WO1998010111A1

WO1998010111A1 - Materiau de coulage pour coulage thixotropique, procede de preparation d'un materiau de coulage partiellement solidifie pour coulage thixotropique, procede de coulage thixotropique, coulee a base de fer et procede de traitement thermique de coulee a base de fer

Info

Publication number: WO1998010111A1
Application number: PCT/JP1997/003058
Authority: WO
Inventors: Takeshi Sugawara; Haruo Shiina; Masayuki Tsuchiya; Kazuo Kikawa; Isamu Takagi
Original assignee: Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha
Priority date: 1996-09-02
Filing date: 1997-09-02
Publication date: 1998-03-12
Also published as: DE69737048T2; DE69735063D1; EP0864662B1; EP1460143A2; US6136101A; EP0864662A4; DE69736933D1; EP0864662A1; CA2236639A1; EP1460143B1; CA2236639C; DE69736997D1; EP1460144A2; DE69736997T2; EP1460144A3; EP1460138A1; DE69735063T2; US6527878B1; DE69736933T2; EP1460143A3

Description

明細書チクソキャスティング用铸造材料、チクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法、チクソキャスティング法、 F e系铸物および F e 系铸物の熱処理方法発明分野

本発明は、チクソキャスティング用铸造材料、チクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法、チクソキャスティング法、 F e系铸物および F e系铸物の熱処理方法に関する。

背景技術

チクソキャスティング法の実施に当っては、铸造材料を加熱して固相（略固相となっている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態にし、次いでその半溶融铸造材料を加圧下で铸型のキヤビティに充填し、その後前記加圧下で半溶融铸造材料を凝固させる、といった方法が採用される。

従来、この種の铸造材料としては、共晶量 E cを 5 0重量％≤E c ≤ 7 0重量％に設定した F e— C— S i系合金が知られている（特開平 5— 4 3 9 7 8号公報参照）。しかしながら、共晶量 E cを E c≥ 5 0重量％に設定すると、この系の合金においては、黒鉛の析出量が多くなるため、铸物の機械的特性は通常の銬造法、つまり溶製法によるものと略同等となり、したがって従来材によったのでは、チクソキヤスティング法による铸物の機械的特性向上といった本来の目的を達成することはできない、という問題があった。

チクソキャスティング用铸造材料として、一般的な連続铸造法の適用下で製造されたものを使用することができれば経済上有利であるが前記連続铸造法による铸造材料には多くのデンドライ卜が存在し、そのデンドライトは、半溶融铸造材料のキヤビティへの充填圧力を上昇させて、その半溶融銪造材料のキヤビティへの完全充填を阻害する、といった問題を惹起するので、前記铸造材料をチクソキャスティングに使用することはできなかった。そこで、従来は前記铸造材料として攪拌連続铸造法による比較的高価な铸造材料が用いられている。しかしながら攪拌連続铸造法による铸造材料にも多少ではあるがデンドラィトが存在するので、そのデンドライトを除去するための手段は不可欠であった。

チクソキャスティング法の実施に当っては、加熱装置で調製された半溶融铸造材料を加圧铸造装置まで搬送してその射出スリーブ内に設置しなければならない。従来は、半溶融铸造材料、例えば半溶融 F e 系铸造材料の搬送を実行すべく、 F e系铸造材料の半溶融化に先立つて、その材料表面に酸化物被覆層を形成し、その酸化物被覆層を、半溶融主体部の搬送用コンテナとして機能させる、といった手段が採用されている（特開平 5 — 4 4 0 1 0号公報参照）。しかしながら従来法によると、酸化物被覆層の形成のために、 F e系铸造材料を高温下にて、所定時間加熱しなければならないので、多くの熱ェネルギを必要とし不経済である、という問題があった。また酸化物被覆層が金型のゲート通過中に粉砕され、微細粒子として F e系铸物中に残留する場合には不具合を生じないとしても、十分な粉枠が行われずに粗大粒子として F e系铸物中に残留すると、その粗大粒子を起点とした破壊を生じる等、 F e系铸物の機械的特性を損うことになる、といった問題もあった。本発明者等は、先に、铸造後の、 F e— C— S i 系合金よりなる F e系铸物に存する炭化物、即ち、主としてセメンタイ卜を熱処理により微細球状化することによって、 F e系铸物の機械的強度を、機械構造用炭素鋼と伺程度まで向上させることのできる技術を開発した（特願平 8 - 2 5 0 9 5 3号明細書および図面参照）。前記熱処理後の F e系铸物の金属組織には、微細球状化したセメントタイトだけでなく黒鉛も存在する。この黒鉛には、熱処理前、したがって铸造後の F e 系铸物がもともと有していたものと、 F e系熱処理中にセメントタイ卜の一部が分解して生じた C (炭素）に起因するものとが含まれ、この黒鉛量が一定量を超えると、熱処理後の F e系铸物の機械的強度の向上が妨げられる、という問題があった。

従来、快削性を有する F e系铸物としては片状黒鉛铸鉄よりなるものが知られている。しかしながら片状黒鉛铸鉄は鋼に比べると機械的特性が低い、という難点がある。そこで、鋼と同等の機械的特性を得ベく、黒鉛を球状化し、またマ卜リックスの硬さを高めるといった手段が採用されているが、このような手段を採用すると、その F e系铸物の切削性が大いに損われる、という問題を生じた。これは、球状化処理によって、結晶粒内に析出した黒鉛が結晶粒界に凝集するため、その結晶粒内には黒鉛が存在しないか、存在しても極めて少なく、その結果、結晶粒を囲むマトリックスの切削性が良、一方、結晶粒の切削性が不良となって、マ卜リツクスおよび結晶粒間に大きな切削性の差が生じるからである。

発明の開示

本発明は共晶量を従来材ょりも低く設定することにより、溶製铸物に比べて機械的特性を向上させた铸物を得ることが可能な前記チクソキャスティング用铸造材料を提供することを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、潜熱分布曲線において、共晶溶解による山形吸熱部が存在し、且つ共晶量 E cが 1 0重量％< E c < 5 0重量％である F e— C一 S i 系合金より構成されるチクソキャスティング用铸造材料が提供される。

前記銬造材料に加熱処理を施すことによって、液相と固相とが共存する半溶融铸造材料が調製される。この半溶融铸造材料においては、共晶溶解により生じた液相が大きな潜熱を持つ。その結果、半溶融铸造材料の凝固過程では固相の凝固収縮に応じてその固相周りに液相が十分に供給され、その後液相が凝固するので、铸物におけるミクロンオーダの空孔部の発生が防止される。また共晶量 E c を前記のように設定することによって黒鉛の析出量を少なくすることが可能である。これらにより铸物の機械的特性、即ち、引張強さ、ヤング率、疲れ強さ等を向上させることができる。

また共晶量 E Cが前記範囲にある铸造材料においては、その铸造温度（半溶融銬造材料の温度、以下同じ）を低くすることが可能であり、これにより铸型の延命を図ることができる。

ただし、共晶量 E cが E c≤ 1 0重量％では、共晶量 E cが少ぃことに起因して铸造材料の铸造温度が液相線温度に近似し、したがって、加圧铸造装置への材料搬送機器の熱負荷が高くなるためチクソキャスティングを行うことができない。一方、 E c≥ 5 0重量％における不具合は前記の通りである。

本発明者等は、一般的な連続铸造法により製造された铸造材料におけるデンドライ卜の球状化処理について種々検討を加えた結果、基質金属成分に対する合金成分の最大固溶量と最小固溶量との差が所定値以上である錶造材料においては、その基質金属成分を主成分とするデンドライ卜の球状化に関し、平均 2次デンドライ卜アームスぺーシング Dに対して、前記最小固溶量を呈する温度および前記最大固溶量を呈する温度間における銪造材料の加熱速度 R hが回帰関係にあることを究明した。

本発明は前記究明結果に基づいてなされたものであり、踌造材料を半溶融状態まで加熱する段階において、デンドライトを铸造性の良い球状固相に変換し、これにより一般的な連続铸造法による铸造材料をチクソキャスティング用铸造材料として使用することを可能にした前記調製方法を提供する,ことを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、基質金属成分に対する合金成分の最大固溶量を gとし、また最小固溶量を hとしたとき、それらの差 g— hが g— h≥3 . 6原子％であり、且つ前記基質金属成分を主成分とするデンドライ卜を有する铸造材料を選定し、その铸造材料を固相と液相とが共存する半溶融状態まで加熱するに当り、前記最小固溶量 bを呈する温度および前記最大固溶量 aを呈する温度間における前記铸造材料の加熱速度 R h CO / m i n ) を、前記デンドライトの平均 2次デンドライトアームスペーシングが D ( u rn ) であるとき、 R h≥ 6 3 - 0 . 8 D + 0 . 0 1 3 D ² に設定する、チクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法が提供される。

前記差 g— hが g— h≥ 3 . 6原子％である合金としては F e - C 系合金、 A 1 — M g合金、 M g — A 1 合金等を挙げることができる。このような合金よりなる錶造材料を前記両温度間において、前記加熱速度 R hにて昇温すると、その加熱速度が速いことに起因して前記両温度間で生じる合金成分の各デンドライ卜への拡散が抑制され、これにより各デンドライトには、合金成分の濃度が低い複数の球状高融点相と、それらを囲むと共に合金成分の濃度が高い低融点相とが現出する。

そして铸造材料の温度が最大固溶量を呈する温度を超えると、低融点相が溶解して液相を生じ、また球状高融点相はそのまま残置されて球状固相となる。

ただし、 g— hく 3 . 6原子％であるか、または R h < 6 3— 0 . 8 D + 0 . 0 1 3 D ² では前記のような球状化処理を行うことはできず、デンドライトが残存する。また最小固溶量を呈する温度未満の温度領域ではデンドライ卜の球状化は現出しない。

本発明は、半溶融銬造材料、特に半溶融 F e系铸造材料を、誘導加熱の適用下で搬送用コンテナ内にて調製し得るようにし、またコンテナの構成材料および誘導加熱の周波数を特定することによつて F e系铸造材料を効率良く加熱して半溶融化すると共にその半溶融 F e系铸造材料の保温性を向上させることができるようにした前記調製方法を提供することを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、チクソキャスティング用铸造材料として F e系铸造材料を選定し、その F e系铸造材料を、非磁性金属材料よりなる搬送用コンテナ内に入れ、次いで周波数を f , < 0 . 8 5 k H z に設定した 1次誘導加熱を行うことにより前記 F e系铸造材料を常温よりキュリー点まで昇温させ、その後、周波数 f ₂ を f ₂ ≥ 0 . 8 5 k H z に設定した 2次誘導加熱を行うことにより前記 F e系銬造材料をキュリー点から、固相と液相とが共存した半溶融状態を呈する調製温度まで昇温させる、チクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法が提供される。半溶融 F e系铸造材料はコンテナ内にて調製されるので、その材料をコンテナ内に入れた状態で容易、且つ確実に搬送することができる。またコンテナは繰返し使用可能であるから経済的である。

F e系铸造材料は、常温およびキュリ一点未満の温度領域では強磁性体であり、一方、コンテナは非磁性体であるから、 1次誘導加熱においてその周波数 f _t を前記のように比較的低く設定することによつて、 F e系铸造材料をコンテナに対し優先して、迅速に、且つ均一に昇温させることが可能である。

F e系铸造材料はキュリー点まで昇温すると、磁気変態により強磁性体から常磁性体に変化するので、キュリー点以上の温度領域では周波数 f ₂ を前記のように比較的高く設定した 2次誘導加熱を行うことにより、 F e系铸造材料およびコンテナを共に昇温させることができる。この場合、コンテナの昇温が F e系铸造材料の昇温に優先するので、コンテナを、それに保温機能を持たせるべく十分に加熱し、また F e系铸造材料の過熱を防止して、所定の調製温度、つまり铸造開始時の温度である銬造温度よりも高い温度を持つ半溶融 F e系铸造材料を調製することができる。

その後の半溶融 F e系铸造材料の搬送過程では、その材料を、加熱されたコンテナによって铸造温度以上に保温することが可能である。前記 2次誘導加熱による昇温過程で F e系铸造材料の温度 1\ が、調製温度 T ₂ との関係で、 Τ ₂ - 1 0 0 τ:≤τ！ ≤Ύ ₂ 一 5 0でに到達したとき、加熱方式を、周波数 ί ₃ を f ₃ < f ₂ に設定した 3 次誘導加熱に切換えて F e系铸造材料の優先的昇温を現出し、これにより搬送中における半溶融 F e系铸造材料の温度低下をさらに抑制することが可能である。なお、 1次誘導加熱における周波数が f i ≥ 0. 8 5 k H zでは F e系铸造材料の昇温が鈍化する。また 2次誘導加熱における周波数 f 2 が f ₂ < 0. 8 5 k H zでは、前記同様に F e系铸造材料の昇温が鈍化する。

本発明は、前記熱処理により生じる黒鉛量が略一定していることから、铸造により生じる黒鉛量を所定値に抑え、これにより前記熱処理による機械的強度向上を実現し得るようにした前記 F e系铸物を提供することを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、铸造材料である F e — C — S i 系合金を用いてチクソキャスティング法の適用下で铸造され、且つ炭化物の微細球状化熱処理を施される F e系铸物において、金属組織内に存する黒鉛の面積率 A i が A _t < 5 %である F e系铸物が提供される。

前記のように構成すると、铸造後の黒鉛の面積率 A < 5 %において、熱処理後の黒鉛の面積率 A ₂ を A₂ ぐ 8 %に抑制して、 F e 系踌物の機械的強度、特に、ヤング率を、例えば球状黒鉛鍀鉄のそれよりも向上させることが可能である。

また铸造後の黒鉛の面積率 A i = 0. 3 %において、熱処理後の黒鉛の面積率 A₂ を A₂ = 1. 4 %に抑制して、 F e系铸物のヤング率を、機械構造用炭素鋼のそれと同程度まで向上させることが可能である。

ただし、铸造後の黒鉛面積率 A i が A , ≥ 5 %になると、熱処理後の F e系铸物の機械的強度が球状黒鉛銬鉄のそれと略同等となるか、またはそれを下回る。

本発明は前記構成の F e系铸物を量産することが可能な前記チクソキャスティング法を提供することを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、共晶量 E cが E cぐ 5 0 重量％である F e— C— S i系合金よりなる半溶融状態の铸造材料を铸型に充填する第 1工程と、前記铸造材料を凝固させて F e系铸物を得る第 2工程と、前記 F e系铸物を冷却する第 3工程とを順次行い、前記第 2工程における前記铸造材料の平均凝固速度 R s を R s ≥ 5 0 0t:/min に設定し、前記第 3工程における前記 F e系銬物の共析変態終了温度域までの平均冷却速度 R cを R c≥9 0 0 :Zmin に設定するチクソキャスティング法が提供される。

共晶量 E cは黒鉛の面積率に関係する。そこで、共晶量 E cを E c < 5 0重量％に設定し，また平均凝固速度 R s を R s ^ S O O^Zmin に設定すると、 F e系铸物に晶出する黒鉛量を、その面積率 A _t において八ェぐ 5 %に抑制することが可能である。また前記平均冷却速度 R cを R c ^S O O^Zmin に設定すると、 F e系铸物における黒鉛の析出を妨げてその面積率 A！を凝固時のぐ 5 %に維持することが可能である。

ただし、共晶量 E cが E c≥ 5 0重量％では、平均凝固速度 R sおよび平均冷却速度 R cをそれぞれ R s≥ 5 0 0で/ min および R c≥ 9 0 0t:Zinin に設定しても、黒鉛の面積率 A t が ≥ 5 %となる。また平均凝固速度 R sが R s < 5 0 0 t:Zinin では、共晶量 E c を E cぐ 5 0重量％に設定しても黒鉛の面積率 A i が ≥ 5 %となる。さらに平均冷却速度 R cが R cぐ 9 0 0 Zmin では、黒鉛の面積率ぐ 5 %を維持することができない。

本発明は、結晶粒に相当する、塊状をなす微細ひ粒群、つまり微細な α粒の集合により形成された塊状体にも特定量の黒鉛を分散させることにより切削性を向上させた前記快削性を有する F e系铸物を提供することを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、铸造材料として F e系铸造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下で铸造された F e系铸物に熱処理を施したものであって、マトリックスと、そのマ卜リツクスに分散する多数の塊状をなす微細 α粒群とを有すると共に前記マトリックスおよび各微細 α粒群には、それぞれ多数の黒鉛が分散している熱処理組織を備え、前記熱処理組織全体における黒鉛の面積率を Αとし、微細 α粒群全部における黒鉛の面積率を Bとしたとき、両面積率 Α， Βの比 Β Ζ Αが Β Ζ Α≥0 . 1 3 8である快削性を有する F e系铸物が提供される。

塊状をなす微細 α粒群は、初晶ァ粒が共析温度 T eにて変態を生じることによって形成されたものであり、また微細 α粒群中の黒鉛は初晶ァ粒から析出したものである。さらに微細 α粒群はセメンタイトを含有する。このような塊状微細 α粒群全部における黒鉛量を前記のように特定すると、それら微細 α粒群の切削性を向上させて、それらとマトリックスとの間の切削性の差を緩和することが可能である。ただし、 B Z A < 0 . 1 3 8では F e系踌物の切削性が悪化する。

こ、で、マトリックスの面積を Vとする。また個々の微細 α粒群の面積を w _x , w ₂ , w ₃ …… w _n とすると、全部の微細ひ粒群の面積の和 Wは W = w ! + w ₂ + w 3 …… + w _n となる。さらにマトリックスにおける個々の黒鉛の面積を X i ， X ₂ ， X 3 …… X _n とすると、マトリックスにおける全部の黒鉛の面積の和 Xは X = X i +

X ₂ + X 3 …… + π となる。さらにまた個々の微細ひ粒群における全部の黒鉛の面積を y _t , y ₂ , y 3 …… y _n とすると、全部の微細 α粒群における黒鉛の面積の和 Yは Y = y : + y ₂ + y ₃ …… + y _n となる。

したがって、熱処理組織全体における黒鉛の面積率 Aは、 A= {(X + Y) Z ( V + W) } X I 0 0 ( %) と表わされる。また微細ひ粒群全部における黒船の面積率 Bは、 B = ( Y/W) X I 0 0 (%) と表わされる。

また本発明は前記のような F e系铸物を容易に量産することのできる前記熱処理方法を提供することを目的とする。

前記目的を達成するため本発明によれば、チクソキャスティング法による F e系铸放し品に、その踌放し品の共析温度が T eであるとき、熱処理温度 Tを T e ^T≤T e + 1 7 0 :に、また熱処理時間 t を 2 0分間≤ t≤ 9 0分間にそれぞれ設定した熱処理を施すことにより快削性を具備させる F e系铸物の熱処理方法が提供される。

前記 F e系铸放し品は、チクソキャスティング法によるものであるから、金型により急冷された凝固組織を有する。このような铸放し品に、前記条件にて熱処理を施すと、前記構成の快削性を有する F e系铸物を得ることができる。

また前記凝固組織には網目状セメンタイ卜および樹枝状セメン夕ィ卜の少なくとも一方が析出し易く、これは F e系铸物の機械的特性、特に靱性を低下させる原因となる。そこで、従来は、このような F e 系铸放し品に熱処理を施すことにより網目状セメンタイト等を完全に分解して黒鉛化している。しかしながら、網目状セメンタイト等の完全黒鉛化を行うと、 F e系铸物のヤング率が低下し、また熱処理温度が高いので省エネルギ化の要請に応じることができない、といつた問題があった。 F e系铸放し品に前記条件にて熱処理を施すと、網目状セメンタイ卜等を分断して微細化することができる。前記熱処理組織を有すると共に網目状セメンタイト等の分断微細化を達成された F e系铸物は機械構造用炭素鋼と略同等のヤング率および疲労強度を有する。

ただし、熱処理温度 Tが T < T eでは前記熱処理組織を得ることができず、また網目状セメンタイ卜等の分断微細化を行うことができなレ —方、 T〉T e + 1 7 0 °Cでは微細 α粒群内からその境界への黒鉛の凝集が生じ易くなり、また網目状セメンタイ卜等の黒鉛化が進行する。熱処理時間 tが t < 2 0分間では前記のような金属組織を得ることができず、一方、 t〉 9 0分間では前記凝集および前記黒鉛化が進行する。

