JPH0651886B2 - 鋳鉄材料の表面硬化法 - Google Patents
鋳鉄材料の表面硬化法Info
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- JPH0651886B2 JPH0651886B2 JP58161729A JP16172983A JPH0651886B2 JP H0651886 B2 JPH0651886 B2 JP H0651886B2 JP 58161729 A JP58161729 A JP 58161729A JP 16172983 A JP16172983 A JP 16172983A JP H0651886 B2 JPH0651886 B2 JP H0651886B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D5/00—Heat treatments of cast-iron
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
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- B23K35/3093—Fe as the principal constituent with other elements as next major constituents
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、鋳鉄材料に係り、更に詳細には鋳鉄材料の表
面硬化法に係る。
面硬化法に係る。
従来の技術及び発明が解決しようとする課題鋳鉄材料又
は鋳鉄材料製の部品の特定の表面部に耐ピッチング性に
優れたセメンタイトとマルテンサイトとの混合組織を形
成してその耐摩耗性を向上させることは、鋳造時に冷し
金等を使用することにより可能である。しかしこの場合
には鋳鉄材料の溶湯中にクロム、モリブデン、ニッケ
ル、バナジウムの如き合金元素を多量に添加しなくては
ならず、これにより溶湯の湯流れ性が著しく損われるた
め、複雑な形状の鋳鉄材料製部品に対し上述の方法を適
用することはできない。また熱処理により上述の如き混
合組織を得るには、鋳造の段階に於て或る程度のチル組
織を形成させておく必要があり、従って熱処理により上
述の混合組織を得ることは実際には非常に困難である。
は鋳鉄材料製の部品の特定の表面部に耐ピッチング性に
優れたセメンタイトとマルテンサイトとの混合組織を形
成してその耐摩耗性を向上させることは、鋳造時に冷し
金等を使用することにより可能である。しかしこの場合
には鋳鉄材料の溶湯中にクロム、モリブデン、ニッケ
ル、バナジウムの如き合金元素を多量に添加しなくては
ならず、これにより溶湯の湯流れ性が著しく損われるた
め、複雑な形状の鋳鉄材料製部品に対し上述の方法を適
用することはできない。また熱処理により上述の如き混
合組織を得るには、鋳造の段階に於て或る程度のチル組
織を形成させておく必要があり、従って熱処理により上
述の混合組織を得ることは実際には非常に困難である。
また不活性ガスの如き保護ガス雰囲気中にてレーザ、Ｔ
ＩＧアーク、プラズマアーク、電子ビームの如き高エネ
ルギ源により鋳鉄材料の表面を部分的に再溶融し、主と
して鋳鉄材料の自己冷却能により再溶融部を急冷させ、
これにより硬さの高い微細なチル組織よりなるチル層を
形成させる所謂再溶融表面硬化法が従来より知られてい
る。この方法に於ては鋳鉄材料の組成及び予熱温度を適
宜に選定することにより、チル層中にセメンタイトとマ
ルテンサイトとよりなる混合組織が部分的に形成される
ことがあるが、この場合にもクロム、モリブデン、ニッ
ケル、バナジウムの如き高価な合金元素を比較的多量に
含有する鋳鉄材料を使用しなけばならず、また再溶融時
に鋳鉄中の黒鉛が酸素と反応して一酸化炭素を発生し、
融液が急速に冷却され凝固することにより一酸化炭素の
気泡が再溶融部に捕捉されて残存してしまうことに起因
して再溶融硬化層中にブローホールが発生し易いという
問題がある。
ＩＧアーク、プラズマアーク、電子ビームの如き高エネ
ルギ源により鋳鉄材料の表面を部分的に再溶融し、主と
