(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、ニッケルが０．０３％以上１．５％以下、ニッケルとコバルトの合計が５３％以上５５％以下、クロムが９％以上１０％以下を含有し、残部が鉄と不可避不純物とから成る合金を、６５０℃以上９００℃以下の温度で焼鈍させた後、炉内にて毎分２０℃未満の速度で冷却させることを特徴とする低熱膨張合金の作製方法。
【請求項２】
前記ニッケルの含有量が０．０３％以上１．０４％以下である前記合金を、請求項１に記載の作製方法により作製したことを特徴とする低熱膨張合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、−５０℃を下回る極低温域においても常温近傍と同等の優れた低熱膨張特性
を示す低熱膨張合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
高度１万ｍ以上の軌道を飛行する航空機や人工衛星などに搭載される計測機器や４千メートル級以上の高山に設置する電波望遠鏡などの精密機器には、正確な計測精度が要求されるため、外部の温度変化に対してひずみ量が微小である低熱膨張特性を活用した材料が求められていた。具体的には、常温から−５０℃を下回る極低温までの広い温度範囲において、安定的に優れた低熱膨張特性を有する低熱膨張合金が求められていた。
【０００３】
そこで、重量％でニッケルが３６％、鉄が６４％から成る組成に代表される合金が熱膨張係数の小さい、いわゆる低熱膨張合金として開発され、インバー合金または不変鋼と呼ばれている。その他として、ニッケルを３１％、コバルトを６％含有し、残部が主に鉄から成る組成に代表される合金（スーパーインバー合金）やコバルトを５４％、クロムを９．５％含有し、残部が主に鉄から成る組成に代表される合金（ステンレスインバー合金）なども開発された。
【０００４】
例えば、特許文献１では重量％でニッケルを２９．５〜３５％、コバルトを２．０〜７．０％、クロムを０．００１〜２．０％を含有し、残部が主に鉄からなる合金であって、その熱膨張係数が０．５×１０−６／℃ 〜２．０×１０−６／℃の範囲である低熱膨張合金が開示されている。この合金は均質溶体化処理後、焼入れするかあるいは毎秒１℃（毎分６０℃）以下の速度で冷却して焼鈍を行なった後、１０％以上の冷間圧延加工を行うことで−５０℃〜１００℃の広い温度範囲で熱膨張係数が０．５×１０−６／℃〜２．０×１０−６／℃の低熱膨張特性を有している。
【０００５】
また、特許文献２では、重量％でコバルトが６５％以下、ニッケルが３０％以下であり、コバルトおよびニッケルの合計含有量が２５％以上６５％以下の範囲であり、クロムを１０％以下含有し、残部が主に鉄からなる低熱膨張合金が開示されている。この合金は、オーステナイト相を主体として冷間圧延加工により加工誘起マルテンサイト相を組織中に析出させることで常温から２３０℃までの範囲では、平均的な熱膨張係数が６．０×１０−６／℃以下である旨が開示されている。ここで、加工誘起マルテンサイト相とは、外部からの応力により組織中に析出したマルテンサイト相をいう。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第２７９６９６６号公報
【特許文献２】特開平６−２７９９４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１に開示された合金は、前述のスーパーインバー合金（ニッケルを３１％、コバルトを６％含有し、残部が主に鉄から成る組成に代表される合金）と同様に−５０℃前後に変態点があると考えられるために、−５０℃を下回る極低温雰囲気では相変態が起こって熱膨張係数が大きく変化する可能性があり、信頼性の面で使用できないという問題点があった。
【０００８】
