JP3687329B2 - 高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄 - Google Patents
高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄に係り、特に、シリンダーヘッドに用いられる高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
エンジンの高出力化に伴い、例えば、シリンダーヘッド下面の熱疲労寿命の向上が求められている。熱疲労強度を高める方法の一つとして、ねずみ鋳鉄のＣ含有量を多くし、熱伝導率を高める方法が挙げられる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述した方法を用いて熱疲労強度を高めた場合、鋳鉄強度が大幅に低下するという問題があった。
【０００４】
そこで本発明は、上記課題を解決し、強度および熱伝導率に優れた高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄を提供することにある。
【０００５】
上記課題を解決するために請求項１の発明は、Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した鋳鉄を溶解した溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％、希土類元素またはミッシュメタルをＳ量の倍量添加し、基地全面をパーライト組織にするものである。
【０００６】
請求項２の発明は、化学組成が、
Ｃ ：３．６〜４．０ｗｔ％、
Ｍｎ：１．５〜１．８ｗｔ％、
Ｃｒ：０．２〜０．４ｗｔ％、
Ｍｏ：０〜０．３ｗｔ％、
Ｓ ：０．０２〜０．２ｗｔ％、
希土類元素またはミッシュメタル：Ｓ量の倍量、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、
かつ、基地全面がパーライト組織であるものである。
【０００７】
請求項３の発明は、引張強さが２００ＭＰａ以上、熱伝導率が少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上である請求項２記載の高熱伝導性強靭鋳鉄である。
【０００８】
請求項４の発明は、上記基地組織中に、いも虫状の片状黒鉛が分布している請求項２記載の高熱伝導性強靭鋳鉄である。
【０００９】
以上の構成によれば、Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した鋳鉄を溶解した溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％、希土類元素またはミッシュメタルをＳ量の倍量添加し、基地全面をパーライト組織にするため、強度および熱伝導率に優れた高熱伝導性強靭鋳鉄を得ることができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１１】
ＳＡＥ（Society of Automotive Engineers ） ｐａｐｅｒから引用した一般的なねずみ鋳鉄材（サンプルａ〜ｇ）の諸元（Ｃ量（ｗｔ％）、熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）、引張強度（ＭＰａ）、炭素当量（ＣＥ；ｗｔ％））を表１に示す。
【００１２】
【表１】
【００１３】
この表１を基に、炭素当量と熱伝導率及び引張強度との関係を図２に示す。ここで、図中の黒丸印は熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）を示し、黒四角印は引張強度（ＭＰａ）を示している。
【００１４】
一般に、構造用材として用いられるねずみ鋳鉄の引張強度範囲は、２００ＭＰａ以上、かつ、切削性に悪影響を及ぼさない４００ＭＰａ以下である。図２に示すように、この引張強度範囲（２００〜４００ＭＰａ）におけるねずみ鋳鉄の炭素当量は３．６２〜４．４０ｗｔ％であり、また、熱伝導率は２５〜４４Ｗ／ｍ・Ｋである。
【００１５】
ここで、図２中の２種類の直線（右上がりの直線が熱伝導率を、右下がりの直線が引張強度を示す）は次式で表される。
【００１６】
ａ＝２４．５２８ｘ−６３．９３１
（ｘ：炭素当量（ｗｔ％）、ａ：熱伝導率、重相関係数：０．９７６） ｂ＝−２５８．０３３ｘ＋１３３４．６９６
（ｘ：炭素当量（ｗｔ％）、ｂ：引張強度、重相関係数：０．８８６） 本発明者らは高い熱疲労強度を有した高熱伝導性強靭鋳鉄（ねずみ鋳鉄）を得るために、特に、熱伝導率を重視した。すなわち、２５〜４４Ｗ／ｍ・Ｋの熱伝導率範囲を少なくとも２０％向上させる（３０〜５２．８Ｗ／ｍ・Ｋ）と共に、下限値を大幅に向上させ、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有する高熱伝導性強靭鋳鉄の開発を目標とした。
【００１７】
ここで、４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を確保するためには炭素当量で約４．３〜４．７ｗｔ％（例えば、Ｓｉ量を２．１ｗｔ％とすると、Ｃ量は３．６〜４．０ｗｔ％）必要になるが、この時の最低引張強度は約１０６．５ＭＰａである。
【００１８】
したがって、本発明者らは、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有し、かつ、２００ＭＰａ以上の引張強度を有する高熱伝導性強靭鋳鉄の開発を目標とした。
【００１９】
先ず、本発明者らは、先願の発明（特願平８−３３３０５８号、発明の名称：高強度鋳鉄の製造方法及び高強度鋳鉄）において良好な引張強度およびブリネル硬さが得られたＭｎ添加量（１．５〜２．０ｗｔ％）を基にして、Ｃ量、Ｃｒ量、及びＭｏ量をそれぞれ変えた時の機械的特性の変化について試験を行った。
【００２０】
試験は、Ｍｎ量を１．８ｗｔ％およびＲＥを０．２ｗｔ％に固定し、Ｃ量、Ｃｒ量、及びＭｏ量が異なる９種類の試料を用いて行った。
【００２１】
（試料１−１）
Ｃを３．３ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０ｗｔ％、Ｍｏを０ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２２】
