TWI685575B - 低溫安定性優良之低熱膨脹合金、其製造方法、低熱膨脹合金粉末、及層合造形構件 - Google Patents
低溫安定性優良之低熱膨脹合金、其製造方法、低熱膨脹合金粉末、及層合造形構件 Download PDFInfo
- Publication number
- TWI685575B TWI685575B TW107120293A TW107120293A TWI685575B TW I685575 B TWI685575 B TW I685575B TW 107120293 A TW107120293 A TW 107120293A TW 107120293 A TW107120293 A TW 107120293A TW I685575 B TWI685575 B TW I685575B
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- thermal expansion
- low thermal
- alloy
- less
- expansion alloy
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 63
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 63
- 239000000843 powder Substances 0.000 title claims description 25
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 19
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 26
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 10
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 10
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 claims description 7
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 7
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 7
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 6
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 claims description 5
- 238000010030 laminating Methods 0.000 claims description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 20
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 13
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 12
- 238000003475 lamination Methods 0.000 description 10
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 9
- 239000004576 sand Substances 0.000 description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 8
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910001374 Invar Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910017709 Ni Co Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910003267 Ni-Co Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910003262 Ni‐Co Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000013213 extrapolation Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910020598 Co Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002519 Co-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003271 Ni-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002023 wood Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/10—Sintering only
- B22F3/105—Sintering only by using electric current other than for infrared radiant energy, laser radiation or plasma ; by ultrasonic bonding
