JP2003138337A - 低熱膨張鋳造合金 - Google Patents
低熱膨張鋳造合金Info
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- JP2003138337A JP2003138337A JP2001334278A JP2001334278A JP2003138337A JP 2003138337 A JP2003138337 A JP 2003138337A JP 2001334278 A JP2001334278 A JP 2001334278A JP 2001334278 A JP2001334278 A JP 2001334278A JP 2003138337 A JP2003138337 A JP 2003138337A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱膨張係数が十分に小さくて、精密な形状物
や複雑な形状物の製作にも優れ、且つ極めて鋳造性がよ
く、また鋳造後に適切な熱処理を施すことにより、高Ｃ
成分でありながら熱膨張が極めて小さい低熱膨張鋳造合
金の提供を課題とする。 【解決手段】 成分組成が重量％で、Ｎｉ：２６．０〜
３０．０％、Ｃｏ：６．０〜１０．０％、Ｃ：２．０〜
２．５％、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：０．５％未満を
含有する他に、希土類元素を０．０１〜０．０６％含有
し、残部が実質的にＦｅからなり、鋳造の際に黒鉛の球
状化処理と脱酸・脱ガス処理とがなされている低熱膨張
鋳造合金である。
や複雑な形状物の製作にも優れ、且つ極めて鋳造性がよ
く、また鋳造後に適切な熱処理を施すことにより、高Ｃ
成分でありながら熱膨張が極めて小さい低熱膨張鋳造合
金の提供を課題とする。 【解決手段】 成分組成が重量％で、Ｎｉ：２６．０〜
３０．０％、Ｃｏ：６．０〜１０．０％、Ｃ：２．０〜
２．５％、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：０．５％未満を
含有する他に、希土類元素を０．０１〜０．０６％含有
し、残部が実質的にＦｅからなり、鋳造の際に黒鉛の球
状化処理と脱酸・脱ガス処理とがなされている低熱膨張
鋳造合金である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は低熱膨張鋳造合金に
関し、詳しくは温度に対する寸法安定精度が要求される
機器、部品等に使用される低熱膨張鋳造合金に関する。
関し、詳しくは温度に対する寸法安定精度が要求される
機器、部品等に使用される低熱膨張鋳造合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】鉄系の低熱膨張材として、従来、常温付
近でほとんど膨張しない３５．５％Ｎｉ−Ｆｅ合金（イ
ンバー）、３２％Ｎｉ−５％Ｃｏ−Ｆｅ合金（スーパー
インバー）が知られている。しかしながら上記インバー
やスーパーインバーは、ＣやＳｉを含まないことから湯
流れ性が悪く、鋳造による精密な形状或いは複雑な形状
をうまく製作できないという問題があった。また凝固組
織において黒鉛を含まないオーステナイトであるため、
その切削加工性が悪いという問題があった。また特開平
４−２８９１４９号に示されるように、上記インバーや
スーパーインバーを製造するには、特殊な加工を施さな
ければならないという問題がある。更に特開昭５８−２
１０１４９号、特開平３−９０５４１号、特開平４−１
３６１３６号、特開平８−２６９６１３号、特開平１１
−１５８５４２号には、Ｃ、Ｓｉを添加して鋳造性を改
善した低熱膨張材が提供されているが、このような組成
においてはオーステナイトからマルテンサイトへの組織
変化が起こりやすく、一方、それを避けようとすると組
成的に低熱膨張特性が損なわれることになる。その他、
鋳造性の良好な熱膨張の小さい材料として、ニレジスト
鋳鉄等が知られているが、熱膨張係数に関しては鋼材、
鋳鉄材の約１／２程度である。
近でほとんど膨張しない３５．５％Ｎｉ−Ｆｅ合金（イ
ンバー）、３２％Ｎｉ−５％Ｃｏ−Ｆｅ合金（スーパー
インバー）が知られている。しかしながら上記インバー
やスーパーインバーは、ＣやＳｉを含まないことから湯
流れ性が悪く、鋳造による精密な形状或いは複雑な形状
をうまく製作できないという問題があった。また凝固組
織において黒鉛を含まないオーステナイトであるため、
その切削加工性が悪いという問題があった。また特開平
４−２８９１４９号に示されるように、上記インバーや
スーパーインバーを製造するには、特殊な加工を施さな
ければならないという問題がある。更に特開昭５８−２
１０１４９号、特開平３−９０５４１号、特開平４−１
３６１３６号、特開平８−２６９６１３号、特開平１１
−１５８５４２号には、Ｃ、Ｓｉを添加して鋳造性を改
善した低熱膨張材が提供されているが、このような組成
においてはオーステナイトからマルテンサイトへの組織
変化が起こりやすく、一方、それを避けようとすると組
成的に低熱膨張特性が損なわれることになる。その他、
鋳造性の良好な熱膨張の小さい材料として、ニレジスト
鋳鉄等が知られているが、熱膨張係数に関しては鋼材、
鋳鉄材の約１／２程度である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】そこで本発明は上記従
来における低熱膨張材の欠点を解消し、熱膨張係数が十
分に小さくて、精密な形状物や複雑な形状物の製作にも
優れ、且つ極めて鋳造性がよく、また鋳造後に適切な熱
処理を施すことにより、高Ｃ成分でありながら熱膨張が
極めて小さい低熱膨張鋳造合金の提供を課題とする。
来における低熱膨張材の欠点を解消し、熱膨張係数が十
分に小さくて、精密な形状物や複雑な形状物の製作にも
優れ、且つ極めて鋳造性がよく、また鋳造後に適切な熱
処理を施すことにより、高Ｃ成分でありながら熱膨張が
極めて小さい低熱膨張鋳造合金の提供を課題とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を達成するた
め、本発明の低熱膨張鋳造合金は、成分組成が重量％
で、Ｎｉ：２６．０〜３０．０％、Ｃｏ：６．０〜１
０．０％、Ｃ：２．０〜２．５％、Ｓｉ：１．０％未
満、Ｍｎ：０．５％未満を含有する他に、希土類元素を
０．０１〜０．０６％含有し、残部が実質的にＦｅから
なり、鋳造の際に黒鉛の球状化処理と脱酸・脱ガス処理
とがなされていることを第１の特徴としている。また本
発明の低熱膨張鋳造合金は、上記第１の特徴に加えて、
合金成分として、更にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂから選ばれた
一種又は二種以上の元素を０．２０〜１．５０重量％含
有し、残部が実質的にＦｅからなることを第２の特徴と
している。また本発明の低熱膨張鋳造合金は、上記第１
又は第２の特徴に加えて、鋳造後に１０００〜１１５０
℃に加熱保持した後、急冷処理を施すことで、基地中の
固溶Ｃを黒鉛又は炭化物として析出させるようにしたこ
とを第３の特徴としている。
め、本発明の低熱膨張鋳造合金は、成分組成が重量％
で、Ｎｉ：２６．０〜３０．０％、Ｃｏ：６．０〜１
０．０％、Ｃ：２．０〜２．５％、Ｓｉ：１．０％未
満、Ｍｎ：０．５％未満を含有する他に、希土類元素を
０．０１〜０．０６％含有し、残部が実質的にＦｅから
なり、鋳造の際に黒鉛の球状化処理と脱酸・脱ガス処理
とがなされていることを第１の特徴としている。また本
発明の低熱膨張鋳造合金は、上記第１の特徴に加えて、
合金成分として、更にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂから選ばれた
一種又は二種以上の元素を０．２０〜１．５０重量％含
有し、残部が実質的にＦｅからなることを第２の特徴と
している。また本発明の低熱膨張鋳造合金は、上記第１
