JPH0549722B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0549722B2 JPH0549722B2 JP59007396A JP739684A JPH0549722B2 JP H0549722 B2 JPH0549722 B2 JP H0549722B2 JP 59007396 A JP59007396 A JP 59007396A JP 739684 A JP739684 A JP 739684A JP H0549722 B2 JPH0549722 B2 JP H0549722B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- iron
- ferritic
- nickel
- cast iron
- ductile
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 48
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 37
- 229910001141 Ductile iron Inorganic materials 0.000 claims description 31
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 27
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 27
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 27
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 21
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 20
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 239000010439 graphite Substances 0.000 claims description 20
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 17
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 12
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 9
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 9
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 claims description 8
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 8
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 6
- BHEPBYXIRTUNPN-UHFFFAOYSA-N hydridophosphorus(.) (triplet) Chemical compound [PH] BHEPBYXIRTUNPN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 claims description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 10
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 235000000396 iron Nutrition 0.000 description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 5
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 229910001060 Gray iron Inorganic materials 0.000 description 3
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 3
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000636 Ce alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 230000003197 catalytic effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 1
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
- C22C37/04—Cast-iron alloys containing spheroidal graphite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
ダクタイル鋳鉄鋳物を製作する技術において、
最大の展性と最良の機械加工性が慾しいが高強度
は要求されていないとき、球状黒鉛鋳鉄鋳物に一
般に行なわれる完全な焼鈍を行なうことが一般的
である。その顕微鏡組織はフエライト地の球状黒
鉛に変換される。この顕微鏡組織はフエライト地
球状黒鉛鋳鉄と呼ばれ、（ダクタイル鋳鉄は球状
でない形状の黒鉛を含むことができるが、球状黒
鉛という技術用語はダクタイルという技術用語と
相互に同じ意味使うことができる）。それは代表
的な場合として40000psi（28.1Kg/mm2）の降伏点
と、60000psi（42.2Kg/mm2）の引つ張り強さ、18％
の伸び、及び137〜170BHNを有する。 しかしながら、そのようなフエライト地球状黒
