JP2002146467A

JP2002146467A - 耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒およびその製造方法

Info

Publication number: JP2002146467A
Application number: JP2001085570A
Authority: JP
Inventors: Yoshikatsu Furuno; 好克古野; Toru Niinuma; 透新沼; Yutaka Tsuchida; 裕土田; Akira Tanaka; 彰田中; Makio Sato; 万企夫佐藤; Takayuki Ohashi; 孝行大橋; Yuji Yoshida; 雄次吉田
Original assignee: NIPPON CASTING CO Ltd; Nippon Chuzo Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Current assignee: NIPPON CASTING CO Ltd; Nippon Chuzo Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Priority date: 2000-09-04
Filing date: 2001-03-23
Publication date: 2002-05-22

Abstract

(57)【要約】【課題】連続鋳造により、鋳鉄棒の表面に部分的なチル
層を形成させた、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒およ
びその製造方法を提供する。【解決手段】炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が
３．６〜５．２である鋳鉄の、その表面の少なくとも一
部にチル層が形成された耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造
棒。鋳鉄の炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３を
３．６〜５．２の範囲内に制御し、熱伝導率が５０〜１
５０Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドを使用して連続鋳造を行
って、その表面の少なくとも一部にチル層を形成して、
耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造する、鋳鉄連続
鋳造棒の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、鋳鉄の表面に部分
的にチル層を形成した耐摩耗性の優れた鋳鉄連続鋳造棒
およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車用エンジンにおいて用いられるカ
ムシャフトのカム部等の摺動部は、特にエンジンが高出
力であるほど高い面圧が作用するため、耐摩耗性に優れ
たものとする必要がある。従来、このような摺動部の耐
摩耗性を向上させる手段として、例えば、特開昭６４−
６２２４５号公報（以下、「先行技術１」という）に
は、表面がチル組織化されたチルカムシャフトを鋳造す
るチルカムシャフト鋳造装置が開示されている。即ち、
チルカムシャフトの形状に成形した発泡スチロール製の
模型を鋳枠内部に配置するとともに模型の一部にチラー
を当接させて模型とチラーとの周囲に非粘結砂を固め、
その後模型の部分に溶かした金属材を注湯し模型と金属
材とを置換してカムシャフトを成形する消失模型鋳造法
におけるチルカムシャフト鋳造装置であって、チラーを
鋳枠にチラー支持腕を介して固定している。換言すれ
ば、砂型の中に熱伝導性の高い入子（チラー）を埋設す
ることが開示されている。

【０００３】更に、特開平１−１３０８３８号公報（以
下、「先行技術２」という）には、チル層を形成する鋳
物製品の製造方法が開示されている。即ち、熱伝導性の
高い金型と耐熱性であって熱伝導性の低い金型で形成さ
れたキャビティ内を予め減圧しておき、このキャビティ
内に注湯して、熱伝導性の高い金型のキャビティ内の溶
湯を急冷してチル層を形成し、熱伝導性の低い金型のキ
ャビティ内の溶湯は徐冷してチル層を形成しないように
したチル層を形成する鋳物製品の鋳造方法である。換言
すれば、熱伝導性の高い銅系合金製の金型と、熱伝導性
の低い入子を組み合わせ、熱伝導性の高い金型キャビテ
ィの冷却水路を埋設することを開示している。

【０００４】更に、特開平５−１０４２３４号公報（以
下、「先行技術３」という）には、鋳造品の表面に部分
的にチル層を形成するチル層形成方法およびその装置が
開示されている。即ち、鋳造品の表面に局部的にチル層
を形成するための形成方法において、熱伝導率の高い金
型のキャビティに溶湯を注入し、鋳造品の表面が凝固し
且つ内部が冷え切らない段階で鋳造品を取り出すととも
に、この鋳造品の要チル化部分の表面に局部的にエアブ
ローを施し同部のチル化を促進させる。

【０００５】更に、特開平５−５１２５号公報（以下、
「先行技術４」という）には、金属基材の表面に耐摩耗
性合金チル層を形成するようにした耐摩耗性の優れた摺
動部材の製造方法が開示されている。即ち、所定の成分
組成の球状黒鉛鋳鉄を調製し、摺動部に再溶融チル化処
理をほどこしている。

【０００６】

【発明が解決しょうとする課題】しかしながら、先行技
術１〜３においては、砂型または金型を使用して鋳造す
るので、１製品毎に製造し、コストが高くなる。即ち、
砂型鋳造品の作業工程は、模型作成〜鋳型セット〜枠合
わせ〜注湯〜型バラシ〜ショット〜バリ取り〜加工と多
岐にわたり、煩雑である。更に、製品個数に対応する莫
大な数の鋳型を要するので、生産性が悪いという問題点
が有る。

