CN113795604A - 球墨铸铁和球墨铸铁的制造方法、以及车辆底盘用部件 - Google Patents

球墨铸铁和球墨铸铁的制造方法、以及车辆底盘用部件 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种高强度、高延展性且高韧性的球墨铸铁，特别提供了一种拉伸强度为700MPa以上的高强度、伸长率为10％以上、常温时的吸收能量为10.0J/cm2以上的球墨铸铁。该球墨铸铁具有如下成分组成和组织，在上述成分组成中，以质量％计，含有：C：3.0～4.0％、Si：2.0～2.4％、Cu：0.20～0.50％、Mn：0.15～0.35％、S：0.005～0.030％、以及Mg：0.03～0.06％，且Mn+Cu：0.45～0.75％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，上述组织为铁素体层将珠光体的基体中结晶的球状石墨包围的组织，上述组织具有一处以上的上述珠光体的一部分从上述基体侧向上述球状石墨侧延伸、将上述铁素体层截断的部位。

Description

球墨铸铁和球墨铸铁的制造方法、以及车辆底盘用部件
关联申请的相互参照
本申请要求2019年5月7日在日本提出申请的日本特愿2019-087757号的优先权，在此引入该在先申请的全部公开内容作为参照。
技术领域
本发明涉及一种球墨铸铁(spheroidal graphite cast iron)，特别涉及一种能够应用于汽车的车辆底盘部件的高强度且高延展性的球墨铸铁。
背景技术
近年来，从环境保护、节能的观点出发，在促进汽车的轻量化的过程中，要求对车辆底盘部件例如转向节(以下也称为转向节)进行轻量化。为了对车辆底盘部件进行轻量化，有效的手段是使应用材料高强度化。一直以来，作为车辆底盘部件的材料，采用了JIS标准的FCD450-10和FCD550-7级材料，但要求具有比这些材料更高的拉伸强度的材料。
作为拉伸强度高的材料，可举出现有的FCD700级材料。还研究了将现有的FCD700级材料用作车辆底盘部件的材料。然而，现有的FCD700级材料虽然拉伸强度高，但伸长率和韧性低。因此，在将现有的FCD700级材料作为转向节等车辆底盘部件的材料的情况下，由于伸长率和韧性不足，所以车辆底盘部件在车辆碰撞时存在断裂的可能性。
在此，作为伸长率、韧性高的原材料，已知具有双相混合组织的铸铁。即，通过控制铸造后的冷却温度以及进行热处理，可得到铁素体和珠光体混合的具有双相混合组织的铸铁。作为这样的具有双相混合组织的铸铁，可举出以下专利文献1公开的球墨铸铁。
专利文献1中公开了一种球墨铸铁，其特征在于，其为强度和韧性优异的球墨铸铁，(a)具有如下组成：以质量比计，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、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，(b)具有由以面积率计为2～40％的微细铁素体相和60～98％的微细珠光体相构成的二相混合基体组织，上述铁素体相的最大长度为300μm以下，(c)在上述二相混合基体组织中分散的石墨的周围形成有上述珠光体相。
研究了将如上所述的具有双相混合组织的铸铁用作车辆底盘部件的材料。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6079641号说明书。
发明内容
发明要解决的问题
然而，如上所述的双相混合组织的韧性并不充分，要求更高强度、高延展性且高韧性的材料。
因此，本发明的目的在于提供一种高强度、高延展性且高韧性的球墨铸铁，特别是拉伸强度为700MPa以上的高强度、伸长率为10％以上、常温时的吸收能量为10.0J/cm2以上的球墨铸铁。
用于解决问题的方案
发明人为了解决上述问题反复进行了深入研究。
结果得出如下见解：将包含铁素体和珠光体的组织在800℃以上且850℃以下的温度区域保持超过30分钟且240分钟以下的时间，然后进行冷却，由此能够得到具有如下组织的新型球墨铸铁，在上述组织中，珠光体错综复杂地混入包围石墨的铁素体层中。
