｉ ＋Ｃ→２Ｎｉ、Ｂ＋ Ｔｉｅによっ
て生したホウ化ニッケルＮｉＪおよび炭化チタンＴｉＣ
の混合固溶したマトリックス層（第５図〜第７図参照）
であることか′Ｉ明した。That is, it was found that intragranular fracture occurred in the titanium boride Ti82 particles 20 and that the titanium boride Ti112R particles 20 were firmly bonded by the bonding layer 30. Bonding layer] 0 was determined by X-ray diffraction analysis to be titanium boride T
Reaction between iBz, nickel Ni, and carbon black C TiB2+5Ni +C→2Ni, B+ Nickel boride NiJ and titanium carbide TiC produced by Tie
A matrix layer containing a mixed solid solution of (see Figures 5 to 7)
I have made it clear that this is the case.
鋳造用ノズル艮は、保護層１２を６０°Ｃに加温された
王水に３分間浸漬することによってその外表面をエツチ
ング処理したのち、光学ｍ微鏡によって写真観察したと
ころ、第５図に示すとおりであった。すなわちエツチン
グ処理によりホウ化チタンＴｉＢ２粒子の結合層３０か
脱落して生じたホウ化チタンＴｉＢ２粒子２０の径を測
定することにより、ホウ化チタンＴｉ１（ｚ粒子２０の
ト均粒径か２〜ＩＯルｍに止まっていることが判明した
。換言すればホウ化チタンＴｉＢ２粒子２０は、当初に
比しほとんど成長していないことか判明した。これはニ
ッケルＸｉおよびカーボンブラックＣが、焼結に際し
ＴｉＢ２＋５Ｎｉ ＋Ｃ→２ＮｉｆｆＢ＋ ＴｉＣの反
応を生じており、ホウ化チタンＴｉＲ２Ｒ子２０の成長
か抑制されているためである。またホウ化チタンＴｉＢ
ｚ粒子２０の粒界近傍には、Ｘ線回折分析により、ホウ
化チタンＴｉＢｚとホウ化ニッケルＮｉＪとの混合固溶
相からなる粒界相２１か形成されていることも判明した
（第７図参憑）。The outer surface of the casting nozzle was etched by immersing the protective layer 12 in aqua regia heated to 60°C for 3 minutes, and then photographed with an optical microscope. It was as shown. That is, by measuring the diameter of the titanium boride TiB2 particles 20 produced by the bonding layer 30 of the titanium boride TiB2 particles falling off due to the etching process, the average particle diameter of the titanium boride Ti1 (z particles 20 or 2 to IO In other words, it was found that the titanium boride TiB2 particles 20 had hardly grown compared to the initial state. This is because a reaction of +C→2NiffB+ TiC occurs, and the growth of titanium boride TiR2R particles 20 is suppressed.Also, titanium boride TiB
It was also found by X-ray diffraction analysis that a grain boundary phase 21 consisting of a mixed solid solution phase of titanium boride TiBz and nickel boride NiJ was formed near the grain boundary of the z grain 20 (Fig. 7). (attendance).
鋳造用ノズル厘の保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、ｎｏｌｓ
抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウム
）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１表
に示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle cover, Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, nols
The resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル厘のノズル本体＋１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりであ
った。Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body +1 of the casting nozzle base were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル厘の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりであった。The life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例２２〜２８）
ニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの混合物ＩＯ８口
屯績％に対し、ホウ化チタンＴｉｅ２を９０．０重植％
たけ配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を反復
した。(Examples 22 to 28) Titanium boride Tie 2 was planted at 90.0 weight % with respect to 8 weight % of the mixture of nickel Ni and carbon black C.
Examples 1-7 were each repeated, except that B.
＃ｐＪ造用ノズル」の保護層１２について、ビッカース
硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝
ｇ抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウ
ム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１
表に示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of #pJ construction nozzle, we investigated the Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, thermal conductivity, thermal shock g resistance, and wetting characteristics against low melting point molten metal (molten aluminum here). When measured, each
It was as shown in the table.
またＰＪ造用ノズル艮のノズル本体１１について。Also, regarding the nozzle body 11 of the PJ construction nozzle.
ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および
熱伝導率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとお
りであった。The Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル刊の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the lifetime of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例２９〜３５）
ニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの混合物１２．５
重驕％に対し、ホウ化チタンＴｉＬを８７．５重量％た
け配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を反復し
た。(Examples 29 to 35) Mixture of nickel Ni and carbon black C 12.5
Examples 1 to 7 were each repeated, except that 87.5% by weight of titanium boride TiL was blended with respect to the weight %.
