JP7380051B2

JP7380051B2 - 強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄

Info

Publication number: JP7380051B2
Application number: JP2019184464A
Authority: JP
Inventors: 將秀川畑; 英也山根
Original assignee: Proterial Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2019-10-07
Filing date: 2019-10-07
Publication date: 2023-11-15
Anticipated expiration: 2039-10-07
Also published as: JP2021059752A

Description

本発明は強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄に関する。

球状黒鉛鋳鉄は優れた機械的特性及び良好な鋳造性を有するので、種々の機械や自動車の部品に広く使用されている。なかでも自動車のサスペンションアーム、ステアリングナックル等の懸架装置部品には、車体を支えるための静的強度及び疲労強度に加え、事故等による衝撃があった場合にも破損しないための耐衝撃性が要求される。このため懸架装置部品に用いられる球状黒鉛鋳鉄には、引張強さ及び耐力の他に、伸び等の靭性が求められる。このような要求を満たすため、従来から基地組織がフェライト相主体で靭性を備えた球状黒鉛鋳鉄として、ＪＩＳＧ５５０２に規定されるＦＣＤ４００、ＦＣＤ４５０等が使用されている。

近年、地球温暖化防止のために自動車のＣＯ₂排出量の削減が強く求められているが、そのためには自動車の燃費性能の向上が必要であり、その対応技術の一つとして懸架装置部品等の軽量化が求められている。必要な強度を確保しつつ部品を軽量化するには、部品の小型化及び薄肉化が有効である。このためにＦＣＤ４００、ＦＣＤ４５０等より高強度のＦＣＤ６００、ＦＣＤ７００等のパーライト系球状黒鉛鋳鉄を用いることも考えられるが、球状黒鉛鋳鉄では強度と靭性は相反する特性であるので、ＦＣＤ６００、ＦＣＤ７００等は靭性が低く、耐衝撃性が要求される懸架装置部品に適さない。強度及び靭性を確保しつつ懸架装置部品の軽量化を図るためには、強度及び靭性の両方に優れた球状黒鉛鋳鉄が要求される。

優れた強度及び靭性を有する球状黒鉛鋳鉄を得るために、従来より種々の提案がされている。例えば、特許文献１は、（ａ）質量比で、Ｃ：３.４～４％、Ｓｉ：１.９～２.８％、Ｍｇ：０.０２～０.０６％、Ｍｎ：０.２～１％、Ｃｕ：０.２～２％、Ｓｎ：０～０．１％、（Ｍｎ＋Ｃｕ＋１０×Ｓｎ）：０．８５～３％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、（ｂ）面積率で２～４０％の微細フェライト相と６０～９８％の微細パーライト相とからなる二相混合基地組織を有し、前記フェライト相の最大長さが３００μｍ以下であり、（ｃ）前記二相混合基地組織に分散した黒鉛の周囲に前記パーライト相が形成された強度及び靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄を提案している。

ところで、球状黒鉛鋳鉄からなる種々の機械や自動車の部品は、鋳造した素材のままで機械や自動車に組み付けられることは稀で、素材に機械加工を施して組み付けられるのが一般的である。例えば懸架装置部品のステアリングナックルでは、鋳造後に車軸、緩衝装置、操舵装置及び制動装置などの周辺部品との取付け面、取付け孔等の連結部位や、高い寸法精度を要する部位等に切削等の機械加工を施した後、自動車に組み付けられるので高い被削性を有する必要がある。

ところが、高強度のＦＣＤ６００、ＦＣＤ７００等のパーライト系球状黒鉛鋳鉄は難削材料であり、特にＦＣＤ７００のように７００ＭＰａ以上の引張強さを有する球状黒鉛鋳鉄は高強度と同時に高硬度であるため被削性に劣る。このため、引張強さ７００ＭＰａ以上の球状黒鉛鋳鉄からなる部品を切削する場合、難削材料向けの比較的高価な切削工具を必要とし、かつ工具寿命も短いために工具交換の頻度が多く加工コストが上昇し、さらに低速での切削を余儀なくされ切削に長時間を要するために加工能率が低いなど、経済性及び生産性に劣るという問題がある。ＦＣＤ６００、ＦＣＤ７００等は靭性が低いのみならず、材料の硬さが高いことに起因して被削性に劣ることからも懸架装置部品に適さない。このように懸架装置部品を構成する材料には、強度及び靭性に加えて、低硬度であって高い被削性を有することが望まれる。特許文献１に記載の球状黒鉛鋳鉄は、優れた強度及び靱性を有するものの、高い被削性を得るための低硬度化についての検討は十分ではなく、改善の余地がある。

国際公開第２０１３／１００１４８号パンフレット

従って、本発明の目的は、強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄を提供することである。

上記目的に鑑み特許文献１の球状黒鉛鋳鉄をベースに鋭意検討した結果、本発明者らは、この球状黒鉛鋳鉄の合金組成のうちＳｉ、Ｍｎ及びＣｕの含有量を比較的狭い適正範囲に制限するとともに、特許文献１の球状黒鉛鋳鉄の製造方法で提案された熱処理条件を適用することで、優れた強度及び靭性を確保しつつ低硬度を実現できることを発見し、本発明に想到した。

すなわち、本発明の強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄は、
質量比で、
Ｃ：３．５～３．９％
Ｓｉ：２．４５～２．８５％
Ｍｎ：０．２～０．６％
Ｃｕ：０．７０～１．２０％
Ｍｇ：０．０２～０．０６％
Ｐ：０．０４％以下
Ｓ：０．０２％以下
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
面積率で１５～５０％の微細フェライト相と５０～８５％の微細パーライト相とからなる二相混合基地組織を有し、
交線法により求められた基地組織の結晶粒数が２５０個／ｍｍ以上であることを特徴とする。なお本発明における結晶粒数とは、後述のとおり交線法により求められる単位長さ当たりの結晶粒界の数である。

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、強度の指標としての引張強さが７００ＭＰａ以上であり、靭性の指標としての室温伸びが１０％以上であり、かつ硬度の指標としてのブリネル硬さが２１０～２４０ＨＢＷであるのが好ましい。

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが７００ＭＰａ以上であって、引張強さとブリネル硬さが、下記式（１）を満足することが好ましい。
ブリネル硬さ≦（引張強さ／５）＋８２・・・（１）
ただし、式（１）において、ブリネル硬さは単位ＨＢＷの値を、引張強さは単位ＭＰａの値を代入する。

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、強度及び靭性に優れており、自動車の部品、特に耐衝撃性を求められる懸架装置部品に好適であり、部品の軽量化による自動車の低燃費化に貢献する。加えて本発明の球状黒鉛鋳鉄は、低硬度を兼備することから高い被削性を有し、懸架装置部品の機械加工における経済性及び生産性を改善することができる。

本発明の球状黒鉛鋳鉄を以下詳細に説明する。特に断りがない限り、合金の構成元素の含有量は質量％で示す。

［Ａ］球状黒鉛鋳鉄の組成
（１）Ｃ：３．５～３．９％
Ｃは、凝固開始温度を下げて鋳造性を向上するとともに、黒鉛を晶出させ、パーライト相を析出させるのに必要である。Ｃ含有量が３．５％未満ではチル化しやすく靭性が低下し、また３．９％を超えると異常黒鉛を生じやすくなり、球状黒鉛鋳鉄の強度は低下する。このため、Ｃ含有量を３．５～３．９％とする。好ましいＣ含有量は３．６～３．８％である。

（２）Ｓｉ：２．４５～２．８５％
Ｓｉは、黒鉛の晶出を促進したり、溶湯の流動性を高めたりするのに必要である他、特に本発明においてはパーライト相より軟らかいフェライト相の析出を促進して球状黒鉛鋳鉄の硬さを低下させて被削性を改善する効果がある。また、Ｓｉはフェライト相に固溶して基地組織を強化する作用があることから、フェライト相の増加にともなう球状黒鉛鋳鉄の強度の低下を抑制する。Ｓｉ含有量が２．４５％未満ではフェライト相の析出が不十分で球状黒鉛鋳鉄の硬さが低下しない。また２．８５％を超えるとパーライト化の抑制作用が高くなり、フェライト相が過剰となって球状黒鉛鋳鉄の強度が低下するとともに、フェライト相の靭性も悪化する。このため、Ｓｉ含有量は２．４５～２．８５％とする。好ましいＳｉ含有量は２．５０～２．８５％であり、より好ましくは２．５５～２．８５％である。

（３）Ｍｎ：０．２～０．６％
Ｍｎは原料から不可避的に混入する元素であるが、パーライト相安定化元素として強度向上に寄与するパーライト相を析出させる作用を有する。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、パーライト相を十分に生成させることができず、引張強さ、耐力等の必要な強度が得られない。パーライト化を促進するＭｎ含有量は１％まで許容できるが、０．６％を超えるとチル化が促進されて、球状黒鉛鋳鉄が高硬度になり被削性及び靭性を悪化させる。このため、Ｍｎ含有量は０．２～０．６％とする。好ましいＭｎ含有量は０．３～０．６％である。

（４）Ｃｕ：０．７０～１．２０％
Ｃｕは、パーライト相安定化元素として強度向上に寄与するパーライト相を析出させるのに必要である。また熱処理の際に、Ｃｕは黒鉛と基地との界面でのバリア効果によりオーステナイト相から黒鉛粒子への炭素の拡散を抑制し、もってオーステナイト相からフェライト相への変態を遅延させて、フェライト相の析出と成長を抑制すると考えられる。加えてＣｕは熱処理の際に、基地組織よりＣｕ析出物を析出させることでピン止め効果により、オーステナイト相の結晶粒の成長を抑制して結晶粒を微細化させる作用により球状黒鉛鋳鉄に必要な靭性を確保する。本発明の球状黒鉛鋳鉄において基地組織の結晶粒の微細化、即ち結晶粒数の増加は、上述したＣｕによるオーステナイト相の結晶粒の成長の抑制作用によって得られる。Ｃｕ含有量が０．７０％未満では、パーライト相を十分に生成できず、またオーステナイト相の結晶粒の微細化が促進されず、球状黒鉛鋳鉄の引張強さ及び靭性が低下する。一方、Ｃｕが１．２０％を超えると上記特性の向上効果は飽和し、経済的に不利となる。このため、Ｃｕ含有量は０．７０～１．２０％とする。好ましいＣｕ含有量は０．８０～１．１０％であり、より好ましくは０．８０～１．００％である。

（５）Ｍｇ：０．０２～０．０６％
Ｍｇは、黒鉛球状化に必要な元素であるが、その含有量が０．０２％未満では黒鉛球状化の効果が不十分である。一方、Ｍｇ含有量が０．０６％を超えるとチルが生成しやすくなり、球状黒鉛鋳鉄の被削性及び靭性が低下する。このため、Ｍｇ含有量は０．０２～０．０６％とする。好ましいＭｇ含有量は０．０３～０．０５％である。

（６）Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、
Ｐ及びＳは、いずれも原料から不可避的に混入する黒鉛球状化阻害元素であるので、その含有量をそれぞれ、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０２％以下とする。

［Ｂ］球状黒鉛鋳鉄の組織
本発明の球状黒鉛鋳鉄の基地組織は、微細フェライト相と微細パーライト相とが迷彩柄状に分布する（あるいは、微細なフェライト相がパーライト相中に島海状に分散した）二相混合基地組織である。基地組織中のフェライト相の面積率は１５～５０％、パーライト相の面積率は５０～８５％であるのが好ましい。フェライト相は後述する作用効果により微細分散して形成しているものの析出面積率としては特許文献１の球状黒鉛鋳鉄のフェライト相よりも比較的多く、その下限は１５％である。基地組織中のフェライト相の面積率を１５～５０％とすることで、球状黒鉛鋳鉄の硬さが低下して被削性を改善できる。

微細なフェライト相は、熱処理におけるパーライト相安定化元素によるフェライト相の析出・成長の抑制及びＣｕ析出物のピン止め効果によるオーステナイト相の結晶粒の成長抑制の作用によって、パーライト相の結晶粒界に沿って微細分散して形成されたものである。微細なフェライト相は網目状ではなく、パーライト結晶粒によって分断された細長い形状を有する。このようなフェライト相の形状を「樹枝状」と呼んでも良い。また、微細なパーライト相は、オーステナイト化熱処理により完全にオーステナイト化した基地の微細な結晶粒（オーステナイト結晶粒）が、降温により粗大化することなくパーライト変態したものである。

本発明の球状黒鉛鋳鉄は、前述したフェライト相の析出・成長の抑制作用によって、フェライト相及びパーライト相が何れも微細に分散析出していることから、基地組織の結晶粒は微細化している。結晶粒の微細化の程度は結晶粒数により表すことができる。結晶粒数が多いほど靭性が向上する。具体的には、基地組織の結晶粒数は２５０個／ｍｍ以上であるのが好ましい。結晶粒数が２５０個／ｍｍ未満では、粗大な結晶粒が存在することから球状黒鉛鋳鉄は十分な靭性を有さない。基地組織の結晶粒数はより好ましくは２７０個／ｍｍ以上であり、最も好ましくは３００個／ｍｍ以上である。

［Ｃ］球状黒鉛鋳鉄の特性
（１）強度及び靭性
懸架装置部品には高い引張強さ及び耐力の他に、高い伸び等が要求されるので球状黒鉛鋳鉄は優れた強度及び靭性を有するのが好ましい。具体的には、本発明の球状黒鉛鋳鉄は室温での引張強さが７００ＭＰａ以上、室温での伸びが１０％以上であるのが好ましい。

球状黒鉛鋳鉄の室温での引張強さが７００ＭＰａ以上であれば、懸架装置部品は車体を支えるのに必要な強度を確保しつつ部品を軽量化するための小型化及び薄肉化への対応が可能となる。球状黒鉛鋳鉄の引張強さは、より好ましくは７２０ＭＰａ以上であり、最も好ましくは７４０ＭＰａ以上である。なお、引張強さの上限は特に限定されないが、８００ＭＰａ以下であれば、後述する硬度が過剰とならず好ましい。

球状黒鉛鋳鉄の室温伸びが１０％以上であれば、懸架装置部品は耐衝撃性を有して、衝突などの事故等による衝撃があった場合でも破損を抑制できる。球状黒鉛鋳鉄の室温伸びは、より好ましくは１１％以上であり、最も好ましくは１２％以上である。

（２）硬度
懸架装置部品は鋳造後に周辺部品との取付け面、取付け孔等の連結部位や、高い寸法精度を要する部位等に切削等の機械加工を施すので高い被削性を有することが望まれる。一般に引張強さ７００ＭＰａ以上となる球状黒鉛鋳鉄は硬度が高いため被削性に劣る。引張強さ７００ＭＰａ以上であって、しかも高い被削性を有するためには低硬度であることが好ましい。具体的には、本発明の球状黒鉛鋳鉄はブリネル硬さが２１０～２４０ＨＢＷであるのが好ましい。球状黒鉛鋳鉄のブリネル硬さは、より好ましくは２１０～２３５ＨＢＷである。

ここで、一般に球状黒鉛鋳鉄など鉄系の材料においては、強度と硬度は正比例の関係にあり、材料の強度の増加にともなって材料の硬度も増加する。強度の増加に対して硬度の増加の割合が少なければ強度を確保しつつ低硬度となって被削性に優れた材料といえる。本発明の球状黒鉛鋳鉄も強度と硬度は正比例の関係にあるものの強度の増加に対して硬度の増加は緩やかで、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度材料でありながら低硬度を実現している。具体的には、本発明の球状黒鉛鋳鉄は引張強さが７００ＭＰａ以上であって、引張強さとブリネル硬さが、下記式（１）を満足することが好ましい。
ブリネル硬さ≦（引張強さ／５）＋８２・・・（１）
ただし、式（１）において、ブリネル硬さは単位ＨＢＷの値を、引張強さは単位ＭＰａの値を代入する。（１）式において右辺の切片値８２は、より好ましくは８０であり、最も好ましくは７８である。

