+

WO1994013847A1 - Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion - Google Patents

Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion Download PDF

Info

Publication number
WO1994013847A1
WO1994013847A1 PCT/JP1993/001819 JP9301819W WO9413847A1 WO 1994013847 A1 WO1994013847 A1 WO 1994013847A1 JP 9301819 W JP9301819 W JP 9301819W WO 9413847 A1 WO9413847 A1 WO 9413847A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
weight
less
carbide
iron
manufacturing
Prior art date
Application number
PCT/JP1993/001819
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Takanobu Nishimura
Motoo Suzuki
Hisato Kamohara
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Toshiba
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kabushiki Kaisha Toshiba filed Critical Kabushiki Kaisha Toshiba
Priority to US08/448,524 priority Critical patent/US6110305A/en
Priority to JP51399894A priority patent/JP3654899B2/ja
Priority to EP94903005A priority patent/EP0675210A1/en
Publication of WO1994013847A1 publication Critical patent/WO1994013847A1/ja
Priority to KR1019950702421A priority patent/KR0184321B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/08—Making cast-iron alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B24—GRINDING; POLISHING
    • B24B—MACHINES, DEVICES, OR PROCESSES FOR GRINDING OR POLISHING; DRESSING OR CONDITIONING OF ABRADING SURFACES; FEEDING OF GRINDING, POLISHING, OR LAPPING AGENTS
    • B24B37/00—Lapping machines or devices; Accessories
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel

Definitions

  • the present invention relates to a low-expansion iron having a high Ni content, and relates to a method for producing a high-strength low-expansion iron with improved strength without impairing the low-expansion property.
  • iron is widely used as a basic material in industry.
  • the reason is that it has excellent gun-forming properties, can form a wide variety of complicated shapes, is easy to cut, and has relatively low costs for materials and melting, making it easy to operate in small factories. This is because it has the advantage of being able to be manufactured in a small amount.
  • Metal materials with low thermal expansion include about 36% Ni-Fe alloy (invar alloy) and about 30% Ni-5% Co-Fe alloy (superinvar) shown in Table 1-1 and Table 1-2. Alloys) are known, but not in a situation where they are fully used. This is due to the drawback of poor machinability and formability.
  • Tables 1-1 and 1-2 show low-expansion iron that has long been known as two-resist D5, and Novinite-iron and examples of low-expansion iron developed in recent years. 1 shows the iron disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-268249.
  • materials such as those shown in Tables 11 and 12 are either base metal or spheroidal graphite iron without crystallization of graphite, and the base structure is mainly austenite structure.
  • tensile strength 40 ⁇ 55kgl7mm 2 hardness HB 120 in Brinell hardness It is about.
  • Graphite structure is even lower in play stand flake graphite Ya pseudo-spherical graphite structure, 25 ⁇ 35kgf / mm 2 approximately Se hardness is HB about 100 in Brinell hardness.
  • it since it is soft, there is a limit to its application to sliding parts that require wear resistance.
  • JP-A-61-177356 discloses a low thermal expansion high nickel austenitic green caterpillar graphite iron
  • JP-A-2-298236 discloses an alloy having a low thermal expansion property at a relatively high temperature. Showa 64-55364 shows low thermal expansion iron with improved strength by heat treatment, Tokuho 1-3 6548 shows low thermal expansion alloy with added Ni, Co, V and Nb, and JP-A 2-70040 improves strength by solution treatment
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-433 discloses a green caterpillar-graphite iron, but all have insufficient strength, or even if the strength is satisfied, the low expansion property is insufficient. None satisfies both at the same time.
  • low-expansion iron having a graphite structure causes more segregation of Ni and lowers the Ni concentration in the dendrite phase gap compared to invar alloys and superinvar alloys that do not form graphite. It is known that the low expansion property deteriorates due to the formation of a part that deviates from the composition of the iron, and this segregation of Ni usually quenches the low expansion iron after solution treatment in the temperature range of 750 to 950. It has been improved by that. However, this method has a problem that deformation due to heat treatment occurs.
  • the iron base is made of a high Ni alloy, its thermal conductivity is lower than that of general iron, and when it is quenched in water or oil, it has a low thermal expansion.
  • the difference in cooling rates is large, resulting in large heat treatment stresses. Therefore, even if no deformation occurs, residual stress remains. Furthermore, since this residual stress is released during machining or over time, the shape and dimensional accuracy of the low-expansion ferrous parts during long-term use are degraded. Therefore, conventionally, it has been necessary to take a long time to perform a heat treatment to remove the strain on the iron after heat treatment.
  • the second to the balance with 4 properties it at least is the thermal expansion coefficient of the temperature range of 100 C is 8 X] 0 6 or less from the room below preferable.
  • tensile strength is required. According to the study results of the inventors of the present application, in order to satisfy the above-mentioned coefficient of thermal expansion and maintain the shape and dimensions, the tensile strength is preferably 55 kgf / cm 2 or more.
  • wear resistance that is, hardness
  • the hardness is preferably 200 or more in terms of Brinell hardness in order to obtain the desired abrasion resistance while satisfying the above thermal expansion and tensile strength.
  • the above four characteristics must not deteriorate. It is preferable that the material be a release material while simultaneously satisfying the above four characteristics.
  • the present invention has been made to address such a problem, and while maintaining low expansion properties, has improved strength and hardness, and further improved cutting workability. It is intended to provide a manufacturing method.
  • the method of manufacturing high-strength low-expansion ⁇ of the present invention is a method of manufacturing a low expansion ⁇ high Ni content thermal expansion coefficient of the temperature range is below 8 X 10- 6 Z ° C for Te 10 ⁇ from room ⁇
  • the composition is as follows: c force ⁇ 0.3% by weight to 2.5% by weight, Mg or Ca 0.1% by weight or less, Ni 25% to 4% by weight, Co less than 12% by weight,
  • the carbide forming element is Q.l amount% or more and 6.0% by weight or less, and the balance is made of a material composed of Fe and other impurities, and is formed into a predetermined shape. It precipitates as carbide in the area ratio of 0.3% to 20%.
  • the content and the machinability should be less than 1.2 wt.
  • Mnl.O% by weight or less is added for a deoxidizing agent and for improving strength and corrosion resistance.
  • the carbide-forming element is at least one selected from the group of transition metal elements belonging to IVa, Va, and VIa in the periodic table.
  • the method for producing high-strength low-expansion iron includes a method for producing a low-expansion iron containing high Ni having a thermal expansion coefficient of 8 X ⁇ 6 // ⁇ or less in a temperature range from room temperature to 100.
  • C is not less than 0.3% by weight and not more than 2.5% by weight
  • Mg or Ca is not more than 0.1% by weight
  • Ni is not more than 25% by weight
  • Co is less than 12% by weight.
  • 0.1 to 6.0% by weight the remainder being a material comprising Fe and an impurity element being dissolved and formed into a predetermined shape, and the carbide forming element is formed as a carbide in the metal structure during solidification. It is characterized by reducing the amount of solute carbon contained in the iron to 0.4 weight ⁇ ; 3 ⁇ 4 or less.
  • the material composition of iron mentioned above is to add Si to 1.2% by weight or less in order to impart formability and machinability, and to reduce Mn to 1.0% by weight or less in deoxidizing agents and to improve strength and corrosion resistance. It is added for
  • the carbide forming element is at least one selected from the group of transition metal elements belonging to the groups I Va, Va and V1a in the periodic table.
  • the method for producing high-strength, low-expansion iron of the present invention is characterized in that, as a composition, C is 0.3% by weight or more and 2.5% by weight or less, Mg or Ca is 0.1% by weight or less, and Ni is 25% by weight.
  • carbide forming element not less than 40% by weight; below, containing less than 12% by weight of Co and 0.1 to 6.0% by weight or less of carbide forming element, the remainder being made by melting a material composed of Fe and impurity elements to form a predetermined shape, During carbide solidification, the carbide-forming element is precipitated as carbide in the metal structure to reduce the amount of solute carbon contained in the iron, and has a thermal expansion coefficient of 8 xi O in a temperature range from room temperature to 100 ° C. It is characterized in that it is made of iron having a strength of 0 ZC or less and a tensile strength of 55 kgi7 mm 2 or more.
  • the content of Si is less than 1.2% by weight for imparting formability and machinability
  • the content of Mn is less than 1.0% by weight as a deoxidizing agent, improving strength and improving corrosion resistance. It is added for
  • the above carbide-forming elements are transition metal elements belonging to Groups IVa, Va and VIa in the periodic table. It is at least one member selected from the group of primes.
  • carbides are precipitated as carbides in an area ratio of 0.3% to 20% in the metal structure.
  • the amount of solute carbon contained in the above iron is characterized by being not more than 0.4% by weight.
  • the method for manufacturing a polishing platen of the present invention is characterized in that the surface is 0.3% by weight; 2.5% by weight or less; Mg or Ca is 0.1% by weight or less; Ni is 25% by weight or more and 40% by weight or less; Containing a carbide forming element of 0.1 to 6.0% by weight, with the balance being Fe and an impurity element, and dissolving the iron material, and forming using a predetermined mold. Is precipitated as carbide in the metal structure in an area ratio of 0.3% to 20%.
  • this polishing table has the following characteristics: (1) iron material composition is 1.2% by weight or less, Si is used to impart machinability and machinability, and (Mn) is 1.0% by weight or less. It is added for improvement.
  • the carbide-forming element is at least one selected from the group of transition metal elements belonging to IVa, Va, and VIa in the periodic table.
  • This polishing platen is a large platen with a diameter of 600 mm or more, and does not require heat treatment after assembling.
  • the thermal expansion coefficient of the temperature range of 100 ° C from room temperature in less than 8 X10 one 6 Z, and high strength tensile strength consists 55Kgi7min 2 or more ⁇ low expansion ⁇ Pori' Thing constant It is characterized by manufacturing a board.
  • the manufacturing method of the laser oscillator rod according to the present invention is as follows.
  • the method comprises the following steps: 0.3% by weight or more and 2.5% by weight or less; Mg or Ca 0.1% by weight or less; Ni 25% by weight or more and 40% by weight or less; Is less than 12% by weight, and contains 0.1 to 6.0% by weight of carbide forming element, and the balance is made of a ferrous material composed of Fe and impurity elements, and is formed using a predetermined mold. It is characterized in that the carbide forming element is deposited as a carbide in a metal structure in an area ratio of 0.3% to 20%.
  • ⁇ Si is used as a material composition of iron. ! ⁇
  • the following are added for imparting formability and machinability, and ⁇ is added at 1.0% by weight or less for deoxidizing agents and for improving strength and corrosion resistance.
  • the carbide-forming element is at least one selected from the group of transition metal elements belonging to IVa, Va, and VIa in the periodic table.
  • the method for manufacturing a laser oscillator rod of the present application is characterized in that heat treatment after manufacturing is not included.
  • the amount of the solute carbon contained in the iron is reduced to less than 0.4 wt.%.
  • a thermal expansion coefficient of the temperature range of 100 ° C is 8 X 10 one 0 / ° C or less from room temperature, and high strength tensile strength and made of 55 kgf / mm 2 or more ⁇ low expansion ⁇ Features to manufacture rods for laser oscillators.
  • the first condition was to minimize the loss of low expansion.
  • the basic composition of the Super Invar alloy (30% Ni-53 ⁇ 4iCo-65% Fc) is to minimize the solid solution of other elements in the base metal. That is, the present inventors have found that a desired low expansion property can be obtained when the amount of solute carbon contained in iron is reduced to 0.4% by weight or less. Needless to say, C, Si, Mn, Mg and impurity elements that are contained at least are acceptable because they are practical iron having a graphite structure.
  • the thermal expansion coefficient of the low-expansion iron of the present invention is 8 ⁇ 10 ′ 6 / from room temperature to 100. C or less.
  • the second condition was to strengthen the dispersion of the third phase. That is, a carbide-forming element is added as a dissolved component, and carbide is precipitated during the solidification process.
  • the present inventors have found for the first time that the amount of dissolved carbon is consumed as carbides and a low thermal expansion coefficient can be expected. However, if the carbide-forming element is added in excess of the amount consumed as carbide, that amount will be dissolved and the coefficient of thermal expansion will be increased. Furthermore, the inventors of the present application have found a condition in which the means for maintaining low expansion properties without changing the quenching heat treatment from a high temperature can be maintained within the range of the above method.
  • the inventor of the present application has found from many experimental data that the conventional low-expansion iron without carbide in the metallographic structure has a high strength (tensile strength, resistance to heat, Young's modulus and hardness).
  • ⁇ ⁇ ⁇ We have found for the first time that there is a very close relationship with the amount of carbon in iron.
  • Figure 8 shows the relationship between the total carbon content and the solid solution carbon content. ⁇ In the area where the total carbon content is about 1% or more and The graphitization rate increases, and as a result, the amount of solid solution carbon tends to decrease. That is, if the amount of dissolved carbon is increased, the strength and hardness of the low expansion iron are increased. However, it was difficult to satisfy both high strength and low expansion in order to increase the coefficient of thermal expansion by increasing the amount of dissolved carbon.
  • the amount of solute carbon can be significantly reduced as compared to the base without carbides, as shown in Fig. 8. For the first time.
  • nickel (Ni) is a component that contributes to a reduction in the coefficient of thermal expansion by making the metal structure of the iron an austenitic structure.
  • Low expansion iron is effectively obtained when the Ni content is in the range of 25 to 40% by weight.
  • the thermal expansion coefficient increases in all cases.
  • a more preferred range for the Ni content is 28-36% by weight.
  • the cobalt (Co) is synergies 3 ⁇ 4 of Ni, especially c but more to further lower the thermal expansion coefficient of ⁇ , when the content is 12 wt! 3 ⁇ 4 above, the thermal expansion coefficient is increased in the opposite In the as-released material that is not subjected to heat treatment, Ni and Co segregate, adversely affecting the low expansion property. Co shall be added according to the required coefficient of thermal expansion, etc.o
  • Carbon (C) is a component that crystallizes graphite in low-expansion iron and imparts machinability and machinability. Carbon that did not become graphite exists as carbides and solute carbon. Book The invention is characterized by improving the strength and hardness by forming carbides in the low-expansion iron metal structure, and carbon is the most important constituent element. The remainder becomes dissolved carbon and causes an increase in the coefficient of thermal expansion. Therefore, it is important to set the amount of solute carbon as low as possible.
  • the content is in the range of 0.3 to 2.5% by weight, and if the C content is less than Q.3% by weight, sufficient formability cannot be imparted. If the C content exceeds 2.5% by weight, the coefficient of thermal expansion increases.
  • silicon (Si) has a small role in graphitization as in general iron, such as a graphite nucleation site and a component of carbon equivalent.
  • Si is added to suppress oxidation during dissolution in the atmosphere. Therefore, it is desirable to keep it as low as possible, and the content of Si should be 1.2% by weight or less. Preferably it is 0.5% or less.
