JP2003055731A

JP2003055731A - 強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法

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Publication number: JP2003055731A
Application number: JP2001244223A
Authority: JP
Inventors: Norio Ichie; 範郎一江
Original assignee: Aisin Takaoka Co Ltd
Current assignee: Aisin Takaoka Co Ltd
Priority date: 2001-08-10
Filing date: 2001-08-10
Publication date: 2003-02-26
Anticipated expiration: 2021-08-10
Also published as: JP4801799B2

Abstract

(57)【要約】【課題】強度及び伸びを改善すると共に、良好な被削性
が得られる強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄
及びその製造方法を提供する。【解決手段】この球状黒鉛鋳鉄は、球状黒鉛と、球状黒
鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライ
ト相間に生成されたパーライト相とを有する。パーライ
ト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体と
している。製造にあたり、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に
注湯し、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、パ
ーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却す
る。その後、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直
上の温度領域に加熱保持する。その後、球状黒鉛鋳鉄を
冷却する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は強度、伸び及び被削
性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法に関する。本
発明は、例えば、車両のサスペンションアーム、ステア
リングナックル等といった強度、伸び（延性）及び被削
性が要請される部品に適用できる。

【０００２】

【従来の技術】産業界では球状黒鉛鋳鉄が提供されてい
る。球状黒鉛鋳鉄は片状黒鉛鋳鉄に比較して、黒鉛に起
因する切欠効果が少なく、しかも強度、伸び及び衝撃値
といった機械的性質に優れている。しかしながら近年、
車両部品、産業機器部品等に要求される機械的性質は、
ますます厳しいものとなっている。このため、機械的性
質に優れている球状黒鉛鋳鉄といえども、強度と伸びと
は互いに相反する特性であるため、強度及び伸びの双方
において近年の厳しい要求特性を充分に満足させること
は、容易ではなかった。

【０００３】即ち、ＦＣＤ７００等のように、パーライ
トが多い球状黒鉛鋳鉄は、高い引張強度を示すが、伸び
が低い。これに対してＦＣＤ４００、ＦＣＤ４５０等の
ように、フェライトが多い球状黒鉛鋳鉄は、引張強度は
低いが、高い伸びを示す。しかしながら上記した球状黒
鉛鋳鉄は、強度及び伸びの双方において近年の厳しい要
求特性を必ずしも満足させ得るものではなかった。

【０００４】殊に、車両の足回り部品等に代表される鋳
鉄部品では、高剛性・高強度化を図るモードで設計され
るばかりか、高強度化を図ると共に衝突時における衝撃
を吸収し易いように、衝撃吸収促進モードで設計される
ことがある。このような衝撃吸収促進モードで設計し、
同時に軽量化を図る場合には、上記したＦＣＤ７００、
ＦＣＤ４５０、ＦＣＤ４００といった球状黒鉛鋳鉄で
は、厳しい要求には必ずしも良好に対応できない。

【０００５】また、強度及び伸びを改善した球状黒鉛鋳
鉄として、特開平６−１７１８６号公報には、フェライ
ト化率を７０％以上とした表層と、パーライト及びフェ
ライトからなりフェライト化率を表層よりも１５％低く
した内部とを有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。こ
の公報技術によれば、溶湯の凝固完了後に、鋳造品がＡ
１変態点以上のときに鋳型から型ばらしを行ない、次
に、鋳造品の表層と内部との温度差が４０〜６０℃とな
ったときに、鋳造品を７５０〜９００℃に保持された熱
処理炉に装入し、次に鋳造品を１５〜１００℃／分の冷
却速度で冷却することにしている。

【０００６】また、曲げ性及び耐衝撃性を改善した球状
黒鉛鋳鉄として、特開平９−２９６２１５号公報には、
フェライト化率が６０％以上の表層と、基地の大部分が
パーライトからなる内部とを有する球状黒鉛鋳鉄が開示
されている。この公報技術によれば、球状黒鉛鋳鉄の基
地全体がオーステナイト化する温度で鋳造品を加熱保持
し、次に表層部のフェライト化が内部のパーライト化よ
りも先に起きる冷却速度（５〜２０℃／分）で鋳造品を
冷却し、次に表層の基地がフェライトのままで内部基地
のパーライト化が起きる温度（７３０〜７５０℃）に加
熱保持し、内部のパーライト化が完了した直後に常温域
に冷却することにしている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】上記した公報技術に係
る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトが多く、高い伸び
が得られる表層を形成することで、曲げ時の最大応力部
の亀裂の生成が抑制される。しかしながらこのような効
果を有する公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄においても、強
度及び伸びの双方における厳しい要求特性を満足させる
ことは、必ずしも充分ではなかった。

【０００８】即ち、上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳
鉄によれば、フェライトリッチの表層の強度不足を補う
ために、球状黒鉛鋳鉄の内部をより高強度（即ち、より
低い伸び）にする必要があり、このため伸びが低い内部
の高強度部から亀裂が発生し易いと推察される。殊に、
両端が種々の形態で取付部に結合される製品に球状黒鉛
鋳鉄を適用した場合には、製品の両端はなんらかの拘束
を受けているため、負荷荷重が製品に作用したとき、軸
方向の引張荷重が分力として、製品の内部を形成する高
強度部にかかり、軸長方向の伸びが低いと、その変位で
内部の高強度部が破断する可能性があると推察される。
更に上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フ
ェライトリッチの表層は被削性が良好であるものの、球
状黒鉛鋳鉄の大部分を占める内部が高強度部のラメラパ
ーライトで占められているため、球状黒鉛鋳鉄の被削性
は必ずしも良好ではない。

