JPH04136136A - 低熱膨張鋳鉄 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野〕 本発明は熱膨張率のきわめて低い鋳鉄材料に係る。

［従来の技術］ 従来、装置や機械内の部材として組込まれるもののうち
、機能上熱膨張率のきわめて小さい材料を求められる場
合がある。たとえば、精密機械の部品や金型、ラッピン
グプレートなどは、外的温度の変化に伴う膨張量が小さ
くないと、精緻な仕上状態に狂いが生じたり、製品のサ
イズにばらつきが生じて品質上の信頼性に悪い影響を及
ぼしたりする。

このために特定の部材のために低熱膨張材料が開発され
既に多種類の材質が実地に提供されている。

一般の鉄系合金は、通常熱膨張係数が１Ｏ−１８Ｘ１０
−８／　”Ｃであるのに対し、種々の合金元素を添加し
てこの数値を大幅に引き下げようとする試みが加えられ
、最も著名な材質としてインバーが完成した。

インバーはＣが０．１０以下の鋼糸でＮｉを３５〜３７
％含み、その他Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏを若干量添加された材
料で常温〜ｌ　０　Ｇ　’Ｃにおける平均熱膨張係数は
鍛造のままでＩＪＧＸＩＯ−６／”Ｃ１８３０”Ｃ焼入
れ後で０、Ｇ４Ｘ　ｔｏ−６／”Ｃ１８３０℃焼入れ焼
戻し後で　１．０２Ｘ１０−’／　’Ｃまた８３０℃か
ら炉冷した場合でも　２．０１ＸＩＯ−６７”Ｃの低い
熱膨張率が報告されている。

さらにその後の開発に係るスーパーインバー（Ｆ　ｅ　
−３２Ｎ　ｌ−５Ｇ　ｏ）に至ると０．ＩＸ　１０−’
／　”Ｃと、はぼ０に近い数値を示す。（以上、牛丼　
享「新しい素形材−低熱膨張鋳造材」：鋳鍛造と熱処理
８９年１月号２１〜２８頁） 一方鋳鉄系についても同様の試みが続けられ、たとえば
特公昭６０−５１５４７号公報においては、Ｃ：０．８
〜３．０％、Ｎ　Ｉ　：　３０．０〜３４．０％、ＣＯ
：４．０〜６．０％のダクタイルオーステナイト鋳鉄を
提案している。当該従来技術における実施例を引用する
と　Ｃ：　２．５Ｇ％、Ｎ　Ｉ　：　３２．４８％、Ｃ
ｏ：４．旧％の鋳鉄材で０〜１００℃の平均熱膨張係数
αが３．４×１０−５／”Ｃ（出願入江、１０−６／”
Ｃのミスと思われる。）　また、Ｃ：　２．３７％、Ｎ
ｉ：３１．７５％、ＣＯ：　５．３４％では同じくαが
２．ＧＸ　１０−’／”Ｃ（同）であったことを提示し
ている。

何れにしても熱膨張係数は、３．０ＸｌＯ−０／”Ｃ位
（２５℃〜１００℃の平均値）となったことを謳う。

鋳鉄系の別の提案として特開平２−１８３３４２号公報
を引用して見ると、Ｃ：３．０％以下、Ｎｉ：　２５．
０〜４０．０％、ＣＯ：Ｇ、０〜１２．０％の範囲を特
定するオーステナイト鋳鉄であるが、その実施例に詔い
てはＣ：　１．７４％、Ｎｉ：３３．７％、Ｃｏ：２．
０２％で常温（ＩｏｏｏＣまでの平均）のαが４．５Ｘ
　１０−”／　”Ｃ１一番よい成績として、Ｃ：　１．
８２％、Ｎｉコ２３．７％、Ｃｏニア、４８％の試料で
は同３．２ＸＩＯ−６／”Ｃであり３．２〜４．５ＸＩ
Ｏ−６／’Ｃの範囲に納まる成績を例示している。

［発明が解決しようとする課題］ インバーを起点とする低熱膨張率材料は添加元素の調整
を主体にさまざまな発展を遂げてきた。

成分的に見ればＦｅ−Ｐｔ系、Ｆｅ−Ｐｄ系、Ｚｒ−Ｎ
ｂ−Ｆｅ系、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｍｎ系など多岐に亘るが、実
用上鉄系としてはＦｅ−Ｎ１−Ｇｏをベースとする材料
が中心となって研究されてきた。

しかしインバーを筆頭に０％が低いオーステナイト鋼は
望むならば熱膨張率をほぼＯにさえすることが可能とな
ったが、非常に軟弱で機械や装置を構成する部材として
は難点となることがある。

しかも低炭素系オーステナイト鋼の共通要素として鋳造
性がきわめて劣悪であり、溶解温度の晶いにも拘らず溶
湯の流動性が悪く、鋳造技術の向上した今日においても
複雑な形状の部材を健全に鋳造することが難しい。

また機械的性質が前記のように軟弱である土、低炭素鋼
共通の要素である制振性の小さい点も適用しようとする
装置などの機能にマイナスの要因を与える。低熱膨張材
料が測定機器の標準尺にはじまり電子機器（たとえばＩ
Ｃ基盤、サーモスタット素子）や低温機器（ＬＰＧタン
ク：超電導システム）と用途を拡大するにつれ低熱膨張
性が満足できても制振性が小さいために折角の機能を減
殺されることは少なからずである。

次に比較的炭素含量の高いオーステナイト鋳鉄において
は周知のとおり制振性は優れ、切削性は格段に向上する
。必要さあれば黒鉛を球状化して高強度高靭性を与える
こともできる。しかし既に述べたようにまだ鋼糸の低熱
膨張材に比べるとその低熱膨張率において一歩を譲る範
囲にまでしか到達できていない。このことは従来の先行
技術が正しい道を辿っているが、厳しくて信頼性の高い
スクリーニングに今−歩の精緻さを欠き窮極の最高条件
へ追い詰める実験技術の問題と範囲を統括する実験処理
の巧拙に基因するのではなかろうか。

本発明は以上に述べた課題を解決するために、制振性や
機械的性質に優れ鋳造性もよくて大Ｈの複雑な形状の低
熱膨張部材でも安定して供給できる低熱膨張鋳鉄の提供
を１］的とする。

［課題を解決するための手段コ 本発明に係る低熱膨張鋳鉄は、重量％でＣ：１゜５〜３
．０、Ｓ　Ｉ　：　０．５〜２．０、Ｍｎ：１．０以下
、　Ｎ１：２３〜３Ｌ　Ｃｏ：　Ｉ〜１Ｇ、残部鉄およ
び不可避的不純物を含み、ＮｉおよびＣｏの含有率が　
３０．５≦Ｎ　ｌ＋　０．７５Ｃｏ≦３５　　の範囲内
にあることを基本として前記の課題を解決した。またこ
れに鋳造後９００〜１１５０°Ｃの温度に加熱し所望時
間保持する要件を付加すること、また前記要件にさらに
Ｍｇ又はＣａの何れか又は双方を合わせて０．０２〜０
．１重量％含む第三の要件を付加する態様も有効であり
得る場合を示した。

［作用コ 本発明においては従来技術を超えた精密で系統的な実験
値を得て最高条件を特定するところに主要な意義がある
。

鋳鉄は鋼と異なって不純物が多く、どうしてもデーター
のバラツキが大きくなる。一定の成分にしようとしても
溶解中に耐火物との反応やガスとの反応によって失われ
たり或いは取り込まれたりして成分に変動を来してしま
う。更に鋳型への鋳造に際しても、使われる鋳型材料に
よって鋳造組織が異なり、特に鋳物砂を用いる時は天然
のものであるので鋳型からもたらされる変動が大きい。

一方熱膨張率の測定においても、通常２０〜４０ｍｍの
長さの試料を使って測定されるが、１０−６オーダーの
熱膨張率であれば１°Ｃで０．０１　　ミクロンのオー
ダーの膨張代であり、測定機器の精度や、試料の長さを
測定する場所の面粗度や、測定荷重による試料のひずみ
ｂいった点も変動の大きな原因となる。以上のような種
々の変動要因が重なり合い、真に熱膨張率の低い合金組
成がいずれにあるかがわかりにくい。そこで鋳鉄の溶解
には高周波誘導電気炉による迅速溶解法を用い、鋳造で
は網金型を用い、そして熱膨張率の測定では５０〜１０
０℃の平均熱膨張率を用いた。

通常の溶解時間の１／ｌｏ〜１／２０の迅速溶解法は配
合成分からの成分変動が少なく、網金型は金型温度を一
定にすることによって鋳造した製品の成分偏析や鋳造組
織の変動が少ない。しかしながら網金型で鋳造した組織
は急冷組織でカーボンが炭化物となっているので、１１
００℃の熱処理炉に２時間入れたあと急冷させて黒鉛と
オーステナイトの組織とした。そして熱膨張率を測定す
る際、常温から徐々にかつ一定の昇温速度を保ちながら
測定するが、変動の多い常温付近を避け、５０℃を起点
として１００℃までの膨張代を測定することによって、
試料の長さを測定する場所の面粗度や、測定荷重による
ひずみの熱膨張率変動への影響を少なくできる。

これらによって変動が小さくなった結果、データーの精
度が土がり、極めて明瞭な熱駐張率のグラフが得られた
。

試料番号１から２７までは結果的に化学成分の若干のず
れが見られるが、その意図するところはＮ１％を２２か
らはじめて３５まで順次増加して行き、その各々のＮ１
％に対して　ＣＯを０〜１７％に亘って適宜の間隔を置
いて配分し両者の組合せによる５０〜１００℃の平均熱
膨張係数α（Ｘ　１０−’／℃）を測定した点にある（
他の成分はほぼ統一）。

