高刚性低热膨胀铸件及其制造方法

摘要

本发明的课题是得到具有高刚性、低热膨胀率的铸件。一种高刚性低热膨胀铸件，其特征在于，成分组成以质量％计含有Ni：27～35％，余量为Fe以及不可避免的杂质，奥氏体组织的平均晶体粒径为200μm以下。

说明书

技术领域

本发明涉及具有高的杨氏模量的高刚性低热膨胀铸件及其制造方法。

背景技术

作为电子和/或半导体相关设备、激光加工机、超精密加工设备的部件 材料，广泛使用在热学上稳定的因瓦合金。但是，以往的因瓦合金存在杨 氏模量较小、为一般钢材的二分之一左右的问题。因此，需要进行将成为 对象的部件的壁厚增厚等的高刚性化设计。

在专利文献1中，为了解决该问题而公开了：通过添加Nb等制作锭 之后，实施热锻造和/或轧制加工而提高了杨氏模量的、高杨氏模量低热膨 胀Fe-Ni合金。

在专利文献2中公开了利用了合金钢的超精密设备的构件，所述合金 钢是将Ni和Co的含量适当化，通过固溶以及时效处理使微细的Ni₃(Ti,Al) 析出从而提高了杨氏模量的合金钢。在专利文献2中记述了即使是铸造品 也能得到与锻造品同样的效果。即，完全没有涉及到由热锻造和/或轧制加 工带来的晶粒微细化作用。

在专利文献3中公开了一种铸铁，所述铸铁是通过深冷处理至-40℃以 下的温度，使奥氏体基体中分散马氏体相，由此提高了杨氏模量的铸铁。 但是，如专利文献2所述，马氏体相变哪怕稍微地产生，热膨胀系数也显 著变高，不能得到实现了低热膨胀且高杨氏模量的合金。

另一方面，一般地，具有复杂形状的构件，从制造的容易度出发，不 进行机械加工和/或焊接而使用铸件。铸件通过向铸模流入熔液而能够得到 任意的形状，因此具有制造容易的优点。

在利用铸模进行的凝固中，在大致垂直于铸模壁面的方向产生温度梯 度，因此晶体与温度梯度平行地生长，形成柱状晶。即，与实施了锻造加 工的情况不同，成为晶体在一个方向上一致的组织。该倾向在Ni的含量多 时变得特别显著。

根据对于单晶低热膨胀合金的结晶取向和杨氏模量的研究已知：由＜ 100＞方向的晶体构成的组织，与由＜111＞方向、＜110＞方向的晶体构成 的组织相比，杨氏模量小。柱状晶的优先生长方向为＜100＞方向，因此可 以认为铸件的杨氏模量变低。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：特开平7-102345号公报

专利文献2：特开平11-293413号公报

专利文献3：特开平06-179938号公报

发明内容

以往的低热膨胀铸件如上述那样杨氏模量低，因此存在以下问题，即， 即使是具有复杂形状的构件也需要低热膨胀且高刚性的构件，不能够作为 铸件来制造。

另外，在低热膨胀铸件中，作为从奥氏体开始马氏体相变的温度的 Ms点容易为0℃前后，例如在寒冷地方的输送等中会进行马氏体相变而失 去低热膨胀特性，因此存在能够使用的温度环境容易被限制的问题。

但是，若实施锻造，则具有复杂形状的构件的制造较难，另外，存在 以下问题：设备、模具、加工都非常贵，量产速度与铸造相比较慢。

本发明的课题是解决上述的问题，提供即使在不实施锻造的铸造的状 态下也具有高的杨氏模量、且具有比以往低的Ms点的高刚性低热膨胀铸 件及其制造方法。

本发明人专心研究了提高铸件的杨氏模量的方法。其结果发现：铸造 后的铸件的组织为奥氏体，但通过冷却至Ms点以下使一部分或大部分进 行马氏体相变后，再次加热而使马氏体组织进行奥氏体化，由此再结晶了 的奥氏体组织，以等轴晶为主体的结晶取向为任意的，成为不能由通常的 凝固的组织控制得到的微细的组织，其结果，能够得到具有高杨氏模量的 低热膨胀铸件。本发明是基于上述的见解完成的，其要旨如下。

(1)一种高刚性低热膨胀铸件，其特征在于，以质量％计含有Ni： 27～35％，余量为Fe以及不可避免的杂质，奥氏体组织的平均晶体粒径为 200μm以下。

(2)根据上述(1)所述的高刚性低热膨胀铸件，其特征在于，以质 量％计还含有Co：0.1～18％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高刚性低热膨胀铸件，其特征在于， 以质量％计还含有Mn：0.5％以下、C：0.2％以下、和Si：0.3％以下之中 的任一种以上。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的高刚性低热膨胀铸件，其 特征在于，以质量％计还含有S：0.05％以下、Se：0.05％以下、Ti：0.5％ 以下、Nb：0.5％以下、和Al：0.1％以下之中的一种以上。

(5)根据上述(1)所述的高刚性低膨胀铸件，其特征在于，以质量 ％计还含有Co：2.0～8.0％，而且含有Mn：0.3％以下、B：0.05％以下、 Mg：0.1％以下、C：0.1％以下、Si：0.2％以下、S：0.05％以下、以及Ce 和/或La：0.1％以下之中的任一种以上。

(6)一种高刚性低热膨胀铸件的制造方法，其特征在于，具备一次以 上的RC处理，所述RC处理依次具备以下工序：

低温处理工序，该工序将具有上述(1)～(5)的任一项中记载的成分 组成的铸钢从室温冷却至Ms点以下，在Ms点以下的温度保持0.5～3小 时后升温至室温；和

再结晶处理工序，该工序将实施了上述处理的铸钢加热至800～1200 ℃，保持0.5～5小时后进行急冷。

(7)根据上述(6)所述的高刚性低热膨胀铸件的制造方法，其特征 在于，在所述RC处理之前还具备固溶处理工序，所述固溶处理工序将铸 件加热至800～1200℃保持0.5～5小时。

(8)根据上述(6)或(7)所述的高刚性低热膨胀铸件的制造方法， 其特征在于，在所述RC处理循环的至少一次中，在所述低温处理工序与 所述再结晶处理工序之间还具备调质处理工序，所述调质处理工序将铸钢 在300～400℃保持1～10小时。

根据本发明，通过使铸件形成为以等轴晶为中心的晶体粒径小的组织， 能够得到具有高的刚性、且Ms点低的低热膨胀铸件，因此能够适用于在 热学上稳定且需要复杂形状的部件等。

附图说明

图1是对铸件实施了低温处理后的组织的一例。

图2是对铸件实施了固溶处理后的组织的一例。

图3是对铸件实施了再结晶处理的组织的一例。

图4是实施了低温处理的试件的加热相变曲线的一例。

图5是实施例1中的进行了宏观组织观察的铸件的组织。

图6是实施例1中的进行了显微组织观察的铸件的组织。

图7是实施例2中的进行了显微组织观察的低温处理与再结晶处理之 间的铸件的组织。

具体实施方式

以下，对本发明详细地说明。以下，关于成分组成的“％”只要没有 特别说明就表示“质量％”。起初，对本发明的铸件的成分组成进行说明。

Ni是使热膨胀系数降低的必需元素。Ni量不论过多还是过少热膨胀系 数都不会变得充分小。另外，若Ni量过多则难以通过冷却而使马氏体相变 发生。考虑到以上情况，Ni量规定为27～35％的范围。

Ni以外的元素不是必需的添加元素，但能够根据需要如下述那样添 加。

Co通过与Ni的组合有助于降低热膨胀系数。为了得到所希望的热膨 胀系数，Co的范围规定为0.1～18％，优选为2.0～8.0％。

Mn作为脱氧材料而被添加。另外，通过固溶强化也有助于提高强度。 为了得到该效果，Mn量优选为0.1％以上。即使Mn的含量超过0.5％效 果也饱和，成本变高，因此Mn量规定为0.5％以下，优选为0.3％以下。

C在奥氏体中固溶有助于强度的上升。另外，与Ti结合形成TiC，使 强度提高。当C的含量变多时，热膨胀系数变大，延展性降低，因此含量 规定为0.2％以下，优选为0.1％以下。

Si作为脱氧材料而被添加。当Si量超过0.3％时热膨胀系数增加，因 此Si量规定为0.3％以下，优选为0.2％以下。为了提高熔液的流动性，Si 优选含有0.1％以上。

S可以以提高被切削性为目的而含有。但是，形成FeS，在晶界结晶 析出而成为热脆性的原因，因此S的含量规定为0.05％以下。

Se可以以提高被切削性为目的而含有。即使超过0.05％地含有其效果 也饱和，因此Se的含量规定为0.05％以下。

Nb、Ti作为使凝固核生成的接种材料而被添加。通过添加Nb、Ti， 在熔液内生成NbC、TiN，以该碳化物、氮化物为凝固核，容易形成微细 的等轴晶，并容易得到本发明所希望的结晶取向。另外，这些元素也是提 高硬度、抗拉强度的元素。当Nb、Ti的含量变多时韧性显著劣化，因此 含量分别规定为0.5％以下。

Al出于脱氧的目的而被添加。另外，具有与S、Mg一起抑制强度的 降低的效果。当Al的含量变多时，会大量地形成夹杂物，大量地产生铸造 缺陷，因此含量规定为0.1％以下。

B是抑制粗大的共晶碳化物的形成、并提高硬度、抗拉强度的元素。 另外，生成硼化物从而也具有作为接种材料的效果。但是，当B的含量超 过0.05％时，向晶界的偏析变得显著，韧性降低。因此，B的含量规定为 0.05％以下。

Mg通过与S结合具有提高热延展性的功能。而且，Mg氧化物或者 Mg蒸气也具有作为接种材料的效果。当Mg的含量超过0.1％时，熔液的 粘性提高，另外，有可能产生铸造缺陷，因此Mg的含量规定为0.1％以下。

Ce、La是抑制由硫化物导致的韧性的降低的元素。当Ce、La的含量 超过0.1％时效果饱和，因此Ce、La的含量合计规定为0.1％以下。

成分组成的余量为Fe以及不可避免的杂质。所谓不可避免的杂质，是 指在工业性地制造具有本发明中规定的成分组成的钢时从原料、制造环境 等不可避免地混入的物质。

本发明的铸件的组织是平均粒径为200μm以下的奥氏体组织。组织以 具有各种各样的结晶取向的微细的等轴晶为中心，其结果含有一定比例以 上的具有杨氏模量高的结晶取向(111)、(110)等的晶体。其结果，与以 杨氏模量低的结晶取向(100)的柱状晶为中心的、通常的低热膨胀铸件比 较，能够得到高的杨氏模量。虽并不必需组织的全部为等轴晶，但优选等 轴晶的比例按面积率计为60％以上。更优选等轴晶的比例按面积率计为 90％以上，进一步优选等轴晶的比例按面积率计为95％以上。

对于通常的低热膨胀铸件，通过成分组成的调整，也能够某种程度地 调整杨氏模量和热膨胀系数。但是，杨氏模量和热膨胀系数大致具有相对 立(tradeoff)的关系。即，存在以下关系：当杨氏模量变高时，热膨胀 系数也变大。

但是，在本发明的低热膨胀铸件中，组织变得微细，杨氏模量提高， 与此同时，与具有相同的成分组成的通常的低热膨胀铸件比较，热膨胀系 数降低。另外，通过组织变得微细，奥氏体稳定化，因此与具有相同的成 分组成的通常的低热膨胀铸件比较，Ms点降低。其结果，即使通过在寒冷 地方的输送等也不会：进行马氏体相变从而失去低热膨胀特性。

接着，对本发明的高刚性低热膨胀铸件的制造方法进行说明。

本发明的高刚性低热膨胀铸件的制造所使用的铸模、向铸模注入钢液 的注入装置、注入方法并不特别限定，可使用公知的装置、方法。由铸模 制造出的铸钢的组织成为以柱状晶为中心的组织。对该铸钢实施以下的热 处理。

起初，将铸件冷却至Ms点以下，在Ms点以下的温度保持0.5～3小 时后，升温至室温(低温处理工序)。冷却的方法不特别限定。再者，在此 所说的Ms点，是显现本发明的效果之前的阶段中的Ms点。冷却温度只 要是比Ms点充分低的温度即可，因此知道在该阶段的正确的Ms点是必 要的。一般地，Ms点可使用钢的成分采用下述式推定。

Ms＝521-353C-22Si-24.3Mn-7.7Cu-17.3Ni-17.7Cr-25.8Mo

在此，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo为各元素的含量(质量％)。 不含有的元素设定为0。

在本发明的高刚性低热膨胀铸件的成分组成的情况下，用上式计算出 的Ms点特别依赖于Ni量，为从室温到-100℃以下的范围，因此作为冷却 介质，在Ms点为-80℃以上时能够使用干冰、甲醇或乙醇。在Ms点为更 低温的-196℃以上时能够使用浸渍于液态氮的方法或者将液态氮喷雾的方 法。由此，形成含有微细的马氏体的组织。另外，升温，只要通过吊起到 室温的大气中进行即可。图1表示低温处理工序后的组织的例子。

接着，将铸件再加热至800～1200℃，在800～1200℃保持0.5～5小 时，进行急冷(再结晶处理工序)。由此，形成了马氏体的组织变回奥氏体 组织。通过通常的凝固而形成的组织的晶体粒径为1～10mm左右，但经 过上述的低温处理工序和其后的再结晶处理工序，奥氏体粒径微细化，并 且成为结晶取向任意的等轴晶为中心的组织，急冷后的组织成为等轴晶的 平均粒径为200μm以下的微细的组织。急冷的方法不特别限定，但优选 水冷。图3表示再结晶处理工序之后的组织的例子。

