JP2734490B2 - Ｃｖ黒鉛鋳鉄の製造方法 - Google Patents
Ｃｖ黒鉛鋳鉄の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明はCV黒鉛鋳鉄の製造方法に関する。本方法はCV
黒鉛鋳鉄用メルトの構造特性を測定する試験方法及び製
造した材料の構造及び特性を制御する手段に基づくもの
である。
黒鉛鋳鉄用メルトの構造特性を測定する試験方法及び製
造した材料の構造及び特性を制御する手段に基づくもの
である。
特許出願公表昭62−500181号公報は、予め定められた
黒鉛構造を有する鋳物の製法が記載されている。この製
法は、溶鉄の浴から試料を採取し、次いで試料を0.5乃
至10分間にわたって凝固を行わせることを含む。凝固期
間の間には、試料体積の中心部及び試料容積の内壁近傍
に発生する温度変化の記録が行われる。試料容器は、本
質的に浴の結晶化温度以上の温度で熱平衡であり、かつ
0.5乃至10分間にわたって十分に凝固が行われるべきで
ある。温度−時間の変化数列は２つの温度反応手段によ
り測定されるが、この手段の一方は試料の体積の中心部
に、また他の一方は容器壁に近い位置の溶融材料内に設
置されている。仕上げた鋳造品につき同一の試料採取及
び試験法に対する既知の標準値に関して、黒鉛相の分散
度は、共晶反応の最初の核形成が生じる間に容器壁の最
低過冷却温度として前記容器壁で測定される温度、容器
壁の再輝、容器壁と試料中心部とが示す正の温度差、及
び試料体積の中央部で共晶成長温度が一定となる時間に
おける前記容器壁の誘導的温度降下、もしくは共晶最大
成長温度と共晶温度との温度差における負の最大値によ
り評価される。浴が結晶不完全な核を有するなら、浴に
黒鉛核形成剤が導入される。また逆に結晶核形成剤が過
剰に存在するときは、鋳造に先立ち浴内の核の量を減少
させるに足る時間にわたり浴を保持し、溶融材料の中心
部で生じる過冷却、試料容器の中心部における再輝及び
最大成長温度により、構造既知の鋳鉄に用いたのと同一
の試料採取及び試験法で得られた対応データに関して黒
鉛析出の組織を評価し、そしてその評価に応じて構造改
良剤の量を調節することにより、分散度を低下せしめ、
溶融鋳鉄の凝固時に黒鉛析出が予め定められた形で生じ
て鋳造されるようにする。得られた値は、改良剤の量、
及び取扱う溶湯中及び使用する装置について黒鉛核形成
剤の存在を決定するのに用いられる。使用する製造装置
は補正され、そして最も優れた装置の補正に合わせて改
良用の元素及び核形成剤の必要量の添加がなされるべき
である。
黒鉛構造を有する鋳物の製法が記載されている。この製
法は、溶鉄の浴から試料を採取し、次いで試料を0.5乃
至10分間にわたって凝固を行わせることを含む。凝固期
間の間には、試料体積の中心部及び試料容積の内壁近傍
に発生する温度変化の記録が行われる。試料容器は、本
質的に浴の結晶化温度以上の温度で熱平衡であり、かつ
0.5乃至10分間にわたって十分に凝固が行われるべきで
ある。温度−時間の変化数列は２つの温度反応手段によ
り測定されるが、この手段の一方は試料の体積の中心部
に、また他の一方は容器壁に近い位置の溶融材料内に設
置されている。仕上げた鋳造品につき同一の試料採取及
び試験法に対する既知の標準値に関して、黒鉛相の分散
度は、共晶反応の最初の核形成が生じる間に容器壁の最
低過冷却温度として前記容器壁で測定される温度、容器
壁の再輝、容器壁と試料中心部とが示す正の温度差、及
び試料体積の中央部で共晶成長温度が一定となる時間に
おける前記容器壁の誘導的温度降下、もしくは共晶最大
成長温度と共晶温度との温度差における負の最大値によ
り評価される。浴が結晶不完全な核を有するなら、浴に
黒鉛核形成剤が導入される。また逆に結晶核形成剤が過
剰に存在するときは、鋳造に先立ち浴内の核の量を減少
させるに足る時間にわたり浴を保持し、溶融材料の中心
部で生じる過冷却、試料容器の中心部における再輝及び
最大成長温度により、構造既知の鋳鉄に用いたのと同一
の試料採取及び試験法で得られた対応データに関して黒
鉛析出の組織を評価し、そしてその評価に応じて構造改
良剤の量を調節することにより、分散度を低下せしめ、
溶融鋳鉄の凝固時に黒鉛析出が予め定められた形で生じ
て鋳造されるようにする。得られた値は、改良剤の量、