又は第２の特徴に加えて、鋳造後に１０００〜１１５０
℃に加熱保持した後、急冷処理を施すことで、基地中の
固溶Ｃを黒鉛又は炭化物として析出させるようにしたこ
とを第３の特徴としている。
【０００５】本発明の第１の特徴による低熱膨張鋳造合
金によれば、そこに示される成分組成とすることによ
り、極めて低い熱膨張特性と、ニレジスト鋳鉄並みの鋳
造性と加工性を保有することができる。即ち、低熱膨張
特性を保持しつつ且つ鋳造性や加工性も良好な合金を提
供することができる。本発明者は特に希土類元素を所定
の範囲で含有させることで、熱膨張係数を非常に小さく
することができることを見出し、本発明の合金を得るに
至った。
金によれば、そこに示される成分組成とすることによ
り、極めて低い熱膨張特性と、ニレジスト鋳鉄並みの鋳
造性と加工性を保有することができる。即ち、低熱膨張
特性を保持しつつ且つ鋳造性や加工性も良好な合金を提
供することができる。本発明者は特に希土類元素を所定
の範囲で含有させることで、熱膨張係数を非常に小さく
することができることを見出し、本発明の合金を得るに
至った。
【０００６】成分組成は全て重量％で示す。希土類元素
は０．０１〜０．０６％とする。希土類元素を添加する
ことにより、熱膨張係数を大きく低下させることができ
る。脱ガス効果もあるため、鋳造性の向上も期待でき
る。希土類元素の添加は黒鉛生成核として機能させるこ
とにあり、これによって基地に対して通常よりも黒鉛を
微細に存在させることができると同時に、基地中のＣ濃
度を減らすことができ、結果として熱膨張係数を低下さ
せることができる。更に黒鉛を微細に存在させることで
Ｎｉ、Ｃｏの偏析も小さくすることができる。添加する
希土類元素は、例えばＣｅにＬａ、Ｎｄ、Ｐｒが混合さ
れたミッシュメタル（各元素を分離するのは難しい）を
用いることができる。希土類元素の含有量は、好ましく
は０．０２〜０．０５％とする。
は０．０１〜０．０６％とする。希土類元素を添加する
ことにより、熱膨張係数を大きく低下させることができ
る。脱ガス効果もあるため、鋳造性の向上も期待でき
る。希土類元素の添加は黒鉛生成核として機能させるこ
とにあり、これによって基地に対して通常よりも黒鉛を
微細に存在させることができると同時に、基地中のＣ濃
度を減らすことができ、結果として熱膨張係数を低下さ
せることができる。更に黒鉛を微細に存在させることで
Ｎｉ、Ｃｏの偏析も小さくすることができる。添加する
希土類元素は、例えばＣｅにＬａ、Ｎｄ、Ｐｒが混合さ
れたミッシュメタル（各元素を分離するのは難しい）を
用いることができる。希土類元素の含有量は、好ましく
は０．０２〜０．０５％とする。
【０００７】黒鉛の球状化処理は、例えばＭｇ合金を添
加して溶湯中の残留Ｍｇが０．０４〜０．１５％となる
ようにすることにより行うことができる。Ｍｇの代わり
に他の球状化元素を用いることも可能である。黒鉛を球
状化することで、加工性を向上させることができると共
に、靭性を増すことができる。
加して溶湯中の残留Ｍｇが０．０４〜０．１５％となる
ようにすることにより行うことができる。Ｍｇの代わり
に他の球状化元素を用いることも可能である。黒鉛を球
状化することで、加工性を向上させることができると共
に、靭性を増すことができる。
【０００８】脱酸・脱ガス処理は、例えばＣａ、Ａｌの
添加により行うことができる。脱酸・脱ガスを行うこと
で鋳造欠陥を減少させ、鋳造性を向上させることができ
る。前記Ｃａ、Ａｌはその一種又は二種を０．０２〜
０．５０％添加させるのがよい。
添加により行うことができる。脱酸・脱ガスを行うこと
で鋳造欠陥を減少させ、鋳造性を向上させることができ
る。前記Ｃａ、Ａｌはその一種又は二種を０．０２〜
０．５０％添加させるのがよい。
【０００９】また第１の特徴において、Ｎｉは２６．０
〜３２．０％とする。Ｎｉは基地をオーステナイト化
し、熱膨張係数を大幅に低下させる。Ｃｏの添加量と関
係するが、２６．０〜３０．０とするのがよい。Ｃｏは
６．０〜１０．０％とする。ＣｏはＮｉと併用すること
で、材料の熱膨張係数を更に大幅に低下させることがで
きるので、積極的に添加する。好ましくはＮｉ＋Ｃｏ＝
３６．０〜３７．０％とするのがよい。Ｃは２．０〜
２．５％を含有させる。Ｃは含有量が多いほど鋳造性が
良くなり、鋳造欠陥の発生が少なくなる。逆に熱膨張係
数はＣの含有量が多くなるほど大きくなる。よって２．
０〜２．５％とした。好ましくは２．１〜２．４％とす
る。Ｓｉは１．０％未満を含有させる。Ｓｉは含有量が
多くなるほど鋳造性が良くなり、鋳造欠陥の発生が少な
くなる。逆に熱膨張係数はＳｉの含有量が多くなるほど
大きくなる。よって１．０％未満を添加することとし
た。好ましくは０．７〜０．９％とする。Ｍｎは０．５
％未満を含有させる。Ｍｎの添加は熱膨張係数を増大さ
せるのでできるだけ少ない方がよいが、ＭｎＳを形成し
てＳの害を防止する。また脱酸作用もあるため、少量含
有させるのがよい。よって０．５％未満含有させること
とした。好ましくは０．２〜０．４％とするのがよい。
その他、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ等は不可避不純物として混入し得
るが、できるだけ少なくする。Ｐは０．０２％以下、Ｓ
は０．０２％以下、Ｃｒは０．０５％以下とするのがよ
い。Ｓは黒鉛球状化阻害元素、Ｃｒは熱膨張係数を大き
くし、黒鉛化を阻害する。
〜３２．０％とする。Ｎｉは基地をオーステナイト化
し、熱膨張係数を大幅に低下させる。Ｃｏの添加量と関
係するが、２６．０〜３０．０とするのがよい。Ｃｏは
６．０〜１０．０％とする。ＣｏはＮｉと併用すること
で、材料の熱膨張係数を更に大幅に低下させることがで
きるので、積極的に添加する。好ましくはＮｉ＋Ｃｏ＝
３６．０〜３７．０％とするのがよい。Ｃは２．０〜
２．５％を含有させる。Ｃは含有量が多いほど鋳造性が
良くなり、鋳造欠陥の発生が少なくなる。逆に熱膨張係
数はＣの含有量が多くなるほど大きくなる。よって２．
０〜２．５％とした。好ましくは２．１〜２．４％とす
る。Ｓｉは１．０％未満を含有させる。Ｓｉは含有量が
多くなるほど鋳造性が良くなり、鋳造欠陥の発生が少な
くなる。逆に熱膨張係数はＳｉの含有量が多くなるほど
大きくなる。よって１．０％未満を添加することとし
た。好ましくは０．７〜０．９％とする。Ｍｎは０．５
％未満を含有させる。Ｍｎの添加は熱膨張係数を増大さ
せるのでできるだけ少ない方がよいが、ＭｎＳを形成し
てＳの害を防止する。また脱酸作用もあるため、少量含
有させるのがよい。よって０．５％未満含有させること
とした。好ましくは０．２〜０．４％とするのがよい。
その他、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ等は不可避不純物として混入し得
るが、できるだけ少なくする。Ｐは０．０２％以下、Ｓ
は０．０２％以下、Ｃｒは０．０５％以下とするのがよ
い。Ｓは黒鉛球状化阻害元素、Ｃｒは熱膨張係数を大き
くし、黒鉛化を阻害する。
【００１０】また本発明の第２の特徴によれば、上記第
１の特徴による作用効果に加えて、合金成分として、更
にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂから選ばれた一種又は二種以上の
元素を０．２０〜１．５０％含有させることで、熱膨張
係数を更に低下させることができる。Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ
ｂは、優先的にＣと結びつき、炭化物を形成する。基地
中の固溶Ｃ量が少ないほど熱膨張係数が小さくなるた
め、これらの元素を前記範囲内で含有させることで、鋳
造時及び熱処理時に基地中の固溶Ｃと結びつく結果、基
地中の固溶Ｃが減少して、熱膨張係数を低下させる。前
記範囲を超える場合は粗大炭化物が晶出して熱膨張係数
が大きくなり、また前記範囲未満の場合には効果が期待
できない。好ましくは０．３０〜０．６０％とする。
