KR102360099B1 - High stiffness low thermal expansion castings and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
고강성, 저열팽창율을 가진 주물을 얻는다. 성분 조성이 질량%로 Ni: 27 내지 35%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물이며, 오스테나이트 조직의 평균 결정립경이 200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물. A casting with high rigidity and low coefficient of thermal expansion is obtained. A high rigidity low thermal expansion casting characterized in that the component composition contains 27 to 35% of Ni: 27 to 35% by mass, the remainder being Fe and unavoidable impurities, and the average grain size of the austenite structure is 200 µm or less.
Description
본 발명은 높은 영률을 가진 고강성 저열팽창 주물 및 그 제조 방법에 관한 것이다. The present invention relates to a high rigidity low thermal expansion casting having a high Young's modulus and a method for manufacturing the same.
엘렉트로닉스나 반도체 관련 기기, 레이저 가공기, 초정밀 가공 기기의 부품 재료로서 열적으로 안정적인 인바 합금이 널리 사용되고 있다. 그러나, 종래의 인바 합금에는 영률이 일반 강재의 2분의 1 정도로 작다고 하는 문제가 있었다. 그 때문에, 대상이 되는 부품의 두께를 두껍게 하는 등의 고강성화 설계를 할 필요가 있었다. Thermally stable Invar alloy is widely used as a component material for electronics, semiconductor-related devices, laser processing machines, and ultra-precision processing devices. However, the conventional Invar alloy has a problem that the Young's modulus is as small as about 1/2 that of general steel materials. Therefore, it was necessary to design a high rigidity, such as thickening the thickness of the target part.
특허 문헌 1에는 이 문제를 해결하기 위하여 Nb 등을 첨가하여 잉곳을 제작한 후, 열간 단조나 압연 가공을 실시함으로써 영률을 높인, 고영률 저열팽창 Fe－Ni 합금이 개시되어 있다. In order to solve this problem, Patent Document 1 discloses a high Young's modulus, low thermal expansion Fe-Ni alloy in which an ingot is produced by adding Nb or the like, and then the Young's modulus is increased by performing hot forging or rolling processing.
특허 문헌 2에는 Ni와 Co의 함유량을 적정화하고, 용체화 및 시효처리에 의하여 미세한 Ni3(Ti, Al)를 석출시켜 영률을 향상시킨 합금강을 이용한 초정밀 기기의 부재가 개시되어 있다. 특허 문헌 2에서는 주조품에서도 단조품과 같은 효과를 얻을 수 있다고 기재하고 있다. 즉, 열간 단조나 압연 가공에 의한 결정립의 미세화 작용에 대하여는 전혀 언급하지 않았다. Patent Document 2 discloses a member of an ultra-precision machine using an alloy steel whose Young's modulus is improved by optimizing the Ni and Co contents and precipitating fine Ni 3 (Ti, Al) through solution treatment and aging treatment. Patent Document 2 describes that even a cast product can obtain the same effect as a forged product. That is, there was no mention at all about the action of refining crystal grains by hot forging or rolling processing.
특허 문헌 3에는 －40℃ 이하의 온도까지 심랭 처리함으로써, 오스테나이트 기지 내에 마르텐사이트상을 분산시킴으로써 영률을 높인 주철이 개시되어 있다. 그러나, 특허 문헌 2에 기재되어 있는 바와 같이, 마르텐사이트 변태가 조금이라도 생기면 열팽창계수는 현저하게 높아져서, 저열팽창이고 또한 높은 영률을 달성한 합금은 얻어지지 않는다. Patent Document 3 discloses cast iron in which the Young's modulus is increased by dispersing a martensite phase in an austenite matrix by deep cooling to a temperature of -40°C or lower. However, as described in Patent Document 2, when even a slight martensitic transformation occurs, the coefficient of thermal expansion becomes remarkably high, and an alloy with low thermal expansion and high Young's modulus cannot be obtained.
한편, 일반적으로, 복잡한 형상을 가진 부재에는 제조의 용이함으로부터, 기계 가공이나 용접이 아니라, 주물이 사용된다. 주물은 주형에 용탕을 부어넣음으로써 임의의 형상을 얻어지므로, 제조가 용이하다는 이점이 있다. On the other hand, in general, casting is used for a member having a complicated shape, not machining or welding, from the viewpoint of ease of manufacture. The casting has an advantage in that it is easy to manufacture because an arbitrary shape is obtained by pouring molten metal into a mold.
주형에 의한 응고에서는 주형 벽면에 거의 수직 방향으로 온도 구배가 생기기 때문에, 결정이 온도 구배에 평행하게 성장하여 주상정이 형성된다. 즉, 단조 가공을 하였을 경우와 달리, 결정이 한 방향으로 모인 조직이 된다. 이 경향은 Ni의 함유량이 많으면 특히 현저하게 된다. In solidification by the mold, a temperature gradient is generated in a direction substantially perpendicular to the mold wall surface, so that crystals grow parallel to the temperature gradient to form columnar crystals. That is, unlike the case of forging processing, it becomes a structure in which crystals are gathered in one direction. This tendency becomes especially remarkable when there is much content of Ni.
단결정 저열팽창 합금의 결정 방위와 영률에 관한 연구에 의하면, ＜100＞ 방향의 결정으로 이루어지는 조직은 ＜111＞ 방향, ＜110＞ 방향의 결정으로 이루어지는 조직과 비교하여 영률이 작은 것이 알려져 있다. 주상정의 우선 성장 방향은 ＜100＞ 방향이므로, 주물은 영률이 낮아지는 것으로 생각된다. According to studies on the crystal orientation and Young's modulus of single-crystal low thermal expansion alloys, it is known that the structure made of crystals in the <100> direction has a smaller Young's modulus compared to the structure made of crystals in the <111> direction and <110> direction. Since the preferred growth direction of the columnar crystal is the <100> direction, it is considered that the Young's modulus is low in the casting.
종래의 저열팽창 주물은 전술한 바와 같이 영률이 낮기 때문에, 복잡한 형상을 가진 부재이어도 저열팽창이고, 고강성을 필요로 하는 부재는 주물로서 제조할 수 없다고 하는 문제가 있었다. As described above, the conventional low thermal expansion casting has a low Young's modulus, so even a member having a complicated shape has a low thermal expansion, and there is a problem that a member requiring high rigidity cannot be manufactured as a casting.
