フェライト系球状黒鉛鋳鉄
【課題】オーステナイト系鋳鉄と略同等の高温耐酸化性を得ることができるフェライト系球状黒鉛鋳鉄を提供する。
【解決手段】フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、C:3.1〜3.5質量%、Si:4.1〜4.5質量%、Mn:0.8質量%以下、Mo:0.1〜0.6質量%、Cr:0.1〜1.0質量%、P:0.03〜0.1質量%、S:0.03質量%以下、Mg:0.02〜0.15質量%、残部:Feおよび不可避不純物、からなる。
【解決手段】フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、C:3.1〜3.5質量%、Si:4.1〜4.5質量%、Mn:0.8質量%以下、Mo:0.1〜0.6質量%、Cr:0.1〜1.0質量%、P:0.03〜0.1質量%、S:0.03質量%以下、Mg:0.02〜0.15質量%、残部:Feおよび不可避不純物、からなる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、フェライト系球状黒鉛鋳鉄に係り、特に、耐熱性及び耐酸化性に優れたフェライト系球状黒鉛鋳鉄に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車のエキゾーストマニホールドや、ディーゼルエンジンのターボチャージャなどの排気系部品の材料は、高温加熱−冷却が繰返される使用環境下にある。このため、これらの部品には、耐酸化性および耐熱疲労性が要求されることになる。近年、エンジンの高出力化、低燃費化により、排気ガス温度がより高温度になり、これらの要求はさらに顕著なものになっている。
【0003】
このように、耐酸化性及び耐熱疲労性を満たす材料として、安価で成形し易い点から、球状黒鉛鋳鉄が使用されている。しかしながら、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、400℃近傍で延性が低下する現象(中温脆化現象)が起こる。この現象は、球状黒鉛鋳鉄に見られる特有の現象である。
【0004】
このような点を鑑みて、主要成分としてC、Si、Mnを含有し、黒鉛球状化成分として少なくともMgを含有し、基地強化成分としてCr、Mo、W、Ti、V、Ni、Cuの少なくとも1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる球状黒鉛鋳鉄であって、Asを0.03〜0.20重量%含んでなる黒鉛鋳鉄が提案されている(例えば特許文献1参照)。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開平10−195587号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、高温環境下にある800℃近辺では、耐酸化性は、オーステナイト系鋳鉄に比べて著しく劣ってしまう。また、特許文献1に記載の材料であっても、高Siのフェライト系球状黒鉛鋳鉄よりは、耐酸化性は、向上するものの、上述した部材に使用するには充分なものであるとはいえない。すなわち、基地組織であるフェライト相は、オーステナイト系鋳鉄の基地組織であるオーステナイト相と比較して、800℃以上ではやはり酸化し易い。また、Siの含有量を増量することにより、耐酸化性を向上させることができるが、Siの含有量の増量に伴い、熱疲労特性が損なわれるおそれがある。
【0007】
このような点を鑑みると、Niを35質量%含有させて、オーステナイト相を有したオーステナイト系鋳鉄にすることが望ましいが、このような量のNiを添加すると、鋳鉄そのものの製造コストが上昇してしまう。
【0008】
本発明は、上記する問題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、高温における耐酸化性を安価に向上させることができるフェライト系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】
【0009】
前記課題を解決すべく、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、C:3.1〜3.5質量%、Si:4.1〜4.5質量%、Mn:0.8質量%以下、Mo:0.1〜0.6質量%、Cr:0.1〜1.0質量%、P:0.03〜0.1質量%、S:0.03質量%以下、Mg:0.02〜0.15質量%、残部:Feおよび不可避不純物、からなることを特徴とする。
【0010】
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることがより好ましい。
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
【発明の効果】
【0011】
本発明によれば、フェライト系鋳鉄であっても、オーステナイト系鋳鉄と略同等の高温耐酸化性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【図1】実施例1及び2、比較例1及び2の引張試験結果を示した図であり、(a)は、室温における引張強さの結果を示した図であり、(b)は、800℃における引張強さの試験結果を示した図。
【図2】実施例1及び2、比較例1及び2の800℃における酸化減量を示した図。
【図3】実施例1及び2、比較例1の熱疲労試験の破断回数の結果を示した図。
【図4】実施例1及び3、比較例3及び4のSiの含有量に対する800℃における酸化減量を示した図。
【図5】実施例1及び3、比較例3及び4のSiの含有量に対する室温における伸びの結果を示した図。
【図6】実施例1及び4、比較例5及び6のPの含有量に対する室温における伸び(の結果を示した図。
【図7】実施例1及び4、比較例5及び6のPの含有量に対する400℃における伸びの結果を示した図。
【図8】実施例1、5及び6、比較例7及び8のMoの含有量に対する800℃における引張強さを示した図。
【図9】実施例1、5及び6、比較例7及び8のMoの含有量に対する室温における伸びを示した図。
【図10】実施例1及び7〜10、比較例9及び10のCrの含有量に対する800℃における引張強さを示した図。
【図11】実施例1及び7〜10、比較例9及び10のCrの含有量に対する室温における伸びを示した図。
【図12】実施例1及び7〜10、比較例9及び10のCrの含有量に対するCrの含有量に対する800℃における酸化減量を示した図。
【図13】実施例11の熱処理(フェライト化熱処理)の温度プロフィールを示した図。
【図14】実施例11及び比較例11の室温における伸びを示した図。
【図15】実施例11及び比較例11のビッカース硬さを示した図。
【図16】実施例11の熱処理前後の組織写真を示した図。
【図17】実施例1及び12〜14、比較例1及び比較例12〜16のCrとMoの質量比(Cr/Mo)に対する800℃における引張強さを示した図。
【発明を実施するための形態】
【0013】
以下に、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の実施形態について説明する。
本実施形態に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、基本的には、C:3.1〜3.5質量%、Si:4.1〜4.5質量%、Mn:0.8質量%以下、Mo:0.1〜0.6質量%、Cr:0.1〜1.0質量%、P:0.03〜0.1質量%、S:0.03質量%以下、Mg:0.02〜0.15質量%、残部:Feおよび不可避不純物、からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄である。
【0014】
ここで、これらの添加元素に関して以下に述べる。C及びSiは、黒鉛の鋳鉄としての黒鉛の晶出に関係する必須の成分元素である。鋳鉄では、C及びSiの含有量は、炭素当量(CE値=Cの含有量(質量%)+1/3×Siの含有量(質量%))で、総合的に考慮する必要がある。
【0015】
ここで、CE値=4.5〜5.0を満足することが望ましい。その理由としては、CE値が4.5未満の場合には、共晶組成に近くなりヒケ欠陥の原因となるからであり、5.0を超えると黒鉛晶出量が過多となり強度が低下することがある。そして、後述するSiの含有量及び前記CE値を満足するために、Cの含有量は、3.1〜3.5質量%となる。
【0016】
Siは、耐酸化性に影響を与える成分元素であり、Siの含有量が4.1質量%未満では、充分な耐酸化性を得ることができず、4.5質量%を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することがある。
【0017】
Mnは、鋳鉄には好ましくない元素である硫黄を取り除く(MnSにする)ための成分元素であり、Mnの含有量が、0.8質量%を超えた場合には、鋳鉄の組織がチル化する傾向が増し、鋳鉄が脆化することがある。
【0018】
Moは、耐酸化性及び高温強度の改善に有効な成分元素である。Moの含有量が、0.1質量%未満では、このような効果を発現することが難しい。一方、Moの含有量が、0.6質量%を超えた場合には、鋳鉄の靭性が低下することがある。より好ましいMoの含有量の下限値は、0.15質量%である。
【0019】
Crは、耐酸化性及び高温強度耐酸化性の改善に有効な成分元素、すなわち、Crは酸化の際に安定した酸化層(Cr2O3)を形成し耐酸化性を向上させる成分元素である。Crの含有量が、0.1質量%未満である場合には、このような効果を充分に発現することができず、Crの炭化物(クロムカーバイド)が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させることがある。一方、Crの含有量が、1.0質量%を超えた場合には、鋳鉄の靭性が低下することがある。
【0020】
Pは、鋳鉄の靭性を確保するための成分元素であるが、Pの含有量が、0.1質量%を超えた場合には、加熱冷却の繰返しによる熱劣化が発生し易くなり、靭性も低下する傾向にあり、Pの含有量が、0.03質量%未満では、400℃で鋳鉄が中温脆化することがある。
【0021】
Sは、多量に添加すると加熱冷却の繰返しによる熱劣化が発生し易くなり、靭性も低下することになる。本発明では、Sの含有量が、0.03質量%を超えた場合には、このような現象が顕著となる。
【0022】
Mgは、黒鉛を球状化するための成分元素である。Mg含有量が、0.02質量%未満では、黒鉛の球状化が十分とならない。一方、Mg含有量が、0.15質量%を超えると、黒鉛球状化効果が飽和し、余剰のMgが最終凝固部に晶出して中温脆化原因となり得る。
【0023】
また、本実施形態のフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることがより好ましい。
このような範囲となるように、CrとMoとを添加することにより、Cr及びMoの炭化物が同時に形成されるため、Cr単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのCrの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのCr拡散が促進され酸化層(Cr2O3)を形成し易くなり、Cr又はMoの単独添加と比較して耐酸化性が向上する。そして、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0未満の場合や、3.5を超えた場合には、高温における耐酸化性が低下する傾向にある。
【0024】
さらに、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
このようなフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させているので、常温における鋳鉄の靭性を向上させることができ、耐衝撃性を高めることができる。また、鋳鉄の硬度を低下させることができるため、機械加工性を向上させることができる。このような熱処理条件は、750℃〜950℃で2〜3時間保持後炉冷し、さらに、500〜750℃で3〜6時間保持後放冷することがより好ましい。
【実施例】
【0025】
以下に、実施例により、本発明のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を説明する。
(実施例1及び2)
表1に示す成分となるように、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。具体的には、表1の成分を含む材料を、50kg準備し、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融し、1550℃以上の温度で出湯し、取鍋内で、Fe−Si−Mg合金により黒鉛球状化処理を行った。その後、Fe−Siで接種後、1400℃以上でYブロックに鋳造した。
【0026】
(比較例1及び2)
実施例1及び2と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例1及び2と相違する点は、Crを含有させなかった点であり、比較例1の材料は高珪素球状黒鉛鋳鉄である。また、比較例2として、JIS規格、FCDA−NiSiCr 35 5 2相当品のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄を準備した。
【0027】
【表1】
【0028】
(評価試験1)
<引張試験>
実施例1及び2、比較例1及び2の材料に対して、室温及び800℃の温度環境下で、JIS Z2241の規定に準拠して引張試験を行った。この結果を図1(a)及び(b)に示す。
【0029】
<酸化性能評価試験>
実施例1及び2、比較例1及び2の材料を、横型大気炉を使用して、大気中において、800℃で100時間保持して、鋳鉄を酸化させ、その後酸化層を除去した鋳鉄の減量を測定した。この結果を図2に示す。
【0030】
<熱疲労試験>
実施例1及び2、比較例1の材料から、標点距離:15mm、標点径:φ8mmの試験片を作成した。疲労試験機には、電気−油圧サーボ式の熱疲労試験機を用い、加熱による試験片の熱膨張伸びを機械的に完全拘束させた状態で、1サイクル9分とする加熱冷却サイクル(下限温度:200℃、上限温度:800℃)を繰返し、試験片が完全に破断するまでの繰返し数によって、熱疲労特性を評価した。この結果を、図3に示す。
【0031】
(結果1)
図1及び表1から、実施例1及び2の常温における引張強さは、比較例1及び2のものよりも優れており、これはMo,Crの量を増量させたことによると考えられる。図2から、実施例1及び2の材料は、比較例1に比べて耐酸化性が向上し、比較例2のオーステナイト系鋳鉄と同等の耐酸化性を有しており、これは、Cr及びMoを含有したからであると考えられる。また、図3から、実施例1及び2の破断回数は、比較例1のものと同等またはそれ以上であり、これも、Cr及びMoを含有したことにより高温強度が向上したからであると考えられる。
【0032】
(実施例3)
実施例1と同じようにして、表2に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例3が実施例1と相違する点は、鋳鉄をSiの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例3の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を、図4及び図5に示す。なお、図4は、Siの含有量に対する800℃における酸化減量、図5は、Siの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図4及び5には、実施例1の結果も合わせて示した。
【0033】
(比較例3及び4)
実施例1と同じようにして、表2に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例3及び4が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Siが4.1〜4.5質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例3は、Siの含有量を、4.1質量%未満(4.09質量%)とし、比較例4を、Siの含有量が、4.5質量%超え(4.61質量%)とした。比較例3及び4の鋳鉄に対して、実施例3と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を図4及び5に示す。
【0034】
【表2】
【0035】
(結果2)
図4及び5からも明らかなように、実施例1及び3の酸化減量は、比較例3のものと比較して少なく、実施例1及び3の室温伸びは、比較例4のものと比較して大きかった。この結果から、Siの含有量は、4.1〜4.5質量%の範囲が最適であり、Siの含有量が4.1質量%未満では、充分な耐酸化性を得ることができないため酸化減量が多くなり、4.5質量%を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することにより、伸びが著しく低下すると考えられる。
【0036】
(実施例4)
実施例1と同じようにして、表3に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例4が実施例1と相違する点は、鋳鉄をPの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例4の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、室温及び400℃における引張試験を行った。この結果を、図6及び図7に示す。なお、図6は、Pの含有量に対する室温における伸びを示した図、図7は、Pの含有量に対する400℃における伸びを示した図である。なお、図6及び7には、実施例1に示した鋳鉄における引張試験の結果も合わせて示した。
【0037】
(比較例5及び6)
実施例1と同じようにして、表3に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例5及び6が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Pが0.03〜0.1質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例5は、Pの含有量を、0.03質量%未満(0.019質量%)とし、比較例6は、Pの含有量を、0.1質量%超え(0.15質量%)とした。比較例5及び6の鋳鉄に対して、実施例4と同様に、室温及び400℃における引張試験を行った。この結果を図6及び7に示す。
【0038】
【表3】
【0039】
(結果3)
図6及び7からも明らかなように、実施例1及び4の室温伸び及び400℃伸びは、比較例5及び6のものと比較していずれも高かった。この結果から、Pの含有量は、0.03〜0.1質量%の範囲が最適であり、Pの含有量が0.03質量%未満では、400℃で鋳鉄が脆化することにより400℃伸びが低下し、0.1質量%を超えた場合には、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性も低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。
【0040】
(実施例5及び6)
実施例1と同じようにして、表4に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例5及び6が実施例1と相違する点は、鋳鉄をMoの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例5及び6の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、室温及び800℃における引張試験を行った。この結果を、図8及び図9に示す。なお、図8は、Moの含有量に対する800℃における引張強さを示した図であり、図9は、Moの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図8及び9には、実施例1の結果も合わせて示した。
【0041】
(比較例7及び8)
実施例1と同じようにして、表4に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例7及び8が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Moが0.1〜0.6質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例7は、Moの含有量を、0.1質量%未満(0.09質量%)とし、比較例8は、Moの含有量を、0.6質量%超え(0.78質量%)とした。比較例7及び8の鋳鉄に対して、実施例5及び6と同様に、室温及び800℃における引張試験を行った。この結果を図8及び9に示す。
【0042】
【表4】
【0043】
(結果4)
図8及び9からも明らかなように、実施例1、5及び6の800℃引張強さは、比較例7よりも大きく、実施例1、5及び6の室温伸びは比較例8よりも大きかった。この結果から、Moの含有量は、0.1〜0.6質量%の範囲が最適であり、Moの含有量が0.1質量%未満では、800℃の引張強度が低下し、0.6質量%を超えた場合に、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性が低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。また、より好ましくは、Moの含有量は、0.15質量%以上である。
【0044】
(実施例7〜10)
実施例1と同じようにして、表5に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例7〜10が実施例1と相違する点は、鋳鉄をCrの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例7〜10の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、室温及び800℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図10〜12に示す。なお、図10は、Crの含有量に対する800℃における引張強さを示した図であり、図11は、Crの含有量に対する室温における伸びを示した図であり、図12は、Crの含有量に対する800℃における酸化減量を示した図である。なお、図10〜12には、実施例1の結果も合わせて示した。
【0045】
(比較例9及び10)
実施例1と同じようにして、表5に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例9及び10が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Crが0.1〜1.0質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例9は、Crの含有量を、0.1質量%未満(0.05質量%)とし、比較例10は、Crの含有量を、1.0質量%超え(1.15質量%)とした。比較例9及び10の鋳鉄に対して、実施例7〜10と同様に、室温及び800℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を図10〜12に示す。
【0046】
【表5】
【0047】
(結果5)
図10〜12からも明らかなように、実施例1、及び8〜10の800℃引張強さは、比較例9のものよりも大きく、Crの含有量の増加に伴って、800℃引張強さが向上した。実施例1、及び7〜10の室温伸びは、比較例10のものよりも大きかった。また、実施例1、及び7〜10の酸化減量は、比較例9のものよりも少なかった。この結果から、Crの含有量は、0.1〜1.0質量%の範囲が最適であり、Crの含有量が0.1質量%未満では、耐酸化性及び高温強度耐酸化性が低下してしまい、その結果、800℃酸化減量が多くなったと考えられる。一方、Crの含有量が1.0質量%を超えた場合に、Crの炭化物(クロムカーバイド)が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させ、これにより、室温伸びが低下したと考えらえる。
【0048】
(実施例11)
実施例2と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造し、これを、図13に示す温度プロフィールで熱処理(フェライト化熱処理)を行った。具体的には、熱処理条件として、930℃で3.5時間保持後炉冷し、さらに、680〜730℃で6時間保持後放冷した。そして、実施例1と同様の引張試験を行った。また、ビッカース硬度計により押込み荷重196.1Nの条件で表面硬さを測定した。この結果を図14及び15に示す。また、熱処理前後の組織写真を観察した。この結果を図16に示す。
【0049】
(比較例11)
実施例2と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例11と相違する点は、上述した熱処理を行っていない点である。そして、実施例11と同じように、室温における引張試験及び硬さ試験を行った。この結果を図14及び15に示す。
【0050】
(結果6)
図14に示すように、実施例11の室温伸びの方が比較例11のものよりも大きかった。また、図15に示すように、実施例11の硬さのほうが比較例11のものよりも低かった。また、図16に示すように、実施例11は、熱処理により、鋳鉄組織のうちパーライト組織がフェライト組織に変態していた。
【0051】
これらの結果から、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させたことにより、高硬度の基地組織中の炭化物が分解され、処理前に比べ、硬さが低下したと考えられる。
【0052】
(実施例12〜14)
実施例1と同じようにして、表6に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例12〜14が実施例1と相違する点は、鋳鉄をCr/Mo(Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo))が、以下の質量比となるように造り込んだ点である。そして、実施例12〜14の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図17に示す。なお、図17には、実施例1の結果も合わせて示した。なお、実施例1は、鋳鉄をMoの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)は、1.97である。
【0053】
(比較例12〜16)
実施例1と同じようにして、表6に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例12〜16が実施例1と相違する点は、鋳鉄をMoの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲から外れる質量比となるように造り込んだ点である。そして、比較例12〜16の鋳鉄に対して、実施例12〜14と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図17に示す。なお、図17には、比較例1の結果も合わせて示した。表6及び図17では、実施例12〜14との比較のために、比較例12及び13と表しているが、比較例12及び13は、本発明(請求項1)に含まれる実施例に相当する。
【0054】
【表6】
【0055】
(結果6)
図17に示すように、実施例1及び12〜14の酸化減量は、比較例1及び13〜16のものに比べて、少なかった。また、実施例1及び実施例14の酸化減量が特に少なかった。
【0056】
これらの結果から、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることが好ましく、質量比(Cr/Mo)が、1.97〜3.45の範囲がより好ましいと考えられる。CrとMoとを添加することにより、Cr及びMoの炭化物が同時に形成されるため、Cr単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのCrの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのCr拡散が促進され酸化層(Cr2O3)を形成し易くなり、Cr又はMoの単独添加と比較して耐酸化性が向上したものであると考えられる。このような結果、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0未満の場合、高温における耐酸化性が低下したと考えられる。
【0057】
以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更があっても、それらは本発明に含まれるものである。
【技術分野】
【0001】
本発明は、フェライト系球状黒鉛鋳鉄に係り、特に、耐熱性及び耐酸化性に優れたフェライト系球状黒鉛鋳鉄に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車のエキゾーストマニホールドや、ディーゼルエンジンのターボチャージャなどの排気系部品の材料は、高温加熱−冷却が繰返される使用環境下にある。このため、これらの部品には、耐酸化性および耐熱疲労性が要求されることになる。近年、エンジンの高出力化、低燃費化により、排気ガス温度がより高温度になり、これらの要求はさらに顕著なものになっている。
【0003】
このように、耐酸化性及び耐熱疲労性を満たす材料として、安価で成形し易い点から、球状黒鉛鋳鉄が使用されている。しかしながら、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、400℃近傍で延性が低下する現象(中温脆化現象)が起こる。この現象は、球状黒鉛鋳鉄に見られる特有の現象である。
【0004】
このような点を鑑みて、主要成分としてC、Si、Mnを含有し、黒鉛球状化成分として少なくともMgを含有し、基地強化成分としてCr、Mo、W、Ti、V、Ni、Cuの少なくとも1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる球状黒鉛鋳鉄であって、Asを0.03〜0.20重量%含んでなる黒鉛鋳鉄が提案されている(例えば特許文献1参照)。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開平10−195587号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、高温環境下にある800℃近辺では、耐酸化性は、オーステナイト系鋳鉄に比べて著しく劣ってしまう。また、特許文献1に記載の材料であっても、高Siのフェライト系球状黒鉛鋳鉄よりは、耐酸化性は、向上するものの、上述した部材に使用するには充分なものであるとはいえない。すなわち、基地組織であるフェライト相は、オーステナイト系鋳鉄の基地組織であるオーステナイト相と比較して、800℃以上ではやはり酸化し易い。また、Siの含有量を増量することにより、耐酸化性を向上させることができるが、Siの含有量の増量に伴い、熱疲労特性が損なわれるおそれがある。
【0007】
このような点を鑑みると、Niを35質量%含有させて、オーステナイト相を有したオーステナイト系鋳鉄にすることが望ましいが、このような量のNiを添加すると、鋳鉄そのものの製造コストが上昇してしまう。
【0008】
本発明は、上記する問題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、高温における耐酸化性を安価に向上させることができるフェライト系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】
【0009】
前記課題を解決すべく、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、C:3.1〜3.5質量%、Si:4.1〜4.5質量%、Mn:0.8質量%以下、Mo:0.1〜0.6質量%、Cr:0.1〜1.0質量%、P:0.03〜0.1質量%、S:0.03質量%以下、Mg:0.02〜0.15質量%、残部:Feおよび不可避不純物、からなることを特徴とする。
【0010】
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることがより好ましい。
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
【発明の効果】
【0011】
本発明によれば、フェライト系鋳鉄であっても、オーステナイト系鋳鉄と略同等の高温耐酸化性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【図1】実施例1及び2、比較例1及び2の引張試験結果を示した図であり、(a)は、室温における引張強さの結果を示した図であり、(b)は、800℃における引張強さの試験結果を示した図。
【図2】実施例1及び2、比較例1及び2の800℃における酸化減量を示した図。
【図3】実施例1及び2、比較例1の熱疲労試験の破断回数の結果を示した図。
【図4】実施例1及び3、比較例3及び4のSiの含有量に対する800℃における酸化減量を示した図。
【図5】実施例1及び3、比較例3及び4のSiの含有量に対する室温における伸びの結果を示した図。
【図6】実施例1及び4、比較例5及び6のPの含有量に対する室温における伸び(の結果を示した図。
【図7】実施例1及び4、比較例5及び6のPの含有量に対する400℃における伸びの結果を示した図。
【図8】実施例1、5及び6、比較例7及び8のMoの含有量に対する800℃における引張強さを示した図。
【図9】実施例1、5及び6、比較例7及び8のMoの含有量に対する室温における伸びを示した図。
【図10】実施例1及び7〜10、比較例9及び10のCrの含有量に対する800℃における引張強さを示した図。
【図11】実施例1及び7〜10、比較例9及び10のCrの含有量に対する室温における伸びを示した図。
【図12】実施例1及び7〜10、比較例9及び10のCrの含有量に対するCrの含有量に対する800℃における酸化減量を示した図。
【図13】実施例11の熱処理(フェライト化熱処理)の温度プロフィールを示した図。
【図14】実施例11及び比較例11の室温における伸びを示した図。
【図15】実施例11及び比較例11のビッカース硬さを示した図。
【図16】実施例11の熱処理前後の組織写真を示した図。
【図17】実施例1及び12〜14、比較例1及び比較例12〜16のCrとMoの質量比(Cr/Mo)に対する800℃における引張強さを示した図。
【発明を実施するための形態】
【0013】
以下に、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の実施形態について説明する。
本実施形態に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、基本的には、C:3.1〜3.5質量%、Si:4.1〜4.5質量%、Mn:0.8質量%以下、Mo:0.1〜0.6質量%、Cr:0.1〜1.0質量%、P:0.03〜0.1質量%、S:0.03質量%以下、Mg:0.02〜0.15質量%、残部:Feおよび不可避不純物、からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄である。
【0014】
ここで、これらの添加元素に関して以下に述べる。C及びSiは、黒鉛の鋳鉄としての黒鉛の晶出に関係する必須の成分元素である。鋳鉄では、C及びSiの含有量は、炭素当量(CE値=Cの含有量(質量%)+1/3×Siの含有量(質量%))で、総合的に考慮する必要がある。
【0015】
ここで、CE値=4.5〜5.0を満足することが望ましい。その理由としては、CE値が4.5未満の場合には、共晶組成に近くなりヒケ欠陥の原因となるからであり、5.0を超えると黒鉛晶出量が過多となり強度が低下することがある。そして、後述するSiの含有量及び前記CE値を満足するために、Cの含有量は、3.1〜3.5質量%となる。
【0016】
Siは、耐酸化性に影響を与える成分元素であり、Siの含有量が4.1質量%未満では、充分な耐酸化性を得ることができず、4.5質量%を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することがある。
【0017】
Mnは、鋳鉄には好ましくない元素である硫黄を取り除く(MnSにする)ための成分元素であり、Mnの含有量が、0.8質量%を超えた場合には、鋳鉄の組織がチル化する傾向が増し、鋳鉄が脆化することがある。
【0018】
Moは、耐酸化性及び高温強度の改善に有効な成分元素である。Moの含有量が、0.1質量%未満では、このような効果を発現することが難しい。一方、Moの含有量が、0.6質量%を超えた場合には、鋳鉄の靭性が低下することがある。より好ましいMoの含有量の下限値は、0.15質量%である。
【0019】
Crは、耐酸化性及び高温強度耐酸化性の改善に有効な成分元素、すなわち、Crは酸化の際に安定した酸化層(Cr2O3)を形成し耐酸化性を向上させる成分元素である。Crの含有量が、0.1質量%未満である場合には、このような効果を充分に発現することができず、Crの炭化物(クロムカーバイド)が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させることがある。一方、Crの含有量が、1.0質量%を超えた場合には、鋳鉄の靭性が低下することがある。
【0020】
Pは、鋳鉄の靭性を確保するための成分元素であるが、Pの含有量が、0.1質量%を超えた場合には、加熱冷却の繰返しによる熱劣化が発生し易くなり、靭性も低下する傾向にあり、Pの含有量が、0.03質量%未満では、400℃で鋳鉄が中温脆化することがある。
【0021】
Sは、多量に添加すると加熱冷却の繰返しによる熱劣化が発生し易くなり、靭性も低下することになる。本発明では、Sの含有量が、0.03質量%を超えた場合には、このような現象が顕著となる。
【0022】
Mgは、黒鉛を球状化するための成分元素である。Mg含有量が、0.02質量%未満では、黒鉛の球状化が十分とならない。一方、Mg含有量が、0.15質量%を超えると、黒鉛球状化効果が飽和し、余剰のMgが最終凝固部に晶出して中温脆化原因となり得る。
【0023】
また、本実施形態のフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることがより好ましい。
このような範囲となるように、CrとMoとを添加することにより、Cr及びMoの炭化物が同時に形成されるため、Cr単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのCrの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのCr拡散が促進され酸化層(Cr2O3)を形成し易くなり、Cr又はMoの単独添加と比較して耐酸化性が向上する。そして、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0未満の場合や、3.5を超えた場合には、高温における耐酸化性が低下する傾向にある。
【0024】
さらに、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることがより好ましい。
このようなフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させているので、常温における鋳鉄の靭性を向上させることができ、耐衝撃性を高めることができる。また、鋳鉄の硬度を低下させることができるため、機械加工性を向上させることができる。このような熱処理条件は、750℃〜950℃で2〜3時間保持後炉冷し、さらに、500〜750℃で3〜6時間保持後放冷することがより好ましい。
【実施例】
【0025】
以下に、実施例により、本発明のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を説明する。
(実施例1及び2)
表1に示す成分となるように、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。具体的には、表1の成分を含む材料を、50kg準備し、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融し、1550℃以上の温度で出湯し、取鍋内で、Fe−Si−Mg合金により黒鉛球状化処理を行った。その後、Fe−Siで接種後、1400℃以上でYブロックに鋳造した。
【0026】
(比較例1及び2)
実施例1及び2と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例1及び2と相違する点は、Crを含有させなかった点であり、比較例1の材料は高珪素球状黒鉛鋳鉄である。また、比較例2として、JIS規格、FCDA−NiSiCr 35 5 2相当品のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄を準備した。
【0027】
【表1】
【0028】
(評価試験1)
<引張試験>
実施例1及び2、比較例1及び2の材料に対して、室温及び800℃の温度環境下で、JIS Z2241の規定に準拠して引張試験を行った。この結果を図1(a)及び(b)に示す。
【0029】
<酸化性能評価試験>
実施例1及び2、比較例1及び2の材料を、横型大気炉を使用して、大気中において、800℃で100時間保持して、鋳鉄を酸化させ、その後酸化層を除去した鋳鉄の減量を測定した。この結果を図2に示す。
【0030】
<熱疲労試験>
実施例1及び2、比較例1の材料から、標点距離:15mm、標点径:φ8mmの試験片を作成した。疲労試験機には、電気−油圧サーボ式の熱疲労試験機を用い、加熱による試験片の熱膨張伸びを機械的に完全拘束させた状態で、1サイクル9分とする加熱冷却サイクル(下限温度:200℃、上限温度:800℃)を繰返し、試験片が完全に破断するまでの繰返し数によって、熱疲労特性を評価した。この結果を、図3に示す。
【0031】
(結果1)
図1及び表1から、実施例1及び2の常温における引張強さは、比較例1及び2のものよりも優れており、これはMo,Crの量を増量させたことによると考えられる。図2から、実施例1及び2の材料は、比較例1に比べて耐酸化性が向上し、比較例2のオーステナイト系鋳鉄と同等の耐酸化性を有しており、これは、Cr及びMoを含有したからであると考えられる。また、図3から、実施例1及び2の破断回数は、比較例1のものと同等またはそれ以上であり、これも、Cr及びMoを含有したことにより高温強度が向上したからであると考えられる。
【0032】
(実施例3)
実施例1と同じようにして、表2に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例3が実施例1と相違する点は、鋳鉄をSiの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例3の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を、図4及び図5に示す。なお、図4は、Siの含有量に対する800℃における酸化減量、図5は、Siの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図4及び5には、実施例1の結果も合わせて示した。
【0033】
(比較例3及び4)
実施例1と同じようにして、表2に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例3及び4が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Siが4.1〜4.5質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例3は、Siの含有量を、4.1質量%未満(4.09質量%)とし、比較例4を、Siの含有量が、4.5質量%超え(4.61質量%)とした。比較例3及び4の鋳鉄に対して、実施例3と同様に、酸化性能評価試験及び室温における引張試験を行った。この結果を図4及び5に示す。
【0034】
【表2】
【0035】
(結果2)
図4及び5からも明らかなように、実施例1及び3の酸化減量は、比較例3のものと比較して少なく、実施例1及び3の室温伸びは、比較例4のものと比較して大きかった。この結果から、Siの含有量は、4.1〜4.5質量%の範囲が最適であり、Siの含有量が4.1質量%未満では、充分な耐酸化性を得ることができないため酸化減量が多くなり、4.5質量%を超えた場合には、基地組織のフェライト相が脆化することにより、伸びが著しく低下すると考えられる。
【0036】
(実施例4)
実施例1と同じようにして、表3に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例4が実施例1と相違する点は、鋳鉄をPの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例4の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、室温及び400℃における引張試験を行った。この結果を、図6及び図7に示す。なお、図6は、Pの含有量に対する室温における伸びを示した図、図7は、Pの含有量に対する400℃における伸びを示した図である。なお、図6及び7には、実施例1に示した鋳鉄における引張試験の結果も合わせて示した。
【0037】
(比較例5及び6)
実施例1と同じようにして、表3に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例5及び6が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分及びその範囲のうち、Pが0.03〜0.1質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例5は、Pの含有量を、0.03質量%未満(0.019質量%)とし、比較例6は、Pの含有量を、0.1質量%超え(0.15質量%)とした。比較例5及び6の鋳鉄に対して、実施例4と同様に、室温及び400℃における引張試験を行った。この結果を図6及び7に示す。
【0038】
【表3】
【0039】
(結果3)
図6及び7からも明らかなように、実施例1及び4の室温伸び及び400℃伸びは、比較例5及び6のものと比較していずれも高かった。この結果から、Pの含有量は、0.03〜0.1質量%の範囲が最適であり、Pの含有量が0.03質量%未満では、400℃で鋳鉄が脆化することにより400℃伸びが低下し、0.1質量%を超えた場合には、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性も低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。
【0040】
(実施例5及び6)
実施例1と同じようにして、表4に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例5及び6が実施例1と相違する点は、鋳鉄をMoの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例5及び6の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、室温及び800℃における引張試験を行った。この結果を、図8及び図9に示す。なお、図8は、Moの含有量に対する800℃における引張強さを示した図であり、図9は、Moの含有量に対する室温における伸びを示した図である。なお、図8及び9には、実施例1の結果も合わせて示した。
【0041】
(比較例7及び8)
実施例1と同じようにして、表4に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例7及び8が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Moが0.1〜0.6質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例7は、Moの含有量を、0.1質量%未満(0.09質量%)とし、比較例8は、Moの含有量を、0.6質量%超え(0.78質量%)とした。比較例7及び8の鋳鉄に対して、実施例5及び6と同様に、室温及び800℃における引張試験を行った。この結果を図8及び9に示す。
【0042】
【表4】
【0043】
(結果4)
図8及び9からも明らかなように、実施例1、5及び6の800℃引張強さは、比較例7よりも大きく、実施例1、5及び6の室温伸びは比較例8よりも大きかった。この結果から、Moの含有量は、0.1〜0.6質量%の範囲が最適であり、Moの含有量が0.1質量%未満では、800℃の引張強度が低下し、0.6質量%を超えた場合に、基地組織のパーライト量が増加するため、室温で靭性が低下することにより、室温伸びが低下したと考えられる。また、より好ましくは、Moの含有量は、0.15質量%以上である。
【0044】
(実施例7〜10)
実施例1と同じようにして、表5に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例7〜10が実施例1と相違する点は、鋳鉄をCrの含有量が以下の成分となるように造り込んだ点である。そして、実施例7〜10の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、室温及び800℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図10〜12に示す。なお、図10は、Crの含有量に対する800℃における引張強さを示した図であり、図11は、Crの含有量に対する室温における伸びを示した図であり、図12は、Crの含有量に対する800℃における酸化減量を示した図である。なお、図10〜12には、実施例1の結果も合わせて示した。
【0045】
(比較例9及び10)
実施例1と同じようにして、表5に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例9及び10が実施例1と相違する点は、本実施形態で示した成分のうち、Crが0.1〜1.0質量%から外れるように製作した点である。具体的には、比較例9は、Crの含有量を、0.1質量%未満(0.05質量%)とし、比較例10は、Crの含有量を、1.0質量%超え(1.15質量%)とした。比較例9及び10の鋳鉄に対して、実施例7〜10と同様に、室温及び800℃における引張試験と、酸化性能評価試験を行った。この結果を図10〜12に示す。
【0046】
【表5】
【0047】
(結果5)
図10〜12からも明らかなように、実施例1、及び8〜10の800℃引張強さは、比較例9のものよりも大きく、Crの含有量の増加に伴って、800℃引張強さが向上した。実施例1、及び7〜10の室温伸びは、比較例10のものよりも大きかった。また、実施例1、及び7〜10の酸化減量は、比較例9のものよりも少なかった。この結果から、Crの含有量は、0.1〜1.0質量%の範囲が最適であり、Crの含有量が0.1質量%未満では、耐酸化性及び高温強度耐酸化性が低下してしまい、その結果、800℃酸化減量が多くなったと考えられる。一方、Crの含有量が1.0質量%を超えた場合に、Crの炭化物(クロムカーバイド)が鋳造時に過多に析出することにより、鋳鉄の靭性を低下させ、これにより、室温伸びが低下したと考えらえる。
【0048】
(実施例11)
実施例2と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造し、これを、図13に示す温度プロフィールで熱処理(フェライト化熱処理)を行った。具体的には、熱処理条件として、930℃で3.5時間保持後炉冷し、さらに、680〜730℃で6時間保持後放冷した。そして、実施例1と同様の引張試験を行った。また、ビッカース硬度計により押込み荷重196.1Nの条件で表面硬さを測定した。この結果を図14及び15に示す。また、熱処理前後の組織写真を観察した。この結果を図16に示す。
【0049】
(比較例11)
実施例2と同じようにして、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例11と相違する点は、上述した熱処理を行っていない点である。そして、実施例11と同じように、室温における引張試験及び硬さ試験を行った。この結果を図14及び15に示す。
【0050】
(結果6)
図14に示すように、実施例11の室温伸びの方が比較例11のものよりも大きかった。また、図15に示すように、実施例11の硬さのほうが比較例11のものよりも低かった。また、図16に示すように、実施例11は、熱処理により、鋳鉄組織のうちパーライト組織がフェライト組織に変態していた。
【0051】
これらの結果から、鋳鉄組織のうちパーライト組織をフェライト組織に変態させたことにより、高硬度の基地組織中の炭化物が分解され、処理前に比べ、硬さが低下したと考えられる。
【0052】
(実施例12〜14)
実施例1と同じようにして、表6に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。実施例12〜14が実施例1と相違する点は、鋳鉄をCr/Mo(Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo))が、以下の質量比となるように造り込んだ点である。そして、実施例12〜14の鋳鉄に対して、実施例1と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図17に示す。なお、図17には、実施例1の結果も合わせて示した。なお、実施例1は、鋳鉄をMoの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)は、1.97である。
【0053】
(比較例12〜16)
実施例1と同じようにして、表6に示す成分のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を製造した。比較例12〜16が実施例1と相違する点は、鋳鉄をMoの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲から外れる質量比となるように造り込んだ点である。そして、比較例12〜16の鋳鉄に対して、実施例12〜14と同様に、酸化性能評価試験を行った。この結果を、図17に示す。なお、図17には、比較例1の結果も合わせて示した。表6及び図17では、実施例12〜14との比較のために、比較例12及び13と表しているが、比較例12及び13は、本発明(請求項1)に含まれる実施例に相当する。
【0054】
【表6】
【0055】
(結果6)
図17に示すように、実施例1及び12〜14の酸化減量は、比較例1及び13〜16のものに比べて、少なかった。また、実施例1及び実施例14の酸化減量が特に少なかった。
【0056】
これらの結果から、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることが好ましく、質量比(Cr/Mo)が、1.97〜3.45の範囲がより好ましいと考えられる。CrとMoとを添加することにより、Cr及びMoの炭化物が同時に形成されるため、Cr単独での添加と比較して、基地組織であるフェライト相へのCrの固溶量が増加する。このため、酸化による表層へのCr拡散が促進され酸化層(Cr2O3)を形成し易くなり、Cr又はMoの単独添加と比較して耐酸化性が向上したものであると考えられる。このような結果、Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0未満の場合、高温における耐酸化性が低下したと考えられる。
【0057】
以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更があっても、それらは本発明に含まれるものである。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
C:3.1〜3.5質量%、
Si:4.1〜4.5質量%、
Mn:0.8質量%以下、
Mo:0.1〜0.6質量%
Cr:0.1〜1.0質量%
P:0.03〜0.1質量%、
S:0.03質量%以下、
Mg:0.02〜0.15質量%、
残部:Feおよび不可避不純物、
からなることを特徴とするフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項2】
Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることを特徴とする請求項1に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項3】
前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることを特徴とする請求項1又は2に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項1】
C:3.1〜3.5質量%、
Si:4.1〜4.5質量%、
Mn:0.8質量%以下、
Mo:0.1〜0.6質量%
Cr:0.1〜1.0質量%
P:0.03〜0.1質量%、
S:0.03質量%以下、
Mg:0.02〜0.15質量%、
残部:Feおよび不可避不純物、
からなることを特徴とするフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項2】
Moの含有量に対するCrの含有量の質量比(Cr/Mo)が、1.0〜3.5の範囲にあることを特徴とする請求項1に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項3】
前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄組織のうち、パーライト組織をフェライト組織にするフェライト化熱処理が施されていることを特徴とする請求項1又は2に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】
【図14】
【図15】
【図16】
【図17】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】
【図14】
【図15】
【図16】
【図17】
【公開番号】特開2010−196147(P2010−196147A)
【公開日】平成22年9月9日(2010.9.9)
【国際特許分類】
【出願番号】特願2009−45636(P2009−45636)
【出願日】平成21年2月27日(2009.2.27)
【出願人】(000003207)トヨタ自動車株式会社 (59,920)
【出願人】(000100805)アイシン高丘株式会社 (202)
【公開日】平成22年9月9日(2010.9.9)
【国際特許分類】
【出願日】平成21年2月27日(2009.2.27)
【出願人】(000003207)トヨタ自動車株式会社 (59,920)
【出願人】(000100805)アイシン高丘株式会社 (202)
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