JP2005290420A - 鋳鉄材料とその製造方法 - Google Patents
鋳鉄材料とその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2005290420A JP2005290420A JP2004103460A JP2004103460A JP2005290420A JP 2005290420 A JP2005290420 A JP 2005290420A JP 2004103460 A JP2004103460 A JP 2004103460A JP 2004103460 A JP2004103460 A JP 2004103460A JP 2005290420 A JP2005290420 A JP 2005290420A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast iron
- heat treatment
- iron material
- graphite
- minutes
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Abstract
【課題】 従来の鋳鉄材料の欠点を解消し、鋳鉄材料の高強度化の要請に十分対応できる高い強度を保有し、且つ加工性にも十分に優れた鋳鉄材料とその製造方法の提供を課題とする。
【解決手段】 白鋳鉄化した鋳鉄を用い、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理と、次に850〜1000℃で20〜60分保持する熱処理とを行う。また白鋳鉄化した鋳鉄は半溶融成形法により製造する。鋳鉄の成分組成は、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部を実質的にFeとする。
【選択図】 なし
【解決手段】 白鋳鉄化した鋳鉄を用い、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理と、次に850〜1000℃で20〜60分保持する熱処理とを行う。また白鋳鉄化した鋳鉄は半溶融成形法により製造する。鋳鉄の成分組成は、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部を実質的にFeとする。
【選択図】 なし
Description
本発明は鋳鉄材料とその製造方法に関し、より詳しくは、強度と加工性に優れた鋳鉄材料とその製造方法に関する。
鋳鉄材料は製作可能な形状の自由度が高くまた安価なことから、工業的に広く用いられている材料である。
一方、近年における製品の軽量化、コンパクト化の要求に対して、鋳鉄材料の高強度化の要請が高くなってきている。
一方、近年における製品の軽量化、コンパクト化の要求に対して、鋳鉄材料の高強度化の要請が高くなってきている。
前記鋳鉄材料の高強度化の要請に対する対処としては、合金成分の添加による鋳鉄の基地強化を図ること等が行われている。が、一方、それに伴い加工性が悪くなるという問題が生じていた。
そこで本発明は、上記従来の鋳鉄材料の欠点を解消し、鋳鉄材料の高強度化の要請に十分対応できる高い強度を保有し、且つ加工性にも十分に優れた鋳鉄材料とその製造方法の提供を課題とする。
上記課題を達成するため、本発明の鋳鉄材料の製造方法は、白鋳鉄化した鋳鉄を用い、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理と、次に850〜1000℃で20〜60分保持する熱処理とを行うことを第1の特徴としている。
また本発明の鋳鉄材料の製造方法は、上記第1の特徴に加えて、半溶融成形法により白鋳鉄化した鋳鉄を用いることを第2の特徴としている。
また本発明の鋳鉄材料の製造方法は、上記第1又は第2の特徴に加えて、鋳鉄の成分組成が、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部が実質的にFeであることを第3の特徴としている。
また本発明の鋳鉄材料は、上記第1〜3の何れかの鋳鉄の製造方法で製造した、1mm平方当たりの黒鉛の平均粒数が800個以上であることを第4の特徴としている。
また本発明の鋳鉄材料の製造方法は、上記第1の特徴に加えて、半溶融成形法により白鋳鉄化した鋳鉄を用いることを第2の特徴としている。
また本発明の鋳鉄材料の製造方法は、上記第1又は第2の特徴に加えて、鋳鉄の成分組成が、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部が実質的にFeであることを第3の特徴としている。
また本発明の鋳鉄材料は、上記第1〜3の何れかの鋳鉄の製造方法で製造した、1mm平方当たりの黒鉛の平均粒数が800個以上であることを第4の特徴としている。
請求項1に記載の鋳鉄材料の製造方法によれば、白鋳鉄化した鋳鉄を用い、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理と、次に850〜1000℃で20〜60分保持する熱処理とを行うことにより、
基地をパーライトとフェライトとの混合組織にすることができると共に、微細な黒鉛を多数、均一に析出させることができる。そしてその結果として、良好な強度と良好な加工性を保有した鋳鉄材料を提供することができる。
また請求項2に記載の鋳鉄材料の製造方法によれば、請求項1に記載の方法による効果に加えて、半溶融成形法により白鋳鉄化した鋳鉄を用いることにより、
半溶融成形法では金型を使用するため、鋳鉄の広い範囲の成分に対しても白銑化が容易に行われるメリットがある。
また請求項3に記載の鋳鉄材料の製造方法によれば、上記請求項1又は2に記載の方法による効果に加えて、鋳鉄の成分組成が、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部が実質的にFeであることにより、
製造時における鋳造欠陥が少なく、また熱処理によって確実に微細な黒鉛を均一に、多数析出させることができる。そしてその結果として、良好な強度と良好な加工性を保有した鋳鉄材料を提供することができる。
また請求項4に記載の鋳鉄材料によれば、1mm平方当たりの黒鉛の平均粒数が800個以上であるので、
強度と加工性に優れた鋳鉄材料を提供することができる。
基地をパーライトとフェライトとの混合組織にすることができると共に、微細な黒鉛を多数、均一に析出させることができる。そしてその結果として、良好な強度と良好な加工性を保有した鋳鉄材料を提供することができる。
また請求項2に記載の鋳鉄材料の製造方法によれば、請求項1に記載の方法による効果に加えて、半溶融成形法により白鋳鉄化した鋳鉄を用いることにより、
半溶融成形法では金型を使用するため、鋳鉄の広い範囲の成分に対しても白銑化が容易に行われるメリットがある。
また請求項3に記載の鋳鉄材料の製造方法によれば、上記請求項1又は2に記載の方法による効果に加えて、鋳鉄の成分組成が、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部が実質的にFeであることにより、
製造時における鋳造欠陥が少なく、また熱処理によって確実に微細な黒鉛を均一に、多数析出させることができる。そしてその結果として、良好な強度と良好な加工性を保有した鋳鉄材料を提供することができる。
また請求項4に記載の鋳鉄材料によれば、1mm平方当たりの黒鉛の平均粒数が800個以上であるので、
強度と加工性に優れた鋳鉄材料を提供することができる。
本発明の実施形態に係る鋳鉄材の製造方法は、鋳鉄中の黒鉛組織を微細化すると共に均一に分布させることで、強度、ヤング率を損ねることなく加工性を高めることを特徴としている。
その手法は、白銑化した鋳鉄を、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理工程と、次に850〜1000℃で20〜60分保持することによる炭化物の黒鉛化を目的とした熱処理工程を行うことにより、微細黒鉛を多数析出させた組織とすることである。以後において、前記700〜900℃の温度で5〜60分保持したのち急冷する熱処理工程を第1段熱処理、その後の850〜1000℃で20〜60分保持することによる炭化物の黒鉛化を目的とした熱処理工程を第2段熱処理と記す。
その手法は、白銑化した鋳鉄を、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理工程と、次に850〜1000℃で20〜60分保持することによる炭化物の黒鉛化を目的とした熱処理工程を行うことにより、微細黒鉛を多数析出させた組織とすることである。以後において、前記700〜900℃の温度で5〜60分保持したのち急冷する熱処理工程を第1段熱処理、その後の850〜1000℃で20〜60分保持することによる炭化物の黒鉛化を目的とした熱処理工程を第2段熱処理と記す。
黒鉛の微細化のメカニズムとしては、第1段熱処理時の急冷によりオーステナイト組織はマルテンサイト、又はベーナイト、又はツルースタイト組織等の急冷組織に変化する。これら組織は炭素を過飽和に固溶していてエネルギー的に不安定であるため、第2段熱処理において炭化物との界面で多数の箇所から分解し、安定な黒鉛を析出させるため、微細で多数の黒鉛組織となる。ここで急冷とは水、油等への焼き入れ処理及び空冷等であり、おおよそ200℃/分以上の冷却速度をいう。
第1段熱処理を700〜900℃で5〜60分の保持時間と規定した理由は、700℃未満或いは5分未満では、白銑の基地組織をオーステナイト化することは不十分で或いは炭素のオーステナイトへの固溶量が不十分で、急冷後に前述した急冷組織が得られず、結果として第2段熱処理時において微細黒鉛を得ることができないからである。また900℃を超え或いは60分を超えると、炭化物の分解が著しく進行し、一部は黒鉛として析出する。その結果、第2段熱処理時において黒鉛化するサイトとしての炭化物量が減少するため微細黒鉛量が減少し、加工性向上の効果が得られないからである。なお第2段熱処理後は炉冷することで、基地組織はパーライトとフェライトからなる組織となる。
第1段熱処理を700〜900℃で5〜60分の保持時間と規定した理由は、700℃未満或いは5分未満では、白銑の基地組織をオーステナイト化することは不十分で或いは炭素のオーステナイトへの固溶量が不十分で、急冷後に前述した急冷組織が得られず、結果として第2段熱処理時において微細黒鉛を得ることができないからである。また900℃を超え或いは60分を超えると、炭化物の分解が著しく進行し、一部は黒鉛として析出する。その結果、第2段熱処理時において黒鉛化するサイトとしての炭化物量が減少するため微細黒鉛量が減少し、加工性向上の効果が得られないからである。なお第2段熱処理後は炉冷することで、基地組織はパーライトとフェライトからなる組織となる。
更に第2段熱処理を850〜1000℃で20〜60分の保持時間とした理由は、850℃未満或いは20分未満では炭化物の黒鉛化が不十分であり、1000℃を超え或いは60分を超えると炭化物の分解が進行し、オーステナイトへ炭素の再固溶が著しく起こるため、微細化効果がなくなるからである。
鋳鉄を白鋳鉄組織にする手段として半溶融成形法を用いるのが好ましい。近年、鉄系材料において半溶融成形法の適応が進んでいるが、この半溶融成形法においては金型を使用するため、白銑化が容易であり、本発明方法における利用価値がより一層高まるためである。
本発明の方法において使用する鋳鉄の成分組成は、重量%で、C:1.8〜2.5%、Si:1.4〜3.0%を含有すると共に、残部が実質的にFeであるものが好ましい。
Cが1.8重量%未満では鋳造欠陥が生じ易く、また低炭素含有量のため黒鉛化に長時間かかりコスト高となって望ましくない。またCが2.5重量%を超えると黒鉛量が多くなり、最終物性値が劣る。
Siが1.4重量%未満では黒鉛化に長時間を要するためコスト高であり、またSiが3.0重量%を超えると靱性及び加工性が低下するので望ましくない。
Cが1.8重量%未満では鋳造欠陥が生じ易く、また低炭素含有量のため黒鉛化に長時間かかりコスト高となって望ましくない。またCが2.5重量%を超えると黒鉛量が多くなり、最終物性値が劣る。
Siが1.4重量%未満では黒鉛化に長時間を要するためコスト高であり、またSiが3.0重量%を超えると靱性及び加工性が低下するので望ましくない。
本発明の方法で製造された鋳鉄材料は、基地がパーライトとフェライトからなり、塊状又は粒状の黒鉛が、1mm平方当たり平均800個以上微細に析出した組織を呈しており、強度と加工性に富んだ、優れた特性を示す。
表1に示す目標成分にて、連続鋳造法により径50mmの鋳鉄棒を製作した。この連続鋳造鋳鉄棒を50mm長さに切断し、1200℃の半溶融温度に加熱し、図1にその概略を示す射出成形機を用いて金型空間に充填し、テストピースを多数作成した。
なお図1において、1は可動金型、2は固定金型、3はゲート、4は射出スリーブ、5はプランジャー、6は半溶融ビレット、7は金型空間、8は半溶融ビレット6の挿入口である。
成形後のテストピースは何れも白銑化していた。
これらテストピースを用いて表2に示す熱処理を実施した。熱処理の実施は、予め処理温度に設定した熱処理炉にテストピースを挿入し、テストピースの温度が処理温度に到達後、目標とする保持時間保持し、その後速やかに炉から取り出し空冷する第1段熱処理と、次にこれらテストピースの炭化物の黒鉛化のための第2段熱処理を実施した。
なお図1において、1は可動金型、2は固定金型、3はゲート、4は射出スリーブ、5はプランジャー、6は半溶融ビレット、7は金型空間、8は半溶融ビレット6の挿入口である。
成形後のテストピースは何れも白銑化していた。
これらテストピースを用いて表2に示す熱処理を実施した。熱処理の実施は、予め処理温度に設定した熱処理炉にテストピースを挿入し、テストピースの温度が処理温度に到達後、目標とする保持時間保持し、その後速やかに炉から取り出し空冷する第1段熱処理と、次にこれらテストピースの炭化物の黒鉛化のための第2段熱処理を実施した。
表2の熱処理の結果、第2段熱処理後の硬さは何れのテストピースもHRB80から85であった。一方、1mm平方当たりの黒鉛粒数の平均は、比較例1においては117個、比較例2においては660個、比較例3では368個であったのに対し、実施例1では824個、実施例2では1653個、実施例3では1469個、実施例4では937個、実施例5では1074個となり、黒鉛粒数が本実施例において1mm平方当たり平均800個以上と数多くなっていることがわかる。
上記比較例1〜3、実施例1〜5における熱処理後の引張強さ、加工性を評価した。加工性は直径8mmのドリル加工するのに要する消費電力を測定することで評価した。ドリルの回転数と送り速度はそれぞれ220rpm、0.3mm/revで行った。
評価結果を表3に示す。
評価結果を表3に示す。
表3を参照して、引張強さ及びヤング率は比較例1〜3、実施例1〜5の何れにおいてもあまり差は認められない。しかし加工性については、黒鉛粒数の多い実施例1〜5では比較例1〜3に比べて消費電力が小さくなっており、実施例において加工性が向上していることがわかる。また一般のFCD450の評価試験結果も併せて示す通り、実施例においては引張強さ、ヤング率がFCD450より向上しているにもかかわらず、加工性はほぼ同等の値を示している。即ち、実施例においては加工性を損なうことなく、従来のFCDより機械的性質の向上を達成している。
例として上記試験のうち比較例1〜2、実施例1〜3における熱処理後の組織を図2に示す。
比較例1は第1段熱処理においてオーステナイトへの炭素の固溶が不十分なため、所望の急冷組織が得られず、そのため第2段熱処理においてほとんどが約60μm程度の黒鉛となっており、1mm平方当たりの黒鉛粒数も平均117個であった。また比較例2では第1段熱処理での試験温度が900℃より高いため、炭化物の分解が過大に進行しすぎて第2段熱処理における黒鉛の発生サイトが不足する結果、微細黒鉛の析出が少なく、1mm平方当たりの黒鉛粒数も平均660個であった。比較例1、2とも1mm平方当たりの黒鉛粒数の平均が800個未満であり、そのため加工改善効果が少ない。
これに対して本発明の範囲で実施した実施例1〜3においては、何れも微細な黒鉛が多数析出した組織が得られている。実施例2、3においては一部約60μm程度の黒鉛も観察されるが、その他は微細黒鉛が均一に分布している。そして1mm平方当たりの黒鉛粒数の平均も800個以上となっている。
比較例1は第1段熱処理においてオーステナイトへの炭素の固溶が不十分なため、所望の急冷組織が得られず、そのため第2段熱処理においてほとんどが約60μm程度の黒鉛となっており、1mm平方当たりの黒鉛粒数も平均117個であった。また比較例2では第1段熱処理での試験温度が900℃より高いため、炭化物の分解が過大に進行しすぎて第2段熱処理における黒鉛の発生サイトが不足する結果、微細黒鉛の析出が少なく、1mm平方当たりの黒鉛粒数も平均660個であった。比較例1、2とも1mm平方当たりの黒鉛粒数の平均が800個未満であり、そのため加工改善効果が少ない。
これに対して本発明の範囲で実施した実施例1〜3においては、何れも微細な黒鉛が多数析出した組織が得られている。実施例2、3においては一部約60μm程度の黒鉛も観察されるが、その他は微細黒鉛が均一に分布している。そして1mm平方当たりの黒鉛粒数の平均も800個以上となっている。
以上より本発明の鋳鉄材料とその製造方法によれば、従来なし得なかった強度と加工性に優れた鋳鉄材料の提供を可能とすることができた。
1 可動金型
2 固定金型
3 ゲート
4 射出スリーブ
5 プランジャー
6 半溶融ビレット
7 金型空間
8 半溶融ビレットの挿入口
2 固定金型
3 ゲート
4 射出スリーブ
5 プランジャー
6 半溶融ビレット
7 金型空間
8 半溶融ビレットの挿入口
Claims (4)
- 白鋳鉄化した鋳鉄を用い、700〜900℃の温度で5〜60分保持した後に急冷する熱処理と、次に850〜1000℃で20〜60分保持する熱処理とを実施することを特徴とする鋳鉄材料の製造方法。
- 半溶融成形法により白鋳鉄化した鋳鉄を用いることを特徴とする請求項1に記載の鋳鉄材料の製造方法。
- 鋳鉄の成分組成が、重量%で、
C : 1.8〜2.5%
Si : 1.4〜3.0%
を含有すると共に、残部が実質的にFeであることを特徴とする請求項1又は2に記載の鋳鉄材料の製造方法。 - 1mm平方当たりの黒鉛の平均粒数が800個以上であることを特徴とする請求項1〜3の何れかの製造方法で製造された鋳鉄材料。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2004103460A JP2005290420A (ja) | 2004-03-31 | 2004-03-31 | 鋳鉄材料とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2004103460A JP2005290420A (ja) | 2004-03-31 | 2004-03-31 | 鋳鉄材料とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2005290420A true JP2005290420A (ja) | 2005-10-20 |
Family
ID=35323689
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2004103460A Pending JP2005290420A (ja) | 2004-03-31 | 2004-03-31 | 鋳鉄材料とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2005290420A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007099919A1 (ja) * | 2006-02-28 | 2007-09-07 | Daikin Industries, Ltd. | 圧縮機の摺動部品、摺動部品基体、スクロール部品及び圧縮機 |
JP2008095677A (ja) * | 2006-03-01 | 2008-04-24 | Daikin Ind Ltd | 圧縮機の摺動部品、摺動部品基体、スクロール部品、スクロール部品基体、シリンダブロック、シリンダブロック基体、ピストン、ピストン基体、ローラー、ローラー基体、および圧縮機 |
CN103361539A (zh) * | 2012-04-10 | 2013-10-23 | 日本铸造株式会社 | 触变铸造用铸铁坯及其制造方法 |
-
2004
- 2004-03-31 JP JP2004103460A patent/JP2005290420A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007099919A1 (ja) * | 2006-02-28 | 2007-09-07 | Daikin Industries, Ltd. | 圧縮機の摺動部品、摺動部品基体、スクロール部品及び圧縮機 |
AU2007219764B2 (en) * | 2006-02-28 | 2010-09-02 | Daikin Industries, Ltd. | Compressor slider, slider preform, scroll part and compressor |
KR101122533B1 (ko) * | 2006-02-28 | 2012-03-15 | 다이킨 고교 가부시키가이샤 | 압축기의 접동 부품, 접동 부품 기체, 스크롤 부품 및 압축기 |
US8366425B2 (en) | 2006-02-28 | 2013-02-05 | Daikin Industries, Ltd. | Compressor slider, slider preform, scroll part, and compressor |
JP2008095677A (ja) * | 2006-03-01 | 2008-04-24 | Daikin Ind Ltd | 圧縮機の摺動部品、摺動部品基体、スクロール部品、スクロール部品基体、シリンダブロック、シリンダブロック基体、ピストン、ピストン基体、ローラー、ローラー基体、および圧縮機 |
CN103361539A (zh) * | 2012-04-10 | 2013-10-23 | 日本铸造株式会社 | 触变铸造用铸铁坯及其制造方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN102066586B (zh) | 渗碳部件的制造方法及钢部件 | |
JP2016503460A (ja) | 厚肉鋳鉄部品のための接種剤合金 | |
CN109943772B (zh) | 石墨钢用钢材及改善切削性的石墨钢 | |
KR20140110621A (ko) | 선회 또는 고정스크롤용 cv 흑연주철 및 그를 이용한 선회 또는 고정스크롤의 제조방법 | |
JP6998015B2 (ja) | 球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法 | |
JP2594441B2 (ja) | 快削性高温低熱膨張鋳造合金の製造方法 | |
CN103305772B (zh) | 一种高硬度渣浆泵泵体及其制备方法 | |
CN104388810B (zh) | 一种铸态球墨铸铁的制备方法及其球墨铸铁 | |
CN104060150B (zh) | 加工性优异的高强度片状石墨铸铁及其制造方法 | |
JP5618466B2 (ja) | 高剛性高減衰能鋳鉄 | |
KR100681270B1 (ko) | 고강도 고연신율 구상흑연주철 | |
JP5282546B2 (ja) | 耐摩耗性に優れた高強度厚肉球状黒鉛鋳鉄品 | |
JP2005290420A (ja) | 鋳鉄材料とその製造方法 | |
JP5712525B2 (ja) | 耐摩耗性に優れた球状黒鉛鋳鉄品 | |
CN110527934A (zh) | 一种高强度高阻尼CuAlMn形状记忆合金的制备方法 | |
JP6090905B2 (ja) | 高温延性と高温クリープ破断寿命に優れた球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 | |
Upadhyaya et al. | Effect of some inoculants on the structure and properties of thin wall ductile iron | |
JP3597211B2 (ja) | 高温強度に優れた球状黒鉛鋳鉄 | |
JP2001131678A (ja) | 高強度球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法 | |
JP5282547B2 (ja) | 耐摩耗性に優れた高強度厚肉球状黒鉛鋳鉄品 | |
JP6548924B2 (ja) | 亜共晶球状黒鉛鋳鉄 | |
WO2016194377A1 (ja) | 黒心可鍛鋳鉄及びその製造方法 | |
JP4687617B2 (ja) | 機械構造用鋼材 | |
CN108034883A (zh) | 机床床身材料 | |
CN109457170A (zh) | 一种铁水长效孕育剂及其制备方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080507 |
|
A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20080909 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |