(57)【要約】【課題】強度及び伸びを改善すると共に、良好な被削性が得られる強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法を提供する。【解決手段】この球状黒鉛鋳鉄は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有する。パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。製造にあたり、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯し、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する。その後、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する。その後、球状黒鉛鋳鉄を冷却する。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成されたパーライト相とを有する球状黒鉛鋳鉄において、
前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】
請求項１において、前記パーライト相は、面積比で、（粒状パーライト／全パーライト）×１００％をαとしたとき、α=２０〜８５％に設定されていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項３】
請求項１または請求項２において、Ａ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持されたことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか一項において、引張強度が６００ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか一項において、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ２以上であり、耐衝撃性にも優れていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項６】
請求項１〜請求項５のいずれか一項において、前記パーライト相のうち前記フェライト相側に、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする混在相が形成されていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項７】
請求項１〜請求項６のいずれか一項において、ブルスアイ型であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項８】
請求項１〜請求項７のいずれか一項において、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％を含む組成を有することを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
【請求項９】
球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、
パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、
前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、
加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含むことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１０】
請求項９において、前記加熱保持工程の加熱保持時間は、５〜５０分間であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１１】
請求項９または請求項１０において、前記加熱保持工程は、次の（ａ）〜（ｃ）のいずれかの条件で行うことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
（ａ）温度：７００〜７６０℃、加熱時間：３〜２０分間
（ｂ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：７〜３０分間
（ｃ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：２０〜５０分間
【請求項１２】
請求項９〜請求項１１のいずれか一項において、前記加熱保持工程は、次の（１）〜（３）のいずれかの条件で行うことを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
（１）Ａ１変態点の直下
（２）Ａ１変態点の直上
（３）Ａ１変態点の直上及び直下の繰返し
【請求項１３】
請求項９〜請求項１２のいずれか一項において、前記第１冷却工程は、鋳型から取り出した球状黒鉛鋳鉄を空冷で冷却することを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１４】
請求項９〜請求項１３のいずれか一項において、前記第１冷却工程、前記加熱保持工程、前記第２冷却工程は、連続的に行なわれることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１５】
請求項９〜請求項１３のいずれか一項において、前記第１冷却工程では、前記球状黒鉛鋳鉄は常温または常温付近まで冷却され、前記加熱保持工程は、常温または常温付近の前記球状黒鉛鋳鉄を前記加熱保持工程の温度領域まで昇温させる昇温工程を行った後に行われることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１６】
請求項９〜請求項１５のいずれか一項において、第１冷却工程を経た球状黒鉛鋳鉄は、ブルスアイ型であり、パーライトはラメラパーライトを主体としていることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【請求項１７】
請求項１〜請求項８に係る球状黒鉛鋳鉄を製造することを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法に関する。本発明は、例えば、車両のサスペンションアーム、ステアリングナックル等といった強度、伸び（延性）及び被削性が要請される部品に適用できる。
【背景技術】
【０００２】
産業界では球状黒鉛鋳鉄が提供されている。球状黒鉛鋳鉄は片状黒鉛鋳鉄に比較して、黒鉛に起因する切欠効果が少なく、しかも強度、伸び及び衝撃値といった機械的性質に優れている。しかしながら近年、車両部品、産業機器部品等に要求される機械的性質は、ますます厳しいものとなっている。このため、機械的性質に優れている球状黒鉛鋳鉄といえども、強度と伸びとは互いに相反する特性であるため、強度及び伸びの双方において近年の厳しい要求特性を充分に満足させることは、容易ではなかった。
【０００３】
即ち、ＦＣＤ７００等のように、パーライトが多い球状黒鉛鋳鉄は、高い引張強度を示すが、伸びが低い。これに対してＦＣＤ４００、ＦＣＤ４５０等のように、フェライトが多い球状黒鉛鋳鉄は、引張強度は低いが、高い伸びを示す。しかしながら上記した球状黒鉛鋳鉄は、強度及び伸びの双方において近年の厳しい要求特性を必ずしも満足させ得るものではなかった。
【０００４】
殊に、車両の足回り部品等に代表される鋳鉄部品では、高剛性・高強度化を図るモードで設計されるばかりか、高強度化を図ると共に衝突時における衝撃を吸収し易いように、衝撃吸収促進モードで設計されることがある。このような衝撃吸収促進モードで設計し、同時に軽量化を図る場合には、上記したＦＣＤ７００、ＦＣＤ４５０、ＦＣＤ４００といった球状黒鉛鋳鉄では、厳しい要求には必ずしも良好に対応できない。
【０００５】
また、強度及び伸びを改善した球状黒鉛鋳鉄として、特開平６−１７１８６号公報には、フェライト化率を７０％以上とした表層と、パーライト及びフェライトからなりフェライト化率を表層よりも１５％低くした内部とを有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。この公報技術によれば、溶湯の凝固完了後に、鋳造品がＡ１変態点以上のときに鋳型から型ばらしを行ない、次に、鋳造品の表層と内部との温度差が４０〜６０℃となったときに、鋳造品を７５０〜９００℃に保持された熱処理炉に装入し、次に鋳造品を１５〜１００℃／分の冷却速度で冷却することにしている。
【０００６】
また、曲げ性及び耐衝撃性を改善した球状黒鉛鋳鉄として、特開平９−２９６２１５号公報には、フェライト化率が６０％以上の表層と、基地の大部分がパーライトからなる内部とを有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。この公報技術によれば、球状黒鉛鋳鉄の基地全体がオーステナイト化する温度で鋳造品を加熱保持し、次に表層部のフェライト化が内部のパーライト化よりも先に起きる冷却速度（５〜２０℃／分）で鋳造品を冷却し、次に表層の基地がフェライトのままで内部基地のパーライト化が起きる温度（７３０〜７５０℃）に加熱保持し、内部のパーライト化が完了した直後に常温域に冷却することにしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平６−１７１８６号公報
【特許文献２】特開平９−２９６２１５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトが多く、高い伸びが得られる表層を形成することで、曲げ時の最大応力部の亀裂の生成が抑制される。しかしながらこのような効果を有する公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄においても、強度及び伸びの双方における厳しい要求特性を満足させることは、必ずしも充分ではなかった。
【０００９】
即ち、上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトリッチの表層の強度不足を補うために、球状黒鉛鋳鉄の内部をより高強度（即ち、より低い伸び）にする必要があり、このため伸びが低い内部の高強度部から亀裂が発生し易いと推察される。殊に、両端が種々の形態で取付部に結合される製品に球状黒鉛鋳鉄を適用した場合には、製品の両端はなんらかの拘束を受けているため、負荷荷重が製品に作用したとき、軸方向の引張荷重が分力として、製品の内部を形成する高強度部にかかり、軸長方向の伸びが低いと、その変位で内部の高強度部が破断する可能性があると推察される。更に上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトリッチの表層は被削性が良好であるものの、球状黒鉛鋳鉄の大部分を占める内部が高強度部のラメラパーライトで占められているため、球状黒鉛鋳鉄の被削性は必ずしも良好ではない。
【００１０】
本発明は上記した実情に鑑みてなされたものであり、強度及び伸びを改善すると共に、良好な被削性が得られる強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者は、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄について長年にわたり鋭意開発を進めている。そして本発明者は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有する球状黒鉛鋳鉄において、パーライト相を、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする相とすれば、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄が得られることを知見し、試験で確認し、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄を開発した。ここで、ラメラパーライトは層状パーライトを意味する。
【００１２】
更に本発明者は、上記した球状黒鉛鋳鉄を得るためには、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点（＝Ａ１変態点）の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程といった工程を含む製造方法を実施すれば、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄を製造できることを知見し、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法を完成した。
【００１３】
パーライト相を、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする相とする場合に、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄が得られる理由としては、ラメラパーライトの連続性が中断されるため、組織における破壊や伸びに対する方向性が軽減されることに起因すると推察される。
【００１４】
即ち、本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄は、球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成されたパーライト相とを有する球状黒鉛鋳鉄において、前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としていることを特徴とするものである。主体とは、球状黒鉛鋳鉄の組織においてパーライト相のうち、粒状パーライトとラメラパーライトとがほとんど（９０％以上）を占めているという意味である。ここで、球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト相を１００％としたとき、粒状パーライトの割合が面積比で２０〜８５％を占め、残部が実質的にラメラ（層状）パーライトとすることができる。換言すれば、球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト相を１００％としたとき、粒状パーライトの割合が面積比で２０〜８５％を占めると共に、ラメラ（層状）パーライトが面積比で８０〜１５％を占めることができる。
【００１５】
粒状パーライトは、粒状、球状となったパーライトであり、ラメラパーライトが長さ方向及び積層方向において分断されて周囲から遊離した細長い粒状（長さ／幅=５０以下）を含むことができる。細長い粒状のパーライトは、ラメラパーライトから完全な粒状パーライトに移行する途中段階であると推察される。
【００１６】
本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄によれば、パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。このため、強度を確保しつつ、伸びが改善される。更に粒状パーライトは、強度を確保しつつ伸びが改善される他に、破壊に対する方向性が少ないため、後述する被削性試験で示すように、被削性が良いという利点も得られる。
【００１７】
本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含むことを特徴とするものである。第１冷却工程としては、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出して行うことができる。
【００１８】
本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程を行うため、球状黒鉛鋳鉄の基地におけるパーライト相の面積割合を確保することができ、球状黒鉛鋳鉄の強度を確保することができる。更に、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程を行うため、パーライト相におけるセメンタイトが粒状化し、パーライト相を粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする相とすることができる。このため、強度を確保しつつ、伸びが改善された球状黒鉛鋳鉄が得られる。更に粒状パーライトは破壊に対する方向性が少ないため、球状黒鉛鋳鉄の被削性が良いという利点も得られる。
【発明の効果】
【００１９】
以上説明したように本発明に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とするため、強度、伸び及び被削性に優れている。
【００２０】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程とを実施するため、上記した粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とするパーライト相を形成することができる。故に強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄を容易に製造することができる。
【００２１】
殊に加熱保持工程をＡ１変態点の直下の温度領域で行う場合には、ラメラパーライトの粒状化の速度を抑えることができるため、工業的生産においても加熱保持工程の時間の制御を容易になし得る利点が得られ、球状黒鉛鋳鉄の実際のαの値を、αの目標範囲に設定するのに貢献できる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】各加熱保持工程における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図２】第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図３】第１冷却工程と加熱保持工程とを非連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図４】別の形態に係り、第１冷却工程と加熱保持工程とを非連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図５】引張試験片を模式的に示す側面図である。
【図６】（Ａ）は曲げ試験片を模式的に示す平面図であり、（Ｂ）は曲げ試験片を模式的に示す側面図である。
【図７】曲げ試験装置で曲げ試験を行っている状態を示す側面図である。
【図８】被削性試験で用いる試験片を模式的に示す斜視図である。
【図９】被削性試験の試験結果を示すグラフである。
【図１０】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄の顕微鏡写真（倍率４００倍）である。
【図１１】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄の顕微鏡写真（倍率６００倍）である。
【図１２】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄における粒状パーライトが生成している部分を更に拡大した顕微鏡写真である。
【図１３】比較例１に係る顕微鏡写真（倍率４００倍）である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有する。球状黒鉛の球状化率としては一般的には７５％以上、殊に８０％以上とすることができる。球状黒鉛の平均粒径としては球状黒鉛鋳鉄の用途、球状黒鉛鋳鉄の肉厚等によっても相違するものの、２０〜１００μｍ、殊に２０〜６０μｍを例示することができる。
【００２４】
・球状黒鉛鋳鉄のパーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする。このようにするには、組織のパーライトをラメラ状とした球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持することにより行い得る。このようにすれば、パーライト相のうちフェライト相側に、ラメラパーライトと粒状パーライトとを主体とする混在相を形成することができる。一般的には、ラメラパーライトからフェライト相に向かうにつれて、粒状パーライトが次第に増加する傾斜組成組織となる。このような傾斜組成組織であれば、パーライト相における方向性が軽減され、パーライト相における負荷応力の分散性が向上すると推察される。
【００２５】
・パーライト相において、面積比で、（粒状パーライト／全パーライト）×１００％をαとしたとき、α=２０〜８５％に設定されている実施形態を採用することができる。αの下限値及び上限値は、前記したように球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質、粒状パーライトを得る加熱保持工程における熱処理コスト等によって選択できる。従ってαとしては、２５〜８５％、３０〜８５％、３５〜７５％、３５〜７０％、４０〜７０％を例示することができる。一般的には、高強度の要請が強い球状黒鉛鋳鉄では、αとしては２５〜６０％、殊に２５〜５０％とすることができる。高伸びの要請が強い球状黒鉛鋳鉄では、αとしては４０〜８５％、殊に６０〜８５％とすることができる。
【００２６】
αを変えるには、加熱保持工程における温度、加熱時間を調整すれば良い。αの下限値及び上限値は、前記したように球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質、粒状パーライトを得る加熱保持工程における熱処理コスト等によって選択できる。なおαの下限値としては、２６％、３０％、３３％、３６％、３９％を例示できる。上記した下限値と組み合わせ得るαの上限値としては、８３％、７８％、７５％、７２％、７０％を例示できる。
【００２７】
・球状黒鉛鋳鉄としては、引張強度が６００ＭＰａ以上、伸びが１０％以上とすることができる。この場合、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ２以上とし、強度及び伸びの他に耐衝撃性にも優れている球状黒鉛鋳鉄とすることができる。なお、球状黒鉛鋳鉄であっても、パーライト相がラメラパーライトで形成されており、粒状パーライトを含まない場合には、引張強度が６００ＭＰａ以上であれば、伸び１０％及び衝撃値５Ｊ／ｃｍ２はなかなか得られない。
【００２８】
・球状黒鉛鋳鉄の組成は、球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質等に応じて選択される。球状黒鉛鋳鉄の組成としては、次の組成を例示できる。即ち、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％を含む組成とすることができる。但しこの組成に限定されるものではなく、必要に応じて変更できる。この場合、必要に応じて、パーライト促進元素である銅及びスズの少なくとも１種を、０．００５〜０．４０％、殊に０．０１〜０．３５％含有することができる。
【００２９】
更に球状黒鉛鋳鉄の組成について例示する。炭素は鋳造性の確保のため必要であるが、過剰であれば、引張強度が低下する。従って、炭素は３．４０〜３．９０％とすることができ、殊に３．５〜３．８％とすることができる。シリコンは鋳造性の確保、組織の安定化のため必要であるが、過剰であれば、パーライト化が抑えられる。従って、シリコンは１．９〜３．４％、殊に２．４〜２．９％とすることができる。マンガンはパーライト促進元素であるが、過剰であれば衝撃値及び伸びを低下させる。従って、マンガンは０．０５〜０．５％、殊に０．０５〜０．３５％とすることができる。リンは球状化阻害元素であり、０．０８％以下とすることが好ましい。イオウは球状化阻害元素であり、０．０３％以下とすることが好ましい。マグネシウムは黒鉛の球状化のため必要であり、０．０２〜０．２０％とすることができ、殊に０．０２５〜０．１５％とすることができる。なお％は重量比を意味する。
【００３０】
・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含む。鋳型としては、生砂型、シェル型等の砂型、石膏型等の公知のものを例示できる。第１冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄の基地にパーライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度で冷却する。第１冷却工程での冷却速度が遅い場合、良好なパーライトが生成されにくい。パーライトの生成を考慮すれば、第１冷却工程の平均冷却速度としては、一般的には１．０℃／秒〜３．０℃／秒、殊に１．３℃／秒〜２．０℃／秒とすることができる。
【００３１】
砂型等のように冷却速度の増加に限界がある鋳型の場合には、第１冷却工程としては、球状黒鉛鋳鉄の溶湯が鋳型内で凝固した後に、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出して行うことが好ましい。凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出す球状黒鉛鋳鉄の温度は、Ａ１変態点を越える温度領域でオーステナイト化している温度領域とすることができる。具体的には、球状黒鉛鋳鉄の大きさ、組成、鋳型の材質等によっても相違するものの、例えば８２０〜１０５０℃、殊に８５０〜９８０℃とすることができる。第１冷却工程は空冷で行うことができる。空冷としてはパーライトの生成のために強制空冷を採用できるが、自然空冷でも良く、場合によっては他の熱媒体を利用した冷却形態でも良い。
【００３２】
加熱保持工程では、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する。このようにすれば、ラメラパーライトを粒状パーライトにすることができる。加熱保持工程での加熱保持時間としては、球状黒鉛鋳鉄のサイズ、組成によっても相違するが、一般的には５〜５０分間を採用することができる。加熱保持時間が過剰に短いと、粒状パーライトの生成が行われにくい。加熱保持時間が過剰に長いと、粒状パーライト及びフェライトの生成が過剰となり、引張強さの低い材料となり易い。加熱保持工程における加熱雰囲気としては、大気雰囲気、還元性雰囲気を例示できる。加熱保持工程を終えた後の第２冷却工程の平均冷却速度としては、残熱によるフェライトの生成を考慮すると、一般的には１℃／分〜３．０℃／秒、殊に０．１℃／秒〜１．０℃／秒とすることができる。
【００３３】
・加熱保持工程での温度が高いと、粒状パーライト及びフェライトの生成が過剰となるため、加熱保持時間を短くすることが好ましい。加熱保持工程での温度が低いと、パーライトが粒状パーライトに変化するのに時間を要するため、加熱保持時間を長くすることが好ましい。
【００３４】
また加熱保持工程の時間が過剰に短いと、工業的生産ラインにおいて、加熱保持工程に要する時間の制御が容易でなくなる。このため、工業的生産ラインにおける制御性を考慮すると、加熱保持工程としては、所定時間以上とすることが好ましい。これらの点を考慮して、加熱保持工程は、次の（ａ）〜（ｃ）のいずれかの条件で行うことができる。球状黒鉛鋳鉄の温度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部に基づく。
（ａ）温度：７００〜７６０℃、加熱時間：３〜２０分間
（ｂ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：７〜３０分間
（ｃ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：２０〜５０分間
・加熱保持工程は、前述したように球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する工程である。球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持するとは、次の（１）〜（３）のいずれかとすることができる。球状黒鉛鋳鉄の温度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部の温度に基づく。
（１）Ａ１変態点の直下
（２）Ａ１変態点の直上
（３）Ａ１変態点の直上及び直下の繰返し
ここで、図１（Ａ）に示すように、Ａ１変態点の直下は、Ａ１変態点からΔＫ１（６０℃）低い温度までの温度領域以内を意味し、Ａ１変態点からΔＫ１以内の温度領域であれば良く、Ａ１変態点自体も含むことができる。従ってＡ１変態点から１０℃または２０℃低い温度でも良い。
【００３５】
図１（Ｂ）に示すように、Ａ１変態点の直上は、Ａ１変態点からΔＫ２（３０℃）高い温度までの温度領域以内を意味し、Ａ１変態点からΔＫ２以内の温度領域であれば良く、Ａ１変態点自体も含むことができる。従ってＡ１変態点から１０℃または２０℃高い温度でも良い。
【００３６】
図１（Ｃ）（Ｄ）に示すように、Ａ１変態点の直上及び直下の繰返しは、Ａ１変態点よりもΔＫ３（３０℃）高い温度とＡ１変態点よりもΔＫ４（６０℃）低い温度との間の温度領域以内において、昇温及び降温、または降温及び昇温を繰り返すことを意味する。従ってＡ１変態点に対して＋２０℃から、Ａ１変態点に対して−２０℃の温度領域以内で昇温及び降温、または降温及び昇温を繰り返しても良い。
【００３７】
なお、加熱保持の時間としては前記したように５〜５０分間とすることができるが、加熱温度が低い場合には、加熱時間を長くすることが好ましい。
【００３８】
・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、図１（Ｅ）に例示するように、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程を行う。次に、凝固後の球状黒鉛鋳鉄の温度がＴ１（Ｔ１：８４０〜９９０℃）となったとき、球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、パーライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度で、加熱保持工程の温度Ｔ２以下の温度Ｔ３にまで、球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程を行なう。第１冷却工程における平均冷却速度としては１．０℃／秒〜３．０℃／秒とすることができる。その後、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下の温度Ｔ２に昇温させる昇温工程を行う。更に、温度Ｔ２に加熱保持する加熱保持工程を行う。更に加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を常温領域まで冷却する第２冷却工程を行う。加熱保持工程の温度Ｔ２が７３０℃（１００３Ｋ）のときには５〜１０分間、７００℃（９７３Ｋ）のときには１０〜２０分間、６８０℃（９５３Ｋ）のときには２０〜４０分間とすることができる。第２冷却工程における平均冷却速度としては１℃／分〜３．０℃／秒とすることができる。
【００３９】
・上記した第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を、連続的に行なう形態を採用することができる。この場合、溶湯を鋳型に鋳造した後に、第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行なうことができる。このように第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行なう場合には、球状黒鉛鋳鉄の再加熱が不要となるため、省エネルギ化を図り得る。
【００４０】
・また上記した第１冷却工程及び加熱保持工程を非連続的に行なう形態を採用することができる。この場合、第１冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄を常温または常温付近まで一旦冷却する。更に加熱保持工程に先立って、常温または常温付近の球状黒鉛鋳鉄を再加熱し、加熱保持工程の温度領域まで昇温させる昇温工程を行なう。このように昇温工程を行った後に、加熱保持工程を行う形態を採用することができる。上記したように第１冷却工程及び加熱保持工程を非連続的に行なう場合には、少量ロット生産の場合であっても、球状黒鉛鋳鉄をまとめて加熱保持工程に移行させることができる。
【実施例】
【００４１】
以下、本発明を具体化した実施例について、図１〜図１２を参照しつつ具体的に説明する。まず、目標組成となるように配合した溶解材料を溶解炉で溶解し、各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯を得た。その溶湯をマグネシウム系の球状化処理剤で球状化処理した。球状化温度は１４８０〜１５００℃とした。球状化処理した溶湯をＹ型ブロック用鋳型（砂型）に注湯し、鋳造素材であるＹ型ブロックを形成した。Ｙ型ブロック用鋳型では、試験片採取部が厚み２５ｍｍとされている。
【００４２】
各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄の組成を表１に示す。実施例１では、図２に示す熱履歴パターンに基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、図２に示すように、注湯後に鋳型内冷却工程を行ない、溶湯を鋳型内で凝固させると共に、球状黒鉛鋳鉄を鋳型内で９２０℃まで冷却した。そして直ちに鋳型の解体（高温ばらし）を行い、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出した。球状黒鉛鋳鉄の表面層に付着している砂を落とし、球状黒鉛鋳鉄を強制冷却（強制空冷）により冷却し、第１冷却工程を行った。第１冷却工程での平均冷却速度は−１．５℃／秒であった。これにより球状黒鉛鋳鉄の組織のパーライト（ラメラパーライト）を析出した。第１冷却工程により球状黒鉛鋳鉄を６８０℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）まで冷却した。第１冷却工程を経た球状黒鉛鋳鉄の組織は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相（ラメラパーライト）とを有しており、ブルスアイ型の組織とされている。
【００４３】
そして第１冷却工程が終了したら、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉内（設定温度：７００℃）に装入し、７００℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）で１５分間加熱保持し、加熱保持工程を行なった。これにより球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を図った。このような加熱保持工程が終了したら、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉から取り出し、放冷（空冷）し、第２冷却工程を行った。
【００４４】
第２冷却工程を終えた球状黒鉛鋳鉄の組織を光学顕微鏡観察で観察したところ、実施例１に係る球状黒鉛鋳鉄の組織は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有していた。パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としていた。粒状パーライトはフェライト側に多く生成されていた。従って粒状パーライトとラメラパーライトとが混在した混在相はフェライト相側に形成されていた。
【００４５】
実施例２〜実施例７の製造条件は基本的には実施例１と同様とした。以下実施例２〜実施例７の製造条件について実施例１と異なる部分を中心として説明する。実施例２では、第１冷却工程での平均冷却速度を実施例１よりも速めており、−１．５℃／秒に代えて、−２．３℃／秒とした。これによりパーライト化が促進される。
【００４６】
実施例３では、実施例１に係る溶湯を用いつつも、パーライト促進元素として機能する銅を多め（０．２１％）に添加した。これによりパーライト化が促進される。実施例４では、熱処理炉の設定温度を７００℃ではなく、７１０℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）とした。
【００４７】
実施例５では、実施例１の球状黒鉛鋳鉄の組成のシリコン含有量を０．３％低く、シリコン：２．３８％とした。シリコンを低くしたのは、第１冷却工程でのパーライト化の促進と衝撃値を向上させるためである。実施例６では、図３に示す熱履歴パターンに基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、実施例６では、第１冷却工程、加熱保持工程を非連続的に行なう。このような実施例６では、溶湯を鋳型に注湯した後に鋳型内冷却工程を行い、鋳型（砂型）内で溶湯を凝固させると共に、球状黒鉛鋳鉄を９２０℃まで鋳型内で冷却した。その後、第１冷却工程として、鋳型を解体し、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、その球状黒鉛鋳鉄を強制空冷により７００℃まで−１．５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、組織に適量のパーライト（ラメラパーライト）を析出させた。その後、その球状黒鉛鋳鉄を常温まで自然放冷した。その後、球状黒鉛鋳鉄に対して後処理・物流工程を適宜行った後に、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉内に装入して昇温工程を行って球状黒鉛鋳鉄を再加熱し、更に熱処理炉により７１０℃（Ａ１変態点の直下）で１０分間加熱保持し、加熱保持工程を行ない、球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を促進させた。
【００４８】
実施例７では、図４に示す熱履歴パターンに基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、実施例７では、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型内に注湯した後に凝固させ、鋳型内で常温付近まで冷却した。次に、鋳型から取り出した球状黒鉛鋳鉄を９００℃まで昇温させ９００℃で１時間加熱してオーステナイト化した。その後に第１冷却工程として−１．３℃／秒の平均冷却速度で６００℃まで強制冷却（強制空冷）し、パーライト（ラメラパーライト）を析出させるパーライト化焼準を行った。その後常温付近まで自然放冷した。更に、球状黒鉛鋳鉄を７００℃（Ａ１変態点の直下）まで再加熱する昇温工程を行い、７００℃で２０分間加熱保持して加熱保持工程を行い、球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を図った。その後、第２冷却工程を行い常温付近まで自然放冷した。なお、上記した球状黒鉛鋳鉄に関する各温度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部の温度に基づいた。
【００４９】
図１０及び図１１は実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄（ナイタール腐食後）の光学顕微鏡写真を示す。図１０及び図１１に示すように、球状黒鉛鋳鉄の組織は、黒色の塊として表された球状黒鉛と、球状黒鉛の回りにブルスアイ的に生成した白色で表されたフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有している。このパーライト相は粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。図１２は上記した写真を更に拡大したものである。図１２に示すように、多数の微細な粒状パーライトがフェライト側に生成している。換言すると、パーライト相のうちフェライト相側に、多数の微細な粒状パーライトとラメラパーライト（層状）とを主体とする混在相が形成されている。図１２によれば、粒状パーライトは１０μｍ以下の大きさとされており、球状黒鉛よりも遥かに小さい。他の実施例に係る球状黒鉛鋳鉄についても同様な組織が得られた。
【００５０】
図１３は比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄（ナイタール腐食後）の光学顕微鏡写真を示す。図１３に示すように、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄の組織は、黒色の塊として表された球状黒鉛と、球状黒鉛の回りにブルスアイ的に生成した白色で表されたフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有している。フェライト相とパーライト相との境界は明確である。比較例１に係る組織を観察したところ、パーライト相にはラメラパーライトのみが生成しており、粒状パーライトの生成は認められなかった。
【００５１】
上記したＹ型ブロックから引張試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０１の４号）、衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０２の３号、深さ２ｍｍのＵノッチ付き）、曲げ試験片を形成した。図５は引張試験片を示す。図５において測定部の直径Ｄ=１５ｍｍ、測定部の評点距離Ｌ=５０ｍｍとした。引張試験では、上記した引張試験片を用い、２５０ＫＮ島津オートグラフで、破断までの荷重と変形量をクロスヘッド移動量にて測定した。図６（Ａ）（Ｂ）は曲げ試験片を示す。曲げ試験片は、幅２０×長さ１００ｍｍ×厚み７ｍｍの目標サイズを有する板状試験片とした。曲げ試験では、図７に示すように曲げ試験装置（図７における寸法表示はミリメートル単位）の２個の支持部１００に曲げ試験片をセットした状態で、加圧部１１０を曲げ試験片に向けて矢印ＰＡ方向に加圧して行った。この場合、２５０ＫＮ島津オートグラフで、曲げ応力と変形量との関係を求めた。試験結果を表１、表２に示す。
【００５２】
【表１】
2011038183.tif 000003
【００５３】
【表２】
2011038183.tif 000004
【００５４】
また比較例１では、銅を０．４１％と多めとすることで、球状黒鉛鋳鉄の組織のパーライト化（ラメラパーライト）を促進させているものの、Ａ１変態点付近で加熱保持する加熱保持工程は行われていないため、粒状パーライトの積極生成処理は行われておらず、α＝０％であった。比較例２、３は、従来技術で述べた公報に係る文献データである。比較例２、３では粒状パーライトの積極生成処理は行われていない。表１、表２は比較例についても示す。
【００５５】
表１に示すように、実施例１〜実施例７の球状黒鉛鋳鉄では黒鉛球状化率は８１〜８８％であり、パーライト面積率は４５〜８６％であり、α=４１〜７８％の範囲であった。殊に、実施例３に係る球状黒鉛鋳鉄はαが最も低く、α=４１％とされている。実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄はαが最も高く、α=７８％とされている。
【００５６】
