JP3959764B2 - 高強度鋳鉄の製造方法及び高強度鋳鉄 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度鋳鉄の製造方法及びその製造物に係り、特に、切削性を確保しつつ強度特性を改善した高強度鋳鉄の製造方法及びその製造物に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
エンジンケーシング用鋳鉄材料として、例えば片状黒鉛鋳鉄などが用いられているが、最近におけるエンジンの高出力化、軽量化、および省エネ化に対応すべく、強靱な鋳鉄材料が求められている。
【０００３】
エンジンの高出力化の観点からすると、合金元素の添加などによる鋳鉄材料の高強度化が有効であり、この高強度鋳鉄を用いることによってエンジンケーシングの薄肉・軽量化を図ることができ、延いては、エンジンの軽量化および省エネ化を図ることが可能となる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、合金元素の添加などによって鋳鉄材料の強度を高めることはできるものの、それに伴う硬度の上昇が問題となる。また、エンジンケーシングの薄肉化によって、鋳鉄溶湯が急冷されるために冷硬組織（チル組織）が析出して著しく製品を脆化させる。
【０００５】
すなわち、高強度鋳鉄を用いてエンジンの高出力化、軽量化、および省エネ化を図ると、切削性の低下という問題がでてくる。切削性の低下は製品の加工性を悪化させるため、高コスト化の一因となる。
【０００６】
そこで本発明は、上記課題を解決し、高強度で、かつ、切削性が良好な高強度鋳鉄の製造方法及び高強度鋳鉄を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために請求項１の発明は、片状黒鉛鋳鉄で構成される高強度鋳鉄の製造方法であって、
Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄を溶解して溶湯を形成し、
その溶湯中に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％の割合で添加すると共に、稀土類元素またはミッシュメタルを上記溶湯中の上記Ｓ量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で添加するものである。
【０００８】
請求項２の発明は、片状黒鉛鋳鉄で構成される高強度鋳鉄であって、
Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄母材に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、稀土類元素またはミッシュメタルを上記Ｓ含有量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で含有させたものである。
【０００９】
上記数値を限定した理由を以下に述べる。
【００１０】
Ｓの添加量を０．０２〜０．２ｗｔ％、特に０．０５〜０．２ｗｔ％と限定したのは、添加量が０．０２ｗｔ％よりも少ないと、Ｍｎ及び稀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るためであり、添加量が０．２ｗｔ％よりも多いと、材料の脆化を招くためである。
【００１１】
Ｍｎの添加量を１．０〜３．０ｗｔ％、特に１．０〜２．０ｗｔ％と限定したのは、添加量が１．０ｗｔ％よりも少ないと、引張強度向上の効果が少ないためであり、添加量が３．０ｗｔ％よりも多いと、チル組織の析出が材料深部にまで及び（チル深さが深くなり）、材料硬度が増すためである。
【００１２】
稀土類元素またはミッシュメタルの添加量を、溶湯中のＳ量の倍量の０．０４〜０．４ｗｔ％、特に０．１０〜０．４ｗｔ％と限定したのは、添加量が溶湯中のＳ量の倍量の時、チル深さ及び引張強度共に良好となるためである。
【００１３】
以上の構成によれば、Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄母材に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、稀土類元素またはミッシュメタルをＳ含有量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で含有させることで、高強度で、かつ、切削性が良好な高強度鋳鉄を得ることができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１５】
本発明の高強度鋳鉄の製造方法を説明する。
【００１６】
先ず、Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％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。その鋳鉄溶湯中に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％の範囲内で添加する。
【００１７】
次に、その鋳鉄溶湯中に稀土類元素またはミッシュメタル（以下、ＲＥと呼ぶ）を、溶湯中のＳ量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％添加する。その鋳鉄溶湯を鋳型に流し込むと共に、冷却して高強度鋳鉄を作製する。
【００１８】
原料鋳鉄としては、通常の鋳鉄よりもＳ含有量の多い（０．０５〜０．２ｗｔ％）鋳鉄であれば特に限定するものではなく、高強度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。
【００１９】
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、目的・用途に応じて、適宜、変更してもよい。
【００２０】
【実施例】
本発明の高強度鋳鉄の一製造方法のフローチャートを図１に示す。
【００２１】
図１に示すように、高純度銑鉄、電解鉄、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−ＳおよびＦｅ−Ｍｎを、一回の溶解量を３ｋｇとして３ｋＨｚ、１２ｋｗの高周波電気炉で溶解し、化学組成が
Ｃ：３．３ｗｔ％、
Ｓｉ：２．１ｗｔ％、
Ｓ：０．０８ｗｔ％、
Ｐ：０．０６ｗｔ％、
残部：鉄
からなる鋳鉄溶湯を作製する。
【００２２】
この時、鋳鉄溶湯中のＭｎ含有量を０〜５．０ｗｔ％の範囲内で変化させ、Ｍｎ含有量の異なる各鋳鉄溶湯を作製する。この時における最高溶解温度は１，７５３Ｋとする。
【００２３】
次に、ＲＥとしてＲＥ−Ｓｉ（ＲＥ：３２．５ｗｔ％、Ｓｉ：３４．４ｗｔ％）を用い、１，７２３Ｋにおける各鋳鉄溶湯中に、ＲＥをＲＥ換算で０．２ｗｔ％添加する。
【００２４】
その後、ＲＥが添加された各鋳鉄溶湯を、１，６７３Ｋの温度で各種鋳型（Ｃ３号板チル試験用シェル型、φ３０ｍｍ×２００ｍｍのＣＯ2 型、発光分光分析用金型）に流し込むと共に、冷却を行って、高強度鋳鉄からなる各試験片を作製する。
【００２５】
Ｃ３号板チル試験用シェル型から試験片を取り出し、この板チル試験片を用いてチル深さ測定を行った。
【００２６】
また、φ３０ｍｍ×２００ｍｍのＣＯ2 型から試験片を取り出すと共に加工を施して、ＪＩＳ８Ｃの引張試験片を作製する。この試験片に対して引張試験を行い、その破断面近傍で組織観察およびブリネル硬さ測定を行った。
【００２７】
（Ｍｎ添加量に対する引張強さ及びチル深さ）
Ｍｎ添加量と引張強さの関係を図２に、Ｍｎ添加量とクリアチル深さの関係を図３に示す。図２および図３の黒丸を結んだ実線はＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄、四角を結んだ２点鎖線はＲＥ無添加鋳鉄を示している。
【００２８】
図２に示すように、Ｍｎ添加量が約０．９ｗｔ％未満と少ない内は、ＲＥ無添加鋳鉄の方が、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄よりも引張強さが高いが、Ｍｎ添加量が約０．９ｗｔ％以上と多くなると、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄の方が、ＲＥ無添加鋳鉄よりも引張強さが高くなる。特に、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄のＭｎ添加量が１．０〜２．０ｗｔ％の範囲における引張強さの向上が著しい。
【００２９】
図３に示すように、全般に、ＲＥ無添加鋳鉄の方が、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄よりもクリアチル深さが深い。特に、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄のＭｎ添加量が１．０〜２．０ｗｔ％の範囲におけるクリアチル深さの低下が著しい。
【００３０】
（Ｍｎ添加量に対する金属組織変化）
各鋳鉄における金属組織の光学顕微鏡写真を図４、図５、および図６に示す。図４（ａ）はＭｎ添加量０．０５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図４（ｂ）はＭｎ添加量０．３ｗｔ％の鋳鉄を示し、図５（ａ）はＭｎ添加量０．６ｗｔ％の鋳鉄を示し、図５（ｂ）はＭｎ添加量１．５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図６（ａ）はＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄を示し、図６（ｂ）はＭｎ添加量５．０ｗｔ％の鋳鉄を示している。
【００３１】
図４（ａ）に示すように、Ｍｎ添加量が０．０５ｗｔ％の鋳鉄は、黒鉛片が細かく、良好な形状に成長していない。また、黒鉛の比率が少ない。このため、図２に示したように比較的高い引張強さ（約２７０ＭＰａ）を有しているが、硬度も高くなっている。図４（ｂ）および図５（ａ）に示すように、Ｍｎ添加量が０．３ｗｔ％および０．６ｗｔ％の鋳鉄は、黒鉛片が細長く、かつ、形状が平面的に尖鋭で基地にフェライトが析出しているため、図２に示したようにＭｎ添加量０．０５ｗｔ％の鋳鉄に比べて引張強さが（約２４０ＭＰａ）低下している。
【００３２】
これに対して、図５（ｂ）に示すように、Ｍｎ添加量が１．５ｗｔ％の本発明の高強度鋳鉄は、黒鉛片が短く、かつ、形状が“いも虫状”であるため、図２に示したように引張強さも向上（約３００ＭＰａ）している。
【００３３】
各鋳鉄におけるパーライト組織のＳＥＭ写真を図７、図８に示す。図７（ａ）はＭｎ添加量０．０５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図７（ｂ）はＭｎ添加量０．６ｗｔ％の鋳鉄を示し、図８（ａ）はＭｎ添加量１．５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図８（ｂ）はＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄を示している。
【００３４】
図７および図８に示すように、Ｍｎ添加量の増加と共に、ラメラ間隔は狭くなっている。
【００３５】
また、図６（ａ）に示すように、Ｍｎ添加量が３．０ｗｔ％の鋳鉄は、図７および図８に示したように基地のパーライトが変化しており、また、黒鉛片が短く、かつ、部分的に略球状の黒鉛片が存在しているため、図２に示したように引張強さは更に向上（約３５０ＭＰａ）している。これは、Ｍｎを固溶したフェライトが析出し、このフェライトの固溶強化により引張強度及び硬さが増加したものである。さらに、図６（ｂ）に示すように、Ｍｎ添加量が５．０ｗｔ％の鋳鉄は、全体に亘ってチル組織が存在している。
【００３６】
このように、本発明の高強度鋳鉄は、黒鉛形状がやや“いも虫状”になること、およびパーライトのラメラ間隔が細かくなることの相乗効果で高強度化を図ったものである。
【００３７】
尚、ＥＰＭＡ分析結果、ＭｎＳ及びＲＥ2 Ｓ3 の複合硫化物が、黒鉛晶出の有効な下地となり、黒鉛化を著しく促進させる。
【００３８】
（Ｍｎ添加量に対する引張強さおよびブリネル硬さ）
Ｍｎ添加量と引張強さ及びブリネル硬さの関係を図９に示す。Ｍｎ添加量を０〜３．０ｗｔ％と変化させた時の、引張強さとブリネル硬さの関係を図１０に示す。図９の黒丸を結んだ実線は引張強さを示し、黒四角を結んだ点線はブリネル硬さを示し、図１０の直線は、J.T.Mackenzie の関係式におけるＲＨ＝１を示している。
【００３９】
図９に示すように、Ｍｎ添加量が０．０５ｗｔ％の鋳鉄は、引張強さが約２７０ＭＰａ、ブリネル硬さが約２５５ＨＢであり、また、Ｍｎ添加量が０．３ｗｔ％の鋳鉄は、引張強さが約２３５ＭＰａ、ブリネル硬さが約２０５ＨＢであり、共に図１０に示す直線より上方に位置しており、引張強さに対して硬さが高過ぎる。
【００４０】
これに対して、Ｍｎ添加量が０．６ｗｔ％、１．２ｗｔ％、１．５ｗｔ％、２．０ｗｔ％、３．０ｗｔ％の鋳鉄は、それぞれ引張強さとブリネル硬さが、約２４０ＭＰａと約１９５ＨＢ、約２７５ＭＰａと約１９５ＨＢ、約２９５ＭＰａと約１９５ＨＢ、約３０５ＭＰａと約２０５ＨＢ、約３５０ＭＰａと約２３０ＨＢであり、図中の直線より下方に位置しており、引張強さの割には硬さが余り高くなく、材質が良好であることを示している。
【００４１】
特に、Ｍｎ添加量が１．２ｗｔ％、１．５ｗｔ％、２．０ｗｔ％である本発明の高強度鋳鉄は、引張強さが約２６０〜３００（ＭＰａ）と高く、かつ、ブリネル硬さが約１９０〜２１０（ＨＢ）と低く、優れた機械的特性を示している。すなわち、１．０〜２．０ｗｔ％のＭｎ添加によって、黒鉛晶出の下地となる複合硫化物が生成すると共に、黒鉛基地組織が改善されるため、引張強度が高く、かつ、ブリネル硬さの低い高強度鋳鉄を得ることができる。
【００４２】
（Ｃｅ（ＲＥ）に対するチル深さ及び引張強さ）
Ｃｅ添加量とクリアチル深さの関係を図１１に、Ｃｅ添加量と引張強さの関係を図１２に示す。図１１、図１２において、黒丸を結んだ実線はＳ０．００３ｗｔ％含有鋳鉄を示し、黒三角を結んだ実線はＳ０．０５ｗｔ％含有鋳鉄を示し、黒四角を結んだ実線はＳ０．１ｗｔ％含有鋳鉄を示している。
【００４３】
図１１に示すように、Ｓの含有量の少ないＳ０．００３ｗｔ％含有鋳鉄は、クリアチル深さの最低が８ｍｍ程度であり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による組織改善の効果が低い。
【００４４】
これに対して、Ｓの含有量の多いＳ０．０５ｗｔ％含有鋳鉄およびＳ０．１ｗｔ％含有鋳鉄は、クリアチル深さの最低が０〜１．５ｍｍ程度となり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による組織改善の効果が高く、特に、Ｃｅ（ＲＥ）の添加量がＳの含有量の２倍の時、その効果が顕著である。
【００４５】
また、図１２に示すように、Ｓの含有量の少ないＳ０．００３ｗｔ％含有鋳鉄は、引張強さの最高が２７．０ｋｇｆ／ｍｍ2 （約２６５ＭＰａ）程度であり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による強度向上の効果が低い。
【００４６】
これに対して、Ｓの含有量の多いＳ０．０５ｗｔ％含有鋳鉄およびＳ０．１ｗｔ％含有鋳鉄は、引張強さの最高が３０〜３１．５ｋｇｆ／ｍｍ2 （約２９５〜３１０ＭＰａ）程度となり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による強度向上の効果が高く、特に、Ｃｅ（ＲＥ）の添加量がＳの含有量の２倍の時、その効果が顕著である。
【００４７】
（切削性）
各鋳鉄について切削性を評価した。この切削性を評価するための切削装置図を図１３に示す。図１３（ａ）は切削装置の斜視図を示し、図１３（ｂ）は、図１３（ａ）の要部拡大図を示し、図１３（ｃ）は逃げ面摩耗幅の測定方法を示している。
【００４８】
図１３（ａ）に示すように、各鋳鉄を被切削材３として切削加工を行う。
【００４９】
図１３（ｂ）、（ｃ）に示すように、被切削材３を回転させると共に、被切削材３の表面に工具１を当てがって切削加工を行ううちに、工具１の先端部において逃げ面摩耗Ａが生じる。
【００５０】
逃げ面摩耗幅Ｔの測定は、切削加工開始直後の工具１の先端の逃げ面摩耗幅がＴ＝０であるのに対して、逃げ面摩耗Ａが生じた工具１の先端の逃げ面摩耗幅はＴ＝Ｌとなる。
【００５１】
切削長さと逃げ面摩耗幅の関係を図１４に示す。図１４において、黒丸を結んだ点線はＭｎを２．０ｗｔ％、Ｓを０．０８ｗｔ％添加し、ＲＥ−Ｓｉ（ＲＥ３２．５ｗｔ％、Ｓｉ３４．４ｗｔ％）を接種した本発明の高強度鋳鉄を示し、黒菱を結んだ点線はＭｎを２．０ｗｔ％、Ｓを０．０２ｗｔ％添加し、ＲＥ−Ｓｉを接種した鋳鉄を示し、白三角を結んだ実線はＣａ−Ｓｉを接種したＦＣ３００を示し、白四角を結んだ実線はＦｅ−Ｓｉを接種したＦＣ３００を示し、黒三角を結んだ実線はＣａ−Ｓｉを接種したＦＣ３５０を示し、黒四角を結んだ実線はＦｅ−Ｓｉを接種したＦＣ３５０を示している。
【００５２】
ここで、本発明の高強度鋳鉄、Ｍｎ２．０ｗｔ％、Ｓ０．０２ｗｔ％添加、ＲＥ−Ｓｉ接種鋳鉄（以下、比較鋳鉄と呼ぶ）、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００、Ｆｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０、およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０の引張強さは、それぞれ３４１．５ＭＰａ、３４０．５ＭＰａ、３０４．７ＭＰａ、２７０．１ＭＰａ、３３８ＭＰａ、２８１．４ＭＰａである。
【００５３】
図１４に示すように、本発明の高強度鋳鉄、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００、およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００は、切削長が１０００ｍｍ超になっても、逃げ面摩耗幅が２００μｍ程度であり、良好な耐摩耗性を示している。
【００５４】
ＦＣ３５０はＦＣ３００よりも引張強さが高い分だけ逃げ面摩耗幅（摩耗量）が多くなっており、比較鋳鉄はＳ含有量が少ないことによるＲＥ−Ｓｉ接種の効果が低いため、図１１に示したようにチル深さが深くなっており、逃げ面摩耗幅（摩耗量）が多くなっている。
【００５５】
引張強さと逃げ面摩耗幅の関係を図１５に示す。図１５において、黒丸は本発明の高強度鋳鉄を示し、黒菱は比較鋳鉄を示し、白三角はＣａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００を示し、白四角はＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００を示し、黒三角はＣａ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０を示し、黒四角はＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０を示している。
【００５６】
図１５に示すように、本願発明の高強度鋳鉄は引張強さが約３３５ＭＰａと大きいにも関わらず、逃げ面摩耗幅が１５０μｍ弱と少ない。
【００５７】
これに対して、耐摩耗性が良好なＣａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００は、本願発明の高強度鋳鉄と比べて、引張強さが約３０５ＭＰａ、約２７０ＭＰａと小さい。また、比較鋳鉄、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０、およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０は、逃げ面摩耗幅がいずれも２００μｍを超えており、耐摩耗性が劣っている。
【００５８】
すなわち、本願発明の高強度鋳鉄は、Ｓを十分含有（０．０５〜０．２ｗｔ％）し、ＭｎおよびＲＥを規定範囲（Ｍｎ：１．０〜２．０ｗｔ％，ＲＥ：Ｓの２倍量（０．１〜０．４ｗｔ％））内で含有しているため、切削加工を長く行っても逃げ面摩耗幅が小さく、かつ、引張強度は高い。
【００５９】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、ＲＥをＳの２倍量である０．１〜０．４ｗｔ％含有しているため、引張強度が高い割には硬度が余り高くなく、かつ、摩耗しにくい高強度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】本発明の高強度鋳鉄の一製造方法のフローチャートである。
【図２】Ｍｎ添加量と引張強さの関係を示す図である。
【図３】Ｍｎ添加量とクリアチル深さの関係を示す図である。
【図４】Ｍｎ添加量０．０５ｗｔ％およびＭｎ添加量０．３ｗｔ％の鋳鉄における黒鉛形状の光学顕微鏡写真である。
【図５】Ｍｎ添加量０．６ｗｔ％およびＭｎ添加量１．５ｗｔ％の鋳鉄における黒鉛形状の光学顕微鏡写真である。
【図６】Ｍｎ添加量３．０ｗｔ％およびＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄における黒鉛形状の光学顕微鏡写真である。
【図７】Ｍｎ添加量０．０５ｗｔ％およびＭｎ添加量０．６ｗｔ％の鋳鉄におけるパーライト組織のＳＥＭ写真である。
【図８】Ｍｎ添加量１．５ｗｔ％およびＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄におけるパーライト組織のＳＥＭ写真である。
【図９】Ｍｎ添加量と引張強さ及びブリネル硬さの関係を示す図である。
【図１０】Ｍｎ添加量を０〜３．０ｗｔ％と変化させた時の、引張強さとブリネル硬さの関係を示す図である。
【図１１】Ｃｅ添加量とクリアチル深さの関係を示す図である。
【図１２】Ｃｅ添加量と引張強さの関係を示す図である。
【図１３】切削性を評価するための切削装置図である。
【図１４】切削長さと逃げ面摩耗幅の関係を示す図である。
【図１５】引張強さと逃げ面摩耗幅の関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度鋳鉄の製造方法及びその製造物に係り、特に、切削性を確保しつつ強度特性を改善した高強度鋳鉄の製造方法及びその製造物に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
エンジンケーシング用鋳鉄材料として、例えば片状黒鉛鋳鉄などが用いられているが、最近におけるエンジンの高出力化、軽量化、および省エネ化に対応すべく、強靱な鋳鉄材料が求められている。
【０００３】
エンジンの高出力化の観点からすると、合金元素の添加などによる鋳鉄材料の高強度化が有効であり、この高強度鋳鉄を用いることによってエンジンケーシングの薄肉・軽量化を図ることができ、延いては、エンジンの軽量化および省エネ化を図ることが可能となる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、合金元素の添加などによって鋳鉄材料の強度を高めることはできるものの、それに伴う硬度の上昇が問題となる。また、エンジンケーシングの薄肉化によって、鋳鉄溶湯が急冷されるために冷硬組織（チル組織）が析出して著しく製品を脆化させる。
【０００５】
すなわち、高強度鋳鉄を用いてエンジンの高出力化、軽量化、および省エネ化を図ると、切削性の低下という問題がでてくる。切削性の低下は製品の加工性を悪化させるため、高コスト化の一因となる。
【０００６】
そこで本発明は、上記課題を解決し、高強度で、かつ、切削性が良好な高強度鋳鉄の製造方法及び高強度鋳鉄を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために請求項１の発明は、片状黒鉛鋳鉄で構成される高強度鋳鉄の製造方法であって、
Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄を溶解して溶湯を形成し、
その溶湯中に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％の割合で添加すると共に、稀土類元素またはミッシュメタルを上記溶湯中の上記Ｓ量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で添加するものである。
【０００８】
請求項２の発明は、片状黒鉛鋳鉄で構成される高強度鋳鉄であって、
Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄母材に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、稀土類元素またはミッシュメタルを上記Ｓ含有量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で含有させたものである。
【０００９】
上記数値を限定した理由を以下に述べる。
【００１０】
Ｓの添加量を０．０２〜０．２ｗｔ％、特に０．０５〜０．２ｗｔ％と限定したのは、添加量が０．０２ｗｔ％よりも少ないと、Ｍｎ及び稀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るためであり、添加量が０．２ｗｔ％よりも多いと、材料の脆化を招くためである。
【００１１】
Ｍｎの添加量を１．０〜３．０ｗｔ％、特に１．０〜２．０ｗｔ％と限定したのは、添加量が１．０ｗｔ％よりも少ないと、引張強度向上の効果が少ないためであり、添加量が３．０ｗｔ％よりも多いと、チル組織の析出が材料深部にまで及び（チル深さが深くなり）、材料硬度が増すためである。
【００１２】
稀土類元素またはミッシュメタルの添加量を、溶湯中のＳ量の倍量の０．０４〜０．４ｗｔ％、特に０．１０〜０．４ｗｔ％と限定したのは、添加量が溶湯中のＳ量の倍量の時、チル深さ及び引張強度共に良好となるためである。
【００１３】
以上の構成によれば、Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄母材に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、稀土類元素またはミッシュメタルをＳ含有量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で含有させることで、高強度で、かつ、切削性が良好な高強度鋳鉄を得ることができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１５】
本発明の高強度鋳鉄の製造方法を説明する。
【００１６】
先ず、Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％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。その鋳鉄溶湯中に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％の範囲内で添加する。
【００１７】
次に、その鋳鉄溶湯中に稀土類元素またはミッシュメタル（以下、ＲＥと呼ぶ）を、溶湯中のＳ量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％添加する。その鋳鉄溶湯を鋳型に流し込むと共に、冷却して高強度鋳鉄を作製する。
【００１８】
原料鋳鉄としては、通常の鋳鉄よりもＳ含有量の多い（０．０５〜０．２ｗｔ％）鋳鉄であれば特に限定するものではなく、高強度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。
【００１９】
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、目的・用途に応じて、適宜、変更してもよい。
【００２０】
【実施例】
本発明の高強度鋳鉄の一製造方法のフローチャートを図１に示す。
【００２１】
図１に示すように、高純度銑鉄、電解鉄、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−ＳおよびＦｅ−Ｍｎを、一回の溶解量を３ｋｇとして３ｋＨｚ、１２ｋｗの高周波電気炉で溶解し、化学組成が
Ｃ：３．３ｗｔ％、
Ｓｉ：２．１ｗｔ％、
Ｓ：０．０８ｗｔ％、
Ｐ：０．０６ｗｔ％、
残部：鉄
からなる鋳鉄溶湯を作製する。
【００２２】
この時、鋳鉄溶湯中のＭｎ含有量を０〜５．０ｗｔ％の範囲内で変化させ、Ｍｎ含有量の異なる各鋳鉄溶湯を作製する。この時における最高溶解温度は１，７５３Ｋとする。
【００２３】
次に、ＲＥとしてＲＥ−Ｓｉ（ＲＥ：３２．５ｗｔ％、Ｓｉ：３４．４ｗｔ％）を用い、１，７２３Ｋにおける各鋳鉄溶湯中に、ＲＥをＲＥ換算で０．２ｗｔ％添加する。
【００２４】
その後、ＲＥが添加された各鋳鉄溶湯を、１，６７３Ｋの温度で各種鋳型（Ｃ３号板チル試験用シェル型、φ３０ｍｍ×２００ｍｍのＣＯ2 型、発光分光分析用金型）に流し込むと共に、冷却を行って、高強度鋳鉄からなる各試験片を作製する。
【００２５】
Ｃ３号板チル試験用シェル型から試験片を取り出し、この板チル試験片を用いてチル深さ測定を行った。
【００２６】
また、φ３０ｍｍ×２００ｍｍのＣＯ2 型から試験片を取り出すと共に加工を施して、ＪＩＳ８Ｃの引張試験片を作製する。この試験片に対して引張試験を行い、その破断面近傍で組織観察およびブリネル硬さ測定を行った。
【００２７】
（Ｍｎ添加量に対する引張強さ及びチル深さ）
Ｍｎ添加量と引張強さの関係を図２に、Ｍｎ添加量とクリアチル深さの関係を図３に示す。図２および図３の黒丸を結んだ実線はＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄、四角を結んだ２点鎖線はＲＥ無添加鋳鉄を示している。
【００２８】
図２に示すように、Ｍｎ添加量が約０．９ｗｔ％未満と少ない内は、ＲＥ無添加鋳鉄の方が、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄よりも引張強さが高いが、Ｍｎ添加量が約０．９ｗｔ％以上と多くなると、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄の方が、ＲＥ無添加鋳鉄よりも引張強さが高くなる。特に、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄のＭｎ添加量が１．０〜２．０ｗｔ％の範囲における引張強さの向上が著しい。
【００２９】
図３に示すように、全般に、ＲＥ無添加鋳鉄の方が、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄よりもクリアチル深さが深い。特に、ＲＥ０．２ｗｔ％添加鋳鉄のＭｎ添加量が１．０〜２．０ｗｔ％の範囲におけるクリアチル深さの低下が著しい。
【００３０】
（Ｍｎ添加量に対する金属組織変化）
各鋳鉄における金属組織の光学顕微鏡写真を図４、図５、および図６に示す。図４（ａ）はＭｎ添加量０．０５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図４（ｂ）はＭｎ添加量０．３ｗｔ％の鋳鉄を示し、図５（ａ）はＭｎ添加量０．６ｗｔ％の鋳鉄を示し、図５（ｂ）はＭｎ添加量１．５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図６（ａ）はＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄を示し、図６（ｂ）はＭｎ添加量５．０ｗｔ％の鋳鉄を示している。
【００３１】
図４（ａ）に示すように、Ｍｎ添加量が０．０５ｗｔ％の鋳鉄は、黒鉛片が細かく、良好な形状に成長していない。また、黒鉛の比率が少ない。このため、図２に示したように比較的高い引張強さ（約２７０ＭＰａ）を有しているが、硬度も高くなっている。図４（ｂ）および図５（ａ）に示すように、Ｍｎ添加量が０．３ｗｔ％および０．６ｗｔ％の鋳鉄は、黒鉛片が細長く、かつ、形状が平面的に尖鋭で基地にフェライトが析出しているため、図２に示したようにＭｎ添加量０．０５ｗｔ％の鋳鉄に比べて引張強さが（約２４０ＭＰａ）低下している。
【００３２】
これに対して、図５（ｂ）に示すように、Ｍｎ添加量が１．５ｗｔ％の本発明の高強度鋳鉄は、黒鉛片が短く、かつ、形状が“いも虫状”であるため、図２に示したように引張強さも向上（約３００ＭＰａ）している。
【００３３】
各鋳鉄におけるパーライト組織のＳＥＭ写真を図７、図８に示す。図７（ａ）はＭｎ添加量０．０５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図７（ｂ）はＭｎ添加量０．６ｗｔ％の鋳鉄を示し、図８（ａ）はＭｎ添加量１．５ｗｔ％の鋳鉄を示し、図８（ｂ）はＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄を示している。
【００３４】
図７および図８に示すように、Ｍｎ添加量の増加と共に、ラメラ間隔は狭くなっている。
【００３５】
また、図６（ａ）に示すように、Ｍｎ添加量が３．０ｗｔ％の鋳鉄は、図７および図８に示したように基地のパーライトが変化しており、また、黒鉛片が短く、かつ、部分的に略球状の黒鉛片が存在しているため、図２に示したように引張強さは更に向上（約３５０ＭＰａ）している。これは、Ｍｎを固溶したフェライトが析出し、このフェライトの固溶強化により引張強度及び硬さが増加したものである。さらに、図６（ｂ）に示すように、Ｍｎ添加量が５．０ｗｔ％の鋳鉄は、全体に亘ってチル組織が存在している。
【００３６】
このように、本発明の高強度鋳鉄は、黒鉛形状がやや“いも虫状”になること、およびパーライトのラメラ間隔が細かくなることの相乗効果で高強度化を図ったものである。
【００３７】
尚、ＥＰＭＡ分析結果、ＭｎＳ及びＲＥ2 Ｓ3 の複合硫化物が、黒鉛晶出の有効な下地となり、黒鉛化を著しく促進させる。
【００３８】
（Ｍｎ添加量に対する引張強さおよびブリネル硬さ）
Ｍｎ添加量と引張強さ及びブリネル硬さの関係を図９に示す。Ｍｎ添加量を０〜３．０ｗｔ％と変化させた時の、引張強さとブリネル硬さの関係を図１０に示す。図９の黒丸を結んだ実線は引張強さを示し、黒四角を結んだ点線はブリネル硬さを示し、図１０の直線は、J.T.Mackenzie の関係式におけるＲＨ＝１を示している。
【００３９】
図９に示すように、Ｍｎ添加量が０．０５ｗｔ％の鋳鉄は、引張強さが約２７０ＭＰａ、ブリネル硬さが約２５５ＨＢであり、また、Ｍｎ添加量が０．３ｗｔ％の鋳鉄は、引張強さが約２３５ＭＰａ、ブリネル硬さが約２０５ＨＢであり、共に図１０に示す直線より上方に位置しており、引張強さに対して硬さが高過ぎる。
【００４０】
これに対して、Ｍｎ添加量が０．６ｗｔ％、１．２ｗｔ％、１．５ｗｔ％、２．０ｗｔ％、３．０ｗｔ％の鋳鉄は、それぞれ引張強さとブリネル硬さが、約２４０ＭＰａと約１９５ＨＢ、約２７５ＭＰａと約１９５ＨＢ、約２９５ＭＰａと約１９５ＨＢ、約３０５ＭＰａと約２０５ＨＢ、約３５０ＭＰａと約２３０ＨＢであり、図中の直線より下方に位置しており、引張強さの割には硬さが余り高くなく、材質が良好であることを示している。
【００４１】
特に、Ｍｎ添加量が１．２ｗｔ％、１．５ｗｔ％、２．０ｗｔ％である本発明の高強度鋳鉄は、引張強さが約２６０〜３００（ＭＰａ）と高く、かつ、ブリネル硬さが約１９０〜２１０（ＨＢ）と低く、優れた機械的特性を示している。すなわち、１．０〜２．０ｗｔ％のＭｎ添加によって、黒鉛晶出の下地となる複合硫化物が生成すると共に、黒鉛基地組織が改善されるため、引張強度が高く、かつ、ブリネル硬さの低い高強度鋳鉄を得ることができる。
【００４２】
（Ｃｅ（ＲＥ）に対するチル深さ及び引張強さ）
Ｃｅ添加量とクリアチル深さの関係を図１１に、Ｃｅ添加量と引張強さの関係を図１２に示す。図１１、図１２において、黒丸を結んだ実線はＳ０．００３ｗｔ％含有鋳鉄を示し、黒三角を結んだ実線はＳ０．０５ｗｔ％含有鋳鉄を示し、黒四角を結んだ実線はＳ０．１ｗｔ％含有鋳鉄を示している。
【００４３】
図１１に示すように、Ｓの含有量の少ないＳ０．００３ｗｔ％含有鋳鉄は、クリアチル深さの最低が８ｍｍ程度であり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による組織改善の効果が低い。
【００４４】
これに対して、Ｓの含有量の多いＳ０．０５ｗｔ％含有鋳鉄およびＳ０．１ｗｔ％含有鋳鉄は、クリアチル深さの最低が０〜１．５ｍｍ程度となり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による組織改善の効果が高く、特に、Ｃｅ（ＲＥ）の添加量がＳの含有量の２倍の時、その効果が顕著である。
【００４５】
また、図１２に示すように、Ｓの含有量の少ないＳ０．００３ｗｔ％含有鋳鉄は、引張強さの最高が２７．０ｋｇｆ／ｍｍ2 （約２６５ＭＰａ）程度であり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による強度向上の効果が低い。
【００４６】
これに対して、Ｓの含有量の多いＳ０．０５ｗｔ％含有鋳鉄およびＳ０．１ｗｔ％含有鋳鉄は、引張強さの最高が３０〜３１．５ｋｇｆ／ｍｍ2 （約２９５〜３１０ＭＰａ）程度となり、Ｃｅ（ＲＥ）の添加による強度向上の効果が高く、特に、Ｃｅ（ＲＥ）の添加量がＳの含有量の２倍の時、その効果が顕著である。
【００４７】
（切削性）
各鋳鉄について切削性を評価した。この切削性を評価するための切削装置図を図１３に示す。図１３（ａ）は切削装置の斜視図を示し、図１３（ｂ）は、図１３（ａ）の要部拡大図を示し、図１３（ｃ）は逃げ面摩耗幅の測定方法を示している。
【００４８】
図１３（ａ）に示すように、各鋳鉄を被切削材３として切削加工を行う。
【００４９】
図１３（ｂ）、（ｃ）に示すように、被切削材３を回転させると共に、被切削材３の表面に工具１を当てがって切削加工を行ううちに、工具１の先端部において逃げ面摩耗Ａが生じる。
【００５０】
逃げ面摩耗幅Ｔの測定は、切削加工開始直後の工具１の先端の逃げ面摩耗幅がＴ＝０であるのに対して、逃げ面摩耗Ａが生じた工具１の先端の逃げ面摩耗幅はＴ＝Ｌとなる。
【００５１】
切削長さと逃げ面摩耗幅の関係を図１４に示す。図１４において、黒丸を結んだ点線はＭｎを２．０ｗｔ％、Ｓを０．０８ｗｔ％添加し、ＲＥ−Ｓｉ（ＲＥ３２．５ｗｔ％、Ｓｉ３４．４ｗｔ％）を接種した本発明の高強度鋳鉄を示し、黒菱を結んだ点線はＭｎを２．０ｗｔ％、Ｓを０．０２ｗｔ％添加し、ＲＥ−Ｓｉを接種した鋳鉄を示し、白三角を結んだ実線はＣａ−Ｓｉを接種したＦＣ３００を示し、白四角を結んだ実線はＦｅ−Ｓｉを接種したＦＣ３００を示し、黒三角を結んだ実線はＣａ−Ｓｉを接種したＦＣ３５０を示し、黒四角を結んだ実線はＦｅ−Ｓｉを接種したＦＣ３５０を示している。
【００５２】
ここで、本発明の高強度鋳鉄、Ｍｎ２．０ｗｔ％、Ｓ０．０２ｗｔ％添加、ＲＥ−Ｓｉ接種鋳鉄（以下、比較鋳鉄と呼ぶ）、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００、Ｆｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０、およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０の引張強さは、それぞれ３４１．５ＭＰａ、３４０．５ＭＰａ、３０４．７ＭＰａ、２７０．１ＭＰａ、３３８ＭＰａ、２８１．４ＭＰａである。
【００５３】
図１４に示すように、本発明の高強度鋳鉄、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００、およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００は、切削長が１０００ｍｍ超になっても、逃げ面摩耗幅が２００μｍ程度であり、良好な耐摩耗性を示している。
【００５４】
ＦＣ３５０はＦＣ３００よりも引張強さが高い分だけ逃げ面摩耗幅（摩耗量）が多くなっており、比較鋳鉄はＳ含有量が少ないことによるＲＥ−Ｓｉ接種の効果が低いため、図１１に示したようにチル深さが深くなっており、逃げ面摩耗幅（摩耗量）が多くなっている。
【００５５】
引張強さと逃げ面摩耗幅の関係を図１５に示す。図１５において、黒丸は本発明の高強度鋳鉄を示し、黒菱は比較鋳鉄を示し、白三角はＣａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００を示し、白四角はＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００を示し、黒三角はＣａ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０を示し、黒四角はＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０を示している。
【００５６】
図１５に示すように、本願発明の高強度鋳鉄は引張強さが約３３５ＭＰａと大きいにも関わらず、逃げ面摩耗幅が１５０μｍ弱と少ない。
【００５７】
これに対して、耐摩耗性が良好なＣａ−Ｓｉ接種ＦＣ３００およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３００は、本願発明の高強度鋳鉄と比べて、引張強さが約３０５ＭＰａ、約２７０ＭＰａと小さい。また、比較鋳鉄、Ｃａ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０、およびＦｅ−Ｓｉ接種ＦＣ３５０は、逃げ面摩耗幅がいずれも２００μｍを超えており、耐摩耗性が劣っている。
【００５８】
すなわち、本願発明の高強度鋳鉄は、Ｓを十分含有（０．０５〜０．２ｗｔ％）し、ＭｎおよびＲＥを規定範囲（Ｍｎ：１．０〜２．０ｗｔ％，ＲＥ：Ｓの２倍量（０．１〜０．４ｗｔ％））内で含有しているため、切削加工を長く行っても逃げ面摩耗幅が小さく、かつ、引張強度は高い。
【００５９】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、ＲＥをＳの２倍量である０．１〜０．４ｗｔ％含有しているため、引張強度が高い割には硬度が余り高くなく、かつ、摩耗しにくい高強度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】本発明の高強度鋳鉄の一製造方法のフローチャートである。
【図２】Ｍｎ添加量と引張強さの関係を示す図である。
【図３】Ｍｎ添加量とクリアチル深さの関係を示す図である。
【図４】Ｍｎ添加量０．０５ｗｔ％およびＭｎ添加量０．３ｗｔ％の鋳鉄における黒鉛形状の光学顕微鏡写真である。
【図５】Ｍｎ添加量０．６ｗｔ％およびＭｎ添加量１．５ｗｔ％の鋳鉄における黒鉛形状の光学顕微鏡写真である。
【図６】Ｍｎ添加量３．０ｗｔ％およびＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄における黒鉛形状の光学顕微鏡写真である。
【図７】Ｍｎ添加量０．０５ｗｔ％およびＭｎ添加量０．６ｗｔ％の鋳鉄におけるパーライト組織のＳＥＭ写真である。
【図８】Ｍｎ添加量１．５ｗｔ％およびＭｎ添加量３．０ｗｔ％の鋳鉄におけるパーライト組織のＳＥＭ写真である。
【図９】Ｍｎ添加量と引張強さ及びブリネル硬さの関係を示す図である。
【図１０】Ｍｎ添加量を０〜３．０ｗｔ％と変化させた時の、引張強さとブリネル硬さの関係を示す図である。
【図１１】Ｃｅ添加量とクリアチル深さの関係を示す図である。
【図１２】Ｃｅ添加量と引張強さの関係を示す図である。
【図１３】切削性を評価するための切削装置図である。
【図１４】切削長さと逃げ面摩耗幅の関係を示す図である。
【図１５】引張強さと逃げ面摩耗幅の関係を示す図である。
Claims (2)
- 片状黒鉛鋳鉄で構成される高強度鋳鉄の製造方法であって、
Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄を溶解して溶湯を形成し、
その溶湯中に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％の割合で添加すると共に、稀土類元素またはミッシュメタルを上記溶湯中の上記Ｓ量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で添加することを特徴とする高強度鋳鉄の製造方法。 - 片状黒鉛鋳鉄で構成される高強度鋳鉄であって、
Ｓを０．０５〜０．２ｗｔ％含有する鋳鉄母材に、Ｍｎを１．０〜２．０ｗｔ％、稀土類元素またはミッシュメタルを上記Ｓ含有量の倍量の０．１０〜０．４ｗｔ％の割合で含有させたことを特徴とする高強度鋳鉄。
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