(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％超１％以下、Ｍｎ：０．５％超１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｏ：５．０％以下、Ｎｉ：３１．０〜４３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０６〜０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓの含有量（重量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］とした場合に、３６．０％≦［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］≦４３．０％、および［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０を満たし、常温での平均熱膨張係数が５．５×１０−６／℃以下、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金。
【請求項２】
請求項１の合金を鋳造後、４５０〜５５０℃の温度範囲で加熱し、その後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする、常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、構造用鋳造品としての用途に好適な常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい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】
最近、産業用機械、半導体製造装置等の部材には、当該装置の高い精度を確保するため、随所に低熱膨張材料が採用されている。複雑形状の部材については、コスト低減効果が認められることから、低熱膨張鋳造品が数多く採用されている。こうした中、近年、機械装置のさらなる高度化のために低熱膨張特性のみならず、それ以外の特性も付加した材料が要求されつつあり、そのようなものとして低熱膨張材料の高硬度化、高強度化を挙げることができる。
【０００３】
低熱膨張合金としては、従来からＦｅ−３６％Ｎｉインバー合金や、Ｆｅ−３２％Ｎｉ−５％Ｃｏスーパーインバー合金が知られている。２０〜１００℃の温度範囲での平均熱膨張係数が前者では１〜２×１０−６／℃、後者では０〜１×１０−６／℃であり、これらは主として塑性加工によって成形され、板、線、棒等の素材で供給されている。
【０００４】
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Ｃ含有量が大きく黒鉛を出現させているＡＳＴＭ．Ａ−４３６，Ｔｙｐｅ５および同Ａ−４３９，Ｔｙｐｅ  Ｄ−５、また特公平２−５８３３７号公報に記載されている被削性を付与したスーパーインバー合金もある。これらの材料は、いずれも室温での強度は概ね４００ＭＰａ以下で、硬度もビッカース硬さで概ね１５０以下と柔らかく、高強度、高硬度材の開発が切望されていた。
【０００５】
低熱膨材料の高強度化技術としては、例えば、特開昭６１-２３１１３８号公報に開示された技術や特開平１１−３３５７８５号公報に開示された技術があるが、前者は高温での高強度化を達成したもので、主としてセラミクスとの接合に適した材料として開発された技術であり、室温付近で供される構造体として用いられる記述はないし、後者は塑性加工により高強度化を達成させる技術であり、鋳造材料には適用できる技術ではない。
【０００６】
また、特公昭５７−５８６７号公報に開示された低膨張合金は、鋳造に適していると記載されているが、その技術は精密鋳造品を対象としたものであり、構造用の大型鋳物の製造には適していない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上という高硬度および高強度を有し、大型の構造用鋳造品であっても鋳造時に割れを生じない低熱膨張材料については未だ開発されていない。
【０００８】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、常温での硬度および強度に優れ、鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決するために検討した結果、スーパーインバー合金の組成に金属間化合物生成元素としてＴｉを適量添加し、微細な金属間化合物を析出させることにより、室温近傍での高強度化と高硬度化を達成し、かつ室温近傍での熱膨張係数も適切な値が得られることを見出した。また、Ｔｉを添加すると鋳造割れ感受性が高くなる傾向にあるが、Ｍｎ量とＳ量の比を最適化することにより、Ｔｉを添加しても鋳造時の割れの発生を少なくすることができることを見出した。
【００１０】
このことをさらに詳しく説明する。
Ｔｉを添加することにより微細なＮｉ−Ｔｉ金属間化合物を形成して、熱膨張係数を適正な値に維持しつつ高強度および高硬度を得ることができるが、本発明が対象とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系低熱膨張材料にＴｉを添加することにより、凝固時に生じるＦｅとＮｉのミクロ組織的な分配比（Ｎｉ／Ｆｅ）が大きくなり、ＴｉもＮｉと同様のミクロ偏析挙動を示すことがわかった。つまり、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金にＴｉを添加することにより、Ｔｉがない場合に比較して偏析を生じやすくなる傾向にある。ミクロ偏析が生じる場合には、その部分（一般的には最終凝固部）には不純物も多くなって鋳造割れを引き起こしやすい非金属介在物が生じやすくなるから、結局、Ｔｉ添加により非金属介在物に起因する鋳造割れが生じやすくなる。
【００１１】
このような鋳造割れを低減するには、このような非金属介在物を形成しないように不純物成分自体を低減することが考えられるが、非金属介在物をゼロにすることは極めて困難である。
【００１２】
このため、本発明では、非金属介在物を低減するのではなく、Ｍｎ／Ｓの値を所定値以上として、Ｔｉ添加により形成される鋳造割れを引き起こしやすい非金属介在物に代えて、比較的割れ感受性の小さいＭｎＳを生成するようにする。
【００１３】
Ｍｎは、平衡分配係数の値が比較的小さく凝固時にミクロ的な偏析をしやすい元素であることから、本発明が対象とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系低熱膨張材料において割れ感受性の低いＭｎＳ系の非金属介在物を形成しやすい効果がある。
【００１４】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、重量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％超１％以下、Ｍｎ：０．５％超１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｏ：５．０％以下、Ｎｉ：３１．０〜４３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０６〜０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓの含有量（重量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］とした場合に、３６．０％≦［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］≦４３．０％、および［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０を満たし、常温での平均熱膨張係数が５．５×１０−６／℃以下、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金を提供するものである。
【００１５】
また本発明は、上記合金を鋳造後、４５０〜５５０℃の温度範囲で加熱し、その後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする、常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金の製造方法を提供するものである。
【００１６】
このように本発明は、常温での低熱膨張特性と高硬度、高強度を兼ね備え、鋳造割れが生じ難い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適した熱処理条件を規定するものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明についてより具体的に説明する。
本発明における低熱膨張鋳造合金は、重量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％超１％以下、Ｍｎ：０．５％超１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｏ：５．０％以下、Ｎｉ：３１．０〜４３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０６〜０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓの含有量（重量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］とした場合に、３６．０％≦［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］≦４３．０％、および［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０を満たし、常温での平均熱膨張係数が５．５×１０−６／℃以下、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上である。
【００１８】
以下、このように限定した理由について説明する。
【００１９】
Ｃ：  Ｃは黒鉛としてマトリクス中に析出していれば材料の熱膨張特性に与える影響は小さいが、マトリクス中に固溶していると熱膨張係数を大きくし、０．０５％を超える添加量では、熱膨張係数が大きくなってしまう。このことから、Ｃ含有量を０．０５％以下とする。
【００２０】
Ｓｉ：  Ｓｉは鋳造性を改善する元素としてよく知られており、本発明においても鋳造性を特に溶湯の湯流れ性を改善させるためにＳｉを適当量添加する。ただし、０．５％以下では大型鋳物を鋳造する際の十分な湯流れ性が確保できず、一方、Ｓｉが１％よりも多く含まれると常温での強度が低下してしまう。このため、Ｓｉ含有量を０．５％超１％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：  ＭｎはＳｉと同様脱酸元素として鋼中に含まれるが、Ｃと同様にマトリクス中に固溶する量が多いと、熱膨張係数が大きくなる。一方、後述のようにＳと化合物を形成し、鋳造合金の被削性に重要な役割を果たす。しかし、０．５％以下では、ＭｎとＳとの化合物を形成しにくく被削性が劣り、１％を超えると熱膨張係数が大きくなってしまう。したがって、Ｍｎ含有量を０．５％超１％以下とする。
