WO2017056522A1 - 耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents

耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄 Download PDF

Info

Publication number
WO2017056522A1
WO2017056522A1 PCT/JP2016/055973 JP2016055973W WO2017056522A1 WO 2017056522 A1 WO2017056522 A1 WO 2017056522A1 JP 2016055973 W JP2016055973 W JP 2016055973W WO 2017056522 A1 WO2017056522 A1 WO 2017056522A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cast iron
graphite cast
spheroidal graphite
content
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/055973
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
將秀 川畑
英也 山根
Original Assignee
日立金属株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=58423018&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2017056522(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属株式会社
Priority to EP16850700.2A priority Critical patent/EP3358026B1/en
Priority to JP2016546552A priority patent/JP6191781B1/ja
Priority to KR1020187009740A priority patent/KR102539284B1/ko
Priority to CN201680056369.1A priority patent/CN108138275B/zh
Priority to US15/762,520 priority patent/US20190055631A1/en
Publication of WO2017056522A1 publication Critical patent/WO2017056522A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/10—Cast-iron alloys containing aluminium or silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/04—Cast-iron alloys containing spheroidal graphite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C1/00—Refining of pig-iron; Cast iron
    • C21C1/10—Making spheroidal graphite cast-iron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/08—Making cast-iron alloys

Definitions

  • the present invention relates to a spheroidal graphite cast iron having excellent gas defect resistance.
  • Spheroidal graphite cast iron is widely used for various automobile parts and machine parts because it has excellent mechanical properties and good castability.
  • pig iron, steel scrap (scrap), return scrap (casting return material) and the like are used as main raw materials.
  • steel scrap is mainly used from the viewpoint of effective utilization of resources in place of the soaring pig iron. It has become common. Steel scrap is generated in large quantities with the growth of the automobile industry and is supplied at a low cost. Therefore, steel scrap has been widely used as a raw material for general cast iron including spheroidal graphite cast iron.
  • steel scrap generated in the automobile industry consists of press-work scraps for automobile bodies, and in recent years, the proportion of high-tensile steel (high ten) has increased as the steel material.
  • high ten high-tensile steel
  • automobile bodies and the like are required to be lighter from the viewpoint of environmental conservation by improving fuel efficiency, but also required to ensure strength and rigidity from the viewpoint of ensuring the safety of passengers in the event of a collision.
  • it is required for the body of an automobile to achieve both weight reduction, high strength and high rigidity, and high strength steel plates containing high concentrations of Mn, Cr, Mo, etc. are frequently used to respond to this. There is a tendency.
  • the molten metal (source hot water) melted in the melting process of spheroidal graphite cast iron is deoxidized at the stage of the melting process to contain Si and Mn, and then transferred to the ladle Deoxidation is further enhanced by Mg added in the spheroidizing treatment applied later or Si added in the inoculation treatment.
  • the deoxidized molten metal for spheroidal graphite cast iron absorbs free N in the atmosphere when the molten metal comes into contact with the atmosphere in the pouring process from the melting furnace to the ladle or the pouring process from the ladle to the mold. Easy to occlude.
  • the composition of steel scrap containing a large amount of N unavoidably as a raw material is increased.
  • the free N in the molten metal increases due to the free N derived from the steel scrap, and the tendency of occurrence of gas defects such as pinholes made of nitrogen gas (N 2 gas) resulting from the free N in the cast product increases.
  • N 2 gas nitrogen gas
  • a molten metal containing excessive free N solidifies, free N that cannot be completely dissolved in the solid phase is released as nitrogen gas, and a pinhole made of nitrogen gas or the like in the cast product. May cause gas defects.
  • a gas defect is produced in the spheroidal graphite cast iron, there is a possibility that not only a defect in appearance but also a problem that mechanical properties such as strength and elongation are deteriorated due to a fine void defect.
  • Patent Document 1 discloses that carbon: 2.0 to 4.0% by mass ratio and silicon: 1.0 to 3 0.0% and sulfur: 0.02% or less, the balance of iron and a trace amount of unavoidable impurities are put into a cold crucible melting furnace and melted, and then magnesium, calcium, and A spheroidizing agent containing a spheroidizing promoting element composed of one or more of rare earth elements is added so that the final composition of the spheroidizing promoting element is 0.01 to 0.1% to promote graphitization.
  • Patent Document 1 when melting the raw material, after evacuating the inside of the melting furnace chamber, argon gas is introduced to make the inside of the melting furnace chamber an argon atmosphere, and a high-purity copper crucible cooled with water is used.
  • a cold crucible melting furnace which is a device that melts (melts and floats) a copper crucible and molten metal in a non-contact state, a crucible or gas phase (environment) as in the conventional melting process It is said that impurities can be prevented from being mixed into the molten metal and a high-purity material can be produced.
  • the manufacturing method is provided using the cold crucible melting furnace which is a special apparatus which consists of a crucible made of high-purity copper which made the inside of a melting furnace chamber argon atmosphere and was water-cooled.
  • the cold crucible melting furnace is generally used for producing a high purity material such as producing a high purity alloy ingot.
  • the content of inevitable impurities can be greatly reduced, but for the production of spheroidal graphite cast iron applied to automobile parts and machine parts, The resulting cast product is extremely expensive, which is problematic from the viewpoint of economic rationality.
  • Patent Document 1 After melting the raw material in a copper crucible and adding a spheroidizing agent, the molten metal is cooled and solidified in the copper crucible. According to this manufacturing method, the obtained spheroidal graphite cast iron becomes a massive cast that follows the shape of the crucible space. In this case, the advantage of casting, which is a working method with a high degree of freedom in shape, cannot be enjoyed.
  • a ladle or a mold is arranged in the chamber, and the chamber is evacuated or poured with an argon gas atmosphere or vacuum.
  • the equipment and equipment are special and large-scale, and the resulting cast product is more expensive, not economical and not practical.
  • there is no effective and practical method for removing free N from the melt of spheroidal graphite cast iron, and low-N raw materials such as high-purity pig iron and base metal are expensive even when attempting to dilute with a material having a low N content. And not economical.
  • the present invention has been made in view of the above-described conventional problems, and has an object of having excellent gas defect resistance such as pinholes due to free N and having excellent gas defect resistance, which is equal to or higher than conventional mechanical defects. It is to provide a spheroidal graphite cast iron having properties and machinability.
  • the spheroidal graphite cast iron excellent in gas defect resistance of the present invention is By mass ratio, C: 3.3 to 4%, Si: 2-3%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, Mn: 0.8% or less, Cu: 0.8% or less (excluding 0), Mg: 0.02 to 0.06%, Ti: 0.01 to 0.04%, V: 0.001 to 0.01%, Nb: 0.001 to 0.01% N: 0.004 to 0.008%, The balance substantially consists of Fe and inevitable impurities.
  • the spheroidal graphite cast iron of the present invention contains 0.015 to 0.045% in total of Ti, V and Nb by mass ratio, and further satisfies the following formula (1) with Ti, V, Nb and N. It is preferable to contain. 0.8 ⁇ (0.29Ti + 0.27V + 0.15Nb) /N ⁇ 2.0 (1) However, the element symbol in said Formula (1) shows content (mass ratio (%)) of each element in spheroidal graphite cast iron.
  • the spheroidal graphite cast iron of the present invention preferably contains P: 0.005% or more and S: 0.005% or more by mass ratio, and / or, further, Mn: 0.2% or more by mass ratio, Cu: It is preferable to contain 0.1% or more.
  • the spheroidal graphite cast iron of the present invention preferably has a tensile strength of 600 MPa or more and an elongation of 12% or more.
  • the spheroidal graphite cast iron of the present invention has excellent gas defect resistance with few gas defects such as pinholes due to free N.
  • C (carbon): 3.3 to 4% C is an element that contributes to fluidity of the molten metal and crystallization of graphite. If it is less than 3.3%, the fluidity at the time of casting is lowered, the number of graphite grains is reduced, chill (Fe 3 C: cementite) is easily generated, and the elongation of spheroidal graphite cast iron is lowered. On the other hand, when C exceeds 4%, shrinkage cavities are likely to be generated, and abnormal graphite is likely to be generated, resulting in a decrease in strength. For this reason, the C content is 3.3 to 4%. The lower limit of the C content is preferably 3.4%, more preferably 3.6%. The upper limit of the C content is preferably 3.9%, more preferably 3.8%.
  • Si (silicon) 2-3% Si is necessary for promoting the crystallization of graphite and improving the fluidity of the molten metal. If Si is less than 2%, chill is likely to be generated, and the machinability and elongation of spheroidal graphite cast iron are reduced. However, if Si exceeds 3%, the base of spheroidal graphite cast iron becomes brittle, and the toughness (impact value) and elongation are extremely lowered, and the strength and machinability are deteriorated. Therefore, the Si content is 2 to 3%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 2.1%, more preferably 2.2%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 2.9%, more preferably 2.8%.
  • P phosphorus
  • P is an element inevitably mixed from raw materials. P inhibits the spheroidization of graphite, and also solidifies in the matrix and embrittles the structure. Therefore, the P content is 0.05% or less.
  • the lower limit is not set, for example, it is not economical to reduce it to the detection limit or less, so the lower limit is preferably set to about 0.005%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.03%.
  • S is an element inevitably mixed from raw materials.
  • S is an element for inhibiting spheroidization of graphite, and its content is set to 0.02% or less.
  • the lower limit is not set, for example, it is not economical to reduce it to the detection limit or less, so the lower limit is preferably set to about 0.005%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.01%.
  • Mn manganese
  • Mn is an element inevitably mixed from the raw material, and has the effect of precipitating a pearlite phase as a pearlite phase stabilizing element.
  • the Mn content is preferably 0.2% or more.
  • Mn content shall be 0.8% or less.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.5%.
  • Cu (copper): 0.8% or less (excluding 0)
  • Cu is a pearlite phase stabilizing element and is an effective element for obtaining spheroidal graphite cast iron having a pearlite phase in the matrix structure and improved strength. Therefore, an appropriate amount can be contained without containing 0% according to the desired strength.
  • the Cu content is preferably 0.1% or more.
  • Cu exceeds 0.8% the spheroidal graphite cast iron becomes too hard, and the spheroidization of the graphite is hindered, so that the elongation and toughness of the spheroidal graphite cast iron are lowered. For this reason, Cu content is prescribed
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.6%.
  • Mg magnesium
  • Mg is an element necessary for spheroidizing graphite, which is important for improving mechanical properties such as strength and elongation of spheroidal graphite cast iron.
  • the Mg content is 0.02 to 0.06%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.025%, more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.05%, more preferably 0.04%.
  • Ti titanium
  • V vanadium
  • Nb niobium
  • Ti titanium
  • V and Nb are the most important essential elements as components constituting the spheroidal graphite cast iron of the present invention.
  • free N contained in the molten spheroidal graphite cast iron is finally (1) in the matrix phase, (2) in the nitride or carbonitride, (3) It is considered that N is mainly present in these three tissue elements among the gas defects formed by the nitrogen gas, not being fixed to the tissue elements of (1) and (2) but being released as nitrogen gas.
  • the amount of N that can be contained in the matrix phase of (1) has an upper limit of the solid solubility limit of the austenite phase generated at around 1000 ° C. that is the austenitizing temperature.