【０００７】更に、溶湯、砂、冷し金の管理が複雑、且
つ重要で、これらの操業要因によって製品の歩留や品質
の良否が大きく左右される。従って、コストが高くな
り、製造される品質のバラツキも大きいという問題点が
ある。従来技術４においては、上述したように、所定の
成分組成の球状黒鉛鋳鉄を調製してカム素材を調製し、
カムシャフト全体を所定温度に予熱し、カム部をＴＩＧ
装置にて所定条件下で再溶融する等、工程が増え、複雑
になるという問題点がある。

【０００８】一方、鋳鉄連続鋳造棒は、作業工程が単純
で連続的に製造することができるので、周方向の寸法精
度がよく、長手方向における品質のバラツキも少ない。
従って、長尺棒を製品寸法に対応した所望の長さで切断
することにより、一度に多数個製造できることから、品
質が安定し且つ同等の製品を安価に得ることができる。
しかしながら、従来の鋳鉄連続鋳造棒の製造にあたって
は、棒表面のチル層を積極的に形成、制御させることが
困難であり、耐摩耗性に劣っていた。

【０００９】従って、この発明の目的は、連続鋳造によ
り、鋳鉄棒の表面に部分的なチル層を形成させた、耐摩
耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒およびその製造方法を提供
することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者は、上述した従
来の問題点を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、
鋳鉄の連続鋳造においては、凝固の初期段階において、
優先的晶出層とその厚みはＣＥ値（炭素当量）と冷却速
度に依ることが判明した。即ち、鋳鉄の炭素当量ＣＥ
（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３を３．６〜５．２（ＣＥ（ｗ
ｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６〜４．６であるねずみ鋳
鉄、ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が４．２〜５．２で
ある球状黒鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄）の範囲内に制御する
ことによって、その表面の少なくとも一部にチル層が形
成された耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を得ることが
できることを知見した。

【００１１】この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、この発明の鋳鉄連続鋳造棒の第１の態様
は、炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６〜
５．２である鋳鉄の、その表面の少なくとも一部にチル
層が形成された耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒であ
る。

【００１２】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の第２の態様
は、前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ
／３が３．６〜４．６であるねずみ鋳鉄からなっている
ことを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒である。

【００１３】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の第３の態様
は、前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３
が４．２〜５．２である球状黒鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄か
らなっていることを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒である。

【００１４】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の第４の態様
は、前記鋳鉄連続鋳造棒の前記チル層におけるロックウ
エル硬さが４５以上、前記チル層以外の中心部における
ロックウエル硬さが３０以下であることを特徴とする鋳
鉄連続鋳造棒である。

【００１５】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の第５の態様
は、前記鋳鉄連続鋳造棒の横断面がカムシャフトのカム
ロブからなっており、前記チル層の深さが０．５ｍｍ以
上であることを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒である。

【００１６】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法の第
１の態様は、鋳鉄の炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ
／３を３．６〜５．２の範囲内に制御し、熱伝導率が５
０〜１５０Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドを使用して連続鋳
造を行って、その表面の少なくとも一部にチル層を形成
して、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造する、鋳
鉄連続鋳造棒の製造方法である。

【００１７】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法の第
２の態様は、前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６〜４．６であるねずみ鋳鉄からな
っていることを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒の製造方法で
ある。

【００１８】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法の第
３の態様は、前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３が４．２〜５．２である球状黒鉛鋳鉄また
はＣＶ鋳鉄からなっていることを特徴とする鋳鉄連続鋳
造棒の製造方法である。

【００１９】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法の第
４の態様は、前記連続鋳造が水平連続鋳造であることを
特徴とする鋳鉄連続鋳造棒の製造方法である。

【００２０】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法の第
５の態様は、前記水平連続鋳造において、ストローク長
が５〜４５ｍｍからなる間欠引き抜きによって、鋳片を
引き抜き、そして、前記黒鉛モールド出口において強制
冷却を行うことを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒の製造方法
である。

【００２１】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法の第
６の態様は、鋳片を首振りさせながら引き抜くことを特
徴とする鋳鉄連続鋳造棒の製造方法である。

【００２２】この発明の鋳鉄連続鋳造棒のその他の態様
は、前記鋳鉄連続鋳造棒が０．１〜０．４ｗｔ％の範囲
内のチタン（Ｔｉ）を含有していることを特徴とする鋳
鉄連続鋳造棒である。この発明の鋳鉄連続鋳造棒のその
他の態様は、前記鋳鉄連続鋳造棒の不可避的不純物であ
るＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、ＭｏおよびＳｎの含有量がそ
れぞれ０．１ｗｔ％以下であることを特徴とする鋳鉄連
続鋳造棒である。この発明の鋳鉄連続鋳造棒のその他の
態様は、前記鋳鉄連続鋳造棒の前記チル層以外の中心部
がねずみ鋳鉄、球状黒鉛鋳鉄および／またはＣＶ鋳鉄か
らなっていることを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒である。

