JP2015168865A

JP2015168865A - 低熱膨張鋳造合金およびその製造方法

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Publication number: JP2015168865A
Application number: JP2014045971A
Authority: JP
Inventors: 半田　卓雄; Takuo Handa; 卓雄半田; 志民劉; Shimin Ryu
Original assignee: Nippon Chuzo Co Ltd
Current assignee: Nippon Chuzo Co Ltd
Priority date: 2014-03-10
Filing date: 2014-03-10
Publication date: 2015-09-28
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Abstract

【課題】通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の極めて小さい熱膨張係数を有する低熱膨張鋳造合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２％超、０．1５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．６％、Ｎｉ：２９〜３２．５％、Ｃｏ：５〜９．５％を含有し、かつＣ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］と表した場合に、これらが（ａ）［Ｃｏ］≧４０?［Ｃ］＋３、（ｂ）［Ｃ］≰０．１５、（ｃ）［Ｃｏ］≰（７０／３）?［Ｃ］＋６、（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０?［Ｃ］＋６を満たす範囲であり、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］で表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８?［Ｃｏ］と表されるＮｉ等量が、３５．５〜３６．５％の範囲であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。【選択図】図１

Description

本発明は、例えば半導体製造装置などの超精密機器部材に適した、熱膨張が極めて小さい低熱膨張鋳造合金およびその製造方法に関する。

従来から、超精密機器の精度維持、向上を目的として、低熱膨張合金が使用されており、中でも、３２％Ｎｉ−５％Ｃｏ−残部Ｆｅの合金（以下、スーパーインバー）は、室温付近の熱膨張係数が１×１０^−６／℃以下であり、圧延材や鍛造材（以下、鋼材）が商品化され、市販されている（例えば非特許文献１）。

また、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：３０〜３４％、Ｃｏ：４〜６％を含む鉄基合金からなり、Ｍｎ：０．１〜１．０％とＳ：０．０２〜０．１５％を含有するとともに、Ｍｎ／５４．９４＞Ｓ／３２．０６とした快削性低熱膨張鋳物用合金が提案されている。

一方、特許文献２および特許文献３には、それぞれ熱膨張係数が０．５×１０^-6／℃であるスーパーインバーを、マイクロ波導波管の共振器および半導体液浸露光装置のウエハーステージに用いることが記載されている。

特開２００２−２０６１４２号公報特開２０１０−２０６６１５号公報特開２００５−１８３４１６号公報

株式会社不二越、技術資料、［平成２６年３月７日検索］、インターネット＜URL:HTTP://www.nachi-fujikoshi.co.jp/kou/fm_alloy/fm_alloy_exeo.pdf＞

ところで、上述のスーパーインバー鋼材は、１×１０^−６／℃以下の熱膨張係数を確実に得るためには、Ｃを０．０２％以下の不純物レベルに抑えなければならいとされていた。本発明者の知見によれば、このような低Ｃのスーパーインバーを大気溶解して鋳造する場合、ガス欠陥が多発し、工業的な製造は非常に困難であるため、真空溶解を行う必要がある。通常の鋳造業者にとって高価な設備を用いて複雑な操業を行うことは非現実的であり、低Ｃのスーパーインバー鋳造品を製造することは事実上不可能である。

一方、特許文献１の低熱膨張鋳物用合金は、Ｎｉ含有量およびＣｏ含有量はスーパーインバーと同等であり、Ｃの含有量を０．１％以下と大気鋳造可能な範囲まで許容しているが、実施例ではＣ含有量が０．００８〜０．０１１％と極めて低い合金しか開示されておらず、そのような極めて低いＣ含有量において熱膨張係数が０．７７３×１０^-６／℃以下であることが示されているにすぎない。すなわち、特許文献１においても、１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数を得るためにはＣを０．０１％程度の極めて低い値とする必要があることを示唆している。このため、特許文献１に、薄肉大型鋳物の製造に適した合金を提供し得るとの記載があるものの、実際にはＣ含有量を低くする必要があるため、やはり大気溶解・鋳造することは非常に難しく、通常の鋳造業者が特許文献１の技術を用いて鋳造合金を工業的に利用することは困難であると考えられる。