  • Ti, V, and Nb are strong carbonitride-forming elements (hereinafter, Ti, V, and Nb3 types of elements may be referred to as carbonitride-forming elements), and these elements are contained in a predetermined amount or more.
  • carbonitride-forming elements nitrides and carbonitrides (hereinafter, both may be collectively referred to as carbonitrides) are formed by combining with free N in the molten metal.
  • the crystallization temperature of the carbonitride formed by the carbonitride-forming element is higher than the crystallization start temperature of the austenite phase (matrix phase), and in the process where the molten metal cools and solidifies, , Formed earlier than the matrix phase.
  • N is a strong pearlite phase stabilizing element along with Mn and Cu, and promotes precipitation of the pearlite phase from the austenite phase.
  • the present invention by fixing free N with a carbonitride-forming element as described above, the amount of N dissolved in the austenite phase is reduced to suppress pearlite formation by N.
  • the precipitation amount of the pearlite phase can be stably adjusted by controlling the contents of Mn and Cu, it is possible to reduce variations in mechanical properties of the spheroidal graphite cast iron.
  • the contents of Ti, V and Nb are 0.01% or more and 0.001%, respectively. It is necessary to make it above and 0.001% or more.
  • the content of Ti, V, and Nb exceeds 0.04%, 0.01%, and 0.01%, respectively, extremely hard carbides and nitrides are formed, and the spheroidal graphite cast iron coating is formed. Machinability and mechanical properties (strength, elongation) decrease. Therefore, the Ti content is 0.01 to 0.04%, the V content is 0.001 to 0.01%, and the Nb content is 0.001 to 0.01%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.012%, more preferably 0.013%.
  • the upper limit of Ti content is preferably 0.035%, more preferably 0.025%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.002%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.004%, more preferably 0.003%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.002%, more preferably 0.004%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.006%, more preferably 0.005%.
  • one major feature of the present invention is not to contain Ti, V and Nb alone, but to contain these three elements in a composite manner and to regulate the content to an appropriate amount. .
  • the total amount of these carbonitride-forming elements can be reduced as compared with the case where each of them alone or only two of them are contained.
  • the charcoal to be contained is compared with the case of containing alone or only two of them. The total amount of nitride forming elements can be suppressed.
  • the amount of carbonitride that affects the mechanical properties and machinability is set within an appropriate range while sufficiently exerting the effect of fixing free N by the carbonitride formed by the carbonitride-forming element described above. As a result, it is possible to obtain a spheroidal graphite cast iron having both gas defect resistance, mechanical properties, and machinability.
  • Ti, V and Nb preferably 0.015 to 0.045% in total
  • the total content of Ti, V, and Nb can be in the range of 0.012 to 0.06% from the total amount of the upper limit and the lower limit of the content of each element.
  • Ti, V And Nb is preferably contained in a total of 0.015% or more.
  • the total content of Ti, V and Nb is set to 0.015 to 0.045%.
  • the lower limit of the total content of Ti, V and Nb is preferably 0.02%.
  • the upper limit of the total content of Ti, V and Nb is preferably 0.03%.
  • N nitrogen
  • N is an element mainly mixed from steel scrap such as a high-tensile steel plate.
  • steel scrap such as a high-tensile steel plate.
  • the free N in the molten metal is a carbonitride-forming element by containing a predetermined amount of the carbonitride-forming element as described above. Fixed to the formed carbonitride.
  • N contained in the spheroidal graphite cast iron including N fixed (solid solution) in the matrix phase becomes 0.004% or more.
  • the solid phase is solidified when the molten metal solidifies during casting. Excessive N that cannot be dissolved is released as nitrogen gas, which may cause gas defects such as pinholes in the spheroidal graphite cast iron. For this reason, N content shall be 0.004% or more.
  • N exceeds 0.008%, carbonitrides fixing N are also increasing, and the machinability and mechanical properties (strength, elongation) of the obtained spheroidal graphite cast iron may be reduced. There is sex. For this reason, N content shall be 0.008% or less. Therefore, the N content is set to 0.004 to 0.008%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.007%, more preferably 0.006%.
  • the carbonitride-forming elements Ti, V, and Nb are one-to-one with N in terms of the number of atoms, the total amount of carbonitride-forming elements shown in the following formulas (2) and (3) ( If the ratio of T) to the amount of N (N), that is, the amount ratio (molar ratio) T / N is within a predetermined range, the balance between the carbonitride-forming element and N becomes appropriate, and the N content Therefore, the total content of Ti, V and Nb is sufficient.
  • the material amount ratio T / N between the total amount of carbonitride-forming elements (T) and the amount of N (N) is arranged in consideration of the atomic weight (0.29Ti + 0. 27V + 0.15Nb) / N.
  • the coefficient multiplied by the carbonitride-forming element is a coefficient obtained from the ratio of the atomic weight of N and each element, where 0.29 is the atomic weight ratio of N and Ti (14/48), and 0.27 is N
  • the atomic weight ratio of V and V (14/51), 0.15 indicates the atomic weight ratio of N and Nb (14/93).
  • the value of the formula (1) is 0.8 or more, since it contains an appropriate amount of carbonitride-forming element with respect to N, in the spheroidal graphite cast iron obtained using a molten metal with a large amount of free N However, sufficient gas defect resistance can be obtained by fixing N exceeding the solid solubility limit of the austenite phase without excessive or insufficient carbonitride-forming elements.
  • the value of Formula (1) is 2.0 or less, formation of carbonitride is suppressed to the minimum, and mechanical properties (strength, elongation) and machinability are improved.
  • the value of (0.29Ti + 0.27V + 0.15Nb) / N is preferably in the range of 0.8 to 2.0.
  • N is formed as carbonitride without excess or deficiency. It is assumed that the solid solution of N in the austenite phase disappears, but the yield of formation of carbonitride and the promotion of precipitation of the pearlite phase by moderate solid solution in the austenite phase and molecularization as nitrogen gas.
  • the value on the left side of Formula (1) is more preferably 1.0, and most preferably 1.2.
  • the value on the right side of Formula (1) is more preferably 1.7, and most preferably 1.5.
  • the spheroidal graphite cast iron of the present invention preferably has a mechanical property of a tensile strength of 600 MPa or more and an elongation of 12% or more.
  • Spheroidal graphite cast iron having a tensile strength of 600 MPa or more and an elongation of 12% or more has mechanical properties equal to or better than conventional ones, and thus is suitable for use in structural members and the like as conventional spheroidal graphite cast iron. It is.
  • the tensile strength is more preferably 610 MPa or more, and most preferably 620 MPa or more.
  • the elongation is more preferably 13% or more, and most preferably 14% or more.
  • the addition amount of elements such as Mn and Cu that are relatively easy to control, and specifically, the Mn content. Is preferably 0.2 to 0.5%, and the Cu content is preferably 0.2 to 0.6%.
  • Raw iron, steel scrap and spheroidal graphite cast iron return scrap as raw materials are melted in a high-frequency melting furnace with a capacity of 100 kg, and added with carburizing material, Fe-Ti, Fe-V, Fe-Nb and Fe-Si alloy The adjusted molten metal was melted.
  • the steel scrap is a high-strength steel plate having an N content of 0.05%, and the ratio of steel scrap is 100% of the raw material total ratio of pig iron, steel scrap and return scrap, which will be described later.
  • 40% was used, and in the reference examples, 0% was not added.
  • molten metal as a graphite spheroidizing agent, a ladle provided with an Fe—Si—Mg alloy and a cover material made of steel plate covering the molten metal was poured out at about 1500 ° C. and subjected to a spheroidizing process by a sandwich method.
  • the amount of N (free N) contained in the molten metal after the spheroidizing treatment is in the range of 0.005 to 0.009% in any of the examples and comparative examples described below, and is 0 in the reference example. It was 0.003%.
  • the molten spheroidized metal is poured into a sand mold at about 1400 ° C., a plurality of 1-inch Y blocks, a flat plate test piece mold for gas defect area ratio evaluation described later, and a cylindrical test for machinability evaluation. Cast into a mold for one piece. During pouring, Fe—Si alloy powder was added to the molten metal flow and inoculated.
  • spheroidal graphite cast iron having the composition shown in Table 1 was obtained.
  • Examples 1 to 16 are spheroidal graphite cast irons within the composition range defined in the present invention
  • Comparative Examples 1 to 11 and the reference example are spheroidal graphite cast irons outside the composition range defined in the present invention.
  • Comparative Example 1 and Comparative Examples 7 to 11 are spheroidal graphite cast iron in which the content of any one or more elements of Ti, V, Nb and N is too large.
  • Comparative Examples 2 to 6 and Reference Examples are Ti, Spheroidal graphite cast iron in which the content of any one or more elements of V, Nb, and N is too small.
  • the composition of the obtained spheroidal graphite cast iron was confirmed with a glow discharge mass spectrometer (product name: VG9000, hereinafter simply referred to as GDMS) manufactured by VG.
  • GDMS glow discharge mass spectrometer
  • N contained in the gas defect (3) cannot be measured among N located in each of the above-described tissue elements. Accordingly, the amount (mass ratio) of N shown in Table 1 is the amount of N dissolved in the matrix phase of (1) and the amount of N fixed to the carbonitride of (2).
  • test piece was cut out from each specimen of spheroidal graphite cast iron obtained by the casting described above, and the following evaluation was performed.
  • FIG. 1A and 1B are schematic views of a flat test piece for measuring a gas defect.
  • FIG. 1A is a plan view and FIG. 1B is a side view.
  • the flat test piece 10 has a width of 60 mm, a length of 150 mm, and a thickness of 10 to 15 mm.
  • Each flat test piece 10 includes a flat test piece 10, a feeder 11 having a diameter of 45 mm ⁇ height of 60 mm, a gate (not shown), a runner 12 a having a width of 35 mm ⁇ thickness of 3 mm, and a width of 40 mm ⁇ thickness.
  • a transmission X-ray imaging apparatus (trade name EX-260GH-3, manufactured by Toshiba Corporation) was used above each flat test piece (in the direction perpendicular to the plane of FIG. 1A). ), X-rays were irradiated under the conditions of a tube voltage of 192 kV and an irradiation time of 3 minutes, and a transmission X-ray photograph was taken.
  • the specimens of Examples 1 to 16 in which the contents of Ti, V, Nb and N are within the composition range of the present invention are any one of Ti, V, Nb and N.
  • the gas defect area ratio was lower than that of the test pieces of Comparative Examples 2 to 6 in which the content of the above elements was too small.
  • the gas defect area ratio is preferably 11% or less, more preferably 10.5% or less, and most preferably 10% or less.
  • tool life improvement rate was used as an index of the machinability improvement effect that is not affected by them.
  • the tool life improvement rate is a value (A / B) obtained by dividing the tool life A of the spheroidal graphite cast iron of each example and each comparative example by the tool life B of the spheroidal graphite cast iron of the reference example showing the prior art level.
  • Table 2 shows the tool life improvement rates (times) of Examples 1 to 16, Comparative Examples 1 to 11, and Reference Example.
  • Examples 1 to 16 within the composition range of the present invention all had a tool life improvement rate in the range of 1.0 to 1.3 times. From the results of Examples 1 to 16, it can be seen that the spheroidal graphite cast iron of the present invention has machinability equal to or higher than that of the conventional one. On the other hand, Comparative Example 1 and Comparative Examples 7 to 11 in which the content of any one or more elements of Ti, V, Nb, and N is too large have a tool life improvement rate of less than 1.0 times. Yes, machinability was bad.
  • the tool life improvement rate is preferably 1.1 times or more, more preferably 1.2 times or more, and most preferably 1.3 times or more.
  • the spheroidal graphite cast iron of the present invention is a spheroidal graphite cast iron having mechanical properties and machinability that are equal to or higher than those of the conventional steel and also having excellent gas defect resistance.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)

