(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、Ｎｉ：３３．０〜３４．５％、Ｃｏ：３．０〜４．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であることを特徴とする常温での平均熱膨張係数が１．０×１０−６／℃以下の熱膨張係数を有する被削性に優れた低熱膨張合金。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、Ｎｉ：３３．５〜３５．５％、Ｃｏ：２．０〜３．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であることを特徴とする常温での平均熱膨張係数が１．５×１０−６／℃以下の熱膨張係数を有する被削性に優れた低熱膨張合金。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、Ｎｉ：３４．０〜３６．５％、Ｃｏ：１．０〜２．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であることを特徴とする常温での平均熱膨張係数が２．０×１０−６／℃以下の熱膨張係数を有する被削性に優れた低熱膨張合金。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の組成を有する合金を７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却することを特徴とする被削性に優れた低熱膨張合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、熱膨張が小さいことを要求される精密機械部品等の用途に適した、被削性に優れた低熱膨張合金およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、低熱膨張を目的として利用される実用金属材料の中でスーパーインバーおよびインバーは、２０〜１００℃の温度範囲での熱膨張率αが、前者では０〜１×１０−６／℃、後者では１〜２×１０−６／℃であり、熱膨張が非常に小さいという特性を持っている。これらは、主として塑性加工によって成形され、線、板、棒等の素材で供給されている。従って、完成部品とするには、多くの機械加工が必要となるが、被削性が低く、多大な費用を要するため、利用範囲が制限されている。
【０００３】
スーパーインバーおよびインバーの被削性が低いのは、（１）高切削抵抗による発熱のため、（２）工具寿命が短い、（３）切り屑処理性が低い、（４）加工硬化しやすい等によるものと考えられている。
【０００４】
この問題を解決する手段として、Ｓ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｚｒ，Ｓｅ等を添加し、快削性を付与した材料が提供されているが、機械的性質の低下、熱膨張率の増加、製造法の複雑化を伴なう欠点がある。
【０００５】
一方、スーパーインバーに鋳造性を付与した特公昭６０−５１５４７号公報記載の材料や、同じくインバーに鋳造性を付与したＡＳＴＭ．Ａ−４３６，Ｔｙｐｅ５及び同Ａ−４３９，Ｔｙｐｅ  Ｄ−５は、凝固過程で組織中に黒鉛を生ずるため、スーパーインバーおよびインバーに比較して被削性が改善されているが、それぞれ３．０×１０−６／℃前後の熱膨張係数の増大を伴ない、尚一層の高精度を要求される用途に対しては不十分であり、スーパーインバーおよびインバーと同程度の熱膨張係数を有し、かつ、被削性に優れた低熱膨張合金が望まれている。
【０００６】
これらの諸問題を解決するために発明された特開平３−９０５４１号公報に記載されている低熱膨張合金があるが、高価なＣｏを多量に含有しているためコストが高くなってしまうという欠点がある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のスーパーインバー、インバー及び低熱膨張合金等の諸問題、すなわち、（１）スーパーインバーおよびインバーにおける、被削性が低く、また素材形状に制限があるという問題、（２）低熱膨張鋳鉄における熱膨張係数が高いこと、（３）素材のコストが高くなる問題等を解決するものであり、被削性、熱膨張性、鋳造性のいずれの面にも優れ、特に鋳造合金に適した低コストの低熱膨張合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、スーパーインバー及びインバーと同等の低熱膨張性を有し、かつ被削性に優れ、低熱膨張鋳鉄のように鋳造性にも優れ、低コストで製造できる低熱膨張合金を提供するものである。すなわち、第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、Ｎｉ：３３．０〜３４．５％、Ｃｏ：３．０〜４．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であることを特徴とする常温での平均熱膨張係数が１．０×１０−６／℃以下の熱膨張係数を有する被削性に優れた低熱膨張合金を提供する。
