(57)【要約】  本発明の高マンガン球状黒鉛鋳鉄は、その成分組成を、重量％で、Ｃ含有量２．５〜４．０％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０％、Ｍｎ含有量７．０〜１８．０％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１％、Ｍｎ含有量７．０〜１０．０％の範囲ではＮｉ含有量１０．０％以下及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０％の範囲ではＮｉ含有量を式［Ｍｎ％＞Ｎｉ％］の範囲とし、残部をＦｅおよび不純物とした鋳鉄である。本発明の鋳鉄は、鋳放しでは、組織にオーステナイト、炭化物及び球状黒鉛を有し、低磁性、耐摩耗性、鋳造性および被削性に優れたものである。  本発明の高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記鋳鉄を１０７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解させた後、急冷するものである。これにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトの基地組織とし、低磁性あるいは非磁性、強靱性、耐摩耗性、鋳造性および被削性に優れた特性を実現させるものである。
2010090151.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量１０．０重量％以下及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成り、且つ組織中に球状黒鉛を分散せしめたことを特徴とする高マンガン球状黒鉛鋳鉄。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％  ・・・  （１）式
【請求項２】
請求項１に記載の鋳鉄を１０７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋから急冷することにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とすることを特徴とする高マンガン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、鋳鉄組成にオーステナイト安定化元素であるＭｎとＣをバランス良く含有させることにより基地組織の主体をオーステナイトとした低磁性の鋳鉄製造に関する。また多量のＭｎ含有による高い加工硬化能により耐摩耗性に優れた材質とし、鋳鉄組織の特徴である黒鉛の形態を球状にして基地組織中に分散せしめ、黒鉛周辺の応力集中を少なくし、基地組織中に黒鉛が存在することによる強度低下を抑えた球状黒鉛鋳鉄に関する。更に本発明による鋳鉄に適した熱処理により、非磁性化および強靱化した球状黒鉛鋳鉄に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト球状黒鉛鋳鉄および高マンガン鋼は、基地組織が主にオーステナイトであり、オーステナイトが非磁性であるため、非磁性あるいは低磁性である。高い透磁率を有する強磁性材料は強力電磁石周辺環境において電磁誘導に誘起されて発生する渦電流により発熱してエネルギー損失が大きくなり、更に材料自体が加熱するため問題となる。ダクタイルニレジスト鋳鉄およびオーステナイト系ステンレス鋼がこういった環境での構造用材料として使われている。
【０００３】
球状黒鉛鋳鉄はその名の通り黒鉛形状が球状であるため、鋳鉄でありながら基地組織中に分散した黒鉛による強度低下への影響が非常に少ない材料である。また、鋼と比較して鋳造性に優れ、硬さの割に被削性に優れた材料である。オーステナイト球状黒鉛鋳鉄では、ダクタイルニレジストが広く知られており、耐熱性、耐食性、低熱膨張係数を要求される排気マニホールドや真空ポンプ、工作機械などに利用されている。また、基地組織がオーステナイトであるため低磁性、且つ低温靱性に優れた材料である。しかし、Ｎｉを１２〜３６重量％含有するため低磁性および低温靱性を目的とした構造用材料としてはコスト高となる。また、Ｎｉを多量に含有するため耐力が２１０〜３１０ＭＰａ、引張強さ３７０〜５００ＭＰａと中強度のため構造用材料として課題が残されている。Ｎｉの一部をＭｎで置き換えたオーステナイト球状黒鉛鋳鉄については、［先行技術文献］特開２００４−２１８０２７号公報（特許文献１）で報告されている。
【０００４】
