(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄の製造方法において、
前記鋳鉄の組成として、Ｃ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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、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鋳造し、前記炭化物形成元素を、鋳造凝固時に、金属組織中に面積比で0.3％から20％の範囲内の炭化物粒子として微細に分散析出せしめることを特徴とする高強度低膨張鋳鉄の製造方法。
【請求項２】
前記鋳鉄材料は、さらにMnを1.0重量％以下含んでいることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【請求項３】
前記炭化物形成元素がIV a、V a、VI a族のTi、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Cr、MoおよびＷからなる群から選ばれた少なくとも１種の遷移元素であることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【請求項４】
金属組織中に黒鉛と前記炭化物粒子とが共に分散していることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【請求項５】
前記製造方法は鋳造後の熱処理工程を含まないことを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【請求項６】
室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄の製造方法において、
前記鋳鉄の組成として、Ｃ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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、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鋳造し、前記炭化物形成元素を、鋳造凝固時に、金属組織中に炭化物粒子として微細に分散析出せしめ、前記鋳鉄中に含まれる固溶炭素量を0.4重量％以下に低減することを特徴とする高強度低膨張鋳鉄の製造方法。
【請求項７】
室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄からなるポリッシング定盤の製造方法において、
前記鋳鉄の組成として、Ｃ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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、残部がFeおよび不純物からなる鋳鉄材料を溶解し、前記炭化物形成元素を、鋳造凝固時に金属組織中に炭化物粒子として面積比で0.3％から20％の範囲で微細に分散析出せしめることを特徴とするポリッシング定盤の製造方法。
【請求項８】
前記ポリッシング定盤は直径が600mm以上であることを特徴とする請求項７記載の製造方法。
【請求項９】
室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄からなるレーザー発振器用ロッドの製造方法において、
前記鋳鉄の組成として、Ｃ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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、残部がFeおよび不純物からなる鋳鉄材料を溶解し、前記炭化物形成元素を、鋳造凝固時に金属組織中に炭化物粒子として面積比で0.3％から20％の範囲で微細に分散析出せしめることを特徴とするレーザー発振器用ロッドの製造方法。
【請求項１０】
前記鋳鉄の金属組織中の炭化物粒子の大きさは10μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
技術分野
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、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。
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１−２に示した約36％Ni−Fe合金（インバー合金）や約30％Ni−５％Co−Fe合金（スーパーインバー合金）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、切削加工性および鋳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ーインバー合金を鋳鉄化し、切削加工性および鋳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１−２には、ニレジストD5として古くから知られている低膨脹鋳鉄および、ここ数年で開発された低膨脹鋳鉄の一例としてノビナイト鋳鉄や特開昭62−268249に開示された鋳鉄を示す。
しかしながら、表１−１および表１−２に示したような材料は、黒鉛を晶出していない合金か球状黒鉛鋳鉄であり、既知組繊はオーステナイト組織を主体としているために、その引張り強さは40〜55kgf/mm2、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や擬球状黒鉛組織の場合にはさらに低く、25〜35kgf/mm2程度で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ばしば生じている。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は低熱膨張高ニッケルオーステナイト系芋虫状黒鉛鋳鉄、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鋳鉄、特公平１−36548はNi、Co、Ｖ、Nbを添加した低膨脹合金、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は芋虫状黒鉛鋳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鋳鉄では、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インバー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の偏析は低膨張鋳鉄を750℃から950℃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。特に低熱膨張鋳鉄の場合には高Ni合金であるために、一般の鋳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鋳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鋳鉄部品の形状や寸法精度に悪化をもたらす。したがって、従来は熱処理後の鋳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、近年鋳鉄を用いた製品の大型化、形状の複雑化に伴い、鋳造後の熱処理が、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×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1m×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っていた。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鋳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、応力歪のない鋳造品が求められていた。そのため、できるだけ鋳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55kgf/cm2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鋳鉄においては、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℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6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、鋳鉄としての切削加工性ならびに鋳造性が必要である。
次に、鋳造品が鋳放し材（as cast材）であることのメリットを説明する。
一般に、鋳造品では、鋳造後に熱処理を施して所望の特性を得るが、この際鋳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、このような問題を回避するためには、鋳鉄は鋳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、且つ鋳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鋳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鋳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鋳鉄の製造方法は、室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄の製造方法において、鋳鉄の組成として、Ｃ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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、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鋳造し、前記炭化物形成元素を鋳造凝固時に、金属組織中に面積比で0.3％から20％の範囲内の炭化物粒子として微細に分散析出せしめるものである。
さらに上述の鋳鉄の材料組織としては、Mn1.0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Nb、Ta、Ti、ZrおよびHf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鋳鉄の製造方法は、室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄の製造方法において、鋳鉄の組成として、Ｃ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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、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鋳造し、前記炭化物形成元素を鋳造凝固時に、金属組織中に炭化物粒子として微細に分散析出せしめ、前記鋳鉄中に含まれる固溶炭素の量を0.4重量％以下に低減させることを特徴としている。
さらに上述の鋳鉄の材料組成としては、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Nb、Ta、Ti、ZrおよびHfの群から選ばれた少なくとも１種である。
本発明のポリッシング定盤の製造方法は、室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄からなるポリッシング定盤の製造方法において、前記鋳鉄の組成として、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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IVa、Va、VIa族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、残部がFeおよび不純物元素からなる鋳鉄材料を溶解し、所定の鋳型を用いて鋳造し、鋳造凝固時に前記炭化物形成元素を金属組織中に炭化物粒子として面積比で0.3％から20％の範囲で微細に分析析出せしめることを特徴とするものである。
さらに本ポリッシング定盤は、鋳鉄の材料組成としては、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Nb、Ta、Ti、ZrおよびHf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、鋳造したままで、鋳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。
さらに上述の鋳鉄に含まれる固溶炭素の量は、0.4重量％以下に低減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、室温から100℃の温度範囲の熱膨張係数が８×10-6/℃以下、引張り強さが55kg/mm2以上、硬さがHB200以上の高Ni含有の低膨張鋳鉄からなるレーザー発振器用ロッドの製造方法において、前記鋳鉄の組成として、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（ただし零を含む）、Niが25重量％以上40重量％以下、Coが12重量％未満（ただし零を含む）、IV a、V a、VI a族から選ばれた１種または２種以上の炭化物形成元素が合計量で0.1重量％以上6.0重量％以下、Siが1.2重量％以下の範囲で含有され、残部がFeおよび不純物元素からなる鋳鉄材料を溶解し、所定の鋳型を用いて鋳造し、鋳造凝固時に前記炭化物形成元素を金属組織中に炭化物粒子として面積比で0.3％から20％の範囲で微細に分散析出せしめることを特徴とする。
さらに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、鋳鉄の材料組成としては、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。
また前記の炭化物形成元素はNb、Ta、Ti、ZrおよびHf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、鋳造後の熱処理を含まないことを特徴とする。
さらに上述の鋳鉄に含まれる固溶炭素の量は、0.4重量％以下に低減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、低膨張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−５％Co−65％Fe）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鋳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鋳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。本発明の低膨張鋳鉄の熱膨張係数は室温から100℃までの範囲で８×10-6/℃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、凝固過程で炭化物粒子として微細に分散析出させる。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減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鋳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疇で可能な条件を見出だした。すなわち、鋳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、Ni偏析が抑制できる効果を見出だした。そのような成分条件によれば、鋳造のままで、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鋳鉄の製造方法が得られる。
これらの知見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鋳鉄は強度（引張り強さ、耐力、ヤング率および硬さ）が鋳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、鋳造材において、全炭素量が約１％以上で黒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、その結果、固溶している炭素量は低減する傾向がある。つまり、固溶炭素量を増やすと低膨張鋳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高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、低膨張鋳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合に比べて、はるかに低減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鋳鉄の製造方法においては、ニッケル（Ni）は、鋳鉄の金属組織をオーステナイト組織とし、低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12重量％以上となると、熱膨張係数は逆に増加する。特に熱処理を施さない鋳放し材においては、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る。ただし、本発明の低膨張鋳鉄はCoを含有しない場合を含むものである。
炭素（Ｃ）は、低膨脹鋳鉄に黒鉛を晶出させ、鋳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。本発明では低膨脹鋳鉄の金属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って熱膨張係数増加の原因となる。したがっ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0.3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。また、Ｃ含有量が2.5重量％を超えると、熱膨張係数が増加する。なお、0.3〜1.0重量％の範囲では熱処理なしの鋳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重量％の範囲では鋳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鋳鉄が得られる。より好ましいＣの含有量の範囲は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、鋳造材のままで急冷熱処理材に近い低膨脹性が得られる。
ケイ索（Si）は、本発明では黒鉛核生成サイトや炭素当量の構成成分といった一般鋳鉄におけるような黒鉛化の役割は小さい。本発明の低膨脹鋳鉄では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）は鋳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、鋳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、含有量は上限を0.1重量％とする。一般にMgが主体として使用され、Ni−５％Mg合金や、Fe−５％Mg合金を溶解後鋳造直前に添加し、溶湯と反応させる。黒鉛の球状化には凝固後の鋳鉄に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鋳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量が0.01％以下の場合は片状黒鉛組織が得られる。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。ただし、本発明の低膨張鋳鉄はMgおよびCaを含有しない場合を含むものである。
その他不純物として燐（Ｐ）と硫黄（Ｓ）等が実用鋳鉄に含まれるが、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、Nb、Ta、Ti、ZrおよびHfの群から選ばれた少なくとも１種が用いられ、0.1〜6.0重量％の範囲で添加される。これらの元素はいずれもIV aおよびV a属の遷移元素で、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。低膨脹鋳鉄において、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問（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、黒鉛問（デンドライト間隙）にNi量の低い部分が生じる（逆偏析）。しかし、前記炭化物形成元素は、むしろ黒鉛問に偏析し、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偏析の解消効果による低膨張性の向上が得られることを見出だした。さらに低膨張鋳鉄は高Ni鋳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減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合計量で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重量％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、靭性や機械加工性の阻害要因となる。炭化物析出元素のより好ましい添加量は0.2〜4.0重量％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、Tiは0.1〜1.0重量％、Zrは0.1〜1.0重量％、Hfは0.1〜3.0重量％、Nbは0.1〜2.0重量％、Taは0.1〜4.5重量％の範囲である。
本発明における炭化物析出元素は、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、Tiの密度ρTiは4.54gr/cm3で、一方Ｃの密度ρＣは2.25gr/cm3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、固溶分は極僅かとなるため、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％〜20％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、低膨張性と切削加工性を悪化させる。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５〜50μｍ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。前記の低膨張鋳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鋳鉄の球状黒鉛の析出量は、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、鋳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、研磨した低膨張鋳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200倍が好ましい。
面積比は次の式で定義する。
炭化物析出量の面積比（％）
＝炭化物の合計面積／（基地の合計面積＋炭化物の合計面積＋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析装置を用いることが行われているが、300mm×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っても面積比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、鋳造材のままでは、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。本発明の成分の鋳鉄で炭素量が0.3％〜1.0％の組成では、鋳造組織にはオーステナイト基地中に炭化物が分散して析出しているだけで、あるいはそれに極僅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℃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、鋳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/25mm×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鋳鉄の製造方法においては、通常の溶解、鋳造によっても炭化物の分散析出組織が得られるが、より均一で繊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、合金成分を溶解、鋳造した後、750℃〜900℃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。これによって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、５×10-6/℃（常温から100℃）以下の熱膨張係数を維持した上で、引張り強さ55kgf/mm2以上、硬さ（ブリネル硬度）がHB220以上を満足させることができる。
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１〜12、比較例１〜４
表２−１に成分組成を示す各鋳鉄材料を、各々100kg容量の高周波電気炉を用いて溶融した後、砂鋳型に注湯して25mm×150mm×200mm、約6kgの鋳鉄試料をそれぞれ作製した。実施例１〜12および比較例１〜４については、鋳造したままで熱処理を行わない試料、すなわち鋳放し（as cast）材をそれぞれの熱膨張係数（室温〜100℃）、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１〜12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合で適量添加したものである。これに対して、比較例１〜４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Ni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）である。
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鋳鉄は、鋳造のみで、熱処理を行わない鋳造材であるにもかかわらず熱膨張係数は７×10-6/℃以下であり、金属組織中の炭化物析出量（面積比）が0.5〜15％の範囲である。また引張り強さは57kgf/mm2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の鋳鉄のように、炭化物形成元素を含まない場合には、炭化物析出量は0.2％以下と少なく、引張り強さは45kgf/mm2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12×10-6/℃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8.5×10-6/℃と高いものとなっている。