図面の簡単な説明

図 1は加圧铸造装置の断面図、図 2は Cおよび S i含有量と、共晶量 E c との関係を示すグラフ、図 3は F e— C— S i 系合金の例 1の潜熱分布曲線、図 4は F e— C - S i 系合金の例 3の潜熱分布曲線、図 5は F e系铸物の例 3の顕微鏡組織図、図 6は F e系铸物の例 7の顕微鏡組織図、図 7は F e系铸物の例 1 0の顕微鏡組織図、図 8は F e系铸物の例 1 1の顕微鏡組織図、図 9は共晶量 E c と，ヤング率 E および引張強さ o _b との関係を示すグラフ、図 1 0は F e— C合金の状態図、図 1 1は F e — C一 1重量％ S i 合金の状態図、図 1 2は F e - C - 2重量％ S i 合金の状態図、図 1 3は F e— C— 3重量％ S i合金の状態図、図 1 4はデンドライトの概略図、図 1 5は平均 D A S 2 Dと加熱速度 R hとの関係を示すグラフ、図 1 6 A〜図 1 6 C はデンドライ卜の球状化メカニズムの説明図、図 1 7 A〜図 1 7 Cは図 1 6 A〜図 1 6 Cに対応する F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 1 8 A〜図 1 8 Cは図 1 7 A〜図 1 7 Cに対応する F e系铸造材料の E P M Aによる金属組織図、図 1 9 A， 1 9 Bはデンドライトの残存メ力二ズムの説明図、図 2 0 A, 2 0 Bは図 1 9 A, 1 9 Bに対応する F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 2 1 A, 2 I Bは実施例 1 による F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 2 2 A, 2 2 Bは比較例 I による F e系錡造材料の顕微鏡組織図、図 2 3 A, 2 3 Bは実施例 2による F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 2 4 A, 2 4 Bは比較例 2による F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 2 5 A, 2 5 Bは実施例 3による F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 2 6 A, 2 6 Bは比較例 3による F e系铸造材料の顕微鏡組織図、図 2 7は F e系铸物の顕微鏡組織図、図 2 8は A 1 一 M g合金および Mg— A 1合金の状態図、図 2 9は A 1 一 C u合金の状態図、図 3 0は A 1 — S i合金の状態図、図 3 1 A 〜 3 1 Cは各種状態にある A 1 — S i 系铸造材料の顕微鏡組織図、図 3 2は F e系铸造材料の斜視図、図 3 3はコンテナの正面図、図 3 4 は図 3 3の 3 4— 3 4線断面図、図 3 5はコンテナに F e系铸造材料を入れた状態を示す断面図で、図 3 4の 3 5— 3 5線断面図に相当し、図 3 6は昇温段階における時間と F e系铸造材料の温度との関係を示すグラフ、図 3 7は降温段階における時間と F e系銬造材料の温度との関係を示すグラフ、図 3 8は共晶量 E c と黒鉛の面積率 A , A ₂ との関係を示すグラフ、図 3 9は各種铸物（熱処理品）のヤング率 E を示すグラフ、図 40は平均凝固速度 R sおよび平均冷却速度 R c と黒鉛の面積率八ェとの関係を示すグラフ、図 4 1 は F e系铸物（铸放し品）の例 2における研磨後の顕微鏡組織図、図 4 2 Aは、 F e系铸物（铸放し品）の例 2におけるエッチング後の顕微鏡組織図、図 4 2 Bは図 4 2 Aの要部写図、図 4 3は F e系铸物（熱処理品）の例 2 の顕微鏡組織図、図 4 4 Aは、 F e系铸物（铸放し品）の例 2₄ におけるエッチング後の顕微鏡組織図、図 44 Bは図 44 Aの要部写図、図 4 5は Cおよび S i含有量と、共晶量 E cとの関係を示すグラフ、図 4 6 Aは銬放し品の顕微鏡組織図、図 46 Bは図 4 6 Aの要部写図、図 4 7 Aは F e系铸物の例 1 (熱処理品）の顕微鏡組織図、図 4 7 B は図 4 7 Aの要部写図、図 4 8は両面積率 A, Bの比 BZAと最大フランク摩耗幅 V_B との関係を示すグラフ、図 4 9は熱処理温度丁と両面積率 A， Bの比 BZAとの関係を示すグラフ、図 5 0は熱処理時間 t と両面積率 A , Bの比 B/ Aとの関係を示すグラフ、図 5 1は熱処理温度丁と、ヤング率および熱処理組織全体における黒鉛の面積率 Aとの関係を示すグラフである。

発明を実施するための最良の形態

図 1に示す加圧铸造装置 1は铸造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下で铸物を铸造するために用いられる。その加圧铸造装置 1は、鉛直な合せ面 2 a， 3 aを有する固定金型 2および可動金型 3 よりなる铸型 mを備え、両合せ面 2 a, 3 a間に铸物成形用キヤビティ 4が形成される。固定金型 2に短円柱状半溶融铸造材料 5を横にして設置するチヤンバ 6が形成され、そのチャンバ 6はゲート 7を介してキヤビティ 4に連通する。また固定金型 2に、チャンバ 6に連通するスリーブ 8が水平に付設され、そのスリーブ 8にチャンバ 6に揷脱される加圧プランジャ 9が摺動自在に嵌合される。スリーブ 8は、その周壁上部に材料用揷入口 1 0を有する。固定および可動金型 2， 3 にはそれぞれキヤビティ 4に近接するように冷却液通路 C cが設けられている。

〔実施例 I〕図 2は、チクソキャスティング用铸造材料としての F e— C一 S i 系合金において、 Cおよび S i含有量と共晶量 E c との関係を示す。図 2において、固相線の高 C濃度側に隣接して共晶量 E cが E c = 1 0重量％である 1 0重量％共晶線が、また共晶量 E cが E c = 1 0 0重量％である 1 0 0重量％共晶線の低 C濃度側に隣接して共晶量 E cが E c = 5 0重量％の 5 0重量％共晶線がそれぞれ存在する。 1 0 重量％共晶線および 5 0重量％共晶線間の 3本の線は、 1 0重量％共晶線側よりそれぞれ 2 0， 3 0， 4 0重量％共晶線である。

F e— C— S i系合金の組成範囲は、共晶量 E cが 1 0重量％<E cぐ 5 0重量％、したがって 1 0重量％共晶線と 5 0重量％共晶線との間の範囲である。ただし、 1 0重量％共晶線上および 5 0重量％共晶線上の組成は除かれる。

F e— C— S i 系合金において、 C含有量が C < 1. 8重量％では、 S i含有量を多くして共晶量を増しても铸造温度を高くしなければならないのでチクソキャスティングの利点が薄れ、一方、 C〉 2. 5重量％では黒鉛量が多くなるため F e系铸物の熱処理効果が低下傾向となる。また S i含有量が S i < 1. 4重量％では、 C< 1. 8重量％の場合と同様に、铸造温度の上昇を来たし、一方、 S 1〉 3重量％ではシリコフェライ卜が生じるため F e系銬物の機械的特性が低下傾向となる。

これらの点を勘案すると、 F e— C— S i系合金の好ましい組成範囲は、図 2において C含有量を X軸とし、また S i含有量を y軸としたとき、座標（ 1. 9 8 , 1. 4 ) …点 a！、座標（ 2. 5， 1. 4 ) …点 a ₂ 、座標（ 2. 5， 2. 6 ) …点 a ₃ 、座標（ 2. 4 2 , 3 ) …点 a , 、座標（ 1. 8， 3 ) …点 a _s 、座標（ 1. 8 , 2. 2 6 ) …点 a ₆ を結んで得られる略六角形の図形の範囲内である。ただし、前記組成範囲の限界を示す前記図形の輪郭 b上の組成から、 5 0重量％共晶線上に在る両点 a ₃ , a , およびそれらを結ぶ線分 b , 上の組成、ならびに 1 0重量％共晶線上に在る両点 a i ， a ,3 およびそれらを結ぶ線分 b ₂ 上の組成は除かれる。

半溶融 F e— C一 S i系合金の固相率 Rは R> 5 0 %であることが望ましい。これにより铸造温度を低温側にシフ卜して加圧铸造装置の延命を図ることができる。固相率 Rが R≤ 5 0 %では液相量が多くなるため、短円柱状半溶融 F e— C— S i系合金を立てて搬送する場合、その自立性が悪化し、また取扱い性も悪くなる。

表 1は、 F e— C— S i 系合金の例 1〜： I 0の組成（残部 F eは不可避不純物として、 P . Sを含む）、共晶温度、共晶量 E cおよび銬造可能温度を示す。

F e -C 化学成分（重量％)

C

1；糸曰 ¹曰 rd= -S

曰ョ里 c *i ~4t T fe filti >温B 合金 Γ S i F eし (。c) (重量％) (°C)

，

例 1 2 1 歹¾邵 1 1 88 6 1 330 例 2 Z 1. Ό 夕き I⁵ 1 1 23 1 2 1 1 30 例 3 2 2 1 1 60 1 7 1 1 70 例 4 1.8 o

ό 1 1 35 1 8 1 1 7 例 5 2.4 3 残部 1 1 67 47 1 1 67 例 6 2.5 2.5 残部 1 1 40 48 1 1 4 5 例 7 2 5 残部 1 1 80 50 1 1 80 例 8 2.6 2.6 残邻 1 1 66 5 2 1 1 6 6 例 9 2.5 3 残部 1 1 67 5 2 1 1 67 例 1 0 3.37 3.1 残部 1 1 36 1 00 1 1 40

これら例 1〜 1 0は、図 2にも掲載されている。

例 1〜 1 0について熱量測定を行ったところ、各潜熱分布曲線において、共晶溶解による山形吸熱部が存在することが判った。図 3は例 1の潜熱分布曲線 dを、また図 4は例 3の潜熱分布曲線 dをそれぞれ示し，両図中、 eが共晶溶解による山形吸熱部である。

F e系铸物の铸造に当り、加熱搬送用パレットとして、 J I S S U S 3 0 4よりなる器体の内面に、窒化物製下層および黒鉛製上層よりなるコーティング層を設けたものを用意した。 F e— C— S i 系合金の例 3を、パレット内に入れた状態において、铸造温度である 1 2 2 0でまで誘導加熱して、固相と液相とが共存する半溶融合金を調製した。この半溶融合金の固相率 Rは R = 7 0 %であった。

次いで、図 1の加圧铸造装置 1 において、固定および可動金型 2 , 3の温度を制御すると共にそのチャンバ 6内に、前記半溶融合金 5をパレットから出して設置し、その後加圧プランジャ 9を作動させてその合金 5をキヤビティ 4に充填した。この場合、半溶融合金 5の充填圧力は 3 6 M P aであった。そして、加圧プランジャ 9をストローク終端に保持することによってキヤビティ 4内に充填された半溶融合金 5に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融合金 5を凝固させて F e系铸物の例 3を得た。

