CN104024450A - 强度和韧性优异的球状石墨铸铁及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种球状石墨铸铁，(a)其具有如下的组成，按质量比计，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，(b)具有包含按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相的两相混合基质组织，所述铁素体相的最大长度为300μm以下，(c)在分散于所述两相混合基质组织中的石墨的周围形成有所述珠光体相。

Description

强度和韧性优异的球状石墨铸铁及其制造方法
技术领域
本发明涉及强度和韧性优异的球状石墨铸铁及其制造方法。
背景技术
球状石墨铸铁具有优异的机械特性和良好的铸造性，被广泛使用于各种机械、汽车的部件中。其中，对于汽车的悬架臂、转向节等悬挂装置部件，除了要求用于支承车体的静态强度和疲劳强度以外，还要求用于在产生事故等导致的冲击时不发生破损的耐冲击性。汽车也使用于寒冷地区，因此在例如-30℃这一低温下的耐冲击性也很重要。因此对于悬挂装置部件中使用的球状石墨铸铁，要求抗拉强度、屈服强度以及伸长率和低温冲击强度等韧性。为了满足这样的要求，一直以来，作为基质组织为铁素体相主体且具备韧性的球状石墨铸铁，使用JIS G5502中规定的FCD400、FCD450等。
近年来，为了防止地球变暖而强烈要求削减汽车的CO2排放量，因此需要提升汽车的油耗性能，作为该相应技术之一，要求悬挂装置部件等的轻量化。要想确保必要的强度并且使部件轻量化，部件的小型化和薄壁化是有效的。因此考虑使用比FCD400、FCD450等高强度的FCD600、FCD700等珠光体系球状石墨铸铁，但在球状石墨铸铁中，由于强度和韧性是相反的特性，FCD600、FCD700等韧性低，不适合于要求耐冲击性的悬挂装置部件。为了确保强度和韧性并且实现悬挂装置部件的轻量化，要求强度和韧性二者均优异的球状石墨铸铁。
为了得到具有优异的强度和韧性的球状石墨铸铁，一直以来提出各种方案。例如，日本特开2001-214233号提出了如下的球状石墨铸铁构件，其是具有壁厚为1cm以下的薄壁部的球状石墨铸铁构件，由含有0.5～1质量％的Cu的球状石墨铸铁构成，具有基质的铁素体化率为60％以上的表层部和基质的大部分由珠光体相构成的内部，表层部的厚度是实质上遍布整个铸造面为0.05～0.45mm，且具有高刚性和耐冲击性。在该球状石墨铸铁构件中，韧性由0.05～0.45mm的厚度的铁素体相多的表层部来确保，强度由包含珠光体相的内部来确保。但是，为了使构件内部成为高强度，使用了现有的FCD600、FCD700等珠光体系球状石墨铸铁，因此韧性低。另外，若由于局部的磨耗和氧化，薄的铁素体表层部减少，则有可能无法维持悬挂装置部件所必需的韧性。
日本特开平8-13079号提出了如下的球状石墨铸铁的制造方法，所述球状石墨铸铁将按重量比计，C：3.0～4.0％、Si：1.5～3.0％、Mn：1.0％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Cu：不足1.0％、Mg：0.02～0.08％，余量为铁，通过将该球状石墨铸铁升温至奥氏体区域内的温度T1(870℃以上)后，保持规定时间(例如2小时)T1，接着使其降温至共析相变温度区域内的规定温度T2(750～850℃)后，保持规定时间(例如1小时)T2，最后空冷至常温，从而沿珠光体相的晶界以网状形成铁素体相，由此制造强度和韧性均高的球状石墨铸铁。但是，由于奥氏体化的保持温度T1高达870℃以上(实施例中为930℃)、且保持时间长达2小时，有可能通过奥氏体晶粒(降温后成为珠光体晶粒)的粗大化而招致韧性降低。另外，沿晶界形成的低强度的铁素体相成为裂纹扩展的路径，有可能不能得到充分的强度。
