(57)【要約】【課題】高温におけるクリープ特性がよく、チル組織の生成を抑制した被削性の良好なガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒を提供する。【解決手段】ガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒は成分組成（成分組成はｍａｓｓ％である）が、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、前記成分組成の合金鋳鉄溶湯を用意し、水平連続鋳造装置を用いて鋳造して鋳造棒を得、次いで得た鋳造棒を８００〜９００℃の温度範囲で焼鈍してガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒を製造する。【選択図】　　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成（成分組成はｍａｓｓ％である）が、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とするガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒。
【請求項２】
下記工程を備えたことを特徴とするガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒の製造方法。
（ａ）　成分組成（成分組成はｍａｓｓ％である）が、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金鋳鉄溶湯を用意し、
（ｂ）前記合金鋳鉄溶湯を水平連続鋳造装置を用いて鋳造して鋳造棒を得、
（ｃ）次いで得た鋳造棒を８００〜９００℃の温度範囲で焼鈍する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ガラスびん成形用金型の素材である合金鋳鉄連続鋳造棒及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ガラスびん成形用の金型は、成形開始時には溶融ガラスと接する内側の温度が約６５０℃にまで急速加熱され、成形終了後には急冷される熱サイクルを連続的に受ける。ガラスびん成形用の金型は、このような厳しい条件の使用に耐える必要がある。そのため、素材には次のような特性が求められる。
【０００３】
▲１▼　適当な硬度を持ち、加工性（被削性）が良好なこと。
▲２▼　熱伝導率が高いこと。
▲３▼　熱サイクルによる寸法変化が少ないこと。
▲４▼　高温でのクラック発生が少ないこと。
▲５▼　メンテナンスが容易なこと。
▲６▼　経済的な価格で入手しやすいこと。
【０００４】
上記の特性を勘案して、古くから金型素材の主流になっているのが鋳鉄鋳物である。ガラスびん成形用金型に使用される鋳物は、金型の作業面から１０ｍｍ厚みの金属組織について、例えば、ガラスびん表面の平滑性を確保する目的で組織を細かくする必要があるために、鋳造時に冷やし金を用いて急冷する方法を用いている。また、成分については、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｐの５元素の配合割合を適量にするとともに、高温での耐酸化性等を向上させる目的としてＮｉ、Ｃｒを添加している。
【０００５】
特開昭５２−４６３２２号公報には、成分がＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｏ，Ｖのガラス成形金型用合金鋳鉄であり、共晶点付近の組成として微細な黒鉛組織とすることで過激な温度条件下で使用しても熱によるクラックの発生がないこと、また、金型として重要な靭性、加工性を備え、従来のニッケルクローム鋳鉄に比べて長期耐用できるという技術内容の記載がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、金型はガラスびん成形時に約６５０℃の高温の溶融ガラスと接するだけでなく、繰り返しクリープ変形を受ける。そのため、従来の砂型鋳物を用いて製造した金型は高温での耐用性が十分でなく、また、個々の砂型に鋳込むために鋳物品質のばらつきも少なくない。
