JPH036216B2 - - Google Patents
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- JPH036216B2 JPH036216B2 JP12713886A JP12713886A JPH036216B2 JP H036216 B2 JPH036216 B2 JP H036216B2 JP 12713886 A JP12713886 A JP 12713886A JP 12713886 A JP12713886 A JP 12713886A JP H036216 B2 JPH036216 B2 JP H036216B2
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Landscapes
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、高ニツケル鋳鉄を基本とし、炭素、
シリコンの含有量を一定範囲に限定することによ
り、熱膨張係数を従来の高ニツケル低熱膨張鋳鉄
より低くした低熱膨張率のオーステナイト鋳鉄に
関するものである。 〔従来の技術〕 従来、低熱膨張鋳鉄としては、ASTM−A436
タイプ５及びASTM−A439タイプD5が知られて
いる。 これらの低熱膨張鋳鉄の平均熱膨張率αは、20
〜100℃の温度で、普通鋳鉄や普通鋼の約1/2〜1/
３（α＝５〜６×10-6／℃）であり、熱変位抑制
の目的で用いられて来た。 然し、この低熱膨張鋳鉄の利用分野における高
精度化の要求に対しては不十分であり、更に一層
熱膨張率の低い材料の出現が望まれていた。 これに対し、特公昭60−51547号公報の低熱膨
張鋳鉄には、炭素0.8〜3.0％、シリコン1.0〜3.0
％、ニツケル30.0〜34.0％、コバルト4.0〜6.0％、
マンガン2.0％以下、イオウ1.0％以下、リン1.5％
以下、マグネシウム1.0％以下、残部は不純物を
含む鉄よりなるオーステナイト系の低熱膨張鋳鉄
が開示されている。 然し、この低熱膨張鋳鉄は極めて高価格で、且
つ供給不安の高いコバルトを含有し、低熱膨張率
は達成される半面、コスト高を伴う問題があつ
た。 〔発明の解決すべき問題点〕 本発明は、前述の従来の低熱膨張鋳鉄より更に
低熱膨張率のオーステナイト鋳鉄を、コバルトを
全く含まず、従来の低熱膨張鋳鉄と同価格で提供
することを目的とするものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、重量基準にて、Ｃ：0.6〜1.4％、
Si：0.5〜1.0％、Mn：1.0％以下、Ni：34.0〜36.0
％、Ｓ：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Mg又はCa
のうち一種又は二種を0.05〜0.5％、残部不可避
不純物を含む鉄からなり、Ｃ及びSiの含有率が次
式 （Ｃ＋0.4×Si）≦1.6％ の範囲にあることを特徴とする低熱膨張鋳鉄であ
る。 〔作用〕 低熱膨張鋳鉄等の合金における低熱膨張率の機
構は、強磁性合金における磁気変態点以下の温度
で生ずる自発磁化歪みが、格子の熱振動を相殺す
ることで説明されている。 鋼系材料では、インバー（アンバー）、スーパ
ーインバー（スーパーアンバー）が実用化されて
おり、これらの熱膨張率αは、０〜1.5×10-6／
℃で非常に小さい。一方、35％ニツケル鋳鉄の熱
膨張率αは５〜６×10-6／℃で鋼系の低熱膨張率
材料と比べ相当の隔たりがある。 本発明者は、黒鉛鋳鉄の組織が、低炭素のオー
ステナイト基地と黒鉛の混合組織であることか
ら、基地組成の熱膨張率αに及ぼす影響に着目し
本発明を達成したものである。 即ち、35％前後のニツケルを含むオーステナイ
ト中への炭素の固溶度は、本来0.2％以下とされ
ている。（Metals Handbook第８版vol.8、P413）
これに対して、本発明者が炭素0.2％、ニツケル
36％を含む鋳鋼の熱膨張率αを測定した結果、α
＝2.4×10-6／℃を得た。この値を用いて、全炭
素２％、（黒鉛1.8％）、36％ニツケルの鋳鉄の熱
