JPS6173859A - 高靭性耐酸化フエライト球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （発明の利用分野） この発明は所謂脆性温度域において静的破断伸びが大き
く、靭性が高い耐酸化性フェライト球状黒鉛鋳鉄に係る
。なお本明細害；においては化学組成の％は通例の通り
重量％を示す。

（従来技術と解決すべき問題点） 最近自動車や船舶等のエンジンに対する過給機の普及は
著しいが、その使用温度は３００〜８００℃にも達する
ので、タービンケーシングや排気マニホールド等の材料
は耐熱性と高靭性とが要求され、かつ汎用品であること
から低コストであることも必要である。

現状では耐熱性および靭性に優れたＮｉ２Ｏ％含有のニ
レジスト鋳鉄や、耐酸化性に優れるが多夕刊性の劣る例
えば４％５ｉ−１％Ｍｏ全Ｍｏ高３ｉ鋳鉄が使用されて
いるが、前者は価格が高（、後者は低価格であるが靭性
の点で問題があり、特に高Ｓｉ鋳鉄では３００〜５００
　”Ｃで伸びが著しく低下する所謂青熱脆性現象が見ら
れ、過給機のように青熱脆性温度域またはその上下の温
度にわたって長時間使用される場合熱疲労や高温疲労に
よる破損が生じ易いのが欠点である。　上記４％Ｓ　ｉ
−１％Ｍｏ鋳鉄の青熱脆性域の静的破断伸びはせいぜい
５％程度（４００’Ｃで）であり、熱疲労や高温疲労に
対処するのには不充分であり、かつＳｉやＭｏが比較的
多量に含有されているので鋳造性、被削性、熱処理等の
点で不利である。

鋳鉄の青熱脆性の緩和にはフェライト粒の微細化が有効
であるとの報告があり、本発明者も先にＳｉ含有量の低
減、適量のＭｏの添加およびフェライト粒の微細化によ
って青熱脆性を緩和したフェライト球状黒鉛鋳鉄を提示
した（特願昭５８−１７９８２５）。

°　しかしながらフェライト粒を微細化することば主と
して冷却速度の制御に頼らなければならないので、肉厚
部を有する部品或いは中形、大形部品に対しての適用に
は困難が伴う。

本発明は上記の事情に鑑み、青熱脆性温度域の静的破断
伸びを結晶粒度の微細化によらず、主としてＰまたはＰ
＋Ｔｉ含有量の制御によって維持して、鋳造品の形状ま
たは大小に関係なく青熱脆性温度域の破断伸びが大きく
、その上充分な靭性を有する耐酸化フェライト球状黒鉛
鋳鉄を提供することを目的とする。

（問題点を解決する手段） 上記の目的を解決するためその第一の発明は、Ｃ２，６
〜３．６％ Ｓｉ　　３〜３．８％ Ｍｎ０．５％以下 Ｓ　　　０．０３以下 Ｍｏ０．６％以下 Ｐ　０．０２％以上でｐ＋Ｔｉ０．０６％以下Ｍｇ＋希
土類元素　０．０２〜０．１５％残部　Ｆｅおよび不純
物 より成り、４００℃静的破断伸び８％以上及びシャルピ
衝撃値１　ｋｇ　−ｒｒｒ　／ｃｍ２以上の高靭性耐酸
化フェライト球状黒鉛鋳鉄に係り、その第二の発明は　
　　Ｃ２，６〜３．６％ ＳＦ　　３〜３．８％ Ｍｎ０．５％以下 Ｓ　　　０．０３以下 Ｍｏ０．６％以下 Ｐ０．０２％〜０．１６％ Ｍｇ＋希土類元素　０．０２〜０．１５％残部　Ｆｅお
よび不純物 より成り、４００℃静的破断伸び８％以上の高靭性耐酸
化フェライト球状黒鉛鋳鉄に係る。

本発明者は高温における過酷な使用に耐える鋳鉄材料に
ついて種々研究を続けて来た結果、次の点について明ら
かになった。

（１１青熱脆性温度域における静的破断伸びニー鋼材に
おける青熱脆性現象は鋼材中の固溶酸素および窒素によ
ることが判っており、ＴｉおよびＡＩの添加によって解
決されている。しかしながら本発明者の研究によれば高
Ｓｉ系鋳鉄にＴｉやＡｔを添加しても青熱脆性に対する
効果は認められなかった。よって多数の実験結果および
公表されたデータを統計的に解析した結果、所謂高純度
銑を使用した鋳鉄においては高い衝撃特性が得られるが
、むしろ青熱脆性現象の出現頻度は増加していること、
例えばダクタイル銑やスクラップ跣のように比較的不純
物の多く含有された銑鉄を使用した場合は衝撃特性は低
いが、青熱脆性現象が現れ難いという知見を得た。

更に脆化の判定基準として従来は衝撃特性が用いられて
来たが、４００℃における静的破断伸びが高温疲労寿命
によく対応して変化することが判ったので、静的破断伸
びによって青熱脆性の大小を判断することが出来るとい
う知見を得た。

これらの知見に基づき高Ｓｉ鋳鉄について合金元素、不
純物元素量と青熱脆性の大小との関係を統計的に解析し
たところ、Ｐ含有量が多いものほど青熱脆性が小さいこ
とが判った。

これを実験室的に確認するため第１表に示すメ−カー規
格の高純度鉄を銑鉄原料とし、これに所要の鋼屑とフェ
ロアロイを配合して高Ｓｉ＆ＩＩＩ鉄を熔解し、Ｐ含有
量と４００℃静的破断伸びとの関係を求めた結果を第１
図に示す。

第１図によればＰの添加量が増すにつれて４００℃静的
破断伸びは急激に上昇し、０．０３〜０．０４％Ｐにお
いて最大になり、さらにＰを増せば緩やかに減少するこ
と、Ｐ含有量が０．０２〜０．１６％あれば破断伸び８
％以上を得ることができること、温度を変えて試験した
結果によれば３００〜５００℃以外の温度域では脆化現
象は現れないことが判った。また４００℃静的破断伸び
が８％以上であれば第２図の高温疲労試験結果から破断
寿命１０，０００回以上であること並びにタービンケー
シングの耐久試験結果からみて実用的には充分な寿命が
実現できることが確認された。その結果衝撃試験に代わ
って４００℃の静的引張試験の伸び値によって青熱脆性
の発生を制御できることになった。

（２）衝撃試験ニ一 本発明に係る鋳鉄においても実用上シャルピー■ノツチ
衝撃値が（例えば船舶用過給機の運転中の水洗浄の際の
温度降下を考慮して８０℃において）　　Ｉｋｇ−ｍ／
ｃｄ以上であることが望ましい。ところで高Ｓｔ鋳鉄に
Ｐを添加することによって青熱脆性を緩和することがで
きるが、Ｐは一般には鉄鋼の材料特性、特に衝撃特性に
対して悪い影響を及ぼすことが古（から言われてきてい
る。

その上通例の原料銑鉄例えばダクタイル銑にはＴｉが含
有されており、これも衝撃特性に対して好ましくない影
響を及ぼす。したがって衝撃特性の管理にはＰ含有量と
原料鉄から入ってくるＴｉの量の合計量で管理するのが
実用的である。

第３図は４００″ｃｘ１時間保持して脆化処理したのち
急冷したもののＶノツチシャルピ衝撃値をｐ＋’ｌ”ｉ
含有量に関連させて示しである。試験温度８０℃でＰ＋
Ｔｉ％の影響が認められ、Ｐ＋Ｔｉの量が少量のもので
は衝撃値は高いが、その量が多くなるに従って衝撃値が
低下することが判る。

本発明の鋳鉄では衝撃特性は８０℃において１ｋｇ−ｍ
／ｃ＋ｄ以上とすれば実用上は充分であると考えられる
ので、第３図から衝撃値を１ｋｇ−ｍ／ｃｄ以上とする
Ｐ４−Ｔｉ％は０．０６％以下となり、一方第１図から
４００℃静的破断伸びを８％以上とするのにはＰは０．
０２％以上必要である。よって上記の衝撃特性を確保す
るためにはＰは０．０２％以上でＰ＋Ｔｉが０．０６％
以下であることが必要になる。

なお熱サイクルのみを受け、衝撃力を考慮に入れなくと
も良い場合であってＴｉが不純物として含有される場合
（およそ０．０１％以下）には第３図を無視して第２図
から伸び８％以上を保証するＰを０．０２％以上、０．
１６％以下とすることができる。

その他の化学成分組成は次の遺りである。

Ｓｉは耐酸化性に最も効果の有る元素であり、フェライ
ト系球状黒鉛ｖｆ鉄のＳｉ含有量と耐酸化性との関係に
ついて研究の結果本発明者は第４図に示す関係を得てい
る。図において、縦軸には常温と８００℃との間の繰り
返し加熱６００回後の試験片の横断面を顕微鏡で検査し
た健全部の厚さの元の厚さに対する板厚変化の百分率が
、横軸にはＳｉ含有量がとっである。

第４図からＳｉ量がおよそ３．５％以上になると板厚変
化は次第に小さくなるが、実用上は健全部板厚が８５％
以上あれば良いので、健全部板厚を８５％以上とする３
　ｉ含有量３％をＳｉ含有量の下限とする。またＳ　ｉ
　３．８％以上になるとＳｉ量を増しても板厚変化は僅
かしか改善されず、返って鋳造性や被削性の低下が大き
くなるので３．８％を上限とする。

Ｃは２．６％以下では亜共晶組成となり、凝固開始温度
が高くなって鋳造性を低下させるので好ましくない。他
方ｃｌが多くなると黒鉛が巨大化し易くなり、靭性を害
し、鋳造後のドロス発生も多くなって好ましくないので
上限は３．６％とする。

Ｍｏは青熱脆性の緩和或いはクリープラブチャ強度の改
善に対して効果があると言われているが、本発明におい
ては青熱脆性は前記したようにＰ含有量の管理によって
解決されているため、Ｍｏは後者の目的に使用される。

その量は本発明者の研究によれば０．６％以下で充分で
ある。Ｍｏが多くなるとｖｆ物肉厚部のＭ。

炭化物が多くなり、これを減少させるための高温長時間
の熱処理（９００℃以上で１０時間以上）が必要となっ
て経済的に不利になる。

従って従来の高Ｓｔ鋳鉄と同じレベルのラブチャ強度を
必要とする場合でも上限は０．６％とすれば良く、クリ
ープラブチャ強度が特に問題とならない場合には特に添
加する必要は無く、原材料から入ってくる不純物程度で
良い。

Ｍｎは０．５％以上になるとパーライトが生成し易くな
り、その低減に充分な熱処理が必要になって不利である
。その上、静的破断伸びの低下を招くので０．５％を上
限とするのが良い。

Ｓは粒界に偏析し易く、かつ黒鉛の球状化を阻害し、そ
の量が多くなると静的破断伸びの低下を招（ので通例の
ように０．０３％以下とする。

Ｍｇ十希土類元素の溶湯中の残量は０．０２〜０゜１５
％とする。これが０．０２％以下では黒鉛の球状化が不
充分になり、他方０．１５％以上になるとその効果はほ
ぼ一定になるほか、Ｍｇの酸化物が多くなるので上限は
０．１５％とする。球状化処理剤としてＭｇ単体で用い
ることなく、希土類元素を含有するものを用いて球状黒
鉛を細かく多数分散させることが望ましい。

さらに希土類元素は耐酸化性に対しても好影響があり、
Ｓｉ量の上限を抑えた場合希土類元素の添加が耐酸化性
の改善に効果があることが判っている。

Ｃｒ炭化物は静的破断伸びを低下させるので少ない方が
良く、特に添加することなく不純物として含まれる程度
とし、高純度鉄に不純物として含有されるおよそ０．０
２％以下とするのが良い。

本鋳鉄の熔解は第１表に示す高純度銑鉄またはダクタイ
ル銑に戻し屑と、必要ならば鋼屑を配合し、これに所要
の合金鉄を加え、高周波誘導電気炉で行うとよい。低周
波誘導電気炉で溶解したものは高周波誘導電気炉溶解に
比して４００℃静的破断伸びのばらつきが大きく、本発
明者の先願発明で提示したようにフェライト粒度の管理
をしなければ５％以上の伸びを保証することは難しい。

第５図は第１図と対比できるように同じスケールで低周
波誘導電気炉溶解のＰ含有量と４００℃静的破断伸びと
を図示したものである。第１図に示す高周波誘導電気、
炉溶解の方がばらつきが少なく、而もフェライト粒度に
関係がないので一層信頼性が高いことが理解されよう。

従って本発明の鋳鉄は低周波誘導電気炉によらず、高周
波誘導電気炉によって溶解することが望ましい。溶解炉
のライニングは塩基性、酸性いずれでも良い。その他溶
解上特に通例の熔解と異なるところはない。

鋳造品は縫紋して基地はフェライトになっているので、
歪取りの目的で使用温度に近いおよそ７００〜７５０　
’ｃで２時間程度焼鈍を行うとよい。

（実施例） 次に実施例について各種試験を行った結果を述べる。第
２表に本発明に係る鋳鉄試料寛１〜６および対比材７〜
１１の化学成分組成を示す。いずれも高周波誘導電気炉
熔ＩＷである。原料鉄として第１表に示した高純度鉄ま
たはダクタイル銑（ＪｒｓＧ２２０２．３ｍ１号Ａ）を
使用し必要に応じて鋼屑（ＪＩＳ−５ＩＯＣ）を配合、
ＦＳｉ、Ｆ　Ｍ　０．ＦＰ（いずれも、ＪＩＳ）と球状
化接種剤を添加した。

鋳造した各試料は７５０℃×２時間加熱後、炉冷の焼鈍
を行った。但し試料患１１はパーライトを分解させるた
め９２０℃×１４時間保持後、７００℃×１時間保持し
て炉冷の処理を施した。

第６図は試料阻５の焼鈍後の顕微鏡組織を示す写真（１
００倍、ナイタル腐食）で、フェライトの基地に球状黒
鉛が析出している。

本発明に係る各試料のフェライト粒度はおよそ３５〜４
５ミクロンであった。

注＊Ｎｉ　＝１９．８．Ｃｒ　＝２．２１魚１〜６　本
発明材 患７〜１１　　対比材 第４表 注（１）酸化特性を示す酸化試験は８００　”Ｃに３０
分保持後常温にｌＯ分開放冷、６００回繰返Ｚ７゜試験
片断面の健全部厚さ７元の厚さく％）を示す。

（２）衝撃試験：■ノツチ、シャルピ、８０℃。

（３）高温疲労試験：４００℃、±０．２％歪。

（４）熱疲労試験：長さ１６０ｍｍ　、平行部１ｏ九Ｘ
３０の試験片の両端を固定、３１０℃と８２０　”Ｃと
に１サイクル５分で繰返し加熱冷却。破断するまでの回
数を示す。

（５）ラブチャ強度：応力６瞳ｆ／鶴２．６００℃。

破断までの時間　磁３　７６．１３６時間ぬ１１　７９
．１００時間 第２〜４表に示す試験結果を参照して次のよう、”に言
うことができる。

（１）原料銑鉄は高純度鉄のみを使用し、Ｐ％を低く抑
えた階８とフェロホスホルを添加した嵐２．３とを比較
すればＰの添加によって４００℃静的破断伸びと高温疲
労破断寿命が大幅に改善されることが判る。

（２）純度の低い銑鉄（例えばダクタイル銑）を使用し
てもＰ％が高ければ４００℃静的破断伸びが大きい（阻
４）。

（３）原料銑鉄は高純度鉄のみを使用し、Ｔｉを多量に
添加した漸７から判るように、鋼の青熱脆性の原因とな
るＮをＴｉで固定してもＰ％が低ければ４００℃静的破
断伸びが小さい。

（４）本発明の鋳鉄ではフェライト粒度が３５〜４５μ
ｍでも４００℃静的破断伸びが大きい。

（５）熱疲労試験で本発明材（Ｎ１３　）はニレジスト
（ＮａｌＯ）と同等の破断寿命を示し、高Ｓｉ鋳鉄（Ｎ
ａｉｌ）に比較して格段に優れている。

（６）Ｍｏを添加しなくとも４００℃静的破断伸びは良
好である（隘６）。

（７）本発明にかかる鋳鉄（Ｎ［Ｌｌ、３）は高Ｓｉ鋳
鉄（Ｎａｌｌ）に比して耐酸化性は同等か僅か劣る。

（８）本発明にかかる鋳鉄（胤３．５）の衝撃値は原料
銑鉄として高純度銑のみを使用し、Ｐ％の低い試料−８
より多少劣るが、１　ｋｇ−ｍ／ｃｎ＋２以上の値を示
している。また患３と磁５と比較すればＰ＋Ｔｉが低い
方が衝撃値が高いことが判る。

（効果） 以上説明したように本発明に係る鋳鉄はＰ含有量を所定
の範囲に管理することにより、４００℃静的破断伸び８
％以上を確保することができ、青熱脆性を解決すること
ができる。而もフェライト粒度を考慮することが不必要
なので作業が容易になり、高温靭性も大きいので高温用
途の鋳造品に好適である。またＮｉ等高価な原材料を必
要としないので安価に製造することができ、溶解も高周
波誘導電気炉によるほかは特に通例の溶解と異なったと
ころは無く、高Ｓｉ鋳鉄に比して５ｉ含有量を少なくで
きるので鋳造や切削が容易になる等実用上の効果は極め
て大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明材のＰ含有量と４００℃静的破断伸びと
の関係を示すグラフ、第２図は同じく４００℃静的破断
伸びと４００℃疲労破断回数との関係を示すグラフ、第
３図は同じくシャルピ衝撃値とＰ＋−Ｔｉ　　（％）と
の関係を示すグラフ、第４図は同じく酸化試験結果とＳ
ｔ含有量との関係を示すグラフ、第５図は低周波誘導電
気炉溶解のＰ含有量と４００°Ｃ静的破断伸びとの関係
を示すグラフ、第６図は本発明に係る鋳鉄の金属組織の
１例を示す顕微鏡写真（１００倍）である。 出願人代理人　弁理士　鴨志１）次男 第１図 弗３図 第２図 第４区

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ　２．６〜３．６％ Ｓｉ　３〜３．８％ Ｍｎ　０．５％以下 Ｓ　０．０３以下 Ｍｏ　０．６％以下 Ｐ　０．０２％以上でＰ＋Ｔｉ０．０６％以下 Ｍｇ＋希土類元素　０．０２〜０．１５％ 残部　Ｆｅおよび不純物 より成り、４００℃静的破断伸び８％以上及びシャルピ
   衝撃値１ｋｇ−ｍ／ｃｍ＾２以上の高靭性耐酸化フェラ
   イト球状黒鉛鋳鉄 ２、Ｃ　２．６〜３．６％ Ｓｉ　３〜３．８％ Ｍｎ　０．５％以下 Ｓ　０．０３以下 Ｍｏ　０．６％以下 Ｐ　０．０２％〜０．１６％ Ｍｇ＋希土類元素　０．０２〜０．１５％ 残部　Ｆｅおよび不純物 より成り、４００℃静的破断伸び８％以上の高靭性耐酸
   化フェライト球状黒鉛鋳鉄