(57)【要約】【課題】薄肉部を有する成型体であっても、良好な機械的性質やその他の性質を得ることができるダイカスト成型方法、および、それにより得られるダイカスト成型体を提供する。【解決手段】［％Ｃ］＜４．３−１．３ｘ［％Ｓｉ］、［％Ｃ］＞１．７、［％Ｓｉ］＜２．０を満たす成分組成の溶鉄を水冷銅鋳型を用いた連続鋳造機で鋳造して得られた白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後、ダイカスト装置に装入し、金型内に射出して成型する方法において、所望の成型体の断面積最小部の形状に応じて、金型内の当該最小部における充填速度を調整することを特徴とする鉄のダイカスト成型方法。［％Ｃ］：溶鉄中のＣ濃度（質量％）、［％Ｓｉ］：溶鉄中のＳｉ濃度（質量％）【選択図】図１
2010131635.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
［％Ｃ］＜４．３−１．３×［％Ｓｉ］、［％Ｃ］＞１．７、［％Ｓｉ］＜２．０を満たす成分組成の溶鉄を水冷銅鋳型を用いた連続鋳造機で鋳造して得た白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後、ダイカスト装置に装入し、金型内に射出して成型する方法において、所望の成型体の断面積最小部の長さ（Ｌ）と厚み（ｔ）に対応して、金型内の当該最小部における充填速度（Ｖ）を、（１）式および（２）式を満たす範囲内に調整することを特徴とする鉄のダイカスト成型方法。
Ｖ≧１．７×Ｌ／ｔ          （１）
Ｖ≦１３０００×ν／ｔ      （２）
［％Ｃ］：溶鉄中のＣ濃度（質量％）
［％Ｓｉ］：溶鉄中のＳｉ濃度（質量％）
Ｌ：成型体の断面積最小部の長さ（ｃｍ）
ｔ：成型体の断面積最小部の厚み（ｃｍ）
Ｖ：充填速度（ｃｍ／ｓ）
ν：動粘度（ｃｍ2／ｓ）
【請求項２】
前記溶鉄が、Ｍｇ：０．０１０質量％以上、０．０３５質量％以下、および、Ｃｅ：０．０２質量％以上、０．０５質量％以下のいずれか１種または２種を含有していることを特徴とする請求項１に記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項３】
前記白鋳鉄の鋳片を、（−３２×［％Ｃ］＋１２９１）℃以上、（−７５×［％Ｃ］＋１４７６）℃以下の温度に加熱して、固液共存状態とすることを特徴とする請求項１または２に記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項４】
前記金型が、１５０℃以上、３００℃以下に予熱されていることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項５】
前記白鋳鉄の鋳片を、１．６℃／ｓ以上、４．１℃／ｓ以下の昇温速度で加熱することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項６】
前記白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後に、加熱された温度で、１分以上、５分以下、保持することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項７】
前記白鋳鉄の鋳片を、電流浸透深さが、当該白鋳鉄の鋳片の直径の１／５以上、１／３以下となる周波数の電流を誘導加熱用コイルに流して加熱することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項８】
前記誘導加熱用コイルの内側に、カーボン質の円筒状部材を配置し、さらに、当該円筒状部材の内側に、白鋳鉄の鋳片を配置して加熱することを特徴とする請求項７に記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項９】
前記白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後、または、加熱された温度で保持した後、７ＫＨｚ以上、３００ＫＨｚ以下の周波数で、５秒以上、２０秒以下加熱し、白鋳鉄の鋳片の表面の温度を、１０℃以上、３０℃以下上昇させることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項１０】
前記金型内への白鋳鉄の充填完了時の圧力が２２ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜９のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【請求項１１】
請求項１〜１０のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法で成型して得たことを特徴とする鉄のダイカスト成型体。
【請求項１２】
前記成型体の断面積最小部の厚みが、０．８ｍｍ以上、３０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１１に記載の鉄のダイカスト成型体。
【請求項１３】
請求項１１または１２に記載の鉄のダイカスト成型体を、８００℃以上、１１００℃以下の温度で、３０分以上、６０分以下加熱した後、所定の冷却速度で冷却して得たことを特徴とする鉄のダイカスト成型体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉄のダイカスト成型方法およびダイカスト成型体に関する。
【背景技術】
【０００２】
亜共晶成分の鋳鉄を固液共存状態に加熱して、固相と液相が共存する固液共存状態にし、次いで、その固液共存材料を、加圧下で、金型のキャビティに充填し、加圧状態を保持したまま、固液共存材料を凝固させる半溶融成型法がある。このような半溶融成型法では、材料を固液共存状態とすることで、搬送を容易かつ迅速にし、しかも、溶湯を用いた通常のダイキャストと同様に、キャビティ内に充填することができるという利点がある。
【０００３】
この場合、素材に用いる亜共晶鋳鉄は、白鋳鉄であることが望ましい。その理由は、同じ成分の鋳鉄であっても、白鋳鉄化した鋳鉄の方が、デンドライトが微細となるため、固液共存状態における固相の径も小さく、よって、得られた成型体の機械的性質が優れること、および、黒鉛化した鋳鉄を用いる場合には、固液共存温度に加熱した際に黒鉛周辺から溶融するため、固相と液相とが不均一となり、その結果、同じ温度に加熱した場合でも、白鋳鉄化鋳鉄に比べて、液相の流出が生じ易く、よって、半溶融成型に供する固液共存ビレット等における形状保持が、より難しくなることである。
【０００４】
一方、前記亜共晶鋳鉄を白鋳鉄化して用いた場合でも、粗大なデンドライト組織が形成されていると、半溶融状態における固相の径も大きくなって、機械的性質が劣化するという問題や、固相と液相が不均一なデンドライト組織が残存し易く、粘性が高く、金型空間への充填不良、固相と液相との分離が生じやすいという問題があった。
【０００５】
この問題を解決する１つの手段が、例えば、特許文献１に開示されている。これら開示された発明は、白鋳鉄または球状黒鉛鋳鉄のダイカストに関して、金型空間へのゲート面積を、プランジャー加圧面積の１／１０以下とすることで、デンドライト組織を、ゲート通過の際に、良好に破壊するようにした技術手法である。
【０００６】
上記のようなチクソキャスティング法での鋳造材料の加熱方法は、従来、特許文献２に開示されているように、加熱速度を特定することにより材料を均一に加熱し、固相粒界の粗大化や表面酸化を抑制する方法である。
【０００７】
また、さらに、半溶融成型による凝固時における成型体の組織は、白鋳鉄組織とし、その後に、成型体を熱処理することで、白鋳鉄を黒鉛化する手法が、開示されている。この手法においては、前記熱処理により、黒鉛が塊状に近いものとなるため、球状黒鉛鋳鉄に匹敵する機械的性質が得られる可能性がある。良好な機械的特性や加工性を得るために、特許文献３には、半溶融成型した白鋳鉄を、７００〜９００℃で、５０〜６０分、加熱処理した後、８５０〜１０００℃で、２０〜６０分、加熱処理する方法が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開平６−１０６３２１号公報
【特許文献２】特開平５−２３８１５号公報
【特許文献３】特開２００５−２９０４２０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、特許文献１に開示する技術手法では、厚肉部を有する成型体を、空気の巻き込みによる内部欠陥を発生させることなく成型することが難しいという問題があることが解った。
【００１０】
すなわち、金型への注入の際に、乱流が発生し易く、空気の巻き込みが発生し易いため、特に、部品の薄肉化が求められてきていることに対応して薄肉の成型体を成型する場合に、充填性を充分に確保できず、成型不良が発生し易いという問題があることが解った。
【００１１】
また、特許文献２に係る技術では、材料を均一に加熱するために加熱速度を遅くする必要があり、そのために、固液共存状態となるまでの時間が多く必要となる。したがって、材料の加熱から成型品を得るまでの時間が長くなり、生産性が低くなるという問題があった。
【００１２】
さらに、特許文献３では、半溶融成型した白鋳鉄を、７００〜９００℃で５０〜６０分、加熱処理した後に、８５０〜１０００℃で、２０〜６０分、加熱処理しているが、半溶融成型された成型体の厚肉部では、凝固時の冷却速度が遅いため、片状または共晶状黒鉛が晶出する場合が多くなり、その結果、その後に、熱処理しても、晶出黒鉛の形状を塊状に変えることが困難で、機械的性質がむしろ低下する恐れがあるという問題があった。また、このような熱処理に、多大な時間とエネルギーが必要となる。
【００１３】
そこで、本発明は、上記従来の鋳鉄を用いた半溶融成型（「ダイカスト成型」と記載する場合がある。）の問題点を解消し、薄肉部を有する成型体であっても、良好な機械的性質や、その他の性質を得ることができるダイカスト成型方法、および、それにより得られるダイカスト成型体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１５】
（１）  ［％Ｃ］＜４．３−１．３×［％Ｓｉ］、［％Ｃ］＞１．７、［％Ｓｉ］＜２．０を満たす成分組成の溶鉄を水冷銅鋳型を用いた連続鋳造機で鋳造して得た白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後、ダイカスト装置に装入し、金型内に射出して成型する方法において、所望の成型体の断面積最小部の長さ（Ｌ）と厚み（ｔ）に対応して、金型内の当該最小部における充填速度（Ｖ）を、（１）式および（２）式を満たす範囲内に調整することを特徴とする鉄のダイカスト成型方法。
Ｖ≧１．７×Ｌ／ｔ          （１）
Ｖ≦１３０００×ν／ｔ      （２）
［％Ｃ］：溶鉄中のＣ濃度（質量％）
［％Ｓｉ］：溶鉄中のＳｉ濃度（質量％）
Ｌ：成型体の断面積最小部の長さ（ｃｍ）
ｔ：成型体の断面積最小部の厚み（ｃｍ）
Ｖ：充填速度（ｃｍ／ｓ）
ν：動粘度（ｃｍ2／ｓ）
【００１６】
（２）  前記溶鉄が、Ｍｇ：０．０１０質量％以上、０．０３５質量％以下、および、Ｃｅ：０．０２質量％以上、０．０５質量％以下のいずれか１種または２種を含有していることを特徴とする（１）に記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００１７】
（３）  前記白鋳鉄の鋳片を、（−３２×［％Ｃ］＋１２９１）℃以上、（−７５×［％Ｃ］＋１４７６）℃以下の温度に加熱して、固液共存状態とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００１８】
（４）  前記金型が、１５０℃以上、３００℃以下に予熱されていることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００１９】
（５）  前記白鋳鉄の鋳片を、１．６℃／ｓ以上、４．１℃／ｓ以下の昇温速度で加熱することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００２０】
（６）  前記白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後に、加熱された温度で、１分以上、５分以下、保持することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００２１】
（７）  前記白鋳鉄の鋳片を、電流浸透深さが、当該白鋳鉄の鋳片の直径の１／５以上、１／３以下となる周波数の電流を誘導加熱用コイルに流して加熱することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００２２】
（８）  前記誘導加熱用コイルの内側に、カーボン質の円筒状部材を配置し、さらに、当該円筒状部材の内側に、白鋳鉄の鋳片を配置して加熱することを特徴とする（７）に記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００２３】
（９）  前記白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱した後、または、加熱された温度で保持した後、７ＫＨｚ以上、３００ＫＨｚ以下の周波数で、５秒以上、２０秒以下加熱し、白鋳鉄の鋳片の表面の温度を、１０℃以上、３０℃以下上昇させることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００２４】
（１０）  前記金型内への白鋳鉄の充填完了時の圧力が２２ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）〜（９）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法。
【００２５】
（１１）  （１）〜（１０）のいずれかに記載の鉄のダイカスト成型方法で成型して得たことを特徴とする鉄のダイカスト成型体。
【００２６】
（１２）  前記成型体の断面積最小部の厚みが、０．８ｍｍ以上、３０ｍｍ以下であることを特徴とする（１１）に記載の鉄のダイカスト成型体。
【００２７】
（１３）  （１１）または（１２）に記載の鉄のダイカスト成型体を、８００℃以上、１１００℃以下の温度で、３０分以上、６０分以下加熱した後、所定の冷却速度で冷却して得たことを特徴とする鉄のダイカスト成型体。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、鉄のダイカスト成型において、金型空間への注入の際における充填不良、固液分離、空気の巻き込み等を効果的に低減することが可能となる。さらに、本発明によれば、ダイカスト成型後の熱処理により、機械的性質に優れた組織にすることが可能となる。
【００２９】
本発明のダイカスト成型体によれば、内部欠陥が少なく、優れた機械的性質を保有することができる。また、本発明においては、充填される溶鉄の温度が低いことと、一部が凝固していて凝固潜熱の放出が少ないために、金型の熱負担を軽減して、その寿命を長くすることができる。
【００３０】
これによって、本発明においては、薄肉部を有する形状のダイカスト成型体であっても、品質の優れたものを得ることが可能となり、これを用いて、様々な鉄のダイカスト製品を提供することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
本発明者は、鉄のダイカスト成型体を成型する場合に、金型内の充填性を確保できずに、成型不良が発生するという課題に対して、成型体の断面積最小部の形状に対応する金型内の該最小部における充填速度を適切に調整することで、金型内の充填性を確保でき、かつ、金型内の流れに大きな乱れが生じないような充填速度とすることで、固液分離、空気の巻き込み等を効果的に低減でき、このような充填速度の範囲内で鉄のダイカスト成型体を成型することにより、成型体の形状や機械的性質を優れたものとすることができることを、新たに見出した。以下に詳細に説明する。
【００３２】
ダイカスト成型では、所定の成分組成の鉄素材を加熱し、液相と固相とが共存した固液共存状態で、金型のキャビティ空間に射出して充填し、加圧状態で凝固させて成型する。
【００３３】
本発明では、鉄素材として、［％Ｃ］＜４．３−１．３×［％Ｓｉ］、［％Ｃ］＞１．７、［％Ｓｉ］＜２．０を満たす成分組成の溶鉄を水冷銅鋳型を用いた連続鋳造機で鋳造して得た白鋳鉄の鋳片を用いる（ここで、［％Ｃ］：溶鉄中のＣ濃度（質量％）、［％Ｓｉ］：溶鉄中のＳｉ濃度（質量％）であり、以降、単に、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］と記載する。）。
【００３４】
［％Ｃ］が、１．７質量％以下の場合には、成型に必要な固液共存温度を高くする必要があり、金型等の型への熱負荷が大きく、金型寿命が短くなる。さらに、ダイカスト成型後における熱処理において、白鋳鉄の黒鉛化が起こり難く、長時間の保持が必要となるので、工業的に不適である。
【００３５】
一方、［％Ｃ］が、（４．３−１．３×［％Ｓｉ］）以上になると、ダイカスト成型用の鉄素材としての合金組織中およびダイカスト成型による凝固組織中で、共晶状黒鉛や片状黒鉛が出やすくなり、均一な固液共存状態が得られ難くなるとともに、成型体の機械的性質が低下する。
【００３６】
また、［％Ｓｉ］が、２．０質量％以上の場合には、ダイカスト成型による凝固組織中で、共晶状黒鉛や片状黒鉛が出やすくなるため、２．０質量％未満とする。ここで、［％Ｓｉ］の下限値は、０質量％を含む。
【００３７】
以上の通り、上記範囲の［％Ｃ］、［％Ｓｉ］の成分範囲では、鉄素材で黒鉛が晶出していないために、黒鉛の周囲から溶融することなく、固相と液相が均一になる。したがって、固液共存範囲が広く、固液共存状態にすることが容易となる。また、白鋳鉄を得やすくすることができ、ダイカスト成型された成型体の厚肉部でも、機械的性質の劣化の原因となる片状または共晶状黒鉛の晶出を抑制することができる。
【００３８】
また、固液共存状態の鉄を金型に充填する際に、固液共存状態の鉄は、流れながら金型から冷却されて、表面から凝固していく。したがって、金型内の任意の断面全体が凝固してしまうと、それ以上、固液共存状態の鉄は流れていくことができずに、金型内を充填することができなくなる。
【００３９】
すなわち、固液共存状態まで加熱した白鋳鉄鋳片を、金型内に射出成型する際、この白鋳鉄鋳片が、金型のキャビティ部を通過して充填されていくが、成型品の薄肉部に該当する金型の当該部では、金型による冷却が相対的に大きいため、充填され難いという問題がある。
【００４０】
このように、成型品の断面積最小部に対応する金型内の当該最小部は、速い速度で凝固し易いので、本発明者は、この部分を凝固させないために、必要な充填速度にまで速めて、固液共存状態の鉄を流すことに着目した。
【００４１】
そこで、種々の形状の金型を用いて、種々の充填速度で成型試験を行った。その結果、良好な形状の成型品を得るためには、成型品の断面積最小部に対応する金型内の当該最小部に応じて、最適な充填速度で充填することにより、充填が完了するまでに固液共存鉄が凝固してしまわないようにすることが可能であることを知見した。
【００４２】
具体的には、凝固は、金型から抜熱されて表面から進行していくので、成型品の断面積最小部に対応する金型内の当該最小部に関して、厚みが薄いと凝固し易くなるために、短時間で充填する必要があり、充填速度を大きくすることが必要であり、また、長さが長いと、通過時間が長くなって、温度が低下して凝固し易くなるために、早く通過させる必要があり、充填速度を大きくすることが必要であることが解った。すなわち、金型内の当該最小部の面積ではなく、その形状に応じて、充填速度を設定する必要があることが解った。
【００４３】
そこで、成型体の断面積最小部の長さと厚みの両方に着目し、鋭意、検討したところ、成型体の断面積最小部に対応する金型内の当該最小部において、充填速度Ｖ（ｃｍ／ｓ）が１．７×Ｌ／ｔ以上となるように、固液共存状態のままを金型内に押し込んで成型すると、薄肉の成型体であっても、充填性が良好であることを実験的に知見した。ここで、Ｌ（ｃｍ）は、成型体の断面積最小部の長さ、ｔ（ｃｍ）は、成型体の断面積最小部の厚みである。
【００４４】
充填速度Ｖ（ｃｍ／ｓ）が、１．７×Ｌ／ｔ未満の場合、充填途中で温度が低下して、充填が困難になる。
【００４５】
ここで、成型品の断面積最小部の長さ（Ｌ）と厚み（ｔ）については、それぞれ、以下のように定義できる。
【００４６】
成型品の断面積最小部の長さ（Ｌ）については、最小断面が直線の場合は、断面積が最小部の開始部と終了部までの距離、また、最小断面が曲線を有する場合には、曲線部の開始部と終了部との間の曲線の長さ、とそれぞれ定義できる。
【００４７】
また、成型品の断面積最小部の厚み（ｔ）については、断面形状が矩形の場合には、短辺の長さを、円形の場合には、直径を、楕円の場合には、短径を、三角形の場合には、底辺から頂点までの高さを、「厚み」と、それぞれ、定義できる。
【００４８】
例えば、図２に示す成型体の場合、図中の９がＬであり、１０がｔである。
【００４９】
一方、充填速度Ｖ（ｃｍ／ｓ）が大きくなりすぎると、金型内の流れに乱れが大きくなり、金型内で鉄が飛び散ったり、部分的に空洞ができたりするという問題があることも、本発明者の実験により判明した。
【００５０】
そこで、成型体の断面積最小部の流れの状態を、Ｒｅ（レイノルズ）数で評価することに着目し、成型体に部分的に空洞が生成しない様な、良好な充填性を確保できるＲｅ数となる充填速度について検討した。
【００５１】
その結果、成型体の断面積最小部に対応する金型内の当該最小部において、Ｒｅ数が１３０００以下であれば、充填性が良好であるが、Ｒｅ数が１３０００を超えると、金型内で鉄が飛び散ったり、部分的に空洞ができたりするという現象が顕著になることを知見した。
【００５２】
したがって、充填速度との関係で示すと、充填速度Ｖ（ｃｍ／ｓ）が、Ｖ≦１３０００×ν／ｔを満たす流速で、固液共存状態のまま金型内に押し込んで成型することにより、金型内で鉄が飛び散ったり、部分的に空洞ができたりすることを防止でき、良好な充填性が確保できることがわかった。ここで、ｔ（ｃｍ）は、成型体の断面積最小部の厚み、ν（ｃｍ2／ｓ）は、動粘度である。
【００５３】
したがって、所望とする成型体の断面積最小部の長さ（Ｌ）と厚み（ｔ）に対応して、金型内の当該最小部における充填速度（Ｖ）を、（１）式および（２）式を満たす範囲内に調整することにより、金型空間への注入の際における充填不良、固液分離、空気の巻き込み等を効果的に低減することが可能となり、得られるダイカスト成型体は、内部欠陥が少なく、優れた機械的性質を保有するものとすることができる。
Ｖ≧１．７×Ｌ／ｔ          （１）
Ｖ≦１３０００×ν／ｔ      （２）
【００５４】
また、本発明が対象とする溶鉄中の成分として、上記ＣとＳｉの他に、さらに、ＭｇやＣｅを所定量含有せしめることで、ダイカスト成型によって得られた成型体を黒鉛化熱処理する場合において、白鋳鉄の球状黒鉛化と微細化を促進することができ、短時間の熱処理で、球状黒鉛組織を得ることができる。
【００５５】
Ｍｇ：０．０１０質量％以上、０．０３５質量％以下、および／または、Ｃｅ：０．０２質量％以上、０．０５質量％以下を含有することが好ましい。これにより、成型体の熱処理時に、球状黒鉛化が促進され、成型体の強度、伸び、および、靱性を向上させることができる。
【００５６】
Ｍｇ、Ｃｅともに、下限値未満の含有量では、球状黒鉛化が不十分である。一方、Ｍｇ、Ｃｅともに上限値を超えて含有させると、コストが高くなるとともに、ＭｇやＣｅの酸化物の巻き込み等の問題が生じて、成型体の機械的強度を劣化させる恐れがあり、工業上、好ましくない。
【００５７】
白鋳鉄成分の鋳片を製造する際に、通常の砂型等の鋳型を用いて鋳造すると、冷却速度が小さいために、黒鉛が生成し易い傾向があるので、比較的冷却速度が大きくなる連続鋳造機で製造することが重要である。さらに、連続鋳造機を用いることによって、生産性が上がり、安価に製造することが可能である。
【００５８】
しかし、白鋳鉄成分の鋳鉄の連続鋳造においては、通常、グラファイトや耐火物の鋳型が使われてきたが、これでは、冷却速度が小さいことから、凝固シェルの成長が遅いために、白鋳鉄の鋳造は困難であり、また、黒鉛の生成も起こり易かった。
【００５９】
すなわち、白鋳鉄成分の溶鉄を、通常、鋳鉄の連続鋳造で用いている黒鉛鋳型を用いて連続鋳造すると、溶鉄中に炭素が溶解していくために、鋳型の損耗が激しく、長時間の鋳造ができないし、また、白鋳鉄は、固液共存域が広いために、黒鉛鋳型では、凝固シェルの強度が弱く、ブレークアウトが発生しやすく鋳造が困難であった。
【００６０】
本発明の方法では、白鋳鉄成分の溶鉄を、水冷銅鋳型を有する連続鋳造機を用いて鋳造することによって、冷却速度を、さらに増加させることが可能となり、これにより、凝固シェルの生成を、さらに促進できるので、長時間、安定して連続鋳造することが可能であり、さらに、鋳片での黒鉛の生成も防止できるため、チクソキャスティング用素材を安定して供給することができる。
【００６１】
さらに、本発明の方法では、グラファイトや耐火部の鋳型を用いるよりも、鋳造速度も大きくすることが可能となるために、生産性が向上するという利点もある。
【００６２】
他方、本発明の方法のように、白鋳鉄成分の溶鉄を、水冷銅鋳型を有する連続鋳造機を用いて鋳造することで、ブレークアウトを防止するとともに、溶湯を空気と触れることを抑制しながら鋳片を得ることができ、溶湯の酸化に伴う酸化物の巻き込み等を防止しつつ、大きな冷却速度で鋳造して、鋳造ままで、材料全体にわたって、ほぼ均一な白鋳鉄成分の鋳片を得ることができる。
【００６３】
この鋳片の組織は、鋳造時の冷却速度が速いために、デンドライトの粗大化を抑制してパーライトとレデブライトが微細に分散した微細な白鋳鉄組織が得られ易くなる。これによって、固液共存状態での材料の金型空間へ注入の際における充填不良や固相と液相との分離をなくすことができる。
【００６４】
さらに、インゴット鋳造では、鋳片上部に形成され易い引け巣の発生も、連続鋳造では、極めて少ない。したがって、ダイカスト成型した製品には、欠陥が少ない。
【００６５】
また、得られた白鋳鉄鋳片を加熱して、固液共存状態とする際の加熱温度については、鋳片中の炭素濃度に応じて、以下に示す所定の範囲に設定することにより、固液共存状態とした素材の搬送と、成型時の流動性を確保して、金型の薄肉部へも、充填することができる。
【００６６】
具体的には、上述の範囲の成分の種々の鉄素材を、種々の温度に加熱し、半溶融成型試験を行った。その結果、加熱温度を鉄素材の炭素濃度によって、（−３２×［％Ｃ］＋１２９１）℃以上、（−７５×［％Ｃ］＋１４７６）℃以下とすることで、良好な成型が可能であることを確認した。
【００６７】
すなわち、（−３２×［％Ｃ］＋１２９１）℃未満では、流動性が悪く成型し難くなる。一方、（−７５×［％Ｃ］＋１４７６）℃を超えると、液相の割合が増加して、鉄素材の形状が保持できず、固液共存体のハンドリングが困難である。なお、上述の成分の範囲では、Ｓｉの影響はなかった。
【００６８】
ちなみに、種々の成分組成の素材を種々の温度に加熱して成型試験を行った結果、適切な固液共存状態とすることが必要であり、温度が高すぎると、素材の形状を維持できずに、半溶融状態の素材を搬送することが困難となり、温度が低すぎると、流動性が悪化して、充填性が悪化する。また、Ｃが低くなると、凝固温度が高くなるために、温度を高くすることが必要となる。
【００６９】
これらのことは、本発明者が実験で知見したものであり、その結果を回帰式で解析することにより、この温度範囲の式を導出した。すなわち、（−３２×［％Ｃ］＋１２９１）℃以上、（−７５×［％Ｃ］＋１４７６）℃以下を満たす温度範囲で、良好な成型品が得られることが解った。
【００７０】
ちなみに、成型品の断面積最小部（以降「薄肉部」と記載する場合がある。）の厚みとは、特に規定はしないが、厚みが、例えば、０．８ｍｍ以上で、３０ｍｍ以下の部分である。成型品の薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下で薄肉部の冷却が顕著になり始め、５ｍｍ以下の場合、薄肉部の冷却が、特に顕著になるため、本発明の効果がより発揮され易くなる。
【００７１】
したがって、この厚みは、４ｍｍ以下の場合が好ましく、３ｍｍ以下の場合がより好ましく、２ｍｍ以下の場合が、さらにより好ましい。１ｍｍ未満であれば最も好ましい。但し、下限は、特に規定しないものの、０．８ｍｍ未満の場合、金型内への充填圧力が膨大になるため、０．８ｍｍ以上が現実的である。
【００７２】
また、金型は、１５０℃以上、３００℃以下に予熱されていることが好ましい。金型予熱温度が１５０℃未満では温度低下が速く、成型性が悪化し易くなるため、１５０℃以上が望ましい。一方、３００℃を超えると、金型からの抜熱が小さくなりすぎて、固液共存状態の鉄の凝固に時間がかかり、生産性が悪化して、工業上、好ましくない。
【００７３】
白鋳鉄の鋳片の加熱に際しては、１．６℃／ｓ以上、４．１℃／ｓ以下の昇温速度で加熱すると、液相の増大を防止し、固相と液相が均一に存在する状態が得られ易くなるため、好ましい。
【００７４】
１．６℃／ｓ未満では、液相が増大するとともに、固相の粒状組織が崩れて固相と液相の分布に不均一が生じ、金型への充填性が悪化するとともに、生産性が悪くなり、工業上、好ましくない。一方、４．１℃／ｓを超えると、表面と内部の温度差が生じやすく、表面と内部とで液相の割合に差が生じて、金型キャビティへの充填性が悪くなるので、好ましくない。
【００７５】
さらに、固液共存状態まで加熱した後に、加熱された温度で、１分以上、５分以下保持することで、温度の均一性を確保して、固液共存状態の均一化と充填性を、より高めることができる。
【００７６】
１分未満では、表面と内面で温度差が生じ、表面と内部とで液相の割合に差が生じて、金型キャビティへの充填性が悪くなるので、好ましくない。５分より長く保持すると、液相が多くなりすぎ、固液共存素材の搬送が困難になるとともに、固相の粒状組織が崩れて固相と液相の分布に不均一が生じ、金型キャビティへの充填性が悪化するとともに、成型体の機械的特性がばらつく恐れがある。さらに、生産性も悪化するため、工業上、好ましくない。
【００７７】
白鋳鉄の鋳片を固液共存状態まで加熱する際の加熱手段としては、電流の大きさによって加熱速度を制御することが可能な高周波誘導加熱が適しており、その誘導電流の周波数によって浸透深さを好適な範囲とすることで、均一な加熱が可能である。
【００７８】
具体的には、電流浸透深さが、白鋳鉄の鋳片の直径の１／５以上、１／３以下となる周波数の電流を、誘導加熱用コイルに流して加熱することが好適である。浸透深さが１／５未満では、表面近傍が加熱され易く、温度および固相率の不均一が生じ易い。浸透深さが１／３超では、加熱時間が長くなり、生産性が悪化し、工業的に好ましくない。
【００７９】
ここで、白鋳鉄の鋳片の直径とは、円柱では、断面の直径であり、角柱では、辺の長さである。
【００８０】
誘導加熱にて加熱する場合、誘導加熱用コイルの内側に、カーボン質の円筒状部材を配置し、さらに、該部材の内側に、白鋳鉄の鋳片を配置して加熱することが好ましい。
【００８１】
誘導加熱用コイルの内側にカーボン質の円筒状の部材を配置すると、カーボン質の部材も加熱され、その内側の雰囲気温度が上昇するので、高周波誘導加熱単独では、加熱され難い、白鋳鉄の鋳片の上部や下部も加熱され、温度の均一性を、より高めることが可能である。
【００８２】
固液共存状態に加熱された白鋳鉄の鋳片は、加熱装置からダイカスト装置に搬送されて成型されるが、搬送中に表面温度が下がり、固相が増加し、成型性が悪化する場合がある。すなわち、搬送している間に、表面の温度が低下することによって、表面近傍の固相の割合が増加し、温度および固相率の不均一が生じ、金型キャビティへの充填性が悪化する場合がある。
【００８３】
このようなことが懸念される場合は、搬送前に表面の温度だけを上昇させて、温度低下を補償することが有効である。そこで、表面の温度だけを上昇させるために、白鋳鉄の鋳片を、固液共存状態まで加熱後、または、加熱された温度で保持後、比較的短時間、浸透深さが浅い、周波数の高い電流で加熱して、白鋳鉄の鋳片の表面の温度だけを１０℃以上、３０℃以下上昇させることで、ダイキャスト装置に搬送された状態で、均一な固液共存状態を保つことができる。
【００８４】
この表面温度の上昇分が１０℃未満では、搬送中に表面温度が低下してしまい、３０℃超では、表面の液相が割合が増加して素材の形状が保持できなくなる。
【００８５】
また、その際の加熱条件としては、７ＫＨｚ以上、３００ＫＨｚ以下の周波数で、５秒以上、２０秒以下加熱することが望ましい。７ＫＨｚ未満では、内部まで加熱されてしまう。３００ＫＨｚ超では、極表層だけしか加熱されずに、成型装置に搬送するまでに、冷えてしまう。加熱時間が５秒未満では、表面を十分に加熱できず、表面の温度低下の補償効果が小さい。２０秒超では加熱しすぎて、表面が溶け落ちてしまう。
【００８６】
次に、固液共存状態に加熱された白鋳鉄の鋳片を、金型のキャビティ空間に射出して充填し、加圧状態で凝固させる。その際に、金型内への充填完了時において、所定の圧力を加える。このような条件で、固液共存状態の白鋳鉄の鋳片を、金型内へ射出することで、薄肉部へも、固液共存状態の鉄を充填することができるとともに、成型体の鋳巣の発生を抑制することができる。これにより、成型体の形状や機械的性質を良好にすることができる。
【００８７】
特に、０．８ｍｍ以上で、３０ｍｍ以下、特に、５ｍｍ以下の厚みの薄肉部を有する成型体のダイカスト成型を行う場合、金型内への充填完了時の圧力を２２ＭＰａ以上とすることが望ましい。２２Ｍｐａ未満では流動抵抗が大きく、充填が困難である。
【００８８】
また、内部に発生する引け巣等の欠陥を防止するためにも、充填時の圧力は２２ＭＰａ以上が望ましい。
【００８９】
以上、述べた方法により、金型の所望の形状のキャビティ空間に充填された固液共存状態の鉄が凝固して成型体が得られ、金型内から取り出される。
【００９０】
取り出された成型体は、所定の温度、時間で加熱されることで、球状黒鉛を析出して、強度や靱性等の機械的性質が向上する。さらに、加熱後の冷却速度を、適宜、選ぶことで、機械的性質を変更することが可能である。よって、本発明によれば、内部欠陥の少ない球状化黒鉛鋳鉄として優れた機械的性質を保有する成型体を得ることができる。
【００９１】
すなわち、金型内から取り出された成型体は、空気や酸化物の巻き込み、鋳巣もなく、組織は白鋳鉄である。この成型体を、８００℃以上、１１００℃以下で、３０分以上、６０分以下保持することで黒鉛を析出させる。また、ＭｇやＣｅを所定量含有すると、黒鉛は球状黒鉛鋳鉄となるため好ましい。
【００９２】
この黒鉛組織を有する成型体は、高強度、高靭性で良好な機械的性質を有するものであり、球状黒鉛組織の場合には、特に優れた性質を有する。また、黒鉛は微細で均一なため、優れた加工性を示す。
【００９３】
保持温度が８００℃未満では、黒鉛が析出せず、１１００℃より高いと、成型体の表面が酸化して、製品の表面品質や形状が悪化したり、脱炭して、特性が変化する場合があるので、１１００℃以下が望ましい。また、部分的に溶融する恐れもある。
【００９４】
また、保持時間が３０分未満では、黒鉛化が不十分となり、６０分超では、生産性が悪化する。成分組成や、組織により、特に、ＭｇやＣｅを含有する場合には、成型体を、２度にわたって加熱処理する２段熱処理は必要がない場合がある。
【００９５】
さらに、加熱後の冷却速度を変えることで、組織を制御し、強度を調整することが可能である。熱処理後に炉内で冷却し、２℃／分程度以下の冷却速度で冷却すると、フェライト組織が増加して、強度が低下し靱性が向上する。一方、熱処理後に空冷して、５〜５００℃／分程度の冷却速度で冷却すると、パーライト組織が増加し、強度が上昇する。さらに、水冷等によって急冷して、２０℃／秒程度以上の冷却速度で冷却すると、マルテンサイト組織が出現し、強靭鋳鉄とすることが可能である。
【実施例】
【００９６】
本発明例１〜１０と比較例１、２について、表１に示す各成分（全て、質量％で示す）を有する溶鉄をタンディッシュを介して水冷銅モールドを用いた縦型の連続鋳造機で、凝固点９７０℃のモールドフラックスを使用して、１２０ｍｍ角のビレットに連続鋳造し、鋳片を製造した。鋳片の一部は、１０００℃に加熱した後、熱間圧延して、直径５０ｍｍ径の圧延棒（以下、熱延棒）とした。
【００９７】
得られた鋳片よりサンプルを採取して、ナイタールエッチングし、光学顕微鏡で組織およびキャビティの分布を観察するとともに、熱延棒よりサンプルを採取して、超音波探傷法で、内部欠陥の分布を調査した。
【００９８】
その結果、鋳片は、パーライトとレデブライトが微細に分散した組織となっており、中心部に、キャビティは観察されなかった。さらに、熱延棒にも、内部欠陥は検出されなかった。
【００９９】
さらに、熱延棒を切断して５０ｍｍ長さの円柱とした。この熱延棒を、表１に示す条件で、加熱し、固液共存状態にして、図１に、その概略を示す射出成型機を用いて、金型空間に充填して、成型体をダイカスト成型した。
【０１００】
図１に示す射出成型機について説明する。可動金型１と固定金型２により金型空間７が形成されている。固定金型２の可動金型１側下部には、金型空間７に通じるゲート３が設けられ、反対側には、固液共存ビレット６を挿入するビレット挿入口８を備え、プランジャー５が前後に摺動する射出スリーブ４が設けられている。ビレット挿入口８から挿入した固液共存ビレット６を、プランジャー５で押圧して、ゲート３から金型空間７に射出して充填し、金型空間７の形状どおりの成型品を成型する。
【０１０１】
得られた成型体は、図２に示すような断面形状を持つ。この断面形状において、９は、成型品の断面積最小部の長さ（Ｌ）を示し、１０は、成型品の断面積最小部の厚み（ｔ）を示す。この成型体の断面積最小部の長さ（Ｌ）と厚み（ｔ）は、表２に示す通りである。
【０１０２】
これらの成型体の各５０個の形状を測定して、充填性を評価するとともに、中央部を切断し、組織および内部欠陥を調査した。
【０１０３】
その結果、本発明例１〜１３については、５０個の成型体のいずれも、鉄は、金型キャビティ内に充満しており、空気の巻き込み、Ｍｇ等の酸化物の巻き込み、巣等による内部欠陥は検出されず、共晶黒鉛の発生なく、微細な白鋳鉄組織であった。
【０１０４】
一方、比較例１では、本発明で規定する充填速度よりも小さい充填速度であったために、成型不良や共晶黒鉛が発生し、比較例２では、本発明で規定する充填速度を超えて大きな充填速度であったために、空気の巻き込み、巣の発生、酸化物の巻き込み等の欠陥が見られた。
【０１０５】
次に、本発明例１、２、３をダイカスト成型後に、９５０℃で５０分保持して黒鉛化熱処理を施した。一方、本発明例１、２、３と同様の成分組成で、ＭｇまたはＣｅを含有しない本発明例１１、１２、１３についても、それぞれ同様の条件で、ダイカスト成型、および、その後の黒鉛化処理を施し、得られた各試料の組織を調査した。
【０１０６】
その結果、本発明例１、２、３のものは、組織中に黒鉛が微細に、かつ、球状化して存在しており、ＭｇまたはＣｅを含有しない本発明例１１、１２、１３においては、そのようになっていないことが観察された。
【０１０７】
成型体よりＪＩＳ４号引張り試験片を切り出し、ＪＩＳ法で定める引張試験方法で強度を測定した。さらに、ＪＩＳ４号金属材料衝撃試験片を切り出し、ＪＩＳ法で定めるシャルピー衝撃試験方法で、室温にて衝撃値を測定した。
【０１０８】
その結果、本発明例１、２、３の強度は、それぞれ、４５０ＭＰａ、６４０ＭＰａ、７８０ＭＰａであり、靱性値は、それぞれ、１８Ｊ／ｃｍ2、１５Ｊ／ｃｍ2、８Ｊ／ｃｍ２であった。一方、ＭｇまたはＣｅを含有しない本発明例１１、１２、１３では、いずれも、これよりやや低く、強度は、それぞれ、３９５ＭＰａ、５９７ＭＰａ、６８０ＭＰａであり、靱性値は、１０、８、５Ｊ／ｃｍ２であった。
【０１０９】
本発明例１、２、３は、ＭｇまたはＣｅを含有しないものに比べて、強度と靱性が優れていたが、本発明例１１、１２、１３でも、強度および靭性ともに、各種部品等に提供する上で、充分の品質を確保できていた。
【０１１０】
【表１】
2010131635.tif 000003
【０１１１】
【表２】
2010131635.tif 000004
【０１１２】
【表３】
2010131635.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【０１１３】
【図１】本発明の半溶融成型法に用いることができる射出成型機の概略断面を示す図である。
【図２】図１の射出成型機で得られる半溶融成型体の断面を示す図である。
【符号の説明】
【０１１４】
１    可動金型
２    固定金型
３    ゲート
４    射出スリーブ
５    プランジャー
６    固液共存ビレット
７    金型空間
８    ビレット挿入口
９    成型品の断面積最小部の長さ（Ｌ）
１０    成型品の断面積最小部の厚み（ｔ）
【図１】
2010131635.tif 000006
【図２】
2010131635.tif 000007