して鋳鉄材料の自己冷却能により再溶融部を急冷させ、
これにより硬さの高い微細なチル組織よりなるチル層を
形成させる所謂再溶融表面硬化法が従来より知られてい
る。この方法に於ては鋳鉄材料の組成及び予熱温度を適
宜に選定することにより、チル層中にセメンタイトとマ
ルテンサイトとよりなる混合組織が部分的に形成される
ことがあるが、この場合にもクロム、モリブデン、ニッ
ケル、バナジウムの如き高価な合金元素を比較的多量に
含有する鋳鉄材料を使用しなけばならず、また再溶融時
に鋳鉄中の黒鉛が酸素と反応して一酸化炭素を発生し、
融液が急速に冷却され凝固することにより一酸化炭素の
気泡が再溶融部に捕捉されて残存してしまうことに起因
して再溶融硬化層中にブローホールが発生し易いという
問題がある。
更にかかるブローホールの発生を防止する表面硬化法の
一つとして、例えば特公昭５１−４９５７３号公報には
所定量のＭｇ、Ａｌ、Ｃａを含有する鋳鉄材料を溶融表
面硬化処理する方法が記載されており、この方法によれ
ば所定量のＭｇ、Ａｌ，Ｃａを含有しない鋳鉄材料が使
用される場合に比してブローホールの発生量を低減する
ことができる。しかしこの方法に於ては、必ず所定量の
Ａｌ等を含有するよう特別に調製された鋳鉄材料を使用
しなければならないため、必要に応じてあらゆる組成の
鋳鉄材料を表面硬化できるわけではなく、またＡｌ等の
含有量が高い値に設定されなければブローホールの発生
を効果的に防止することができないのに対し、比較的多
量のＡｌ等を含有する鋳鉄材料は湯流れ性や機械的性質
が悪いので、特に形状が複雑である場合には鋳造欠陥を
有さず良好に表面硬化された鋳鉄材料製部品を製造する
ことが困難であり、また再溶融ビードの盛上り高さが高
くなるため表面硬化処理後の機械加工代が大きくなり、
更には表面硬化処理されない部分の機械的性質を悪化さ
せてしまうという問題がある。
一つとして、例えば特公昭５１−４９５７３号公報には
所定量のＭｇ、Ａｌ、Ｃａを含有する鋳鉄材料を溶融表
面硬化処理する方法が記載されており、この方法によれ
ば所定量のＭｇ、Ａｌ，Ｃａを含有しない鋳鉄材料が使
用される場合に比してブローホールの発生量を低減する
ことができる。しかしこの方法に於ては、必ず所定量の
Ａｌ等を含有するよう特別に調製された鋳鉄材料を使用
しなければならないため、必要に応じてあらゆる組成の
鋳鉄材料を表面硬化できるわけではなく、またＡｌ等の
含有量が高い値に設定されなければブローホールの発生
を効果的に防止することができないのに対し、比較的多
量のＡｌ等を含有する鋳鉄材料は湯流れ性や機械的性質
が悪いので、特に形状が複雑である場合には鋳造欠陥を
有さず良好に表面硬化された鋳鉄材料製部品を製造する
ことが困難であり、また再溶融ビードの盛上り高さが高
くなるため表面硬化処理後の機械加工代が大きくなり、
更には表面硬化処理されない部分の機械的性質を悪化さ
せてしまうという問題がある。
発明の目的 本願発明者は従来の鋳鉄材料の表面硬化法に於ける上述
の如き問題に鑑み、種々の実験的研究を行った結果、再
溶融表面硬化処理により形成される再溶融硬化層の平均
アルミニウム含有量が所定の範囲内の値になるよう鋳鉄
材料の表面硬化処理されるべき表面を所定量のアルミニ
ウムにて被覆し、その状態にて再溶融表面硬化処理を行
うことにより、アルミニウムのブローホール発生防止効
果及びＭｓ点上昇効果を有効且適切に発揮させると共に
必要なアルミニウム量を低減することができ、これによ
り少量のアルミニウムにて耐ピッチング性に優れたセメ
ンタイトとマルテンサイトとよりなる微細な混合組織を
低廉に形成することができ、また鋳鉄材料中の黒鉛が鋳
鉄材料中に内在する酸素のみらず保護ガスのシールドを
破って大気中より侵入する酸素や保護ガス中に不純物と
して含まれる酸素と化合反応することに起因するブロー
ホールの発生を効果的に防止することができ、更には表
面硬化処理後の機械加工代を増大させたり表面硬化処理
されない部分の機械的性質を悪化させることなく実質的
にあらゆる組成の鋳鉄材料の表面を良好に且低廉に硬化
し得ることを見出した。
の如き問題に鑑み、種々の実験的研究を行った結果、再
溶融表面硬化処理により形成される再溶融硬化層の平均
