JP2703236B2 - 低熱膨脹鋳鉄および同鋳鉄を用いた研磨定盤 - Google Patents
低熱膨脹鋳鉄および同鋳鉄を用いた研磨定盤Info
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Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の目的〕
（産業上の利用分野）
本発明はオーステナイト系の低熱膨張鋳鉄、特に熱膨
張が極めて低く、かつ鋳造性、被削性、振動吸収能等が
十分に高い低熱膨張鋳鉄、およびこの低熱膨張鋳鉄を用
いて構成した研磨定盤に関する。 （従来の技術） 周知のように、鋳鉄は工業の基礎材料として広く使用
されている。その理由はこの材料の鋳造性が良く、多種
多様な複雑形状でも成形できること、切削加工が容易で
あること、材料や溶解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こと等の長所を有してい
るためである。 ところで、最近では新素材を始めとして、金属以外の
有機、無機の様々な材料が開発され、それぞれの特性を
活かした機能材料が急速に普及しつつある。特にエレク
トロニクス産業の発達に伴い、それに関連する工作機械
や測定機器、成型金型、その他の製造機械類には、より
高精度が要求されるようになった。鋳鉄においても、上
記要求に応えるため従来の材料や特質に加えて、熱膨張
係数の低減化、振動吸収能の増大化、および耐熱性、耐
食性を付加されたものが開発されてきている。その代表
的なものがインバー（36.5％Ni-Fe合金）、またはその
改良材のニレジストD5として知られるASTEM A439タイプ
Ｄ−５のオーステナイト鋳鉄である。これらの鋳鉄の化
学成分を下記の第１表に示す。 ニレジストD5の成分における特徴は一般鋳鉄に比べて
ニッケル含有量が34.00〜36.00と高いことである。そし
て、その特性として常温〜200℃の温度範囲の熱膨張係
数が低いことが挙げられる。通常の鋳鉄の熱膨張係数が
10〜15×10-6／℃であるのに対しニレジストD5のそれは
約５×10-6／℃である。ニレジストD5の熱膨張係数が低
い理由としては、ニッケル含有量が36％近くになると、
上記温度範囲の温度変化に対し、大きな正の体積磁歪を
生じ、通常の格子振動による熱膨張を打消す性質を有す
るためである。ニレジストD5は鋳鉄の良好な鋳造性、被
削性を有し、さらに耐熱、耐食性を兼ね備えた材料とし
て機能性に富んだ材料である。但し、最近の精密機器や
FRP用金型材等には、４×10-6／℃以下のさらに低い熱
膨張係数の材料が必要となっている。 これに対し、インバーの熱膨張係数は1.2×10-6／℃
と非常に低い値を示しているが、一方、鋳造性や被削性
が悪いため、その用途に制約があった。 （発明が解決しようとする問題点） 従来知られているニレジストD5は、良好な鋳造性、被
削性を有し、さらに耐熱性、耐食性等を備えているが、
熱膨張係数が約５×10-6／℃であり、近年の一層の熱膨
張係数低下の要望には十分応えることができない。これ
に対して、インバーの熱膨張係数は1.2×10-6／℃と低
いが、鋳造性や被削性が悪く、用途に制約がある。 本発明はこのような事情に鑑みてなされたもので、一
般の鋳鉄と同様の良好な鋳造性、被削性、振動吸収能等
を有し、かつ４×10-6／℃以下の低い熱膨張係数を合せ
持ち、高精度の精密機械やFRP用金型、計測機器等に有
効に利用できる低熱膨張鋳鉄、およびその低熱膨張鋳鉄
を用いた研磨定盤を提供することを目的とする。 〔発明の構成〕 （問題点を解決するための手段および作用） 前記インバーなどのFe-Ni合金には、ニッケル含有量
により体積磁歪が大きくなる領域があり、常温〜200℃
の温度範囲で熱膨張係数が非常に低下する傾向にある。
但し、この合金に一般鋳鉄のような鋳造性、被削性、振
動吸収能を付与するには他の合金元素の添加が必要であ
る。 本発明は、上記鋳鉄の特性を与える元素として炭素
（Ｃ）、シリコン（Si）、体積磁歪の温度範囲に影響す
るコバルト（Co）等の各元素の影響を試験データの解析
により把握し、上記問題を解決しようとするものであ
る。 すなわち、本件第１の発明に係る低熱膨張鋳鉄は、オ
ーステナイト基地鉄を有する鋳鉄において、成分組成と
して少なくとも炭素1.0％以上3.5％以下、シリコン０％
を超え1.5％以下、マグネシウム0.035％を超え0.1％以
下、ニッケル32％以上39.5％以下、コバルト1.0％以上
４％未満を含み、上記ニッケルとコバルトとの合計含有
量を41％以下にしたことを特徴とする。 また、本件第２の発明に係る低熱膨張鋳鉄は、オース
テナイト基地鉄を有する鋳鉄において、成分組成として
少なくとも炭素1.0％以上3.5％以下、シリコン０％を超
え1.5％以下、マグネシウム0.015％未満、ニッケル32％
以上39.5％以下、コバルト1.0％以上４％未満を含み、
上記ニッケルとコバルトとの合計含有量を41％以下にし
たことを特徴とする。 これらの発明においては、シリコンの含有量を1.0％
未満にすることが望ましい。また、０％を越え1.5％以
下のマンガンを含むことが望ましい。 本件第３の発明に係る研磨定盤は、請求項１から４ま
でのいずれかに記載の低熱膨張鋳鉄を用いて構成したこ
とを特徴とする。 Fe-Ni合金に鋳造性、被削性、および振動吸収能を付
与するには、その金属組織中黒鉛をできるだけ多量に晶
出させることが必要である。一般鋳鉄では黒鉛晶出を促
