JP2001003134A - 亜共晶球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents
亜共晶球状黒鉛鋳鉄Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱処理を必要とせず、鋳放しのままで高強
度、高剛性および高靭性を付与することができ、しかも
鋳造温度の上昇を最小限に抑えて一般的な鋳型や溶解設
備を使用することができる亜共晶球状黒鉛鋳鉄を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：１．５〜３．０％、Ｓ
ｉ：１．０〜５．５％、ＲＥＭ：０．００８〜０．２５
％、ＢＮ：０．００５〜０．０１５％（Ｂ当量）を含有
し、残部が実質的にＦｅからなる亜共晶球状黒鉛鋳鉄で
ある。黒鉛と同じ六方晶系グラファイト型結晶構造のＢ
Ｎを含有することにより、共晶反応時にＢＮを核として
黒鉛が生成し、微細な球状黒鉛が分散した組織となる。
度、高剛性および高靭性を付与することができ、しかも
鋳造温度の上昇を最小限に抑えて一般的な鋳型や溶解設
備を使用することができる亜共晶球状黒鉛鋳鉄を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：１．５〜３．０％、Ｓ
ｉ：１．０〜５．５％、ＲＥＭ：０．００８〜０．２５
％、ＢＮ：０．００５〜０．０１５％（Ｂ当量）を含有
し、残部が実質的にＦｅからなる亜共晶球状黒鉛鋳鉄で
ある。黒鉛と同じ六方晶系グラファイト型結晶構造のＢ
Ｎを含有することにより、共晶反応時にＢＮを核として
黒鉛が生成し、微細な球状黒鉛が分散した組織となる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳放しのままでも
強度、靭性および剛性等の機械的性質に優れた亜共晶球
状黒鉛鋳鉄に関する。
強度、靭性および剛性等の機械的性質に優れた亜共晶球
状黒鉛鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、例えば自動車部品に用いられる鋳
鉄では、軽量化のニーズから材料の高強度化が求めら
れ、また、振動および騒音への対応から材料の高剛性化
が求められている。このため、従来より鋳鉄に対する種
々の改良がなされてきている。たとえば、特開昭６２−
１１２７５３号公報では、球状黒鉛鋳鋼にオーステンパ
処理を施すことで機械的性質と被削性を改善する技術が
開示され、特開平１−１０８３４２号公報および特開平
１−１５２２４０号公報では、オーステンパ処理により
金属組織中にベイナイトと残留オーステナイトを生成し
た球状黒鉛鋳鋼が開示されている。これらは、炭素含有
量を通常の鋳鉄よりも低くして過共析組成とすることに
より高剛性化を図り、オーステンパ処理により高強度化
を図ったものである。
鉄では、軽量化のニーズから材料の高強度化が求めら
れ、また、振動および騒音への対応から材料の高剛性化
が求められている。このため、従来より鋳鉄に対する種
々の改良がなされてきている。たとえば、特開昭６２−
１１２７５３号公報では、球状黒鉛鋳鋼にオーステンパ
処理を施すことで機械的性質と被削性を改善する技術が
開示され、特開平１−１０８３４２号公報および特開平
１−１５２２４０号公報では、オーステンパ処理により
金属組織中にベイナイトと残留オーステナイトを生成し
た球状黒鉛鋳鋼が開示されている。これらは、炭素含有
量を通常の鋳鉄よりも低くして過共析組成とすることに
より高剛性化を図り、オーステンパ処理により高強度化
を図ったものである。
【０００３】しかしながら、上記した従来技術では、オ
ーステンパ処理という熱処理を必要とするため製造コス
トが割高になるばかりでなく、いずれも炭素含有量が少
ない過共析球状黒鉛鋳鋼であるため鋳造温度が高く、こ
のため、鋳型や溶解設備に高耐熱性のものが必要とな
り、コストがさらに増大するという問題がある。また。
金属組織中に残留オーステナイトを生成した球状黒鉛鋳
鋼では、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト
となり、これによる被削性の低下も問題となっている。
このため、鋳放し状態でも被削性および機械的性質が向
上した球状黒鉛鋳鉄や球状黒鉛鋳鋼が強く要望されてい
た。
ーステンパ処理という熱処理を必要とするため製造コス
トが割高になるばかりでなく、いずれも炭素含有量が少
ない過共析球状黒鉛鋳鋼であるため鋳造温度が高く、こ
のため、鋳型や溶解設備に高耐熱性のものが必要とな
り、コストがさらに増大するという問題がある。また。
金属組織中に残留オーステナイトを生成した球状黒鉛鋳
鋼では、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト
となり、これによる被削性の低下も問題となっている。
このため、鋳放し状態でも被削性および機械的性質が向
上した球状黒鉛鋳鉄や球状黒鉛鋳鋼が強く要望されてい
た。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】鋳放しの球状黒鉛鋳鉄
として、特開平７−１４５４４４号公報には、鋳鉄をＮ
ｉ、Ｍｏ、Ｃｕ等の元素で合金化することで、鋳放しの
ままで高い剛性（ヤング率：１６９〜１７１Ｎ／ｍ
ｍ２）を有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。しかし
ながら、この提案に係る球状黒鉛鋳鉄は炭素含有量の多
いほぼ共晶組成のものであるため、黒鉛の量が多く高剛
性化には限界があった。
として、特開平７−１４５４４４号公報には、鋳鉄をＮ
ｉ、Ｍｏ、Ｃｕ等の元素で合金化することで、鋳放しの
ままで高い剛性（ヤング率：１６９〜１７１Ｎ／ｍ
ｍ２）を有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。しかし
ながら、この提案に係る球状黒鉛鋳鉄は炭素含有量の多
いほぼ共晶組成のものであるため、黒鉛の量が多く高剛
性化には限界があった。
【０００５】また、特開平５−３３９６７５号公報で
は、炭素含有量を通常の鋳鉄よりも少なくして過共析組
成とすることで高剛性化を実現し、かつ、ＲＥＭを主成
分とする球状化処理剤を用いることで、鋳放しでも球状
黒鉛組織を得て高強度および高靭性を付与したフェライ
ト球状黒鉛鋳鋼が開示されている。ところが、これは過
共析組成の球状黒鉛鋳鋼であるため、炭素含有量が少な
く鋳造温度が高温となり、鋳型や熔解設備に高耐熱性の
ものが必要となり、コストが増大するという問題を包含
している。
は、炭素含有量を通常の鋳鉄よりも少なくして過共析組
成とすることで高剛性化を実現し、かつ、ＲＥＭを主成
分とする球状化処理剤を用いることで、鋳放しでも球状
黒鉛組織を得て高強度および高靭性を付与したフェライ
ト球状黒鉛鋳鋼が開示されている。ところが、これは過
共析組成の球状黒鉛鋳鋼であるため、炭素含有量が少な
く鋳造温度が高温となり、鋳型や熔解設備に高耐熱性の
ものが必要となり、コストが増大するという問題を包含
している。
【０００６】このように、過共析球状黒鉛鋳鋼（特開平
５−３３９６７５号）と共晶組成の球状黒鉛鋳鉄（特開
平７−１４５４４４号）では、いずれも炭素含有量に起
因する上記のような問題があり、このため、それらの中
間の炭素含有量を有する亜共晶球状黒鉛鋳鉄に対する期
待が高まって来ている。ところが、亜共晶球状黒鉛鋳鉄
では、鋳放し状態での黒鉛の球状化は困難であるという
のが従来からの見解である。
５−３３９６７５号）と共晶組成の球状黒鉛鋳鉄（特開
平７−１４５４４４号）では、いずれも炭素含有量に起
因する上記のような問題があり、このため、それらの中
間の炭素含有量を有する亜共晶球状黒鉛鋳鉄に対する期
待が高まって来ている。ところが、亜共晶球状黒鉛鋳鉄
では、鋳放し状態での黒鉛の球状化は困難であるという
のが従来からの見解である。
【０００７】すなわち、従来より鋳鉄の球状黒鉛化には
主としてＭｇが用いられていたが、黒鉛の球状化に伴っ
て炭化物が生成し易くなるため、亜共晶組成でＭｇを用
いると、黒鉛化が抑制されて炭化物が大量に生成し、鋳
放しでは実用的な靭性が確保できなかった。これは、亜
共晶組成では、初晶オーステナイトの成長によって鋳造
