JPS59501551A - 耐摩耗性白鋳鉄 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 耐摩耗性白鋳鉄 技術分野 この発明は、鋳鉄に関し、特に引張強さの顕著な増加と共にしん性および耐摩耗 性の優れた鋳鉄に関する。

さらに詳しくは５本発明は、炭化物の形態の改良によって所望の耐摩耗性を維持 しながら優ｎたじん性、延性および引張強さを有する新しい白鋳鉄の組成物およ び該鋳、鉄の製造法に関する。

背景技術 合金白鋳鉄は、一般にＬ５％以上の炭素含量で形成される高耐摩耗性材料であっ て、他の金属（普通はクロム）と合金化され、炭素と結合してＭｘＣｙのような Ｆｅ−Ｃｒ炭化物の化合物を生成する可能性のあることがよく知られている。多 くの場合に、合金化されない鋳鉄固有の耐摩耗性は所期の用途を満たすのに十分 であるから、使用者に問題を持ち出さない。しかしながら、産業機械を形成する 鋳鉄が特殊な摩耗を受ける場合、鋳鉄固有の機械的性質は所望のものから著しく 離れる。

鋳鉄材料が受ける摩耗は幾つかに分類されることは良く知られている。第１のえ ぐり（またはみそ切り）摩耗においては、研摩性粗粒子が鋳鉄の加工表面に侵入 して高速で金属を除去する。この種の摩耗の典型的な経験１例えば地ならし装置 、ハンマミル作業およびショークラッシャーにおいては、鋳鉄に有害な影響を与 えることが知られているところの金属を除去する過酷な衝撃荷重を伴う。

しばしば高応力摩耗と呼ばれる第２の摩耗（例えば。

採鉱作業において遭遇する）においては、研摩粒子は移動する金属表面の粉砕作 用下で粉砕される。研摩ロール、粉砕ロールやミル・ライナに使用さｎる鋳物に 典型的に生じるこの種の摩耗過程に含ま扛る応力レベルは、従来の鋳鉄のφ力性 能をしばしば越えて装置の破損をもたらヂ。

第うのカテゴリーの摩耗である低応力摩耗または侵食においては、装置の鋳鉄表 面が受ける研摩作用は過酷な応力状態ではないが、高耐摩耗性が要求される。

過酷な衝撃荷重を伴うえぐり（またはみそ切り）摩耗は、鋳鉄が典型的に過去に おいて特質的にもっていなかったしん性全必要とする。高い塑性およびじん性を もったマンガン鋼はこの種の摩耗を受ける材料に対する過酷な耐衝撃要求を満た すことができた。しかしながら、その硬度および耐摩耗性は一般に１回転式ボー ルミルのような広範囲の粉砕過程での高応力研磨作用における極めて高い摩耗速 度を防ぐには不適当であることがわかった。この高応力作用においては、クロム ・モリブデン鋼および合金白銑がじん性の必要条件および必要な耐摩耗性の組合 せに応じて種々の装置に使用できる。低応力作用を含む前記第５のカテゴリーの 摩耗においては、モリブデンまたはニッケルを添加、または添加しないクロム− 鉄合金が炭化物を分散した望ましいマルテンサイトのマトリックス全もって使用 における必要条件を満たすために利用する金属の種類に関する産業の知識を考慮 すると、当業者はジレンマに落ち入る。少なくとも最初の２つのカテゴリーの摩 耗を受ける装置を動かすためには、最適の耐摩耗性およびこ几らの摩耗に特徴的 な過酷な衝撃および応力条件に耐える十分なしん性が要求される。一般に硬度と じん性は範囲の両極端にあると考えら扛るので、１つ以上の特性をもつそれらの 組成物は他のいくらかをもＬａｘ＜、しかも硬度とじん性の両方が要求される。

