(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
チクソキャスティング法により鋳造され樹枝状セメンタイトおよび網目状セメンタイトの少なくとも一方を有するＦｅ系鋳物であって、１．５重量％≦Ｃ≦２．５重量％、１．４重量％≦Ｓｉ≦３．５重量％、０．３重量％≦Ｍｎ≦１．７重量％、０．５重量％≦Ｎｉ≦１．５重量％および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなるものに対して熱処理を施すに当り、
共析変態開始温度をＴｅ１とし、また共析変態終了温度をＴｅ２としたとき、熱処理温度ＴをＴｅ１＜Ｔ＜Ｔｅ２に、また熱処理時間ｔを１時間≦ｔ≦１０時間にそれぞれ設定することを特徴とするＦｅ系鋳物の熱処理方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はＦｅ系鋳物、特に、樹枝状セメンタイトおよび網目状セメンタイトの少なくとも一方を有するＦｅ系鋳物の熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ系鋳物を金型を用いて鋳造すると、そのＦｅ系鋳物には、急冷により樹枝状セメンタイトおよび／または網目状セメンタイトが晶出する。このようなＦｅ系鋳物は硬くて高い強度を有するが、その反面、靱性が低いので鋳放し状態では構造材料として使用しにくい。
【０００３】
そこで従来は、このようなＦｅ系鋳物に熱処理を施すことにより網目状セメンタイト等を完全に分解して黒鉛化していた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記のように網目状セメンタイト等の完全黒鉛化を行うと、Ｆｅ系鋳物のヤング率が低下し、また切削性が悪化するという問題があり、その上、熱処理温度が高いので省エネルギ化の要請に応じることができない、といった問題もあった。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、熱処理温度を比較的低く、また熱処理時間を比較的短く設定することによって、機械構造用炭素鋼と同等もしくはそれ以上の機械的特性、例えばヤング率、疲労強度および切削性を有し、また比較的高い靱性を備えたＦｅ系鋳物を得ることのできる前記熱処理方法を提供することを目的とする。
【０００６】
前記目的を達成するため本発明によれば、チクソキャスティング法により鋳造され樹枝状セメンタイトおよび網目状セメンタイトの少なくとも一方を有するＦｅ系鋳物であって、１．５重量％≦Ｃ≦２．５重量％、１．４重量％≦Ｓｉ≦３．５重量％、０．３重量％≦Ｍｎ≦１．７重量％、０．５重量％≦Ｎｉ≦１．５重量％および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなるものに対して熱処理を施すに当り、共析変態開始温度をＴｅ１とし、また共析変態終了温度をＴｅ２としたとき、熱処理温度ＴをＴｅ１＜Ｔ＜Ｔｅ２に、また熱処理時間ｔを１時間≦ｔ≦１０時間にそれぞれ設定するＦｅ系鋳物の熱処理方法が提供される。
【０００７】
Ｆｅ系鋳物の共析変態は或温度幅を以て行われる。ここで低温度側を共析変態開始温度Ｔｅ１とし、また高温度側を共析変態終了温度Ｔｅ２とすると、両温度Ｔｅ１，Ｔｅ２間の領域はα＋γ＋Ｆｅ3 Ｃ（黒鉛）の共存領域となる。
【０００８】
そこで、網目状セメンタイトおよび／または樹枝状セメンタイトを有する上記Ｆｅ系鋳物を加熱して、その温度を、共析変態開始温度Ｔｅ１および共析変態終了温度Ｔｅ２間に保持すると、網目状セメンタイト等の多数箇所で、γ相へ固溶すべく、Ｃ（炭素）の離脱が発生すると共に黒鉛の析出が行われる。これにより、網目状セメンタイト等は、多数のＣ離脱箇所および多数の黒鉛析出箇所において微細に分断される。このような微細セメンタイトおよび黒鉛は、熱処理後の金属組織において、初晶γ粒である塊状をなす微細α粒群の境界に存在する。
【０００９】
また微細α粒群内には多数の微細セメンタイトおよび多数の微細黒鉛が存在する。これら微細セメンタイト等は、鋳造過程の急冷でマルテンサイト化されたα相の一部から熱処理過程で生じたγ相および残留γ相に、それぞれα相から放出されたＣが固溶して冷却過程で析出したものである。
【００１０】
このような金属組織を有するＦｅ系鋳物は機械構造用炭素鋼と同等若しくはそれ以上のヤング率および疲労強度を有し、また球状黒鉛鋳鉄と略同等の靱性を有する。
【００１１】
黒鉛が微細α粒群の境界のみに存在すると、その境界の切削性が良、一方、微細α粒群の切削性が不良となって、その切削過程が断続的となるため快削性が損われるが、前記のように微細α粒群内にも多数の微細黒鉛が存在すると、切削過程が連続的となるため快削性が得られ、バイト等の切削工具の延命が図られる。
【００１２】
ただし、熱処理温度ＴがＴ≦Ｔｅ１では網目状セメンタイト等の分断を行うことができず、一方、Ｔ≧Ｔｅ２では網目状セメンタイト等の黒鉛化が進行するので望ましくない。また熱処理時間ｔがｔ＜１時間では網目状セメンタイト等から離脱したＣをγ相に十分に固溶させることができないので、熱処理後、微細α粒群の境界が脆くなってＦｅ系鋳物の靱性が低くなる。一方、ｔ＞１０時間では網目状セメンタイト等の黒鉛化が進行するので望ましくない。
