JP2009197311A - 鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 - Google Patents
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- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Abstract
【解決手段】重量%で、C:3.0%〜4.0%、Si:2.0%〜3.0%、Mn:0.6%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Mg:0.02%〜0.06%、Cu:1.8%〜4.0%、Sn:0.01%〜0.05%、Bi:0.0005%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から成ることを特徴とする鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄。
【選択図】図3
Description
又、Cuのみによるマトリックス組織の改善には限界があること当然で、これで解決出来ない点が多い故に、多種の元素の組合せが提案されているのである。
しかし、該球状黒鉛鋳鉄において、引張強さ900MPa以上を実現するためには、Alの添加が必要であった。
従って、極めて高強度、優れた伸びにより、機械的性質の優れた球状黒鉛鋳鉄を提供できる。
又、得られる球状黒鉛鋳鉄は、引張強さ900MPa以上の高強度と、4%以上の伸びがある製品が提供できる。
Cuは、オーステナイトを安定化し、オーステナイト―パーライト変態が低温で起き、基地パーライト面積率を増加させる作用を有し、質量効果を軽減させる。リサイクル材として発生量も多いため、過去に多くの試みがなされてきた。
実験は、成分毎に2回実施した。その結果、Cu:1.5%で不規則形黒鉛は確認できず、2.3%、2.6%、2.8%で球状黒鉛の回りにいくつかの凝集状黒鉛が出来た。
しかし、Cu:2.6%を超えると球形阻害が優位となる。しかも、この含有量の範囲でセメンタイトの発生は皆無であった。
本発明は、Cuの範囲が1.8%〜4.0%であることを大きな特徴とする。Cuがこの範囲であると黒鉛粒が微細になり、基地が緻密に強化されるため高強度で良好な伸びを有し、一方偏析したCuは熱伝導率を上げ、焼入れに際しては加熱冷却速度を速め、Cr、Ni、Mo等の添加がなくても強力な焼入れ性を提供する。Cuが1.8%未満では充分な高強度が得られず、4.0%以上では効果が飽和状態となり、不経済になることからCuの範囲を設けるものである。
しかしながら、Cuを1.8%〜4%、Snを0.01%〜0.05%含有させたダクタイル鋳鉄において、微量のBiを添加すると、黒鉛晶出が阻害される等の悪影響もなく、冷却速度が遅い内部においても黒鉛を均一微細分散化することが出来る。Biを過量に添加すると、均一微細分散効果よりも、黒鉛量が減少し、鋳鉄の脆化をもたらす傾向が顕著に現れる。従って、0.0005%〜0.01%の範囲にした。
しかし、その後の実験では、1300℃近辺でも使用可能であった。
このような急激な変化は、処理温度が比較的高く、溶湯の粘性が小さいこと、BiはFe中にほとんど溶解しないことから、Biが気化して気泡になれば、非常に早く浮上して消失する。
このBiの気化した気泡に、黒鉛の晶出により球状黒鉛が生成したと確認出来た。
可鍛鋳鉄におけるBiのチル化促進効果については、早稲田大学の堤名誉教授の系統的な研究がある。その研究結果によると、Biは黒鉛核表面に吸着し、黒鉛核の成長を抑制することによって、黒鉛の晶出を阻害し、チル化を促進すると結論づけている。
以上のように、可鍛鋳鉄におけるチル化促進効果及びダクタイル鋳鉄における黒鉛粒数の増加とチル化防止効果を、矛盾なく説明することが出来る。
本発明は、この吸着説をダクタイル鋳鉄に適用しようとするものである。
図1、2は、球状黒鉛鋳鉄溶湯において、冷却過程で黒鉛核が生成し、成長していく過程を模式的に示したものである。
図1は、Bi無添加における黒鉛の成長過程を示している。炉1に溶湯2を入れ、そこにFe−Si−Mg3を添加する。(図1a)溶湯温度が低下していくと、まずMgS4等が核となって微細な黒鉛核5が発生する。(図1b)
黒鉛6の成長が始まる(図1c)と、黒鉛周辺のC量が減少するので、黒鉛近傍では新たな核生成は起こりにくくなる。
図2bにおいては、MgSの核生成及びBi吸着による核成長の抑制が行われる。
図2cにおいては、新たな核生成が進行する。
図2dにおいては、約1200℃付近にて黒鉛が晶出する。
この原因は、CuとSnの働きによると考えられるが、このパーライト変態までの黒鉛核の成長に対するCuとSnの働きについては、不明な点が多い。
又、Snもこれに同伴することにより、黒鉛粒表面にCu−Sn薄膜が形成される。この膜がC原子の黒鉛粒表面への析出を阻止するため、黒鉛付着による黒鉛球状化率の低下が防止できる。同時に、黒鉛粒周辺のパーライトの分解が抑制されるので、強度低下の原因になるフェライトの生成が阻止される。
以上の効果によって、球状黒鉛鋳鉄の高強度化が達成できたと考えられる。
Fe−Cu系平衡状態図を図5に示す。Cu:2%、857℃にαFe−Cu共析変態点があり、Cu量が2%を越える過共析成分の場合は、γ鉄から初析Cuが生成する。この場合の核生成場所(サイト)としては、γ鉄中の微細な介在物や欠陥のほかに、黒鉛粒表面も核生成サイトとなる。このため、初析Cuが黒鉛粒表面にも析出したため、Cu濃化層が形成されたものと考えられる。
尚、実際の鋳鉄では、CやSi等が数%含まれているが、FeとCuの平衡状態は、本質的には図2と大きな違いはないものと考えられる。
Cu量が0.5%の場合(亜共析成分)では、Snの濃化現象が現れず、Cu量が2.8%の場合(過共析成分)にSnの濃化現象が現れている。このことから、Snの濃化現象は、Cu量に影響されることは明らかである。特に、過共析領域での初析Cuの析出が大きく影響しているものと考えられる。
ダクタイル FCD800(MAP)
加速電圧 15.0V
照射電流 1.002e−07A
時間(msec) 200.00
点数 450*450
間隔(μm)X:0.45
Y:0.45
Cu WOS 2ch LIF
最大値 2465
最小値 0
平均値 113
Sn WOS 3ch PETH
最大値 2620
最小値 7
平均値 94
この粒状組織は、Snの面分析結果にも現れており(図62)、その形状と位置がCuの場合とほとんど同一であることから、初析Cuと同伴してSn30が析出していることが分かる。
以上のことから、Snの黒鉛粒表面への濃化現象については、初析Cuの黒鉛粒表面への析出に同伴して析出するためであると考えられる。
図3に示すように、第1に、凝固が始まると黒鉛核5が生成し、それを取り囲んでオーステナイト相8が晶出する。(図3a)
高強度球状黒鉛鋳鉄の場合、このようなパーライトのフェライト化と球状化率の低下は、引張強さと伸びに顕著な悪影響を及ぼす。
この薄層11が、炭素原子の黒鉛粒への析出を阻害することによって、パーライト9への分解を抑制する。このため、黒鉛粒の塊状化が防止されるので、黒鉛形状の劣化が防げたものと考えられる。
CuとSnの複合添加による効果を、より具体的に表現すると、図4における写真(2)の段階で、フェライトの成長或いはパーライトの分解を止めることである。これによって、球状化率の高い黒鉛粒が得られる。
Pは0.03%を超えると、ステダイトの影響で伸びが低下し、又、表面焼入れした時の焼割れを防止するために上限を設けるものである。
Sは、Mg消費型の球状化阻害元素であり、0.03%以下とした。C、Si、Mgは一般的な球状黒鉛鋳鉄の範囲である。
前記試験と同様の手順、即ち2.000kg容量の低周波誘導炉を用い、鋼屑及び戻し材を使用し、FCD450相当の溶湯とし、これに表1に示す如く所望量のCuを添加した後、市販のFe―Si―Mg―Ca―REM合金添加のサンドウィッチ法による黒鉛球状化処理を実施時に表1に示す如く所望量のSn、Biを添加し、注湯取鍋移し換え時に接種、シェル鋳型のJIS G 5502 Y型B号(25t×215l)に鋳込んだ。同様の手順で、化学組成を変化させた本発明実施品1〜9についての機械的性質及び化学組成を表1に示す。
図2の金属組成の顕微鏡写真に示す如く、セメンタイトやベイナイトは皆無で、球形も良好で微細な黒鉛と非常に緻密な組成を有している。本発明の球状黒鉛鋳鉄は、JIS G 5503のFCAD900―4の規格相当、引張り強さ900MPa以上、伸び4%以上を鋳放しにて十分満足するものである。
又、本発明実施品1〜5において、所謂インモールド法によりFe−Siも二次接種した結果においても、強度、伸び共に満足する結果が得られた。
Cu 0.5%(他は本発明と同成分)ダクタイル鋳鉄
試料調整:乾式にて引張試験後の試料を切断し、分析に供した。
その概略を参考図として図9に示す。
装置:Physical Electronics社製 PHI MODEL 660
測定条件:
電子ビーム条件
加速電圧 5kV、
試料電流 0.2μA
試料検査角度 30°
測定領域 <1μmφ(電子ビーム径)
イオンビーム条件
加速電圧 3kV、
ラスター 3mm×3mm
スパッタ速度 3.2nm/min(SiO2実測値)
測定スペクトル
C KLL、O KLL、Sn MNN、Fe LMM、Cu LMM、Mg KLL、S LVV、Cl LVV、N KLL
Claims (7)
- 重量%で、C:3.0%〜4.0%、Si:2.0%〜3.0%、Mn:0.6%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Mg:0.02%〜0.06%、Cu:1.8%〜4.0%、Sn:0.01%〜0.05%、Bi:0.0005%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から成ることを特徴とする鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄。
- 球状黒鉛周囲に近接して、CuとSnの濃化層を析出形成させたことを特徴とする鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄。
- 球状黒鉛周囲に近接して、CuとSnの濃化層を析出形成させたことを特徴とする請求項1に記載の鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄。
- 球状化率80%〜100%、黒鉛平均粒径20μm〜40μm、黒鉛粒数個200個/mm2〜300個/mm2、ブリネル硬さがHB260〜320であって、パーライト基地組織を有することを特徴とする請求項1乃至3の何れかに記載の鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄。
- 重量%で、C:3.0%〜4.0%、Si:2.0%〜3.0%、Mn:0.6%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Mg:0.02%〜0.06%、Cu:1.8%〜4.0%、Sn:0.01%〜0.05%、Bi:0.0005%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から成り、黒鉛周囲に近接して、CuとSnの濃化層を析出形成させることを特徴とする鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
- 黒鉛周囲に近接して、CuとSnの濃化層を析出させ、該濃化層のCu、Snにより、炭素原子の黒鉛粒への析出を阻害し、パーライトの分解を抑制することを特徴とする請求項5に記載の鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
- Fe―Siをインモールド法により二次接種することを特徴とする請求項5乃至6に記載の鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
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