JPH09209072A - 耐摩耗性鋳鉄およびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性鋳鉄およびその製造方法Info
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- JPH09209072A JPH09209072A JP3759196A JP3759196A JPH09209072A JP H09209072 A JPH09209072 A JP H09209072A JP 3759196 A JP3759196 A JP 3759196A JP 3759196 A JP3759196 A JP 3759196A JP H09209072 A JPH09209072 A JP H09209072A
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 研削またはホーニング加工時に内周面がむ
しられることを防ぎ、面粗さが大きくなることを防止で
きる遠心鋳造による耐摩耗性鋳鉄の提供。 【解決手段】 化学組成が重量％で、Ｃ：２．９〜３．
５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜１．０
％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０１〜０．１３
％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．３％
を含み、残部が実質的にＦｅからなり、かつミクロ組織
が面積率で、フェライト相を３％以下、ステダイト相を
１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含むパーライト基地か
らなり、かつ基地硬さをＨｖ３３０以上とする。
しられることを防ぎ、面粗さが大きくなることを防止で
きる遠心鋳造による耐摩耗性鋳鉄の提供。 【解決手段】 化学組成が重量％で、Ｃ：２．９〜３．
５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜１．０
％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０１〜０．１３
％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．３％
を含み、残部が実質的にＦｅからなり、かつミクロ組織
が面積率で、フェライト相を３％以下、ステダイト相を
１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含むパーライト基地か
らなり、かつ基地硬さをＨｖ３３０以上とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐摩耗性鋳鉄に関
するものである。
するものである。
【０００２】
【従来の技術】耐摩耗性鋳鉄及びシリンダライナの鋳造
法には、主に砂型を用いた重力鋳造法と金型を用いた遠
心鋳造法がある。鋳鉄材はその組織形成から、研削また
はホーニング等の加工時に表面がむしられ、荒さが大き
くなるという欠点がある。
法には、主に砂型を用いた重力鋳造法と金型を用いた遠
心鋳造法がある。鋳鉄材はその組織形成から、研削また
はホーニング等の加工時に表面がむしられ、荒さが大き
くなるという欠点がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような問
題点を解決するものであり、特に遠心鋳造法により製造
した従来の耐摩耗性鋳鉄またはシリンダライナは、重力
鋳造法に比べ細くて数が多い片状黒鉛のため黒鉛間距離
が短く、研削またはホーニング加工時に内周面がむしら
れ、黒鉛相自身の欠落頻度が増え、加工後の内周面粗さ
が大きくなる傾向があった。また、研削条件またはホー
ニング条件によって粗さが極めて大きく左右されてい
た。
題点を解決するものであり、特に遠心鋳造法により製造
した従来の耐摩耗性鋳鉄またはシリンダライナは、重力
鋳造法に比べ細くて数が多い片状黒鉛のため黒鉛間距離
が短く、研削またはホーニング加工時に内周面がむしら
れ、黒鉛相自身の欠落頻度が増え、加工後の内周面粗さ
が大きくなる傾向があった。また、研削条件またはホー
ニング条件によって粗さが極めて大きく左右されてい
た。
【０００４】そこで、研削またはホーニングの際、砂型
を用いた重力鋳造法で製造した耐摩耗性鋳鉄材とは違う
条件で研削またはホーニング加工する必要があった。本
発明の目的は、従来の耐摩耗性等の機能を損なうことな
く研削またはホーニング加工時の内周面のむしられが小
さく、内周面粗さが大きくなることを防ぐことのできる
耐摩耗性鋳鉄を提供することである。
を用いた重力鋳造法で製造した耐摩耗性鋳鉄材とは違う
条件で研削またはホーニング加工する必要があった。本
発明の目的は、従来の耐摩耗性等の機能を損なうことな
く研削またはホーニング加工時の内周面のむしられが小
さく、内周面粗さが大きくなることを防ぐことのできる
耐摩耗性鋳鉄を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、化学組成が重
量％で、Ｃ：２．９〜３．５％、Ｓｉ：２．０〜２．５
％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．１〜０．３％、
Ｓ：０．０１〜０．１３％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、
Ｃｒ：０．１〜０．３％を含み、残部が実質的にＦｅか
らなり、かつミクロ組織が面積率で、フェライト相を３
％以下、ステダイト相を１％以上、黒鉛相を１０〜１８
％含むパーライト基地からなり、かつ基地硬さがＨｖ３
３０以上であることを特徴とする耐摩耗性鋳鉄である。
量％で、Ｃ：２．９〜３．５％、Ｓｉ：２．０〜２．５
％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．１〜０．３％、
Ｓ：０．０１〜０．１３％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、
Ｃｒ：０．１〜０．３％を含み、残部が実質的にＦｅか
らなり、かつミクロ組織が面積率で、フェライト相を３
％以下、ステダイト相を１％以上、黒鉛相を１０〜１８
％含むパーライト基地からなり、かつ基地硬さがＨｖ３
３０以上であることを特徴とする耐摩耗性鋳鉄である。
【０００６】また本発明は、化学組成が重量％で、Ｃ：
２．９〜３．５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：
０．５〜１．０％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０
１〜０．１３％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．
１〜０．３％を含み、残部が実質的にＦｅからなり、か
つミクロ組織が面積率で、フェライト相を３％以下、ス
テダイト相を１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含むパー
ライト基地からなり、かつ基地硬さがＨｖ３３０以上で
あることを特徴とするエンジンのシリンダライナ用鋳鉄
である。
２．９〜３．５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：
０．５〜１．０％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０
１〜０．１３％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．
１〜０．３％を含み、残部が実質的にＦｅからなり、か
つミクロ組織が面積率で、フェライト相を３％以下、ス
テダイト相を１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含むパー
ライト基地からなり、かつ基地硬さがＨｖ３３０以上で
あることを特徴とするエンジンのシリンダライナ用鋳鉄
である。
【０００７】さらに本発明は、化学組成が重量％で、
Ｃ：２．９〜３．５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：
０．０１〜０．１３％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．３％を含み、残部が実質的にＦｅから
なる素材を用い遠心鋳造法にてミクロ組織が面積率で、
フェライト相を３％以下、ステダイト相を１％以上、黒
鉛相を１０〜１８％含むパーライト基地からなり、かつ
基地硬さがＨｖ３３０以上の鋳鉄を製造することを特徴
とする耐摩耗性鋳鉄の製造方法である。
Ｃ：２．９〜３．５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：
０．０１〜０．１３％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．３％を含み、残部が実質的にＦｅから
なる素材を用い遠心鋳造法にてミクロ組織が面積率で、
フェライト相を３％以下、ステダイト相を１％以上、黒
鉛相を１０〜１８％含むパーライト基地からなり、かつ
基地硬さがＨｖ３３０以上の鋳鉄を製造することを特徴
とする耐摩耗性鋳鉄の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明によれば、化学組成と、ミ
クロ組織と、基地硬さを上記のように限定したので、耐
摩耗性機能を維持しながら、研削またはホーニング加工
時のむしられに伴う内周面粗さの増大を防ぐことができ
る。まず、化学組成の限定理由を述べる。
クロ組織と、基地硬さを上記のように限定したので、耐
摩耗性機能を維持しながら、研削またはホーニング加工
時のむしられに伴う内周面粗さの増大を防ぐことができ
る。まず、化学組成の限定理由を述べる。
【０００９】Ｃ：２．９〜３．５％ Ｃは、２．９％未満では黒鉛の析出量が少なく、黒鉛相
の面積率が１０％に満たず、摺動部材として必要な機能
である耐摩耗性と耐スカッフ性が低下する。一方、３．
５％超では黒鉛の析出量が過大になり、黒鉛相の面積率
が１８％を超え、機械構造部材としての強度が低下し実
用的でなくなる。よって、Ｃは２．９〜３．５％の範囲
に限定される。
の面積率が１０％に満たず、摺動部材として必要な機能
である耐摩耗性と耐スカッフ性が低下する。一方、３．
５％超では黒鉛の析出量が過大になり、黒鉛相の面積率
が１８％を超え、機械構造部材としての強度が低下し実
用的でなくなる。よって、Ｃは２．９〜３．５％の範囲
に限定される。
【００１０】Ｓｉ：２．０〜２．５％ Ｓｉは、Ｃとともに鋳鉄の主要元素で、強力な黒鉛化元
素であるが、２．０％未満では、Ａ型黒鉛が析出しにく
くなり、摺動部材として必要な機能である耐摩耗性と耐
スカッフ性が低下する。一方、２．５％超ではフェライ
ト相の面積率が３％を超え、基地が軟らかくなるので好
ましくない。よって、Ｓｉは２．０〜２．５％の範囲に
限定される。因みに、本発明の特徴の一つは、フェライ
ト相を減らしてステダイト相を増大させる点にある。
素であるが、２．０％未満では、Ａ型黒鉛が析出しにく
くなり、摺動部材として必要な機能である耐摩耗性と耐
スカッフ性が低下する。一方、２．５％超ではフェライ
ト相の面積率が３％を超え、基地が軟らかくなるので好
ましくない。よって、Ｓｉは２．０〜２．５％の範囲に
限定される。因みに、本発明の特徴の一つは、フェライ
ト相を減らしてステダイト相を増大させる点にある。
【００１１】Ｍｎ：０．５〜１．０％ Ｍｎは、Ｓと結合しＭｎＳとして切削性を向上させる
が、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、
１．０％超では材質を硬く脆くする。よって、Ｍｎは
０．５〜１．０％の範囲に限定される。 Ｐ：０．１〜０．３％ Ｐは、鋳鉄中に含有されるとステダイト相を形成し、摺
動部材として必要な機能である耐摩耗性と耐スカッフ性
を向上させるが、０．１％未満ではステダイト相の面積
率が１％未満となり好ましくない。一方、０．３％超で
はステダイト相の面積率が過多となり、切削性を低下さ
せる。よって、Ｐは０．１〜０．３％の範囲に限定され
る。
が、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、
１．０％超では材質を硬く脆くする。よって、Ｍｎは
０．５〜１．０％の範囲に限定される。 Ｐ：０．１〜０．３％ Ｐは、鋳鉄中に含有されるとステダイト相を形成し、摺
動部材として必要な機能である耐摩耗性と耐スカッフ性
を向上させるが、０．１％未満ではステダイト相の面積
率が１％未満となり好ましくない。一方、０．３％超で
はステダイト相の面積率が過多となり、切削性を低下さ
せる。よって、Ｐは０．１〜０．３％の範囲に限定され
る。
【００１２】Ｓ：０．０１〜０．１３％ Ｓは、Ｍｎと結合しＭｎＳとして切削性を向上させる
が、０．０１％未満ではその効果が少なく、一方、０．
１３％超では黒鉛組織に悪影響を及ぼす。よって、Ｓは
０．０１〜０．１３％の範囲に限定される。 Ｃｕ：０．３〜０．６％ Ｃｕは、パーライト安定化元素で、研削またはホーニン
グ加工時のむしられを防ぐために必要な元素であり、
０．３％未満ではその効果が少なく、一方、０．６％超
ではその効果は飽和しており、コスト高になる。よっ
て、Ｃｕは０．３〜０．６％の範囲に限定される。
が、０．０１％未満ではその効果が少なく、一方、０．
１３％超では黒鉛組織に悪影響を及ぼす。よって、Ｓは
０．０１〜０．１３％の範囲に限定される。 Ｃｕ：０．３〜０．６％ Ｃｕは、パーライト安定化元素で、研削またはホーニン
グ加工時のむしられを防ぐために必要な元素であり、
０．３％未満ではその効果が少なく、一方、０．６％超
ではその効果は飽和しており、コスト高になる。よっ
て、Ｃｕは０．３〜０．６％の範囲に限定される。
【００１３】Ｃｒ：０．１〜０．３％ Ｃｒは、基地硬さを向上させ、研削またはホーニング加
工時にむしられるのを防ぐために必要な元素であり、
０．１％未満ではその効果が少なく、基地硬さがＨｖ３
３０未満になる。一方、０．３％超では白銑化促進元素
として作用するので黒鉛組織に悪影響を及ぼす。よっ
て、Ｃｒは０．１〜０．３％の範囲に限定される。
工時にむしられるのを防ぐために必要な元素であり、
０．１％未満ではその効果が少なく、基地硬さがＨｖ３
３０未満になる。一方、０．３％超では白銑化促進元素
として作用するので黒鉛組織に悪影響を及ぼす。よっ
て、Ｃｒは０．１〜０．３％の範囲に限定される。
【００１４】次にミクロ組織の面積率の限定理由を述べ
る。 フェライト相：３％以下 ３％超となると局部的に基地強度が低下し、研削または
ホーニング加工によるむしられが促進し、あらさが大き
くなる。よって、フェライトは析出量が少ないことが望
ましく、３％以下に限定する。
る。 フェライト相：３％以下 ３％超となると局部的に基地強度が低下し、研削または
ホーニング加工によるむしられが促進し、あらさが大き
くなる。よって、フェライトは析出量が少ないことが望
ましく、３％以下に限定する。
【００１５】ステダイト相：１％以上 ステダイト相は、Fe3P−Fe3C−Feの三元共晶組織で高硬
度であるため、パーライト基地中に析出していること
で、ホーニング加工時の加工負荷に対し、むしられ防止
の効果を示す。ステダイト相は、析出量１％未満である
とその効果が顕著でなく、１％以上に限定する。
度であるため、パーライト基地中に析出していること
で、ホーニング加工時の加工負荷に対し、むしられ防止
の効果を示す。ステダイト相は、析出量１％未満である
とその効果が顕著でなく、１％以上に限定する。
【００１６】黒鉛相：１０〜１８％ １０％未満であると、摺動部材としての必要な機能であ
る耐摩耗性、耐スカッフ性が劣る。一方、１８％超であ
ると、強度が低下し機械構造部材として実用できない。
よって、黒鉛相は１０〜１８％に限定する。次に、これ
ら組織を含むパーライト基地硬さをＨｖ３３０以上に限
定した理由は、以下の通りである。
る耐摩耗性、耐スカッフ性が劣る。一方、１８％超であ
ると、強度が低下し機械構造部材として実用できない。
よって、黒鉛相は１０〜１８％に限定する。次に、これ
ら組織を含むパーライト基地硬さをＨｖ３３０以上に限
定した理由は、以下の通りである。
【００１７】パーライトは、フェライトとセメンタイト
の層状組織であり、基地硬さがＨｖ３３０以下である
と、同じパーライト組織であってもラメラーが粗く（フ
ェライト相が多く）なっており、ホーニング加工時のむ
しられに対しあまり効果を示さない。よって、基地硬さ
をＨｖ３３０以上に限定する。本発明の上記条件を満た
す耐摩耗性鋳鉄の製造条件として、遠心鋳造用金型表面
温度は重要な因子である。金型表面温度が２００℃未満
のときは、冷却速度が早すぎ、黒鉛化が抑制され、Ａ型
黒鉛が析出しにくくなり好ましくなく、かつ黒鉛間隔も
狭くなる。一方、２５０℃超では、冷却速度が小さくな
り、黒鉛が粗大になり基地硬さが低下するので好ましく
ない。
の層状組織であり、基地硬さがＨｖ３３０以下である
と、同じパーライト組織であってもラメラーが粗く（フ
ェライト相が多く）なっており、ホーニング加工時のむ
しられに対しあまり効果を示さない。よって、基地硬さ
をＨｖ３３０以上に限定する。本発明の上記条件を満た
す耐摩耗性鋳鉄の製造条件として、遠心鋳造用金型表面
温度は重要な因子である。金型表面温度が２００℃未満
のときは、冷却速度が早すぎ、黒鉛化が抑制され、Ａ型
黒鉛が析出しにくくなり好ましくなく、かつ黒鉛間隔も
狭くなる。一方、２５０℃超では、冷却速度が小さくな
り、黒鉛が粗大になり基地硬さが低下するので好ましく
ない。
【００１８】金型内面にはケイソウ土を主成分とする塗
型を塗布する。塗型厚さは、冷却速度と金型寿命を左右
する重要な因子であるが、０．７ｍｍ未満であると、冷
却速度が大きくチル化傾向が大きくなり、所定のミクロ
組織が得られなくなる。一方、１．５ｍｍを超えると、
冷却速度が小さく黒鉛が粗大になり、基地硬さが低下
し、摺動部材として必要な機能を満足しなくなる。した
がって、塗型厚さは０．７〜１．５ｍｍの範囲が好まし
い。
型を塗布する。塗型厚さは、冷却速度と金型寿命を左右
する重要な因子であるが、０．７ｍｍ未満であると、冷
却速度が大きくチル化傾向が大きくなり、所定のミクロ
組織が得られなくなる。一方、１．５ｍｍを超えると、
冷却速度が小さく黒鉛が粗大になり、基地硬さが低下
し、摺動部材として必要な機能を満足しなくなる。した
がって、塗型厚さは０．７〜１．５ｍｍの範囲が好まし
い。
【００１９】
【実施例】表１に、鋳鉄の化学成分、鋳造方式、金型温
度、塗型厚さに併せて、フェライト相、ステダイト相、
黒鉛相それぞれの面積率と基地硬さを示した。表１に示
す各シリンダライナ用鋳鉄を下記の条件でホーニング加
工した。 （ホーニング条件） 砥石；荒工程・・・・・・ダイヤ＃２２０ 仕上工程・・・・・ＧＣ＃２２０ プラトウ・・・・・軟質系砥石 取代；荒工程・・・・・・０．０２〜０．０３ｍｍ／径 仕上工程・・・・・０．０３〜０．０４ｍｍ／径 プラトウ・・・・・５ストローク 砥石拡張方法・・・機械式 その結果、図１に示す内周面粗さＲmax(μm)が得られ
た。これより本発明の遠心鋳造方式のシリンダライナ用
鋳鉄は、従来の遠心鋳造方式の鋳鉄より滑らかな表面が
得られており、砂型方式の鋳鉄と比べても勝るとも劣ら
ない滑らかな表面が得られていることが分かる。
度、塗型厚さに併せて、フェライト相、ステダイト相、
黒鉛相それぞれの面積率と基地硬さを示した。表１に示
す各シリンダライナ用鋳鉄を下記の条件でホーニング加
工した。 （ホーニング条件） 砥石；荒工程・・・・・・ダイヤ＃２２０ 仕上工程・・・・・ＧＣ＃２２０ プラトウ・・・・・軟質系砥石 取代；荒工程・・・・・・０．０２〜０．０３ｍｍ／径 仕上工程・・・・・０．０３〜０．０４ｍｍ／径 プラトウ・・・・・５ストローク 砥石拡張方法・・・機械式 その結果、図１に示す内周面粗さＲmax(μm)が得られ
た。これより本発明の遠心鋳造方式のシリンダライナ用
鋳鉄は、従来の遠心鋳造方式の鋳鉄より滑らかな表面が
得られており、砂型方式の鋳鉄と比べても勝るとも劣ら
ない滑らかな表面が得られていることが分かる。
【００２０】
【表１】 なお、図２（ａ）は、試料Ｎｏ．１の砂型方式のシリン
ダライナ用鋳鉄の腐食しない場合の金属組織を示す倍率
１００倍の顕微鏡写真であり、図２（ｂ）は、これをナ
イタル腐食した場合の金属組織を示す倍率２００倍の顕
微鏡写真である。
ダライナ用鋳鉄の腐食しない場合の金属組織を示す倍率
１００倍の顕微鏡写真であり、図２（ｂ）は、これをナ
イタル腐食した場合の金属組織を示す倍率２００倍の顕
微鏡写真である。
【００２１】また、図３（ａ）は、試料Ｎｏ．３の従来
の遠心鋳造方式のシリンダライナ用鋳鉄の腐食しない場
合の金属組織を示す倍率１００倍の顕微鏡写真であり、
図３（ｂ）は、これをナイタル腐食した場合の金属組織
を示す倍率２００倍の顕微鏡写真である。また、図４
（ａ）は、試料Ｎｏ．１０の本発明の遠心鋳造方式のシ
リンダライナ用鋳鉄の腐食しない場合の金属組織を示す
倍率１００倍の顕微鏡写真であり、（ｂ）は、これをナ
イタル腐食した場合の金属組織を示す倍率２００倍の顕
微鏡写真である。
の遠心鋳造方式のシリンダライナ用鋳鉄の腐食しない場
合の金属組織を示す倍率１００倍の顕微鏡写真であり、
図３（ｂ）は、これをナイタル腐食した場合の金属組織
を示す倍率２００倍の顕微鏡写真である。また、図４
（ａ）は、試料Ｎｏ．１０の本発明の遠心鋳造方式のシ
リンダライナ用鋳鉄の腐食しない場合の金属組織を示す
倍率１００倍の顕微鏡写真であり、（ｂ）は、これをナ
イタル腐食した場合の金属組織を示す倍率２００倍の顕
微鏡写真である。
【００２２】試料Ｎｏ．３の従来の遠心鋳造方式のシリ
ンダライナ用鋳鉄のナイタル腐食した場合の金属組織を
示す顕微鏡写真（図３（ｂ））には、フェライトの微細
な析出相が認められる。図５、図６、図７は、それぞれ
試料Ｎｏ．１の砂型方式のシリンダライナ用鋳鉄、試料
Ｎｏ．３の従来の遠心鋳造方式のシリンダライナ用鋳
鉄、試料Ｎｏ．１０の本発明の遠心鋳造方式のシリンダ
ライナ用鋳鉄の、ホーニング加工面の電子顕微鏡による
ＳＥＭ写真である。試料Ｎｏ．３の従来の遠心鋳造方式
のシリンダライナ用鋳鉄のホーニング加工面の電子顕微
鏡によるＳＥＭ写真である図６には、むしられた面が観
察される。
ンダライナ用鋳鉄のナイタル腐食した場合の金属組織を
示す顕微鏡写真（図３（ｂ））には、フェライトの微細
な析出相が認められる。図５、図６、図７は、それぞれ
試料Ｎｏ．１の砂型方式のシリンダライナ用鋳鉄、試料
Ｎｏ．３の従来の遠心鋳造方式のシリンダライナ用鋳
鉄、試料Ｎｏ．１０の本発明の遠心鋳造方式のシリンダ
ライナ用鋳鉄の、ホーニング加工面の電子顕微鏡による
ＳＥＭ写真である。試料Ｎｏ．３の従来の遠心鋳造方式
のシリンダライナ用鋳鉄のホーニング加工面の電子顕微
鏡によるＳＥＭ写真である図６には、むしられた面が観
察される。
【００２３】
【発明の効果】本発明では、耐摩耗性鋳鉄の化学組成、
ミクロ組織、基地硬さを所定の範囲に規定したので、摺
動部材としての特性を満足するとともにホーニング加工
面のむしられによる面粗さを低減することができた。
ミクロ組織、基地硬さを所定の範囲に規定したので、摺
動部材としての特性を満足するとともにホーニング加工
面のむしられによる面粗さを低減することができた。
【図１】表１の試料のホーニング面の粗さＲmax を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】試料Ｎｏ．１の金属組織を示す顕微鏡写真であ
る。
る。
【図３】試料Ｎｏ．３の金属組織を示す顕微鏡写真であ
る。
る。
【図４】試料Ｎｏ．１０の金属組織を示す顕微鏡写真で
ある。
ある。
【図５】試料Ｎｏ．１の電子顕微鏡のＳＥＭ写真であ
る。
る。
【図６】試料Ｎｏ．３の電子顕微鏡のＳＥＭ写真であ
る。
る。
【図７】試料Ｎｏ．１０の電子顕微鏡のＳＥＭ写真であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 佳樹 栃木県下都賀郡野木町野木1111番地 日本 ピストンリング株式会社栃木工場内 (72)発明者 大崎 茂三 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 化学組成が重量％で、Ｃ：２．９〜３．
５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜１．０
％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０１〜０．１３
％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．３％
を含み、残部が実質的にＦｅからなり、かつミクロ組織
が面積率で、フェライト相を３％以下、ステダイト相を
１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含むパーライト基地か
らなり、かつ基地硬さがＨｖ３３０以上であることを特
徴とする耐摩耗性鋳鉄。 - 【請求項２】 化学組成が重量％で、Ｃ：２．９〜３．
５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜１．０
％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０１〜０．１３
％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．３％
を含み、残部が実質的にＦｅからなり、かつミクロ組織
が面積率で、フェライト相を３％以下、ステダイト相を
１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含むパーライト基地か
らなり、かつ基地硬さがＨｖ３３０以上であることを特
徴とするエンジンのシリンダライナ用鋳鉄。 - 【請求項３】 化学組成が重量％で、Ｃ：２．９〜３．
５％、Ｓｉ：２．０〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜１．０
％、Ｐ：０．１〜０．３％、Ｓ：０．０１〜０．１３
％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．３％
を含み、残部が実質的にＦｅからなる素材を用い遠心鋳
造法にてミクロ組織が面積率で、フェライト相を３％以
下、ステダイト相を１％以上、黒鉛相を１０〜１８％含
むパーライト基地からなり、かつ基地硬さがＨｖ３３０
以上の鋳鉄を製造することを特徴とする耐摩耗性鋳鉄の
製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP03759196A JP3763603B2 (ja) | 1996-01-30 | 1996-01-30 | 耐摩耗性鋳鉄およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP03759196A JP3763603B2 (ja) | 1996-01-30 | 1996-01-30 | 耐摩耗性鋳鉄およびその製造方法 |
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| JPH09209072A true JPH09209072A (ja) | 1997-08-12 |
| JP3763603B2 JP3763603B2 (ja) | 2006-04-05 |
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| JP03759196A Expired - Fee Related JP3763603B2 (ja) | 1996-01-30 | 1996-01-30 | 耐摩耗性鋳鉄およびその製造方法 |
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| JP (1) | JP3763603B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003517099A (ja) * | 1999-12-17 | 2003-05-20 | シンター カスト エービー | 新規な合金およびその製造方法 |
| JP2008050651A (ja) * | 2006-08-24 | 2008-03-06 | Ihi Corp | 耐焼付き性鋳鉄 |
| JP2008106357A (ja) * | 2006-09-28 | 2008-05-08 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Ａ型黒鉛を含む鋳鉄並びにそのａ型黒鉛を含む鋳鉄の鋳造方法及びそのａ型黒鉛を含む鋳鉄を用いたシリンダライナ |
| CN103946407A (zh) * | 2011-11-14 | 2014-07-23 | Lg电子株式会社 | 合金铸铁和采用该合金铸铁的旋转活塞的制造方法 |
-
1996
- 1996-01-30 JP JP03759196A patent/JP3763603B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2008106357A (ja) * | 2006-09-28 | 2008-05-08 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Ａ型黒鉛を含む鋳鉄並びにそのａ型黒鉛を含む鋳鉄の鋳造方法及びそのａ型黒鉛を含む鋳鉄を用いたシリンダライナ |
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| EP2780487A4 (en) * | 2011-11-14 | 2015-08-05 | Lg Electronics Inc | CAST ALLOY AND METHOD OF MANUFACTURING A ROLLING PISTON USING THE SAME |
| CN103946407B (zh) * | 2011-11-14 | 2016-08-24 | Lg电子株式会社 | 合金铸铁和采用该合金铸铁的旋转活塞的制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
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