高マンガン鋼は、イギリスの発明家Robert Abott Hadfieldによって１８８２年に発明された材料で、Ｃ１重量％およびＭｎ１３重量％含有しているものが最も一般的である。高強度かつ靱性があり、高い加工硬化能を有しているため、加工を受けた表面だけが硬化して耐摩耗性を向上し、加工を受けていない内部は柔らかく靱性が高いというユニークな材料である。通常、熱処理により前の優れた材質を実現している。基地組織はオーステナイトであるため非磁性であり、液体窒素温度域（７７Ｋ）においてもオーステナイトが安定であるため靱性があり、低温環境での用途も拡大している。近年になって再び、核融合炉や超伝導の周辺構造用材料、リニアモーターカーのガイドウェイや液化ガス貯蔵タンク等の構造用材料として脚光を浴びている材料である。しかし、高マンガン鋼は被削性の非常に悪い材料であり、他のオーステナイト鋼と比べて低コストでありながら需要拡大が制限されている。また鋳鉄と比べると融点が高く鋳造性に劣る材料であり、複雑形状や薄肉形状の製品が製造し難いといった課題が残された材料である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−２１８０２７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明が解決しようとする課題は、鋳鉄組成に７．０〜１８．０重量％のＭｎを含有させ、且つ鋳鉄組織中に分散する黒鉛を球状化した鋳鉄を製造し、低磁性、耐摩耗性、鋳造性、被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄を製造し、更に本発明における鋳鉄に適した熱処理により非磁性、強靱性、低温靱性、耐摩耗性、鋳造性、被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
（１）本発明における高マンガン球状黒鉛鋳鉄は、Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量１０．０重量％以下及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成る。多量のＭｎを含有している鋳鉄にも拘わらず、溶湯に球状化処理を施し、接種後に注湯することにより球状黒鉛が基地組織中に分散した球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％  ・・・  （１）式【０００８】
本発明における高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記（１）の鋳鉄を、１０７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋから急冷することにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とする球状黒鉛鋳鉄を常温で得ることができる。
【発明の効果】
【０００９】
本発明における高マンガン球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組成にＭｎを７．０〜１８．０重量％含有し、且つ球状黒鉛を基地組織中に分散した鋳鉄の実現により、低磁性、且つ耐摩耗性、鋳造性、被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造が可能となる。更に本発明による鋳鉄に適した熱処理を施すことにより、非磁性、且つ低温靱性、強靱性、耐摩耗性、鋳造性、被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造が可能となる。基地組織の主体がオーステナイトであるため非磁性となり、低温靭性に優れた材質となる。基地組織は高Ｍｎ組成であるため難削材であるが球状黒鉛の存在により被削性が向上した材料となり、Ｍｎによる高い加工硬化能により強靭性、耐摩耗性に優れた材質となる。また鋳鉄の優れた鋳造性により、複雑形状製品の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】Ｍｎ含有量と耐力の関係を示すグラフ図である。
【図２】Ｎｉ含有量と耐力の関係を示すグラフ図である。
【図３】鋳放し試料の組織写真（実施例１〜１１）を示す写真図である。
【図４】鋳放し試料のＸ線回折結果（実施例１７）を示すグラフ図である。
【図５】耐摩耗試験の試料取付部を示す略図である。
【図６】熱処理試料の組織写真（実施例１〜１１）を示す写真図である。
【図７】熱処理試料のＸ線回折結果（実施例１７）を示すグラフ図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
発明者らは鋳鉄組成にＭｎを７．０〜２０．０重量％含有し、且つ球状黒鉛を基地組織中に分散した鋳鉄を実現すべく鋭意実験を重ねた結果、Ｎｉを添加しない、または必要に応じてＮｉを添加することにより、Ｍｎを７．０〜２０．０重量％含有し、且つ球状黒鉛が基地組織中に分散した鋳鉄を製造できることを見出した。鋳放し組織はオーステナイト＋炭化物＋球状黒鉛となり、低磁性かつ耐摩耗性を有するが、炭化物、特に粒界炭化物が析出しているため、強度が低く、伸びも少ない。そこで条件を変えて熱処理試験を繰り返した結果、鋳鉄に適した熱処理を施すことで優れた諸特性を持つ材質が得られることを見出した。具体的には鋳鉄組成の溶湯に７．０〜１８．０重量％のＭｎを添加し、黒鉛球状化処理を施して接種後に鋳込むことにより、基地組織がオーステナイト、炭化物、球状黒鉛から成る鋳鉄を製造する。また、Ｎｉを添加することにより、熱処理後の基地組織中のＣ固溶量を調節して目的の機械的特性に合う材質とし、更にＮｉを多く添加することにより低温靱性に優れた材質とする。ここでＭｎよりも多くＮｉを添加すると耐力が低下して構造用材料には不適となるため、Ｎｉ含有量はＭｎよりも少ない量とする。しかしＭｎ７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ１０．０重量％での低温衝撃特性が特に優れているため、低温用途に適した材料を製造する目的でＮｉ１０．０重量％以下とする。
【００１２】
前述の通り、鋳放しでは低磁性、耐摩耗性を有するものの、炭化物、特に粒界炭化物が存在するため高強度、耐衝撃特性が要求される用途には不適である。しかし炭化物を分解する熱処理を施すことにより塊状炭化物および粒界炭化物を減少または消滅させ、強靱性、低温靱性、耐摩耗性、鋳造性、被削性に優れた特性を実現でき、更に鋳放しよりも透磁率を下げ、μ：１．０２以下の非磁性化が可能となる。本発明における熱処理は、高温加熱による炭化物分解および所定温度からの急冷を鋳鉄に適した温度で実施するものである。すなわち鋳鉄ではオーステナイト化温度範囲内で保持した時、保持温度が高いほどオーステナイト中への炭素固溶量が多くなり、冷却後の固溶炭素量も多くなるため粒界炭化物析出傾向が高くなる。そこで発明者らは炭化物分解温度と急冷温度を分けて設定し、粒界炭化物が析出しない急冷温度を選定する方法を発明した。以下に成分範囲および熱処理について具体的に説明する。
【００１３】
Ｃ、Ｓｉは黒鉛を晶出させるために不可欠であり、Ｃ２．５重量％、Ｓｉ１．５重量％より少ない含有量ではレデブライト組織が優勢となり、非常に脆い材料となってしまう。通常Ｓｉは２．５重量％以上であるが黒鉛化促進元素であるＮｉを多く含有する場合はＳｉ１．５重量％で製造可能である。またＳｉは黒鉛粒数を増加させ、鋳放しでの炭化物析出量を減じる効果を有するため、高Ｓｉほど炭化物分解処理時間を短縮することが可能である。しかしＳｉ含有量が６．０重量％を超えるとオーステナイト粒界に炭化物が析出する傾向が高くなり、強度および靱性が低下する。従って、ＣおよびＳｉの含有量についてＣは２．５〜４．０重量％、Ｓｉは１．５〜６．０重量％の範囲とする。
【００１４】
ＭｎはＣとの共存によりオーステナイトを安定化させ、且つ加工硬化を起こさせるのに不可欠な本発明における最も重要な元素である。Ｍｎ含有量が７．０重量％より少ない場合、オーステナイトが不安定となり、急冷時にマルテンサイトが析出して脆化傾向を示す。一方、Ｍｎ含有量が多いほど熱処理後のオーステナイト中のＣ固溶量が多くなり脆化傾向を示し、この脆化傾向は数％以上のＮｉ添加により抑制可能であることが分かっている。しかしＭｎ１８．０重量％を超えるとＮｉ添加による脆化抑制が困難となるためＭｎ含有量を１８．０重量％以下の範囲とする。従って、Ｍｎの含有量を７．０〜１８．０重量％の範囲とする。
【００１５】
Ｎｉは黒鉛化を促進し、炭化物分解時間を短縮する効果を有する。また２０３Ｋ、７７Ｋといった低温でオーステナイトを安定化するため、低温での非磁性および衝撃特性を改善する効果を有している。しかし、Ｍｎ含有量に対してＮｉを多く添加し過ぎた場合、耐力が低下するため構造用材料には不適となる。Ｍｎ含有量と耐力の関係を図１に示す。これは後で説明する実施例を基にグラフ化したものである。耐力はＭｎの増加に対して直線的に増加し、Ｎｉ含有量の増加に伴い耐力が低い側に移ることが分かる。また、同じ結果についてＮｉを横軸にして表し、曲線および直線で近似したグラフを図２に示す。図２についてはＮｉ１５重量％まで直線および曲線を延長して示した。Ｍｎ７重量％の直線に着目するとＮｉ７．０重量％以下で、Ｍｎ９重量％の曲線に着目するとＮｉ９．０重量％以下で、Ｍｎ１１重量％の曲線に着目するとＮｉ１１．０重量％以下で、Ｍｎ１３重量％の曲線に着目するとＮｉ１３．０重量％以下でそれぞれ耐力３５０ＭＰａ以上を確保できることが分かる。Ｍｎ７〜１０重量％の範囲では、前の理由によりＮｉ１０．０重量％含有する実施例の耐力が低く、３５０ＭＰａに満たない結果を含むが、一方で低温衝撃値が特に優れた傾向を示しており、且つ引張強さ５５０ＭＰａ以上が確保されていることから、Ｍｎ含有量が７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を１０．０重量％以下とする。従って、Ｎｉ含有量については、Ｍｎ含有量が７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を１０．０重量％以下、Ｍｎ１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とする。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％  ・・・  （１）式
【００１６】
Ｍｇは黒鉛を球状化させるのに不可欠な元素であり、Ｍｇ０．０１５重量％未満では黒鉛形状が球状から芋虫状へ、さらにＭｇが少ない時には片状へと変化し強度および靱性が低下する。また球状黒鉛鋳鉄における一般的な傾向としてＭｇ０．１重量％を超えると鋳造欠陥が増加するため、Ｍｇ含有量は０．０１５〜０．１重量％の範囲とする。
【００１７】
熱処理における加熱は、基地組織中に存在する炭化物およびオーステナイト粒界に析出した炭化物を分解し、オーステナイト中に固溶させるために行う。１３７３Ｋより高温では粒界に液相が出現して極端に脆化する。また１０７３Ｋより低い温度では炭化物の分解に時間がかかるためコスト高となる。従って、加熱温度は１０７３〜１３７３Ｋの範囲とする。
【００１８】
前の加熱に続いて１０７３〜１２７３Ｋから急冷する理由は、鋳鉄は鋼と異なり平衡状態でオーステナイト中に固溶する炭素量が温度により変化することを利用し、急冷時に粒界炭化物が析出しない固溶炭素量とするためである。１２７３Ｋよりも高温から急冷すると固溶炭素量が多くなり粒界炭化物が析出する。一方、１０７３Ｋより低い温度から急冷しても粒界炭化物が析出する傾向が現れることが分かっている。本熱処理により炭化物を減少または消滅させたオーステナイト基地組織とすることができる。
【実施例】
【００１９】
以下、本発明における鋳鉄について実施例に基づいて説明する。【００２０】
ここで実施例における溶製方法および供試材について説明する。元湯の原材料には一般に流通している銑鉄、鋼材、フェロマンガン、フェロシリコン、純Ｎｉを用いた。元湯の化学成分が目標成分となるように原材料を配合して３０ｋｇ用高周波誘導炉にてアルミナ坩堝で溶解した。放射温度計にて元湯温度を測定し、Ｍｇ系球状化剤にて元湯温度１７７３〜１７８３Ｋで球状化処理を実施した。球状化処理した溶湯に０．８重量％相当のＦｅ−Ｓｉ系接種剤を接種して、供試材用の鋳型に鋳込んだ。球状化処理および接種後の目標化学成分をＳｉ３．０〜５．０重量％、Ｍｎ７．０〜２０．０重量％、Ｎｉ０．０〜１５．０重量％の範囲に設定して鋳込み、それぞれの鋳放しおよび熱処理供試材について各種試験を実施した。引張試験、硬さ試験、組織観察、Ｘ線回折、透磁率測定、熱膨張係数測定、熱伝導率測定、シャルピー衝撃試験および腐食試験の供試材として直径２５ｍｍの丸棒部を試験片本体とする長さ２４５ｍｍのノックオフ形シェル鋳型に鋳込んだ。また耐摩耗試験用の供試材として、横９０×縦１１０×厚さ１５ｍｍの板部を試験片本体とし、５０×５０×１１０ｍｍの押湯部を備えた試験片を鋳込んだ。
【００２１】
鋳放し試料の特性について、実施例による結果を基に説明する。表１に実施例、比較例および比較材料（ＦＣＤ７００−２、ＦＣＤ４５０−１０、ＡＤＩ〔Austempered Ductile Iron〕、高マンガン鋼）の化学成分、並びに実施例における鋳放しでの黒鉛球状化率、硬さ、透磁率および摩耗減量の測定結果を示す。本発明による鋳放し試料は球状黒鉛が基地組織中に分散した組織であり、表１に示す通りＪＩＳ  Ｇ−５５０２（２００１）に準じた画像解析により黒鉛球状化率を測定した結果、全ての実施例および比較例で黒鉛球状化率が８０％以上となった。図３に実施例１〜１１における鋳放し組織写真を示す。鋳放し組織ではオーステナイト中に球状黒鉛および歪な形状をした炭化物が析出している様子が確認できる。表１の化学成分と比較しながら図３の組織写真を見るとＭｎ含有量が多い実施例ほど炭化物が多く析出し、Ｎｉ含有量が多い実施例ほど炭化物が少ない傾向があることが分かる。鋳放し試料のＪＩＳ  Ｚ―２２４３に準拠した測定によるブリネル硬さは１６３〜３８７ＨＢＷであり、Ｎｉ含有量が多いほど硬度が低くなる傾向がある。これはＮｉ含有量が多いほど炭化物量が少なく、Ｍｎによる加工硬化能を低下させるためと考えられる。実施例１〜１１の鋳放し状態での透磁率を透磁率測定器（ＬＰ−１４１／電子工業株式会社）で計測した結果、１．０２０〜２．８２と低磁性を示した。図４に実施例１７における鋳放し試料のＸ線回折結果（ＲＩＮＴ―２５００／株式会社リガク）を示す。鋳放し組織は球状黒鉛（Graphite）＋オーステナイト（γ）＋Ｆｅ3Ｃを基本構造とする炭化物から構成されており、黒鉛およびオーステナイトが非磁性であるため、低磁性材料となっていることが確認できる。
【００２２】
【表１】
2010090151.tif 000003
【００２３】
鋳放し試料の耐摩耗性評価は、ＪＩＳ−Ｋ―７２１８に準じた摩擦摩耗試験が可能な摩擦摩耗試験機（ＥＦＭ―３―ＥＮ／株式会社エー・アンド・デイ）により、同規格のＢ法を応用した方法で実施した。図５に試験機に取付けたディスク形状の供試材、ピン形状の相手材およびそれらを固定する治具を示す。試験機への供試材取付部の上側突起および下側突起に合うように固定治具の上下に溝を設置した。図中５に示すディスク形状の供試材（φ６０×厚さ４ｍｍ）を治具３、６で挟み、４のボルトで締付けてディスク５を固定し、試験機下側に取付けた。一方、相手材となるピン２（超硬合金：ＨＴｉ１０／三菱／Φ６ｍｍ―Ｃ０．５面取り加工／硬度ＨＲＡ９２）を治具１の穴に３本差込み、ピン２が落下しないように注意しながらピン先端がディスク５に当るように試験機に取付けた。ピン穴は回転中心を中心とする直径３３ｍｍ円周上に等間隔に配置した。ピン２は固定側、ディスク５は回転側となり加圧下での回転により、供試材であるディスク５がピン２により摩耗する仕組みとなっている。試験加圧力は１０ｋｇｆ一定とし、ディスク回転速度は８３ｒｐｍにて実施した。表１の実施例１４、１５の鋳放しでの摩耗減量と後述する表３のＦＣＤ４５０―１０、ＦＣＤ７００−２の摩耗減量を比較すると、実施例１４、１５の方が遥かに摩耗減量の少ない耐摩耗性に優れた材料であることが分かる。実施例１４の鋳放しにおいては表３の実施例における全ての熱処理試料、ＡＤＩおよび高マンガン鋼と比べて摩耗減量が少なく、耐摩耗性が優れていることが分かる。これは鋳放しで析出した塊状炭化物が硬い材質であり、耐摩耗性を向上させたためと考えられる。鋳放しでは靭性が低いため、衝撃を伴わず耐摩耗性を要求される用途に好適である。
【００２４】
以下、熱処理試料の特性について、実施例による結果を基に説明する。実施例の熱処理は、ノックオフ試験片の押湯部を切離し、丸棒部を針金で吊るして熱処理炉の中に入れ、高温加熱による脱炭を防止するため窒素雰囲気で行った。表２に示す通り、炭化物分解処理は１３２３Ｋで２〜１５時間実施した。続いて１１２３Ｋまたは１１７３Ｋに温度を下げ、３０〜６０分保持後に炉から取出して水に浸漬した。十分冷却したことを確認して水中から引出した。
【００２５】
【表２】
2010090151.tif 000004
【００２６】
熱処理試料の組織
表１の化学成分と比較しながら図６の熱処理後の組織写真を見ると、実施例１〜３のＮｉ無添加試料ではＭｎ含有量の増加に伴い、炭化物分解温度での２時間保持でも未分解の塊状炭化物が存在することが分かる。Ｎｉ含有量が多くなると熱処理後の炭化物量は少なくなり、実施例８〜１１のＮｉ１０重量％含有試料ではＭｎ１３重量％においても炭化物はほとんど分解し、均一なオーステナイト組織となっている。図７に実施例１７における熱処理試料のＸ線回折結果を示す。炭素（Graphite）とオーステナイト（γ）のピークのみとなり鋳放しで見られた炭化物のピークは無くなっている。
【００２７】
熱処理試料の機械的特性
熱処理を施した試料をＪＩＳ  Ｚ―２２０１の４号試験片に加工し、引張試験を実施した結果、表２に示す通り実施例における引張強さは全て４５０ＭＰａを超えており、Ｎｉ数％以上を含有した試料では引張強さに対して高い伸びを示す傾向が現れた。Ｎｉを５．４重量％含有する実施例１６では７２１ＭＰａに対して伸び３４．４％という球状黒鉛鋳鉄において未だ実現したことの無い強度と伸びを併せ持った材料となった。急冷温度１１７３Ｋの実施例４〜１１と同一組成の供試材について１１２３Ｋから急冷した実施例２０〜２７は、実施例４〜１１と比べて引張強さ、伸びが高くなり、耐力が下がる傾向が見られた。靭性を優先する材質としたい場合は急冷温度を低く設定すると有効であることが分かる。
【００２８】
本発明による鋳鉄は、オーステナイト基地組織でありながら、Ｎｉ含有量および熱処理条件の選定により耐力４００ＭＰａ以上とすることが可能である。Ｎｉを１．０重量％含有する実施例１８では引張強さ７１６ＭＰａ、耐力４９６ＭＰａ、伸び１７％であり、構造用材料のように引張強さと併せて耐力が要求される用途に好適である。熱処理試料のＪＩＳ  Ｚ―２２４３に準拠した測定によるブリネル硬さは１６３〜２７７ＨＢＷであり、鋳放し試料と比べて低い硬度となっている。ＪＩＳ  Ｂ―７７２２に準拠した測定によるＶノッチでのシャルピー試験結果より、実施例５ではＮｉ含有量５重量％において２０３Ｋにおける衝撃値が２６Ｊ／ｃｍ２であり、低コストで低温衝撃特性に優れた材料となっていることが分かる。Ｎｉ１０重量％を含有する実施例８、９、１０では更に低温衝撃特性に優れ、実施例９、１０では７７Ｋという超低温下での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となった。ここでＭｎ２０重量％含有する比較例１に着目すると、引張強さ３８４ＭＰａに対して伸び３．０％と脆化傾向が認められることが分かる。Ｍｎ１７重量％含有する実施例１３では伸び８．８％有することから、Ｍｎ含有量が１８重量％以下であればＮｉ含有により脆化傾向を抑制し、構造用材料などとして利用可能であると判断できる。
【００２９】
熱処理試料の磁性
熱処理試料について透磁率測定器（FEROMASTER Permeability Meter／Stefan Mayer Instruments）にて計測した結果、表３に示す通り計測を実施した全ての実施例について透磁率はμ１．００３〜１．００６の範囲内にあり、１．０２以下の非磁性であることが分かった。実施例における透磁率は高マンガン鋼、ＳＵＳ３０４（ＳＣＳ１３）と同程度の値であり、ダクタイルニレジストより低い値となっている。
【００３０】
【表３】
2010090151.tif 000005
【００３１】
熱処理試料の耐摩耗性
熱処理試料の耐摩耗性評価は、先に説明した鋳放し試料の評価方法と同一方法により行った。表３より、熱処理試料の実施例における摩耗減量は０．０１〜０．３２ｇであり、ＦＣＤ４５０−１０、ＦＣＤ７００−２の２．８ｇ、３．１ｇより遥かに少なく、耐摩耗性に優れた材料であることが分かった。また、Ｎｉ含有量が少ないほど摩耗減量は少なくなり、Ｎｉを添加しなかった実施例１〜３では０．０１３〜０．０１６ｇとなり、一般に耐摩耗性が非常に良いとされるＡＤＩおよび高マンガン鋼と同等の耐摩耗性を有していることが分かった。機械的特性や耐食性などの要求に応じてＮｉ含有量を選定することにより、用途に適した材料を製造することが可能である。  
【００３２】
熱処理試料の物理的特性
表３に示す通り、本発明による鋳鉄の３２３〜３７３Ｋでの熱膨張係数（ＴＭＡ８３１０／株式会社リガク）は１７〜２０×１０−６／Ｋであり高マンガン鋼に非常に近い値である。基地組織がオーステナイトであるため、フェライト系およびパーライト系の球状黒鉛鋳鉄よりも高い値となっている。長尺の製品を製造する場合には注意を要する。また熱伝導率（ＬＦＡ４５７―Ａ２１  Ｍｉｃｒｏｆｌａｓｈ／ＮＥＴＺＳＣＨ）は常温から３７３Ｋの範囲で１１〜１９Ｗ／ｍ・Ｋであり、フェライト系およびパーライト系の球状黒鉛鋳鉄の約半分以下となっている。低温貯蔵タンク周辺部品などは低熱伝導率ほど良く好適である。
【００３３】
熱処理試料の耐食性
Ｓｉ含有量が同程度で、Ｎｉを添加しなかった実施例３、Ｎｉ含有量５重量％の実施例６、Ｎｉ含有量１０重量％の実施例１０の熱処理供試材および比較材料のＦＣＤ４５０−１０より耐食性試験供試材としてコイン（φ２０ｍｍ×厚さ５ｍｍ）を加工し、３重量％ＮａＣｌ水溶液に５００時間および５０体積％塩酸水溶液に９６時間それぞれ浸漬して腐食減量を測定した。表３に示す通り、３重量％ＮａＣｌ水溶液による腐食減量測定結果より、Ｎｉ含有量が多いほど腐食減量が少なくなり、耐食性が良くなる傾向が認められた。ＦＣＤ４５０と比較するとＮｉを含有しない実施例３と近い値となっていた。一方、５０体積％塩酸水溶液に９６時間浸漬した結果より、Ｎｉを添加しなかった実施例３に対してＮｉ５重量％含有した実施例６は腐食減量が約５分の２、Ｎｉ１０重量％含有した実施例１０では約５分の１となり、塩酸に対して耐食性が大きく向上することが確認できた。Ｎｉを添加しなかった実施例３とＦＣＤ４５０−１０を比較すると、腐食減量に大きな差が認められず、塩酸に対して同程度の耐食性を有していることが分かった。
【００３４】
熱処理試料の被削性
引張試験片の旋盤加工時に被削性の評価を実施した。評価方法は、一般に被削性が良いほど回転速度を速く設定でき、送り、切り込みを大きく設定できることから、高マンガン鋼、ＦＣＤ４５０−１０および本発明による鋳鉄を旋削加工する際に、加工面の焼付きによる変色が生じない範囲で可能な設定値を探り評価した。被削性試験結果として、表４に切り込み、送り、回転速度およびこれらの比率から割出したＦＣＤ４５０に対する加工時間比を示す。本発明材料は被削性が非常に良いとされるＦＣＤ４５０と比べると約３倍の加工時間を要するが、高マンガン鋼の約１７倍と比べるとＭｎを同程度に含有しながらも如何に被削性に優れ、加工時間を短縮できるかが分かる。
【００３５】
【表４】
2010090151.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【００３６】
本発明による鋳鉄は低磁性、強靱性、低温靱性、耐摩耗性、鋳造性、被削性に優れた材料である。非磁性用途、低温用途では高マンガン鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、ダクタイルニレジストの代用として、耐摩耗用途では高マンガン鋼の代用として利用できる。非磁性および低温靭性を備えた材料はモーター部品や液化ガス貯蔵タンク周辺部品、あるいは超伝導設備、核融合炉設備の構造用材料など今後需要拡大が予想される用途に利用可能である。一方、強靭性および耐摩耗性を併せ持つため、鉱山機械などの用途にも利用可能である。鋳鉄の優れた鋳造性により薄肉、複雑形状製品が製造可能であり、用途により合理的な設計に対応することが可能である。更に被削性が良好なことから設計の自由度が広がり、加工精度が向上することにより用途拡大が期待される。
【図１】
2010090151.tif 000007
【図２】
2010090151.tif 000008
【図３】
2010090151.tif 000009
【図４】
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【図５】
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【図６】
2010090151.tif 000012
【図７】
2010090151.tif 000013
【手続補正書】
【提出日】平成22年5月20日(2010.5.20)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量１０．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量１０．０重量％以下及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成る鋳鉄を、１０７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋから急冷することにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とすることを特徴とする高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％・・・（１）式
【請求項２】
（削除）
【手続補正書】
【提出日】平成22年10月7日(2010.10.7)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量7．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量7．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量０〜１０．０重量％及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成る鋳鉄を、１０７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋから急冷することにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とすることを特徴とする高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％≧０・・・（１）式
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００７】
（１）本発明における高マンガン球状黒鉛鋳鉄は、Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量０〜１０．０重量％及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成る。多量のＭｎを含有している鋳鉄にも拘わらず、溶湯に球状化処理を施し、接種後に注湯することにより球状黒鉛が基地組織中に分散した球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％≧０・・・  （１）式
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１５】
Ｎｉは黒鉛化を促進し、炭化物分解時間を短縮する効果を有する。また２０３Ｋ、７７Ｋといった低温でオーステナイトを安定化するため、低温での非磁性および衝撃特性を改善する効果を有している。しかし、Ｍｎ含有量に対してＮｉを多く添加し過ぎた場合、耐力が低下するため構造用材料には不適となる。Ｍｎ含有量と耐力の関係を図１に示す。これは後で説明する実施例を基にグラフ化したものである。耐力はＭｎの増加に対して直線的に増加し、Ｎｉ含有量の増加に伴い耐力が低い側に移ることが分かる。また、同じ結果についてＮｉを横軸にして表し、曲線および直線で近似したグラフを図２に示す。図２についてはＮｉ１５重量％まで直線および曲線を延長して示した。Ｍｎ７重量％の直線に着目するとＮｉ７．０重量％以下で、Ｍｎ９重量％の曲線に着目するとＮｉ９．０重量％以下で、Ｍｎ１１重量％の曲線に着目するとＮｉ１１．０重量％以下で、Ｍｎ１３重量％の曲線に着目するとＮｉ１３．０重量％以下でそれぞれ耐力３５０ＭＰａ以上を確保できることが分かる。Ｍｎ７〜１０重量％の範囲では、前の理由によりＮｉ１０．０重量％含有する実施例の耐力が低く、３５０ＭＰａに満たない結果を含むが、一方で低温衝撃値が特に優れた傾向を示しており、且つ引張強さ５５０ＭＰａ以上が確保されていることから、Ｍｎ含有量が７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量０〜１０．０重量％とする。従って、Ｎｉ含有量については、Ｍｎ含有量が７．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を０〜１０．０重量％、Ｍｎ１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とする。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％≧０・・・  （１）式
【手続補正書】
【提出日】平成23年1月26日(2011.1.26)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量7．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量7．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量０〜１０．０重量％及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成る鋳鉄を、１２７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋまで冷ましてから急冷することにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とすることを特徴とする高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％≧０・・・（１）式
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００８】
本発明における高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記（１）の鋳鉄を、１２７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋまで冷ましてから急冷することにより、炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とする球状黒鉛鋳鉄を常温で得ることができる。
【手続補正書】
【提出日】平成24年2月15日(2012.2.15)
【手続補正２】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量２．５〜４．０重量％、Ｓｉ含有量１．５〜６．０重量％、Ｍｎ含有量7．０〜１８．０重量％、Ｍｇ含有量０．０１５〜０．１重量％、Ｍｎ含有量7．０〜１０．０重量％の範囲ではＮｉ含有量０〜１０．０重量％及びＭｎ含有量１０．０〜１８．０重量％の範囲ではＮｉ含有量を下記（１）式の範囲とし、残部がＦｅおよび不純物から成る鋳鉄を、１２７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋまで下げて保持してから急冷することにより、粒界炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とすることを特徴とする高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
Ｍｎ重量％＞Ｎｉ重量％≧０・・・（１）式
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００８】
本発明における高マンガン球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、上記（１）の鋳鉄を、１２７３〜１３７３Ｋに加熱して炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させ、続いて１０７３〜１２７３Ｋまで下げて保持してから急冷することにより、粒界炭化物を減少または無くした準安定オーステナイトを基地組織とする球状黒鉛鋳鉄を常温で得ることができる。
【国際調査報告】
2010090151.tif 000014
2010090151.tif 000015
2010090151.tif 000016
2010090151.tif 000017