【０００９】本発明は上記した実情に鑑みてなされたも
のであり、強度及び伸びを改善すると共に、良好な被削
性が得られる強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳
鉄及びその製造方法を提供することを課題とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者は、強度、伸び
及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄について長年にわたり
鋭意開発を進めている。そして本発明者は、球状黒鉛
と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設す
るフェライト相間に生成されたパーライト相とを有する
球状黒鉛鋳鉄において、パーライト相を、粒状パーライ
トとラメラパーライトとを主体とする相とすれば、強
度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄が得られるこ
とを知見し、試験で確認し、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄
を開発した。ここで、ラメラパーライトは層状パーライ
トを意味する。

【００１１】更に本発明者は、上記した球状黒鉛鋳鉄を
得るためには、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工
程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を
冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点
（＝Ａ₁変態点）の直下または直上の温度領域に加熱保
持する加熱保持工程と、加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を冷
却する第２冷却工程といった工程を含む製造方法を実施
すれば、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄を
製造できることを知見し、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の
製造方法を完成した。

【００１２】パーライト相を、粒状パーライトとラメラ
パーライトとを主体とする相とする場合に、強度、伸び
及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄が得られる理由として
は、ラメラパーライトの連続性が中断されるため、組織
における破壊や伸びに対する方向性が軽減されることに
起因すると推察される。

【００１３】即ち、本発明に係る強度、伸び及び被削性
に優れた球状黒鉛鋳鉄は、球状黒鉛と、前記球状黒鉛の
回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライ
ト相間に生成されたパーライト相とを有する球状黒鉛鋳
鉄において、前記パーライト相は、粒状パーライトとラ
メラパーライトとを主体としていることを特徴とするも
のである。主体とは、球状黒鉛鋳鉄の組織においてパー
ライト相のうち、粒状パーライトとラメラパーライトと
がほとんど（９０％以上）を占めているという意味であ
る。ここで、球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト相を１０
０％としたとき、粒状パーライトの割合が面積比で２０
〜８５％を占め、残部が実質的にラメラ（層状）パーラ
イトとすることができる。換言すれば、球状黒鉛鋳鉄に
おけるパーライト相を１００％としたとき、粒状パーラ
イトの割合が面積比で２０〜８５％を占めると共に、ラ
メラ（層状）パーライトが面積比で８０〜１５％を占め
ることができる。

【００１４】粒状パーライトは、粒状、球状となったパ
ーライトであり、ラメラパーライトが長さ方向及び積層
方向において分断されて周囲から遊離した細長い粒状
（長さ／幅=５０以下）を含むことができる。細長い粒
状のパーライトは、ラメラパーライトから完全な粒状パ
ーライトに移行する途中段階であると推察される。

【００１５】本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れ
た球状黒鉛鋳鉄によれば、パーライト相は、粒状パーラ
イトとラメラパーライトとを主体としている。このた
め、強度を確保しつつ、伸びが改善される。更に粒状パ
ーライトは、強度を確保しつつ伸びが改善される他に、
破壊に対する方向性が少ないため、後述する被削性試験
で示すように、被削性が良いという利点も得られる。

【００１６】本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れ
た球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳
型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で
球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、前記球状黒鉛
鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保
持する加熱保持工程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄
を冷却する第２冷却工程とを含むことを特徴とするもの
である。第１冷却工程としては、凝固後の球状黒鉛鋳鉄
を鋳型から取り出して行うことができる。

【００１７】本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れ
た球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、パーライトを生成
する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程を
行うため、球状黒鉛鋳鉄の基地におけるパーライト相の
面積割合を確保することができ、球状黒鉛鋳鉄の強度を
確保することができる。更に、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態
点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持
工程を行うため、パーライト相におけるセメンタイトが
粒状化し、パーライト相を粒状パーライトとラメラパー
ライトとを主体とする相とすることができる。このた
め、強度を確保しつつ、伸びが改善された球状黒鉛鋳鉄
が得られる。更に粒状パーライトは破壊に対する方向性
が少ないため、球状黒鉛鋳鉄の被削性が良いという利点
も得られる。

【００１８】

【発明の実施の形態】・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、
球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相
と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相
とを有する。球状黒鉛の球状化率としては一般的には７
５％以上、殊に８０％以上とすることができる。球状黒
鉛の平均粒径としては球状黒鉛鋳鉄の用途、球状黒鉛鋳
鉄の肉厚等によっても相違するものの、２０〜１００μ
ｍ、殊に２０〜６０μｍを例示することができる。

【００１９】・球状黒鉛鋳鉄のパーライト相は、粒状パ
ーライトとラメラパーライトとを主体とする。このよう
にするには、組織のパーライトをラメラ状とした球状黒
鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱
保持することにより行い得る。このようにすれば、パー
ライト相のうちフェライト相側に、ラメラパーライトと
粒状パーライトとを主体とする混在相を形成することが
できる。一般的には、ラメラパーライトからフェライト
相に向かうにつれて、粒状パーライトが次第に増加する
傾斜組成組織となる。このような傾斜組成組織であれ
ば、パーライト相における方向性が軽減され、パーライ
ト相における負荷応力の分散性が向上すると推察され
る。

【００２０】・パーライト相において、面積比で、（粒
状パーライト／全パーライト）×１００％をαとしたと
き、α=２０〜８５％に設定されている実施形態を採用
することができる。αの下限値及び上限値は、前記した
ように球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質、粒
状パーライトを得る加熱保持工程における熱処理コスト
等によって選択できる。従ってαとしては、２５〜８５
％、３０〜８５％、３５〜７５％、３５〜７０％、４０
〜７０％を例示することができる。一般的には、高強度
の要請が強い球状黒鉛鋳鉄では、αとしては２５〜６０
％、殊に２５〜５０％とすることができる。高伸びの要
請が強い球状黒鉛鋳鉄では、αとしては４０〜８５％、
殊に６０〜８５％とすることができる。

【００２１】αを変えるには、加熱保持工程における温
度、加熱時間を調整すれば良い。αの下限値及び上限値
は、前記したように球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機
械的性質、粒状パーライトを得る加熱保持工程における
熱処理コスト等によって選択できる。なおαの下限値と
しては、２６％、３０％、３３％、３６％、３９％を例
示できる。上記した下限値と組み合わせ得るαの上限値
としては、８３％、７８％、７５％、７２％、７０％を
例示できる。

【００２２】・球状黒鉛鋳鉄としては、引張強度が６０
０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上とすることができる。
この場合、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ²以上とし、強度及び伸
びの他に耐衝撃性にも優れている球状黒鉛鋳鉄とするこ
とができる。なお、球状黒鉛鋳鉄であっても、パーライ
ト相がラメラパーライトで形成されており、粒状パーラ
イトを含まない場合には、引張強度が６００ＭＰａ以上
であれば、伸び１０％及び衝撃値５Ｊ／ｃｍ²はなかな
か得られない。

【００２３】・球状黒鉛鋳鉄の組成は、球状黒鉛鋳鉄の
用途、要請される機械的性質等に応じて選択される。球
状黒鉛鋳鉄の組成としては、次の組成を例示できる。即
ち、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコ
ン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：
０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウ
ム：０．０２〜０．２０％を含む組成とすることができ
る。但しこの組成に限定されるものではなく、必要に応
じて変更できる。この場合、必要に応じて、パーライト
促進元素である銅及びスズの少なくとも１種を、０．０
０５〜０．４０％、殊に０．０１〜０．３５％含有する
ことができる。

【００２４】更に球状黒鉛鋳鉄の組成について例示す
る。炭素は鋳造性の確保のため必要であるが、過剰であ
れば、引張強度が低下する。従って、炭素は３．４０〜
３．９０％とすることができ、殊に３．５〜３．８％と
することができる。シリコンは鋳造性の確保、組織の安
定化のため必要であるが、過剰であれば、パーライト化
が抑えられる。従って、シリコンは１．９〜３．４％、
殊に２．４〜２．９％とすることができる。マンガンは
パーライト促進元素であるが、過剰であれば衝撃値及び
伸びを低下させる。従って、マンガンは０．０５〜０．
５％、殊に０．０５〜０．３５％とすることができる。
リンは球状化阻害元素であり、０．０８％以下とするこ
とが好ましい。イオウは球状化阻害元素であり、０．０
３％以下とすることが好ましい。マグネシウムは黒鉛の
球状化のため必要であり、０．０２〜０．２０％とする
ことができ、殊に０．０２５〜０．１５％とすることが
できる。なお％は重量比を意味する。

【００２５】・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法
は、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パー
ライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却
速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒
鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱
保持する加熱保持工程と、加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を
冷却する第２冷却工程とを含む。鋳型としては、生砂
型、シェル型等の砂型、石膏型等の公知のものを例示で
きる。第１冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄の基地にパーラ
イト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速
度で冷却する。第１冷却工程での冷却速度が遅い場合、
良好なパーライトが生成されにくい。パーライトの生成
を考慮すれば、第１冷却工程の平均冷却速度としては、
一般的には１．０℃／秒〜３．０℃／秒、殊に１．３℃
／秒〜２．０℃／秒とすることができる。

【００２６】砂型等のように冷却速度の増加に限界があ
る鋳型の場合には、第１冷却工程としては、球状黒鉛鋳
鉄の溶湯が鋳型内で凝固した後に、凝固後の球状黒鉛鋳
鉄を鋳型から取り出して行うことが好ましい。凝固後の
球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出す球状黒鉛鋳鉄の温度
は、Ａ１変態点を越える温度領域でオーステナイト化し
ている温度領域とすることができる。具体的には、球状
黒鉛鋳鉄の大きさ、組成、鋳型の材質等によっても相違
するものの、例えば８２０〜１０５０℃、殊に８５０〜
９８０℃とすることができる。第１冷却工程は空冷で行
うことができる。空冷としてはパーライトの生成のため
に強制空冷を採用できるが、自然空冷でも良く、場合に
よっては他の熱媒体を利用した冷却形態でも良い。

【００２７】加熱保持工程では、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変
態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する。この
ようにすれば、ラメラパーライトを粒状パーライトにす
ることができる。加熱保持工程での加熱保持時間として
は、球状黒鉛鋳鉄のサイズ、組成によっても相違する
が、一般的には５〜５０分間を採用することができる。
加熱保持時間が過剰に短いと、粒状パーライトの生成が
行われにくい。加熱保持時間が過剰に長いと、粒状パー
ライト及びフェライトの生成が過剰となり、引張強さの
低い材料となり易い。加熱保持工程における加熱雰囲気
としては、大気雰囲気、還元性雰囲気を例示できる。加
熱保持工程を終えた後の第２冷却工程の平均冷却速度と
しては、残熱によるフェライトの生成を考慮すると、一
般的には１℃／分〜３．０℃／秒、殊に０．１℃／秒〜
１．０℃／秒とすることができる。

【００２８】・加熱保持工程での温度が高いと、粒状パ
ーライト及びフェライトの生成が過剰となるため、加熱
保持時間を短くすることが好ましい。加熱保持工程での
温度が低いと、パーライトが粒状パーライトに変化する
のに時間を要するため、加熱保持時間を長くすることが
好ましい。

【００２９】また加熱保持工程の時間が過剰に短いと、
工業的生産ラインにおいて、加熱保持工程に要する時間
の制御が容易でなくなる。このため、工業的生産ライン
における制御性を考慮すると、加熱保持工程としては、
所定時間以上とすることが好ましい。これらの点を考慮
して、加熱保持工程は、次の（ａ）〜（ｃ）のいずれか
の条件で行うことができる。球状黒鉛鋳鉄の温度は、球
状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部に基づ
く。（ａ）温度：７００〜７６０℃、加熱時間：３〜２０分
間（ｂ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：７〜３０分
間（ｃ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：２０〜５０
分間・加熱保持工程は、前述したように球状黒鉛鋳鉄をＡ１
変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する工程
である。球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の
温度領域に加熱保持するとは、次の（１）〜（３）のい
ずれかとすることができる。球状黒鉛鋳鉄の温度は、球
状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部の温度に
基づく。（１）Ａ１変態点の直下（２）Ａ１変態点の直上（３）Ａ１変態点の直上及び直下の繰返しここで、図１（Ａ）に示すように、Ａ１変態点の直下
は、Ａ１変態点からΔＫ１（６０℃）低い温度までの温
度領域以内を意味し、Ａ１変態点からΔＫ１以内の温度
領域であれば良く、Ａ１変態点自体も含むことができ
る。従ってＡ１変態点から１０℃または２０℃低い温度
でも良い。

