JP2014028987A

JP2014028987A - 鋳造用鉄合金及びその製造方法

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Publication number: JP2014028987A
Application number: JP2012169247A
Authority: JP
Inventors: Kosuke Ashizuka; 康佑芦塚
Original assignee: Hinode Ltd
Current assignee: Hinode Ltd
Priority date: 2012-07-31
Filing date: 2012-07-31
Publication date: 2014-02-13
Anticipated expiration: 2032-07-31
Also published as: JP6023499B2

Abstract

【課題】鉄骨造の建築物の材料として使用可能な、成形後における高い衝撃特性及び縦弾性係数を有する鋳造用鉄合金とその製造方法を提供する。
【解決手段】
重量比率で、Ｃ：１．７〜２．０％、Ｓｉ：０．９〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなる組成を有し、フェライト相からなる基地組織と、基地組織中に含まれた球状黒鉛とを備える。
【選択図】図１

Description

本発明は鋳造用鉄合金及びその製造方法に関し、詳しくは、成形後における高い衝撃特性及び高い縦弾性係数を確保させることのできる鋳造用鉄合金及びその製造方法に係るものである。

自動車、電気機器、産業機械など様々な製品に鋳造用鉄合金が利用されている。とりわけ、球状黒鉛鋳鉄は良好な鋳造性と高い強度を有し、鍛鋼や鋳鋼の代替として工作機械用構造部材、土木建築用構造部材、機械構造部品等の用途に広く利用されている。

ここで、建築分野においては、建築基準法施行令にて使用材料や設計方法が細かく規定されている。例えば鉄骨造の建築物では、その構造耐力上、主要な部分に使用可能な材料は、炭素鋼またはステンレス鋼もしくは鋳鉄とされている（同施行令第６４条第１項）。

ところが、同施行令同条第２項においては、鋳鉄は圧縮応力または接触応力以外の応力が存在する部分には使用できないとされており、鋳鉄の建築構造用材料としての使用用途は限定されている。

一方で、鋳鉄と同分類の鉄系鋳物である鋳鋼の中にはＪＩＳＧ５１０２（溶接構造用鋳鋼品）に規定されている溶接性に優れたものがあり、充分な塑性変形能、破壊靱性を有していることから、鋼と同様に鉄骨造の建築物の材料として使用されている。

しかしながら、鋳鋼の場合、融点が非常に高く、これに伴い、溶解設備や鋳型の耐火性に関する製造技術上の問題が存在する。また溶湯の流動性が悪く、凝固収縮が大きいので、薄肉小物形状の製造が非常に困難であり、鋳鉄よりも鋳造性に劣るという欠点がある。

こうしたなか、成形段階における鋳造性と成形後の高靱性を確保した鉄系鋳造材料が提案されている。

上記のような、鉄系鋳造材料の従来技術として、例えば、特許文献１に記載の球状黒鉛鋳鋼が提案されている。

この特許文献１に記載の球状黒鉛鋳鋼は、表１に示すような化学組成に加え、Ｍｇ等の黒鉛の球状化に必要な組成と、残部がＦｅと不可避の不純物からなる組成を有している。また、基地組織を体積比率で１５％以上の微細な残留オーステナイトが分散したオースフェライト組織とすることで、靱性と縦弾性係数を併せて確保させている。

特開平６−１４５８９８号公報

しかしながら、特許文献１の球状黒鉛鋳鋼では、成形段階における鋳造性の向上は実現できても、１つの適用基準となるＪＩＳＧ３１３６（建築構造用圧延鋼材）及びＪＩＳＧ５１０２（溶接構造用鋳鋼品）の規格下限値（試験温度が０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）が２７（Ｊ）以上）を満たしておらず、充分な衝撃特性を有していないため、鉄骨造の建築物の材料として使用することができない。

本発明は、以上の点に鑑みて創案されたものであり、鉄骨造の建築物の材料として使用可能な、成形後における高い衝撃特性及び縦弾性係数を有する鋳造用鉄合金とその製造方法を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するために、本発明の鋳造用鉄合金は、重量比率で、Ｃ：１．７〜２．０％、Ｓｉ：０．９〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなる組成を有し、フェライト相からなる基地組織と、該基地組織中に含まれた球状黒鉛とを備える。

ここで、Ｃ：１．７〜２．０％を含むことによって、衝撃特性を低下させない程度の適度な量の黒鉛を生成し、鋳鋼よりも優れた鋳造性を確保するとともに、後述する熱処理を施して基地組織をフェライト相とすることと相俟って高い衝撃特性を実現できる。
特に、Ｃ：１．８０〜１．９５％を含む場合には、成形段階の優れた鋳造性と成形後の高い衝撃特性の両方をバランス良く実現することができる。

一方で、Ｃが１．７％未満の場合には、黒鉛ではなく鉄炭化物（セメンタイト）が生成し易くなり、鋳造性と衝撃特性が低下してしまう。また、Ｃが２．０％を超えた場合には、析出する黒鉛の量が多くなり過ぎ、衝撃特性と縦弾性係数が低下してしまう。

また、Ｓｉ：０．９〜２．０％を含むことによって、黒鉛の生成を促進させ、溶湯の流動性を向上させることができ、複雑な形状の部品も鋳造可能となり、優れた鋳造性を実現できる。
特に、Ｓｉ：１．２〜１．７％を含む場合には、安定的に黒鉛が生成され、衝撃特性も高く保たれるようになり、優れた鋳造性と高い衝撃特性の両方をバランス良く実現することができる。

一方で、Ｓｉが０．９％未満の場合には、黒鉛ではなく鉄炭化物（セメンタイト）が生成し易くなり、鋳造性と衝撃特性が低下してしまう。また、Ｓｉが２．０％を超えた場合には、基地組織の硬さが増し、衝撃特性が低下してしまう。

また、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含むことによって、基地組織中の黒鉛を球状化させることができる。なお、黒鉛が球状化されることで引張り強度や伸びが良くなる。
特に、Ｍｇ：０．０１９〜０．０３０％を含む場合には、黒鉛が安定的に球状化され、鉄炭化物（セメンタイト）も生成しにくくなり、優れた鋳造性と高い衝撃特性の両方をバランス良く実現することができる。

一方で、Ｍｇが０．０１５％未満の場合には、黒鉛が球状化できず、芋虫もしくは片状として晶出し、切欠き効果により衝撃特性が低下してしまう。また、Ｍｇが０．０４０％を超えた場合には、鉄炭化物（セメンタイト）が生成しやすくなり、鋳造性と衝撃特性が低下してしまう。

また、基地組織がフェライト相からなることによって、伸びが良くなり、高い衝撃特性を実現できる。

また、生成される黒鉛が球状であることによって、片状黒鉛鋳鉄に比べて引張強度や伸びが良くなる。

また、球状黒鉛が占める面積率が９〜１１％である場合には、黒鉛の含有量増加による衝撃特性の低下が許容範囲に留まることとなり、高い衝撃特性を有することになる。

また、上記の目的を達成するために、本発明の鋳造用鉄合金の製造方法は、重量比率で、Ｃ：１．７〜２．０％、Ｓｉ：０．９〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなる溶湯を鋳型内に注湯する工程と、凝固後の鋳造物に熱処理を施して、フェライト相から成る基地組織中に球状黒鉛を含んだ組織を形成する工程とを備える。

ここで、重量比率で、Ｃ：１．７〜２．０％、Ｓｉ：０．９〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなる溶湯を鋳型内に注湯する工程と、凝固後の鋳造物に熱処理を施して、フェライト相から成る基地組織中に球状黒鉛を含んだ組織を形成する工程を有することによって、引張強度や伸びが良くなり、靭性が増し、衝撃特性に優れるようになる。

特に、球状化処理が行われた溶湯を鋳型内に注湯し、鋳放し状態でパーライト組織とフェライト組織が混合した組織を有する鋳放し材を形成し、該鋳放し材に焼鈍処理を施して、フェライト相から成る基地組織中に球状黒鉛を含んだ組織を形成する場合には、衝撃特性に優れるようになる。

本発明に係る鋳造用鉄合金は、成形段階において鋳鉄と同等の優れた鋳造性を有するとともに、成形後において高い衝撃特性及び縦弾性係数を有するものである。
また、本発明に係る鋳造用鉄合金の製造方法では、成形段階において鋳鉄と同等の優れた鋳造性を有するとともに成形後において高い衝撃特性及び縦弾性係数を有する鋳造用鉄合金を製造することができる。

本発明を適用した鋳造用鉄合金の一例を説明するための顕微鏡写真である。本発明を適用した例で用いた焼鈍処理を示した図である。本発明を適用した例で用いた各試験片を採取するために鋳造するブロックの形状を示した図である。本発明の実施例１，２の試験片の組織観察の写真を示した図である。本発明の実施例３，４の試験片の組織観察の写真を示した図である。本発明の実施例５の試験片の組織観察の写真を示した図である。本発明の比較例１，２の試験片の組織観察の写真を示した図である。本発明の比較例３，４の試験片の組織観察の写真を示した図である。本発明の比較例５，６の試験片の組織観察の写真を示した図である。本発明の比較例７，８の試験片の組織観察の写真を示した図である。

