(57)【要約】【課題】  鋳放し状態において表面層がフェライト主体の組織であり、内部が表面層よりもパーライト面積率の高い組織とし、別途熱処理を行うことなく、切り欠き効果に対して強く、かつ伸びや衝撃値が高く、引張強さが高い球状黒鉛鋳鉄部材を提供すること。【解決手段】  本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、１．０〜２．５重量％のＮｉを少なくとも含み、鋳放し状態に置いて表面層がフェライト主体の基地組織で内部の基地が表面層よりもパーライト面積率が高いこととした。【選択図】  図１
2005256088.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．０〜２．５重量％のＮｉを少なくとも含み、鋳放し状態に置いて表面層がフェライト主体の基地組織で内部の基地が前記表面層よりもパーライト面積率が高いことを特徴とする球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項２】
前記Ｎｉに加え、３．０〜４．０重量％のＣ、１．７〜３．５重量％Ｓｉ、０．７重量％未満のＭｎ、０．０２重量％未満のＳ、０．０５重量％未満のＰ、０．０２〜０．１重量％のＭｇの元素を含むことを特徴とする請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項３】
前記元素を含み、残部が鉄および不可避的不純物から成り、かつ前記Ｃと前記ＳｉにつきＣ重量％＋０．２３Ｓｉ重量％の値が３．８〜４．４であることを特徴とする請求項２に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項４】
前記内部の基地の伸びが８％以上であることを特徴とする請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項５】
前記Ｎｉおよび前記Ｓｉのうちいずれか１つまたは両方の元素の含有量を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることを特徴とする請求項２に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項６】
０．７未満のＭｎの重量％、０．５未満のＣｕの重量％、０．３５未満のＣｒの重量％、０．０２未満のＳｎの重量％および、０．０２未満のＳｂの重量％を満たす範囲で、これらの前記元素のうち少なくとも１種類以上の元素の含有量を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることを特徴とする請求項２に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項７】
前記球状黒鉛鋳鉄部材の鋳物の冷却過程における共析変態温度通過時の冷却速度を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることを特徴とする請求項１に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項８】
前記球状黒鉛鋳鉄部材の鋳物の溶湯中のレアアース含有量に対するアンチモン量の比率が０．４を超え、かつ含有するＳｂが０．０２重量％未満とすることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項９】
前記球状黒鉛鋳鉄部材は、ダイキャスト用金型の可動主型、固定主型、ホルダーおよびまたはダイベースに用いることを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【請求項１０】
前記球状黒鉛鋳鉄部材は、自動車の足回り部品、プレス機械または工作機械に用いることを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の球状黒鉛鋳鉄部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、球状黒鉛鋳鉄部材に関し、特に、鋳放し状態において表面層がフェライト主体の組織であり、内部が表面層よりもパーライト面積率の高い組織とし、別途熱処理を行うことなく、切り欠き効果に対して強く、かつ伸びや衝撃値が高く、引張強さが高い球状黒鉛鋳鉄部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来のフェライト基地を有する球状黒鉛鋳鉄部材ＦＣＤ３７０〜４５０は、切り欠き効果に対して強くかつ伸びや衝撃値が高いが、引張強さが低いという問題がある。また、パーライト基地を主体とする球状黒鉛鋳鉄部材ＦＣＤ５００〜８００は、引張り強さは高いが、切り欠き効果に対して弱くかつ伸びや衝撃値が低いという球状黒鉛鋳鉄部材ＦＣＤ３７０〜４５０とは相反した問題がある。
【０００３】
この問題を解決するために、表面層をフェライトにし、内部をパーライトにした球状黒鉛鋳鉄部材がある（例えば、特許文献１参照）。この球状黒鉛鋳鉄部材は、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐｂ、ＣｒおよびＳｂなどのパーライト元素を添加し、後に熱処理を行って表面層をフェライト化し、表面層を軟らかく伸びのある材料とすることにより、曲げ応力や衝撃がかかった際に表面層にクラックが入りづらくなり壊れ難くなるという現象を利用したものであるが、後に別途熱処理を行う必要があるという問題がある。
【０００４】
【特許文献１】特開平９−２９６２１５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであって、鋳放し状態において表面層がフェライト主体の組織であり、内部が表面層よりもパーライト面積率の高い組織とし、別途熱処理を行うことなく、切り欠き効果に対して強く、かつ伸びや衝撃値が高く、引張強さが高い球状黒鉛鋳鉄部材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】
【０００６】
本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、１．０〜２．５重量％のＮｉを少なくとも含み、鋳放し状態に置いて表面層がフェライト主体の基地組織で内部の基地が前記表面層よりもパーライト面積率が高いこととした。
【０００７】
また、前記Ｎｉに加え、３．０〜４．０重量％のＣ、１．７〜３．５重量％Ｓｉ、０．７重量％未満のＭｎ、０．０２重量％未満のＳ、０．０５重量％未満のＰ、０．０２〜０．１重量％のＭｇの元素を含むこととした。
【０００８】
また、前記元素を含み、残部が鉄および不可避的不純物から成り、かつ前記Ｃと前記ＳｉにつきＣ重量％＋０．２３Ｓｉ重量％の値が３．８〜４．４であることとした。
【０００９】
また、前記内部の基地の伸びが８％以上であることとした。
【００１０】
また、前記Ｎｉおよび前記Ｓｉのうちいずれか１つまたは両方の元素の含有量を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることとした。
【００１１】
また、０．７未満のＭｎの重量％、０．５未満のＣｕの重量％、０．３５未満のＣｒの重量％、０．０２未満のＳｎの重量％および、０．０２未満のＳｂの重量％を満たす範囲で、これらの前記元素のうち少なくとも１種類以上の元素の含有量を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることとした。
【００１２】
また、前記球状黒鉛鋳鉄部材の鋳物の冷却過程における共析変態温度通過時の冷却速度を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることとした。
【００１３】
また、前記球状黒鉛鋳鉄部材の鋳物の溶湯中のレアアース含有量に対するアンチモン量の比率が０．４を超え、かつ含有するＳｂが０．０２重量％未満とすることとした。
【００１４】
また、前記球状黒鉛鋳鉄部材は、ダイキャスト用金型の可動主型、固定主型、ホルダーおよびまたはダイベースに用いることとした。
【００１５】
さらに、前記球状黒鉛鋳鉄部材は、自動車の足回り部品、プレス機械または工作機械に用いることとした。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、１．０〜２．５重量％のＮｉを少なくとも含み、鋳放し状態に置いて表面層がフェライト主体の基地組織で内部の基地が前記表面層よりもパーライト面積率が高いこととしたため、別途熱処理を行うことなく、切り欠き効果に対して強く、かつ伸びや衝撃値が高く、引張強さも高くすることができる。
【００１７】
また、前記Ｎｉに加え、３．０〜４．０重量％のＣ、１．７〜３．５重量％Ｓｉ、０．７重量％未満のＭｎ、０．０２重量％未満のＳ、０．０５重量％未満のＰ、０．０２〜０．１重量％のＭｇの元素を含むこととしたため、より確実に所定の高性能とすることができる。
【００１８】
また、前記元素を含み、残部が鉄および不可避的不純物から成り、かつ前記Ｃと前記ＳｉにつきＣ重量％＋０．２３Ｓｉ重量％の値が３．８〜４．４であることとしたため、さらに確実に所定の高性能とすることができる。
【００１９】
また、前記内部の基地の伸びが８％以上であることとしたため、破壊を確実に防ぐことができる。
【００２０】
また、前記Ｎｉおよび前記Ｓｉのうちいずれか１つまたは両方の元素の含有量を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることとしたため、所望の高性能に容易にすることができる。
【００２１】
また、０．７未満のＭｎの重量％、０．５未満のＣｕの重量％、０．３５未満のＣｒの重量％、０．０２未満のＳｎの重量％および、０．０２未満のＳｂの重量％を満たす範囲で、これらの前記元素のうち少なくとも１種類以上の元素の含有量を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることとしたため、所望の高性能に容易にすることができる。
【００２２】
また、前記球状黒鉛鋳鉄部材の鋳物の冷却過程における共析変態温度通過時の冷却速度を調整することにより前記表面層の深さおよび前記内部の伸びを調整し、前記表面層の深さおよび前記内部の基地の伸びとをそれぞれ所定の値とすることとしたため、所望の高性能に容易にすることができる。
【００２３】
また、前記球状黒鉛鋳鉄部材の鋳物の溶湯中のレアアース含有量に対するアンチモン量の比率が０．４を超え、かつ含有するＳｂが０．０２重量％未満とすることとしたため、チャンキー黒鉛の発生を防止し、特に大物鋳物に有効のものとすることができる。
【００２４】
また、前記球状黒鉛鋳鉄部材は、ダイキャスト用金型の可動主型、固定主型、ホルダーおよびまたはダイベースに用いることとしたため、高強度で高靭性を発揮でき有効に用いることができる。
【００２５】
さらに、前記球状黒鉛鋳鉄部材は、自動車の足回り部品、プレス機械または工作機械に用いることとしたため、衝撃が断続的に繰り返されても壊れ難く、高寿命とすることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下、本発明の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材につき説明する。
【実施例１】
【００２７】
本発明の第１の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材につき説明する。本発明の第１の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材は、Ｎｉの含有効果により、所定の高性能とするものである。
【００２８】
表１は、本発明の第１の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材と比較部材の試料の化学成分を示す。
【００２９】
【表１】
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表１に示すように、試料３〜６は、本発明の第１の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材の試料を示し、試料１、２、７、８は比較部材の試料を示し、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料３〜６は、Ｎｉ含有量の範囲を１．０〜２．５重量％とし、比較部材の試料１、２、７、８は、Ｎｉ含有量の範囲を１．０〜２．５重量％外としている。
【００３０】
試料１〜８は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｓｎの化学成分の元素と、残部が鉄および不可避的不純物からなり、この組成を有する球状黒鉛鋳鉄を高周波誘導炉にて溶製し、酸硬化フェノールの自硬性鋳型で作製した径２００ｍｍ×高さ２００ｍｍの鋳物重量４５Ｋｇの円筒形試験型および、厚さ２５ｍｍ×長さ２００ｍｍ×高さ１５０ｍｍの鋳物重量７ＫｇのＹブロックに注湯して鋳造し、鋳造後、鋳型内で鋳放しの自然冷却をして、円筒形試験型においては底面より３０ｍｍの位置にて、ＹブロックにおいてはＪＩＳに規定された位置にて機械的性質試験用の試験片を切り出したもので、ＪＩＳに規定された方法により硬度、引張強さ、０．２％耐力および伸びを測定した。また、円筒形試験型およびＹブロックより鋳肌付きの小片を切り出し、鏡面研磨後、基地中のフェライトとパーライトが区別できるように腐食を施して基地組織を観察した。観察試料において基地が完全にフェライトである表面層の厚さ（表面フェライト層厚さ）およびフェライトとパーライトの比率が一定となるまでの鋳肌からの距離（内部均一組織までの距離）を測定した。さらに、内部の組織については光学顕微鏡により組織観察し、基地に占めるパーライト面積率を求めた。
【００３１】
鋳鉄の光学顕微鏡組織は、腐食前の状態であれば、黒鉛のみが黒色に現われ、基地のフェライトとパーライトは白色になり、その区別ができない。一方、フェライトとパーライトが区別できるように腐食を施すと、黒鉛とパーライトが黒色に現われ、フェライトのみが白色になる。この現象を利用すると、基地中に占めるパーライト面積率を画像処理装置により求めることができる。即ち、腐食前の観察視野中の黒鉛の面積率と腐食後の観察視野中の黒鉛とパーライトを合わせた面積率を求め、（１）式を用いて基地に占めるパーライト面積率を求めた。
【００３２】
【数１】
2005256088.tif 000004
面積率の測定に際しては、観察部位よるバラツキをなくすため、腐食前、腐食後それぞれ３０視野以上を測定し、平均の値を用いた。
【００３３】
図１は、本発明の第１の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材の鋳肌付近の基地組織の写真図を示す。
【００３４】
図１は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料３〜６の代表的な写真図を示すもので、図１に示すように、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、黒く示した部分が基地中のパーライトであり、白く示した部分が基地中のフェライトであり、本発明の特徴である鋳放しのままでも、すなわち特別の熱処理を行うことなく鋳物表面に表面フェライト層１１が形成されていることが分かる。従来の球状黒鉛鋳鉄部材では、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材のような表面がフェライトで内部がパーライトという２層構造は鋳放しのままでは形成されず、このような２層構造を得るためには特別な熱処理が必要であったが、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、鋳放しのままでも２層構造を持つことが可能となり、中間層１２では表面フェライト層１１の終端からは鋳物の内部に向かってパーライトが徐々に増加し、ある所定の位置から内部はパーライトとフェライトが一定の比率となった均一な基地組織の内部均一組織１３となる。内部均一組織１３の部分は後述するように高強度と高靭性を合わせ持つ機械的性質を有している。
【００３５】
図２は、円筒形試験型による試料ついて、Ｎｉ含有量に対する表面フェライト層厚さと内部均一組織までの距離との関係図を示し、図３は、Ｙブロックによる試料ついて、Ｎｉ含有量に対する表面フェライト層厚さと内部均一組織までの距離との関係図を示す。
【００３６】
図２、３に示すように、円筒形試験型に比べ冷却速度が小さいＹブロックにおいても、鋳物の表面にはフェライト層が形成されていることが分かる。さらに、円筒形試験型、Ｙブロックいずれの場合にも、表面フェライト層の厚さ、内部均一組織までの距離はＮｉ量に応じて変化し、両者ともＮｉが１．５重量％のときが最大であることも分かる。この結果は、鋳物の大きさにかかわらず表面にフェライト層が形成されること、および本発明の球状黒鉛鋳鉄部材を構成する成分元素をある範囲内で調整することにより、表面フェライト層の厚さを意図的に調整できることを示す。
【００３７】
本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、表面層がフェライトで内部がパーライトの２層の球状黒鉛鋳鉄部材にするだけでも切り欠き効果に対して強くなるが、さらに伸びや衝撃値が高く引張り強さの高い材料にするためには、内部を伸びのある材料にしている。
【００３８】
表２は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材と比較部材の試料の内部の機械的性質および内部のパーライト面積率を示す。
【００３９】
【表２】