鋳造用ノズルＷの保護層１２について、ビッカース***
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウム）
に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１表に
示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle W, Vickers fracture, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal shock resistance, and low melting point molten metal (molten aluminum here)
The wetting characteristics for each were measured and were as shown in Table 1.
またＭ造用ノズルリのノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりてあ
った。Further, the Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the nozzle for M construction were measured, and the results were as shown in Table 1.
また＃ｐＩ造用ノズルリの寿命は、実施例１〜７と同様
にして測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the #pI manufacturing nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例３６〜４２）
ニッケルＮｉとカーボンブランクＣとの混合物１５．０
１％に対し、ホウ化チタンＴｉＢｚをｇｓ、ｏ屯埴％た
け配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を反復し
た。(Examples 36 to 42) Mixture of nickel Ni and carbon blank C 15.0
Examples 1 to 7 were repeated, respectively, except that titanium boride TiBz was blended in an amount of gs, otunpu % relative to 1%.
ｙＪ造用ノズル艮の保護層１２について、ビッカース硬
度、抗折強度、気孔率、Ｍ膨張係数、熱伝導率、熱＃Ｉ
や抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウ
ム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１
表に示すとおりであった。Regarding the protective layer 12 of the yJ construction nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, M expansion coefficient, thermal conductivity, heat #I
When we measured the resistance and wetting characteristics for low melting point molten metal (here molten aluminum), we found that the first
It was as shown in the table.
また鋳造用ノズル刊のノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりであ
った。Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 published by Casting Nozzle were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル刊の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the lifetime of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and the lifespan was as shown in Table 1.
（実施例４３〜４９）
ニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの鈍合物１７．５
Ｉｒｒ量％に対し、ホウ化チタンＴｉｅ２を８２．５重
量％たけ配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を
反復した。(Examples 43 to 49) Blunt compound of nickel Ni and carbon black C 17.5
Examples 1 to 7 were each repeated except that 82.5% by weight of titanium boride Tie2 was blended with respect to the Irr amount %.
鋳造用ノズル籾の保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強ＩＬ気孔率、熱膨張係数、８伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金ｉ！：（ここでは溶融アルミニウ
ム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１
表に示すとおりであった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle rice grain, Vickers hardness, transverse strength IL porosity, thermal expansion coefficient, 8 conductivity, thermal shock resistance, and low melting point molten gold i! : (here, molten aluminum), we measured the wetting characteristics, and found that the first
It was as shown in the table.
また鋳造用ノズルＵのノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりてあ
った。Further, the Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the casting nozzle U were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル厘の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例５０〜５６）
ニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの混合物２０．０
重量％に対し、ホウ化チタンＴｉＢ２を８０．０重量％
たけ配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を反復
した。(Examples 50 to 56) Mixture of nickel Ni and carbon black C 20.0
80.0% by weight of titanium boride TiB2
Examples 1-7 were each repeated, except that B.
鋳造用ノズルＵの保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミニウム）
に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１表に
示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle U, Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal shock resistance, and low melting point molten metal (molten aluminum here)
The wetting characteristics for each were measured and were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル艮のノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりであ
った。Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the casting nozzle were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル艮の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and the lifespan was as shown in Table 1.
工よ施勇Σ二μ上
ニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの混合物２２．５
主星％に対し、ホウ化チタンＴｉＲ２を７７．５重；、
１％たけ配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を
反復した。Mixture of nickel Ni and carbon black C 22.5
77.5 weight of titanium boride TiR2 relative to the main star%;
Examples 1-7 were each repeated except that 1% was added.
ＰＪ造用ノズルリの保護層１２について、ビッカース硬
度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝す
抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミニウム
）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１表
に示すとおりてあった。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal impact resistance, and wetting characteristics against low melting point molten metal (molten aluminum here) were measured for the protective layer 12 of the nozzle for project construction. , respectively, as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル籾のノズル本体１１について、ビッカ
ース硬Ｉｆ、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝
導率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりで
あった。Further, the Vickers hardness If, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the nozzle rice grain for casting were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル廷の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle plate was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例６４〜７０）
ニッケルＸｉとカーボンブラックＣとの混合物２５．０
小開％に対し、ホウ化チタンＴｉ１ｔを７５．０重量％
たけ配合したことを除き、それぞれ実施例１〜７を反復
した。(Examples 64 to 70) Mixture of nickel Xi and carbon black C 25.0
75.0% by weight of titanium boride Ti1t with respect to small opening%
Examples 1-7 were each repeated, except that B.
＃４造川ノズル赳の保護層１２について、ビッカース硬
度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃
抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミニウム
）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１表
に示すとおりてあった。For the protective layer 12 of the #4 Zokawa nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal shock resistance, and wetting characteristics against low melting point molten metal (here molten aluminum) were measured. However, they were as shown in Table 1.
またＰＦ造用ノズル朋のノズル本体１１について、ビラ
カース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝
導率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとおりて
あった。In addition, the Virakase hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the PF manufacturing nozzle were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズル川の寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and the results were as shown in Table 1.
（実施例７１〜７７）
ニッケルＮｉとカーボンブラックＣとの混合物７．５重
礒％に対し、ホウ化チタンＴｉｅ２を９２．５ｉｉ量％
たけ配合し、かつ焼結温度を１５０”Ｃとしたことを除
き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 71 to 77) Titanium boride Tie2 was added in an amount of 92.5% to 7.5% by weight of a mixture of nickel Ni and carbon black C.
Examples 1-7 were each repeated, except that the sintering temperature was 150''C.
鋳造用ノズル川の保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金ｉ１：（ここては溶融アルミニウ
ム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第２
表に示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle river, the Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, thermal conductivity, thermal shock resistance, and wetting characteristics against low melting point molten metal i1 (here, molten aluminum) were measured. As a result, the second
It was as shown in the table.
また鋳造用ノズル厘のノズル本体１１について。Also, regarding the nozzle body 11 of the casting nozzle.
ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および
熱伝導率を測定したところ、それぞれ第２表に示すとお
りであった。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and were as shown in Table 2.
また＃ＰｆＪ？ｉ用ノズルリの寿命は、実施例１〜７と
同様にして測定したところ、第２表に示すとおりであっ
た。#PfJ again? The life of the nozzle for i was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（実施例７８〜８４）
焼結温度を１６０°Ｃとしたことを除き、それぞれ実施
例７１〜７７を反復した。Examples 78-84 Examples 71-77 were repeated, respectively, except that the sintering temperature was 160°C.
ＰＪ造用ノズル赳の保護層１２について、ビッカース硬
度、抗折強度、気孔率、、８ｍ張係数、熱伝導率、熱衝
撃抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウ
ム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第２
表に示すとおりであった。The protective layer 12 of the nozzle for project construction was measured for its Vickers hardness, flexural strength, porosity, 8m tensile modulus, thermal conductivity, thermal shock resistance, and wetting characteristics against low-melting point molten metal (molten aluminum here). As a result, the second
It was as shown in the table.
また鋳造用ノズル艮のノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第２表に示すとおりてあ
った。Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the casting nozzle were measured, and the results were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズル川の寿命は、実施例１５〜２Ｉと同様
にして測定したところ、第２表に示すとおりであった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 15 to 2I, and was as shown in Table 2.
（実施例８５〜９１） それぞれ実施例７１〜７７を反復した。(Examples 85-91) Examples 71-77 were repeated, respectively.
鋳造用ノズル厘の保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、ａｍ張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウム）
に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ：ｊＳ２
表に示すとおりてあった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle nozzle, Vickers hardness, transverse strength, porosity, AM tensile coefficient, thermal conductivity, thermal shock resistance, and low melting point molten metal (molten aluminum here)
When we measured the wetting characteristics for each: jS2
It was as shown in the table.
また鋳造用ノズル狂のノズル本体Ｉｔについて、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第２表に示すとおりであ
った。Furthermore, the Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body It for casting nozzles were measured, and the results were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルリのノｊ命は、実施例１５〜２１と同
様にして測定したところ、第２表に示すとおりてあった
。Further, the nozzle life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 15 to 21, and was as shown in Table 2.
（実施例９２〜９８） それぞれ実施例７１〜７７を反復した。(Examples 92-98) Examples 71-77 were repeated, respectively.
鋳造用ノズル括の保護層１２について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミニウム）
に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第２表に
示すとおりであった。Regarding the protective layer 12 of the casting nozzle bracket, Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal shock resistance, and low melting point molten metal (molten aluminum here)
When the wetting characteristics were measured, the results were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズル厘のノズル本体１１について、ビッカ
ース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および熱伝導
率を測定したところ、それぞれ第２表に示すとおりであ
りだ。Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body 11 of the casting nozzle base were measured, and the results were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズル艮の寿命は、実施例７１〜７７と同様
にして測定したところ、第２表に示すとおりであった。The life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 71 to 77, and was as shown in Table 2.
（比較例１）
セラミックス配合物からニッケルＮミオよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例１〜７０を反復
した。Comparative Example 1 Examples 1-70 were repeated except that Nickel N Myo and Carbon Black C were removed from the ceramic formulation.
すなわち平均粒径か３ｇｍで最大粒径か６ＪＬｍであり
純度か９９＠量％のホウ化チタンＴ！８２１００部を、
バインダとしてのポリビニルアルコール２？ＩＪととも
に適宜の金型に収容し、 ：ｌ００ｋｇ／ｃｍ”の圧力
を印加して一軸加圧することにより、セラミックス圧粉
体を作成した。In other words, titanium boride T with an average particle size of 3gm, a maximum particle size of 6JLm, and a purity of 99% by weight! 82,100 copies,
Polyvinyl alcohol 2 as a binder? A ceramic green compact was produced by placing the powder together with IJ in a suitable mold and applying a pressure of 100 kg/cm'' to uniaxially press the powder.
セラミックス圧粉体は、３００ｋｇ／ｃｍ２の圧力を印
加してＣＩＰ処理すなわち常温静水圧圧縮成形処理を施
すことにより、セラミックス成形体とした。The ceramic green compact was made into a ceramic molded body by applying a pressure of 300 kg/cm 2 and subjecting it to CIP treatment, that is, room temperature isostatic compression molding treatment.
セラミックス成形体は、無加圧状態のアルゴン雰囲気中
において１５℃／分の昇温速度で１７００℃の温度まて
加熱し、かっ１７０Ｑ’ｃの温度に１時間にわたり維持
することにより、セラミックス焼結体とした。The ceramic molded body is heated to a temperature of 1700°C at a temperature increase rate of 15°C/min in an argon atmosphere under no pressure, and is maintained at a temperature of 170Q'c for 1 hour to undergo ceramic sintering. As a body.
セラミックス焼結体は、仕上加工すなわち主として内面
を所望の精度まで研磨処理し、保護層分割体とした。The ceramic sintered body was finished, that is, the inner surface was mainly polished to a desired precision to obtain a protective layer divided body.
これに対し保護層の熱膨張係数に近い熱膨張係数を有す
る黄銅を素材としてノズル本体を形成した。On the other hand, the nozzle body was formed using brass having a thermal expansion coefficient close to that of the protective layer.
ノズル本体の内周面に対し、適宜の接着剤（ここでは無
機系接着剤）を用いて複数の保護層分割体をそれぞれ接
合し、保護層を配ｔした。これにより、鋳造用ノズルを
作成した。A plurality of protective layer segments were each bonded to the inner circumferential surface of the nozzle body using an appropriate adhesive (inorganic adhesive here), and the protective layer was disposed. In this way, a casting nozzle was created.
ｐｊ造用ノズルは、保護層を適度の力によって破断し、
その破断面を走査型１せ子顕Ｗｋ鏡で写真観察したとこ
ろ第８図に示すとおりでありだ、すなわちホウ化チタン
Ｔｉ８．粒子の粒界破壊か支配的に生じており、ホウ化
チタンＴｉＢｚ粒子間の結合かあまり強固でないことか
判明した。PJ construction nozzle breaks the protective layer with moderate force,
When the fractured surface was photographed and observed using a scanning type Wk microscope, it was found that titanium boride Ti8. It was found that grain boundary fracture of the particles occurred predominantly, and that the bonds between the titanium boride TiBz particles were not very strong.
加えて鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度
、抗折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率、熱衝撃抵
抗および低融点溶融金ｆｊＥ（ここでは溶融アルミニウ
ム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第１
表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズル本
体について。In addition, the Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity, thermal shock resistance, and wetting characteristics against low melting point molten metal fjE (molten aluminum here) were measured for the protective layer of the casting nozzle. , respectively the first
It was as shown in the table. Also regarding the nozzle body of the casting nozzle.
ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、熱膨張係数および
熱伝導率を測定したところ、それぞれ第１表に示すとお
りてあった。The Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例２）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例１〜７を反復した。Comparative Example 2 Examples 1-7 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、Ｓ膨張係数、熱体４＊。Regarding the protective layer of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, S expansion coefficient, and heating element 4*.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第
１表に示すとおりてあった。また鋳造用ノズルのノズル
本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、、
１！）膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それ
ぞれ第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. Also, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, etc.
1! ) The expansion coefficient and thermal conductivity were measured and were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、ｉｆ表に示すとおりであった。Moreover, when the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, it was as shown in the if table.
（比較例３）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例８〜１４を反復した。Comparative Example 3 Examples 8-14 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保：Ｊ層について、ビッカース硬度、抗
折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Maintenance of casting nozzle: Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, thermal conductivity for J layer.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熟度ｆｉ係数および熱伝導率を測定したところ、それぞ
れ第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the ripeness fi coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例４）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例１５〜２１を反復した。Comparative Example 4 Examples 15-21 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of casting nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりてあった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
工旦護むｌ
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例２２〜２８を反復した。Examples 22-28 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率１．＠膨張ｆｔａ、熱伝導率。Regarding the protective layer of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, and porosity are 1. @Expansion fta, thermal conductivity.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビラカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであワた。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, the Virakas hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例６）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例２９〜コ５を反復した。Comparative Example 6 Examples 29-5 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、Ｓ伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and S conductivity for the protective layer of the casting nozzle.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりてあった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりてあった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例７）
セラミックス配合物からカーボンブラ・ンクＣを除去し
たことを除き、実施例３６〜４２を反復した。Comparative Example 7 Examples 36-42 were repeated except that Carbon Blank C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of casting nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金ｆｉ（ここでは溶融アル
ミニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞ
れ第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノ
ズル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率
、熱膨張係ａおよび熱伝導率を測定したところ、それぞ
れ第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against low melting point molten metal fi (here molten aluminum) were measured, and the results were as shown in Table 1. Further, the Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient a, and thermal conductivity of the nozzle body of the casting nozzle were measured, and the results were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例８）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例４３〜４９を反復しＭ造用ノズルの
保護層について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数、熱伝導率。(Comparative Example 8) Examples 43 to 49 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic compound, and the Vickers hardness, transverse strength, porosity,
Thermal expansion coefficient, thermal conductivity.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルのノＩ命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例９）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例５０〜５６を反復した。Comparative Example 9 Examples 50-56 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of casting nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
エル蚊鍔旦よ
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例５７〜６３を反復した。Examples 57-63 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
一鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗
折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of the casting nozzle.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。またＨ造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりてあった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the H construction nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例１１）
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例６４〜７０を反復した。Comparative Example 11 Examples 64-70 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度２気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Regarding the protective layer of the casting nozzle, Vickers hardness, transverse strength 2 porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第１表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 1. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 1.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第１表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例１２）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例７１〜７７を反
復した。Comparative Example 12 Examples 71-77 were repeated except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、／ＳＳ膨張係数熟熱伝導率熱衝撃抵抗お
よび低融点溶融金属（ここては溶融アルミニウム）に対
するヌレ特性を測定したところ、それぞれ第２表に示す
とおりてあった。また鋳造用ノズルのノズル本体につい
て、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率２熱膨張係数お
よび熱伝導率を測定したところ、それぞれ第２表に示す
とおりであった。The protective layer of the casting nozzle was measured for its Vickers hardness, bending strength, porosity, /SS expansion coefficient, mature thermal conductivity, thermal shock resistance, and wetting characteristics against low melting point molten metal (molten aluminum here). It was as shown in Table 2. Further, the Vickers hardness, flexural strength, porosity 2 coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity of the nozzle body of the casting nozzle were measured, and the results were as shown in Table 2.
またＰＦ造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にし
て測定したところ、第２表に示すとおりてあった。Further, the life of the PF manufacturing nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例１３）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例７８〜８４を反
復した。Comparative Example 13 Examples 78-84 were repeated except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保！Ｉ層について、ビッカース硬度、抗
折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Maintenance of casting nozzles! Regarding the I layer, Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 2. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第２表に示すとおりで（比較例１４）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例８５〜９１を反
復した。The life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2 (Comparative Example 14), except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic compound. Examples 85-91 were repeated.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of casting nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係ａおよび熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりてあった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 2. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient a and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第２表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例１５）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例９２〜９８を反
復した。Comparative Example 15 Examples 92-98 were repeated except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of casting nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりてあった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビラカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 2. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, the Virakas hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第２表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例＋６）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例７１〜７７を反
復した。(Comparative Example +6) Examples 71-77 were repeated except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
ｇ造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, flexural strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of g-building nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりてあった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 2. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第２表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例１７）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例７８〜８４を反
復した。Comparative Example 17 Examples 78-84 were repeated except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、８伝導率。Regarding the protective layer of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and 8 conductivity.
８１＃撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アル
ミニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞ
れ第２表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノ
ズル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率
９．熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それ
ぞれ第２表に示すとおりてあった。81# impact resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured, and the results were as shown in Table 2. Also, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, and porosity are 9. When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、ｔＪＳ２表に示すとおりであった。Moreover, when the life of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, it was as shown in the tJS2 table.
（比較例＋８）
セラミックス配合物からニッケルＮｉおよびカーボンブ
ラックＣを除去したことを除き、実施例８５〜９１を反
復した。(Comparative Example +8) Examples 85-91 were repeated except that nickel Ni and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、８伝導率。Regarding the protective layer of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and 8 conductivity.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりてあった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 2. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第２表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
エル艶輿遷よ
セラミックス配合物からカーボンブラックＣを除去した
ことを除き、実施例９２〜９８か反復された。Examples 92-98 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of casting nozzles.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりてあった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第２表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here molten aluminum) were measured and were as shown in Table 2. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 2.