  • Manganese (Mn) is a basic component of iron, and Mn functions as a deoxidizing agent, a component for improving strength, and a component for improving corrosion resistance. However, if the content is too large, the thermal expansion coefficient increases as the amount of solid solution increases, so the content of Mn should be 1.0% by weight or less. More preferably, it is at most 0.5% by weight.
  • Magnesium (Mg) or Calcium (Ca) functions as a spheroidal graphitizing component of iron and as a deoxidizer.Similar to Mn, the upper limit of the content is 0.1 wt. Generally, Mg is used as the main component, and Ni-5% Mg alloy or Fe-5% Mg alloy is added after melting and immediately before forming to react with the molten metal.To spheroidize graphite, Mg and Ca are added to iron after solidification. In general, 0.04 to 0.09% is required, and in the range of 0.01 to 0.03%, a spheroidized graphite or a spheroidized graphite form called CV-iron graphite is obtained.
  • the carbide-forming element at least one selected from the group of transition elements belonging to groups IVa, Va, and VIa of the periodic table is used, but Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr , Mo, and W are preferable, and are added in the range of 1 to 6.0% by weight. All of these elements are IVa, Va, and VIa ⁇ transition elements, and have low free energy of carbide formation in iron alloys. Carbides of these elements are more likely to form nuclei than graphite. If the carbon content is 0.9% or less, there is no graphite, and a structure in which only carbides are precipitated can be obtained.
  • low-expansion iron has improved the disadvantages of poor machinability with graphite due to the toughness due to the austenitic base peculiar to high-Ni iron, but it has further reduced the toughness due to the precipitation of carbides. An effect of improving workability was also found.
  • the above-mentioned carbide precipitation elements can be added alone or in combination, but the addition amount is in the range of 0.1 to 6.0% by weight on a platform basis depending on the amount of carbon. If the content of the carbide-precipitating element is less than 0.1% by weight, the carbide cannot be sufficiently precipitated, and the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the content of the carbide precipitated element exceeds 6.0%, the precipitate formed of carbides becomes coarse, not only not contributing to the improvement of the strength, but also a factor inhibiting toughness and machinability. A more preferable addition amount of the carbide precipitation element is in the range of 0.2 to 4.0 weight ⁇ %, and more preferably 0.5 to 2.5. % By weight.
  • each element there is an appropriate amount of each element, and in order to prevent coarsening of carbides and to finely disperse and precipitate in the matrix, it is preferable to satisfy the following ranges respectively. That is, 0.1 to 1.0 wt 0 ⁇ , Zr is 0.1 to 1.0 fold S%, Hf is 0.1 to 3.0 wt%, V is 0.4 to 1.2 wt%, Nb is 0.1] to 2.0 wt%, Ta is 0.1 to 4.5 % By weight, 0.2 to 6.0% by weight, Mo: 0.1 to 2.5% by weight, W: 0.1 to 4.5% by weight o
  • the carbide precipitation element it is preferable that at least 75% or more, more preferably 80% or more, of the carbide precipitation element is present as a precipitated phase, and it is desirable that almost all of them are present as a precipitated phase. This is because the solid solution content of the carbide precipitation element has an adverse effect on the thermal expansion coefficient.
  • the limit amount is determined from the carbide composition of each element, and the carbide precipitation element is added according to the amount. Good.
  • the density ratio is approximately 2.0 times, it is desirable that the amount of Ti added be approximately 2.0 times the amount of residual carbon after graphitization. Since the residual carbon content is usually 0.5 to 0.7% by weight, if the added amount of Ti is about 1.4% or more, the excess will form a solid solution in the matrix and increase the thermal expansion coefficient. For other elements, it is preferable to similarly determine the limit amount and set the addition amount. As described above, by setting the amount of the carbide precipitation element to be added, the solid solution becomes extremely small, so that the low expansion property is not affected.
  • the amount of carbide precipitation in the method of the present invention is preferably in the range of 0.3% to 20% by area ratio in the metal structure. If the area ratio of precipitated carbides is less than 0.3%, the effects on strength, hardness, machinability, and low expandability will be insufficient, and if it exceeds 20%, the effects of the thermal expansion coefficient and hardness of the carbides will be adversely affected. And deteriorates the low expansion property and cutting workability.
  • the more preferable area ratio of the precipitated carbide is in the range of 0.5% to 10%, and more preferably in the range of 1.5% to 5.0%.
  • the particle size of the carbide also affects mechanical properties and machinability.
  • the preferred range of the particle size of the carbide is 5 to 50 m by controlling the amount of carbon and the content of carbide forming elements. Wear.
  • the above-mentioned component range of the low-expansion iron takes this point into consideration.
  • the precipitation S of the low expansion iron spheroidal graphite in the present invention is preferably in the range of 0.5% to 15% in terms of the area ratio in the metal structure.
  • the precipitation amount is 15% or more, the strength of the iron is adversely affected, and it is preferable that the precipitation amount is 10% or less. Therefore, the upper limit of carbon content is set at 2.5%.
  • the above-mentioned area ratio is measured by the following method.
  • Total surface of carbide ⁇ Total surface ridge of base + Total surface of carbide 3 ⁇ 4 5 + Total area of graphite
  • the method of measuring the total area of carbide and graphite has recently been using an image analysis device for micrographs.
  • the measured force is less than 300mm x 200mm, and the photograph is cut out separately from the carbide, graphite, and base material, and the weight of each is used to determine the area ratio. Calculations can be made. .
  • the purpose of the heat treatment in the present invention is mainly to form secondary graphite when the amount of carbon is relatively low and the graphite is not crystallized or formed insufficiently with the as-formed material.
  • plasticity of iron of the present invention with a carbon content of 0.3% to 1.0% only the carbides are dispersed and precipitated in the austenitic matrix in the microstructure, or the It has a structure in which extremely graphite is formed, and has poor machinability.
  • solution treatment is performed at a temperature of 750 to 900 ° C to form secondary graphite.
  • the solution treatment time is determined according to the wall thickness of the product, but the time calculated by the following formula is a guide.
  • Solution treatment time maximum thickness 25111111 x 2 hours + 2 hours
  • the reason for setting the solution treatment temperature range is that carbides are decomposed in the temperature range of 900 or more, and the amount of solid solution of carbon and carbide forming elements increases, resulting in an increase in the thermal expansion coefficient. .
  • FIG. 1 is an optical micrograph showing a metal structure of a low expansion alloy in which only a carbide of the present invention is dispersed.
  • FIG. 2 is an explanatory view showing an example of a configuration of a polishing surface plate for silicon wafer polishing of the present invention.
  • FIG. 4B is a perspective view showing an example of the polishing platen of the present invention shown in FIG. 41A.
  • Fig. 5 is a perspective view showing an example of the polishing platen of the present invention shown in FIG. 41A.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a configuration of a laser oscillator using the laser oscillator rod of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic diagram illustrating a method for manufacturing a laser oscillator head of the present invention.
  • Fig. 7 is a schematic diagram illustrating a method for manufacturing a laser oscillator head of the present invention.
  • Example 1 to 12 The component compositions of Examples 1 to 12 are obtained by adding appropriate amounts of the respective carbide-forming elements to the basic component composition of the present invention either individually or in combination. On the other hand, Comparative Examples 1 to 5 did not contain carbide forming elements (Comparative Examples 1 to 2) or
  • Comparative Example 5 was prepared by dissolving the composition disclosed in JP-A-62-2052244, and was obtained by adding Nb 0.02% -V 0.2%. Hardly noticeable, no improvement in strength.
  • the low-expansion iron in the component range according to the example of the present invention has a thermal expansion coefficient of not only heat-treated but not heat-treated steel. 7 X 10— b Z ° C or less, and the amount of carbide precipitation (area ratio) in the metal structure is within the range of 0.5 to 15%. The tensile strength HB280 least 62kgf / mm 2 or more and hardness are recorded.
  • FIG. 1 shows only the dispersion of spheroidal graphite and no carbide particles.
  • FIG. 2 precipitates of carbide particles composed of NbC are observed, but the presence of graphite is not observed.
  • Examples 13 to 15 are examples in which the iron of the structure of Examples 1, 2 and 12 was subjected to a heat treatment.
  • the heat treatment conditions in these examples were as follows: solution treatment in a temperature range of 800 to 900 for about 4 hours, followed by water cooling.
  • solution treatment in a temperature range of 800 to 900 for about 4 hours, followed by water cooling.
  • carbon which is still in a solid solution is converted into secondary graphite by solution treatment, and a uniform distribution of Ni and Co can be obtained by rapid cooling.
  • Examples 13 and 14 in which the amount of C is 1.0% or less, graphite is not sufficiently crystallized in Examples 1 and 2 in the undisturbed state. As a result, the amount of graphite can be increased and the amount of carbide precipitates slightly increased, and the amount of solute C can be reduced.
  • FIG. 3 shows an optical microscope photograph (magnification: 200 times) of the ferrous material in Example 14.
  • NbC particles and spherical graphite are simultaneously present in the metal structure.
  • the size of the carbide particles dispersed in the metal structure is the largest, and it can be seen that they are uniformly dispersed and precipitated.
  • the particle size of spheroidal graphite ranged from 30 ⁇ 111 to 70 m.
  • Example 15 the content of Co was as high as 11% as compared with the other examples.In this case, however, a heat treatment was required to homogenize the Co. The coefficient of thermal expansion can be greatly reduced as compared with Example 12 as it is.
  • Comparative Examples 6 to 8 are the bases subjected to the heat treatment in the same manner as in Examples 13 to 15.
  • the solution heat treatment temperature was 850 ° C.
  • Comparative Example 8 it was 950.
  • the amount of the carbide-forming element added was too small, and no carbide was formed even after the heat treatment.
  • the amount of Co was 12% by weight or more, and the desired low expansion property could not be obtained with the release material.
  • Comparative Example 8 is a case in which the heat treatment was performed at a temperature of 900 to 1000 ° C. for the solution treatment as the heat treatment and at a temperature at which carbides were decomposed. The effect of quenching be included, the thermal expansion coefficient of 2.
  • Comparative Examples 9 and 10 relate to the as-released material without heat treatment.c In this case, the amount of Si exceeds the upper limit of the composition range of the present invention. No mechanical strength was observed.
  • FIG. 41A is an explanatory diagram showing a schematic configuration of a polishing platen used for mechanochemical polishing of a silicon wafer as a semiconductor substrate.
  • FIG. 41B is a perspective view showing an example of the polishing platen.
  • 1 is an upper surface plate
  • 2 is a lower surface plate
  • 3 is an abrasive slurry supply pipe
  • 4 is a polishing machine. 4000 kg of iron with the composition shown in Table 3 was melted using a high-frequency electric furnace with a capacity of 5000 kg, and a polishing surface plate of the shape shown in Fig.
  • 4-B was forged using a sand mold. It was cut into a platen with a diameter of 1000 and a thickness of 40rnm. It is extremely difficult to maintain such a plate-like shape flat by a quenching process, and it is required that the material be a free material.
  • Table 3 As shown in, ⁇ platen thermal expansion coefficient of 1.0 X 10 "° Cs tensile strength 70 kg / nini 2, does not perform the heat treatment. This example shows good properties and hardness 11B 300 is subordinate The Young's modulus was about 1.5 times, the coefficient of thermal expansion was about 1/20, and the deflection due to its own weight was small, and the flatness of the silicon wafer was less than 1.0 Ufa.
  • the flatness LTV value YQ m or less is defined as the difference between the maximum and minimum thicknesses in the region of any of the 15 bands X15 in the polished surface.
  • a platen with a diameter of 550 mm was obtained by the same manufacturing method as in this example. An excellent product as shown in (1) is obtained.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing the configuration of a laser-oscillator using the rod of the present invention.
  • 1 is an oscillation tube (quartz tube)
  • 2 is an exit mirror
  • 3 is a rear mirror
  • 4 is a heat exchanger
  • 5 is a rod.
  • FIG. 6 is an explanatory view showing the above-mentioned method of forming the rod.
  • the c- laser oscillator rod is a component for determining the resonator length directly related to the control of the laser frequency.
  • the relationship between the laser frequency f and the cavity length L is expressed by the following equation. f-nC / 2L,
  • the oscillator rod is a component that fixes the length of the resonator, and has a structure that can be water-cooled as a hollow pipe to control temperature changes.
  • the core 7 and the type 6 shown in FIG. Made using The length of the rod 5, which is almost equivalent to the resonator length L, is about 100 Omm, the outer diameter is 40 mm, and the inner diameter is 20 mm, and the machinability and machinability are good.
  • a low-expansion iron having improved strength, hardness, and machinability while maintaining low expansion properties can be obtained. Accordingly, it is possible to provide iron that is required to have low thermal expansion properties, and that is suitable for machine parts and the like that require shape retention and wear resistance.
  • the polishing plate of the present invention enables a large-sized plate using the high-strength low-expansion iron of the present invention to be produced without a heat treatment of only the structure.
  • a rod made of the high-strength low-expansion iron of the present invention can achieve a low coefficient of thermal expansion and high rigidity without heat treatment, and can reduce the frequency fluctuation rate of the resonator. It became possible to suppress.
  • the high-strength low-expansion iron of the present invention can be used in various applications utilizing low-expansion, strength, hardness and cutting resistance, in addition to the polishing platen for silicon wafer and the rod for laser oscillator described above.
  • various precision such as spherical polishing machine for laser, mold for CFRP parabolic antenna, mount for laser oscillator, mount for laser long distance transmission, laser reflector, optical component holder, solder printing machine roller, micro gauge, etc. It can be applied to mechanical parts.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Lasers (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Carbon And Carbon Compounds (AREA)
  • Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)

Description

明細書 高強度低膨張铸鉄の製造方法 技術分野
本発明は、 高 Ni含有の低膨張祷鉄に係り、 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铸鉄の製造方法に関する。 背景技術
従来から知られているように、 铸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、 銃造性に優れ、 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。
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。 このような要求に応え るために、 従来材の特質に加えて、 熱膨張係数や熱変形を極力低く抑える材料が 益々必要になってきている。 熱膨張の低い金属材料としては、 表 1 - 1および表 1 一 2に示した約 36%Ni-Fe 合金 （ィンバー合金） や約 30%Ni-5%Co - Fe 合金 （ス ーパ一インバー合金） が知られているが、 十分に使いこなされているという状況 ではない。 その理由は、 切削加工性および铸造性が悪いという欠点によるもので ある。 近年、 これらを改良するために、 イ ンバー合金やスーパ一イ ンバー合金を 铸鉄化し、 切削加工性および铸造性を改善した材料が注目されるようになってき た。 表 1— 1および表 1 一 2には、 二レジス卜 D5として古くから知られている低 膨脹铸鉄および、 ここ数年で開発された低膨脹铸鉄の一例としてノビナイ ト铸鉄 や特開昭 62- 268249 に開示された铸鉄を示す。
しかしながら、 表 1 一 1および表 1 一 2に示したような材料は、 黒鉛を晶出し ていない台金か球状黒鉛铸鉄であり、 基地組織はオーステナィ 卜組織を主体とし ているために、 その引張り強さは 40〜55kgl7mm2 、 硬さはブリネル硬度で HB 120 程度である。 黒鉛組織が片状黒鉛ゃ擬球状黒鉛組織の場台にはさらに低く、 25〜 35kgf/mm2 程度セ硬さはブリネル硬度で HB 100程度である。 そのため、 高精度が 要求される部品への適用において、 強度不足のために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、 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。
上記の材料以外にも、 また特開昭 61-177356は低熱膨脹高ニッケルオーステナ ィ ト系芋虫状黒鉛铸鉄、 特開平 2-298236 は比較的高温で低熱膨脹性を有する合 金、 特開昭 64-55364 は熱処理により強度を改善した低熱膨脹铸鉄、 特公平 1-3 6548は Ni、 Co、 V 、 Nb を添加した低熱膨脹合金、 特開平 2-70040は溶体化処理 による強度を改善した低熱膨脹合金、 特開昭 63-433 は芋虫状黒鉛铸鉄を開示し ているが、 いずれも強度が不十分で、 あるいは強度が満足されていても、 低膨張 性が不十分であり、 両者を同時に満たすものはなかった。
また、 一般に黒鉛組織を有する低膨脹铸鉄では、 黒鉛を形成しないインバー合 金やスーパーインバー合金に比べて、 Niの偏析が顕著になり、 デンドライ ト相間 隙部の Ni濃度が低くなり易くなるためにィンバ一組成からはずれる部分を生じて 低膨脹性が悪くなることが知られており、 通常、 この Niの偏析は低膨脹铸鉄を 75 0 から 950 での温度範囲で溶体化処理後急冷することにより改善されている。 但し、 この方法は、 熱処理による変形を起こすという問題がある。 特に低熱膨張 铸鉄の場台には高 Ni合金であるために、 一般の鋅鉄に比べて熱伝導率が低く、 水 やオイルの中に焼き入れると低膨脹铸鉄部品の表層と内部の冷却速度の差が大き く、 その結果、 大きな熱処理応力が生じる。 そのために、 たとえ変形が発生しな くとも残留応力が残る。 さらに、 この残留応力は機械加工時や時間経過につれて 解放されるため、 長期使用に際しての低膨張鋅鉄部品の形状や寸法精度に悪化を もたらす。 したがって、 従来は熱処理後の铸鉄に長時間かけて歪とり熱処理を施 す必要があった。
しかしながら、 近年铸鉄を用いた製品の大型化、 形状の複雑化に伴い、 铸造後 の熱処理が、 製品の信頼性を損ねていることを本発明者らは着目した。 例えば、 従来の直径 55cm X 厚さ 40mmの定盤においてはプラスに働いていた熱処理も、 直 径が lm X 厚さ 40mmのレベルになると表面の平坦度に問題が生じるためマイナス
— フ ー に働く ことがわかったのである。
また、 複雑形状の製品においては、 従来機械加工を施していたが、 やはり、 こ の機械加工時に内部に生じる応力歪が問題となつていた。 この応力歪を除くため には、 長時間かけて歪とり熱処理を行う必要があり、 煩雑であるため熱処理の必 要のない鋅造品が求められていた。 このように熱処理 （特に急冷） による低膨張 性の改善は、 本来の目的である寸法精度の向上に対して、 逆効果となることがあ る。 また、 従来歪とり熱処理が煩雑であるため機械加工していた複雑形状の製品 においても、 やはりこの機械加工が難しいため、 応力歪のない鋅造品が求められ ていた。 そのため、 できるだけ铸造のままの状態で低膨張性を確保することが望 まれる。 発明の開示
上述したように、 各種機械の大型化、 複雑形状化や高精度化がさらに進展する 現状において、 従来の低膨張铸鉄では、 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ウェ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ウェハ は年々大型化しており、 4〜 5インチから 8インチウェ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ウェハの加工には、 低膨張铸鉄 製のポリ ッシング定盤が使用されつつあるが、 Siウェ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 55kgf7cni2 以上の強度が要求されている。
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。
すなわち、 本発明の製造方法によって得られる铸鉄によって得られる铸鉄にお いては、 下記のような特性が要求される。
まず、 第 1に低膨張性が求められる。 この場合、 本発明者らの検討結果によれ ば、 下記第 2乃至 4の特性との兼ね合いから、 少なく とも室温から 100 Cの温度 範囲の熱膨張係数が 8 X 】0 6以下であることが好ましい。 第 2には、 引張り強さが求められる。 本願発明者らの検討結果によれば、 上記 熱膨張係数を満足させたうえで、 形状寸法を維持するためにには、 引張り強さは、 55kgf/cm2 以上の強度であることが好ましい。
第 3には、 耐磨耗性すなわち、 硬さが求められる。 本発明においては、 上記熱 膨張ならびに引張り強さを満足させたうえで、 所望の耐磨耗性を得るためには硬 さは、 ブリネル硬度で 200以上であることが好ましい。
第 4には、 铸鉄としての切削加工性ならびに踌造性が必要である。
次に、 铸造品が铸放し材 （as cast 材） であることのメリッ トを説明する。 一般に、 鋅造品では、 ^造後に熱処理を施して所望の特性を得るが、 この際銥 造品内部に残留応力が発生する。 通常はこの残留応力を除去するために、 歪とり 熱処理を施すが、 工程が煩雑であるばかりでなく、 さきに述べたように対象製品 によっては、 残留応力を除去することができない場合がある。 したがって、 この ような問题を回避するためには、 铸鉄は铸放し材であることが好ましい。
この際、 上記 4特性が劣化してはならない。 上記 4特性を同時に満足させた上 で、 且つ鋅放し材であることが好ましい。
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、 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 張铸鉄の製造方法を提供することを目的としている。
さらには、 焼き入れ処理のような高温から急冷する熱処理を施すことなく、 低 膨脹性を確保した高強度低膨脹铸鉄を得る製造方法を提供することを目的として いる。
本発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法は、 室温から 10ϋ ての温度範囲の熱膨脹 係数が 8 X 10— 6Z °C以下の高 Ni含有の低膨張錄鉄の製造方法において、 铸鉄の組 成として、 c 力 <0. 3 重量％ 以上 2. 5 重量％ 以下、 Mgまたは Caが 0. 1 重量％ 以下、 Niが 25 重量％ 以上 4ϋ重量％ 以下、 Coが 12重量％ 未満、 炭化物形成元素が Q . l 量％ 以上 6. 0 重量％ 以下、 残部が Feおよびその他の不純物からなる材料を溶解し 所定の形状に铸造し、 前記炭化物形成元素を錢造凝固時に、 金属組織中に面積比 で 0. 3%から 20% の範囲内の炭化物として析出せしめるものである。
さらに上述の铸鉄の材料組成としては、 Si l . 2 重量％ 以下を铸造性や切削性を 付与するために、 また Mnl . O 重量％ 以下を脱酸剤や強度向上、 耐食性向上のため に添加される。 '
前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V I a属遷移金属元 素の群から選ばれた少なくとも 1種である。
さらに本願発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法は、 室温から 100 の温度範囲 の熱膨脹係数が 8 X Ι ίΓ6// ^以下の高 Ni含有の低膨張铸鉄の製造方法において、 組成として、 Cが 0.3重量％ 以上 2. 5重量％ 以下、 Mgあるいは Caが 0. 1重量％ 以 下、 Niが 25重量 ¾； 以上 40重量％ 以下、 Coが 12重量％ 未満と、 炭化物形成元素を 0 . 1以上 6. 0重量％ 以下とを含み、 残部が Feおよび不純物元素からなる材料を溶解 し所定の形状に铸造し、 前記炭化物形成元素を^造凝固時に、 金属組織中に炭化 物として折出せしめ、 前記鋅鉄に含まれる固溶炭素の量を 0.4 重≤；¾ 以下に低減 させることを特徴としている。
さらに上述の铸鉄の材料組成としては、 Siを 1 . 2 重量％ 以下を铸造性や切削性 を付与するために、 また Mnを 1. 0 重量％ 以下を脱酸剤や強度向上、 耐食性向上の ために添加される。
前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V 1 a属遷移金属元 素の群から選ばれた少なく とも 1種である。
さらにまた本願発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法は、 組成として、 Cが 0. 3 重量％ 以上 2. 5重量％ 以下、 Mgあるいは Caが 0. 1重量％ 以下、 Niが 25重量％ 以上 40重量 ¾； 以下、 Coが 12重量％ 未満と、 炭化物形成元素を 0. 1以上 6.0重量％ 以下 とを含み、 残部が Feおよび不純物元素からなる材料を溶解し所定の形状に铸造し、 前記炭化物形成元素を鋅造凝固時に、 金属組織中に炭化物として析出せしめ、 前 記铸鉄に含まれる固溶炭素の量を低減させ、 室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨脹 係数が 8 x i O 0Z C以下で、 且つ引張り強さが 55kgi7mm2 以上の铸鉄とすること を特徴としている。
さらに上述の铸鉄の材料組成としては、 Siを 1 . 2 重量％ 以下を铸造性や切削性 を付与するために、 また Mnを 1 . 0 重量％ 以下を脱酸剤や強度向上、 耐食性向上の ために添加される。
前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V I a属遷移金属元 素の群から選ばれた少なくとも 1種である。
また前記の炭化物は金属組織中に面積比で 0.3%から 20% の範囲内の炭化物とし て析出せしめるものである。
さらに上述の铸鉄に含まれる固溶炭素の量は、 0.4 重量％ 以下であることを特 徴とするものである。
本発明のポリッシング定盤の製造方法は、 じが 0.3重量 ¾； 以上 2.5重量％ 以下、 Mgあるいは Caが 0.1重量％ 以下、 Niが 25重量％ 以上 40重量％ 以下、 Coが 12重量％ 未満と、 炭化物形成元素を 0.1以上 6.0重量％ 以下とを含み、 残部が Feおよび不 純物元素からなる涛鉄材料を溶解し、 所定の铸型を用いて铸造し、 銬造凝固時に 前記炭化物形成元素を金属組織中に炭化物として面積比で 0.3%から 20% の範囲で 析出せしめることを特徴とするものである。
また本ポリツシング定盤は、 铸鉄の材料組成としては、 Siを 1.2 重量％ 以下を 銬造性や切削性を付与するために、 また Mnを 1.0 重量％ 以下を脱酸剤や強度向上、 耐食性向上のために添加される。
前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V I a属遷移金属元 素の群から選ばれた少なくとも 1種である。
また本ポリ ッシング定盤は直径が 600mm 以上の大型定盤であって、 铸造したま まで、 铸造後の熱処理を必要としないことも一つの特徴としている。
さらに上述の铸鉄に含まれる固溶炭素の IIは、 Q.4 重量％ 以下に低減すること を特徴とするものである。
さらに上記の製造方法は、 室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X10一6 Z 以下で、 且つ引張り強さが 55kgi7min2 以上の錚鉄からなる高強度低膨張铸鉄 ポリッ シング定盤を製造することを特徴とするものである。
次ぎに、 本発明のレーザー発振器用ロッ ドの製造方法は、 じが 0.3重量! ¾ 以上 2.5重量％ 以下、 Mgあるいは Caが 0.1重量％ 以下、 Niが 25重量％ 以上 40重量％ 以 下、 Coが 12重量％ 未満と、 炭化物形成元素を 0.1以上 6.0重量％ 以下とを含み、 残部が Feおよび不純物元素からなる铸鉄材料を溶解し、 所定の铸型を用いて铸造 し、 鎔造凝固時に前記炭化物形成元素を金属組織中に炭化物として面積比で 0.3% から 20% の範囲で折出せしめることを特徴とする。 また本発明のレーザー発振器用ロッ ドの製造方法においては、 铸鉄の材料組成 としては、 Siを Γ. 2 重量！! ί 以下を筠造性や切削性を付与するために、 また Μηを 1 . 0 重量％ 以下を脱酸剤や強度向上、 耐食性向上のために添加される。
また前記の炭化物形成元素は周期率表にて I V a、 V aおよび V I a属遷移金 厲元素の群から選ばれた少なく とも 1種である。
さらに本願のレーザー発振器用ロッ ドの製造法は、 筠造後の熱処理を含まない ことを特徴とする。
さらに上述の鋅鉄に含まれる固溶炭素の量は、 ϋ . 4 重量! ¾ 以下に低減すること を特徴とするものである。
さらに上記の製造方法は、 室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X 10一0 / °C以下で、 且つ引張り強さが 55kgf/mm 2 以上の銬鉄からなる高強度低膨張铸鉄 レーザー発振器用ロッ ドを製造することを特徴とするものである。
以上の発明は以下の知見に基づいて行われた。 すなわち、 低膨脹性を損なうこ とを極力避けることを第一の条件とした。 つまり、 スーパーインバー合金の基本 組成 （30%Ni -5¾iCo-65%Fc) を基地金属中に他の元素の固溶量をできるだけ低く抑 えることである。 すなわち本発明者らは铸鉄中に含まれる固溶炭素量を 0 .4 重量 % 以下と低減すると、 所望の低膨張性が得られることを見出だしたのである。 も ちろん、 黒鉛組織を有する実用铸鉄であるために最低含まれる C 、 Si、 Mn、 Mgや 不純物元素は許容する。 本発明の低膨張铸鉄の熱膨張係数は室温から 100 てまで の範囲で 8 X 10' 6/ 。C以下とする。
