JP6254656B1 - 亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】強度、靱性、摺動性に優れると共に、肉厚差による機械的性質のバラツキが少ない亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法の提供を課題とする。【解決手段】質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有し、先ず常温から２００℃／時間以下の昇温処理速度で、７８０〜８７０℃の熱処理温度まで昇温し、該熱処理温度で０．５〜１５時間保持して、基地をフェライトとオーステナイトからなる組織とし、次に前記熱処理温度から０．５〜６０℃／分の冷却処理速度により常温まで冷却して、オーステナイトからパーライトとフェライトを析出させ、基地をフェライトとパーライトからなる組織とする亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法である。【選択図】 図１
Description
本発明は亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法に関する。
高強度、高靱性、高剛性などの物性が要求される摺動部分を有する部材（摺動部材）では、剛性面では鋼材が適するが、黒鉛が存在しないため摺動性に劣る。また鋳鉄では摺動性は適するが、剛性が劣るという問題がある。また球状黒鉛鋳鉄では摺動性には優れるが、剛性面では十分ではないために設計上の制約が生じてしまう。
また剛性と摺動性を満足する素材としては可鍛鋳鉄がある。しかし可鍛鋳鉄の場合は、鋳造時には白鋳鉄で、それを黒鉛化熱処理するという製造方法となり、鋳造時に鋳巣が出易いため大きな押し湯が必要となって歩留まりが悪くなる問題、また黒鉛化熱処理に長時間を要する問題があり、コストも高くなる。また白鋳鉄を黒鉛化処理して得られる黒鉛は塊状の黒鉛になっているため、球状黒鉛とは言えず球状化率が悪く、伸びが悪い。
これらの問題を解決するために本出願人は、特願２０１５−５４６３１号において、亜共晶球状黒鉛鋳鉄を提供した。該出願に係る亜共晶球状黒鉛鋳鉄では、鋳放しのままで、セメンタイトが晶出することなく、よって白鋳鉄化することなく、しかも晶出する黒鉛の面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率を有する亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を提供できるメリットがある。
また剛性と摺動性を満足する素材としては可鍛鋳鉄がある。しかし可鍛鋳鉄の場合は、鋳造時には白鋳鉄で、それを黒鉛化熱処理するという製造方法となり、鋳造時に鋳巣が出易いため大きな押し湯が必要となって歩留まりが悪くなる問題、また黒鉛化熱処理に長時間を要する問題があり、コストも高くなる。また白鋳鉄を黒鉛化処理して得られる黒鉛は塊状の黒鉛になっているため、球状黒鉛とは言えず球状化率が悪く、伸びが悪い。
これらの問題を解決するために本出願人は、特願２０１５−５４６３１号において、亜共晶球状黒鉛鋳鉄を提供した。該出願に係る亜共晶球状黒鉛鋳鉄では、鋳放しのままで、セメンタイトが晶出することなく、よって白鋳鉄化することなく、しかも晶出する黒鉛の面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率を有する亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を提供できるメリットがある。
上記特許文献１の発明は、強靭球状黒鉛鋳鉄並びにその熱処理方法に関し、熱処理として、共析変態温度区域内の温度まで加熱して、フェライト、オーステナイト及び黒鉛の共存する組織とし、ついでその温度から常温まで空冷するようにした熱処理方法が開示されている。しかしながら。特許文献１の鋳鉄の成分組成では、Ｃ、Ｓｉが共に多く、過共晶組成に近い組成を前提としている。
上記特許文献２の発明は、球状黒鉛鋳鉄とその製造方法に関し、熱処理として、α＋γの共存域まで加熱した後、強制冷却するようにした熱処理方法が開示されている。しかしながら、この特許文献２の鋳鉄の場合も特許文献１と同様に、過共晶組成に近い組成を前提としており、しかも高価な合金成分の添加を前提としている。
上記特許文献３の発明は、亜共晶球状黒鉛鋳鉄に関し、鋳放しのままでも遊離セメンタイトが晶出することなく、晶出する黒鉛の面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の機械的性質を得ることができる。しかし鋳放しのままの場合には、肉厚によって組織の相異が大きくなり易く、硬度差等の機械的性質のバラツキが大きくなる問題がある。
上記特許文献２の発明は、球状黒鉛鋳鉄とその製造方法に関し、熱処理として、α＋γの共存域まで加熱した後、強制冷却するようにした熱処理方法が開示されている。しかしながら、この特許文献２の鋳鉄の場合も特許文献１と同様に、過共晶組成に近い組成を前提としており、しかも高価な合金成分の添加を前提としている。
上記特許文献３の発明は、亜共晶球状黒鉛鋳鉄に関し、鋳放しのままでも遊離セメンタイトが晶出することなく、晶出する黒鉛の面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の機械的性質を得ることができる。しかし鋳放しのままの場合には、肉厚によって組織の相異が大きくなり易く、硬度差等の機械的性質のバラツキが大きくなる問題がある。
そこで本発明は上記従来技術の欠点を解消し、強度、靱性、摺動性に優れると共に、肉厚差による機械的性質のバラツキが少ない亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法の提供を課題とする。
上記課題を解決する本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有し、
