JPH06179938A

JPH06179938A - 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法

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Publication number: JPH06179938A
Application number: JP4353975A
Authority: JP
Inventors: Takanobu Nishimura; 隆宣西村; Motoo Suzuki; 基夫鈴木
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1992-12-15
Filing date: 1992-12-15
Publication date: 1994-06-28
Anticipated expiration: 2013-07-23
Also published as: JP2778891B2

Abstract

(57)【要約】【目的】基本的な低膨張性を維持した上で、強度や硬
度等の向上、さらには切削加工性の向上を図った高強度
低膨張鋳鉄とその製造方法を提供する。【構成】 C 0.5〜 3.5重量% 、Si 2.0重量% 未満、Mn
1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni20〜40重量% 、
およびCo 0〜15重量% を含み、残部が実質的にFeからな
る鋳鉄である。この鋳鉄の金属組織は、主相とするオー
ステナイト相と、このオーステナイト相間に分散配置さ
れたマルテンサイト相とを有している。このような高強
度低膨張鋳鉄は、上記した合金成分を溶融し、鋳造した
後、あるいは鋳造後に 800℃〜1200℃の温度で溶体化熱
処理を施し、次いで徐冷した後、室温付近の温度から -
40℃以下の温度まで急冷することによって得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高Ni含有の低膨張鋳鉄
に係り、低膨張性を損なうことなく強度の向上を図った
高強度低膨張鋳鉄に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来から知られているように、鋳鉄は工
業の基礎材料として広く使用されている。その理由は、
鋳造性に優れ、多種多様な複雑形状品を成形することが
できると共に、切削加工が容易であり、さらに材料や溶
融に要する費用が比較的安価で、小規模な工場でも容易
に製造できる等の長所を有しているためである。

【０００３】ところで、最近ではエレクトロニクス産業
や光学産業等の発展に伴って、それらに関連する工作機
械や測定機器、成形金型、その他の製造機械類には、よ
り高精度で高機能の材料が要求されるようになってきて
いる。鋳鉄においても、このような要求に応えるため
に、従来材の特質に加えて、熱膨張係数の低減化や振動
吸収能の向上、さらには耐熱性や耐蝕性を付加したもの
が開発されている。その代表的なものとして、約 36%Ni
を含有するインバー系低膨張鋳鉄や約30%Ni-5%Coを含有
するスーパーインバー系低膨張鋳鉄が知られている。イ
ンバー系合金およびスーパーインバー系合金と低膨張鋳
鉄の合金組成および特性を表１に示す。

【０００４】

【表１】表１に示したような材料は、いずれも基地組織はオース
テナイト組織であり、インバー合金やスーパーインバー
合金、および球状黒鉛鋳鉄系であっても、その引張り強
度は40〜45kgf/mm²である。黒鉛組織が片状黒鉛や擬球
状黒鉛組織の場合にはさらに低く、25〜35kgf/mm²程度
となる。そのため、高精度が要求される部品への適用に
おいて、たわみや変形が問題となる場合がしはしば生じ
ている。また、硬さはブリエル硬度でHB 120〜 220程度
と、鉄系合金の中でも軟質であるため、耐摩耗性が要求
されるような摺動部品への適用には限界があった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、各種
機械の大型化や高精度化がさらに進展する現状におい
て、従来の低膨張鋳鉄では、機械的強度や硬度等の点で
十分に対応できない事態が生じている。例えば、近年の
半導体の集積度は目覚ましく増大しており、Siウエハの
平坦度はますます高い精度が要求されている。一方、Si
ウエハは年々大型化しており、 4〜 5インチから 8イン
チウエハの時代に入るとされている状況である。このよ
うな状況下において、Siウエハの加工には、低膨張鋳鉄
製のポリッシング定盤が使用されつつあるが、Siウエハ
の大型化に伴ってポリッシング定盤も大型化する必要が
あるため、低膨張性の他に、形状精度を維持するために
引張り強さで60kgf/cm²以上の強度が要求されている。

【０００６】また、摺動部品等への適用を考えた場合に
は、耐摩耗性を向上させるために、硬度を上げることが
望まれる。硬度は切削加工性にも影響し、切削加工性を
改善するためにも硬度の適度な向上が望まれている。

【０００７】本発明は、このような課題に対処するため
になされたもので、基本的な低膨張性を維持した上で、
強度や硬度等の向上、さらには切削加工性の向上を図っ
た高強度低膨張鋳鉄とその製造方法を提供することを目
的としている。