【００２３】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法のそ
の他の態様は、前記黒鉛モールドの前記熱伝導率が８０
〜１４０Ｗ／ｍ／Ｋであることを特徴とする鋳鉄連続鋳
造棒の製造方法である。この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製
造方法のその他の態様は、前記ストローク長が１０〜４
０ｍｍからなることを特徴とする鋳鉄連続鋳造棒の製造
方法である。

【００２４】

【発明の実施の形態】この発明の鋳鉄連続鋳造棒および
その製造方法の態様について詳細に説明する。この発明
の鋳鉄連続鋳造棒は、炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓ
ｉ／３が３．６〜５．２である鋳鉄の、その表面の少な
くとも一部にチル層が形成された耐摩耗性に優れた鋳鉄
連続鋳造棒である。即ち、上述した鋳鉄は炭素当量ＣＥ
（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６〜４．６であるねず
み鋳鉄からなっている鋳鉄連続鋳造棒であってもよく、
更に、上述した鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ
＋Ｓｉ／３が４．２〜５．２である球状黒鉛鋳鉄または
ＣＶ鋳鉄からなっている鋳鉄連続鋳造棒であってもよ
い。図１は、炭素当量、ＣおよびＳｉの含有量の関係を
示す図である。即ち、図１（ａ）には、ねずみ鋳鉄、図
１（ｂ）には球状黒鉛鋳鉄およびＣＶ鋳鉄におけるこの
発明の範囲内の炭素当量（ＣＥ）を満たすＣおよびＳｉ
の含有範囲が示されている。

【００２５】上述した鋳鉄がねずみ鋳鉄である場合、炭
素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３は、好ましくは、
３．８〜４．４の範囲内である。上述した鋳鉄が球状黒
鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄である場合、炭素当量ＣＥ（ｗｔ
％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３は、好ましくは、４．４〜５．０の
範囲内である。本発明においては、鋳鉄連続鋳造棒の表
面全体がチル層で形成されてもよく、表面の特定の部分
のみに限定してチル層が形成されてもよい。

【００２６】鉄−Ｃ（炭素）−Ｓｉ（珪素）の３元状態
図から明らかなように、連続鋳造においては、鋳鉄の凝
固の初期段階において、優先的晶出層とその厚みはＣＥ
値（炭素当量）と冷却速度に依存する。従って、本発明
の鋳造連続鋳造棒を得るためには、製造条件を厳密に管
理する必要がある。なお、ＣＥ値は安定系の黒鉛と準安
定系のセメンタイト（チル層）の何れが優先的に晶出す
るかを示す指標であり、冷却速度は優先的晶出層と共に
組織層の厚みを左右する因子である。

【００２７】鋳鉄がねずみ鋳鉄の場合、上述した炭素当
量ＣＥ（ｗｔ％）が３．６未満であるとき、鋳鉄連続鋳
造棒の中心部までチル化する。即ち、過剰に厚いチル層
が形成され、鋳鉄棒の表面だけでなく中心部まで高硬度
となり、所要の機械加工が困難になる。一方、炭素当量
ＣＥ（ｗｔ％）が４．６を超えると、鋳鉄連続鋳造棒の
表面部がチル化しない。即ち、冷却速度が最大の鋳鉄棒
表面でも黒鉛が晶出し、硬度が低く、耐摩耗性に劣る。

【００２８】更に、鋳鉄が球状黒鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄
である場合、上述した炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）が４．２
未満であるとき、鋳鉄連続鋳造棒の中心部までチル化し
てしまう。即ち、過剰に厚いチル層が形成され、鋳鉄棒
の表面だけでなく中心部まで高硬度となり、所要の機械
加工が困難になる。一方、炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）が
５．２を超えると、鋳鉄連続鋳造棒の表面部がチル化し
ない。即ち、冷却速度が最大の鋳鉄棒表面でも黒鉛が晶
出し、硬度が低く、耐摩耗性に劣る。

【００２９】この発明の鋳鉄連続鋳造棒において、チル
層とチル層以外の部分の硬度が所定の範囲に制御され
る。即ち、鋳鉄連続鋳造棒の上述したチル層におけるロ
ックウエル硬さが４５以上、チル層以外の中心部におけ
るロックウエル硬さが３０以下である。チル層における
ロックウエル硬さが４５未満であると、硬度が低く、耐
摩耗性に劣る。更に、チル層以外の中心部におけるロッ
クウエル硬さが３０を超えると、硬度が高くなりすぎ
て、所要の機械加工が困難になる。図２は、炭素当量
（ＣＥ）とロックウエル硬さ（ＨＲＣ）との関係を示す
図である。図２（ａ）には、ねずみ鋳鉄、図２（ｂ）に
は球状黒鉛鋳鉄およびＣＶ鋳鉄に関する炭素当量（Ｃ
Ｅ）とロックウエル硬さ（ＨＲＣ）との関係を示す。図
２において、縦軸は鋳片の硬度（ＨＲＣ）、横軸は炭素
当量（ＣＥ）をそれぞれ示す。更に、図２において、○
は表層部の硬さを、●は中心部の硬さをそれぞれ示す。