耐摩耗性の鋳物を供給する産業界は、前述の摩耗に鋳物を利用した装置の有効寿 命を改善することをずっと追求してきた。

合金化および合金化しない種々の鉄−炭素組成物は。

ｏ、ｏｑ％なる低含量で出発した炭素ではマルテンサイト状態において高いしん 性をもたない。過共析鋼および白銑はそのセメンタイ）（Ｆｅ３Ｃ）の形態のた めに不十分なしん性を示す。鉄−炭素の組成物の合金化は炭化物（ＭｘＣｙ）ｋ 生成し、硬度を増すので高耐摩耗性の要件を若干溝たす。しかしながら、いずれ の体積においても炭化物の粒径が小さくならない限り、炭化物の体積が増すと、 耐摩耗性は増すがじん性または耐破壊性は低下する。金属学者は、２つの主微小 構成成分である炭化物とマトリックスが相互に実質的に無関係に作用するため白 鋳鉄の複雑性を認識してきた。それにもかかわらず、材料の最終特性は、白銑が 摩耗および衝撃状態にあると前記２つの微小構成成分間の相互依存から生じる。

そのような材料に衝撃が加わると、炭化物は粉りになる、そして炭化物が連続し ていて比較的大きいと１割れが組織全体に伝播して、しばしば破壊を導いたり、 或いは少なくとも材料の摩耗を加速する。

このように今日までのところ、優れた耐摩耗性と良好な衝撃応力吸収の必要条件 をａたすところの炭素含量が１７重量％以上の鉄−炭素合金は認識されていない 。

従って、本発明の主目的は、高硬度または高耐摩耗性および優れたしん性を有す る白鋳鉄全提供することである。

さらに、本発明の目的は、所望の耐摩耗性およびじん性のみならず優れた引張り 強さを有する白鋳鉄を提供することである。

また１本発明の目的は、炭化物が球形に近ハ球状であるところの高耐摩耗性およ び高じん性を有する鋳鉄組成物を提供することである。

また、本発明の目的は、炭化物の大きさが従来の平均値より小さくてマ）　ｌ） ノクス全体に実質的に均一に分布しているしん性で耐摩耗性を有する鋳鉄を提供 することである。

また１本発明の目的は２球状粒子のみならず均一に分布している平均粒径の小さ い粒子を生成するためにホウ素を導入することによって１合金鋳鉄における高エ ントロピーのものを提供することである。

さらに１本発明の目的は、溶融鋳鉄組成物を平衡凝固温度以下の過冷却温度に冷 却し、しかる後に凝固させて、従来の鋳鉄炭化物の平均粒径より小さい平均粒径 全盲する球状炭化物全生成させたしん性、耐摩耗性鋳鉄を提供することである。

発明の開示 本発明は、主成分の鉄と、単独または累積的に添加または非添加のバナジウム、 チタン、ニオブ、モリブデン、ニッケル、銅、タンタルまたはクロム、またはそ ｎらの混合物Ｑ、　００１％〜５０重量％と５合金組成物を形成する炭素２０％ 〜４５重量％と、耐摩耗性、じん性および引張強さを改善するため導入したホウ 素０００１％〜４０重量％からなる合金鋳鉄組成物のユニークな発児である。本 合金は１２０４ｔ：（２２００Ｆ）−１３１６℃（２１１００Ｆ）ノ範囲、一般 的には１２３８℃（２２６０ｐ）　〜１２６０℃（２５００Ｆ）の範囲内の凝固 点を有する。この凝固点は所定の合金元素での鋳鉄の共晶温度の１５７”以内に ある。炭化物は球形に近い球状で存在し、従来の鋳鉄における炭化物の平均粒径 よりがなり小さいＵミクロン以下の粒径を有する。

本発明の方法において、ｏ、ｏｏ１％〜５０％のバナジウム、チタン、ニオブ、 モリブデン、ニッケル、銅、タンタル、またはクロムまたはそｎらの混合物、お よび２０％〜４．５％の炭素を含む合金白鋳鉄が溶融鋳鉄組成物を形成し、その 溶融鋳鉄組成物にＯ，ＯＯ１％〜ｌＩＯ％のホウ素のようなエントロピー増大用 添加物を加え１次にその溶融鋳鉄組成物を１２０１１℃（２２００７；’）〜１ ３１６℃（２１１００７）の平衡凝固温度より少なくとも５Ｆ低い過冷却温度に 冷却し、しかる後にその溶融鋳鉄組成物を凝固させて、従来の鋳鉄より小さい平 均粒径を有する球状炭化物または平均４μ以下の炭化物を生成する。

発明を実施するための最良の形態 白鋳鉄は、鋳鉄からなる装置が受ける種々の摩耗条件ヲ満たすのに望ましい耐摩 耗特性を本来もっていると長い間認識されてきた。しかし１合金化鋳鉄の炭化物 の形態は耐摩耗性を保持させるために変えることができ、引張強さを増加するの みならず、さらに重要なことは塑性変形性の付与と共にしん件の著しい改善をす ることが今見出された。従来の鋳鉄においては、オーステナイト、パーライトま たはマルテンサイトのマトリックスに見られる過剰の遊離炭素はコーンフレーク に若干似たう次元の形状金とる黒鉛の形か、または板状まｆｃ、は棒状の炭化物 の形であると認識されてきた。

いずれの形においても、砂型から通常の熱全取り出し。

金属の断面寸法が１０鰭以上と仮定すると１粒子は顕微鏡的な大きさであって、 普通平均粒径は１０ミクロン以上である。

これう黒鉛のフレークはフレークの面に沿っり破壊の源であることが仰ら几てい る。典型的に、良品位の鋳鉄は引張り強さが約３５００　Ｋｇ／ｃｌ　（５０， ０００ｐｓｉ）。

伸びが０％で極めて脆いか、またはじん性がなくどんな変形もできない。適当に 合金化すると、遊離炭素は一般に板状または棒状の金属間化合の金属炭化物（普 通はクロム炭化物）に分離し、マトリックス内で連続または不連続であるが再び １０ミクロン以上の平均粒径になる。また、その炭化物粒子は針状を呈するが。

いずれの形状にしても、それらは顕微鏡的に見てそれらの平均長寸法が少なくと も１０ミクロンあって、応力下での割れの開始傾向を高め、しばしば装置の最終 的破壊をもたらす。

本発明において、この炭化物の棒状または板状の形状全球形に近い球状に変えて 所望のしん性のみならず、引張り強さを著しく高めることができることが見出さ れた。この鋳鉄炭化物の形態変化は、過去の非延性。

脆性、非変形性の鋳鉄を塑性加工性、高い引張り強さを有し、優れた耐摩耗性を 保持したものに変えた。

例えば５本発明の鋳鉄は破断する前に曲がり、受ける応力レベルが破壊すること な〈従来の周知鋳鉄に比べて極めて高いことがわかった。本発明の鋳鉄はクロム と合金化することが望ましいが、Ｑ、００１％〜５０％のバナジウム、チタン、 ニオブ、タンタル、ニッケル、モリブデンまたは銅の種々の添加物に依存して。

得られる鋳鉄の性質は変わる。

一般に５本発明の鋳鉄は従来の周知鋳鉄の伝統的な引張強さう５　ｏ　ｏ　Ｋｇ ／　ｃｌ　（５０，０００ｐｓｉ　）〜１ｋ２００に９／　ｄ　（６０，０００ ｐ　ｓ　ｉ　）　に比へて８４００　Ｋ９　／　Ｃｒｄ　（１２０，０００ｐｓ ｉ）　と高い引張強さをもつことがわかった。代表的な鋳鉄の伸びは０％であっ たが、本発明の鋳鉄は３％の伸びを有する。例えば、採鉱用の破砕機、粉砕機。

また研磨性固体分を含む流体を送るポンプのような著しい摩耗および衝撃荷重を 受ける装置においては非常に重要であるしん性を提供するので、当業者は直ちに 伸びまたは塑性変形能の増加という重要な利点を認識されるであろう。鋳鉄にお ける炭化物の形状変化を達成することは、望ましいのみならず、あたかも炭化物 の形状が球状に変わり１粒径が従来の鋳鉄の平均粒径１０〜１１．１ミクロンよ りかなり小さい４ミクロンに減少するのと殆んど同じ位効果がある。炭化物粒径 のこの程度の減少によって、高引張強さ値、良好な耐摩耗性および変形能の増大 に寄与するために個々の小球状粒子間の平均自由行程を最小にすることができる 。このように１本発明によって、炭化物の形状が球状に変わるのみならず、その 球状粒子がＵミクロン以下の平均粒径に減少された。

鋳鉄は合金化された鉄−炭素の組成物であることは良く知られている。一般に、 鋳鉄と鋼とを分ける境界線は固体状態における鉄中の炭素の溶解度であることが 認識されている。高レベルの炭素において、炭素は合金化されない限り遊離黒鉛 の形で存在する。典型的に、鋳鉄中に炭化物を形成させて種々の性質を改良する ために使用する合金元素はクロムである。しかしながら、モリブデン、バナジウ ム、チタン、銅、ニッケル、ニオブおよびタンタルはいろんな組合せで任意にク ロムに添加することができるし、或いはクロムに代えることができる。クロムと 併用する場合には、これらの金属元素は普通約７％までの量で存在するが、望１ しくに、バナジウムとニオブは０００１％〜５％の範囲、モリブデンと銅は００ ０１％〜１１％、ニッケルｉ　Ｑ、　ＯＯ１％〜７％、チタンとタンタルは００ ０１％〜ｌＩ％の範囲であって、クロムと併用またはクロム単独知おける全体と しては０００１％〜う０％の範囲内である。クロムは７％〜２９％の範囲にある ことが望ましいが、さらに望ましい範囲は２５〜２８％または１１１％〜２２％ または７％〜１２％（こ几らのクロムの範囲は商的合金日鉄のうつの主グループ を表わす）である。炭素の含量は２０％以上約ヰ５％以下が望ましく、クロム２ ５％〜２８％および１４％〜２２％の含量の鋳鉄に対しては２０％〜う％の範囲 、丑たはクロム７％〜１２％の場合には２％〜３５％の炭素含量が望ましい。

以上概説した代表的な鋳鉄組成物は、ホウ素を一般に０００１％〜ｌＩ％、望ま しくは０．０１％〜１％、最適には０．０１％〜ＯＬ１％の範囲内で添加するこ とによって炭化物の形態を変えることができる。このホウ素添加は球状炭化物粒 子全生成さすことがわかったが、合金化された鉄−炭素組成物が共晶温度に関係 する場合にさらにはつきりする。

純鉄の凝固点は約１５５８℃（２ｇｏｏＦ）である。

そして炭素の添加に伴ってその凝固点は低くなる。ホウ素の添加、またはホウ素 無添加で合金化すると、凝固温度は、主として存在するクロムの量に従って１２ ０１４−１５１６℃（２２００−２１ｔ　ＯＯ’ｐ）１１７）間を変化するが、 特定の合金元素の選択によっても変わる。さらに望ましいことに、鉄−炭素合金 系の凝固温度は１２３８−１２６０℃（２２６０−２３００’／；”）ノ範囲内 、または約２２ｇ０’ｐ（１２１１９℃）±１０−２０’ｐにする必要があるこ とがわかった。本発明に従って所定量で存在する所定の合金元素を含む特定の鋳 鉄組成物は全て、そ几らの特定の合金元素で形成される鋳鉄系の共晶温度の１５ ′Ｆ以内で凝固する。

この合金化鋳鉄組成物およびホウ素の添加で、炭化物の形態を変えて、はソ球形 である球状炭化物粒子を生成できることがわかった。

この重要な粒径○改良をするためおよび球状炭化物粒子の実質的に均一な分布を 得るために、鋳鉄組成物を平衡、疑固篇度以下少なくとも５Ｆ、望１しくけ凝固 前に８〜ｌｏ’１’；またはそれ以上冷却すると、炭化物の粒径が通常の平均粒 径１０ミクロ７以上から平均粒径１１　ミクロン以下に激減することがわかった 。この通合２１は達成が難しいことがわかった。そして問題の熱力学的解決法に 際してのみ、鋳鉄融液のエントロピーを高めることによって系の不規則、度が増 して融液を冷却下にさせることが見出された。高エントロピー値は液体−固体系 のギブス自由エネルギー値を下げる。そして最も低い自由エネルギーの相が最も 安定である。その関係ばＧ＝　Ｅ　＋　Ｐ　Ｖ　Ｔ　Ｓ　＝　Ｈ−Ｔ　Ｓで表わ さ几゛る。

