JP2775049B2 - 球状黒鉛鋳鉄の製造法 - Google Patents
球状黒鉛鋳鉄の製造法Info
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- JP2775049B2 JP2775049B2 JP59043796A JP4379684A JP2775049B2 JP 2775049 B2 JP2775049 B2 JP 2775049B2 JP 59043796 A JP59043796 A JP 59043796A JP 4379684 A JP4379684 A JP 4379684A JP 2775049 B2 JP2775049 B2 JP 2775049B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、基地組織を安定してベイナイトと残留オー
ステナイト組織となし得る球状黒鉛鋳鉄及びその製造法
に関する。 近年球状黒鉛鋳鉄及びその製造法は長足の進歩を遂
げ、多くの技術が開発されている。特に抗張力100kgf/m
m2以上、伸び10％以上の高強度、高靭性を有する球状黒
鉛鋳鉄が出現するに至り、熱処理技術の進歩は著しいも
のがある。このような高強度、高靭性を有する球状黒鉛
鋳鉄の基地組織は、ベイナイトとオーステナイトの混合
組織であり、このような球状黒鉛鋳鉄及び熱処理法は、
特公昭55−3422号公報あるいは特開昭53−48014号公
報、同53−48015号公報などに記載されている。 ところが、これらの技術は部分的に肉厚の異なる球状
黒鉛鋳鉄製鋳造品、特に50mmを超える肉厚を有する場合
には、そのすべてをパーライトを残留させずに、ベイナ
イトと残留オーステナイト組織とすることはきわめて困
難である。そこで、これの対策のためにMoを添加する技
術を開発し特願昭58−214761号で出願した。Moの添加に
より安定した組織が得られるが第１図に示すように、伸
びが低くなったり、引け性が大きくなる傾向があり、鋳
造品の特性又は形状が限定されることがある。なお第１
図はMo、Ni重量％と伸びとの関係を示すものであり、φ
50mm丸棒からJIS4号引張試験片を切出して伸びを測定し
たものである。 本発明の目的は、球状黒鉛鋳鉄製鋳造品の基地組織を
安定してベイナイトと残留オーステナイト組織となし、
伸びおよび衝撃値が高く、しかも引け性の少ない球状黒
鉛鋳鉄の製造法を提供するにある。 すなわち、本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造法は、重量％
で3.0〜4.0％C,1.5〜3.0％Si,0.30〜0.45％Mn,0.06％以
下P,0.02％以下S,0.3〜1.5％Cu,0.7〜3.5％Ni,0.10％以
下Cr,0.02〜0.06％Mg、残部Feおよび不可避的不純物の
組成からなる球状黒鉛鋳鉄を、850〜950℃で0.5〜4.0時
間保持してオーステナイト化し、前記温度からパーライ
ト変態を起こさない冷却速度で急冷して、250〜450℃に
降温し、該温度で1.0〜4.0時間保持した後冷却するダイ
レクトオーステンパ処理を施し、基地組織をベイナイト
と残留オーステナイトの混合組織とし、伸び13％以上で
あること特徴とする。 本発明でC3.0〜4.0％と限定した理由は、Ｃが3.0％未
満では鋳造品の欠陥、特に引け巣が増大するばかりでな
く、セメンタイトが残留して好ましくない。又4.0％を
超えるとキッシュグラファイトが析出して強度が著しく
低下する。 Siは1.5％未満ではセメンタイトが析出し、3.0％を超
えるとキッシュグラファイト助長の原因となったり、靭
性が低下する。 Mnは0.3％未満ではNiの添加量を増大しないと完全な
ベイナイトと残留オーステナイト組織にすることが困難
であるが、このNiは高価であるため経済的に不利益を招
く。Mnが0.5％を超えると炭化物の成長傾向が増大し、
また組織中の偏析が増大するため伸び、衝撃値が低下す
る。 P0.06％を超えるとステダイトの晶出量が多くなり衝
撃値が低下する。 Ｓは0.02％を超えると黒鉛の球状化が阻害される。 Cuは0.3％未満では焼入性が悪く、1.5％を超えてもそ
の効果は変わらないので経済的にも1.5％を上限とする
ことが好ましい。 Niは必要に応じて添加するものであるが、0.7％未満
では肉厚がφ50mmを超えるか、又はそれ以下でも形状が
