(57)【要約】【課題】低磁性で機械的性質を向上させたオーステナイト鋳鉄を提供すること。【解決手段】オーステナイト鋳鉄は、質量％でＣ：２．５〜３．０％、Ｓｉ：１．８〜４．３％、Ｍｎ：６．０〜７．０％、Ｎｉ：８．０〜１４．０％、Ｐ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．２％以下およびＣｕ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：２．５〜３．０％、Ｓｉ：１．８〜４．３％、Ｍｎ：６．０〜７．０％、Ｎｉ：８．０〜１４．０％、Ｐ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．２％以下およびＣｕ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、オーステナイト鋳鉄。
【請求項２】
質量％でＳｉ：２．０〜２．５％である、請求項１に記載のオーステナイト鋳鉄。
【請求項３】
質量％でＮｉ：１１．５〜１３．５％である、請求項１または２に記載のオーステナイト鋳鉄。
【請求項４】
質量％でＣ：２．５〜３．０％、Ｓｉ：１．８〜４．３％、Ｍｎ：６．０〜７．０％、Ｎｉ：８．０〜１４．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｐ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．２％以下およびＣｕ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、オーステナイト鋳鉄。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低磁性鋳鉄品の用途に用いられるオーステナイト鋳鉄に関する。
【背景技術】
【０００２】
特許文献１には、鋳放しで非磁性・高強度・高延性・耐食性等の秀れた特性を備えた球状黒鉛を有する鋳鉄に関し、さらに耐摩耗性や強度を改善し、鋳造性の良くないステンレス鋼鋳物の代替材料として広く応用可能となる新規な鋳鉄を提供することが記載されている。特許文献１では、ニッケルが１０ないし１５ｗｔ％、マンガンが５ないし１０ｗｔ％に、バナジウムが０．１ないし０．５ｗｔ％の割合で含まれ、マンガンを添加しないものに比べて５０ＭＰａ以上の増強と、３０％以上の伸びとが付与された構成からなる球状黒鉛を有する鋳鉄が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００４−２１８０２７号公報（要約）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、低磁性で機械的性質を向上させたオーステナイト鋳鉄を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の一態様は、質量％でＣ：２．５〜３．０％、Ｓｉ：１．８〜４．３％、Ｍｎ：６．０〜７．０％、Ｎｉ：８．０〜１４．０％、Ｐ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．２％以下およびＣｕ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、オーステナイト鋳鉄である。
【０００６】
上記したオーステナイト鋳鉄においては、Ｎｉの下限を８．０％とすることでオーストナイト相を安定化させるとともに、Ｓｉの上限を４．３％とすることでオーステナイト粒界にフェライト相が生成されることを抑制することができる。このため、オーステナイト鋳鉄の比透磁率の上昇を抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄を低磁性化することができる。
【０００７】
さらに、Ｎｉの下限を８．０％としオーストナイト相を安定させることで、オーステナイト粒界に炭化物が連続性を持って生成されることも抑制することができる。また、Ｓｉの上限を４．３％とすることで、Ｓｉを過剰に固溶したフェライト相がオーステナイト粒界に生成されることも抑制することができる。このため、オーステナイト鋳鉄の靱性の低下を抑制しやすい。したがって、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸びを向上させることができる。
【０００８】
質量％でＳｉ：２．０〜２．５％であることが好ましい。Ｓｉの上限を２．５％とすることで、Ｓｉを過剰に固溶したフェライト相がオーステナイト粒界に生成されることを一層抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄を高靱性化しやすい。
【０００９】
質量％でＮｉ：１１．５〜１３．５％であることが好ましい。Ｎｉの下限を１１．５％とすることで、オーステナイト粒界に炭化物が連続性を持って生成されることを一層抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄を高靱性化しやすい。
【００１０】
本発明の他の態様は、質量％でＣ：２．５〜３．０％、Ｓｉ：１．８〜４．３％、Ｍｎ：６．０〜７．０％、Ｎｉ：８．０〜１４．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｐ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．２％以下およびＣｕ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、オーステナイト鋳鉄である。Ｎｂを０．０１〜０．３％とすることで、炭化物をオーステナイト粒内および／または粒界に微細に分散させることができる。したがって、オーステナイト鋳鉄の０．２％耐力を向上させやすい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、低磁性で機械的性質を向上させたオーステナイト鋳鉄を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、実施例および比較例に係るオーステナイト鋳鉄の組成を示す図である。
【図２】図２は、実施例および比較例に係るオーステナイト鋳鉄の磁性および機械的性質に関する実験結果を示す図である。
【図３】図３は、オーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての観察結果を示す図である。
【図４】図４は、オーステナイト鋳鉄の試験片についてのＸ線回折スペクトルを示す図である。
【図５】図５は、オーステナイト鋳鉄の試験片についての元素マッピング分析の結果を示す図である。
【図６】図６は、オーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての観察結果を示す図である。
【図７】図７は、オーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての観察結果を示す図である。
【図８】図８は、オーステナイト鋳鉄の試験片についての元素マッピング分析の結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、添付図面を参照して、本願の開示するオーステナイト鋳鉄の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態によりこの発明が限定されるものではない。
【００１４】
以下に示す実施形態では、「オーステナイト鋳鉄」は、オーステナイト相を主相とする鋳鉄を意味する。また、「オーステナイト鋳鉄」は、材料自体または材料から製造された製品（鋳鉄品）を含む。元素の「質量％」は、オーステナイト鋳鉄の質量に対する元素の質量の百分率を意味する。元素の質量％についてのＡ〜Ｂ％の表記は、元素の質量％がＡ％以上Ｂ％以下であることを意味する。
【００１５】
「残部」は、オーステナイト鋳鉄を構成する成分のうち、列挙された元素以外の成分を意味する。例えば、「質量％でＣ・・・、Ｓｉ・・・、Ｍｎ・・・、Ｎｉ・・・、Ｐ・・・、Ｃｒ・・・およびＣｕ・・・を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、オーステナイト鋳鉄」の記載は、オーステナイト鋳鉄を構成する成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ｃｒ、およびＣｕ以外の成分がＦｅおよび不可避不純物であることを意味する。また、例えば、「質量％でＣ・・・、Ｓｉ・・・、Ｍｎ・・・、Ｎｉ・・・、Ｎｂ・・・、Ｐ・・・、Ｃｒ・・・およびＣｕ・・・を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、オーステナイト鋳鉄」の記載は、オーステナイト鋳鉄を構成する成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｐ、Ｃｒ、およびＣｕ以外の成分がＦｅおよび不可避不純物であることを意味する。
【００１６】
まず、実施形態に係るオーステナイト鋳鉄の構成を説明する。実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＣ：２．５〜３．０％、Ｓｉ：１．８〜４．３％、Ｍｎ：６．０〜７．０％、Ｎｉ：８．０〜１４．０％、Ｐ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．２％以下およびＣｕ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である。実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｂ：０．０１〜０．３％をさらに含むことが好ましい。
【００１７】
（Ｃ：炭素）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＣが２．５〜３．０％である。Ｃが２．５％以上であるため、オーステナイト鋳鉄の融点の上昇を抑制することによって、オーステナイト鋳鉄の湯流れ性を向上させることができる。また、オーステナイト相に適度な量の黒鉛を晶出させることによって、オーステナイト鋳鉄の内部に残る気泡（引け巣）の生成を抑制することができる。さらに、Ｃが３．０％以下であるため、オーステナイト相における黒鉛の浮上を抑制することで、オーステナイト鋳鉄の強度および伸びの低下を抑制することができる。また、オーステナイト鋳鉄におけるＣＯガスの生成を抑制することによって、オーステナイト鋳鉄の表層におけるガス欠陥を低減することができる。また、オーステナイト鋳鉄の湯流れ中における黒鉛の過剰な晶出を抑制することで、オーステナイト鋳鉄の湯流れ性を向上させることができる。
【００１８】
（Ｓｉ：ケイ素）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＳｉが１．８〜４．３％である。Ｓｉが１．８％以上であるため、オーステナイト鋳鉄の融点の上昇を抑制することによって、オーステナイト鋳鉄の湯流れ性を向上させることができる。また、オーステナイト鋳鉄における黒鉛の晶出を促進することによって、Ｓｉの炭化物の生成を抑制することができる。また、Ｓｉによるオーステナイト相の固溶強化を向上させることができる。さらに、Ｓｉが４．３％以下であるため、オーステナイト粒界にＳｉが濃縮してＳｉを過剰に固溶した強磁性体であるフェライト相が生成されることを抑制することができる。そのため、フェライト相の生成に起因するオーステナイト鋳鉄の比透磁率の上昇を抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄を低磁性化することができる。また、Ｓｉが４．３％以下であるため、フェライト相内にＮｉ−Ｍｇ相が生成されることを抑制することができる。そのため、フェライト相内に生成されるＮｉ−Ｍｇ相に起因するオーステナイト鋳鉄の靱性の低下（脆化）を抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸び（破断伸び）を向上させることができる。
【００１９】
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＳｉが２．０〜２．５％であることが好ましい。Ｓｉが２．０％以上であるため、Ｓｉによるオーステナイト相の固溶強化を一層向上させることができる。さらに、Ｓｉが２．５％以下であるため、オーステナイト鋳鉄の伸びを一層向上させることができる。Ｓｉの上限は、２．３５％であることがさらに好ましい。
【００２０】
（Ｍｎ：マンガン）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＭｎが６．０〜７．０％である。Ｍｎが６．０％以上であるため、Ｍｎによるオーステナイト相の固溶強化を向上させることができる。また、オーステナイト相を安定化させることによって、オーステナイト鋳鉄のフェライト化およびパーライト化を抑制することができる。さらに、Ｍｎが７．０％以下であるため、オーステナイト相における黒鉛の晶出を促進するとともに最終凝固部におけるＭｎの濃縮を抑制することによって、Ｍｎとの共晶炭化物がネットワーク状に晶出することを抑制することができる。そのため、オーステナイト鋳鉄の延性を向上させることができる。また、Ｍｎによるオーステナイト相の過剰な固溶強化を抑制することで、オーステナイト鋳鉄の靱性を向上させることができる。
【００２１】
（Ｎｉ：ニッケル）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｉが８．０〜１４．０％である。Ｎｉが８．０％以上であるため、オーステナイト相を安定化させることで、オーステナイト粒界にフェライト相が生成されることを抑制することができる。そのため、フェライト相の生成に起因するオーステナイト鋳鉄の比透磁率の上昇を抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄を低磁性化することができる。また、Ｎｉが８．０％以上であるため、オーステナイト相を安定化させることで、オーステナイト粒界に炭化物が連続性を持って生成されることを抑制することができる。そのため、炭化物に起因するオーステナイト鋳鉄の靱性の低下（脆化）を抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸び（破断伸び）を向上させることができる。また、Ｎｉが８．０％以上であるため、オーステナイト相を安定化させることで、オーステナイト鋳鉄のフェライト化およびパーライト化を抑制することができる。さらに、Ｎｉが１４．０％以下であるため、オーステナイト鋳鉄の材料費用を低減することができる。また、オーステナイト鋳鉄におけるＮｉ量の過剰な増加を抑制することによって、オーステナイト鋳鉄の強度の低下を抑制することができる。
【００２２】
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｉが１１．５〜１３．５％であることが好ましい。Ｎｉが１１．５％以上であるため、オーステナイト鋳鉄を一層低磁性化するとともに、引張強さおよび伸びを一層向上させることができる。さらに、Ｎｉが１３．５％以下であるため、オーステナイト鋳鉄の靱性の低下を抑制することができる。Ｎｉの下限は、１２．０％であることがさらに好ましく、１２．５％であることがさらに好ましい。
【００２３】