また、非特許文献１に示されているスーパーインバー鋼材は、板材や棒材などの単純形状にしか適用できず、精密装置に用いる複雑形状品や大型部品は、切削加工や溶接組立てによって製作する必要があるが、スーパーインバーの被削性および溶接性が低いため、多大の工数・費用を要するという問題もある。

特許文献１では、このような問題を、所定量のＳおよびＭｎを添加してマトリックス中のＭｎＳにより被削性を改善させることにより解決するとしているが、上述したように、特許文献１の合金も１×１０^-６／℃以下の低熱膨張係数とするためにはＣを０．０１％程度の極めて低い値とする必要があり、大気鋳造が困難であることから、実際には複雑形状品や大型部品に適用することはできず、このような問題を本質的に解決できるものではない。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の極めて小さい熱膨張係数を有する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課題とする。

また、通常の大気溶解が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の極めて小さな熱膨張係数を有し、かつスーパーインバーよりも優れた被削性を有する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課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく検討を重ねた結果、合金中のＣ含有量を大気溶解および大気鋳造が可能なレベルにしても、
ｉ）Ｃｏ含有量をＣ含有量に応じて調整し、
ii）Ｃｏ含有量に応じてＮｉ含有量を規定する
ことにより、スーパーインバーと同等の極めて小さい熱膨張係数を得られることを見出した。

従来は、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｏが熱膨張係数に及ぼす影響について詳細には検討されていなかった。例えば、特許文献１では、Ｃ、ＮｉおよびＣｏの範囲の限定理由が記載されているものの、実施例の組成はＣが０．０１％程度のスーパーインバー組成（３２％Ｎｉ-５％Ｃｏ−Ｆｅ）のみであり、それにより１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られているものの、特許請求範囲の組成において１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られることは示されていない。

従来の知見を総括すると、スーパーインバーのＣ含有量とＣｏ含有量の範囲は図１の領域Ａで示す範囲になる。すなわち、従来は、Ｃを不純物程度に抑えれば、４〜６％Ｃｏの範囲で確実に１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数にできるが、Ｃが増加するとその範囲は狭くなり、Ｃが０．０５％超ではＣｏ量を調整しても１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数を得ることは不可能であると考えられていた。

従来のスーパーインバー組成（図１の領域Ａ）のうち、大気溶解の鋳造品を得ることが可能なＣが０．０２％超〜０．０５％以下の範囲（図１の領域Ｂ）では、１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られることになるが、大気溶解で鋳造品を製造する場合、Ｃに加えて、熱膨張係数を増加させるＳｉやＭｎを脱酸や鋳造性改善の目的で添加するため、実際には熱膨張係数が１×１０^-６／℃超となる領域を生ずる。したがって、１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数を得るには、特許文献１に見られるように、Ｃをより低く制限する必要がある。その結果、鋳造材料においては、図１の領域Ｂが低Ｃ側に平行移動した形になり、極限られた範囲に成分調整しなければならず、適正鋳造品を確実に製造することは難しいと考えられていた。

これに対して、本発明では、Ｃ含有量を大気溶解・大気鋳造が可能な０．０２％超の範囲を前提に、１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られる組成を検討した結果、Ｃ含有量とＣｏ含有量の範囲が図１の領域Ｃの範囲を満たすとともに、Ｃｏ含有量に応じてＮｉ含有量を規定することにより、１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られることを新たに見出したのである。

また、Ｃ含有量、Ｃｏ含有量、およびＮｉ含有量を上記のように規定した上で、さらに、Ｓ含有量、Ｍｎ含有量およびこれらの比を所定範囲に規定することにより、合金組織中に硫化物を適切に分布させて工具潤滑を促進することができ、１×１０^-６／℃以下の低膨張率でかつ凝固割れを生じさせずに良好な被削性を有する鋳造合金が得られることを見出した。

そして、上記組成の合金を１×１０^-６／℃以下の低膨張率とするためには、熱処理を適切に制御することが有効であることも見出した。

本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（７）を提供する。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０２％超、０．1５％以下、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．２５〜０．６％、
Ｎｉ：２９〜３２．５％、
Ｃｏ：５〜９．５％
を含有し、
かつＣ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］と表した場合に、これらが（ａ）［Ｃｏ］≧４０×［Ｃ］＋３、（ｂ）［Ｃ］≦０．１５、（ｃ）［Ｃｏ］≦（７０／３）×［Ｃ］＋６、（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０×［Ｃ］＋６を満たす範囲であり、
Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］で表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ等量が、３５．５〜
３６．５％の範囲であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。

（２）質量％で、
Ｃ：０．０２％超、０．1５％以下、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．２５〜０．６％、
Ｓ：０．０１５〜０．０３５％
Ｎｉ：２９〜３２．５％、
Ｃｏ：５〜９．５％
を含有し、
かつＣ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］と表した場合に、これらが（ａ）［Ｃｏ］≧４０×［Ｃ］＋３、（ｂ）［Ｃ］≦０．１５、（ｃ）［Ｃｏ］≦（７０／３）×［Ｃ］＋６、（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０×［Ｃ］＋６を満たす範囲であり、
かつＮｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］で表した場合に、
［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ等量が、３５．５〜３６．５％の範囲であり、
さらに、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｓ含有量(質量％)を［Ｓ］、鋳造品の最大肉厚（ｍｍ）をｔで表した場合に、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ² を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。

（３）上記（１）または（２）に記載の組成を有し、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。

（４）上記（１）または（２）に記載の組成を有し、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が０．５×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。

（５）上記（１）または（２）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低熱膨張鋳造合金の製造方法。

（６）上記（５）の製造方法によって得られた低熱膨張鋳造合金であって、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。

（７）上記（５）の製造方法によって得られた低熱膨張鋳造合金であって、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が０．５×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。

本発明によれば、通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の極めて小さい熱膨張係数を有する低熱膨張鋳造合金およびその製造方法が提供される。

また、本発明によれば、通常の大気溶解が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の極めて小さな熱膨張係数を有し、かつスーパーインバーよりも優れた被削性を有する低熱膨張鋳造合金およびその製造方法が提供される。

本発明の合金および従来技術の合金におけるＣ含有量とＣｏ含有量の範囲を示す図である。本発明の合金と従来のスーパーインバーにおける熱膨張係数に及ぼすＣ含有量の影響を示す図である。凝固割れ性評価試験片を示す図である。凝固割れに及ぼす鋳造品の最大肉厚とＭｎ／Ｓとの関係を示す図である。

以下、添付図面を参照して本発明の実施形態について説明する。

＜第１の実施形態＞
第１の実施形態は、通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の低熱膨張係数の鋳造合金を得るものである。

以下、本実施形態における限定理由について詳細に説明する。なお、特に断わらない限り成分における％表示は質量％、熱膨張係数は２０〜２５℃の平均熱膨張係数である。

［化学成分］
・Ｃ：０．０２％超、０．１５％以下
Ｃは熱膨張係数を著しく増加させる元素であり、従来のスーパーインバー組成（３２％Ｎｉ−５％Ｃｏ−残Ｆｅ）においては、Ｃを０．０２％を超えて含有させると、１×１０^-６／℃以下の低熱膨張係数が得難いとされていた。しかし、Ｃはスーパーインバー組成の低熱膨張合金鋳造品の鋳造性や健全性を改善する効果があり、本発明では大気溶解においても健全な鋳造品が得られるように、適正な鋳造設計を行って、Ｃ含有量を０．０２％超とする。具体的には、図１に示すように（詳細は後述）、Ｃｏ量をＣ量に応じて調整することにより、Ｃ含有量が０．０２％を超えても１×１０^-６／℃以下の低熱膨張係数を得ることを可能にした。しかし、その含有量が０．１５％を超えると、組織中の一部に黒鉛を析出するようになり、固溶Ｃの量が変化するため、Ｃｏ量の調整によっても１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られなくなる。したがって、Ｃ含有量を０．０２％超、０．１５％以下の範囲とする。

図２に従来合金（スーパーインバー）および本発明合金におけるＣ含有量と熱膨張率との関係を示す。この図に示すように、本発明においてはＣ含有量が多くても低熱膨張が得られることがわかる。

・Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは脱酸および湯流れ性改善を目的として添加する元素である。しかし、その含有量が０．３％超ではＣと同様に熱膨張係数の増加が無視できなくなる。したがって、Ｓｉ含有量を０．３％以下とする。

・Ｍｎ：０．２５〜０．６％
Ｍｎは脱酸に有効な元素である。しかし、その含有量が０．２５％未満ではその効果が少なく、０．６％を超えると熱膨張係数の増加が大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．２５〜０．６％の範囲とする。

・Ｃｏ：５〜９．５％
Ｃｏは後述のＮｉとともに熱膨張係数を決定する重要な元素であり、しかもＮｉ単独添加の場合より小さな熱膨張係数を得るためには不可欠な元素である。
５％未満では熱膨張係数が１×１０^-６／℃超となり、９．５％超では後述のＣ量に対してＣｏ量を調整してもやはり熱膨張係数が１×１０^-６／℃を超える。したがって、Ｃｏ含有量を５〜９．５％の範囲とする。

Ｎｉ：２９〜３２．５％
ＮｉはＣｏとともに熱膨張係数を決定する重要な元素であり、Ｃｏ量に応じて後述の範囲に調整することによって熱膨張係数を１×１０^-６／℃未満にできる。しかし、Ｎｉが２９％未満、または３２．５％超では、前記の調整によっても熱膨張係数が１×１０^-６／℃超になる。したがって、Ｎｉを２９〜３２．５％の範囲とする。

・ＣｏおよびＣが
（ａ）［Ｃｏ］≧４０×［Ｃ］＋３、
（ｂ）［Ｃ］≦０．１５、
（ｃ）［Ｃｏ］≦（７０／３）×［Ｃ］＋６、
（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、
（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０×［Ｃ］＋６
を満たす範囲
・［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］が３５．５〜３６．５％の範囲
本発明者らが、合金中のＣ含有量とＣｏ含有量とを詳細に検討した結果、従来検討されてこなかった、図１の領域Ｃに示す（ａ）［Ｃｏ］≧４０×［Ｃ］＋３、（ｂ）［Ｃ］≦０．１５、（ｃ）［Ｃｏ］≦（７０／３）×［Ｃ］＋６、（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０×［Ｃ］＋６を満たす範囲とすれば、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ等量が、３５．５〜３６．５％の範囲で、１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数が得られることが新たに見出された。ただし、［Ｃ］、［Ｃｏ］、［Ｎｉ］は、各元素の含有量（質量％）である。

図１の領域Ｃを外れる場合には、以下のような不都合が生じる。すなわち、［Ｃｏ］＜４０×［Ｃ］＋３（領域Ｃの下側）では熱膨張係数が１×１０^-６／℃を超え、［Ｃｏ］＜−２０×［Ｃ］＋６の領域（領域Ｃの下側）では、鋳造合金において１×１０^-６／℃以下の熱膨張係数を確実に得ることが難しく、［Ｃｏ］＞（７０／３）×［Ｃ］＋６の領域（領域Ｃの上側）では、組織の一部にマルテンサイト変態による膨張が起こり、［Ｃ］＞０．１５の領域（領域Ｃの右側）ではＣが固溶限を超え、過飽和に固溶したり、黒鉛として析出したりして、熱膨張係数が不安定となり、［Ｃ］≦０．０２の領域（領域Ｃの左側）では鋳造品に欠陥が多発するようになる。

また、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ合金の低熱膨張性は、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］で表されるＮｉ等量が３５．５〜３６．５％の範囲で顕著に得られ、３５．５％未満でも、３６．６％超でも所望の低熱膨張性が得難くなる。したがって、Ｎｉ等量を３５．５〜３６．５％の範囲とする。

残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。本実施形態ではＳは不純物として含まれる。

［製造条件］
これらの組成範囲の合金を高温加熱後に急冷すると、熱膨張係数を小さくできる。その理由として、急冷時に発生する内応力の作用で磁化状態が変化し、自発磁化ひずみに影響するためであると考えられる。加熱温度が７００℃未満では、低熱膨張効果が不十分となり、また、９５０℃超では効果の向上がなく、かえって変形や割れを生ずる危険がある。加熱後、４５０℃までの平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ．未満では、内応力発生が小さく、熱膨張係数の低減効果が少ない。したがって、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱した後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却する。

以上のような本実施形態の鋳造合金は、１×１０^-６／℃以下の低熱膨張率を得ることができ、さらに組成を適正化することにより、０．５×１０^-６／℃以下という極めて低い熱膨張率を得ることができる。

第１の実施形態では、スーパーインバーと同等の低熱膨張係数を有しつつ、通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有するので、低熱膨張鋳造合金を得ることができる。このため、低熱膨張の複雑形状品や大型部品を溶接することなく得ることができる。