发明内容
发明所要解决的课题
因此，本发明的目的在于提供具有优异的强度和韧性的球状石墨铸铁及其制造方法。
用于解决课题的方法
鉴于上述的目的，对球状石墨铸铁的合金组成和热处理条件进行潜心研究，其结果是本发明人等发现如下方案并想到了本发明，若(a)将作为珠光体相稳定化元素的Mn、Cu和Sn的含量最优化，且(b)若将在奥氏体化温度区域内的保持温度和保持时间以及在共析相变区域内的冷却速度设定在规定的范围内作为热处理条件，则具有由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，所述铁素体相的最大长度为300μm以下，且在分散于所述两相混合基质组织中的石墨的周围形成有所述珠光体相，由此能够得到具有优异的强度和韧性的球状石墨铸铁。
即，本发明的强度和韧性优异的球状石墨铸铁的特征在于，
(a)其具有如下的组成，按质量比计，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，
(b)具有由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，所述铁素体相的最大长度为300μm以下，
(c)在分散于所述两相混合基质组织的石墨的周围形成有所述珠光体相。
相对于每单位面积的石墨的总数，优选具有50～95％的石墨周围珠光体化率(定义为石墨外周中与珠光体相接触部分的长度的百分率。)的石墨数量的比例为50％以上。
就本发明的球状石墨铸铁而言，作为强度指标的抗拉强度为650MPa以上，作为韧性指标的在-30℃的基于无缺口夏比冲击试验的冲击强度为30J/cm2以上。
本发明的强度和韧性优异的球状石墨铸铁的制造方法的特征在于，
(1)铸造如下组成的熔液，并使其凝固，所述组成按质量比计，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，然后
(2)进行具有如下工序的热处理，由此成为如下的组织，所述工序为(i)基质全体保持于奥氏体化的温度，由此生成微细的奥氏体晶粒(降温后相变为珠光体晶粒)的工序，和(ii)在引起共析相变的温度区域内的规定温度区间中，以生成微细的铁素体相的冷却速度进行冷却的工序，
所述组织(a)具有由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，所述铁素体相的最大长度为300μm以下，且(b)在分散于所述两相混合基质组织中的石墨的周围形成有所述珠光体相。
在本发明的球状石墨铸铁的制造方法中，为了生成微细的奥氏体晶粒，优选将奥氏体化热处理条件设为在800～865℃进行5～30分钟，另外，优选将引起共析相变温度区域内的规定温度区间设为750～670℃，且将该温度区间的冷却速度设为1～20℃/分钟。
发明效果
本发明的球状石墨铸铁具有由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，所述铁素体相的最大长度为300μm以下，且在分散于所述两相混合基质组织中的石墨的周围形成有所述珠光体相，因此强度和韧性优异，适合于汽车的部件、特别适合于要求在低温下的耐冲击性的悬挂装置部件，部件的轻量化对汽车的低油耗化做出贡献。
附图说明
图1是表示本发明的球状石墨铸铁的组织的光学显微镜照片。
图2是表示本发明的球状石墨铸铁的组织的光学显微镜照片。
图3是示意性地表示用于制造本发明的球状石墨铸铁的热处理模式的坐标图。
具体实施方式
下面详细地说明本发明的球状石墨铸铁及其制造方法。只要没有特别说明，合金的构成元素的含量用质量％表示。
[A]球状石墨铸铁的组成
(1)C：3.4～4％
C是降低凝固开始温度、提高铸造性，并且使石墨结晶析出、使珠光体相析出所必需的。若C含量不足3.4％，则容易冷铁化而韧性降低，另外，若超过4％则容易生成异常石墨，球状石墨铸铁的强度降低。因此，C含量设为3.4～4％。优选的C含量为3.6～3.8％。
(2)Si：1.9～2.8％
Si是促进石墨结晶析出或提高熔液的流动性所必需的。若Si含量不足1.9％则容易生成冷铁，球状石墨铸铁的切削性和韧性降低，另外，若超过2.8％，则珠光体化的抑制作用变高，球状石墨铸铁的强度降低，并且铁素体相的低温韧性也变差。因此，Si含量设为1.9～2.8％。优选的Si含量为2.0～2.6％。
(3)Mg：0.02～0.06％
Mg是石墨球状化所必需的元素，若该含量不足0.02％，则石墨球状化的效果不充分。另一方面，若Mg含量超过0.06％，则容易生成冷铁，球状石墨铸铁的切削性和低温韧性降低。因此，Mg含量设为0.02～0.06％。优选的Mg含量为0.03～0.05％。
(4)Mn：0.2～1％
Mn虽然是来自原料不可避免地混入的元素，但作为珠光体相稳定化元素，具有使珠光体相析出的作用。若Mn含量不足0.2％，则无法充分地生成珠光体相，无法得到抗拉强度、屈服强度等所必需的强度。促进珠光体化的Mn含量能够容许至1％，若超过1％则冷铁化变得显著，使球状石墨铸铁的切削性和韧性变差。因此，Mn含量设为0.2～1％。Mn含量优选为0.4～0.8％，更优选为0.5～0.7％。
(5)Cu：0.2～2％
Cu是作为珠光体相稳定化元素，使珠光体相析出所必需的。另外，在热处理时，Cu利用在石墨和基质的界面的阻隔效果，抑制碳从奥氏体相向石墨粒子扩散，由此被认为将从奥氏体相向铁素体相的相变延迟，抑制铁素体相的析出和生长。若Cu含量不足0.2％，则不能够充分生成珠光体相，球状石墨铸铁的抗拉强度降低。另一方面，若Cu超过2％，则球状石墨铸铁变成过于高的硬度，另外，石墨球状化被阻碍，球状石墨铸铁的伸长率和冲击特性降低。因此，Cu含量设为0.2～2％。Cu含量优选为0.4～2％，更优选为0.5～1％。
(6)Sn：0～0.1％
Sn虽然不是本发明所必需的元素，但与Mn和Cu相同，是使珠光体相析出的珠光体相稳定化元素，因此也可以与Mn和Cu一同添加。含有0.005％以上的Sn时，珠光体化被促进，球状石墨铸铁的强度和硬度提高。另一方面，超过0.1％的Sn阻碍石墨球状化，另外，在共晶单元边界发生偏析而使低温冲击强度等韧性降低。含有Sn时，其含量设为0.005～0.1％。Sn含量优选为0.005～0.02％，更优选为0.005～0.01％。
(7)(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％
关于珠光体相稳定化元素，本发明的球状石墨铸铁必须满足(Mn+Cu+10×Sn)＝0.85～3％的条件。上述式中的各元素符号表示各元素的含量(％)。Cu和Mn是必需元素，根据需要含有Sn。Sn的效果大致为Mn和Cu的效果的10倍，因此Sn含量的10倍(10×Sn)设为与Mn含量和Cu含量等价。若(Mn+Cu+10×Sn)不足0.85％，则不能够得到充分的珠光体相稳定化效果，抗拉强度、屈服强度等强度变得不充分。另一方面，若(Mn+Cu+10×Sn)超过3％，则珠光体相的析出变得过剩，在低温下的冲击强度和伸长率降低且损害韧性。因此，将(Mn+Cu+10×Sn)设为0.85～3％。(Mn+Cu+10×Sn)优选为1.0～2.5％，更优选为1.0～2.0％。
(8)P：0.05％以下
P是来自原料不可避免地混入的阻碍石墨球状化的元素，因此其含量设为0.05％以下。
(9)S：0.02％以下
S是来自原料不可避免地混入的石阻碍墨球状化的元素，因此其含量设为0.02％以下。
[B]球状石墨铸铁的组织
(1)基质组织