ここで全体を観察してαが２　Ｘ　１０−’／　”Ｃ以
下のグループをＡ１それ以上のグループをＢとして備考
欄に記入してまとめたのが第１表である。

（以下余白） 次の作業として各Ｎ１％別の００％の変動と平均熱膨張
係数αとの相関を図表にプロットすることである。すな
わち第１図の２２の曲線は　ＮＩ：２２％を目標とした
試料番号１〜４までの００％とαとの関係を曲線で結ん
だものであり、各Ｎ１％群ごとにそれぞれ顕著な最小点
が形成されている。

各曲線ごとの最小点ばかりを拾い出してＮ１％とＣｏ％
とで成立する不等式を求めたところ、３０．５≦Ｎｉ＋
　０．７５　Ｃｏ≦３５となる。

いま第１表の試料について、Ｎ＋％＋０．７５Ｃｏ％を
それぞれ計算した結果を示したのが第２表である。備考
欄のＡは第１表の備考欄をそのまま転載した。

（以下余白） 第２表 第２表の結果Ａランクにある試料はすべて前記の不等式
が成立する範囲内にふくまれ完全に整合する。しかしそ
の逆は真ならずで不等式内に含まれてもＢランクに甘ん
じる試料もある。たとえば試料番号１，２．３，２０．
２２〜２７である。

このことはこの種類のオーステナイト鋳鉄にとってＮｉ
の最低と最高に厳密な臨界値があり、この前後にある成
分では要件に外れることを示唆しているので、Ａランク
との整合性を検してＮ１％を２０〜３０に限定した。

なおその他の成分元素について簡単に言及すると、 Ｃ：　カーボンを添加することによって合金の融点が下
がり、鋳造性が向上する。さらに組織中に黒鉛が晶出す
ることによって切削加工性が良くなり、制振性が向上す
る。

１．５％より少ないと融点が高くなるとともに組織中へ
の黒鉛の晶出が著しく少なくなり、鋳造性や切削加工性
、制振性が良いという利点が無くなる。３．０％を越え
ると鋳造欠陥が出やす（なるとともに黒鉛が大きくなり
材質強度も低下する。

ｓＩ：　　合金の融点を下げるので鋳造性が向上する。

さらにカーボンの黒鉛化を助けるために、切削加工性が
良くなり、その結果、制振性も向上する。

０．５％より少ないと鋳造性が悪くなり、２０％を越え
ると熱膨張率が増大する。

Ｍｎ：　材質強度の向上には役立つが偏析し昌く、熱膨
張率も増大させるので１．０％以下に限定される。

Ｃｏ：　　Ｃｏについては前記の不等式から自がら定ま
ってくるが一応１％から１６％（Ｎｉが２３％かつ不等
式が３５％であるとき）とする。

以上の化学成分を特定した上で第二の要件として熱処理
を加えることも好結果に繋がる。

加熱の目的は鋳造組織の中に残る熱膨張率に有害な炭化
物の分解と、鋳造組織中に偏析しているニッケル、コバ
ルト、シリコンやマンガンを拡散させ均一合金相にする
ことである。この熱処理を行わないと熱膨張率は高くな
るとともにバラツキが大きくなる。９００℃以下である
と効果がなくｌｌ５０℃以上であると変形が大きくなる
ので好ましくない。加熱時間は温度が高いほど短時間で
良い。

次に実施態様によっては多少の低熱膨張性を犠牲にして
もより強靭な機械的性質の向上を優先する場合もある。

ＭｇまたはＣａ：　　黒鉛を球状化し鋳鉄の強度を向上
する。しかし、このうち１種または２種を合わせて０８
０２％以上ないと、黒鉛が球状化しないので顕著な強度
の向上がない、一方０．１％以上であると熱膨張率が大
きくなるので０．鳳％以下に限定される。強度を要求さ
れるときだけ加え、通常は加えない。

Ｍｇｓ　Ｃａを添加するという第三の要件は低熱膨張性
に着目したときはむしろマイナスの要因となる。凝固後
まで残留したＭＬ　Ｃａはミクロ的な偏析を生じていて
α降下の阻害要因となっていると判断されるので、従来
のダクタイルオーステナイト鋳鉄の最高の成績でもα＜
　２　Ｘ　１０−’／　”Ｃの壁を破った報告は見当ら
ない。

本発明では強靭性を特に求めるこの実施態様に限り前記
の三要件をすべて重ね合せることを課題解決の手段とし
た。

［実施例］ 以上のとおり特に精密さと正確さを指向した実験によっ
て望ましい成分範囲を特定できたが、発明を実施するに
当っては前記実験をそのまま踏襲できる訳ではなく通常
溶解の通常砂型鋳造と言う公知手段に戻らなければなら
ない。

ここに本発明を実施し、既に引用した従来技術との比較
によって改善の是非を評価することとする。

原料に電解ニッケル、電解コバルト、ケベック銑、電解
鉄、フェロシリコン（７５％Ｓｉ）を用い、配合率を変
えて原料を精密秤量し、配合した１０ｋｇの原料を５５
　ＫＶＡの高周波誘導電気炉に入れ、大気中で溶解し、
珪砂を使ったＣＯ□型で作ったＪＩＳ−Ｇ５１２２のＡ
号テストピース鋳型に鋳造した。その後、１１００℃の
炉に２時間入れてから水冷したテストピースと炉冷した
テストピースおよびアズキャストのテストピースより、
それぞれ５ＩｌｌｌΦＸ２０ｍｍＬの熱膨張率測定用試
料を切削加工し、上記と同様に熱膨張率の測定を行った
。

顕微鏡で観察すると、試料Ａ、Ｂ、Ｃともにセメンタイ
トはなく片状黒鉛の析出したオーステナイト組織であっ
た。

一方試料りは本発明の別の実施例であり、Ｍｇ処理によ
って黒鉛を球状化し、鋳造後オーステナイト領域まで加
熱、保持した後急冷又は徐冷した成績である。

比較材はすべて公開文献の資料のうちから抜きんでて優
良な成績を謳ったものをそのまま引用した。すなわちａ
はインバー　ｂは特開平１−３０８５４０号公報、表１
から、Ｃは特公昭６０−５１５４７号公報、表１から、
ｄは特開平ｌ−２８３３４２号公報、第１表、第２表か
ら、それぞれ公開された数値をそのまま転載して第３表
にまとめた。

（以下余白） なお第４表は本発明実施例のうち、Ｂ（熱処理、アズキ
ャスト）とＤ（熱処理）についての機械的性質を例示し
たもので、周知のとおりほぼ同一成分であっても、黒鉛
の球状化による打力の目ざましい向上を示している。熱
膨張係数αの若干の劣化は免れないが、試料Ｂのアズキ
ャストと試料りの熱処理品が拮抗しているので部材の用
役を勘案して材質を選定すればよい。

第４表 ［発明の効果コ 本発明の効果は第３表の実施例、比較例を通覧すれば自
明のとおり、本発明の熱処理品は制振性。

鋳造性、打力において優れているにも拘らず、インバー
（ａ）や低炭素量（ｂ）とほぼ同等、場合によっては届
かに凌駕する低熱膨張係数のレベルにある。また鋳鉄系
の従来品に比べると１／８〜１／２の間に納まる好成績
を示す。

一方打力を重視したダクタイル鋳鉄同士の比較において
も本発明実施例は従来に比べて最悪のケースでも７２％
、最高のケースでは３５％の熱膨張レベルにとどまり顕
著な差を示す。これらの差は言うまでもなくＣ，Ｎｉ、
Ｃｏ含仔量やＮＩ＋　０．７５Ｃｏの値、ダクタイル系
鋳鉄はこれにさらに熱処理条件を加えた結果招来したこ
とは疑う余地なく、因みに比較例のａはＣ，Ｎ１％と不
等式において、同すはＣにおいて、同ＣはＮ１％および
不等式において、同ｄの一つはＮ１％と不等式、残る一
つは不等式においてそれぞれ本発明の要件から外れてお
り、本発明のスクリーニング手法とデータ処理の優位を
裏付ける結果となっている。

第２図は本発明の請求範囲■と従来技術との各範囲を重
ねて表示したもので、■は特公昭６０−５１５４７号公
報（比較例Ｃ）、■は特開平１−３０６５４０号公報（
比較例ｂ）、■は特開平１−２８３３４号公報（比較例
ｄ）である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を特定するための実験結果をプロットし
た図、第２図は本発明と３件の異なる従来技術の範囲を
示す図。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：１．５〜３．０、Ｓｉ：０．５〜２
   ．０、Ｍｎ：１．０以下、Ｎｉ：２３〜３０、Ｃｏ：１
   〜１６、残部鉄および不可避的不純物を含み、Ｎｉおよ
   びＣｏの含有率が３０．５≦Ｎｉ＋０．７５Ｃｏ≦３５
   の範囲内にあることを特徴とする低熱膨張鋳鉄。
2. （２）請求項１において、鋳造後９００〜１１５０℃の
   温度に加熱し所望時間保持することを特徴とする低熱膨
   張鋳鉄。
3. （３）請求項２において、Ｍｇ又はＣａの何れか又は双
   方を合わせて０．０２〜０．１重量％含むことを特徴と
   する低熱膨張鋳鉄。