［Ｄ］球状黒鉛鋳鉄の製造方法
本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、
（１）前述［Ａ］の球状黒鉛鋳鉄の組成を有する溶湯を鋳造し、凝固させた後、
（２）（ｉ）基地全体がオーステナイト化する温度に保持することにより、微細なオーステナイト結晶粒（降温後にパーライト結晶粒に変態する）を生成する工程を有する熱処理、
及び、
（ｉｉ）共析変態を起こす温度域内の所定温度区間において、微細なフェライト相が生成する冷却速度で冷却する工程を有する熱処理を行い、
もって、
（ａ）面積率で１５～５０％の微細フェライト相と５０～８５％の微細パーライト相とからなる二相混合基地組織を有し、
（ｂ）交線法により求められた基地組織の結晶粒数が２５０個／ｍｍ以上である組織を有する球状黒鉛鋳鉄を製造する。
なお、共析変態温度域より低い温度域では、常温まで通常に冷却する。
以下、上記（１）及び（２）の球状黒鉛鋳鉄の製造方法と、それにより得られる上記（ａ）及び（ｂ）の球状黒鉛鋳鉄の基地組織について詳細に説明する。

（１）オーステナイト化熱処理条件［工程（ｉ）］
基地組織全体が完全にオーステナイト化する温度に保持することにより、微細なオーステナイト結晶粒（降温後にパーライト結晶粒に変態する）を生成する。このオーステナイト化温度は８００～８６５℃が好ましい。この温度が８００℃未満ではパーライト相が残留し、共析変態温度域に降温後にパーライト相からフェライト相が生成及び成長するので、結晶粒が粗大化し、強度が低下する。一方、この温度が８６５℃超になると、オーステナイト結晶粒（降温後にパーライト結晶粒に変態する）が粗大化し、靭性が悪化し、また熱処理ひずみが大きくなる。オーステナイト化温度に保持する時間は、保持温度に応じて変動するが、５～３０分が好ましい。５分未満では完全にはオーステナイト化しにくくフェライト相が成長して強度が低下し、また３０分超ではオーステナイト結晶粒が粗大化して、降温後に微細なパーライト相が得られず、靭性が悪化し、また熱処理ひずみが大きくなる。オーステナイト化熱処理温度は好ましくは８００～８６０℃であり、より好ましくは８００～８５５℃である。また、オーステナイト化熱処理時間は好ましくは１０～２５分である。

（２）共析変態温度域での熱処理条件［工程（ｉｉ）］
完全にオーステナイト化した球状黒鉛鋳鉄を、共析変態を起こす温度域内の所定温度区間においてフェライト相が微細に生成する冷却速度で冷却すると、本発明においては基地組織が面積率で１５～５０％の微細フェライト相と５０～８５％の微細パーライト相とからなる二相混合組織となり、交線法により求められた基地組織の結晶粒数が２５０個／ｍｍ以上の組織となる。ここで、共析変態を起こす温度域（共析変態温度域）は、熱処理における冷却過程で、オーステナイトからフェライトへの変態を開始する温度Ａｒ_３から、オーステナイトがフェライト又はフェライト及びセメンタイトへの変態を完了する温度Ａｒ_１（共析変態温度）までの温度域をいう。共析変態を起こす温度域内の所定温度区間は６７０～７５０℃が好ましい。６７０～７５０℃の温度範囲において後述の所定冷却速度で冷却すると、二相混合組織及び結晶粒数２５０個／ｍｍ以上の基地組織が得られる。所定温度区間の上限を７３０℃としても良い。

共析変態を起こす温度域内の所定温度区間での冷却速度は、基地組織を二相混合組織とし、かつ基地組織の結晶粒数を２５０個／ｍｍ以上とするのに重要であり、具体的には５～２０℃／分とするのが好ましい。冷却速度が５℃／分未満では、フェライト化が促進され、微細なフェライト相が得られず強度が低下し、また結晶粒数が減少して靭性が低下する。一方、冷却速度が２０℃／分を超えると、パーライト結晶粒界におけるフェライト相の生成が不足し、衝撃特性が悪化し、十分な靭性が得られないほか、低硬度とならず高い被削性が得られない。より好ましい冷却速度は５～１５℃／分である。なお、共析変態を起こす温度域内の所定温度区間における温度履歴は、パーライト結晶粒界に微細なフェライト相が過不足なく生成し、かつ基地組織の結晶粒数が２５０個／ｍｍ以上となるかぎり、一定速度の連続的な冷却でも断続的な冷却でも良い。共析変態温度域での熱処理後、常温まで冷却する。なお、オーステナイト化温度から共析変態温度域までの冷却速度は２～２０℃／分であるのが好ましい。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらの実施例により何ら限定されるものではない。また特に断りがない限り、合金を構成する各元素の含有量を質量％で示す。

原材料となる銑鉄、鋼板屑、球状黒鉛鋳鉄の戻り屑を１００ｋｇ容量の高周波溶解炉で溶解し、加炭材、パーライト相安定化元素及びＦｅ－Ｓｉ合金を添加して成分調整した溶湯を溶製した。この溶湯を黒鉛球状化剤としてＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ合金とこれを覆う鋼板屑からなるカバー材とを設置した取鍋に、約１５００℃で出湯し、サンドイッチ法による球状化処理を行なった。球状化処理した溶湯を約１４００℃で砂型に注湯し、供試材となる肉厚１２ｍｍの試験部を含む縦鋳込み段付きＹブロックを複数個鋳造した。注湯の際、注湯の流れにＦｅ－Ｓｉ合金粉末を添加し、接種を行なった。このようにして、表１に示す組成を有する球状黒鉛鋳鉄を得た。実施例１～１１は本発明の組成範囲内にある球状黒鉛鋳鉄であり、比較例１～９は本発明の組成範囲外の球状黒鉛鋳鉄である。また、比較例１０はパーライト相基地を有するＦＣＤ７００に相当し、鋳放しのままでは従来の球状黒鉛鋳鉄と同じである。

注：（１）残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

上記の実施例１～１１及び比較例１～１０の球状黒鉛鋳鉄からなる供試材のうち、比較例１０を除く全ての供試材に対して以下の熱処理を施した。即ちオーステナイト化熱処理条件として、保持温度８５０℃、保持時間２０分で熱処理後、オーステナイト化温度から共析変態温度域まで冷却速度５℃／分で冷却後、共析変態温度域での熱処理条件として、６７０～７５０℃の温度範囲において冷却速度１０℃／分で熱処理後、常温まで冷却した。また、比較例１０の供試材は熱処理をしない鋳放しのままとした。各供試材に対して、下記の組織観察及び試験を行った。

（１）組織
後述する引張試験に供した試験片のつかみ部の切断面から、約φ１０ｍｍ程度の試料を採取し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、基地組織のフェライト相の面積率及び基地組織の結晶粒数を測定した。フェライト相の面積率は、試料を腐食エッチングした後、倍率１００倍で任意の５視野の光学顕微鏡写真を撮影し、撮影した各視野について画像解析装置により５視野の合計で４ｍｍ^２の領域における黒鉛を除いた基地組織のフェライト相の面積率を測定して求めた。

本発明の球状黒鉛鋳鉄の基地組織は、微細フェライト相と微細パーライト相とが迷彩柄状に分布した二相混合組織であり、しかもオーステナイト化熱処理及び共析変態温度域での熱処理によってオーステナイト相の結晶粒が多くの方位の異なる組織単位に分割しているため、通常の光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡による組織観察では、結晶粒の組織単位を明確に識別するのが困難であった。そこで、基地組織の結晶粒数は、電子線後方散乱回折法（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＤ）により結晶粒の結晶方位を求め結晶粒界を可視化して評価した。

基地組織の結晶粒数は、具体的には走査型電子顕微鏡（日立ハイテクノロジーズ社製ＳＵ７０型）に付属した電子線後方散乱回析法検出器（アメテック社製ＤｉｇｉＶｉｅｗ５型）を用いて、試料の任意の５視野について、４５×４５μｍの領域を０．１μｍの測定ステップ間隔で結晶方位マッピング像を撮影し、撮影した結晶方位マッピング像について隣接する測定点において結晶方位差が２°以上の境界を結晶粒界とみなして交線法により求めた。交線法はＪＩＳ－Ｇ－０５５１「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準拠して、視野毎に、黒鉛を避けてかつ目的の基地組織にかかるように描画した長さ３０μｍの２本のクロスした直線（対角線）からなる試験線と交差（試験線が捕捉）した結晶粒界の数を測定し、試験線の長さで除して単位長さ（１ｍｍ）当たりの結晶粒界の数を算出した。算出した５視野の単位長さ当たりの結晶粒界の数の算術平均値を求めて結晶粒数として評価した。フェライト相の面積率及び基地組織の結晶粒数の測定結果を表２に示す。

