JP2001073088A - 被削性に優れた低熱膨張鋳鋼 - Google Patents
被削性に優れた低熱膨張鋳鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低い熱膨張係数でかつ被削性に優れた低熱膨
張鋳鋼を提供する。 【解決手段】 オーステナイト基地組織中に黒鉛が面積
率で０．５〜３％、塊状ＭｎＳが面積率で０．０２〜
０．３％、８μm以上の板状ＭｎＳが１mm2当たり１０〜
７００個有する。また、化学組成が質量％でＣ；０．３
〜０．９％、Ｓｉ；１．５％以下、Ｍｎ；１．０％以
下、Ｓ；０．０１〜０．３％、Ｎｉ；２５〜４０％、Ｍ
ｇ；０．００５〜０．１％、ＳとＭｎの含有量がＳ≦
（１／４）Ｍｎまたは（１／４）Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）
Ｍｎ＋０．０５で表される。Ｃｏを１２質量％以下含有
してもよく、さらに、Ｃｒを４質量％以下含有しても良
い。
張鋳鋼を提供する。 【解決手段】 オーステナイト基地組織中に黒鉛が面積
率で０．５〜３％、塊状ＭｎＳが面積率で０．０２〜
０．３％、８μm以上の板状ＭｎＳが１mm2当たり１０〜
７００個有する。また、化学組成が質量％でＣ；０．３
〜０．９％、Ｓｉ；１．５％以下、Ｍｎ；１．０％以
下、Ｓ；０．０１〜０．３％、Ｎｉ；２５〜４０％、Ｍ
ｇ；０．００５〜０．１％、ＳとＭｎの含有量がＳ≦
（１／４）Ｍｎまたは（１／４）Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）
Ｍｎ＋０．０５で表される。Ｃｏを１２質量％以下含有
してもよく、さらに、Ｃｒを４質量％以下含有しても良
い。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高Ｎｉ含有の低熱膨張
鋳鋼に係り、低熱膨張性を備え且つ被削性の良好な低熱
膨張鋳鋼に関するものである。
鋳鋼に係り、低熱膨張性を備え且つ被削性の良好な低熱
膨張鋳鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エレクトロニクス産業や光学産業
等の発展に伴って、それらに関連する精密工作機械や精
密測定機器等の構成部材には、室温付近の温度変化によ
る熱膨張や熱収縮による寸法変化が微小である低熱膨張
材料が要求されている。これに対して、室温付近の線熱
膨張係数が約１．０×１０-6／℃のＦｅ−３６質量％Ｎ
ｉのインバー合金や約０．５×１０-6／℃のＦｅ−３２
質量％Ｎｉ−５質量％Ｃｏのスーパーインバー合金があ
る。
等の発展に伴って、それらに関連する精密工作機械や精
密測定機器等の構成部材には、室温付近の温度変化によ
る熱膨張や熱収縮による寸法変化が微小である低熱膨張
材料が要求されている。これに対して、室温付近の線熱
膨張係数が約１．０×１０-6／℃のＦｅ−３６質量％Ｎ
ｉのインバー合金や約０．５×１０-6／℃のＦｅ−３２
質量％Ｎｉ−５質量％Ｃｏのスーパーインバー合金があ
る。
【０００３】しかし、上記のＦｅ−Ｎｉ合金やＦｅ−Ｎ
ｉ−Ｃｏ合金は軟質のため被削性が著しく悪い。このた
め、従来鋳造品では、主にオーステナイト基地組織中に
黒鉛を晶出あるいは析出させて、黒鉛による切削工具と
低熱膨張材である被削材との潤滑効果により被削性を向
上させている。代表例として、Ｃ含有量を２質量％以上
と鋳鉄レベルまで増加させて黒鉛を晶出させたＡＳＴ
Ｍ.Ａ−４３６,ＴＹＰＥ５および同Ａ−４３９,ＴＹＰ
Ｅ Ｄ−５や、Ｃ含有量を０．８質量％まで増加させて
黒鉛を析出させた特開昭６３−１６２８４１号公報記載
の鋳鋼材料等がある。
ｉ−Ｃｏ合金は軟質のため被削性が著しく悪い。このた
め、従来鋳造品では、主にオーステナイト基地組織中に
黒鉛を晶出あるいは析出させて、黒鉛による切削工具と
低熱膨張材である被削材との潤滑効果により被削性を向
上させている。代表例として、Ｃ含有量を２質量％以上
と鋳鉄レベルまで増加させて黒鉛を晶出させたＡＳＴ
Ｍ.Ａ−４３６,ＴＹＰＥ５および同Ａ−４３９,ＴＹＰ
Ｅ Ｄ−５や、Ｃ含有量を０．８質量％まで増加させて
黒鉛を析出させた特開昭６３−１６２８４１号公報記載
の鋳鋼材料等がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来の低熱膨張
材のうち、鋳鉄系のＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ
−５は、快削元素である黒鉛が多量に晶出および析出し
ているので被削性は大幅に改善されているが、３０〜１
００℃の平均線熱膨張係数は４．０×１０-6／℃以上と
なっている。これは、Ｃを２質量％前後含有しているの
で、熱膨張係数を上昇させるＮｉのミクロ偏析が助長さ
れているためと、１質量％につき線熱膨張係数を１．０
×１０-6／℃上昇させるＳｉが２質量％前後含有してい
るためである。ここで、精密装置の中でも半導体製造お
よび検査装置のように、より一層の高精度が要求される
装置の構成部材においては、４．０×１０-6／℃未満の
３０〜１００℃の平均線熱膨張係数が必要となっている
ので、ＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５のような
鋳鉄系の低熱膨張材は適さない。
材のうち、鋳鉄系のＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ
−５は、快削元素である黒鉛が多量に晶出および析出し
ているので被削性は大幅に改善されているが、３０〜１
００℃の平均線熱膨張係数は４．０×１０-6／℃以上と
なっている。これは、Ｃを２質量％前後含有しているの
で、熱膨張係数を上昇させるＮｉのミクロ偏析が助長さ
れているためと、１質量％につき線熱膨張係数を１．０
×１０-6／℃上昇させるＳｉが２質量％前後含有してい
るためである。ここで、精密装置の中でも半導体製造お
よび検査装置のように、より一層の高精度が要求される
装置の構成部材においては、４．０×１０-6／℃未満の
３０〜１００℃の平均線熱膨張係数が必要となっている
ので、ＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５のような
鋳鉄系の低熱膨張材は適さない。
【０００５】また、鋳鋼系の特開昭６３−１６２８４１
号公報に記載の材料では３０〜１００℃の平均線熱膨張
係数は２．５×１０-6／℃以下であるので、高精度を要
求される部材には適している。しかしながら、鋳鉄系の
ＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５と比較して被削
性は大幅に劣っている。これは、快削介在物の黒鉛の量
が鋳鉄系のＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５と比
較して１／３程度しかないためである。
号公報に記載の材料では３０〜１００℃の平均線熱膨張
係数は２．５×１０-6／℃以下であるので、高精度を要
求される部材には適している。しかしながら、鋳鉄系の
ＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５と比較して被削
性は大幅に劣っている。これは、快削介在物の黒鉛の量
が鋳鉄系のＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５と比
較して１／３程度しかないためである。
【０００６】本発明は、上述の従来の低熱膨張鋳鋼の欠
点を解消したもので、低い熱膨張係数でかつ被削性に優
れた低熱膨張鋳鋼を提供することを目的とするものであ
る。
点を解消したもので、低い熱膨張係数でかつ被削性に優
れた低熱膨張鋳鋼を提供することを目的とするものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】３０〜１００℃の平均線
熱膨張係数を４．０×１０-6／℃未満で被削性を鋳鉄系
のＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５以上にするた
めには、熱膨張係数の上昇を最小限に抑制するように
Ｃ、Ｓｉを調整し、快削介在物の量を増加させなくては
いけない。ここで、快削介在物は一種類である必要はな
い。快削介在物には上記の黒鉛以外に、ＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅ、Ｐｂといったものがあるが、ＳｅやＰｂは毒性が強
く、環境汚染という大きな問題をはらんでいるため、避
けるべき元素である。
熱膨張係数を４．０×１０-6／℃未満で被削性を鋳鉄系
のＡＳＴＭ.Ａ−４３９,ＴＹＰＥ Ｄ−５以上にするた
めには、熱膨張係数の上昇を最小限に抑制するように
Ｃ、Ｓｉを調整し、快削介在物の量を増加させなくては
いけない。ここで、快削介在物は一種類である必要はな
い。快削介在物には上記の黒鉛以外に、ＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅ、Ｐｂといったものがあるが、ＳｅやＰｂは毒性が強
く、環境汚染という大きな問題をはらんでいるため、避
けるべき元素である。
【０００８】そこで本発明者は、被削性が良好で室温か
ら１００℃における平均線熱膨張係数が４．０×１０-6
／℃未満である低熱膨張鋳鋼とするために、被削性改善
に対して異なる作用を持つ黒鉛とＭｎＳをオーステナイ
ト基地組織中に共存させ、かつ熱膨張係数の上昇を抑え
るために熱膨張係数を上昇させる固溶元素の固溶量を最
小限とし、Ｎｉのミクロ偏析を緩和した低熱膨張鋳鋼に
想到した。
ら１００℃における平均線熱膨張係数が４．０×１０-6
／℃未満である低熱膨張鋳鋼とするために、被削性改善
に対して異なる作用を持つ黒鉛とＭｎＳをオーステナイ
ト基地組織中に共存させ、かつ熱膨張係数の上昇を抑え
るために熱膨張係数を上昇させる固溶元素の固溶量を最
小限とし、Ｎｉのミクロ偏析を緩和した低熱膨張鋳鋼に
想到した。
【０００９】具体的に、第１の発明は、室温から１００
℃における平均線熱膨張係数が４．０×１０-6／℃未満
で、質量％でＣを０．３〜０．９％、Ｎｉを２５〜４０
％含有する低熱膨張鋳鋼であって、オーステナイト基地
中の黒鉛面積率が０．５〜３％、塊状ＭｎＳの面積率が
０．０２〜０．３％であることを特徴とする被削性に優
れた低熱膨張鋳鋼である。また、ここでＣｏを質量％で
１２％以下含有しても良い。
℃における平均線熱膨張係数が４．０×１０-6／℃未満
で、質量％でＣを０．３〜０．９％、Ｎｉを２５〜４０
％含有する低熱膨張鋳鋼であって、オーステナイト基地
中の黒鉛面積率が０．５〜３％、塊状ＭｎＳの面積率が
０．０２〜０．３％であることを特徴とする被削性に優
れた低熱膨張鋳鋼である。また、ここでＣｏを質量％で
１２％以下含有しても良い。
【００１０】第２の発明は、室温から１００℃における
平均線熱膨張係数が４．０×１０-6／℃未満で、質量％
でＣを０．３〜０．９％、Ｎｉを２５〜４０％含有する
低熱膨張鋳鋼であって、オーステナイト基地中の黒鉛面
積率が０．５〜３％、塊状ＭｎＳの面積率が０．０２〜
０．３％、長さ８μm以上の板状ＭｎＳが１mm2当たり１
０〜７００個有することを特徴とする被削性に優れた低
熱膨張鋳鋼である。ここで、板状ＭｎＳは鏡面仕上げし
た金属組織を金属顕微鏡で観察した際、棒状および針状
のＭｎＳと認められる。しかしながら、平面上で棒状或
いは針状と認められる場合、立体的には板状と考えられ
るので本発明では板状ＭｎＳとしている。また、１mm2
当たりの板状ＭｎＳの数の計数値は金属顕微鏡で０．２
×０．２mmを５０視野観察した平均値である。さらに、
ここでＣｏを質量％で１２％以下含有しても良い。
平均線熱膨張係数が４．０×１０-6／℃未満で、質量％
でＣを０．３〜０．９％、Ｎｉを２５〜４０％含有する
低熱膨張鋳鋼であって、オーステナイト基地中の黒鉛面
積率が０．５〜３％、塊状ＭｎＳの面積率が０．０２〜
０．３％、長さ８μm以上の板状ＭｎＳが１mm2当たり１
０〜７００個有することを特徴とする被削性に優れた低
熱膨張鋳鋼である。ここで、板状ＭｎＳは鏡面仕上げし
た金属組織を金属顕微鏡で観察した際、棒状および針状
のＭｎＳと認められる。しかしながら、平面上で棒状或
いは針状と認められる場合、立体的には板状と考えられ
るので本発明では板状ＭｎＳとしている。また、１mm2
当たりの板状ＭｎＳの数の計数値は金属顕微鏡で０．２
×０．２mmを５０視野観察した平均値である。さらに、
ここでＣｏを質量％で１２％以下含有しても良い。
【００１１】発明者はＦｅ−Ｎｉ−(Ｃｏ)合金にＳを添
加すると(１／４)Ｍｎ＜Ｓの範囲ではＭｎＳの形態が塊
状と板状になり、Ｓ≦(１／４)Ｍｎの範囲ではＭｎＳの
形態が塊状となることを見出した。ここで、塊状ＭｎＳ
は切削時の被削材の内部潤滑作用により、被削材の内部
摩擦を低減するため切屑せん断応力が減少し、工具に加
わる切削抵抗が軽減し工具摩耗を改善する。板状ＭｎＳ
は切削時の応力集中による切欠き作用によりミクロ的な
割れを発生させ、ミクロ的な割れは応力集中源の間をぬ
って伝播するため切屑せん断応力が減少し、工具に加わ
る切削抵抗が軽減し工具摩耗を改善する。さらに、板状
ＭｎＳの切欠き効果は切り屑破砕性を著しく改善させ
る。
加すると(１／４)Ｍｎ＜Ｓの範囲ではＭｎＳの形態が塊
状と板状になり、Ｓ≦(１／４)Ｍｎの範囲ではＭｎＳの
形態が塊状となることを見出した。ここで、塊状ＭｎＳ
は切削時の被削材の内部潤滑作用により、被削材の内部
摩擦を低減するため切屑せん断応力が減少し、工具に加
わる切削抵抗が軽減し工具摩耗を改善する。板状ＭｎＳ
は切削時の応力集中による切欠き作用によりミクロ的な
割れを発生させ、ミクロ的な割れは応力集中源の間をぬ
って伝播するため切屑せん断応力が減少し、工具に加わ
る切削抵抗が軽減し工具摩耗を改善する。さらに、板状
ＭｎＳの切欠き効果は切り屑破砕性を著しく改善させ
る。
【００１２】しかし、板状ＭｎＳが多くなりすぎると材
料自体が脆くなり、タップ加工を行なった際に低熱膨張
材の被削材のネジ山が欠けるといった様々な不具合が発
生しはじめる。発明者は鋭意研究の結果、板状ＭｎＳの
数が１mm2当たり７００個を越えると上記のような不具
合が発生しはじめ、板状ＭｎＳの数が１mm2当たり１０