该组织与现有技术不同，为如下组织：包围石墨的铁素体层没有被完全截断，珠光体错综复杂地混入的铁素体层连结成网(网眼)状。通过铁素体层连结成网状，在拉伸、冲击断裂的路径中大量存在柔软的铁素体，能够防止被破坏，能够兼顾高强度、高延展性和高韧性。
另外，在本说明书中，将拉伸强度为700MPa以上、且伸长率为10％以上、且在夏比吸收能量试验中的吸收能量为10.0J/cm2以上的情况称为高强度、高延展性且高韧性。
即，本发明的主要内容如下所述。
1.一种球墨铸铁，其具有如下成分组成和组织，
在上述成分组成中，以质量％计，含有：
C：3.0～4.0％、
Si：2.0～2.4％、
Cu：0.20～0.50％、
Mn：0.15～0.35％、
S：0.005～0.030％、以及
Mg：0.03～0.06％、
且Mn+Cu：0.45～0.75％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
上述组织为铁素体层将珠光体基体中结晶的球状石墨包围的组织，
上述组织具有一处以上的上述珠光体的一部分从上述基体侧向上述球状石墨侧延伸、将上述铁素体层截断的部位。
2.根据上述1所述的球墨铸铁，其中，所述球墨铸铁的拉伸强度为700MPa以上、伸长率为10％以上、以及常温时的吸收能量为10.0J/cm2以上。
3.根据上述1或2所述的球墨铸铁，其中，上述铁素体层相对于上述组织整体的面积率为20～55％。
4.一种球墨铸铁的制造方法，在上述制造方法中，实施将具有如下成分组成的铸态材料(as-cast material)在800℃以上且850℃以下的温度区域保持超过30分钟且240分钟以下的时间的均热处理，在上述均热处理后进行冷却，
在上述成分组成中，以质量％计，含有：
C：3.0～4.0％、
Si：2.0～2.4％、
Cu：0.20～0.50％、
Mn：0.15～0.35％、
S：0.005～0.030％、以及
Mg：0.03～0.06％，
且Mn+Cu：0.45～0.75％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
5.一种车辆底盘部件，其由上述1～3中任一项所述的球墨铸铁构成。
发明效果
根据本发明，能够提供一种拉伸强度为700MPa以上的高强度、伸长率为10％以上、常温的吸收能量为10.0J/cm2以上的高强度、高延展性且高韧性的球墨铸铁。
附图说明
图1为示出实施例1和2使用的铸模的模腔(cavity)形状和制造的Y形试验材料的尺寸的图。
图2为示出在实施例1的组织观察中，来自Y形试验材料的试验片的采集位置和显微镜观察的区域的图。
图3示出了实施例1的No.1～5的组织的显微镜照片。
图4示出了实施例1的No.6～9和No.1的组织的显微镜照片。
图5示出了实施例1的No.10～13的组织的显微镜照片。
图6为示出在实施例2的组织观察的硬度测定中，来自Y形试验材料的试验片的采集位置和显微镜观察的区域的图。
图7为示出在实施例2的拉伸试验和冲击试验中，试验片的采集位置的图。
图8示出了实施例2的比较例1～5和发明例1～3的组织的显微镜照片。
图9示出了实施例2的发明例4和比较例6～11的组织的显微镜照片。
具体实施方式
以下对本发明的一个实施方式的球墨铸铁进行说明。首先，对球墨铸铁的成分组成的限定理由进行叙述。另外，在本说明书中，只要没有特别说明，表示各成分元素含量的“％”意为“质量％”。此外，在本说明书中，使用“～”表示的数值范围意为包含“～”前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。
C：3.0～4.0％
C(碳)为形成石墨组织的必需元素。在C的含量小于3.0％的情况下，有时石墨变得难以结晶，例如转向节的薄壁部中析出碳化物(白口，chill)结晶，在后述热处理(以下简称作热处理)后得不到本发明的组织。当C的含量大于4.0％时，有时石墨粒径变大，变为爆发状石墨，球化率降低，热处理后的拉伸强度、伸长率和韧性降低。因此，将C的含量设定为3.0～4.0％。优选将C的含量设定为3.3％以上，更优选设定为3.4％以上。此外，优选将C的含量设定为3.8％以下，更优选设定为3.7％以下。
Si：2.0～2.4％
