CN108138275B - 耐气体缺陷性优异的球状石墨铸铁 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种球状石墨铸铁，其具有由游离N引起的针孔等气体缺陷少的优异的耐气体缺陷性，并具有现有技术同等以上的机械性能和切削性。具有优异的耐气体缺陷性的球状石墨铸铁，以质量比计，C：3.3～4％；Si：2～3％；P：0.05％以下；S：0.02％以下，Mn：0.8％以下；Cu：0.8％以下且不包括0；Mg：0.02～0.06％；Ti：0.01～0.04％；V：0.001～0.01％；Nb：0.001～0.01％；N：0.004～0.008％，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。

Description

耐气体缺陷性优异的球状石墨铸铁

技术领域

本发明涉及耐气体缺陷性优异的球状石墨铸铁。

背景技术

球状石墨铸铁由于具有优异的机械性能和优良的铸造性而被广泛使用于各种汽车部件和机械部件。球状石墨铸铁的制造中，作为主要原材料使用了生铁、钢屑(scrap)、回炉废料(铸造返回料)等。上述原材料中，铸件用的生铁曾经是球状石墨铸铁原材料的主体，近年来，从有效利用资源的观点出发，一般将钢屑作为主体使用，以代替高价的生铁。钢屑随着汽车产业的成长而大量产生，由于其能以低廉的价格提供，因此越来越多地被用作包括球状石墨铸铁在内的所有铸铁的原材料。

在此，汽车产业中产生的钢屑由汽车车身用冲压加工屑等组成，近年来，作为钢材，高抗拉强度钢板(High Tensile Strength Steel)所占的比例越来越高。其理由在于，汽车车身等出于改善耗油量以保护环境的观点要求更轻的同时，出于撞击时确保乘客安全性的观点还要求确保强度和刚性。因此，要求汽车车身等兼顾更轻以及高强度和高刚性，相应地，有包含高浓度的Mn、Cr、Mo等的高抗拉强度钢板被大量使用的倾向。当将不可避免地含有大量Mn、Cr、Mo等的钢屑作为原材料使用时，存在如下问题:在形成球状石墨铸铁时，石墨晶体析出受到阻碍，而且由于碳化物的生成而使得延性(拉伸特性)降低。为了解决原材料中不可避免地含有的Mn、Cr、Mo等引起的问题，提出了各种用于在球状石墨铸铁的熔化工序中从熔液中除去这些元素的方案。

但是，高抗拉强度钢板中，也有些除了Mn、Cr、Mo之外还含有N(氮)，从而靠碳氮化物沉淀强化或通过实施氮化处理来实现高强度。这些高抗拉强度钢板中有的N含量可达数百ppm。这样，在使用不可避地含有大量N的钢屑作为原材料制造球状石墨铸铁的情况下，熔化了该原材料的熔液中含有的游离N有可能增加。在以下的说明中，“游离N”指的是没有构成组成固相或固溶体的原子的、自由状态的氮原子，“N”指的是作为元素的氮。

另外，一般来说，球状石墨铸铁的熔化工序中所熔制的熔液(原始熔液)，由于含有Si、Mn而在熔化工序的阶段被脱氧，然后，通过球状化处理中被添加的Mg和孕育处理中添加的Si被进一步强力脱氧，所述球状化处理在将原始熔液转移到浇包后实施。这样脱氧后的球状石墨铸铁用的熔液具有如下性质：在从熔炉到浇包的出铁工序和从浇包到铸模的浇注工序中，当熔液与大气接触时，容易吸收或吸附大气中的游离N。

而且，在上述那样具有容易吸收或吸附来自大气的游离N的性质的球状石墨铸铁用熔液中，作为原材料，不可避免地含有大量N的N含量高的钢屑的配合增加时，由于来自该钢屑的游离N，熔液中的游离N增加，铸造产品上产生由游离N引起的氮气(N₂气)形成的针孔等气体缺陷的倾向增加。具体来说，在游离N过剩的熔液凝固时，没有完全固溶在固相中的游离N作为氮气排出，会在铸造产品中产生氮气形成的针孔等气体缺陷。当球状石墨铸铁中产生气体缺陷时，不仅外观不好，还有可能产生由于微细的空孔缺陷导致强度和拉伸等机械性能变差这样的问题。

作为降低球状石墨铸铁等铸铁中混入的含N杂质的含量的技术，专利文献1中记载了通过如下制造方法制造的球状石墨铸铁，该制造方法是：将具有质量比为2.0～4.0％的碳、质量比为1.0～3.0％的硅、质量比为0.02％以下的硫、余量为铁和微量的不可避免的杂质构成的合金投入冷坩埚熔炉熔化后，向其中添加包含镁、钙和稀土类元素的任意一种或两种以上构成的球化促进元素的球化处理剂，使得球化促进元素的最终组成为0.01～0.1％，不进行促进石墨化的孕育处理就使之冷却，制造与铁的合金，所述球状石墨铸铁，具有质量比为2.0～4.0％的碳、质量比为0.01～0.1％的由镁、钙和稀土类元素的任意一种或两种以上构成的球化促进元素、质量比为1.0～3.0％的硅、质量比为0.02％以下的硫，余量由铁和不可避免的杂质构成，该不可避免的杂质中的钴、铜和镍以外的元素极为微量，在-60℃或-80℃下的夏比冲击试验中，V形缺口测试片的吸收能量值为14J/cm²以上。

按照专利文献1，在熔化原材料时，对熔炉腔内进行真空排气后，导入氩气使熔炉腔内为氩气氛，并且使用冷坩埚熔炉，该冷坩埚熔炉是使用水冷后的高纯度的铜制坩埚并近似地使铜制的坩埚和熔融金属为非接触状态进行熔化(悬浮熔化)的装置，由此，能够像现有的熔化工序那样，防止从坩埚或气相(环境)向熔融金属混入杂质，能制作高纯度的材料。另外，专利文献1的球状石墨铸铁中，通过使不可避免的杂质中的钴、铜和镍以外的元素各自的质量比在0.003％以下，能够进一步减少夹杂物，并且能够提供减少了内部的脆弱部分的球状石墨铸铁。

先行技术文献

专利文献

专利文献1日本特开2004-169167

发明内容

发明要解决的课题

专利文献1公开的球状石墨铸铁的制造方法，由于在氩气氛中熔化原材料并使其直接凝固而形成球状石墨铸铁，所以熔液中含有的游离N减少，从而有可能抑制球状石墨铸铁中产生的游离N引起的气体缺陷。但是，作为原材料，使用了高纯度的例如4N(99.99％、质量比)级程度的电解铁、半导体用硅、高纯度化处理后的石墨等，起始物料本身是高纯度的原材料。而且，其制造方法是使熔炉腔内为氩气氛、并且使用水冷后的高纯度铜制坩埚构成的作为特殊装置的冷坩埚熔炉。冷坩埚熔炉一般被用于制造高纯度的合金铸块等高纯度材料的制造。像这样使用了高纯度原材料和特殊装置的情况下，能够大幅降低不可避免的杂质的含量，但是，对于用于汽车部件、机械部件的球状石墨铸铁的制造，得到的铸造产品价格极高，从经济合理性的观点来说是存在问题的。

另外，按照专利文献1的制造方法，在铜制的坩埚内熔化原材料，添加了球化处理剂之后，熔液的冷却和凝固在铜制的坩埚内进行。按照这种制造方法得到的球状石墨铸铁是与坩埚的空间形状相似的块状铸造品。这样就不能享受铸造这种制作方法原本具有的形状自由度高这一优势。

即，要得到汽车部件、机械部件等具有自由形状的铸造产品，就需要从熔炉直接或通过浇包浇注到具有划定产品形状的型腔的铸模中之后进行冷却、凝固。而且，工业生产上，为了以现实且合理的成本制造铸造产品，重要的是从熔炉到浇包的出铁工序和从浇包到铸模的浇注工序可在大气中进行。

在此，为了抑制游离N熔入(吸收、吸附)到熔液中，能想到将浇包和铸模配置在腔内、使腔内为氩气气氛或真空后进行出铁和浇注，但设备、装置需是特殊且大型的，得到的铸造产品价格更为高昂，不经济也不现实。而且，没有从球状石墨铸铁的熔液中除去游离N的有效且实用的方法，如果用N含量低的材料进行稀释的话，例如高纯度生铁和卑金属等低N原材料价格高，因此不经济。

而且，近年的状况是，上述那样球状石墨铸铁的原材料中不可避免地含有大量的N这一情况无法回避。另外，作为游离N的来源，除了上述那样作为一个代表性例子的钢屑和大气以外，还有大量存在。例如，熔化构成原材料的其它材料和原材料的熔炉的炉衬等也是有可能熔入熔液中的游离N的来源。因此，例如，如果能不用除去来自钢屑的游离N、不必用高价的生铁等进行稀释，就能在熔液中含有游离N的状态下得到不会产生该游离N引起的针孔等气体缺陷的球状石墨铸铁，那么在工业上是非常有效的。

本发明鉴于上述现有的课题而作出，其目的在于提供一种球状石墨铸铁，其具有游离N引起的针孔等气体缺陷少的、优异的耐气体缺陷性，并具有现有技术同等以上的机械性能和切削性。

用于解决课题的手段

即，本发明的耐气体缺陷性优异的球状石墨铸铁，以质量比计，

C：3.3～4％，

Si：2～3％，

P：0.05％以下，

S：0.02％以下，

Mn：0.8％以下，

Cu：0.8％以下(不包括0)，

Mg：0.02～0.06％，

Ti：0.01～0.04％，

V：0.001～0.01％，

Nb：0.001～0.01％，

N：0.004～0.008％，

余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。

本发明的球状石墨铸铁，按质量比计，Ti、V和Nb共计含有0.015～0.045％，进一步优选所含有的Ti、V、Nb和N满足下述式子(1)：

0.8≤(0.29Ti+0.27V+0.15Nb)/N≤2.0···(1)

上述式子(1)中的元素符号表示球状石墨铸铁中的各元素的含量(质量比(％))。

本发明的球状石墨铸铁，优选的是，按质量比计，含有P：0.005％以上、S：0.005％以上，或者/并且，优选的是，按质量比计，含有Mn：0.2％以上、Cu：0.1％以上。

本发明的球状石墨铸铁，优选抗拉强度为600MPa以上，且伸长率为12％以上。

发明的效果

本发明的球状石墨铸铁具有游离N引起的针孔等气体缺陷少的优异的耐气体缺陷性。

附图说明

图1A是用于测量气体缺陷的平板状测试片的概略俯视图。

图1B是用于测量气体缺陷的平板状测试片的概略侧视图。

具体实施方式

以下详细说明本发明的球状石墨铸铁的结构。此外，构成合金的各元素的含量只要没有特别指出就以质量比(％)表示。另外，下述实施方式中，作为本发明的一种实施方式，说明了来自钢屑的游离N引起的气体缺陷的降低，但本发明不限定于下述实施方式。

(1)C(碳)：3.3～4％

C是有助于熔液的流动性和石墨的晶体析出的元素。小于3.3％的话，铸造时的流动性低，并且石墨粒数减少，容易生成冷铁(Fe₃C：雪明碳铁)，球状石墨铸铁的伸长率降低。另一方面，当C超过4％时，容易产生缩孔，并且容易生成异常石墨，强度降低。因此，C含量为3.3～4％。C含量的下限优选3.4％，更优选的是3.6％。C含量的上限优选3.9％，更优选的是3.8％。

(2)Si(硅)：2～3％

Si是促进石墨的晶体析出、提高熔液的流动性所必需的。Si小于2％的话，容易生成冷铁，球状石墨铸铁的切削性和伸长率降低。但是，当Si超过3％时，球状石墨铸铁的基体变脆，靭性(冲击值)和伸长率极其低，并且强度和切削性变差。因此，Si含量为2～3％。

Si含量的下限优选2.1％，更优选的是2.2％。Si含量的上限优选2.9％，更优选的是2.8％。

(3)P(磷)：0.05％以下

P是不可避免的从原材料混入的元素。P会阻碍石墨的球状化，还会固溶到基体中使组织脆化。因此，P含量为0.05％以下。另一方面，虽然对下限没有规定，但由于降低到例如检测极限以下是不经济的，因此优选使其下限为0.005％左右。P含量的上限优选0.03％。

(4)S(硫)：0.02％以下

S是不可避免的从原材料混入的元素。S是阻碍石墨球状化的元素，使其含量为0.02％以下。另一方面，虽然对下限没有规定，但由于降低到例如检测极限以下是不经济的，因此优选使其下限为0.005％左右。S含量的上限优选0.01％。

(5)Mn(锰)：0.8％以下

Mn是不可避免的从原材料混入的元素，但其作为珠光体相稳定化元素具有使珠光体相析出的作用。在要得到使基体组织中稳定地析出珠光体相而提高了强度的球状石墨铸铁的情况下，Mn含量优选0.2％以上。另一方面，当其含量超过0.8％时，冷铁的生成变得显著，使球状石墨铸铁的靭性、伸长率和切削性变差。因此，Mn含量为0.8％以下。Mn含量的上限优选0.5％。

(6)Cu(铜)：0.8％以下(不包括0)

Cu是珠光体相稳定化元素，是对得到基体组织中包含珠光体相而提高了强度的球状石墨铸铁有效的元素。因此，可以根据所期望的强度含有适当的量，但不包括0％。为了使珠光体相稳定生成，Cu含量优选0.1％以上。但是，当Cu超过0.8％时，球状石墨铸铁的硬度变得过高，而且石墨球状化受阻，球状石墨铸铁的伸长率和靭性降低。因此，Cu含量规定在0.8％以下。Cu含量的上限优选0.6％。

(7)Mg(镁)：0.02～0.06％

Mg是在提高球状石墨铸铁的强度和伸长率等机械性能方面重要的石墨球状化所需的元素，但其含量小于0.02％时，石墨球状化的效果不够。另一方面，当Mg含量超过0.06％时，容易生成冷铁或缩孔，球状石墨铸铁的切削性和靭性降低。因此，Mg含量为0.02～0.06％。Mg含量的下限优选0.025％，更优选的是0.03％。Mg含量的上限优选0.05％，更优选的是0.04％。

(8)Ti(钛)：0.01～0.04％、V(钒)：0.001～0.01％、Nb(铌)：0.001～0.01％

Ti、V和Nb是作为构成本发明的球状石墨铸铁的成分的最重要的必备元素。球状石墨铸铁的熔液所含的游离N，从由该熔液所得的球状石墨铸铁的组织要素这一观点来看，可以认为最终主要在以下三种组织要素中作为N存在:(1)矩阵相中；(2)氮化物或碳氮化物中；(3)未固定在所述(1)和(2)的组织要素中而是作为氮气排出而形成的气体缺陷中。此外，可包含在(1)的矩阵相中的N的量以在作为奥氏体化温度的1000℃附近生成的奥氏体相的固溶极限为上限。

Ti、V和Nb是强力的碳氮化物形成元素(以下，有时将Ti、V和Nb这三种元素称为碳氮化物形成元素)，通过使这些元素含有规定量以上，能够与熔液中的游离N化合形成为氮化物或碳氮化物(以下，有时将两者统称为碳氮化物)。而且，由上述碳氮化物形成元素形成的碳氮化物的晶体析出温度比奥氏体相(矩阵相)的晶体析出开始温度高，在熔液冷却凝固的过程中，上述碳氮化物的形成时期早于矩阵相。其结果，超过奥氏体相的N的固溶极限而过剩地熔存于熔液中的游离N作为碳氮化物被固定。由此，即便是使用N含量在期望以上的原材料形成的球状石墨铸铁，也能抑制超过奥氏体相固溶极限的游离N在凝固时从熔液中作为氮气被排出，能防止气体缺陷的发生。

另外，除了防止上述气体缺陷的生成这一效果，还能通过碳氮化物形成元素实现的熔液中游离N的固定，发挥抑制固溶于奥氏体相的N量的变动、降低所得到的球状石墨铸铁的机械性能的偏差这一效果。即，N是与Mn和Cu并列的强有力的珠光体相稳定化元素，促进珠光体相从奥氏体相析出。而且，当像现有技术那样使用N少的钢屑时，熔化批次(加料)间的原材料所含的N的量比较均匀，熔化该原材料所得的熔液中的游离N的变动也小。因此，为了得到所期望的珠光体相，调整Mn和Cu这样的含量控制比较容易的元素的添加量，能够控制珠光体相的析出量。

但是，当除了N少的钢屑之外还使用N多的钢屑作为原材料时，由于原材料所含的钢屑的结构，熔化批次间的原材料所含的N的量有变动，熔液中的游离N的量的变动也变大。因此，固溶于奥氏体相的N的量也有变动，珠光体相的析出量也变得不稳定，成为熔化批次间的球状石墨铸铁的机械性能(强度、伸长率)偏差的原因。而本发明中，通过上述那样碳氮化物形成元素实现的游离N的固定，降低了固溶于奥氏体相的N的量，抑制了N实现的珠光体化。由此，通过控制Mn和Cu的含量，能够稳定地调整珠光体相的析出量，因此，能够使球状石墨铸铁的机械性能偏差降低。

为了获得上述由碳氮化物形成元素形成的碳氮化物实现的游离N的固定效果，Ti、V和Nb的含量分别需要在0.01％以上、0.001％以上和0.001％以上。另一方面，Ti、V和Nb的含量分别超过0.04％、0.01％和0.01％时，会形成极为硬质的碳化物或氮化物，球状石墨铸铁的切削性和机械性能(强度、伸长率)降低。因此，Ti含量为0.01～0.04％、V含量为0.001～0.01％、Nb含量为0.001～0.01％。

Ti含量的下限优选0.012％，更优选的是0.013％。Ti含量的上限优选0.035％，更优选的是0.025％。

V含量的下限优选0.002％。V含量的上限优选0.004％，更优选的是0.003％。

Nb含量的下限优选0.002％，更优选的是0.004％。Nb含量的上限优选0.006％，更优选的是0.005％。

通过上述那样使碳氮化物形成元素含有规定量、将游离N作为碳氮化物固定，能够得到一种球状石墨铸铁，该球状石墨铸铁具有由游离N引起的针孔等的气体缺陷少的优异的耐气体缺陷性，而且，机械性能的偏差降低并且能抑制过多的碳氮化物形成，具有现有技术同等以上的机械性能(强度、伸长率)和切削性。

另外，本发明的一大特征并不是Ti、V和Nb彼此独立含有，而是复合含有这三种元素且将其含量控制在适当的量。这样，通过使Ti、V和Nb的含量都在上述数值范围，能够使这些碳氮化物形成元素的总量与彼此独立或仅含有任意两种时低。具体来说，形成相同量的碳氮化物的话，通过复合含有上述三种碳氮化物形成元素，相比于单独含有或仅含有任意两种的情况，能够抑制含有的碳氮化物形成元素的总量。由此，能够充分发挥上述的由碳氮化物形成元素形成的碳氮化物实现的游离N的固定效果，并且使对机械性能和切削性造成影响的碳氮化物量在适当的范围，因此，能够得到兼顾耐气体缺陷性和机械性能与切削性的球状石墨铸铁。

(9)Ti、V和Nb：优选合计为0.015～0.045％

Ti、V和Nb的复合含有的总量根据各元素含量的上限和下限的合计量可以取0.012～0.06％的范围。在后述的N含量的范围内，为了使通过将游离N作为碳氮化物固定来抑制气体缺陷的发生、并且降低机械性能偏差的效果更为显著，优选Ti、V和Nb合计含有0.015％以上。另一方面，当Ti、V和Nb的总量超过0.045％时，硬质的碳化物、氮化物的形成倾向升高，球状石墨铸铁的切削性和机械性能(强度、伸长率)的降低变得显著。因此，Ti、V和Nb的含量合计为0.015～0.045％。Ti、V和Nb的合计含量的下限优选0.02％。另外，Ti、V和Nb的合计含量的上限优选0.03％。

(10)N(氮)：0.004～0.008％

N主要是从高抗拉强度钢板等的钢屑混入的元素。在将这样的钢屑作为原材料经熔化工序得到的球状石墨铸铁的熔液中，含有0.008～0.015％左右的游离N。即使是像这样使用游离N多的熔液得到的球状石墨铸铁，通过像上述那样使碳氮化物形成元素含有规定量，熔液中的游离N也能够被固定为碳氮化物形成元素形成的碳氮化物。其结果，也会包含固定(固溶)在矩阵相中的N，球状石墨铸铁包含的N在0.004％以上。另一方面，不管是不是使用游离N多的熔液得到的球状石墨铸铁，当N的含量小于0.004％时，在铸造时，熔液凝固时没有完全固溶在固相中的过剩N作为氮气排出，有可能在球状石墨铸铁中产生针孔等气体缺陷。因此，N含量为0.004％以上。另一方面，当N超过0.008％时，固定有N的碳氮化物也会增加，所得的球状石墨铸铁的切削性和机械性能(强度、伸长率)有可能降低。因此，N含量为0.008％以下。因此，N含量为0.004～0.008％。N含量的上限优选0.007％，更优选的是0.006％。

(11)式(1)：0.8≤(0.29Ti+0.27V+0.15Nb)/N≤2.0

本发明的球状石墨铸铁中，为了进一步提高耐气体缺陷性并且进一步提高机械性能(强度、伸长率)和切削性，优选的是满足上述组成范围的条件并且满足式(1)。此外，式(1)中的元素符号表示球状石墨铸铁中的各元素的含量(质量比(％))。由于作为碳氮化物形成元素的Ti、V和Nb以原子数1对1的关系与N结合，所以，只要以下式(2)和(3)所示的碳氮化物形成元素的合计物质量(T)与N的物质量(N)的比、即物质量比(摩尔比)T/N在规定的范围内，碳氮化物形成元素与N就能实现适当的平衡，成为相对于N含量必要充分的Ti、V和Nb的合计含量。通过使物质量比(摩尔比)T/N在规定的范围内，在使用游离N多的熔液得到的球状石墨铸铁中，Ti、V和Nb也能将超过奥氏体相的固溶极限的N作为碳氮化物固定并抑制过多的碳氮化物的形成，使耐气体缺陷性、机械性能(强度、伸长率)和切削性进一步提高。

T＝(Ti/48)+(V/51)+(Nb/93)···(2)

N＝N/14···(3)

考虑原子量整理了碳氮化物形成元素的合计物质量(T)和N的物质量(N)的物质量比T/N，得到式(1)中的(0.29Ti+0.27V+0.15Nb)/N。与碳氮化物形成元素相乘的系数是由N和各元素的原子量之比求得的系数，0.29表示N和Ti的原子量比(14/48)，0.27表示N和V的原子量比(14/51)，0.15表示N和Nb的原子量比(14/93)。

在式(1)的值为0.8以上的情况下，由于碳氮化物形成元素相对于N含有适当的量，所以使用游离N多的熔液得到的球状石墨铸铁中，碳氮化物形成元素也能将超过奥氏体相的固溶极限的N恰当地固定，能得到足够的耐气体缺陷性。另一方面，在式(1)的值为2.0以下的情况下，碳氮化物的形成被抑制在最小限度，机械性能(强度、伸长率)和切削性提高。因此，本发明的球状石墨铸铁中，优选(0.29Ti+0.27V+0.15Nb)/N的值在0.8～2.0的范围内。在理论上，可以设想在球状石墨铸铁中的Ti、V和Nb与N的物质量比为1、即式(1)的值为1的情况下，N被恰当地形成为碳氮化物，没有N向奥氏体相的固溶。但是，考虑碳氮化物形成的成品率、N向奥氏体相的适度的固溶实现的珠光体相的析出促进、形成氮气分子需要两个游离N(原子)等因素，实际上0.8～2.0的范围是适宜的。此外，式(1)的左边的值更优选的是1.0，最好是1.2，式(1)的右边的值更优选的是1.7，最好是1.5。

(12)机械性能

本发明的球状石墨铸铁优选其机械性能为抗拉强度600MPa以上、且伸长率12％以上。具有抗拉强度600MPa以上、且伸长率12％以上的机械性能的球状石墨铸铁，由于具有现有技术同等以上的机械性能，所以与现有的球状石墨铸铁同样地适用于结构部件等。抗拉强度更优选的是610MPa以上，最好是620MPa以上。另外，伸长率更优选的是13％以上，最好是14％以上。此外，为了实现抗拉强度600MPa以上、且伸长率12％以上，优选对Mn和Cu这样的含量控制比较容易的元素的添加量进行调整，具体来说，优选使Mn含量为0.2～0.5％、且Cu含量为0.2～0.6％。

实施例

基于以下实施例进一步详细说明本发明，本发明并不受限于这些实施例。在此，构成球状石墨铸铁的各元素的含量也是只要没有特别指出就以质量比(％)表示。另外，以下说明的实施例是本发明范围内的例子，比较例是本发明范围外的例子，参考例是表示现有技术的水准的例子。

将作为原材料的生铁、钢屑、球状石墨铸铁的回炉废料用容量100kg的高频熔炉熔化，对添加渗碳剂、Fe-Ti、Fe-V、Fe-Nb和Fe-Si合金进行了成分调整的熔液进行熔制。此外，钢屑采用N含量为0.05％的高抗拉强度钢板，设生铁、钢屑、回炉废料合计的原材料配合量比为100％，使钢屑的配合量比在后述的实施例1～16和比较例1～11中为40％、在参考例中不加以配合，为0％。将该熔液作为石墨球状化剂，在设置有Fe-Si-Mg合金和覆盖该合金的钢板屑构成的覆盖材料的浇包中，在约1500℃下出铁，利用三明治法进行了球状化处理。此外，进行了球状化处理后的熔液中包含的N(游离N)的量在下述说明的各实施例和比较例中在0.005～0.009％的范围、在参考例中为0.003％。将球状化处理后的熔液在约1400℃下浇注到砂型中，铸造成多个1英寸Y块、后述的用于气体缺陷面积率评价的平板状测试片用铸模和用于切削性评价的圆筒状测试片用铸模。此外，浇注时，在熔液流中添加Fe-Si合金粉末，进行了孕育。

像上述那样，得到了具有表1所示的组成的球状石墨铸铁。实施例1～16为本发明规定的组成范围内的球状石墨铸铁，比较例1～11和参考例为本发明规定的组成范围外的球状石墨铸铁。比较例1和比较例7～11为Ti、V、Nb和N中任意一种以上元素的含量过多的球状石墨铸铁，比较例2～6和参考例为Ti、V、Nb和N中任意一种以上元素的含量过少的球状石墨铸铁。此外，所得的球状石墨铸铁的组成用辉光放电质谱仪(VG制，商品名VG9000，以下简称为GDMS)进行了确认。此外，存在于上述说明的各组织要素中的N中，(3)的气体缺陷中包含的N用GDMS无法测量出来。因此，表1所示的N的量(质量比)为(1)的固溶于矩阵相的N和(2)的固定为碳氮化物的N的量。

表1

从上述通过铸造所得的球状石墨铸铁的各供试材料切出测试片，进行了以下评价。

(1)气体缺陷面积率

为了调查实施例和比较例的球状石墨铸铁的气体缺陷发生倾向，制作了比实际的产品容易产生气体缺陷的形状的平板状测试片。因此，气体缺陷面积率的测量值与实际的产品相比明显大。图1A和图1B是用于测量气体缺陷的平板状测试片的概略图，图1A表示俯视图，图1B表示侧视图。该平板状测试片10的宽度为60mm、长度为150mm、厚度为10～15mm。各平板状测试片10通过如下方法得到：在1400℃以上的温度下从浇口向砂铸模浇注与1英寸Y块相同的各熔液后，进行冷却和落砂，将冒口11切断分离，并实施喷砂处理，其中，砂铸模划定了由平板状测试片10、直径45mm×高60mm的冒口11、浇口(未图示)、宽度35mm×厚度3mm的流道12a、宽度40mm×厚度9mm的内浇道12b构成的型腔。

为了观察表面和内部的气体缺陷，使用X光拍摄装置(株式会社东芝制，商品名EX-260GH-3)，从各平板状测试片的上方(相对于图1A垂直于纸面方向)以管电压192kV和照射时间3分钟的条件下照射X光，拍摄了X光照片。

通过目测从各X光照片中仅找出表面和内部的气体缺陷，查找后，使用图像分析装置(旭化成株式会社制，商品名IP-1000)进行图像处理，测量了气体缺陷的合计面积(mm²)。用气体缺陷的合计面积除以平板状测试片的全部投影面积，求得气体缺陷面积率(％)。不言而喻，气体缺陷面积率越小，球状石墨铸铁越好。气体缺陷面积率的测定结果示于表2。此外，表2中也一并记载了实施例1～16、比较例1～11和参考例的Ti、V和Nb的总量以及式(1)的值。

由表2可以明确，与Ti、V、Nb和N中任意一种以上元素的含量过少的比较例2～6的测试片相比，Ti、V、Nb和N的含量在本发明的组成范围内的实施例1～16的测试片的气体缺陷面积率低。这样，可以确认，通过规定Ti、V和Nb的含量的下限，即使是使用过度含有游离N的熔液得到的球状石墨铸铁，也能降低气体缺陷的发生倾向。此外，本发明的球状石墨铸铁中，气体缺陷面积率优选11％以下，更优选的是10.5％以下，最好是10％以下。

(2)工具寿命

对外径100mm、内径62mm、长度100mm的圆筒状测试片的端面，使用CVD涂覆有TiCN的超硬刀片P10(JIS B 4053)在以下条件下进行了车削加工。

切削速度：180m/分

进给量：0.25mm/转

切削深度：2.0mm

切削液：水溶性切削水

各圆筒状测试片的铣削加工中，超硬刀片的后刀面磨损量为0.3mm时，判定寿命结束，到此为止的切削时间(分)为工具寿命。不言而喻，工具寿命越长，切削性越好。

工具寿命的绝对值会受切削条件、测试片形状等的影响，所以使用了“工具寿命改善率”作为不受这些影响的切削性改善效果的指标。工具寿命改善率是各实施例和各比较例的球状石墨铸铁的工具寿命A除以表示现有技术水准的参考例的球状石墨铸铁的工具寿命B所得的值(A/B)。实施例1～16、比较例1～11和参考例的工具寿命改善率(倍)示于表2。

由表2可以明确，本发明的组成范围内的实施例1～16，工具寿命改善率都在1.0～1.3倍的范围。由实施例1～16的结果可知，本发明的球状石墨铸铁具有现有技术同等以上的切削性。而Ti、V、Nb和N中任意一种以上元素的含量过多的比较例1和比较例7～11的工具寿命改善率都小于1.0倍，切削性不好。此外，本发明的球状石墨铸铁中，工具寿命改善率优选1.1倍以上，更优选的是1.2倍以上，最好是1.3倍以上。

(3)抗拉试验

由1英寸Y块制作出JISZ2201的14A号测试片，按照JISZ2241利用AMSLER抗拉试验机(株式会社岛津制作所制AG-IS250kN)在常温下进行了抗拉试验，测量了抗拉强度、0.2％耐力和伸长率。结果示于表2。

如表2所示，本发明的组成范围内的实施例1～16均为抗拉强度600MPa以上、0.2％耐力350MPa以上、伸长率12％以上，可以确认，都具有参考例所示的现有技术同等以上的机械性能。与此相对，本发明的组成范围外的比较例2、5、7和11均为抗拉强度低至小于600MPa，Ti、V、Nb和N中的任意一种以上元素的含量过多的比较例1和比较例7～11均为伸长率低至小于12％。而抗拉强度600MPa以上、伸长率12％以上的比较例3、4和6虽然具有机械性能，但气体缺陷面积率均高达12.7％以上。

如上所述，可以确认，本发明的球状石墨铸铁具有现有技术同等以上的机械性能和切削性，而且兼具优异的耐气体缺陷性。

表2

附图标记说明

10 平板状测试片

11 冒口

12a 流道

12b 内浇道

Claims (7)

1.一种球状石墨铸铁，具有优异的耐气体缺陷性，该球状石墨铸铁的特征在于，

以质量比计：

C：3.3～4％；

Si：2～3％；

P：0.05％以下；

S：0.02％以下；

Mn：0.8％以下；

Cu：0.8％以下，不包括0；

Mg：0.02～0.06％；

Ti：0.01～0.04％；

V：0.001～0.01％；

Nb：0.001～0.01％；

N：0.004～0.008％，

余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，

以质量比计，Ti、V和Nb共计含有0.015～0.045％。

2.权利要求1所述的球状石墨铸铁，其特征在于，

所含有的Ti、V、Nb和N满足下述式子(1)：

0.8≤(0.29Ti+0.27V+0.15Nb)/N≤2.0···(1)

其中，上述式子(1)中的元素符号表示球状石墨铸铁中的各元素的含量，所述含量的单位为质量比，以％表示。

3.权利要求1或2所述的球状石墨铸铁，其特征在于，

以质量比计，P：0.005％以上，S：0.005％以上。

4.权利要求1或2所述的球状石墨铸铁，其特征在于，

以质量比计，Mn：0.2％以上，Cu：0.1％以上。

5.权利要求1或2所述的球状石墨铸铁，其特征在于，

抗拉强度为600MPa以上，且伸长率为12％以上。

6.权利要求1或2所述的球状石墨铸铁，其特征在于，

气体缺陷面积率为11％以下。

7.权利要求1或2所述的球状石墨铸铁，其特征在于，

工具寿命改善率为1.0倍以上。

Images