JPH0258337B2 - - Google Patents
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- JPH0258337B2 JPH0258337B2 JP61308014A JP30801486A JPH0258337B2 JP H0258337 B2 JPH0258337 B2 JP H0258337B2 JP 61308014 A JP61308014 A JP 61308014A JP 30801486 A JP30801486 A JP 30801486A JP H0258337 B2 JPH0258337 B2 JP H0258337B2
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Description
［産業上の利用分野］
本発明は、熱膨脹が小さいことを要求される精
密機械部品等の用途に適した、快削性に優れ、低
コストの低熱膨脹合金に関するものである。 ［従来の技術］ 現在、低熱膨脹を目的として利用される実用金
属材料の中でスーパーインバー及びインバーは、
20〜100℃の温度範囲での熱膨脹係数αが、前者
では０〜１×10-6／℃、後者では１〜２×10-6／
℃であり、熱膨脹が非常に少ないという特性をも
つている。 これらは、主として塑性加工によつて成形さ
れ、線、板、棒等の素材で供給されている。 従つて完成部品とするには、多くの機械加工が
必要となるが、切削性が低く、多大の費用を要す
るため、利用範囲が制限されている。 スーパーインバー及びインバーの切削性が低い
のは、(i)高切削抵抗による発熱のため、(ii)工具寿
命が短い、(iii)切り屑処理性が低い、(iv)加工硬化し
やすい等によるものと考えられる。 この問題を解決する手段として、Ｓ、Ca、Pb、
Zr、Se等を添加し、快削性を付与した材料が提
供されているが、機械的性質の低下、熱膨脹係数
の増加、製造法の複雑化を伴なうという欠点があ
る。 一方、スーパーインバーに鋳造性を付与した特
公昭60−51547号公報記載の材料や、同じくイン
バーに鋳造性を付与したASTM.A−436、Type5
及び同Ａ−439、Type Ｄ−５は、凝固過程で組
織中に黒鉛を生ずるため、スーパーインバー及び
インバーに比較して切削性が改善されているが、
それぞれ3.0×10-6／℃前後の熱膨脹係数の増大
を伴に、尚一層の高精度を要求される用途に対し
ては不十分であり、スーパーインバー及びインバ
ーと同程度の熱膨脹係数を有し、かつ、切削性に
優れた低熱膨脹合金が望まれている。 ［発明の解決すべき問題点］ 本発明は、前述のスーパーインバー、インバー
及び低熱膨脹鋳鉄等の諸問題即ち、 (1) スーパーインバー及びインバーにおける、(i)
切削性が低い、(ii)素材形状に制限がある。 (2) 低熱膨脹鋳鉄における熱膨脹係数が高い。 等の問題点を解決することを目的としたものであ
り、本発明は、快削性、熱膨脹性、鋳造性のいず
れの面にも優れた低熱膨脹合金を提供するもので
ある。 ［問題点を解決するための手段］〕 本発明は、重量基準にて、Ｃ：0.2％以上0.8％
未満、Si：1.0％未満、Mn：1.0％以下、Ni：30.0
〜34.0％、Co：4.0〜6.0％、Mg：0.5％以下、
Ｓ：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、残部不可避不純
物を含む鉄からなることを特徴とする快削性低熱
膨脹合金である。 ［作用］ 本発明は、快削性と低熱膨脹性を両立させるた
めに最適な組成範囲を熱処理条件を見出だしたも
のである。 即ち、低炭素のスーパーインバーを基地組織と
し、その中に、適正量の黒鉛が均一に分布した状
態を実現することにより、快削性と低熱膨脹性が
同時に得られる。 通常、鋳鉄は重量比で２〜４％の炭素を含有
し、基地の炭素固溶度を越える炭素は黒鉛として
析出している。 例えば、低熱膨脹鋳鉄であるASTM.A−439、
Type Ｄ−５では、黒鉛の体積率は概ね４〜７％
である。該材料は、スーパーインバー及びインバ
ーと比較すると切削性が改善されているが、これ
れは組織中に存在する黒鉛により、工具との接触
抵抗が小さくなり、また切り屑がつながることな
く細く分断されるためである。 本発明者は、切削性と黒鉛体積率の関係を調べ
た結果切削性向上に対して必要な黒鉛体積率は、
１％程度であり、かつ均一微細に分布させればよ