及び取扱う溶湯中及び使用する装置について黒鉛核形成
剤の存在を決定するのに用いられる。使用する製造装置
は補正され、そして最も優れた装置の補正に合わせて改
良用の元素及び核形成剤の必要量の添加がなされるべき
である。
上記の方法では、取扱う溶湯内で黒鉛析出が如何に生
じ、また溶湯の組成を如何に調節して所望の結果を得る
かについては熟練者の予断を待つところである。この試
験法は他の分析法では得られない結果を与える。例え
ば、ある化学的試験では、存在するマグネシウムの総量
は明らかになるが、溶液状のマグネシウムがどの程度存
在し、そして改良剤としてどの程度活性であるかについ
ての情報は得られない。この後者の情報は以下の理由か
ら極めて重要である。すなわち、溶湯内で生じる物理及
び化学反応に基づき、及び周囲との接触に基づいて鉄溶
湯内の溶液状マグネシウムの量が比較的素早く変化する
ためであり、従って鋳鉄材料を鋳造するに際し、分析を
行う時点で関与した溶湯について慣用の化学分析が正し
い結果を与えても、分析結果を受取る時点ではその状態
が変化して、分析結果はもはや凝固工程を制御するのに
用い得ない。
じ、また溶湯の組成を如何に調節して所望の結果を得る
かについては熟練者の予断を待つところである。この試
験法は他の分析法では得られない結果を与える。例え
ば、ある化学的試験では、存在するマグネシウムの総量
は明らかになるが、溶液状のマグネシウムがどの程度存
在し、そして改良剤としてどの程度活性であるかについ
ての情報は得られない。この後者の情報は以下の理由か
ら極めて重要である。すなわち、溶湯内で生じる物理及
び化学反応に基づき、及び周囲との接触に基づいて鉄溶
湯内の溶液状マグネシウムの量が比較的素早く変化する
ためであり、従って鋳鉄材料を鋳造するに際し、分析を
行う時点で関与した溶湯について慣用の化学分析が正し
い結果を与えても、分析結果を受取る時点ではその状態
が変化して、分析結果はもはや凝固工程を制御するのに
用い得ない。
溶解した元素状マグネシウムの量は黒鉛析出を制御す
るのに不可欠である。構造改良剤にはマグネシウムに加
えて、又はマグネシウムの代わりに、セリウム及びその
他の希土類金属が包含される。改良剤（及び核形成剤）
は時間とともに消失するが、この消失については用いた
方法と装置に応じて特徴的な速度がある。ある有効な制
御法では、改良及び接種剤の存在量の正確な定量を行う
ことが可能となり、そして引続き、例えば10乃至15分の
間に鋳造工程にかなった結果を得るには、これらの試剤
がどの程度必要かについての計算を行うことも可能とな
るはずである。しかし、このような方法はまだ実現され
ていない。先に記載した方法は、試料抽出の時点で溶湯
が特定の黒鉛結晶形で凝固することを知らせ得るのみで
ある。
るのに不可欠である。構造改良剤にはマグネシウムに加
えて、又はマグネシウムの代わりに、セリウム及びその
他の希土類金属が包含される。改良剤（及び核形成剤）
は時間とともに消失するが、この消失については用いた
方法と装置に応じて特徴的な速度がある。ある有効な制
御法では、改良及び接種剤の存在量の正確な定量を行う
ことが可能となり、そして引続き、例えば10乃至15分の
間に鋳造工程にかなった結果を得るには、これらの試剤
がどの程度必要かについての計算を行うことも可能とな
るはずである。しかし、このような方法はまだ実現され
ていない。先に記載した方法は、試料抽出の時点で溶湯
が特定の黒鉛結晶形で凝固することを知らせ得るのみで
ある。
片状黒鉛結晶が生じる溶湯における過冷却は比較的小
さく（＜５℃）、そして最低限の状態として（オーステ
ナイト相とともに）ある程度の数の黒鉛結晶が、発生し
た潜熱とこの系から引出された熱とが釣合う成長速度を
得る至ったことを意味する。この時点の後、液状溶湯は
「安定状態の成長条件」を表わす新しい釣合い点まで実
際に加熱される。この条件は、Ａ−黒鉛を含む十分に核
形成された液体の場合、平衡温度TE、例えば通常のFe−
Ｃ−Si合金における共晶反応の平衡温度TEを１−２℃下
回る温度に近付く。本件ではこの平衡温度が1155℃に設
定される。このことは、装置がすでにTE＝1155℃及び関
連して計算した温度差に補正されていたことを意味す
る。本文献での熱力学的計算では若干高い値が別途与え
られているが、実用上の理由からTEは1155℃に設定され
る。
