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WO2017010569A1 - 超微細球状黒鉛を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法及び球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品 - Google Patents

超微細球状黒鉛を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法及び球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品 Download PDF

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WO2017010569A1
WO2017010569A1 PCT/JP2016/071036 JP2016071036W WO2017010569A1 WO 2017010569 A1 WO2017010569 A1 WO 2017010569A1 JP 2016071036 W JP2016071036 W JP 2016071036W WO 2017010569 A1 WO2017010569 A1 WO 2017010569A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
spheroidal graphite
cast iron
cast
die
ultrafine
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2016/071036
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
春喜 糸藤
板村　正行
浩一 安斎
一良 山口
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
I2c Co Ltd
Tohoku University NUC
Original Assignee
I2c Co Ltd
Tohoku University NUC
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by I2c Co Ltd, Tohoku University NUC filed Critical I2c Co Ltd
Priority to US15/744,454 priority Critical patent/US11254993B2/en
Priority to JP2017528738A priority patent/JP6998015B2/ja
Publication of WO2017010569A1 publication Critical patent/WO2017010569A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C1/00—Refining of pig-iron; Cast iron
    • C21C1/10—Making spheroidal graphite cast-iron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/20—Measures not previously mentioned for influencing the grain structure or texture; Selection of compositions therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a spheroidal graphite cast iron mold casting having ultrafine spheroidal graphite and a spheroidal graphite cast iron mold casting. More specifically, there are more spheroidized graphites with no chill in the as-cast state without heat treatment than in the past, which is expected to improve tensile strength / elongation and other properties.
  • the present invention relates to a method for producing a spheroidal graphite cast iron mold casting having fine spherical graphite and a spheroidal graphite cast iron mold casting.
  • Spheroidal graphite cast iron is a kind of pig iron casting (also called cast iron) and is also called ductile cast iron.
  • gray cast iron which is a type of cast iron
  • the graphite has a flaky shape with a strong and long anisotropy.
  • the graphite has a spherical shape.
  • Spherical graphite is achieved by adding a graphite spheronizing agent containing magnesium or calcium to the molten metal just before casting.
  • spheroidal graphite cast iron is spherical and independent of strong graphite, this cast becomes as tenacious and tough as a steel.
  • Spherical graphite means toughness, and spheroidized graphite is a cause of properties including material strength and elongation. Currently, it is widely used as a material for industrial equipment including the automobile industry.
  • FIG. 3 A general metal structure of conventional spheroidal graphite cast iron is shown in FIG.
  • the conventional spheroidal graphite cast iron generally has 400 pieces / mm 2 of spheroidal graphite. Further, attempts have been made for spheroidal graphite cast iron as described in the following patent documents and non-patent documents.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 1-309939
  • the number of graphite particles is set to 300 pieces / mm 2 or more by adding an appropriate amount of bismuth.
  • an appropriate amount of nickel is further added to achieve higher tensile strength and yield strength.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 6-93369
  • Ca is added to a molten metal in the presence of magnesium (Mg), and then Bi is added.
  • Mg magnesium
  • Bi is added.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-286538
  • graphite is refined and mechanical properties are improved by controlling the amount of Bi added to the ductile cast iron material.
  • the tensile strength is 450 MPa or more
  • the elongation is 20% or more
  • the spherical graphite is measured at least 2,000 pieces / mm 2 or more
  • the spheroidization rate is maintained at 90% or more. is doing.
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-45011
  • C Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-45011
  • Si is 2.5 to 4.00%
  • Mn is 0.45% or less
  • P is 0.05%.
  • S contains 0.008% or less, Cu 0.5% or less, Mo 0.3% or less, Mg 0.05% or less, Bi + Sb + Ti 0.1% or less
  • a method for casting spheroidal graphite cast iron that has been cast to have an ultrafine graphite structure in the casting is disclosed, thereby having an ultrafine graphite structure having a graphite particle number of approximately 1900 pieces / mm 2 and a chill structure.
  • a spheroidal graphite cast iron casting in which the occurrence of the above is prevented.
  • Non-Patent Document 1 (“Cast Iron Viewed from Reaction Theory”) shows the relationship between the nitrogen content in the molten metal and the chill depth, and nitrogen is divided into hydrochloric acid soluble nitrogen and hydrochloric acid insoluble nitrogen. The relationship with each chill depth is shown (Non-Patent Document 1, pages 116-123).
  • Non-Patent Document 2 classifies nitrogen as free nitrogen and other nitrogen, and attempts to reduce the chill length by controlling the amount of free nitrogen. Yes.
  • the amount of free nitrogen is the amount of nitrogen obtained by subtracting the amount of inclusion nitrogen, which is an inclusion, from the total amount of nitrogen.
  • the amount of inclusion nitrogen is measured by JIS G 1228 (distillation-neutralization titration method).
  • Non-Patent Document 3 provides an as-cast product in which the number of spherical graphite without chill is 850 to 1400 pieces / mm 2 (first column on Table IX of Non-Patent Document 3).
  • Non-Patent Document 2 since the chill length is influenced by the amount of free nitrogen, the chill length is reduced by removing the free nitrogen. However, although Non-Patent Document 2 includes a cooling metal, chill is generated although it is not die casting.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a die casting of ultrafine spheroidal graphite cast iron and a die casting.
  • the invention according to claim 1 is a melting step in which a raw material made of cast iron is heated and melted to obtain a hot spring, Spheroidizing treatment step for spheroidizing treatment, Inoculation process to inoculate, A casting process for casting into a mold,
  • Spheroidizing treatment step for spheroidizing treatment Inoculation process to inoculate
  • a casting process for casting into a mold In a method for producing a die cast product of spheroidal graphite cast iron having A method for producing a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron, wherein the amount of nitrogen is adjusted so that the amount of nitrogen generated during melting of the mold cast product is 0.9 ppm (mass) or less.
  • the invention which concerns on Claim 2 heat-melts the raw material which consists of cast iron, and obtains a hot spring, After the main hot water is heated to a predetermined temperature of 1500 ° C. or higher, the heating is stopped and maintained at that temperature for a certain period of time to remove oxygen from the main hot water.
  • the invention according to claim 3 is the method for producing an ultrafine spheroidal graphite cast iron product according to claim 1 or 2, wherein the spheroidizing treatment is performed at an oxygen content of 20 ppm (mass) or less.