（Ｐ：リン）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＰが０．２５％以下である。Ｐの量は、少ないことが好ましく、例えば、０．０１〜０．２５％である。Ｐが０．２５％以下であるため、オーステナイト鋳鉄の湯流れ性を向上させることができる。また、オーステナイト相における黒鉛の晶出を促進するとともに最終凝固部におけるＰの濃縮を抑制することによって、Ｐとの共晶炭化物がネットワーク状に晶出することを抑制することができる。そのため、オーステナイト鋳鉄の靱性および延性を向上させることができる。
【００２４】
（Ｃｒ：クロム）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＣｒが０．２％以下である。Ｃｒの量は、少ないことが好ましく、例えば、０．００１〜０．２％である。Ｃｒが０．２％以下であるため、オーステナイト相における黒鉛の晶出を促進するとともに最終凝固部におけるＣｒの濃縮を抑制することによって、Ｃｒとの共晶炭化物がネットワーク状に晶出することを抑制することができる。そのため、オーステナイト鋳鉄の延性を向上させることができる。
【００２５】
（Ｃｕ：銅）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＣｕが０．５％以下である。Ｃｕの量は、少ないことが好ましく、例えば、０．００１〜０．５％である。Ｃｕが０．５％以下であるため、オーステナイト鋳鉄の材料費用を低減することができる。
【００２６】
（Ｎｂ：ニオブ）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｂ：０．０１〜０．３％をさらに含むことが好ましい。Ｎｂが０．０１以上であるため、オーステナイト粒内および／または粒界に微細なＮｂの炭化物および／または窒化物の相を析出させることができる。そのため、オーステナイト相のすべり変形を抑制することができる。したがって、オーステナイト鋳鉄の０．２％耐力および硬さ（ブリネル硬さ）を向上させることができる。さらに、Ｎｂが０．３％以下であるため、オーステナイト粒内および／または粒界における微細なＮｂの炭化物および／または窒化物の相の過剰な析出を抑制することができる。そのため、オーステナイト鋳鉄の切削性および延性を向上させることができる。また、Ｎｂが０．３％以下であるため、オーステナイト鋳鉄の材料費用を低減することができる。Ｎｂの下限は、０．１％であることがさらに好ましく、Ｎｂの上限は、０．２５％であることがさらに好ましい。
【００２７】
（Ｆｅ：鉄、不可避不純物）
実施形態に係るオーステナイト鋳鉄において、残部に含まれるＦｅは、面心立方格子構造を有するγ鉄である。実施形態に係るオーステナイト鋳鉄において、残部に含まれる不可避不純物としては、例えば、ＳおよびＭｇなどが挙げられる。Ｓの量が多い場合には、オーステナイト鋳鉄における黒鉛の球状化を阻害することがある。Ｍｇの量が多い場合には、オーステナイト鋳鉄における炭素の黒鉛化を阻害したり、オーステナイト鋳鉄のチル化を起こしたりすることがある。また、Ｍｇを含む物質の増加によってオーステナイト鋳鉄の表面欠陥が増加することがある。また、オーステナイト鋳鉄の湯流れ性を低下させることがある。したがって、質量％でＳを０．０５％以下とし、Ｍｇを０．１％以下とすることが好ましい。
【００２８】
以上のように、実施形態に係るオーステナイト鋳鉄においては、低磁性で機械的性質を向上させたオーステナイト鋳鉄を提供することができる。したがって、低磁性で優れた機械的性質が要求される様々な用途、例えば、リニアモーターカーの軌道用の材料等に好適なオーステナイト鋳鉄を提供することができる。
【００２９】
ここで、実施形態に係るオーステナイト鋳鉄の製造方法を説明する。まず、実施形態に係るオーステナイト鋳鉄を構成するＦｅの原料として銑鉄及びステンレス鋼を所定の割合で配合する。次に、実施形態に係るオーステナイト鋳鉄に含まれるＦｅ以外の元素を含む添加剤をＦｅの原料に添加する。Ｆｅの原料に添加される添加剤の量は、オーステナイト鋳鉄に含まれる元素の割合（質量％）に従って決定される。次に、Ｆｅの原料、および添加剤を含むオーステナイト鋳鉄の原料を電気炉等の溶解炉において溶解させる。次に、溶解炉からオーステナイト鋳鉄の原料を出湯することでオーステナイト鋳鉄における黒鉛の球状化処理を行う。最後に、オーステナイト鋳鉄の原料を鋳型に注湯することでオーステナイト鋳鉄の製品を製造する。
【００３０】
（実施例）
次に、実施形態に係るオーステナイト鋳鉄の実施例を示す。
【００３１】
図１は、実施例および比較例に係るオーステナイト鋳鉄の組成を示す図である。実施例および比較例のそれぞれにおいて、図１に示すような元素の組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓ、Ｍｇ、およびＮｂ）を有するオーステナイト鋳鉄を製造した。図１における元素の組成は、オーステナイト鋳鉄の質量に対する各元素の質量の割合（質量％）を示す。
【００３２】
図２は、実施例および比較例に係るオーステナイト鋳鉄の磁性および機械的性質に関する実験結果を示す図である。図２における引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、および伸び（破断伸び）（％）は、オーステナイト鋳鉄の試験片についてＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（金属材料引張試験方法）に従って測定された値である。図２における硬さ（ブリネル硬さ）（ＨＢＷ）は、オーステナイト鋳鉄の試験片についてＪＩＳ  Ｚ  ２２４３（ブリネル硬さ試験方法）に従って測定された値である。図２における比透磁率は、オーステナイト鋳鉄の試験片の研磨面および錆肌面についてＩＥＣ−６０４０４−１５（弱磁性の材料の相対的な透磁率の決定のための方法）に準拠した透磁率測定器（マグネットスコープ）を使用することによって、ＡＳＴＭ−Ａ３４２／Ａ３４２Ｍ（弱磁性の材料の透磁率についての標準試験法）に準拠した方法に従って測定された値である。なお、比透磁率は、真空の透磁率（４π×１０−７Ｈ／ｍ）に対するオーステナイト鋳鉄の試験片の透磁率の比である。また、図２における比透磁率の欄の（厚）および（薄）は、それぞれ、オーステナイト鋳鉄の試験片の最も厚い部分および最も薄い部分についての測定値である。なお、比較例１に係るオーステナイト鋳鉄の試験片についての比透磁率は、２以上であるため、測定することができなかった。
【００３３】
（実施例１〜１０と比較例１との対比）
まず、図１に示すように、実施例１〜１０に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｉが８．０％以上であると共にＳｉが４．３％以下である。一方、比較例１に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｉが８．０％以上であるがＳｉが４．３％を超えるものである。図２に示すように、実施例１〜１０の引張強さは、比較例１の引張強さよりも大きい。また、実施例１〜１０の伸びは、比較例１の伸びよりも大きい。さらに、実施例１〜１０の比透磁率は、比較例１の比透磁率よりも小さい。よって、質量％でＮｉが８．０％以上であると共にＳｉが４．３％以下であることによって、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸び（破断伸び）を向上させると共にオーステナイト鋳鉄を低磁性化することが可能であることを確認することができた。
【００３４】
図３は、オーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての観察結果を示す図である。図３の（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）は、それぞれ、実施例１、実施例４、および比較例１に係るオーステナイト鋳鉄のミクロ組織についての走査型電子顕微鏡によって観察された結果を示す。図３の（ｃ）に示すように、比較例１においては、矢印によって示されるような相（以下、生成相と呼ぶことにする）がオーステナイト粒界に生成された。一方、図３の（ａ）および（ｂ）に示すように、実施例１および実施例４においては、図３の（ｃ）における矢印によって示されるような生成相が生成されなかった。
【００３５】
図４は、実施例１および比較例１に係るオーステナイト鋳鉄の試験片についてのＸ線回折スペクトルを示す図である。図４の（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、実施例１および比較例１に係るオーステナイト鋳鉄の試験片についてのＸ線回折装置によって測定されたＸ線回折スペクトルを示す。図４の（ａ）および（ｂ）において、横軸は、入射Ｘ線の方向と回折Ｘ線の方向との間の角度である回折角２θ（度）を示すと共に、縦軸は、回折Ｘ線の強度（カウント毎秒）を示す。ここで、θは、ブラッグ（Ｂｒａｇｇ）角である。また、入射Ｘ線には、１．５４１８オングストロームの波長を有する特性Ｘ線であるＣｕＫα線を使用する。図４の（ｂ）に示すように、比較例１のＸ線回折スペクトルには、オーステナイト相に由来するピークおよびフェライト相に由来するピークの両方が観察された。具体的には、図４の（ｂ）に示すＸ線回折スペクトルには、２θ＝３２．２４６度におけるピークおよび２θ＝３８．０６０度におけるピークのようなオーステナイト相に由来するピークが観察された。また、図４の（ｂ）に示すＸ線回折スペクトルには、２θ＝２８．３５６度におけるピーク、２θ＝３４．８７２度におけるピーク、および２θ＝４０．０１０度におけるピークのようなフェライト相に由来するピークも観察された。一方、図４の（ａ）に示すように、実施例１のＸ線回折スペクトルには、フェライト相に由来するピークは観察されずにオーステナイト相に由来するピークが観察された。具体的には、図４の（ａ）に示すＸ線回折スペクトルには、２θ＝３２．２４６度におけるピークおよび２θ＝３８．０６０度におけるピークのようなオーステナイト相に由来するピークが観察された。また、図４の（ａ）に示すＸ線回折スペクトルには、図４の（ｂ）に示すようなフェライト相に由来するピークが観察されなかった。
【００３６】
図５は、オーステナイト鋳鉄の試験片についての元素マッピング分析の結果を示す図である。図５の（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）は、それぞれ、比較例１に係るオーステナイト鋳鉄の試験片についてのエネルギー分散型Ｘ線分析によってなされたＳｉ、Ｎｉ、およびＭｇに関する元素マッピング分析の結果を示す。図５の（ａ）に示すように、比較例１においては、上記生成相におけるＳｉの分布が確認された。また、図５の（ｂ）に示すように、比較例１においては、図５の（ａ）に示すようなＳｉの分布に対応するような、上記生成相におけるＮｉの分布が確認された。さらに、図５の（ｃ）に示すように、比較例１においては、図５の（ａ）に示すようなＳｉの分布に対応するような、上記生成相におけるＭｇの分布が確認された。
【００３７】
図３、図４、および図５に示すような結果から、比較例１においては、オーステナイト粒界にＳｉが濃縮することによってフェライト相が生成されたことが推察される。また、比較例１においては、上記フェライト相内にＮｉおよびＭｇが濃縮することによってＮｉ−Ｍｇ相が生成されたことが推察される。一方、実施例１および実施例４においては、オーステナイト粒界におけるフェライト相の生成およびフェライト相内におけるＮｉ−Ｍｇ相の生成が抑制されたことが推察される。このように、実施例１および実施例４においては、比較例１と比較して、オーステナイト粒界におけるフェライト相の生成が抑制されたため、フェライト相の生成に起因するオーステナイト鋳鉄の比透磁率の上昇が抑制されたことが推察される。その結果、実施例１および実施例４においては、比較例１と比較して、図２に示すように、オーステナイト鋳鉄の比透磁率が減少したことが推察される。また、実施例１および実施例４においては、比較例１と比較して、フェライト相内におけるＮｉ−Ｍｇ相の生成が抑制されたため、フェライト相内に生成されるＮｉ−Ｍｇ相に起因するオーステナイト鋳鉄の靱性の低下が抑制されたことが推察される。その結果、実施例１および実施例４においては、比較例１と比較して、図２に示すように、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸びが増加したことが推察される。
【００３８】
（実施例１〜１０と比較例２との対比）
次に、図１に示すように、実施例１〜１０に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＳｉが４．３％以下であると共にＮｉが８．０％以上である。一方、比較例２に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＳｉが４．３％以下であるがＮｉが８．０％未満である。図２に示すように、実施例１〜１０の引張強さは、比較例２の引張強さよりも大きい。また、実施例１〜１０の伸びは、比較例２の伸びよりも大きい。さらに、実施例１〜１０の比透磁率は、比較例２の比透磁率よりも小さい。よって、質量％でＳｉが４．３％以下であると共にＮｉが８．０％以上であることによって、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸び（破断伸び）を向上させると共にオーステナイト鋳鉄を低磁性化することが可能であることを確認することができた。
【００３９】
図６は、オーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての観察結果を示す図である。図６の（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）は、それぞれ、実施例８、実施例９、および比較例２に係るオーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての走査型電子顕微鏡によって観察された結果を示す。図６の（ｃ）に示すように、比較例２においては、オーステナイト粒界の近傍におけるオーステナイト粒内に炭化物が生成した。図６の（ａ）および図６の（ｂ）に示すように、実施例８および実施例９においては、オーステナイト粒界の近傍におけるオーステナイト粒内に生成した炭化物の量が、図６の（ａ）に示すような炭化物の量よりも少なかった。図６に示すような結果から、実施例８および実施例９においては、オーステナイト粒界の近傍におけるオーステナイト粒内における炭化物の生成が抑制されたことが推察される。このように、実施例８および実施例９においては、比較例２と比較して、オーステナイト粒界の近傍におけるオーステナイト粒内における炭化物の生成が抑制されたため、炭化物に起因するオーステナイト鋳鉄の靱性の低下が抑制されたことが推察される。その結果、実施例８および実施例９においては、比較例２と比較して、図２に示すように、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸びが増加したことが推察される。
【００４０】
（実施例１および２と実施例３および４との対比）
次に、図１に示すように、実施例１および２に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＳｉが２．５％以下である。一方、実施例３および４に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＳｉが２．５％を超えるものである。図２に示すように、実施例１および２の伸びは、実施例３および４の伸びよりも大きい。また、実施例１および２の比透磁率は、実施例３および４の比透磁率よりも小さい。よって、質量％でＳｉが２．５％以下であることによって、オーステナイト鋳鉄の伸び（破断伸び）を一層向上させると共にオーステナイト鋳鉄を一層低磁性化することが可能であることを確認することができた。
【００４１】
（実施例６および７と実施例５との対比）
次に、図１に示すように、実施例６および７に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｂ：０．０１〜０．３％である。一方、実施例５に係るオーステナイト鋳鉄は、Ｎｂを含まないもの（質量％でＮｂ：０．０１％未満）である。図２に示すように、実施例６および７の０．２％耐力は、実施例５の０．２％耐力よりも大きい。また、実施例６および７の硬さは、実施例５の硬さよりも大きい。よって、質量％でＮｂ：０．０１〜０．３％であることによって、オーステナイト鋳鉄の０．２％耐力および硬さ（ブリネル硬さ）を一層向上させることが可能であることを確認することができた。
【００４２】
図７は、オーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての観察結果を示す図である。図７の（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）は、それぞれ、実施例６、実施例７、および実施例５に係るオーステナイト鋳鉄の試験片のミクロ組織についての走査型電子顕微鏡によって観察された結果を示す。図７（ａ）および（ｂ）に示すように、実施例６および実施例７においては、矢印によって示されるような微細な相がオーステナイト粒内および粒界に生成された。一方、図７の（ｃ）に示すように、実施例５においては、図７の（ａ）および（ｂ）における矢印によって示されるような微細な相が生成されなかった。このように、実施例５のミクロ組織において観察されない微細な相が、実施例６および実施例７のミクロ組織おけるオーステナイト粒内および粒界に生成されたことを確認することができた。
【００４３】
図８は、オーステナイト鋳鉄の試験片についての元素マッピング分析の結果を示す図である。図８の（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）は、それぞれ、実施例７に係るオーステナイト鋳鉄の試験片についてのエネルギー分散型Ｘ線分析によってなされたＮｂ、Ｃ、およびＮに関する元素マッピング分析の結果を示す。図８の（ａ）に示すように、実施例７においては、矢印によって示されるような、上記微細な相におけるＮｂの分布が確認された。また、図８の（ｂ）に示すように、実施例７においては、図８の（ａ）に示すようなＮｂの分布に対応するような、上記微細な相におけるＣの分布が確認された。さらに、図８の（ｃ）に示すように、実施例７においては、図８の（ａ）に示すようなＮｂの分布に対応するような、上記微細な相におけるＮの分布が確認された。このように、実施例７のミクロ組織におけるオーステナイト粒内および粒界に生成された微細な相に、Ｎｂ、Ｃ、および／またはＮが含まれることを確認することができた。
【００４４】
図７および図８に示すような結果から、実施例６および実施例７においては、オーステナイト粒内および粒界にＮｂの炭化物および／または窒化物の微細な相が生成されたことが推察される。このように、実施例６および実施例７においては、実施例５と比較して、オーステナイト粒内および粒界にＮｂの炭化物および／または窒化物の微細な相が生成されたため、オーステナイト相のすべり変形が抑制されたことが推察される。その結果、実施例６および実施例７においては、実施例５と比較して、図２に示すように、オーステナイト鋳鉄の０．２％耐力および硬さが増加したことが推察される。
【００４５】
（実施例９および１０と実施例８との対比）
次に、図１に示すように、実施例９および１０に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｉが１１．５％以上である。一方、実施例８に係るオーステナイト鋳鉄は、質量％でＮｉが１１．５％未満である。図２に示すように、実施例９および１０の引張強さは、実施例８の引張強さよりも大きい。また、実施例９および１０の伸びは、実施例８の伸びよりも大きい。さらに、実施例９および１０の比透磁率は、実施例８の比透磁率よりも小さい。よって、質量％でＮｉが１１．５％以上であることによって、オーステナイト鋳鉄の引張強さおよび伸び（破断伸び）を向上させると共にオーステナイト鋳鉄を低磁性化することが可能であることを確認することができた。
【００４６】
さらなる効果や変形例は、当業者によって容易に導き出すことができる。このため、本発明のより広範な態様は、以上のように表しかつ記述した実施形態に限定されるものではない。したがって、添付の特許請求の範囲およびその均等物によって定義される総括的な発明の概念の精神または範囲から逸脱することなく、様々な変更が可能である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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