進する元素としてＣとSiを含んでいる。しかし、これら
の元素をFe-36％Ni合金に添加すると、その熱膨張係数
が大幅に増大する。Co以外のMnや他の不純物元素につい
ても同様のことがいえる。 以下、含有成分の範囲について考察する。 まず、Ｃ量について考察する。Fe-Ni合金の熱膨張係
数に影響を与えるのは、含有Ｃ量全体ではなく、固溶し
ているＣ量だけである。それ以外のＣは黒鉛あるいは炭
化物として存在する。そのうち、黒鉛晶出量が大である
程、鋳造時の収縮巣が少なく、切削加工性、つまり被削
性を良好とし、また振動吸収能が大となる。一方、炭化
物が析出した場合は、逆にミクロ巣発生の要因となり、
被削性も悪くなる。したがって、できるだけ固溶Ｃ量と
炭化物の析出量を低くし、黒鉛晶出量を高くすることが
重要となる。 第１図は、Ni量30〜42％、Si量0.5〜2.6％、Mn量0.4
〜1.0％の鋳鉄における全Ｃ量と固溶Ｃ量との関係につ
いての測定結果を示す。試料としての鋳鉄は、肉厚１イ
ンチの引張試験用砂鋳型で鋳造したものである。同図か
ら明らかな如く、固溶Ｃ量は全Ｃ量が高い程低い値を示
している。この傾向は一般鋳鉄においても同様であり、
全Ｃ量が高いと凝固初期に晶出する黒鉛量が増し、その
近辺の固溶Ｃが安定な黒鉛になるサイトを提供する役目
を果すため、凝固終了時の固溶Ｃ量が低減し、同時に炭
化物となるＣが少なくなるものと考えられる。この第１
図における固溶Ｃ量と全Ｃ量との関係式を（１）式に示
す。 ［固溶Ｃ量］（％） ＝0.65-0.20［全Ｃ量］（％） ……（１） なお、この（１）式について、さらに詳しく説明する
と、以下の通りである。すなわち、従来Fe-Ni合金にお
ける炭素含有量が熱膨張係数に与える影響については、
炭素全体量が大きく影響すると考えられていたが、本発
明者らは実験により、影響を与えているのは含有炭素量
全体ではなく、固溶している炭素量（固溶Ｃ量）のみで
あるという知見を得たのである。 そこで、この固溶Ｃ量と全炭素量との関係について検
討した結果、鋳鉄中の固溶Ｃ量と全炭素量とは、他の構
成成分とその含有量に依存していることが分った。この
関係を明らかにするために種々検討を行い各成分影響下
における、全炭素量と固溶炭素量の関係として下記Ａ式
を見い出した。 固溶炭素量（％） ＝0.82-0.2（炭素当量） ＝0.82-0.2（全炭素量＋0.32Si＋0.026Mn＋0.25Ni＋0.0
1Co＋……） ……（Ａ式） ここで、炭素当量とは鋳鉄における黒鉛化（固溶して
いない炭素）に影響する各成分の影響を定量表現したも
のである。 上記（Ａ式）より明らかなように、固溶炭素量は各成
分の含有量が少ない場合には、誤差範囲になってしまう
ので全ての成分を考慮する必要はない。 したがって、Si含有量が少ない本発明においては、前
記（１）式 固溶炭素量（％）＝0.65-0.20全炭素量 で表現したものである。 次に、鋳鉄の熱膨張係数を低減するには固溶Ｃ量が低
い方（全Ｃ量が高い方）が好ましいが、固溶Ｃ量を低減
させると引張強さや硬さが低下する。第２図に上記Ni、
Si、Mnの含有量を有する鋳鉄の全Ｃ量と引張強さ、耐
力、ヤング率および硬さとの関係を示す。それぞれの関
係式は（２）式ないし（５）式となる。 引張強さ（kgf/mm2）＝80.0-18.6［全Ｃ量］（％） ……（２） 耐力（kgf/mm2）＝83.3-27.1［全Ｃ量］（％） ……（３） ヤング率（kgf/mm2）＝198200-39500［全Ｃ量］（％） ……（４） 硬さ（HB）＝215-26.6［全Ｃ量］（％） ……（５） 構造材料としては、ある程度の機械的性質を確保する
必要があり、例えば引張強さ30kgf/mm2以上、硬さHB145
以上とするためには全Ｃ量を2.5％以下とする必要があ
る。その場合の固溶Ｃ量は0.15％以上となるわけであ
る。このように、熱膨張係数の低減化と機械的性質の確
保との両方を満足するように全Ｃ量が決定される。 次に、Ni量がFe-Ni合金の熱膨張係数に及ぼす影響に
ついて考察する。 第３図はFe-Ni合金の熱膨張係数とNi量との関係を示
したグラフである。Ni量が約36％付近で熱膨張係数が極
小となる。この極小点ＡとなるNi含有量（横軸方向の位
置）は他の合金元素の含有量によって変動する。その変
動量（Ni量）と合金元素との関係は（６）式で表現され
る。 極小点の変動量（％） ＝−5.7C（％）−0.29Co（％）＋0.57Mn（％）＋0.45Si
（％） ……（６） したがって、C,Co,Mn,Si等の合金元素含有量が定めら
れた場合、それにより変動した極小点のNi量が熱膨張係
数を低減させるための最低値となる。 次に、Coの影響について第４図を参照して考察する。 第４図はNi＋Co量を変化させた場合の温度と熱膨張係
数との関係を示したものである。 Coが少量添加されるとFe-Ni合金２元素の場合よりも
熱膨張係数が低減する。これは、Co添加により体積磁歪
を生じる温度範囲が常温付近となるためである。しか
し、Co量が高すぎると、その温度範囲が高温側に移行し
てしまい、常温〜200℃といった実用温度範囲では高い
熱膨張係数となる。熱膨張計数の温度依存が０から急に
立ち上がる屈曲点Ｂの温度で上記傾向を知ることができ
る。つまり、常温〜200℃の温度範囲で低熱膨張係数と
したい場合は屈曲点の温度を200℃〜250℃とすることが
好ましい。この屈曲点の温度はNi量＋Co量やMn量によっ
て変化する。これを（７）式に示す。 屈曲温度（℃） ＝22.5×［Ni（％）＋Co（％）］‐22×Mn（％）‐600.
