JPS6070162A - 耐熱性球状黒鉛フエライト鋳鉄 - Google Patents
耐熱性球状黒鉛フエライト鋳鉄Info
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- JPS6070162A JPS6070162A JP58179825A JP17982583A JPS6070162A JP S6070162 A JPS6070162 A JP S6070162A JP 58179825 A JP58179825 A JP 58179825A JP 17982583 A JP17982583 A JP 17982583A JP S6070162 A JPS6070162 A JP S6070162A
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- spheroidal graphite
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C37/00—Cast-iron alloys
- C22C37/04—Cast-iron alloys containing spheroidal graphite
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
- Exhaust Silencers (AREA)
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は耐熱性球状黒鉛フェライト鋳鉄の改良に係り
、更に詳しく言えば青熱脆性温度域において靭性の大き
い耐熱性球状黒鉛フェライト鋳鉄に係る。
、更に詳しく言えば青熱脆性温度域において靭性の大き
い耐熱性球状黒鉛フェライト鋳鉄に係る。
例えばターボチャージャのタービンケーシングや排気マ
ニホールド等の材料に使用されるフェライト系鋳鉄とし
ては球状黒鉛鋳鉄（ＪＩＳ−ＦＣＤ４０相当材）が多く
使用されているが、排出ガス温度が高くなってきており
８００℃近くにもなっているので、この材質では耐熱性
（特に耐酸化性）が不足するようになってきた。
ニホールド等の材料に使用されるフェライト系鋳鉄とし
ては球状黒鉛鋳鉄（ＪＩＳ−ＦＣＤ４０相当材）が多く
使用されているが、排出ガス温度が高くなってきており
８００℃近くにもなっているので、この材質では耐熱性
（特に耐酸化性）が不足するようになってきた。
このため耐酸化性の良好な高Ｓｉ鋳鉄を使用することが
試みられているが、従来の球状黒鉛鋳鉄に比して繰返し
加熱に凹く、使用中に割れを発生し易い欠点がある。こ
の欠点の主な原因としては約３００〜４００℃、いわゆ
る青熱脆性温度域における破断伸びが小゛さく、２〜３
％程度であることが挙げられる。
試みられているが、従来の球状黒鉛鋳鉄に比して繰返し
加熱に凹く、使用中に割れを発生し易い欠点がある。こ
の欠点の主な原因としては約３００〜４００℃、いわゆ
る青熱脆性温度域における破断伸びが小゛さく、２〜３
％程度であることが挙げられる。
これに対して４％Ｓｉ、１％Ｍｏ（本明細書では化学組
成は通例のとおり重量％で示す）の高８１鋳鉄が提案さ
れ、自動車用ターボチャージャケーシング、排気マニホ
ールド等の材料として一部採用され、或いは舶用エンジ
ン用過給機の材料として使用されている。しかしながら
これらの場合単に化学成分組成を指定しただけでは３０
０〜４００℃における破断伸びは小さく、５％以上の伸
びを得ることは難しい。
成は通例のとおり重量％で示す）の高８１鋳鉄が提案さ
れ、自動車用ターボチャージャケーシング、排気マニホ
ールド等の材料として一部採用され、或いは舶用エンジ
ン用過給機の材料として使用されている。しかしながら
これらの場合単に化学成分組成を指定しただけでは３０
０〜４００℃における破断伸びは小さく、５％以上の伸
びを得ることは難しい。
本発明は上記の如き事情に鑑み、青熱脆性温度域におけ
る破断伸びが大きく、繰返し加熱に対して強いフェライ
ト系球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とし、 Ｃ２，６〜３．８％、Ｓｉ ３〜４．２％、Ｍｎ０．５
％以下、Ｐ ０９１％以下、３０．０３％以下、Ｍｏ０
．６％以下、Ｍｇ＋希土類元素 ０．０２〜０．１５％
よりなり、平均フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であ
ることを特徴とする 青熱脆性温度域における破断伸びの大きい耐熱性球状黒
鉛フェライト鋳鉄に係る。
る破断伸びが大きく、繰返し加熱に対して強いフェライ
ト系球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とし、 Ｃ２，６〜３．８％、Ｓｉ ３〜４．２％、Ｍｎ０．５
％以下、Ｐ ０９１％以下、３０．０３％以下、Ｍｏ０
．６％以下、Ｍｇ＋希土類元素 ０．０２〜０．１５％
よりなり、平均フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であ
ることを特徴とする 青熱脆性温度域における破断伸びの大きい耐熱性球状黒
鉛フェライト鋳鉄に係る。
本発明における化学成分組成について本発明者の研究結
果から得られた第１図〜第４図を参照して述べると次の
通りである。
果から得られた第１図〜第４図を参照して述べると次の
通りである。
Ｓｉは耐酸化性に最も効果のある元素であり、フェライ
ト系球状黒鉛鋳鉄のＳｉ含有量と耐酸化性との関係につ
いての本発明者の研究結果の一例を示せば第１図の通り
である。図において縦軸には常温と８００℃との間の繰
返し加熱６００回後の材料板の横断面を顕微鏡で調べた
健全部の厚さの元の厚さに対する板厚変化の百分率をと
り耐酸化性の大小を示している。図からＳｉ量が３．５
％以上になると板厚変化は小さくなるが、実際使用の状
態を考慮して健全部板厚が８５％以上であることを要件
とすればＳｔの必要量は３％以上となる。
ト系球状黒鉛鋳鉄のＳｉ含有量と耐酸化性との関係につ
いての本発明者の研究結果の一例を示せば第１図の通り
である。図において縦軸には常温と８００℃との間の繰
返し加熱６００回後の材料板の横断面を顕微鏡で調べた
健全部の厚さの元の厚さに対する板厚変化の百分率をと
り耐酸化性の大小を示している。図からＳｉ量が３．５
％以上になると板厚変化は小さくなるが、実際使用の状
態を考慮して健全部板厚が８５％以上であることを要件
とすればＳｔの必要量は３％以上となる。
これに対して同じくＳｉ含有量と破断伸びとの関係を示
す第２図によれば、Ｓｉ含有量が３％以上で３００〜４
００℃の破断伸びが低下し始め、およそＳｉ３．９％以
上で最低に近づ（。
す第２図によれば、Ｓｉ含有量が３％以上で３００〜４
００℃の破断伸びが低下し始め、およそＳｉ３．９％以
上で最低に近づ（。
したがって耐酸化性として健全部板厚８５％以上を確保
でき、かつ４００℃の破断伸びが５％以上であるＳ１含
有量としては後述するように結晶粒径を小さくし、Ｍｏ
を適量添加することによってＳｉ量の上限を拡大できる
ことを考慮して３〜４％とする。
でき、かつ４００℃の破断伸びが５％以上であるＳ１含
有量としては後述するように結晶粒径を小さくし、Ｍｏ
を適量添加することによってＳｉ量の上限を拡大できる
ことを考慮して３〜４％とする。
ＭＯについていえば、４００℃における破断伸びが５％
以下になるＳｉ含有量のｖＦ鉄にＭｏを添加した場合の
破断伸びの変化を示す第３図によればＭｏ含有量が０．
１〜０．４％において破断伸びが大きく改善されており
、破断伸びが５％以上になる範囲は０．０５〜０．５％
であるが、後述する結晶粒微細化の効果によりこの範囲
は約０．６〜０．７％まで拡大される。しかしながら鋳
鉄においてはＣ含有量が多いので炭化物を生じやすく靭
性を低下させるので、本発明においてはＭｏの量は０．
６％以下とする。
以下になるＳｉ含有量のｖＦ鉄にＭｏを添加した場合の
破断伸びの変化を示す第３図によればＭｏ含有量が０．
１〜０．４％において破断伸びが大きく改善されており
、破断伸びが５％以上になる範囲は０．０５〜０．５％
であるが、後述する結晶粒微細化の効果によりこの範囲
は約０．６〜０．７％まで拡大される。しかしながら鋳
鉄においてはＣ含有量が多いので炭化物を生じやすく靭
性を低下させるので、本発明においてはＭｏの量は０．
６％以下とする。
その他の成分について言えば次の通りである。
Ｃは２．６％以下では球状黒鉛数が不足して結晶粒を所
期の細かさとすることが困難になる上、鋳造性も悪くな
る。一方３．８％以上では黒鉛が巨大化しやすく、靭性
を害し、鋳造後のドロス発生も多くなって好ましくない
のでＣ量は２．６〜３．８％とする。
期の細かさとすることが困難になる上、鋳造性も悪くな
る。一方３．８％以上では黒鉛が巨大化しやすく、靭性
を害し、鋳造後のドロス発生も多くなって好ましくない
のでＣ量は２．６〜３．８％とする。
Ｍｎは０．５％以上になるとパーライトが生成し易く、
かつ破断伸びを低下させるようになり５％以上の値を得
ることが難しくなるので０．５％を上限とする。
かつ破断伸びを低下させるようになり５％以上の値を得
ることが難しくなるので０．５％を上限とする。
Ｐは０．１％以上含有されると粒界に偏析しやすく破断
伸びを低下させ、５％以上の破断伸びが得にくくなるの
で通例のように０．１％以下とする。
伸びを低下させ、５％以上の破断伸びが得にくくなるの
で通例のように０．１％以下とする。
Ｓは粒界に偏析し易く、かつ黒鉛球状化を阻害し、その
量が多くなると５％以上の破断伸びを得ることが難しく
なるので通例のように０．０３％以下とする。
量が多くなると５％以上の破断伸びを得ることが難しく
なるので通例のように０．０３％以下とする。
Ｍｇ＋希土類元素の残量は０．０２〜０．１５％とし、
これが０．０２％以下では黒鉛の球状化が不充分になり
、０．１５％以上ではその効果はほぼ一定になるほか、
Ｍｇの酸化物の生成が多くなるので０．１５％以下とす
る。球状化処理剤としてＭｇ単体で用いることなく、希
土類元素を含有するものを用いて球状黒鉛を細かく多数
分散させることが重要である。
これが０．０２％以下では黒鉛の球状化が不充分になり
、０．１５％以上ではその効果はほぼ一定になるほか、
Ｍｇの酸化物の生成が多くなるので０．１５％以下とす
る。球状化処理剤としてＭｇ単体で用いることなく、希
土類元素を含有するものを用いて球状黒鉛を細かく多数
分散させることが重要である。
フェライト粒度と破断伸びとの関係について述べれば、
第４図は２．６〜３．８％Ｃ，３〜４．２％ＳｔＳＭｏ
１％以下の球状黒鉛鋳鉄についてＪＩＳ−ＧＯ５５２の
試験方法に定める切断法によってめた平均フェライト粒
径と３００〜４０［ｔ：の破断伸びの関係を示している
が、平均フェライト粒径が小さくなるに従って破断伸び
が大きくなることが判る。この結果から上述した化学組
成範囲内で破断伸び５％以上を確実に得るためには平均
フェライト粒径を２５μｍ以下とすることが必要になる
。
第４図は２．６〜３．８％Ｃ，３〜４．２％ＳｔＳＭｏ
１％以下の球状黒鉛鋳鉄についてＪＩＳ−ＧＯ５５２の
試験方法に定める切断法によってめた平均フェライト粒
径と３００〜４０［ｔ：の破断伸びの関係を示している
が、平均フェライト粒径が小さくなるに従って破断伸び
が大きくなることが判る。この結果から上述した化学組
成範囲内で破断伸び５％以上を確実に得るためには平均
フェライト粒径を２５μｍ以下とすることが必要になる
。
フェライト粒径を小さくすることは公知の熱処理方法に
よるか或いは球状化処理剤（例えば希土類元素入りの球
状化処理剤）を適宜使用することにより球状黒鉛を細か
く多数分散させることによって行うことができる。
よるか或いは球状化処理剤（例えば希土類元素入りの球
状化処理剤）を適宜使用することにより球状黒鉛を細か
く多数分散させることによって行うことができる。
次に本発明に係る鋳鉄と対比材について行った各種試験
結果について述べる。第１表には代表的な試験材の化学
成分組成、第２表には機械的性質、第３表には耐酸化性
、フェライト結晶粒径及び熱処理について示しである。
結果について述べる。第１表には代表的な試験材の化学
成分組成、第２表には機械的性質、第３表には耐酸化性
、フェライト結晶粒径及び熱処理について示しである。
表中試料隘１〜３は本発明に係る球状黒鉛鋳鉄であって
Ｓｉ含有量を低、中、高としたものであり、黒鉛球状化
処理剤としてＭｇ＋希土類元素（ＲＥ）を使用した。
Ｓｉ含有量を低、中、高としたものであり、黒鉛球状化
処理剤としてＭｇ＋希土類元素（ＲＥ）を使用した。
試料ＮＣＬ４〜６は対比材であって階４はＭｏ％が高く
、隘５はＳｔ％が高くて結晶粒が大きいもの、階６はＪ
ＩＳ球状黒鉛鋳鉄相当品で試料中で最もＳｔ％が低く、
４００℃破断伸びは大きいが耐酸化性が本願発明品に比
して劣るものであって、球状化処理剤としてＭｇを使用
したものである。
、隘５はＳｔ％が高くて結晶粒が大きいもの、階６はＪ
ＩＳ球状黒鉛鋳鉄相当品で試料中で最もＳｔ％が低く、
４００℃破断伸びは大きいが耐酸化性が本願発明品に比
して劣るものであって、球状化処理剤としてＭｇを使用
したものである。
第１表（重量％）
注、 Ｎ［１１〜３ ：Ｐｏ、０４〜０．０６． ＳＯ
，０１〜０．０２隘４〜６ ：Ｐｏ、０１〜０．０６．
５０．０１〜０．０２第２表 注、括弧内の数字はＭＰａ 第３表 注、 ＊８００℃Ｘ２ｈ、ＦＣ，９２０℃Ｘ１０ｈ、Ｆ
Ｃ上記の表から判るように本発明に係る球状黒鉛鋳鉄隘
１〜３はフェライト結晶粒が細かく、而も耐酸化性に優
れ、４００℃破断伸びは最も高い。
，０１〜０．０２隘４〜６ ：Ｐｏ、０１〜０．０６．
５０．０１〜０．０２第２表 注、括弧内の数字はＭＰａ 第３表 注、 ＊８００℃Ｘ２ｈ、ＦＣ，９２０℃Ｘ１０ｈ、Ｆ
Ｃ上記の表から判るように本発明に係る球状黒鉛鋳鉄隘
１〜３はフェライト結晶粒が細かく、而も耐酸化性に優
れ、４００℃破断伸びは最も高い。
対比材の隘４と５は本発明の化学成分組成を満足するが
、結晶粒が大きいため４００℃における破断伸びが著し
く小さい。
、結晶粒が大きいため４００℃における破断伸びが著し
く小さい。
１１ｈ６のＪＩＳ−ＦＣＤ４０相当品は前述したように
４００℃破断伸びは大きいが、耐酸化性が本発明品に比
して劣っている。
４００℃破断伸びは大きいが、耐酸化性が本発明品に比
して劣っている。
以上述べたように本発明に係る球状黒鉛鋳鉄はＳｔ含有
量はＪＩＳ球状黒鉛鋳鉄よりも高いが、いわゆる高Ｓｌ
鋳鉄よりも少ないにもかかわらず耐酸化性にすぐれ、更
に結晶粒を細かくすることによって靭性を高めており、
青熱脆性温度域の破断伸びが大きいので、ターボチャー
ジャあるいはマニホールド等の如くに高温に繰返し加熱
される機械部品の材料に用いれば酸化ならびに割れの発
生を防止することができ、寿命を延長する等その実用上
の効果はきわめて大きい。
量はＪＩＳ球状黒鉛鋳鉄よりも高いが、いわゆる高Ｓｌ
鋳鉄よりも少ないにもかかわらず耐酸化性にすぐれ、更
に結晶粒を細かくすることによって靭性を高めており、
青熱脆性温度域の破断伸びが大きいので、ターボチャー
ジャあるいはマニホールド等の如くに高温に繰返し加熱
される機械部品の材料に用いれば酸化ならびに割れの発
生を防止することができ、寿命を延長する等その実用上
の効果はきわめて大きい。
第１図はフェライト系球状黒鉛鋳鉄のＳｔ含有量と耐酸
化性との関係を示すグラフ、第２図は同じ（Ｓｔ含有量
と破断伸びとの関係を示すグラフ、第３図は同じ＜ Ｍ
ｏ含有量と破断伸びとの関係を示すグラフ、第４図は
同じくフェライト結晶粒径と破断伸びとの関係を示すグ
ラフである。 出願人代理人 弁理士 鴨志１）次男 （１１） （ｘ） 、Ｖλ４ａＹ唱釜γ （Ｘλ、／２ ｇり与刷尊ｒ
化性との関係を示すグラフ、第２図は同じ（Ｓｔ含有量
と破断伸びとの関係を示すグラフ、第３図は同じ＜ Ｍ
ｏ含有量と破断伸びとの関係を示すグラフ、第４図は
同じくフェライト結晶粒径と破断伸びとの関係を示すグ
ラフである。 出願人代理人 弁理士 鴨志１）次男 （１１） （ｘ） 、Ｖλ４ａＹ唱釜γ （Ｘλ、／２ ｇり与刷尊ｒ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ２，６〜３．８％、ｓｔ ３〜４．２％、Ｍｎ０．５
％以下、Ｐ Ｏ３１％以下、３０．０３％以下、Ｍｏ０
．６％以下、Ｍｇ＋希土類元素 ０．０２〜０．１５％
よりなり、平均フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であ
ることを特徴とする 青熱脆性温度域における破断伸びの大きい耐熱性球状黒
鉛フェライト鋳鉄。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58179825A JPS6070162A (ja) | 1983-09-27 | 1983-09-27 | 耐熱性球状黒鉛フエライト鋳鉄 |
| DE3432525A DE3432525C2 (de) | 1983-09-27 | 1984-09-05 | Verwendung eines Gußeisens mit Kugelgraphit |
| FR8413894A FR2552447B1 (fr) | 1983-09-27 | 1984-09-07 | Fonte ferritique nodulaire thermoresistante |
| GB08424106A GB2147007B (en) | 1983-09-27 | 1984-09-24 | Spheroidal graphite ferrite cast iron |
| CH4614/84A CH660754A5 (de) | 1983-09-27 | 1984-09-26 | Waermebestaendiges, ferritisches kugelgraphit-gusseisen. |
| IT22871/84A IT1176831B (it) | 1983-09-27 | 1984-09-27 | Ghisa di grafite-ferrite sferoidale resistente al calore |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58179825A JPS6070162A (ja) | 1983-09-27 | 1983-09-27 | 耐熱性球状黒鉛フエライト鋳鉄 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070162A true JPS6070162A (ja) | 1985-04-20 |
| JPS6250546B2 JPS6250546B2 (ja) | 1987-10-26 |
Family
ID=16072546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58179825A Granted JPS6070162A (ja) | 1983-09-27 | 1983-09-27 | 耐熱性球状黒鉛フエライト鋳鉄 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070162A (ja) |
| CH (1) | CH660754A5 (ja) |
| DE (1) | DE3432525C2 (ja) |
| FR (1) | FR2552447B1 (ja) |
| GB (1) | GB2147007B (ja) |
| IT (1) | IT1176831B (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03130344A (ja) * | 1989-06-21 | 1991-06-04 | Hitachi Metals Ltd | 球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法 |
| JP2006169635A (ja) * | 2004-12-17 | 2006-06-29 | General Electric Co <Ge> | ダクタイル鋳鉄合金 |
| CN104087819A (zh) * | 2014-07-09 | 2014-10-08 | 上海圣德曼铸造有限公司 | 一种轿车转向节用铸态低温强韧铁素体球铁材料及其制备方法 |
| CN104911461A (zh) * | 2015-05-13 | 2015-09-16 | 上海宏钢电站设备铸锻有限公司 | 汽轮机用耐高温硅钼铁素体球墨铸铁及其制备工艺 |
| CN107513658A (zh) * | 2017-08-09 | 2017-12-26 | 日月重工股份有限公司 | 高硅球铁注塑机模板铸件的制备方法 |
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| JPS6437919A (en) * | 1987-08-05 | 1989-02-08 | Bielefelder Kuechenmasch | Cleaning apparatus |
| JPH03281991A (ja) * | 1990-03-30 | 1991-12-12 | Toshiba Corp | 冷媒圧縮機 |
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| DE10233732A1 (de) * | 2002-07-24 | 2004-02-05 | Georg Fischer Fahrzeugtechnik Ag | Gusseisenlegierung |
| EP1846581A2 (en) * | 2005-02-01 | 2007-10-24 | Danieli Corus BV | Support assembly for supporting heat regeneration checker work in a hot blast stove, hot blast stove provided with said support assembly, method of producing hot air using said hot blast stove |
| CN101775532B (zh) * | 2009-12-29 | 2012-11-28 | 江苏一汽铸造股份有限公司 | 一种无稀土铁素体球铁及其制备方法 |
| DE102011051446A1 (de) * | 2011-06-29 | 2013-01-03 | Siempelkamp Giesserei Gmbh | Gusseisen mit Kugelgraphit, insbesondere für Hochtemperaturanwendungen |
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-
1983
- 1983-09-27 JP JP58179825A patent/JPS6070162A/ja active Granted
-
1984
- 1984-09-05 DE DE3432525A patent/DE3432525C2/de not_active Expired
- 1984-09-07 FR FR8413894A patent/FR2552447B1/fr not_active Expired
- 1984-09-24 GB GB08424106A patent/GB2147007B/en not_active Expired
- 1984-09-26 CH CH4614/84A patent/CH660754A5/de not_active IP Right Cessation
- 1984-09-27 IT IT22871/84A patent/IT1176831B/it active
Patent Citations (2)
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