（試料１−２）
Ｃを３．３ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．４ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２３】
（試料１−３）
Ｃを３．３ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．６ｗｔ％、Ｍｏを０．６ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２４】
（試料１−４）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０ｗｔ％、Ｍｏを０．６ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２５】
（試料１−５）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２６】
（試料１−６）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．６ｗｔ％、Ｍｏを０．４ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２７】
（試料１−７）
Ｃを３．９ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０ｗｔ％、Ｍｏを０．４ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２８】
（試料１−８）
Ｃを３．９ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．６ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２９】
（試料１−９）
Ｃを３．９ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．６ｗｔ％、Ｍｏを０ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００３０】
尚、試料１−１〜１−９の鋳鉄材は、表記していないが、それぞれＳを０．１ｗｔ％ずつ含有している。
【００３１】
試料１−１〜１−９の鋳鉄材の化学組成を表２に、機械的特性（引張強度（ＭＰａ）、ブリネル硬さ（ＨB ）、熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ；室温）、黒鉛面積率（％）、マトリックス）を表３に示す。
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
表３に示すように、高引張強度（２００ＭＰａ以上）、中硬度（約２００〜２３０ＨB ）、高熱伝導率（４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上）、良好な黒鉛面積率（８％以上）を満たす試料は試料１−５のみであり（引張強度が２５２ＭＰａ、ブリネル硬さが２２６ＨB 、熱伝導率が４８．０Ｗ／ｍ・Ｋ、黒鉛面積率が１１．２％）、また、その基地（マトリックス）はパーライト組織であった。
【００３５】
表３を基にした黒鉛面積率及びＣ量と熱伝導率との関係を図３、４に示す。
【００３６】
図３、４に示すように、黒鉛面積率が８％以上、Ｃ量が３．６ｗｔ％以上であれば４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率が得られる傾向にあることが伺える。
【００３７】
表３を基にしたＣｒ量およびＭｏ量と基地組織との関係を図５に示す。
【００３８】
図５に示すように、Ｃｒの添加量が０．４ｗｔ％以上だとセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）が析出してチル組織（冷硬組織；パーライトとセメンタイトの混合組織）になってしまう。また、Ｍｏの添加量が０．４ｗｔ％以上だとベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）が析出してしまう。すなわち、基地全面をパーライト組織にするためのＣｒおよびＭｏの添加量は０〜０．４ｗｔ％である。しかし、Ｃｒの添加量が０ｗｔ％だと（試料１−１、１−７）、良好な機械的特性が得られない。また、ＣｒおよびＭｏを同時に０．４ｗｔ％ずつ添加すると（試料１−２）、基地がチル組織になってしまう。このため、Ｃｒの添加量は０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏの添加量は０〜０．３ｗｔ％としなければならないことが伺える。 したがって、本発明の高熱伝導性強靭鋳鉄の化学組成は、
Ｃ ：３．６〜４．０ｗｔ％、
Ｍｎ：１．５〜１．８ｗｔ％、
Ｃｒ：０．２〜０．４ｗｔ％、
Ｍｏ：０〜０．３ｗｔ％、
Ｓ ：０．０２〜０．２ｗｔ％、
ＲＥ：Ｓ量の倍量、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、
かつ、基地全面がパーライト組織になったものである。
【００３９】
各金属または合金元素の数値範囲を限定した理由を以下に説明する。
【００４０】
Ｃ量とブリネル硬さとの関係を図６に示す。
【００４１】
Ｃの含有量を３．６〜４．０ｗｔ％と限定したのは、含有量が３．６ｗｔ％よりも少ないと、図６に示すように、ブリネル硬さが適正範囲（約２００〜２３０ＨB ）より大きくなると共に、片状黒鉛が長く成長しないことにより黒鉛の面積率が低くなって高い熱伝導率が得られず、また、含有量が４．０ｗｔ％よりも多いと鋳造体に微小な鋳巣が発生し引張強度が大幅に低下するためである。
【００４２】
Ｍｎ量とブリネル硬さとの関係を図７に示す。
【００４３】
Ｍｎの添加量を１．５〜１．８ｗｔ％と限定したのは、添加量が１．５ｗｔ％よりも少ないと、図７に示すように、ブリネル硬さが適正範囲（約２００〜２３０ＨB ）より小さくなってしまい引張強度向上の効果が低下し、また、添加量が１．８ｗｔ％よりも多いと基地（マトリックス）にチル組織が析出して材料に脆化が生じることによって引張強度が低下するためである。