鉛鋳鉄は例えばエンジン部品等の多くの自動車部
品に使用することのできるに充分な強度（室温及
び高温で）と耐食性（723℃）を示さない。その
ような鋳鉄がこれらの物理的性質で改善されるこ
とは望ましいことであろう。何故ならば鋼鍛造品
が最終製品に成形するのに相当の熱エネルギと機
械的エネルギを消費するのにその鋳鉄は相当の製
造での経済性を提供するからである。それに加え
て、そのような鋳物は充分の量の黒鉛が存在する
ために重量の節約をもたらす。 従来の技術はこれらの増加された物理的性質
（米国特許第3954133を見よ）を達成することは試
みていない。 珪素をより多く含むことは研究されており、４
％まで珪素の量が多くなると高温での相変化に対
抗するフエライト地を安定させること；及び珪素
の量が増えることは酸化を低下させるが然し珪素
のミクロ偏析勾配の均一性によつて珪素量が制限
されるということが分つている。しかしながら、
珪素は従来の技術に一般に受け入れられている量
では、室温でフエライトの展性を減小させる。よ
つて、従来の技術は、周囲の温度で最大の靭性を
得るため、珪素の量を可能な最低値に保つてき
た。その結果、実際の鋳鉄生産での珪素の最大値
は、鋳物を過度の困難性なく加工される能力によ
つて限定され、最大水準は２〜３％の範囲であつ
た。 本発明はフエライト地ダクタイル鋳鉄の強度が
劇的に増加され同時に展性を高い水準に維持する
ことができる方法を発見した。この方法は珪素含
有量をフエライト地ダクタイル鋳鉄に対する通常
の標準化学成分の珪素より高い値に本質的に増加
し、フエライト地のダクタイル鋳鉄鋳物に通常使
われるマンガンの量を本質的に半分の水準に下
げ、またモリブデンとニツケルを鋳物の充分な固
溶体強度を与える量だけ加えることによつて、高
い強度のフエライト地ダクタイル鋳鉄を作る経済
的方法である。 本発明の、高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄
部品を作る方法は、ほぼ所望の部品の形状に鉄合
金溶湯を鋳込んで鋳物部品を作り、前記溶湯は、
基本的に重量比で 3.9〜6.0％の珪素； 3.0〜3.5％の炭素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、前記溶湯は凝固に際
して黒鉛の球を形成する球状化剤で処理され、 該鋳物部品を熱処理してフエライト鉄顕微鏡組
織とし、該フエライト鉄顕微鏡組織は、容積比で
９〜14％の黒鉛、及び86〜91％フエライト鉄合金
を含み、該フエライト鉄合金は重量比で基本的に 3.9〜6.0％の珪素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、 前記鋳鉄は少なくとも52.7Kg/mm2（75000psi）
の降伏点、少なくとも66.8Kg/mm2（95000psi）の
引つ張り強さ及び少なくとも17％の伸びを有する
ことを特徴とする。 もし前記の溶湯の化学成分が4.0〜4.2％の珪素
量、約1.25％のニツケル量及び約0.3％のモリブ
デン量に限定されると有利である。この化学成分
では、物理的性質は降伏点で80ksiの水準及び引
つ張り強さで100ksiの水準に改善されることがで
きる。このとき炭素値は球状黒鉛を促進するため
3.0〜3.5％の範囲にあることが好適である。 好適な場合として、鋳鉄は1600〓（871℃）に
２時間加熱し、１時間100〓（55.6℃）の割合で
1400〓（756℃）に冷却し、1400〓（756℃）に約
２時間保持し、そのあと１時間50〓（28℃）を越
さない速さで炉内冷却することにより少なくとも
220BHNの硬度まで上げるように熱処理される。
またはその代りとして、鋳鉄は等温臨界点以下の
焼鈍または１時間当たり50〜100〓（28゜〜55.6
℃）の速さで連続冷却してもよい。 結果として得られる本発明のダクタイル鋳鉄組
成物は、容積比で９〜14％の黒鉛、及び86〜91％
のフエライト鉄合金を含み、該フエライト鉄合金
は重量比で基本的に 3.9〜6.0％の珪素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、 前記鋳鉄は少なくとも52.7Kg/mm2（75000psi）
の降伏点、少なくとも66.8Kg/mm2（95000psi）の
引つ張り強さ及び少なくとも17％の伸びを有する
ことを特徴とする。フエライト地ダクタイル鋳鉄
は、より高い珪素含有量のため改善された耐食性
とAc温度がより高いことによる改善された熱的
安定性を有する。 ダクタイル鋳鉄（一般に球状黒鉛鋳鉄と呼ばれ
る）は1948年頃発明された。この鋳鉄は1/8″
（3.2mm）から40″（1016mm）の肉厚を有する鋳物に
使用されている。これは通常セリウムまたはマグ
ネシウムの合金によつて溶湯を処理することによ
つて作られ、この処理は通常軟かい弱い鋳鉄鋳物
を作る。これらの特殊合金を加えることによつて
鋳物は球状をした黒鉛を有する。このようにして
作つた鋳物は通常の鼠鋳鉄より比較的優れた展性
を有する。合金とすることまたは熱処理によつ
て、例えばパーライト地またはフエライト地のよ
うな数個の型の地の組織が作られる。 ここでフエライトとは本質的に純鉄であること
のできる顕微鏡組織を言い、またはそれは固溶体
を作るようその中に溶ける他の金属を含むことが
できる。フエライトは常に事実上炭素を含まな
い。何故ならばそれは0.02％以下の炭素しか含む
ことができないからである。フエライトは、すべ
てフエライト地である低炭素鋼またはインゴツト
鉄の例のように、本質的に軟かい組織である。し
かしながら、鋳鉄ちフエライトはその中に溶けた
１〜３％の珪素を含む。これが硬度を僅か増加さ
せ、ある程度の強度と耐摩耗性を増加させる。フ
エライト地はしばしばその優れた機械加工性のた
め鉄の中に存在することが望まれる。 フエライト地は一般に焼鈍という熱処理の結果
である。フエライトの型の品位は、従来の技術で
