JPS63166928A - 強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法 - 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】 ［産業上の利用分野］ 本願発明は球状黒鉛鋳鉄を恒温変態熱処理（以下「オー
ステンパー」という〉することによって、ベイナイト組
織を析出させ材質を強靭化させる技術に係るものである
。

［従来の技術］ 球状黒鉛鋳鉄は周知のように鋳鉄溶湯に、最も一般的に
はＭ９を少量爆発的に添加して通常は片状（フレーキー
）に析出する黒鉛を球状化し、強度と靭性を賦与したも
のである。黒鉛の球状化に成功後、ざらにその強靭性を
求めて対象は基地の研究に絞られその最も有効な手段と
してオーステンパー処理が提案され各種機械構造部品と
して実用化されるに至っている。

オーステンパー処理された球状黒鉛鋳鉄では多量の黒鉛
化促進元素であるＳｉを含有するため、靭性に有害であ
ると考えられる炭化物が析出しにくく、また残留オース
テナイトも多量に含有することが明らかとなり、それら
が材質の機械的性質の向上にきわめて有効であるため、
ますますその適用を拡大している原因とされている。

オーステンパー処理を施すに当たっては鉄鋼材料の従来
からの研究やその結果得られた原則を敷指し、前処理と
して鋳放し品の完全焼なましを行なう。たとえば第１１
図　ａ−１に示すように球状黒鉛鋳鉄の鋳放し品を二段
焼きなましを行なって基地を完全にフェライト化すると
共に鋳放し状態ではミクロ的に存在していた少量成分の
偏析をすべて拡散し、材質を均質化する。場合によって
はこのフェライト化した熱処理材を前組織としてざらに
ａ−２に示すような二段焼ならしを施して基地を完全に
パーライト化してパーライト型に変換することもある。

オーステンパーはこれらのフェライト基地、又はパーラ
イト基地を前組織として出発し、当該材料のｒ域まで加
熱し基地が完全にオーステナイト化し、かつ含まれる少
量成分をすべて均質にオーステナイト中に完全に固溶さ
せた後、所望の恒温塩浴槽内へ投入してベイナイｉ・変
態が完了するまで保持する。

以上に述べた方法が従来の強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄
の製造方法でおった。

［発明が解決しようとする問題点１ 球状黒鉛鋳鉄における一層の強靭化が実現するに従って
自動車産業や工作機械、一般産業機械を中心にざらに需
要先が拡大し、これがざらに一層の強靭化を要請する。

鋳鉄独自の特性（耐摩耗性。

耐熱性、耐食性や潤滑剤的効用など）を保持したまま鉄
鋼材料に比肩し得る強靭性を具有することは、機械、装
置の部材としてきわめて魅力的であるからである。

従来の強靭ベイナイト球状黒鉛の一層の強靭化を目指す
とき、前記のとおり基地の改善に着目したいくつかの研
究がなされたが、ここに発明者自らが球状黒鉛鋳鉄を破
壊した破面観察から確認した亀裂の発生と伝播について
の報告を引例する。

「鋳鉄の破壊靭性」　（小林俊部：日本金属学会会報１
Ｂ（１９７９）５１２第１２図ＡおよびＢ）　　Ａ図は
延性亀裂の場合で球状黒鉛１と界面剥離によって大きな
ボイド２（ディンプル）を形成し介在物３などが存在す
る場合には小ボイドを形成して連結する。一方、低温域
で直接襞間が発生する場合には基地と黒鉛界面そのもの
よりもこの近傍付近の境界（たとえば共晶セル境界、介
在物など）が発生点となることが多いようである。すな
わち８図に示すのは、（１）：すべりにより転位が堆積
し、（２）：共晶セル境界４での介在物、炭化物３が応
力集中を生じ、（３）：襞間５が発生する場合である。

球状黒鉛鋳鉄では凝固時の偏析によって共晶セル境界が
脆性亀裂の発生点になることが多い。

以上の観察により、延性亀裂は必然的に黒鉛部から発生
しやすいが、低温の襞間の場合には基地組織の影響が大
きく、そのため従来から偏析による脆硬相の除去、フェ
ライト粒の微細化を目的とする完全焼なまし又は完全焼
きならしをオーステンパーの前処理として必須にしてき
た。しかし、この着想に基づく一連の効果は限界に達し
、この限界を超えてより強靭性の高い水準に到達するた
めには全く新規な着想が必要となる。

本願発明は破壊起点となり易い黒鉛と基地の界面および
共晶セル境界に発生し易いミクロ偏析に着目し、従来と
は全く異なる逆発想によって従来の限界を超えた新規な
強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法を提供すること
がその目的である。

［問題点を解決するための手段］ 本願発明に係る強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法
は、溶解時に鉄のオーステナイト化温度を低下させる成
分を添加溶製し、ｉ疑問後に黒鉛と基地の界面および共
晶セル部にそれぞれ前記成分をミクロ偏析させ、前記ミ
クロ偏析のなお残留した状態を前組織として出発し、ミ
クロ偏析のなお完全に拡散均質化しない温度域より恒温
変態熱処理を施すことにより前記の問題点を解決した。

ざらに、好ましい実施態様としては、黒鉛と基地の境界
にミクロ偏析する成分がＮｉおよび／又はＣｕであり、
好ましくはＮｉ１％〜５％、　ＣｕＯ８５％〜３．０％
であること、共晶セル部にミクロ偏析する成分がＭｎで
あり、好ましくはＭｎ０．３％〜１．５％であること、
ミクロ偏析のなお残留した状態が鋳放し組織又は短時間
オーステナイト化後油焼入した組織であること、ミクロ
偏析のなお完全に拡散均質化しない温度域が当該球状熱
＆ｅ鋳鉄の（α＋γ）域の上限近くであることを具体的
に示して問題点の解決をより理解され易いものにした。

［作用と実施例］ 以上に述べた経時的過程によって製造される強靭ベイナ
イト球状黒鉛鋳鉄の各過程別の作用を説明する。

溶解成分中に鉄のオーステナイト化温度を低下させる成
分を含み鋳造凝固するときは黒鉛と基地の界面および共
晶セル部にその成分がミクロ偏析している。

黒鉛と基地の界面にミクロ偏析するオーステナイト化温
度低下成分の最も好ましい実施例はＮｉおにびＣｕで必
る。

Ｎｉは典型的なオーステナイト安定化元素として、また
恒温変態曲線（ＴＴＴカーブ）にあけるパーライトノー
ズを長時間側に移行させベイナイト組織を有効的に１ｑ
るために１％は必要であるが５％を越えると鋳放し状態
でマルテン４ノ゛イ１〜化し、残留オーステナイトのコ
ントロールが難しくなるので５％を上限と定める。

ＣｕはＮｉと同様のオーステナイト安定化のために少な
くとも０．５％は必要であり、３％を越えると球状化が
阻害されるので上限を３％と定める。

第１図Ａは本願実施例の鋳放し状態におけるＮｉの分布
測定値をＸ線マイクロアナライザー（以下ｒＥＰＭＡＪ
という）によって検出した連続線を金属組織の顕微鏡写
真と共に対比したものである。顕微鏡写真を横切る直線
は検出の走査線を示す。

一方、共晶セル部にミクロ偏析するオーステナイト化温
度低下成分の最も好ましい実施例はＭｎである。Ｍｎは
オーステナイト安定化元素として１２％Ｍｎ鋼などが有
名であり、本願発明に関しては少なくとも０．３％は必
要であるが、１．５％を越えると白銑化傾向が強く、そ
のセメンタイトの分解が困難なため靭性を低下させる原
因となるので１゜５％を上限とした。

第１図Ｂは本願実施例の鋳放し状態におけるＭｎの分布
測定値をＥＰＭＡで検出表示したものであり、顕微鏡写
真と対比してみると、その偏析が共晶セル部に顕著に突
出していることが理解される。

ここでその他の含有成分についての臨界的意義も簡単に
言及すると、ＣとＳｉは炭素分の黒鉛化の為に必要なも
のであるが靭性を高める上で望ましい。しかしＣは２．
２％未満ではチルが入り易くなる一方、３．２％を越え
ると靭性を損なうのでその含有量は２．２〜３．２％が
最も望ましい。

Ｓｉは１．８％未満ではチルが入り易く、４．７％を越
えるとＳｉによる脆化作用が悪影響を及ぼし靭性を損な
うので含有量は１．８％〜４．０％が望ましい。従来の
鋳鉄に比べてＳｉを高くしているのはオニステナイト安
定元素のＭｎ添加量が増えた場合の白銑化傾向を抑止す
るためである。

Ｍ９は黒鉛の球状化のために最も一般的に使用される成
分で０．０２％未満では球状化が不完全となり鋳造性が
劣化するので含有量は実施上０．０２％〜０．１０％の
範囲が最も好ましい。

本願発明の第二の特徴は以上に述べたミクロ偏析を残し
た状態を前組織としてオーステンパー処理に出発するこ
とである。すなわち従来技術のように材料をオーステン
パー処理前にフエライ１〜化（完全焼なまし）又はパー
ライト化（完全焼ならし）を施さないでＮｉ、Ｃｕ、Ｍ
ｎなどがそれぞれ黒鉛と基地の界面および共晶セル部に
ミクロ偏析したままオーステンパー処理に入る。具体的
には鋳放し状態又は短時間オーステナイト化からの油焼
入を前組織とする。

第２図Ａ、Ｂおよび第３図Ａ、Ｂはそれぞれ第１図Ａ、
Ｂと同じ材料をフェライト化処理（第１１図のａ−１ｆ
ｆｉ理）したもの、およびそれをざらにパーライト化処
理（第１１図のａ−２処理）したもののＮｉ、Ｍｎのミ
クロ偏析の状態をＥＰＭＡによって示したもので、第１
図との差は歴然たるものがある。

これら３種の材料を前組織として、最も強靭性を示した
オーステンパー処理（後述）後のＮｉ。

Ｍｎの偏析状態と組織をまとめたものが第４図Ａ。

Ｂ、Ｃである。顕微鏡組織のうち白色部がフェライト６
、灰色部は残留オーステナイトを含有するベイナイト相
７である。第４図（Ａ＞は鋳放し状態からのオーステン
パー材で前組織のミクロ偏析状態（第１図）を受は継い
で、黒鉛周囲（写真中左端）と共晶セル境界部を含む元
パーライト相に相当する部分のベイナイト相中にＮｉ、
Ｍｎが著しく濃化偏析している。濃化の最大値と最小値
との差はＮｉで約２％、Ｍｎで約１％である。

一方、第４図（Ｂ）、（Ｃ）のフェライト、パーライト
前組織からのオーステンパー材ではＭｎの濃化、偏析は
認められず、Ｎｉのみベイナイト中に約１％濃化、偏析
しているにとどまる。

本願発明の第三の特徴はオーステンパー処理のためのオ
ーステナイト化温度をミクロ偏析のなお完全に拡散均質
化しない温度域にとどめた点におる。具体的には（α＋
γ）域の上限直下が最も好ましい実施例である。

前組織にＮｉおよびＭｎのようなオーステナイト化温度
低下成分が特異な偏析状態で含まれているときに、（α
＋γ）域で加熱保持すれば他の基地に先駆けて偏析部分
が優先的選択的にオーステナイト化することは当然理解
されるところである。

ざらにこのオーステナイト相中へ、Ｎｉ、Ｍｎが優先的
に拡散濃化してオーステナイトを安定化しベイナイト化
後も安定な残留オーステナイトとして靭性向上の効果へ
結びつく作用が生じる。

これに反しγ相に達する温度で保持するときは、残留オ
ーステナイトは増加する筈であるがオーステナイト粒が
粗大化する上、破壊起点近傍のみならず組織全体に亘っ
てオーステナイト化が同時進行、同時拡散ですすむから
、破壊起点付近のオーステナイトの重点的安定化は望む
べくもない。まして前組織にミクロ偏析のない場合は尚
更この傾向は大きく、オーステンパー後の冷却時に一部
はマルテンサイト相に変態し、また高炭素含有のため脆
弱となり靭性低下のマイナス効果に結びつ〈実施例（Ａ
）と好ましくない比較例（Ｂ）とを示した熱処理曲線を
示す。

［発明の効果］ 以上にＪべたとおり、黒鉛周囲にはＮｉ、Ｃｕなどが、
共晶セル境界にはＭｎがそれぞれミクロ偏析している鋳
放しく又は短時間オーステナイト化後油焼入）状態の組
織を、（α＋γ）ＩＩＪｃ（好ましくはその上限付近）
で加熱保持することにより黒鉛周辺では黒鉛から炭素が
優先的に周囲に拡散濃化し、共晶セル境界を含むパーラ
イト部ではパーライト中のセメンタイトやその他の炭化
物が固溶されるために、局部的にオーステナイト化が一
層助長され、また（α＋γ）域での保持のため合金元素
の各相への分配濃化が起りオーステナイ１〜が安定する
。局部的優先的にオーステナイト化された黒鉛周囲と共
晶セル境界を含む部分はＮｉおよびＭｎが著しく濃化し
ているから、ベイナイト変態時にこれらの成分はＣと共
にベイナイト相から残留オーステナイト相へ排出濃化し
破壊起点となる従来技術に比べ格段に安定９強靭な残留
オーステナイトを形成する。

本願発明の効果を実施例および比較例に基いてその機械
的材料試験の面から裏付ける。

（実施例１） まず前組織の影響について計測した結果を第６図に示す
。この図は鋳放し状態、フェライトおよびパーライト組
織を前組織として（α＋γ〉域よリオーステンパー処理
した３種の材料（第４図Ａ。

Ｂ、Ｃに相当する）についてヤルピー試験した結果を吸
収エネルギーと最大破壊荷重との関係で総括、整理した
ものである。各前組織からの試料も強度と靭性のバラン
スを比較してみると、鋳放し。

フェライト、パーライトの順にバランスが悪くなってい
ることを示す。パーライト前組織の高強度低靭性は炭素
の供給源が黒鉛だけでなくセメンタイトその他の炭化物
であるため炭素の拡散距離が短くオーステナイトへの固
溶が早く高炭素含有となるため強度は高くなるが脆弱さ
も併わせ示すと考えられる。

（実施例２） 第１表に示す組織のオーステナイト化温度はＡｓ６９０
℃、Ａｆ８１０℃である。この材料を通常のオーステン
パー処理（γ域である９００’Ｃｄ３よび８５０’Ｃ）
した場合と、それより低い（α＋γ）域である７７０℃
、７５０℃からオーステンパーした場合の最高破壊強度
（Ｋｙｆ）を第７図上段に、吸収エネルギー＜Ｋｇｆ−
ｍ＞を同下段にそれぞれ示した。なお恒温塩浴温度は何
れも３００′Ｃとした。

第１表　　　　　単位％ 第７図の２種類の物性値は何れもオーステンパー処理が
同一成分の場合には、γ域よりも（α＋γ）域における
加熱保持の方が優れた靭性か得られることを示す。

（実施例３） 第１表に示す同一材料を第８図に示す３種類の条件で熱
処理した。

すなわち図におけるＢ１は第１表成分の材料を鋳放しを
前組織としてγ域よりオーステンパー処理（従来法、比
較例）したのに対し、Ｂ′は鋳放しを前組織として（α
＋γ）域からのオーステンパー処理（本願実施例）であ
り、ＱＢ’　は短時間γ域保持油焼入を前組織として（
α＋γ）域からのオーステンパー処理（本願実施例）し
たものである。第９図の８１．Ｂ’　、ＱＢ’　はこれ
らの材料の物性値を記録したもので吸収エネルギーＥｔ
（Ｊ）、最高強度Ｐｍ（ｋＮ）ともに本願実施例が顕著
に優れている。

（実施例４） Ｎ１．Ｍｎの効果を証明するための例で第２表に試験に
供した材料の成分をまとめて示す。

この材料を鋳放し状態を前組織として（α＋γ）域にて
加熱保持したのち３５０’Ｃ恒温塩浴中にオーステンパ
ーした結果が第１０図である。

オーステンパー処理の前処理および保持温度域の２要件
を満足しても残る１要件（成分）を満足しない条件下で
は、効果の上に顕著な差の出ることを示している。

【図面の簡単な説明】

第１図Ａ、Ｂから第３図Ａ、Ｂ迄はそれぞれ鋳放し、フ
ェライト処理、パーライト処理後のＮｉ。 Ｍｎの分布状態をＥＰＭＡにて示した線図とそれに対応
する金属組織の顕微鏡写真である。第４図Ａ、Ｂ、Ｃは
第１図から第３図までの組織を前組織としてオーステン
パー処理したときのＮ１゜Ｍｎの分布状態をＥＰＭＡに
示した線図とそれに対応する金属組織の顕微鏡写真であ
る。第５図Ａ。 Ｂは本願実施例と比較例の熱処理曲線、第６図と第７図
は異なる実施例の材料試験の成績を比較例との対比にお
いて示す。第８図は別の実施例と比較例のオーステンパ
ー処理の曲線、第９図は第８図の各個の材料試験の成績
、第１０図はざらに別の実施例と比較例の材料試験の成
績、第１１図は従来技術の熱処理曲線、第１２図Ａ、Ｂ
は球状黒鉛鋳鉄の破壊原理を示す説明図。 １・・・・・・球状黒鉛　　　　２・・・・・・ボイド
３・・・・・・炭化物、介在物　４・・・・・・共晶セ
ル境界５・・・・・・襞間

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. （１）球状黒鉛鋳鉄であつて、溶解時に鉄のオーステナ
   イト化温度を低下させる成分を添加溶製し、凝固後に黒
   鉛と基地の界面および共晶セル部にそれぞれ前記成分を
   ミクロ偏析させ、前記ミクロ偏析のなお残留した状態を
   前組織として出発し、ミクロ偏析のなお完全に拡散均質
   化しない温度域より恒温変態熱処理を施すことを特徴と
   する強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
2. （２）黒鉛と基地の境界にミクロ偏析する成分がＮｉお
   よび／又はＣｕであり、好ましくはＮｉ１％〜５％、Ｃ
   ｕ０．５％〜３．０％である特許請求の範囲第１項記載
   の強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
3. （３）共晶セル部にミクロ偏析する成分がＭｎであり、
   好ましくはＭｎ０．３％〜１．５％である特許請求の範
   囲第１項又は第２項記載の強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄
   の製造方法。
4. （４）ミクロ偏析のなお残留した状態が鋳放し組織であ
   る特許請求の範囲第１項乃至第３項の何れかに記載する
   強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
5. （５）ミクロ偏析のなお残留した状態が短時間オーステ
   ナイト化後油焼入した組織である特許請求の範囲第１項
   乃至第３項の何れかに記載する強靭ベイナイト球状黒鉛
   鋳鉄の製造方法。
6. （６）ミクロ偏析のなお完全に拡散均質化しない温度域
   が当該球状黒鉛鋳鉄の（α＋γ）域の上限近くである特
   許請求の範囲第１項乃至第５項の何れかに記載する強靭
   ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法。