[0001] 本发明涉及一种金属基复合材料。

[0002] 近年来，在汽车、产业机械和家用电器等领域中，铝等轻量的非铁金属的使用机会不断增加。铝合金等一部分非铁金属大多采用压铸技术(即，压铸机)，以高精度和高速度进行铸造。

[0003] 如专利文献1所记载，压铸机的注射套筒有时使用金属基复合材料。金属基复合材料通过热套或内冷铁而配置在与熔融金属接触的部分。

[0004] 现有技术文献

[0005] 专利文献

[0006] 专利文献1：日本特公平7－84601号公报

[0017] 以下，利用实施方式对本发明进行具体说明。

[0018] [金属基复合材料]

[0019] 本方式的金属基复合材料由含有Ti的Ti原料粉末、含有Mo的Mo原料粉末、含有Ni的Ni原料粉末以及选自SiC、TiC、TiB2、MoB中的至少1种陶瓷粉末而得到的烧结体所构成。而且，在将金属基复合材料整体设为100质量份时含有0.1～9质量份的Ni。

[0020] 本方式的金属基复合材料由烧结体构成。烧结体通过对原料粉末进行烧结而得到。烧结体由于原料的原子进行了扩散，因此其构成无法同样地进行规定。即，本方式的烧结体只要是由含有Ti的Ti原料粉末、含有Mo的Mo原料粉末、含有Ni的Ni原料粉末以及选自SiC、TiC、TiB2、MoB中的至少1种陶瓷粉末而得到的烧结体所构成的，则其微观构成、特性就不能够同样地进行规定。

[0021] 本方式的金属基复合材料由Ti原料粉末、Mo原料粉末、Ni原料粉末、陶瓷粉末而得到的烧结体所构成。由这些粉末构成的烧结体含有Ti和Mo、陶瓷和Ni。

[0022] Ti原料粉末是在其组成中含有Ti的化合物的粉末(化合物粒子的集合体)。Ti原料粉末优选为由含有Ti作为最多的成分的化合物(的粒子)构成的粉末，优选为由含有50质量％以上的Ti的化合物(的粒子)构成的粉末，更优选为由含有90质量％以上的Ti的化合物(的粒子)构成的粉末，最优选为由Ti(的粒子)构成的粉末。应予说明，这些化合物的含有比例是将Ti原料粉末整体的质量设为100质量％时的含有比例。Ti原料粉末也可以组合Ti的含有比例不同的化合物(的粒子)而形成。

[0023] Mo原料粉末是在其组成中含有Mo的化合物的粉末(化合物粒子的集合体)。Mo原料粉末优选为由含有Mo作为最多的成分的化合物(的粒子)构成的粉末，优选为由含有50质量％以上的Mo的化合物(的粒子)构成的粉末，更优选为含有90质量％以上的Mo的化合物(的粒子)构成的粉末，最优选为由Mo(的粒子)构成的粉末。应予说明，这些化合物的含有比例为在将Mo原料粉末整体的质量设为100质量％时的含有比例。Mo原料粉末也可以组合Mo的含有比例不同的化合物(的粒子)而形成。

[0024] 陶瓷粉末是由选自SiC、TiC、TiB2、MoB中的至少1种陶瓷构成的粉末。陶瓷粉末可以为选自它们中的1种陶瓷的粉末，也可以为选自它们中的2种以上的陶瓷的粉末的混合粉末。此外，陶瓷粉末还可以为选自它们中的2种以上的陶瓷复合化而形成的粉末。陶瓷粉末由选自它们中的2种以上构成时的比率没有限定。

[0025] Ni原料粉末是在其组成中含有Ni的化合物的粉末(化合物粒子的集合体)。Ni原料粉末优选由含有Ni作为最多的成分的化合物(的粒子)构成的粉末，优选为由含有50质量％以上的Ni的化合物(的粒子)构成的粉末，更优选为由含有90质量％以上的Ni的化合物(的粒子)构成的粉末，最优选为由Ni(的粒子)构成的粉末。应予说明，这些化合物的含有比例是将Ni原料粉末整体的质量设为100质量％时的含有比例。Ni原料粉末也可以组合Ni的含有比例不同的化合物(的粒子)而形成。

[0026] 应予说明，Ti原料粉末、Mo原料粉末、Ni原料粉末可以与Ti、Mo、Ni的其它元素形成合金。例如，可举出Ti－Mo合金。

[0027] 本方式的金属基复合材料在将整体设为100质量份时含有0.1～9质量份的Ni。这里，Ni的质量份相当于金属基复合材料中含有的Ni的总质量所占的比例。即，可以换算成质量％(质量％)。

