JP2602838B2 - 高熱膨張鋳鉄 - Google Patents
高熱膨張鋳鉄Info
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- JP2602838B2 JP2602838B2 JP62192428A JP19242887A JP2602838B2 JP 2602838 B2 JP2602838 B2 JP 2602838B2 JP 62192428 A JP62192428 A JP 62192428A JP 19242887 A JP19242887 A JP 19242887A JP 2602838 B2 JP2602838 B2 JP 2602838B2
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- high thermal
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- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は例えば熱膨張係数が大きいエンジン部品材等
に用いるのに適した高熱膨張鋳鉄に関するものである。
に用いるのに適した高熱膨張鋳鉄に関するものである。
一般にエンジンは、シリンダーブロックにクランクシ
ャフトを組込みベアリングキャップによって支承保持す
る構造となっており、このシリンダーブロック及びベア
リングキャップは普通鋳鉄製が用いられている。
ャフトを組込みベアリングキャップによって支承保持す
る構造となっており、このシリンダーブロック及びベア
リングキャップは普通鋳鉄製が用いられている。
ところが、軽量化並びに軽量化に伴なう燃費の低減な
どを目的としてアルミニウム合金（以下単にAl合金と記
す）製のシリンダーブロックが使用されるようになっ
た。このシリンダーブロックは普通鋳鉄製に較べて剛性
が劣ることが多いため、普通鋳鉄製のベアリングキャッ
プと補強部材であるAl合金製のビーム材とをボルトによ
ってシリンダーブロックに共締めした分割構造、あるい
は複数個のベアリングキャップとビーム材とを一体構造
としたAl合金製ベアリングビームが広く用いられてい
る。
どを目的としてアルミニウム合金（以下単にAl合金と記
す）製のシリンダーブロックが使用されるようになっ
た。このシリンダーブロックは普通鋳鉄製に較べて剛性
が劣ることが多いため、普通鋳鉄製のベアリングキャッ
プと補強部材であるAl合金製のビーム材とをボルトによ
ってシリンダーブロックに共締めした分割構造、あるい
は複数個のベアリングキャップとビーム材とを一体構造
としたAl合金製ベアリングビームが広く用いられてい
る。
一方、エンジンは高性能化が要求され出力、回転数と
もに著しく増大する傾向にあり、クランクシャフトを支
持する部材の剛性の向上が強く求められているところで
ある。
もに著しく増大する傾向にあり、クランクシャフトを支
持する部材の剛性の向上が強く求められているところで
ある。
前述のベアリングキャップは分割構造であれ、一体構
造であれAl合金製では剛性が劣るという欠点がある。ま
た普通鋳鉄製は熱膨張係数が使用温度範囲において11×
10-6/℃程度であり、Al合金製のシリンダーブロックと
熱膨張係数が大きく異なるため、エンジンオイルが150
℃程度に昇温すると熱膨張差による変形、あるいは嵌合
部のクリアランスが不均等になるための油膜の破壊など
エンジンの性能を左右する致命的な欠点を招く結果にな
りかねない。
造であれAl合金製では剛性が劣るという欠点がある。ま
た普通鋳鉄製は熱膨張係数が使用温度範囲において11×
10-6/℃程度であり、Al合金製のシリンダーブロックと
熱膨張係数が大きく異なるため、エンジンオイルが150
℃程度に昇温すると熱膨張差による変形、あるいは嵌合
部のクリアランスが不均等になるための油膜の破壊など
エンジンの性能を左右する致命的な欠点を招く結果にな
りかねない。
本発明の目的は、まず熱膨張係数が普通鋳鉄に比較し
て極めて高く、Al合金製部品と組合せて使用した場合、
前述の不具合が発生せず、しかも剛性が普通鋳鉄より大
きいCV黒鉛系の高熱膨張鋳鉄を提供するものであり、ま
た、他の発明は熱膨張係数がCV黒鉛系高熱膨張鋳鉄と同
程度に極めて高く、しかも肉厚変化による黒鉛形状の変
動が小さい球状黒鉛系の高熱膨張鋳鉄を提供するもので
ある。
て極めて高く、Al合金製部品と組合せて使用した場合、
前述の不具合が発生せず、しかも剛性が普通鋳鉄より大
きいCV黒鉛系の高熱膨張鋳鉄を提供するものであり、ま
た、他の発明は熱膨張係数がCV黒鉛系高熱膨張鋳鉄と同
程度に極めて高く、しかも肉厚変化による黒鉛形状の変
動が小さい球状黒鉛系の高熱膨張鋳鉄を提供するもので
ある。
本発明は化学組成が、重量％でC1.5〜3.5％,Si1.5〜
4.0％,Mn2.5〜10.0％,Ni5.0〜20.0％,Mg及び又は希土類
元素（RE）の総量が0.2％以下、Al3.0％以下、更にBi,S
b,の一種または二種の総量が0.2％以下、残部は鉄及び
不可避的元素よりなる高熱膨張鋳鉄と上記構成要件で黒
鉛組織が球状化率30％以上70％未満のCV黒鉛形状の高熱
膨張鋳鉄、および上記構成要件で黒鉛組織が球状化率70
％以上である球状黒鉛形状の高熱膨張鋳鉄である。
4.0％,Mn2.5〜10.0％,Ni5.0〜20.0％,Mg及び又は希土類
元素（RE）の総量が0.2％以下、Al3.0％以下、更にBi,S
b,の一種または二種の総量が0.2％以下、残部は鉄及び
不可避的元素よりなる高熱膨張鋳鉄と上記構成要件で黒
鉛組織が球状化率30％以上70％未満のCV黒鉛形状の高熱
膨張鋳鉄、および上記構成要件で黒鉛組織が球状化率70
％以上である球状黒鉛形状の高熱膨張鋳鉄である。
次に本発明の高熱膨張鋳鉄の化学組成数値限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
C:1.5％未満では組織中の黒鉛量が著しく減少し、鋳造
性および加工性が低下する。3.5％を超えると特に厚肉
鋳物においてキッシュ黒鉛が多量に晶出して引張強さ及
び剛性が低下し、また、鋳造欠陥も発生し易くなる。
性および加工性が低下する。3.5％を超えると特に厚肉
鋳物においてキッシュ黒鉛が多量に晶出して引張強さ及
び剛性が低下し、また、鋳造欠陥も発生し易くなる。
Si:1.5％未満では本来の黒鉛化促進機能が発揮されず組
織中の黒鉛量が著しく減少し、場合によっては炭化物発
生の恐れが生じる。
織中の黒鉛量が著しく減少し、場合によっては炭化物発
生の恐れが生じる。
4.0％を超えると切削性が低下するとともにＣ量によ
ってはキッシュ黒鉛の発生を促進し、材質を劣化させ
る。
ってはキッシュ黒鉛の発生を促進し、材質を劣化させ
る。
Mn:Niと共に最も重要な構成元素である。2.5％未満では
熱膨張係数が16×10-6以下となり、10.0％を越えると鋳
造性が低下し、切削性が著しく低下する。
熱膨張係数が16×10-6以下となり、10.0％を越えると鋳
造性が低下し、切削性が著しく低下する。
Ni:5.0％未満では熱膨張係数が16×10-6以下となり、2
0.0％を越えると製品価格が高価となる。本発明の機能
上の目標は18×10-6以上の高熱膨張係数であることであ
り、このためMn組成範囲とNi組成範囲が各々本特許請求
の範囲にあることが必要である。
0.0％を越えると製品価格が高価となる。本発明の機能
上の目標は18×10-6以上の高熱膨張係数であることであ
り、このためMn組成範囲とNi組成範囲が各々本特許請求
の範囲にあることが必要である。
Mg及び又は希土類元素（RE）： Mg及び又は希土類元素（RE）は高熱膨張鋳鉄の黒鉛形
状を球状化率30％以上70％未満のCV状または、球状化率
を70％以上の球状にするために含有させるものである。
状を球状化率30％以上70％未満のCV状または、球状化率
を70％以上の球状にするために含有させるものである。
CV黒鉛組織を得るためには、製品の肉厚にもよるが通
常Mg及び又は希土類元素（RE）総量で0.005〜0.030％含
有せしめることによって安定したCV状黒鉛組織を得るこ
とができる。球状黒鉛組織を得るためには製品の肉厚に
もよるが、通常Mn及び又はREと総量で0.025〜0.2％含有
せしめる。しかしMg及び又は希土類元素（RE）の総量が
0.2％を越えると接種による溶湯黒鉛化促進処理を行な
っても薄肉鋳物においては炭化物が晶出しやすくなり、
熱膨張係数の減少と切削性の低下が起きる。
常Mg及び又は希土類元素（RE）総量で0.005〜0.030％含
有せしめることによって安定したCV状黒鉛組織を得るこ
とができる。球状黒鉛組織を得るためには製品の肉厚に
もよるが、通常Mn及び又はREと総量で0.025〜0.2％含有
せしめる。しかしMg及び又は希土類元素（RE）の総量が
0.2％を越えると接種による溶湯黒鉛化促進処理を行な
っても薄肉鋳物においては炭化物が晶出しやすくなり、
熱膨張係数の減少と切削性の低下が起きる。
Al:Alは本材質の基地組織を構成するオーステナイト結
晶の積層欠陥エネルギーを増大させる。このことは加工
中のオーステナイトからマルテンサイトへの変態を抑制
し、加工性を高める作用となって表れる。しかし、３％
を越えると鋳造性が著しく低下する。
晶の積層欠陥エネルギーを増大させる。このことは加工
中のオーステナイトからマルテンサイトへの変態を抑制
し、加工性を高める作用となって表れる。しかし、３％
を越えると鋳造性が著しく低下する。
Sb,Bi:本発明の特徴の一つは通常有害元素として忌避さ
れるSb,Biを一種又は二種含有させることにある。
れるSb,Biを一種又は二種含有させることにある。
Mn＋Ni系鋳鉄溶湯は、Mg及び又は希土類元素（RE）で処
理した場合、極めて共晶状黒鉛（チャンキー黒鉛）を晶
出しやすく、屡々最終組織が共晶状黒鉛＋CV状黒鉛組織
又は共晶状黒鉛＋球状黒鉛組織となる。
理した場合、極めて共晶状黒鉛（チャンキー黒鉛）を晶
出しやすく、屡々最終組織が共晶状黒鉛＋CV状黒鉛組織
又は共晶状黒鉛＋球状黒鉛組織となる。
Sb及び又はBiを添加することよって、共晶状黒鉛の晶
出を防ぎ、均一なCV状黒鉛組織又は球状黒鉛組織とする
ことができ、Sb及び又はBiの総量が0.2％を越えると片
状黒鉛組織が多くなり球状化率が30％以下となる。
出を防ぎ、均一なCV状黒鉛組織又は球状黒鉛組織とする
ことができ、Sb及び又はBiの総量が0.2％を越えると片
状黒鉛組織が多くなり球状化率が30％以下となる。
尚、オーステナイト系鋳鉄には屡々Cuが添加されるこ
とがあるが、本発明の成分系材質においては、黒鉛組織
の安定には若干の効果はあるものの、本発明の目的とす
る熱膨張係数には殆ど影響が見られない。
とがあるが、本発明の成分系材質においては、黒鉛組織
の安定には若干の効果はあるものの、本発明の目的とす
る熱膨張係数には殆ど影響が見られない。
〔実施例.1〕 NiおよびMnを含む戻り屑と金属NiおよびMn合金を主体
とする原料を高周波電気炉にて溶解し、次いで取鍋中に
Fe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し0.40％添加
し、CV化処理を行なった後一次接種はFe−Si（50）にて
Si当量で0.3％添加した。なお、出湯時取鍋中にて金属A
lを0.5％添加した。
とする原料を高周波電気炉にて溶解し、次いで取鍋中に
Fe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し0.40％添加
し、CV化処理を行なった後一次接種はFe−Si（50）にて
Si当量で0.3％添加した。なお、出湯時取鍋中にて金属A
lを0.5％添加した。
二次接種はFe−Si（73）−Ca（２）−Al（３）合金を
Si当量で0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流へ
添加した。試料の分析結果は鉄と不可避的不純物と第１
表に示す通りであった。
Si当量で0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流へ
添加した。試料の分析結果は鉄と不可避的不純物と第１
表に示す通りであった。
第２表に熱膨張係数（20〜200℃）、機械的性質、及
び黒鉛組織を示す。
び黒鉛組織を示す。
〔実施例.2〕 NiおよびMnを含む戻り屑と金属NiおよびMn合金を主体
とする原料を高周波電気炉にて溶解し元湯とした。次い
で取鍋中にFe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し
0.20％添加し、次いでRE合金を溶湯量に対し0.4％添加
することにより球状化処理を行なった後、一次接種はFe
−Si（50）にてSi当量で0.3％添加した。なお、取鍋出
湯時金属Alを溶湯量に対し0.5％、金属Sbを溶湯量に対
して0.02％添加した。
とする原料を高周波電気炉にて溶解し元湯とした。次い
で取鍋中にFe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し
0.20％添加し、次いでRE合金を溶湯量に対し0.4％添加
することにより球状化処理を行なった後、一次接種はFe
−Si（50）にてSi当量で0.3％添加した。なお、取鍋出
湯時金属Alを溶湯量に対し0.5％、金属Sbを溶湯量に対
して0.02％添加した。
二次接種はFe−Si（73）−Ca（２）−Al（３）合金を
Si当量で0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流へ
添加した。試料の分析結果は鉄と不可避的不純物と第３
表に示す通りであった。
Si当量で0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流へ
添加した。試料の分析結果は鉄と不可避的不純物と第３
表に示す通りであった。
第４表に熱膨張係数（20〜200℃）、機械的性質、及
び黒鉛組織を示す。
び黒鉛組織を示す。
〔実施例.3〕 NiおよびMnを含む戻り屑つ金属NiおよびMn合金を主体
とする原料を高周波電気炉にて溶解し元湯とした。次い
で取鍋中にFe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し
0.20％添加し、次いでRE合金を溶湯量に対し0.4％添加
することにより球状化処理を行なった。一次接種はFe−
Si（50）にてSi当量で0.3％添加した。なお、取鍋出湯
時金属Alを溶湯量に対し0.5％、金属Biを溶湯量に対し
て0.01％添加した。
とする原料を高周波電気炉にて溶解し元湯とした。次い
で取鍋中にFe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し
0.20％添加し、次いでRE合金を溶湯量に対し0.4％添加
することにより球状化処理を行なった。一次接種はFe−
Si（50）にてSi当量で0.3％添加した。なお、取鍋出湯
時金属Alを溶湯量に対し0.5％、金属Biを溶湯量に対し
て0.01％添加した。
二次接種はFe−Si（73）−Ca（２）−Al（３）合金を
Si当量での0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流
へ添加した。試料の分析結果は鉄と不可避的不純物と第
５表に示す通りであった。
Si当量での0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流
へ添加した。試料の分析結果は鉄と不可避的不純物と第
５表に示す通りであった。
第６表に熱膨張係数（20〜200℃）、機械的性質、及
び黒鉛組織を示す。
び黒鉛組織を示す。
〔実施例.4〕 NiおよびMnを含む戻り屑と金属NiおよびMn合金を主体
とする原料を高周波電気炉にて溶解し元湯とした。次い
で取鍋中にFe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し
0.40％添加し、次いでRE合金を溶湯量に対し0.4％添加
することにより球状化処理を行なった。一次接種はFe−
Si（50）にてSi当量で0.3％添加した。なお、取鍋出湯
時、金属Biを溶湯量に対して0.01％添加した。
とする原料を高周波電気炉にて溶解し元湯とした。次い
で取鍋中にFe−Si（45）−Mg（３）合金を溶湯量に対し
0.40％添加し、次いでRE合金を溶湯量に対し0.4％添加
することにより球状化処理を行なった。一次接種はFe−
Si（50）にてSi当量で0.3％添加した。なお、取鍋出湯
時、金属Biを溶湯量に対して0.01％添加した。
二次接種はFe−Si（73）−Ca（２）−Al（３）合金を
Si当量で0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流へ
添加した。試料の分析結果は、鉄と不可避的不純物と第
７表に示す通りであった。
Si当量で0.1％をＹブロック（肉厚25mm）への注湯流へ
添加した。試料の分析結果は、鉄と不可避的不純物と第
７表に示す通りであった。
また第８表に熱膨張係数（20〜200℃）、機械的性
質、及び黒鉛組織を示す。
質、及び黒鉛組織を示す。
高熱膨張鋳鉄の他の実施例を第９表にまとめて示す。
前記実施例.1〜４はそれぞれ試料Noの1,11,13,14に対応
するものである。
前記実施例.1〜４はそれぞれ試料Noの1,11,13,14に対応
するものである。
〔発明の効果〕 以上黒鉛の形状については、CV黒鉛と球状黒鉛、球状
化処理についてはFe−Si（45）−Mg（３）単独及び併用
として、RE合金について各々肉厚25mmの試験片について
計４例の実施例として示した。何れの合金も他の合金鋳
鉄には見られない高い熱膨張係数を示した。
化処理についてはFe−Si（45）−Mg（３）単独及び併用
として、RE合金について各々肉厚25mmの試験片について
計４例の実施例として示した。何れの合金も他の合金鋳
鉄には見られない高い熱膨張係数を示した。
Claims (3)
- 【請求項１】化学組成が、重量％でC1.5〜3.5％,Si1.5
〜4.0％,Mn2.5〜10.0％,Ni5.0〜20.0％,Mg及び又は希土
類元素（RE）の総量が0.2％以下,Al3.0％以下，更にBi,
Sbの一種または二種の総量が0.2％以下，残部は鉄及び
不可避的元素よりなり、20〜200℃での熱膨張係数が18
×10-6/℃以上である高熱膨張鋳鉄。 - 【請求項２】黒鉛組織が球状化率30％以上70％未満であ
る特許請求の範囲第１項記載の高熱膨張鋳鉄。 - 【請求項３】黒鉛組織が球状化率70％以上である特許請
求の範囲第１項記載の高熱膨張鋳鉄。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62192428A JP2602838B2 (ja) | 1987-07-31 | 1987-07-31 | 高熱膨張鋳鉄 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62192428A JP2602838B2 (ja) | 1987-07-31 | 1987-07-31 | 高熱膨張鋳鉄 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6436747A JPS6436747A (en) | 1989-02-07 |
| JP2602838B2 true JP2602838B2 (ja) | 1997-04-23 |
Family
ID=16291149
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62192428A Expired - Lifetime JP2602838B2 (ja) | 1987-07-31 | 1987-07-31 | 高熱膨張鋳鉄 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2602838B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07145444A (ja) * | 1993-11-24 | 1995-06-06 | Wing Kinzoku Kk | 高強度球状黒鉛鋳鉄 |
| JPWO2005007914A1 (ja) * | 2003-07-18 | 2006-11-24 | 日立金属株式会社 | オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄 |
| DE102005004481B3 (de) * | 2005-01-31 | 2006-06-14 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | Kühlkokille zum Vergießen von Leichtmetall-Gusswerkstoffen und Verwendung einer solchen Kokille sowie eines Gusseisenwerkstoffs |
| JP4955108B2 (ja) | 2009-02-09 | 2012-06-20 | 北光金属工業株式会社 | 高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62191607A (ja) * | 1986-02-17 | 1987-08-22 | Ngk Insulators Ltd | バルブシ−トインサ−ト及びそれを使用してなるシリンダ−ヘツド |
-
1987
- 1987-07-31 JP JP62192428A patent/JP2602838B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62191607A (ja) * | 1986-02-17 | 1987-08-22 | Ngk Insulators Ltd | バルブシ−トインサ−ト及びそれを使用してなるシリンダ−ヘツド |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6436747A (en) | 1989-02-07 |
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