JPH0679980B2 - Welding nozzle - Google Patents
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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、溶接用ノズルに関し、特にノズル孔部がホウ
化チタンセラミックス焼結体によって形成されかつノズ
ル基部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溶接用
ノズル、ならびにノズル孔部本体の内周面に対しホウ化
チタンセラミックス焼結体によって形成された保護層が
配置されかつノズル孔部本体およびノズル基部がホウ化
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溶接用ノズルに関する
ものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION (1) Object of the Invention [Industrial field of use] The present invention relates to a welding nozzle, and more particularly, the nozzle hole portion is formed of a titanium boride ceramics sintered body and the nozzle base portion is borated. A welding nozzle formed of a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium ceramics sintered body, and a protective layer formed of a titanium boride ceramics sintered body on the inner peripheral surface of the nozzle hole body. And a nozzle hole main body and a nozzle base are made of a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramics sintered body.
［従来の技術］ 従来この種の溶接用ノズルとしては、窒化珪素Si3N4あ
るいは炭化珪素SiCなどを焼結して形成されたノズル孔
部を金属製のノズル基部に接合してなるものが提案され
ていた。[Prior Art] Conventionally, as a welding nozzle of this type, a nozzle hole formed by sintering silicon nitride Si 3 N 4 or silicon carbide SiC is joined to a metal nozzle base. Was proposed.
［解決すべき問題点］ しかしながら従来の溶接用ノズルでは、ノズル基部を形
成する金属に比し窒化珪素Si3N4あるいは炭化珪素SiCの
ビッカース硬度および熱膨張係数が小さかったので、溶
接ガスの加熱に伴なって高温となったとき、ノズル基部
を形成する金属との間に熱歪が生じ易く、長寿命とでき
ない欠点があった。[Problems to be solved] However, in the conventional welding nozzle, since the Vickers hardness and the coefficient of thermal expansion of silicon nitride Si 3 N 4 or silicon carbide SiC were smaller than that of the metal forming the nozzle base, the welding gas was not heated. As a result, when the temperature rises, thermal strain easily occurs between the nozzle base and the metal forming the nozzle base, and there is a drawback that the life cannot be extended.
そこで本発明は、この欠点を解決すべく、ノズル孔部を
ホウ化チタンセラミックス焼結体によって形成しかつホ
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ノズル基部を形成すること
により溶接ガスの加熱時にノズル孔部とノズル基部との
間に発生される熱歪を抑制し除去してなる溶接用ノズ
ル、ならびにノズル基部に対して結合されたノズル孔部
本体の内周面に対し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しかつホウ化チタンセラ
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
素材によってノズル孔部本体およびノズル基部を形成す
ることにより溶接ガスの加熱時にノズル孔部本体と保護
層との間に発生される熱歪ならびにノズル孔部本体とノ
ズル基部との間に発生される熱歪を抑制し除去してなる
溶接用ノズルを提供せんとするものである。Therefore, in order to solve this drawback, the present invention forms the nozzle hole portion with a titanium boride ceramics sintered body and uses a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramics sintered body to form the nozzle base portion. By forming and forming a welding nozzle that suppresses and removes the thermal strain generated between the nozzle hole portion and the nozzle base portion when the welding gas is heated, and the nozzle hole portion main body connected to the nozzle base portion. A nozzle hole body and a nozzle base are formed of a material having a protective layer formed of a titanium boride ceramics sintered body on the peripheral surface and having a coefficient of thermal expansion close to that of the titanium boride ceramics sintered body. By doing so, the thermal strain generated between the nozzle hole body and the protective layer during heating of the welding gas and the heat generated between the nozzle hole body and the nozzle base. The welding nozzle obtained by suppressing removal of thermal strain to be those that provide cents to.
（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、 「溶接ガスの供給管先端部に対して装着されるノズル基
部と、前記ノズル基部に対し結合されており前記溶接ガ
スを加熱し放出するためのノズル孔部とを備えてなる溶
接用ノズルにおいて、 （ａ）前記ノズル孔部が、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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
って形成されており、かつ （ｂ）前記ノズル基部が、ホウ化チタンの熱膨脹係数に
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溶接用ノズル」 である。(2) Configuration of the Invention [Means for Solving the Problems] The means for solving the problems provided by the present invention is, “A nozzle base portion attached to a distal end portion of a welding gas supply pipe and a nozzle base portion connected to the nozzle base portion. And a nozzle hole for heating and discharging the welding gas, wherein: (a) the nozzle hole is selected from transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo. And forming a mixed solid solution matrix of at least one metal boride and titanium carbide between titanium boride particles and formed by a titanium boride ceramics sintered body having a porosity of 5% or less. And (b) the nozzle base is made of a material having a coefficient of thermal expansion close to that of titanium boride.
また本発明により提供される問題点の他の解決手段は、 「溶接ガスの供給管先端部に対して装着されるノズル基
部と、前記ノズル基部に対し結合されており前記溶接ガ
スを加熱し放出するためのノズル孔部とを備えてなる溶
接用ノズルにおいて、 （ａ）前記ノズル孔部が、前記ノズル基部に対して結合
されたノズル孔部本体と、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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
って形成されかつ前記ノズル孔部本体の内周面に対して
配置された保護層とによって形成されており、かつ （ｂ）前記ノズル孔部本体およびノズル基部が、前記ホ
ウ化チタンセラミックス焼結体の熱膨脹係数に近い熱膨
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溶接用ノズル」 である。Another solution to the problem provided by the present invention is "a nozzle base mounted to the tip of a welding gas supply pipe and a nozzle base that is connected to the nozzle base to heat and release the welding gas. A nozzle for welding comprising: a nozzle hole main body in which the nozzle hole is connected to the nozzle base; and transition metal chromium Cr, nickel Ni, A titanium boride ceramics sintered body in which a matrix layer in which a boride of at least one metal selected from molybdenum Mo and titanium carbide is mixed and solid-dissolved is disposed between titanium boride particles and has a porosity of 5% or less. And a protective layer formed on the inner peripheral surface of the nozzle hole portion main body, and (b) the nozzle hole portion main body and the nozzle base portion are Which is a material welding nozzle, characterized by comprising formed by "having a thermal expansion coefficient close to the thermal expansion coefficient of the titanium sintered ceramics.
［作用］ 本発明にかかる溶接用ノズルは、遷移金属であるクロム
Cr、ニッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも
１種の金属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
結体によってノズル孔部が形成され、かつノズル基部が
前記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いるので、ノズ
ル基部の熱膨張係数とノズル孔部の熱膨張係数とを溶接
ガスの加熱時にあっても接近せしめる作用をなし、ひい
ては溶接ガスの加熱時にノズル基部とノズル孔部との間
に発生される熱歪を十分に抑制する作用をなし、結果的
に長寿命化を達成する作用をなす。[Operation] The welding nozzle according to the present invention is made of chromium which is a transition metal.
A matrix layer in which a boride of at least one metal selected from Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo is mixed and solid-dissolved with titanium carbide is disposed between titanium boride particles, and has a porosity of 5% or less. Since the nozzle hole is formed by the titanium boride ceramics sintered body and the nozzle base is made of a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramics sintered body, It has an effect of bringing the thermal expansion coefficient and the thermal expansion coefficient of the nozzle hole part closer even when the welding gas is heated, and by extension, the thermal strain generated between the nozzle base part and the nozzle hole part when the welding gas is heated is sufficient. It has the effect of suppressing the above, and consequently has the effect of achieving a long life.
