JP2593759B2 - 耐摩耗性燐共晶鋳鉄 - Google Patents
耐摩耗性燐共晶鋳鉄Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性燐共晶鋳鉄に
係り、特に連続鋳造法で製造されるシリンダライナ用耐
摩耗性鋳鉄として好適な耐摩耗性燐共晶鋳鉄に関する。
係り、特に連続鋳造法で製造されるシリンダライナ用耐
摩耗性鋳鉄として好適な耐摩耗性燐共晶鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、シリンダライナ等のための耐摩耗
性鋳鉄として、特公昭61-55578号公報に記載の如くの燐
共晶組成のものが提案されている。表１はこの従来技術
の燐共晶鋳鉄の化学成分である。
性鋳鉄として、特公昭61-55578号公報に記載の如くの燐
共晶組成のものが提案されている。表１はこの従来技術
の燐共晶鋳鉄の化学成分である。
【０００３】
【表１】
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】然るに、従来のシリン
ダライナは、生型造形法で製造されており、薄肉品の製
造が困難であり、生産性も低い。そこで、生産性を向上
させるために、連続鋳造法による製造を検討した。
ダライナは、生型造形法で製造されており、薄肉品の製
造が困難であり、生産性も低い。そこで、生産性を向上
させるために、連続鋳造法による製造を検討した。
【０００５】連続鋳造鋳鉄管は、溶湯保持炉の鋳込口に
設けた鋳型装置により溶湯を冷却することにて凝固形成
される。即ち、鋳型装置内の溶湯は、鋳型と中子で形成
された管成形通路を通過する際に鋳型と中子によって急
冷されて、管状に凝固成形される。
設けた鋳型装置により溶湯を冷却することにて凝固形成
される。即ち、鋳型装置内の溶湯は、鋳型と中子で形成
された管成形通路を通過する際に鋳型と中子によって急
冷されて、管状に凝固成形される。
【０００６】然しながら、上述の表１に示した燐共晶鋳
鉄を連続鋳造した場合、凝固時の冷却速度が速いため、
チル化傾向が大きく、満足のいく品質の製品を得ること
は困難であった。即ち、鋳鉄管が薄肉になるほど、溶湯
の熱容量が小さくなるため著しく急冷され、その結果、
準安定凝固してチル化し、黒鉛晶出量が著しく低減する
とともにセメンタイトが晶出して硬脆化する。
鉄を連続鋳造した場合、凝固時の冷却速度が速いため、
チル化傾向が大きく、満足のいく品質の製品を得ること
は困難であった。即ち、鋳鉄管が薄肉になるほど、溶湯
の熱容量が小さくなるため著しく急冷され、その結果、
準安定凝固してチル化し、黒鉛晶出量が著しく低減する
とともにセメンタイトが晶出して硬脆化する。
【０００７】本発明は、チルのない生産性の良好な耐摩
耗性鋳鉄を提供することを目的とする。
耗性鋳鉄を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係る耐摩耗性燐
共晶鋳鉄は、炭素飽和度｛Ｓｃ＝Ｃ％／（４．２３−Ｓ
ｉ％／３．２）｝が１．００〜１．３０であり、化学成
分が重量％でＣ３．８０〜４．２０％，Ｓｉ１．８０〜
３．２０％，Ｍｎ０．４０〜１．００％，Ｐ０．１５〜
０．６０％，Ｃｒ０．１０〜０．５０％，Ｃｕ０．２０
〜１．００％，Ａｌ０．０１〜０．１０％，残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなり、連続鋳造法により製造され
てなるものである。
共晶鋳鉄は、炭素飽和度｛Ｓｃ＝Ｃ％／（４．２３−Ｓ
ｉ％／３．２）｝が１．００〜１．３０であり、化学成
分が重量％でＣ３．８０〜４．２０％，Ｓｉ１．８０〜
３．２０％，Ｍｎ０．４０〜１．００％，Ｐ０．１５〜
０．６０％，Ｃｒ０．１０〜０．５０％，Ｃｕ０．２０
〜１．００％，Ａｌ０．０１〜０．１０％，残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなり、連続鋳造法により製造され
てなるものである。
【０００９】
【作用】本発明の耐摩耗性燐共晶鋳鉄の組成において、
Ｃは従来のものより高めであり、Ｓi は従来のものと同
等〜高めであり、Ｍn は従来のものより低めであり、Ｃ
r 、及びＣu は従来のものより高めに設定されている。
Ｃは従来のものより高めであり、Ｓi は従来のものと同
等〜高めであり、Ｍn は従来のものより低めであり、Ｃ
r 、及びＣu は従来のものより高めに設定されている。
【００１０】一般に、溶鉄中には、必ずＯ及びＮが存在
するが、これらは強い黒鉛化阻害作用をもつためチル化
傾向を高める働きをする。
するが、これらは強い黒鉛化阻害作用をもつためチル化
傾向を高める働きをする。
【００１１】これに対し、本発明鋳鉄によれば、上記組
成中にＡl が添加されており、このＡl が溶湯中のＯ及
びＮを、酸化アルミニウム及び窒化アルミニウムとして
取り除くことにより、黒鉛化を促進する。
成中にＡl が添加されており、このＡl が溶湯中のＯ及
びＮを、酸化アルミニウム及び窒化アルミニウムとして
取り除くことにより、黒鉛化を促進する。
【００１２】尚、本発明鋳鉄の化学成分組成範囲の限定
理由は以下の通りである。 （１）炭素飽和度［Ｓｃ＝Ｃ％／（４．２３−Ｓｉ％／
３．２）］（１．００〜１．３０） Ｃ（３．８０〜４．２０％） Ｓｉ（１．８０〜３．２０％） Ｃ、Ｓｉは鋳鉄における基本元素であり、鋳鉄の性状
や、鋳造性に影響を及ぼす。本発明鋳鉄の場合、Ｓｃが
１．０〜１．３の範囲で鋳造性と黒鉛形状の良好なねず
み鋳鉄が得られる。
理由は以下の通りである。 （１）炭素飽和度［Ｓｃ＝Ｃ％／（４．２３−Ｓｉ％／
３．２）］（１．００〜１．３０） Ｃ（３．８０〜４．２０％） Ｓｉ（１．８０〜３．２０％） Ｃ、Ｓｉは鋳鉄における基本元素であり、鋳鉄の性状
や、鋳造性に影響を及ぼす。本発明鋳鉄の場合、Ｓｃが
１．０〜１．３の範囲で鋳造性と黒鉛形状の良好なねず
み鋳鉄が得られる。
【００１３】即ち、Ｓｃが１．０未満では、白銑化する
傾向が高くなり、材質を硬く脆くする。また、Ｓｃが
１．３超になると黒鉛量が過多になるばかりでなく、大
型のキッシュ黒鉛を生成し、機械的性質を劣化させる。
このとき、本発明では生産性向上のために連続鋳造法を
採用するものであるが、Ｓｃを上述の如くに１．０〜
１．３にしたから、鋳鉄の凝固形態はマッシー凝固とな
る。然るに、従来一般的な大断面連続鋳造法では鋳造時
のブレークアウトを防止するため、鋳鉄の凝固形態をマ
ッシー凝固させずにスキン凝固とすることが技術的常識
とされている。ところが、本発明者は、シリンダライナ
等のための小断面連続鋳造法であれば、従来の技術的常
識をあえて破り、Ｓｃを１．０〜１．３とし凝固形態を
マッシー凝固とする場合にも、ブレークアウトを生ずる
ことなく鋳造でき、結果としてＳｃ：１．０〜１．３に
起因する鋳造性と黒鉛形状の良好なねずみ鋳鉄を高い生
産性で製造できることを初めて見出したのである。
傾向が高くなり、材質を硬く脆くする。また、Ｓｃが
１．３超になると黒鉛量が過多になるばかりでなく、大
型のキッシュ黒鉛を生成し、機械的性質を劣化させる。
このとき、本発明では生産性向上のために連続鋳造法を
採用するものであるが、Ｓｃを上述の如くに１．０〜
１．３にしたから、鋳鉄の凝固形態はマッシー凝固とな
る。然るに、従来一般的な大断面連続鋳造法では鋳造時
のブレークアウトを防止するため、鋳鉄の凝固形態をマ
ッシー凝固させずにスキン凝固とすることが技術的常識
とされている。ところが、本発明者は、シリンダライナ
等のための小断面連続鋳造法であれば、従来の技術的常
識をあえて破り、Ｓｃを１．０〜１．３とし凝固形態を
マッシー凝固とする場合にも、ブレークアウトを生ずる
ことなく鋳造でき、結果としてＳｃ：１．０〜１．３に
起因する鋳造性と黒鉛形状の良好なねずみ鋳鉄を高い生
産性で製造できることを初めて見出したのである。
【００１４】ここで、Ｓi は1.80％未満であると黒鉛化
傾向を劣化させ、3.20％超であると硬く脆いシリコンフ
ェライトを形成するようになるため、1.80〜3.20％とし
た。
傾向を劣化させ、3.20％超であると硬く脆いシリコンフ
ェライトを形成するようになるため、1.80〜3.20％とし
た。
【００１５】また、ＣはＳｉとの関係から、３．８０％
以上、４．２０％以下が適当であり、３．８０〜４．２
０％とした。
以上、４．２０％以下が適当であり、３．８０〜４．２
０％とした。
【００１６】(2) Ｍn （0.40〜1.00％） Ｍn は、黒鉛化阻害作用を有する元素であり、0.40％未
満では耐摩耗性が劣る。また、1.00％超であると、炭化
物が多くなり、脆化する。よって、0.40〜1.00％とし
た。
満では耐摩耗性が劣る。また、1.00％超であると、炭化
物が多くなり、脆化する。よって、0.40〜1.00％とし
た。
【００１７】(3) Ｐ（0.15〜0.60％） Ｐは、ステダイトを生成することにより、耐摩耗性を向
上させるが、0.15％未満では、ステダイトの生成が不十
分であり、0.60％超では、ステダイトが多くなり、脆化
する。よって、0.15〜0.60％とした。
上させるが、0.15％未満では、ステダイトの生成が不十
分であり、0.60％超では、ステダイトが多くなり、脆化
する。よって、0.15〜0.60％とした。
【００１８】(4) Ｃr （0.10〜0.50％） Ｃr は、炭化物安定化元素であり、0.10％未満では、耐
摩耗性が劣り、また0.50％超では、炭化物が多くなり、
脆化する。よって、0.10〜0.50％とした。
摩耗性が劣り、また0.50％超では、炭化物が多くなり、
脆化する。よって、0.10〜0.50％とした。
【００１９】(5) Ｃu （0.20〜1.00％） Ｃu は、遊離フェライトの発生を防止し、パーライトを
緻密、硬化させ、耐摩耗性を向上させる。但し、0.20％
未満では、効果を期待できず、逆に1.00％を超えると、
耐摩耗性が低下する。よって、0.20〜1.00％とした。
緻密、硬化させ、耐摩耗性を向上させる。但し、0.20％
未満では、効果を期待できず、逆に1.00％を超えると、
耐摩耗性が低下する。よって、0.20〜1.00％とした。
【００２０】（６）Ａｌ（０．０１〜０．１０％） Ａｌは、黒鉛化促進元素であるが、０．０１％未満で
は、効果を期待できず、また０．１０％を超えても、そ
れ以上の効果が期待できない上、ブローホールが発生し
易い。よって、０．０１〜０．１０％とした。即ち、本
発明では、過共晶成分の耐摩耗性燐共晶鋳鉄であること
に加え、Ａｌを添加し、かつＣ：３．８０％以上とする
ことにより、チル化を防止できるのである。
は、効果を期待できず、また０．１０％を超えても、そ
れ以上の効果が期待できない上、ブローホールが発生し
易い。よって、０．０１〜０．１０％とした。即ち、本
発明では、過共晶成分の耐摩耗性燐共晶鋳鉄であること
に加え、Ａｌを添加し、かつＣ：３．８０％以上とする
ことにより、チル化を防止できるのである。
【００２１】
【実施例】図１は本発明鋳鉄の顕微鏡写真、図２は従来
鋳鉄の顕微鏡写真、図３は連続鋳造装置を示す模式図、
図４は鋳型装置を示す断面図、図５は鋳型装置を示す端
面図である。
鋳鉄の顕微鏡写真、図３は連続鋳造装置を示す模式図、
図４は鋳型装置を示す断面図、図５は鋳型装置を示す端
面図である。
【００２２】図３に示すＷertlli式連続鋳造装置１０に
より、表２に示す化学成分系の本発明鋳鉄を連続鋳造
し、外径76mm（肉厚4.5mm ）、長さ65ｍの鋳鉄管を製造
した。尚、表２の本発明鋳鉄成分中、Ｓは不可避的不純
物である。
より、表２に示す化学成分系の本発明鋳鉄を連続鋳造
し、外径76mm（肉厚4.5mm ）、長さ65ｍの鋳鉄管を製造
した。尚、表２の本発明鋳鉄成分中、Ｓは不可避的不純
物である。
【００２３】
【表２】
【００２４】連続鋳造装置１０は、図３に示す如く、溶
湯保持炉１１の側面下部に形成した鋳込口１２に鋳型装
置１３を付帯して配設している。連続鋳造装置１０は、
鋳型装置１３により溶湯を冷却して鋳鉄管１４を形成
し、これを引抜鋳造する。
湯保持炉１１の側面下部に形成した鋳込口１２に鋳型装
置１３を付帯して配設している。連続鋳造装置１０は、
鋳型装置１３により溶湯を冷却して鋳鉄管１４を形成
し、これを引抜鋳造する。
【００２５】連続鋳造装置１０は、鋳型装置１３の出側
にて鋳鉄管１４を支持するガイドローラー１５を備える
とともに、鋳鉄管１４を間欠的に引抜くための引抜装置
１６を備える。引抜装置１６は、ピンチローラー１７と
押えローラー１８とからなる。
にて鋳鉄管１４を支持するガイドローラー１５を備える
とともに、鋳鉄管１４を間欠的に引抜くための引抜装置
１６を備える。引抜装置１６は、ピンチローラー１７と
押えローラー１８とからなる。
【００２６】鋳型装置１３は、図４、図５に示す如く、
黒鉛からなる鋳型１９と同じく黒鉛からなる中子２０と
により構成されている。
黒鉛からなる鋳型１９と同じく黒鉛からなる中子２０と
により構成されている。
【００２７】鋳型１９は、中空状をなし、鋳込側端部に
中子保持内径部２１を備えるとともに、中子保持内径部
２１を除く略全長に渡る鋳型中心軸回りに管外面成形内
径部２２を備える。
中子保持内径部２１を備えるとともに、中子保持内径部
２１を除く略全長に渡る鋳型中心軸回りに管外面成形内
径部２２を備える。
【００２８】中子２０は、鋳型１９に装入され、鋳込側
端部に鋳型１９の中子保持内径部２１に嵌着されるフラ
ンジ部２３を備えるとともに、フランジ部２３を除く略
全長に渡る鋳型中心軸回りに設けられて鋳型１９の管外
面成形内径部２２との間に管成形通路２５を形成する管
内面成形外径部２４を備える。また、中子２０は、フラ
ンジ部２３における鋳型中心軸回りの複数位置（この実
施例では４位置）のそれぞれに上記管成形通路２５に連
通する溶湯注入通路２６を備える。各溶湯注入通路２６
の通路断面形状は円弧状である。尚、隣接する溶湯注入
通路２６に挟まれる継なぎ部２７の厚みｇは強度上許さ
れる限り小とし、各溶湯注入通路２６の通路面積をより
大とすることが好ましい。
端部に鋳型１９の中子保持内径部２１に嵌着されるフラ
ンジ部２３を備えるとともに、フランジ部２３を除く略
全長に渡る鋳型中心軸回りに設けられて鋳型１９の管外
面成形内径部２２との間に管成形通路２５を形成する管
内面成形外径部２４を備える。また、中子２０は、フラ
ンジ部２３における鋳型中心軸回りの複数位置（この実
施例では４位置）のそれぞれに上記管成形通路２５に連
通する溶湯注入通路２６を備える。各溶湯注入通路２６
の通路断面形状は円弧状である。尚、隣接する溶湯注入
通路２６に挟まれる継なぎ部２７の厚みｇは強度上許さ
れる限り小とし、各溶湯注入通路２６の通路面積をより
大とすることが好ましい。
【００２９】即ち、鋳型装置１３は、鋳型１９の中子保
持内径部２１に中子２０のフランジ部２３を嵌着固定
し、前記溶湯注入通路２６と管成形通路２５とをストレ
ート状に連通する。
持内径部２１に中子２０のフランジ部２３を嵌着固定
し、前記溶湯注入通路２６と管成形通路２５とをストレ
ート状に連通する。
【００３０】また、鋳型装置１３は、鋳型１９の引抜側
外周部に銅製の水冷ジャケット体３０を嵌着するととも
に、鋳型１９の鋳込側外周部に煉瓦からなるインサート
リング３１を嵌着することとしている。これにより、鋳
型装置１３は、水冷ジャケット体３０の部分を溶湯を凝
固させるための冷却部、インサートリング３１の部分を
非冷却部及び保持炉１１の炉壁１１Ａへの装着部として
いる。
外周部に銅製の水冷ジャケット体３０を嵌着するととも
に、鋳型１９の鋳込側外周部に煉瓦からなるインサート
リング３１を嵌着することとしている。これにより、鋳
型装置１３は、水冷ジャケット体３０の部分を溶湯を凝
固させるための冷却部、インサートリング３１の部分を
非冷却部及び保持炉１１の炉壁１１Ａへの装着部として
いる。
【００３１】また、この実施例の連続鋳造装置１０は、
鋳型１３に流入した溶湯が過冷却することのないよう
に、中子２０の鋳込側端部に孔状のぬすみ２０Ａを設け
ている。
鋳型１３に流入した溶湯が過冷却することのないよう
に、中子２０の鋳込側端部に孔状のぬすみ２０Ａを設け
ている。
【００３２】然るに、図１は本発明鋳鉄管の金属組織を
示す顕微鏡写真である。本発明鋳鉄にあっては、基地パ
ーライト中に適量の燐共晶ステダイトが晶出しており、
フェライトを殆ど認めることがない。即ち、本発明鋳鉄
によれば、連続鋳造により、肉厚4.5mm の薄肉鋳鉄管を
チルの発生なく、製造できることが認められた。
示す顕微鏡写真である。本発明鋳鉄にあっては、基地パ
ーライト中に適量の燐共晶ステダイトが晶出しており、
フェライトを殆ど認めることがない。即ち、本発明鋳鉄
によれば、連続鋳造により、肉厚4.5mm の薄肉鋳鉄管を
チルの発生なく、製造できることが認められた。
【００３３】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、チルのな
い生産性の良好な耐摩耗性鋳鉄を得ることができる。
い生産性の良好な耐摩耗性鋳鉄を得ることができる。
【図１】図１は本発明鋳鉄の顕微鏡写真である。
【図２】図２は従来鋳鉄の顕微鏡写真である。
【図３】図３は連続鋳造装置を示す模式図である。
【図４】図４は鋳型装置を示す断面図である。
【図５】図５は鋳型装置を示す端面図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 曽我部 暁 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎 製鉄株式会社 知多製造所内 (72)発明者 市野 健司 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (72)発明者 佐藤 祐一郎 富山県富山市下新日曹町１−93 大平洋 製鋼株式会社 富山製造所内 (72)発明者 渡辺 譲 富山県富山市下新日曹町１−93 大平洋 製鋼株式会社 富山製造所内
Claims (1)
- 【請求項１】 炭素飽和度｛Ｓｃ＝Ｃ％／（４．２３−
Ｓｉ％／３．２）｝が１．００〜１．３０であり、化学
成分が重量％でＣ３．８０〜４．２０％，Ｓｉ１．８０
〜３．２０％，Ｍｎ０．４０〜１．００％，Ｐ０．１５
〜０．６０％，Ｃｒ０．１０〜０．５０％，Ｃｕ０．２
０〜１．００％，Ａｌ０．０１〜０．１０％，残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなり、連続鋳造法により製造さ
れてなることを特徴とする耐摩耗性燐共晶鋳鉄。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4038449A JP2593759B2 (ja) | 1992-01-30 | 1992-01-30 | 耐摩耗性燐共晶鋳鉄 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4038449A JP2593759B2 (ja) | 1992-01-30 | 1992-01-30 | 耐摩耗性燐共晶鋳鉄 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214481A JPH05214481A (ja) | 1993-08-24 |
| JP2593759B2 true JP2593759B2 (ja) | 1997-03-26 |
Family
ID=12525600
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4038449A Expired - Lifetime JP2593759B2 (ja) | 1992-01-30 | 1992-01-30 | 耐摩耗性燐共晶鋳鉄 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2593759B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5455499B2 (ja) * | 2009-08-05 | 2014-03-26 | トヨタ自動車株式会社 | 連続鋳造開始判定方法及び連続鋳造開始判定装置 |
| CN104651708A (zh) * | 2014-06-21 | 2015-05-27 | 柳州凯通机械有限公司 | 活塞环铸铁合金 |
| CN115074609B (zh) * | 2022-07-05 | 2022-12-06 | 襄阳金耐特机械股份有限公司 | 一种低残余应力、高弹性模量球墨铸铁及其应用 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57194241A (en) * | 1981-05-26 | 1982-11-29 | Yanmar Diesel Engine Co Ltd | Wear resistant cast ferroalloy |
| JPS613866A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Toa Koki Kk | 耐摩耗性強靭鋳鉄およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-01-30 JP JP4038449A patent/JP2593759B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57194241A (en) * | 1981-05-26 | 1982-11-29 | Yanmar Diesel Engine Co Ltd | Wear resistant cast ferroalloy |
| JPS613866A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Toa Koki Kk | 耐摩耗性強靭鋳鉄およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05214481A (ja) | 1993-08-24 |
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