JP3290615B2 - 快削性Ｆｅ系部材 - Google Patents
快削性Ｆｅ系部材Info
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- JP3290615B2 JP3290615B2 JP24623397A JP24623397A JP3290615B2 JP 3290615 B2 JP3290615 B2 JP 3290615B2 JP 24623397 A JP24623397 A JP 24623397A JP 24623397 A JP24623397 A JP 24623397A JP 3290615 B2 JP3290615 B2 JP 3290615B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は快削性Ｆｅ系部材に
関する。
関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、快削性Ｆｅ系部材としては片状黒
鉛鋳鉄より構成されたものが知られている。
鉛鋳鉄より構成されたものが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら片状黒鉛
鋳鉄は鋼に比べると機械的特性が低い、という難点があ
る。そこで、鋼と同等の機械的特性を得べく、黒鉛を球
状化し、またマトリックスの硬さを高めるといった手段
が採用されているが、このような手段を採用すると、そ
のＦｅ系部材の切削性が大いに損われることになる。
鋳鉄は鋼に比べると機械的特性が低い、という難点があ
る。そこで、鋼と同等の機械的特性を得べく、黒鉛を球
状化し、またマトリックスの硬さを高めるといった手段
が採用されているが、このような手段を採用すると、そ
のＦｅ系部材の切削性が大いに損われることになる。
【０００４】これは、球状化処理によって、結晶粒内に
析出した黒鉛が結晶粒界に凝集するため、その結晶粒内
には黒鉛が存在しないか、存在しても極めて少なく、そ
の結果、結晶粒を囲むマトリックスの切削性が良、一
方、結晶粒の切削性が不良となって、マトリックスおよ
び結晶粒間に大きな切削性の差が生じるからである。
析出した黒鉛が結晶粒界に凝集するため、その結晶粒内
には黒鉛が存在しないか、存在しても極めて少なく、そ
の結果、結晶粒を囲むマトリックスの切削性が良、一
方、結晶粒の切削性が不良となって、マトリックスおよ
び結晶粒間に大きな切削性の差が生じるからである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、結晶粒に相当
する、塊状をなすα粒群、つまり微細なα粒の集合によ
り形成された塊状体にも特定量の黒鉛を分散させること
により切削性を向上させた前記快削性Ｆｅ系部材を提供
することを目的とする。
する、塊状をなすα粒群、つまり微細なα粒の集合によ
り形成された塊状体にも特定量の黒鉛を分散させること
により切削性を向上させた前記快削性Ｆｅ系部材を提供
することを目的とする。
【０００６】前記目的を達成するため本発明によれば、
１．８重量％≦Ｃ≦２．５重量％、１．４重量％≦Ｓｉ
≦３．０重量％、０．３重量％≦Ｍｎ≦１．３重量％お
よび不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなり、且つ急冷過
程を経たＦｅ系素材に、そのＦｅ系素材の共析温度がＴ
ｅであるとき、熱処理温度ＴをＴｅ≦Ｔ≦Ｔｅ＋１７０
℃に、また熱処理時間ｔを２０分間≦ｔ≦９０分間にそ
れぞれ設定した熱処理を施した快削性Ｆｅ系部材であっ
て、マトリックスと、そのマトリックスに分散する塊状
をなすα粒群とを有すると共に前記マトリックスおよび
各α粒群には、それぞれ多数の黒鉛が分散している熱処
理組織を備え、前記熱処理組織全体における黒鉛の面積
率をＡとし、α粒群全部における黒鉛の面積率をＢとし
たとき、両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡがＢ／Ａ≧０．１３
８である快削性Ｆｅ系部材が提供される。
１．８重量％≦Ｃ≦２．５重量％、１．４重量％≦Ｓｉ
≦３．０重量％、０．３重量％≦Ｍｎ≦１．３重量％お
よび不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなり、且つ急冷過
程を経たＦｅ系素材に、そのＦｅ系素材の共析温度がＴ
ｅであるとき、熱処理温度ＴをＴｅ≦Ｔ≦Ｔｅ＋１７０
℃に、また熱処理時間ｔを２０分間≦ｔ≦９０分間にそ
れぞれ設定した熱処理を施した快削性Ｆｅ系部材であっ
て、マトリックスと、そのマトリックスに分散する塊状
をなすα粒群とを有すると共に前記マトリックスおよび
各α粒群には、それぞれ多数の黒鉛が分散している熱処
理組織を備え、前記熱処理組織全体における黒鉛の面積
率をＡとし、α粒群全部における黒鉛の面積率をＢとし
たとき、両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡがＢ／Ａ≧０．１３