【００２２】
Ｓ：  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鋳造割れが生じる。被削性を必要としない場合はできる限り少ない方が望ましいが、被削性が必要な場合でも０．０５％を超えると強度低下をもたらす。したがって、Ｓ含有量を０．０５％以下とする。
【００２３】
［Ｍｎ］／［Ｓ］：  この値は割れ感受性が比較的低い非金属介在物であるＭｎＳの生成しやすさの指標であり、この値が２０以上の場合に、Ｔｉ添加により形成される鋳造割れを引き起こしやすい非金属介在物の形成を抑制してＭｎＳを有効に生じさせることが可能となる。逆に、Ｍｎが少なくなってこの値が２０未満になると鋳造割れを引き起こしやすい介在物が生じやすくなる。したがって、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０とする。
【００２４】
Ｐ：  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し、その含有量は少ない方が望ましい。したがって、Ｐの上限を０．０５％とする。
【００２５】
Ｎｉ,Ｃｏ：  Ｎｉ，Ｃｏは熱膨張特性に最も影響を及ぼす元素である。本発明者らの数々の実験を通じて、Ｎｉを３６．０〜４３．０％を含む合金が室温近傍での熱膨張特性に優れていることが判明している。この時Ｎｉの一部をＣｏに変えてもよく、その場合には、[Ｎｉ]+[Ｃｏ]が４３．０％を超えないことが熱膨張特性に重要であることも見出された。また、Ｃｏは高価な金属であることから、コストを小さくするためにはできるだけ含有量を少なくすることが望ましい。したがって、Ｃｏを５．０％以下、Ｎｉ:３１.０〜４３．０％でかつ３６.０％≦[Ｎｉ]+[Ｃｏ]≦４３．０％とした。
【００２６】
Ａｌ：  Ａｌは脱酸のために添加する元素であり、そのため０．０６％以上必要である。しかし、Ａｌが０．２０％を超えて多量に含まれると著しく溶湯が流れにくくなり鋳造性を損ない、鋳造合金としては不都合である。このため、Ａｌ含有量を０．０６〜０．２０％とする。
【００２７】
Ｔｉ：  Ｔｉは金属間化合物を形成して高硬度化および高強度化に寄与し、本発明の中で最も重要な合金元素である。Ｔｉを１．５％以上添加すると常温での硬度と強度が増加する。一方、ＴｉはＡｌと同様溶湯の湯流れ性を著しく劣化させ、３．０％を超えると鋳造欠陥が生じ易くなる。したがって、Ｔｉ含有量を１．５〜３．０％とする。
【００２８】
本発明の合金において、以上規定した成分の残部はＦｅおよび不可避不純物からなる。
【００２９】
以上のような本発明の鋳造合金は、鋳造後、４５０〜５５０℃に加熱し、その後、５℃/秒以上の冷却速度で２００℃まで冷却する熱処理を加えることにより製造することが好ましい。このような熱処理によって、常温における硬度と強度がさらに大きくなることが見出された。
【００３０】
加熱温度が４５０℃以下では、硬度や強度を上昇させる金属間化合物の生成に時間が多くかかり不経済である。５５０℃を超える温度で加熱すると、生成した金属間化合物のマトリクスへの固溶が始まり、かえって常温での硬度および強度の低下を招いてしまう。したがって、加熱温度を４５０〜５５０℃とする。加熱時間については、特に定めないが、合金全体が所定の温度に到達すればよく、鋳物の場合で概ね３０分以上である。
【００３１】
また、当該熱処理を行う前に均質化の目的で６００〜９８０℃に加熱しても差し支えない。しかしながら、９８０℃以上に加熱すると、結晶粒の粗大化を起こし機械的性質の劣化が生じることがある。
【００３２】
４５０〜５５０℃に加熱後、２００℃までの冷却速度を５℃/秒以上としたのは、２００℃まで冷却の冷却速度が小さいと、金属間化合物の析出量が比較的少なく、硬度および強度の向上効果が十分に発揮されないおそれがあるからである。このように、２００℃までの冷却速度を５℃/秒以上と速くすることにより、優れた硬度および強度が得られることが初めて見出された。
【００３３】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）
３０ｋＶＡ高周波誘導電気炉により、表１に示す成分組成を有する供試材料を大気中で溶解し、ＣＯ２ケイ砂型で、ＪＩＳ  Ｇ  ５１２２Ｂ号試験片（以下Ｂ号試験片と記述）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、２０〜１００℃での平均熱膨張係数（以下、常温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。室温でのビッカース硬度を荷重９８Ｎで測定し、平行部径１０ｍｍの引張試験片により室温での引張強さを求めた。Ｎｏ．１〜７とＮｏ．１２、２０は湯流れ性を確認するため、ＣＯ２鋳型で製作した断面形状１０ｍｍ×１２ｍｍの湯流れ試験鋳型に１５５０℃で注湯し、湯流れ長さを測定した。３本の平均湯流れ長さが６０ｃｍを超えた場合を湯流れ性良好と判定し、それらの結果を表１に併せて示す。
【００３４】
表１に示すように本発明例であるＮｏ．１〜１０はすべて常温での平均熱膨張係数が５．５×１０−６／℃以下、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上の高強度低熱膨張材料となることがわかった。この中でも、特に好ましい熱処理条件を満たすＮｏ．１〜７は、加熱温度が好ましい範囲よりも高いＮｏ．８、加熱温度が好ましい範囲よりも低いＮｏ．９、加熱後の冷却速度が好ましい範囲よりも小さいＮｏ．１０よりも優れた硬度および強度を示した。
【００３５】
これに対して、比較例であるＮｏ．１１はＴｉの含有量が本発明の範囲よりも小さいため、所定の硬度、強度が出ない。Ｎｏ．１２はＴｉを多く含むものの加熱温度が低いため所定の硬度、強度が出ない。さらに、Ｓｉが本発明の範囲外であることから、湯流れ性が悪い。Ｎｏ．１３はＮｉとＣｏの合計量が本発明の範囲よりも大きいため、熱膨張係数が大きくなってしまう。Ｎｏ．１４は加熱温度が本発明の範囲より高く、かつ冷却速度が本発明の範囲より小さいため熱膨張係数が大きい。Ｎｏ．１５はＣが本発明の範囲よりも多く含まれるため、熱膨張係数が大きく、強度が小さい。Ｎｏ．１６はＣとＮｉのいずれも本発明の範囲よりも多く含まれ、加熱温度が本発明の範囲よりも低いため、熱膨張係数が大きく、かつ所定の硬度、強度が出ない。Ｎｏ．１７はＮｉとＣｏの合計量が本発明の範囲よりも小さいので、熱膨張係数が大きくなってしまう。Ｎｏ．１８はＳｉが本発明の範囲よりも多く含まれるため、所定の硬度、強度が出ない。Ｎｏ．１９はＭｎ／Ｓの値が本発明の範囲よりも小さかったため、鋳造時に割れが生じてしまい引張試験片を採取することができなかった。Ｎｏ．２０はＡｌ量が本発明の範囲を超えていたため、湯流れ性が著しく劣っていた。
【００３６】
【表１】
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【００３７】
（実施例２）
次に、他の実施例について説明する。
１Ｔｏｎ高周波誘導電気炉により、表２に示す化学成分の供試材料を大気中で溶解し、自硬性鋳型で製品重量約６００ｋｇの構造体鋳物を鋳造した。同じチャージの溶湯は、別に試験片をＣＯ２鋳型に鋳造し、表２に記載の熱処理を施した後、機械加工でφ８×５０ｍｍの熱膨張試験片を採取した。実施例１と同様常温での平均熱膨張係数を押棒式横型熱膨張計を用いて測定した。室温でのビッカース硬度を荷重９８Ｎで測定し、平行部径１０ｍｍの引張試験片により室温での引張強さを求めた。
【００３８】
本発明例であるＮｏ．３１〜３３は、常温での平均熱膨張係数が５．５×１０−６／℃以下、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上の高強度低熱膨張材料となることがわかった。製品もほぼ全体に湯周りは良好で、かつ鋳造割れもほとんど認められなかった。
【００３９】
これに対して、比較例であるＮｏ．３４〜３５は材料の特性は本発明材とほぼ同様の性能を示したが、Ｎｏ．３４はＡｌが本発明の範囲外であったため、湯流れ性が悪く製品の一部に湯周り不良を生じた。Ｎｏ.３５はＭｎ／Ｓの値が本発明の範囲外であったことから、製品の一部に著しい鋳造割れを生じた。
【００４０】
【表２】
0004213901.tif 000003
【００４１】
（実施例３）
次に、さらに他の本発明の実施例について説明する。この実施例では、特に鋳造割れを軽減することについて、本発明が有効であることを示す。
３０ｋＶＡ高周波電気炉により、表３に示す化学組成の供試材料を溶解し、実施例１と同様に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（数字はｍｍ）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の熱膨張係数測定試験片（以下熱膨張試験片と記述）を採取した。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。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。
【００４２】
Ｎｏ．４１〜４５はいずれも本発明例であり、熱膨張係数、室温近傍での硬度、強度とも要求を満たしており、かつ鋳造割れ試験においても割れは発生していない。Ｎｏ．４６〜４８は、本発明例であるが、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が比較的小さいため、Ｒが小さいところでは、若干の割れを生じた。Ｎｏ．４９〜５１は［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が本発明の範囲を外れた比較例であり、緩やかなＲ部においても凝固割れを生じた。表３の実施例のうち、凝固割れの発生についてＳとＭｎの含有量について整理し、図１に示した。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３と図１から、本発明によれば鋳造割れを軽減し、常温での熱膨張係数の小さい高硬度高強度低熱膨張合金を製造できることが確認された。
【００４３】
【表３】
0004213901.tif 000004
【００４４】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、常温での平均熱膨張係数が５．５×１０−６／℃以下、常温でのビッカース硬さ３００以上、引張強さ６００ＭＰａ以上の常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金を安価に製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】横軸にＳ含有量をとり、縦軸にＭｎ含有量をとって、これらの含有量と実施例３の合金における凝固割れの発生の関係を示すグラフ。
【図２】実施例３における割れ試験片の形状を示す図面。
【図１】
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【図２】
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