Abstract

遊離Ｎに起因したピンホールなどのガス欠陥が少ない優れた耐ガス欠陥性を有し、従来同等以上の機械的特性および被削性を有する球状黒鉛鋳鉄を提供する。質量比で、Ｃ：３．３～４％、Ｓｉ：２～３％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｃｕ：０．８％以下（０を含まず）、Ｍｇ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：０．０１～０．０４％、Ｖ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００４～０．００８％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる優れた耐ガス欠陥性を有する球状黒鉛鋳鉄を提供する。

Description

耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄
　本発明は、耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄に関する。
　球状黒鉛鋳鉄は、優れた機械的特性及び良好な鋳造性を有することから、種々の自動車部品や機械部品に広く使用されている。球状黒鉛鋳鉄の製造には、主な原材料として銑鉄、鋼屑（スクラップ）、戻り屑（鋳造リターン材）などが使用されている。前記の原材料のうち、従来は鋳物用の銑鉄が球状黒鉛鋳鉄の原材料として主体であったものの、近年は高騰した銑鉄に代わって、資源の有効活用の観点から鋼屑を主体に使用するのが一般的になっている。鋼屑は、自動車産業の成長にともなって大量に発生し、安価に供給されることから球状黒鉛鋳鉄をはじめ鋳鉄全般の原材料として多用されるようになってきた。
　ここで、自動車産業で発生する鋼屑は、自動車の車体用プレス加工屑などからなり、近年、その鋼材としては、高張力鋼板（ハイテン）の占める割合が高くなってきている。この理由は、自動車の車体等には、燃費改善による環境保全の観点から軽量化が要求される一方で、衝突時の乗員の安全性確保の観点から強度や剛性の確保も要求されている。そのため、自動車の車体等には軽量化と高強度化・高剛性化を両立することが求められ、これに呼応するために高濃度のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等を含む高張力鋼板が多用される傾向にある。不可避的に多量のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等が含まれる鋼屑を原材料として用いると、球状黒鉛鋳鉄としたときに黒鉛の晶出を阻害したり炭化物が生成されるため延性（伸び特性）を低下させたりするといった問題がある。原材料に不可避的に含まれるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等に起因する問題を解決するために、球状黒鉛鋳鉄の溶解工程で溶湯中からこれらの元素を除去するための種々の提案がなされている。
　ところで、高張力鋼板の中には、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの他に、Ｎ（窒素）を含有して炭窒化物で析出硬化したり、窒化処理を施すことで高強度化を図ったものもある。これらの高張力鋼板はＮ含有量が数百ｐｐｍに及ぶものもある。このように不可避的に多量のＮを含む鋼屑を原材料として用いて球状黒鉛鋳鉄を製造する場合、この原材料を溶解した溶湯中に含まれる遊離Ｎが増加する可能性がある。なお、以下の説明において、「遊離Ｎ」とは、固相や固溶体を構成する原子を構成していない、自由な状態の窒素原子のことを指し、「Ｎ」とは元素としての窒素のことを指す。
　また、一般的に、球状黒鉛鋳鉄の溶解工程で溶製される溶湯（元湯）は、Ｓｉ、Ｍｎを含有するために溶解工程の段階で脱酸され、その後、元湯を取鍋に移行後に施される球状化処理で添加されるＭｇや接種処理で添加されるＳｉによって、更に強力に脱酸される。このように脱酸された球状黒鉛鋳鉄用の溶湯は、溶解炉から取鍋への出湯工程や取鍋から鋳型への注湯工程において溶湯が大気に触れると、大気中の遊離Ｎを吸収または吸蔵しやすい性質がある。
　上記のように大気由来の遊離Ｎを吸収または吸蔵しやすい性質を有する球状黒鉛鋳鉄用の溶湯において、更に、原材料として、不可避的に多量のＮを含むＮ含有量の多い鋼屑の配合が増加すると、この鋼屑由来の遊離Ｎにより溶湯中の遊離Ｎが増加し、鋳造製品に遊離Ｎに起因した窒素ガス（Ｎ2ガス）からなるピンホールなどのガス欠陥の発生傾向が高まる。具体的には、遊離Ｎが過剰に含まれた溶湯が凝固する際には、固相中に固溶しきれない遊離Ｎが窒素ガスとして放出されて、鋳造製品に窒素ガスからなるピンホールなどのガス欠陥を生ずることがある。球状黒鉛鋳鉄にガス欠陥を生ずると、外観上の不良のみならず、微細な空孔欠陥に起因して強度や伸びなど機械的特性の悪化を招くという問題が生じるおそれがある。
　球状黒鉛鋳鉄など鋳鉄中に混入するＮを含む不純物の含有量を低減する技術として、特許文献１には、質量比で炭素：２．０～４．０％と、ケイ素：１．０～３．０％と、硫黄：０．０２％以下とを有し、残部が鉄と微量の不可避的不純物からなる合金を、コールドクルーシブル溶解炉に投入して溶解した後、これにマグネシウム、カルシウム、及び希土類元素のいずれか１又は２以上からなる球状化促進元素を含む球状化処理剤を、球状化促進元素が最終組成で０．０１～０．１％になるように添加し、黒鉛化を促進させる接種処理を行うことなく冷却させ、鉄との合金を造る製造方法を適用することにより、質量比で炭素：２．０～４．０％と、マグネシウム、カルシウム、及び希土類元素のいずれか１又は２以上からなる球状化促進元素：０．０１～０．１％と、ケイ素：１．０～３．０％と、硫黄：０．０２％以下とを有し、残部が鉄と不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のコバルト、銅、及びニッケル以外の元素を極力微量にして、－６０℃又は－８０℃におけるシャルピー衝撃試験での吸収エネルギー値が、Ｖノッチ試験片で１４Ｊ／ｃｍ2以上であるとする球状黒鉛鋳鉄の記載がある。
　特許文献１によれば、原材料の溶解にあたり、溶解炉チャンバー内を真空排気した後、アルゴンガスを導入して溶解炉チャンバー内をアルゴン雰囲気とするとともに、水冷した高純度の銅製のるつぼを使用し、疑似的に銅製のるつぼと溶融金属とを非接触状態にして溶解（浮揚溶解）する装置であるコールドクルーシブル溶解炉を用いることで、従来の溶解工程のような、るつぼあるいは気相（環境）から溶融金属への不純物の混入が防止され、高純度の材料を作製できるとしている。また、特許文献１の球状黒鉛鋳鉄において、不可避的不純物中のコバルト、銅、及びニッケル以外の元素を、それぞれ質量比で０．００３％以下にすることで、更に介在物を少なくできると共に、内部の脆弱部分を減少させた球状黒鉛鋳鉄を提供できるとしている。
特開２００４－１６９１６７
　特許文献１に開示された球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、アルゴン雰囲気で原材料を溶解し、そのまま凝固させて球状黒鉛鋳鉄を形成するので、溶湯中に含まれる遊離Ｎが低減され、もって球状黒鉛鋳鉄に発生する遊離Ｎを起因としたガス欠陥が抑制される可能性はある。しかしながら、原材料として、高純度の、例えば４Ｎ（９９．９９％、質量比）レベル程度の電解鉄、半導体用シリコン、高純度化処理した黒鉛等を使用しており、出発原料自体が高純度の原材料である。しかも、その製造方法は、溶解炉チャンバー内をアルゴン雰囲気にするとともに、水冷した高純度の銅製のるつぼからなる特殊な装置であるコールドクルーシブル溶解炉を用いて提供されるものである。コールドクルーシブル溶解炉は、一般には高純度の合金鋳塊を製造するなど、高純度材料の製造に用いられるものである。このように高純度の原材料や特殊な装置を用いた場合、不可避的不純物の含有量を大幅に低減することができるけれども、自動車部品や機械部品に適用する球状黒鉛鋳鉄の製造に対しては、得られる鋳造製品が極めて高価なものとなり、経済合理性の観点からは問題がある。
　また、特許文献１の製造方法によれば、銅製のるつぼ内で原材料を溶解し、球状化処理剤を添加した後、溶湯の冷却及び凝固は、銅製のるつぼ内で行うとしている。この製造方法によれば、得られる球状黒鉛鋳鉄はるつぼの空間の形状を倣った塊状の鋳造品となる。これでは本来、形状自由度が高い工作法である鋳造の利点を享受できない。
　すなわち、自動車部品や機械部品など自由形状を有する鋳造製品を得るには、溶解炉から直接、或いは取鍋を介して、製品形状を画成したキャビティを有する鋳型に注湯した後、冷却、凝固する必要がある。そして、工業生産上、現実的かつ合理的なコストで鋳造製品を製造するためには、溶解炉から取鍋への出湯工程や取鍋から鋳型への注湯工程を、大気中で行えることが重要である。
　ここで、溶湯中への遊離Ｎの溶け込み（吸収、吸蔵）を抑制するため、取鍋や鋳型をチャンバー内に配置して、チャンバー内をアルゴンガス雰囲気や真空としたうえで出湯や注湯することも考えられるが、設備、装置が特殊かつ大掛かりなものとなり、得られる鋳造製品は一層高価なものとなり、経済的でなくかつ現実的でない。加えて、球状黒鉛鋳鉄の溶湯から遊離Ｎを取り除くために有効かつ実用的な方法はなく、Ｎ含有量の低い材料で希釈しようとしても、例えば高純度銑鉄やベースメタル等の低Ｎ原材料は高価であり、経済的ではない。