F e - C - S i 系合金の例 1の場合、表 1から明らかなように、共晶量 E cが E c≤ 1 0重量％であることに起因して铸造温度が液相線温度に近似した 1 4 0 0 °C以上になることから、加熱搬送用パレツトの部分的溶融が発生したためチクソキャスティングを行うことができなかった。そこで、例 1 を除く例 2， 4〜 1 0 を用い、必要に応じて铸造温度を変えた、ということ以外は前記と同様の方法で F e系铸物の例 2， 4〜： L 0を得た。

次いで、 F e系铸物の例 2〜 1 0に、大気下、 8 0 0 °C、 2 0分間、空冷の条件で熱処理を施した。

図 5〖ま、 F e系銬物の例 3における熱処理後の顕微鏡組織図である。図 5から明らかなように、例 3は健全な金属組織を有する。図 5において、黒点状部分は微細黒鉛である。铸物の例 2， 4〜 6 も例 3 と略同様の金属組織を有するもので、これは F e— C— S i 系合金における共晶量 E cが 1 0重量％< E c < 5 0重量％であることに起因する。図 6は、 F e系铸物の例 7における熱処理後の顕微鏡組織図であり、また図 7は、 F e系铸物の例 1 0における熱処理後の顕微鏡組織図である。図 6， 7から明らかなように、例 7， 1 0においては、黒点状部分および黒い島状部分として示されるように、黒鉛が多量に存在する。これは F e— C一 S i 系合金の例 7 , 1 0における共晶量 E c力 E c≥ 5 0重量％であることに起因する。

比較のため、 F e— C— S i 系合金の例 3を用い、溶湯温度 1 4 0 0 にて溶製法の適用下、 F e系铸物の例 1 1 を得た。図 8は例 1 1 の顕微鏡組織図である。図 8から明らかなように、例 1 1 においては黒い太線状部分および黒い島状部分として示されるように、黒鉛が多量に存在する。

次に、熱処理後の F e系铸物の例 2〜 1 0および铸造後の铸物の例 1 1 について、黒鉛の面積率、ヤング率 Eおよび引張強さを測定した。この場合、黒鉛の面積率は、テストピースを研磨し、エッチングを行うことなく、画像回析装置（ I P— 1 0 0 0 P C、旭化成社製）を用いて求められた。この黒鉛の面積率の求め方は、以下の例において同じである。表 2は結果を示す,

【表 2】

図 9は、表 1， 2に基づいて共晶量 E c と、ヤング率 Eおよび引張強さ σ _& との関係をグラフ化したものである。図 9から明らかなように、共晶量 E cを 1 0重量％<E c < 5 0重量％に設定された F e— C - S i 系合金の例 2〜 6を用いた F e系铸物の例 2〜 6は、 E c≥ 5 0重量％である F e系踌物の例 7〜 1 0に比べて優れた機械的特性を有する。また F e系铸物の例 3は、これと同一材料を用いた溶製法による F e系铸物の例 1 1 に比べて機械的特性が大幅に向上していることが明らかである。

〔実施例 Π〕

図 1 0〜 1 3は F e — C合金、 F e— C— 1重量％ S i 合金、 F e 一 C 一 2重量％ S i 合金、 F e — C 一 3重量％ S i合金の状態図をそれぞれ示す。

表 3は、各合金において、基質金属成分としてのオーステナイト相 ( r ) に対する合金成分である C (炭素）の最大固溶量 gおよびそれを呈する温度、最小固溶量 hおよびそれを呈する温度ならびに差 g— hを示す。

取大固 /容 3E 13：、固溶量

^ 差 g - h

g ¾ 度 h (原子％)

( 子％) (°C) (原子％) (。C)

9.0 1 1 50 3.0 7 40 6.0

F e— C— 1重量％S i 8.0 1 1 5 7 3.0 76 2 5.0

F e— C— 2重量％ S i 7.3 1 1 60 2.9 7 90 4.4

F e - C— 3重 :%S i 6.4 1 1 6 7 2.8 8 2 5 3.6

¾3 表 3より、各合金は、前記差 g — h≥ 3. 6原子％の要件を満たしていることが判る。

図 1 2に基づいて、組成が F e - 2重量％ C— 2重量％ S i - 0. 0 0 2重量％ ?— 0. 0 0 6重量％ 5 (ただし、 P , Sは不可避不純物である）である亜共晶 F e系合金組成の溶湯を調製し、次いで、この溶湯を用いて、攪拌を伴わない一般的な連続铸造法の適用下、铸造条件を変えることにより各種 F e系錶造材料を製造した。

各 F e系錶造材料は、図 1 4に示すような多数のデンドライ卜 dを有し、且つ平均 2次デンドライ卜アームスペーシング（以下、平均 D A S 2 と言う） Dを異にする。この平均 D A S 2 Dは画像解析を行うことによって求められた。

次に、各 F e系铸造材料を、最小固溶量 hを呈する温度である共析温度（ 7 7 0 V)および最大固溶量 gを呈する温度である共晶温度（ 1 1 6 0 ）間における加熱速度 R hを変化させて誘導加熱し、次いで各 F e系铸造材料の温度が、前記加熱速度 R hで共晶温度を超えて 1 2 0 0 (固相線未満の温度）に達したとき、各 F e系铸造材料を水冷してその金厲組織を固定した。

その後、各 F e系铸造材料の金属組織を顕微鏡観察して、デンドライトの有無を調べ、またデンドライ卜が消失したときの平均 D A S 2 Dと、加熱速度 R hの最低値 R h (min)との関係を求めたところ、表 4の結果を得た。 8/10111

【表 4】

表 4に基づいて、横軸に平均 D A S 2 Dを、縦軸に加熱速度 R h を^"れぞれとって、平均 D A S 2 Dと加熱速度 R hの最低値 R h (mi n〉との関係をプロットし、各プロットを結んだところ' 図 1 5の結果を得た。

図 1 5より、その線分は R h (min) = 6 3 - 0. 8 D + 0. 0 1 3 D ² と表わすことができ、したがって、各平均 D A S 2 Dに関し、加熱速度 R hを R h≥R h (min)に設定することによりデンドライトを消失してその球状化を図ることができる、ということが判明した。

¾ 1 6 A〜 1 6 Cは加熱速度 R hを R h≥ 6 3 — 0 . 8 D + 0 . 0 1 3 D ² に設定した場合におけるデンドライ卜の球状化メカニズムを示す。

図 1 6 Aに示すように、攪拌を伴わない一般的な連続铸造法により製造された F e系铸造材料において、その温度が共析温度以下である場合には、その金属組織には多数のデンドライ卜（パーライト、 + F e 3 C) 1 1 と、相隣る両デンドライ卜 1 1間に存する共晶部（黒鉛、 F e ₃ C) 1 2とが現出している。

図 1 6 Bに示すように、誘導加熱により F e系铸造材料の温度が共析温度を超えると、 C濃度の高い共晶部（黒鉛、 F e ₃ C ) 1 2から各デンドライ卜（ァ） 1 1への Cの拡散が開始される。

この場合、加熱速度 R hを前記のように設定すると、その速度 R h が速いことに起因して Cのデンドライト（ア） 1 1への拡散がその中心部まで殆ど及ばないため、共晶温度直下においては、各デンドライト（ァ） 1 1には、複数の低 C濃度の球状ァ相 _{T l} と、それら球状ァ相 7^ を囲む中 C濃度ァ相ァ ₂ と、その中 C濃度ァ相ァ ₂ を囲む高 C 濃度ァ相ァ ₃ が現出する。

図 1 6 Cに示すように、 F e系銬造材料の温度が共晶温度を超えると、残留共晶部（黒鉛、 F e ₃ C) 1 2、高 C濃度ァ相 " r ₃ 、中 C 濃度ァ相ァ ₂ の順にそれらが共晶溶解し、これにより複数の球状固相 (球状ァ相ァ ) Sと、液相 Lとよりなる半溶融 F e系铸造材料が得られる。

図 1 7 Aは、温度が共析温度以下である F e系銬造材料の顕微鏡組織図であって、図 1 6 Aに対応する。本図よりデンドライ卜が観察され、その平均 DA S 2 Dは D= 9 4 ^mであった。またデンドライトを囲むように片状黒鉛が存在している。これは、図 1 8 Aの E PM Aによる金厲組織図において黒鉛の存在を示す波形からも明らかである。

図 1 7 Bは、共晶温度直下まで加熱された F e系铸造材料の顕微鏡組織図であって、図 1 6 Bに対応する。これは、 F e系銪造材料を共析温度からの加熱速度 R hを R h = 1 0 3 t:/min に設定して誘導加熱し、 1 1 3 0T:にて水冷したものである。本図より球状ァ相とそれを囲む拡散 Cが観察される。これは、 1 8 Bの E P M Aによる金属組織図において、黒鉛が分断されて幅が広くなり、拡散を生じていることからも明らかである。

図 1 7 Cは、半溶融状態の F e系铸造材料の顕微鏡組織図であって、図 1 6 Cに対応する。これは、 F e系铸造材料を共析温度からの加熱速度 R hを前記同様に R h = 1 0 3 /min に設定して誘導加熱し、 1 2 0 0 にて水冷したものである。本図より、球状固相と液相とが存在していたことが判る。これは図 1 8 Cの E PM Aによる金属組織図において、球状固相に対応する球状マルテンサイトと、液相に対応するレデブライ卜が現出していることから明らかである。

図 1 9 A, 1 9 Bは、前記 F e系铸造材料を用い加熱速度 R hを R h < 6 3 - 0. 8 D + 0. 0 1 3 D ² に設定した場合におけるデンドライトの残存メカニズムを示す。

図 1 9 Aに示すように、 F e系铸造材料の温度が共析温度を超えると、共晶部（C, F e 3 C) 1 2から各デンドライト ( 了） 1 1への Cの拡散が開始される。この場合、加熱速度 R hが遅いことに起因して Cのデンドライ卜（ァ） 1 1への拡散がその中心部まで十分に及ぶため、共晶温度直下においては、各デンドライ卜（ァ） 1 1のじ濃度はその全体に亘つて略均一で、且つ低くなる。この場合の金属組織は、図 1 6 Aの共析温度以下のそれと殆ど変わらない。

図 1 9 Bに示すように、 F e系銬造材料の温度が共晶温度を超えると、残留共晶部 1 2およびそれに接している各デンドライト（ _r) 1 1の表面が溶解するので、液相 Lは生じる力各デンドライト（了） 1 1はそのままの形態で残り、その結果、各デンドライト（ _r)、したがって固相 sの球状化は行われない。その一方において、固相 s 粗大化が発生する。

図 2 0 Aは、温度が共晶温度直下である F e系铸造材料の顕微鏡組織図であって、図 1 9 Aに対応する。これは、図 1 7 Aに示した平均 DA S 2 Dが D = 9 4 Aimの F e系铸造材料を共析温度からの加熱速度 R hを R h = 7 5で Zmin (く 1 0 3で/ min ) に設定して誘導加熱し、 1 1 3 0 にて水冷したものである。この金属組織は、図 1 7 Aの金属組織と殆ど変わらないことが判る。

図 2 0 Bは、半溶融状態の F e系铸造材料の顕微鏡組織図であって、図 1 9 Bに対応する。これは、 F e系铸造材料を共析温度からの加熱速度 R hを前記同様に R h = 7 5 °C/min に設定して誘導加熱し、 1 2 0 0 にて水冷したものである。本図より、固相の球状化は行われておらず、その一方で固相が粗大化していることが判る。

〔具体例〕

( 1 ) 前記組成を有し、且つ平均 DA S 2 Dが 2 6 0 および 7 6 mの 3種類の F e系丸ビレツトを、攪拌を伴わない連続铸造法の適用下で製造し，次いで各丸ビレツ卜より F e系铸造材料を切出した。各 F e系铸造材料の寸法は直径 5 5 mm、長さ 6 5 mni に設定された。

各 F e系铸造材料を、共析温度および共晶温度間における加熱速度 R hを変化させて誘導加熱し、次いで各 F e系铸造材料の温度が共晶温度を超えて 1 2 2 0 に達したとき、各 F e系銪造材料を水冷して、その半溶融状態の金厲組織を固定した。その後、各 F e系铸造材料の金属組織を顕微鏡観察してデンドライ卜の有無を調べた。

表 5に、各 F e系铸造材料の平均 DA S 2 D、表 4、図 1 6によるデンドライトを消失させるために必要な加熱速度 R hの最低値 R h (min), 加熱速度 R hおよび半溶融状態におけるデンドライ卜の有無 ¾:示す。

【表 5】

図 2 1 A, 2 1 B : 図 2 3 A, 2 3 B ; 図 2 5 A, 2 5 Bはそれぞれ実施例 1〜 3による F e系铸造材料の顕微鏡組織図であり、また図 2 2 A, 2 2 B ; 図 2 4 A, 2 4 B ; 図 2 6 A. 2 6 Bはそれぞれ比較例 1〜 3による F e系铸造材料の顕微鏡組織図である。各図において、エッチング処理は 5 %ナイタル液を用いて行われた。

表 5および図 2 1 A〜図 2 5 Bから明らかなように、実施例 1〜 3 においては、それらの加熱速度 R hが、図 1 5にも示すように、対応する最低値 R h (min)を超えていることに起因して各固相が球状化され、したがってデンドライトが消失している。

一方、表 5および図 2 2 A〜図 2 6 Bから明らかなように、比較例 1〜 3においては、それらの加熱速度 R h力図 1 5にも示すように、対応する最低値 R h (min)未満であることに起因してデンドライトが残存し、したがって固相の球状化は行われていない。

( 2 ) 前記（ 1 ) 項における実施例 3で用いた平均 D A S 2 Dが 7 6 mの F e系铸造材料と同様の F e系铸造材料を用意し、これを共析温度および共晶温度間における加熱速度 R hを R ii = 1 0 3 :Z min に設定して 1 2 2 0でまで誘導加熱し、これにより固相率 R= 7 0 %の半溶融 F e系铸造材料を調製した。

次いで、図 1に示した加圧铸造装置 1において、固定および可動金型 2 , 3の温度を制御すると共にそのチャンバ 6内に半溶融 F e系踌造材料 5を設置し、加圧プランジャ 9を作動させてその F e系铸造材料 5をキヤビティ 4に充填した。この場合、半溶融 F e系铸造材料 5 の充填圧力は 3 6 M P aであった。そして、加圧プランジャ 9をストローク終端に保持することによってキヤビティ 4内に充填された半溶融 F e系铸造材料 5に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融 F e系铸造材料 5を凝固させて F e系踌物を得た。

図 2 7は F e系铸物の顕微鏡組織図であり、本図より金属組織が均質で、且つ球状組織であることが判る。

その後、 F e系铸物に 8 0 0で， 6 0分間の加熱および空冷の条件で熱処理を施した。

表 6は、熱処理を施された F e系铸物およびその铸造に用いられた F e系铸造材料ならびにその他の材料の機械的特性を示す。

疲れ強さヤング率張強

10e70B10 (GP a) (MP a)

(MP a)

F e系铐物（熱理品） 284 2 1 5 1 93 5 28 730 6.2

F e系锗造材料 1 1 1 232 1 2 308 303 9.5 構造用炭素綱 277 225 205 570 840 35 球状黑½ ^鉄 234 1 74 1 6 2 3 2 2 53 1 1 5 ねずみ转鉄 7 1 1 66 98 223 1.1

¾6 表 6から明らかなように、 F e系铸物の熱処理品は優れた機械的特性を有し、その機械的特性は球状黒鉛铸鉄（ J I S F C D 5 0 0 ) およびねずみ銬鉄（ J I S F C 2 5 0 ) よりも優れ、且つ構造用炭素鋼（ J I S S 4 8 C相当）に略匹敵する。

F e — C— S i 系亜共晶合金において、 Cおよび S i は共晶量に関係し、その共晶量を 5 0 %以下に制御すべく、 C含有量は 1 . 8重量％ ≤C≤ 2 . 5重量％に、また S i含有量は 1 . 0重量％≤ S i ≤ 3. 0重量％にそれぞれ設定される。これにより、前記のような優秀な機械的特性を備えた F e系铸物（熱処理品）を得ることが可能である。ただし、 C含有量が C < 1 . 8重量％では、 S i 含有量を多くして共晶量を増しても铸造温度を高くしなければならないのでチクソキヤスティングの利点が薄れ、一方、 C> 2. 5重量％では黒鉛量が多くなるため F e系铸物の熱処理効果が少なく、したがってその機械的特性を前記のように向上させることができない。

5 1含有量が5 〖 < 1 . 0重量％では、 C < 1 . 8重量％の場合と同様に、铸造温度の上昇を来たし、一方、 S i 〉 3 . 0重量％ではシリコフェライ卜が生じるため F e系铸物の機械的特性の向上を図ることができない。

半溶融 F e系铸造材料の固相率 Rは R≥ 5 0 %であることが望ましレこれにより铸造温度を低温側にシフトして加圧錶造装置の延命を図ることができる。固相率 Rが R< 5 0 %では液相量が多くなるため、短円柱状半溶融 F e系铸造材料を立てて搬送する場合、その自立性が悪化し、また取扱い性も悪くなる。

図 2 8は A 1 一 M g合金および M g — A 1 合金の状態図を、また図 2 9は A 1 — C u合金の状態図を、さらに図 3 0は A l — S i 合金の状態図をそれぞれ示す。また表 7は、各合金の基質金属成分、合金成分、基質金属成分に対する合金成分の最大固溶量 gおよびそれを呈する温度、最小固溶量 hおよびそれを呈する温度ならびに差 g— hを示す。

联大固溶篁最小固溶量

A 4s 基質金八。 4s

ill 差 g - h

厲成分成分 g ml /又 n na (^子％)

(原子％) (°C) (厣子％) CO

A 1一 Mg Λ 1 Mg 16.5 450 0.5 1 00 16

Mg - Λ 1 Mg A 1 11.5 437 0.3 1 00 11.2

A 1 - C u A 1 C u 2.4 5 4 8 0 1 0 0 2.4

A 1 - S i A 1 S i 2.3 5 7 7 0 40 0 2.3

^ 表 7より、 A 1一 M g合金および M g - A 1 合金は前記差 g — h≥ 3. 6原子％の要件を満足している力 A 1 — C 11合金および A 1 — S i 合金は前記要件を満たしていないことが判る。

図 3 1 Aは、 A 1 — 7重量％ S i 合金よりなる A l — S i 系铸造材料の顕微鏡組織図である。本図より、ひ一 A 1 よりなるデンドライトが観察され、その平均 D A S 2 Dは D = 1 6 mであった。したがつてデンドライ卜を消失させるためには、図 1 5より、加熱速度 R h を R h≥ 5 3 t:/m i nに設定する必要がある。

図 3 1 Bは、共晶温度直下まで加熱された A 1 - S i 系铸造材料の顕微鏡組織図である。これは、 A 1 — S i 系鍩造材料の加熱速度 R h を R h = 1 5 5 V/ i に設定して誘導加熱し、 5 3 O :にて水冷したものである。本図よりデンドライトが残存していることが判る。これは、表 7に示したように差 g — hが g— h < 3. 6原子％であることに起因する。

図 3 1 Cは、半溶融状態の A 1 - S i 系铸造材料の顕微鏡組織図である。これは、 A 1 — S i 系铸造材料を、加熱速度 R hを前記同様に R h = 1 5 5 /min に設定して誘導加熱し、 5 8 5 °Cにて水冷したものである。本図より、デンドライト状の α— A 1 が存在し、その球状化が行われていないことが判る。

〔実施例 ΙΠ〕

F e系铸造材料 5としては、 F e — C系合金、 F e — C _ S i 系合金等よりなり、図 3 2に示すように、前記同様に短円柱状をなすものが用いられる。

また搬送用コンテナ 1 3としては、図 3 3〜 3 5に示すように、上向きの開口 1 4を有する箱形本体 1 5 と、その開口 1 4を通じ箱形本体 1 5に対して着脱される蓋板 1 6とよりなるものが用いられる。コンテナ 1 3は、非磁性金属材料としての非磁性ステンレス鋼板（例えば J I S S U S 3 0 4), T i - P d系合金板等より構成される。図 3 4に明示するように、コンテナ 1 3は、その箱形本体 1 5および蓋板 1 6内面に半溶融 F e系铸造材料 5の溶着を防止する積層皮膜 1 7を有する。その積層皮膜 1 7は、箱形本体 1 5および蓋板 1 6内面に密着し、且つ厚さ力 S O . 0 0 9 m≤ t ！ ≤ 0. 0 4 1 mm である S i ₃ N₄ 層 1 8と、 S i :, N₄ 層 1 8表面に密着し、且つ厚さ t ₂ 力 0. 0 24mm≤ t ₂ ≤ 0. 1 2 1 mm である黒鉛層 1 9とよりなる。

S i 3 N₄ は、優れた断熱性を有し、また半溶融 F e系铸造材料 5と反応することはなく、その上箱形本体 1 5等に対して密着性が良く、剥れにくい、という特性を有する。ただし、 S i ₃ N₄ 層 1 8 の厚さ t が t i < 0. 0 0 9 mm ではその層 1 8が剥れ易くなり、一方、 > 0. 04 1 mm に設定しても効果の程度は変わらないので、不経済である。黒鉛層 1 9は耐熱性を有して S i 3 N₄ 層 1 8 を保護する。ただし、黒鉛層 1 9の厚さ t ₂ が t ₂ < 0. 0 2 4 mm ではその層 1 9が剥れ易くなり、一方 t ₂ > 0. 1 2 1 mm に設定しても効果の程度は変らないので、不経済である。

[具体例]

図 3 2に示すように、 F e系铸造材料 5として、 F e— 2重量％ C — 2重量％ S i 合金よりなり、且つ直径 5 0I I、長さ 6 5 mm の短円柱体を製造した。この F e系铸造材料 5は、铸造法により製造されたもので、金属組織上、多数のデンドライトを有する。また F e系铸造材料 5のキュリー点は 7 5 0 ：、共晶温度は 1 1 6 0 t:および液相線温度は 1 3 30でであった。

またコンテナ 1 3として、非磁性ステンレス鋼板（ J I S S U S 3 0 4 ) より構成され、また厚さ 0. 8 6 mm の積層皮膜 1 7を有するものを用意した。積層皮膜 1 7において、 S i ₃ N , 層 1 8の厚さは = 0. 2 4 mm, 黒鉛層 1 9の厚さ t ₂ 〖ま t ₂ = 0. 6 2 mmでめつ/こ。

図 4に示すように、 F e系铸造材料 5をコンテナ 1 3の箱形本体 1 5内に入れ、その材料 5に蓋板 6を被せた。次いでコンテナ 1 3を横型誘導加熱炉内に設置し、次のような方法で、半溶融 F e系铸造材料 5を調製した。

( a) 1次誘導加熱

周波数を = 0 - 7 5 k H zに設定して、 F e系铸造材料 5を常温からキュリー点（ 7 5 0で）まで昇温させた。

( 2 ) 2次誘導加熱

周波数 f ₂ を f ₂ = 1. 0 0 k H z ( f ₂ > f _t ) に設定して、 F e系铸造材料 5をキユリ一点から、固相と液相とが共存した半溶融状態を呈する調製温度まで昇温させた。この場合、铸造温度が 1 2 0 0 であることから、調製温度は 1 2 2 0 に設定された。

その後、コンテナ 1 3を誘導炉から取出して、半溶融 F e系铸造材料 5の温度が調製温度から铸造温度まで降温する間の時間を測定した。以上のプロセスを実施例とする。

比較のため、周波数を 0. 7 5 k H z (—定）に設定した誘導加熱を行って、前記と同様の F e系铸造材料 5を常温より調製温度まで昇温させた。その後、コンテナ 1 3を誘導炉から取出して、半溶融 F e 系铸造材料 5の温度が調製温度から铸造温度まで降温する間の時間を測定した。以上のプロセスを比較例 1 とする。

さらに比較のため、周波数を 1 . 0 0 k H z (—定）に設定した誘導加熱を行って、前記と同様の F e系铸造材料 5を常温より調製温度まで昇温させた。その後、コンテナ 1 3を誘導炉から取出して、半溶融 F e系铸造材料 5の温度が調製温度から铸造温度まで降温する間の時間を測定した。以上のプロセスを比較例 2 とする。

表 8は、実施例および比較例 1 ， 2において、 F e系铸造材料 5の温度がキュリー点、調製温度および铸造温度に達するまでの時間を示す。また図 3 6は実施例および比較例 1 , 2に関する昇温段階における時間と F e系铸造材料 5の温度との関係を示す。この図 3 6には、実施例におけるコンテナ 4の温度変化も示されている。さらに図 3 7 は実施例および比較例 1 , 2に関する降温段階における時間と F e系铸造材料 5の温度との関係を示す。

【表 8】

表 1および図 3 6 , 3 7から明らかなように、実施例は、比較例 1 , 2に比べて、調製温度に昇温するまでの時間が短く、また铸造温度に降温するまでの時間が長いことが判る。

実施例による半溶融 F e系铸造材料 5の金属組織、つまり 1 2 2 0での材料 5を急冷して得られた金属組織は、図 1 7 Cと同様に、多数の球状固相と相隣る両固相間を埋める液相とが観察された。このような金属組織が得られる理由は，図 3 6から明らかなように、 F e系铸造材料 5の加熱速度が速いことに起因してデンドライトの分断が効率良く行われたからである。

比較例 2による半溶融 F e系铸造材料 5の金属組織、つまり 1 2 2 0 ^の材料 5を急冷して得られた金属組織は、図 2 2 Bと同様に、多量のデンドライ卜が観察された。このような金属組織が得られる理由は、図 3 6からも明らかなように、 F e系铸造材料 5の加熱速度が遅いことに起因してデンドライ卜が残存し、固相の球状化が行われなかつたからである。

前記 1次誘導加熱における周波数 f i は、それを低く設定するといった理由から、 0. S S kH z ^ f i < 0 - 8 5 kH z、好ましくは 0. Y kH z ^ f ≤ 0. 8 k H zである。また前記 2次誘導加熱における周波数 f ₂ は、それを高く設定するといつた理由から、 0. 8 5 k H z≤ f ₂ ≤ 1 - 1 5 kH z、好ましくは 0. 9 kH z≤ f ₂ ≤ 1. 1 k H zである。

前記実施例について、コンテナ 1 3における積層皮膜 1 7の耐久性を調べたところ、半溶融 F e系铸造材料 5の調製回数 2 0回にて再生の必要のあることが認められた。このように前記構成の積層皮膜 1 7 は優れた耐久性を有するので、生産性の向上を図る上で有効である。〔実施例 IV〕表 9は、 F e — C— S i 系合金よりなる銬造材料の例 1〜 9に関する Cおよび S i含有量（残部は不可避不純物を含む F e )、共晶量 E c、液相線温度、共晶温度および共析変態終了温度をそれぞれ示す。

09 先ず、铸造材料の例 1〜 8を用い、次のようなチクソキャスティング法の適用下で、材料の例 1〜 8に対応する铸物の例 1〜 8を鐯造した。

( a ) 第 1工程

铸造材料 5を 1 2 2 0 まで誘導加熱して、固相と液相とが共存する半溶融踌造材料 5を調製した。この材料 5の固相率 Rは R= 7 0 % であった。次いで、図 1の加圧铸造装置 1において、固定および可動金型 2 , 3の温度を制御すると共にそのチヤンバ 6内に前記半溶融铸造材料 5を設置し、加圧プランジャ 9を作動させてその铸造材料 5をキヤビティ 4に充填した。この場合、半溶融铸造材料 5の充填圧力は 3 6 M P aであった。

( b) 第 2工程

加圧プランジャ 9をス卜ローク終端に保持することによってキヤビティ 4内に充填された半溶融铸造材料 5に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融铸造材料 5を凝固させて铸物を得た。この場合、半溶融铸造材料 5の平均凝固速度 R sは R s = 6 0 0 に設定された。

( c ) 第 3工程

铸物を約 4 0 0 :まで冷却し、次いで離型した。この場合、铸物の共析変態終了温度域までの平均冷却速度 R cは R c ≥ 1 3 0 4 :Z min に設定された。铸物の例 1〜 8における共析変態終了温度は表 9 に示した通りであり、この温度よりも約 1 0 0 t:低い温度およびその近傍を共析変態終了温度域とする。

次に、铸造材料の例 9を用い、次のようなダイカス卜法の適用下で、材料の例 9に対応する铸物の例 9を铸造した。

( a) 第 1工程铸造材料を 1 4 0 0でにて溶解して、固相率が 0 %の溶湯を調製した。次いで、図 1の加圧铸造装置 1において、固定および可動金型 2 , 3の温度を制御すると共にそのチャンバ 6内に前記溶湯を保持させ、加圧プランジャ 9を作動させてその溶湯をキヤビティ 4に充填した。この場合，溶湯の充填圧力は 3 6 M P aであった。

(b) 第 2工程

加圧プランジャ 9をストローク終端に保持することによってキヤビティ 4内に充填された溶湯に加圧力を付与し、その加圧下で溶湯を凝固させて銬物を得た。この場合、溶湯の平均凝固速度 R sは R s = 6 0 0 min に設定された。

(c ) 第 3工程

铸物を約 4 0 0 °Cまで冷却し、次いで離型した。この場合、铸物の共析変態終了温度域までの平均冷却速度 R cは、前記同様に、 R c≥ 1 3 04 " /min に設定された。

铸物、つまり銬放し品の例 1〜 9について、黒鉛の面積率 A i を測定した。

铸放し品の例 1〜 9に熱処理を施して炭化物、主としてセメント夕イトの微細球状化を行い、次いで熱処理後の铸物、つまり熱処理品の例 1〜 9について、黒鉛の面積率 A ₂ を測定し、またヤング率 E、引張強さおよび硬さを求めた。

表 1 0は铸放し品に対する熱処理条件を示す。【表 1 0】

表 1 1は、铸放し品の例 1 〜 9における黒鉛の面積率 A , ならびに熱処理品の例 1 〜 9における黒鉛の面積率 A ₂ 、ヤング率 E、引張強さおよび硬さを示す。【表 1 1】

図 3 8は、表 9 , 1 1に基づいて、共晶量 E cと. 銬放し品および熱処理品における黒鉛の面積率 A i , A 2 との関係をグラフ化したものである。図 3 8から、铸放し品に熱処理を施すと、黒鉛量が増加することが判る。

図 3 9は、表 1 0に基づいて、熱処理品の例 1 〜 9における黒鉛の面積率 A つとヤング率 Eとの関係をグラフ化したものである。図 3 9から明らかなように、黒鉛の面積率 A₂ を A₂ ぐ 8 %に設定すると、熱処理品の例 1〜 5のごとく、それらのヤング率 Eを E≥ 1 7 0 G P aにして球状黒鉛铸鉄のそれ（E= 1 6 2 G P a ) よりも確実に向上させることができる。これを実現するためには、図 3 8に示すように，共晶量 E c < 5 0重量％において、铸放し品における黒鉛の面積率 A を A_t ぐ 5 %に設定することが必要である。

また図 3 9から明らかなように黒鉛の面積率 A ₂ を A₂ ≤ 1. 4 % に設定すると、熱処理品の例 1のごとく、そのヤング率 Eを E≥ 2 0 0 G P aにして機械構造用炭素鋼のそれ（E = 2 0 2 G P a.) と同程度まで向上させることができる。これを実現するためには、図 3 8に示すように、共晶量 E c < 5 0重量％において、铸放し品における黒鉛の面積率 A i を ≤ 0. 3 %に設定することが必要である。

次に、铸造材料の例 2を用い、前記と同様のチクソキャスティング法を実施して平均凝固速度 R sおよび平均冷却速度 R cと、黒鉛の面積率 A_t との関係を調べたところ、表 1 2の結果を得た。

【表 1 2】

図 4 0は表 1 2に基づいて、平均凝固速度 R sおよび平均冷却速度 R c と、黒鉛の面積率 A t との関係をグラフ化したものである。図 4 0から明らかなように、铸放し品における黒鉑の面積率 A _t を < 5 %にするためには、平均凝固速度 R s を R s≥ 5 0 0 r:Zmin に設定し、また平均冷却速度 R cを R c≥ 9 0 0で/min に設定することが必要である。前記のような速い平均凝固速度 R sは、金型、黒鉛型等の熱伝導率の高い型を用いることによって達成される。

図 4 1， 4 2 Aは铸放し品の例 2の顕微鏡組織図であり、図 4 1は研磨後に、また図 42 Aはナイタル液によるエッチング後にそれぞれ該当する。図 4 1 において、黒点状部分が微細黒 ¾であり、その面積率 A J = 0. 4 %である。図 4 2 A， 4 2 Bにおいて、網目状セメンタイ卜が島状のマルテンサイトを取囲むように存在することが判る。

図 4 3は、铸放し品の例 2に熱処理を施して得られた熱処理品の例 2 (表 1 1参照）の顕微鏡組織図である。図 4 3において、黒点状および黒線状部分が黒鉛であり、その面積率 A₂ は A₂ = 2 %である。薄灰色部分はフェライト、澳灰色の層状部分はパーライトである。図 4 4 Aは铸放し品の例 2₄ の顕微鏡組織図であり、ナイタル液によるエッチング後に該当する。図 4 4 A, 4 4 Bにおいて、少量の網目状セメン夕イトと、比較的多くの大、小黒鉛が観察される。この場合の黒鉛の面積率 A t は A i = 6. 1 %である。

図 4 5は、 F e — C一 S i 系合金よりなる铸造材料における Cおよび S i含有量と共晶量 E c との関係を示す。

本発明における铸造材料としては、 1. 4 5重量％<(： < 3. 0 3 重量％、 0. 7重量 S i ≤ 3重量％および不可避不純物を含む残部 F eよりなり、且つ共晶量 E cが E c < 5 0重量％である F e - C - S i 系合金が用いられる。この組成範囲は、図 4 5において C含有量を X軸とし、また S i含有量を y軸としたとき、座標（ 1. 9 5， 0. 7 ) …点 a！、座標（ 3. 0 3， 0. 7 ) …点 a ₂ 、座標（ 2. 4 2 , 3 ) …点 a ₃ 、座標（ 1 . 4 5 , 3 ) …点 a ₄ を結んで得られる略平行四辺形の図形の範囲内である。ただし、前記組成範囲の限界を示す前記図形の輪郭 b上の組成から、 5 0重量％共晶線上に在る両点 a ₂ ， a 3 およびそれらを結ぶ線分 b 上の組成、ならびに 0 重量％共晶線上に在る両点 aェ， a ₄ およびそれらを結ぶ線分 b ₂ 上の組成は除かれる。

ただし、共晶量 E cが E c≥ 5 0重量％では黒鉛量が増加し、一方、 E c = 0重量％では炭化物が生成されない。また S i含有量が S i < 0 . 7重量％では、铸造温度の上昇を来たし、一方、 S i > 3重量％ではシリコフェライ卜が生じるため铸物の機械的特性が低下傾向となる。

〔実施例 V〕

表 1 3は F e系铸造材料の組成を示す。この組成は F e - C - S i 系亜共晶合金に属する。表 1 3における P , Sは不可避不純物である。この合金の共析温度 T eは T e = 7 7 0でである（図 1 2参照）。

【表 1 3】

F e系铸物の铸造に当り、 F e系鍩造材料を 1 2 0 0 まで誘導加熱して、固相と液相とが共存する半溶融 F e系铸造材料を調製した。この材料の固相率 Rは R = 7 0 %であった。

次いで、図 1の加圧铸造装置 1において、固定および可動金型 2 ， 3の温度を制御すると共にそのチャンバ 6内に前記半溶融 F e系錶造材料 5を設置し、加圧プランジャ 9を作動させてその F e系铸造材料 5をキヤビティ 4に充填した。この場合、半溶融 F e系铸造材料 5の充填圧力は 3 6 M P aであった。そして、加圧プランジャ 9をスト口 —ク終端に保持することによってキヤビティ 4内に充填された半溶融 F e系铸造材料 5に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融 F e系铸造材料 5を凝固させて F e系铸物（铸放し品）を得た。

図 4 6 Aは F e系铸放し品の顕微鏡組織図であり、図 46 Bはその要部写図である。図 4 6 A, 4 6 Bから明らかなように、チクソキヤスティング法によれば、ミクロンオーダの空孔部等の無い、緻密な金厲組織を有する铸放し品を得ることができる。図 4 6 A， 4 6 Bにおいて、金型による半溶融状態からの急冷により、初晶ァ粒、この場合はマルテンサイ卜化された α針状晶および残留ァよりなる塊状部 Iの境界に、網目状セメン夕イト II が存在し、また塊状部 I の外側に存する共晶部に樹枝状セメン夕イト ΙΠ と、 α相および残留ァ相よりなる部分 IVとの層状組織が認められる。

次いで、 F e系铸放し品に、大気下にて、熱処理温度丁= 7 7 0で (共析温度 T e )、熱処理時間 t = 6 0分間、空冷の条件で熱処理を施して F e系铸物の例 1を得た。また F e系铸放し品に熱処理温度 T および Zまたは熱処理時間 tを変えた熱処理を施すことにより F e系铸物の例 2〜 1 5を得た。表 1 4は例 1〜 1 5の熱処理条件を示す。

【表 1 4】

図 4 7 Aは例 1 (熱処理品）の顕微鏡組織図であり、図 4 7 Bはその要部写図である。図 4 7 A, 4 7 Bにおいて、マトリックス Vとそのマトリックス Vに分散する多数（図示例では明確なもの 4個を選択した）の塊状をなす微細 α粒群 VI とが認められる。マトリックス Vは α相 VII と、網目状セメンタイト II 等の分断微細化による多数のセメン夕ィ卜 VIII とよりなり、そのマトリックス Vおよび各微細ひ粒群 VI にはそれぞれ多数の微細な黒鉛 IX, Xが分散している。また各微細 α粒群 VI には多数のセメンタイト XI も分散している。

前記のように、熱処理組織全体における黒鉛の面積率 Αは、 Α = ί (X + Υ) / ( V + W) } X I 0 0 ( %) と表わされ、また微細 α粒群全部における黒鉛の面積率 Βは、 B= ( Y/W) X I 0 0 (%) と表わされる。こ、で、 Vはマトリックスの面積、 Wは全部の微細 α粒群の面積の和、 Xはマトリックスにおける全部の黒鉛の面積の和、 Υは全部の微細 α粒群における黒鉛の面積の和である。

次に、例 1〜 1 5について、両面積率 A， Bの比 B/Aを求め、またバイトを用いた切削加工テストを行って、最大フランク摩耗幅 V_B を求めた。切削加工テスト条件は次の通りである。刃部：超硬チップに T i Nコーティングを施したもの；速度： 2 0 0 m/min ；送り： 0. 1 5 -0. 3蘭/ rev. ；切込み： 1 mm；切削油：水溶性切削油. 表 1 5は例 1〜 1 5に関する両面積率 A， Bの比 BZAと最大フランク摩耗幅 V_B を示す。

【表 1 5

図 48は、表 1 5に基づいて両面積率 A, Bの比 BZAと最大フランク摩耗幅 V_B との関係をグラフ化したものである。図 4 8から明らかなように、例 1 ~ 9のごとく両面積率 A, Bの比 BZAを BZA ≥ 0. 1 3 8に設定することによってバイ卜の最大フランク摩耗幅 V _B を大幅に減少させることができ、したがって例 1〜 9は快削性を持つことが判る。なお、最大フランク摩耗幅 V_B は比 B ZAが B / A≥ 0. 2で略一定となるので比 B / Aの上限は B ZA= 0. 2とする。

図 4 9は、表 1 4， 1 5において熱処理時間 tを t = 6 0分間に設定した例 1〜 5， 1 0， 1 5に関し、熱処理温度 Tと両面積率 A, B の比 B/Aとの関係をグラフ化したものである。図 4 9から明らかなように、例 1〜 5のごとく、熱処理時間 t = 6 0分間において、熱処理温度 Tを 7 7 0 (T e ) ≤T≤ 9 4 0 V, (T e + 1 7 0 ) に設定すると、両面積率 A, Bの比 B/Aを BZAを≥ 0. 1 3 8にすることができる。

図 5 0は、表 1 4， 1 5において熱処理温度 Tを T= 7 8 0でに設定した例 2 , 6 , 9， 1 1 , 1 2および Τ = 8 0 0でに設定した例 3 , 7 , 8， 1 3， 1 4に関し、熱処理時間 t と両面積率 A, Bの比 B/ Aとの関係をグラフ化したものである。図 5 0から明らかなように、例 2 , 6 , 9のごとく熱処理温度 T = 7 8 0で、または例 3， 7， 8 のごとく熱処理温度 T = 8 0 0でにおいて、熱処理時間 t をそれぞれ 2 0分間 t 9 0分間に設定すると、両面積率 A， Bの比 BZAを B / A≥0. 1 3 8にすることができる。