Si为铸态材料中促进石墨结晶的元素。在Si的含量小于2.0％的情况下，有时石墨变得难以结晶，例如转向节的薄壁部中析出白口结晶，在热处理后得不到本发明的组织。当Si的含量大于2.4％时，铁素体中的Si的固溶量变高，生成硬度高的硅铁素体，后述热处理后的韧性降低。因此，将Si的含量设定为2.0～2.4％。优选将Si的含量设定为2.1％以上，更优选设定为2.2％以上。此外，优选将Si的含量设定为2.3％以下。
另外，在铸态材料中，当Si的含量处于上述较低的范围内时，通常铁素体相对于组织整体的面积率(以下也简称作铁素体的面积率)变低。Si的含量低的组成难以实现高强度且高铁素体的面积率。本发明也是一种通过实施热处理在Si的含量低的组成的铸态材料中实现高强度和高铁素体的面积率的方法。
Cu：0.20～0.50％
Cu是使珠光体稳定化的元素，是使热处理后的拉伸强度达到期望的值所必需的元素。Cu的含量小于0.2％时，拉伸强度不足且变得难以得到本发明的组织。当Cu的含量大于0.5％时，有时热处理后珠光体相对于组织整体的面积率(以下也简称作珠光体的面积率)变高，不能得到作为目标的伸长率。因此，将Cu的含量设定为0.2～0.5％。优选将Cu的含量设定为0.25％以上，更优选设定为0.30％以上。此外，优选将Cu的含量设定为0.47％以下，更优选设定为0.4％以下。
此外，Cu还是用于在热处理后得到本发明的组织所必需的元素。在本发明中，通过在规定条件下对具有所谓牛眼状组织的球墨铸铁实施热处理，得到本发明的组织。当Cu的含量低时，在对具有牛眼状组织的球墨铸铁实施热处理后，在冷却时奥氏体中的C成分向石墨组织扩散移动进行再石墨化(次生石墨)，因此有时得不到本发明中期望的组织而会回复到牛眼状组织。但是，在本发明中，由于在上述的范围内含有Cu，因此石墨周边被Cu呈膜状地覆盖，Cu的屏障作用阻碍奥氏体中的C成分向石墨组织扩散移动。结果，冷却时组织不会回复到牛眼状组织，能够得到本发明的组织。
Mn：0.15～0.35％
Mn是使珠光体稳定化的元素。在Mn的含量小于0.15％的情况下，珠光体变少、强度降低。本发明的组织通过如上所述添加Cu来实现。即，在本发明中，由于包含Mn和同样作为珠光体稳定化元素的Cu，所以如果Mn的含量大于0.35％，则珠光体变多，伸长率和韧性降低。因此，将Mn的含量设定为0.15～0.35％。优选将Mn的含量设定为0.2％以上。此外，优选将Mn的含量设定为0.3％以下。
S：0.005～0.030％
在S的含量小于0.005％的情况下，作为球状石墨结晶时的核的硫化物变少。因此，在S的含量小于0.005％的情况下，有时球状石墨的结晶量减少，球化率降低。当S的含量大于0.030％时，石墨化受阻并且石墨的球化率降低。因此，将S的含量设定为0.005～0.030％。优选将S的含量设定为0.020％以下，更优选设定为0.010％以下。
Mg：0.03～0.06％
Mg是影响石墨的球状化的元素。当铸铁中残留的Mg的量(以下也称作残留Mg量)小于0.03％时，有石墨球化率降低、热处理后的拉伸强度、伸长率、韧性降低的风险。当残留Mg量大于0.06％时，有时析出白口结晶而得不到本发明的组织。因此，将Mg的含量设定为0.03～0.06％。优选将Mg的含量设定为0.04％以上。此外，优选将Mg的含量设定为0.05％以下。
Mn+Cu：0.45～0.75％
在上述含量的前提下，需要进一步限制Mn和Cu的含量。即，当Mn与Cu的合计含量小于0.45％时，热处理后的拉伸强度不能充分提高。另一方面，当合计含量大于0.75％时，有时热处理后的珠光体率变高，伸长率和韧性降低。优选含有以合计量计0.55％以上的Mn和Cu。
以上对本发明的基本成分进行了说明。除上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质的例子，可举出P、Cr。作为不可避免混入的成分，P为小于0.05％、Cr为0.1％以下左右。
接着，对具有本发明的球墨铸铁的组织进行说明。
本发明的球墨铸铁具有珠光体错综复杂地混入包围球状石墨的铁素体层中的组织。
