(57)【要約】      （修正有）【課題】組織中の黒鉛の形を球状化させた球状黒鉛鋳鉄および球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法に関し、高価なＮｉやＭｏを意図して添加せずとも十分な引張強さが得られた球状黒鉛鋳鉄、およびそのような球状黒鉛鋳鉄を得るための熱処理方法を提供する。【解決手段】Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０５質量％以下、および不可避的不純物を含み、残部がＦｅからなり、基地組織においてパーライト相Ｐを９６％以上１００％未満有し、残部はフェライト相Ｆであり、引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２以上、ブリネル硬さがＨＢ３０５以上、かつ伸びが４％以上である。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０５質量％以下、および不可避的不純物を含み、残部がＦｅからなり、
基地組織において、パーライト相を９６％以上１００％未満有し、残部はフェライト相であり、
引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２以上、ブリネル硬さがＨＢ３０５以上、かつ伸びが４％以上であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】
肉厚が８０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の球状黒鉛鋳鉄。
【請求項３】
０．２％耐力が６００Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の球状黒鉛鋳鉄。
【請求項４】
Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０５質量％以下、および不可避的不純物を含み、残部がＦｅからなり、基地組織においてパーライト相を９５％以上有する球状黒鉛鋳鉄を一旦加熱し、該球状黒鉛鋳鉄の組織をオーステナイト相に変態させる加熱工程と、
前記加熱工程を実施した前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する冷却工程とを有し、
前記冷却工程が、前記球状黒鉛鋳鉄を、パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで０．６℃／秒以上８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、組織中の黒鉛の形を球状化させた球状黒鉛鋳鉄および球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
球状黒鉛鋳鉄は発明されてから半世紀以上過ぎて、その間、多くの種類の材質が改良されてきたが、さらなる高強度化・強靭化に対するニーズは高く、昨今の軽量化ニーズの中で従来にない高強度と延性を兼ね備えた材料の開発に期待が大きい。またその達成のために高価な成分添加や特殊なプロセスを用いないで安価に提供できる鋳造品が自動車をはじめ輸送機器、油圧部品など各方面で待望されている。
【０００３】
球状黒鉛鋳鉄は、ＪＩＳ  Ｇ  ５５０２における標準試験片（以下、Ｙブロックと称する）を用いて測定した引張強さ（Ｎ／ｍｍ２）と伸び（％）のいずれも下限値で各種材質が規定されている。たとえば、ＦＣＤ６００−３は引張強さが６００Ｎ／ｍｍ２以上、伸びが３％以上であることを示している。一方、化学成分はあくまで参考としてあげられているにすぎず、主要成分であるＣとＳｉについてはＣ２．５％以上、Ｓｉ２．７％以下と解説されているにすぎない。このＪＩＳ  Ｇ  ５５０２では強度別にＦＣＤ３５０−２２からＦＣＤ８００−２までが示され、ＦＣＤ８００−２の場合、引張り強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上、伸びが２％以上と規定されており、この機械的特性を得るためには、主としてＣｕやＭｎ，Ｓｎなどのパーライト促進元素を種々添加して鋳放しで達成している。しかし、高強度化には限界があるばかりか、強度が高くなると伸び値が低くなり、強度と伸びの両方を満足することは他の金属材料と同様に難しい。
【０００４】
高強度化の手法として、ＦＣＤ４５０程度の材料でも、オーステンパー熱処理（恒温変態熱処理）により、ベイナイト組織にすることでパーライト組織では得られない高強度と伸びを両立させたＦＣＡＤ９００−８〜ＦＣＡＤ１４００−１がＪＩＳにも規定があり、９００〜１５００Ｎ／ｍｍ２の引張り強さを得ることができるものの、溶融塩を用いた特殊熱処理であるため、管理面とコスト面で不利であり、高価で普及していない。またパーライト組織と違い、ベイナイト組織は切削加工が容易にできず、利用には大きな障害になっている。したがって、ほとんどの場合、自然冷却（鋳放し）によって得るものが多用されている。
【０００５】
鋳放しの場合にＮｉおよびＭｏを添加するなどにより、パーライト組織をベイナイト組織に改質することで高強度を得ることができたとする研究例もあるが、冷却が著しく遅い肉厚の大きい製品にしか適用ができず、肉厚が８０ｍｍ以下の製品などの場合には鋳型内における自然冷却では困難であり、また厚肉の場合でも薄い部分がある複雑な鋳物ではベイナイト組織をどの部分にも確保することはできない。
【０００６】
また、Ｎｉを適量添加して球状黒鉛の周囲にフェライト組織を残して大部分を微細なパーライト組織として高強度と伸びが得られる材料もある（例えば、特許文献１等参照）が、近年のＮｉの高騰により普及は限定されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−１８６５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上述のごとく近年ではＮｉが高騰し、ＭｏはＮｉよりもさらに高価であるため、所望の引張強さを得るためとはいえコストがかかりすぎるようになってきている。
【０００９】
本発明は上記事情に鑑み、高価なＮｉやＭｏを意図して添加せずとも十分な引張強さが得られた球状黒鉛鋳鉄、およびそのような球状黒鉛鋳鉄を得るための熱処理方法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】
【００１０】
上記目的を解決する本発明の球状黒鉛鋳鉄は、
Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０５質量％以下、および不可避的不純物を含み、残部がＦｅからなり、
基地組織において、パーライト相を９６％以上１００％未満有し、残部はフェライト相であり、
引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２以上、ブリネル硬さがＨＢ３０５以上、かつ伸びが４％以上であることを特徴とする。
【００１１】
本発明の球状黒鉛鋳鉄において、Ｃは球状黒鉛鋳鉄であるため添加は必須である。Ｓｉは黒鉛の晶出を促す作用特性を有するため添加は必須である。ＭｎおよびＣｕは基地組織においてフェライト組織の発生を抑制し、パーライト組織の発生を促進するため添加は必須である。また、Ｓｎも基地組織においてフェライト組織を抑えるための元素であるが、添加しなくてもよく、添加する場合であっても、０．０２質量％以上０．０４質量％以下の添加であってもよい。Ｍｇは黒鉛を球状化させるため添加は必須であるが、０．０３質量％未満では黒鉛の球状化率が低下して高強度が得られない。一方、０．０５質量％を超えると、引け巣が発生し易く、またＭｇを添加する場合に使用するＦｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金が高価なため、製造コストが増えて好ましくない。
【００１２】
不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｎ等があげられる。不可避的不純物それぞれの含有率は、０．０５質量％以下であることが好ましい。不可避的不純物は、含有されないことが好ましいが、製造工程（原料や添加材など）からそれぞれ混入し、それらの合計が０．１質量％以下であることがより好ましい。本発明の球状黒鉛鋳鉄においては、ＮｉおよびＭｏが意図して添加されていない。
【００１３】
本発明の球状黒鉛鋳鉄は予め、Ｍｎ、Ｃｕ、およびＳｎのパーライト化促進元素の作用特性により、鋳放しにおいて大部分の基地組織がパーライト組織である前駆体を、オーステナイト変態温度以上に加熱後、自然空冷ではなく、送風機を用いて強制空冷により熱処理することにより前駆体よりも緻密なパーライト組織にしたものであり、その結果として、９５０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度と、ＨＢ３０５以上のブリネル硬さが実現される。また伸びも４％以上が得られている。
【００１４】
黒鉛球状化率は、８５％以上が望ましい。ここにいう黒鉛球状化率は、ＪＩＳ  Ｇ  ５５０２に従って求めたものである。
【００１５】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄において、肉厚が８０ｍｍ以下であることが好ましい。
【００１６】
ここでは、強制空冷（ファン冷却など）の効果が認められる肉厚の最大限界値として８０ｍｍを限定している。なお、強制空冷における、パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで（例えば、８００℃から７３０℃までの間）では、０．６℃／秒以上、８℃／秒以下の平均冷却速度になる。
【００１７】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄において、０．２％耐力が６００Ｎ／ｍｍ２以上であることも好ましい。
【００１８】
本発明の球状黒鉛鋳鉄によれば、化学成分の調整と熱処理時の強制空冷によって、９５０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度とともに、６００Ｎ／ｍｍ２以上の０．２％耐力も確保することができる。
【００１９】
上記目的を解決する本発明の球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法は、
Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０５質量％以下、および不可避的不純物を含み、残部がＦｅからなり、基地組織においてパーライト相を９５％以上有する球状黒鉛鋳鉄を一旦加熱し、該球状黒鉛鋳鉄の組織をオーステナイト相に変態させる加熱工程と、
前記加熱工程を実施した前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する冷却工程とを有し、
前記冷却工程が、前記球状黒鉛鋳鉄を、パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで０．６℃／秒以上８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程であることを特徴とする。
【００２０】
本発明の球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法によれば、前記加熱工程が、本発明の球状黒鉛鋳鉄の化学成分と同じ化学成分を有し、基地組織においてパーライト相を９５％以上有する、前駆体としての球状黒鉛鋳鉄を一旦オーステナイト化するために加熱する工程である。なお、この加熱工程では、加熱した状態をオーステナイト相に変態するまで保持する。
【００２１】
前記冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄を、パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで０．６℃／秒以上８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することで、パーライト層におけるフェライトとセメンタイトとの層間隔が、前駆体よりも緻密になり、十分な引張強さと、硬さと、さらには、ＦＣＤ８００−２の２％を上回る伸びも得られる。すなわち、本発明の球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。ここにいう「パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで」とは、加熱工程が終了した後（例えば、終了直後から）、パーライト相への相変態を開始する直前の温度に到達するまでであっても、例えば、８００℃から７３０℃までの間であっても結果は同じになる。すなわち、前記加熱工程を実施した熱処理炉から取り出された球状黒鉛鋳鉄の温度は８００℃前後まで一気に低下するため８００℃からとしても同じであり、パーライト相への相変態開始温度は、Ｆｅ−Ｃでは７２３℃であるのに対し、Ｓｉを添加したことにより７３０℃前後までわずかに高くなるため、７３０℃までとしても同じである。平均冷却速度が０．６℃／秒未満であるとフェライト面積率が増加し、またパーライト相の層間隔が緻密にならず、十分な引張強さや硬さを得ることができない。一方、平均冷却速度が８℃／秒を超えると、強制空冷での冷却効果の限界に達し、フェライトの析出が困難になり、さらにパーライトの析出も阻止されてトルースタイト組織や、さらに速い冷却条件（たとえば油冷など）ではマルテンサイト組織の発生にいたることになり、また変形や割れが発生しやすくなる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、高価なＮｉやＭｏを添加せずとも十分な引張強さが得られた球状黒鉛鋳鉄、およびそのような球状黒鉛鋳鉄を得るための熱処理方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】実施例３〜実施例５で用いた試験片を示す図である。
【図２】実施例３〜８及び比較例１の各試験片に差し込んだ熱電対から得られた温度情報をもとに作成した冷却曲線を示す図である。
【図３】実施例１の試験片の断面を顕微鏡で１００倍に拡大して撮影した金属組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００２５】
本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、基本成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｇに加えて、少なくともＭｎとＣｕを含んでいる。
【００２６】
Ｃは、３．０質量％以上３．８質量％以下の範囲で含まれている。ここにいう質量％は、球状黒鉛鋳鉄全体を１００質量％とした場合の成分割合である（以下、同じ）。Ｃが３．０質量％未満では、炭化物が現れやすく、引け巣の発生を抑えることが難しく、伸びが著しく減少してしまう。一方、Ｃが３．８質量％を超えると、黒鉛が浮上しやすく、球状化不良組織が現れて強度が低下してしまう。
【００２７】
Ｓｉは、２．４質量％以上２．８質量％以下の範囲で含まれている。Ｓｉは、炭化物（Ｆｅ３Ｃ）の発生を抑制する黒鉛化促進元素であり、２．４質量％未満では、Ｓｉによる黒鉛の晶出作用が不十分となって炭化物（Ｆｅ３Ｃ）が現れるため、伸びが著しく減少してしまい、切削加工が困難になる。一方、Ｓｉが２．８質量％を超えると、衝撃特性が著しく低下し、脆化してしまう。
【００２８】
Ｍｇは、０．０３質量％以上０．０５質量％以下の範囲で含まれている。Ｍｇが０．０３質量％未満では、黒鉛が球状化されにくく、引張強度を確保できず、０．０５質量％を超えると、引け巣や炭化物が現れやすくなってしまう。
【００２９】
Ｍｎは、０．４質量％以上１．２質量％以下の範囲で含まれている。Ｍｎは、パーライト安定化元素として強度向上に寄与するが、入れ過ぎると伸びを低下させてしまう。すなわち、Ｍｎが、０．４質量％未満では、フェライトが析出しやすく、１．２質量％を超えると、伸びが低下しすぎてしまい、また引け巣の発生が増加して鋳造性が悪化する。
【００３０】
Ｃｕは、０．７質量％以上１．２質量％以下の範囲で含まれている。このＣｕも、パーライト安定化元素であり、０．７質量％未満では、大部分をパーライト組織にするのは困難である。一方、１．２質量％を超えてＣｕを添加しても、パーライト安定化に変わりはなく、コストを考えれば、１．２質量％以下の抑えることが好ましい。
【００３１】
さらに、Ｓｎもパーライト安定化元素であり、少量添加でパーライト化しやすいため、ＭｎやＣｕの添加との併用、または一部を置換することができ、Ｓｎを０．０５質量％以下含んでいてもよい。すなわち、Ｓｎは、含まれていない場合（０．０質量％である場合）があってもよく、また過剰になるとＳｎは凝固時にミクロ偏析が起き易く、基地組織の脆化を起こしやすく、伸びも低下することになるが、肉厚が増加する場合にはパーライト組織の確保のために適度に添加することはある。
【００３２】
また、球状黒鉛鋳鉄の原料には、鋼屑、銑鉄等、各種の鉄合金材料が用いられる。また、鋳造時の湯道や押湯等の戻り材を原料として再利用することも通常行われる。これらの鉄合金材料や戻り材等によって意図せずとも混入してしまう場合がある元素を、不可避的不純物と称する。この不可避的不純物としては、一例として、Ｓ、Ｐ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｎ等があげられる。不可避的不純物それぞれの含有率は、０．０５質量％以下以下であることが好ましく、それらの合計が０．１質量％以下であることがより好ましい。不可避的不純物は、含有されないことが好ましいが、それぞれ、不可避的に０．０１質量％以上は含有される可能性がある。なお、ＣｕやＭｎは、溶解原材料であるスクラップや戻り材等によって意図せずとも、通常、０．２質量％以上０．４質量％未満程度混入することが多い。
【００３３】
本実施形態の球状黒鉛鋳鉄では、上述した各成分を除けば、残部はＦｅよりなる。すなわち、Ｆｅの含有率は、球状黒鉛鋳鉄全体（１００質量％）から、上述した各成分の含有率を差し引いた値である。本実施形態の球状黒鉛鋳鉄においては、ＮｉおよびＭｏを意図して添加することは行っておらず、コストが大幅に抑えられている。ただし、ＮｉやＭｏが上述の不可避的不純物として混入してくる場合はあるかもしれないが、不可避的不純物としての混入であれば、コストが上昇することはない。
【００３４】
本実施形態の球状黒鉛鋳鉄によれば、Ｍｎ、Ｃｕ、およびＳｎの作用特性によって基地組織におけるパーライト相の比率が９６％以上１００％未満になる。本実施形態の球状黒鉛鋳鉄では、鋳放し時の前駆体、すなわち熱処理前の前駆体において、既に、パーライト相が９５％以上である。その上で、本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、詳しくは後述するように熱処理時に強制空冷（扇風機や送風ファンなどを用いて鋳物を冷却する）を行い、パーライト層におけるフェライトとセメンタイトとの層間隔が緻密になり、９５０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度と、ＨＢ３０５以上のブリネル硬さが実現される。ここにいう引張強度の値は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して測定した値である。また、ブリネル硬さの値は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４３に従って測定した値になる。基地組織におけるパーライト相以外の残部はフェライト相になる。
【００３５】
また、本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、Ｍｇの作用特性によって黒鉛球状化率が８５％以上に高められている。黒鉛球状化率は、ＪＩＳ  Ｇ  ５５０２に従って求めたものである。
【００３６】
さらに、本実施形態の球状黒鉛鋳鉄では、引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２以上であって、Ｎｉが意図して添加されていないにも関わらず、４％以上の伸びが確保されている。ここにいう伸びの値は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して測定した値である。４％以上の伸びは、パーライト層の微細化による強靭化と、一部、黒鉛周囲に残存するフェライトが関係すると判断される。
【００３７】
また、本実施形態の球状黒鉛鋳鉄によれば、化学成分の調整と熱処理時の強制空冷によって、９５０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度とともに、６００Ｎ／ｍｍ２以上の０．２％耐力も確保することができる。０．２％耐力の値は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して測定した値である。
【００３８】
また、強制空冷の効果が認められる肉厚の限界値は８０ｍｍである。本明細書における肉厚とは、肉厚として計測することができる方向が複数あった場合には、最も値が小さくなる方向で計測した値のことである。例えば、鋳物が真球体であれば、肉厚として計測することができる方向は直径の一方向に定まるが、鋳物が直方体であると、その直方体の長手方向に沿って鋳物を寝かした状態では、幅方向、高さ方向、長手方向、対角線方向といった複数の方向で肉厚を計測することができる。この場合には、これらの方向の中で値が最も小さくなる方向を肉厚として計測する方向に採用する。なお、肉厚が薄すぎる箇所では、前駆体の鋳物にチル組織が発生し、却って強度低下をきたす恐れがある。また、熱処理を行うとひずみが生じる恐れもある。この点、肉厚が５ｍｍ以上あれば、チル組織が発生する恐れは少なく、熱処理時にひずみが生じる恐れも低減される。
【００３９】
次に、これまで説明した本実施形態の球状黒鉛鋳鉄を得るための熱処理方法について説明する。
【００４０】
まず、Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０３質量％以下、および不可避的不純物を含み、残部がＦｅからなるように調整された鋳鉄溶湯を所定形状の鋳型に鋳込んだ後、共析変態点以下の温度まで冷却し、型ばらしを行い、前駆体としての球状黒鉛鋳鉄を得る。ここで得られた球状黒鉛鋳鉄は、パーライト相が９５％以上のものである。なお、パーライト相を除いた残部は、フェライト相であったり、炭化物が含まれている場合もある。
【００４１】
次いで、熱処理を実施する。この熱処理では、加熱工程と冷却工程が実施される。加熱工程では、球状黒鉛鋳鉄を一旦加熱（例えば、８００℃以上９５０℃以下程度に加熱）し、球状黒鉛鋳鉄の組織をオーステナイト相に変態させる。すなわち、基地組織全体が、実質的にオーステナイト化する温度まで加熱し、その温度で一定時間保持する。
【００４２】
続いて、冷却工程が実施され、球状黒鉛鋳鉄は冷却されて、およそ７２０℃以上７４０℃以下の温度まで冷却されると、球状黒鉛鋳鉄はオーステナイト相からパーライト相への相変態を生じる。このパーライト相への相変態は、実際の鋳物の冷却曲線を測定する場合に冷却が速くなるほど変態の遅れが生じて変態温度が見掛け上、低下して測定値はおよそ７２０℃以下の温度として記録されるため、変態時点の冷却速度では比較できず、変態が生じる直前までの平均冷却速度で以下、表現することにする。冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄を、８００℃から７３０℃までの間は０．６℃／秒以上８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。したがって、パーライト相への相変態直前にも、０．６℃／秒以上８℃／秒以下といった範囲内の冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却することになる。ここにいう、パーライト相への相変態直前とは、相変態熱が発生する直前のことをいう。８００℃から７３０℃までの間の平均冷却速度を、０．６℃／秒以上８℃／秒以下の平均冷却速度にすることで、パーライト層におけるフェライトとセメンタイトとの層間隔が緻密になり、十分な引張強さを得ることができる。８００℃から７３０℃までの間の平均冷却速度が０．６℃／秒未満であると、フェライト面積率が増加し、またパーライト相の層間隔が緻密にならず、十分な引張強さや硬さを得ることができない。一方、８００℃から７３０℃までの間の平均冷却速度が８℃／秒を超えると、強制空冷での冷却効果の限界に達し、フェライトの析出が困難になり、さらにパーライトの析出も阻止されてトルースタイト組織や、さらに速い冷却条件（たとえば油冷など）ではマルテンサイト組織の発生にいたることになり、また変形や割れが発生しやすくなる。
【００４３】
なお、ここでの上限温度の８００℃は炉から取り出した後の温度の一例の温度である。特に、オーステナイト相に変態させるまで加熱された球状黒鉛鋳鉄に対しては、熱処理炉から出された直後から強制空冷を行ったとしても、平均冷却速度８℃／秒を超える冷却は不可能であり、必然的に８℃／秒以下の平均冷却速度になる。また、下限温度の７３０℃も一例の温度である。すなわち、７３０℃は、球状黒鉛鋳鉄がパーライト相への相変態を開始する直前の温度の一例に相当し、下限温度を７２９℃としても、あるいは７３１℃としても、技術的に意味するところは、球状黒鉛鋳鉄がパーライト相への相変態を開始する直前の温度ということで同じである。以上のことをまとめると、ここにいう平均冷却速度とは、炉から取り出して７３０℃以下のパーライト変態直前までの平均冷却速度のことになる。
【実施例】
【００４４】
続いて、本発明を実施例によってさらに具体的に説明するが、本発明は、以下に説明する実施例によって何ら限定されることはない。
【００４５】
（実施例１）
試験片として、ＦＣＤ７００相当の成分割合の球状黒鉛鋳鉄を用意した。具体的には、不可避的不純物を含む鋳鉄溶湯に、Ｃが３．６１質量％、Ｓｉが２．５４質量％、Ｍｎが０．６３質量％、Ｍｇが０．０４０質量％、になるようにそれぞれの元素を添加した。Ｓｎは意図的な元素添加は行わなかった。なお、不可避的不純物として、Ｓが０．００９質量％、Ｃｕが０．８０質量％、Ｃｒが０．０６６質量％、Ｐが０．０２２質量％含まれていた。
【００４６】
上述の各元素が添加された鋳鉄溶湯を、Ｙブロック（ＪＩＳ  Ｇ  ５５０２における標準試験片）の鋳型に鋳込んだ後、共析変態点以下の温度まで冷却し、型ばらしを行い、Ｙブロックの球状黒鉛鋳鉄を得た。このＹブロックの球状黒鉛鋳鉄では、下部が縦横ともに２５ｍｍの角柱形状であり、この角柱部分を加工により分離し、試験片とした。したがって、実施例１の試験片の肉厚は２５ｍｍになる。
【００４７】
実施例では、試験片の球状黒鉛鋳鉄に熱処理を行った。この熱処理における加熱工程では、熱処理炉を予め９１０℃まで昇温し、試験片をその熱処理炉に入れて、９１０℃の温度で１時間保持する。
【００４８】
続いて、冷却工程を実施し、送風機による強制空冷を行った。試験片には、熱処理を開始する前に、最大肉厚部の中心部分に穴あけ加工を施し、温度測定用の熱電対を差し込む穴を予め設けておいた。試験片を熱処理炉から取り出した後、その穴に熱電対を差し込み温度測定の準備を行った後、送風機による強制空冷の開始と同時に温度測定を開始した。試験片に差し込んだ熱電対から得られた温度情報をもとに、８００℃から７３０℃までの間における平均冷却速度を求めた。実施例１では、その平均冷却速度は、３．４０℃／秒であった。
【００４９】
熱処理を実施し、強制空冷を行った試験片から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質（引張強度、伸び、０．２％耐力、ブリネル硬さ）の測定を行った（他の実施例および比較例１においても同じ。）。測定の結果を表１に示す。
【００５０】
また、黒鉛球状化率も求めた。結果を表１に示す。
【００５１】
【表１】
2020023747.tif 000003
（実施例２）
実施例２では、各元素を添加した実施例１で用いた鋳鉄溶湯に、さらに、０．０５質量％になるようにＳｎを添加した。実施例２は、このＳｎの添加以外は、実施例１と同じであり、熱処理を実施し、実施例１と同じ強制空冷を行った。実施例２における、各種の機械的性質の測定結果や、黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００５２】
（実施例３）
実施例３〜実施例５の試験片は、階段状の一体形状であり成分割合は同一であり、ＦＣＤ７００相当である。成分はＣが３．５２質量％、Ｓｉが２．４０質量％、Ｍｎが０．５９質量％、Ｍｇが０．０４９質量％になるようにそれぞれの元素を添加した。Ｓｎについては意図的な元素添加は行わなかった。なお、不可避的不純物として、Ｓが０．００８質量％、Ｃｕが０．９６質量％、Ｃｒが０．０５８質量％、Ｐが０．０２２質量％含まれていた。
【００５３】
図１は、実施例３〜実施例５で用いた試験片を示す図である。
【００５４】
図１に示す試験片ＴＰは、３段構成の段付き試験片である。図１（ａ）は、試験片ＴＰの正面図であり、同図（ｂ）は、試験片ＴＰの左側面図である。１段目の部分ｔｐ１も、２段目の部分ｔｐ２も、３段目の部分ｔｐ３も、長さは１１０ｍｍである。また、１段目の部分ｔｐ１は、幅が２５ｍｍ、高さが２５ｍｍであり、２段目の部分ｔｐ２は、幅が３５ｍｍ、高さが４０ｍｍであり、３段目の部分ｔｐ３は、幅が４５ｍｍ、高さが８０ｍｍである。１段目の部分ｔｐ１、２段目の部分ｔｐ２、および３段目の部分ｔｐ３それぞれの中心部分に熱電対を差し込んで、それぞれの部分ごとに温度測定ができるようにした。
【００５５】
実施例３では、図１に示す試験片ＴＰのうち１段目の部分ｔｐ１を試験片として用いた。この１段目の部分ｔｐ１の肉厚は２５ｍｍになる。
【００５６】
熱処理を、実施例１と同じように行った。試験片を熱処理炉から取り出した後、その穴に熱電対を差し込み温度測定の準備を行った後、送風機による強制空冷の開始と同時に温度測定を開始した。
【００５７】
図２は、実施例３〜８及び比較例１の各試験片に差し込んだ熱電対から得られた温度情報をもとに作成した冷却曲線を示す図である。
【００５８】
図２に示すグラフでは、縦軸が試験片の温度（℃）になり、横軸が計測時間（秒）になる。実施例３における冷却曲線は黒い実線で示す。肉厚が最も薄い実施例３の試験片では、炉から取り出して７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は２．５９℃／秒であった。
【００５９】
また、強制空冷を行った実施例３における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００６０】
（実施例４）
実施例４では、図１に示す試験片ＴＰのうち２段目の部分ｔｐ２を試験片として用いた。この２段目の部分ｔｐ２の肉厚は３５ｍｍになる。
【００６１】
熱処理を、実施例１と同じように行った。
【００６２】
図２に２点鎖線で示した実施例４における冷却曲線では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は２．５９℃／秒であった。
【００６３】
また、強制空冷を行った実施例４における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００６４】
（実施例５）
実施例５では、図１に示す試験片ＴＰのうち３段目の部分ｔｐ３を試験片として用いた。この３段目の部分ｔｐ３の肉厚は４５ｍｍになる。
【００６５】
この実施例５でも、熱処理を行った。熱処理における加熱工程では、９１０℃の温度に保った熱処理炉の中に試験片を入れて２時間保持する。続いて、熱処理炉から取り出した試験片に熱電対を差し込み温度測定の準備を行った後、冷却工程を実施し、送風機による強制空冷を開始するとともに温度測定も開始した。
【００６６】
図２に点線で示した実施例５における冷却曲線では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は１．２７℃／秒であった。
【００６７】
また、強制空冷を行った実施例５における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００６８】
（実施例６）
実施例６〜実施例８および比較例１では、実施例ごとに専用の立方体形状の試験片を用い、各試験片では、中心部分に熱電対を差し込んで、温度測定ができるようにした。また、実施例６〜実施例８および比較例１の試験片は、各元素を添加した同じ鋳鉄溶湯から鋳造されたものである。すなわち、実施例６〜実施例８および比較例１の試験片は、成分割合が同じであり、ＦＣＤ７００相当であるが、実施例１〜実施例５とは多少異なっている。具体的には、Ｃが３．５０質量％、Ｓｉが２．４３質量％、Ｍｎが０．５１質量％、Ｍｇが０．０３６質量％であり、Ｓｎについては意図的な元素添加は行わなかった。なお、不可避的不純物として、Ｓが０．００８質量％、Ｃｕが０．９５質量％、Ｃｒが０．０５７質量％含まれていた。
【００６９】
実施例６で用いた試験片は、１辺が６０ｍｍの立方体形状の試験片であり、肉厚は６０ｍｍになる。
【００７０】
熱処理を、実施例５と同じように行った後、熱処理炉から取り出した試験片に熱電対を差し込み、送風機による強制空冷を開始するとともに温度測定も開始した。図２に黒い太線で示した実施例６における冷却曲線では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は１．２３℃／秒であった。
【００７１】
また、強制空冷を行った実施例６における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００７２】
（実施例７）
実施例７で用いた試験片は、１辺が７５ｍｍの立方体形状の試験片であり、肉厚は７５ｍｍになる。
【００７３】
この実施例７でも、熱処理を行い、加熱工程では、９１０℃の温度に保った熱処理炉の中に試験片を入れて３時間保持する。続いて、熱処理炉から取り出した試験片に熱電対を差し込み、冷却工程を実施し、送風機による強制空冷を開始するとともに温度測定も開始した。図２に黒い細線で示した実施例７における冷却曲線では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は０．７７℃／秒であった。
【００７４】
また、強制空冷を行った実施例７における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００７５】
（実施例８）
実施例８で用いた試験片は、１辺が８０ｍｍの立方体形状の試験片であり、肉厚は８０ｍｍになる。
【００７６】
実施例８でも、熱処理を実施例７と同じように行い、強制空冷における平均冷却速度を求めた。図２に１点鎖線で示した実施例８における冷却曲線では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は０．６０℃／秒であった。
【００７７】
また、強制空冷を行った実施例８における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００７８】
（比較例１）
比較例１で用いた試験片は、１辺が１００ｍｍの立方体形状の試験片であり、肉厚は１００ｍｍになる。
【００７９】
この比較例１でも、熱処理を行い、加熱工程では、９１０℃の温度に保った熱処理炉の中に試験片を入れて４時間保持する。続いて、熱処理炉から取り出した試験片に熱電対を差し込み温度測定の準備を行った後、冷却工程を実施し、送風機による強制空冷を開始するとともに温度測定も開始した。
【００８０】
図２に灰色の実線で示した比較例１における冷却曲線では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は０．５６℃／秒であった。
【００８１】
また、強制空冷を行った比較例１における、各種の機械的性質の測定結果および黒鉛球状化率は表１に示す通りである。
【００８２】
（比較例２）
比較例２は、実施例１で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、Ｓｎの意図的な元素添加を行わなかった鋳鉄溶湯から鋳造したＹブロックの型ばらしを行い、取り出したＹブロックの球状黒鉛鋳鉄から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８３】
（比較例３）
比較例３は、実施例２で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、Ｓｎの意図的な元素添加を行った鋳鉄溶湯から鋳造したＹブロックの型ばらしを行い、取り出したＹブロックの球状黒鉛鋳鉄から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８４】
（比較例４）
比較例４は、実施例３で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、図１に示す試験片ＴＰのうち１段目の部分ｔｐ１から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８５】
（比較例５）
比較例５は、実施例４で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、図１に示す試験片ＴＰのうち２段目の部分ｔｐ２から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８６】
（比較例６）
比較例６は、実施例５で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、図１に示す試験片ＴＰのうち３段目の部分ｔｐ３から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８７】
（比較例７）
比較例７は、実施例６で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、１辺が６０ｍｍの立方体形状の試験片から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８８】
（比較例８）
比較例８は、実施例７で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、１辺が７５ｍｍの立方体形状の試験片から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００８９】
（比較例９）
比較例９は、実施例８で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、１辺が８０ｍｍの立方体形状の試験片から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００９０】
（比較例１０）
比較例１０は、比較例１で用いた試験片と同じ試験片を用い、熱処理を実施しなかった例である。すなわち、１辺が１００ｍｍの立方体形状の試験片から、鋳放し状態のまま、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号試験片に準ずる試験片を取得し、各種の機械的性質の測定を行った。また、黒鉛球状化率も求めた。結果は表１に示す通りである。
【００９１】
実施例と比較例を比べると、熱処理において強制空冷を行った場合の方が、引張強度が高く、０．２％耐力も高く、さらには、ブリネル硬さも高いことがわかる。
【００９２】
同じ試験片を用いて、熱処理を実施したか実施しなかったかの違いがあるだけの実施例と比較例（例えば、強制空冷を行った実施例６と強制空冷を行わなかった比較例７）それぞれの試験片の金属組織を顕微鏡観察すると、パーライト層におけるフェライトとセメンタイトとの層構造が異なることがわかった。すなわち、強制空冷を行わなかった比較例よりも、強制空冷を行った実施例の方が、パーライト層におけるフェライトとセメンタイトの層間隔が緻密であることが確認された。この層間隔の緻密さは、引張強度とブリネル硬さに反映され、表１に示すように、例えば、実施例６の試験片の方が、比較例７の試験片よりも、引張強度もブリネル硬さもともにかなり高い。
【００９３】
また、強制空冷を行った実施例１〜実施例８のうち、引張強度およびブリネル硬さともに最も低かった実施例は、最も肉厚が厚い実施例８であった。しかしながら、実施例８であっても、引張強度は９５０Ｎ／ｍｍ２確保されており、ブリネル硬さもＨＢ３０７確保されている。この実施例８では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は、０．６０℃／秒であった。一方、強制空冷を行ったにも関わらず比較例１では、引張強度が９００Ｎ／ｍｍ２近くまで低下し、ブリネル硬さもＨＢ３００近くまで低下している。この比較例１では、８００℃から７３０℃まで温度低下する際の平均冷却速度は、０．６℃／秒を下回って、０．５６℃／秒と遅くなっており、引張強度およびブリネル硬さの低下は、冷却速度が遅くなりすぎて、微細パーライトへの変態が遅れたことにあると言える。冷却速度が遅くなりすぎた要因としては、製品肉厚があげられ、実施例８では８０ｍｍであった肉厚が、比較例１では１００ｍｍである。ただし、実際問題、冷却速度は、製品の形状や冷却風の当て方によっても変わってくるため、引張強度およびブリネル硬さを高める一次的要因としては、熱処理における、パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで（例えば、８００℃から７３０℃まで）温度低下させる際の平均冷却速度になり、これは方法的な要因になる。本発明のうちの球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法では、この平均冷却速度を０．６℃／秒以上と限定し、引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２は少なくとも確保されるとともに、ブリネル硬さがＨＢ３０５は少なくとも確保されるようにしている。また、引張強度およびブリネル硬さを高める二次的要因としては、製品の肉厚になり、製品の肉厚が８０ｍｍ以下であれば、引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２は少なくとも確保されるとともに、ブリネル硬さがＨＢ３０５は少なくとも確保される。
【００９４】
また、各実施例では、引張強度の高さに応じて、０．２％耐力も６００Ｎ／ｍｍ２以上と高くなっている。
【００９５】
図３は、実施例１の試験片の断面を１００倍に拡大して顕微鏡撮影した金属組織写真である。
【００９６】
図３に示す金属組織写真を見れば明らかなように、ほとんどが、灰色のパーライト組織Ｐである。しかしながら、黒い黒鉛Ｃの周囲に白い組織が残っていることがわかる。この白い組織が、フェライト組織Ｆである。各実施例の球状黒鉛鋳鉄では、引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２以上であって、Ｎｉが意図して添加されていないにも関わらず、４％以上の伸びが確保されている。この４％以上の伸びは、上述したパーライト層の微細化による強靭化と、この図３の金属組織写真に示される、黒鉛Ｃの一部周囲に残存するフェライト組織Ｆが寄与していると推察される。
【００９７】
各実施例における試験片の断面を１００倍に拡大して撮影した金属組織写真をもとに、コンピュータの画像解析を用いて、まず、黒鉛を除いた組織を抽出し、次いで、基地組織におけるパーライト組織の面積率（パーライト率）を求めると、いずれの実施例においてもパーライト率は９６％以上１００％未満であった。また、黒い黒鉛Ｃと、その周囲にある白いフェライト組織Ｆを除くと、残りは全てパーライト組織Ｐであり、これは裏を返せば、基地組織において、パーライト相を除いた残部はフェライト相であることになる。
【００９８】
以上、不可避的不純物は別にして、意図して添加する元素としては、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｍｇに限り、Ｓｎは意図して添加してもしなくてもよく、残部がＦｅとなる球状黒鉛鋳鉄に限定して説明してきたが、意図して添加する元素としては、少なくともＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕであって、ＮｉおよびＭｏを除く他の元素を意図して添加してもよい。例えば、パーライト化をさらに促進させるためにＣｒやＶを意図して添加してもよい。
【００９９】
すなわち、
「球状黒鉛鋳鉄全体を１００質量％とした場合に、少なくとも、Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、およびＳｎを０．０５質量％以下含む一方で、ＮｉおよびＭｏがそれぞれ０．０５質量％を超えて含まれておらず、
基地組織においてパーライト相を９６％以上１００％未満有し、残部はフェライト相であり、
引張強度が９５０Ｎ／ｍｍ２以上、ブリネル硬さがＨＢ３０５以上、かつ伸びが４％以上であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。」
ここにいう「ＮｉおよびＭｏがそれぞれ０．０５質量％を超えて含まれておらず、」とは、不可避的不純物としてＮｉまたはＭｏが含まれている場合があることを想定したものであって、ＮｉおよびＭｏは、意図して添加された元素ではない。
【０１００】
なお、「肉厚が８０ｍｍ以下であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。」であってもよいし、「０．２％耐力が６００Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。」であってもよい。
【０１０１】
また、「肉厚が５ｍｍ以上８０ｍｍ以下であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄。」であってもよい。肉厚が５ｍｍ以上あれば、チル組織が発生する恐れは少なく、熱処理時にひずみが生じる恐れも低減される。
【０１０２】
さらに、
「球状黒鉛鋳鉄全体を１００質量％とした場合に、少なくとも、Ｃを３．０質量％以上３．８質量％以下、Ｓｉを２．４質量％以上２．８質量％以下、Ｍｎを０．４質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕを０．７質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇを０．０３質量％以上０．０５質量％以下、Ｓｎを０．０５質量％以下を含む一方で、ＮｉおよびＭｏがそれぞれ０．０５質量％を超えて含まれておらず、基地組織においてパーライト相を９５％以上有する球状黒鉛鋳鉄を一旦加熱し、該球状黒鉛鋳鉄の組織をオーステナイト相に変態させる加熱工程と、
前記加熱工程を実施した前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する冷却工程とを有し、
前記冷却工程が、前記球状黒鉛鋳鉄を、パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで０．６℃／秒以上８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程であることを特徴とする球状黒鉛鋳鉄の熱処理方法。」
であってもよい。
【０１０３】
ここにいう「ＮｉおよびＭｏがそれぞれ０．０５質量％を超えて含まれておらず、」も、不可避的不純物としてＮｉまたはＭｏが含まれている場合があることを想定したものであって、ＮｉおよびＭｏは、意図して添加された元素ではない。また、「パーライト相への相変態を開始する直前の温度まで」とは、例えば、８００℃から７３０℃までの間であってもよい。
【符号の説明】
【０１０４】
ＴＰ    試験片
ｔｐ１    １段目の部分
ｔｐ２    ２段目の部分
ｔｐ３    ３段目の部分
Ｃ    黒鉛
Ｐ    パーライト組織
Ｆ    フェライト組織
【図１】
2020023747.tif 000004
【図２】
2020023747.tif 000005
【図３】
2020023747.tif 000006