典型的なもので、約60000psi（42Kg/mm2）の引つ張
り強さ、約40000psi（28Kg/mm2）の降伏点、約18％
の伸び、及び137〜170BHNの典型的硬度範囲を
有し、これは完全に焼鈍された状態にあるとき得
られる。鼠鋳鉄及びダクタイル鋳鉄鋳物工場協会
発行のCharles F.Walton著：鼠鋳鉄及びダクタ
イル鋳鉄鋳物ハンドブツク（1971年）を参照され
たい。 より大きい強度を他の物理的特性を保つて得る
好適な方法は以下に述べるものである。 １ 合金鋳鉄の溶湯が所望の部品の形状とほぼ同
じ形に鋳込むため準備される。溶湯は、重量比
で3.9〜6.0％の珪素（4.2％が好ましい）、3.0〜
3.5％の炭素（3.0％が好ましい）、0.1〜0.3％の
マンガン（0.2％が好ましい）、０〜0.35％のモ
リブデン（0.3％が好ましい）、最大値0.015％
に維持した硫黄、0.06％に維持した燐、及び少
なくとも1.25％のニツケル（1.25％が好まし
い）、及び残余の純鉄から本質的に成り立つ。
要求される珪素量より低い場合は鋳鉄の降伏点
をして75000psi（52.7Kg/mm2）以下に低下させる
であろう。珪素値6.0％を越える材料はよりも
ろくなり伸びは17％以下となり、機械加工の問
題を起す。1.25％以下のニツケル含有量は不適
当な固溶体強度を与え、降伏点を75000psi
（52.7Kg/mm2）以下に降下させる原因となるであ
ろう。5.0％以上のニツケル含有量は所望の物
理的性質に影響することなく使用できるが、材
料の生産コストが5.0％以上では経済的でなく
なる。モリブデンを0.3％以上にすることはモ
リブデンの偏析を起こし、よりもろくなり伸び
は17％以下になる。 ２ 鋳込まれた部品はそこで熱処理されて、９〜
14％の容積の黒鉛を有し、少なくとも75000psi
（52.7Kg/mm2）の降伏点、少なくとも95000psi
（66.7Kg/mm2）の引つ張り強さと少なくとも17％
の伸びを有する完全にフエライト地の顕微鏡組
織を与える。 好適な方法としては、加熱は1600〓（871℃）
で約２時間行ない、次いで1400〓（756℃）ま
で１時間当たり50〓（28℃）の割合で冷却され
る。鋳物はこの1400〓（756℃）の温度に約２
時間保持され、そこで炉内で室温まで冷却され
る。炉内冷却は１時間当たり約50〜100〓（28゜
〜55℃）である。 ダクタイル鋳鉄の標準化学成分に4.2％の珪
素、1.25％のニツケル及び0.3％のモリブデン
を加えてフエライト地を作る焼鈍を行なうこと
によつて伸びを低下させることなく少なくとも
２倍の降伏点が得られる。フエライト地を作る
熱処理は１時間当たり50〜100〓（28〜55℃）
の速さの連続冷却または変態点下恒温焼鈍によ
つて達成される。両者の方法に対して強度的性
質は同じである。 ダクタイル鋳鉄のフエライト地を作る焼鈍の
他の技術として、第１の技術は（第１図を見
よ）、鋳物を1650〜1750〓（899〜954℃）に１
時間プラス肉厚１インチ（25.4mm）当り１時間
または１時間以上の時間、これは典型的な場合
として８時間に達するが、加熱し、そこで鋳物
はなんらかの好都合な方法でしかも残留応力を
避けるためには均一に1275〓（690℃）まで冷
却し、そして1275〓（690℃）に約５時間プラ
ス鋳物の肉厚1″（25.4mm）当り１時間のあいだ
（典型的時間は６〜10時間）保持し、ついで室
温まで冷却する。 第２の技術は（第２図を見よ）、1650〜1750
〓（899〜954℃）の温度水準に第１の技術と同
じ期間加熱し、次いで温度が450〓（232℃）と
1200〓（649℃）の間に低下するとき、１時間
当たり35〓（19℃）の速さを越えない冷却速度
で1200〓（649℃）に冷却する。鋳物はそこで
前記のように1200〓（649℃）に５時間プラス
鋳物肉厚１インチ（25.4mm）当たり１時間のあ
いだ保持され、次いで炉内で室温まで冷却され
る。 鋳鉄組織のフエライト化はその珪素量の大き
いことによつて増加する。珪素の偏析は炭素の
分散の触媒的加速を起こす。このようにしてフ
エライト化は球状黒鉛鋳鉄の従来の組織内のフ
エライト化と比べて相当加速される。 モリブデンとニツケルの両者は固溶体強を強
くすることに貢献することによつて重要な役割
を果たす。モリブデンとニツケルは互いに交換
することができる。即ちモリブデンを低くする
かまたはゼロとし、ニツケルを増加することが
できる。 結果として得られる鋳鉄の組織は完全にフエ
ライト地のダクタイル鋳鉄組織で、容積比で９
〜14％の黒鉛、86％〜91％のフエライト鉄合金
を含み、該合金は3.9〜6.0％の珪素、0.1〜３％
のマンガン、０〜0.35％のモリブデン、0.015
％を越えない硫黄、0.06％を越えない燐と、
1.25〜5.0％の量のニツケルを含み、前記鋳鉄
は少なくとも75000psi（52.7Kg/mm2）の降伏点、
少なくとも95000psi（66.8Kg/mm2）の引つ張り強
度及び少なくとも17％の伸びを有する。好適な
場合としてダクタイル鋳鉄の組織は約220ブリ
ネル硬度（以下「BHN」と記載する）の硬度
を有する。 高い展性と高い強度と共に良好な機械加工性
を併せもつ機械的性質はこの新しい型のフエラ
イト地球状黒鉛鋳鉄において極めて魅力あるも
のである。 この材料から作る鋳鉄部品の生産コストは同
様な鍛造部品と比べて相当小さい。相当な量の
コストが鍛造と関連する加熱と機械加工をなく
することによつて節約され、また別のコスト節
約が同じ仕事を行なうのにより少ない鉄材料を
使うことによつて得られる。 フエライト地ダクタイル鋳鉄の化学成分を変
えて一連のサンプルが作られた。各サンプルは
重量比で約0.2％のマンガン、3.0％の炭素及び
最大値0.015％以下の硫黄と最大値0.06％以下
の燐を含んでいた。各サンプルの溶湯はマグネ
シウムによつて球状化されたので、得られた鋳
鉄は0.02〜0.05％のマグネシウムと高い球状黒
鉛の含有率があつた。サンプルはすべて好適な
