JPS61210151A - 球状黒鉛鋳鉄鋳物 - Google Patents
球状黒鉛鋳鉄鋳物Info
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- JPS61210151A JPS61210151A JP4966985A JP4966985A JPS61210151A JP S61210151 A JPS61210151 A JP S61210151A JP 4966985 A JP4966985 A JP 4966985A JP 4966985 A JP4966985 A JP 4966985A JP S61210151 A JPS61210151 A JP S61210151A
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- graphite
- casting
- spheroidal graphite
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- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、疲労強度、靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄鋳物に
関するものである。
関するものである。
（従来技術）
従来より、球状黒鉛鋳鉄鋳物としては、例えば特公昭５
５−３４２２号もしくは特公昭５９−１０９８８号に開
示されるように、組成として、Ｃ９Ｓｉ 、Ｐ、Ｓ、Ｍ
（１、ＭＯ、Ｍｎ等を所定の比率で含有し、基地組織が
残留オーステナイトとベイナイトとの混在組織からなる
ものが公知であるが、上記先行例ではＭＯを０．１％以
上と多量に含有している。このＭＯはベイナイト化を促
進して靭性の向上が得られるものであるが、ＭＯの含有
］が高いと、自動車部品のように薄肉小物部品では、Ｍ
Ｏの炭化物が鋳造時に晶出し、この炭化物が熱処理（オ
ーステンパー処理）後も分解しないため、逆に疲労強度
、靭性を低下させるとともに、コスト的に不利となるも
のである。
５−３４２２号もしくは特公昭５９−１０９８８号に開
示されるように、組成として、Ｃ９Ｓｉ 、Ｐ、Ｓ、Ｍ
（１、ＭＯ、Ｍｎ等を所定の比率で含有し、基地組織が
残留オーステナイトとベイナイトとの混在組織からなる
ものが公知であるが、上記先行例ではＭＯを０．１％以
上と多量に含有している。このＭＯはベイナイト化を促
進して靭性の向上が得られるものであるが、ＭＯの含有
］が高いと、自動車部品のように薄肉小物部品では、Ｍ
Ｏの炭化物が鋳造時に晶出し、この炭化物が熱処理（オ
ーステンパー処理）後も分解しないため、逆に疲労強度
、靭性を低下させるとともに、コスト的に不利となるも
のである。
また、特開昭５９−１２９７３０号に開示されている球
状黒鉛鋳鉄鋳物は、Ｃｕの含有量が０．１〜０．５％と
少ないために、鋳放し状態でフェライトが晶出しやすく
、再加熱時に黒鉛からフェライト基地中への炭素の再固
溶が生じ、ヤング率が低下する問題を有している。
状黒鉛鋳鉄鋳物は、Ｃｕの含有量が０．１〜０．５％と
少ないために、鋳放し状態でフェライトが晶出しやすく
、再加熱時に黒鉛からフェライト基地中への炭素の再固
溶が生じ、ヤング率が低下する問題を有している。
一方、上記のような配合組成の調整によってはそれぞれ
配合量の増減に対して長短があることから、疲労強度、
靭性の向上には限度がある。しかして、上記配合組成に
加えて球状黒鉛の粒径の大きさを調整することにより、
さらに特性の優れた球状黒鉛鋳鉄鋳物が得られることが
判明した。特に、球状黒鉛の粒径を小さくすることが、
疲労強度を向上する効果があるものである。
配合量の増減に対して長短があることから、疲労強度、
靭性の向上には限度がある。しかして、上記配合組成に
加えて球状黒鉛の粒径の大きさを調整することにより、
