JP4527304B2 - 高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents
高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄に関する。本発明は車両部品等のように高強度高靱性が要請される機器を構成する球状黒鉛鋳鉄に使用することができる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車等のように軽量化が益々要請される鋳鉄部品の多くは、アルミ材料など比重が小さい材料への材料置換が行われている。しかしアルミ材等の軽量材料は、その特性の低さから必ずしも部品の重量が比重の比ほど軽量化できるものではない場合が多い。これに対し同種の材料を高強度化した場合には縦弾性係数等の特性は基本的には変化しないので、理論上は高強度化した分だけ薄肉化による軽量化が可能となる。このため産業界では球状黒鉛鋳鉄の更なる高強度化は切望されている。従来より、球状黒鉛鋳鉄は高強度を有するため高強度鋳鉄に分類されている。しかし、高強度を有する球状黒鉛鋳鉄も熱処理による強化を行わない状態では、衝撃強度が著しく低下してしまう。例えば、引張り強度が７００ＭＰａを越える球状黒鉛鋳鉄であっても、衝撃強度が著しく低下してしまう。例えば、ＦＣＤ７００相当材にＣｕまたはＳｎなど合金成分を添加し引張り強度を達成しても、その衝撃値はかなり低下し、５Ｊ／ｃｍ2 未満となってしまう。なおＦＣＤ４５０相当材では強度は低いものの、衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ2 前後と高いものである。
【０００３】
一方、上記したＦＣＤ７００相当材に熱処理を行なった場合には引張り強度が１０００ＭＰａを越え、衝撃値も飛躍的に向上するが、フライスや旋盤等により効率的な機械加工が出来ないことや、熱処理による歪みが発生し、鋳鉄製品に要求される寸法精度が必ずしも十分にでないなどの問題が発生する。また、製品の軽量化には薄肉化が有効ではあるが、球状黒鉛鋳鉄を薄肉化すると、球状化処理後の溶湯の湯流れ不良、チル化、引け巣等といった鋳造欠陥が増加しやすい事情も存在する。
【０００４】
また、特公昭６３ー４８３号公報には、Ｚｒを含む鋳鉄用添加剤が開示されている。特開平１０ー２３７５２８号公報には、Ｍｇ、レアアース、Ｚｒを含む鉄系の球状化剤が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記した特公昭６３ー４８３号公報に係る鋳鉄用添加剤は、Ｚｒを含むものの、非球状のいもむし状黒鉛が分散したバーミキュラ黒鉛鋳鉄の溶湯を処理対象としており、球状黒鉛鋳鉄用の処理剤として開示されたものではない。特公昭６３ー４８３号公報にも記載されているように、Ｚｒは一般的には黒鉛の球状化を阻害する元素として把握されているためである。したがって、特公昭６３ー４８３号公報に係る鋳鉄用添加剤を用いたとしても、球状黒鉛鋳鉄を製造できるものではない。
【０００６】
上記した特開平１０ー２３７５２８号公報に係る鉄系の球状化剤は、黒鉛の球状化を阻害する元素として知られているＺｒを含むものであり、かかる球状化剤で球状化処理して球状黒鉛鋳鉄を製造する。特開平１０ー２３７５２８号公報に係る鉄系の球状化剤においては、Ｚｒの効果の本質が本発明とは異なる。即ち、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る球状化剤は、球状化に最も寄与する重要元素であるＭｇの酸化を抑えるべく、Ｍｇよりも優先的にＺｒを酸化させてＺｒ酸化物をスラグ滓として生成することにより、球状化に最も寄与する重要元素であるＭｇの酸化物生成を抑えることを意図している。従って上記した特開平１０ー２３７５２８号公報に係る球状化剤を用いた技術によれば、Ｚｒは溶湯中においては専ら酸化物であるスラグ滓として存在するものであり、同公報に係る球状化剤で製造した球状黒鉛鋳鉄のマトリックスには、Ｚｒが存在しないものである。その証拠に、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る明細書の表２、表５は球状化処理後の溶湯組成を示しているが、Ｚｒは球状黒鉛鋳鉄には含まれていない。ちなみに、この表２、表５に示されているように、この球状黒鉛鋳鉄はＳｎ、Ｃｕを含むものでもない。従って、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る明細書の図７に示す球状黒鉛鋳鉄の光学顕微鏡写真からも把握できるように、球状黒鉛のサイズはかなり大きく、単位面積当たりの球状黒鉛の粒数も少ないものである。このような球状黒鉛鋳鉄によれば、強度や靱性等の材料特性は、従来の球状黒鉛鋳鉄に対して大きく改善されているものではない。
【０００７】
ところで、一般的に、熱処理を行なわずに球状黒鉛鋳鉄の引張り強度を向上させるには、鋳鉄材料のマトリックスをパーライト化させる方法が行なわれる。しかし、この方法では上述した様に引張り強度はせいぜい７００ＭＰａが限界である。しかるに、同じ鉄系材料でもマトリックスがパーライトからなる鋼材（非鋳鉄材）では、引張り強度としては９００ＭＰａを越えることが出来る。これらの強度の違いは、鋳鉄が砂型等の成形型に溶湯を注入して凝固させる工法であるため、鋳鉄の溶湯には成形型のキャビティ中における良好なる流動性が求められ、鋳鉄材には多量の炭素が含有されていることに起因する。すなわち、この溶湯に流動性を付加するために鋳鉄には、一般的には、鋼材の１０倍以上の炭素とＳｉが添加される。添加された炭素は、凝固するときにマトリックス中に片状または、球状もしくはこれらの中間的形状を有する黒鉛粒と成るため、この部分が切り欠き効果をもたらし鋳鉄の強度を下げることになる。それゆえ、鋳鉄ではマトリックスがパーライト化した場合であっても、引張り強度はせいぜい７００ＭＰａ程度である。また上記したように鋳鉄材料においてマトリックスをパーライト化した場合には、マトリックスがフェライトの場合にくらべ延性を失うため、引張り強度は高いが延性に乏しくなり、衝撃に弱い鋳鉄になってしまうという問題もある。
【０００８】
本発明は上記した球状黒鉛鋳鉄における近年の要請に鑑みてなされたものであり、マトリックスをパーライト主体としつつ、高強度で且つ高靱性を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することを課題とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、高強度且つ高靱性をもつ球状黒鉛鋳鉄を開発すべく、鋭意開発を進めている。本発明者は、Ｚｒは酸化しやすいため、Ｚｒ酸化物であるスラグ滓を直ちに形成し、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に溶け込みにくい元素であることに着目し、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に配合する新規な処理剤を開発した。この新規な処理剤は、基本的には、Ｚｒを主要成分とする（例えばＺｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系）の合金で形成された内層の外側に、Ｓｉを主要成分とする外層（１層または複数層の外層）を覆った構造を有するものである。この球状黒鉛鋳鉄用の新規な処理剤を使用すると共に、球状化処理した球状黒鉛鋳鉄の組成としてＳｎ及びＣｕのうちの１種または２種を配合し、その組成を、重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％であり、残部が不可避不純物および鉄からなることにすれば、高強度且つ高靱性をもつ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完成した。
【００１０】
本発明において高強度且つ高靱性をもつ球状黒鉛鋳鉄が得られる理由は、現在のところ必ずしも明確ではないものの、次のように推測される。即ち、上記した新規なＺｒ系の処理剤によれば、Ｚｒの外側に含まれているＳｉ成分が溶湯中の酸素と優先的に酸化して酸化物を生成するため、溶湯中でＺｒが酸化物となることが抑えられ、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に対してＺｒを積極的に溶解させることになるものと推察される。その結果、凝固後の組織状態から判断すれば、球状黒鉛鋳鉄の組成が上記したものであれば、Ｓｎ及びＣｕの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な析出物等の生成物が鋳鉄のマトリックスの粒界に均一に良好に生成し、これにより球状黒鉛鋳鉄におけるマトリックスの結晶粒の微細化、球状黒鉛の微細化を図ることができ、球状黒鉛鋳鉄の強度及び靱性を一層図ることができるためと推察される。本発明に係る球状黒鉛鋳鉄において、Ｓｎ及びＣｕの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な生成物が球状黒鉛鋳鉄のマトリックスの粒界に生成することは、ＥＰＭＡ分析装置によって確認されている。
【００１１】
即ち、本発明に係る高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄は、重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％であり、残部が不可避不純物および鉄からなることを特徴とするものである。
【００１２】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、マトリックスのパーライトの割合の確保黒鉛の球状化率の確保を図りつつ、球状黒鉛の微細化、結晶粒の微細化が図られ、従って高強度化及び高靱性化を図り得る。本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、強度及び靱性の双方において優れており、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有することができる。殊に、熱処理を行わない状態でも、鋳放し状態でも、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有することができる。
【００１３】
なお、上記組成の割合で合金元素を単に配合した場合には、融点の高いＺｒは溶湯に溶解せず、目標とする高強度高靱性をもつ球状黒鉛鋳鉄が得られない。また、時間をかけてＺｒとＦｅとの反応溶解を試みた場合には、Ｚｒが酸化するばかりでなく、球状化元素であるＭｇがフェイディング現象を起し、球状化が充分に起こらなくなり、球状黒鉛鋳鉄の強度が著しく低下し、球状黒鉛鋳鉄の目標とする高強度高靱性の性能が得られなくなる。フェイディング現象は、球状化処理のために添加したＭｇが時間経過に伴って酸化または他の元素と反応し消費されるため減少してしまい、時間経過につれて球状化が進まなくなる現象である。
【００１４】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、一般的には、熱処理を行わないものであり、鋳放し状態、または、少しの機械加工を施した状態で用いることができる。ただし、必要に応じて、または用途に応じて熱処理を施すこともできる。
【００１５】
以下に、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の組成の限定理由について説明を加える。
【００１６】
（Ｃ）Ｃの配合量は３．０％未満では本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の黒鉛量が不足し、溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加を伴い、目的とする高強度は得ることが出来ない。また４．６％を越えると鋳鉄材料自体が脆くなり、目的とする高強度は得ることが出来ない。したがって、Ｃの配合量は重量で３．０〜４．６％と定めた。好適にはＣの配合量は重量％で３．０〜４．５％、３．６〜３．８％である。Ｃの下限値としては３．１％、３．２％、３．３％等を例示でき、Ｃの下限値と対応するＣの上限値としては４．５％、４．４％、４．３％、４．２％等を例示できる。
【００１７】
（Ｓｉ）Ｓｉは１．６％未満では、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加を伴い、目的とする高強度は得ることが出来ない。また２．５％を越えると、材料の均質性が悪くなるとともに、鋳鉄が脆くなり、特に低温での衝撃強度が著しく低下する。さらに、硬度も低下し目的とする高強度を得られない。したがって、Ｓｉの配合量は重量％で１．６〜２．５％と定めた。好適にはＳｉ量は重量％で１．７〜２．４％、２．２〜２．４％である。Ｓｉの下限値としては１．７％、１．８％、１．９％等を例示でき、Ｓｉの下限値と対応するＳｉの上限値としては２．４％、２．３％、２．２％等を例示できる。
【００１８】
（Ｍｎ）Ｍｎは冷却過程でパーライト化を促進する傾向にある元素で、強度への影響は重要である。上記Ｍｎは重量％で０．２％未満では、溶湯中に存在する硫化物が偏析して残存するため、強度低下をもたらす。一方、０．６％を越えるとチル化を促進するため、マトリックス中にセメンタイトやマルテンサイト等の組織が増加し、強度と硬度は上昇するが、機械的加工性が低下するため実用的な材料とはならない。したがって、Ｍｎ量は重量％で０．２％〜０．６％と定めた。好適にはＭｎの配合量は重量で０．３〜０．５％、０．３〜０．４％である。Ｍｎの下限値としては０．２２％、０．２５％等を例示でき、Ｍｎの下限値と対応するＭｎの上限値としては０．４５％、０．４０％等を例示できる。
【００１９】
（Ｍｇ）Ｍｇは球状化させるために添加される球状化処理元素である。Ｍｇは重量％で０．０２％以下では、黒鉛の球状化が充分に進まないため、凝固組織におけるマトリックス中の黒鉛析出部に応力集中が起こり、目的とする強度が得られない。一方、Ｍｇは非常に酸化し易い元素であるため０．０５％以上では、マトリックス中のＭｇ酸化物が増加し、マトリックスの強度を低下させるため、目的とする強度が得られない。したがってＭｇの配合量は重量％で０．０２％〜０．０５％と定めた。好適にはＭｇ量は重量％で０．０３％〜０．０５％、０．０３５〜０．０４５％である。Ｍｇの下限値としては０．０３５％等を例示でき、Ｍｇの下限値と対応するＭｇの上限値としては０．０４８％等を例示できる。
【００２０】
（Ｚｒ）Ｚｒは前述した様にそのメカニズムは明確でないが、球状黒鉛鋳鉄の組織を観察すれば、結果的に黒鉛粒の粒径を微細化し、またＺｒ炭化物を生成することでマトリックスの強度を向上している。Ｚｒは重量％で０．０００４％以下では、マトリックスを強化するのに充分な炭化物の生成は起こりにくく、また、黒鉛の微細化も起こりにくい。そのため目的とする高強度な鋳鉄は得られない。一方Ｚｒの配合量が重量％で０．０９０％を越えると、黒鉛の球状化が阻害され、マトリックス中の黒鉛析出部に応力集中が起こり、目的とする強度が得られなくなる。したがってＺｒは重量％で０．０００４％〜０．０９０％と定めた。好適にはＺｒ量は重量％で０．０００５％〜０．０８０％、０．０１０％〜０．０７０％である。Ｚｒの下限値としては０．０００６％、０．００１％等を例示でき、Ｚｒの下限値と対応するＺｒの上限値としては０．０８５％、０．０７５％等を例示できる。
【００２１】
スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αを０．０１〜０．０５％と定めた。Ｓｎはマトリックスを強化する目的で添加されるパーライト化元素である。Ｃｕはマトリックスを強化する目的で添加されるパーライト化元素であるが、Ｓｎに比較して上記効果において敏感性が低下し、効果的にはＳｎの効果に対して約１／１０であり、スズ換算量としては、銅重量％×０．１として把握できる。αが重量％で０．０１％未満では、マトリックス中に十分なパーライトが生成されず、目的とする強度が得られない。一方、αが０．０６％を越える場合は、マトリックスの強度が著しく低下し、チル組織が析出し、難加工性になる。したがって、αは重量％で０．０１％〜０．０６％と定めた。好適にはαは重量％で０．０１％〜０．０５％、０．０１％〜０．０４％である。αの下限値としては０．０１５％、０．０２％等を例示でき、αの下限値と対応するαの上限値としては０．０４５％、０．０４％等を例示できる。
【００２２】
Ｓｎ単独で用いても良いし、Ｃｕ単独で用いても良いし、Ｓｎ及びＣｕの双方を用いても良い。Ｓｎ単独で用いられる場合には、Ｓｎは重量％で０．０１〜０．０６％とし、好適にはＳｎは重量％で０．０１％〜０．０４％である。Ｃｕ単独で用いられる場合には、Ｃｕは重量％で０．１〜０．６％とし、好適にはＣｕは重量％で０．２％〜０．４％である。
【００２３】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄のマトリックスは、パーライトが主体である。マトリックス（黒鉛部除去）に占めるパーライト率は、面積率で一般的には８０〜９７％、８３〜９５％である。一般的には、球状黒鉛の周囲にフェライトが生成しているいわゆるブルスアイ組織とされている。
【００２４】
上記した球状黒鉛鋳鉄を製造にあたり、球状化処理後の溶湯を成形型（砂型または金型等）に注湯する際には、Ｆｅ−Ｓｉ系の接種剤を添加することができる。この場合、球状化処理後１０分以内（殊に８分以内）で接種剤を添加することが好ましい。この時間を越すと接種剤の効果が少なくなる。これを補うため接種剤の量を増やしてしまうと、結果的に、球状黒鉛鋳鉄のマトリックス中のＳｉ等の合金元素の量が過剰に増加するため、必要な特性が得られなくなるおそれがある。この場合、特に球状黒鉛鋳鉄の靱性の低下が著しくなる。
【００２５】
上記した高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を得るために本発明者が開発したＺｒ系の処理剤２の概念模式図を図６に示す。図６に示すように、この処理剤２は、基本的には、Ｚｒを主要成分とする合金（例えばＺｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系）で形成された内層１０の外側に、Ｓｉを主要成分とする外層２０を被覆した構造を有する。内層１０は、Ｚｒを主要成分とする合金で形成することができる。殊に、内層１０は、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成することができ、内層１０自体を１００％としたとき、基本的には重量％でＺｒが４５〜７０％、Ｓｉが２５〜４５％、Ｆｅが３〜１５％、不可避不純物に設定することができる。但しこれに限定されるものではない。Ｓｉを主要成分とする外層２０は、図６に示すように、内層１０を覆う第１外層２１と、第１外層２１を覆う第２外層２２とを備えていることが好ましい。第１外層２１はＳｉが最も高めであり、第１外層２１自体を１００％としたとき、基本的にはＳｉが重量％で７０〜１００％とすることができるが、これに限定されるものではない。第２外層２２はＳｉが高めであり、Ｆｅ−Ｓｉ系合金で形成されており、第２外層２２自体を１００％としたとき、Ｓｉが重量％で２０〜７０％、残部が負可塑不純物及び実質的にＦｅの組成とすることができるが、これに限定されるものではない。
【００２６】
一般的には、Ｚｒを含む処理剤を溶湯中に添加したとしても、高融点であるＺｒ部分は、その表面から酸化が進行して酸化物を生成する。このため溶湯中へのＺｒの拡散は妨げられると推察される。しかしながら上記した図６に示すＺｒ系の新規な処理剤２によれば、一般的には、Ｚｒを主要成分とする内層１０が溶湯に接触する前の段階で、外側の第２外層２２、第１外層２１が溶湯に接触し易い。故に、第２外層２２に含まれているＳｉ、第１外層２１に含まれているＳｉが溶湯中の酸素と結合してＳｉ酸化物を生成し、溶湯中の酸素を消費する。このため、Ｚｒを主要成分とする内層１０が溶湯に接触する段階では、処理剤２付近の溶湯部分の酸素の消費が進行しているため、Ｚｒの酸化が抑えられ、Ｚｒが溶湯中に高歩留りで溶けるものと推察される。なお、図６は処理剤２の組織構造を模式化した概念図であり、詳細的な組織構造まで規定するものではない。
【００２７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体化した実施形態について比較例、従来例と共に説明する。
【００２８】
Ｃ、Ｓｉ、Ｓ等の含有量を調整した球状黒鉛鋳鉄、または、銑鉄を出発原料として用いた。Ｃ、Ｓｉ、Ｓ等の含有量を調整した後に溶解原料を高周波溶解炉５０（溶解重量：２５ｋｇｗ、以下溶解炉と記す）で１５８０℃まで加熱し、溶解を行なった。その後、添加元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕを適宜添加し、溶湯成分の調整を行った。添加した成分が溶湯に充分に溶解し、温度が再び１５５０℃以上になったら、図１に示すように溶解炉５０を傾斜させ、溶解炉５０の出湯口５０ａから、取鍋６０に溶湯を注湯した。この場合、取鍋６０の底部には、Ｍｇ系の球状化剤６５（平均粒径：５．０〜１．５ｍｍ）と、Ｚｒ系の処理剤２（平均粒径：１．０〜３．０ｍｍ）とが予め装入されていた。具体的には、取鍋６０の底部の室６１に、Ｍｇ系の球状化剤６５を装入し、その上にＺｒ系の処理剤２を配置し、鉄板６８で覆って保護した。Ｍｇ系の球状化剤６５の上に処理剤２を配置した主な理由は、球状化剤６５と溶湯とが触れて球状化処理が行われる際には、吸熱現象が生じるため、吸熱反応をなるべく避け、高温の溶湯を処理剤６６に接触させることを意図している。なおＭｇ系の球状化剤６５の平均粒径、Ｚｒ系の処理剤２の平均粒径は上記したものに限定されるものではない。
【００２９】
本実施形態で用いたＺｒ系の処理剤２の概念模式図は図６に示されている。この処理剤２は、基本的には、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成された内層１０の外側に、Ｓｉ系の外層２０を被覆した構造を有する。Ｓｉ系の外層２０は、内層１０を覆う第１外層２１と、第１外層２１を覆う第２外層２２とを備えている。
【００３０】
内層１０は、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成されており、内層１０自体を１００％としたとき、基本的には重量％でＺｒが５８％、Ｓｉが３５％、Ｆｅが７％に設定されていた。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、内層１０（融点：約１６００℃）の割合は重量％で１３％であった。内層１０の平均粒径は４０〜６０μｍ（５０μｍ）であった。
【００３１】
第１外層２１（融点：約１４１４℃）はＳｉが最も高めの合金であり、第１外層２１自体を１００％としたとき、基本的にはＳｉが重量％で実質的に１００％であった。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、第１外層２１は重量％で４７％であった。第１外層２１の平均粒径は６０〜１５０μｍ（１００μｍ）であった。
【００３２】
最も外側の第２外層２２（融点：約１２２０℃）はＦｅ−Ｓｉ系合金で形成されており、第２外層２２自体を１００％としたとき、重量％でＳｉが５６％、Ｆｅが４２％の組成とされていた。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、第２外層２２は重量％で４０％であった。
【００３３】
上記のようにＭｇ系の球状化剤６５とＺｒ系の処理剤２とを予め設置した取鍋６０内に高温の溶湯を注入することにより、溶湯は球状化処理された。球状化処理後に、図２に示すように取鍋６０を傾斜させることにより、取鍋６０内の溶湯を、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２ Ｂ号試験片）用の成形型８０（砂型）に注湯し、凝固させ、試験片である発明材（Ｎｏ.１〜Ｎｏ.１１）を得た。
【００３４】
成形型８０に注湯する際には、溶湯温度にして１４１０℃以上の温度で、図２に示すように接種剤（フェロシリコン）を添加しつつ行った。この場合には、球状化処理後８分以内で成形型８０に注湯することにした。フェーディング現象を抑えるためである。
【００３５】
【表１】
【００３６】
上記のようにして製造した発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）の組成を表１に示す。表１においてＢａｌ．は実質的残部を意味する。表１に示すように、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）は重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％、残部が不可避不純物および鉄を含む組成を有する。不可避不純物としてのＳは重量％で０．０２％以下、Ｐは０．１％以下であった。
【００３７】
同様に、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯、比較例２に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯をそれぞれ溶解し、同様に、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２ Ｂ号試験片）の成形型に注湯し、凝固させ、比較例１に係る非熱処理型の球状黒鉛鋳鉄、比較例２に係る非熱処理型の球状黒鉛鋳鉄を得た。比較例１では、発明材と組成は近似しつつも、Ｓｎが発明材よりも多めとされている。比較例２では、発明材と組成は近似しつつも、Ｍｇ及びＺｒが発明材よりも多めとされている。
【００３８】
更に、一般的に得られる従来例１である非熱処理タイプの高強度鋳鉄であるＦＣＤ７００（ＪＩＳ Ｇ ５５０２）、従来例２であるＦＣＤ４５０を同様に形成した。ＦＣＤ４５０は、重量％で、炭素：２．５％以上、シリコン：２．７％以下、マンガン：０．４％以下、マグネシウム：０．０９％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０２％以下を含む組成を有する。ＦＣＤ７００は、ＦＣＤ４５０の組成をベースにしつつスズを微量添加したものであり、ジルコニウムは添加されていない。
【００３９】
得られた発明材（Ｎｏ.２）の代表的な光学顕微鏡組織（倍率：１００倍）を図３に示す。図３に示すように、球状黒鉛は微細であり、その数も多い。また、図３に示すように、球状黒鉛の周囲にフェライトが生成しているいわゆるブルスアイ組織が形成されている。パーライト組織の結晶粒のサイズの測定は、光学顕微鏡では容易ではないものの、球状黒鉛が微細であれば、マトリックスの結晶粒も微細であると考えるのが金属組織学的に一般的である。
【００４０】
また従来例１である非熱処理型の高強度鋳鉄であるＦＣＤ７００（ＪＩＳ Ｇ５５０３）の光学顕微鏡組織（倍率：１００倍）を図４に示す。図４に示すように、球状黒鉛のサイズは図３に比較して大きめであり、その数も少ない。また、図４に示すように、球状黒鉛の周囲にフェライトが生成しているいわゆるブルスアイ組織が形成されているものの、球状黒鉛の周囲のフェライトの割合は、図３に比較して少ない。
【００４１】
更に、従来例２であるＦＣＤ４５０の光学顕微鏡組織（倍率：１００倍）を図５に示す。図５に示すように、ＦＣＤ４５０のマトリックスのほとんどはフェライト系であり、球状黒鉛はサイズが大きめであり、その数も少ない。
【００４２】
上記した発明材（Ｎｏ.２）と従来例２に係るＦＣＤ４５０とについての特性を試験した。その結果を表２に示す。表２に示すように発明材によれば、球状化率は８５．８％と高く、ＦＣＤ４５０の球状化率と同程度であり、更に、黒鉛数が１３４個／ｍｍ2であり、ＦＣＤ４５０よりもかなり多かった。換言すれば、発明材（Ｎｏ.２）では黒鉛数は、ＦＣＤ４５０（８２個／ｍｍ2）に対して１．６倍（≒１３４／８２）であった。更に、発明材（Ｎｏ.２）の黒鉛粒径は４１．７μｍであり、ＦＣＤ４５０（６６．２μｍ）よりもかなり小さかった。このように発明材においては、球状黒鉛の微細化及び粒数増加が図られていた。
【００４３】
【表２】
【００４４】
上記したＹブロックの成形型８０で得られた各発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）に機械加工を施して引張り試験片、シャルピー衝撃試験用の衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ Ｎｏ．３）を形成した。引張り試験片は図７に示されている。衝撃試験片は図８に示されている。そして衝撃試験片及び引張り試験片について評価を行なった。更に切削試験も行った。
【００４５】
上記した比較例１、２及び従来例１、２と、熱処理を行なわずに鋳放し状態の発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６）を用いて切削試験を行ない、切削性の評価を行なった。切削試験においては、発明材の特徴の一つでもある機械加工性の容易さを明らかにするため、一般的な超硬の切削工具による加工性について下記の条件で切削評価を行ない、歯具の逃げ面摩耗量（ＶB ）を測定して切削評価結果として、表３に併記した。
（切削評価条件）
被削材 ：外径１１０ｍｍ
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切りこみ：０．３ｍｍ
切削油 ：水溶性切削油（ケミクールＳＲー１）
切削長 ：１００００ｍ
【００４６】
【表３】
【００４７】
表３に示すように発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）によれば、引張り強度はいずれも７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値はいずれも１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であり、高強度及び高靱性の球状黒鉛鋳鉄が得られた。殊に、発明材Ｎｏ．１によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．２によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１７．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．３によれば、引張り強度は７３０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１６．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．４によれば、引張り強度は７２０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１６．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．５によれば、引張り強度は７１０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１７．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．６によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１８．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。
【００４８】
また表３に示すように、発明材Ｎｏ．７によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．８によれば、引張り強度は７３０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．９によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．１０によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．１１によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１７．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。
【００４９】
Ｃが少な目であり且つＳｎが多めに含まれている比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張り強度は８００ＭＰａ以上と良好であったものの、シャルピー衝撃値は２Ｊ／ｃｍ2程度であり、靱性がかなり低かった。Ｓｉが多めに含まれている比較例２に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、シャルピー衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ2程度であり、かなり靱性が高かったものの、引張り強度は６６０ＭＰａ程度であり、かなり低かった。
【００５０】
従来例１に係るＦＣＤ７００によれば、引張り強度は７３０ＭＰａ以上と良好であるものの、シャルピー衝撃値は３Ｊ／ｃｍ2程度であり、かなり靱性が低かった。従来例２に係るＦＣＤ４５０によれば、シャルピー衝撃値は１９Ｊ／ｃｍ2程度であり、かなり靱性が高かったものの、引張り強度は４８０ＭＰａ程度であり、かなり低かった。
【００５１】
また切削工具の刃先摩耗量によれば、発明材は組織に占めるパーライトの割合がかなり高いものの（面積比：７６〜９３％）、表３に示すように切削性が良好であり、刃先摩耗量が抑えられており、その刃先摩耗量は、ほとんどのマトリックスが硬度の低いフェライトである従来例２に係る球状黒鉛鋳鉄刃先摩耗量（０．２６ｍｍ）に近いものであった。換言すれば、発明材の刃先摩耗量は、衝撃値が良好であるものの引張り強度が６７０ＭＰａ未満と低い比較例２、従来例２に係るフェライト系の球状黒鉛鋳鉄と同じ程度であった。発明材の切削性が良好であるのは、球状黒鉛の微細化、粒数増加が寄与しているものと推察される。 上記した試験結果から理解できるように、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）は、熱処理を行なわない非熱処理型で、鋳放し状態であるにもかかわらず、高強度、且つ、高靱性であり、しかも切削性が良好であった。
【００５２】
即ち、上記した試験結果を考慮すれば、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）は、金属組織的にはパーライト系のＦＣＤ７００に相当する組織が得られながらも、従来例１に係るフェライト系のＦＣＤ４５０に匹敵する衝撃強度（靱性）が得られていた。また切削加工の容易さは、表２に示すように従来のＦＣＤ４５０と同等程度に優れている。これにより、従来から渇望されていた鋳鉄部品の軽量化が可能となり、飛躍的に自動車部品の軽量化が低コストで実現できる。なお、本発明剤は自動車等の車両に搭載される部品のみならず、一般の機械部品としても利用できる。
【００５３】
（適用形態）図９〜図１１は上記した発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を具体的部品に適用した適用形態を示す。図９はブレーキ部品であるディスクブレーキ用キャリパ１００に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用した適用形態を示す。図１０はブレーキディスク１１０を制動させる際に使用するブレーキ部品であるブレーキシリンダ１１０に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用すると共に、ブレーキシリンダ１１０を保持するシリンダマウント１２０に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用した適用形態を示す。図１１はサスペンションアーム２００に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用した適用形態を示す。上記したようにディスクブレーキ用のキャリパ１００、ブレーキシリンダ１１０、シリンダマウント１２０、サスペンションアーム２００を発明材に係る球状黒鉛鋳鉄で製造すれば、切削性を良好に確保しつつ、高強度化、高靱性化を図り得るため、これらの部品の薄肉化を図ることができ、軽量化に貢献でき、車両の燃費改善に大きく寄与できる。
【００５４】
（その他）本発明は上記した且つ図面に示した実施形態、適用形態にのみ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。例えば、単位面積当たりの球状黒鉛の粒数、球状黒鉛のサイズ、マトリックスに占めるパーライトの面積率は、冷却速度などにも影響を受けるため、上記したものに限定されるものではない。実施形態、適用形態に記載した語句は、一部であっても各請求項に記載できるものである。
【００５５】
（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）請求項１〜請求項３のいずれか少なくとも一項において、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２ Ｂ号試験片、砂型）の成形型に注湯し、凝固させたとき、黒鉛粒数は１００〜１７０個／ｍｍ2とされていることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
（付記項２）請求項１〜請求項３のいずれか少なくとも一項において、切削加工性が優れていることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
（付記項）請求項１〜請求項３のいずれか少なくとも一項において、Ｓｎ及びＣｕのうちの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な析出物等の生成物が鋳鉄のマトリックスの粒界に生成していることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。高強度高靱性化に有利である。
（付記項）重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０５％、残部が不可避不純物および鉄を含む組成を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を製造する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とするブレーキ部品等の高強度機械部品。ブレーキ部品等の高強度機械部品の高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用ブレーキキャリパ。ブレーキキャリパの高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用ブレーキマウント。ブレーキマウントの高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用足回り部品。足回り部品の高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用サスペンションアーム。サスペンションアームの高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒ、Ｓｉを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒ、Ｓｉ及びＦｅを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有し、外層は、内層を覆うＳｉ系の第１外層と、第１外層を覆うＦｅ−Ｓｉ系の第２外層とを有することを特徴とするＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性を有する鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有する球状黒鉛鋳鉄用Ｚｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性を有する球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有し、外層は、Ｓｉ系の第１外層と、Ｆｅ−Ｓｉ系の第２外層とを有することを特徴とする球状黒鉛鋳鉄用Ｚｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性を有する球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系の前記記載または前記各付記項に係る処理剤を用い、
Ｍｇ（一般的には球状化剤）を取鍋内に配置すると共にＺｒ系の処理剤を取鍋内に配置する工程と、取鍋内に溶湯を注入して球状化処理を行う工程と、溶湯を凝固させる工程とを順に実施し、請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を製造する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄の製造方法。Ｚｒの酸化を抑え、歩留まりの悪いＺｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。Ｍｇ（一般的には球状化剤）及びＺｒ系の処理剤は、取鍋内の同一場所に配置しても良いし、取鍋内の別の場所に配置しても良い。
【００５６】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度で且つ高靱性を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。殊に、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。更に、熱処理を行わない状態でも、高強度で且つ高靱性を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供するのに有利である。殊に、熱処理を行わない状態でも、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。更に本発明によれば、切削性も良好である。
【図面の簡単な説明】
【図１】球状化剤及び処理剤を配置した取鍋に溶湯を注入して球状化処理を行う際の説明図
【図２】成形型に注湯する際の接種形態を示す説明図である。
【図３】発明材の光学顕微鏡組織を示す写真図（倍率１００倍）である。
【図４】従来例１に係るＦＣＤ７００の光学顕微鏡組織を示す写真図（倍率１００倍）である。
【図５】従来例２に係るＦＣＤ４５０の光学顕微鏡組織を示す写真図（倍率１００倍）である。
【図６】Ｚｒ系の処理剤の組織構造を概念的に示す模式図である。
【図７】引張り試験片を示す正面図である。
【図８】（Ａ）は衝撃試験片を示す正面図、（Ｂ）は衝撃試験片を示す側面図、（Ｃ）は要部であるＡ部の正面図である。
【図９】ブレーキ部品であるディスクブレーキ用キャリパに適用した適用形態を示す斜視図である。
【図１０】ブレーキシリンダ、ブレーキシリンダを保持するシリンダマウントに適用した適用形態を示す斜視図である。
【図１１】サスペンションアームに適用した適用形態を示す斜視図である。
図中、５０は溶解炉、６０は取鍋、２は処理剤、６５は球状化剤を示す。
【発明の属する技術分野】
本発明は高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄に関する。本発明は車両部品等のように高強度高靱性が要請される機器を構成する球状黒鉛鋳鉄に使用することができる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車等のように軽量化が益々要請される鋳鉄部品の多くは、アルミ材料など比重が小さい材料への材料置換が行われている。しかしアルミ材等の軽量材料は、その特性の低さから必ずしも部品の重量が比重の比ほど軽量化できるものではない場合が多い。これに対し同種の材料を高強度化した場合には縦弾性係数等の特性は基本的には変化しないので、理論上は高強度化した分だけ薄肉化による軽量化が可能となる。このため産業界では球状黒鉛鋳鉄の更なる高強度化は切望されている。従来より、球状黒鉛鋳鉄は高強度を有するため高強度鋳鉄に分類されている。しかし、高強度を有する球状黒鉛鋳鉄も熱処理による強化を行わない状態では、衝撃強度が著しく低下してしまう。例えば、引張り強度が７００ＭＰａを越える球状黒鉛鋳鉄であっても、衝撃強度が著しく低下してしまう。例えば、ＦＣＤ７００相当材にＣｕまたはＳｎなど合金成分を添加し引張り強度を達成しても、その衝撃値はかなり低下し、５Ｊ／ｃｍ2 未満となってしまう。なおＦＣＤ４５０相当材では強度は低いものの、衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ2 前後と高いものである。
【０００３】
一方、上記したＦＣＤ７００相当材に熱処理を行なった場合には引張り強度が１０００ＭＰａを越え、衝撃値も飛躍的に向上するが、フライスや旋盤等により効率的な機械加工が出来ないことや、熱処理による歪みが発生し、鋳鉄製品に要求される寸法精度が必ずしも十分にでないなどの問題が発生する。また、製品の軽量化には薄肉化が有効ではあるが、球状黒鉛鋳鉄を薄肉化すると、球状化処理後の溶湯の湯流れ不良、チル化、引け巣等といった鋳造欠陥が増加しやすい事情も存在する。
【０００４】
また、特公昭６３ー４８３号公報には、Ｚｒを含む鋳鉄用添加剤が開示されている。特開平１０ー２３７５２８号公報には、Ｍｇ、レアアース、Ｚｒを含む鉄系の球状化剤が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記した特公昭６３ー４８３号公報に係る鋳鉄用添加剤は、Ｚｒを含むものの、非球状のいもむし状黒鉛が分散したバーミキュラ黒鉛鋳鉄の溶湯を処理対象としており、球状黒鉛鋳鉄用の処理剤として開示されたものではない。特公昭６３ー４８３号公報にも記載されているように、Ｚｒは一般的には黒鉛の球状化を阻害する元素として把握されているためである。したがって、特公昭６３ー４８３号公報に係る鋳鉄用添加剤を用いたとしても、球状黒鉛鋳鉄を製造できるものではない。
【０００６】
上記した特開平１０ー２３７５２８号公報に係る鉄系の球状化剤は、黒鉛の球状化を阻害する元素として知られているＺｒを含むものであり、かかる球状化剤で球状化処理して球状黒鉛鋳鉄を製造する。特開平１０ー２３７５２８号公報に係る鉄系の球状化剤においては、Ｚｒの効果の本質が本発明とは異なる。即ち、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る球状化剤は、球状化に最も寄与する重要元素であるＭｇの酸化を抑えるべく、Ｍｇよりも優先的にＺｒを酸化させてＺｒ酸化物をスラグ滓として生成することにより、球状化に最も寄与する重要元素であるＭｇの酸化物生成を抑えることを意図している。従って上記した特開平１０ー２３７５２８号公報に係る球状化剤を用いた技術によれば、Ｚｒは溶湯中においては専ら酸化物であるスラグ滓として存在するものであり、同公報に係る球状化剤で製造した球状黒鉛鋳鉄のマトリックスには、Ｚｒが存在しないものである。その証拠に、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る明細書の表２、表５は球状化処理後の溶湯組成を示しているが、Ｚｒは球状黒鉛鋳鉄には含まれていない。ちなみに、この表２、表５に示されているように、この球状黒鉛鋳鉄はＳｎ、Ｃｕを含むものでもない。従って、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る明細書の図７に示す球状黒鉛鋳鉄の光学顕微鏡写真からも把握できるように、球状黒鉛のサイズはかなり大きく、単位面積当たりの球状黒鉛の粒数も少ないものである。このような球状黒鉛鋳鉄によれば、強度や靱性等の材料特性は、従来の球状黒鉛鋳鉄に対して大きく改善されているものではない。
【０００７】
ところで、一般的に、熱処理を行なわずに球状黒鉛鋳鉄の引張り強度を向上させるには、鋳鉄材料のマトリックスをパーライト化させる方法が行なわれる。しかし、この方法では上述した様に引張り強度はせいぜい７００ＭＰａが限界である。しかるに、同じ鉄系材料でもマトリックスがパーライトからなる鋼材（非鋳鉄材）では、引張り強度としては９００ＭＰａを越えることが出来る。これらの強度の違いは、鋳鉄が砂型等の成形型に溶湯を注入して凝固させる工法であるため、鋳鉄の溶湯には成形型のキャビティ中における良好なる流動性が求められ、鋳鉄材には多量の炭素が含有されていることに起因する。すなわち、この溶湯に流動性を付加するために鋳鉄には、一般的には、鋼材の１０倍以上の炭素とＳｉが添加される。添加された炭素は、凝固するときにマトリックス中に片状または、球状もしくはこれらの中間的形状を有する黒鉛粒と成るため、この部分が切り欠き効果をもたらし鋳鉄の強度を下げることになる。それゆえ、鋳鉄ではマトリックスがパーライト化した場合であっても、引張り強度はせいぜい７００ＭＰａ程度である。また上記したように鋳鉄材料においてマトリックスをパーライト化した場合には、マトリックスがフェライトの場合にくらべ延性を失うため、引張り強度は高いが延性に乏しくなり、衝撃に弱い鋳鉄になってしまうという問題もある。
【０００８】
本発明は上記した球状黒鉛鋳鉄における近年の要請に鑑みてなされたものであり、マトリックスをパーライト主体としつつ、高強度で且つ高靱性を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することを課題とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、高強度且つ高靱性をもつ球状黒鉛鋳鉄を開発すべく、鋭意開発を進めている。本発明者は、Ｚｒは酸化しやすいため、Ｚｒ酸化物であるスラグ滓を直ちに形成し、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に溶け込みにくい元素であることに着目し、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に配合する新規な処理剤を開発した。この新規な処理剤は、基本的には、Ｚｒを主要成分とする（例えばＺｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系）の合金で形成された内層の外側に、Ｓｉを主要成分とする外層（１層または複数層の外層）を覆った構造を有するものである。この球状黒鉛鋳鉄用の新規な処理剤を使用すると共に、球状化処理した球状黒鉛鋳鉄の組成としてＳｎ及びＣｕのうちの１種または２種を配合し、その組成を、重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％であり、残部が不可避不純物および鉄からなることにすれば、高強度且つ高靱性をもつ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完成した。
【００１０】
本発明において高強度且つ高靱性をもつ球状黒鉛鋳鉄が得られる理由は、現在のところ必ずしも明確ではないものの、次のように推測される。即ち、上記した新規なＺｒ系の処理剤によれば、Ｚｒの外側に含まれているＳｉ成分が溶湯中の酸素と優先的に酸化して酸化物を生成するため、溶湯中でＺｒが酸化物となることが抑えられ、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に対してＺｒを積極的に溶解させることになるものと推察される。その結果、凝固後の組織状態から判断すれば、球状黒鉛鋳鉄の組成が上記したものであれば、Ｓｎ及びＣｕの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な析出物等の生成物が鋳鉄のマトリックスの粒界に均一に良好に生成し、これにより球状黒鉛鋳鉄におけるマトリックスの結晶粒の微細化、球状黒鉛の微細化を図ることができ、球状黒鉛鋳鉄の強度及び靱性を一層図ることができるためと推察される。本発明に係る球状黒鉛鋳鉄において、Ｓｎ及びＣｕの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な生成物が球状黒鉛鋳鉄のマトリックスの粒界に生成することは、ＥＰＭＡ分析装置によって確認されている。
【００１１】
即ち、本発明に係る高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄は、重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％であり、残部が不可避不純物および鉄からなることを特徴とするものである。
【００１２】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、マトリックスのパーライトの割合の確保黒鉛の球状化率の確保を図りつつ、球状黒鉛の微細化、結晶粒の微細化が図られ、従って高強度化及び高靱性化を図り得る。本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、強度及び靱性の双方において優れており、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有することができる。殊に、熱処理を行わない状態でも、鋳放し状態でも、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有することができる。
【００１３】
なお、上記組成の割合で合金元素を単に配合した場合には、融点の高いＺｒは溶湯に溶解せず、目標とする高強度高靱性をもつ球状黒鉛鋳鉄が得られない。また、時間をかけてＺｒとＦｅとの反応溶解を試みた場合には、Ｚｒが酸化するばかりでなく、球状化元素であるＭｇがフェイディング現象を起し、球状化が充分に起こらなくなり、球状黒鉛鋳鉄の強度が著しく低下し、球状黒鉛鋳鉄の目標とする高強度高靱性の性能が得られなくなる。フェイディング現象は、球状化処理のために添加したＭｇが時間経過に伴って酸化または他の元素と反応し消費されるため減少してしまい、時間経過につれて球状化が進まなくなる現象である。
【００１４】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、一般的には、熱処理を行わないものであり、鋳放し状態、または、少しの機械加工を施した状態で用いることができる。ただし、必要に応じて、または用途に応じて熱処理を施すこともできる。
【００１５】
以下に、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の組成の限定理由について説明を加える。
【００１６】
（Ｃ）Ｃの配合量は３．０％未満では本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の黒鉛量が不足し、溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加を伴い、目的とする高強度は得ることが出来ない。また４．６％を越えると鋳鉄材料自体が脆くなり、目的とする高強度は得ることが出来ない。したがって、Ｃの配合量は重量で３．０〜４．６％と定めた。好適にはＣの配合量は重量％で３．０〜４．５％、３．６〜３．８％である。Ｃの下限値としては３．１％、３．２％、３．３％等を例示でき、Ｃの下限値と対応するＣの上限値としては４．５％、４．４％、４．３％、４．２％等を例示できる。
【００１７】
（Ｓｉ）Ｓｉは１．６％未満では、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加を伴い、目的とする高強度は得ることが出来ない。また２．５％を越えると、材料の均質性が悪くなるとともに、鋳鉄が脆くなり、特に低温での衝撃強度が著しく低下する。さらに、硬度も低下し目的とする高強度を得られない。したがって、Ｓｉの配合量は重量％で１．６〜２．５％と定めた。好適にはＳｉ量は重量％で１．７〜２．４％、２．２〜２．４％である。Ｓｉの下限値としては１．７％、１．８％、１．９％等を例示でき、Ｓｉの下限値と対応するＳｉの上限値としては２．４％、２．３％、２．２％等を例示できる。
【００１８】
（Ｍｎ）Ｍｎは冷却過程でパーライト化を促進する傾向にある元素で、強度への影響は重要である。上記Ｍｎは重量％で０．２％未満では、溶湯中に存在する硫化物が偏析して残存するため、強度低下をもたらす。一方、０．６％を越えるとチル化を促進するため、マトリックス中にセメンタイトやマルテンサイト等の組織が増加し、強度と硬度は上昇するが、機械的加工性が低下するため実用的な材料とはならない。したがって、Ｍｎ量は重量％で０．２％〜０．６％と定めた。好適にはＭｎの配合量は重量で０．３〜０．５％、０．３〜０．４％である。Ｍｎの下限値としては０．２２％、０．２５％等を例示でき、Ｍｎの下限値と対応するＭｎの上限値としては０．４５％、０．４０％等を例示できる。
【００１９】
（Ｍｇ）Ｍｇは球状化させるために添加される球状化処理元素である。Ｍｇは重量％で０．０２％以下では、黒鉛の球状化が充分に進まないため、凝固組織におけるマトリックス中の黒鉛析出部に応力集中が起こり、目的とする強度が得られない。一方、Ｍｇは非常に酸化し易い元素であるため０．０５％以上では、マトリックス中のＭｇ酸化物が増加し、マトリックスの強度を低下させるため、目的とする強度が得られない。したがってＭｇの配合量は重量％で０．０２％〜０．０５％と定めた。好適にはＭｇ量は重量％で０．０３％〜０．０５％、０．０３５〜０．０４５％である。Ｍｇの下限値としては０．０３５％等を例示でき、Ｍｇの下限値と対応するＭｇの上限値としては０．０４８％等を例示できる。
【００２０】
（Ｚｒ）Ｚｒは前述した様にそのメカニズムは明確でないが、球状黒鉛鋳鉄の組織を観察すれば、結果的に黒鉛粒の粒径を微細化し、またＺｒ炭化物を生成することでマトリックスの強度を向上している。Ｚｒは重量％で０．０００４％以下では、マトリックスを強化するのに充分な炭化物の生成は起こりにくく、また、黒鉛の微細化も起こりにくい。そのため目的とする高強度な鋳鉄は得られない。一方Ｚｒの配合量が重量％で０．０９０％を越えると、黒鉛の球状化が阻害され、マトリックス中の黒鉛析出部に応力集中が起こり、目的とする強度が得られなくなる。したがってＺｒは重量％で０．０００４％〜０．０９０％と定めた。好適にはＺｒ量は重量％で０．０００５％〜０．０８０％、０．０１０％〜０．０７０％である。Ｚｒの下限値としては０．０００６％、０．００１％等を例示でき、Ｚｒの下限値と対応するＺｒの上限値としては０．０８５％、０．０７５％等を例示できる。
【００２１】
スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αを０．０１〜０．０５％と定めた。Ｓｎはマトリックスを強化する目的で添加されるパーライト化元素である。Ｃｕはマトリックスを強化する目的で添加されるパーライト化元素であるが、Ｓｎに比較して上記効果において敏感性が低下し、効果的にはＳｎの効果に対して約１／１０であり、スズ換算量としては、銅重量％×０．１として把握できる。αが重量％で０．０１％未満では、マトリックス中に十分なパーライトが生成されず、目的とする強度が得られない。一方、αが０．０６％を越える場合は、マトリックスの強度が著しく低下し、チル組織が析出し、難加工性になる。したがって、αは重量％で０．０１％〜０．０６％と定めた。好適にはαは重量％で０．０１％〜０．０５％、０．０１％〜０．０４％である。αの下限値としては０．０１５％、０．０２％等を例示でき、αの下限値と対応するαの上限値としては０．０４５％、０．０４％等を例示できる。
【００２２】
Ｓｎ単独で用いても良いし、Ｃｕ単独で用いても良いし、Ｓｎ及びＣｕの双方を用いても良い。Ｓｎ単独で用いられる場合には、Ｓｎは重量％で０．０１〜０．０６％とし、好適にはＳｎは重量％で０．０１％〜０．０４％である。Ｃｕ単独で用いられる場合には、Ｃｕは重量％で０．１〜０．６％とし、好適にはＣｕは重量％で０．２％〜０．４％である。
【００２３】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄のマトリックスは、パーライトが主体である。マトリックス（黒鉛部除去）に占めるパーライト率は、面積率で一般的には８０〜９７％、８３〜９５％である。一般的には、球状黒鉛の周囲にフェライトが生成しているいわゆるブルスアイ組織とされている。
【００２４】
上記した球状黒鉛鋳鉄を製造にあたり、球状化処理後の溶湯を成形型（砂型または金型等）に注湯する際には、Ｆｅ−Ｓｉ系の接種剤を添加することができる。この場合、球状化処理後１０分以内（殊に８分以内）で接種剤を添加することが好ましい。この時間を越すと接種剤の効果が少なくなる。これを補うため接種剤の量を増やしてしまうと、結果的に、球状黒鉛鋳鉄のマトリックス中のＳｉ等の合金元素の量が過剰に増加するため、必要な特性が得られなくなるおそれがある。この場合、特に球状黒鉛鋳鉄の靱性の低下が著しくなる。
【００２５】
上記した高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を得るために本発明者が開発したＺｒ系の処理剤２の概念模式図を図６に示す。図６に示すように、この処理剤２は、基本的には、Ｚｒを主要成分とする合金（例えばＺｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系）で形成された内層１０の外側に、Ｓｉを主要成分とする外層２０を被覆した構造を有する。内層１０は、Ｚｒを主要成分とする合金で形成することができる。殊に、内層１０は、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成することができ、内層１０自体を１００％としたとき、基本的には重量％でＺｒが４５〜７０％、Ｓｉが２５〜４５％、Ｆｅが３〜１５％、不可避不純物に設定することができる。但しこれに限定されるものではない。Ｓｉを主要成分とする外層２０は、図６に示すように、内層１０を覆う第１外層２１と、第１外層２１を覆う第２外層２２とを備えていることが好ましい。第１外層２１はＳｉが最も高めであり、第１外層２１自体を１００％としたとき、基本的にはＳｉが重量％で７０〜１００％とすることができるが、これに限定されるものではない。第２外層２２はＳｉが高めであり、Ｆｅ−Ｓｉ系合金で形成されており、第２外層２２自体を１００％としたとき、Ｓｉが重量％で２０〜７０％、残部が負可塑不純物及び実質的にＦｅの組成とすることができるが、これに限定されるものではない。
【００２６】
一般的には、Ｚｒを含む処理剤を溶湯中に添加したとしても、高融点であるＺｒ部分は、その表面から酸化が進行して酸化物を生成する。このため溶湯中へのＺｒの拡散は妨げられると推察される。しかしながら上記した図６に示すＺｒ系の新規な処理剤２によれば、一般的には、Ｚｒを主要成分とする内層１０が溶湯に接触する前の段階で、外側の第２外層２２、第１外層２１が溶湯に接触し易い。故に、第２外層２２に含まれているＳｉ、第１外層２１に含まれているＳｉが溶湯中の酸素と結合してＳｉ酸化物を生成し、溶湯中の酸素を消費する。このため、Ｚｒを主要成分とする内層１０が溶湯に接触する段階では、処理剤２付近の溶湯部分の酸素の消費が進行しているため、Ｚｒの酸化が抑えられ、Ｚｒが溶湯中に高歩留りで溶けるものと推察される。なお、図６は処理剤２の組織構造を模式化した概念図であり、詳細的な組織構造まで規定するものではない。
【００２７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体化した実施形態について比較例、従来例と共に説明する。
【００２８】
Ｃ、Ｓｉ、Ｓ等の含有量を調整した球状黒鉛鋳鉄、または、銑鉄を出発原料として用いた。Ｃ、Ｓｉ、Ｓ等の含有量を調整した後に溶解原料を高周波溶解炉５０（溶解重量：２５ｋｇｗ、以下溶解炉と記す）で１５８０℃まで加熱し、溶解を行なった。その後、添加元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕを適宜添加し、溶湯成分の調整を行った。添加した成分が溶湯に充分に溶解し、温度が再び１５５０℃以上になったら、図１に示すように溶解炉５０を傾斜させ、溶解炉５０の出湯口５０ａから、取鍋６０に溶湯を注湯した。この場合、取鍋６０の底部には、Ｍｇ系の球状化剤６５（平均粒径：５．０〜１．５ｍｍ）と、Ｚｒ系の処理剤２（平均粒径：１．０〜３．０ｍｍ）とが予め装入されていた。具体的には、取鍋６０の底部の室６１に、Ｍｇ系の球状化剤６５を装入し、その上にＺｒ系の処理剤２を配置し、鉄板６８で覆って保護した。Ｍｇ系の球状化剤６５の上に処理剤２を配置した主な理由は、球状化剤６５と溶湯とが触れて球状化処理が行われる際には、吸熱現象が生じるため、吸熱反応をなるべく避け、高温の溶湯を処理剤６６に接触させることを意図している。なおＭｇ系の球状化剤６５の平均粒径、Ｚｒ系の処理剤２の平均粒径は上記したものに限定されるものではない。
【００２９】
本実施形態で用いたＺｒ系の処理剤２の概念模式図は図６に示されている。この処理剤２は、基本的には、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成された内層１０の外側に、Ｓｉ系の外層２０を被覆した構造を有する。Ｓｉ系の外層２０は、内層１０を覆う第１外層２１と、第１外層２１を覆う第２外層２２とを備えている。
【００３０】
内層１０は、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成されており、内層１０自体を１００％としたとき、基本的には重量％でＺｒが５８％、Ｓｉが３５％、Ｆｅが７％に設定されていた。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、内層１０（融点：約１６００℃）の割合は重量％で１３％であった。内層１０の平均粒径は４０〜６０μｍ（５０μｍ）であった。
【００３１】
第１外層２１（融点：約１４１４℃）はＳｉが最も高めの合金であり、第１外層２１自体を１００％としたとき、基本的にはＳｉが重量％で実質的に１００％であった。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、第１外層２１は重量％で４７％であった。第１外層２１の平均粒径は６０〜１５０μｍ（１００μｍ）であった。
【００３２】
最も外側の第２外層２２（融点：約１２２０℃）はＦｅ−Ｓｉ系合金で形成されており、第２外層２２自体を１００％としたとき、重量％でＳｉが５６％、Ｆｅが４２％の組成とされていた。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、第２外層２２は重量％で４０％であった。
【００３３】
上記のようにＭｇ系の球状化剤６５とＺｒ系の処理剤２とを予め設置した取鍋６０内に高温の溶湯を注入することにより、溶湯は球状化処理された。球状化処理後に、図２に示すように取鍋６０を傾斜させることにより、取鍋６０内の溶湯を、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２ Ｂ号試験片）用の成形型８０（砂型）に注湯し、凝固させ、試験片である発明材（Ｎｏ.１〜Ｎｏ.１１）を得た。
【００３４】
成形型８０に注湯する際には、溶湯温度にして１４１０℃以上の温度で、図２に示すように接種剤（フェロシリコン）を添加しつつ行った。この場合には、球状化処理後８分以内で成形型８０に注湯することにした。フェーディング現象を抑えるためである。
【００３５】
【表１】
上記のようにして製造した発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）の組成を表１に示す。表１においてＢａｌ．は実質的残部を意味する。表１に示すように、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）は重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％、残部が不可避不純物および鉄を含む組成を有する。不可避不純物としてのＳは重量％で０．０２％以下、Ｐは０．１％以下であった。
【００３７】
同様に、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯、比較例２に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯をそれぞれ溶解し、同様に、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２ Ｂ号試験片）の成形型に注湯し、凝固させ、比較例１に係る非熱処理型の球状黒鉛鋳鉄、比較例２に係る非熱処理型の球状黒鉛鋳鉄を得た。比較例１では、発明材と組成は近似しつつも、Ｓｎが発明材よりも多めとされている。比較例２では、発明材と組成は近似しつつも、Ｍｇ及びＺｒが発明材よりも多めとされている。
【００３８】
更に、一般的に得られる従来例１である非熱処理タイプの高強度鋳鉄であるＦＣＤ７００（ＪＩＳ Ｇ ５５０２）、従来例２であるＦＣＤ４５０を同様に形成した。ＦＣＤ４５０は、重量％で、炭素：２．５％以上、シリコン：２．７％以下、マンガン：０．４％以下、マグネシウム：０．０９％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０２％以下を含む組成を有する。ＦＣＤ７００は、ＦＣＤ４５０の組成をベースにしつつスズを微量添加したものであり、ジルコニウムは添加されていない。
【００３９】
得られた発明材（Ｎｏ.２）の代表的な光学顕微鏡組織（倍率：１００倍）を図３に示す。図３に示すように、球状黒鉛は微細であり、その数も多い。また、図３に示すように、球状黒鉛の周囲にフェライトが生成しているいわゆるブルスアイ組織が形成されている。パーライト組織の結晶粒のサイズの測定は、光学顕微鏡では容易ではないものの、球状黒鉛が微細であれば、マトリックスの結晶粒も微細であると考えるのが金属組織学的に一般的である。
【００４０】
また従来例１である非熱処理型の高強度鋳鉄であるＦＣＤ７００（ＪＩＳ Ｇ５５０３）の光学顕微鏡組織（倍率：１００倍）を図４に示す。図４に示すように、球状黒鉛のサイズは図３に比較して大きめであり、その数も少ない。また、図４に示すように、球状黒鉛の周囲にフェライトが生成しているいわゆるブルスアイ組織が形成されているものの、球状黒鉛の周囲のフェライトの割合は、図３に比較して少ない。
【００４１】
更に、従来例２であるＦＣＤ４５０の光学顕微鏡組織（倍率：１００倍）を図５に示す。図５に示すように、ＦＣＤ４５０のマトリックスのほとんどはフェライト系であり、球状黒鉛はサイズが大きめであり、その数も少ない。
【００４２】
上記した発明材（Ｎｏ.２）と従来例２に係るＦＣＤ４５０とについての特性を試験した。その結果を表２に示す。表２に示すように発明材によれば、球状化率は８５．８％と高く、ＦＣＤ４５０の球状化率と同程度であり、更に、黒鉛数が１３４個／ｍｍ2であり、ＦＣＤ４５０よりもかなり多かった。換言すれば、発明材（Ｎｏ.２）では黒鉛数は、ＦＣＤ４５０（８２個／ｍｍ2）に対して１．６倍（≒１３４／８２）であった。更に、発明材（Ｎｏ.２）の黒鉛粒径は４１．７μｍであり、ＦＣＤ４５０（６６．２μｍ）よりもかなり小さかった。このように発明材においては、球状黒鉛の微細化及び粒数増加が図られていた。
【００４３】
【表２】
上記したＹブロックの成形型８０で得られた各発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）に機械加工を施して引張り試験片、シャルピー衝撃試験用の衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ Ｎｏ．３）を形成した。引張り試験片は図７に示されている。衝撃試験片は図８に示されている。そして衝撃試験片及び引張り試験片について評価を行なった。更に切削試験も行った。
【００４５】
上記した比較例１、２及び従来例１、２と、熱処理を行なわずに鋳放し状態の発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６）を用いて切削試験を行ない、切削性の評価を行なった。切削試験においては、発明材の特徴の一つでもある機械加工性の容易さを明らかにするため、一般的な超硬の切削工具による加工性について下記の条件で切削評価を行ない、歯具の逃げ面摩耗量（ＶB ）を測定して切削評価結果として、表３に併記した。
（切削評価条件）
被削材 ：外径１１０ｍｍ
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切りこみ：０．３ｍｍ
切削油 ：水溶性切削油（ケミクールＳＲー１）
切削長 ：１００００ｍ
【００４６】
【表３】
表３に示すように発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）によれば、引張り強度はいずれも７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値はいずれも１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であり、高強度及び高靱性の球状黒鉛鋳鉄が得られた。殊に、発明材Ｎｏ．１によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．２によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１７．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．３によれば、引張り強度は７３０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１６．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．４によれば、引張り強度は７２０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１６．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．５によれば、引張り強度は７１０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１７．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．６によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１８．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。
【００４８】
また表３に示すように、発明材Ｎｏ．７によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．８によれば、引張り強度は７３０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．９によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．１０によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１５．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。発明材Ｎｏ．１１によれば、引張り強度は７００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値は１７．０Ｊ／ｃｍ2以上であった。
【００４９】
Ｃが少な目であり且つＳｎが多めに含まれている比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張り強度は８００ＭＰａ以上と良好であったものの、シャルピー衝撃値は２Ｊ／ｃｍ2程度であり、靱性がかなり低かった。Ｓｉが多めに含まれている比較例２に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、シャルピー衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ2程度であり、かなり靱性が高かったものの、引張り強度は６６０ＭＰａ程度であり、かなり低かった。
【００５０】
従来例１に係るＦＣＤ７００によれば、引張り強度は７３０ＭＰａ以上と良好であるものの、シャルピー衝撃値は３Ｊ／ｃｍ2程度であり、かなり靱性が低かった。従来例２に係るＦＣＤ４５０によれば、シャルピー衝撃値は１９Ｊ／ｃｍ2程度であり、かなり靱性が高かったものの、引張り強度は４８０ＭＰａ程度であり、かなり低かった。
【００５１】
また切削工具の刃先摩耗量によれば、発明材は組織に占めるパーライトの割合がかなり高いものの（面積比：７６〜９３％）、表３に示すように切削性が良好であり、刃先摩耗量が抑えられており、その刃先摩耗量は、ほとんどのマトリックスが硬度の低いフェライトである従来例２に係る球状黒鉛鋳鉄刃先摩耗量（０．２６ｍｍ）に近いものであった。換言すれば、発明材の刃先摩耗量は、衝撃値が良好であるものの引張り強度が６７０ＭＰａ未満と低い比較例２、従来例２に係るフェライト系の球状黒鉛鋳鉄と同じ程度であった。発明材の切削性が良好であるのは、球状黒鉛の微細化、粒数増加が寄与しているものと推察される。 上記した試験結果から理解できるように、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）は、熱処理を行なわない非熱処理型で、鋳放し状態であるにもかかわらず、高強度、且つ、高靱性であり、しかも切削性が良好であった。
【００５２】
即ち、上記した試験結果を考慮すれば、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１）は、金属組織的にはパーライト系のＦＣＤ７００に相当する組織が得られながらも、従来例１に係るフェライト系のＦＣＤ４５０に匹敵する衝撃強度（靱性）が得られていた。また切削加工の容易さは、表２に示すように従来のＦＣＤ４５０と同等程度に優れている。これにより、従来から渇望されていた鋳鉄部品の軽量化が可能となり、飛躍的に自動車部品の軽量化が低コストで実現できる。なお、本発明剤は自動車等の車両に搭載される部品のみならず、一般の機械部品としても利用できる。
【００５３】
（適用形態）図９〜図１１は上記した発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を具体的部品に適用した適用形態を示す。図９はブレーキ部品であるディスクブレーキ用キャリパ１００に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用した適用形態を示す。図１０はブレーキディスク１１０を制動させる際に使用するブレーキ部品であるブレーキシリンダ１１０に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用すると共に、ブレーキシリンダ１１０を保持するシリンダマウント１２０に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用した適用形態を示す。図１１はサスペンションアーム２００に発明材に係る球状黒鉛鋳鉄を適用した適用形態を示す。上記したようにディスクブレーキ用のキャリパ１００、ブレーキシリンダ１１０、シリンダマウント１２０、サスペンションアーム２００を発明材に係る球状黒鉛鋳鉄で製造すれば、切削性を良好に確保しつつ、高強度化、高靱性化を図り得るため、これらの部品の薄肉化を図ることができ、軽量化に貢献でき、車両の燃費改善に大きく寄与できる。
【００５４】
（その他）本発明は上記した且つ図面に示した実施形態、適用形態にのみ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。例えば、単位面積当たりの球状黒鉛の粒数、球状黒鉛のサイズ、マトリックスに占めるパーライトの面積率は、冷却速度などにも影響を受けるため、上記したものに限定されるものではない。実施形態、適用形態に記載した語句は、一部であっても各請求項に記載できるものである。
【００５５】
（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）請求項１〜請求項３のいずれか少なくとも一項において、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２ Ｂ号試験片、砂型）の成形型に注湯し、凝固させたとき、黒鉛粒数は１００〜１７０個／ｍｍ2とされていることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
（付記項２）請求項１〜請求項３のいずれか少なくとも一項において、切削加工性が優れていることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
（付記項）請求項１〜請求項３のいずれか少なくとも一項において、Ｓｎ及びＣｕのうちの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な析出物等の生成物が鋳鉄のマトリックスの粒界に生成していることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。高強度高靱性化に有利である。
（付記項）重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０５％、残部が不可避不純物および鉄を含む組成を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を製造する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とするブレーキ部品等の高強度機械部品。ブレーキ部品等の高強度機械部品の高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用ブレーキキャリパ。ブレーキキャリパの高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用ブレーキマウント。ブレーキマウントの高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用足回り部品。足回り部品の高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とする車両用サスペンションアーム。サスペンションアームの高強度化、高靱性化を図り得るため、薄肉化、軽量化に貢献できる。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒ、Ｓｉを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒ、Ｓｉ及びＦｅを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有し、外層は、内層を覆うＳｉ系の第１外層と、第１外層を覆うＦｅ−Ｓｉ系の第２外層とを有することを特徴とするＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性を有する鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有する球状黒鉛鋳鉄用Ｚｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性を有する球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有し、外層は、Ｓｉ系の第１外層と、Ｆｅ−Ｓｉ系の第２外層とを有することを特徴とする球状黒鉛鋳鉄用Ｚｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性を有する球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。
（付記項）Ｚｒを主要成分とする内層と、内層を覆ったＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系の前記記載または前記各付記項に係る処理剤を用い、
Ｍｇ（一般的には球状化剤）を取鍋内に配置すると共にＺｒ系の処理剤を取鍋内に配置する工程と、取鍋内に溶湯を注入して球状化処理を行う工程と、溶湯を凝固させる工程とを順に実施し、請求項１〜３のいずれか少なくとも一項に係る高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を製造する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄の製造方法。Ｚｒの酸化を抑え、歩留まりの悪いＺｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。Ｍｇ（一般的には球状化剤）及びＺｒ系の処理剤は、取鍋内の同一場所に配置しても良いし、取鍋内の別の場所に配置しても良い。
【００５６】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度で且つ高靱性を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。殊に、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。更に、熱処理を行わない状態でも、高強度で且つ高靱性を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供するのに有利である。殊に、熱処理を行わない状態でも、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ、衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2 以上を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。更に本発明によれば、切削性も良好である。
【図面の簡単な説明】
【図１】球状化剤及び処理剤を配置した取鍋に溶湯を注入して球状化処理を行う際の説明図
【図２】成形型に注湯する際の接種形態を示す説明図である。
【図３】発明材の光学顕微鏡組織を示す写真図（倍率１００倍）である。
【図４】従来例１に係るＦＣＤ７００の光学顕微鏡組織を示す写真図（倍率１００倍）である。
【図５】従来例２に係るＦＣＤ４５０の光学顕微鏡組織を示す写真図（倍率１００倍）である。
【図６】Ｚｒ系の処理剤の組織構造を概念的に示す模式図である。
【図７】引張り試験片を示す正面図である。
【図８】（Ａ）は衝撃試験片を示す正面図、（Ｂ）は衝撃試験片を示す側面図、（Ｃ）は要部であるＡ部の正面図である。
【図９】ブレーキ部品であるディスクブレーキ用キャリパに適用した適用形態を示す斜視図である。
【図１０】ブレーキシリンダ、ブレーキシリンダを保持するシリンダマウントに適用した適用形態を示す斜視図である。
【図１１】サスペンションアームに適用した適用形態を示す斜視図である。
図中、５０は溶解炉、６０は取鍋、２は処理剤、６５は球状化剤を示す。
Claims (3)
- 重量％で、炭素：３．０〜４．６％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．６％、マグネシウム：０．０２〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００４〜０．０９０％、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０１〜０．０６％であり、残部が不可避不純物および鉄からなることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
- 請求項１において、熱処理を行わない非熱処理型であることを特徴とする高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
- 請求項１または請求項２において、引張り強度が７００ＭＰａ以上で、かつ衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２以上を有する高強度高靱性球状黒鉛鋳鉄。
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