ミ 2 0 - 低炭素鋳鉄の初晶形態と強度との関係解明に関する研究

示した。

また、図5‑9に、 111rpmで撹祥処理した試料の引張強さ増加率と初品面積率との関係を示したが、初晶面積率(Ds)77 %のものは、 111rpmで撹排すると、

無撹祥の場合より引張強さが約25%増加し、 Ds65%のものでは引張強さは約 15 %増加した。

300 280 260

e

_代_J²⁴⁰

思弐 220

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士、

ト 200

180 160

C，% Si，日 CE o 2.25 2.07 2.94 口2.55 2.04 3.23 t::. 3.23 2.03 3.91 O 3.33 .199 4.00

100 150 30

撹枠試料 (CE2.94， 111rpm)の冷却曲線上での試料の採取位置

撹枠開始 13500C

、

←初日品出開始温度￨

同140C Tp 1321

T

_~視枠

12700C

慌作停止 12450C)

15 時

J七日1綬回開始温度

〆 Te11450C 11400C

⑦

60 30 45

問，min 13300C

1300

ν

回 1200

1000

図5‑11 1400

n u

nH U

‑‑

提

(3)撹祥停止温度1245⁰Cで急冷凝固した試料④には、 d図に示すように、微細化した初晶が試料全体にほぼ均一に分布していた。試料の検鏡面でこれら初品のフェレ(Feret)径117)、すなわち初品粒子を一定方向の2本の平行線ではさんだときの平行線問の距離を測定すると、平均306μmであった。なお、こ

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の時点、までに試料には70%の初晶が晶出していた。本実験条件では、この温度以下になると、粘性がきわめて高くなり、撹祥が機械的に困難になるため

この試料の断面の所定位置を一定深さまでパフ研磨し、倍率 100倍で写真本実験ではこの温度で撹枠を止めた。

撮影することを繰り返して得られた顕微鏡組織写真の初品部分を切り、これ

500μm

t一一‑‑J

図5‑12 撹枠試料(CE2.94， 111rpm)の急冷凝固組織

(a)初晶晶出開始前に急冷綴回したもの(3%ナイタール腐食)， (b)初品品出開始直後に急冷磁回したもの(3%ナイタール腐食)， (c)初品凝固途中(1270"C)

まで捜枠し直ちに急冷凝固したもの(3%ナイタール腐食)， (d)初品凝固途中 (1245 "C)まで撹枠し直ちに急冷凝固したもの(3%ナイタール腐食)， (e)初晶凝固途中(1245 "C)まで撹枠しそのまま炉冷し共晶凝固開始直前(11500

C)で急冷凝固したもの(3%ナイタール腐食)， (f)初晶凝固途中(12450C)まで撹祥

後，そのまま炉冷し共晶凝固終了後(1140 "C)で急冷したものを11慎に貼り重ねることにより初晶の立体模型を作製した。図5‑13に、作製

した模型の写真を示したが、初晶は細かく各個分離し、それぞれ複雑な形状になっていることを認めた。

(4) 1245⁰Cで携祥を止め、そのまま一定条件で炉冷し、共品凝固開始直前で急冷凝固させた試料⑤の組織を図5‑12(e)に示したが、初品のフェレ径は、平

司EA

唱' A

これらが互いに接触した均399μmと先の試料④に比べて、初品が成長し、

‑110‑

図5‑13初品凝固途中まで回転損枠し直ちに急冷凝固した低CE値鋳鉄の初品7の立体模型(図5‑12 (d)試料

(CE 2.94， 11lrpmで撹件)を使用)

図5‑14 初品凝回途中まで回転撹枠処理した低CE値ねずみ鋳鉄の初晶7の立体模型(左肩の写真は低倍率で真上より撮影)

(CE 2.94試料をl11rpmで撹枠処理したもの)

状態になった部分が多くなっていることが認められた。なお、この場合凝固中に晶出する初晶量の97%が晶出していた。

(5) さらに冷却を進め、共品凝固終了後(1140

O C )

で急冷した試料⑥では、図5

‑12(0のように初晶は互いにつながり合った状態になっていた。

また、常温まで冷却した試料⑦の組織に基づいて、先の場合と同様の手法により作製した初晶の立体模型の写真を図5‑14に示したが、初晶がつなが

り合って、きわめて連続性の高い形態になっていることを確認した。

以上の観察結果から、初晶晶出量の多い低炭素組成(低CE値)の鋳鉄溶湯を初晶凝固途中すなわち凝固が進行して撹祥が機械的に困難になる直前までlllrpm で回転撹祥(それぞれの試料で70%の初品が品出するまで撹祥)した場合、撹祥により初晶は微細化し、試料全体にほぼ均一に分布し、捜祥停止後の冷却凝固過程でこの均一に分布した初晶は再び成長し、互いに接触し結合して、最終的