【０００８】

【課題を解決するための手段と作用】本発明の高強度低
膨張鋳鉄は、 C 0.5〜 3.5重量% 、Si 2.0重量% 未満、
Mn1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni20〜40重量%
、およびCo 0〜15重量% を含み、残部が実質的にFeか
らなる鋳鉄であって、前記鋳鉄の金属組織は、主相とす
るオーステナイト相と、このオーステナイト相間に分散
配置されたマルテンサイト相とを有することを特徴とし
ている。

【０００９】また、本発明の高強度低膨張鋳鉄の製造方
法は、 C 0.5〜 3.5重量% 、Si 2.0重量% 未満、Mn 1.0
重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni20〜40重量% 、およ
びCo0〜15重量% を含み、残部が実質的にFeからなる合
金成分を溶解し、鋳造する工程と、前記鋳造工程で得た
鋳鉄、あるいは 800℃〜1200℃の温度で溶体化熱処理を
施した後にその少なくとも一部を徐冷した鋳鉄を、室温
付近の温度から -40℃以下の温度まで急冷し、前記鋳鉄
のオーステナイト基地の一部をマルテンサイト組織とす
る工程とを具備することを特徴としている。

【００１０】本発明の高強度低膨張鋳鉄は、ニッケル(N
i)を20〜40重量% と多量に含有させ、金属組織の主相を
オーステナイト相とすることによって、基本的な低熱膨
張性を実現していると共に、主相とするオーステナイト
相間にマルテンサイト相を分散配置することによって、
強度や硬度等の向上、さらには切削加工性の向上を図っ
たものである。

【００１１】ここで、上記マルテンサイト相は、基本的
には鋳造後に室温付近の温度から-40℃以下の温度まで
急冷する、いわゆるサブゼロ処理を施すことにより出現
させるものであるが、鋳造後の凝固の際にデンドライト
組織（オーステナイト相）の間隙に、Ni量が低くなるよ
うな偏析を生じさせることによって実現可能となるもの
である。この偏析は、鋳鉄の合金組成を上述した成分お
よび範囲とすることで生じるものである。すなわち、上
記した本発明による合金組成では、炭素の存在により、
鋳造後の凝固の際にデンドライト組織の間隙に、Ni量が
低くなるような偏析が生じる。このような偏析は、 C量
を比較的多く、かつSi量を比較的少なくすることによっ
て、より容易に生じさせることができる。

【００１２】そして、図３の Fe-Ni系合金の組織変態図
に示すように、Ni量が低いほどγ相からα相への変態が
起こりやすくなり、サブゼロ処理でデンドライト組織の
間隙部、すなわちNi量が低い偏析部分をマルテンサイト
組織に変態させることが可能となる。これにより、金属
組織中のデンドライト組織（オーステナイト相）は、熱
膨張係数を低くする適性範囲のNiを含有しており、かつ
サブゼロ処理を施しても影響を受けないため、低膨張性
が維持される。一方、デンドライト組織間隙の低Ni量領
域はマルテンサイト相となり、強度、硬度、ヤング率等
がオーステナイト相に比べて向上する。

【００１３】このように、高Ni鋳鉄の金属組織の主相
を、低膨張性を有するオーステナイト相とすると共に、
このオーステナイト相間に強度、硬度、ヤング率等が高
いマルテンサイト相を分散配置することによって、高Ni
鋳鉄の基本的な低膨張性を維持した上で、強度や硬度等
の向上を図ることが可能となると共に、鋳鉄のねばさが
低減するため、切削加工性の向上を図ることができる。

【００１４】上述したマルテンサイト相は、金属組織中
に面積比で 10%〜 70%の範囲で出現させることが好まし
い。マルテンサイト相の面積比が 10%未満では、強度や
硬度等の向上効果が十分に得られず、また 70%を超える
と熱膨張係数が増大し、低膨張鋳鉄としての基本的な特
性が損なわれる。また、マルテンサイト相は、鋳造部品
の全組織中に必ずしも出現させなければならないもので
はなく、高強度や高硬度等を必要とする部分のみに分散
形成してもよい。例えば、鋳鉄製の摺動部品を本発明の
鋳鉄で作製する場合、実際に摺動部となる部分、例えば
軸受け部のみの基地中にマルテンサイト相を出現させ、
他の部分は通常のオーステナイト基地としてもよい。

【００１５】次に、本発明の高強度低膨張鋳鉄の組成限
定理由について述べる。

【００１６】Niは、前述したように鋳鉄の金属組織の主
相をオーステナイト組織とし、熱膨張係数の低減に寄与
する成分である。低膨張鋳鉄は、Ni含有量を20〜40重量
% の範囲とした際に効果的に得られる。Ni含有量が上記
範囲を外れると、いずれも熱膨張係数が増加する。Ni含
有量のより好ましい範囲は、25〜35重量% である。ま
た、コバルト(Co)はNiとの相乗効果によって、鋳鉄の熱
膨張係数をより一層低下させるが、その含有量が15重量
% を超えると、熱膨張係数は逆に増加する。Coは、必要
とされる熱膨張係数に応じて添加するものとし、その効
果は 2重量%以上添加することによって顕著となる。

【００１７】CおよびSiは、鋳鉄に鋳造性や切削加工性
等を付与する基礎成分であると共に、本発明においては
上述したように、 Cはマルテンサイト組織を出現させる
上で重要な成分である。それらの含有量は、 Cは 0.5〜
3.5重量% の範囲、Siは 2.0重量% 未満とする。 Cの含
有量が 0.5重量% 未満であると、十分な鋳造性を付与す
ることができないと共に、デンドライト組織（オーステ
ナイト相）の間隙にNi量が低くなるような偏析を十分に
生じさせることができず、その後にサブゼロ処理を行っ
ても、マルテンサイト相を出現させることができない。
逆に、 C含有量が 3.5重量% を超えると、熱膨張係数が
増加する。 Cのより好ましい含有量は、0.8〜 2.5重量%
の範囲である。また、Si含有量が 2.0重量% 以上とな
ると、熱膨張係数が増加すると共に、デンドライト組織
（オーステナイト相）の間隙にNi量が低くなるような偏
析を十分に生じさせることができず、同様に、マルテン
サイト相を出現させることができない。Siのより好まし
い含有量は、 1.0重量% 以下である。

【００１８】また、マンガン(Mn)およびマグネシウム(M
g)は、鋳鉄の基礎成分であり、Mnは脱酸剤や耐食性向上
成分として、またMgは鋳鉄の球状黒鉛化成分や脱酸剤と
して機能する。ただし、これらの含有量があまり多い
と、熱膨張係数が増大するため、Mnの含有量は 1.0重量
% 以下、Mgの含有量は 0.1重量% 以下とする。

【００１９】本発明の高強度低膨張鋳鉄は、例えば以下
のようにして製造される。

【００２０】まず、上述したような元素を含有する合金
成分を溶解した後、所望形状に鋳造する。この鋳造後の
凝固の際に、前述したようなNi量が低くなるような偏析
が生じる。本発明は、炭素を含有する高Ni鋳鉄における
Niの偏析を利用するものであるが、このような偏析は鋳
造後に以下に示すような熱処理を施すことによって、よ
り一層明瞭に生じさせることができる。

【００２１】すなわち、鋳造後に 800℃〜1200℃の温度
で溶体化処理を施し、その後徐冷する。この徐冷によっ
てNiの偏析が得られる。また、この溶体化処理後の徐冷
は、鋳鉄の任意の一部分のみとし、他の部分は通常の急
冷とすることもできる。このような徐冷方法を適用する
ことによって、鋳鉄の必要部分のみにマルテンサイト相
を出現させることができる。他の部分は、溶体化処理後
の急冷によって、Ni等の含有成分が均一化され、偏析が
解消される。この部分ではその後のサブゼロ処理によっ
ても、マルテンサイト相は出現しない。上記したような
部分的な徐冷は、例えば必要部分のみを加熱したり、あ
るいは断熱材で覆う等によって実施することができる。

【００２２】この後、サブゼロ処理を施す。このサブゼ
ロ処理は、室温付近の温度から -40℃以下の温度まで急
冷することによって実施する。具体的には、液体窒素や
ドライアイス(-40〜-160℃）中に浸漬することにより行
う。その浸漬時間は、例えば肉厚10〜30mm程度の板材の
場合、 5〜60分程度とする。このようなサブゼロ処理に
よって、Ni量が低くなるような偏析部分に従って、マル
テンサイト相を出現させることができる。

【００２３】上記したような製造方法により得られる本
発明の高強度低膨張鋳鉄は、例えば5×10^-6／℃（常温
〜 100℃）以下の熱膨張係数を維持した上で、引張り強
度60kgf/mm²以上、硬さ（ブリネル硬度で）HB 220以上
を満足させることができる。

【００２４】

【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。実施例１まず、 100kg容量の高周波電気炉を用いて、 C 1.0重量
% 、Si0.15重量% 、Mn0.03重量% 、Ni29.0重量% 、Co
6.0重量% 、Mg0.05重量% を含み、残部がFeおよび不純
物からなる合金成分を溶融した後、鋳型に注湯して鋳鉄
試料を作製した。この実施例においては、図４に示す精
密工作機のスピンドル１を鋳造した。このスピンドル１
は、直径65mmおよび70mm、長さ 350mm、重量10.7kgのも
のである。また、特性測定用の試料として、 1インチの
キールブロック用砂型にて試験片を採取した。これらス
ピンドルおよび試験片に対して、鋳造後に液体窒素に30
分間浸漬することによって、サブゼロ処理を施した。

【００２５】このようにして得た試験片およびサブゼロ
処理前の試験片を用いて、サブゼロ処理前後の特性を比
較した。測定した特性は、熱膨張係数、引張り強さ、ブ
リエル硬さHB、ヤング率および耐力である。その結果、
鋳造材（サブゼロ処理前）の引張り強さは42kgf/mm²、
硬さはHB 160、ヤング率は 16000kgf/mm²、耐力は36kg
f/mm²であったのに対し、サブゼロ処理後には引張り強
さは73kgf/mm²、硬さはHB 360、ヤング率は 21000kgf/
mm²、耐力は56kgf/mm²といずれも向上した。また、熱
膨張係数はサブゼロ処理前後共に、RT〜 150℃の範囲で
約 2.5×10^-6／℃であった。

【００２６】また、上記サブゼロ処理前後の試験片の金
属組織を顕微鏡（倍率:100倍）にて観察した。これらの
顕微鏡写真を図１に示す。図１（ａ）はサブゼロ処理前
の試験片の顕微鏡写真であり、図１（ｂ）はサブゼロ処
理後の試験片のの顕微鏡写真である。また、これらの模
式図をそれぞれ図２に示す。図１および図２から明らか
なように、サブゼロ処理前においては、球状黒鉛１１の
周囲にオーステナイト相（デンドライト組織）１２が存
在しており、このオーステナイト相１２の間隙にNi量が
低い偏析１３が生じていることが分かる。そして、サブ
ゼロ処理後においては、上記Ni量が低い偏析１３によ
り、マルテンサイト相１４がオーステナイト相１２の間
隙に出現していることが分かる。また、上記マルテンサ
イト相１４の面積比を求めたところ、約 60%であった。

【００２７】さらに、サブゼロ処理前の試料において、
炭素およびニッケルの濃度分布をＥＰＭＡによって調べ
たところ、ニッケルは球状黒鉛の周囲に偏って存在し、
その間隙にはNi量が低い偏析が生じていることを確認し
た。

【００２８】このように、鋳造時にNi量が低くなるよう
な偏析を生じさせると共に、サブゼロ処理を施すことに
よって、オーステナイト基地の一部をマルテンサイト組
織にすることができる。これによって、高Ni鋳鉄の基本
的な低膨張性を維持した上で、強度、硬度、切削加工性
等の向上を図ることができる。実施例２〜５表２に成分組成を示す各鋳鉄材料を用いて、実施例１と
同様にして、スピンドルおよび 1インチキールブロック
試験片をそれぞれ作製した。熱処理条件は、表２に示す
通りである。また、各 1インチキールブロック試験片を
用いて、実施例１と同様にしてそれぞれのサブゼロ処理
前後の特性を評価した。それらの結果を表３に示すが、
いずれもサブゼロ処理後に優れた鋳造性および機械加工
性が得られている。比較例１実施例１と同組成の鋳鉄材料を用いて、実施例１と同様
にしてスピンドルおよび 1インチキールブロック試験片
を鋳造し、これらに 950℃× 2時間の溶体化処理を施
し、水中に焼き入れして急冷した後、実施例１と同一条
件でサブゼロ処理を施した。このようにして得た試験片
の特性を実施例１と同様にして評価した。それらの結果
を表３に示すが、水焼き入れして急冷しているため、Ni
の分布が均一となって、サブゼロ処理を施してもマルテ
ンサイト相はほとんど得られなかった。このため、鋳造
性および機械加工性が著しく低いものであった。比較例２表２に示すように、炭素含有量を 0.5重量% 未満とした
組成の鋳鉄材料を用いて、実施例１と同様にして、スピ
ンドルおよび 1インチキールブロック試験片を作製し
た。熱処理条件は実施例１と同一条件とした。また、実
施例１と同様にして特性を評価した。それらの結果を表
３に示すが、炭素量が少ないため、デンドライト組織の
間隙にNi量が低くなるような偏析が得られず、よってサ
ブゼロ処理を施してもマルテンサイト相はほとんど得ら
れなかった。このため、鋳造性および機械加工性が著し
く低いものであった。比較例３表２に示すように、Si含有量を 2.0重量% 以上とした組
成の鋳鉄材料を用いて、実施例１と同様にして、スピン
ドルおよび 1インチキールブロック試験片を作製した。
熱処理条件は実施例１と同一条件とした。また、実施例
１と同様にして特性を評価した。それらの結果を表３に
示すが、Si量が多いため、デンドライト組織の間隙にNi
量が低くなるような偏析が得られず、よってサブゼロ処
理を施してもマルテンサイト相はほとんど得られなかっ
た。このため、鋳造性および機械加工性が著しく低いも
のであった。

【００２９】

【表２】

【００３０】

【表３】実施例６ 100kg容量の高周波電気炉を用いて、 C 1.0重量% 、Si
0.15重量% 、Mn0.03重量% 、Ni29.0重量% 、Co 6.0重量
% 、Mg0.05重量% を含み、残部がFeおよび不純物からな
る合金成分を溶融した後、鋳型に注湯して鋳鉄試料を作
製した。この実施例においては、図５に示す精密機械の
ハウジング２１を鋳造した。このハウジング２１は重量
20kgのもので、軸受け部２２とドリル加工が必要な部分
２３ａを有するハウジング本体２３とから構成されてお
り、特に軸受け部２２のみが耐摩耗性を必要としてい
る。よって、上記鋳造材に 950℃× 2時間の溶体化処理
を施した後、軸受け部２２のみが徐冷となるようにガス
バーナで軽くあぶりながら、大気中で冷却した。この
後、液体窒素に30分間浸漬することによって、サブゼロ
処理を施した。

【００３１】このようにして得たハウジング２１の軸受
け部２２とハウジング本体２３のブリエル硬さHBを測定
したところ、ハウジング本体２３の硬さはHB 260であっ
たのに対し、軸受け部２２の硬さはHB 480と向上してい
た。また、軸受け部２２とハウジング本体２３の金属組
織を実施例１と同様に観察したところ、軸受け部２２で
はマルテンサイト相が面積比で約 65%出現していたのに
対して、ハウジング本体２３ではほとんどマルテンサイ
ト相は見られなかった。

【００３２】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度低
膨張鋳鉄によれば、低膨張性を維持した上で、強度、硬
度、切削加工性等を向上させた鋳鉄が得られる。よっ
て、低熱膨張性が必要とされ、かつ形状の維持性や耐摩
耗性が要求される機械部品等に適した鋳鉄を提供するこ
とが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の一実施例で作製した鋳鉄の金属組織写
真であり、（ａ）はサブゼロ処理前の金属組織を、
（ｂ）はサブゼロ処理後の金属組織を示す拡大写真であ
る。

【図２】図１による金属組織写真を模式化した図であ
る。

【図３】Fe-Ni系合金の組織変態を示す図である。

【図４】本発明の一実施例で作製したスピンドルを示す
平面図である。

【図５】本発明の他の実施例で作製した精密機械用ハウ
ジングを示す断面図である。

【符号の説明】１１……球状黒鉛１２……オーステナイト相（デンドライト組織）１３……Ni量が低い偏析１４……マルテンサイト相

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 C 0.5〜 3.5重量% 、Si 2.0重量% 未
満、Mn 1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni20〜40重
量% 、およびCo 0〜15重量% を含み、残部が実質的にFe
からなる鋳鉄であって、前記鋳鉄の金属組織は、主相とするオーステナイト相
と、このオーステナイト相間に分散配置されたマルテン
サイト相とを有することを特徴とする高強度低膨張鋳
鉄。
【請求項２】 C 0.5〜 3.5重量% 、Si 2.0重量% 未
満、Mn 1.0重量% 以下、Mg 0.1重量% 以下、Ni20〜40重
量% 、およびCo 0〜15重量% を含み、残部が実質的にFe
からなる合金成分を溶解し、鋳造する工程と、前記鋳造工程で得た鋳鉄、あるいは 800℃〜1200℃の温
度で溶体化熱処理を施した後にその少なくとも一部を徐
冷した鋳鉄を、室温付近の温度から -40℃以下の温度ま
で急冷し、前記鋳鉄のオーステナイト基地の一部をマル
テンサイト組織とする工程とを具備することを特徴とす
る高強度低膨張鋳鉄の製造方法。