【０００７】
一方、通常の砂型鋳物に比べて冷却速度の大きい連続鋳造法を用いると、金属組織を細かく分散することが可能であり、品質のばらつきもほとんど無い金型を作製できるが、硬くて切削性の悪いチル組織が発生しやすい。Ｍｏを鋳鉄鋳物に添加した場合、Ｍｏは高温でのクリープ特性を向上させる元素であるが、逆にチル化を促進させる元素でもあるため、連続鋳造法による製造を難かしくしていた。
【０００８】
従って、本発明は、高温におけるクリープ特性がよく、チル組織の生成を抑制した被削性の良好なガラス成形用合金鋳鉄連続鋳造棒を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するために本発明の第１の態様は、成分組成（成分組成はｍａｓｓ％である）が、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とするガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒である。
【００１０】
本発明の第２の態様は、下記工程を備えたことを特徴とするガラス成形金型用合金鋳鉄連続鋳造棒の製造方法である。
（ａ）　成分組成（成分組成はｍａｓｓ％である）が、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金鋳鉄溶湯を用意し、
（ｂ）前記合金鋳鉄溶湯を水平連続鋳造装置を用いて鋳造して鋳造棒を得、
（ｃ）次いで得た鋳造棒を８５０〜９００℃の温度範囲で焼鈍する。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態について説明する。本発明者は、共晶黒鉛鋳鉄に適量のＭｏを添加することが、高温におけるクリープ特性の向上に効果的であること、また、Ｍｏを添加するとチル組織を発生し易いので適量のＮｉを添加し、さらに、Ｍｏ量とＮｉ量の比を最適化することにより、チル組織も片状黒鉛も発生しないことを見出し本発明を完成することができた。
【００１２】
本発明の合金鋳鉄連続鋳造棒は下記の成分組成（成分組成は以下ｍａｓｓ％である）を備えている。すなわち、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【００１３】
本発明において、合金鋳鉄連続鋳造棒の成分組成、および成分組成を規定した理由について以下に説明する。
【００１４】
Ｃは、Ｓｉと共に重要な元素であり、鋳鉄の凝固形態や金属組織、および材料特性に大きな影響を及ぼす。Ｃの含有量が２．７０％未満では、オーステナイト晶出時の凝固収縮量と黒鉛晶出時の膨脹量のバランスが悪くなるため、鋳型と凝固殻との接触が不良となり連続鋳造が困難になる。また、黒鉛の分散も不均一となる。一方、Ｃの含有量が３．８５％を超えると、黒鉛組織が粗大化して機械的性質は劣化する。従って、Ｃの含有量を２．７０〜３．８５％の範囲とする。
【００１５】
Ｓｉは、鋳鉄溶湯からの黒鉛の晶出を促進する元素であり、含有量が２．３％未満では、共晶状黒鉛の生成や均一な分散を妨げたり、あるいは準安定系のセメンタイトが先に晶出して白銑化したりする。また、含有量が３．２％を超えるとと、粗大な片状黒鉛が晶出して切削性や機械的性質が劣化し、焼き入れ性も阻害する。従って、Ｓｉの含有量は２．３〜３．２％の範囲とする。
【００１６】
Ｍｎは、材料強度を左右すると共に炭化物生成を促進させる元素であり、含有量が０．１％未満では引張強さや硬さ等の機械的性質が確保できず、また０．８％を越えると硬い炭化物が優先的に生成して黒鉛化を阻害する。従って、Ｍｎの含有量は０．１〜０．８％の範囲とする。
【００１７】
Ｔｉは、凝固過程に於いて共晶状黒鉛組織を得る目的で添加するものであり、０．１％未満では微細な共晶状黒鉛を得難く、０．４％を越えてもその効果は変わらない。従って、Ｔｉの含有量は０．１〜０．４％の範囲とする。また、共晶状黒鉛とする目的は、微細な黒鉛を均一分布させることで良好な切削性、平滑性及び機械的性質を確保するためである。
【００１８】
Ｎｉは、黒鉛が優先的に晶出するのを促進する元素であり、Ｍｏ添加に伴うチル組織の生成を抑制するために添加するが、０．３％未満ではその効果がなく、また、１．０％を超えて添加すると片状黒鉛を生成する。従って、Ｎｉの含有量は、０．３〜１．０の範囲とする。
【００１９】
Ｍｏは、高温クリープ特性を向上させる作用を有するが、０．３％未満ではその効果が無く、また１．０％を超えても効果が大きく変わらない。従って、添加量は０．３〜１．０％の範囲とする。
【００２０】
また、チル組織と片状黒鉛の両組織の生成を抑制し、所望の共晶状黒鉛を得るためには、含有するＭｏに応じてＮｉの添加量を上記範囲の中で調整する。すなわち、Ｎｉ／Ｍｏ＝０．７０〜１．３０の範囲であることが必要である。この理由は、後述する図５の実施例に基づき上述の範囲とした。
【００２１】
本発明の実施の形態では、合金鋳鉄連続鋳造棒はガラス成形用金型に用いることができる。すなわち、後述するガラス成形用金型に必要な特性、例えば、高温での耐クリープ性と耐酸化性を備えており、ガラス成形用金型として十分に用いることができる。
【００２２】
また、本実施の形態では、成分組成（成分組成はｍａｓｓ％である）が、Ｃ：２．７０〜３．８５％、Ｓｉ：２．３〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．３〜１．０％を含有し、かつ、Ｎｉ／Ｍｏ比が０．７０〜１．３０を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金鋳鉄溶湯を用意し、合金鋳鉄溶湯を水平連続鋳造装置を用いて鋳造して鋳造棒を得、次いで得た鋳造棒を８００〜９００℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする。
【００２３】
本発明は、連続鋳造設備を用いることによって、組織が微細かつ均質で、金型としての品質のバラツキも少ないというメリットが発揮される。連続鋳造設備は、公知の水平型の鋳造設備を用いることが望ましい。
【００２４】
さらに、本発明では鋳造のあと、鋳造棒を焼鈍する。焼鈍は、温度が８００〜９００℃で行うことにより、熱応力が除去されるとともに、硬いセメンタイト組織を黒鉛組織に改善できる。
【００２５】
【実施例】
（実施例１）
Ｍｏによる高温クリープ特性の改善効果を把握するため、ほぼ同一成分組成の母溶湯鋳鉄にＭｏを０．１％から１．５％まで変化させて添加した。また、チル組織の発生を抑制するため、Ｍｏと同量のＮｉを添加した。次に、水平連続鋳造設備を用いて直径１３０ｍｍの合金鋳鉄連続鋳造棒を製造した。その後、１水準につき１本のクリープ試験片を採取して高温クリープ特性を調査した。
【００２６】
図１としての表１には、試験片の化学成分を示した。図２には、６５０℃でのクリープ試験において、１０時間で試験片が破断する応力とＭｏ添加量との関係を示した。この結果から、Ｍｏ添加量が０．３％未満では、クリープ特性はほとんど向上しない。Ｍｏ添加量が０．３〜１．０％では破断応力はほぼ直線的に増加し、Ｍｏ無添加材に比べて破断応力が１．４〜１．６倍となり、クリープ特性の改善効果が著しいことが分かる。
【００２７】
しかし、Ｍｏ添加量を１．０％超え〜１．５％の範囲まで増やしても破断応力は急増せず、Ｍｏ無添加材の１．７倍以下程度である。すなわち、Ｍｏが高価な金属であることを考慮すると、工業的に最も経済的かつ効果的に高温のクリープ特性を向上させるＭｏの添加量は０．３〜１．０％が適量である。もちろん、０．３〜１．５％の範囲まで添加してもかまわない。
【００２８】
（実施例２）
連続鋳造法を用いると、砂型鋳物に比べて冷却速度が大きいために硬くて切削性の悪い、いわゆるチル組織が発生しやすい。特に、Ｍｏを添加した場合には、Ｍｏ添加量と他元素との組合わせが重要となる。本発明では、Ｎｉを同時に添加する。Ｎｉは、黒鉛の優先的晶出を促進する元素であり、チル組織の生成を抑制する。ところが、過剰に添加すると粗大な片状黒鉛が生成するので好ましくない。
【００２９】
連続鋳造で鋳造棒を製造する際、Ｍｏを添加することによるチル化傾向と片状黒鉛の形成条件とを把握して適正な添加量を決定するために、ＭｏおよびＮｉをそれぞれ０．３〜１．０％の範囲で添加して鋳造した。元湯となる鋳鉄溶湯の成分は、Ｃが２．７０〜３．８５％の範囲、Ｓｉが２．３〜３．２％の範囲、Ｍｎが０．１〜０．８％の範囲、Ｔｉが０．１〜０．４％の範囲、残部がＦｅと不可避的不純物からなるものである。
【００３０】
水平連続鋳造設備を用いて製造した鋳造棒の直径は１３０ｍｍである。なお、ＭｏとＮｉの添加量を０．３〜１．０％に限定したのは、この範囲が最も経済的かつ効果的であるとの実施例１の結果に基づくものである。
【００３１】
図３としての表２、図４としての表３には、上記の方法で鋳造した鋳造棒の化学成分と鋳造棒の金属組織の関係を示したものである。なお、金属組織は直径１３０ｍｍの鋳鉄棒の横断面について、光学顕微鏡で観察したものである。表２、表３に示した○、△、×について、○は共晶黒鉛が全面に分布している場合、△は微量のチル組織、又は微量の片状黒鉛が発生した場合、×は多量のチル組織、又は多量の片状黒鉛が発生した場合を意味する。なお、表２には、○の評価のみを示し、表３には、△及び×の評価のものについて示した。
【００３２】
図５には、Ｎｉ、Ｍｏの添加量、およびＮｉ／Ｍｏの比の値と鋳造棒断面の金属組織との関係を示した。図において、○は共晶黒鉛が全面に分布している場合、△は微量のチル組織、又は微量の片状黒鉛が発生した場合、×は多量のチル組織、又は多量の片状黒鉛が発生した場合を意味する。また、Ｎｉ／Ｍｏの比の値が、１．３０と０．７０に該当する線を合せて示した。
【００３３】
すなわち、ＭｏとＮｉを各０．３〜１．０％添加した場合、チル組織、片状黒鉛、共晶黒鉛の生成する条件は、Ｎｉ／Ｍｏの比の値に依存し、所望の共晶黒鉛を生成する条件はＮｉ／Ｍｏの比の値が０．７０〜１．３０の範囲にある。
【００３４】
（実施例３）
水平連続鋳造設備を用い直径が１３０ｍｍの鋳造棒を製造し、機械的性質、硬さ、および破断応力について試験を実施した。鋳造棒の化学成分は、図６としての表４に示したものである。
【００３５】
図６としての表４には、６５０℃において実施した本発明材と従来材の引張強さ、伸び、硬さ試験および破断応力の結果を示した。表から、本発明材は、従来材と比較して、高温の引張り強さが約１０％、硬さが約１５％、破断応力が約４５％改善されていることが分かる。
【００３６】
（実施例４）
実施例３で製造した本発明材の鋳造棒を材料として、ガラスびん成形用金型を製作した。この金型の金属組織は、微細な共晶状黒鉛が均一に分散していた。そして、この金型を使用して清涼飲料水のガラスびんを製造した結果、従来材（ＭｏやＮｉが無添加）の３０〜５０万本に対して、８０〜１００万本を製造することができた。
【発明の効果】
連続鋳造で鋳造棒を製造する際、ＭｏおよびＮｉを添加して鋳造する。Ｎｉ、Ｍｏの添加量、およびＮｉ／Ｍｏの比の値を調整することで、チル組織も片状黒鉛も発生せず、共晶黒鉛が全面に分布した組織とすることができる。その結果、高温におけるクリープ特性、表面の平滑性及び被削性の優れた鋳造棒を得ることができた。また、これをガラスびん成形用金型として用いた場合、従来材に比べ格段に寿命が延長できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１として示した表１であり、実施例１について成分組成および破断応力値を示した一覧表である。
【図２】Ｍｏ添加量と破断応力との関係を示した。
【図３】図３として示した表２であり、実施例２について成分組成および組織を示した一覧表である。
【図４】図４として示した表３であり、実施例２について成分組成および別の組織を示した一覧表である。
【図５】実施例２についてＮｉ、Ｍｏ添加量と金属組織の関係を示した。
【図６】表４であり、高温６５０℃での機械特性の比較結果を示した。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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