JPH0561325B2

JPH0561325B2 -

Info

Publication number: JPH0561325B2
Application number: JP882185A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Okazaki; Kazuo Sato; Yasushi Asai; Katsunori Hanakawa
Original assignee: Mazda Motor Corp
Current assignee: Mazda Motor Corp
Priority date: 1985-01-19
Filing date: 1985-01-19
Publication date: 1993-09-06
Also published as: JPS61166944A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、基地組織が微細パーライト組織から
なる球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法に関するもので
ある。（従来技術）基地組織がパーライト組織からなる球状黒鉛鋳
鉄は鋳放し状態で容易に得られるため古くから製
造され使用されてきた。この球状黒鉛鋳鉄は、そ
の疲労強度を向上させる目的で焼ならしを行なう
と、基地組織が均一化され、品質の向上および強
度特性の向上が得られる。その反面、パーライト
組織の硬さが異常に高くなり、脆くなつたり、切
削性が極端に劣化するなど加工性が阻害される。
これは、焼ならし時のオーステナイト化温度に関
係し、オーステナイト化温度が850℃、900℃、
950℃と高くなると、基地組織中に固溶する炭素
Ｃ量が増加し、その結果、焼ならし後の組織は緻
密なセメンタイト（以下炭化物と称す）を形成
し、高硬度となるのである。又、球状黒鉛鋳鉄の
材質中に焼入れ性を促進する（換言すれば炭化物
の析出を促進する）元素例えばMnが含有されて
いる場合にも前記と同様に高硬度となる。この
Mnは溶解原材料から必然的に溶解され、無調合
の場合、通常0.2〜0.7％の含有量で存在する。こ
のMn量が0.5％以上になると、焼入れ性倍数が高
くなり、例えば、0.2％Mn量で焼入れ性倍数が
1.7であるのに対して、0.7％Mn量では２倍（3.4）
になる。つまり、Mn量が0.5％以上になると、焼
入れ性が向上し、高硬度のパーライト組織にな
り、加工性を阻害する結果となるのである。更
に、Mn元素は、結晶粒界等への偏析傾向が強
く、多量添加は疲労強度低下を招来する。上記事実を勘案すると、例えばクランクシヤフ
トの如く、高強度を要求される部品を球状黒鉛鋳
鉄で製造する場合には、オーステナイト化温度、
Mn量について考慮をはらう必要がある。一方、特公昭59−17185号公報には、パーライ
ト化促進元素であるSnを添加して、炭化物生成
元素の添加量を少なくした球状黒鉛鋳鉄を鋳放し
た後、750〜850℃のα相γ相の共存温度域に加熱
し、その後急冷することにより、微細パーライト
とフエライトとの混合組織を得る技術が示されて
いる。ところが、この公知技術によるものでは、
得られる球状黒鉛鋳鉄がパーライトとフエライト
との混合組織であるため、強度不足となるととも
に、鋳放し後に加熱処理を行なうため、結晶粒界
などへの不純物の偏析が生じ、疲労強度が低下す
るおそれがあるばかりでなく、加熱処理に要する
熱エネルギーおよび時間に無駄が生じる。（発明の目的）本発明は、上記の点に鑑みてなされたもので、
クランクシヤフト等の高強度部材に適した、疲労
強度が高く、且つ加工性に優れた球状黒鉛鋳鉄鋳
物を得ることを目的としている。（目的を達成するための手段）本発明は、上記目的を達成するための手段とし
て、 (1) 球状黒鉛鋳鉄鋳物の組成を、重量比でC3.0〜
4.0％、Si1.5〜2.5％、Mn0.4％以下、Mg0.01〜
0.08％、P0.15％以下、S0.03％以下、残部Feと
し、 (2) 前記球状黒鉛鋳鉄鋳物を鋳造後A₁変態点以
上の温度で型ばらしし、型ばらし時に保有する
熱を利用してA₁変態点直上である800〜850℃
の温度で0.1〜1.0時間加熱保持し、その後急冷
することによつて微細パーライト組織を有する
球状黒鉛鋳鉄鋳物を得るようにしている。上記球状黒鉛鋳鉄の組成範囲限定理由を以下に
列記する。Ｃ：Siとの飽和度の関係および鋳造性の関係から
3.0〜4.0％の範囲とするのが望ましい。 Si：焼入れ性倍数の関係から上限を2.5％とし、
鋳造性の関係から下限を1.5％とするのが望ま
しい。 Mn：0.4％以上では焼入れ性倍数が高くなり、所
望の硬さ（VHN300以下）が得られない。な
お、Mn量を０％とすることは操業上不可能な
ので、０％は限定範囲からのぞかれる。 P.S：これらは溶解材料から必然的に含有される
量であるP0.15％以下、S0.03％以下とし、球状
黒鉛鋳鉄の球状化を阻害しないレベルとされる
のが望ましい。 Mg：球状黒鉛鋳鉄を得るための最小製品歩留り
として0.01％下限とし、Mgの過冷現象による
チル化防止およびMg系の介在物を最少限に抑
制する目的から0.08％を上限とするのが望まし
い。（作用）本発明では、上記手段により下記の如き作用が
得られる。 (1) 連続操業を行なう場合、鋳造後一端室温まで
冷却すると無駄な熱エネルギーを必要とするば
かりでなく、連続操業上タイムサイクルが長く
なり能率的でなく、又、一端室温まで冷却する
ことは、不純物等の偏析が完了し、強度上問題
が生じるが、本発明の如く、A₁変態点以上、
好ましくは900〜1200℃の温度にて型ばらしし、
型ばらし時に保有する熱を利用してA₁変態点
直上である800〜850℃の温度で0.1〜1.0時間加
熱保持すると、上記問題を解消できる。 (2) 前述したように、オーステナイト化温度が高
くなると、γ相中に固溶するＣ量が高くなり、
高硬度のパーライト基地になるが、本発明の如
く、A₁変態点直上である800〜850℃の温度で
0.1〜1.0時間均熱保持して、オーステナイト化
を行なうと、0.60〜0.85％のＣ量に調整された
パーライト地が得られる。なお、800℃以下で
はオーステナイト化が不十分となり、パーライ
トとフエライトとの二相なつて強度不足をきた
す。（実施例）以下、本発明の幾つかの好適な実施例を説明す
る。実施例１第１表に示す化学成分を有する実施例１と比較
例１とを鋳造後加熱処理して両者を比較する。な
お、実施例１、比較例１ともにクランクシヤフト
（ピン径40mm、ジヤーナル径50mm、クランク半径
40mm）である。

【表】実施例１は、第１図図示の工程により製造され
る。即ち、上記組成の溶解材料を1570℃で溶解し、
1490℃でMg処理を施した後、1390℃で背面金型
に鋳込む。その後950℃で型ばらしし、A₁変態点
直上の820℃で15分間加熱保持した後、80〜90℃
の沸騰水中へ投入して急冷する。一方、比較例１は、第２図図示の如く、公知例
と同様の工程で製造される。即ち、上記組成の溶解材料を1570℃で溶解し、
1490℃Mg処理を施した後、1390℃で背面金型に
鋳込む。その後550℃で型ばらしして鋳放し、900
℃で２時間加熱した後、強制空冷する。上記の如くして製造された実施例１および比較
例１に掛かるクランクシヤフトは、第２表に示す
ような機械的性質を備えている。

【表】この第２表によれば、実施例１のものは硬さが
VHN239と低いにもかかわらず、疲労限が比較
例１に比べて優れていることがわかる。又、黒鉛
粒径も十分微細化されている。実施例２第３表に示す化学成分を有する実施例２と比較
例２とを鋳造後、加熱処理して両者を比較する。
なお、製品は実施例１の場合と同様のクランクシ
ヤフト（ピン径51mm、ジヤーナル径60mm、クラン
ク半径43mm）である。

【表】実施例２は、第３図図示の工程により製造され
る。即ち、上記組成の溶解材料を1560℃で溶解し、
1490℃でMg処理を施した後、1380℃で鋳鉄製金
型（金型温度170℃）に鋳込む。その後930℃で型
ばらしし、A₁変態直上の815℃で20分間加熱保持
した後、水温28℃のミスト中にて急冷する。一方、比較例２は、前記比較例１と同様に第２
図図示の工程で製造される。上記の如くして製造された実施例２および比較
例２にかかるクランクシヤフトは、第４表および
第４図に示すような機械的性質を備えている。
又、第５図には、本実施例の球状黒鉛鋳鉄鋳物の
顕微鏡組織が示されている。

【表】これら第４表および第４図によれば、実施例２
のものは、黒鉛粒径が比較例２と比べて大巾に小
さくなつており、又、平面曲げ疲れ強さも大きく
向上していることがわかる。又、第５図で明らかなように、本実施例の球状
黒鉛鋳鉄の組織は、微細化されたパーライト基地
で構成されている。黒鉛粒径について黒鉛粒径が35μ以下になる
と、疲れ強さが急激に向上することが経験的に確
認できた。本実施例の如く、黒鉛粒径が微細化さ
れた球状黒鉛鋳鉄は、クランクシヤフトにおいて
応力集中を受けるリセス部に適用すると好ましい
結果が得られる。なお、リセス部の黒鉛粒径は、
10〜26μの範囲であればよく、この粒径の黒鉛分
布はリセス近傍の内部方向に少なくとも２mm以上
形成されることが望ましい。前記実施例１，２では、加熱保持時間をそれぞ
れ15分および20分としているが、均一なオーステ
ナイト化が得られる時間、即ち、0.1〜1.0時間の
範囲で適宜選択してもよいことは勿論であり、又
急冷方法としても前記実施例１，２の方法以外に
もオイルあるいは冷媒流動層中への投入による方
法をとることもできる。実施例３前記実施例２および比較例２のクランクシヤフ
トに下記の条件でロール加工を施す。フイレツトアール：1.5mm、ローラーアール：
1.3mm、ロール荷重：300Kg、ロール回数：25回、
ワーク回転数：80〜90rpm、

【表】上記の如く、ロール加工による平面曲げ疲労強
度向上効果が実施例２において顕著なことがわか
る。これは、パーライト組織が微細であり、しか
も黒鉛粒径が小さいからと思われる。なお、前記リセス加工のフイレツトアールが１
mm以下になるとロール寿命が短くなり、しかもフ
イレツトアールが小さくなるとむしろ切欠効果が
大きくなり、疲労強さが低下し、又、フイレツト
アールが10mm以上となると、ロール巾を大きくす
る必要があり、効果的な荷重（圧縮応力）を付与
することができないことから、フイレツト部のリ
セス加工は、１〜10^Rの範囲とするのが望ましい。
更に、ロール荷重が100Kg以下では強度改善効果
が得られず、又700Kg以上では強度改善効果はあ
るもののシヤフトの寸法精度の劣化およびロール
寿命の低下を招来することから、ロール荷重は
100〜700Kgの範囲とするのが望ましい。実施例４実施例１で得られたクランクシヤフトのピン部
に設けたオイル穴の軸面開口部にロール加工を施
してオイル穴周辺に圧縮応力を付与したところ、
第６図図示の如く、ねじりトルクが向上した。なお、上記ロール荷重は、100Kg以下では効果
的な応力が形成されず、1500Kg以上ではシヤフト
の曲がり、変形をきたすばかりでなく、オイル穴
周辺の面あらさが粗大になり、更には微少クラツ
クを発生し、ねじり疲労に対して逆効果となると
ころから、100〜1500Kgの範囲とするのが望まし
い。（発明の効果）叙上の如く、本発明によれば、Mn量を少なく
し且つ他の合金元素を添加しない溶湯を鋳造後、
A₁変態点以上の温度で型ばらしし、型ばらし時
に保有する熱を利用してA₁変態点直上である800
〜850℃の温度で0.1〜1.0時間加熱保持して、Ｃ
の固溶量を少なくし、その後急冷するようにした
ので、セメンタイトを含まず、黒鉛粒径の小さい
微細パーライト組織を有する靱性および加工性に
すぐれた極めて有用な球状黒鉛鋳鉄鋳物を得るこ
とができるという優れた効果がある。又、本発明方法によれば、型ばらし後、型ばら
し時に保有する熱を利用してA₁変態直上温度に
加熱保持するようにしているので、従来公知の方
法によるもののように鋳放し後A₁変態以上の温
度に加熱するものに比べて、結晶粒界などへの不
純物などの偏析が生じないため、疲労強度が向上
するとともに、熱エネルギー消費および熱処理時
間を大巾に節約することもできるという効果もあ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図および第３図は、本発明の実施
例１、比較例１，２および実施例２におけるクラ
ンクシヤフト製造工程図、第４図は前記実施例２
および比較例２のクランクシヤフトにおける平面
曲げ疲れ強さを示す特性図、第５図は実施例２の
球状黒鉛鋳鉄鋳物の組織を示す顕微鏡写真、第６
図は実施例４におけるねじり疲労強度を示す特性
図である。

Claims

【特許請求の範囲】

１重量比でC3.0〜4.0％、Si1.5〜2.5％、Mn0.4
％以下、Mg0.01〜0.08％、P0.15％以下、S0.03％
以下、残部Feからなる溶湯を鋳型に鋳造後、A₁
変態点以上の温度で型ばらしし、型ばらし時に保
有する熱を利用してA₁変態点直上の800〜850℃
で0.1〜1.0時間加熱保持し、その後急冷すること
によつて微細パーライト組織を有する球状黒鉛鋳
鉄鋳物を得ることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄鋳物
の製造方法。