１の特徴による作用効果に加えて、合金成分として、更
にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂから選ばれた一種又は二種以上の
元素を０．２０〜１．５０％含有させることで、熱膨張
係数を更に低下させることができる。Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ
ｂは、優先的にＣと結びつき、炭化物を形成する。基地
中の固溶Ｃ量が少ないほど熱膨張係数が小さくなるた
め、これらの元素を前記範囲内で含有させることで、鋳
造時及び熱処理時に基地中の固溶Ｃと結びつく結果、基
地中の固溶Ｃが減少して、熱膨張係数を低下させる。前
記範囲を超える場合は粗大炭化物が晶出して熱膨張係数
が大きくなり、また前記範囲未満の場合には効果が期待
できない。好ましくは０．３０〜０．６０％とする。
【００１１】また本発明の第３の特徴によれば、上記第
１又は第２の特徴による作用効果に加えて、鋳造後に１
０００〜１１５０℃に一旦加熱した後、急冷処理を施す
ことで、本合金を一層、熱膨張係数の低いものにするこ
とができる。前記１０００〜１１５０℃での保持時間
は、製品の肉厚によって調整される。例えば肉厚２５ｍ
ｍに対して１時間程度とすることができる。また肉厚５
０ｍｍでは２時間程度以上となる。急冷は水冷が好まし
いが、製品の形状、大きさ、その他の要因により、ミス
トと強制空冷の組み合わせでもよい。高温に加熱保持
後、急冷することにより、基地中の固溶Ｃが黒鉛又は炭
化物として析出し、結果として基地中の固溶Ｃ量を減少
させて熱膨張係数を低減させる。同時に組織中の黒鉛が
増加するために加工性が向上する。
１又は第２の特徴による作用効果に加えて、鋳造後に１
０００〜１１５０℃に一旦加熱した後、急冷処理を施す
ことで、本合金を一層、熱膨張係数の低いものにするこ
とができる。前記１０００〜１１５０℃での保持時間
は、製品の肉厚によって調整される。例えば肉厚２５ｍ
ｍに対して１時間程度とすることができる。また肉厚５
０ｍｍでは２時間程度以上となる。急冷は水冷が好まし
いが、製品の形状、大きさ、その他の要因により、ミス
トと強制空冷の組み合わせでもよい。高温に加熱保持
後、急冷することにより、基地中の固溶Ｃが黒鉛又は炭
化物として析出し、結果として基地中の固溶Ｃ量を減少
させて熱膨張係数を低減させる。同時に組織中の黒鉛が
増加するために加工性が向上する。
【００１２】
【実施例】本発明の実施例を表１に示す組成となるよう
にして溶解し、Ｙブロック及び直径１００ｍｍ、長さ３
００ｍｍの丸棒を鋳造した。Ｍｇは鋳造の際に黒鉛の球
状化処理を施すために添加されている。同様に鋳造され
た合金は鋳造の際にＣａ、Ａｌの一種又は二種により脱
酸・脱ガス処理がなされている。比較例についても表１
に示す組成となるようにし、同様に鋳造した。
にして溶解し、Ｙブロック及び直径１００ｍｍ、長さ３
００ｍｍの丸棒を鋳造した。Ｍｇは鋳造の際に黒鉛の球
状化処理を施すために添加されている。同様に鋳造され
た合金は鋳造の際にＣａ、Ａｌの一種又は二種により脱
酸・脱ガス処理がなされている。比較例についても表１
に示す組成となるようにし、同様に鋳造した。
【００１３】
【表１】
【００１４】丸棒は鋳造後に切断加工を実施し、切断面
の状況を観察することにより鋳造性を評価することとし
た。またＹブロックについて、鋳造後に１１００℃で２
時間保持した後、水中急冷を施したものと、熱処理を施
さなかったものについて、室温（ＲＴ）〜１００℃での
熱膨張係数を測定した。結果を表２に示す。
の状況を観察することにより鋳造性を評価することとし
た。またＹブロックについて、鋳造後に１１００℃で２
時間保持した後、水中急冷を施したものと、熱処理を施
さなかったものについて、室温（ＲＴ）〜１００℃での
熱膨張係数を測定した。結果を表２に示す。
【００１５】
【表２】
【００１６】表２からわかるように、実施例１〜４にお
いては、鋳造性評価としてのガス欠陥評価が非常に良好
であると共に、引け巣欠陥評価も良好であった。また室
温〜１００℃における熱膨張係数は、実施例１〜４にお
いて、熱処理無しのものでは３．３３〜４．０４×１０
−６／℃となり、良好な低熱膨張を示した。また熱処理
を施したものでは、１．８８〜２．２２×１０−６／℃
となり、熱処理を施すことにより熱膨張係数が１／２程
度近くまで低減されていることが判る。なお実施例２
は、Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｎｂの含有量（０．０６％）が本発
明の第２の特徴における含有範囲から下方に外れてお
り、また実施例３はＭｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｎｂの含有量が本発
明の第２の特徴における含有範囲（０．２０〜１．５０
％）内ではあるが、より好ましい範囲である０．３０〜
０．６０％をかなり上回った値となっている。このため
熱膨張係数がやや高めになっていることがわかる。
いては、鋳造性評価としてのガス欠陥評価が非常に良好
であると共に、引け巣欠陥評価も良好であった。また室
温〜１００℃における熱膨張係数は、実施例１〜４にお
いて、熱処理無しのものでは３．３３〜４．０４×１０
−６／℃となり、良好な低熱膨張を示した。また熱処理
を施したものでは、１．８８〜２．２２×１０−６／℃
となり、熱処理を施すことにより熱膨張係数が１／２程
度近くまで低減されていることが判る。なお実施例２
は、Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｎｂの含有量（０．０６％）が本発
明の第２の特徴における含有範囲から下方に外れてお
り、また実施例３はＭｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｎｂの含有量が本発
明の第２の特徴における含有範囲（０．２０〜１．５０
％）内ではあるが、より好ましい範囲である０．３０〜
０．６０％をかなり上回った値となっている。このため
熱膨張係数がやや高めになっていることがわかる。
【００１７】比較例３は希土類元素が添加されていない
点で、本発明の合金と異なる。そして、この比較例３で
は熱膨張係数が４．４４×１０−６／℃となり、希土類
元素の添加されている本発明の実施例１〜４に較べて、
熱膨張係数がかなり高い。即ち、逆に言えば希土類元素
の添加によって大きく熱膨張係数を低減できることがわ
かる。比較例１は、Ｃの含有量が本発明の範囲（２．０
〜２．５％）から下方に外れたものである。熱膨張係数
はかなり低い値となっているものの、鋳造性が劣ること
が認められる。また比較例２は、Ｃの含有量とＳｉの含
有量とがそれぞれ本発明の範囲を上方に外れたものであ
る。鋳造性が良好であるが、熱膨張係数が高くなってし
まう。比較例４はニレジスト鋳鉄で、鋳造性は良好であ
るが、熱膨張係数が高い。比較例５はインバー合金成分
のもので、鋳造性が劣悪で、この組成では実質的に鋳造
は困難である。なお実施例１〜４の合金においては、何
れも組織中に多量の球状黒鉛が晶出しており、黒鉛を含
まないインバー合金等に較べて、極めて加工性は良好で
ある。
点で、本発明の合金と異なる。そして、この比較例３で
は熱膨張係数が４．４４×１０−６／℃となり、希土類
元素の添加されている本発明の実施例１〜４に較べて、
熱膨張係数がかなり高い。即ち、逆に言えば希土類元素
の添加によって大きく熱膨張係数を低減できることがわ
かる。比較例１は、Ｃの含有量が本発明の範囲（２．０
〜２．５％）から下方に外れたものである。熱膨張係数
はかなり低い値となっているものの、鋳造性が劣ること
が認められる。また比較例２は、Ｃの含有量とＳｉの含
有量とがそれぞれ本発明の範囲を上方に外れたものであ
る。鋳造性が良好であるが、熱膨張係数が高くなってし
まう。比較例４はニレジスト鋳鉄で、鋳造性は良好であ
るが、熱膨張係数が高い。比較例５はインバー合金成分
のもので、鋳造性が劣悪で、この組成では実質的に鋳造
は困難である。なお実施例１〜４の合金においては、何
れも組織中に多量の球状黒鉛が晶出しており、黒鉛を含
まないインバー合金等に較べて、極めて加工性は良好で
ある。
【００１８】
【発明の効果】本発明は以上の構成、作用よりなり、請
求項１に記載の低熱膨張鋳造合金によれば、成分組成が
重量％で、Ｎｉ：２６．０〜３０．０％、Ｃｏ：６．０
〜１０．０％、Ｃ：２．０〜２．５％、Ｓｉ：１．０％
未満、Ｍｎ：０．５％未満を含有する他に、希土類元素
を０．０１〜０．０６％含有し、残部が実質的にＦｅか
らなり、鋳造の際に黒鉛の球状化処理と脱酸・脱ガス処
理とがなされているので、そこに示される成分組成とす
ることにより、極めて低い熱膨張特性と、ニレジスト鋳
鉄並みの鋳造性と加工性を保有することができる。即
ち、低熱膨張特性を保持しつつ且つ鋳造性や加工性も良
好な合金を提供することができる。特に希土類元素を所
定の範囲で含有させることで、熱膨張係数を非常に小さ
くすることができる。また希土類元素は脱ガス効果もあ
るため、鋳造性の向上も期待できる。希土類元素の添加
は黒鉛生成核として機能させることにあり、これによっ
て基地に対して通常よりも黒鉛を微細に存在させること
ができ、Ｎｉ、Ｃｏの偏析も小さくすることができる。
また黒鉛を球状化することで、加工性を向上させること
ができると共に、靭性を増すことができる。更に脱酸・
脱ガス処理を行うことで鋳造欠陥を減少させ、鋳造性を
向上させることができる。また請求項２に記載の低熱膨
張鋳造合金によれば、上記請求項１に記載の構成による
効果に加えて、合金成分として、更にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ
ｂから選ばれた一種又は二種以上の元素を０．２０〜
１．５０％含有し、残部が実質的にＦｅからなるので、
熱膨張係数を更に低下させることができる。また請求項
３に記載の低熱膨張鋳造合金によれば、上記請求項１又
は２に記載の構成による効果に加えて、鋳造後に１００
０〜１１５０℃に加熱保持した後、急冷処理を施すこと
で、基地中の固溶Ｃを黒鉛又は炭化物として析出させる
ようにしたので、本合金を一層、熱膨張係数の低いもの
にすることができる。また高温に加熱保持した後、急冷
することにより、基地中の固溶Ｃを黒鉛又は炭化物とし
て析出させることができ、組織中の黒鉛の増加により加
工性を向上させることができる。
求項１に記載の低熱膨張鋳造合金によれば、成分組成が
重量％で、Ｎｉ：２６．０〜３０．０％、Ｃｏ：６．０
〜１０．０％、Ｃ：２．０〜２．５％、Ｓｉ：１．０％
未満、Ｍｎ：０．５％未満を含有する他に、希土類元素
を０．０１〜０．０６％含有し、残部が実質的にＦｅか
らなり、鋳造の際に黒鉛の球状化処理と脱酸・脱ガス処
理とがなされているので、そこに示される成分組成とす
ることにより、極めて低い熱膨張特性と、ニレジスト鋳
鉄並みの鋳造性と加工性を保有することができる。即
ち、低熱膨張特性を保持しつつ且つ鋳造性や加工性も良
好な合金を提供することができる。特に希土類元素を所
定の範囲で含有させることで、熱膨張係数を非常に小さ
くすることができる。また希土類元素は脱ガス効果もあ
るため、鋳造性の向上も期待できる。希土類元素の添加
は黒鉛生成核として機能させることにあり、これによっ
て基地に対して通常よりも黒鉛を微細に存在させること
ができ、Ｎｉ、Ｃｏの偏析も小さくすることができる。
また黒鉛を球状化することで、加工性を向上させること
ができると共に、靭性を増すことができる。更に脱酸・
脱ガス処理を行うことで鋳造欠陥を減少させ、鋳造性を
向上させることができる。また請求項２に記載の低熱膨
張鋳造合金によれば、上記請求項１に記載の構成による
効果に加えて、合金成分として、更にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ
ｂから選ばれた一種又は二種以上の元素を０．２０〜
