WO1994013847A1

WO1994013847A1 - Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion

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Publication number: WO1994013847A1
Application number: PCT/JP1993/001819
Authority: WO
Inventors: Takanobu Nishimura; Motoo Suzuki; Hisato Kamohara
Original assignee: Kabushiki Kaisha Toshiba
Priority date: 1992-12-15
Filing date: 1993-12-15
Publication date: 1994-06-23
Also published as: KR0184321B1; US6110305A; EP0675210A4; KR950704528A; JP3654899B2; EP0675210A1

Description

明細書高強度低膨張铸鉄の製造方法技術分野

本発明は、高 Ni含有の低膨張祷鉄に係り、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铸鉄の製造方法に関する。背景技術

従来から知られているように、铸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、銃造性に優れ、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。

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。このような要求に応えるために、従来材の特質に加えて、熱膨張係数や熱変形を極力低く抑える材料が益々必要になってきている。熱膨張の低い金属材料としては、表 1 - 1および表 1 一 2に示した約 36%Ni-Fe 合金（ィンバー合金）や約 30%Ni-5%Co - Fe 合金（スーパ一インバー合金）が知られているが、十分に使いこなされているという状況ではない。その理由は、切削加工性および铸造性が悪いという欠点によるものである。近年、これらを改良するために、インバー合金やスーパ一インバー合金を铸鉄化し、切削加工性および铸造性を改善した材料が注目されるようになってきた。表 1— 1および表 1 一 2には、二レジス卜 D5として古くから知られている低膨脹铸鉄および、ここ数年で開発された低膨脹铸鉄の一例としてノビナイト铸鉄や特開昭 62- 268249 に開示された铸鉄を示す。

しかしながら、表 1 一 1および表 1 一 2に示したような材料は、黒鉛を晶出していない台金か球状黒鉛铸鉄であり、基地組織はオーステナィ卜組織を主体としているために、その引張り強さは 40〜55kgl7mm² 、硬さはブリネル硬度で HB 120 程度である。黒鉛組織が片状黒鉛ゃ擬球状黒鉛組織の場台にはさらに低く、 25〜 35kgf/mm² 程度セ硬さはブリネル硬度で HB 100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、強度不足のために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、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。

上記の材料以外にも、また特開昭 61-177356は低熱膨脹高ニッケルオーステナィト系芋虫状黒鉛铸鉄、特開平 2-298236 は比較的高温で低熱膨脹性を有する合金、特開昭 64-55364 は熱処理により強度を改善した低熱膨脹铸鉄、特公平 1-3 6548は Ni、 Co、 V 、 Nb を添加した低熱膨脹合金、特開平 2-70040は溶体化処理による強度を改善した低熱膨脹合金、特開昭 63-433 は芋虫状黒鉛铸鉄を開示しているが、いずれも強度が不十分で、あるいは強度が満足されていても、低膨張性が不十分であり、両者を同時に満たすものはなかった。

また、一般に黒鉛組織を有する低膨脹铸鉄では、黒鉛を形成しないインバー合金やスーパーインバー合金に比べて、 Niの偏析が顕著になり、デンドライト相間隙部の Ni濃度が低くなり易くなるためにィンバ一組成からはずれる部分を生じて低膨脹性が悪くなることが知られており、通常、この Niの偏析は低膨脹铸鉄を 75 0 から 950 での温度範囲で溶体化処理後急冷することにより改善されている。但し、この方法は、熱処理による変形を起こすという問題がある。特に低熱膨張铸鉄の場台には高 Ni合金であるために、一般の鋅鉄に比べて熱伝導率が低く、水やオイルの中に焼き入れると低膨脹铸鉄部品の表層と内部の冷却速度の差が大きく、その結果、大きな熱処理応力が生じる。そのために、たとえ変形が発生しなくとも残留応力が残る。さらに、この残留応力は機械加工時や時間経過につれて解放されるため、長期使用に際しての低膨張鋅鉄部品の形状や寸法精度に悪化をもたらす。したがって、従来は熱処理後の铸鉄に長時間かけて歪とり熱処理を施す必要があった。

しかしながら、近年铸鉄を用いた製品の大型化、形状の複雑化に伴い、铸造後の熱処理が、製品の信頼性を損ねていることを本発明者らは着目した。例えば、従来の直径 55cm X 厚さ 40mmの定盤においてはプラスに働いていた熱処理も、直径が lm X 厚さ 40mmのレベルになると表面の平坦度に問題が生じるためマイナス

— フーに働くことがわかったのである。

また、複雑形状の製品においては、従来機械加工を施していたが、やはり、この機械加工時に内部に生じる応力歪が問題となつていた。この応力歪を除くためには、長時間かけて歪とり熱処理を行う必要があり、煩雑であるため熱処理の必要のない鋅造品が求められていた。このように熱処理（特に急冷）による低膨張性の改善は、本来の目的である寸法精度の向上に対して、逆効果となることがある。また、従来歪とり熱処理が煩雑であるため機械加工していた複雑形状の製品においても、やはりこの機械加工が難しいため、応力歪のない鋅造品が求められていた。そのため、できるだけ铸造のままの状態で低膨張性を確保することが望まれる。発明の開示

上述したように、各種機械の大型化、複雑形状化や高精度化がさらに進展する現状において、従来の低膨張铸鉄では、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ウェ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ウェハは年々大型化しており、 4〜 5インチから 8インチウェ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ウェハの加工には、低膨張铸鉄製のポリッシング定盤が使用されつつあるが、 Siウェ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 55kgf7cni² 以上の強度が要求されている。

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。

すなわち、本発明の製造方法によって得られる铸鉄によって得られる铸鉄においては、下記のような特性が要求される。

まず、第 1に低膨張性が求められる。この場合、本発明者らの検討結果によれば、下記第 2乃至 4の特性との兼ね合いから、少なくとも室温から 100 Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X 】0 ⁶以下であることが好ましい。第 2には、引張り強さが求められる。本願発明者らの検討結果によれば、上記熱膨張係数を満足させたうえで、形状寸法を維持するためにには、引張り強さは、 55kgf/cm² 以上の強度であることが好ましい。

第 3には、耐磨耗性すなわち、硬さが求められる。本発明においては、上記熱膨張ならびに引張り強さを満足させたうえで、所望の耐磨耗性を得るためには硬さは、ブリネル硬度で 200以上であることが好ましい。