【００３０】この発明の鋳鉄連続鋳造棒において、鋳鉄
連続鋳造棒の横断面がカムシャフトのカムロブからなっ
ており、上述したチル層の深さが０．５ｍｍ以上である
ことが好ましい。即ち、上述したように、鋳鉄の連続鋳
造においては、長尺棒を製品寸法に対応した所望の長さ
で切断することにより、一度に多数個製造できるので、
品質が安定し且つ同等の製品を安価に得ることができる
という利点がある。従って、摺動部が形成されたチル層
からなり、横断面がカムシャフトのカムロブの形状であ
る鋳鉄連続鋳造棒を提供することによって、所望の長さ
に切断することによって、摺動部がチル層からなるカム
ロブを得ることができる。上述したように、チル層の深
さを０．５ｍｍ以上にすることによって、摺動部が形成
されたチル層からなっているカムロブが得られる。

【００３１】更に、この発明の鋳鉄連続鋳造棒におい
て、鋳鉄連続鋳造棒が０．１〜０．４ｗｔ％の範囲内の
チタン（Ｔｉ）を含有していてもよい。チタンの含有量
が０．１ｗｔ％未満では、中心部の黒鉛組織が崩れ強度
（引張強さ）が低下する。一方、チタンの含有量が０．
４ｗｔ％を超えると、強度の上昇は期待できずコスト高
となる。更に、この発明の鋳鉄連続鋳造棒において、鋳
鉄連続鋳造棒の不可避的不純物であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｖ、ＭｏおよびＳｎの含有量はそれぞれ０．１ｗｔ
％以下である。上述した不可避的不純物は少ないほどよ
い。不可避的不純物であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ
およびＳｎの含有量が０．１ｗｔ％を超えると、中心部
までチル化する。なお、より好ましくは、不可避的不純
物であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、ＭｏおよびＳｎの含有
量がそれぞれ０．０５ｗｔ％以下である。不可避的不純
物であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、ＭｏおよびＳｎの含有
量を上述した範囲内に限定することによって、チル厚さ
を安定的に制御することができる。

【００３２】この発明の鋳鉄連続鋳造棒において、鋳鉄
連続鋳造棒の上述したチル層以外の中心部がねずみ鋳
鉄、球状黒鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄からなっている。上述
した中心部がねずみ鋳鉄、球状黒鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄
からなっていることによって、所望の機械加工性を付与
することができる。

【００３３】次に、この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方
法においては、鋳鉄の炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓ
ｉ／３を３．６〜５．２の範囲内に制御し、熱伝導率が
５０〜１５０Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドを使用して連続
鋳造を行って、その表面部にチル層を形成して、耐摩耗
性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造する。即ち、上述した
鋳鉄が炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６
〜４．６であるねずみ鋳鉄からなっている鋳鉄連続鋳造
棒の製造方法であってもよく、更に、上述した鋳鉄が前
記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が４．２〜
５．２である球状黒鉛鋳鉄またはＣＶ鋳鉄からなってい
る鋳鉄連続鋳造棒の製造方法であってもよい。

【００３４】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法にお
いて使用される黒鉛モールドの熱伝導率は５０〜１５０
Ｗ／ｍ／Ｋの範囲内である。鋳型として使用される黒鉛
の熱伝導率は、凝固初期の冷却速度を支配する。黒鉛モ
ールドの熱伝導率が５０Ｗ／ｍ／Ｋ未満では、凝固速度
が小さく生産能率が著しく悪い。一方、黒鉛モールドの
熱伝導率が１５０Ｗ／ｍ／Ｋを超えると、鋳鉄連続鋳造
棒の表面部だけでなく、チル層が過剰に形成され、機械
的加工性が劣化する。なお、より好ましくは、黒鉛モー
ルドの熱伝導率は８０〜１４０Ｗ／ｍ／Ｋの範囲内であ
る。黒鉛モールドの熱伝導率が上述した範囲内であると
き、黒鉛は、材質的に曲げ強度が高く、しかも、硬くて
疵が付き難い。従って、この発明の黒鉛モールドは、耐
用性に優れ、高硬度のチル層を有するこの発明の鋳鉄連
続鋳造棒を長時間にわたって鋳造することができる鋳型
として適している。

