二相混合組織を有する球状黒鉛鋳鉄材の共析変態メカニズム Mechanism of Eutectoid Transformation of Ductile Iron with Ferrite-Pearlite Duplex Structure 王 麟＊ 川畑 将秀＊ Lin Wang Masahide Kawabata フェライト−パーライト二相混合組織を有する球状黒鉛鋳鉄は靭性が 高いことが知られている。 本研究では，Cu 量を変化させて二相混合組織を得て，熱処理時の共析変態のメカニズムを考察した。 さらに，計装化衝撃試験により，二相混合組織は球状黒鉛鋳鉄のき裂発生エネルギーとき裂伝ぱ発生 エネルギーをともに向上させることを明らかにした。 This study is intended to establish stable heat treatment condition to produce ductile iron having a ferrite-pealite duplex structure, which is known to have high toughness. A series of experiments was carried out to investigate the effect of Cu content on the eutectoid transformatnion of ductile iron during heat treatment. Further more the instrumented impact testing was implemented, and it revealed that the duplex structure improved both Ei (crack intiation energy) and Ep (crack propagation energy) of ductile iron. ● Key Word：球状黒鉛鋳鉄 , 二相混合組織，共析変態，き裂発生エネルギー，き裂伝ぱエネルギー ● R&D Stage：Research ろが，この方法では熱処理コストの面で不利であり，また， 1. 緒 言 805 ℃での保持時間が短いと，未分解のパーライトが残 自動車産業において低燃費化と低コスト化のニーズがま 留し，材料の耐衝撃特性が低下するリスクがある。趙ら4） すます強まっており，軽量でかつ低コストな球状黒鉛鋳鉄 は0.05∼2.0 mass%Pを添加した球状黒鉛鋳鉄で二段熱処 の足回り部品が求められている。足回り部品は要求機能と 理を行い，800 ℃で保持した後，空冷することによって して車体を支えるための静的強度と疲労強度に加え，衝撃 二相混合組織を得て，鋳放し材（鋳仕上げを終わった鋳物） 入力に対する靭性も必要である。部品を軽量化するために と同程度の強度にも関わらず高い伸びを得ている。しか は，高強度材を使用する必要があるが，従来材では材料強 し，Pを添加すると，耐衝撃特性を低下させるFe3Pを生じ 度を向上させると靭性が低下するため，靭性を維持しつつ， る恐れがあり，また，空冷では，肉厚変動の大きい自動 引張強度・耐力を向上させる必要がある。 車用鋳物の強度を制御することが困難である。 高強度・高靭性球状黒鉛鋳鉄を得るためには，基地組 そこで，本研究では，安定な二相混合組織を製造する 織のフェライトとパーライトを微細混合することが有効 熱処理条件を確立することを目的として，共析変態に及 である。田中ら1）∼3） ぼすパーライト促進元素Cuの影響を検討することにより， は恒温保持法を用い， 質量比で 0.32% （以下，mass%と記す）のMnを含む球状黒鉛鋳鉄におい 共析変態のメカニズムを明らかにした。次に，計装化衝撃 て，950 ℃で25時間保持という第一段黒鉛化熱処理を行っ 試験にて鋳放し材および二相混合組織を有する熱処理材の た後，805 ℃で保持し，空冷することによりフェライトと −30 ℃衝撃特性を比較することにより，後者の−30 ℃衝撃 パーライトからなる微細二相混合組織を得ている。とこ 特性が向上する要因を検討した。 ＊ 20 日立金属株式会社 自動車機器カンパニー 日立金属技報 Vol. 28（2012） ＊ Automotive Components Company, Hitachi Metals, Ltd. 二相混合組織を有する球状黒鉛鋳鉄材の共析変態メカニズム 2. 実験方法 Austenitization holding 860 ℃×45 min 2. 1 溶解および鋳造条件 実験に供した試料はアルカリフェノール鋳型を用いて Temperature（℃） 鋳造した。造型，溶解および鋳造条件を表 1 に示す。 表 1 造型，溶解および鋳造条件 Table 1 Condition of molding, melting, and casting Mold making Mold： alkaline phenolic mold Resin addition：3％ Aggregate： Nikko silicon sand α6 Melting Melting furnace： 100 kg high-frequency melting furnace Raw material： return scrap, steel scrap Spheroidizing and inoculation Spheroidizing： sandwich Inoculation： stream inoculation Cover material： steel punchings Tapping temperature 1,500−1,520 ℃ Pouring temperature 1,390−1,410 ℃ Ac1 Eutectoid transformation Time（s） 図 2 熱処理温度曲線の一例 Fig. 2 An example of heat treatment temperature curves 粒数およびフェライト率について，画像解析装置を用い 2. 2 試験片形状 て100倍に拡大した任意 5 視野の平均値を求めた。ここで， 図 1 に示す1インチYブロックの下部の肉厚25 mm部位 直径φ5 μm以下の黒鉛はカウントしなかった。 を用い， ミクロ組織， 引張特性および衝撃特性を調査した。 2. 4 材料試験方法 （1）引張試験 50 引張試験は，JIS14A 号引張試験片を用いて行った。試 170 験は，島津製作所製引張試験機 AG-IS250 kN（最大荷重： 250 kN）を用いて行った。 （2）計装化衝撃試験 140 衝撃試験片は，JIS Z2242 の 2 mmU ノッチの標準試験 片 （55 × 10 × 10 mm）を使用した。試験は，東京試 験機製計装化衝撃試験機 GAI300D（ひょう量：300 J） を用いて行い，試験温度は−30 ℃とした。 3. 実験結果 Tensile（impact）TP 25 Unit：mm 図 1 Y ブロックの寸法 Fig. 1 Dimensions of Y block casting 3. 1 共析変態の組織に及ぼす冷却速度，Cu の影響 実験に供した試料の化学成分を表 2 に，熱処理前後の ミクロ組織を図 3 に示す。ここで，試料AとBのC u量は それぞれ0.21 m a s s %と0.40 m a s s %とした。試料Aの基 地組織の大部分はフェライト組織で，粒界に部分的にパー ライトが生成している。試料Bでは，基地組織の大部分 2. 3 共析変態の変態状況の観察方法 はパーライト組織で，黒鉛の周囲にフェライトリングが 1インチYブロックの下部25 mm部を，小型シリコニッ 観察されるが，図 4 の拡大写真に示すように部分的にフェ ト炉を用いて図 2 に示すように860 ℃×45 minでオース ライトとパーライトの二相混合組織が存在する。また， テナイト化した後，冷却速度0.1 ℃ / m i nで降温させた。 ここで，共析変態の状況を確認するため，任意の温度で 表 2 焼き入れ実験用試料の化学成分 Table 2 Chemical composition of quenching samples 供試材を水中に投入し，急冷させることで，その温度で mass% のミクロ組織を固定して観察した。 C Si Mn P S Mg Cu A 3.77 2.21 0.29 0.014 0.007 0.037 0.21 B 3.76 2.23 0.30 0.014 0.008 0.039 0.40 ミクロ組織の観察は，組織観察用試料を樹脂包埋し， S i Cペーパ，ダイヤモンド砥粒による研磨を行って，鏡 面にした後，硝酸3%ナイタール液を用いて腐食し，光学 顕微鏡を用いて倍率100倍および500倍にて行った。黒鉛 日立金属技報 Vol. 28（2012） 21 （a） （b） （a） 800 200 μm （c） 200 μm （d） Temperature（℃） 0.21 mass%Cu ① ② 750 ③ 700 650 0 200 μm 1,000 2,000 3,000 Time（s） 200 μm （b） 800 図 3 熱処理前後の組織 Fig. 3 Microstructure before-after heat treatment (a) Sample A before heat treatment (b) Sample B before heat treatment (c) Sample A after heat treatment (d) Sample B after heat treatment 0.40 mass%Cu Temperature（℃） ④ 750 ⑥ ⑤ 700 650 0 1,000 2,000 3,000 Time（s） 図 5 熱処理の冷却曲線 Fig. 5 Cooling curves of heat treatment (a) Sample A (b) Sample B duplex structure 上の728 ℃（図 5（a）③）に達すると，基地組織に黒いパー ライトが観察され，オーステナイトからパーライトへの 変態が発生している（図 6（c））。 20 μm 図 4 試料 B の組織の拡大写真 Fig. 4 High magnification photos of sample B （2）試料 B（0.40 mass%Cu）における共析変態過程の観 察結果 試料Bでは，試料Aと同様に，図 5（b）に示すように冷 却曲線上の④の750 ℃付近に小さなクニックが認められ， 試料の熱処理前後のフェライト相を比べると，熱処理に 図 6（c）の急冷組織よりオーステナイトからフェライト よって結晶粒が微細化したことがわかる。 への変態が発生していることが分かる。また，この温度 上記のミクロ組織の生成過程を確認するため，各試料 では試料Aよりフェライトの生成量が少ない。その後， の800 ℃から650 ℃までの冷却曲線を図 5 に，冷却途中 図 5（b）⑤の735 ℃まで，オーステナイトとフェライト の各温度から急冷したミクロ組織を図 6 に示す。ミクロ が共存している（図 6（e））。ここで，試料Aの740 ℃で 組織で， （A）が黒鉛， （B）の灰色がマルテンサイトで急冷 の急冷組織（図 6（b））と比べると，試料B（図 6（e）） 前はオーステナイト， （C）の白色がフェライト， （D）の黒 は温度が低いにも関わらず，フェライトの生成量が少な 色がパーライトである。 い。試料Bの冷却曲線には小さい過冷が観察され，728 （1）試料 A（0.21 mass%Cu）における共析変態過程の観 察結果 ℃（図 6（f））では試料A（図 6（c））よりパーライト生 成量が多い。C u量が増加するとフェライトの生成速度が 試料Aでは，図 5（a）に示すように①の750 ℃で冷却 遅くなるメカニズムについては，以下に考察する。 曲線にクニック（変曲点）が認められ，図 6（a）のミク 基地組織に及ぼすC uの影響について多くの報告があ ロ組織よりオーステナイト粒界（急冷組織はマルテンサ る。井ノ山ら5） は白鋳鉄で2段熱処理を行い，C uはそれ イトである）および球状黒鉛の周囲に白い初析フェライ 自体が黒鉛化を促進し，M nと共存するとM nを共析セメ トが観察される。図 5（a）②の 740 ℃では，フェライト ンタイト中に濃化させ，パーライトを安定化させると報 が成長しつつ，オーステナイトとフェライトが共存する 告している。一方，五十嵐ら6）は，TEM（Transmission （図 6（b））。温度がさらに低下してA1点（共析温度）直 Electron Microscope：透過型電子顕微鏡）を用いて球 22 日立金属技報 Vol. 28（2012） 二相混合組織を有する球状黒鉛鋳鉄材の共析変態メカニズム （a） （b） （c） （A） （D） （C） （B） 200 μm （d） 200 μm （e） 200 μm （f） （D） （A） （C） （B） 200 μm 200 μm 200 μm 図 6 各温度での焼き入れ組織写真 Fig. 6 Microstructures of quenching samples (a) Sample A 750 ℃ (b) Sample A 740 ℃ (c) Sample A 728 ℃ (d) Sample B 750 ℃ (e) Sample B 735 ℃ (f) Sample B 728 ℃ 状黒鉛／基地界面にC uの偏析を観察している。また，石 3. 3 計装化衝撃試験による− 30℃低温衝撃特性の評価 黒ら7） は，黒鉛の周りに部分的かつ，フィルム状に濃化 二相混合組織の衝撃特性を評価するために，計装化衝 していると報告し，黒鉛／基地界面にC uが偏析し，オー 撃試験装置にて2 m m Uノッチでの−30 ℃低温衝撃特性 ステナイト中の固溶炭素の黒鉛への拡散･析出を阻止する の評価を行った。衝撃試験に供した試料のミクロ組織を ことによりパーライト化を促進すると推定している。本 図 7 に示す。鋳放し材は図 7（a）に示すように，黒鉛の 研究では，C u量が増加すると，初析フェライトの生成速 周囲に白いフェライト組織が形成した，いわゆるブルス･ 度が遅く，オーステナイトからフェライトへの変態が遅 アイ組織になっている。これに対して，熱処理を行った 延することを観察した。この結果は，五十嵐ら6） と石黒 フェライト−パーライトの二相混合組織材（以降，熱処 ら7）の観察結果と整合している。つまり，C u量が増加す 理材と称する）では，図 7（b）に示すように微細な白い ると，C uのバリア効果によりオーステナイトから黒鉛へ フェライトがパーライト中に混在している。鋳放し材と の炭素の拡散速度が遅くなり，オーステナイトからフェ 熱処理材の引張試験結果を表 3 に示す。両者とも耐力は ライトへの変態を遅延させると考えられる。 約530 MPa，引張強さは約850 MPaで同等である。 3. 2 二相混合組織の生成に関する考察 0.40 mass%Cuの試料Bにのみ，部分的にフェライト− （b） （a） パーライト二相混合組織が生じた。その原因は次のよう に考える。試料Aと試料Bは同じ冷却速度で冷却し，オー ステナイトとフェライトの二相共存温度領域を通過し た。しかし，試料Aは試料BよりC u量が少ないため，基 地組織のフェライト化が進んで組織の大部分はフェライ ト組織となった。一方，試料Bでは，前述したC uのフェ ライト析出･成長の抑制効果により，A1点（図 6（f）の 728 ℃）では，黒鉛周囲のフェライトの成長が抑制され， 20 μm 20 μm 図 7 鋳放し材と二相混合組織の組織写真 Fig. 7 Microstructures of as cast and heat treatment material (a) As cast (b) Heat treatment オーステナイト粒界でのフェライトの成長が認められ る。オーステナイト粒界のフェライト周辺のオーステナ イトがパーライト変態することにより，部分的にフェラ 表 3 引張試験の結果 Table 3 Results of tensile test イト−パーライトの二相混合組織となったと考えられ Y.S MPa T.S MPa E ％ As cast 529 856 4.0 Heat treatment 530 845 6.0 る。よって，オーステナイトとフェライトの二相共存温 度領域をある程度の時間を持って通過することと，フェ ライト化を抑制するC uを適量添加することが，二相混合 組織を作るための重要な条件であると考えられる。 日立金属技報 Vol. 28（2012） 23 計装化衝撃試験より得られた鋳放し材と熱処理材の荷 5 重−変位曲線を図 8 に示す。ここで，計装化衝撃試験では， En=Ep＋Ei 荷重−変位曲線の最大荷重点P mをき裂発生点として取り 扱い，破断エネルギー E nをき裂発生エネルギー E iとき クは，ハンマーと試験片の間に発生する弾性的な反発な どに起因するものと考えられている9）。図 8 より，鋳放 し材と比較して熱処理材は破断までの変位，最大荷重Pm とも大きくなることがわかる。また，鋳放し材が，最大 荷重に到達した後，急激に荷重が低下するのに対して， 4 Absorbed Energy, J/cm2 裂伝ぱエネルギー Epに分割する8），9）。最初に現れるピー Ep 3 2 Ep 1 熱処理材は最大荷重後の荷重の低下は緩やかである。 鋳放し材と熱処理材の破断エネルギーの比較を図 9 に 示す。両材とも破壊の過程で吸収されるエネルギーの大 Ei Ei 0 As cast Heat treatment 部分はき裂発生エネルギーである。信木ら10）は，基地組 織をフェライト，パーライトおよびベイナイトとした球 状黒鉛鋳鉄の破断エネルギーに占めるき裂発生エネル 図 9 吸収エネルギーの比較（− 30 ℃） Fig. 9 Comparison of absorbed energy (−30 ℃ ) (2 mm U notch) ギーの割合を比べ，基地組織の硬さが高いものほど，き 裂発生エネルギーの割合が高いと報告している。本研究 2倍となっており，E iとE pともに向上している。以下に， で用いた試料も250H Bを持つ高強度材であるため，同様 吸収エネルギーが向上した理由を考察する。 にき裂発生エネルギーの割合が高くなっている。また， 鋳放し材より熱処理材は破断まで大きな荷重Pmと変位 同一強度での熱処理材の吸収エネルギーは鋳放し材の約 を示し， E iとE pはともに高い。通常，破断までの最大荷 重は引張強さあるいは耐力と同じ傾向となる10）。熱処理 材は鋳放し材と同一の引張強さと耐力にも関わらず，大 20 きな荷重Pmを示した理由は次のように考える。球状黒鉛 （a） 鋳鉄の脆性破壊では，き裂は粒界あるいは黒鉛と基地の 界面で発生する。熱処理材では，3.1節に述べたように結 15 Load（kN） Pm 晶粒が微細化であるため，粒界におけるひずみの集積が 小さくなり，き裂が発生しにくくなる。また， 熱処理材 10 の黒鉛の周囲は強度の低いフェライトリングではなく， 大部分は強度の高いパーライトである。和出ら11）は黒鉛 の周囲に強度の高い第二相が分布すると，黒鉛近傍の基 5 地組織が強化され，黒鉛界面からき裂が発生しにくくな 0 ることを報告している。よって，パーライト組織は黒鉛 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 Displacement（mm） 発生を抑制していると考えられる。さらに，通常材のブ 20 ルス･アイ組織では，フェライトが変形しにくいパーライ （b） Pm トに囲まれているため，フェライトの変形が抑制される。 一方，熱処理材の二相混合組織では，フェライトがパー 15 Load（kN） 近傍の基地を強化することにより，黒鉛界面からき裂の ライト中に微細分散して，部分的につながるようになる。 この場合，パーライトの拘束力が弱くなり，フェライト 10 の変形が比較的容易になると考えられている2）。よって， 結晶粒の微細化，黒鉛周囲のパーライトの強化効果およ びフェライトの微細分散により，P mおよびP mまでの変 5 位が大きくなり，き裂発生エネルギーが向上したと考え 0 られる。 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 Displacement（mm） 図 8 計装化衝撃試験の荷重−変位曲線（− 30 ℃） Fig. 8 Load-displacement curves on instrumented Impact testing (−30 ℃ ) (a) as cast 2 mm U notch (b) heat treatment 2 mm U notch 24 日立金属技報 Vol. 28（2012） 鋳放し材は，き裂の発生後，ほとんど変位を生じない。 これに対し，熱処理材は2倍以上の0.12 mmの変位を生じ ている。この理由は次のように考える。鋳放し材および 熱処理材に発生するき裂の伝ぱ経路を図10に示す。図10 （a）に示す鋳放し材では，き裂は延性に富むフェライト を避けて主にパーライト中を伝ぱする。一方，図10（b） 二相混合組織を有する球状黒鉛鋳鉄材の共析変態メカニズム に示す熱処理材の場合，き裂の経路に多くの微細なフェ ライト相が存在し，フェライト相が破断されている様子 も観察される。これは，フェライトが基地に分散するこ とにより，き裂がフェライト相を回避することができな くなり，フェライトを通過する際に，フェライトで変形 が生じてより大きなエネルギーが吸収される。よって， 熱処理材は大きな変位を生じ，き裂伝ぱエネルギーも向 上したと考えられる。 （b） （a） 200 um 200 um 図 10 衝撃試験片のき裂伝ぱ経路 Fig. 10 Crack propagation path of impact test piece (a) As cast (b) Heat treatment 4. 結 言 引用文献 １）田中雄一，井川克也：鋳物 47（1975）847. ２）田中雄一，井川克也：鋳物 47（1976）622. ３）田中雄一，井川克也：鋳物 48（1977）700. ４）趙柏栄，上野勝司，山田聡，中江秀雄：鋳造工学 80（2008） 149. ５）井ノ山直哉，川瀬欣也，山本悟，川野豊：鋳物 62（1990） 521. ６）五十嵐芳夫，秋山昇一，菅野利猛，姜一求， 中江秀雄， 堀江皓，平塚貞人，藤川貴郎：鋳造工学 82（2010）16. ７）石黒康英，市野健司，高杉英登：日本金属学会会報 48 （2009）624. ８）西成基，小林俊郎，多賀精二：鋳物 48（1976）9. ９）小林俊郎：鉄と鋼 59（1973）94. 10）信木関，塩田俊雄，旗手稔：近畿大学工学研究報告，38 （2004）35. 11）和出昇，陸信，上田俶完，前田敏明：鋳物 55（1983）10. 王 麟 Lin Wang 球状黒鉛鋳鉄の共析変態に及ぼすC u量の影響を検討し た。また，計装化衝撃実験により従来のブルス･アイ組織 材とフェライト−オーステナイトの二相混合組織材の−30 ℃衝撃特性を評価した。上記の実験結果により，以下の 結論を得た。 （1）Cu はフェライトの析出と成長を抑制する。 （2）フェライト−オーステナイトの二相混合組織材を得 日立金属株式会社 自動車機器カンパニー 素材研究所 博士（工学） 川畑 将秀 Masahide Kawabata 日立金属株式会社 自動車機器カンパニー 素材研究所 るには適切な冷却速度で初析フェライトを析出させ， 初析フェライトが過度に析出・成長しないように Cu を適量添加する必要がある。 （3）− 30 ℃低温衝撃特性では，同一強度の鋳放し材より 二相混合組織材のき裂発生エネルギーおよびき裂伝ぱ エネルギーがともに向上する。これは，結晶粒の微細化， 黒鉛近傍の基地強化およびフェライト−パーライト二 相混合によるものである。 日立金属技報 Vol. 28（2012） 25