【００３０】図１（Ｂ）に示すように、Ａ１変態点の直
上は、Ａ１変態点からΔＫ２（３０℃）高い温度までの
温度領域以内を意味し、Ａ１変態点からΔＫ２以内の温
度領域であれば良く、Ａ１変態点自体も含むことができ
る。従ってＡ１変態点から１０℃または２０℃高い温度
でも良い。

【００３１】図１（Ｃ）（Ｄ）に示すように、Ａ１変態
点の直上及び直下の繰返しは、Ａ１変態点よりもΔＫ３
（３０℃）高い温度とＡ１変態点よりもΔＫ４（６０
℃）低い温度との間の温度領域以内において、昇温及び
降温、または降温及び昇温を繰り返すことを意味する。
従ってＡ１変態点に対して＋２０℃から、Ａ１変態点に
対して−２０℃の温度領域以内で昇温及び降温、または
降温及び昇温を繰り返しても良い。

【００３２】なお、加熱保持の時間としては前記したよ
うに５〜５０分間とすることができるが、加熱温度が低
い場合には、加熱時間を長くすることが好ましい。

【００３３】・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法に
よれば、図１（Ｅ）に例示するように、球状黒鉛鋳鉄の
溶湯を鋳型に注湯する工程を行う。次に、凝固後の球状
黒鉛鋳鉄の温度がＴ１（Ｔ１：８４０〜９９０℃）とな
ったとき、球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、パーライ
ト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度
で、加熱保持工程の温度Ｔ２以下の温度Ｔ３にまで、球
状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程を行なう。第１冷却
工程における平均冷却速度としては１．０℃／秒〜３．
０℃／秒とすることができる。その後、球状黒鉛鋳鉄を
Ａ１変態点の直下の温度Ｔ２に昇温させる昇温工程を行
う。更に、温度Ｔ２に加熱保持する加熱保持工程を行
う。更に加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を常温領域まで冷却
する第２冷却工程を行う。加熱保持工程の温度Ｔ２が７
３０℃（１００３Ｋ）のときには５〜１０分間、７００
℃（９７３Ｋ）のときには１０〜２０分間、６８０℃
（９５３Ｋ）のときには２０〜４０分間とすることがで
きる。第２冷却工程における平均冷却速度としては１℃
／分〜３．０℃／秒とすることができる。

【００３４】・上記した第１冷却工程、加熱保持工程、
第２冷却工程を、連続的に行なう形態を採用することが
できる。この場合、溶湯を鋳型に鋳造した後に、第１冷
却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行なう
ことができる。このように第１冷却工程、加熱保持工
程、第２冷却工程を連続的に行なう場合には、球状黒鉛
鋳鉄の再加熱が不要となるため、省エネルギ化を図り得
る。

【００３５】・また上記した第１冷却工程及び加熱保持
工程を非連続的に行なう形態を採用することができる。
この場合、第１冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄を常温また
は常温付近まで一旦冷却する。更に加熱保持工程に先立
って、常温または常温付近の球状黒鉛鋳鉄を再加熱し、
加熱保持工程の温度領域まで昇温させる昇温工程を行な
う。このように昇温工程を行った後に、加熱保持工程を
行う形態を採用することができる。上記したように第１
冷却工程及び加熱保持工程を非連続的に行なう場合に
は、少量ロット生産の場合であっても、球状黒鉛鋳鉄を
まとめて加熱保持工程に移行させることができる。

【００３６】

【実施例】以下、本発明を具体化した実施例について、
図１〜図１２を参照しつつ具体的に説明する。まず、目
標組成となるように配合した溶解材料を溶解炉で溶解
し、各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯を得た。その溶
湯をマグネシウム系の球状化処理剤で球状化処理した。
球状化温度は１４８０〜１５００℃とした。球状化処理
した溶湯をＹ型ブロック用鋳型（砂型）に注湯し、鋳造
素材であるＹ型ブロックを形成した。Ｙ型ブロック用鋳
型では、試験片採取部が厚み２５ｍｍとされている。

【００３７】各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄の組成を表１
に示す。実施例１では、図２に示す熱履歴パターンに基
づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、図２に示すよう
に、注湯後に鋳型内冷却工程を行ない、溶湯を鋳型内で
凝固させると共に、球状黒鉛鋳鉄を鋳型内で９２０℃ま
で冷却した。そして直ちに鋳型の解体（高温ばらし）を
行い、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出した。球
状黒鉛鋳鉄の表面層に付着している砂を落とし、球状黒
鉛鋳鉄を強制冷却（強制空冷）により冷却し、第１冷却
工程を行った。第１冷却工程での平均冷却速度は−１．
５℃／秒であった。これにより球状黒鉛鋳鉄の組織のパ
ーライト（ラメラパーライト）を析出した。第１冷却工
程により球状黒鉛鋳鉄を６８０℃（Ａ１変態点の直下の
温度領域）まで冷却した。第１冷却工程を経た球状黒鉛
鋳鉄の組織は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成した
フェライト相と、隣設するフェライト相間に生成された
パーライト相（ラメラパーライト）とを有しており、ブ
ルスアイ型の組織とされている。

【００３８】そして第１冷却工程が終了したら、球状黒
鉛鋳鉄を熱処理炉内（設定温度：７００℃）に装入し、
７００℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）で１５分間加
熱保持し、加熱保持工程を行なった。これにより球状黒
鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を図
った。このような加熱保持工程が終了したら、球状黒鉛
鋳鉄を熱処理炉から取り出し、放冷（空冷）し、第２冷
却工程を行った。

【００３９】第２冷却工程を終えた球状黒鉛鋳鉄の組織
を光学顕微鏡観察で観察したところ、実施例１に係る球
状黒鉛鋳鉄の組織は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生
成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成
されたパーライト相とを有していた。パーライト相は、
粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としてい
た。粒状パーライトはフェライト側に多く生成されてい
た。従って粒状パーライトとラメラパーライトとが混在
した混在相はフェライト相側に形成されていた。

【００４０】実施例２〜実施例７の製造条件は基本的に
は実施例１と同様とした。以下実施例２〜実施例７の製
造条件について実施例１と異なる部分を中心として説明
する。実施例２では、第１冷却工程での平均冷却速度を
実施例１よりも速めており、−１．５℃／秒に代えて、
−２．３℃／秒とした。これによりパーライト化が促進
される。

【００４１】実施例３では、実施例１に係る溶湯を用い
つつも、パーライト促進元素として機能する銅を多め
（０．２１％）に添加した。これによりパーライト化が
促進される。実施例４では、熱処理炉の設定温度を７０
０℃ではなく、７１０℃（Ａ１変態点の直下の温度領
域）とした。

【００４２】実施例５では、実施例１の球状黒鉛鋳鉄の
組成のシリコン含有量を０．３％低く、シリコン：２．
３８％とした。シリコンを低くしたのは、第１冷却工程
でのパーライト化の促進と衝撃値を向上させるためであ
る。実施例６では、図３に示す熱履歴パターンに基づい
て球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、実施例６では、第１
冷却工程、加熱保持工程を非連続的に行なう。このよう
な実施例６では、溶湯を鋳型に注湯した後に鋳型内冷却
工程を行い、鋳型（砂型）内で溶湯を凝固させると共
に、球状黒鉛鋳鉄を９２０℃まで鋳型内で冷却した。そ
の後、第１冷却工程として、鋳型を解体し、凝固後の球
状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、その球状黒鉛鋳鉄を強
制空冷により７００℃まで−１．５℃／秒の平均冷却速
度で冷却し、組織に適量のパーライト（ラメラパーライ
ト）を析出させた。その後、その球状黒鉛鋳鉄を常温ま
で自然放冷した。その後、球状黒鉛鋳鉄に対して後処理
・物流工程を適宜行った後に、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉
内に装入して昇温工程を行って球状黒鉛鋳鉄を再加熱
し、更に熱処理炉により７１０℃（Ａ１変態点の直下）
で１０分間加熱保持し、加熱保持工程を行ない、球状黒
鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を促
進させた。

【００４３】実施例７では、図４に示す熱履歴パターン
に基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、実施例７で
は、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型内に注湯した後に凝固さ
せ、鋳型内で常温付近まで冷却した。次に、鋳型から取
り出した球状黒鉛鋳鉄を９００℃まで昇温させ９００℃
で１時間加熱してオーステナイト化した。その後に第１
冷却工程として−１．３℃／秒の平均冷却速度で６００
℃まで強制冷却（強制空冷）し、パーライト（ラメラパ
ーライト）を析出させるパーライト化焼準を行った。そ
の後常温付近まで自然放冷した。更に、球状黒鉛鋳鉄を
７００℃（Ａ１変態点の直下）まで再加熱する昇温工程
を行い、７００℃で２０分間加熱保持して加熱保持工程
を行い、球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライ
トの粒状化を図った。その後、第２冷却工程を行い常温
付近まで自然放冷した。

【００４４】なお、上記した球状黒鉛鋳鉄に関する各温
度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部
の温度に基づいた。

【００４５】図１０及び図１１は実施例４に係る球状黒
鉛鋳鉄（ナイタール腐食後）の光学顕微鏡写真を示す。
図１０及び図１１に示すように、球状黒鉛鋳鉄の組織
は、黒色の塊として表された球状黒鉛と、球状黒鉛の回
りにブルスアイ的に生成した白色で表されたフェライト
相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト
相とを有している。このパーライト相は粒状パーライト
とラメラパーライトとを主体としている。図１２は上記
した写真を更に拡大したものである。図１２に示すよう
に、多数の微細な粒状パーライトがフェライト側に生成
している。換言すると、パーライト相のうちフェライト
相側に、多数の微細な粒状パーライトとラメラパーライ
ト（層状）とを主体とする混在相が形成されている。図
１２によれば、粒状パーライトは１０μｍ以下の大きさ
とされており、球状黒鉛よりも遥かに小さい。他の実施
例に係る球状黒鉛鋳鉄についても同様な組織が得られ
た。

【００４６】図１３は比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄（ナ
イタール腐食後）の光学顕微鏡写真を示す。図１３に示
すように、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄の組織は、黒色
の塊として表された球状黒鉛と、球状黒鉛の回りにブル
スアイ的に生成した白色で表されたフェライト相と、隣
設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有
している。フェライト相とパーライト相との境界は明確
である。比較例１に係る組織を観察したところ、パーラ
イト相にはラメラパーライトのみが生成しており、粒状
パーライトの生成は認められなかった。

【００４７】上記したＹ型ブロックから引張試験片（Ｊ
ＩＳＺ２２０１の４号）、衝撃試験片（ＪＩＳＺ２
２０２の３号、深さ２ｍｍのＵノッチ付き）、曲げ試験
片を形成した。図５は引張試験片を示す。図５において
測定部の直径Ｄ=１５ｍｍ、測定部の評点距離Ｌ=５０ｍ
ｍとした。引張試験では、上記した引張試験片を用い、
２５０ＫＮ島津オートグラフで、破断までの荷重と変形
量をクロスヘッド移動量にて測定した。図６（Ａ）
（Ｂ）は曲げ試験片を示す。曲げ試験片は、幅２０×長
さ１００ｍｍ×厚み７ｍｍの目標サイズを有する板状試
験片とした。曲げ試験では、図７に示すように曲げ試験
装置（図７における寸法表示はミリメートル単位）の２
個の支持部１００に曲げ試験片をセットした状態で、加
圧部１１０を曲げ試験片に向けて矢印ＰＡ方向に加圧し
て行った。この場合、２５０ＫＮ島津オートグラフで、
曲げ応力と変形量との関係を求めた。試験結果を表１、
表２に示す。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】また比較例１では、銅を０．４１％と多め
とすることで、球状黒鉛鋳鉄の組織のパーライト化（ラ
メラパーライト）を促進させているものの、Ａ１変態点
付近で加熱保持する加熱保持工程は行われていないた
め、粒状パーライトの積極生成処理は行われておらず、
α＝０％であった。比較例２、３は、従来技術で述べた
公報に係る文献データである。比較例２、３では粒状パ
ーライトの積極生成処理は行われていない。表１、表２
は比較例についても示す。

【００５１】表１に示すように、実施例１〜実施例７の
球状黒鉛鋳鉄では黒鉛球状化率は８１〜８８％であり、
パーライト面積率は４５〜８６％であり、α=４１〜７
８％の範囲であった。殊に、実施例３に係る球状黒鉛鋳
鉄はαが最も低く、α=４１％とされている。実施例４
に係る球状黒鉛鋳鉄はαが最も高く、α=７８％とされ
ている。

【００５２】黒鉛球状化の測定については、ＪＩＳＧ
５５０２に基づいた。パーライト面積率の測定について
は、球状黒鉛鋳鉄の組織を顕微鏡で観察し、画像処理を
利用し、黒鉛を除いた組織の面積を１００％としたと
き、パーライト相（ラメラパーライト、粒状パーライト
を含む）が占める面積を求め、パーライト相が占める面
積割合をパーライト面積率（％）とした。αの測定につ
いては、画像処理を利用し、パーライト相の面積を１０
０％とし、ラメラパーライトの面積を求め、残部を粒状
パーライトの面積とみなし、全パーライト相において粒
状パーライトが占める面積割合をα（％）とした。

【００５３】表２から理解できるように、実施例１〜実
施例７に係る球状黒鉛鋳鉄は、引張強度、耐力、伸び、
曲げ変位、曲げ荷重、衝撃値に優れていた。具体的に
は、表２に示すように、実施例１に係る球状黒鉛鋳鉄に
よれば、引張強度６００ＭＰａ以上（６０２ＭＰａ）、
伸び１８％以上（１８．５％）、衝撃値１０Ｊ／ｃｍ²
以上（１０．１Ｊ／ｃｍ²）の試験結果が得られた。実
施例２に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６４０Ｍ
Ｐａ以上（６４６ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．１
％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ²以上（７．５Ｊ／ｃｍ²）の試
験結果が得られた。実施例３に係る球状黒鉛鋳鉄によれ
ば、引張強度７１０ＭＰａ以上（７１３ＭＰａ）、伸び
１２％以上（１２．３％）、衝撃値５Ｊ／ｃｍ²以上
（５．６Ｊ／ｃｍ²）の試験結果が得られた。

【００５４】実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引
張強度５６０ＭＰａ以上（５６４ＭＰａ）、伸び１９％
以上（１９．６％）、衝撃値１１Ｊ／ｃｍ²以上（１
１．３Ｊ／ｃｍ²）の試験結果が得られた。実施例５に
係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度５８０ＭＰａ（５
８８ＭＰａ）以上、伸び１６％以上（１６．８％）、衝
撃値１２Ｊ／ｃｍ²以上（１２．４Ｊ／ｃｍ²）の試験結
果が得られた。

【００５５】実施例６に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引
張強度６５０ＭＰａ以上（６５３ＭＰａ）、伸び１３％
以上（１３．７％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ²以上（７．５
Ｊ／ｃｍ²）の試験結果が得られた。実施例７に係る球
状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６４０ＭＰａ以上（６４
９ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．８％）、衝撃値７
Ｊ／ｃｍ²以上（７．８Ｊ／ｃｍ²）の試験結果が得られ
た。

【００５６】これに対して比較例２、比較例３に係る球
状黒鉛鋳鉄については、引張強度、耐力、伸びは必ずし
も充分ではない。比較例のなかでも比較例１に係る球状
黒鉛鋳鉄（パーライト促進元素である銅含有量が多い）
については、引張強度、耐力が良好であるものの、伸び
がやや低く、曲げ変位が３．１ｍｍであり、測定したな
かでは最も低く、更に衝撃値も３．１Ｊ／ｃｍ²であ
り、測定したなかでは最も低かった。即ち、比較例１に
係る球状黒鉛鋳鉄と実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄につい
ては、引張強度及び耐力がほぼ同程度であるものの、α
が６５％である実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄の衝撃値は
７．５Ｊ／ｃｍ²であったが、αが０％である比較例１
に係る球状黒鉛鋳鉄の衝撃値は３．１Ｊ／ｃｍ²であ
り、実施例２に比べて約４０％（３．１／７．５=０．
４１）とかなり低かった。更に比較例１に係る球状黒鉛
鋳鉄は、伸び及び衝撃値が低いばかりか、パーライト促
進元素である銅が０．４１％と多量に含有されているた
め、球状黒鉛鋳鉄をリサイクルする際における制約が大
きくなる不具合がある。

【００５７】更に各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄によれ
ば、上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄と異なり、強
度低下の要因ともなり得るフェライトリッチの表層を積
極的に形成せずとも良いため、量産化が容易であり、適
用範囲の拡大に貢献できる。

【００５８】更に球状黒鉛鋳鉄の被削性についても測定
した。この場合、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯を
鋳型（砂型）に注湯し、円筒形の試験片（外径:１２０
ｍｍ、内径：７０ｍｍ、軸長２００ｍｍ）を鋳造で形成
し、図４に示す熱履歴パターンに基づいて、常温から昇
温させた後に９００℃で２時間加熱してオーステナイト
化を図った。その後、第１冷却工程として、−１．７℃
／秒の平均冷却速度で６００℃まで強制冷却（強制空
冷）し、ラメラパーライトを生成した。更に常温まで冷
却した。その後、昇温工程を経て加熱保持工程に移行
し、加熱保持工程において７００℃で２０分間加熱し、
組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を進行させ
た。そして実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄で形成した円筒
形の試験片について、被削性試験を行ない、切削工具の
刃先磨耗量を測定した。比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄で
も、同様な円筒形の試験片を形成し、被削性試験を行な
った。表３は実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄、比較例Ａに
係る球状黒鉛鋳鉄の組成、特性を示す。表３に示すよう
に、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄、比較例Ａに係る球状
黒鉛鋳鉄共に、パーライト面積率、硬さはほぼ同程度で
あった。しかし実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では粒状パ
ーライトが生成しており、α=５８％であった。これに
対して、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄ではラメラパーラ
イトだけであり、粒状パーライトが生成しておらず、α
=０％であった。

【００５９】

【表３】

【００６０】上記した被削性試験においては、図８に示
す試験片と、切削工具（超硬合金、ＵＣ５００５）とを
用い、周速が１５０ｍｍ/分、送りが０．３ｍ/ｒｅｖ、
切り込みが０．５ｍｍとし、試料をそれぞれ２個ずつ用
い、１試料で切削加工距離２０００ｍまで切削し、２つ
の試料を連続して切削した。図８に示す試験片では、黒
皮の影響を無くすため、被削性試験に先だって前加工で
黒皮の外周面部分を２ｍｍ予め切除し、外径１１６ｍｍ
とした。切削装置へのチャック部分を考慮して、試験片
の評価部分の軸長を１５０ｍｍとした。

【００６１】被削性試験の結果を図９に示す。図９に示
すように、１試料目において、比較例Ａに係る球状黒鉛
鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量は１０００μｍを越えて
いたが、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃
先磨耗量はそれよりも少なく６５０μｍ程度であった。
２試料目において、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切
削工具の刃先磨耗量は１３００μｍを越えていたが、実
施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量は
それよりも少なく１０００μｍ程度であった。上記した
被削性試験の結果から、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄
は、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄に対して、パーライト
面積率、硬さがほぼ同程度であるものの、被削性がかな
り優れており、切削工具の刃先の磨耗量は約６０〜８０
％程度（６５０／１０００=０．６５、１０００／１３
００≒０．７７）に抑え得ることがわかる。

【００６２】以上の説明から理解できるように本実施例
に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、球状黒鉛と、球状黒鉛の
回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相
間に生成されたパーライト相とを有しており、パーライ
ト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体と
している。このため本実施例に係る球状黒鉛鋳鉄は強
度、伸び及び被削性に優れている。従って、強度及び伸
びの双方が要請される足回り部品等に代表される車両部
品、工作機械等の産業機器部品等の鋳鉄部品に広く適用
することができる。殊に、足回り部品等に代表される鋳
鉄部品では、高強度化を図ると共に衝突時における衝撃
を吸収し易い衝撃吸収促進モードで設計される鋳鉄部品
に適用することができる。勿論、高強度化又は軽量化を
図るモードで設計される鋳鉄部品に適用することもでき
る。

【００６３】また本実施例によれば、加熱保持工程をＡ
１変態点の直下の温度領域で行うことにしているため、
ラメラパーライトの粒状化が過剰に速く進行せず、適切
な速度で進行するため、工業的生産においても加熱保持
工程の時間の制御を容易になし得る利点が得られる。従
って球状黒鉛鋳鉄の実際のαの値を、αの目標範囲に設
定するのに貢献できる。

【００６４】（その他）上記した各実施例によれば、加
熱保持工程はＡ１変態点の直下の温度領域で行うように
しているが、これに限らず、Ａ１変態点の直上の温度領
域で行っても、球状黒鉛鋳鉄のラメラパーライトを粒状
化させることができる。また、Ａ１変態点の直上及び直
下の繰返しで行っても、球状黒鉛鋳鉄のラメラパーライ
トを粒状化させることができる。その他、本発明は上記
した実施例のみに限定されるものではなく、要旨を逸脱
しない範囲内で適宜変更して実施できるものである。

【００６５】（付記）上記した記載から次の技術的思想
も把握できる。［付記項１］各請求項において、引張強度が６５０ＭＰ
ａ以上、伸びが１０％以上であることを特徴とする強
度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。［付記項２］各請求項において、引張強度が６５０ＭＰ
ａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が６Ｊ／ｃｍ²以上
であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた
球状黒鉛鋳鉄。［付記項３］各請求項において、引張強度が７００ＭＰ
ａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が４Ｊ／ｃｍ²以上
であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた
球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。［付記項４］各請求項において、引張強度が５５０ＭＰ
ａ以上、伸びが１８％以上、衝撃値が９Ｊ／ｃｍ²以上
であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた
球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。［付記項５］各請求項において、引張強度が６００ＭＰ
ａ以上、伸びが１５％以上、衝撃値が８Ｊ／ｃｍ²以上
であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた
球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。［付記項６］各請求項において、重量比で、炭素：３．
４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍ
ｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：
０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０
％、残部が不可避不純物及び鉄の組成を有することを特
徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及
びその製造方法。［付記項７］各請求項において、重量比で、炭素：３．
４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍ
ｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：
０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０
％、銅及びスズの少なくとも一方：０．４０％以下、残
部が不可避不純物及び鉄の組成を有することを特徴とす
る強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその
製造方法。［付記項８］球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成し
たフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成
されたパーライト相とを有すると共に、前記パーライト
相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とし
ている強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形
成された車両鋳鉄部品。［付記項９］球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程
と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷
却する第１冷却工程と、前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点
の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工
程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷
却工程とを含む、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒
鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品の製造方法。

