(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、
１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％、
０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、
０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦３．０ｗｔ％
および残部が不可避不純物を含むＦｅ
よりなり、共晶量Ｅｃが１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％であることを特徴とするチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料。
【請求項２】
半溶融状態において、固相率ＲをＲ＞５０％に設定される、請求項１記載のチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
チクソキャスティング法の実施に当っては、Ｆｅ系合金材料を加熱して固相（略固相となっている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態にし、次いでその半溶融Ｆｅ系合金材料を加圧下で鋳型のキャビティに充填し、その後加圧下で半溶融Ｆｅ系合金材料を凝固させる、といった方法が採用される。
【０００３】
従来、この種のＦｅ系合金材料としては、共晶量Ｅｃを５０ｗｔ％≦Ｅｃ≦７０ｗｔ％に設定したものが知られている（特開平５−４３９７８号公報参照）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、共晶量ＥｃをＥｃ≧５０ｗｔ％に設定すると、この種のＦｅ系合金材料においては、黒鉛の析出量が多くなるため、鋳物の機械的特性は通常の鋳造法、つまり溶製法によるものと略同等となり、したがって従来材によったのでは、チクソキャスティング法による鋳物の機械的特性向上といった本来の目的を達成することはできない。
【０００５】
また鋳物の鋳造組織において、その薄肉部等の急冷された領域では、球状固相であった部分がオーステナイトおよびマルテンサイトの混合組織となり、一方、厚肉部等の徐冷された領域では、球状固相であった部分がパーライトとなる。両領域において液相であった部分はレデブライト（チル）となっている。
【０００６】
このような鋳物に熱処理を施すと、急冷された領域では黒鉛が微細に析出する一方、徐冷された領域では黒鉛が粗大に析出し、その結果、両領域の機械的特性が異なることになるので、全体に亘って均一な機械的特性を有する鋳物を得ることができない、という問題も生じた。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、溶製鋳物よりも優れた機械的特性を有し、またその特性が全体に亘って均一である鋳物を得ることが可能な前記チクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料を提供することを目的とする。
【０００８】
前記目的を達成するため本発明によれば、
１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、
１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％、
０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、
０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦３．０ｗｔ％
および残部が不可避不純物を含むＦｅ
よりなり、共晶量Ｅｃが１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％であるチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料が提供される。
【０００９】
前記組成のＦｅ系合金材料に加熱処理を施すことによって、液相と固相とが共存する半溶融Ｆｅ系合金材料が調製される。この半溶融Ｆｅ系合金材料においては、共晶溶解により生じた液相が大きな潜熱を持つ。その結果、半溶融Ｆｅ系合金材料の凝固過程では固相の凝固収縮に応じてその固相周りに液相が十分に供給され、その後液相が凝固するので、鋳物におけるミクロンオーダの空孔部の発生が防止される。また共晶量Ｅｃを前記のように設定することによって黒鉛の析出量を少なくすることが可能である。これらにより鋳物の機械的特性、即ち、引張強さ、ヤング率、疲れ強さ等を向上させることができる。また共晶量Ｅｃが前記範囲にあるＦｅ系合金材料においては、その鋳造温度（半溶融Ｆｅ系合金材料の温度、以下同じ）を低くすることが可能であり、これにより鋳型の延命を図ることができる。
【００１０】
ただし、共晶量ＥｃがＥｃ≦１０ｗｔ％では、共晶量Ｅｃが少いことに起因してＦｅ系合金材料の鋳造温度が液相線温度に近似し、したがって、加圧鋳造装置への材料搬送機器の熱負荷が高くなるためチクソキャスティングを行うことができない。一方、Ｅｃ≧５０ｗｔ％における不具合は前記の通りである。
前記組成において、Ｍｎはセメンタイトおよびオーステナイト生成元素であり、またＮｉはオーステナイト生成元素であることから、それらＭｎおよびＮｉは徐冷された領域のパーライト化を阻止し、これにより鋳物の鋳造組織は、その全体に亘り固相であった部分がオーステナイトおよびマルテンサイトの混合組織となり、また液相であった部分がレデブライトとなる。
【００１１】
このような鋳物に所定の熱処理を施すことによって、フェライトおよびパーライトの混合組織に微細な黒鉛を分散させた均一な熱処理組織を持つ鋳物が得られる。この鋳物はその全体に亘り均一な機械的特性を有する。
【００１２】
前記組成において、ＣおよびＳｉは共晶量に関係し、その共晶量を前記範囲に制御すべく、Ｃ含有量およびＳｉ含有量が前記のように設定される。ただし、Ｃ含有量がＣ＜１．８ｗｔ％では、Ｓｉ含有量を多くして共晶量を増しても鋳造温度を高くしなければならないので、チクソキャスティングの利点が薄れ、一方、Ｃ＞２．５ｗｔ％では黒鉛量が多くなるため鋳物の機械的特性が低下傾向となり、また共晶量が多くなるため半溶融Ｆｅ系合金材料の取扱い性が悪化する。Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．０ｗｔ％では、Ｃ＜１．８ｗｔ％の場合と同様に、鋳造温度の上昇を来たし、一方、Ｓｉ＞３．０ｗｔ％ではシリコフェライトが生じるため鋳物の機械的特性の向上を図ることができない。
【００１３】
Ｍｎは脱酸剤として機能すると共にセメンタイト生成のために必要である。ただし、Ｍｎ含有量がＭｎ＜０．１ｗｔ％では脱酸効果が少なくなるため、溶湯の酸化による酸化物の巻込みや気泡に起因した欠陥を生じ易くなり、一方、Ｍｎ＞１．５ｗｔ％ではセメンタイト〔（ＦｅＭｎ）3 Ｃ〕の晶出量が多くなるため、その多量のセメンタイトを熱処理により微細化することが困難となり、鋳物の靱性および切削性が低下する。
【００１４】
Ｎｉは、前記のようにオーステナイト生成元素であって、常温下でオーステナイトを僅かに存在させてそこに不純物を取籠め、これにより靱性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためにはＮｉ含有量を約１ｗｔ％に設定することが必要である。ただし、Ｎｉ含有量がＮｉ＜０．５ｗｔ％ではその添加の意義がなく、一方、Ｎｉ＞３．０ｗｔ％では、セメンタイト消去熱処理後の冷却過程で、マトリックスがマルテンサイト化して高硬度化する。
【００１５】
【発明の実施の形態】
図１に示す加圧鋳造装置１はＦｅ系合金材料を用いてチクソキャスティング法の適用下で鋳物を鋳造するために用いられる。その加圧鋳造装置１は、鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型２および可動金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に鋳物成形用キャビティ４が形成される。固定金型２に短柱状半溶融Ｆｅ系合金材料５を横にして設置するチャンバ６が形成され、そのチャンバ６は円錐台形孔７およびゲート８を介してキャビティ４の基端部に連通する。また固定金型２に、チャンバ６に連通するスリーブ９が水平に付設され、そのスリーブ９にチャンバ６に挿脱される加圧プランジャ１０が摺動自在に嵌合される。スリーブ９は、その周壁上部に材料用挿入口１１を有する。固定および可動金型２，３は、銅系合金としてのＣｕ−Ｂｅ系合金より構成されている。銅系合金としてはＣｕ−Ｃｒ系合金、Ｃｕ−Ｎｉ系合金等も用いられる。また純銅も金型構成材料として適用される。
【００１６】
図２は、Ｆｅ系合金材料において、ＣおよびＳｉ含有量と共晶量Ｅｃとの関係を示す。固相線の高Ｃ濃度側に隣接して共晶量Ｅｃが１０ｗｔ％である１０ｗｔ％共晶線が、また共晶量Ｅｃが１００ｗｔ％である１００ｗｔ％共晶線の低Ｃ濃度側に隣接して共晶量Ｅｃが５０ｗｔ％の５０ｗｔ％共晶線がそれぞれ存在する。１０ｗｔ％共晶線および５０ｗｔ％共晶線間の３本の線は、１０ｗｔ％共晶線側よりそれぞれ２０，３０，４０ｗｔ％共晶線である。
【００１７】
Ｆｅ系合金材料の組成範囲は、共晶量Ｅｃが１０ｗｔ％＜Ｅｃ＜５０ｗｔ％、したがって１０ｗｔ％共晶線と５０ｗｔ％共晶線との間の範囲である。ただし、１０ｗｔ％共晶線上および５０ｗｔ％共晶線上の組成は除かれる。また１．８ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％であると共に１．０ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．０ｗｔ％であることからＦｅ系合金材料の組成範囲は、図２においてＣ含有量をｘ軸とし、またＳｉ含有量をｙ軸としたとき、座標（２．０８，１．０）…点ａ1 、座標（２．５，１．０）…点ａ2 、座標（２．５，２．６）…点ａ3 、座標（２．４２，３．０）…点ａ4 、座標（１．８，３．０）…点ａ5 、座標（１．８，２．２６）…点ａ6 を結んで得られる略六角形の図形の範囲内である。ただし、前記組成範囲の限界を示す前記図形の輪郭ｂ上の組成から、５０ｗｔ％共晶線上に在る両点ａ3 ，ａ4 およびそれらを結ぶ線分ｂ1 上の組成、ならびに１０ｗｔ％共晶線上に在る両点ａ1 ，ａ6 およびそれらを結ぶ線分ｂ2 上の組成は除かれる。
【００１８】
半溶融Ｆｅ系合金材料の固相率ＲはＲ＞５０％であることが望ましい。これにより鋳造温度を低温側にシフトして加圧鋳造装置の延命を図ることができる。固相率ＲがＲ≦５０％では液相量が多くなるため、短柱状半溶融Ｆｅ系合金材料を立てて搬送する場合、その自立性が悪化し、また取扱い性も悪くなる。
【００１９】
表１は、Ｆｅ系合金材料の実施例（１）および比較例（１ａ）の組成ならびに共晶量Ｅｃを示す。
【００２０】
【表１】
0003660134.tif 000002
【００２１】
これら実施例（１）および比較例（１ａ）は、図２にも点（１），（１ａ）として掲載されている。
【００２２】
鋳物の鋳造に当り、実施例（１）を鋳造温度である１１８０℃まで誘導加熱して、固相と液相とが共存する半溶融Ｆｅ系合金材料を調製した。この材料の固相率ＲはＲ＝５８％であった。
【００２３】
次いで、図１の加圧鋳造装置１において、固定および可動金型２，３の温度を制御すると共にそのチャンバ６内に、半溶融Ｆｅ系合金材料５を設置し、その後加圧プランジャ１０を作動させてそのＦｅ系合金材料５をキャビティ４に充填した。この場合、半溶融Ｆｅ系合金材料５の充填圧力は３６ＭＰａであった。そして、加圧プランジャ１０をストローク終端に保持することによってキャビティ４内に充填された半溶融Ｆｅ系合金材料５に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融Ｆｅ系合金材料５を凝固させて図３に示す鋳物１２の例（１）を得た。同様の方法で、比較例（１ａ）を用いて鋳物１２の例（１ａ）を得た。ただし、鋳造温度は１１８０℃に設定された。
【００２４】
鋳物１２のキャビティ対応部１２ａにおいて、ゲート対応部１２ｂ近傍で、且つそれよりもキャビティ先端側の位置Ｄからキャビティ対応部１２ａの基端ｂまではスクラップＳであり、したがって前記位置Ｄからキャビティ対応部１２ａの先端ｅまでが製品Ｐである。
【００２５】
両鋳物１２の製品Ｐにおいて、その先端部Ａ、中間部Ｂおよび基端部Ｃの中央部分を検鏡してそれらの鋳造組織を調べたところ、鋳物１２の例（１）については図４の、また鋳物１２の例（１ａ）については図５の結果をそれぞれ得た。
【００２６】
図４に示す鋳物１２の例（１）においては、先端部Ａ、中間部Ｂおよび基端部Ｃの球状固相であった部分がオーステナイトおよびマルテンサイトの混合組織となっており、また液相であった部分がレデブライトとなっている。
【００２７】
図５に示す鋳物１２の例（１ａ）においては、先端部Ａおよび中間部Ｂの球状固相であった部分がオーステナイトおよびマルテンサイトの混合組織となっているが、基端部Ｃの球状固相であった部分はパーライトとなっており、また液相であった部分がレデブライトとなっている。
【００２８】
このように実施例（１）を用いた鋳物１２の例（１）においては、その基端部ＣがスクラップＳの保温作用によって徐冷されたにも拘らず、基端部Ｃの鋳造組織は先端部Ａおよび中間部Ｂと同じである。これに対し比較例（１ａ）を用いた鋳物１２の例（１ａ）においては、その基端部ＣがスクラップＳの保温作用によって徐冷され、またその徐冷効果を回避する手段が講じられていないため、先端部Ａおよび中間部Ｂとは異なる鋳造組織を有する。
【００２９】
次に鋳物１２の例（１），（１ａ）からそれらの基端部Ｃを含む複数のテストピースを製作し、次いでそれらテストピースに熱処理を施し、その後各テストピースを検鏡してそれらの熱処理組織を調べたところ、図６〜８の結果を得た。
【００３０】
図６はテストピースに、９００℃、３０分間および７５０℃、６０分間のレデブライト消去熱処理を施した場合の熱処理組織を示し、（ａ）が鋳物１２の例（１）の基端部Ｃに、また（ｂ）が鋳物１２の例（１ａ）の基端部Ｃにそれぞれ該当する。
【００３１】
図７はテストピースに、９００℃、３０分間のレデブライト消去熱処理を施した場合の熱処理組織を示し、（ａ）が鋳物１２の例（１）の基端部Ｃに、また（ｂ）が鋳物１２の例（１ａ）の基端部Ｃにそれぞれ該当する。
【００３２】
図８はテストピースに、８００℃、６０分間のセメンタイト球状化熱処理を施した場合の熱処理組織を示し、（ａ）が鋳物１２の例（１）の基端部Ｃに、また（ｂ）が鋳物１２の例（１ａ）の基端部Ｃにそれぞれ該当する。
【００３３】
図６〜８から明らかなように、鋳物１２の例（１）の基端部Ｃには、粒径ｄがｄ≦１０μｍの微細黒鉛が析出しており、これは先端部Ａおよび中間部Ｂについても同様となる。その結果、鋳物１２の例（１）はその全体に亘り均一な機械的特性を有する。
【００３４】
一方、鋳物１２の例（１ａ）の基端部Ｃには粒径ｄがｄ＞１０μｍの粗大黒鉛が析出しているが、先端部Ａおよび中間部Ｂは前記例（１）の基端部Ｃと同様に微細黒鉛を有する熱処理組織となる。その結果、鋳物１２の例（１ａ）においては先端部Ａおよび中間部Ｂの機械的特性と基端部Ｃのそれとが異なったものとなる。
【００３５】
鋳物１２の例（１），（１ａ）の基端部Ｃにおける、黒鉛面積率、硬さ、シャルピー衝撃値（靱性）およびヤング率は表２の通りである。この場合、黒鉛面積率は、テストピースを研磨し、エッチングを行うことなく、画像解析装置（ＩＰ−１０００ＰＣ、旭化成社製）を用いて求められた。
【００３６】
【表２】
0003660134.tif 000003
【００３７】
表２から明らかなように、図６（ａ）、図７（ａ）および図８（ａ）の場合、つまり鋳物１２の例（１）の基端部Ｃは、図６（ｂ）、図７（ｂ）および図８（ｂ）の場合、つまり鋳物１２の例（１ａ）の基端部Ｃに比べて優れた機械的特性を有する。
【００３８】
表３は実施例（２）〜（４）および比較例（２ａ）〜（４ａ）の組成および共晶量Ｅｃを示す。
【００３９】
【表３】
0003660134.tif 000004
【００４０】
実施例（２）〜（４）および比較例（２ａ）〜（４ａ）は、それぞれ図２に点（２）〜（４）および点（２ａ）〜（４ａ）として掲載されている。
【００４１】
前記同様の方法で、実施例（１）〜（４）および比較例（１ａ）〜（４ａ）を用いてそれぞれ鋳物１２の例（１）〜（４）および例（１ａ）〜（４ａ）を得た。これら鋳物１２の例（１）等に９００℃、３０分間の焼なまし処理を施し、次いで鋳物１２の例（１）等を検鏡してそれらの熱処理組織を調べた。
【００４２】
表４は前記実験結果を示す。表中、金型の材質における「Ｃｕ」は、前記Ｃｕ−Ｂｅ系合金を意味し、また「Ｆｅ」は熱間金型用合金工具鋼を意味する。さらに熱処理組織における「○」は黒鉛の粒径ｄがｄ≦１０μｍであることを、一方、「×」は黒鉛の粒径ｄがｄ＞１０μｍであることを意味する。
【００４３】
【表４】
0003660134.tif 000005
【００４４】
表４において、Ｃｕ−Ｂｅ系合金よりなる固定および可動金型２，３を用いて得られた鋳物１２の例（１）〜（３）は、その製品Ｐの熱処理組織が均一であるだけでなく、固定および可動金型２，３の冷却促進効果によりスクラップＳの熱処理組織も製品Ｐと同等になっている。ただし、鋳物１２の例（４）も含めて前記鋼よりなる固定および可動金型２，３を用いると、その冷却促進効果がＣｕ−Ｂｅ系合金よりなるものに比べて劣るため、スクラップＳにおいては黒鉛が粗大に析出する。
【００４５】
鋳物１２の例（１ａ）〜（３ａ）においては、そのＦｅ系合金材料（１ａ）〜（３ａ）がＮｉを含有しないことから、そのＮｉの効果が得られず、その結果、鋳物１２の例（１ａ），（２ａ）の場合は製品Ｐの熱処理組織がその全体に亘り不均一となり、また鋳物１２の例（３ａ）の場合はその全体に亘り粗大黒鉛が分散している。また鋳物１２の例（４ａ）においては、そのＦｅ系合金材料（４ａ）のＮｉ含有量がＮｉ＞３．０ｗｔ％であることに起因して結晶粒界に黒鉛が凝集していた。
【００４６】
【発明の効果】
本発明によれば、前記のように構成することによって、溶製鋳物よりも優れた機械的特性を有し、またその特性が全体に亘って均一である鋳物を得ることが可能なチクソキャスティング用Ｆｅ系合金材料を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】加圧鋳造装置の断面図である。
【図２】ＣおよびＳｉ含有量と、共晶量Ｅｃとの関係を示すグラフである。
【図３】鋳物の説明図である。
【図４】鋳物の例（１）における各部の鋳造組織（金属組織）を示す顕微鏡写真である。
【図５】鋳物の例（１ａ）における各部の鋳造組織（金属組織）を示す顕微鏡写真である。
【図６】鋳物の例（１），（１ａ）における熱処理組織（金属組織）の第１例を示す顕微鏡写真である。
【図７】鋳物の例（１），（１ａ）における熱処理組織（金属組織）の第２例を示す顕微鏡写真である。
【図８】鋳物の例（１），（１ａ）における熱処理組織（金属組織）の第３例を示す顕微鏡写真である。
【符号の説明】
１      加圧鋳造装置
２      固定金型
３      可動金型
４      キャビティ
５      半溶融Ｆｅ系合金材料
１０    加圧プランジャ
１２    鋳物
Ａ      先端部
Ｂ      中間部
Ｃ      基端部
Ｐ      製品
Ｓ      スクラップ
【図１】
0003660134.tif 000006
【図２】
0003660134.tif 000007
【図３】
0003660134.tif 000008
【図４】
0003660134.tif 000009
【図５】
0003660134.tif 000010
【図６】
0003660134.tif 000011
【図７】
0003660134.tif 000012
【図８】
0003660134.tif 000013