高剛性低熱膨脹鑄件及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及具有高的楊氏模量的高剛性低熱膨脹鑄件及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 作為電子和/或半導(dǎo)體相關(guān)設(shè)備、激光加工機(jī)、超精密加工設(shè)備的部件材料，廣泛 使用在熱學(xué)上穩(wěn)定的因瓦合金。但是，以往的因瓦合金存在楊氏模量較小、為一般鋼材的二 分之一左右的問(wèn)題。因此，需要進(jìn)行將成為對(duì)象的部件的壁厚增厚等的高剛性化設(shè)計(jì)。
[0003] 在專利文獻(xiàn)1中，為了解決該問(wèn)題而公開(kāi)了：通過(guò)添加Nb等制作錠之后，實(shí)施熱鍛 造和/或乳制加工而提高了楊氏模量的、高楊氏模量低熱膨脹Fe-Ni合金。
[0004] 在專利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了利用了合金鋼的超精密設(shè)備的構(gòu)件，所述合金鋼是將Ni和 Co的含量適當(dāng)化，通過(guò)固溶以及時(shí)效處理使微細(xì)的Ni3(Ti，Al)析出從而提高了楊氏模量的 合金鋼。在專利文獻(xiàn)2中記述了即使是鑄造品也能得到與鍛造品同樣的效果。即，完全沒(méi) 有涉及到由熱鍛造和/或乳制加工帶來(lái)的晶粒微細(xì)化作用。
[0005] 在專利文獻(xiàn)3中公開(kāi)了一種鑄鐵，所述鑄鐵是通過(guò)深冷處理至_40°C以下的溫度， 使奧氏體基體中分散馬氏體相，由此提高了楊氏模量的鑄鐵。但是，如專利文獻(xiàn)2所述，馬 氏體相變哪怕稍微地產(chǎn)生，熱膨脹系數(shù)也顯著變高，不能得到實(shí)現(xiàn)了低熱膨脹且高楊氏模 量的合金。
[0006] 另一方面，一般地，具有復(fù)雜形狀的構(gòu)件，從制造的容易度出發(fā)，不進(jìn)行機(jī)械加工 和/或焊接而使用鑄件。鑄件通過(guò)向鑄模流入熔液而能夠得到任意的形狀，因此具有制造 容易的優(yōu)點(diǎn)。
[0007] 在利用鑄模進(jìn)行的凝固中，在大致垂直于鑄模壁面的方向產(chǎn)生溫度梯度，因此晶 體與溫度梯度平行地生長(zhǎng)，形成柱狀晶。即，與實(shí)施了鍛造加工的情況不同，成為晶體在一 個(gè)方向上一致的組織。該傾向在Ni的含量多時(shí)變得特別顯著。
[0008] 根據(jù)對(duì)于單晶低熱膨脹合金的結(jié)晶取向和楊氏模量的研究已知：由< 100 >方向 的晶體構(gòu)成的組織，與由< 111 >方向、< 110 >方向的晶體構(gòu)成的組織相比，楊氏模量小。 柱狀晶的優(yōu)先生長(zhǎng)方向?yàn)?lt; 100 >方向，因此可以認(rèn)為鑄件的楊氏模量變低。
[0009] 在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0010] 專利文獻(xiàn)
[0011] 專利文獻(xiàn)1 :特開(kāi)平7-102345號(hào)公報(bào)
[0012] 專利文獻(xiàn)2 :特開(kāi)平11-293413號(hào)公報(bào)
[0013] 專利文獻(xiàn)3 :特開(kāi)平06-179938號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0014] 以往的低熱膨脹鑄件如上述那樣楊氏模量低，因此存在以下問(wèn)題，g卩，即使是具有 復(fù)雜形狀的構(gòu)件也需要低熱膨脹且高剛性的構(gòu)件，不能夠作為鑄件來(lái)制造。
[0015] 另外，在低熱膨脹鑄件中，作為從奧氏體開(kāi)始馬氏體相變的溫度的Ms點(diǎn)容易為 o°c前后，例如在寒冷地方的輸送等中會(huì)進(jìn)行馬氏體相變而失去低熱膨脹特性，因此存在能 夠使用的溫度環(huán)境容易被限制的問(wèn)題。
[0016] 但是，若實(shí)施鍛造，則具有復(fù)雜形狀的構(gòu)件的制造較難，另外，存在以下問(wèn)題：設(shè) 備、模具、加工都非常貴，量產(chǎn)速度與鑄造相比較慢。
[0017] 本發(fā)明的課題是解決上述的問(wèn)題，提供即使在不實(shí)施鍛造的鑄造的狀態(tài)下也具有 高的楊氏模量、且具有比以往低的Ms點(diǎn)的高剛性低熱膨脹鑄件及其制造方法。
[0018] 本發(fā)明人專心研究了提高鑄件的楊氏模量的方法。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)：鑄造后的鑄件的 組織為奧氏體，但通過(guò)冷卻至Ms點(diǎn)以下使一部分或大部分進(jìn)行馬氏體相變后，再次加熱而 使馬氏體組織進(jìn)行奧氏體化，由此再結(jié)晶了的奧氏體組織，以等軸晶為主體的結(jié)晶取向?yàn)?任意的，成為不能由通常的凝固的組織控制得到的微細(xì)的組織，其結(jié)果，能夠得到具有高楊 氏模量的低熱膨脹鑄件。本發(fā)明是基于上述的見(jiàn)解完成的，其要旨如下。
[0019] (1) -種高剛性低熱膨脹鑄件，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有Ni:27~35%，余量 為Fe以及不可避免的雜質(zhì)，奧氏體組織的平均晶體粒徑為200μπι以下。
[0020] (2)根據(jù)上述⑴所述的高剛性低熱膨脹鑄件，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有 Co:0· 1 ~18%〇
[0021] (3)根據(jù)上述⑴或⑵所述的高剛性低熱膨脹鑄件，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還 含有Μη:0. 5%以下、C:0. 2%以下、和Si:0. 3%以下之中的任一種以上。
[0022] (4)根據(jù)上述⑴~⑶的任一項(xiàng)所述的高剛性低熱膨脹鑄件，其特征在于，以質(zhì) 量％計(jì)還含有S:0. 05%以下、Se:0. 05%以下、Ti:0. 5%以下、Nb:0. 5%以下、和A1 :0. 1% 以下之中的一種以上。
[0023] (5)根據(jù)上述（1)所述的高剛性低膨脹鑄件，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有Co: 2. 0 ~8. 0%，而且含有Μη: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、以及Ce和/或La:0. 1 %以下之中的任一種以上。
[0024] (6) -種高剛性低熱膨脹鑄件的制造方法，其特征在于，具備一次以上的RC處理， 所述RC處理依次具備以下工序：
[0025] 低溫處理工序，該工序?qū)⒕哂猩鲜觯?)~（5)的任一項(xiàng)中記載的成分組成的鑄鋼 從室溫冷卻至Ms點(diǎn)以下，在Ms點(diǎn)以下的溫度保持0. 5~3小時(shí)后升溫至室溫；和
[0026] 再結(jié)晶處理工序，該工序?qū)?shí)施了上述處理的鑄鋼加熱至800~1200°C，保持 0. 5~5小時(shí)后進(jìn)行急冷。
[0027] (7)根據(jù)上述（6)所述的高剛性低熱膨脹鑄件的制造方法，其特征在于，在所述RC 處理之前還具備固溶處理工序，所述固溶處理工序?qū)㈣T件加熱至800~1200°C保持0. 5~ 5小時(shí)。
[0028] (8)根據(jù)上述（6)或（7)所述的高剛性低熱膨脹鑄件的制造方法，其特征在于，在 所述RC處理循環(huán)的至少一次中，在所述低溫處理工序與所述再結(jié)晶處理工序之間還具備 調(diào)質(zhì)處理工序，所述調(diào)質(zhì)處理工序?qū)㈣T鋼在300~400°C保持1~10小時(shí)。
[0029] 根據(jù)本發(fā)明，通過(guò)使鑄件形成為以等軸晶為中心的晶體粒徑小的組織，能夠得到 具有高的剛性、且Ms點(diǎn)低的低熱膨脹鑄件，因此能夠適用于在熱學(xué)上穩(wěn)定且需要復(fù)雜形狀 的部件等。
【附圖說(shuō)明】
[0030] 圖1是對(duì)鑄件實(shí)施了低溫處理后的組織的一例。
[0031] 圖2是對(duì)鑄件實(shí)施了固溶處理后的組織的一例。
[0032] 圖3是對(duì)鑄件實(shí)施了再結(jié)晶處理的組織的一例。
[0033] 圖4是實(shí)施了低溫處理的試件的加熱相變曲線的一例。
[0034] 圖5是實(shí)施例1中的進(jìn)行了宏觀組織觀察的鑄件的組織。
[0035] 圖6是實(shí)施例1中的進(jìn)行了顯微組織觀察的鑄件的組織。
[0036] 圖7是實(shí)施例2中的進(jìn)行了顯微組織觀察的低溫處理與再結(jié)晶處理之間的鑄件的 組織。
【具體實(shí)施方式】
[0037] 以下，對(duì)本發(fā)明詳細(xì)地說(shuō)明。以下，關(guān)于成分組成的" ％ "只要沒(méi)有特別說(shuō)明就表 示"質(zhì)量％ "。起初，對(duì)本發(fā)明的鑄件的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。
[0038] Ni是使熱膨脹系數(shù)降低的必需元素。Ni量不論過(guò)多還是過(guò)少熱膨脹系數(shù)都不會(huì) 變得充分小。另外，若Ni量過(guò)多則難以通過(guò)冷卻而使馬氏體相變發(fā)生?？紤]到以上情況， Ni量規(guī)定為27~35%的范圍。
[0039] Ni以外的元素不是必需的添加元素，但能夠根據(jù)需要如下述那樣添加。
[0040] Co通過(guò)與Ni的組合有助于降低熱膨脹系數(shù)。為了得到所希望的熱膨脹系數(shù)，Co 的范圍規(guī)定為0. 1~18%，優(yōu)選為2.0~8.0%。
[0041] Μη作為脫氧材料而被添加。另外，通過(guò)固溶強(qiáng)化也有助于提高強(qiáng)度。為了得到該 效果，Μη量?jī)?yōu)選為0. 1%以上。即使Μη的含量超過(guò)0.5%效果也飽和，成本變高，因此Μη量 規(guī)定為0.5%以下，優(yōu)選為0.3%以下。
[0042] C在奧氏體中固溶有助于強(qiáng)度的上升。另外，與Ti結(jié)合形成TiC，使強(qiáng)度提高。當(dāng) C的含量變多時(shí)，熱膨脹系數(shù)變大，延展性降低，因此含量規(guī)定為0. 2 %以下，優(yōu)選為0. 1 % 以下。
[0043]Si作為脫氧材料而被添加。當(dāng)Si量超過(guò)0.3%時(shí)熱膨脹系數(shù)增加，因此Si量規(guī) 定為0. 3%以下，優(yōu)選為0. 2%以下。為了提高熔液的流動(dòng)性，Si優(yōu)選含有0. 1 %以上。
[0044]S可以以提高被切削性為目的而含有。但是，形成FeS，在晶界結(jié)晶析出而成為熱 脆性的原因，因此S的含量規(guī)定為0. 05%以下。
[0045]Se可以以提高被切削性為目的而含有。即使超過(guò)0. 05%地含有其效果也飽和，因 此Se的含量規(guī)定為0. 05%以下。
[0046] Nb、Ti作為使凝固核生成的接種材料而被添加。通過(guò)添加Nb、Ti，在熔液內(nèi)生成 NbC、TiN，以該碳化物、氮化物為凝固核，容易形成微細(xì)的等軸晶，并容易得到本發(fā)明所希望 的結(jié)晶取向。另外，這些元素也是提高硬度、抗拉強(qiáng)度的元素。當(dāng)Nb、Ti的含量變多時(shí)韌性 顯著劣化，因此含量分別規(guī)定為0. 5%以下。
[0047] A1出于脫氧的目的而被添加。另外，具有與S、Mg-起抑制強(qiáng)度的降低的效果。 當(dāng)A1的含量變多時(shí)，會(huì)大量地形成夾雜物，大量地產(chǎn)生鑄造缺陷，因此含量規(guī)定為0. 1 %以 下。
[0048] B是抑制粗大的共晶碳化物的形成、并提高硬度、抗拉強(qiáng)度的元素。另外，生成硼化 物從而也具有作為接種材料的效果。但是，當(dāng)B的含量超過(guò)0. 05%時(shí)，向晶界的偏析變得顯 著，韌性降低。因此，B的含量規(guī)定為0. 05%以下。
[0049] Mg通過(guò)與S結(jié)合具有提高熱延展性的功能。而且，Mg氧化物或者M(jìn)g蒸氣也具有 作為接種材料的效果。當(dāng)Mg的含量超過(guò)0. 1%時(shí)，熔液的粘性提高，另外，有可能產(chǎn)生鑄造 缺陷，因此Mg的含量規(guī)定為0. 1 %以下。
[0050] Ce、La是抑制由硫化物導(dǎo)致的韌性的降低的元素。當(dāng)Ce、La的含量超過(guò)0. 1 %時(shí) 效果飽和，因此Ce、La的含量合計(jì)規(guī)定為0. 1 %以下。
[0051] 成分組成的余量為Fe以及不可避免的雜質(zhì)。所謂不可避免的雜質(zhì)，是指在工業(yè)性 地制造具有本發(fā)明中規(guī)定的成分組成的鋼時(shí)從原料、制造環(huán)境等不可避免地混入的物質(zhì)。
[0052] 本發(fā)明的鑄件的組織是平均粒徑為200μπι以下的奧氏體組織。組織以具有各種 各樣的