１．５０％含有し、残部が実質的にＦｅからなるので、
熱膨張係数を更に低下させることができる。また請求項
３に記載の低熱膨張鋳造合金によれば、上記請求項１又
は２に記載の構成による効果に加えて、鋳造後に１００
０〜１１５０℃に加熱保持した後、急冷処理を施すこと
で、基地中の固溶Ｃを黒鉛又は炭化物として析出させる
ようにしたので、本合金を一層、熱膨張係数の低いもの
にすることができる。また高温に加熱保持した後、急冷
することにより、基地中の固溶Ｃを黒鉛又は炭化物とし
て析出させることができ、組織中の黒鉛の増加により加
工性を向上させることができる。
フロントページの続き
(72)発明者 黒田 徹
兵庫県姫路市大津区勘兵衛町３丁目12 虹
技株式会社姫路東工場内
Claims (3)
- 【請求項１】 成分組成が重量％で、 Ｎｉ ： ２６．０〜３０．０％ Ｃｏ ： ６．０〜１０．０％ Ｃ ： ２．０〜２．５％ Ｓｉ ： １．０％未満 Ｍｎ ： ０．５％未満 を含有する他に、希土類元素を０．０１〜０．０６％含
有し、残部が実質的にＦｅからなり、鋳造の際に黒鉛の
球状化処理と脱酸・脱ガス処理とがなされていることを
特徴とする低熱膨張鋳造合金。 - 【請求項２】 合金成分として、更にＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ
ｂから選ばれた一種又は二種以上の元素を０．２０〜
１．５０重量％含有し、残部が実質的にＦｅからなるこ
とを特徴とする請求項１に記載の低熱膨張鋳造合金。 - 【請求項３】 鋳造後に１０００〜１１５０℃に加熱保
持した後、急冷処理を施すことで、基地中の固溶Ｃを黒
鉛又は炭化物として析出させるようにしたことを特徴と
する請求項１又は２に記載の低熱膨張鋳造合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001334278A JP2003138337A (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 低熱膨張鋳造合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001334278A JP2003138337A (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 低熱膨張鋳造合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003138337A true JP2003138337A (ja) | 2003-05-14 |
Family
ID=19149431
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001334278A Pending JP2003138337A (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 低熱膨張鋳造合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003138337A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009287117A (ja) * | 2008-04-28 | 2009-12-10 | Canon Inc | 合金及び合金の製造方法 |
-
2001
- 2001-10-31 JP JP2001334278A patent/JP2003138337A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009287117A (ja) * | 2008-04-28 | 2009-12-10 | Canon Inc | 合金及び合金の製造方法 |
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