JP6270559B2

JP6270559B2 - 低熱膨張鋳物

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Publication number: JP6270559B2
Application number: JP2014050928A
Authority: JP
Inventors: 智大田中; 圭晃和田; 孝信椙本
Original assignee: Hitachi Zosen Corp
Current assignee: Hitachi Zosen Corp
Priority date: 2014-03-14
Filing date: 2014-03-14
Publication date: 2018-01-31
Anticipated expiration: 2033-10-30
Also published as: JP2015086467A

Description

本発明は、低熱膨張鋳物に関するものである。

近年、エレクトロニクス産業や光学産業の発展に伴って、それらに関連する精密工作機械や精密測定機器、その他製造機械類には、より高い寸法精度が要求されている。
このような機械や機器などは、寸法精度を保つために、恒温恒湿の環境下で使用される。しかし、上記機械や機器の使用による発熱で、これら温度が若干上昇してしまった場合、上記機械や機器が熱膨張し、その寸法精度が狂うおそれもある。このため、上記機械や機器の材料には、低い熱膨張性のもの、特に成形性および加工性を考慮して、低い熱膨張性の鋳物（以下、低熱膨張鋳物という）が望まれている。

低熱膨張鋳物としては、鋳造後に熱処理を不要としたものが提案されている（例えば、特許文献１参照）。また、所定の面積率を有する塊状ＭｎＳなど、組織中の快削介在物を有することで、切削性を改善した低熱膨張鋳物が提案されている（例えば、特許文献２参照）。なお、周知のものとしては、インバー合金（ＩＮＶＥＲは登録商標）ともいわれる不変鋼などがある。

特許３７０７８２５号公報特許３３８１８４５号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載の低熱膨張鋳物は、高価なＣｏを多量に含有するので、必然的に製品コストが高くなる。また、上記特許文献２に記載の低熱膨張鋳物は、切削性を良くするためだけに、快削介在物（黒鉛やＭｎＳ）を別途存在させる必要がある。一方で、インバー合金は、よく知られているように、低熱膨張性に優れるものの、材料自体が粘く切削性は悪い。また、インバー合金のように、Ｃの含有量が極めて低い材料は、そのＣの含有量の調整が非常に困難で、そのために特殊な設備を必要とするので、製造コストが高くなる。

そこで、本発明は、低熱膨張性および切削性の両方に優れ、安価に製造可能な低熱膨張鋳物を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、請求項１に係る本発明の低熱膨張鋳物は、Ｃを０．１〜０．２５質量％、Ｓｉを０．１〜０．５質量％、Ｍｎを０．０５〜０．８質量％、Ｎｉを３３〜４０質量％、Ｎｂおよびその他不可避的不純物を含有し、残部がＦｅからなる低熱膨張鋳物であって、
Ｎｂの含有量が、Ｃの含有量の８倍以上で且つ、２．５質量％以下であり、
含有されたＣとＮｂとが結合してＮｂＣとなり、当該結合により低熱膨張性の低下要因となる固溶Ｃを減少させるとともに、切削性の向上要因となる上記ＮｂＣが晶出または析出した鋳放し材であるものである。

また、請求項２に係る本発明の低熱膨張鋳物は、Ｃを０．１〜０．２５質量％、Ｓｉを０．１〜０．５質量％、Ｍｎを０．０５〜０．８質量％、Ｎｉを３３〜４０質量％、Ｎｂおよびその他不可避的不純物を含有し、残部がＦｅからなる低熱膨張鋳物であって、
Ｎｂの含有量が、Ｃの含有量の８倍以上で且つ、２．５質量％以下であり、
含有されたＣとＮｂとが結合してＮｂＣとなり、当該結合により低熱膨張性の低下要因となる固溶Ｃを減少させるとともに、切削性の向上要因となる上記ＮｂＣが晶出または析出したものであり、
ＣとＮｂとの結合により低熱膨張性の低下要因となる固溶Ｃを減少させる量が、室温〜１００℃の熱膨張率が２．１１×１０ ^−６以下となる量である。

上記低熱膨張鋳物によると、低熱膨張性および切削性の両方に優れ、安価に製造することができる。

従来例に係る低熱膨張鋳物の金属組織写真であり、（ａ）は鋳放し材を示し、（ｂ）は熱処理温度が９００℃の熱処理材を示す。本発明の実施例１に係る低熱膨張鋳物の金属組織写真であり、（ａ）は鋳放し材を示し、（ｂ）は熱処理温度が９００℃の熱処理材を示す。本発明の実施例２に係る低熱膨張鋳物の金属組織写真であり、（ａ）は鋳放し材を示し、（ｂ）は熱処理温度が９００℃の熱処理材を示す。比較例１に係る低熱膨張鋳物の鋳放し材の金属組織写真である。比較例２に係る低熱膨張鋳物の鋳放し材の金属組織写真である。試験片の切り屑を示す写真であり、（ａ）は同実施例２に係るものを示し、（ｂ）は同従来例に係るものを示す。比較するための試験片の切り屑を示す写真であり、（ａ）は同実施例２に係るものを示し、（ｂ）は同従来例に係るものを示す。同実施例２に係る切り屑を拡大して示し、（ａ）は拡大投影機での断面の拡大写真（断面マクロ組織）、（ｂ）は光学顕微鏡での断面の拡大写真（断面ミクロ組織）、（ｃ）は光学顕微鏡での断面のさらなる拡大写真［（ｂ）の詳細］である。同従来例に係る切り屑を拡大して示し、（ａ）は拡大投影機での断面の拡大写真（断面マクロ組織）、（ｂ）は光学顕微鏡での断面の拡大写真（断面ミクロ組織）、（ｃ）は光学顕微鏡での断面のさらなる拡大写真［（ｂ）の詳細］である。

以下、本発明の実施の形態に係る低熱膨張鋳物について説明する。なお、本発明の実施の形態に係る低熱膨張鋳物は、一般的な低熱膨張鋳物と区別するために、以下では単に本発明材という。

この本発明材は、Ｃ（炭素）を０．１〜０．２５質量％、Ｓｉ（ケイ素）を０．１〜０．５質量％、Ｍｎ（マンガン）を０．０５〜０．８質量％、Ｎｉ（ニッケル）を３３〜４０質量％、およびＮｂ（ニオブ）を含有する。

また、上記本発明材は、その他不可避的不純物も含有し、残部がＦｅ（鉄）からなる。
さらに、上記本発明材は、本発明の要旨として、Ｎｂの含有量が、Ｃの含有量の８倍以上で且つ、２．５質量％以下である。

次に、上述の成分範囲にした理由について説明する。
Ｃは、低熱膨張を要求される鋳物の場合であれば、インバー合金のように、極力低い含有量であることが望ましい。しかしながら、現実の製造現場においては、１つの溶解炉で成分の異なる様々な鋼材を溶解・鋳造している。このため、このようなＣの含有量が極力低い鋳鋼、つまり極低炭素鋳鋼を製造するためには、上記溶解炉は、他の鋼材の製造で使用されたことにより、内部にＣを含有する金属が残留した場合には、極低炭素鋳鋼を製造する前に、この金属を予めＣ含有量の低い純鉄ないし鉄スクラップで洗い流すことが必要となる。このような洗い流し、つまり洗い湯といわれる溶解作業は、純鉄ないし鉄スクラップが必要となり工数も増加するので、製造コストを上昇させることになるが、行わなければ溶解炉に残留したＣが鋳物に混入してしまう。そこで、本発明では、洗い湯を行わず、現場でのＣの調整を容易にするために、Ｃの混入をある程度（０．１質量％以上）許容する。このため、Ｃの含有量の下限を０．１質量％とした。また、本発明では、ある程度のＣが混入しても、Ｃと結合する成分であるＮｂを添加することにより、ＣがＮｂと結合してＮｂＣ（ニオブ炭化物）として固定されることで、Ｃが基地に固溶することを防止している。すなわち、ＣをＮｂＣとして固定することは、擬似的にＣの含有量を低くすることにつながる。しかし、Ｃの含有量が０．２５質量％を超えると、必要とされるＮｂが多量となるので、現実的でない。このため、Ｃの含有量の上限を０．２５質量％とした。

Ｓｉは、不可避的に含むと同時に脱酸成分として、ある程度は許容されるが、一般的な鋼の場合よりも許容される範囲は狭い。すなわち、Ｓｉを多量に含有すると、Ｓｉの酸化物が生成されることにより低熱膨張性の低下につながるので、Ｓｉの含有量の上限を０．５質量％とした。また、必要な脱酸成分としての作用から、Ｓｉの含有量の下限を０．１質量％とした。

Ｍｎは、本発明の目的とする低熱膨張性を確保するためには基本的に不要な成分であるが、多量に含有するとＳと結合してＭｎＳとなり、低熱膨張性が悪くなる。このため、Ｍｎの含有量の上限を０．８質量％とした。また、鋳造性に必要な成分として、Ｍｎの含有量の下限を０．０５質量％とした。

Ｎｉは、インバー合金の特徴となる成分である。インバー合金は、Ｎｉを３６質量％含有することで、低熱膨張性に優れる。これに対して、本発明材は、インバー合金にない成分であるＮｂおよびＣも含有する。これらを含有する場合であっても低熱膨張性に優れるためのＮｉの含有量は、３３〜４０質量％となる。このため、Ｎｉの含有量の下限を３３質量％とし、Ｎｉの含有量の上限を４０質量％とした。なお、Ｎｉの含有量が３３〜４０質量％を外れると、低熱膨張性が悪くなる。

Ｎｂは、Ｃと結合してＮｂＣとなることにより、Ｃが基地に固溶することを防止するものである。この作用により、Ｃの混入をある程度許容することが可能となる。Ｎｂの適切な含有量は、Ｃの含有量に影響されるものであり、ＮｂがＣと結合してＮｂＣとしてＣを固定するために、Ｃの含有量の８倍以上が必要となる。このため、Ｎｂの含有量の下限をＣの含有量の８倍とした。しかし、Ｎｂの含有量が２．５質量％を超えると、ＮｂＣの熱膨張による影響が無視できなくなり、また余分なＮｂがＮｉと結合して擬似的にＮｉの含有量を低くするので、低熱膨張性が悪くなる。このため、Ｎｂの含有量の上限を２．５質量％とした。

ところでＮｂＣは、その生成によりＣが基地に固溶することを防止するだけでなく、晶出または析出することにより、低熱膨張鋳物の切削性を向上させる。なぜなら、晶出または析出したＮｂＣは、その脆さから、切削時に生ずる切り屑がミクロ的に破壊される役割を果たすからである。また、この観点からＣの含有量の範囲について再考すると、Ｃの含有量が上述した下限（０．１質量％）未満であれば、ＮｂＣの晶出または析出する量が少なく、切削性が向上しない。逆に、ＣおよびＮｂの含有量が上述した上限を超えるのであれば、ＮｂＣの晶出または析出する量が多くなる。しかし、ＮｂＣは、室温〜１０００℃での平均熱膨張率が７．２×１０^−６と大きいので、晶出または析出する量が多くなると、必然的に本発明材の低熱膨張性を悪くする。

また、本発明のＮｂがＣと結合して、ＣがＮｂＣとして固定されたことは、一般的に、ＮｂＣの晶出または析出から把握される。本発明者らは、上述した成分範囲であれば、高温でもＮｂＣの晶出または析出を確認し、言い換えれば、高温でもＮｂＣが分解されずに安定してＮｂがＣを固定していることを確認した。ＮｂＣが分解されずに安定してＮｂがＣを固定していれば、その結果として、Ｎｉの偏析が防止され、これにより、低熱膨張性が向上する。一方で、ＮｂＣが分解されず、すなわち、ＮｂＣが晶出または析出されることにより、切削性も向上する。

以上より、本発明の技術的思想は、Ｃの含有量を極力抑えるという困難な方法ではなく、Ｎｂを適切な含有量にすることで、ＣをＮｂＣとして固定して擬似的にＣの含有量を低くするとともに、晶出または析出するＮｂＣの脆さを利用して、切削性の向上を図ることである。加えて、この作用を最大化する上述した成分範囲についても、本発明の特徴である。

なお、不可避的不純物として、特殊な溶解・鋳造方法を用いない通常の溶解鋳造作業において混入する範囲内の不純物を許容する。具体的には、Ｓ（硫黄）が０．００５質量％程度、Ｐ（リン）が０．００５質量％程度である。

以下、上記本発明材の製造方法について説明する。
上記本発明材は、通常の方法により鋳造されるが、鋳造時の凝固偏析を防止するために、鋳込み温度を低く設定するとともに、鋳型にチル（冷し金）を多く使用して、溶湯を急冷凝固または急速凝固させる。なぜなら、鋳造時の凝固偏析が発生すると、Ｎｉの偏析により、低熱膨張性が悪くなるからである。なお、鋳造時の凝固偏析を防止しても、鋳造品の内部偏析が発生すると、Ｎｉの偏析により、低熱膨張性が悪くなるので、この内部偏析を防止するために、鋳造された製品を鋳放しではなく、以下の熱処理を行う。

具体的には、鋳造された製品を、７００〜１１５０℃の範囲において一定の温度に保持し、その後に水につけて急冷（つまり水靭）する。
一定の温度に保持する温度を７００℃以上としたのは、詳しくは以下の従来例および実施例で説明するが、上記温度が５００℃未満だと低熱膨張性の向上があまり現れないのに対し、上記温度が７００℃以上だと低熱膨張性の向上が顕著に現れるからである。また、上記温度を１１５０℃以下としたのは、上記温度が１１５０℃を超えると、製品の熱変形の問題などが生じ得るからである。なお、上記温度が１１５０℃をある程度超えても、低熱膨張性は悪くならない。また、上記温度のより好ましい範囲は、低熱膨張性の向上が一層顕著に現れる８５０〜９５０℃である。

さらに、水靭としたのは、これにより、Ｎｉの偏析が再現されることを防止することにより、本発明材の低熱膨張性を向上させるためである。
このように、上記本発明材によると、擬似的にＣの含有量が低くされるとともに、Ｎｉの偏析が防止されるので、低熱膨張性に優れるという効果を奏する。同時に、ＮｂＣの晶出または析出により、切削性にも優れるという効果を奏する。

また、洗い湯を行わず、現場でのＣの調整が容易であるから、製造コストを抑えることが可能となり、さらに、Ｎｂの添加だけで低熱膨張性および切削性の両方を向上させることが可能となる。

以下、本発明の実施例について説明するが、まずは従来例について説明した後、実施例について説明し、その後に比較例について説明する。
［従来例］
従来例に係る低熱膨張鋳物は、Ｃを０．００７質量％、Ｓｉを０．２０質量％、Ｍｎを０．０２質量％、Ｎｉを３６．５９質量％、Ｓを０．００３質量％、Ｐを０．０１０質量％、Ａｌを０．０５４質量％含有するものとし、つまり、極低炭素鋳鋼とした。

まず、Ｃ含有量の低い高純度鉄合金で１００ｋｇ高周波溶解炉の洗い湯をして溶解し、上記成分をこの１００ｋｇ高周波溶解炉で溶解後に、Ｙブロック砂型に鋳込んだ。そして、Ｙブロックから２５ｍｍ角×１００ｍｍ長さの試験片を６つ切り出し、これらのうち１つは鋳放し材とし、残りの５つを熱処理材１〜５とした。なお、熱処理材１〜５は、表１に示す熱処理温度で２時間保持し、その後に水靭した。上記鋳放し材および熱処理材１〜５の熱膨張率は、表１の通りである。

表１に示すように、従来例に係る低熱膨張鋳物は、熱処理温度が７００℃以上で低熱膨張性に優れ、熱処理温度が特に７００℃，９００℃で低熱膨張性に一層優れることを確認した。この傾向は、従来例だけでなく、本発明材に対しても同様であるといえる。

また、図１には、上記試験片の金属組織写真を示す。図１（ａ）の鋳放し材に比べて、図１（ｂ）の熱処理材４（熱処理温度が９００℃）は、凝固セルの凹凸が小さく、つまりＮｉの偏析が小さくなっている。このため、Ｎｉの偏析が低熱膨張性に影響を与えると考えられる。

本発明の実施例１に係る低熱膨張鋳物は、Ｃを０．１１質量％、Ｓｉを０．１９質量％、Ｍｎを０．０９質量％、Ｎｉを３５．９５質量％、Ｎｂを０．９６質量％、Ｓを０．００５質量％、Ｐを０．００５質量％、Ａｌ（アルミニウム）を０．０７４質量％含有するものとした。

上記成分を１００ｋｇ高周波溶解炉で溶解後に最終脱酸し、Ｙブロック砂型に鋳込んだ。そして、Ｙブロックから５０ｍｍ角×１００ｍｍ長さの試験片を４つ切り出し、これらのうち１つは鋳放し材とし、残りの３つを熱処理材１〜３とした。なお、熱処理材１〜３は、表２に示す熱処理温度で４時間保持し、その後に水靭した。上記鋳放し材および熱処理材１〜３の熱膨張率は、表２の通りである。

また、図２には、上記試験片の金属組織写真を示す。図２（ａ）に示すように、鋳放し材には、ＮｂＣが、結晶粒界およびその近傍に晶出または析出している。一方で、図２（ｂ）に示すように、熱処理材２（熱処理温度が９００℃）には、金属組織におけるエッチングの濃淡が小さく、基地のＮｉの偏析が低減したような金属組織を呈している。

本発明の実施例２に係る低熱膨張鋳物は、Ｃを０．１６質量％、Ｓｉを０．４２質量％、Ｍｎを０．７１質量％、Ｎｉを３６．３２質量％、Ｎｂを２．３３質量％、Ｓを０．００５質量％、Ｐを０．００８質量％、Ａｌを０．０７２質量％含有するものとした。

上記成分を１００ｋｇ高周波溶解炉で溶解後に最終脱酸し、Ｙブロック砂型に鋳込んだ。そして、Ｙブロックから５０ｍｍ角×１００ｍｍ長さの試験片を２つ切り出し、これらのうち１つは鋳放し材とし、残りを熱処理材とした。なお、熱処理材には、表３に示す熱処理温度で４時間保持し、その後に水靭した。上記鋳放し材および熱処理材の熱膨張率は、表３の通りである。

また、図３には、上記試験片の金属組織写真を示す。図３（ａ）に示すように、鋳放し材には、実施例１と同様に、ＮｂＣが、結晶粒界およびその近傍に晶出または析出している。一方で、図３（ｂ）に示すように、熱処理材（熱処理温度が９００℃）には、金属組織におけるエッチングの濃淡が小さく、基地のＮｉの偏析が低減したような金属組織を呈している。なお、実施例２では、実施例１よりもＮｂおよびＣの含有量が多いので、図３（ａ）および（ｂ）に示すように、多くのＮｂＣがみられる。

［比較例１］
比較例１に係る低熱膨張鋳物は、Ｃを０．２６質量％、Ｓｉを０．７０質量％、Ｍｎを０．１３質量％、Ｎｉを３６．４４質量％、Ｎｂを２．５６質量％、Ｓを０．００５質量％、Ｐを０．００８質量％、Ａｌを０．０８８質量％含有するものとし、つまり、本発明材よりも多いＣ，Ｓｉ，ＭｎおよびＮｂを含有するものとした。

上記成分を１００ｋｇ高周波溶解炉で溶解後に最終脱酸し、Ｙブロック砂型に鋳込んだ。そして、Ｙブロックから５０ｍｍ角×１００ｍｍ長さの試験片を４つ切り出し、これらのうち１つは鋳放し材とし、残り３つを熱処理材１〜３とした。なお、熱処理材１〜３は、表４に示す熱処理温度で４時間保持し、その後に水靭した。上記鋳放し材および熱処理材１〜３の熱膨張率は、表４の通りである。

表４に示すように、比較例１では、熱処理材でも熱膨張率が１．５×１０^−６以下とならず、すなわち、低熱膨張性が悪い。これは、図４の鋳放し材の金属組織写真に示すように、ＮｂＣ（熱膨張率が大きい）の晶出または析出の量が多いためと考えられる。

［比較例２］
比較例２に係る低熱膨張鋳物は、Ｃを０．００９質量％、Ｓｉを０．０７０質量％、Ｍｎを０．０３０質量％、Ｎｉを３６．１６質量％、Ｎｂを０．５９質量％、Ｓを０．００５質量％、Ｐを０．００４質量％、Ａｌを０．０８４質量％含有するものとし、つまり、本発明材よりも少ないＣ，Ｓｉ，ＭｎおよびＮｂを含有するものとした。

上記成分を１００ｋｇ高周波溶解炉で溶解後に最終脱酸し、Ｙブロック砂型に鋳込んだ。そして、Ｙブロックから５０ｍｍ角×１００ｍｍ長さの試験片を４つ切り出し、これらのうち１つは鋳放し材とし、残り３つを熱処理材１〜３とした。なお、熱処理材１〜３は、表５に示す熱処理温度で４時間保持し、その後に水靭した。上記鋳放し材および熱処理材１〜３の熱膨張率は、表５の通りである。

比較例２に係る低熱膨張鋳物は、極低炭素鋳鋼に分類され、熱処理材の熱膨張率が１．５×１０^−６以下であり、低熱膨張性に優れる。しかし、図５の鋳放し材の金属組織写真に示すように、ＮｂＣが微量であるから、インバー合金のような極低炭素鋼と同様に切削性は悪いと考えられる。

以下、本発明材の切削性について、図面に基づき詳しく説明する。また、切削性を適切に評価するために、以下では、切削時に生ずる切り屑からの観点と、切削される材料のミクロ的な観点との、２つの観点から説明する。

まず、切削時に生ずる切り屑の観点から説明する。
試験片に卓上ボール盤で穴をあけ、その際に生じた最長の切り屑を図６に示す。通常、試験片に卓上ボール盤で穴を開けると、その試験片が切削性の良い材料の場合、切り屑が適当に割れて短くなるのに対し、その試験片が切削性の悪い材料の場合、切り屑が連続的に捻れて長くなる。なぜなら、切削性の良い材料だと切り屑がミクロ的に破壊されて短くなりやすく、切削性の悪い材料だと粘い材料のため切り屑がミクロ的に破壊されず長くなりやすいからである。ここで、図６（ａ）は試験片が実施例２に係る本発明材（以下、単に本発明材という）の場合であり、図６（ｂ）は試験片が従来例に係るもの（以下、単に従来材という）の場合である。試験片が本発明材の場合、長い切り屑でも全長が１〜３ｃｍであり、最長の切り屑で全長が５ｃｍであった。これに対して、試験片が従来材の場合、長い切り屑だと全長が１５〜２０ｃｍであり、最長の切り屑で全長が３５ｃｍもあった。

したがって、上記本発明材は、切削時に生ずる切り屑の観点から、従来材と比べて切削性に優れるといえる。
次に、切削される材料のミクロ的な観点から説明する。

まず、本発明材と従来材とを適切に比較するために、図７に示すように、本発明材の切り屑と従来材の切り屑とで長さに大差がないものをそれぞれ１つずつ選別する。なお、図７（ａ）は本発明材の切り屑を示し、図７（ｂ）は従来材の切り屑を示す。

そして、選別された切り屑の拡大断面写真を図８および図９に示す。図８は本発明材の切り屑の拡大断面写真であり、図９は従来材の切り屑の拡大断面写真である。図８（ｂ）に示すように、本発明材の切り屑には、多数の亀裂がみられる。また、これら亀裂の１つを拡大した図８（ｃ）には、析出したＮｂＣに沿って亀裂の入っている状態がみられる。これに対して、図９（ｂ）に示すように、従来材の切り屑には、本発明材の切り屑のような多数の亀裂がみられない。また、図９（ｂ）を拡大した図９（ｃ）には、粘い材料の特徴である著しい塑性流動がみられる。

したがって、上記本発明材は、切削される材料のミクロ的な観点からも、従来材と比べて切削性に優れるといえる。
このように、上記実施例に係る本発明材は、低熱膨張性に優れる効果を奏した。特に、７００〜１１５０℃（好ましくは８５０〜９５０℃）の所定温度で保持され、その後に水靭された上記本発明材は、熱膨張率（室温〜１００℃）が１．５×１０^−６以下となり、低熱膨張性に一層優れるという効果を奏した。同時に、上記本発明材は、晶出または析出したＮｂＣの脆さにより、亀裂が入りやすくなるので、切削性にも優れるという効果を奏した。

Claims

Ｃを０．１〜０．２５質量％、Ｓｉを０．１〜０．５質量％、Ｍｎを０．０５〜０．８質量％、Ｎｉを３３〜４０質量％、Ｎｂおよびその他不可避的不純物を含有し、残部がＦｅからなる低熱膨張鋳物であって、
Ｎｂの含有量が、Ｃの含有量の８倍以上で且つ、２．５質量％以下であり、
含有されたＣとＮｂとが結合してＮｂＣとなり、当該結合により低熱膨張性の低下要因となる固溶Ｃを減少させるとともに、切削性の向上要因となる上記ＮｂＣが晶出または析出した鋳放し材であることを特徴とする低熱膨張鋳物。
Ｃを０．１〜０．２５質量％、Ｓｉを０．１〜０．５質量％、Ｍｎを０．０５〜０．８質量％、Ｎｉを３３〜４０質量％、Ｎｂおよびその他不可避的不純物を含有し、残部がＦｅからなる低熱膨張鋳物であって、
Ｎｂの含有量が、Ｃの含有量の８倍以上で且つ、２．５質量％以下であり、
含有されたＣとＮｂとが結合してＮｂＣとなり、当該結合により低熱膨張性の低下要因となる固溶Ｃを減少させるとともに、切削性の向上要因となる上記ＮｂＣが晶出または析出したものであり、
ＣとＮｂとの結合により低熱膨張性の低下要因となる固溶Ｃを減少させる量が、室温〜１００℃の熱膨張率が２．１１×１０ ^−６以下となる量であることを特徴とする低熱膨張鋳物。