  • the invention according to claim 4 is characterized in that a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron according to any one of claims 1 to 3, wherein a coating mold having heat insulation is provided on the mold surface. It is a manufacturing method.
  • the invention according to claim 5 is the method for producing a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron according to claim 4, wherein the coating thickness of the coating having heat insulation is 0.4 mm or more.
  • the invention according to claim 6 is characterized in that a coating mold having a thermal conductivity of 0.42 W / (m ⁇ K) or less is applied to the mold surface. This is a method for producing an ultrafine spherical spheroidal graphite cast iron product.
  • the invention according to claim 7 is a die cast product of ultra fine spheroidal graphite cast iron which has an as-cast state and does not contain chill and has a structure in which the number of spheroidal graphite is 500 pieces / mm 2 or more. However, cast iron containing Bi and cast iron with M exceeding 2 are excluded.
  • the invention according to claim 8 is a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron having a structure in which the number of spheroidal graphite is 1000 pieces / mm 2 or more in an as-cast state. However, cast iron containing Bi and cast iron with M exceeding 2 cm are excluded.
  • the invention according to claim 9 is a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron having a structure in which the number of spheroidal graphite is 1500 pieces / mm 2 or more in an as-cast state. However, cast iron containing Bi is excluded.
  • the invention according to claim 10 is a die casting of ultrafine spheroidal graphite cast iron having a structure in which the number of spheroidal graphite is 2000 pieces / mm 2 or more in an as-cast state.
  • the invention according to claim 11 is a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron having a structure in which the number of spheroidal graphite is 3000 pieces / mm 2 or more in an as-cast state.
  • the invention according to claim 12 is a die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron having a structure containing no chill in an as-cast state.
  • the invention according to claim 13 is the die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron according to any one of claims 7 to 12, wherein M is 2.0 cm or less.
  • the invention according to claim 14 is the die cast product of ultrafine spheroidal graphite cast iron according to any one of claims 8 to 12, wherein M is 0.25 cm or less.
  • the invention according to a fifteenth aspect is the ultra-fine spheroidal graphite cast iron die casting according to any one of the seventh to fourteenth aspects, wherein the spherical graphite has a larger particle size of 4-8 ⁇ m than that of other particle sizes. is there.
  • the raw material for the spheroidal graphite cast iron is melted.
  • a raw material specified in JIS G5502 may be used.
  • Other cast irons are also applicable.
  • the composition range may be appropriately changed. Examples defined in JIS G5502 include FCD400-15, FCD450-10, FCD500-7, FCD600-3, FCD700-2, FCD800-2, FCD400-15, FCD450-10, FCD500-7, and the like.
  • Bi, Ca, Ba, Cu, Ni, Cr, Mo, V, and RE may be appropriately added after the above-mentioned raw water raw material or the raw water raw material is dissolved.
  • CE carbon equivalent
  • CE carbon equivalent
  • Non-Patent Document 2 Nitrogen is removed after the step of removing oxygen.
  • free nitrogen is controlled.
  • Non-Patent Document 2 is intended for green molds and cannot be applied to the mold as it is, and even if the free nitrogen control described in Non-Patent Document 2 is performed on the mold, an increase in the number of spherical graphite is not necessarily recognized. I can't.
  • the increase in the number of spheroidal graphites can be controlled by controlling nitrogen based on the amount of nitrogen generated during melting.
  • the amount of nitrogen generated at the time of melting is the amount of nitrogen gas at the time of melting when the cast product is melted. Nitrogen generated when cast iron changes from solid to liquid.
  • the measurement is performed according to the following procedure.
  • the oxide film was removed with a FUJI STAR500 (Sankyo Rikagaku) sandpaper until the surface had no metallic luster, and then cut with a micro cutter or a rebar cutter to prepare a 0.5-1.0 g sample.
  • the sheared sample is washed with acetone to remove oil, dried for several seconds with a dryer, or vacuum dried, and then analyzed.
  • For analysis turn on the device, send in He gas, perform system check and leak check, and confirm that there is no abnormality. After stabilization, start the analysis. In the analysis, discard analysis and blank measurement are performed, and zero point correction is performed.
  • a crucible is set, and about 0.4 g of auxiliary combustion material (graphite powder) is added.
  • a support material is added for the purpose of improving the nitrogen extraction rate in the alloy.
  • the out gas is purged while flowing in He, and the sample chamber is replaced with He gas.
  • the gas generated from the crucible is removed by heating and holding at a temperature equal to or higher than the analysis temperature (for example, 2163 ° C.) for 15 seconds.
  • the numerical value obtained by performing the analysis under the temperature rising condition is blanked and corrected so as to be based on the zero point.
  • the amount of nitrogen per unit area is calculated from the total area of waveform peaks (the sum of peak intensity values) and the amount of nitrogen obtained by analysis, and the amount of nitrogen generated at the beginning of the temperature rise near 1250 to 1350 ° C. is quantified. Also in the above analysis, the amount of nitrogen generated at the time of melting can be obtained by paying attention to the portion of nitrogen generated when the cast iron changes from solid to liquid.
  • Nitrogen can be removed from the main bath by reducing the solubility in the main bath.
  • the molten metal is slowly cooled. With rapid cooling, nitrogen may not be removed from the main bath.
  • the cooling rate is preferably 5 ° C./min or less. Cooling is preferably performed up to T (° C.) in Formula 1.
  • T ° C.
  • T ⁇ ° C.> it is preferable to cool to (T ⁇ 15 ° C.) ⁇ 20 (° C.).
  • nitrogen is released from the hot water. That is, since the saturation solubility of nitrogen in the main hot water is reduced by slow cooling, nitrogen not forming a compound with other elements is released from the main hot water. For example, argon gas bubbling may be performed. Nitrogen escapes from the hot water by such cooling.
  • spheroidizing process When it is cooled to T (° C.) in Formula 1, spheroidization is performed.
  • the spheroidizing treatment is generally performed by adding Mg.
  • Another method for example, spheronization treatment with a treatment agent containing Ce
  • Mg-containing treatment agent is preferably Fe—Si—Mg.
