TW201534740A - 低熱膨脹鑄造合金及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種低熱膨脹鑄造合金，其以質量%計含有C：超過0.02%、0.15%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.25~0.6%、Ni：29~32.5%、Co：5~9.5%，且C含量(質量%)表示為[C]、Co含量(質量%)表示為[Co]時，該等滿足(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6之範圍，Ni含量(質量%)表示為[Ni]，Co含量(質量%)表示為[Co]時，能表示成[Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍，其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成。

Description

低熱膨脹鑄造合金及其製造方法

本發明係關於例如適於半導體製造裝置等超精密機器構件、熱膨脹極小之低熱膨脹鑄造合金及其製造方法。

過去以來，為維持、提高超精密機器之精度，而使用低熱膨脹合金，其中，32%Ni-5%Co-其餘為Fe之合金(以下稱為超恆範鋼(super invar))之在室溫附近之熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下，壓延材或鍛造材(以下稱為鋼材)已商品化且已有市售(例如非專利文獻1)。

且，專利文獻1中提案以重量%計由含C：0.1%以下、Ni：30~34%、Co：4~6%之鐵基合金所成，含有Mn：0.1~1.0%與S：0.02~0.15%，並且Mn/54.94>S/32.06之快削性低熱膨脹鑄物用合金。

另一方面，專利文獻2及專利文獻3中記載於微波導波管之共振器及半導體液浸曝光裝置之晶圓台中使用各熱膨脹係數為0.5×10^-6/℃之超恆範鋼。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本特開2002-206142號公報

專利文獻2：日本特開2010-206615號公報

專利文獻3：日本特開2005-183416號公報

[非專利文獻]

非專利文獻1：不二越股份有限公司，技術資料，[平成26年3月7日檢索]，Internet〈URL：HTTP：//www.nachi-fujikoshi.co.jp/kou/fm_alloy/fm_alloy_exeo.pdf〉

不過，上述超恆範鋼鋼材為了確實獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數，需將C抑制在0.02%以下之雜質等級。依據本發明者之見解，如此低C的超恆範鋼進行大氣溶解而鑄造時，多會產生氣體缺陷，工業上製造非常困難，故必須進行真空溶解。對一般之鑄造業者而言，使用昂貴的設備進行複雜之操作並不現實，製造低C之超恆範鋼鑄造品事實上並不可能。

另一方面，專利文獻1之低熱膨脹鑄物用合金，Ni含量及Co含量與超恆範鋼相同，C之含量雖容許至0.1%以下之大氣可鑄造之範圍，但實施例中僅揭示C含量為0.008~0.011%之極低合金，如此極低C含量不過是顯示熱膨脹係數為0.773×10^-6/℃以下。亦即，專利文獻 1中亦教示為了獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數必須將C設為0.01%左右之極低值。因此，專利文獻1雖有記載可獲得適於製造薄壁大型鑄造物之合金，但實際上由於有必要降低C含量，故認為仍非常難進行大氣溶解‧鑄造，一般之鑄造業者難以使用專利文獻1之技術工業上利用鑄造合金。

且，非專利文獻1中所示之超恆範鋼鋼材僅適用於板材或棒材等單純形狀，精密裝置中使用之複雜形狀品或大型零件有必要藉切削加工或熔接組裝而製作，但超恆範鋼之被切削性及熔接性低，故亦有需要較多工數‧費用之問題。

專利文獻1中係藉由添加特定量之S及Mn之基質中之MnS以改善被切削性而解決該問題，但如上述，專利文獻1之合金為了成為1×10^-6/℃以下之低熱膨脹係數亦有必要使C成為0.01%左右之極低值，由於大氣鑄造困難，故實際上無法適用於複雜形狀品或大型零件，並非可本質解決該問題者。

因此，本發明之目的係提供一種一方面含有通常可大氣溶解及大氣鑄造之等級之C，一方面具有與超恆範鋼同等之極小熱膨脹係數之低熱膨脹鑄造合金及其製造方法。

又，本發明之另一目的係提供一種一方面含有一般可大氣溶解等級之C，一方面具有與超恆範鋼同等之極小熱膨脹係數，且具有比超恆範鋼更優異被切削性之 低熱膨脹鑄造合金及其製造方法。