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/12—Both compacting and sintering
- B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
- B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Optics & Photonics (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
提供一種低熱膨脹合金，其特徵為以質量%計，含有C：0.05%以下、Si：0.4%以下、Mn：0.5%以下、Ni：32.5～34.5%、Co：2.0～4.5%，且Ni+0.78Co：35.5～36.5%，剩餘部分係由Fe及不可避免之雜質所構成，具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10～40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下。
Description
本發明係關於低溫安定性優良之低熱膨脹合金、其製造方法、低熱膨脹合金粉末、及層合造形構件。
以往，作為實用的低熱膨脹合金，已知有超因瓦合金(super invar)(32%Ni-5%Co-Fe合金)。超因瓦合金(SI)之室溫附近之熱膨脹係數為0～1ppm/℃，以抑制熱變形所致之精度降低為目的，而應用於精密裝置構件。又，SI當中熱膨脹係數為0.5ppm/℃以下者，係應用於特別要求高精度之超精密裝置構件。
如此之超精密裝置構件，係存在有於航空、宇宙機器等之低溫區域作業的構件，例如有要求於-100℃以下之極低溫下使用的情況。但是SI由於生成麻田散體(martensite)組織之溫度即Ms點高達0～-40℃，於該溫度以下會生成麻田散體組織使熱膨脹係數急遽增加，喪失低熱膨脹性，因此於低溫之應用困難。亦即，可應用構件之低溫側的溫度係由Ms點決定，因此Ms點高之SI，無法於-40℃以下應用，對航空、宇宙機器等之於低溫區域作業的構件之應用受到限制(專利文獻1之段落0003、0024)。
另一方面，作為低熱膨脹合金，亦已知有因瓦合金(invar)(36%Ni-Fe合金)。因瓦合金由於在液態氮溫度(-196℃)以下組織亦不變化，保持低熱膨脹性，因此可應用於暴露溫度較-40℃更低溫之航空、宇宙機器，於暴露溫度-100℃以下之極低溫亦可應用。但是，由於熱膨脹係數為1～2ppm/℃而大於SI，故有熱變形抑制效果不充分之問題(專利文獻1之段落0024)。
作為欲將Ms點朝更低溫側改善之技術，專利文獻2中提出將C、Ni較標準之SI更增加，又，專利文獻3中提出使2.8×Ni+Co含有一定量以上(實質上係調整Ni量)。
但是，依照SI之開發相關的非專利文獻1，SI之最大特長的1ppm/℃以下之熱膨脹係數係於限定的化學成分範圍中得到(惟，非專利文獻1記載之熱膨脹係數的單位為×10-5
/℃)。依照非專利文獻1，如上述專利文獻2、3般，使成為脫離限定組成之Ni、Co組成，或增加C時，熱膨脹係數會急遽增加。當然無法得到如0.5ppm/℃以下之超低熱膨脹性。
實際上，專利文獻2之實施例No.31(Fe-32.21Ni-5.22Co-其他)的熱膨脹係數為0.84ppm/℃，得不到0.5ppm/℃以下之熱膨脹係數。另一方面，專利文獻3之實施例No.1(Fe-33.4Ni-4.8Co-其他)，記載於-80℃不生成麻田散體，熱膨脹係數為0.43ppm/℃，但本發明者測定同一組成材料之熱膨脹係數後為0.81ppm/℃，雖較SI組成而言Ni多1%以上，但並未採行抵消熱膨脹係數之增加的特別對策，故可認為難以安定地得到0.5ppm/℃以下之熱膨脹係數。 [先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2011-174854號公報 [專利文獻2]日本特開昭63-50446號公報 [專利文獻3]日本特開2003-221650號公報 [非專利文獻]
[非專利文獻1]Physics and Applications of Invar Alloys P516、P529
[發明所欲解決之課題]
如以上所述，上述專利文獻2、3中，係對於SI組成，增加Ni或C等之沃斯田鐵化效果大之元素的含量，改善Ms點，以使對低溫之應用成為可能，但因脫離SI組成，因此招致熱膨脹係數之增加，與因瓦合金之性能差距變小，有難以得到充分之低熱膨脹性的問題。又，專利文獻2、3中，未考慮於-100℃以下之極低溫的應用。
本發明之目的為提供熱膨脹係數為0±0.5 ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下之低熱膨脹合金及其製造方法。 [用以解決課題之手段]
依照本發明，係提供以下之(1)～(6)。
(1)一種低熱膨脹合金，其以質量%計，含有 C：0.05%以下、 Si：0.4%以下、 Mn：0.5%以下、 Ni：32.5～34.5%、 Co：2.0～4.5%， 且Ni+0.78Co：35.5～36.5%， 剩餘部分係由Fe及不可避免之雜質所構成，具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10～40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下。
(2)一種低熱膨脹合金之製造方法，其特徵為將如上述(1)之低熱膨脹合金粉末，藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形。
(3)如(2)之低熱膨脹合金之製造方法，其係於能量密度350J/mm3
以上進行熔融、凝固。
(4)一種低熱膨脹合金粉末，其係具有如請求項1記載之組成的低熱膨脹合金粉末，藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形，以製造具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10～40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下之低熱膨脹合金。
(5)一種層合造形構件，其係以如上述(1)之低熱膨脹合金構成。
(6)一種層合造形構件，其係將具有如上述(1)記載之組成的低熱膨脹合金之粉末，藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形而成。 [發明之效果]
依照本發明，提供熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下之低熱膨脹合金及其製造方法。藉由本發明之合金，可應用於以往應用受限制之以航空、宇宙領域為首的於低溫區域作業之各種精密裝置構件，對該領域中之高精度化有大的貢獻。
以下詳細說明本發明之實施形態。 如上述專利文獻3記載，決定Fe-Ni-Co系低熱膨脹合金之Ms點的最大要因係Ni之含量，但事實上支配其者為Ni負偏析部。亦即，Ni之負偏析部，沃斯田鐵相變得不安定，該部分之Ms點較平均組成之合金更向高溫側變化，因此Ni負偏析部會優先地生成麻田散體。
減輕Ni之偏析，可藉由均質化熱處理達到，但Ni之擴散速度非常小，為了得到顯著的效果，需要高溫、長時間，故不實用。
如此地，因為將一旦生成之偏析予以減輕乃是困難的，故考慮到抑制於凝固過程中生成偏析，想到了控制凝固時之冷卻速度，減輕低熱膨脹合金之Ni偏析，使Ms點朝向低溫側移動。
一般而言於錠塊鑄造或連續鑄造中，增大凝固速度時，凝固組織變小，偏析傾向減輕，但相較於鑄造，相對而言於冷卻速度、凝固速度大之熔接的情況時，即使凝固組織變小，亦多有偏析傾向增強的情況。此係起因於合金之成分偏析受到固相中之溶質的擴散行為支配，其行為不單純之故。
於較熔接更大之冷卻速度區域中，低熱膨脹合金之偏析或Ms點有何種行為尚未得知。因而係進行了調查於較熔接更大之冷卻速度區域中的低熱膨脹合金之凝固組織與Ms點之關係的試驗。
其結果，得到如下見解：若控制低熱膨脹合金之凝固時的冷卻速度，使組織成為一定以下的大小，則可使Ms點朝向所期望之低溫區域移動。又，得到如下見解：除了Ms點以外，使冷卻速度增大，凝固組織減小時，熱膨脹係數亦會減低。
藉由此等見解，想到可實現兼顧與SI同等之低熱膨脹性，與以往之SI得不到的低溫安定性。 本發明係基於如此之見解而完成者。
以下，分為化學成分、凝固組織及製造條件來說明本發明之限定理由。 再者，以下之說明中，只要無特別指明，成分中之%表述係質量%、α係10～40℃之平均熱膨脹係數。
[化學成分] C：0.05%以下 C為顯著增加低熱膨脹合金之α的元素，C期望為低。習知合金之SI中，0.02%以下之C的例子為多，但依後述之製造條件，可容許至0.05%之C。但是，含有超過該量時，即使依後述之製造條件，α亦會超過0±0.5ppm/℃之範圍，因此C含量設為0.05%以下。
Si：0.4%以下 Si為以減低合金中之氧為目的而添加之元素。但是，其含量超過0.4%時，與C同樣地，α的增加變得無法忽略。因此，Si含量設為0.4%以下。
Mn：0.5%以下 Mn為與Si同樣地有效於去氧之元素，但其含量超過0.5%時，α的增加變大。因此，Mn含量設為0.5%以下。
Ni：32.5～34.5% Ni為決定合金之基本的α之元素。為了使α成為0±0.5ppm/℃之範圍，必須依Co量而調整為後述之範圍。又，Ni係在決定本發明之低熱膨脹合金的Ms點上最重要的元素。Ni未達32.5%或超過34.5%時，即使藉由因應Co量之範圍及後述之製造條件，亦難以使α為0±0.5ppm/℃之範圍且Ms點為-100℃以下。因此，Ni之含量設為32.5～34.5%之範圍。
Co：2.0～4.5% Co係與Ni一起為決定α之重要的元素，而且其係為了得到較Ni單獨添加的情況更小之α所不可欠缺的元素。但是，未達2.0%，或超過4.5%時，即使調整後述之Ni量與Co量，α亦會超過0±0.5ppm/℃之範圍。因此，Co之含量設為2.0～4.5%之範圍。
Ni+0.78Co：35.5～36.5% Fe-Ni-Co合金，於前述之Ni量、Co量的範圍，且以Ni+0.78×Co表示之Ni當量(Nieq.)於一定範圍時，會得到顯著的低熱膨脹性。Ni當量未達35.5%、超過36.5%，均無法得到α為0±0.5ppm/℃之範圍的低熱膨脹性。因此，Ni當量之Ni+0.78Co係設為35.5～36.5%之範圍。
本發明中，C、Si、Mn、Ni、Co以外之剩餘部分，為Fe及不可避免的雜質。
[凝固組織]
上述組成範圍之合金，當使凝固時之冷卻速度增大，使凝固組織微細化時，可減輕Ni之微偏析，使Ms點朝低溫側移動，並且可使α變小。
為了使α成為0±0.5ppm/℃之範圍且使Ms點成為較-100℃更低溫，必須使上述組成範圍之合金的樹枝狀結晶二次臂(DAS)間距成為5μm以下。
[製造方法] 本發明之低熱膨脹合金之製造方法，只要可實現可得到DAS為5μm以下之凝固組織的熔融、凝固條件，則任意方法均可應用。
例如，準備前述組成範圍之合金粉末，將該粉末藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形，以製造DAS為5μm以下之低熱膨脹合金。又，可藉由如此地層合造形，成為任意形狀之層合造形構件。
層合造形中之合金凝固時的冷卻速度，係依於合金粉末之熔接部的能量密度決定。可依所利用之能量源的樣式，基於下述式調整參數使能量密度：E(J/mm3
)變化。 E=P/(V×S×T) P：射束輸出(W)、V：掃描速度(mm/sec.)、S：掃描間距(mm)、T：層合厚度(mm)
能量密度未達350J/mm3
時，經凝固之合金密度係成為同一組成鑄造材之密度的未達99.0%，變得無法忽略對機械性質之影響。因此，合金之熔融、凝固時的能量密度較佳為350J/mm3
以上。
另一方面，如後揭之圖5所示，以往之鑄造製程中，即使藉由冷卻速度最大之模鑄，欲使DAS為5μm以下則冷卻速度仍不充分，又，可鑄造本發明之高熔點的鐵系合金之銅合金模中，仍無法使DAS成為5μm以下，不可能得到所期望之特性。 [實施例]
以下說明本發明之實施例。 對於表1所示之化學成分及組成的合金，進行層合造形以及對砂模及純銅模之鑄造，製作試樣。
層合造形之試樣，係將表1所示之化學組成的合金於高頻感應爐中熔解，使用圖1所示之霧化裝置，滴下經熔融之金屬，由噴嘴將惰性氣體(本例中為氮氣)進行噴霧藉以使液滴分離並且急速凝固而得到球狀粉末。之後，過篩而得到圖3所示之粒徑10～45μm之造形用粉末。使用雷射式層合造形裝置，使能量密度變化，將造形用粉末予以熔融、凝固來進行，製作φ10×L100之試樣。
將經高頻感應爐熔解之合金熔態金屬約100g，於鑄製溫度1550℃於圖2所示之砂模與純銅模中鑄造，自鑄模底之前端部採取鑄造之試樣。
圖4顯示層合造形時之能量密度與DAS(樹枝狀結晶二次臂間距)的關係。又，圖5係自藉由本發明試樣之光學顯微鏡組織觀察所實測的DAS，及以下之文獻1記載之DAS與冷卻速度之關係的外插線，來推定試樣之冷卻速度者，亦一併記載自以下之文獻2～4的資訊所得到的各種鑄模之冷卻速度。 R=(DAS/709)1/-0.386
･･･(1) R：冷卻速度(℃/min.)、DAS：樹枝狀結晶二次臂間距(μm) 文獻1：「鑄鋼之生產技術」P378、素形材中心 文獻2：「鑄物」、第63卷(1991)第11號、P915 文獻3：「鑄造工學」、第68卷(1996)第12號、P1076 文獻4：「素形材」、Vol.54(2013)No.1、P13
圖6為自圖4與圖5的關係來推定能量密度與冷卻速度的關係者。
將試樣實施於875℃加熱後水冷之熱處理後，對φ6×12mm之熱膨脹試驗片進行機械加工，藉由雷射干涉式熱膨脹計測定α。
又，Ms點係將熱膨脹試驗片設置於附有低溫恆溫器之熱膨脹計，藉由液態氮以3℃/min.冷卻並且測定熱膨脹，自熱膨脹曲線產生急遽變化之溫度求得。
於表1一併記載使決定平均冷卻速度之能量密度變化時的α及Ms點。
表1之本發明例No.1～7，為化學成分及組成在本發明之範圍內，且藉由粉末層合造形而製造者，均為α在0±0.5ppm/℃之範圍及Ms點在-100℃以下。又，於能量密度480J/mm3
時，No.7其α為0.0ppm/℃，又，No.2、3即使在液態氮溫度(-196℃)亦不引起麻田散體變態(martensitic transformation)。
自圖7之光學顯微鏡照片實測No.7之DAS的結果，係5μm以下之1.4μm。又，由該DAS之值，推定冷卻速度為1.5×105
℃/sec.。
由以上之結果，確認到本發明合金具備亦可對應航空、宇宙領域之嚴格要求的特性。
另一方面，比較例A之No.11～17，分別與發明例之No.1～7之化學成分及組成為相同，但係於砂模及純銅模中鑄造者，且係DAS為超過5μm之本發明範圍外者。自圖7之光學顯微鏡照片實測於No.17之純銅模中鑄造時的DAS之結果，係56μm。又，同樣地自光學顯微鏡照片實測於砂模中鑄造時的DAS之結果，係160μm。因此，α及Ms點之任一者係在本發明之範圍外。亦即，No.11～16中於砂模及純銅模中鑄造的情況，α均在0±0.5ppm/℃之範圍外，又，No.17中於砂模及純銅模中鑄造的情況，Ms點均較-100℃更高溫。
又，比較例B之No.18～26為化學成分及組成於本發明範圍外者，且係進行層合造形以及對砂模及純銅模之鑄造來製作試樣者。No.18係C超過上限、No.19係Si超過上限、No.20係Mn超過上限、No.22係Ni及Ni當量超過上限、No.24係Co及Ni當量超過上限，因此與製造手法無關地，α均為0±0.5ppm/℃之範圍外的值。No.23係Co未達下限、No.25係Ni當量未達下限，因此與製造手法無關地，α均為0±0.5ppm/℃之範圍外的值。No.21係Ni及Ni當量未達下限，因此與製造手法無關地，α為0±0.5ppm/℃之範圍外的值，又，於砂模及純銅模中鑄造者，及於粉末層合造形中能量密度為730J/mm3
者之Ms點為較-100℃更高溫。比較例B之No.26為習知合金之SI，與製造手法無關地，Ms點為較-100℃更高溫。
接著，對於本發明例之No.1～7，於粉末層合造形中之能量密度為480J/mm3
的情況與346J/mm3
的情況，求出相對於比較例No.17之砂模鑄造材的密度比。其結果示於表2。如表2所示，能量密度為480J/mm3
時，密度比為99.0%以上，但能量密度為346J/mm3
時，密度比未達99.0%。由此確認到粉末層合造形中之能量密度較佳為350J/mm3
以上。
[圖1]顯示使用於本發明之實施例的霧化裝置之概念圖。 [圖2]顯示使用於比較例的鑄模之圖。 [圖3]顯示藉由圖1之霧化裝置所得到的球狀粉末之光學顯微鏡照片。 [圖4]顯示能量密度與DAS的關係之圖。 [圖5]顯示DAS與冷卻速度的關係之圖。 [圖6]顯示能量密度與冷卻速度的關係之圖。 [圖7]使用於實施例之本發明合金No.7及比較合金No.17(純銅鑄模)中之DAS測定的光學顯微鏡照片。
Claims (6)
- 一種低熱膨脹合金，其以質量%計，含有C：0.05%以下、Si：0.4%以下、Mn：0.5%以下、Ni：32.5~34.5%、Co：2.0~4.5%，且Ni+0.78Co：35.5~36.5%，剩餘部分係由Fe及不可避免之雜質所構成，具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10~40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下。
- 一種低熱膨脹合金之製造方法，其藉由準備具有如請求項1記載之組成的低熱膨脹合金之粉末之步驟，與將前述粉末藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形之步驟，而得到具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10~40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下之低熱膨脹合金。
- 如請求項2之低熱膨脹合金之製造方法，其係於能量 密度350J/mm3以上進行熔融、凝固。
- 一種合金粉末，其係具有如請求項1記載之組成的合金粉末，藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形，以製造具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10~40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下之低熱膨脹合金。
- 一種層合造形構件，其係以如請求項1之低熱膨脹合金構成。
- 一種層合造形構件，其係將具有如請求項1記載之組成的低熱膨脹合金之粉末，藉由雷射或電子束予以熔融、凝固而層合造形而成，具有樹枝狀結晶二次臂間距為5μm以下之凝固組織，10~40℃之平均熱膨脹係數為0±0.5ppm/℃之範圍，且Ms點為-100℃以下。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017166776 | 2017-08-31 | ||
| JP2017-166776 | 2017-08-31 | ||
| JP2017-204977 | 2017-10-24 | ||
| JP2017204977 | 2017-10-24 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| TW201912809A TW201912809A (zh) | 2019-04-01 |
| TWI685575B true TWI685575B (zh) | 2020-02-21 |
Family
ID=65526353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| TW107120293A TWI685575B (zh) | 2017-08-31 | 2018-06-13 | 低溫安定性優良之低熱膨脹合金、其製造方法、低熱膨脹合金粉末、及層合造形構件 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6592222B2 (zh) |
| TW (1) | TWI685575B (zh) |
| WO (1) | WO2019044093A1 (zh) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020195405A1 (ja) | 2019-03-26 | 2020-10-01 | 日本鋳造株式会社 | 低温安定性に優れる低熱膨張合金およびその製造方法 |
| EP3950998B1 (en) * | 2019-03-26 | 2023-08-23 | Nippon Chuzo K.K. | Low thermal expansion alloy having excellent low temperature stability and method for producing the same |
| JP7291008B2 (ja) * | 2019-06-13 | 2023-06-14 | 日本鋳造株式会社 | 低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金およびその製造方法 |
| JP7261728B2 (ja) * | 2019-11-28 | 2023-04-20 | 日本鋳造株式会社 | 低熱膨張合金およびその製造方法 |
| WO2021117239A1 (ja) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | 三菱電機株式会社 | 合金、ワイヤー及び合金粉末 |
| JP6978650B1 (ja) * | 2020-09-14 | 2021-12-08 | 株式会社エヌ・ティ・ティ・データ・ザムテクノロジーズ | 積層造形物の熱処理方法および低熱膨張合金造形物の製造方法 |
| JP7291164B2 (ja) * | 2021-02-12 | 2023-06-14 | 日本鋳造株式会社 | 低温安定性に優れる低熱膨張合金およびその製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017145456A (ja) * | 2016-02-17 | 2017-08-24 | 新報国製鉄株式会社 | 低熱膨張鋳鋼品及びその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000119793A (ja) * | 1998-10-13 | 2000-04-25 | Toshiba Corp | 低温安定性低膨張鋳鉄およびその製造方法 |
| JP2001011580A (ja) * | 1999-07-02 | 2001-01-16 | Shin-Hokoku Steel Corp | 低温安定型Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系低熱膨張合金 |
| JP2001172723A (ja) * | 1999-10-04 | 2001-06-26 | Hitachi Metals Ltd | エッチング性に優れた低熱膨張合金薄板の製造方法およびシャドウマスク用薄板ならびにシャドウマスク |
-
2018
- 2018-06-04 JP JP2019513870A patent/JP6592222B2/ja active Active
- 2018-06-04 WO PCT/JP2018/021328 patent/WO2019044093A1/ja active Application Filing
- 2018-06-13 TW TW107120293A patent/TWI685575B/zh active
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017145456A (ja) * | 2016-02-17 | 2017-08-24 | 新報国製鉄株式会社 | 低熱膨張鋳鋼品及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2019044093A1 (ja) | 2019-11-07 |
| WO2019044093A1 (ja) | 2019-03-07 |
| JP6592222B2 (ja) | 2019-10-16 |
| TW201912809A (zh) | 2019-04-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI685575B (zh) | 低溫安定性優良之低熱膨脹合金、其製造方法、低熱膨脹合金粉末、及層合造形構件 | |
| CN109844150A (zh) | 来自高强度耐腐蚀铝合金的带材和粉末 | |
| JP2004204296A (ja) | 金属ガラスからなるバルク状のＦｅ基焼結合金軟磁性材料及びその製造方法 | |
| KR20200031132A (ko) | 벌크 금속 유리의 생산을 위한 구리계 합금 | |
| JP2017145456A (ja) | 低熱膨張鋳鋼品及びその製造方法 | |
| JP7291008B2 (ja) | 低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金およびその製造方法 | |
| WO2020195405A1 (ja) | 低温安定性に優れる低熱膨張合金およびその製造方法 | |
| TWI572427B (zh) | Casting the cooling method | |
| JP7291164B2 (ja) | 低温安定性に優れる低熱膨張合金およびその製造方法 | |
| JP7261728B2 (ja) | 低熱膨張合金およびその製造方法 | |
| JP2016027621A (ja) | 鉄基軟磁性材料及び鉄基軟磁性コア | |
| KR102345951B1 (ko) | 저온 안정성이 우수한 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법 | |
| JP2022035111A (ja) | 低温安定性に優れる低熱膨張合金およびその製造方法 | |
| JP2019525998A (ja) | 高い熱伝導性の鉄−銅合金及びその製造方法 | |
| JP2021063297A (ja) | 高い熱伝導性の鉄−銅合金及びその製造方法 | |
| Nakagawa et al. | The effect of jetting temperature on the fabrication of rapidly solidified Fe-Si-B systems alloys using single-roller melt spinning | |
| JP2006247672A (ja) | Ｎｉ基溶湯の連続鋳造用モールドフラックスおよびＮｉ材の連続鋳造方法 | |
| KR20190102234A (ko) | 연자성 철분의 제조 방법 | |
| US12030113B2 (en) | Hollow article made of amorphous metal | |
| JP2007217722A (ja) | 成形性に優れた転動体用金属球 | |
| JP2023045935A (ja) | Ｆｅ－Ａｌ系合金、Ｆｅ－Ａｌ系合金部材、Ｆｅ－Ａｌ系合金粉末およびＦｅ－Ａｌ系合金の製造方法 | |
| KR20240104563A (ko) | 고온 내산화성이 우수한 합금분말용 잉곳 및 그 제조방법 | |
| JP6221598B2 (ja) | 希土類磁石用合金リボンの製造方法 | |
| JP2024080356A (ja) | 機械的特性に優れる低熱膨張合金およびその製造方法 | |
| JP2016151055A (ja) | 軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金及び非晶質合金薄帯 |