JP2778891B2 - 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品 - Google Patents
高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高Ni含有の低膨張鋳鉄
に係り、低膨張性を損なうことなく強度の向上を図った
高強度低膨張鋳鉄に関する。
に係り、低膨張性を損なうことなく強度の向上を図った
高強度低膨張鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から知られているように、鋳鉄は工
業の基礎材料として広く使用されている。その理由は、
鋳造性に優れ、多種多様な複雑形状品を成形することが
できると共に、切削加工が容易であり、さらに材料や溶
融に要する費用が比較的安価で、小規模な工場でも容易
に製造できる等の長所を有しているためである。
業の基礎材料として広く使用されている。その理由は、
鋳造性に優れ、多種多様な複雑形状品を成形することが
できると共に、切削加工が容易であり、さらに材料や溶
融に要する費用が比較的安価で、小規模な工場でも容易
に製造できる等の長所を有しているためである。
【０００３】ところで、最近ではエレクトロニクス産業
や光学産業等の発展に伴って、それらに関連する工作機
械や測定機器、成形金型、その他の製造機械類には、よ
り高精度で高機能の材料が要求されるようになってきて
いる。鋳鉄においても、このような要求に応えるため
に、従来材の特質に加えて、熱膨張係数の低減化や振動
吸収能の向上、さらには耐熱性や耐蝕性を付加したもの
が開発されている。その代表的なものとして、約 36%Ni
を含有するインバー系低膨張鋳鉄や約30%Ni-5%Coを含有
するスーパーインバー系低膨張鋳鉄が知られている。イ
ンバー系合金およびスーパーインバー系合金と低膨張鋳
鉄の合金組成および特性を表１に示す。
や光学産業等の発展に伴って、それらに関連する工作機
械や測定機器、成形金型、その他の製造機械類には、よ
り高精度で高機能の材料が要求されるようになってきて
いる。鋳鉄においても、このような要求に応えるため
に、従来材の特質に加えて、熱膨張係数の低減化や振動
吸収能の向上、さらには耐熱性や耐蝕性を付加したもの
が開発されている。その代表的なものとして、約 36%Ni
を含有するインバー系低膨張鋳鉄や約30%Ni-5%Coを含有
するスーパーインバー系低膨張鋳鉄が知られている。イ
ンバー系合金およびスーパーインバー系合金と低膨張鋳
鉄の合金組成および特性を表１に示す。
【０００４】
【表１】 表１に示したような材料は、いずれも基地組織はオース
テナイト組織であり、インバー合金やスーパーインバー
合金、および球状黒鉛鋳鉄系であっても、その引張り強
度は40〜45kgf/mm2 である。黒鉛組織が片状黒鉛や擬球
状黒鉛組織の場合にはさらに低く、25〜35kgf/mm2 程度
となる。そのため、高精度が要求される部品への適用に
おいて、たわみや変形が問題となる場合がしはしば生じ
ている。また、硬さはブリエル硬度でHB 120〜 220程度
と、鉄系合金の中でも軟質であるため、耐摩耗性が要求
されるような摺動部品への適用には限界があった。
テナイト組織であり、インバー合金やスーパーインバー
合金、および球状黒鉛鋳鉄系であっても、その引張り強
度は40〜45kgf/mm2 である。黒鉛組織が片状黒鉛や擬球
状黒鉛組織の場合にはさらに低く、25〜35kgf/mm2 程度
となる。そのため、高精度が要求される部品への適用に
おいて、たわみや変形が問題となる場合がしはしば生じ
ている。また、硬さはブリエル硬度でHB 120〜 220程度
と、鉄系合金の中でも軟質であるため、耐摩耗性が要求
されるような摺動部品への適用には限界があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、各種
機械の大型化や高精度化がさらに進展する現状におい
て、従来の低膨張鋳鉄では、機械的強度や硬度等の点で
十分に対応できない事態が生じている。例えば、近年の
半導体の集積度は目覚ましく増大しており、Siウエハの
平坦度はますます高い精度が要求されている。一方、Si
ウエハは年々大型化しており、 4〜 5インチから 8イン
チウエハの時代に入るとされている状況である。このよ
うな状況下において、Siウエハの加工には、低膨張鋳鉄
製のポリッシング定盤が使用されつつあるが、Siウエハ
の大型化に伴ってポリッシング定盤も大型化する必要が
あるため、低膨張性の他に、形状精度を維持するために
引張り強さで60kgf/cm2 以上の強度が要求されている。
機械の大型化や高精度化がさらに進展する現状におい
て、従来の低膨張鋳鉄では、機械的強度や硬度等の点で
十分に対応できない事態が生じている。例えば、近年の
半導体の集積度は目覚ましく増大しており、Siウエハの
平坦度はますます高い精度が要求されている。一方、Si
ウエハは年々大型化しており、 4〜 5インチから 8イン
チウエハの時代に入るとされている状況である。このよ
うな状況下において、Siウエハの加工には、低膨張鋳鉄
製のポリッシング定盤が使用されつつあるが、Siウエハ
の大型化に伴ってポリッシング定盤も大型化する必要が
あるため、低膨張性の他に、形状精度を維持するために
引張り強さで60kgf/cm2 以上の強度が要求されている。
【０００６】また、摺動部品等への適用を考えた場合に
は、耐摩耗性を向上させるために、硬度を上げることが
望まれる。硬度は切削加工性にも影響し、切削加工性を
改善するためにも硬度の適度な向上が望まれている。
は、耐摩耗性を向上させるために、硬度を上げることが
望まれる。硬度は切削加工性にも影響し、切削加工性を
改善するためにも硬度の適度な向上が望まれている。
【０００７】本発明は、このような課題に対処するため
になされたもので、基本的な低膨張性を維持した上で、
強度や硬度等の向上、さらには切削加工性の向上を図っ
た高強度低膨張鋳鉄とその製造方法を提供することを目
的としている。
になされたもので、基本的な低膨張性を維持した上で、
強度や硬度等の向上、さらには切削加工性の向上を図っ
た高強度低膨張鋳鉄とその製造方法を提供することを目
的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段と作用】本発明の高強度低
膨張鋳鉄は、Ｃ０．５〜３．５重量％、Ｓｉ２．０重量
％未満、Ｍｎ１．０重量％以下、Ｍｇ０．１重量％以
下、Ｎｉ２５〜４０重量％、およびＣｏ０〜１５重量％
を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋳鉄であって、前
記鋳鉄の金属組織は、主相とするオーステナイト相と、
このオーステナイト相間に分散配置されたマルテンサイ
ト相とを有することを特徴としている。本発明の摺動部
品は、少なくとも摺動部分が上記した本発明の高強度低
膨張鋳鉄からなることを特徴としている。また、本発明
の機械部品は、上記した本発明の高強度低膨張鋳鉄から
なり、かつ引張り強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ ２ 以上の高強
度低膨張部を有することを特徴としている。本発明の摺
動部品および機械部品としては、例えば軸受け、軸（ス
ピンドル等）、ポリッシング定盤、軸受け部を有する各
種部品、さらに低膨張でかつ高強度が要求される各種の
機械部品等が挙げられる。
膨張鋳鉄は、Ｃ０．５〜３．５重量％、Ｓｉ２．０重量
％未満、Ｍｎ１．０重量％以下、Ｍｇ０．１重量％以
下、Ｎｉ２５〜４０重量％、およびＣｏ０〜１５重量％
を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋳鉄であって、前
記鋳鉄の金属組織は、主相とするオーステナイト相と、
このオーステナイト相間に分散配置されたマルテンサイ
ト相とを有することを特徴としている。本発明の摺動部
品は、少なくとも摺動部分が上記した本発明の高強度低
膨張鋳鉄からなることを特徴としている。また、本発明
の機械部品は、上記した本発明の高強度低膨張鋳鉄から
なり、かつ引張り強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ ２ 以上の高強
度低膨張部を有することを特徴としている。本発明の摺
動部品および機械部品としては、例えば軸受け、軸（ス
ピンドル等）、ポリッシング定盤、軸受け部を有する各
種部品、さらに低膨張でかつ高強度が要求される各種の
機械部品等が挙げられる。
【０００９】また、本発明の高強度低膨張鋳鉄の製造方
法は、Ｃ０．５〜３．５重量％、Ｓｉ２．０重量％未
満、Ｍｎ１．０重量％以下、Ｍｇ０．１重量％以下、Ｎ
ｉ２５〜４０重量％、およびＣｏ０〜１５重量％を含
み、残部が実質的にＦｅからなる合金成分を溶解し、鋳
造する工程と、前記鋳造工程で得た鋳鉄、あるいは８０
０℃〜１２００℃の温度で溶体化熱処理を施した後に室
温付近の温度まで冷却した鋳鉄を、室温付近の温度から
−４０℃以下の温度まで急冷し、前記鋳鉄のオーステナ
イト基地の一部をマルテンサイト組織とする工程とを具
備することを特徴としている。
法は、Ｃ０．５〜３．５重量％、Ｓｉ２．０重量％未
満、Ｍｎ１．０重量％以下、Ｍｇ０．１重量％以下、Ｎ
ｉ２５〜４０重量％、およびＣｏ０〜１５重量％を含
み、残部が実質的にＦｅからなる合金成分を溶解し、鋳
造する工程と、前記鋳造工程で得た鋳鉄、あるいは８０
０℃〜１２００℃の温度で溶体化熱処理を施した後に室
温付近の温度まで冷却した鋳鉄を、室温付近の温度から
−４０℃以下の温度まで急冷し、前記鋳鉄のオーステナ
イト基地の一部をマルテンサイト組織とする工程とを具
備することを特徴としている。
【００１０】本発明の高強度低膨張鋳鉄は、ニッケル(N
i)を20〜40重量% と多量に含有させ、金属組織の主相を
オーステナイト相とすることによって、基本的な低熱膨
張性を実現していると共に、主相とするオーステナイト
相間にマルテンサイト相を分散配置することによって、
強度や硬度等の向上、さらには切削加工性の向上を図っ
たものである。
i)を20〜40重量% と多量に含有させ、金属組織の主相を
オーステナイト相とすることによって、基本的な低熱膨
張性を実現していると共に、主相とするオーステナイト
相間にマルテンサイト相を分散配置することによって、
強度や硬度等の向上、さらには切削加工性の向上を図っ
たものである。
【００１１】ここで、上記マルテンサイト相は、基本的
には鋳造後に室温付近の温度から-40℃以下の温度まで
急冷する、いわゆるサブゼロ処理を施すことにより出現
させるものであるが、鋳造後の凝固の際にデンドライト
組織（オーステナイト相）の間隙に、Ni量が低くなるよ
うな偏析を生じさせることによって実現可能となるもの
である。この偏析は、鋳鉄の合金組成を上述した成分お
よび範囲とすることで生じるものである。すなわち、上
記した本発明による合金組成では、炭素の存在により、
鋳造後の凝固の際にデンドライト組織の間隙に、Ni量が
低くなるような偏析が生じる。このような偏析は、 C量
を比較的多く、かつSi量を比較的少なくすることによっ
て、より容易に生じさせることができる。
には鋳造後に室温付近の温度から-40℃以下の温度まで
急冷する、いわゆるサブゼロ処理を施すことにより出現
させるものであるが、鋳造後の凝固の際にデンドライト
組織（オーステナイト相）の間隙に、Ni量が低くなるよ
うな偏析を生じさせることによって実現可能となるもの
である。この偏析は、鋳鉄の合金組成を上述した成分お
よび範囲とすることで生じるものである。すなわち、上
記した本発明による合金組成では、炭素の存在により、
鋳造後の凝固の際にデンドライト組織の間隙に、Ni量が
低くなるような偏析が生じる。このような偏析は、 C量
を比較的多く、かつSi量を比較的少なくすることによっ
て、より容易に生じさせることができる。
【００１２】そして、図３の Fe-Ni系合金の組織変態図
に示すように、Ni量が低いほどγ相からα相への変態が
起こりやすくなり、サブゼロ処理でデンドライト組織の
間隙部、すなわちNi量が低い偏析部分をマルテンサイト
組織に変態させることが可能となる。これにより、金属
組織中のデンドライト組織（オーステナイト相）は、熱
膨張係数を低くする適性範囲のNiを含有しており、かつ
サブゼロ処理を施しても影響を受けないため、低膨張性
が維持される。一方、デンドライト組織間隙の低Ni量領
域はマルテンサイト相となり、強度、硬度、ヤング率等
がオーステナイト相に比べて向上する。
に示すように、Ni量が低いほどγ相からα相への変態が
起こりやすくなり、サブゼロ処理でデンドライト組織の
間隙部、すなわちNi量が低い偏析部分をマルテンサイト
組織に変態させることが可能となる。これにより、金属
組織中のデンドライト組織（オーステナイト相）は、熱
膨張係数を低くする適性範囲のNiを含有しており、かつ
サブゼロ処理を施しても影響を受けないため、低膨張性
が維持される。一方、デンドライト組織間隙の低Ni量領
域はマルテンサイト相となり、強度、硬度、ヤング率等
がオーステナイト相に比べて向上する。
【００１３】このように、高Ni鋳鉄の金属組織の主相
を、低膨張性を有するオーステナイト相とすると共に、
このオーステナイト相間に強度、硬度、ヤング率等が高
いマルテンサイト相を分散配置することによって、高Ni
鋳鉄の基本的な低膨張性を維持した上で、強度や硬度等
の向上を図ることが可能となると共に、鋳鉄のねばさが
低減するため、切削加工性の向上を図ることができる。
を、低膨張性を有するオーステナイト相とすると共に、
このオーステナイト相間に強度、硬度、ヤング率等が高
いマルテンサイト相を分散配置することによって、高Ni
鋳鉄の基本的な低膨張性を維持した上で、強度や硬度等
の向上を図ることが可能となると共に、鋳鉄のねばさが
低減するため、切削加工性の向上を図ることができる。
【００１４】上述したマルテンサイト相は、金属組織中
に面積比で 10%〜 70%の範囲で出現させることが好まし
い。マルテンサイト相の面積比が 10%未満では、強度や
硬度等の向上効果が十分に得られず、また 70%を超える
と熱膨張係数が増大し、低膨張鋳鉄としての基本的な特
性が損なわれる。また、マルテンサイト相は、鋳造部品
の全組織中に必ずしも出現させなければならないもので
はなく、高強度や高硬度等を必要とする部分のみに分散
形成してもよい。例えば、鋳鉄製の摺動部品を本発明の
鋳鉄で作製する場合、実際に摺動部となる部分、例えば
軸受け部のみの基地中にマルテンサイト相を出現させ、
他の部分は通常のオーステナイト基地としてもよい。
に面積比で 10%〜 70%の範囲で出現させることが好まし
い。マルテンサイト相の面積比が 10%未満では、強度や
硬度等の向上効果が十分に得られず、また 70%を超える
と熱膨張係数が増大し、低膨張鋳鉄としての基本的な特
性が損なわれる。また、マルテンサイト相は、鋳造部品
の全組織中に必ずしも出現させなければならないもので
はなく、高強度や高硬度等を必要とする部分のみに分散
形成してもよい。例えば、鋳鉄製の摺動部品を本発明の
鋳鉄で作製する場合、実際に摺動部となる部分、例えば
軸受け部のみの基地中にマルテンサイト相を出現させ、
他の部分は通常のオーステナイト基地としてもよい。
【００１５】次に、本発明の高強度低膨張鋳鉄の組成限
定理由について述べる。