式中のＧはギブス自由エネルギー、Ｔは給体温度そして；３はエントロピーであ る。さらに熱力学的関係式のＨ−Ｔ！３→−ＶＰは、固体でばＶ　Ｐ　＝　Ｏで あるからＨ−’ｒ　Ｓとなる（式中のＳはエツトロビー、Ｈは融解熱。

ぞしてｆ、・」、絶佳凝固点である）。エントロピーの増加（は、系Ｊ）融ゼ執 が一定の場合：ては４’？固点Ｏ減少をもたらす。

ホウ素は鋳鉄組成物に添付されるとエントロピーを増して、系内の不規ｉｔ高め て必要条件を冷却状態下にさせることがわかった。生じる正確な変化は完全に理 解できない、そして前述の説明は理論的なものであることを理解されたい。

本発明の合金鋳鉄組成物が平衡凝固温度以下、平衡疑固篇度の少なくとも５ＦＣ 低い）過冷却範囲に冷却されると、凝固が生じないとさ、それは過冷却が生じな いときよりも瞬間的である。このように、過冷却は通常生じている長い時間７ｖ ｕ晶または粒子の成長を回避する。むしろ、その凝固は粒子が成長する前に生じ る。従って、微１組な炭化物粒子は、従来の鋳鉄において生じるような棒状まｆ Ｃ，は板状に集合する代りに本発明の合金鋳鉄組成物における急速凝固では集合 する機会をもたず、炭化物の分布における不均一性をもたらすへくこれらの粒子 が集合して板状または棒状になる機会がない。むしろ、炭化物の分布の均一性は 合金鋳鉄組成物の過冷却段階中でさえも融液相において本来もっているものであ るので、炭化物分布の均一性が凝固中に維持される。平衡凝固温度以下に過冷却 された融液の疑固ば、本発明の鋳鉄組成物の強さ、じん性、Ｉ−・よび耐摩耗性 に７１する基本条件であるところこの〜径のかなりの減少および鋳鉄マドｌ）ノ クス全体Ｉｆ（渡って炭化物のより均一な分肴Ｊをも化りす。

特定例 ２７２％クロム、２．０１１％炭素を含む典型的な鋳鉄組成物に約１２′）９℃ （２２６３Ｆ）の共晶温度の上であるＪ　２　＋＋　９℃（２２８０Ｆ　）の範 囲で凝固した合金組成物である。０１７％ホウ素の添加で、その合金月乎衡凝固 ｌ晶度より５Ｆ低い温度、１２１１６℃（２２７５Ｆ）の少し下の温度に過冷却 することができる。この〆１□Ａ度の平衡凝固を温度との間で融府は過冷却され て液体ツ）゛ま−４−１ある。さらに冷却すると、はとんど球形で平均ｒや径が ４ミクロ７以下である球状の炭化物が生成する１、得ら′ｔ′ｌ−た鋳鉄の引張 強さば８ヰＯＯＫり／　ｍ　（１２０，０００・Ｇｉｌ、＋・　のイ）負性にあ って、約５％の坤びを有する。そのＬつな白鋳鉄は全く耐摩耗性であると共に、 高摩耗、高Ｌｊ：力作用下において特に有用にする優ｎ　ｆｃ引張強さおよびじ ん性を有する。

同様の結果が、１２５５℃（２２８７Ｆ）なるはソ共品ｌ’Ｍ　ｉザに平衡凝固 ｌｌけ■するうう２％炭素、９１２％りｏ、ｔ、、５．１！３％ニッケルおよび ０．１７％ホウ素の１ｇ成物で得られる。次に、１２１１９℃（２２８０：ｐ） への過冷却、は凝固が生じる前に起きる。