3 ……（７） したがって、Mn量を約0.5％とする場合、屈曲点が325
℃までとするには、Ni量とCo量の合計を41％以下とする
必要がある。 本発明においては、Co量を約2.0％とし、熱膨張係数
の極小点の移動と屈曲点温度を示す（６）式と（７）式
を考慮して最適Ni量を決定した。 （８）式はNi量が熱膨張係数の極小点より低い側での
各合金元素の熱膨張係数に対する重回帰分析の結果を示
したものである。 熱膨張係数（×10-6／℃） ＝14.97-0.02×［全Ｃ量］（％） ＋1.49×［Si量］（％） −0.32×［Ni量］（％） −0.70×［Co量］（％） ＋1.35×［Mn量］（％） ……（８） ただし、Ni量＋Co量≦41％とする。 一方、Ni量が極小点より高い側での各元素の熱膨張係
数への重回帰式を（９）式に示す。 熱膨張係数（×10-6／℃） ＝−1.00-0.35×［全Ｃ量］（％） ＋2.11×［Si量］（％） ＋0.14×［Ni量］（％） ＋0.28×［Co量］（％） ＋0.25×［Mn量］（％） ……（９） （８）式および（９）式の熱膨張係数に対する各元素
の回帰係数によると、全Ｃ量は高い程、Si量は低い程低
膨張となる。特に、Si量１％に対する影響が大である。
CoはNi量が極小点以下の場合は膨張率を低下させるが、
極小点より高Ni側では逆に膨張率を高める。これは、屈
曲点温度の上昇によるものである。Mnはできるだけ低い
方が低膨張に望ましいことがわかる。ただし、Si量は黒
鉛晶出促進のために接着剤として添加される分は必要で
ある。 最後に、Mgは晶出する黒鉛の形態を制御するために添
加される。一般に、0.02％以下のMg量であれば、黒鉛は
片状黒鉛となり、0.03〜0.1％で球状黒鉛となる。これ
以上のMg量は炭化物を形勢するために一般には許容され
ない。片状黒鉛とする利点は球状黒鉛の場合と比較し
て、被削性の改善、振動吸収能の増大を得ることにあ
る。一方、球状黒鉛とする利点は、引張強さ、耐力、剛
性、伸び、靱性等機械的性質の向上にある。また、溶接
性も改善される。 以上のデータ解析により本発明の鋳鉄の組成は極小点
を与えるNi量が33〜34.5の範囲にあり、それを基準に全
Ｃ量が2.0〜2.5％（固溶Ｃ量が0.25〜0.15％）、Si量が
0.3〜0.6％、Mn量は0.4％以下、Co量は1.5〜3.0％（Ni
＋Coが36％となる範囲）を、低膨張性を重視するものに
対して最適範囲と考える。 なお、振動吸収能や機械的性質等の要求される各特性
に応じて上記各関係式からその組成を選択することがで
きる。例えば強度を重視する場合は、前記のうち全Ｃ量
を1.1〜1.5％の範囲とすることが望ましい。 〈実施例１〉 第５図および第６図に示すように、リング状の研磨定
盤を鋳造した。この研磨定盤は肉厚が30mm、外径と内径
が1000mmと400mmである。溶解は300kgの高周波電気炉を
用い、下記の第２表に示す材料を溶解した。 成分組成は下記の第３表に示すように、炭素2.32％、
シリコン0.57％、マンガン0.24％、ニッケル35.2％、コ
バルト2.6％、マグネシウム0.046％、残りが不純物を含
む球状黒鉛組織を有するオーステナイト系鋳鉄である。 また、１インチのキールブロック用砂鋳型にて試験片
を採取し、各特性値と測定した結果を第４表に示す。第
４表において熱膨張係数は2.0×10-6／℃、引張強さ41k
gf/mm2、伸び、20％が得られた。研磨定盤はその平坦度
が20μｍ以下という非常に高精度を要求されるが、一般
鋳鉄では旋盤による切削加工時に発生する加工熱によ
り、定盤の表裏で40〜70℃の温度差を生じ、加工時はほ
ぼ平坦であっても冷却後に平坦度が0.1〜0.2mm悪化して
いた。しかし、本発明の鋳鉄は、熱伝導度が低いため切
削層の熱が定盤に伝達されにくく、また黒鉛による快削
効果のために、定盤の表裏の温度差は１〜３℃以内であ
った。また、その温度が低下しても低熱膨張のため平坦
度は20μｍ以下を確保できた。この定盤を高精度な半導
体基板の研磨に用いることにより、一般に研磨熱により
40〜50℃に上昇する定盤寸法精度を高く維持することが
できる。 以上のように、本実施例の成分組成による鋳鉄によれ
ば、ほぼ一般鋳鉄並の鋳造性、被削性、機械的性質を保
有し、かつインバー合金に近い低膨張係数を得ることが
できる。 また、本実例の研磨定盤によれば、球状黒鉛が晶出さ
れ、機械的性質が優れたものであるため、研磨面を含め
た全体を一体として構成することができる。 〈実施例２〉 第３表に示すように、全Ｃ量を2.8％、Si量を1.0％と
した。この組成の鋳鉄はMgを添加せず、片状組織として
振動吸収能を追究した場合のものである。即ち、全Ｃ量
を2.8％と高めることにより減衰能（Specific Damping
Capacity）は17％が得られ一般鋳鉄の４〜５倍の振動吸
収能を示す。また、硬さがHB125〜135程度となり、アル
ミニウム合金並の軟かさを示す。これは、黒鉛による潤
滑効果と併せて、相手材を傷付けることなく接合や捕捉
する治具部材として有用であり、超高精度を要求される
半導体、電子製造装置材料として使用できる。 以上のように、一般鋳鉄（FC30材）の４〜５倍の反動
吸収能が得られ、かつアルミニウム合金並の軟かさを得
ることができる。 なお、本実施形態では片状黒鉛が晶出されるので、こ
れを研磨定盤として適用した場合には、研磨面としての
硬さが許容される場合にはそのまま一体で、また研磨面
として片状黒鉛鋳鉄以上の硬さを必要とする場合には表
面に他の硬質素材を添装する等の手段を併用した構成と
することができる。その場合、加工性が良好であるため
製作の容易性が得られ、また振動吸収能等に優れたもの
となるので安定的な使用が可能になる等の利点が得られ
る。 〈実施例３〉 第３表に示すように、炭素含有量を1.20％と低く設定
した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合には微小ながら黒鉛晶出がみられ、第４表に
示すように、加工性は許容できる範囲であった。 〈実施例４〉 第３表に示すように、シリコン含有量を1.4％と高く
設定した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合は第４表に示すように、熱膨張率がやや高く
なるが許容範囲内であった。 〈実施例５〉 第３表に示すように、マンガン含有量を1.2％に設定
した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合には第４表に示すように、熱膨張率がやや高
くなるが許容範囲内であった。 〈実施例６〉 第３表に示すように、マンガン含有量を0.8％に設定
した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合にも、熱膨張率が許容範囲内となった。 〈実施例７〉 第３表に示すように、炭素含有量を1.05％と低くし
て、高い引張り強さを得るとともに、Siを0.2％,Mnを0.
2％,Niを32.5％,Coを3.5％に配合して低炭素量による熱
膨張係数の増大を他の成分の配合で抑えたものである。
この場合、黒鉛の晶出は比較的少なく加工性は許容でき
る範囲であった。 なお、上記各実施例以外にも、本発明の範囲内で種々
実施したところ、上記同様に良好な特性が認められた。 〈比較例１〉 第３表に示すように、炭素含有量を0.71％と極めて低
く設定した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、加工性、鋳造性
および振動吸収能が悪い。 〈比較例２〉 第３表に示すように、炭素含有量を3.6％と高く設定
した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には第４表に示すように、伸び、強度が低下
し、また鋳造欠陥が多い。 〈比較例３〉 第３表に示すように、シリコン含有量を1.7％と高く
設定した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には第４表に示すように、熱膨張率が高過ぎ
る。 〈比較例４〉 第３表に示すように、ニッケル含有量を31.5％と低く
設定した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には第４表に示すように、熱膨張率が高くな
る。 〈比較例５〉 第３表に示すように、ニッケルの含有量を40.0％と高
くした。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〈比較例６〉 第３表に示すように、コバルトの含有量を0.8％と低
くした。他の含有量は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〈比較例７〉 第３表に示すように、コバルト含有量を6.3％と高く
設定し、またニッケルとコバルトとの合計含有量を42.4
％と高くした。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〈比較例８〉 第３表に示すように、ニッケルとコバルトとの合計含
有量を42.5％と高くした。他の成分は上記実施例と近似
させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〔発明の効果〕 以上のように、第１の発明に係る成分の鋳鉄によれ
ば、２〜４×10-6／℃の低熱膨張を得ることができ、か
つ球状黒鉛組織となることによって引張強さ、耐力、硬
さ等が高く優れた機械的特性が得られるとともに、一般
鋳鉄なみの鋳造性、被削性を得ることができる。また、
第２の発明によれば、必要に応じて振動吸収能を一般鋳
鉄の４〜５倍にまで高めることができ、アルミニウム合
金なみの軟かさを得ることが可能である。さらに第３の
発明に係る研磨定盤によれば、第１の発明系統の鋳鉄を
使用するものは、Mg含有量が0.03超で球状黒鉛が晶出さ
れ、機械的性質が優れたものであるため、研磨面を含め
た全体を一体として構成することができる。一方、第２
の発明系統のものは、Mg含有量が0.15％未満で片状黒鉛
が晶出されるので、研磨面としての硬さが許容される場
合にはそのまま一体で、また研磨面として片状黒鉛鋳鉄
以上の硬さを必要とする場合には表面に他の硬質素材を
添装する等の手段を併用して、研磨定盤として適用する
ことができ、その場合、加工性が良好であるため製作の
容易性が得られ、また振動吸収能等に優れたものとなる
ので安定的な使用が可能になる等の利点が得られる。
張が極めて低く、かつ鋳造性、被削性、振動吸収能等が
十分に高い低熱膨張鋳鉄、およびこの低熱膨張鋳鉄を用
いて構成した研磨定盤に関する。 （従来の技術） 周知のように、鋳鉄は工業の基礎材料として広く使用
されている。その理由はこの材料の鋳造性が良く、多種
多様な複雑形状でも成形できること、切削加工が容易で
あること、材料や溶解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こと等の長所を有してい
るためである。 ところで、最近では新素材を始めとして、金属以外の
有機、無機の様々な材料が開発され、それぞれの特性を
活かした機能材料が急速に普及しつつある。特にエレク
トロニクス産業の発達に伴い、それに関連する工作機械
や測定機器、成型金型、その他の製造機械類には、より
高精度が要求されるようになった。鋳鉄においても、上
記要求に応えるため従来の材料や特質に加えて、熱膨張
係数の低減化、振動吸収能の増大化、および耐熱性、耐
食性を付加されたものが開発されてきている。その代表
的なものがインバー（36.5％Ni-Fe合金）、またはその
改良材のニレジストD5として知られるASTEM A439タイプ
Ｄ−５のオーステナイト鋳鉄である。これらの鋳鉄の化
学成分を下記の第１表に示す。 ニレジストD5の成分における特徴は一般鋳鉄に比べて
ニッケル含有量が34.00〜36.00と高いことである。そし
て、その特性として常温〜200℃の温度範囲の熱膨張係
数が低いことが挙げられる。通常の鋳鉄の熱膨張係数が
10〜15×10-6／℃であるのに対しニレジストD5のそれは
約５×10-6／℃である。ニレジストD5の熱膨張係数が低