膨張率αを次式で計算すると、 〔普通鋳鉄鋳物（日刊工業新聞社発行第67頁）〕
α＝〔基地のα〕×〔基地の容積率〕＋〔黒鉛のα〕×
〔黒鉛の容積率〕の次式に 〔基地のα〕 αM＝2.4×10-6／℃ 〔基地の容積率〕 VM＝0.94 〔黒鉛のα〕 αG＝8.0×10-6／℃ 〔黒鉛の容積率〕 VG＝0.06、 を夫々代入してαを求めるとα＝2.7×10-6／℃
となり、実際のαに比べて約1/2の値となつた。 この結果から、従来の低熱膨張鋳鉄の基地中炭
素が0.2％以上含まれていることが考えられた。
これは、前記の36％ニツケル鋳鋼において、固溶
炭素が0.1％増すとαが約0.6×10-6／℃増加する
と言う知見に基づいて本発明はなされたものであ
る。 そこで、走査型電子顕微鏡（EPMA）を用い
て基地中の炭素量を測定したところ、約0.4％固
溶していることが確認された。この値で計算する
とα＝3.9×10-6／℃となり、実際の値に近づく
が、なお計算値は1.0×10-6／℃以上小さい。 この原因として、鋳鉄において多量に添加され
るシリコンに着目し、シリコン量とαとの関係を
調べた結果、後述する実施例に示す如くシリコン
が１％増とαが約1.3×10-6／℃増加することを
見出した。 以上の実験と考察から、後述する実施例の第１
図に示す如く全炭素量を低くして基地中炭素の低
下とシリコン添加量を制限することにより従来の
低熱膨張鋳鉄より低い熱膨張率が得られることが
判つた。 即ち、前述の本発明の低熱膨張鋳鉄により20〜
50℃の平均熱膨張率α3.0〜4.0×10-6／℃が得ら
れる。 次に本発明の低熱膨張鋳鉄の成分の限定理由に
ついて述べる。 Ｃ：炭素オーステテナイト基地中に固溶すると
熱膨張率αの著しい増大を招くが、黒鉛として析
出させることにより、鋳鋼に比べて切削性、鋳造
性を改善出来る。0.6％未満では黒鉛量が少なく、
切削性が鋳鋼インバーに近づき、また溶解温度の
上昇により製造が難しくなる。1.4％を超えると
所望の低熱膨張率が得られなくなるのでその範囲
を0.6〜1.4％と定めた。 Si：シリコンは0.5％未満では基地中の炭素溶
解度が増し、低熱膨張率αの低減効果が失われ、
1.0％を超えると所望の低熱膨張率が得られない
ので、その範囲を0.5〜1.0％と定めた。 更に、炭素とシリコンの量比は、上記の範囲内
においても、第１図の発明の範囲に示す如く、
（Ｃ＋0.4×Si）＝1.6％を超えると低熱膨張率が得
られなくなるので、ＣとSiの含有率が（Ｃ＋0.4
×Si）＝1.6％となるように定めた。 Mn：マンガンは、偏析を生じ易く、且つ炭化
物の生成を促進して熱膨張率αの増大を招き、
1.0％を超えるとその影響が無視出来なくなるの
で1.0％以下とした。 Ni：ニツケルは、熱膨張率αに最も影響を与
える元素で、34.0％未満、36.0％を超えると熱膨
張率αの著しい増大を招くため34.0〜36.0％とし
た。 Mg、Ca：マグネシウム又はカルシウムは、黒
鉛の球状化を図るために添加するもので、これに
より機械的性質の向上が得られる。このためには
Mg又はCaのうち一種又は二種を0.05〜0.5％添加
することが必要である。 Ｐ、Ｓ：リン及びイオウは不可避的に混入する
元素であり、0.5％を超えると脆化が著しいので
0.5％以下とした。 残部は不可避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〕 実施例 １ 30KVA高周波電気炉により、第１表に示す組
成の材料を溶解しCO2珪砂型でJISG−5122B号テ
ストピースを鋳造し、φ9×L50mmの熱膨張率測定
用テストピースを加工し、示差熱膨張率計を用い
て20〜200℃の熱膨張率αを測定した。 機械的性質は、JISG−0567号による高温引張
テストピース（平行部φ10）にて0.2％耐力、引張
強さ及び伸びを測定した。 第１表に組成及び試験結果並びに第１図に炭
素、シリコン組成と熱膨張率αとの関係グラフを
示す。
シリコンの含有量を一定範囲に限定することによ
り、熱膨張係数を従来の高ニツケル低熱膨張鋳鉄
より低くした低熱膨張率のオーステナイト鋳鉄に
関するものである。 〔従来の技術〕 従来、低熱膨張鋳鉄としては、ASTM−A436
タイプ５及びASTM−A439タイプD5が知られて
いる。 これらの低熱膨張鋳鉄の平均熱膨張率αは、20
〜100℃の温度で、普通鋳鉄や普通鋼の約1/2〜1/
３（α＝５〜６×10-6／℃）であり、熱変位抑制
の目的で用いられて来た。 然し、この低熱膨張鋳鉄の利用分野における高
精度化の要求に対しては不十分であり、更に一層
熱膨張率の低い材料の出現が望まれていた。 これに対し、特公昭60−51547号公報の低熱膨
張鋳鉄には、炭素0.8〜3.0％、シリコン1.0〜3.0
％、ニツケル30.0〜34.0％、コバルト4.0〜6.0％、
マンガン2.0％以下、イオウ1.0％以下、リン1.5％
以下、マグネシウム1.0％以下、残部は不純物を
含む鉄よりなるオーステナイト系の低熱膨張鋳鉄
が開示されている。 然し、この低熱膨張鋳鉄は極めて高価格で、且
つ供給不安の高いコバルトを含有し、低熱膨張率
は達成される半面、コスト高を伴う問題があつ
た。 〔発明の解決すべき問題点〕 本発明は、前述の従来の低熱膨張鋳鉄より更に
低熱膨張率のオーステナイト鋳鉄を、コバルトを
全く含まず、従来の低熱膨張鋳鉄と同価格で提供
することを目的とするものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、重量基準にて、Ｃ：0.6〜1.4％、
Si：0.5〜1.0％、Mn：1.0％以下、Ni：34.0〜36.0
％、Ｓ：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Mg又はCa
のうち一種又は二種を0.05〜0.5％、残部不可避
不純物を含む鉄からなり、Ｃ及びSiの含有率が次
式 （Ｃ＋0.4×Si）≦1.6％ の範囲にあることを特徴とする低熱膨張鋳鉄であ
る。 〔作用〕 低熱膨張鋳鉄等の合金における低熱膨張率の機
構は、強磁性合金における磁気変態点以下の温度
で生ずる自発磁化歪みが、格子の熱振動を相殺す
ることで説明されている。 鋼系材料では、インバー（アンバー）、スーパ
ーインバー（スーパーアンバー）が実用化されて
おり、これらの熱膨張率αは、０〜1.5×10-6／
℃で非常に小さい。一方、35％ニツケル鋳鉄の熱
膨張率αは５〜６×10-6／℃で鋼系の低熱膨張率
材料と比べ相当の隔たりがある。 本発明者は、黒鉛鋳鉄の組織が、低炭素のオー
ステナイト基地と黒鉛の混合組織であることか
ら、基地組成の熱膨張率αに及ぼす影響に着目し
本発明を達成したものである。 即ち、35％前後のニツケルを含むオーステナイ
ト中への炭素の固溶度は、本来0.2％以下とされ
ている。（Metals Handbook第８版vol.8、P413）
これに対して、本発明者が炭素0.2％、ニツケル
36％を含む鋳鋼の熱膨張率αを測定した結果、α
＝2.4×10-6／℃を得た。この値を用いて、全炭
素２％、（黒鉛1.8％）、36％ニツケルの鋳鉄の熱
膨張率αを次式で計算すると、 〔普通鋳鉄鋳物（日刊工業新聞社発行第67頁）〕
α＝〔基地のα〕×〔基地の容積率〕＋〔黒鉛のα〕×
〔黒鉛の容積率〕の次式に 〔基地のα〕 αM＝2.4×10-6／℃ 〔基地の容積率〕 VM＝0.94 〔黒鉛のα〕 αG＝8.0×10-6／℃ 〔黒鉛の容積率〕 VG＝0.06、 を夫々代入してαを求めるとα＝2.7×10-6／℃
となり、実際のαに比べて約1/2の値となつた。 この結果から、従来の低熱膨張鋳鉄の基地中炭
素が0.2％以上含まれていることが考えられた。
これは、前記の36％ニツケル鋳鋼において、固溶
炭素が0.1％増すとαが約0.6×10-6／℃増加する
と言う知見に基づいて本発明はなされたものであ
る。 そこで、走査型電子顕微鏡（EPMA）を用い
て基地中の炭素量を測定したところ、約0.4％固
溶していることが確認された。この値で計算する
とα＝3.9×10-6／℃となり、実際の値に近づく
が、なお計算値は1.0×10-6／℃以上小さい。 この原因として、鋳鉄において多量に添加され
るシリコンに着目し、シリコン量とαとの関係を
調べた結果、後述する実施例に示す如くシリコン
が１％増とαが約1.3×10-6／℃増加することを
見出した。 以上の実験と考察から、後述する実施例の第１
図に示す如く全炭素量を低くして基地中炭素の低
下とシリコン添加量を制限することにより従来の
低熱膨張鋳鉄より低い熱膨張率が得られることが
判つた。 即ち、前述の本発明の低熱膨張鋳鉄により20〜
50℃の平均熱膨張率α3.0〜4.0×10-6／℃が得ら
れる。 次に本発明の低熱膨張鋳鉄の成分の限定理由に
ついて述べる。 Ｃ：炭素オーステテナイト基地中に固溶すると
熱膨張率αの著しい増大を招くが、黒鉛として析
出させることにより、鋳鋼に比べて切削性、鋳造
性を改善出来る。0.6％未満では黒鉛量が少なく、
切削性が鋳鋼インバーに近づき、また溶解温度の
上昇により製造が難しくなる。1.4％を超えると
所望の低熱膨張率が得られなくなるのでその範囲
を0.6〜1.4％と定めた。 Si：シリコンは0.5％未満では基地中の炭素溶
解度が増し、低熱膨張率αの低減効果が失われ、
1.0％を超えると所望の低熱膨張率が得られない
ので、その範囲を0.5〜1.0％と定めた。 更に、炭素とシリコンの量比は、上記の範囲内
においても、第１図の発明の範囲に示す如く、
（Ｃ＋0.4×Si）＝1.6％を超えると低熱膨張率が得
られなくなるので、ＣとSiの含有率が（Ｃ＋0.4
×Si）＝1.6％となるように定めた。 Mn：マンガンは、偏析を生じ易く、且つ炭化
物の生成を促進して熱膨張率αの増大を招き、
1.0％を超えるとその影響が無視出来なくなるの
で1.0％以下とした。 Ni：ニツケルは、熱膨張率αに最も影響を与
える元素で、34.0％未満、36.0％を超えると熱膨
張率αの著しい増大を招くため34.0〜36.0％とし
た。 Mg、Ca：マグネシウム又はカルシウムは、黒
鉛の球状化を図るために添加するもので、これに
より機械的性質の向上が得られる。このためには
Mg又はCaのうち一種又は二種を0.05〜0.5％添加
することが必要である。 Ｐ、Ｓ：リン及びイオウは不可避的に混入する
元素であり、0.5％を超えると脆化が著しいので
0.5％以下とした。 残部は不可避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〕 実施例 １ 30KVA高周波電気炉により、第１表に示す組
成の材料を溶解しCO2珪砂型でJISG−5122B号テ
ストピースを鋳造し、φ9×L50mmの熱膨張率測定
用テストピースを加工し、示差熱膨張率計を用い
て20〜200℃の熱膨張率αを測定した。 機械的性質は、JISG−0567号による高温引張
テストピース（平行部φ10）にて0.2％耐力、引張
強さ及び伸びを測定した。 第１表に組成及び試験結果並びに第１図に炭
素、シリコン組成と熱膨張率αとの関係グラフを
示す。
【表】
【表】
＊ 添加量を示す。
＊＊ 石英(＋0.5×10−６／℃)補正計算済み値
本発明材料は、熱膨張率αが3.0〜3.7×10-6／
℃で、従来の高ニツケル低熱膨張鋳鉄の約3/4〜
１／２であり、非常に低い熱膨張率が得られた。 No.１においては、コバルトを含んだNo.９と同様
の熱膨張率αを示し、低コストで、含コバルト材
並みの熱膨張率αが得られる利点がある。 又、機械的性質はほぼ従来の低熱膨張鋳鉄と同
じレベルであり、材力上の特別の配慮は不用であ
る。 No.３は、従来の低熱膨張鋳鉄より1.9×10-6／
℃小さい熱膨張率αで且つ0.2％耐力が５Kgｆ／
mm2以上高く、実使用において有利である。 実施例 ２ 実施例１に準じて第２表の組成で第２図に示す
如き実体鋳物を製造し、各位置から第２図に示す
如く、テストピースを切り出し、実施例１に準じ
て熱膨張率αを測定して第３表の結果を得た。 第２図は実体鋳物形状とテストピース採取位置
の説明図で、数字の内（ ）値は寸法を他は採取
ケ所を示すものである。 尚、鋳造温度は、No.10が1515℃、No.11が1550℃
で鋳造性は良好で、問題となる欠陥は見られなか
つた。
＊＊ 石英(＋0.5×10−６／℃)補正計算済み値
本発明材料は、熱膨張率αが3.0〜3.7×10-6／
℃で、従来の高ニツケル低熱膨張鋳鉄の約3/4〜
１／２であり、非常に低い熱膨張率が得られた。 No.１においては、コバルトを含んだNo.９と同様