【００６６】

【発明の効果】以上説明したように本発明に係る球状黒
鉛鋳鉄によれば、パーライト相は、粒状パーライトとラ
メラパーライトとを主体とするため、強度、伸び及び被
削性に優れている。

【００６７】本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法によ
れば、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を
冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の
直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程
とを実施するため、上記した粒状パーライトとラメラパ
ーライトとを主体とするパーライト相を形成することが
できる。故に強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳
鉄を容易に製造することができる。

【００６８】殊に加熱保持工程をＡ１変態点の直下の温
度領域で行う場合には、ラメラパーライトの粒状化の速
度を抑えることができるため、工業的生産においても加
熱保持工程の時間の制御を容易になし得る利点が得ら
れ、球状黒鉛鋳鉄の実際のαの値を、αの目標範囲に設
定するのに貢献できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】各加熱保持工程における球状黒鉛鋳鉄の温度履
歴を模式的に示すグラフである。

【図２】第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を
連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模
式的に示すグラフである。

【図３】第１冷却工程と加熱保持工程とを非連続的に行
う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示す
グラフである。

【図４】別の形態に係り、第１冷却工程と加熱保持工程
とを非連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履
歴を模式的に示すグラフである。

【図５】引張試験片を模式的に示す側面図である。

【図６】（Ａ）は曲げ試験片を模式的に示す平面図であ
り、（Ｂ）は曲げ試験片を模式的に示す側面図である。

【図７】曲げ試験装置で曲げ試験を行っている状態を示
す側面図である。

【図８】被削性試験で用いる試験片を模式的に示す斜視
図である。

【図９】被削性試験の試験結果を示すグラフである。

【図１０】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工
程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄の顕微鏡写真（倍
率４００倍）である。

【図１１】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工
程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄の顕微鏡写真（倍
率６００倍）である。

【図１２】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工
程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄における粒状パー
ライトが生成している部分を更に拡大した顕微鏡写真で
ある。

【図１３】比較例１に係る顕微鏡写真（倍率４００倍）
である。

【符号の説明】

図中、１００は支持部、１１０は加圧部を示す。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１３年８月２９日（２００１．８．２
９）

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１０

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１０】

【手続補正２】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１１】

【手続補正３】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１２

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１２】

【手続補正４】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１３

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１３】

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成し
たフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成
されたパーライト相とを有する球状黒鉛鋳鉄において、前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライ
トとを主体としていることを特徴とする強度、伸び及び
被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】請求項１において、前記パーライト相は、
面積比で、（粒状パーライト／全パーライト）×１００
％をαとしたとき、α=２０〜８５％に設定されている
ことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒
鉛鋳鉄。
【請求項３】請求項１または請求項２において、Ａ１変
態点の直下または直上の温度領域に加熱保持されたこと
を特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳
鉄。
【請求項４】請求項１〜請求項３のいずれか一項におい
て、引張強度が６００ＭＰａ以上、伸びが１０％以上で
あることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球
状黒鉛鋳鉄。
【請求項５】請求項１〜請求項４のいずれか一項におい
て、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ²以上であり、耐衝撃性にも優
れていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れ
た球状黒鉛鋳鉄。
【請求項６】請求項１〜請求項５のいずれか一項におい
て、前記パーライト相のうち前記フェライト相側に、粒
状パーライトとラメラパーライトとを主体とする混在相
が形成されていることを特徴とする強度、伸び及び被削
性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項７】請求項１〜請求項６のいずれか一項におい
て、ブルスアイ型であることを特徴とする強度、伸び及
び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項８】請求項１〜請求項７のいずれか一項におい
て、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコ
ン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：
０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウ
ム：０．０２〜０．２０％を含む組成を有することを特
徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項９】球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程
と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却す
る第１冷却工程と、前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度
領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程
とを含むことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れ
た球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１０】請求項９において、前記加熱保持工程の
加熱保持時間は、５〜５０分間であることを特徴とする
強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方
法。
【請求項１１】請求項９または請求項１０において、前
記加熱保持工程は、次の（ａ）〜（ｃ）のいずれかの条
件で行うことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れ
た球状黒鉛鋳鉄の製造方法。（ａ）温度：７００〜７６０℃、加熱時間：３〜２０分
間（ｂ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：７〜３０分
間（ｃ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：２０〜５０
分間
【請求項１２】請求項９〜請求項１１のいずれか一項に
おいて、前記加熱保持工程は、次の（１）〜（３）のい
ずれかの条件で行うことを特徴とする強度、伸び及び被
削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。（１）Ａ１変態点の直下（２）Ａ１変態点の直上（３）Ａ１変態点の直上及び直下の繰返し
【請求項１３】請求項９〜請求項１２のいずれか一項に
おいて、前記第１冷却工程は、鋳型から取り出した球状
黒鉛鋳鉄を空冷で冷却することを特徴とする強度、伸び
及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１４】請求項９〜請求項１３のいずれか一項に
おいて、前記第１冷却工程、前記加熱保持工程、前記第
２冷却工程は、連続的に行なわれることを特徴とする強
度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１５】請求項９〜請求項１３のいずれか一項に
おいて、前記第１冷却工程では、前記球状黒鉛鋳鉄は常
温または常温付近まで冷却され、前記加熱保持工程は、
常温または常温付近の前記球状黒鉛鋳鉄を前記加熱保持
工程の温度領域まで昇温させる昇温工程を行った後に行
われることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた
球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１６】請求項９〜請求項１５のいずれか一項に
おいて、第１冷却工程を経た球状黒鉛鋳鉄は、ブルスア
イ型であり、パーライトはラメラパーライトを主体とし
ていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた
球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１７】請求項１〜請求項８に係る球状黒鉛鋳鉄
を製造することを特徴とする強度、伸び及び被削性に優
れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。