WO2013051698A1 - 球状黒鉛鋳鉄の製造方法、および、該球状黒鉛鋳鉄を用いた車両用部品 - Google Patents

球状黒鉛鋳鉄の製造方法、および、該球状黒鉛鋳鉄を用いた車両用部品 Download PDF

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spheroidal graphite
graphite cast
molten metal
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貴雄 堀谷
司 馬場
拓也 時山
佐藤　隆
浩 出井
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曙ブレーキ工業株式会社
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    • C21C2300/08—Particular sequence of the process steps

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a spheroidal graphite cast iron applied to a product having a thin portion, and further relates to a vehicle component using the spheroidal graphite cast iron and having a thin portion.
  • spheroidal graphite cast iron Since spheroidal graphite cast iron has excellent tensile strength and ductility, it has been widely used in recent years for automotive parts such as automobiles and machine parts. Particularly, brake calipers that are important as safety parts for vehicles such as automobiles use spheroidal graphite cast iron in order to ensure the quality. Since these products are required to be reduced in weight, spheroidal graphite cast iron is also required to be thin. When the spheroidal graphite cast iron is applied to a casting having a thin portion, a chill phase (abnormal structure) is generated due to an increase in the cooling rate in the thin portion. Since the chill phase is a very hard structure, particularly when the surface layer having an increased tendency to chill is cured, the machinability (machinability) is lowered and machining is difficult.
  • machinability machinability
  • Patent Documents 1 to 3 disclose a spheroidizing agent containing a predetermined amount of rare earth (in the range of about 0.5 to 9% by mass) and a spheroidal graphite cast iron produced using the spheroidizing agent.
  • Rare earths have the effect of promoting graphite spheroidization through deoxidation and desulfurization and suppression of spheroidization inhibiting elements, as well as graphite nucleation, etc. It has a very useful element for spheroidal graphite cast iron because it has a function of suppressing dipping.
  • rare earths are a resource that is unevenly distributed in a limited area on the earth, and the share of production in specific countries is very high internationally. Japan also depends on imports from specific countries for 90% of demand. In recent years, rare earth has become an indispensable resource not only in the casting field but also in various fields such as electronic equipment, magnet parts, glass equipment, and the catalyst field, and its price has been rising. In the future, it is considered that prices and production volumes will fluctuate greatly depending on the circumstances of the producing country, and it can be said that there is a high possibility that both prices and supply volumes will be extremely unstable.
  • Patent Document 4 discloses a spheronization treatment using an Mg-based spheroidizing agent that does not contain any rare earth from the viewpoint of preventing crystallization of chunky graphite in the production of large-sized thick spheroidal graphite cast iron. ing.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 10-237528 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-303113 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-182620 Japanese Unexamined Patent Publication No. 9-125125
  • Patent Document 4 the technology of the spheroidizing material that does not contain rare earths in Patent Document 4 is intended only for thick products with a wall thickness of 80 mm or more, and is problematic when manufacturing thin products such as brake calipers for vehicles. No consideration is given to the chilling of the thin-walled portion. And as above-mentioned, in order to suppress the chilling in such a thin part, it is the actual condition that use of the spheroidizing agent containing a rare earth is essential.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and even when a spheroidizing agent that does not contain a rare earth is used, chilling in a thin portion is suppressed, and high quality such as a brake caliper for a vehicle is required. It is an object of the present invention to provide a spheroidal graphite cast iron having characteristics such as tensile strength, ductility balance, rigidity, spheroidization rate, machinability, and the like that can be suitably applied to automotive parts.
  • the present invention relates to a method for producing spheroidal graphite cast iron substantially free of rare earth elements.
  • the present inventors conducted a spheronization treatment using a spheroidizing agent of an Fe—Si—Mg-based or Fe—Si—Mg—Ca-based alloy containing no rare earth element in a ladle, By performing an inoculation treatment using one Fe-Si inoculum, and then performing a pouring inoculation treatment using the second Fe-Si inoculum before casting the molten metal into a mold, The inventors have found that a spheroidal graphite cast iron exhibiting excellent characteristics can be obtained, and have completed the present invention. That is, the present invention relates to the following (1) to (3).
  • a method for producing spheroidal graphite cast iron substantially free of rare earth elements (A) performing a spheronization treatment on a molten metal using a spheroidizing agent of an Fe-Si-Mg-based or Fe-Si-Mg-Ca-based alloy containing no rare earth element in a ladle; (B) performing the inoculation treatment with the first Fe-Si inoculum simultaneously with the step (a) or after the step (a), and (C) After the step (b), the second Fe—Si inoculum containing, by mass%, Si: 45 to 75%, Ca: 1 to 3%, and Ba: 15 ppm or less, In which 0.20 to 0.40% is added in mass% to the pouring flow inoculation treatment,
  • the composition of the resulting spheroidal graphite cast iron is, by mass, C: 3.0 to 4.5%, Si: 3.0 to 4.5%, Mn: 0.2 to 0.4%, S: 0.006 to 0.02
  • composition of the molten metal is, by mass, C: 3.0 to 4.5%, Si: 2.0 to 3.0%, Mn: 0.2 to 0.4%, S: 0.00.
  • Spheroidal graphite cast iron according to the present invention is manufactured using a spheroidizing agent that does not contain rare earths, and is inexpensive and can be stably supplied as well as economical, strength / ductility balance, rigidity, machinability. Moreover, it has the same or better properties than conventional spheroidal graphite cast iron. Therefore, it can be suitably used for manufacturing small caliper parts, particularly brake calipers that are thin and important safety parts. Further, the present invention can be widely applied to products using thin-walled spheroidal graphite cast iron that is always required to be stably supplied, such as other vehicle parts and general industrial machine parts. Significant significance.
  • FIG. 1 is a schematic flow chart showing steps from melting of raw materials to completing a vehicle part.
  • 2 (a) and 2 (b) are diagrams showing a wedge-type chill test piece used in the preliminary test of the present invention, and FIG. 2 (a) is a schematic view showing a mold of the wedge-type chill test piece.
  • FIG. 2 (b) is a schematic perspective view of the fracture surface of the wedge-shaped chill test piece.
  • 3 (a) and 3 (b) are graphs showing changes in physical properties depending on the amount of Mn added to the molten metal, and FIG. 3 (a) shows the relationship between the amount of Mn added to the molten metal and the tensile strength.
  • FIG. 1 is a schematic flow chart showing steps from melting of raw materials to completing a vehicle part.
  • 2 (a) and 2 (b) are diagrams showing a wedge-type chill test piece used in the preliminary test of the present invention
  • FIG. 2 (a) is a schematic view showing a mold of the wedge-type
  • 3B shows the relationship between the amount of Mn added to the molten metal and the chill depth.
  • 4 (a) and 4 (b) are graphs showing the relationship between the composition of the molten metal and the tensile strength, and FIG. 4 (a) shows the relationship between the amount of Cu added to the molten metal and the tensile strength. 4 (b) shows the relationship between the amount of Sn added to the molten metal and the tensile strength.
  • 5 (a) and 5 (b) are graphs showing the relationship between the composition and elongation of the molten metal, and FIG. 5 (a) shows the relationship between the amount of Cu added to the molten metal and the elongation, FIG. 5 (b).
  • FIG. 6 (a) and 6 (b) are graphs showing the relationship between the composition of the molten metal and the graphite spheroidization rate, and FIG. 6 (a) shows the relationship between the amount of Cu added to the molten metal and the graphite spheroidization rate.
  • FIG. 6B shows the relationship between the amount of Sn added to the molten metal and the graphite spheroidization rate.
  • 7 (a) and 7 (b) are graphs showing changes in physical properties depending on the amount of S added to the molten metal, and FIG. 7 (a) shows the relationship between the amount of S added to the molten metal and the chill depth.
  • FIG. 7B shows the relationship between the amount of S added to the molten metal and the graphite spheroidization rate.
  • 8 (a) and 8 (b) are graphs showing changes in physical properties depending on the Mg content in the spheroidizing agent.
  • FIG. 8 (a) shows the Mg content in the spheroidizing agent and the chill.
  • FIG. 8B shows the relationship between the Mg content in the spheroidizing agent and the graphite spheroidization rate.
  • FIG. 9 shows the relationship between the Ca content in the pouring inoculant and the chill depth.
  • FIG. 10 (c) show changes in physical properties depending on the Ba content in the pouring inoculant when the fading time is 9 minutes and 15 minutes.
  • 10 (a) shows the relationship between the Ba content in the pouring inoculant and the tensile strength
  • FIG. 10 (b) shows the Ba content in the pouring inoculant and the chill depth.
  • FIG. 10C shows the relationship between the Ba content in the pouring inoculant and the graphite spheroidization rate.
  • FIG. 11 (a), FIG. 11 (b) and FIG. 11 (c) are graphs showing changes in physical properties depending on the amount of poured pouring inoculant when the fading time is 0 minutes and 9 minutes.
  • FIG. 11 (a) shows the relationship between the amount of pouring inoculum and the chill depth
  • FIG. 11 (b) shows the relationship between the amount of pouring inoculum and the elongation
  • FIG. 11 (c). Represents the relationship between the amount of poured pouring inoculant and the spheroidization rate of graphite.
  • FIG. 12 (a) and FIG. 12 (b) are graphs showing the relationship between fading time and physical properties when the conditions are changed for the presence or absence of rare earth in the spheroidizing agent and the presence or absence of inoculation treatment
  • 12A shows the relationship between the fading time and the graphite spheroidization rate
  • FIG. 12B shows the relationship between the fading time and the number of graphite grains.
  • 13 (a) and 13 (b) are graphs showing the relationship between the graphite spheroidization rate and physical properties, and FIG. 13 (a) shows the relationship between the graphite spheroidization rate and Young's modulus. ) Represents the relationship between graphite spheroidization rate and tensile strength.
  • wt% and “mass%” are synonymous, and “%” simply means “wt%”.
  • the chill phase is a structure formed by quenching in the solidification process of the molten metal with spheroidal graphite cast iron or the like.
  • carbon is crystallized in the form of cementite (Fe 3 C), not graphite, and the fracture surface is white.
  • fading means that the elements added for the spheroidizing treatment and inoculation treatment are reduced with the passage of time due to oxidation or reaction with other elements and consumed. This is a phenomenon where vaccination does not progress.
  • the properties of the spheroidal graphite cast iron part having a thin portion are greatly affected, and in particular, tensile strength, ductility, a decrease in rigidity, an increase in internal defects, and the like occur.
  • the thin-walled portion represents a portion having a thickness of 6 mm or less
  • a spheroidal graphite cast iron having a thin-walled portion can be produced depending on the shape of a mold used for producing the spheroidal graphite cast iron.
  • a portion having a thickness of 6 mm or less of the vehicle component including the spheroidal graphite cast iron is referred to as a thin portion of the component.
  • the present inventors have precisely controlled the components and addition amounts of the molten metal component, the spheroidizing agent, and the inoculum in order to solve the above problems (1) to (4). Therefore, the influence of these factors was examined in detail and systematically using small casting equipment. The details of the examination are shown below.
  • the inventors melted the same iron scrap as in the mass production line using a small high-frequency induction furnace, prepared a standard FCD450 (JIS G5502) equivalent molten metal, and contained Mn as a main element.
  • FCD450 JIS G5502
  • the effects of the additive elements Cu and Sn and the impurity S content were varied, and the influence on each characteristic was investigated.
  • graphite spheroidizing treatment was performed by a sandwich method in a ladle, and in addition to the amount of spheroidizing agent added, the amount of Mg, Ca, Ba in the spheroidizing agent was changed. .
  • the primary inoculation treatment with a commercially available Fe-Si inoculum was simultaneously performed in the ladle.
  • the spheroidizing agent placed in the bottom pocket of the ladle and the top of the inoculum were covered with an Fe—Si-based covering agent, as in the case of the actual machine.
  • the present inventors manually perform pouring inoculation (hot water inoculation) in which an inoculum is poured into the molten metal immediately before casting into the mold (shell mold), The influence of the contents of Si, Ca, Ba, etc. was examined.
  • the wedge-type test piece was broken at room temperature, and the depth (chill depth) at which the chill phase was present was measured from the front end of the fracture surface with a digital scope (see FIGS. 2A and 2B). ). As the chill depth is smaller, the tendency to chill is suppressed. Further, the spheroidization ratio, the number of graphite grains, and the like were measured by cutting a round bar end (25 mm ⁇ ) of a knock-off (Kb) type test piece and observing the central part with an optical microscope. Tensile properties were measured by collecting two JIS No. 4 test pieces from a 25 mm ⁇ round bar.
  • Cu and Sn are both graphite spheroidization-inhibiting elements, and as shown in FIGS. 6A and 6B, the spheroidization rate decreases as the amount of Cu and Sn added increases. It was confirmed. Based on the above preliminary tests, the addition amount of Cu and Sn is not limited to the improvement in tensile strength, but the addition amount is set by comprehensively considering the effects on properties such as elongation, spheroidization rate, and chilling tendency. I found it necessary to do.
  • Fig.7 (a) and FIG.7 (b) show the relationship between the addition amount of S with respect to a molten metal, chill depth, and a spheroidization rate.
  • S is generally considered to be an impurity that reduces the spheroidization rate and the inoculation effect because it produces sulfides with Mg and Ca and consumes these elements. For this reason, currently, measures are taken to keep the addition amount of S low by applying an electric furnace or selecting scrap, but if the addition amount of S is too low, the inoculation and spheroidizing effect will be suppressed. There are also experimental results.
  • % Was found to be preferably about 0.012% (see FIG. 7A).
  • the component adjustment of Cu and Sn may be any of addition in a melting furnace, addition in a ladle, and addition at the same time as pouring inoculation.
  • FIG. 8 (b) confirms that Mg, which is a spheroidizing element, has a significant effect on improving the spheroidizing rate.
  • FIG. 8 (a) shows that even an element that increases the chilling tendency. It is confirmed that there is. For this reason, it is necessary to determine the appropriate range of the Mg content by comprehensively determining the influence on each characteristic.
  • FIGS. 10 (a) to 10 (c) the content of Ba in the pouring inoculant and the tensile strength (FIG. 10 (a)) when the fading time is 9 minutes and 15 minutes.
  • the relationship between the chill depth (FIG. 10 (b)) and the spheroidization rate (FIG. 10 (c)) is shown.
  • Ba is considered to be effective in making graphite finer because its oxides and sulfides become graphite nuclei in the molten metal, and is often added to the inoculum as an auxiliary component.
  • the amount of added Ba is not limited for any of tensile strength, tendency to chill, spheroidization rate and shortening of fading time. A tendency to deteriorate as the increase was observed, and the effectiveness of adding Ba could not be confirmed.
  • the present inventors manufactured an automobile brake caliper using the same device as the mass production line, and conducted a confirmation test using an actual product under manufacturing conditions considering the result of the preliminary test.
  • the present inventors even when using a spheronizing agent that does not contain a rare earth, if the amount and amount of components of the dissolved component, spheroidizing agent and inoculum are controlled simultaneously and accurately, the as-cast state, Alternatively, the present invention has been completed by obtaining the knowledge that a vehicle part excellent in strength ductility balance, rigidity, machinability and castability can be manufactured with some machining.
  • the melting raw material used in the present invention hot rolled steel plate-type or cold-rolled type scrap, pig iron, cast iron return material, etc. can be used, but materials with a small amount of impurities such as O, S, and P are used. It is preferable to use it. However, even if the amount of these impurities is large, it can be used without problems if the amount of impurities is reduced by desulfurization treatment or flux treatment. Although it does not specifically limit as a melting furnace, It is preferable to use an electric furnace, especially a high frequency induction furnace. After melting the raw material, C, Si, Mn, S, Cu, and Sn are added as appropriate to prepare the molten metal component. Detachment from the melting furnace before tapping and the ladle after spheronization is important for removing slag such as inclusions floating on the surface of the molten metal, and it is desirable to carry it out reliably.
  • the composition of the molten metal is C: 3.0 to 4.5%, Si: 2.0 to 3.0%, Mn: 0.2 to 0.2% by mass from the viewpoint of easy preparation to the final composition described later. 0.4%, S: 0.006 to 0.020%, Cu: 0.08 to 0.30%, Sn: 0.020 to 0.040%, the balance being made of Fe and inevitable impurities Is preferred.
  • the melt temperature during melting and component preparation is preferably 1480 to 1580 ° C.
  • the melting furnace is tilted, and the molten metal is poured with a ladle.
  • a spheroidizing agent, a first inoculant and a cover agent are added, and a spheroidizing process and a primary inoculating process are performed.
  • a sandwich method or other known means can be used.
  • Mg concentration in the spheroidizing agent and the yield of Mg no special equipment is required, and the graphite sphere can be stably formed.
  • the sandwich method is adopted.
  • Mg-based spheroidizing agents such as Fe-Si-Mg-based and Fe-Si-Mg-Ca-based that do not contain rare earths can be used.
  • the particle diameter of the spheroidizing agent is preferably about 0.05 to 5 mm from the viewpoint of uniform mixing of the unmelted portion and the molten metal. Further, the composition and amount of the spheroidizing agent are appropriately determined in consideration of the composition of the molten metal with respect to the final composition.
  • a cover agent is put on the spheroidizing agent and the inoculum so as not to come into direct contact with the molten metal.
  • the cover agent an Fe—Si system is used.
  • an Fe—Si or Ca—Si inoculum can be used, but usually Si: 45 to 75% Fe— Si-based ones are used.
  • the particle size of the inoculant is preferably about 0.05 to 5 mm from the viewpoint of uniform mixing of the unmelted residue and the molten metal.
  • the first inoculum used for the primary inoculation process is placed with the spheroidizing agent in the bottom pocket of the ladle.
  • the spheroidizing process and the primary inoculation process do not have to be performed at the same time, and the above inoculum may be put into the ladle alone after the spheronizing process.
  • the primary inoculation treatment is preferably performed immediately after the spheroidization treatment in order to sufficiently exhibit the inoculation effect of the pouring flow inoculation performed immediately before casting into the mold.
  • the molten metal after the above spheroidizing process and the primary inoculation process is cast into the mold, and then poured into the mold.
  • the second Fe-Si inoculum is used as the pouring stream inoculum. Specifically, it is necessary to use those containing, by mass, Si: 45 to 75%, Ca: 1 to 3%, and Ba: 15 ppm or less.
  • Si is the main element of the inoculum, and its content is about 45 to 75%, which is the standard amount when using ferrosilicon-based materials. If the amount is less than 45%, noro and slag are generated, and if it exceeds 75%, the solubility is deteriorated.
  • Ca has the effect of suppressing chilling and improving the spheroidization rate by promoting graphitization of the matrix and spheroidization of graphite.
  • the Ca content needs to be 1 to 3%, preferably 1.2 to 2.2%. If it is less than 1%, the inoculation effect cannot be exhibited, and the refinement or spheroidization of graphite does not proceed. If it exceeds 3%, hard CaO increases, leading to slag generation and machinability deterioration.
  • the remainder of the second Fe-Si inoculum other than Si, Ca and Ba is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the amount of the pouring inoculant to be added to the molten metal must be 0.20 to 0.40% by mass, and 0 It is preferably 25 to 0.30%. If the input amount exceeds 0.40%, the undissolved increase and slag increase will be caused. If it is less than 0.20%, a sufficient effect by inoculation cannot be obtained, and the desired characteristics cannot be improved, and the input yield is also low. descend.
  • the pouring flow inoculation is performed immediately before casting, but it is preferable to use an automatic cutting device or the like to ensure uniform mixing in the molten metal at a uniform speed. It is also possible to carry out by in-mold inoculation method in which the inoculant is placed in the mold, but in that case there is no undissolved residue of the second inoculant and the mold plan etc. so that it is mixed uniformly with the molten metal It is necessary to devise enough. In addition, in order to satisfy all the desired material properties, the final pouring flow inoculation process has a great influence, so it is necessary to ensure that the introduced second inoculum is uniformly mixed with the molten metal and exert its effect. There is. From these viewpoints, the particle size of the inoculum is preferably 0.05 to 5 mm.
  • the final composition of each component of the obtained spheroidal graphite cast iron is substantially free of rare earths, and is C: 3.0 to 4.5% by mass%, Si: 3.0 to 4 0.5%, Mn: 0.2 to 0.4%, S: 0.006 to 0.020%, Cu: 0.08 to 0.30%, Sn: 0.020 to 0.040%, Mg: It is necessary that the content is 0.015 to 0.050%, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • substantially not containing rare earth elements means that intentional addition is not performed, but 0.001% or less is admitted as an inevitable impurity.
  • the C content needs to be 3.0 to 4.5%, and preferably 3.2 to 4.2%. If it is less than 3.0%, the graphite amount of the spheroidal graphite cast iron is insufficient, the tendency to chill increases, and the fluidity of the molten metal deteriorates. On the other hand, if it exceeds 4.5%, C becomes excessive and cash graphite tends to be produced, so that the cast iron material itself becomes brittle and a predetermined strength cannot be obtained.
  • the Si content needs to be 3.0 to 4.5%, preferably 3.2 to 4.2%. If it is less than 3.0%, not only the fluidity of the spheroidal graphite cast iron melt will deteriorate, but the chill structure will increase, and cementite will easily precipitate in the matrix structure, making it impossible to obtain the desired elongation. On the other hand, when it exceeds 4.5%, the homogeneity of the material is deteriorated, the amount of silicoferrite is increased, the material becomes brittle, and the elongation is remarkably lowered.
  • Mn is a pearlite-promoting element and its influence on strength is important.
  • the Mn content needs to be 0.2 to 0.4%, preferably 0.25 to 0.35%. If it is less than 0.2%, the amount of pearlite in the microscopic tissue decreases and ferrite increases, so that a predetermined strength cannot be obtained. On the other hand, when it exceeds 0.4%, structures such as cementite and pearlite increase in the matrix, and chill is likely to occur, which adversely affects machinability.
  • the S content is required to be 0.006 to 0.020%, preferably 0.008 to 0.014%. If it is less than 0.006%, inoculation and spheroidizing effects are suppressed. On the other hand, if it exceeds 0.020%, Mg and Ca and sulfides are produced and these elements are consumed, so the spheroidization rate and the inoculation effect are lowered.
  • Cu and Sn are pearlite elements added for the purpose of strengthening the matrix and improving the tensile strength, but are also elements that inhibit the spheroidization of graphite.
  • Cu is said to have an effect of improving strength compared to Sn, about 1/10 of Sn, and Cu is about 1/10 in terms of price. Therefore, the Cu content needs to be 0.08 to 0.30% from the viewpoint of improving the strength, decreasing the elongation, decreasing the spheroidization rate, increasing the chilling tendency, and economically. 0.10 to 0.20% is preferable.
  • the Sn content needs to be 0.02 to 0.040%, preferably 0.025 to 0.035%.
  • Mg is an element added to the spheroidizing agent for spheroidizing graphite, and remains after the spheronization treatment.
  • the Mg content needs to be 0.015 to 0.050%, preferably 0.035 to 0.045%. If it is less than 0.015%, the spheroidization of graphite does not proceed sufficiently, so that the intended strength and rigidity cannot be obtained.
  • Mg is an element that is very easy to oxidize, if it exceeds 0.050%, the shrinkage cavities and Mg oxide in the matrix tend to increase and the strength tends to decrease. In addition, as described above, a chill phase is easily generated, and the machinability is deteriorated.
  • the spheroidal graphite cast iron obtained by the manufacturing method of the present invention is applied to vehicle parts such as automobile brake members.
  • the spheroidal graphite cast iron obtained by the production method of the present invention can be applied regardless of the thickness or size of the product, but in the following description, it is assumed that a general passenger car or commercial vehicle is 3 to 40 mm.
  • a case where the present invention is applied to an automobile brake caliper having a wall thickness of about a certain degree will be described as an example.
  • the strength level required for the brake caliper parts for automobiles varies depending on the application, the present invention can be suitably used particularly for a caliper defined by JIS FCD400-FCD500.
  • the casting temperature at this time is preferably 1300 to 1450 ° C.
  • the time from the spheroidizing treatment to casting is preferably 15 minutes or less, and more preferably 12 minutes or less.
  • the brake caliper for automobiles obtained by the present invention is premised on using as cast without removing heat gates and feeders, but in this case, dimensional accuracy, structure and hardness. From the viewpoint of maintaining a constant value, it is necessary to make the time from casting to mold release constant.
  • the finally obtained spheroidal graphite cast iron matrix of the present invention is a mixed structure of pearlite and ferrite.
  • the pearlite ratio in the matrix is generally 30 to 60% in terms of area ratio. Even if the tensile strength is 450 MPa or more, the elongation is 12% or more, the spheroidization rate is 80% or more, and the thickness of the product containing the spheroidal graphite cast iron is 6 mm or less, Since the area ratio can be 1% or less, it is preferable.
  • the spheroidal graphite cast iron of this example (Examples 1 to 13 and Comparative Examples 1 to 8) used a cast iron return material and iron scrap as raw materials.
  • the ratio of the return material and the iron scrap material at this time was approximately 1: 1.
  • C, Si, Mn, S, Cu, and Sn are appropriately added as additive elements, and the component equivalent to FCD450 (JIS G5502), that is, the composition of the molten metal is set.
  • the Fe-Si-Mg-Ca spheroidizing agent is placed in the bottom pocket of the ladle for the molten metal to be poured, and 0.45% Fe for the molten metal to be poured on the top.
  • -A Si-based cover material was placed, spheroidized by the sandwich method, and then removed.
  • the primary inoculation treatment was performed by the pouring method, and then the scab was removed.
  • a primary inoculum a commonly used Fe—Si alloy was used.
  • the second Fe—Si inoculum was used to perform pouring flow inoculation treatment with an automatic injection device, and spheroidal graphite cast iron (Examples 1 to 13, Comparative Examples 1 to 8) were obtained.
  • Table 1 shows the composition (mass%) of the spheroidal graphite cast irons of Examples 1 to 13 and Comparative Examples 1 to 8, and the numbers of the inoculums used. In Table 1, the description about the composition ratio of the remaining Fe and inevitable impurities is omitted. In Table 1, RE represents rare earth.
  • Table 2 shows the composition (mass%) of Si, Ca and Ba of the used pouring inoculant used in Table 1 and the input amount thereof. The balance of the pouring inoculant is Fe and inevitable impurities. Pouring inoculum No. In Nos. 1 to 5, both the composition and the addition amount are within the scope of the present invention. No. 6 is an addition amount outside the scope of the present invention. 7 and 8 have compositions outside the scope of the present invention.
  • the obtained spheroidal graphite cast iron was cast into a sand mold having a thin-walled portion, and then sufficiently cooled until the eutectoid transformation point or lower, and the mold was released.
  • the time from the spheroidizing treatment to casting was within 12 minutes. After that, the usual finishing treatment such as shot blast treatment and gates, weirs and deburring was performed.
  • a tensile test piece (60 mm in total length) is collected from the resulting brake caliper for automobiles, and is used for a tensile test at room temperature to evaluate tensile properties and to evaluate rigidity (Young's modulus) by the free vibration method. did.
  • test pieces were collected from various parts of the product, and the spheroidization rate and Rockwell hardness were measured.
  • a test piece was also collected from each thin-walled portion where the chill phase was likely to appear, and the structure near the surface layer was observed to confirm the presence or absence of the chill phase.
  • visual inspection, cross-sectional macro inspection, PT inspection, etc. were also conducted to evaluate internal defects in the product.
  • Examples 1 to 13 of the present invention all the characteristics were equal to or better than the current products.
  • the amount of S in the molten metal was changed within the range of the present invention, while in Examples 5 and 6, the amount of Cu was changed within the range of the present invention.
  • the Young's modulus (rigidity) and hardness were both equal to or higher than the current product. Further, no chill phase was observed in the thin-walled portion, no internal defects were generated, and excellent characteristics as a brake caliper part for automobiles were exhibited.
  • the amount of Mg in the spheroidizing agent was changed, but the spheroidizing rate and internal defects were all satisfactory, and other characteristics were equivalent to or higher than the current product. .
  • Examples 10 to 13 were obtained by changing the Ca amount and the input amount of the pouring inoculant, but all of the tensile strength, the spheroidization rate and the tendency to chill were good, and as brake caliper parts for automobiles It was confirmed that there was no problem.
  • Comparative Example 1 since the amount of Mg in the spheroidizing agent was too large, there were problems in tensile strength and elongation, and internal defects were also observed. In Comparative Example 2, since the amount of Cu added to the molten metal was too large, the spheroidization rate and elongation were significantly reduced. In Comparative Example 3, since the amount of S in the molten metal was too large, a chill phase was generated, and the tensile strength, elongation, and spheroidization rate were all insufficient. In Comparative Example 4, the tensile strength was significantly reduced because the amount of Cu added for strength improvement was too small.

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Abstract

　本発明は希土類元素を含有しない球状化剤を使用し、高特性の球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とする。　本発明は溶湯に、希土類元素を含有しないＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃａ系合金の球状化剤を用いた球状化処理及び、第一のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を用いた接種処理を行った後、Ｓｉ：４５～７５％、Ｃａ：１～３％、及びＢａ：１５ｐｐｍ以下、含有する所定量の第二のＦｅ－Ｓｉ系接種剤で注湯流接種処理を行うことで、特定の最終組成である球状黒鉛鋳鉄を製造する方法に関する。

Description

球状黒鉛鋳鉄の製造方法、および、該球状黒鉛鋳鉄を用いた車両用部品
　本発明は、薄肉部を有する製品に適用される球状黒鉛鋳鉄の製造方法に関し、さらには当該球状黒鉛鋳鉄を用い、かつ、薄肉部を有する車両用部品に関する。
　球状黒鉛鋳鉄は、優れた引張強度と延性を有することから、近年、自動車をはじめとする車両用部品や機械部品などに広く用いられている。特に、自動車などの車両用の保安部品として重要なブレーキキャリパでは、その品質を確保するために、球状黒鉛鋳鉄が用いられている。
　これらの製品では軽量化の要請があるため、球状黒鉛鋳鉄にも薄肉化が要望されている。球状黒鉛鋳鉄は、薄肉部を有する鋳物に適用した場合、その薄肉部における冷却速度が速くなることに起因して、チル相（異常組織）が発生する。このチル相は、非常に硬い組織であるため、特にチル化傾向が増大した表層が硬化した場合に、被削性（機械加工性）が低下し、機械加工が困難になる。
　このため、球状黒鉛鋳鉄を用いて薄肉部を有する製品を製造する場合、チル化を抑制するために、通常、鋳鉄溶湯に対して、球状化処理および複数回の接種処理が行われている。特に、自動車部品に用いられる球状黒鉛鋳鉄は、高いレベルで強度と延性のバランスを保ちつつ、チル組織の抑制が求められる場合が多いため、薄肉球状黒鉛鋳鉄の製造にあたっては、さまざまな対策がとられている。
　たとえば、球状化および黒鉛化をより確実に行わせるために、球状化剤として希土類元素（レアアース)を含有させたものが使用されている。特許文献１～３には、レアアースを所定量（０．５～９質量％程度の範囲）含有させた球状化剤およびこれを用いて製造した球状黒鉛鋳鉄が開示されている。レアアースは、脱酸脱硫作用や球状化阻害元素の抑制作用を通じて、黒鉛球状化を促進させる効果のほか、黒鉛の核生成効果などを通じて、黒鉛化促進、チル化防止、チャンキー黒鉛発生抑制およびフェーディングの抑制などの働きがあるため、球状黒鉛鋳鉄にとって非常に有益な元素となっている。特に、自動車部品に用いられる薄肉球状黒鉛鋳鉄の製造において、薄肉部のチル化を防止するためには、このレアアースを含有する球状化剤の使用が必須とされている。
　しかしながら、レアアースは、地球上の限られた地域に偏在する資源であり、国際的に特定国の生産シェアが非常に高く、日本も需要の９割を特定国からの輸入に依存している。近年、鋳物分野だけでなく、電子機器、磁石部品、ガラス機器、触媒分野などの各分野でもレアアースは必要不可欠な資源となっており、その価格が高騰している。今後も、生産国の都合により価格や生産量が大幅に変動することが考えられ、価格、供給量ともに非常に不安定な状態となる可能性が高いといえる。
　したがって、ブレーキキャリパを含む、球状黒鉛鋳鉄を用いた車両用部品の生産量や品質を確保するために、レアアース量の削減あるいはレアアースを含有しない球状化剤を用いた球状黒鉛鋳鉄の製造方法を確立することが、危急の課題となっている。
　レアアースを含有しない球状化剤は、従来から存在している。たとえば、特許文献４には、大物厚肉球状黒鉛鋳鉄の製造に際して、チャンキー黒鉛の晶出を防止する観点から、レアアースを全く含有しないＭｇ系の球状化剤を用いた球状化処理が開示されている。
日本国特開平１０－２３７５２８号公報 日本国特開２０００－３０３１１３号公報 日本国特開２００７－１８２６２０号公報 日本国特開平９－１２５１２５号公報
　しかしながら、特許文献４における、レアアースを含有しない球状化材の技術は、あくまでも肉厚が８０ｍｍ以上の厚肉製品を対象としたものであり、車両用ブレーキキャリパなどの薄肉製品を製造する場合に問題となる薄肉部のチル化については何ら考慮されていない。そして、上述の通り、このような薄肉部におけるチル化を抑制するためには、レアアースを含有する球状化剤の使用が必須とされているのが実情である。
　本発明は、以上のような実情に鑑みてなされたものであり、レアアースを含有しない球状化剤を使用しても、薄肉部におけるチル化を抑制し、車両用ブレーキキャリパなどの高い品質が要求される車両用部品に好適に適用可能な、引張強度、延性バランス、剛性、球状化率、被削性などの特性を高いレベルで備える球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とする。
　本発明は、実質的に希土類元素を含有しない球状黒鉛鋳鉄の製造方法に関する。本発明者らは、取鍋にて、溶湯に対して、希土類元素を含有しないＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系又はＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃａ系合金の球状化剤を用いた球状化処理と、第一のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を用いた接種処理を行い、その後、前記溶湯を鋳型に鋳込む前に、第二のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を用いて注湯流接種処理を行うことで、優れた特性を示す球状黒鉛鋳鉄が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明は以下の（１）～（３）に関するものである。
（１）実質的に希土類元素を含有しない球状黒鉛鋳鉄の製造方法であって、
　（ａ）取鍋にて、溶湯に対して、希土類元素を含有しないＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系又はＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃａ系合金の球状化剤を用いて球状化処理を行う工程、
　（ｂ）前記工程（ａ）と同時又は前記工程（ａ）の後に、第一のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を用いて接種処理を行う工程、並びに、
　（ｃ）前記工程（ｂ）の後、質量％で、Ｓｉ：４５～７５％、Ｃａ：１～３％、およびＢａ：１５ｐｐｍ以下、含有する第二のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を、前記溶湯に対して質量％で０．２０～０．４０％投入し、注湯流接種処理を行う工程、
　を含み、得られる球状黒鉛鋳鉄の組成が質量％で、Ｃ：３．０～４．５％、Ｓｉ：３．０～４．５％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％、Ｍｇ:０．０１５～０．０５０％、並びに残部がＦｅおよび不可避不純物である球状黒鉛鋳鉄を製造する方法。
（２）前記溶湯の組成が、質量％で、Ｃ：３．０～４．５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％、並びに残部がＦｅおよび不可避不純物である、前記（１）に記載の球状黒鉛鋳鉄を製造する方法。
（３）前記（１）又は（２）に記載の製造方法によって得られた球状黒鉛鋳鉄を含む車両用部品であって、黒鉛球状化率が８０％以上、引張強度が４５０ＭＰａ以上、伸びが１２％以上、および前記球状黒鉛鋳鉄を含む車両用部品の肉厚が６ｍｍ以下である薄肉部におけるチル面積率が１％以下である、車両用部品。
　本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、レアアースを含有しない球状化剤を使用して製造されており、安価で安定供給が可能であるばかりでなく、経済性、強度・延性バランス、剛性、被削性および鋳造性ともに従来の球状黒鉛鋳鉄と同等以上の特性を有している。したがって、小型の車両用部品、特に、薄肉で重要な保安部品であるブレーキのキャリパの製造に好適に使用することができる。
　また、本発明は、その他の車両用部品や一般産業用途の機械部品など、安定供給が常に求められる薄肉球状黒鉛鋳鉄を用いた製品に対しても、広く適用することが可能であり、その工業的意義はきわめて大きい。
図１は、原材料の溶解から車両用部品を完成するまでの工程を表した概略フロー図である。 図２（ａ）および図２（ｂ）は、本発明の予備試験で使用した楔型チル試験片を表す図であり、図２（ａ）は該楔型チル試験片のモールドを表す概略図であり、図２（ｂ）は該楔型チル試験片の破面の概略斜視図である。 図３（ａ）および図３（ｂ）は、溶湯に対するＭｎの添加量による物性の変化を表したグラフであり、図３（ａ）は溶湯に対するＭｎの添加量と引張強度の関係を表し、図３（ｂ）は溶湯に対するＭｎの添加量とチル深さの関係を表す。 図４（ａ）および図４（ｂ）は、溶湯の組成と引張強さの関係を表したグラフであり、図４（ａ）は溶湯に対するＣｕの添加量と引張強さの関係を、図４（ｂ）は溶湯に対するＳｎの添加量と引張強さの関係を、それぞれ示す。 図５（ａ）および図５（ｂ）は、溶湯の組成と伸びの関係を表したグラフであり、図５（ａ）は溶湯に対するＣｕの添加量と伸びの関係を、図５（ｂ）は溶湯に対するＳｎの添加量と伸びの関係を、それぞれ示す。 図６（ａ）および図６（ｂ）は、溶湯の組成と黒鉛球状化率の関係を表したグラフであり、図６（ａ）は溶湯に対するＣｕの添加量と黒鉛球状化率の関係を、図６（ｂ）は溶湯に対するＳｎの添加量と黒鉛球状化率の関係を、それぞれ示す。 図７（ａ）および図７（ｂ）は、溶湯に対するＳの添加量による物性の変化を表したグラフであり、図７（ａ）は溶湯に対するＳの添加量とチル深さの関係を表し、図７（ｂ）は溶湯に対するＳの添加量と黒鉛球状化率の関係を表す。 図８（ａ）および図８（ｂ）は、球状化剤中のＭｇの含有量による物性の変化を表したグラフであり、図８（ａ）は球状化剤中のＭｇの含有量とチル深さの関係を表し、図８（ｂ）は球状化剤中のＭｇの含有量と黒鉛球状化率の関係を表す。 図９は、注湯流接種剤中のＣａ含有量と、チル深さの関係を示す。 図１０（ａ）、図１０（ｂ）および図１０（ｃ）は、フェーディング時間を９分および１５分とした場合における、注湯流接種剤中のＢａの含有量による物性の変化を表したグラフであり、図１０（ａ）は注湯流接種剤中のＢａの含有量と引張強度の関係を表し、図１０（ｂ）は注湯流接種剤中のＢａの含有量とチル深さの関係を表し、図１０（ｃ）は注湯流接種剤中のＢａの含有量と黒鉛球状化率との関係を表す。 図１１（ａ）、図１１（ｂ）および図１１（ｃ）は、フェーディング時間を０分および９分とした場合における、注湯流接種剤の投入量による物性の変化を表したグラフであり、図１１（ａ）は注湯流接種剤の投入量とチル深さの関係を表し、図１１（ｂ）は注湯流接種剤の投入量と伸びの関係を表し、図１１（ｃ）は注湯流接種剤の投入量と黒鉛球状化率の関係を表す。 図１２（ａ）および図１２（ｂ）は、球状化剤中のレアアースの含有の有無および接種処理の有無について条件を変更した場合における、フェーディング時間と物性の関係を表したグラフであり、図１２（ａ）はフェーディング時間と黒鉛球状化率の関係を表し、図１２（ｂ）はフェーディング時間と黒鉛粒数の関係を表す。 図１３（ａ）および図１３（ｂ）は、黒鉛球状化率と物性の関係を表したグラフであり、図１３（ａ）は黒鉛球状化率とヤング率の関係を表し、図１３（ｂ）は黒鉛球状化率と引張強度の関係を表す。
　以下、本発明を詳細に説明する。ここで、“重量％”と“質量％”とは同義であり、また単に“％”と記載した場合には“重量％”のことを示す。
　薄肉部を有する球状黒鉛鋳鉄を得るための球状化剤から、レアアースを削減または削除した場合に、製品の特性上の課題として、
　（１）チル相（異常組織）の発生およびチル化傾向の増大による被削性（機械加工性）の低下、
　（２）黒鉛球状化率（以下、球状化率という）の低下およびそれに伴う強度、延性、剛性の低下、
　（３）フェーディングによるチル化傾向の増大、及び
　（４）引け巣、内部欠陥の増加、
が挙げられる。ここで、チル相とは、球状黒鉛鋳鉄などで溶湯の凝固過程で急冷されて生成する組織である。この組織は、炭素が黒鉛ではなく、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の形で晶出したものであり、破面が白色を呈する。また、フェーディングとは、球状化処理や接種処理のために添加した元素が、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に減少してしまい、時間経過につれて球状化や接種が進まなくなる現象である。これらの問題が生じた場合、薄肉部を有する球状黒鉛鋳鉄製の部品の特性に大きな影響を及ぼし、特に、引張強度、延性、剛性率の低下、内部欠陥の増大などが生じることとなる。
　なお、本明細書において薄肉部とは、肉厚が６ｍｍ以下の部分のことを表し、球状黒鉛鋳鉄の製造に使用される鋳型の形状によって、薄肉部を有する球状黒鉛鋳鉄を製造することができる。
　また、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄を含む車両用部品においては、当該球状黒鉛鋳鉄を含む車両用部品の肉厚が６ｍｍ以下の部分を、当該部品の薄肉部と称する。
　一方、上記（１）～（４）の課題を解決する手段として、従来から、溶湯成分や添加剤（球状化、接種）の化学成分やその添加量、添加方法、鋳造鋳型の方案、鋳造後の熱処理方法などについて、数多くの提案がなされている。しかしながら、これらの対策のほとんどはコストアップにつながるもので、レアアースを削減する経済的なメリットを生かすことができない。
　本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、上記（１）～（４）の課題を解決するためには、溶湯成分、球状化剤および接種剤の成分や添加量を的確に制御することが必要と考え、小型鋳造設備を使用し、これらの因子の影響を詳細かつ系統的に検討した。以下、その検討の詳細を具体的に示す。
　まず、本発明者らは、小型の高周波誘導炉を用いて量産ラインと同じ鉄くずを溶解し、標準的なＦＣＤ４５０（ＪＩＳ　Ｇ　５５０２）相当の溶湯を調整し、主要元素であるＭｎの含有量、添加元素のＣｕ、Ｓｎの添加量、および不純物のＳの含有量をそれぞれ変化させて、各特性に与える影響を調査した。また、実機ラインの条件に合わせて、取鍋でのサンドイッチ法による黒鉛球状化処理を実施し、球状化剤の投入量のほか、球状化剤中のＭｇ、Ｃａ、Ｂａの量を変化させた。その際、取鍋内で市販のＦｅ－Ｓｉ系接種剤による１次接種処理も同時に行った。取鍋の底のポケットに配置した球状化剤と接種剤の上部には、実機と同様に、Ｆｅ－Ｓｉ系のカバー剤を置き完全に被覆した。さらに本発明者らは、鋳型（シェルモールド）への鋳込み直前に、溶湯中に接種剤を投入する注湯流接種（湯流れ接種）を手動で行い、接種剤の投入量や接種剤中のＳｉ、Ｃａ、Ｂａなどの含有量の影響を検討した。
　なお、基本的工程は、図１に示すフロー図に沿って行われることとなる。鋳型としては、楔型チル試験片とノックオフ（Ｋｂ）型試験片（２５ｍｍφ）を使用した。また本発明者らは、量産時のフェーディング効果を評価するため、球状化処理から鋳込みまでの時間を最大１５分間まで変化させた試験片を作製し、各特性を測定した。
　チル試験片は、常温で楔型試験片を破断し、デジタルスコープで破面先端からチル相の存在する深さ（チル深さ）を測定した（図２（ａ）および図２（ｂ）参照）。チル深さが小さいほど、チル化傾向が抑制されていることになる。また、球状化率や黒鉛粒数などは、ノックオフ（Ｋｂ）型試験片の丸棒端部（２５ｍｍφ）を切断し、光学顕微鏡で中央部を観察して測定した。引張特性は、２５ｍｍφの丸棒からＪＩＳ４号試験片を各２本採取して測定した。
　この予備試験の結果、溶湯に対するＣｕ、Ｓｎ、Ｓの添加量と、球状化剤中のＭｇの含有量、および、注湯流接種剤中のＣａ、Ｂａの含有量とその投入量を的確に制御することにより、レアアースを含有しない球状化剤を用いた場合であっても、薄肉の球状黒鉛鋳鉄の鋳放し材におけるチル相の発生、球状化率の低下、フェーディングによるチル化傾向の増大などの課題を、すべて解決できるとの知見が得られた。
　以下、図を参照しながら、予備試験の結果について詳述する。
　［溶湯に対するＭｎ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓの影響］
　図３（ａ）および図３（ｂ）に、レアアースを含有しない球状化剤を用いた場合における、溶湯に対するＭｎの添加量と、球状黒鉛鋳鉄の引張強度（図３（ａ））およびチル深さ（図３（ｂ））との関係を示す。Ｍｎは、パ－ライト化促進元素で、強度への影響は重要であるといわれているが、本予備試験の範囲内では、チル化および引張強度への影響は、あまり見られなかった。
　図４（ａ）～図５（ｂ）に、レアアースを含有しない球状化剤を用いた場合における、溶湯に対するＣｕおよびＳｎの添加量と球状黒鉛鋳鉄の機械的特性（引張強度、伸び）との関係を示す。
　一般にＣｕ、Ｓｎともに、添加量が増加するに伴い、引張強度向上の効果が認められており、本予備試験でも両者とも強度向上効果が認められた（図４（ａ）、図４（ｂ）参照）。特に、Ｓｎは添加量の増加に伴い、引張強さの向上が著しく向上した。
　一方、伸びについては、Ｃｕ、Ｓｎのいずれの場合も、添加量の増加に伴い低下する傾向があり、その低下量はＣｕの方が少ないことが確認された（図５（ａ）、図５（ｂ）参照）。
　また、Ｃｕ、Ｓｎは、いずれも黒鉛球状化阻害元素であり、図６（ａ）および図６（ｂ）に示すように、Ｃｕ、Ｓｎの添加量の増大に伴い、球状化率は低下することが確認された。
　以上の予備試験により、ＣｕおよびＳｎの添加量に関しては、引張強度の向上に限らず、伸び、球状化率、チル化傾向などの特性に及ぼす影響を総合的に考慮して、添加量を設定する必要があることが判った。
　図７（ａ）および図７（ｂ）は、溶湯に対するＳの添加量と、チル深さおよび球状化率の関係を示す。Ｓは、一般にＭｇやＣａと硫化物を作って、これらの元素を消耗させるため、球状化率や接種効果を低減させる不純物と考えられている。このため、現在では、電炉の適用やスクラップの選択によりＳの添加量を低く抑える処置がとられているが、Ｓの添加量が低すぎると、接種や球状化効果が抑制されてしまうとの実験結果もある。すなわち、黒鉛の球状化を阻害せずにチル発生を抑制させるためには、Ｓの添加量を最適な範囲に規制する必要がある。
　このような観点から、レアアースを含有しない球状化剤を用いた場合の最適なＳの添加量について予備試験を行った結果、チル深さを最小にするためには、Ｓの添加量を、質量％で０．０１２％前後とすることが好ましいことが判った（図７（ａ）参照）。
　なお、ＣｕおよびＳｎの成分調整は、溶解炉内における添加、取鍋内での添加、さらには、注湯流接種と同時の添加のいずれでもよい。
　［球状化剤中のＭｇ含有量の影響］
　図８（ａ）および図８（ｂ）に、球状化剤中のＭｇの含有量と、チル深さおよび球状化率の関係を示す。図８（ｂ）より、球状化元素であるＭｇは、球状化率の向上に顕著な効果があることが確認されるが、同時に、図８（ａ）より、チル化傾向を増大する元素でもあることが確認される。このため、Ｍｇ含有量の適正範囲は、各特性に及ぼす影響を総合的に判断して決める必要がある。
　［注湯流接種剤中のＣａ、Ｂａ含有量の影響］
　図９を参照すると、注湯流接種剤中のＣａの含有量は、３％までの範囲では緩やかにチル化抑制効果が得られることが確認されるが、それ以上では顕著な効果が見られなかった。また、この範囲では、伸びや球状化率への影響は、ほとんど確認されなかった。
　一方、Ｃａの含有量が５％を超えると、溶湯との吸熱反応による溶け込み不良の発生やスラグの増加による不良率の増加などの問題が生じるため、適正範囲を決める際には十分な検討が必要である。
　図１０（ａ）～図１０（ｃ）に、フェーディング時間を９分および１５分とした場合における、注湯流接種剤中のＢａの含有量と、引張強度（図１０（ａ））、チル深さ（図１０（ｂ））および球状化率（図１０（ｃ））との関係を示す。
　一般にＢａは、溶湯中でその酸化物や硫化物が黒鉛核となるため、黒鉛の微細化に効果があるとされ、補助成分として接種剤に添加される場合が多い。しかしながら、本予備試験では、図１０（ａ）～図１０（ｃ）に示されるように、引張強度、チル化傾向、球状化率およびフェーディング時間の短縮化のいずれについても、Ｂａ添加量が増加するにしたがって劣化する傾向が認められ、Ｂａ添加の有効性は確認できなかった。
　［注湯流接種剤の投入量］
　図１１（ａ）～図１１（ｃ）に、本発明の範囲にある注湯流接種剤の投入量と、チル深さ（図１１（ａ））、伸び（図１１（ｂ））および球状化率（図１１（ｃ））の関係を示す。
　これらの図を参照することにより、注湯流接種剤の投入量の増加に伴い、チル化傾向が抑制され、チル深さが減少することや、伸びや球状化率が向上することが確認される。
　［フェーディング時間］
　図１２（ａ）および図１２（ｂ）に、球状化剤中のレアアースの含有の有無および注湯流接種処理の有無について条件を変更した場合における、フェーディング時間と、球状化率（図１２（ａ））および黒鉛粒数（図１２（ｂ））との関係について示す。
　これらの図より、レアアースを含有しない場合であっても、注湯流接種処理を行うことにより、フェーディングが抑制されていることが確認された。
　上述した各予備試験のほかに、溶解炉から出湯後、取鍋で行う１次接種処理の影響についても検討した結果、通常のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を使用し、標準的な投入量で処理した場合には、その他の工程条件、たとえば、溶湯条件や球状化条件が一定であれば、チル化傾向、球状化率、フェーディング時間などへの影響は非常に少なくなることが確認された。
　なお、一般に球状黒鉛鋳鉄においては、引張強度や剛性(ヤング率)と、球状化率は相関があり、今回の予備試験においても球状化率を変化させた試料を作製し、その影響を確認した。
　この結果は、図１３（ａ）および図１３（ｂ）に示されるように球状化率の低下に伴い、ヤング率（図１３（ａ））および引張強度（図１３（ｂ））は、一様に低下する傾向を示した。したがって、車両用部品のように剛性や引張強度の確保が重要な部品では、球状化率を高レベルに保持する必要があることが理解される。
　次に、本発明者らは、量産ラインと同様の装置を使用して、自動車用ブレーキキャリパを製造し、予備試験の結果を考慮した製造条件で実製品による確認試験を実施した。
　その結果、本発明者らは、レアアースを含有しない球状化剤を使用した場合でも、溶解成分、球状化剤および接種剤の成分量や投入量を同時にかつ的確に制御すれば、鋳放し状態、または、多少の機械加工を施した状態で、強度延性バランス、剛性、被削性および鋳造性に優れた車両用部品が製造できるとの知見を得て、本発明を完成するに至った。
　以下、本発明の球状黒鉛鋳鉄およびこれを用いた車両用部品の製造における具体的な実施形態について説明する。
　本発明で使用する溶解原料としては、熱延鋼板系または冷間圧延系のスクラップや銑鉄、鋳鉄のリターン材などを使用することができるが、Ｏ、Ｓ、Ｐなどの不純物量が少ない材料を使用することが好ましい。ただし、これらの不純物量が多い場合であっても、脱硫処理やフラックス処理をすることにより、不純物量を低減すれば、問題なく使用することができる。
　溶解炉としては、特に限定されるものではないが、電気炉、特に高周波誘導炉を使用することが好ましい。原料を溶解した後、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕ、Ｓｎを適宜添加し、溶湯成分の調製を行う。出湯前の溶解炉、球状化処理の後の取鍋からのノロ取りは、溶湯表面に浮上してきた介在物などのスラグを除去する上で重要であり、確実に実行することが望ましい。
　溶湯の組成は、後述する最終組成への調製を容易に行う観点から、質量％でＣ：３．０～４．５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるようにすることが好ましい。なお、溶解時および成分調製時の溶湯温度は１４８０～１５８０℃とすることが好ましい。
　その後、溶解炉を傾斜させ、取鍋により溶湯を注湯するが、この際、球状化剤、第一の接種剤およびカバー剤を添加し、球状化処理および１次接種処理を行う。
　球状化処理の方法としては、サンドイッチ法、その他の公知の手段を用いることができるが、球状化剤中のＭｇ濃度やＭｇの歩留まりのほか、特別な設備を必要とせず、安定して黒鉛球状化が可能であることから、通常はサンドイッチ法が採用される。
　球状化剤としては、レアアースを含有しないＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃａ系などのＭｇ系の球状化剤を用いることができる。なお、球状化剤の粒径は、解け残りと溶湯との均一混合の観点から、０．０５～５ｍｍ程度とすることが好ましい。また、球状化剤の組成や使用量は、最終組成に対する溶湯の組成を考慮して、適宜決定される。
　なお、サンドイッチ法では、溶湯が取鍋の規定位置に達するまでの反応を抑制する観点から、球状化剤および接種剤の上に、カバー剤を入れて直接溶湯と接触しないようにする。カバー剤としては、Ｆｅ－Ｓｉ系が用いられる。
　取鍋での１次接種処理に用いられる第一の接種剤としては、Ｆｅ－Ｓｉ系またはＣａ－Ｓｉ系の接種剤を用いることができるが、通常は、Ｓｉ：４５～７５％のＦｅ－Ｓｉ系のものが使用される。なお、接種剤の粒径は、解け残りと溶湯との均一混合の観点から、０．０５～５ｍｍ程度とすることが好ましい。
　１次接種処理に用いられる第一の接種剤は、取鍋の底のポケットに球状化剤ともに配置される。球状化処理と１次接種処理は同時に行う必要はなく、球状化処理後に上記接種剤を単独で取鍋に投入するようにしてもよい。ただし、鋳型に鋳込む直前に行う注湯流接種の接種効果を十分に発揮させるために、１次接種処理は球状化処理のすぐ後に速やかに実施することが好ましい。
　本発明では、その後、上記の球状化処理と１次接種処理が終了した溶湯を鋳型に鋳込む前に、注湯流接種を行う。注湯流接種剤としては、第二のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を使用する。具体的には、各成分が質量％でＳｉ：４５～７５％、Ｃａ：１～３％、及びＢａ：１５ｐｐｍ以下、含有するものを用いることが必要である。
　Ｓｉは、接種剤の主要元素であり、その含有量は、フェロシリコン系原料を使用する場合の標準量である４５～７５％程度とする。４５％未満ではノロやスラグの発生が多くなり、７５％を超えると溶解性が悪くなる。
　Ｃａは、前述したように、マトリックスの黒鉛化促進、黒鉛の球状化促進によりチル化抑制や球状化率向上の効果がある。Ｃａの含有量は、１～３％とする必要があり、１．２～２．２％とすることが好ましい。
　１％未満では、接種効果が発揮できずに黒鉛の微細化や球状化が進まず、３％を超えると、硬質なＣａＯが増加し、スラグの発生や被削性劣化を招く。
　Ｂａは、前述の予備実験の結果から、添加量が増えるに従い、各特性は劣化するため、添加量は極力低く抑えることが必要であり、１５ｐｐｍ以下とする。
　Ｓｉ、Ｃａ及びＢａ以外の、第二のＦｅ－Ｓｉ系接種剤の残部はＦｅ及び不可避不純物で構成される。
　注湯流接種剤の溶湯に対する投入量は、チル化傾向を抑制し、球状化率および伸びを向上させる観点から、質量％で０．２０～０．４０％であることが必要であり、０．２５～０．３０％であることが好ましい。
　投入量が０．４０％を超えると、解け残りの増大やスラグの増大を招き、０．２０％未満では接種による十分な効果が得られず、所望の特性向上が期待できないうえ、投入歩留りも低下する。
　注湯流接種は鋳型に鋳込む直前に行うが、自動切り出し装置などを用いて均一速度で、かつ、溶湯中に確実に均一混合できるようにすることが好ましい。なお、鋳型内に接種剤を設置する鋳型内接種法により行うことも可能であるが、その場合には、第二の接種剤の解け残りがなく、溶湯と均一に混合するように鋳型方案などを十分に工夫する必要がある。
　また、所望の材料特性をすべて満足させるためには、最終の注湯流接種処理が大きな影響を及ぼすため、投入した第二の接種剤が確実に溶湯と均一混合し、その効果を発揮する必要がある。これらの観点から、接種剤の粒径は、０．０５～５ｍｍとすることが好ましい。
　このようにして、得られる球状黒鉛鋳鉄の各成分の最終組成は、実質的にレアアースを含有せず、かつ、質量％でＣ：３．０～４．５％、Ｓｉ：３．０～４．５％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％、Ｍｇ:０．０１５～０．０５０％、並びに残部がＦｅおよび不可避不純物からなることが必要である。
　ここで、実質的に希土類元素を含有しないとは、意図的な添加を行わないが、不可避的不純物として０．００１％以下の含有は許容されるという意味である。
　球状黒鉛鋳鉄の最終組成として、Ｃの含有量は、３．０～４．５％とすることが必要であり、３．２～４．２％とすることが好ましい。
　３．０％未満では、球状黒鉛鋳鉄の黒鉛量が不足し、チル化傾向が増大するうえに、溶湯の流動性が悪くなる。一方、４．５％を超えると、Ｃが過剰となり、キャッシュ黒鉛が出やすくなるため、鋳鉄材料自体が脆くなり、所定の強度を得ることができない。
　Ｓｉの含有量は、３．０～４．５％とすることが必要であり、３．２～４．２％とすることが好ましい。
　３．０％未満では、球状黒鉛鋳鉄の溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加し、基地組織にセメンタイトが析出しやすくなり、目的とする伸びを得ることができない。一方、４．５％を超えると、材料の均質性が悪くなるとともに、シリコフェライトが多くなり、脆化し、伸びが著しく低下する。
　Ｍｎは、パーライト化促進元素で、強度への影響は重要である。Ｍｎの含有量は、０．２～０．４％とすることが必要であり、０．２５～０．３５％とすることが好ましい。
　０．２％未満では、微視組織中のパーライト量が減少し、フェライトが増加するため所定の強度が得られない。一方、０．４％を超えると、マトリックス中にセメンタイトやパーライトなどの組織が増加し、チルが生じやすくなり被削性に悪影響を及ぼす。
　Ｓの含有量は、０．００６～０．０２０％とすることが必要であり、０．００８～０．０１４％とすることが好ましい。
　０．００６％未満では、接種や球状化効果が抑制される。一方、０．０２０％を超えるとＭｇやＣａと硫化物を作って、これらの元素を消耗させるため、球状化率や接種効果を低下してしまう。
　ＣｕとＳｎは、前述したように、マトリックスを強化し、引張強度を向上させる目的で添加されるパーライト化元素であるが、黒鉛の球状化を阻害する元素でもある。また、Ｃｕは、Ｓｎに比べて強度向上の効果はＳｎの約１／１０といわれており、また、価格的にはＣｕが１／１０程度である。
　したがって、強度向上、伸びの減少、球状化率の減少、チル化傾向増大に対する添加効果と経済的な観点から、Ｃｕの含有量は、０．０８～０．３０％とすることが必要であり、０．１０～０．２０％とすることが好ましい。
　同様に、Ｓｎの含有量は０．０２～０．０４０％とすることが必要であり、０．０２５～０．０３５％とすることが好ましい。
　Ｍｇは、黒鉛を球状化させるために球状化剤に添加される元素であり、球状化処理後に残留する。Ｍｇの含有量は、０．０１５～０．０５０％とすることが必要であり、０．０３５～０．０４５％とすることが好ましい。
　０．０１５％未満では、黒鉛の球状化が十分に進まないため、目的とする強度、剛性が得られない。一方、Ｍｇは非常に酸化しやすい元素であるため、０．０５０％を超えると、引け巣やマトリックス中のＭｇ酸化物が増加し、強度を低下させる傾向がある。また、前述したようにチル相が生じやすくなり、被削性を悪化させる。
　次に、本発明の製造方法により得られた球状黒鉛鋳鉄を、自動車用ブレーキ部材などの車両用部品に適用する場合について説明する。
　本発明の製造方法により得られた球状黒鉛鋳鉄は、製品の肉厚や大きさを問わず適用することができるが、以下の説明では、一般的な乗用車または商用車を想定し、３～４０ｍｍ程度の肉厚の自動車用ブレーキキャリパに適用する場合を例に挙げて説明する。
　なお、自動車用ブレーキキャリパ部品に要求される強度レベルはその用途に応じて異なるが、本発明は、特にＪＩＳ　ＦＣＤ４００－ＦＣＤ５００で規定されるキャリパに好適に用いることができる。