い理由としては、ニッケル含有量が36％近くになると、
上記温度範囲の温度変化に対し、大きな正の体積磁歪を
生じ、通常の格子振動による熱膨張を打消す性質を有す
るためである。ニレジストD5は鋳鉄の良好な鋳造性、被
削性を有し、さらに耐熱、耐食性を兼ね備えた材料とし
て機能性に富んだ材料である。但し、最近の精密機器や
FRP用金型材等には、４×10-6／℃以下のさらに低い熱
膨張係数の材料が必要となっている。 これに対し、インバーの熱膨張係数は1.2×10-6／℃
と非常に低い値を示しているが、一方、鋳造性や被削性
が悪いため、その用途に制約があった。 （発明が解決しようとする問題点） 従来知られているニレジストD5は、良好な鋳造性、被
削性を有し、さらに耐熱性、耐食性等を備えているが、
熱膨張係数が約５×10-6／℃であり、近年の一層の熱膨
張係数低下の要望には十分応えることができない。これ
に対して、インバーの熱膨張係数は1.2×10-6／℃と低
いが、鋳造性や被削性が悪く、用途に制約がある。 本発明はこのような事情に鑑みてなされたもので、一
般の鋳鉄と同様の良好な鋳造性、被削性、振動吸収能等
を有し、かつ４×10-6／℃以下の低い熱膨張係数を合せ
持ち、高精度の精密機械やFRP用金型、計測機器等に有
効に利用できる低熱膨張鋳鉄、およびその低熱膨張鋳鉄
を用いた研磨定盤を提供することを目的とする。 〔発明の構成〕 （問題点を解決するための手段および作用） 前記インバーなどのFe-Ni合金には、ニッケル含有量
により体積磁歪が大きくなる領域があり、常温〜200℃
の温度範囲で熱膨張係数が非常に低下する傾向にある。
但し、この合金に一般鋳鉄のような鋳造性、被削性、振
動吸収能を付与するには他の合金元素の添加が必要であ
る。 本発明は、上記鋳鉄の特性を与える元素として炭素
（Ｃ）、シリコン（Si）、体積磁歪の温度範囲に影響す
るコバルト（Co）等の各元素の影響を試験データの解析
により把握し、上記問題を解決しようとするものであ
る。 すなわち、本件第１の発明に係る低熱膨張鋳鉄は、オ
ーステナイト基地鉄を有する鋳鉄において、成分組成と
して少なくとも炭素1.0％以上3.5％以下、シリコン０％
を超え1.5％以下、マグネシウム0.035％を超え0.1％以
下、ニッケル32％以上39.5％以下、コバルト1.0％以上
４％未満を含み、上記ニッケルとコバルトとの合計含有
量を41％以下にしたことを特徴とする。 また、本件第２の発明に係る低熱膨張鋳鉄は、オース
テナイト基地鉄を有する鋳鉄において、成分組成として
少なくとも炭素1.0％以上3.5％以下、シリコン０％を超
え1.5％以下、マグネシウム0.015％未満、ニッケル32％
以上39.5％以下、コバルト1.0％以上４％未満を含み、
上記ニッケルとコバルトとの合計含有量を41％以下にし
たことを特徴とする。 これらの発明においては、シリコンの含有量を1.0％
未満にすることが望ましい。また、０％を越え1.5％以
下のマンガンを含むことが望ましい。 本件第３の発明に係る研磨定盤は、請求項１から４ま
でのいずれかに記載の低熱膨張鋳鉄を用いて構成したこ
とを特徴とする。 Fe-Ni合金に鋳造性、被削性、および振動吸収能を付
与するには、その金属組織中黒鉛をできるだけ多量に晶
出させることが必要である。一般鋳鉄では黒鉛晶出を促
進する元素としてＣとSiを含んでいる。しかし、これら
の元素をFe-36％Ni合金に添加すると、その熱膨張係数
が大幅に増大する。Co以外のMnや他の不純物元素につい
ても同様のことがいえる。 以下、含有成分の範囲について考察する。 まず、Ｃ量について考察する。Fe-Ni合金の熱膨張係
数に影響を与えるのは、含有Ｃ量全体ではなく、固溶し
ているＣ量だけである。それ以外のＣは黒鉛あるいは炭
化物として存在する。そのうち、黒鉛晶出量が大である
程、鋳造時の収縮巣が少なく、切削加工性、つまり被削
性を良好とし、また振動吸収能が大となる。一方、炭化
物が析出した場合は、逆にミクロ巣発生の要因となり、
被削性も悪くなる。したがって、できるだけ固溶Ｃ量と
炭化物の析出量を低くし、黒鉛晶出量を高くすることが
重要となる。 第１図は、Ni量30〜42％、Si量0.5〜2.6％、Mn量0.4
〜1.0％の鋳鉄における全Ｃ量と固溶Ｃ量との関係につ
いての測定結果を示す。試料としての鋳鉄は、肉厚１イ
ンチの引張試験用砂鋳型で鋳造したものである。同図か
ら明らかな如く、固溶Ｃ量は全Ｃ量が高い程低い値を示
している。この傾向は一般鋳鉄においても同様であり、
全Ｃ量が高いと凝固初期に晶出する黒鉛量が増し、その
近辺の固溶Ｃが安定な黒鉛になるサイトを提供する役目
を果すため、凝固終了時の固溶Ｃ量が低減し、同時に炭
化物となるＣが少なくなるものと考えられる。この第１
図における固溶Ｃ量と全Ｃ量との関係式を（１）式に示
す。 ［固溶Ｃ量］（％） ＝0.65-0.20［全Ｃ量］（％） ……（１） なお、この（１）式について、さらに詳しく説明する
と、以下の通りである。すなわち、従来Fe-Ni合金にお
ける炭素含有量が熱膨張係数に与える影響については、
炭素全体量が大きく影響すると考えられていたが、本発
明者らは実験により、影響を与えているのは含有炭素量
全体ではなく、固溶している炭素量（固溶Ｃ量）のみで
あるという知見を得たのである。 そこで、この固溶Ｃ量と全炭素量との関係について検
討した結果、鋳鉄中の固溶Ｃ量と全炭素量とは、他の構
成成分とその含有量に依存していることが分った。この
関係を明らかにするために種々検討を行い各成分影響下
における、全炭素量と固溶炭素量の関係として下記Ａ式
を見い出した。 固溶炭素量（％） ＝0.82-0.2（炭素当量） ＝0.82-0.2（全炭素量＋0.32Si＋0.026Mn＋0.25Ni＋0.0
1Co＋……） ……（Ａ式） ここで、炭素当量とは鋳鉄における黒鉛化（固溶して
いない炭素）に影響する各成分の影響を定量表現したも
のである。 上記（Ａ式）より明らかなように、固溶炭素量は各成
分の含有量が少ない場合には、誤差範囲になってしまう
ので全ての成分を考慮する必要はない。 したがって、Si含有量が少ない本発明においては、前
記（１）式 固溶炭素量（％）＝0.65-0.20全炭素量 で表現したものである。 次に、鋳鉄の熱膨張係数を低減するには固溶Ｃ量が低
い方（全Ｃ量が高い方）が好ましいが、固溶Ｃ量を低減
させると引張強さや硬さが低下する。第２図に上記Ni、
Si、Mnの含有量を有する鋳鉄の全Ｃ量と引張強さ、耐
力、ヤング率および硬さとの関係を示す。それぞれの関
係式は（２）式ないし（５）式となる。 引張強さ（kgf/mm2）＝80.0-18.6［全Ｃ量］（％） ……（２） 耐力（kgf/mm2）＝83.3-27.1［全Ｃ量］（％） ……（３） ヤング率（kgf/mm2）＝198200-39500［全Ｃ量］（％） ……（４） 硬さ（HB）＝215-26.6［全Ｃ量］（％） ……（５） 構造材料としては、ある程度の機械的性質を確保する
必要があり、例えば引張強さ30kgf/mm2以上、硬さHB145
以上とするためには全Ｃ量を2.5％以下とする必要があ
る。その場合の固溶Ｃ量は0.15％以上となるわけであ
る。このように、熱膨張係数の低減化と機械的性質の確
保との両方を満足するように全Ｃ量が決定される。 次に、Ni量がFe-Ni合金の熱膨張係数に及ぼす影響に
ついて考察する。 第３図はFe-Ni合金の熱膨張係数とNi量との関係を示
したグラフである。Ni量が約36％付近で熱膨張係数が極
小となる。この極小点ＡとなるNi含有量（横軸方向の位
置）は他の合金元素の含有量によって変動する。その変
動量（Ni量）と合金元素との関係は（６）式で表現され
る。 極小点の変動量（％） ＝−5.7C（％）−0.29Co（％）＋0.57Mn（％）＋0.45Si
（％） ……（６） したがって、C,Co,Mn,Si等の合金元素含有量が定めら
れた場合、それにより変動した極小点のNi量が熱膨張係
数を低減させるための最低値となる。 次に、Coの影響について第４図を参照して考察する。 第４図はNi＋Co量を変化させた場合の温度と熱膨張係
数との関係を示したものである。 Coが少量添加されるとFe-Ni合金２元素の場合よりも
熱膨張係数が低減する。これは、Co添加により体積磁歪
を生じる温度範囲が常温付近となるためである。しか
し、Co量が高すぎると、その温度範囲が高温側に移行し
てしまい、常温〜200℃といった実用温度範囲では高い
熱膨張係数となる。熱膨張計数の温度依存が０から急に
立ち上がる屈曲点Ｂの温度で上記傾向を知ることができ
る。つまり、常温〜200℃の温度範囲で低熱膨張係数と
したい場合は屈曲点の温度を200℃〜250℃とすることが
好ましい。この屈曲点の温度はNi量＋Co量やMn量によっ
て変化する。これを（７）式に示す。 屈曲温度（℃） ＝22.5×［Ni（％）＋Co（％）］‐22×Mn（％）‐600.
3 ……（７） したがって、Mn量を約0.5％とする場合、屈曲点が325
℃までとするには、Ni量とCo量の合計を41％以下とする
必要がある。 本発明においては、Co量を約2.0％とし、熱膨張係数
の極小点の移動と屈曲点温度を示す（６）式と（７）式
を考慮して最適Ni量を決定した。 （８）式はNi量が熱膨張係数の極小点より低い側での
各合金元素の熱膨張係数に対する重回帰分析の結果を示
したものである。 熱膨張係数（×10-6／℃） ＝14.97-0.02×［全Ｃ量］（％） ＋1.49×［Si量］（％） −0.32×［Ni量］（％） −0.70×［Co量］（％） ＋1.35×［Mn量］（％） ……（８） ただし、Ni量＋Co量≦41％とする。 一方、Ni量が極小点より高い側での各元素の熱膨張係
数への重回帰式を（９）式に示す。 熱膨張係数（×10-6／℃） ＝−1.00-0.35×［全Ｃ量］（％） ＋2.11×［Si量］（％） ＋0.14×［Ni量］（％） ＋0.28×［Co量］（％） ＋0.25×［Mn量］（％） ……（９） （８）式および（９）式の熱膨張係数に対する各元素
の回帰係数によると、全Ｃ量は高い程、Si量は低い程低
膨張となる。特に、Si量１％に対する影響が大である。
CoはNi量が極小点以下の場合は膨張率を低下させるが、
極小点より高Ni側では逆に膨張率を高める。これは、屈
曲点温度の上昇によるものである。Mnはできるだけ低い
方が低膨張に望ましいことがわかる。ただし、Si量は黒
鉛晶出促進のために接着剤として添加される分は必要で
ある。 最後に、Mgは晶出する黒鉛の形態を制御するために添
加される。一般に、0.02％以下のMg量であれば、黒鉛は