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図４は、円筒形試験型による試料ついて、Ｎｉ含有量に対する引張強さと伸びの関係図を示し、図５は、Ｙブロックによる試料ついて、Ｎｉ含有量に対する引張強さと伸びの関係図を示す。
【００４０】
一般に球状黒鉛鋳鉄部材は、引張強さと伸びの関係において、伸びが高いと引張強さが低く、逆に引張強さが高いと伸びが低いという、相反した関係がある。
【００４１】
表２と、図４、５に示すように、比較部材も含めた本発明部材の場合も、Ｎｉ含有量が増えるに従って引張強さは高くなるが、一方で伸びは低くなる関係があることが分かるが、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、引張り強さと伸びの両者がともに高い値であるＮｉ含有量を決定し、２層にして切り欠き効果に対し強くするとともに、引張り強さと伸びを高くすることを実現する。
【００４２】
構造物の伸びは高いほど好ましいが、一般的には８％以上の伸びがあれば急激な脆性破壊が起こる前に変形が起こり破壊することはない。円筒形試験型において、伸びが８％以上の値を得るためには、表２および図４よりＮｉ含有量が２．５重量％以下でなければならないことが分かる。また、構造物材料としてよく用いられる炭素鋼鋳鋼ＳＣ４８０の引張強さは４８０Ｎ／ｍｍ２以上、ＦＣＤ５００の引張強さは５００Ｎ／ｍｍ２以上なので、強度の下限を５００Ｎ／ｍｍ２とすると、円筒形試験型において、５００Ｎ／ｍｍ２以上の値を得るためには、表２および図４よりＮｉ含有量が１．０重量％以上でなければならないことが分かる。即ち、伸び８％以上かつ引張強さ５００Ｎ／ｍｍ２以上を満足するＮｉ含有量の範囲は、１．０〜２．５重量％であり、この範囲を本発明における球状黒鉛鋳鉄部材のＮｉ含有量の範囲と決定した。さらに、伸びを１０％以上確保するためには、Ｎｉ含有量の範囲が１．０〜２．５重量％とする必要があることも分かる。
【００４３】
ＹブロックではＮｉ含有量の範囲が１．０〜２．５重量％の場合において、伸び９％以上、引張強さ６４０Ｎ／ｍｍ２以上であり、円筒形試験型をさらに上回る伸びと引張強さの値を得ている。円筒形試験型に比べ、冷却速度が速いＹブロックでは、伸びおよび引張強さを低減させる要因である組織の粗大化や粒界間への不純物元素の偏析が起こらないためである。冷却速度の遅い大物鋳物においてはＮｉ１．０〜２．５重量％が必要条件となるが、冷却速度の速い小物鋳物においてはＮｉ０．５〜２．５重量％でも問題はない。また、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材におけるＮｉ含有量の範囲において、内部の基地組織に占めるパーライト面積率は、円筒形試験型で２４〜７８％であるが、Ｙブロックで４８〜８４％であり、この差は冷却速度に起因している。
【００４４】
次に、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材に含有する他の元素について説明する。
【００４５】
Ｃは、３．０重量％未満では、炭化物が発生し伸びが低下すると共に引け巣を生じやすく、一方、４．０重量％以上になると爆発状黒鉛や黒鉛が浮上するカーボンフローテーションを起こすため機械的性質の低下を招くため、３．０〜４．０重量％の含有にする必要がある。
【００４６】
Ｓｉは、１．７重量％未満では、炭化物が発生し伸びが低下すると共に引け巣を生じやすく、一方、３．５重量％以上になるとフェライト基地中に固溶したＳｉがフェライト基地組織を脆化させるため伸びや衝撃値等の機械的性質の低下を招くため、１．７〜３．５重量％の含有にする必要がある。
【００４７】
Ｃ重量％＋０．２３Ｓｉ重量％は、球状黒鉛鋳鉄部材の亜共晶側での炭素当量を示すものであり、上記に示したＣとＳｉの組成範囲で、かつＣ重量％＋０．２３Ｓｉ重量％が３．８〜４．４を満たし球状黒鉛鋳鉄部材を鋳造する必要がある。Ｃ重量％＋０．２３Ｓｉ重量％が３．８未満では、炭化物が発生し伸びが低下すると共に引け巣を生じやすく、一方、４．４以上になると過共晶成分となるため初晶黒鉛が晶出し、晶出した初晶黒鉛が浮上して介在するカーボンフローテーションを起こすため伸びや衝撃値等の機械的性質の低下を招く。
【００４８】
Ｍｎは、０．７重量％以上では炭化物が発生しやすく、伸びや衝撃値等の機械的性質の低下を招き、また引け巣も生じやすくなるため、Ｍｎ＜０．７重量％の含有にする必要がある。
【００４９】
Ｐは、０．０５重量％以上では硬いステダイト相が生成し伸びや衝撃値を著しく低下させ、また引け巣も生じやすくなるため、Ｐ＜０．０５ 重量％の含有にする必要がある。
【００５０】
Ｓは、黒鉛球状化元素であるＭｇと反応してＭｇＳを生成し、０．０２重量％以上では黒鉛球状化に作用するＭｇ量が減少し球状化不良を起こすため、Ｓ＜０．０２ 重量％の含有にする必要がある。
【００５１】
Ｎｉは、前記したように、含有量の範囲を１．０〜２．５重量％とすることにより、２層にして切り欠き効果に対し強くするとともに、引張り強さと伸びを高くすることができる。
【００５２】
Ｃｕは、パーライト化促進元素であるため添加量が増すに従い強度も増すが、Ｃｕ０．５重量％以上ではパーライト化促進効果が強くなりすぎて黒皮付近のフェライト層が生成しなくなるため、Ｃｕ＜０．５重量％の含有にする必要がある。
【００５３】
Ｍｇは、黒鉛を球状化させる元素である。そのためＭｇ０．０２重量％未満では黒鉛の球状化率が低下し、一方、０．１重量％以上では遊離Ｍｇにより引け巣が発生しやすくなり、伸びや衝撃値が低下するため、Ｍｇ０．０２重量％〜０．１重量％の含有にする必要がある。
【００５４】
Ｃｒは、０．３５重量％以上では炭化物が発生しやすく伸びや衝撃値等の機械的性質の低下を招き、また、パーライト化促進元素であるため０．３５重量％以上では黒皮付近のフェライト層が生成しなくなるため、Ｃｒ＜０．３５重量％の含有にする必要がある。
【００５５】
Ｓｎは、強力なパーライト化促進元素でるため、Ｓｎ０．０２重量％以上ではパーライト化促進効果が強くなりすぎて黒皮付近のフェライト層が生成しなくなり、また伸びや衝撃値も低下するため、Ｓｎ＜０．０２重量％の含有にする必要がある。
【００５６】
本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、Ｎｉを含むために冷却速度の遅い鋳物においてはチャンキー黒鉛と呼ばれる異常黒鉛が発生する。この問題を解決するために、材料に添加するアンチモン（Ｓｂ）とレア・アース（ＲＥ）の量比Ｓｂ／ＲＥについて検討した結果、Ｓｂ／ＲＥ＞０．４以上においてチャンキー黒鉛の発生を防止できることが分かった。小物鋳物では冷却速度が速いためにチャンキー黒鉛が発生することは少なく、Ｓｂ／ＲＥ＞０．４は冷却速度の遅い大物鋳物に有効である。ただし、Ｓｂは強力なパーライト化促進元素であるため、含有量が多くなると伸びや衝撃値が低下する。したがって、Ｓｂ＜０．０２重量％の含有にする必要がある。
【００５７】
以上述べたように、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、鋳放し状態において表面層がフェライト主体の組織であり、内部が表面層よりもパーライト面積率の高い組織とし、別途熱処理を行うことなく、切り欠き効果に対して強く、かつ伸びや衝撃値が高く、引張強さが高いものとすることができる。
【００５８】
なお、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、内部の機械的特性だけでも高強度でかつ８％以上の高い伸びを出すことができるので、たとえばダイキャスト主型のように高強度で高靭性が要求される部材に好適である。さらに、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、表面に高い伸びがあり衝撃吸収能に優れたフェライト層が形成されるため、部材に負荷される衝撃が断続的に繰り返されてもクラックのような微小欠陥が入りにくく、なおかつ、たとえ微小欠陥が入ったとしても壊れにくいため、断続的衝撃が負荷される機械部品に対し高寿命にすることができる。
【実施例２】
【００５９】
本発明の第２の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材の大物鋳物への適用につき説明する。
【００６０】
表３は、本発明の第２の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材と比較部材の試料の化学成分を示す。
【００６１】
【表３】
2005256088.tif 000006
表３に示すように、試料９は本発明の第２の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材の試料を示し、試料１０、１１は比較部材の試料を示す。試料９〜１１は、実際の産業上利用性を考慮して縦５００ｍｍ×横５００ｍｍ×高さ５００ｍｍの鋳物重量９００Ｋｇの５００角ブロックの鋳造を試みた。この試料９〜１１は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｓｎの化学成分の元素と、残部が鉄および不可避的不純物からなり、この組成を有する球状黒鉛鋳鉄を高周波誘導炉にて溶製し、酸硬化フェノールの自硬性鋳型で作製した鋳型にて５００角ブロックを鋳造したものである。合わせて、比較部材としてＦＣＤ５００相当材、ＦＣＤ８００相当材を５００角ブロックに鋳造した。鋳造後、鋳型内で鋳放しの自然冷却をして、鋳造した試料９〜１１の５００角ブロックのほぼ中央部から機械的性質試験用試験片を切り出し、ＪＩＳに規定された方法で、硬度、引張強さ、０．２重量％耐力および伸びを測定した。また、本発明部材およびＦＣＤ５００相当材については鋳肌付きの小片を切り出し、第１の実施の形態の実施例１と同様に基地中のフェライトとパーライトを区別できるように腐食を施し、基地組織を観察した。
【００６２】
表４は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材と比較部材の試料９〜１１の内部の機械的性質を示す。
【００６３】
【表４】
2005256088.tif 000007
比較部材の試料１０（ＦＣＤ５００相当材）の基地組織はフェライトとパーライトの混合組織であり、伸びを重視した材質である。一方、試料１１（ＦＣＤ８００相当材）の基地組織は完全にパーライトであり、強度を重視した材料である。しかし、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料９は、比較部材の試料１０、試料１１のいずれと比べても引張強さ、伸びともに優れていることが分かる。一般に球状黒鉛鋳鉄鋳物の場合、鋳物の肉厚が厚なるほど冷却速度が遅くなり、結晶粒の粗大化と粒界間に炭化物が生成するため、強度や伸びは低下するのが通常である。本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の場合、炭化物を生成する元素を極力低減していることおよびＮｉがフェライトに固溶することによって靭性を損なわずに強度を高めていることから、肉厚が厚い鋳物になっても強度と伸びの低下が一般の球状黒鉛鋳鉄部材に比べて少ない。本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、ダイキャスト主型のような大物鋳物に適用された場合でも、機械的性質が低下せず、高いレベルで強度と伸びのバランスを維持することを示すものである。
【００６４】
図６は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料の鋳肌付近の基地組織の写真図を示し、図７は、比較材の試料の鋳肌付近の基地組織の写真図を示す。
【００６５】
図６に示すように、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料９は、実施例１で観察した表面フェライト層が５００角ブロックの場合にも現われていることが分かる。一方、図７に示すように、比較部材の試料１０は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料９のような表面フェライト層は観察されず、鋳肌直下よりパーライトとフェライトの混合組織となっている。従って、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、冷却速度の遅い大物鋳物に適用した場合でも、一般の球状黒鉛鋳鉄部材では得ることができない表面フェライト層が存在し得ることが分がる。
【００６６】
図８は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料に対し鋳肌から５ｍｍ間隔で基地中に占めるパーライト面積率を測定したグラフを示し、図９は、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料に対し鋳肌から５ｍｍ間隔で基地中に占める硬度を測定したグラフを示す。
【００６７】
本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料９は、大物鋳物であり、基地中のパーライトは鋳肌より１５ｍｍの位置から現われ、内部に行くにしたがってパーライト面積率が増加し、鋳肌より３０ｍｍの位置から内部はパーライト面積率が一定の均一な組織となった。また、硬度もパーライト面積率の増加に伴って増加し、鋳肌より３０ｍｍの位置から内部はＨＢ１８５前後で安定した硬度となった。また、鋳造品全体にわたってミクロ組織を観察したが、チャンキー黒鉛と呼ばれる異常形態黒鉛の発生も見られず、きわめて望ましい組織である。
【００６８】
本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の表面フェライト層の厚さは１５ｍｍであり、表面フェライト層の厚さは実施例１、２で示した結果から製品肉厚によって変化することが分かる。実際の鋳鉄系構造部材を考えた場合、製品の肉厚は製品毎に異なり、同じ製品でも肉厚は各部によって異なるため、フェライト層の厚さが製品各部において異なることが考え得る。また、所定の寸法を出すために鋳肌を削る加工が施される場合もあるので、ある箇所ではフェライト層がなくなってしまう恐れもある。しかし、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材はフェライト固溶化元素であるＮｉ、Ｓｉやパーライト化元素であるＭｎ、Ｃｕ、Ｓｂなどの添加量を調整しても、また共析変態温度通過時の冷却速度を調整しても、フェライト層の厚さを調整することができる。ここで、共析変態温度通過時の冷却速度は注湯後の鋳型内での冷却過程、熱処理時の冷却過程を問わない。したがって、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の鋳造品に加工工程が加わる場合でも、フェライト層が残るように材質を調整することが可能である。
【００６９】
以上述べたように、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、表面の基地組織がフェライトで、内部の基地組織がパーライトとフェライトが一定の比率を持った均一組織の２層構造を有し、内部の機械的性質だけを見ても、高強度かつ高靭性であり、ダイキャスト主型など、繰り返し衝撃負荷がかかる大物鋳物の大物高強度部材への適用が可能である。さらに、表面に高い伸びを持つフェライト層を有することで、切り欠き強度に優れ、耐衝撃性が増すため、部材に断続的に衝撃が負荷されても疲労劣化が少なく、従来品に比べて耐用期間が延長し高寿命化（耐用期間の延長）が図られる。
【００７０】
また、本発明の球状黒鉛鋳鉄部材は、大物高強度部材に用いられている鋳鋼品に比べ同等の機械的性質を持ちながらも、溶解温度が低いため溶解エネルギーが少なく、溶解炉に使用される耐火物の消耗も少なく、さらに熱処理などの余分な工程を必要とせず、鋳放しのままで２層構造が得られるので、短い製造期間で製造でき、製造コストも安価にすることができる。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】本発明の第１の実施の形態の球状黒鉛鋳鉄部材の鋳肌付近の基地組織の写真図を示す。
【図２】円筒形試験型による試料について、Ｎｉ含有量に対する表面フェライト層厚さと内部均一組織までの距離との関係図を示す。
【図３】Ｙブロックによる試料について、Ｎｉ含有量に対する表面フェライト層厚さと内部均一組織までの距離との関係図を示す。
【図４】円筒形試験型による試料について、Ｎｉ含有量に対する引張強さと伸びの関係図を示す。
【図５】Ｙブロックによる試料について、Ｎｉ含有量に対する引張強さと伸びの関係図を示す。
【図６】本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料の鋳肌付近の基地組織の写真図を示す。
【図７】比較材の試料の鋳肌付近の基地組織の写真図を示す。
【図８】本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料に対し鋳肌から５ｍｍ間隔で基地中に占めるパーライト面積率を測定したグラフを示す。
【図９】本発明の球状黒鉛鋳鉄部材の試料に対し鋳肌から５ｍｍ間隔で基地中に占める硬度を測定したグラフを示す。
【符号の説明】
【００７２】
１１  表面フェライト層
１２  中間層
１３  内部均一組織
【図１】
2005256088.tif 000008
【図２】
2005256088.tif 000009
【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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【図９】
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