の冷却時における共晶反応直前に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｔｅ、
Ｃｓ、Ａｓといった黒鉛化を阻害する不純物の溶湯中で
の濃縮が行われ、このため、Ｍｇが共晶反応時の黒鉛生
成にあまり寄与せず、炭化物の生成が助長されるためと
考えられる。
主としてＭｇが用いられていたが、黒鉛の球状化に伴っ
て炭化物が生成し易くなるため、亜共晶組成でＭｇを用
いると、黒鉛化が抑制されて炭化物が大量に生成し、鋳
放しでは実用的な靭性が確保できなかった。これは、亜
共晶組成では、初晶オーステナイトの成長によって鋳造
の冷却時における共晶反応直前に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｔｅ、
Ｃｓ、Ａｓといった黒鉛化を阻害する不純物の溶湯中で
の濃縮が行われ、このため、Ｍｇが共晶反応時の黒鉛生
成にあまり寄与せず、炭化物の生成が助長されるためと
考えられる。
【０００８】また、前述の特開平５−３３９６７５号公
報や特開昭６３−１０３０４９に開示されたＲＥＭを主
成分とする球状化処理材を適用することも考えられる。
ところが、そのような球状化処理剤を亜共晶組成で用い
ると、黒鉛が粗大化するとともに炭化物が生成し、実用
的な靭性が確保できない。その理由は、過共析組成では
炭化物や黒鉛の晶出反応である共晶反応が起こらないの
に対し、亜共晶組成では共晶反応が起こり、さらに上記
した不純物の濃縮によって炭化物生成傾向が助長される
ためと考えられる。
報や特開昭６３−１０３０４９に開示されたＲＥＭを主
成分とする球状化処理材を適用することも考えられる。
ところが、そのような球状化処理剤を亜共晶組成で用い
ると、黒鉛が粗大化するとともに炭化物が生成し、実用
的な靭性が確保できない。その理由は、過共析組成では
炭化物や黒鉛の晶出反応である共晶反応が起こらないの
に対し、亜共晶組成では共晶反応が起こり、さらに上記
した不純物の濃縮によって炭化物生成傾向が助長される
ためと考えられる。
【０００９】このように、亜共晶組成において鋳放しで
球状黒鉛組織とすることは実現されていないのが現状で
ある。よって、本発明はそのような事情に鑑みてなされ
たもので、熱処理を必要とせず、鋳放しのままで高強
度、高剛性および高靭性を付与することができ、しかも
鋳造温度の上昇を最小限に抑えて一般的な鋳型や溶解設
備を使用することができる亜共晶球状黒鉛鋳鉄を提供す
ることを目的としている。
球状黒鉛組織とすることは実現されていないのが現状で
ある。よって、本発明はそのような事情に鑑みてなされ
たもので、熱処理を必要とせず、鋳放しのままで高強
度、高剛性および高靭性を付与することができ、しかも
鋳造温度の上昇を最小限に抑えて一般的な鋳型や溶解設
備を使用することができる亜共晶球状黒鉛鋳鉄を提供す
ることを目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】球状黒鉛鋳鉄において凝
固時に黒鉛が球状化するメカニズムについては種々の学
説が存在するが、ＲＥＭ等の添加元素に起因して溶銑中
に気泡核が生じ、凝固反応時に気泡核に黒鉛が生成する
という説がある。本発明者等は、従来の気泡核による球
状化に加えて固体核による球状化ができないか検討を重
ねた。そして、ＲＥＭとともに少量のＢＮを添加するこ
とに思い至り種々の実験を重ねた結果、ＢＮが固体核と
なって亜共晶領域での凝固反応時の黒鉛生成反応を促進
するとともに炭化物の生成を抑制し、これによって黒鉛
の微細な球状化を達成するとともに基地をフェライト化
することを見出した。
固時に黒鉛が球状化するメカニズムについては種々の学
説が存在するが、ＲＥＭ等の添加元素に起因して溶銑中
に気泡核が生じ、凝固反応時に気泡核に黒鉛が生成する
という説がある。本発明者等は、従来の気泡核による球
状化に加えて固体核による球状化ができないか検討を重
ねた。そして、ＲＥＭとともに少量のＢＮを添加するこ
とに思い至り種々の実験を重ねた結果、ＢＮが固体核と
なって亜共晶領域での凝固反応時の黒鉛生成反応を促進
するとともに炭化物の生成を抑制し、これによって黒鉛
の微細な球状化を達成するとともに基地をフェライト化
することを見出した。
【００１１】本発明の球状黒鉛鋳鉄は、上記知見に基づ
いてなされたもので、重量％で、Ｃ：１．５〜３．０
％、Ｓｉ：１．０〜５．５％、ＲＥＭ：０．００８〜
０．２５％、ＢＮ：０．００５〜０．０１５％（Ｂ当
量）を含有し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴
としている。
いてなされたもので、重量％で、Ｃ：１．５〜３．０
％、Ｓｉ：１．０〜５．５％、ＲＥＭ：０．００８〜
０．２５％、ＢＮ：０．００５〜０．０１５％（Ｂ当
量）を含有し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴
としている。
【００１２】本発明で用いるＢＮは、黒鉛と同じ六方晶
系グラファイト型結晶構造で類似の電子特性を有し、し
かも融点が約３０００℃で出湯温度（１６００℃程度）
の溶銑中でも安定である。このため、共晶反応時にＢＮ
を核として黒鉛が生成し、従来はセメンタイトとパーラ
イトであった最終凝固組織の基地が、延性鉄であるフェ
ライトとなり、その基地中に微細な球状黒鉛が分散した
金属組織を呈する。そして、基地がフェライトとなるこ
とにより材料の伸びと靭性が向上するとともに、粗大な
黒鉛による弊害が無いために機械的性質、特に剛性が向
上する。このように、本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄で
は、鋳放しでも微細な球状黒鉛を分散させて機械的性質
を向上させることができる。なお、本発明では、オース
テンパ処理等の熱処理を施すこともできる。
系グラファイト型結晶構造で類似の電子特性を有し、し
かも融点が約３０００℃で出湯温度（１６００℃程度）
の溶銑中でも安定である。このため、共晶反応時にＢＮ
を核として黒鉛が生成し、従来はセメンタイトとパーラ
イトであった最終凝固組織の基地が、延性鉄であるフェ
ライトとなり、その基地中に微細な球状黒鉛が分散した
金属組織を呈する。そして、基地がフェライトとなるこ
とにより材料の伸びと靭性が向上するとともに、粗大な
黒鉛による弊害が無いために機械的性質、特に剛性が向
上する。このように、本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄で
は、鋳放しでも微細な球状黒鉛を分散させて機械的性質
を向上させることができる。なお、本発明では、オース
テンパ処理等の熱処理を施すこともできる。
【００１３】ここで、球状黒鉛の生成および微細化をさ
らに促進するために、重量％で、Ｂｉ：０．０００５〜
０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｃａ：
０．００２〜０．０４％の１種または２種以上をさらに
含有することが望ましい。また、このような元素を含有
することにより、冷却速度の影響を緩和し、複雑な形状
や冷却速度の遅い大型の部材を鋳造する場合であって
も、安定して微細な球状黒鉛組織を得ることができる。
以下、本発明の数値限定の根拠を説明する。なお、以下
の説明において「％」は重量％を意味する。
らに促進するために、重量％で、Ｂｉ：０．０００５〜
０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｃａ：
０．００２〜０．０４％の１種または２種以上をさらに
含有することが望ましい。また、このような元素を含有
することにより、冷却速度の影響を緩和し、複雑な形状
や冷却速度の遅い大型の部材を鋳造する場合であって
も、安定して微細な球状黒鉛組織を得ることができる。
以下、本発明の数値限定の根拠を説明する。なお、以下
の説明において「％」は重量％を意味する。
【００１４】Ｃ：１．５〜３．０％ Ｃは黒鉛生成に不可欠な元素であり、Ｃが球状黒鉛とし
て基地中に分散することで延性の向上に寄与する。ま
た、Ｃは凝固開始温度を決定する元素であり、亜共晶域
ではＣの含有量の増加に従って凝固開始温度が低下す
る。さらに、Ｃ量が増加すると黒鉛量も増加し、それに
伴って剛性（ヤング率）が低下する。Ｃの含有量が１．
５％未満であると、凝固開始温度が高いために鋳型や溶
解設備に高耐熱性のものが必要となる。一方、Ｃの含有
量が３．０％を超えると、必要なヤング率が得られな
い。よって、Ｃの含有量は１．５〜３．０％とした。
て基地中に分散することで延性の向上に寄与する。ま
た、Ｃは凝固開始温度を決定する元素であり、亜共晶域
ではＣの含有量の増加に従って凝固開始温度が低下す
る。さらに、Ｃ量が増加すると黒鉛量も増加し、それに
伴って剛性（ヤング率）が低下する。Ｃの含有量が１．
５％未満であると、凝固開始温度が高いために鋳型や溶
解設備に高耐熱性のものが必要となる。一方、Ｃの含有
量が３．０％を超えると、必要なヤング率が得られな
い。よって、Ｃの含有量は１．５〜３．０％とした。
【００１５】Ｓｉ：１．０〜５．５％ Ｓｉは黒鉛の生成を促進する効果があり、１．０％未満
ではその効果がなく、良好な被削性が得られない。一
方、Ｓｉの含有量が５．５％を超えると、シリコフェラ
イトの生成が増加して材料の硬度が増大し、延性および
靭性が低下する。よって、Ｓｉの含有量は１．０〜５．
５％とした。
ではその効果がなく、良好な被削性が得られない。一
方、Ｓｉの含有量が５．５％を超えると、シリコフェラ
イトの生成が増加して材料の硬度が増大し、延性および
靭性が低下する。よって、Ｓｉの含有量は１．０〜５．
５％とした。
【００１６】ＲＥＭ：０．００８〜０．２５％ ＲＥＭは黒鉛の生成を促進する元素であり、０．００８
％未満ではその効果は得られない。一方、ＲＥＭの含有
量が０．２５％を超えても黒鉛生成の効果が得られなく
なるばかりでなく、逆に黒鉛の生成を阻害するようにな
る。よって、ＲＥＭの含有量は０．００８〜０．２５％
とした。なお、ＲＥＭは原子番号５７のＬａから原子番
号７１のＬｕまでの希土類元素であり、それらの１種ま
たは２種以上を用いることができる。
％未満ではその効果は得られない。一方、ＲＥＭの含有
量が０．２５％を超えても黒鉛生成の効果が得られなく
なるばかりでなく、逆に黒鉛の生成を阻害するようにな
る。よって、ＲＥＭの含有量は０．００８〜０．２５％
とした。なお、ＲＥＭは原子番号５７のＬａから原子番
号７１のＬｕまでの希土類元素であり、それらの１種ま
たは２種以上を用いることができる。
【００１７】ＢＮ：０．００５〜０．０１５％（Ｂ当
量） ＢＮは、それが核となって微細な球状黒鉛の生成を促進
し、炭化物の生成を抑制する。ＢＮの含有量は、Ｂの含
有量（当量）で０．００５％未満ではそのような効果が
得られない。一方、ＢＮの含有量が０．０１５％（Ｂ当
量）を超えて含有させてもさらなる黒鉛化の効果は期待
できない。よって、ＢＮの含有量はＢ当量で０．００５
〜０．０１５％とした。なお、Ｂを溶銑中に添加するこ
とでＢを溶銑中のＮと結合させてＢＮとして含有させる
ことができる。
量） ＢＮは、それが核となって微細な球状黒鉛の生成を促進
し、炭化物の生成を抑制する。ＢＮの含有量は、Ｂの含
有量（当量）で０．００５％未満ではそのような効果が
得られない。一方、ＢＮの含有量が０．０１５％（Ｂ当
量）を超えて含有させてもさらなる黒鉛化の効果は期待
できない。よって、ＢＮの含有量はＢ当量で０．００５
〜０．０１５％とした。なお、Ｂを溶銑中に添加するこ
とでＢを溶銑中のＮと結合させてＢＮとして含有させる
ことができる。
【００１８】以下の元素は、球状黒鉛の生成と微細化を
さらに促進するために１種または２種以上が任意に添加
される。 Ｂｉ：０．０００５〜０．０２％ Ｂｉは黒鉛の微細な分散を促進する元素であり、その含
有量が０．０００５％未満ではそのような効果は期待で
きない。一方、Ｂｉの含有量が０．０２％を超えると、
黒鉛の球状化を阻害して黒鉛形状が非球状となり、材料
の強度および靭性が劣化する。よって、Ｂｉの含有量は
０．０００５〜０．０２％であることが望ましい。
さらに促進するために１種または２種以上が任意に添加
される。 Ｂｉ：０．０００５〜０．０２％ Ｂｉは黒鉛の微細な分散を促進する元素であり、その含
有量が０．０００５％未満ではそのような効果は期待で
きない。一方、Ｂｉの含有量が０．０２％を超えると、
黒鉛の球状化を阻害して黒鉛形状が非球状となり、材料
の強度および靭性が劣化する。よって、Ｂｉの含有量は
０．０００５〜０．０２％であることが望ましい。
【００１９】Ａｌ：０．００５〜０．０８％ Ａｌは脱酸剤として添加される元素であり、その含有量
が０．００５％未満では脱酸が不充分となり、その結
果、凝固時の冷却速度によってはＲＥＭによる黒鉛化が
阻害される。一方、Ａｌの含有量が０．０８％を超える
と、黒鉛の球状化を阻害して黒鉛形状が非球状となり、
鋳鉄の強度および靭性が劣化する。よって、Ａｌの含有
量は０．００５〜０．０８％であることが望ましい。
が０．００５％未満では脱酸が不充分となり、その結
果、凝固時の冷却速度によってはＲＥＭによる黒鉛化が
阻害される。一方、Ａｌの含有量が０．０８％を超える
と、黒鉛の球状化を阻害して黒鉛形状が非球状となり、
鋳鉄の強度および靭性が劣化する。よって、Ａｌの含有
量は０．００５〜０．０８％であることが望ましい。
【００２０】Ｃａ：０．００２〜０．０４％ Ｃａは黒鉛の生成と微細化を促進する元素であり、０．
００２％未満ではそのような効果が期待できない。ま
た、Ｃａの含有量が０．０４％を超えると黒鉛の生成お
よび微細化の効果が無くなるばかりでなく、逆に黒鉛化
を阻害するとともに黒鉛の粗大化を促進するようにな
り、材料の靭性が劣化する。よって、Ｃａの含有量は
０．００２〜０．０４％であることが望ましい。
００２％未満ではそのような効果が期待できない。ま
た、Ｃａの含有量が０．０４％を超えると黒鉛の生成お
よび微細化の効果が無くなるばかりでなく、逆に黒鉛化
を阻害するとともに黒鉛の粗大化を促進するようにな
り、材料の靭性が劣化する。よって、Ｃａの含有量は
０．００２〜０．０４％であることが望ましい。
【００２１】
【実施例】以下、実施例を参照して本発明をさらに詳細
に説明する。表１は実施例と比較例の鋳鉄の組成（重量
％）を示す。また、図１はこれらの組成を有する溶銑を
鋳型に鋳造したものの組織を示す顕微鏡写真である。図
１から明らかなように、比較例１の亜共晶鋳鉄（Ｂ）
は、セメンタイトとパーライトの組織であり、黒鉛は僅
かにしか存在していない。すなわち、図１（Ｂ）におい
て白いネットワーク状のものがセメンタイトであり、灰
色の部分がパーライトである。また、白地に黒い部分が
点在している部分がフェライトと黒鉛である。また、比
較例２（Ｃ）は従来の球状黒鉛鋳鉄であるが、共晶組成
のために黒鉛量が多く、その形態も粗大である。これに
対して、実施例の亜共晶球状黒鉛鋳鉄（Ａ）では、フェ
ライトの基地中に微細な球状黒鉛が分散した組織となっ
ている。このように、本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄で
は、ＲＥＭに加えてＢＮを含有することにより、鋳放し
でも炭化物を生成することなく微細な球状黒鉛を分散さ
せた組織を得ることができる。
に説明する。表１は実施例と比較例の鋳鉄の組成（重量
％）を示す。また、図１はこれらの組成を有する溶銑を
鋳型に鋳造したものの組織を示す顕微鏡写真である。図
１から明らかなように、比較例１の亜共晶鋳鉄（Ｂ）
は、セメンタイトとパーライトの組織であり、黒鉛は僅
かにしか存在していない。すなわち、図１（Ｂ）におい
て白いネットワーク状のものがセメンタイトであり、灰
色の部分がパーライトである。また、白地に黒い部分が
点在している部分がフェライトと黒鉛である。また、比
較例２（Ｃ）は従来の球状黒鉛鋳鉄であるが、共晶組成
のために黒鉛量が多く、その形態も粗大である。これに
対して、実施例の亜共晶球状黒鉛鋳鉄（Ａ）では、フェ
ライトの基地中に微細な球状黒鉛が分散した組織となっ
ている。このように、本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄で
は、ＲＥＭに加えてＢＮを含有することにより、鋳放し
でも炭化物を生成することなく微細な球状黒鉛を分散さ
せた組織を得ることができる。
【００２２】
【表１】
【００２３】次に、実施例の亜共晶球状黒鉛鋳鉄の各種
機械的性質を測定し、その結果を表２に記載した。ま
た、比較例２のデータとして一般的な球状黒鉛鋳鉄の機
械的特性を表２に併記した。表２に示すように、実施例
