強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵及其製造方法
2023-07-30 21:16:16
強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵及其製造方法
【專利摘要】本發明提供一種球狀石墨鑄鐵，(a)其具有如下的組成，按質量比計，包含C：3.4～4％、Si：1.9～2.8％、Mg：0.02～0.06％、Mn：0.2～1％、Cu：0.2～2％、Sn：0～0.1％、(Mn+Cu+10×Sn)：0.85～3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，餘量為Fe和不可避免的雜質，(b)具有包含按面積率計為2～40％的微細鐵素體相和60～98％的微細珠光體相的兩相混合基質組織，所述鐵素體相的最大長度為300μm以下，(c)在分散於所述兩相混合基質組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
【專利說明】強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵及其製造方法
【技術領域】
[0001 ] 本發明涉及強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵及其製造方法。
【背景技術】
[0002]球狀石墨鑄鐵具有優異的機械特性和良好的鑄造性，被廣泛使用於各種機械、汽車的部件中。其中，對於汽車的懸架臂、轉向節等懸掛裝置部件，除了要求用於支承車體的靜態強度和疲勞強度以外，還要求用於在產生事故等導致的衝擊時不發生破損的耐衝擊性。汽車也使用於寒冷地區，因此在例如_30°C這一低溫下的耐衝擊性也很重要。因此對於懸掛裝置部件中使用的球狀石墨鑄鐵，要求 抗拉強度、屈服強度以及伸長率和低溫衝擊強度等韌性。為了滿足這樣的要求，一直以來，作為基質組織為鐵素體相主體且具備韌性的球狀石墨鑄鐵，使用JIS G5502中規定的F⑶400、F⑶450等。
[0003]近年來，為了防止地球變暖而強烈要求削減汽車的CO2排放量，因此需要提升汽車的油耗性能，作為該相應技術之一，要求懸掛裝置部件等的輕量化。要想確保必要的強度並且使部件輕量化，部件的小型化和薄壁化是有效的。因此考慮使用比F⑶400、F⑶450等高強度的F⑶600、F⑶700等珠光體系球狀石墨鑄鐵，但在球狀石墨鑄鐵中，由於強度和韌性是相反的特性，FCD600、FCD700等韌性低，不適合於要求耐衝擊性的懸掛裝置部件。為了確保強度和韌性並且實現懸掛裝置部件的輕量化，要求強度和韌性二者均優異的球狀石墨鑄鐵。
[0004]為了得到具有優異的強度和韌性的球狀石墨鑄鐵，一直以來提出各種方案。例如，日本特開2001-214233號提出了如下的球狀石墨鑄鐵構件，其是具有壁厚為Icm以下的薄壁部的球狀石墨鑄鐵構件，由含有0.5~I質量％的Cu的球狀石墨鑄鐵構成，具有基質的鐵素體化率為60%以上的表層部和基質的大部分由珠光體相構成的內部，表層部的厚度是實質上遍布整個鑄造面為0.05~0.45mm,且具有高剛性和耐衝擊性。在該球狀石墨鑄鐵構件中，韌性由0.05~0.45mm的厚度的鐵素體相多的表層部來確保，強度由包含珠光體相的內部來確保。但是，為了使構件內部成為高強度，使用了現有的FCD600、FCD700等珠光體系球狀石墨鑄鐵，因此韌性低。另外，若由於局部的磨耗和氧化，薄的鐵素體表層部減少，則有可能無法維持懸掛裝置部件所必需的韌性。
[0005]日本特開平8-13079號提出了如下的球狀石墨鑄鐵的製造方法，所述球狀石墨鑄鐵將按重量比計，C:3.0 ~4.0%、Si:1.5 ~3.0%、Mn:1.0% 以下、P:0.030% 以下、S:
0.020%以下、Cu:不足1.0%,Mg:0.02~0.08%，餘量為鐵，通過將該球狀石墨鑄鐵升溫至奧氏體區域內的溫度!\(8701:以上)後，保持規定時間(例如2小時)T1，接著使其降溫至共析相變溫度區域內的規定溫度T2(750~850°C )後，保持規定時間(例如I小時)T2，最後空冷至常溫，從而沿珠光體相的晶界以網狀形成鐵素體相，由此製造強度和韌性均高的球狀石墨鑄鐵。但是，由於奧氏體化的保持溫度T1高達870°C以上(實施例中為930°C )、且保持時間長達2小時，有可能通過奧氏體晶粒(降溫後成為珠光體晶粒)的粗大化而招致韌性降低。另外，沿晶界形成的低強度的鐵素體相成為裂紋擴展的路徑，有可能不能得到充分的強度。
【發明內容】
[0006]發明所要解決的課題
[0007]因此，本發明的目的在於提供具有優異的強度和韌性的球狀石墨鑄鐵及其製造方法。
[0008]用於解決課題的方法
[0009]鑑於上述的目的，對球狀石墨鑄鐵的合金組成和熱處理條件進行潛心研究，其結果是本發明人等發現如下方案並想到了本發明，若(a)將作為珠光體相穩定化元素的Mn、Cu和Sn的含量最優化，且(b)若將在奧氏體化溫度區域內的保持溫度和保持時間以及在共析相變區域內的冷卻速度設定在規定的範圍內作為熱處理條件，則具有由按面積率計為2~40 %的微細鐵素體相和60~98 %的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且在分散於所述兩相混合基質組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相，由此能夠得到具有優異的強度和韌性的球狀石墨鑄鐵。
[0010]即，本發明的強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵的特徵在於，
[0011](a)其具有如下的組成，按質量比計，包含C:3.4~4%、S1:1.9~2.8 %、Mg:
0.02 ~0.06%, Mn:0.2 ~1%、Cu:0.2 ~2%、Sn:0 ~0.1%、(Mn+Cu+10XSn):0.85 ~3%,P:0.05%以下、S:0.02%以下，餘量為Fe和不可避免的雜質，
[0012](b)具有由按面積率計為2~40 %的微細鐵素體相和60~98 %的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，所述鐵素體相的最大長度為300 μ m以下，
[0013](c)在分散於所述兩相混合基質組織的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
[0014]相對於每單位面積的石墨的總數，優選具有50~95 %的石墨周圍珠光體化率(定義為石墨外周中與珠光體相接觸部分的長度的百分率。)的石墨數量的比例為50%以上。
[0015]就本發明的球狀石墨鑄鐵而言，作為強度指標的抗拉強度為650MPa以上，作為韌性指標的在_30°C的基於無缺口夏比衝擊試驗的衝擊強度為30J/cm2以上。
[0016]本發明的強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵的製造方法的特徵在於，
[0017](I)鑄造如下組成的熔液，並使其凝固，所述組成按質量比計，包含C:3.4~4%、S1:1.9 ~2.8 %、Mg:0.02 ~0.06 %、Mn:0.2 ~I %、Cu:0.2 ~2 %、Sn:0 ~0.1 %、(Mn+Cu+10XSn):0.85~3%、P:0.05%以下、S:0.02%以下，餘量為Fe和不可避免的雜質，然後
[0018](2)進行具有如下工序的熱處理，由此成為如下的組織，所述工序為(i)基質全體保持於奧氏體化的溫度，由此生成微細的奧氏體晶粒(降溫後相變為珠光體晶粒)的工序，和(ii)在引起共析相變的溫度區域內的規定溫度區間中，以生成微細的鐵素體相的冷卻速度進行冷卻的工序，
[0019]所述組織(a)具有由按面積率計為2~40 %的微細鐵素體相和60~98 %的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且(b)在分散於所述兩相混合基質組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
[0020]在本發明的球狀石墨鑄鐵的製造方法中，為了生成微細的奧氏體晶粒，優選將奧氏體化熱處理條件設為在800~865°C進行5~30分鐘，另外，優選將引起共析相變溫度區域內的規定溫度區間設為750~670°C，且將該溫度區間的冷卻速度設為I~20°C /分鐘。
[0021]發明效果
[0022]本發明的球狀石墨鑄鐵具有由按面積率計為2~40%的微細鐵素體相和60~98%的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且在分散於所述兩相混合基質組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相，因此強度和韌性優異，適合於汽車的部件、特別適合於要求在低溫下的耐衝擊性的懸掛裝置部件，部件的輕量化對汽車的低油耗化做出貢獻。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0023]圖1是表示本發明的球狀石墨鑄鐵的組織的光學顯微鏡照片。
[0024]圖2是表示本發明的球狀石墨鑄鐵的組織的光學顯微鏡照片。
[0025]圖3是示意性地表示用於製造本發明的球狀石墨鑄鐵的熱處理模式的坐標圖。
【具體實施方式】
[0026]下面詳細地說明本發明的球狀石墨鑄鐵及其製造方法。只要沒有特別說明，合金的構成元素的含量用質量％表示。
[0027][Α]球狀石墨鑄鐵的組成
[0028](I)C:3.4 ~4%
[0029]C是降低凝固開始溫度、提高鑄造性，並且使石墨結晶析出、使珠光體相析出所必需的。若C含量不足3.4%，則容易冷鐵化而韌性降低，另外，若超過4%則容易生成異常石墨，球狀石墨鑄鐵的強度降低。因此，C含量設為3.4~4%。優選的C含量為3.6~3.8%。
[0030](2) S1: 1.9 ~2.8%
[0031]Si是促進石墨結晶析出或提高熔液的流動性所必需的。若Si含量不足1.9%則容易生成冷鐵，球狀石墨鑄鐵的切削性和韌性降低，另外，若超過2.8%，則珠光體化的抑制作用變高，球狀石墨鑄鐵的強度降低，並且鐵素體相的低溫韌性也變差。因此，Si含量設為
1.9~2.8%。優選的Si含量為2.0~2.6%。
[0032](3)Mg:0.02 ~0.06%
[0033]Mg是石墨球狀化所必需的元素,若該含量不足0.02%,則石墨球狀化的效果不充分。另一方面，若Mg含量超過0.06%，則容易生成冷鐵，球狀石墨鑄鐵的切削性和低溫韌性降低。因此，Mg含量設為0.02~0.06%。優選的Mg含量為0.03~0.05%。
[0034](4)Μη:0.2 ~1%
[0035]Mn雖然是來自原料不可避免地混入的元素，但作為珠光體相穩定化元素，具有使珠光體相析出的作用。若Mn含量不足0.2%，則無法充分地生成珠光體相，無法得到抗拉強度、屈服強度等所必需的強度。促進珠光體化的Mn含量能夠容許至1%，若超過1%則冷鐵化變得顯著，使球狀石墨鑄鐵的切削性和韌性變差。因此，Mn含量設為0.2~I %。Mn含量優選為0.4~0.8 %，更優選為0.5~0.7 %。
[0036](5)Cu:0.2 ~2%
[0037]Cu是作為珠光體相穩定化元素，使珠光體相析出所必需的。另外，在熱處理時，Cu利用在石墨和基質的界面的阻隔效果，抑制碳從奧氏體相向石墨粒子擴散，由此被認為將從奧氏體相向鐵素體相的相變延遲，抑制鐵素體相的析出和生長。若Cu含量不足0.2%，則不能夠充分生成珠光體相，球狀石墨鑄鐵的抗拉強度降低。另一方面，若Cu超過2%,則球狀石墨鑄鐵變成過於高的硬度，另外，石墨球狀化被阻礙，球狀石墨鑄鐵的伸長率和衝擊特性降低。因此，Cu含量設為0.2~2%。Cu含量優選為0.4~2%，更優選為0.5~1%。
[0038](6) Sn:0 ~0.1%
[0039]Sn雖然不是本發明所必需的元素，但與Mn和Cu相同，是使珠光體相析出的珠光體相穩定化兀素，因此也可以與Mn和Cu —同添加。含有0.005%以上的Sn時,珠光體化被促進，球狀石墨鑄鐵的強度和硬度提高。另一方面，超過0.1 %的Sn阻礙石墨球狀化，另外，在共晶單元邊界發生偏析而使低溫衝擊強度等韌性降低。含有Sn時，其含量設為0.005~0.1%。Sn含量優選為0.005~0.02%，更優選為0.005~0.01%。
[0040](7) (Mn+Cu+10 X Sn):0.85 ~3%
[0041]關於珠光體相穩定化元素，本發明的球狀石墨鑄鐵必須滿足(Mn+Cu+lOXSn)=
0.85~3%的條件。上述式中的各元素符號表示各元素的含量(％ )。Cu和Mn是必需元素，根據需要含有Sn。Sn的效果大致為Mn和Cu的效果的10倍，因此Sn含量的10倍(IOXSn)設為與Mn含量和Cu含量等價。若(Mn+Cu+10XSn)不足0.85%，則不能夠得到充分的珠光體相穩定化效果，抗拉強度、屈服強度等強度變得不充分。另一方面，若(Mn+Cu+10XSn)超過3%，則珠光體相 的析出變得過剩，在低溫下的衝擊強度和伸長率降低且損害韌性。因此,將(Mn+Cu+10X Sn)設為 0.85 ~3%。(Mn+Cu+10X Sn)優選為 1.0 ~2.5%，更優選為
1.0 ~2.0%。
[0042](8) P:0.05% 以下
[0043]P是來自原料不可避免地混入的阻礙石墨球狀化的元素，因此其含量設為0.05%以下。
[0044](9) S:0.02% 以下
[0045]S是來自原料不可避免地混入的石阻礙墨球狀化的元素，因此其含量設為0.02%以下。
[0046][B]球狀石墨鑄鐵的組織
[0047](I)基質組織
[0048]圖1是表示本發明的球狀石墨鑄鐵的組織的光學顯微鏡照片。在圖1中，白色的部分I為鐵素體相，灰色的部分2為珠光體相，黑色的塊3為球狀石墨。本發明的球狀石墨鑄鐵的基質組織是微細鐵素體相和微細珠光體相呈迷彩圖案狀分布(或者，微細的鐵素體相在珠光體相中呈海島狀分散)的兩相混合組織。基質組織中的鐵素體相的面積率為2~40% (珠光體相為60~98% )。就基質組織中的鐵素體相的面積率而言，在球狀石墨鑄鐵被要求高韌性時，優選為20~40% (珠光體相為60~80% )，而在球狀石墨鑄鐵被要求高強度時，優選為2~10% (珠光體相為90~98% )。
[0049]微細的珠光體相是利用奧氏體化熱處理而完全奧氏體化了的基質的微細晶粒(奧氏體晶粒)不會因降溫而粗大化的發生珠光體相變而成的相。另外，微細的鐵素體相是利用珠光體相穩定化元素而抑制鐵素體相的析出、生長以及通過在共析相變溫度區域內的熱處理來抑制鐵素體相的析出和生長，結果是沿珠光體相的晶界形成的相。微細的鐵素體相併非呈網狀，具有被珠光體晶粒分割的細長的形狀。也可以將這樣的鐵素體相的形狀稱為「樹枝狀」。
[0050]微細鐵素體相被珠光體晶粒分割的兩相混合組織中，可以通過鐵素體相的最大長度表示鐵素體相的「微細化」的程度。鐵素體相的最大長度越短，利用珠光體晶粒的鐵素體相的分割進展，鐵素體相越被微細化。具體地，優選鐵素體相的最大長度為300 μ m以下。若鐵素體相的最大長度超過300 μ m，則不能說是鐵素體相發生了微細化，由於存在粗大的鐵素體相，球狀石墨鑄鐵不具有充分的強度。鐵素體相的最大長度更優選為200 μ m以下，最優選為150 μ m以下。鐵素體相的最大長度能夠在光學顯微鏡照片上求得。
[0051](2)兩相混合組織中的石墨的分散和珠光體相的生成
[0052]通常的球狀石墨鑄鐵具有鐵素體相包圍石墨幾乎全周的所謂「牛眼組織」，但本發明的球狀石墨鑄鐵如圖1所示，石墨分散於微細的鐵素體相和珠光體相的兩相混合組織中，且在石墨的周圍具有生成了珠光體相的組織。因此在石墨的外周，鐵素體相被珠光體相分割。
[0053]利用石墨周圍珠光體化率表示石墨周圍的珠光體相的析出量。在此，「石墨周圍珠光體化率」定義為在石墨外周之中與珠光體相接觸部分的長度的百分率。石墨周圍珠光體化率越高，或者石墨周圍珠光體化率高的石墨越多，韌性、特別是在低溫下的衝擊特性越提高。本發明的球狀石墨鑄鐵中，相對於每單位面積的石墨的總數，優選石墨周圍珠光體化率為50~95%的石墨數量的比例為50%以上。若這樣的石墨數量的比例不足50%，則容易成為龜裂的發生起點的石墨和鐵素體相的界面增加，因此在低溫下的衝擊特性降低。石墨周圍珠光體化率為50~95%的石墨數量的比例更優選為60%以上，最優選為70%以上。需要說明的是，被計數的石墨是換算成當量圓直徑為直徑5μπι以上的石墨。關於石墨周圍珠光體化率和每單位面 積的石墨周圍珠光體化率50~95%的石墨數量的比例的計算方法在如後所述。
[0054]球狀石墨鑄鐵的龜裂主要發生於晶界或石墨和基質的界面，另外，在破裂的過程中所吸收的能量是龜裂發生能和龜裂傳播能的總和。通常吸收能的大部分為龜裂發生能，基質組織越是硬度高，吸收能量中龜裂發生能所佔的比例越高。包含具有上述(I)和(2)中記載的特徵的組織的本發明的球狀石墨鑄鐵通過下述的作用來抑制龜裂的發生，因此具有優異的強度和韌性。
[0055](a)在兩相混合組織中，由於微細化後的珠光體晶粒而作用了外力時在粒界中的蓄積的應變小，因此難以發生龜裂。
[0056](b)在珠光體相中微細地分散有鐵素體相的兩相混合組織中，在龜裂傳播的路徑上，容易變形的鐵素體相和難以變形的珠光體相交互存在，因此龜裂的能量通過鐵素體相的變形而被吸收。
[0057](c)由於聞強度的珠光體相包圍石墨周圍，因此石墨附近的基質被強化，並且石墨和基質的界面中龜裂的發生受到抑制。
[0058]具體地說，本發明的球狀石墨鑄鐵具有優選為650MPa以上的抗拉強度和30J/cm2以上的在_30°C的基於無缺口夏比衝擊試驗的衝擊強度。更優選抗拉強度為700MPa以上，最優選為750MPa以上。另外，更優選在_30°C的基於無缺口夏比衝擊試驗的衝擊強度為40J/cm2以上,最優選為50J/cm2以上。
[0059]為了評價本發明的球狀石墨鑄鐵的特性，也可以使用0.2%屈服強度代替抗拉強度作為強度的指標，另外使用伸長率代替夏比衝擊強度作為韌性的指標。此時，優選本發明的球狀石墨鑄鐵具有370MPa以上的0.2%屈服強度和8%以上的伸長率。本發明的球狀石墨鑄鐵的0.2 %屈服強度更優選為400MPa以上，最優選為430MPa以上，另外，伸長率更優選為12%以上，最優選為13%以上。
[0060][C]球狀石墨鑄鐵的製造方法
[0061]本發明的球狀石墨鑄鐵的製造方法如下，(I)鑄造如下組成的熔液，並使其凝固，所述組成按質量比計，包含C:3.4~4%、S1:L 9~2.8%,Mg:0.02~(λ 06%,Mn:0.2~l%Xu:0.2 ~2%、Sn:0 ~0.1 %、(Mn+Cu+10 X Sn):0.85 ~3%、P:0.05% 以下、S:0.02%以下，餘量為Fe和不可避免的雜質；(2)然後進行具有如下工序的熱處理，由此製造具有如下組織的球狀石墨鑄鐵，其中，所述工序為:(i)基質整體保持於奧氏體化的溫度，由此生成微細的奧氏體晶粒(降溫後相變為珠光體晶粒)的工序，和(ii)在引起共析相變的溫度區域內的規定溫度區間裡，以生成微細的鐵素體相的冷卻速度進行冷卻的工序，所述組織具有(a)由按面積率計為2~40%的微細鐵素體相和60~98%的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，並且所述鐵素體相的最大長度為300 μ m以下，且(b)在分散於所述兩相混合基質組織的石墨的周圍形成有所述珠光體相。在比共析相變溫度區域低的溫度區域中，可以是直至室溫的通常的冷卻。圖3是示意性地表示用於製造本發明的球狀石墨鑄鐵的熱處理模式的坐標圖。
[0062](I)奧氏體化熱處理條件[工序(a)]
[0063]通過保持於基質組織整體完全奧氏體化的溫度中，由此生成微細的奧氏體晶粒(降溫後相變為珠光體晶粒)。優選該奧氏體化溫度為800~865°C。若該溫度不足800°C，則珠光體相殘留，在共析相變溫度區域中於降溫後由珠光體相生成鐵素體相併生長，因此晶粒粗大化而強度降 低。另一方面，若該溫度超過865°C，則奧氏體晶粒(降溫後相變為珠光體晶粒)發生粗大化，且韌性、特別是在低溫下的衝擊特性變差，另外熱處理應變變大。保持於奧氏體化溫度的時間根據保持溫度而變動，優選為5~30分鐘。若不足5分鐘則難以完全奧氏體化，鐵素體相生長而強度降低，另外，若超過30分鐘則奧氏體晶粒粗大化，在降溫後不能夠得到微細的珠光體相而韌性變差，另外熱處理應變變大。奧氏體化熱處理溫度優選為800~860°C，更優選為800~855°C。另外，奧氏體化熱處理時間優選為10~25分鐘。
[0064](2)在共析相變溫度區域內的熱處理條件[工序(b)]
[0065]若在引起共析相變溫度區域內的規定溫度區間中，將完全奧氏體化後的球狀石墨鑄鐵以微細地生成鐵素體相的冷卻速度進行冷卻，則基質組織成為如下的兩相混合組織，鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且在分散於兩相混合基質組織的石墨的周圍形成有珠光體相，其中，所述兩相混合組織由按面積率計為2~40%的微細鐵素體相和60~98%的微細珠光體相構成。在此，引起共析相變溫度域(共析相變溫度域)是指，在熱處理中的冷卻過程中，從由奧氏體向鐵素體開始相變的溫度Ar3至奧氏體向鐵素體或鐵素體和滲碳體的相變結束的溫度Ar1 (共析相變溫度)的溫度區域。引起共析相變溫度區域內的規定溫度區間優選為750~670°C。若在750~670°C的溫度範圍內按後述的規定冷卻速度進行冷卻，則能夠得到兩相混合組織。也可以將規定溫度區間的上限設為730°C。
[0066]在引起共析相變溫度區域內的規定溫度區間下的冷卻速度對於將基質組織形成兩相混合組織，且在石墨周圍生成珠光體相是重要的，具體優選設為I~20°c /分鐘。若冷卻速度不足1°C /分鐘，則在石墨周圍的鐵素體化被促進，不能夠得到微細的鐵素體相而強度降低。另一方面，若冷卻速度超過20°C /分鐘，則在珠光體晶界的鐵素體相的生成不足，在低溫下的衝擊特性變差，不能夠得到充分的韌性。更優選冷卻速度為5~15°C /分鐘。需要說明的是，就引起共析相變溫度區域內的規定溫度區間的溫度歷程而言，只要在珠光體晶界剛好生成微細的鐵素體相，且在石墨周圍生成珠光體相，就可以是以恆定速度的連續冷卻或斷續地冷卻。在共析相變溫度區域內的熱處理後冷卻至常溫。需要說明的是，優選從奧氏體化溫度到共析相變溫度域的冷卻速度為2~20°C /分鐘。
[0067]通過以下的實施例進一步詳細地說明本發明，本發明並非限定於此。另外只要沒有特別說明，用質量％表示構成合金的各元素的含量。
[0068]在容量10kg的高頻熔解爐中熔解作為原材料的銑鐵、鋼板屑、球狀石墨鑄鐵的回收屑，添加增碳材料、珠光體相穩定化元素和Fe-Si合金，並調整了成分，由此熔煉熔液。將該熔液在約1500°C放液至鐵水包中並進行了基於夾層法的球狀化處理，該鐵水包設置有作為石墨球狀化劑的Fe-S1-Mg合金和覆蓋其的包含鋼板屑的保護材料。將球狀化處理後的熔液在約1400°C注液到砂模中，鑄造多個I英寸的Y型塊。注液時向熔液的液流中添加Fe-Si合金粉末並進行了接種。按照這樣，得到具有表1中示出的組成的球狀石墨鑄鐵。鑄鐵A~I是處於本發明的組成範圍內的球狀石墨鑄鐵，鑄鐵J~L是本發明的組成範圍外的球狀石墨鑄鐵。在鑄鐵A~L之中，鑄鐵A是日本特開平8-13079號中公開的組成範圍內的球狀石墨鑄鐵。另外，鑄鐵F相當於具有珠光體相基質的FCD700,鑄鐵K相當於具有鐵素體相基質的FCD450,在未加工鑄件的狀態下均與現有的球狀石墨鑄鐵相同。
[0069]【表1】
[0070]
【權利要求】
1.一種強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵，其特徵在於， (a)其具有如下的組成，按質量比計，包含C:3.4~4%、S1:1.9~2.8%、Mg:0.02~0.06%, Mn:0.2 ~1%、Cu:0.2 ~2%、Sn:0 ~0.1%, (Mn+Cu+10XSn):0.85 ~3%、P:0.05%以下、S:0.02%以下，餘量為Fe和不可避免的雜質， (b)具有由按面積率計為2~40%的微細鐵素體相和60~98%的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，且所述鐵素體相的最大長度為300 μ m以下， (c)在分散於所述兩相混合基質組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
2.根據權利要求1所述的強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵，其特徵在於，相對於每單位面積的石墨的總數，具有50~95%的石墨周圍珠光體化率的石墨數量的比例為50%以上，所述石墨周圍珠光體化率定義為石墨外周中與珠光體相接觸部分的長度的百分率。
3.根據權利要求1或2所述的強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵，其特徵在於，抗拉強度為650MPa以上，且在_30°C的基於無缺口夏比衝擊試驗的衝擊強度為30J/cm2以上。
4.一種強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵的製造方法，其特徵在於， (1)鑄造如下組成的熔液，並使其凝固，所述組成按質量比計，包含C:3.4~4%、S1:1.9 ~2.8 %、Mg:0.02 ~0.06 %、Mn:0.2 ~I %、Cu:0.2 ~2 %、Sn:0 ~0.1 %、(Mn+Cu+10XSn):0.85~3%、P:0.05%以下、S:0.02%以下，餘量為Fe和不可避免的雜質， (2)然後進行具有如下 工序的熱處理，由此成為如下的組織， 所述工序為:(i)基質整體保持於奧氏體化的溫度，由此生成微細的奧氏體晶粒的工序，其中，所述奧氏體晶粒在降溫後相變為珠光體晶粒；和 (ii)在引起共析相變的溫度區域內的規定溫度區間中，以生成微細的鐵素體相的冷卻速度進行冷卻的工序； 所述組織為:(a)具有由按面積率計為2~40%的微細鐵素體相和60~98%的微細珠光體相構成的兩相混合基質組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且(b)在分散於所述兩相混合基質組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
5.根據權利要求4所述的強度和韌性優異的球狀石墨鑄鐵的製造方法，其特徵在於，以800~865°C的溫度和5~30分鐘的時間生成微細的奧氏體晶粒，將引起所述共析相變的溫度區域內的規定溫度區間設為750~670°C，且將引起所述共析相變的溫度區域內的規定溫度區間中的冷卻速度設為I~20°C /分鐘。
【文檔編號】C21D5/00GK104024450SQ201280065426
【公開日】2014年9月3日 申請日期:2012年12月28日 優先權日:2011年12月28日
【發明者】王麟, 川畑將秀, 福本賢太郎 申請人:日立金屬株式會社