さらに特性の優れた球状黒鉛鋳鉄鋳物が得られることが
判明した。特に、球状黒鉛の粒径を小さくすることが、
疲労強度を向上する効果があるものである。
（発明の目的）
本発明は上記事情に鑑み、ＭＯを少なくする一方、Ｃｕ
を多くするように各種組成の配合を調整するとともに、
球状黒鉛の粒径を小さく調整することによって疲労強度
、靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄鋳物を提供することを目的
とするものである。
を多くするように各種組成の配合を調整するとともに、
球状黒鉛の粒径を小さく調整することによって疲労強度
、靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄鋳物を提供することを目的
とするものである。
（発明の構成）
本発明の球状黒鉛鋳鉄鋳物は、ｆＩ量比で、Ｃ：２．６
〜４．０％、Ｓｉ ： １．５〜３．５％、Ｍｎ
： ０．２０〜１．０％、Ｍｏ ： ０，０３〜０
．０９％、 Ｃｕ：０．６０〜１．５％、Ｍｇ：０．０
０５〜０．０８％、Ｆｅ：実質的残部の組成からなり、
平均黒鉛粒径が３５μ以下で、基地組織が残留オーステ
ナイトとベイナイトとの混在組織からなることを特徴と
するものである。
〜４．０％、Ｓｉ ： １．５〜３．５％、Ｍｎ
： ０．２０〜１．０％、Ｍｏ ： ０，０３〜０
．０９％、 Ｃｕ：０．６０〜１．５％、Ｍｇ：０．０
０５〜０．０８％、Ｆｅ：実質的残部の組成からなり、
平均黒鉛粒径が３５μ以下で、基地組織が残留オーステ
ナイトとベイナイトとの混在組織からなることを特徴と
するものである。
上記Ｃは、２．６％未満では鋳造性が低下し、健全な製
品がつくれない。また、４．０％を越えると鋳造時、初
晶黒鉛を核として巨大な黒鉛が生成され、これが微細黒
鉛中に多く混在するようになる結果、強度、耐摩耗性が
低下するものである。
品がつくれない。また、４．０％を越えると鋳造時、初
晶黒鉛を核として巨大な黒鉛が生成され、これが微細黒
鉛中に多く混在するようになる結果、強度、耐摩耗性が
低下するものである。
Ｓｌは、１．５％未満では鋳造性を悪化させるとともに
、チルが生成し易くなり、その結果オーステンパーによ
る寸法変化が大きくなり、寸法管理が困難となる。また
、３．５％を越えるとドロス欠陥が発生しやすくなると
ともに、素材に多量のフェライトが析出し、オーステン
パー処理後の疲労強度および剛性が低下する。
、チルが生成し易くなり、その結果オーステンパーによ
る寸法変化が大きくなり、寸法管理が困難となる。また
、３．５％を越えるとドロス欠陥が発生しやすくなると
ともに、素材に多量のフェライトが析出し、オーステン
パー処理後の疲労強度および剛性が低下する。
Ｍｎは、０．２％未満では焼入性が低下し、オーステン
パー処理時にパーライトが析出し、疲労強度、靭性が大
幅に低下する。１．０％を越えると炭化物が晶出しやす
く、疲労強度、靭性が低下する。
パー処理時にパーライトが析出し、疲労強度、靭性が大
幅に低下する。１．０％を越えると炭化物が晶出しやす
く、疲労強度、靭性が低下する。
ＭＯは、焼入れ性を層し、ベイナイトおよび残留オース
テナイトの生成を促進する必須元素であるが、０．０３
％未満ではその効果なく、０．０９％を越えると粒界に
炭化物として偏析し、疲労強度を低下させる。
テナイトの生成を促進する必須元素であるが、０．０３
％未満ではその効果なく、０．０９％を越えると粒界に
炭化物として偏析し、疲労強度を低下させる。
Ｃｕは、熱処理前における素材のフェライトの析出を抑
制し、再加熱時に黒鉛から基地中への炭素の再固溶を抑
制して、ヤング率の低下を来たすことなく、オーステン
パー処理を可能にするものである。０．６％未満ではフ
ェライトが多量に析出し、オーステンパー処理によって
ヤング率が低下する。特に黒鉛を微細化するとフェライ
トが非常に析出し易くなるため、０．６％以上添加し、
ＭＯの共存下においてベイナイトを促進し、疲労強度に
有益な残留オーステナイトを増す効果を得るとともに、
鋳放し素材をパーライト化してオーステンパー処理時、
黒鉛から基地中への炭素の拡散を抑制することによって
ヤング率の低下を最少限に抑制する。一方、１．５％を
越えるとその効果が飽和するとともに、球状化を阻害す
る結果、機械的性質を損う。
制し、再加熱時に黒鉛から基地中への炭素の再固溶を抑
制して、ヤング率の低下を来たすことなく、オーステン
パー処理を可能にするものである。０．６％未満ではフ
ェライトが多量に析出し、オーステンパー処理によって
ヤング率が低下する。特に黒鉛を微細化するとフェライ
トが非常に析出し易くなるため、０．６％以上添加し、
ＭＯの共存下においてベイナイトを促進し、疲労強度に
有益な残留オーステナイトを増す効果を得るとともに、
鋳放し素材をパーライト化してオーステンパー処理時、
黒鉛から基地中への炭素の拡散を抑制することによって
ヤング率の低下を最少限に抑制する。一方、１．５％を
越えるとその効果が飽和するとともに、球状化を阻害す
る結果、機械的性質を損う。
また、前記球状黒鉛の平均粒径は、粒径の増大とともに
疲労強度が低下しく第２図参照）、３５μを越えて粒径
が大きくなると所要の疲労強度が得られず、クランクシ
ャフトなどにおいては、メタルとの耐焼付性が劣化する
。この黒鉛粒径の調整は、金型の急冷効果により、もし
くはインモールド接種により黒鉛を微細化するものであ
る。
疲労強度が低下しく第２図参照）、３５μを越えて粒径
が大きくなると所要の疲労強度が得られず、クランクシ
ャフトなどにおいては、メタルとの耐焼付性が劣化する
。この黒鉛粒径の調整は、金型の急冷効果により、もし
くはインモールド接種により黒鉛を微細化するものであ
る。
さらに、基地組織を残留オーステナイトとベイナイトと
の混在組織とする熱処理いわゆるオーステンパー処理は
、前記組成よりなる溶湯を鋳造後、Ａ１変態点以上で型
ばらしし、Ａ１変態点付近を速やかに冷却することによ
り、実質的に全てパーライト組織とした素材を、８００
〜９５０℃で４時間以内で加熱後、３００〜４２０℃に
急冷し、この温度で１５分以上加熱保持するものである
。
の混在組織とする熱処理いわゆるオーステンパー処理は
、前記組成よりなる溶湯を鋳造後、Ａ１変態点以上で型
ばらしし、Ａ１変態点付近を速やかに冷却することによ
り、実質的に全てパーライト組織とした素材を、８００
〜９５０℃で４時間以内で加熱後、３００〜４２０℃に
急冷し、この温度で１５分以上加熱保持するものである
。
なお、上記球状黒鉛鋳鉄の組成にＮｉを０．３〜１．５
％添加するようにしてもよい。このＮｉはＣｕと同様の
効果があり、肉厚の薄い鋳物では添加する必要はないが
、クランクシャフトのように肉厚の大きい鋳物の場合に
は、この肉厚に応じて添加し、０．３％未満ではその効
果がなく、１．５％を越えると効果が飽和するとともに
コストが高くなる。
％添加するようにしてもよい。このＮｉはＣｕと同様の
効果があり、肉厚の薄い鋳物では添加する必要はないが
、クランクシャフトのように肉厚の大きい鋳物の場合に
は、この肉厚に応じて添加し、０．３％未満ではその効
果がなく、１．５％を越えると効果が飽和するとともに
コストが高くなる。
また、上記球状黒鉛鋳鉄鋳物は、強度および靭性が要求
される種々の部品への適用が可能である。
される種々の部品への適用が可能である。
さらに、疲労強度を向上させる目的で、球状黒鉛鋳鉄鋳
物の表面にショットピーニング、コイニング、ロール加
工等の一般に知られている強化法を施すようにしてもよ
い。
物の表面にショットピーニング、コイニング、ロール加
工等の一般に知られている強化法を施すようにしてもよ
い。
（発明の効果・）
本発明によれば、Ｍｏが０．０９％以下と少ないため、
ＭＯ炭化物の生成がなく、疲労強度、靭性を向上できる
とともに、ＣＵの０．８％以上の添加によりフェライト
の晶出が抑制され、炭素の再固溶が生じず、ヤング率が
低下しないものである。
ＭＯ炭化物の生成がなく、疲労強度、靭性を向上できる
とともに、ＣＵの０．８％以上の添加によりフェライト
の晶出が抑制され、炭素の再固溶が生じず、ヤング率が
低下しないものである。
また、平均黒鉛粒径が３５μ以下と小さいため、疲労強
度をより向上することができるものである。
度をより向上することができるものである。
なお、この黒鉛の微細化による疲労強度の向上は、次の
理由によると考えられる。基地組織はベイナイトと残留
オーステナイトで構成されており、この残留オーステナ
イトは準安定相で極低温あるいは強い歪みを与えるとマ
ルテンサイトに変態し、膨張するものである。一方、黒
鉛は内部切欠として働き黒鉛周囲には歪みが発生してい
ると考えられ、黒鉛粒径が小さくなるに従ってその程度
は増大する。つまり、黒鉛粒径を小さくすることによっ
て黒鉛周囲の歪みが太き（なり、準安定相である残留オ
ーステナイトがマルテンサイトへ変態し、それに伴う体
積膨張で圧縮歪みが形成され、その結果疲労強度が向上
するものと考えられる。
理由によると考えられる。基地組織はベイナイトと残留
オーステナイトで構成されており、この残留オーステナ
イトは準安定相で極低温あるいは強い歪みを与えるとマ
ルテンサイトに変態し、膨張するものである。一方、黒
鉛は内部切欠として働き黒鉛周囲には歪みが発生してい
ると考えられ、黒鉛粒径が小さくなるに従ってその程度
は増大する。つまり、黒鉛粒径を小さくすることによっ
て黒鉛周囲の歪みが太き（なり、準安定相である残留オ
ーステナイトがマルテンサイトへ変態し、それに伴う体
積膨張で圧縮歪みが形成され、その結果疲労強度が向上
するものと考えられる。
（実施例）
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
この実施例は、次に示す６種類の配合組成の球状黒鉛鋳
鉄を高周波溶解炉にて溶解し、金型もしくはダイス付シ
ェル型によって鋳造した後、オーステンパー処理を行っ
て、鋳物として１ピン２ジヤーナルのクランクシャフト
を製造したものであり、この鋳物の黒鉛粒径、基地組織
を求めるとともに、平面曲げ疲れ強さを測定したもので
ある。
鉄を高周波溶解炉にて溶解し、金型もしくはダイス付シ
ェル型によって鋳造した後、オーステンパー処理を行っ
て、鋳物として１ピン２ジヤーナルのクランクシャフト
を製造したものであり、この鋳物の黒鉛粒径、基地組織
を求めるとともに、平面曲げ疲れ強さを測定したもので
ある。
また、同様に比較例として５種類の配合組成の球状黒鉛
鋳鉄を用意し、金型もしくはシェル型によって鋳造し、
オーステンパー処理したものを同様に測定した結果を示
す。
鋳鉄を用意し、金型もしくはシェル型によって鋳造し、
オーステンパー処理したものを同様に測定した結果を示
す。
なお、実施例１．３．４は金型鋳造である。また、実施
例２．５はダイス付シェルモールド鋳造（シェル厚さ５
ｓ＋ｅ）で、この場合、黒鉛微細化のため鋳型内に接種
剤を配置したインモールド接種を行った。さらに、実施
例６は通常のシェルモールド鋳造で、インモールド接種
を行っている。
例２．５はダイス付シェルモールド鋳造（シェル厚さ５
ｓ＋ｅ）で、この場合、黒鉛微細化のため鋳型内に接種
剤を配置したインモールド接種を行った。さらに、実施
例６は通常のシェルモールド鋳造で、インモールド接種
を行っている。
また、上記オーステンパー処理は、８９０℃に２時間加
熱した後、塩浴急冷して３９５℃に２時間加熱保持した
後、水洗したものである。
熱した後、塩浴急冷して３９５℃に２時間加熱保持した
後、水洗したものである。
平面曲げ疲れ強さは、鋳物を所定の寸法に機械加工した
後、平面曲げ疲労試験を実施したものである。
後、平面曲げ疲労試験を実施したものである。
実施例１ 実施例２ 実施例３
組成
Ｃ３，５１３，５５３，６２
Ｓ ｉ ２．７４ ２，７０ ２
．７３Ｍ ｎ Ｏ，５８０，６００，９５Ｍ
ｏ Ｏ，０８０，０６０，０４Ｃｕ
１．ＨＧ、９５ ０．．８１Ｎ ｉ ０
．５４ − −Ｍ ｇ Ｏ，０
２４０，０４０Ｇ、０２２Ｆｅ 残部 残
部 残部鋳型 金型 シェルエ
金型黒鉛粒径μ １０ ２０ １５硬
さＨｖ ２９５ ２９０ ３００疲労強度
１００ ９０ ９５残留γ％ ３
５ ３３ ３８シエルエ：ダイス付シェル
型によるインモールド接種 疲労強度：平面曲げ疲労強度（ｋｇ−ｍ）残留γ％：残
留オーステナイト容積率 実施例４ 実施例５ 実施例６ 組成 Ｃ３，５ｇ ３．６０ ３゜５５Ｓ ｉ
２．６７ ２．８０ ２．７７
Ｍ ｎ Ｏ，３１０，９００，３２Ｍ ｏ
Ｏ，０８０，Ｏ３Ｏ，０９Ｃｕ １，２
０ ０．８５ １．１５Ｎ ｉ
１，４０ １゜４５Ｍ ａ
Ｏ，０１９０，０４２０，０４１Ｆｅ 残部
残部 残部鋳型 金型 シ
ェルエ シェル■黒鉛粒径μ １３ ２６
３５硬６Ｈｖ ２８５ ３０５ ２
８３疲労強度 １００ ８３ ７３残留
γ％ ４１ ３５ ４０シェル■：通
常のシェル型によるインモールド接種 比較例１ 比較例２ 比較例３ 組成 Ｃ３，５４３，５８３，５０ Ｓ ｉ ２，６６ ２，７１ ２
．Ｆｙ８Ｍ ｎ Ｏ，５３０，５００，５１Ｍ
ＯＯ，０７− Ｃｕ Ｏ，９８０，８ＯＮ ＋
ｏ、ａ。
．７３Ｍ ｎ Ｏ，５８０，６００，９５Ｍ
ｏ Ｏ，０８０，０６０，０４Ｃｕ
１．ＨＧ、９５ ０．．８１Ｎ ｉ ０
．５４ − −Ｍ ｇ Ｏ，０
２４０，０４０Ｇ、０２２Ｆｅ 残部 残
部 残部鋳型 金型 シェルエ
金型黒鉛粒径μ １０ ２０ １５硬
さＨｖ ２９５ ２９０ ３００疲労強度
１００ ９０ ９５残留γ％ ３
５ ３３ ３８シエルエ：ダイス付シェル
型によるインモールド接種 疲労強度：平面曲げ疲労強度（ｋｇ−ｍ）残留γ％：残
留オーステナイト容積率 実施例４ 実施例５ 実施例６ 組成 Ｃ３，５ｇ ３．６０ ３゜５５Ｓ ｉ
２．６７ ２．８０ ２．７７
Ｍ ｎ Ｏ，３１０，９００，３２Ｍ ｏ
Ｏ，０８０，Ｏ３Ｏ，０９Ｃｕ １，２
０ ０．８５ １．１５Ｎ ｉ
１，４０ １゜４５Ｍ ａ
Ｏ，０１９０，０４２０，０４１Ｆｅ 残部
残部 残部鋳型 金型 シ
ェルエ シェル■黒鉛粒径μ １３ ２６
３５硬６Ｈｖ ２８５ ３０５ ２
８３疲労強度 １００ ８３ ７３残留
γ％ ４１ ３５ ４０シェル■：通
常のシェル型によるインモールド接種 比較例１ 比較例２ 比較例３ 組成 Ｃ３，５４３，５８３，５０ Ｓ ｉ ２，６６ ２，７１ ２
．Ｆｙ８Ｍ ｎ Ｏ，５３０，５００，５１Ｍ
ＯＯ，０７− Ｃｕ Ｏ，９８０，８ＯＮ ＋
ｏ、ａ。
Ｍ Ｑ Ｏ，０２３０，０４００，０２０１”
ｅ 残部 残部 残部鋳型
金型 シェル■ 金型黒鉛粒径μ １５
４８ １５硬ざＨｖ ３２０
２９０ ３１５疲労強度 ６５ ６５
７０残留γ％ ３５ −シ
ェル■：通常のシェル型 比較例４ 比較例５ 組成 Ｃ３，５１３，５８ Ｓ ｉ ２．７５ ２．６８Ｍ ｎ
Ｏ，４８０，６３Ｍ ｏ
Ｏ，２５０，３３Ｃｕ Ｏ，８３０，９１ Ｎｉ −− Ｍ ｇＯ，０４３０，０２１ Ｆｅ 残部 残部 鋳型 シェル■ 金型 黒鉛粒径μ ４５ １３ 硬さＨｖ ２７５ ２９０疲労強度
６８ ６３ 残留γ％ ３９ ４０ 上記実施例および比較例において、 オーステンパー処理前の基地組織は、 実施例１〜６ＰＪよび比較例２〜４がパーライト、比較
例１がパーライト＋フェライト、 比較例５がパーライト中セメンタイトであり、オーステ
ンパー処理後の基地組織は、 実施例１〜６および比較例２．４がベイナイト＋残留オ
ーステナイト、 比較例１，３がベイナイト＋残留オーステナイト＋パー
ライト、 比較例５がベイナイト＋残留オーステナイト＋セメンタ
イトである。
ｅ 残部 残部 残部鋳型
金型 シェル■ 金型黒鉛粒径μ １５
４８ １５硬ざＨｖ ３２０
２９０ ３１５疲労強度 ６５ ６５
７０残留γ％ ３５ −シ
ェル■：通常のシェル型 比較例４ 比較例５ 組成 Ｃ３，５１３，５８ Ｓ ｉ ２．７５ ２．６８Ｍ ｎ
Ｏ，４８０，６３Ｍ ｏ
Ｏ，２５０，３３Ｃｕ Ｏ，８３０，９１ Ｎｉ −− Ｍ ｇＯ，０４３０，０２１ Ｆｅ 残部 残部 鋳型 シェル■ 金型 黒鉛粒径μ ４５ １３ 硬さＨｖ ２７５ ２９０疲労強度
６８ ６３ 残留γ％ ３９ ４０ 上記実施例および比較例において、 オーステンパー処理前の基地組織は、 実施例１〜６ＰＪよび比較例２〜４がパーライト、比較
例１がパーライト＋フェライト、 比較例５がパーライト中セメンタイトであり、オーステ
ンパー処理後の基地組織は、 実施例１〜６および比較例２．４がベイナイト＋残留オ
ーステナイト、 比較例１，３がベイナイト＋残留オーステナイト＋パー
ライト、 比較例５がベイナイト＋残留オーステナイト＋セメンタ
イトである。
上記実施例１による球状黒鉛鋳鉄鋳物の金属組織状態を
第１図の光学顕微鏡による金属組織写真に示す。黒色の
球状体が黒鉛であり、その平均粒径は１０μである。ま
た、この黒鉛を取巻く基地組織が、白色の残留オーステ
ナイトと針状のベイナイトとの混在によって構成されて
いる。
第１図の光学顕微鏡による金属組織写真に示す。黒色の
球状体が黒鉛であり、その平均粒径は１０μである。ま
た、この黒鉛を取巻く基地組織が、白色の残留オーステ
ナイトと針状のベイナイトとの混在によって構成されて
いる。
また、基地組織が残留オーステナイトとベイナイトとの
混在組織からなる上記実施例１〜６および比較例２，４
による平面曲げ疲労強度と平均黒鉛粒径との関係を第２
図に示す。この第２図から分るように、黒鉛の粒径が小
さく微細なほど、疲労強度が向上するものであり、この
平均粒径は３５μ以下に設定するのが例えばクランクシ
ャフトの素材として必要な疲労強度を有するものである
。
混在組織からなる上記実施例１〜６および比較例２，４
による平面曲げ疲労強度と平均黒鉛粒径との関係を第２
図に示す。この第２図から分るように、黒鉛の粒径が小
さく微細なほど、疲労強度が向上するものであり、この
平均粒径は３５μ以下に設定するのが例えばクランクシ
ャフトの素材として必要な疲労強度を有するものである
。
なお、クランクシャフトの場合には、応力が集中して作
用するコーナ一部分には、ロール加工等を施してさらに
疲労強度を向上するものである。
用するコーナ一部分には、ロール加工等を施してさらに
疲労強度を向上するものである。
上記実施例１および２の組成は、本発明の代表的配合例
であり、実施例１は金型による鋳造で、この鋳造時に急
激に冷却して黒鉛を微細化したものであり、実施例２は
ダイスの内部にシェルを設け、鋳型内の空間部に接種剤
（球状化処理剤）を挿入し、黒鉛の微細化を行ったもの
である。
であり、実施例１は金型による鋳造で、この鋳造時に急
激に冷却して黒鉛を微細化したものであり、実施例２は
ダイスの内部にシェルを設け、鋳型内の空間部に接種剤
（球状化処理剤）を挿入し、黒鉛の微細化を行ったもの
である。
また、実施例３の組成は、Ｍｎの上限、ＭＯの下限近傍
の配合で、金型による急冷である。実施例４の組成は、
Ｍｎの下限、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの上限近傍の配合で、金
型による急冷である。実施例５の組成は、Ｍｎの上限、
ＭＯの下限近傍の配合で、ダイス付シェル型によるイン
モールド接種である。さらに、実施例６の組成は、Ｍｎ
の下限、Ｍｏ、Ｃｕ１Ｎｉの上限近傍の配合で、シェル
型によるインモールド接種であり、いずれも良好な疲労
強度を有している。
の配合で、金型による急冷である。実施例４の組成は、
Ｍｎの下限、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの上限近傍の配合で、金
型による急冷である。実施例５の組成は、Ｍｎの上限、
ＭＯの下限近傍の配合で、ダイス付シェル型によるイン
モールド接種である。さらに、実施例６の組成は、Ｍｎ
の下限、Ｍｏ、Ｃｕ１Ｎｉの上限近傍の配合で、シェル
型によるインモールド接種であり、いずれも良好な疲労
強度を有している。
一方、比較例１は、金型で黒鉛微細化をしているが、非
合金で素材のフェライトが８０％以上であり、焼入れに
よっても冷却速度の遅いコーナ一部分ではベイナイト組
織が得られなかった比較例２の組成は実施例１と同等で
あり、単なるシェル型で黒鉛粒径が大きく、疲労強度が
低くなっている。
合金で素材のフェライトが８０％以上であり、焼入れに
よっても冷却速度の遅いコーナ一部分ではベイナイト組
織が得られなかった比較例２の組成は実施例１と同等で
あり、単なるシェル型で黒鉛粒径が大きく、疲労強度が
低くなっている。
比較例３はＭＯを含有せず、パーライトが混在してベイ
ナイトの生成が不十分であり、金型で黒鉛粒径は小さい
が、疲労強度は低い値となっている。
ナイトの生成が不十分であり、金型で黒鉛粒径は小さい
が、疲労強度は低い値となっている。
比較例４は、ＭＯの含有量が高（、セメンタイトの晶出
および黒鉛粒径が大きいことにより、疲労強度が低いも
のである。
および黒鉛粒径が大きいことにより、疲労強度が低いも
のである。
比較例５は、ＭＯの含有量がさらに高く、急冷によりチ
ルが生成し、加工性が悪く、疲労強度も低いものである
。
ルが生成し、加工性が悪く、疲労強度も低いものである
。
第１図は本発明の一実施例における球状黒鉛鋳鉄鋳物の
金属組織を示す光学顕微鏡写真、第２図は平均黒鉛粒径
と平面曲げ疲労強度との関係を示すグラフである。 第１図 ＊４ＱＯ 第２１！１ 平均黒鉛粒径（μ）
金属組織を示す光学顕微鏡写真、第２図は平均黒鉛粒径
と平面曲げ疲労強度との関係を示すグラフである。 第１図 ＊４ＱＯ 第２１！１ 平均黒鉛粒径（μ）
Claims (1)
- （１）重量比で、Ｃ：２．６〜４．０％、Ｓｉ：１．５
〜３．５％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｍｏ：０．０
３〜０．０９％、Ｃｕ：０．６０〜１．５％、Ｍｇ：０
．００５〜０．０８％、Ｆｅ：実質的残部の組成からな
り、平均黒鉛粒径が３５μ以下で、基地組織が残留オー
ステナイトとベイナイトとの混在組織からなることを特
徴とする球状黒鉛鋳鉄鋳物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4966985A JPS61210151A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 球状黒鉛鋳鉄鋳物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4966985A JPS61210151A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 球状黒鉛鋳鉄鋳物 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61210151A true JPS61210151A (ja) | 1986-09-18 |
| JPH0140900B2 JPH0140900B2 (ja) | 1989-09-01 |
Family
ID=12837574
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4966985A Granted JPS61210151A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 球状黒鉛鋳鉄鋳物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61210151A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01122633A (ja) * | 1987-11-06 | 1989-05-15 | Daikin Ind Ltd | シリンダブロックの製造方法 |