片状黒鉛となり、0.03〜0.1％で球状黒鉛となる。これ
以上のMg量は炭化物を形勢するために一般には許容され
ない。片状黒鉛とする利点は球状黒鉛の場合と比較し
て、被削性の改善、振動吸収能の増大を得ることにあ
る。一方、球状黒鉛とする利点は、引張強さ、耐力、剛
性、伸び、靱性等機械的性質の向上にある。また、溶接
性も改善される。 以上のデータ解析により本発明の鋳鉄の組成は極小点
を与えるNi量が33〜34.5の範囲にあり、それを基準に全
Ｃ量が2.0〜2.5％（固溶Ｃ量が0.25〜0.15％）、Si量が
0.3〜0.6％、Mn量は0.4％以下、Co量は1.5〜3.0％（Ni
＋Coが36％となる範囲）を、低膨張性を重視するものに
対して最適範囲と考える。 なお、振動吸収能や機械的性質等の要求される各特性
に応じて上記各関係式からその組成を選択することがで
きる。例えば強度を重視する場合は、前記のうち全Ｃ量
を1.1〜1.5％の範囲とすることが望ましい。 〈実施例１〉 第５図および第６図に示すように、リング状の研磨定
盤を鋳造した。この研磨定盤は肉厚が30mm、外径と内径
が1000mmと400mmである。溶解は300kgの高周波電気炉を
用い、下記の第２表に示す材料を溶解した。 成分組成は下記の第３表に示すように、炭素2.32％、
シリコン0.57％、マンガン0.24％、ニッケル35.2％、コ
バルト2.6％、マグネシウム0.046％、残りが不純物を含
む球状黒鉛組織を有するオーステナイト系鋳鉄である。 また、１インチのキールブロック用砂鋳型にて試験片
を採取し、各特性値と測定した結果を第４表に示す。第
４表において熱膨張係数は2.0×10-6／℃、引張強さ41k
gf/mm2、伸び、20％が得られた。研磨定盤はその平坦度
が20μｍ以下という非常に高精度を要求されるが、一般
鋳鉄では旋盤による切削加工時に発生する加工熱によ
り、定盤の表裏で40〜70℃の温度差を生じ、加工時はほ
ぼ平坦であっても冷却後に平坦度が0.1〜0.2mm悪化して
いた。しかし、本発明の鋳鉄は、熱伝導度が低いため切
削層の熱が定盤に伝達されにくく、また黒鉛による快削
効果のために、定盤の表裏の温度差は１〜３℃以内であ
った。また、その温度が低下しても低熱膨張のため平坦
度は20μｍ以下を確保できた。この定盤を高精度な半導
体基板の研磨に用いることにより、一般に研磨熱により
40〜50℃に上昇する定盤寸法精度を高く維持することが
できる。 以上のように、本実施例の成分組成による鋳鉄によれ
ば、ほぼ一般鋳鉄並の鋳造性、被削性、機械的性質を保
有し、かつインバー合金に近い低膨張係数を得ることが
できる。 また、本実例の研磨定盤によれば、球状黒鉛が晶出さ
れ、機械的性質が優れたものであるため、研磨面を含め
た全体を一体として構成することができる。 〈実施例２〉 第３表に示すように、全Ｃ量を2.8％、Si量を1.0％と
した。この組成の鋳鉄はMgを添加せず、片状組織として
振動吸収能を追究した場合のものである。即ち、全Ｃ量
を2.8％と高めることにより減衰能（Specific Damping
Capacity）は17％が得られ一般鋳鉄の４〜５倍の振動吸
収能を示す。また、硬さがHB125〜135程度となり、アル
ミニウム合金並の軟かさを示す。これは、黒鉛による潤
滑効果と併せて、相手材を傷付けることなく接合や捕捉
する治具部材として有用であり、超高精度を要求される
半導体、電子製造装置材料として使用できる。 以上のように、一般鋳鉄（FC30材）の４〜５倍の反動
吸収能が得られ、かつアルミニウム合金並の軟かさを得
ることができる。 なお、本実施形態では片状黒鉛が晶出されるので、こ
れを研磨定盤として適用した場合には、研磨面としての
硬さが許容される場合にはそのまま一体で、また研磨面
として片状黒鉛鋳鉄以上の硬さを必要とする場合には表
面に他の硬質素材を添装する等の手段を併用した構成と
することができる。その場合、加工性が良好であるため
製作の容易性が得られ、また振動吸収能等に優れたもの
となるので安定的な使用が可能になる等の利点が得られ
る。 〈実施例３〉 第３表に示すように、炭素含有量を1.20％と低く設定
した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合には微小ながら黒鉛晶出がみられ、第４表に
示すように、加工性は許容できる範囲であった。 〈実施例４〉 第３表に示すように、シリコン含有量を1.4％と高く
設定した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合は第４表に示すように、熱膨張率がやや高く
なるが許容範囲内であった。 〈実施例５〉 第３表に示すように、マンガン含有量を1.2％に設定
した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合には第４表に示すように、熱膨張率がやや高
くなるが許容範囲内であった。 〈実施例６〉 第３表に示すように、マンガン含有量を0.8％に設定
した。他の成分は上記実施例１と近似させた。 この場合にも、熱膨張率が許容範囲内となった。 〈実施例７〉 第３表に示すように、炭素含有量を1.05％と低くし
て、高い引張り強さを得るとともに、Siを0.2％,Mnを0.