　そして、近年では、上記したように球状黒鉛鋳鉄の原材料にＮが不可避的な含有量として多く含有することが避けられない状況になっている。また、上記したような遊離Ｎの由来元の代表的な一例である鋼屑や大気以外にも、例えば原材料を構成する他の材料や原材料を溶解する溶解炉の炉材など、溶湯に溶存する可能性のある遊離Ｎの由来元は数多く存在する。そのため、例えば鋼屑由来の遊離Ｎを除去したり、高価な銑鉄等で希釈したりすることなく、溶湯に遊離Ｎを含有したまま、この遊離Ｎに起因したピンホールなどのガス欠陥を生ずることのない球状黒鉛鋳鉄を得ることができれば、工業的に非常に有効である。
　本発明は上記した従来の課題に鑑みてなされたものであり、その目的は、遊離Ｎに起因したピンホールなどのガス欠陥が少ない優れた耐ガス欠陥性を有し、従来同等以上の機械的特性及び被削性を有する球状黒鉛鋳鉄を提供することにある。
　即ち、本発明の耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄は、
質量比で、
Ｃ：３．３～４％、
Ｓｉ：２～３％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｍｎ：０．８％以下、
Ｃｕ：０．８％以下（０を含まず）、
Ｍｇ：０．０２～０．０６％、
Ｔｉ：０．０１～０．０４％、
Ｖ：０．００１～０．０１％、
Ｎｂ：０．００１～０．０１％、
Ｎ：０．００４～０．００８％、
残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　本発明の球状黒鉛鋳鉄は、質量比で、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂを合計で０．０１５～０．０４５％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮを下記式（１）を満足するように含有することが好ましい。
　０．８≦（０．２９Ｔｉ＋０．２７Ｖ＋０．１５Ｎｂ）／Ｎ≦２．０ ・・・（１）
ただし、上記式（１）中の元素記号は球状黒鉛鋳鉄中の各元素の含有量（質量比（％））を示す。
　本発明の球状黒鉛鋳鉄は、質量比で、Ｐ：０．００５％以上、Ｓ：０．００５％以上を含有することが好ましく、または／さらに、質量比で、Ｍｎ：０．２％以上、Ｃｕ：０．１％以上を含有することが好ましい。
　本発明の球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが６００ＭＰａ以上であり、かつ伸びが１２％以上であることが好ましい。
　本発明の球状黒鉛鋳鉄は、遊離Ｎに起因したピンホールなどのガス欠陥が少ない優れた耐ガス欠陥性を有する。
ガス欠陥を測定するための平板状試験片の概略平面図である。 ガス欠陥を測定するための平板状試験片の概略側面図である。
　本発明の球状黒鉛鋳鉄の構成について以下詳細に説明する。なお、合金を構成する各元素の含有量は、特に断りのない限り質量比（％）で示す。また、下記実施形態では、本発明の一実施形態として、鋼屑由来の遊離Ｎに起因したガス欠陥の低減について説明しているが、本発明は、下記実施形態に限定されない。
（１）Ｃ（炭素）：３．３～４％
　Ｃは、溶湯の流動性や黒鉛の晶出に寄与する元素である。３．３％未満では鋳造時の流動性が低下するとともに、黒鉛粒数が減少してチル（Ｆｅ3Ｃ：セメンタイト）を生成しやすく、球状黒鉛鋳鉄の伸びが低下する。一方、Ｃが４％を超えると引け巣が発生しやすくなるとともに、異常黒鉛が生じやすくなり強度が低下する。このため、Ｃ含有量は３．３～４％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは３．４％であり、より好ましくは３．６％である。またＣ含有量の上限は好ましくは３．９％であり、より好ましくは３．８％である。
（２）Ｓｉ（ケイ素）：２～３％
　Ｓｉは、黒鉛の晶出を促進したり、溶湯の流動性を高めたりするのに必要である。Ｓｉは、２％未満ではチルを生成しやすく、球状黒鉛鋳鉄の被削性と伸びが低下する。しかし、Ｓｉは３％を超えると球状黒鉛鋳鉄の基地が脆くなり、靭性（衝撃値）と伸びが極端に低下するとともに、強度と被削性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２～３％とする。
Ｓｉ含有量の下限は好ましくは２．１％であり、より好ましくは２．２％である。またＳｉ含有量の上限は好ましくは２．９％であり、より好ましくは２．８％である。
（３）Ｐ（リン）：０．０５％以下
　Ｐは、原材料から不可避的に混入する元素である。Ｐは黒鉛の球状化を阻害し、また基地中に固溶して組織を脆化させる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。一方、下限は定めないが、例えば検出限界以下に低減することは経済的でないことから、その下限を０．００５％程度とすることが望ましい。Ｐ含有量の上限は好ましくは０．０３％である。
（４）Ｓ（硫黄）：０．０２％以下
　Ｓは、原材料から不可避的に混入する元素である。Ｓは、黒鉛の球状化阻害元素であり、その含有量を０．０２％以下とする。一方、下限は定めないが、例えば検出限界以下に低減することは経済的でないことから、その下限を０．００５％程度とすることが望ましい。Ｓ含有量の上限は好ましくは０．０１％である。
（５）Ｍｎ（マンガン）：０．８％以下
　Ｍｎは、原材料から不可避的に混入する元素であるが、パーライト相安定化元素としてパーライト相を析出させる作用を有する。基地組織にパーライト相を安定して析出させて強度を向上した球状黒鉛鋳鉄を得る場合、Ｍｎ含有量は０．２％以上とすることが好ましい。一方、その含有量が０．８％を超えると、チルの生成が顕著となり、球状黒鉛鋳鉄の靭性、伸び及び被削性を悪化させる。このため、Ｍｎ含有量は０．８％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は好ましくは０．５％である。
（６）Ｃｕ（銅）：０．８％以下（０を含まず）
　Ｃｕは、パーライト相安定化元素であり、基地組織にパーライト相を含み強度を向上させた球状黒鉛鋳鉄を得る場合に有効な元素である。このため所望する強度に応じて０％を含まず適量含有することができる。パーライト相を安定して生成するためにはＣｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕが０．８％を超えると、球状黒鉛鋳鉄は高硬度になりすぎ、また黒鉛球状化が阻害されて、球状黒鉛鋳鉄の伸び及び靭性が低下する。このため、Ｃｕ含有量は０．８％以下に規定する。Ｃｕ含有量の上限は好ましくは０．６％である。
（７）Ｍｇ（マグネシウム）：０．０２～０．０６％
　Ｍｇは、球状黒鉛鋳鉄の強度や伸びなどの機械的特性を向上する上で重要となる黒鉛球状化に必要な元素であるが、その含有量が０．０２％未満では黒鉛球状化の効果が不十分である。一方、Ｍｇ含有量が０．０６％を超えるとチルや引け巣が生成しやすくなり、球状黒鉛鋳鉄の被削性及び靭性が低下する。このため、Ｍｇ含有量は０．０２～０．０６％とする。Ｍｇ含有量の下限は好ましくは０．０２５％であり、より好ましくは０．０３％である。またＭｇ含有量の上限は好ましくは０．０５％であり、より好ましくは０．０４％である。
（８）Ｔｉ（チタン）：０．０１～０．０４％、Ｖ（バナジウム）：０．００１～０．０１％、Ｎｂ（ニオブ）：０．００１～０．０１％
　Ｔｉ、Ｖ及びＮｂは、本発明の球状黒鉛鋳鉄を構成する成分として最も重要な必須元素である。球状黒鉛鋳鉄の溶湯に含まれる遊離Ｎは、当該溶湯で得られた球状黒鉛鋳鉄の組織要素という観点から、最終的に、（１）マトリックス相中、（２）窒化物または炭窒化物中、（３）前記（１）及び（２）の組織要素に固定されず窒素ガスとして放出され、当該窒素ガスで形成されたガス欠陥中、主にこの３つの組織要素にＮとして存在すると考えられる。なお、（１）のマトリックス相中に含まれうるＮの量は、オーステナイト化温度である１０００℃付近で生成されるオーステナイト相の固溶限を上限とする。
　Ｔｉ、Ｖ及びＮｂは、強力な炭窒化物形成元素であり（以下、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ３種の元素を、炭窒化物形成元素という場合がある。）、これらの元素を所定量以上含有せしめることで、溶湯中の遊離Ｎと化合して窒化物や炭窒化物（以下、両者を総称して炭窒化物と言う場合がある。）が形成される。そして、上記炭窒化物形成元素により形成される炭窒化物の晶出温度は、オーステナイト相（マトリックス相）の晶出開始温度よりも高く、溶湯が冷却し凝固する過程で、上記炭窒化物は、マトリックス相よりも早い時期に形成される。その結果、オーステナイト相のＮの固溶限を超えて過剰に溶湯中に溶存している遊離Ｎが炭窒化物として固定される。これにより、Ｎが所望以上に含有された原材料を使用して形成された球状黒鉛鋳鉄であっても、オーステナイト相の固溶限を超えた遊離Ｎが、凝固する際に溶湯中から窒素ガスとして放出されることを抑制し、ガス欠陥の発生が防止される。
　また、上記したガス欠陥の生成防止という効果に加え、炭窒化物形成元素による溶湯中の遊離Ｎの固定により、オーステナイト相に固溶するＮの量の変動を抑制して、得られた球状黒鉛鋳鉄の機械的特性のバラツキを低減することができるという効果も奏することができる。すなわち、Ｎは、Ｍｎ及びＣｕと並ぶ強力なパーライト相安定化元素でありオーステナイト相からのパーライト相の析出を促進する。そして、従来のようにＮの少ない鋼屑を使用すると、溶解ロット（チャージ）間における原材料に含まれるＮの量が比較的均一となり、当該原材料を溶解した溶湯中の遊離Ｎの変動も小さい。このため、所望するパーライト相を得るためには、Ｍｎ及びＣｕといった含有量の制御が比較的容易な元素の添加量を調整し、パーライト相の析出量を制御できる。