また本発明にかかる他の溶接用ノズルは、遷移金属であ
るクロムCr、ニッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少
なくとも１種の金属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た保護層がノズル孔部本体
の内周面に対して配置され、かつノズル孔部本体および
ノズル基部が前記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い
るので、保護層の熱膨張係数とノズル孔部本体およびノ
ズル基部の熱膨張係数とを溶接ガスの加熱時にあっても
接近せしめる作用をなし、ひいては溶接ガスの加熱時に
保護層とノズル孔部本体との間に発生される熱歪ならび
にノズル基部とノズル孔部本体との間に発生される熱歪
を十分に抑制する作用をなし、結果的に長寿命化を達成
する作用をなす。In another welding nozzle according to the present invention, a matrix layer obtained by mixing and solid-dissolving a boride of at least one metal selected from transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum and titanium carbide is borated. A protective layer formed of titanium boride ceramics sintered body having a porosity of 5% or less, which is disposed between titanium particles, is disposed on an inner peripheral surface of the nozzle hole body, and the nozzle hole body is also provided. Also, since the nozzle base is formed of a material having a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramics sintered body, the thermal expansion coefficient of the protective layer and the thermal expansion coefficient of the nozzle hole body and the nozzle base are Even when the welding gas is heated, it has the effect of bringing them closer to each other, and further, the thermal strain generated between the protective layer and the nozzle hole body during the heating of the welding gas and the nozzle base and nozzle No sufficiently effect of inhibiting thermal strain generated between the hole main body, resulting in an action to achieve a long 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。[Examples] Next, the present invention will be specifically described with reference to the accompanying drawings.
第１図は、本発明にかかる溶接用ノズルの一実施例を示
す部分断面図であって、ノズル孔部11がホウ化チタンセ
ラミックス焼結体で形成されているのに対し、ノズル基
部12が金属によって形成されている。FIG. 1 is a partial cross-sectional view showing an embodiment of the welding nozzle according to the present invention, in which the nozzle hole portion 11 is formed of a titanium boride ceramics sintered body, while the nozzle base portion 12 is It is made of metal.
第２図は、第１図実施例のノズル孔部を示す拡大断面図
である。FIG. 2 is an enlarged sectional view showing the nozzle hole portion of the embodiment shown in FIG.
第３図は、第１図実施例の研磨処理したノズル孔部表面
の組織を示す光学顕微鏡写真であって、実施例18の場合
を示している。FIG. 3 is an optical micrograph showing the structure of the surface of the nozzle hole portion which has been subjected to the polishing treatment in FIG. 1 example, and shows the case of Example 18.
第４図は、第１図実施例のノズル孔部破断面の組織を示
す走査型電子顕微鏡写真であって、実施例18の場合を示
している。FIG. 4 is a scanning electron micrograph showing the structure of the fracture surface of the nozzle hole portion of the embodiment of FIG. 1, showing the case of the embodiment 18.
第５図は、第１図実施例のエッチング処理したノズル孔
部表面の組織を示す光学顕微鏡写真であって、実施例18
の場合を示している。FIG. 5 is an optical micrograph showing the structure of the surface of the nozzle hole portion subjected to the etching treatment in FIG.
Shows the case.
第６図は、第１図実施例のエッ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であって、実施例
18の場合を示している。FIG. 6 is a scanning electron micrograph showing the structure of the surface of the protective layer subjected to the etching treatment of the embodiment of FIG.
The case of 18 is shown.
第７図は、第１図実施例の研磨処理したノズル孔部表面
の組織を示す走査型電子顕微鏡写真であって、実施例18
の場合を示しており、研磨処理時の粒子の脱落部分が黒
色で示されている。FIG. 7 is a scanning electron micrograph showing the structure of the surface of the nozzle hole portion subjected to the polishing treatment of FIG.
In this case, the part where the particles fall off during the polishing process is shown in black.
第８図は、第７図の模写図であって、研磨処理時の粒子
の脱落部分が黒色で示されている。FIG. 8 is a copy of FIG. 7, in which the part where the particles fall off during the polishing process is shown in black.
第９図は、第１図実施例の研磨処理したノズル孔部表面
の組織のEPMA分析すなわち電子プローブ微小分析の結果
を示すＸ線強度分布図であって、第８図の直線にそって
実行された場合を示している。FIG. 9 is an X-ray intensity distribution chart showing the results of EPMA analysis, that is, electron probe microanalysis, of the structure of the surface of the nozzle hole portion subjected to the polishing treatment in FIG. 1, which was carried out along the straight line in FIG. It shows the case where it was done.
第10図（ａ）は、第１図実施例の研磨処理したノズル孔
部表面の組織のEPMA分析すなわち電子プローブ微小分析
の結果を示すＸ線強度分布写真であって、第７図および
第８図のほぼ全体について実行された場合を示してお
り、クロムに対応する部分が黒色で示されている。FIG. 10 (a) is an X-ray intensity distribution photograph showing the result of EPMA analysis, that is, electron probe microanalysis of the structure of the surface of the nozzle hole portion subjected to the polishing treatment in FIG. 1 embodiment, and FIGS. The figure shows the case where it is executed for almost the whole of the figure, and the portion corresponding to chrome is shown in black.
第10図（ｂ）は、第１図実施例の研磨処理したノズル孔
部表面の組織のEPMA分析すなわち電子プローブ微小分析
の結果を示すＸ線強度分布写真であって、第７図および
第８図のほぼ全体について実行された場合を示してお
り、チタンに対応する部分が黒色で示されている。FIG. 10 (b) is an X-ray intensity distribution photograph showing the result of EPMA analysis, that is, electron probe microanalysis of the structure of the surface of the nozzle hole portion subjected to the polishing treatment in FIG. The figure shows the case where it is executed for almost the whole of the figure, and the portion corresponding to titanium is shown in black.
第10図（ｃ）は、第10図（ａ）（ｂ）を重ね合わせて作
成した模写図であって、クロムが破線で示され、かつチ
タンが実線で示されている。FIG. 10 (c) is a copy diagram created by superimposing FIGS. 10 (a) and 10 (b), in which chrome is shown by a broken line and titanium is shown by a solid line.
第11図は、第１図実施例のノズル孔部について実行した
Ｘ線回折分析の結果を示すグラフ図であって、実施例１
の場合を示しており、横軸にＸ線の回折角度がとられか
つ縦軸にＸ線の回折強度がとられている。FIG. 11 is a graph showing the result of the X-ray diffraction analysis executed for the nozzle hole portion of FIG.
In this case, the horizontal axis shows the X-ray diffraction angle and the vertical axis shows the X-ray diffraction intensity.
第12図は、比較例１として示した溶接用ノズルのノズル
孔部破断面の組織を示す走査型電子顕微鏡写真図であ
る。FIG. 12 is a scanning electron micrograph showing the structure of the fracture surface of the nozzle hole of the welding nozzle shown as Comparative Example 1.
第13図は、本発明にかかる溶接用ノズルの他の実施例を
示す部分断面図であって、ノズル孔部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てい
る。FIG. 13 is a partial cross-sectional view showing another embodiment of the welding nozzle according to the present invention, in which the nozzle hole portion 11 is entirely formed of a titanium boride ceramics sintered body.
まず本発明にかかる溶接用ノズル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。10 は、本発明の溶接用ノズルで、ホウ化チタンセラミッ
クス焼結体によって形成されたノズル孔部11と、前記ホ
ウ化チタンセラミックス焼結体の熱膨張係数ρ１と近い
すなわちあまり差がない熱膨張係数ρ２を有する適宜の
金属（たとえば黄銅など）などの素材によって形成され
ており内周面に適宜の装着手段たとえばネジ部12Aが形
成されかつ一端部でノズル孔部11に対して結合されたノ
ズル基部12とを包有している。ノズル孔部11を形成する
ホウ化チタンセラミックス焼結体の熱膨張係数ρ１とノ
ズル基部12を形成する素材の熱膨張係数ρ２との比は1/
4≦ρ１／ρ２≦４であれば、好ましい。First, regarding an embodiment of the welding nozzle according to the present invention,
The configuration and operation will be described in detail. Reference numeral 10 denotes a welding nozzle of the present invention, which is a nozzle hole portion 11 formed of a titanium boride ceramics sintered body and a thermal expansion coefficient ρ 1 of the titanium boride ceramics sintered body which is close to that of the thermal expansion coefficient ρ 1. It is made of a material such as an appropriate metal having an expansion coefficient ρ 2 (for example, brass) and has an appropriate mounting means such as a screw portion 12A formed on its inner peripheral surface and is connected to the nozzle hole portion 11 at one end. And a nozzle base portion 12 having a cover. The ratio between the coefficient of thermal expansion ρ 1 of the titanium boride ceramics sintered body forming the nozzle hole 11 and the coefficient of thermal expansion ρ 2 of the material forming the nozzle base 12 is 1 /
It is preferable that 4 ≦ ρ 1 / ρ 2 ≦ 4.