更详细而言，本发明的球墨铸铁所具有的组织是如下的混合组织：通过珠光体错综复杂地混入包围球状石墨的铁素体层中，包围球状石墨的铁素体层的一处以上被微细珠光体截断。另外，在本说明书中，包围石墨的铁素体层被微细珠光体截断的含义是在球状石墨和铁素体的边界区域，珠光体到达石墨一侧。
上述专利文献1的组织是由微细珠光体相和微细铁素体相构成的二相混合基体组织，即，是铁素体颗粒和珠光体颗粒的微细混合基体组织，铁素体相被微细珠光体相微细地分散。在专利文献1的组织中，机械特性取决于面积率高的微细珠光体相，由于铁素体相被微细珠光体相微细地分散，所以不能充分发挥其机械特性。
另一方面，在本发明的组织中，在包围石墨的铁素体层中，铁素体层不是微细地分散而是被珠光体错综复杂地混入，铁素体层不是颗粒状，而是具有相互结合成一体的簇状的形态。在该特有的组织中，由于铁素体层不是微细地分散，因此不损害铁素体的机械特性。此外，铁素体层中的微细珠光体会发挥强化纤维那样的机械特性。本发明的球墨铸铁通过具有该特有的组织来兼顾铁素体和珠光体这两者的机械特性。
在本发明的球墨铸铁中，铁素体的面积率优选为20％以上，更优选为30％以上。此外，铁素体的面积率优选为55％以下，更优选为50％以下。通过将铁素体的面积率设定为20％以上，伸长率和韧性更加良好，当设定为30％以上时，伸长率和韧性特别良好。通过将铁素体的面积率设定为55％以下，拉伸强度良好，当设定为50％以下时，拉伸强度特别良好。
通常，在铁素体的面积率高的组织中，拉伸强度会降低。然而，本发明的球墨铸铁由于具有珠光体错综复杂地混入包围球状石墨的铁素体层中的特有的组织，因此即使铁素体的面积率为20～55％，也具有拉伸强度700MPa以上的高强度。
此外，在本发明的球墨铸铁中，珠光体的面积率优选为45％以上，此外优选为80％以下。通过将珠光体的面积率设定为45％以上，拉伸强度更加良好，当设定为50％以上时，拉伸强度特别良好。通过将珠光体的面积率设定为80％以下，伸长率和韧性更加良好，当设定为70％以下时，伸长率和韧性特别良好。
另外，在本说明书中，铁素体的面积率是通过对铸铁的截面中的金属组织的显微镜照片进行图像处理，利用下式算出的。
铁素体的面积率(％)＝(铁素体的面积)/(珠光体+铁素体的面积)×100
组织中的珠光体+铁素体的面积是从金属组织的显微镜照片中提取除石墨之外的组织，算出面积而得到的。此外，组织中的铁素体的面积是从金属组织的显微镜照片中提取除石墨和珠光体之外的组织，算出面积而得到的。
此外，在本说明书中，珠光体的面积率利用下式算出。
珠光体的面积率(％)＝100-铁素体的面积率
此外，本发明的球墨铸铁在整个区域中组织均匀化。具体而言，在根据本发明的制造方法制造的Y形试验材料的平行部分中，铁素体的面积率的最大值与最小值之差优选为10％以下，更优选为5％以下。
另外，本发明的球墨铸铁所具有的组织的球化率为80％以上，满足JIS G5502的规定。
具有以上成分组成和组织的球墨铸铁则具有如下机械特性。对该机械特性进行说明。
本发明的球墨铸铁的拉伸强度为700MPa以上、且伸长率为10％以上、且常温时的吸收能量为10.0J/cm2以上。即，本发明的球墨铸铁具有相当于FCD700级材料的拉伸强度、且具有相当于FCD450-10级材料和FCD550级材料的伸长率，韧性也与FCD450-10级材料和FCD550级材料相当。
另外，拉伸强度和伸长率按照JIS Z 2241测定。按照JIS Z 2241，通过车床加工，由球墨铸铁制作14A号拉伸试验片(圆形截面试验片、直径：6mm)。使用AutographAG-300kNXplus(岛津制作所株式会社制)对该拉伸试验片进行拉伸试验，按照JIS Z 2241测定拉伸强度和断裂伸长率。吸收能量通过基于JIS Z 2242的夏比冲击试验进行测定。按照JISZ 2242从球墨铸铁切出长度55mm且具有1边为10mm的正方形截面的标准试验片。对该标准试验片设置凹槽(notch)深度2mm且凹槽底半径1mm的U凹槽来制作U凹槽试验片。使用50J冲击试验机CI-50(株式会社东京衡机制)对U凹槽试验片进行夏比冲击试验，测定常温时的吸收能量。
由于具有上述优异的机械特性，所以本发明的球墨铸铁能够用作要求强韧性的转向节、下臂、上臂和悬架等底盘部件、以及气缸盖、曲轴、活塞等发动机部件的材料。
接着，对本发明的球墨铸铁的制造方法进行说明。
