JP4825886B2 - フェライト系球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents
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Description
本発明は、フェライト系球状黒鉛鋳鉄に係り、特に、耐熱性及び耐酸化性に優れたフェライト系球状黒鉛鋳鉄に関する。
自動車のエキゾーストマニホールドや、ディーゼルエンジンのターボチャージャなどの排気系部品の材料は、高温加熱−冷却が繰返される使用環境下にある。このため、これらの部品には、耐酸化性および耐熱疲労性が要求されることになる。近年、エンジンの高出力化、低燃費化により、排気ガス温度がより高温度になり、これらの要求はさらに顕著なものになっている。
このように、耐酸化性及び耐熱疲労性を満たす材料として、安価で成形し易い点から、球状黒鉛鋳鉄が使用されている。しかしながら、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、４００℃近傍で延性が低下する現象（中温脆化現象）が起こる。この現象は、球状黒鉛鋳鉄に見られる特有の現象である。
このような点を鑑みて、主要成分としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎを含有し、黒鉛球状化成分として少なくともＭｇを含有し、基地強化成分としてＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの少なくとも１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる球状黒鉛鋳鉄であって、Ａｓを０.０３〜０.２０重量％含んでなる黒鉛鋳鉄が提案されている（例えば特許文献１参照）。
しかしながら、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、高温環境下にある８００℃近辺では、耐酸化性は、オーステナイト系鋳鉄に比べて著しく劣ってしまう。また、特許文献１に記載の材料であっても、高Ｓｉのフェライト系球状黒鉛鋳鉄よりは、耐酸化性は、向上するものの、上述した部材に使用するには充分なものであるとはいえない。すなわち、基地組織であるフェライト相は、オーステナイト系鋳鉄の基地組織であるオーステナイト相と比較して、８００℃以上ではやはり酸化し易い。また、Ｓｉの含有量を増量することにより、耐酸化性を向上させることができるが、Ｓｉの含有量の増量に伴い、熱疲労特性が損なわれるおそれがある。
このような点を鑑みると、Ｎｉを３５質量％含有させて、オーステナイト相を有したオーステナイト系鋳鉄にすることが望ましいが、このような量のＮｉを添加すると、鋳鉄そのものの製造コストが上昇してしまう。
本発明は、上記する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、高温における耐酸化性を安価に向上させることができるフェライト系球状黒鉛鋳鉄を提供することにある。
前記課題を解決すべく、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｃ：３．１〜３．５質量％、Ｓｉ：４．１〜４．５質量％、Ｍｎ：０．８質量％以下、Ｍｏ：０．１〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、Ｐ：０．０３〜０．１質量％、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０２〜０．１５質量％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物、からなることを特徴とする。
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０〜３．５の範囲にあることがより好ましい。
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
本発明によれば、フェライト系鋳鉄であっても、オーステナイト系鋳鉄と略同等の高温耐酸化性を得ることができる。
以下に、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の実施形態について説明する。
本実施形態に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、基本的には、Ｃ：３．１〜３．５質量％、Ｓｉ：４．１〜４．５質量％、Ｍｎ：０．８質量％以下、Ｍｏ：０．１〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、Ｐ：０．０３〜０．１質量％、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０２〜０．１５質量％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物、からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄である。
本実施形態に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、基本的には、Ｃ：３．１〜３．５質量％、Ｓｉ：４．１〜４．５質量％、Ｍｎ：０．８質量％以下、Ｍｏ：０．１〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、Ｐ：０．０３〜０．１質量％、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０２〜０．１５質量％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物、からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄である。
ここで、これらの添加元素に関して以下に述べる。Ｃ及びＳｉは、黒鉛の鋳鉄としての黒鉛の晶出に関係する必須の成分元素である。鋳鉄では、Ｃ及びＳｉの含有量は、炭素当量（ＣＥ値＝Ｃの含有量（質量％）＋１／３×Ｓｉの含有量（質量％））で、総合的に考慮する必要がある。
ここで、ＣＥ値＝４．５〜５．０を満足することが望ましい。その理由としては、ＣＥ値が４．５未満の場合には、共晶組成に近くなりヒケ欠陥の原因となるからであり、５．０を超えると黒鉛晶出量が過多となり強度が低下することがある。そして、後述するＳｉの含有量及び前記ＣＥ値を満足するために、Ｃの含有量は、３．１〜３．５質量％となる。
Ｓｉは、耐酸化性に影響を与える成分元素であり、Ｓｉの含有量が４．１質量％未満では、充分な耐酸化性を得ることができず、４．５質量％を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することがある。
Ｍｎは、鋳鉄には好ましくない元素である硫黄を取り除く（ＭｎＳにする）ための成分元素であり、Ｍｎの含有量が、０．８質量％を超えた場合には、鋳鉄の組織がチル化する傾向が増し、鋳鉄が脆化することがある。
Ｍｏは、耐酸化性及び高温強度の改善に有効な成分元素である。Ｍｏの含有量が、０．１質量％未満では、このような効果を発現することが難しい。一方、Ｍｏの含有量が、０．６質量％を超えた場合には、鋳鉄の靭性が低下することがある。より好ましいＭｏの含有量の下限値は、０．１５質量％である。
Ｃｒは、耐酸化性及び高温強度耐酸化性の改善に有効な成分元素、すなわち、Ｃｒは酸化の際に安定した酸化層（Ｃｒ２Ｏ３）を形成し耐酸化性を向上させる成分元素である。Ｃｒの含有量が、０．１質量％未満である場合には、このような効果を充分に発現することができず、Ｃｒの炭化物（クロムカーバイド）が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させることがある。一方、Ｃｒの含有量が、１．０質量％を超えた場合には、鋳鉄の靭性が低下することがある。
Ｐは、鋳鉄の靭性を確保するための成分元素であるが、Ｐの含有量が、０．１質量％を超えた場合には、加熱冷却の繰返しによる熱劣化が発生し易くなり、靭性も低下する傾向にあり、Ｐの含有量が、０．０３質量％未満では、４００℃で鋳鉄が中温脆化することがある。
Ｓは、多量に添加すると加熱冷却の繰返しによる熱劣化が発生し易くなり、靭性も低下することになる。本発明では、Ｓの含有量が、０．０３質量％を超えた場合には、このような現象が顕著となる。
Ｍｇは、黒鉛を球状化するための成分元素である。Ｍｇ含有量が、０．０２質量％未満では、黒鉛の球状化が十分とならない。一方、Ｍｇ含有量が、０．１５質量％を超えると、黒鉛球状化効果が飽和し、余剰のＭｇが最終凝固部に晶出して中温脆化原因となり得る。
また、本実施形態のフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０〜３．５の範囲にあることがより好ましい。
このような範囲となるように、ＣｒとＭｏとを添加することにより、Ｃｒ及びＭｏの炭化物が同時に形成されるため、Ｃｒ単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのＣｒの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのＣｒ拡散が促進され酸化層（Ｃｒ２Ｏ３）を形成し易くなり、Ｃｒ又はＭｏの単独添加と比較して耐酸化性が向上する。そして、Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０未満の場合や、３．５を超えた場合には、高温における耐酸化性が低下する傾向にある。
このような範囲となるように、ＣｒとＭｏとを添加することにより、Ｃｒ及びＭｏの炭化物が同時に形成されるため、Ｃｒ単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのＣｒの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのＣｒ拡散が促進され酸化層（Ｃｒ２Ｏ３）を形成し易くなり、Ｃｒ又はＭｏの単独添加と比較して耐酸化性が向上する。そして、Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０未満の場合や、３．５を超えた場合には、高温における耐酸化性が低下する傾向にある。
さらに、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
このようなフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させているので、常温における鋳鉄の靭性を向上させることができ、耐衝撃性を高めることができる。また、鋳鉄の硬度を低下させることができるため、機械加工性を向上させることができる。このような熱処理条件は、７５０℃〜９５０℃で２〜３時間保持後炉冷し、さらに、５００〜７５０℃で３〜６時間保持後放冷することがより好ましい。
このようなフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させているので、常温における鋳鉄の靭性を向上させることができ、耐衝撃性を高めることができる。また、鋳鉄の硬度を低下させることができるため、機械加工性を向上させることができる。このような熱処理条件は、７５０℃〜９５０℃で２〜３時間保持後炉冷し、さらに、５００〜７５０℃で３〜６時間保持後放冷することがより好ましい。
以下に、実施例により、本発明のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を説明する。
（実施例１及び２）
表１に示す成分となるように、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。具体的には、表１の成分を含む材料を、５０ｋｇ準備し、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融し、１５５０℃以上の温度で出湯し、取鍋内で、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金により黒鉛球状化処理を行った。その後、Ｆｅ−Ｓｉで接種後、１４００℃以上でＹブロックに鋳造した。
（実施例１及び２）
表１に示す成分となるように、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。具体的には、表１の成分を含む材料を、５０ｋｇ準備し、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融し、１５５０℃以上の温度で出湯し、取鍋内で、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金により黒鉛球状化処理を行った。その後、Ｆｅ−Ｓｉで接種後、１４００℃以上でＹブロックに鋳造した。
（比較例１及び２）
実施例１及び２と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例１及び２と相違する点は、Ｃｒを含有させなかった点であり、比較例１の材料は高珪素球状黒鉛鋳鉄である。また、比較例２として、ＪＩＳ規格、ＦＣＤＡ−ＮｉＳｉＣｒ ３５ ５ ２相当品のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄を準備した。
実施例１及び２と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例１及び２と相違する点は、Ｃｒを含有させなかった点であり、比較例１の材料は高珪素球状黒鉛鋳鉄である。また、比較例２として、ＪＩＳ規格、ＦＣＤＡ−ＮｉＳｉＣｒ ３５ ５ ２相当品のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄を準備した。
（評価試験１）
＜引張試験＞
実施例１及び２、比較例１及び２の材料に対して、室温及び８００℃の温度環境下で、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を行った。この結果を図１（ａ）及び（ｂ）に示す。
＜引張試験＞
実施例１及び２、比較例１及び２の材料に対して、室温及び８００℃の温度環境下で、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を行った。この結果を図１（ａ）及び（ｂ）に示す。
＜酸化性能評価試験＞
実施例１及び２、比較例１及び２の材料を、横型大気炉を使用して、大気中において、８００℃で１００時間保持して、鋳鉄を酸化させ、その後酸化層を除去した鋳鉄の減量を測定した。この結果を図２に示す。
実施例１及び２、比較例１及び２の材料を、横型大気炉を使用して、大気中において、８００℃で１００時間保持して、鋳鉄を酸化させ、その後酸化層を除去した鋳鉄の減量を測定した。この結果を図２に示す。
＜熱疲労試験＞
実施例１及び２、比較例１の材料から、標点距離：１５ｍｍ、標点径：φ８ｍｍの試験片を作成した。疲労試験機には、電気−油圧サーボ式の熱疲労試験機を用い、加熱による試験片の熱膨張伸びを機械的に完全拘束させた状態で、１サイクル９分とする加熱冷却サイクル（下限温度：２００℃、上限温度：８００℃）を繰返し、試験片が完全に破断するまでの繰返し数によって、熱疲労特性を評価した。この結果を、図３に示す。
実施例１及び２、比較例１の材料から、標点距離：１５ｍｍ、標点径：φ８ｍｍの試験片を作成した。疲労試験機には、電気−油圧サーボ式の熱疲労試験機を用い、加熱による試験片の熱膨張伸びを機械的に完全拘束させた状態で、１サイクル９分とする加熱冷却サイクル（下限温度：２００℃、上限温度：８００℃）を繰返し、試験片が完全に破断するまでの繰返し数によって、熱疲労特性を評価した。この結果を、図３に示す。
（結果１）
図１及び表１から、実施例１及び２の常温における引張強さは、比較例１及び２のものよりも優れており、これはＭｏ，Ｃｒの量を増量させたことによると考えられる。図２から、実施例１及び２の材料は、比較例１に比べて耐酸化性が向上し、比較例２のオーステナイト系鋳鉄と同等の耐酸化性を有しており、これは、Ｃｒ及びＭｏを含有したからであると考えられる。また、図３から、実施例１及び２の破断回数は、比較例１のものと同等またはそれ以上であり、これも、Ｃｒ及びＭｏを含有したことにより高温強度が向上したからであると考えられる。
図１及び表１から、実施例１及び２の常温における引張強さは、比較例１及び２のものよりも優れており、これはＭｏ，Ｃｒの量を増量させたことによると考えられる。図２から、実施例１及び２の材料は、比較例１に比べて耐酸化性が向上し、比較例２のオーステナイト系鋳鉄と同等の耐酸化性を有しており、これは、Ｃｒ及びＭｏを含有したからであると考えられる。また、図３から、実施例１及び２の破断回数は、比較例１のものと同等またはそれ以上であり、これも、Ｃｒ及びＭｏを含有したことにより高温強度が向上したからであると考えられる。
（実施例３）
実施例１と同じようにして、表２に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例３が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＳｉの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例３の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を、図４及び図５に示す。なお、図４は、Ｓｉの含有量に対する８００℃における酸化減量、図５は、Ｓｉの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図４及び５には、実施例１の結果も合わせて示した。
実施例１と同じようにして、表２に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例３が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＳｉの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例３の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を、図４及び図５に示す。なお、図４は、Ｓｉの含有量に対する８００℃における酸化減量、図５は、Ｓｉの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図４及び５には、実施例１の結果も合わせて示した。
（比較例３及び４）
実施例１と同じようにして、表２に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例３及び４が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Ｓｉが４．１〜４．５質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例３は、Ｓｉの含有量を、４．１質量％未満（４．０９質量％）とし、比較例４を、Ｓｉの含有量が、４．５質量％超え（４．６１質量％）とした。比較例３及び４の鋳鉄に対して、実施例３と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を図４及び５に示す。
実施例１と同じようにして、表２に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例３及び４が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Ｓｉが４．１〜４．５質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例３は、Ｓｉの含有量を、４．１質量％未満（４．０９質量％）とし、比較例４を、Ｓｉの含有量が、４．５質量％超え（４．６１質量％）とした。比較例３及び４の鋳鉄に対して、実施例３と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を図４及び５に示す。
（結果２）
図４及び５からも明らかなように、実施例１及び３の酸化減量は、比較例３のものと比較して少なく、実施例１及び３の室温伸びは、比較例４のものと比較して大きかった。この結果から、Ｓｉの含有量は、４．１〜４．５質量％の範囲が最適であり、Ｓｉの含有量が４．１質量％未満では、充分な耐酸化性を得ることができないため酸化減量が多くなり、４．５質量％を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することにより、伸びが著しく低下すると考えられる。
図４及び５からも明らかなように、実施例１及び３の酸化減量は、比較例３のものと比較して少なく、実施例１及び３の室温伸びは、比較例４のものと比較して大きかった。この結果から、Ｓｉの含有量は、４．１〜４．５質量％の範囲が最適であり、Ｓｉの含有量が４．１質量％未満では、充分な耐酸化性を得ることができないため酸化減量が多くなり、４．５質量％を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することにより、伸びが著しく低下すると考えられる。
（実施例４）
実施例１と同じようにして、表３に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例４が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＰの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例４の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、室温及び４００℃における引張試験を行った。この結果を、図６及び図７に示す。なお、図６は、Ｐの含有量に対する室温における伸びを示した図、図７は、Ｐの含有量に対する４００℃における伸びを示した図である。なお、図６及び７には、実施例１に示した鋳鉄における引張試験の結果も合わせて示した。
実施例１と同じようにして、表３に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例４が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＰの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例４の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、室温及び４００℃における引張試験を行った。この結果を、図６及び図７に示す。なお、図６は、Ｐの含有量に対する室温における伸びを示した図、図７は、Ｐの含有量に対する４００℃における伸びを示した図である。なお、図６及び７には、実施例１に示した鋳鉄における引張試験の結果も合わせて示した。
（比較例５及び６）
実施例１と同じようにして、表３に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例５及び６が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Ｐが０．０３〜０．１質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例５は、Ｐの含有量を、０．０３質量％未満（０．０１９質量％）とし、比較例６は、Ｐの含有量を、０．１質量％超え（０．１５質量％）とした。比較例５及び６の鋳鉄に対して、実施例４と同様に、室温及び４００℃における引張試験を行った。この結果を図６及び７に示す。
実施例１と同じようにして、表３に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例５及び６が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Ｐが０．０３〜０．１質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例５は、Ｐの含有量を、０．０３質量％未満（０．０１９質量％）とし、比較例６は、Ｐの含有量を、０．１質量％超え（０．１５質量％）とした。比較例５及び６の鋳鉄に対して、実施例４と同様に、室温及び４００℃における引張試験を行った。この結果を図６及び７に示す。
（結果３）
図６及び７からも明らかなように、実施例１及び４の室温伸び及び４００℃伸びは、比較例５及び６のものと比較していずれも高かった。この結果から、Ｐの含有量は、０．０３〜０．１質量％の範囲が最適であり、Ｐの含有量が０．０３質量％未満では、４００℃で鋳鉄が脆化することにより４００℃伸びが低下し、０．１質量％を超えた場合には、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性も低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。
図６及び７からも明らかなように、実施例１及び４の室温伸び及び４００℃伸びは、比較例５及び６のものと比較していずれも高かった。この結果から、Ｐの含有量は、０．０３〜０．１質量％の範囲が最適であり、Ｐの含有量が０．０３質量％未満では、４００℃で鋳鉄が脆化することにより４００℃伸びが低下し、０．１質量％を超えた場合には、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性も低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。
（実施例５及び６）
実施例１と同じようにして、表４に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例５及び６が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＭｏの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例５及び６の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、室温及び８００℃における引張試験を行った。この結果を、図８及び図９に示す。なお、図８は、Ｍｏの含有量に対する８００℃における引張強さを示した図であり、図９は、Ｍｏの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図８及び９には、実施例１の結果も合わせて示した。
実施例１と同じようにして、表４に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例５及び６が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＭｏの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例５及び６の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、室温及び８００℃における引張試験を行った。この結果を、図８及び図９に示す。なお、図８は、Ｍｏの含有量に対する８００℃における引張強さを示した図であり、図９は、Ｍｏの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図８及び９には、実施例１の結果も合わせて示した。
（比較例７及び８）
実施例１と同じようにして、表４に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例７及び８が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Ｍｏが０．１〜０．６質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例７は、Ｍｏの含有量を、０．１質量％未満（０．０９質量％）とし、比較例８は、Ｍｏの含有量を、０．６質量％超え（０．７８質量％）とした。比較例７及び８の鋳鉄に対して、実施例５及び６と同様に、室温及び８００℃における引張試験を行った。この結果を図８及び９に示す。
実施例１と同じようにして、表４に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例７及び８が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Ｍｏが０．１〜０．６質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例７は、Ｍｏの含有量を、０．１質量％未満（０．０９質量％）とし、比較例８は、Ｍｏの含有量を、０．６質量％超え（０．７８質量％）とした。比較例７及び８の鋳鉄に対して、実施例５及び６と同様に、室温及び８００℃における引張試験を行った。この結果を図８及び９に示す。
（結果４）
図８及び９からも明らかなように、実施例１、５及び６の８００℃引張強さは、比較例７よりも大きく、実施例１、５及び６の室温伸びは比較例８よりも大きかった。この結果から、Ｍｏの含有量は、０．１〜０．６質量％の範囲が最適であり、Ｍｏの含有量が０．１質量％未満では、８００℃の引張強度が低下し、０．６質量％を超えた場合に、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性が低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。また、より好ましくは、Ｍｏの含有量は、０．１５質量％以上である。
図８及び９からも明らかなように、実施例１、５及び６の８００℃引張強さは、比較例７よりも大きく、実施例１、５及び６の室温伸びは比較例８よりも大きかった。この結果から、Ｍｏの含有量は、０．１〜０．６質量％の範囲が最適であり、Ｍｏの含有量が０．１質量％未満では、８００℃の引張強度が低下し、０．６質量％を超えた場合に、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性が低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。また、より好ましくは、Ｍｏの含有量は、０．１５質量％以上である。
（実施例７〜１０）
実施例１と同じようにして、表５に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例７〜１０が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＣｒの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例７〜１０の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、室温及び８００℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図１０〜１２に示す。なお、図１０は、Ｃｒの含有量に対する８００℃における引張強さを示した図であり、図１１は、Ｃｒの含有量に対する室温における伸びを示した図であり、図１２は、Ｃｒの含有量に対する８００℃における酸化減量を示した図である。なお、図１０〜１２には、実施例１の結果も合わせて示した。
実施例１と同じようにして、表５に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例７〜１０が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＣｒの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例７〜１０の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、室温及び８００℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図１０〜１２に示す。なお、図１０は、Ｃｒの含有量に対する８００℃における引張強さを示した図であり、図１１は、Ｃｒの含有量に対する室温における伸びを示した図であり、図１２は、Ｃｒの含有量に対する８００℃における酸化減量を示した図である。なお、図１０〜１２には、実施例１の結果も合わせて示した。
（比較例９及び１０）
実施例１と同じようにして、表５に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例９及び１０が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Ｃｒが０．１〜１．０質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例９は、Ｃｒの含有量を、０．１質量％未満（０．０５質量％）とし、比較例１０は、Ｃｒの含有量を、１．０質量％超え（１．１５質量％）とした。比較例９及び１０の鋳鉄に対して、実施例７〜１０と同様に、室温及び８００℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を図１０〜１２に示す。
実施例１と同じようにして、表５に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例９及び１０が実施例１と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Ｃｒが０．１〜１．０質量％から外れるように製作した点である。具体的には、比較例９は、Ｃｒの含有量を、０．１質量％未満（０．０５質量％）とし、比較例１０は、Ｃｒの含有量を、１．０質量％超え（１．１５質量％）とした。比較例９及び１０の鋳鉄に対して、実施例７〜１０と同様に、室温及び８００℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を図１０〜１２に示す。
（結果５）
図１０〜１２からも明らかなように、実施例１、及び８〜１０の８００℃引張強さは、比較例９のものよりも大きく、Ｃｒの含有量の増加に伴って、８００℃引張強さが向上した。実施例１、及び７〜１０の室温伸びは、比較例１０のものよりも大きかった。また、実施例１、及び７〜１０の酸化減量は、比較例９のものよりも少なかった。この結果から、Ｃｒの含有量は、０．１〜１．０質量％の範囲が最適であり、Ｃｒの含有量が０．１質量％未満では、耐酸化性及び高温強度耐酸化性が低下してしまい、その結果、８００℃酸化減量が多くなったと考えられる。一方、Ｃｒの含有量が１．０質量％を超えた場合に、Ｃｒの炭化物（クロムカーバイド）が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させ、これにより、室温伸びが低下したと考えらえる。
図１０〜１２からも明らかなように、実施例１、及び８〜１０の８００℃引張強さは、比較例９のものよりも大きく、Ｃｒの含有量の増加に伴って、８００℃引張強さが向上した。実施例１、及び７〜１０の室温伸びは、比較例１０のものよりも大きかった。また、実施例１、及び７〜１０の酸化減量は、比較例９のものよりも少なかった。この結果から、Ｃｒの含有量は、０．１〜１．０質量％の範囲が最適であり、Ｃｒの含有量が０．１質量％未満では、耐酸化性及び高温強度耐酸化性が低下してしまい、その結果、８００℃酸化減量が多くなったと考えられる。一方、Ｃｒの含有量が１．０質量％を超えた場合に、Ｃｒの炭化物（クロムカーバイド）が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させ、これにより、室温伸びが低下したと考えらえる。
（実施例１１）
実施例２と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造し、これを、図１３に示す温度プロフィールで熱処理（フェライト化熱処理）を行った。具体的には、熱処理条件として、９３０℃で３．５時間保持後炉冷し、さらに、６８０〜７３０℃で６時間保持後放冷した。そして、実施例１と同様の引張試験を行った。また、ビッカース硬度計により押込み荷重１９６．１Ｎの条件で表面硬さを測定した。この結果を図１４及び１５に示す。また、熱処理前後の組織写真を観察した。この結果を図１６に示す。
実施例２と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造し、これを、図１３に示す温度プロフィールで熱処理（フェライト化熱処理）を行った。具体的には、熱処理条件として、９３０℃で３．５時間保持後炉冷し、さらに、６８０〜７３０℃で６時間保持後放冷した。そして、実施例１と同様の引張試験を行った。また、ビッカース硬度計により押込み荷重１９６．１Ｎの条件で表面硬さを測定した。この結果を図１４及び１５に示す。また、熱処理前後の組織写真を観察した。この結果を図１６に示す。
（比較例１１）
実施例２と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例１１と相違する点は、上述した熱処理を行っていない点である。そして、実施例１１と同じように、室温における引張試験及び硬さ試験を行った。この結果を図１４及び１５に示す。
実施例２と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例１１と相違する点は、上述した熱処理を行っていない点である。そして、実施例１１と同じように、室温における引張試験及び硬さ試験を行った。この結果を図１４及び１５に示す。
（結果６）
図１４に示すように、実施例１１の室温伸びの方が比較例１１のものよりも大きかった。また、図１５に示すように、実施例１１の硬さのほうが比較例１１のものよりも低かった。また、図１６に示すように、実施例１１は、熱処理により、鋳鉄組織のうちパーライト組織がフェライト組織に変態していた。
図１４に示すように、実施例１１の室温伸びの方が比較例１１のものよりも大きかった。また、図１５に示すように、実施例１１の硬さのほうが比較例１１のものよりも低かった。また、図１６に示すように、実施例１１は、熱処理により、鋳鉄組織のうちパーライト組織がフェライト組織に変態していた。
これらの結果から、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させたことにより、高硬度の基地組織中の炭化物が分解され、処理前に比べ、硬さが低下したと考えられる。
（実施例１２〜１４）
実施例１と同じようにして、表６に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例１２〜１４が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＣｒ／Ｍｏ（Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ））が、以下の質量比となるように造り込んだ点である。そして、実施例１２〜１４の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図１７に示す。なお、図１７には、実施例１の結果も合わせて示した。なお、実施例１は、鋳鉄をＭｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）は、１．９７である。
実施例１と同じようにして、表６に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例１２〜１４が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＣｒ／Ｍｏ（Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ））が、以下の質量比となるように造り込んだ点である。そして、実施例１２〜１４の鋳鉄に対して、実施例１と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図１７に示す。なお、図１７には、実施例１の結果も合わせて示した。なお、実施例１は、鋳鉄をＭｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）は、１．９７である。
（比較例１２〜１６）
実施例１と同じようにして、表６に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例１２〜１６が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＭｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０〜３．５の範囲から外れる質量比となるように造り込んだ点である。そして、比較例１２〜１６の鋳鉄に対して、実施例１２〜１４と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図１７に示す。なお、図１７には、比較例１の結果も合わせて示した。表６及び図１７では、実施例１２〜１４との比較のために、比較例１２及び１３と表しているが、比較例１２及び１３は、本発明（請求項１）に含まれる実施例に相当する。
実施例１と同じようにして、表６に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例１２〜１６が実施例１と相違する点は、鋳鉄をＭｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０〜３．５の範囲から外れる質量比となるように造り込んだ点である。そして、比較例１２〜１６の鋳鉄に対して、実施例１２〜１４と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図１７に示す。なお、図１７には、比較例１の結果も合わせて示した。表６及び図１７では、実施例１２〜１４との比較のために、比較例１２及び１３と表しているが、比較例１２及び１３は、本発明（請求項１）に含まれる実施例に相当する。
（結果６）
図１７に示すように、実施例１及び１２〜１４の酸化減量は、比較例１及び１３〜１６のものに比べて、少なかった。また、実施例１及び実施例１４の酸化減量が特に少なかった。
図１７に示すように、実施例１及び１２〜１４の酸化減量は、比較例１及び１３〜１６のものに比べて、少なかった。また、実施例１及び実施例１４の酸化減量が特に少なかった。
これらの結果から、Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０〜３．５の範囲にあることが好ましく、質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．９７〜３．４５の範囲がより好ましいと考えられる。ＣｒとＭｏとを添加することにより、Ｃｒ及びＭｏの炭化物が同時に形成されるため、Ｃｒ単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのＣｒの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのＣｒ拡散が促進され酸化層（Ｃｒ２Ｏ３）を形成し易くなり、Ｃｒ又はＭｏの単独添加と比較して耐酸化性が向上したものであると考えられる。このような結果、Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．０未満の場合、高温における耐酸化性が低下したと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更があっても、それらは本発明に含まれるものである。
Claims (3)
- Ｃ：３．１〜３．５質量％、
Ｓｉ：４．１〜４．５質量％、
Ｍｎ：０．８質量％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．６質量％、
Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、
Ｐ：０．０３〜０．１質量％、
Ｓ：０．０３質量％以下、
Ｍｇ：０．０２〜０．１５質量％、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物、
からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、
Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、１．９７〜３．４５の範囲にあることを特徴とするフェライト系球状黒鉛鋳鉄。 - Ｃ：３．１〜３．５質量％、
Ｓｉ：４．１〜４．５質量％、
Ｍｎ：０．８質量％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．６質量％、
Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、
Ｐ：０．０３〜０．１質量％、
Ｓ：０．０３質量％以下、
Ｍｇ：０．０２〜０．１５質量％、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物、
からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、
Ｍｏの含有量に対するＣｒの含有量の質量比（Ｃｒ／Ｍｏ）が、５８／３０〜３．５の範囲にあることを特徴とするフェライト系球状黒鉛鋳鉄。 - 前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることを特徴とする請求項１又は２に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
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