溶湯から一旦鋳造してなる出発鋳物を、先ず常温から２００℃／時間以下の昇温処理速度で、７８０〜８７０℃の熱処理温度まで昇温し、該熱処理温度で０．５〜１５時間保持して、基地をフェライトとオーステナイトからなる組織とし、次に前記熱処理温度から０．５〜６０℃／分の冷却処理速度により常温まで冷却処理して、オーステナイトからパーライトとフェライトを析出させ、基地をフェライトとパーライトからなる組織とすることを第１の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１の特徴に加えて、熱処理温度を７８０〜８５０℃とし、熱処理温度からの冷却処理速度を０．５〜３０℃／分としたことを第２の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第２の特徴に加えて、熱処理温度を８００〜８５０℃とし、熱処理温度からの冷却処理速度を１〜３０℃／分としたことを第３の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１〜第３の何れかの特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第４の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第４の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第５の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第５の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜１．６％、Ｃｕ：０．０５〜１．６％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第６の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第６の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．２〜１．６％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第７の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１〜第７の何れかの特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．５％、Ｓｉ：１．６〜４．０％とすることを第８の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第８の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．４％、Ｓｉ：１．８〜３．５％とすることを第９特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１〜第９の何れかの特徴に加えて、質量パーセントで、Ｍｎ：１．０％未満とすることを第１０の特徴としている。
溶湯から一旦鋳造してなる出発鋳物を、先ず常温から２００℃／時間以下の昇温処理速度で、７８０〜８７０℃の熱処理温度まで昇温し、該熱処理温度で０．５〜１５時間保持して、基地をフェライトとオーステナイトからなる組織とし、次に前記熱処理温度から０．５〜６０℃／分の冷却処理速度により常温まで冷却処理して、オーステナイトからパーライトとフェライトを析出させ、基地をフェライトとパーライトからなる組織とすることを第１の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１の特徴に加えて、熱処理温度を７８０〜８５０℃とし、熱処理温度からの冷却処理速度を０．５〜３０℃／分としたことを第２の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第２の特徴に加えて、熱処理温度を８００〜８５０℃とし、熱処理温度からの冷却処理速度を１〜３０℃／分としたことを第３の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１〜第３の何れかの特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第４の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第４の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第５の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第５の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜１．６％、Ｃｕ：０．０５〜１．６％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第６の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第６の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．７％、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．２〜１．６％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを第７の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１〜第７の何れかの特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．５％、Ｓｉ：１．６〜４．０％とすることを第８の特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第８の特徴に加えて、質量パーセントで、Ｃ：１．５〜２．４％、Ｓｉ：１．８〜３．５％とすることを第９特徴としている。
また本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法は、上記第１〜第９の何れかの特徴に加えて、質量パーセントで、Ｍｎ：１．０％未満とすることを第１０の特徴としている。
請求項１に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、そこに示された所定の成分組成の鋳物に対して、２００℃／時間以下の昇温処理速度で７８０〜８７０℃の熱処理温度まで昇温し、その熱処理温度で０．５〜１５時間保持した後、０．５〜６０℃／分の冷却処理速度で冷却処理することにより、現に、晶出する黒鉛の面積率が小さく、黒鉛球状化率が高く、高ヤング率（例えば通常の球状黒鉛鋳鉄鋳物のヤング率が１４０〜１７０ＧＰａであるのに対して１７５ＧＰａ以上、更には１８０ＧＰａ以上）を有する、強度、靱性、摺動性に優れた亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。しかも製品の肉厚差による機械的性質のバラツキが十分に抑制された、安定した亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項２に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項１に記載の構成による作用効果に加えて、熱処理温度を７８０〜８５０℃に限定し、熱処理温度からの冷却処理速度を０．５〜３０℃／分と限定することで、一層容易、確実に、強度、靱性、摺動性に優れ、且つ肉厚による機械的性質のバラツキが少ない亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項３に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項２に記載の構成による作用効果に加えて、熱処理温度を更に８００〜８５０℃と限定し、熱処理温度からの冷却処理速度を更に１〜３０℃／分と限定することにより、更に一層容易、確実に、強度、靱性、摺動性に優れ、且つ肉厚による機械的性質のバラツキが少ない亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することができる。
また請求項２に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項１に記載の構成による作用効果に加えて、熱処理温度を７８０〜８５０℃に限定し、熱処理温度からの冷却処理速度を０．５〜３０℃／分と限定することで、一層容易、確実に、強度、靱性、摺動性に優れ、且つ肉厚による機械的性質のバラツキが少ない亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項３に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項２に記載の構成による作用効果に加えて、熱処理温度を更に８００〜８５０℃と限定し、熱処理温度からの冷却処理速度を更に１〜３０℃／分と限定することにより、更に一層容易、確実に、強度、靱性、摺動性に優れ、且つ肉厚による機械的性質のバラツキが少ない亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することができる。
また請求項４に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項１〜３の何れかに記載の構成による作用効果に加えて、成分組成において、ＣｕとＮｉの何れか１つ若しくは両方を総量で０．０１〜２．０質量％含有させることにより、より黒鉛化の促進を図ることができ、容易に黒鉛の面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率を有する、強度、靱性、摺動性に優れた亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項５に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項４に記載の構成による作用効果に加えて、Ｎｉを０．０１〜２．０質量％、ＣｕとＮｉの総量を０．０１〜２．０質量％とすることにより、より一層、黒鉛化の促進を図ることができ、確実に黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項６に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項５に記載の構成による作用効果に加えて、Ｎｉを０．０５〜１．６質量％、Ｃｕを０．０５〜１．６質量％、ＣｕとＮｉの総量を０．１〜２．０質量％とすることにより、更に一層、黒鉛化の促進を図ることができ、より確実に黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項７に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項６に記載の構成による作用効果に加えて、Ｎｉを０．１〜１．２質量％、Ｃｕを０．１〜１．２質量％、ＣｕとＮｉの総量を０．２〜１．６質量％とすることにより、更により一層、黒鉛化の促進を図ることができ、更により確実に黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項５に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項４に記載の構成による作用効果に加えて、Ｎｉを０．０１〜２．０質量％、ＣｕとＮｉの総量を０．０１〜２．０質量％とすることにより、より一層、黒鉛化の促進を図ることができ、確実に黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項６に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項５に記載の構成による作用効果に加えて、Ｎｉを０．０５〜１．６質量％、Ｃｕを０．０５〜１．６質量％、ＣｕとＮｉの総量を０．１〜２．０質量％とすることにより、更に一層、黒鉛化の促進を図ることができ、より確実に黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項７に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項６に記載の構成による作用効果に加えて、Ｎｉを０．１〜１．２質量％、Ｃｕを０．１〜１．２質量％、ＣｕとＮｉの総量を０．２〜１．６質量％とすることにより、更により一層、黒鉛化の促進を図ることができ、更により確実に黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率が高い、高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項８に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項１〜７の何れかに記載の構成による作用効果に加えて、Ｃを１．５〜２．５質量％、Ｓｉを１．６〜４．０質量％とすることで、基地中の黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率の高い、より高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を、更により確実に製造することが可能となる。
また請求項９に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項８に記載の構成による作用効果に加えて、Ｃを１．５〜２．４質量％、Ｓｉを１．８〜３．５質量％とすることで、基地中の黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率の高い、より高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を、より一層確実に製造することが可能となる。
また請求項１０に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項１〜９の何れかに記載の構成による作用効果に加えて、Ｍｎを１．０質量％未満とすることで、共晶セメンタイトの晶出を抑制することができ、黒鉛化が十分になされた亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
また請求項９に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項８に記載の構成による作用効果に加えて、Ｃを１．５〜２．４質量％、Ｓｉを１．８〜３．５質量％とすることで、基地中の黒鉛面積率が小さく、黒鉛球状化率の高い、より高ヤング率の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を、より一層確実に製造することが可能となる。
また請求項１０に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法によれば、上記請求項１〜９の何れかに記載の構成による作用効果に加えて、Ｍｎを１．０質量％未満とすることで、共晶セメンタイトの晶出を抑制することができ、黒鉛化が十分になされた亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を製造することが可能となる。
本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法について、使用する亜共晶鋳鉄材料の成分組成における各成分元素の含有範囲について以下に説明する。なお、以下において含有量は質量％で記載する。
Ｃの含有量は、１．５〜２．７％とする。
亜共晶鋳鉄のＣの含有量は、前提として４．３％未満ということになるが、Ｃの含有量が多くなりすぎると、黒鉛面積率が増加して、機械的性質が劣る。このためＣの含有量は、２．７％以下とする。
Ｃの含有量が２．７％を超えると、基地中の黒鉛の量が多くなって黒鉛面積率が９％を超え易く、そうなると機械的性質としてのヤング率が１８０ＧＰａ未満になり易い。またＣの含有量が１．５％未満では、黒鉛が晶出し難くなり、遊離セメンタイトが生成する。
Ｃの含有量は、得られる亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物が黒鉛面積率９％以下、ヤング率が１８０ＧＰａ以上となることを考慮して、１．５〜２．５％がより好ましく、更に好ましくは１．５〜２．４％とするのがよい。
なお、ヤング率は黒鉛面積率の影響が大きいため、熱処理によって組織が変わってもヤング率に大きな影響はない。
亜共晶鋳鉄のＣの含有量は、前提として４．３％未満ということになるが、Ｃの含有量が多くなりすぎると、黒鉛面積率が増加して、機械的性質が劣る。このためＣの含有量は、２．７％以下とする。
Ｃの含有量が２．７％を超えると、基地中の黒鉛の量が多くなって黒鉛面積率が９％を超え易く、そうなると機械的性質としてのヤング率が１８０ＧＰａ未満になり易い。またＣの含有量が１．５％未満では、黒鉛が晶出し難くなり、遊離セメンタイトが生成する。
Ｃの含有量は、得られる亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物が黒鉛面積率９％以下、ヤング率が１８０ＧＰａ以上となることを考慮して、１．５〜２．５％がより好ましく、更に好ましくは１．５〜２．４％とするのがよい。
なお、ヤング率は黒鉛面積率の影響が大きいため、熱処理によって組織が変わってもヤング率に大きな影響はない。
Ｓｉの含有量は、１．０〜４．５％とする。
Ｓｉは強い黒鉛化作用があり、添加量の１／３の割合で炭素当量に含まれる。１．０％未満では黒鉛化作用を十分発揮させることができない。またＳｉはフェライト基地に固溶し、４．５％を超えると靱性を大きく下げる。
Ｓｉの含有量は、Ｃの黒鉛化促進と基地への固溶（靱性の低下を招く）を考慮して、１．６〜４．０％が好ましく、更に好ましくは１．８〜３．５％とするのがよい。
Ｓｉは強い黒鉛化作用があり、添加量の１／３の割合で炭素当量に含まれる。１．０％未満では黒鉛化作用を十分発揮させることができない。またＳｉはフェライト基地に固溶し、４．５％を超えると靱性を大きく下げる。
Ｓｉの含有量は、Ｃの黒鉛化促進と基地への固溶（靱性の低下を招く）を考慮して、１．６〜４．０％が好ましく、更に好ましくは１．８〜３．５％とするのがよい。
Ａｌの含有量は、０．０１〜０．２％とする。
本発明ではＡｌを添加、含有させるのが１つの特徴である。
ＡｌはＳｉと同様に、強い黒鉛化促進作用がある。また溶湯中の窒素濃度を下げ、セメンタイトの発生を抑制する作用がある。しかし０．２％以上添加すると、湯流れが悪くなる。また０．０１％未満では効果が薄い。
本発明ではＡｌを添加、含有させるのが１つの特徴である。
ＡｌはＳｉと同様に、強い黒鉛化促進作用がある。また溶湯中の窒素濃度を下げ、セメンタイトの発生を抑制する作用がある。しかし０．２％以上添加すると、湯流れが悪くなる。また０．０１％未満では効果が薄い。
Ｍｇは黒鉛の球状化に用いる。
Ｍｇの含有量は０．０１５〜０．０６０％とする。
Ｍｇは溶湯中で気化し、その気泡中にＣが拡散して、球状黒鉛が生成されるため、必須である。０．０６０％を超えると、フェーディングが速く、温度の低下が大きくなるため、好ましくない。また０．０１５％未満では、黒鉛が自由に成長して片状になり易いので、好ましくない。
Ｍｇの含有量は０．０１５〜０．０６０％とする。
Ｍｇは溶湯中で気化し、その気泡中にＣが拡散して、球状黒鉛が生成されるため、必須である。０．０６０％を超えると、フェーディングが速く、温度の低下が大きくなるため、好ましくない。また０．０１５％未満では、黒鉛が自由に成長して片状になり易いので、好ましくない。
Ｎｉは黒鉛化促進作用やオーステナイト安定化作用がある。またフェライトに固溶して基地を強化する作用がある。従って必須ではないが、含有させるのがよい。
Ｎｉを含有させる場合は、０．０１〜２．０％とする。２．０％を超えると、フェライト基地の脆化につながる。また０．０１％未満では効果が薄い。
Ｎｉの含有量は、黒鉛化促進作用、オーステナイト安定化作用、基地強化作用、フェライト基地の脆化作用を考慮して、０．０５〜１．６％がより好ましく、更には０．１〜１．２％が最も好ましい。
Ｎｉを含有させる場合は、０．０１〜２．０％とする。２．０％を超えると、フェライト基地の脆化につながる。また０．０１％未満では効果が薄い。
Ｎｉの含有量は、黒鉛化促進作用、オーステナイト安定化作用、基地強化作用、フェライト基地の脆化作用を考慮して、０．０５〜１．６％がより好ましく、更には０．１〜１．２％が最も好ましい。
Ｃｕは黒鉛化促進作用やオーステナイト安定化作用がある。またパーライトのラメラ間隔を密にして、耐力を向上させる。よって必須ではないが、含有させるのがよい。
Ｃｕを含有させる場合は、０．０１〜２．０％とする。２．０％を超えるとパーライト基地を脆化し、靱性が低下し、また黒鉛球状化を阻害する。また０．０１％未満では効果が薄い。
Ｃｕの含有量は、黒鉛化促進作用、オーステナイト安定化作用、耐力向上作用、パーライト基地の脆化作用、黒鉛球状化阻害作用を考慮して、０．０５〜１．６％が好ましく、更には０．１〜１．２％が最も好ましい。
Ｃｕを含有させる場合は、０．０１〜２．０％とする。２．０％を超えるとパーライト基地を脆化し、靱性が低下し、また黒鉛球状化を阻害する。また０．０１％未満では効果が薄い。
Ｃｕの含有量は、黒鉛化促進作用、オーステナイト安定化作用、耐力向上作用、パーライト基地の脆化作用、黒鉛球状化阻害作用を考慮して、０．０５〜１．６％が好ましく、更には０．１〜１．２％が最も好ましい。
ＮｉとＣｕは、何れも黒鉛化促進作用とオーステナイト安定化作用がある点で共通する。その合計、即ちＮｉ＋Ｃｕの合計としての含有は必須ではないが、上記ＮｉとＣｕの含有に伴って、Ｎｉ＋Ｃｕの合計量としても含有させることになる。
Ｎｉ＋Ｃｕの合計量としては、０．０１〜２．０％とする。０．０１％未満では黒鉛化促進効果が薄い。また２．０％を超えると基地の脆化につながる。
Ｎｉ＋Ｃｕの合計含有量は、黒鉛化促進作用、オーステナイト安定化作用、耐力向上作用、基地の強化と脆化の作用、黒鉛球状化阻害作用を考慮して、０．１〜２．０％がより好ましく、更には０．２〜１．６％が最も好ましい。
なお、ＣｕとＮｉのオーステナイト安定化作用は、熱処理をよりやり易くする効果があるので、含有させるのがよく、多く入れるほどその効果がより得られる。
Ｎｉ＋Ｃｕの合計量としては、０．０１〜２．０％とする。０．０１％未満では黒鉛化促進効果が薄い。また２．０％を超えると基地の脆化につながる。
Ｎｉ＋Ｃｕの合計含有量は、黒鉛化促進作用、オーステナイト安定化作用、耐力向上作用、基地の強化と脆化の作用、黒鉛球状化阻害作用を考慮して、０．１〜２．０％がより好ましく、更には０．２〜１．６％が最も好ましい。
なお、ＣｕとＮｉのオーステナイト安定化作用は、熱処理をよりやり易くする効果があるので、含有させるのがよく、多く入れるほどその効果がより得られる。
Ｍｎは炭化物を安定化させるので、なるべく含有させないのが好ましい。但し、実際には原料となる鉄屑から混入する場合が多い。混入量は１．０％未満にするのが好ましい。より好ましくは、０．５％未満とするのがよい。
また同様に、ＰやＳは実際の製品では、いわゆる不純物として混入され得るが、本発明ではそれらの不純物は、積極的に含有させる対象ではない。
また同様に、ＰやＳは実際の製品では、いわゆる不純物として混入され得るが、本発明ではそれらの不純物は、積極的に含有させる対象ではない。
上記各添加元素の含有量の残部がＦｅである。
なお黒鉛化促進のため、Ｚｒ、Ｃａ、Ｂａ等を含有する接種剤を溶湯に添加するようにしてもよい。
なお黒鉛化促進のため、Ｚｒ、Ｃａ、Ｂａ等を含有する接種剤を溶湯に添加するようにしてもよい。
本発明の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造について説明する。
先ず上記で説明した亜共晶球状黒鉛鋳鉄の成分組成を持つように原料を調整し、これを電気炉に入れ、１３５０〜１５５０℃で１時間溶融し、その後１５５０℃で取鍋に移して黒鉛球状化処理を施し、１４５０℃で鋳型に鋳込む。Ａｌは溶解後に溶湯に添加する。また必要に応じて、Ｚｒ、Ｃａ、Ｂａ等を含有する接種剤を鋳込む。その後、所定の形状に鋳込む。
鋳放し状態の鋳物の組織は、球状黒鉛とフェライト、若しくは球状黒鉛とフェライトとパーライト、若しくは球状黒鉛とパーライトとなる。
先ず上記で説明した亜共晶球状黒鉛鋳鉄の成分組成を持つように原料を調整し、これを電気炉に入れ、１３５０〜１５５０℃で１時間溶融し、その後１５５０℃で取鍋に移して黒鉛球状化処理を施し、１４５０℃で鋳型に鋳込む。Ａｌは溶解後に溶湯に添加する。また必要に応じて、Ｚｒ、Ｃａ、Ｂａ等を含有する接種剤を鋳込む。その後、所定の形状に鋳込む。
鋳放し状態の鋳物の組織は、球状黒鉛とフェライト、若しくは球状黒鉛とフェライトとパーライト、若しくは球状黒鉛とパーライトとなる。
図１も参照して、鋳放し状態の鋳物を出発鋳物として、以下の１段階の熱処理を行う。
［昇温処理］
上記の鋳込み工程で得られた鋳放し状態の鋳造品を用い、先ず所定の昇温処理を経て、熱処理温度まで昇温する。
昇温処理は２００℃／時間以下の昇温処理速度で行う。
昇温処理速度が速すぎると、昇温時に球状黒鉛から離れた遠い位置にある基地が十分にフェライトにならず、そのフェライトのなりきれなかった部分がオーステナイト化してしまう。昇温処理速度が速い場合、昇温速度に対する基地の温度上昇にタイムラグが生じる。また薄肉の場合と厚肉の場合においても、基地の温度上昇に差が生じ易くなる。
基地の温度上昇が速すぎると、特に球状黒鉛から離れた位置にあるパーライトからのフェライト発生が十分に行われず、パーライトがそのままオーステナイトになってしまう。
昇温処理速度を遅くすることで、パーライトからのフェライト発生を十分に促すと共に、肉厚差によるフェライト発生量のバラツキを解消することができる。
昇温処理速度は、以上のような理由から、より好ましくは１５０℃／時間以下とするのがよく、更に好ましくは１００℃／時間以下とするのがよい。
上記の鋳込み工程で得られた鋳放し状態の鋳造品を用い、先ず所定の昇温処理を経て、熱処理温度まで昇温する。
昇温処理は２００℃／時間以下の昇温処理速度で行う。
昇温処理速度が速すぎると、昇温時に球状黒鉛から離れた遠い位置にある基地が十分にフェライトにならず、そのフェライトのなりきれなかった部分がオーステナイト化してしまう。昇温処理速度が速い場合、昇温速度に対する基地の温度上昇にタイムラグが生じる。また薄肉の場合と厚肉の場合においても、基地の温度上昇に差が生じ易くなる。
基地の温度上昇が速すぎると、特に球状黒鉛から離れた位置にあるパーライトからのフェライト発生が十分に行われず、パーライトがそのままオーステナイトになってしまう。
昇温処理速度を遅くすることで、パーライトからのフェライト発生を十分に促すと共に、肉厚差によるフェライト発生量のバラツキを解消することができる。
昇温処理速度は、以上のような理由から、より好ましくは１５０℃／時間以下とするのがよく、更に好ましくは１００℃／時間以下とするのがよい。
［熱処理］
熱処理は、７８０℃〜８７０℃で行う。定性的に言えば、亜共晶球状黒鉛鋳鉄組成の鋳物が、状態図上において、フェライトとオーステナイトとの共存状態となるような温度で熱処理を行う。
この熱処理温度は、フェライトとオーステナイトの共存状態がより好ましく得られることを考慮して、７８０〜８５０℃がより好ましく、更に好ましくは８００〜８５０℃とするのがよい。
前記熱処理温度での保持時間は、例えば３０分〜１５時間とすることができる。好ましくは、基地組織のフェライト化が十分に行え、且つ無駄な加熱エネルギーの低減のため、１〜１０時間がよく、更に好ましくは１〜６時間がよい。