定理由について述べる。
【００１６】Ｎｉは、前述したように鋳鉄の金属組織の
主相をオーステナイト組織とし、熱膨張係数の低減に寄
与する成分である。低膨張鋳鉄は、Ｎｉ含有量を２５〜
４０重量％の範囲とした際に効果的に得られる。Ｎｉ含
有量が上記範囲を外れると、いずれも熱膨張係数が増加
する。Ｎｉ含有量のより好ましい範囲は、２５〜３５重
量％である。また、コバルト（Ｃｏ）はＮｉとの相乗効
果によって、鋳鉄の熱膨張係数をより一層低下させる
が、その含有量が１５重量％を超えると、熱膨張係数は
逆に増加する。Ｃｏは、必要とされる熱膨張係数に応じ
て添加するものとし、その効果は２重量％以上添加する
ことによって顕著となる。また、後述する実施例に示す
ように、Ｃｏ含有量は６重量％以下とすることが好まし
い。
主相をオーステナイト組織とし、熱膨張係数の低減に寄
与する成分である。低膨張鋳鉄は、Ｎｉ含有量を２５〜
４０重量％の範囲とした際に効果的に得られる。Ｎｉ含
有量が上記範囲を外れると、いずれも熱膨張係数が増加
する。Ｎｉ含有量のより好ましい範囲は、２５〜３５重
量％である。また、コバルト（Ｃｏ）はＮｉとの相乗効
果によって、鋳鉄の熱膨張係数をより一層低下させる
が、その含有量が１５重量％を超えると、熱膨張係数は
逆に増加する。Ｃｏは、必要とされる熱膨張係数に応じ
て添加するものとし、その効果は２重量％以上添加する
ことによって顕著となる。また、後述する実施例に示す
ように、Ｃｏ含有量は６重量％以下とすることが好まし
い。
【００１７】CおよびSiは、鋳鉄に鋳造性や切削加工性
等を付与する基礎成分であると共に、本発明においては
上述したように、 Cはマルテンサイト組織を出現させる
上で重要な成分である。それらの含有量は、 Cは 0.5〜
3.5重量% の範囲、Siは 2.0重量% 未満とする。 Cの含
有量が 0.5重量% 未満であると、十分な鋳造性を付与す
ることができないと共に、デンドライト組織（オーステ
ナイト相）の間隙にNi量が低くなるような偏析を十分に
生じさせることができず、その後にサブゼロ処理を行っ
ても、マルテンサイト相を出現させることができない。
逆に、 C含有量が 3.5重量% を超えると、熱膨張係数が
増加する。 Cのより好ましい含有量は、0.8〜 2.5重量%
の範囲である。また、Si含有量が 2.0重量% 以上とな
ると、熱膨張係数が増加すると共に、デンドライト組織
（オーステナイト相）の間隙にNi量が低くなるような偏
析を十分に生じさせることができず、同様に、マルテン
サイト相を出現させることができない。Siのより好まし
い含有量は、 1.0重量% 以下である。
等を付与する基礎成分であると共に、本発明においては
上述したように、 Cはマルテンサイト組織を出現させる
上で重要な成分である。それらの含有量は、 Cは 0.5〜
3.5重量% の範囲、Siは 2.0重量% 未満とする。 Cの含
有量が 0.5重量% 未満であると、十分な鋳造性を付与す
ることができないと共に、デンドライト組織（オーステ
ナイト相）の間隙にNi量が低くなるような偏析を十分に
生じさせることができず、その後にサブゼロ処理を行っ
ても、マルテンサイト相を出現させることができない。
逆に、 C含有量が 3.5重量% を超えると、熱膨張係数が
増加する。 Cのより好ましい含有量は、0.8〜 2.5重量%
の範囲である。また、Si含有量が 2.0重量% 以上とな
ると、熱膨張係数が増加すると共に、デンドライト組織
（オーステナイト相）の間隙にNi量が低くなるような偏
析を十分に生じさせることができず、同様に、マルテン
サイト相を出現させることができない。Siのより好まし
い含有量は、 1.0重量% 以下である。
【００１８】また、マンガン(Mn)およびマグネシウム(M
g)は、鋳鉄の基礎成分であり、Mnは脱酸剤や耐食性向上
成分として、またMgは鋳鉄の球状黒鉛化成分や脱酸剤と
して機能する。ただし、これらの含有量があまり多い
と、熱膨張係数が増大するため、Mnの含有量は 1.0重量
% 以下、Mgの含有量は 0.1重量% 以下とする。
g)は、鋳鉄の基礎成分であり、Mnは脱酸剤や耐食性向上
成分として、またMgは鋳鉄の球状黒鉛化成分や脱酸剤と
して機能する。ただし、これらの含有量があまり多い
と、熱膨張係数が増大するため、Mnの含有量は 1.0重量
% 以下、Mgの含有量は 0.1重量% 以下とする。
【００１９】本発明の高強度低膨張鋳鉄は、例えば以下
のようにして製造される。
のようにして製造される。
【００２０】まず、上述したような元素を含有する合金
成分を溶解した後、所望形状に鋳造する。この鋳造後の
凝固の際に、前述したようなNi量が低くなるような偏析
が生じる。本発明は、炭素を含有する高Ni鋳鉄における
Niの偏析を利用するものであるが、このような偏析は鋳
造後に以下に示すような熱処理を施すことによって、よ
り一層明瞭に生じさせることができる。
成分を溶解した後、所望形状に鋳造する。この鋳造後の
凝固の際に、前述したようなNi量が低くなるような偏析
が生じる。本発明は、炭素を含有する高Ni鋳鉄における
Niの偏析を利用するものであるが、このような偏析は鋳