【００３５】この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造は、水平
連続鋳造によって行ってもよい。即ち、水平連続鋳造に
おいて、ストローク長が５〜４５ｍｍからなる間欠引き
抜きによって、鋳片を引き抜き、そして、上述した黒鉛
モールド出口において強制冷却を行う。水平連続鋳造で
は、引き抜き−停止−引き抜きを繰返す間欠引き抜きに
よって鋳鉄連続鋳造棒を製造しており、ストローク長と
停止時間によってモールド内滞留時間が決まる。

【００３６】ストローク長が４５ｍｍを超えると、鋳鉄
連続鋳造棒の表面部の硬さが長手方向においてばらつ
き、部分的に所望の硬さを確保できない領域が発生して
しまう。一方、ストローク長が５ｍｍ未満のときは、鋳
型内の平均滞留時間が短くなってチル層の生成が不十分
となり、表面部の所望の硬度を確保することができな
い。なお、好ましくは、ストローク長が１０〜４０ｍｍ
の範囲内である。この好ましい範囲内では、上述した効
果がより確実に得られる。

【００３７】更に、この発明の鋳鉄連続鋳造棒の製造方
法においては、上述したように、黒鉛モールド出口にお
いて強制冷却を行う。即ち、モールド内における凝固状
態は、モールド内冷却（即ち、１次冷却という）条件に
依存して決まる。上述したような１次冷却の条件下で
は、鋳鉄連続鋳造棒の内部が未凝固の状態でモールドか
ら引き出され、その後の凝固はモールドを出てからの冷
却（即ち、２次冷却という）条件に依存して決まる。

【００３８】２次冷却を強制的に実施せず、そのまま放
冷すると、断面積の大きな鋳造では鋳鉄連続鋳造棒が復
熱して焼鈍され、モールド内で生成したチル層のセメン
タイトが分解して黒鉛化する。従って、断面積が１００
０ｍｍ²以上で、かつ厚みが３０ｍｍ以上の厚肉である
か、または／および黒鉛化を防止し、チルを部分的に発
生させる鋳鉄連続鋳造棒においては、強制的に２次冷却
する必要がある。２次冷却の強制冷却は、空冷、水冷等
で行うことができる。いずれにしても、２次冷却によっ
て、鋳鉄連続鋳造棒の表面部の所要の部位のみがチル化
し、それ以外および中心部には、黒鉛が晶出した組織分
布となる。その結果、上述したように、鋳鉄連続鋳造棒
のチル層におけるロックウエル硬さが４５以上、チル層
以外の中心部におけるロックウエル硬さが３０以下に調
製される。

【００３９】図７は、首振りを伴う引き抜きによる鋳造
を説明する図である。この発明の鋳鉄連続鋳造棒の鋳造
方法においては、図７に彎曲矢印で示すように、鋳片を
左右に首振りさせながら引き抜いてもよい。図７におい
て、１０は鋳片、１１は保持炉、１２はダイ、１３は水
冷ジャケットを示す。図６は、首振りを伴わない引き抜
きの場合のチル組織の偏りを説明する図である。図６に
おいて、１はカムロブ、２はダイ、３はギャップを示
す。図６（ａ）において矢印で示す方向にダイと接触す
る。なお、鋳片１０の引き抜きに際しては、鋳片１０の
周囲に対し図外のローラを周方向に複数箇所配置して、
前記複数のローラを鋳片に押圧しつつ引き抜きが行われ
る。ここで、図６（ａ）に示すように、引き抜きの際、
鋳片を首振りしないときは、鋳片１０が図６（ａ）に示
すように周方向に対し曲率が異なる形状のため、前記各
ローラの押圧力、押圧方向、位置等のバランスが微少量
でもずれていると、鋳片１０に対し捻り方向の応力が作
用し、また鋳片の重力により、鋳片の片側のどちらかと
黒鉛モールドが接触しつづけると共に、その反対側の鋳
片の片側はギャップ３を生じて黒鉛モールドが接触しな
い。従って、図６（ｂ）に示すように、鋳鉄連続鋳造棒
の表面部のチル層の形成に偏りが発生し、部分的に所望
の硬さを確保できない領域が発生する恐れがある。図８
は、首振りを伴う引き抜きの場合のチル組織を説明する
図である。図８（ａ）および（ｂ）に示すように、引き
抜きの際、鋳片を矢印で示すように左右に首振りしなが
ら引き抜くときは、鋳片と黒鉛モールドとの接触時間を
等しくすることができる。従って、図８（ｃ）に示すよ
うに、鋳鉄連続鋳造棒の表面部のチル層を左右均等に形
成することができる。加えて、長いストローク長でも待
ち時間を短縮でき、鋳造速度を上げることができる。な
お、首振りの振り幅は発生するギャップと等しくし、振
り回数は１回以上とする。その首振りは引き抜きの停止
時間中に実施するのが望ましい。なお、本発明の鋳鉄連
続鋳造棒は、水平連続鋳造に限定されるものではなく、
他の連続鋳造によっても製造することができる。この発
明を、実施例によって更に詳細に説明する。

【００４０】

【実施例】実施例１Ｃ：３．２８ｗｔ％、Ｓｉ：２．７５ｗｔ％、Ｍｎ：
０．３１ｗｔ％、Ｐ：０．０６４ｗｔ％、Ｓ：０．０１
５ｗｔ％、Ｔｉ：０．２６ｗｔ％を含有し、炭素当量
（ＣＥ）が４．２０であるねずみ鋳鉄の溶湯を１４１０
℃の温度で保持炉内へ注湯した。水平連続鋳造に用いた
鋳型は、熱伝導率１３９Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドであ
った。

【００４１】鋳造は、停止時間０．９秒、ストローク長
２０ｍｍの条件下の間欠引き抜きで実施した。このと
き、保持炉内の溶湯温度は１３００℃であった（但し、
液相線温度は１１６９℃、固相線温度は約１１５３℃で
あった）。なお、２次冷却は空気吹き付けによって行っ
た。その結果、断面積１１００ｍｍ²の、その表面全体
にチル層が形成された、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造
棒を製造した。

【００４２】このように製造した鋳鉄連続鋳造棒を厚さ
３０ｍｍの輪切り状に切断して、硬さ試験片を採取し
た。試験片の概ね中心から垂直方向、水平方向、斜め上
方に測定位置（Ａ１〜Ａ８、Ｂ１〜Ｂ５、Ｃ１〜Ｃ５、
Ｄ１〜Ｄ４、Ｅ１〜Ｅ４、Ｆ１〜Ｆ４、Ｇ１〜Ｇ４、Ｈ
１〜Ｈ４）を選定し、それぞれの点における硬度を測定
した。その結果を、図３および図４に示す。図３中の点
線および図４中のチル層の厚みとは、後述の金属組織観
察に基づくチル化領域を示したものである。図３に示す
ように、カムロブの摺動部である突出部（Ａ１〜Ａ４）
では、ロックウエル硬さが４５以上であり、その他の部
分即ち、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ方向に関しては、
表層部のみにおいて、ロックウエル硬さが４５を超えて
いる。上述したところから明らかなように、この発明に
よると、摺動部にロックウエル硬さ４５以上のチル層が
形成され、中心部ではロックウエル硬さが３０以下の鋳
鉄連続鋳造棒を得ることができる。

【００４３】次に、上述した試験片の金属組織を観察し
た。図５は試験片の代表的な部位の金属組織写真（４０
０倍）であり、図３に示した硬度測定点と対応する。即
ち、図５の（ａ）表層部、（ｂ）境界部、（ｃ）中心部
は、それぞれ図３の点Ａ１、点Ａ４、点Ａ８に相当す
る。図５から明らかなように、表層部にはチル層が、中
心部には黒鉛晶出層が分布している。また、チル層と黒
鉛晶出層の境界部は、図３中の点線の如く、マクロ組織
的には境界線として観察される。

【００４４】実施例２Ｃ：３．０６ｗｔ％、Ｓｉ：２．５１ｗｔ％、Ｍｎ：
０．３６ｗｔ％、Ｐ：０．０５２ｗｔ％、Ｓ：０．０１
７ｗｔ％、Ｔｉ：０．２４ｗｔ％を含有し、炭素当量
（ＣＥ）が３．９０であるねずみ鋳鉄の溶湯を１４３０
℃の温度で保持炉内へ注湯した。水平連続鋳造に用いた
鋳型は、熱伝導率８１Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドであっ
た。

【００４５】鋳造は、停止時間０．４秒、ストローク長
１０ｍｍの条件下の間欠引き抜きで実施した。このと
き、保持炉内の溶湯温度は１３２０℃であった（但し、
液相線温度は１２０２℃、固相線温度は１１５３℃であ
った）。なお、この実施例では２次冷却は行わず放冷と
した。その結果、断面積９５０ｍｍ²の、その表面に局
部的（カムロブの摺動部）に５ｍｍ以上のチル層が形成
された、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造した。
チル層のロックウエル硬さは４８、中心部のロックウエ
ル硬さは１０であった。

【００４６】実施例３Ｃ：３．１０ｗｔ％、Ｓｉ：２．４２ｗｔ％、Ｍｎ：
０．３６ｗｔ％、Ｐ：０．０５１ｗｔ％、Ｓ：０．０１
６ｗｔ％、Ｔｉ：０．２５ｗｔ％を含有し、炭素当量
（ＣＥ）が３．９１であるねずみ鋳鉄の溶湯を１４４０
℃の温度で保持炉内へ注湯した。水平連続鋳造に用いた
鋳型は、熱伝導率１３９Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドであ
った。

【００４７】鋳造は、停止時間０．７秒、ストローク長
１５ｍｍの条件下の間欠引き抜きで実施した。このと
き、保持炉内の溶湯温度は１３３０℃であった（但し、
液相線温度は１２１３℃、固相線温度は１１５３℃であ
った）。なお２次冷却は空気吹き付けによって行った。
その結果、断面積１３００ｍｍ²の、その表面に局部的
（カムロブの摺動部）に１５ｍｍ以上のチル層が形成さ
れた、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造した。チ
ル層のロックウエル硬さは５２、中心部のロックウエル
硬さは２３であった。

【００４８】実施例４Ｃ：３．４８ｗｔ％、Ｓｉ：２．９１ｗｔ％、Ｍｎ：
０．１８ｗｔ％、Ｐ：０．０２３ｗｔ％、Ｓ：０．００
９ｗｔ％、Ｔｉ：０．０７ｗｔ％、Ｍｇ：０．２７ｗｔ
％を含有し、炭素当量（ＣＥ）が４．４５である球状黒
鉛鋳鉄の溶湯を１４００℃の温度で保持炉内へ注湯し
た。水平連続鋳造に用いた鋳型は、熱伝導率１３９Ｗ／
ｍ／Ｋの黒鉛モールドであった。

【００４９】鋳造は、停止時間２．０秒、ストローク長
４０ｍｍの条件下の間欠引き抜きで実施した。このと
き、保持炉内の溶湯温度は１２９０℃であった（但し、
液相線温度は１１５５℃、固相線温度は１１５３℃であ
った）。なお２次冷却は水冷によって行った。その結
果、断面積１３００ｍｍ²の、その表面に局部的（カム
ロブの摺動部）に１０ｍｍ以上のチル層が形成された、
耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造した。チル層の
ロックウエル硬さは５５、中心部のロックウエル硬さは
２３であった。

【００５０】実施例５Ｃ：３．８４ｗｔ％、Ｓｉ：３．１６ｗｔ％、Ｍｎ：
０．１６ｗｔ％、Ｐ：０．０２５ｗｔ％、Ｓ：０．００
８ｗｔ％、Ｔｉ：０．０８ｗｔ％、Ｍｇ：０．２１ｗｔ
％を含有し、炭素当量（ＣＥ）が４．８９である球状黒
鉛鋳鉄の溶湯を１５４０℃の温度で保持炉内へ注湯し
た。水平連続鋳造に用いた鋳型は、熱伝導率１１６Ｗ／
ｍ／Ｋの黒鉛モールドであった。

【００５１】鋳造は、停止時間１．６秒、ストローク長
３０ｍｍの条件下の間欠引き抜きで実施した。このと
き、保持炉内の溶湯温度は１４３０℃であった（但し、
液相線温度は１３６９℃、固相線温度は１１５３℃であ
った）。なお２次冷却は水冷によって行った。その結
果、断面積１５００ｍｍ²の、その表面に局部的（カム
ロブの摺動部）に１０ｍｍ以上のチル層が形成された、
耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造した。チル層の
ロックウエル硬さは４８、中心部のロックウエル硬さは
１５であった。

【００５２】実施例６Ｃ：３．２６ｗｔ％、Ｓｉ：２．７７ｗｔ％、Ｍｎ：
０．３０ｗｔ％、Ｐ：０．０６４ｗｔ％、Ｓ：０．０１
５ｗｔ％、Ｔｉ：０．２５ｗｔ％を含有し、炭素当量
（ＣＥ）が４．１８であるねずみ鋳鉄の溶湯を１４１５
℃の温度で保持炉内へ注湯した。水平連続鋳造に用いた
鋳型は、熱伝導率１１６Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドであ
った。

【００５３】鋳造は、停止時間１．０秒、ストローク長
３５ｍｍの条件下の間欠引き抜きで実施した。同時に、
停止時間中の鋳片に左向きと右向きの首振りを交互に２
回付与し、強制的に鋳片と黒鉛モールドとの接触時間を
左右等しくなるようにした。このとき首振り幅を、鋳型
と黒鉛モールド間に発生したギャップと等しく、２ｍｍ
とした。なお、２次冷却は空気吹き付けによって行っ
た。その結果、断面積１３００ｍｍ²の、その表面に局
部的（カムロブの摺動部）に１８ｍｍ以上のチル層が形
成された、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造し
た。チル層のロックウエル硬さは４８、中心部のロック
ウエル硬さは１２であった。この鋳造法では、ストロー
ク長３５ｍｍにても待ち時間を１．０秒に短縮できるた
め、平均の鋳造速度は大きくなって、生産性が向上し
た。また、図４におけるＢラインとＣラインのチル厚み
は各６ｍｍとなり、左右均等になった。上述したよう
に、首振り鋳造によると、冷却が大きくなると共に、長
いストローク長でも待ち時間を短縮でき（即ち、通常ス
トローク長が３５ｍｍの場合には待ち時間が１．８秒で
あるのに対して、１．０秒に短縮できる）、鋳造速度を
上げることができる。更に、チル層の左右の対称性が向
上する（即ち、通常ＢラインとＣラインのチル厚みは、
６ｍｍ、２ｍｍであるのに対して、ＢラインとＣライン
のチル厚みは各６ｍｍとなる）。