　まず、上述した注湯接種処理後、得られた溶湯を鋳型（砂型）に鋳込む必要があるが、このときの鋳込温度は１３００～１４５０℃であることが好ましい。なお、フェーディング効果の影響を避けるため、球状化処理から鋳込みまでの時間を１５分以下とすることが好ましく、１２分以下と速やかに行うことがより好ましい。
　鋳込み後、共析変態点以下になるまで十分冷却した後、型ばらしを行う。本発明により得られた自動車用ブレーキキャリパは、湯口や押湯を除去した後、熱処理などを行わずに、鋳放しで使用することを前提としているが、この場合、寸法精度、組織および硬さなどを一定に保つ観点から、鋳込んでから型ばらしまでの時間を一定とする必要がある。
　その後、穴あけや表面切削などの簡単な機械加工を実施する必要があるが、微視組織中の異常組織、特に、チル相の存在はその時の切削性に大きく影響することなる。
　最終的に得られる本発明の球状黒鉛鋳鉄のマトリックスは、パーライトとフェライトの混合組織である。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３０～６０％である。また、その引張強度は４５０ＭＰａ以上、伸びは１２％以上、球状化率は８０％以上であり、当該球状黒鉛鋳鉄を含む製品の肉厚を６ｍｍ以下の薄肉部とした場合であっても、チル面積率を１％以下とすることができるため、好ましい。
　以下、本発明の鋳放し薄肉球状黒鉛鋳鉄を用いて、自動車用ブレーキキャリパに製造した実施例に基づいて、さらに詳細に説明する。ただし、本発明は、以下の実施例に限定されることはない。
　本実施例の球状黒鉛鋳鉄（実施例１～１３、比較例１～８）は、原材料として鋳鉄のリターン材と鉄くず材を使用した。このときのリターン材と鉄くず材との比率は、概ね１：１であった。この原材料を、高周波溶解炉を用いて溶解した後、添加元素としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、ＣｕおよびＳｎを適宜追加して、ＦＣＤ４５０（ＪＩＳ　Ｇ　５５０２）相当の成分、すなわち、溶湯の組成を、質量％で、Ｃ：３．０～４．５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％の範囲で、残部がＦｅおよび不可避不純物となるように、調製した。その後、出湯温度を１５００℃に調整して取鍋に出湯した。
　この際、取鍋の底のポケットに、注湯する溶湯に対してＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃａ系球状化剤を載置し、その上部に注湯する溶湯に対して０．４５％のＦｅ－Ｓｉ系カバー材を置き、サンドイッチ法で球状化処理を行い、その後除滓をした。処理後の溶湯を小型の取鍋に分湯する際に、置き注ぎ法で１次接種処理を行い、その後、除滓をした。１次接種剤としては、通常使用されているＦｅ－Ｓｉ系合金のものを使用した。さらに、１次接種処理後の溶湯を砂型に鋳込む直前に、第二のＦｅ－Ｓｉ系接種材を用い自動注入装置による注湯流接種処理を行い、球状黒鉛鋳鉄（実施例１～１３、比較例１～８）を得た。
　表１に実施例１～１３、比較例１～８の球状黒鉛鋳鉄の組成（質量％）、使用した接種剤の番号を示す。なお、表１では、残部となるＦｅ及び不可避的不純物の組成比についての記載は省略してある。また、表１中、ＲＥとはレアアースを表す。
　また、表２には表１に記載した使用した注湯流接種剤のＳｉ、Ｃａ及びＢａの組成（質量％）および、その投入量を示す。注湯流接種剤の残部はＦｅ及び不可避不純物である。注湯流接種剤Ｎｏ．１～５は、組成および添加量のいずれもが本発明の範囲内のものであり、注湯流接種剤Ｎｏ．６は添加量が本発明の範囲外のものであり、注湯流接種剤Ｎｏ．７および８は組成が
本発明の範囲外のものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた球状黒鉛鋳鉄を、薄肉部を有する砂型に鋳込んだ後、共析変態点以下になるまで十分冷却し、型ばらしを行った。なお、いずれの実施例においても、球状化処理から鋳込みまでの時間は１２分以内とした。その後ショットブラスト処理および湯口、堰、バリ取りなどの通常行われる仕上げ処理を行った。
　得られた自動車用ブレーキキャリパから引張試験片（全長６０ｍｍ）を採取し、これを用いて、常温にて引張試験を行い、引張特性を評価するとともに、自由振動法により剛性（ヤング率）を評価した。また、製品各部所から試験片を採取し、球状化率およびロックウェル硬度を測定した。さらに、チル相の出やすい各薄肉部分からも試験片を採取し、表層付近の組織観察を実施し、チル相の存在の有無を確認した。その他、製品中の内部欠陥の評価のため、外観検査、断面マクロ検査、ＰＴ検査なども実施した。各種評価の測定条件は以下のＪＩＳ規格に準拠して行った。
　　引張試験：ＪＩＳ　Ｚ　２２４１
　　ヤング率試験：ＪＩＳ　Ｚ　２２８０
　　球状化率試験：ＪＩＳ　Ｇ５５０２
　　ロックウェル硬度試験：ＪＩＳ　Ｚ　２２４５
　なお、チル相については、チル面積率が１％を超える場合に「有」と、１％未満の場合には「なし」と評価した。また、内部欠陥については、マクロ断面検査で２ｍｍ以上の欠陥が見つかった場合に「有」と、それ以外の場合には「なし」と評価した。
　表３にこれらの評価の結果を示す。参考として球状化剤にレアアースを含んでいる現状の製品の各特性値を表中に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明の実施例１～１３は、いずれの特性も現状製品と同等かそれ以上であった。
　実施例３、４は溶湯中のＳ量が、実施例５、６はＣｕ量が、実施例７、８はＳｎ量が、それぞれ本発明の範囲内で変化しているが、引張強度、伸び、ヤング率（剛性）および硬度は、いずれも現状製品と同等以上の値が得られた。また、薄肉部にチル相は認められず、内部欠陥の発生もなく、自動車用ブレーキキャリパ部品として優れた特性を示していた。
　また、実施例２、９は、球状化剤中のＭｇ量を変化させているが、球状化率や内部欠陥はいずれも問題なく、その他の特性も現状製品と同等以上の値が得られた。
　実施例１０～１３は、注湯流接種剤のＣａ量と投入量を変化させたものであるが、引張強度、球状化率およびチル化傾向のいずれも良好であり、自動車用ブレーキキャリパ部品として問題がないことが確認された。
　一方、比較例１は、球状化剤中のＭｇ量が多すぎたため、引張強度と伸びに問題があり、内部欠陥も見られた。比較例２は、溶湯に添加したＣｕ量が多すぎたため、球状化率や伸びが大幅に低下した。比較例３は、溶湯中のＳ量が多すぎたためチル相が発生し、引張強度、伸び、球状化率のいずれも不足している。比較例４は、強度向上のために添加するＣｕ量が少なすぎたため、引張強度が大幅に低下した。比較例５は、球状化剤中のＭｇ量が少なすぎたため球状化率が低下し、引張強度やヤング率も低下した。比較例６は、注湯流接種剤の投入量が少なすぎたため、チル相が発生し、球状化率や伸びが不足している。比較例７は、注湯流接種剤中のＣａ量が多すぎたため、内部欠陥が発生し、伸びも低下した。比較例８は、注湯流接種剤中にＢａを添加しており、チル化傾向が増大し、球状化率、引張強度がともに低下した。以上のように、本発明の範囲外で製造した場合には、上記各特性の少なくとも１以上に問題が生じることが確認された。
　本発明を詳細に、また特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは、当業者にとって明らかである。
　本出願は２０１１年１０月７日出願の日本特許出願（特願２０１１－２２３４８３）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　実質的に希土類元素を含有しない球状黒鉛鋳鉄の製造方法であって、
    　（ａ）取鍋にて、溶湯に対して、希土類元素を含有しないＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系又はＦｅ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃａ系合金の球状化剤を用いて球状化処理を行う工程、
    　（ｂ）前記工程（ａ）と同時又は前記工程（ａ）の後に、第一のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を用いて接種処理を行う工程、並びに、
    　（ｃ）前記工程（ｂ）の後、質量％で、Ｓｉ：４５～７５％、Ｃａ：１～３％、およびＢａ：１５ｐｐｍ以下、含有する第二のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を、前記溶湯に対して質量％で０．２０～０．４０％投入し、注湯流接種処理を行う工程、
    　を含み、得られる球状黒鉛鋳鉄の組成が質量％で、Ｃ：３．０～４．５％、Ｓｉ：３．０～４．５％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％、Ｍｇ:０．０１５～０．０５０％、並びに残部がＦｅおよび不可避不純物である球状黒鉛鋳鉄を製造する方法。
  2. 　前記溶湯の組成が、質量％で、Ｃ：３．０～４．５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｓ：０．００６～０．０２０％、Ｃｕ：０．０８～０．３０％、Ｓｎ：０．０２０～０．０４０％、並びに残部がＦｅおよび不可避不純物である、請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄を製造する方法。
  3. 　請求項１または２に記載の製造方法によって得られた球状黒鉛鋳鉄を含む車両用部品であって、
    　黒鉛球状化率が８０％以上、引張強度が４５０ＭＰａ以上、伸びが１２％以上、および前記球状黒鉛鋳鉄を含む車両用部品の肉厚が６ｍｍ以下である薄肉部におけるチル面積率が１％以下である、車両用部品。
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