造後に以下に示すような熱処理を施すことによって、よ
り一層明瞭に生じさせることができる。
【００２１】すなわち、鋳造後に 800℃〜1200℃の温度
で溶体化処理を施し、その後徐冷する。この徐冷によっ
てNiの偏析が得られる。また、この溶体化処理後の徐冷
は、鋳鉄の任意の一部分のみとし、他の部分は通常の急
冷とすることもできる。このような徐冷方法を適用する
ことによって、鋳鉄の必要部分のみにマルテンサイト相
を出現させることができる。他の部分は、溶体化処理後
の急冷によって、Ni等の含有成分が均一化され、偏析が
解消される。この部分ではその後のサブゼロ処理によっ
ても、マルテンサイト相は出現しない。上記したような
部分的な徐冷は、例えば必要部分のみを加熱したり、あ
るいは断熱材で覆う等によって実施することができる。
で溶体化処理を施し、その後徐冷する。この徐冷によっ
てNiの偏析が得られる。また、この溶体化処理後の徐冷
は、鋳鉄の任意の一部分のみとし、他の部分は通常の急
冷とすることもできる。このような徐冷方法を適用する
ことによって、鋳鉄の必要部分のみにマルテンサイト相
を出現させることができる。他の部分は、溶体化処理後
の急冷によって、Ni等の含有成分が均一化され、偏析が
解消される。この部分ではその後のサブゼロ処理によっ
ても、マルテンサイト相は出現しない。上記したような
部分的な徐冷は、例えば必要部分のみを加熱したり、あ
るいは断熱材で覆う等によって実施することができる。
【００２２】この後、サブゼロ処理を施す。このサブゼ
ロ処理は、室温付近の温度から -40℃以下の温度まで急
冷することによって実施する。具体的には、液体窒素や
ドライアイス(-40〜-160℃）中に浸漬することにより行
う。その浸漬時間は、例えば肉厚10〜30mm程度の板材の
場合、 5〜60分程度とする。このようなサブゼロ処理に
よって、Ni量が低くなるような偏析部分に従って、マル
テンサイト相を出現させることができる。
ロ処理は、室温付近の温度から -40℃以下の温度まで急
冷することによって実施する。具体的には、液体窒素や
ドライアイス(-40〜-160℃）中に浸漬することにより行
う。その浸漬時間は、例えば肉厚10〜30mm程度の板材の
場合、 5〜60分程度とする。このようなサブゼロ処理に
よって、Ni量が低くなるような偏析部分に従って、マル
テンサイト相を出現させることができる。
【００２３】上記したような製造方法により得られる本
発明の高強度低膨張鋳鉄は、例えば5×10-6／℃（常温
〜 100℃）以下の熱膨張係数を維持した上で、引張り強
度60kgf/mm2 以上、硬さ（ブリネル硬度で）HB 220以上
を満足させることができる。
発明の高強度低膨張鋳鉄は、例えば5×10-6／℃（常温
〜 100℃）以下の熱膨張係数を維持した上で、引張り強
度60kgf/mm2 以上、硬さ（ブリネル硬度で）HB 220以上
を満足させることができる。
【００２４】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 実施例１ まず、 100kg容量の高周波電気炉を用いて、 C 1.0重量
% 、Si0.15重量% 、Mn0.03重量% 、Ni29.0重量% 、Co
6.0重量% 、Mg0.05重量% を含み、残部がFeおよび不純
物からなる合金成分を溶融した後、鋳型に注湯して鋳鉄
試料を作製した。この実施例においては、図４に示す精
密工作機のスピンドル１を鋳造した。このスピンドル１
は、直径65mmおよび70mm、長さ 350mm、重量10.7kgのも
のである。また、特性測定用の試料として、 1インチの
キールブロック用砂型にて試験片を採取した。これらス
ピンドルおよび試験片に対して、鋳造後に液体窒素に30
分間浸漬することによって、サブゼロ処理を施した。
% 、Si0.15重量% 、Mn0.03重量% 、Ni29.0重量% 、Co
6.0重量% 、Mg0.05重量% を含み、残部がFeおよび不純
物からなる合金成分を溶融した後、鋳型に注湯して鋳鉄
試料を作製した。この実施例においては、図４に示す精
密工作機のスピンドル１を鋳造した。このスピンドル１
は、直径65mmおよび70mm、長さ 350mm、重量10.7kgのも
のである。また、特性測定用の試料として、 1インチの
キールブロック用砂型にて試験片を採取した。これらス
ピンドルおよび試験片に対して、鋳造後に液体窒素に30
分間浸漬することによって、サブゼロ処理を施した。
【００２５】このようにして得た試験片およびサブゼロ
処理前の試験片を用いて、サブゼロ処理前後の特性を比
較した。測定した特性は、熱膨張係数、引張り強さ、ブ
リエル硬さHB、ヤング率および耐力である。その結果、
鋳造材（サブゼロ処理前）の引張り強さは42kgf/mm2 、
硬さはHB 160、ヤング率は 16000kgf/mm2 、耐力は36kg
f/mm2 であったのに対し、サブゼロ処理後には引張り強
さは73kgf/mm2 、硬さはHB 360、ヤング率は 21000kgf/
mm2 、耐力は56kgf/mm2 といずれも向上した。また、熱
膨張係数はサブゼロ処理前後共に、RT〜 150℃の範囲で
約 2.5×10-6／℃であった。
処理前の試験片を用いて、サブゼロ処理前後の特性を比
較した。測定した特性は、熱膨張係数、引張り強さ、ブ
リエル硬さHB、ヤング率および耐力である。その結果、
鋳造材（サブゼロ処理前）の引張り強さは42kgf/mm2 、
硬さはHB 160、ヤング率は 16000kgf/mm2 、耐力は36kg
f/mm2 であったのに対し、サブゼロ処理後には引張り強
さは73kgf/mm2 、硬さはHB 360、ヤング率は 21000kgf/
mm2 、耐力は56kgf/mm2 といずれも向上した。また、熱
膨張係数はサブゼロ処理前後共に、RT〜 150℃の範囲で
約 2.5×10-6／℃であった。
【００２６】また、上記サブゼロ処理前後の試験片の金
属組織を顕微鏡（倍率:100倍）にて観察した。これらの
顕微鏡写真を図１に示す。図１（ａ）はサブゼロ処理前
の試験片の顕微鏡写真であり、図１（ｂ）はサブゼロ処
理後の試験片のの顕微鏡写真である。また、これらの模
式図をそれぞれ図２に示す。図１および図２から明らか
なように、サブゼロ処理前においては、球状黒鉛１１の
周囲にオーステナイト相（デンドライト組織）１２が存
在しており、このオーステナイト相１２の間隙にNi量が
低い偏析１３が生じていることが分かる。そして、サブ
ゼロ処理後においては、上記Ni量が低い偏析１３によ
り、マルテンサイト相１４がオーステナイト相１２の間
隙に出現していることが分かる。また、上記マルテンサ
イト相１４の面積比を求めたところ、約 60%であった。
属組織を顕微鏡（倍率:100倍）にて観察した。これらの
顕微鏡写真を図１に示す。図１（ａ）はサブゼロ処理前
の試験片の顕微鏡写真であり、図１（ｂ）はサブゼロ処
理後の試験片のの顕微鏡写真である。また、これらの模
式図をそれぞれ図２に示す。図１および図２から明らか
なように、サブゼロ処理前においては、球状黒鉛１１の
周囲にオーステナイト相（デンドライト組織）１２が存
在しており、このオーステナイト相１２の間隙にNi量が
低い偏析１３が生じていることが分かる。そして、サブ
ゼロ処理後においては、上記Ni量が低い偏析１３によ
り、マルテンサイト相１４がオーステナイト相１２の間
隙に出現していることが分かる。また、上記マルテンサ
イト相１４の面積比を求めたところ、約 60%であった。
【００２７】さらに、サブゼロ処理前の試料において、
炭素およびニッケルの濃度分布をＥＰＭＡによって調べ
たところ、ニッケルは球状黒鉛の周囲に偏って存在し、
その間隙にはNi量が低い偏析が生じていることを確認し
た。
炭素およびニッケルの濃度分布をＥＰＭＡによって調べ
たところ、ニッケルは球状黒鉛の周囲に偏って存在し、
その間隙にはNi量が低い偏析が生じていることを確認し
た。
【００２８】このように、鋳造時にＮｉ量が低くなるよ
うな偏析を生じさせると共に、サブゼロ処理を施すこと
によって、オーステナイト基地の一部をマルテンサイト
組織にすることができる。これによって、高Ｎｉ鋳鉄の
基本的な低膨張性を維持した上で、強度、硬度、切削加
工性等の向上を図ることができる。 実施例２〜４ 表２に成分組成を示す各鋳鉄材料を用いて、実施例１と
同様にして、スピンドルおよび１インチキールブロック
試験片をそれぞれ作製した。熱処理条件は、表２に示す
通りである。また、各１インチキールブロック試験片を
用いて、実施例１と同様にしてそれぞれのサブゼロ処理
前後の特性を評価した。それらの結果を表３に示すが、
いずれもサブゼロ処理後に優れた鋳造性および機械加工
性が得られている。
うな偏析を生じさせると共に、サブゼロ処理を施すこと
によって、オーステナイト基地の一部をマルテンサイト
組織にすることができる。これによって、高Ｎｉ鋳鉄の
基本的な低膨張性を維持した上で、強度、硬度、切削加
工性等の向上を図ることができる。 実施例２〜４ 表２に成分組成を示す各鋳鉄材料を用いて、実施例１と
同様にして、スピンドルおよび１インチキールブロック
試験片をそれぞれ作製した。熱処理条件は、表２に示す
通りである。また、各１インチキールブロック試験片を
用いて、実施例１と同様にしてそれぞれのサブゼロ処理
前後の特性を評価した。それらの結果を表３に示すが、
いずれもサブゼロ処理後に優れた鋳造性および機械加工
性が得られている。
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】 実施例５ １００ｋｇ容量の高周波電気炉を用いて、Ｃ１．０重量
％、Ｓｉ０．１５重量％、Ｍｎ０．０３重量％、Ｎｉ２
９．０重量％、Ｃｏ６．０重量％、Ｍｇ０．０５重量％
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる合金成分を溶
融した後、鋳型に注湯して鋳鉄試料を作製した。この実
施例においては、図５に示す精密機械のハウジング２１
を鋳造した。このハウジング２１は重量２０ｋｇのもの
で、軸受け部２２とドリル加工が必要な部分２３ａを有
するハウジング本体２３とから構成されており、特に軸
受け部２２のみが耐摩耗性を必要としている。よって、
上記鋳造材に９５０℃×２時間の溶体化処理を施した
後、軸受け部２２のみが徐冷となるようにガスバーナで
軽くあぶりながら、大気中で冷却した。この後、液体窒
素に３０分間浸漬することによって、サブゼロ処理を施
した。
％、Ｓｉ０．１５重量％、Ｍｎ０．０３重量％、Ｎｉ２
９．０重量％、Ｃｏ６．０重量％、Ｍｇ０．０５重量％
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる合金成分を溶
融した後、鋳型に注湯して鋳鉄試料を作製した。この実
施例においては、図５に示す精密機械のハウジング２１
を鋳造した。このハウジング２１は重量２０ｋｇのもの
で、軸受け部２２とドリル加工が必要な部分２３ａを有
するハウジング本体２３とから構成されており、特に軸
受け部２２のみが耐摩耗性を必要としている。よって、
上記鋳造材に９５０℃×２時間の溶体化処理を施した
後、軸受け部２２のみが徐冷となるようにガスバーナで
軽くあぶりながら、大気中で冷却した。この後、液体窒
素に３０分間浸漬することによって、サブゼロ処理を施
した。
【００３１】このようにして得たハウジング２１の軸受
け部２２とハウジング本体２３のブリエル硬さHBを測定
したところ、ハウジング本体２３の硬さはHB 260であっ
たのに対し、軸受け部２２の硬さはHB 480と向上してい
た。また、軸受け部２２とハウジング本体２３の金属組
織を実施例１と同様に観察したところ、軸受け部２２で
はマルテンサイト相が面積比で約 65%出現していたのに
対して、ハウジング本体２３ではほとんどマルテンサイ
ト相は見られなかった。
け部２２とハウジング本体２３のブリエル硬さHBを測定
したところ、ハウジング本体２３の硬さはHB 260であっ
たのに対し、軸受け部２２の硬さはHB 480と向上してい
た。また、軸受け部２２とハウジング本体２３の金属組
織を実施例１と同様に観察したところ、軸受け部２２で
はマルテンサイト相が面積比で約 65%出現していたのに
対して、ハウジング本体２３ではほとんどマルテンサイ
ト相は見られなかった。
【００３２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度低
膨張鋳鉄によれば、低膨張性を維持した上で、強度、硬
度、切削加工性等を向上させた鋳鉄が得られる。よっ
て、低熱膨張性が必要とされ、かつ形状の維持性や耐摩
耗性が要求される機械部品等に適した鋳鉄を提供するこ
とが可能となる。
膨張鋳鉄によれば、低膨張性を維持した上で、強度、硬
度、切削加工性等を向上させた鋳鉄が得られる。よっ
て、低熱膨張性が必要とされ、かつ形状の維持性や耐摩
耗性が要求される機械部品等に適した鋳鉄を提供するこ
とが可能となる。
【図１】本発明の一実施例で作製した鋳鉄の金属組織写
真であり、（ａ）はサブゼロ処理前の金属組織を、
（ｂ）はサブゼロ処理後の金属組織を示す拡大写真であ
る。
真であり、（ａ）はサブゼロ処理前の金属組織を、
（ｂ）はサブゼロ処理後の金属組織を示す拡大写真であ
る。
【図２】図１による金属組織写真を模式化した図であ
る。
る。
【図３】Fe-Ni系合金の組織変態を示す図である。
【図４】本発明の一実施例で作製したスピンドルを示す
平面図である。
平面図である。
【図５】本発明の他の実施例で作製した精密機械用ハウ
ジングを示す断面図である。
ジングを示す断面図である。
１１……球状黒鉛 １２……オーステナイト相（デンドライト組織） １３……Ni量が低い偏析 １４……マルテンサイト相
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 37/00 - 37/10 C21D 5/00
Claims (11)
- 【請求項１】 Ｃ０．５〜３．５重量％、Ｓｉ２．０重
量％未満、Ｍｎ１．０重量％以下、Ｍｇ０．１重量％以
下、Ｎｉ２５〜４０重量％、およびＣｏ０〜１５重量％
を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋳鉄であって、 前記鋳鉄の金属組織は、主相とするオーステナイト相
と、このオーステナイト相間に分散配置されたマルテン
サイト相とを有することを特徴とする高強度低膨張鋳
鉄。 - 【請求項２】 請求項１記載の高強度低膨張鋳鉄におい
て、 前記Ｃｏの含有量が０〜６重量％の範囲であることを特
徴とする高強度低膨張鋳鉄。 - 【請求項３】 請求項１記載の高強度低膨張鋳鉄におい
て、 前記マルテンサイト相は、前記鋳鉄の金属組織中に面積
比で１０〜７０％の範囲で存在していることを特徴とす
る高強度低膨張鋳鉄。 - 【請求項４】 Ｃ０．５〜３．５重量％、Ｓｉ２．０重
量％未満、Ｍｎ１．０重量％以下、Ｍｇ０．１重量％以
下、Ｎｉ２５〜４０重量％、およびＣｏ０〜１５重量％
を含み、残部が実質的にＦｅからなる合金成分を溶解
し、鋳造する工程と、 前記鋳造工程で得た鋳鉄、あるいは８００℃〜１２００
℃の温度で溶体化熱処理を施した後に室温付近の温度ま
で冷却した鋳鉄を、室温付近の温度から−４０℃以下の
温度まで急冷し、前記鋳鉄のオーステナイト基地の一部
をマルテンサイト組織とする工程とを具備することを特