８である快削性Ｆｅ系部材が提供される。
【０００７】前記組成を有するＦｅ系素材は急冷による
凝固組織を持つ。このようなＦｅ系素材に、前記条件に
て熱処理を施すと、前記構成の快削性Ｆｅ系部材を得る
ことが可能である。この場合、塊状をなすα粒群は、初
晶γ粒が共析温度Ｔｅにて変態を生じることによって形
成されたものであり、またα粒群中の黒鉛は初晶γ粒か
ら析出したものである。さらにα粒群はセメンタイトを
含有する。このような塊状α粒群全部における黒鉛量を
前記のように特定すると、それらα粒群の切削性を向上
させて、それらとマトリックスとの間の切削性の差を緩
和することが可能である。ただし、Ｂ／Ａ＜０．１３８
ではＦｅ系部材の切削性が悪化する。
凝固組織を持つ。このようなＦｅ系素材に、前記条件に
て熱処理を施すと、前記構成の快削性Ｆｅ系部材を得る
ことが可能である。この場合、塊状をなすα粒群は、初
晶γ粒が共析温度Ｔｅにて変態を生じることによって形
成されたものであり、またα粒群中の黒鉛は初晶γ粒か
ら析出したものである。さらにα粒群はセメンタイトを
含有する。このような塊状α粒群全部における黒鉛量を
前記のように特定すると、それらα粒群の切削性を向上
させて、それらとマトリックスとの間の切削性の差を緩
和することが可能である。ただし、Ｂ／Ａ＜０．１３８
ではＦｅ系部材の切削性が悪化する。
【０００８】黒鉛の両面積率Ａ，Ｂは、テストピースを
研磨し、エッチングを行うことなく、画像回析装置（Ｉ
Ｐ−１０００ＰＣ、旭化成社製）を用いて求められる。
研磨し、エッチングを行うことなく、画像回析装置（Ｉ
Ｐ−１０００ＰＣ、旭化成社製）を用いて求められる。
【０００９】こゝで、マトリックスの面積をＣとする。
また個々のα粒群の面積をｄ1 ，ｄ2 ，ｄ3 ……ｄn と
すると、全部のα粒群の面積の和ＤはＤ＝ｄ1 ＋ｄ2 ＋
ｄ3……＋ｄn となる。さらにマトリックスにおける個
々の黒鉛の面積をｅ1 ，ｅ2，ｅ3 ……ｅn とすると、
マトリックスにおける全部の黒鉛の面積の和ＥはＥ＝ｅ
1 ＋ｅ2 ＋ｅ3 ……＋ｅn となる。さらにまた個々のα
粒群における全部の黒鉛の面積をｆ1 ，ｆ2 ，ｆ3 ……
ｆn とすると、全部のα粒群における黒鉛の面積の和Ｆ
はＦ＝ｆ1 ＋ｆ2 ＋ｆ3 ……＋ｆn となる。
また個々のα粒群の面積をｄ1 ，ｄ2 ，ｄ3 ……ｄn と
すると、全部のα粒群の面積の和ＤはＤ＝ｄ1 ＋ｄ2 ＋
ｄ3……＋ｄn となる。さらにマトリックスにおける個
々の黒鉛の面積をｅ1 ，ｅ2，ｅ3 ……ｅn とすると、
マトリックスにおける全部の黒鉛の面積の和ＥはＥ＝ｅ
1 ＋ｅ2 ＋ｅ3 ……＋ｅn となる。さらにまた個々のα
粒群における全部の黒鉛の面積をｆ1 ，ｆ2 ，ｆ3 ……
ｆn とすると、全部のα粒群における黒鉛の面積の和Ｆ
はＦ＝ｆ1 ＋ｆ2 ＋ｆ3 ……＋ｆn となる。
【００１０】したがって、熱処理組織全体における黒鉛
の面積率Ａは、Ａ＝｛（Ｅ＋Ｆ）／（Ｃ＋Ｄ）｝×１０
０（％）と表わされる。またα粒群全部における黒鉛の
面積率Ｂは、Ｂ＝（Ｆ／Ｄ）×１００（％）と表わされ
る。
の面積率Ａは、Ａ＝｛（Ｅ＋Ｆ）／（Ｃ＋Ｄ）｝×１０
０（％）と表わされる。またα粒群全部における黒鉛の
面積率Ｂは、Ｂ＝（Ｆ／Ｄ）×１００（％）と表わされ
る。
【００１１】
【００１２】
【００１３】
【００１４】前記凝固組織には網目状セメンタイトおよ
び樹枝状セメンタイトの少なくとも一方が析出し易く、
これはＦｅ系部材の機械的特性、特に靱性を低下させる
原因となる。そこで、従来は、このようなＦｅ系素材に
熱処理を施すことにより網目状セメンタイト等を完全に
分解して黒鉛化している。しかしながら、網目状セメン
タイト等の完全黒鉛化を行うと、Ｆｅ系部材のヤング率
が低下し、また熱処理温度が高いので省エネルギ化の要
請に応じることができない、といった問題があった。
び樹枝状セメンタイトの少なくとも一方が析出し易く、
これはＦｅ系部材の機械的特性、特に靱性を低下させる
原因となる。そこで、従来は、このようなＦｅ系素材に
熱処理を施すことにより網目状セメンタイト等を完全に
分解して黒鉛化している。しかしながら、網目状セメン
タイト等の完全黒鉛化を行うと、Ｆｅ系部材のヤング率
が低下し、また熱処理温度が高いので省エネルギ化の要
請に応じることができない、といった問題があった。
【００１５】Ｆｅ系素材に前記条件にて熱処理を施す
と、網目状セメンタイト等を分断して微細化することが
できる。前記熱処理組織を有すると共に網目状セメンタ
イト等の分断微細化を達成されたＦｅ系部材は、それが
鋳造品であっても機械構造用炭素鋼と略同等のヤング率
および疲労強度を有する。
と、網目状セメンタイト等を分断して微細化することが
できる。前記熱処理組織を有すると共に網目状セメンタ
イト等の分断微細化を達成されたＦｅ系部材は、それが
鋳造品であっても機械構造用炭素鋼と略同等のヤング率
および疲労強度を有する。
【００１６】ただし、熱処理温度ＴがＴ＜Ｔｅでは前記
熱処理組織を得ることができず、また網目状セメンタイ
ト等の分断微細化を行うことができない。一方、Ｔ＞Ｔ
ｅ＋１７０℃ではα粒群内からその境界への黒鉛の凝集
が生じ易くなり、また網目状セメンタイト等の黒鉛化が
進行する。熱処理温度Ｔは、好ましくはＴ＞Ｔｅ＋１０
０℃であり、これによりＦｅ系部材のヤング率の低下を
抑制することができる。熱処理時間ｔがｔ＜２０分間で
は前記のような金属組織を得ることができず、一方、ｔ
＞９０分間では前記凝集および前記黒鉛化が進行する。
熱処理組織を得ることができず、また網目状セメンタイ
ト等の分断微細化を行うことができない。一方、Ｔ＞Ｔ
ｅ＋１７０℃ではα粒群内からその境界への黒鉛の凝集
が生じ易くなり、また網目状セメンタイト等の黒鉛化が
進行する。熱処理温度Ｔは、好ましくはＴ＞Ｔｅ＋１０
０℃であり、これによりＦｅ系部材のヤング率の低下を
抑制することができる。熱処理時間ｔがｔ＜２０分間で
は前記のような金属組織を得ることができず、一方、ｔ
＞９０分間では前記凝集および前記黒鉛化が進行する。
【００１７】
【発明の実施の形態】図１に示す加圧鋳造装置１は、Ｆ
ｅ系鋳造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下
でＦｅ系素材としてのＦｅ系鋳物（鋳放し品）を得るた
めに用いられる。その加圧鋳造装置１は、鉛直な合せ面
２ａ，３ａを有する固定金型２および可動金型３を備
え、両合せ面２ａ，３ａ間に鋳物成形用キャビティ４が
形成される。固定金型２に半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設
置するチャンバ６が形成され、そのチャンバ６はゲート
７を介してキャビティ４に連通する。また固定金型２
に、チャンバ６に連通するスリーブ８が水平に付設さ
れ、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱される加圧プラ
ンジャ９が摺動自在に嵌合される。スリーブ８は、その
周壁上部に材料用挿入口１０を有する。
ｅ系鋳造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下
でＦｅ系素材としてのＦｅ系鋳物（鋳放し品）を得るた
めに用いられる。その加圧鋳造装置１は、鉛直な合せ面
２ａ，３ａを有する固定金型２および可動金型３を備
え、両合せ面２ａ，３ａ間に鋳物成形用キャビティ４が
形成される。固定金型２に半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設
置するチャンバ６が形成され、そのチャンバ６はゲート
７を介してキャビティ４に連通する。また固定金型２
に、チャンバ６に連通するスリーブ８が水平に付設さ
れ、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱される加圧プラ
ンジャ９が摺動自在に嵌合される。スリーブ８は、その
周壁上部に材料用挿入口１０を有する。
【００１８】表１はＦｅ系鋳造材料の組成を示す。この
組成はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ系亜共晶合金に属する。表１にお
けるＰ，Ｓは不可避不純物である。
組成はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ系亜共晶合金に属する。表１にお
けるＰ，Ｓは不可避不純物である。
【００１９】
【表１】
【００２０】図２はＦｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ合金の状態
図を示し、この合金の共析温度ＴｅはＴｅ≒７７０℃で
ある。
図を示し、この合金の共析温度ＴｅはＴｅ≒７７０℃で
ある。
【００２１】Ｆｅ系鋳物の鋳造に当り、Ｆｅ系鋳造材料
を１２００℃まで誘導加熱して、固相と液相とが共存す
る半溶融Ｆｅ系鋳造材料を調製した。この材料の固相率
ＲはＲ＝７０％であった。
を１２００℃まで誘導加熱して、固相と液相とが共存す
る半溶融Ｆｅ系鋳造材料を調製した。この材料の固相率
ＲはＲ＝７０％であった。
【００２２】次いで、図１の加圧鋳造装置１において、
固定および可動金型２，３の温度を制御すると共にその
チャンバ６内に前記半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設置し、
加圧プランジャ９を作動させてそのＦｅ系鋳造材料５を
キャビティ４に充填した。この場合、半溶融Ｆｅ系鋳造
材料５の充填圧力は３６ＭＰａであった。そして、加圧
プランジャ９をストローク終端に保持することによって
キャビティ４内に充填された半溶融Ｆｅ系鋳造材料５に
加圧力を付与し、その加圧下で半溶融Ｆｅ系鋳造材料５
を凝固させてＦｅ系鋳物（鋳放し品）を得た。
固定および可動金型２，３の温度を制御すると共にその
チャンバ６内に前記半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設置し、
加圧プランジャ９を作動させてそのＦｅ系鋳造材料５を
キャビティ４に充填した。この場合、半溶融Ｆｅ系鋳造
材料５の充填圧力は３６ＭＰａであった。そして、加圧
プランジャ９をストローク終端に保持することによって
キャビティ４内に充填された半溶融Ｆｅ系鋳造材料５に
加圧力を付与し、その加圧下で半溶融Ｆｅ系鋳造材料５
を凝固させてＦｅ系鋳物（鋳放し品）を得た。
【００２３】図３はＦｅ系鋳放し品の金属組織（凝固組
織）を示す顕微鏡写真であり、図４はその要部写図であ
る。図３，４から明らかなように、チクソキャスティン
グ法によれば、ミクロンオーダの空孔部等の無い、緻密
な金属組織を有する鋳放し品を得ることができる。図
３，４において、金型による半溶融状態からの急冷によ
り、初晶γ粒、この場合はマルテンサイト化されたα針
状晶および残留γよりなる塊状部Ｉの境界に、網目状セ
メンタイトIIが存在し、また塊状部Ｉの外側に存する共
晶部に樹枝状セメンタイトIII と、α相および残留γ相
よりなる部分IVとの層状組織が認められる。
織）を示す顕微鏡写真であり、図４はその要部写図であ
る。図３，４から明らかなように、チクソキャスティン
グ法によれば、ミクロンオーダの空孔部等の無い、緻密
な金属組織を有する鋳放し品を得ることができる。図
３，４において、金型による半溶融状態からの急冷によ
り、初晶γ粒、この場合はマルテンサイト化されたα針
状晶および残留γよりなる塊状部Ｉの境界に、網目状セ
メンタイトIIが存在し、また塊状部Ｉの外側に存する共
晶部に樹枝状セメンタイトIII と、α相および残留γ相
よりなる部分IVとの層状組織が認められる。
【００２４】次いで、Ｆｅ系鋳放し品に、大気下にて、
熱処理温度Ｔ＝７７０℃（共析温度Ｔｅ）、熱処理時間
ｔ＝６０分間、空冷の条件で熱処理を施して、Ｆｅ系部
材としてのＦｅ系鋳物の例１を得た。またＦｅ系鋳放し
品に熱処理温度Ｔおよび／または熱処理時間ｔを変えた
熱処理を施すことによりＦｅ系鋳物の例２〜１５を得
た。表２は例１〜１５の熱処理条件を示す。
熱処理温度Ｔ＝７７０℃（共析温度Ｔｅ）、熱処理時間
ｔ＝６０分間、空冷の条件で熱処理を施して、Ｆｅ系部
材としてのＦｅ系鋳物の例１を得た。またＦｅ系鋳放し
品に熱処理温度Ｔおよび／または熱処理時間ｔを変えた
熱処理を施すことによりＦｅ系鋳物の例２〜１５を得
た。表２は例１〜１５の熱処理条件を示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】図５は例１の金属組織（熱処理組織）を示
す顕微鏡写真であり、図６はその要部写図である。図
５，６において、マトリックスＶと、そのマトリックス
Ｖに分散する多数（図示例では明確なもの４個を選択し
た）の塊状をなす微細なα粒群VIとが認められる。マト
リックスＶはα相VII と、網目状セメンタイトII等の分
断微細化による多数のセメンタイトVIIIとよりなり、そ
のマトリックスＶおよび各α粒群VIにはそれぞれ多数の
微細な黒鉛IX，Ｘが分散している。また各α粒群VIには
多数のセメンタイトXIも分散している。
す顕微鏡写真であり、図６はその要部写図である。図
５，６において、マトリックスＶと、そのマトリックス
Ｖに分散する多数（図示例では明確なもの４個を選択し
た）の塊状をなす微細なα粒群VIとが認められる。マト
リックスＶはα相VII と、網目状セメンタイトII等の分
断微細化による多数のセメンタイトVIIIとよりなり、そ
のマトリックスＶおよび各α粒群VIにはそれぞれ多数の
微細な黒鉛IX，Ｘが分散している。また各α粒群VIには
多数のセメンタイトXIも分散している。
【００２７】次に、例１〜１５について、両面積率Ａ，
Ｂの比Ｂ／Ａを求め、またバイトを用いた切削加工テス
トを行って、最大フランク摩耗幅ＶB を求めた。切削加
工テスト条件は次の通りである。刃部：超硬チップにＴ
ｉＮコーティングを施したもの；速度：２００ｍ／min
；送り：０．１５〜０．３mm／rev.；切込み：１mm；
切削油：水溶性切削油．表３は例１〜１５に関する両面
積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａと最大フランク摩耗幅ＶB を示
す。
Ｂの比Ｂ／Ａを求め、またバイトを用いた切削加工テス
トを行って、最大フランク摩耗幅ＶB を求めた。切削加
工テスト条件は次の通りである。刃部：超硬チップにＴ
ｉＮコーティングを施したもの；速度：２００ｍ／min
；送り：０．１５〜０．３mm／rev.；切込み：１mm；
切削油：水溶性切削油．表３は例１〜１５に関する両面
積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａと最大フランク摩耗幅ＶB を示
す。
【００２８】
【表３】
【００２９】図７は、表３に基づいて両面積率Ａ，Ｂの
比Ｂ／Ａと最大フランク摩耗幅ＶBとの関係をグラフ化
したものである。図７から明らかなように、例１〜９の
ごとく両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡをＢ／Ａ≧０．１３８
に設定することによってバイトの最大フランク摩耗幅Ｖ