次に強度や硬さを改善するために、 第三の相の分散強化を第二の条件とした。 すなわち溶解成分として炭化物形成元素を添加し、 凝固過程で炭化物を析出させ る。 これにより固溶している炭素量が炭化物として消耗され熱膨張係数の低'减効 果も期待できることを本願発明者らは初めて見出だしたのである。 ただし、 炭化 物形成元素が炭化物として消耗される量より過剰に添加すれば、 その分は固溶し 熱膨張係数を逆に高めるので、 適性添加量とする。 さらに、 本願発明者らは、 高温から急冷熱処理することなく铸造材のままで低膨張性を保持する手段を前記 の方法の範嗨で可能な条件を見出だした。 すなわち、 铸造での凝固過程で炭化物 と黒鉛の両方が形成される場合には、 凝固相の固溶炭素量が十分に低くなり、 N i 偏析が抑制できること効粜を見出だした。 そのような成分条件によれば、 鍩造の ままで、 急冷処理した材料と同様に低膨張性が得られ熱処理変形や残留応力の解 放による寸法 ·形状の経時変化を回避できる高強度低膨張铸鉄の製造方法が得ら れる。
これらの知兒は以下の実験データにより確認された。
本願発明者は、 図 7に示すように、 多くの実験データから、 従来の金属組織中 に炭化物が含まれない低膨張铸鉄は強度 （引張り強さ、 耐カ、 ヤング率および硬 さ） が铸鉄中の炭素量と非常に密接な関係があることを初めて見出だした。 図 8 に全炭素量と固溶炭素量の関係を示したが、 鋅造材において、 全炭素量が約 1%以 上で黑鉛が晶出する領域では、 全炭素量が増加するほど、 黒鉛化率は高くなり、 その結 、 固溶している炭素盘は低'减する傾向がある。 つまり、 固溶炭素量を¾ やすと低膨張筠鉄の強度と硬さを増大させることになる。 しかしながら、 一方固 溶炭素量の増大は熱膨張係数を増大させるために い強度と低膨張の両方を満足 させることは困難であった。
本発明では、 低膨脹铸鉄の金属組織中に炭化物を形成させることにより、 図 8 に示すように、 固溶炭素量を炭化物のない場台に比べて、 はるかに低'减すること が可能であることを初めて見出だしたのである。
本発明の高強度低膨張鋅鉄の製造方法においては、 ニッケル （Ni ) は、 铸鉄の 金属組織をオーステナイ ト組織とし、 熱膨張係数の低減に寄与する成分である。 低膨張踌鉄は、 Ni含有量を 25〜40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、 28〜36重量％ である。
また、 コバルト（Co)は Niとの相乗効 ¾によって、 铸鉄の熱膨張係数をより一層 低下させるが、 その含有量が 12重量! ¾ 以上となると、 熱膨張係数は逆に増加する c 特に熱処理を施さない鋅放し材においては、 Niおよび Coは偏析するため低膨張性 に悪影響を及ぼす。 Coは、 必要とされる熱膨張係数等に応じて添加するものとす o
炭素（C) は、 低膨脹铸鉄に黒鉛を晶出させ、 铸造性や切削加工性等を付与する 成分である。 黒鉛とならなかった炭素は、 炭化物と固溶炭素として存在する。 本 発明では低膨脹铸鉄の金厲組織中に炭化物を形成させることにより、 強度および 硬さを改善することを特徴としており、 炭素は最も重要な構成元素である。 残り は固溶炭素分となつて熱膨張係数増加の原因となる。 したがつて固溶炭素量をで きるだけ低くなるように設定することが重要である。 本発明では含有量は、 0.3 〜 2.5重量％ の範囲で、 Cの含有量が Q.3重量％ 未満であると、 十分な铸造性を 付与することができない。 また、 C含有量が 2.5重量％ を超えると、 熱膨張係数 が ½加する。 なお、 0.3〜 1.0重 S% の範囲では熱処理なしの转造材のままでは 黒鉛は晶出せず、 炭化物だけが形成される。 この場合には二次黒鉛化を目的とし た熱処理を施すことにより、 切削性および低膨張性の向上が得られる。 また 1.0 〜 2.5望量％ の範囲では铸造材のままで黒鉛と炭化物の両方が形成され切削性お よび低膨張性の優れた低膨脹 鉄が得られる。 より好ましい Cの含有盘の範囲は 1.0〜1.5 重量％ であり、 本発明の炭化物形成を条件に加えることにより、 凝固 相中の固溶炭素を低く維持することができ、 Niの偏析も問題にならない程度に抑 制できる。 この範囲の炭素量は、 铸造材のままで急冷熱処理材に近い低膨脹性が りれ O o
ケィ素（Si)は、 本発明では黒鉛核生成サイ トゃ炭素当量の構成成分といった一 般鋅鉄におけるような黒鉛化の役割は小さい。 本発明の低膨脹铸鉄では Siは大気 溶解中の酸化抑制のため添加されている。 したがって、 できるだけ低くすること が望ましく、 含有量は、 Siは 1.2重量％ 以下とする。 好ましくは 0.5%以下である。 マンガン（Mn)は铸鉄の基礎成分であり、 Mnは脱酸剤や強度向上、 耐食性向上成 分として機能する。 ただし、 含有量があまり多いと、 固溶量が増える分だけ熱膨 張係数が増大するため、 Mnの含有量は 1.0重量％ 以下とする。 より好ましくは 0. 5 重量％ 以下である。
マグネシウム （Mg) あるいはカルシウム （Ca〉 は、 铸鉄の球状黒鉛化成分や脱 酸剤として機能する。 Mnと同様、 熱膨脹係数増大を防ぐために、 含有量はの上限 を 0.1重量！ ¾ とする。 一般に Mgが主体として使用され、 Ni-5¾Mg 合金や、 Fe-5%M g 合金を溶解後铸造直前に添加し、 溶湯と反応させる。 黒鉛の球状化には凝固後 の铸鉄に Mgや Caが一般に 0.04~0.09% 必要で、 0.01〜0.03% では疑球状黒鉛ある いは CV踌鉄黒鉛と呼ばれる球状化の崩れた黒鉛形態が得られる。 また Mgおよび Ca が脱酸効果のみで残留 ϋが 0. 01% 以下の場台は片状黑鉛組織が得られる。 黒鉛の 球状化率が低くなるほど、 全炭素量中の黒鉛になる炭素の率が高くなり、 固溶炭 素量は低下するので、 低膨張性が向上するが、 反面強度は低下する傾向がある。 その他不純物として燐 （Ρ)と硫黄 （S)等が実用鋅鉄に含まれるが、 本用途には 好ましくないので、 少ない方が好ましく、 両者合わせて 0. 2 重量％ 以下とする。 炭化物形成元素については、 周期率表の I V a、 V a、 および V I a属の遷移 元素の群から選ばれた少なくとも 1種が用いられるが、 Ti、 Zr、 Hf、 V、 Nb、 Ta、 Cr、 Mo、 Wから選ばれた少なくとも 1種が好ましく、 1 〜6. 0 重量％ の範囲で 添加される。 これらの元素はいずれも I V a、 V a、 および V I a厲の遷移元素 で、 鉄合金における炭化物生成自由エネルギーが低い元素である。 これらの元素 の炭化物は黒鉛より核生成しやすく、 炭素量 0. 9%以下では黒鉛は無く、 炭化物だ けが析出した組織が得られる。 低膨脹踌鉄において、 炭化物形成元素を含有しな い場合は黒鉛の周囲は固溶炭素量が最も低く黒鉛間 （デンドライ ト間隙） が高い といった炭素の濃度勾配を生じる。 その為、 炭素によって排斥される Niにも濃度 勾配が出来、 黒鉛間 （デンドライ ト間隙） に Ni量の低い部分が生じる （逆偏析） c しかし、 前記炭化物形成元素は、 むしろ黒鉛間に偏折し、 炭化物を形成するので 黒鉛生成による固溶炭素濃度勾配を解消する効果があることを本願発明者らは発 見した。 その結果、 炭化物析出による強度、 ヤング率と硬さの向上、 固溶炭素量 の低減と Ni偏折の解消効梁による低膨張性の向上が得られることを見出だした。 さらに低膨張鍀鉄は高 Ni铸鉄特有のオーステナイ ト基地によるねばさが原因で、 切削加工性が悪い欠点を黒鉛で改善しているが、 さらに炭化物の析出によりねば さを低'减して加工性を向上させる効果も見出だすことができた。
上述した炭化物析出元素は、 単独であるいは複合して添加することが可能であ るが、 添加量は炭素量にもよるが台計量で 0. 1〜 6. 0重量％ の範囲とする。 炭化 物析出元素の含有量が 0. 1重量％ 未満では、 十分に炭化物を析出させることがで きず、 上記効果を十分に得ることができない。 また、 炭化物析出元素の含有量が 6. 0 % を超えると、 炭化物からなる析出物が粗大化し、 強度向上に寄与しな くなるだけでなく、 靭性ゃ機械加工性の阻害要因となる。 炭化物折出元素のより 好ましい添加量は 0. 2〜 4. 0重≤% の範囲であり、 さらに好ましくは 0. 5〜 2. 5 重量％ の範囲である。
また、 個々の元素についても適正量があり、 炭化物の粗大化を防ぎ、 基地中に 微細に分散析出させるためには、 それぞれ下記の範囲を満足させることが好まし い。 すなわち、 は 0.1〜 1.0重量0 ϋ 、 Zrは 0.1〜 1.0重 S% 、 Hfは 0.1〜 3.0 重量％ 、 Vは 0.4〜 1.2重量％ 、 Nbは 0.】〜 2.0重量％ 、 Taは 0.1〜 4.5重量％ 、 は 0.2〜 6.0重量％ 、 Moは 0.1〜 2.5重量％ 、 Wは 0.1〜 4.5重量％ の範囲で める o
本発明における炭化物折出元素は、 少なく とも 75%以上、 より好ましくは 80% 以上を析出相として存在させることが好ましく、 望ましくはそのほとんどを析出 相として存在させることである。 これは、 炭化物析出元素の固溶分は熱膨張係数 に悪影響を及ぼすためである。 このように、 炭化物析出元素のほとんどを析出相 として存在させ、 基地中に残留させないためには、 各元素による炭化物の構成か ら限界量を求め、 その量に応じて炭化物析出元素を添加すればよい。 例えば、 Ti の場合には炭化物 TiCを形成するが、 1<1の密度/01^は4.54 gr/cm3 で、 一方 C の 密度 Pe は 2.25gr/cm 3 であるから、 Tiと Cの密度比は約 2.0倍であるため、 Ti の添加量を黒鉛化後の残留炭素量に対して 2.0 倍程度とすることが望ましい。 前 記残留炭素量は通常、 0.5 〜0.7 重量％ であるから Tiの添加量を約 1.4%以上とす ると、 過剰分が基地中に固溶し、 熱膨脹係数を増大させる。 他の元素についても、 同様に限界量を求めて、 添加量を設定することが好ましい。 このように、 炭化物 析出元素の添加量を設定することによって、 固溶分は極偟かとなるため、 低膨張 性には影響しない。
また、 本発明の方法における炭化物析出量は、 金属組織中の面積比で 0.3%〜 2 0%の範囲とすることが好ましい。 析出炭化物の面積比が 0.3%未満では、 強度、 硬 度、 切削加工性、 低膨張性への効果が不十分となり、 20%を超えると炭化物の熱 膨張係数や硬さの影響がかえって悪影響を及ぼすことになり、 低膨張性と切削加 ェ性を悪化させる。 析出炭化物のより好ましい面積比は 0.5%〜 10%の範囲であり、 さらに好ましくは 1.5%〜5.0%の範囲である。
炭化物の粒径も機械的性質や切削加工性に影響する。 炭化物の粒径が好ましい 範囲は 5 〜50^m とするためには炭素量と炭化物形成元素の含有量により制御で きる。 前記の低膨張铸鉄の成分範囲はその点も考慮したものである。
また、 本発明における低膨張铸鉄の球状黒鉛の析出 Sは、 金属組織中の面積比 で、 0. 5 % から 15% の範囲とすることが好ましい。 析出量が 15% 以上では、 铸鉄 の強度に悪影響を及ぼし、 好ましくは、 10% 以下であることが望ましい。 そのた めに、 炭素量の上限を 2. 5%と設定している。
本発明では上記の面積比を次のような方法で測定する。
まず、 研磨した低膨張窈鉄の断面の顕微鏡写真を準備する。 炭化物の析出状態 を明瞭にするため、 王水の 10% 水溶液でエッチングする。 顕微鏡写真の倍率は 20 0 倍が好ましい。 面積率は次の式で定義する。
炭化物析出量の面積率 ％
=炭化物の合計面稂 （基地の合計面稜+炭化物の^計面 ¾5 +黒鉛の合計面積） 炭化物や黒鉛の合計面積の計測方法は、 最近では顕微鏡写真の画像解折装置を 用いることが行われている力 <、 300mm x 200mm 以上の写真になるように拡大した 写真を、 炭化物と黒鉛および基地組織と別々に切り出し、 それぞれの重さを測定 した値を用いることによつても面積率の計算を行うことができる。 。
次に、 熱処理について説明する。
本発明における熱処理の目的は、 炭素量が比較的低く、 铸造材のままでは、 黒 鉛が晶出しないか、 または十分に形成されない場合において、 二次黒鉛を形成さ せることが主である。 本発明の成分の铸鉄で炭素量が 0. 3%〜1. 0%の塑性では、 鋅 造組織にはオーステナイ 卜基地中に炭化物が分散して析出しているだけで、 ある いはそれに極偟かの黒鉛が形成されている組織となり、 切削加工性が悪い。 そこ で 750 〜900 °Cの温度で溶体化処理を行うことにより、 二次黒鉛が形成される。 溶体化処理時間は、 铸造品の肉厚に応じて行うものとするが、 次の式で計算され る時間が目安となる。
溶体化処理時間 =最大肉厚ノ25111111 X 2時間 + 2 時間
溶体化処理温度範囲の設定理由は、 900 以上の温度域では炭化物が分解し、 炭素や炭化物形成元素の固溶量が増大するために、 かえって熱膨張係数が増大す ることになるためである。
本発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法においては、 通常の溶解、 铸造によって も炭化物の分散析出組織が得られるが、 より均一で微細な炭化物の分散析出組織 を熱処理により得ることができる。 これは、 高温からの急冷熱処理であるため、 前述したように製品の形状や肉厚等が問題のない場合に限られる。 具体的には、
^金成分を溶解、 鋅造した後、 750°C〜900 °Cの温度で溶体化熱処理を施し、 そ の温度から水中や油浴、 塩浴中に焼き入れて急冷する。 これによつて Niの偏析が 解除され、 かつ微細に炭化物が分散した組織が得られる。 このように炭化物の微 細分散組織であれば、 強度の向上に効果的である。 例えば、 5 X 1 0"6/ °C (常温 から 100 。C ) 以下の熱膨張係数を維持した上で、 引張り強さ 55kgi7inm2 以上、 硬 さ （ブリネル硬度） カ 1B220 以上を満足させることができる。 図面の簡 iiな説明
図 1
黒鉛のみが析出している従来の低膨張台金の金属組織を示す光学顕微鏡写真で める o
図 2
本発明の炭化物のみが分散した低膨張合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真で ある。
図 3
本発明の炭化物および黒鉛が分散した低膨張合金の金属組織を示す光学顕微鏡 写真である。
図 4 一 A
本発明のシリコンゥュハ研磨用研磨定盤の構成の一例を示す説明図である。 図 4— B
前記図 4 一 Aに示した本発明の研磨定盤の一例を示している斜視図である。 図 5
本発明のレーザー発振器用ロッ ドを使用するレーザー発振器の構成を示す概略 図である。
図 6
本発明のレーザー発振器用口ッ ドの製法を説明する概略図。 図 7
従来の低膨張铸鉄における全炭素量と機械的特性の関係を示した図。
図 8
本発明の一実施例の低膨張铸鉄における全炭素量と固溶炭素量との関係を示し た図。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の実施例について説明する。
実施例：！〜 1 2、 比較例 1〜5
表 2 - 1に成分組成を示す各铸鉄材料を、 各々 100kg容量の高周波電気炉を用 いて溶融した後、 砂銬型に注 して 25mni X 150mm x 200mm 、 約 6kg の铸鉄試料を それぞれ作製した。 実施例]〜 1 2および比較例 1〜5については、 铸造したま まで熱処理を行わない試料、 すなわち铸放し （as cast)材をそれぞれの熱膨張係 数 （室温〜 100°C ) 、 引張り強さ、 ヤング率、 ブリネル硬さ HBおよび金属組織中 の炭化物析出量を測定した。 測定結果を表 2— 2に示した。
実施例 1〜1 2の成分組成は、 本発明の基本的な成分組成に、 それぞれの炭化 物形成元素を単独あるいは複台で適量添加したものである。 これに対して、 比較 例 1 ~ 5は、 炭化物形成元素が含まれないもの （比較例 1 ~ 2 ) や過剰に添加
(比較例 3 ) の場合、 および N iなどの含有量が本発明の基本成分組成と異なる 範囲の組成 （比較例 4 ) 、 炭化物形成元素が少なすぎる組成 （比較例 5 ) である c これらの比較例のうち、 比較例 5は特開昭 62-2052244に提示された組成を溶解 したもので、 Nb 0.02% - V 0. 2% を添加したものである力 <、 炭化物の形成はほと んど認められず、 強度の改善もまた認められない。
表 2— 2に示す測定結果から明らかなように、 本発明の実施例の成分範囲の低 膨脹鋅鉄は、 祷造のみで、 熱処理を行わない铸造材であるにもかかわらず熱膨張 係数は 7 X 10— bZ °C以下であり、 金属組織中の炭化物析出量 （面積比） 力《 0. 5〜 15% の範囲である。 また引張り強さは 62kgf/mm 2 以上および硬さ HB280 以上が記 録されている。
これに対して、 比較例 1〜2、 5の铸鉄のように、 炭化物形成元素を含まない 力、、 あるいは、 含んでいても少ない場合には、 炭化物析出量は 0 . 2%以下と少なく、 引張り強さは 451ί ί7πιπι 2 以下と低い値を示している。 また比較例 3のように炭化 物形成元素が本発明の範囲を越える （7%) 場合は、 炭化物は大量に析出している が、 未反応分が固溶し熱膨張係数は 12 X 10 — での高いものとなっている。 さ らに比較例 4のように組成元素が本発明の範囲を外れた場合には、 炭化物は 3%以 上の析出が認められるが、 これもまた熱膨張係数が 8 . 5 X 10— °Cと高いものと なっている。
また、 各実施例による铸鉄材の金属組織を顕微鏡にて観察したところ、 いずれ も炭化物が均一にかつ微細に析出していることを確認した。 この金属組織の一例 として、 実施例 2による铸鉄材の光学顕微鏡写真 （倍率：200倍） を図 2に、 また、 比較例〗の铸鉄材の光学顕微鏡写真 （倍率： 200倍） を図 1に示す。 これらの図に おいて、 図 1には球状黒鉛の分散のみが認められ、 炭化物粒子の存在は認められ ない。 一方図 2には NbC からなる炭化物粒子の析出物が認められるが、 黒鉛の存 在は認められない。 すなわち、 比較例 1の場合には、 炭化物の析出が認められず、 実施例 2の場合には、 炭化物の析出は認められるが、 黒鉛の析出は殆ど認められ ない。 なお炭化物の粒子の大きさはいずれも 10 m 以下と微細なものであった。 実施例 1 3〜： L 5および比較例 6 ~ 1 0
実施例 1 3〜 1 5は、 実施例 1、 2および 1 2の铸造のみの铸鉄を、 さらに熱 処理を行った場合のものである。 これらの実施例における熱処理条件は、 800 〜 900 の温度範囲で約 4 時間、 溶体化処理を行った後に、 水冷を行った。 これに より、 鋅放し材では、 まだ余分に固溶している炭素を溶体化処理により二次黒鉛 化し、 さらに急速冷却によって、 Niおよび Coの均一な分布を得ることがてきる。 特に Cの量が 1 . 0 % 以下である実施例 1 3および 1 4の場合には、 铸放し状態の ままの実施例 1および 2では十分に黒鉛が晶出していないが、 上記の熱処理によ り黒鉛量の増大が得られると同時に炭化物の析出量も若干増加し、 固溶 C 量を低 減することができる。 これにより、 実施例 1および 2の特性と比較して、 熱膨張 係数の低下と引張り強さの增大を図ることができる。 なお、 炭素量が 0 . 8%以下で は、 黒鉛球状化元素の Mgあるいは Caが 0 . 03% 以下でも二次黒鉛は球状であり、 十 分な高強度が得られた。 図 3は実施例 1 4における铸鉄材の光学顕微鏡写真 （倍率： 200倍） を示すもの で、 この写真では、 NbC 粒子と球状黒鉛が同時に金属組織中に存在するのが認め られる。 金属組織中に分散している炭化物粒子の粒径は最大で であり均一 に分散，析出しているのが認められる。 一方球状黒鉛の粒径は、 30 ^ 111 から 70 m の範囲であった。
実施例 1 5は含有 Coの量が他の実施例に比較して 11% と高いが、 この場合には Coの均一化のための熱処理が必要で、 熱処理により、 同一成分の跨放し材のまま の実施例 1 2に比べて、 熱膨張係数を大きく低減することができる。
—方、 比較例 6〜8は実施例 1 3 ~ 1 5とおなじように熱処理を行った場台で ある。 ただし比較例 6では溶体化熱処理温度が、 850 °Cで、 比較例 8では、 950 であった。 比較例 6は炭化物形成元素の添加量が少なすぎた埸台で、 熱処理を 行っても炭化物は形成されない。 比較例 7は Coが 12重量 ¾； 以上であって、 铸放し 材では所望の低膨張性が得られない。 比較例 8は、 熱処理としての溶体化処理温 度を 900 〜1000°Cと炭化物が分解してしまう温度条件で熱処理した場合である。 急冷の効果も含めて、 熱膨張係数は 2. 8 X 10— 0_ °Cと良好な値が得られているが、 炭化物が析出していないので引張り強さや硬さ等の機械的特性の低いものとなつ ている。 比較例 9および 1 0は、 熱処理を行わない铸放し材に関するものである c この場合には Siの量が本発明の組成範囲を上限を越えており、 この比較例では、 炭化物の折出は認められず、 機械的強度の劣るものであった。
実施例 1 6
本実施例は本発明の高強度低膨脹铸鉄を使用したポリ ッシング定盤に関するも のである。 図 4一 Aは、 半導体基板であるシリコンウェハのメカノケミカルポリ ッシングに用いる研磨定盤の概略構成を示す説明図である。 また図 4一 Bは研磨 定盤の一例を示す斜視図である。 図中、 1は上定盤、 2は下定盤、 3は砥粒スラ リー供給パイプ、 4は研磨用ゥヱハである。 表 3に示した成分組成の铸鉄 4000kg を 5000kgの容量の高周波電気炉を用いて溶解し、 図 4— Bに示される形状のポリ ッシング定盤を砂型を用いて铸造し、 铸造品をさらに切削加工して、 直径 1000關、 厚さ 40rnmの定盤に仕上げた。 この様な板状の形状は焼き入れ処理で平坦に維持す ることは極めて困難であり、 铸放し材であることが要求される。 铸造品は、 表 3 に示すように、 熱膨脹係数は 1.0 X 10 " °Cs 引張り強さ 70kg/nini 2 、 硬さ 11B 300と良好な特性を示している。 本実施例の熱処理を行わない铸鉄定盤は、 従 来の黄網製定盤と比較して、 ヤング率は約 1.5倍、 熱膨脹係数は約 1/20であり、 自重による撓みの少ないものであった。 またシリコンウェハの平坦度 LTV値 1.0 Ufa 以下のものの歩留まりが従来の約 1.5 倍であった。 なお前記の平坦度 LTV 値 Y.Q m 以下とは、 研磨されたゥヱハ面内の任意の 15匪 X15關の領域における肉 厚の最大と最低の差が 1.0 以下であることを意味している。 なお、 本実施例 と同じ製法で、 直径 550mm の定盤を得た。 この程度の大きさでは熱処理を施し、 さらに残留応力を除去すれば、 表 3に示すような優れた铸造品が得られる。
実施例 1 7
本実施例は本発明のレーザ 発振器用ロッ ドに関するものである。 図 5に本発 明のロッ ドを使用したレーザ一発振器の構成を示す概略図が示されている。 図中、 1は発振管 （クォーツチューブ） 、 2は出口ミラー、 3は後部ミラー、 4は熱交 換器、 5はロッ ドである。 また図 6は前記のロッ ドの錚造法を示す説明図である c レーザー発振器用ロッ ドは、 レーザーの周波数の制御に直接的に関係する共振器 長を決める部品である。 レーザーの周波数 f と共振器長 L の関係は次式で表現さ れる。 f - nC/2L、
ここで f: 周波数、 π ： 整数、 C: 光速度、 L: 共振器長である。 したがって、 共振器長の変動 は、 次式の関係でレーザーの振動数の変動 を伴う。
Αΐ - -AL/L
レーザーの振動数の変動 を低く （数百 nm以下に） 保つには共振器長 L の変動 △ L を低く抑えることが必要である。 発振器のロッ ドは共振器長を固定する部品 であり、 温度変化を制御するために中空パイプ形状として水冷できる構造となつ ている。 このようなレーザー発振器用ロッ ドを実施例 1 6と同じ組成を有する铸 鉄を、 同じく高周波電気炉で溶解し、 中空状にするために図 6に示す中子 7およ び铸型 6を用いて铸造した。 共振器長 L にほぼ相当するロッ ド 5の長さは約 100 Omm 、 外径 40mm、 内径 20mmであって铸造性ならびに切削加工性は良好であるので、 穴部は図 6に示す中子 6を用いた铸抜き穴で铸造し、 切削で仕上げた。 その結果、 铸造したままの状態で、 室温から 100 ての熱膨脹係数が 1.0 < 10-6 °〇を達成す ることができ、 熱処理による変形および残留応力の生成を避けることができた。 本ロッ ドは高い剛性を有するので撓みは 0 . 1mm 以下にすることができた。 以上の 本発明のレーザー発振器用ロッ ドを採用することにより、 1 程度の温度変化で あるために、 共振器の周波数変動率 /fを 1 X 10— 6程度に安定化することがで きた。 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明の高強度低膨張铸鉄の製造方法によれば、 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铸鉄が得られる。 よ つて、 低熱膨張性が必要とされ、 かつ形状の維持性ゃ耐摩耗性が要求される機械 部品等に適した铸鉄を提供することが可能となる。 また本発明のポリ ッシング定 盤は、 本発明の高強度低膨張铸鉄を使用した大型定盤を鍩造のみの熱処理なしで 可能となった。 同じく レーザー発振器用ロッ ドについても本発明の高強度低膨張 铸鉄を使用し铸造したロッ ドは熱処理なしに低い熱膨脹係数と高い剛性を達成す ることができ、 共振器の周波数変動率を低く抑えることが可能となった。
また本発明の高強度低膨張铸鉄は、 前述のシリ コンゥュハ用ポリッシング定盤 ならびにレーザー発振器用ロッ ド以外にも、 低膨脹性、 強度、 硬度および切削加 ェ性を利用した種々の用途に、 例えば、 レーザー用球面研磨盤や、 CFRPパラボラ アンテナ用の金型、 レーザ発振器の架台、 レーザ長距離伝達用架台、 レーザ反射 板、 光学部品ホルダ—、 はんだ印刷機ローラ、 マイクロゲージ等、 各種の精密機 械部品に応用が可能である。
表 1 — 1
Figure imgf000021_0002
表 1 — 2
Figure imgf000021_0001
表 2— 1
成分組成 * 1 (重量％)
Figure imgf000022_0001
実施例
1 0.3 0.2 0.1 29.0 4. 6 0 Ti 0.6
2 0.8 0.2 0.1 29.5 4. 5 0.03 Nb 1 0
3 1.2 0.4 0.1 28.7 5. 4 0.05 Ta 2. 0
4 1.0 0.8 0.1 36.0 0 0.07 ND 1 0 、 / Γ ϋ.0
5 1.4 0.3 0 33.5 2. 5 0.05 V 2 3
6 1.5 0.3 0 28.5 5. 6 0.05 Nb 1 5 、 Hi 0. 1
7 0.9 0.5 0.2 38.5 0 0.04 W 0 3 、 Ho 0. 3
8 1.5 0.3 0.2 29.5 4. 0 0.04 Cr 3.5
9 2.0 0.8 0.5 30.3 4. 8 0.05 Nb 5 3 、
10 2.0 0.8 0.4 29.6 5. 2 0.05 Ti 0 2 、 Nb 0. 2 、 la 0.2
Zr 0 4 、 V 0. 、 Hf 0.2
11 2.4 1.1 0.9 29.6 4. 3 0.04 Nb 1 4
12 1.2 0.2 0.2 25.0 11. 0 0.04 Ti 0 b 、 Nb 0. 5
13 0.3 0.2 0.1 29.0 4. 6 0 Ti 0 6
14 0.8 0.2 0.1 29.5 4. 5 0.03 Nb 1 0
15 1.2 0.2 0.2 25.0 11. 0 0.04 Ti 0 5 Nb 0 5 比較例
1 0.8 0.2 0.1 29.5 5. 0 0.04
2 2.0 0.8 1.5 31.0 4. 5 0.04
3 2.5 0.3 0.5 30.1 5. 0 0.04 Ti 1 0 、 V 3 0 、 W 2.0
Ho 1 0
4 1.5 0.4 1.2 23.0 4. 8 0.05 Ti 1 0 、 Nb 1 0
5 3.0 1.5 1.0 30.0 3.0 Nb 0 02、 V 0.2
6 3.0 1.0 1.0 30.0 3.0 0.05 Ti 0.02、 V 0 2
7 0.8 1.2 0.2 28.5 14. 0 0.05 Nb 0 4
8 0.8 0.7 0.4 32.0 4. 9 0.04 Nb 0 7 、 Cr 0 7
9 2.25 2.2 0.1 31.9 4. 6 0.02 Ti 0 1 、 Cr 0.03
10 2.05 1.9 0.3 36.5 0 0.02 Ti 0.13、 Cr 0 3 注 * 1 ：残部は Fe (不可避の不純物を含む〉 表 2— 2 熱処理 熱膨張 引張 ヤング率 硬さ 炭化物 固溶
係数 強さ 析出量 灰素量
―
X kg kg HB 面積％ wt. %
/mm /關 2 実施例
r
16000 280 O.b 0.22
Figure imgf000023_0001
1 000
n 1 t
し (Ό /U Q Λ U. Ίθ
4 a on
なし 1 \ .4 / L 1 DOvv
5 9 ct
なし L . o DD 1 βί^ΛΛ L . U U. oo
6 なし L . U 0 ^OO L . O s v. OO
7 1
なし oU 1 \} 1 I . Λ W V/. 0
8 なし 1.0 ( 0 lOUUU Λ 0.0 \J. L I
9 なし 6.2 70 16000 360 4.0 0.40
10 なし 5.9 64 16400 420 15.0 0.39
11 なし 5.7 67 16500 300 2.0 0.36
12 なし 7.0 6b 15800 300 1.6 0.40
13 あり 0.8 64 15900 280 0.7 0.19
14 あり 0.9 75 16200 300 2.2 0.16
15 あり 0.6 69 16000 300 3.4 0.14 比較例
1 1 1
なし 1. L 40 0 0.47
f
2 なし ( Λ 42 16000 186 0.2 0.52
3 なし 13.0 62 17000 500 21 0.15
4 なし 8.5 65 15300 300 3. & 0.25
5 なし 2.0 35 14000 130 0 0.42
6 あり 7.0 32 12000 200 0 0.35
7 なし 12.0 65 14000 320 0 0.38
8 あり 2.8 50 13600 240 0 0.45
9 なし 5.0 32 11500 132 0 0.49
10 なし 4.4 35 12300 125 0 0.52 注 1 ：実施例 1 3 4、 1 5および比較例 6、 7については、 熱処理材（溶体化処理温 度 850 。C ) 。
注 2：比較例 8については、 熱処理材 （溶体化処理温度 950 °C)
表 3 成分組成（重量％)
C Si Hn Ni Co Hg Ti N le 実施例 16 1.2 0.2 0.1 29.5 4.6 0.05 0.3 0. 残 銕造品の 熟処理 熱膨脹係数 引張り強さ ヤング率 硬さ 炭化物 析出量 特性 X10 -'ゾ。 C kgf/mra2 kgf/flim2 HB 面積比 ％ なし 1.0 70 16000 300 2.5 あり 0.7 66 15800 280 2.8 は不可避不純物元素を含む,
—— つ つ