次に、例 1 , 3， 4 , 5， 1 5についてヤング率、疲労強度および硬さを測定した。表 1 6は測定結果を示す。なお、表 1 6には、例 1 等の熱処理組織全体における黒鉛の面積率 Aおよび比較例である鋼製鍛造品のヤング率等も掲載した。【表 1 6】

表 1 6から明らかなように，例 1 ， 3 , 4， 5は、鋼製鍛造品に近いヤング率を有し、また鋼製鍛造品を上回る疲労強度を有し、さらに鋼製鍛造品と同等、若しくはそれ以上の硬さを有することが判る。図 5 1 は、表 1 4 , 1 6に基づいて例 1 , 3 , 4， 5 , 1 5に関する熱処理温度 Τと、ヤング率および熱処理組織全体における黒鉛の面積率 Αとの関係をグラフ化したものである。図 5 1から熱処理温度 T の上昇に伴い黒鉛の面積率 Aが増加して、ヤング率が低下することが判る。

F e— C一 S i - M n亜共晶合金において、 Cおよび S i は共晶量に関係し、その共晶量を 5 0 %以下に制御すべく、 C含有量は 1 . 8 重量％≤C≤ 2. 5重量％に、また S i含有量は 1. 4重量％≤S i ≤ 3. 0重量％にそれぞれ設定される。ただし、 C含有量が C< 1. 8重量％では、 S i含有量を多くして共晶量を増しても铸造温度を高くしなければならないので、チクソキャスティングの利点が薄れ、一方、 C〉 2. 5重量％では黒鉛量が多くなるため F e系铸物の熱処理効果が少なく、したがってその機械的特性を向上させることができない。 5 1含有量が3 〖 < 1. 4重量％では、 Cぐ 1. 8重量％の場合と同様に、铸造温度の上昇を来たし、一方、 S i > 3. 0重量％ではシリコフェライ卜が生じるため F e系铸物の機械的特性の向上を図ることができない。

Mnは脱酸剤として機能すると共にセメンタイト生成のために必要であり、その含有量は 0. 3重量％≤Μη ^ 1. 3重量％に設定される。ただし、 Mn含有量が Mnぐ 0. 3重量％では脱酸効果が少なくなるため、溶湯の酸化による酸化物の巻込みや気泡に起因した欠陥を生じ易くなり、一方、 Mn〉 l . 3重量％ではセメン夕イト〔（F e Mn ) 3 C〕の晶出量が多くなるため、その多量のセメン夕イトを熱処理により微細化することが困難となり、 F e系铸物の切削性が低下する。

Claims

請求の範囲

1. 潜熱分布曲線において、共晶溶解による山形吸熱部が存在し、且つ共晶量 E c力《 1 0重量％<E cぐ 5 0重量％である F e— C一 S i 系合金より構成されることを特徴とするチクソキャスティング用铸造材料。

2. 1. 8重量％≤C≤ 2. 5重量％、 1. 4重量％≤S i ≤ 3重量％および不可避不純物を含む残部 F eよりなる、請求項 1記載のチクソキャスティング用踌造材料。

3. 半溶融状態において、固相率 Rを R〉 5 0 %に設定される、請求項 1または 2記載のチクソキャスティング用铸造材料。

4. 基質金属成分に対する合金成分の最大固溶量を gとし、また最小固溶量を hとしたとき、それらの差 g— hが g— h≥3. 6原子％であり、且つ前記基質金属成分を主成分とするデンドライ卜を有する铸造材料を選定し、その铸造材料を固相と液相とが共存する半溶融状態まで加熱するに当り、前記最小固溶量 hを呈する温度および前記最大固溶量 gを呈する温度間における前記铸造材料の加熱速度 R h (" /niin ) を、前記デンドライトの平均 2次デンドライ卜アームスぺーシングが D ( m) であるとき、 R h≥6 3— 0. 8 D + 0. 0 1 3 D ² に設定することを特徴とするチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

5. 前記铸造材料は、 1. 8重量％ C 2. 5重量％、 1. 0重量％≤ S i ≤ 3. 0重量％および不可避不純物を含む残部 F eよりなる、請求項 4記載のチクソキャスティング用半溶融鍀造材料の調製方法。 6. 半溶融状態の前記铸造材料の固相率 Rが R≥ 5 0 %である、請求項 4または 5記載のチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

7. チクソキャスティング用铸造材料として F e系铸造材料を選定し、その F e系铸造材料を、非磁性金属材料よりなる搬送用コンテナ内に入れ，次いで周波数 f _t を < 0 - 8 5 k H zに設定した 1 次誘導加熱を行うことにより前記 F e系铸造材料を常温よりキュリー点まで昇温させ、その後、周波数 f ₂ を f ₂ ≥ 0. 8 5 k H z に設定した 2次誘導加熱を行うことにより前記 F e系铸造材料をキュリ一点から、固相と液相とが共存した半溶融状態を呈する調製温度まで昇温させることを特徴とするチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

8. 前記 1次誘導加熱における周波数 f ェの下限値は 0. 6 5 k H zであり，前記 2次誘導加熱における周波数 ί ₂ の上限値は 1. 1 5 k H zである、請求項 7記載のチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

9. 前記コンテナは，その内面に半溶融 F e系铸造材料の溶着を防止する積層皮膜を有し、その積層皮膜は、前記コンテナ内面に密着し、且つ厚さが 0. O O gmm t i ≤ 0. 0 4 1 である S i ₃ N ₄ 層と、 S i ₃ N ₄ 層表面に密着し、且つ厚さ t ₂ が 0. 0 2 4 mm ≤ t ₂ ≤ 0 - 1 2 1 mm である黒鉛層とよりなる、請求項 7または 8 記載のチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

1 0. 铸造材料である F e - C - S i系合金を用いてチクソキャスティ'ング法の適用下で銬造され、且つ炭化物の微細球状化熱処理を施される F e系铸物において、金属組織内に存する黒鉛の面積率 A , が A , ぐ 5 %であることを特徴とする F e系铸物。

1 1. 1. 4 5重量％<C< 3. 0 3重量％、 0. 7重量! ¾≤S i ≤ 3重量％および不可避不純物を含む残部 F eよりなり、且つ共晶量 E cが E cぐ 5 0重量％である、請求項 1 0記載の F e系铸物。

1 2. 共晶量 E cが E cぐ 5 0重量％である F e— C一 S i 系合金よりなる半溶融状態の铸造材料を铸型に充填する第 1工程と、前記铸造材料を凝固させて F e系铸物を得る第 2工程と、前記 F e系铸物を冷却する第 3工程とを順次行い、前記第 2工程における前記铸造材料の平均凝固速度 R sを R s ≥ 5 0 0 Zinin に設定し、前記第 3工程における前記 F e系铸物の共析変態終了温度域までの平均冷却速度 R cを R c≥9 0 0t:Zmin に設定することを特徴とするチクソキャスティング法。

1 3. 前記铸造材料は、 1. 4 5重量％<。< 3. 0 3重量％、 0. 7重量％≤S i 3重量％および不可避不純物を含む残部 F eよりなる、請求項 1 2記載のチクソキャスティング法。

1 4. 铸造材料として F e系铸造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下で铸造された F e系铸物に熱処理を施したものであって、マトリックスと、そのマトリックスに分散する多数の塊状をなす微細ひ粒群とを有すると共に前記マトリックスおよび各微細 α粒群には、それぞれ多数の黒鉛が分散している熱処理組織を備え、前記熱処理組織全体における黒鉛の面積率を Αとし、微細 α粒群全部における黒鉛の面積率を Βとしたとき、両面積率 A， Bの比 BZAが BZA≥0. 1 3 8であることを特徴とする快削性を有する F e系铸物。

1 5. 1. 8重量％≤C 2. 5重量％、 1. 4重量％≤S i≤ 3. 0重量％、 0. 3重量％≤Mn≤ l . 3重量％および不可避不純物を含む残部 F eよりなる、請求項 1 4記載の快削性を有する F e系铸物。 1 6 . チクソキャスティング法による F e系铸放し品に、その铸放し品の共析温度が T eであるとき、熱処理温度 Tを T e≤T≤T e + 1 7 0 に、また熱処理時間 t を 2 0分間 t≤ 9 0分間にそれぞれ設定した熱処理を施すことにより快削性を具備させることを特徵とする、 F e系铸物の熱処理方法。

補正書の請求の範囲

[1 998年 1月 26日（26. 0 1. 98 ) 国際事務局受理：出願当初の請求の範囲 7は補正された；他の請求の範囲は変更なし。（ 1頁） ]

6. 半溶融状態の前記铸造材料の固相率 Rが R≥ 5 0 %である、請求項 4または 5記載のチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

7. チクソキャスティング用铸造材料として F e系铸造材料を選定し、その F e系铸造材料を、非磁性金属材料よりなる搬送用コンテナ内に入れ、次いで周波数を ≤ 0. 8 k H z に設定した 1次誘導加熱を行うことにより前記 F e系铸造材料を常温よりキュリー点まで昇温させ、その後、周波数 f ₂ を f ₂ ≥ 0. 8 5 k H z に設定した 2次誘導加熱を行うことにより前記 F e系铸造材料をキュリー点から、固相と液相とが共存した半溶融状態を呈する調製温度まで昇温させることを特徵とするチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

8. 前記 1次誘導加熱における周波数 f i の下限値は 0. 6 5 k H zであり、前記 2次誘導加熱における周波数 f ₂ の上限値は 1.

1 5 k H zである、請求項 7記載のチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

9. 前記コンテナは、その内面に半溶融 F e系銬造材料の溶着を防止する積層皮膜を有し、その積層皮膜は、前記コンテナ内面に密着し、且つ厚さ t i が 0. O O Smm^ t i ≤ 0. 0 4 1 mm である S i ₃ N 4 層と、 S i ₃ N₄ 層表面に密着し、且つ厚さ t ₂ が 0. 0 2 4mm ≤ t ₂ ≤ 0. 1 2 1 mm である黒鉛層とよりなる、請求項 7または 8 記載のチクソキャスティング用半溶融铸造材料の調製方法。

1 0. 铸造材料である F e - C - S i系合金を用いてチクソキャスティング法の適用下で铸造され、且つ炭化物の微細球状化熱処理を施される F e系铸物において、金属組織内に存する黒鉛の面積率 A 1 力

補正された用紙（条約第 19条）