さく（＜５℃）、そして最低限の状態として（オーステ
ナイト相とともに）ある程度の数の黒鉛結晶が、発生し
た潜熱とこの系から引出された熱とが釣合う成長速度を
得る至ったことを意味する。この時点の後、液状溶湯は
「安定状態の成長条件」を表わす新しい釣合い点まで実
際に加熱される。この条件は、Ａ−黒鉛を含む十分に核
形成された液体の場合、平衡温度TE、例えば通常のFe−
Ｃ−Si合金における共晶反応の平衡温度TEを１−２℃下
回る温度に近付く。本件ではこの平衡温度が1155℃に設
定される。このことは、装置がすでにTE＝1155℃及び関
連して計算した温度差に補正されていたことを意味す
る。本文献での熱力学的計算では若干高い値が別途与え
られているが、実用上の理由からTEは1155℃に設定され
る。
マグネシウム及び希土類金属のような改良剤が液状の
鋳鉄溶湯中に添加、溶解されると、特定の結晶学的方向
への成長は抑制され、そして片状からCV状を経て球状黒
鉛結晶への形態的変化が量的に増加する。すなわち、黒
鉛の分類等級におけるIV型からＩ型への変化である。
鋳鉄溶湯中に添加、溶解されると、特定の結晶学的方向
への成長は抑制され、そして片状からCV状を経て球状黒
鉛結晶への形態的変化が量的に増加する。すなわち、黒
鉛の分類等級におけるIV型からＩ型への変化である。
十分な黒鉛析出核が存在し、かつ適当量の改良剤元素
が存在するなら、鋳鉄はCV黒鉛鋳鉄として凝固する。こ
の場合の過冷却は、ねずみ鋳鉄についてCV黒鉛結晶の成
長速度が相殺するに足る熱及び系からの熱除去を生じる
以前に観察されるよりもはるかに高い。
が存在するなら、鋳鉄はCV黒鉛鋳鉄として凝固する。こ
の場合の過冷却は、ねずみ鋳鉄についてCV黒鉛結晶の成
長速度が相殺するに足る熱及び系からの熱除去を生じる
以前に観察されるよりもはるかに高い。
成長の抑制のために再加熱（再輝）は長時間を要し、
そして安定状態の成長温度は平衡液体温度TEを５乃至10
℃下回る温度に留まる。これらの２つの形態をとる黒鉛
の成長特性と熱分析の結果及び曲線との関係は長い間に
わたり公知である。しかし、改良剤元素の添加を増加し
た結果として、片状からCV黒鉛へ連続的に形態変化する
ことは、熱分析を工程制御手段として使用可能とする点
で極めて重要な利点である。
そして安定状態の成長温度は平衡液体温度TEを５乃至10
℃下回る温度に留まる。これらの２つの形態をとる黒鉛
の成長特性と熱分析の結果及び曲線との関係は長い間に
わたり公知である。しかし、改良剤元素の添加を増加し
た結果として、片状からCV黒鉛へ連続的に形態変化する
ことは、熱分析を工程制御手段として使用可能とする点
で極めて重要な利点である。
以下の理由から、この変化は改良剤添加の濃度の１次
関数とはなり得ない。すなわち、改良剤を添加する場
合、マグネシウムを改良剤の一例として用いると、この
マグネシウムは存在する硫黄及び酸素と反応してMgS及
びMgOを生成する。残りのマグネシウムは鋳鉄溶湯中に
溶解するが、これをMg(L)と表わすことにする。
関数とはなり得ない。すなわち、改良剤を添加する場
合、マグネシウムを改良剤の一例として用いると、この
マグネシウムは存在する硫黄及び酸素と反応してMgS及
びMgOを生成する。残りのマグネシウムは鋳鉄溶湯中に
溶解するが、これをMg(L)と表わすことにする。
一連の実験において、Mgが0.008％のMg(L)レベルは完
全なCV黒鉛構造を与え、そしてMgが0.006％を下回るMg
(L)レベルはわずかに亜共晶の鋳鉄（当量炭素CE 4.0−
4.2）中に完全な片状構造を与えることが見出された。
0.006％を下回る溶解マグネシウムのレベルは片状黒鉛
の生成抑制を図るには十分でない。この生成により、過
冷却度を低下させるほどの高速度で潜熱が放出されて、
CV黒鉛結晶の成長は生じない。しかし、このように低い
過冷却度では、結晶が改良剤の影響を受けて多少とも不
特定な変形を生じるに至る。
全なCV黒鉛構造を与え、そしてMgが0.006％を下回るMg
(L)レベルはわずかに亜共晶の鋳鉄（当量炭素CE 4.0−
4.2）中に完全な片状構造を与えることが見出された。
0.006％を下回る溶解マグネシウムのレベルは片状黒鉛
の生成抑制を図るには十分でない。この生成により、過
冷却度を低下させるほどの高速度で潜熱が放出されて、