また鋳造用ノズルの寿命は、実施例１〜７と同様にして
測定したところ、第２表に示すとおりであった。Further, the lifespan of the casting nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例２０）
セラミックス配合物か窒化珪素５ｉ１Ｎ、とされたこと
を除き、−Ｅ述の比較例１か反復された。Comparative Example 20 Comparative Example 1 described in -E was repeated, except that the ceramic formulation was silicon nitride 5i1N.
＃８造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗
折強度、気孔率、熱膨張係数、熱伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity for the protective layer of #8 nozzle.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここでは溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第３表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビッカース硬度、抗折強度２気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第３表に示すとおりであった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured and were as shown in Table 3. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, Vickers hardness, bending strength 2 porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 3.
また鋳造用ノズルの寿命は、比較例１ひいては実施例１
〜７と同様にして測定したところ、第３表に示すとおり
であった。In addition, the life of the casting nozzle is as follows in Comparative Example 1 and Example 1.
Measurements were made in the same manner as in 7 to 7, and the results were as shown in Table 3.
（比較例２１）
セラミックス配合物が炭化珪素ＳｉＣとされたことを除
き、上述の比較例１が反復された。Comparative Example 21 Comparative Example 1 above was repeated, except that the ceramic formulation was silicon carbide, SiC.
鋳造用ノズルの保護層について、ビッカース硬度、抗折
強度、気孔率、熱膨張係数、／Ｓ伝導率。Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion, /S conductivity for the protective layer of the casting nozzle.
熱衝撃抵抗および低融点溶融金属（ここては溶融アルミ
ニウム）に対するヌレ特性を測定したところ、それぞれ
第３表に示すとおりであった。また鋳造用ノズルのノズ
ル本体について、ビラカース硬度、抗折強度、気孔率、
熱膨張係数および熱伝導率を測定したところ、それぞれ
第３表に示すとおりてあった。Thermal shock resistance and wetting characteristics against a low melting point molten metal (here, molten aluminum) were measured, and the results were as shown in Table 3. In addition, regarding the nozzle body of the casting nozzle, the Virakas hardness, bending strength, porosity,
When the thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured, they were as shown in Table 3.
また鋳造用ノズルの寿命は、比較例１ひいては実施例１
〜７と同様にして測定したところ、第３表に示すとおり
てあった。In addition, the life of the casting nozzle is as follows in Comparative Example 1 and Example 1.
When measurements were made in the same manner as in 7 to 7, the results were as shown in Table 3.
上述した実施例１〜９８および比較例１〜２１を比較す
れば明らかなように、本発明によれば、低融点溶融金属
に接触する部分すなわちノズル本体の内周面に対し、ニ
ッケルＮｉのホウ化物と炭化チタンとの混合固溶したマ
トリックス層がホウ化チタン粒子の間に配こされかつ５
％以下の気孔率を有したホウ化チタンセラミックス焼結
体によって形成された保護層を配置することにより、低
融点溶融金属に接触する部分のビッカース硬度、抗折強
度、気孔率および熱衝撃抵抗を改善でき、ひいては使用
に際して予熱を回避でき、ならびに低融点溶融金属との
反応を十分に抑制でき、結果的にその寿命を大幅に拡張
できる。また本発明によれば、ノズル本体をそのホウ化
チタンセラミックス焼結体の熱膨張係数に近い熱膨張係
数を有する素材で形成することにより、保護層とノズル
本体との間の熱歪を十分に抑制でき、結果的にその寿命
を遷延できる。As is clear from a comparison of Examples 1 to 98 and Comparative Examples 1 to 21 described above, according to the present invention, a nickel Ni oxide film is applied to the inner peripheral surface of the nozzle body, which contacts the low melting point molten metal. A mixed solid solution matrix layer of titanium boride and titanium carbide is disposed between the titanium boride particles, and
By placing a protective layer made of a titanium boride ceramic sintered body with a porosity of less than In addition, preheating can be avoided during use, and reactions with low melting point molten metals can be sufficiently suppressed, and as a result, its life can be significantly extended. Further, according to the present invention, by forming the nozzle body with a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramic sintered body, thermal strain between the protective layer and the nozzle body can be sufficiently reduced. As a result, its lifespan can be extended.