黒鉛球状化の測定については、ＪＩＳ  Ｇ５５０２に基づいた。パーライト面積率の測定については、球状黒鉛鋳鉄の組織を顕微鏡で観察し、画像処理を利用し、黒鉛を除いた組織の面積を１００％としたとき、パーライト相（ラメラパーライト、粒状パーライトを含む）が占める面積を求め、パーライト相が占める面積割合をパーライト面積率（％）とした。αの測定については、画像処理を利用し、パーライト相の面積を１００％とし、ラメラパーライトの面積を求め、残部を粒状パーライトの面積とみなし、全パーライト相において粒状パーライトが占める面積割合をα（％）とした。
【００５７】
表２から理解できるように、実施例１〜実施例７に係る球状黒鉛鋳鉄は、引張強度、耐力、伸び、曲げ変位、曲げ荷重、衝撃値に優れていた。具体的には、表２に示すように、実施例１に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６００ＭＰａ以上（６０２ＭＰａ）、伸び１８％以上（１８．５％）、衝撃値１０Ｊ／ｃｍ２以上（１０．１Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６４０ＭＰａ以上（６４６ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．１％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ２以上（７．５Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例３に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度７１０ＭＰａ以上（７１３ＭＰａ）、伸び１２％以上（１２．３％）、衝撃値５Ｊ／ｃｍ２以上（５．６Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。
【００５８】
実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度５６０ＭＰａ以上（５６４ＭＰａ）、伸び１９％以上（１９．６％）、衝撃値１１Ｊ／ｃｍ２以上（１１．３Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例５に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度５８０ＭＰａ（５８８ＭＰａ）以上、伸び１６％以上（１６．８％）、衝撃値１２Ｊ／ｃｍ２以上（１２．４Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。
【００５９】
実施例６に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６５０ＭＰａ以上（６５３ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．７％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ２以上（７．５Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例７に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６４０ＭＰａ以上（６４９ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．８％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ２以上（７．８Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。
【００６０】
これに対して比較例２、比較例３に係る球状黒鉛鋳鉄については、引張強度、耐力、伸びは必ずしも充分ではない。比較例のなかでも比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄（パーライト促進元素である銅含有量が多い）については、引張強度、耐力が良好であるものの、伸びがやや低く、曲げ変位が３．１ｍｍであり、測定したなかでは最も低く、更に衝撃値も３．１Ｊ／ｃｍ２であり、測定したなかでは最も低かった。即ち、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄と実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄については、引張強度及び耐力がほぼ同程度であるものの、αが６５％である実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄の衝撃値は７．５Ｊ／ｃｍ２であったが、αが０％である比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄の衝撃値は３．１Ｊ／ｃｍ２であり、実施例２に比べて約４０％（３．１／７．５=０．４１）とかなり低かった。更に比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄は、伸び及び衝撃値が低いばかりか、パーライト促進元素である銅が０．４１％と多量に含有されているため、球状黒鉛鋳鉄をリサイクルする際における制約が大きくなる不具合がある。
【００６１】
更に各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄と異なり、強度低下の要因ともなり得るフェライトリッチの表層を積極的に形成せずとも良いため、量産化が容易であり、適用範囲の拡大に貢献できる。
【００６２】
更に球状黒鉛鋳鉄の被削性についても測定した。この場合、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型（砂型）に注湯し、円筒形の試験片（外径:１２０ｍｍ、内径：７０ｍｍ、軸長２００ｍｍ）を鋳造で形成し、図４に示す熱履歴パターンに基づいて、常温から昇温させた後に９００℃で２時間加熱してオーステナイト化を図った。その後、第１冷却工程として、−１．７℃／秒の平均冷却速度で６００℃まで強制冷却（強制空冷）し、ラメラパーライトを生成した。更に常温まで冷却した。その後、昇温工程を経て加熱保持工程に移行し、加熱保持工程において７００℃で２０分間加熱し、組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を進行させた。そして実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄で形成した円筒形の試験片について、被削性試験を行ない、切削工具の刃先磨耗量を測定した。比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄でも、同様な円筒形の試験片を形成し、被削性試験を行なった。表３は実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄の組成、特性を示す。表３に示すように、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄共に、パーライト面積率、硬さはほぼ同程度であった。しかし実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では粒状パーライトが生成しており、α=５８％であった。これに対して、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄ではラメラパーライトだけであり、粒状パーライトが生成しておらず、α=０％であった。
【００６３】
【表３】
2011038183.tif 000005
【００６４】
上記した被削性試験においては、図８に示す試験片と、切削工具（超硬合金、ＵＣ５００５）とを用い、周速が１５０ｍｍ/分、送りが０．３ｍ/ｒｅｖ、切り込みが０．５ｍｍとし、試料をそれぞれ２個ずつ用い、１試料で切削加工距離２０００ｍまで切削し、２つの試料を連続して切削した。図８に示す試験片では、黒皮の影響を無くすため、被削性試験に先だって前加工で黒皮の外周面部分を２ｍｍ予め切除し、外径１１６ｍｍとした。切削装置へのチャック部分を考慮して、試験片の評価部分の軸長を１５０ｍｍとした。
【００６５】
被削性試験の結果を図９に示す。図９に示すように、１試料目において、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量は１０００μｍを越えていたが、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量はそれよりも少なく６５０μｍ程度であった。２試料目において、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量は１３００μｍを越えていたが、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量はそれよりも少なく１０００μｍ程度であった。上記した被削性試験の結果から、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄は、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄に対して、パーライト面積率、硬さがほぼ同程度であるものの、被削性がかなり優れており、切削工具の刃先の磨耗量は約６０〜８０％程度（６５０／１０００=０．６５、１０００／１３００≒０．７７）に抑え得ることがわかる。
【００６６】
以上の説明から理解できるように本実施例に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有しており、パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。このため本実施例に係る球状黒鉛鋳鉄は強度、伸び及び被削性に優れている。従って、強度及び伸びの双方が要請される足回り部品等に代表される車両部品、工作機械等の産業機器部品等の鋳鉄部品に広く適用することができる。殊に、足回り部品等に代表される鋳鉄部品では、高強度化を図ると共に衝突時における衝撃を吸収し易い衝撃吸収促進モードで設計される鋳鉄部品に適用することができる。勿論、高強度化又は軽量化を図るモードで設計される鋳鉄部品に適用することもできる。
【００６７】
また本実施例によれば、加熱保持工程をＡ１変態点の直下の温度領域で行うことにしているため、ラメラパーライトの粒状化が過剰に速く進行せず、適切な速度で進行するため、工業的生産においても加熱保持工程の時間の制御を容易になし得る利点が得られる。従って球状黒鉛鋳鉄の実際のαの値を、αの目標範囲に設定するのに貢献できる。
【００６８】
（その他）
上記した各実施例によれば、加熱保持工程はＡ１変態点の直下の温度領域で行うようにしているが、これに限らず、Ａ１変態点の直上の温度領域で行っても、球状黒鉛鋳鉄のラメラパーライトを粒状化させることができる。また、Ａ１変態点の直上及び直下の繰返しで行っても、球状黒鉛鋳鉄のラメラパーライトを粒状化させることができる。その他、本発明は上記した実施例のみに限定されるものではなく、要旨を逸脱しない範囲内で適宜変更して実施できるものである。
【００６９】
（付記）上記した記載から次の技術的思想も把握できる。
［付記項１］各請求項において、引張強度が６５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
［付記項２］各請求項において、引張強度が６５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が６Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
［付記項３］各請求項において、引張強度が７００ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が４Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項４］各請求項において、引張強度が５５０ＭＰａ以上、伸びが１８％以上、衝撃値が９Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項５］各請求項において、引張強度が６００ＭＰａ以上、伸びが１５％以上、衝撃値が８Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項６］各請求項において、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％、残部が不可避不純物及び鉄の組成を有することを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項７］各請求項において、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％、銅及びスズの少なくとも一方：０．４０％以下、残部が不可避不純物及び鉄の組成を有することを特徴とする強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項８］球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成されたパーライト相とを有すると共に、前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。
［付記項９］球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含む、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品の製造方法。
【符号の説明】
【００７０】
図中、１００は支持部、１１０は加圧部を示す。
【図１】
2011038183.tif 000006
【図２】
2011038183.tif 000007
【図３】
2011038183.tif 000008
【図４】
2011038183.tif 000009
【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
2011038183.tif 000013
【図９】
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【図１０】
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【図１１】
2011038183.tif 000016
【図１２】
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【図１３】
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【手続補正書】
【提出日】平成22年9月2日(2010.9.2)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品に関する。本発明は、例えば、車両のサスペンションアーム、ステアリングナックル等といった強度、伸び（延性）及び被削性が要請される部品に適用できる。
【背景技術】
【０００２】
産業界では球状黒鉛鋳鉄が提供されている。球状黒鉛鋳鉄は片状黒鉛鋳鉄に比較して、黒鉛に起因する切欠効果が少なく、しかも強度、伸び及び衝撃値といった機械的性質に優れている。しかしながら近年、車両部品、産業機器部品等に要求される機械的性質は、ますます厳しいものとなっている。このため、機械的性質に優れている球状黒鉛鋳鉄といえども、強度と伸びとは互いに相反する特性であるため、強度及び伸びの双方において近年の厳しい要求特性を充分に満足させることは、容易ではなかった。
【０００３】
即ち、ＦＣＤ７００等のように、パーライトが多い球状黒鉛鋳鉄は、高い引張強度を示すが、伸びが低い。これに対してＦＣＤ４００、ＦＣＤ４５０等のように、フェライトが多い球状黒鉛鋳鉄は、引張強度は低いが、高い伸びを示す。しかしながら上記した球状黒鉛鋳鉄は、強度、耐衝撃性及び伸びにおいて近年の厳しい要求特性を必ずしも満足させ得るものではなかった。
【０００４】
殊に、車両の足回り部品等に代表される鋳鉄部品では、高剛性・高強度化を図るモードで設計されるばかりか、高強度化を図ると共に衝突時における衝撃を吸収し易いように、衝撃吸収促進モードで設計されることがある。このような衝撃吸収促進モードで設計し、同時に軽量化を図る場合には、上記したＦＣＤ７００、ＦＣＤ４５０、ＦＣＤ４００といった球状黒鉛鋳鉄では、厳しい要求には必ずしも良好に対応できない。
【０００５】
また、強度及び伸びを改善した球状黒鉛鋳鉄として、特開平６−１７１８６号公報には、フェライト化率を７０％以上とした表層と、パーライト及びフェライトからなりフェライト化率を表層よりも１５％低くした内部とを有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。この公報技術によれば、溶湯の凝固完了後に、鋳造品がＡ１変態点以上のときに鋳型から型ばらしを行ない、次に、鋳造品の表層と内部との温度差が４０〜６０℃となったときに、鋳造品を７５０〜９００℃に保持された熱処理炉に装入し、次に鋳造品を１５〜１００℃／分の冷却速度で冷却することにしている。
【０００６】
また、曲げ性及び耐衝撃性を改善した球状黒鉛鋳鉄として、特開平９−２９６２１５号公報には、フェライト化率が６０％以上の表層と、基地の大部分がパーライトからなる内部とを有する球状黒鉛鋳鉄が開示されている。この公報技術によれば、球状黒鉛鋳鉄の基地全体がオーステナイト化する温度で鋳造品を加熱保持し、次に表層部のフェライト化が内部のパーライト化よりも先に起きる冷却速度（５〜２０℃／分）で鋳造品を冷却し、次に表層の基地がフェライトのままで内部基地のパーライト化が起きる温度（７３０〜７５０℃）に加熱保持し、内部のパーライト化が完了した直後に常温域に冷却することにしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平６−１７１８６号公報
【特許文献２】特開平９−２９６２１５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトが多く、高い伸びが得られる表層を形成することで、曲げ時の最大応力部の亀裂の生成が抑制される。しかしながらこのような効果を有する公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄においても、強度及び伸びの双方における厳しい要求特性を満足させることは、必ずしも充分ではなかった。即ち、上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトリッチの表層の強度不足を補うために、球状黒鉛鋳鉄の内部をより高強度（即ち、より低い伸び）にする必要があり、このため伸びが低い内部の高強度部から亀裂が発生し易いと推察される。殊に、両端が種々の形態で取付部に結合される製品に球状黒鉛鋳鉄を適用した場合には、製品の両端はなんらかの拘束を受けているため、負荷荷重が製品に作用したとき、軸方向の引張荷重が分力として、製品の内部を形成する高強度部にかかり、軸長方向の伸びが低いと、その変位で内部の高強度部が破断する可能性があると推察される。更に上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、フェライトリッチの表層は被削性が良好であるものの、球状黒鉛鋳鉄の大部分を占める内部が高強度部のラメラパーライトで占められているため、球状黒鉛鋳鉄の被削性は必ずしも良好ではない。
【０００９】
本発明は上記した実情に鑑みてなされたものであり、パーライト相を、粒状パーライトとラメラパーライトとが混在する相とし、強度及び伸びを改善すると共に、良好な被削性が得られる強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品について長年にわたり鋭意開発を進めている。そして本発明者は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有する球状黒鉛鋳鉄において、パーライト相を、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする相とすれば、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄が得られることを知見し、試験で確認し、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄を開発した。ここで、ラメラパーライトは層状パーライトを意味する。
【００１１】
更に本発明者は、上記した球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品を得るためには、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点（＝Ａ１変態点）の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程といった工程を含む製造方法を実施すれば、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄を製造できることを知見し、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品を完成した。
【００１２】
パーライト相を、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする相とする場合に、強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄が得られる理由としては、ラメラパーライトの連続性が中断されるため、組織における破壊や伸びに対する方向性が軽減されることに起因すると推察される。
【００１３】
即ち、本発明に係る強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品は、球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成されたパーライト相とを有すると共に、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％、残部鉄および不可避不純物からなる球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品において、前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としており、前記パーライト相は、面積比で、（粒状パーライト／全パーライト）×１００％をαとしたとき、α=２０〜８５％に設定されており、引張強度が５６４ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ２以上であり、強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成されていることを特徴とするものである。主体とは、球状黒鉛鋳鉄の組織においてパーライト相のうち、粒状パーライトとラメラパーライトとがほとんど（９０％以上）を占めているという意味である。ここで、球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト相を１００％としたとき、粒状パーライトの割合が面積比で２０〜８５％を占め、残部が実質的にラメラ（層状）パーライトとすることができる。換言すれば、球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト相を１００％としたとき、粒状パーライトの割合が面積比で２０〜８５％を占めると共に、ラメラ（層状）パーライトが面積比で８０〜１５％を占めることができる。
【００１４】
粒状パーライトは、粒状、球状となったパーライトであり、ラメラパーライトが長さ方向及び積層方向において分断されて周囲から遊離した細長い粒状（長さ／幅=５０以下）を含むことができる。細長い粒状のパーライトは、ラメラパーライトから完全な粒状パーライトに移行する途中段階であると推察される。
【００１５】
本発明に係る強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄によれば、パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。このため、強度を確保しつつ、耐衝撃性および伸びが改善される。更に粒状パーライトは破壊に対する方向性が少ないため、強度を確保しつつ耐衝撃性および伸びが改善される他に、破壊に対する方向性が少ないため、後述する被削性試験で示すように、被削性が良いという利点も得られる。
【００１６】
本発明に係る強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品は、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含むことを特徴とするものである。第１冷却工程としては、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出して行うことができる。
【００１７】
本発明に係る強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品によれば、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程を行うため、球状黒鉛鋳鉄の基地におけるパーライト相の面積割合を確保することができ、球状黒鉛鋳鉄の強度を確保することができる。更に、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程を行うため、パーライト相におけるセメンタイトが粒状化し、パーライト相を粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする相とすることができる。このため、粒状パーライトは破壊に対する方向性が少ないため、強度を確保しつつ、耐衝撃性および伸びが改善された球状黒鉛鋳鉄が得られる。更に粒状パーライトは破壊に対する方向性が少ないため、球状黒鉛鋳鉄の被削性が良いという利点も得られる。
【発明の効果】
【００１８】
以上説明したように本発明に係る球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品によれば、パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とするため、強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れている。
【００１９】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の車両鋳鉄部品によれば、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程とを実施するため、上記した粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とするパーライト相を形成することができる。故に強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品を容易に製造することができる。
【００２０】
殊に加熱保持工程をＡ１変態点の直下の温度領域で行う場合には、ラメラパーライトの粒状化の速度を抑えることができるため、工業的生産においても加熱保持工程の時間の制御を容易になし得る利点が得られ、球状黒鉛鋳鉄の実際のαの値を、αの目標範囲に設定するのに貢献できる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】各加熱保持工程における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図２】第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図３】第１冷却工程と加熱保持工程とを非連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図４】別の形態に係り、第１冷却工程と加熱保持工程とを非連続的に行う場合における球状黒鉛鋳鉄の温度履歴を模式的に示すグラフである。
【図５】引張試験片を模式的に示す側面図である。
【図６】（Ａ）は曲げ試験片を模式的に示す平面図であり、（Ｂ）は曲げ試験片を模式的に示す側面図である。
【図７】曲げ試験装置で曲げ試験を行っている状態を示す側面図である。
【図８】被削性試験で用いる試験片を模式的に示す斜視図である。
【図９】被削性試験の試験結果を示すグラフである。
【図１０】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄の顕微鏡写真（倍率４００倍）である。
【図１１】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄の顕微鏡写真（倍率６００倍）である。
【図１２】第１冷却工程、加熱保持工程及び第２冷却工程を経た実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄における粒状パーライトが生成している部分を更に拡大した顕微鏡写真である。
【図１３】比較例１に係る顕微鏡写真（倍率４００倍）である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
・本発明に係る球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有する。球状黒鉛の球状化率としては一般的には７５％以上、殊に８０％以上とすることができる。球状黒鉛の平均粒径としては球状黒鉛鋳鉄の用途、球状黒鉛鋳鉄の肉厚等によっても相違するものの、２０〜１００μｍ、殊に２０〜６０μｍを例示することができる。
【００２３】
・球状黒鉛鋳鉄のパーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする。このようにするには、組織のパーライトをラメラ状とした球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持することにより行い得る。このようにすれば、パーライト相のうちフェライト相側に、ラメラパーライトと粒状パーライトとを主体とする混在相を形成することができる。一般的には、ラメラパーライトからフェライト相に向かうにつれて、粒状パーライトが次第に増加する傾斜組成組織となる。このような傾斜組成組織であれば、パーライト相における方向性が軽減され、パーライト相における負荷応力の分散性が向上すると推察される。
【００２４】
・パーライト相において、面積比で、（粒状パーライト／全パーライト）×１００％をαとしたとき、α=２０〜８５％に設定されている実施形態を採用することができる。αの下限値及び上限値は、前記したように球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質、粒状パーライトを得る加熱保持工程における熱処理コスト等によって選択できる。従ってαとしては、２５〜８５％、３０〜８５％、３５〜７５％、３５〜７０％、４０〜７０％を例示することができる。一般的には、高強度の要請が強い球状黒鉛鋳鉄では、αとしては２５〜６０％、殊に２５〜５０％とすることができる。高伸びの要請が強い球状黒鉛鋳鉄では、αとしては４０〜８５％、殊に６０〜８５％とすることができる。
【００２５】
αを変えるには、加熱保持工程における温度、加熱時間を調整すれば良い。αの下限値及び上限値は、前記したように球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質、粒状パーライトを得る加熱保持工程における熱処理コスト等によって選択できる。なおαの下限値としては、２６％、３０％、３３％、３６％、３９％を例示できる。上記した下限値と組み合わせ得るαの上限値としては、８３％、７８％、７５％、７２％、７０％を例示できる。
【００２６】
・球状黒鉛鋳鉄としては、引張強度が５６４（６００）ＭＰａ以上、伸びが１０％以上とすることができる。この場合、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ２以上とし、強度及び伸びの他に耐衝撃性にも優れている球状黒鉛鋳鉄とすることができる。なお、球状黒鉛鋳鉄であっても、パーライト相がラメラパーライトで形成されており、粒状パーライトを含まない場合には、引張強度が６００ＭＰａ以上であれば、伸び１０％及び衝撃値５Ｊ／ｃｍ２はなかなか得られない。
【００２７】
・球状黒鉛鋳鉄の組成は、球状黒鉛鋳鉄の用途、要請される機械的性質等に応じて選択される。球状黒鉛鋳鉄の組成としては、次の組成を例示できる。即ち、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％，残部鉄および不可避不純物とすることができる。但しこの組成に限定されるものではなく、必要に応じて変更できる。この場合、必要に応じて、パーライト促進元素である銅及びスズの少なくとも１種を、０．００５〜０．４０％、殊に０．０１〜０．３５％含有することができる。
【００２８】
更に車両鋳鉄部品を形成する球状黒鉛鋳鉄の組成について例示する。炭素は鋳造性の確保のため必要であるが、過剰であれば、引張強度が低下する。従って、炭素は３．４０〜３．９０％とすることができ、殊に３．５〜３．８％とすることができる。シリコンは鋳造性の確保、組織の安定化のため必要であるが、過剰であれば、パーライト化が抑えられる。従って、シリコンは１．９〜３．４％、殊に２．４〜２．９％とすることができる。マンガンはパーライト促進元素であるが、過剰であれば衝撃値及び伸びを低下させる。従って、マンガンは０．０５〜０．５％、殊に０．０５〜０．３５％とすることができる。リンは球状化阻害元素であり、０．０８％以下とすることが好ましい。イオウは球状化阻害元素であり、０．０３％以下とすることが好ましい。マグネシウムは黒鉛の球状化のため必要であり、０．０２〜０．２０％とすることができ、殊に０．０２５〜０．１５％とすることができる。なお％は重量比を意味する。
【００２９】
・本発明に係る車両鋳鉄部品を形成する球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、好ましくは、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含む。鋳型としては、生砂型、シェル型等の砂型、石膏型等の公知のものを例示できる。第１冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄の基地にパーライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度で冷却する。第１冷却工程での冷却速度が遅い場合、良好なパーライトが生成されにくい。パーライトの生成を考慮すれば、第１冷却工程の平均冷却速度としては、一般的には１．０℃／秒〜３．０℃／秒、殊に１．３℃／秒〜２．０℃／秒とすることができる。砂型等のように冷却速度の増加に限界がある鋳型の場合には、第１冷却工程としては、球状黒鉛鋳鉄の溶湯が鋳型内で凝固した後に、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出して行うことが好ましい。凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出す球状黒鉛鋳鉄の温度は、Ａ１変態点を越える温度領域でオーステナイト化している温度領域とすることができる。具体的には、球状黒鉛鋳鉄の大きさ、組成、鋳型の材質等によっても相違するものの、例えば８２０〜１０５０℃、殊に８５０〜９８０℃とすることができる。第１冷却工程は空冷で行うことができる。空冷としてはパーライトの生成のために強制空冷を採用できるが、自然空冷でも良く、場合によっては他の熱媒体を利用した冷却形態でも良い。
【００３０】
加熱保持工程では、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する。このようにすれば、ラメラパーライトを粒状パーライトにすることができる。加熱保持工程での加熱保持時間としては、球状黒鉛鋳鉄のサイズ、組成によっても相違するが、一般的には５〜５０分間を採用することができる。加熱保持時間が過剰に短いと、粒状パーライトの生成が行われにくい。加熱保持時間が過剰に長いと、粒状パーライト及びフェライトの生成が過剰となり、引張強さの低い材料となり易い。加熱保持工程における加熱雰囲気としては、大気雰囲気、還元性雰囲気を例示できる。加熱保持工程を終えた後の第２冷却工程の平均冷却速度としては、残熱によるフェライトの生成を考慮すると、一般的には１℃／分〜３．０℃／秒、殊に０．１℃／秒〜１．０℃／秒とすることができる。
【００３１】
・加熱保持工程での温度が高いと、粒状パーライト及びフェライトの生成が過剰となるため、加熱保持時間を短くすることが好ましい。加熱保持工程での温度が低いと、パーライトが粒状パーライトに変化するのに時間を要するため、加熱保持時間を長くすることが好ましい。また加熱保持工程の時間が過剰に短いと、工業的生産ラインにおいて、加熱保持工程に要する時間の制御が容易でなくなる。このため、工業的生産ラインにおける制御性を考慮すると、加熱保持工程としては、所定時間以上とすることが好ましい。これらの点を考慮して、加熱保持工程は、次の（ａ）〜（ｃ）のいずれかの条件で行うことができる。球状黒鉛鋳鉄の温度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部に基づく。
（ａ）温度：７００〜７６０℃、加熱時間：３〜２０分間
（ｂ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：７〜３０分間
（ｃ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：２０〜５０分間
・加熱保持工程は、前述したように球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する工程である。球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持するとは、次の（１）〜（３）のいずれかとすることができる。球状黒鉛鋳鉄の温度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部の温度に基づく。
（１）Ａ１変態点の直下
（２）Ａ１変態点の直上
（３）Ａ１変態点の直上及び直下の繰返し
ここで、図１（Ａ）に示すように、Ａ１変態点の直下は、Ａ１変態点からΔＫ１（６０℃）低い温度までの温度領域以内を意味し、Ａ１変態点からΔＫ１以内の温度領域であれば良く、Ａ１変態点自体も含むことができる。従ってＡ１変態点から１０℃または２０℃低い温度でも良い。
【００３２】
図１（Ｂ）に示すように、Ａ１変態点の直上は、Ａ１変態点からΔＫ２（３０℃）高い温度までの温度領域以内を意味し、Ａ１変態点からΔＫ２以内の温度領域であれば良く、Ａ１変態点自体も含むことができる。従ってＡ１変態点から１０℃または２０℃高い温度でも良い。
【００３３】
図１（Ｃ）（Ｄ）に示すように、Ａ１変態点の直上及び直下の繰返しは、Ａ１変態点よりもΔＫ３（３０℃）高い温度とＡ１変態点よりもΔＫ４（６０℃）低い温度との間の温度領域以内において、昇温及び降温、または降温及び昇温を繰り返すことを意味する。従ってＡ１変態点に対して＋２０℃から、Ａ１変態点に対して−２０℃の温度領域以内で昇温及び降温、または降温及び昇温を繰り返しても良い。なお、加熱保持の時間としては前記したように５〜５０分間とすることができるが、加熱温度が低い場合には、加熱時間を長くすることが好ましい。
【００３４】
・本発明に係る車両鋳鉄部品を形成する球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、図１（Ｅ）に例示するように、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程を行う。次に、凝固後の球状黒鉛鋳鉄の温度がＴ１（Ｔ１：８４０〜９９０℃）となったとき、球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、パーライト（一般的にはラメラパーライト）を生成する冷却速度で、加熱保持工程の温度Ｔ２以下の温度Ｔ３にまで、球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程を行なうことが好ましい。第１冷却工程における平均冷却速度としては１．０℃／秒〜３．０℃／秒とすることができる。その後、球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下の温度Ｔ２に昇温させる昇温工程を行うことが好ましい。更に、温度Ｔ２に加熱保持する加熱保持工程を行う。更に加熱保持後に球状黒鉛鋳鉄を常温領域まで冷却する第２冷却工程を行う。加熱保持工程の温度Ｔ２が７３０℃（１００３Ｋ）のときには５〜１０分間、７００℃（９７３Ｋ）のときには１０〜２０分間、６８０℃（９５３Ｋ）のときには２０〜４０分間とすることができる。第２冷却工程における平均冷却速度としては１℃／分〜３．０℃／秒とすることができる。
【００３５】
・好ましくは、上記した第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を、連続的に行なう形態を採用することができる。この場合、溶湯を鋳型に鋳造した後に、第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行なうことができる。このように第１冷却工程、加熱保持工程、第２冷却工程を連続的に行なう場合には、球状黒鉛鋳鉄の再加熱が不要となるため、省エネルギ化を図り得る。
【００３６】
・また上記した第１冷却工程及び加熱保持工程を非連続的に行なう形態を採用することができる。この場合、第１冷却工程では、球状黒鉛鋳鉄を常温または常温付近まで一旦冷却する。更に加熱保持工程に先立って、常温または常温付近の球状黒鉛鋳鉄を再加熱し、加熱保持工程の温度領域まで昇温させる昇温工程を行なう。このように昇温工程を行った後に、加熱保持工程を行う形態を採用することができる。上記したように第１冷却工程及び加熱保持工程を非連続的に行なう場合には、少量ロット生産の場合であっても、球状黒鉛鋳鉄をまとめて加熱保持工程に移行させることができる。
【実施例】
【００３７】
以下、本発明を具体化した実施例について、図１〜図１２を参照しつつ具体的に説明する。まず、目標組成となるように配合した溶解材料を溶解炉で溶解し、各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯を得た。その溶湯をマグネシウム系の球状化処理剤で球状化処理した。球状化温度は１４８０〜１５００℃とした。球状化処理した溶湯をＹ型ブロック用鋳型（砂型）に注湯し、鋳造素材であるＹ型ブロックを形成した。Ｙ型ブロック用鋳型では、試験片採取部が厚み２５ｍｍとされている。
【００３８】
各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄の組成を表１に示す。実施例１では、図２に示す熱履歴パターンに基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、図２に示すように、注湯後に鋳型内冷却工程を行ない、溶湯を鋳型内で凝固させると共に、球状黒鉛鋳鉄を鋳型内で９２０℃まで冷却した。そして直ちに鋳型の解体（高温ばらし）を行い、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出した。球状黒鉛鋳鉄の表面層に付着している砂を落とし、球状黒鉛鋳鉄を強制冷却（強制空冷）により冷却し、第１冷却工程を行った。第１冷却工程での平均冷却速度は−１．５℃／秒であった。これにより球状黒鉛鋳鉄の組織のパーライト（ラメラパーライト）を析出した。第１冷却工程により球状黒鉛鋳鉄を６８０℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）まで冷却した。第１冷却工程を経た球状黒鉛鋳鉄の組織は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相（ラメラパーライト）とを有しており、ブルスアイ型の組織とされている。
【００３９】
そして第１冷却工程が終了したら、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉内（設定温度：７００℃）に装入し、７００℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）で１５分間加熱保持し、加熱保持工程を行なった。これにより球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を図った。このような加熱保持工程が終了したら、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉から取り出し、放冷（空冷）し、第２冷却工程を行った。
【００４０】
第２冷却工程を終えた球状黒鉛鋳鉄の組織を光学顕微鏡観察で観察したところ、実施例１に係る球状黒鉛鋳鉄の組織は、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有していた。パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としていた。粒状パーライトはフェライト側に多く生成されていた。従って粒状パーライトとラメラパーライトとが混在した混在相はフェライト相側に形成されていた。
【００４１】
実施例２〜実施例７の製造条件は基本的には実施例１と同様とした。以下実施例２〜実施例７の製造条件について実施例１と異なる部分を中心として説明する。実施例２では、第１冷却工程での平均冷却速度を実施例１よりも速めており、−１．５℃／秒に代えて、−２．３℃／秒とした。これによりパーライト化が促進される。
【００４２】
実施例３では、実施例１に係る溶湯を用いつつも、パーライト促進元素として機能する銅を多め（０．２１％）に添加した。これによりパーライト化が促進される。実施例４では、熱処理炉の設定温度を７００℃ではなく、７１０℃（Ａ１変態点の直下の温度領域）とした。
【００４３】
実施例５では、実施例１の球状黒鉛鋳鉄の組成のシリコン含有量を０．３％低く、シリコン：２．３８％とした。シリコンを低くしたのは、第１冷却工程でのパーライト化の促進と衝撃値を向上させるためである。実施例６では、図３に示す熱履歴パターンに基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、実施例６では、第１冷却工程、加熱保持工程を非連続的に行なう。このような実施例６では、溶湯を鋳型に注湯した後に鋳型内冷却工程を行い、鋳型（砂型）内で溶湯を凝固させると共に、球状黒鉛鋳鉄を９２０℃まで鋳型内で冷却した。その後、第１冷却工程として、鋳型を解体し、凝固後の球状黒鉛鋳鉄を鋳型から取り出し、その球状黒鉛鋳鉄を強制空冷により７００℃まで−１．５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、組織に適量のパーライト（ラメラパーライト）を析出させた。その後、その球状黒鉛鋳鉄を常温まで自然放冷した。その後、球状黒鉛鋳鉄に対して後処理・物流工程を適宜行った後に、球状黒鉛鋳鉄を熱処理炉内に装入して昇温工程を行って球状黒鉛鋳鉄を再加熱し、更に熱処理炉により７１０℃（Ａ１変態点の直下）で１０分間加熱保持し、加熱保持工程を行ない、球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を促進させた。
【００４４】
実施例７では、図４に示す熱履歴パターンに基づいて球状黒鉛鋳鉄を製造した。即ち、実施例７では、球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型内に注湯した後に凝固させ、鋳型内で常温付近まで冷却した。次に、鋳型から取り出した球状黒鉛鋳鉄を９００℃まで昇温させ９００℃で１時間加熱してオーステナイト化した。その後に第１冷却工程として−１．３℃／秒の平均冷却速度で６００℃まで強制冷却（強制空冷）し、パーライト（ラメラパーライト）を析出させるパーライト化焼準を行った。その後常温付近まで自然放冷した。更に、球状黒鉛鋳鉄を７００℃（Ａ１変態点の直下）まで再加熱する昇温工程を行い、７００℃で２０分間加熱保持して加熱保持工程を行い、球状黒鉛鋳鉄の組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を図った。その後、第２冷却工程を行い常温付近まで自然放冷した。なお、上記した球状黒鉛鋳鉄に関する各温度は、球状黒鉛鋳鉄の表層ではなく球状黒鉛鋳鉄の内部の温度に基づいた。
【００４５】
図１０及び図１１は実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄（ナイタール腐食後）の光学顕微鏡写真を示す。図１０及び図１１に示すように、球状黒鉛鋳鉄の組織は、黒色の塊として表された球状黒鉛と、球状黒鉛の回りにブルスアイ的に生成した白色で表されたフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有している。このパーライト相は粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。図１２は上記した写真を更に拡大したものである。図１２に示すように、多数の微細な粒状パーライトがフェライト側に生成している。換言すると、パーライト相のうちフェライト相側に、多数の微細な粒状パーライトとラメラパーライト（層状）とを主体とする混在相が形成されている。図１２によれば、粒状パーライトは１０μｍ以下の大きさとされており、球状黒鉛よりも遥かに小さい。他の実施例に係る球状黒鉛鋳鉄についても同様な組織が得られた。
【００４６】
図１３は比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄（ナイタール腐食後）の光学顕微鏡写真を示す。図１３に示すように、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄の組織は、黒色の塊として表された球状黒鉛と、球状黒鉛の回りにブルスアイ的に生成した白色で表されたフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有している。フェライト相とパーライト相との境界は明確である。比較例１に係る組織を観察したところ、パーライト相にはラメラパーライトのみが生成しており、粒状パーライトの生成は認められなかった。
【００４７】
上記したＹ型ブロックから引張試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０１の４号）、衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０２の３号、深さ２ｍｍのＵノッチ付き）、曲げ試験片を形成した。図５は引張試験片を示す。図５において測定部の直径Ｄ=１５ｍｍ、測定部の評点距離Ｌ=５０ｍｍとした。引張試験では、上記した引張試験片を用い、２５０ＫＮ島津オートグラフで、破断までの荷重と変形量をクロスヘッド移動量にて測定した。図６（Ａ）（Ｂ）は曲げ試験片を示す。曲げ試験片は、幅２０×長さ１００ｍｍ×厚み７ｍｍの目標サイズを有する板状試験片とした。曲げ試験では、図７に示すように曲げ試験装置（図７における寸法表示はミリメートル単位）の２個の支持部１００に曲げ試験片をセットした状態で、加圧部１１０を曲げ試験片に向けて矢印ＰＡ方向に加圧して行った。この場合、２５０ＫＮ島津オートグラフで、曲げ応力と変形量との関係を求めた。試験結果を表１、表２に示す。
【００４８】
【表１】
2011038183.tif 000019
【００４９】
【表２】
2011038183.tif 000020
【００５０】
また比較例１では、銅を０．４１％と多めとすることで、球状黒鉛鋳鉄の組織のパーライト化（ラメラパーライト）を促進させているものの、Ａ１変態点付近で加熱保持する加熱保持工程は行われていないため、粒状パーライトの積極生成処理は行われておらず、α＝０％であった。比較例２、３は、従来技術で述べた公報に係る文献データである。比較例２、３では粒状パーライトの積極生成処理は行われていない。表１、表２は比較例についても示す。
【００５１】
表１に示すように、実施例１〜実施例７の球状黒鉛鋳鉄では黒鉛球状化率は８１〜８８％であり、パーライト面積率は４５〜８６％であり、α=４１〜７８％の範囲であった。殊に、実施例３に係る球状黒鉛鋳鉄はαが最も低く、α=４１％とされている。実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄はαが最も高く、α=７８％とされている。
【００５２】
黒鉛球状化の測定については、ＪＩＳ  Ｇ５５０２に基づいた。パーライト面積率の測定については、球状黒鉛鋳鉄の組織を顕微鏡で観察し、画像処理を利用し、黒鉛を除いた組織の面積を１００％としたとき、パーライト相（ラメラパーライト、粒状パーライトを含む）が占める面積を求め、パーライト相が占める面積割合をパーライト面積率（％）とした。αの測定については、画像処理を利用し、パーライト相の面積を１００％とし、ラメラパーライトの面積を求め、残部を粒状パーライトの面積とみなし、全パーライト相において粒状パーライトが占める面積割合をα（％）とした。
【００５３】
表２から理解できるように、実施例１〜実施例７に係る球状黒鉛鋳鉄は、引張強度、耐力、伸び、曲げ変位、曲げ荷重、衝撃値に優れていた。具体的には、表２に示すように、実施例１に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６００ＭＰａ以上（６０２ＭＰａ）、伸び１８％以上（１８．５％）、衝撃値１０Ｊ／ｃｍ２以上（１０．１Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６４０ＭＰａ以上（６４６ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．１％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ２以上（７．５Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例３に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度７１０ＭＰａ以上（７１３ＭＰａ）、伸び１２％以上（１２．３％）、衝撃値５Ｊ／ｃｍ２以上（５．６Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。
【００５４】
実施例４に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度５６０ＭＰａ以上（５６４ＭＰａ）、伸び１９％以上（１９．６％）、衝撃値１１Ｊ／ｃｍ２以上（１１．３Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例５に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度５８０ＭＰａ（５８８ＭＰａ）以上、伸び１６％以上（１６．８％）、衝撃値１２Ｊ／ｃｍ２以上（１２．４Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。
【００５５】
実施例６に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６５０ＭＰａ以上（６５３ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．７％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ２以上（７．５Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。実施例７に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、引張強度６４０ＭＰａ以上（６４９ＭＰａ）、伸び１３％以上（１３．８％）、衝撃値７Ｊ／ｃｍ２以上（７．８Ｊ／ｃｍ２）の試験結果が得られた。
【００５６】
これに対して比較例２、比較例３に係る球状黒鉛鋳鉄については、引張強度、耐力、伸びは必ずしも充分ではない。比較例のなかでも比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄（パーライト促進元素である銅含有量が多い）については、引張強度、耐力が良好であるものの、伸びがやや低く、曲げ変位が３．１ｍｍであり、測定したなかでは最も低く、更に衝撃値も３．１Ｊ／ｃｍ２であり、測定したなかでは最も低かった。即ち、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄と実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄については、引張強度及び耐力がほぼ同程度であるものの、αが６５％である実施例２に係る球状黒鉛鋳鉄の衝撃値は７．５Ｊ／ｃｍ２であったが、αが０％である比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄の衝撃値は３．１Ｊ／ｃｍ２であり、実施例２に比べて約４０％（３．１／７．５=０．４１）とかなり低かった。更に比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄は、伸び及び衝撃値が低いばかりか、パーライト促進元素である銅が０．４１％と多量に含有されているため、球状黒鉛鋳鉄をリサイクルする際における制約が大きくなる不具合がある。
【００５７】
更に各実施例に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、上記した公報技術に係る球状黒鉛鋳鉄と異なり、強度低下の要因ともなり得るフェライトリッチの表層を積極的に形成せずとも良いため、量産化が容易であり、適用範囲の拡大に貢献できる。
【００５８】
更に球状黒鉛鋳鉄の被削性についても測定した。この場合、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型（砂型）に注湯し、円筒形の試験片（外径:１２０ｍｍ、内径：７０ｍｍ、軸長２００ｍｍ）を鋳造で形成し、図４に示す熱履歴パターンに基づいて、常温から昇温させた後に９００℃で２時間加熱してオーステナイト化を図った。その後、第１冷却工程として、−１．７℃／秒の平均冷却速度で６００℃まで強制冷却（強制空冷）し、ラメラパーライトを生成した。更に常温まで冷却した。その後、昇温工程を経て加熱保持工程に移行し、加熱保持工程において７００℃で２０分間加熱し、組織を調整し、ラメラパーライトの粒状化を進行させた。そして実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄で形成した円筒形の試験片について、被削性試験を行ない、切削工具の刃先磨耗量を測定した。比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄でも、同様な円筒形の試験片を形成し、被削性試験を行なった。表３は実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄の組成、特性を示す。表３に示すように、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄共に、パーライト面積率、硬さはほぼ同程度であった。しかし実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では粒状パーライトが生成しており、α=５８％であった。これに対して、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄ではラメラパーライトだけであり、粒状パーライトが生成しておらず、α=０％であった。
【００５９】
【表３】
2011038183.tif 000021
【００６０】
上記した被削性試験においては、図８に示す試験片と、切削工具（超硬合金、ＵＣ５００５）とを用い、周速が１５０ｍｍ/分、送りが０．３ｍ/ｒｅｖ、切り込みが０．５ｍｍとし、試料をそれぞれ２個ずつ用い、１試料で切削加工距離２０００ｍまで切削し、２つの試料を連続して切削した。図８に示す試験片では、黒皮の影響を無くすため、被削性試験に先だって前加工で黒皮の外周面部分を２ｍｍ予め切除し、外径１１６ｍｍとした。切削装置へのチャック部分を考慮して、試験片の評価部分の軸長を１５０ｍｍとした。
【００６１】
被削性試験の結果を図９に示す。図９に示すように、１試料目において、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量は１０００μｍを越えていたが、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量はそれよりも少なく６５０μｍ程度であった。２試料目において、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量は１３００μｍを越えていたが、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄では切削工具の刃先磨耗量はそれよりも少なく１０００μｍ程度であった。上記した被削性試験の結果から、実施例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄は、比較例Ａに係る球状黒鉛鋳鉄に対して、パーライト面積率、硬さがほぼ同程度であるものの、被削性がかなり優れており、切削工具の刃先の磨耗量は約６０〜８０％程度（６５０／１０００=０．６５、１０００／１３００≒０．７７）に抑え得ることがわかる。
【００６２】
以上の説明から理解できるように本実施例に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、球状黒鉛と、球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設するフェライト相間に生成されたパーライト相とを有しており、パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている。このため本実施例に係る球状黒鉛鋳鉄は強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れている。従って、強度及び伸びの双方が要請される足回り部品等に代表される車両部品、工作機械等の産業機器部品等の鋳鉄部品に広く適用することができる。殊に、足回り部品等に代表される鋳鉄部品では、高強度化を図ると共に衝突時における衝撃を吸収し易い衝撃吸収促進モードで設計される鋳鉄部品に適用することができる。勿論、高強度化又は軽量化を図るモードで設計される鋳鉄部品に適用することもできる。
【００６３】
また本実施例によれば、加熱保持工程をＡ１変態点の直下の温度領域で行うことにしているため、ラメラパーライトの粒状化が過剰に速く進行せず、適切な速度で進行するため、工業的生産においても加熱保持工程の時間の制御を容易になし得る利点が得られる。従って球状黒鉛鋳鉄の実際のαの値を、αの目標範囲に設定するのに貢献できる。
【００６４】
（その他）
上記した各実施例によれば、加熱保持工程はＡ１変態点の直下の温度領域で行うようにしているが、これに限らず、Ａ１変態点の直上の温度領域で行っても、球状黒鉛鋳鉄のラメラパーライトを粒状化させることができる。また、Ａ１変態点の直上及び直下の繰返しで行っても、球状黒鉛鋳鉄のラメラパーライトを粒状化させることができる。その他、本発明は上記した実施例のみに限定されるものではなく、要旨を逸脱しない範囲内で適宜変更して実施できるものである。
【００６５】
（付記）上記した記載から次の技術的思想も把握できる。
［付記項１］各請求項において、引張強度が６５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
［付記項２］各請求項において、引張強度が６５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が６Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄。
［付記項３］各請求項において、引張強度が７００ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が４Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項４］各請求項において、引張強度が５５０ＭＰａ以上、伸びが１８％以上、衝撃値が９Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項５］各請求項において、引張強度が６００ＭＰａ以上、伸びが１５％以上、衝撃値が８Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項６］各請求項において、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％、残部が不可避不純物及び鉄の組成を有することを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項７］各請求項において、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％、銅及びスズの少なくとも一方：０．４０％以下、残部が不可避不純物及び鉄の組成を有することを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。
［付記項８］球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成されたパーライト相とを有すると共に、前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としている強度、伸び及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。
［付記項９］球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含む、強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品の製造方法。
［付記項１０］球状黒鉛鋳鉄の溶湯を鋳型に注湯する工程と、
パーライトを生成する冷却速度で球状黒鉛鋳鉄を冷却する第１冷却工程と、
前記球状黒鉛鋳鉄をＡ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持する加熱保持工程と、
加熱保持後に前記球状黒鉛鋳鉄を冷却する第２冷却工程とを含むことを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
［付記項１１］請求項９において、前記加熱保持工程の加熱保持時間は、５〜５０分間であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
［付記項１２］請求項９または請求項１０において、前記加熱保持工程は、次の（ａ）〜（ｃ）のいずれかの条件で行うことを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【００６６】
（ａ）温度：７００〜７６０℃、加熱時間：３〜２０分間
（ｂ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：７〜３０分間
（ｃ）温度：６７０〜７３０℃、加熱時間：２０〜５０分間
［付記項１３］請求項９〜請求項１１のいずれか一項において、前記加熱保持工程は、次の（１）〜（３）のいずれかの条件で行うことを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【００６７】
（１）Ａ１変態点の直下
（２）Ａ１変態点の直上
（３）Ａ１変態点の直上及び直下の繰返し
［付記項１４］請求項９〜請求項１２のいずれか一項において、前記第１冷却工程は、鋳型から取り出した球状黒鉛鋳鉄を空冷で冷却することを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
［付記項１５］請求項９〜請求項１３のいずれか一項において、前記第１冷却工程、前記加熱保持工程、前記第２冷却工程は、連続的に行なわれることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
［付記項１６］請求項９〜請求項１３のいずれか一項において、前記第１冷却工程では、前記球状黒鉛鋳鉄は常温または常温付近まで冷却され、前記加熱保持工程は、常温または常温付近の前記球状黒鉛鋳鉄を前記加熱保持工程の温度領域まで昇温させる昇温工程を行った後に行われることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
［付記項１７］付記項１〜付記項１６のいずれか一項において、第１冷却工程を経た球状黒鉛鋳鉄は、ブルスアイ型であり、パーライトはラメラパーライトを主体としていることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
［付記項１８］付記項１または付記項２に係る球状黒鉛鋳鉄を製造することを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【符号の説明】
【００６８】
図中、１００は支持部、１１０は加圧部を示す。
【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】
球状黒鉛と、前記球状黒鉛の回りに生成したフェライト相と、隣設する前記フェライト相間に生成されたパーライト相とを有すると共に、重量比で、炭素：３．４０〜３．９０％、シリコン：１．９〜３．４％、Ｍｎ：０．５％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０３％以下、マグネシウム：０．０２〜０．２０％、残部鉄および不可避不純物からなる球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品において、
前記パーライト相は、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体としており、
前記パーライト相は、面積比で、（粒状パーライト／全パーライト）×１００％をαとしたとき、α=２０〜８５％に設定されており、
引張強度が５６４ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ２以上であり、強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。
【請求項２】
請求項１において、前記パーライト相のうち前記フェライト相側に、粒状パーライトとラメラパーライトとを主体とする混在相が形成されていることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。
【請求項３】
請求項１または請求項２において、パーライト促進元素である銅及びスズの少なくとも１種を、０．００５〜０．４０％含有することを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のうちの一項において、ブルスアイ型であることを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のうちの一項において、Ａ１変態点の直下または直上の温度領域に加熱保持されたことを特徴とする強度、伸び、耐衝撃性及び被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄で形成された車両鋳鉄部品。