ノズル基部12は、使用に際して溶接ガスの供給管（図示
せず）先端部に装着され、その供給管を介して供給され
た溶接ガスがノズル孔部11の内部で加熱され先端部開口
から溶接部に向けて放出される。The nozzle base portion 12 is attached to a tip portion of a welding gas supply pipe (not shown) at the time of use, and the welding gas supplied through the supply pipe is heated inside the nozzle hole portion 11 to be welded from the tip end opening. Is released toward.
このときノズル孔部11は、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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で、溶接ガスによってノズル孔部
11が腐食されることがない。またノズル孔部11およびノ
ズル基部12があまり差のない熱膨張係数を有しているの
で、溶接ガスの加熱に伴なってノズル孔部11とノズル基
部12との間に大きな熱歪が発生されることがなく、ひい
てはノズル孔部11およびノズル基部12の結合部に破損を
生じることもない。At this time, the nozzle hole portion 11 has a matrix layer formed by mixing and solid-dissolving a boride of at least one metal selected from transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo and titanium carbide between titanium boride particles. Of the titanium boride ceramics sintered body having a porosity of 5% or less.
11 is not corroded. Further, since the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 have a coefficient of thermal expansion that is not so different, a large thermal strain is generated between the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 as the welding gas is heated. Therefore, the joint between the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 will not be damaged.
溶接ノズル10は、ノズル孔部11の組織内に、ホウ化チタ
ンTiB2粒子20と、ホウ化チタンTiB2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。Welding nozzle 10 into the tissue of the nozzle hole 11, and the titanium boride TiB 2 particles 20, and inclusion of a mesh-like binding layer 30 for coupling the titanium boride TiB 2 particles 20.
ホウ化チタンTiB2粒子20は、平均粒径が0.5〜10μｍで
かつ最大粒径が12μｍであり、特に平均粒径が0.5〜３
μｍでかつ最大粒径が６μｍであれば好ましい。ここで
ホウ化チタンTiB2粒子20の平均粒径を0.5〜10μｍとす
る根拠は、（ｉ）平均粒径が0.5μｍ未満となれば、ホ
ウ化チタンTiB2粒子20の表面酸化が顕著化し、かつホウ
化チタンTiB2粒子20間の凝集が顕著となって、本発明に
かかるホウ化チタンセラミックス焼結体すなわち溶接用
ノズル10のノズル孔部11の焼結を著しく阻害することと
なり、また（ii）平均粒径が10μｍを超えれば、焼結の
駆動力が小さくなって、本発明にかかる溶接用ノズル10
のノズル孔部11を緻密化せしめることが困難化し、ホウ
化チタンTiB2粒子20に既存の亀裂が拡大され本発明にか
かる溶接用ノズル10のノズル孔部11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TiB2粒子20の最
大粒径が12μｍとされている根拠は、最大粒径が12μｍ
を超えれば、本発明にかかる溶接用ノズル10のノズル孔
部11中に粗大粒子として存在することとなり、本発明に
かかる溶接用ノズル10のノズル孔部11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 TiB 2 particles 20 have an average particle size of 0.5 to 10 μm and a maximum particle size of 12 μm, and particularly an average particle size of 0.5 to 3
It is preferable that the particle size is μm and the maximum particle size is 6 μm. Here, the basis for setting the average particle size of the titanium boride TiB 2 particles 20 to 0.5 to 10 μm is (i) when the average particle size is less than 0.5 μm, the surface oxidation of the titanium boride TiB 2 particles 20 becomes remarkable, Further, the agglomeration between the titanium boride TiB 2 particles 20 becomes remarkable, and the titanium boride ceramics sintered body according to the present invention, that is, the sintering of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 is significantly hindered, and ( ii) If the average particle size exceeds 10 μm, the driving force for sintering becomes small, and the welding nozzle 10 according to the present invention.
It is difficult to densify the nozzle hole portion 11 of, the existing cracks in the titanium boride TiB 2 particles 20 are enlarged and the strength of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention is reduced. . In addition, the reason why the maximum particle size of titanium boride TiB 2 particles 20 is 12 μm is that the maximum particle size is 12 μm.
If it exceeds, it will be present as coarse particles in the nozzle bore 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention, such as high density or high strength of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention To block.
ホウ化チタンTiB2粒子20の粒界近傍には、ホウ化チタン
TiB2と後述の金属Ｍのホウ化物すなわちホウ化金属MB,M
B2あるいはM3Bなどとの混合固溶相からなる粒界相21が
形成されている。これによりホウ化チタンTiB2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、結果的に本発明にかかる溶接用ノズル10のノズル孔
部11の強度などを確保している。Titanium boride TiB 2
TiB 2 and boride of metal M described later, that is, metal boride MB, M
A grain boundary phase 21 composed of a mixed solid solution phase with B 2 or M 3 B is formed. As a result, the bonding force between the titanium boride TiB 2 particles 20 and the bonding layer 30 is made sufficiently large, and as a result, the strength of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention is secured. is doing.
結合層30は、クロムCr、ニッケルNi,モリブデンMoの遷
移金属から選ばれた少なくとも１種の金属Ｍ（以下，同
様）とホウ化チタンTiB2と炭素Ｃとの間の TiB2＋2M＋Ｃ→2MB＋TiC あるいは TiB2＋Ｍ＋Ｃ→MB2＋TiC あるいは TiB2＋6M＋Ｃ→2M3B＋TiC などの反応によって生成されたホウ化金属すなわち金属
Ｍのホウ化物MB,MB2あるいはM3Bなどと炭化チタンTiCと
が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、十分の大きさとされており、また溶接用ノ
ズル10の気孔率（すなわち空孔体積を全体積で除した
値）が５％以下となっているので、結果的に本発明にか
かる溶接用ノズル10のノズル孔部11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から空孔が実質的に除去されている根拠は、金属
Ｍのホウ化物すなわちホウ化金属MB,MB2あるいはM3Bな
どの粒径と炭化チタンTiCの粒径とがほぼ一致してお
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 composed of at least one metal M selected from transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo (hereinafter the same) and TiB 2 + 2M + C → 2MB + TiC between titanium boride TiB 2 and carbon C. Metal boride formed by reaction such as TiB 2 + M + C → MB 2 + TiC or TiB 2 + 6M + C → 2M 3 B + TiC, that is, boride of metal M MB, MB 2 or M 3 B and titanium carbide TiC are mixed and solid-solved. In the matrix layer, the pores are sufficiently removed. As a result, the bonding force between the titanium boride TiB 2 particles 20 is made sufficiently large, and the porosity of the welding nozzle 10 (that is, the value obtained by dividing the pore volume by the total volume) is 5% or less. As a result, the density and strength of the nozzle hole portions 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention are secured. The reason why the pores are substantially removed from the bonding layer, that is, the matrix layer 30, is based on the particle size of the boride of the metal M, that is, the metal boride MB, MB 2 or M 3 B and the particle size of the titanium carbide TiC. And are almost in agreement with each other, and they are in the form of homogeneously mixed and solid solution with each other.
更に本発明にかかる溶接用ノズルの一実施例について、
その製造要領を説明する。Furthermore, regarding one embodiment of the welding nozzle according to the present invention,
The manufacturing procedure will be described.
第１工程において、ホウ化チタンTiB2粉末と金属Ｍ粉末
および炭素Ｃ粉末とを適宜の配合比で互いに配合するこ
とにより、セラミックス配合物を作成する。In the first step, a ceramic blend is prepared by blending titanium boride TiB 2 powder with metal M powder and carbon C powder at an appropriate blending ratio.