（２）引張試験及びブリネル硬さ試験
各供試材の縦鋳込み段付きＹブロックの肉厚１２ｍｍの試験部から切り出して、ＪＩＳＺ２２０１の１４Ａ号の試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４１に従ってアムスラー引張試験機により室温での引張試験を行い、引張強さ及び室温伸びを測定した。また、各供試材の前記Ｙブロックの肉厚１２ｍｍの試験部の端面から約３０ｍｍ以上離れた部位から切り出して表面を研磨して試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４３に従ってブリネル硬さ試験機により直径１０ｍｍの超硬合金球の圧子を用いて試験荷重２９．４２ｋＮでブリネル硬さ試験を行ない、ブリネル硬さを測定した。引張強さ、室温伸び及びブリネル硬さの測定結果を表２に示す。

注：(1) パーライト相の面積率は（100－フェライト相の面積率）％である。

表１及び２に示すように、本発明の組成範囲内の実施例１～１１の供試材は、基地組織のフェライト相の面積率は１５～５０％であり、基地組織の結晶粒数は２５０個／ｍｍ以上であり、引張強さは７００ＭＰａ以上であり、室温伸びは１０％以上であった。これらのデータから、本発明の組成範囲内の実施例１～１１の供試材は高い強度及び靭性を有することが分かる。

加えて実施例１～１１の供試材は、ブリネル硬さが２１０～２４０ＨＢＷの範囲にあり、引張強さが７００ＭＰａ以上と高強度でありながら低硬度である。これにより実施例１～１１の球状黒鉛鋳鉄は高い被削性を実現し得る。

これに対して、本発明の組成範囲外の比較例１～１０の供試材では引張強さ、室温伸び及びブリネル硬さのいずれかが、本発明で規定する値を満たさなかった。また、比較例１～１０の供試材は、本発明で規定するフェライト相の面積率１５～５０％の範囲を満たさなかった。Ｓｉ及び／又はＣｕ含有量並びにＭｎ含有量の少ない比較例１、４及び８は７００ＭＰａ未満の低い引張強さしか有さなかった。また、Ｓｉ含有量の多い比較例７も引張強さが７００ＭＰａ未満であった。また、Ｓｉ含有量の少ない比較例２並びにＣｕ又はＭｎ含有量の多い比較例５、６及び９は、７００ＭＰａ以上の高い引張強さを有するものの、１０％未満の低い室温伸びしか有さず、高い強度及び靭性を兼備するという要求を満たさなかった。また、パーライト相基地を有するＦＣＤ７００に相当する鋳放しのままの比較例１０は、７８０ＭＰａの引張強さを有するものの、室温伸びは９．５％であった。

比較例のうち、７００ＭＰａ以上の高い引張強さを有する比較例２、３、５、６、９及び１０は、いずれもブリネル硬さが２４０ＨＢＷを超えており、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度材料でありながら低硬度であるという要求を満たさなかった。

上記の通り、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、強度及び靭性に優れるとともに、加えて低硬度を兼備する球状黒鉛鋳鉄であることが確認された。

Claims

強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄であって、
質量比で、
Ｃ：３．５～３．９％
Ｓｉ：２．４５～２．８５％
Ｍｎ：０．２～０．６％
Ｃｕ：０．７０～１．２０％
Ｍｇ：０．０２～０．０６％
Ｐ：０．０４％以下
Ｓ：０．０２％以下
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
面積率で１５～５０％の微細フェライト相と５０～８５％の微細パーライト相とからなる二相混合基地組織を有し、
交線法により求められた基地組織の結晶粒数が２５０個／ｍｍ以上であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。
請求項１に記載の強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄において、引張強さが７００ＭＰａ以上、室温伸びが１０％以上であり、かつブリネル硬さが２１０～２４０ＨＢＷであることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。
請求項１又は２に記載の強度及び靭性に優れ、かつ低硬度な球状黒鉛鋳鉄において、引張強さが７００ＭＰａ以上であって、引張強さとブリネル硬さが、下記式（１）を満足することを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。
ブリネル硬さ≦（引張強さ／５）＋８２・・・（１）
（ただし、ブリネル硬さは単位ＨＢＷの値を、引張強さは単位ＭＰａの値を代入する。）