触变铸造用铸铁坯及其制造方法
阅读：688发布：2020-05-11
专利汇可以提供触变铸造用铸铁坯及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及触变 铸造 用 铸 铁 坯及其制造方法。所述 触变铸造 用 铸铁 坯具有以 质量 %计含C：2.0～3.0%、Si：1.50～2.50%的亚共晶组成；其金属组织特点是，在铁基体境界形成网状分布的渗 碳 体（Fe3C）高碳析出相，或形成前述高碳析出相和少量微细点状分布的 石墨 。，下面是触变铸造用铸铁坯及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种触变铸造用铸铁坯，其特征在于，具有以质量%计含有2.0～3.0%的C、1.50～
2.50%的Si的亚共晶组成；其金属组织特点是，在铁基体境界形成网状分布的渗碳体Fe3C高碳析出相，或形成前述高碳析出相和少量微细点状分布的石墨。
2.根据权利要求1所述的触变铸造用铸铁坯，其特征在于，进一步以质量%计含有
0.10～0.50%的Cr、0.001～0.01%的B、0.3～0.8%的Mn、0.5～1.5%的Ni中的一种或者两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的触变铸造用铸铁坯，其特征在于，在其表面具有厚度为
0.01～0.1mm的脱碳层。
4.一种触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，将具有以质量%计含有2.0～
3.0%的C、1.50～2.50%的Si的亚共晶组成或者在该基本组成以外进一步以质量%计含有
0.10～0.50%的Cr、0.001～0.01%的B、0.3～0.8%的Mn、0.5～1.5%的Ni中的一种或者两种以上的熔融金属浇铸到铸型内，并以大于20℃/min的冷却速度使其凝固来制造铸铁坯。
5.根据权利要求4所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，在所述铸铁坯的表面形成厚度为0.01～0.1mm的脱碳层。
6.根据权利要求4或5所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，所述铸型为具有型腔的金属型或者砂型，使所述熔融金属在所述型腔内在静止且密闭状态下凝固。
7.根据权利要求4或5所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，所述铸造后的铸铁坯是近净成形。
8.根据权利要求6所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，所述铸造后的铸铁坯是近净成形。
触变铸造用铸铁坯及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 半熔融铸造法是将铸造材料加热到固相和液相并存的半熔融状态，在低的熔融温度下浇铸到铸型中，与通常的铸造相比对铸型的热负荷小，铸型的寿命延长，具有良好的经济性，因此，作为铸铁的铸造法而受到注目。
[0003] 在铸铁的半熔融铸造法中，有流变铸造法和触变铸造法2种，其中，流变铸造法为：将铁冷却、保持在从液相线温度到固相线温度之间的温度，直接对铸型（金属型）进行铸造（例如专利文献1）；触变铸造法为：使目的成分铁暂时凝固成规定的形状而形成固体，之后利用高频感应等加热方法使其在半熔融状态，对铸模进行铸造。
[0004] 但是，专利文献1的流变铸造法很难对铸件重量定量，并且温度控制复杂，难以进行稳定的生产。
[0005] 而后者所述的触变铸造法则没有这样的问题，因而作为经济性好，生产稳定性高的半熔融铸造法而受到期待。专利文献2是亚共晶成分铸铁的触变铸造实例。
[0007] 现有技术文献
[0008] [专利文献1]日本特开2006-122971号公报
[0009] [专利文献2]日本特开2005-290420号公报
[0010] [专利文献3]日本特开2003-290878号公报
[0011] [专利文献4]日本专利第4076155号公报
发明内容
[0012] 但是，在专利文献3的水平连续铸造法中，由于在高温大气中被冷却，所以有时生成表面氧化膜，并在触变注射成型时混入到制品中。因此，根据情况，需要削去侧面整个面，成本变高。另外，切断面中脱碳层被削去，从而对铁坯加热时的保形性造成影响。
[0013] 进一步由于原材料是亚共晶成分，所以液相线与固相线的温度间隔宽，凝固时间长。而且，由于渗碳体结晶，因而凝固时的收缩率大。因此，像专利文献3、4这样的连续铸造是在动态状态、即在铸造材料与铸模之间存在相对移动的状态下进行凝固，因此在表面容易出现“被膜”这种独特的缺陷，在振痕（oscillation mark）处造成表面不均匀，影响触变铸造铸铁坯的保形性。而且，不能近净成形（near net shape），其结果是切断费用变高。
[0014] 本发明是鉴于上述情况而完成的技术方案，课题在于，提供不需要复杂的温度控制等工序、不依靠连续铸造、廉价制造的触变铸造用铸铁坯及其制造方法。
[0015] 为了解决上述课题，本发明人等经过反复研究，完成了本发明。在制造触变铸造用铸铁坯时，采用具有亚共晶组成的原材料，利用通常的在铸型内静止凝固的铸造方法，不需要复杂的温度控制，通过适当地控制组织，从而可以不依靠连续铸造而获得近净成形而且不产生缺陷的铸铁坯。
[0016] 本发明是基于这样的想法的技术方案，提供以下的（1）～（7）。
[0017] （1）一种触变铸造用铸铁坯，其特征在于，具有以质量%计含有2.0～3.0%的C、1.50～2.50%的Si的亚共晶组成；其金属组织特点是，在铁基体境界形成网状分布的渗碳体（Fe3C）高碳析出相，或形成前述高碳析出相和少量微细点状分布的石墨。
[0018] （2）根据（1）所述的触变铸造用铸铁坯，其特征在于，进一步含有以质量%计为Cr：0.10～0.50%、B：0.001～0.01%、Mn：0.3～0.8%、Ni：0.5～1.5%中的一种或者两种以上该元素。
[0019] （3）根据（1）或（2）所述的触变铸造用铸铁坯，其特征在于，在铸铁坯表面具有厚度为0.01～0.1mm的脱碳层。
[0020] （4）一种触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，将具有含有以质量%计为C：2.0～3.0%、Si：1.50～2.50%的亚共晶组成或者除该基本组成以外进一步含有以质量%计为Cr：0.10～0.50%、B：0.001～0.01%、Mn：0.3～0.8%、Ni：0.5～1.5%中的一种或者两种以上的熔融金属浇铸到铸型内，并以大于20℃/min的冷却速度使其凝固来制造铸铁坯。
[0021] （5）根据（4）所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，在所述铸铁坯的表面形成厚度为0.01～0.1mm的脱碳层。
[0022] （6）根据（4）或（5）所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，所述铸型为具有型腔的金属型或者砂型，使所述熔融金属在所述型腔内在静止且密闭状态下凝固。
[0023] （7）根据（4）～（6）中任一项所述的触变铸造用铸铁坯的制造方法，其特征在于，所述铸造后的铸铁坯是近净成形。
[0024] 根据本发明，能够不依靠连续铸造并且不需要复杂的温度控制而获得触变铸造用铸铁坯。该铸铁坯具有以质量%计为C：2.0～3.0%、Si：1.50～2.50%的亚共晶组成，且具有在铁基体境界形成网状分布的渗碳体（Fe3C）高碳析出相，或形成前述高碳析出相和少量微细点状分布石墨的金属组织。其特点是，在金属型或者砂型的型腔内以静止状态且密闭状态凝固，从而不产生“被膜”这样的铸造缺陷。
[0025] 由于在上述密闭型腔中凝固，因此在铸铁坯表面产生薄的脱碳层，使其厚度为0.01～0.1mm，从而在触变铸造时，即使在半熔融状态也可以具有良好形状保持性，并且脱碳层不会作为非熔融物残留在制品内。
[0027] [图1]是表示在制造本发明的铸铁坯时所使用的铸型的结构的一例的截面图。
[0029] [图3]是使用实施例3的铬铁矿砂型而铸造的铁坯的、由光学显微镜生成的金属组织照片。
[0030] [图4]是使用比较例1的石英砂型而铸造的铁坯的、由光学显微镜生成的金属组织照片。
[0031] 符号说明
[0032] 1；铸型
[0033] 2；型腔
[0034] 3；熔融金属浇道
[0035] 4；冒口
[0036] 5；绝热套
具体实施方式
[0037] 下面，参照附图对本发明的实施方式进行说明。
[0038] 本发明的触变铸造用铸铁坯具有含有以质量%计为C：2.0～3.0%、Si：1.50～2.50%的亚共晶组成；具有：由构成铁基体的在晶界以网状分布的渗碳体（Fe3C）形成的高碳析出相，或者含有所述高碳析出相和少量微细地点状分布的石墨的金属组织。
[0039] C为2.0～3.0%是由于：如果低于2.0%，则不形成渗碳体，因而无法形成白铸铁；反之，如果超过3.0%，则代替渗碳体而析出片状石墨。
[0040] Si是石墨的促进元素。使其为1.50～2.50%是由于：如果低于1.50%，会使触变成型后渗碳体的石墨化退火时间增长，在某种情况下甚至不能进行石墨化；反之，如果超过2.50%，则在铸造阶段中代替渗碳体会结晶出石墨。
[0041] 除了这些基本成分外，优选进一步含有以质量%计为Cr：0.10～0.50%、B：0.001～0.01%、Mn：0.3～0.8%、Ni：0.5～1.5%中的一种或者两种以上的元素。
[0042] Cr是渗碳体的促进元素，含有0.10%以上的Cr，可以促进形成渗碳体。另一方面，如果多于0.50%，则石墨化处理时间变长，在某种情况下甚至不能石墨化。
[0043] B是具有如下所述双重效果的元素。即，一方面B在凝固阶段是渗碳体的促进元素，通过它的添加，可以更容易形成渗碳体。另一方面，在退火处理的阶段具有促进石墨化的效果，因此能够缩短石墨化退火时间。这些效果在0.001%以上可以有效地发挥，超过0.01%效果会饱和。
[0044] Mn是与Cr同样的渗碳体的促进元素，并且是强化基体元素。如果它的含量少于0.3%，则容易析出石墨，而且，半熔融触变成形的制品强度低。另一方面，如果多于0.8%，则石墨化处理时间变长，在某种情况下甚至不能石墨化。
[0045] Ni主要是使铁基体强韧化的元素。如果它的含量少于0.5%，则使半熔融触变成形后的制品强韧化的效果小。另一方面，由于Ni是昂贵的元素，因此，如果超过1.5%，则无法获得与成本提高部分相符的强度提高效果。
[0046] 它们的剩余部分是Fe和不可避免杂质。
[0047] 使该铸铁坯原材料的金属组织成为由构成铁基体的在晶界以网状分布的渗碳体（Fe3C）形成的高碳析出相、或者含有所述高碳析出相和少量微细地点状分布的石墨的金属组织是由于如下所述的理由。
[0048] 在铸造阶段高碳作为石墨从液体中结晶、成长的石墨容易形成尺寸大的片状石墨。通过退火，该石墨没有变化，因而损害制品的强度。所以，需要在凝固阶段基本上全部的碳作为渗碳体结晶。另一方面，伴随着渗碳体的结晶而析出的石墨是微细的，不会对制品的性质造成不良影响，而且，在石墨化退火时成为石墨的核而具有缩短渗碳体的石墨化时间的效果，因此容许含有少量微细点状分布的石墨。
[0049] 这种情况下，优选石墨的体积分率低于2%，并且其尺寸为0.01mm以下。如果石墨的体积分率为2%以上，则在石墨从液体中结晶出来时形成片状，半熔融触变成型的制品强度降低。另外，如果石墨的尺寸大于0.01mm，则形成片状，制品的强度仍旧降低。
[0050] 在制造作为触变铸造用原材料的铸铁坯的过程中，在其表面形成C量少的脱碳层，但优选使该脱碳层的厚度为0.01～0.1mm的范围。如果脱碳层的厚度低于0.01mm，则在为了将铸铁坯进行触变铸造而使其为半熔融状态时不能保持形状，难以将铸铁坯搬运到铸模。另一方面，如果脱碳层超过0.1mm，则在铸造时作为非熔融物残存在制品内，形成缺陷。
[0051] 下面，对作为触变铸造的原材料的铸铁坯的制造方法进行说明。
[0052] 首先，制备具有上述组成的铸铁的熔融金属，然后，将铸铁熔融金属浇铸在具有圆柱形或者长方形型腔的铸型（金属型或者砂型）中，在型腔内以静止状态且密闭状态完全地凝固。
[0053] 图1是表示在此时所使用的铸型结构截面图例。铸型1为砂型或者金属型，在其中形成型腔2。3为熔融金属通道，4为保温帽，5为绝热套。在浇铸熔融金属时，将熔融金属注入熔融金属浇道3，从下方进入型腔2中。然后，在型腔2内以静止状态且密闭状态而使熔融金属完全地凝固。
[0054] 此时，在铸型（型腔）内，使其以大于20℃/min冷却速度凝固。由此形成上述金属组织。冷却速度在20℃/min以下时，将析出大尺寸的片状石墨，会降低制品的强度。应予说明，在本发明中所说的冷却速度是指在冷却曲线中共晶温度点前的冷却速度。
[0055] 为了形成大于20℃/min的冷却速度，铸型材料的选择是重要的，作为金属型，可以优选纯铜、灰铸铁、及碳钢等材料，作为砂型，可以优选使用铬铁矿砂。但是，如果使用石英砂，由于热传导性低因而冷却速度小，无法获得所希望的组织。
[0056] 另外，由于此时在密闭的铸模中进行冷却，因此在表面产生薄的脱碳层，该脱碳层的厚度可以通过涂布在铸模内侧的涂层材料（种类）来控制。例如，通过将氧化铝系的涂层涂布在金属模的内侧，能够将脱碳层的厚度控制到属于优选范围的0.01～0.1mm的范围。
[0057] 由此，能够不依靠连续制造并且不需要复杂的控制地获得作为触变铸造用的原材料的铸铁坯。
[0058] 这样，由于在静止状态进行凝固，因而不会产生像“被膜”这样的缺陷。另外不需要连续铸造设备，能够在砂型、金属型中进行铸造，因此能够减少设备费。另外，能够使作为原材料的铸铁坯为近净成形，因此不需要切断。而且，也不需要像使用流变铸造法的情况那样的复杂的组成控制。
[0059] 实施例
[0060] 下面，对本发明的实施例进行说明。
[0061] （实施例1：金属型铸造例1）
[0062] 作为铸型，选用灰铸铁制的金属型，即模槽尺寸为φ65mm长度130mm且在上部设有使用了绝热套的保温冒口。将其在180℃预热，在型腔内侧涂布氧化铝系的涂层。
[0063] 在这样的铸型型腔内，注入以质量%计为C：2.6%、Si：1.6%的铸铁熔融金属来铸造作为触变铸造原材料的铸铁坯。铸造温度为1450℃。冷却速度为110℃/min。
[0064] 从所得圆柱状铁坯的长度方向的中心部切断，进行切断面的品质检查。在切断面中，气孔、针孔等铸造缺陷均没有，内部品质良好。
[0065] 从铁坯中采取样品，进行硝酸乙醇腐蚀，通过光学显微镜对金属组织进行观察。将此时金属组织照片示于图2（观察位置：下（1/2H）-距离中心15mm（1/4t））。如图2所示，基体为珠光体，碳在晶界作为网状分布的渗碳体（Fe3C；图中由C表示）而存在，未观察到石墨的析出。另外，对铁坯的表面进行调查的结果是，在表面均匀地分布着厚度为0.04mm的脱碳层。
[0066] 将得到的铁坯加热到属于固液共存区域的1150～1180℃，结果获得良好的保形性。使用该半熔融状态的铸铁坯，在惰性气体环境的触变铸造装置中进行触变铸造。
[0067] 以抽样调查使用得到的制品内的10个，分别切断中央部，对拉伸性质、金属组织及内部品质进行调查。任何一个制品均没有检测出内部缺陷，为健全的制品。而且，拉伸试验的结果是获得拉伸强度为600MPa的高强度值。
[0068] （实施例2：金属型铸造例2）
[0069] 使用纯铜制金属型作为铸型，除此之外，与实施例1同样地铸造作为触变铸造原材料的铸铁坯。铸造温度为1460℃。冷却速度为290℃/min。
[0070] 与实施例1同样地进行组织观察，结果基体为珠光体，碳在晶界作为网状分布的渗碳体（Fe3C）而存在，未观察到石墨的析出。另外，对铁坯的表面进行调查的结果是，在表面均匀地分布着厚度为0.02mm的脱碳层。
[0071] （实施例3：砂型铸造例1）
[0072] 使用铬铁矿砂型作为铸型，除此之外，与实施例1同样地铸造作为触变铸造原材料的铸铁坯。铸造温度为1430℃。冷却速度为24℃/min。
[0073] 与实施例1同样地进行组织观察，结果如图3的金属组织照片所示，基质为珠光体，碳在晶界作为网状分布的渗碳体（Fe3C；图中由C表示）而存在，未观察到石墨的析出。另外，对铁坯的表面进行调查的结果是，在表面均匀地分布着厚度为0.07mm的脱碳层。
[0074] （比较例1：砂型铸造例2）
[0075] 使用石英砂型作为铸型，除此之外，与实施例1同样地铸造作为触变铸造原材料的铸铁坯。铸造温度为1430℃。冷却速度为12℃/min。与实施例1同样地进行组织观察，结果如图4的金属组织照片所示，析出了粗大的片状石墨（图中由G表示）。
[0076] 将这些结果汇总示于表1。
[0077] [表1]
[0078]
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