強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種球狀石墨鑄鐵，(a)其具有如下的組成，按質(zhì)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，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，(b)具有包含按面積率計為2～40％的微細(xì)鐵素體相和60～98％的微細(xì)珠光體相的兩相混合基質(zhì)組織，所述鐵素體相的最大長度為300μm以下，(c)在分散于所述兩相混合基質(zhì)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(yōu)異的球狀石墨鑄鐵及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001 ] 本發(fā)明涉及強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]球狀石墨鑄鐵具有優(yōu)異的機械特性和良好的鑄造性，被廣泛使用于各種機械、汽車的部件中。其中，對于汽車的懸架臂、轉(zhuǎn)向節(jié)等懸掛裝置部件，除了要求用于支承車體的靜態(tài)強度和疲勞強度以外，還要求用于在產(chǎn)生事故等導(dǎo)致的沖擊時不發(fā)生破損的耐沖擊性。汽車也使用于寒冷地區(qū)，因此在例如_30°C這一低溫下的耐沖擊性也很重要。因此對于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沖擊強度等韌性。為了滿足這樣的要求，一直以來，作為基質(zhì)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(guī)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(yīng)技術(shù)之一，要求懸掛裝置部件等的輕量化。要想確保必要的強度并且使部件輕量化，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，由于強度和韌性是相反的特性，F(xiàn)CD600、FCD700等韌性低，不適合于要求耐沖擊性的懸掛裝置部件。為了確保強度和韌性并且實現(xiàn)懸掛裝置部件的輕量化，要求強度和韌性二者均優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵。
[0004]為了得到具有優(yōu)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(gòu)件，其是具有壁厚為Icm以下的薄壁部的球狀石墨鑄鐵構(gòu)件，由含有0.5~I質(zhì)量％的Cu的球狀石墨鑄鐵構(gòu)成，具有基質(zhì)的鐵素體化率為60%以上的表層部和基質(zhì)的大部分由珠光體相構(gòu)成的內(nèi)部，表層部的厚度是實質(zhì)上遍布整個鑄造面為0.05~0.45mm,且具有高剛性和耐沖擊性。在該球狀石墨鑄鐵構(gòu)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(nèi)部來確保。但是，為了使構(gòu)件內(nèi)部成為高強度，使用了現(xiàn)有的FCD600、FCD700等珠光體系球狀石墨鑄鐵，因此韌性低。另外，若由于局部的磨耗和氧化，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制造方法，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%，余量為鐵，通過將該球狀石墨鑄鐵升溫至奧氏體區(qū)域內(nèi)的溫度!\(8701:以上)后，保持規(guī)定時間(例如2小時)T1，接著使其降溫至共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度T2(750~850°C )后，保持規(guī)定時間(例如I小時)T2，最后空冷至常溫，從而沿珠光體相的晶界以網(wǎng)狀形成鐵素體相，由此制造強度和韌性均高的球狀石墨鑄鐵。但是，由于奧氏體化的保持溫度T1高達(dá)870°C以上(實施例中為930°C )、且保持時間長達(dá)2小時，有可能通過奧氏體晶粒(降溫后成為珠光體晶粒)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(fā)明內(nèi)容】

[0006]發(fā)明所要解決的課題
[0007]因此，本發(fā)明的目的在于提供具有優(yōu)異的強度和韌性的球狀石墨鑄鐵及其制造方法。
[0008]用于解決課題的方法
[0009]鑒于上述的目的，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(jié)果是本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)如下方案并想到了本發(fā)明，若(a)將作為珠光體相穩(wěn)定化元素的Mn、Cu和Sn的含量最優(yōu)化，且(b)若將在奧氏體化溫度區(qū)域內(nèi)的保持溫度和保持時間以及在共析相變區(qū)域內(nèi)的冷卻速度設(shè)定在規(guī)定的范圍內(nèi)作為熱處理條件，則具有由按面積率計為2~40 %的微細(xì)鐵素體相和60~98 %的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且在分散于所述兩相混合基質(zhì)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(yōu)異的強度和韌性的球狀石墨鑄鐵。
[0010]即，本發(fā)明的強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵的特征在于，
[0011](a)其具有如下的組成，按質(zhì)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，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，
[0012](b)具有由按面積率計為2~40 %的微細(xì)鐵素體相和60~98 %的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，所述鐵素體相的最大長度為300 μ m以下，
[0013](c)在分散于所述兩相混合基質(zhì)組織的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
[0014]相對于每單位面積的石墨的總數(shù)，優(yōu)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(shù)量的比例為50%以上。
[0015]就本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵而言，作為強度指標(biāo)的抗拉強度為650MPa以上，作為韌性指標(biāo)的在_30°C的基于無缺口夏比沖擊試驗的沖擊強度為30J/cm2以上。
[0016]本發(fā)明的強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵的制造方法的特征在于，
[0017](I)鑄造如下組成的熔液，并使其凝固，所述組成按質(zhì)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，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，然后
[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(zhì)全體保持于奧氏體化的溫度，由此生成微細(xì)的奧氏體晶粒(降溫后相變?yōu)橹楣怏w晶粒)的工序，和(ii)在引起共析相變的溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間中，以生成微細(xì)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(xì)鐵素體相和60~98 %的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且(b)在分散于所述兩相混合基質(zhì)組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
[0020]在本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的制造方法中，為了生成微細(xì)的奧氏體晶粒，優(yōu)選將奧氏體化熱處理條件設(shè)為在800~865°C進行5~30分鐘，另外，優(yōu)選將引起共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間設(shè)為750~670°C，且將該溫度區(qū)間的冷卻速度設(shè)為I~20°C /分鐘。
[0021]發(fā)明效果
[0022]本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵具有由按面積率計為2~40%的微細(xì)鐵素體相和60~98%的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且在分散于所述兩相混合基質(zhì)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(yōu)異，適合于汽車的部件、特別適合于要求在低溫下的耐沖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(xiàn)。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0023]圖1是表示本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的組織的光學(xué)顯微鏡照片。
[0024]圖2是表示本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的組織的光學(xué)顯微鏡照片。
[0025]圖3是示意性地表示用于制造本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的熱處理模式的坐標(biāo)圖。
【具體實施方式】
[0026]下面詳細(xì)地說明本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵及其制造方法。只要沒有特別說明，合金的構(gòu)成元素的含量用質(zhì)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，并且使石墨結(jié)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(shè)為3.4~4%。優(yōu)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(jié)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，并且鐵素體相的低溫韌性也變差。因此，Si含量設(shè)為
1.9~2.8%。優(yōu)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(shè)為0.02~0.06%。優(yōu)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(wěn)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(shè)為0.2~I %。Mn含量優(yōu)選為0.4~0.8 %，更優(yōu)選為0.5~0.7 %。
[0036](5)Cu:0.2 ~2%
[0037]Cu是作為珠光體相穩(wěn)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(zhì)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(rèn)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于高的硬度，另外，石墨球狀化被阻礙，球狀石墨鑄鐵的伸長率和沖擊特性降低。因此，Cu含量設(shè)為0.2~2%。Cu含量優(yōu)選為0.4~2%，更優(yōu)選為0.5~1%。
[0038](6) Sn:0 ~0.1%
[0039]Sn雖然不是本發(fā)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(wěn)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(fā)生偏析而使低溫沖擊強度等韌性降低。含有Sn時，其含量設(shè)為0.005~0.1%。Sn含量優(yōu)選為0.005~0.02%，更優(yōu)選為0.005~0.01%。
[0040](7) (Mn+Cu+10 X Sn):0.85 ~3%
[0041]關(guān)于珠光體相穩(wěn)定化元素，本發(fā)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(jù)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(shè)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(wěn)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，在低溫下的沖擊強度和伸長率降低且損害韌性。因此,將(Mn+Cu+10X Sn)設(shè)為 0.85 ~3%。(Mn+Cu+10X Sn)優(yōu)選為 1.0 ~2.5%，更優(yōu)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(shè)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(shè)為0.02%以下。
[0046][B]球狀石墨鑄鐵的組織
[0047](I)基質(zhì)組織
[0048]圖1是表示本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的組織的光學(xué)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(fā)明的球狀石墨鑄鐵的基質(zhì)組織是微細(xì)鐵素體相和微細(xì)珠光體相呈迷彩圖案狀分布(或者，微細(xì)的鐵素體相在珠光體相中呈海島狀分散)的兩相混合組織?；|(zhì)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(zhì)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(yōu)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(yōu)選為2~10% (珠光體相為90~98% )。
[0049]微細(xì)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(zhì)的微細(xì)晶粒(奧氏體晶粒)不會因降溫而粗大化的發(fā)生珠光體相變而成的相。另外，微細(xì)的鐵素體相是利用珠光體相穩(wěn)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(qū)域內(nèi)的熱處理來抑制鐵素體相的析出和生長，結(jié)果是沿珠光體相的晶界形成的相。微細(xì)的鐵素體相并非呈網(wǎng)狀，具有被珠光體晶粒分割的細(xì)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(xì)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(xì)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(xì)化。具體地，優(yōu)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(fā)生了微細(xì)化，由于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(yōu)選為200 μ m以下，最優(yōu)選為150 μ m以下。鐵素體相的最大長度能夠在光學(xué)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(fā)明的球狀石墨鑄鐵如圖1所示，石墨分散于微細(xì)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、特別是在低溫下的沖擊特性越提高。本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵中，相對于每單位面積的石墨的總數(shù)，優(yōu)選石墨周圍珠光體化率為50~95%的石墨數(shù)量的比例為50%以上。若這樣的石墨數(shù)量的比例不足50%，則容易成為龜裂的發(fā)生起點的石墨和鐵素體相的界面增加，因此在低溫下的沖擊特性降低。石墨周圍珠光體化率為50~95%的石墨數(shù)量的比例更優(yōu)選為60%以上，最優(yōu)選為70%以上。需要說明的是，被計數(shù)的石墨是換算成當(dāng)量圓直徑為直徑5μπι以上的石墨。關(guān)于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(shù)量的比例的計算方法在如后所述。
[0054]球狀石墨鑄鐵的龜裂主要發(fā)生于晶界或石墨和基質(zhì)的界面，另外，在破裂的過程中所吸收的能量是龜裂發(fā)生能和龜裂傳播能的總和。通常吸收能的大部分為龜裂發(fā)生能，基質(zhì)組織越是硬度高，吸收能量中龜裂發(fā)生能所占的比例越高。包含具有上述(I)和(2)中記載的特征的組織的本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵通過下述的作用來抑制龜裂的發(fā)生，因此具有優(yōu)異的強度和韌性。
[0055](a)在兩相混合組織中，由于微細(xì)化后的珠光體晶粒而作用了外力時在粒界中的蓄積的應(yīng)變小，因此難以發(fā)生龜裂。
[0056](b)在珠光體相中微細(xì)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)由于聞強度的珠光體相包圍石墨周圍，因此石墨附近的基質(zhì)被強化，并且石墨和基質(zhì)的界面中龜裂的發(fā)生受到抑制。
[0058]具體地說，本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵具有優(yōu)選為650MPa以上的抗拉強度和30J/cm2以上的在_30°C的基于無缺口夏比沖擊試驗的沖擊強度。更優(yōu)選抗拉強度為700MPa以上，最優(yōu)選為750MPa以上。另外，更優(yōu)選在_30°C的基于無缺口夏比沖擊試驗的沖擊強度為40J/cm2以上,最優(yōu)選為50J/cm2以上。
[0059]為了評價本發(fā)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(biāo)，另外使用伸長率代替夏比沖擊強度作為韌性的指標(biāo)。此時，優(yōu)選本發(fā)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(fā)明的球狀石墨鑄鐵的0.2 %屈服強度更優(yōu)選為400MPa以上，最優(yōu)選為430MPa以上，另外，伸長率更優(yōu)選為12%以上，最優(yōu)選為13%以上。
[0060][C]球狀石墨鑄鐵的制造方法
[0061]本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的制造方法如下，(I)鑄造如下組成的熔液，并使其凝固，所述組成按質(zhì)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，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)；(2)然后進行具有如下工序的熱處理，由此制造具有如下組織的球狀石墨鑄鐵，其中，所述工序為:(i)基質(zhì)整體保持于奧氏體化的溫度，由此生成微細(xì)的奧氏體晶粒(降溫后相變?yōu)橹楣怏w晶粒)的工序，和(ii)在引起共析相變的溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間里，以生成微細(xì)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(xì)鐵素體相和60~98%的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，并且所述鐵素體相的最大長度為300 μ m以下，且(b)在分散于所述兩相混合基質(zhì)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(qū)域低的溫度區(qū)域中，可以是直至室溫的通常的冷卻。圖3是示意性地表示用于制造本發(fā)明的球狀石墨鑄鐵的熱處理模式的坐標(biāo)圖。
[0062](I)奧氏體化熱處理條件[工序(a)]
[0063]通過保持于基質(zhì)組織整體完全奧氏體化的溫度中，由此生成微細(xì)的奧氏體晶粒(降溫后相變?yōu)橹楣怏w晶粒)。優(yōu)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(qū)域中于降溫后由珠光體相生成鐵素體相并生長，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(降溫后相變?yōu)橹楣怏w晶粒)發(fā)生粗大化，且韌性、特別是在低溫下的沖擊特性變差，另外熱處理應(yīng)變變大。保持于奧氏體化溫度的時間根據(jù)保持溫度而變動，優(yōu)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，在降溫后不能夠得到微細(xì)的珠光體相而韌性變差，另外熱處理應(yīng)變變大。奧氏體化熱處理溫度優(yōu)選為800~860°C，更優(yōu)選為800~855°C。另外，奧氏體化熱處理時間優(yōu)選為10~25分鐘。
[0064](2)在共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的熱處理條件[工序(b)]
[0065]若在引起共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間中，將完全奧氏體化后的球狀石墨鑄鐵以微細(xì)地生成鐵素體相的冷卻速度進行冷卻，則基質(zhì)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，且在分散于兩相混合基質(zhì)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(xì)鐵素體相和60~98%的微細(xì)珠光體相構(gòu)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(jié)束的溫度Ar1 (共析相變溫度)的溫度區(qū)域。引起共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間優(yōu)選為750~670°C。若在750~670°C的溫度范圍內(nèi)按后述的規(guī)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(guī)定溫度區(qū)間的上限設(shè)為730°C。
[0066]在引起共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間下的冷卻速度對于將基質(zhì)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(yōu)選設(shè)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(xì)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，在低溫下的沖擊特性變差，不能夠得到充分的韌性。更優(yōu)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(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間的溫度歷程而言，只要在珠光體晶界剛好生成微細(xì)的鐵素體相，且在石墨周圍生成珠光體相，就可以是以恒定速度的連續(xù)冷卻或斷續(xù)地冷卻。在共析相變溫度區(qū)域內(nèi)的熱處理后冷卻至常溫。需要說明的是，優(yōu)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(xì)地說明本發(fā)明，本發(fā)明并非限定于此。另外只要沒有特別說明，用質(zhì)量％表示構(gòu)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(wěn)定化元素和Fe-Si合金，并調(diào)整了成分，由此熔煉熔液。將該熔液在約1500°C放液至鐵水包中并進行了基于夾層法的球狀化處理，該鐵水包設(shè)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。將球狀化處理后的熔液在約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合金粉末并進行了接種。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是處于本發(fā)明的組成范圍內(nèi)的球狀石墨鑄鐵，鑄鐵J~L是本發(fā)明的組成范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號中公開的組成范圍內(nèi)的球狀石墨鑄鐵。另外，鑄鐵F相當(dāng)于具有珠光體相基質(zhì)的FCD700,鑄鐵K相當(dāng)于具有鐵素體相基質(zhì)的FCD450,在未加工鑄件的狀態(tài)下均與現(xiàn)有的球狀石墨鑄鐵相同。
[0069]【表1】
[0070]
【權(quán)利要求】
1.一種強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵，其特征在于， (a)其具有如下的組成，按質(zhì)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，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)， (b)具有由按面積率計為2~40%的微細(xì)鐵素體相和60~98%的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，且所述鐵素體相的最大長度為300 μ m以下， (c)在分散于所述兩相混合基質(zhì)組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵，其特征在于，相對于每單位面積的石墨的總數(shù)，具有50~95%的石墨周圍珠光體化率的石墨數(shù)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(jù)權(quán)利要求1或2所述的強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵，其特征在于，抗拉強度為650MPa以上，且在_30°C的基于無缺口夏比沖擊試驗的沖擊強度為30J/cm2以上。
4.一種強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵的制造方法，其特征在于， (1)鑄造如下組成的熔液，并使其凝固，所述組成按質(zhì)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，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)， (2)然后進行具有如下 工序的熱處理，由此成為如下的組織， 所述工序為:(i)基質(zhì)整體保持于奧氏體化的溫度，由此生成微細(xì)的奧氏體晶粒的工序，其中，所述奧氏體晶粒在降溫后相變?yōu)橹楣怏w晶粒；和 (ii)在引起共析相變的溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間中，以生成微細(xì)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(xì)鐵素體相和60~98%的微細(xì)珠光體相構(gòu)成的兩相混合基質(zhì)組織，所述鐵素體相的最大長度為300μπι以下，且(b)在分散于所述兩相混合基質(zhì)組織中的石墨的周圍形成有所述珠光體相。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的強度和韌性優(yōu)異的球狀石墨鑄鐵的制造方法，其特征在于，以800~865°C的溫度和5~30分鐘的時間生成微細(xì)的奧氏體晶粒，將引起所述共析相變的溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間設(shè)為750~670°C，且將引起所述共析相變的溫度區(qū)域內(nèi)的規(guī)定溫度區(qū)間中的冷卻速度設(shè)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(yōu)先權(quán)日:2011年12月28日
【發(fā)明者】王麟, 川畑將秀, 福本賢太郎 申請人:日立金屬株式會社