B を大幅に減少させることができ、したがって例１〜９
は快削性を持つことが判る。なお、最大フランク摩耗幅
ＶB は比Ｂ／ＡがＢ／Ａ≧０．２で略一定となるので比
Ｂ／Ａの上限はＢ／Ａ≒０．２とする。
比Ｂ／Ａと最大フランク摩耗幅ＶBとの関係をグラフ化
したものである。図７から明らかなように、例１〜９の
ごとく両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡをＢ／Ａ≧０．１３８
に設定することによってバイトの最大フランク摩耗幅Ｖ
B を大幅に減少させることができ、したがって例１〜９
は快削性を持つことが判る。なお、最大フランク摩耗幅
ＶB は比Ｂ／ＡがＢ／Ａ≧０．２で略一定となるので比
Ｂ／Ａの上限はＢ／Ａ≒０．２とする。
【００３０】図８は、表２，３において熱処理時間ｔを
ｔ＝６０分間に設定した例１〜５，１０，１５に関し、
熱処理温度Ｔと両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａとの関係をグ
ラフ化したものである。図８から明らかなように、例１
〜５のごとく、熱処理時間ｔ＝６０分間において、熱処
理温度Ｔを７７０℃（Ｔｅ）≦Ｔ≦９４０℃（Ｔｅ＋１
７０℃）に設定すると、両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡをＢ
／Ａを≧０．１３８にすることができる。
ｔ＝６０分間に設定した例１〜５，１０，１５に関し、
熱処理温度Ｔと両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａとの関係をグ
ラフ化したものである。図８から明らかなように、例１
〜５のごとく、熱処理時間ｔ＝６０分間において、熱処
理温度Ｔを７７０℃（Ｔｅ）≦Ｔ≦９４０℃（Ｔｅ＋１
７０℃）に設定すると、両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡをＢ
／Ａを≧０．１３８にすることができる。
【００３１】図９は、表２，３において熱処理温度Ｔを
Ｔ＝７８０℃に設定した例２，６，９，１１，１２およ
びＴ＝８００℃に設定した例３，７，８，１３，１４に
関し、熱処理時間ｔと両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａとの関
係をグラフ化したものである。図９から明らかなよう
に、例２，６，９のごとく熱処理温度Ｔ＝７８０℃、ま
たは例３，７，８のごとく熱処理温度Ｔ＝８００℃にお
いて、熱処理時間ｔをそれぞれ２０分間≦ｔ≦９０分間
に設定すると、両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡをＢ／Ａ≧
０．１３８にすることができる。
Ｔ＝７８０℃に設定した例２，６，９，１１，１２およ
びＴ＝８００℃に設定した例３，７，８，１３，１４に
関し、熱処理時間ｔと両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａとの関
係をグラフ化したものである。図９から明らかなよう
に、例２，６，９のごとく熱処理温度Ｔ＝７８０℃、ま
たは例３，７，８のごとく熱処理温度Ｔ＝８００℃にお
いて、熱処理時間ｔをそれぞれ２０分間≦ｔ≦９０分間
に設定すると、両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／ＡをＢ／Ａ≧
０．１３８にすることができる。
【００３２】次に、例１，３，４，５，１５についてヤ
ング率、疲労強度および硬さを測定した。表４は測定結
果を示す。なお、表４には、例１等の熱処理組織全体に
おける黒鉛の面積率Ａおよび比較例である鋼製鍛造品の
ヤング率等も掲載した。
ング率、疲労強度および硬さを測定した。表４は測定結
果を示す。なお、表４には、例１等の熱処理組織全体に
おける黒鉛の面積率Ａおよび比較例である鋼製鍛造品の
ヤング率等も掲載した。
【００３３】
【表４】
【００３４】表４から明らかなように、例１，３，４，
５は、鋼製鍛造品に近いヤング率を有し、また鋼製鍛造
品を上回る疲労強度を有し、さらに鋼製鍛造品と同等、
若しくはそれ以上の硬さを有することが判る。
５は、鋼製鍛造品に近いヤング率を有し、また鋼製鍛造
品を上回る疲労強度を有し、さらに鋼製鍛造品と同等、
若しくはそれ以上の硬さを有することが判る。
【００３５】図１０は、表２，４に基づいて例１，３，
４，５，１５に関する熱処理温度Ｔと、ヤング率および
熱処理組織全体における黒鉛の面積率Ａとの関係をグラ
フ化したものである。図１０から熱処理温度Ｔの上昇に
伴い黒鉛の面積率Ａが増加して、ヤング率が低下するこ
とが判る。
４，５，１５に関する熱処理温度Ｔと、ヤング率および
熱処理組織全体における黒鉛の面積率Ａとの関係をグラ
フ化したものである。図１０から熱処理温度Ｔの上昇に
伴い黒鉛の面積率Ａが増加して、ヤング率が低下するこ
とが判る。
【００３６】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ亜共晶合金におい
て、ＣおよびＳｉは共晶量に関係し、その共晶量を５０
％以下に制御すべく、Ｃ含有量は１．８重量％≦Ｃ≦
２．５重量％に、またＳｉ含有量は１．４重量％≦Ｓｉ
≦３．０重量％にそれぞれ設定される。ただし、Ｃ含有
量がＣ＜１．８重量％では、Ｓｉ含有量を多くして共晶
量を増しても鋳造温度（半溶融Ｆｅ系鋳造材料の温度、
以下同じ）を高くしなければならないので、チクソキャ
スティングの利点が薄れ、一方、Ｃ＞２．５重量％では
黒鉛量が多くなるためＦｅ系鋳物の熱処理効果が少な
く、したがってその機械的特性を向上させることができ
ない。Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．４重量％では、Ｃ＜１．
８重量％の場合と同様に、鋳造温度の上昇を来たし、一
方、Ｓｉ＞３．０重量％ではシリコフェライトが生じる
ためＦｅ系鋳物の機械的特性の向上を図ることができな
い。
て、ＣおよびＳｉは共晶量に関係し、その共晶量を５０
％以下に制御すべく、Ｃ含有量は１．８重量％≦Ｃ≦
２．５重量％に、またＳｉ含有量は１．４重量％≦Ｓｉ
≦３．０重量％にそれぞれ設定される。ただし、Ｃ含有
量がＣ＜１．８重量％では、Ｓｉ含有量を多くして共晶
量を増しても鋳造温度（半溶融Ｆｅ系鋳造材料の温度、
以下同じ）を高くしなければならないので、チクソキャ
スティングの利点が薄れ、一方、Ｃ＞２．５重量％では
黒鉛量が多くなるためＦｅ系鋳物の熱処理効果が少な
く、したがってその機械的特性を向上させることができ
ない。Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．４重量％では、Ｃ＜１．
８重量％の場合と同様に、鋳造温度の上昇を来たし、一
方、Ｓｉ＞３．０重量％ではシリコフェライトが生じる
ためＦｅ系鋳物の機械的特性の向上を図ることができな
い。
【００３７】Ｍｎは脱酸剤として機能すると共にセメン
タイト生成のために必要であり、その含有量は０．３重
量％≦Ｍｎ≦１．３重量％に設定される。ただし、Ｍｎ
含有量がＭｎ＜０．３重量％では脱酸効果が少なくなる
ため、溶湯の酸化による酸化物の巻込みや気泡に起因し
た欠陥を生じ易くなり、一方、Ｍｎ＞１．３重量％では
セメンタイト〔（ＦｅＭｎ）3 Ｃ〕の晶出量が多くなる
ため、その多量のセメンタイトを熱処理により微細化す
ることが困難となり、Ｆｅ系鋳物の切削性が低下する。
タイト生成のために必要であり、その含有量は０．３重
量％≦Ｍｎ≦１．３重量％に設定される。ただし、Ｍｎ
含有量がＭｎ＜０．３重量％では脱酸効果が少なくなる
ため、溶湯の酸化による酸化物の巻込みや気泡に起因し
た欠陥を生じ易くなり、一方、Ｍｎ＞１．３重量％では
セメンタイト〔（ＦｅＭｎ）3 Ｃ〕の晶出量が多くなる
ため、その多量のセメンタイトを熱処理により微細化す
ることが困難となり、Ｆｅ系鋳物の切削性が低下する。
【００３８】なお、図３に示したような凝固組織は、チ
クソキャスティングに限らず、例えばＦｅ系焼結体に加
熱急冷処理を施すことによっても得られる。したがって
本発明はＦｅ系鋳物に限定されない。
クソキャスティングに限らず、例えばＦｅ系焼結体に加
熱急冷処理を施すことによっても得られる。したがって
本発明はＦｅ系鋳物に限定されない。
【００３９】
【発明の効果】本発明によれば、前記のように構成する
ことによって切削性を大幅に向上させると共に機械的特
性の優れた快削性Ｆｅ系部材を提供することができる。
ことによって切削性を大幅に向上させると共に機械的特
性の優れた快削性Ｆｅ系部材を提供することができる。
【００４０】
【図１】加圧鋳造装置の断面図である。
【図２】Ｆｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ合金の状態図を示す。
【図３】鋳放し品の金属組織（凝固組織）を示す顕微鏡
写真である。
写真である。
【図４】図３の要部写図である。
【図５】Ｆｅ系鋳物の例１の金属組織（熱処理組織）を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図６】図５の要部写図である。
【図７】両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａと最大フランク摩耗
幅ＶB との関係を示すグラフである。
幅ＶB との関係を示すグラフである。
【図８】熱処理温度Ｔと両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａとの
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図９】熱処理時間ｔと両面積率Ａ，Ｂの比Ｂ／Ａとの
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図１０】熱処理温度Ｔと、ヤング率および熱処理組織
全体における黒鉛の面積率Ａとの関係を示すグラフであ
る。
全体における黒鉛の面積率Ａとの関係を示すグラフであ
る。
Ｖ マトリックス VI α粒群 IX、Ｘ 黒鉛
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−145898（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−122250（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−100240（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−78918（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−195259（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−22921（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 37/00 C21D 5/00
Claims (1)
- 【請求項１】 １．８重量％≦Ｃ≦２．５重量％、１．
４重量％≦Ｓｉ≦３．０重量％、０．３重量％≦Ｍｎ≦
１．３重量％および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりな
り、且つ急冷過程を経たＦｅ系素材に、そのＦｅ系素材
の共析温度がＴｅであるとき、熱処理温度ＴをＴｅ≦Ｔ
≦Ｔｅ＋１７０℃に、また熱処理時間ｔを２０分間≦ｔ
≦９０分間にそれぞれ設定した熱処理を施した快削性Ｆ
ｅ系部材であって、マトリックス（Ｖ）と、そのマトリ
ックス（Ｖ）に分散する塊状をなすα粒群（VI）とを有
すると共に前記マトリックス（Ｖ）および各α粒群（V
I）には、それぞれ多数の黒鉛（IX，Ｘ）が分散してい
る熱処理組織を備え、前記熱処理組織全体における黒鉛
（IX，Ｘ）の面積率をＡとし、α粒群（VI）全部におけ
る黒鉛（Ｘ）の面積率をＢとしたとき、両面積率Ａ，Ｂ
の比Ｂ／ＡがＢ／Ａ≧０．１３８であることを特徴とす
る快削性Ｆｅ系部材。
Priority Applications (13)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24623397A JP3290615B2 (ja) | 1996-09-02 | 1997-08-27 | 快削性Ｆｅ系部材 |
| EP04007288A EP1460138B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | A process for preparing a thixocast semi-molten casting material |
| EP04007290A EP1460144B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | A process for thermally treating an Fe-based cast product and the product obtained by the process |
| PCT/JP1997/003058 WO1998010111A1 (fr) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Materiau de coulage pour coulage thixotropique, procede de preparation d'un materiau de coulage partiellement solidifie pour coulage thixotropique, procede de coulage thixotropique, coulee a base de fer et procede de traitement thermique de coulee a base de fer |
| DE69736933T DE69736933T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Verfahren zur Wärmebehandlung eines eisenbasierten gegossenen Gegenstandes und der nach diesem Verfahren hergestellte Gegenstand |
| EP97937868A EP0864662B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Casting material for thixocasting, method for preparing partially solidified casting material for thixocasting, thixo-casting method, iron-base cast, and method for heat-treating iron-base cast |
| DE69737048T DE69737048T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Verfahren zur Herstellung eines halbfesten Thixogiessmaterials |
| DE69735063T DE69735063T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Giessmaterial zum thixogiessen, verfahren zur herstellung von halbfestem giessmaterial zum thixogiessen, verfahren zum thixogiessen, eisenbasisgussstück und verfahren zur wärmebehandlung von eisenbasisgussstücken |
| US09/077,169 US6136101A (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Casting material for thixocasting, method for preparing partially solidified casting material for thixocasting, thixo-casting method, iron-base cast, and method for heat-treating iron-base cast |
| DE69736997T DE69736997T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Verfahren zur Herstellung eines eisenbasierten Thixogiessmaterials |
| CA002236639A CA2236639C (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Thixocast casting material, process for preparing thixocast semi-molten casting material, thixocasting process, fe-based cast product, and process for thermally treating fe-based cast product |
| EP04007289A EP1460143B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | A process for preparing an Fe-based thixocast material |
| US09/669,219 US6527878B1 (en) | 1996-09-02 | 2000-09-25 | Thixocast casting material, process for preparing thixocasting semi-molten casting material, thixocast process, fe-based cast product, and process for thermally treating fe-based cast product |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8-250953 | 1996-09-02 | ||
| JP25095396 | 1996-09-02 | ||
| JP24623397A JP3290615B2 (ja) | 1996-09-02 | 1997-08-27 | 快削性Ｆｅ系部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10121187A JPH10121187A (ja) | 1998-05-12 |
| JP3290615B2 true JP3290615B2 (ja) | 2002-06-10 |
Family
ID=26537630
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24623397A Expired - Lifetime JP3290615B2 (ja) | 1996-09-02 | 1997-08-27 | 快削性Ｆｅ系部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3290615B2 (ja) |
-
1997
- 1997-08-27 JP JP24623397A patent/JP3290615B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10121187A (ja) | 1998-05-12 |
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