可以将该低温处理工序和再结晶处理工序作为一个热处理循环(以下 称为“RC处理”)并反复实施两次以上的RC处理。

可以在上述的RC处理之前设置固溶处理工序，该固溶处理工序将铸 件加热至800～1200℃，保持0.5～5小时，进行急冷。通过固溶，铸造时 析出的析出物固溶，延展性、韧性提高。急冷的方法不特别限定，但优选 水冷。图2表示实施了固溶处理后的组织的例子。该阶段中的组织，与通 常的铸件同样是柱状晶为主体的奥氏体组织。

为了使再结晶奥氏体晶粒更微细化，可以在上述的RC处理的低温处 理工序与再结晶处理工序之间实施将铸件加热至AC₃点下方的300～400 ℃，并在300～400℃保持1～10小时的马氏体的调质处理(调质处理工序)。 在调质处理中，加热后的冷却不论是水冷或空冷或炉冷都不改变晶粒微细 化效果，因此冷却方法不特别限定。

图4表示进行了低温处理的试件的加热相变曲线的例子。图4的横轴 为温度，纵轴为试件长度的变化量，产生长度的急剧收缩的点表示是晶体 结构的相变温度。该试件的AC₃点为345℃。在反复进行两次以上的热处 理循环的情况下，可以仅在其一部分的循环中实施调质处理，也可以在全 部的循环中实施调质处理。

在制造铸件时，可以通过使熔液含有作为接种材料的Nb、Ti、B、Mg 而容易生成凝固核。另外，可以通过将Co(AlO₂)、CoSiO₃、硼酸钴 (Co-borate)等之类的接种材料与通常涂布于铸模上的涂模材料一起涂布 于铸模表面，而容易生成凝固核。进而，也可以采用下述方法将铸模内的 熔液搅拌、使其流动：使用电磁搅拌装置的方法；使铸模机械性振动的方 法；采用超声波使熔液振动的方法；等等。通过应用这些方法，铸件的组 织更容易成为等轴晶，因此能够更高效地制造本发明的高刚性低热膨胀铸 件。

实施例

[实施例1]

将调整为表1所示的成分组成的熔液注入到铸模中制造出多个铸件。 铸件为φ100×350，切成样品7mm×16mm×125mm的尺寸，作为试件。 对制造出的铸件实施以下项中的任一项的热处理，得到了最终的铸件。

(a)固溶处理

(b)RC处理(低温处理→再结晶处理)

(c)固溶处理→RC处理

(d)包含调质处理的RC处理(低温处理→调质处理→再结晶处理)

(e)固溶处理→包含调质处理的RC处理

表1

对于制造出的铸件，测定了杨氏模量、热膨胀系数、Ms点、奥氏体组 织的平均晶体粒径。杨氏模量在室温下采用二点支持横共振法进行测定， 热膨胀系数使用热膨胀测定机，作为0～60℃的平均热膨胀系数求出。Ms 点是将铸件冷却至规定的温度并保持1小时后观察组织，通过观察马氏体 的有无而求出。奥氏体组织的平均晶体粒径，作为观察到的晶粒的当量圆 直径的平均值求出。将结果示于表2。另外，图5、图6表示铸件的组织的 一例。图5的51～56是对从铸件切取的样品7mm×16mm×125mm进行 了宏观组织观察的照片，图6的61～66是进行了显微组织观察的照片。

如表2所示可知，本发明例的铸件，组织成为等轴晶，晶体粒径小， 与具有相同的成分组成的通常的低热膨胀铸件比较，得到了高的杨氏模量、 低的热膨胀系数、低的Ms点。再者，No.138、139为由于钢中的Ni过多 因此Ms点过于变低、未引起马氏体相变的比较例。

[实施例2]

将调整为表3所示的成分组成的熔液注入到铸模中制造出多个铸件。 铸件为φ100×350，切成样品7mm×16mm×125mm的尺寸，作为试件。 对于制造出的铸件，实施固溶处理→低温处理→再结晶处理，得到了最终 的铸件。固溶处理设为830℃×2小时，低温处理设为液态氮浸渍×2小时， 再结晶处理设为830℃×2小时。

表3

表4表示制造出的铸件的杨氏模量、热膨胀系数、组织的观察结果。 测定方法与实施例1相同。另外，图7表示铸件的低温处理与再结晶处理 之间的组织。表中的马氏体面积率，表示在该组织中的马氏体的面积率。 由图7和表4可知，当Ni量超过35％时，未形成马氏体组织，其结果， 如表4所示的那样，得不到高的杨氏模量。

表4