【００１３】
【発明の実施の形態】
図１に示す加圧鋳造装置１は、Ｆｅ系鋳造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下でＦｅ系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に半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設置するチャンバ６が形成され、そのチャンバ６はゲート７を介してキャビティ４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８が水平に付設され、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱される加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。スリーブ８は、その周壁上部に材料用挿入口１０を有する。
【００１４】
Ｆｅ系鋳造材料としては、例えばＦｅ−Ｃ−Ｓｉ系亜共晶合金が用いられる。表１にＦｅ系鋳造材料の一例の組成ならびに比較例である球状黒鉛鋳鉄および機械構造用炭素鋼の組成をそれぞれ示す。表１中、Ｐ，Ｓは不可避不純物である。
【００１５】
【表１】
0004109734.tif 000002
【００１６】
図２はＦｅ系鋳造材料、つまりＦｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ−１．３重量％Ｍｎ−１．１重量％Ｎｉ合金の状態図である。この材料の共析変態開始温度Ｔｅ１はＴｅ１＝６６２℃であり、一方、共析変態終了温度Ｔｅ２はＴｅ２＝７６０℃である。
【００１７】
Ｆｅ系鋳物の鋳造に当り、Ｆｅ系鋳造材料を１２２０℃まで誘導加熱して、固相と液相とが共存する半溶融Ｆｅ系鋳造材料を調製した。この材料の固相率ＲはＲ＝７０％であった。
【００１８】
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内に前記半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設置し、加圧プランジャ９を作動させてそのＦｅ系鋳造材料５をキャビティ４に充填した。この場合、半溶融Ｆｅ系鋳造材料５の充填圧力は３６ＭＰａであった。そして、加圧プランジャ９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系鋳造材料５に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を凝固させてＦｅ系鋳物を得た。
【００１９】
図３はＦｅ系鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真であり、図４はその要部写図である。図３から明らかなように、チクソキャスティング法によれば、ミクロンオーダの空孔部等の欠陥の無い、緻密な金属組織を有するＦｅ系鋳物を得ることができる。図３，４において、半溶融状態からの急冷により、初晶γ粒、この場合はマルテンサイト化されたα針状晶および残留γよりなる塊状部Ｉの境界に、網目状セメンタイトIIが存在し、また塊状部Ｉの外側に存する共晶部に、樹枝状セメンタイトIII と、α相および残留γ相よりなる部分IVとの層状組織が認められる。
【００２０】
次いで、Ｆｅ系鋳物に、大気下にて、熱処理温度Ｔ＝７４０℃、熱処理時間ｔ＝２時間、空冷の条件で熱処理を施して実施例によるＦｅ系鋳物を得た。
【００２１】
図５は熱処理後のＦｅ系鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真であり、また図６はその要部写図であり、さらに図７は概略図である。図５〜７から明らかなように、微細α粒群Ｖの境界に網目状セメンタイトIIの分断により生じた粒状をなす微細セメンタイトVIと微細黒鉛VII が存在していることが判る。また微細α粒群Ｖの外側に樹枝状セメンタイトIII の分断により生じた細長い微細セメンタイトVIIIが存在することも判る。さらに微細α粒群Ｖ内において、微細α粒IXの結晶粒界に微細セメンタイトＸおよび微細黒鉛XIが析出していることも明らかである。
【００２２】
図６において２個の、塊状をなすγ相XII は、Ｎｉのγ相生成機能に起因して常温下までもたらされたもので、それらγ相XII 内にも多数の微細黒鉛XIIIが存在しており、これらの微細黒鉛XIIIは、γ相に固溶したＣが冷却過程で析出したものである。
【００２３】
Ｆｅ系鋳物における黒鉛面積率は５．４％であった。この黒鉛面積率は、テストピースを研磨し、エッチングを行うことなく、画像回析装置（ＩＰ−１０００ＰＣ、旭化成社製）を用いて求められたものであり、後述の黒鉛面積率についてもその求め方は同じである。
【００２４】