2％,Niを32.5％,Coを3.5％に配合して低炭素量による熱
膨張係数の増大を他の成分の配合で抑えたものである。
この場合、黒鉛の晶出は比較的少なく加工性は許容でき
る範囲であった。 なお、上記各実施例以外にも、本発明の範囲内で種々
実施したところ、上記同様に良好な特性が認められた。 〈比較例１〉 第３表に示すように、炭素含有量を0.71％と極めて低
く設定した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、加工性、鋳造性
および振動吸収能が悪い。 〈比較例２〉 第３表に示すように、炭素含有量を3.6％と高く設定
した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には第４表に示すように、伸び、強度が低下
し、また鋳造欠陥が多い。 〈比較例３〉 第３表に示すように、シリコン含有量を1.7％と高く
設定した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には第４表に示すように、熱膨張率が高過ぎ
る。 〈比較例４〉 第３表に示すように、ニッケル含有量を31.5％と低く
設定した。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には第４表に示すように、熱膨張率が高くな
る。 〈比較例５〉 第３表に示すように、ニッケルの含有量を40.0％と高
くした。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〈比較例６〉 第３表に示すように、コバルトの含有量を0.8％と低
くした。他の含有量は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〈比較例７〉 第３表に示すように、コバルト含有量を6.3％と高く
設定し、またニッケルとコバルトとの合計含有量を42.4
％と高くした。他の成分は上記実施例と近似させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〈比較例８〉 第３表に示すように、ニッケルとコバルトとの合計含
有量を42.5％と高くした。他の成分は上記実施例と近似
させた。 この場合には、第４表に示すように、熱膨張率が高く
なる。 〔発明の効果〕 以上のように、第１の発明に係る成分の鋳鉄によれ
ば、２〜４×10-6／℃の低熱膨張を得ることができ、か
つ球状黒鉛組織となることによって引張強さ、耐力、硬
さ等が高く優れた機械的特性が得られるとともに、一般
鋳鉄なみの鋳造性、被削性を得ることができる。また、
第２の発明によれば、必要に応じて振動吸収能を一般鋳
鉄の４〜５倍にまで高めることができ、アルミニウム合
金なみの軟かさを得ることが可能である。さらに第３の
発明に係る研磨定盤によれば、第１の発明系統の鋳鉄を
使用するものは、Mg含有量が0.03超で球状黒鉛が晶出さ
れ、機械的性質が優れたものであるため、研磨面を含め
た全体を一体として構成することができる。一方、第２
の発明系統のものは、Mg含有量が0.15％未満で片状黒鉛
が晶出されるので、研磨面としての硬さが許容される場
合にはそのまま一体で、また研磨面として片状黒鉛鋳鉄
以上の硬さを必要とする場合には表面に他の硬質素材を
添装する等の手段を併用して、研磨定盤として適用する
ことができ、その場合、加工性が良好であるため製作の
容易性が得られ、また振動吸収能等に優れたものとなる
ので安定的な使用が可能になる等の利点が得られる。
【図面の簡単な説明】
第１図は本発明を説明するためのもので、Ni33〜40％鋳
鉄における全炭素量と固溶炭素量の関係を示すグラフ、
第２図は同鋳鉄における全炭素量と機械的特性の関係を
示すグラフ、第３図はFe-Ni合金における熱膨張係数の
極小点とNi量の関係を示すグラフ、第４図は上記Ni鋳鉄
のNi＋Co量と熱膨張曲線の屈曲点の関係を示すグラフ、
第５図は本発明の実施例を説明するためのもので、研磨
定盤の形状を示す平面図、第６図は第５図のVI-VI線断
面図である。
鉄における全炭素量と固溶炭素量の関係を示すグラフ、
第２図は同鋳鉄における全炭素量と機械的特性の関係を
示すグラフ、第３図はFe-Ni合金における熱膨張係数の
極小点とNi量の関係を示すグラフ、第４図は上記Ni鋳鉄
のNi＋Co量と熱膨張曲線の屈曲点の関係を示すグラフ、
第５図は本発明の実施例を説明するためのもので、研磨
定盤の形状を示す平面図、第６図は第５図のVI-VI線断
面図である。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．オーステナイト基地鉄を有する鋳鉄において、成分
組成として少なくとも炭素1.0％以上3.5％以下、シリコ
ン０％を超え1.5％以下、マグネシウム0.035％を超え0.
1％以下、ニッケル32％以上39.5％以下、コバルト1.0％
以上４％未満を含み、上記ニッケルとコバルトとの合計
含有量を41％以下にしたことを特徴とする低熱膨張鋳
鉄。 ２．オーステナイト基地鉄を有する鋳鉄において、成分
組成として少なくとも炭素1.0％以上3.5％以下、シリコ
ン０％を超え1.5％以下、マグネシウム0.015％未満、ニ
ッケル32％以上39.5％以下、コバルト1.0％以上４％未
満を含み、上記ニッケルとコバルトとの合計含有量を41
％以下にしたことを特徴とする低熱膨張鋳鉄。 ３．請求項１または２記載の低熱膨張鋳鉄において、シ
リコンの含有量を1.0％未満にしたことを特徴とする低
熱膨張鋳鉄。 ４．請求項１から３までのいずれかに記載の低熱膨張鋳
鉄において、０％を越え1.5％以下のマンガンを含むこ
とを特徴とする低熱膨張鋳鉄。 ５．請求項１から４までのいずれかに記載の低熱膨張鋳
鉄を用いて構成したことを特徴とする研磨定盤。
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| JP62268249A JP2703236B2 (ja) | 1987-10-26 | 1987-10-26 | 低熱膨脹鋳鉄および同鋳鉄を用いた研磨定盤 |
| DE3836671A DE3836671C2 (de) | 1987-10-26 | 1988-10-25 | Läppwerkzeug |
| KR1019880013945A KR920000527B1 (ko) | 1987-10-26 | 1988-10-25 | 저열팽창 주철 |
| DE3844937A DE3844937C2 (de) | 1987-10-26 | 1988-10-25 | Gußeisen mit austenitischer Matrix |
| US07/501,319 US5030299A (en) | 1987-10-26 | 1990-03-14 | Low expansion cast iron lapping tool |
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP62268249A JP2703236B2 (ja) | 1987-10-26 | 1987-10-26 | 低熱膨脹鋳鉄および同鋳鉄を用いた研磨定盤 |
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|---|---|
| JPH01111842A JPH01111842A (ja) | 1989-04-28 |
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ID=17455961
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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|---|---|---|---|---|
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| JPH0699777B2 (ja) * | 1988-11-02 | 1994-12-07 | 株式会社東芝 | 低熱膨張鋳鉄の製造方法 |
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