JPH01284475A

JPH01284475A - 底融点溶融金属処理具

Info

Publication number: JPH01284475A
Application number: JP63112284A
Authority: JP
Inventors: Hajime Saito; 肇斎藤; Hideo Nagashima; 長島　秀夫; Junichi Matsushita; 純一松下
Original assignee: S T K CERAMICS KENKYUSHO KK; STK Ceramics Laboratory Corp; Toshiba Ceramics Co Ltd
Current assignee: S T K CERAMICS KENKYUSHO KK; Coorstek KK; STK Ceramics Laboratory Corp
Priority date: 1988-05-09
Filing date: 1988-05-09
Publication date: 1989-11-15

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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。

［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。

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。

［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
。

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。

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。

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。

（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。

［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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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
。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

これにより鋳造用ノズル朋を作成した。

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。

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。

また鋳造用ノズル朋のノズル本体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。

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）。

（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。

＃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。

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。

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。

（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。

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。

＃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。

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。

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）。

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。

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。

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。

（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。

＃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。

またＰＪ造用ノズル艮のノズル本体１１について。

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。

（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。

鋳造用ノズルＷの保護層１２について、ビッカース破瓜
、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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

＃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。

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。

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。

（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。

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。

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
りであった。

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。

（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。

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。

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。

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。

（実施例８５〜９１）それぞれ実施例７１〜７７を反復した。

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。

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。

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
。

（実施例９２〜９８）それぞれ実施例７１〜７７を反復した。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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＊。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

（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。

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。

（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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

（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。

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。

（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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

（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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

（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。

＃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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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。

【図面の簡単な説明】

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

Claims

【特許請求の範囲】

（１）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。
（２）低融点溶融金属に対して接触されない部分が、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
。
（３）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。
（４）ホウ化チタン粒子が、０．５〜１０μｍの平均粒
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。