複雑な鋳物の場合には安定してベイナイトと残留オース
テナイトからなる混合組織が得られず、経済的に不利に
なる。 Crは0.10％を超えるとセメンタイトが析出し易くな
る。 さらにMgは0.02％未満では黒鉛の球状が達成され難
く、0.06％を超えるとセメンタイトガ析出し易くなる。 以上の理由により各種元素の成分範囲を限定したもの
である。 次に熱処理条件について記述する。 まずオーステナイト化する際、850℃より低い温度、
あるいは950℃よりも高い温度ではいずれも伸びが低下
するので850〜950℃と限定したものである。 オーステナイト化の保持時間は、0.5時間未満では完
全にオーステナイト化することが困難であり、4.0時間
を超えるとオーステナイト結晶が粗大化して引張強さが
低下し経済的にも不利である。 また急冷時の保持温度が250℃より低い温度でも伸
び、衝撃値が著しく低下する。450℃より高い温度でも
伸び、衝撃値がやはり低下する。 さらにオーステンパー処理の保持時間が1.0時間未満
では、完全にベイナイト変態が終わらず、4.0時間を超
えるとベイナイト変態が終わった後も保持することにな
り、何等の効果も期待できず経済的に不利益をもたらす
ものである。 実施例（１） Ni含有量と肉厚が鋳造品の基地組織に及ぼす影響を第
１表に示す。なおテストピースの詳細寸法は第２図に示
す。 実施例（２） オーステナイト化温度と伸びとの関係を第３図に示
す。図中Ni2.0％の場合を実線で、Mo0.3％の場合を破線
で示す。 実施例（３） 急冷時の保持温度と伸びとの関係を第４図に示す。図
中Ni2.0％の場合を実線で、Mo0.3％の場合を破線で示
す。 実施例（４） 1.化学成分 試料１（本発明材）および試料２（Mo含有の比較材）
の化学成分を第２表に示す。2.熱処理 第５図に示す熱処理を施した。 3.機械的性質 第３表に示すとおりである。 4.組織 試料１（本発明材）および試料２（Mo含有の比較材）
の顕微鏡写真（×400）をそれぞれ第６図と第７図に示
す。 以上の説明で明らかなように、本発明は球状黒鉛鋳鉄
製鋳造品の肉厚の大小にかかわらずベイナイトと残留オ
ーステナイトの混合せる基地組織を安定して得られ、Mo
添加の同一混合組織品より高い伸び、衝撃値と、引け性
の少ない球状黒鉛鋳鉄の製造法であり、工業的にきわめ
て優れた効果を有するものである。
ステナイト組織となし得る球状黒鉛鋳鉄及びその製造法
に関する。 近年球状黒鉛鋳鉄及びその製造法は長足の進歩を遂
げ、多くの技術が開発されている。特に抗張力100kgf/m
m2以上、伸び10％以上の高強度、高靭性を有する球状黒
鉛鋳鉄が出現するに至り、熱処理技術の進歩は著しいも
のがある。このような高強度、高靭性を有する球状黒鉛
鋳鉄の基地組織は、ベイナイトとオーステナイトの混合
組織であり、このような球状黒鉛鋳鉄及び熱処理法は、
特公昭55−3422号公報あるいは特開昭53−48014号公
報、同53−48015号公報などに記載されている。 ところが、これらの技術は部分的に肉厚の異なる球状
黒鉛鋳鉄製鋳造品、特に50mmを超える肉厚を有する場合
には、そのすべてをパーライトを残留させずに、ベイナ
イトと残留オーステナイト組織とすることはきわめて困
難である。そこで、これの対策のためにMoを添加する技
術を開発し特願昭58−214761号で出願した。Moの添加に
より安定した組織が得られるが第１図に示すように、伸
びが低くなったり、引け性が大きくなる傾向があり、鋳
造品の特性又は形状が限定されることがある。なお第１
図はMo、Ni重量％と伸びとの関係を示すものであり、φ
50mm丸棒からJIS4号引張試験片を切出して伸びを測定し
たものである。 本発明の目的は、球状黒鉛鋳鉄製鋳造品の基地組織を
安定してベイナイトと残留オーステナイト組織となし、
伸びおよび衝撃値が高く、しかも引け性の少ない球状黒
鉛鋳鉄の製造法を提供するにある。 すなわち、本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造法は、重量％
で3.0〜4.0％C,1.5〜3.0％Si,0.30〜0.45％Mn,0.06％以
下P,0.02％以下S,0.3〜1.5％Cu,0.7〜3.5％Ni,0.10％以
下Cr,0.02〜0.06％Mg、残部Feおよび不可避的不純物の
組成からなる球状黒鉛鋳鉄を、850〜950℃で0.5〜4.0時
間保持してオーステナイト化し、前記温度からパーライ