すなわち（ｉ）平均粒径が0.5〜10μｍ（好ましくは0.5
〜３μｍ）で最大粒径が12μｍ（好ましくは６μｍ）で
あり純度が99重量％以上のホウ化チタンTiB2と、（ii）
平均粒径が１〜５μｍ（好ましくは１〜３μｍ）で最大
粒径が12μｍ（好ましくは６μｍ）の金属Ｍと、（ii
i）比表面積が50〜150m2/g（好ましくは80〜150m2/g）
で純度が99.9重量％以上であり平均粒径が10〜100nm
（好ましくは10〜50nm）で最大粒径が150nm（好ましく
は100nm）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、金属Ｍおよび炭素Ｃの
混合物0.1〜89.0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TiB2が11.0〜99.9重量％
（特に75.0〜97.5重量％であれば好ましい）だけ配合さ
れている。また金属Ｍと炭素Ｃとの配合比は、重量比で
7:0.1〜10（特に7:0.2〜５であれば好ましい）である。That is, (i) the average particle size is 0.5 to 10 μm (preferably 0.5
Titanium boride TiB 2 having a maximum particle size of 12 μm (preferably 6 μm) and a purity of 99% by weight or more, and (ii)
A metal M having an average particle size of 1 to 5 μm (preferably 1 to 3 μm) and a maximum particle size of 12 μm (preferably 6 μm), (ii
i) Specific surface area of 50 to 150 m 2 / g (preferably 80 to 150 m 2 / g)
With a purity of 99.9% by weight or more and an average particle size of 10 to 100 nm
Carbon (for example, carbon black) C having a maximum particle size of 150 nm (preferably 100 nm) (preferably 10 to 50 nm)
And are blended with each other to form a ceramic blend.
In the ceramic composition, titanium boride TiB 2 is 11.0 to 99.9% by weight with respect to a mixture of metal M and carbon C of 0.1 to 89.0% by weight (particularly preferably 2.5 to 25.0% by weight).
(In particular, 75.0 to 97.5% by weight is preferable). Further, the mixing ratio of the metal M and the carbon C is a weight ratio.
It is 7: 0.1 to 10 (particularly preferably 7: 0.2 to 5).
ここでホウ化チタンTiB2の純度が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。Here, the reason why the purity of titanium boride TiB 2 is 99% by weight or more is to avoid the adverse effect of impurities during sintering.
金属Ｍの平均粒径が１〜５μｍとされている根拠は、
（ｉ）平均粒径が１μｍ未満となれば、金属Ｍ粒子の表
面酸化が顕著化し、かつ金属Ｍ粒子間の凝集もしくは金
属Ｍ粒子とホウ化チタンTiB2粒子あるいは炭素Ｃ粒子と
の間の凝集が顕著となって、本発明にかかる溶接用ノズ
ル10のノズル孔部11の焼結を著しく阻害することとな
り、また（ii）平均粒径が５μｍを超えれば、本発明に
かかる溶接用ノズル10のノズル孔部11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、本発明にか
かる溶接用ノズル10のノズル孔部11の強度などを低下せ
しめることとなることにある。金属Ｍの最大粒径が12μ
ｍとされている根拠は、最大粒径が12μｍを超えれば、
金属Ｍ粒子に既存の亀裂が拡大され、本発明にかかる溶
接用ノズル10のノズル孔部11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 the metal M is 1 to 5 μm is as follows.
(I) If the average particle size is less than 1 μm, the surface oxidation of the metal M particles becomes remarkable, and the metal M particles are aggregated or the metal M particles are aggregated with titanium boride TiB 2 particles or carbon C particles. Of the welding nozzle 10 according to the present invention, which significantly hinders the sintering of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention. (Ii) If the average particle size exceeds 5 μm, the welding nozzle 10 according to the present invention Nozzle hole 11 matrix layer
30 or coarse particles are present in the grain boundary phase 21 formed in the vicinity of the grain boundary of the titanium boride TiB 2 grain 20 and reduce the strength of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention. It will be. Maximum grain size of metal M is 12μ
The reason why it is considered as m is that if the maximum particle size exceeds 12 μm,
An existing crack is expanded in the metal M particles, and the strength of the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention is reduced.
また炭素Ｃの平均粒径が10〜100nmとされている根拠
は、（ｉ）平均粒径が10nm未満となれば、炭素Ｃ粒子の
表面酸化が顕著化し、かつ炭素Ｃ粒子間の凝集が顕著と
なって、本発明にかかる溶接用ノズル10のノズル孔部11
の焼結を著しく阻害することとなり、また（ii）平均粒
径が100nm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、本発明にかかる溶接用ノ
ズル10のノズル孔部11の強度などを低下せしめることに
ある。炭素Ｃの最大粒径が150nmとされている根拠は、
最大粒径が150nm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粒子に既存の亀裂が拡大され、本発明に
かかる溶接用ノズル10のノズル孔部11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 carbon C is 10 to 100 nm is that (i) if the average particle size is less than 10 nm, the surface oxidation of the carbon C particles becomes remarkable and the aggregation between the carbon C particles becomes remarkable. Therefore, the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 according to the present invention.
And (ii) if the average particle size exceeds 100 nm, it will be present as coarse particles in the matrix layer 30, and the nozzle hole portion of the welding nozzle 10 according to the present invention will be described. 11 is to reduce the strength. The reason why the maximum particle size of carbon C is 150 nm is as follows.
If the maximum particle size exceeds 150 nm, the existing cracks in the carbon C particles or the existing cracks in the titanium carbide TiC particles generated by the reaction with titanium boride TiB 2 are expanded, and the welding nozzle according to the present invention 10 The purpose is to reduce the strength of the nozzle hole portion 11 of FIG.
更に炭素Ｃの比表面積が50〜150m2/gとされている根拠
は、（ｉ）比表面積が50m2/g未満となれば、炭素Ｃ粒子
が大き過ぎることとなってホウ化チタンTiB2との間の反
応が短時間で進行できないこととなり、また（ii）比表
面積が150m2/gを超えれば、炭素Ｃ粒子が互いに凝集す
ることとなってホウ化チタンTiB2および金属Ｍとの混合
ができなくなることにある。Further grounds for the specific surface area of the carbon C is a 50 to 150 m 2 / g is, (i) if the specific surface area is less than 50 m 2 / g, titanium boride TiB 2 become the carbon C particles is too large If the specific surface area exceeds 150 m 2 / g, the carbon C particles will agglomerate with each other, and the titanium boride TiB 2 and the metal M will not react with each other. The problem is that they cannot mix.
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 with an appropriate mixer to prepare 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
（たとえばポリビニルアルコール）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100〜800kg/cm2
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 put in an appropriate mold together with a binder (for example, polyvinyl alcohol), and then an appropriate pressure (for example, 100 to 800 kg / cm 2
Is applied to uniaxially apply pressure 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800〜3500kg/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し、セラミックス
成形体とする。In the fourth step, the ceramic green compact is subjected to a CIP process, that is, a normal temperature isostatic pressing process by applying an appropriate pressure (for example, a pressure of 800 to 3500 kg / cm 2 ), to obtain a ceramic green body.
第５工程において、セラミックス成形体を、真空雰囲気
（10-3Torr以下の気圧であることが好ましい），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/cm2の圧力を印
加）で1500〜2000℃（好ましくは1600〜1800℃）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。ここで非酸化性雰囲気とされる根拠は、チタン
Ti,ホウ素B,金属Ｍもしくは炭素Ｃが酸化されないよう
にすることにある。In the fifth step, the ceramic compact is placed in a non-oxidizing atmosphere (that is, a neutral or reducing atmosphere) such as a vacuum atmosphere (preferably having an atmospheric pressure of 10 −3 Torr or less), an argon atmosphere or a hydrogen gas atmosphere. In a non-pressurized state or a pressurized state (applying a pressure of 100 to 500 kg / cm 2 ) at a temperature of 1500 to 2000 ° C (preferably 1600 to 1800 ° C), sintering is performed for an appropriate time, and ceramics sintering is performed. The body. The reason for the non-oxidizing atmosphere here is titanium.
It is to prevent Ti, boron B, metal M or carbon C from being oxidized.
第６工程において、セラミックス焼結体を仕上加工、す
なわち主としてノズル孔部11の内面を所望の精度で研磨
処理し、溶接用ノズル10のノズル孔部11とする。In the sixth step, the ceramics sintered body is subjected to finishing processing, that is, the inner surface of the nozzle hole portion 11 is mainly polished with desired accuracy to form the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 .
第７工程において、ノズル孔部11の熱膨張係数に近い熱
膨張係数を有する金属（たとえば黄銅）などを素材とし
てノズル基部12を形成する。In the seventh step, the nozzle base 12 is formed using a metal (for example, brass) having a thermal expansion coefficient close to that of the nozzle hole 11 as a raw material.