また上述においては、保護層が焼結されたのちノズル本
体の内周面に対して配置されているが、本発明は、これ
に限定されるものではなく、ノズル本体の内周面に対し
てセラミックス混合物を塗布などによって配置したのち
焼結して保護層を形成してもよい。Further, in the above description, the protective layer is sintered and then placed on the inner peripheral surface of the nozzle body, but the present invention is not limited to this, and the protective layer is placed on the inner peripheral surface of the nozzle body. The protective layer may be formed by disposing the ceramic mixture by coating or the like and then sintering it.
加えてＬ述においては、低融点溶融金属に接触する部分
（上述では、保護層）のみかホウ化チタンセラミックス
焼結体によって形成されているが、本発明は、これに限
定されるものではなく、鋳造用ノズル赳′のノズル本体
１１’が全体としてホウ化チタンセラミックス焼結体に
よって形成された第９図から明らかなように、全体すな
わち低融点溶融金属に接触されない部分までもホウ化チ
タンセラミックス焼結体によって形成する場合も包摂し
ている。In addition, in the description L, only the part that contacts the low melting point molten metal (the protective layer in the above) is formed of the titanium boride ceramic sintered body, but the present invention is not limited to this. As is clear from FIG. 9, in which the nozzle body 11' of the casting nozzle is entirely made of titanium boride ceramic sintered body, even the parts that are not in contact with the low melting point molten metal are made of titanium boride ceramic. It also includes the case where it is formed from a sintered body.
（３）発明の効果
上述より明らかなように本発明にかかる低融点溶融金属
処理具は、低融点溶融金属に対して接触される低融点溶
融金属処理具であって、特にニッケルのホウ化物と炭化
チタンとの
混合固溶したマトリックス層がホウ化
チタン粒子の間に配ｌされ、かつ５％
以下の気孔率を有したホウ化チタンセ
ラミックス焼結体によって少なくとも
低融点溶融金属に対して接触される部
分か形成され
てなるので。(3) Effects of the Invention As is clear from the above, the low melting point molten metal processing tool according to the present invention is a low melting point molten metal processing tool that is brought into contact with a low melting point molten metal, and in particular, it is a low melting point molten metal processing tool that comes into contact with a low melting point molten metal. A matrix layer mixed with titanium carbide in solid solution is disposed between the titanium boride particles, and is in contact with at least the low melting point molten metal by a titanium boride ceramic sintered body having a porosity of 5% or less. Because the part that is formed is formed.
（ｉ）低融点溶融金属に対して接触する部分のビッカー
ス硬度、抗折強度、気
孔率および熱衝撃抵抗などを改みて
きる効果
を有し、ひいては
（ｉ ｉ）使用に際して予熱を回避てきる効果を有し、
ならびに
（ｉｉｉ）低融点溶融金属との反応を十分に抑制てきる
効果
を有し、結果的に
（ｉｖ）長寿命化てきる効果
を有する。(i) It has the effect of improving the Vickers hardness, flexural strength, porosity, thermal shock resistance, etc. of the part that comes into contact with low melting point molten metal, and (i) It has the effect of avoiding preheating during use. has
and (iii) it has the effect of sufficiently suppressing the reaction with low melting point molten metal, and as a result (iv) it has the effect of extending the life.
第１図は本発明にかかる低融点溶融金属処理具の一実施
例としての鋳造用ノズルを示す部分断面図、第２１Ａは
第１図実施例のノズル本体内周面に対して配こされた保
ｊ４層を示す拡大断面図、第３図は第１図実施例の研磨
処理した保護層表面の組織を示す光学ｍ微鏡写真、第４
図は第１図実施例の保護層破断面の組織を示す走査型電
子顕微鏡写真、第５図は第１図実施例のエツチング処理
した保護層表面の組織を示す光学顕微鏡写真、第６図は
第１図実施例のエツチング処理した保２ｆ層表面の組織
を示す走査型電子顕微鏡写真、第７図は第１１：、Ａ実
施例の保護層についてＸ線回折分析の結果を示すグラフ
図、第８図は比較例１として示した鋳造用ノズルの保護
層破断面の組織を示す走査型電子顕微鏡写真、第９図は
本発明にかかる低融点溶融金属処理具の他の実施例とし
ての他の鋳造用ノズルを示す部分断面図である。
艮、耗′・・・・・・・・・・・・・・・・鋳造用ノズ
ル１１．１１’・・・・・・・・・・・・・・・・ノズ
ル本体１２・・・・・・・・・・・・・・・・・・保、
！ＩＩ２Ｏ３・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
ホウ化チタン粒子２１・・・・・・・・・・・・・・・
・・・粒界相３０・・・１川・・・・・・・川・マトリ
ックス層特許出願人 株式会社 ニス・ティー・ケー・
セラミックス研究所（外１名）
代理人 弁理士 Ｔ 藤 隆 夫第３図
ｆｌ、、 ％
、Ｃμｎ］
第４ ｉ’７１
第５図
１Ｏノノズ
第６図
第７図
０ＴｉＢ２
角 度
第８図FIG. 1 is a partial sectional view showing a casting nozzle as an embodiment of the low melting point molten metal processing tool according to the present invention, and FIG. FIG. 3 is an enlarged cross-sectional view showing the protective layer 4; FIG.