個未満、或いは板状ＭｎＳの長さが８μm未満となると
板状ＭｎＳによる被削性向上効果がなくなることを見出
した。さらに、長さが８μm以上の板状ＭｎＳの数が１m
m2当たり１０〜７００個とするためのＭｎとＳは(１／
４)Ｍｎ＜Ｓ≦(１／４)Ｍｎ＋０．０５の範囲であるこ
とを見出した。
料自体が脆くなり、タップ加工を行なった際に低熱膨張
材の被削材のネジ山が欠けるといった様々な不具合が発
生しはじめる。発明者は鋭意研究の結果、板状ＭｎＳの
数が１mm2当たり７００個を越えると上記のような不具
合が発生しはじめ、板状ＭｎＳの数が１mm2当たり１０
個未満、或いは板状ＭｎＳの長さが８μm未満となると
板状ＭｎＳによる被削性向上効果がなくなることを見出
した。さらに、長さが８μm以上の板状ＭｎＳの数が１m
m2当たり１０〜７００個とするためのＭｎとＳは(１／
４)Ｍｎ＜Ｓ≦(１／４)Ｍｎ＋０．０５の範囲であるこ
とを見出した。
【００１３】また、Ｃを０．２％以上含有させると快削
介在物である黒鉛を析出させることができる。黒鉛は切
削工具と被削材との潤滑作用により、工具に加わる切削
抵抗が軽減し工具摩耗を改善する。発明者は、黒鉛と塊
状ＭｎＳを共存させることにより、その相乗効果によっ
て著しく被削性が向上し、黒鉛と塊状ＭｎＳに加えて板
状ＭｎＳを共存させることによってより一層被削性が向
上することを見出した。
介在物である黒鉛を析出させることができる。黒鉛は切
削工具と被削材との潤滑作用により、工具に加わる切削
抵抗が軽減し工具摩耗を改善する。発明者は、黒鉛と塊
状ＭｎＳを共存させることにより、その相乗効果によっ
て著しく被削性が向上し、黒鉛と塊状ＭｎＳに加えて板
状ＭｎＳを共存させることによってより一層被削性が向
上することを見出した。
【００１４】本発明の成分における鋳造状態では、黒鉛
はほとんど存在せず、塊状ＭｎＳと板状ＭｎＳが晶出お
よび析出する。被削性を改善させる黒鉛を組織中に十分
に析出させるためには、保持時間に関わらず５５０℃以
上の黒鉛化焼鈍が必要であるが、黒鉛化のための焼鈍温
度が８００℃を超えると板状ＭｎＳはオーステナイト中
に固溶し始め、再析出の際は晶出した塊状ＭｎＳよりは
るかに小さい粒状のＭｎＳとなり、被削性改善のための
切欠き効果は大幅に小さくなる。従って、黒鉛と塊状Ｍ
ｎＳと板状ＭｎＳを安定して得るためには５５０〜８０
０℃の黒鉛化焼鈍が最適である。黒鉛と塊状ＭｎＳと板
状ＭｎＳを組織中に維持するためには、黒鉛化焼鈍に限
らず本発明の低熱膨張鋳鋼に施す全ての熱処理は８００
℃以下でなければならない。
はほとんど存在せず、塊状ＭｎＳと板状ＭｎＳが晶出お
よび析出する。被削性を改善させる黒鉛を組織中に十分
に析出させるためには、保持時間に関わらず５５０℃以
上の黒鉛化焼鈍が必要であるが、黒鉛化のための焼鈍温
度が８００℃を超えると板状ＭｎＳはオーステナイト中
に固溶し始め、再析出の際は晶出した塊状ＭｎＳよりは
るかに小さい粒状のＭｎＳとなり、被削性改善のための
切欠き効果は大幅に小さくなる。従って、黒鉛と塊状Ｍ
ｎＳと板状ＭｎＳを安定して得るためには５５０〜８０
０℃の黒鉛化焼鈍が最適である。黒鉛と塊状ＭｎＳと板
状ＭｎＳを組織中に維持するためには、黒鉛化焼鈍に限
らず本発明の低熱膨張鋳鋼に施す全ての熱処理は８００
℃以下でなければならない。
【００１５】通常Ｆｅ−Ｎｉ合金を凝固させると平均Ｎ
ｉ濃度よりもデンドライト樹芯部でのＮｉ濃度が低い負
のミクロ偏析を生じる。Ｎｉのミクロ偏析は低熱膨張特
性を得る成分バランスを局部的に崩し、熱膨張係数を上
昇させてしまう。Ｎｉのような置換型元素のミクロ偏析
は、Ｃのような侵入型元素の場合と異なり１０００℃以
上、数十時間の拡散焼鈍を実施しないと解消できない。
このため、８００℃以下の熱処理条件で低い熱膨張係数
を得るには、Ｎｉのミクロ偏析を凝固時に抑制しておく
必要がある。ミクロ偏析は凝固時の固相と液相の比であ
る分配係数で決定され、分配係数が１であれば、ミクロ
偏析は発生しない。一般にＦｅ−Ｎｉ合金のＮｉの分配
係数は約０．８程度といわれている。
ｉ濃度よりもデンドライト樹芯部でのＮｉ濃度が低い負
のミクロ偏析を生じる。Ｎｉのミクロ偏析は低熱膨張特
性を得る成分バランスを局部的に崩し、熱膨張係数を上
昇させてしまう。Ｎｉのような置換型元素のミクロ偏析
は、Ｃのような侵入型元素の場合と異なり１０００℃以
上、数十時間の拡散焼鈍を実施しないと解消できない。
このため、８００℃以下の熱処理条件で低い熱膨張係数
を得るには、Ｎｉのミクロ偏析を凝固時に抑制しておく
必要がある。ミクロ偏析は凝固時の固相と液相の比であ
る分配係数で決定され、分配係数が１であれば、ミクロ
偏析は発生しない。一般にＦｅ−Ｎｉ合金のＮｉの分配
係数は約０．８程度といわれている。
【００１６】発明者は鋭意研究の結果、Ｎｉ含有量が２
５〜４０質量％の範囲では、Ｃを添加することによりＮ
ｉの分配係数は上昇し、Ｃ含有量が０．３％未満ではＮ
ｉの分配係数は１．０未満で負のミクロ偏析となり、
０．３〜０．９質量％でＮｉの分配係数はほぼ１．０で
ミクロ偏析は大きく緩和され、Ｃ含有量が０．９質量％
を超えるとＮｉの分配係数は１．０を超えるため、平均
Ｎｉ濃度よりもデンドライト樹芯部でのＮｉ濃度が高い
正のミクロ偏析となることを見出した。したがって、Ｃ
含有量を０．３〜０．９質量％とすることによりＮｉの
ミクロ偏析は大きく緩和され、８００℃以下の黒鉛化焼
鈍だけで熱膨張係数を低く抑えることができる。黒鉛化
焼鈍によって快削介在物である黒鉛を析出させるために
は少なくとも０．２質量％以上のＣ含有量が必要である
ので、０．３〜０．９質量％のＣ含有量ではミクロ偏析
を大きく緩和し、被削性を向上させる黒鉛を析出させる
ことができる。
５〜４０質量％の範囲では、Ｃを添加することによりＮ
ｉの分配係数は上昇し、Ｃ含有量が０．３％未満ではＮ
ｉの分配係数は１．０未満で負のミクロ偏析となり、
０．３〜０．９質量％でＮｉの分配係数はほぼ１．０で
ミクロ偏析は大きく緩和され、Ｃ含有量が０．９質量％
を超えるとＮｉの分配係数は１．０を超えるため、平均
Ｎｉ濃度よりもデンドライト樹芯部でのＮｉ濃度が高い
正のミクロ偏析となることを見出した。したがって、Ｃ
含有量を０．３〜０．９質量％とすることによりＮｉの
ミクロ偏析は大きく緩和され、８００℃以下の黒鉛化焼
鈍だけで熱膨張係数を低く抑えることができる。黒鉛化
焼鈍によって快削介在物である黒鉛を析出させるために
は少なくとも０．２質量％以上のＣ含有量が必要である
ので、０．３〜０．９質量％のＣ含有量ではミクロ偏析
を大きく緩和し、被削性を向上させる黒鉛を析出させる
ことができる。
【００１７】以上のことから、低熱膨張特性を維持しつ
つ黒鉛と塊状ＭｎＳ、或いは黒鉛と塊状ＭｎＳと板状Ｍ
ｎＳの数種類の快削介在物をオーステナイト基地組織中
に共存させることできる。
つ黒鉛と塊状ＭｎＳ、或いは黒鉛と塊状ＭｎＳと板状Ｍ
ｎＳの数種類の快削介在物をオーステナイト基地組織中
に共存させることできる。
【００１８】上記の金属組織および平均線熱膨張係数を
得るための化学成分の一例は、第３〜６の発明であっ
て、化学組成が質量％で、Ｃ；０．３〜０．９％、Ｓ
ｉ；１．５％以下、Ｍｎ；１．０％以下、Ｓ；０．０１
〜０．３％、Ｎｉ；２５〜４０％、Ｍｇ；０．００５〜
０．１％を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避
の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量がＳ≦(１／４)Ｍ
ｎで表されることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張
鋳鋼である。そして、ＳとＭｎの含有量が、（１／４）
Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）Ｍｎ＋０．０５で表されると被削
性がさらに向上する。また、Ｃｏを質量％で１２％以下
含有してもよく、さらに、Ｃｒを質量％で４％以下含有
してもよい。
得るための化学成分の一例は、第３〜６の発明であっ
て、化学組成が質量％で、Ｃ；０．３〜０．９％、Ｓ
ｉ；１．５％以下、Ｍｎ；１．０％以下、Ｓ；０．０１
〜０．３％、Ｎｉ；２５〜４０％、Ｍｇ；０．００５〜
０．１％を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避
の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量がＳ≦(１／４)Ｍ
ｎで表されることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張
鋳鋼である。そして、ＳとＭｎの含有量が、（１／４）
Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）Ｍｎ＋０．０５で表されると被削
性がさらに向上する。また、Ｃｏを質量％で１２％以下
含有してもよく、さらに、Ｃｒを質量％で４％以下含有
してもよい。
【００１９】さらに、第７〜１０の発明は、本発明の好
適な化学組成であり、化学組成が質量％で、Ｃ；０．４
〜０．８％、Ｓｉ；０．５％以下、Ｍｎ；１．０％以
下、Ｓ；０．０１〜０．３％、Ｎｉ；３０〜４０％、Ｍ
ｇ；０．００５〜０．１％を含有するとともに、残部が
Ｆｅおよび不可避の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量
が、Ｓ≦(１／４)Ｍｎ、で表されることを特徴とする被
削性に優れた低熱膨張鋳鋼である。そして、ＳとＭｎの
含有量が、（１／４）Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）Ｍｎ＋０．
０５で表されると被削性がさらに向上する。また、Ｃｏ
を質量％で４％未満含有してもよく、さらに、Ｃｒを質
量％で４％以下含有してもよい。
適な化学組成であり、化学組成が質量％で、Ｃ；０．４
〜０．８％、Ｓｉ；０．５％以下、Ｍｎ；１．０％以
下、Ｓ；０．０１〜０．３％、Ｎｉ；３０〜４０％、Ｍ
ｇ；０．００５〜０．１％を含有するとともに、残部が
Ｆｅおよび不可避の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量
が、Ｓ≦(１／４)Ｍｎ、で表されることを特徴とする被
削性に優れた低熱膨張鋳鋼である。そして、ＳとＭｎの
含有量が、（１／４）Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）Ｍｎ＋０．
０５で表されると被削性がさらに向上する。また、Ｃｏ
を質量％で４％未満含有してもよく、さらに、Ｃｒを質
量％で４％以下含有してもよい。
【００２０】次に本発明の低熱膨張鋳鋼における各々の
限定理由について述べる。 （１）Ｃ Ｃは鋳造性の向上、Ｎｉのミクロ偏析の緩和、黒鉛とし
て析出させて被削性の向上と重要な役割を果たす。鋳造
性を確保するためには０．３％以上、被削性の向上に必
要な黒鉛を析出させるには０．２％以上必要であり、熱
膨張係数を上昇させるＮｉのミクロ偏析を抑制するＣ含
有量の範囲は０．３〜０．９％である。以上のことか
ら、Ｃの範囲を０．３〜０．９％とした。好ましくは、
０．４〜０．８％である。
限定理由について述べる。 （１）Ｃ Ｃは鋳造性の向上、Ｎｉのミクロ偏析の緩和、黒鉛とし
て析出させて被削性の向上と重要な役割を果たす。鋳造
性を確保するためには０．３％以上、被削性の向上に必
要な黒鉛を析出させるには０．２％以上必要であり、熱
膨張係数を上昇させるＮｉのミクロ偏析を抑制するＣ含
有量の範囲は０．３〜０．９％である。以上のことか
ら、Ｃの範囲を０．３〜０．９％とした。好ましくは、
０．４〜０．８％である。
【００２１】（２）黒鉛 黒鉛は切削工具と被削材との潤滑作用によって、切削工
具の損傷を抑制する。黒鉛による被削性改善は組織中の
黒鉛面積率が多いほどその効果は大きい。しかしなが
ら、本発明では黒鉛析出量を決定するＣ含有量がＮｉの
ミクロ偏析を抑制する０．３〜０．９％で決定されてい
る。上記のＣ含有量から得られる黒鉛面積率は０．５〜
３％であるため、黒鉛の面積率は０．５〜３％とした。
ここで、黒鉛の面積率は金属顕微鏡で０．２×０．２mm
を５０視野観察した平均値である。
具の損傷を抑制する。黒鉛による被削性改善は組織中の
黒鉛面積率が多いほどその効果は大きい。しかしなが
ら、本発明では黒鉛析出量を決定するＣ含有量がＮｉの
ミクロ偏析を抑制する０．３〜０．９％で決定されてい
る。上記のＣ含有量から得られる黒鉛面積率は０．５〜
３％であるため、黒鉛の面積率は０．５〜３％とした。
ここで、黒鉛の面積率は金属顕微鏡で０．２×０．２mm
を５０視野観察した平均値である。
【００２２】（３）塊状ＭｎＳ 塊状ＭｎＳは切削時に被削材の内部潤滑作用によって切
削抵抗を下げ、切削工具の損傷を抑制する。塊状ＭｎＳ
による被削性改善効果を得るには、少なくとも面積率で
０．０２％必要である。しかし、塊状ＭｎＳの面積率が
０．３％を越えると飽和する。このため、塊状ＭｎＳの
面積率は０．０２〜０．３％とした。ここで、塊状Ｍｎ
Ｓの面積率は金属顕微鏡で０．２×０．２mmを５０視野
観察した平均値である。なお、塊状ＭｎＳと黒鉛は鏡面
仕上げを行った状態で金属顕微鏡で観察して容易に識別
できる。
削抵抗を下げ、切削工具の損傷を抑制する。塊状ＭｎＳ
による被削性改善効果を得るには、少なくとも面積率で
０．０２％必要である。しかし、塊状ＭｎＳの面積率が
０．３％を越えると飽和する。このため、塊状ＭｎＳの
面積率は０．０２〜０．３％とした。ここで、塊状Ｍｎ
Ｓの面積率は金属顕微鏡で０．２×０．２mmを５０視野
観察した平均値である。なお、塊状ＭｎＳと黒鉛は鏡面
仕上げを行った状態で金属顕微鏡で観察して容易に識別
できる。
【００２３】（４）板状ＭｎＳ 板状ＭｎＳは切削時に応力集中による切欠き作用によっ
て切削抵抗を下げ、切削工具の損傷を抑制する。また、
切欠き作用により切屑を脆くし切屑破砕性を向上させ
る。被削性改善効果は板状ＭｎＳの数が１mm2当たり10
個以上、且つ板状ＭｎＳの長さが８μm以上でないと得
られない。しかし、８μm以上の板状ＭｎＳの数が多す
ぎると材料自体が脆くなり、タップ加工のネジ山が欠け
るといった不具合が発生する。このため、長さが８μm
以上の板状ＭｎＳの数は１mm2当たり１０〜７００個と
した。ここで、板状と称しているＭｎＳは鏡面仕上げし
た金属組織を金属顕微鏡で観察した際は棒状および針状
のＭｎＳと認められる。しかしながら、平面上で棒状或
いは針状と認められる場合、立体的には板状と考えられ
るので本発明では板状ＭｎＳとしている。
て切削抵抗を下げ、切削工具の損傷を抑制する。また、
切欠き作用により切屑を脆くし切屑破砕性を向上させ
る。被削性改善効果は板状ＭｎＳの数が１mm2当たり10
個以上、且つ板状ＭｎＳの長さが８μm以上でないと得
られない。しかし、８μm以上の板状ＭｎＳの数が多す
ぎると材料自体が脆くなり、タップ加工のネジ山が欠け
るといった不具合が発生する。このため、長さが８μm
以上の板状ＭｎＳの数は１mm2当たり１０〜７００個と
した。ここで、板状と称しているＭｎＳは鏡面仕上げし
た金属組織を金属顕微鏡で観察した際は棒状および針状
のＭｎＳと認められる。しかしながら、平面上で棒状或
いは針状と認められる場合、立体的には板状と考えられ
るので本発明では板状ＭｎＳとしている。
【００２４】（５）Ｓｉ Ｓｉは脱酸と鋳造性改善の目的で添加するが、Ｓｉは含
有量１％につき約１．０×１０-6／℃の線熱膨張係数を
上昇させる。また、Ｓｉを多量に添加すると凝固開始温
度と凝固終了温度の差が大きくなり鋳造性を阻害する。
このため、Ｓｉの含有量は１．５％以下とした。好まし
くは０．５％以下である。
有量１％につき約１．０×１０-6／℃の線熱膨張係数を
上昇させる。また、Ｓｉを多量に添加すると凝固開始温
度と凝固終了温度の差が大きくなり鋳造性を阻害する。
このため、Ｓｉの含有量は１．５％以下とした。好まし
くは０．５％以下である。
【００２５】（６）Ｍｎ Ｍｎは脱酸の目的で添加する。また、Ｓとの化合物であ
るＭｎＳを形成し、被削性を改善させるためにも必要で
あるが、Ｍｎは含有量１％につき約０．７×１０-6／℃
の線熱膨張係数を上昇させる。このため、Ｍｎの含有量
は１．０％以下とした。
るＭｎＳを形成し、被削性を改善させるためにも必要で
あるが、Ｍｎは含有量１％につき約０．７×１０-6／℃
の線熱膨張係数を上昇させる。このため、Ｍｎの含有量
は１．０％以下とした。
【００２６】（７）Ｓ ＳはＭｎと化合して硫化物（ＭｎＳ）となって、被削性
を向上させる。ＭｎＳの形状は塊状と板状があり、塊状
ＭｎＳは被削材の内部潤滑作用、板状ＭｎＳは応力集中
による切欠き作用により切削工具の損傷を抑制する。板
状ＭｎＳは工具損傷の他に切屑破砕性を著しく向上させ
る。塊状ＭｎＳのみを得るＭｎ、Ｓの範囲は、Ｓ≦（１
／４）Ｍｎである。塊状ＭｎＳと板状ＭｎＳの両方を得
るＭｎとＳの範囲は(１／４)Ｍｎ＜Ｓ≦(１／４)Ｍｎ＋
０．０５である。被削性の改善効果は黒鉛と塊状ＭｎＳ
の共存、或いは黒鉛と塊状ＭｎＳと板状ＭｎＳの共存に
よって得×れるので、Ｓの範囲はＳ≦(１／４)Ｍｎ、或
いは(１／４)Ｍｎ＜Ｓ≦(１／４)Ｍｎ＋０．０５とし
た。また、被削性を改善するために必要なＳ量は少なく
とも０．０１％以上必要である。過多に添加すると鋳造
時に最終凝固部の凝固温度が低下するため、高温亀裂と
いった鋳造欠陥を発生する。したがって、上記のＭｎと
の関係式に加えてＳの範囲は０．０１〜０．３％とし
た。
を向上させる。ＭｎＳの形状は塊状と板状があり、塊状
ＭｎＳは被削材の内部潤滑作用、板状ＭｎＳは応力集中
による切欠き作用により切削工具の損傷を抑制する。板
状ＭｎＳは工具損傷の他に切屑破砕性を著しく向上させ
る。塊状ＭｎＳのみを得るＭｎ、Ｓの範囲は、Ｓ≦（１
／４）Ｍｎである。塊状ＭｎＳと板状ＭｎＳの両方を得
るＭｎとＳの範囲は(１／４)Ｍｎ＜Ｓ≦(１／４)Ｍｎ＋
０．０５である。被削性の改善効果は黒鉛と塊状ＭｎＳ
の共存、或いは黒鉛と塊状ＭｎＳと板状ＭｎＳの共存に
よって得×れるので、Ｓの範囲はＳ≦(１／４)Ｍｎ、或
いは(１／４)Ｍｎ＜Ｓ≦(１／４)Ｍｎ＋０．０５とし
た。また、被削性を改善するために必要なＳ量は少なく
とも０．０１％以上必要である。過多に添加すると鋳造
時に最終凝固部の凝固温度が低下するため、高温亀裂と
いった鋳造欠陥を発生する。したがって、上記のＭｎと
の関係式に加えてＳの範囲は０．０１〜０．３％とし
た。
【００２７】（８）Ｎｉ Ｎｉは熱膨張係数の低減に寄与する主要元素である。室
温から１００℃における平均線熱膨張係数が４．０×１
０-6／℃未満となるＮｉの範囲は２５〜４０％である。
好ましくは３０〜４０％である。
温から１００℃における平均線熱膨張係数が４．０×１
０-6／℃未満となるＮｉの範囲は２５〜４０％である。
好ましくは３０〜４０％である。
【００２８】（９）Ｃｏ Ｃｏは更なる熱膨張係数の低減に寄与する元素である。
Ｃｏを含有しなくても室温から１００℃における平均線
熱膨張係数は４．０×１０-6／℃未満となるが、Ｃｏを
１２％以下含有すると熱膨張係数を一層下げることがで
き、より安定して４．０×１０-6／℃未満の熱膨張係数
を得ることができる。好ましくは、４％未満である。
Ｃｏを含有しなくても室温から１００℃における平均線
熱膨張係数は４．０×１０-6／℃未満となるが、Ｃｏを
１２％以下含有すると熱膨張係数を一層下げることがで
き、より安定して４．０×１０-6／℃未満の熱膨張係数
を得ることができる。好ましくは、４％未満である。
【００２９】（１０）Ｍｇ ＭｇはＭｇＳとなって黒鉛が析出する核となるため、少
なくとも０．００５％は必要である。多すぎると、快削
介在物のＭｎＳの晶出および析出を阻害するため、０．
１％以下とする。
なくとも０．００５％は必要である。多すぎると、快削
介在物のＭｎＳの晶出および析出を阻害するため、０．
１％以下とする。
【００３０】（１１）Ｃｒ Ｃｒは熱膨張係数を上昇させ、且つ凝固開始温度および
凝固終了温度をほとんど変化させない元素である。この
ため、鋳造性を損なわずに熱膨張係数を制御することが
できる。多すぎると、凝固の遅い部位と早い部位でＣｒ
の偏析の程度が異なり安定して熱膨張係数を制御できな
くなる。このため、Ｃｒの含有量は４％以下とする。好
ましくは３％以下である。 （１２）残部 残部は、Ｆｅからなり、Ｐ等の一般的に考えられる不可
避的不純物を、一般的な量含むことができるものから構
成される。
凝固終了温度をほとんど変化させない元素である。この
ため、鋳造性を損なわずに熱膨張係数を制御することが
できる。多すぎると、凝固の遅い部位と早い部位でＣｒ
の偏析の程度が異なり安定して熱膨張係数を制御できな
くなる。このため、Ｃｒの含有量は４％以下とする。好
ましくは３％以下である。 （１２）残部 残部は、Ｆｅからなり、Ｐ等の一般的に考えられる不可
避的不純物を、一般的な量含むことができるものから構
成される。
【００３１】本発明の低熱膨張鋳鋼は、オーステナイト
基地組織中に黒鉛と塊状ＭｎＳ、或いは黒鉛と塊状Ｍｎ
Ｓと板状ＭｎＳを共存させることによって、良好な被削
性をもつ低熱膨張鋳鋼を得ることにある。本発明の低熱
膨張鋳鋼を使用すれば、良好な被削性により加工にかか
る費用は格段に少なくなり、加工にかかる期間も短くな
る。これにより、低熱膨張鋳鋼の機械加工による軽量化
も十分可能となり、その適用範囲も広くできる。
基地組織中に黒鉛と塊状ＭｎＳ、或いは黒鉛と塊状Ｍｎ
Ｓと板状ＭｎＳを共存させることによって、良好な被削