首先，按照常规方法制造具有上述成分组成的铸态材料。对得到的铸态材料实施在800℃以上且850℃以下的温度区域保持超过30分钟且240分钟以下的时间的均热处理。在均热处理结束后，将经均热处理的球墨铸铁冷却，由此得到本发明的组织。
即，本发明的球墨铸铁的制造方法的特征在于，使铸态材料的组织、即珠光体相和铁素体相在共析转变点温度以上形成奥氏体相，然后在均热处理中控制保持温度和保持时间形成期望的组织。
均热处理的保持温度：800℃以上且850℃以下
通过将均热处理的保持温度设定为上述温度区域，能够得到本发明的组织。即，当保持温度小于800℃时，不能进行充分的奥氏体化，热处理后的组织的铁素体的面积率变得过高、拉伸强度小于700MPa。另一方面，当保持温度大于850℃时，热处理后的组织的珠光体的面积率变得过高，伸长率和韧性不满足期望的机械特性。优选将均热处理的保持温度设定为805℃以上，更优选设定为810℃以上。此外，优选将均热处理的保持温度设定为840℃以下、更优选设定为830℃以下。
均热处理的保持时间：超过30分钟且240分钟以下
当保持时间为30分钟以下时，奥氏体化进行不充分，在后述冷却后，不能形成本发明的组织。当保持时间大于240分钟时，存在奥氏体组织变得粗大的可能性，有热处理后的伸长率、冲击值降低的风险。均热处理的保持时间优选设定为60分钟以上，更优选设定为100分钟以上。均热处理的保持时间优选设定为200分钟以下，更优选设定为180分钟以下。
均热处理后的冷却
对冷却速度没有特别的限定，优选将共析转变点前后的至少800～600℃的区间的平均冷却速度设定为20℃/min以上。
另外，在本说明书中，A～B℃的区间平均冷却速度通过下式算出。
平均冷却速度(℃/min)＝(A-B)/(Δt)
其中，Δt是指从A℃至B℃的温度变化所需要的时间(min)。
在铸态材料中，特别在制品形状复杂的情况下，存在铸态材料内部的冷却速度变得不均匀而得不到整个区域均匀的组织的风险。然而，通过将共析转变点前后的至少800～600℃的区间的平均冷却速度加速至20℃/min以上，制品的厚壁部与薄壁部之间冷却速度差变小，因此能够使热处理后的铁素体和珠光体的结晶量恒定化，实现制品内的组织的均匀化。均热处理后的冷却中的共析转变点前后的至少800～600℃的区间的平均冷却速度更优选设定为22℃/min以上。此外，均热处理后的冷却中的共析转变点前后的至少800～600℃的区间的平均冷却速度优选设定为30℃/min以下。此外，更优选将均热处理结束温度～600℃的区间的平均冷却速度设定为20℃/min以上，进一步优选设定为22℃/min以上。此外，更优选将均热处理结束温度～600℃的区间的平均冷却速度设定为30℃/min以下。
近年来，作为车辆底盘部件之一的轻量化转向节被设计成复杂的形状。轻量化转向节比现有的转向节薄壁化，螺栓紧固部为了保持强度而没有薄壁化，因此制品内部的壁厚变动变大。然而，根据本发明，通过将共析转变点前后的800～600℃的区间的平均冷却速度加速至20℃/min以上，能够实现制品内的组织的均匀化，能够制造在整个区域满足期望的要求特性的轻量化转向节。
此外，均热处理后的冷却方法没有特别限定，可举出例如进行气冷的方法。通过利用气冷来进行冷却，由此能够得到20℃/min以上的平均冷却速度。此外，通过利用气冷来进行冷却，由此不需要用于控制冷却速度的设备等特別的设备，因此容易应用于量产化。
另外，对制造铸态材料的方法没有特别的限定，优选在铸造时添加孕育剂。作为孕育剂，优选使用包含选自Ca、Ba、Al、S和RE中的至少2种以上的Fe-Si合金(硅铁)。对孕育方法没有特别的限定，根据制品形状和制品的壁厚等，能够选择浇包孕育、浇注流孕育和型内孕育等。
实施例1
准备Fe-Si系熔液的原料。使用高频电炉熔化原料，得到Fe-Si系熔液。在该熔液中添加球化材料(Fe-Si-Mg)，实施球化处理。接着，将包含Ba、S和RE的Fe-Si合金(Si：70～75％)作为孕育剂，按照相对于熔液整体为约0.2％的方式添加，制成表1所示组成。表1的组成1～2为本发明的组成范围的熔液，组成3～5为本发明的组成范围外的熔液。
[表1]
表1:成分组成
Figure BDA0003331175730000111
通过beta-set法制造具有图1所示模腔形状的铸模。图1(a)示出模腔的侧面形状的尺寸，图1(b)示出模腔的正面形状的尺寸。如图1(a)所示，模腔具有Y形的侧面形状：在注液侧的上边部的厚度为45mm，从该上边部向下方厚度逐渐减少至10mm，以下的部分时是厚度恒定(10mm)的平行部分100。另外，模腔形状的厚度是预设车辆底盘部件和发动机部件的薄壁部来决定的。将熔液浇注到铸模中。将熔液在铸模内冷却至常温，然后从铸模内取出Y形状的铸态物(铸件)。
对得到的铸态物实施均热处理。均热处理使用共荣电炉制作所制造的横门式电炉。铸态物不进行切断等而直接设置在电炉内来实施均热处理。均热处理的保持温度选自750～900℃的范围。均热处理的处理时间选自30～240分钟的范围。各实施例和比较例的保持温度和处理时间示于表2。
[表2]
表2:组成和热处理条件的研究
Figure BDA0003331175730000121
对均热处理结束后的铸态物进行冷却，得到Y形试验材料。该铸态物的冷却是通过停止电炉的加热并将炉门完全打开进行冷却(气冷)来进行的。在冷却的同时，测定铸态物的平均冷却速度。在铸态物的Y形状的平行部分100的底面的中央部(底面的宽度方向和厚度方向的中心部)开15mm深度的孔，将热电偶插入孔中。使用GRAPHTEC制造的数据记录器GL200采集热电偶测定的温度，算出共析转变点前后的800～600℃的区间的平均冷却速度。冷却至常温，然后回收Y形试验材料。
如下所述观察得到的Y形试验材料的组织。对平行部分的中央部(位于平行部分100的高度方向、宽度方向和厚度方向的中心的区域)进行组织观察。首先，如图2的虚线所示，从Y形试验材料的平行部分100，在距离图2(b)的右侧面90mm的位置，与侧面平行地切出一个截面，采集宽度15mm、厚度10mm的试验片。对试验片的这一截面进行镜面加工。用光学显微镜以倍率100倍观察经镜面加工的截面上的观察面A(位于经镜面加工的截面上的高度方向和宽度方向的中心的区域)，并拍摄显微镜照片。得到的显微镜照片示于图3～5。
图3示出表2的No.1～5的组织的显微镜照片。如表2所示，No.1～5是对使用组成1的熔液铸造的铸态物在750～900℃的范围内的保持温度、恒定的保持时间的条件下实施均热处理的实验例。通过比较No.1～5，验证了均热处理的保持温度对组织造成的影响。如图3所示，可知在800℃～850℃的保持温度能够得到本发明的组织。在保持温度设定为750℃或900℃的比较例中，未变成本发明的组织，与No.1的铸态材料同样地为牛眼状组织。
图4示出实施例1的No.6～9和No.1的组织的显微镜照片。如表2所示，No.6～9是对使用组成1的熔液铸造的铸态物在30～240分钟的保持时间的条件下实施均热处理的实验例。从800～850℃中适当选定保持温度以使基体组织不成为全铁素体。通过比较No.6～9，验证了均热处理的保持时间对组织造成的影响。另外，为了比较，将No.1的组织作为未进行均热处理的比较例示于图4。如图4所示可知，只要将均热处理的保持时间设定为超过30分钟且240分钟以下，就能够得到本发明的组织。在保持时间为30分钟时，石墨周边大部分铁素体残留，微细珠光体相没有截断环状铁素体层，未变为本发明的组织。
图5示出实施例1的No.10～13的组织的显微镜照片。如表2所示，No.10～13是对使用组成3的熔液铸造的铸态物在830℃～900℃的保持温度、恒定的保持时间的条件下实施均热处理的实验例。在组成3中，未添加Cu，取而代之增加Mn的含量，使Mn+Cu在本发明的限定范围内。如表1所示，组成3中含有的0.07％的Cu是不可避免地从原材料中混入的。如图5所示，在使用组成3的情况下，任一保持温度时均未得到本发明的组织，而变为与铸态材料同样的牛眼状组织。
根据以上可知，本发明的组织可通过在保持温度为800℃以上且850℃以下、保持时间为超过30分钟且240分钟以下的热处理条件进行保持后、进行冷却而得到，但必须是添加了Cu的成分组成。
实施例2
熔液的组成和铸态物的热处理条件如表3所示进行变更，除此以外，与实施例1同样地制造铸铁。
对于得到的铸铁，如后所述地进行组织观察，测定硬度、拉伸强度、伸长率和常温时的夏比吸收能量。