亦即，本發明提供以下之(1)~(7)。

(1)一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係以質量%計含有C：超過0.02%、0.15%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.25~0.6%、Ni：29~32.5%、Co：5~9.5%，且C含量(質量%)表示為[C]、Co含量(質量%)表示為[Co]時，該等滿足(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6之範圍，Ni含量(質量%)表示為[Ni]，Co含量(質量%)表示為[Co]時，能表示成[Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍，其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成。

(2)一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵為以質量%計含有C：超過0.02%、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%， 且C含量(質量%)表示為[C]、Co含量(質量%)表示為[Co]時，該等滿足(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6之範圍，且Ni含量(質量%)表示為[Ni]，Co含量(質量%)表示為[Co]時，能表示成[Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍，進而，Mn含量(質量%)表示為[Mn]，S含量(質量%)表示為[S]，鑄造品之最大厚度(mm)表示為t時，滿足[Mn]/[S]≧46-1335/t+13430/t²，且其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成。

(3)一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係具有如上述(1)或(2)之組成，且20~25℃之平均熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下。

(4)一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係具有如上述(1)或(2)之組成，且20~25℃之平均熱膨脹係數為0.5×10^-6/℃以下。

(5)一種低熱膨脹鑄造合金之製造方法，其特徵係在700~950℃之溫度範圍使具有如上述(1)或(2)之組成之合金加熱後，以5℃/sec.以上之冷卻速度冷卻至450℃以下。

(6)一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係藉由如上述(5)之製造方法獲得之低熱膨脹鑄造合金，且20~25℃之平均熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下。

(7)一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係藉由如上述(5)之製造方法獲得之低熱膨脹鑄造合金，且20~25℃之平均熱膨脹係數為0.5×10^-6/℃以下。

依據本發明，係提供一種一方面含有通常可大氣溶解及大氣鑄造等級之C，一方面具有與超恆範鋼同等之極小熱膨脹係數之低熱膨脹鑄造合金及其製造方法。

此外，依據本發明，提供一種一方面含有一般可大氣溶解等級之C，一方面具有與超恆範鋼同等之極小熱膨脹係數，且具有比超恆範鋼更優異被切削性之低熱膨脹鑄造合金及其製造方法。

圖1係顯示本發明之合金及先前技術之合金中之C含量與Co含量之範圍的圖。

圖2係顯示C含量對本發明之合金與先前超恆範鋼之熱膨脹係數造成之影響的圖。

圖3係顯示凝固破裂性評價試驗片之圖。

圖4係顯示造成凝固破裂之鑄造品之最大厚度與Mn/S之關係的圖。

本發明人等為解決上述課題而重複檢討之結果，發現即使將合金中之C含量設為可大氣溶解及大氣鑄 造之等級，但藉由下述i)及ii)仍可獲得與超恆範鋼同等之極小熱膨脹係數：i)依據C含量調整Co含量，ii)依據Co含量而規定Ni含量。

先前，並未針對C、Ni、Co對熱膨脹係數造成之影響詳細檢討。例如，專利文獻1中雖記載C、Ni及Co之範圍之限定理由，但實施例之組成僅為C係0.01%左右之超恆範鋼組成(32%Ni-5%Co-Fe)，藉此獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數，但並未教示申請專利範圍之組成能獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數。

總括先前之見解時，將超恆範鋼之C含量與Co含量之範圍設為以圖1之區域A所示之範圍。亦即，先前認為若將C抑制為雜質程度，則在4~6%Co之範圍可確實成為1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數，但C增加時其範圍變狹窄，C超過0.05%時即使調整Co量仍無法獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數。

先前之超恆範鋼組成(圖1之區域A)中，於可獲得大氣溶解之鑄造品之C為超過0.02%~0.05%以下之範圍(圖1之區域B)，雖可獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數，但在大氣溶解下製造鑄造品時，由於除了C以外，基於脫氧或改善鑄造性的目的而添加能增加熱膨脹係數之Si或Mn，故實際上產生熱膨脹係數超過1×10^-6/℃之區域。因此，欲獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數時，如專利文獻1所見，有必要將C限制為更低。其結果，在鑄造材料 中，圖1之區域B成為平行移動至低C側之形態，若未進行成分調整至極限之範圍，則認為難以確實製造適當之鑄造品。

相對於此，本發明係以使C含量在可大氣溶解‧大氣鑄造之超過0.02%之範圍為前提，檢討獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數之組成的結果，新發現藉由使C含量與Co含量之範圍滿足圖1之區域C之範圍，同時依據Co含量而規定Ni含量，能獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數。

此外，發現藉由如上述般規定C含量、Co含量、及Ni含量，進而將S含量、Mn含量及該等之比規定在特定範圍，可使硫化物適當分佈在合金組織中而可促進工具潤滑，獲得具有1×10^-6/℃以下之低膨脹率且不產生凝固破裂之良好被切削性之鑄造合金。

而且，亦發現為使上述組成之合金成為1×10^-6/℃以下之低膨脹率，適當控制熱處理亦有效。

本發明係基於以上見解而完成者。

以下，參照附屬圖式對本發明之實施形態加以說明。

〈第1實施形態〉

第1實施形態係一方面含有通常可大氣溶解及大氣鑄造之等級的C，一方面獲得與超恆範鋼同等之低熱膨脹係數之鑄造合金者。

以下，針對本實施形態中之限制理由加以詳細說明。又，只要沒有特別指明則成分中之%表示為質量%，熱膨脹係數為20~25℃之平均熱膨脹係數。

[化學成分]

‧C：超過0.02%、0.15%以下

C係使熱膨脹係數顯著增加之元素，先前之超恆範鋼組成(32%Ni-5%Co-其餘為Fe)中，含有超過0.02%之C時，難以獲得1×10^-6/℃以下之低熱膨脹係數。然而，C具有改善超恆範鋼組成之低熱膨脹合金鑄造品之鑄造性或健全性之效果，本發明係以即使於大氣溶解中仍可獲得健全之鑄造品之方式進行適當之鑄造設計，將C含量設為超過0.02%。具體而言，如圖1所示(詳述於後)，依據C量調整Co量，藉此即使C含量超過0.02%仍可獲得1×10^-6/℃以下之低熱膨脹係數。然而，其含量超過0.15%時，組織中之一部分中析出石墨，使固溶C之量產生變化，故即使調整Co量仍無法獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數。因此，將C含量設為超過0.02%，且0.15%以下之範圍。

圖2顯示先前合金(超恆範鋼)及本發明之合金中之C含量與熱膨脹率之關係。如該圖所示，可知本發明中即使C含量較多仍可獲得低熱膨脹。

‧Si：0.3%以下

Si係以脫氧及改善熱液流動性為目的而添加之元素。 然而，其含量超過0.3%時，與C同樣無法忽略熱膨脹係數之增加。因此，將Si含量設為0.3%以下。

‧Mn：0.25~0.6%

Mn係對脫氧有效之元素。然而，其含量未達0.25%時其效果較少，超過0.6%時熱膨脹係數之增加變大。因此，將Mn含量設為0.25~0.6%之範圍。

‧Co：5~9.5%

Co係與後述之Ni一起決定熱膨脹係數之重要元素，而且係為了用於獲得比單獨添加Ni時更小之熱膨脹係數而不可或缺之元素。

未達5%時熱膨脹係數超過1×10^-6/℃，超過9.5%時即使調整後述相對於C量之Co量熱膨脹係數仍超過1×10^-6/℃。因此，將Co含量設為5~9.5%之範圍。

‧Ni：29~32.5%

Ni係與Co一起決定熱膨脹係數之重要元素，藉由依據Co量而調整成後述範圍可使熱膨脹係數成為1×10^-6/℃以下。然而，Ni未達29%，或超過32.5%時，即使藉前述之調整，熱膨脹係數仍超過1×10^-6/℃。因此，將Ni設為29~32.5%之範圍。

‧Co及C係滿足下述之範圍

(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6。

‧[Ni]+0.8×[Co]為35.5~36.5%之範圍。

本發明人等詳細檢討合金中之C含量與Co含量之結果，新發現先前從未檢討之若滿足圖1之區域C所示之(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6之範圍，則能表示成[Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍，且獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數。但，[C]、[Co]、[Ni]為各元素之含量(質量%)。

偏離圖1之區域C時，產生如下缺陷。亦即，[Co]<40×[C]+3(區域C之下側)時熱膨脹係數超過1×10^-6/℃，[Co]<-20×[C]+6之區域(區域C之下側)時在鑄造合金中難以確實獲得1×10^-6/℃以下之熱膨脹係數，[Co]>(70/3)×[C]+6之區域(區域C之上側)時，組織之一部分因麻田散鐵體變態(Martensitic transformation)而引起膨脹，在[C]>0.15之區域(區域C之右側)時，C超過固溶極限，固溶成過飽和，成為石墨而析出，使熱膨脹係數變得不安定，[C]≦0.02之區域(區域C之左側)時鑄造品多發生缺陷。

此外，Fe-Ni-Co合金之低熱膨脹性在表示成 [Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍內能顯著獲得，未達35.5%，或超過36.6%均難以獲得期望之低熱膨脹性。因此，將Ni等量設為35.5~36.5%之範圍。

其餘部分為Fe及不可避免之雜質。本實施形態中S係以雜質含有。

[製造條件]

使該等組成範圍之合金在高溫加熱後急冷時，可減小熱膨脹係數。其理由認為係急冷時產生之內應力之作用使磁化狀態產生變化，對自發磁化應變造成影響之故。加熱溫度未達700℃時，低熱膨脹效果不充分，且，超過950℃時效果並未提高，反而有產生變形或破裂之危險。加熱後，達450℃之平均冷卻速度未達5℃/sec時，內應力發生較小，熱膨脹係數之減低效果少。因此，在700~950℃之溫度範圍加熱後，以5℃/sec以上之冷卻速度冷卻至450℃以下。

如以上之本實施形態之鑄造合金可獲得1×10^-6/℃以下之低熱膨脹率，進而藉由使組成適度化，可獲得0.5×10^-6/℃以下之極低熱膨脹率。

第1實施形態中由於一方面具有與超恆範鋼同等之低熱膨脹係數，一方面含有一般可大氣溶解及大氣鑄造等級之C，故可獲得低熱膨脹鑄造合金。因此，可不熔接而獲得低熱膨脹之複雜形狀品或大型零件。

〈第2實施形態〉

第2實施形態係一方面含有一般可大氣溶解及大氣鑄造等級之C，一方面獲得與超恆範鋼同等之熱膨脹係數，進而被切削性亦優異者。

以下，針對本實施形態中之限制理由加以詳細說明。

本實施形態中，C、Si、Co、Ni之含量、及C含量與Co含量之關係、Ni當量之範圍、及製造條件係與第1實施形態相同。以下，針對第2實施形態特有之條件加以說明。

‧Mn：0.25~0.6%

Mn係對脫氧有效之元素，且扮演如後述般與S形成硫化物而提高被切削性之重要角色。其含量未達0.25%時其效果較少，超過0.6%時熱膨脹係數之增加變大。因此，將Mn含量設為0.25~0.6%之範圍。

‧S：0.015~0.035%

S由於與Mn形成硫化物，而有助於提高被切削性，故在本實施形態中係積極添加。然而，合金中含較多量時，於結晶粒界生成低熔點之FeS而脆化，成為延展性降低或破裂之原因，超過0.035%時容易於複雜形狀或大型鑄造品中產生凝固破裂。另一方面，其含量未達0.015%時提高被切削性之效果小。因此，將S含量設為 0.015~0.035%之範圍。

‧[Mn]/[S]≧46-1335/t+13430/t²

(但，[Mn]、[S]表示該等之含量，t表示鑄造品之最大厚度(mm))

[Mn]/[S]係左右硫化物之生成量或組成，決定凝固破裂傾向之重要參數。且凝固破裂傾向不僅受Mn與S之比影響，亦受t影響。前述之Mn及S之範圍中，[Mn]/[S]未達46-1335/t+13430/t²時，Mn相對於S為不足，過量之S形成上述之FeS，成為凝固破裂等之原因。另一方面，[Mn]/[S]為46-1335/t+13430/t²以上時，S以高熔點之MnS存在，故不易引起凝固破裂。

由於鑄造品之最大厚度t(mm)對於凝固破裂之影響由於與圖3所示之凝固破裂試驗片之R(mm)有關，故可使用破裂試驗片掌握t與凝固破裂之關係。依據本發明人之見解，R與t之關係以t=500/R表示。亦即，R愈小愈可模擬厚壁之鑄造品。

實際上圖3所示之凝固破裂試驗片之R之大小與因[Mn]/[S]所致之凝固破裂有無係使用表2所示之實施例之No.21~24掌握，結果示於圖4。圖4同時顯示R之大小以及相當之最大厚度t(mm)。

如圖4所示，R愈小，亦即相當厚度愈大，則難以產生凝固破裂之[Mn]/[S]之值愈大，難以發生凝固破裂之邊界線以46-1335/t+13430/t²表示。因此，規定為 [Mn]/[S]≧46-1335/t+13430/t²。例如，對於最大厚度為100mm之鑄造品，若將Mn/S設為大約34左右則可有效地防止凝固破裂。

本實施形態中，C、Si、Mn、S、Co、Ni之其餘部分為Fe及不可避免之雜質。

又，本實施形態為第1實施形態之合金中進一步含有S之組成，只要為本實施形態之範圍之S含量，則對熱膨脹不會造成影響。亦即，本實施形態之鑄造合金亦與第1實施形態之鑄造合金同樣，可獲得1×10^-6/℃以下之低熱膨脹率，進而藉由使組成適度化，可獲得0.5×10^-6/℃以下之極低熱膨脹率。

第2實施形態一方面具有與超恆範鋼同等之低熱膨脹係數，一方面含有一般可大氣溶解及大氣鑄造等級之C，且不會產生凝固破裂而提高被切削性，可獲得快削性低熱膨脹鑄造合金。因此，可不熔接且以良好切削性製作低熱膨脹之複雜形狀品或大型零件。

實施例

以下，針對本發明之實施例加以說明。

〈第1實施例〉

第1實施例係對應於第1實施形態者。

此處，以高頻感應爐使表1所示之各化學組成之合金大氣溶解，依據JIS G0307之圖1 b)為準鑄造供試材。所 有鑄模均使用CO₂法矽砂模。

對各供試材施以表3之條件8之熱處理後，採取 6×12mm之熱膨脹試驗片，以雷射干涉式熱膨脹計測定20~25℃間之平均熱膨脹係數。

其結果示於表1。如表1所示，本發明合金的No.1~7在20~25℃間之平均熱膨脹係數均為1×10^-6/℃以下，其中No.1與No.2及No.7為0.5×10^-6/℃以下，尤其No.1未達0.2×10^-6/℃，與先前之超恆範鋼同等，確認具有對應於最近嚴格要求之特性。且，該等完全無鑄造缺陷，獲得良好之鑄造性。

另一方面，比較例中，No.8之C由於未達下限，故發生氣體缺陷，鑄造性差。又，關於No.9~15，No.9之Si與Ni超過上限，Co未達下限，No.10之Ni未達下限，Co超過上限，進而C含量與Co含量之關係偏離圖1之發明範圍，產生麻田散鐵體變態，No.11及No.12之各元素雖在範圍內，但C含量與Co含量之關係偏離圖1之發明範圍，產生麻田散鐵體變態，No.13及No.14均係各元素均在範圍內，但Ni等量於No.13未達下限，No.14則超過上限，進而No.15之C超過上限而在組織中產生石墨，使組織變得不安定，均無法獲得期望之熱膨脹係數。

〈第2實施例〉

第2實施例係對應於第2實施形態者。

此處，以高頻感應爐使表2所示之各化學組成之合金大氣溶解，依據JIS G0307之圖1 b)為準鑄造供試材及60mm×250mm×25mm之被切削性試驗片，且關於表2之No.21~No.24及No.37之合金，係鑄造圖3所示之凝固破裂試驗片。所有鑄模均使用CO₂法矽砂模。

與第1實施例同樣施以熱處理後，自供試材採取 6×12mm之熱膨脹試驗片，以雷射干涉式熱膨脹計測定20~25℃間之平均熱膨脹係數。

破裂試驗片係以染色浸透探傷檢查法確認圖3中之4種之R部有無破裂。

被削性試驗係以使60mm×250mm之2面成為平行之方式經平面研削後，使用安裝有 5mm之高速度鋼製工具之鑽孔機、以轉數1274RPM、推進0.2mm/轉、無潤滑進行深度10mm之孔洞加工，可穿孔25孔以上時判定為被切削性良好。

該等結果示於表2。如表2所示，本發明之合金的No.21~28在20~25℃間之平均熱膨脹係數均為1×10^-6/℃以下，其中No.21與No.27及No.28為0.5×10^-6/℃以下，尤其No.28為0.2×10^-6/℃與過去之超恆範鋼為同等，確認具有對應於最近嚴格要求之特性。且，鑄造時不產生氣體缺陷，且凝固破裂試驗片之所有R部亦 未確認破裂，顯示良好的耐凝固破裂。進而，被切削性亦良好。

另一方面，比較例中，No.29由於C未達下限，故熱膨脹係數低，發生氣體缺陷，鑄造性差。且，關於No.30~35，No.30係Si超過上限，C含量與Co含量之關係偏離圖1之發明範圍，No.31係各元素在範圍內但C含量與Co含量之關係偏離圖1之發明範圍，No.32係Ni未達下限，C超過上限在組織中產生石墨，組織變不安定，No.33係Ni未達下限而出現麻田散鐵變態，No.34係Ni等量未達下限，No.35係Ni等量超過上限，No.36係Co未達下限，均無法獲得期望之熱膨脹係數。再者，比較例的No.37之Mn/S之值比在R20未產生破裂之15小，故破裂試驗片之所有R部均確認破裂。另外，比較例之No.38係S未達下限故被切削性不良。

〈第3實施例〉

第3實施例係與製造條件有關者。

此處，首先準備具有表1之No.5之組成，以表3所示之條件1~13之各熱處理條件進行熱處理而準備複數試驗體，求出熱膨脹係數。其結果示於表4。如表4所示，若為滿足在700~950℃之溫度範圍加熱後，以5℃/sec.以上之冷卻速度冷卻至450℃以下之條件之條件5、6、8、9、11，則確認熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下，亦未發生破裂。相對於此，偏離該條件之條件1、2、3、4、7、10、12之熱膨脹係數超過1×10^-6/℃，條件13之熱膨脹係數雖為1×10^-6/℃以下，但於試驗體見到微細破裂。

接著，同樣以表3所示之條件1~13之各熱處理條件熱處理表2之No.25之組成合金而準備複數試驗體，求出熱膨脹係數。其結果示於表5。如表5所示，若為與No.5之組成同樣，滿足在700~950℃之溫度範圍加熱後，以5℃/sec.以上之冷卻速度冷卻至450℃以下之條件之條件5、6、8、9、11，則確認熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下，亦未發生破裂。相對於此，偏離該條件之條件1、2、3、4、7、10、12之熱膨脹係數超過1×10^-6/℃，條件13之熱膨脹係數雖為1×10^-6/℃以下，但於試驗體見到微細破裂。

Claims (7)

1. 一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係以質量%計含有C：超過0.02%、0.15%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.25~0.6%、Ni：29~32.5%、Co：5~9.5%，且C含量(質量%)表示為[C]、Co含量(質量%)表示為[Co]時，該等滿足(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6之範圍，Ni含量(質量%)表示為[Ni]，Co含量(質量%)表示為[Co]時，能表示成[Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍，其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成。
2. 一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵為以質量%計含有C：超過0.02%、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%，且C含量(質量%)表示為[C]、Co含量(質量%)表示為 [Co]時，該等滿足(a)[Co]≧40×[C]+3、(b)[C]≦0.15、(c)[Co]≦(70/3)×[C]+6、(d)[C]>0.02、(e)[Co]≧-20×[C]+6之範圍，且Ni含量(質量%)表示為[Ni]，Co含量(質量%)表示為[Co]時，能表示成[Ni]+0.8×[Co]之Ni等量為35.5~36.5%之範圍，進而，Mn含量(質量%)表示為[Mn]，S含量(質量%)表示為[S]，鑄造品之最大厚度(mm)表示為t時，滿足[Mn]/[S]≧46-1335/t+13430/t²，且其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成。
3. 一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係具有如請求項1或2之組成，且20~25℃之平均熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下。
4. 一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係具有如請求項1或2之組成，且20~25℃之平均熱膨脹係數為0.5×10^-6/℃以下。
5. 一種低熱膨脹鑄造合金之製造方法，其特徵係在700~950℃之溫度範圍使具有如請求項1或2之組成之合金加熱後，以5℃/sec.以上之冷卻速度冷卻至450℃以下。
6. 一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係藉由如請求項5之製造方法獲得之低熱膨脹鑄造合金，且20~25℃之平均熱膨脹係數為1×10^-6/℃以下。
7. 一種低熱膨脹鑄造合金，其特徵係藉由如請求項 5之製造方法獲得之低熱膨脹鑄造合金，且20~25℃之平均熱膨脹係數為0.5×10^-6/℃以下。