JP2000345278A - オーステナイト球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】オーステナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれ
ば、片状黒鉛や共晶状黒鉛並みの被削性を有し、かつ球
状黒鉛並みの緻密な加工面が得られ、優れた被削性およ
び加工性が要求される部品に適用できるオーステナイト
球状黒鉛鋳鉄を得られる。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．９〜３．０％、Ｍｇま
たはＣａの少なくとも一方の元素を０．０２〜０．１％
含むオーステナイト球状黒鉛鋳鉄において、粒径５０〜
１５０μｍの一次黒鉛と粒径１〜１０μｍの二次黒鉛と
が混在することを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高い被削性を必要
とする機械部品に適したオーステナイト球状黒鉛鋳鉄お
よびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、エレクトロニクスや半導体関連の
部品材料として、室温付近においてほとんど熱膨張が生
じず、熱的に安定なインバー（３６％Ｎｉ−Ｆｅ）、ま
た、Ｃｏを添加したスーパーインバー（３１％Ｎｉ−５
％Ｃｏ−Ｆｅ）などが開発されている。さらに、インバ
ーまたはスーパーインバーなどの合金にＣおよびＳｉを
添加することで鋳造性および被削性を付与した高Ｎｉ含
有オーステナイト球状黒鉛鋳鉄が開発されている。この
高Ｎｉ含有オーステナイト球状黒鉛鋳鉄には、例えば、
ニレジストＤ５（ＡＳＴＭ Ａ４３９タイプＤ−５）、
特公昭６０−５１５４７号公報掲載のノビナイト鋳鉄
（ＣＤ−５）、ノーマグ鋳鉄（ＮＯ−ＭＡＧ鋳鉄；Ｆｅ
−１０Ｎｉ−５Ｍｎ−３ｗｔ％Ｃ）、特開平３−９０５
４１号公報掲載の低熱膨張鋳造合金等が知られている。

【０００３】これらの高Ｎｉ含有オーステナイト球状黒
鉛鋳鉄は、基地組織中に黒鉛を分散させることにより快
削性を得ている。例えば、ニレジストＤ５およびノビナ
イト鋳鉄（ＣＤ−５）等は、鋳造時の凝固の際に生成す
る初晶の球状黒鉛である一次黒鉛により快削性を得てい
る。

【０００４】一方、特開平１−５５３６４号公報掲載の
快削性高強度低熱膨張鋳造合金および低熱膨張鋳造合金
（特開平３−９０５４１号公報）等は、鋳造後の熱処理
により生成する微細な球状黒鉛である二次黒鉛により、
切り粉の分断効果と工具刃先の潤滑効果とを高めること
で快削性を得ている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た高Ｎｉ含有オーステナイト球状黒鉛鋳鉄は、快削性を
有するものの、高精度が要求される精密機械部品への適
用に際しては、未だ不十分な状況にある。

【０００６】特に、最近の半導体製造装置、例えば、ス
テッパー（露光装置）等に対しては低熱膨張性はもとよ
り、さらに被削性の高い材料が要求される。

【０００７】一方において、片状黒鉛や共晶状黒鉛を有
する低膨張鋳鉄として、ノビナイト鋳鉄（ＣＦ−５）や
特開昭６３−１１２８１号公報掲載の被削性の優れた低
膨張鋳鉄等が知られている。これらの低膨張鋳鉄は、球
状黒鉛を有する鋳鉄よりも被削性が優れているものの、
その加工面が粗いことから、高精度が要求される部材に
は適用できないという問題を有していた。

【０００８】本発明は、このような問題を解決するため
になされたものであり、片状黒鉛および共晶状黒鉛並み
の被削性を有し、かつ、球状黒鉛並みの加工面が得られ
るオーステナイト球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法を提
供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
重量％で、Ｃ：０．９〜３．０％、ＭｇまたはＣａの少
なくとも一方の元素を０．０２〜０．１％含むオーステ
ナイト球状黒鉛鋳鉄において、粒径５０〜１５０μｍの
一次黒鉛と粒径１〜１０μｍの二次黒鉛とが混在するこ
とを特徴とする。

【００１０】本発明は、従来のように、一次黒鉛または
二次黒鉛のいずれか一方を混在させるのではなく、一次
黒鉛および二次黒鉛の両者を混在させることにより、オ
ーステナイト球状黒鉛鋳鉄の被削性を向上させたもので
ある。

【００１１】請求項２記載の発明は、請求項１記載のオ
ーステナイト球状黒鉛鋳鉄において、粒径１〜１０μｍ
の二次黒鉛が基地および粒界に析出していることを特徴
とする。

【００１２】本発明において、粒径１〜１０μｍの二次
黒鉛を基地および粒界に析出させることで、優れた被削
性および加工面を有するオーステナイト球状黒鉛鋳鉄を
得ることができる。

【００１３】請求項３記載の発明は、請求項１または２
記載のオーステナイト球状黒鉛鋳鉄において、重量％
で、Ｃ：０．９〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｎｉ：２９．０〜３６．０％、Ｃ
ｏ：６．０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避元素
からなることを特徴とする。

【００１４】請求項４記載の発明は、請求項３記載のオ
ーステナイト球状黒鉛鋳鉄において、重量％で、Ｐが
０．１〜０．３％含有されることを特徴とする。

【００１５】請求項５記載の発明は、請求項４記載のオ
ーステナイト球状黒鉛鋳鉄において、重量％で、Ｂが
０．０１〜０．０３％含有されることを特徴とする。

【００１６】まず、本発明において成分組成をこのよう
な範囲に限定した理由を説明する。なお、固溶Ｃ量の測
定は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｖｅ Ｍｉ
ｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ）法で金属断面から黒鉛がな
い基地領域の固溶Ｃ量を直接分析する方法と、原子吸光
分析法により、全Ｃ量の測定値から酸で金属部を溶解さ
せた後、残存黒鉛量から計算で割り出す方法とがある。
本発明においては、ＥＰＭＡ法で金属断面から黒鉛がな
い基地領域の固溶Ｃ量を直接分析した。

【００１７】Ｃ（炭素）は、０．９重量％以上のＣを含
有しているＦｅ−Ｎｉ合金の場合、通常の砂型での凝固
では、全Ｃの大半が黒鉛となり、その基地中に固溶して
いる量は約０．２重量％程度である。これに対して、Ｃ
の添加量が０．９重量％未満の場合には、炭化物形成元
素、例えば、Ｃｒ（クロム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔｉ
（チタン）および５（バナジウム）等が含まれていなけ
れば大半が固溶している。このため、一次黒鉛化が不十
分であり、十分な被削性が得られない。逆に、Ｃの添加
量が２．０重量％を超えると熱膨張係数が増加してしま
うため、本発明において、Ｃの添加量を０．９〜２．０
％と規定した。

【００１８】Ｓｉ（ケイ素）は、黒鉛化を促進させる元
素であり、かつ大気溶解における酸化を低減させるが、
熱膨張係数を増大させるので、上限を１．０重量％以
下、好ましくは、０．２重量％以下とすると良い。

【００１９】Ｍｎ（マンガン）は、大気溶解における酸
化低減効果を有する元素である。また、固溶強化元素と
して含まれる元素であるが、Ｓｉと同様に熱膨張係数を
増大させてしまうため、上限を１．０重量％以下、好ま
しくは０．２重量％以下とすると良い。

【００２０】Ｎｉ（ニッケル）は、鉄合金の基地をオー
ステナイト組織とし、熱膨張係数の低減に寄与する元素
である。本発明においては、Ｎｉの含有量を２９．０〜
３６．０重量％の範囲と規定したが、この範囲において
低熱膨張性が効果的に得られるだけでなく、この２９．
０〜３６．０重量％の範囲を外れると、いずれも熱膨張
係数が増加してしまうためである。

【００２１】Ｃｏ（コバルト）は、Ｎｉとの相乗効果に
より、鉄合金の熱膨破係数をより一層低下させる元素で
ある。Ｃｏは必要とされる熱膨張係数に応じて添加する
ものとするが、本発明においては、Ｃｏの添加量が６．
０重量％を超えると熱膨張係数が増大するため、６．０
重量％以下とするのが好ましい。

【００２２】Ｍｇ（マグネシウム）またはＣａ（カルシ
ウム）は、黒鉛を球状化して低膨張鋳鉄の強度を高める
場合に添加される元素である。本発明において、Ｍｇま
たはＣａの残留量を０．０２〜０．１重量％と規定し
た。これはＭｇまたはＣａの残留量が０．１重量％を超
える場合には金属間化合物を析出させて被削性を害して
しまい、一方、残留量が０．０２重量％未満の場合に
は、上述した低膨張鋳鉄の強度を得られないためであ
る。

【００２３】Ｐ（リン）は、オーステナイト基地中に存
在する過剰な空孔と複合体を形成し、二次黒鉛の粒内析
出を促進する効果を有する元素である。本発明におい
て、Ｐの含有量を０．１〜０．３％と規定したが、Ｐの
含有量が０．１重量％未満ではその効果は発現されず、
逆に、含有量が０．３重量％を超えると高硬度のステダ
イトが析出し、被削性を害してしまうためである。

【００２４】Ｂ（ホウ素）はＰと同様に、オーステナイ
ト基地中に存在する過剰な空孔と複合体を形成し、二次
黒鉛の粒内析出を促進する効果を有する元素である。本
発明において、Ｂの含有量を０．０１〜０．０３％と規
定したが、これは、Ｂの含有量が０．０１重量％未満で
はその効果は発揮されず、逆に、Ｂの含有量が０．０３
重量％を超えると高硬度の硼化物が析出し、被削性を害
するためである。

【００２５】請求項６記載のオーステナイト球状黒鉛鋳
鉄の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．９〜２．０％、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：２９．
０〜３６．０％、Ｃｏ：６．０％以下、ＭｇまたはＣａ
の少なくとも一方の元素を０．０２〜０．１％含み、Ｐ
またはＢが選択的に含有され、残部がＦｅおよび不可避
元素からなるオーステナイト球状黒鉛鋳鉄材料を溶融し
て鋳鉄素体を作製した後、この鋳鉄素体を１０００℃か
ら１２００℃までの温度範囲で加熱保持後、７００℃以
下に急冷する前工程を施し、その後、７００℃から９０
０℃までの温度範囲で加熱保持後、室温まで冷却する後
工程を施すことを特徴とする。

【００２６】本発明によれば、二次黒鉛を基地中に分散
することができる。

【００２７】本発明の熱処理は、いずれも過飽和なＣ原
子と過剰な空孔とを低温の基地中にもたらす前工程と、
その過飽和なＣ原子を黒鉛化して、空孔に分散させる後
工程とからなる。本発明の低膨張鋳鉄には、０．９〜
２．０重量％のＣが添加されているが、砂型での凝固で
あることから、その大半が黒鉛として晶出している。こ
のため、基地中に固溶しているＣ量は約０．２重量％と
低く、また、空孔濃度もほぼ室温の平衡濃度に等しい。
一般に、温度Ｔ（Ｋ）における空孔の平衡濃度−原子数
Ｎに対する空孔数ｎの比率は

【式１】で表され、例えば、Ｆｅでは、Ｅ_Ｆ＝１．５ｅ
Ｖ＝２．４０３×１０^−１２ｅｒｇと考えられているの
で、エントロピー項Ａを１．０（実際はもう少し大き
い）として計算すると、３０℃では、１０^−１個／ｍｏ
ｌ、７００℃では１０^１６個／ｍｏｌ、１０００℃では
１０^１７個／ｍｏｌ、１２００℃では１０^１８個／ｍｏ
ｌになる。なお、Ａ：定数、Ｅ_Ｆ：空孔の形成エネルギ
ー、ｋ：ボルツマン定数（１．３８０５４×１０^−１６
ｅｒｇ／Ｋ）である。

【００２８】

【数１】Ｃ＝ｎ／Ｎ＝Ａｅｘｐ（−Ｅ_Ｆ／ｋＴ）

【式１】

【００２９】前工程の目的を成し得るためには、高温域
に加熱保持後、急冷する必要があるが、その際１０００
℃未満の温度では、過飽和なＣ原子と過剰な空孔濃度と
が少ないことから、熱処理後の二次黒鉛の分散状態が不
十分となり、十分な被削性が得られない。逆に１２００
℃を超える温度では、酸化スケールの生成が著しく、ま
た設備上の制約も受ける。このため、加熱保持温度は１
０００℃〜１２００℃、好ましくは１０００℃〜１１５
０℃とすると良い。なお、本実験データから導き出した
温度Ｔ（Ｋ）と平衡Ｃ濃度との関係は

【式２】で表され、快削性を得るためには、急冷後の固
溶Ｃ量を０．４〜０．７重量％に、また、上記の結果か
ら、空孔濃度を１０^１７個／ｍｏｌ以上に制御する必要
がある。

【００３０】

【数２】

【００３１】また、高温域からの急冷処理は、デンドラ
イト相間隙のＮｉ偏析を抑制する効果も有する。これ
は、インバー組成からのずれを低減するものであり、低
膨張性が改善される。しかしながら、過飽和なＣ原子が
固溶しているため、低い熱膨張係数は得られていない。
なお、急冷を施すには、水冷、油冷および空冷のいずれ
の方法を用いてもよい。

