TW201608036A

TW201608036A - 高剛性低熱膨脹鑄物及其製造方法

Info

Publication number: TW201608036A
Application number: TW104120551A
Authority: TW
Inventors: Naoki Sakaguchi; Haruyasu Ohno; Kotaro Ona
Original assignee: Shinhokoku Steel Corp
Priority date: 2014-07-02
Filing date: 2015-06-25
Publication date: 2016-03-01
Also published as: KR20160004195A; KR20160004194A; JP2016027187A; KR102360098B1; KR102360099B1; TWI655300B; JP6058045B2; TWI655301B; JP6504859B2; TW201608037A; JP2016027188A

Abstract

本發明之課題在於獲得一具有高剛性、低熱膨脹率之鑄物。且是以提供一具有下述特徵之高剛性低熱膨脹鑄物作為解決手段：以質量%計，成分組成是含有Ni：27~35%，殘餘部分為Fe及不可避免之雜質，且奧斯田鐵組織之平均結晶粒徑為200μm以下。

Description

高剛性低熱膨脹鑄物及其製造方法

發明領域

本發明有關於具有高楊氏模數之高剛性低熱膨脹鑄物及其製造方法。

發明背景

在電子或半導體關聯機器、雷射加工機、超精密加工機器之零件材料方面，對熱穩定之不變鋼合金(invar alloy)是廣泛被使用。然而，在以往之不變鋼合金中，有楊氏模數為小至一般鋼材的2分之1左右的問題。因此，有必要進行將成為對象之零件的厚度變厚等的高剛性化設計。

專利文獻1揭示一種高楊氏模數低熱膨脹Fe-Ni合金，為了解決此問題，其是在添加Nb等並製作鑄錠(ingot)後，實施熱鍛造或軋延加工，藉此提高楊氏模數。

專利文獻2揭示一種利用有合金鋼之超精密機器的構件，該合金鋼是藉由將Ni與Co之含量妥適化、溶體化(solution treatment)、及時效處理(aging treatment)以使細微之Ni₃(Ti,Al)析出並提升楊氏模數。專利文獻2指出，即便是鑄造品，亦可獲得與鍛造品相同之效果。亦即，完全未觸及因熱鍛造或軋延加工所引起的結晶粒之細微化作用。

專利文獻3揭示一種鑄鐵，其是透過直到-40℃以下之溫度的深冷處理使麻田散鐵相分散在奧斯田鐵基體中，藉此提高了楊氏模數。然而，如專利文獻2所述，即便只有一些，一旦產生麻田散鐵變態，熱膨脹係數會顯著變高，而無法獲得達成低熱膨脹且高楊氏模數之合金。

另一方面，一般來說，從製造的容易度來看，具有複雜形狀之構件並非使用機械加工或熔接，而是使用鑄物。藉由將熔融金屬流入鑄型可製得任意形狀，因此鑄物有容易製造之優點。

經由鑄型之凝固，由於在幾乎垂直鑄型壁面之方向會產生溫度梯度，因此結晶會平行於溫度梯度成長而形成柱狀晶。亦即，相異於實施鍛造加工之情況，結晶會形成齊向一方向之組織。一旦Ni含量變多，此傾向會變得特別顯著。

若根據有關於單晶低熱膨脹合金之結晶方位與楊氏模數之研究，可知相較於由<111>方向、<110>方向之結晶所構成之組織，由<100>方向之結晶所構成之組織之楊氏模數較小。可認為是由於柱狀晶之優先成長方向為<100>方向，因此鑄物之楊氏模數會變低。

先行技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特開平7-102345號公報

專利文獻2：日本專利特開平11-293413號公報

專利文獻3：日本專利特開平06-179938號公報

發明概要

由於以往之低熱膨脹鑄物如前述其楊氏模數低，因此，仍有即便是具有複雜形狀之構件，也無法將低熱膨脹且高剛性為必要之構件以鑄物來製造的問題。

又，在低熱膨脹鑄物，由於從奧斯田鐵開始變態為麻田散鐵之溫度的Ms點容易落在0℃前後，例如在寒冷地輸送等時，會進行麻田散鐵變態而失去低熱膨脹特性，因此容易有可使用之溫度環境被限制的問題。

然而，一旦實施鍛造，則會難以製造具有複雜形狀之構件，又，設備、型、加工皆會變得非常貴，而會有量產速度較鑄造慢之問題。

本發明課題在於提供一種高剛性低熱膨脹鑄物及其製造方法，該高剛性低熱膨脹鑄物能解決前述問題，且即便不實施鍛造而直接鑄造，仍具有高楊氏模數且具有較以往低之Ms點。

本案發明者精心探討提高鑄物之楊氏模數的方法。結果發現，鑄造後鑄物之組織為奧斯田鐵，藉由冷卻至Ms點以下使一部分或者大部分變態為麻田散鐵後，再一次加熱來奧斯田鐵化麻田散鐵組織，藉此，再結晶之奧斯田鐵組織在等軸晶主體之結晶方位為隨機，且會成為以通常之凝固的組織控制所無法獲得之細微組織，結果便是，可獲得具有高楊氏模數之低熱膨脹鑄物。本發明之基於前述發現而成者，且其要旨如下述。

(1)一種高剛性低熱膨脹鑄物，其特徵在於，以質量%計，含有Ni：27~35%，殘餘部分為Fe及不可避免之雜質，且奧斯田鐵組織之平均結晶粒徑為200μm以下。

(2)如前述(1)之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有Co：0.1~18%。

(3)如前述(1)或(2)之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有Mn：0.5%以下、C：0.2%以下、及Si：0.3%以下之中的任1種以上。

(4)如前述(1)~(3)中任一之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有S：0.05%以下、Se：0.05%以下、Ti：0.5%以下、Nb：0.5%以下、及Al：0.1%以下之中的任1種以上。

(5)如前述(1)之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有Co：2.0~8.0%，且更含有Mn：0.3%以下、B：0.05%以下、Mg：0.1%以下、C：0.1%以下、Si：0.2%以下、S：0.05%以下、及、Ce及/或La：0.1%以下之中的任1種以上。

(6)一種高剛性低熱膨脹鑄物之製造方法，其特徵在於具備有1次以上之RC處理，且該RC處理依序具有低溫處理步驟及再結晶處理步驟，前述低溫處理是，將具有如前述(1)~(5)中任一之成分組成的鑄鋼從室溫冷卻至Ms點以下，並在Ms點以下之溫度保持0.5~3hr後，升溫至室溫；前述再結晶處理步驟是，將已實施前述處理之鑄鋼加熱到800~1200℃，並在保持0.5~5hr後急速冷卻。

(7)如前述(6)之高剛性低熱膨脹鑄物之製造方法，其在前述RC處理之前，進一步具備將鑄物加熱到800~1200℃，並保持0.5~5hr之溶體化處理(solution treatment)步驟。

(8)如前述(6)或(7)之高剛性低熱膨脹鑄物之製造方法，其在前述RC處理循環之至少1次當中，在前述低溫處理步驟與前述再結晶處理步驟之間，進一步具備將鑄鋼在300~400℃下保持1~10hr之調質處理步驟。

若依據本發明，藉由將鑄物做成結晶粒徑小之組織，且該結晶粒徑是以等軸晶為中心，可獲得具有高剛性、且Ms點低之低熱膨脹鑄物，因此可適用於對熱穩定且複雜形狀為必要之零件等。

圖1：對鑄物實施了低溫處理後之組織的一例。

圖2：對鑄物實施了溶體化處理後之組織的一例。

圖3：對鑄物實施了再結晶處理之組織的一例。

圖4：已實施低溫處理之試驗片之加熱變態曲線的一例。

圖5(a)~(f)：在實施例1中進行宏觀(macro)組織觀察之鑄物的組織。

圖6(a)~(f)：在實施例1中進行微觀(micro)組織觀察之鑄物的組織。

圖7(a)~(d)：在實施例2中進行微觀組織觀察之在低溫處理與再結晶處理之間之鑄物的組織。

用以實施發明之型態

以下將對本發明做詳細說明。以下，關於成分組成之「%」，除非另有指明，皆表示為「質量%」。首先，針對本發明鑄物之成分組成做說明。

Ni是使熱膨脹係數降低之必要元素。Ni量不論是過多或過少，皆無法充分縮小熱膨脹係數。又，一旦Ni量過多，藉由冷卻使麻田散鐵變態產生會變得困難。考慮到以上，設Ni量在27~35%之範圍。

Ni以外之元素並非必要之添加元素，然依需要可如下述來添加。

Co藉由與Ni組合有助於降低熱膨脹係數。為了獲得所欲之熱膨脹係數，設Co之範圍在0.1~18%，且宜在2.0~8.0%。

Mn可添加作為脫氧材。又，亦有助於因固溶強化之強度提升。為了獲得此效果，Mn量宜在0.1%以上。而Mn含量超過0.5%效果亦會飽和，且成本會變高，因此設Mn量在0.5%以下，且宜在0.3%以下。

C會固溶在奧斯田鐵並有助於提升強度。又，與Ti結合形成TiC可使強度提升。一旦C含量變多，熱膨脹係數會變大、延展性會降低，因此設含量在0.2%以下，且宜在0.1%以下。

Si可添加作為脫氧材。一旦Si量超過0.3%，熱膨脹係數會增加，因此設Si量在0.3%以下，且宜在0.2%以下。為了使熔融金屬之流動性提升，宜含有0.1%以上之Si。

亦可含有S來提升被削性。然而，形成FeS並在晶粒界面結晶出來會形成熱脆性之原因，因此設S含量在0.05%以下。

亦可含有Se來提升被削性。即使含有超過0.05%，其效果亦會飽和，因此設Se含量在0.05%以下。

Nb、Ti可添加作為使凝固核生成之接種材。藉由添加Nb、Ti，熔融金屬內會生成NbC、TiN，且以該碳化物、氮化物作為凝固核之細微等軸晶會變得容易形成，則本發明之所欲之結晶方位會變得容易獲得。又，該等元素亦為使硬度、拉伸強度提升之元素。一旦Nb、Ti含量變多，靭性會顯著劣化，因此分別設含量在0.5%以下。

可添加Al來脫氧。又，與S或Mg一起會有抑制強度降低之效果。一旦Al含量變多，夾雜物會大量形成，而鑄造缺陷會大量產生，因此設含量在0.1%以下。

B是抑制粗大共晶碳化物之形成，且使硬度、拉伸強度提升之元素。又，亦具有生成硼化物並作為接種材之效果。但是，一旦B含量超過0.05%，朝粒界之偏析會變得顯著而靭性會減少。因此，設B含量在0.05%以下。

藉由與S結合，Mg具有使熱延展性提升之機能。進一步，Mg氧化物或者Mg蒸氣亦有作為接種材之效果。一旦Mg含量超過0.1%，則會提高熔融金屬之黏性，又，會有產生鑄造缺陷之虞，因此設Mg含量在0.1%以下。

Ce、La是抑制因硫化物之靭性降低的元素。一旦Ce、La含量超過0.1%，效果會飽和，因此設Ce、La含量之合計在0.1%以下。

成分組成之殘餘部分是Fe及不可避免之雜質。所謂不可避免之雜質是指在工業上製造具有本發明所規定成分組成之鋼的時候，從原料或製造環境等不可避免混入者。

本發明鑄物之組織是平均粒徑在200μm以下之奧斯田鐵組織。組織是以具有各種結晶方位之細微等軸晶為中心，其結果是，含有一定比例以上之具有高楊氏模數結晶方位之(111)或(110)等的結晶。結果便是，相較於以低楊氏模數之結晶方位(100)之柱狀晶為中心之通常的低熱膨脹鑄物，可獲得較高的楊氏模數。全部組織不必皆為等軸晶，然以面積率計，等軸晶之比例宜在60%以上。以面積率計，等軸晶之比例若在90%以上為佳，若在95%以上特別為佳。

即便在通常之低熱膨脹鑄物之中，藉由調整成分組成，可某種程度的調整楊氏模數與熱膨脹係數。然而，楊氏模數與熱膨脹係數幾乎是取捨的關係。亦即，一旦楊氏模數變高，熱膨脹係數亦會變大之關係。

然而，在本發明之低熱膨脹鑄物組織變得細微，再加上提升楊氏模數，相較於具有相同成分組成之通常的低熱膨脹鑄物，熱膨脹係數是減少的。又，藉由組織細微化，奧斯田鐵會穩定化，因此相較於具有相同成分組成之通常的低熱膨脹鑄物，Ms點是下降的。結果便是，即便經由寒冷地之輸送等，不會進行麻田散鐵變態並失去低熱膨脹特性。

接著，將針對本發明之高剛性低熱膨脹鑄物的製造方法做說明。

製造本發明之高剛性低熱膨脹鑄物所使用之鑄型、對鑄型之溶鋼的注入裝置、或注入方法並無特別限定，可使用眾所皆知的裝置、方法。以鑄型來製造之鑄鋼的組織會成為以柱狀晶為中心之組織。對該鑄鋼實施以下之熱處理。

首先，將鑄物冷卻至Ms點以下，在Ms點以下之溫度保持0.5~3hr後，升溫到室溫(低溫處理步驟)。冷卻之方法並無特別限定。此外，此處所稱Ms點是指在本發明效果表現前之階段的Ms點。冷卻溫度只要設為相較於Ms點要來的夠低之溫度即可，因此需要得知在此階段之正確的Ms點。一般而言，Ms點可使用鋼之成分、並以下述式來推定。

Ms=521-353C-22Si-24.3Mn-7.7Cu-17.3Ni-17.7Cr-25.8Mo

在此，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo為各元素之含量(質量%)。令不含有之元素為0。

在本發明高剛性低熱膨脹鑄物之成分組成的情況下，以上式計算之Ms點是特別相依於Ni量，且會成為從室溫至-100℃以下左右，因此在冷卻媒體上，到-80℃可使用乾冰與甲醇或者乙醇。到更低溫之-196℃可使用浸漬於液態氮之方法或噴霧液態氮之方法。藉此，可形成含有細微麻田散鐵之組織。又，升溫可在室溫之大氣中進行上升。於圖1顯示低溫處理步驟後之組織的例示。

接著，將鑄物再加熱到800~1200℃，並在800~1200℃保持0.5~5hr，並急速冷卻(再結晶處理步驟)。藉此，已形成麻田散鐵之組織會返回奧斯田鐵組織。藉由通常凝固所形成之組織的結晶粒徑在1~10mm左右，然藉著經由前述之低溫處理步驟與其後之再結晶處理步驟，在奧斯田鐵粒徑細微化之同時，會形成結晶方位為隨機之等軸晶中心的組織，而急速冷卻後之組織會成為等軸晶之平均粒徑成為200μm以下之細微組織。急速冷卻之方法並無特別限定，然宜為水冷。在圖3顯示再結晶處理步驟後之組織的例示。

設此低溫處理步驟與再結晶處理步驟為1個熱處理循環(以下稱為「RC處理」)，亦可反覆實施2次以上RC處理。

在前述RC處理之前，亦可設置將鑄物加熱到800~1200℃、保持0.5~5hr，並急速冷卻之溶體化處理步驟。透過溶體化，鑄造時析出之析出物會固溶，而提升延展性、靭性。急速冷卻之方法並無特別限定，然宜為水冷。在圖2顯示實施溶體化處理後之組織的例示。在此階段之組織，與通常之鑄物相同，是柱狀晶為主體之奧斯田鐵組織。

在前述RC處理之低溫處理步驟與再結晶處理步驟之間，為了使再結晶奧斯田鐵結晶粒更為細微化，亦可實施將鑄物加熱到AC₃點下之300~400℃，並在300~400℃保持1~10hr之麻田散鐵的調質處理(調質處理步驟)。在調質處理中，加熱後之冷卻不論為水冷、空冷、爐冷，皆不會改變結晶粒細微化效果，因此冷卻方法並無特別限定。

在圖4顯示經低溫處理之試驗片之加熱變態曲線的例示。圖4之横軸是溫度、縱軸是試驗片長度之變化量，長度急遽收縮所產生的點是表示為結晶構造之變態溫度。該試料之AC₃點為345℃。在反覆熱處理循環2次以上時，可僅在其一部分之循環實施調質處理，亦可在所有的循環實施調質處理。

在製造鑄物時，可藉由使熔融金屬含有Nb、Ti、B、Mg作為接種材，來容易生成凝固核。又，亦可在塗型材被塗布於一般鑄型的同時，在鑄型表面塗布如Co(AlO₂)、CoSiO₃、Co-borate等之接種材，以容易生成凝固核。進一步，亦可將鑄型內之熔融金屬以使用有電磁攪拌裝置之方法、使鑄型機械性的振動之方法、使熔融金屬藉超音波振動之方法等，使之攪拌、流動。藉由應用該等方法，由於鑄物之組織能夠更容易成為等軸晶，因此將可更有效率的製造本發明之高剛性低熱膨脹鑄物。

實施例

[實施例1]

將調整成如表1所示成分組成之熔融金屬注入鑄型，並製造複數個鑄物。將鑄物做成φ100×350，並切出樣本大小7mm×16mm×125mm來做為試驗片。

對製造好之鑄物，實施下述任一之熱處理，獲得最終之鑄物：

(a)溶體化處理

(b)RC處理(低溫處理→再結晶處理)

(c)溶體化處理→RC處理

(d)含有調質處理之RC處理(低溫處理→調質處理→再結晶處理)

(e)溶體化處理→含有調質處理之RC處理

[表1]

對製造好之鑄物，測定楊氏模數、熱膨脹係數、Ms點、奧斯田鐵組織之平均結晶粒徑。楊氏模數是在室溫以二點支持横共振法測定；熱膨脹係數是使用熱膨脹測定機，以0~60℃之平均熱膨脹係數來求得。Ms點是藉由將鑄物冷卻至所欲之溫度並保持1小時後，觀察組織，並觀察麻田散鐵之有無來求得。奧斯田鐵組織之平均結晶粒徑是藉已觀察之結晶粒的圓當量直徑平均值來求得。將結果顯示在表2。又，在圖5、圖6顯示鑄物組織之一例。圖5之51~56是將自鑄物切出之樣本7mm×16mm×125mm進行宏觀組織觀察之相片、圖6之61~66是進行微觀組織觀察之相片。

如表2所示，可知本發明例鑄物之組織為等軸晶，結晶粒徑小，且相較於具有相同成分組成之通常的低熱膨脹鑄物，可獲得高楊氏模數、低熱膨脹係數、低Ms點。此外，由於No.138、139鋼中的Ni過多，因此Ms點變得過低，而為無法引起麻田散鐵變態之比較例。

[實施例2]

將調整成如表3所示成分組成之熔融金屬注入鑄型，並製造複數個鑄物。將物品做成φ100×350，並切出樣本大小7mm×16mm×125mm來做為試驗片。對製造好之鑄物實施溶體化處理→低溫處理→再結晶處理，獲得最終之鑄物。令溶體化處理為830℃×2hr、低溫處理為液態氮浸漬×2hr、再結晶處理為830℃×2hr。

在表4顯示製造好之鑄物的楊氏模數、熱膨脹係數、組織之觀察結果。測定方法與實施例1相同。又，在圖7顯示鑄物在低溫處理與再結晶處理之間的組織。表中的麻田散鐵面積率是表示在該組織之麻田散鐵的面積率。如自圖7與表4所能得知，一旦Ni量超過35%，會無法形成麻田散鐵組織，結果便是如表4所示，無法獲得高楊氏模數。

Claims

一種高剛性低熱膨脹鑄物，其特徵在於，以質量%計，含有Ni：27~35%，殘餘部分為Fe及不可避免之雜質，且奧斯田鐵組織之平均結晶粒徑為200μm以下。
如請求項1之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有Co：0.1~18%。
如請求項1或2之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有Mn：0.5%以下、C：0.2%以下、及Si：0.3%以下之中的任1種以上。
如請求項1至3中任1項之高剛性低熱膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有S：0.05%以下、Se：0.05%以下、Ti：0.5%以下、Nb：0.5%以下、及Al：0.1%以下之中的任1種以上。
如請求項1之高剛性低膨脹鑄物，以質量%計，其進一步含有Co：2.0~8.0%，且更含有Mn：0.3%以下、B：0.05%以下、Mg：0.1%以下、C：0.1%以下、Si：0.2%以下、S：0.05%以下、及、Ce及/或La：0.1%以下之中的任1種以上。
一種高剛性低熱膨脹鑄物之製造方法，其特徵在於具備有1次以上之RC處理，且該RC處理依序具有低溫處理步驟及再結晶處理步驟，前述低溫處理是，將具如請求項1至5中任1項中任一之成分組成的鑄鋼從室溫冷卻至Ms點以下，在Ms點以下之溫度保持0.5~3hr後，升溫至室溫；前述再結晶處理步驟是，將已實施前述處理之鑄鋼加熱到800~1200℃，並在保持0.5~5hr後急速冷卻。
如請求項6之高剛性低熱膨脹鑄物之製造方法，其在前述RC處理之前，進一步具備將鑄物加熱到800~1200℃，並保持0.5~5hr之溶體化處理(solution treatment)步驟。
如請求項6或7之高剛性低熱膨脹鑄物之製造方法，其在前述RC處理循環之至少1次當中，在前述低溫處理步驟與前述再結晶處理步驟之間，進一步具備將鑄鋼在300~400℃下保持1~10hr之調質處理步驟。