【０００９】
また、第二の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、Ｎｉ：３３．５〜３５．５％、Ｃｏ：２．０〜３．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であることを特徴とする常温での平均熱膨張係数が１．５×１０−６／℃以下の熱膨張係数を有する被削性に優れた低熱膨張合金を提供する。
【００１０】
さらに、第三の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、Ｎｉ：３４．０〜３６．５％、Ｃｏ：１．０〜２．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であることを特徴とする常温での平均熱膨張係数が２．０×１０−６／℃以下の熱膨張係数を有する被削性に優れた低熱膨張合金を提供する。
【００１１】
さらにまた、第四の発明は、第一から第三の発明のいずれかの組成を有する合金を７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却することを特徴とする被削性に優れた低熱膨張合金の製造方法を提供する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明は、快削性（すなわち被削性に優れること）と低熱膨張性を両立させるために最適な組成範囲を規定するものであり、また、さらに当該組成の合金に最適な熱処理条件を規定するものである。
【００１３】
本発明における合金の組成は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ［Ｍｎ］をＭｎの質量％、［Ｓ］をＳの質量％とした場合に［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上であり、ＮｉおよびＣｏを、(1)Ｎｉ：３３．０〜３４．５％およびＣｏ：３．０〜４．０％、(2)Ｎｉ：３３．５〜３５．５％およびＣｏ：２．０〜３．０％、(3)Ｎｉ：３４．０〜３６．５％およびＣｏ：１．０〜２．０％の３つのレベルのうちのいずれかとする。
【００１４】
Ｃ：０．０５％以下
Ｃは、マトリクス中に固溶していると熱膨張係数に著しい影響を与え、０．０５％を超えると、熱膨張係数が大きくなって所望の低熱膨張性が得られなくなる。したがって、Ｃ量を０．０５％以下とする。
【００１５】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは、脱酸元素として鋼中に添加するが、Ｃと同様マトリクス中の固溶量が多くなると熱膨張係数が大きくなってしまうことから、０．３％以下とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．４５〜１．２％
Ｍｎは、後述のようにＳと化合物を形成し、被削性の向上に重要な役割を果たす。０．４５％未満では、ＭｎとＳとの化合物を形成しにくく、被削性が劣り、かつ、鋳造割れを生じ易くなる。一方、１．２％を超えるとＣ，Ｓｉと同様に熱膨張係数が大きくなってしまうことから、Ｍｎ量を０．４５〜１．２％とする。
【００１７】
Ｐ：０．５％以下
Ｐは鋼中に不純物として含有されるが、多量に含まれると粒界に存在し、材料の強度低下をもたらすため、その含有量は少ない方が望ましい。このような強度低下はＰ含有量が０．５％を超えると顕著となるため、Ｐ含有量の上限を０．５％とする。
【００１８】
Ｓ：０．０１５〜０．０３５％
ＳはＭｎと化合物を形成し、被削性向上に寄与する元素であるが、鋼中に多量に含まれると強度低下をもたらす。０．０１５％未満のＳ含有量では、被削性の向上に有効なＭｎとの化合物の生成量が十分でなく被削性改善の効果が得られず、０．０３５％を超えると強度低下をもたらす。このため、Ｓ含有量を０．０１５〜０．０３５％とする。
【００１９】
［Ｍｎ］／［Ｓ］：１５以上
［Ｍｎ］／［Ｓ］は、ＭｎとＳとの化合物生成量を左右する重要なパラメータである。ＭｎおよびＳの含有量については前述の通りであるが、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１５未満であると、過剰なＳがマトリクス中の主要元素であるＦｅと化合物を形成し、低融点のＦｅＳを生じてしまい、凝固中に割れを生じ易くなるため、特に鋳物を製造する場合は不都合である。［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１５以上であると、Ｓは主にＭｎとの化合物となり、有害なＦｅＳが生じにくく、凝固割れが発生し難い。このため、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値を１５以上とする。ただし、製品形状、大きさによっては、［Ｍｎ］／［Ｓ］を３０以上とすることが好ましい。