[0028] Ni使金属基复合材料的组织致密化。组织致密化时，整体的硬度和强度增加。即，可以通过含有Ni而使金属基复合材料的耐磨损性提高。

[0029] 通过含有0.1～9质量份的Ni，从而能够可靠地发挥提高其耐磨损性的效果。小于0.1质量份时，Ni的配合量过少，无法充分地发挥配合的效果。如果变多超过9质量份，则金属基复合材料变脆。即，耐弯曲性下降。

[0030] 将金属基复合材料整体设为100质量份时，优选的Ni的含有比例为0.1～5质量份。更优选的含量为0.5～3质量份。

[0031] 本方式的金属基复合材料含有Ti原料粉末中包含的Ti和Mo原料粉末中包含的Mo。另外，含有陶瓷粉末中包含的陶瓷。

[0032] Ti在本方式的金属基复合材料中形成基体。在本方式的金属基复合材料中，Ti基体对非铁金属的熔融金属具有优异的耐熔损性。此外，由于低导热性，温度保持能力也优异。

[0033] Mo提高耐熔损性。特别是提高非铁金属的耐熔损性。即，通过含有Mo，从而使金属基复合材料对非铁金属的耐熔损性提高。

[0034] Mo在富含Ti的状态下配置。富含Ti的状态是指在比较Ti和Mo的质量时Ti较多的状态。优选的比例是将Ti设为100质量份时Mo的质量为10～50质量份。更优选的含有比例为20～40质量份。

[0035] 陶瓷的强度和硬度优异。陶瓷在金属基复合材料的烧结体中成为来自原料粉末的粒子分散于基体的构成。该陶瓷提高金属基复合材料的强度和硬度。陶瓷由于进一步使烧结性变高，因此有助于提高金属基复合材料的强度和硬度。

[0036] 通过含有1～15质量份的陶瓷，从而发挥其高强度、高硬度的效果。如果小于1质量份，则陶瓷的配合量过少，无法充分发挥配合的效果。即，金属基复合材料的硬度和耐磨损性变低。如果变多超过15质量份，则金属基复合材料脆性化，导致耐冲击性下降。由于耐冲击性下降，因此金属基复合材料变得容易开裂。

[0037] 优选的陶瓷的配合比在将Ti和Mo的合计质量设为100质量份时，陶瓷的质量为1～15质量份。更优选为3～10质量份。

[0038] 本方式的金属基复合材料优选气孔率为0.5％以下。如上所述，本方式的金属基复合材料为具有致密的组织的烧结体。而且，通过使气孔率为0.5％以下，从而成为更致密且硬度和强度优异的烧结体。气孔率更优选为0.3％以下，进一步优选为0.15％以下。

[0039] 本方式的金属基复合材料优选实施了氮化处理。即，优选在表面具有氮化处理被膜。通过氮化处理而形成的氮化处理被膜具有高硬度。其结果，作为本方式的金属基复合材料的表面硬度增加。

[0040] 此外，本方式的金属基复合材料如上所述，其组织本身具有高硬度。另外，表面具有氮化处理被膜。即，通过实施氮化处理，金属基复合材料相对于未实施氮化处理的金属基复合材料具备更高的硬度。

[0041] 应予说明，本方式的金属基复合材料与对以往的烧结体实施氮化处理的情况相比，由氮化处理得到的硬度提高效果较低。这是因为本方式的金属基复合材料由于通过含有Ni而使组织致密化，所以使得氮化反应从原料粉末粒子的表面向内部的进行难以进展。然而，本方式的金属基复合材料因致密化而使烧结体自身具有高硬度，因此即便表面的氮化处理被膜消失，或是即便氮化的效果低，也会成为高硬度。

[0042] 本方式的金属基复合材料的制造方法没有限定。例如，可以通过实施对各原料粉末进行混合的工序、将混合粉末加热而进行烧结的工序来制造。也可以进一步实施将混合粉末成型为规定的形状的工序、将烧结体在氮气氛下加热的工序、即实施氮化处理的工序。可以在实施氮化处理之前、实施氮化处理之后的至少一个时机实施整形工序。

[0043] 实施例

[0044] 以下，利用实施例对本发明进行说明。

[0045] 具体制造本发明的金属基复合材料。

[0046] [实施例和比较例]

[0047] 作为实施例和比较例，制造试样1～13的金属基复合材料的试验片。各试验片是由作为Ti原料粉末的Ti粉末、作为陶瓷原料粉末的SiC粉末、作为Mo原料粉末的Mo粉末、作为Ni原料粉末的Ni粉末而得到的烧结体。

[0048] 各试样以将Ti、Mo、SiC、Ni一并示于表1的质量份(质量比)而含有。

[0049] 对各试样的气孔率进行测定，一并示于表1。气孔率的测定利用JISR2205中记载的测定方法而进行测定。

[0050] [表1]

[0051]

[0052] [评价]

[0053] 作为各试样(未实施氮化处理的状态)的评价，进行下述的评价。应予说明，对于下述评价中的HRC硬度和磨损宽度，也对实施氮化处理后的各试样进行测定。将氮化处理后的测定结果一并示于表1。

[0054] (放大照片)

[0055] 作为各试样的评价，拍摄截面的显微镜照片。将所拍摄的照片示于图1～图4。图1中示出试样1的截面，图2中示出试样4的截面，图3中示出试样8的截面，图4中示出试样12的截面。

[0056] (硬度)

[0057] 作为各试样的评价，对硬度(洛氏硬度，HRC)进行测定。将测定结果一并示于表1。

[0058] 洛氏硬度利用洛氏硬度计(明石制作所制)进行测定。

[0059] (强度)

[0060] 作为各试样的评价，对强度(弯曲强度)进行测定。将测定结果一并示于表1。

[0061] 弯曲强度利用电子式万能材料试验机(株式会社米仓制作所制)进行测定。

[0062] (耐熔损性)

[0063] 使用各试样来制造φ10mm、长度100mm的圆柱状的试验片。然后，将距圆柱状的前端50mm浸渍于铝合金熔融金属。铝合金熔融金属是将JIS H 5302中规定的ADC12铝料在石墨坩埚中熔化而使用。将试验片在保持于680℃的铝合金熔融金属中浸渍24小时(静态浸渍)。

[0064] 浸渍后，拉起试验片，放冷。然后，对浸渍深度50mm的中央部(距前端25mm)处的外径进行测定，求出外径的减少量(熔损量)。算出将试样1的熔损量设为100％时的各试样的熔损量的比率。将得到的结果一并示于表1。

[0065] (耐磨损性)

[0066] 使用大越式磨损试验机来测定磨损宽度。将测定结果示于表1。

[0067] 磨损宽度利用理研－大越式迅速磨损试验机(东京试验机制作所制)进行测定。

[0068] (评价结果)

[0069] (气孔率和放大照片)

[0070] 根据表1，可知不含有Ni的试样1的气孔率为0.67％，具备较大的气孔率。另一方面，含有Ni的试样2～13为0.5％以下这样较小的气孔率。该气孔率的降低从图1～图4的放大照片来看也很明显。

[0071] 根据图1～图4中示出的放大照片，可知不含有Ni的试样1具备许多气孔。另一方面，以规定的比例含有Ni的试样4、8、12中具备气孔少的致密的组织。

[0072] (HRC硬度)

[0073] 根据表1，可知不含有Ni的试样1成为硬度为35HRC左右这样低的硬度。而且，含有Ni的试样2～13具有比试样1更高的硬度。而且，Ni的含量为3～8质量份的试样7～11显示硬度为45HRC以上这样高的值。此外，Ni的含量为4～6质量份的试样8～9显示硬度为47HRC以上的最高的值。即，以规定的比例含有Ni的试样2～12的金属基复合材料具备较高的HRC硬度。

[0074] 此外，各试样实施氮化处理时与无氮化处理的状态进行比较，HRC硬度变高。实施氮化处理后的HRC硬度的特性与未实施氮化处理的状态的HRC硬度的特性是同样的。即，通过实施氮化处理(即，具有氮化处理被膜)而成为HRC硬度更高的金属基复合材料。

[0075] (弯曲强度)

[0076] 根据表1，可知在过量地含有Ni的试样13中，弯曲强度为271MPa这样的低强度。另一方面，在以规定的比例(9质量份以下)含有Ni的试样2～12中，弯曲强度为300MPa以上，成为比试样13更高的值。特别是Ni的含量为0.1～3质量份的试样2～6显示弯曲强度为700MPa以上这样较高的值。此外，Ni的含量为0.5～2质量份的试样4～5表现出800MPa以上的弯曲强度。即，以规定的比例含有Ni的试样2～12的金属基复合材料具备较高的强度(弯曲强度)。

[0077] (耐磨损性)

[0078] 根据表1，可知在不含有Ni的试样1中，为1.33mm这样较大的磨损宽度。即，耐磨损性低。另一方面，在以规定的比例含有Ni的试样2～12中，磨损宽度为与试样1相同或者更小的值。即，耐磨损性优异。而且，特别是Ni的含量为4～7.5质量份的试样8～10显示磨损宽度为1.2mm以下这样较小的值。此外，Ni的含量为5.41质量份的试样9显示磨损宽度为1.1mm这样最小的值。

[0079] 即，以规定的比例含有Ni的试样2～12的金属基复合材料具备较高的耐磨损性。

[0080] 此外，各试样实施氮化处理时与无氮化处理的状态相比，磨损宽度为同等以下。即，含有Ni的试样2～12具有优异的耐磨损性。而且，Ni的含量为5.41质量份的试样9显示磨损宽度为1.08mm这样最小的值。