또한, 저열팽창 주물에서는 오스테나이트로부터 마르텐사이트 변태를 개시하는 온도인 Ms점이 0℃ 전후가 되기 쉬운데, 예를 들어 한랭지의 수송 등에서는 마르텐사이트 변태가 진행되어 저열팽창 특성이 없어지기 때문에, 사용 가능한 온도 환경이 제한되기 쉽다고 하는 문제가 있었다. In addition, in low thermal expansion castings, the Ms point, which is the temperature at which martensite transformation from austenite starts, is likely to be around 0 ° C. There was a problem that the temperature environment was likely to be limited.
그러나, 단조를 실시하면, 복잡한 형상을 가진 부재의 제조는 어렵고, 또한, 설비, 형(型), 가공 모두 매우 고가가 되어, 양산 스피드가 주조에 비하여 느리다고 하는 문제가 있다. However, when forging is performed, it is difficult to manufacture a member having a complicated shape, and all of the equipment, die, and machining become very expensive, and there is a problem that the mass production speed is slow compared to that of casting.
본 발명은 상기 문제를 해결하고, 단조를 실시하지 않는 주조 그대로도 높은 영률을 가지고. 종래보다 낮은 Ms점을 가진 고강성 저열팽창 주물 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다. The present invention solves the above problems and has a high Young's modulus even as it is cast without forging. An object of the present invention is to provide a high rigidity low thermal expansion casting having an Ms point lower than that of the prior art and a method for manufacturing the same.
본 발명자들은 주물의 영률을 높이는 방법을 예의 검토하였다. 그 결과, 주조 후의 주물의 조직은 오스테나이트이지만, Ms점 이하까지 냉각함으로써 일부분 또는 대부분을 마르텐사이트 변태시킨 후, 재차 가열하여 마르텐사이트 조직을 오스테나이트화함으로써, 재결정한 오스테나이트 조직이, 등축정 주체의 결정 방위가 랜덤이고, 통상의 응고의 조직 제어에서는 얻을 수 없는 미세한 조직이 되며, 그 결과, 높은 영률을 가진 저열팽창 주물을 얻을 수 있다는 것을 밝혀내었다. 본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.The present inventors earnestly studied the method of raising the Young's modulus of a casting. As a result, although the structure of the casting after casting is austenite, part or most of it is transformed into martensite by cooling to the Ms point or less, and then the austenite structure recrystallized by heating again to austenite the martensitic structure is equiaxed. It has been found that the crystal orientation of the main body is random, resulting in a fine structure that cannot be obtained by normal solidification control, and as a result, a low thermal expansion casting having a high Young's modulus can be obtained. The present invention has been made based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
(1) 질량%로, Ni: 27 내지 35%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물이며, 오스테나이트 조직의 평균 결정립경이 200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물. (1) Ni: 27 to 35% by mass, the balance being Fe and unavoidable impurities, and an austenite structure having an average grain size of 200 µm or less.
(2) 또한, 질량%로 Co: 0.1 내지 18%를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 고강성 저열팽창 주물. (2) Further, the high rigidity low thermal expansion casting of (1) above, characterized in that it contains 0.1 to 18% of Co by mass%.
(3) 또한, 질량%로 Mn: 0.5% 이하, C: 0.2% 이하 및 Si: 0.3% 이하의 어느 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)의 고강성 저열팽창 주물. (3) Further, the high rigidity and low thermal expansion of the above (1) or (2) characterized in that it contains any one or more of Mn: 0.5% or less, C: 0.2% or less, and Si: 0.3% or less by mass%. fetish.
(4) 또한, 질량%로 S: 0.05% 이하, Se: 0.05% 이하, Ti: 0.5% 이하, Nb: 0.5% 이하 및 Al: 0.1% 이하의 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3)의 어느 하나의 고강성 저열팽창 주물. (4) S: 0.05% or less, Se: 0.05% or less, Ti: 0.5% or less, Nb: 0.5% or less, and Al: 0.1% or less by mass %. The high rigidity low thermal expansion casting of any one of 1) to (3).
(5) 또한, 질량%로 Co: 2.0 내지 8.0%를 함유하고, 또한 Mn: 0.3% 이하, B: 0.05% 이하, Mg: 0.1% 이하, C: 0.1% 이하, Si: 0.2% 이하. S: 0.05% 이하 및 Ce 및/또는 La: 0.1% 이하의 어느 하나의 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 고강성 저열팽창 주물. (5) Co: 2.0 to 8.0% in mass %, Mn: 0.3% or less, B: 0.05% or less, Mg: 0.1% or less, C: 0.1% or less, Si: 0.2% or less. S: 0.05% or less and Ce and/or La: 0.1% or less of any one or more, The high rigidity low thermal expansion casting of the above (1), characterized in that it contains.
(6) 상기 (1) 내지 (5)의 어느 하나의 성분 조성을 가진 주강을, 실온으로부터 Ms점 이하까지 냉각하고, Ms점 이하의 온도에서 0.5 내지 3 시간 유지한 후 실온까지 승온하는 쿠라이오 처리 공정과, 상기의 처리를 실시한 주강을, 800 내지 1200℃로 가열하고, 0.5 내지 5 시간 유지한 후 급랭하는 재결정 처리 공정을 순서대로 구비하는 RC 처리를 1회 이상 구비한 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법. (6) Kuraio treatment in which the cast steel having the component composition of any one of the above (1) to (5) is cooled from room temperature to below the Ms point, maintained at the temperature below the Ms point for 0.5 to 3 hours, and then the temperature is raised to room temperature High rigidity, characterized in that at least one RC treatment comprising the step and a recrystallization treatment step of heating the cast steel subjected to the above treatment to 800 to 1200° C., holding it for 0.5 to 5 hours, and then quenching it in order A method for manufacturing low thermal expansion castings.
(7) 상기 RC 처리 전에, 또한 주물을 800 내지 1200℃로 가열하고, 0.5 내지 5 시간 유지하는 용체화 처리 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 상기 (6)의 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법. (7) The manufacturing method of the high rigidity low thermal expansion casting of the said (6) characterized by the above-mentioned (6) characterized by comprising the solution heat treatment process of heating the casting to 800-1200 degreeC, and holding it for 0.5 to 5 hours before the said RC treatment.