図１は、本発明を適用した鋳造用鉄合金の一例を説明するための顕微鏡写真である。
ここで示す鋳造用鉄合金は、重量比率で、Ｃ：１．９２％、Ｓｉ：１．２４％、Ｍｇ：０．０３６％、Ｎｉ：１．００％、Ｍｎ：０．１９％、Ｐ：０．０１４％、Ｓ：０．０１７％を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成を有している。

また、図１に示す鋳造用鉄合金の基地組織はフェライト相からなり、基地組織中に含まれる黒鉛は球状化している。なお、黒鉛球状化率は９１％であり、球状黒鉛が占める面積率（黒鉛面積率）は９．７％である。

以下、上記した図１に示す鋳造用鉄合金の製造方法について説明する。即ち、本発明を適用した鋳造用鉄合金の製造方法の一例について説明する。

本発明を適用した鋳造用鉄合金の製造方法の一例では、先ず、鉄スクラップや銑鉄などの原材料を高周波誘導炉にて溶融した後に、加炭材、Ｆｅ−Ｓｉ等の加珪材、電解ニッケルを添加し、化学組成の調整を行う。

次に、溶湯を球状化処理用取鍋に出湯し、サンドイッチ法による球状化処理を行った後、あらかじめ用意した鋳型に鋳込みを行う。

ここで、球状化処理には市販の球状化剤を用いることができる。具体的には、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金の基本組成に少量のＣａやＲＥを含有したものを用いることができるが、球状化処理を行った後の溶湯のＭｇが、重量比率で０．０１５〜０．０４０％の範囲になるように添加されていれば充分であり、球状化剤の組成が特に限定されるものではない。

また、球状化剤の添加量は一定の値に限定されるものではなく、出湯温度の差異や取鍋の損耗具合によるＭｇ歩留りの差異、狙いのＭｇ組成値などに応じて適宜調整することができる。

本発明の適用において接種剤を添加するようにしても良い。接種剤には基地組織中の球状黒鉛を小さく、数多く生成させて靱性を向上させる効果や、チルを防止し、切削性を向上させる効果がある点から、使用しても良い。なお接種剤の種類や添加のタイミングは限定されるものではなく、球状化処理の後だけでなく、鋳込時に添加するようにしてもよい。

その後、鋳放し状態でパーライト組織とフェライト組織が混合した組織を有する鋳放し材に対して、図２に示すヒートパターンで焼鈍処理を行うことで、図１に示す様な鋳造用鉄合金を得ることができる。

ここで、焼鈍処理における温度や時間は、図２に示すものに限定されず、フェライト化が速やかに進行することができる点から、固相変態温度領域よりも下側に一度保持するようにしても良い。

本発明を適用した鋳造用鉄合金の一例では、試験温度が０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）は３１（Ｊ）となっており、これは、ＪＩＳＧ３１３６（建築構造物用圧延鋼材）及びＪＩＳＧ５１０２（溶接構造用鋳鋼品）の規格下限値である２７（Ｊ）以上であり、高い衝撃特性を実現することができると共に、縦弾性係数も１８６０００Ｎ／ｍｍ^２を実現することができる。加えて、成形段階において鋳鉄と同等の優れた鋳造性を有している。

以下、本発明の実施例を説明する。

（１）試験片の化学組成
まず、球状化処理後の化学組成が、表２及び表３に示す化学組成となるように合金元素を添加して、実施例１〜５（表２）及び比較例１〜８（表３）の各試験片を作成した。

（２）試験片の作成方法
各試験片は、図３に示すような形状のブロックを鋳造し、最少肉厚が１７ｍｍ、高さ３０ｍｍの部位（図３中の陰影示した部位）から切り出して作成した。なお、ブロックの鋳造時には、５０ｍｍ×５０ｍｍの押し湯を設定し、引け巣の影響を無視できるように考慮した。冷却後、各試験片を採取し、以下の組織観察を行った。

（３）試験片の組織観察
図４（ａ）乃至図４（ｇ）は実施例１〜５及び比較例１〜８の各試験片の組織観察の写真を示した図である。
各試験片をアルミナ研磨剤によりバフ研磨後、ナイタール腐食を施し、腐食前後において光学顕微鏡にて組織写真を撮影した。腐食前の試験片からは黒鉛の状態（球状化率や黒鉛粒数）、腐食後の試験片からは基地組織や粒界の状態を確認することができる。ここで、基地組織がフェライト相になっている場合には基地組織が腐食されず、粒界のみが黒く色付くことになる。