【００２０】
▲１▼Ｎｉ：３３．０〜３４．５％およびＣｏ：３．０〜４．０％
▲２▼Ｎｉ：３３．５〜３５．５％およびＣｏ：２．０〜３．０％
▲３▼Ｎｉ：３４．０〜３６．５％およびＣｏ：１．０〜２．０％
Ｎｉ，Ｃｏは熱膨張率に最も影響を与える重要な元素である。本発明においては、Ｎｉ量およびＣｏ量を、数々の実験を通じて得られた最適な組み合わせとすることにより、優れた低熱膨張性を有する合金を達成する。Ｃｏは要求される熱膨張性、コスト等によって１．０〜４．０％の範囲で添加されるが、Ｃｏ量のレベルに応じてＮｉ量を限定することで熱膨張率を極小化することができる。すなわち、Ｃｏ量が３．０〜４．０％の場合には、Ｎｉ量を３３．０％〜３４．５％とすることにより熱膨張性が極小となり、常温での平均熱膨張係数を１．０×１０−６／℃以下とすることができる。なお、Ｃｏ量が２．０〜３．０％の場合には、Ｎｉ量を３３．５〜３５．５％とすることにより熱膨張性が極小となり、常温での平均熱膨張係数を１．５×１０−６／℃以下とすることができる。また、Ｃｏ量が１．０〜２．０％の場合には、Ｎｉ量を３４．０〜３６．５％とすることにより熱膨張性が極小となり、常温での平均熱膨張係数を２．０×１０−６／℃以下とすることができる。いずれのＣｏ量のレベルにおいても、Ｎｉ量がこれらの範囲を外れると所望の低熱膨張性が得られない。このように、高価なＣｏ量のレベルに応じて、最適な量のＮｉを添加するので、Ｃｏによる熱膨張係数の低減効果を最大限に発揮させることができ、最小限のコストで優れた特性の合金を得ることができる。
【００２１】
上記組成を有する本発明における合金の残部は、鉄および不可避的不純物からなる。
【００２２】
以上のような本発明の合金は、上記組成を有する溶融金属を鋳型に鋳込んで製造される鋳造合金に好適であるが、鋳塊または鋳片とした後に、圧延や鍛造等の塑性加工を施して使用される合金であってもよい。また、製造条件は特に限定されるものではない。ただし、本発明においては、所定の形状に製造した素材を７００〜９５０℃に加熱した後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する熱処理を施すことが好ましい。このような熱処理により、常温における熱膨張率をさらに低減することができる。特に鋳物を製造する場合は、合金元素の均質化のために、当該熱処理が有効である。
【００２３】
この場合に、加熱温度が７００℃未満では、合金元素の拡散による均質化に要する時間が長くなり不経済である。また、９５０℃を超える加熱温度では、結晶粒の粗大化による機械的性質の劣化を招き、また同時にスケールの生成が激しくなりスケール除去のための工程が煩雑になるばかりか、エネルギーの観点でも不経済となることから、加熱温度は７００〜９５０℃とした。
【００２４】
さらに、加熱後の冷却速度が常温での熱膨張率に及ぼす影響が大きく、７００〜９５０℃に加熱後５℃／ｓｅｃ未満の冷却速度では、所望の熱膨張率が得られないことから、加熱後の冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とした。
【００２５】
【実施例】
［実施例１］
以下、本発明の実施例について説明する。
３０ｋＶＡ高周波電気炉により、表１に示す成分を有し、残部が鉄からなる供試材料を溶解し、ＣＯ２ケイ砂型で、ＪＩＳ  Ｇ  ５１２２Ｂ号試験片（以下Ｂ号試験片と記述）と２５×６０×２５０ｍｍの被削性試験片を鋳造した。Ｂ号試験片からは、表１に記載の熱処理を施した後、機械加工でφ８×１００ｍｍの熱膨張係数測定試験片（以下熱膨張試験片と記述）を採取し、２０〜２５℃での平均熱膨張係数（以下、室温近傍での平均熱膨張係数と記述）を押棒式横形熱膨張計を用いて測定した。被削性試験片は、６０×２５０ｍｍの二面を研削盤にて表面を平滑に加工した後、ドリル穿孔試験を行った。ドリル穿孔試験は、φ５ｍｍの高速度鋼ドリルを用いて、回転数１２７４ＲＰＭ、送り０．２ｍｍ／回、潤滑なし、穴深さ１０ｍｍの試験条件で実施し、５０個以上穿孔可能であった場合に被削性が良好であるとした。なお、表１中、「合金レベル」の欄には、実施例において▲１▼Ｎｉ：３３．０〜３４．５％およびＣｏ：３．０〜４．０％を満たすものを１、▲２▼Ｎｉ：３３．５〜３５．５％およびＣｏ：２．０〜３．０％を満たすものを２、▲３▼Ｎｉ：３４．０〜３６．５％およびＣｏ：１．０〜２．０％を満たすものを３としている。
【００２６】
【表１】
0004253100.tif 000002