比較例として、表１の球状黒鉛鋳鉄組成の溶湯を用いた金型鋳造を行ってＦＣＤ鋳物を得た。この鋳鉄の共析変態開始温度は７６８℃、一方、共析変態終了温度は８１５℃であった。次いでＦＣＤ鋳物に、熱処理温度９５０℃、熱処理時間１．５時間、空冷の条件で熱処理を施した。このＦＣＤ鋳物における黒鉛面積率は１３％であった。
【００２５】
別の比較例として表１の機械構造用炭素鋼を用い、鍛造を行ってＳ４８Ｃ鍛造品を得た。この炭素鋼の共析温度は７０７℃であった。次いでＳ４８Ｃ鍛造品に、熱処理温度８００℃、熱処理時間１時間、空冷の条件で熱処理を施した。
【００２６】
実施例によるＦｅ系鋳物、比較例によるＦＣＤ鋳物およびＳ４８Ｃ鍛造品よりテストピースを作製し、それらについて、ヤング率、引張り圧縮疲労強度、回転曲げ疲労強度およびシャルピー衝撃値を測定した。表２はその測定結果を示す。
【００２７】
【表２】
0004109734.tif 000003
【００２８】
表２から明らかなように、Ｆｅ系鋳物はＦＣＤ鋳物およびＳ４８Ｃ鍛造品よりも高いヤング率と疲労強度を有する。またＦｅ系鋳物はＦＣＤ鋳物と略同等のシャルピー衝撃値、したがって靱性を有する。
【００２９】
図８は、前記Ｆｅ系鋳物における熱処理温度Ｔと、γ量、硬さ、Ｃ固溶量および黒鉛面積率との関係を示す。熱処理時間ｔはｔ＝２時間である。図８から明らかなように、熱処理温度Ｔの上昇に伴い、硬さは低下し、熱処理温度約７４０℃以上において略一定となる、また黒鉛面積率は緩徐に増加し、熱処理温度７３０〜７６０℃において急増する、さらにγ量は緩徐に増加し、またＣ固溶量も増加傾向にある。さらに熱処理温度Ｔが共析変態開始温度Ｔｅ１近傍では網目状セメンタイト等の分断ならびにＣの拡散および黒鉛化に長時間を要するため不経済であり、一方、共析変態終了温度Ｔｅ２近傍では網目状セメンタイトの分断等が急速に行われるためコントロールが難しい。これらの理由から、熱処理温度Ｔは７００℃≦Ｔ≦７５０℃であることが望ましい。
【００３０】
図９は、前記Ｆｅ系鋳物における熱処理時間ｔと硬さおよび黒鉛面積率との関係を示す。熱処理温度ＴはＴ＝７３０℃、冷却方式は空冷である。図９から明らかなように、熱処理時間の増加に伴い、硬さは低下し、熱処理時間約２時間以上において略一定となり、また黒鉛面積率は緩徐に増加し、熱処理時間約４時間を過ぎると急増する。熱処理時間ｔが短いと黒鉛量が少ないため硬くて切削性が悪く、一方、長いと黒鉛量が増して硬さは低くなるが、その反面ヤング率等の機械的特性が低下する。これらの理由から、熱処理時間ｔは１．０時間≦ｔ≦３．０時間であることが望ましい。
【００３１】
Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ系亜共晶合金、実施例ではＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金において、ＣおよびＳｉは共晶量に関係し、その共晶量を５０％以下に制御すべく、Ｃ含有量は１．５重量％≦Ｃ≦２．５重量％に、またＳｉ含有量は１．４重量％≦Ｓｉ≦３．５重量％にそれぞれ設定される。ただし、Ｃ含有量がＣ＜１．５重量％では、Ｓｉ含有量を多くして共晶量を増しても鋳造温度（半溶融Ｆｅ系鋳造材料の温度、以下同じ）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＞２．５重量％では黒鉛量が多くなるためＦｅ系鋳物の熱処理効果が少なく、したがってその機械的特性を向上させることができない。Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．４重量％では、Ｃ＜１．５重量％の場合と同様に、鋳造温度の上昇を来たし、一方、Ｓｉ＞３．５重量％ではシリコフェライトが生じるためＦｅ系鋳物の機械的特性の向上を図ることができない。
【００３２】
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り、その含有量は０．３重量％≦Ｍｎ≦１．７重量％に設定される。Ｍｎ含有量がＭｎ＜０．３重量％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＞１．７重量％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、Ｆｅ系鋳物の靱性および切削性が低下する。ＳｉおよびＮｉといった黒鉛化元素の添加に拘らず、所定量のセメンタイトを生成させてＦｅ系鋳物のヤング率等の機械的特性を低下させないためには、Ｍｎ含有量は好ましくは、０．９重量％≦Ｍｎ≦１．５重量％である。
【００３３】
Ｎｉは、前記のようにγ相生成元素であって、常温下でγ相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１重量％に設定することが必要である。
【００３４】
またＮｉは共析変態開始温度Ｔｅ１および共析変態終了温度Ｔｅ２間の温度差ΔＴ（図２参照）、つまり熱処理温度Ｔの設定範囲を拡張する効果を有する。このような効果はＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｎ、Ａｌ等も有する。
【００３５】
図１０は、Ｆｅ−２重量％Ｃ合金に各種元素を添加したＦｅ系鋳造材料において、各元素添加量と前記温度差ΔＴとの関係を示す。前記合金の共析温度は７３８℃であって、図１０においてはこの温度がΔＴ＝０℃に相当する。したがって、前記元素を添加されたＦｅ系鋳造材料の共析変態開始温度Ｔｅ１はＴｅ１＝７３８℃であり、また共析変態終了温度Ｔｅ２はＴｅ２＝７３８℃＋ΔＴとなる。
【００３６】
図１０から明らかなように、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｃａ、ＮおよびＡｌの場合はそれらの添加量が増せば温度差ΔＴも増すが、Ｍｎの場合は温度差ΔＴが添加量１重量％程度において最大となり、その後は減少する。図１０より温度差ΔＴを増加させるための添加元素としてはＮｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮおよびＡｌが有効であることが判る。
【００３７】
前記温度差ΔＴが小さいと、熱処理温度のコントロールが難しくなるので、これを回避するためには前記温度差ΔＴはΔＴ≧４０℃であることが望ましい。
【００３８】
このような点を考慮して、Ｆｅ−２重量％Ｃ−２重量％Ｓｉ−０．６重量％Ｍｎ合金にＮｉを添加してその添加量と温度差変化量δとの関係を求めたところ、図１１の結果を得た。前記合金の温度差ΔＴはΔＴ＝３２℃であり、したがって図１１の温度差変化量δ＝０がΔＴ＝３２℃に相当する。
【００３９】
図１１から明らかなように、Ｎｉ添加量をＮｉ≧０．５重量％に設定すると、温度差変化量δがδ≧１０℃となって温度差ΔＴ＝３２℃＋δがΔＴ≧４０℃の要件を確実に満足する。一方、Ｎｉ添加量がＮｉ≧１．５重量％になると、温度差変化量δが略一定となる。
【００４０】
以上、Ｎｉによる前記靱性向上効果および温度差ΔＴの増加効果を考慮して、Ｎｉ含有量は０．５重量％≦Ｎｉ≦１．５重量％に設定される。
【００４１】
図１１には、Ｎｉを添加せずに、ＭｎおよびＳｉの添加量を変化させた場合、ならびにＣａ、Ｚｒ、Ｃｕ、ＮおよびＡｌを添加した場合についても示した。図１１より、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｃｕ、ＮおよびＡｌの添加量を変化させることにより、温度差変化量δをδ≧１０℃にして温度差ΔＴ≧４０℃の要件を確実に満足し得ることが判る。図１０に示したように、ＭｎがＦｅ−Ｃ系合金に添加された場合、その添加量が１重量％を超えると効果は低下したが、図１１に示したように、ＭｎがＳｉと併用されるとＭｎ含有量が１重量％（Ｍｎ添加量が０．４重量％）を超えても効果が増大する。
【００４２】
【発明の効果】
本発明によれば、前記のような特定の手段を用いることによって、構造用炭素鋼と同等若しくはそれ以上の機械的特性、例えばヤング率、疲労強度および切削性を有し、また比較的高い靱性を備えたＦｅ系鋳物を得ることができる。
【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】  Ｆｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ−１．３重量Ｍｎ−１．１重量％Ｎｉ合金の状態図である。
【図３】  鋳造後のＦｅ系鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図４】  図３の要部写図である。
【図５】  熱処理後のＦｅ系鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図６】  図５の要部写図である。
【図７】  図５に対応する金属組織の概略図である。
【図８】  熱処理温度Ｔとγ量等との関係を示すグラフである。
【図９】  熱処理時間ｔと硬さ等との関係を示すグラフである。
【図１０】  元素添加量と温度差ΔＴとの関係を示すグラフである。
【図１１】  元素添加量と温度差変化量δとの関係を示すグラフである。
【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系鋳造材料
９      加圧プランジャ
II      網目状セメンタイト
III     樹枝状セメンタイト
VI      微細セメンタイト
VII     微細黒鉛
【図１】
0004109734.tif 000004
【図２】
0004109734.tif 000005
【図３】
0004109734.tif 000006
【図４】
0004109734.tif 000007
【図５】
0004109734.tif 000008
【図６】
0004109734.tif 000009
【図７】
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【図８】
0004109734.tif 000011
【図９】
0004109734.tif 000012
【図１０】
0004109734.tif 000013
【図１１】
0004109734.tif 000014