JP2002285286A - 耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法 - Google Patents
耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法Info
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- JP2002285286A JP2002285286A JP2001090387A JP2001090387A JP2002285286A JP 2002285286 A JP2002285286 A JP 2002285286A JP 2001090387 A JP2001090387 A JP 2001090387A JP 2001090387 A JP2001090387 A JP 2001090387A JP 2002285286 A JP2002285286 A JP 2002285286A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高熱膨張、高強度、および耐熱へたり性を兼
備する高硬度高膨張合金およびそれを用いてなる高硬度
高膨張合金金属板および高硬度高膨張合金の製造方法を
提供する。 【解決手段】 質量％にて、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越えて１０．０％以
下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以下、Ｃｒ：６．
０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの１種または２種
をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、Ｎ：０．００５
〜０．２％を含み、残部実質的にＦｅからなり、さらに
（１）式で表されるＡ値が１６未満、（２）式で表され
るＢ値が２２〜２６であり、かつ常温での硬さが４００
Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨張係数が１５×１
０マイナス６乗／℃以上である耐熱へたり性の優れた高
硬度高膨張合金。
備する高硬度高膨張合金およびそれを用いてなる高硬度
高膨張合金金属板および高硬度高膨張合金の製造方法を
提供する。 【解決手段】 質量％にて、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越えて１０．０％以
下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以下、Ｃｒ：６．
０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの１種または２種
をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、Ｎ：０．００５
〜０．２％を含み、残部実質的にＦｅからなり、さらに
（１）式で表されるＡ値が１６未満、（２）式で表され
るＢ値が２２〜２６であり、かつ常温での硬さが４００
Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨張係数が１５×１
０マイナス６乗／℃以上である耐熱へたり性の優れた高
硬度高膨張合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度、高熱膨張
特性、良好な耐熱へたり性を兼備する耐熱へたり性の優
れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨
張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合
金の製造方法に関するものである。
特性、良好な耐熱へたり性を兼備する耐熱へたり性の優
れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨
張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合
金の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高膨張合金は、例えばテレビジョンやコ
ンピュータのディスプレイのカラーブラウン管内で、シ
ャドウマスクやアパーチャグリルのフレームを支持する
部材に用いられている。例えばシャドウマスクタイプの
ブラウン管では、電子ビームを受けてシャドウマスクが
加熱される時に生じる熱膨張による色ずれ障害を補正す
るためのバイメタルから構成されるシャドウマスク支持
部材の高熱膨張側の金属板等に用いられており、代表的
には高膨張側にはオーステナイト系ステンレス鋼、たと
えばＳＵＳ３０４（Ｆe−１８Ｃｒ−８Ｎｉ）が使用さ
れている。
ンピュータのディスプレイのカラーブラウン管内で、シ
ャドウマスクやアパーチャグリルのフレームを支持する
部材に用いられている。例えばシャドウマスクタイプの
ブラウン管では、電子ビームを受けてシャドウマスクが
加熱される時に生じる熱膨張による色ずれ障害を補正す
るためのバイメタルから構成されるシャドウマスク支持
部材の高熱膨張側の金属板等に用いられており、代表的
には高膨張側にはオーステナイト系ステンレス鋼、たと
えばＳＵＳ３０４（Ｆe−１８Ｃｒ−８Ｎｉ）が使用さ
れている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ＳＵＳ３０４の硬さ
は、冷間加工後、４５０℃前後で時効処理を行なうと、
４５０Ｈｖ程度と高いが、熱膨張係数は１５×１０マイ
ナス６乗／℃前後であり、耐熱へたり性が十分でない。
一方、既存の高膨張材料として、２２Ｎｉ−３．５Ｃｒ
系及び６Ｍｎ−２０Ｎｉ系のＦｅ基合金があるが、これ
らは何れも熱膨張係数は２０×１０マイナス６乗／℃程
度と高いが、強度が低く、硬さでせいぜい２５０Ｈｖ程
度で強度的に不十分である。また、高膨張材料としてＡ
ＭＳ５６２５にＦｅ−９．５Ｎｉ−５．５Ｍｎ系の合金
が記載されていが、これも熱膨張係数は、２２℃〜３１
６℃の平均値は約２０×１０マイナス６乗／℃と大きい
が、硬さはは約２８０Ｈｖと低い値である。
は、冷間加工後、４５０℃前後で時効処理を行なうと、
４５０Ｈｖ程度と高いが、熱膨張係数は１５×１０マイ
ナス６乗／℃前後であり、耐熱へたり性が十分でない。
一方、既存の高膨張材料として、２２Ｎｉ−３．５Ｃｒ
系及び６Ｍｎ−２０Ｎｉ系のＦｅ基合金があるが、これ
らは何れも熱膨張係数は２０×１０マイナス６乗／℃程
度と高いが、強度が低く、硬さでせいぜい２５０Ｈｖ程
度で強度的に不十分である。また、高膨張材料としてＡ
ＭＳ５６２５にＦｅ−９．５Ｎｉ−５．５Ｍｎ系の合金
が記載されていが、これも熱膨張係数は、２２℃〜３１
６℃の平均値は約２０×１０マイナス６乗／℃と大きい
が、硬さはは約２８０Ｈｖと低い値である。
【０００４】また、高膨張金属板は部品加工後、ブラウ
ン管等に組み込まれる場合には、５００℃付近の加熱工
程を経ることが多く、この加熱によって軟化、或いは変
形すると、本来の部品としての形状を保つことができな
くなるばかりでなく、硬さが低下すると使用中に必要な
強度が不足してしまう。従って、加熱工程によって熱へ
たりを起こし難い材料が望まれていた。本発明の目的
は、高熱膨張、高強度、および耐熱へたり性を兼備する
耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用い
てなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れ
た高硬度高膨張合金の製造方法を提供することである。
ン管等に組み込まれる場合には、５００℃付近の加熱工
程を経ることが多く、この加熱によって軟化、或いは変
形すると、本来の部品としての形状を保つことができな
くなるばかりでなく、硬さが低下すると使用中に必要な
強度が不足してしまう。従って、加熱工程によって熱へ
たりを起こし難い材料が望まれていた。本発明の目的
は、高熱膨張、高強度、および耐熱へたり性を兼備する
耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用い
てなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れ
た高硬度高膨張合金の製造方法を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者は上述した問題
を解決すべく、鋭意研究を行なった結果、特開平１０−
２５９４５５号に記載のＦｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金及び特
開２０００−１９２１９４に記載のＦｅ−Ｍｎ−Ｎｉ−
Ｃｒ系合金を見出した。これはＣ、Ｖを添加し、Ｖ、Ｃ
を主体とするバナジウム炭化物による析出強化、Ｃ、
Ｎ、Ｃr、Ｍo、Ｗを添加することによる固溶強化及び炭
化物による析出強化、Ｖ添加或いは更にＮｂ添加による
固溶強化処理時の結晶粒の粗大化防止による強度アッ
プ、冷間加工及び時効処理条件の適正化等によって、熱
処理膨張係数を大きく低下させることなく、高強度化を
図ったものである。
を解決すべく、鋭意研究を行なった結果、特開平１０−
２５９４５５号に記載のＦｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金及び特
開２０００−１９２１９４に記載のＦｅ−Ｍｎ−Ｎｉ−
Ｃｒ系合金を見出した。これはＣ、Ｖを添加し、Ｖ、Ｃ
を主体とするバナジウム炭化物による析出強化、Ｃ、
Ｎ、Ｃr、Ｍo、Ｗを添加することによる固溶強化及び炭
化物による析出強化、Ｖ添加或いは更にＮｂ添加による
固溶強化処理時の結晶粒の粗大化防止による強度アッ
プ、冷間加工及び時効処理条件の適正化等によって、熱
処理膨張係数を大きく低下させることなく、高強度化を
図ったものである。
【０００６】本発明者はさらに検討を加えた結果、特開
２０００−１９２１９４に記載される式30C−1.34Si＋
0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N−10Nb−5.3V−5Ti
の値が１６未満で、基地の構成相がオーステナイト単相
でなく、一部マルテンサイト組織を含む複相組織であっ
ても、添加元素のバランスを別のＮｉ当量式で整理し調
整すれば、比較的高い熱膨張係数、高硬度及び良好な耐
熱へたり性を同時に達成することが可能であることを新
規に見出し、本発明に到ったものである。
２０００−１９２１９４に記載される式30C−1.34Si＋
0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N−10Nb−5.3V−5Ti
の値が１６未満で、基地の構成相がオーステナイト単相
でなく、一部マルテンサイト組織を含む複相組織であっ
ても、添加元素のバランスを別のＮｉ当量式で整理し調
整すれば、比較的高い熱膨張係数、高硬度及び良好な耐
熱へたり性を同時に達成することが可能であることを新
規に見出し、本発明に到ったものである。
【０００７】すなわち本発明は、質量％にて、Ｃ：０．
２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越え
て１０．０％以下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以
下、Ｃｒ：６．０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの
１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、
Ｎ：０．００５〜０．２％を含み、残部実質的にＦｅか
らなり、さらに（１）式で表されるＡ値が１６未満、
（２）式で表されるＢ値が２２〜２６であり、かつ常温
での硬さが４００Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨
張係数が１５×１０マイナス６乗／℃以上である耐熱へ
たり性の優れた高硬度高膨張合金。 A値＝30C−1.34Si＋0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N …(1) B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6（C＋N） …(2) (但し、選択元素のうち、無添加の元素が０として計算)
２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越え
て１０．０％以下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以
下、Ｃｒ：６．０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの
１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、
Ｎ：０．００５〜０．２％を含み、残部実質的にＦｅか
らなり、さらに（１）式で表されるＡ値が１６未満、
（２）式で表されるＢ値が２２〜２６であり、かつ常温
での硬さが４００Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨
張係数が１５×１０マイナス６乗／℃以上である耐熱へ
たり性の優れた高硬度高膨張合金。 A値＝30C−1.34Si＋0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N …(1) B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6（C＋N） …(2) (但し、選択元素のうち、無添加の元素が０として計算)
【０００８】また本発明は、質量％にて、Ｃ：０．２％
以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越えて１
０．０％以下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以下、
Ｃｒ：６．０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの１種
または２種をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、Ｎ：
０．００５〜０．２％、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２
種以上を合計で０．５％以下、残部実質的にＦｅからな
り、さらに（3）式で表されるＡ１値が１６未満、
（２）式で表されるＢ値が２２〜２６であり、かつ常温
での硬さが４００Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨
張係数が１５×１０マイナス６乗／℃以上である耐熱へ
たり性の優れた高硬度高膨張合金。 A1値＝30C−1.34Si＋0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N−10Nb−5.3V−5Ti …(3) B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6（C＋N） …(2) (但し、選択元素のうち、無添加の元素が０として計算)
以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越えて１
０．０％以下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以下、
Ｃｒ：６．０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの１種
または２種をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、Ｎ：
０．００５〜０．２％、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２
種以上を合計で０．５％以下、残部実質的にＦｅからな
り、さらに（3）式で表されるＡ１値が１６未満、
（２）式で表されるＢ値が２２〜２６であり、かつ常温
での硬さが４００Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨
張係数が１５×１０マイナス６乗／℃以上である耐熱へ
たり性の優れた高硬度高膨張合金。 A1値＝30C−1.34Si＋0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N−10Nb−5.3V−5Ti …(3) B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6（C＋N） …(2) (但し、選択元素のうち、無添加の元素が０として計算)
【０００９】好ましくは、質量％にて、Ｃ：０．０１〜
０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を超
えて７．０％以下、Ｎｉ：８．０〜１２．０％、Ｃｒ：
６．０を超え１１．０％以下、Ｍｏ、Ｗの１種または２
種をＭｏ＋１／２Ｗで０．５〜２．０％、Ｎ：０．００
５〜０．０８％である耐熱へたり性の優れた高硬度高膨
張合金である。また本発明は、上述の高硬度高膨張合金
を用いてなる高硬度高膨張合金金属板である。
０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を超
えて７．０％以下、Ｎｉ：８．０〜１２．０％、Ｃｒ：
６．０を超え１１．０％以下、Ｍｏ、Ｗの１種または２
種をＭｏ＋１／２Ｗで０．５〜２．０％、Ｎ：０．００
５〜０．０８％である耐熱へたり性の優れた高硬度高膨
張合金である。また本発明は、上述の高硬度高膨張合金
を用いてなる高硬度高膨張合金金属板である。
【００１０】また本発明は、上述の合金組成を有する耐
熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金素材を、少なくと
も３０％以上の圧下率で冷間加工する工程を含む高強度
高膨張合金の製造方法である。また本発明は、上述の合
金組成を有する耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金
素材を、少なくとも３０％以上の圧下率で冷間加工した
後に４００℃〜７５０℃で時効処理を行なう工程を含む
耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法であ
る。
熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金素材を、少なくと
も３０％以上の圧下率で冷間加工する工程を含む高強度
高膨張合金の製造方法である。また本発明は、上述の合
金組成を有する耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金
素材を、少なくとも３０％以上の圧下率で冷間加工した
後に４００℃〜７５０℃で時効処理を行なう工程を含む
耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法であ
る。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に本発明における各元素の作
用について述べる。Ｃは、オーステナイト生成元素であ
り、主要な基地組織をオーステナイト組織にして高熱膨
張特性を得るために有効である。Ｃは０．２％を超えて
添加するとオーステナイト組織が安定になりすぎてしま
い、冷間加工によりオーステナイト組織の一部をマルテ
ンサイト変態させて硬度を上昇させることが難しくなる
ことから、Ｃは０．２％以下とした。望ましくは、０．
０１〜０．０８％の範囲とすることで、上記の効果をよ
り確実に得ることができる。
用について述べる。Ｃは、オーステナイト生成元素であ
り、主要な基地組織をオーステナイト組織にして高熱膨
張特性を得るために有効である。Ｃは０．２％を超えて
添加するとオーステナイト組織が安定になりすぎてしま
い、冷間加工によりオーステナイト組織の一部をマルテ
ンサイト変態させて硬度を上昇させることが難しくなる
ことから、Ｃは０．２％以下とした。望ましくは、０．
０１〜０．０８％の範囲とすることで、上記の効果をよ
り確実に得ることができる。
【００１２】Ｓｉは、脱酸剤として添加されるが、１．
０％を越えて添加すると、延性を低下させるので、１．
０％以下とした。Ｍｎは、オーステナイトを安定化さ
せ、高い熱膨張係数をもたらすと共に、冷間加工による
加工硬化量を増大させ、また時効処理時にＮｉと共に金
属間化合物を形成して時効硬化させて、硬度向上にも効
果を有するだけでなく、耐熱へたり性の向上させるのに
も非常に有効な元素である。Ｍｎは５．０％以下では効
果が少なく、一方、１０．０％を越えて添加すると冷間
加工性が劣化することから、Ｍｎは５．０％を越え１
０．０％以下とした。さらに望ましくは、５．０％を超
えて７．０％以下の範囲とすることで、上記の効果をよ
り確実に得ることができる。Ｎｉは、オーステナイト組
織を安定化させ、高い熱膨張係数をもたらすために必須
の添加元素である。また、時効処理時にＭｎとともに金
属間化合物を形成して時効硬化させて、硬度向上に効果
を有する。Ｎｉは７．０％以下では効果が少なく、一
方、１４．０％を越えて添加すると、オーステナイト組
織が安定になりすぎ、オーステナイト組織が軟化して高
硬度が得られ難くなることから、７．０％を超えて１
４．０％以下とした。望ましくは、８．０〜１２．０％
の範囲とすることで、上記の効果をより確実に得ること
ができる。
０％を越えて添加すると、延性を低下させるので、１．
０％以下とした。Ｍｎは、オーステナイトを安定化さ
せ、高い熱膨張係数をもたらすと共に、冷間加工による
加工硬化量を増大させ、また時効処理時にＮｉと共に金
属間化合物を形成して時効硬化させて、硬度向上にも効
果を有するだけでなく、耐熱へたり性の向上させるのに
も非常に有効な元素である。Ｍｎは５．０％以下では効
果が少なく、一方、１０．０％を越えて添加すると冷間
加工性が劣化することから、Ｍｎは５．０％を越え１
０．０％以下とした。さらに望ましくは、５．０％を超
えて７．０％以下の範囲とすることで、上記の効果をよ
り確実に得ることができる。Ｎｉは、オーステナイト組
織を安定化させ、高い熱膨張係数をもたらすために必須
の添加元素である。また、時効処理時にＭｎとともに金
属間化合物を形成して時効硬化させて、硬度向上に効果
を有する。Ｎｉは７．０％以下では効果が少なく、一
方、１４．０％を越えて添加すると、オーステナイト組
織が安定になりすぎ、オーステナイト組織が軟化して高
硬度が得られ難くなることから、７．０％を超えて１
４．０％以下とした。望ましくは、８．０〜１２．０％
の範囲とすることで、上記の効果をより確実に得ること
ができる。
【００１３】Ｃrは、オーステナイト組織を安定化する
とともに、本合金の耐熱へたり性を向上させるのに必要
な元素であり、６．０％より多くの添加が望ましい。一
方、１２．０％以上添加すると、オーステナイト組織が
安定化して硬さを低下させたり、粗大なＣｒ炭化物が生
成して延性が低下するため、固溶化処理温度をより高温
で行う必要が生じ、製造性が悪くなることから、Ｃｒは
６．０％を超え１２．０％未満とした。望ましくは、
６．０％を超え１１．０％以下の範囲とすることで、上
記の効果をより確実に得ることができる。Ｍｏ、Ｗは、
本合金のオーステナイト基地中に固溶すると共に、一部
は炭化物として析出して常温硬さおよび耐熱へたり性を
高めるのに効果が大きい元素である。また、Ｍｏ、Ｗは
Ｍｏ当量として、(Ｍｏ＋１／２Ｗ)で整理される。Ｍｏ
＋１／２Ｗの値が０．２％より少ないと効果が少なく、
一方、２．０％を超えて添加すると、何れもフェライト
形成元素であるため、フェライト相を生成させて硬度低
下の原因となる可能性があることから、Ｍｏ、Ｗの１種
または２種をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％とし
た。望ましくは０．５〜２．０％がよい。
とともに、本合金の耐熱へたり性を向上させるのに必要
な元素であり、６．０％より多くの添加が望ましい。一
方、１２．０％以上添加すると、オーステナイト組織が
安定化して硬さを低下させたり、粗大なＣｒ炭化物が生
成して延性が低下するため、固溶化処理温度をより高温
で行う必要が生じ、製造性が悪くなることから、Ｃｒは
６．０％を超え１２．０％未満とした。望ましくは、
６．０％を超え１１．０％以下の範囲とすることで、上
記の効果をより確実に得ることができる。Ｍｏ、Ｗは、
本合金のオーステナイト基地中に固溶すると共に、一部
は炭化物として析出して常温硬さおよび耐熱へたり性を
高めるのに効果が大きい元素である。また、Ｍｏ、Ｗは
Ｍｏ当量として、(Ｍｏ＋１／２Ｗ)で整理される。Ｍｏ
＋１／２Ｗの値が０．２％より少ないと効果が少なく、
一方、２．０％を超えて添加すると、何れもフェライト
形成元素であるため、フェライト相を生成させて硬度低
下の原因となる可能性があることから、Ｍｏ、Ｗの１種
または２種をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％とし
た。望ましくは０．５〜２．０％がよい。
【００１４】Ｎは、オーステナイト基地中に固溶してオ
ーステナイトを安定化させ、熱膨張係数を高めるととも
に、固溶強化によって常温硬さおよび耐熱へたり性を高
めるのに有効である。Ｎは０．００５％より少ないと十
分な効果が得られず、一方、０．２％を越えて添加する
と凝固時に鋼塊内部に欠陥を生じて鋼塊の健全性を害し
たり、冷間加工時の加工硬化を増大させて加工性を害し
たりすることから、Ｎは０．００５〜０．２％とした。
但し、十分な冷間加工性を確保したい場合はＮは低めの
０．００５〜０．０８％がよい。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは凝固
時にＣとの間にＭＣ型炭化物を形成し、固溶化熱処理時
の結晶粒の粗大化を防止する効果があり、適宜添加する
ことができる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を
合計で０．５％を越えて添加するとＭＣ型炭化物が多く
なり延性が低下し、素材の加工性を害することから、添
加する場合はＮｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を合
計で０．５％以下とした。
ーステナイトを安定化させ、熱膨張係数を高めるととも
に、固溶強化によって常温硬さおよび耐熱へたり性を高
めるのに有効である。Ｎは０．００５％より少ないと十
分な効果が得られず、一方、０．２％を越えて添加する
と凝固時に鋼塊内部に欠陥を生じて鋼塊の健全性を害し
たり、冷間加工時の加工硬化を増大させて加工性を害し
たりすることから、Ｎは０．００５〜０．２％とした。
但し、十分な冷間加工性を確保したい場合はＮは低めの
０．００５〜０．０８％がよい。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは凝固
時にＣとの間にＭＣ型炭化物を形成し、固溶化熱処理時
の結晶粒の粗大化を防止する効果があり、適宜添加する
ことができる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を
合計で０．５％を越えて添加するとＭＣ型炭化物が多く
なり延性が低下し、素材の加工性を害することから、添
加する場合はＮｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を合
計で０．５％以下とした。
【００１５】さらに上記に述べた合金元素は、個々の成
分範囲を満足するだけでなく、高膨張特性と高硬度を得
るためには、冷間加工前の固溶化処理状態での基地の基
本的な構成相をやや不安定なオーステナイト組織とし、
冷間加工によってオーステナイト組織の一部をマルテン
サイト変態させることが有効である。本発明合金の成分
元素は、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎのオーステナイト形成元素
とＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、さらにはこれら元素に加えて
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉのフェライト形成元素からなっており、
これらの元素のバランスをＮｉ当量で整理した次式
（１）または（３）で示されるＡ値またはＡ１値を下記
の範囲とすることによって、冷間加工前の基地の基本構
成組織を、冷間加工によって一部がマルテンサイト変態
しうるような、やや不安定なオーステナイト組織とする
ことができる。 A値＝30C‐1.34Si+0.5Mn+Ni‐0.67Cr‐Mo‐0.5W+20N＜16 …(1) A1値＝30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W+20N-10Nb-5.3V-5Ti＜16 …(3) ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは合金中の質量％を表している。この式
の値が１６以上ではオーステナイト組織が安定となりす
ぎ、冷間加工によってオーステナイト組織の一部がマル
テンサイト変態するのが困難となり適度の高硬度と高熱
膨張特性の組み合わせが得られにくくなることから、
（１）式または（３）式のＡ値またはＡ１値を１６未満
とした。
分範囲を満足するだけでなく、高膨張特性と高硬度を得
るためには、冷間加工前の固溶化処理状態での基地の基
本的な構成相をやや不安定なオーステナイト組織とし、
冷間加工によってオーステナイト組織の一部をマルテン
サイト変態させることが有効である。本発明合金の成分
元素は、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎのオーステナイト形成元素
とＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、さらにはこれら元素に加えて
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉのフェライト形成元素からなっており、
これらの元素のバランスをＮｉ当量で整理した次式
（１）または（３）で示されるＡ値またはＡ１値を下記
の範囲とすることによって、冷間加工前の基地の基本構
成組織を、冷間加工によって一部がマルテンサイト変態
しうるような、やや不安定なオーステナイト組織とする
ことができる。 A値＝30C‐1.34Si+0.5Mn+Ni‐0.67Cr‐Mo‐0.5W+20N＜16 …(1) A1値＝30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W+20N-10Nb-5.3V-5Ti＜16 …(3) ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは合金中の質量％を表している。この式
の値が１６以上ではオーステナイト組織が安定となりす
ぎ、冷間加工によってオーステナイト組織の一部がマル
テンサイト変態するのが困難となり適度の高硬度と高熱
膨張特性の組み合わせが得られにくくなることから、
（１）式または（３）式のＡ値またはＡ１値を１６未満
とした。
【００１６】冷間加工前の基地の基本構成組織を、冷間
加工によって一部がマルテンサイト変態しうるような、
やや不安定なオーステナイト組織とするためには、Ａ値
またはＡ１値を規定するだけでは十分でなく、（２）式
で表されるＢ値を下記の範囲とすることが必要である。 B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6(C+N)：22〜25 …(2) ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎは
合金中の質量％を表している。Ｂ値が２２より小さいと
オーステナイト組織が不安定になりすぎ、オーステナイ
ト組織の大半が冷間加工によってマルテンサイト変態し
て熱膨張係数が小さくなってしまい、一方、２６より大
きいとオーステナイト組織が安定となりすぎ、冷間加工
によってマルテンサイト変態しにくくなるため、硬さが
低下することから、Ｂ値は２２〜２６とした。
加工によって一部がマルテンサイト変態しうるような、
やや不安定なオーステナイト組織とするためには、Ａ値
またはＡ１値を規定するだけでは十分でなく、（２）式
で表されるＢ値を下記の範囲とすることが必要である。 B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6(C+N)：22〜25 …(2) ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎは
合金中の質量％を表している。Ｂ値が２２より小さいと
オーステナイト組織が不安定になりすぎ、オーステナイ
ト組織の大半が冷間加工によってマルテンサイト変態し
て熱膨張係数が小さくなってしまい、一方、２６より大
きいとオーステナイト組織が安定となりすぎ、冷間加工
によってマルテンサイト変態しにくくなるため、硬さが
低下することから、Ｂ値は２２〜２６とした。
【００１７】本発明合金の硬さは、上記組成と組成式の
範囲を規定の範囲に調整した上で少なくとも冷間加工の
工程を含み、さらに冷間加工後に時効処理を行って組織
制御を行うことによって、従来のバイメタルの高膨張材
料であるＳＵＳ３０４と同等以上の硬さである４００Ｈ
ｖ以上とすることができ、特に時効処理を組合せること
で耐熱へたり特性を十分に満足することが可能となるだ
けなく、熱膨張係数（常温から１００℃の平均値）を１
５×１０マイナス６乗／℃以上とすることができ、例え
ばテレビジョンやコンピュータのディスプレイのカラー
ブラウン管内で、シャドウマスクやアパーチャグリルの
フレームを支持する部材に求められる耐熱へたり性と、
熱膨張特性との両立が図れる。
範囲を規定の範囲に調整した上で少なくとも冷間加工の
工程を含み、さらに冷間加工後に時効処理を行って組織
制御を行うことによって、従来のバイメタルの高膨張材
料であるＳＵＳ３０４と同等以上の硬さである４００Ｈ
ｖ以上とすることができ、特に時効処理を組合せること
で耐熱へたり特性を十分に満足することが可能となるだ
けなく、熱膨張係数（常温から１００℃の平均値）を１
５×１０マイナス６乗／℃以上とすることができ、例え
ばテレビジョンやコンピュータのディスプレイのカラー
ブラウン管内で、シャドウマスクやアパーチャグリルの
フレームを支持する部材に求められる耐熱へたり性と、
熱膨張特性との両立が図れる。
【００１８】次に本発明合金の製造方法について説明す
る。本発明の高硬度高膨張合金を得ようとする場合、上
記の化学組成を有する高硬度高膨張合金金属板合金素材
の加工工程に、少なくとも冷間加工の工程を含める必要
があり、本発明においては重要な工程である。この冷間
加工は、オーステナイト組織を加工硬化させるだけでな
く、オーステナイト組織の一部をマルテンサイト変態さ
せて硬さを高める目的で行なうが、圧下率が３０％より
小さいと十分な硬さが得られないことから、圧下率は３
０％以上とした。なお、本発明合金を用いて板材とする
際には、上述のように３０％以上の圧下率で冷間加工を
行うことでオーステナイト組織の一部をマルテンサイト
変態させて硬さを高めることができるが、例えば線材と
する場合には冷間で引抜加工を行えばよく、この場合の
減面率も３０％以上とすれば板材と同様にオーステナイ
ト組織の一部をマルテンサイト変態させて硬さを高める
ことができる。この冷間加工によって、高硬度高膨張合
金の硬さを４００Hｖ以上とすることができるが、若干
熱膨張係数が低い場合があるため、この冷間加工の後に
時効処理を行うと良い。
る。本発明の高硬度高膨張合金を得ようとする場合、上
記の化学組成を有する高硬度高膨張合金金属板合金素材
の加工工程に、少なくとも冷間加工の工程を含める必要
があり、本発明においては重要な工程である。この冷間
加工は、オーステナイト組織を加工硬化させるだけでな
く、オーステナイト組織の一部をマルテンサイト変態さ
せて硬さを高める目的で行なうが、圧下率が３０％より
小さいと十分な硬さが得られないことから、圧下率は３
０％以上とした。なお、本発明合金を用いて板材とする
際には、上述のように３０％以上の圧下率で冷間加工を
行うことでオーステナイト組織の一部をマルテンサイト
変態させて硬さを高めることができるが、例えば線材と
する場合には冷間で引抜加工を行えばよく、この場合の
減面率も３０％以上とすれば板材と同様にオーステナイ
ト組織の一部をマルテンサイト変態させて硬さを高める
ことができる。この冷間加工によって、高硬度高膨張合
金の硬さを４００Hｖ以上とすることができるが、若干
熱膨張係数が低い場合があるため、この冷間加工の後に
時効処理を行うと良い。
【００１９】冷間加工後の時効処理は、上述のように熱
膨張係数を高める目的の他、歪時効と時効析出硬化によ
って引張強さ、常温でのばね特性をさらに高める目的で
行なうものである。この時効処理の温度が４００℃以下
では十分な効果が得られず、また７５０℃を越えると硬
さが大きく低下することから、４００〜７５０℃で時効
処理するものとした。
膨張係数を高める目的の他、歪時効と時効析出硬化によ
って引張強さ、常温でのばね特性をさらに高める目的で
行なうものである。この時効処理の温度が４００℃以下
では十分な効果が得られず、また７５０℃を越えると硬
さが大きく低下することから、４００〜７５０℃で時効
処理するものとした。
【００２０】
【実施例】本発明合金および比較合金を真空誘導溶解炉
で溶解し、１０ｋｇのインゴットを作製し、熱間鍛造、
熱間圧延によって約２ｍｍ厚さの高硬度高膨張合金素材
を作製した。その後、１０５０℃で１時間の固溶化処理
を行ない、脱スケールの後、５０％または７０％の冷間
圧延によって、１．０ｍｍまたは０．６ｍｍ厚さの金属
板に仕上げた。さらに４５０℃または５５０℃で1時間
の時効処理を行なった後に、硬さ測定、熱膨張係数測
定、および熱へたり量の測定を行なった。熱へたり量
は、幅１０ｍｍ×長さ１００ｍｍの板状試験片の長さ方
向の中央部を５ｍｍだけたわませた状態で４５０℃で５
０分加熱し、冷却後の変形量を測定することで評価し
た。表１に本発明合金Ｎｏ．１〜１０、比較合金Ｎｏ．
２０〜２４の化学組成、（１）式または（３）式により
計算されるＡ値またはＡ１値および（２）式により計算
されるＢ値を、また、表２に硬さ、平均熱膨張係数、熱
へたり量をそれぞれ示す。ここで、比較合金Ｎｏ．２４
は、ＳＵＳ３０４である。
で溶解し、１０ｋｇのインゴットを作製し、熱間鍛造、
熱間圧延によって約２ｍｍ厚さの高硬度高膨張合金素材
を作製した。その後、１０５０℃で１時間の固溶化処理
を行ない、脱スケールの後、５０％または７０％の冷間
圧延によって、１．０ｍｍまたは０．６ｍｍ厚さの金属
板に仕上げた。さらに４５０℃または５５０℃で1時間
の時効処理を行なった後に、硬さ測定、熱膨張係数測
定、および熱へたり量の測定を行なった。熱へたり量
は、幅１０ｍｍ×長さ１００ｍｍの板状試験片の長さ方
向の中央部を５ｍｍだけたわませた状態で４５０℃で５
０分加熱し、冷却後の変形量を測定することで評価し
た。表１に本発明合金Ｎｏ．１〜１０、比較合金Ｎｏ．
２０〜２４の化学組成、（１）式または（３）式により
計算されるＡ値またはＡ１値および（２）式により計算
されるＢ値を、また、表２に硬さ、平均熱膨張係数、熱
へたり量をそれぞれ示す。ここで、比較合金Ｎｏ．２４
は、ＳＵＳ３０４である。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】表２に示すように、本発明方法によって製
造された本発明合金でなる金属板Ｎｏ．１〜１０は、い
ずれも硬さが４００Ｈｖ以上の高硬度を有し、かつ３０
〜１００℃の平均熱膨張係数が１５×１０マイナス６乗
／℃以上の高膨張特性を示し、かつ熱へたり量が小さい
値を示すことがわかる。一方、本発明に対して、Ｎｉ量
が低くＣｒ量が高い比較合金でなる金属板Ｎｏ．２０は
熱膨張係数が低く、好ましくない。また、Ｎｉ量が低
く、Ａ１値が小さい比較合金Ｎｏ．２１およびＮｉ量が
低く、Ｃｒ量が高く、Ａ１値が小さい比較合金Ｎｏ．２
２は熱膨張係数が小さく、好ましくない。Ｍｎが低く、
Ｃｒが高く、Ａ１値が大きい比較合金Ｎｏ．２３は硬さ
が低く、熱膨張係数が大きいため、好ましくない。ま
た、ＳＵＳ３０４の組成を有する比較合金Ｎｏ．２４は
熱へたり量が大きい値を示している。
造された本発明合金でなる金属板Ｎｏ．１〜１０は、い
ずれも硬さが４００Ｈｖ以上の高硬度を有し、かつ３０
〜１００℃の平均熱膨張係数が１５×１０マイナス６乗
／℃以上の高膨張特性を示し、かつ熱へたり量が小さい
値を示すことがわかる。一方、本発明に対して、Ｎｉ量
が低くＣｒ量が高い比較合金でなる金属板Ｎｏ．２０は
熱膨張係数が低く、好ましくない。また、Ｎｉ量が低
く、Ａ１値が小さい比較合金Ｎｏ．２１およびＮｉ量が
低く、Ｃｒ量が高く、Ａ１値が小さい比較合金Ｎｏ．２
２は熱膨張係数が小さく、好ましくない。Ｍｎが低く、
Ｃｒが高く、Ａ１値が大きい比較合金Ｎｏ．２３は硬さ
が低く、熱膨張係数が大きいため、好ましくない。ま
た、ＳＵＳ３０４の組成を有する比較合金Ｎｏ．２４は
熱へたり量が大きい値を示している。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように本発明合金は、高い
強度と高い熱膨張係数および良好な耐熱へたり性を兼備
した高硬度高膨張合金とそれを用いてなる高硬度高膨張
合金金属板が得られることができるものである。
強度と高い熱膨張係数および良好な耐熱へたり性を兼備
した高硬度高膨張合金とそれを用いてなる高硬度高膨張
合金金属板が得られることができるものである。
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％にて、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越えて１０．０％以
下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以下、Ｃｒ：６．
０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの１種または２種
をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、Ｎ：０．００５
〜０．２％を含み、残部実質的にＦｅからなり、さらに
（１）式で表されるＡ値が１６未満、（２）式で表され
るＢ値が２２〜２６であり、かつ常温での硬さが４００
Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨張係数が１５×１
０マイナス６乗／℃以上であることを特徴とする耐熱へ
たり性の優れた高硬度高膨張合金。 A値＝30C−1.34Si＋0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N …(1) B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6（C＋N） …(2) (但し、選択元素のうち、無添加の元素が０として計算) - 【請求項２】 質量％にて、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を越えて１０．０％以
下、Ｎｉ：７．０を超えて１４．０％以下、Ｃｒ：６．
０％を超え１２．０％未満、Ｍｏ、Ｗの１種または２種
をＭｏ＋１／２Ｗで０．２〜２．０％、Ｎ：０．００５
〜０．２％、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を合
計で０．５％以下、残部実質的にＦｅからなり、さらに
（3）式で表されるＡ１値が１６未満、（２）式で表さ
れるＢ値が２２〜２６であり、かつ常温での硬さが４０
０Ｈｖ以上、常温〜１００℃の平均熱膨張係数が１５×
１０マイナス６乗／℃以上であることを特徴とする耐熱
へたり性の優れた高硬度高膨張合金。 A1値＝30C−1.34Si＋0.5Mn＋Ni−0.67Cr−Mo−0.5W＋20N−10Nb−5.3V−5Ti …(3) B値＝Ni＋0.65Cr＋0.98Mo＋0.49W＋1.05Mn＋0.35Si＋12.6（C＋N） …(2) (但し、選択元素のうち、無添加の元素が０として計算) - 【請求項３】 質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．０８
％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％を超えて７．
０％以下、Ｎｉ：８．０〜１２．０％、Ｃｒ：６．０を
超え１１．０％以下、Ｍｏ、Ｗの１種または２種をＭｏ
＋１／２Ｗで０．５〜２．０％、Ｎ：０．００５〜０．
０８％であることを特徴とする請求項１または２に記載
の耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金。 - 【請求項４】 請求項１乃至３の何れかに記載の高硬度
高膨張合金を用いてなることを特徴とする高硬度高膨張
合金金属板。 - 【請求項５】 耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金
の製造方法であって、請求項１乃至３の何れかに記載の
合金組成を有する耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合
金素材を、少なくとも３０％以上の圧下率で冷間加工す
る工程を含むことを特徴とする高強度高膨張合金の製造
方法。 - 【請求項６】 耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金
の製造方法であって、請求項１乃至３の何れかに記載の
合金組成を有する耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合
金素材を、少なくとも３０％以上の圧下率で冷間加工し
た後に４００℃〜７５０℃で時効処理を行なう工程を含
むことを特徴とする耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張
合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001090387A JP2002285286A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001090387A JP2002285286A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002285286A true JP2002285286A (ja) | 2002-10-03 |
Family
ID=18945177
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001090387A Pending JP2002285286A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金及びそれを用いてなる高硬度高膨張合金金属板及び耐熱へたり性の優れた高硬度高膨張合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002285286A (ja) |
-
2001
- 2001-03-27 JP JP2001090387A patent/JP2002285286A/ja active Pending
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