JP7251767B2

JP7251767B2 - 低熱膨張鋳物及びその製造方法

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Publication number: JP7251767B2
Application number: JP2019014478A
Authority: JP
Inventors: 直輝坂口; 晴康大野; 浩太郎小奈
Original assignee: Shinhokoku Material Corp
Current assignee: Shinhokoku Material Corp
Priority date: 2019-01-30
Filing date: 2019-01-30
Publication date: 2023-04-04
Anticipated expiration: 2039-01-30
Also published as: JP2020122180A

Description

本発明は低熱膨張鋳物及びその製造方法に関し、特に、高剛性、高強度を有する低熱膨張鋳物に関する。

エレクトロニクスや半導体関連機器、レーザー加工機、超精密加工機器の部品材料として、熱的に安定なインバー合金が広く使用されている。しかしながら、従来のインバー合金には、ヤング率が一般鋼材の２分の１程度と小さいという問題があった。そのため、対象となる部品の肉厚を厚くするなどの、高剛性化設計を行う必要があった。

一方、通信の送受信設備に使用するパラボラアンテナ等にも低熱膨張鋳物が使用されるが、設備が非常に大型化しており、低熱膨張性はもとより、その加工精度、すなわち、鋳造性、被削性、振動吸収能および機械的強度などが高いものが要求される。たとえば、アンテナ反射体としては、高い剛性と耐食性を有するカーボン繊維強化プラスチック（ＣＦＲＰ）が一般的に用いられている。

ＣＦＲＰの熱膨張係数は約１．５×１０^-6／℃と極めて小さく、成形後においても高い寸法精度を確保するためには、成形用金型を、同程度の熱膨張係数を有する材料で構成する必要がある。そのため、インバー合金や、スーパーインバー合金が成形用金型の材料として選択される。

特許文献１には、低熱膨張で高剛性を必要とする複雑な形状を有する部材を鋳物として製造することを目的として発明された、鋳造のままでも高いヤング率を有し、従来よりも低いＭｓ点を有する、高剛性低熱膨張鋳物が開示されている。

一方、高温で高い耐力を有する低熱膨張合金に関して、特許文献２は、成形用金型として、オ－ステナイト基地鉄中に黒鉛組織を有する鋳鉄において、重量％で表示した成分組成として固溶炭素を０．０９％以上０．４３％以下、ケイ素１．０％未満、ニッケル２９％以上３４％以下、コバルト４％以上８％以下を含み残部鉄から成り、０～２００℃の温度範囲における熱膨張係数が４×１０^-6／℃以下である低熱膨張合金を用いることを開示している。

特許文献３は、ＣＦＲＰ金型を含む超精密機器の部材として、Ｃ：０．１ｗｔ．％以下、Ｓｉ：０．１～０．４ｗｔ．％、Ｍｎ：０．１５～０．４ｗｔ．％、Ｔｉ：２超～４ｗｔ．％、Ａｌ：１ｗｔ．％以下、Ｎｉ：３０．７～４３．０ｗｔ．％、及び、Ｃｏ：１４ｗｔ．％以下を含み、且つ、前記Ｎｉ及びＣｏの含有率が、下記（１）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、そして、－４０℃～１００℃の温度範囲における熱膨張係数が、４×１０^－６／℃以下で、且つ、ヤング率が、１６１００ｋｇｆ／ｍｍ^２以上である、熱的形状安定性及び剛性に優れた合金鋼を使用することを開示している。

特開２０１６－０２７１８７号公報特開平６－１７２９１９号公報特開平１１－２９３４１３号公報

前述のように、高温で高い耐力を有する低熱膨張合金、高い剛性を有する低熱膨張合金は知られているが、複雑な形状を有するＣＦＲＰ向け金型材や、主軸材（スピンドル）などに好適な、鋳造で製造可能な、室温で高い耐力と高い剛性を有する低熱膨張鋳物は開発されていない。

本発明は、上記の事情に鑑み、室温で高い耐力を有し、さらに高い剛性を有し、かつ、低い熱膨張係数を有する低熱膨張鋳物を提供することを課題とする。

本発明者らは、高剛性、高耐力をあわせ持つ低熱膨張鋳物を得る方法について鋭意検討した。その結果、Ｎｉを所定量含有する鋳物に適切な熱処理を施すことにより、剛性、耐力をともに高めることが可能であることを見出した。

