特許 6475809 球状黒鉛鋳鉄とその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B1)

(11)【特許番号】6475809

(24)【登録日】2019年2月8日

(45)【発行日】2019年2月27日

(54)【発明の名称】球状黒鉛鋳鉄とその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 37/04 20060101AFI20190218BHJP

   C21D 5/00 20060101ALI20190218BHJP

【ＦＩ】

   C22C37/04 F

   C21D5/00 T

【請求項の数】7

【全頁数】22

(21)【出願番号】特願2017-209530(P2017-209530)

(22)【出願日】2017年10月30日

【審査請求日】2017年12月4日

【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第２項適用 平成２９年５月１０日に公益社団法人日本鋳造工学会が発行した第１６９回全国講演大会講演概要集の第７頁にて発表

【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第２項適用 平成２９年５月２７日に東京都市大学世田谷キャンパスで開催された公益社団法人日本鋳造工学会の第１６９回全国講演大会にて発表

(73)【特許権者】

【識別番号】000125842

【氏名又は名称】虹技株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100091834

【弁理士】

【氏名又は名称】室田 力雄

(74)【代理人】

【識別番号】100149490

【弁理士】

【氏名又は名称】羽柴 拓司

(72)【発明者】

【氏名】井上 達央

(72)【発明者】

【氏名】西川 進

【審査官】 伊藤 真明

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０３−２６４６４４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０２−１６６２５７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１７−０３９９７７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 米国特許第０４４８４９５３（ＵＳ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３７／００− ３７／１０

Ｃ２１Ｄ ５／００− ５／１６

ＣＡｐｌｕｓ／ＲＥＧＩＳＴＲＹ（ＳＴＮ）

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．８〜４．６の球状黒鉛鋳鉄であって、球状黒鉛を分散させた基地組織が、フェライト、ベイナイト、及びオーステナイトからなる３組織混合基地組織からなり、
成分組成として、質量パーセントで、
Ｃ ：３．３〜４．０％、
Ｓｉ ：１．５〜４．０％、
Ｍｎ ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ＋Ｎｉ ：１．０〜６．５％、
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％、
Ａｌ ：０．０２〜０．２０％、
を含有し、残部がＦｅからなることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。

【請求項2】

成分組成として、質量パーセントで、
Ｃ ：３．５〜４．０％、
Ｓｉ ：１．８〜３．０％、
Ｍｎ ：１．０〜１．６％、
Ｃｕ＋Ｎｉ ：１．０〜５．０％、
Ｍｇ ：０．０２０〜０．０６０％、
Ａｌ ：０．０３〜０．１５％、
を含有し、残部がＦｅからなり、
且つＣ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が４．１〜４．５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。

【請求項3】

引張強さが７２８〜８８０ＭＰａで、伸びが１３〜１９％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の球状黒鉛鋳鉄。

【請求項4】

鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、
Ｃ ：３．０〜４．０％、
Ｓｉ ：１．５〜４．５％、
Ｍｎ ：０．５〜３．０％、
Ｃｕ＋Ｎｉ ：０．５〜８．０％、
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％、
Ａｌ ：０．０１〜０．２０％、
を含有し、残部がＦｅからなり、
先ず鋳放し工程として、Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．５〜４．７の溶湯を球状化処理後に鋳込み、これによってパーライトの基地組織中に、球状黒鉛若しくは周囲にフェライトの析出した球状黒鉛が分散した鋳放し鋳鉄とし、
次に予備処理工程を経て或いは経ることなく熱処理工程に進み、
熱処理工程では、前記鋳放し鋳鉄若しくは前記予備処理工程を経た予備処理鋳鉄を、先ず第１熱処理温度６００〜７８０℃に一定時間保持し、これによって前記パーライトの基地組織を分解することで、フェライトの基地組織中に、オーステナイトとセメンタイト及び球状黒鉛が分散した第１熱処理鋳鉄とし、
次に前記第１熱処理鋳鉄を、引き続いて、前記第１熱処理温度６００〜７８０℃から１００〜７０℃上昇させてなるフェライトとオーステナイトの２組織共存温度領域の第２熱処理温度７００〜８５０℃に一定時間保持し、これによって前記第１熱処理鋳鉄のフェライトの基地組織をフェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織にすると共に、セメンタイトを固溶させることで、フェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第２熱処理鋳鉄とし、
次に前記第２熱処理鋳鉄を、引き続いて、前記第２熱処理温度からベイナイト変態温度領域の第３熱処理温度２５０〜４５０℃に急冷して一定時間保持し、これによって前記第２熱処理鋳鉄のフェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織中のオーステナイトをベイナイトと残留オーステナイトにし、よってフェライト、ベイナイト、オーステナイトからなる３組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第３熱処理鋳鉄とし、その後冷却して、前記第３熱処理鋳鉄の組織を維持した球状黒鉛鋳鉄を得ることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄の製造方法。

【請求項5】

予備処理工程においては、鋳放し鋳鉄を、先ず第１予備処理温度９００〜１１００℃に一定時間保持して、鋳放し鋳鉄をオーステナイト化することで、オーステナイト基地組織中に球状黒鉛が分散した組織とし、次に前記第１予備処理温度からパーライト変態温度領域である第２予備処理温度５００〜７００℃に急冷して一定時間保持し、これによってオーステナイト基地組織をパーライト化することで、パーライト基地組織中に球状黒鉛が分散した予備処理鋳鉄を得ることを特徴とする請求項４に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法。

【請求項6】

鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、
Ｃ ：３．３〜４．０％、
Ｓｉ ：１．５〜４．０％、
Ｍｎ ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ＋Ｎｉ ：１．０〜６．５％、
Ｍｇ ：０．０１５〜０．０６０％、
Ａｌ ：０．０２〜０．２０％、
を含有し、残部がＦｅからなり、
且つ炭素当量が３．８〜４．６であることを特徴とする請求項４又は５に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法。

【請求項7】

鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、
Ｃ ：３．５〜４．０％、
Ｓｉ ：１．８〜３．０％、
Ｍｎ ：１．０〜１．６％、
Ｃｕ＋Ｎｉ ：１．０〜５．０％、
Ｍｇ ：０．０２０〜０．０６０％、
Ａｌ ：０．０３〜０．１５％、
を含有し、残部がＦｅからなり、
且つ炭素当量が４．１〜４．５であることを特徴とする請求項６に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は球状黒鉛鋳鉄とその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

球状黒鉛鋳鉄は高い強度と伸びが得られるが、その機械的性質は鋼には及んでいない。鋼並みの機械的性質が得られれば、球状黒鉛鋳鉄の使用用途を拡大することができる。その方法としては黒鉛の微細化等が考えられるが、黒鉛の微細化を図る場合には、鋳物の厚み等の形状に制限が生じる問題がある。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0003】

【特許文献1】特開昭５３−１３４７２３号公報

【特許文献2】特開昭５２−６２１１６号公報

【特許文献3】特開昭６２−８９８０８号公報

【特許文献4】特開２０１７−３９９７７号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

上記特許文献１の発明は、微細なパーライトを有する球状黒鉛鋳鉄を開示している。この特許文献１の球状黒鉛鋳鉄は、パーライトを均質に分散させた球状黒鉛鋳鉄であるので、鋳放し状態のパーライト球状黒鉛鋳鉄よりも靱性に優れるが、引張強さが６９．６〜５５．３ｋｇ／ｍｍ^２で、伸びが１５．８〜１１．９％程度であり、強度、伸びともそれほど良好とは言えない。
上記特許文献２の発明は、フェライトとパーライトからなる球状黒鉛鋳鉄を開示している。即ち、軟らかいフェライトと硬めのパーライトの２組織混合の基地組織となる。この種、２組織混合基地組織の球状黒鉛鋳鉄は、一般的には、パーライト単独の基地組織の球状黒鉛鋳鉄よりも、伸びが増加する一方、強度が低下する傾向にある。
この特許文献２の球状黒鉛鋳鉄に限れば、引張強さが８０〜７０ｋｇ／ｍｍ^２で、伸びが１３〜１０％程度であり、伸びが多少劣る。
上記特許文献３、４の発明は、ベイナイトとオーステナイトからなる球状黒鉛鋳鉄が開示されている。即ち、硬いベイナイトと軟らかいオーステナイトの２組織混合の基地組織となる。この種、２組織混合基地組織の球状黒鉛鋳鉄は、一般的には、強度は高いが伸びが低い傾向にある。
特許文献３の球状黒鉛鋳鉄では、引張強さが１００〜９０ｋｇｆ／ｍｍ^２、伸びが１０〜５％程度であり、伸びが劣る。また特許文献４の球状黒鉛鋳鉄では、引張強さが１０００〜８８０Ｎ／ｍｍ^２、伸びが１４〜７％程度で、伸びが劣る。

【0005】

そこで本発明は上記従来技術の欠点を解消し、球状黒鉛鋳鉄の基地組織として、存在し得る各相を広く考慮し、強度と伸びの両方がより良好で、且つバランスのとれた基地組織を備えた球状黒鉛鋳鉄の提供、並びにその製造方法の提供を課題とする。

【課題を解決するための手段】

【0006】

上記課題を解決する本発明の球状黒鉛鋳鉄は、Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．８〜４．６の球状黒鉛鋳鉄であって、球状黒鉛を分散させた基地組織が、フェライト、ベイナイト、及びオーステナイトからなる３組織混合基地組織からなり、成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．３〜４．０％、Ｓｉ：１．５〜４．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：１．０〜６．５％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％、Ａｌ：０．０２〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅからなることを第１の特徴としている。
また本発明の球状黒鉛鋳鉄は、上記第１の特徴に加えて、成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．５〜４．０％、Ｓｉ：１．８〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｃｕ＋Ｎｉ：１．０〜５．０％、Ｍｇ：０．０２０〜０．０６０％、Ａｌ：０．０３〜０．１５％、を含有し、残部がＦｅからなり、且つＣ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が４．１〜４．５であることを第２の特徴としている。
また本発明の球状黒鉛鋳鉄は、上記第１又は第２の特徴に加えて、引張強さが、７２８〜８８０ＭＰａで、伸びが１３〜１９％であることを第３の特徴としている。
また本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．０〜４．０％、Ｓｉ：１．５〜４．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．５〜８．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅからなり、
先ず鋳放し工程として、Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．５〜４．７の溶湯を球状化処理後に鋳込み、これによってパーライトの基地組織中に、球状黒鉛若しくは周囲にフェライトの析出した球状黒鉛が分散した鋳放し鋳鉄とし、
次に予備処理工程を経て或いは経ることなく熱処理工程に進み、
熱処理工程では、前記鋳放し鋳鉄若しくは前記予備処理工程を経た予備処理鋳鉄を、先ず第１熱処理温度６００〜７８０℃に一定時間保持し、これによって前記パーライトの基地組織を分解することで、フェライトの基地組織中に、オーステナイトとセメンタイト及び球状黒鉛が分散した第１熱処理鋳鉄とし、
次に前記第１熱処理鋳鉄を、引き続いて、前記第１熱処理温度６００〜７８０℃から１００〜７０℃上昇させてなるフェライトとオーステナイトの２組織共存温度領域の第２熱処理温度７００〜８５０℃に一定時間保持し、これによって前記第１熱処理鋳鉄のフェライトの基地組織をフェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織にすると共に、セメンタイトを固溶させることで、フェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第２熱処理鋳鉄とし、
次に前記第２熱処理鋳鉄を、引き続いて、前記第２熱処理温度からベイナイト変態温度領域の第３熱処理温度２５０〜４５０℃に急冷して一定時間保持し、これによって前記第２熱処理鋳鉄のフェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織中のオーステナイトをベイナイトと残留オーステナイトにし、よってフェライト、ベイナイト、オーステナイトからなる３組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第３熱処理鋳鉄とし、その後冷却して、前記第３熱処理鋳鉄の組織を維持した球状黒鉛鋳鉄を得ることを第４の特徴としている。
また本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記第４の特徴に加えて、予備処理工程においては、鋳放し鋳鉄を、先ず第１予備処理温度９００〜１１００℃に一定時間保持して、鋳放し鋳鉄をオーステナイト化することで、オーステナイト基地組織中に球状黒鉛が分散した組織とし、次に前記第１予備処理温度からパーライト変態温度領域である第２予備処理温度５００〜７００℃に急冷して一定時間保持し、これによってオーステナイト基地組織をパーライト化することで、パーライト基地組織中に球状黒鉛が分散した予備処理鋳鉄を得ることを第５の特徴としている。
また本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記第４又は第５の特徴に加えて、鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．３〜４．０％、Ｓｉ：１．５〜４．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：１．０〜６．５％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％、Ａｌ：０．０２〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅからなり、且つ炭素当量が３．８〜４．６であることを第６の特徴としている。
また本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記第６の特徴に加えて、鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．５〜４．０％、Ｓｉ：１．８〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｃｕ＋Ｎｉ：１．０〜５．０％、Ｍｇ：０．０２０〜０．０６０％、Ａｌ：０．０３〜０．１５％、を含有し、残部がＦｅからなり、且つ炭素当量が４．１〜４．５であることを第７の特徴としている。

【発明の効果】

【0007】

請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄によれば、Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．８〜４．６の球状黒鉛鋳鉄であって、球状黒鉛を分散させた基地組織が、フェライト、ベイナイト、及びオーステナイトからなる３組織混合基地組織からなり、成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．３〜４．０％、Ｓｉ：１．５〜４．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：１．０〜６．５％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％、Ａｌ：０．０２〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅからなるので、
フェライトによる伸びと、ベイナイトによる強度と、オーステナイトによる伸びと強度とを期待できる。また形状のよい球状黒鉛を晶出させることができると共に、共晶セメンタイトの晶出を防止することができる。よって良好な球状黒鉛を３組織混合基地組織に分散させた球状黒鉛鋳鉄として、良好な伸び、並びに良好な強度をバランスよく備えたものを得ることができる。またフェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織を微細且つ均一に分散させた３組織混合基地組織を安定して実現することができ、よって良好な機械的強度と伸びを備えた球状黒鉛鋳鉄を安定して提供することができる。
請求項２に記載の球状黒鉛鋳鉄によれば、上記請求項１に記載の構成による効果に加えて、鋳鉄の成分組成並びに炭素当量を、そこに記載した成分組成の範囲並びに炭素当量の範囲に限定したので、
フェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織を一層微細且つ均一に分散させた３組織混合基地組織を一層安定した状態で実現することができ、よって一層良好な機械的強度と伸びを備えた球状黒鉛鋳鉄を一層安定して提供することができる。
請求項３に記載の球状黒鉛鋳鉄によれば、上記請求項１又は２に記載の構成による効果に加えて、引張強さが、７２８〜８８０ＭＰａで、伸びが１３〜１９％であるので、
引張強さが十分に高く、加えて伸びも十分に良好な球状黒鉛鋳鉄を現に提供することができる。

【0008】

請求項４に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、鋳鉄の成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．０〜４．０％、Ｓｉ：１．５〜４．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．５〜８．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅからなり、
鋳放し工程で、Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．５〜４．７の溶湯を球状化処理後に鋳込んで、パーライトの基地組織中に、球状黒鉛若しくは周囲にフェライトの析出した球状黒鉛が分散した鋳放し鋳鉄とし、
熱処理工程では、先ず第１熱処理温度である６００〜７８０℃に一定時間保持して、フェライトの基地組織中にオーステナイトとセメンタイト及び球状黒鉛が分散した第１熱処理鋳鉄とし、
次に引き続いて第２熱処理温度である７００〜８５０℃の２組織共存温度領域に温度を上昇させて一定時間保持し、これによってフェライトとオーステナイトからなる２組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第２熱処理鋳鉄とし、
次に第２熱処理温度からベイナイト変態温度領域である第３熱処理温度２５０〜４５０℃に急冷して、一定時間保持することでフェライト、ベイナイト、オーステナイトからなる３組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第３熱処理鋳鉄とし、
その後冷却して、第３熱処理鋳鉄の組織を維持した球状黒鉛鋳鉄を得たので、
フェライト、ベイナイト及びオーステナイトが十分に微細で且つ均一に分散した３組織混合基地組織からなる球状黒鉛鋳鉄を安定して得ることができる。よって強度に十分優れ、且つ伸びにも十分優れた、従来にない、球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。
請求項５に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、上記請求項４に記載の構成による効果に加えて、予備処理工程においては、鋳放し鋳鉄を、先ず第１予備処理温度９００〜１１００℃に一定時間保持して、鋳放し鋳鉄をオーステナイト化することで、オーステナイト基地組織中に球状黒鉛が分散した組織とし、次に前記第１予備処理温度からパーライト変態温度領域である第２予備処理温度５００〜７００℃に急冷して一定時間保持し、これによってオーステナイト基地組織をパーライト化することで、パーライト基地組織中に球状黒鉛が分散した予備処理鋳鉄を得るので、
この予備処理工程によって、得られるパーライト基地組織を十分に微細化することができ、その微細化したパーライト基地組織に球状黒鉛が分散した予備処理鋳鉄を得ることができる。
よって、この予備処理鋳鉄を用いて更に熱処理工程を行うことで、得られる球状黒鉛鋳鉄のフェライト、ベイナイト、及びオーステナイトからなる３組織混合基地組織を、一層安定して、微細且つ均一にすることができる。よって更に一層、強度と伸びにも十分優れた球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。
請求項６に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、上記請求項４又は５に記載の構成による効果に加えて、鋳鉄の成分組成並びに炭素当量を、そこに記載した成分組成の範囲並びに炭素当量の範囲に更に限定したので、
フェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織を、より安定した状態で、微細且つ均一に分散させた３組織混合基地組織を実現することができ、よって球状黒鉛を３組織混合基地組織に分散させた球状黒鉛鋳鉄として、より良好な機械的強度と伸びを備えたものを一層安定して提供することができる。
請求項７に記載の球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、上記請求項６に記載の構成による効果に加えて、鋳鉄の成分組成並びに炭素当量を、そこに記載した成分組成の範囲並びに炭素当量の範囲に更に一層限定したので、
フェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織を更に一層微細且つ均一に分散させた３組織混合基地組織を、更に一層安定して実現することができる。また形状も更に一層良好な球状黒鉛を、更に一層安定して実現することができる。よって更に一層良好な機械的強度と伸びを備えた球状黒鉛鋳鉄を安定して提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0009】

【図1】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における鋳放し工程による鋳放し鋳鉄の組織例１を示す図面代用写真である。

【図2】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における鋳放し工程による鋳放し鋳鉄の組織例１を説明する模式図である。

【図3】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における鋳放し工程による鋳放し鋳鉄の組織例２を示す図面代用写真である。

【図4】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における鋳放し工程による鋳放し鋳鉄の組織例２を説明する模式図である。

【図5】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における予備処理工程を説明する図である。

【図6】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における予備処理工程の第１予備処理温度での処理により生じる組織例を示す模式図である。

【図7】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における予備処理工程の第２予備処理温度での処理より生じる組織例を示す模式図である。

【図8】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程を説明する図である。

【図9】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程の第１熱処理温度での処理による第１熱処理鋳鉄の組織例を示す図面代用写真である。

【図10】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程の第１熱処理温度での処理による第１熱処理鋳鉄の組織例を説明する模式図である。

【図11】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程の第２熱処理温度での処理による第２熱処理鋳鉄の組織例を示す図面代用写真である。

【図12】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程の第２熱処理温度での処理による第２熱処理鋳鉄の組織例を説明する模式図である。

【図13】本発明を説明するＦｅ−Ｃ−２．４％Ｓｉの３元系状態図である。

【図14】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程の第３熱処理温度での処理による第３熱処理鋳鉄の組織例を示す図面代用写真である。

【図15】本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法における熱処理工程の第３熱処理温度での処理による第３熱処理鋳鉄の組織例を説明する模式図である。

【発明を実施するための形態】

【0010】

本発明の球状黒鉛鋳鉄とその製造方法について、使用する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。

【0011】

Ｃの含有量は、３．０〜４．０％とする。
Ｃは球状黒鉛を晶出させるのに必須の元素である。Ｃの含有量が３．０％未満では、鋳造欠陥や引け巣、チル化が生じ易くなる。一方、４．０％を超えると、キッシュグラファイトが晶出し易く、強度と伸びの低下を招く。
Ｃの含有量は、引け巣、チル化の発生防止とキッシュグラファイトの晶出防止を考慮して、３．３〜４．０％が好ましく、更に好ましくは３．５〜４．０％とするのが良い。

