(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：３．２〜３．９％、Ｓｉ：２．０〜２．６％、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２〜０．０６％、Ｃｕ：２．４〜３．３％、Ｓｎ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高強度球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】
黒鉛球状化処理前の溶湯のＡｌの含有量を０．００５％重量％以下に規制したものを用い、Ｃｕを２．４〜３．３％添加した後、黒鉛球状化処理剤、Ｓｎを０．０１〜０．０５％添加することを特徴とする高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
球状黒鉛鋳鉄は、優れた強度を有するので、自動車部品や機械部品、土木部品等種々の用途に広く使用されている。特に、オーステンパ処理に基づく基地組織のベイナイト化による強靱化された球状黒鉛鋳鉄の出現により、従来では得られなかった高強度化が可能となり、良好な鋳造性と複雑な形状に対応できる球状黒鉛鋳鉄が鍛鋼や鋳鋼の代替材料として使用されるに至っている。又、鋳放しによる高強度球状黒鉛鋳鉄は、現状では引張り強さ８００Ｎ／ｍｍ2以上、伸び２％以上を得るのは困難とされている。そこで、より高強度を得るための手段としてＭｏ、Ｎｉ、Ｖ等を添加することが行われている。焼入れ性に関しては、鋳放し状態で表面焼入れを行う場合、高周波焼入れ、炎焼入れがあるが、球状黒鉛鋳鉄では硬化層が通常２ｍ／ｍ前後である。Ｃｕは基地のパーライトの安定化成分で、その量が増すに従い、引張強度は増大するが、Ｃｕは黒鉛の球状化阻害元素であり、２％以上になると阻害作用が強くなり、又、チル化傾向も増大すると謂われる。（特公昭６１−５５５７７）。そのためＣｕ２％以上の添加は考えられていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
然るにオーステンパ球状黒鉛鋳鉄は、高強度を得るために熱処理工程が加わるため、コストの上昇、ベイナイト組織に起因する被削性や加工工程の複雑化等の問題があり、広く普及には至っていない。又、鋳放しによる高強度球状黒鉛鋳鉄はＭｏ、Ｎｉ、Ｖ等の添加ために折角の鋳放しによる経済的な効果が相殺されて了っている。更に、家電リサイクル法の成立で、Ｃｕは一層多量に発生が予想される。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の従来技術の問題点を解決し、Ｃｕを添加剤として使用し、更に鋳放しでベイナイトやセメンタイトのない被削性の良好な緻密な組織からなり、引張強さ９００Ｎ／ｍｍ2ちかく、又は９００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度と４％以上の良好な伸びを有し、表面焼入硬化層が５ｍ／ｍ以上の強力な焼入れ性を有し、鍛鋼や鋳鋼、オーステンパ球状黒鉛鋳鉄の代替化、部品としての寿命や軽量化に寄与できる球状黒鉛鋳鉄を得ることを目的とするものである。
【０００５】
そこで本発明は上記目的を達成するため、Ｃｕ、Ｓｎを合金とすることにより、緻密な組織が生成され、鋳放しで高強度と良好な伸び、強力な焼入れ性が経済的に得られるようにし、加えて球状化処理前溶湯のＡｌの含有量を規制することにより、更に高特性を有するようにしたものであって、第１に重量％で、Ｃ：３．２〜３．９％、Ｓｉ：２．０〜２．６％、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２〜０．０６％、Ｃｕ：２．４〜３．３％、Ｓｎ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とし、第２に黒鉛球状化処理前の溶湯のＡｌの含有量を０．００５％重量％以下に規制したものを用い、Ｃｕを２．４〜３．３％添加した後、黒鉛球状化処理剤、Ｓｎを０．０１〜０．０５％添加することを特徴とする。
【０００６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について説明する。
Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｌの作用は、本発明の鋳鉄の大きな特徴であるため、特に詳細に記す。
Ｃｕは、オーステナイトを安定化し、オーステナイト−パーライト変態が低温でおき、基地パーライト面積率を増加させる作用を有し、質量効果を軽減させる。安価でリサイクル材として発生量も多いため、過去に多くの試みがなされてきた。しかし、その臨界量は研究者により異なり、１．５％、１．９％、２．２％とも謂われている。そして、それを越えての使用は、オーステナイト粒界に偏析し、不規則形黒鉛を晶出して球状化を阻害すると謂われている。加えて２％以上の添加は、チル化傾向も増大すると指摘されている。
【０００７】
指摘されている事項の確認のため、次なる実験を行った。
２，０００Ｋｇ容量の低周波誘導炉を用い、鋼屑及び戻し材を使用してＦＣＤ４５０相当の溶湯とし、これにＣｕを１．３％〜２．８％と変化させて添加した後、市販のＦｅ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃａ−ＲＥＭ合金添加のサンドウィッチ法による黒鉛球状化処理を実施し、注湯取鍋移し換え時に接種、ＣＯ2鋳型のＪＩＳ Ｇ ５５０２ Ｙ型Ｂ号（２５ｔ×２１５ｌ）に鋳込んだ。実験は成分毎に２回実施した。その平均値を図１に示す。
その結果、Ｃｕ１．５％、２．０％で不規則形黒鉛は確認できず、２．３％、２．６％、２．８％で球状黒鉛の回りにいくつかの凝集状黒鉛ができた。
【０００８】
球状化の阻害はＣｕ２．０〜２．３％で開始されることが予想されるが、注目すべきはＣｕ２．０〜２．６％の範囲は僅かながらも引張り強さが向上し、加えて伸びの低下が急激ではないことである。引張り強さが上昇するのは基地がより緻密に強化され、球形阻害より優位になるためであり、伸びが低下するのは球形阻害が僅かながらも増えるからである。しかし、Ｃｕ２．６％を越えると球形阻害が優位となる。しかも、この含有量の範囲でセメンタイトの発生は皆無であった。
【０００９】
このＣｕ２．８％の試験溶湯に微量のＳｎ０．０２％を添加したところ、黒鉛形状、基地組織が改善され、引張り強さと伸びが大幅に向上することを発見した。Ｓｎ０．０２％を添加して得られた引張り強さを（Ａ）、伸びを（Ｂ）とし、これを図１に示し、前記実験と対比した。
ＳｎはＣｕと同様の効果を持つが、Ｃｕとの相乗効果でオーステナイト−パーライト変態をより低温側に移動させ、黒鉛粒をより微細にすると共に、適量の添加により不規則形黒鉛の晶出を防止し、黒鉛形状を改善し、伸びを増加させるものである。又、基地組織をより緻密にするため高強度となる。
【００１０】
更に、本発明の鋳鉄におけるＣｕとＳｎを試験する過程で、Ａｌが基地組織に多大な影響を与えていることを発見するに至った。即ち、球状化処理前溶湯のＡｌの含有量を規制することにより、パーライトはソルバイトの如くに画期的に緻密になり、基地組織が強化され強度が増加することが判明したのである。ＡｌはＣｕやＳｎとは逆にオーステナイト−パーライト変態を高温側に移動させるが、球状化処理後の特性に与えるその影響は極めて小さい。注目すべきは極微量（０．００５％）のＡｌが球状化処理前の溶製中の溶湯に含まれる溶解度を超えて遊離しているＣｕ粒子の酸化を促進するのである。即ち、球状化処理前のＡｌの含有量を０．００５％以下に規制し、溶製中のこのＡｌの挙動を阻止することにより、球状化処理後の鋳鉄は、基地が逆に強化され、更なる高強度を有するものである。
【００１１】
ＡｌはＯやＮと化合物を形成し、その多くは不純物として除去されるため、球状化処理前溶湯のＡｌの含有量を制御するには、Ａｌの含有率の低い、例えば１．０％以下のＦｅ−Ｓｉを使用し、過剰にＡｌが混入している鋼屑の使用を避ければよく、球状化剤や接種剤の含有量に配慮する必要はない。
【００１２】
次に、本発明の鋳鉄の化学組成を前記の如く限定した理由について記す。
本発明は、Ｃｕの範囲が２．４％〜３．３％であることを大きな特徴とする。Ｃｕがこの範囲であると黒鉛粒が微細になり、基地が緻密に強化されるため高強度で良好な伸びを有し、一方偏析したＣｕは熱伝導率を上げ、焼入れに際しては加熱冷却速度を早め、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の添加がなくても強力な焼入れ性を提供する。Ｃｕが２．４％未満では十分な高強度が得られず、３．３％以上では効果が飽和状態となり、不経済になることからＣｕの範囲を設けるものである。
【００１３】
Ｓｎは前記に詳細に挙動を示したが、範囲を設けるのは０．０１％以下ではＣｕとの相乗効果や黒鉛形状の改善の効果なく、上限を０．０５％としたのは、これ以上では脆化作用が強く、機械的性質が大幅に低下するためである。Ｍｎは０．６％を超えると共晶セル境界に強く偏析すると共に、セメンタイトを作り延性を著しく低下させ、被削性を悪くするため上限を設けるものである。Ｐは０．０３％を超えるとステダイトの影響で伸びが低下し、又、表面焼入れした時の焼割れを防止するために上限を設けるものである。ＳはＭｇ消費型の球状化阻害元素であり、０．０３％以下とした。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｇは一般的な球状黒鉛鋳鉄の範囲である。
【００１４】
【実施例】
〔実施例１〕前記試験と同様の手順、即ち２，０００Ｋｇ容量の低周波誘導炉を用い、鋼屑及び戻し材を使用し、ＦＣＤ５００相当の溶湯とし、これに表１に示す如く所望量のＣｕを添加した後、市販のＦｅ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃａ−ＲＥＭ合金のサンドウィッチ法による黒鉛球状化処理を実施時に表１に示す如く所望量のＳｎを添加し、注湯取鍋移し換え時に接種、ＣＯ2鋳型のＪＩＳ Ｇ ５５０２ Ｙ型Ｂ号（２５ｔ×２１５ｌ）に鋳込んだ。同様の手順で化学組成を変化させた本発明実施品１〜４についての機械的性質及び化学組成を表１に示す。又、本発明実施品３の金属組織の顕微鏡写真を図２に示す。
【００１５】
図１のＣｕを単独で含有した時に比べ、Ｓｎが加わることにより、引張り強さ、伸びが大幅に向上し、更にＣｕが２．６％を超えても低下しないことが判る。図２の金属組成の顕微鏡写真の如く、セメンタイトやベイナイトは皆無で、球形も良好で微細な黒鉛と非常に緻密な組織を有している。本発明の球状黒鉛鋳鉄は、ＪＩＳ Ｇ ５５０２のＦＣＤ８００−２の規格、引張り強さ８００Ｎ／ｍｍ以上、伸び２％以上を鋳放しにて十分満足するものである。
【００１６】
〔実施例２〕Ａｌ０．７％含有のＦｅ−Ｓｉを使用した結果、球状化処理前溶湯のＡｌの含有率は０．００５％（重量％）以下であった。他は前記実施例１と同様の手順で化学組成を変化させた本発明実施品５〜８についての機械的性質及び化学組成を表１に示す。又、本発明実施品７の金属組織の顕微鏡写真を図３に示す。
【表１】
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【００１７】
表１の本発明実施品１〜４に比べ、本発明実施品５〜８は更に引張り強さが向上し、図３の金属組成の顕微鏡写真より、基地はソルバイトの如くに緻密になっているのが判る。本発明の球状黒鉛鋳鉄は、ＩＳＯ １０８３のＦＣＤ９００−２の規格、引張り強さ９００Ｎ／ｍｍ2以上、伸び２％以上を鋳放しにて十分満足するものである。
【００１８】
〔実施例３〕実施例１と同様の手順で注湯取鍋移し換え時に接種後、生型で造形した外径φ２２７、内径φ９３、厚さ３０ｍ／ｍの鋳型に鋳込んだ。得られた化学成分分析結果は、重量％でＣｕ：２．９％、Ｓｎ：０．０４％、Ｃ：３．７％、Ｓｉ：２．５％、Ｍｎ：０．４％、Ｐ：０．０２％、Ｍｇ：０．０４％で、残部はＦｅその他不可避不純物であった。この鋳物の黒皮部を旋盤加工により除去し、外径に比べ焼入れが困難な内径部に高周波焼入れ（焼入れ方法：定置一発、加熱時間：７５ｓｅｃ）を行った。この説明図を図４に、又現物大の硬化パターンを図５に示す。図６は硬化深度を示すもので、実線は本発明材を表し、点線は比較材を表している。尚、比較材のグラフは（財）素形材センター発行の「鋳鉄の生産技術〔改〕」（ｐ１１２・図２．１０７）を引用した。図７は表面から１ｍ／ｍの位置での金属組織の顕微鏡写真を示す。
【００１９】
図６に示す硬化深度で判るように、本発明の球状黒鉛鋳鉄は、Ｓｉ値が２．５％と焼入れには不利な成分ながら、又、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の代表的な焼入れ促進元素を含まず、強力な焼入れ性を有するのは、偏析したＣｕが熱伝導率を上げ、加熱冷却速度を早めるからであり、良好な微細な黒鉛と緻密な組織を有し、セメンタイトの発生がないからである。
【００２０】
【発明の効果】
以上述べたように本発明の請求項１によれば、重量％で、Ｃ：３．２〜３．９％、Ｓｉ：２．０〜２．６％、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２〜０．０６％、Ｃｕ：２．４〜３．３％、Ｓｎ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるもので、鋳放し状態で従来にはない高強度、良好な伸び、セメンタイトやベイナイトのない緻密な組成ならではの良好な被削性、加えて強力な焼入れ性を有する球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。鋳放しによる省エネルギー性に加え、合金元素の主軸にＣｕを用いることで、更にＭｏ，Ｎｉ，Ｖ等の添加剤を使用しないことにより、製造原価の低減化に高い効果をもたらし、質量効果が大幅に改善されるため、鋳物とした場合の実用性に優れ、環境保全をも考慮した工業的価値は非常に高い。
【００２１】
更に、請求項２によれば、黒鉛球状化処理前の溶湯のＡｌの含有量を０．００５％重量％以下に規制したものを用い、Ｃｕを２．４〜３．３％添加した後、黒鉛球状化処理剤、Ｓｎを０．０１〜０．０５％添加したので、上記の本発明の高強度を得る方法が容易に達成し得る効果がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｕ含有鋳鉄の引張り強さと伸びの関係と本発明品との対比を示すグラフ図
【図２】本発明実施品３の６００倍の顕微鏡写真図
【図３】本発明実施品７の６００倍の顕微鏡写真図
【図４】本発明実施試験品の形状図
【図５】同上試験の硬化パターン図
【図６】本発明実施試験品の硬化深度を示すグラフ図
【図７】図６の本発明実施試験品の表面から１ｍ／ｍの４００倍の顕微鏡写真図
【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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