  • it is preferable to use a treating agent of Fe: Si: Mg 50: 50: (1 to 10) (mass ratio). If the Mg ratio is less than 1, sufficient spheroidization cannot be performed.
  • the spheroidizing treatment is preferably performed at an oxygen content of 20 ppm (mass) or less. By making it 20 ppm or less, fine spheroidized graphite can be obtained.
  • Inoculation process Immediately after spheroidization, inoculate. Inoculation is performed by adding, for example, Fe—Si to the molten metal. For example, Fe-75Si (mass ratio) is preferably used.
  • Casting is performed after the addition of the inoculum Fe-Si. Casting is preferably performed in a state where the inoculum is not diffusely stirred. Considering factors on equipment, it is preferable to shorten the time, for example, 10 minutes or less, 5 minutes or less, 1 minute or less, 5 seconds or less.
  • Casting is preferably performed at T p ⁇ 20 (° C.).
  • T p 1350-60M (° C.) ”
  • M V / S
  • V the product volume (cm 3 )
  • S the product surface area (cm 2 )
  • the mold temperature is preferably T d ⁇ 20 (° C.).
  • T d 470-520M (° C.)
  • M V / S
  • V the product volume (cm 3 )
  • S the product surface area (cm 2 )
  • the mold temperature is preferably controlled according to the volume of the product. By controlling the mold temperature, the spheroidized graphite can be formed more finely and uniformly. However, since there is a possibility that a hot water circumference defect may occur depending on conditions, the minimum temperature of the mold is preferably set to 100 ° C.
  • the inoculation treatment is preferably performed by adding Fe—Si. It is preferable to carry out as soon as possible after adding Fe—Si. The shorter the time after inoculation, the finer the spheroidized graphite per unit area. The shorter the time, the slower the diffusion of Fe—Si into the melt, and the higher the density of spheroidized graphite.
  • the casting is preferably performed within 10 minutes, more preferably within 5 minutes, and more preferably within 30 seconds and within 5 seconds. More preferably, it is performed.
  • Example 1 A raw material having the following composition was used. (mass%) C: 3.66, Si: 2.58, Mn: 0.09, P: 0.022, S: 0.006, remaining Fe
  • T k 1698 (K)
  • This raw material was melted by heating in a furnace. Heating was continued after dissolution, passing 1425 (° C.), and heating was continued. Oxygen is removed at a temperature of 1425 (° C.) or higher. When the temperature was further increased, generation of oxygen from the heat-resistant material of the furnace was observed at a temperature exceeding 1510 ° C. Therefore, the temperature increase was stopped at 1510 ° C., and the temperature was kept at 1510 ° C. for 5 minutes (referred to here as superheat). This period is a period during which oxygen is removed from the hot water.
  • Mg treatment was performed.
  • the Mg treatment was performed by adding Fe—Si-3Mg. Inoculation was performed after Mg treatment.
  • 0.6 mass% Fe-75Si inoculum was used and stirred by hot water inoculation.
  • the product is a coin having a diameter of 1 cm and a thickness (t) of 5.3 mm.
  • the casting temperature and mold temperature were set as follows.
  • the mold was coated with a heat insulating coating 0.4 mm.
  • the thermal conductivity of the coating mold was 0.42 w / (m ⁇ K).
  • FIG. 2B is a reference example of a sand mold casting.
  • the spherical graphite was very fine and was distributed uniformly. When the number of spheroidized graphite was counted, it was 3222 / mm 2 .
  • Example 2 In this example, the amount of nitrogen generated during melting was changed, and the relationship between the amount of nitrogen generated during melting and the presence or absence of chill generation was examined. The experiment was performed in the same manner as in Example 1. In either case, a heat-insulating coating mold having a thickness of 0.4 mm was formed on the mold surface. The results are shown below.
  • Example 3 In this example, an experiment in which the coating mold was changed was performed. The following three types of coating molds were tested. Other conditions are the same as in the first embodiment.
  • A is the same as in Example 1. In the case of the heat insulating coating type (AC), no generation of chill was observed.
  • Example 4 In this example, the mold temperature was changed in the range of 25 ° C to 300 ° C. The test was performed at five points of 25 ° C, 178 ° C, 223 ° C, 286 ° C, and 300 ° C.
  • Example 5 the coating type apply
  • the other points were the same as in Example 1. In the case of 25 ° C., generation of chill was observed. No chill was observed at other temperatures. In the case of 286 ° C., the particle size was the smallest.
  • Example 5 the mold casting was manufactured by changing the modulus (M) in the range of 0.25 to 2.0 (cm). The manufacturing conditions are the same as in Example 1. The number of spheroidal graphite was measured for each manufactured mold casting. The result is shown in FIG. 3 together with the raw mold. No chill was observed in any product. As shown in FIG. 3, it was a structure having fine spherical graphite having a modulus (M) of at least 1500 pieces / mm 2 .
  • Example 6 In this example, a knuckle was prototyped and its mechanical properties were evaluated. In this example, a filter was installed at the gate to remove foreign substances as much as possible. However, a slight amount of foreign matter remained. A test result is shown in FIG. 4 with a prior art example. The evaluation of the mechanical properties of the knuckle prototype was a result showing the mechanical properties of the cast steel product despite the fact that it is a material of spheroidal graphite cast iron.
  • one of the knuckle prototypes with a tensile strength of 525 N / cm 2 has an elongation of 18.8%
  • a general spheroidal graphite cast iron has a tensile strength of around 380 N / cm 2 when compared with the same elongation.
  • the tensile strength was 1.5 times, and mechanical properties comparable to cast steel were obtained.
  • the present invention can also be applied to automotive parts such as knuckles and electrical / electronic equipment parts that require high toughness and strength.

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Abstract

アズキャストの状態で球状化黒鉛が３０００個／ｍｍ２以上である球状黒鉛鋳鉄の製造方法及び球状黒鉛鋳鉄を提供すること。　鋳鉄からなる原料を加熱溶解して元湯を得る溶解工程、球状化処理を行う球状化処理工程、接種を行う接種工程、金型内に鋳込みを行う鋳込み工程、を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法において、前記金型鋳造品の融解時発生窒素量が０．９ｐｐｍ（質量）以下になるように窒素量を調整することを特徴とする超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法。

Description

超微細球状黒鉛を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法及び球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品
　本発明は、超微細球状黒鉛を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法及び球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品に係る。より詳細には、熱処理を行わないアズキャストの状態で、チルが無く超微細化した球状化黒鉛の数が従来よりも多く以上存在し、引張強度・伸びその他の特性の向上が期待される超微細球黒鉛を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法及び球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品に関する。
　球状黒鉛鋳鉄は、銑鉄鋳物（別名、鋳鉄）の一種であり、ダクタイル鋳鉄ともいう。鋳鉄の一種であるねずみ鋳鉄の場合には、黒鉛は、細長い異方性の強い薄片状の形状を有している。それに対して、球状黒鉛鋳鉄の場合には、黒鉛は、球状の形状をしている。球状黒鉛は、鋳込み直前の溶湯にマグネシウムやカルシウムなどを含んだ黒鉛球状化剤を添加することによって達成される。
　球状黒鉛鋳鉄は、強度のない黒鉛が球状で独立しているため、この鋳物は鋼と同程度に、粘り強く強靱な鋳物となる。球状黒鉛とは靭性を意味し、球状化黒鉛は、材料強度と伸びを具えた特性の原因となっている。現在は自動車産業をはじめ産業用機器用の材料として　多用されている。
　黒鉛が細かくその粒数が多いほど衝撃時における亀裂の進展を抑止する効果が高まり、衝撃エネルギーが増加する。さらなる材質の向上を目的として、球状化黒鉛の微細化、均一分散を図る努力がなされている。
　従来の球状化黒鉛鋳鉄の一般的な金属組織を図３に示す。図３に示すように、従来の球状化黒鉛鋳鉄は４００個／ｍｍ２の球状黒鉛を有するのが一般的である。
　また、球状黒鉛鋳鉄につき、以下に記載の特許文献・非特許文献に記載されているような試みもなされている。
　特許文献１（特開平１－３０９９３９号公報）では、適量のビスマスを添加することにより黒鉛粒数を３００個／ｍｍ２以上としている。この技術においてはさらにニッケルを適量添加してより高い引張強さ及び耐力を達成している。
　特許文献２（特開平６－９３３６９号公報）では、溶湯にマグネシウム（Ｍｇ）の存在下でＣａを添加し、その後Ｂｉを添加することにより、従来の球状黒鉛鋳鉄よりも微細な球状黒鉛及び快削元素としてのＣａ化合物を鋼中に均一に分布させることにより被削性及び機械的性質の一層の向上を図ることが可能な快削球状黒鉛鋳鉄の技術が提供されている。
　特許文献３（特開２００３－２８６５３８号公報）では、ダクタイル鋳鉄材にＢｉの添加する量をコントロールすることにより，黒鉛を微細化させて，機械的性質を改善している。この技術においては、ＢｉとＣａの相乗作用によって引張り強度４５０ＭＰａ以上、かつ伸び２０％以上であり、球状黒鉛が少なくとも２，０００個／ｍｍ２以上測定され、かつ、球状化率が９０％以上維持している。
　特許文献４（特開２０００－４５０１１号公報）では、Ｃを３．１０～３．９０％、Ｓｉを２．５～４．００％、Ｍｎを０．４５％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．００８％以下、Ｃｕを０．５％以下、Ｍｏを０．３％以下、Ｍｇを０．０５％以下、Ｂｉ＋Ｓｂ＋　Ｔｉを０．１％以下含有し、金型鋳造法によって鋳造して鋳造物中に超微細黒鉛組織を有するようにした球状黒鉛鋳鉄の鋳造方法が開示され、これにより、黒鉛粒数がほぼ１９００個／ｍｍ２の超微細黒鉛組織を有するとともに、チル組織の発生が防止されするようにした球状黒鉛鋳鉄鋳物が提供されている。
　一方、無チル化の観点から、非特許文献１（「反応論からみた鋳鉄」）には、溶湯中の窒素含有量とチル深さとの関係が示され、窒素を塩酸可溶性窒素と塩酸不溶性窒素とに分類し、それぞれのチル深さとの関連を示している（非特許文献１　第１１６－１２３頁）。
　ただ、この分類では必ずしも当てはまらない場合があるため、非特許文献２では、窒素をフリー窒素とそれ以外の窒素とに分類し、フリー窒素量の制御によりチルの長さを低減する試みがなされている。ここで、フリー窒素量は、全窒素量から介在物となっている介在物窒素量を差し引いた窒素量である。なお、ここで、介在物窒素量は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８（蒸留－中和滴定法）により測定されている。
　また、非特許文献３では、チル無しの球状黒鉛の数が８５０－１４００個／ｍｍ２のアズキャスト品が提供されている（非特許文献３　表ＩＸ上第１欄）。
特開平１－３０９９３９号公報 特開平６－９３３６９号公報 特開２００３－２８６５３８号公報 特開２０００－４５０１１号公報
「反応論からみた鋳鉄」初版　社団法人新日本鋳鍛造協会発行　平成４年３月３１日発行 「鋳鉄の黒鉛凝固に及ぼすフリー窒素量の影響」　日本鋳造工学会、第１６３回全国公演大会概要集（２０１３）９９ 「Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ　Ｍａｐｏｆｔｈｅ　Ｓｐｈｅｒｏｉｄａｌｇｒａｐｈｉｔｅ　Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｉｎ　ＤｕｃｔｉＬｅ　Ｃａｓｔｌｒｏｎｓ（金型を用いて製造したダクタイル鋳鉄鋳物）」ＲＥＶＩＳＴＡ　ＤＥ　ＭＥＴＡＬＵＲＧＩＡ，　４９　（５）ＳＥＰＴＥＭＢＲＥ－ＯＣＴＵＢＲＥ　　３２５－３３９　２０１３
　上記した特許文献・非特許文献に記載の従来技術においては、金型鋳造を行うといずれもチルの発生を伴う。チルを無くすために熱処理を行わざるを得ない。
　また、上記製造方法を用いて製造した球状黒鉛鋳鉄の組織内における球状黒鉛の個数は少ない。そのため、強度、伸びなどの機械的特性が必ずしも所望するものではない。
　また、特許文献３の技術においては酸化物と思われる白い粉の発生が認められ伸び特性に欠ける。
　非特許文献２では、チル長さはフリー窒素の量に影響されることから、フリー窒素の除去により、チル長の低減を図っている。しかし、非特許文献２は、冷やし金を含むとは言え金型鋳造ではないにもかかわらずチルは発生している。すなわち、生型に比べてよりチルが発生しやすい金型にこの技術を適用すれば、よりチル長が長いチルが発生することを示唆している。また、組織内における球状黒鉛の個数、粒径については触れられていない。
　特許文献３記載の球状黒鉛鋳鉄では、球状黒鉛の個数は２，０００個／ｍｍ２以上を達成している。しかし、この技術は金型鋳造品の技術ではない。すなわち、金型鋳造品であって球状黒鉛の個数が２，０００個／ｍｍ２以上のものは提供されていない。
　特許文献４では、ＢｉとＳｂを必須としている。
　非特許文献３では、金型鋳造品の中で、表面、中心ともにチルの無い品物は、ブレーキキャリパーＧ（７．５ｋｇ、肉厚４３ｍｍ）のみであり、モジュラスＭ（ｃｍ）（Ｍ＝Ｖ／Ｓ，Ｖは体積、Ｓは表面積）が２を超えるものに限られている。
　本発明は、小さなモジュラスであっても、熱処理を行わないアズキャストの状態で、チルが無く、かつ、組織内における球状黒鉛を超微細化し、その個数を従来の数倍とすることが可能な超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法及び金型鋳造品を提供することを目的とする。
　請求項１に係る発明は、鋳鉄からなる原料を加熱溶解して元湯を得る溶解工程、
球状化処理を行う球状化処理工程、
接種を行う接種工程、
金型内に鋳込みを行う鋳込み工程、
を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法において、
　前記金型鋳造品の融解時発生窒素量が０．９ｐｐｍ（質量）以下になるように窒素量を調整することを特徴とする超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法である。
　請求項２に係る発明は、鋳鉄からなる原料を加熱溶解して元湯を得、
前記元湯を１５００℃以上の所定の温度まで加熱後、加熱を停止しその温度に一定時間保持して前記元湯から酸素を除去し、次いで、前記元湯を徐冷することにより前記元湯中の窒素を減少させ、次いで、球状化処理、接種及び鋳込みを行うことを特徴とする請求項１記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法である。
　請求項３に係る発明は、酸素含有量が２０ｐｐｍ（質量）以下において前記球状化処理を行う請求項１又は２記載の超微細球状黒鉛鋳鉄品の製造方法である。
　請求項４に係る発明は、前記金型表面に断熱性を有する塗型を設けたことを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法である。
　請求項５に係る発明は、前記断熱性を有する塗型の塗布厚は０．４ｍｍ以上であることを特徴とする請求項４記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法である。
　請求項６に係る発明は、前記金型表面に熱伝導率が０．４２Ｗ／(ｍ・K)以下の塗型を塗布したことを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の超微細球球状黒鉛鋳鉄品の製造方法である。
　請求項７に係る発明は、アズキャストの状態で、チルを含まずかつ球状黒鉛の数が５００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。ただし、Ｂｉを含む鋳鉄及びＭが２を超える鋳鉄は除く。
　請求項８に係る発明は、アズキャストの状態で球状黒鉛の数が１０００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。ただし、Ｂｉを含む鋳鉄及びＭが２ｃｍを超える鋳鉄は除く。
　請求項９に係る発明は、アズキャストの状態で球状黒鉛の数が１５００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。ただし、Ｂｉを含む鋳鉄は除く。
　請求項１０に係る発明は、アズキャストの状態で球状黒鉛の数が２０００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。
　請求項１１に係る発明は、アズキャストの状態で球状黒鉛の数が３０００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。
　請求項１２に係る発明は、アズキャストの状態で、チルを含まない組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。
　請求項１３に係る発明は、Ｍが２．０ｃｍ以下である請求項７ないし１２のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。
　請求項１４に係る発明は、Ｍが０．２５ｃｍ以下である請求項８ないし１２のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。
　請求項１５に係る発明は、前記球状黒鉛の粒径は４－８μｍが他の粒径のものより多い請求項７ないし１４のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品である。
　小さなモジュラスであっても、熱処理を行わないアズキャストの状態で、チルが無く、かつ、組織内における球状黒鉛を超微細化し、その個数を従来の数倍とすることができる。
　大きな伸びと高い強度とを兼ね備えた球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。
本発明の実施例の工程を示すグラフである。 本発明の実施例により製造した製品の組織図である。 本発明の実施例により製造した製品のモジュールに対する黒鉛粒数を示すグラフである。 本発明の実施例により製造した製品の機械的特性を示すグラフである。 従来の球状黒鉛化鋳鉄の金属組織図である。
　以下、図１に基づき本発明を実施するための形態を説明する。
（溶解工程）
　溶解行程においては、球状黒鉛鋳鉄の元湯原料を溶解する。
　元湯原料としては、例えば、ＪＩＳＧ５５０２に規定する原料を用いればよい。他の鋳鉄でも適用可能である。また、必要に応じて、他の元素を添加してもよい。また、組成範囲を適宜変えてもよい。
　ＪＩＳＧ５５０２に規定する例としてＦＣＤ４００－１５、ＦＣＤ４５０－１０、ＦＣＤ５００－７、ＦＣＤ６００－３、ＦＣＤ７００－２、ＦＣＤ８００－２、ＦＣＤ４００－１５、ＦＣＤ４５０－１０、ＦＣＤ５００－７などがあげられる。
　なお、上記元湯原料あるいは、元湯原料溶解後に、上記成分に加えて、Ｂｉ，Ｃａ，Ｂａ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ、ＲＥ（希土類元素）を適宜添加してもよい。
　また、ＣＥ（炭素当量）を適宜、例えば、３．９～４．６に制御してもよい。
　本発明では、溶解後さらに加熱を行い元湯の昇温を行う。昇温により、元湯内から酸素は除去される。
　昇温は、元湯内から酸素の除去が止まる温度Ｔ０に達するまで行う。その温度Ｔ０に達した時点で昇温を停止し、Ｔ０において所定時間保温する。保温を続けると、ルツボ側面から気泡の発生が認められるためその時点で保温を停止する。通常、保温は２～１０分の間で行われる。
（窒素の除去工程）
　酸素を除去する工程の後に、窒素の除去を行う。
　非特許文献２では、フリー窒素の制御を行っている。ただ、非特許文献２は生型を対象としており、金型にそのままでは適用できず、金型に非特許文献２に記載のフリー窒素の制御を行っても球状黒鉛の個数の増加は必ずしも認められない。
　金型の場合は、融解時発生窒素量を基準に窒素の制御を行うと、球状黒鉛の個数の増加を制御できることがわかった。
　融解時発生窒素量は、鋳造品を溶解した際の融解時の窒素ガス量である。鋳鉄が固体から液体になった際に発生する窒素である。最終鋳造品で調べればよい。
　具体的に次の手順で測定する。酸化膜除去のためＦＵＪＩ　ＳＴＡＲ５００（三共理化学）サンドペーパーにて表面の金属光沢がなくなるまで酸化膜を取り除いた後、マイクロカッター又は鉄筋カッターで切断し０．５－１．０ｇの試料とした。せん断した試料は油分除去のためアセトンで洗浄しドライヤーで数秒乾燥または真空乾燥した後分析を実施する。
　分析は装置に電源を入れＨｅガスを送入し、システムチェックとリークチェックを行い異常が無いのを確認する。安定化した後、分析を開始する。分析するにあたっては、捨て分析、ブランク測定を行い、ゼロ点補正を行う。
　ブランク分析は、初めに坩堝をセットし、助燃材（黒鉛パウダー）を約0.4g前後添加する。助燃材は合金中の窒素抽出率を向上させる目的で添加する。Heを流入しながらアウトガスのパージを行い、試料室内をＨｅガスで置換する。次いで予備加熱により黒鉛坩堝から発生する酸素、窒素を取り除くため分析温度と同条件以上の温度（例えば２１６３℃）で１５秒加熱保持し坩堝から発生するガスを除去する。その後昇温条件で分析を行い得られる数値をブランクとしゼロ点ベースとなるように補正する。
　検量線作成標準試料としてＬＥＣＯ製１１４－００１－５（窒素８±２ｐｐｍ、酸素１１５±１９ｐｐｍ）、５０２－８７３（窒素４７±５ｐｐｍ　酸素３４±５ｐｐｍ）、５０２－８６９（窒素４１４±８ｐｐｍ　酸素３６±４ｐｐｍ）、５０２－４１６（窒素７８２±１４ｐｐｍ　酸素３３±３ｐｐｍ）を用いて各３回測定し得られた数値から検量線を作成する。
　昇温分析では低融点物質から徐々に溶解していき、各温度毎に溶融した物質中に含まれる窒素が抽出され波形ピークが得られる。
　波形ピークの総面積（ピーク強度値の総和）と分析によって得られる窒素量から単位面積当たりの窒素量を算出し、１２５０－１３５０℃付近の昇温初期に発生する窒素を数値化する。
　以上の分析においても、鋳鉄が固体から液体になった際に発生する窒素の部分に着目すれば融解時発生窒素量も求めることができる。
　窒素については、元湯への溶解度を減少させることにより元湯内から除去することができる。そのために、溶湯を徐冷する。急激な冷却では、窒素は元湯内から抜ききれないことがある。冷却速度として、５℃／分以下が好ましい。
　冷却は、式１におけるＴ（℃）まで行うことが好ましい。Ｔ（℃）より低い温度まで冷却を行うと、逆に酸素の取り込みが始まってしまう。窒素、酸素の両方を最小とするためにＴ〈℃〉まで冷却することが好ましい。実務上の観点を考慮すると（Ｔ－１５℃）±２０（℃）まで冷却することが好ましい。
 
　式（１）　　Ｔ＝Ｔｋ－２７３（℃）
　　　　　ｌｏｇ（［Ｓｉ］／［Ｃ］２）＝－２７，４８６／Ｔｋ＋１５．４７
　徐冷過程において、窒素は元湯から放出される。すなわち、徐冷により元湯中への窒素の飽和溶解度は小さくなるため他の元素と化合物を形成していない窒素は元湯から放出される。なお、例えば、アルゴンガスのバブリングを行ってもよい。かかる冷却により窒素は元湯から逃げる。
（球状化処理工程）
　式１におけるＴ（℃）まで冷却した時点で、球状化処理を行う。
　ここで、球状化処理はＭｇ添加により行うことが一般的である。他の方法（例えば、Ｃｅを含む処理剤による球状化処理）によってもよい。
　ただ、Ｃｅに比べて、Ｍｇの場合は、微細化の程度及び単位当たりの球状化炭素の数は圧倒的に優れている。
　前記Ｍｇ含有処理剤は、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇが好ましい。特に、Ｆｅ：Ｓｉ：Ｍｇ＝５０：５０：（１～１０）（質量比）の処理剤を用いることが好ましい。Ｍｇ比が１未満では、十分な球状化を行うことができない。また、１０を超えると、泡立ちが生じてしまいガスの巻き込みを起こしてしまう。かかる観点から１～１０が好ましく、１～５がより好ましい。
　酸素含有量が２０ｐｐｍ（質量）以下において前記球状化処理を行うことが好ましい。２０ｐｐｍ以下とすることにより微細な球状化黒鉛が得られる。
（接種工程）
　球状化処理を行った後に直ちに接種を行う。接種は、溶湯に例えば、Ｆｅ－Ｓｉを添加することにより行う。例えば、Ｆｅ－７５Ｓｉ（質量比）が好適に用いられる。
（鋳込み工程）
　接種剤Ｆｅ－Ｓｉ添加後鋳込みを行う。接種剤が拡散撹拌しない状態で鋳込みを行うことが好ましい。設備上の要因などを考慮して、例えば、１０分以下、５分以下、１分以下、５秒以下と短時間化をはかることが好ましい。
　鋳込みは、Ｔｐ±２０（℃）において行うことが好ましい。
　ここで、Ｔｐ＝１３５０－６０Ｍ（℃）」
　　　　　Ｍ＝Ｖ／Ｓ
　Ｖは製品体積（ｃｍ３）、Ｓは製品表面積（ｃｍ２）
　金型温度はＴｄ±２０（℃）とすることが好ましい。
　Ｔｄ＝４７０－５２０Ｍ（℃）
　Ｍ＝Ｖ／Ｓ
　Ｖは製品体積（ｃｍ３）、Ｓは製品表面積（ｃｍ２）
　金型温度は、製品の体積に応じて制御を行うことが好ましい。金型温度を制御することにより球状化黒鉛をより微細かつ均一に形成することができる。
　ただ、条件によっては湯周り不良を生ずるおそれがあるため、金型の最低温度は１００℃とすることが好ましい。
（接種）
　接種処理は、Ｆｅ－Ｓｉを添加することにより行うことが好ましい。
　Ｆｅ－Ｓｉ添加後可及的速やかに行うことが好ましい。接種後短時間であるほどより微細でかつ単位面積当たりの球状化黒鉛が多くなる。短時間であるほどＦｅ－Ｓｉの溶湯中への拡散が遅くなり、それに伴い球状化黒鉛の密度が高くなる。
　装置などにも依存するが、例えば、１０分以内に前記鋳込みを行うが好ましく、５分以内に行うことがより好ましく、３０秒以内、５秒以内と、短くするほど好ましい。に行うことがさらに好ましい。Ｆｅ－Ｓｉが溶解後拡散前の状態で鋳込みを行うと、均一に溶解した場合よりも球状化黒鉛の個数は飛躍的に増加する。かかる状態をさらに促進するために撹拌を行わずに鋳込みを行うことが好ましい。
　金型には、断熱性の塗型を塗布することが好ましい。特に、断熱性塗型が好ましく熱伝導率：０．４２ｗ／（ｍ・K）以下が特に好ましい。具体的に断熱性の塗型を厚み０．４ｍｍ以上に塗布することが好ましい。
（実施例１）
　次の組成を有する原料を用いた。（質量％）
Ｃ：３．６６、Ｓｉ：２．５８、Ｍｎ：０．０９、Ｐ：０．０２２、Ｓ：０．００６、残Ｆｅ
　この原料の組成における式（１）のＴを求めると次の通りである。
　　Ｔｋ＝１６９８（Ｋ）
　　Ｔ＝Ｔｋ－２７３＝１４２５（℃）
　この原料を炉内において加熱して溶解した。溶解後も加熱を続け、１４２５（℃）を通過し、昇温を続けた。１４２５（℃）以上の温度においては酸素の除去が行われている。
昇温をさらに続けたところ、１５１０℃を超えた温度において、炉の耐熱材からの酸素の発生が認められた。そこで、１５１０℃において昇温を停止し、１５１０℃に５分間保温を行った（ここではスーパーヒートと称する。）。この期間は酸素が元湯から除去される期間である。
　１５１０℃に５分間保温後平均で約５℃／分の割合で１４２５℃（＝Ｔ℃）まで徐冷した。途中一旦１４４０℃まで温度を下げ、その後１４６０℃まで上昇させ、次いで、５分／分の速度で冷却した。
　すなわち、スーパーヒートの後Ｔ℃まで直線的に徐冷するのではなく、一旦直線より速く冷却し、次いで、温度を上げた後に直線的に冷却した。かかる、徐冷を行うことにより、溶湯への大気成分の巻き込みを直線的に徐冷を行う場合よりも大きく低減させることができた。直線的に冷却しようとすると加温が必要となり、加温時に撹拌を行うことにより大気の巻き込みが生じるためと考えられる。スーパーヒート後は１４６０℃までは大気の巻き込みが生じないように自然冷却を行うことが好ましい。これにより、窒素の外部からの混入を減らすことができ、窒素の量、ひいては融解時発生窒素量をより正確に制御可能となり、低減させることができる。
　溶湯温度の低下に伴い、溶湯への窒素の溶解度が減少するため、窒素が生じる。徐冷により窒素の溶湯への飽和量は低下し、不飽和窒素が溶湯から放出された。Ｔの温度まで冷却した時点で、溶湯から一部を取り出して酸素の含有量を分析したところ２０ｐｐｍ以下であった。
　次いで、Ｍｇ処理を行った。Ｍｇ処理は、Ｆｅ－Ｓｉ－３Ｍｇを添加して行った。Ｍｇ処理後接種を行った。接種においては、０．６質量％Ｆｅ－７５Ｓｉの接種剤を用い、湯面接種により撹拌して行った。製品は、直径１ｃｍ、厚さ（ｔ）５．３ｍｍのコインである。鋳込み温度及び金型温度は、次の通り設定した。
　また、金型には、断熱性塗型０．４ｍｍ塗布した。塗型の熱伝導率は０．４２ｗ／（ｍ・Ｋ）であった。
　鋳込み温度Ｔｐは、
　　　Ｍ＝Ｖ／Ｓ＝０．３４
　　　Ｔｐ＝１３５０－６０Ｍ＝１３２０℃
　金型温度Ｔｄは、
　　　Ｔｄ＝４７０－５２０Ｍ＝２９３．２（℃）
　上記設定の鋳込み温度及び金型温度のもとに、接種終了後１０秒後に金型に鋳込みを行った。鋳込み後、次の結果が得られた。
　製品の組成は次の通りであった。（質量％）
Ｃ　：３．６１、Ｓｉ：３．１１、Ｍｎ：０．１０、Ｐ：０．０２４、Ｓ：０．００８、
Ｍｇ：０．０１８であった。
鋳込み後の試料について顕微鏡写真により組織の観察を行った。組織図を図２（ａ）に示す。なお、図２（ｂ）は砂型鋳造品の参考例である。
　球状黒鉛は、非常に微細であり、均一に分布していた。球状化黒鉛の個数を数えたところ３２２２個／ｍｍ２であった。
（実施例２）
　本例では、融解時発生窒素量を変化させ、融解時発生窒素量とチルの発生有無との関係を調べた。
　なお、実験は、実施例１と同様に行った。また、いずれの場合も金型表面に０．４ｍｍ厚の断熱性の塗型を形成した。結果を以下に示す。
　融解時発生窒素量　　　Ｔ　　　鋳込温度　　　　チルの有無
　　（ｐｐｍ）　　　　（℃）
　　１．０５　　　　１４１５　　１３０３　　　　　有
　　１．１５　　　　１４３９　　１４３６　　　　　有
　　０．８９　　　　１４３０　　１３１６　　　　　無
　　０．９３　　　　１４２９　　１３９０　　　　　有
　　０．２２　　　　１４３２　　１３１０　　　　　無
　　０．６３　　　　１４３２　　１３１５　　　　　無
　　０．３７　　　　１４３０　　１３１２　　　　　無
 
　上記結果に示す通り、融解時発生窒素量は０．９ｐｐｍを臨界値とし、それ以下に制御した場合にはチルの発生が無かった。
　なお、チルの発生が無い場合は、チルの発生が有る場合よりも球状黒鉛の個数ははるかに多かった。
（比較例）
　本例では、原料溶解後、１５１０℃まで昇温後、金型に鋳込みを行った。ただ、本例では砂型を用いた。他の点は実施例１と同様とした。
その結果を図２（ｂ）に示す。
　本例では１００５個／ｍｍ２であった。
（実施例３）
　本例では、塗型を変えた実験を行った。
　次の３種類の塗型につき実験を行った。他の条件は実施例１と同様である。
　Ａ　断熱性塗型（厚み０．４ｍｍ）熱伝導率：０．４２Ｗ（ｍ・Ｋ）