[0081] 由此，通过实施氮化处理(即，具有氮化处理被膜)而成为耐磨损性更优异的金属基复合材料。

[0082] (耐熔损性)

[0083] 根据表1，可知各试样的熔损量几乎相同。应予说明，在试样12～13中，熔损率超过110％，存在熔损量较大的趋势。即，各试样具备同等的耐熔损性。此外，Ni的含量为2～6质量份的试样6～9显示熔损率为较小的值，Ni的含量为4.55质量份的试样8显示熔损率为
92％这样最小的值。即，可以确认在含有4.55质量份的Ni的试样8中耐熔损性得到最大提高。

[0084] 如上所示，在以规定的比例含有Ni的试样2～12中，成为气孔率为0.5％以下这样气孔少的致密的组织。其结果，可以确认为硬度(HRC硬度)、强度(弯曲强度)和耐磨损性优异的金属基复合材料。

[0085] 此外，还可以确认对铝合金的耐熔损性优异。

[0086] 应予说明，在以规定的比例含有Ni的试样2～12中，成为气孔率为0.5％以下这样气孔少的致密的组织，结果，成为硬度和耐磨损性优异的金属基复合材料。有助于提高硬度和耐磨损性的Ni存在其含量增加时引起脆化的趋势。这也从含有4.55质量份的Ni的试样8的弯曲强度的试验结果中看出。此外，Ni为9.48质量份以上时，虽然气孔率为0.5％以下，但材料脆化，存在磨损宽度增加的趋势。另外，弯曲强度也为小于300MPa的趋势。

[0087] [实机试验]

[0088] 将试样1和试样2用于压铸机的注射套筒，对反复注射后的尺寸的扩大量进行测定。

[0089] 压铸机使用125吨卧式机(东洋机械金属制，商品名：BD－125V4T)。如图5～图6所示，该压铸机具有φ50mm的内径的注射套筒1。图5为注射套筒1的轴向长度方向(軸長方向)的截面图。图6为图5中的VI－VI线处的截面图。

[0090] 如图5～图6所示，各试样的金属基复合材料2形成为厚度5mm的大致圆筒状，配置为形成注射套筒1的内周面。注射套筒1以轴向沿着水平方向的方式配置，从在基端侧的上部开口的浇注口10向其内部注入熔融金属。注入后的熔融金属通过柱塞头3向轴向前端方向注射(在图5中以从右向左的方向注射)。注射套筒1的前端侧与成型模具的腔室(未图示)连通，由柱塞头3注射的熔融金属注入、填充于腔室。

[0091] 在熔融金属：ADC12、熔融金属保持温度(从浇注口10注入的熔融金属温度)：690℃、浇注量：0.8kg、柱塞头3的材质：SKD61(JIS G4404所规定)、柱塞头润滑剂：石墨系、柱塞头3的注射速度：约0.15m/s的条件下使压铸机运转。对试样1进行约26000次注射，对试样2进行46500次注射。

[0092] 对试验后的注射套筒1的内周面进行观察，结果，任一注射套筒1的内周面都看到了同样的滑动痕(金属基复合材料2与柱塞头3的滑动痕)。

[0093] 另外，对图5的用A1表示的位置(浇注口10的轴向前端侧的端部)和用A2表示的位置(A1的位置与注射套筒1的前端部的中央的位置)的上下方向的内径的扩大量(图6的用L表示的内径的扩大量)进行测定。将测定结果示于表2。

[0094] [表2]

[0095]

[0096] 根据表2，可知在A1、A2的任一位置，试样2的金属基复合材料2的内径的扩大量都小于试样1的扩大量。内径的扩大是因金属基复合材料2和柱塞头3发生滑动并磨损而产生。另外，试样2的注射次数远远多于试样1。即，可以确认试样2的金属基复合材料2的耐磨损性大大优于试样1的金属基复合材料。

[0097] 实施例的金属基复合材料特别是用于压铸机的注射套筒1时，耐磨损性优异，发挥了长寿命化的效果。

[0098] 各实施例的金属基复合材料为硬度和强度优异的复合材料。由于硬度和强度优异，因此也具有较高的耐磨损性。因此，应用于像压铸机的注射套筒这样需要高耐磨损性的部件时更有效。

[0099] 特别是，对铝合金的耐熔损性特别优异，而且因低导热性而温度保持能力也优异，应用于在铝合金的压铸中所使用的压铸机的注射套筒更有效。

[0100] 符号说明

[0101] 1：注射套筒

[0102] 2：金属基复合材料

[0103] 3：柱塞头