The figures are a scanning electron micrograph showing the structure of the fractured surface of the protective layer in the example shown in FIG. 1, an optical microscope photo showing the structure of the etched protective layer surface in the example shown in FIG. 1, and FIG. Fig. 1 is a scanning electron micrograph showing the structure of the surface of the etched protection layer of Example A; Figure 8 is a scanning electron micrograph showing the structure of the fractured surface of the protective layer of the casting nozzle shown as Comparative Example 1, and Figure 9 is a scanning electron micrograph showing the structure of the fractured surface of the protective layer of the casting nozzle shown as Comparative Example 1. It is a partial sectional view showing a casting nozzle. Disappearance, wear and tear'...Casting nozzle 11.11'...Nozzle body 12...・・・・・・・・・・・・・・・Tsu,
! II2O3・・・・・・・・・・・・・・・・・・
Titanium boride particles 21・・・・・・・・・・・・・・・
...Grain boundary phase 30...1 River...Matrix layer Patent applicant Niss T.K. Co., Ltd.
Ceramics Research Institute (1 other person) Agent: Takao Fuji, Fig. 3 fl,, %, Cμn] Fig. 4 i'71 Fig. 5 1Ononozu Fig. 6 Fig. 7 0TiB2 Angle Fig. 8
Claims (4)
属処理具において、ニッケルのホウ化物と炭化チタンと
の混合固溶したマトリックス層がホウ化チタン粒子の間
に配置されかつ５％以下の気孔率を有したホウ化チタン
セラミックス焼結体によって少なくとも前記低融点溶融
金属に対して接触される部分が形成されてなることを特
徴とする低融点溶融金属処理具。(1) In a low melting point molten metal processing tool that is brought into contact with a low melting point molten metal, a matrix layer in which a mixed solid solution of nickel boride and titanium carbide is disposed between titanium boride particles and has a content of 5% or less A low melting point molten metal processing tool, characterized in that at least a portion that comes into contact with the low melting point molten metal is formed of a titanium boride ceramic sintered body having a porosity of .
ウ化チタンセラミックス焼結体の熱膨張係数に近い熱膨
張係数を有する素材で形成されてなることを特徴とする
特許請求の範囲第（１）項記載の低融点溶融金属処理具
。(2) The portion not in contact with the low melting point molten metal is formed of a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramic sintered body. 1) The low melting point molten metal processing tool described in item 1).
近い熱膨張係数を有する素材が、黄銅で形成されてなる
ことを特徴とする特許請求の範囲第（２）項記載の低融
点溶融金属処理具。(3) A low melting point molten metal according to claim (2), wherein the material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramic sintered body is made of brass. Processing tools.
径を有してなることを特徴とする特許請求の範囲第（１
）頃ないし第（３）項のいずれか一項記載の低融点溶融
金属処理具。(4) The titanium boride particles have an average particle size of 0.5 to 10 μm.
) to (3).
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63112284A JPH01284475A (en) | 1988-05-09 | 1988-05-09 | Low melting metal treating means |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63112284A JPH01284475A (en) | 1988-05-09 | 1988-05-09 | Low melting metal treating means |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01284475A true JPH01284475A (en) | 1989-11-15 |
Family
ID=14582842
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63112284A Pending JPH01284475A (en) | 1988-05-09 | 1988-05-09 | Low melting metal treating means |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01284475A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007087943A (en) * | 2005-09-15 | 2007-04-05 | General Electric Co <Ge> | System, method and device for composite x-ray target |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5939449A (en) * | 1982-08-26 | 1984-03-03 | Kawasaki Steel Corp | Casting mold for continuous casting of iron and steel |
| JPS6178541A (en) * | 1984-09-27 | 1986-04-22 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | Nozzle |
-
1988
- 1988-05-09 JP JP63112284A patent/JPH01284475A/en active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5939449A (en) * | 1982-08-26 | 1984-03-03 | Kawasaki Steel Corp | Casting mold for continuous casting of iron and steel |
| JPS6178541A (en) * | 1984-09-27 | 1986-04-22 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | Nozzle |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007087943A (en) * | 2005-09-15 | 2007-04-05 | General Electric Co <Ge> | System, method and device for composite x-ray target |
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