JP3876099B2

JP3876099B2 - Fe-based alloy material for thixocasting

Info

Publication number: JP3876099B2
Application number: JP30218799A
Authority: JP
Inventors: 宏明上野; 雅之土屋
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1999-10-25
Filing date: 1999-10-25
Publication date: 2007-01-31
Anticipated expiration: 2019-10-25
Also published as: JP2001123242A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料に係り、特に、薄肉部や細い溶湯通路部等での凝固収縮によるクラックの発生を防止することができるチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
チクソキャスティング法では、鋳造材料を加熱して固相（略固相となっている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態とし、次いで、その半溶融状態の鋳造材料を加圧下で鋳型のキャビティに充填し、その加圧下で鋳造材料を凝固させるようにしている。このようなチクソキャスティング法では、鋳造材料を半溶融状態とすることにより、低い溶融温度で鋳型への鋳造が可能であるため、鋳型への熱負荷が一般の鋳造と比べて極めて軽減され、型寿命が長く経済的であるとともに、普通のダイキャスト装置を用いることができる等の利点があることから、アルミ材では広く普及している。一方、鉄系合金におけるチクソキャスティング法として、特開平５−４３９７８号公報では、Ｃ：２．６〜３．６ｗｔ％、Ｓｉ：０〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％含有し、かつ、共晶の量が５０ｗｔ％以上で７０ｗｔ％以下、炭素等量（Ｃｗｔ％＋０．３Ｓｉｗｔ％）が３．５〜３．９ｗｔ％を満たすＦｅ系合金材料を用い、固相率を３０〜５０ｗｔ％としてチクソキャスティングを行うことにより、収縮孔の少ない良好な鋳物を得ることができるとされている。
【０００３】
ところで、Ｆｅ系合金材料を用いたチクソキャスティング法では、溶湯温度が低い状態で材料を鋳型へ充填するため、薄肉製品や複雑な形状の製品を成形する場合のように、内部に狭い溶湯通路を有する鋳型を用いる鋳造では、半溶融鋳造材料が鋳型壁面から急激に冷却され、得られた製品のうち液相から凝固した部分が靭性の低いチル組織になる。このチル組織は、鋳造材料の凝固収縮時にクラック発生の起点となるため、鋳型内部に狭い溶湯通路を設けないような設計を余儀なくされていた。そこで、特開平９−２３９５１３号および特開平９−２３９５１４号では、薄板形状の製品の表面性状を向上させることも兼ね、鋳型内壁部に炭素材料（黒鉛）を用いることにより溶湯の急冷を緩和し、チル組織、特にセメンタイトの生成を抑制し、割れの少ない鋳物製品を製造することができるダイキャスト用鋳型が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、溶湯を鋳型に直接鋳造する場合よりも低い温度での鋳造が可能なチクソキャスティング法においても、Ｆｅ系合金材料を用いると溶湯温度は１１９０℃前後というかなりの高温であり、しかも、溶湯を加圧するダイキャスト法を用いるため使用環境がかなり厳しい。したがって、炭素材料を用いた鋳型では、特に、製品の薄肉部や溶湯通路等での鋳型表面の溶損が激しい。このため、鋳型の交換を頻繁に行う必要があり、経済的でなく生産性も低下するという問題があった。したがって、薄肉製品のクラックの発生を防止するために、鋳造材料そのものを改善することが重要な課題となっていた。
【０００５】
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、従来の鋳型を用いることで経済性および生産性を低下させることなく、凝固収縮時のクラック発生の起点となるチル組織の強度を向上させることにより、薄肉や細形状の製品であってもクラックの発生を未然に防止することができるチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、チル組織に起因するクラック発生を防止するために鋭意研究を重ねた結果、含有元素の１つであるＣｒに着目した。すなわち、本発明者は、Ｆｅ系合金材料にＣｒを規定量添加することにより、半溶融状態に調整した場合の液相中にＣｒ炭化物が生成し、チクソキャスティング後においては、複雑形状（薄肉部）を有する成形品であっても、Ｃｒ炭化物によってチル組織が強化され、その結果、鋳型中での凝固収縮によるクラックの発生が防止されることを見い出した。また、固相中に固溶しているＣｒは固相部分にオーステナイトを残留させ、これによって組織全体の靭性が増加することも判った。
【０００７】
本発明は、上記知見に基づいてクラック発生の防止に寄与するＣｒ量を定量的に解析してなされたものであり、Ｃを１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、Ｓｉを１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％、Ｍｎを０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、共晶量Ｅｃが１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％であるチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料において、Ｃｒを０．１ｗｔ％≦Ｃｒ≦１．０ｗｔ％含有することを特徴としている。以下、上記数値限定の根拠を本発明の作用とともに説明する。
【０００８】
共晶量Ｅｃ：１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％
Ｆｅ系合金材料を加熱していくと、共晶温度で共晶の溶融が始まり、その溶融潜熱のために温度の上昇は一時停止し、その温度で共晶の溶融が進行する。そして、全ての共晶が溶融すると温度は再び上昇し始める。したがって、共晶量が多ければ固相率が低くなる。チクソキャスティング法では、固相率を厳密に管理する必要があることから、共晶温度よりもやや高い温度まで加熱することで加熱温度に基づいて固相率を管理する。本発明では、共晶量Ｅｃを前述の特開平５−４３９７８号における５０ｗｔ％≦Ｅｃ≦７０ｗｔ％よりも低く設定することにより、製品の機械的特性を向上させるとともに固相率を高めている。
【０００９】
一般に、Ｆｅ系合金材料を加熱して半溶融状態にすると、共晶の溶融（共晶溶解）で生じた液相が固相の周りを取り囲む。液相は大きな潜熱を持っているためその流動性が維持され、固相が成長して凝固収縮が進行している間も固相どうしの隙間に液相が充分に供給され、ミクロンオーダーの空孔の発生が防止される。これにより、チクソキャスティング特有の機械的特性を有する製品を得ることができる。ところが、共晶量が上記従来技術のように多いと、熱処理後に粗大な黒鉛の析出量が多くなって製品の機械的特性が通常の鋳込みによる鋳物と同等になってしまう。本発明者の検討によれば、共晶量Ｅｃを５０ｗｔ％未満にすることにより、製品のヤング率、引張強さ、疲労強度等の機械的特性が向上することが判明している。また、共晶量Ｅｃを５０ｗｔ％未満にすることで固相率を高めることができ、半溶融材料の自立性等の取扱性を向上させることができる。
【００１０】
一方、共晶量Ｅｃが１０ｗｔ％以下の場合には、鋳造温度（半溶融Ｆｅ系合金材料の温度、以下、同じ）がＦｅ系合金の平衡状態図の液相線近くまで上昇してしまい、鋳造装置や搬送装置の熱負荷が高くなってその耐久性を劣化させる。よって、共晶量Ｅｃは、１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％とした。
【００１１】
Ｃ：１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％
ＣはＳｉとともに共晶量を左右する元素であり、共晶量が１０ｗｔ％を上回るようにするためには１．８ｗｔ％以上含有する必要がある。また、Ｃの含有量が１．８ｗｔ％未満では、Ｓｉの含有量を増やして共晶量が１０ｗｔ％を上回るようにしても、鋳造温度が高くなってしまうのでチクソキャスティングの利点が滅殺される。一方、Ｃの含有量が２．５ｗｔ％を上回ると共晶量が多くなり、その結果、前述のように黒鉛の析出量が多くなるとともに、固相率が低下して鋳造装置の耐久性と半溶融材料の取扱性を低下させる。よって、Ｃの含有量は１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％とした。
【００１２】
Ｓｉ：１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％
Ｓｉの含有量が１．０ｗｔ％未満では、Ｃの含有量が１．８ｗｔ％未満のときと同様に鋳造温度が高くなってしまう。一方、Ｓｉの含有量が３．０ｗｔ％を上回ると、硬くて脆いシリコフェライトが増加して製品の機械的特性の向上を図ることができない。よって、Ｓｉの含有量は１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％とした。
【００１３】
また、ＣとＳｉの含有量と固相率との関係から上記数値限定の根拠を説明する。図１はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ系合金における加熱温度と固相率との関係を示す線図であり、Ｃ，Ｓｉ含有量がそれぞれ本発明の下限値の１．８ｗｔ％、１．０ｗｔ％の場合と、Ｃ，Ｓｉ含有量がそれぞれ本発明の上限値の２．５ｗｔ％、３．０ｗｔ％の場合の加熱温度−固相率の関係を示している。Ｃ，Ｓｉ含有量の下限値未満では、必要な固相率Ｒ（例えばＲ＞５０ｗｔ％）を得るためには鋳造温度がかなり高くなってしまうのが判る。換言すれば、鋳造装置等の耐久性の観点から設定される鋳造温度では固相率が高く、溶湯の充填不良や湯境などにおける成形不良が生じる。一方、Ｃ，Ｓｉ含有量の上限値を上回ると、固相率が低くなり、半溶融材料の自立性等の取扱性が低下する。なお、図１には、後述する実施例３（Ｃ：２．３８ｗｔ％、Ｓｉ：１．９９ｗｔ％）と比較例１（Ｃ：２．２７ｗｔ％、Ｓｉ：１．９８ｗｔ％）の加熱温度と固相率の関係も示した。
【００１４】
Ｍｎ：０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％
Ｍｎは脱酸剤として添加されるが、そもそもオーステナイト生成元素であり、固相部分にオーステナイトを残留させる重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．１ｗｔ％を下回ると、脱酸剤としての効果がなくなり、また、固相部分でのオーステナイトの残留が全くなくなるとともに、チル組織を呈するレデブライトにおけるオーステナイトの晶出が全く行われなくなり、チル組織の強化ができず、クラックの発生の防止ができなくなる。一方、Ｍｎの含有量が１．５ｗｔ％を上回ると、レデブライト中のセメンタイト［（ＦｅＭｎ）_３Ｃ］の析出量が多くなるため、製品の靭性および切削性が低下する。よって、Ｍｎの含有量は０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％とした。
【００１５】
Ｃｒ：０．１ｗｔ％≦Ｃｒ≦１．０ｗｔ％
本発明では、Ｃｒは液相中にＣｒ炭化物を生成してチル組織を強化するとともに、固相中に固溶した場合の固相部分にオーステナイトを残留させる重要な元素である。Ｃｒの含有量が０．１ｗｔ％を下回ると液相と固相に分散する量が少なく、Ｃｒ炭化物の生成ならびにオーステナイトの残留が不充分となる。一方、Ｃｒの含有量が１．０ｗｔ％を上回ると熱処理時のセメンタイトの分解を妨げ、未分解のセメンタイトによって製品の靭性および切削性が低下する。よって、Ｃｒの含有量は０．１ｗｔ％≦Ｃｒ≦１．０ｗｔ％とした。
【００１６】
さらに、本発明者は、オーステナイト生成元素であるＮｉに着目して検討を重ねた結果、Ｎｉを０．２ｗｔ％≦Ｎｉ≦３．０ｗｔ％の範囲で上記元素と併用することにより、鋳造後の凝固収縮によるクラックの発生をより一層確実に防止できることを見出した。Ｎｉの数値限定の根拠は、次による。
【００１７】
Ｎｉ：０．２ｗｔ％≦Ｎｉ≦３．０ｗｔ％
オーステナイト生成元素であるＮｉは、オーステナイトの残留をさらに促進させるとともに、残留させたオーステナイトに不純物を閉じ込めて無害化する。つまり、靭性を低下させる不純物を靭性に富むオーステナイト中に分散させることにより、不純物が機械的特性に対して影響しないようにする働きがある。また、Ｎｉは肉厚部のように徐冷される部分のパーライト化を防止する働きがある。そのような効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．２ｗｔ％以上必要である。一方、製品を鋳造した後には、セメンタイトを消失させて微細な球状黒鉛にする熱処理が行われるのが通常であるが、Ｎｉの含有量が３．０ｗｔ％を上回ると、析出した黒鉛が凝集して靭性を低下させるとともに、熱処理後の冷却でマルテンサイト化し硬度が高くなる。さらに、Ｎｉの過剰な添加は材料費のコストアップにつながる。よって、Ｎｉの含有量は０．２ｗｔ％≦Ｎｉ≦３．０ｗｔ％とした。
【００１８】
ここで、上記のようなチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料を用いて鋳造するには、固相率が５０ｗｔ％を上回る半溶融状態とすることが望ましい。これにより、鋳造温度を低温側へシフトして鋳造装置の劣化を緩和するとともに、オーステナイトが残留した微細な固相組織が多いことは、凝固収縮時のクラックの発生防止に一層の効果をもたらす。また、固相率が５０ｗｔ％以下では、液相量が多すぎて半溶融材料の自立性と取扱性が悪化する。
【００１９】
【実施例】
以下、具体的な実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
Ａ．鋳造装置
図２は、図３に示すオイルポンプカバー２０を鋳造するために用いられる加圧鋳造装置１を示す断面図であり、鋳造されたオイルポンプカバー２０は、湯道２１と製品部２２とからなっている。この加圧鋳造装置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間に鋳物形成用キャビティ４が形成される。固定金型２には、Ｆｅ系合金材料５を収容するチャンバ６が形成され、チャンバ６は円錐台形孔７およびゲート８を介してキャビティ４に連通している。また、固定金型２には、チャンバ６に連通するスリーブ９が水平に取り付けられ、スリーブ９には、チャンバ６に挿入されるプランジャ１０が水平方向に摺動自在に嵌合されている。そして、スリーブ９の周壁上部に形成された材料挿入口１１から半溶融状態のＦｅ系合金材料５を落下させ、プランジャ１０を左方向へ水平移動させることで材料５をキャビティ４内に充填するようになっている。
【００２０】
キャビティ４には、ゲート８の直後の位置に湯道４ａが設けられ、オイルポンプカバー２０の中央の孔２３を形成する抜きピン４ｂと周縁部のボルト孔２４を形成する抜きピン４ｃが設けられている。なお、固定および可動金型２，３は、例えばＳＫＤ６１等の鉄系合金で構成される。なお、冷却速度を増すためにＣｕ−Ｂｅ系合金、Ｃｕ−Ｃｒ系合金、Ｃｕ−Ｎｉ系などの銅系合金で構成しても良い。
【００２１】
Ｂ．鋳造用材料
図４は、本実施例（比較例も含む）で使用されるＦｅ−Ｃ−Ｓｉ系合金材料におけるＣおよびＳｉ含有量と共晶量Ｅｃとの関係を示す線図である。同図に示すように、固相線の右側へ向かって、共晶量Ｅｃがそれぞれ１０ｗｔ％、２０ｗｔ％、３０ｗｔ％、４０ｗｔ％、５０ｗｔ％、１００ｗｔ％の、１０ｗｔ％共晶線、２０ｗｔ％共晶線、３０ｗｔ％共晶線、４０ｗｔ％共晶線、５０ｗｔ％共晶線、１００ｗｔ％共晶線が並んでいる。
【００２２】
また、Ｆｅ系合金材料の共晶量Ｅｃは１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％としており、これは、図４では１０ｗｔ％共晶線と５０ｗｔ％共晶線の間の範囲となる。さらに、Ｆｅ系合金材料のＣの含有量は１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、Ｓｉの含有量は１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％としており、この含有量で図４を区画すると、点ａ１〜点ａ６を結んで得られる略六角形状の範囲となる。そして、以下に説明する本発明の実施例と比較例のＦｅ系合金材料の成分は、その略六角形状の範囲内となるように調整されている。なお、図４における括弧内の数字は、Ｃ含有量をｘ軸、Ｓｉ含有量をｙ軸としたときの座標である。
【００２３】
Ｃ．鋳造試験
図２に示す加圧鋳造装置１を用いて、直径が５０ｍｍ、長さが６５ｍｍの円柱状Ｆｅ系合金材料を半溶融状態に加熱し、最小肉厚部の厚さが２．５ｍｍ、図３に示す９箇所の抜き穴を有するオイルポンプカバーを鋳造した。その際の金型の予熱温度は２５０℃、加圧保持時間は１秒とし、また、離型材にはグラファイトを用いた。この鋳造に使用したＦｅ系合金材料の成分を表１に示す。なお、これら材料は、いずれも共晶量が５０ｗｔ％未満であり、かつ鋳造時の固相率が５０％を上回るものとした。以上のＦｅ系合金材料を用いて鋳造したオイルポンプカバーのクラックの発生の有無をレッドマークチェックで確認し、また熱処理後における靱性および切削性を調べた。これらの総合的な評価を、クラックの発生がなく靱性および切削性も良好な場合を「○」、クラックが発生したり靱性あるいは切削性が不良な場合を「×」として表１に併記した。なお、熱処理は１１００℃で６０分保持後、空冷の焼鈍処理を施すものとした。
【００２４】
【表１】

【００２５】
図５に、実施例のＦｅ系合金材料によって鋳造したオイルポンプカバーを示す。実施例１〜３においてはクラックが一切発生せず、また、良好な靱性および切削性を示した。特に、実施例１ではＮｉを含んでいないことからＣｒ単独でクラックの発生を防止する効果があることが実証された。一方、比較例１〜４においてはクラックが発生した。また、比較例５ではクラックの発生は認められなかったが、靱性が低く切削性が劣っていた。ここで、図６に実施例３の表面性状を、また図７に比較例３の表面性状をそれぞれ示す。比較例３では、黒ベタ矢印で指す部分に表面割れが生じており、また、白抜き矢印で指す部分に湯じわが生じている。実施例３では表面割れや湯じわといった欠陥は認められず、鋳造性が良好であることが判る。図８は、比較例３に生じたクラック部分を示す顕微鏡写真（１００倍）である。このようなクラックは、鋳造時に液相であったレデブライト共晶部に発生することが判明しており、Ｃｒを添加することよりレデブライト共晶部の強度不足がＭｎとともにセメンタイトを強化することで補われ、クラックの発生が防止されたと推察される。
【００２６】
Ｄ．金属組織観察
図９は、実施例３の表面近傍の内部組織を示す顕微鏡写真（１００倍）である。内部組織はクラックの発生した図８の比較例３と同様であり、成形時に固相であった白い円状のオーステナイト部と、針状のマルテンサイト部と、それを取り囲む成形時液相であった灰色地に黒色の粒状物が点在するレデブライト共晶部とからなる。両図を比較するとその組織に差異は認められず、Ｃｒ添加の影響での組織変化による強度向上効果は否定される。よってＣｒは、割れの発生するレデブライト共晶中のセメンタイトの強度を効果的に向上させていると言える。また、図１０は比較例５の表面近傍の内部組織を示す顕微鏡写真（４００倍）である。比較例５はＣｒが１．０３ｗｔ％添加されており、セメンタイト中のＣｒが十分に分解されていない状態が顕著に認められる。
【００２７】
【発明の効果】
以上説明したように本発明においては、Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ系（三元系）合金材料においてＣｒ含有量を適切に限定したことにより、凝固収縮時にクラック発生の起点となるチル組織が強化されるとともに靭性の高いオーステナイトが効果的に残留し、その結果、薄肉や細形状の製品であってもクラックの発生を未然に防止することができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃ，Ｓｉ含有量に対応した加熱温度と固相率との関係を示す線図である。
【図２】本発明の実施例で使用した加圧鋳造装置の断面図である。
【図３】実施例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーを示す平面図である。
【図４】Ｃ，Ｓｉ含有量と共晶量との関係を示す線図である。
【図５】実施例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーを示す写真である。
【図６】実施例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーの表面性状を示す写真である。
【図７】比較例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーの表面性状を示す写真である。
【図８】比較例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーのクラック部分の内部組織を示す顕微鏡写真である。
【図９】実施例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーの内部組織を示す顕微鏡写真である。
【図１０】比較例のＦｅ系合金材料で鋳造したオイルポンプカバーの内部組織を示す顕微鏡写真である。
【符号の説明】
１…加圧鋳造装置、４…キャビティ、５…Ｆｅ系合金材料。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an Fe-based alloy material for thixocasting, and more particularly to an Fe-based alloy material for thixocasting that can prevent the occurrence of cracks due to solidification shrinkage in a thin-walled portion or a thin molten metal passage portion.
[0002]
[Prior art]
In the thixocasting method, a casting material is heated to a semi-molten state in which a solid phase (substantially solid phase, hereinafter the same) and a liquid phase coexist, and then the semi-molten casting material is pressurized. Thus, the mold cavity is filled and the casting material is solidified under the pressure. In such a thixocasting method, the casting material can be cast into a mold at a low melting temperature by making the casting material in a semi-molten state. Therefore, the thermal load on the mold is greatly reduced compared to general casting, and the mold The aluminum material is widely used because it has a long life and is economical and has an advantage that an ordinary die-casting apparatus can be used. On the other hand, as a thixocasting method for an iron-based alloy, in JP-A-5-43978, C: 2.6 to 3.6 wt%, Si: 0 to 3.0 wt%, Mn: 0.1 to 1.0 wt% Using an Fe-based alloy material that contains the eutectic amount of 50 wt% or more and 70 wt% or less and the carbon equivalent (C wt% + 0.3 Si wt%) satisfies 3.5 to 3.9 wt%. It is said that a good casting with few shrinkage holes can be obtained by performing thixocasting with 30 to 50 wt%.
[0003]
By the way, in the thixocasting method using an Fe-based alloy material, since the material is filled in the mold at a low molten metal temperature, a narrow molten metal passage is formed inside as in the case of forming a thin product or a product having a complicated shape. In casting using a mold having a mold, the semi-molten casting material is rapidly cooled from the mold wall surface, and a portion solidified from the liquid phase in the obtained product becomes a chill structure with low toughness. Since this chill structure becomes a starting point of crack generation when the casting material is solidified and contracted, it has been inevitably designed such that a narrow molten metal passage is not provided inside the mold. Therefore, in Japanese Patent Laid-Open Nos. 9-239513 and 9-239514, the surface property of a thin plate product is improved, and the quenching of the molten metal is mitigated by using a carbon material (graphite) for the inner wall of the mold. In addition, a die casting mold has been proposed that can suppress the generation of chill structure, particularly cementite, and can produce a cast product with few cracks.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, even in the thixocasting method that allows casting at a lower temperature than when casting the molten metal directly on the mold, the molten metal temperature is considerably high at around 1190 ° C when the Fe-based alloy material is used. The use environment is rather severe because of the die-casting method that applies pressure. Therefore, in the mold using the carbon material, the melt damage on the mold surface is particularly severe in the thin wall portion of the product, the molten metal passage or the like. For this reason, it is necessary to frequently replace the mold, which is not economical and reduces productivity. Therefore, in order to prevent the occurrence of cracks in thin-walled products, it has been an important issue to improve the casting material itself.
[0005]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and by improving the strength of the chill structure that becomes the starting point of crack generation at the time of solidification shrinkage without lowering economy and productivity by using a conventional mold. An object of the present invention is to provide an Fe-based alloy material for thixocasting capable of preventing the occurrence of cracks even in the case of a thin or thin product.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies to prevent the occurrence of cracks due to the chill structure, the present inventor has focused on Cr, which is one of the contained elements. That is, the present inventor, by adding a prescribed amount of Cr to the Fe-based alloy material, Cr carbide is generated in the liquid phase when adjusted to a semi-molten state, and after thixocasting, the complex shape (thin wall portion) It was found that the chill structure was strengthened by the Cr carbide even in the molded product having the above), and as a result, generation of cracks due to solidification shrinkage in the mold was prevented. It has also been found that Cr dissolved in the solid phase leaves austenite in the solid phase portion, which increases the toughness of the entire structure.
[0007]
The present invention was made by quantitatively analyzing the amount of Cr that contributes to the prevention of crack generation based on the above knowledge, and C was 1.8 wt% ≦ C ≦ 2.5 wt% and Si was 1.0 wt%. % ≦ Si ≦ 3.0 wt%, Mn 0.1 wt% ≦ Mn ≦ 1.5 wt%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the eutectic amount Ec is 10 wt% <Ec <50 wt%. The Fe-based alloy material for thixocasting is characterized by containing 0.1 wt% ≦ Cr ≦ 1.0 wt% of Cr. Hereinafter, the grounds for the above numerical limitation will be described together with the operation of the present invention.
[0008]
Eutectic amount Ec: 10 wt% <Ec <50 wt%
When the Fe-based alloy material is heated, melting of the eutectic starts at the eutectic temperature, and the temperature rise temporarily stops due to the latent heat of melting, and the melting of the eutectic proceeds at that temperature. And when all the eutectics melt, the temperature begins to rise again. Therefore, if the amount of eutectic is large, the solid phase ratio becomes low. In the thixocasting method, since it is necessary to strictly control the solid phase ratio, the solid phase ratio is controlled based on the heating temperature by heating to a temperature slightly higher than the eutectic temperature. In the present invention, the eutectic amount Ec is set lower than 50 wt% ≦ Ec ≦ 70 wt% in the above-mentioned JP-A-5-43978, thereby improving the mechanical properties of the product and increasing the solid phase ratio.
[0009]
Generally, when a Fe-based alloy material is heated to a semi-molten state, a liquid phase generated by eutectic melting (eutectic dissolution) surrounds the solid phase. Since the liquid phase has a large latent heat, its fluidity is maintained, and while the solid phase grows and solidification shrinkage proceeds, the liquid phase is sufficiently supplied to the gap between the solid phases, and the micron order is empty. Generation of holes is prevented. Thereby, the product which has the mechanical characteristic peculiar to thixocasting can be obtained. However, if the amount of eutectic is large as in the prior art, the amount of coarse graphite deposited after heat treatment increases, and the mechanical properties of the product become equivalent to those obtained by casting by ordinary casting. According to the study of the present inventor, it has been found that by setting the eutectic amount Ec to less than 50 wt%, mechanical properties such as Young's modulus, tensile strength, and fatigue strength of the product are improved. Further, by setting the eutectic amount Ec to less than 50 wt%, the solid phase ratio can be increased, and handling properties such as self-supporting property of the semi-molten material can be improved.
[0010]
On the other hand, when the eutectic amount Ec is 10 wt% or less, the casting temperature (temperature of the semi-molten Fe-based alloy material, hereinafter the same) rises to near the liquidus in the equilibrium diagram of the Fe-based alloy, The heat load of the casting apparatus and the conveying apparatus is increased and the durability is deteriorated. Therefore, the eutectic amount Ec is set to 10 wt% <Ec <50 wt%.
[0011]
C: 1.8 wt% ≦ C ≦ 2.5 wt%
C is an element that influences the amount of eutectic together with Si, and in order for the amount of eutectic to exceed 10 wt%, it is necessary to contain 1.8 wt% or more. Further, if the C content is less than 1.8 wt%, the advantage of thixocasting is destroyed because the casting temperature becomes high even if the Si content is increased and the eutectic amount exceeds 10 wt%. . On the other hand, if the C content exceeds 2.5 wt%, the amount of eutectic increases, and as a result, the amount of precipitated graphite increases as described above, and the solid phase ratio decreases and the durability of the casting apparatus is reduced. Reduces handling of semi-molten materials. Therefore, the C content is set to 1.8 wt% ≦ C ≦ 2.5 wt%.
[0012]
Si: 1.0 wt% ≦ Si ≦ 3.0 wt%
When the Si content is less than 1.0 wt%, the casting temperature becomes high as in the case where the C content is less than 1.8 wt%. On the other hand, when the Si content exceeds 3.0 wt%, the hard and brittle silicoferrite increases and the mechanical properties of the product cannot be improved. Therefore, the content of Si is set to 1.0 wt% ≦ Si ≦ 3.0 wt%.
[0013]
The basis for the above numerical limitation will be described from the relationship between the C and Si contents and the solid phase ratio. FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the heating temperature and the solid phase ratio in an Fe—C—Si alloy, and the C and Si contents are 1.8 wt% and 1.0 wt%, respectively, which are the lower limit values of the present invention. And the relationship between the heating temperature and the solid phase ratio when the C and Si contents are 2.5 wt% and 3.0 wt% of the upper limit values of the present invention, respectively. It can be seen that if the content of C and Si is less than the lower limit, the casting temperature becomes considerably high in order to obtain the required solid phase ratio R (for example, R> 50 wt%). In other words, at the casting temperature set from the viewpoint of durability of the casting apparatus or the like, the solid phase ratio is high, resulting in defective filling of the molten metal or defective molding at the hot water boundary. On the other hand, when the upper limit value of the C and Si contents is exceeded, the solid phase ratio becomes low, and the handling property such as the self-supporting property of the semi-molten material is lowered. FIG. 1 shows the heating temperatures of Example 3 (C: 2.38 wt%, Si: 1.99 wt%) and Comparative Example 1 (C: 2.27 wt%, Si: 1.98 wt%) described later. The relationship of the solid phase ratio is also shown.
[0014]
Mn: 0.1 wt% ≦ Mn ≦ 1.5 wt%
Mn is added as a deoxidizing agent, but is an austenite-generating element in the first place and an important element that causes austenite to remain in the solid phase portion. When the content of Mn is less than 0.1 wt%, the effect as a deoxidizer is lost, and austenite remains in the solid phase portion at all, and austenite crystallizes in redebrite exhibiting a chill structure. The chill structure cannot be strengthened and cracks cannot be prevented from occurring. On the other hand, when the content of Mn exceeds 1.5 wt%, the amount of cementite [(FeMn) ₃ C] in the redebrite increases, so that the toughness and machinability of the product decrease. Therefore, the content of Mn is set to 0.1 wt% ≦ Mn ≦ 1.5 wt%.
[0015]
Cr: 0.1 wt% ≦ Cr ≦ 1.0 wt%
In the present invention, Cr is an important element that generates Cr carbide in the liquid phase and strengthens the chill structure, and also causes austenite to remain in the solid phase portion when dissolved in the solid phase. When the Cr content is less than 0.1 wt%, the amount dispersed in the liquid phase and the solid phase is small, and the formation of Cr carbide and the austenite residue are insufficient. On the other hand, when the Cr content exceeds 1.0 wt%, the cementite is prevented from being decomposed during the heat treatment, and undecomposed cementite deteriorates the toughness and machinability of the product. Therefore, the Cr content is set to 0.1 wt% ≦ Cr ≦ 1.0 wt%.
[0016]
Furthermore, as a result of repeated investigations focusing on Ni, which is an austenite-generating element, the present inventor has used Ni in combination with the above elements in the range of 0.2 wt% ≦ Ni ≦ 3.0 wt%, and thus, after casting. It has been found that the generation of cracks due to solidification shrinkage can be more reliably prevented. The basis for the numerical limitation of Ni is as follows.
[0017]
Ni: 0.2 wt% ≦ Ni ≦ 3.0 wt%
Ni, which is an austenite-generating element, further promotes the austenite residue and confines impurities in the retained austenite to render it harmless. That is, by dispersing impurities that reduce toughness in austenite rich in toughness, there is a function of preventing the impurities from affecting the mechanical properties. Further, Ni has a function of preventing pearlite in a portion that is gradually cooled, such as a thick portion. In order to obtain such an effect, the Ni content needs to be 0.2 wt% or more. On the other hand, after casting the product, heat treatment is usually performed to eliminate cementite to make fine spherical graphite. However, if the Ni content exceeds 3.0 wt%, the precipitated graphite aggregates. As a result, the toughness is reduced and the hardness after heating becomes martensite by cooling after the heat treatment. Furthermore, excessive addition of Ni leads to an increase in material costs. Therefore, the content of Ni is set to 0.2 wt% ≦ Ni ≦ 3.0 wt%.
[0018]
Here, in order to cast using the Fe-based alloy material for thixocasting as described above, it is desirable that the solid phase ratio is in a semi-molten state exceeding 50 wt%. Thereby, the casting temperature is shifted to a low temperature side to alleviate the deterioration of the casting apparatus, and the fact that there are many fine solid phase structures in which austenite remains has a further effect in preventing the occurrence of cracks during solidification shrinkage. On the other hand, when the solid phase ratio is 50 wt% or less, the liquid phase amount is too large, and the self-supporting property and handling property of the semi-molten material are deteriorated.
[0019]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to specific examples.
A. Casting device Fig. 2 is a cross-sectional view showing the pressure casting device 1 used for casting the oil pump cover 20 shown in Fig. 3, and the cast oil pump cover 20 is connected to the runner 21. It consists of a product part 22. The pressure casting apparatus 1 includes a fixed mold 2 and a movable mold 3 having vertical mating surfaces 2a and 3a, and a casting forming cavity 4 is formed between the mating surfaces 2a and 3a. The fixed mold 2 is formed with a chamber 6 for containing the Fe-based alloy material 5, and the chamber 6 communicates with the cavity 4 through a frustoconical hole 7 and a gate 8. Further, a sleeve 9 communicating with the chamber 6 is horizontally attached to the fixed mold 2, and a plunger 10 inserted into the chamber 6 is fitted to the sleeve 9 so as to be slidable in the horizontal direction. Then, the semi-molten Fe-based alloy material 5 is dropped from the material insertion port 11 formed in the upper peripheral wall of the sleeve 9, and the material 5 is filled into the cavity 4 by horizontally moving the plunger 10 leftward. It has become.
[0020]
In the cavity 4, a runner 4 a is provided immediately after the gate 8, and a punch pin 4 b that forms the central hole 23 of the oil pump cover 20 and a punch pin 4 c that forms the bolt hole 24 in the peripheral portion are provided. ing. The fixed and

movable molds

2 and 3 are made of an iron-based alloy such as SKD61, for example. In order to increase the cooling rate, a Cu-Be alloy, a Cu-Cr alloy, a Cu-Ni alloy, or other copper alloy may be used.
[0021]
B. Casting material Fig. 4 is a diagram showing the relationship between the C and Si contents and the eutectic amount Ec in the Fe-C-Si based alloy material used in this example (including comparative examples). It is. As shown in the figure, the eutectic amounts Ec are 10 wt%, 20 wt%, 30 wt%, 40 wt%, 50 wt%, and 100 wt%, respectively, toward the right side of the solidus. A crystal line, a 30 wt% eutectic line, a 40 wt% eutectic line, a 50 wt% eutectic line, and a 100 wt% eutectic line are arranged.
[0022]
Further, the eutectic amount Ec of the Fe-based alloy material is 10 wt% <Ec <50 wt%, which is a range between the 10 wt% eutectic line and the 50 wt% eutectic line in FIG. Further, the C content of the Fe-based alloy material is 1.8 wt% ≦ C ≦ 2.5 wt%, and the Si content is 1.0 wt% ≦ Si ≦ 3.0 wt%. With this content, FIG. When divided, it becomes a substantially hexagonal range obtained by connecting the points a1 to a6. And the component of the Fe type alloy material of the Example of this invention demonstrated below and a comparative example is adjusted so that it may become in the range of the substantially hexagonal shape. The numbers in parentheses in FIG. 4 are coordinates when the C content is the x axis and the Si content is the y axis.
[0023]
C. Casting test Using a pressure casting apparatus 1 shown in Fig. 2, a columnar Fe-based alloy material having a diameter of 50 mm and a length of 65 mm is heated to a semi-molten state, and the thickness of the minimum thickness portion is reduced. An oil pump cover having 2.5 mm and nine holes shown in FIG. 3 was cast. At that time, the preheating temperature of the mold was 250 ° C., the pressure holding time was 1 second, and graphite was used as the mold release material. Table 1 shows the components of the Fe-based alloy material used for this casting. All of these materials had an eutectic amount of less than 50 wt% and a solid phase ratio during casting of more than 50%. The presence or absence of cracks in the oil pump cover cast using the Fe-based alloy material was confirmed by a red mark check, and the toughness and machinability after heat treatment were examined. These comprehensive evaluations are also shown in Table 1 as “◯” when no cracks are generated and the toughness and machinability are good, and “X” when cracks are generated and the toughness or machinability is poor. The heat treatment was carried out at 1100 ° C. for 60 minutes, followed by air cooling annealing.
[0024]
[Table 1]

[0025]
FIG. 5 shows an oil pump cover cast from the Fe-based alloy material of the example. In Examples 1 to 3, no cracks occurred, and good toughness and machinability were exhibited. In particular, since Example 1 does not contain Ni, it was proved that Cr alone has an effect of preventing the occurrence of cracks. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 4, cracks occurred. In Comparative Example 5, no crack was observed, but the toughness was low and the machinability was poor. Here, FIG. 6 shows the surface texture of Example 3, and FIG. 7 shows the surface texture of Comparative Example 3. In Comparative Example 3, surface cracking occurs in the portion indicated by the black solid arrow, and hot water wrinkles occur in the portion indicated by the white arrow. In Example 3, defects such as surface cracks and hot water wrinkles are not recognized, and it can be seen that the castability is good. FIG. 8 is a photomicrograph (100 times) showing a crack portion generated in Comparative Example 3. Such cracks have been found to occur in the redebrite eutectic part that was in the liquid phase at the time of casting. By adding Cr, insufficient strength of the redebright eutectic part is compensated by strengthening cementite together with Mn. It is speculated that the generation of cracks was prevented.
[0026]
D. Observation of metal structure FIG. 9 is a photomicrograph (100 ×) showing the internal structure in the vicinity of the surface of Example 3. The internal structure was the same as that of Comparative Example 3 in FIG. 8 where cracks occurred, and was a white circular austenite portion that was a solid phase at the time of molding, a needle-like martensite portion, and a liquid phase at the time of molding that surrounded it. And a redebrite eutectic part in which black particles are scattered on a gray background. When the two figures are compared, no difference is observed in the structure, and the strength improvement effect due to the structure change due to the addition of Cr is denied. Therefore, it can be said that Cr effectively improves the strength of cementite in the redebrite eutectic where cracks occur. FIG. 10 is a photomicrograph (400 times) showing the internal structure near the surface of Comparative Example 5. In Comparative Example 5, 1.03 wt% of Cr was added, and the state in which Cr in cementite was not sufficiently decomposed was remarkably recognized.
[0027]
【The invention's effect】
As described above, in the present invention, by appropriately limiting the Cr content in the Fe—C—Si (ternary) alloy material, the chill structure that becomes the starting point of crack generation during solidification shrinkage is strengthened. At the same time, high-toughness austenite remains effectively, and as a result, it is possible to prevent the occurrence of cracks even in the case of thin-walled or thin products.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a relationship between a heating temperature corresponding to a C and Si content and a solid phase ratio.
FIG. 2 is a cross-sectional view of a pressure casting apparatus used in an example of the present invention.
FIG. 3 is a plan view showing an oil pump cover cast with an Fe-based alloy material of an example.
FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the C and Si content and the eutectic amount.
FIG. 5 is a photograph showing an oil pump cover cast with an Fe-based alloy material of an example.
FIG. 6 is a photograph showing the surface properties of an oil pump cover cast with an Fe-based alloy material of an example.
FIG. 7 is a photograph showing the surface properties of an oil pump cover cast with a Fe-based alloy material of a comparative example.
FIG. 8 is a photomicrograph showing the internal structure of a crack portion of an oil pump cover cast with an Fe-based alloy material of a comparative example.
FIG. 9 is a photomicrograph showing the internal structure of an oil pump cover cast with an Fe-based alloy material of an example.
FIG. 10 is a photomicrograph showing the internal structure of an oil pump cover cast with an Fe-based alloy material of a comparative example.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Pressure casting apparatus, 4 ... Cavity, 5 ... Fe-type alloy material.

Claims

C is 1.8 wt% ≦ C ≦ 2.5 wt%, Si is 1.0 wt% ≦ Si ≦ 3.0 wt%, Mn is 0.1 wt% ≦ Mn ≦ 1.5 wt%, and the balance is Fe and inevitable impurities. In the Fe-based alloy material for thixocasting, which has a composition and the eutectic amount Ec is 10 wt% <Ec <50 wt%,
An Fe-based alloy material for thixocasting, characterized by containing 0.1 wt% ≦ Cr ≦ 1.0 wt% of Cr.

The Fe-based alloy material for thixocasting according to claim 1, further comprising 0.2 wt% ≦ Ni ≦ 3.0 wt% of Ni.