JP3964675B2 - 非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents
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Description
【０００１】
技術分野
本発明は、オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄に関する。
【０００２】
背景技術
鋳鉄として、黒鉛形態が球状の球状黒鉛鋳鉄が知られており、この球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが４００〜８００ＭＰａの範囲であって、引張強さが大きくなれば伸びが低く、逆に伸びを高くしようとすると引張強さが小さくなるという傾向を有している。
【０００３】
近年になり、軽量化が強く要請されている自動車用部品などの分野においては、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備した球状黒鉛鋳鉄が求められている。このような機械的性質を有する球状黒鉛鋳鉄として、次のベイナイト球状黒鉛鋳鉄が知られていた。
【０００４】
一つは、鋳造物をオーステナイト化温度（約８００〜９５０℃）に加熱後、約３００〜４００℃の塩浴炉中に急冷し、そのまま同炉中で恒温保持した後取り出して得られるベイナイト球状黒鉛鋳鉄であり、また、例えばＮｉを１〜４質量％、Ｍｏを０．５〜１．０質量％添加して、熱処理をしない、いわゆる鋳放しの状態で得られるベイナイト球状黒鉛鋳鉄である。
【０００５】
しかしながら、前者のベイナイト球状黒鉛鋳鉄は、肉厚の大なる製品では内部まで十分なベイナイト組織が得られないことから、薄肉製品に使用されることはあるが、その場合でも、熱処理による歪みが発生したり、塩浴炉を用いた熱処理によりコストが高いという問題があった。また、後者のベイナイト球状黒鉛鋳鉄は、高価なＭｏを添加することからコストアップとなるという問題があった。
【０００６】
また、上記のベイナイト球状黒鉛鋳鉄は、例えば、耐蝕性を得るために溶融亜鉛めっきを施す（例えば、４６０℃で１２０秒間保持）と、下記表１に示すように、その加熱処理によって引張強さと伸びが低下するという欠点を有している。
【０００７】
【表１】
【０００８】
表１はベイナイト組織を有する球状黒鉛鋳鉄の熱（約４６０℃）による影響を説明したものである。ここで熱処理とは９００℃で１時間保持しその後３８０℃で一時間保持することであり、溶融亜鉛メッキ処理とは４６０℃で１２０秒間保持することである。
【０００９】
したがって、本発明は上記した従来の問題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備し、かつ引張強さと伸びを従来よりも向上させた高強度、高靭性の球状黒鉛鋳鉄を提供するものである。
【００１０】
また、本発明の目的は、溶融めっき等の処理を施しても機械的性質が低下せず、しかもＭｏを添加しなくても引張強さと伸びを向上させた球状黒鉛鋳鉄を提供するものである。
【００１１】
さらに、本発明の目的は、オーステナイト化温度に加熱後、約３００〜４００℃に急冷し、そのまま恒温保持するというオーステンパー処理を行わないで得られる非オーステンパー処理の球状黒鉛鋳鉄を提供するものである。
【００１２】
発明の開示
すなわち、本発明によれば、オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄であって、Ｍｏを添加せず、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有し、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有し、Ｃを３．１〜４．０質量％含有し、Ｓｉを１．８〜３．０質量％含有し、Ｐを０．０５質量％以下含有し、Ｓを０．０２質量％以下含有し、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、肉厚が５０ｍｍ以下で、引張強さが６５０〜８５０ＭＰａ、及び伸びが７．０〜１４．５％であることを特徴とする非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄が提供される。
【００１３】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄であって、Ｖノッチ切欠き材の疲労限度が２９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
【００１４】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、ブリネル硬度が２３０〜２８５ＨＢであることが好ましく、また、切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１３ｍｍ以下であることが好ましい。
【００１５】
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明を詳しく説明する。本発明は、従来行われているオーステンパー処理を用いずに得ることができる高強度、高靭性の球状黒鉛鋳鉄であり、具体的には、その引張強さが６５０〜８５０ＭＰａで、伸びが７．０〜１４．５％であって、Ｍｏを添加せず、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有し、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有し、Ｃを３．１〜４．０質量％含有し、Ｓｉを１．８〜３．０質量％含有し、Ｐを０．０５質量％以下含有し、Ｓを０．０２質量％以下含有し、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、肉厚が５０ｍｍ以下で、引張強さと伸びの両方の機械的性質がバランス良く兼備され、しかも引張強さと伸びが従来に比して向上しているものである。
【００１６】
このような高強度、高靭性の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、熱処理をせずに引張強さ及び伸びが所定以上に大きく、かつ溶融めっき等を施しても機械的性質が低下しない。
【００１７】
本発明に係る非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、その引張強さが６５０〜８５０ＭＰａ、好ましくは７００〜８５０ＭＰａ、特に好ましくは７５０〜８５０ＭＰａである。また、伸びは７．０〜１４．５％、好ましくは９．５〜１４．５％、特に好ましくは１２．０〜１４．５％である。
【００１８】
ここで、球状黒鉛鋳鉄の引張強さ、及び伸びという機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定されている試験法に従って求めたものである。
【００１９】
上記のような高強度、高靭性の機械的性質を有する本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、成分的には、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有するものであり、Ｍｎを０．１０〜０．３５質量％含有することが好ましい。Ｍｎの添加量を上記範囲内において変えることにより、球状黒鉛鋳鉄の引張強さと伸びの関係を制御することができる。すなわち、Ｍｎの含有量を少なくすれば引張強さは落ちるが、伸びは上昇し、逆にＭｎの含有量を多くすれば引張強さは大きくなるが、伸びは低下することになる。Ｍｎの含有量が０．４５質量％を超えると硬くなり過ぎて伸びが７．０％未満になる。なお、Ｍｎは材料や製造工程から不可避的に混入してくるものであり、その含有量を０．０５質量％未満まで低下させることは現在の技術上からは困難である。また、他の成分としては、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有するものである。Ｎｉが上記範囲外の場合には、伸びが低下する傾向がある。
【００２０】
更に、本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄の他の構成成分としては、Ｃを３．１〜４．０質量％、Ｓｉを１．８〜３．０質量％、Ｐを０．０５質量％以下、Ｓを０．０２質量％以下、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％の範囲に含有し、残部としてＦｅを含有するものである。その理由は下記の通りである。なお、Ｍｏを添加しないものである。
【００２１】
（１）Ｃが３．１質量％未満では、炭化物が現れて伸びが著しく減少する。Ｃが４．０質量％を超えると、初晶黒鉛が浮上して介在し、引張強さの低下の原因となる。
（２）Ｓｉが１．８質量％未満では、炭化物が現れて伸びが著しく減少する。Ｓｉが３．０質量％を超えると、初晶黒鉛が浮上して介在し、引張強さの低下の原因となる。
（３）Ｐが０．０５質量％を超えると、ステダイト相が現れて脆化する。
（４）Ｓが０．０２質量％を超えると、Ｍｇ処理時にＭｇＳを生成し、溶存Ｍｇ量が低下して黒鉛球状化が阻害され、ノロも増えて好ましくない。
（５）Ｍｇが０．０２質量％未満では、黒鉛を球状化することができず、引張強さが確保できない。Ｍｇが０．０６質量％を超えると、炭化物が現れやすくなり、処理時のＭｇ合金が高価で好ましくない。
【００２２】
また、本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、Ｖノッチ切欠き材の疲労限度が２９０ＭＰａ以上という特性を有することが好ましい。本発明の球状黒鉛鋳鉄は、上記のように特に伸び特性に優れるため、Ｖノッチ切欠き材であっても疲労限度が所定以上に高くなると考えられる。
【００２３】
さらに、本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、加工性に優れている。加工性を示す指標として、切削試験を行った場合の逃げ面磨耗量を用いると、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１３ｍｍ以下である。
【００２４】
なお、切削試験の切削条件としては、図１に示す形状の切削試験片１０に対して、切削速度が１００ｍ／ｍｉｎ、送り量が０．２ｍｍ／回転、切込みが１．５ｍｍとし、刃物として三菱マテリアル製ＵＣ６０１０を用いて乾式切削を行った。
【００２５】
さらにまた、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、その硬度が２３０〜２８５ＨＢ、好ましくは２３５〜２８０ＨＢ、特に好ましくは２４０〜２７５ＨＢと、高い硬度を示すものである。このように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、硬度も所定以上であり、強度、靭性に加えて硬度的にもバランスが取れている。
【００２６】
ここで、硬度試験としては、ＪＩＳ Ｚ２２４５に規定された試験法を用い、ブリネル硬さを測定した。
【００２７】
上記した本発明の球状黒鉛鋳鉄は、従来公知の工程を用いて製造することができる。鋳鉄製造工程の一例を説明すると、材料ヤードから銑鉄、鋼屑など各種の鉄合金を、配合成分量を考慮して配合し、これを原料として電気炉（低周波炉又は高周波炉）あるいはキュポラを用いて鋳鉄溶湯が溶製される。目標組成通りに溶製された溶湯は、黒鉛球状化剤を用いて取鍋内で溶湯処理が行われる。この際、必要に応じて接種剤を添加する。
【００２８】
溶湯処理が行われた後、溶湯は取鍋から造型機により造型された鋳型に注湯されて鋳込まれ、鋳型内でそのまま凝固、冷却される。鋳型内の物品が冷却されると、次にシェイクアウトマシンにて型ばらしが行われて物品と造型砂が分離され、物品はドラムクーラーで冷却された後、ショットブラストで物品の表面に付着した砂を除去し、鋳仕上げ工程に掛けられる。この鋳仕上げ工程において堰、ばり取りなどの仕上げが行われて製品たる鋳鉄鋳物が得られることになる。
【００２９】
上記工程のうち、保持炉で行う接種及び球状化の溶湯処理において、添加する物質の種類、添加量を所定とすることにより、所望の球状黒鉛鋳鉄が製造できる。本発明では、成分的に、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、及びＦｅを所定量に調整し、Ｍｏを添加しないことにより、製造法としては、従来公知のオーステンパー処理を除く各種の方法において、鋳型に注湯後の冷却速度を制御することにより、引張強さと伸びの両方の機械的性質が従来に比して大きく、かつバランス良く兼備された高強度、高靭性の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。
【００３０】
すなわち、本発明では、その製造法として、目標成分に調整した球状黒鉛鋳鉄溶湯を鋳型に注湯後、その後の冷却速度を制御するものであるが、その態様としては次の通り、各種の方法がある。
【００３１】
（１）代表的には、肉厚が２５〜５０ｍｍ程度の製品の場合、鋳型内で自然放冷（鋳放し）させることである。
（２）薄い製品、例えば、肉厚が１０ｍｍ以下の製品については速く冷却し過ぎて本発明のような所望の機械的性質を有する鋳鉄が得られないので、鋳型を保温するなど（冷却しにくい鋳型材を選択することや、鋳型を集合させること、または鋳型を加熱する等）により冷却速度を制御して、肉厚が２５〜５０ｍｍ程度の製品とほぼ同様の冷却プロセスとなるようにする。
（３）型ばらし後、製品を加熱しながら冷却速度を制御して、上記（２）と同様に、肉厚が２５〜５０ｍｍ程度の製品とほぼ同様の冷却プロセスとなるようにする。
【００３２】
以上をまとめると、本発明の製造法は、従来公知のオーステンパー処理のような、オーステナイト化温度から約３００〜４００℃に急冷するという急冷操作を行わずに、鋳造後連続的に徐冷するか、あるいは鋳造後常温付近まで冷却された後に加熱し、次いで加熱しながら冷却することにより、冷却速度を制御するものである。そして、製品の肉厚により冷却速度に相違が生じる（肉薄では冷却が速く、肉厚では冷却が遅くなる）ことに鑑み、冷却速度を制御して、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備した高強度、高靭性の球状黒鉛鋳鉄を得るものである。
【００３３】
以下、本発明を実施例に基づき、更に具体的に説明する。
【００３４】
（実施例１）
従来公知の鋳鉄製造工程に従って、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を溶製した。すなわち、鋳鉄原料を配合し、高周波炉にて、Ｃ ３．５５質量％、Ｓｉ ２．５０質量％、Ｍｎ ０．２９質量％、Ｐ ０．０１８質量％、Ｓ ０．００７質量％、Ｍｇ ０．０３９質量％、Ｃｒ ０．０３６質量％、Ｃｕ ０．０８質量％、Ｎｉ ３．１質量％に成分調整した球状黒鉛鋳鉄の溶湯を溶製した。
【００３５】
この球状黒鉛鋳鉄溶湯を、図２に示すＹ形供試材（Ｂ号）３０用の鋳型に約１４００℃で注湯し、鋳型内で常温まで自然放冷（鋳放し）した。得られたＹ形供試材（Ｂ号）３０（ＪＩＳ Ｇ ５５０２）の下部３１から試験片を採取した。引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片で測定し、その結果を図４に示す。
【００３６】
さらに、Ｙ形供試材（Ｂ号）３０から図３に示すＶノッチ切り欠き材３２を採取し、回転曲げ疲労試験を行い、疲労限度を求めた。ここで、回転曲げ疲労試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に基づいて、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、室温、大気中において、Ｖノッチ切り欠き材３２を２５００ｒｐｍで回転させながら応力を掛け、破壊するまでの応力と繰り返し数の関係から疲労限度を測定した。結果を図５に示す。
【００３７】
（実施例２）
実施例１と同様にして、図１に示す形状の球状黒鉛鋳鉄からなる切削試験片１０を採取した。この切削試験片１０について、切削試験を行い、逃げ面磨耗量を測定したところ、切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１２ｍｍであった。
【００３８】
一方、従来の球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ７００相当）（組成：Ｃ ３．６質量％、Ｓｉ ２．５質量％、Ｍｎ ０．４質量％、Ｐ ０．０３質量％、Ｓ ０．００３質量％、Ｍｇ ０．０３質量％、Ｃｕ ０．８質量％、残部がＦｅ）の場合には、逃げ面磨耗量が０．１６ｍｍであり、本発明の球状黒鉛鋳鉄が加工性に優れていることがわかった。
【００３９】
（実施例３）
Ｍｎ ０．０５〜０．４５質量％、Ｎｉ ２．０〜４．０質量％、Ｃ ３．１〜４．０質量％、Ｓｉ １．８〜３．０質量％、Ｐ ０．０５質量％以下、Ｓ ０．０２質量％以下、Ｍｇ ０．０２〜０．０６質量％、残部がＦｅの範囲において、多数の成分組成の球状黒鉛鋳鉄溶湯からＹ形供試材（Ｂ号）を得、実施例１と同様にして、引張特性（引張強さ及び伸び）を測定するとともに硬度を測定した。結果を図６に示す。
【００４０】
（実施例４）
図７に示す電力製品である連結金具について、実施例１と同様に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を測定した。なお、試験片採取位置は、図７の（１）〜（５）である。その結果を図８（ａ）に示す。
【００４１】
（実施例５）
実施例４と同じ連結金具に対し、溶融亜鉛めっき処理（４６０℃で１２０秒間保持）を施したものについて、実施例１と同様に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を測定した。その結果を図８（ｂ）に示す。その結果、引張特性はめっき処理前後において、ほとんど差がないことが確認された。
【００４２】
（実施例６）
図９に示す自動車部品である車輪支持部品について、実施例１と同様に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を測定した。なお、試験片採取位置は、図９のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅである。その結果を図１０に示す。
【００４３】
（比較例１）
球状黒鉛鋳鉄の溶湯成分のうち、Ｍｎを０．５３質量％とした以外は実施例１と同一方法により、Ｙ形供試材（Ｂ号）を鋳造し同様に試験片を採取して、その引張強さと伸びを測定した。その結果、引張強さは８５０〜９００ＭＰａと大きくなるものの、伸びが６％以下まで低下したことが分かった。
【００４４】
（考察）
上記の実施例１、４〜６及び比較例１の結果から明らかなように、実施例１、４〜６により得られた球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが７５０〜８００ＭＰａ、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上、伸びが７．０％以上となり、所期の機械的性質を有していることがわかる。また、実施例１で得られたＶノッチ切欠き材の繰り返し数１０７回での疲労限度が２９５ＭＰａという高い数値を得た。
【００４５】
さらに、実施例２からわかるように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は加工性に優れており、しかも、硬度が２３０〜２８５ＨＢと所定以上であり、高強度、高靭性に加えて機械的特性として極めてバランスが取れていることがわかる。
【００４６】
産業上の利用可能性
以上説明したように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、オーステンパー処理を行わないで得られるものであって、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備し、かつ引張強さと伸びを従来よりも向上させた高強度、高靭性のものである。また、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、溶融めっき等の処理を施しても機械的性質が低下せず、しかもＭｏを添加しなくても引張強さと伸びを向上させることができる。したがって、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、連結金具などの電力製品や、車輪支持部品などの自動車部品に好ましく適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、切削試験片形状を示す説明図である。
【図２】図２は、Ｙ形供試材（Ｂ号）の形状を示す説明図である。
【図３】図３は、回転曲げ疲労試験に用いたＶノッチ切り欠き材の形状及び寸法を示す説明図である。
【図４】図４は、実施例１における引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を示すグラフである。
【図５】図５は、実施例１における疲労限度を示すグラフである。
【図６】図６は、硬度と引張強度／伸びの関係を示すグラフである。
【図７】図７は、電力製品の連結金具を示す説明図である。
【図８】図８(a)(b)は、めっき処理前後の引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を示すもので、図８(a)はめっき処理前、図８(b)はめっき処理後を示すグラフである。
【図９】図９は、自動車製品の車輪支持部品を示す説明図である。
【図１０】図１０は、実施例６における引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を示すグラフである。
技術分野
本発明は、オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄に関する。
【０００２】
背景技術
鋳鉄として、黒鉛形態が球状の球状黒鉛鋳鉄が知られており、この球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが４００〜８００ＭＰａの範囲であって、引張強さが大きくなれば伸びが低く、逆に伸びを高くしようとすると引張強さが小さくなるという傾向を有している。
【０００３】
近年になり、軽量化が強く要請されている自動車用部品などの分野においては、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備した球状黒鉛鋳鉄が求められている。このような機械的性質を有する球状黒鉛鋳鉄として、次のベイナイト球状黒鉛鋳鉄が知られていた。
【０００４】
一つは、鋳造物をオーステナイト化温度（約８００〜９５０℃）に加熱後、約３００〜４００℃の塩浴炉中に急冷し、そのまま同炉中で恒温保持した後取り出して得られるベイナイト球状黒鉛鋳鉄であり、また、例えばＮｉを１〜４質量％、Ｍｏを０．５〜１．０質量％添加して、熱処理をしない、いわゆる鋳放しの状態で得られるベイナイト球状黒鉛鋳鉄である。
【０００５】
しかしながら、前者のベイナイト球状黒鉛鋳鉄は、肉厚の大なる製品では内部まで十分なベイナイト組織が得られないことから、薄肉製品に使用されることはあるが、その場合でも、熱処理による歪みが発生したり、塩浴炉を用いた熱処理によりコストが高いという問題があった。また、後者のベイナイト球状黒鉛鋳鉄は、高価なＭｏを添加することからコストアップとなるという問題があった。
【０００６】
また、上記のベイナイト球状黒鉛鋳鉄は、例えば、耐蝕性を得るために溶融亜鉛めっきを施す（例えば、４６０℃で１２０秒間保持）と、下記表１に示すように、その加熱処理によって引張強さと伸びが低下するという欠点を有している。
【０００７】
【表１】
表１はベイナイト組織を有する球状黒鉛鋳鉄の熱（約４６０℃）による影響を説明したものである。ここで熱処理とは９００℃で１時間保持しその後３８０℃で一時間保持することであり、溶融亜鉛メッキ処理とは４６０℃で１２０秒間保持することである。
【０００９】
したがって、本発明は上記した従来の問題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備し、かつ引張強さと伸びを従来よりも向上させた高強度、高靭性の球状黒鉛鋳鉄を提供するものである。
【００１０】
また、本発明の目的は、溶融めっき等の処理を施しても機械的性質が低下せず、しかもＭｏを添加しなくても引張強さと伸びを向上させた球状黒鉛鋳鉄を提供するものである。
【００１１】
さらに、本発明の目的は、オーステナイト化温度に加熱後、約３００〜４００℃に急冷し、そのまま恒温保持するというオーステンパー処理を行わないで得られる非オーステンパー処理の球状黒鉛鋳鉄を提供するものである。
【００１２】
発明の開示
すなわち、本発明によれば、オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄であって、Ｍｏを添加せず、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有し、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有し、Ｃを３．１〜４．０質量％含有し、Ｓｉを１．８〜３．０質量％含有し、Ｐを０．０５質量％以下含有し、Ｓを０．０２質量％以下含有し、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、肉厚が５０ｍｍ以下で、引張強さが６５０〜８５０ＭＰａ、及び伸びが７．０〜１４．５％であることを特徴とする非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄が提供される。
【００１３】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄であって、Ｖノッチ切欠き材の疲労限度が２９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
【００１４】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、ブリネル硬度が２３０〜２８５ＨＢであることが好ましく、また、切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１３ｍｍ以下であることが好ましい。
【００１５】
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明を詳しく説明する。本発明は、従来行われているオーステンパー処理を用いずに得ることができる高強度、高靭性の球状黒鉛鋳鉄であり、具体的には、その引張強さが６５０〜８５０ＭＰａで、伸びが７．０〜１４．５％であって、Ｍｏを添加せず、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有し、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有し、Ｃを３．１〜４．０質量％含有し、Ｓｉを１．８〜３．０質量％含有し、Ｐを０．０５質量％以下含有し、Ｓを０．０２質量％以下含有し、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、肉厚が５０ｍｍ以下で、引張強さと伸びの両方の機械的性質がバランス良く兼備され、しかも引張強さと伸びが従来に比して向上しているものである。
【００１６】
このような高強度、高靭性の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、熱処理をせずに引張強さ及び伸びが所定以上に大きく、かつ溶融めっき等を施しても機械的性質が低下しない。
【００１７】
本発明に係る非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、その引張強さが６５０〜８５０ＭＰａ、好ましくは７００〜８５０ＭＰａ、特に好ましくは７５０〜８５０ＭＰａである。また、伸びは７．０〜１４．５％、好ましくは９．５〜１４．５％、特に好ましくは１２．０〜１４．５％である。
【００１８】
ここで、球状黒鉛鋳鉄の引張強さ、及び伸びという機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定されている試験法に従って求めたものである。
【００１９】
上記のような高強度、高靭性の機械的性質を有する本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、成分的には、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有するものであり、Ｍｎを０．１０〜０．３５質量％含有することが好ましい。Ｍｎの添加量を上記範囲内において変えることにより、球状黒鉛鋳鉄の引張強さと伸びの関係を制御することができる。すなわち、Ｍｎの含有量を少なくすれば引張強さは落ちるが、伸びは上昇し、逆にＭｎの含有量を多くすれば引張強さは大きくなるが、伸びは低下することになる。Ｍｎの含有量が０．４５質量％を超えると硬くなり過ぎて伸びが７．０％未満になる。なお、Ｍｎは材料や製造工程から不可避的に混入してくるものであり、その含有量を０．０５質量％未満まで低下させることは現在の技術上からは困難である。また、他の成分としては、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有するものである。Ｎｉが上記範囲外の場合には、伸びが低下する傾向がある。
【００２０】
更に、本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄の他の構成成分としては、Ｃを３．１〜４．０質量％、Ｓｉを１．８〜３．０質量％、Ｐを０．０５質量％以下、Ｓを０．０２質量％以下、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％の範囲に含有し、残部としてＦｅを含有するものである。その理由は下記の通りである。なお、Ｍｏを添加しないものである。
【００２１】
（１）Ｃが３．１質量％未満では、炭化物が現れて伸びが著しく減少する。Ｃが４．０質量％を超えると、初晶黒鉛が浮上して介在し、引張強さの低下の原因となる。
（２）Ｓｉが１．８質量％未満では、炭化物が現れて伸びが著しく減少する。Ｓｉが３．０質量％を超えると、初晶黒鉛が浮上して介在し、引張強さの低下の原因となる。
（３）Ｐが０．０５質量％を超えると、ステダイト相が現れて脆化する。
（４）Ｓが０．０２質量％を超えると、Ｍｇ処理時にＭｇＳを生成し、溶存Ｍｇ量が低下して黒鉛球状化が阻害され、ノロも増えて好ましくない。
（５）Ｍｇが０．０２質量％未満では、黒鉛を球状化することができず、引張強さが確保できない。Ｍｇが０．０６質量％を超えると、炭化物が現れやすくなり、処理時のＭｇ合金が高価で好ましくない。
【００２２】
また、本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、Ｖノッチ切欠き材の疲労限度が２９０ＭＰａ以上という特性を有することが好ましい。本発明の球状黒鉛鋳鉄は、上記のように特に伸び特性に優れるため、Ｖノッチ切欠き材であっても疲労限度が所定以上に高くなると考えられる。
【００２３】
さらに、本発明の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄は、加工性に優れている。加工性を示す指標として、切削試験を行った場合の逃げ面磨耗量を用いると、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１３ｍｍ以下である。
【００２４】
なお、切削試験の切削条件としては、図１に示す形状の切削試験片１０に対して、切削速度が１００ｍ／ｍｉｎ、送り量が０．２ｍｍ／回転、切込みが１．５ｍｍとし、刃物として三菱マテリアル製ＵＣ６０１０を用いて乾式切削を行った。
【００２５】
さらにまた、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、その硬度が２３０〜２８５ＨＢ、好ましくは２３５〜２８０ＨＢ、特に好ましくは２４０〜２７５ＨＢと、高い硬度を示すものである。このように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、硬度も所定以上であり、強度、靭性に加えて硬度的にもバランスが取れている。
【００２６】
ここで、硬度試験としては、ＪＩＳ Ｚ２２４５に規定された試験法を用い、ブリネル硬さを測定した。
【００２７】
上記した本発明の球状黒鉛鋳鉄は、従来公知の工程を用いて製造することができる。鋳鉄製造工程の一例を説明すると、材料ヤードから銑鉄、鋼屑など各種の鉄合金を、配合成分量を考慮して配合し、これを原料として電気炉（低周波炉又は高周波炉）あるいはキュポラを用いて鋳鉄溶湯が溶製される。目標組成通りに溶製された溶湯は、黒鉛球状化剤を用いて取鍋内で溶湯処理が行われる。この際、必要に応じて接種剤を添加する。
【００２８】
溶湯処理が行われた後、溶湯は取鍋から造型機により造型された鋳型に注湯されて鋳込まれ、鋳型内でそのまま凝固、冷却される。鋳型内の物品が冷却されると、次にシェイクアウトマシンにて型ばらしが行われて物品と造型砂が分離され、物品はドラムクーラーで冷却された後、ショットブラストで物品の表面に付着した砂を除去し、鋳仕上げ工程に掛けられる。この鋳仕上げ工程において堰、ばり取りなどの仕上げが行われて製品たる鋳鉄鋳物が得られることになる。
【００２９】
上記工程のうち、保持炉で行う接種及び球状化の溶湯処理において、添加する物質の種類、添加量を所定とすることにより、所望の球状黒鉛鋳鉄が製造できる。本発明では、成分的に、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、及びＦｅを所定量に調整し、Ｍｏを添加しないことにより、製造法としては、従来公知のオーステンパー処理を除く各種の方法において、鋳型に注湯後の冷却速度を制御することにより、引張強さと伸びの両方の機械的性質が従来に比して大きく、かつバランス良く兼備された高強度、高靭性の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。
【００３０】
すなわち、本発明では、その製造法として、目標成分に調整した球状黒鉛鋳鉄溶湯を鋳型に注湯後、その後の冷却速度を制御するものであるが、その態様としては次の通り、各種の方法がある。
【００３１】
（１）代表的には、肉厚が２５〜５０ｍｍ程度の製品の場合、鋳型内で自然放冷（鋳放し）させることである。
（２）薄い製品、例えば、肉厚が１０ｍｍ以下の製品については速く冷却し過ぎて本発明のような所望の機械的性質を有する鋳鉄が得られないので、鋳型を保温するなど（冷却しにくい鋳型材を選択することや、鋳型を集合させること、または鋳型を加熱する等）により冷却速度を制御して、肉厚が２５〜５０ｍｍ程度の製品とほぼ同様の冷却プロセスとなるようにする。
（３）型ばらし後、製品を加熱しながら冷却速度を制御して、上記（２）と同様に、肉厚が２５〜５０ｍｍ程度の製品とほぼ同様の冷却プロセスとなるようにする。
【００３２】
以上をまとめると、本発明の製造法は、従来公知のオーステンパー処理のような、オーステナイト化温度から約３００〜４００℃に急冷するという急冷操作を行わずに、鋳造後連続的に徐冷するか、あるいは鋳造後常温付近まで冷却された後に加熱し、次いで加熱しながら冷却することにより、冷却速度を制御するものである。そして、製品の肉厚により冷却速度に相違が生じる（肉薄では冷却が速く、肉厚では冷却が遅くなる）ことに鑑み、冷却速度を制御して、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備した高強度、高靭性の球状黒鉛鋳鉄を得るものである。
【００３３】
以下、本発明を実施例に基づき、更に具体的に説明する。
【００３４】
（実施例１）
従来公知の鋳鉄製造工程に従って、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を溶製した。すなわち、鋳鉄原料を配合し、高周波炉にて、Ｃ ３．５５質量％、Ｓｉ ２．５０質量％、Ｍｎ ０．２９質量％、Ｐ ０．０１８質量％、Ｓ ０．００７質量％、Ｍｇ ０．０３９質量％、Ｃｒ ０．０３６質量％、Ｃｕ ０．０８質量％、Ｎｉ ３．１質量％に成分調整した球状黒鉛鋳鉄の溶湯を溶製した。
【００３５】
この球状黒鉛鋳鉄溶湯を、図２に示すＹ形供試材（Ｂ号）３０用の鋳型に約１４００℃で注湯し、鋳型内で常温まで自然放冷（鋳放し）した。得られたＹ形供試材（Ｂ号）３０（ＪＩＳ Ｇ ５５０２）の下部３１から試験片を採取した。引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片で測定し、その結果を図４に示す。
【００３６】
さらに、Ｙ形供試材（Ｂ号）３０から図３に示すＶノッチ切り欠き材３２を採取し、回転曲げ疲労試験を行い、疲労限度を求めた。ここで、回転曲げ疲労試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に基づいて、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、室温、大気中において、Ｖノッチ切り欠き材３２を２５００ｒｐｍで回転させながら応力を掛け、破壊するまでの応力と繰り返し数の関係から疲労限度を測定した。結果を図５に示す。
【００３７】
（実施例２）
実施例１と同様にして、図１に示す形状の球状黒鉛鋳鉄からなる切削試験片１０を採取した。この切削試験片１０について、切削試験を行い、逃げ面磨耗量を測定したところ、切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１２ｍｍであった。
【００３８】
一方、従来の球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ７００相当）（組成：Ｃ ３．６質量％、Ｓｉ ２．５質量％、Ｍｎ ０．４質量％、Ｐ ０．０３質量％、Ｓ ０．００３質量％、Ｍｇ ０．０３質量％、Ｃｕ ０．８質量％、残部がＦｅ）の場合には、逃げ面磨耗量が０．１６ｍｍであり、本発明の球状黒鉛鋳鉄が加工性に優れていることがわかった。
【００３９】
（実施例３）
Ｍｎ ０．０５〜０．４５質量％、Ｎｉ ２．０〜４．０質量％、Ｃ ３．１〜４．０質量％、Ｓｉ １．８〜３．０質量％、Ｐ ０．０５質量％以下、Ｓ ０．０２質量％以下、Ｍｇ ０．０２〜０．０６質量％、残部がＦｅの範囲において、多数の成分組成の球状黒鉛鋳鉄溶湯からＹ形供試材（Ｂ号）を得、実施例１と同様にして、引張特性（引張強さ及び伸び）を測定するとともに硬度を測定した。結果を図６に示す。
【００４０】
（実施例４）
図７に示す電力製品である連結金具について、実施例１と同様に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を測定した。なお、試験片採取位置は、図７の（１）〜（５）である。その結果を図８（ａ）に示す。
【００４１】
（実施例５）
実施例４と同じ連結金具に対し、溶融亜鉛めっき処理（４６０℃で１２０秒間保持）を施したものについて、実施例１と同様に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を測定した。その結果を図８（ｂ）に示す。その結果、引張特性はめっき処理前後において、ほとんど差がないことが確認された。
【００４２】
（実施例６）
図９に示す自動車部品である車輪支持部品について、実施例１と同様に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を測定した。なお、試験片採取位置は、図９のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅである。その結果を図１０に示す。
【００４３】
（比較例１）
球状黒鉛鋳鉄の溶湯成分のうち、Ｍｎを０．５３質量％とした以外は実施例１と同一方法により、Ｙ形供試材（Ｂ号）を鋳造し同様に試験片を採取して、その引張強さと伸びを測定した。その結果、引張強さは８５０〜９００ＭＰａと大きくなるものの、伸びが６％以下まで低下したことが分かった。
【００４４】
（考察）
上記の実施例１、４〜６及び比較例１の結果から明らかなように、実施例１、４〜６により得られた球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが７５０〜８００ＭＰａ、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上、伸びが７．０％以上となり、所期の機械的性質を有していることがわかる。また、実施例１で得られたＶノッチ切欠き材の繰り返し数１０７回での疲労限度が２９５ＭＰａという高い数値を得た。
【００４５】
さらに、実施例２からわかるように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は加工性に優れており、しかも、硬度が２３０〜２８５ＨＢと所定以上であり、高強度、高靭性に加えて機械的特性として極めてバランスが取れていることがわかる。
【００４６】
産業上の利用可能性
以上説明したように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、オーステンパー処理を行わないで得られるものであって、引張強さと伸びの両方の機械的性質をバランス良く兼備し、かつ引張強さと伸びを従来よりも向上させた高強度、高靭性のものである。また、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、溶融めっき等の処理を施しても機械的性質が低下せず、しかもＭｏを添加しなくても引張強さと伸びを向上させることができる。したがって、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、連結金具などの電力製品や、車輪支持部品などの自動車部品に好ましく適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、切削試験片形状を示す説明図である。
【図２】図２は、Ｙ形供試材（Ｂ号）の形状を示す説明図である。
【図３】図３は、回転曲げ疲労試験に用いたＶノッチ切り欠き材の形状及び寸法を示す説明図である。
【図４】図４は、実施例１における引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を示すグラフである。
【図５】図５は、実施例１における疲労限度を示すグラフである。
【図６】図６は、硬度と引張強度／伸びの関係を示すグラフである。
【図７】図７は、電力製品の連結金具を示す説明図である。
【図８】図８(a)(b)は、めっき処理前後の引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を示すもので、図８(a)はめっき処理前、図８(b)はめっき処理後を示すグラフである。
【図９】図９は、自動車製品の車輪支持部品を示す説明図である。
【図１０】図１０は、実施例６における引張特性（引張強さ、０．２％耐力および伸び）を示すグラフである。
Claims (4)
- オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄であって、
Ｍｏを添加せず、Ｍｎを０．０５〜０．４５質量％含有し、Ｎｉを２．０〜４．０質量％含有し、Ｃを３．１〜４．０質量％含有し、Ｓｉを１．８〜３．０質量％含有し、Ｐを０．０５質量％以下含有し、Ｓを０．０２質量％以下含有し、Ｍｇを０．０２〜０．０６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
肉厚が５０ｍｍ以下で、引張強さが６５０〜８５０ＭＰａ、及び伸びが７．０〜１４．５％であることを特徴とする非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄。 - オーステンパー処理を行わずに得られる非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄であって、
Ｖノッチ切欠き材の疲労限度が２９０ＭＰａ以上である請求項１に記載の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄。 - ブリネル硬度が２３０〜２８５ＨＢである請求項１または２に記載の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄。
- 切削距離１．７ｋｍにおいて逃げ面磨耗量が０．１３ｍｍ以下である請求項１〜３のいずれか１項に記載の非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄。
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