图1是表示本发明的球状石墨铸铁的组织的光学显微镜照片。在图1中，白色的部分1为铁素体相，灰色的部分2为珠光体相，黑色的块3为球状石墨。本发明的球状石墨铸铁的基质组织是微细铁素体相和微细珠光体相呈迷彩图案状分布(或者，微细的铁素体相在珠光体相中呈海岛状分散)的两相混合组织。基质组织中的铁素体相的面积率为2～40％(珠光体相为60～98％)。就基质组织中的铁素体相的面积率而言，在球状石墨铸铁被要求高韧性时，优选为20～40％(珠光体相为60～80％)，而在球状石墨铸铁被要求高强度时，优选为2～10％(珠光体相为90～98％)。
微细的珠光体相是利用奥氏体化热处理而完全奥氏体化了的基质的微细晶粒(奥氏体晶粒)不会因降温而粗大化的发生珠光体相变而成的相。另外，微细的铁素体相是利用珠光体相稳定化元素而抑制铁素体相的析出、生长以及通过在共析相变温度区域内的热处理来抑制铁素体相的析出和生长，结果是沿珠光体相的晶界形成的相。微细的铁素体相并非呈网状，具有被珠光体晶粒分割的细长的形状。也可以将这样的铁素体相的形状称为“树枝状”。
微细铁素体相被珠光体晶粒分割的两相混合组织中，可以通过铁素体相的最大长度表示铁素体相的“微细化”的程度。铁素体相的最大长度越短，利用珠光体晶粒的铁素体相的分割进展，铁素体相越被微细化。具体地，优选铁素体相的最大长度为300μm以下。若铁素体相的最大长度超过300μm，则不能说是铁素体相发生了微细化，由于存在粗大的铁素体相，球状石墨铸铁不具有充分的强度。铁素体相的最大长度更优选为200μm以下，最优选为150μm以下。铁素体相的最大长度能够在光学显微镜照片上求得。
(2)两相混合组织中的石墨的分散和珠光体相的生成
通常的球状石墨铸铁具有铁素体相包围石墨几乎全周的所谓“牛眼组织”，但本发明的球状石墨铸铁如图1所示，石墨分散于微细的铁素体相和珠光体相的两相混合组织中，且在石墨的周围具有生成了珠光体相的组织。因此在石墨的外周，铁素体相被珠光体相分割。
利用石墨周围珠光体化率表示石墨周围的珠光体相的析出量。在此，“石墨周围珠光体化率”定义为在石墨外周之中与珠光体相接触部分的长度的百分率。石墨周围珠光体化率越高，或者石墨周围珠光体化率高的石墨越多，韧性、特别是在低温下的冲击特性越提高。本发明的球状石墨铸铁中，相对于每单位面积的石墨的总数，优选石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨数量的比例为50％以上。若这样的石墨数量的比例不足50％，则容易成为龟裂的发生起点的石墨和铁素体相的界面增加，因此在低温下的冲击特性降低。石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨数量的比例更优选为60％以上，最优选为70％以上。需要说明的是，被计数的石墨是换算成当量圆直径为直径5μm以上的石墨。关于石墨周围珠光体化率和每单位面积的石墨周围珠光体化率50～95％的石墨数量的比例的计算方法在如后所述。
球状石墨铸铁的龟裂主要发生于晶界或石墨和基质的界面，另外，在破裂的过程中所吸收的能量是龟裂发生能和龟裂传播能的总和。通常吸收能的大部分为龟裂发生能，基质组织越是硬度高，吸收能量中龟裂发生能所占的比例越高。包含具有上述(1)和(2)中记载的特征的组织的本发明的球状石墨铸铁通过下述的作用来抑制龟裂的发生，因此具有优异的强度和韧性。
(a)在两相混合组织中，由于微细化后的珠光体晶粒而作用了外力时在粒界中的蓄积的应变小，因此难以发生龟裂。
(b)在珠光体相中微细地分散有铁素体相的两相混合组织中，在龟裂传播的路径上，容易变形的铁素体相和难以变形的珠光体相交互存在，因此龟裂的能量通过铁素体相的变形而被吸收。
(c)由于高强度的珠光体相包围石墨周围，因此石墨附近的基质被强化，并且石墨和基质的界面中龟裂的发生受到抑制。
具体地说，本发明的球状石墨铸铁具有优选为650MPa以上的抗拉强度和30J/cm2以上的在-30℃的基于无缺口夏比冲击试验的冲击强度。更优选抗拉强度为700MPa以上，最优选为750MPa以上。另外，更优选在-30℃的基于无缺口夏比冲击试验的冲击强度为40J/cm2以上，最优选为50J/cm2以上。
为了评价本发明的球状石墨铸铁的特性，也可以使用0.2％屈服强度代替抗拉强度作为强度的指标，另外使用伸长率代替夏比冲击强度作为韧性的指标。此时，优选本发明的球状石墨铸铁具有370MPa以上的0.2％屈服强度和8％以上的伸长率。本发明的球状石墨铸铁的0.2％屈服强度更优选为400MPa以上，最优选为430MPa以上，另外，伸长率更优选为12％以上，最优选为13％以上。
[C]球状石墨铸铁的制造方法
本发明的球状石墨铸铁的制造方法如下，(1)铸造如下组成的熔液，并使其凝固，所述组成按质量比计，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余量为Fe和不可避免的杂质；(2)然后进行具有如下工序的热处理，由此制造具有如下组织的球状石墨铸铁，其中，所述工序为：(i)基质整体保持于奥氏体化的温度，由此生成微细的奥氏体晶粒(降温后相变为珠光体晶粒)的工序，和(ii)在引起共析相变的温度区域内的规定温度区间里，以生成微细的铁素体相的冷却速度进行冷却的工序，所述组织具有(a)由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，并且所述铁素体相的最大长度为300μm以下，且(b)在分散于所述两相混合基质组织的石墨的周围形成有所述珠光体相。在比共析相变温度区域低的温度区域中，可以是直至室温的通常的冷却。图3是示意性地表示用于制造本发明的球状石墨铸铁的热处理模式的坐标图。
(1)奥氏体化热处理条件[工序(a)]
通过保持于基质组织整体完全奥氏体化的温度中，由此生成微细的奥氏体晶粒(降温后相变为珠光体晶粒)。优选该奥氏体化温度为800～865℃。若该温度不足800℃，则珠光体相残留，在共析相变温度区域中于降温后由珠光体相生成铁素体相并生长，因此晶粒粗大化而强度降低。另一方面，若该温度超过865℃，则奥氏体晶粒(降温后相变为珠光体晶粒)发生粗大化，且韧性、特别是在低温下的冲击特性变差，另外热处理应变变大。保持于奥氏体化温度的时间根据保持温度而变动，优选为5～30分钟。若不足5分钟则难以完全奥氏体化，铁素体相生长而强度降低，另外，若超过30分钟则奥氏体晶粒粗大化，在降温后不能够得到微细的珠光体相而韧性变差，另外热处理应变变大。奥氏体化热处理温度优选为800～860℃，更优选为800～855℃。另外，奥氏体化热处理时间优选为10～25分钟。
(2)在共析相变温度区域内的热处理条件[工序(b)]
若在引起共析相变温度区域内的规定温度区间中，将完全奥氏体化后的球状石墨铸铁以微细地生成铁素体相的冷却速度进行冷却，则基质组织成为如下的两相混合组织，铁素体相的最大长度为300μm以下，且在分散于两相混合基质组织的石墨的周围形成有珠光体相，其中，所述两相混合组织由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成。在此，引起共析相变温度域(共析相变温度域)是指，在热处理中的冷却过程中，从由奥氏体向铁素体开始相变的温度Ar3至奥氏体向铁素体或铁素体和渗碳体的相变结束的温度Ar1(共析相变温度)的温度区域。引起共析相变温度区域内的规定温度区间优选为750～670℃。若在750～670℃的温度范围内按后述的规定冷却速度进行冷却，则能够得到两相混合组织。也可以将规定温度区间的上限设为730℃。