本発明の目的は前述のように本発明によってａたさｆ″１．たが１本発明は次の 請求の範囲によってのみ限定されるものと考えられる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １４　主成分の元素鉄と、０．００１％〜５０％のバナジウム、チタン、ニオブ 、タンタル、モリブデン、ニッケル、銅、またはクロム、またはそれらの混合物 。 および２０％〜１１．５％の炭素なる合金元素の１つ以上からなる合金鋳鉄組成 物であり、該組成物が前記所定元素で形成される鋳鉄の共晶温度の’１５’Ｆ以 内の凝固点を有し：さらにＱ、　００１％〜４０％のホウ素を含み、そ几によっ て所望の耐摩耗性、じん性２よび引張強−Ｊｋ有すること全特徴とする合金鋳鉄 組成物。 ２　＠記合金が１２０Ｌｔ℃（２２００Ｆ）と、１５１６℃（２１Ｉ００Ｆ）の 間の凝固点を有することを特徴とする請求の範囲第１項に記載の組成物。 ５　前記バナジウム、チタン、ニオブまたはタンタルが７％までの量で存在する ことを特徴とする請求の範囲第１項に記載の組成物。 ４　前記クロムが０１％〜５０％の量で存在すること全特徴とする請求の範囲第 １項に記載の組成物。 ５７％までのニッケル、４％捷でのモリブデンまたは４％までの銅またはそれら の混合物が添加さ几ることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の組成物。 ６　＠記炭素が球状炭化物の形で少なくとも部分的に存在することを特徴とする 請求の範囲第１項５第２項、第う項、第４項または第５項に記載の組成物。 ７　前記合金の凝固点が約１２３８℃（２２６０Ｆ）〜１２６０℃（２５００’ ｐ）であることを特徴とする請求の範囲第２項に記載の組成物。 ８　前記合金の凝固点が約１２１１９℃（２２ｇＯ℃）であることを特徴とする 請求の範囲第７項に記載の組成物。 ９　前記炭素が球状炭化物の形で少なくとも部分的に存在し、前記バナジウム、 チタン、ニオブ、ニッケル、銅、モリブデンまたはタンタルが７％までの量で存 在し、前記合金の凝固点が約１２５８℃（２２６０Ｆ）−１２６０℃（２５００ Ｆ）　？あルコとを特徴とする請求の範囲第１項に記載の組成物。 １０　前記炭素が球状炭化物の形で少なくとも部分的に存在し、前記合金が１２ ０１１℃（２２００：ｐ）と１５１６℃（２１１００Ｆ）の間の凝固点を有し、 前記バナジウム、チタン、ニオブ、ニッケル、銅、モリブデンまたはタンタルが ７％までの量で存在することを特徴とする請求の範囲第１項に記載の組成物。 珪　前記炭素が球状炭化物の形で少なくとも部分的に存在し、前記クロムが０１ ％〜５０％の量で存在し。 前記合金の凝固点が約１２３８℃（２２６０’ｐ）〜１２６０℃（２５００Ｆ） であること全特徴とする請求の範囲第１項に記載の組成物。 ５５％であり、前記ホウ素がＯ，Ｏ１％〜１０％であることを特徴とする請求の 範囲第１項に記載の組成物。 １う　前記クロムが２５％〜２８％であり、前記炭素が２０％〜３０％であり、 前記ホウ素が０１％〜ｏｌ１％であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載 の組成物。 １．１１　前記炭素が、ｌ１ミクロン以下の平均粒径を有する球状炭化物の形で 少なくとも部分的に存在すること全特徴とする請求の範囲第１項または第６項に 記載の組成物。 １．５．　Ｑ、　ＯＯ１％〜３０％のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデン 、ニッケル５銅、タンタルまたはクロムまたはそれらの混合物と、２０％〜ｌＩ ５％の炭素からなる合金鋳鉄にＱ、　ＯＯ］％〜４０％のホウ素を添加して溶融 鋳鉄組成物全生成し、該溶融鋳鉄組成物を平衡凝固温度以下の過冷却温度に冷却 し７該溶融鋳鉄組成物全凝固させて従来の鋳鉄炭化物粒子より小さい平均粒径を 有する球状炭化物を生成させることからなることを特徴とする鋳鉄に球状炭化物 を形成さす方法。 托　前記合金が１２０１１℃（２２００’ｐ）と１３１６℃（２１Ｉ００Ｆ）の 間の凝固点を有することを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の方法。 １７　前記バナジウム、チタン、ニオブ、タンタル、モリブデン、銅またはニッ ケルが７％までの量で存在することを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の方 法。 １ｇ　前記クロムが０１％〜５０％の量で存在することを特徴とする請求の範囲 第１５項に記載の方法。 １９、　７％までのニッケル、４％までのモリブデン、または４％までの銅また はそれらの混合物を添加することを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の方法 。 ２０　前記溶融鋳鉄組成物を平衡凝固温度より少なくとも５Ｆ低低吟過冷却度に 冷却することを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の方法。 ２１、前記溶融鋳鉄組成物を過冷却温度へ冷却し続けることによって該溶融鋳鉄 組成物を凝固させて、約４ミクロン以下の平均粒径會有する球状炭化物？形成さ すことを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の方法。 ２２　前記溶融鋳鉄組成物を平衡凝固温度より少なくとも５Ｆ低い過冷却温度に 冷却し、前記溶融鋳鉄組成物を過冷却温度へ冷却し続けることによって該溶融鋳 鉄組成物を凝固させて約４ミクロン以下の平均粒径を有する球状炭化物全形成き すことを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の方法。 ２３　前記平衡凝固点が１２０１１℃（２２００Ｆ）〜１５１６℃（２＋１０ｏ Ｆ）であることを特徴とする請求の範囲第２０項、第２１項または第２２項に記 載の方法。 ２１１　前記平衡凝固点が１２５８℃（２２６０′Ｆ′）〜１２６０℃（２ｓｏ ｏＦ）であることを特徴とする請求の範囲第２０項、第２１項または第２２項に 記載の方法。 ２５　炭素と、鉄と、バナジウム、チタン、モリブデン。 ニッケル、′：同、タンタルまたはクロムまたはそれらの混合物との溶融鋳鉄混 合体のエントロピー全増大させて溶融鋳−決組成物？生成させ、該溶融鋳鉄組成 物を該溶融鋳鉄ｔｌ成物の平衡凝固温度以下の温度に過冷却し、従来の洟鉄炭化 物の平均粒径より小さい平均粒径全有する球状炭化物を生成させながら前記溶融 鋳鉄組成物を凝１□、１させることからなることを特徴とする。鋳鉄のしん１． 耐摩耗性および引張強さを改良するため溶融鋳鉄を過冷却する方法。 ２６　前記射融鋳鉄組成物ケー１衡凝固温度より少なくとも約５Ｆ低い過冷却温 度に冷却することを特徴とする請求の範囲第２５項に記載の方法。 ２７　前記溶融鋳鉄組成物を過ｃ′１却扁度へ冷却し続けることによって該溶融 鋳鉄組成物を凝固させて約１１　ミ！ノロン（以下の平均粒径を有する球状炭化 物を形成さす二とか特徴とする請求の範囲第２５項て記載の方法。 ２８　前；４己溶省斜鉄ｌ１１１戎吻を平衡凝固温度より少なくとも約５′Ｆ低 い〕、％玲却１普度に、′テ却り、該Ｇ融鋳法組成物を過冷却高度へ冷却し続け ることによって該溶融鋳鉄組成物を凝固させて約４ミクロン以下の平均粒径全有 する球状炭化物を形成さすことを特徴とする請求の範囲第２５項に記載の方法。 ２９．０．００１％〜４０％のホウ素を添加することによって、前記鋳鉄混合体 のエントロピーを増大させること全特徴とする請求の範囲第２５項、第２６項。 第２７項または第２８項に記載の方法。 ３０　前記ホウ素が０１％〜Ｏヰ％の量で存在することを特徴とする請求の範囲 第２９項の方法。 ５Ｌ　前記ホウ素が０１％〜Ｏ１Ｉ％の量で存在することを特徴とする請求の範 囲第１項または第１５項に記載の方法。