徴とする高強度低膨張鋳鉄の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４記載の高強度低膨張鋳鉄の製造
方法において、 前記溶体化熱処理後の鋳鉄の少なくとも一部を徐冷する
ことを特徴とする高強度低膨張鋳鉄の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４記載の高強度低膨張鋳鉄の製造
方法において、 前記合金成分中のＣｏ含有量は０〜６重量％の範囲であ
るとを特徴とする高強度低膨張鋳鉄の製造方法。 - 【請求項７】 請求項４記載の高強度低膨張鋳鉄の製造
方法において、 前記マルテンサイト相を前記鋳鉄の金属組織中に面積比
で１０〜７０％の範囲で出現させることを特徴とする高
強度低膨張鋳鉄の製造方法。 - 【請求項８】 少なくとも摺動部分が請求項１記載の高
強度低膨張鋳鉄からなることを特徴とする摺動部品。 - 【請求項９】 請求項１記載の高強度低膨張鋳鉄からな
り、かつ引張り強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度
低膨張部を有することを特徴とする機械部品。 - 【請求項１０】 請求項４記載の高強度低膨張鋳鉄の製
造方法において、 前記室温付近の温度から−４０℃以下の温度までの急冷
を液体窒素またはドライアイス中に浸漬することにより
実施することを特徴とする高強度低膨張鋳鉄の製造方
法。 - 【請求項１１】 請求項１０記載の高強度低膨張鋳鉄の
製造方法において、 前記液体窒素またはドライアイス中への浸漬時間を５〜
６０分間とすることを特徴とする高強度低膨張鋳鉄の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4353975A JP2778891B2 (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4353975A JP2778891B2 (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06179938A JPH06179938A (ja) | 1994-06-28 |
| JP2778891B2 true JP2778891B2 (ja) | 1998-07-23 |
Family
ID=18434479
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4353975A Expired - Lifetime JP2778891B2 (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2778891B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6058045B2 (ja) | 2014-07-02 | 2017-01-11 | 新報国製鉄株式会社 | 高剛性低熱膨張鋳物及びその製造方法 |
| CN109457172B (zh) * | 2018-11-01 | 2021-06-08 | 苏州市海威特铸造厂 | 一种低线性膨胀系数铸件及其铸造工艺 |
| JP7251767B2 (ja) * | 2019-01-30 | 2023-04-04 | 新報国マテリアル株式会社 | 低熱膨張鋳物及びその製造方法 |
| WO2022085642A1 (ja) * | 2020-10-23 | 2022-04-28 | 日之出水道機器株式会社 | 鋳造用鉄合金材料および鉄鋳物 |
| JP7372226B2 (ja) * | 2020-10-28 | 2023-10-31 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
| CN115161444B (zh) * | 2022-08-12 | 2024-01-19 | 山西太钢不锈钢精密带钢有限公司 | 低膨胀合金4j36精密箔材及其超细晶固溶热处理方法和应用 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0699740B2 (ja) * | 1986-04-25 | 1994-12-07 | 石川島播磨重工業株式会社 | 鋳鉄部品の局部高強度化法 |
| JP2694240B2 (ja) * | 1990-10-01 | 1997-12-24 | 株式会社 栗本鐵工所 | 高温低熱膨張鋳鉄の製造方法 |
-
1992
- 1992-12-15 JP JP4353975A patent/JP2778891B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 鋳物、６４、（１９９２）、（平４−３−２５）Ｐ．１８１−１８５ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06179938A (ja) | 1994-06-28 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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