ト変態を起こさない冷却速度で急冷して、250〜450℃に
降温し、該温度で1.0〜4.0時間保持した後冷却するダイ
レクトオーステンパ処理を施し、基地組織をベイナイト
と残留オーステナイトの混合組織とし、伸び13％以上で
あること特徴とする。 本発明でC3.0〜4.0％と限定した理由は、Ｃが3.0％未
満では鋳造品の欠陥、特に引け巣が増大するばかりでな
く、セメンタイトが残留して好ましくない。又4.0％を
超えるとキッシュグラファイトが析出して強度が著しく
低下する。 Siは1.5％未満ではセメンタイトが析出し、3.0％を超
えるとキッシュグラファイト助長の原因となったり、靭
性が低下する。 Mnは0.3％未満ではNiの添加量を増大しないと完全な
ベイナイトと残留オーステナイト組織にすることが困難
であるが、このNiは高価であるため経済的に不利益を招
く。Mnが0.5％を超えると炭化物の成長傾向が増大し、
また組織中の偏析が増大するため伸び、衝撃値が低下す
る。 P0.06％を超えるとステダイトの晶出量が多くなり衝
撃値が低下する。 Ｓは0.02％を超えると黒鉛の球状化が阻害される。 Cuは0.3％未満では焼入性が悪く、1.5％を超えてもそ
の効果は変わらないので経済的にも1.5％を上限とする
ことが好ましい。 Niは必要に応じて添加するものであるが、0.7％未満
では肉厚がφ50mmを超えるか、又はそれ以下でも形状が
複雑な鋳物の場合には安定してベイナイトと残留オース
テナイトからなる混合組織が得られず、経済的に不利に
なる。 Crは0.10％を超えるとセメンタイトが析出し易くな
る。 さらにMgは0.02％未満では黒鉛の球状が達成され難
く、0.06％を超えるとセメンタイトガ析出し易くなる。 以上の理由により各種元素の成分範囲を限定したもの
である。 次に熱処理条件について記述する。 まずオーステナイト化する際、850℃より低い温度、
あるいは950℃よりも高い温度ではいずれも伸びが低下
するので850〜950℃と限定したものである。 オーステナイト化の保持時間は、0.5時間未満では完
全にオーステナイト化することが困難であり、4.0時間
を超えるとオーステナイト結晶が粗大化して引張強さが
低下し経済的にも不利である。 また急冷時の保持温度が250℃より低い温度でも伸
び、衝撃値が著しく低下する。450℃より高い温度でも
伸び、衝撃値がやはり低下する。 さらにオーステンパー処理の保持時間が1.0時間未満
では、完全にベイナイト変態が終わらず、4.0時間を超
えるとベイナイト変態が終わった後も保持することにな
り、何等の効果も期待できず経済的に不利益をもたらす
ものである。 実施例（１） Ni含有量と肉厚が鋳造品の基地組織に及ぼす影響を第
１表に示す。なおテストピースの詳細寸法は第２図に示
す。 実施例（２） オーステナイト化温度と伸びとの関係を第３図に示
す。図中Ni2.0％の場合を実線で、Mo0.3％の場合を破線
で示す。 実施例（３） 急冷時の保持温度と伸びとの関係を第４図に示す。図
中Ni2.0％の場合を実線で、Mo0.3％の場合を破線で示
す。 実施例（４） 1.化学成分 試料１（本発明材）および試料２（Mo含有の比較材）
の化学成分を第２表に示す。2.熱処理 第５図に示す熱処理を施した。 3.機械的性質 第３表に示すとおりである。 4.組織 試料１（本発明材）および試料２（Mo含有の比較材）
の顕微鏡写真（×400）をそれぞれ第６図と第７図に示
す。 以上の説明で明らかなように、本発明は球状黒鉛鋳鉄
製鋳造品の肉厚の大小にかかわらずベイナイトと残留オ
ーステナイトの混合せる基地組織を安定して得られ、Mo
添加の同一混合組織品より高い伸び、衝撃値と、引け性
の少ない球状黒鉛鋳鉄の製造法であり、工業的にきわめ
て優れた効果を有するものである。
【図面の簡単な説明】
第１図はMo,Ni重量％と伸びとの関係を示す図、第２図
はテストピースの平面図、第３図はオーステナイト化温
度と伸びとの関係を示す図、第４図は冷却時の保持温度
と伸びとの関係を示す図、第５図は熱処理図、第６、７
図はそれぞれ金属組織を示す顕微鏡写真である。
はテストピースの平面図、第３図はオーステナイト化温
度と伸びとの関係を示す図、第４図は冷却時の保持温度
と伸びとの関係を示す図、第５図は熱処理図、第６、７
図はそれぞれ金属組織を示す顕微鏡写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 石原 安興
福岡県京都郡苅田町長浜町35番地 日立
金属株式会社九州工場内
(72)発明者 大塚 公輝
福岡県京都郡苅田町長浜町35番地 日立
金属株式会社九州工場内
(56)参考文献 特開 昭58−185745（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名)
C22C 37/08
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．重量％で3.0〜4.0％C,1.5〜3.0％Si,0.30〜0.45％M
n,0.06％以下P,0.02％以下S,0.3〜1.5％Cu,0.7〜3.5％N
i,0.10％以下Cr,0.02〜0.06％Mg、残部Feおよび不可避
的不純物の組成からなる球状黒鉛鋳鉄を、850〜950℃で
0.5〜4.0時間保持してオーステナイト化し、前記温度か
らパーライト変態を起こさない冷却速度で急冷して、25
0〜450℃に降温し、該温度で1.0〜4.0時間保持した後冷
却するダイレクトオーステンパ処理を施し、基地組織を
ベイナイトと残留オーステナイトの混合組織とし、伸び
13％以上であること特徴とする球状黒鉛鋳鉄の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59043796A JP2775049B2 (ja) | 1984-03-09 | 1984-03-09 | 球状黒鉛鋳鉄の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59043796A JP2775049B2 (ja) | 1984-03-09 | 1984-03-09 | 球状黒鉛鋳鉄の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60190549A JPS60190549A (ja) | 1985-09-28 |
| JP2775049B2 true JP2775049B2 (ja) | 1998-07-09 |
Family
ID=12673705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59043796A Expired - Lifetime JP2775049B2 (ja) | 1984-03-09 | 1984-03-09 | 球状黒鉛鋳鉄の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2775049B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS616249A (ja) * | 1984-06-20 | 1986-01-11 | Toyota Motor Corp | 被削性の優れた高強度球状黒鉛鋳鉄 |
| JPS63192821A (ja) * | 1987-02-05 | 1988-08-10 | Railway Technical Res Inst | 車両用ブレ−キデイスク材の製造方法 |
| CN103789604B (zh) * | 2014-01-26 | 2016-06-01 | 苏州雷姆斯汽车工程有限公司 | 一种球墨铸铁合金及其在薄壁型液力缓速器叶轮中的应用 |
| CN105018833A (zh) * | 2015-07-09 | 2015-11-04 | 王波林 | 一种等温淬火球铁及其生产推力杆端头的方法 |
| CN116574874A (zh) * | 2023-04-15 | 2023-08-11 | 盐城震业机械股份有限公司 | 一种等温淬火球墨铸铁的制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58185745A (ja) * | 1982-04-22 | 1983-10-29 | Mazda Motor Corp | 強靱性を有する球状黒鉛鋳鉄部品の製造方法 |
-
1984
- 1984-03-09 JP JP59043796A patent/JP2775049B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60190549A (ja) | 1985-09-28 |
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