には全体として連続性に富んだ複雑な形態になることを認めた。

5. 3. 3 試料の破壊過程の観察(実験 III)

本実験条件で回転撹祥処理すると、ねずみ鋳鉄(D型黒鉛組織、パーライト地) の引張強さが上昇し、この傾向は低炭素組成(低CE値)のものほど大きくなることを認めた。この強度上昇の原因を究明するため、とくに初晶晶出量の多い低 CE値の試料に曲げ荷重や引張荷重を加えた場合の破壊過程や破壊の進行経路お

よび破断面を観察した。

5. 3. 3. 1 曲げ荷重および引張荷重を加えた場合の破壊の経路

同一CE値の無撹祥および撹祥処理した試料に曲げ荷重を加えた場合の荷重の増加に伴う破壊の進行状態を観察すると、いずれの試料も破壊は引張応力を最も受け易い切欠き部付近の黒鉛片内部および黒鉛と基地との境界で発生し、主に黒鉛の存在する共品部を進行したが、撹祥処理したものの方が無援祥のものに比べ、破壊が初晶を切断する頻度すなわち初品内部を進行する部分が多くなっていた。

つ釘

司Eム

可i っδ^可_{a A}¹EA

図5‑15に、同一CE値の無撹祥および111rpmで回転携祥処理した試料に引張荷重を加えた場合の破壊過程を示す。いずれも試料のCE値は2.94で、 a図は破断後の状態、 b図は負荷前の組織写真にa図を基にして破壊の経路を記入したもので、破壊が初晶を切断して進行した部分は白丸で示した。曲げ破壊の場合と同様、破壊は主に黒鉛の存在する共品部を進行しているが、初品を切断す

る頻度は撹祥処理したものの方が多いことを認めた。

5. 3. 3. 2 破断面の観察結果

図5‑16に、 111rpmで回転携祥処理したCE2.94の試料に引張荷重を加えた場合の破断面の走査電子顕微鏡による組織例を示したが、破面は、先の第4章 4. 1節のねずみ鋳鉄の場合と同様であった。

1.無撹枠試料

図5‑16 初品凝固途中まで回転撹枠処理した低CE値ねずみ鋳鉄の引張破面(走査電子顕微鏡による観察)

(CE 2.94試料をll1rpmで撹枠処理したもの) 1mm

」一一」

図5‑15 無撹作および損枠試料(CE2.94)に引張荷重を加えた局合の破墳の経路((a)は破断後の状態， (b)は負荷前の組織写真に (a)の破墳の経路を記入したもの.白丸は破壊が初品内部を進行

した部分を示す)

5.3.4 試料の初品形態と破壊の経路および引張強さの相互関係

上述したように、捜祥処理した低炭素組成(低CE値)のねずみ鋳鉄(D型黒鉛組織、パーライト地)に曲げ荷重や引張荷重を加えた場合の破壊過程をみると、

‑114‑ ^R^U

可i

可E4

先の初晶凝固中の冷却速度を速くして初晶デンドライトアームを微細化した場合(第4章4.1節)と同様、破壊が初晶を切断して進行する頻度が多かった。

また、本実験試料でも、第4章の図4‑7と同様に、破壊の先端が初品デンドライトに遭遇する場合、初晶をはさんだ前後の共品部を破壊が進行していても、

初品部はなかなか破断されず、黒鉛の存在する共品部と比較して破壊の進行に対し大きな抵抗体となっていた。

それゆえ、破壊が黒鉛の存在しない初晶を切断すなわち初晶内部を進行する確率が高くなると、黒鉛を縫う場合より外力に対する抵抗が大きくなり、その結果、鋳鉄の強度が上昇するという前章の考察がこの場合もそのまま適用され

わらず、破断線の全長Lはほぼ等しいが、破断線に占める初品部の比率Dpは撹祥処理したものの方が大きかった。この傾向は図5‑17に示すように、撹祥羽根の回転速度が速く、 CE値の低い方が大きいことを認めた。

その結果を表5‑2に示したが、同一CE値のものは、撹祥処理の有無にかか

次

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そこで、初晶品出量の多い低

CE

値

(CE

2.94および3.23)のものを対象に、引張破壊した試料の破壊の経路(破断線)に占める初品部を切断した長さの総和

(~Lpi )を実測し、その比率 (Dp%)を求めてみた。

50 100 150

償祥羽取回転速度，rpm

表5‑2 引張荷重を加えたねずみ鋳鉄試料の破断線の全長(L)と

破断線に占める初晶部の長さ(IZlLPi)およびその比率 (Dp) 図5‑17 引張荷重を加えた試料の破断線に占める初品部の比率と撹枠羽恨の回転速度との関係(黒鉛形態 :D型，黒鉛片長さ:10"‑' 15μm，基地組織:パーライト)

破断線破断線に占める初品部試料 CE 値撹枠羽根の

の全長長さ全長に対する比率回転速度

(ZlLPI)

(Dp) No. (C+Si/ 3) ⁽^L⁾

rpm (zppi/L)×l

∞ . %

ロ1ロ1 ロ1ロ1

O 19.2 3.5 18.3 2 28 19.4 5.1 21.5 K020‑3 2.94

74 18.4 5.1 28.0 4 111 18.2 5.8 32.4 O 20.1 1.4 6.9 2 28 19.8 1.9 9.5 K021‑3 3.23

74 20.2 2.6 12.9 4 111 19.4 3.3 17.3

また、比率 (D_p%)と引張強さ (σkgf/mm²)との聞には、図5‑18に示すように直線関係が認められ、この関係を最小二乗法により求めると、次式で表すことができた。

=

2.913

a ‑

48.097 ⁽^5・1)

(5・1)式の相関係数rは0.997であり、きわめて高い相関があることを認めた。また、

( 5

・1)式より次式が得られ、比率Dpに比例して引張強さが上昇する

ことが明らかになった。

p o

‑ ‑ A

噌EA ‑117‑

この初品は撹祥停止後の凝固過程で再び成長し、互いに接触し結合する布し、

これらがつながり合って全体として連続性の高いことによって最終段階では、

そしてこのような初晶形態の鋳鉄はデンドラ複雑な形態になることを認めた。

イト状に成長した初晶を含有したものに比べ、機械的強度、とくに引張強さが上昇した。

次に撹持処理した低炭素組成(低CE値)のねずみ鋳鉄(D型黒鉛組織、パーライト地)の引張強さを上昇させた原因について考察してみようo

試料の初晶はすべてパーライト地なので、初晶部の引張強さは

8 0 " " " ' 9 0 k g f / m m

CE 2.94 3. 2 3

S

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だが89)、微細な黒鉛片が存在する共品部は

1 7

，......

1 8 k g f / mm

²であり、初品部は共晶部の数倍の強度を持っと考えられる。先の破壊過程の観察結果から、試料 30

28 22 24 26

引張強さ(σ). kgf!m m² 20

に外力を加えた場合の破壊の進行は捜祥処理の有無による初晶形態の相違により図5‑19のようになると考えた。撹祥しない場合すなわち普通に凝固させた引張荷重を加えた試料の破断線に占める初品部の比率と

引張強さとの関係(黒鉛形態 :D型.黒鉛片長さ:

10‑‑‑‑‑15μm.基地組織:ノぞーライト) 図5‑18

場合は、初晶は粗大なデンドライトに成長し、

a

図のようにデンドライトは分離独立して存在し、相互の間隔も隔っているので、破壊は主に強度の低い共品部を進行し易いが、本来デンドライト状に晶出すべき初晶が撹祥により破壊され (5・2)

σ

= 0.343Dp

+ 1 6 . 5 1 1

これらの結果から、初品凝固途中まで回転撹祥

(70%

の初晶が晶出するまで携祥)を行った低炭素組成(低CE値)のねずみ鋳鉄 (D型黒鉛組織、パーライト地)

この比率が高くなるとでは、破壊の経路に占める初品部の比率は大きくなり、

このような現象は先に行った初晶凝固中の冷却速度を速くして初晶デンドライトアームを微細化させた場合と同じ傾向である。

5. 3. 5 初晶凝固過程で機械的回転概持した低CE値ねずみ鋳鉄の強度について引張強さも上昇することを認めた。

初品品出量の多い低炭素組成(低CE値)の亜共品鋳鉄溶湯中に携祥羽根を挿入

初品凝固途中まで回転撹伴処FTIして初品形態のみを変化させた低CE値ねずみ鋳鉄に外力を加えた場合の破域過程の説明図 ((a)は無撹作試料の場合.(b)は撹作(111rpm)試料の場合を示す) 図5‑19

これを回転させて初晶凝固途中まで携祥

(70%

の初晶が品出するまで携祥) し、

唱EA1i

すると、本来デンドライト状に晶出すべき初晶が破壊され微細化し、均一に分

可E E

‑

‑i

ドキュメント内低炭素鋳鉄の初晶形態と強度との関係解明に関する研究 (ページ 59-66)