熱処理により、組織は球状黒鉛と、熱処理温度に応じたフェライトとオーステナイトの比率（Ｆ：Ａ率）、若しくはそれに近いＦ：Ａ率の基地とからなる。
熱処理は、７８０℃〜８７０℃で行う。定性的に言えば、亜共晶球状黒鉛鋳鉄組成の鋳物が、状態図上において、フェライトとオーステナイトとの共存状態となるような温度で熱処理を行う。
この熱処理温度は、フェライトとオーステナイトの共存状態がより好ましく得られることを考慮して、７８０〜８５０℃がより好ましく、更に好ましくは８００〜８５０℃とするのがよい。
前記熱処理温度での保持時間は、例えば３０分〜１５時間とすることができる。好ましくは、基地組織のフェライト化が十分に行え、且つ無駄な加熱エネルギーの低減のため、１〜１０時間がよく、更に好ましくは１〜６時間がよい。
熱処理により、組織は球状黒鉛と、熱処理温度に応じたフェライトとオーステナイトの比率（Ｆ：Ａ率）、若しくはそれに近いＦ：Ａ率の基地とからなる。
［冷却処理］
前記熱処理が終了すると、冷却処理を行う。
冷却処理は、上記熱処理によりフェライトとオーステナイトとの比率が安定した組織におけるオーステナイトを、パーライトと冷却処理中に生じたフェライトとからなる組織にする。
冷却処理速度が炉冷等、遅すぎる場合には、オーステナイトのフェライト化が進んで、組織が不均一になってしまう。一方、水冷等、速すぎる場合は、オーステナイトがマルテンサイトに変態してしまうため、組織の脆化につながり、好ましくない。
冷却処理速度は、マルテンサイト変態が生じない程度に速い冷却処理速度として、例えば強制空冷程度が好ましいと言える。
冷却処理速度は、数値的には０．５〜６０℃／分とする。冷却処理は、鋳物が常温になるまで行う。
冷却処理速度は、オーステナイトのフェライト化防止、マルテンサイトの発生防止の観点から、好ましくは０．５〜３０℃／分がよく、更に好ましくは１〜３０℃／分がよい。
前記熱処理が終了すると、冷却処理を行う。
冷却処理は、上記熱処理によりフェライトとオーステナイトとの比率が安定した組織におけるオーステナイトを、パーライトと冷却処理中に生じたフェライトとからなる組織にする。
冷却処理速度が炉冷等、遅すぎる場合には、オーステナイトのフェライト化が進んで、組織が不均一になってしまう。一方、水冷等、速すぎる場合は、オーステナイトがマルテンサイトに変態してしまうため、組織の脆化につながり、好ましくない。
冷却処理速度は、マルテンサイト変態が生じない程度に速い冷却処理速度として、例えば強制空冷程度が好ましいと言える。
冷却処理速度は、数値的には０．５〜６０℃／分とする。冷却処理は、鋳物が常温になるまで行う。
冷却処理速度は、オーステナイトのフェライト化防止、マルテンサイトの発生防止の観点から、好ましくは０．５〜３０℃／分がよく、更に好ましくは１〜３０℃／分がよい。
以上のようにして、鋳放し状態の鋳物を１回の熱処理をすることにより、組織中のフェライトとパーライトの比率を一定にすることができ、鋳物の肉厚差によらず、硬度の安定した、亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を得ることができる。またフェライトとパーライトの比率を熱処理の時間を調整することで、硬度の異なる鋳物を安定して提供できる。
また本発明の成分組成と熱処理により、強度、靱性（衝撃特性）、摺動性に優れると共に、肉厚差による機械的性質のバラツキが少ない、亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を安定して提供できる。
また本発明の成分組成と熱処理により、強度、靱性（衝撃特性）、摺動性に優れると共に、肉厚差による機械的性質のバラツキが少ない、亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物を安定して提供できる。
組成にＳｉが入ると、通常のＦｅやＦｅ−Ｃ系状態図で存在しないフェライトとオーステナイトの共存領域が存在するようになる。その共存領域はＳｉの含有量が多いほど広がる。共存領域の温度で保持を行うと、その保持温度に応じたフェライトとオーステナイトの比率となるため、肉厚や黒鉛粒数に関係なく組織が均一になる。ある程度の保持時間が必要となるのは、その温度に応じた組織状態になるのに時間が必要であるからである。
また前記共存領域の中で、温度の高い領域ではオーステナイトの割合が大きく、オーステナイトは冷却処理時に硬いパーライトになるため、硬めの組織になり、高強度の機械的性質を持つことになる。同様に、前記共存領域の中で温度の低い領域では、軟らかいフェライトの割合が多くなり、延性の良い組織になる。
また前記共存領域の中で、温度の高い領域ではオーステナイトの割合が大きく、オーステナイトは冷却処理時に硬いパーライトになるため、硬めの組織になり、高強度の機械的性質を持つことになる。同様に、前記共存領域の中で温度の低い領域では、軟らかいフェライトの割合が多くなり、延性の良い組織になる。
表１を参照して、実施例１〜９、比較例１の各亜共晶球状黒鉛鋳鉄材料を、電気炉で１３５０〜１５５０℃で約１時間溶融し、これを１５５０℃で取鍋に移した後、球状化処理を施した後、１４５０℃で鋳型に鋳造した。実施例１〜９、比較例１のそれぞれにつき、肉厚が５ｍｍの鋳物、１０ｍｍの鋳物、５０ｍｍの鋳物、の３種類の鋳物を鋳造した。
実施例１〜９、比較例１の成分組成を表１に示す。
実施例１〜９、比較例１の成分組成を表１に示す。
次に図１、表２に示すように、各実施例１〜９について、鋳放し状態の鋳物に対する熱処理をした。この場合の熱処理は１回である。先ず昇温処理をする。
熱処理は、実施例１については、１００℃／時間の昇温処理速度で、８５０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で２時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれの冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例２と実施例３については、５０℃／時間の昇温処理速度で、８３０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で３時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例４と実施例５については、３０℃／時間の昇温処理速度で、実施例４は８２０℃、実施例５は８００℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、それぞれの熱処理温度で４時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例６については、前記実施例２、３と同様に、５０℃／時間の昇温処理速度で、８３０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で３時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例７、８、９については、前記実施例１と同様に、１００℃／時間の昇温処理速度で、８５０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で２時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
熱処理は、実施例１については、１００℃／時間の昇温処理速度で、８５０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で２時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれの冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例２と実施例３については、５０℃／時間の昇温処理速度で、８３０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で３時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例４と実施例５については、３０℃／時間の昇温処理速度で、実施例４は８２０℃、実施例５は８００℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、それぞれの熱処理温度で４時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例６については、前記実施例２、３と同様に、５０℃／時間の昇温処理速度で、８３０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で３時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
実施例７、８、９については、前記実施例１と同様に、１００℃／時間の昇温処理速度で、８５０℃の熱処理温度（α＋γ温度）まで昇温し、その熱処理温度で２時間保持した後、各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれ同様に冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで冷却処理を行った。
図２、表３に示すように、比較例１についても、鋳放し状態の鋳物に対する熱処理を２回の熱処理からなる処理を行った。先ず１回目はオーステナイト化処理として、電気炉内で１００℃／時間で昇温し、１０００℃（γ温度）で２時間保持（γ保持時間）した。次に比較例１の各肉厚５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれの冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで一旦常温まで冷却処理した。組織はフェライトとパーライトと球状黒鉛とになる。次に２回目の熱処理は、パーライト中のセメンタイトの粒状化（黒鉛化）処理として、再び電気炉内で１００℃／時間で昇温し、６５０℃（粒状化温度）で５時間保持（保持時間）し、その後、比較例１の各厚み５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍにつき、それぞれの冷却処理速度１℃／ｍｉｍ、３℃／ｍｉｍ、３０℃／ｍｉｍで常温まで冷却処理した。
得られた熱処理済みの実施例１〜９、比較例１における、各鋳物の肉厚毎の黒鉛粒数（個／ｍｍ２）、黒鉛面積率（％）、フェライト／パーライト率（Ｆ：Ｐ率）（％）、硬さ（ＨＲＢ）を計測した。
結果を表４に示す。
また各実施例１〜９、比較例１についての機械的性質として、肉厚１０ｍｍのものにおける０．２％耐力（Ｎ／ｍｍ２）、ヤング率（ＧＰａ）、引張強さ（Ｎ／ｍｍ２）、伸び（％）を、併せて表４に示す。
結果を表４に示す。
また各実施例１〜９、比較例１についての機械的性質として、肉厚１０ｍｍのものにおける０．２％耐力（Ｎ／ｍｍ２）、ヤング率（ＧＰａ）、引張強さ（Ｎ／ｍｍ２）、伸び（％）を、併せて表４に示す。
比較例１では、１回目の熱処理が終了した時点で、組織が球状化黒鉛と、フェライトとパーライトとの基地組織とになり、２回目の熱処理により、基地中のパーライトのセメンタイトが分解して黒鉛化し、徐々に硬さが減少する。
よって比較例１の鋳物は、伸びはよいが、強度が低くなる。表４では引張強さが７１６．３（Ｎ／ｍｍ２）で低い。
また比較例１では、組織変化が黒鉛粒数に依存するため、黒鉛粒数が肉厚差により変化（４１３個、３３５個、９８個）すると、実際には肉厚差で組織が変化し、そのため表４に示すように、肉厚差による硬度変化（８９、９１、９５ＨＲＢ）が生じる。即ち、肉厚差で機械的強度が変化し易い。
よって比較例１の鋳物は、伸びはよいが、強度が低くなる。表４では引張強さが７１６．３（Ｎ／ｍｍ２）で低い。
また比較例１では、組織変化が黒鉛粒数に依存するため、黒鉛粒数が肉厚差により変化（４１３個、３３５個、９８個）すると、実際には肉厚差で組織が変化し、そのため表４に示すように、肉厚差による硬度変化（８９、９１、９５ＨＲＢ）が生じる。即ち、肉厚差で機械的強度が変化し易い。
表２、表４を参照して、実施例１〜９において、肉厚毎の黒鉛粒数は、肉厚が５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍと厚肉になるにつれて、減少している。その一方、基地中のフェライト／パーライト率（Ｆ：Ｐ率）は、肉厚の変化によるも、変化が少ないことがわかる。
また同様に、実施例１〜９においては、肉厚が５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍと変化しても、硬度（ＨＲＢ）の変化は少ないことがわかる。その理由は、本発明では、肉厚差による冷却速度等の変化によって黒鉛粒数や黒鉛寸法に変化が生じても、鋳物基地のおけるフェライトとパーライトとの比率を一定にすることができ、基地の硬度を肉厚差によらず安定させることができるからである。
実施例１〜９では、全体として引張強度が大であり、しかも伸びも良好であることがわかる。即ち、実施例１〜９においては、何れも引張強さが８３０Ｎ／ｍｍ２以上で、伸びも９．０％以上の良好な機械的性質を示している。
実施例１〜９では、熱処理温度が８５０℃〜８００℃の範囲で温度が下がると、フェライト量が低下し、パーライト量が増加する傾向がわかる。またそれに伴って、パーライト量が増加するにつれて、硬度、引張強さが増加する傾向がわかる。
また同様に、実施例１〜９においては、肉厚が５ｍｍ、１０ｍｍ、５０ｍｍと変化しても、硬度（ＨＲＢ）の変化は少ないことがわかる。その理由は、本発明では、肉厚差による冷却速度等の変化によって黒鉛粒数や黒鉛寸法に変化が生じても、鋳物基地のおけるフェライトとパーライトとの比率を一定にすることができ、基地の硬度を肉厚差によらず安定させることができるからである。
実施例１〜９では、全体として引張強度が大であり、しかも伸びも良好であることがわかる。即ち、実施例１〜９においては、何れも引張強さが８３０Ｎ／ｍｍ２以上で、伸びも９．０％以上の良好な機械的性質を示している。
実施例１〜９では、熱処理温度が８５０℃〜８００℃の範囲で温度が下がると、フェライト量が低下し、パーライト量が増加する傾向がわかる。またそれに伴って、パーライト量が増加するにつれて、硬度、引張強さが増加する傾向がわかる。
Claims (10)
- 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．７％
Ｓｉ ：１．０〜４．５％
Ａｌ ：０．０１〜０．２％
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％
を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有し、
溶湯から一旦鋳造してなる出発鋳物を、先ず常温から２００℃／時間以下の昇温処理速度で、７８０〜８７０℃の熱処理温度まで昇温し、該熱処理温度で０．５〜１５時間保持して、基地をフェライトとオーステナイトからなる組織とし、次に前記熱処理温度から０．５〜６０℃／分の冷却処理速度により常温まで冷却して、オーステナイトからパーライトとフェライトを析出させ、基地をフェライトとパーライトからなる組織とすることを特徴とする亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 熱処理温度を７８０〜８５０℃とし、熱処理温度からの冷却処理速度を０．５〜３０℃／分としたことを特徴とする請求項１に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。
- 熱処理温度を８００〜８５０℃とし、熱処理温度からの冷却処理速度を１〜３０℃／分としたことを特徴とする請求項２に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。
- 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．７％
Ｓｉ ：１．０〜４．５％
Ａｌ ：０．０１〜０．２％
Ｃｕ＋Ｎｉ ：０．０１〜２．０％
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％
を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．７％
Ｓｉ ：１．０〜４．５％
Ａｌ ：０．０１〜０．２％
Ｎｉ ：０．０１〜２．０％
Ｃｕ＋Ｎｉ ：０．０１〜２．０％
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％
を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを特徴とする請求項４に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．７％
Ｓｉ ：１．０〜４．５％
Ａｌ ：０．０１〜０．２％
Ｎｉ ：０．０５〜１．６％
Ｃｕ ：０．０５〜１．６％
Ｃｕ＋Ｎｉ ：０．１〜２．０％
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％
を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを特徴とする請求項５に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．７％
Ｓｉ ：１．０〜４．５％
Ａｌ ：０．０１〜０．２％
Ｎｉ ：０．１〜１．２％
Ｃｕ ：０．１〜１．２％
Ｃｕ＋Ｎｉ ：０．２〜１．６％
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％
を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有することを特徴とする請求項６に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．５％
Ｓｉ ：１．６〜４．０％
とすることを特徴とする請求項１〜７の何れかに記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 質量パーセントで、
Ｃ ：１．５〜２．４％
Ｓｉ ：１．８〜３．５％
とすることを特徴とする請求項８に記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。 - 質量パーセントで、
Ｍｎ ：１．０％未満
とすることを特徴とする請求項１〜９の何れかに記載の亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法。
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| JP2016180752A JP6254656B1 (ja) | 2016-09-15 | 2016-09-15 | 亜共晶球状黒鉛鋳鉄鋳物の製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| CN110331265A (zh) * | 2019-08-16 | 2019-10-15 | 常州华德机械有限公司 | 一种提高铁素体球墨铸铁低温冲击韧性的热处理方法 |
| CN114836679A (zh) * | 2020-10-30 | 2022-08-02 | 山东省源通机械股份有限公司 | 一种球墨铸铁材料及其制备方法和应用 |
| CN115233085A (zh) * | 2021-04-25 | 2022-10-25 | 日照东昌铸业股份有限公司 | 一种汽车制动盘用球墨铸铁及其制备方法 |
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| JP2016172918A (ja) * | 2015-03-18 | 2016-09-29 | 虹技株式会社 | 亜共晶球状黒鉛鋳鉄 |
-
2016
- 2016-09-15 JP JP2016180752A patent/JP6254656B1/ja active Active
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