性をもつ低熱膨張鋳鋼を得ることにある。本発明の低熱
膨張鋳鋼を使用すれば、良好な被削性により加工にかか
る費用は格段に少なくなり、加工にかかる期間も短くな
る。これにより、低熱膨張鋳鋼の機械加工による軽量化
も十分可能となり、その適用範囲も広くできる。
【００３２】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施例について詳
細に説明するが、本発明はこれらの実施例により何ら限
定されるものではない。
細に説明するが、本発明はこれらの実施例により何ら限
定されるものではない。
【００３３】１００ｋｇ高周波炉を使用して、次の表１
に示す化学組成の本発明材１〜７、比較材１〜６、従来
材１〜２を溶解した。次に取鍋を使用して溶湯を１００
mm×１００mm×２００mmの直方体形状の試験片素材の砂
鋳型（フラン砂型）へ１６００℃で注湯した。更に鋳型
内で凝固冷却後、鋳型から試験片素材を取り出し７００
℃で６時間保持後、空冷の熱処理を実施し、試験片素材
を得た。ここで、比較材１はＣを本発明材と比較して低
め、比較材２はＣを本発明材と比較して高め、比較材３
はＳを本発明材と比較して低め、比較材４はＳを本発明
材と比較して高め、比較材５はＣ、Ｓを本発明材と比較
して低めとし、比較材６はＣｒを本発明材と比較して高
めとした。さらに、従来材１はＡＳＴＭ.Ａ−４３９,Ｔ
ＹＰＥ Ｄ−５、従来材２は特開昭６３−１６２８４１
号公報記載材料とした。
に示す化学組成の本発明材１〜７、比較材１〜６、従来
材１〜２を溶解した。次に取鍋を使用して溶湯を１００
mm×１００mm×２００mmの直方体形状の試験片素材の砂
鋳型（フラン砂型）へ１６００℃で注湯した。更に鋳型
内で凝固冷却後、鋳型から試験片素材を取り出し７００
℃で６時間保持後、空冷の熱処理を実施し、試験片素材
を得た。ここで、比較材１はＣを本発明材と比較して低
め、比較材２はＣを本発明材と比較して高め、比較材３
はＳを本発明材と比較して低め、比較材４はＳを本発明
材と比較して高め、比較材５はＣ、Ｓを本発明材と比較
して低めとし、比較材６はＣｒを本発明材と比較して高
めとした。さらに、従来材１はＡＳＴＭ.Ａ−４３９,Ｔ
ＹＰＥ Ｄ−５、従来材２は特開昭６３−１６２８４１
号公報記載材料とした。
【００３４】
【表１】 化 学 成 分 (質量％) （残部Ｆｅ） Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｓ Ｎｉ Ｃｏ Ｍｇ Ｃｒ 発明材１ 0.58 0.31 0.53 0.140 35.5 − 0.009 − 〃 ２ 0.58 1.10 0.53 0.161 37.5 − 0.008 − 〃 ３ 0.60 0.30 0.50 0.052 32.0 3.5 0.008 − 〃 ４ 0.61 0.29 0.51 0.133 28.0 8.4 0.010 − 〃 ５ 0.60 0.30 0.70 0.181 32.0 3.5 0.010 − 〃 ６ 0.59 0.30 0.52 0.142 31.8 3.6 0.005 − 〃 ７ 0.55 0.29 0.48 0.050 35.6 − 0.022 2.2 比較材１ 0.25 0.31 0.51 0.141 31.0 3.8 0.010 − 〃 ２ 1.35 0.31 0.46 0.109 31.3 3.0 0.010 − 〃 ３ 0.62 0.33 0.50 0.005 31.0 3.7 0.010 − 〃 ４ 0.62 0.33 0.65 0.402 31.0 3.9 0.010 − 〃 ５ 0.20 0.30 0.50 0.006 32.0 3.5 0.008 − 〃 ６ 0.56 0.31 0.48 0.048 35.7 − 0.025 5.2 従来材１ 2.20 2.01 0.52 0.003 35.0 − 0.045 − 〃 ２ 0.78 0.60 0.49 0.004 32.0 5.5 0.050 −
【００３５】次に、直方体形状の試験片素材の中央部か
らφ５mm×１９．５mmの熱膨張測定用の試験片を切出
し、加工後、ＪＩＳ Ｇ５５１１「鉄系低膨張鋳鉄品」
に規定する熱膨張試験方法に準拠して熱膨張試験を実施
し、３０〜１００℃の平均線熱膨張係数を測定した。同
時に金属顕微鏡でミクロ組織を観察した。表２に３０〜
１００℃までの平均線熱膨張係数とミクロ組織観察結果
を示す。
らφ５mm×１９．５mmの熱膨張測定用の試験片を切出
し、加工後、ＪＩＳ Ｇ５５１１「鉄系低膨張鋳鉄品」
に規定する熱膨張試験方法に準拠して熱膨張試験を実施
し、３０〜１００℃の平均線熱膨張係数を測定した。同
時に金属顕微鏡でミクロ組織を観察した。表２に３０〜
１００℃までの平均線熱膨張係数とミクロ組織観察結果
を示す。
【００３６】
【表２】 30〜100℃の 組織中の快削介在物 平均熱膨張係数 黒 鉛 塊状ＭｎＳ 板状ＭｎＳ (×10-6/℃) 面積率(%) 面積率(%) 長さ(μm) 個(/mm2) 発明材１ 1.6 2.0 0.3 10 500 〃 ２ 3.1 2.1 0.3 12 400 〃 ３ 1.0 2.3 0.2 − − 〃 ４ 0.8 2.0 0.3 9 50 〃 ５ 1.2 2.1 0.3 10 100 〃 ６ 1.1 2.1 0.2 12 250 〃 ７ 3.5 1.8 0.2 − − 比較材１ 1.0 − 0.4 10 200 〃 ２ 4.2 4.2 0.4 − − 〃 ３ 1.1 2.1 − − − 〃 ４ 1.2 2.3 0.8 9 2000 〃 ５ 1.0 − − − − 〃 ６ 6.0 1.8 0.2 − − 従来材１ 5.2 9.2 − − − 〃 ２ 0.9 2.2 − − −
【００３７】さらに、直方体形状の試験片素材の中央部
から、４０mm×４０mm×１６７mmの切削性試験片を切出
し、加工後、エンドミル、ドリル、タップ、正面フライ
スによる被削性試験を表３から表６に示す条件で実施し
た。
から、４０mm×４０mm×１６７mmの切削性試験片を切出
し、加工後、エンドミル、ドリル、タップ、正面フライ
スによる被削性試験を表３から表６に示す条件で実施し
た。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】 試験工具 ： 正面フライス 超硬チップ フェイスミル φ５０ 試験条件 ： 切削速度 ６０m/min 送り量 ０．１２mm/rev 切込み ０．１２mm 切削方向 ダウンカット／アップカット 潤滑 乾式 切削長さ １m
【００４２】被削性は工具損傷と切屑状況で評価した。
工具損傷はエンドミル加工では工具の最大摩耗幅、ドリ
ル加工では刃先の摩耗幅、タップ加工ではタップのネジ
山が欠けた数を測定し、切屑状況は、正面フライス加
工、エンドミル加工、ドリル加工とタップ加工での切屑
の色や破砕状況を観察し、その特徴を表７に示した。
工具損傷はエンドミル加工では工具の最大摩耗幅、ドリ
ル加工では刃先の摩耗幅、タップ加工ではタップのネジ
山が欠けた数を測定し、切屑状況は、正面フライス加
工、エンドミル加工、ドリル加工とタップ加工での切屑
の色や破砕状況を観察し、その特徴を表７に示した。
【００４３】工具損傷評価結果より、エンドミル、ドリ
ルおよびタップ加工において工具摩耗が比較材や従来材
と比べて非常に少なく、特に板状ＭｎＳが存在する発明
材１、２、４〜６では切屑長さが短く、切屑破砕性が大
幅に向上している。また、板状ＭｎＳが存在していない
本発明材３では、正面フライス加工で切屑が光沢のある
切屑となった。以上のことから、黒鉛と塊状ＭｎＳの共
存により被削性は向上し、更に板状ＭｎＳの共存で被削
性は大幅に向上することがわかる。
ルおよびタップ加工において工具摩耗が比較材や従来材
と比べて非常に少なく、特に板状ＭｎＳが存在する発明
材１、２、４〜６では切屑長さが短く、切屑破砕性が大
幅に向上している。また、板状ＭｎＳが存在していない
本発明材３では、正面フライス加工で切屑が光沢のある
切屑となった。以上のことから、黒鉛と塊状ＭｎＳの共
存により被削性は向上し、更に板状ＭｎＳの共存で被削
性は大幅に向上することがわかる。
【００４４】一方、オーステナイト基地組織中に快削介
在物が存在しない比較材５では、エンドミル、ドリル、
タップ、正面フライス加工共に被削性は悪く、快削介在
物が黒鉛だけの比較材３ではタップ加工と正面フライス
加工の被削性が悪い。さらに、快削介在物が塊状ＭｎＳ
と板状ＭｎＳのみの比較材１ではエンドミル、ドリル加
工と正面フライス加工の被削性が悪い。板状ＭｎＳを大
量に析出させ黒鉛と塊状ＭｎＳが存在する比較材４で
は、被削性は良好であったが、タップ加工において被削
材側のネジ山が欠ける不具合が発生した。ＡＳＴＭ．Ａ
−４３９．ＴＹＰＥ Ｄ−５相当の従来材１はＣ、Ｓｉ
を多く含有するため３０〜１００℃までの平均線熱膨張
係数は５．２×１０-6／℃と高い。工具の損傷は発明材
とほぼ同等であるが、切屑長さは発明材より長く、切屑
破砕性は発明材より劣っている。特開昭６３−１６２８
４１号相当の従来材２は被削性はエンドミル、ドリル、
タップ加工において発明材とほぼ同等であるが、正面フ
ライス加工での切屑の色は軽い褐色を帯び、切削抵抗が
発明材よりも大きいことがわかる。また、ドリルやタッ
プ加工での切屑の長さは板状ＭｎＳを含む発明材より長
く、切屑破砕性は劣っている。
在物が存在しない比較材５では、エンドミル、ドリル、
タップ、正面フライス加工共に被削性は悪く、快削介在
物が黒鉛だけの比較材３ではタップ加工と正面フライス
加工の被削性が悪い。さらに、快削介在物が塊状ＭｎＳ
と板状ＭｎＳのみの比較材１ではエンドミル、ドリル加
工と正面フライス加工の被削性が悪い。板状ＭｎＳを大
量に析出させ黒鉛と塊状ＭｎＳが存在する比較材４で
は、被削性は良好であったが、タップ加工において被削
材側のネジ山が欠ける不具合が発生した。ＡＳＴＭ．Ａ
−４３９．ＴＹＰＥ Ｄ−５相当の従来材１はＣ、Ｓｉ
を多く含有するため３０〜１００℃までの平均線熱膨張
係数は５．２×１０-6／℃と高い。工具の損傷は発明材
とほぼ同等であるが、切屑長さは発明材より長く、切屑
破砕性は発明材より劣っている。特開昭６３−１６２８
４１号相当の従来材２は被削性はエンドミル、ドリル、
タップ加工において発明材とほぼ同等であるが、正面フ
ライス加工での切屑の色は軽い褐色を帯び、切削抵抗が
発明材よりも大きいことがわかる。また、ドリルやタッ
プ加工での切屑の長さは板状ＭｎＳを含む発明材より長
く、切屑破砕性は劣っている。
【００４５】
【表７】 評価結果 工具損傷 切屑状況 エンドミル ドリル タップ 正面フライス 切屑長さ(mm) 最大摩耗幅 刃先摩耗幅 ネシ゛山欠数 切屑の色 ドリル タップ 発明材１ 0.14(mm) 0.10(mm) 0 金属光沢 2〜4 1〜2 〃 ２ 0.13 0.11 0 金属光沢 3〜5 2〜3 〃 ３ 0.16 0.13 1 金属光沢 50〜 20〜 〃 ４ 0.14 0.10 0 金属光沢 3〜5 2〜3 〃 ５ 0.13 0.10 0 金属光沢 3〜5 2〜3 〃 ６ 0.13 0.13 0 金属光沢 3〜5 2〜3 〃 ７ 0.16 0.12 1 金属光沢 50〜 20〜 比較材１ 0.27 0.23 10 光沢無、軽い赤褐色 2〜4 1〜2 〃 ２ 0.14 0.13 0 金属光沢 3〜5 3〜5 〃 ３ 0.14 0.12 8 光沢無、軽い赤褐色 50〜 20〜 〃 ４ 0.14 0.10 0 金属光沢 〜1 〜1 (被削材側のネジ山に欠け) 〃 ５ 0.35 0.28 タッフ゜折れ 光沢無、激しい赤褐色 50〜 20〜 〃 ６ 0.16 0.13 1 金属光沢 50〜 20〜 従来材１ 0.13 0.10 0 金属光沢 50〜 20〜 〃 ２ 0.14 0.12 2 光沢無、軽い赤褐色 50〜 20〜
【００４６】
【発明の効果】以上、本発明の低熱膨張鋳鋼は、低い熱
膨張係数と、オーステナイト基地組織中に黒鉛と塊状Ｍ
ｎＳが共存するため、良好な被削性を有する。さらに、
黒鉛と塊状ＭｎＳに加え板状ＭｎＳが共存するため、さ
らに良好な被削性と切屑破砕性を有する。そして本発明
の低熱膨張鋳鋼を使用すれば、良好な被削性により加工
にかかる費用は格段に少なくなり、加工にかかる期間も
短くなる。これにより、低熱膨張鋳鋼の機械加工による
軽量化も十分可能となり、その適用範囲も広くできる。
膨張係数と、オーステナイト基地組織中に黒鉛と塊状Ｍ
ｎＳが共存するため、良好な被削性を有する。さらに、
黒鉛と塊状ＭｎＳに加え板状ＭｎＳが共存するため、さ
らに良好な被削性と切屑破砕性を有する。そして本発明
の低熱膨張鋳鋼を使用すれば、良好な被削性により加工
にかかる費用は格段に少なくなり、加工にかかる期間も
短くなる。これにより、低熱膨張鋳鋼の機械加工による
軽量化も十分可能となり、その適用範囲も広くできる。
Claims (10)
- 【請求項１】 室温から１００℃における平均線熱膨張
係数が４．０×１０-6／℃未満で、質量％でＣを０．３
〜０．９％、Ｎｉを２５〜４０％含有する低熱膨張鋳鋼
であって、オーステナイト基地中の黒鉛面積率が０．５
〜３％、塊状ＭｎＳの面積率が０．０２〜０．３％であ
ることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張鋳鋼。 - 【請求項２】 室温から１００℃における平均線熱膨張
係数が４．０×１０-6／℃未満で、質量％でＣを０．３
〜０．９％、Ｎｉを２５〜４０％含有する低熱膨張鋳鋼
であって、オーステナイト基地中の黒鉛面積率が０．５
〜３％、塊状ＭｎＳの面積率が０．０２〜０．３％、長
さ８μm以上の板状ＭｎＳを１mm2当たり１０〜７００個
有することを特徴とする被削性に優れた低熱膨張鋳鋼。 - 【請求項３】 化学組成が質量％でＣ；０．３〜０．９
％、Ｓｉ；１．５％以下、Ｍｎ；１．０％以下、Ｓ；
０．０１〜０．３％、Ｎｉ；２５〜４０％、Ｍｇ；０．
００５〜０．１％、を含有するとともに、残部がＦｅお
よび不可避の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量が次
式、 Ｓ≦（１／４）Ｍｎ で表されることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張鋳
鋼。 - 【請求項４】 化学組成が質量％でＣ；０．３〜０．９
％、Ｓｉ；１．５％以下、Ｍｎ；１．０％以下、Ｓ；
０．０１〜０．３％、Ｎｉ；２５〜４０％、Ｍｇ；０．
００５〜０．１％、を含有するとともに、残部がＦｅお
よび不可避の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量が次
式、 （１／４）Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）Ｍｎ＋０．０５ で表されることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張鋳
鋼。 - 【請求項５】 質量％でＣｏを１２％以下含有する請求
項３乃至４何れか１項に記載の被削性に優れた低熱膨張
鋳鋼。 - 【請求項６】 質量％でＣｒを４％以下含有する請求項
３乃至５何れか１項に記載の被削性に優れた低熱膨張鋳
鋼。 - 【請求項７】 化学組成が質量％でＣ；０．４〜０．８
％、Ｓｉ；０．５％以下、Ｍｎ；１．０％以下、Ｓ；
０．０１〜０．３％、Ｎｉ；３０〜４０％、Ｍｇ；０．
００５〜０．１％、を含有するとともに、残部がＦｅお
よび不可避の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量が次
式、 Ｓ≦（１／４）Ｍｎ で表されることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張鋳
鋼。 - 【請求項８】 化学組成が質量％でＣ；０．４〜０．８
％、Ｓｉ；０．５％以下、Ｍｎ；１．０％以下、Ｓ；
０．０１〜０．３％、Ｎｉ；３０〜４０％、Ｍｇ；０．
００５〜０．１％、を含有するとともに、残部がＦｅお
よび不可避の不純物からなり、ＳとＭｎの含有量が次
式、 （１／４）Ｍｎ＜Ｓ≦（１／４）Ｍｎ＋０．０５ で表されることを特徴とする被削性に優れた低熱膨張鋳
鋼。 - 【請求項９】 質量％でＣｏを４％未満含有する請求項
７乃至８何れか１項に記載の被削性に優れた低熱膨張鋳
鋼。 - 【請求項１０】 質量％でＣｒを４％以下含有する請求
項７乃至９何れか１項に記載の被削性に優れた低熱膨張
鋳鋼。
Priority Applications (3)
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|---|---|---|---|
| JP2000105071A JP3381845B2 (ja) | 1999-07-08 | 2000-04-06 | 被削性に優れた低熱膨張鋳鋼 |
| DE10033185A DE10033185A1 (de) | 1999-07-08 | 2000-07-07 | Gußstahl mit niedriger Wärmeausdehnung und hervorragender Bearbeitbarkeit |
| US09/612,560 US6344095B1 (en) | 1999-07-08 | 2000-07-07 | Low-thermal expansion cast steel with excellent machinability |
Applications Claiming Priority (3)
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|---|---|---|---|
| JP11-193947 | 1999-07-08 | ||
| JP19394799 | 1999-07-08 | ||
| JP2000105071A JP3381845B2 (ja) | 1999-07-08 | 2000-04-06 | 被削性に優れた低熱膨張鋳鋼 |
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|---|---|
| JP2001073088A true JP2001073088A (ja) | 2001-03-21 |
| JP3381845B2 JP3381845B2 (ja) | 2003-03-04 |
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|---|---|---|---|
| JP2000105071A Expired - Fee Related JP3381845B2 (ja) | 1999-07-08 | 2000-04-06 | 被削性に優れた低熱膨張鋳鋼 |
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|---|---|
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| JP (1) | JP3381845B2 (ja) |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016011451A (ja) * | 2014-06-30 | 2016-01-21 | 新報国製鉄株式会社 | 極低熱膨張合金及びその製造方法 |
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| DE60214909T2 (de) * | 2002-07-08 | 2007-09-06 | Hitachi Metals, Ltd. | Stahlguss mit hoher festigkeit und geringer wärmeausdehnung |
| EP1546416B1 (en) * | 2002-10-01 | 2006-03-15 | Magotteaux International S.A. | Cast exhaust system |
| EP2042437B1 (de) * | 2007-09-03 | 2010-04-07 | KRONES Aktiengesellschaft | Etikettiervorrichtung |
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| EP0468722B1 (en) * | 1990-07-23 | 1995-08-23 | Ngk Insulators, Ltd. | Ceramic-metal insert composite |
| JP3332400B2 (ja) * | 1991-11-15 | 2002-10-07 | 日新製鋼株式会社 | バイメタル用高膨張合金 |
-
2000
- 2000-04-06 JP JP2000105071A patent/JP3381845B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016011451A (ja) * | 2014-06-30 | 2016-01-21 | 新報国製鉄株式会社 | 極低熱膨張合金及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US6344095B1 (en) | 2002-02-05 |
| JP3381845B2 (ja) | 2003-03-04 |
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