アルミニウム含有量が所定の範囲内の値になるよう鋳鉄
材料の表面硬化処理されるべき表面を所定量のアルミニ
ウムにて被覆し、その状態にて再溶融表面硬化処理を行
うことにより、アルミニウムのブローホール発生防止効
果及びＭｓ点上昇効果を有効且適切に発揮させると共に
必要なアルミニウム量を低減することができ、これによ
り少量のアルミニウムにて耐ピッチング性に優れたセメ
ンタイトとマルテンサイトとよりなる微細な混合組織を
低廉に形成することができ、また鋳鉄材料中の黒鉛が鋳
鉄材料中に内在する酸素のみらず保護ガスのシールドを
破って大気中より侵入する酸素や保護ガス中に不純物と
して含まれる酸素と化合反応することに起因するブロー
ホールの発生を効果的に防止することができ、更には表
面硬化処理後の機械加工代を増大させたり表面硬化処理
されない部分の機械的性質を悪化させることなく実質的
にあらゆる組成の鋳鉄材料の表面を良好に且低廉に硬化
し得ることを見出した。
本発明は、本願発明者が行った種々の実験的研究の結果
得られた知見に基き、実質的にブローホールの発生を伴
うことなく、また表面硬化処理後の機械加工代を増大さ
せたり表面硬化処理されない部分の機械的性質を悪化さ
せることなく、実質的にあらゆる組成の鋳鉄材料の所望
の表面部にセメンタイトとマルテンサイトとよりなる微
細な混合組織を良好に且低廉に形成することができる鋳
鉄材料の表面硬化法を提供することを目的としている。
得られた知見に基き、実質的にブローホールの発生を伴
うことなく、また表面硬化処理後の機械加工代を増大さ
せたり表面硬化処理されない部分の機械的性質を悪化さ
せることなく、実質的にあらゆる組成の鋳鉄材料の所望
の表面部にセメンタイトとマルテンサイトとよりなる微
細な混合組織を良好に且低廉に形成することができる鋳
鉄材料の表面硬化法を提供することを目的としている。
発明の構成 かかる目的は、本発明によれば、実質的にアルミニウム
を含有しない鋳鉄材料の表面を高エネルギ源により溶融
させ溶融部を急冷させることにより主としてセメンタイ
トとマルテンサイトとよりなる微細な混合組織を形成す
る鋳鉄材料の表面硬化法に於て、再溶融表面硬化処理に
先立ち表面硬化されるべき表面をアルミニウムにて被覆
し、再溶融表面硬化処理により形成される再溶融硬化層
と認識される領域の平均アルミニウム含有量を０．１〜
１．５wt％とすることを特徴とする鋳鉄材料の表面硬化
法によって達成される。
を含有しない鋳鉄材料の表面を高エネルギ源により溶融
させ溶融部を急冷させることにより主としてセメンタイ
トとマルテンサイトとよりなる微細な混合組織を形成す
る鋳鉄材料の表面硬化法に於て、再溶融表面硬化処理に
先立ち表面硬化されるべき表面をアルミニウムにて被覆
し、再溶融表面硬化処理により形成される再溶融硬化層
と認識される領域の平均アルミニウム含有量を０．１〜
１．５wt％とすることを特徴とする鋳鉄材料の表面硬化
法によって達成される。
発明の作用及び効果 本発明の表面硬化法によれば、表面硬化処理されるべき
鋳鉄材料の表面が所定量のアルミニウムにて被覆される
ことにより、鋳鉄材料中に内在する酸素と鋳鉄材料中の
黒鉛との化合反応のみならず保護ガスのシールドを破っ
て大気より鋳鉄材料中へ侵入する酸素や保護ガス中に不
純物として含まれる酸素と黒鉛との化合反応がこれらの
酸素とアルミニウムとが優先的に化合することによって
効果的に防止されるので、上述の特公昭５１−４９５７
３号公報に記載された方法の場合に比して少量のアルミ
ニウムにて、ブローホールの発生を効果的に防止するこ
とができる。またＭｓ点を高温側へ移行させるアルミニ
ウムが鋳鉄材料の表面を溶融させる際にその融液中に混
入され、その状態にて溶融部が急冷されるので、焼入れ
硬化能を向上させるクロム等を実質的に含有していない
普通鋳鉄等についても特定の表面部にセメンタイトとマ
ルテンサイトとよりなる微細な混合組織を形成すること
ができる。従って本発明によれば、必要に応じて実質的
にあらゆる組成の鋳鉄材料をブローホールの発生を伴う
ことなく表面硬化処理することができ、これにより鋳鉄
材料の特定の表面の耐摩耗性、特に耐ピッチング性を良
好に且低廉に向上させることができる。
鋳鉄材料の表面が所定量のアルミニウムにて被覆される
ことにより、鋳鉄材料中に内在する酸素と鋳鉄材料中の
黒鉛との化合反応のみならず保護ガスのシールドを破っ
て大気より鋳鉄材料中へ侵入する酸素や保護ガス中に不
純物として含まれる酸素と黒鉛との化合反応がこれらの
酸素とアルミニウムとが優先的に化合することによって
効果的に防止されるので、上述の特公昭５１−４９５７
３号公報に記載された方法の場合に比して少量のアルミ
ニウムにて、ブローホールの発生を効果的に防止するこ
とができる。またＭｓ点を高温側へ移行させるアルミニ
ウムが鋳鉄材料の表面を溶融させる際にその融液中に混
入され、その状態にて溶融部が急冷されるので、焼入れ
硬化能を向上させるクロム等を実質的に含有していない
普通鋳鉄等についても特定の表面部にセメンタイトとマ
ルテンサイトとよりなる微細な混合組織を形成すること
ができる。従って本発明によれば、必要に応じて実質的
にあらゆる組成の鋳鉄材料をブローホールの発生を伴う
ことなく表面硬化処理することができ、これにより鋳鉄
材料の特定の表面の耐摩耗性、特に耐ピッチング性を良
好に且低廉に向上させることができる。
また本発明によれば、上述の特公昭５１−４９５７３号
公報に記載された方法の如く鋳鉄材料自体に多量のアル
ミニウムが添加されるのではなく、表面硬化処理される
べき鋳鉄材料の表面が所定量のアルミニウムにて被覆さ
れるだけであり、表面硬化処理されるべき鋳鉄材料は組
成上の制約を受けず、アルミニウムを全く含有していな
くてよいので、形状が複雑である場合にも鋳造欠陥を有
さず所望の部位が表面硬化された良好な鋳鉄材料製部品
を低廉に製造することができ、表面硬化処理されない部
分にも比較的多量のアルミニウムが存在することに起因
して表面硬化処理されない部分の機械的性質が悪化する
ことを確実に防止することができる。
公報に記載された方法の如く鋳鉄材料自体に多量のアル
ミニウムが添加されるのではなく、表面硬化処理される
べき鋳鉄材料の表面が所定量のアルミニウムにて被覆さ
れるだけであり、表面硬化処理されるべき鋳鉄材料は組
成上の制約を受けず、アルミニウムを全く含有していな
くてよいので、形状が複雑である場合にも鋳造欠陥を有
さず所望の部位が表面硬化された良好な鋳鉄材料製部品
を低廉に製造することができ、表面硬化処理されない部
分にも比較的多量のアルミニウムが存在することに起因
して表面硬化処理されない部分の機械的性質が悪化する
ことを確実に防止することができる。
また本発明によれば、形成される再溶融硬化層中の平均
アルミニウム含有量は０．１〜１．５wt％と比較的低い
値にされ、これにより再溶融ビードは高く盛上ることな
く比較的平滑に形成されるので、ブローホールの発生を
効果的に防止すべく鋳鉄材料のアルミニウム含有量が比
較的高く設定されなければならない上述の特公昭５１−
４９５７３号公報に記載された方法の場合に比して、表
面硬化処理後に硬質の再溶融ビードに対し行わなければ
ならない研削等の機械加工量を大幅に低減することがで
き、このことによっても所望の部位が表面硬化された鋳
鉄材料製部品を低廉に製造することができる。
アルミニウム含有量は０．１〜１．５wt％と比較的低い
値にされ、これにより再溶融ビードは高く盛上ることな
く比較的平滑に形成されるので、ブローホールの発生を
効果的に防止すべく鋳鉄材料のアルミニウム含有量が比
較的高く設定されなければならない上述の特公昭５１−
４９５７３号公報に記載された方法の場合に比して、表
面硬化処理後に硬質の再溶融ビードに対し行わなければ
ならない研削等の機械加工量を大幅に低減することがで
き、このことによっても所望の部位が表面硬化された鋳
鉄材料製部品を低廉に製造することができる。
更に本発明によれば、上述の如く鋳鉄材料の表面硬化処
理されるべき表面が所定量のアルミニウムにて被覆され
ることにより、表面硬化処理時に鋳鉄材料外より侵入す
る酸素が黒鉛と化合反応することに起因するブローホー
ルの発生が効果的に且確実に防止されるので、保護ガス
の流量やその不純物としての酸素量を厳密に管理する必
要がなく、このことによっても所望の部位が表面硬化さ
れた鋳鉄材料製部品を低廉に製造することができる。
理されるべき表面が所定量のアルミニウムにて被覆され
ることにより、表面硬化処理時に鋳鉄材料外より侵入す
る酸素が黒鉛と化合反応することに起因するブローホー
ルの発生が効果的に且確実に防止されるので、保護ガス
の流量やその不純物としての酸素量を厳密に管理する必
要がなく、このことによっても所望の部位が表面硬化さ
れた鋳鉄材料製部品を低廉に製造することができる。
尚再溶融表面硬化処理に先立ち鋳鉄材料の表面硬化され
るべき表面をただ単にアルミニウムにて被覆すれば良好
な結果が得られるというものではなく、アルミニウムの
被覆量が再溶融硬化層の平均アルミニウム含有量が０．
１％未満の値となるような被覆量である場合には、溶射
等によりアルミニウムを鋳鉄材料の表面に被覆すること
が困難であり、またブローホールの発生を効果的に抑制
することができず、逆にアルミニウムの被覆量が再溶融
硬化層の平均アルミニウム含有量が１．５wt％を越える
値となるような被覆量である場合には、硬化層の組織の
９０％以上がマルテンサイト及び黒鉛となってしまい、
また再溶融ビードの盛上り高さが高くなって再溶融硬化
処理後の機械加工代が増大してまう。従って本発明の表
面硬化法に於ける再溶融硬化層と認識される領域の平均
アルミニウム含有量は０．１〜１．５wt％に設定され、
好ましくは０．４〜０．８wt％に設定される。
るべき表面をただ単にアルミニウムにて被覆すれば良好
な結果が得られるというものではなく、アルミニウムの
被覆量が再溶融硬化層の平均アルミニウム含有量が０．
１％未満の値となるような被覆量である場合には、溶射
等によりアルミニウムを鋳鉄材料の表面に被覆すること
が困難であり、またブローホールの発生を効果的に抑制
することができず、逆にアルミニウムの被覆量が再溶融
硬化層の平均アルミニウム含有量が１．５wt％を越える
値となるような被覆量である場合には、硬化層の組織の
９０％以上がマルテンサイト及び黒鉛となってしまい、
また再溶融ビードの盛上り高さが高くなって再溶融硬化
処理後の機械加工代が増大してまう。従って本発明の表
面硬化法に於ける再溶融硬化層と認識される領域の平均
アルミニウム含有量は０．１〜１．５wt％に設定され、
好ましくは０．４〜０．８wt％に設定される。
また鋳鉄材料の表面をアルミニウムにて被覆すること
は、プラズマ溶射法、火炎溶射法、溶融めっき蒸着、ア
ルミニウム箔を鋳鉄材料の表面に貼着する方法などによ
り行われてよい。また溶融部を冷却することは鋳鉄材料
の自己冷却により行われることが好ましいが、強制空冷
の如き他の冷却手段が補助的に採用されてもよい。
は、プラズマ溶射法、火炎溶射法、溶融めっき蒸着、ア
ルミニウム箔を鋳鉄材料の表面に貼着する方法などによ
り行われてよい。また溶融部を冷却することは鋳鉄材料
の自己冷却により行われることが好ましいが、強制空冷
の如き他の冷却手段が補助的に採用されてもよい。
更に本明細書に於て、「再溶融硬化層」とは鋳鉄材料の
表面部及びそれに被覆されたアルミニウムが溶融され主
として鋳鉄材料自身の自己冷却能によって急冷され凝固
せしめられることにより形成され、実質的に変化のない
母材とは硬さは勿論組織及び組成の点でも異なる層であ
る。また「熱影響部」とは再溶融表面硬化処理時にも溶
融されなかった母材の一部であって、鋳鉄材料の表面部
及びアルミニウムが溶融されることによる熱影響によっ
て再溶融硬化層と実質的に不変の母材との間に形成され
母材及び再溶融硬化層の何れとも硬さ、組織及び組成の
点で異なる層である。特に「再溶融硬化層」、「熱影響
部」、及び「母材」の組織の相違は再溶融表面硬化処理
された部分の断面を研摩し腐食することにより明瞭に区
別される。
表面部及びそれに被覆されたアルミニウムが溶融され主
として鋳鉄材料自身の自己冷却能によって急冷され凝固
せしめられることにより形成され、実質的に変化のない
母材とは硬さは勿論組織及び組成の点でも異なる層であ
る。また「熱影響部」とは再溶融表面硬化処理時にも溶
融されなかった母材の一部であって、鋳鉄材料の表面部
及びアルミニウムが溶融されることによる熱影響によっ
て再溶融硬化層と実質的に不変の母材との間に形成され
母材及び再溶融硬化層の何れとも硬さ、組織及び組成の
点で異なる層である。特に「再溶融硬化層」、「熱影響
部」、及び「母材」の組織の相違は再溶融表面硬化処理
された部分の断面を研摩し腐食することにより明瞭に区
別される。
実施例の説明 下記の表１に示された公称組成（残部実質的にＦｅ）を
有する普通鋳鉄にて直径２５mm、長さ３０mmの７個の試
験片を形成し、そのうちの６個の試験片の一方の端面に
プラズマ溶射ガンを用いて純アルミニウムの粉末をプラ
ズマ溶射することにより、実質的に均一な厚さのアルミ
ニウム被覆を施した。この場合プラズマ溶射はＭＥＴＣ
Ｏ ＴＹＰＥ ７ＭＣを用いて下記の表２に示された溶
射条件にて行われ、溶射時間を変化させることにより各
試験片毎にアルミニウム被覆の厚さを変化させた。
有する普通鋳鉄にて直径２５mm、長さ３０mmの７個の試
験片を形成し、そのうちの６個の試験片の一方の端面に
プラズマ溶射ガンを用いて純アルミニウムの粉末をプラ
ズマ溶射することにより、実質的に均一な厚さのアルミ
ニウム被覆を施した。この場合プラズマ溶射はＭＥＴＣ
Ｏ ＴＹＰＥ ７ＭＣを用いて下記の表２に示された溶
射条件にて行われ、溶射時間を変化させることにより各
試験片毎にアルミニウム被覆の厚さを変化させた。
表２：溶射条件 アーク電流： ５００Ａ アーク電圧： ７５Ｖ 粉末供給速度： ５０ｇ／min 溶射距離： １２５mm 次いでかくしてアルミニウム被覆を施された試験片及び
アルミニウム被覆を施されなかった試験片のそれぞれの
端面をＴＩＧアークにより再溶融し、その自己冷却能に
より急冷させる再溶融表面硬化処理を行った。この場合
の再溶融表面硬化処理の条件は直流電流値：８０Ａ、電
圧：１７Ｖ、タングステン電極と試験片端面との距離：
２mm、タングステン電極の走査速度：１４mm／sec、シ
ールドガス：アルゴン、シールドガスの流量：７．０
／minであった。
アルミニウム被覆を施されなかった試験片のそれぞれの
端面をＴＩＧアークにより再溶融し、その自己冷却能に
より急冷させる再溶融表面硬化処理を行った。この場合
の再溶融表面硬化処理の条件は直流電流値：８０Ａ、電
圧：１７Ｖ、タングステン電極と試験片端面との距離：
２mm、タングステン電極の走査速度：１４mm／sec、シ
ールドガス：アルゴン、シールドガスの流量：７．０
／minであった。
次いでかくして再溶融表面硬化処理された各試験片の端
面を０．５mm研削し、その表面に現われたブローホール
を観察した。また観察後各試験片をその軸線に沿って切
断し、再溶融硬化層の組織を観察することによりマルテ
ンサイト率及びセメンタイト率（何れも面積率（％）を
測定した。更に各試験片の再溶融硬化層のアルミニウム
含有量及び炭素含有量をＥＰＭＡにより深さ方向にライ
ン分析し、分析結果の積分値より再溶融硬化層と認識さ
れる領域の平均アルミニウム含有量を算出した。これら
の測定結果を再溶融硬化層の平均硬さHv（荷重５kg）の
測定結果及び流動性指数ρの測定結果と共に下記の表３
に示す。尚表３に於てブローホール面積率ａ（mm2／c
m2）及び流動性指数ρはそれぞれ下記の式により求めら
れた値である。
面を０．５mm研削し、その表面に現われたブローホール
を観察した。また観察後各試験片をその軸線に沿って切
断し、再溶融硬化層の組織を観察することによりマルテ
ンサイト率及びセメンタイト率（何れも面積率（％）を
測定した。更に各試験片の再溶融硬化層のアルミニウム
含有量及び炭素含有量をＥＰＭＡにより深さ方向にライ
ン分析し、分析結果の積分値より再溶融硬化層と認識さ
れる領域の平均アルミニウム含有量を算出した。これら
の測定結果を再溶融硬化層の平均硬さHv（荷重５kg）の
測定結果及び流動性指数ρの測定結果と共に下記の表３
に示す。尚表３に於てブローホール面積率ａ（mm2／c
m2）及び流動性指数ρはそれぞれ下記の式により求めら
れた値である。
Ｄ：ブローホールの直径(mm) Ｎ：ブローホールの数 Ａ：走査面積(cm2) Ｂ０：アルミニウムにて被覆されていない試験片に於け
る再溶融ビードの幅 ＢＡｌ：アルミニウムにて被覆された試験片に於ける再
溶融ビードの幅 表３より、本発明の方法によれば、ブローホールの発生
を伴うことなく普通鋳鉄をも表面硬化させることがで
き、その場合再溶融硬化層の組織を耐ピッチング性に優
れたセメンタイトとマルテンサイトとの混合組織とする
ことができることが解る。また表３より、再溶融硬化層
と認識される領域の平均アルミニウム含有量が増大する
につれて再溶融硬化層中のセメンタイト量が低下すると
共に黒鉛量が増大して硬さが低下し、また流動性指数が
低下することに起因して再溶融ビードの盛上り高さが高
くなり、再溶融硬化処理後の機械加工代が増大するの
で、再溶融硬化層の組織を耐ピッチング性に優れたセメ
ンタイトとマルテンサイトとの混合組織にしてその硬さ
を適当な硬さとし、しかも再溶融硬化処理後の機械加工
代の増大を回避するためには、再溶融硬化層の平均アル
ミニウム含有量は０．１〜１．５wt％程度、特に０．４
〜０．８wt％程度であることが好ましいことが解る。
る再溶融ビードの幅 ＢＡｌ：アルミニウムにて被覆された試験片に於ける再
溶融ビードの幅 表３より、本発明の方法によれば、ブローホールの発生
を伴うことなく普通鋳鉄をも表面硬化させることがで
き、その場合再溶融硬化層の組織を耐ピッチング性に優
れたセメンタイトとマルテンサイトとの混合組織とする
ことができることが解る。また表３より、再溶融硬化層
と認識される領域の平均アルミニウム含有量が増大する
につれて再溶融硬化層中のセメンタイト量が低下すると
共に黒鉛量が増大して硬さが低下し、また流動性指数が
低下することに起因して再溶融ビードの盛上り高さが高
くなり、再溶融硬化処理後の機械加工代が増大するの
で、再溶融硬化層の組織を耐ピッチング性に優れたセメ
ンタイトとマルテンサイトとの混合組織にしてその硬さ
を適当な硬さとし、しかも再溶融硬化処理後の機械加工
代の増大を回避するためには、再溶融硬化層の平均アル
ミニウム含有量は０．１〜１．５wt％程度、特に０．４
〜０．８wt％程度であることが好ましいことが解る。
尚第１図は表３に於ける再溶融硬化層の平均アルミニウ
ム含有量が０．８６％である実施例についてのアルミニ
ウム含有量及び炭素含有量のライン分析結果を示すグラ
フである。この第１図より、再溶融硬化層、熱影響部、
基地組織（母材）の三者はそれらの硬さ及び断面組織の
点から明確に区別されるだけでなく、アルミニウム含有
量及び炭素含有量の点からも明確に区別されるものであ
ることが解る。また第１図より、再溶融硬化層のアルミ
ニウム含有量はその表面より熱影響部へ向うにつれて漸
次滑らかに低下するのではなく、或る範囲にてばらつき
が存在するが熱影響部及び基地組織のアルミニウム含有
量よりも高い実質的に一定の値になることが解る。
ム含有量が０．８６％である実施例についてのアルミニ
ウム含有量及び炭素含有量のライン分析結果を示すグラ
フである。この第１図より、再溶融硬化層、熱影響部、
基地組織（母材）の三者はそれらの硬さ及び断面組織の
点から明確に区別されるだけでなく、アルミニウム含有
量及び炭素含有量の点からも明確に区別されるものであ
ることが解る。また第１図より、再溶融硬化層のアルミ
ニウム含有量はその表面より熱影響部へ向うにつれて漸
次滑らかに低下するのではなく、或る範囲にてばらつき
が存在するが熱影響部及び基地組織のアルミニウム含有
量よりも高い実質的に一定の値になることが解る。
以上に於ては本発明を特定の実施例について詳細に説明
したが、本発明はこれらの実施例に限定されるものでは
なく、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能であるこ
とは当業者にとって明らかであろう。例えば本発明の方
法に於ける鋳鉄材料は上述の実施例に於て使用された特
定の普通鋳鉄以外の他の鋳鉄であってもよい。
したが、本発明はこれらの実施例に限定されるものでは
なく、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能であるこ
とは当業者にとって明らかであろう。例えば本発明の方
法に於ける鋳鉄材料は上述の実施例に於て使用された特
定の普通鋳鉄以外の他の鋳鉄であってもよい。
第１図は本発明による鋳鉄材料の表面硬化法の一つの実
施例に於けるアルミニウム含有量及び炭素含有量のライ
ン分析の結果を示すグラフである。
施例に於けるアルミニウム含有量及び炭素含有量のライ
ン分析の結果を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭50−101254（ＪＰ，Ａ) 特公 昭51−49573（ＪＰ，Ｂ１) 特公 昭50−812（ＪＰ，Ｂ１)
Claims (1)
- 【請求項１】実質的にアルミニウムを含有しない鋳鉄材
料の表面を高エネルギ源により溶融させ溶融部を急冷さ
せることにより主としてセメンタイトとマルテンサイト
とよりなる微細な混合組織を形成する鋳鉄材料の表面硬
化法に於て、再溶融表面硬化処理に先立ち表面硬化され
るべき表面をアルミニウムにて被覆し、再溶融表面硬化
処理により形成される再溶融硬化層と認識される領域の
平均アルミニウム含有量を０．１〜１．５wt％とするこ
とを特徴とする鋳鉄材料の表面硬化法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58161729A JPH0651886B2 (ja) | 1983-09-01 | 1983-09-01 | 鋳鉄材料の表面硬化法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58161729A JPH0651886B2 (ja) | 1983-09-01 | 1983-09-01 | 鋳鉄材料の表面硬化法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6052519A JPS6052519A (ja) | 1985-03-25 |
| JPH0651886B2 true JPH0651886B2 (ja) | 1994-07-06 |
Family
ID=15740771
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58161729A Expired - Lifetime JPH0651886B2 (ja) | 1983-09-01 | 1983-09-01 | 鋳鉄材料の表面硬化法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0651886B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6217124A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-01-26 | Nippon Piston Ring Co Ltd | 鋳鉄の局部再溶融法による耐酸化チル層の形成法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IT1046478B (it) * | 1972-11-14 | 1980-06-30 | Rca Corp | Riproduttore di cartucce a nastro con meccanismo per l introduzione delle cartucce |
| CA1035675A (en) * | 1974-01-07 | 1978-08-01 | Avco Everett Research Laboratory | Formation of surface layer casings on articles |
| JPS5930605B2 (ja) * | 1974-10-28 | 1984-07-27 | 石川島播磨重工業株式会社 | 都市廃棄物空気輸送システムにおける圧力検出制御方法 |
| JPS605819A (ja) * | 1983-06-21 | 1985-01-12 | Toyota Motor Corp | 表面硬化用特殊鋳鉄 |
-
1983
- 1983-09-01 JP JP58161729A patent/JPH0651886B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6052519A (ja) | 1985-03-25 |
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