第８工程において、ノズル基部12に対しノズル孔部11を
適宜の接着剤（たとえば無機系接着剤など）を用いて結
合し、溶接用ノズル10とする。In the eighth step, the nozzle hole portion 11 is bonded to the nozzle base portion 12 by using an appropriate adhesive (for example, an inorganic adhesive) to form the welding nozzle 10 .
以上により、本発明にかかる溶接用ノズル10が製造され
る。As described above, the welding nozzle 10 according to the present invention is manufactured.
加えて本発明にかかる溶接用ノズルの一実施例につい
て、一層の理解を図るために、具体的な数値などを挙げ
て説明する。In addition, one embodiment of the welding nozzle according to the present invention will be described by giving specific numerical values and the like for better understanding.
（実施例１〜７） 平均粒径が１μｍであるクロムCrと、比表面積が135m2/
gで純度が99重量％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重量％に対し、平均粒径
が３μｍでかつ最大粒径が６μｍであり純度が99重量％
であるホウ化チタンTiB2を97.5重量％だけ配合して作成
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300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。(Examples 1 to 7) Chromium Cr having an average particle size of 1 μm and a specific surface area of 135 m 2 /
The average particle size was 3 μm and the maximum particle size was 6 μm, and the purity was 99% by weight, based on 2.5% by weight of the mixture prepared by changing the mixing ratio with carbon black C having a purity of 99% by weight in g.
100 parts of a ceramic compound prepared by mixing 97.5% by weight of titanium boride TiB 2 is a plastic container with urethane balls and 300 parts of ethylene alcohol, and wet-mixed for 24 hours. A ceramic mixture was created.
セラミックス混合物は、60℃の温度に10時間保持して十
分に乾燥した。そののちセラミックス混合物100部は、
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/cm2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 to be thoroughly dried. After that, 100 parts of the ceramic mixture
It was housed in an appropriate mold together with 2 parts of polyvinyl alcohol as a binder, and a pressure of 300 kg / cm 2 was applied to uniaxially press to obtain a ceramic green compact.
セラミックス圧粉体は、3000kg/cm2の圧力を印加してCI
P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。Ceramic green compacts are applied with a pressure of 3000 kg / cm 2
A ceramic compact was obtained by performing P treatment, that is, normal temperature isostatic pressing 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1900℃の温度まで加熱
し、かつ1900℃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 was heated to a temperature of 1900 ° C. at a temperature rising rate of 15 ° C./min in an unpressurized argon atmosphere and maintained at a temperature of 1900 ° C. for 1 hour to obtain a ceramic sintered body. did.
セラミックス焼結体は、仕上加工すなわち主としてノズ
ル孔部11の内面を所望の精度まで研磨処理し、溶接用ノ
ズル10のノズル孔部11とした。The ceramics sintered body was subjected to finishing processing, that is, the inner surface of the nozzle hole portion 11 was mainly polished to a desired accuracy, and was used as the nozzle hole portion 11 of the welding nozzle 10 .
これに対しノズル孔部11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基部12を形成した。On the other hand, the nozzle base 12 was formed by using brass having a coefficient of thermal expansion close to that of the nozzle hole 11 as a raw material.
ノズル孔部11とノズル基部12とは、適宜の接着剤（ここ
では無機系接着剤）を用いて互いに結合し、溶接用ノズ
ル10を作成した。The nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 were bonded to each other by using an appropriate adhesive (in this case, an inorganic adhesive) to form the welding nozzle 10 .
溶接用ノズル10の全長は65mmとされており、ノズル孔部
11の先端部の開口が直径15mmとされ、かつその肉厚が0.
25mmとされていた。The total length of the welding nozzle 10 is 65 mm, and the nozzle hole
The opening at the tip of 11 has a diameter of 15 mm, and its thickness is 0.
It was set to 25 mm.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
溶接用ノズル10は、そのノズル基部12に対し溶接ガスの
供給管を装着し、溶接ガスとして二酸化炭素CO2ガスを
供給し、ノズル孔部11で950℃まで加熱して溶接に供し
た。この状態で連続使用したところ溶接用ノズル10は、
60日間使用できた（第１表の“耐用寿命”参照）。A welding gas supply pipe was attached to a nozzle base 12 of the welding nozzle 10 , carbon dioxide CO 2 gas was supplied as the welding gas, and the nozzle hole 11 was heated to 950 ° C. for welding. When continuously used in this state, the welding nozzle 10
It was able to be used for 60 days (see "Service life" in Table 1).
（実施例８〜14） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物5.0重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を95.0重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 8 to 14) Examples 1 to 7 were repeated, except that titanium boride TiB 2 was mixed in an amount of 95.0% by weight with respect to 5.0% by weight of the mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例15〜21） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物7.5重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を92.5重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。To (Example 15-21) mixture 7.5 wt% of chromium Cr and carbon black C, except that the blended titanium boride TiB 2 only 92.5 wt%, was repeated Examples 1-7, respectively.
溶接用ノズル10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ノズル孔部11の表面を光学顕
微鏡で写真観察したところ、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が散
点状に配置されており、また結合層30が空孔を有さず緻
密であることが判明した。The welding nozzle 10 was as shown in FIG. 3, for example, when the surface of the nozzle hole portion 11 polished in the case of Example 18 (the same applies hereinafter) was photographically observed with an optical microscope. That is, it was found that the bonding layers 30 were arranged in a dotted manner around the titanium boride particles 20, and the bonding layers 30 were dense with no pores.
溶接用ノズル10は、ノズル孔部11を適度の力によって破
断し、その破断面を走査型電子顕微鏡で写真観察したと
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TiB2粒子20において粒内破壊が生じており、ホウ化
チタンTiB2粒子20が結合層30によって強固に結合されて
いることが判明した。結合層30は、Ｘ線回折分析および
EPMA分析により、ホウ化チタンTiB2とクロムCrとカーボ
ンブラックＣとの間の反応 TiB2＋2Cr＋Ｃ→2CrB＋TiC によって生じたホウ化クロムCrB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11図参照）で
あることが判明した。The welding nozzle 10 fractured the nozzle hole portion 11 by an appropriate force, and the fractured surface was photographically observed with a scanning electron microscope, and it was as shown in FIG. That is, it was found that intragranular fracture occurred in the titanium boride TiB 2 particles 20, and the titanium boride TiB 2 particles 20 were strongly bonded by the bonding layer 30. The bonding layer 30 is formed by X-ray diffraction analysis and
According to EPMA analysis, the reaction between titanium boride TiB 2 , chromium Cr and carbon black C TiB 2 + 2Cr + C → 2CrB + TiC produced a mixed solid solution matrix layer of chromium boride CrB and titanium carbide TiC (Fig. (See Fig. 11).
溶接用ノズル10は、ノズル孔部11を60℃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ッチン
グ処理したのち、光学顕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。すなわちエッチング
処理によりホウ化チタンTiB2粒子20の結合層30が脱落し
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TiB2粒子20の平均粒径が２〜４μｍ
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
とが判明した。これはクロムCrおよびカーボンブラック
Ｃが、焼結に際し TiB2＋2Cr＋Ｃ→2CrB＋TiC の反応を生じており、ホウ化チタンTiB2粒子20の成長が
抑制されているためである。またホウ化チタンTiB2粒子
20の粒界近傍には、Ｘ線回折分析およびEPMA分析によ
り、ホウ化チタンTiB2とホウ化クロムCrBとの混合固溶
相からなる粒界相21が形成されていることも判明した
（第７図〜第11図参照）。The welding nozzle 10 had its outer surface etched by immersing the nozzle hole portion 11 in aqua regia heated to 60 ° C. for 3 minutes, and then photograph-observed with an optical microscope. As shown in FIG. Met. That is, by measuring the diameter of the titanium boride TiB 2 particles 20 generated by the bonding layer 30 of the titanium boride TiB 2 particles 20 is removed by the etching treatment, the average particle size of the titanium boride TiB 2 particles 20 is 2 to 4 μm
It turned out to have stopped. In other words, it was found that the titanium boride TiB 2 particles 20 did not grow much compared to the beginning. This is because chromium Cr and carbon black C cause a reaction of TiB 2 + 2Cr + C → 2CrB + TiC during sintering, and the growth of titanium boride TiB 2 particles 20 is suppressed. Also titanium boride TiB 2 particles
It was also found by X-ray diffraction analysis and EPMA analysis that a grain boundary phase 21 composed of a mixed solid solution phase of titanium boride TiB 2 and chromium boride CrB was formed near the grain boundary of 20 (No. (See Figures 7 to 11).
溶接用ノズル10のノズル孔部およびノズル基部12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ことろ、それぞれ第１表に示す
とおりであった。The Vickers hardness, the bending strength, the porosity, the coefficient of thermal expansion, and the thermal conductivity of the nozzle hole portion and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured, and the results are shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例22〜28） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物10.0重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を90.0重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 22 to 28) Examples 1 to 7 were repeated, except that titanium boride TiB 2 was mixed in an amount of 90.0% by weight with respect to 10.0% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例29〜35） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物12.5重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を87.5重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。Examples 29 to 35 Examples 1 to 7 were repeated except that titanium boride TiB 2 was added in an amount of 87.5% by weight to 12.5% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例36〜42） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物15.0重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を85.0重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 36 to 42) Examples 1 to 7 were repeated, except that 85.0% by weight of titanium boride TiB 2 was added to 15.0% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例43〜49） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物17.5重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を82.5重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 43 to 49) Examples 1 to 7 were repeated except that titanium boride TiB 2 was added in an amount of 82.5% by weight to 17.5% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例50〜56） クロムCr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％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 50 to 56) Examples 1 to 7 were repeated except that 80.0% by weight of titanium boride TiB 2 was added to 20.0% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例57〜63） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物22.5重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を77.5重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。(Examples 57 to 63) Examples 1 to 7 were repeated except that titanium boride TiB 2 was added in an amount of 77.5% by weight to 22.5% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例64〜70） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物25.0重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を75.0重量％だけ配合したこと
を除き、それぞれ実施例１〜７を反復した。 (Examples 64-70) Examples 1-7 were repeated except that titanium boride TiB 2 was added in an amount of 75.0% by weight based on 25.0% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, coefficient of thermal expansion and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and as shown in Table 1.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（実施例71〜77） クロムCrとカーボンブラックＣとの混合物7.5重量％に
対し、ホウ化チタンTiB2を92.5重量％だけ配合し、かつ
焼結温度を1500℃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) Except that 7.5% by weight of a mixture of chromium Cr and carbon black C was mixed with 92.5% by weight of titanium boride TiB 2 and the sintering temperature was 1500 ° C. Example 1
~ 7 was repeated.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and the results are shown in Table 2.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle 10 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1600℃としたことを除き、それぞれ実施例71
〜77を反復した。(Examples 78 to 84) Example 71 was repeated except that the sintering temperature was set to 1600 ° C.
~ 77 was repeated.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and the results are shown in Table 2.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 71 to 77, and was as shown in Table 2.
（実施例85〜91） 焼結温度を1700℃としたことを除き、それぞれ実施例71
〜77を反復した。(Examples 85 to 91) Example 71, respectively, except that the sintering temperature was set to 1700 ° C.
~ 77 was repeated.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and the results are shown in Table 2.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、実施例15〜21と同様
にして測定したところ、第２表に示すとおりであった。The service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 15 to 21 and was as shown in Table 2.
（実施例92〜98） 焼結温度を1800℃としたことを除き、それぞれ実施例71
〜77を反復した。(Examples 92 to 98) Example 71, respectively, except that the sintering temperature was 1800 ° C.
~ 77 was repeated.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and the results are shown in Table 2.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 was measured in the same manner as in Examples 71 to 77, and was as shown in Table 2.
（実施例99〜105） 焼結温度を1900℃としたことを除き、それぞれ実施例71
〜77を反復した。換言すれば、それぞれ実施例15〜21を
反復した。(Examples 99 to 105) Example 71 was repeated except that the sintering temperature was set to 1900 ° C.
~ 77 was repeated. In other words, each of Examples 15-21 was repeated.
溶接用ノズル10のノズル孔部11およびノズル基部12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。The Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient, and thermal conductivity of the nozzle hole portion 11 and the nozzle base portion 12 of the welding nozzle 10 were measured and the results are shown in Table 2.
また溶接用ノズル10の耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle 10 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クロムCr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１〜７を反復した。Comparative Example 1 Examples 1-7 were repeated except that chromium Cr and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
すなわち平均粒径が３μｍで最大粒径が６μｍであり純
度が99重量％のホウ化チタンTiB2100部を、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/cm2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。That is, 100 parts of titanium boride TiB 2 having an average particle size of 3 μm, a maximum particle size of 6 μm, and a purity of 99% by weight is accommodated in an appropriate mold together with 2 parts of polyvinyl alcohol as a binder, and 300 kg / cm 2 A ceramic green compact was created by applying pressure and uniaxially pressing.
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 powder compact is CIPed by applying a pressure of 300 kg / cm 2.
A ceramic molded body was obtained by performing a treatment, that is, a normal temperature isostatic pressing 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1900℃の温度まで加熱
し、かつ1900℃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 was heated to a temperature of 1900 ° C. at a temperature rising rate of 15 ° C./min in an unpressurized argon atmosphere and maintained at a temperature of 1900 ° C. for 1 hour to obtain a ceramic sintered body. did.
セラミックス焼結体は、仕上加工すなわち主としてノズ
ル孔部の内面を所望の精度まで研磨処理し、溶接用ノズ
ルのノズル孔部とした。The ceramics sintered body was subjected to finishing processing, that is, the inner surface of the nozzle hole was mainly polished to a desired accuracy to form a nozzle hole of the welding nozzle.
これに対しノズル孔部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基部を形成した。On the other hand, the nozzle base was formed using brass having a coefficient of thermal expansion close to that of the nozzle hole.
ノズル孔部とノズル基部とは、適宜の接着剤を用いて互
いに結合し、溶接用ノズルを作成した。The nozzle hole portion and the nozzle base portion were connected to each other with an appropriate adhesive to form a welding nozzle.
溶接用ノズルは、ノズル孔部を適度の力によって破断
し、その破断面を走査型電子顕微鏡で写真観察したとこ
ろ第12図に示すとおりであった。すなわちホウ化チタン
TiB2粒子の粒界破壊が支配的に生じており、ホウ化チタ
ンTiB2粒子間の結合があまり強固でないことが判明し
た。In the welding nozzle, the nozzle hole was fractured by an appropriate force, and the fractured surface was photographically observed with a scanning electron microscope, and it was as shown in FIG. Ie titanium boride
It was found that intergranular fracture of TiB 2 particles occurred predominantly, and the bond between titanium boride TiB 2 particles was not so strong.
加えて溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部につ
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。In addition, the Vickers hardness, bending strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity of the nozzle hole portion and the nozzle base portion of the welding nozzle were measured and the results are shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（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.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例５） 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。Comparative Example 5 Examples 22-28 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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29〜35を反復した。Comparative Example 6 Examples 29-35 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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ック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 the carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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を反復した。Comparative Example 8 Examples 43-49 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 1.
（比較例10） 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。Comparative Example 10 Examples 57-63 were repeated except that the carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 1.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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 service life of the welding 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クロムCr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 chromium Cr and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding 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クロムCr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 chromium Cr and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例14） セラミックス配合物からクロムCr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 14 Examples 85-91 were repeated except that chromium Cr and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding 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クロムCr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 chromium Cr and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例16） セラミックス配合物からクロムCr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 16 Examples 92-98 were repeated except that chromium Cr and carbon black C were removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding 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 17 Examples 71-77 were repeated except that the carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例18） 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78〜84を反復した。Comparative Example 18 Examples 78-84 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例19） 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85〜91を反復した。Comparative Example 19 Examples 85-91 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding 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を反復した。Comparative Example 20 Examples 92-98 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例21） 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99〜105を反復した。Comparative Example 21 Examples 99-105 were repeated except that carbon black C was removed from the ceramic formulation.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
The Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, thermal expansion coefficient and thermal conductivity were measured and found to be as shown in Table 2.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 2.
（比較例22） セラミックス配合物が窒化珪素Si3N4とされたことを除
き、上記の比較例１が反復された。Comparative Example 22 Comparative Example 1 above was repeated except that the ceramic formulation was silicon nitride Si 3 N 4 .
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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３表に示すとお
りであった。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured, and were as shown in Table 3.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 3.
（比較例23） セラミックス配合物が炭化珪素SiCとされたことを除
き、上記の比較例１が反復された。Comparative Example 23 Comparative Example 1 above was repeated except that the ceramic formulation was silicon carbide SiC.
溶接用ノズルのノズル孔部およびノズル基部について、
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３表に示すとお
りであった。Regarding the nozzle hole and nozzle base of the welding nozzle,
Vickers hardness, transverse rupture strength, porosity, coefficient of thermal expansion, and thermal conductivity were measured, and were as shown in Table 3.
また溶接用ノズルの耐用寿命は、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。The service life of the welding nozzle was measured in the same manner as in Examples 1 to 7, and was as shown in Table 3.
上述した実施例１〜105および比較例１〜23を比較すれ
ば明らかなように、本発明によれば、ノズル孔部をクロ
ム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
て形成し、ノズル基部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、溶接ガスの加熱に伴なうノズル孔部
とノズル基部との間の熱歪を十分に抑制でき、ひいては
ノズル孔部およびノズル基部の結合部に破損を生じるこ
とを回避でき、結果的その耐用寿命を大幅に拡張でき
る。なお、実施例ではいずれも遷移金属としてクロムを
用いた場合を列記したが、他のニッケル、モリブデンに
ついても同様の効果があった。As is clear from a comparison between Examples 1 to 105 and Comparative Examples 1 to 23 described above, according to the present invention, the matrix layer in which the nozzle holes are mixed and solid-dissolved with boride of chromium and titanium carbide is borated. Formed by a titanium boride ceramics sintered body having a porosity of 5% or less and arranged between titanium particles, and the nozzle base has a thermal expansion coefficient close to that of the titanium boride ceramics sintered body. By forming it with a material, it is possible to sufficiently suppress the thermal strain between the nozzle hole and the nozzle base due to the heating of the welding gas, and eventually avoid the damage to the joint part of the nozzle hole and the nozzle base. And as a result, its service life can be significantly extended. In the examples, the case where chromium is used as the transition metal is listed, but other nickel and molybdenum also have similar effects.
次いで本発明にかかる溶接用ノズルの他の実施例につい
て、その構成および作用を詳細に説明する。Next, the structure and operation of another embodiment of the welding nozzle according to the present invention will be described in detail.
第13図より明らかなように、この実施例では、第１図な
いし第11図に示した実施例とは異なり、ノズル孔部11
を、ノズル基部12と同一の素材によって形成されかつノ
ズル基部12に対して溶接などにより適宜に結合され一体
化されたノズル孔部本体11Aと、上述したホウ化チタン
セラミックス焼結体によって形成されかつ前記ノズル孔
部本体11Aの内周面に対して配置された保護層11Bとによ
って形成している。保護層11Bは、焼結により形成した
のちノズル孔部本体11Aの内周面に対して配置してもよ
く、またノズル孔部本体11Aの内周面に対して上述のセ
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
して形成されてもよい。As is apparent from FIG. 13, in this embodiment, unlike the embodiment shown in FIGS. 1 to 11, the nozzle hole portion 11
Is formed of the same material as the nozzle base 12, and is formed by the above-described titanium boride ceramics sintered body and a nozzle hole body 11A that is appropriately coupled to and integrated with the nozzle base 12 by welding or the like. The protective layer 11B is formed on the inner peripheral surface of the nozzle hole body 11A. The protective layer 11B may be formed by sintering and then arranged on the inner peripheral surface of the nozzle hole main body 11A, or by applying the above-mentioned ceramic mixture to the inner peripheral surface of the nozzle hole main body 11A. It may be formed by arranging and then sintering.
その他の具体的な作用効果などは、上述した実施例にお
いて詳述したセラミックス配合物の組成範囲ならびに焼
結条件が満足され、ホウ化チタンセラミックス焼結体が
５％以下の気孔率とされている限り、上述した実施例と
同様に達成されることが確認されているが、説明を簡潔
とするために、ここではその詳細な説明を省略する。Regarding other specific functions and effects, the composition range of the ceramic compound and the sintering conditions described in detail in the above-described examples are satisfied, and the porosity of the titanium boride ceramics sintered body is 5% or less. As long as it is confirmed that the same effect can be achieved as in the above-described embodiment, the detailed description thereof is omitted here for the sake of brevity.
（３）発明の効果 上述より明らかなように本発明にかかる溶接用ノズル
は、溶接ガスの供給管先端部に対して装着されるノズル
基部と、前記ノズル基部に対し結合されており前記溶接
ガスを加熱し放出するためのノズル孔部とを備えてなる
溶接用ノズルであって、特に （ａ）前記ノズル孔部が、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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
よって形成されており、かつ （ｂ）前記ノズル基部が、前記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
形成されてなるので、 （ｉ）溶接ガスの加熱時にあっても、ノズル基部の熱膨
張係数とノズル孔部の熱膨張係数とを接近せしめること
ができる効果 を有し、ひいては （ii）溶接ガスの加熱時にノズル基部とノズル孔部との
間に生じる熱歪を十分に抑制できる効果 を有し、結果的に （iii）長耐用寿命化できる効果 を有する。(3) Effects of the Invention As is clear from the above, the welding nozzle according to the present invention is connected to the nozzle base portion that is attached to the distal end portion of the welding gas supply pipe, and is connected to the nozzle base portion. And a nozzle hole portion for heating and discharging the metal, in which (a) the nozzle hole portion is at least 1 selected from chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo which are transition metals. A matrix layer in which a boride of one kind of metal and titanium carbide is mixed and solid-dissolved is arranged between titanium boride particles, and is formed by a titanium boride ceramics sintered body having a porosity of 5% or less. And (b) since the nozzle base is made of a material having a coefficient of thermal expansion close to that of the titanium boride ceramics sintered body, (i) when heating the welding gas. Also has the effect of making the coefficient of thermal expansion of the nozzle base and the coefficient of thermal expansion of the nozzle hole close to each other, and (ii) the thermal strain generated between the nozzle base and the nozzle hole when the welding gas is heated. Has the effect of sufficiently suppressing the above, and consequently (iii) has the effect of extending the service life.
また本発明にかかる他の溶接用ノズルは、溶接ガスの供
給管先端部に対して装着されるノズル基部と、前記ノズ
ル基部に対し結合されており前記溶接ガスを加熱し放出
するためのノズル孔部とを備えてなる溶接用ノズルであ
って、特に （ａ）前記ノズル孔部が、前記ノズル基部に対して結合
されたノズル孔部本体と、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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
って形成されかつ前記ノズル孔部本体の内周面に対して
配置された保護層とによって形成されており、かつ （ｂ）前記ノズル孔部本体およびノズル基部が、前記ホ
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 てなるので、 （ｉ）溶接ガスの加熱時にあっても、ノズル孔部本体お
よびノズル基部の熱膨張係数とノズル孔部本体内周面に
配置された保護層の熱膨張係数とを接近せしめることが
できる効果 を有し、ひいては （ii）溶接ガスの加熱時に、ノズル孔部本体との間に生
じる熱歪ならびにノズル基部とノズル孔部本体との間に
発生される熱歪を十分に抑制できる効果 を有し、結果的に （iii）長耐用寿命化できる効果 を有する。Further, another welding nozzle according to the present invention is a nozzle base portion that is attached to a distal end portion of a welding gas supply pipe, and a nozzle hole that is connected to the nozzle base portion and that heats and discharges the welding gas. And (a) a nozzle hole main body in which the nozzle hole is joined to the nozzle base, and transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo. A titanium boride ceramics sintered body in which a matrix layer of a solid solution of a boride of at least one metal selected from the group consisting of titanium carbide is arranged between titanium boride particles and has a porosity of 5% or less. And a protective layer that is formed on the inner peripheral surface of the nozzle hole body, and (b) the nozzle hole body and the nozzle base are made of the titanium boride. Since it is made of a material having a coefficient of thermal expansion close to that of the Lamix sintered body, (i) even when the welding gas is heated, the coefficient of thermal expansion of the nozzle hole body and the nozzle base and the nozzle hole This has the effect of bringing the thermal expansion coefficient of the protective layer arranged on the inner peripheral surface of the nozzle body close to each other, and (ii) thermal strain generated between the nozzle hole body and the nozzle body when the welding gas is heated. It has the effect of being able to sufficiently suppress the thermal strain generated between the base portion and the nozzle hole body, and consequently (iii) has the effect of prolonging the service life.