(8) 상기 RC 처리 사이클의 적어도 1회에 있어서, 상기 쿠라이오 처리 공정과 상기 재결정 처리 공정의 사이에, 또한 주강을 300 내지 400℃에서 1 내지 10 시간 유지하는 조질 처리 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 상기 (6) 또는 (7)의 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법. (8) at least once in the RC treatment cycle, between the kuraio treatment step and the recrystallization treatment step, a tempering treatment step of holding the cast steel at 300 to 400° C. for 1 to 10 hours is provided. The manufacturing method of the high rigidity low thermal expansion casting of the said (6) or (7) which comprises.
본 발명에 의하면, 주물을 등축정을 중심으로 한 결정립경이 작은 조직으로 함으로써, 높은 강성을 가지고, Ms점이 낮은 저열팽창 주물을 얻을 수 있기 때문에, 열적으로 안정적이고 또한 복잡한 형상이 필요한 부품 등에 적용할 수 있다. According to the present invention, by making the casting into a structure with a small grain size centered on equiaxed crystals, a low thermal expansion casting with high rigidity and a low Ms point can be obtained. can
[도 1] 주물에 쿠라이오 처리를 실시한 후의 조직의 일례이다.
[도 2] 주물에 용체화 처리를 실시한 후의 조직의 일례이다.
[도 3] 주물에 재결정 처리를 실시한 조직의 일례이다.
[도 4] 쿠라이오 처리를 실시한 시험편의 가열 변태 곡선의 일례이다.
[도 5] 실시예 1에 있어서의 매크로 조직 관찰한 주물의 조직이다.
[도 6] 실시예 1에 있어서의 미세 조직 관찰한 주물의 조직이다.
[도 7] 실시예 2에 있어서의 미세 조직 관찰한 쿠라이오 처리와 재결정 처리의 사이의 주물의 조직이다. [Fig. 1] It is an example of the structure|tissue after giving a kuraio process to a casting.
[Fig. 2] It is an example of the structure|tissue after giving a solution treatment to a casting.
[Fig. 3] It is an example of the structure which gave the recrystallization process to the casting.
It is an example of the heating transformation curve of the test piece which performed the clario process.
[ Fig. 5 ] The macro structure in Example 1 is the observed structure of the casting.
[ Fig. 6 ] The microstructure in Example 1 is the observed structure of the casting.
Fig. 7 shows the microstructure in Example 2, which is the structure of the casting between the observed kuraio treatment and the recrystallization treatment.
이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 「%」는 특별히 한정하지 않는 한 「질량%」를 나타내는 것으로 한다. 먼저, 본 발명의 주물의 성분 조성에 대하여 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described in detail. Hereinafter, "%" regarding a component composition shall show "mass %" unless it specifically limits. First, the component composition of the casting of the present invention will be described.
Ni는 열팽창계수를 저하시키는 필수 원소이다. Ni량은 너무 많아도 너무 적어도 열팽창계수가 충분히 작아지지 않는다. 또한, Ni량이 너무 많으면 냉각에 의하여 마르텐사이트 변태를 일으키기가 곤란하게 된다. 이것을 고려하여, Ni량은 27 내지 35%의 범위로 한다. Ni is an essential element for lowering the coefficient of thermal expansion. Even if the amount of Ni is too large, the thermal expansion coefficient does not become small enough at too little. In addition, when the amount of Ni is too large, it becomes difficult to cause martensitic transformation by cooling. In consideration of this, the amount of Ni is set in the range of 27 to 35%.
Ni 이외의 원소는 필수 첨가 원소는 아니지만, 필요에 따라서, 아래와 같이 첨가할 수 있다. Elements other than Ni are not essential addition elements, but may be added as follows if necessary.
Co는 Ni와의 조합에 의하여 열팽창계수의 저하에 기여한다. 소망하는 열팽창계수를 얻기 위하여, Co의 범위는 0.1 내지 18%, 좋기로는, 2.0 내지 8.0%로 한다. Co contributes to a decrease in the coefficient of thermal expansion by combination with Ni. In order to obtain a desired coefficient of thermal expansion, the range of Co is 0.1 to 18%, preferably 2.0 to 8.0%.
Mn는 탈산재로서 첨가된다. 또한, 고용 강화에 의한 강도 향상에도 기여한다. 이 효과를 얻으려면 Mn량을 0.1% 이상으로 하는 것이 좋다. Mn의 함유량이 0.5%를 넘어도 효과가 포화하고, 고비용이 되므로, Mn량은 0.5% 이하, 좋기로는, 0.3% 이하로 한다. Mn is added as a deoxidizer. Moreover, it also contributes to the strength improvement by solid solution strengthening. In order to obtain this effect, it is preferable that the amount of Mn be 0.1% or more. Even if the content of Mn exceeds 0.5%, the effect is saturated and the cost is high. Therefore, the amount of Mn is set to 0.5% or less, preferably 0.3% or less.
C는 오스테나이트에 고용되어 강도의 상승에 기여한다. 또한, Ti와 결합하여 TiC를 형성하고 강도를 향상시킨다. C의 함유량이 많아지면, 열팽창계수가 커지게 되고, 연성이 저하하므로, 함유량은 0.2% 이하, 좋기로는, 0.1% 이하로 한다. C is dissolved in austenite and contributes to an increase in strength. It also combines with Ti to form TiC and improves strength. When the content of C increases, the coefficient of thermal expansion becomes large and the ductility decreases, so the content is made 0.2% or less, preferably 0.1% or less.
Si는 탈산재로서 첨가된다. Si량이 0.3%를 넘으면 열팽창계수가 증가하므로, Si량은 0.3% 이하, 좋기로는, 0.2% 이하로 한다. 용탕의 유동성을 향상시키려면 Si는 0.1% 이상 함유시키는 것이 좋다. Si is added as a deoxidizer. Since the thermal expansion coefficient increases when the amount of Si exceeds 0.3%, the amount of Si is made 0.3% or less, preferably 0.2% or less. In order to improve the fluidity of the molten metal, it is preferable to contain 0.1% or more of Si.
S는 피삭성의 향상을 목적으로 함유시켜도 좋다. 다만, FeS를 형성하고, 결정입계에 정출하여 열간 취성의 원인이 되므로, S의 함유량은 0.05% 이하로 한다. S may be contained for the purpose of improving machinability. However, since FeS is formed and crystallized at grain boundaries, causing hot brittleness, the content of S is set to 0.05% or less.
Se은 피삭성의 향상을 목적으로 함유시켜도 좋다. 0.05%를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화하므로, Se의 함유량은 0.05% 이하로 한다. Se may be contained for the purpose of improving machinability. Since the effect is saturated even if it contains exceeding 0.05 %, content of Se is made into 0.05 % or less.
Nb, Ti은 응고 핵을 생성시키는 접종재로서 첨가된다. Nb, Ti의 첨가에 의하여, 용탕 내에 NbC, TiN가 생성되고, 이 탄화물, 질화물을 응고 핵으로 하여 미세한 등축정이 형성되기 쉬워지며, 본 발명의 소망하는 결정 방위를 얻기 쉬워진다. 또한, 이 원소들은 경도, 인장 강도를 향상시키는 원소이기도 하다. Nb, Ti의 함유량이 많아지면 인성이 현저하게 열화하므로, 함유량은 각각 0.5% 이하로 한다. Nb and Ti are added as an inoculum to generate coagulation nuclei. By the addition of Nb and Ti, NbC and TiN are generated in the molten metal, fine equiaxed crystals are easily formed by using these carbides and nitrides as solidification nuclei, and the desired crystal orientation of the present invention can be easily obtained. Moreover, these elements are also elements which improve hardness and tensile strength. Since toughness deteriorates remarkably when the content of Nb and Ti increases, the content is set to 0.5% or less, respectively.
Al은 탈산의 목적으로 첨가된다. 또한, S나 Mg와 함께 강도의 저하를 억제시키는 효과가 있다. Al의 함유량이 많아지면, 개재물이 다량으로 형성되어, 주조 결함이 다량으로 발생하므로, 함유량은 0.1% 이하로 한다. Al is added for the purpose of deoxidation. Moreover, there exists an effect which suppresses the fall of intensity|strength together with S and Mg. When the content of Al increases, inclusions are formed in a large amount and casting defects occur in a large amount. Therefore, the content is made 0.1% or less.
B는 조대한 공정 탄화물의 형성을 억제하고, 경도, 인장 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, 붕화물을 생성하여 접종재로서의 효과도 가진다. 다만, B의 함유량이 0.05%를 넘으면, 입계에의 편석이 현저하게 되어 인성이 저하된다. 따라서, B의 함유량은 0.05% 이하로 한다. B is an element that suppresses the formation of coarse eutectic carbides and improves hardness and tensile strength. In addition, it has an effect as an inoculum by generating a boride. However, when the content of B exceeds 0.05%, segregation at the grain boundary becomes remarkable and toughness decreases. Therefore, the content of B is made 0.05% or less.
Mg는 S와 결합함으로써 열간 연성을 향상시키는 기능을 가진다. 또한 Mg 산화물 또는 Mg 증기가 접종재로서의 효과도 가진다. Mg의 함유량이 0.1%를 넘으면, 용탕의 점성을 높아지고, 또한, 주조 결함을 일으킬 우려가 있으므로, Mg의 함유량은 0.1% 이하로 한다. Mg has a function of improving hot ductility by bonding with S. Also, Mg oxide or Mg vapor has an effect as an inoculant. When the Mg content exceeds 0.1%, the viscosity of the molten metal increases and there is a risk of causing casting defects. Therefore, the Mg content is made 0.1% or less.
Ce, La는 황화물에 의한 인성의 저하를 억제하는 원소이다. Ce, La의 함유량이 0.1%를 넘으면 효과가 포화하므로, Ce, La의 함유량은 합계로 0.1% 이하로 한다. Ce and La are elements that suppress a decrease in toughness caused by sulfides. If the content of Ce and La exceeds 0.1%, the effect is saturated. Therefore, the content of Ce and La is made 0.1% or less in total.
성분 조성의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 불가피한 불순물이란, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 가진 강을 공업적으로 제조할 때에, 원료나 제조 환경 등으로부터 불가피하게 혼입되는 것을 말한다. The remainder of the component composition is Fe and unavoidable impurities. An unavoidable impurity means that it is unavoidably mixed from a raw material, a manufacturing environment, etc. when manufacturing the steel which has the component composition prescribed|regulated by this invention industrially.
본 발명의 주물의 조직은 평균 입자 지름이 200㎛ 이하인 오스테나이트 조직이다. 조직은 여러 결정 방위를 가진 미세한 등축정을 중심으로 하고, 그 결과, 영률이 높은 결정 방위인 (111)나 (110) 등을 가진 단결정이 일정 비율 이상 포함된다. 그 결과, 영률이 낮은 결정 방위 (100)인 주상정을 중심으로 한 통상의 저열팽창 주물과 비교하여 높은 영률을 얻을 수 있다. 조직이 모두 등축정일 필요는 없지만, 등축정의 비율이 면적율로 60% 이상인 것이 좋다. 등축정의 비율이 면적율로 90% 이상이면 더 좋고, 95% 이상이면 더욱 좋다. The structure of the casting of the present invention is an austenite structure having an average grain size of 200 µm or less. The structure is centered on fine equiaxed crystals having various crystal orientations, and as a result, single crystals having (111) or (110) crystal orientations with high Young's modulus are contained in a certain ratio or more. As a result, it is possible to obtain a high Young's modulus as compared with a normal low thermal expansion casting centered on columnar crystals having a low Young's modulus of crystal orientation (100). It is not necessary that the structure be all equiaxed crystals, but it is preferable that the ratio of the equiaxed crystals be 60% or more in terms of area ratio. If the ratio of the equiaxed crystal is 90% or more in terms of area ratio, it is better, and it is even better if it is 95% or more.
통상의 저열팽창 주물에 있어서도, 성분 조성의 조정에 의하여, 영률과 열팽창계수를 어느 정도 조정할 수 있다. 그러나, 영률과 열팽창계수는 거의 트레이드 오프의 관계에 있다. 즉, 영률이 높아지면, 열팽창계수도 커지는 관계에 있다. Also in a normal low thermal expansion casting, a Young's modulus and a thermal expansion coefficient can be adjusted to some extent by adjustment of a component composition. However, the Young's modulus and the coefficient of thermal expansion have almost a trade-off relationship. That is, as the Young's modulus increases, the coefficient of thermal expansion also has a relationship.
그러나, 본 발명의 저열팽창 주물에서는 조직이 미세하게 되고, 영률이 향상하게 되는 것과 함께, 동일한 성분 조성을 가진 통상의 저열팽창 주물과 비교하여 열 팽창 계수가 저하된다. 또한, 조직이 미세하게 됨으로써 오스테나이트가 안정화하므로, 동일한 성분 조성을 가진 통상의 저열팽창 주물과 비교하여 Ms점이 저하된다. 그 결과, 한랭지에서의 수송 등에 의하여도 마르텐사이트 변태가 진행되어 저열팽창 특성이 없어지는 경우가 없다. However, in the low thermal expansion casting of the present invention, the structure becomes fine and the Young's modulus is improved, and the coefficient of thermal expansion is lowered compared with a normal low thermal expansion casting having the same component composition. In addition, since the austenite is stabilized by the finer structure, the Ms point is lowered as compared with ordinary low thermal expansion castings having the same component composition. As a result, there is no case where the martensitic transformation proceeds and the low thermal expansion characteristics are not lost even by transportation in cold regions or the like.
다음으로, 본 발명의 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법에 대하여 설명한다. Next, the manufacturing method of the high rigidity low thermal expansion casting of this invention is demonstrated.
본 발명의 고강성 저열팽창 주물의 제조에 사용하는 주형이나, 주형에의 용강의 주입 장치, 주입 방법은 특별히 한정되는 것이 아니며, 공지의 장치, 방법을 사용하면 좋다. 주형으로 제조된 주강의 조직은 주상정을 중심으로 한 조직이 된다. 이 주강에, 이하의 열처리를 실시한다. The mold used for manufacturing the high rigidity low thermal expansion casting of the present invention, the device for pouring molten steel into the mold, and the injection method are not particularly limited, and a known device and method may be used. The structure of the cast steel manufactured as a mold is a structure centered on the columnar crystal. This cast steel is subjected to the following heat treatment.
먼저, 주물을 Ms점 이하까지 냉각하고, Ms점 이하의 온도에서 0.5 내지 3 시간 유지한 후, 실온까지 승온한다(쿠라이오 처리 공정). 냉각의 방법은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 여기서 말하는 Ms점은 본 발명의 효과가 발현되기 전의 단계에서의 Ms점이다. 냉각 온도는 Ms점보다 충분히 낮은 온도로 하면 좋기 때문에, 이 단계에서의 정확한 Ms점을 알 필요는 없다. 일반적으로, Ms점은 강의 성분을 이용하여, 아래의 식으로 추정할 수 있다. First, the casting is cooled to the Ms point or less, and the temperature is raised to room temperature after holding at the temperature of the Ms point or less for 0.5 to 3 hours (curio treatment step). The method of cooling is not specifically limited. In addition, the Ms point here is the Ms point in the stage before the effect of this invention is expressed. Since the cooling temperature may be set to a temperature sufficiently lower than the Ms point, it is not necessary to know the exact Ms point at this stage. In general, the Ms point can be estimated by the following formula using the components of steel.
Ms=521－353C－22Si－24.3Mn－7.7Cu－17.3Ni－17.7Cr－25.8MoMs=521-353C-22Si-24.3Mn-7.7Cu-17.3Ni-17.7Cr-25.8Mo
이 때, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo는 각 원소의 함유량 (질량%)이다. 함유하지 않는 원소는 0으로 한다. At this time, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, and Mo are content (mass %) of each element. Elements not contained are set to 0.
본 발명의 고강성 저열팽창 주물의 성분 조성의 경우, 상기 식에서 계산되는 Ms점은 특히 Ni량에 의존하여, 실온에서부터 -100℃ 이하 정도가 되므로, 냉각 매체로서는, -80℃까지는 드라이아이스와 메틸 알코올 또는 에틸 알코올을 사용할 수 있다. 또한, 저온의 -196℃까지는 액체 질소에 침지하는 방법 또는 액체 질소를 분무하는 방법이 사용될 수 있다. 이에 의하여, 미세한 마르텐사이트를 함유한 조직이 형성된다. 또한, 승온은 실온의 대기 중으로 끌어올림으로써 승온하면 좋다. 도 1에, 쿠라이오 처리 공정 후의 조직의 예를 나타낸다. In the case of the component composition of the high rigidity low thermal expansion casting of the present invention, the Ms point calculated in the above formula is about -100°C or less from room temperature depending on the amount of Ni in particular. As a cooling medium, dry ice and methyl Alcohol or ethyl alcohol may be used. In addition, a method of immersing in liquid nitrogen or a method of spraying liquid nitrogen up to a low temperature of -196°C can be used. Thereby, a structure containing fine martensite is formed. In addition, what is necessary is just to raise the temperature by raising it to room temperature air|atmosphere. An example of the structure|tissue after a kuraio treatment process is shown in FIG.
다음으로, 주물을 800 내지 1200℃까지 재가열하고, 800 내지 1200℃에서 0.5 내지 5 시간 유지하고 급랭한다(재결정 처리 공정). 이에 의하여, 마르텐사이트가 형성된 조직은 오스테나이트 조직으로 되돌아온다. 통상의 응고에 의하여 형성되는 조직의 결정립경은 1 내지 10 mm 정도이지만, 상기의 쿠라이오 처리 공정과, 그 후의 재결정 처리 공정을 거침으로써, 오스테나이트 입자 지름은 미세화하는 동시에, 결정 방위가 랜덤인 등축정 중심의 조직이 되고, 급랭 후의 조직은 등축정의 평균립경이 200㎛ 이하가 되는 미세한 조직이 된다. 급랭 방법은 특별히 한정되지 않지만, 수냉이 좋다. 도 3에 재결정 처리 공정 후의 조직의 예를 나타낸다. Next, the casting is reheated to 800 to 1200°C, maintained at 800 to 1200°C for 0.5 to 5 hours, and then rapidly cooled (recrystallization treatment step). Thereby, the structure in which martensite was formed returns to the austenite structure. The grain size of the structure formed by normal solidification is about 1 to 10 mm, but by going through the above-described clario treatment step and subsequent recrystallization treatment step, the austenite grain size is refined and the crystal orientation is random equiaxed. The crystal center structure is obtained, and the structure after quenching becomes a fine structure in which the average grain diameter of the equiaxed crystals is 200 µm or less. Although the method of quenching is not specifically limited, Water cooling is preferable. The example of the structure|tissue after a recrystallization process is shown in FIG.
이 쿠라이오 처리 공정과 재결정 처리 공정을 1개의 열처리 사이클로 하고 (이하 「RC 처리」라고 한다), 2회 이상 RC 처리를 반복하여 실시하여도 좋다. The clario treatment step and the recrystallization treatment step may be one heat treatment cycle (hereinafter referred to as “RC treatment”), and the RC treatment may be repeated two or more times.
상기 RC 처리 전에, 주물을 800 내지 1200℃로 가열하여, 0.5 내지 5 시간 유지하고, 급랭하는 용체화 처리 공정을 두어도 좋다. 용체화에 의하여, 주조시에 석출된 석출물이 고용되어, 연성, 인성이 향상된다. 급랭 방법은 특별히 한정되지 않지만, 수냉이 좋다. 도 2에, 용체화 처리를 실시한 후의 조직의 예를 나타낸다. 이 단계에서의 조직은 통상의 주물과 마찬가지로, 주상정이 주체인 오스테나이트 조직이다. Before the RC treatment, a solution treatment step of heating the casting to 800 to 1200°C, holding the casting for 0.5 to 5 hours, and quenching may be performed. By solution forming, the precipitates precipitated during casting are dissolved into a solid solution, and ductility and toughness are improved. Although the method of quenching is not specifically limited, Water cooling is preferable. The example of the structure|tissue after performing a solution treatment in FIG. 2 is shown. The structure at this stage is an austenite structure in which columnar crystals are the main body, as in ordinary castings.
상기 RC 처리의 쿠라이오 처리 공정과 재결정 처리 공정의 사이에, 재결정 오스테나이트 결정립을 보다 미세화시키기 위하여, 주물을 AC3점 바로 아래의 300 내지 400℃로 가열하고, 300 내지 400℃에서 1 내지 10 시간 유지하는 마르텐사이트의 조질 처리를 하여도 좋다(조질 처리 공정). 조질 처리에서는 가열 후의 냉각은 수냉이어도 공랭이어도 노랭이어도 결정립 미세화 효과는 변하지 않기 때문에, 냉각 방법은 특별히 한정하지 않는다. Between the clario treatment process of the RC treatment and the recrystallization treatment step, in order to further refine the recrystallized austenite grains, the casting is heated to 300 to 400°C just below the AC 3 point, and 1 to 10 at 300 to 400°C A tempering treatment of martensite to be maintained for a period of time may be performed (refining treatment step). In the refining treatment, since the effect of refining the crystal grains does not change whether cooling after heating is performed by water cooling, air cooling, or furnace cooling, the cooling method is not particularly limited.
도 4에, 쿠라이오 처리한 시험편의 가열 변태 곡선의 예를 나타낸다. 도 4의 가로축은 온도, 세로축은 시험편 길이의 변화량이며, 길이의 급격한 수축이 생기는 점이 결정 구조의 변태 온도인 것을 나타내고 있다. 이 시료의 AC3점은 345℃이다. 열처리 사이클을 2회 이상 반복하는 경우에는 그의 일부의 사이클만으로 조질 처리를 실시하여도 좋고, 모든 사이클에서 조질 처리를 하여도 된다. In Fig. 4, an example of the heating transformation curve of the test piece subjected to the kuraio treatment is shown. The horizontal axis of FIG. 4 indicates the temperature, the vertical axis indicates the amount of change in the length of the test piece, and the point at which the length rapidly shrinks is the transformation temperature of the crystal structure. The AC 3 point of this sample is 345°C. When the heat treatment cycle is repeated two or more times, the tempering treatment may be performed only in a part of the cycle, or the tempering treatment may be performed in all the cycles.
주물을 제조할 때에는, 용탕에 접종재로서 Nb, Ti, B, Mg를 함유시킴으로써, 응고 핵을 생성하기 쉽게 하여도 좋다. 또한, 통상 주형에 도포되는 도형재와 함께, Co(AlO2), CoSiO3, Co－borate 등과 같은 접종재를 주형 표면에 도포함으로써, 응고 핵이 생성되기 쉽게 하여도 좋다. 또한, 주형 내의 용탕을, 전자 교반 장치를 사용한 방법, 주형을 기계적으로 진동시키는 방법, 용탕을 초음파로 진동시키는 방법 등으로, 교반, 유동시켜도 좋다. 이 방법들을 적용함으로써, 주물의 조직이 보다 등축정이 되기 쉬워지기 때문에, 더 효율 좋게, 본 발명의 고강성 저열팽창 주물을 제조할 수 있게 된다. When manufacturing a casting, you may make it easy to produce|generate a solidification nucleus by making molten metal contain Nb, Ti, B, and Mg as an inoculum. In addition, an inoculum such as Co(AlO 2 ), CoSiO 3 , Co-borate or the like is applied to the surface of the mold together with the coating material normally applied to the mold to facilitate the formation of solidification nuclei. In addition, the molten metal in the mold may be stirred and flowed by a method using an electromagnetic stirring device, a method of mechanically vibrating the mold, a method of vibrating the molten metal with ultrasonic waves, or the like. By applying these methods, since the structure of the casting becomes more equiaxed, it is possible to more efficiently produce the high rigidity low thermal expansion casting of the present invention.
[실시예] [ Example ]
［실시예 1］[Example 1]
표 1에 나타내는 성분 조성이 되도록 조정한 용탕을 주형에 주탕하고 주물을 복수 제조하였다. 주물은 φ100×350으로 하고, 샘플 7 mm×16mm×125 mm의 사이즈로 잘라내어 시험편으로 하였다. The molten metal adjusted so that it might become the component composition shown in Table 1 was poured into the mold, and two or more castings were manufactured. The casting was made into (phi) 100x350, and it cut out to the size of sample 7mmx16mmx125mm, and it was set as the test piece.
제조한 주물에 대하여, For the manufactured casting,
(a) 용체화 처리(a) solution heat treatment
(b) RC 처리(쿠라이오 처리→재결정 처리)(b) RC processing (Kuraio processing → recrystallization processing)
(c) 용체화 처리→RC 처리(c) solution heat treatment → RC treatment
(d) 조질 처리를 포함하는 RC 처리(쿠라이오 처리→조질 처리→재결정 처리)(d) RC treatment including refining treatment (Kuraio treatment → tempering treatment → recrystallization treatment)
(e) 용체화 처리→조질 처리를 포함하는 RC 처리(e) solution heat treatment → RC treatment including tempering treatment
의 어느 하나의 열처리를 실시하여, 최종적인 주물을 얻었다. Any one of the heat treatments was performed to obtain a final casting.
제조한 주물에 대하여, 영률, 열팽창계수, Ms점, 오스테나이트 조직의 평균 결정립경을 측정하였다. 영률은 실온에서 2점 지지 횡공진법으로 측정하고, 열팽창계수는 열팽창 측정기를 사용하여, 0 내지 60℃의 평균 열팽창계수로서 구하였다. Ms점은 주물을 소정의 온도까지 냉각하여 1 시간 유지한 후에 조직을 관찰하고, 마르텐사이트의 유무를 관찰함으로써 구하였다. 오스테나이트 조직의 평균 결정립경은 관찰한 결정립의 원 상당 지름의 평균값으로서 구하였다. 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 도 5, 도 6에 주물의 조직의 일례를 나타낸다. 도 5의 51 내지 56은 주물로부터 잘라낸 샘플 7 mm×16mm×125 mm을 매크로 조직 관찰한 사진, 도 6의 61 내지 66은 미세 조직 관찰한 사진이다. For the prepared casting, the Young's modulus, the coefficient of thermal expansion, the Ms point, and the average grain size of the austenite structure were measured. Young's modulus was measured at room temperature by the two-point support lateral resonance method, and the thermal expansion coefficient was calculated|required as an average thermal expansion coefficient of 0-60 degreeC using a thermal expansion measuring instrument. The Ms point was obtained by cooling the casting to a predetermined temperature and holding it for 1 hour, then observing the structure and observing the presence or absence of martensite. The average grain size of the austenite structure was determined as the average value of the observed equivalent circle diameters of the grains. A result is shown in Table 2. In addition, an example of the structure|tissue of a casting is shown to FIG.5, FIG.6. Figures 51 to 56 of Figures 5 are 7 mm × 16 mm × 125 mm of the sample cut out from the casting is a macro-structure observation photograph, 61-66 of Figure 6 is a micro-structure observation photograph.
표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명예의 주물은 조직이 등축정이 되고, 결정립경이 작고, 동일한 성분 조성을 가진 통상의 저열팽창 주물과 비교하여, 높은 영률, 낮은 열팽창계수, 낮은 Ms점이 얻어지는 것을 알 수 있다. 또한, No. 138, 139는 강 중의 Ni가 너무 많기 때문에, Ms점이 너무 낮아져서 마르텐사이트 변태가 일어나지 않은 비교예이다. As shown in Table 2, the casting of the example of the present invention has an equiaxed structure, a small crystal grain size, and a high Young's modulus, a low coefficient of thermal expansion, and a low Ms point compared with a conventional low thermal expansion casting having the same component composition It can be seen that . Also, No. 138 and 139 are comparative examples in which the Ms point became too low and the martensitic transformation did not occur because there was too much Ni in the steel.
［실시예 2］[Example 2]
표 3에 나타내는 성분 조성이 되도록 조정한 용탕을 주형에 주탕하여 주물을 복수개 제조하였다. 주물은 φ100×350으로 하고, 샘플 7 mm×16mm×125 mm의 사이즈로 잘라내어 시험편으로 하였다. 제조한 주물에 대하여, 용체화 처리→쿠라이오 처리→재결정 처리를 실시하여, 최종적인 주물을 얻었다. 용체화 처리는 830℃×2 시간, 쿠라이오 처리는 액체 질소 침지×2 시간, 재결정 처리는 830℃×2 시간으로 하였다. A plurality of castings were prepared by pouring the molten metal adjusted to have the component composition shown in Table 3 into a mold. The casting was made into (phi) 100x350, and it cut out to the size of sample 7mmx16mmx125mm, and it was set as the test piece. With respect to the manufactured casting, solution heat treatment → kuraio treatment → recrystallization treatment was performed, and the final casting was obtained. The solution treatment was 830°C × 2 hours, the clario treatment was liquid nitrogen immersion × 2 hours, and the recrystallization treatment was 830°C × 2 hours.
표 4에, 제조한 주물의 영률, 열팽창계수, 조직의 관찰 결과를 나타낸다. 측정 방법은 실시예 1과 같다. 또한, 도 7에 주물의 쿠라이오 처리와 재결정 처리의 사이의 조직을 나타낸다. 표 중의 마르텐사이트 면적율은 이 조직에서의 마르텐사이트의 면적율을 나타낸다. 도 7과 표 4로부터 알 수 있는 바와 같이, Ni량이 35%를 넘으면, 마르텐사이트 조직이 형성되지 않고, 그 결과, 표 4에 나타내는 바와 같이, 높은 영률이 얻어지지 않았다. Table 4 shows the observation results of the Young's modulus, the coefficient of thermal expansion, and the structure of the produced casting. The measurement method is the same as in Example 1. In addition, the structure|tissue between the kuraio process and recrystallization process of a casting is shown in FIG. The martensite area ratio in the table indicates the martensite area ratio in this structure. 7 and Table 4, when the amount of Ni exceeded 35%, a martensitic structure was not formed, and as a result, as shown in Table 4, a high Young's modulus was not obtained.
Claims (13)
오스테나이트 조직의 평균 결정립경이 200㎛ 이하이고, 조직이 면적율로 60% 이상의 등축정을 포함하고, Ms점이 -30℃ 이하이며, 영률이 130 GPa 이상인 것인 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물. By mass%, it contains Ni: 27 to 35%, the balance being Fe and unavoidable impurities,
High rigidity low thermal expansion casting, characterized in that the average grain size of the austenite structure is 200 µm or less, the structure contains equiaxed crystals of 60% or more by area ratio, the Ms point is -30°C or less, and the Young's modulus is 130 GPa or more.
상기의 처리를 실시한 주강을 800 내지 1200℃로 가열하고, 0.5 내지 5 시간 유지한 후 급랭하는 재결정 처리 공정을 순서대로 구비하는 RC 처리를 1회 이상 구비한 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법. A kuraio treatment process in which a cast steel having the component composition according to any one of claims 1 to 9 is cooled from room temperature to below the Ms point, maintained at the temperature below the Ms point for 0.5 to 3 hours, and then heated to room temperature class,
High rigidity low thermal expansion casting, characterized in that the cast steel subjected to the above treatment is heated to 800 to 1200° C., maintained for 0.5 to 5 hours, and then subjected to at least one RC treatment comprising a recrystallization treatment step in order to quench manufacturing method.
주강을 300 내지 400℃에서 1 내지 10 시간 유지하는 조질 처리 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법. The method according to claim 10, wherein in at least one of the RC treatment cycles, between the kuraio treatment step and the recrystallization treatment step, further
A method for manufacturing a high rigidity low thermal expansion casting comprising a tempering treatment step of maintaining the cast steel at 300 to 400° C. for 1 to 10 hours.
주강을 300 내지 400℃에서 1 내지 10 시간 유지하는 조질 처리 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법. The method according to claim 11, wherein in at least one of the RC treatment cycles, between the kuraio treatment step and the recrystallization treatment step, further
A method for manufacturing a high rigidity low thermal expansion casting comprising a tempering treatment step of maintaining the cast steel at 300 to 400° C. for 1 to 10 hours.
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| US20230082149A1 (en) * | 2020-04-27 | 2023-03-16 | Shinhokoku Material Corp. | Low thermal expansion cast steel and method of production of same |
| EP4183501A1 (en) * | 2020-07-17 | 2023-05-24 | Shinhokoku Material Corp. | Low thermal expansion casting and method for producing same |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001011580A (en) * | 1999-07-02 | 2001-01-16 | Shin-Hokoku Steel Corp | LOW TEMPERATURE STABLE TYPE Ni-Co-Fe BASE LOW THERMAL EXPANSION ALLOY |
| JP2005271000A (en) * | 2004-03-23 | 2005-10-06 | Jfe Steel Kk | Method for producing high nickel alloy steel plate |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2796966A (en) | 1953-09-08 | 1957-06-25 | Ibm | Type element driving mechanism |
| JPS5470298A (en) | 1977-11-09 | 1979-06-05 | Hokuriku Pharmaceutical | 22diphenylmethyleneindolithidine*its acid added salt and its manufacture |
| JPS60159157A (en) * | 1984-01-30 | 1985-08-20 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Fe-ni alloy having excellent hot workability |
| JPS6164853A (en) * | 1984-09-06 | 1986-04-03 | Toshiba Corp | Base material for pipe parts and its manufacture |
| JPS6350446A (en) * | 1986-08-19 | 1988-03-03 | Hitachi Metarupureshijiyon:Kk | Low thermal expansion alloy |
| JPS63270443A (en) * | 1987-04-28 | 1988-11-08 | Hitachi Metal Precision:Kk | Low thermal expansion cast alloy and its production |
| JP2784613B2 (en) * | 1991-03-15 | 1998-08-06 | 住友特殊金属株式会社 | Method for producing low thermal expansion material |
| JP3510278B2 (en) * | 1992-09-22 | 2004-03-22 | 住友特殊金属株式会社 | Fe-Ni-Co low thermal expansion alloy |
| JPH06279945A (en) | 1993-03-26 | 1994-10-04 | Hitachi Metals Ltd | Wire with high strength and low thermal expansion and its production |
| JP2778891B2 (en) * | 1992-12-15 | 1998-07-23 | 株式会社東芝 | High-strength low-expansion cast iron, method for producing the same, and sliding parts and machine parts using the same |
| JP3150831B2 (en) | 1993-09-30 | 2001-03-26 | 日本冶金工業株式会社 | High Young's modulus low thermal expansion Fe-Ni alloy |
| JP3384318B2 (en) * | 1998-03-17 | 2003-03-10 | 住友金属工業株式会社 | Oxide dispersed low thermal expansion alloy |
| JPH11293413A (en) | 1998-04-13 | 1999-10-26 | Nippon Chuzo Kk | Member of ultraprecision equipment using alloy steel excellent in thermal shape stability and rigidity |
| TWI250216B (en) * | 2000-02-09 | 2006-03-01 | Nippon Mining Co Ltd | Fe-Ni-Co alloy for completely flat mask of press-formed type, and completely flat mask and color cathode-ray tube using the same |
| JP4253100B2 (en) * | 2000-03-17 | 2009-04-08 | 日本鋳造株式会社 | Low thermal expansion alloy with excellent machinability and manufacturing method thereof |
| JP4319817B2 (en) * | 2001-11-19 | 2009-08-26 | 新日本製鐵株式会社 | Low alloy steel excellent in hydrochloric acid corrosion resistance and sulfuric acid corrosion resistance and its welded joint |
| JP2003221650A (en) * | 2001-11-22 | 2003-08-08 | Shin-Hokoku Steel Corp | Low-temperature stable alloy with low thermal expansion and high free-cutting property |
| JP2003247048A (en) * | 2002-02-25 | 2003-09-05 | Jfe Steel Kk | Low thermal expansion alloy thin sheet having excellent etch rate and etch precision and production method thereof |
-
2015
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001011580A (en) * | 1999-07-02 | 2001-01-16 | Shin-Hokoku Steel Corp | LOW TEMPERATURE STABLE TYPE Ni-Co-Fe BASE LOW THERMAL EXPANSION ALLOY |
| JP2005271000A (en) * | 2004-03-23 | 2005-10-06 | Jfe Steel Kk | Method for producing high nickel alloy steel plate |
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