　Ｂ　断熱性塗型（厚み０．７ｍｍ）熱伝導率：０．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）
　Ｃ　断熱性塗型（厚み０．２ｍｍ）熱伝導率：０．８５W／（ｍ・Ｋ）
　Ｄ　カーボンブラック　　　　　　熱伝導率：５．８W／（ｍ・Ｋ）
　　Ａは実施例１と同じである。
　　断熱性塗型（Ａ－Ｃ）の場合は、いずれもチルの発生は認められなかった。ただ、厚みが０．２ｍｍの場合は、球状黒鉛の数は、０．４ｍｍの場合よりも少なく、かつ、粒径が大きかった。０．７ｍｍの場合は、０．４ｍｍとほぼ同様であった。
　また、カーボンブラックの場合は、チルの発生は認められなかったが、０．２ｍｍ厚の断熱性塗型の場合よりもさらに球状黒鉛の数は少なかった。
（実施例４）
　本例では、金型温度を、２５℃～３００℃の範囲で変化させた。
　試験は、25℃、１７８℃、２２３℃、２８６℃、３００℃の５点で行った。
　なお、塗型は、断熱性の塗型を０．４ｍｍ塗布した。
　他の点は実施例１と同様とした。
　２５℃の場合はチルの発生が認められた。他の温度についてはチルの発生は認められなかった。２８６℃の場合が一番粒径は小さかった。
（実施例５）
　本例では、モジュラス（Ｍ）を０．２５～２．０（ｃｍ）の範囲で変化させて金型鋳造品を製造した。
　製造条件は、実施例１と同様である。
　製造したそれぞれの金型鋳造品につき、球状黒鉛の個数を測定した。
　その結果を、生型の場合とともに図３に示す。
　なお、いずれの製品についてもチルの発生は認められなかった。
　図３に示すように、モジュラス（Ｍ）が小さくとも１５００個／ｍｍ２以上の微細な球状黒鉛を有する組織であった。
（実施例６）
　本例では、ナックルを試作し機械的特性を評価した。
　なお、本例では、湯口にフィルターを設置して、異物を極力除去した。ただし、僅かに異物残留はしていた。
　試験結果を、従来例とともに図４に示す。
　ナックル試作品の機械的特性の評価としては、球状黒鉛鋳鉄の材質であるにもかかわらず鋳鋼品の機械的特性を示す結果であった。例えば、ナックル試作品の一つの引張強さ５２５Ｎ／ｃｍ２品は伸びが１８．８％であり、一般の球状黒鉛鋳鉄では同等の伸びで比較すると引張強度が３８０Ｎ／ｃｍ２前後であることから、１．５倍の引張強度となり、鋳鋼に匹敵する機械的特性が得られた。
　高い靭性及び強度が要求されるナックルなどの自動車部品、電気・電子機器部品においても、本発明を適用することができる。

Claims (15)

  1. 鋳鉄からなる原料を加熱溶解して元湯を得る溶解工程、
    球状化処理を行う球状化処理工程、
    接種を行う接種工程、
    金型内に鋳込みを行う鋳込み工程、
    を有する球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法において、
    前記金型鋳造品の融解時発生窒素量が０．９ｐｐｍ（質量）以下になるように窒素量を調整することを特徴とする超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法。
  2. 鋳鉄からなる原料を加熱溶解して元湯を得、
    前記元湯を１５００℃以上の所定の温度まで加熱後、加熱を停止しその温度に一定時間保持して前記元湯から酸素を除去し、次いで、前記元湯を徐冷することにより前記元湯中の窒素を減少させ、次いで、球状化処理、接種及び鋳込みを行うことを特徴とする請求項１記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法。
  3. 酸素含有量が２０ｐｐｍ（質量）以下において前記球状化処理を行う請求項１又は２記載の超微細球状黒鉛鋳鉄品の製造方法。
  4. 前記金型表面に断熱性を有する塗型を設けたことを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法。
  5. 前記断熱性を有する塗型の塗布厚は０．４ｍｍ以上であることを特徴とする請求項４記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品の製造方法。
  6. 前記金型表面に熱伝導率が０．４２Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下の塗型を塗布したことを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の超微細球球状黒鉛鋳鉄品の製造方法。
  7. アズキャストの状態で、チルを含まずかつ球状黒鉛の数が５００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。ただし、Ｂｉを含む鋳鉄及びＭが２を超える鋳鉄は除く。
  8. アズキャストの状態で球状黒鉛の数が１０００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。ただし、Ｂｉを含む鋳鉄及びＭが２ｃｍを超える鋳鉄は除く。
  9. アズキャストの状態で球状黒鉛の数が１５００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。ただし、Ｂｉを含む鋳鉄は除く。
  10. アズキャストの状態で球状黒鉛の数が２０００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。
  11. アズキャストの状態で球状黒鉛の数が３０００個／ｍｍ２以上の組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。
  12. アズキャストの状態で、チルを含まない組織を有する超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。
  13. Ｍが２．０ｃｍ以下である請求項７ないし１２のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。
  14. Ｍが０．２５ｃｍ以下である請求項８ないし１２のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。
  15. 前記球状黒鉛の粒径は４－８μｍが他の粒径のものより多い請求項７ないし１４のいずれか１項記載の超微細球状黒鉛鋳鉄の金型鋳造品。
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