【００３２】前工程の熱処理後、さらに、所定温度に加
熱保持すると、過飽和なＣ原子はその温度の平衡濃度と
の差を二次黒鉛として、空孔や粒界に析出する。その
際、７００℃未満の温度では黒鉛化が不十分となり、逆
に、９００℃を超える温度では再び一次黒鉛の分解が生
じてしまい、いずれも十分な被削性を得ることができな
い。このため、後工程における加熱保持温度は７００℃
〜９００℃とし、その後室温まで冷却するものとする。
なお、この場合の冷却においても、水冷、油冷、空冷お
よび炉冷のいずれの方法を用いてもよい。

【００３３】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て表１から表５までを用いて説明する。

【００３４】第１実施形態（表１〜表３） 本実施形態においては、オーステナイト球状黒鉛鋳鉄の
製造方法において、熱処理条件を規定したことに関して
説明する。

【００３５】まず、表１に示す成分組成を有する試料Ｎ
ｏ．１から試料Ｎｏ．２０までの各鋳鉄材料を用いた。

【００３６】

【表１】

【００３７】表１に示すように、試料Ｎｏ．１から試料
Ｎｏ．１１までの各鋳鉄材料は、本発明の範囲内の熱処
理条件を施して、オーステナイト球状黒鉛鋳鉄を製造し
たものである。具体的に、熱処理条件は前工程と後工程
とからなり、前工程では、１０００℃から１２００℃ま
での温度範囲で２時間加熱保持後、７００℃以下に急冷
した。そして、後工程では、７００℃から９００℃まで
の温度範囲で４時間加熱保持後、室温まで冷却した。

【００３８】一方、試料Ｎｏ．１２から試料Ｎｏ．１８
までの各鋳鉄材料は、本発明の範囲外の熱処理条件を施
した比較例である。具体的には、試料Ｎｏ．１２および
試料Ｎｏ．１３は、熱処理条件の前工程の温度範囲が１
０００℃から１２００℃までの範囲から外れるものであ
り、試料Ｎｏ．１４から試料Ｎｏ．１６までは、後工程
の温度範囲が７００℃から９００℃までの温度範囲から
外れるものである。一方、試料Ｎｏ．１７は、熱処理条
件の前工程における冷却処理に急冷を施さず、試料Ｎ
ｏ．１８は熱処理を施さなかったものである。

【００３９】さらに、試料Ｎｏ．１９は、従来例として
の３６Ｎｉ−Ｆｅが適用され、試料Ｎｏ．２０は、従来
例としてのＳＵＳ３０４が適用される。

【００４０】表１に示す成分組成を有する試料Ｎｏ．１
から試料Ｎｏ．１８までの各鋳鉄材料を、各々１００ｋ
ｇ容量の高周波電気炉を用いて大気溶解し、１インチＹ
ブロックの砂型に注湯して鋳鉄試料を作製した。次に、
これらの鋳鉄試料に、上述した表１に示す熱処理条件を
施した。その後、２０角×１５０ｍｍの被削性評価用試
験片および¢５×４５（ｌ）ｍｍの熱膨張係数測定用試
験片に機械加工後、被削性および加工面粗さについて試
験を行った。なお、被削性は、ドリル加工における穴あ
け数により評価し、ドリル加工条件は、以下のようにし
た。ドリルとして、ＮＡＣＨ１−ＦＵＪＩＫＯＳＨＩ
（ＨＳＳ），¢２ｍｍ、ＳＴＲＡＩＧＨＴＳＨＡＲＫ
ＴＷＩＳＴ ＤＲＩＬＬＳを用い、回転速度を４１５ｒ
ｐｍ、送り速度を０．２〜０．４（ｍｍ／ｓｅｃ）と
し、潤滑剤は、無潤滑（乾式）とした。この試験結果を
表２に示す。表２には、実施例、比較例および従来例の
穴あけ数（個）、そして、一次黒鉛および二次黒鉛の粒
径μｍを示し（一次黒鉛/二次黒鉛）、さらに、二次黒
鉛の粒界析出の有無および熱膨張係数α（３０−１００
℃）を示した。

【００４１】

【表２】

【００４２】表２に示すように、実施例の試料Ｎｏ．１
から試料Ｎｏ１１までは、基地中に、粒径が５０〜１５
０μｍの範囲にある一次黒鉛と粒径が１〜１０μｍの範
囲にある二次黒鉛とが混在しているだけでなく、二次黒
鉛が粒界に析出しており、被削性は比較例の試料Ｎｏ．
１２から試料Ｎｏ１８までの鋳鉄試料よりも優れている
ことが分かった。また、実施例の試料Ｎｏ．７は、試料
Ｎｏ．１の成分組成にＰを０．２４重量％添加したもの
であり、また、試料Ｎｏ．８および試料Ｎｏ．９は、試
料Ｎｏ．４の成分組成にＢを０．０３重量％添加したも
のであるが、いずれの場合においても被削性が向上して
いることが分かった。

【００４３】次に、以上の結果に基づいて、最も被削性
に優れた実施例の試料Ｎｏ．５の成分組成を有するオー
ステナイト球状黒鉛鋳鉄を用いて穴あけ数および表面粗
さを調査した。なお、表面粗さ（Ｒｙ）は、旋盤加工を
行いその際の試料の表面粗さを測定したものである。こ
の時の旋盤加工条件は、バイトとして、東芝タンガロ
イ、ＮＳ５３０を用い、切削速度を２０ｍ／ｍｉｎ、送
り速度を０．２ｍｍとした。

【００４４】また、この試料Ｎｏ．５の成分組成を有す
るオーステナイト球状黒鉛鋳鉄を用いて片状黒鉛および
共晶状黒鉛を作製し、同条件下での穴あけ数および表面
粗さを調査した。なお、共晶状黒鉛は冷やし金を用いる
ことにより得た。

【００４５】さらに、比較例として、試料Ｎｏ．１７の
成分組成を有するオーステナイト球状黒鉛鋳鉄を用い
て、同条件下での穴あけ数および表面粗さを調査した。

【００４６】このようにして得られた結果を表３に示
す。

【００４７】

【表３】

【００４８】表３に示すように、実施例における試料Ｎ
ｏ．５の穴あけ数は、片状黒鉛および共晶状黒鉛の穴あ
け数と同等であることから、被削性が優れていることが
分かった。また、試料Ｎｏ．５の表面粗さは比較例の試
料Ｎｏ．１７の表面粗さと同等であり、片状黒鉛および
共晶状黒鉛における表面粗さよりも優れていることが分
かった。

【００４９】従って、本実施形態によれば、本発明の範
囲内の熱処理条件によりオーステナイト球状黒鉛鋳鉄を
製造することで、片状黒鉛または共晶状黒鉛並みの被削
性を有し、かつ球状黒鉛並みの緻密な加工面を得ること
ができる。

【００５０】第２実施形態（表４〜表６） 本実施形態においては、オーステナイト球状黒鉛鋳鉄の
成分組成を規定した。

【００５１】実施例として、第１実施形態において用い
た試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３、試料Ｎｏ．５〜Ｎｏ．７お
よび試料Ｎｏ．９を用いた。各試料の熱処理条件は、第
１実施形態と同様である。一方、比較例として試料Ｎ
ｏ．２１〜試料Ｎｏ．３１を用いた。具体的な成分組成
および熱処理条件は、表４に示す。

【００５２】

【表４】

【００５３】表４に示すように、比較例としての試料Ｎ
ｏ．２１および試料Ｎｏ．２２は、実施例の試料Ｎｏ．
１とほぼ同様であるが、Ｃの含有量が本発明の組成範囲
である０．９〜２．０％の範囲を外れるものである。

【００５４】そして、試料Ｎｏ．２３および試料Ｎｏ．
２４は、試料Ｎｏ．５とほぼ同様であるが、試料Ｎｏ．
２３は、Ｓｉの含有量が１．０％を超えるものであり、
試料Ｎｏ．２４は、Ｍｎの含有量が１．０％を超えるも
のである。

【００５５】試料Ｎｏ．２５は、試料Ｎｏ．２とほぼ同
様であるが、Ｎｉの含有量が２９．０％未満のものであ
る。また、試料Ｎｏ．２６は、試料Ｎｏ．６とほぼ同様
であるが、Ｎｉの含有量が３６．０％を超えるものであ
る。

【００５６】次に、試料Ｎｏ．２７から試料Ｎｏ．２９
までは、試料Ｎｏ．３とほぼ同様であるが、試料Ｎｏ．
２７は、Ｃｏの添加量が６．０％を超えるものである。
また、試料Ｎｏ．２８および試料Ｎｏ．２９は、Ｍｇの
含有量が０．０２〜０．１％の範囲から外れるものであ
る。

【００５７】試料Ｎｏ．３０は、試料Ｎｏ．７とほぼ同
様であるが、Ｐの含有量が０．３％を超えるものであ
る。

【００５８】最後に、試料Ｎｏ．３１は、試料Ｎｏ．９
とほぼ同様であるが、Ｂの含有量が０．０３％を超える
ものである。

【００５９】上述した表４に示す成分組成を有する各試
料の各鋳鉄材料を、各々１００ｋｇ容量の高周波電気炉
を用いて大気溶解し、１インチＹブロックの砂型に注湯
して鋳鉄試料を作製し、表４に示す熱処理条件を施し
た。その後、２０角×１５０ｍｍの被削性評価用試験片
および¢５×４５（ｌ）ｍｍの熱膨張係数測定用試験片
に機械加工後、被削性および加工面粗さについて試験を
行った。なお、被削性および加工面粗さの試験は、第１
実施形態と同様である。

【００６０】この試験結果を表５に示す。なお、表５に
は、実施例、比較例および従来例の穴あけ数（個）、一
次黒鉛および二次黒鉛の粒径μｍ、二次黒鉛の粒界析出
の有無および熱膨破係数α（３０−１００℃）を示し
た。

【００６１】

【表５】

【００６２】表５に示すように、本発明の組成範囲内と
した実施例は、比較例に比べて、被削性あるいは低熱膨
張特性に優れていることが分かった。

【００６３】従って、本実施形態によれば、オーステナ
イト球状黒鉛鋳鉄の組成を本発明の組成範囲内とするこ
とで、優れた被削性、加工面を有し、かつ、低熱膨張性
に優れたオーステナイト球状黒鉛鋳鉄を得ることができ
る。

【００６４】なお、本実施形態においては、高Ｎｉ含有
オーステナイト球状黒鉛鋳鉄を代表して低熱膨張鋳鉄に
ついて説明したが、他のニレジストやＮＯ−ＭＡＧ鋳鉄
等に対しても同様に本発明を適用することができる。

【００６５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明におけるオ
ーステナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法によれば、片状黒
鉛や共晶状黒鉛並みの被削性を有し、かつ球状黒鉛並み
の緻密な加工面を得られ、優れた被削性および加工性が
要求される部品に適用できるオーステナイト球状黒鉛鋳
鉄を得られる。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．９〜３．０％、Ｍｇ
   またはＣａの少なくとも一方の元素を０．０２〜０．１
   ％含むオーステナイト球状黒鉛鋳鉄において、粒径５０
   〜１５０μｍの一次黒鉛と粒径１〜１０μｍの二次黒鉛
   とが混在することを特徴とするオーステナイト球状黒鉛
   鋳鉄。
2. 【請求項２】 請求項１記載のオーステナイト球状黒鉛
   鋳鉄において、粒径１〜１０μｍの二次黒鉛が基地およ
   び粒界に析出していることを特徴とするオーステナイト
   球状黒鉛鋳鉄。
3. 【請求項３】 請求項１または２記載のオーステナイト
   球状黒鉛鋳鉄において、重量％で、Ｃ：０．９〜２．０
   ％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：
   ２９．０〜３６．０％、Ｃｏ：６．０％以下を含み、残
   部がＦｅおよび不可避元素からなることを特徴とするオ
   ーステナイト球状黒鉛鋳鉄。
4. 【請求項４】 請求項３記載のオーステナイト球状黒鉛
   鋳鉄において、重量％で、Ｐが０．１〜０．３％含有さ
   れることを特徴とするオーステナイト球状黒鉛鋳鉄。
5. 【請求項５】 請求項４記載のオーステナイト球状黒鉛
   鋳鉄において、重量％で、Ｂが０．０１〜０．０３％含
   有されることを特徴とするオーステナイト球状黒鉛鋳
   鉄。
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃ：０．９〜２．０％、Ｓ
   ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：２９．
   ０〜３６．０％、Ｃｏ：６．０％以下、ＭｇまたはＣａ
   の少なくとも一方の元素を０．０２〜０．１％含み、Ｐ
   またはＢが選択的に含有され、残部がＦｅおよび不可避
   元素からなるオーステナイト球状黒鉛鋳鉄材料を溶融し
   て鋳鉄素体を作製した後、この鋳鉄素体を１０００℃か
   ら１２００℃までの温度範囲で加熱保持後、７００℃以
   下に急冷する前工程を施し、その後、７００℃から９０
   ０℃までの温度範囲で加熱保持後、室温まで冷却する後
   工程を施すことを特徴とするオーステナイト球状黒鉛鋳
   鉄の製造方法。