| JP2001303167A (ja) * | 2000-04-26 | 2001-10-31 | Yuichi Tanaka | オーステンパ球状黒鉛鋳鉄からなる耐摩耗性材料 |
| US20100179039A1 (en) * | 2009-01-14 | 2010-07-15 | Shw Casting Technologies Gmbh | Roller body for a roller for treating a material and method for manufacturing a roller body |
| US20110247581A1 (en) * | 2008-11-19 | 2011-10-13 | Trieschmann Joerg | Gear and balance shaft for a piston engine |
| JP2019189920A (ja) * | 2018-04-27 | 2019-10-31 | いすゞ自動車株式会社 | 推定装置、推定方法及び、推定プログラム |
-
1985
- 1985-03-13 JP JP4966985A patent/JPS61210151A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01122633A (ja) * | 1987-11-06 | 1989-05-15 | Daikin Ind Ltd | シリンダブロックの製造方法 |
| JP2001303167A (ja) * | 2000-04-26 | 2001-10-31 | Yuichi Tanaka | オーステンパ球状黒鉛鋳鉄からなる耐摩耗性材料 |
| US20110247581A1 (en) * | 2008-11-19 | 2011-10-13 | Trieschmann Joerg | Gear and balance shaft for a piston engine |
| US8561589B2 (en) * | 2008-11-19 | 2013-10-22 | Mitec Automotive Ag | Gear and balance shaft for a piston engine |
| US20100179039A1 (en) * | 2009-01-14 | 2010-07-15 | Shw Casting Technologies Gmbh | Roller body for a roller for treating a material and method for manufacturing a roller body |
| US8684895B2 (en) * | 2009-01-14 | 2014-04-01 | Shw Casting Technologies Gmbh | Roller body for a roller for treating a material and method of manufacturing a roller body |
| JP2019189920A (ja) * | 2018-04-27 | 2019-10-31 | いすゞ自動車株式会社 | 推定装置、推定方法及び、推定プログラム |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0140900B2 (ja) | 1989-09-01 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |