JP5712525B2 - 耐摩耗性に優れた球状黒鉛鋳鉄品 - Google Patents
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Description
本発明は、工作機械用構造部材、土木・建築用構造部材、機械部品等に好適な、球状黒鉛鋳鉄品に係り、とくに５〜10％程度の高延性を有する球状黒鉛鋳鉄品の耐摩耗性向上に関する。
球状黒鉛鋳鉄は、良好な鋳造性と、高強度を有し、鍛鋼や鋳鋼の代替として、とくに工作機械用構造部材、土木建築用構造部材、機械構造部品等の使途に広く利用されている。しかし、近年、各種構造部材、構造部品等の長寿命化、さらに経済性という観点から、鋳放しのままで、所望の高強度と延性を保持しつつ、耐摩耗性がさらに向上した、安価な鋳鉄品が要望されている。
このような要望に対して、例えば、特許文献１には、重量比で、Ｃ：3.20〜4.00％、Si：2.00〜3.20％、Mn：0.05〜3.00％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.120％以下、Cu：0.40〜2.00％、Mg：0.02〜0.08％、希土類：0.005〜0.300％を含み、残部Feからなる球状黒鉛鋳鉄品が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、MnとCuとともに希土類元素を含有させて、パーライトを緻密にすることにより、引張強さ：700N/mm２以上の高強度と、２％以上の伸びを確保できるとしている。
また、特許文献２には、鋳造後に鋳放しで、硬度差がある高硬度部と強靭部からなり、重量％で、ＴＣ：3.0〜4.0％、Si：2.0〜3.0％、Mg：0.03〜0.06％、Mn：0.2〜0.8％、Cu：0.5〜2.0％、Sn：0.03〜0.1％及びBi：0.002〜0.05％を含有する球状黒鉛鋳鉄品が提案されている。特許文献２に記載された技術によれば、パーライト安定化元素であるMn、Cu、Snを適正量含有させパーライトを緻密化し、さらにBiを含有させることにより、鋳放しのままで、引張強さ：600 N/mm２〜700 N/mm２以上という高強度を有する鋳鉄品とすることができるとしている。
また、特許文献３には、Ｃ：3.2〜3.9％、Si：2.0〜2.6％、Mn：0.6％以下を含み、Ｐ、Ｓ、Mgを適正量に調整して含み、さらに、Cu：2.4〜3.3％、Sn：0.01〜0.05％を含有し、残部Feからなる、球状黒鉛鋳鉄が提案されている。特許文献３に記載された技術により製造された球状黒鉛鋳鉄品は、CuとSnを複合含有することにより、引張強さ：900 N/mm２以上の高強度と伸び：４％以上の高延性を確保できるとしている。
また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：3.4〜4.0％、Si：1.5〜2.0％、Mn：0.35〜0.5％、Ni：1.0超〜2.0％、Cu：0.2〜0.5％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、パーライトを面積率で60〜90％、フェライトを10〜40％含む組織を有する球状黒鉛鋳鉄が提案されている。特許文献４に記載された技術によれば、引張強さ：770MPa以上で、伸び：8.0％以上の球状黒鉛鋳鉄部材とすることができるとしている。
上記した従来技術では、主としてパーライトの増量と緻密化により、或る程度までの高強度化を達成でき、一定レベル程度までの耐摩耗性の向上を確保できるとしている。しかし、上記した従来技術では、パーライトの増量と緻密化により所望の耐摩耗性を確保しているため、所要の強度と延性を維持しつつ、耐摩耗性の顕著な向上を図ることは難しいという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、従来材なみの、強度と延性とを有しながら、さらに従来材の1.5倍以上の優れた耐摩耗性を有する球状黒鉛鋳鉄品を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、耐摩耗性と強度向上に影響する各種要因について鋭意研究した。その結果、Cuおよび／またはNiを含有し、鋳鉄の基地組織をパーライト化することにより、球状黒鉛鋳鉄の強度と耐摩耗性をともに一定レベルまで向上させることができるが、更なる耐摩耗性の向上のためには、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ等の炭化物形成元素の多量含有を必要とするという知見を得た。しかし、炭化物形成元素の多量含有は、強度を向上させるが、延性を低下し、鋳鉄品の硬脆化に繋がる。さらに、炭化物形成元素の多量含有は、共晶炭化物の晶出を招き、極めて脆い材質の鋳鉄品となるという問題がある。
そこで、本発明者らは更なる検討を行い、所望の高強度と高延性を保持しつつ、更なる耐摩耗性の向上のためには、微細な極めて硬質な粒状炭化物を基地中に析出・分散させることができ、しかも析出した硬質な炭化物が周囲の基地組織に殆ど影響を及ぼさないことが重要であることに想到した。このようなことが実現できる合金元素として、本発明者らはNbとＶの複合含有に着目した。本発明者らの研究によれば、鋳鉄中ではNbは、Ｃと結合して最も硬いMC炭化物を形成するが、Nbが基地中に殆ど固溶しないため、Nb含有による基地組織の変化が少なく、また共晶炭化物の生成も抑制される。さらに、NbとともにＶを少量含有する場合であれば、ＶはMC炭化物中に固溶して、MC炭化物の強化・増量に寄与する。
このようなことから、本発明者らは、NbとＶとを複合して、適正量含有させることにより、引張強さが700〜900MPaという高強度と、伸びが５％以上という高延性とをともに維持しつつ、耐摩耗性が顕著に向上した球状黒鉛鋳鉄が得られるという新規な知見を得た。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：3.0〜4.0％、Si：1.8〜3.0％、Mn：0.2〜1.2％、Cu：0.2〜1.3％、Nb：0.05〜1.0％、Ｖ：0.05〜1.5％、Mg：0.01〜0.06％、Ｓ：0.001〜0.03％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し耐摩耗性に優れることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄品。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.1〜1.5％含有する組成であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄品。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：3.0〜4.0％、Si：1.8〜3.0％、Mn：0.2〜1.2％、Cu：0.2〜1.3％、Nb：0.05〜1.0％、Ｖ：0.05〜1.5％、Mg：0.01〜0.06％、Ｓ：0.001〜0.03％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し耐摩耗性に優れることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄品。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.1〜1.5％含有する組成であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄品。
本発明によれば、引張強さ：700〜900MPaの高強度と、５％以上の高延性とを有し、さらに従来材の1.5倍以上の優れた耐摩耗性を有する、球状黒鉛鋳鉄品を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる球状黒鉛鋳鉄は、適度の高強度と優れた延性とを兼備し、耐摩耗性に優れる鋳鉄品であり、工作機械用構造部材、土木・建築用構造部材、機械部品等用として好適であるとともに、さらに機械部品の金具や爪、床板や、止め具などを配した景観用部材、マンホールの蓋や、土木建築用の止め具や、その他、種々の鋳物部材への適用も可能となるという効果もある。
まず、本発明の球状黒鉛鋳鉄品の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
Ｃ：3.0〜4.0％
Ｃは、球状黒鉛の晶出量、パーライト中の層状セメンタイト量およびＭＣ炭化物の析出量、ならびに溶湯の流動性に影響する重要な元素である。Ｃ含有量が3.0％未満では特に流動性が不足し、引け巣が発生しやすく、また黒鉛量が不足し、所望の強度、延性を確保する球状黒鉛鋳鉄とすることが難しくなる。一方、4.0％を超える含有は、黒鉛量が過多となり、強度が低下する。このため、Ｃは3.0〜4.0％に限定した。なお、好ましくは、3.3〜3.9％である。
Ｃ：3.0〜4.0％
Ｃは、球状黒鉛の晶出量、パーライト中の層状セメンタイト量およびＭＣ炭化物の析出量、ならびに溶湯の流動性に影響する重要な元素である。Ｃ含有量が3.0％未満では特に流動性が不足し、引け巣が発生しやすく、また黒鉛量が不足し、所望の強度、延性を確保する球状黒鉛鋳鉄とすることが難しくなる。一方、4.0％を超える含有は、黒鉛量が過多となり、強度が低下する。このため、Ｃは3.0〜4.0％に限定した。なお、好ましくは、3.3〜3.9％である。
Si：1.8〜3.0％
Siは、溶湯の流動性と白銑化に影響を及ぼすとともに、さらに黒鉛の生成を促進する元素であり、本発明では1.8％以上の含有を必要とする。Siが1.8％未満では、流動性が低下して薄肉部への溶湯の充填が困難になるとともに、白銑化も発生する。一方、3.0％を超える含有は、黒鉛形状が乱れ、形状の崩れた黒鉛となりやすく、高強度化が困難になる。このため、Siは1.8〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、2.2〜2.9％である。
Siは、溶湯の流動性と白銑化に影響を及ぼすとともに、さらに黒鉛の生成を促進する元素であり、本発明では1.8％以上の含有を必要とする。Siが1.8％未満では、流動性が低下して薄肉部への溶湯の充填が困難になるとともに、白銑化も発生する。一方、3.0％を超える含有は、黒鉛形状が乱れ、形状の崩れた黒鉛となりやすく、高強度化が困難になる。このため、Siは1.8〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、2.2〜2.9％である。
Mn：0.2〜1.2％
Mnは、基地中に固溶し、基地の高強度化に寄与する有用な元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。Mnが0.2％未満では強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。一方、1.2％を超えるMnの含有は、凝固セルの粒界にMnが偏析して材質を脆化させる。このため、Mnは0.2〜1.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.3〜0.8％である。
Mnは、基地中に固溶し、基地の高強度化に寄与する有用な元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。Mnが0.2％未満では強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。一方、1.2％を超えるMnの含有は、凝固セルの粒界にMnが偏析して材質を脆化させる。このため、Mnは0.2〜1.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.3〜0.8％である。
Cu：0.2％以上1.3％以下
Cuは、パーライト組織を緻密化するととともに、基地を高強度化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。一方、1.3％を超える含有は、延性の低下を招く。このため、Cuは0.2％以上1.3％以下の範囲に限定した。
Cuは、パーライト組織を緻密化するととともに、基地を高強度化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。一方、1.3％を超える含有は、延性の低下を招く。このため、Cuは0.2％以上1.3％以下の範囲に限定した。
Nb：0.05〜1.0％
Nbは、本発明では最も重要な元素であり、硬質な粒状のＭＣ型炭化物を形成し、適度の高強度と優れた延性とを保持しつつ、更なる耐摩耗性向上に有効に寄与する元素である。また、Nbは、凝固組織をも微細化し、高強度化に有効に寄与する。このような効果は、0.05％以上の含有で認められるが、1.0％を超える含有は、ＭＣ型炭化物が粗大化し、延性の低下を招く。このため、Nbは0.05〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.1〜0.8％である。なお、Nbの添加は、フェロニオブ、あるいはFe−Nb合金を用いることが好ましいが、溶湯に溶けにくい傾向があり、溶製時の早期から投入しておくことが好ましい。なお、最近ではNb含有合金の表面にフラックスを被覆したり、フラックスを混合したNb合金等が市販されており、これらのNb合金を使用すれば、Nb含有合金の溶湯への溶解が促進されるという利点がある。
Nbは、本発明では最も重要な元素であり、硬質な粒状のＭＣ型炭化物を形成し、適度の高強度と優れた延性とを保持しつつ、更なる耐摩耗性向上に有効に寄与する元素である。また、Nbは、凝固組織をも微細化し、高強度化に有効に寄与する。このような効果は、0.05％以上の含有で認められるが、1.0％を超える含有は、ＭＣ型炭化物が粗大化し、延性の低下を招く。このため、Nbは0.05〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.1〜0.8％である。なお、Nbの添加は、フェロニオブ、あるいはFe−Nb合金を用いることが好ましいが、溶湯に溶けにくい傾向があり、溶製時の早期から投入しておくことが好ましい。なお、最近ではNb含有合金の表面にフラックスを被覆したり、フラックスを混合したNb合金等が市販されており、これらのNb合金を使用すれば、Nb含有合金の溶湯への溶解が促進されるという利点がある。
Ｖ：0.05〜1.5％
Ｖは、Nbとともに複合含有する本発明の場合には、Nb含有により出現するMC炭化物に固溶して、MC炭化物を強化・増量し耐摩耗性を一段と向上させる作用を有し、本発明では重要な元素である。Nbを含有せず、Ｖを単独で含有すると、細長く伸びたＶ炭化物（VC）が出現し、延性が顕著に低下する。このため、本発明では、ＶはNbとの複合含有とする。なお、MC炭化物に固溶しきれなかったＶは、基地に固溶してパーライトの緻密化・強化に寄与する。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える多量の含有は、MC炭化物を細長く伸びた形状とする傾向が大きくなり、延性が低下する。このようなことから、Ｖは0.05〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.1〜1.0％である。
Ｖは、Nbとともに複合含有する本発明の場合には、Nb含有により出現するMC炭化物に固溶して、MC炭化物を強化・増量し耐摩耗性を一段と向上させる作用を有し、本発明では重要な元素である。Nbを含有せず、Ｖを単独で含有すると、細長く伸びたＶ炭化物（VC）が出現し、延性が顕著に低下する。このため、本発明では、ＶはNbとの複合含有とする。なお、MC炭化物に固溶しきれなかったＶは、基地に固溶してパーライトの緻密化・強化に寄与する。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える多量の含有は、MC炭化物を細長く伸びた形状とする傾向が大きくなり、延性が低下する。このようなことから、Ｖは0.05〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.1〜1.0％である。
Mg：0.01〜0.06％
Mgは、黒鉛を球状化する作用を有し、球状黒鉛鋳鉄では必須元素である。このような効果を確保するためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.06％を超える含有は、Mgの酸化物が多量のドロスを発生させ、表面欠陥を増加させる。このため、Mgは0.01〜0.06％の範囲に限定した。
Mgは、黒鉛を球状化する作用を有し、球状黒鉛鋳鉄では必須元素である。このような効果を確保するためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.06％を超える含有は、Mgの酸化物が多量のドロスを発生させ、表面欠陥を増加させる。このため、Mgは0.01〜0.06％の範囲に限定した。
上記した成分が基本の成分であるが、上記した基本組成に加えてさらに、選択元素として、Niを含有してもよい。
Ni：0.1〜1.5％
Niは、基地中に固溶して炭素の拡散を抑制し、基地のパーライト変態を促進し、強度を増加させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.1％以上の含有で顕著となる。一方、1.5％を超える含有は、オーステナイトを安定化させ、基地組織を一部、ベイナイト化、あるいはマルテンサイト化させて、強度のばらつきを大きくする悪影響を及ぼす。このため、Niは0.1〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。
Ni：0.1〜1.5％
Niは、基地中に固溶して炭素の拡散を抑制し、基地のパーライト変態を促進し、強度を増加させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.1％以上の含有で顕著となる。一方、1.5％を超える含有は、オーステナイトを安定化させ、基地組織を一部、ベイナイト化、あるいはマルテンサイト化させて、強度のばらつきを大きくする悪影響を及ぼす。このため、Niは0.1〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。
Ｓ：0.001〜0.03％
Ｓは、基本的には不純物元素であるが、Mg、Si等と化合物を形成して黒鉛の核を形成し、黒鉛化を促進する作用を有する元素である。このような効果を得るために、本発明では0.001％以上含有させることが好ましい。一方、0.03％を超える含有は、黒鉛形状を低下させる。このため、Ｓは0.001〜0.03％の範囲に限定することが好ましい。
Ｓは、基本的には不純物元素であるが、Mg、Si等と化合物を形成して黒鉛の核を形成し、黒鉛化を促進する作用を有する元素である。このような効果を得るために、本発明では0.001％以上含有させることが好ましい。一方、0.03％を超える含有は、黒鉛形状を低下させる。このため、Ｓは0.001〜0.03％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としてＰを0.04％未満、Crを0.1％未満、Tiを0.05％未満、Ｗを0.1％未満に調整することが好ましい。
Ｐは、ザク巣を増加させたり、凝固セルの粒界に偏析して材質を脆化させる作用を有する元素であり、本発明では不純物としてできるだけ低減することが望ましい。0.04％以上では上記した悪影響が顕著となる。このため、Ｐは0.04％未満に調整することが好ましい。Cr、Ti、Ｗはいずれも、白銑化を促進させる元素であり、白銑化抑制のために、低減することが好ましい。Cr：0.1％未満、Ti：0.05％未満、Ｗ：0.1％未満であれば悪影響は小さく、許容できる。上記した範囲内とするためには、これら元素を多量に含有することのない溶解原料を使用することが肝要であるが、通常の一般的な溶解原料であれば、とくに溶解原料の厳選を必要としない。なお、より好ましくは、Cr：0.05％未満、Ti：0.03％未満、Ｗ：0.05％未満である。
Ｐは、ザク巣を増加させたり、凝固セルの粒界に偏析して材質を脆化させる作用を有する元素であり、本発明では不純物としてできるだけ低減することが望ましい。0.04％以上では上記した悪影響が顕著となる。このため、Ｐは0.04％未満に調整することが好ましい。Cr、Ti、Ｗはいずれも、白銑化を促進させる元素であり、白銑化抑制のために、低減することが好ましい。Cr：0.1％未満、Ti：0.05％未満、Ｗ：0.1％未満であれば悪影響は小さく、許容できる。上記した範囲内とするためには、これら元素を多量に含有することのない溶解原料を使用することが肝要であるが、通常の一般的な溶解原料であれば、とくに溶解原料の厳選を必要としない。なお、より好ましくは、Cr：0.05％未満、Ti：0.03％未満、Ｗ：0.05％未満である。
また、不可避的不純物としての、Al、Ca、Ba、Bi、REMは、Al ：0.05％未満、Ca：0.008％未満、Ba：0.002％未満、Bi：0.02％未満,REM：0.05％未満、が許容できる。
Al、Ca 、Ba、Bi、REMは、通常、黒鉛球状化剤として使用されるFe−Si−Mg合金や、通常、接種剤として使用されるFe−Si合金やCa−Si合金中に含有される。このため、Al、Ca、Ba、Bi、REMは、球状黒鉛鋳鉄には不可避的に含まれる不純物となる。しかし、Al を0.05％以上を含有すると、黒鉛球状化に悪影響を及ぼし強度低下の原因となる。また、Caを0.008％以上、Baを0.002％以上含有すると、ドロスが増加し、表面欠陥の発生が増加する。また、Bi：0.02％以上含有すると、黒鉛球状化に悪影響を及ぼしたり、炭化物を晶出する場合がある。また、REMを0.05％以上含有すると、薄肉鋳鉄品を鋳造するに際して、チル組織を発生させたり、黒鉛形状を劣化させたりする。
Al、Ca 、Ba、Bi、REMは、通常、黒鉛球状化剤として使用されるFe−Si−Mg合金や、通常、接種剤として使用されるFe−Si合金やCa−Si合金中に含有される。このため、Al、Ca、Ba、Bi、REMは、球状黒鉛鋳鉄には不可避的に含まれる不純物となる。しかし、Al を0.05％以上を含有すると、黒鉛球状化に悪影響を及ぼし強度低下の原因となる。また、Caを0.008％以上、Baを0.002％以上含有すると、ドロスが増加し、表面欠陥の発生が増加する。また、Bi：0.02％以上含有すると、黒鉛球状化に悪影響を及ぼしたり、炭化物を晶出する場合がある。また、REMを0.05％以上含有すると、薄肉鋳鉄品を鋳造するに際して、チル組織を発生させたり、黒鉛形状を劣化させたりする。
上記した不純物以外の不可避的不純物として、Ｎがあるが、通常の溶湯溶製法であれば、Ｎ含有量は0.002〜0.03％程度となる。この程度の含有範囲であればとくに悪影響はない。
本発明の球状黒鉛鋳鉄品は、上記した組成を有し、鋳放しのままで、引張強さ：700〜900MPaの高強度と、５％以上の高延性とを有し、さらに従来材の1.5倍以上の優れた耐摩耗性を有する。
本発明の球状黒鉛鋳鉄品は、上記した組成を有し、鋳放しのままで、引張強さ：700〜900MPaの高強度と、５％以上の高延性とを有し、さらに従来材の1.5倍以上の優れた耐摩耗性を有する。
つぎに、本発明の球状黒鉛鋳鉄品の好ましい製造方法について説明する。
高周波炉等の常用の鋳鉄溶製方法で母溶湯を溶製し、該母溶湯に、常用のSi−Mg合金等の黒鉛球状化剤を添加する黒鉛球状化処理を行ったのち、さらに、通常のFe−Si合金、Ca−Si合金等の接種剤で接種して上記した組成とし、所望の形状に形成された、砂型、金型等の常用の鋳型に注湯することが好ましい。なお、本発明においては、接種は、常用の方法である、取鍋に移送時に行う方法、あるいは湯道等の鋳型内（インモールド接種）で行う方法のいずれで行ってもよいことは言うまでもない。
高周波炉等の常用の鋳鉄溶製方法で母溶湯を溶製し、該母溶湯に、常用のSi−Mg合金等の黒鉛球状化剤を添加する黒鉛球状化処理を行ったのち、さらに、通常のFe−Si合金、Ca−Si合金等の接種剤で接種して上記した組成とし、所望の形状に形成された、砂型、金型等の常用の鋳型に注湯することが好ましい。なお、本発明においては、接種は、常用の方法である、取鍋に移送時に行う方法、あるいは湯道等の鋳型内（インモールド接種）で行う方法のいずれで行ってもよいことは言うまでもない。
以下、さらに実施例に基づいて本発明についてさらに説明する。
高周波炉を用いて溶製した母溶湯に、表１に示す合金組成となるように合金元素を添加した。なお、合金元素添加後の溶湯の最高温度は、1490〜1580℃とした。合金元素添加後の溶湯に、ついで、市販のMg合金（Fe−45質量％Si−５質量％Mg−1.8質量％REM−２質量％Ca合金）を用いてサンドイッチ法で黒鉛球状化処理を行った。ついで、溶湯を取鍋に移し替え、その際に、Fe−75質量％Si−0.2質量％Al合金で接種した。接種直後、化学分析用試料を採取し、直ちに、溶湯を砂型に注湯（鋳込み）し、Ｙ型キールブロック（平行部肉厚15mm）とした。なお、鋳込み温度は、1360℃〜1480℃とした。
鋳込み後、18時間以上放置したのち、型バラシを行い、Ｙ型キールブロックから、鋳放し状態で、試験片を採取し、引張試験および摩耗試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）引張試験
Ｙ型キールブロックから、JIS 14A号引張試験片（平行部径：10mmφ×GL50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、室温（25℃）で引張試験を実施し、引張強さTS、および伸びElを測定した。
（２）摩耗試験
Ｙ型キールブロックから、摩耗試験片（円盤状試験片：外径φ60mm×肉厚10mm）を採取した。摩耗試験は、２円盤の転がりすべり方式とした。相手材は、S45C材製の円盤状試験片（外径φ190mm×肉厚15mm）とした。摩耗試験は、試験片回転数：700rpm、すべり率：5％、荷重：100kgf（980Ｎ）、試験時間：60minとした。なお、試験片の発熱を避けるために、試験片を水冷しながら摩耗試験を実施した。
（１）引張試験
Ｙ型キールブロックから、JIS 14A号引張試験片（平行部径：10mmφ×GL50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、室温（25℃）で引張試験を実施し、引張強さTS、および伸びElを測定した。
（２）摩耗試験
Ｙ型キールブロックから、摩耗試験片（円盤状試験片：外径φ60mm×肉厚10mm）を採取した。摩耗試験は、２円盤の転がりすべり方式とした。相手材は、S45C材製の円盤状試験片（外径φ190mm×肉厚15mm）とした。摩耗試験は、試験片回転数：700rpm、すべり率：5％、荷重：100kgf（980Ｎ）、試験時間：60minとした。なお、試験片の発熱を避けるために、試験片を水冷しながら摩耗試験を実施した。
摩耗試験の前後に試験片の重量測定を行い、試験片の摩耗減量（摩耗量）を測定した。各鋳鉄品の耐摩耗性は、従来例（鋳鉄品No.Ｎ）の摩耗量に対する比、摩耗比＝（従来例の摩耗量）／（各鋳鉄品（試験片）の摩耗量）で評価した。この摩耗比が大きいほど、耐摩耗性が優れることを意味する。
得られた結果を表２に示す。
得られた結果を表２に示す。
本発明例はいずれも、従来例と同等の、引張強さ：700MPa以上900MPa以下の強度と、伸び：５％以上の延性を維持しつつ、かつ従来例の1.5倍以上の耐摩耗性を有する、球状黒鉛鋳鉄品となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、少なくとも強度、延性、あるいは耐摩耗性のいずれかが、所望の特性を確保できていない。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：3.0〜4.0％、 Si：1.8〜3.0％、
Mn：0.2〜1.2％、 Cu：0.2〜1.3％、
Nb：0.05〜1.0％、 Ｖ：0.05〜1.5％、
Mg：0.01〜0.06％ Ｓ：0.001〜0.03％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、耐摩耗性に優れることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄品。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.1〜1.5％含有する組成であることを特徴とする請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄品。
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