JPS61291919A - 高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法 - Google Patents
高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法Info
- Publication number
- JPS61291919A JPS61291919A JP13099785A JP13099785A JPS61291919A JP S61291919 A JPS61291919 A JP S61291919A JP 13099785 A JP13099785 A JP 13099785A JP 13099785 A JP13099785 A JP 13099785A JP S61291919 A JPS61291919 A JP S61291919A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- cast iron
- hours
- holding
- inoculation
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (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］
本発明は高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法に関し、さら
に詳しくは、恒温変態処理によりダクタイル鋳鉄の高強
度化をはかる際、鋳造時に接種を行なうことにより共晶
セル境界部の偏析を軽減し、炭化物生成を抑制し、黒鉛
を微細に分散し、高い球状化率を実現し、機械的性質を
向上させて高強度高延性のダクタイル鋳鉄を製造する方
法に関するものである。
に詳しくは、恒温変態処理によりダクタイル鋳鉄の高強
度化をはかる際、鋳造時に接種を行なうことにより共晶
セル境界部の偏析を軽減し、炭化物生成を抑制し、黒鉛
を微細に分散し、高い球状化率を実現し、機械的性質を
向上させて高強度高延性のダクタイル鋳鉄を製造する方
法に関するものである。
［従来技術］
一般に、ダクタイル鋳鉄を恒温変態処理を行ない高強度
化をはかる場合に、凝固時の共晶セル境界部に不純物や
合金元素が偏析しているため恒温変態処理後この部分は
、残留γが非常に多くなり、網目状の組織となったり、
また、ＭＯ等の合金元素が含有されている場合に共晶セ
ル境界部にＭ。
化をはかる場合に、凝固時の共晶セル境界部に不純物や
合金元素が偏析しているため恒温変態処理後この部分は
、残留γが非常に多くなり、網目状の組織となったり、
また、ＭＯ等の合金元素が含有されている場合に共晶セ
ル境界部にＭ。
炭化物が析出して強度、延性１こ悪影響を与えるという
問題があった。
問題があった。
また、凝固時にセメンタイトが存在する場合があり、こ
れらの炭化物を分解したり、成分の偏析を軽減するため
に焼鈍、規準等の予備熱処理を行なう必要があった。
れらの炭化物を分解したり、成分の偏析を軽減するため
に焼鈍、規準等の予備熱処理を行なう必要があった。
［発明が解決しようとする問題点１
本発明は上記に説明したように、従来におけるダクタイ
ル鋳鉄の製造における種々の問題点を解消すべくなされ
たものであって、ダクタイル鋳鉄製造に際して接種処理
を鋳型内で行ない、フェライト率を増加し、セメンタイ
トの生成を抑制し、黒鉛粒を増加させると共に細粒化し
、高い球状化率が達成され、引張強さおよび耐力は少し
低くなるが延性を向上させ、さらに、黒鉛の微細化に伴
なう共晶セル数の増加とそれによる成分偏析を軽減をし
、炭化物生成を抑制するために、鋳型内接槽を施したダ
クタイル鋳鉄を恒温変態処理することにより共晶セル境
界部の残留γおよび炭化物の析出の少ない均一なベーナ
イト組織とし、高強度で、かつ、高延性のダクタイル鋳
鉄を製造する方法を提供するものである。
ル鋳鉄の製造における種々の問題点を解消すべくなされ
たものであって、ダクタイル鋳鉄製造に際して接種処理
を鋳型内で行ない、フェライト率を増加し、セメンタイ
トの生成を抑制し、黒鉛粒を増加させると共に細粒化し
、高い球状化率が達成され、引張強さおよび耐力は少し
低くなるが延性を向上させ、さらに、黒鉛の微細化に伴
なう共晶セル数の増加とそれによる成分偏析を軽減をし
、炭化物生成を抑制するために、鋳型内接槽を施したダ
クタイル鋳鉄を恒温変態処理することにより共晶セル境
界部の残留γおよび炭化物の析出の少ない均一なベーナ
イト組織とし、高強度で、かつ、高延性のダクタイル鋳
鉄を製造する方法を提供するものである。
［問題点を解決するための手段］
本発明に係る高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法は、
（１） Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓ ｉ １．７〜
２．８ｗｔ％、Ｍｎ ０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接槽または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダク
タイル鋳鉄の製造方法を第１の発明とし、（２）Ｃ３，
Ｏ〜４．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８すｔ％、Ｍｎ
０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ ０．０５−２．０ｗｔ％、Ａｌ ０．０４−０．
０８ｗｔ％のうちから選んだ１種または２種を含 有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳型内
接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００〜９
５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷または
空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷する
予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８８０
℃の温度に０゜５〜５時間保持し、直ちに３５０〜４０
０℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保持す
る恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダクタイ
ル鋳鉄の製造方法を＠２の発明とし、（３）Ｃ３゜０〜
４．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８ｕ＋ｔ％、Ｍｎ
０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｏ ０．０５−０．３ｗｔ％、Ｃｕ ０．２−２，０
ｔｗｔ％、Ｎｉ０．２〜２．０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋤遺し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダク
タイル鋳鉄の製造方法なｌ＠３の発明とし、（４）
Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓ ｉ １．７〜２．８ｗｔ
％、Ｍｎ ０．１〜０．４ｗＬ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ ０．０５〜２．０ｗｔ％、Ａｌｏ、０４〜０．０
８ｗｔ％のうちから選んだ１種または２種 を含有し、さらに、 Ｍｏ ０．０５〜０．３ｕ＋ｔ％、Ｃｕ ０．２−２，
０ｗｔ％、Ｎ ｉ ０．２−２，０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０°Ｃの温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷
または空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉
冷する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜
８８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０
〜４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上
保持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダ
クタイル鋳鉄の製造方法を第４の発明とする４つの発明
よりなるものである。
２．８ｗｔ％、Ｍｎ ０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接槽または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダク
タイル鋳鉄の製造方法を第１の発明とし、（２）Ｃ３，
Ｏ〜４．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８すｔ％、Ｍｎ
０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ ０．０５−２．０ｗｔ％、Ａｌ ０．０４−０．
０８ｗｔ％のうちから選んだ１種または２種を含 有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳型内
接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００〜９
５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷または
空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷する
予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８８０
℃の温度に０゜５〜５時間保持し、直ちに３５０〜４０
０℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保持す
る恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダクタイ
ル鋳鉄の製造方法を＠２の発明とし、（３）Ｃ３゜０〜
４．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８ｕ＋ｔ％、Ｍｎ
０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｏ ０．０５−０．３ｗｔ％、Ｃｕ ０．２−２，０
ｔｗｔ％、Ｎｉ０．２〜２．０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋤遺し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダク
タイル鋳鉄の製造方法なｌ＠３の発明とし、（４）
Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓ ｉ １．７〜２．８ｗｔ
％、Ｍｎ ０．１〜０．４ｗＬ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ ０．０５〜２．０ｗｔ％、Ａｌｏ、０４〜０．０
８ｗｔ％のうちから選んだ１種または２種 を含有し、さらに、 Ｍｏ ０．０５〜０．３ｕ＋ｔ％、Ｃｕ ０．２−２，
０ｗｔ％、Ｎ ｉ ０．２−２，０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０°Ｃの温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷
または空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉
冷する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜
８８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０
〜４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上
保持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダ
クタイル鋳鉄の製造方法を第４の発明とする４つの発明
よりなるものである。
本発明に係る高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法について
以下詳細に説明する。
以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法に
おいて使用する鋳鉄の含有成分および成分割合について
説明する。
おいて使用する鋳鉄の含有成分および成分割合について
説明する。
Ｃは含有量が３．（Ｊｕｔ％未満ではチル化し易く、ま
た、４．０＋ｕｔ％を越えると球状化処理した時にドロ
スの発生が多くなる。よって、Ｃ含有量は３．０〜４．
Ｏｕ＋ｔ％とする。
た、４．０＋ｕｔ％を越えると球状化処理した時にドロ
スの発生が多くなる。よって、Ｃ含有量は３．０〜４．
Ｏｕ＋ｔ％とする。
Ｓｉは含有量が１．７１１１ｔ％未満ではチル化し易く
、鋳造性が悪くなり、また、２．８ｗｔ％を越えると靭
性を低下させる。よって、Ｓｉ含有量は１．７〜２．８
ｗｔ％とする。なお、鋳型内接種処理後はＳｉ含有量を
２．０〜３．０ｗｔ％とするのが良い。
、鋳造性が悪くなり、また、２．８ｗｔ％を越えると靭
性を低下させる。よって、Ｓｉ含有量は１．７〜２．８
ｗｔ％とする。なお、鋳型内接種処理後はＳｉ含有量を
２．０〜３．０ｗｔ％とするのが良い。
Ｍｎは含有量が０．１ｗｔ％未満では熱処理時の焼入れ
性が悪く、また、０．４ｗｔ％を越えて含有されると共
晶セル境界への偏析が顕著になり、強度、伸びを低下さ
せ、衝撃値の低下をも招く、よって、Ｍｎ含有量は０．
１〜０．４ｕ＋ｔ％とする。
性が悪く、また、０．４ｗｔ％を越えて含有されると共
晶セル境界への偏析が顕著になり、強度、伸びを低下さ
せ、衝撃値の低下をも招く、よって、Ｍｎ含有量は０．
１〜０．４ｕ＋ｔ％とする。
Ｃｏは炭化物の形成および偏析が少なく共析温度を下げ
、恒温変態処理後の残留オーステナイト量を減少させる
のに有効な元素であり、含有量が０．０５ｗｔ％未満で
はこのような効果が薄く、また、２．０１ｌｌｔ％を越
えると効果が飽和し、かつ、経済的にも無駄である。よ
って、ＣＯＣ含有量０．０５〜２、Ｏｍｔ％とする。
、恒温変態処理後の残留オーステナイト量を減少させる
のに有効な元素であり、含有量が０．０５ｗｔ％未満で
はこのような効果が薄く、また、２．０１ｌｌｔ％を越
えると効果が飽和し、かつ、経済的にも無駄である。よ
って、ＣＯＣ含有量０．０５〜２、Ｏｍｔ％とする。
Ａ１はＣｏと同じく恒温変態処理後の残留オーステナイ
ト量を減少させる元素であり、含有量が０．０４ｕ＋ｔ
％未満では効果が薄く、また、黒鉛に対する球状化阻害
作用があるので上限は〜０．０８ｗｔ％とする。よって
、Ａｌ含有量は０．０４〜０．０８＋ｌＩｔ％とする。
ト量を減少させる元素であり、含有量が０．０４ｕ＋ｔ
％未満では効果が薄く、また、黒鉛に対する球状化阻害
作用があるので上限は〜０．０８ｗｔ％とする。よって
、Ａｌ含有量は０．０４〜０．０８＋ｌＩｔ％とする。
Ｍｏはベーナイト化促進効果は大きいが炭化物を生威し
易く、共晶セルへの偏析も著しいので必要以上に含有さ
せると機械的性質が劣化し、また、共析温度を上げるた
め低温でのオーステナイト化にも不都合であり、含有量
が〜０．０５ｎｔ％未満ではベーナイト化促進効果が少
な（、また、０．３ｗｔ％を越えるとベーナイト促進効
果はあるが、上記説明したような種々の問題が発生する
ようになる。
易く、共晶セルへの偏析も著しいので必要以上に含有さ
せると機械的性質が劣化し、また、共析温度を上げるた
め低温でのオーステナイト化にも不都合であり、含有量
が〜０．０５ｎｔ％未満ではベーナイト化促進効果が少
な（、また、０．３ｗｔ％を越えるとベーナイト促進効
果はあるが、上記説明したような種々の問題が発生する
ようになる。
よって、ＭＯ含有量は０．０５〜０．３ｗｔ％とする。
Ｃｕはベーナイト促進効果があり、共析温度を下げるの
に有効な元素であり、含有量が〜０．２ｗｔ％未満では
この効果は少なく、また、２．Ｏｕ＋ｔ％を越えて含有
されると恒温変態処理後の残留オーステナイト量が多く
なり過ぎ、強度、伸びの低下を招く。よりて、Ｃｕ含有
量は０．２〜２．ｋｔ％とする。
に有効な元素であり、含有量が〜０．２ｗｔ％未満では
この効果は少なく、また、２．Ｏｕ＋ｔ％を越えて含有
されると恒温変態処理後の残留オーステナイト量が多く
なり過ぎ、強度、伸びの低下を招く。よりて、Ｃｕ含有
量は０．２〜２．ｋｔ％とする。
Ｎｉはベーナイト化促進効果があり、共析温度を下げる
のに有効な元素であり、含有量が０．２ｗｔ％未満では
この効果が薄く、また、２．（ｈｕｔ％を越えて含有さ
れると恒温変態処理後の残留オーステナイト量が多くな
り過ぎて強度、伸びの低下を招く。よって、Ｎｉ含有量
は０．２〜２．ｏｌＩＩＬ％とする。
のに有効な元素であり、含有量が０．２ｗｔ％未満では
この効果が薄く、また、２．（ｈｕｔ％を越えて含有さ
れると恒温変態処理後の残留オーステナイト量が多くな
り過ぎて強度、伸びの低下を招く。よって、Ｎｉ含有量
は０．２〜２．ｏｌＩＩＬ％とする。
なお、一般に恒温変態処理後の残留オーステナイト量が
多い程伸びが向上すると考えられていたが、恒温変態処
理温度が一定の場合残留オーステナイト量の少ない方が
高い伸びが得られることが判明し、待に、Ｍｏ、 Ｃｕ
％Ｎｉの含有は残留オーステナイト量を増加させるが、
Ｃｕ、Ａｌの適量を含有させることにより残留オーステ
ナイト量をコントロールして適度な強度と伸びを確保で
き、さらに、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉはベーナイト化促進のた
めに１種または２種以上を含有させる場合がある。
多い程伸びが向上すると考えられていたが、恒温変態処
理温度が一定の場合残留オーステナイト量の少ない方が
高い伸びが得られることが判明し、待に、Ｍｏ、 Ｃｕ
％Ｎｉの含有は残留オーステナイト量を増加させるが、
Ｃｕ、Ａｌの適量を含有させることにより残留オーステ
ナイト量をコントロールして適度な強度と伸びを確保で
き、さらに、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉはベーナイト化促進のた
めに１種または２種以上を含有させる場合がある。
次に、本発明に係る高強度グクタイル鋳鉄の製造方法に
おける各種処理方法について説明する。
おける各種処理方法について説明する。
上記に説明した含有成分および成分割合の鋳鉄を接種処
理後鋳造して、９００〜９５０℃の温度に０．５〜５時
間保持するのは、９００℃未満の温度では炭化物の分解
、成分偏析の軽減があまり期待できず、また、９５０℃
を越える温度ではオーステナイト結晶粒が粗大化して機
械的性質が劣化し、さらに、保持時間が０．５時間未満
では上記に説明したような効果が期待できず、また、５
時間を越えるとオーステナイト結晶粒が粗大化して機械
的性質が劣化するからである。
理後鋳造して、９００〜９５０℃の温度に０．５〜５時
間保持するのは、９００℃未満の温度では炭化物の分解
、成分偏析の軽減があまり期待できず、また、９５０℃
を越える温度ではオーステナイト結晶粒が粗大化して機
械的性質が劣化し、さらに、保持時間が０．５時間未満
では上記に説明したような効果が期待できず、また、５
時間を越えるとオーステナイト結晶粒が粗大化して機械
的性質が劣化するからである。
次に、８２０〜８８０℃の温度に０．５〜５時間保持す
るのは、８２０℃未満の温度では均一なオーステナイト
が得られず、また、８８０°Ｃを越える温度ではオース
テナイト中に固溶するＣ量が多くなり、恒温変態処理後
の残留オーステナイト量が増加し過ぎるため適度な強度
と伸びが得られず、保持時間が０．５時間未満では均一
なオーステナイトが得られず、また、５時間を越えると
オーステナイト結晶粒が粗大化し機械的性質が劣化する
からである。
るのは、８２０℃未満の温度では均一なオーステナイト
が得られず、また、８８０°Ｃを越える温度ではオース
テナイト中に固溶するＣ量が多くなり、恒温変態処理後
の残留オーステナイト量が増加し過ぎるため適度な強度
と伸びが得られず、保持時間が０．５時間未満では均一
なオーステナイトが得られず、また、５時間を越えると
オーステナイト結晶粒が粗大化し機械的性質が劣化する
からである。
この処理後に３５０〜４００℃に急冷し、この温度に０
．５時間以上保持するのは、高い伸びの得られる恒温変
態処理温度の範囲が３５０〜４００℃の温度であり、保
持時間が０．５時間未満では恒温変態が充分に行なわれ
ず、完全なベーナイト組織が得られないからである。
．５時間以上保持するのは、高い伸びの得られる恒温変
態処理温度の範囲が３５０〜４００℃の温度であり、保
持時間が０．５時間未満では恒温変態が充分に行なわれ
ず、完全なベーナイト組織が得られないからである。
［実施例］
本発明に係る高強度グクタイル鋳鉄の製造方法の実施例
を説明する。
を説明する。
実施例１
第１表に示す含有成分および成分割合の鋳鉄溶湯を［Ａ
、Ｂ（本発明）は鋳型内接種、Ａ’ 、Ｂ’ （比較例
）は置注接種］鋳造した。
、Ｂ（本発明）は鋳型内接種、Ａ’ 、Ｂ’ （比較例
）は置注接種］鋳造した。
第２表に示す熱処理条件により上記猜遺した鋳鉄を処理
し、磯↑威的性質についても示す。
し、磯↑威的性質についても示す。
この第２表から明らかであるが、本発明に係る高強度ダ
クタイル鋳鉄の製造方法による鋳鉄は、比較例より引張
強さ、伸びにおいて優れ、さらに、残留オーステナイト
量が少なく、黒鉛粒数が多く、かつ、黒鉛平均粒径が微
細であり、良好な結果が得られていることがわかる。
クタイル鋳鉄の製造方法による鋳鉄は、比較例より引張
強さ、伸びにおいて優れ、さらに、残留オーステナイト
量が少なく、黒鉛粒数が多く、かつ、黒鉛平均粒径が微
細であり、良好な結果が得られていることがわかる。
実施例２
第３表に示す含有成分および成分割合の鋳鉄溶湯を（Ｃ
，Ｄ（本発明）は鋳型内接種、Ｃ’ 、Ｄ’ （比較例
）は置注接種］鋳造した。
，Ｄ（本発明）は鋳型内接種、Ｃ’ 、Ｄ’ （比較例
）は置注接種］鋳造した。
第４表に示す熱処理条件により上記鋳造した鋳鉄を処理
し、機械的性質についても示す。
し、機械的性質についても示す。
この第４表から明らかであるが、本発明に係る高強度ダ
クタイル鋳鉄の製造方法による鋳鉄は、比較例より引張
強さ、伸びにおいて優れ、さらに、残留オーステナイト
量が少なく、黒鉛粒数が格段に多く、かつ、黒鉛平均粒
径が微細であり、良好な結果が得られていることがわか
る。
クタイル鋳鉄の製造方法による鋳鉄は、比較例より引張
強さ、伸びにおいて優れ、さらに、残留オーステナイト
量が少なく、黒鉛粒数が格段に多く、かつ、黒鉛平均粒
径が微細であり、良好な結果が得られていることがわか
る。
［発明の効果］
以上説明したように、本発明に係る高強度ダクタイル鋳
鉄の製造方法は上記の構成を有しているから、製造され
た鋳鉄は共晶セル境界部の偏析が少なく、また、炭化物
の生成を抑制することにより、残留オーステナイト量が
少なく、黒鉛粒子が微細に分散しており、機械的性質に
も優れているという効果を有するものである。
鉄の製造方法は上記の構成を有しているから、製造され
た鋳鉄は共晶セル境界部の偏析が少なく、また、炭化物
の生成を抑制することにより、残留オーステナイト量が
少なく、黒鉛粒子が微細に分散しており、機械的性質に
も優れているという効果を有するものである。
Claims (4)
- （１）Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度タグ
タイル鋳鉄の製造方法。 - （２）Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ０．０５〜２．０ｗｔ％、Ａｌ０．０４〜０．０８
ｗｔ％のうちから選んだ１種または２種 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度タグ
タイル鋳鉄の製造方法。 - （３）Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｏ０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜２．０ｗｔ
％、Ｎｉ０．２〜２．０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度ダク
タイル鋳鉄の製造方法。 - （４）Ｃ３．０〜４．０ｗｔ％、Ｓｉ１．７〜２．８ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．１〜０．４ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ０．０５〜２．０ｗｔ％、Ａｌ０．０４〜０．０８
ｗｔ％のうちから選んだ１種または２種 を含有し、さらに、 Ｍｏ０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜２．０ｗｔ
％、Ｎｉ０．２〜２．０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋳鉄溶湯を鋳
型内接種または注湯流接種を行なった後鋳造し、９００
〜９５０℃の温度に０．５〜５時間保持した後、炉冷ま
たは空冷または次工程のオーステナイト化温度まで炉冷
する予備処理を行なうかまたは行なわずに、８２０〜８
８０℃の温度に０．５〜５時間保持し、直ちに３５０〜
４００℃の温度に急冷し、その温度に０．５時間以上保
持する恒温変態処理を施すことを特徴とする高強度タグ
タイル鋳鉄の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13099785A JPS61291919A (ja) | 1985-06-17 | 1985-06-17 | 高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13099785A JPS61291919A (ja) | 1985-06-17 | 1985-06-17 | 高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61291919A true JPS61291919A (ja) | 1986-12-22 |
Family
ID=15047524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13099785A Pending JPS61291919A (ja) | 1985-06-17 | 1985-06-17 | 高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61291919A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63192821A (ja) * | 1987-02-05 | 1988-08-10 | Railway Technical Res Inst | 車両用ブレ−キデイスク材の製造方法 |
| JPH0754097A (ja) * | 1993-08-11 | 1995-02-28 | Nippon Koshuha Kogyo Kk | 鋳造製仮設構造物用組立金具 |
| JP2003105484A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Kubota Corp | 高強度高耐食性ダクタイル鋳鉄 |
| JP2008280619A (ja) * | 2008-08-08 | 2008-11-20 | Oume Chuzo Kk | 高強度球状黒鉛鋳鉄 |
-
1985
- 1985-06-17 JP JP13099785A patent/JPS61291919A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63192821A (ja) * | 1987-02-05 | 1988-08-10 | Railway Technical Res Inst | 車両用ブレ−キデイスク材の製造方法 |
| JPH0754097A (ja) * | 1993-08-11 | 1995-02-28 | Nippon Koshuha Kogyo Kk | 鋳造製仮設構造物用組立金具 |
| JP2003105484A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Kubota Corp | 高強度高耐食性ダクタイル鋳鉄 |
| JP4698098B2 (ja) * | 2001-09-28 | 2011-06-08 | 株式会社クボタ | 高強度高耐食性ダクタイル鋳鉄 |
| JP2008280619A (ja) * | 2008-08-08 | 2008-11-20 | Oume Chuzo Kk | 高強度球状黒鉛鋳鉄 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4578124A (en) | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels | |
| KR101271899B1 (ko) | 고탄소 크롬 베어링강 및 그 제조방법 | |
| JPH0239563B2 (ja) | ||
| CN106498307B (zh) | 780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法 | |
| JPH04365816A (ja) | 冷間加工用棒鋼線材の製造方法 | |
| KR20230164707A (ko) | 인장강도가 590MPa 이상인 저탄소 저합금 고성형성 2상강과 용융 아연 도금 2상강 및 이의 제조 방법 | |
| CN102864383B (zh) | 一种低合金钢 | |
| US4092178A (en) | Process for producing a steel having excellent strength and toughness | |
| JP3723706B2 (ja) | 高強度球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法 | |
| JPS61291919A (ja) | 高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法 | |
| CN114703431B (zh) | 一种热作模具钢及退火组织均匀化的热处理工艺 | |
| CN109778070A (zh) | 一种钢板及其生产方法 | |
| CN115710668A (zh) | 一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法 | |
| KR100268852B1 (ko) | 구상화 열처리성이 우수한 냉간압조용 선재의 제조방법 | |
| JPH0570685B2 (ja) | ||
| JPS6244522A (ja) | 高強度ダクタイル鋳鉄の製造方法 | |
| JPS61133361A (ja) | 球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 | |
| CN109097702A (zh) | 具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法 | |
| JP2636008B2 (ja) | 高強度高耐摩耗性ダクタイル鋳鉄材およびその製造方法 | |
| CN112996940B (zh) | 使得能够省略软化热处理的钢线材及其制造方法 | |
| JPS60190549A (ja) | 球状黒鉛鋳鉄及びその製造法 | |
| JPH0414167B2 (ja) | ||
| JP2659352B2 (ja) | バーミキユラ黒鉛鋳鉄の製造法 | |
| JPS5917186B2 (ja) | 球状黒鉛鋳鉄とその製造方法 | |
| US4425169A (en) | Austenitic-manganese steel |