【００４４】
Ｃｒ量とブリネル硬さとの関係を図８に示す。
【００４５】
Ｃｒの添加量を０．２〜０．４ｗｔ％と限定したのは、添加量が０．２ｗｔ％よりも少ないと、図８に示すように、ブリネル硬さが適正範囲（約２００〜２３０ＨB ）より小さくなってしまい引張強度向上の効果が低下し、また、添加量が０．４ｗｔ％よりも多いと基地にチル組織が析出して材料に脆化が生じることによって引張強度が低下するためである。
【００４６】
Ｍｏの添加量を０〜０．３ｗｔ％と限定したのは、添加量が０．４ｗｔ％よりも多いと基地にベイナイト組織が析出して引張強度が低下する。ここで、図５に示したように、基地全面がパーライト組織であるためには、Ｃｒの添加量が０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏの添加量が０．４ｗｔ％以下でなくてはならない（上述の下限値参照）が、ＣｒおよびＭｏを共に０．４ｗｔ％添加するとチル組織が析出する。このため、ＣｒおよびＭｏのどちらかの添加量を０．３ｗｔ％としなければならないが、以下に示す各添加金属元素がブリネル硬さに及ぼす影響を表す式から、ＣｒよりＭｏの方がブリネル硬さの上昇に寄与する係数が大きいことが伺え、よって、Ｍｏの添加量の上限を０．３ｗｔ％とする。
【００４７】
ブリネル硬さ（ＨB ）＝498.9 −91.1Ｃ＋22.3Ｍｎ＋27.6Ｃｒ＋87.9Ｍｏ
（重相関係数：０．９５９）
Ｓの含有量を０．０２〜０．２ｗｔ％と限定したのは、含有量が０．０２ｗｔ％よりも少ないとＭｎ及び希土類元素またはミッシュメタルの添加の効果が少なくなり、また、含有量が０．２ｗｔ％よりも多いと材料の脆化を招くためである。
【００４８】
ＲＥの添加量をＳ量の倍量としたのは、ＲＥ／Ｓが２の時、引張強度が良好となるためである。
【００４９】
本発明によれば、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＲＥの含有量についてそれぞれ規定しているため、基地全面がパーライト組織になり、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有し、かつ、２００ＭＰａ以上の引張強度を有する高熱伝導性強靭鋳鉄を得ることができる。
【００５０】
次に、本発明の高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法を説明する。
【００５１】
先ず、Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した原料鋳鉄を、例えば、高周波電気炉で溶解して鋳鉄溶湯とする。この鋳鉄溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％の範囲内で添加する。
【００５２】
次に、その鋳鉄溶湯中に、希土類元素またはミッシュメタル（以下、ＲＥと呼ぶ）をＳ量の倍量添加する。
【００５３】
最後に、その鋳鉄溶湯を鋳型に流し込むと共に冷却し、基地全面がパーライト組織である高熱伝導性鋳鉄を作製する。
【００５４】
原料鋳鉄としては、通常の鋳鉄よりもＣおよびＳ含有量の多い鋳鉄であれば特に限定するものではなく、高熱伝導性強靭鋳鉄の特性に悪影響を及ぼさない程度の量の不可避不純物を含んでいてもよい。
【００５５】
原料鋳鉄の溶解方法は、高周波電気炉に限定するものではなく、用途・目的に応じて、適宜、変更してもよい。
【００５６】
【実施例】
（実施例１）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．２ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００５７】
（実施例２）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００５８】
（実施例３）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．２ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００５９】
（実施例４）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００６０】
（比較例１）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有したねずみ鋳鉄材を作製する（ＣｒおよびＭｏの含有は無し）。
【００６１】
（比較例２）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有したねずみ鋳鉄材を作製する（ＣｒおよびＭｏの含有は無し）。
【００６２】
（比較例３）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有したねずみ鋳鉄材を作製する（ＣｒおよびＭｏの含有は無し）。
【００６３】
尚、実施例１〜４および比較例１〜３の各鋳鉄材は、表記していないが、それぞれＳを０．１ｗｔ％ずつ含有していることは言うまでもない。
【００６４】
実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材および比較例１〜３のねずみ鋳鉄材の化学組成を表４に、機械的特性（引張強度（ＭＰａ）、ブリネル硬さ（ＨB ）、黒鉛面積率（％）、黒鉛平均粒径（μｍ）、マトリックス）を表５に、熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ；室温）を表６に示す。
【００６５】
【表４】
【００６６】
【表５】
【００６７】
【表６】
【００６８】
表５に示すように、実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織であり、チル組織およびベイナイト組織の析出が全くなく、引張強度はそれぞれ２６４ＭＰａ、２８６ＭＰａ、２１２ＭＰａ、２４５ＭＰａと全て２００ＭＰａ以上であった。また、ブリネル硬さはそれぞれ２２９ＨB 、２２６ＨB 、１９９ＨB 、２２０ＨB であり、切削性に大きな影響を及ぼす程の硬度ではない。
【００６９】
黒鉛の面積率はそれぞれ８．５％、１２．９％、１３．３％、１０．６％、黒鉛平均長さはそれぞれ１８２μｍ、２１７μｍ、２１０μｍ、２５０μｍであり、片状黒鉛が長く、かつ、十分に成長していることが伺える。
【００７０】
また、表６に示すように、実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材の熱伝導率はそれぞれ４８．１％、４８．２％、５３．０％、５２．２％であり、良好な熱伝導率が得られていることが伺える。
【００７１】
これに対して、比較例１のねずみ鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織、ブリネル硬さは１９２ＨB 、黒鉛の面積率は９．７％、黒鉛平均長さは２７４μｍであり、切削性に大きな影響がない硬度であると共に、片状黒鉛が長く、かつ、十分に成長していた。しかし、引張強度が１９１ＭＰａと２００ＭＰａより小さく、強度が十分ではない。
【００７２】
比較例２のねずみ鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織、引張強度は２３７ＭＰａ、ブリネル硬さは２０９ＨB であり、十分な強度および切削性に大きな影響がない硬度であった。しかし、黒鉛の面積率が７．１％、黒鉛平均長さは１１３μｍであり、片状黒鉛が短く、かつ、成長も十分ではないため、熱伝導率が著しく低くなることが予想される。
【００７３】
比較例３のねずみ鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織、ブリネル硬さは１８３ＨB 、黒鉛の面積率は１１．４％、黒鉛平均長さは２７７μｍであり、切削性に大きな影響がない硬度であると共に、片状黒鉛が長く、かつ、十分に成長していた。しかし、引張強度が１７８ＭＰａと２００ＭＰａより小さく、強度が十分ではない。
【００７４】
実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材および比較例１〜３のねずみ鋳鉄材におけるブリネル硬さと引張強度との関係を図９に示す。ここで、図中の黒四角印はＣ量が３．６ｗｔ％を示し、黒丸印はＣ量が３．８ｗｔ％を示している。
【００７５】
図９に示すように、３．６ｗｔ％および３．８ｗｔ％の各Ｃ量において、硬さが高い程、引張強度は高くなっており、２００ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、切削性に大きな影響がない硬度（約２００〜２３０ＨB ）が必要であることが伺える。
【００７６】
本発明（実施例２）の高熱伝導性強靭鋳鉄の組織観察写真を図１に示す。ここで、図１（ａ）は未腐食の高熱伝導性強靭鋳鉄の表面を、図１（ｂ）は５％ナイタール液で腐食した各鋳鉄材の表面をそれぞれ顕微鏡で１００倍に拡大したものを示している。
【００７７】
図１（ａ）に示すように、基地には長く成長した“いも虫”状の片状黒鉛が析出しており、また、図１（ｂ）に示すように、基地組織は全面パーライトであることが確認された。
【００７８】
実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄およびＦＣ２３０材の組織観察写真を図１０に示す。ここで、図１０（ａ）は５％ピクリン酸溶液で腐食した高熱伝導性強靭鋳鉄の表面を、図１０（ｂ）は５％ピクリン酸溶液で腐食したＦＣ２３０材の表面をそれぞれ顕微鏡で２，８００倍に拡大したものを示している。
【００７９】
図１０（ａ）、（ｂ）に示すように、ビッカース硬さが３４１ＨV （試験条件；０．４９Ｎ）である実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄およびビッカース硬さが３２０ＨV （試験条件；０．４９Ｎ）であるＦＣ２３０材（ねずみ鋳鉄品）は共にパーライト組織を呈しているが、パーライトのラメラー間隔は実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄の方が通常のＦＣ２３０材よりも狭くなっている。また、実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄においては、良好な形状（いも虫状）の片状黒鉛が成長している様子が伺える。このことから、実施例２（本発明）の高熱伝導性強靭鋳鉄の方が通常のＦＣ２３０材よりも高強度であることが伺える。
【００８０】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＲＥの含有量についてそれぞれ規定することで、基地全面がパーライト組織になり、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有し、かつ、２００ＭＰａ以上の引張強度を有する高熱伝導性強靭鋳鉄を得ることができるという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高熱伝導性強靭鋳鉄の組織観察写真である。
【図２】炭素当量と熱伝導率及び引張強度との関係を示す図である。
【図３】黒鉛面積率と熱伝導率との関係を示す図である。
【図４】Ｃ量と熱伝導率との関係を示す図である。
【図５】Ｃｒ量およびＭｏ量と基地組織との関係を示す図である。
【図６】Ｃ量とブリネル硬さとの関係を示す図である。
【図７】Ｍｎ量とブリネル硬さとの関係を示す図である。
【図８】Ｃｒ量とブリネル硬さとの関係を示す図である。
【図９】実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材および比較例１〜３のねずみ鋳鉄材におけるブリネル硬さと引張強度との関係を示す図である。
【図１０】実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄およびＦＣ２３０材の組織観察写真である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄に係り、特に、シリンダーヘッドに用いられる高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