の熱膨張率αを示し、低コストで、含コバルト材
並みの熱膨張率αが得られる利点がある。 又、機械的性質はほぼ従来の低熱膨張鋳鉄と同
じレベルであり、材力上の特別の配慮は不用であ
る。 No.３は、従来の低熱膨張鋳鉄より1.9×10-6／
℃小さい熱膨張率αで且つ0.2％耐力が５Kgｆ／
mm2以上高く、実使用において有利である。 実施例 ２ 実施例１に準じて第２表の組成で第２図に示す
如き実体鋳物を製造し、各位置から第２図に示す
如く、テストピースを切り出し、実施例１に準じ
て熱膨張率αを測定して第３表の結果を得た。 第２図は実体鋳物形状とテストピース採取位置
の説明図で、数字の内（ ）値は寸法を他は採取
ケ所を示すものである。 尚、鋳造温度は、No.10が1515℃、No.11が1550℃
で鋳造性は良好で、問題となる欠陥は見られなか
つた。
【表】
本発明による低熱膨張鋳鉄を、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
械等の重要部に適用することにより、従来の低熱
膨張率の高ニツケル鋳鉄と同等のコストで、より
優れた高精度が得られ、関連分野に与える効果は
計り知れない効果を奏するものである。
えば工作機械、計測器、半導体製造装置、光学機
械等の重要部に適用することにより、従来の低熱
膨張率の高ニツケル鋳鉄と同等のコストで、より
優れた高精度が得られ、関連分野に与える効果は
計り知れない効果を奏するものである。
第１図は、実施例における炭素、シリコン組成
と熱膨張率αとの関係グラフ、第２図は、同じく
実体鋳物形状とテストピースの採取位置の説明図
である。
と熱膨張率αとの関係グラフ、第２図は、同じく
実体鋳物形状とテストピースの採取位置の説明図
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量基準にて、Ｃ：0.6〜1.4％、Si：0.5〜1.0
％、Mn：1.0％以下、Ni：34.0〜36.0％、Ｓ：0.5
％以下、Ｐ：0.5％以下、Mg又はCaのうち一種
又は二種を0.05〜0.5％、残部不可避不純物を含
む鉄からなり、Ｃ及びSiの含有率が次式 （Ｃ＋0.4×Si）≦1.6％ の範囲にあることを特徴とする低熱膨張鋳鉄。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12713886A JPS62284038A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 低熱膨張鋳鉄 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12713886A JPS62284038A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 低熱膨張鋳鉄 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62284038A JPS62284038A (ja) | 1987-12-09 |
| JPH036216B2 true JPH036216B2 (ja) | 1991-01-29 |
Family
ID=14952554
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12713886A Granted JPS62284038A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 低熱膨張鋳鉄 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62284038A (ja) |
-
1986
- 1986-06-03 JP JP12713886A patent/JPS62284038A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62284038A (ja) | 1987-12-09 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |