JPH07179984A - 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法 - Google Patents
高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法Info
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- JPH07179984A JPH07179984A JP32436993A JP32436993A JPH07179984A JP H07179984 A JPH07179984 A JP H07179984A JP 32436993 A JP32436993 A JP 32436993A JP 32436993 A JP32436993 A JP 32436993A JP H07179984 A JPH07179984 A JP H07179984A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低膨張性を維持した上で、強度や硬度、さら
には切削加工性の向上を図った高強度低膨張鋳鉄および
その製造方法を提供する。 【構成】 C 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.0重量% 以下、Mn
1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni25〜40重量% 、
Co 0〜25重量% 、およびAl 0.1〜 2.0重量% を含み、残
部がFeおよび不純物からなり、金属組織中に Ni-Al金属
間化合物を析出させた高強度低膨張鋳鉄である。高強度
低膨張鋳鉄は、さらにTi 0.1〜 2.0重量%、Nb 0.1〜 2.
0重量% 、およびTa 0.1〜 2.0重量% 等を含んでいても
よい。このような高強度低膨張鋳鉄は、上記した合金成
分を溶融し、鋳造した後、 800℃〜1000℃の温度で溶体
化熱処理を施し、この温度から室温以下程度の温度まで
急冷した後、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施すこ
とにより得られる。
には切削加工性の向上を図った高強度低膨張鋳鉄および
その製造方法を提供する。 【構成】 C 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.0重量% 以下、Mn
1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni25〜40重量% 、
Co 0〜25重量% 、およびAl 0.1〜 2.0重量% を含み、残
部がFeおよび不純物からなり、金属組織中に Ni-Al金属
間化合物を析出させた高強度低膨張鋳鉄である。高強度
低膨張鋳鉄は、さらにTi 0.1〜 2.0重量%、Nb 0.1〜 2.
0重量% 、およびTa 0.1〜 2.0重量% 等を含んでいても
よい。このような高強度低膨張鋳鉄は、上記した合金成
分を溶融し、鋳造した後、 800℃〜1000℃の温度で溶体
化熱処理を施し、この温度から室温以下程度の温度まで
急冷した後、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施すこ
とにより得られる。
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
である。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ばしば生じ
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
である。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ばしば生じ
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】さらに、低膨張鋳鉄の用途としては、 300
〜 450℃の比較的高温度域で低膨張性を有するものが開
発されている。例えば、特開昭 62-217480号公報や特開
平2-298236号公報には、Coを12〜25重量% とすることに
よって、上記温度範囲の熱膨張係数として約 8×10-6／
℃が得られることが記載されている。これらの鋳鉄は、
ガスタービン用セラミックス部品と接合する金属部品へ
の応用が考えられているが、高温の水蒸気中に対する耐
腐食性に問題があった。
〜 450℃の比較的高温度域で低膨張性を有するものが開
発されている。例えば、特開昭 62-217480号公報や特開
平2-298236号公報には、Coを12〜25重量% とすることに
よって、上記温度範囲の熱膨張係数として約 8×10-6／
℃が得られることが記載されている。これらの鋳鉄は、
ガスタービン用セラミックス部品と接合する金属部品へ
の応用が考えられているが、高温の水蒸気中に対する耐
腐食性に問題があった。
【０００６】
【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/mm2 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/mm2 以上の強度が要求されている。
【０００７】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。さ
らに、セラミックスガスタービン部品の固定部品とし
て、高温水蒸気中での耐食性の改善が要求されている。
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、低膨張性を維持した上で、強度や硬度等の向上、
切削加工性の向上、さらには耐食性の改善を図った高強
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。
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。さ
らに、セラミックスガスタービン部品の固定部品とし
て、高温水蒸気中での耐食性の改善が要求されている。
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、低膨張性を維持した上で、強度や硬度等の向上、
切削加工性の向上、さらには耐食性の改善を図った高強
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、高Ni含有の低膨張鋳鉄であって、前記鋳鉄
の金属組織中に Ni-Al金属間化合物が析出していること
を特徴としており、さらにはC 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.
0重量% 以下、Mn 1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、N
i25〜40重量% 、Co 0〜25重量% 、およびAl 0.1〜 2.0
重量% を含み、残部がFeおよび不純物からなる鋳鉄であ
って、前記鋳鉄の金属組織中に Ni-Al金属間化合物が析
出していることを特徴としている。また、上記高強度低
膨張鋳鉄において、さらにTi 0.1〜 2.0重量% 、Nb 0.1
〜 2.0重量% 、およびTa 0.1〜 2.0重量% から選ばれた
少なくとも 1種を含むことを特徴としている。
膨張鋳鉄は、高Ni含有の低膨張鋳鉄であって、前記鋳鉄
の金属組織中に Ni-Al金属間化合物が析出していること
を特徴としており、さらにはC 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.
0重量% 以下、Mn 1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、N
i25〜40重量% 、Co 0〜25重量% 、およびAl 0.1〜 2.0
重量% を含み、残部がFeおよび不純物からなる鋳鉄であ
って、前記鋳鉄の金属組織中に Ni-Al金属間化合物が析
出していることを特徴としている。また、上記高強度低
膨張鋳鉄において、さらにTi 0.1〜 2.0重量% 、Nb 0.1
〜 2.0重量% 、およびTa 0.1〜 2.0重量% から選ばれた
少なくとも 1種を含むことを特徴としている。
【０００９】また、本発明の高強度低膨張鋳鉄の製造方
法は、 C 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.0重量% 以下、Mn 1.0
重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni25〜40重量% 、Co 0
〜25重量% およびAl 0.1〜 2.0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解し、鋳造する工程
と、前記鋳造工程で得た鋳鉄に、 800℃〜1000℃の温度
で溶体化熱処理を施した後、急冷する工程と、前記急冷
体に、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施し、金属組
織中に Ni-Al金属間化合物を析出させる工程とを具備す
ることを特徴としている。
法は、 C 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.0重量% 以下、Mn 1.0
重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni25〜40重量% 、Co 0
〜25重量% およびAl 0.1〜 2.0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解し、鋳造する工程
と、前記鋳造工程で得た鋳鉄に、 800℃〜1000℃の温度
で溶体化熱処理を施した後、急冷する工程と、前記急冷
体に、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施し、金属組
織中に Ni-Al金属間化合物を析出させる工程とを具備す
ることを特徴としている。
【００１０】本発明の高強度低膨張鋳鉄においては、ま
ずニッケル(Ni)を20〜40重量% と多量に含有させ、金属
組織をオーステナイト組織としていると共に、炭素(C)
および珪素(Si)の含有量を低減することによって、低熱
膨張を実現している。
ずニッケル(Ni)を20〜40重量% と多量に含有させ、金属
組織をオーステナイト組織としていると共に、炭素(C)
および珪素(Si)の含有量を低減することによって、低熱
膨張を実現している。
【００１１】Niは、上述したように鋳鉄の金属組織をオ
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、28〜36重量% である。
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、28〜36重量% である。
【００１２】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25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。
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25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。
【００１３】CおよびSiは、鋳鉄に鋳造性や切削加工性
等を付与する成分である。それらの含有量は、 Cは 0.3
〜 2.5重量% の範囲、Siは 2.0重量% 以下とする。 Cの
含有量が 0.3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。また、C含有量が 2.5重量% を超
えると、あるいはSi含有量が 2.0重量% を超えると、い
ずれも熱膨張係数が増加する。
等を付与する成分である。それらの含有量は、 Cは 0.3
〜 2.5重量% の範囲、Siは 2.0重量% 以下とする。 Cの
含有量が 0.3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。また、C含有量が 2.5重量% を超
えると、あるいはSi含有量が 2.0重量% を超えると、い
ずれも熱膨張係数が増加する。
【００１４】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、基地鉄中に固溶して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、基地鉄中に固溶して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。
【００１５】本発明の高強度低膨張鋳鉄においては、上
記した成分元素以外に、アルミニウム(Al)を 0.1〜 2.0
重量% の範囲で添加すると共に、溶体化熱処理や時効処
理を施すことによって、金属組織中に Ni-Al金属間化合
物を析出させており、これによって強度、硬さ、ヤング
率等を改善している。
記した成分元素以外に、アルミニウム(Al)を 0.1〜 2.0
重量% の範囲で添加すると共に、溶体化熱処理や時効処
理を施すことによって、金属組織中に Ni-Al金属間化合
物を析出させており、これによって強度、硬さ、ヤング
率等を改善している。
【００１６】Alは、上述したようにNiと反応させて Ni-
Al金属間化合物、特にγ′（Ni3 Al）相を析出させる成
分であり、 Ni-Al金属間化合物の析出によって、強度、
硬さ、ヤング率等が向上すると共に、鋳鉄のねばさが低
減し、黒鉛量の少ない鋳鉄の課題であった切削加工性が
向上する。Al含有量が 0.1重量% 未満では、 Ni-Al金属
間化合物からなる析出物が不足し、上記効果を十分に得
ることができない。また、Al含有量が 2.0重量% を超え
ると、Alの固溶量が増えて熱膨張係数が増大する。Alの
より好ましい含有量は 0.2〜 2.0重量% の範囲である。
Al金属間化合物、特にγ′（Ni3 Al）相を析出させる成
分であり、 Ni-Al金属間化合物の析出によって、強度、
硬さ、ヤング率等が向上すると共に、鋳鉄のねばさが低
減し、黒鉛量の少ない鋳鉄の課題であった切削加工性が
向上する。Al含有量が 0.1重量% 未満では、 Ni-Al金属
間化合物からなる析出物が不足し、上記効果を十分に得
ることができない。また、Al含有量が 2.0重量% を超え
ると、Alの固溶量が増えて熱膨張係数が増大する。Alの
より好ましい含有量は 0.2〜 2.0重量% の範囲である。
【００１７】また、本発明の高強度低膨張鋳鉄における
Al成分は、そのほとんどを析出相として存在させること
が好ましい。これは、Alの固溶分は熱膨張係数に悪影響
を及ぼすためである。ただし、上記Alの含有範囲を満足
させると共に、適切な溶体化熱処理や時効処理を施すこ
とによって、Al成分のほとんどが析出相として存在し、
固溶分は微量となるため、Niの母相濃度が熱膨張係数を
最小にする範囲から外れない限り、低膨脹性に悪影響を
及ぼすことはない。また、このためには、Ni量は添加Al
量に対して重量比でほぼ同量程度多量に配合することが
好ましい。
Al成分は、そのほとんどを析出相として存在させること
が好ましい。これは、Alの固溶分は熱膨張係数に悪影響
を及ぼすためである。ただし、上記Alの含有範囲を満足
させると共に、適切な溶体化熱処理や時効処理を施すこ
とによって、Al成分のほとんどが析出相として存在し、
固溶分は微量となるため、Niの母相濃度が熱膨張係数を
最小にする範囲から外れない限り、低膨脹性に悪影響を
及ぼすことはない。また、このためには、Ni量は添加Al
量に対して重量比でほぼ同量程度多量に配合することが
好ましい。
【００１８】本発明の高強度低膨張鋳鉄においては、上
述した各成分元素の他に、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)およ
びタンタル(Ta)から選ばれた少なくとも 1種を Ni-Al金
属間化合物、特にγ′相の安定化等のために含有させる
ことができる。例えばTiは、γ′相のAlと一部置換し
て、マトリックスとの結晶格子の整合性を高め、γ′相
の安定化を助長する効果を有していると同時に、γ′相
の析出量を増大させる効果を有している。NbやTaの添加
は、γ′相の安定化の他に、耐酸化性の改善に寄与す
る。
述した各成分元素の他に、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)およ
びタンタル(Ta)から選ばれた少なくとも 1種を Ni-Al金
属間化合物、特にγ′相の安定化等のために含有させる
ことができる。例えばTiは、γ′相のAlと一部置換し
て、マトリックスとの結晶格子の整合性を高め、γ′相
の安定化を助長する効果を有していると同時に、γ′相
の析出量を増大させる効果を有している。NbやTaの添加
は、γ′相の安定化の他に、耐酸化性の改善に寄与す
る。
【００１９】これらγ′相の安定化成分をあまり多量に
添加すると、余剰分がマトリックスに固溶し、熱膨張係
数を高めるため、それぞれTiは 0.1〜 2.0重量% の範
囲、Nbは 0.1〜 2.0重量% の範囲、Taは 0.1〜 2.0重量
% の範囲で添加するものとする。ただし、上記範囲内で
あれば、熱処理によって容易に炭化物として析出させる
ことができるため、問題にはならない。
添加すると、余剰分がマトリックスに固溶し、熱膨張係
数を高めるため、それぞれTiは 0.1〜 2.0重量% の範
囲、Nbは 0.1〜 2.0重量% の範囲、Taは 0.1〜 2.0重量
% の範囲で添加するものとする。ただし、上記範囲内で
あれば、熱処理によって容易に炭化物として析出させる
ことができるため、問題にはならない。
【００２０】本発明の高強度低膨張鋳鉄は、上述したよ
うな元素を含有する合金成分を溶解し、鋳造した後、ま
ず 800℃〜1000℃の温度で溶体化熱処理を施し、その温
度が水中や油浴、塩浴中に焼き入れて急冷する。急冷温
度は少なくとも室温以下程度とする。この溶体化熱処理
とその後の急冷によって、NiやAlの偏析が解除され、Ni
-Al金属間化合物を均一にかつ微細に分散析出させるこ
とが可能となる。溶体化熱処理の温度が 800℃未満で
は、上記効果を十分に得ることができず、また1000℃を
超えると結晶粒が粗大化し、強度劣化を生ずることにな
る。
うな元素を含有する合金成分を溶解し、鋳造した後、ま
ず 800℃〜1000℃の温度で溶体化熱処理を施し、その温
度が水中や油浴、塩浴中に焼き入れて急冷する。急冷温
度は少なくとも室温以下程度とする。この溶体化熱処理
とその後の急冷によって、NiやAlの偏析が解除され、Ni
-Al金属間化合物を均一にかつ微細に分散析出させるこ
とが可能となる。溶体化熱処理の温度が 800℃未満で
は、上記効果を十分に得ることができず、また1000℃を
超えると結晶粒が粗大化し、強度劣化を生ずることにな
る。
【００２１】このようにして溶体化熱処理および急冷を
行った後、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施し、金
属組織中に微細な Ni-Al金属間化合物を分散析出させ
る。時効処理の際の温度が 450℃未満であると、 Ni-Al
金属間化合物の析出速度が遅く、経済的に不利となる。
また、 750℃を超えると、 Ni-Al金属間化合物による析
出物が粗大化しやすく、切削加工性等が低下する。
行った後、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施し、金
属組織中に微細な Ni-Al金属間化合物を分散析出させ
る。時効処理の際の温度が 450℃未満であると、 Ni-Al
金属間化合物の析出速度が遅く、経済的に不利となる。
また、 750℃を超えると、 Ni-Al金属間化合物による析
出物が粗大化しやすく、切削加工性等が低下する。
【００２２】このように、本発明における Ni-Al金属間
化合物は、微細にかつ均一に分散析出させることが望ま
しい。また、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。また、金属組織中にγ′相
を分散析出させているため、ねばさが低減して被削性を
改善することができる。
化合物は、微細にかつ均一に分散析出させることが望ま
しい。また、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。また、金属組織中にγ′相
を分散析出させているため、ねばさが低減して被削性を
改善することができる。
【００２３】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００２４】実施例１ まず、 100kg容量の高周波電気炉を用いて、 C 0.3重量
% 、Si0.03重量% 、Mn0.04重量% 、Ni30.0重量% 、Co
5.0重量% 、Al 0.5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１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35mm〜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。
% 、Si0.03重量% 、Mn0.04重量% 、Ni30.0重量% 、Co
5.0重量% 、Al 0.5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１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35mm〜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。
【００２５】これらスピンドルおよび試験片に対して、
それぞれ 950℃× 8時間の条件で二次黒鉛化および溶体
化処理し、その温度から水中に投入して急冷した。この
後、550℃× 5時間の条件で時効処理を施し、 Ni-Al金
属間化合物を析出させた。
それぞれ 950℃× 8時間の条件で二次黒鉛化および溶体
化処理し、その温度から水中に投入して急冷した。この
後、550℃× 5時間の条件で時効処理を施し、 Ni-Al金
属間化合物を析出させた。
【００２６】このようにして得た、試験片を用いて、熱
膨張係数、引張り強さ、ブリエル硬さHBおよびヤング率
を測定した。鋳造材の引張り強さは55kgf/mm2 、硬さは
HB220、ヤング率は 14000kgf/mm2 であったのに対し、
時効処理後には引張り強さは65kgf/mm2 、硬さはHB 28
0、ヤング率は 16000kgf/mm2 と向上した。熱膨張係数
は時効処理後の方が低く、RT〜 100℃の範囲で約 1.0×
10-6／℃であった。また、試験片の金属組織を顕微鏡に
て観察したところ、γ′（Ni3 Al）相を主とする Ni-Al
金属間化合物が均一にかつ微細に析出していることを確
認した。
膨張係数、引張り強さ、ブリエル硬さHBおよびヤング率
を測定した。鋳造材の引張り強さは55kgf/mm2 、硬さは
HB220、ヤング率は 14000kgf/mm2 であったのに対し、
時効処理後には引張り強さは65kgf/mm2 、硬さはHB 28
0、ヤング率は 16000kgf/mm2 と向上した。熱膨張係数
は時効処理後の方が低く、RT〜 100℃の範囲で約 1.0×
10-6／℃であった。また、試験片の金属組織を顕微鏡に
て観察したところ、γ′（Ni3 Al）相を主とする Ni-Al
金属間化合物が均一にかつ微細に析出していることを確
認した。
【００２７】実施例２〜５ 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。熱処理条件は実施例１と同
一条件とした。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時効処理後
の特性を評価した。それらの結果を併せて表２に示す。
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。熱処理条件は実施例１と同
一条件とした。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時効処理後
の特性を評価した。それらの結果を併せて表２に示す。
【００２８】比較例１ 実施例１の組成のAl含有量をほぼ 0重量% とした鋳鉄材
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作製した。熱処理条件
は実施例１と同一条件とした。また、実施例１と同様に
して特性を評価したところ、鋳造材の引張り強さは40kg
f/mm2 、硬さはHB 168、ヤング率は15000kgf/mm2 であ
ったが、時効処理後においてもほとんど同レベルであっ
た。また、熱膨張係数は時効処理前後で約 0.8×10-6／
℃であった。
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作製した。熱処理条件
は実施例１と同一条件とした。また、実施例１と同様に
して特性を評価したところ、鋳造材の引張り強さは40kg
f/mm2 、硬さはHB 168、ヤング率は15000kgf/mm2 であ
ったが、時効処理後においてもほとんど同レベルであっ
た。また、熱膨張係数は時効処理前後で約 0.8×10-6／
℃であった。
【００２９】比較例２ 実施例１の組成のAl含有量を 2.3重量% と増量した鋳鉄
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作製した。熱処理条
件は実施例１と同一条件とした。また、実施例１と同様
にして特性を評価したところ、表２に示すような結果が
得られたが、鋳造後の段階でγ′相が粗大にかつ多量に
析出した組織となり、機械的特性のみならず、鋳造性お
よび機械加工性が著しく低いものであった。
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作製した。熱処理条
件は実施例１と同一条件とした。また、実施例１と同様
にして特性を評価したところ、表２に示すような結果が
得られたが、鋳造後の段階でγ′相が粗大にかつ多量に
析出した組織となり、機械的特性のみならず、鋳造性お
よび機械加工性が著しく低いものであった。
【００３０】
【表２】
【００３１】
【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】本発明の実施例で作製したスピンドルを示す図
であって、（ａ）はその正面図、（ｂ）はその側面図で
ある。
であって、（ａ）はその正面図、（ｂ）はその側面図で
ある。
１……スピンドル
Claims (5)
- 【請求項１】 高Ni含有の低膨張鋳鉄であって、前記鋳
鉄の金属組織中にNi-Al金属間化合物が析出しているこ
とを特徴とする高強度低膨張鋳鉄。 - 【請求項２】 C 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.0重量% 以
下、Mn 1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni25〜40重
量% 、Co 0〜25重量% 、およびAl 0.1〜 2.0重量% を含
み、残部がFeおよび不純物からなる鋳鉄であって、前記
鋳鉄の金属組織中に Ni-Al金属間化合物が析出している
ことを特徴とする高強度低膨張鋳鉄。 - 【請求項３】 請求項２記載の高強度低膨張鋳鉄におい
て、 さらに、Ti 0.1〜 2.0重量% 、Nb 0.1〜 2.0重量% 、お
よびTa 0.1〜 2.0重量% から選ばれた少なくとも 1種を
含むことを特徴とする高強度低膨張鋳鉄。 - 【請求項４】 C 0.3〜 2.5重量% 、Si 2.0重量% 以
下、Mn 1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni25〜40重
量% 、Co 0〜25重量% およびAl 0.1〜 2.0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解し、
鋳造する工程と、 前記鋳造工程で得た鋳鉄に、 800℃〜1000℃の温度で溶
体化熱処理を施した後、急冷する工程と、 前記急冷体に、 450℃〜 750℃の温度で時効処理を施
し、金属組織中に Ni-Al金属間化合物を析出させる工程
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、 前記合金成分は、さらにTi 0.1〜 2.0重量% 、Nb 0.1〜
2.0重量% およびTa0.1〜 2.0重量% から選ばれた少な
くとも 1種を含む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 |
|---|---|---|---|
| JP32436993A JPH07179984A (ja) | 1993-12-22 | 1993-12-22 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32436993A JPH07179984A (ja) | 1993-12-22 | 1993-12-22 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07179984A true JPH07179984A (ja) | 1995-07-18 |
Family
ID=18165024
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32436993A Withdrawn JPH07179984A (ja) | 1993-12-22 | 1993-12-22 | 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07179984A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20190010584A1 (en) * | 2017-07-06 | 2019-01-10 | General Electric Company | Nickel-iron-cobalt based alloys and articles and methods for forming articles including nickel-iron-cobalt based alloys |
| CN109457172A (zh) * | 2018-11-01 | 2019-03-12 | 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 |
| CN117512431A (zh) * | 2023-11-16 | 2024-02-06 | 唐县凯华金属制品有限公司 | 一种高强度灰铸铁及其生产工艺和应用 |
-
1993
- 1993-12-22 JP JP32436993A patent/JPH07179984A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20190010584A1 (en) * | 2017-07-06 | 2019-01-10 | General Electric Company | Nickel-iron-cobalt based alloys and articles and methods for forming articles including nickel-iron-cobalt based alloys |
| US10577681B2 (en) * | 2017-07-06 | 2020-03-03 | General Electric Company | Nickel-iron-cobalt based alloys and articles and methods for forming articles including nickel-iron-cobalt based alloys |
| CN109457172A (zh) * | 2018-11-01 | 2019-03-12 | 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 |
| CN117512431A (zh) * | 2023-11-16 | 2024-02-06 | 唐县凯华金属制品有限公司 | 一种高强度灰铸铁及其生产工艺和应用 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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