JP4565301B2

JP4565301B2 - High-strength spheroidal graphite cast iron and method for producing the same

Info

Publication number: JP4565301B2
Application number: JP2001080393A
Authority: JP
Inventors: 泰宏塩谷; コデールフランソワ
Original assignee: Aisin Seiki Co Ltd; Aisin Corp
Current assignee: Aisin Corp
Priority date: 2001-03-21
Filing date: 2001-03-21
Publication date: 2010-10-20
Anticipated expiration: 2021-03-21
Also published as: JP2002275575A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は引張り強度が９００ＭＰａ以上の高強度球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車等のように軽量化が益々要請される鋳鉄部品の多くは、アルミ材料など比重が小さい材料への材料置換が行われている。しかしアルミ材等の軽量材料は、その特性の低さから必ずしも部品の重量が比重の比ほど軽量化できるものではない場合が多い。これに対し同種の材料を高強度化した場合には縦弾性係数等の特性は基本的には変化しないので、理論上は高強度化した分だけ薄肉化による軽量化が可能となる。このため産業界では球状黒鉛鋳鉄の更なる高強度化は切望されている。
【０００３】
従来、球状黒鉛鋳鉄は高強度鋳鉄に分類されている。しかし、高強度を有するこれらの鋳鉄も熱処理を行わない状態では引張り強度で８００ＭＰａ以上は達成されていない。また、熱処理を行なった場合には引張り強度は１０００ＭＰａを越えることもあるが、熱処理に際に歪みが発生し易くなる。更に熱処理は球状黒鉛鋳鉄のコストをかなりアップさせる要因となる。したがって、熱処理による高強度化は種々の検討がされているが実用化に至っていないのが実情である。
【０００４】
また、軽量化には薄肉化が有効ではあるが、バーミキュラ黒鉛鋳鉄や球状黒鉛鋳鉄を薄肉化すると球状化処理後の溶湯の湯流れ不良、チル化、引け巣等の鋳造欠陥が増加しやすい事などの課題も存在する。この課題を解決するために、いもむし状の黒鉛が分散したバーミキュラ黒鉛鋳鉄を対象にした特公昭６３ー４８３号に係る技術、球状黒鉛鋳鉄を対象にした特開平１０ー２３７５２８に係る技術等の検討がなされているが、これらの公報に係る本文および付図からみると、こられの公報技術は球状黒鉛鋳鉄の高強度化を対象にした発明でなく、単に溶湯を鋳造する際における鋳造欠陥の改善を目的にしたものである。
【０００５】
また、特公昭６３ー４８３号公報には、Ｚｒを含む鋳鉄用添加剤が開示されている。特開平１０ー２３７５２８号公報には、Ｍｇ、レアアース、Ｚｒを含む鉄系の球状化剤が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記した特公昭６３ー４８３号公報に係る鋳鉄用添加剤は、Ｚｒを含むものの、非球状のいもむし状黒鉛が分散したバーミキュラ黒鉛鋳鉄の溶湯を処理対象としており、球状黒鉛が分散している球状黒鉛鋳鉄用の処理剤ではない。
【０００７】
また、上記した特開平１０ー２３７５２８号公報に係る鉄系の球状化剤は、黒鉛の球状化を阻害する元素として知られているＺｒを含むものであるが、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る鉄系の球状化剤においては、Ｚｒの効果の本質が本発明とは異なる。即ち、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る球状化剤は、球状化に最も寄与する重要元素であるＭｇの酸化を抑えるべく、Ｍｇよりも優先的にＺｒを酸化させてＺｒ酸化物をスラグ滓として生成することにより、球状化に最も寄与する重要元素であるＭｇの酸化物生成（スラグ化）を抑えることを意図している。従って上記した特開平１０ー２３７５２８号公報に係る球状化剤を用いた技術によれば、Ｚｒは溶湯中においては専ら酸化物であるスラグ滓として浮遊して存在するものであり、同公報に係る球状化剤で製造した凝固後の球状黒鉛鋳鉄のマトリックスには、Ｚｒが存在しないものである。その証拠に、特開平１０ー２３７５２８号公報に係る明細書の表２、表５は球状化処理後の球状黒鉛鋳鉄の組成を示しているが、Ｚｒは凝固後の球状黒鉛鋳鉄には含まれていない。ちなみに、この表２、表５に示されているように、この球状黒鉛鋳鉄はＳｎ、Ｃｕを含むものでもない。
【０００８】
ところで、一般的に、熱処理を行なわずに球状黒鉛鋳鉄の引張り強度を向上させるには、鋳鉄材料のマトリックスをパーライト化させる方法が行なわれる。しかし、この方法では熱処理を行なわないならば、球状黒鉛鋳鉄の引張り強度はせいぜい７００ＭＰａが限界である。しかるに、同じ鉄系材料でもマトリックスがパーライトからなる鋼材（非鋳鉄材）では、引張り強度としては９００ＭＰａを越えることが出来る。これらの強度の違いは、鋳鉄が砂型等の成形型に溶湯を注入して凝固させる工法であるため、鋳鉄の溶湯には成形型のキャビティ中における良好なる流動性が求められ、溶湯流動性を高めるものの強度低下の要因となる多量の炭素が鋳鉄材に含有されていることに起因する。
【０００９】
すなわち、この溶湯に流動性を付加するために鋳鉄には、一般的には、鋼材の１０倍以上の炭素とＳｉが添加される。添加された炭素は、凝固するときにマトリックス中に片状または、球状もしくはこれらの中間的形状を有する黒鉛粒と成るため、この部分が切り欠き効果をもたらし鋳鉄の強度を低減させることになる。それゆえ、鋳鉄ではマトリックスがパーライト化した場合であっても、熱処理なしでは、引張り強度はせいぜい７３０ＭＰａ程度である。
【００１０】
本発明は上記した球状黒鉛鋳鉄における近年の要請に鑑みてなされたものであり、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上である高強度球状黒鉛鋳鉄を提供することを課題とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、高強度をもつ球状黒鉛鋳鉄を開発すべく、鋭意開発を進めている。本発明者は、Ｚｒは酸化しやすいため、Ｚｒ酸化物であるスラグ滓を直ちに形成し、球状黒鉛鋳鉄の溶湯に溶け込まない元素であることに着目し、Ｚｒを溶湯に積極的に溶け込ませるのに有利な球状黒鉛鋳鉄用の新規なＺｒ系の処理剤を開発した。この新規な処理剤は、基本的には、シリコンなどの酸化物生成元素を主要成分とする外層部分と、ジルコニウム含有濃度（重量％）を外層部分よりも多く設定した内層部分とを有する処理剤である。代表的な処理剤としては、Ｚｒを主要成分とする内層（例えばＺｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系）を、Ｓｉを主要成分とする外層（１層または複数層の外層,例えばＳｉ−Ｆｅ系,Ｓｉ系）で覆った形態の処理剤である。外層はＺｒを含まないか、内層に比較してＺｒ含有濃度（重量％）がかなり低い。
【００１２】
本発明者は、このような球状黒鉛鋳鉄用の新規なＺｒ系の処理剤を球状化剤と併用すると共に、球状化処理後の球状黒鉛鋳鉄の組成としてＳｎ及びＣｕのうちの１種または２種を配合し、重量％で、炭素：３．０〜４．５％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．５％、マグネシウム：０．０３〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００５〜０．０９％を含み、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０３〜０．１１％とし、残部が不可避不純物および鉄からなる組成に設定すれば、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上である高強度球状黒鉛鋳鉄が得られることを知見し、試験で確認し、本発明に係る高強度球状黒鉛鋳鉄を完成した。
【００１３】
本発明において引張り強度９００ＭＰａ以上の高強度をもつ球状黒鉛鋳鉄が得られる理由は、現在のところ必ずしも明確ではないものの、次のように推測される。即ち、上記した新規なＺｒ系の処理剤によれば、Ｚｒの外側に含まれているＳｉ等の酸化物生成元素が溶湯中の酸素と優先的に酸化して酸化物を生成するため、溶湯中においてＺｒ付近の酸素が消費され、これによりＺｒが酸化物となることが抑えられ、以て球状黒鉛鋳鉄の溶湯に対してＺｒを積極的に溶解させることになるものと推察される。
【００１４】
その結果、球状黒鉛鋳鉄の組成が上記したものであれば、凝固後の組織状態から判断すれば、Ｓｎ及びＣｕの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な析出物等の生成物が鋳鉄のマトリックスの粒界に均一に良好に生成し、これにより球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト系のマトリックスを強化でき、更に、パーライト系のマトリックスの結晶粒の微細化、球状黒鉛の微細化を図ることができ、以て球状黒鉛鋳鉄の高強度化を一層図ることができるためと推察される。なお、本発明に係る高強度球状黒鉛鋳鉄において、Ｓｎ及びＣｕの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な生成物が球状黒鉛鋳鉄のマトリックスの粒界に生成することは、ＥＰＭＡ分析装置によって確認されている。
【００１５】
本発明に係る高強度球状黒鉛鋳鉄は、重量％で、炭素：３．０〜４．５％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．５％、マグネシウム：０．０３〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００５〜０．０９％を含み、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０３〜０．１１％であり、残部が不可避不純物および鉄からなり、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とするものである。
【００１６】
本発明に係る高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法は、酸化物生成元素を主要成分とする外層部分とジルコニウム含有濃度を外層部分よりも多く設定した内層部分とを有する処理剤と、球状化剤とを用意する工程と、球状化剤及び処理剤を同時に又は個別に溶湯に添加する工程と、球状化剤及び処理剤が添加された溶湯を凝固させる工程とを順に実施し、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上である請求項１に係る高強度球状黒鉛鋳鉄を製造することを特徴とするものである。
【００１７】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄によれば、マトリックスにおけるパーライト化率の向上、黒鉛の球状化率の確保を図りつつ、球状黒鉛の微細化、結晶粒の微細化が図られ、従って高強度化を図り得る。本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、強度において優れており、引張り強度が９００ＭＰａ以上を有することができる。殊に、熱処理を行わない鋳放し状態でも、引張り強度が９００ＭＰａ以上を有することができる。
【００１８】
なお、上記した鋳鉄組成の割合で合金元素を単に配合した場合には、Ｚｒは溶湯に溶解せず、目標とする高強度球状黒鉛鋳鉄が得られない。また、時間をかけてＺｒとＦｅとの反応溶解を試みた場合には、Ｚｒが酸化してＺｒ酸化物を生成し、そればかりか球状化元素として重要なＭｇがフェイディング現象を起し、球状化が充分に起こらなくなり、球状黒鉛鋳鉄の強度が著しく低下し、球状黒鉛鋳鉄の目標とする高強度の性能が得られなくなる。フェイディング現象は、球状化処理のために添加したＭｇが時間経過に伴って酸化または他の元素と反応し消費されるため減少してしまい、時間経過につれて球状化が進まなくなる現象である。
【００１９】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄は、熱処理を行わないものであり、鋳放し状態、または、少しの機械加工を施した状態で用いることができる。
【００２０】
以下、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄における組成の限定理由について説明を加える。
【００２１】
（Ｃ：３．０〜４．５％）Ｃの配合量については、上記したＣの下限値未満では本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の黒鉛量が不足し、溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加を伴い、目的とする高強度は得ることが出来ない。また上記したＣの上限値を越えるとＣが過剰となり、鋳鉄材料自体が脆くなり、目的とする高強度は得ることが出来ない。したがって、Ｃの配合量は重量で３．０〜４．５％と定めた。上記した事情を考慮し、好適にはＣの配合量は重量％で３．０〜４．４％、３．６〜３．８％である。なおＣの下限値としては３．１％、３．２％、３．３％等を例示でき、Ｃの下限値と対応するＣの上限値としては４．４％、４．３％、４．２％等を例示できる。
【００２２】
（Ｓｉ：１．６〜２．５％）Ｓｉについては、上記したＳｉ下限値未満では、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の溶湯の流動性が悪くなるばかりでなく、チル組織の増加を伴い、目的とする高強度は得ることが出来ない。また上記したＳｉ上限値を越えると、材料の均質性が悪くなるとともに、鋳鉄が脆くなり、特に低温での衝撃強度が著しく低下する。さらに、硬度も低下し目的とする高強度を得られない。したがって、Ｓｉの配合量は重量％で１．６〜２．５％と定めた。上記した事情を考慮し、好適にはＳｉ量は重量％で１．７〜２．４％、２．２〜２．４％である。なおＳｉの下限値としては１．８％、１．９％等を例示でき、Ｓｉの下限値と対応するＳｉの上限値としては２．３％、２．２％等を例示できる。
【００２３】
（Ｍｎ：０．２％〜０．５％）Ｍｎは冷却過程でパーライト化を促進する傾向にある元素で、強度への影響は重要である。上記Ｍｎは重量％で上記した下限値未満では、溶湯中に存在する硫化物が偏析して残存するため、強度低下をもたらす。一方、上記したＭｎの上限値を越えるとチル化を促進するため、マトリックス中にセメンタイトやマルテンサイト等の組織が増加し、強度と硬度は上昇するが、機械的加工性が低下するため実用的な材料とはならない。したがって、Ｍｎ量は重量％で０．２％〜０．５％と定めた。上記した事情を考慮し、好適にはＭｎの配合量は重量で０．３〜０．５％、０．３〜０．４％である。なおＭｎの下限値としては０．２２％、０．２５％等を例示でき、Ｍｎの下限値と対応するＭｎの上限値としては０．４５％、０．４７％等を例示できる。
【００２４】
（Ｍｇ：０．０３％〜０．０５％）Ｍｇは球状化させるために添加される球状化処理元素である。上記したＭｇの下限値未満では、黒鉛の球状化が充分に進まないため、凝固組織におけるマトリックス中の黒鉛析出部に応力集中が起こり、目的とする強度が得られない。一方、Ｍｇは非常に酸化し易い元素であるため、上記したＭｇの上限値を越えると、マトリックス中のＭｇ酸化物が増加し、マトリックスの強度を低下させる傾向があるため、目的とする強度が得られにくい。したがってＭｇの配合量は重量％で０．０３％〜０．０５％と定めた。好適にはＭｇ量は重量％で０．０３５〜０．０４５％である。Ｍｇの下限値としては０．０３３％等を例示でき、Ｍｇの下限値と対応するＭｇの上限値としては０．０４８％等を例示できる。
【００２５】
（Ｚｒ：０．０００５％〜０．０９％）前述した様にＺｒ添加による改善のメカニズムは明確でないが、凝固後の球状黒鉛鋳鉄の組織を観察すれば、結果的に黒鉛粒の粒径を微細化し、またＺｒ炭化物を生成することでパーライト系のマトリックスの強度を向上している。上記したＺｒの下限値未満では、マトリックスを強化するのに充分な炭化物の生成は起こりにくく、また、黒鉛の微細化も起こりにくい。そのため目的とする高強度な球状黒鉛鋳鉄は得られない。一方、上記したＺｒの上限値を越えると、黒鉛の球状化が阻害され、マトリックス中の黒鉛析出部に応力集中が起こり易く、目的とする強度が得られにくくなる。したがってＺｒは重量％で０．０００５％〜０．０９％と定めた。上記した事情を考慮し、好適にはＺｒ量は重量％で０．０００６％〜０．０９％、０．０３０％〜０．０８０％である。なおＺｒの下限値としては０．００１％、０．０１％を例示でき、Ｚｒの下限値と対応するＺｒの上限値としては０．０８５％、０．０７５％等を例示できる。
【００２６】
（α：０．０３〜０．１１％）スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αを０．０３〜０．１１％と定めた。Ｓｎはマトリックスを強化する目的で添加されるパーライト化元素である。Ｃｕはマトリックスを強化する目的で添加されるパーライト化元素であるが、Ｓｎに比較して上記効果において敏感性が低下し、効果的にはＳｎの効果に対して約１／１０であり、スズ換算量としては、銅重量％×０．１として把握できる。αが上記した下限値未満では、マトリックス中に十分なパーライトが生成されず、目的とする強度が得られない。一方、αが上記した上限値を越える場合は、マトリックスの強度が著しく低下し、チル組織が析出し、難加工性になる。したがって、αは重量％で０．０３％〜０．１１％と定めた。上記した事情を考慮し、好適にはαは重量％で０．０４％〜０．１１％、０．０４％〜０．１０％、０．０４％〜０．０９％である。なおαの下限値としては０．０３５％、０．０４０％等を例示でき、αの下限値と対応するαの上限値としては０．０９５％等を例示できる。
【００２７】
（Ｓｎ、Ｃｕ）Ｓｎ単独で用いても良いし、Ｃｕ単独で用いても良いし、Ｓｎ及びＣｕの双方を用いても良い。Ｓｎ単独で用いられる場合には、Ｓｎは重量％で０．０３〜０．１１％とし、好適にはＳｎは重量％で０．０４０％〜０．０８０％である。Ｃｕ単独で用いられる場合には、Ｃｕは重量％で０．９０％以下、殊に０．６５％以下とし、好適にはＣｕは重量％で０．２０％〜０．６０％である。
【００２８】
本発明に係る球状黒鉛鋳鉄のマトリックスは、パーライトが主体である。マトリックス（黒鉛部除去）に占めるパーライト率は、面積率で一般的には８５〜９８％、８７〜９５％である。
【００２９】
上記した球状黒鉛鋳鉄を製造にあたり、球状化処理後の溶湯を成形型（砂型または金型等）に注湯する際には、Ｆｅ−Ｓｉ系の接種剤を添加することができる。この場合、球状化処理後１０分以内（殊に８分以内）で接種剤を添加することが好ましい。この時間を越すと接種剤の効果が少なくなる。これを補うため接種剤の量を増やしてしまうと、結果的に、球状黒鉛鋳鉄のマトリックス中のＳｉ等の合金元素の量が過剰に増加するため、必要な特性が得られなくなるおそれがある。この場合、特に球状黒鉛鋳鉄の靱性の低下が著しくなる。
【００３０】
上記した高強度球状黒鉛鋳鉄を得るために本発明者が開発したＺｒ系の処理剤２の概念模式図を図４に示す。図４に示すように、この処理剤２は、基本的には、Ｚｒを主要成分とする合金（例えばＺｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系）で形成された内層１０の外側に、Ｓｉを主要成分とする外層２０を被覆した構造を有する。内層１０は、Ｚｒを主要成分とする合金で形成することができる。殊に、内層１０は、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成することができ、内層１０自体を１００％としたとき、基本的には重量％でＺｒが４５〜７０％、Ｓｉが２５〜４５％、Ｆｅが３〜１５％、不可避不純物の組成に設定することができる。但しこれに限定されるものではない。Ｓｉを主要成分とする外層２０は、図４に示すように、内層１０を覆う第１外層２１と、第１外層２１を覆う第２外層２２とを備えていることが好ましい。第１外層２１はＳｉが最も高めであり、第１外層２１自体を１００％としたとき、基本的にはＳｉが重量％で７０〜１００％とすることができるが、これに限定されるものではない。第２外層２２はＳｉが高めであり、Ｆｅ−Ｓｉ系合金で形成することができ、第２外層２２自体を１００％としたとき、Ｓｉが重量％で２０〜７０％、残部が不可避不純物及び実質的にＦｅの組成とすることができるが、これに限定されるものではない。なお第１外層２１、第２外層２２はＺｒを含まないか、内層１０に比較してＺｒ含有濃度がはるかに低い。
【００３１】
一般的には、Ｚｒを含む従来技術に係る処理剤を溶湯中に添加したとしても、高融点であるＺｒ部分は、その表面から酸化が進行して酸化物を生成する。このため溶湯中へのＺｒの拡散は妨げられる。しかしながら上記した図４に示すＺｒ系の新規な処理剤２によれば、一般的には、Ｚｒを主要成分とする内層１０が溶湯に接触する前の段階で、外側の第２外層２２、第１外層２１が溶湯に接触し易い。故に、第２外層２２に含まれているＳｉ、第１外層２１に含まれているＳｉが溶湯中の酸素と結合してＳｉ酸化物を生成し、溶湯中の酸素を消費する。このため、Ｚｒを主要成分とする内層１０が溶湯に接触する段階では、処理剤２付近の溶湯部分の酸素の消費が進行しているため、Ｚｒの酸化が抑えられ、Ｚｒが溶湯中に高歩留りで溶けるものと推察される。なお、図４は処理剤２の組織構造をモデル化した概念図であり、詳細的な組織構造まで規定するものではない。
【００３２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体化した実施形態について比較例、従来例と共に説明する。
【００３３】
Ｃ、Ｓｉ、Ｓ等の含有量を調整した球状黒鉛鋳鉄、または、銑鉄を出発原料として用いた。Ｃ、Ｓｉ、Ｓ等の含有量を調整した後に溶解原料を高周波溶解炉５０（溶解重量：２５ｋｇｗ、以下溶解炉と記す）で１５８０℃まで加熱し、溶解を行なった。その後、添加元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕを適宜添加し、溶湯成分の調整を行った。添加した成分が溶湯に充分に溶解し、温度が再び１５５０℃以上になったら、図１に示すように溶解炉５０を傾斜させ、溶解炉５０の出湯口５０ａから、取鍋６０に溶湯を注湯した。この場合、取鍋６０の底部には、Ｍｇ系の球状化剤６５（平均粒径：５．０〜１．５ｍｍ）と、Ｚｒ系の処理剤２（平均粒径：１．０〜３．０ｍｍ）とが予め装入されていた。具体的には、取鍋６０の底部の室６１に、Ｍｇ系の球状化剤６５を装入し、その上にＺｒ系の処理剤２を配置し、鉄板６８で覆って保護した。
【００３４】
Ｍｇ系の球状化剤６５の上に処理剤２を配置した主な理由は、球状化剤６５と溶湯とが触れて球状化処理が行われる際には、吸熱現象が生じるため、吸熱反応をなるべく避け、高温の溶湯を処理剤６６に接触させることを意図している。なおＭｇ系の球状化剤６５の平均粒径、Ｚｒ系の処理剤２の平均粒径は上記したものに限定されるものではない。
【００３５】
本実施形態で用いたＺｒ系の処理剤２の概念模式図は図４に示されている。この処理剤２は、基本的には、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成された内層１０の外側に、Ｓｉ系の外層２０を被覆した構造を有する。Ｓｉ系の外層２０は、内層１０を覆う第１外層２１と、第１外層２１を覆う第２外層２２とを備えている。
【００３６】
内層１０は、Ｚｒ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金で形成されており、内層１０自体を１００％としたとき、基本的には重量％でＺｒが５８％、Ｓｉが３５％、Ｆｅが７％に設定されていた。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、内層１０（融点：約１６００℃）の割合は重量％で１３％であった。内層１０の平均粒径は３０〜２００μｍ（例えば５０μｍ）であった。
【００３７】
第１外層２１（融点：約１４１４℃）はＳｉが最も高めの合金であり、第１外層２１自体を１００％としたとき、基本的にはＳｉが重量％で実質的に１００％であった。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、第１外層２１は重量％で４７％であった。第１外層２１の平均粒径は６０〜４００μｍ（例えば１００μｍ）であった。最も外側の第２外層２２（融点：約１２２０℃）はＦｅ−Ｓｉ系合金で形成されており、第２外層２２自体を１００％としたとき、重量％でＳｉが５６％、Ｆｅが４２％の組成とされていた。Ｚｒ系の処理剤２を１００％としたとき、第２外層２２は重量％で４０％であった。なお第１外層２１、第２外層２２はＺｒを含まないか、内層１０に比較してＺｒ含有濃度がはるかに低い。
【００３８】
上記のようにＭｇ系の球状化剤６５とＺｒ系の処理剤２とを予め設置した取鍋６０内に高温の溶湯を注入することにより、溶湯は球状化処理された。球状化処理後に、図２に示すように取鍋６０を傾斜させることにより、取鍋６０内の溶湯を、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２Ｂ号試験片）用の成形型８０（砂型）に注湯し、凝固させ、試験片である発明材（Ｎｏ.１〜Ｎｏ.１０）を得た。
【００３９】
成形型８０に注湯する際には、溶湯温度にして１４１０℃以上の温度で、図２に示すように接種剤（フェロシリコン）を添加しつつ行った。この場合には、球状化処理後８分以内で成形型８０に注湯することにした。フェーディング現象を抑えるためである。
【００４０】
【表１】

【００４１】
上記のようにして製造した発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）の組成を表１に示す。表１においてＢａｌ．は実質的残部（Balance）を意味する。表１に示すように、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）は重量％で、炭素：３．０〜４．５％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．５％、マグネシウム：０．０３〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００５〜０．０９％を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０３〜０．１１％、残部が不可避不純物および鉄からなる組成を有する。不可避不純物としてのＳは重量％で０．０２％以下、Ｐは０．１％以下であった。
【００４２】
同様に、比較例１に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯（ＪＩＳＧ５５０３ＦＣＤ７００相当）、比較例２に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯（ＪＩＳＧ５５０３ＦＣＡＤ９００相当）、比較例３に係る球状黒鉛鋳鉄用の溶湯（ＦＣＤ４５０相当）をそれぞれ溶解し、同様に、Ｙブロック（ＪＩＳ−Ｇ５５０２Ｂ号試験片）の成形型に注湯し、凝固させ、比較例１に係る非熱処理型の球状黒鉛鋳鉄、比較例２に係る熱処理型の球状黒鉛鋳鉄、比較例３に係る非熱処理型の球状黒鉛鋳鉄を得た。ＦＣＡＤはオーステンパー処理を施したものを意味する。ＦＣＤ４５０は、重量％で、炭素：２．５％以上、シリコン：２．７％以下、マンガン：０．４％以下、マグネシウム：０．０９％以下、リン：０．０８％以下、イオウ：０．０２％以下を含む組成を有する。ＦＣＤ７００は、ＦＣＤ４５０の組成をベースにしつつ、パーライト化のためにスズを微量添加したものであり、ジルコニウムは添加されていない。
【００４３】
得られた発明材（Ｎｏ．２）の代表的な光学顕微鏡組織（ナイタル腐食、倍率１００倍）を図３に示す。図３に示すように、球状黒鉛は微細であり、その数も多い。微細な球状黒鉛は高強度化に有効である。パーライト組織の結晶粒のサイズの測定は、光学顕微鏡では容易ではないものの、球状黒鉛が微細であれば、マトリックスの結晶粒も微細であると考えるのが金属組織学的に一般的である。
【００４４】
上記したＹブロックの成形型８０で得られた各発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）に機械加工を施して引張り試験片を形成した。引張り試験片は図５に示されている。そして引張り試験片について引張り試験を行なった。更に、上記した比較例１〜３の鋳鉄材と、熱処理を行なわずに鋳放し状態の発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）を用いて切削試験を行ない、切削性の評価を行なった。切削試験においては、発明材の特徴の一つでもある機械加工性の容易さを明らかにするため、一般的な超硬の切削工具による加工性について下記の条件で切削評価を行ない、歯具の逃げ面摩耗量（Ｖ_B）を測定して切削評価結果として、表２に併記した。
（切削評価条件）
被削材：外径３０ｍｍ
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切りこみ：０．３ｍｍ
切削油：水溶性切削油（ケミクールＳＲー１）
切削長：１０００ｍ
【００４５】
【表２】

【００４６】