エンジンの高出力化に伴い、例えば、シリンダーヘッド下面の熱疲労寿命の向上が求められている。熱疲労強度を高める方法の一つとして、ねずみ鋳鉄のＣ含有量を多くし、熱伝導率を高める方法が挙げられる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述した方法を用いて熱疲労強度を高めた場合、鋳鉄強度が大幅に低下するという問題があった。
【０００４】
そこで本発明は、上記課題を解決し、強度および熱伝導率に優れた高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法及び高熱伝導性強靭鋳鉄を提供することにある。
【０００５】
上記課題を解決するために請求項１の発明は、Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した鋳鉄を溶解した溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％、希土類元素またはミッシュメタルをＳ量の倍量添加し、基地全面をパーライト組織にするものである。
【０００６】
請求項２の発明は、化学組成が、
Ｃ ：３．６〜４．０ｗｔ％、
Ｍｎ：１．５〜１．８ｗｔ％、
Ｃｒ：０．２〜０．４ｗｔ％、
Ｍｏ：０〜０．３ｗｔ％、
Ｓ ：０．０２〜０．２ｗｔ％、
希土類元素またはミッシュメタル：Ｓ量の倍量、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、
かつ、基地全面がパーライト組織であるものである。
【０００７】
請求項３の発明は、引張強さが２００ＭＰａ以上、熱伝導率が少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上である請求項２記載の高熱伝導性強靭鋳鉄である。
【０００８】
請求項４の発明は、上記基地組織中に、いも虫状の片状黒鉛が分布している請求項２記載の高熱伝導性強靭鋳鉄である。
【０００９】
以上の構成によれば、Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した鋳鉄を溶解した溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％、希土類元素またはミッシュメタルをＳ量の倍量添加し、基地全面をパーライト組織にするため、強度および熱伝導率に優れた高熱伝導性強靭鋳鉄を得ることができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１１】
ＳＡＥ（Society of Automotive Engineers ） ｐａｐｅｒから引用した一般的なねずみ鋳鉄材（サンプルａ〜ｇ）の諸元（Ｃ量（ｗｔ％）、熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）、引張強度（ＭＰａ）、炭素当量（ＣＥ；ｗｔ％））を表１に示す。
【００１２】
【表１】
この表１を基に、炭素当量と熱伝導率及び引張強度との関係を図２に示す。ここで、図中の黒丸印は熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）を示し、黒四角印は引張強度（ＭＰａ）を示している。
【００１４】
一般に、構造用材として用いられるねずみ鋳鉄の引張強度範囲は、２００ＭＰａ以上、かつ、切削性に悪影響を及ぼさない４００ＭＰａ以下である。図２に示すように、この引張強度範囲（２００〜４００ＭＰａ）におけるねずみ鋳鉄の炭素当量は３．６２〜４．４０ｗｔ％であり、また、熱伝導率は２５〜４４Ｗ／ｍ・Ｋである。
【００１５】
ここで、図２中の２種類の直線（右上がりの直線が熱伝導率を、右下がりの直線が引張強度を示す）は次式で表される。
【００１６】
ａ＝２４．５２８ｘ−６３．９３１
（ｘ：炭素当量（ｗｔ％）、ａ：熱伝導率、重相関係数：０．９７６） ｂ＝−２５８．０３３ｘ＋１３３４．６９６
（ｘ：炭素当量（ｗｔ％）、ｂ：引張強度、重相関係数：０．８８６） 本発明者らは高い熱疲労強度を有した高熱伝導性強靭鋳鉄（ねずみ鋳鉄）を得るために、特に、熱伝導率を重視した。すなわち、２５〜４４Ｗ／ｍ・Ｋの熱伝導率範囲を少なくとも２０％向上させる（３０〜５２．８Ｗ／ｍ・Ｋ）と共に、下限値を大幅に向上させ、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有する高熱伝導性強靭鋳鉄の開発を目標とした。
【００１７】
ここで、４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を確保するためには炭素当量で約４．３〜４．７ｗｔ％（例えば、Ｓｉ量を２．１ｗｔ％とすると、Ｃ量は３．６〜４．０ｗｔ％）必要になるが、この時の最低引張強度は約１０６．５ＭＰａである。
【００１８】
したがって、本発明者らは、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有し、かつ、２００ＭＰａ以上の引張強度を有する高熱伝導性強靭鋳鉄の開発を目標とした。
【００１９】
先ず、本発明者らは、先願の発明（特願平８−３３３０５８号、発明の名称：高強度鋳鉄の製造方法及び高強度鋳鉄）において良好な引張強度およびブリネル硬さが得られたＭｎ添加量（１．５〜２．０ｗｔ％）を基にして、Ｃ量、Ｃｒ量、及びＭｏ量をそれぞれ変えた時の機械的特性の変化について試験を行った。
【００２０】
試験は、Ｍｎ量を１．８ｗｔ％およびＲＥを０．２ｗｔ％に固定し、Ｃ量、Ｃｒ量、及びＭｏ量が異なる９種類の試料を用いて行った。
【００２１】
（試料１−１）
Ｃを３．３ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０ｗｔ％、Ｍｏを０ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２２】
（試料１−２）
Ｃを３．３ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．４ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２３】
（試料１−３）
Ｃを３．３ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．６ｗｔ％、Ｍｏを０．６ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２４】
