JPH04136136A - 低熱膨張鋳鉄 - Google Patents
低熱膨張鋳鉄Info
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- JPH04136136A JPH04136136A JP25646390A JP25646390A JPH04136136A JP H04136136 A JPH04136136 A JP H04136136A JP 25646390 A JP25646390 A JP 25646390A JP 25646390 A JP25646390 A JP 25646390A JP H04136136 A JPH04136136 A JP H04136136A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Vibration Prevention Devices (AREA)
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。
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。
、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。
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。
−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。
%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。
−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。
(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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
.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
。
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。
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。
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。
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
。
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)。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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
。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
(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。
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。
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。
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。
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)
- (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)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)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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2256463A JP2694239B2 (ja) | 1990-09-25 | 1990-09-25 | 低熱膨張鋳鉄の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2256463A JP2694239B2 (ja) | 1990-09-25 | 1990-09-25 | 低熱膨張鋳鉄の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04136136A true JPH04136136A (ja) | 1992-05-11 |
JP2694239B2 JP2694239B2 (ja) | 1997-12-24 |
Family
ID=17292989
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2256463A Expired - Fee Related JP2694239B2 (ja) | 1990-09-25 | 1990-09-25 | 低熱膨張鋳鉄の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2694239B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6110305A (en) * | 1992-12-15 | 2000-08-29 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method for production of high-strength low-expansion cast iron |
KR100361969B1 (ko) * | 2000-07-20 | 2002-11-23 | 한국전기연구원 | 초고강도 저열팽창 인바합금 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58210149A (ja) * | 1982-05-29 | 1983-12-07 | Shinichi Enomoto | 低熱膨張鋳鉄 |
JPH01283342A (ja) * | 1987-08-31 | 1989-11-14 | Shimazu Kinzoku Seiko Kk | 含コバルトオ−ステナイト系低熱膨張鋳鉄 |
JPH01306540A (ja) * | 1988-05-31 | 1989-12-11 | Shinichi Enomoto | 低熱膨張合金鉄 |
JPH02125837A (ja) * | 1988-11-02 | 1990-05-14 | Toshiba Corp | 低熱膨張鋳鉄 |
-
1990
- 1990-09-25 JP JP2256463A patent/JP2694239B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58210149A (ja) * | 1982-05-29 | 1983-12-07 | Shinichi Enomoto | 低熱膨張鋳鉄 |
JPH01283342A (ja) * | 1987-08-31 | 1989-11-14 | Shimazu Kinzoku Seiko Kk | 含コバルトオ−ステナイト系低熱膨張鋳鉄 |
JPH01306540A (ja) * | 1988-05-31 | 1989-12-11 | Shinichi Enomoto | 低熱膨張合金鉄 |
JPH02125837A (ja) * | 1988-11-02 | 1990-05-14 | Toshiba Corp | 低熱膨張鋳鉄 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6110305A (en) * | 1992-12-15 | 2000-08-29 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method for production of high-strength low-expansion cast iron |
KR100361969B1 (ko) * | 2000-07-20 | 2002-11-23 | 한국전기연구원 | 초고강도 저열팽창 인바합금 |
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JP2694239B2 (ja) | 1997-12-24 |
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