CV黒鉛結晶の成長は生じない。しかし、このように低い
過冷却度では、結晶が改良剤の影響を受けて多少とも不
特定な変形を生じるに至る。
CV黒鉛結晶は、溶解マグネシウムが0.008−0.016％の
範囲で生成する。この範囲内では片状結晶は生成しない
が、範囲の上限に向かって球状結晶の生成がある程度認
められる。
範囲で生成する。この範囲内では片状結晶は生成しない
が、範囲の上限に向かって球状結晶の生成がある程度認
められる。
溶解した元素状マグネシウム含有量の絶対値は、個々
の鋳造工場及び地金溶湯の成分によって異なるが、実際
に下記の数値が得られており、これらを一例として用い
ることができる。
の鋳造工場及び地金溶湯の成分によって異なるが、実際
に下記の数値が得られており、これらを一例として用い
ることができる。
０−0.008％のMg 片状黒鉛 0.008−0.016％のMg CV黒鉛 0.016−0.030％のMg CV及び球状混合物 0.030−0.035％のMg 80−100％の球状黒鉛 ＞0.035％のMg 完全な球状黒鉛（Mg過剰） 実際のある応用例から、用いた方法及び装置について
マグネシウムの消失は毎５分ごとにMg約0.001％である
ことが判明した。従って、15分の鋳造期間の間に溶解元
素状マグネシウムの含有率は0.003％減少したことにな
る。最初の百分比が0.010％のMgであれば、15分後には
0.007％の含有率となり、そして鋳造期間が終了するま
でには大量の片状黒鉛が生成する。他方、最初に例えば
0.012％のMgを含有する試料は、全鋳造期間を通してCV
黒鉛結晶のみを生成する。特許出願公表昭62−500181号
公報に従って溶湯が試験されていれば、上記両者の場
合、極めて正確に両方の溶湯ともCV黒鉛鋳鉄として凝固
するはずである。この方法では、マグネシウム含有率0.
010％と0.012％の区別がつかない。黒鉛片は完全除去さ
れねばならないので、製造される材料中にある程度の量
の球状黒鉛結晶が残存するリスクを負いつつ、所望の結
果を得るために多少過剰のマグネシウムを使用する必要
があった。
マグネシウムの消失は毎５分ごとにMg約0.001％である
ことが判明した。従って、15分の鋳造期間の間に溶解元
素状マグネシウムの含有率は0.003％減少したことにな
る。最初の百分比が0.010％のMgであれば、15分後には
0.007％の含有率となり、そして鋳造期間が終了するま
でには大量の片状黒鉛が生成する。他方、最初に例えば
0.012％のMgを含有する試料は、全鋳造期間を通してCV
黒鉛結晶のみを生成する。特許出願公表昭62−500181号
公報に従って溶湯が試験されていれば、上記両者の場
合、極めて正確に両方の溶湯ともCV黒鉛鋳鉄として凝固
するはずである。この方法では、マグネシウム含有率0.
010％と0.012％の区別がつかない。黒鉛片は完全除去さ
れねばならないので、製造される材料中にある程度の量
の球状黒鉛結晶が残存するリスクを負いつつ、所望の結
果を得るために多少過剰のマグネシウムを使用する必要
があった。
約0.008％を下回る溶解元素状マグネシウムの含有率
低下は、片状黒鉛量の極めて急速な増加を招く。このこ
とは、不十分な量のマグネシウムが黒鉛片を成長させ、
そして限界を下回るマグネシウム含有率の低下が黒鉛析
出に関して凝固構造の急激な変態をもたらすためであ
る。この事実は、CV黒鉛及び片状黒鉛の量を縦軸に、ま
た溶解マグネシウムの百分比を横軸に示す図面から明ら
かであ。この曲線は、マグネシウム含有率が0.008％以
下に低下したときに生じる急激な変化を示すものであ
る。その他の改良剤も同様なしきい値濃度を有する。
低下は、片状黒鉛量の極めて急速な増加を招く。このこ
とは、不十分な量のマグネシウムが黒鉛片を成長させ、
そして限界を下回るマグネシウム含有率の低下が黒鉛析
出に関して凝固構造の急激な変態をもたらすためであ
る。この事実は、CV黒鉛及び片状黒鉛の量を縦軸に、ま
た溶解マグネシウムの百分比を横軸に示す図面から明ら
かであ。この曲線は、マグネシウム含有率が0.008％以
下に低下したときに生じる急激な変化を示すものであ
る。その他の改良剤も同様なしきい値濃度を有する。
黒鉛結晶の成長特性が完全に圧縮されると、この試験
では関係する範囲内、すなわち0.008−0.16％Mg(L)の間
で分析装置から相互に同一の信号が得られる。化学分析