また、各実施例による鋳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による鋳鉄材の光学顕微鏡写真（倍率:200倍）を図２に、また、比較例１の鋳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10μｍ以下と微細なものであった。
実施例13〜15および比較例５〜８
実施例13〜15は、実施例１、２および12の鋳造のみの鋳鉄を、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、800〜9000℃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、鋳放し材では、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できる。特にＣの量が1.0％以下である実施例13および14の場合には、鋳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増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0.08％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14における鋳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10μｍ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、30μｍから70μｍの範囲であった。
実施例15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、同一成分の鋳放し材のままの実施例12に比べて、熱膨張係数を大きく低減することができる。
一方、比較例６は実施例13〜15とおなじように熱処理を行った場合である。ただし比較例６では溶体化熱処理温度が950℃であった。比較例５はCoが12重量％以上であって、鋳放し材では所望の低膨張性が得られない。比較例６は、熱処理としての溶体化処理温度を900〜1000℃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2.8×10-6/℃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っている。比較例７および８は、熱処理を行わない鋳放し材に関するものである。この場合にはSiの量が本発明の組成範囲の上限を越えており、この比較例では、炭化物の析出は認められず、機械的強度の劣るものであった。
実施例16
本実施例は本発明の高強度低膨脹鋳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−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−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は砥拉スラリー供給パイプ、４は研磨用ウェハである。表３に示した成分組成の鋳鉄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鋳造し、鋳造品をさらに切削加工して、直径1000mm、厚さ40mm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、鋳放し材であることが要求される。鋳造品は、表３に示すように、熱膨脹係数は1.0×10-6/℃、引張り強さ70kg/mm2、硬さHB300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鋳鉄定盤は、従来の黄銅製定盤と比較して、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1.0μｍ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1.0μｍ以下とは、研磨されたウェハ面内の任意の15mm×15mmの領域における肉厚の最大と最低の差が1.0μｍ以下であることを意味している。
実施例17
本実施例は本発明のレーザー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ー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は前記のロッドの鋳造法を示す説明図である。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、n: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ΔＬは、次式の関係でレーザーの振動数の変動Δｆを伴う。
Δf/f＝−ΔL/L
レーザーの振動数の変動Δｆを低く（数百nm以下に）保つには共振器長Ｌの変動ΔＬ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っている。このようなレーザー発振器用ロッドを実施例16と同じ組成を有する鋳鉄を、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および鋳型６を用いて鋳造した。共振器長Ｌにほぼ相当するロッド５の長さは約1000mm、外径40mm、内径20mmであって鋳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７を用いた鋳抜き穴で鋳造し、切削で仕上げた。その結果、鋳造したままの状態で、室温から100℃の熱膨脹係数が1.0×10-6/℃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Δf/fを１×10-6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鋳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。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鋳鉄を使用した大型定盤を鋳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鋳鉄を使用し鋳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鋳鉄は、前述のシリコンウェ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、硬度および切削加工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、光学部品ホルダー、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
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表１−２
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表２−１
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表２−２
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表３
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【図面の簡単な説明】
図１は黒鉛のみが析出している従来の低膨張合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。図２は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は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−Ａは本光明のシリコンウェ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は前記図４−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は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は本発明のレーザー発振器用ロッドの製法を説明する概略図である。図７は従来の低膨張鋳鉄における全炭素量と機械的特性の関係を示した図である。図８は本発明の一実施例の低膨張鋳鉄における全炭素量と固溶炭素量との関係を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４−Ｂ】
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【図４−Ａ】
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【図８】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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