方法に従つてフエライト化熱処理化され、強度
と伸びの試験を行なつた。その結果を下の表１
に示す。 【表】
最大の展性と最良の機械加工性が慾しいが高強度
は要求されていないとき、球状黒鉛鋳鉄鋳物に一
般に行なわれる完全な焼鈍を行なうことが一般的
である。その顕微鏡組織はフエライト地の球状黒
鉛に変換される。この顕微鏡組織はフエライト地
球状黒鉛鋳鉄と呼ばれ、（ダクタイル鋳鉄は球状
でない形状の黒鉛を含むことができるが、球状黒
鉛という技術用語はダクタイルという技術用語と
相互に同じ意味使うことができる）。それは代表
的な場合として40000psi（28.1Kg/mm2）の降伏点
と、60000psi（42.2Kg/mm2）の引つ張り強さ、18％
の伸び、及び137〜170BHNを有する。 しかしながら、そのようなフエライト地球状黒
鉛鋳鉄は例えばエンジン部品等の多くの自動車部
品に使用することのできるに充分な強度（室温及
び高温で）と耐食性（723℃）を示さない。その
ような鋳鉄がこれらの物理的性質で改善されるこ
とは望ましいことであろう。何故ならば鋼鍛造品
が最終製品に成形するのに相当の熱エネルギと機
械的エネルギを消費するのにその鋳鉄は相当の製
造での経済性を提供するからである。それに加え
て、そのような鋳物は充分の量の黒鉛が存在する
ために重量の節約をもたらす。 従来の技術はこれらの増加された物理的性質
（米国特許第3954133を見よ）を達成することは試
みていない。 珪素をより多く含むことは研究されており、４
％まで珪素の量が多くなると高温での相変化に対
抗するフエライト地を安定させること；及び珪素
の量が増えることは酸化を低下させるが然し珪素
のミクロ偏析勾配の均一性によつて珪素量が制限
されるということが分つている。しかしながら、
珪素は従来の技術に一般に受け入れられている量
では、室温でフエライトの展性を減小させる。よ
つて、従来の技術は、周囲の温度で最大の靭性を
得るため、珪素の量を可能な最低値に保つてき
た。その結果、実際の鋳鉄生産での珪素の最大値
は、鋳物を過度の困難性なく加工される能力によ
つて限定され、最大水準は２〜３％の範囲であつ
た。 本発明はフエライト地ダクタイル鋳鉄の強度が
劇的に増加され同時に展性を高い水準に維持する
ことができる方法を発見した。この方法は珪素含
有量をフエライト地ダクタイル鋳鉄に対する通常
の標準化学成分の珪素より高い値に本質的に増加
し、フエライト地のダクタイル鋳鉄鋳物に通常使
われるマンガンの量を本質的に半分の水準に下
げ、またモリブデンとニツケルを鋳物の充分な固
溶体強度を与える量だけ加えることによつて、高
い強度のフエライト地ダクタイル鋳鉄を作る経済
的方法である。 本発明の、高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄
部品を作る方法は、ほぼ所望の部品の形状に鉄合
金溶湯を鋳込んで鋳物部品を作り、前記溶湯は、
基本的に重量比で 3.9〜6.0％の珪素； 3.0〜3.5％の炭素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、前記溶湯は凝固に際
して黒鉛の球を形成する球状化剤で処理され、 該鋳物部品を熱処理してフエライト鉄顕微鏡組
織とし、該フエライト鉄顕微鏡組織は、容積比で
９〜14％の黒鉛、及び86〜91％フエライト鉄合金
を含み、該フエライト鉄合金は重量比で基本的に 3.9〜6.0％の珪素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、 前記鋳鉄は少なくとも52.7Kg/mm2（75000psi）
の降伏点、少なくとも66.8Kg/mm2（95000psi）の
引つ張り強さ及び少なくとも17％の伸びを有する
ことを特徴とする。 もし前記の溶湯の化学成分が4.0〜4.2％の珪素
量、約1.25％のニツケル量及び約0.3％のモリブ
デン量に限定されると有利である。この化学成分
では、物理的性質は降伏点で80ksiの水準及び引
つ張り強さで100ksiの水準に改善されることがで
きる。このとき炭素値は球状黒鉛を促進するため
3.0〜3.5％の範囲にあることが好適である。 好適な場合として、鋳鉄は1600〓（871℃）に
２時間加熱し、１時間100〓（55.6℃）の割合で
1400〓（756℃）に冷却し、1400〓（756℃）に約
２時間保持し、そのあと１時間50〓（28℃）を越
さない速さで炉内冷却することにより少なくとも
220BHNの硬度まで上げるように熱処理される。
またはその代りとして、鋳鉄は等温臨界点以下の
焼鈍または１時間当たり50〜100〓（28゜〜55.6
℃）の速さで連続冷却してもよい。 結果として得られる本発明のダクタイル鋳鉄組
成物は、容積比で９〜14％の黒鉛、及び86〜91％
のフエライト鉄合金を含み、該フエライト鉄合金
は重量比で基本的に 3.9〜6.0％の珪素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、 前記鋳鉄は少なくとも52.7Kg/mm2（75000psi）
の降伏点、少なくとも66.8Kg/mm2（95000psi）の
引つ張り強さ及び少なくとも17％の伸びを有する
ことを特徴とする。フエライト地ダクタイル鋳鉄
は、より高い珪素含有量のため改善された耐食性
とAc温度がより高いことによる改善された熱的
安定性を有する。 ダクタイル鋳鉄（一般に球状黒鉛鋳鉄と呼ばれ
る）は1948年頃発明された。この鋳鉄は1/8″
（3.2mm）から40″（1016mm）の肉厚を有する鋳物に
使用されている。これは通常セリウムまたはマグ
ネシウムの合金によつて溶湯を処理することによ
つて作られ、この処理は通常軟かい弱い鋳鉄鋳物
を作る。これらの特殊合金を加えることによつて
鋳物は球状をした黒鉛を有する。このようにして
作つた鋳物は通常の鼠鋳鉄より比較的優れた展性
を有する。合金とすることまたは熱処理によつ
て、例えばパーライト地またはフエライト地のよ