ではマグネシウムの全量と溶解量とを迅速に区別する方
法がないので、有用ではない。
では関係する範囲内、すなわち0.008−0.16％Mg(L)の間
で分析装置から相互に同一の信号が得られる。化学分析
ではマグネシウムの全量と溶解量とを迅速に区別する方
法がないので、有用ではない。
本発明によれば、CV黒鉛鋳鉄を確実に製造することが
できる。
できる。
適当な組成及び構造の溶湯を調製し、そしてCV黒鉛鋳
鉄を製造するのに十分であると予想される量の改良及び
核形成剤をこの溶湯に添加する。次いで、試料容器内の
溶湯から試料を抽出する。この容器の壁は、存在する溶
解元素状マグネシウムと前記壁近傍で反応する材質から
なる層を有するか、又はその内壁上がこの層で被覆され
ている。層の材質又は壁の成分は、溶湯試料のマグネシ
ウム濃度が壁近傍において少なくとも0.003％低下させ
る量で存在すべきである。試料容器は２個の熱電対を有
するものとし、その一方は溶湯体積の中心部に、また他
の一方は容器壁の近傍に設置される。温度は両方の熱電
対から記録され、そして一般的情報は、特許出願公表昭
62−500181号公報が示すところに従って用いられる。マ
グネシウム含有率が約0.010％程度に低いとき、容器壁
近傍に設置した熱電対から得られる曲線は、局部的マグ
ネシウム含有率が＜0.008％であるため、片状黒鉛の析
出が起こる温度の高さを示す。このことは、マグネシウ
ムの添加によりマグネシウム含有率が調節されるべきこ
とを示すものである。この調節は、鋳造作業の全体にわ
たって構造改良剤の消失を補填するために、さらに構造
改良剤を溶湯に加えることによって行い得る。通常、こ
の添加は凝固特性をそれ以上調節せずに行うことがで
き、また鋳造時における構造改良剤の直接添加も可能と
する。
鉄を製造するのに十分であると予想される量の改良及び
核形成剤をこの溶湯に添加する。次いで、試料容器内の
溶湯から試料を抽出する。この容器の壁は、存在する溶
解元素状マグネシウムと前記壁近傍で反応する材質から
なる層を有するか、又はその内壁上がこの層で被覆され
ている。層の材質又は壁の成分は、溶湯試料のマグネシ
ウム濃度が壁近傍において少なくとも0.003％低下させ
る量で存在すべきである。試料容器は２個の熱電対を有
するものとし、その一方は溶湯体積の中心部に、また他
の一方は容器壁の近傍に設置される。温度は両方の熱電
対から記録され、そして一般的情報は、特許出願公表昭
62−500181号公報が示すところに従って用いられる。マ
グネシウム含有率が約0.010％程度に低いとき、容器壁
近傍に設置した熱電対から得られる曲線は、局部的マグ
ネシウム含有率が＜0.008％であるため、片状黒鉛の析
出が起こる温度の高さを示す。このことは、マグネシウ
ムの添加によりマグネシウム含有率が調節されるべきこ
とを示すものである。この調節は、鋳造作業の全体にわ
たって構造改良剤の消失を補填するために、さらに構造
改良剤を溶湯に加えることによって行い得る。通常、こ
の添加は凝固特性をそれ以上調節せずに行うことがで
き、また鋳造時における構造改良剤の直接添加も可能と
する。
本発明の実際の具体例では、試料採取容器は鋳鉄溶湯
内で改良剤、すなわちマグネシウム、と反応する酸化物
からできている。この容器は酸化アルミニウムとシャモ
ットの混合物製のものであってよい。このような材料に
おいて反応速度を決定する化合物は、二酸化ケイ素、少
量のアルカリ金属酸化物及び不純物レベルの硫黄であ
る。酸化アルミニウム及び酸化カルシウムのようなより
安定な酸化物は、溶湯と坩堝との短時間の接触の間にマ
グネシウム還元工程に関与しそうにない。
内で改良剤、すなわちマグネシウム、と反応する酸化物
からできている。この容器は酸化アルミニウムとシャモ
ットの混合物製のものであってよい。このような材料に
おいて反応速度を決定する化合物は、二酸化ケイ素、少
量のアルカリ金属酸化物及び不純物レベルの硫黄であ
る。酸化アルミニウム及び酸化カルシウムのようなより
安定な酸化物は、溶湯と坩堝との短時間の接触の間にマ
グネシウム還元工程に関与しそうにない。
本発明を実施するにあたり、有用な試料容器の製造に
用い得る市販の製品の一例として50％・SECARR71（Lafa
rge S.A.）及び50％・Refag（Alfa Aggregates Ltd.