首先，对组织观察和硬度的测定进行说明。为了对Y形试验材料中的组织的均匀性也进行评价，组织观察和硬度的测定在平行部分100的上侧(位于距离平行部分100的底部45mm高度、且平行部分100的宽度方向和厚度方向的中心的区域)和底侧(位于距离平行部分100的底部5mm高度、且平行部分100的宽度方向和厚度方向的中心的区域)这两处进行。
如图6(b)的虚线所示，从Y形试验材料的平行部分100，在距离图6(b)的右侧面90mm的位置，与侧面平行地切出一个截面，采集宽度15mm、厚度10mm的试验片。对试验片的这一截面进行镜面加工。用光学显微镜以倍率100倍观察经镜面加工的截面上的观察面B(在经镜面加工的截面上，位于距离底部高度45mm、且宽度方向的中心的区域)和观察面C(在经镜面加工的截面上，位于距离底部高度5mm、且宽度方向的中心的区域)，并拍摄显微镜照片。
试验片的组织观察和显微镜照片的拍摄与实施例1同样地进行。组织照片示于图8和9。
进而，使用图像解析装置QuickGrainPro(Innotech Corporation制)测定组织中的铁素体的面积率、石墨粒数和石墨粒径。测定按照JIS G 5502进行。将平均粒径10μm以上的石墨作为球状石墨并作为石墨粒数和石墨粒径的测定对象。此外，按照JIS G 5502算出球化率。关于球化率和铁素体的面积率，求出Y形试验材料的平行部分100的上侧和底侧这两枚试验片间的测定值的差值(差)，示于表3。
试验片的硬度是通过利用洛氏硬度试验机AR-10(MitutoyoCorporation制)测定上述试验片的一个截面的观察面B和观察面C的硬度而求出的。测定按照生产商的操作说明书进行。
接着，对拉伸强度和夏比吸收能量的测定进行说明。图7示出了试验片的采集位置。为了对Y形试验材料中的组织的均匀性也进行评价，试验片从Y形试验材料的平行部分100的上侧(距离平行部分100的底部30mm～45mm的高度)和底侧(距离平行部分100的底部5mm～20mm的高度)这2处各采集1个。
拉伸试验按照JIS Z 2241进行。首先，从如图7所示2处的采集位置，即上侧(在平行部分100，距离底部30mm～45mm的高度、且在厚度方向上距离图7(b)的左侧面5mm～90mm的部位)和底侧(距离平行部分100的底部5mm～20mm的高度、且在厚度方向上距离图7(b)的左侧面5mm～90mm的部位)按照JIS Z 2241，利用车床加工制作14A号拉伸试验片(圆形截面试验片、直径：6mm)。使用AutographAG-300kNXplus(岛津制作所株式会社制)对两枚拉伸试验片进行到拉伸试验，测定0.2％耐力、拉伸强度和断裂伸长率。关于拉伸强度和断裂伸长率，测定结果示于表3。此外，关于拉伸强度和断裂伸长率，求出从Y形试验材料的平行部分100的上侧采集的试验片和从底侧采集的试验片的测定值的差值(差)，示于表3。
夏比冲击试验按照JIS Z 2242进行。首先，按照JIS Z 2242，从Y形试验材料中，在图7所示的两处采集位置，即上侧(距离平行部分100的底部30mm～45mm的高度、且在厚度方向上距离图7(b)的右侧面5mm～90mm的部位)和底侧(距离平行部分100的底部5mm～20mm的高度、且在厚度方向上距离图7(b)的右侧面5mm～90mm的部位)，以Y形试验材料的厚度方向作为长边方向，切出长度55mm且具有1边为10mm的正方形截面的标准试验片。对该标准试验片设置凹槽深度2mm和凹槽底半径1mm的U凹槽来制作U凹槽试验片。使用50J冲击试验机CI-50(株式会社东京衡机制)对U凹槽试验片进行夏比冲击试验，测定常温时的吸收能量。测定结果示于表3。关于吸收能量，求出从Y形试验材料的平行部分100的上侧采集的试验片和从底侧采集的试验片的测定值的差值(差)，示于表3。
[表3]
表3：机械特性的研究
Figure BDA0003331175730000161
另外，表3中虽未示出，试验片的洛氏硬度在发明例和比较例中没有大的差异，处于HRB88.3～100.5的范围内。组织中的石墨粒数在发明例和比较例中没有大的差异，处于130.6～299.4个/mm2的范围内。组织中的石墨粒径在发明例和比较例中没有大的差异，处于20.4～32.5μm的范围内。试验片的0.2％耐力在发明例和比较例中没有大的差异，处于353.5～468.1MPa的范围内。