図４（ａ）乃至図４（ｇ）に示す各試験片の組織観察の写真では、いずれも基地組織中に生成した黒鉛が球状化していた。また、基地組織がフェライト相となっていることから、黒鉛の粒子のみが黒く色付いていた。

（４）黒鉛が占める面積率の測定方法
次に、各試験片における基地組織中の黒鉛を、市販の画像解析ソフトを使用して測定を行った。

ここで、黒鉛の球状化率はＪＩＳＧ５５０２に準拠して１５μｍ以上の黒鉛粒を用い、その他については全粒子の情報を用いて計測を行った。黒鉛面積率は基地組織中における黒鉛の面積の割合から求めた。

続いて、各試験片の機械的強度及び衝撃特性を調べるために、以下の試験を行った。
（５）引張試験方法
試験片はＪＩＳＺ２２０１に基づく１４Ａ号試験片に準じており、平行部の直径は１０ｍｍである。試験機は５００ｋＮ万能試験機を用いた。ひずみ速度は十分静的の範囲である０．００５／ｍｉｎとした。

（６）衝撃試験方法
衝撃試験はＪＩＳＺ２２４２に規定されているシャルピー衝撃試験を行った。試験片はＪＩＳＺ２２４２の４号試験片を用いた。試験温度はＪＩＳＧ３１３６（建築構造用圧延鋼材）に定められている０℃とした。

表４及び表５に実施例１〜５及び比較例１〜８の黒鉛球状化率、黒鉛面積率、引張強さ、伸び、縦弾性係数、そして衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）に関する試験結果を示す。

実施例１〜３は縦弾性係数が１８４０００Ｎ／ｍｍ^２以上の高い値を示した。比較例２，３はそれぞれ、１６６０００Ｎ／ｍｍ^２、１６９０００Ｎ／ｍｍ^２と実施例１〜３よりも低い値であった。

また実施例１〜５は試験温度が０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）がＪＩＳＧ３１３６（建築構造用圧延鋼材）及びＪＩＳＧ５１０２（溶接構造用鋳鋼品）の規格下限値である２７（Ｊ）以上を実現することができた。一方、比較例１〜８は衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）が２５（Ｊ）以下という、ＪＩＳＧ３１３６（建築構造用圧延鋼材）及びＪＩＳＧ５１０２（溶接構造用鋳鋼品）の規格下限値である２７（Ｊ）よりも低い数値となった。

また、球状化処理後の化学組成が、表６〜表１１に示す化学組成となるように合金元素を添加し、実施例１〜５及び比較例１〜８と同様に、実施例６〜３４及び比較例９〜１９の試験片を作成した。更に、実施例６〜３４と比較例９〜１９の試験片についても実施例１〜５及び比較例１〜８と同様の衝撃試験を行った。

実施例６〜３４は、いずれも、試験温度が０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）がＪＩＳＧ３１３６（建築構造用圧延鋼材）及びＪＩＳＧ５１０２（溶接構造用鋳鋼品）の規格下限値である２７（Ｊ）以上であった。特に、実施例７〜１４、実施例１８〜２５、実施例３０〜３４は衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）が３０（Ｊ）以上と高い値を示した。一方、比較例９〜１９は衝撃吸収エネルギー（_ＶＥ_０）が２６（Ｊ）以下の低い数値となった。

以上明らかなように、本発明を外れる比較例は、少なくとも縦弾性係数、あるいは衝撃特性のいずれかが、所望の特性を確保できていないという結果になった。一方、本発明を適用した実施例は、いずれも、成形後における高い衝撃特性及び縦弾性係数を有するものであった。

Claims

重量比率で、Ｃ：１．７〜２．０％、Ｓｉ：０．９〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなる組成を有し、
フェライト相からなる基地組織と、
該基地組織中に含まれた球状黒鉛とを備える
鋳造用鉄合金。
前記球状黒鉛が占める面積率が９〜１１％である
請求項１に記載の鋳造用鉄合金。
重量比率で、Ｃ：１．７〜２．０％、Ｓｉ：０．９〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０４０％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなる溶湯を鋳型内に注湯する工程と、
凝固後の鋳造物に熱処理を施して、フェライト相から成る基地組織中に球状黒鉛を含んだ組織を形成する工程とを備える
鋳造用鉄合金の製造方法。