　しかし、Ｎの少ない鋼屑に加え、Ｎの多い鋼屑も原材料として使用すると、原材料に含まれる鋼屑の構成により溶解ロット間における原材料に含まれるＮの量が変動し、溶湯中の遊離Ｎの量の変動も大きくなる。このため、オーステナイト相に固溶するＮの量も変動し、パーライト相の析出量も不安定となり、溶解ロット間における球状黒鉛鋳鉄の機械的特性（強度、伸び）のバラツキの原因となる。一方で、本発明においては、上記のように炭窒化物形成元素による遊離Ｎの固定により、オーステナイト相に固溶するＮの量を低減してＮによるパーライト化を抑制している。これにより、Ｍｎ及びＣｕの含有量の制御によりパーライト相の析出量を安定して調整可能となるので、球状黒鉛鋳鉄の機械的特性のバラツキを低減せしめることができる。
　上記した炭窒化物形成元素により形成された炭窒化物による遊離Ｎの固定効果を得るためには、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂは、その含有量が、夫々、０．０１％以上、０．００１％以上及び０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂは、その含有量が、夫々、０．０４％、０．０１％及び０．０１％を超えると極めて硬質の炭化物や窒化物を形成して、球状黒鉛鋳鉄の被削性及び機械的特性（強度、伸び）が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．０１～０．０４％、Ｖ含有量は０．００１～０．０１％、Ｎｂ含有量は０．００１～０．０１％とする。
　Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．０１２％であり、より好ましくは０．０１３％である。またＴｉ含有量の上限は好ましくは０．０３５％であり、より好ましくは０．０２５％である。
　Ｖ含有量の下限は好ましくは０．００２％である。またＶ含有量の上限は好ましくは０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
　Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．００２％であり、より好ましくは０．００４％である。またＮｂ含有量の上限は好ましくは０．００６％であり、より好ましくは０．００５％である。
　上記のように炭窒化物形成元素を所定量含有せしめ、遊離Ｎを炭窒化物として固定することで、遊離Ｎに起因したピンホールなどのガス欠陥が少ない優れた耐ガス欠陥性を有し、しかも機械的特性のバラツキが低減されるとともに過多な炭窒化物の形成が抑制され、従来同等以上の機械的特性（強度、伸び）や被削性を有する球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。
　さらに、本発明の一つの大きな特徴は、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂを各々単独で含有せしめるのではなく、この３つの元素を複合して含有せしめ、かつその含有量を適正量に規制することにある。このようにＴｉ、Ｖ及びＮｂを上記した数値範囲で全て含有させることにより、各々単独またはいずれか２種のみを含有させた場合よりも、これら炭窒化物形成元素の総量を低減せしめることができる。具体的には、同一量の炭窒化物を形成するのに、上記３種の炭窒化物形成元素を複合含有させることにより、単独またはいずれか２種のみを含有させる場合に対し、含有させる炭窒化物形成元素の総量を抑制することができる。これにより、上記した、炭窒化物形成元素により形成された炭窒化物による遊離Ｎの固定効果を充分に発揮させつつ、機械的特性及び被削性に影響を及ぼす炭窒化物量を適正な範囲とし、もって、耐ガス欠陥性と機械的特性及び被削性とが両立した球状黒鉛鋳鉄を得ることができるのである。
（９）Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ：好ましくは合計で０．０１５～０．０４５％
　Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの複合含有の総量は、各元素の含有量の上限と下限の合計量から、０．０１２～０．０６％の範囲をとり得る。後述するＮ含有量の範囲において、遊離Ｎを炭窒化物として固定することでガス欠陥の発生を抑制し、かつ機械的特性のバラツキを低減する効果をより顕在化させるためには、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂを合計で０．０１５％以上含有させるのが好ましい。一方、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの総量が０．０４５％を超えると硬質の炭化物や窒化物の形成傾向が高まり、球状黒鉛鋳鉄の被削性及び機械的特性（強度、伸び）の低下が顕著となる。従って、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は合計で０．０１５～０．０４５％とする。Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの合計含有量の下限は好ましくは０．０２％である。また、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの合計含有量の上限は好ましくは０．０３％である。
（１０）Ｎ（窒素）：０．００４～０．００８％
　Ｎは、主に高張力鋼板などの鋼屑から混入する元素である。このような鋼屑を原材料とし溶解工程を経て得られた球状黒鉛鋳鉄の溶湯中には、遊離Ｎが０．００８～０．０１５％程度含まれている。このように遊離Ｎの多い溶湯を使用して得られた球状黒鉛鋳鉄でも、上記のように炭窒化物形成元素を所定量含有せしめることにより、溶湯中の遊離Ｎは、炭窒化物形成元素で形成された炭窒化物に固定される。その結果、マトリクス相に固定（固溶）しているＮも含め、球状黒鉛鋳鉄が含むＮは０．００４％以上となる。一方、遊離Ｎの多い溶湯を使用して得られた球状黒鉛鋳鉄にも関わらず、Ｎの含有量が０．００４％未満であると、鋳造時に、溶湯が凝固する際に固相中に固溶しきれない過剰のＮが窒素ガスとして放出されて、球状黒鉛鋳鉄にピンホールなどのガス欠陥を生ずる可能性がある。このため、Ｎ含有量は０．００４％以上とする。一方で、Ｎが０．００８％を超えると、Ｎを固定している炭窒化物も増加しており、得られる球状黒鉛鋳鉄の被削性及び機械的特性（強度、伸び）が低下する可能性がある。このため、Ｎ含有量は、０．００８％以下とする。従って、Ｎ含有量は０．００４～０．００８％とする。Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００７％であり、より好ましくは０．００６％である。
（１１）式（１）：０．８≦（０．２９Ｔｉ＋０．２７Ｖ＋０．１５Ｎｂ）／Ｎ≦２．０
　本発明の球状黒鉛鋳鉄において、耐ガス欠陥性をいっそう向上させるとともに機械的特性（強度、伸び）や被削性をいっそう向上させるために、上記組成範囲の要件を満足した上で、式（１）を満足することが好ましい。なお、式（１）中の元素記号は球状黒鉛鋳鉄中の各元素の含有量（質量比（％））を示す。炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｖ及びＮｂは、Ｎと原子数で１対１で結びつくことから、以下の式（２）及び（３）に示す炭窒化物形成元素の合計の物質量（Ｔ）とＮの物質量（Ｎ）との比、即ち物質量比（モル比）Ｔ／Ｎが所定の範囲にあれば、炭窒化物形成元素とＮとのバランスが適切となり、Ｎ含有量に対し必要十分なＴｉ、Ｖ及びＮｂの合計含有量となる。物質量比（モル比）Ｔ／Ｎを所定の範囲内とすることで、遊離Ｎの多い溶湯を使用して得られた球状黒鉛鋳鉄においても、オーステナイト相の固溶限を超えたＮを、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂが炭窒化物として固定する一方で過多な炭窒化物の形成を抑制して、耐ガス欠陥性、機械的特性（強度、伸び）及び被削性をいっそう向上せしめる。
Ｔ＝（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３） ・・・（２）
Ｎ＝Ｎ／１４ ・・・（３）
炭窒化物形成元素の合計の物質量（Ｔ）とＮの物質量（Ｎ）との物質量比Ｔ／Ｎを原子量を考慮して整理したものが式（１）中の（０．２９Ｔｉ＋０．２７Ｖ＋０．１５Ｎｂ）／Ｎである。炭窒化物形成元素に乗じた係数は、Ｎと各元素との原子量の比から求めた係数であって、各々０．２９はＮとＴｉの原子量比（１４／４８）、０．２７はＮとＶの原子量比（１４／５１）、０．１５はＮとＮｂの原子量比（１４／９３）を示す。
　式（１）の値が０．８以上の場合、Ｎに対して炭窒化物形成元素を適正量含んでいることになるので、遊離Ｎの多い溶湯を使用して得られた球状黒鉛鋳鉄においても、オーステナイト相の固溶限を超えたＮを炭窒化物形成元素が過不足なく固定して、十分な耐ガス欠陥性が得られる。一方、式（１）の値が２．０以下の場合、炭窒化物の形成が最小限に抑制され、機械的特性（強度、伸び）や被削性が向上する。従って、本発明の球状黒鉛鋳鉄においては、（０．２９Ｔｉ＋０．２７Ｖ＋０．１５Ｎｂ）／Ｎの値が０．８～２．０の範囲内にあることが好ましい。理論的には、球状黒鉛鋳鉄中のＴｉ、Ｖ及びＮｂとＮとの物質量比が１、即ち式（１）の値が１の場合には、Ｎが過不足なく炭窒化物として形成され、オーステナイト相へのＮの固溶はなくなるものと想定されるが、炭窒化物の形成の歩留及びＮのオーステナイト相への適度な固溶によるパーライト相の析出促進や窒素ガスとして分子化するには２個の遊離Ｎ（原子）が必要な点などを考慮すると、実際には０．８～２．０の範囲が好適である。なお式（１）の左辺の値は１．０がより好ましく、１．２が最も好ましい、また式（１）の右辺の値は１．７がより好ましく、１．５が最も好ましい。
　（１２）機械的特性