うな数個の型の地の組織が作られる。 ここでフエライトとは本質的に純鉄であること
のできる顕微鏡組織を言い、またはそれは固溶体
を作るようその中に溶ける他の金属を含むことが
できる。フエライトは常に事実上炭素を含まな
い。何故ならばそれは0.02％以下の炭素しか含む
ことができないからである。フエライトは、すべ
てフエライト地である低炭素鋼またはインゴツト
鉄の例のように、本質的に軟かい組織である。し
かしながら、鋳鉄ちフエライトはその中に溶けた
１〜３％の珪素を含む。これが硬度を僅か増加さ
せ、ある程度の強度と耐摩耗性を増加させる。フ
エライト地はしばしばその優れた機械加工性のた
め鉄の中に存在することが望まれる。 フエライト地は一般に焼鈍という熱処理の結果
である。フエライトの型の品位は、従来の技術で
典型的なもので、約60000psi（42Kg/mm2）の引つ張
り強さ、約40000psi（28Kg/mm2）の降伏点、約18％
の伸び、及び137〜170BHNの典型的硬度範囲を
有し、これは完全に焼鈍された状態にあるとき得
られる。鼠鋳鉄及びダクタイル鋳鉄鋳物工場協会
発行のCharles F.Walton著：鼠鋳鉄及びダクタ
イル鋳鉄鋳物ハンドブツク（1971年）を参照され
たい。 より大きい強度を他の物理的特性を保つて得る
好適な方法は以下に述べるものである。 １ 合金鋳鉄の溶湯が所望の部品の形状とほぼ同
じ形に鋳込むため準備される。溶湯は、重量比
で3.9〜6.0％の珪素（4.2％が好ましい）、3.0〜
3.5％の炭素（3.0％が好ましい）、0.1〜0.3％の
マンガン（0.2％が好ましい）、０〜0.35％のモ
リブデン（0.3％が好ましい）、最大値0.015％
に維持した硫黄、0.06％に維持した燐、及び少
なくとも1.25％のニツケル（1.25％が好まし
い）、及び残余の純鉄から本質的に成り立つ。
要求される珪素量より低い場合は鋳鉄の降伏点
をして75000psi（52.7Kg/mm2）以下に低下させる
であろう。珪素値6.0％を越える材料はよりも
ろくなり伸びは17％以下となり、機械加工の問
題を起す。1.25％以下のニツケル含有量は不適
当な固溶体強度を与え、降伏点を75000psi
（52.7Kg/mm2）以下に降下させる原因となるであ
ろう。5.0％以上のニツケル含有量は所望の物
理的性質に影響することなく使用できるが、材
料の生産コストが5.0％以上では経済的でなく
なる。モリブデンを0.3％以上にすることはモ
リブデンの偏析を起こし、よりもろくなり伸び
は17％以下になる。 ２ 鋳込まれた部品はそこで熱処理されて、９〜
14％の容積の黒鉛を有し、少なくとも75000psi
（52.7Kg/mm2）の降伏点、少なくとも95000psi
（66.7Kg/mm2）の引つ張り強さと少なくとも17％
の伸びを有する完全にフエライト地の顕微鏡組
織を与える。 好適な方法としては、加熱は1600〓（871℃）
で約２時間行ない、次いで1400〓（756℃）ま
で１時間当たり50〓（28℃）の割合で冷却され
る。鋳物はこの1400〓（756℃）の温度に約２
時間保持され、そこで炉内で室温まで冷却され
る。炉内冷却は１時間当たり約50〜100〓（28゜
〜55℃）である。 ダクタイル鋳鉄の標準化学成分に4.2％の珪
素、1.25％のニツケル及び0.3％のモリブデン
を加えてフエライト地を作る焼鈍を行なうこと
によつて伸びを低下させることなく少なくとも
２倍の降伏点が得られる。フエライト地を作る
熱処理は１時間当たり50〜100〓（28〜55℃）
の速さの連続冷却または変態点下恒温焼鈍によ
つて達成される。両者の方法に対して強度的性
質は同じである。 ダクタイル鋳鉄のフエライト地を作る焼鈍の
他の技術として、第１の技術は（第１図を見
よ）、鋳物を1650〜1750〓（899〜954℃）に１
時間プラス肉厚１インチ（25.4mm）当り１時間
または１時間以上の時間、これは典型的な場合
として８時間に達するが、加熱し、そこで鋳物
はなんらかの好都合な方法でしかも残留応力を
避けるためには均一に1275〓（690℃）まで冷
却し、そして1275〓（690℃）に約５時間プラ
ス鋳物の肉厚1″（25.4mm）当り１時間のあいだ
（典型的時間は６〜10時間）保持し、ついで室
温まで冷却する。 第２の技術は（第２図を見よ）、1650〜1750
〓（899〜954℃）の温度水準に第１の技術と同
じ期間加熱し、次いで温度が450〓（232℃）と
1200〓（649℃）の間に低下するとき、１時間
当たり35〓（19℃）の速さを越えない冷却速度
で1200〓（649℃）に冷却する。鋳物はそこで
前記のように1200〓（649℃）に５時間プラス
鋳物肉厚１インチ（25.4mm）当たり１時間のあ
いだ保持され、次いで炉内で室温まで冷却され
る。 鋳鉄組織のフエライト化はその珪素量の大き
いことによつて増加する。珪素の偏析は炭素の
分散の触媒的加速を起こす。このようにしてフ
エライト化は球状黒鉛鋳鉄の従来の組織内のフ
エライト化と比べて相当加速される。 モリブデンとニツケルの両者は固溶体強を強
くすることに貢献することによつて重要な役割
を果たす。モリブデンとニツケルは互いに交換
することができる。即ちモリブデンを低くする
かまたはゼロとし、ニツケルを増加することが
できる。 結果として得られる鋳鉄の組織は完全にフエ
ライト地のダクタイル鋳鉄組織で、容積比で９
〜14％の黒鉛、86％〜91％のフエライト鉄合金
を含み、該合金は3.9〜6.0％の珪素、0.1〜３％
のマンガン、０〜0.35％のモリブデン、0.015
％を越えない硫黄、0.06％を越えない燐と、
1.25〜5.0％の量のニツケルを含み、前記鋳鉄
は少なくとも75000psi（52.7Kg/mm2）の降伏点、
少なくとも95000psi（66.8Kg/mm2）の引つ張り強
度及び少なくとも17％の伸びを有する。好適な
場合としてダクタイル鋳鉄の組織は約220ブリ
ネル硬度（以下「BHN」と記載する）の硬度
を有する。 高い展性と高い強度と共に良好な機械加工性
を併せもつ機械的性質はこの新しい型のフエラ
イト地球状黒鉛鋳鉄において極めて魅力あるも
のである。 この材料から作る鋳鉄部品の生産コストは同
様な鍛造部品と比べて相当小さい。相当な量の
コストが鍛造と関連する加熱と機械加工をなく
することによつて節約され、また別のコスト節
約が同じ仕事を行なうのにより少ない鉄材料を
使うことによつて得られる。 フエライト地ダクタイル鋳鉄の化学成分を変
えて一連のサンプルが作られた。各サンプルは
重量比で約0.2％のマンガン、3.0％の炭素及び
最大値0.015％以下の硫黄と最大値0.06％以下
の燐を含んでいた。各サンプルの溶湯はマグネ
シウムによつて球状化されたので、得られた鋳
鉄は0.02〜0.05％のマグネシウムと高い球状黒
鉛の含有率があつた。サンプルはすべて好適な
方法に従つてフエライト化熱処理化され、強度
と伸びの試験を行なつた。その結果を下の表１
に示す。 【表】
第１図及び第２図は、本発明に記載の方法に有
用であるそれぞれ二者択一の熱処理を示す、時間
に対する温度の関係を示す概念図である。
用であるそれぞれ二者択一の熱処理を示す、時間
に対する温度の関係を示す概念図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄部品を作
る方法において、 ほぼ所望の部品の形状に鉄合金溶湯を鋳込んで
鋳物部品を作り、前記溶湯は、基本的に重量比で 3.9〜6.0％の珪素； 3.0〜3.5％の炭素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、前記溶湯は凝固に際
して黒鉛の球を形成する球状化剤で処理され、 該鋳物部品を熱処理してフエライト鉄顕微鏡組
織とし、該フエライト鉄顕微鏡組織は、容積比で
９〜14％の黒鉛、及び86〜91％フエライト鉄合金
を含み、該フエライト鉄合金は重量比で基本的に 3.9〜6.0％の珪素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうちいずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、 前記鋳鉄は少なくとも52.7Kg/mm2（75000psi）
の降伏点、少なくとも66.8Kg/mm2（95000psi）の
引つ張り強さ及び少なくとも17％の伸びを有す
る、高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄部品を作
る方法。 ２ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、前記珪素の含有量は重量比で溶解鋳鉄の４か
ら4.2％であることを特徴とする高強度フエライ
ト地ダクタイル鋳鉄部品を作る方法。 ３ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、前記ニツケルは約1.25％であり前記モリブデ
ンは約0.3％であることを特徴とする高強度フエ
ライト地ダクタイル鋳鉄部品を作る方法。 ４ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、前記ダクタイル鋳鉄は球状黒鉛を含む球状黒
鉛鋳鉄であることを特徴とする高強度フエライト
地ダクタイル鋳鉄部品を作る方法。 ５ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、 前記ダクタイル鋳鉄は重量比で1.25から5.0％
に限定されたニツケル含有量を有することを特徴
とする高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄部品を
作る方法。 ６ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、 前記鋳鉄部品は少なくとも200BENの硬度を有
し、前記熱処理は２時間1600〓（870℃）に加熱
し、１時間当り100〓（56℃）の速さで1400〓
（757℃）まで冷却し、約２時間保持し、１時間当
り50〓（27℃）をこえない速さで炉中で冷却する
ことによつて特に行なわれることを特徴とする高
強度フエライト地ダクタイル鋳鉄部品を作る方
法。 ７ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、 前記熱処理は等温臨界点以下焼鈍を使うことに
より行なわれることを特徴とする高強度フエライ
ト地ダクタイル鋳鉄部品を作る方法。 ８ 特許請求の範囲第１項に記載の方法におい
て、 前記熱処理は、少なくとも1600〓（870℃）の
温度に少なくとも２時間の期間加熱し、次いで１
時間当り50から100〓（28から56℃）の速さで室
温まで連続冷却することにより行なわれることを
特徴とする高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄部
品を作る方法。 ９ 高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄組成物に
おいて、 容積比で９〜14％の黒鉛、及び86〜91％のフエ
ライト鉄合金を含み、該フエライト鉄合金は重量
比で基本的に 3.9〜6.0％の珪素； 0.1〜0.3％のマンガン； 0.015％以下の硫黄； 0.06％以下の燐； (a)1.25〜5.0％のニツケルと、(b)1.25〜5.0％の
ニツケル及び0.35％以下のモリブデンと、から成
る二つの群ａ，ｂのうち、いずれか一つの群の成
分； 並びに残部の鉄より成り、 前記鋳鉄は少なくとも52.7Kg/mm2（75000psi）
の降伏点、少なくとも66.8Kg/mm2（95000psi）の
引つ張り強さ及び少なくとも17％の伸びを有す
る、高強度フエライト地ダクタイル鋳鉄組成物。 １０ 約220のブリネル硬度を有する、特許請求
の範囲第９項に記載の高強度フエライト地ダクタ
イル鋳鉄組成物。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US475679 | 1983-01-24 | ||
| US06/475,679 US4475956A (en) | 1983-01-24 | 1983-01-24 | Method of making high strength ferritic ductile iron parts |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59140318A JPS59140318A (ja) | 1984-08-11 |
| JPH0549722B2 true JPH0549722B2 (ja) | 1993-07-27 |
Family
ID=23888637
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59007396A Granted JPS59140318A (ja) | 1983-01-24 | 1984-01-20 | 高強度フェライト地ダクタイル鋳鉄部品とその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4475956A (ja) |
| JP (1) | JPS59140318A (ja) |
| CA (1) | CA1229508A (ja) |
| DE (1) | DE3401769C2 (ja) |
| GB (1) | GB2134135B (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0241812B1 (en) * | 1986-04-07 | 1993-09-08 | General Electric Company | Ferritic ductile cast iron for elevated temperature applications |
| US4990194A (en) * | 1988-09-09 | 1991-02-05 | Hitachi Metals, Ltd. | Thin high-strength article of spheroidal graphite cast iron and method of producing same |
| US6024804A (en) * | 1997-05-02 | 2000-02-15 | Ohio Cast Products, Inc. | Method of preparing high nodule malleable iron and its named product |
| JP3936849B2 (ja) * | 2001-05-16 | 2007-06-27 | スズキ株式会社 | フェライト系球状黒鉛鋳鉄及びこれを用いた排気系部品 |
| AT5381U1 (de) * | 2001-08-07 | 2002-06-25 | Steyr Powertrain Ag & Co Kg | Sphäroguss hoher festigkeit und duktilität und daraus hergestelltes getriebegehäuse |
| US7846381B2 (en) * | 2008-01-29 | 2010-12-07 | Aarrowcast, Inc. | Ferritic ductile cast iron alloys having high carbon content, high silicon content, low nickel content and formed without annealing |
| CN104630608B (zh) * | 2015-02-04 | 2016-08-24 | 东洋铁球（马鞍山）有限公司 | 一种耐热球体及其生产工艺 |
| FR3060607B1 (fr) * | 2016-12-19 | 2021-09-10 | Saint Gobain Pont A Mousson | Objet en fonte a graphite spheroidal, element et procede de fabrication correspondants |
| 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 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2809888A (en) * | 1955-11-14 | 1957-10-15 | Int Nickel Co | Cast iron with high creep resistance and method for making same |
| US3055756A (en) * | 1958-12-15 | 1962-09-25 | Crane Co | Yttrium containing ferrous products and methods for preparing same |
| US3210183A (en) * | 1962-01-15 | 1965-10-05 | Res Inst Iron Steel | Method of manufacturing nodular graphite-cast steel and-cast iron having excellent castability |
| US3549430A (en) * | 1967-11-14 | 1970-12-22 | Int Nickel Co | Bainitic ductile iron having high strength and toughness |
| JPS5522528B2 (ja) * | 1974-02-23 | 1980-06-17 | ||
| US4040875A (en) * | 1975-04-03 | 1977-08-09 | Noble Charles H | Ductile cast iron articles |
| JPS5853099B2 (ja) * | 1977-08-27 | 1983-11-26 | 株式会社平工製作所 | 横編機における電磁式選針装置 |
| JPS57116749A (en) * | 1981-01-14 | 1982-07-20 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Nodular graphite cast iron for grate |
-
1983
- 1983-01-24 US US06/475,679 patent/US4475956A/en not_active Expired - Fee Related
-
1984
- 1984-01-11 CA CA000445098A patent/CA1229508A/en not_active Expired
- 1984-01-19 DE DE3401769A patent/DE3401769C2/de not_active Expired
- 1984-01-20 JP JP59007396A patent/JPS59140318A/ja active Granted
- 1984-01-23 GB GB08401714A patent/GB2134135B/en not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB8401714D0 (en) | 1984-02-22 |
| JPS59140318A (ja) | 1984-08-11 |
| CA1229508A (en) | 1987-11-24 |
| DE3401769C2 (de) | 1986-08-28 |
| GB2134135B (en) | 1986-09-10 |
| DE3401769A1 (de) | 1984-08-09 |
| GB2134135A (en) | 1984-08-08 |
| US4475956A (en) | 1984-10-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US2485760A (en) | Cast ferrous alloy | |
| EP0174087B1 (en) | A method of making compacted graphite iron | |
| US4512804A (en) | Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof | |
| WO2004104253A1 (en) | Wear resistant cast iron | |
| CN102851575A (zh) | 抗氧化性合金化灰口铸铁及其制备方法 | |
| JPH06322482A (ja) | 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 | |
| CN108315633B (zh) | 一种高导热高强度灰铸铁及其制备方法 | |
| CN102851574A (zh) | 一种耐热合金蠕墨铸铁及其制备方法 | |
| CN114058935A (zh) | 一种超低温铁素体球墨铸铁及其制备方法 | |
| JPH0549722B2 (ja) | ||
| JPH08127845A (ja) | 黒鉛鋼及びその製品と製造方法 | |
| JPH0121220B2 (ja) | ||
| CN104213044A (zh) | 一种铜合金压铸模具钢及其制备方法 | |
| EP0272788B1 (en) | A method of making wear resistant gray cast iron | |
| Patel et al. | Effect of Ca and Ba Containing Ferrosilicon Inoculants on Microstructure and Tensile Properties of IS-210, and IS-1862 Cast Irons | |
| US2796373A (en) | Method of forming malleableized iron castings | |
| US2749238A (en) | Method for producing cast ferrous alloy | |
| JP3597211B2 (ja) | 高温強度に優れた球状黒鉛鋳鉄 | |
| CN111893277B (zh) | 一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法 | |
| US5346561A (en) | Spheroidal graphite cast iron member having improved mechanical strength hand method of producing same | |
| TWI727230B (zh) | 鑄鐵結構件及其製造方法 | |
| RU2449043C2 (ru) | Способ термической обработки чугуна с шаровидным графитом | |
| Upadhyaya et al. | Study on the effect of austempering temperature on the structure-properties of thin wall austempered ductile iron | |
| WO1984002924A1 (en) | Method of making high strength ferritic ductile iron parts | |
| Mukhametzyanova et al. | Development of high-strength cast iron for back-up layer of bimetallic products |