JPH0699740B2 - 鋳鉄部品の局部高強度化法 - Google Patents
鋳鉄部品の局部高強度化法Info
- Publication number
- JPH0699740B2 JPH0699740B2 JP61094704A JP9470486A JPH0699740B2 JP H0699740 B2 JPH0699740 B2 JP H0699740B2 JP 61094704 A JP61094704 A JP 61094704A JP 9470486 A JP9470486 A JP 9470486A JP H0699740 B2 JPH0699740 B2 JP H0699740B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast iron
- point
- temperature
- spheroidal graphite
- iron parts
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、Ni−Mn−Si系でオーステナイト組織の球状黒
鉛鋳鉄部品の局部高強度化法に係り、特に局部の強度を
母材の２倍以上に向上させ、かつ靭性も良好な鋳鉄部品
の局部高強度化法に関するものである。
鉛鋳鉄部品の局部高強度化法に係り、特に局部の強度を
母材の２倍以上に向上させ、かつ靭性も良好な鋳鉄部品
の局部高強度化法に関するものである。
［従来の技術］ 本出願人は、ディーゼルエンジンなどの部品やターボチ
ャージャーケーシングなど耐熱性，切削性など機械的性
質、および耐酸性にすぐれた材料として耐熱性球状黒鉛
オーステナイト鋳鉄（特公昭60−12417号）を提案し
た。
ャージャーケーシングなど耐熱性，切削性など機械的性
質、および耐酸性にすぐれた材料として耐熱性球状黒鉛
オーステナイト鋳鉄（特公昭60−12417号）を提案し
た。
この球状黒鉛鋳鉄は、C2.0〜3.8％,Mn3〜15％,Ni4〜32
％,Si3.5〜７％で残部Feおよび同伴する不純物よりなる
もので、耐熱性が良好で高靭性があるため上述した各種
部品に使用されている。
％,Si3.5〜７％で残部Feおよび同伴する不純物よりなる
もので、耐熱性が良好で高靭性があるため上述した各種
部品に使用されている。
［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、この球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが50Kg/c
m2以下と比較的低く、耐強度を要求される部分には、耐
強度の材料をライニングするなどの強度化対策を施さな
ければならない問題がある。
m2以下と比較的低く、耐強度を要求される部分には、耐
強度の材料をライニングするなどの強度化対策を施さな
ければならない問題がある。
本発明は、上記事情を考慮してなされたもので、上述し
た球状黒鉛鋳鉄部品において、その任意の部分を高強度
化できる鋳鉄部品の局部高強度化法を提供することを目
的とする。
た球状黒鉛鋳鉄部品において、その任意の部分を高強度
化できる鋳鉄部品の局部高強度化法を提供することを目
的とする。
［問題点を解決するための手段及び作用］ 本発明は、上記の目的を達成するために、C2.0〜3.8％,
Mn3〜15％,Ni4〜32％,Si3.5〜７％で残部Feおよび同伴
する不純物よりなるオーステナイト組織の球状黒鉛鋳鉄
部品の処理部分を、液体窒素などでMs点より低温に冷却
してその処理部分の基地をマルテンサイト変態させ、そ
の後該処理部を加熱空冷して時効処理することにより全
体の靭性を損うことなく処理部の強度を２倍以上に向上
させることができるようにしたものである。
Mn3〜15％,Ni4〜32％,Si3.5〜７％で残部Feおよび同伴
する不純物よりなるオーステナイト組織の球状黒鉛鋳鉄
部品の処理部分を、液体窒素などでMs点より低温に冷却
してその処理部分の基地をマルテンサイト変態させ、そ
の後該処理部を加熱空冷して時効処理することにより全
体の靭性を損うことなく処理部の強度を２倍以上に向上
させることができるようにしたものである。
［実施例］ 以下本発明に係る鋳鉄部品の局部高強度化法の好適一実
施例を添付図面に基づいて説明する。
施例を添付図面に基づいて説明する。
先ず、第１図に示すように球状黒鉛鋳鉄からなる鋳鉄部
品１のうち強化処理すべき処理部分２を、液体窒素３の
低温槽４に浸漬する。
品１のうち強化処理すべき処理部分２を、液体窒素３の
低温槽４に浸漬する。
また強化処理部分２が形状的に浸漬できない場合など
は、第２図に示すように、液体窒素の噴射装置５によ
り、液体窒素３と空気とを、その処理部分２に噴射して
処理部分２を低温化する。
は、第２図に示すように、液体窒素の噴射装置５によ
り、液体窒素３と空気とを、その処理部分２に噴射して
処理部分２を低温化する。
この処理部分２の低温化に要する時間は、処理部分２の
大きさにより相違するが、数分間浸漬或は噴射すればよ
い。
大きさにより相違するが、数分間浸漬或は噴射すればよ
い。
低温化により処理部分２の基地のオーステナイト組織
が、マルテンサイト変態を起す。
が、マルテンサイト変態を起す。
次にこの処理部分２を第３図に示すようにドライヤ６或
は電気炉（図示せず）で300℃１時間加熱後空冷する。
この時効処理により処理部分２のマルテンサイトは焼戻
しマルテンサイト＋炭化物となり、高強度を有する強化
部７が形成される。
は電気炉（図示せず）で300℃１時間加熱後空冷する。
この時効処理により処理部分２のマルテンサイトは焼戻
しマルテンサイト＋炭化物となり、高強度を有する強化
部７が形成される。
鋳鉄部品１は、C2.0〜3.8％,Mn3〜15％,Ni4〜32％,Si3.
5〜７％、好ましくはC2.2〜3.2％,Mn4.0〜6.0％,Ni10.0
〜14.0％,Si4.0〜6.0％で残部Feおよび同伴する不純物
よりなるオーステナイト組織で耐熱，高靭性の球状黒鉛
鋳鉄からなる。
5〜７％、好ましくはC2.2〜3.2％,Mn4.0〜6.0％,Ni10.0
〜14.0％,Si4.0〜6.0％で残部Feおよび同伴する不純物
よりなるオーステナイト組織で耐熱，高靭性の球状黒鉛
鋳鉄からなる。
通常、オーステナイトの自由エネルギは、マルテンサイ
トの自由エネルギより低温においては次第に高くなり、
従ってオーステナイトを冷却していくと、その両者の化
学エネルギの差による駆動力がある大きさに達した温度
でマルテンサイト変態が開始される。この温度がMs点
（マルテンサイトスタート温度）である。
トの自由エネルギより低温においては次第に高くなり、
従ってオーステナイトを冷却していくと、その両者の化
学エネルギの差による駆動力がある大きさに達した温度
でマルテンサイト変態が開始される。この温度がMs点
（マルテンサイトスタート温度）である。
よってこのMs点より低温に冷却すればマルテンサイト変
態を起すことができる。そこで、下表に示す球状黒鉛鋳
鉄（これをＡ材,B材と称する）を用いてMs点を測定し
た。
態を起すことができる。そこで、下表に示す球状黒鉛鋳
鉄（これをＡ材,B材と称する）を用いてMs点を測定し
た。
第４図はＡ材のMs点を測定したものである。
先ずＡ材の試片（径4mmφ×10mml）のものを冷却し、同
時にその試片の熱膨張を測定したもので、ａは試片の冷
却曲線を示し、ｂはその熱膨張曲線を示す。
時にその試片の熱膨張を測定したもので、ａは試片の冷
却曲線を示し、ｂはその熱膨張曲線を示す。
この熱膨張曲線ｂが示すように試片は、その温度の低下
と共に収縮するが、Ms点でマルテンサイト変態を起すた
め、その後、温度が低下しても逆に試片が膨張してい
く。従ってこの変節点での冷却曲線ａの温度をみればMs
点が−57℃であることが判る。
と共に収縮するが、Ms点でマルテンサイト変態を起すた
め、その後、温度が低下しても逆に試片が膨張してい
く。従ってこの変節点での冷却曲線ａの温度をみればMs
点が−57℃であることが判る。
また同様、第５図はＢ材のMs点を測定したもので、熱膨
張曲線ｂと冷却曲線ａよりMs点が−87℃であることが判
る。このように、鋳鉄部品１は、Ms点が−57℃や−87℃
であり、鋳放状態で完全なオーステナイト組織であるた
め、Ms点より低温に冷却することによりオーステナイト
組織がマルテンサイト変態を起す。
張曲線ｂと冷却曲線ａよりMs点が−87℃であることが判
る。このように、鋳鉄部品１は、Ms点が−57℃や−87℃
であり、鋳放状態で完全なオーステナイト組織であるた
め、Ms点より低温に冷却することによりオーステナイト
組織がマルテンサイト変態を起す。
このマルテンサイト変態を起す温度は、Ni量に関係し、
Ni量が多ければMs点が下がりNi量が少なければNs点が上
昇し、またSi量はMs点を上げる方向にMnは下げる方向に
働き、これをNi当量（Ni−2.0Si＋2.0Mn重量％）として
Ms点との関係を示すと第６図に示すようになる。第６図
からMs点（Ｙ）とNi当量（Ｘ）とは一時近似式Ｙ＝−1
9.22X＋177.1の比例関係が得られた。
Ni量が多ければMs点が下がりNi量が少なければNs点が上
昇し、またSi量はMs点を上げる方向にMnは下げる方向に
働き、これをNi当量（Ni−2.0Si＋2.0Mn重量％）として
Ms点との関係を示すと第６図に示すようになる。第６図
からMs点（Ｙ）とNi当量（Ｘ）とは一時近似式Ｙ＝−1
9.22X＋177.1の比例関係が得られた。
次にＡ材,B材を液体窒素に数分間浸漬してマルテンサイ
ト変態を起させたのち、このＡ材及びＢ材を300℃１時
間加熱後室温まで空冷した後の引張り強さと伸びを測定
したところ、Ａ材の引張り強さは101Kg/mm2,伸び3.0％
で、Ｂ材も略同様の結果が得られ、処理前の強度に対し
て約２倍の強度を有するものが得られた。
ト変態を起させたのち、このＡ材及びＢ材を300℃１時
間加熱後室温まで空冷した後の引張り強さと伸びを測定
したところ、Ａ材の引張り強さは101Kg/mm2,伸び3.0％
で、Ｂ材も略同様の結果が得られ、処理前の強度に対し
て約２倍の強度を有するものが得られた。
第７図はＡ材を低温処理したのち時効温度を変えてその
引張り強さの変化を示したものである。加熱温度が300
℃のときの引張り強度は101Kg/mm2であるが、450℃で90
Kg/mm2、600℃で63Kg/mm2となり、強度が低下すること
が判った。これは加熱温度を高くすると表面の硬度は高
くなるが逆にもろくなり、靭性が失われ引張り強度が低
下するものと思われる。
引張り強さの変化を示したものである。加熱温度が300
℃のときの引張り強度は101Kg/mm2であるが、450℃で90
Kg/mm2、600℃で63Kg/mm2となり、強度が低下すること
が判った。これは加熱温度を高くすると表面の硬度は高
くなるが逆にもろくなり、靭性が失われ引張り強度が低
下するものと思われる。
よって時効処理における加熱温度は300℃前後が最適で
ある。
ある。
［発明の効果］ 以上詳述してきたことから明らかなように本発明によれ
ば次のごとき優れた効果を発揮する。
ば次のごとき優れた効果を発揮する。
（１） Ni−Mn−Si系オーステナイト組織の球状黒鉛鋳
鉄部品の処理部分を冷却してマルテンサイト変態させ、
その後その処理部分を時効処理することで、鋳鉄部品が
大きなものであっても、大型の焼戻し等の装置を必要と
せずに、処理部分だけを高強度化することができ、嵌め
合い部、高負荷部など鋳鉄部品の一部のみの強度改善を
図れる。
鉄部品の処理部分を冷却してマルテンサイト変態させ、
その後その処理部分を時効処理することで、鋳鉄部品が
大きなものであっても、大型の焼戻し等の装置を必要と
せずに、処理部分だけを高強度化することができ、嵌め
合い部、高負荷部など鋳鉄部品の一部のみの強度改善を
図れる。
（２） 鋳鉄部分の必要な部分のみを高強度化できるの
で全体の組織をそのままの性質を保つことができ、各種
耐熱性を要求される部品に最適である。
で全体の組織をそのままの性質を保つことができ、各種
耐熱性を要求される部品に最適である。
第１図〜第３図は本発明の鋳鉄部品の局部高強度化法を
実施する説明図で、第１図は鋳鉄部品を液体窒素に浸漬
する例を、第２図は液体窒素を噴射する例を示し、第３
図は時効処理する例を示す図、第４図は本発明において
球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）のMS点の測定を示す図、第５図は
同じく他の球状黒鉛鋳鉄（Ｂ材）のMs点の測定を示す
図、第６図はNi当量とMs点の関係を示す図、第７図は本
発明の球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）を低温処理したのちの時効
温度と引張り強度の関係を示す図である。 図中、１は球状黒鉛鋳鉄部品、２は処理部分、３は液体
窒素、６はドライヤである。
実施する説明図で、第１図は鋳鉄部品を液体窒素に浸漬
する例を、第２図は液体窒素を噴射する例を示し、第３
図は時効処理する例を示す図、第４図は本発明において
球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）のMS点の測定を示す図、第５図は
同じく他の球状黒鉛鋳鉄（Ｂ材）のMs点の測定を示す
図、第６図はNi当量とMs点の関係を示す図、第７図は本
発明の球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）を低温処理したのちの時効
温度と引張り強度の関係を示す図である。 図中、１は球状黒鉛鋳鉄部品、２は処理部分、３は液体
窒素、６はドライヤである。
Claims (1)
- 【請求項１】C2.0〜3.8％,Mn3〜15％,Ni4〜32％,Si3.5
〜７％で残部Feおよび同伴する不純物よりなるオーステ
ナイト組織の球状黒鉛鋳鉄部品の処理部分を、液体窒素
などでMs点より低温に冷却してその処理部分の基地をマ
ルテンサイト変態させ、その後該処理部を加熱空冷して
時効処理することを特徴とする鋳鉄部品の局部高強度化
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61094704A JPH0699740B2 (ja) | 1986-04-25 | 1986-04-25 | 鋳鉄部品の局部高強度化法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61094704A JPH0699740B2 (ja) | 1986-04-25 | 1986-04-25 | 鋳鉄部品の局部高強度化法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62253715A JPS62253715A (ja) | 1987-11-05 |
| JPH0699740B2 true JPH0699740B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=14117553
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61094704A Expired - Lifetime JPH0699740B2 (ja) | 1986-04-25 | 1986-04-25 | 鋳鉄部品の局部高強度化法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0699740B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2778891B2 (ja) * | 1992-12-15 | 1998-07-23 | 株式会社東芝 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5740888A (en) * | 1980-08-23 | 1982-03-06 | Ngk Spark Plug Co | Heater for preheating plug |
| JPS6012417A (ja) * | 1983-06-28 | 1985-01-22 | Tamaya Kogyo Kk | 流送分配システムにおける遠隔集中操作制御法および２方向分配ダンパ装置 |
-
1986
- 1986-04-25 JP JP61094704A patent/JPH0699740B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62253715A (ja) | 1987-11-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR970027350A (ko) | In 706형 철-니켈 초합금으로부터 고온 안정성을 지닌 재료뭉치를 만드는 방법 | |
| JPH0699740B2 (ja) | 鋳鉄部品の局部高強度化法 | |
| Heck et al. | INCONEL® alloy 783: An oxidation-resistant, low expansion superalloy for gas turbine applications | |
| JPH03257141A (ja) | Ｆｅ―Ｎｉ―Ｃｏ―Ａｌ―Ｃ合金 | |
| JPS63166928A (ja) | 強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法 | |
| KR900000485A (ko) | 스테인레스 스틸의 열처리 방법 | |
| Grubb et al. | Micromechanisms of brittle fracture in titanium-stabilized and α'-embrittled ferritic stainless steels | |
| SU1315487A1 (ru) | Способ термоциклической обработки среднеуглеродистых и низколегированных сталей | |
| JPS60243216A (ja) | 球状黒鉛鋳鉄の熱処理法 | |
| JPS61250109A (ja) | 鉄系部品の熱処理方法 | |
| SU1705365A1 (ru) | Способ термической обработки малоуглеродистых коррозионностойких сталей мартенситного класса | |
| JP3736717B2 (ja) | 高強度鋼の製造方法 | |
| SU1520113A1 (ru) | Способ обработки нержавеющих мартенситностареющих сталей | |
| SU1375662A1 (ru) | Способ упрочнени деталей сложной формы из аустенитных хромоникелевых сталей | |
| JPS6343461B2 (ja) | ||
| SU685702A1 (ru) | Способ закалки стальных изделий | |
| JPS62253711A (ja) | 鋳鉄部品の表面硬化法 | |
| JPH03264644A (ja) | 高靱性球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 | |
| JPS60116748A (ja) | スチ−ル製ピストンリング材 | |
| Tsun | The Overheating & Burning of Steel | |
| SU1548258A1 (ru) | Коррозионностойка сталь | |
| Neife | Dampfungsmessungen zur Untersuchung von Alterungs-und Ruckbildungsphanomenen in kohlenstoffarmen unlegierten Stahlen. | |
| JPS5943821A (ja) | 高速炉蒸気発生器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼伝熱管の熱処理法 | |
| Fu | Effect of tempering on the structure and property of rich chromium cast iron | |
| de Souza Santos et al. | Effects of Aluminum and Sulfur Contents on the Annealing and Normalizing of Aluminum Graphite Steels |