【0012】

Ｓｉの含有量は、１．５〜４．５％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。Ｓｉの含有量が１．５％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４．５％を超えると、黒鉛の球状化の不良を起こし易い。
Ｓｉの含有量は、Ｃの黒鉛化促進と黒鉛の球状化効果を考慮して、１．５〜４．０％が好ましく、更に好ましくは１．８〜３．０％とするのがよい。

【0013】

炭素当量（ＣＥ値）は、３．５〜４．７とする。
本発明では、炭素当量（ＣＥ値）を、ＣＥ＝Ｃ％＋（１／３）・Ｓｉ％として計算している。
炭素当量が３．５未満では、共晶セメンタイトの晶出が懸念される。一方、炭素当量が４．７を超えると、晶出する球状黒鉛の形状が悪くなり易い問題がある。また形状の悪い球状黒鉛部分が切欠きとして作用し易くなり、機械的性質が悪くなる。
炭素当量は、共晶セメンタイトの晶出、晶出する黒鉛の形状を考慮して、３．８〜４．６がより好ましく、更に好ましくは４．１〜４．５とするのがよい。
なお、前記Ｃ、Ｓｉ以外の成分元素の炭素当量も加えて、総炭素当量をもって炭素当量とすることもできる。本発明の炭素当量はＣ＋１／３Ｓｉで計算しているが、他の成分元素の炭素当量も加えて計算した値とすることもできる。

【0014】

Ｍｎの含有量は、０．５〜３．０％とする。
Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、焼入れ性を向上させる。Ｍｎの含有量が０．５％未満では、オーステナイト安定化の効果が低い。また３．０％を超えると、チル化を促進し、熱処理や機械的性質に悪影響を与える。
Ｍｎの含有量は、焼入れ性の向上、チル化の防止とオーステナイト安定化の効果を考慮して、１．０〜２．０％がより好ましく、更に好ましくは１．０〜１．６％とするのがよい。

【0015】

Ｃｕは黒鉛化促進作用があるため、Ｍｎによるチル化を抑制する。更にオーステナイトを安定化させて焼入れ性を向上させる作用がある。しかしながらオーステナイトには３．０％までしか固溶しない。
Ｎｉは黒鉛化促進作用があるため、Ｍｎによるチル化を抑制する。更にオーステナイトを安定化させて焼入れ性を向上させる作用がある。ＮｉはＦｅに多量に固溶できるが、添加量が増えると、オーステナイトが非常に安定となり、フェライトやベイナイトの組織が得られなくなる。
ＣｕとＮｉの含有量は、その合計値で、Ｃｕ＋Ｎｉ＝０．５〜８．０％とする。
ＣｕとＮｉの含有量が合計値で０．５％未満では、オーステナイトの安定性が低く、オーステナイトが得られ難くなることが懸念される。
またＣｕとＮｉの含有量が合計値で８．０％を超えると、オーステナイトが非常に安定となり、フェライトやベイナイトの組織が得られなくなる。
ＣｕとＮｉの含有量の合計値は、前記オーステナイトの安定性を考慮して、１．０〜６．５％がより好ましく、更に好ましくは１．０〜５．０％とするのがよい。

【0016】

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が拡散してゆき、球状黒鉛を作り出すため、球状黒鉛鋳鉄の作製には必須である。溶湯に残留するＭｇの含有量が０．０１５％未満では、黒鉛が自由に成長し、球状ではなく、片状となり易い。一方、残留するＭｇが０．０６０％を超えると、Ｍｇの有する炭化物形成促進作用により炭化物が晶出し易くなり、好ましくない。
Ｍｇの含有量は、球状黒鉛の生成促進と炭化物生成の抑制を考慮して、好ましくは０．０２０〜０．０６０％とするのがよい。

【0017】

Ａｌの含有量は、０．０１〜０．２０％とする。
Ａｌは溶湯中の窒素濃度を下げ、黒鉛化促進作用がある。Ａｌの含有量が０．０１％未満では、窒素濃度を下げる効果が不十分となる。また０．２０％を超えると、湯流れが悪くなる。
Ａｌの含有量は、黒鉛化促進作用、湯流れを考慮して、０．０２〜０．２０％がより好ましく、更に好ましくは０．０３〜０．１５％とするのがよい。

【0018】

上記各添加元素の含有量の残部がＦｅである。

【0019】

本発明の実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄は、３．５〜４．７の炭素当量に調整され、球状黒鉛が分散する基地組織が、フェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織からなる基地組織に調整された、球状黒鉛鋳鉄である。
球状黒鉛が分散する基地組織を、フェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織で構成することで、フェライトによる伸びと、ベイナイトによる強度と、オーステナイトによる伸びと強度とを期待できる。
炭素当量の範囲を３．５〜４．７に限定することで、形状のよい球状黒鉛を晶出させることができると共に、共晶セメンタイトの晶出を防止することができる。
オーステナイトが強度と伸びの両方を担うのであれば、フェライトを入れずに、ベイナイトとオーステナイトとで基地組織を構成すればよいという考え方もある。しかし、ベイナイトとオーステナイトとの２組織だけで基地を構成しようとする場合には、実際上において、ベイナイトが大半でオーステナイトが僅かとなるような割合にしないと、オーステナイトが不安定となって、マルテンサイトに容易に変態してしまう。
このため、ベイナイトとオーステナイトだけで基地組織を構成しようとすると、結果としてオーステナイトの割合が少なくなり、伸び（延性）が落ちることになる。
フェライトとベイナイトとオーステナイトで基地組織を構成する場合は、相対的にオーステナイトが減少するが、その減少したオーステナイトは安定する。そしてオーステナイトの減少した分をフェライトで補うことで、伸び（延性）を補うことができる。
基地組織を構成するオーステナイトは残留オーステナイトであり、加工誘起変態により、マルテンサイトに変態して、強度に寄与することができる。

【0020】

本発明の球状黒鉛鋳鉄の製造方法について説明する。
＜鋳放し工程＞
先ず第１工程では、上記で説明した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て１３５０〜１５５０℃で溶解し、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。また必要に応じて接種剤を添加する。その後、所定の形状に鋳込んで鋳放し鋳鉄を得る。
図１〜図４を参照して、鋳放し鋳鉄の組織は、パーライトからなる基地組織に球状黒鉛が分散した組織（図１、図２）、若しくはパーライトからなる基地組織に、フェライトが周囲に晶出した球状黒鉛（ブルスアイ）が分散した組織（図３、図４）となる。
鋳放し鋳鉄は、次に説明する予備処理工程を経て、或いは経ることなく、熱処理工程に供される。

【0021】

＜予備処理工程＞
図５も参照して、鋳放し状態の鋳鉄を出発鋳鉄として、以下の予備処理を行う。
（第１予備処理）
上記鋳放し工程で得られた鋳放し状態の鋳造品を用いる。
先ず第１予備処理温度９００〜１１００℃まで昇温し、０．５〜２時間保持する。この保持時間は、慎重には１〜６時間とすることができる。
第１予備処理により、鋳放し鋳鉄組織である、パーライトからなる基地組織に球状黒鉛が分散した組織（図１、図２）、若しくはパーライトからな基地組織に、フェライトが周囲に晶出した球状黒鉛（ブルスアイ）が分散した組織（図３、図４）から、オーステナイト基地組織に球状黒鉛が分散した組織（図６参照）となる。

【0022】

（第２予備処理）
次に第２予備処理を行う。第２予備処理は、第１予備処理後に引き続き、前記第１予備処理温度からパーライト変態温度領域である第２予備処理温度５００〜７００℃に急冷して一定時間保持し、これによってオーステナイト基地組織をパーライト化することで、パーライト基地組織中に球状黒鉛が分散した予備処理鋳鉄（図７参照）を得る。
前記第２予備処理温度は、５００℃〜７００℃で行う。定性的に言えば、ベイナイトが析出しない温度まで急冷する。冷却速度は５℃／秒以上が好ましい。
前記第２予備処理温度は、基地のパーライト化をより確実且つ微細にすることを考慮して、より好ましくは５００〜６５０℃、更に好ましくは５５０〜６５０℃である。
前記第２予備処理温度での保持時間は、例えば０．５〜３時間とすることができる。この保持時間は、パーライト化をより確実にすることを考慮して、慎重には１〜６時間、更に３〜１２時間とすることができる。
第２予備処理温度での処理が終了すると、常温まで冷却する。この冷却速度は特に限定されない。
以上の予備処理工程を経ることで、鋳放し鋳鉄は、基地組織が十分に微細なパーライトからなり、その微細パーライト基地組織に球状黒鉛が分散した状態の予備処理鋳鉄となる。

【0023】

＜熱処理工程＞
図８を参照して、熱処理工程では、前記鋳放し鋳鉄を用い、或いは前記予備処理工程を経た予備処理鋳鉄を用いて、第１〜第３の熱処理を施す。

【0024】

（第１熱処理）
先ず前記鋳放し鋳鉄、又は予備処理工程を経た予備処理鋳鉄を、第１熱処理温度６００〜７８０℃まで昇温し、０．５〜１２時間保持する。この保持時間は、慎重には１〜２４時間、より慎重には１〜４８時間とすることができる。時間が長いとコストアップとなる。
図９、図１０を参照して、この第１熱処理は、鋳放し鋳鉄若しくは予備処理鋳鉄のパーライト基地組織のセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）を分解して、大部分を占めるフェライトと、オーステナイトとにし、分解しきれなかったセメンタイトも粒状化する熱処理である。球状黒鉛は、図９、図１０には表していないが、引き続き基地中に分散する。
基地はフェライトの粒界にオーステナイトが析出した状態となる。そして球状黒鉛が基地中に分散した組織になる。
本第１熱処理では、パーライト中のセメンタイトが分解することで、主に粒界をオーステナイト化することができ、組織を均一且つ微細にすることができる。
このように第１熱処理により、フェライト、オーステナイト、球状黒鉛、多少残留することのある粒状セメンタイトからなる第１熱処理鋳鉄組織となる。
前記パーライト中のセメンタイトが分解しない場合は、パーライトが未分解のまま残ることになる。すると、その後に行う第２熱処理で温度を上げたときに、前記残ったパーライトの領域が大きなオーステナイト粒となり、オーステナイト粒が大小まだらとなって、組織が均一にならない。
前記第１熱処理温度は、パーライト中のセメンタイトの分解を良好に行わせることを考慮して、６３０〜７８０℃がより好ましく、６８０〜７６０℃が更に好ましい。

【0025】

（第２熱処理）
前記第１熱処理が終わると、引き続き第２熱処理を行う。
第２熱処理では、前記第１熱処理温度６００〜７８０℃から１００〜７０℃上昇させてなるフェライト、オーステナイトの２組織共存温度領域（α＋γ領域）の第２熱処理温度７００〜８５０℃に一定時間保持し、これによって前記第１熱処理鋳鉄のフェライトの基地組織をフェライトとオーステナイトの２組織混合基地組織にすると共に、セメンタイトを固溶させることで、フェライトとオーステナイトの２組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第２熱処理鋳鉄とする。
前記第２熱処理温度７００〜８５０℃は、図１３を参照して、フェライトとオーステナイトが共存できる温度範囲である。Ｓｉを適当に含有させることで、Ｆｅ−Ｃ二元系状態図では存在しなかった、フェライト＋オーステナイト＋黒鉛の領域を存在させることができる。この領域の温度に一定時間保持することで、フェライトとオーステナイトとが微細且つ均一に分散した２組織混合基地組織とすることができる（図１１、図１２参照）。
前記第２熱処理温度は、フェライト、オーステナイトの２組織混合基地組織の好ましい実現を考慮して、７３０〜８３０℃がより好ましく、７４０〜８００℃が更に好ましい。
また保持時間は、０．５〜３時間保持する。この保持時間は、慎重には１〜６時間、より慎重には１〜１２時間とすることができる。

【0026】

（第３熱処理）
前記第２熱処理が終わると、引き続き第３熱処理を行う。
第３熱処理では、前記第２熱処理温度からベイナイト変態温度領域の第３熱処理温度２５０〜４５０℃に急冷して一定時間保持し、これによって前記第２熱処理鋳鉄のフェライトとオーステナイトの２組織混合基地組織中のオーステナイトを、ベイナイトと残留オーステナイトにし、よってフェライト、ベイナイト、オーステナイトの３組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第３熱処理鋳鉄とする。
第３熱処理温度はベイナイト変態温度領域である。具体的には２５０〜４５０℃の温度範囲とし、そのベイナイト変態温度領域に急冷する。急冷は５℃／秒以上とする。
前記第３熱処理温度が２５０℃未満の場合は、マルテンサイト変態が起こる可能性があり、好ましくない。また第３熱処理温度が４５０℃を超えると、パーライト組織が生じる可能性があり、好ましくない。
第３熱処理温度は、ベイナイト組織の好ましい実現を考慮して、２５０〜４００℃がより好ましく、３００〜４００℃が更に好ましい。
第３熱処理温度での保持時間は、０．５〜６時間とすることができる。この保持時間は、ベイナイトの十分な現出を考慮して、慎重には１〜１２時間、より慎重には１〜２４時間とすることができる。
第３熱処理による第３熱処理鋳鉄の組織は、図１４の図面代用写真、図１５の模式図に示すような組織となる。即ち、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとが微細に且つ均一に混ざった３組織混合基地に球状黒鉛が分散した組織となる。
即ち、第２熱処理による球状黒鉛＋フェライト＋オーステナイトからなる第２熱処理鋳鉄の組織中のオーステナイトが、ベイナイトと残留オーステナイトとなって、第３熱処理鋳鉄となっている。
第３熱処理鋳鉄の組織中のベイナイトは、詳しくは残留オーステナイトの粒内で、ラス若しくは板状の形で存在している。

【0027】

第３熱処理が終了すると、冷却し、好ましくは空冷若しくは急冷し、前記第３熱処理鋳鉄の組織をそのまま維持した球状黒鉛鋳鉄を得る。この熱処理工程を経た球状黒鉛鋳鉄は、フェライト、ベイナイト、オーステナイトの各粒径が１０μｍ以下となる３組織混合基地組織を有し、その３組織混合基地に球状黒鉛が分散した組織となる。

【0028】

以上をまとめると、予備処理工程では、鋳放し鋳鉄の基地組織を、微細なパーライトに改良している。
また熱処理工程では、その第１熱処理でパーライト基地組織中のセメンタイトを分解して、基地をフェライトとそのフェライト粒の粒界にオーステナイトが析出した、均一で微細な基地組織を持つ第１熱処理鋳鉄に改良される。
第２熱処理では、前記第１熱処理鋳鉄を、α＋γの２相領域で保持することで、フェライト、オーステナイトの微細で且つ均一な２組織混合基地組織中に球状黒鉛が分散した第２熱処理鋳鉄に改良される。
第３熱処理では、第２熱処理鋳鉄をベイナイト変態させることで、フェライト、ベイナイト、オーステナイトからなる微細で且つ均一な３組織混合基地組織に球状黒鉛が分散した、本発明の球状黒鉛鋳鉄が得られる。
本発明の球状黒鉛鋳鉄において、伸び、強度共に良好な機械的性質を得ることができるが、その理由１は、組織が微細で均一となることである。一部に粗大な粒があると、その部分から破壊され易いが、本発明では全体が均一且つ微細な基地組織になっている。その理由２は、基地組織のバランスが良いことである。フェライトが伸びを担い、ベイナイトが強度を担い、オーステナイトが伸びと強度を担う。オーステナイトはフェライトよりも伸びが良く、しかも加工誘起変態によりマルテンサイトに変態するので、強度への寄与も大きい。

【0029】

なお、上記第３熱処理が終了した時点で、直ぐに冷却するのではなく、焼戻し処理からなる第４熱処理を行うことができる。
この第４熱処理により、硬いベイナイトを軟化させ、延性を上げることができる。第４熱処理による焼戻しにより、温度を上げることで、ベイナイトに固溶している炭素が周りのオーステナイトへ移行し、ベイナイトは軟化する。またオーステナイトは炭素が固溶することで安定し、残留オーステナイトとして残り易くなって、より良好な組織状態となる。
第３熱処理が終了すると、第４熱処理として、温度を３５０〜５５０℃に上げ、０．５〜６時間保持する。温度を上げ過ぎるとオーステナイトがフェライトと炭化物に分解されるため、不適となる。また温度が低過ぎると、ベイナイトの軟化が起こらず、延性を上げることができない。第４熱処理が終了すると、常温まで冷却する。冷却は、空冷や急冷で行うことができる。第４熱処理後の組織は、見た目としては第３熱処理で処理を終了したものと変わらない。
第４熱処理温度は、ベイナイト組織の好ましい軟化による延性増加を考慮して、３５０〜５００℃がより好ましく、４００〜５００℃が更に好ましい。また第４熱処理温度での保持時間は、ベイナイトの好ましい軟化による延性増加を考慮して、慎重には０．５〜１２時間、より慎重には１〜１２時間とすることができる。

【実施例】

【0030】

実施例１〜１１に用いる鋳鉄材料組成ア〜ケ、比較例１、２に用いる鋳鉄材料組成コ、サを表１、表２に示す。
鋳鉄材料組成がア〜サとなるように、各原料を調整し、これを電気炉に入れ、１３５０〜１５５０℃で溶解し、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。また必要に応じて接種剤を鋳込む。その後、所定の形状に鋳込んで鋳放し鋳鉄を得る。
この鋳放し鋳鉄を用いて、次の予備処理、熱処理を行う。

【0031】

【表1】

【0032】

【表2】

【0033】

各実施例１〜１１及び比較例１、２について、組成ア〜サ、予備処理工程、熱処理工程の各条件を示すと共に、熱処理後に得られた各球状黒鉛鋳鉄の機械的性質、基地組織を、表３、表４に示す。機械的性質として、肉厚２５ｍｍのものにおける引張強さ、伸びを示す。
なお実施例３については、予備処理工程を経ることなく、熱処理工程のみを行っている。
他の実施例１、２、４〜１１は予備処理工程を経た後に熱処理工程を行っている。
比較例１、２はＡｌが含有されていない。また比較例１は、予備処理工程を行わず、また熱処理工程の中の第１熱処理も行わず、第２熱処理だけを行って、オーステナイトをパーライト変態させたもので、基地組織がフェライトとパーライトからなる組織となっている。よって伸びはまずまずであるが、引張強さが６６４ＭＰａで、十分とは言えない。
比較例２は、予備処理工程を行わず、また熱処理工程の中の第１熱処理も行わず、第２熱処理と第３熱処理だけを行って、オーステナイトをベイナイトと残留オーステナイトにしたもので、基地組織がベイナイトと残留オーステナイトからなり、フェライトを含まない組織となっている。よって引張強さ（強度）は高いが、伸びが１０％で、十分ではない。

【0034】

【表3】

【0035】

【表4】

【0036】

実施例１〜１１では、球状黒鉛を分散した基地組織が、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトの３組織からなり、その３組織が微細に且つ均一に混合した状態となる（図１４参照）。
よって実施例１〜１１では、引張強さが７２８〜８８０ＭＰａの範囲で、且つ伸びが１３〜１９％の範囲となって、球状黒鉛鋳鉄として、良好な強度で且つ良好な伸びを誇る機械的性質を発揮することができる。

【要約】

【課題】球状黒鉛鋳鉄の基地組織として、存在し得る各相を広く考慮し、強度と伸びの両方がより良好で、且つバランスのとれた基地組織を備えた球状黒鉛鋳鉄の提供、並びにその製造方法の提供を課題とする。
【解決手段】Ｃ＋１／３Ｓｉで計算される炭素当量が３．５〜４．７の球状黒鉛鋳鉄であって、球状黒鉛を分散させた基地組織が、フェライト、ベイナイト、及びオーステナイトからなる３組織混合基地組織からなる。成分組成として、質量パーセントで、Ｃ：３．０〜４．０％、Ｓｉ：１．５〜４．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．５〜８．０％、Ｍｇ：０．０１５〜０．０６０％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅからなる球状黒鉛鋳鉄である。
【選択図】 図１５

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】

【図14】

【図15】