【００２７】
表１に示すように、本発明例である合金１〜１１は、熱膨張係数が合金レベルに応じた所望の値（合金レベルが１の場合には１．０×１０−６／℃以下、合金レベルが２の場合には１．５×１０−６／℃以下、合金レベルが３の場合には２．０×１０−６／℃以下）であり、また、いずれの場合も被削性が良好であった。
【００２８】
これに対して、比較例である合金１２〜１９は、いずれかの特性が劣っていた。具体的には、合金１２は、Ｃの含有量が本発明の範囲よりも大きいため熱膨張係数が所望の値より大きく、さらにＳの含有量が本発明の範囲よりも少ないため被削性が良くない。合金１３および１４は、Ｓの含有量が本発明の範囲よりも少ないため被削性が良くない。合金１５は、Ｃｏが質量％で４．０％含まれているにも関わらず、Ｎｉの含有量が本発明の範囲よりも大きいため熱膨張係数が所望の値より大きい。合金１６はＣｏが質量％で２．５％含まれているにも関わらず、Ｎｉの含有量が本発明の範囲よりも少ないため熱膨張係数が所望の値より大きい。合金１７は、Ｃｏが質量％で１．６％含まれているにも関わらず、Ｎｉの含有量が本発明の範囲よりも少ないため熱膨張係数が所望の値より大きい。合金１８は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲よりも大きいため、熱膨張係数が所望の値より大きい。合金１９は、Ｃｏが質量％で１．８％含まれているにも関わらず、Ｎｉの含有量が本発明の範囲よりも多いため熱膨張係数が所望の値より大きい。
【００２９】
［実施例２］
次に、本発明のもう一つの実施例について説明する。
３０ｋＶＡ高周波電気炉により、表２に示す成分を有し、残部が鉄からなる供試材料を溶解し、ＣＯ２ケイ砂型で、Ｂ号試験片と図２に示す形状の割れ試験片を鋳造した。Ｂ号試験片からは、所定の熱処理を施した後、機械加工でφ８×１００ｍｍの熱膨張試験片を採取し、室温付近での平均熱膨張係数を押棒式横形熱膨張計を用いて測定した。割れ試験片では、図２中Ａ点（Ｒ＝２ｍｍおよびＲ＝４ｍｍ）での割れを目視および染色浸透探傷検査法にて割れの有無を確認した。なお、表２に示した「合金レベル」は表１のものと同様である。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
表２に示すように、本発明例である合金２０〜合金２８は、熱膨張係数がＣｏ量のレベルに応じた所望の値（Ｃｏ：３．０％〜４．０％の場合には１．０×１０−６／℃以下、Ｃｏ：２．０％〜３．０％の場合には１．５×１０−６／℃以下、Ｃｏ：１．０％〜２．０％の場合には２．０×１０−６／℃以下）よりも低く、優れた低熱膨張性を有しており、また、いずれの場合も割れ試験片のＲ＝４ｍｍのＡ点で割れが確認されず、凝固割れの発生が抑制されていた。さらに、本発明例のうち［Ｍｎ］／［Ｓ］を３０以上とした合金２０〜２４では、割れ試験片のＲ＝２ｍｍのＡ点でも割れは確認されず、凝固割れの発生が極めて低く抑制されていた。
【００３２】
これに対して、比較例である合金２９〜合金３５では、いずれかの特性が劣っていた。具体的には、合金２９は合金２０と、合金３０は合金２２と、合金３１は合金２３とそれぞれ化学組成は同じであるが、冷却速度が本発明の範囲よりも小さいため、熱膨張係数が所望の値より大きい。合金３２は合金２０と化学組成が同じであるが、加熱温度が本発明の範囲よりも低いため、常温付近での熱膨張係数が所望の値より大きい。合金３３はＭｎの含有量が本発明の範囲よりも低く、［Ｍｎ］／［Ｓ］も本発明の範囲より小さくなり、凝固割れを生じた。合金３４は［Ｍｎ］／［Ｓ］は本発明の範囲にあるものの、Ｍｎの含有量が本発明の範囲よりも低いため、凝固割れを生じた。一方、合金３５は、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値のみが本発明範囲よりも小さく、凝固割れを生じた。
【００３３】
本実施例の合金における凝固割れの発生について、ＳとＭｎの含有量に基づいて整理し、図１に示す。図１の斜線を施した部位がＭｎとＳに関する本発明の範囲である。表２および図１から、本発明によれば割れを発生することなく、Ｃｏの含有量に応じて、常温での熱膨張係数の小さい所望の低熱膨張合金を製造できることがわかる。
【００３４】
【発明の効果】
以上より、本発明によれば従来の技術に比べて、被削性に優れた低熱膨張合金を低コストで提供することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例２の合金における凝固割れの発生を、横軸にＳ含有量をとり、縦軸にＭｎ含有量をとった座標平面に整理して示したグラフ。
【図２】実施例２における割れ試験片の形状を示す図面。
【図１】
0004253100.tif 000004
【図２】
0004253100.tif 000005