いとの知見を得た。 得られた知見は以下の通りである。即ち、 (1) 従来の低熱膨脹鋳鉄では、快削性に対して必
要以上の黒鉛が存在しており、仕上げ面の精度
や外観の劣化の原因となつている。 (2) 又、熱膨脹特性の面からも、過剰な黒鉛の存
在は熱膨脹係数αを微増させる。 (3) 更に、過大な炭素の含有は、基地中への炭素
の過飽和な固溶を促し、熱膨脹係数αの増加の
原因となる。即ち、固溶炭素が0.1％増すと熱
膨脹係数αが0.6×10-6／℃増加し、また、黒
鉛が１％増すと熱膨脹係数αが約0.05×10-6／
℃増加する。 (4) 更に、本発明のような炭素濃度においてシリ
コンは、１％当り熱膨脹係数αが1.3×10-6／
℃増加する。 (5) 又、熱膨脹係数αを低下させる手段として、
600〜1000℃の温度から急冷処理すればよい。
即ち、上記温度に加熱急冷すると、過飽和に固
溶していた基地中の炭素が、微細黒鉛として析
出して基地中の炭素が低下するとともに、ニツ
ケルのミクロ偏析が緩和して熱膨脹率αが小さ
くなることによることが走査型電子顕微鏡での
定量により分かつた。 次に、本発明の低熱膨脹合金の成分の限定理由
について述べる。 Ｃ：炭素はこの種合金の基地中に約0.2％まで固
溶するため、快削性物質である黒鉛を得るには
固溶限である0.2％以上必要である。また炭素
は溶解温度を下げ、鋳造性を改善する。0.8％
超では快削性向上が頭打ちとなり、更に過飽和
な炭素の固溶量が増して熱膨脹係数αを増大さ
せるので0.2％以上、0.8％未満とした。 Si：シリコンは、鋳造性の改善と脱酸効果のため
加える元素であるが、1.0％を越えると熱膨脹
係数αの増加が無視できないので1.0％未満と
した。 Mn：マンガンは、偏析を生じ易く、かつ炭化物
の生成を促進して熱膨脹係数αの増大を招き、
1.0％を越えるとその影響が大きいのでその値
を上限とした。 Ni：ニツケルは、熱膨脹係数αに最も影響を与
える元素で、コバルト量を加減しても30.0％未
満、34.0％ ％を越えると熱膨脹率αが著しく
増大するため、30.0〜34.0％の範囲とした。 Co：コバルトは、ニツケル含量30.0〜34.0％と
の組合わせに対して、4.0未満、6.0％超では、
熱膨脹係数αが増大するため、その範囲を4.0
〜6.0％とした。 Mg：本発明組成において特に球状化剤を加えな
くても黒鉛形態は、点状の独立した分布をなす
が、機械的性質改善のため球状化を図る場合に
添加する。 その目的に対して0.5％超では清浄度を劣化
するため、その量を0.5％以下とした。 Ｐ、Ｓ：燐及びイオウは、不可避的に混入する元
素であり、0.5％を越えると脆化が著しいので
夫々その量を0.5％以下とした。 残部は不可避的不純物を含む鉄より構成され
る。 次に本発明の実施例について述べる。 ［実施例］ 30KVA高周波電気炉により、次の第１表に示
す化学組成の供試材料を溶解し、CO2珪砂型で、
JIS Ｇ−5122B号テストピースとフフラン珪砂型
で、φ100mm×（200〜400）mmの加工試験片を鋳造
した。 φ7.5mm×L50mmの熱膨脹係数α測定片を加工
し、20〜100℃の熱膨脹係数αを押棒式熱膨脹計
を用いて測定し、第２表に示す熱膨脹係数の結果
を得た。 試験No.１〜４の発明合金は、いずれも焼鈍状態
で2.0×10-6／℃、急冷状態では1.5×10-6／℃よ
り小さい熱膨脹係数を示した。 更に本発明の合金組成範囲内の適当な組成を選
べば、鋼系の鋳造スーパーインバーに匹敵する熱
膨脹係数α＜1.0×10-6／℃が得られることがわ
かつた。
密機械部品等の用途に適した、快削性に優れ、低
コストの低熱膨脹合金に関するものである。 ［従来の技術］ 現在、低熱膨脹を目的として利用される実用金
属材料の中でスーパーインバー及びインバーは、
20〜100℃の温度範囲での熱膨脹係数αが、前者
では０〜１×10-6／℃、後者では１〜２×10-6／
℃であり、熱膨脹が非常に少ないという特性をも
つている。 これらは、主として塑性加工によつて成形さ
れ、線、板、棒等の素材で供給されている。 従つて完成部品とするには、多くの機械加工が
必要となるが、切削性が低く、多大の費用を要す
るため、利用範囲が制限されている。 スーパーインバー及びインバーの切削性が低い
のは、(i)高切削抵抗による発熱のため、(ii)工具寿
命が短い、(iii)切り屑処理性が低い、(iv)加工硬化し
やすい等によるものと考えられる。 この問題を解決する手段として、Ｓ、Ca、Pb、
Zr、Se等を添加し、快削性を付与した材料が提