＜第２の実施形態＞
第２の実施形態は、通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有しながら、スーパーインバーと同等の熱膨張係数を得ることができ、さらに被削性も優れたものである。

以下、本実施形態における限定理由について詳細に説明する。
本実施形態では、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量、およびＣ含有量とＣｏ含有量との関係、Ｎｉ当量の範囲、ならびに製造条件については第１の実施形態と同様である。以下、第２の実施形態に特有な条件について説明する。

・Ｍｎ：０．２５〜０．６％
Ｍｎは脱酸に有効な元素であり、また、後述のようにＳと硫化物を形成して被削性の向上に重要な役割を果たす。その含有量が０．２５％未満ではその効果が少なく、０．６％を超えると熱膨張係数の増加が大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．２５〜０．６％の範囲とする。

・Ｓ：０．０１５〜０．０３５％
ＳはＭｎと硫化物を形成し、被削性向上に寄与するため、本実施形態では積極的に添加する。しかし、合金中に多量に含まれると、低融点のＦｅＳが結晶粒界に生成して脆化し、延性の低下や割れの原因となり、０．０３５％を超えると複雑形状や大型の鋳造品に凝固割れを生じやすくなる。一方、その含有量が０．０１５％未満では被削性向上効果が小さい。したがって、Ｓ含有量を０．０１５〜０．０３５％の範囲とする。

・［Ｍｎ］／［Ｓ］≧４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ²
（ただし、［Ｍｎ］、［Ｓ］はこれらの含有量、ｔは鋳造品の最大肉厚（ｍｍ）を表す）
［Ｍｎ］／［Ｓ］は、硫化物の生成量や組成を左右し、凝固割れの傾向を決定する重要なパラメータとなる。また凝固割れの傾向は、ＭｎとＳの比のみならず、ｔにも影響される。前述のＭｎおよびＳの範囲において、［Ｍｎ］／［Ｓ］が４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ²未満では、Ｓに対しＭｎが不足し、過剰なＳが上述のＦｅＳを形成し、凝固割れ等の原因となる。一方、［Ｍｎ］／［Ｓ］が４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ²以上では、Ｓは高融点のＭｎＳとして存在するため凝固割れを起こしにくくなる。

凝固割れに対する鋳造品の最大肉厚ｔ（ｍｍ）の影響は、図３に示す凝固割れ試験片のＲ（ｍｍ）と関係があるため、割れ試験片を用いてｔと凝固割れの関係を把握することができる。本発明者の知見によれば、Ｒとｔの関係は、ほぼｔ＝５００／Ｒで表される。すなわち、Ｒが小さいほど厚肉の鋳造品を模擬することとなる。

実際に図３に示す凝固割れ試験片のＲの大きさと［Ｍｎ］／［Ｓ］による凝固割れの有無を、表２に示す実施例のＮｏ．２１〜２４を用いて把握した結果を図４に示す。図４には、Ｒの大きさとともに相当する最大肉厚（ｍｍ）も示している。

図４に示すように、Ｒが小さいほど、すなわち相当肉厚が大きいほど、凝固割れが発生し難い［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が大きくなり、凝固割れが発生し難くなる境界線は４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ²で表される。したがって、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ²と規定する。例えば、最大肉厚が１００ｍｍの鋳造品に対してはＭｎ／Ｓをおよそ３４程度にすれば効果的に凝固割れを防止することができる。

本実施形態においては、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｏ、Ｎｉの残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

なお、本実施形態では、第１の実施形態の合金にさらにＳを含有した組成であるが、本実施形態の範囲のＳ含有量であれば、熱膨張に影響を与えない。すなわち、本実施形態の鋳造合金も第１の実施形態の鋳造合金と同様、１×１０^-６／℃以下の低熱膨張率を得ることができ、さらに組成を適正化することにより、０．５×１０^-６／℃以下という極めて低い熱膨張率を得ることができる。

第２の実施形態では、スーパーインバーと同等の低熱膨張係数を有しつつ、通常の大気溶解および大気鋳造が可能なレベルのＣを含有し、しかも凝固割れを生じさせずに被削性を向上させた、快削性低熱膨張鋳造合金を得ることができる。このため、低熱膨張の複雑形状品や大型部品を、溶接することなく、かつ良好な切削性で製作することができる。