在引起共析相变温度区域内的规定温度区间下的冷却速度对于将基质组织形成两相混合组织，且在石墨周围生成珠光体相是重要的，具体优选设为1～20℃/分钟。若冷却速度不足1℃/分钟，则在石墨周围的铁素体化被促进，不能够得到微细的铁素体相而强度降低。另一方面，若冷却速度超过20℃/分钟，则在珠光体晶界的铁素体相的生成不足，在低温下的冲击特性变差，不能够得到充分的韧性。更优选冷却速度为5～15℃/分钟。需要说明的是，就引起共析相变温度区域内的规定温度区间的温度历程而言，只要在珠光体晶界刚好生成微细的铁素体相，且在石墨周围生成珠光体相，就可以是以恒定速度的连续冷却或断续地冷却。在共析相变温度区域内的热处理后冷却至常温。需要说明的是，优选从奥氏体化温度到共析相变温度域的冷却速度为2～20℃/分钟。
通过以下的实施例进一步详细地说明本发明，本发明并非限定于此。另外只要没有特别说明，用质量％表示构成合金的各元素的含量。
在容量100kg的高频熔解炉中熔解作为原材料的铣铁、钢板屑、球状石墨铸铁的回收屑，添加增碳材料、珠光体相稳定化元素和Fe-Si合金，并调整了成分，由此熔炼熔液。将该熔液在约1500℃放液至铁水包中并进行了基于夹层法的球状化处理，该铁水包设置有作为石墨球状化剂的Fe-Si-Mg合金和覆盖其的包含钢板屑的保护材料。将球状化处理后的熔液在约1400℃注液到砂模中，铸造多个1英寸的Y型块。注液时向熔液的液流中添加Fe-Si合金粉末并进行了接种。按照这样，得到具有表1中示出的组成的球状石墨铸铁。铸铁A～I是处于本发明的组成范围内的球状石墨铸铁，铸铁J～L是本发明的组成范围外的球状石墨铸铁。在铸铁A～L之中，铸铁A是日本特开平8-13079号中公开的组成范围内的球状石墨铸铁。另外，铸铁F相当于具有珠光体相基质的FCD700，铸铁K相当于具有铁素体相基质的FCD450，在未加工铸件的状态下均与现有的球状石墨铸铁相同。
【表1】
注：(1)余量为Fe和不可避免的杂质。
*本发明的范围外。
从由上述铸铁A～L构成的Y型块的下部切出约25mm见方，长度约170mm的供试材料，用表2中示出的热处理条件进行奥氏体化热处理和共析相变温度区域内的热处理。在表2中，如A1、B1···E10、E11这样在字母表中标记了一位数或10系列的数的供试材料是以本发明的条件进行热处理的供试材料，如A51、D51···L51这样在字母表中标记了50系列的数的供试材料是以本发明的范围外的条件热处理的供试材料。供试材料A51是以与日本特开平8-13079号中记载的条件相同的条件进行奥氏体化热处理的供试材料。供试材料D51是以与日本特开2001-214233号中记载的条件相同的条件进行共析相变温度区域内的热处理的供试材料。另外，供试材料F51和K52分别是相当于FCD700的铸铁F的未加工铸件的供试材料和相当于FCD450的铸铁K的未加工铸件的供试材料。对各供试材料进行下述的试验。
(1)组织
图1和图2是表示供试材料F1(本发明的球状石墨铸铁)的组织的光学显微镜照片。在图1和图2中，白色部分1为铁素体相，灰色部分2为珠光体相，黑色的块3为球状石墨。如图1和图2所示，本发明的球状石墨铸铁具有微细的铁素体相和微细的珠光体相复杂地混合的基质组织，在其中分散有球状石墨，在球状石墨的周围具有生成有珠光体相的组织。各供试材料的组织的观察结果示于表2中。
在各供试材料的组织中，求出铁素体相的最大长度和石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨数量的比例。铁素体相的最大长度通过如下方法求得，在描图纸上描绘在组织的光学显微镜照片(倍率100倍)的视野(530μm×710μm)内的最长的铁素体相的轮廓后，划出将轮廓的最大距离的两端部连结的直线，用图像解析装置(旭化成株式会社制造IP-1000)测定该直线的长度。
石墨周围珠光体化率是通过如下方法求得的，在处于用光学显微镜观察的视野的石墨之中，计数具有5μm以上的当量圆直径的石墨的总数Na，并在描图纸上描绘所计数的石墨的轮廓和与石墨接触的珠光体相的轮廓，通过上述图像解析装置测定各石墨外周的长度Lg和各珠光体相的外周之中与各石墨轮廓接触部分的长度Lp，计算Lp/Lg×100(％)，将得到的数值相对于所计数的全部石墨进行平均而求出。另外，石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨数量的比例通过将石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨数量Np进行计数，并计算Np/Na×100(％)而求出。铁素体相的最大长度和石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨数量的比例均为任意的5个视野中求得的值的平均值。将结果示于表2中。
(2)抗拉试验
从各供试材料制作JIS Z2201的14A号的试验片，依据JIS Z2241通过Amsler抗拉试验机(株式会社岛沣制作所制造AG-IS250kN)进行常温抗拉试验，测定抗拉强度、0.2％屈服强度和伸长率。将结果示于表2中。
(3)夏比冲击试验
由各供试材料制作长55mm×高10mm×宽10mm的夏比冲击试验用的平滑无缺口试验片，依据JIS Z2242，通过冲击试验机(株式会社米仓制作所制造300CR)，测定在-30℃的夏比冲击强度。将结果示于表2中。
【表2-1】
注：标注*的球状石墨铸铁和供试材料处于本发明的范围外。
【表2-2】
注：(1)铁素体相的面积率为(100-珠光体相的面积率)％。
(2)石墨周围珠光体化率为50～95％的石墨。
*本发明的范围外。
【表2-3】
注：(1)在-30℃测定。
*本发明的范围外。
如表2所示，在由本发明的组成范围内的铸铁A～I构成的供试材料之中，以本发明的条件进行热处理的供试材料A1～I1均具有微细铁素体相和微细珠光体相呈迷彩图案状交错的两相混合组织，铁素体相的最大长度为300μm以下，石墨周围珠光体化率50～95％的石墨数量的比例为50％以上，抗拉强度为650MPa以上，在-30℃的无缺口夏比冲击强度为30J/cm2以上。根据这些数据可知本发明的范围内的供试材料A1～I1具有高的强度和韧性。
特别是(Mn+Cu+10×Sn)为0.9％以上，在共析相变温度区域内的冷却速度设为5℃/分钟以上的供试材料D1、E2、E3、E6～E10、E12、E13、F1、G1、H1和11均具有700MPa以上的抗拉强度。由表2可知，通过增加珠光体相稳定化元素的含量和增加在共析相变温度区域内的冷却速度而强度提高。
与此相对，在本发明的组成范围外且珠光体相稳定化元素的含量少的供试材料J51和K51，即使以本发明的条件进行热处理，也分别仅有低至509MPa和637MPa的抗拉强度。另外，珠光体相稳定化元素的含量多的本发明的组成范围外的供试材料L51虽然具有高达866MPa的抗拉强度，但是仅有15.1J/cm2的低冲击强度，未满足兼备高强度和韧性的要求。另外，虽然在本发明的组成范围内，但奥氏体化温度设为比本发明低的790℃的供试材料E51仅有低至618MPa的抗拉强度。这被认为是如下原因，奥氏体化温度过低而珠光体相残留，因此在降温至共析相变温度域后，由残留珠光体相生长为铁素体相而晶粒粗大化。
除(Mn+Cu+10×Sn)分别为2.22％和2.83％的供试材料H1和I1以外，本发明的组成范围内的供试材料A1～G1在-30℃的无缺口夏比冲击强度为40J/cm2以上。本发明的范围外的供试材料K52是包含铁素体相基质的未加工铸件(未热处理)的相当于FCD450的球状石墨铸铁，无缺口夏比冲击强度为39.2J/cm2。由此可知，本发明的供试材料A1～G1的冲击强度为FCD450同等以上。供试材料F1和F51均由(Mn+Cu+10×Sn)为1.26％的铸铁F(相当于FCD700)构成，供试材料F1虽然以本发明的条件实施了热处理，但未加工铸件的供试材料F51具有珠光体相基质。由测定的结果可知，本发明的供试材料F1具有与供试材料F51同等的抗拉强度，且具有达到52.3J/cm2的冲击强度，是供试材料F51的13.3J/cm2的约4倍之高。
另外，即使在本发明的组成范围内，对于将奥氏体化热处理条件设为与日本特开平8-13079号相同的870℃×60分钟的高温且长时间的供试材料A51，冲击强度低至10.5J/cm2。另外，将奥氏体化温度提高至870℃的供试材料E52具有低至7.8J/cm2的冲击强度。供试材料A51和E52的冲击强度低被认为是由于如下原因，由于奥氏体化温度高所以奥氏体晶粒(降温后相变为珠光体晶粒)粗大化，韧性会降低。
供试材料D51虽然是处于本发明的组成范围内，但是将在共析相变温度区域内的热处理条件设为与日本特开2001-214233号相同的供试材料。将对于供试材料D51的750～670℃的温度范围内的(共析相变温度区域内的)热处理条件设为50℃/分钟的冷却速度的空冷。其结果是，虽然供试材料D51具有高抗拉强度，但是冲击强度低至19.5J/cm2。这被认为是由于如下原因，由于在共析相变温度区域内的冷却速度过大，所以向珠光体晶界生成的铁素体相不足，韧性会降低。
通过上述可以确认，本发明的球状石墨铸铁具有与FCD700同等的抗拉强度和与FCD450同等的冲击强度，是兼备优异的强度和韧性的球状石墨铸铁。

Claims (5)

1.一种强度和韧性优异的球状石墨铸铁，其特征在于，
(a)其具有如下的组成，按质量比计，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，
(b)具有由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，且所述铁素体相的最大长度为300μm以下，
(c)在分散于所述两相混合基质组织中的石墨的周围形成有所述珠光体相。
2.根据权利要求1所述的强度和韧性优异的球状石墨铸铁，其特征在于，相对于每单位面积的石墨的总数，具有50～95％的石墨周围珠光体化率的石墨数量的比例为50％以上，所述石墨周围珠光体化率定义为石墨外周中与珠光体相接触部分的长度的百分率。
3.根据权利要求1或2所述的强度和韧性优异的球状石墨铸铁，其特征在于，抗拉强度为650MPa以上，且在-30℃的基于无缺口夏比冲击试验的冲击强度为30J/cm2以上。
4.一种强度和韧性优异的球状石墨铸铁的制造方法，其特征在于，
(1)铸造如下组成的熔液，并使其凝固，所述组成按质量比计，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，
(2)然后进行具有如下工序的热处理，由此成为如下的组织，
所述工序为：(i)基质整体保持于奥氏体化的温度，由此生成微细的奥氏体晶粒的工序，其中，所述奥氏体晶粒在降温后相变为珠光体晶粒；和
(ii)在引起共析相变的温度区域内的规定温度区间中，以生成微细的铁素体相的冷却速度进行冷却的工序；
所述组织为：(a)具有由按面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的两相混合基质组织，所述铁素体相的最大长度为300μm以下，且(b)在分散于所述两相混合基质组织中的石墨的周围形成有所述珠光体相。
5.根据权利要求4所述的强度和韧性优异的球状石墨铸铁的制造方法，其特征在于，以800～865℃的温度和5～30分钟的时间生成微细的奥氏体晶粒，将引起所述共析相变的温度区域内的规定温度区间设为750～670℃，且将引起所述共析相变的温度区域内的规定温度区间中的冷却速度设为1～20℃/分钟。
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