本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。

（１）成分組成が、質量％で、Ｃ：０～０．１％、Ｓｉ：０～０．５％、Ｍｎ：０～０．５％、Ｓ：０～０．０５％、Ｎｉ：２９．０～３４．０％、Ｃｏ：０～８．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、オーステナイト組織の平均粒径が２００μｍ超、６００μｍ未満であり、２３℃における０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であり、ヤング率が１３０ＧＰａ以上であり、１８～２８℃における平均熱膨張係数が２．０×１０^-6／℃以下であることを特徴とする低熱膨張鋳物。

（２）前記（１）の成分組成を有する鋳物を室温からＭｓ点以下まで冷却し、Ｍｓ点以下の温度で０．５～３ｈｒ保持し、室温まで昇温する第１クライオ処理工程、鋳物を１０００～１２００℃に加熱し、０．５～５ｈｒ保持した後急冷する再結晶処理工程、鋳物を室温からＭｓ点以下まで冷却し、Ｍｓ点以下の温度で０．５～３ｈｒ保持し、室温まで昇温する第２クライオ工程、鋳物を５５０～７００℃に加熱し、０．５～５ｈｒ保持した後急冷する逆変態処理工程を順に備えることを特徴とする低熱膨張鋳物の製造方法。

本発明によれば、高い耐力を有し、さらに高い剛性を有し、かつ、低い熱膨張係数を有する低熱膨張鋳物を得ることができる。

本発明の低熱膨張鋳物の製造方法における熱処理の概略を示す図である。

以下、本発明について詳細に説明する。以下、成分組成に関する「％」は特に断りのない限り「質量％」を表すものとする。はじめに、本発明の合金の成分組成について説明する。

Ｎｉは、熱膨張係数を低下させる、必須の元素である。Ｎｉ量は多すぎても少なすぎても熱膨張係数が十分に小さくならない。また、Ｎｉ量が多すぎると冷却によりマルテンサイト変態を生じさせるのが困難になる。以上を考慮して、Ｎｉ量は２９．０～３４．０％の範囲とする。

Ｎｉ以外の元素は必須の添加元素ではないが、必要に応じて、下記のとおり添加することができる。

Ｃｏは、Ｎｉとの組み合わせにより熱膨張係数の低下に寄与する。所望の熱膨張係数を得るため、Ｃｏの範囲は０～８．０％とする。

Ｍｎは、脱酸材として添加される。また、固溶強化による強度向上にも寄与する。この効果を得るためには、Ｍｎ量を０．１％以上が好ましい。Ｍｎの含有量が０．５％を超えても効果が飽和し、またマルテンサイト変態を生じさせるのが困難になるので、Ｍｎ量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。

Ｃは、オーステナイトに固溶し強度の上昇に寄与する。Ｃの含有量が多くなると、熱膨張係数が大きくなり、またマルテンサイト変態を生じさせるのが困難になるので、含有量は０．１％以下とする。

Ｓｉは、脱酸材として添加される。Ｓｉ量が０．５％を超えると熱膨張係数が増加するので、Ｓｉ量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。溶湯の流動性を向上させるためには、Ｓｉは０．１％以上含有させることが好ましい。

Ｓは、被削性の向上を目的に含有させてもよい。ただし、ＦｅＳを形成し、結晶粒界に晶出して熱間脆性の原因となるので、Ｓの含有量は０．０５％以下とする。

成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物とは、本発明で規定する成分組成を有する鋼を工業的に製造する際に、原料や製造環境等から不可避的に混入するものをいう。

本発明の鋳物の組織は、平均粒径が２００μｍ超、６００μｍ未満のオーステナイト組織である。組織は、さまざまな結晶方位を有する等軸晶を中心とし、その結果ヤング率の高い結晶方位である（１１１）や（１１０）などを有する結晶が一定割合以上含まれる。その結果、ヤング率が低い結晶方位（１００）である柱状晶を中心とした通常の低熱膨張鋳物と比較して高いヤング率が得られる。

組織のすべてが等軸晶である必要はないが、等軸晶の割合が面積率で６０％以上であることが好ましい。等軸晶の割合が面積率で９０％以上であればより好ましく、９５％以上であればさらに好ましい。

本発明の低熱膨張鋳物の優れた耐力は、２３℃における引張試験の結果により評価できる。具体的には、本発明の低熱膨張鋳物は、２３℃における引張試験で測定された０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上の特性を有する。