以下、本発明の実施例について説明する。

＜第１の実施例＞
第１の実施例は、第１の実施形態に対応するものである。
ここでは、表１に示す各化学組成の合金を高周波誘導炉で大気溶解し、ＪＩＳ
Ｇ０３０７の図１ｂ）に準拠した供試材を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ_２法珪砂型を用いた。

各供試材に表３の条件Ｎｏ．８の熱処理を施した後、φ６×１２ｍｍの熱膨張試験片を採取し、２０〜２５℃間の平均熱膨張係数をレーザー干渉式熱膨張計によって測定した。

その結果を表１に示す。表１に示すように、本発明合金であるＮｏ．１〜７はいずれも２０〜２５℃間の平均熱膨張係数が1×１０^-６／℃以下であり、そのうちＮｏ．１とＮｏ．２およびＮｏ．７は０．５×１０^-６／℃未満で、特にＮｏ．１では０．２×１０^-６／℃未満であり、従来のスーパーインバーと同等であって、最近の厳しい要求にも応えられる特性を持っていることが確認された。また、これらは全て鋳造欠陥がなく、良好な鋳造性が得られた。

一方、比較例では、Ｎｏ．８はＣが下限未満であったため、ガス欠陥が発生し、鋳造性が悪かった。また、Ｎｏ．９〜１５については、Ｎｏ．９はＳｉとＮｉが上限を超え、Ｃｏが下限未満であり、Ｎｏ．１０はＮｉが下限未満、Ｃｏが上限超で、さらにＣ含有量とＣｏ含有量との関係が図１の発明範囲から外れており、マルテンサイト変態を生じ、Ｎｏ．１１およびＮｏ．１２は個々の元素は範囲内であるが、Ｃ含有量とＣｏ含有量との関係が図１の発明範囲から外れており、マルテンサイト変態を生じ、Ｎｏ．１３およびＮｏ．１４は共に個々の元素は範囲内であるが、Ｎｉ等量がＮｏ．１３は下限未満であり、Ｎｏ．１４は上限を超えており、さらにＮｏ．１５はＣが上限を超え組織中に黒鉛を生じ、組織が不安定になり、いずれも所望の熱膨張係数が得られなかった。

＜第２の実施例＞
第２の実施例は、第２の実施形態に対応するものである。
ここでは、表２に示す各化学組成の合金を高周波誘導炉で大気溶解し、ＪＩＳ
Ｇ０３０７の図１ｂ）に準拠した供試材および６０ｍｍ×２５０ｍｍ×２５ｍｍの被削性試験片を、また表２のＮｏ．２１〜Ｎｏ．２４とＮｏ．３７の合金については図３に示す凝固割れ試験片を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ_２法珪砂型を用いた。

第１の実施例と同じ熱処理を施した後、φ６×１２ｍｍの熱膨張試験片を供試材から採取し、２０〜２５℃間の平均熱膨張係数をレーザー干渉式熱膨張計によって測定した。

割れ試験片は、図３中の４種類のＲ部の割れの有無を染色浸透探傷検査法にて確認した。

被削性試験は、６０ｍｍ×２５０ｍｍの２面が平行となるよう平面研削した後、φ５ｍｍの高速度鋼製工具を装着したドリル用い、回転数１２７４ＲＰＭ、送り０．２ｍｍ／回転、潤滑無しで深さ１０ｍｍの穴加工を行い、２５穴以上穿孔できた場合を被削性良好と判定した。

これらの結果を表２に示す。表２に示すように、本発明合金はであるＮｏ．２１〜２８は、いずれも２０〜２５℃間の平均熱膨張係数が1×１０^-６／℃以下であり、そのうちＮｏ．２１とＮｏ．２７およびＮｏ．２８は０．５×１０^-６／℃未満で、特にＮｏ．２８は０．２×１０^-６／℃と従来のスーパーインバーと同等であって、最近の厳しい要求にも応えられる特性を持っていることが確認された。また、鋳造の際にガス欠陥が生じず、また凝固割れ試験片のいずれのＲ部にも割れは確認できず、良好な耐凝固割れ性を示した。さらに、被削性も良好であった。

一方、比較例では、Ｎｏ．２９はＣが下限未満であったため、熱膨張係数は低いが、ガス欠陥が発生し、鋳造性が悪かった。また、Ｎｏ．３０〜３５については、Ｎｏ．３０はＳｉが上限を超え、Ｃ含有量とＣｏ含有量との関係が図１の発明範囲から外れており、Ｎｏ．３１は個々の元素は範囲内であるがＣ含有量とＣｏ含有量との関係が図１の発明範囲から外れており、Ｎｏ．３２はＮｉが下限未満で、Ｃが上限超で組織中に黒鉛を生じ、組織が不安定になり、Ｎｏ．３３はＮｉが下限未満でマルテンサイト変態を生じ、Ｎｏ．３４はＮｉ等量が下限未満であり、Ｎｏ．３５はＮｉ等量が上限超であり、Ｎｏ．３６はＣｏが下限未満であり、いずれも所望の熱膨張係数が得られなかった。さらに、比較例のＮｏ．３７はＭｎ／Ｓの値が、Ｒ２０で割れが発生しない１５より小さかったため、割れ試験片のすべてのＲ部に割れが認められた。さらにまた、比較例のＮｏ．３８は、Ｓが下限未満であったため、被削性は良くなかった。

＜第３の実施例＞
第３の実施例は、製造条件に関するものである。
ここでは、まず、表１のＮｏ．５の組成を有し、表３に示す条件１〜１３の各熱処理条件で熱処理した複数の試験体を準備し、熱膨張係数を求めた。その結果を表４に示す。表４に示すように、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却する条件を満たす条件５、６、８、９、１１であれば、熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下となり、割れも発生しないことが確認された。これに対し、これを外れる条件１、２、３、４、７、１０、１２では熱膨張係数が１×１０^-６／℃を超え、条件１３では熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下であるが、試験体に微細な割れが認められた。

次に、表２のＮｏ．２５の組成合金を、同様に、表３に示す条件１〜１３の各熱処理条件で熱処理した複数の試験体を準備し、熱膨張係数を求めた。その結果を表５に示す。表５に示すように、Ｎｏ．５の組成と同様に、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却する条件を満たす条件５、６、８、９，１１であれば、熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下となり、割れも発生しないことが確認された。これに対し、これを外れる条件１、２、３、４、７、１０、１２では熱膨張係数が１×１０^-６／℃を超え、条件１３では熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下であるが、試験体に微細な割れが認められた。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２％超、０．1５％以下、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．２５〜０．６％、
Ｎｉ：２９〜３２．５％、
Ｃｏ：５〜９．５％
を含有し、
かつＣ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］と表した場合に、これらが（ａ）［Ｃｏ］≧４０×［Ｃ］＋３、（ｂ）［Ｃ］≦０．１５、（ｃ）［Ｃｏ］≦（７０／３）×［Ｃ］＋６、（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０×［Ｃ］＋６を満たす範囲であり、
Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］で表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ等量が、３５．５〜３６．５％の範囲であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。
質量％で、
Ｃ：０．０２％超、０．1５％以下、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．２５〜０．６％、
Ｓ：０．０１５〜０．０３５％
Ｎｉ：２９〜３２．５％、
Ｃｏ：５〜９．５％
を含有し、
かつＣ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］と表した場合に、これらが（ａ）［Ｃｏ］≧４０×［Ｃ］＋３、（ｂ）［Ｃ］≦０．１５、（ｃ）［Ｃｏ］≦（７０／３）×［Ｃ］＋６、（ｄ）［Ｃ］＞０．０２、（ｅ）［Ｃｏ］≧−２０×［Ｃ］＋６を満たす範囲であり、
かつＮｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］で表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ等量が、３５．５〜３６．５％の範囲であり、
さらに、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｓ含有量(質量％)を［Ｓ］、鋳造品の最大肉厚（ｍｍ）をｔで表した場合に、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧４６−１３３５／ｔ＋１３４３０／ｔ²を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。
請求項１または請求項２に記載の組成を有し、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。
請求項１または請求項２に記載の組成を有し、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が０．５×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。
請求項１または請求項２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低熱膨張鋳造合金の製造方法。
請求項５の製造方法によって得られた低熱膨張鋳造合金であって、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が１×１０^-６／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。
請求項５の製造方法によって得られた低熱膨張鋳造合金であって、２０〜２５℃の平均熱膨張係数が０．５×１０^-６／℃未満であることを特徴とする低熱膨張鋳造合金。