表２に示すように発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）によれば、引張り強度はいずれも９００ＭＰａ以上であり、極めて高かった。発明材Ｎｏ．１は引張り強度は９２３ＭＰａ程度であり、発明材Ｎｏ．２は引張り強度は９０８ＭＰａ程度であり、発明材Ｎｏ．３は引張り強度は９２２ＭＰａ程度であった。発明材Ｎｏ．４は引張り強度は９２６ＭＰａ程度であり、発明材Ｎｏ．５は引張り強度は９２１ＭＰａ程度であった。発明材Ｎｏ．６は引張り強度は９１４ＭＰａ程度であり、Ｓｎ及びＺｒが多い発明材Ｎｏ．７は引張り強度は９２９ＭＰａ程度であった。発明材Ｎｏ．８は引張り強度は９００ＭＰａ程度であり、発明材Ｎｏ．９は引張り強度は９２０ＭＰａ程度であり、発明材Ｎｏ．１０は引張り強度は９０８ＭＰａ程度であった。
【００４７】
伸びについては、ＣＥ値に影響を与える炭素及びシリコンが多いＮｏ．９，Ｎｏ．１０を除いて、２．０％以上得られた。殊に、発明材Ｎｏ．２，Ｎｏ．５，Ｎｏ．６，Ｎｏ．８については３．０％以上の伸びが得られた。なお衝撃値（シャルピー衝撃試験ＪＩＳＺ２２０２Ｎｏ．３Ｕ溝ノッチ付き試験片）としては、熱処理を行っていないため、５Ｊ／ｃｍ²以下であった。
【００４８】
比較例１に係るＦＣＤ７００によれば、非熱処理型であり、引張り強度は７３０ＭＰａ程度と低かった。比較例２に係るオーステンパー熱処理を施したＦＣＡＤ９００によれば、引張り強度は９５０ＭＰａ程度と高かったものの、切削工具が欠損した。これは熱処理を行うことで硬質なベイナイトに組織が変化し切削工具への攻撃性が大きくなるためである。また比較例３に係る非熱処理型のＦＣＤ４５０によれば、引張り強度は４８２ＭＰａ程度とかなり低かった。
【００４９】
また切削工具の刃先摩耗量によれば、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）は組織に占めるパーライトの割合がかなり高いものの、表２に示すように切削性が良好であり、刃先摩耗量が抑えられていた。発明材の切削性が良好であるのは、球状黒鉛の微細化、粒数増加が寄与しているものと推察される。
【００５０】
上記した試験結果から理解できるように、発明材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０）は、熱処理を行なわない非熱処理型で、鋳放し状態であるにもかかわらず、引張り強度が９００ＭＰａ以上の高強度が得られ、しかも切削性が良好であった。これにより、従来から渇望されていた鋳鉄部品の軽量化が可能となり、飛躍的に自動車部品等の軽量化が低コストで実現できる。
【００５１】
（その他）上記した実施形態によれば、球状化剤及び処理剤を同時に溶湯に添加することにしているが、球状化剤及び処理剤を個別に溶湯に添加することにしても良い。例えば、球状化剤を溶湯に添加した後に処理剤を溶湯に添加することにしても良い。あるいは、処理剤を溶湯に添加した後に球状化剤を溶湯に添加することにしても良い。本発明は上記した且つ図面に示した実施形態にのみ限定されるものではなく、要旨を逸脱しない範囲内で適宜変更して実施できるものである。実施形態に記載した語句は一部であっても各請求項に記載できるものである。
【００５２】
（付記）上記した記載から次の技術的思想も把握できる。
（付記項１）各請求項において、Ｓｎ及びＣｕのうちの１種または２種を含むと共にＺｒを含む微細な析出物等の生成物が鋳鉄のマトリックスの粒界に生成していることを特徴とする熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法。高強度化に有利である。
（付記項２）伸びが０．８％以上または１．０％以上である熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に係る高強度球状黒鉛鋳鉄。
（付記項３）伸びが２．０以上である熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に係る高強度球状黒鉛鋳鉄。
（付記項４）熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上であり、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ²以下であることを特徴とする請求項１に係る高強度球状黒鉛鋳鉄。
（付記項５）重量％で、炭素：３．０〜４．５％、シリコン：１．６〜２．５％、マンガン：０．２〜０．５％、マグネシウム：０．０３〜０．０５％、ジルコニウム：０．０００５〜０．０９％を含み、更にスズ及び銅の１種または２種を含み、スズ換算量（スズ換算量=スズ重量％＋銅重量％×０．１）をαとしたとき、αが０．０３〜０．１１％であり、残部が不可避不純物および鉄を含む組成を有すると共に、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
（付記項６）Ｚｒを主要成分とする内層と、Ｓｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度鋳鉄の製造に有利である。
（付記項７）Ｚｒ、Ｓｉを主要成分とする内層と、Ｓｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度鋳鉄の製造に有利である。
（付記項８）Ｚｒ、Ｓｉ及びＦｅを主要成分とする内層と、Ｓｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度鋳鉄の製造に有利である。
（付記項９）Ｚｒを主要成分とする内層と、Ｓｉを主要成分とする外層とを有し、外層は、内層を覆うＳｉ系の第１外層と、第１外層を覆うＦｅ−Ｓｉ系の第２外層とを有することを特徴とするＺｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度を有する鋳鉄の製造に有利である。
（付記項１０）Ｚｒを主要成分とする内層と、Ｓｉを主要成分とする外層とを有する球状黒鉛鋳鉄用Ｚｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度を有する球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。
（付記項１１）Ｚｒを主要成分とする内層と、Ｓｉを主要成分とする外層とを有し、外層は、Ｓｉ系の第１外層と、Ｆｅ−Ｓｉ系の第２外層とを有することを特徴とする球状黒鉛鋳鉄用Ｚｒ系処理剤。Ｚｒの酸化を抑え、Ｚｒを溶湯に溶け込ませ得るため、高強度を有する球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。
（付記項１２）Ｚｒを主要成分とする内層とＳｉを主要成分とする外層とを有するＺｒ系の前記記載または前記各付記項に係る処理剤を用意する工程と、Ｍｇ（一般的には球状化剤）を取鍋内に配置すると共にＺｒ系の処理剤を取鍋内に配置する工程と、取鍋内に溶湯を注入して球状化処理を行う工程と、溶湯を凝固させる工程とを順に実施し、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上である請求項１に係る高強度球状黒鉛鋳鉄を製造する高強度球状黒鉛鋳鉄の製造方法。Ｚｒの酸化を抑え、溶け込み歩留まりの悪いＺｒを効率強く溶湯に溶け込ませ得るため、高強度球状黒鉛鋳鉄の製造に有利である。Ｍｇ（一般的には球状化剤）及びＺｒ系の処理剤は、取鍋内の同一場所に配置しても良いし、取鍋内の別の場所に配置しても良い。
【００５３】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、熱処理を行わないで引張り強度が９００ＭＰａ以上である高強度の球状黒鉛鋳鉄を提供することができる。更に本発明に係る高強度球状黒鉛鋳鉄よれば、切削性も良好である。
【図面の簡単な説明】
【図１】球状化剤及び処理剤を配置した取鍋に溶湯を注入して球状化処理を行う際の説明図
【図２】球状化処理後の溶湯を成形型に注湯する際の接種形態を示す説明図である。
【図３】発明材の光学顕微鏡組織を示す写真図（ナイタル腐食,倍率１００倍）である。
【図４】Ｚｒ系の処理剤の組織構造を概念的に示す模式図である。
【図５】引張り試験片を示す正面図である。
図中、５０は溶解炉、６０は取鍋、２は処理剤、６５は球状化剤を示す。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength spheroidal graphite cast iron having a tensile strength of 900 MPa or more and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, many cast iron parts that are increasingly required to be lighter, such as automobiles, have been replaced with materials having a low specific gravity such as aluminum materials. However, a lightweight material such as an aluminum material often cannot always be reduced in weight by the ratio of specific gravity because of its low characteristics. On the other hand, when the strength of the same kind of material is increased, the properties such as the longitudinal elastic modulus do not basically change. Therefore, theoretically, it is possible to reduce the weight by reducing the thickness by the amount of increased strength. For this reason, the industry is eager to further increase the strength of spheroidal graphite cast iron.
[0003]
Conventionally, spheroidal graphite cast iron is classified as high-strength cast iron. However, even these cast irons having high strength have not achieved a tensile strength of 800 MPa or more in a state where heat treatment is not performed. In addition, when heat treatment is performed, the tensile strength may exceed 1000 MPa, but distortion tends to occur during the heat treatment. Furthermore, heat treatment is a factor that significantly increases the cost of spheroidal graphite cast iron. Accordingly, various studies have been made on increasing the strength by heat treatment, but the actual situation is that it has not yet been put into practical use.
[0004]
Although thinning is effective for weight reduction, thinning of vermicular graphite cast iron and spheroidal graphite cast iron tends to increase casting defects such as poor molten metal flow, chilling, and shrinkage nudity after spheroidizing treatment. There are also issues such as. In order to solve this problem, a technique related to Japanese Patent Publication No. 63-483 for vermicula graphite cast iron in which potato-shaped graphite is dispersed, a technique related to Japanese Patent Publication No. 10-237528 for spheroidal graphite cast iron, etc. However, as seen from the text and accompanying drawings of these publications, these publication techniques are not inventions aimed at increasing the strength of spheroidal graphite cast iron, but simply improving casting defects when casting molten metal. It is aimed at.
[0005]
Japanese Patent Publication No. 63-483 discloses an additive for cast iron containing Zr. JP-A-10-237528 discloses an iron-based spheroidizing agent containing Mg, rare earth, and Zr.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The cast iron additive according to the above-mentioned Japanese Patent Publication No. 63-483, which contains Zr, is intended for treatment of a melt of vermicular graphite cast iron in which non-spherical rice cake-like graphite is dispersed, and in which spherical graphite is dispersed. It is not a treatment agent for graphite cast iron.
[0007]
Further, the iron-based spheroidizing agent according to JP-A-10-237528 described above contains Zr known as an element that inhibits the spheroidization of graphite, but the iron-based spheroidizing agent according to JP-A-10-237528 is disclosed. In the spheroidizing agent of the system, the essence of the effect of Zr is different from that of the present invention. That is, the spheroidizing agent according to Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-237528 discloses that Zr is oxidized preferentially over Mg to suppress the oxidation of Mg, which is an important element that contributes most to spheroidization. It is intended to suppress the formation of oxide (slag) of Mg, which is an important element that contributes most to spheroidization. Therefore, according to the technique using the spheroidizing agent according to the above-mentioned JP-A-10-237528, Zr is present floating in the molten metal as slag soot that is exclusively an oxide. Zr is not present in the solidified spheroidal graphite cast iron matrix produced by the spheroidizing agent. As evidence, Tables 2 and 5 of the specification related to JP-A-10-237528 show the composition of spheroidal graphite cast iron after spheroidizing treatment, but Zr is included in spheroidal graphite cast iron after solidification. Not. Incidentally, as shown in Tables 2 and 5, the spheroidal graphite cast iron does not contain Sn or Cu.
[0008]
By the way, generally, in order to improve the tensile strength of spheroidal graphite cast iron without performing heat treatment, a method of pearlizing a matrix of cast iron material is performed. However, if no heat treatment is performed in this method, the tensile strength of spheroidal graphite cast iron is at most 700 MPa. However, even with the same iron-based material, the steel material (non-cast iron material) whose matrix is made of pearlite can exceed the tensile strength of 900 MPa. The difference in strength is that cast iron is a method of injecting molten metal into a mold such as a sand mold and solidifying it. Therefore, the cast iron melt is required to have good fluidity in the cavity of the mold, and the melt fluidity is reduced. This is because the cast iron material contains a large amount of carbon that causes a decrease in strength although it increases.
[0009]
That is, in order to add fluidity to the molten metal, carbon and Si are generally added to cast iron 10 times or more than steel. Since the added carbon becomes graphite grains having a flake shape, a spherical shape, or an intermediate shape thereof in the matrix when solidified, this portion provides a notch effect and reduces the strength of cast iron. Therefore, even in the case of cast iron when the matrix is pearlite, the tensile strength is at most about 730 MPa without heat treatment.
[0010]
This invention is made | formed in view of the recent request | requirement in the above-mentioned spheroidal graphite cast iron, and makes it a subject to provide the high strength spheroidal graphite cast iron whose tensile strength is 900 Mpa or more, without performing heat processing.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The present inventor has been diligently developing to develop a spheroidal graphite cast iron having high strength. Since the present inventor easily oxidizes Zr, it pays attention to the fact that Zr oxide is an element that immediately forms slag soot and does not dissolve in the melt of the spheroidal graphite cast iron, and actively dissolves Zr in the melt. Has developed a new Zr-based treatment for spheroidal graphite cast iron. This novel treating agent basically has an outer layer portion mainly composed of an oxide-generating element such as silicon, and an inner layer portion in which the zirconium content (wt%) is set higher than that of the outer layer portion. It is. As a typical treatment agent, an inner layer containing Zr as a main component (for example, Zr-Si-Fe type) is used, and an outer layer containing Si as a main component (one or more outer layers such as Si-Fe type, Si type). ). The outer layer does not contain Zr, or the Zr-containing concentration (% by weight) is considerably lower than that of the inner layer.
[0012]
The inventor of the present invention uses such a novel Zr-based treatment agent for spheroidal graphite cast iron together with a spheroidizing agent, and uses one or two of Sn and Cu as the composition of the spheroidal graphite cast iron after the spheroidizing treatment. Seeds are blended, and by weight, carbon: 3.0-4.5%, silicon: 1.6-2.5%, manganese: 0.2-0.5%, magnesium: 0.03-0. 05%, zirconium: 0.0005 to 0.09%, and further includes one or two of tin and copper, tin equivalent (tin equivalent = tin weight% + copper weight% x 0.1) When α is α, α is 0.03 to 0.11%, and the balance is inevitable impurities and iron Consist of If it was set to the composition, it was found that a high-strength spheroidal graphite cast iron having a tensile strength of 900 MPa or more could be obtained without performing a heat treatment, which was confirmed by a test to complete the high-strength spheroidal graphite cast iron according to the present invention.
[0013]
The reason why a spheroidal graphite cast iron having a high tensile strength of 900 MPa or more is obtained in the present invention is not necessarily clear at present, but is presumed as follows. That is, according to the above-described novel Zr-based treatment agent, an oxide-generating element such as Si contained outside Zr is preferentially oxidized with oxygen in the molten metal to generate an oxide. It is presumed that oxygen in the vicinity of Zr is consumed, and that Zr is prevented from becoming an oxide, so that Zr is positively dissolved in the molten spheroidal graphite cast iron.
[0014]
As a result, if the composition of the spheroidal graphite cast iron is as described above, products such as fine precipitates containing Zr and containing one or two kinds of Sn and Cu are judged from the structure state after solidification. It is possible to generate uniformly and well at the grain boundary of the cast iron matrix, thereby strengthening the pearlite matrix in the spheroidal graphite cast iron, and further refine the crystal grains of the pearlite matrix and the spheroidal graphite. This is presumably because the strength of spheroidal graphite cast iron can be further increased. In addition, in the high-strength spheroidal graphite cast iron according to the present invention, a fine product containing one or two of Sn and Cu and containing Zr is generated at the grain boundary of the spheroidal graphite cast iron matrix. Has been confirmed by.
[0015]
The high-strength spheroidal graphite cast iron according to the present invention is, by weight, carbon: 3.0-4.5%, silicon: 1.6-2.5%, manganese: 0.2-0.5%, magnesium: 0.03 to 0.05%, zirconium: 0.0005 to 0.09%, further including one or two of tin and copper, tin equivalent (tin equivalent = tin weight% + copper weight%) X0.1) is α, α is 0.03 to 0.11%, the balance is inevitable impurities and iron Consist of The tensile strength is 900 MPa or more without performing heat treatment.
[0016]
A method for producing high-strength spheroidal graphite cast iron according to the present invention includes a treatment agent having an outer layer portion containing an oxide-generating element as a main component and an inner layer portion in which a zirconium-containing concentration is set higher than the outer layer portion, and a spheroidizing agent, The step of preparing the spheroidizing agent and the treatment agent simultaneously or individually, and the step of solidifying the molten metal to which the spheroidizing agent and the treatment agent are added, in order, without performing heat treatment. A high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1 having a tensile strength of 900 MPa or more is produced.
[0017]
According to the spheroidal graphite cast iron according to the present invention, while improving the pearlite ratio in the matrix and ensuring the spheroidization ratio of the graphite, the spheroidal graphite is refined and the crystal grains are refined, so that the strength is increased. It can be planned. The spheroidal graphite cast iron according to the present invention is excellent in strength and can have a tensile strength of 900 MPa or more. In particular, the tensile strength can be 900 MPa or more even in an as-cast state without heat treatment.
[0018]
In addition, when an alloy element is simply blended at the ratio of the cast iron composition described above, Zr does not dissolve in the molten metal, and the target high-strength spheroidal graphite cast iron cannot be obtained. In addition, when reaction dissolution of Zr and Fe is attempted over time, Zr is oxidized to produce Zr oxide, and Mg which is important as a spheroidizing element causes a fading phenomenon. Spheroidization does not occur sufficiently, the strength of the spheroidal graphite cast iron is remarkably reduced, and the target high strength performance of the spheroidal graphite cast iron cannot be obtained. The fading phenomenon is a phenomenon in which Mg added for spheroidizing treatment is reduced as it is oxidized or reacted with other elements over time and consumed, and spheroidization does not progress over time.
[0019]
The spheroidal graphite cast iron according to the present invention does not undergo heat treatment, and can be used in an as-cast state or a state in which a little machining is performed.
[0020]
Hereinafter, the reason for limiting the composition of the spheroidal graphite cast iron according to the present invention will be described.
[0021]
(C: 3.0 to 4.5%) Regarding the compounding amount of C, if it is less than the lower limit value of C described above, the graphite amount of the spheroidal graphite cast iron according to the present invention is insufficient, and the fluidity of the molten metal is deteriorated. In addition, the intended high strength cannot be obtained with an increase in the chill structure. If the upper limit of C is exceeded, C becomes excessive, the cast iron material itself becomes brittle, and the desired high strength cannot be obtained. Therefore, the amount of C is determined to be 3.0 to 4.5% by weight. Considering the above circumstances, the amount of C is preferably 3.0 to 4.4% and 3.6 to 3.8% by weight. Examples of the lower limit value of C include 3.1%, 3.2%, 3.3%, and the upper limit value of C corresponding to the lower limit value of C is 4.4%, 4.3%, 4% For example, 2%.
[0022]
(Si: 1.6-2.5%) For Si, if it is less than the above-mentioned lower limit of Si, not only the fluidity of the spheroidal graphite cast iron melt according to the present invention is deteriorated, but also with an increase in the chill structure, The desired high strength cannot be obtained. On the other hand, when the Si upper limit is exceeded, the homogeneity of the material is deteriorated and the cast iron becomes brittle, and the impact strength particularly at a low temperature is remarkably lowered. Further, the hardness is lowered and the desired high strength cannot be obtained. Therefore, the amount of Si is set to 1.6 to 2.5% by weight. Considering the above circumstances, the Si amount is preferably 1.7 to 2.4% and 2.2 to 2.4% by weight. Examples of the lower limit of Si include 1.8% and 1.9%, and examples of the upper limit of Si corresponding to the lower limit of Si include 2.3% and 2.2%.
[0023]
(Mn: 0.2% to 0.5%) Mn is an element that tends to promote pearlite formation in the cooling process, and its influence on strength is important. When the Mn is less than the above lower limit value by weight%, the sulfide existing in the molten metal is segregated and remains, resulting in a decrease in strength. On the other hand, when the above upper limit of Mn is exceeded, chilling is promoted, so that the structure of cementite, martensite, etc. increases in the matrix, and the strength and hardness increase, but the mechanical workability decreases, so it is practical. It will not be a material. Therefore, the amount of Mn is determined to be 0.2% to 0.5% by weight. Considering the above circumstances, the amount of Mn is preferably 0.3 to 0.5% and 0.3 to 0.4% by weight. Examples of the lower limit of Mn include 0.22% and 0.25%, and examples of the upper limit of Mn corresponding to the lower limit of Mn include 0.45% and 0.47%.
[0024]
(Mg: 0.03% to 0.05%) Mg is a spheroidizing element added for spheroidization. If it is less than the lower limit of Mg, the spheroidization of the graphite does not proceed sufficiently, and stress concentration occurs in the graphite precipitation portion in the matrix in the solidified structure, and the intended strength cannot be obtained. On the other hand, since Mg is an element that is very easy to oxidize, if the upper limit of Mg described above is exceeded, Mg oxide in the matrix tends to increase and the strength of the matrix tends to decrease. It is difficult to obtain. Therefore, the amount of Mg is determined to be 0.03% to 0.05% by weight. Preferably, the amount of Mg is 0.035 to 0.045% by weight. Examples of the lower limit of Mg include 0.033%, and examples of the upper limit of Mg corresponding to the lower limit of Mg include 0.048%.
[0025]
(Zr: 0.0005% to 0.09%) As described above, the mechanism of improvement due to the addition of Zr is not clear, but if the structure of spheroidal graphite cast iron after solidification is observed, the particle size of the graphite grains is consequently reduced. The strength of the pearlite matrix is improved by miniaturization and generation of Zr carbide. If it is less than the above lower limit of Zr, it is difficult to generate carbides sufficient to reinforce the matrix, and it is also difficult to make graphite finer. Therefore, the intended high strength spheroidal graphite cast iron cannot be obtained. On the other hand, when the upper limit value of Zr is exceeded, spheroidization of graphite is hindered, stress concentration is likely to occur at the graphite precipitation portion in the matrix, and it becomes difficult to obtain the intended strength. Therefore, Zr is determined to be 0.0005% to 0.09% by weight. Considering the above-described circumstances, the amount of Zr is preferably 0.0006% to 0.09% and 0.030% to 0.080% by weight. Examples of the lower limit of Zr include 0.001% and 0.01%, and examples of the upper limit of Zr corresponding to the lower limit of Zr include 0.085% and 0.075%.
[0026]
(Α: 0.03 to 0.11%) When α is defined as a tin equivalent (tin equivalent = tin weight% + copper weight% × 0.1), α is defined as 0.03 to 0.11%. It was. Sn is a pearlite element added for the purpose of strengthening the matrix. Cu is a pearlite element added for the purpose of strengthening the matrix, but the sensitivity is reduced in the above effect compared to Sn, and is effectively about 1/10 of the effect of Sn. As a conversion amount, it can be grasped as copper weight% × 0.1. If α is less than the above lower limit, sufficient pearlite is not generated in the matrix, and the intended strength cannot be obtained. On the other hand, when α exceeds the above-described upper limit, the strength of the matrix is remarkably lowered, and a chill structure is precipitated, resulting in difficult processability. Therefore, α was determined as 0.03% to 0.11% by weight. Considering the above circumstances, α is preferably 0.04% to 0.11%, 0.04% to 0.10%, and 0.04% to 0.09% by weight. Examples of the lower limit value of α include 0.035%, 0.040%, and the like. Examples of the upper limit value of α corresponding to the lower limit value of α include 0.095%.
[0027]
(Sn, Cu) Sn alone may be used, Cu alone may be used, or both Sn and Cu may be used. When Sn is used alone, Sn is 0.03% to 0.11% by weight, and preferably Sn is 0.040% to 0.080% by weight. When Cu is used alone, Cu is 0.90% by weight or less, particularly 0.65% or less, and Cu is preferably 0.20% to 0.60% by weight.
[0028]
The matrix of spheroidal graphite cast iron according to the present invention is mainly pearlite. The pearlite ratio in the matrix (removal of the graphite part) is generally 85 to 98% and 87 to 95% in terms of area ratio.
[0029]
In producing the above spheroidal graphite cast iron, when pouring the molten metal after the spheroidizing treatment into a mold (sand mold or mold), an Fe-Si-based inoculant can be added. In this case, it is preferable to add the inoculum within 10 minutes (especially within 8 minutes) after the spheroidization treatment. If this time is exceeded, the effect of the inoculum will be reduced. If the amount of the inoculant is increased to compensate for this, as a result, the amount of alloying elements such as Si in the matrix of the spheroidal graphite cast iron increases excessively, so that necessary characteristics may not be obtained. In this case, the toughness of spheroidal graphite cast iron is particularly lowered.
[0030]
FIG. 4 shows a conceptual schematic diagram of the Zr-based treatment agent 2 developed by the present inventor in order to obtain the above-described high-strength spheroidal graphite cast iron. As shown in FIG. 4, the treatment agent 2 basically has Si as a main component outside the inner layer 10 formed of an alloy having Zr as a main component (for example, Zr—Si—Fe system). The outer layer 20 is covered. The inner layer 10 can be formed of an alloy containing Zr as a main component. In particular, the inner layer 10 can be formed of a Zr—Si—Fe-based alloy. When the inner layer 10 itself is 100%, Zr is basically 45 to 70% by weight and Si is 25 to 25%. The composition of 45%, 3-15% Fe, and inevitable impurities can be set. However, it is not limited to this. As shown in FIG. 4, the outer layer 20 containing Si as a main component preferably includes a first outer layer 21 that covers the inner layer 10 and a second outer layer 22 that covers the first outer layer 21. The first outer layer 21 has the highest Si, and when the first outer layer 21 itself is 100%, Si can be basically 70 to 100% by weight, but is limited to this. is not. The second outer layer 22 is high in Si, and can be formed of an Fe-Si alloy. When the second outer layer 22 itself is 100%, Si is 20 to 70% by weight, and the balance is inevitable impurities and The composition can be substantially Fe, but is not limited thereto. The first outer layer 21 and the second outer layer 22 do not contain Zr or have a much lower concentration of Zr than the inner layer 10.
[0031]
In general, even when a processing agent according to the prior art containing Zr is added to the molten metal, the Zr portion having a high melting point undergoes oxidation from its surface to generate an oxide. For this reason, the diffusion of Zr into the molten metal is hindered. However, according to the Zr-based novel treating agent 2 shown in FIG. 4 described above, generally, the outer second outer layer 22, the second outer layer 22, and the second outer layer 22 are in a stage before the inner layer 10 containing Zr as a main component contacts the molten metal. 1 The outer layer 21 is easy to contact the molten metal. Therefore, Si contained in the second outer layer 22 and Si contained in the first outer layer 21 combine with oxygen in the molten metal to generate Si oxide, and consume oxygen in the molten metal. For this reason, at the stage where the inner layer 10 containing Zr as a main component comes into contact with the molten metal, the consumption of oxygen in the molten metal portion near the treatment agent 2 is progressing, so that the oxidation of Zr is suppressed, and Zr is high in the molten metal. It is assumed that it melts at the yield. FIG. 4 is a conceptual diagram modeling the tissue structure of the treatment agent 2 and does not define a detailed organizational structure.
[0032]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments embodying the present invention will be described together with comparative examples and conventional examples.
[0033]
Spheroidal graphite cast iron or pig iron with adjusted contents of C, Si, S, etc. was used as a starting material. After adjusting the contents of C, Si, S, etc., the melting raw material was heated to 1580 ° C. in a high-frequency melting furnace 50 (melting weight: 25 kgw, hereinafter referred to as melting furnace) to perform melting. Thereafter, the additive elements C, Si, Mn, Sn, and Cu were added as appropriate to adjust the molten metal components. When the added components are sufficiently dissolved in the molten metal and the temperature again reaches 1550 ° C. or higher, the melting furnace 50 is tilted as shown in FIG. 1, and the molten metal is poured into the ladle 60 from the outlet 50a of the melting furnace 50. I made hot water. In this case, at the bottom of the ladle 60, Mg-based spheroidizing agent 65 (average particle size: 5.0 to 1.5 mm) and Zr-based treatment agent 2 (average particle size: 1.0 to 3. 0 mm). Specifically, the Mg-based spheroidizing agent 65 was placed in the chamber 61 at the bottom of the ladle 60, and the Zr-based treating agent 2 was placed thereon and covered with an iron plate 68 for protection.
[0034]
The main reason for disposing the treating agent 2 on the Mg-based spheroidizing agent 65 is that an endothermic phenomenon occurs when the spheroidizing treatment is performed by contacting the spheroidizing agent 65 and the molten metal. It is intended to avoid as much as possible and to bring the high-temperature molten metal into contact with the treatment agent 66. The average particle diameter of the Mg-based spheroidizing agent 65 and the average particle diameter of the Zr-based treating agent 2 are not limited to those described above.
[0035]
A conceptual schematic diagram of the Zr-based treatment agent 2 used in the present embodiment is shown in FIG. This treatment agent 2 basically has a structure in which a Si-based outer layer 20 is coated on the outside of an inner layer 10 formed of a Zr—Si—Fe-based alloy. The Si-based outer layer 20 includes a first outer layer 21 that covers the inner layer 10 and a second outer layer 22 that covers the first outer layer 21.
[0036]
The inner layer 10 is formed of a Zr—Si—Fe-based alloy. When the inner layer 10 itself is 100%, basically, Zr is 58%, Si is 35%, and Fe is 7% by weight. It was set. When the Zr-based treating agent 2 was 100%, the ratio of the inner layer 10 (melting point: about 1600 ° C.) was 13% by weight. The average particle size of the inner layer 10 was 30 to 200 μm (for example, 50 μm).
[0037]
The first outer layer 21 (melting point: about 1414 ° C.) is an alloy having the highest Si, and when the first outer layer 21 itself is 100%, Si is basically 100% by weight. . When the Zr-based treatment agent 2 was 100%, the first outer layer 21 was 47% by weight. The average particle diameter of the first outer layer 21 was 60 to 400 μm (for example, 100 μm). The outermost second outer layer 22 (melting point: about 1220 ° C.) is formed of an Fe—Si alloy. When the second outer layer 22 itself is 100%, Si is 56% by weight and Fe is 42%. It was supposed to have a composition. When the Zr-based treatment agent 2 was 100%, the second outer layer 22 was 40% by weight. The first outer layer 21 and the second outer layer 22 do not contain Zr or have a much lower concentration of Zr than the inner layer 10.
[0038]
As described above, the molten metal was spheroidized by pouring the hot molten metal into the ladle 60 in which the Mg-based spheroidizing agent 65 and the Zr-based treating agent 2 were previously installed. After the spheroidizing treatment, the ladle 60 is inclined as shown in FIG. 2, whereby the molten metal in the ladle 60 is poured into a molding die 80 (sand mold) for a Y block (JIS-G5502 B test piece). And solidified to obtain invention materials (No. 1 to No. 10) which are test pieces.
[0039]
When the molten metal was poured into the mold 80, the molten metal temperature was 1410 ° C. or higher while adding the inoculum (ferrosilicon) as shown in FIG. In this case, the hot water was poured into the mold 80 within 8 minutes after the spheroidizing treatment. This is to suppress the fading phenomenon.
[0040]
[Table 1]

[0041]
Table 1 shows the compositions of the inventive materials (No. 1 to No. 10) produced as described above. In Table 1, Bal. Means a substantial balance. As shown in Table 1, the inventive materials (No. 1 to No. 10) are by weight, carbon: 3.0-4.5%, silicon: 1.6-2.5%, manganese: 0.2 -0.5%, Magnesium: 0.03-0.05%, Zirconium: 0.0005-0.09%, Tin conversion amount (Tin conversion amount = Tin weight% + Copper weight% x 0.1) Where α is 0.03 to 0.11%, the balance is inevitable impurities and iron Consist of Having a composition. S as an inevitable impurity was 0.02% or less by weight%, and P was 0.1% or less.
[0042]
Similarly, the molten metal for spheroidal graphite cast iron according to Comparative Example 1 (equivalent to JIS G 5503 FCD700), the molten metal for spheroidal graphite cast iron according to Comparative Example 2 (equivalent to JIS G 5503FCAD900), and the molten metal for spheroidal graphite cast iron according to Comparative Example 3 Each molten metal (equivalent to FCD450) was melted, and similarly, poured into a Y block (JIS-G5502 B test piece) mold, solidified, and non-heat treated type spheroidal graphite cast iron according to Comparative Example 1, Comparative Example Heat-treated spheroidal graphite cast iron according to No. 2 and non-heat-treated spheroidal graphite cast iron according to Comparative Example 3 were obtained. FCAD means an austempered product. FCD450 is, by weight, carbon: 2.5% or more, silicon: 2.7% or less, manganese: 0.4% or less, magnesium: 0.09% or less, phosphorus: 0.08% or less, sulfur: 0 0.02% or less of the composition. FCD700 is based on the composition of FCD450, with a small amount of tin added for pearlite formation, and no zirconium added.
[0043]
FIG. 3 shows a typical optical microscopic structure (night corrosion, 100 times magnification) of the obtained invention material (No. 2). As shown in FIG. 3, spherical graphite is fine and has a large number. Fine spherical graphite is effective for increasing the strength. Although it is not easy to measure the crystallite size of the pearlite structure with an optical microscope, if the spherical graphite is fine, it is generally considered in terms of metallography that the crystal grains of the matrix are fine.
[0044]
Each inventive material (No. 1 to No. 10) obtained with the Y block forming die 80 was machined to form a tensile test piece. A tensile specimen is shown in FIG. And the tension test was done about the tension test piece. Further, a cutting test was performed using the cast iron materials of Comparative Examples 1 to 3 described above and the inventive materials (No. 1 to No. 10) in an as-cast state without performing heat treatment, and the machinability was evaluated. In the cutting test, in order to clarify the ease of machinability, which is also one of the features of the invention material, the cutting evaluation was performed on the workability with a general carbide cutting tool under the following conditions, and Flank wear (V _B ) And the results of cutting evaluation are also shown in Table 2.