Claims

請求の範囲
1. 室温から 100 での温度範囲の熱膨張係数が 8X 10 0ノ。 C以下の高 Ni含有の 低膨張铸鉄の製造方法において、 前記铸鉄の組成として、 じが 0.3重量％ 以上 2 .5重量％ 以下、 Mgまたは Caが 0.1重量％ 以下、 Niが 25重 S% 以上 40重量 ¾； 以下、 Coが 12重量％ 未満、 炭化物形成元素が 0.1以上 6.Q重量:! ίί 以下、 残部が Feおよび 不純物からなる材料を溶解し所定の形状に铸造し、 前記炭化物形成元素を、 铸造 凝固時に、 金属組織中に面積比で 0.3% から 20% の範囲内の炭化物として析出せ しめることを特徴とする高強度低膨張铸鉄の製造方法。
2. 前記铸鉄材料は、 さらに Siを 1.2重量％ 以下および Mnを 1.0重量％ 以下を 含んでいることを特徴とする詰-求の範囲^ 1項記載の製造方法。
3. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元素 の群から選ばれた少なく とも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 1 項記載の製造方法。
4. 金属組織中に黒鉛と前記炭化物とが同時に分散していることを特徴とする 請求の範囲第 1項記載の製造方法。
5. 前記製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の範 囲第 1項記載の製造方法。
6. 室温から 100 ての温度範囲の熱膨張係数が δΧΙΟ 6,^以下の高 Ni含有の 低膨張铸鉄の製造方法において、 前記铸鉄の組成として、 じが 0.3重量％ 以上 2 .5重量％ 以下、 Mgまたは Caは 0.1重量％ 以下、 Niは 25重量！ ¾ 以上 40重量％ 以下、 Coは 12重量％ 未満、 炭化物形成元素を 0.1以上 6.0重量％ 以下、 残部が Feおよび 不純物からなる材料を溶解し所定の形状に鋅造し、 前記炭化物形成元素を、 铸造 凝固時に、 金属組織中に炭化物として析出せしめ、 前記铸鉄中に含まれる固溶炭 素量を 0.4重量！ ¾ 以下に低減することを特徴とする高強度低膨張铸鉄の製造方法 c
7. 前記铸鉄材料は、 さらに Siを 1.2重量％ 以下および Mnを 1.0重量％ 以下を 含んでいることを特徴とする請求の範囲第 6項記載の製造方法。
8. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元素 の群から選ばれた少なくとも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 6 項記載の製造方法。
9. 前記铸鉄は金属組織中に黒鉛を前記炭化物と共に析出せしめることを特徴 とする請求の範囲第 6項記載の製造方法。
10. 前記炭化物形成元素の添加量の少なくとも 75% 以上は炭化物として前記 铸鉄金属組織中に析出せしめることを特徴とする請求の範囲第 6項記載の製造方 法。
1 1. 前記製造方法は絝造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の 範囲第 6項記載の製造方法。
1 2. じが 0.3重量! ¾ 以上 2.5重≤% 以下、 Mgまたは Caは 0.1重 以下、 Ni は 25重盘! ¾ 以上 40重≤% 以下、 Coは 12重量 ¾； 未満、 炭化物形成元素を 0.1以上 6 . %以下、 残部が Feおよび不純物からなる铸鉄材料を溶解し、 前記炭化物形 成元素を、 鎵造凝固時に金厲組織中に炭化物として折出せしめ、 および前記錚造 された铸鉄中に含まれる固溶炭素を低減させ、 室温から 100 eCの温度範囲の熱膨 張係数が 8X 10— 0 て以下で、 且つ引張り強さが 55kgf7mm 2 以上の铸鉄とする 高強度低膨張铸鉄の製造方法。
1 3. 前記铸鉄は硬さが、 HB 200以上であることを特徴とする請求の範囲第 1 2項記載の製造方法。
14. 前記铸鉄材料は、 さらに Siを 1.2重量％ 以下および Μπを 1.0重量％ 以下 を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 1 2項記鉞の製造方法。
1 5. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元 素の群から選ばれた少なく とも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 12项記載の製造方法。
1 6. 前記炭化物は金属組織中に面積比で 0.3% から 20% の範囲内にあること を特徴とする請求の範囲第 1 2項記載の製造方法。
1 7. 前記铸鉄中に含まれる固溶炭素の量は、 0.4 重量％ 以下であることを特 徴とする請求の範囲第 1 2¾記載の製造方法。
18. 前記製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の 範囲笫 12 記載の製造方法。
1 9. Cが 0.3重量％ 以上 2.5重量％ 以下、 Mgまたは Caは 0.1重量％ 以下、 Ni は 25重 S% 以上 40重 S% 以下、 Coは 12重： S% 未満、 炭化物形成元素を 0.1以上 6 .0蜇量％ 以下、 残部が Feおよび不純物からなる鋅鉄材料を溶解し、 前記炭化物形 成元素を、 铸造凝固時に金属組織中に炭化物として面秸比で 0.3%から 20% の範囲 で析出せしめることを特徴とする高強度低膨張铸鉄ポリ ッシング定盤の製造方法 c
20. 前記铸鉄材料は、 さらに Siを 1.2重 S% 以下および Mnを 1.0重量％ 以下 を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 1 9項記載の製造方法。
21. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V i a厲の遷移金属元 素の群から選ばれた少なく とも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第 1 9项記載の製造方法。
22. 前記ポリッシング定盤は直径が 600 以上であることを特徴とする請求 の範囲笫 1 9项記載の製造方法。
23. 前記ポリッシング定盤の製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないこと を特徴とする請求の範囲第 1 9 ¾記載の製造方法。
24. 前記铸鉄の金属組織中の固溶炭素量を 0.4 重量 ¾； いかに低減することを 特徴とする請求の範囲第 1 9頊記載の製造方法。
25. 前記铸造された铸鉄は、 室温から 100 °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8X 10一0ノて以下で、 且つ引張り強さが 55kgl7mm 2 以上の铸鉄であることを特徴と する請求の範囲笫 1 9項記載の製造方法。
26. じが 0.3重; M% 以上 2.5重量％ 以下、 Mgまたは Caは 0.1重量％ 以下、 Ni は 25重量％ 以上 40重量％ 以下、 Coは 12重量％ 未満、 炭化物形成元素を 0.1以上 6
.0重量％ 以下、 残部が Fcおよび不純物からなる铸鉄材料を溶解し、 前記炭化物形 成元素を、 铸造凝固時に金属組織中に炭化物として面積比で 0.3¾から 20% の範囲 で析出せしめることを特徴とするレーザ一発振器用口ッ ドの製造方法。
27. 前記铸鉄材料は、 さらに Siを 1.2重量％ 以下および Mnを 1.0重量％ 以下 を含んでいることを特徴とする請求の範囲第 26項記載の製造方法。
28. 前記炭化物形成元素は周期率表の I V a、 V a、 V I a属の遷移金属元 素の群から選ばれた少なく とも 1種の元素であることを特徴とする請求の範囲第
26項記載の製造方法。
29. 前記製造方法は铸造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求の
— 2 ^ — 範囲第 2 6項記載の製造方法。
3 0 . 前記踌鉄の金属組織中の固溶炭素量を 0.4 重量％ いかに低'减することを 特徴とする請求の範囲第 2 6項記載の製造方法。
3 1 . 前記铸造された踌鉄は、 室温から 10G °Cの温度範囲の熱膨張係数が 8 X 10^ノ 以下で、 且つ引張り強さが 55kgl7關 2 以上の銬鉄であることを特徴と する請求の範囲第 2 6項記載の製造方法。
PCT/JP1993/001819 1992-12-15 1993-12-15 Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion WO1994013847A1 (en)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US08/448,524 US6110305A (en) 1992-12-15 1993-12-15 Method for production of high-strength low-expansion cast iron
JP51399894A JP3654899B2 (ja) 1992-12-15 1993-12-15 高強度低膨脹鋳鉄の製造方法
EP94903005A EP0675210A1 (en) 1992-12-15 1993-12-15 Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion
KR1019950702421A KR0184321B1 (en) 1992-12-15 1995-06-14 Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP4/353969 1992-12-15
JP35396992 1992-12-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO1994013847A1 true WO1994013847A1 (en) 1994-06-23

Family

ID=18434433

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP1993/001819 WO1994013847A1 (en) 1992-12-15 1993-12-15 Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion

Country Status (5)

Country Link
US (1) US6110305A (ja)
EP (1) EP0675210A1 (ja)
JP (1) JP3654899B2 (ja)
KR (1) KR0184321B1 (ja)
WO (1) WO1994013847A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006272558A (ja) * 2005-03-28 2006-10-12 Konica Minolta Opto Inc 横型成形装置

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6395107B1 (en) 2000-01-28 2002-05-28 Sundaresa V. Subramanian Cast iron for use in high speed machining with cubic boron nitride and silicon nitride tools
DE102005006778B4 (de) * 2005-02-12 2013-10-02 Eisenwerk Erla Gmbh Hochlegierter Gußeisenwerkstoff und Verwendung des Werkstoffs für thermisch hochbelastete Bauteile
JP5570136B2 (ja) * 2008-04-28 2014-08-13 キヤノン株式会社 合金及び合金の製造方法
JP6372348B2 (ja) * 2014-02-27 2018-08-15 新日鐵住金株式会社 低熱膨張合金
FR3025807B1 (fr) * 2014-09-15 2016-10-14 Ferry Capitain Alliage de fonte, piece et procede de fabrication correspondants
RU2762954C1 (ru) * 2020-10-05 2021-12-24 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство обороны Российской Федерации Литейный сплав на основе железа
CN114774641B (zh) * 2022-04-24 2024-03-19 山东理工大学 一种对球墨铸铁曲轴表面的原位织构制备技术

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5030728A (ja) * 1973-05-04 1975-03-27
JPS61219566A (ja) * 1985-03-25 1986-09-29 Toshiba Corp 研磨定盤用材料
JPS62224573A (ja) * 1986-03-24 1987-10-02 Toshiba Corp 研摩定盤およびその製造方法
JPS6348875A (ja) * 1986-08-19 1988-03-01 Mitsubishi Electric Corp レ−ザ発振器
JPS6348876A (ja) * 1986-08-19 1988-03-01 Mitsubishi Electric Corp レ−ザ発振器
JPS6360255A (ja) * 1986-08-29 1988-03-16 Hitachi Metals Ltd 低熱膨張鋳鉄とその製造法
JPS6393840A (ja) * 1986-10-08 1988-04-25 Hitachi Metals Ltd 低熱膨張鋳鉄

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57149449A (en) * 1981-03-10 1982-09-16 Toyota Motor Corp Wear-resistant cast iron
NL8320359A (nl) * 1983-10-24 1985-09-02 Giw Ind Inc Wit gietijzer bestand tegen schurende inwerking.
JPS61177356A (ja) * 1985-01-31 1986-08-09 Shimazu Kinzoku Seiko Kk 低熱膨張性高ニツケルオ−ステナイト系芋虫状黒鉛鋳鉄
JPS62205244A (ja) * 1986-03-06 1987-09-09 Yamato Metal Kogyo Kk 低膨脹性鋳鉄
JPS62268249A (ja) * 1986-05-16 1987-11-20 Nec Corp ダイヤルイン着信表示方式
JPS63433A (ja) * 1986-06-20 1988-01-05 Hitachi Metals Ltd 低熱膨張・高減衰能ｃｖ鋳鉄
JPS6436548A (en) * 1987-07-31 1989-02-07 Sumitomo Electric Industries Antilock device for vehicle
JP2585014B2 (ja) * 1987-08-25 1997-02-26 日本鋳造株式会社 快削性高強度低熱膨張鋳造合金及びその製造方法
JPH01159171A (ja) * 1987-12-15 1989-06-22 Toshiba Corp 研磨定盤
JPH0270040A (ja) * 1988-09-05 1990-03-08 Hitachi Metals Ltd 高強度低熱膨張合金
JPH02298236A (ja) * 1989-05-12 1990-12-10 Shinichi Enomoto 鋳造用低熱膨脹合金
EP0803584A3 (en) * 1990-06-29 1997-12-29 Kabushiki Kaisha Toshiba Fe-ni based alloy
JP2694239B2 (ja) * 1990-09-25 1997-12-24 株式会社 栗本鐵工所 低熱膨張鋳鉄の製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5030728A (ja) * 1973-05-04 1975-03-27
JPS61219566A (ja) * 1985-03-25 1986-09-29 Toshiba Corp 研磨定盤用材料
JPS62224573A (ja) * 1986-03-24 1987-10-02 Toshiba Corp 研摩定盤およびその製造方法
JPS6348875A (ja) * 1986-08-19 1988-03-01 Mitsubishi Electric Corp レ−ザ発振器
JPS6348876A (ja) * 1986-08-19 1988-03-01 Mitsubishi Electric Corp レ−ザ発振器
JPS6360255A (ja) * 1986-08-29 1988-03-16 Hitachi Metals Ltd 低熱膨張鋳鉄とその製造法
JPS6393840A (ja) * 1986-10-08 1988-04-25 Hitachi Metals Ltd 低熱膨張鋳鉄

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006272558A (ja) * 2005-03-28 2006-10-12 Konica Minolta Opto Inc 横型成形装置
JP4609144B2 (ja) * 2005-03-28 2011-01-12 コニカミノルタオプト株式会社 横型成形装置

Also Published As

Publication number Publication date
KR0184321B1 (en) 1999-04-01
EP0675210A4 (en) 1995-08-12
US6110305A (en) 2000-08-29
EP0675210A1 (en) 1995-10-04
KR950704528A (ko) 1995-11-20
JP3654899B2 (ja) 2005-06-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
USRE47529E1 (en) Fe-base in-situ composite alloys comprising amorphous phase
JP4834292B2 (ja) 金属間化合物の形成が抑制された耐食性、耐脆化性、鋳造性及び熱間加工性に優れたスーパー二相ステンレス鋼
KR100794157B1 (ko) 경면가공성이 우수한 고경도 스테인레스 강 및 이의 제조방법
KR20060056783A (ko) 철계 다원소 비정질 합금조성물
TWI243858B (en) Steel alloy plastic moulding tool and tough-hardened blank for plastic moulding tools
JP3737803B2 (ja) 球状バナジウム炭化物含有高マンガン鋳鉄材料及びその製造方法
WO1994013847A1 (en) Method of manufacturing cast iron of high strength and low expansion
JP4515596B2 (ja) バルク状非晶質合金、バルク状非晶質合金の製造方法、および高強度部材
JP4515548B2 (ja) バルク状非晶質合金およびこれを用いた高強度部材
JP4560802B2 (ja) 靭性に優れた高硬度析出硬化型ステンレス鋼
JP4317930B2 (ja) アモルファス合金粒子
JP2778891B2 (ja) 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法と、それを用いた摺動部品および機械部品
JP3707825B2 (ja) 低熱膨張鋳鉄およびその製造方法
JPH11293413A (ja) 熱的形状安定性及び剛性に優れた合金鋼を使用した超精密機器の部材
JP2010095747A (ja) 低熱膨張鋳鉄材の製造方法
JP4557368B2 (ja) バルク状非晶質合金およびこれを用いた高強度部材
JP2000119793A (ja) 低温安定性低膨張鋳鉄およびその製造方法
JPS6321728B2 (ja)
JPH07179984A (ja) 高強度低膨張鋳鉄およびその製造方法
JP2694240B2 (ja) 高温低熱膨張鋳鉄の製造方法
KR100611201B1 (ko) 내거침성이 우수한 열간압연용 원심주조 고속도공구강복합롤
JP4278060B2 (ja) 耐摩耗性に優れた球状バナジウム炭化物含有低熱膨張材料及びこの製造方法
JPH02277746A (ja) 耐摩耗低熱膨張焼結合金およびその製造方法
WO2024210204A1 (ja) 低熱膨張鋳物及びその製造方法
JPH04136136A (ja) 低熱膨張鋳鉄

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): JP KR US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE

DFPE Request for preliminary examination filed prior to expiration of 19th month from priority date (pct application filed before 20040101)
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1994903005

Country of ref document: EP

Ref document number: 08448524

Country of ref document: US

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1994903005

Country of ref document: EP

WWW Wipo information: withdrawn in national office

Ref document number: 1994903005

Country of ref document: EP

点击 这是indexloc提供的php浏览器服务，不要输入任何密码和下载