通常の低熱膨張鋳物においても、成分組成の調整により、ヤング率と熱膨張係数をある程度調整することができる。しかしながら、ヤング率と熱膨張係数は、ほぼトレードオフの関係にある。すなわち、ヤング率が高くなると、熱膨張係数も大きくなる関係にある。

本発明の低熱膨張鋳物では、１３０ＧＰａ以上のヤング率を得ることができる。

本発明の低熱膨張鋳物は、さらに、１８～２８℃における平均熱膨張係数が、２．０×１０^-6／℃以下と、低い熱膨張係数を得ることができる。

次に、本発明の高剛性低熱膨張鋳物の製造方法について説明する。

本発明の高剛性低熱膨張鋳物の製造に用いる鋳型や、鋳型への溶鋼の注入装置、注入方法は特に限定されるものではなく、公知の装置、方法を用いればよい。鋳型で製造された鋳物の組織は柱状晶を中心とした組織となる。この鋳物に、以下の熱処理を施す。

はじめに、鋳物を、Ｍｓ点以下まで冷却し、Ｍｓ点以下の温度で０．５～３ｈｒ保持した後、室温まで昇温する（第１クライオ処理工程）。冷却の方法は特に限定されない。なお、ここでいうＭｓ点は、本発明の効果が発現される前の段階でのＭｓ点である。冷却温度はＭｓ点よりも十分に低い温度とすればよいので、この段階での正確なＭｓ点がわかる必要はない。一般的に、Ｍｓ点は鋼の成分を用いて、下記の式で推定できる。

Ｍｓ＝５２１－３５３Ｃ－２２Ｓｉ－２４．３Ｍｎ－７．７Ｃｕ－１７．３Ｎｉ
－１７．７Ｃｒ－２５．８Ｍｏ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）である。含有しない元素は０とする。

本発明の高剛性低熱膨張鋳物の成分組成の場合、上式で計算されるＭｓ点は、特にＮｉ量に依存して、室温から－１００℃以下程度となるので、冷却媒体としては－８０℃まではドライアイスとメチルアルコ－ルあるいはエチルアルコールが用いることができる。さらに低温の－１９６℃までは液体窒素に浸漬する方法あるいは液体窒素を噴霧する方法が用いることができる。これに依り、マルテンサイトを含有した組織が形成される。また、昇温は室温の大気中に引き上げることで行えばよい。

次に、鋳物を１０００～１２００℃まで再加熱し、１０００～１２００℃で０．５～５ｈｒ保持し、室温まで急冷する（再結晶処理工程）。これにより、マルテンサイトが形成された組織はオーステナイト組織へと戻る。通常の凝固により形成される組織の結晶粒径は１～１０ｍｍ程度であるが、上記のクライオ処理工程と、その後の再結晶処理工程を経ることでで、オーステナイト粒径は微細化するとともに、結晶方位がランダムな等軸晶中心の組織となり，その後結晶粒成長が起こる。急冷後の組織は、等軸晶の平均粒径が２００μｍ超、８００μｍ未満の組織となる。急冷の方法は特に限定されないが、水冷が好ましい。

急冷前の再加熱温度が１０００℃未満となると、オーステナイト結晶は、結晶粒成長は起こらずに微細化したままである。オーステナイト結晶が微細化すると、オーステナイトが安定しＭｓ点が低くなる。その結果、続く第２クライオ工程におけるマルテンサイト量が少なくなるため、その後の逆変態処理工程で所望の０．２％耐力が得にくくなる。

再結晶処理に続いて、鋳物を再度、Ｍｓ点以下まで冷却し、Ｍｓ点以下の温度で０．５～３ｈｒ保持した後、室温まで昇温する（第２クライオ処理工程）。第２クライオ処理工程の冷却、昇温は第１クライオ処理工程と同様に行えばよい。この処理により、鋳物の組織は、再度マルテンサイトを含有する組織となる。

続いて、鋳物を５５０～７００℃に加熱し、０．５～５ｈｒ保持した後、室温まで急冷する（逆変態処理工程）ことにより、組織をオーステナイトとする。前の第２クライオ処理工程で組織がマルテンサイト変態した際の変形は剪断変形である。その際のひずみ（転位）が、逆変態処理によりオーステナイトとなった組織に残留する。これにより、２３℃における０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上と、高い耐力を得ることができる。

マルテンサイト組織は５５０℃以上に加熱することによりオーステナイトに戻るが、加熱温度が７００℃を超えると転位を駆動力としてオーステナイトが再結晶するので、加熱温度は７００℃以下とする。なお、第２クライオ処理工程、逆変態処理工程により、オーステナイト結晶粒の大きさは変化しない。

以上の熱処理の概略を、図１に示す。

第１クライオ処理工程の前に、鋳物を８００～１２００℃に加熱して、０．５～５ｈｒ保持し、室温まで急冷する溶体化処理工程を設けてもよい。溶体化により、鋳造時に析出した析出物が固溶して、延性、靭性が向上する。急冷の方法は特に限定されないが、水冷が好ましい。

鋳物を製造する際には、溶湯に接種材としてＮｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｌａを含有させることにより、凝固核を生成しやすくしてもよい。また、通常鋳型に塗布される塗型材とともに、Ｃｏ（ＡｌＯ_２）、ＣｏＳｉＯ_３、Ｃｏ－ｂｏｒａｔｅ等のような接種材を鋳型表面に塗ることにより、凝固核が生成しやすくしてもよい。さらに、鋳型内の溶湯を、電磁撹拌装置を用いた方法、鋳型を機械的に振動させる方法、溶湯を超音波で振動させる方法などで、撹拌、流動させてもよい。これらの方法を適用することで、鋳物の組織がより等軸晶となりやすくなるため、より効率よく、本発明の高剛性低熱膨張鋳物が製造できるようになる。

表１に記載の成分を有するように調整した溶湯を鋳型に注湯し、鋳物（Ｙブロック）を製造した。得られた鋳物に、前述した第１クライオ処理、再結晶処理、第２クライオ処理、逆変態処理を施した。

表２の第１クライオ処理、及び第２クライオ処理欄に「○」と記載された実施例では、すべて、鋳物を液体窒素に浸漬し、１．０ｈｒ保持する条件で施した。また、再結晶処理工程、及び逆変態処理工程における保持温度は表２に記載の温度とし、保持時間はすべて、４．０ｈｒとした。なお、熱処理欄に「－」と記載されているものは、その処理を施さなかったことを示す。

また、熱処理欄に「溶体化」とかかれたものは、クライオ処理、再結晶処理、逆変態処理は施さず、鋳物を８５０℃に加熱し、２．０ｈｒ保持した後室温まで急冷する溶体化処理のみを施したことを意味する。

Ｙブロックより，ヤング率試験片（７ｔ×１６ｗ×１２５Ｌ），引張試験片（ＪＩＳＧ０５６７準拠），熱膨張試験片（φ６×２５Ｌ）を採取し，室温にて二点支持横共振法によりヤング率、引張試験のオフセット法により０．２耐力，熱膨張測定機を用い１８～２８℃の平均熱膨張係数を測定した。

得られた鋳物の特性を表２に示す。本実施例においては、ヤング率１３０ＧＰａ以上、２３℃における０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上、１８～２８℃における平均熱膨張係数が２．０×１０^-6／℃以下を良好な特性と判断した。

この結果から、前述した成分組成を有する鋳物に所定の熱処理を施すことにより、高い耐力を有し、さらに高い剛性を有し、かつ、低い熱膨張係数を有する低熱膨張鋳物が得られることが確認できた。

Claims

成分組成が、質量％で、
Ｃ：０～０．１％、
Ｓｉ：０～０．５％、
Ｍｎ：０～０．５％、
Ｓ：０～０．０５％、
Ｎｉ：２９．０～３４．０％、
Ｃｏ：０～８．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
オーステナイト組織の平均粒径が２００μｍ超、６００μｍ未満であり、
２３℃における０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であり、
ヤング率が１３０ＧＰａ以上であり、
１８～２８℃における平均熱膨張係数が２．０×１０^-6／℃以下である
ことを特徴とする低熱膨張鋳物。
請求項１に記載の低熱膨張鋳物を製造する方法であって、
請求項１に記載の成分組成を有する鋳物を室温からＭｓ点以下まで冷却し、Ｍｓ点以下の温度で０．５～３ｈｒ保持し、室温まで昇温する第１クライオ処理工程、
鋳物を１０００～１２００℃に加熱し、０．５～５ｈｒ保持した後急冷する再結晶処理工程、
鋳物を室温からＭｓ点以下まで冷却し、Ｍｓ点以下の温度で０．５～３ｈｒ保持し、室温まで昇温する第２クライオ工程、
鋳物を５５０～７００℃に加熱し、０．５～５ｈｒ保持した後急冷する逆変態処理工程
を順に備えることを特徴とする低熱膨張鋳物の製造方法。