ニューカッスル）がある。前者は、Al2O3 71％、CaO
27％及び全不純物２％以下からなり、不純物としてはSi
O2 0.35％、Na2O 0.35％、Fe2O3 0.25％、H2O 0.05
％及びSO3 0.15％が認められる。後者は、主にSiO2 5
2％、Al2O3 41.5％、Fe2O3 ３％、K2O 0.5％、及びN
a2O 0.1％からなる。なお、試料容器が少なくとも10〜
30％のSiO2を含んでなることが好ましい。
用い得る市販の製品の一例として50％・SECARR71（Lafa
rge S.A.）及び50％・Refag（Alfa Aggregates Ltd.
ニューカッスル）がある。前者は、Al2O3 71％、CaO
27％及び全不純物２％以下からなり、不純物としてはSi
O2 0.35％、Na2O 0.35％、Fe2O3 0.25％、H2O 0.05
％及びSO3 0.15％が認められる。後者は、主にSiO2 5
2％、Al2O3 41.5％、Fe2O3 ３％、K2O 0.5％、及びN
a2O 0.1％からなる。なお、試料容器が少なくとも10〜
30％のSiO2を含んでなることが好ましい。
当然ながら、試料採取温度及び試料採取と凝固開始と
の間の時間的経過（液体冷却速度）の両者は所望の濃度
分布を確立する役割を果たす。
の間の時間的経過（液体冷却速度）の両者は所望の濃度
分布を確立する役割を果たす。
本発明の方法では満足な鋳造品が高収量で得られる。
特許出願公表昭62−500181号公報による方法では、ある
実用例において約90％の満足な鋳造品、すなわち80％以
上のCV黒鉛を含むものが得られる。本発明によれば、こ
の数値は実際上99.5％以上に増加した。
特許出願公表昭62−500181号公報による方法では、ある
実用例において約90％の満足な鋳造品、すなわち80％以
上のCV黒鉛を含むものが得られる。本発明によれば、こ
の数値は実際上99.5％以上に増加した。
以下、図面を参考にして本発明を詳述する。第１図は
緻密型の黒鉛の百分比を残部の片状黒鉛とともに示す図
である。この図から、約0.008％以上のMg(L)では黒鉛が
十分に緻密化され、そして約0.006％以下ではほぼ完全
に片状であることがわかる。0.006％と0.008％のMgとの
間では２種の黒鉛構造の比率が異なる急激な変態領域が
存在する。
緻密型の黒鉛の百分比を残部の片状黒鉛とともに示す図
である。この図から、約0.008％以上のMg(L)では黒鉛が
十分に緻密化され、そして約0.006％以下ではほぼ完全
に片状であることがわかる。0.006％と0.008％のMgとの
間では２種の黒鉛構造の比率が異なる急激な変態領域が
存在する。
第２図は、試料容器の略図と、試料容器壁から試料容
器の中心に向かって試料容器に溶解したマグネシウムの
百分比とを示す図である。試料容器壁を図の左に示し、
また中心部に溶解したMg(L)の仮定値を水平な点線で示
す（0.008％Mg(L)）。試料容器壁の中心部近傍の熱電対
のMg(L)値は別の点線５で示す（0.005％Mg(L)）。片状
黒鉛結晶が生成する範囲は領域４で示す。
器の中心に向かって試料容器に溶解したマグネシウムの
百分比とを示す図である。試料容器壁を図の左に示し、
また中心部に溶解したMg(L)の仮定値を水平な点線で示
す（0.008％Mg(L)）。試料容器壁の中心部近傍の熱電対
のMg(L)値は別の点線５で示す（0.005％Mg(L)）。片状
黒鉛結晶が生成する範囲は領域４で示す。
第３図は、中心部Ｉの熱電対及び試料容器壁IIの近傍
の熱電対についての温度／時間曲線を示す図である。曲
線Ｉは試料の中心部におけるCV黒鉛の凝固を典型的に示
す曲線である。曲線IIは、典型的な片状黒鉛の凝固を表
わす変曲点Ａを示している。最初の平坦部（Ａ）上での
相対的滞留時間は、試料容器壁の近傍領域における片状
結晶の量に比例する。
の熱電対についての温度／時間曲線を示す図である。曲
線Ｉは試料の中心部におけるCV黒鉛の凝固を典型的に示
す曲線である。曲線IIは、典型的な片状黒鉛の凝固を表
わす変曲点Ａを示している。最初の平坦部（Ａ）上での
相対的滞留時間は、試料容器壁の近傍領域における片状
結晶の量に比例する。
以下、実施例により本発明を説明する。この実施例
は、毎５分ごとのMg消失速度を0.001Mg％とする生産ラ
インを用い、前記ラインにおける最後の鋳型には試料採
取の約15分後に溶湯を流し込むことを想定したものであ
る。
は、毎５分ごとのMg消失速度を0.001Mg％とする生産ラ
インを用い、前記ラインにおける最後の鋳型には試料採
取の約15分後に溶湯を流し込むことを想定したものであ
る。
実施例 CV黒鉛鋳鉄の製造 試料採取時における真のMgレベルは、0.010％の遊離
の溶解元素状マグネシウムであった。試料の中心部で行
った熱分析では、溶湯は本質的にCV黒鉛材料を生じるこ
とを示しており、一方、壁近傍の熱電対は片状結晶を生
成する傾向を示した。このようにして得られた情報は、
Mgレベルが増加しないとすれば、残留Mgレベルは約10分
の時間経過後に0.008％に減少し、そして鋳造品の最後
の1/3は片状の黒鉛を含むことを示していた。容器壁の
近傍に配置した熱電対で得た温度−時間曲線より、さら
にマグネシウム量を必要とすることは明らかであった。
の溶解元素状マグネシウムであった。試料の中心部で行
った熱分析では、溶湯は本質的にCV黒鉛材料を生じるこ
とを示しており、一方、壁近傍の熱電対は片状結晶を生
成する傾向を示した。このようにして得られた情報は、
Mgレベルが増加しないとすれば、残留Mgレベルは約10分
の時間経過後に0.008％に減少し、そして鋳造品の最後
の1/3は片状の黒鉛を含むことを示していた。容器壁の
近傍に配置した熱電対で得た温度−時間曲線より、さら
にマグネシウム量を必要とすることは明らかであった。
この構造的な予測は、特許出願公表昭62−500181号公
報の公知の方法では達成できない。
報の公知の方法では達成できない。
Claims (4)
- 【請求項１】CV黒鉛結晶を含み鋳鉄溶湯の組成制御及び
補正を伴う鋳鉄の製造に係わる方法であって、構造改良
剤及び核形成剤を凝固時に直接溶湯に添加し鋳鉄溶湯を
調整しCV黒鉛鋳鉄を製造する方法において、 前記構造改良剤がマグネシウムまたは希土類金属からな
る改良剤であって、試料容器の中心部と容器壁の近傍に
２つの温度反応手段を備え、試料容器内に溶湯から試料
を抽出し、２つの温度反応手段が示す温度を記録し、記
録された曲線から公知の方法で溶湯の特性を評価すると
ともに、容器壁近傍に位置した温度反応手段周辺に片状
黒鉛が析出する結果として出現可能な平坦域温度を記録
し、そして改良剤の濃度が鋳造工程に必要な鋳込み時間
全体にわたりCV黒鉛結晶を生成するに足るように、平坦
域温度の時間及び鋳造装置の条件によりマグネシウム含
有率または希土類金属からなる改良剤の含有率を補正し
てなり、前記試料容器の壁は、壁近傍に配設した温度反
応手段近傍の溶湯試料のマグネシウムの濃度を少なくと
も0.003％、または希土類金属からなる改良剤の濃度を
対応濃度に低下させる物質の層で被覆されたことを特徴
とする方法。 - 【請求項２】試料容器が少なくとも10％のケイ素、マン
ガンまたは鉄の酸化物、もしくは少なくとも0.5％のカ
リウム及びナトリウムの酸化物を含む層で被覆されてな
る請求項１項記載の方法。 - 【請求項３】試料容器が少なくとも10〜30％のSiO2を含
んでなる請求項２記載の方法。 - 【請求項４】温度反応手段として熱電対を使用してなる
請求項第１記載の方法。
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| CA (1) | CA2093416A1 (ja) |
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| DK (1) | DK0553188T3 (ja) |
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| MX (1) | MX174313B (ja) |
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| PL (1) | PL169411B1 (ja) |
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| SE470091B (sv) * | 1992-04-09 | 1993-11-08 | Sintercast Ltd | Förfarande för bestämning av kolekvivalenten hos strukturmodifierade gjutjärnssmältor |
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| JP2510947B2 (ja) * | 1993-10-15 | 1996-06-26 | 有限会社日本サブランスプローブエンジニアリング | 鋳鉄の溶湯中における球状化剤またはｃｖ化剤の有無および片状黒鉛鋳鉄のチル化傾向を判別する方法とそれに使用する試料採取容器 |
| SE502227C2 (sv) * | 1993-12-30 | 1995-09-18 | Sintercast Ab | Förfarande för kontinuerligt tillhandahållande av förbehandlat smält järn för gjutning av föremål av kompaktgrafitjärn |
| JP2750832B2 (ja) * | 1995-05-16 | 1998-05-13 | 株式会社木村鋳造所 | 鋳鉄の溶湯の性状を判定する方法 |
| SE506802C2 (sv) * | 1996-03-18 | 1998-02-16 | Sintercast Ab | Förfarande för framställning av kompaktgrafitjärn innefattande ett termiskt analyssteg |
| SE9704208L (sv) * | 1997-11-17 | 1999-05-18 | Sintercast Ab | Nytt förfarande |
| SE511376C2 (sv) | 1997-11-28 | 1999-09-20 | Sintercast Ab | Provtagningsanordning för termisk analys av stelnande metall |
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| JP3612677B2 (ja) * | 1998-06-25 | 2005-01-19 | 株式会社ニッサブ | 球状黒鉛鋳鉄およびｃｖ状黒鉛鋳鉄の黒鉛形状の判定法 |
| SE516136C2 (sv) * | 1998-12-18 | 2001-11-19 | Sintercast Ab | Process, anordning och datorprogram för bestämning av mängd tillsatsmedel för gjutjärnssmälta |
| SE515026C2 (sv) | 1998-12-18 | 2001-05-28 | Sintercast Ab | Förfarande för att förutsäga mikrostrukturen i gjutjärn, anordnings och dataprogramprodukt för utförande av förfarandet |
| DE10025940A1 (de) * | 2000-05-26 | 2001-11-29 | Georg Fischer Disa Ag | Verfahren zur Herstellung von Kugelgraphit-Gusseisen |
| SE0104252D0 (sv) | 2001-12-17 | 2001-12-17 | Sintercast Ab | New device |
| EP2322671A1 (en) | 2009-10-30 | 2011-05-18 | Casa Maristas Azterlan | Prediction system for the graphitization index in specific areas of vermicular graphitic cast iron pieces |
| SE537286C2 (sv) | 2013-07-12 | 2015-03-24 | Sintercast Ab | Sammansättning för beläggning av en yta, beläggning, provtagningsanordning för termisk analys av stelnande metall samttillverkning av provtagningsanordning |
| SE537282C2 (sv) | 2013-07-12 | 2015-03-24 | Sintercast Ab | En provtagningsanordning för termisk analys |
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|---|---|---|---|---|
| DE287391C (ja) * | ||||
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| SE350606B (ja) * | 1970-04-27 | 1972-10-30 | S Baeckerud | |
| BE835749A (nl) * | 1975-11-20 | 1976-03-16 | Electro Nite | Verbeterde inrichting voor het meten van stollingstemperaturen van gietijzer, staal en derdelijke |
| DE2739159C3 (de) * | 1976-09-09 | 1980-03-13 | Electro-Nite, N.V., Houthalen (Belgien) | Verfahren zur Erstellung von Proben von sphärolithischem oder wurmlinienförmigem Gußeisen |
| FR2391473A1 (fr) * | 1977-05-18 | 1978-12-15 | Electro Nite | Procede et dispositif pour la determination de la structure metallographique de metaux ou d'alliages |
| JPS596385B2 (ja) * | 1978-05-17 | 1984-02-10 | 矢作製鉄株式会社 | 鋳鉄溶湯の黒鉛球状化度の迅速判定方法および装置 |
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| DE3412024C1 (de) * | 1984-03-31 | 1985-07-18 | Fritz Winter, Eisengießerei oHG, 3570 Stadtallendorf | Verfahren und Vorrichtung zur thermischen Analyse von Gusseisen |
| SE444817B (sv) * | 1984-09-12 | 1986-05-12 | Sintercast Ab | Forfarande for framstellning av gjutgods av gjutjern |
| SE446775B (sv) * | 1985-02-05 | 1986-10-06 | Stig Lennart Baeckerud | Anordning for termisk analys och modifiering av metallsmeltor |
| PL149360B1 (en) * | 1985-10-31 | 1990-02-28 | Inst Odlewnictwa | Apparatus for predicing as-solidified structure of casting alloys in particular cast iron spheroidization degree |
| EP0417835A1 (en) * | 1989-09-11 | 1991-03-20 | Koninklijke Philips Electronics N.V. | Electric incandescent lamp |
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1990
- 1990-10-15 SE SE9003289A patent/SE469712B/sv not_active IP Right Cessation
-
1991
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