また、特許文献２に開示された合金は、強度向上を図るために冷間圧延加工を行い、それによって当該合金の組織がオーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相へ変態するので低熱膨張特性が得られにくいという問題があった。さらに、−５０℃を下回る極低温雰囲気における当該合金の熱膨張特性については何ら示唆も開示もされていない。
【０００９】
本発明の課題は、前述した問題点に鑑みて、−５０℃を下回る極低温雰囲気であっても相変態を起さずに常温近傍と同等の優れた低熱膨張特性を有する低熱膨張合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、かかる課題を解決するために従来のステンレスインバー合金（コバルトを５４％、クロムを９．５％含有し、残部が主に鉄から成る組成に代表される合金）について鋭意研究した結果、当該合金中のニッケル含有量と焼鈍した後の冷却方法が熱膨張係数を小さくするために有効であることを知得した。
【００１１】
具体的には、本発明者は後述する種々の試験を行った結果、当該合金中のニッケル含有量を０．０３％以上１．５％以下に限定すること、およびニッケル含有量を０．０３％以上１．５％以下に限定した合金を焼鈍した後に炉内にて冷却することで前述した合金の熱膨張係数が小さくなることを知得した。
【００１２】
この知得により、本発明においては質量％でニッケルが０．０３％以上１．５％以下、ニッケルとコバルトの合計が５３％以上５５％以下、クロムが９％以上１０％以下を含有し、残部が鉄と不可避不純物とから成る合金を、６５０℃以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、炉内にて毎分２０℃未満の速度で冷却する低熱膨張合金の作製方法とした。
【００１３】
それによって本発明の作製方法を用いて作製した低熱膨張合金は、従来のステンレスインバー合金の耐食性と脆性を保持しつつ、−５０℃を下回る極低温雰囲気（最低温度−１５０℃）でも相変態を起こさずに常温近傍（最高温度６０℃）と同等の優れた熱膨張特性を有する。
【００１４】
ニッケル含有量を０．０３％以上１．５％以下に限定した理由は、後述の表２に示す平均熱膨張係数の結果から導いたものであるが、本発明の作製方法を用いて作製した合金中のニッケル含有量および合金の組織が熱膨張係数へ及ぼす影響について、本発明者は以下のように考える。ここで平均熱膨張係数とは、所定の温度範囲で測定した熱膨張係数の平均値をいう。
【００１５】
すなわち、ニッケルは組織中のオーステナイト相（γ相）を安定化させる元素であることから、合金中のニッケル含有量が増加すると組織中のオーステナイト相（γ相）が占める割合も増加し、ニッケル含有量が一定量を超えると合金の組織はオーステナイト相（γ相）のみとなる。そのため、合金中のニッケル含有量を一定範囲に調整することで、合金の組織はオーステナイト相（γ相）を主体としつつ、わずかなイプシロン相（ε相）およびフェライト相（α相）を残存させた三相から成る組織を安定して得ることができる。
【００１６】
本発明者は、この知見に基いて合金中のニッケル含有量を０．０３％以上１．５％以下に調整した時に本発明の作製方法を用いて作製した合金の組織がオーステナイト相（γ相）、イプシロン相（ε相）、フェライト相（α相）から成る三相の組織になり、この時に後述の図１にも示すように優れた低熱膨張特性を示すことを知得した。このことから、合金中のニッケル含有量を０．０３％以上１．５％以下に限定し、合金の組織を三相の組織（オーステナイト相、イプシロン相、フェライト相）とすることで当該合金の熱膨張係数を小さくできると考える。
【００１７】
また、ニッケルとコバルトの合計含有量を５３％以上５５％以下、クロム含有量を９％以上１０％以下に限定した。その理由は、ニッケルとコバルトの合計含有量が５３％未満またはクロム含有量が９％未満になると、低熱膨張特性が失われるのみならず、従来のステンレスインバー合金に比べて合金の耐食性が低下するためである。また、ニッケルとコバルトの合計含有量が５５％超またはクロム含有量が１０％超になると、やはり低熱膨張特性が失われる上に従来のステンレスインバー合金に比べて合金の脆性が低下するためである。
【００１８】
さらに、本発明に係る合金の作製方法は焼鈍した後に炉内にて冷却（炉冷）することとした。これは、後述する表２に示すように前述した組成の合金を焼鈍した後に炉冷（冷却速度：２℃／分、１０℃／分および２０℃／分）することで、同一組成の合金を焼鈍した後に水冷（推定冷却速度：５０〜７０℃／秒）した場合に比べて熱膨張係数が小さくなるという試験結果から導いたものである。ここで、一般的に炉冷は熱処理対象物を毎分２０℃以下の冷却速度で冷却する場合に適しており、空冷は毎分５０℃〜６００℃、水冷は空冷の冷却速度を超えて冷却する場合に適用される。
【００１９】
また、炉冷の冷却速度については、炉内にて毎分２０℃未満の速度で冷却することとした。それによって、本発明に係る作製方法を用いて作製した合金の化学組成であれば、平均熱膨張係数が２．０×１０−６／℃未満の優れた低熱膨張特性を安定的に得ることができる。
【００２０】
さらに、焼鈍については焼鈍温度を６５０℃以上９００℃以下とすることとした。焼鈍温度が６５０℃未満では再結晶温度を下回り、内部応力の除去や組織の軟化などの効果が十分に得られないためである。また、９００℃を超えると結晶粒が粗大化する恐れがあるためである。また、請求項２に記載の発明においては、質量％でニッケル含有量を０．０３〜１．０４％の範囲に限定した合金を、本発明（請求項１）の作製方法を用いて作製した低熱膨張合金とした。
【発明の効果】
【００２１】
以上述べたように、本発明においては質量％でニッケルが０．０３％以上１．５％以下、ニッケルとコバルトの合計が５３％以上５５％以下、クロムが９％以上１０％以下を含有し、残部が鉄と不可避不純物とから成る合金を、６５０℃以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、炉内にて毎分２０℃未満の速度で冷却することで得られる低熱膨張合金は−５０℃以下の極低温雰囲気（最低温度−１５０℃）でも常温近傍（最高温度６０℃）と同等の熱膨張係数を有し、平均熱膨張係数が２．０×１０−６／℃未満の優れた低熱膨張特性を安定的に得ることができる。
【００２２】
また、請求項２に記載の発明においては、前述した様にニッケル含有量を０．０３〜１．０４％とした合金を本発明（請求項１）に係る作製方法により作製した低熱膨張合金は、−１５０℃〜６０℃の平均熱膨張係数が１．０×１０−６／℃未満となる効果を有する。
【００２３】
したがって、本発明に係る低熱膨張合金は使用環境が−５０℃以下の極低温雰囲気（最低温度−１５０℃）と常温近傍（最高温度６０℃）との温度域で常に変動し、温度変化による緩みやガタ付きが厳しく制限されている精密機器や測定機器に適用できるという効果を奏するものとなった。例えば、南極、北極および月面等の各種観測機器や恒温室内での使用機器などに適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明の実施例１における表１および表２に示す本発明材１、本発明材４および比較材７（本発明材４を冷間圧延加工した合金）のＸ線解析結果を示す図であり、同図（ａ）は本発明材１のＸ線解析結果、同図（ｂ）は本発明材４のＸ線解析結果、同図（ｃ）は比較材７のＸ線解析結果である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明を実施するための形態を以下に説明する。
【実施例１】
【００２６】
合金の化学組成および焼鈍した後の冷却方法の違いによる熱膨張係数への影響を調査したので、その結果を表１および表２を用いて説明する。表１は、本実施例で用いた本発明材１乃至７（計７種類）および比較材１乃至７（計７種類）の計１４種類の化学組成を示す。また、表２は表１で示す本発明材１乃至７、比較材１乃至６を焼鈍した後に炉冷（冷却速度：２℃／分、１０℃／分および２０℃／分の計３水準）した場合と水冷（推定冷却速度：５０〜７０℃／秒）した場合における平均熱膨張係数および比較材７の平均熱膨張係数を示す。ここで、比較材７は本発明材４を焼鈍し、毎分２℃の冷却速度で炉冷した後、板厚を５ｍｍから３ｍｍへ冷間圧延加工（加工率４０％）を施した後に熱膨張係数を測定した。また、冷間圧延加工後は焼鈍を行っていないので、焼鈍後の冷却速度の違いによる熱膨張係数の測定は行っていない。したがって比較材７の化学組成は本発明材４と同一である。
【００２７】
【表１】
0005534150.tif 000002
【００２８】
【表２】
0005534150.tif 000003
【００２９】
本実施例で用いた熱膨張係数測定用試料の作製方法について説明する。表１に示す各合金を個別に５０ｋｇ真空誘導溶解炉で溶解し、鋼塊を製造した。その鋼塊の偏析を解消するために１２００℃で均質化熱処理した後、丸棒（φ６０ｍｍ）の形状となるよう熱間鍛造した。その丸棒から熱膨張係数測定用試料を切り出し、大気のマッフル炉にて焼鈍（焼鈍温度８００℃で２時間保持）を行い、その後引き続き５００℃まで毎分２℃、１０℃および２０℃の各冷却速度で炉冷した試料（３種類）と、水冷（推定冷却速度：５０〜７０℃／秒）した試料の計４種類を作製した。ここで上述の炉冷した試料（３種類）は、５００℃から室温までは空冷とした。
【００３０】
次に、各合金の熱膨張係数の測定方法について説明する。上述の方法で作製した表１に示す各合金を、ブルカーエイエックス社製の低温型示差熱膨張計（品番：ＴＤ５０３０ＳＡ）内に装入、設置して−１５０℃から６０℃までの熱膨張係数を測定した。その測定結果に基いて、−１５０℃から０℃までの熱膨張係数の平均値である平均熱膨張係数（以下、α１とする）、およびと０℃から６０℃までの熱膨張係数の平均値である平均熱膨張係数（以下、α２とする）の２種類の平均熱膨張係数（α１、α２）を算出した。
【００３１】
表２に示すように、本発明材１乃至７のα１について、焼鈍した後に炉冷した場合はα１が０．１２×１０−６／℃〜２．０６×１０−６／℃の範囲に対して、水冷の場合は１．５１×１０−６／℃〜８．２３×１０−６／℃の範囲であった。このことから、本発明材１乃至７は焼鈍した後に炉冷することでα１を小さくできる。中でも、本発明材１乃至５を毎分２℃または１０℃で炉冷した場合は、水冷した場合に比べてα１が５０％以上減少して０．１２×１０−６／℃〜０．９４×１０−６／℃となった。特に、本発明材１（ニッケル含有量０．０３％、ニッケルとコバルトの合計含有量５４．３３％、クロム含有量９．２７％）を毎分２℃で炉冷した場合は、水冷した場合に比べて１０分の１以下でα１が０．１２×１０−６／℃となり、本発明材２（ニッケル含有量０．１４％、ニッケルとコバルトの合計含有量５３．６４％、クロム含有量９．４５％）を毎分２℃で炉冷した場合は水冷の場合に比べて約８分の１でα１は０．３１×１０−６／℃となった。
【００３２】
また、本発明材１乃至７のα２について、炉冷の場合は冷却速度に関係なくα２が０．０３×１０−６／℃〜１．８８×１０−６／℃の範囲であるのに対して、水冷の場合は１．７４×１０−６／℃〜８．８０×１０−６／℃の範囲であった。このことから、本発明材１乃至７は焼鈍した後に炉冷することでα２を小さくできる。中でも、本発明材１乃至６を毎分２℃または１０℃で炉冷した場合は、α２が全て０．８３×１０−６／℃以下であった。特に、毎分２℃で炉冷した場合、本発明材４（ニッケル含有量０．６７％、ニッケルとコバルトの合計含有量５４．０７％、クロム含有量９．２６％）では水冷の場合に比べて７分の１以下でα２が０．２３×１０−６／℃となり、本発明材５（ニッケル含有量１．０４％、ニッケルとコバルトの合計含有量５３．９４％、クロム含有量９．１５％）では水冷の場合に比べて約１００分の１となり、α２が０．０３×１０−６／℃となった。
【００３３】
以上より、本発明材１乃至７の−１５０℃から０℃までの平均熱膨張係数α１および０℃から６０℃までの平均熱膨張係数α２は、焼鈍した後に炉冷することで水冷する場合に比べて著しく減少した。特に、本発明材の１乃至７を毎分２０℃未満の速度で炉冷したα１およびα２は、全て２．０×１０−６／℃未満となった。中でも、本発明材の１乃至５については、全て１．０×１０−６／℃未満となった。
【００３４】
これに対して、一般的なステンレスインバー合金である比較材１（ニッケル含有量０．０１％、ニッケルとコバルトの合計含有量５４．０１％、クロム含有量８．９３％）のα１およびα２の結果に示すように、水冷の場合よりも炉冷の場合の方が平均熱膨張係数は減少しているが、それらはいずれも５．０×１０−６／℃以上の高い平均熱膨張係数であった。以上より、ニッケル含有量が０．０３％未満およびクロム含有量が９％未満である合金を焼鈍した後に炉冷することで平均熱膨張係数は大きくなった。
【００３５】
また、比較材２（ニッケル含有量１．９１％、ニッケルとコバルトの合計含有量５３．７１％、クロム含有量９．２５％）のα１およびα２は、本発明材６および７とほぼ同等の値を示している。しかし、毎分２℃または１０℃で炉冷した場合のα１については、２．０×１０−６／℃を下回る値は得られず、従来のインバー合金である比較材６を水冷した場合のα１（１．９１×１０−６／℃）およびα２（１．５４×１０−６／℃）よりも大きくなった。
【００３６】
さらに、比較材３（ニッケル含有量４．９１％、ニッケルとコバルトの合計含有量５３．６１％、クロム含有量９．２５％）および比較材４（ニッケル含有量１０．１１％、ニッケルとコバルトの合計含有量５４．１１％、クロム含有量９．２３％）のα１およびα２の結果に示すように、水冷の場合が３．３８×１０−６／℃〜５．９６×１０−６／℃の範囲に対して、炉冷の場合は３．８７×１０−６／℃〜６．０８×１０−６／℃の範囲であり、水冷の場合よりも炉冷の場合の方がむしろ平均熱膨張係数は大きくなった。これは上述の本発明材１乃至７に見られる結果と逆の傾向となった。以上より、合金中のニッケル含有量が１．５％を超えると焼鈍した後に炉冷することで平均熱膨張係数は大きくなった。
【００３７】
また、従来のスーパーインバー合金である比較材５（ニッケル含有量３２．５７％、ニッケルとコバルトの合計含有量３７．７１％、クロム含有量０．４１％）のα２の結果に示すように、水冷、炉冷の場合ともに１．０×１０−６／℃以下と平均熱膨張係数は小さいが、α１は水冷、炉冷の場合ともに５．０×１０−６／℃以下と大きく、０℃から−１５０℃までの温度域では優れた低熱膨張特性は得られなかった。
【００３８】
さらに、従来のインバー合金である比較材６（ニッケル含有量３６．７９％、ニッケルとコバルトの合計含有量３６．８０％、クロム含有量０．０１％）のα１およびα２の結果に示すように、平均熱膨張係数はα１が水冷した場合に１．９１×１０−６／℃、α２が１．５４×１０−６／℃であり、いずれも２．０×１０−６／℃以下の値であった。しかし、比較材６のα１およびα２は、水冷の場合よりも炉冷の場合の方が平均熱膨張係数は上昇し、焼鈍した後に毎分２℃または１０℃で炉冷した本発明材１乃至７のα１およびα２の結果よりも大きい値となった。以上より、クロム含有量が９％未満およびニッケルとコバルトの合計含有量が５３％未満である合金を焼鈍した後に炉冷することで平均熱膨張係数は大きくなった。
【００３９】
さらにまた、本発明材４を焼鈍した後、毎分２℃の冷却速度で炉冷して冷間圧延加工した比較材７は、α１が９．０５×１０−６／℃、α２が８．９２×１０−６／℃であり、いずれの結果も本発明材１乃至７のα１およびα２の結果に比べて大きかった。このことから同一の焼鈍温度、その後の冷却条件および同一の化学組成の合金であっても、最終的に冷間圧延加工を施すことで平均熱膨張係数が大きくなった。
【００４０】
以上より、本発明の作製方法を用いて作製した低熱膨張合金は質量％でニッケルが０．０３％以上１．５％以下、ニッケルとコバルトの合計が５３％以上５５％以下、クロムが９％以上１０％以下を含有し、残部が鉄と不可避不純物とから成る合金を６５０℃以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、炉内にて毎分２０℃未満の速度で冷却することによって、−５０℃以下の極低温雰囲気（最低温度−１５０℃）でも常温近傍（最高温度６０℃）と同等の低熱膨張特性を有することとなり、−１５０℃の極低温領域から６０℃の常温域において平均熱膨張係数が２．０×１０−６／℃未満である優れた低熱膨張特性を有することとなった。
【実施例２】
【００４１】
次に、合金の冷間圧延加工による熱膨張係数への影響を調査したので、その結果を図１を用いて説明する。図１は、実施例１の表１および表２に示した本発明材１、本発明材４および比較材７（本発明材４を冷間圧延加工した合金）のＸ線解析結果を示す図である。同図（ａ）は本発明材１のＸ線解析結果、同図（ｂ）は本発明材４のＸ線解析結果、同図（ｃ）は比較材７のＸ線解析結果を示す。
【００４２】
本発明材１および本発明材４のＸ線解析結果は、図１（ａ）および（ｂ）に示すように、オーステナイト相（γ相）、イプシロン相（ε相）およびフェライト相（α相）の各ピークが確認できることから、本発明材１および本発明材４の組織は、オーステナイト相（γ相）、イプシロン相（ε相）およびフェライト相（α相）から成る三相の組織であった。
【００４３】
これに対して、比較材７のＸ線解析結果は、図１（ｃ）に示すようにオーステナイト相（γ相）やイプシロン相（ε相）の各ピークが確認されず、比較材７（本発明材４を冷間圧延加工した試料）の組織は、フェライト相（α相）のみから成る単相の組織であった。比較材７は、上述したように本発明材４と同一の焼鈍温度、その後の冷却条件および同一の化学組成であるにも関わらず、冷間圧延加工を施すことでフェライト相（α相）のみから成る単相の組織になった。また、上述の表２に示すように比較材７の平均熱膨張係数α１およびα２は、本発明材４のα１およびα２の８倍から２３倍であった。このことから、熱膨張係数が大きくなった原因は、組織中の相構成の違いによるものと考える。
【００４４】
以上より、本発明に係る合金中の組織をオーステナイト相（γ相）、イプシロン相（ε相）、フェライト相（α相）から成る三相の組織とすることが当該合金の熱膨張係数を小さくできる要因の１つと考える。
【００４５】
なお、本実施例では鋼塊の製造に真空誘導溶解炉を用いたが、酸素や窒素などのガス成分を合金中に溶け込まさない様にすれば他の方法、例えばアルゴンガス等の不活性ガスを用いた大気溶解炉による製造でも構わない。
【００４６】
また、本発明の作製方法を用いて作製した低熱膨張合金は表２の本発明材１乃至５の結果に示すように、ニッケル含有量を０．０３〜１．０４％の範囲に限定することで、−１５０℃〜６０℃の温度範囲において１．０×１０−６／℃未満の平均熱膨張係数が安定して得られる（請求項２）。
【００４７】
さらに、低熱膨張合金の熱膨張係数を安定化させる観点から、コバルト、クロム、ニッケルおよび鉄の合計含有量は９９．５％以上とすることが望ましく、これらの元素を除く他の元素、例えばバナジウム、マンガン、チタン、シリコン、モリブデン、ニオブ、タンタル、タングステン等の元素を含有することは低熱膨張合金の熱膨張係数を大きくする方向に作用するので含有しないことが望ましい。炭素については０．２％以下の含有量であれば合金の熱膨張係数にあまり影響しない。
【図１】
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