对于比较例1～5的铸态材料，其不是在Y形试验材料的整个区域满足拉伸强度为700MPa以上的高强度、且伸长率为10％以上、且常温的吸收能量为10.0J/cm2以上这样的机械特性的材料。从比较例1～5中可知，虽然部分拉伸强度、伸长率、和韧性满足本申请所期望的机械特性，但在Y形试验材料的上侧和底侧，铁素体的面积率存在20点左右的差，不能得到均匀的组织。
发明例1～4满足所期望的机械特性。此外可知，铁素体的面积率为20～55％，铁素体的面积率的差值在各发明例中也被抑制为小于10点，得到了均匀的组织。另外，在发明例1～4中，在降低均热处理的保持温度、延长保持时间的情况下，可知存在Y形试验材料中的铁素体的面积率的差值变小的倾向。
比较例6和7是该热处理条件的保持时间缩短至短时间侧的例子。比较例6的伸长率不满足所期望的机械特性。根据组织照片可知，本发明的组织不充分，变为接近牛眼状组织的组织。铁素体的面积率也低至小于20％。此外，比较例7中的均热处理的保持时间短，因此奥氏体化进行不充分，热处理后的铁素体的面积率大于55％、拉伸强度小于700MPa。
比较例8是该热处理条件的保持温度超过上限温度的例子。拉伸强度为700MPa左右，但伸长率和韧性不满足所期望的机械特性。观察组织照片可知未得到本发明的组织，变为牛眼状组织。
比较例9是Cu和Mn的含量在本发明的组成范围之外的例子。拉伸强度大于700MPa，但伸长率和韧性不满足所期望的机械特性。观察组织照片可知未得到本发明的组织，变为牛眼状组织。
比较例10是Si的含量在本发明的组成范围之外的例子。拉伸强度为700MPa左右且铁素体的面积率为20％以上，根据组织照片可知也变为与本发明的组织相同的形态，但韧性不满足所期望的机械特性。在比较例10中，认为由于是Si的含量高的成分组成，因此生成韧性低的硅铁素体，韧性降低。
与比较例10相比，比较例11是Si的含量更加偏离本发明的组成范围的例子。拉伸强度为700MPa左右且铁素体的面积率也为20％以上，根据组织照片可知，虽然得到了本发明的组织，但韧性比比较例10更低。
由以上可知，根据本发明，可得到在Y形试验材料的整个区域为高强度、高延展性、且高韧性的球墨铸铁。
附图标记说明
A、B、C：观察面
100：平行部分

Claims (5)

1.一种球墨铸铁，其具有如下成分组成和组织，
在所述成分组成中，以质量％计，含有：
C：3.0～4.0％、
Si：2.0～2.4％、
Cu：0.20～0.50％、
Mn：0.15～0.35％、
S：0.005～0.030％、以及
Mg：0.03～0.06％，
且Mn+Cu：0.45～0.75％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述组织为铁素体层将珠光体的基体中结晶的球状石墨包围的组织，
所述组织具有一处以上的所述珠光体的一部分从所述基体侧向所述球状石墨侧延伸、将所述铁素体层截断的部位。
2.根据权利要求1所述的球墨铸铁，其中，所述球墨铸铁的拉伸强度为700MPa以上、伸长率为10％以上、以及常温时的吸收能量为10.0J/cm2以上。
3.根据权利要求1或2所述的球墨铸铁，其中，所述铁素体层相对于所述组织整体的面积率为20～55％。
4.一种球墨铸铁的制造方法，在所述制造方法中，实施将铸态材料在800℃以上且850℃以下的温度区域保持超过30分钟且240分钟以下的时间的均热处理，
在所述均热处理后进行冷却，
所述铸态材料具有如下成分组成：
以质量％计，含有：
C：3.0～4.0％、
Si：2.0～2.4％、
Cu：0.20～0.50％、
Mn：0.15～0.35％、
S：0.005～0.030％、以及
Mg：0.03～0.06％，
且Mn+Cu：0.45～0.75％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
5.一种车辆底盘部件，其由权利要求1～3中任一项所述的球墨铸铁构成。
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