第１図は本発明にかかる溶接用ノズルの一実施例を示す
断面図、第２図は第１図実施例のノズル孔部を示す拡大
断面図、第３図は第１図実施例の研磨処理したノズル孔
部表面の組織を示す光学顕微鏡写真、第４図は第１図実
施例のノズル孔部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図実施例のエッチング処理したノズ
ル孔部表面の組織を示す光学顕微鏡写真、第６図は第１
図実施例のエッチング処理したノズル孔部表面の組織を
示す走査型電子顕微鏡写真、第７図は第１図実施例の研
磨処理したノズル孔部表面の組織を示す走査型電子顕微
鏡写真、第８図は第７図の模写図、第９図は第１図実施
例の研磨処理したノズル孔部表面の組織のEPMA分析すな
わち電子プローブ微小分析の結果を示すＸ線強度分布
図、第10図（ａ）は第１図実施例の研磨処理したノズル
孔部表面の組織のEPMA分析すなわち電子プローブ微小分
析の結果を示すＸ線強度分布写真、第10図（ｂ）は第１
図実施例の研磨処理したノズル孔部表面の組織のEPMA分
析すなわち電子プローブ微小分析の結果を示すＸ線強度
分布写真、第10図（ｃ）は第10図（ａ）（ｂ）を重ね合
わせて作成した模写図、第11図は第１図実施例のノズル
孔部について実行したＸ線回折分析の結果を示すグラフ
図、第12図は比較例１として示した溶接用ノズルのノズ
ル孔部破断面の組織を示す走査型電子顕微鏡写真図、第
13図は本発明にかかる溶接用ノズルの他の実施例を示す
部分断面図である。10 ……溶接用ノズル 11……ノズル孔部 11A……ノズル孔部本体 11B……保護層 12……ノズル基部 20……ホウ化チタン粒子 21……粒界相 30……マトリックス層FIG. 1 is a sectional view showing an embodiment of a welding nozzle according to the present invention, FIG. 2 is an enlarged sectional view showing a nozzle hole portion of the embodiment of FIG. 1, and FIG. 3 is polishing of the embodiment of FIG. An optical micrograph showing the structure of the treated nozzle hole surface, FIG. 4 is a scanning electron micrograph showing the structure of the fracture surface of the nozzle hole of the embodiment of FIG. 1, and FIG. 5 is the etching of the embodiment of FIG. An optical micrograph showing the texture of the treated nozzle hole surface, FIG.
FIG. 7 is a scanning electron micrograph showing the texture of the surface of the nozzle hole portion subjected to the etching treatment in FIG. 1, FIG. 7 is a scanning electron micrograph showing the texture of the surface of the nozzle hole portion subjected to the polishing treatment of FIG. 7 is a copy of FIG. 7, FIG. 9 is an X-ray intensity distribution diagram showing the results of EPMA analysis, that is, electron probe microanalysis of the structure of the surface of the nozzle hole of the polishing treatment of FIG. 1, FIG. a) is an X-ray intensity distribution photograph showing the results of EPMA analysis, that is, electron probe microanalysis of the structure of the nozzle hole surface after the polishing treatment in FIG. 1, and FIG.
Figure X-ray intensity distribution photograph showing the results of EPMA analysis of the surface of the nozzle hole portion subjected to polishing in the example, that is, electron probe microanalysis. Figure 10 (c) is a superposition of Figures 10 (a) and (b). 11 is a graph showing the result of the X-ray diffraction analysis performed on the nozzle hole portion of the embodiment of FIG. 1, and FIG. 12 is the nozzle hole portion of the welding nozzle shown as comparative example 1. Scanning electron micrograph showing the structure of the fracture surface,
FIG. 13 is a partial sectional view showing another embodiment of the welding nozzle according to the present invention. 10 …… Welding nozzle 11 …… Nozzle hole 11A …… Nozzle hole body 11B …… Protective layer 12 …… Nozzle base 20 …… Titanium boride particles 21 …… Grain boundary phase 30 …… Matrix layer
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松下 純一 愛知県名古屋市港区築三町１丁目11番地 株式会社エス・ティー・ケー・セラミック ス研究所内 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (72) Inventor Junichi Matsushita 1-111 Tsukisancho, Minato-ku, Nagoya, Aichi Prefecture STC Ceramics Laboratory Co., Ltd.
Claims (3)
るノズル基部と、前記ノズル基部に対し結合されており
前記溶接ガスを加熱し放出するためのノズル孔部とを備
えてなる溶接用ノズルにおいて、 （ａ）前記ノズル孔部が、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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
て形成されており、かつ （ｂ）前記ノズル基部が前記ホウ化チタンセラミックス
焼結体の熱膨脹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溶接用ノズル。1. Welding comprising a nozzle base mounted to the tip of a welding gas supply pipe, and a nozzle hole connected to the nozzle base for heating and discharging the welding gas. (A) In the nozzle hole, a matrix layer in which a solid solution of at least one metal boride selected from transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo and titanium carbide is solidified is boride. It is formed by a titanium boride ceramics sintered body arranged between titanium particles and having a porosity of 5% or less, and (b) the nozzle base has a coefficient of thermal expansion of the titanium boride ceramics sintered body. A welding nozzle characterized by being formed of a material having a close thermal expansion coefficient.
るノズル基部と、前記ノズル基部に対し結合されており
前記溶接ガスを加熱し放出するためのノズル孔部とを備
えてなる溶接用ノズルにおいて、 （ａ）前記ノズル孔部が、前記ノズル基部に対して結合
されたノズル孔部本体と、遷移金属であるクロムCr、ニ
ッケルNi、モリブデンMoから選ばれた少なくとも１種の
金属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
て形成されかつ前記ノズル孔部本体の内周面に対して配
置された保護層とによって形成されており、かつ （ｂ）前記ノズル孔部本体およびノズル基部が、前記ホ
ウ化チタンセラミックス焼結体の熱膨脹係数に近い熱膨
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溶接用ノズル。2. A weld comprising a nozzle base mounted to the tip of a welding gas supply pipe, and a nozzle hole portion connected to the nozzle base for heating and discharging the welding gas. (A) a nozzle hole main body in which the nozzle hole portion is connected to the nozzle base, and at least one metal phosphide selected from transition metals such as chromium Cr, nickel Ni, and molybdenum Mo. A matrix layer of mixed solid solution of titanium oxide and titanium carbide is formed between titanium boride particles and is formed by a titanium boride ceramics sintered body having a porosity of 5% or less, and And (b) the nozzle hole portion main body and the nozzle base portion have a coefficient of thermal expansion of the titanium boride ceramics sintered body. Welding nozzle, characterized by comprising formed of a material having had thermal expansion coefficient.
に形成されてなることを特徴とする特許請求の範囲第
（２）項記載の溶接用ノズル。3. The welding nozzle according to claim 2, wherein the nozzle hole main body and the nozzle base are integrally formed.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63113322A JPH0679980B2 (en) | 1988-05-10 | 1988-05-10 | Welding nozzle |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63113322A JPH0679980B2 (en) | 1988-05-10 | 1988-05-10 | Welding nozzle |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01286969A JPH01286969A (en) | 1989-11-17 |
| JPH0679980B2 true JPH0679980B2 (en) | 1994-10-12 |
Family
ID=14609294
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63113322A Expired - Lifetime JPH0679980B2 (en) | 1988-05-10 | 1988-05-10 | Welding nozzle |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0679980B2 (en) |
-
1988
- 1988-05-10 JP JP63113322A patent/JPH0679980B2/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01286969A (en) | 1989-11-17 |
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