JP2015010255A

JP2015010255A - 球状黒鉛鋳鉄

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Publication number: JP2015010255A
Application number: JP2013135881A
Authority: JP
Inventors: 和重三戸; Kazusige Mito; 直人齋藤; Naoto Saito
Original assignee: Riken Corp
Current assignee: Riken Corp
Priority date: 2013-06-28
Filing date: 2013-06-28
Publication date: 2015-01-19
Anticipated expiration: 2033-06-28
Also published as: US9822433B2; WO2014208240A1; EP3015560B1; JP5655115B1; EP3015560A1; CN105283571A; EP3015560A4; KR20160025518A; CN105283571B; US20160160325A1; KR102223539B1

Abstract

【課題】強度と延性がいずれも高い球状黒鉛鋳鉄を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ:３.３〜４.０％、Ｓｉ:２.１〜２.７％、Ｍｎ:０.２０〜０.５０％、Ｓ:０.００５〜０.０３０％、Ｃｕ:０.２０〜０.５０％、Ｍｇ:０.０３〜０.０６％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上である球状黒鉛鋳鉄である。
【選択図】図２

Description

本発明は、球状黒鉛鋳鉄に関し、特に自動車の足廻り部品やエンジン部品に好適に適用される球状黒鉛鋳鉄に関する。

自動車等の燃費向上を図るため、車両用部品の軽量化が益々要求されている。車両用部品の軽量化を図る方法として、従来から用いられていた球状黒鉛鋳鉄を、比重の小さいアルミニウム合金やマグネシウム合金などの軽合金へ変えることが挙げられる。しかしながら、軽合金のヤング率は球状黒鉛鋳鉄に比べて低いため、自動車の足廻り部品やエンジン部品等へ軽合金を適用する場合には、剛性を確保するために断面積を大きくする必要があり、比重に応じた軽量化を得ることは難しい。また、軽合金は球状黒鉛鋳鉄に比べて材料コストが高いことから、軽合金の適用は限定されている。
一方、金属板を板金加工して車両用部品を製造することで、薄肉化と軽量化を図る方法がある。しかしながら、板金加工は材料の加工性や成形性などの制限から形状自由度が小さく、複雑な形状の場合は一体成形が困難となる。このため、車両用部品を複数の部材に分割して各部材を板金加工した後、部材同士を接合する必要があり、接合部の強度低下、部品点数の増加、製造コストの上昇が生じるという問題がある。
ところで、従来から自動車の足廻り部品に用いる球状黒鉛鋳鉄として、引張強度が４００〜４５０ＭＰａのＦＣＤ４００材やＦＣＤ４５０材（ＪＩＳＧ５５０２に準拠）などが多用されている。そして、球状黒鉛鋳鉄を用いて部品の軽量化を図る方法として、上記のＦＣＤ４００材やＦＣＤ４５０材よりも強度の高いＦＣＤ５００材やＦＣＤ６００材（ＪＩＳＧ５５０２に準拠）などを用い、部品の断面積を小さくすることが挙げられる（特許文献１）。

特開平４−３０８０１８公報

しかしながら、上記したＦＣＤ５００材やＦＣＤ６００材は、引張強度は高くなるが伸びや衝撃値が著しく低下して脆くなるため、車両の衝突時の部品の破断を抑制するための伸びや衝撃値が十分とはいえない。特に、材料が脆くなると、塑性変形を伴わない突発的な破壊である脆性破壊を起こしやすくなる。そして、自動車の足廻り部品やエンジン部品は、短時間に大きな負荷が生じるような衝撃荷重が作用した場合でも破断（分離）しないことが必要であり、脆性破壊し難く、かつ強度、延性、靭性を有する材料が望まれる。
自動車の足廻り部品に一般に要求される機械的性質は、例えばＦＣＤ４５０材の場合、伸び１０％以上、常温における衝撃値(Ｕノッチ付での評価)は１０Ｊ／ｃｍ²以上、脆性破面率は５０％以下である。
本発明は、上記問題を解決するものであり、強度と延性がいずれも高い球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とする。

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、質量％で、Ｃ:３.３〜４.０％、Ｓｉ:２.１〜２.７％、Ｍｎ:０.２０〜０.５０％、Ｓ:０.００５〜０.０３０％、Ｃｕ:０.２０〜０.５０％、Ｍｇ:０.０３〜０.０６％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上である。

質量％で、ＭｎとＣｕを合計０.４５〜０.６０％含有することが好ましい。
質量％で、Ｓｉの含有量と、ＭｎとＣｕの合計含有量との比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））が４.０〜５.５であることが好ましい。
黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下であることが好ましい。
常温及び−３０℃における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以上であることが好ましい。
０℃における衝撃破断面の脆性破面率が５０％以下であることが好ましい。

本発明によれば、強度と延性がいずれも高い球状黒鉛鋳鉄が得られる。

実施例を作成するためのキャビティ形状のベータセット鋳型を示す上面図である。実施例１の試験片の断面の組織写真を示す図である。実施例２の試験片の断面の組織写真を示す図である。比較例１の試験片の断面の組織写真を示す図である。比較例２の試験片の断面の組織写真を示す図である。実施例１の衝撃試験（ＲＴ：室温）後の試験片の破面写真を示す図である。実施例２の衝撃試験（ＲＴ：室温）後の試験片の破面写真を示す図である。比較例１の衝撃試験（ＲＴ：室温）後の試験片の破面写真を示す図である。比較例２の衝撃試験（ＲＴ：室温）後の試験片の破面写真を示す図である。各実施例（本発明材）および比較例の引張強度と伸びの関係を示す図である。各実施例（本発明材）および比較例の衝撃値と温度の関係を示す図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
本発明の実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄は、質量％で、Ｃ:３.３〜４.０％、Ｓｉ:２.１〜２.７％、Ｍｎ:０.２０〜０.５０％、Ｐ:０.０５％以下、Ｓ:０.００５〜０.０３０％、Ｃｒ:０.１％以下、Ｃｕ:０.２０〜０.５０％、Ｍｇ:０.０３〜０.０６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上である。

＜組成＞
Ｃ（炭素）は、黒鉛組織となる元素である。Ｃの含有量が３.３％未満の場合、黒鉛粒数が減少してパーライトが多くなり、強度は向上するが、伸びおよび衝撃値が低下する。Ｃの含有量が４．０％を超えると、黒鉛粒径が大きくなり爆発状黒鉛となって球状化率が低下し、伸びおよび衝撃値が低下する。従って、Ｃの含有量を３.３〜４.０％とする。
Ｓｉは、黒鉛の晶出を促進させる元素である。Ｓｉの含有量が２.１％未満の場合、伸びは大きくなるが強度が低下することがある。Ｓｉの含有量が２.７％を超えると、シリコンフェライトの影響で衝撃値が低下することがある。従って、Ｓｉの含有量を２.１〜２.７％とすることが好ましい。なお、基地組織へ最適な量を固溶させるため、Ｓｉの含有量を２.１〜２.４％とするのがさらに好ましい。Ｓｉの含有量を２.７％以下とすると、基地組織へのＳｉの固溶量も減少し、低温下における脆化が軽減され、衝撃吸収エネルギーが大きくなるものと考えられる。
Ｍｎは、パーライト組織の安定化元素である。Ｍｎの含有量が０.２０％未満の場合、強度が低下する。Ｍｎの含有量が０.５％を超えるとパーライトが多くなり、伸びおよび衝撃値が低下する。従って、Ｍｎの含有量を０.２０〜０.５％とする。

Ｓの含有量が０.００５％未満の場合、黒鉛粒数が３００個/ｍｍ² 未満に減少し、パーライトが多くなり、伸びおよび衝撃値が低下する。Ｓの含有量が０.０３０％を超えると黒鉛化を阻害するとともに黒鉛の球状化率が低下するため、伸びおよび衝撃値が低下する。従って、Ｓの含有量を０．００５〜０．０３０％とする。
Ｃｕは、パーライト組織の安定化元素であり、Ｃｕ含有量が高くなると基地組織のパーライト率が高くなり、強度は上昇する。Ｃｕの含有量が０.２％未満では強度が低下する。一方、Ｃｕの含有量が０.５％を超えるとパーライトが多くなり過ぎ、伸びおよび衝撃値が低下する。従って、Ｃｕの含有量を０.２〜０.５％とする。
Ｍｇは、黒鉛の球状化に影響する元素であり、残留Ｍｇ量が黒鉛の球状化を判断する指標となる。Ｍｇの残留量が０.０３％未満であると黒鉛球状化率が低下し、強度および伸びが低下する。残留Ｍｇ量が０.０６％を超えると、炭化物(チル組織)が析出しやすくなり、伸びおよび衝撃値が大幅に低下する。従って、Ｍｇの含有量を０.０３〜０.０６％とする。

ＭｎとＣｕを合計０.４５〜０.６０％含有するとよい。Ｍｎ及びＣｕの含有量が０.４５％未満になると引張り強度が十分に向上せず、０.６０％を超えると伸びおよび衝撃値が低下して所望の機械的性質が得られないことがある。

Ｓｉの含有量と、ＭｎとＣｕの合計含有量との比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））を４.０〜５.５とすることで、強度と伸びをバランス良く向上させ、かつＭｎとＣｕの添加量を最小限に抑えることができる。上記比が４．０未満の場合、伸び、衝撃値が著しく低下する。又、上記比が５．５を超えると、引張強度が低下することがある。
球状黒鉛鋳鉄中にＭｎとＣｕを一定量含有させることにより、基地組織のパーライトを増加させて引張強度を高くすることが必要である。しかし、ＭｎとＣｕを多量に含有させるとパーライトが過剰となり、伸びと衝撃値が大幅に低下する。一方、基地組織のフェライトを増加させることで伸びと衝撃値を維持することができる。そして、フェライト化した基地組織にＳｉを固溶させると、引張強度を高めることができる。ただし、Ｓｉを過剰に固溶させると衝撃値が低下する。
このようなことから、基地組織のパーライトとフェライトとの割合を特定範囲にバランスさせるよう、上記比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））を規定することで、引張強度を高め、かつ伸びと衝撃値を向上させることが可能となる。

なお、基地組織におけるパーライトの面積率（パーライト率）は、鋳鉄の断面の金属組織写真から画像処理によって、（１）黒鉛を除いた組織を抽出し、（２）黒鉛及びフェライトを除き、パーライト組織を抽出し、（パーライトの面積）／（パーライト＋フェライトの面積）によって算出した。
パーライト率は３０〜５５％であることが好ましい。

不可避不純物としては、Ｐ、Ｃｒが挙げられる。Ｐの含有量が０.０５％を超えるとステダイトが過剰に生じる影響で衝撃値および伸びが低下する。Ｃｒの含有量が０.１％を超えると炭化物が析出しやすくなり衝撃値および伸びが低下する。

球状黒鉛鋳鉄の黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下であることが好ましい。上述のように、基地組織のパーライトとフェライトとの割合を特定範囲にバランスさせる際、フェライト化させるためにシリコンなどの黒鉛化元素を添加すると、黒鉛の粒数は増加し、黒鉛粒径は小さくなる。そして、黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下であると、微小な黒鉛が多く分布し、衝撃値特性が向上する。一方、粗大な黒鉛が組織に存在すると、内部切り欠き効果が大きく亀裂長さも長く合体しやすくなるため、破断し易くなる。なお、黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下となるような条件としては、Ｃの溶解度を増加させる元素の添加(ＭｎやＣｒ）を減らしたり、冷却速度を高くすることが挙げられる。

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、鋳放し状態で引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上、常温及び−３０℃における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以上、０℃における衝撃破断面の脆性破面率が５０％以下となる。
このため、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、より強靭性が求められる例えばステアリングナックル、ロアアーム、アッパーアーム、サスペンションなどの足回り部品や、シリンダーヘッド、クランクシャフト、ピストンなどのエンジン部品への適用が可能となる。

本発明の球状黒鉛鋳鉄を製造する場合、鋳造時にＣａ，Ｂａ，Ａｌ，Ｓ及びＲＥの群から選ばれる少なくとも２種以上を含んだＦｅ−Ｓｉ合金（フェロシリコン）等の接種剤を添加することが好ましい。接種方法は、製品形状や製品肉厚等により取鍋接種や注湯流接種、鋳型内接種を選択することができる。
鋳造時に、Ｌａ、Ｃｅ及びＮｄの群から選択される１種または２種以上のＲＥを添加すると、黒鉛粒数が増加するので好ましい。
接種剤として、ＲＥとＳを添加する場合は、（ＲＥ／Ｓ）の配合比（質量比）が２.０〜４.０であることが望ましい。Ｓは、Ｓ単独でもＦｅ−Ｓの形態のどちらで添加してもよい。
なお、黒鉛粒数を増やす方法として、ランタノイドの硫化物を黒鉛の核として生成させることが知られているが、溶湯中にあるＳだけでは核の生成が不十分である。また、特許文献１に記載されているように黒鉛球化処理直前に硫化物を添加すると、硫化物が過剰に添加された場合には球化不良の原因となる。このようなことから、球状化処理反応後に接種材を添加することが好ましい。

高周波電気炉を用いてＦｅ−Ｓｉ系溶湯を溶解し、さらに球状化剤（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ）を添加して球状化処理を施し、次いで接種剤としてＢａ、Ｓ，ＲＥを含んだＦｅ−Ｓｉ合金（Ｓｉ：７０〜７５％）に対し、（ＲＥ／Ｓ）の配合比が２.０〜４.０となるようにＦｅ−Ｓを加え、これらの接種剤の合計が、溶湯全体に対して約０.２質量％となるように調整し、表１に示す組成とした。
この溶湯を、図１に示すキャビティ形状のベータセット鋳型１０に注湯し、常温まで鋳型内冷却した後、鋳型内より鋳造品を取り出した。ベータセット鋳型１０キャビティ形状は、車両用部品のステアリングナックルの肉厚を想定し、断面の直径が２５ｍｍ程度の丸棒３を複数本設置した形状としている。なお、図１の符号１は湯口を示し、符号２は押湯を示す。
なお、比較例１、２は、それぞれＪＩＳＧ５５０２に準拠するＦＣＤ４００材、ＦＣＤ５５０材である。

得られた鋳造品につき、以下の評価を行った。

黒鉛粒数及び黒鉛の平均粒径：光学顕微鏡の倍率を100倍として観察箇所を画像として取り込んだ後、画像解析システムにより２値化を行ない、マトリクスより暗い部分（黒鉛に相当）の個数及び平均粒径の測定を行なった。測定結果は５か所の観察箇所についての平均値とした。また対象とする黒鉛の測定条件は平均粒径10μm以上とした。なお、平均粒径は円相当径である。
球状化率は、ＪＩＳＧ５５０２に準拠した方法で測定した。
図２〜図５は、それぞれ実施例１、実施例２、比較例１、比較例２の試験片の断面の組織写真を示す。

引張り強度と破断伸び：鋳造品の丸棒３を切断し、旋盤加工によりＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験片を作製し、アムスラー万能試験機（１０００ｋＮ）を用いてＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張り強度と破断伸びを測定した。
衝撃値と脆性破面率：鋳造品の丸棒３からＪＩＳＺ２２４１に準拠したＵノッチ付衝撃試験片を作製し、シャルピー衝撃試験機（５０Ｊ）を用いて衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。さらに衝撃試験後の試験片の破面をマイクロスコープで画像として取り込んだ後、面積計算ソフトを用いて脆性部分（金属光沢のある部分）の面積割合を測定し、脆性破面率を求めた。
図６〜図９は、それぞれ実施例１、実施例２、比較例１、比較例２の衝撃試験（ＲＴ：室温）後の試験片の破面写真を示す。破面において、金属光沢を呈した白い部分が脆性破面である。但し、破面の上部の白い部分はＵノッチ部であるので、Ｕノッチ部を除く。

表１、表２から明らかなように、ＭｎとＣｕを合計０.４５〜０.６０％含有し、かつ比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））が４.０〜５.５である各実施例の場合、引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上となり、強度と延性がいずれも向上した。又、各実施例の場合、黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下となり、常温及び−３０℃における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以上、０℃における衝撃破断面の脆性破面率が５０％以下となって靱性も向上した。

一方、ＭｎとＣｕの合計含有量が０.４５％未満で、比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））が５．５を超えた比較例１の場合、強度が低下した。
ＭｎとＣｕの合計含有量が０.６０％を超え、比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））が４．０未満である比較例２の場合、延性が低下した。

図１０は、各実施例（本発明材）および比較例の引張強度と伸びの関係を示す。比較例１は伸びが２０％以上と高いものの、強度に対する伸びの感受性が高く（強度増加による伸びの低下が大きく）、僅かな強度増加で伸びが急激に低下するので材料の安定性に劣る。一方、各実施例の場合、強度に対する伸びの感受性は低く、安定している。
図１１は、各実施例（本発明材）および比較例の衝撃値と温度の関係を示す。比較例２は低温（−３０℃）における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²未満となった。

１湯口
２押湯
３丸棒
１０ベータセット鋳型

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、質量％で、Ｃ:３.３〜４.０％、Ｓｉ:２.１〜２.４％、Ｍｎ:０.２０〜０.５０％、Ｓ:０.００５〜０.０３０％、Ｃｕ:０.２０〜０.５０％、Ｍｇ:０.０３〜０.０６％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、質量％で、ＭｎとＣｕを合計０.４５〜０.６０％含有し、Ｓｉの含有量と、ＭｎとＣｕの合計含有量との比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））が４.０〜５.５、パーライト率が３０〜５５％であり、引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上、常温及び−３０℃における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ ² 以上である。

黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下であることが好ましい。
０℃における衝撃破断面の脆性破面率が５０％以下であることが好ましい。

Claims

質量％で、Ｃ:３.３〜４.０％、Ｓｉ:２.１〜２.７％、Ｍｎ:０.２０〜０.５０％、Ｓ:０.００５〜０.０３０％、Ｃｕ:０.２０〜０.５０％、Ｍｇ:０.０３〜０.０６％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
引張強度が５５０ＭＰａ以上かつ伸びが１２％以上であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。
質量％で、ＭｎとＣｕを合計０.４５〜０.６０％含有することを特徴とする請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄。
質量％で、Ｓｉの含有量と、ＭｎとＣｕの合計含有量との比（Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ））が４.０〜５.５であることを特徴とする請求項１又は２に記載の球状黒鉛鋳鉄。
黒鉛粒数が３００個／ｍｍ²以上、且つ黒鉛の平均粒径が２０μm以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の球状黒鉛鋳鉄。
常温及び−３０℃における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の球状黒鉛鋳鉄。
０℃における衝撃破断面の脆性破面率が５０％以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の球状黒鉛鋳鉄。