【００５４】

【発明の効果】上述したように、この発明によると、連
続鋳造により、鋳鉄棒の表面に部分的なチル層を形成さ
せた、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒およびその製造
方法を提供することができ、産業上利用価値が高い。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、炭素当量、ＣおよびＳｉの含有量の関
係を示す図である。

【図２】図２は、炭素当量（ＣＥ）とロックウエル硬さ
（ＨＲＣ）との関係を示す図である。

【図３】図３は、試験片の硬さ測定位置、金属組織を観
察するための試験片の部位およびチル層と黒鉛晶出層の
境界部を示す図である。

【図４】図４は、硬さ測定位置における硬さおよびチル
層の厚みを示す表である。

【図５】図５は、試験片の部位の金属組織写真である。

【図６】図６は、首振りを伴わない引き抜きの場合のチ
ル組織の偏りを説明する図である。

【図７】図７は、首振りを伴う引き抜きによる鋳造を説
明する図である。

【図８】図８は、首振りを伴う引き抜きの場合のチル組
織を説明する図である。

【符号の説明】

１．カムロブ２．ダイ３．ギャップ１０．鋳片１１．保持炉１２．ダイ１３．水冷ジャケット

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｃ 37/04 Ｃ２２Ｃ 37/04 Ｚ (72)発明者新沼透神奈川県川崎市川崎区白石町２番１号日本鋳造株式会社内 (72)発明者土田裕神奈川県川崎市川崎区白石町２番１号日本鋳造株式会社内 (72)発明者田中彰神奈川県川崎市川崎区白石町２番１号日本鋳造株式会社内 (72)発明者佐藤万企夫神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地日産自動車株式会社内 (72)発明者大橋孝行神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地日産自動車株式会社内 (72)発明者吉田雄次神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地日産自動車株式会社内Ｆターム(参考） 4E004 BA03 BA04 KA02 NA03 NB04 NC05

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３が
３．６〜５．２である鋳鉄の、その表面の少なくとも一
部にチル層が形成された耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造
棒。
【請求項２】前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６〜４．６であるねずみ鋳鉄からな
っていることを特徴とする請求項１に記載の鋳鉄連続鋳
造棒。
【請求項３】前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３が４．２〜５．２である球状黒鉛鋳鉄また
はＣＶ鋳鉄からなっていることを特徴とする請求項１に
記載の鋳鉄連続鋳造棒。
【請求項４】前記鋳鉄連続鋳造棒の前記チル層における
ロックウエル硬さが４５以上、前記チル層以外の中心部
におけるロックウエル硬さが３０以下であることを特徴
とする、請求項１から３の何れか１項に記載の鋳鉄連続
鋳造棒。
【請求項５】前記鋳鉄連続鋳造棒の横断面がカムシャフ
トのカムロブからなっており、前記チル層の深さが０．
５ｍｍ以上であることを特徴とする、請求項１から４の
何れか１項に記載の鋳鉄連続鋳造棒。
【請求項６】鋳鉄の炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝Ｃ＋Ｓｉ
／３を３．６〜５．２の範囲内に制御し、熱伝導率が５
０〜１５０Ｗ／ｍ／Ｋの黒鉛モールドを使用して連続鋳
造を行って、その表面の少なくとも一部にチル層を形成
して、耐摩耗性に優れた鋳鉄連続鋳造棒を製造する、鋳
鉄連続鋳造棒の製造方法。
【請求項７】前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３が３．６〜４．６であるねずみ鋳鉄からな
っていることを特徴とする請求項６に記載の鋳鉄連続鋳
造棒の製造方法。
【請求項８】前記鋳鉄は前記炭素当量ＣＥ（ｗｔ％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３が４．２〜５．２である球状黒鉛鋳鉄また
はＣＶ鋳鉄からなっていることを特徴とする請求項６に
記載の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法。
【請求項９】前記連続鋳造が水平連続鋳造であることを
特徴とする請求項６から８の何れか１項に記載の鋳鉄連
続鋳造棒の製造方法。
【請求項１０】前記水平連続鋳造において、ストローク
長が５〜４５ｍｍからなる間欠引き抜きによって、鋳片
を引き抜き、そして、前記黒鉛モールド出口において強
制冷却を行うことを特徴とする請求項９に記載の鋳鉄連
続鋳造棒の製造方法。
【請求項１１】前記間欠引き抜きにおいて、鋳片を左右
に首振りさせながら行うことを特徴とする請求項１０に
記載の鋳鉄連続鋳造棒の製造方法。