KR20160004195A

KR20160004195A - 고강성 저열팽창 주물 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160004195A
Application number: KR1020150091506A
Authority: KR
Inventors: 나오키 사카구치; 하루야스 오노; 고타로 오나
Original assignee: 신호코쿠 세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2014-07-02
Filing date: 2015-06-26
Publication date: 2016-01-12
Also published as: JP6058045B2; KR102360098B1; TWI655300B; JP2016027187A; JP2016027188A; KR20160004194A; JP6504859B2; TW201608036A; TWI655301B; TW201608037A; KR102360099B1

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.

Description

고강성 저열팽창 주물 및 그 제조 방법 {HIGH STIFFNESS LOW THERMAL EXPANSION CASTINGS AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 높은 영률을 가진 고강성 저열팽창 주물 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

[특허 문헌 1] 일본 공개 특허 공보 평7－102345호 [특허 문헌 2] 일본 공개 특허 공보 평11－293413호 [특허 문헌 3] 일본 공개 특허 공보 평06－179938호

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.

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.

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.

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.

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.

(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.

(2) 또한, 질량%로 Co: 0.1 내지 18%를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 고강성 저열팽창 주물.

(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.

(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.

(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.

(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.

(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.

(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.

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.

[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.

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.

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 이외의 원소는 필수 첨가 원소는 아니지만, 필요에 따라서, 아래와 같이 첨가할 수 있다.

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.

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.

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.

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.

S는 피삭성의 향상을 목적으로 함유시켜도 좋다. 다만, FeS를 형성하고, 결정입계에 정출하여 열간 취성의 원인이 되므로, S의 함유량은 0.05% 이하로 한다.

Se은 피삭성의 향상을 목적으로 함유시켜도 좋다. 0.05%를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화하므로, Se의 함유량은 0.05% 이하로 한다.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

다음으로, 본 발명의 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법에 대하여 설명한다.

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.

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.

Ms=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.

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.

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.

이 쿠라이오 처리 공정과 재결정 처리 공정을 1개의 열처리 사이클로 하고 (이하 「RC 처리」라고 한다), 2회 이상 RC 처리를 반복하여 실시하여도 좋다.

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.

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.

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.

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.

[실시예]

［실시예 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.

제조한 주물에 대하여,

(a) 용체화 처리

(b) RC 처리(쿠라이오 처리→재결정 처리)

(c) 용체화 처리→RC 처리

(d) 조질 처리를 포함하는 RC 처리(쿠라이오 처리→조질 처리→재결정 처리)

(e) 용체화 처리→조질 처리를 포함하는 RC 처리

의 어느 하나의 열처리를 실시하여, 최종적인 주물을 얻었다.

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.

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.

［실시예 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.

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.

Claims

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.
제1항에 있어서, 또한, 질량%로, Co: 0.1 내지 18%를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량%로, Mn: 0.5% 이하, C: 0.2% 이하 및 Si: 0.3% 이하의 어느 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물.
제1항 내지 제3항 중 어느 하나의 항에 있어서,　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 고강성 저열팽창 주물.
제1항에 있어서, 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 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물.
제1항 내지 제5항 중 어느 하나의 항에 기재된 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.
제6항에 있어서, 상기 RC 처리의 전에, 또는 주강을 800 내지 1200℃로 가열하고, 0.5 내지 5 시간 유지하는 용체화 처리 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법.
제6항 또는 제7항에 있어서, 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 고강성 저열팽창 주물의 제조 방법.