（試料１−４）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０ｗｔ％、Ｍｏを０．６ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２５】
（試料１−５）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２６】
（試料１−６）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．６ｗｔ％、Ｍｏを０．４ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２７】
（試料１−７）
Ｃを３．９ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０ｗｔ％、Ｍｏを０．４ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２８】
（試料１−８）
Ｃを３．９ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．６ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００２９】
（試料１−９）
Ｃを３．９ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．６ｗｔ％、Ｍｏを０ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した鋳鉄材を作製する。
【００３０】
尚、試料１−１〜１−９の鋳鉄材は、表記していないが、それぞれＳを０．１ｗｔ％ずつ含有している。
【００３１】
試料１−１〜１−９の鋳鉄材の化学組成を表２に、機械的特性（引張強度（ＭＰａ）、ブリネル硬さ（ＨB ）、熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ；室温）、黒鉛面積率（％）、マトリックス）を表３に示す。
【００３２】
【表２】
【表３】
表３に示すように、高引張強度（２００ＭＰａ以上）、中硬度（約２００〜２３０ＨB ）、高熱伝導率（４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上）、良好な黒鉛面積率（８％以上）を満たす試料は試料１−５のみであり（引張強度が２５２ＭＰａ、ブリネル硬さが２２６ＨB 、熱伝導率が４８．０Ｗ／ｍ・Ｋ、黒鉛面積率が１１．２％）、また、その基地（マトリックス）はパーライト組織であった。
【００３５】
表３を基にした黒鉛面積率及びＣ量と熱伝導率との関係を図３、４に示す。
【００３６】
図３、４に示すように、黒鉛面積率が８％以上、Ｃ量が３．６ｗｔ％以上であれば４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率が得られる傾向にあることが伺える。
【００３７】
表３を基にしたＣｒ量およびＭｏ量と基地組織との関係を図５に示す。
【００３８】
図５に示すように、Ｃｒの添加量が０．４ｗｔ％以上だとセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）が析出してチル組織（冷硬組織；パーライトとセメンタイトの混合組織）になってしまう。また、Ｍｏの添加量が０．４ｗｔ％以上だとベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）が析出してしまう。すなわち、基地全面をパーライト組織にするためのＣｒおよびＭｏの添加量は０〜０．４ｗｔ％である。しかし、Ｃｒの添加量が０ｗｔ％だと（試料１−１、１−７）、良好な機械的特性が得られない。また、ＣｒおよびＭｏを同時に０．４ｗｔ％ずつ添加すると（試料１−２）、基地がチル組織になってしまう。このため、Ｃｒの添加量は０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏの添加量は０〜０．３ｗｔ％としなければならないことが伺える。 したがって、本発明の高熱伝導性強靭鋳鉄の化学組成は、
Ｃ ：３．６〜４．０ｗｔ％、
Ｍｎ：１．５〜１．８ｗｔ％、
Ｃｒ：０．２〜０．４ｗｔ％、
Ｍｏ：０〜０．３ｗｔ％、
Ｓ ：０．０２〜０．２ｗｔ％、
ＲＥ：Ｓ量の倍量、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、
かつ、基地全面がパーライト組織になったものである。
【００３９】
各金属または合金元素の数値範囲を限定した理由を以下に説明する。
【００４０】
Ｃ量とブリネル硬さとの関係を図６に示す。
【００４１】
Ｃの含有量を３．６〜４．０ｗｔ％と限定したのは、含有量が３．６ｗｔ％よりも少ないと、図６に示すように、ブリネル硬さが適正範囲（約２００〜２３０ＨB ）より大きくなると共に、片状黒鉛が長く成長しないことにより黒鉛の面積率が低くなって高い熱伝導率が得られず、また、含有量が４．０ｗｔ％よりも多いと鋳造体に微小な鋳巣が発生し引張強度が大幅に低下するためである。
【００４２】
Ｍｎ量とブリネル硬さとの関係を図７に示す。
【００４３】
Ｍｎの添加量を１．５〜１．８ｗｔ％と限定したのは、添加量が１．５ｗｔ％よりも少ないと、図７に示すように、ブリネル硬さが適正範囲（約２００〜２３０ＨB ）より小さくなってしまい引張強度向上の効果が低下し、また、添加量が１．８ｗｔ％よりも多いと基地（マトリックス）にチル組織が析出して材料に脆化が生じることによって引張強度が低下するためである。
【００４４】
Ｃｒ量とブリネル硬さとの関係を図８に示す。
【００４５】
Ｃｒの添加量を０．２〜０．４ｗｔ％と限定したのは、添加量が０．２ｗｔ％よりも少ないと、図８に示すように、ブリネル硬さが適正範囲（約２００〜２３０ＨB ）より小さくなってしまい引張強度向上の効果が低下し、また、添加量が０．４ｗｔ％よりも多いと基地にチル組織が析出して材料に脆化が生じることによって引張強度が低下するためである。
【００４６】