　本発明の球状黒鉛鋳鉄は、その機械的特性が引張強さ６００ＭＰａ以上、かつ伸び１２％以上であるのが好ましい。引張強さ６００ＭＰａ以上、かつ伸び１２％以上の機械的特性を有する球状黒鉛鋳鉄は、従来同等以上の機械的特性を有することから、従来の球状黒鉛鋳鉄と同様に構造部材等に使用して好適である。引張強さは６１０ＭＰａ以上がより好ましく、６２０ＭＰａ以上が最も好ましい。また、伸びは１３％以上がより好ましく、１４％以上が最も好ましい。なお、引張強さ６００ＭＰａ以上、かつ伸び１２％以上とするには、Ｍｎ及びＣｕといった含有量の制御が比較的容易な元素の添加量を調整することが好ましく、具体的には、Ｍｎ含有量を０．２～０．５％、かつＣｕ含有量を０．２～０．６％とすることが好ましい。
　本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものではない。ここでも、球状黒鉛鋳鉄を構成する各元素の含有量は、特に断りがない限り質量比（％）で表す。また、以下説明する実施例は本発明の範囲内の例、比較例は本発明の範囲外の例、参考例は従来技術の水準を示す例である。
　原材料となる銑鉄、鋼屑、球状黒鉛鋳鉄の戻り屑を容量１００ｋｇの高周波溶解炉で溶解し、加炭材、Ｆｅ－Ｔｉ、Ｆｅ－Ｖ、Ｆｅ－Ｎｂ及びＦｅ－Ｓｉ合金を添加して成分調整した溶湯を溶製した。なお、鋼屑は、Ｎ含有量が０.０５％の高張力鋼板とし、銑鉄、鋼屑、戻り屑を合計した原材料の配合量比１００％のうち、鋼屑の配合量比を、後述する実施例１～１６及び比較例１～１１では４０％、参考例では配合せず０％とした。この溶湯を黒鉛球状化剤としてＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ合金とこれを覆う鋼板屑からなるカバー材とを設置した取鍋に、約１５００℃で出湯し、サンドイッチ法による球状化処理を行なった。なお、球状化処理を行った後の溶湯中に含まれるＮ（遊離Ｎ）の量は、下記説明するいずれの実施例及び比較例では０.００５～０.００９％の範囲、参考例では０.００３％であった。球状化処理した溶湯を約１４００℃で砂型に注湯し、複数の１インチＹブロック、後述するガス欠陥面積率評価のための平板状試験片用鋳型及び被削性評価のための円筒状試験片用鋳型に鋳造した。なお、注湯の際は、溶湯の流れにＦｅ－Ｓｉ合金粉末を添加し、接種を行なった。
　上記のようにして、表１に示す組成を有する球状黒鉛鋳鉄を得た。実施例１～１６は、本発明で規定する組成範囲内の球状黒鉛鋳鉄であり、比較例１～１１及び参考例は、本発明で規定する組成範囲外の球状黒鉛鋳鉄である。比較例１及び比較例７～１１はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮのうちのいずれか１つ以上の元素の含有量が多すぎる球状黒鉛鋳鉄であり、比較例２～６及び参考例はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮのうちのいずれか１つ以上の元素の含有量が少なすぎる球状黒鉛鋳鉄である。なお、得られた球状黒鉛鋳鉄の組成は、グロー放電質量分析器（ＶＧ製、商品名ＶＧ９０００、以下、単にＧＤＭＳという）で確認した。なお、ＧＤＭＳでは、上記説明した各組織要素に所在するＮのうち、（３）のガス欠陥中に含まれるＮは測定することができない。したがって、表１に示されるＮの量（質量比）は、（１）のマトリックス相に固溶したＮ及び（２）の炭窒化物に固定されたＮの量である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上述した鋳造により得られた球状黒鉛鋳鉄の各供試材から試験片を切り出して、以下の評価を行った。
（１）ガス欠陥面積率
　実施例及び比較例の球状黒鉛鋳鉄のガス欠陥の発生傾向を調べるため、実際の製品よりガス欠陥が発生しやすい形状の平板状試験片を作製した。そのため、ガス欠陥面積率の測定値は実際の製品のものより著しく多めになっている。図１Ａ，Ｂはガス欠陥を測定するための平板状試験片の概略図であって、図１Ａは平面図、図１Ｂは側面図を示す。この平板状試験片１０は、幅：６０ｍｍ、長さ：１５０ｍｍ、及び厚さ：１０～１５ｍｍである。各平板状試験片１０は、平板状試験片１０と、直径４５ｍｍ×高さ６０ｍｍの押湯１１と、湯口（不図示）と、幅３５ｍｍ×厚さ３ｍｍの湯道１２ａと、幅４０ｍｍ×厚さ９ｍｍの堰１２ｂとからなるキャビティを画成した砂鋳型に、１インチＹブロックと同じ各溶湯を、１４００℃以上で湯口より注湯した後、冷却及び型ばらしを行い、押湯１１を切断分離し、ショットブラスト処理を施すことにより得た。
　表面及び内部のガス欠陥を観察するために、透過Ｘ線撮影装置（株式会社東芝製、商品名ＥＸ－２６０ＧＨ－３）を用い、各平板状試験片の上方（図１Ａに対して紙面垂直方向）から、管電圧１９２ｋＶ及び照射時間３分の条件でＸ線を照射し、透過Ｘ線写真を撮影した。
　各透過Ｘ線写真から目視により表面及び内部のガス欠陥のみを抽出し、トレースした後、画像解析装置（旭化成株式会社製、商品名ＩＰ－１０００）を用いて画像処理し、ガス欠陥の合計面積（ｍｍ2）を測定した。ガス欠陥の合計面積を平板状試験片の全投影面積で割り、ガス欠陥面積率（％）を求めた。ガス欠陥面積率が小さいほど球状黒鉛鋳鉄として優れているのは言うまでもない。ガス欠陥面積率の測定結果を表２に示す。なお、表２には、実施例１～１６、比較例１～１１及び参考例のＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量及び式（１）の値も併記した。
　表２から明らかなように、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮの含有量が本発明の組成範囲内の実施例１～１６の試験片は、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮのうちのいずれか１つ以上の元素の含有量が少なすぎる比較例２～６の試験片よりガス欠陥面積率が低かった。このように、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量の下限を規定することにより、遊離Ｎを過度に含む溶湯を使用して得られた球状黒鉛鋳鉄であっても、ガス欠陥の発生傾向を低減できることを確認した。なお、本発明の球状黒鉛鋳鉄において、ガス欠陥面積率は、１１％以下が好ましく、１０．５％以下がより好ましく、１０％以下が最も好ましい。
（２）工具寿命
　外径１００ｍｍ、内径６２ｍｍ及び長さ１００ｍｍである円筒状試験片の端面に対して、ＴｉＣＮをＣＶＤコーティングした超硬インサートＰ１０（ＪＩＳ Ｂ ４０５３）を用いて以下の条件で旋盤加工した。
　切削速度　：１８０ｍ／分
　送り　　　：０．２５ｍｍ／回転
　切込み量　：２．０ｍｍ
　切削液　　：水溶性切削水
　各円筒状試験片のフライス切削において、超硬インサートの逃げ面の摩耗量が０．３ｍｍとなったときに寿命に到達したと判定し、そこに至るまでの切削時間（分）を工具寿命とした。言うまでもなく、工具寿命が長いほど被削性が良い。
　工具寿命の絶対値は、切削条件や試験片形状等の影響を受けるので、それらに影響されない被削性改善効果の指標として「工具寿命改善率」を用いた。工具寿命改善率は、各実施例及び各比較例の球状黒鉛鋳鉄の工具寿命Ａを、従来技術水準を示す参考例の球状黒鉛鋳鉄の工具寿命Ｂで除した値（Ａ／Ｂ）である。実施例１～１６、比較例１～１１及び参考例の工具寿命改善率（倍）を表２に示す。
　表２から明らかなように、本発明の組成範囲内の実施例１～１６は、いずれも工具寿命改善率が１．０～１．３倍の範囲であった。実施例１～１６の結果から、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、従来同等以上の被削性を有することが分かる。一方で、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮのうちのいずれか１つ以上の元素の含有量が多すぎる比較例１及び比較例７～１１は、いずれも工具寿命改善率が１．０倍未満であり、被削性が悪かった。なお、本発明の球状黒鉛鋳鉄において、工具寿命改善率は、１．１倍以上が好ましく、１．２倍以上がより好ましく、１．３倍以上が最も好ましい。
（３）引張試験
　１インチＹブロックからＪＩＳ　Ｚ　２２０１の１４Ａ号の試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従ってアムスラー引張試験機（株式会社島津製作所製ＡＧ－ＩＳ２５０ｋＮ）により常温で引張試験を行い、引張強さ、０．２％耐力及び伸びを測定した。結果を表２に示す。
　表２に示すように、本発明の組成範囲内の実施例１～１６は、いずれも引張強さは６００ＭＰａ以上、０．２％耐力は３５０ＭＰａ以上、伸びは１２％以上であり、いずれも参考例で示される従来同等以上の機械的特性を有することが確認された。これに対して、本発明の組成範囲外の比較例２、５、７及び１１は、いずれも引張強さは６００ＭＰａ未満と低く、またＴｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮのうちのいずれか１つ以上の元素の含有量が多すぎる比較例１及び比較例７～１１は、いずれも伸びは１２％未満と低かった。また引張強さ６００ＭＰａ以上、伸び１２％以上を有する比較例３、４及び６は、機械的特性は有するものの、いずれもガス欠陥面積率は１２．７％以上と高かった。
　上記の通り、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、従来同等以上の機械的特性及び被削性を有し、しかも優れた耐ガス欠陥性を兼備する球状黒鉛鋳鉄であることが確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　１０　平板状試験片
　１１　押湯
　１２ａ　湯道
　１２ｂ　堰

Claims (5)

  1. 　優れた耐ガス欠陥性を有する球状黒鉛鋳鉄であって、
    質量比で、
    Ｃ：３．３～４％、
    Ｓｉ：２～３％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ｍｎ：０．８％以下、
    Ｃｕ：０．８％以下（０を含まず）、
    Ｍｇ：０．０２～０．０６％、
    Ｔｉ：０．０１～０．０４％、
    Ｖ：０．００１～０．０１％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０１％、
    Ｎ：０．００４～０．００８％、
    残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。
  2. 　質量比で、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂを合計で０．０１５～０．０４５％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＮを下記式（１）を満足するように含有することを特徴とする請求項１に記載の球球状黒鉛鋳鉄。
    　０．８≦（０．２９Ｔｉ＋０．２７Ｖ＋０．１５Ｎｂ）／Ｎ≦２．０ ・・・（１）
    　ただし、上記式（１）中の元素記号は球状黒鉛鋳鉄中の各元素の含有量（質量比（％））を示す。
  3. 　質量比で、Ｐ：０．００５％以上、Ｓ：０．００５％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の球状黒鉛鋳鉄。
  4. 　質量比で、Ｍｎ：０．２％以上、Ｃｕ：０．１％以上である請求項１乃至３のいずれかに記載の球状黒鉛鋳鉄。
  5. 　引張強さが６００ＭＰａ以上であり、かつ、伸びが１２％以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の球状黒鉛鋳鉄。
PCT/JP2016/055973 2015-09-30 2016-02-29 耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄 WO2017056522A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16850700.2A EP3358026B1 (en) 2015-09-30 2016-02-29 Spheroidal graphite cast iron excellent in gas defect resistance
JP2016546552A JP6191781B1 (ja) 2015-09-30 2016-02-29 耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄
KR1020187009740A KR102539284B1 (ko) 2015-09-30 2016-02-29 내가스 결함성에 우수한 구상흑연주철
CN201680056369.1A CN108138275B (zh) 2015-09-30 2016-02-29 耐气体缺陷性优异的球状石墨铸铁
US15/762,520 US20190055631A1 (en) 2015-09-30 2016-02-29 Spheroidal Graphite Cast Iron Excellent in Gas Defect Resistance

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015192682 2015-09-30
JP2015-192682 2015-09-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017056522A1 true WO2017056522A1 (ja) 2017-04-06

Family

ID=58423018

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/055973 WO2017056522A1 (ja) 2015-09-30 2016-02-29 耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190055631A1 (ja)
EP (1) EP3358026B1 (ja)
JP (1) JP6191781B1 (ja)
KR (1) KR102539284B1 (ja)
CN (1) CN108138275B (ja)
WO (1) WO2017056522A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116200647A (zh) * 2023-03-17 2023-06-02 阜新力达钢铁铸造有限公司 铁素体球墨铸铁、铸件及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1068042A (ja) * 1996-07-25 1998-03-10 Ae Goetze Gmbh 内燃機関のピストンリングを製造するための合金鋳鉄
JP2012122085A (ja) * 2010-12-06 2012-06-28 Suzuki Motor Corp フェライト系球状黒鉛鋳鉄およびこれを用いた自動車の排気系部品

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0813079A (ja) * 1994-07-01 1996-01-16 Mazda Motor Corp 球状黒鉛鋳鉄とその製造方法
JP3960378B2 (ja) 2002-11-22 2007-08-15 福岡県 低温靱性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法
FI118738B (fi) * 2005-01-05 2008-02-29 Metso Paper Inc Pallografiittivalurauta ja menetelmä pallografiittivaluraudan valmistamiseksi lujuutta ja sitkeyttä vaativia koneenrakennusosia varten
JP4835424B2 (ja) * 2006-12-22 2011-12-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度球状黒鉛鋳鉄
CN101748325B (zh) * 2009-12-30 2011-05-18 山东省汇丰机械集团总公司章丘市铸造厂 一种高强度耐磨球铁卷筒及其制造方法
JP5712525B2 (ja) * 2010-08-09 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗性に優れた球状黒鉛鋳鉄品
JP5208175B2 (ja) * 2010-09-02 2013-06-12 アイシン高丘株式会社 車両鋳鉄部品
EP2471960B1 (en) * 2010-12-30 2014-06-18 Casa Maristas Azterlan Method for manufacturing a cast iron part and cast iron part thus obtained
KR101957274B1 (ko) * 2011-12-28 2019-03-12 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 강도 및 인성이 우수한 구형 흑연 주철 및 그 제조 방법
JP6162364B2 (ja) * 2012-02-24 2017-07-12 株式会社リケン 高剛性球状黒鉛鋳鉄

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1068042A (ja) * 1996-07-25 1998-03-10 Ae Goetze Gmbh 内燃機関のピストンリングを製造するための合金鋳鉄
JP2012122085A (ja) * 2010-12-06 2012-06-28 Suzuki Motor Corp フェライト系球状黒鉛鋳鉄およびこれを用いた自動車の排気系部品

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116200647A (zh) * 2023-03-17 2023-06-02 阜新力达钢铁铸造有限公司 铁素体球墨铸铁、铸件及其制备方法
CN116200647B (zh) * 2023-03-17 2023-08-22 阜新力达钢铁铸造有限公司 铁素体球墨铸铁、铸件及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3358026A4 (en) 2019-04-17
EP3358026B1 (en) 2021-06-02
EP3358026A1 (en) 2018-08-08
KR20180059459A (ko) 2018-06-04
CN108138275A (zh) 2018-06-08
JPWO2017056522A1 (ja) 2017-10-05
JP6191781B1 (ja) 2017-09-06
KR102539284B1 (ko) 2023-06-02
CN108138275B (zh) 2020-10-27
US20190055631A1 (en) 2019-02-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI391500B (zh) 環保無鉛之快削鋼及其製作方法
JP4548263B2 (ja) 耐摩耗性に優れた鋳鉄品の製造方法
CN102605260A (zh) 一种低变形齿轮钢及其制造方法
JP2010514917A (ja) 乾燥組成を有する硬質合金
CN102534398A (zh) 含硼铁基合金耐磨材料及其制备方法
CN109943772B (zh) 石墨钢用钢材及改善切削性的石墨钢
JP6787238B2 (ja) 機械構造用鋼材の製造方法
CN115896634B (zh) 一种耐高温有色金属压铸成型模具钢材料及其制备方法
CN110592319B (zh) 一种稀土微合金化钢及控制方法
JP2002146473A (ja) 切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼
Wang et al. Effect of rare earth on primary carbides in H13 die steel and their addition method: a review
CN104651729B (zh) 工程机械斗齿用钢及斗齿的制备方法
JP6191781B1 (ja) 耐ガス欠陥性に優れた球状黒鉛鋳鉄
CN110055463B (zh) 一种轻量化球磨机耐磨衬板及其制备方法
JP2009197311A (ja) 鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法
JP2013079418A (ja) 薄肉球状黒鉛鋳鉄鋳物
JP2007327083A (ja) 球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法
JP2010132971A (ja) 耐摩耗性に優れた高強度厚肉球状黒鉛鋳鉄品
JPH11279702A (ja) 耐溶損性に優れたアルミニウムダイカスト金型用鋼
JP4223442B2 (ja) シボ加工性と被削性に優れたプラスチック金型用鋼
CN109468527B (zh) 一种双金属带锯条背材用钢及其制造方法
KR101657850B1 (ko) 경화능이 우수한 중탄소 쾌삭강 및 그 제조방법
RU2765474C1 (ru) Способ получения износостойких высокопрочных отливок из чугуна
KR101676144B1 (ko) 열간압연성이 우수한 중탄소 쾌삭강 및 그 제조방법
RU2828779C2 (ru) Сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни и способ изготовления такой стали

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016546552

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16850700

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187009740

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016850700

Country of ref document: EP