(Cutting evaluation conditions)
Work material: Outer diameter 30mm
Cutting speed: 150 m / min
Feeding: 0.15mm / rev
Cutting: 0.3mm
Cutting oil: Water-soluble cutting oil (Chemcool SR-1)
Cutting length: 1000m
[0045]
[Table 2]

[0046]
As shown in Table 2, according to the invention materials (No. 1 to No. 10), the tensile strength was 900 MPa or more, which was extremely high. Invention No. No. 1 has a tensile strength of about 923 MPa. No. 2 has a tensile strength of about 908 MPa. 3 had a tensile strength of about 922 MPa. Invention No. No. 4 has a tensile strength of about 926 MPa. No. 5 had a tensile strength of about 921 MPa. Invention No. No. 6 has a tensile strength of about 914 MPa and has a lot of Sn and Zr. 7 had a tensile strength of about 929 MPa. Invention No. No. 8 has a tensile strength of about 900 MPa. No. 9 has a tensile strength of about 920 MPa. No. 10 had a tensile strength of about 908 MPa.
[0047]
With regard to the elongation, No. with a large amount of carbon and silicon affecting the CE value. 9, no. Excluding 10, 2.0% or more was obtained. In particular, the invention material No. 2, no. 5, no. 6, no. For No. 8, an elongation of 3.0% or more was obtained. The impact value (Charpy impact test JIS Z2202 No. 3 test piece with U groove notch) is 5 J / cm because no heat treatment was performed. ² It was the following.
[0048]
According to FCD700 which concerns on the comparative example 1, it was a non-heat-treatment type and the tensile strength was as low as about 730 MPa. According to FCAD900 subjected to the austemper heat treatment according to Comparative Example 2, although the tensile strength was as high as about 950 MPa, the cutting tool was lost. This is because the structure is changed to hard bainite by heat treatment, and the aggressiveness to the cutting tool is increased. Further, according to the non-heat treatment type FCD450 according to Comparative Example 3, the tensile strength was as low as about 482 MPa.
[0049]
Further, according to the cutting edge wear amount of the cutting tool, the inventive materials (No. 1 to No. 10) have a considerably high percentage of pearlite in the structure, but have good cutting properties as shown in Table 2, and the cutting edge wear amount. Was suppressed. The good machinability of the inventive material is presumed to be due to the refinement of spherical graphite and the increase in the number of grains.
[0050]
As can be understood from the above test results, the inventive materials (No. 1 to No. 10) are non-heat treated molds that do not undergo heat treatment, and have a high tensile strength of 900 MPa or more despite being in an as-cast state. In addition, the machinability was good. As a result, it has become possible to reduce the weight of cast iron parts that have been eagerly desired, and it is possible to dramatically reduce the weight of automobile parts and the like at a low cost.
[0051]
(Others) According to the above-described embodiment, the spheroidizing agent and the treatment agent are simultaneously added to the molten metal, but the spheroidizing agent and the treatment agent may be separately added to the molten metal. For example, the treatment agent may be added to the molten metal after the spheroidizing agent is added to the molten metal. Alternatively, the spheroidizing agent may be added to the molten metal after the treatment agent is added to the molten metal. The present invention is not limited to the embodiments described above and shown in the drawings, and can be implemented with appropriate modifications within a range not departing from the gist. The phrase described in the embodiment can be described in each claim even if it is a part.
[0052]
(Supplementary note) The following technical idea can be grasped from the above description.
(Additional Item 1) In each claim, products such as fine precipitates containing Zr and containing one or two of Sn and Cu are formed at the grain boundaries of the cast iron matrix. A high-strength spheroidal graphite cast iron and a method for producing the same, characterized by having a tensile strength of 900 MPa or more without performing the heat treatment. It is advantageous for high strength.
(Additional Item 2) The high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1, wherein the tensile strength is 900 MPa or more without performing a heat treatment having an elongation of 0.8% or more or 1.0% or more.
(Additional Item 3) The high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1, wherein the tensile strength is 900 MPa or more without performing a heat treatment having an elongation of 2.0 or more.
(Additional Item 4) Without performing heat treatment, the tensile strength is 900 MPa or more, and the impact value is 5 J / cm. ² The high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1, wherein:
(Additional Item 5) By weight%, carbon: 3.0 to 4.5%, silicon: 1.6 to 2.5%, manganese: 0.2 to 0.5%, magnesium: 0.03 to 0. 05%, zirconium: 0.0005 to 0.09%, and further includes one or two of tin and copper, tin equivalent (tin equivalent = tin weight% + copper weight% x 0.1) α is 0.03 to 0.11%, α has a composition containing inevitable impurities and iron, and the tensile strength is 900 MPa or more without performing heat treatment. Method for producing spheroidal graphite cast iron.
(Additional Item 6) A Zr-based treating agent having an inner layer containing Zr as a main component and an outer layer containing Si as a main component. Since the oxidation of Zr can be suppressed and Zr can be dissolved in the molten metal, it is advantageous for the production of high-strength cast iron.
(Additional Item 7) A Zr-based treating agent having an inner layer mainly composed of Zr and Si and an outer layer mainly composed of Si. Since the oxidation of Zr can be suppressed and Zr can be dissolved in the molten metal, it is advantageous for the production of high-strength cast iron.
(Additional Item 8) A Zr-based treatment agent having an inner layer mainly composed of Zr, Si and Fe and an outer layer mainly composed of Si. Since the oxidation of Zr can be suppressed and Zr can be dissolved in the molten metal, it is advantageous for the production of high-strength cast iron.
(Additional Item 9) It has an inner layer containing Zr as a main component and an outer layer containing Si as a main component, and the outer layer is made of a Si-based first outer layer covering the inner layer, and an Fe-Si-based coating covering the first outer layer. A Zr-based treatment agent comprising a second outer layer. Since the oxidation of Zr can be suppressed and Zr can be dissolved in the molten metal, it is advantageous for producing cast iron having high strength.
(Additional Item 10) A Zr-based treating agent for spheroidal graphite cast iron having an inner layer containing Zr as a main component and an outer layer containing Si as a main component. Since the oxidation of Zr can be suppressed and Zr can be dissolved in the molten metal, it is advantageous for producing spheroidal graphite cast iron having high strength.
(Additional Item 11) It has an inner layer containing Zr as a main component and an outer layer containing Si as a main component, and the outer layer has an Si-based first outer layer and an Fe—Si-based second outer layer. A Zr-based treating agent for spheroidal graphite cast iron. Since the oxidation of Zr can be suppressed and Zr can be dissolved in the molten metal, it is advantageous for producing spheroidal graphite cast iron having high strength.
(Additional Item 12) A step of preparing a processing agent according to the above description or each additional item having an inner layer containing Zr as a main component and an outer layer containing Si as a main component, and Mg (generally spherical And the Zr-based treatment agent in the ladle, the step of injecting the molten metal into the ladle and spheroidizing, and the step of solidifying the molten metal. The method for producing high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1, wherein the high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1 is produced in order, and the tensile strength is 900 MPa or more without performing heat treatment. Since Zr oxidation is suppressed and Zr having a poor penetration yield can be efficiently dissolved in the molten metal, it is advantageous for producing high-strength spheroidal graphite cast iron. Mg (generally a spheroidizing agent) and a Zr-based treatment agent may be arranged in the same place in the ladle or in another place in the ladle.
[0053]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to provide high-strength spheroidal graphite cast iron having a tensile strength of 900 MPa or more without performing heat treatment. Furthermore, the high-strength spheroidal graphite cast iron according to the present invention has good machinability.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram when performing spheroidizing treatment by pouring molten metal into a ladle in which a spheroidizing agent and a treating agent are arranged
FIG. 2 is an explanatory view showing an inoculation form when pouring molten metal after spheroidizing treatment into a mold.
FIG. 3 is a photograph showing an optical microscope structure of the inventive material (nitral corrosion, magnification of 100 times).
FIG. 4 is a schematic diagram conceptually showing the structure of a Zr-based treatment agent.
FIG. 5 is a front view showing a tensile test piece.
In the figure, 50 is a melting furnace, 60 is a ladle, 2 is a treatment agent, and 65 is a spheroidizing agent.

Claims

By weight, carbon: 3.0-4.5%, silicon: 1.6-2.5%, manganese: 0.2-0.5%, magnesium: 0.03-0.05%, zirconium: Including 0.0005 to 0.09%, further including one or two of tin and copper, when tin conversion amount (tin conversion amount = tin weight% + copper weight% × 0.1) is α, A high-strength spheroidal graphite cast iron, characterized in that α is 0.03 to 0.11%, the balance is made of inevitable impurities and iron , and the tensile strength is 900 MPa or more without heat treatment.

2. The high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1, wherein the tensile strength is 900 MPa or more without performing a heat treatment in which the tin is 0.04 to 0.08% by weight.

A step of preparing a spheroidizing agent, a processing agent having an outer layer part containing an oxide-generating element as a main component and an inner layer part in which a zirconium-containing concentration is set higher than the outer layer part;
Adding the spheroidizing agent and the treating agent simultaneously or individually to the molten metal;
Sequentially performing the step of solidifying the molten metal to which the spheroidizing agent and the treatment agent are added,
A method for producing a high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1, wherein the high-strength spheroidal graphite cast iron according to claim 1 is produced without performing heat treatment and having a tensile strength of 900 MPa or more.