Ｍｏの添加量を０〜０．３ｗｔ％と限定したのは、添加量が０．４ｗｔ％よりも多いと基地にベイナイト組織が析出して引張強度が低下する。ここで、図５に示したように、基地全面がパーライト組織であるためには、Ｃｒの添加量が０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏの添加量が０．４ｗｔ％以下でなくてはならない（上述の下限値参照）が、ＣｒおよびＭｏを共に０．４ｗｔ％添加するとチル組織が析出する。このため、ＣｒおよびＭｏのどちらかの添加量を０．３ｗｔ％としなければならないが、以下に示す各添加金属元素がブリネル硬さに及ぼす影響を表す式から、ＣｒよりＭｏの方がブリネル硬さの上昇に寄与する係数が大きいことが伺え、よって、Ｍｏの添加量の上限を０．３ｗｔ％とする。
【００４７】
ブリネル硬さ（ＨB ）＝498.9 −91.1Ｃ＋22.3Ｍｎ＋27.6Ｃｒ＋87.9Ｍｏ
（重相関係数：０．９５９）
Ｓの含有量を０．０２〜０．２ｗｔ％と限定したのは、含有量が０．０２ｗｔ％よりも少ないとＭｎ及び希土類元素またはミッシュメタルの添加の効果が少なくなり、また、含有量が０．２ｗｔ％よりも多いと材料の脆化を招くためである。
【００４８】
ＲＥの添加量をＳ量の倍量としたのは、ＲＥ／Ｓが２の時、引張強度が良好となるためである。
【００４９】
本発明によれば、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＲＥの含有量についてそれぞれ規定しているため、基地全面がパーライト組織になり、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有し、かつ、２００ＭＰａ以上の引張強度を有する高熱伝導性強靭鋳鉄を得ることができる。
【００５０】
次に、本発明の高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法を説明する。
【００５１】
先ず、Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した原料鋳鉄を、例えば、高周波電気炉で溶解して鋳鉄溶湯とする。この鋳鉄溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％の範囲内で添加する。
【００５２】
次に、その鋳鉄溶湯中に、希土類元素またはミッシュメタル（以下、ＲＥと呼ぶ）をＳ量の倍量添加する。
【００５３】
最後に、その鋳鉄溶湯を鋳型に流し込むと共に冷却し、基地全面がパーライト組織である高熱伝導性鋳鉄を作製する。
【００５４】
原料鋳鉄としては、通常の鋳鉄よりもＣおよびＳ含有量の多い鋳鉄であれば特に限定するものではなく、高熱伝導性強靭鋳鉄の特性に悪影響を及ぼさない程度の量の不可避不純物を含んでいてもよい。
【００５５】
原料鋳鉄の溶解方法は、高周波電気炉に限定するものではなく、用途・目的に応じて、適宜、変更してもよい。
【００５６】
【実施例】
（実施例１）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．２ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００５７】
（実施例２）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００５８】
（実施例３）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．２ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００５９】
（実施例４）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、Ｃｒを０．４ｗｔ％、Ｍｏを０．２ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有した高熱伝導性強靭鋳鉄材を作製する。
【００６０】
（比較例１）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．８ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有したねずみ鋳鉄材を作製する（ＣｒおよびＭｏの含有は無し）。
【００６１】
（比較例２）
Ｃを３．６ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有したねずみ鋳鉄材を作製する（ＣｒおよびＭｏの含有は無し）。
【００６２】
（比較例３）
Ｃを３．８ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％、ＲＥを０．２ｗｔ％含有したねずみ鋳鉄材を作製する（ＣｒおよびＭｏの含有は無し）。
【００６３】
尚、実施例１〜４および比較例１〜３の各鋳鉄材は、表記していないが、それぞれＳを０．１ｗｔ％ずつ含有していることは言うまでもない。
【００６４】
実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材および比較例１〜３のねずみ鋳鉄材の化学組成を表４に、機械的特性（引張強度（ＭＰａ）、ブリネル硬さ（ＨB ）、黒鉛面積率（％）、黒鉛平均粒径（μｍ）、マトリックス）を表５に、熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ；室温）を表６に示す。
【００６５】
【表４】
【表５】
【表６】
表５に示すように、実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織であり、チル組織およびベイナイト組織の析出が全くなく、引張強度はそれぞれ２６４ＭＰａ、２８６ＭＰａ、２１２ＭＰａ、２４５ＭＰａと全て２００ＭＰａ以上であった。また、ブリネル硬さはそれぞれ２２９ＨB 、２２６ＨB 、１９９ＨB 、２２０ＨB であり、切削性に大きな影響を及ぼす程の硬度ではない。
【００６９】
黒鉛の面積率はそれぞれ８．５％、１２．９％、１３．３％、１０．６％、黒鉛平均長さはそれぞれ１８２μｍ、２１７μｍ、２１０μｍ、２５０μｍであり、片状黒鉛が長く、かつ、十分に成長していることが伺える。
【００７０】
また、表６に示すように、実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材の熱伝導率はそれぞれ４８．１％、４８．２％、５３．０％、５２．２％であり、良好な熱伝導率が得られていることが伺える。
【００７１】
これに対して、比較例１のねずみ鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織、ブリネル硬さは１９２ＨB 、黒鉛の面積率は９．７％、黒鉛平均長さは２７４μｍであり、切削性に大きな影響がない硬度であると共に、片状黒鉛が長く、かつ、十分に成長していた。しかし、引張強度が１９１ＭＰａと２００ＭＰａより小さく、強度が十分ではない。
【００７２】
比較例２のねずみ鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織、引張強度は２３７ＭＰａ、ブリネル硬さは２０９ＨB であり、十分な強度および切削性に大きな影響がない硬度であった。しかし、黒鉛の面積率が７．１％、黒鉛平均長さは１１３μｍであり、片状黒鉛が短く、かつ、成長も十分ではないため、熱伝導率が著しく低くなることが予想される。
【００７３】
比較例３のねずみ鋳鉄材のマトリックスは全面がパーライト組織、ブリネル硬さは１８３ＨB 、黒鉛の面積率は１１．４％、黒鉛平均長さは２７７μｍであり、切削性に大きな影響がない硬度であると共に、片状黒鉛が長く、かつ、十分に成長していた。しかし、引張強度が１７８ＭＰａと２００ＭＰａより小さく、強度が十分ではない。
【００７４】
実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材および比較例１〜３のねずみ鋳鉄材におけるブリネル硬さと引張強度との関係を図９に示す。ここで、図中の黒四角印はＣ量が３．６ｗｔ％を示し、黒丸印はＣ量が３．８ｗｔ％を示している。
【００７５】
図９に示すように、３．６ｗｔ％および３．８ｗｔ％の各Ｃ量において、硬さが高い程、引張強度は高くなっており、２００ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、切削性に大きな影響がない硬度（約２００〜２３０ＨB ）が必要であることが伺える。
【００７６】
本発明（実施例２）の高熱伝導性強靭鋳鉄の組織観察写真を図１に示す。ここで、図１（ａ）は未腐食の高熱伝導性強靭鋳鉄の表面を、図１（ｂ）は５％ナイタール液で腐食した各鋳鉄材の表面をそれぞれ顕微鏡で１００倍に拡大したものを示している。
【００７７】
図１（ａ）に示すように、基地には長く成長した“いも虫”状の片状黒鉛が析出しており、また、図１（ｂ）に示すように、基地組織は全面パーライトであることが確認された。
【００７８】
実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄およびＦＣ２３０材の組織観察写真を図１０に示す。ここで、図１０（ａ）は５％ピクリン酸溶液で腐食した高熱伝導性強靭鋳鉄の表面を、図１０（ｂ）は５％ピクリン酸溶液で腐食したＦＣ２３０材の表面をそれぞれ顕微鏡で２，８００倍に拡大したものを示している。
【００７９】
図１０（ａ）、（ｂ）に示すように、ビッカース硬さが３４１ＨV （試験条件；０．４９Ｎ）である実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄およびビッカース硬さが３２０ＨV （試験条件；０．４９Ｎ）であるＦＣ２３０材（ねずみ鋳鉄品）は共にパーライト組織を呈しているが、パーライトのラメラー間隔は実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄の方が通常のＦＣ２３０材よりも狭くなっている。また、実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄においては、良好な形状（いも虫状）の片状黒鉛が成長している様子が伺える。このことから、実施例２（本発明）の高熱伝導性強靭鋳鉄の方が通常のＦＣ２３０材よりも高強度であることが伺える。
【００８０】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＲＥの含有量についてそれぞれ規定することで、基地全面がパーライト組織になり、少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を有し、かつ、２００ＭＰａ以上の引張強度を有する高熱伝導性強靭鋳鉄を得ることができるという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高熱伝導性強靭鋳鉄の組織観察写真である。
【図２】炭素当量と熱伝導率及び引張強度との関係を示す図である。
【図３】黒鉛面積率と熱伝導率との関係を示す図である。
【図４】Ｃ量と熱伝導率との関係を示す図である。
【図５】Ｃｒ量およびＭｏ量と基地組織との関係を示す図である。
【図６】Ｃ量とブリネル硬さとの関係を示す図である。
【図７】Ｍｎ量とブリネル硬さとの関係を示す図である。
【図８】Ｃｒ量とブリネル硬さとの関係を示す図である。
【図９】実施例１〜４の高熱伝導性強靭鋳鉄材および比較例１〜３のねずみ鋳鉄材におけるブリネル硬さと引張強度との関係を示す図である。
【図１０】実施例２の高熱伝導性強靭鋳鉄およびＦＣ２３０材の組織観察写真である。
Claims (4)
- Ｃを３．６〜４．０ｗｔ％、Ｓを０．０２〜０．２ｗｔ％含有した鋳鉄を溶解した溶湯中に、Ｍｎを１．５〜１．８ｗｔ％、Ｃｒを０．２〜０．４ｗｔ％、Ｍｏを０〜０．３ｗｔ％、希土類元素またはミッシュメタルをＳ量の倍量添加し、基地全面をパーライト組織にすることを特徴とする高熱伝導性強靭鋳鉄の製造方法。
- 化学組成が、
Ｃ ：３．６〜４．０ｗｔ％、
Ｍｎ：１．５〜１．８ｗｔ％、
Ｃｒ：０．２〜０．４ｗｔ％、
Ｍｏ：０〜０．３ｗｔ％、
Ｓ ：０．０２〜０．２ｗｔ％、
希土類元素またはミッシュメタル：Ｓ量の倍量、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、
かつ、基地全面がパーライト組織であることを特徴とする高熱伝導性強靭鋳鉄。 - 引張強さが２００ＭＰａ以上、熱伝導率が少なくとも４０Ｗ／ｍ・Ｋ以上である請求項２記載の高熱伝導性強靭鋳鉄。
- 上記基地組織中に、いも虫状の片状黒鉛が分布している請求項２記載の高熱伝導性強靭鋳鉄。
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