第 4には、铸鉄としての切削加工性ならびに踌造性が必要である。

次に、铸造品が铸放し材（as cast 材）であることのメリットを説明する。一般に、鋅造品では、 ^造後に熱処理を施して所望の特性を得るが、この際銥造品内部に残留応力が発生する。通常はこの残留応力を除去するために、歪とり熱処理を施すが、工程が煩雑であるばかりでなく、さきに述べたように対象製品によっては、残留応力を除去することができない場合がある。したがって、このような問题を回避するためには、铸鉄は铸放し材であることが好ましい。

この際、上記 4特性が劣化してはならない。上記 4特性を同時に満足させた上で、且つ鋅放し材であることが好ましい。

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、さらには切削加工性の向上を図った高強度低膨張铸鉄の製造方法を提供することを目的としている。

さらには、焼き入れ処理のような高温から急冷する熱処理を施すことなく、低膨脹性を確保した高強度低膨脹铸鉄を得る製造方法を提供することを目的としている。

本発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法は、室温から 10ϋ ての温度範囲の熱膨脹係数が 8 X 10— ⁶Z °C以下の高 Ni含有の低膨張錄鉄の製造方法において、铸鉄の組成として、 c 力 <0. 3 重量％以上 2. 5 重量％以下、 Mgまたは Caが 0. 1 重量％以下、 Niが 25 重量％以上 4ϋ重量％以下、 Coが 12重量％未満、炭化物形成元素が Q . l 量％以上 6. 0 重量％以下、残部が Feおよびその他の不純物からなる材料を溶解し所定の形状に铸造し、前記炭化物形成元素を錢造凝固時に、金属組織中に面積比で 0. 3%から 20% の範囲内の炭化物として析出せしめるものである。

さらに上述の铸鉄の材料組成としては、 Si l . 2 重量％以下を铸造性や切削性を付与するために、また Mnl . O 重量％以下を脱酸剤や強度向上、耐食性向上のために添加される。 '

前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V I a属遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種である。

さらに本願発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法は、室温から 100 の温度範囲の熱膨脹係数が 8 X Ι ίΓ⁶// ^以下の高 Ni含有の低膨張铸鉄の製造方法において、組成として、 Cが 0.3重量％以上 2. 5重量％以下、 Mgあるいは Caが 0. 1重量％以下、 Niが 25重量 ¾；以上 40重量％以下、 Coが 12重量％未満と、炭化物形成元素を 0 . 1以上 6. 0重量％以下とを含み、残部が Feおよび不純物元素からなる材料を溶解し所定の形状に铸造し、前記炭化物形成元素を^造凝固時に、金属組織中に炭化物として折出せしめ、前記鋅鉄に含まれる固溶炭素の量を 0.4 重≤；¾ 以下に低減させることを特徴としている。

さらに上述の铸鉄の材料組成としては、 Siを 1 . 2 重量％以下を铸造性や切削性を付与するために、また Mnを 1. 0 重量％以下を脱酸剤や強度向上、耐食性向上のために添加される。

前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V 1 a属遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種である。

さらにまた本願発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法は、組成として、 Cが 0. 3 重量％以上 2. 5重量％以下、 Mgあるいは Caが 0. 1重量％以下、 Niが 25重量％以上 40重量 ¾；以下、 Coが 12重量％未満と、炭化物形成元素を 0. 1以上 6.0重量％以下とを含み、残部が Feおよび不純物元素からなる材料を溶解し所定の形状に铸造し、前記炭化物形成元素を鋅造凝固時に、金属組織中に炭化物として析出せしめ、前記铸鉄に含まれる固溶炭素の量を低減させ、室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨脹係数が 8 x i O ⁰Z C以下で、且つ引張り強さが 55kgi7mm² 以上の铸鉄とすることを特徴としている。

さらに上述の铸鉄の材料組成としては、 Siを 1 . 2 重量％以下を铸造性や切削性を付与するために、また Mnを 1 . 0 重量％以下を脱酸剤や強度向上、耐食性向上のために添加される。

また前記の炭化物は金属組織中に面積比で 0.3%から 20% の範囲内の炭化物として析出せしめるものである。

さらに上述の铸鉄に含まれる固溶炭素の量は、 0.4 重量％以下であることを特徴とするものである。

本発明のポリッシング定盤の製造方法は、じが 0.3重量 ¾；以上 2.5重量％以下、 Mgあるいは Caが 0.1重量％以下、 Niが 25重量％以上 40重量％以下、 Coが 12重量％未満と、炭化物形成元素を 0.1以上 6.0重量％以下とを含み、残部が Feおよび不純物元素からなる涛鉄材料を溶解し、所定の铸型を用いて铸造し、銬造凝固時に前記炭化物形成元素を金属組織中に炭化物として面積比で 0.3%から 20% の範囲で析出せしめることを特徴とするものである。

また本ポリツシング定盤は、铸鉄の材料組成としては、 Siを 1.2 重量％以下を銬造性や切削性を付与するために、また Mnを 1.0 重量％以下を脱酸剤や強度向上、耐食性向上のために添加される。

また本ポリッシング定盤は直径が 600mm 以上の大型定盤であって、铸造したままで、铸造後の熱処理を必要としないことも一つの特徴としている。

さらに上述の铸鉄に含まれる固溶炭素の IIは、 Q.4 重量％以下に低減することを特徴とするものである。

さらに上記の製造方法は、室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X10一⁶ Z 以下で、且つ引張り強さが 55kgi7min² 以上の錚鉄からなる高強度低膨張铸鉄ポリッシング定盤を製造することを特徴とするものである。

次ぎに、本発明のレーザー発振器用ロッドの製造方法は、じが 0.3重量! ¾ 以上 2.5重量％以下、 Mgあるいは Caが 0.1重量％以下、 Niが 25重量％以上 40重量％以下、 Coが 12重量％未満と、炭化物形成元素を 0.1以上 6.0重量％以下とを含み、残部が Feおよび不純物元素からなる铸鉄材料を溶解し、所定の铸型を用いて铸造し、鎔造凝固時に前記炭化物形成元素を金属組織中に炭化物として面積比で 0.3% から 20% の範囲で折出せしめることを特徴とする。また本発明のレーザー発振器用ロッドの製造方法においては、铸鉄の材料組成としては、 Siを Γ. 2 重量！! ί 以下を筠造性や切削性を付与するために、また Μηを 1 . 0 重量％以下を脱酸剤や強度向上、耐食性向上のために添加される。

また前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V I a属遷移金厲元素の群から選ばれた少なくとも 1種である。

さらに本願のレーザー発振器用ロッドの製造法は、筠造後の熱処理を含まないことを特徴とする。

さらに上述の鋅鉄に含まれる固溶炭素の量は、 ϋ . 4 重量! ¾ 以下に低減することを特徴とするものである。

さらに上記の製造方法は、室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X 10一⁰ / °C以下で、且つ引張り強さが 55kgf/mm ² 以上の銬鉄からなる高強度低膨張铸鉄レーザー発振器用ロッドを製造することを特徴とするものである。

以上の発明は以下の知見に基づいて行われた。すなわち、低膨脹性を損なうことを極力避けることを第一の条件とした。つまり、スーパーインバー合金の基本組成（30%Ni -5¾iCo-65%Fc) を基地金属中に他の元素の固溶量をできるだけ低く抑えることである。すなわち本発明者らは铸鉄中に含まれる固溶炭素量を 0 .4 重量 % 以下と低減すると、所望の低膨張性が得られることを見出だしたのである。もちろん、黒鉛組織を有する実用铸鉄であるために最低含まれる C 、 Si、 Mn、 Mgや不純物元素は許容する。本発明の低膨張铸鉄の熱膨張係数は室温から 100 てまでの範囲で 8 X 10' ⁶/ 。C以下とする。

次に強度や硬さを改善するために、第三の相の分散強化を第二の条件とした。すなわち溶解成分として炭化物形成元素を添加し、凝固過程で炭化物を析出させる。これにより固溶している炭素量が炭化物として消耗され熱膨張係数の低'减効果も期待できることを本願発明者らは初めて見出だしたのである。ただし、炭化物形成元素が炭化物として消耗される量より過剰に添加すれば、その分は固溶し熱膨張係数を逆に高めるので、適性添加量とする。さらに、本願発明者らは、高温から急冷熱処理することなく铸造材のままで低膨張性を保持する手段を前記の方法の範嗨で可能な条件を見出だした。すなわち、铸造での凝固過程で炭化物と黒鉛の両方が形成される場合には、凝固相の固溶炭素量が十分に低くなり、 N i 偏析が抑制できること効粜を見出だした。そのような成分条件によれば、鍩造のままで、急冷処理した材料と同様に低膨張性が得られ熱処理変形や残留応力の解放による寸法 ·形状の経時変化を回避できる高強度低膨張铸鉄の製造方法が得られる。

これらの知兒は以下の実験データにより確認された。

本願発明者は、図 7に示すように、多くの実験データから、従来の金属組織中に炭化物が含まれない低膨張铸鉄は強度（引張り強さ、耐カ、ヤング率および硬さ）が铸鉄中の炭素量と非常に密接な関係があることを初めて見出だした。図 8 に全炭素量と固溶炭素量の関係を示したが、鋅造材において、全炭素量が約 1%以上で黑鉛が晶出する領域では、全炭素量が増加するほど、黒鉛化率は高くなり、その結、固溶している炭素盘は低'减する傾向がある。つまり、固溶炭素量を¾ やすと低膨張筠鉄の強度と硬さを増大させることになる。しかしながら、一方固溶炭素量の増大は熱膨張係数を増大させるためにい強度と低膨張の両方を満足させることは困難であった。

本発明では、低膨脹铸鉄の金属組織中に炭化物を形成させることにより、図 8 に示すように、固溶炭素量を炭化物のない場台に比べて、はるかに低'减することが可能であることを初めて見出だしたのである。

本発明の高強度低膨張鋅鉄の製造方法においては、ニッケル（Ni ) は、铸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。低膨張踌鉄は、 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。

また、コバルト（Co)は Niとの相乗効 ¾によって、铸鉄の熱膨張係数をより一層低下させるが、その含有量が 12重量! ¾ 以上となると、熱膨張係数は逆に増加する _c 特に熱処理を施さない鋅放し材においては、 Niおよび Coは偏析するため低膨張性に悪影響を及ぼす。 Coは、必要とされる熱膨張係数等に応じて添加するものとす o

炭素（C) は、低膨脹铸鉄に黒鉛を晶出させ、铸造性や切削加工性等を付与する成分である。黒鉛とならなかった炭素は、炭化物と固溶炭素として存在する。本発明では低膨脹铸鉄の金厲組織中に炭化物を形成させることにより、強度および硬さを改善することを特徴としており、炭素は最も重要な構成元素である。残りは固溶炭素分となつて熱膨張係数増加の原因となる。したがつて固溶炭素量をできるだけ低くなるように設定することが重要である。本発明では含有量は、 0.3 〜 2.5重量％の範囲で、 Cの含有量が Q.3重量％未満であると、十分な铸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、熱膨張係数が ½加する。なお、 0.3〜 1.0重 S% の範囲では熱処理なしの转造材のままでは黒鉛は晶出せず、炭化物だけが形成される。この場合には二次黒鉛化を目的とした熱処理を施すことにより、切削性および低膨張性の向上が得られる。また 1.0 〜 2.5望量％の範囲では铸造材のままで黒鉛と炭化物の両方が形成され切削性および低膨張性の優れた低膨脹鉄が得られる。より好ましい Cの含有盘の範囲は 1.0〜1.5 重量％であり、本発明の炭化物形成を条件に加えることにより、凝固相中の固溶炭素を低く維持することができ、 Niの偏析も問題にならない程度に抑制できる。この範囲の炭素量は、铸造材のままで急冷熱処理材に近い低膨脹性がりれ O o

ケィ素（Si)は、本発明では黒鉛核生成サイトゃ炭素当量の構成成分といった一般鋅鉄におけるような黒鉛化の役割は小さい。本発明の低膨脹铸鉄では Siは大気溶解中の酸化抑制のため添加されている。したがって、できるだけ低くすることが望ましく、含有量は、 Siは 1.2重量％以下とする。好ましくは 0.5%以下である。マンガン（Mn)は铸鉄の基礎成分であり、 Mnは脱酸剤や強度向上、耐食性向上成分として機能する。ただし、含有量があまり多いと、固溶量が増える分だけ熱膨張係数が増大するため、 Mnの含有量は 1.0重量％以下とする。より好ましくは 0. 5 重量％以下である。

マグネシウム（Mg) あるいはカルシウム（Ca〉は、铸鉄の球状黒鉛化成分や脱酸剤として機能する。 Mnと同様、熱膨脹係数増大を防ぐために、含有量はの上限を 0.1重量！ ¾ とする。一般に Mgが主体として使用され、 Ni-5¾Mg 合金や、 Fe-5%M g 合金を溶解後铸造直前に添加し、溶湯と反応させる。黒鉛の球状化には凝固後の铸鉄に Mgや Caが一般に 0.04~0.09% 必要で、 0.01〜0.03% では疑球状黒鉛あるいは CV踌鉄黒鉛と呼ばれる球状化の崩れた黒鉛形態が得られる。また Mgおよび Ca が脱酸効果のみで残留 ϋが 0. 01% 以下の場台は片状黑鉛組織が得られる。黒鉛の球状化率が低くなるほど、全炭素量中の黒鉛になる炭素の率が高くなり、固溶炭素量は低下するので、低膨張性が向上するが、反面強度は低下する傾向がある。その他不純物として燐（Ρ)と硫黄（S)等が実用鋅鉄に含まれるが、本用途には好ましくないので、少ない方が好ましく、両者合わせて 0. 2 重量％以下とする。炭化物形成元素については、周期率表の I V a、 V a、および V I a属の遷移元素の群から選ばれた少なくとも 1種が用いられるが、 Ti、 Zr、 Hf、 V、 Nb、 Ta、 Cr、 Mo、 Wから選ばれた少なくとも 1種が好ましく、 1 〜6. 0 重量％の範囲で添加される。これらの元素はいずれも I V a、 V a、および V I a厲の遷移元素で、鉄合金における炭化物生成自由エネルギーが低い元素である。これらの元素の炭化物は黒鉛より核生成しやすく、炭素量 0. 9%以下では黒鉛は無く、炭化物だけが析出した組織が得られる。低膨脹踌鉄において、炭化物形成元素を含有しない場合は黒鉛の周囲は固溶炭素量が最も低く黒鉛間（デンドライト間隙）が高いといった炭素の濃度勾配を生じる。その為、炭素によって排斥される Niにも濃度勾配が出来、黒鉛間（デンドライト間隙）に Ni量の低い部分が生じる（逆偏析） c しかし、前記炭化物形成元素は、むしろ黒鉛間に偏折し、炭化物を形成するので黒鉛生成による固溶炭素濃度勾配を解消する効果があることを本願発明者らは発見した。その結果、炭化物析出による強度、ヤング率と硬さの向上、固溶炭素量の低減と Ni偏折の解消効梁による低膨張性の向上が得られることを見出だした。さらに低膨張鍀鉄は高 Ni铸鉄特有のオーステナイト基地によるねばさが原因で、切削加工性が悪い欠点を黒鉛で改善しているが、さらに炭化物の析出によりねばさを低'减して加工性を向上させる効果も見出だすことができた。

上述した炭化物析出元素は、単独であるいは複合して添加することが可能であるが、添加量は炭素量にもよるが台計量で 0. 1〜 6. 0重量％の範囲とする。炭化物析出元素の含有量が 0. 1重量％未満では、十分に炭化物を析出させることができず、上記効果を十分に得ることができない。また、炭化物析出元素の含有量が 6. 0 % を超えると、炭化物からなる析出物が粗大化し、強度向上に寄与しなくなるだけでなく、靭性ゃ機械加工性の阻害要因となる。炭化物折出元素のより好ましい添加量は 0. 2〜 4. 0重≤% の範囲であり、さらに好ましくは 0. 5〜 2. 5 重量％の範囲である。

また、個々の元素についても適正量があり、炭化物の粗大化を防ぎ、基地中に微細に分散析出させるためには、それぞれ下記の範囲を満足させることが好ましい。すなわち、は 0.1〜 1.0重量⁰ ϋ 、 Zrは 0.1〜 1.0重 S% 、 Hfは 0.1〜 3.0 重量％、 Vは 0.4〜 1.2重量％、 Nbは 0.】〜 2.0重量％、 Taは 0.1〜 4.5重量％、は 0.2〜 6.0重量％、 Moは 0.1〜 2.5重量％、 Wは 0.1〜 4.5重量％の範囲でめる o

本発明における炭化物折出元素は、少なくとも 75%以上、より好ましくは 80% 以上を析出相として存在させることが好ましく、望ましくはそのほとんどを析出相として存在させることである。これは、炭化物析出元素の固溶分は熱膨張係数に悪影響を及ぼすためである。このように、炭化物析出元素のほとんどを析出相として存在させ、基地中に残留させないためには、各元素による炭化物の構成から限界量を求め、その量に応じて炭化物析出元素を添加すればよい。例えば、 Ti の場合には炭化物 TiCを形成するが、 1^<1の密度/0₁^は4.54 gr/cm³ で、一方 C の密度 P_e は 2.25gr/cm ³ であるから、 Tiと Cの密度比は約 2.0倍であるため、 Ti の添加量を黒鉛化後の残留炭素量に対して 2.0 倍程度とすることが望ましい。前記残留炭素量は通常、 0.5 〜0.7 重量％であるから Tiの添加量を約 1.4%以上とすると、過剰分が基地中に固溶し、熱膨脹係数を増大させる。他の元素についても、同様に限界量を求めて、添加量を設定することが好ましい。このように、炭化物析出元素の添加量を設定することによって、固溶分は極偟かとなるため、低膨張性には影響しない。

また、本発明の方法における炭化物析出量は、金属組織中の面積比で 0.3%〜 2 0%の範囲とすることが好ましい。析出炭化物の面積比が 0.3%未満では、強度、硬度、切削加工性、低膨張性への効果が不十分となり、 20%を超えると炭化物の熱膨張係数や硬さの影響がかえって悪影響を及ぼすことになり、低膨張性と切削加ェ性を悪化させる。析出炭化物のより好ましい面積比は 0.5%〜 10%の範囲であり、さらに好ましくは 1.5%〜5.0%の範囲である。

炭化物の粒径も機械的性質や切削加工性に影響する。炭化物の粒径が好ましい範囲は 5 〜50^m とするためには炭素量と炭化物形成元素の含有量により制御できる。前記の低膨張铸鉄の成分範囲はその点も考慮したものである。

また、本発明における低膨張铸鉄の球状黒鉛の析出 Sは、金属組織中の面積比で、 0. 5 % から 15% の範囲とすることが好ましい。析出量が 15% 以上では、铸鉄の強度に悪影響を及ぼし、好ましくは、 10% 以下であることが望ましい。そのために、炭素量の上限を 2. 5%と設定している。

本発明では上記の面積比を次のような方法で測定する。

まず、研磨した低膨張窈鉄の断面の顕微鏡写真を準備する。炭化物の析出状態を明瞭にするため、王水の 10% 水溶液でエッチングする。顕微鏡写真の倍率は 20 0 倍が好ましい。面積率は次の式で定義する。

炭化物析出量の面積率％

=炭化物の合計面稂（基地の合計面稜+炭化物の^計面 ¾5 +黒鉛の合計面積）炭化物や黒鉛の合計面積の計測方法は、最近では顕微鏡写真の画像解折装置を用いることが行われている力 <、 300mm x 200mm 以上の写真になるように拡大した写真を、炭化物と黒鉛および基地組織と別々に切り出し、それぞれの重さを測定した値を用いることによつても面積率の計算を行うことができる。。

次に、熱処理について説明する。

本発明における熱処理の目的は、炭素量が比較的低く、铸造材のままでは、黒鉛が晶出しないか、または十分に形成されない場合において、二次黒鉛を形成させることが主である。本発明の成分の铸鉄で炭素量が 0. 3%〜1. 0%の塑性では、鋅造組織にはオーステナイ卜基地中に炭化物が分散して析出しているだけで、あるいはそれに極偟かの黒鉛が形成されている組織となり、切削加工性が悪い。そこで 750 〜900 °Cの温度で溶体化処理を行うことにより、二次黒鉛が形成される。溶体化処理時間は、铸造品の肉厚に応じて行うものとするが、次の式で計算される時間が目安となる。

溶体化処理時間 =最大肉厚ノ25111111 X 2時間 + 2 時間

溶体化処理温度範囲の設定理由は、 900 以上の温度域では炭化物が分解し、炭素や炭化物形成元素の固溶量が増大するために、かえって熱膨張係数が増大することになるためである。

本発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法においては、通常の溶解、铸造によっても炭化物の分散析出組織が得られるが、より均一で微細な炭化物の分散析出組織を熱処理により得ることができる。これは、高温からの急冷熱処理であるため、前述したように製品の形状や肉厚等が問題のない場合に限られる。具体的には、

^金成分を溶解、鋅造した後、 750°C〜900 °Cの温度で溶体化熱処理を施し、その温度から水中や油浴、塩浴中に焼き入れて急冷する。これによつて Niの偏析が解除され、かつ微細に炭化物が分散した組織が得られる。このように炭化物の微細分散組織であれば、強度の向上に効果的である。例えば、 5 X 1 0"⁶/ °C (常温から 100 。C ) 以下の熱膨張係数を維持した上で、引張り強さ 55kgi7inm² 以上、硬さ（ブリネル硬度）カ 1B220 以上を満足させることができる。図面の簡 iiな説明

図 1

黒鉛のみが析出している従来の低膨張台金の金属組織を示す光学顕微鏡写真でめる o

図 2

本発明の炭化物のみが分散した低膨張合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。

図 3

本発明の炭化物および黒鉛が分散した低膨張合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。

図 4 一 A

本発明のシリコンゥュハ研磨用研磨定盤の構成の一例を示す説明図である。図 4— B

前記図 4 一 Aに示した本発明の研磨定盤の一例を示している斜視図である。図 5

本発明のレーザー発振器用ロッドを使用するレーザー発振器の構成を示す概略図である。

図 6

本発明のレーザー発振器用口ッドの製法を説明する概略図。図 7

従来の低膨張铸鉄における全炭素量と機械的特性の関係を示した図。

図 8

本発明の一実施例の低膨張铸鉄における全炭素量と固溶炭素量との関係を示した図。発明を実施するための最良の形態

以下、本発明の実施例について説明する。

実施例：！〜 1 2、比較例 1〜5

表 2 - 1に成分組成を示す各铸鉄材料を、各々 100kg容量の高周波電気炉を用いて溶融した後、砂銬型に注して 25mni X 150mm x 200mm 、約 6kg の铸鉄試料をそれぞれ作製した。実施例]〜 1 2および比較例 1〜5については、铸造したままで熱処理を行わない試料、すなわち铸放し（as cast)材をそれぞれの熱膨張係数（室温〜 100°C ) 、引張り強さ、ヤング率、ブリネル硬さ HBおよび金属組織中の炭化物析出量を測定した。測定結果を表 2— 2に示した。

実施例 1〜1 2の成分組成は、本発明の基本的な成分組成に、それぞれの炭化物形成元素を単独あるいは複台で適量添加したものである。これに対して、比較例 1 ~ 5は、炭化物形成元素が含まれないもの（比較例 1 ~ 2 ) や過剰に添加

(比較例 3 ) の場合、および N iなどの含有量が本発明の基本成分組成と異なる範囲の組成（比較例 4 ) 、炭化物形成元素が少なすぎる組成（比較例 5 ) である c これらの比較例のうち、比較例 5は特開昭 62-2052244に提示された組成を溶解したもので、 Nb 0.02% - V 0. 2% を添加したものである力 <、炭化物の形成はほとんど認められず、強度の改善もまた認められない。

表 2— 2に示す測定結果から明らかなように、本発明の実施例の成分範囲の低膨脹鋅鉄は、祷造のみで、熱処理を行わない铸造材であるにもかかわらず熱膨張係数は 7 X 10— ^bZ °C以下であり、金属組織中の炭化物析出量（面積比）力《 0. 5〜 15% の範囲である。また引張り強さは 62kgf/mm ² 以上および硬さ HB280 以上が記録されている。

これに対して、比較例 1〜2、 5の铸鉄のように、炭化物形成元素を含まない力、、あるいは、含んでいても少ない場合には、炭化物析出量は 0 . 2%以下と少なく、引張り強さは 451ί ί7πιπι ² 以下と低い値を示している。また比較例 3のように炭化物形成元素が本発明の範囲を越える（7%) 場合は、炭化物は大量に析出しているが、未反応分が固溶し熱膨張係数は 12 X 10 — での高いものとなっている。さらに比較例 4のように組成元素が本発明の範囲を外れた場合には、炭化物は 3%以上の析出が認められるが、これもまた熱膨張係数が 8 . 5 X 10— °Cと高いものとなっている。

また、各実施例による铸鉄材の金属組織を顕微鏡にて観察したところ、いずれも炭化物が均一にかつ微細に析出していることを確認した。この金属組織の一例として、実施例 2による铸鉄材の光学顕微鏡写真（倍率：200倍）を図 2に、また、比較例〗の铸鉄材の光学顕微鏡写真（倍率： 200倍）を図 1に示す。これらの図において、図 1には球状黒鉛の分散のみが認められ、炭化物粒子の存在は認められない。一方図 2には NbC からなる炭化物粒子の析出物が認められるが、黒鉛の存在は認められない。すなわち、比較例 1の場合には、炭化物の析出が認められず、実施例 2の場合には、炭化物の析出は認められるが、黒鉛の析出は殆ど認められない。なお炭化物の粒子の大きさはいずれも 10 m 以下と微細なものであった。実施例 1 3〜： L 5および比較例 6 ~ 1 0

実施例 1 3〜 1 5は、実施例 1、 2および 1 2の铸造のみの铸鉄を、さらに熱処理を行った場合のものである。これらの実施例における熱処理条件は、 800 〜 900 の温度範囲で約 4 時間、溶体化処理を行った後に、水冷を行った。これにより、鋅放し材では、まだ余分に固溶している炭素を溶体化処理により二次黒鉛化し、さらに急速冷却によって、 Niおよび Coの均一な分布を得ることがてきる。特に Cの量が 1 . 0 % 以下である実施例 1 3および 1 4の場合には、铸放し状態のままの実施例 1および 2では十分に黒鉛が晶出していないが、上記の熱処理により黒鉛量の増大が得られると同時に炭化物の析出量も若干増加し、固溶 C 量を低減することができる。これにより、実施例 1および 2の特性と比較して、熱膨張係数の低下と引張り強さの增大を図ることができる。なお、炭素量が 0 . 8%以下では、黒鉛球状化元素の Mgあるいは Caが 0 . 03% 以下でも二次黒鉛は球状であり、十分な高強度が得られた。図 3は実施例 1 4における铸鉄材の光学顕微鏡写真（倍率： 200倍）を示すもので、この写真では、 NbC 粒子と球状黒鉛が同時に金属組織中に存在するのが認められる。金属組織中に分散している炭化物粒子の粒径は最大でであり均一に分散，析出しているのが認められる。一方球状黒鉛の粒径は、 30 ^ 111 から 70 m の範囲であった。

実施例 1 5は含有 Coの量が他の実施例に比較して 11% と高いが、この場合には Coの均一化のための熱処理が必要で、熱処理により、同一成分の跨放し材のままの実施例 1 2に比べて、熱膨張係数を大きく低減することができる。

—方、比較例 6〜8は実施例 1 3 ~ 1 5とおなじように熱処理を行った場台である。ただし比較例 6では溶体化熱処理温度が、 850 °Cで、比較例 8では、 950 であった。比較例 6は炭化物形成元素の添加量が少なすぎた埸台で、熱処理を行っても炭化物は形成されない。比較例 7は Coが 12重量 ¾；以上であって、铸放し材では所望の低膨張性が得られない。比較例 8は、熱処理としての溶体化処理温度を 900 〜1000°Cと炭化物が分解してしまう温度条件で熱処理した場合である。急冷の効果も含めて、熱膨張係数は 2. 8 X 10— ⁰_ °Cと良好な値が得られているが、炭化物が析出していないので引張り強さや硬さ等の機械的特性の低いものとなつている。比較例 9および 1 0は、熱処理を行わない铸放し材に関するものである c この場合には Siの量が本発明の組成範囲を上限を越えており、この比較例では、炭化物の折出は認められず、機械的強度の劣るものであった。

実施例 1 6

本実施例は本発明の高強度低膨脹铸鉄を使用したポリッシング定盤に関するものである。図 4一 Aは、半導体基板であるシリコンウェハのメカノケミカルポリッシングに用いる研磨定盤の概略構成を示す説明図である。また図 4一 Bは研磨定盤の一例を示す斜視図である。図中、 1は上定盤、 2は下定盤、 3は砥粒スラリー供給パイプ、 4は研磨用ゥヱハである。表 3に示した成分組成の铸鉄 4000kg を 5000kgの容量の高周波電気炉を用いて溶解し、図 4— Bに示される形状のポリッシング定盤を砂型を用いて铸造し、铸造品をさらに切削加工して、直径 1000關、厚さ 40rnmの定盤に仕上げた。この様な板状の形状は焼き入れ処理で平坦に維持することは極めて困難であり、铸放し材であることが要求される。铸造品は、表 3 に示すように、熱膨脹係数は 1.0 X 10 " °Cs 引張り強さ 70kg/nini ² 、硬さ 11B 300と良好な特性を示している。本実施例の熱処理を行わない铸鉄定盤は、従来の黄網製定盤と比較して、ヤング率は約 1.5倍、熱膨脹係数は約 1/20であり、自重による撓みの少ないものであった。またシリコンウェハの平坦度 LTV値 1.0 Ufa 以下のものの歩留まりが従来の約 1.5 倍であった。なお前記の平坦度 LTV 値 Y.Q m 以下とは、研磨されたゥヱハ面内の任意の 15匪 X15關の領域における肉厚の最大と最低の差が 1.0 以下であることを意味している。なお、本実施例と同じ製法で、直径 550mm の定盤を得た。この程度の大きさでは熱処理を施し、さらに残留応力を除去すれば、表 3に示すような優れた铸造品が得られる。

実施例 1 7

本実施例は本発明のレーザ発振器用ロッドに関するものである。図 5に本発明のロッドを使用したレーザ一発振器の構成を示す概略図が示されている。図中、 1は発振管（クォーツチューブ）、 2は出口ミラー、 3は後部ミラー、 4は熱交換器、 5はロッドである。また図 6は前記のロッドの錚造法を示す説明図である _c レーザー発振器用ロッドは、レーザーの周波数の制御に直接的に関係する共振器長を決める部品である。レーザーの周波数 f と共振器長 L の関係は次式で表現される。 f - nC/2L、

ここで f: 周波数、 π ：整数、 C: 光速度、 L: 共振器長である。したがって、共振器長の変動は、次式の関係でレーザーの振動数の変動を伴う。

Αΐ - -AL/L

レーザーの振動数の変動を低く（数百 nm以下に）保つには共振器長 L の変動 △ L を低く抑えることが必要である。発振器のロッドは共振器長を固定する部品であり、温度変化を制御するために中空パイプ形状として水冷できる構造となつている。このようなレーザー発振器用ロッドを実施例 1 6と同じ組成を有する铸鉄を、同じく高周波電気炉で溶解し、中空状にするために図 6に示す中子 7および铸型 6を用いて铸造した。共振器長 L にほぼ相当するロッド 5の長さは約 100 Omm 、外径 40mm、内径 20mmであって铸造性ならびに切削加工性は良好であるので、穴部は図 6に示す中子 6を用いた铸抜き穴で铸造し、切削で仕上げた。その結果、铸造したままの状態で、室温から 100 ての熱膨脹係数が 1.0 < 10-⁶ °〇を達成することができ、熱処理による変形および残留応力の生成を避けることができた。本ロッドは高い剛性を有するので撓みは 0 . 1mm 以下にすることができた。以上の本発明のレーザー発振器用ロッドを採用することにより、 1 程度の温度変化であるために、共振器の周波数変動率 /fを 1 X 10— ⁶程度に安定化することができた。産業上の利用可能性

以上説明したように、本発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法によれば、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铸鉄が得られる。よつて、低熱膨張性が必要とされ、かつ形状の維持性ゃ耐摩耗性が要求される機械部品等に適した铸鉄を提供することが可能となる。また本発明のポリッシング定盤は、本発明の高強度低膨張铸鉄を使用した大型定盤を鍩造のみの熱処理なしで可能となった。同じくレーザー発振器用ロッドについても本発明の高強度低膨張铸鉄を使用し铸造したロッドは熱処理なしに低い熱膨脹係数と高い剛性を達成することができ、共振器の周波数変動率を低く抑えることが可能となった。

また本発明の高強度低膨張铸鉄は、前述のシリコンゥュハ用ポリッシング定盤ならびにレーザー発振器用ロッド以外にも、低膨脹性、強度、硬度および切削加ェ性を利用した種々の用途に、例えば、レーザー用球面研磨盤や、 CFRPパラボラアンテナ用の金型、レーザ発振器の架台、レーザ長距離伝達用架台、レーザ反射板、光学部品ホルダ—、はんだ印刷機ローラ、マイクロゲージ等、各種の精密機械部品に応用が可能である。

表 1 — 1

表 1 — 2

表 2— 1

成分組成 * 1 (重量％)

実施例

1 0.3 0.2 0.1 29.0 4. 6 0 Ti 0.6

2 0.8 0.2 0.1 29.5 4. 5 0.03 Nb 1 0

3 1.2 0.4 0.1 28.7 5. 4 0.05 Ta 2. 0

4 1.0 0.8 0.1 36.0 0 0.07 ND 1 0 、 / Γ ϋ.0

5 1.4 0.3 0 33.5 2. 5 0.05 V 2 3

6 1.5 0.3 0 28.5 5. 6 0.05 Nb 1 5 、 Hi 0. 1

7 0.9 0.5 0.2 38.5 0 0.04 W 0 3 、 Ho 0. 3

8 1.5 0.3 0.2 29.5 4. 0 0.04 Cr 3.5

9 2.0 0.8 0.5 30.3 4. 8 0.05 Nb 5 3 、

10 2.0 0.8 0.4 29.6 5. 2 0.05 Ti 0 2 、 Nb 0. 2 、 la 0.2

Zr 0 4 、 V 0. 、 Hf 0.2

11 2.4 1.1 0.9 29.6 4. 3 0.04 Nb 1 4

12 1.2 0.2 0.2 25.0 11. 0 0.04 Ti 0 b 、 Nb 0. 5

13 0.3 0.2 0.1 29.0 4. 6 0 Ti 0 6

14 0.8 0.2 0.1 29.5 4. 5 0.03 Nb 1 0

15 1.2 0.2 0.2 25.0 11. 0 0.04 Ti 0 5 Nb 0 5 比較例

1 0.8 0.2 0.1 29.5 5. 0 0.04

2 2.0 0.8 1.5 31.0 4. 5 0.04

3 2.5 0.3 0.5 30.1 5. 0 0.04 Ti 1 0 、 V 3 0 、 W 2.0

Ho 1 0

4 1.5 0.4 1.2 23.0 4. 8 0.05 Ti 1 0 、 Nb 1 0

5 3.0 1.5 1.0 30.0 3.0 Nb 0 02、 V 0.2

6 3.0 1.0 1.0 30.0 3.0 0.05 Ti 0.02、 V 0 2

7 0.8 1.2 0.2 28.5 14. 0 0.05 Nb 0 4

8 0.8 0.7 0.4 32.0 4. 9 0.04 Nb 0 7 、 Cr 0 7

9 2.25 2.2 0.1 31.9 4. 6 0.02 Ti 0 1 、 Cr 0.03

10 2.05 1.9 0.3 36.5 0 0.02 Ti 0.13、 Cr 0 3 注 * 1 ：残部は Fe (不可避の不純物を含む〉表 2— 2 熱処理熱膨張引張ヤング率硬さ炭化物固溶

係数強さ析出量灰素量

―

X kg kg HB 面積％ wt. %

/mm /關 ² 実施例

r

16000 280 O.b 0.22

1 000

n 1 t

し (Ό /U Q Λ U. Ίθ

4 a on

なし 1 \ .4 / L 1 DOvv

5 9 ct

なし L . o DD 1 βί^ΛΛ L . U U. oo

6 なし L . U 0 ^OO L . O s v. OO

7 1

なし oU 1 \} 1 I . Λ W V/. 0

8 なし 1.0 ( 0 lOUUU Λ 0.0 \J. L I

9 なし 6.2 70 16000 360 4.0 0.40

10 なし 5.9 64 16400 420 15.0 0.39

11 なし 5.7 67 16500 300 2.0 0.36

12 なし 7.0 6b 15800 300 1.6 0.40

13 あり 0.8 64 15900 280 0.7 0.19

14 あり 0.9 75 16200 300 2.2 0.16

15 あり 0.6 69 16000 300 3.4 0.14 比較例

1 1 1

なし 1. L 40 0 0.47

f

2 なし ( Λ 42 16000 186 0.2 0.52

3 なし 13.0 62 17000 500 21 0.15

4 なし 8.5 65 15300 300 3. & 0.25

5 なし 2.0 35 14000 130 0 0.42

6 あり 7.0 32 12000 200 0 0.35

7 なし 12.0 65 14000 320 0 0.38

8 あり 2.8 50 13600 240 0 0.45

9 なし 5.0 32 11500 132 0 0.49

10 なし 4.4 35 12300 125 0 0.52 注 1 ：実施例 1 3 4、 1 5および比較例 6、 7については、熱処理材（溶体化処理温度 850 。C ) 。

注 2：比較例 8については、熱処理材（溶体化処理温度 950 °C)

表 3 成分組成（重量％)

C Si Hn Ni Co Hg Ti N le 実施例 16 1.2 0.2 0.1 29.5 4.6 0.05 0.3 0. 残銕造品の熟処理熱膨脹係数引張り強さヤング率硬さ炭化物析出量特性 X10 -'ゾ。 C kgf/mra² kgf/flim² HB 面積比％なし 1.0 70 16000 300 2.5 あり 0.7 66 15800 280 2.8 は不可避不純物元素を含む,

—— つつ

Claims

請求の範囲

1. 室温から 100 での温度範囲の熱膨張係数が 8X 10 ⁰ノ。 C以下の高 Ni含有の低膨張铸鉄の製造方法において、前記铸鉄の組成として、じが 0.3重量％以上 2 .5重量％以下、 Mgまたは Caが 0.1重量％以下、 Niが 25重 S% 以上 40重量 ¾；以下、 Coが 12重量％未満、炭化物形成元素が 0.1以上 6.Q重量:! ίί 以下、残部が Feおよび不純物からなる材料を溶解し所定の形状に铸造し、前記炭化物形成元素を、铸造凝固時に、金属組織中に面積比で 0.3% から 20% の範囲内の炭化物として析出せしめることを特徴とする高強度低膨張铸鉄の製造方法。

2. 前記铸鉄材料は、さらに Siを 1.2重量％以下および Mnを 1.0重量％以下を含んでいることを特徴とする詰-求の範囲^ 1項記載の製造方法。

3. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 1 項記載の製造方法。

4. 金属組織中に黒鉛と前記炭化物とが同時に分散していることを特徴とする請求の範囲第 1項記載の製造方法。

5. 前記製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の範囲第 1項記載の製造方法。

6. 室温から 100 ての温度範囲の熱膨張係数が δΧΙΟ ⁶,^以下の高 Ni含有の低膨張铸鉄の製造方法において、前記铸鉄の組成として、じが 0.3重量％以上 2 .5重量％以下、 Mgまたは Caは 0.1重量％以下、 Niは 25重量！ ¾ 以上 40重量％以下、 Coは 12重量％未満、炭化物形成元素を 0.1以上 6.0重量％以下、残部が Feおよび不純物からなる材料を溶解し所定の形状に鋅造し、前記炭化物形成元素を、铸造凝固時に、金属組織中に炭化物として析出せしめ、前記铸鉄中に含まれる固溶炭素量を 0.4重量！ ¾ 以下に低減することを特徴とする高強度低膨張铸鉄の製造方法 c

7. 前記铸鉄材料は、さらに Siを 1.2重量％以下および Mnを 1.0重量％以下を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 6項記載の製造方法。

8. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 6 項記載の製造方法。

9. 前記铸鉄は金属組織中に黒鉛を前記炭化物と共に析出せしめることを特徴とする請求の範囲第 6項記載の製造方法。

10. 前記炭化物形成元素の添加量の少なくとも 75% 以上は炭化物として前記铸鉄金属組織中に析出せしめることを特徴とする請求の範囲第 6項記載の製造方法。

1 1. 前記製造方法は絝造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の範囲第 6項記載の製造方法。

1 2. じが 0.3重量! ¾ 以上 2.5重≤% 以下、 Mgまたは Caは 0.1重以下、 Ni は 25重盘! ¾ 以上 40重≤% 以下、 Coは 12重量 ¾；未満、炭化物形成元素を 0.1以上 6 . %以下、残部が Feおよび不純物からなる铸鉄材料を溶解し、前記炭化物形成元素を、鎵造凝固時に金厲組織中に炭化物として折出せしめ、および前記錚造された铸鉄中に含まれる固溶炭素を低減させ、室温から 100 ^eCの温度範囲の熱膨張係数が 8X 10— ⁰ て以下で、且つ引張り強さが 55kgf7mm ² 以上の铸鉄とする高強度低膨張铸鉄の製造方法。

1 3. 前記铸鉄は硬さが、 HB 200以上であることを特徴とする請求の範囲第 1 2項記載の製造方法。

14. 前記铸鉄材料は、さらに Siを 1.2重量％以下および Μπを 1.0重量％以下を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 1 2項記鉞の製造方法。

1 5. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 12项記載の製造方法。

1 6. 前記炭化物は金属組織中に面積比で 0.3% から 20% の範囲内にあることを特徴とする請求の範囲第 1 2項記載の製造方法。

1 7. 前記铸鉄中に含まれる固溶炭素の量は、 0.4 重量％以下であることを特徴とする請求の範囲第 1 2¾記載の製造方法。

18. 前記製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の範囲笫 12 記載の製造方法。

1 9. Cが 0.3重量％以上 2.5重量％以下、 Mgまたは Caは 0.1重量％以下、 Ni は 25重 S% 以上 40重 S% 以下、 Coは 12重： S% 未満、炭化物形成元素を 0.1以上 6 .0蜇量％以下、残部が Feおよび不純物からなる鋅鉄材料を溶解し、前記炭化物形成元素を、铸造凝固時に金属組織中に炭化物として面秸比で 0.3%から 20% の範囲で析出せしめることを特徴とする高強度低膨張铸鉄ポリッシング定盤の製造方法 _c

20. 前記铸鉄材料は、さらに Siを 1.2重 S% 以下および Mnを 1.0重量％以下を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 1 9項記載の製造方法。

21. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V i a厲の遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 1 9项記載の製造方法。

22. 前記ポリッシング定盤は直径が 600 以上であることを特徴とする請求の範囲笫 1 9项記載の製造方法。

23. 前記ポリッシング定盤の製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の範囲第 1 9 ¾記載の製造方法。

24. 前記铸鉄の金属組織中の固溶炭素量を 0.4 重量 ¾；いかに低減することを特徴とする請求の範囲第 1 9頊記載の製造方法。

25. 前記铸造された铸鉄は、室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8X 10一⁰ノて以下で、且つ引張り強さが 55kgl7mm ² 以上の铸鉄であることを特徴とする請求の範囲笫 1 9項記載の製造方法。

26. じが 0.3重; M% 以上 2.5重量％以下、 Mgまたは Caは 0.1重量％以下、 Ni は 25重量％以上 40重量％以下、 Coは 12重量％未満、炭化物形成元素を 0.1以上 6

.0重量％以下、残部が Fcおよび不純物からなる铸鉄材料を溶解し、前記炭化物形成元素を、铸造凝固時に金属組織中に炭化物として面積比で 0.3¾から 20% の範囲で析出せしめることを特徴とするレーザ一発振器用口ッドの製造方法。

27. 前記铸鉄材料は、さらに Siを 1.2重量％以下および Mnを 1.0重量％以下を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 26項記載の製造方法。

28. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元素の群から選ばれた少なくとも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第

26項記載の製造方法。

29. 前記製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の

— 2 ^ — 範囲第 2 6項記載の製造方法。

3 0 . 前記踌鉄の金属組織中の固溶炭素量を 0.4 重量％いかに低'减することを特徴とする請求の範囲第 2 6項記載の製造方法。

3 1 . 前記铸造された踌鉄は、室温から 10G °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X 10^ノ以下で、且つ引張り強さが 55kgl7關 ² 以上の銬鉄であることを特徴とする請求の範囲第 2 6項記載の製造方法。