の亜共晶球状黒鉛鋳鉄は、ヤング率および引張強さで比
較例２の共晶球状黒鉛鋳鉄よりも優れており、微細な球
状黒鉛の分散による効果を確認する結果となった。な
お、比較例１の鋳鉄は非常に硬く脆い材質となり、伸び
はほとんど０％に近く、その他の機械的特性も試験を行
うまでもなく劣ると推察される。
機械的性質を測定し、その結果を表２に記載した。ま
た、比較例２のデータとして一般的な球状黒鉛鋳鉄の機
械的特性を表２に併記した。表２に示すように、実施例
の亜共晶球状黒鉛鋳鉄は、ヤング率および引張強さで比
較例２の共晶球状黒鉛鋳鉄よりも優れており、微細な球
状黒鉛の分散による効果を確認する結果となった。な
お、比較例１の鋳鉄は非常に硬く脆い材質となり、伸び
はほとんど０％に近く、その他の機械的特性も試験を行
うまでもなく劣ると推察される。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【発明の効果】以上説明したように本発明においては、
気泡核により球状黒鉛を生成するＲＥＭに加えて、固体
核となるＢＮを含有しているので、ＢＮを核として球状
黒鉛が生成し、フェライト中に微細な球状黒鉛が分散し
た分散した組織とすることができる。これにより、熱処
理を必要とせず、鋳放しのままで高強度、高剛性および
高靭性を付与することができ、しかも鋳造温度の上昇を
最小限に抑えて一般的な鋳型や溶解設備を使用すること
ができる等の効果が得られる。
気泡核により球状黒鉛を生成するＲＥＭに加えて、固体
核となるＢＮを含有しているので、ＢＮを核として球状
黒鉛が生成し、フェライト中に微細な球状黒鉛が分散し
た分散した組織とすることができる。これにより、熱処
理を必要とせず、鋳放しのままで高強度、高剛性および
高靭性を付与することができ、しかも鋳造温度の上昇を
最小限に抑えて一般的な鋳型や溶解設備を使用すること
ができる等の効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋳鉄の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真で
あって、（Ａ）は実施例、（Ｂ）および（Ｃ）は比較例
である。
あって、（Ａ）は実施例、（Ｂ）および（Ｃ）は比較例
である。
【手続補正書】
【提出日】平成１１年７月１５日（１９９９．７．１
５）
５）
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：１．５〜３．０％、Ｓ
ｉ：１．０〜５．５％、ＲＥＭ：０．００８〜０．２５
％、ＢＮ：０．００５〜０．０１５％（Ｂ当量）を含有
し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする亜共
晶球状黒鉛鋳鉄。 - 【請求項２】 重量％で、Ｂｉ：０．０００５〜０．０
２％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｃａ：０．００
２〜０．０４％の１種または２種以上をさらに含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の亜共晶球状黒鉛鋳
鉄。
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| US9834831B2 (en) | 2012-02-24 | 2017-12-05 | Kabushiki Kaisha Riken | High rigid spheroidal graphite cast iron |
| DE112013001129B4 (de) * | 2012-02-24 | 2019-10-10 | Kabushiki Kaisha Riken | Hochsteifes Gusseisen mit Kugelgraphit |
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| Publication number | Publication date |
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