供されているが、機械的性質の低下、熱膨脹係数
の増加、製造法の複雑化を伴なうという欠点があ
る。 一方、スーパーインバーに鋳造性を付与した特
公昭60−51547号公報記載の材料や、同じくイン
バーに鋳造性を付与したASTM.A−436、Type5
及び同Ａ−439、Type Ｄ−５は、凝固過程で組
織中に黒鉛を生ずるため、スーパーインバー及び
インバーに比較して切削性が改善されているが、
それぞれ3.0×10-6／℃前後の熱膨脹係数の増大
を伴に、尚一層の高精度を要求される用途に対し
ては不十分であり、スーパーインバー及びインバ
ーと同程度の熱膨脹係数を有し、かつ、切削性に
優れた低熱膨脹合金が望まれている。 ［発明の解決すべき問題点］ 本発明は、前述のスーパーインバー、インバー
及び低熱膨脹鋳鉄等の諸問題即ち、 (1) スーパーインバー及びインバーにおける、(i)
切削性が低い、(ii)素材形状に制限がある。 (2) 低熱膨脹鋳鉄における熱膨脹係数が高い。 等の問題点を解決することを目的としたものであ
り、本発明は、快削性、熱膨脹性、鋳造性のいず
れの面にも優れた低熱膨脹合金を提供するもので
ある。 ［問題点を解決するための手段］〕 本発明は、重量基準にて、Ｃ：0.2％以上0.8％
未満、Si：1.0％未満、Mn：1.0％以下、Ni：30.0
〜34.0％、Co：4.0〜6.0％、Mg：0.5％以下、
Ｓ：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、残部不可避不純
物を含む鉄からなることを特徴とする快削性低熱
膨脹合金である。 ［作用］ 本発明は、快削性と低熱膨脹性を両立させるた
めに最適な組成範囲を熱処理条件を見出だしたも
のである。 即ち、低炭素のスーパーインバーを基地組織と
し、その中に、適正量の黒鉛が均一に分布した状
態を実現することにより、快削性と低熱膨脹性が
同時に得られる。 通常、鋳鉄は重量比で２〜４％の炭素を含有
し、基地の炭素固溶度を越える炭素は黒鉛として
析出している。 例えば、低熱膨脹鋳鉄であるASTM.A−439、
Type Ｄ−５では、黒鉛の体積率は概ね４〜７％
である。該材料は、スーパーインバー及びインバ
ーと比較すると切削性が改善されているが、これ
れは組織中に存在する黒鉛により、工具との接触
抵抗が小さくなり、また切り屑がつながることな
く細く分断されるためである。 本発明者は、切削性と黒鉛体積率の関係を調べ
た結果切削性向上に対して必要な黒鉛体積率は、
１％程度であり、かつ均一微細に分布させればよ
いとの知見を得た。 得られた知見は以下の通りである。即ち、 (1) 従来の低熱膨脹鋳鉄では、快削性に対して必
要以上の黒鉛が存在しており、仕上げ面の精度
や外観の劣化の原因となつている。 (2) 又、熱膨脹特性の面からも、過剰な黒鉛の存
在は熱膨脹係数αを微増させる。 (3) 更に、過大な炭素の含有は、基地中への炭素
の過飽和な固溶を促し、熱膨脹係数αの増加の
原因となる。即ち、固溶炭素が0.1％増すと熱
膨脹係数αが0.6×10-6／℃増加し、また、黒
鉛が１％増すと熱膨脹係数αが約0.05×10-6／
℃増加する。 (4) 更に、本発明のような炭素濃度においてシリ
コンは、１％当り熱膨脹係数αが1.3×10-6／
℃増加する。 (5) 又、熱膨脹係数αを低下させる手段として、
600〜1000℃の温度から急冷処理すればよい。
即ち、上記温度に加熱急冷すると、過飽和に固
溶していた基地中の炭素が、微細黒鉛として析
出して基地中の炭素が低下するとともに、ニツ
ケルのミクロ偏析が緩和して熱膨脹率αが小さ
くなることによることが走査型電子顕微鏡での
定量により分かつた。 次に、本発明の低熱膨脹合金の成分の限定理由
について述べる。 Ｃ：炭素はこの種合金の基地中に約0.2％まで固
溶するため、快削性物質である黒鉛を得るには
固溶限である0.2％以上必要である。また炭素
は溶解温度を下げ、鋳造性を改善する。0.8％
超では快削性向上が頭打ちとなり、更に過飽和
な炭素の固溶量が増して熱膨脹係数αを増大さ
せるので0.2％以上、0.8％未満とした。 Si：シリコンは、鋳造性の改善と脱酸効果のため
加える元素であるが、1.0％を越えると熱膨脹
係数αの増加が無視できないので1.0％未満と
した。 Mn：マンガンは、偏析を生じ易く、かつ炭化物
の生成を促進して熱膨脹係数αの増大を招き、
1.0％を越えるとその影響が大きいのでその値
を上限とした。 Ni：ニツケルは、熱膨脹係数αに最も影響を与
える元素で、コバルト量を加減しても30.0％未
満、34.0％ ％を越えると熱膨脹率αが著しく
増大するため、30.0〜34.0％の範囲とした。 Co：コバルトは、ニツケル含量30.0〜34.0％と
の組合わせに対して、4.0未満、6.0％超では、
熱膨脹係数αが増大するため、その範囲を4.0
〜6.0％とした。 Mg：本発明組成において特に球状化剤を加えな
くても黒鉛形態は、点状の独立した分布をなす
が、機械的性質改善のため球状化を図る場合に
添加する。 その目的に対して0.5％超では清浄度を劣化
するため、その量を0.5％以下とした。 Ｐ、Ｓ：燐及びイオウは、不可避的に混入する元
素であり、0.5％を越えると脆化が著しいので
夫々その量を0.5％以下とした。 残部は不可避的不純物を含む鉄より構成され
る。 次に本発明の実施例について述べる。 ［実施例］ 30KVA高周波電気炉により、次の第１表に示
す化学組成の供試材料を溶解し、CO2珪砂型で、
JIS Ｇ−5122B号テストピースとフフラン珪砂型
で、φ100mm×（200〜400）mmの加工試験片を鋳造
した。 φ7.5mm×L50mmの熱膨脹係数α測定片を加工
し、20〜100℃の熱膨脹係数αを押棒式熱膨脹計
を用いて測定し、第２表に示す熱膨脹係数の結果
を得た。 試験No.１〜４の発明合金は、いずれも焼鈍状態
で2.0×10-6／℃、急冷状態では1.5×10-6／℃よ
り小さい熱膨脹係数を示した。 更に本発明の合金組成範囲内の適当な組成を選
べば、鋼系の鋳造スーパーインバーに匹敵する熱
膨脹係数α＜1.0×10-6／℃が得られることがわ
かつた。
【表】
【表】
次に示す如く、切削試験を行い、工具寿命、切
削抵抗、切屑処理性等を夫々調べた。 第１図及び第２図は、比較材として従来材及び
本発明合金のミクロ組織（×100）を夫々示す金
属顕微鏡写真で、同写真よりスーパーインバーと
略同一のオーステナイト基地中に、微細な黒鉛が
均一に分布していることが明らかである。 第３図は、切屑の断面のミクロ組織の金属顕微
鏡写真で、工具の力で加工物組織が流動し、それ
に伴つて黒鉛が延伸し、シヤープな切り欠きとな
つて切屑処理性を高めたことが分かる。 第４図は、本発明合金と従来の比較材との切削
速度（ｍ／分）と比切削抵抗（Kg／mm2）との関係
グラフ、第５図は、本発明合金と従来の比較材と
の切削速度（ｍ／分）と工具寿命との関係グラフ
であり、本発明合金の特性が優れていることは明
らかである。 ［発明の効果］ 本発明の快削性低熱膨脹合金を、各種精密機械
例えば工作機械、計測器、半導体製造装置、光学
機械等に適用することにより、従来、スーパーイ
ンバー及びインバーが用いられていた分野におい
て、非常に低いコストで同等の精度が得られ、関
連分野に与える本発明合金の効果は計り知れない
ものがある。
削抵抗、切屑処理性等を夫々調べた。 第１図及び第２図は、比較材として従来材及び
本発明合金のミクロ組織（×100）を夫々示す金
属顕微鏡写真で、同写真よりスーパーインバーと
略同一のオーステナイト基地中に、微細な黒鉛が
均一に分布していることが明らかである。 第３図は、切屑の断面のミクロ組織の金属顕微
鏡写真で、工具の力で加工物組織が流動し、それ
に伴つて黒鉛が延伸し、シヤープな切り欠きとな
つて切屑処理性を高めたことが分かる。 第４図は、本発明合金と従来の比較材との切削
速度（ｍ／分）と比切削抵抗（Kg／mm2）との関係
グラフ、第５図は、本発明合金と従来の比較材と
の切削速度（ｍ／分）と工具寿命との関係グラフ
であり、本発明合金の特性が優れていることは明
らかである。 ［発明の効果］ 本発明の快削性低熱膨脹合金を、各種精密機械
例えば工作機械、計測器、半導体製造装置、光学
機械等に適用することにより、従来、スーパーイ
ンバー及びインバーが用いられていた分野におい
て、非常に低いコストで同等の精度が得られ、関
連分野に与える本発明合金の効果は計り知れない
ものがある。
第１図及び第２図は比較材として従来材及び本
発明合金のミクロ組織を夫々示す金属顕微鏡写
真、第３図は切屑の断面の金属顕微鏡写真、第４
図は本発明合金と従来の比較材との切削速度
（ｍ／分）と比切削抵抗（Kg／mm2）との関係グラ
フ、第５図は、本発明合金と従来の比較材との切
削速度（ｍ／分）と工具寿命との関係グラフであ
る。
発明合金のミクロ組織を夫々示す金属顕微鏡写
真、第３図は切屑の断面の金属顕微鏡写真、第４
図は本発明合金と従来の比較材との切削速度
（ｍ／分）と比切削抵抗（Kg／mm2）との関係グラ
フ、第５図は、本発明合金と従来の比較材との切
削速度（ｍ／分）と工具寿命との関係グラフであ
る。
Claims (1)
- １ 重量基準にて、Ｃ：0.2％以上0.8％未満、
Si：1.0％未満、Mn：1.0％以下、Ni：30.0〜34.0
％、Co：4.0〜6.0％、Mg：0.5％以下、Ｓ：0.5％
以下、Ｐ：0.5％以下、残部不可避不純物を含む
鉄からなることを特徴とする快削性低熱膨脹合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30801486A JPS63162841A (ja) | 1986-12-25 | 1986-12-25 | 快削性低熱膨脹合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30801486A JPS63162841A (ja) | 1986-12-25 | 1986-12-25 | 快削性低熱膨脹合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63162841A JPS63162841A (ja) | 1988-07-06 |
| JPH0258337B2 true JPH0258337B2 (ja) | 1990-12-07 |
Family
ID=17975848
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30801486A Granted JPS63162841A (ja) | 1986-12-25 | 1986-12-25 | 快削性低熱膨脹合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63162841A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2568022B2 (ja) * | 1988-11-02 | 1996-12-25 | 株式会社東芝 | 低熱膨張鋳鉄を用いた工作機械、精密測定機器、成形用金型、半導体装置および電子製造装置 |
| JP3381845B2 (ja) | 1999-07-08 | 2003-03-04 | 日立金属株式会社 | 被削性に優れた低熱膨張鋳鋼 |
| US7100447B2 (en) * | 2004-12-07 | 2006-09-05 | Honeywell International Inc. | Super Invar magnetic return path for high performance accelerometers |
| FR3051803B1 (fr) * | 2016-05-31 | 2020-09-18 | Ferry Capitain | Alliage d'acier moule, piece et procede de fabrication correspondants |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1410732A (en) * | 1973-05-04 | 1975-10-22 | Int Nickel Ltd | Low expansion alloys |
| JPS55119156A (en) * | 1979-03-09 | 1980-09-12 | Sumitomo Electric Ind Ltd | High strength and low expansion alloy |
| FR2548205B1 (fr) * | 1983-06-30 | 1985-11-29 | Eurecat Europ Retrait Catalys | Procede de presulfuration de catalyseur de traitement d'hydrocarbures |
| JPS60142081A (ja) * | 1983-12-29 | 1985-07-27 | Hitachi Ltd | 圧縮機 |
-
1986
- 1986-12-25 JP JP30801486A patent/JPS63162841A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63162841A (ja) | 1988-07-06 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |