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1.本发明涉及一种低热膨胀铸件，尤其涉及一种高温强度优异的低热膨胀铸件。


背景技术：

2.伴随近年来通信技术的发展，其发送/接收设备所使用的抛物线天线等会非常地大型化，低热膨胀性自不必说，其加工精度，即铸造性、切削性、振动吸收能力及机械强度等需要较高。例如，作为天线反射体，一般使用具有较高的刚性和耐腐蚀性的碳纤维强化塑料(cfrp)。
3.cfrp的热膨胀系数与钢相比较小，为了在成形后也确保高尺寸精度，需要将成形用模具以具有相同程度的热膨胀系数的材料来构成。因此，因瓦合金及超因瓦合金被选择为成形用模具的材料。
4.专利文献1公开了：使用一种低热膨胀铸铁作为成形用模具，其在奥氏体基体铁中具有石墨组织的铸铁，作为以重量％显示的成分组成，包含0.09％以上0.43％以下的固溶碳、小于1.0％的硅、29％以上34％以下的镍、4％以上8％以下的钴，剩余部分由铁构成，且0～200℃的温度范围中的热膨胀系数为4
×
10-6
/℃以下。
5.专利文献2公开了：使用一种热的形状稳定性及刚性优异的合金钢作为包含cfrp模具的超精密设备的构件，该合金钢具有如下的成分组成，包含c：0.1wt.％以下、si：0.1～0.4wt.％、mn：0.15～0.4wt.％、ti：超过2～4wt.％、al：1wt.％以下、ni：30.7～43.0wt.％、以及co：14wt.％以下，且所述ni及co的含有率满足下述(1)式，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，并且，－40～100℃的温度范围中的热膨胀系数为4
×
10-6
/℃以下，且杨氏模量为16100kgf/mm2以上。
6.37.7≤ni+0.8
×
co≤43(1)
7.先行技术文献
8.专利文献
9.专利文献1：日本特开平6-172919号公报
10.专利文献2：日本特开平11-293413号公报


技术实现要素：

11.发明要解决的技术问题
12.以往的被用于cfrp成形模具的因瓦合金、超因瓦合金存在以下这样的应解决的问题：作为模具的使用温度区域的高温下的强度较低，因此，模具容易损伤。
13.本发明鉴于上述情况，课题在于：提供一种即使在作为cfrp模具的使用温度区域的300℃下也具有足够的强度，且在25～300℃的范围中具有较低的热膨胀系数的低热膨胀铸件。
14.用于解决技术问题的技术手段
15.本发明人们针对在低热膨胀铸件中，提高高温下的屈服强度的方法进行了专心研
究。结果发现：能够通过在fe－ni－co合金中，将ni和co的含量控制在适当的范围中，并且在铸造后实施适当的热处理，从而不必使用nb、ti、al等高价的合金元素，就提高高温下的屈服强度。
16.本发明基于上述认识而完成，其主旨如下。
17.(1)一种低热膨胀铸件，其特征在于，成分组成以质量％计，含有c：0～0.100％、si：0～1.00％、mn：0～1.00％、co：8.0～13.0％、以及满足－2.5
×
％ni+85.5≤％co≤－2.5
×
％ni+90.5的ni(％ni、％co分别为ni、co的含量(质量％))，剩余部分为fe及不可避免的杂质，300℃下的拉伸试验的0.2％屈服强度为125mpa以上，25～300℃下的平均热膨胀系数为4.0ppm/℃以下，居里温度为250℃以上。
18.(2)一种低热膨胀铸件的制造方法，其特征在于，依次包括：低温处理工序，其将具有所述(1)的成分组成的铸件从室温冷却到ms点以下，以ms点以下的温度保持0.5～3hr，并升温到室温；以及再结晶处理工序，其将铸件加热到800～1200℃，在保持0.5～5hr后进行急冷。
19.(3)一种低热膨胀铸件的制造方法，其特征在于，依次包括：第1低温处理工序，其将具有所述(1)的成分组成的铸件从室温冷却到ms点以下，以ms点以下的温度保持0.5～3hr，并升温到室温；再结晶处理工序，其将铸件加热到800～1200℃，在保持0.5～5hr后进行急冷；第2低温处理工序，其将铸件从室温冷却到ms点以下，以ms点以下的温度保持0.5～3hr，并升温到室温；以及逆相变处理工序，其将铸件加热到550～750℃，在保持0.5～5hr后，进行急冷。
20.(4)一种低热膨胀铸件的制造方法，其特征在于，依次包括：低温处理工序，其将具有所述(1)的成分组成的铸件从室温冷却到ms点以下，以ms点以下的温度保持0.5～3hr，并升温到室温；以及逆相变处理工序，其将铸件加热到550～750℃，在保持0.5～5hr后进行急冷。
21.发明效果
22.根据本发明，可得到一种在高温区域中具有高屈服强度，进而具有低热膨胀系数的低热膨胀铸件，因此能够适用于在高温下使用的cfrp模具等超精密设备的构件。
具体实施方式
23.以下，针对本发明详细进行说明。以下，只要没有特别说明，与成分组成有关的“％”表示“质量％”。首先，针对本发明的铸件的成分组成进行说明。
24.在本发明中，ni、co为通过组合添加，从而有助于热膨胀系数降低的必需元素。尤其是，在本发明中，为了使居里温度成为250℃以上，使co含有一定量以上，进而为了使热膨胀系数在较大的温度范围中充分变小，会根据co量而含有适当的ni量。当ni、co量过多时，ms点会过于变低，难以通过后述的冷却使马氏体相变发生，因此也考虑这一点，决定ni量、co量的范围。
25.为了将居里温度设为250℃以上，进而使热膨胀系数在较大的温度范围中充分变小，将co的含量设为8.0～13.0％，将ni含量设为在将co的含量记为％co(质量％)、将ni的含量记为％ni(质量％)时，满足－2.5
×
％ni+85.5≤％co≤－2.5
×
％ni+90.5的范围。co量的上限优选为12.0％，更优选的是，为11.0％。ni的含量优选满足－2.5
×
％ni+86.5≤％
co≤－2.5
×
％ni+89.5，更优选的是，满足－2.5
×
％ni+87.0≤％co≤－2.5
×
％ni+89.0为好。
26.使居里温度成为250℃以上是为了在高温下也得到较低的热膨胀系数。在居里温度与热膨胀系数之间，存在密切的关系，在因瓦合金中，在居里温度以下，热膨胀系数会成为接近0的值，但当超过居里温度时，热膨胀系数会急剧地増加。假设本发明的低热膨胀铸件在作为cfrp模具的使用温度区域的300℃附近使用，为了使该温度区域中的热膨胀系数成为较低的值，使居里温度成为250℃以上。居里温度优选280℃以上，更优选的是，300℃以上，进一步优选的是，310℃以上。
27.c固溶于奥氏体，有助于强度的上升，因此也可以根据需要来含有。该效果即使少量也能得到，但将c量设为0.010％以上时，较为有效，是优选的。当c的含量变多时，热膨胀系数会变大，进而，延展性降低，从而容易产生铸造裂纹，因此将含量设为0.100％以下，优选0.050％以下，更优选的是，0.020％以下。在本发明的低热膨胀铸件中，c不是必需元素，含量也可以为0。
28.也可以是，添加si作为脱氧材料。此外，能够使熔液的流动性提高。该效果即使少量也可得到，但将si量设为0.05％以上时，较为有效，是优选的。当si量超过1.00％时，热膨胀系数会増加，因此将si量设为1.00％以下，优选0.50％以下，更优选的是，0.20％以下。在本发明的低热膨胀铸件中，si不是必需元素，含量也可以为0。
29.mn也可以作为脱氧材料来添加。此外，也有助于通过固溶强化来提高强度。该效果即使少量也可得到，但将mn量设为0.10％以上时，较为有效，是优选的。即使mn的含量超过1.00％，效果也会饱和，且成本变高，因此将mn量设为1.00％以下，优选0.80％以下，更优选的是，0.60％以下，进一步优选的是，0.50％以下。在本发明的低热膨胀铸件中，mn不是必需元素，含量也可以为0。
30.成分组成的剩余部分为fe及不可避免的杂质。所谓不可避免的杂质，是指在工业上制造具有本发明中规定的成分组成的钢时，从原料或制造环境等不可避免地混入的杂质。具体而言，可举出0.02％以下的p、s、o、n等。
31.接着，针对本发明的低热膨胀铸件的制造方法进行说明。
32.首先，通过铸造，制造具有所期望的成分组成的铸件。用于铸造的铸模或向铸模注入钢水的注入装置、注入方法并不被特别地限定，可以使用公知的装置、方法。
33.对得到的铸件实施以下任意一项热处理。
34.[1]第1低温处理工序
→
再结晶处理工序
[0035]
[2]第1低温处理工序
→
再结晶处理工序
→
第2低温处理工序
→
逆相变处理工序
[0036]
[3]第1低温处理工序
→
逆相变处理工序
[0037]
针对各工序进行说明。
[0038]
(第1低温处理工序)
[0039]
在将铸件冷却到ms点以下，以ms点以下的温度保持0.5～3hr后，升温到室温。冷却的方法并不被特别地限定。另外，此处所说的ms点为表现出本发明的效果前的阶段中的ms点。因为冷却温度设为与ms点相比足够低的温度即可，所以无需知道该阶段中的准确的ms点。一般地，ms点能够用钢的成分以下式来推定。
[0040]
ms＝521－353c－22si－24.3mn－7.7cu－17.3ni－17.7cr－25.8mo
[0041]
在此，c、si、mn、cu、ni、cr、mo为各元素的含量(质量％)。将不含有的元素设为0。
[0042]
在本发明的低热膨胀铸件的成分组成的情况下，以上式计算的ms点尤其取决于ni量，会成为从室温成至－100℃以下左右，因此作为冷却介质，到－80℃为止，能够使用干冰和甲醇或乙醇。进而，到低温的－196℃为止，能够使用浸渍于液氮的方法或将液氮喷雾的方法。由此，会形成含有马氏体的组织。此外，升温通过提起到室温的大气中来进行即可。
[0043]
(再结晶处理工序)
[0044]
将铸件再加热到800～1200℃，以800～1200℃保持0.5～5hr，急冷到室温。由此，形成有马氏体的组织会向奥氏体组织恢复。通过通常的凝固形成的组织的结晶粒径为1～10mm左右，但通过经过上述低温处理工序和之后的再结晶处理工序，奥氏体粒径会微细化，并且成为晶体取向随机的等轴晶中心的组织，急冷后的组织会成为平均粒径未30～800μm左右的微细的等轴晶的组织。由此，能够提高杨氏模量，此外，能够得到300℃下的较高的0.2％屈服强度。急冷的方法并不被特别地限定，但优选水冷。
[0045]
(第2低温处理工序)
[0046]
在再结晶处理后，将铸件再次冷却到ms点以下，在以ms点以下的温度保持0.5～3hr后，升温到室温。第2低温处理工序的冷却、升温与第1低温处理工序同样进行即可。通过该处理，铸件的组织会再次成为含有马氏体的组织。
[0047]
(逆相变处理工序)
[0048]
在低温处理后，接着将铸件加热到550～750℃，在保持0.5～5hr后，
[0049]
急冷到室温，由此使组织成为奥氏体。在低温处理工序中，在组织相变成马氏体时，会发生塑性变形。此时的应变(位错)会残留于因逆相变处理而成为奥氏体的组织中。由此，能够得到300℃下的更高的0.2％屈服强度。
[0050]
通过加热到550℃以上，马氏体组织恢复成奥氏体，但当加热温度超过750℃时，以位错为驱动力，奥氏体会再结晶，因此将加热温度设为750℃以下。另外，奥氏体结晶粒的大小不会由于低温处理工序和其后接续的逆相变处理工序而变化。
[0051]
如上所述，通过低温处理工序
→
再结晶处理工序，能够得到高的杨氏模量、以及300℃下的较高的0.2％屈服强度，通过低温处理工序
→
逆相变处理工序，能够得到300℃下的更高的0.2％屈服强度，因此可以根据必要的特性，对上述[1]～[3]的工序进行选择。
[0052]
也可以是，在第1低温处理工序、第2低温处理工序后，设置调质处理工序，该调质处理工序将铸件加热到300～500℃，并保持2～6hr。调质处理工序既可以仅设置在第1低温处理工序、第2低温处理工序中的任意一者之后，也可以设置于两个工序之后。有时，通过调质，后面的再结晶及逆相变的温度会降低，处理有时能够效率化。
[0053]
也可以是，在第1低温处理工序前，设置溶体化处理工序，该溶体化处理工序将铸件加热到800～1200℃，保持0.5～5hr，并急冷到室温。通过溶体化，在铸造时析出的析出物会固溶，延展性、韧性会提高。急冷的方法并不被特别地限定，但优选水冷。
[0054]
也可以是，在制造铸件时，使熔液含有nb、ti、b、mg、ce、la作为孕育材料，由此使得凝固核易于生成。此外，也可以是，通过与被涂布于通常铸模的模具涂料一同，将像co(alo2)、cosio3、co－borate等那样的孕育材料涂于铸模表面，使得凝固核易于生成。进而，也可以是，以使用了电磁搅拌装置的方法、使铸模机械地振动的方法、以超声波使熔液振动的方法等，使铸模内的熔液搅拌、流动。通过适用这些方法，铸件的组织会更易于成为等轴
晶，因此能够更高效率地制造本发明的低热膨胀铸件。
[0055]
本发明的低热膨胀铸件的优异的高温强度能够通过300℃下的拉伸试验的结果来评价。具体而言，本发明的低热膨胀铸件具有以下的特性：以300℃下的拉伸试验测定的0.2％屈服强度为125mpa以上，优选130mpa以上，更优选140mpa以上，进一步优选150mpa以上。
[0056]
本发明的低热膨胀铸件进一步地，将25～300℃中的平均热膨胀系数设为4.0ppm/℃以下，优选设为3.5ppm/℃以下，更优选的是，设为3.0ppm/℃以下，能够在较大的温度范围中得到较低的热膨胀系数。当对成分进行调整，使得平均热膨胀系数成为2.0～4.0ppm时，与cfrp的热膨胀系数匹配，因此作为cfrp成形用模具的构件是优选的。
[0057]
因为本发明的低热膨胀铸件具有较高的居里温度，所以即使在高温下，具有较高的高温屈服强度，而热膨胀系数也不会大幅増加，因此即使用于cfrp模具等在高温下使用的超精密设备的构件，也能够抑制损伤。
[0058]
【实施例】
[0059]
用高频熔解炉，将调整为表1所示的成分组成的熔液浇筑到铸模中，制造了y铸块。然后，实施了以下所示的热处理。
[0060]
处理no.1：
[0061]
第1低温处理工序
→
再结晶处理工序
[0062]
处理no.2：
[0063]
第1低温处理工序
→
再结晶处理工序
→
第2低温处理工序
→
逆相变处理工序
[0064]
处理no.3：
[0065]
第1低温处理工序
→
逆相变处理工序
[0066]
处理no.0：
[0067]
无热处理
[0068]
在第1低温处理工序中，在将y铸块浸渍于液氮，并冷却到ms点以下后，保持1.5hr，然后，从液氮中取出，在室温下放置，并升温到室温。
[0069]
在再结晶处理工序中，将y铸块加热到表1所记载的温度，在保持3hr后，进行了水冷。
[0070]
在第2低温处理工序中，实施了与第1低温处理工序相同的处理。
[0071]
在逆相变处理工序中，将y铸块加热到表1所记载的温度，在保持3hr后，进行了水冷。
[0072]
从得到的铸件中提取2个样本，进行300℃下的拉伸试验(遵照jis g0567)，通过偏移法测定0.2％屈服强度，将2个的平均值作为测定值。同样，提取热膨胀系数测定用的试验片，对25～300℃的平均热膨胀系数及居里温度进行了测定。居里温度使用了根据测定时的伸长率－温度的图表求得的拐点。
[0073]
将结果在表1中示出。
[0074]
本发明的低热膨胀铸件的热膨胀系数较低，进而在300℃下，在拉伸试验中，显示了较高的0.2％屈服强度。
[0075]
与此不同，在比较例中，在300℃下的0.2％屈服强度、热膨胀系数中的至少一者中，未得到目标特性。
[0076]
【表1】
[0077]