JP3221462B2 - 並接バイメタル用高強度高膨張合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタル - Google Patents
並接バイメタル用高強度高膨張合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタルInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ブラウン管内のシャド
ウマスクを支持し、色ずれの補正を行なう並接ばね等の
電子部品用に用いられる並接バイメタル用高強度高膨張
合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタル
に関するものである。
ウマスクを支持し、色ずれの補正を行なう並接ばね等の
電子部品用に用いられる並接バイメタル用高強度高膨張
合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタル
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】テレビジョンのブラウン管内では、電子
ビームを受けてシャドウマスクが加熱されると、熱膨張
が生じて色ずれ障害を起こす。このため、シャドウマス
クをガラス容器に対して弾性的に支持させるための支持
部材として、熱膨張係数が互いに異なる２枚の金属板を
並接合したバイメタルが用いられており、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Ｓ
ＵＳ３０４（Ｆe-18Ｃr-8Ｎi)、低膨張側にはインバー
合金(Ｆe-36Ｎi)が使用されている。
ビームを受けてシャドウマスクが加熱されると、熱膨張
が生じて色ずれ障害を起こす。このため、シャドウマス
クをガラス容器に対して弾性的に支持させるための支持
部材として、熱膨張係数が互いに異なる２枚の金属板を
並接合したバイメタルが用いられており、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Ｓ
ＵＳ３０４（Ｆe-18Ｃr-8Ｎi)、低膨張側にはインバー
合金(Ｆe-36Ｎi)が使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】最近、テレビジョンの
大画面化に伴うブラウン管の大型化およびフラット化の
傾向があり、これに対してシャドウマスク支持部材の高
強度化および小型化が要求されている。これに対して、
ＳＵＳ３０４とインバー合金の並接バイメタルの場合、
ＳＵＳ３０４の引張強さは、冷間加工後、450℃前後で
時効処理を行なうと、120kgf/mm2程度と高いが、Ｆe-36
Ｎiのインバー合金の引張強さは、せいぜい80kgf/mm2程
度と強度的に不十分であった。このように現状の支持部
材では、支持部材を小型化するには強度が不足し、十分
な支持部材の小型化が図れないという問題点があった、
そこで、並接バイメタルを高強度化するために、バイメ
タルを構成する金属板を高強度化することが望まれてい
た。本発明の目的は、並接バイメタルの高強度化を図る
ための高強度高膨張合金およびこれを高膨張側に用いた
高強度並接バイメタルを提供することである。
大画面化に伴うブラウン管の大型化およびフラット化の
傾向があり、これに対してシャドウマスク支持部材の高
強度化および小型化が要求されている。これに対して、
ＳＵＳ３０４とインバー合金の並接バイメタルの場合、
ＳＵＳ３０４の引張強さは、冷間加工後、450℃前後で
時効処理を行なうと、120kgf/mm2程度と高いが、Ｆe-36
Ｎiのインバー合金の引張強さは、せいぜい80kgf/mm2程
度と強度的に不十分であった。このように現状の支持部
材では、支持部材を小型化するには強度が不足し、十分
な支持部材の小型化が図れないという問題点があった、
そこで、並接バイメタルを高強度化するために、バイメ
タルを構成する金属板を高強度化することが望まれてい
た。本発明の目的は、並接バイメタルの高強度化を図る
ための高強度高膨張合金およびこれを高膨張側に用いた
高強度並接バイメタルを提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】並接バイメタルを高強度
化するためには、これを構成する２枚の金属板の強度を
高める必要がある。既存の高膨張材料として、22Ｎi-3.
5Ｃr系および6Ｍn-20Ｎi系のＦe基合金があるが、これ
らはいずれも熱膨張係数は20×10マイナス6乗/℃程度と
高いが、強度が低く、引張強さでせいぜい80kgf/mm2程
度で強度的に不十分である。また、高膨張材料として知
られるＡＭＣ５６２５にＦe-9.5Ｎi-5.5Ｍn系の合金が
ある。しかし、これも熱膨張係数は、22℃〜316℃の平
均値は約20×10マイナス6乗/℃と大きいが、引張強さは
約90kgf/mm2と低い値である。そこで、本発明者らはこ
れらの並接バイメタルの高強度化を目的として高膨張材
料を高強度化すべく、鋭意研究を行なった結果、Ｃ，Ｖ
を添加し、Ｖ4Ｃ3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
固溶強化および炭化物による析出強化、Ｎb,Ｖ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、冷間加工およ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
を図ることができることを新規に見出したものである。
化するためには、これを構成する２枚の金属板の強度を
高める必要がある。既存の高膨張材料として、22Ｎi-3.
5Ｃr系および6Ｍn-20Ｎi系のＦe基合金があるが、これ
らはいずれも熱膨張係数は20×10マイナス6乗/℃程度と
高いが、強度が低く、引張強さでせいぜい80kgf/mm2程
度で強度的に不十分である。また、高膨張材料として知
られるＡＭＣ５６２５にＦe-9.5Ｎi-5.5Ｍn系の合金が
ある。しかし、これも熱膨張係数は、22℃〜316℃の平
均値は約20×10マイナス6乗/℃と大きいが、引張強さは
約90kgf/mm2と低い値である。そこで、本発明者らはこ
れらの並接バイメタルの高強度化を目的として高膨張材
料を高強度化すべく、鋭意研究を行なった結果、Ｃ，Ｖ
を添加し、Ｖ4Ｃ3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
固溶強化および炭化物による析出強化、Ｎb,Ｖ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、冷間加工およ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
を図ることができることを新規に見出したものである。
【０００５】すなわち、本発明の第１発明は、重量％に
て、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%
以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ 0.2〜2.0%、残部実質的にＦeか
らなり、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.53Ｖが
20以上であり、かつ常温での引張強さが110kgf/mm2以
上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナス6乗
/℃以上であることを特徴とする並接バイメタル用高強
度高膨張合金であり、第２発明は重量％にて、Ｃ 0.1〜
1.0%、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi8〜2
4%、Ｖ 0.2〜2.0%、Ｃr,Ｍo,Ｗの１種または２種以上を
Ｃr 6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%以下を含み、残部実質的に
Ｆeからなり、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.6
7Ｃr−Ｍo−0.5Ｗ−5.3Ｖが20以上であり、かつ常温で
の引張強さが110kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨
張係数が16×10マイナス6乗/℃以上であることを特徴と
する並接バイメタル用高強度高膨張合金である。
て、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%
以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ 0.2〜2.0%、残部実質的にＦeか
らなり、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.53Ｖが
20以上であり、かつ常温での引張強さが110kgf/mm2以
上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナス6乗
/℃以上であることを特徴とする並接バイメタル用高強
度高膨張合金であり、第２発明は重量％にて、Ｃ 0.1〜
1.0%、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi8〜2
4%、Ｖ 0.2〜2.0%、Ｃr,Ｍo,Ｗの１種または２種以上を
Ｃr 6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%以下を含み、残部実質的に
Ｆeからなり、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.6
7Ｃr−Ｍo−0.5Ｗ−5.3Ｖが20以上であり、かつ常温で
の引張強さが110kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨
張係数が16×10マイナス6乗/℃以上であることを特徴と
する並接バイメタル用高強度高膨張合金である。
【０００６】第３発明は重量％にて、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓ
i 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ
0.2〜2.0%、Ｎb 0.5%以下、残部実質的にＦeからなり、
さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.53Ｖ−10Ｎbが2
0以上であり、かつ常温での引張強さが110kgf/mm2以
上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナス6乗
/℃以上であることを特徴とする並接バイメタル用高強
度高膨張合金であり、第４発明は重量％にて、Ｃ 0.1〜
1.0%、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜
24%、Ｖ 0.2〜2.0%、Ｎb 0.5%以下を含有し、Ｃr,Ｍo,
Ｗの１種または２種以上をＣr 6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%
以下を含み、残部実質的にＦeからなり、さらに30Ｃ−
1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo−0.5Ｗ−5.3Ｖ−
10Ｎbが20以上であり、かつ常温での引張強さが110kgf/
mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナ
ス6乗/℃以上であることを特徴とする並接バイメタル用
高強度高膨張合金である。
i 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ
0.2〜2.0%、Ｎb 0.5%以下、残部実質的にＦeからなり、
さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.53Ｖ−10Ｎbが2
0以上であり、かつ常温での引張強さが110kgf/mm2以
上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナス6乗
/℃以上であることを特徴とする並接バイメタル用高強
度高膨張合金であり、第４発明は重量％にて、Ｃ 0.1〜
1.0%、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜
24%、Ｖ 0.2〜2.0%、Ｎb 0.5%以下を含有し、Ｃr,Ｍo,
Ｗの１種または２種以上をＣr 6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%
以下を含み、残部実質的にＦeからなり、さらに30Ｃ−
1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo−0.5Ｗ−5.3Ｖ−
10Ｎbが20以上であり、かつ常温での引張強さが110kgf/
mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナ
ス6乗/℃以上であることを特徴とする並接バイメタル用
高強度高膨張合金である。
【０００７】第５発明は、Ｎ 0.2%以下を含有する第１
発明ないし第４発明のいずれかに記載の合金組成からな
り、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo
−0.5Ｗ−5.3Ｖ−10Ｎb＋20Ｎが20以上であり、かつ常
温での引張強さが110kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均
熱膨張係数が16×10マイナス6乗/℃以上であることを特
徴とする並接バイメタル用高強度高膨張合金である。第
６発明は、上記組成を有する並接バイメタル用高強度高
膨張合金を有する高強度並接バイメタルであり、第７発
明は、上記組成を有する並接バイメタル用高強度高膨張
合金製帯板の縁面と低膨張合金製帯板の縁面とを突き合
わせ溶接した高強度並接バイメタルである。さらに第８
発明は、上記組成の合金を30%以上の圧下率で冷間加工
した後に400℃〜650℃で時効処理を行なう並接バイメタ
ル用高強度高膨張合金の製造方法である。
発明ないし第４発明のいずれかに記載の合金組成からな
り、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo
−0.5Ｗ−5.3Ｖ−10Ｎb＋20Ｎが20以上であり、かつ常
温での引張強さが110kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均
熱膨張係数が16×10マイナス6乗/℃以上であることを特
徴とする並接バイメタル用高強度高膨張合金である。第
６発明は、上記組成を有する並接バイメタル用高強度高
膨張合金を有する高強度並接バイメタルであり、第７発
明は、上記組成を有する並接バイメタル用高強度高膨張
合金製帯板の縁面と低膨張合金製帯板の縁面とを突き合
わせ溶接した高強度並接バイメタルである。さらに第８
発明は、上記組成の合金を30%以上の圧下率で冷間加工
した後に400℃〜650℃で時効処理を行なう並接バイメタ
ル用高強度高膨張合金の製造方法である。
【０００８】
【作用】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るとともに、
オーステナイト基地に固溶し、強化に大きく寄与するだ
けでなく、凝固時にＶ，Ｎbとの間にＭＣ型炭化物を形
成し、固溶化処理時の結晶粒の粗大化を防止し、さらに
時効処理によってＶとの間にＶ4Ｃ3を主体とするバナジ
ウム炭化物を形成し焼もどし軟化抵抗を増す効果があ
る。このような効果をもたらすためには最低0.1%以上の
添加を必要とするが、1.0%を越えて添加すると、延性を
低下させ、素材の加工性および並接バイメタルの成形性
を劣化させることから、0.1〜1.0%とした。
べる。Ｃは、オーステナイト生成元素であるとともに、
オーステナイト基地に固溶し、強化に大きく寄与するだ
けでなく、凝固時にＶ，Ｎbとの間にＭＣ型炭化物を形
成し、固溶化処理時の結晶粒の粗大化を防止し、さらに
時効処理によってＶとの間にＶ4Ｃ3を主体とするバナジ
ウム炭化物を形成し焼もどし軟化抵抗を増す効果があ
る。このような効果をもたらすためには最低0.1%以上の
添加を必要とするが、1.0%を越えて添加すると、延性を
低下させ、素材の加工性および並接バイメタルの成形性
を劣化させることから、0.1〜1.0%とした。
【０００９】Ｓiは、脱酸剤として添加されるが、1%を
越えて添加すると、延性が低下し、並接バイメタルの成
形性を劣化させるので、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た
めに非常に有効な元素であるが、1%以下では効果が少な
く、一方、21%を越えて添加すると熱間加工性および固
溶化熱処理時の耐酸化性を大幅に劣化させるので、1%を
越え21%以下とした。Ｎi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ために必須の添加元素で
あるが、8%より少ないと効果が少なく、一方、24%を越
えて添加すると、熱膨張係数が逆に低下するだけでな
く、素材のコストアップをもたらすことから、8〜24%と
した。
越えて添加すると、延性が低下し、並接バイメタルの成
形性を劣化させるので、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た
めに非常に有効な元素であるが、1%以下では効果が少な
く、一方、21%を越えて添加すると熱間加工性および固
溶化熱処理時の耐酸化性を大幅に劣化させるので、1%を
越え21%以下とした。Ｎi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ために必須の添加元素で
あるが、8%より少ないと効果が少なく、一方、24%を越
えて添加すると、熱膨張係数が逆に低下するだけでな
く、素材のコストアップをもたらすことから、8〜24%と
した。
【００１０】Ｖ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し、さ
らに時効処理時にＣとの間にＶ4Ｃ3を主体とする微細炭
化物を形成し焼もどし軟化抵抗を増す効果がある。その
添加量は、0.2%より少ないと上記の効果が十分でなく、
一方、2.0%を越えて添加するとＭＣ型炭化物量が多くな
り、延性が低下し、素材の加工性および並接バイメタル
の成形性を害することから、0.2〜2.0%とした。Ｃr，Ｍ
o，Ｗは、本合金のオーステナイト基地中に固溶すると
ともに、いちぶは炭化物として析出して常温および高温
での強度を高める効果をもたらすので、必要に応じて添
加する。また、Ｍo,ＷはＭo当量として、(Ｍo＋1/2Ｗ)
で整理される。しかし、いずれもフェライト形成元素で
あるため、多量の添加は、オーステナイト組織の安定性
を阻害することから、Ｃrは6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%以
下とした。これらのうち、特にＭo,Ｗは高温強度を高め
るのに有効であり、並接バイメタルの耐熱へたり性を高
める効果が大きいことから、耐熱へたり性を重視する場
合は、ＭoとＷを単独または複合で添加することが望ま
しい。
形成し、固溶化熱処理時の結晶粒の粗大化を防止し、さ
らに時効処理時にＣとの間にＶ4Ｃ3を主体とする微細炭
化物を形成し焼もどし軟化抵抗を増す効果がある。その
添加量は、0.2%より少ないと上記の効果が十分でなく、
一方、2.0%を越えて添加するとＭＣ型炭化物量が多くな
り、延性が低下し、素材の加工性および並接バイメタル
の成形性を害することから、0.2〜2.0%とした。Ｃr，Ｍ
o，Ｗは、本合金のオーステナイト基地中に固溶すると
ともに、いちぶは炭化物として析出して常温および高温
での強度を高める効果をもたらすので、必要に応じて添
加する。また、Ｍo,ＷはＭo当量として、(Ｍo＋1/2Ｗ)
で整理される。しかし、いずれもフェライト形成元素で
あるため、多量の添加は、オーステナイト組織の安定性
を阻害することから、Ｃrは6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%以
下とした。これらのうち、特にＭo,Ｗは高温強度を高め
るのに有効であり、並接バイメタルの耐熱へたり性を高
める効果が大きいことから、耐熱へたり性を重視する場
合は、ＭoとＷを単独または複合で添加することが望ま
しい。
【００１１】Ｎb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は、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、素材の加工性および並接バイメタルの成形性を害す
ることから0.5%以下とした。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るとともに、
固溶強化によって常温および高温での強度を高めるのに
有効であり、必要に応じて添加する。Ｎは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
性を害することから、0.2%以下とした。
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は、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、素材の加工性および並接バイメタルの成形性を害す
ることから0.5%以下とした。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るとともに、
固溶強化によって常温および高温での強度を高めるのに
有効であり、必要に応じて添加する。Ｎは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
性を害することから、0.2%以下とした。
【００１２】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、高膨張特性を得るために
は、少なくとも基地の組織はオーステナイト組織である
ことが必要である。本発明合金の成分元素は、Ｃ，Ｍ
n，Ｎi，Ｎのオーステナイト形成元素とＳi，Ｃr，Ｍ
o，Ｗ，Ｖ，Ｎb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を下
記の範囲とすることによって、基地をオーステナイト組
織とすることができる。 30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo −0.5Ｗ−5.3Ｖ−10Ｎb＋20Ｎ≧20 ・・・・・
（１） ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍn，Ｎi，Ｃr，Ｍo，Ｗ，Ｖ，Ｎ
b，Ｎは合金中の重量％を表している。この式の値が20
より小さいとオーステナイト組織が不安定となり、高膨
張特性が得られないことから、(1)式の値を20以上とし
た。
分範囲を満足するだけでなく、高膨張特性を得るために
は、少なくとも基地の組織はオーステナイト組織である
ことが必要である。本発明合金の成分元素は、Ｃ，Ｍ
n，Ｎi，Ｎのオーステナイト形成元素とＳi，Ｃr，Ｍ
o，Ｗ，Ｖ，Ｎb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を下
記の範囲とすることによって、基地をオーステナイト組
織とすることができる。 30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo −0.5Ｗ−5.3Ｖ−10Ｎb＋20Ｎ≧20 ・・・・・
（１） ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍn，Ｎi，Ｃr，Ｍo，Ｗ，Ｖ，Ｎ
b，Ｎは合金中の重量％を表している。この式の値が20
より小さいとオーステナイト組織が不安定となり、高膨
張特性が得られないことから、(1)式の値を20以上とし
た。
【００１３】引張強さは、並接バイメタルを高強度化す
るためには高い方が望ましく、従来の高膨張合金である
22Ｎi-3.5Ｃr系および6Ｍn-20Ｎi系のＦe基合金、およ
びＡＭＳ５６２５に登録されている9.5Ｎi-5.5Ｍn系の
Ｆe基合金より高くすることで並接バイメタルの高強度
化を図ることを狙って110kgf/mm2以上とした。熱膨張係
数は、並接バイメタルをブラウン管支持部材として使用
する場合、せいぜい常温から100℃までの範囲が重要で
あり、並接バイメタルが構成される２つの金属板の熱膨
張差によって色ずれを補正すべく作動するためには、高
膨張側の材料の熱膨張係数（常温から100℃の平均値)が
少なくとも16×10マイナス6乗/℃以上とした。
るためには高い方が望ましく、従来の高膨張合金である
22Ｎi-3.5Ｃr系および6Ｍn-20Ｎi系のＦe基合金、およ
びＡＭＳ５６２５に登録されている9.5Ｎi-5.5Ｍn系の
Ｆe基合金より高くすることで並接バイメタルの高強度
化を図ることを狙って110kgf/mm2以上とした。熱膨張係
数は、並接バイメタルをブラウン管支持部材として使用
する場合、せいぜい常温から100℃までの範囲が重要で
あり、並接バイメタルが構成される２つの金属板の熱膨
張差によって色ずれを補正すべく作動するためには、高
膨張側の材料の熱膨張係数（常温から100℃の平均値)が
少なくとも16×10マイナス6乗/℃以上とした。
【００１４】次に本発明合金の製造方法について説明す
る。冷間加工は、引張強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引張強さが得られないこ
とから、圧下率は30%以上とした。冷間加工後の時効処
理は、引張強さ、ばね特性および熱膨張係数を高める目
的で行なうが、400℃以下では十分な効果が得られず、
また650℃を越えると引張強さが大きく低下することか
ら、400〜650℃で時効処理するものとした。
る。冷間加工は、引張強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引張強さが得られないこ
とから、圧下率は30%以上とした。冷間加工後の時効処
理は、引張強さ、ばね特性および熱膨張係数を高める目
的で行なうが、400℃以下では十分な効果が得られず、
また650℃を越えると引張強さが大きく低下することか
ら、400〜650℃で時効処理するものとした。
【００１５】また、本発明合金を高膨張側の帯板または
板材と、本発明合金よりも熱膨張係数の小さい材料を低
膨張側の帯板または板材との縁面同士を突合せ溶接する
ことによって並接バイメタルを得ることができる。この
場合、低膨張側の材料には、並接バイメタルの温度上昇
による湾曲量の設定により種々の熱膨張係数を有する材
料を用いることができ、また必要な強度に対応した材料
の中から適宜選択して用いることができる。たとえば、
温度上昇による湾曲量を重視する場合は低膨張側の材料
には、インバー合金のような低膨張材が好ましく、強度
を重視する場合には、ＳＵＳ６３０、ＳＵＳ６３１、Ａ
Ｍ３５０等のような高強度材が好ましい。
板材と、本発明合金よりも熱膨張係数の小さい材料を低
膨張側の帯板または板材との縁面同士を突合せ溶接する
ことによって並接バイメタルを得ることができる。この
場合、低膨張側の材料には、並接バイメタルの温度上昇
による湾曲量の設定により種々の熱膨張係数を有する材
料を用いることができ、また必要な強度に対応した材料
の中から適宜選択して用いることができる。たとえば、
温度上昇による湾曲量を重視する場合は低膨張側の材料
には、インバー合金のような低膨張材が好ましく、強度
を重視する場合には、ＳＵＳ６３０、ＳＵＳ６３１、Ａ
Ｍ３５０等のような高強度材が好ましい。
【００１６】
【実施例】本発明合金、比較合金および従来合金をいず
れも大気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厚さの板を作製
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、25〜70%の冷間圧延によって、0.6〜1.
5mm厚さの板に仕上た。さらに450〜500℃で時効処理を
行なった後に、引張試験および熱膨張測定を行なった。
表１に本発明合金Ｎo.1〜23、比較合金Ｎo.24〜29、従
来合金Ｎo.30〜32の化学組成および(1)式により計算さ
れるＮi当量を、また、表２に冷間加工率、時効温度、
常温引張強さおよび30〜100℃の平均熱膨張係数および
本発明合金をＳＵＳ６３１と突き合わせて電子ビーム溶
接してバイメタルとした時の溶接性をそれぞれ示す。こ
こで、比較合金Ｎo.24,25は、組成範囲が発明合金の範
囲内にあって、式(1)の値が発明の範囲からはずれるも
の、比較合金Ｎo.26,27は、組成が発明合金の範囲から
はずれているが、式(1)の値が発明の範囲に入っている
もの、比較合金Ｎo.28,29は組成、式(1)の値がともに発
明の範囲からはずれているものである。
れも大気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厚さの板を作製
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、25〜70%の冷間圧延によって、0.6〜1.
5mm厚さの板に仕上た。さらに450〜500℃で時効処理を
行なった後に、引張試験および熱膨張測定を行なった。
表１に本発明合金Ｎo.1〜23、比較合金Ｎo.24〜29、従
来合金Ｎo.30〜32の化学組成および(1)式により計算さ
れるＮi当量を、また、表２に冷間加工率、時効温度、
常温引張強さおよび30〜100℃の平均熱膨張係数および
本発明合金をＳＵＳ６３１と突き合わせて電子ビーム溶
接してバイメタルとした時の溶接性をそれぞれ示す。こ
こで、比較合金Ｎo.24,25は、組成範囲が発明合金の範
囲内にあって、式(1)の値が発明の範囲からはずれるも
の、比較合金Ｎo.26,27は、組成が発明合金の範囲から
はずれているが、式(1)の値が発明の範囲に入っている
もの、比較合金Ｎo.28,29は組成、式(1)の値がともに発
明の範囲からはずれているものである。
【００１７】従来合金Ｎo.30は、ＳＵＳ３０４、Ｎo.31
は22Ｎi-3.5Ｃr系のＦe基合金、Ｎo.32はＡＭＳ５６２
５に登録されている9.5Ｎi-5.5Ｍn系のＦe基合金であ
る。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Ｎo.1〜23は、いずれも引張強さが110kgf/mm
2以上の高強度を有し、かつ30〜100℃の平均熱膨張係数
が16×10マイナス6乗/℃以上の高膨張特性を示すことが
わかる。
は22Ｎi-3.5Ｃr系のＦe基合金、Ｎo.32はＡＭＳ５６２
５に登録されている9.5Ｎi-5.5Ｍn系のＦe基合金であ
る。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Ｎo.1〜23は、いずれも引張強さが110kgf/mm
2以上の高強度を有し、かつ30〜100℃の平均熱膨張係数
が16×10マイナス6乗/℃以上の高膨張特性を示すことが
わかる。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】一方、化学組成または式(1)の値または/お
よび製造方法が本発明と異なる比較合金Ｎo.24〜29およ
び従来合金Ｎo.30〜32は、引張強さまたは/および熱膨
張係数が本発明合金より低い値しか示しておらず、並接
バイメタルの高膨張側の材料として使用するのには不適
当である。また、本発明合金を低膨張側の材料の一例で
あるＳＵＳ６３１と幅方向に突合せ溶接した場合の溶接
性は、表２に示すようにいずれも良好であり、並接バイ
メタルを製造する上での溶接性も問題なく、並接バイメ
タルの製造ができた。
よび製造方法が本発明と異なる比較合金Ｎo.24〜29およ
び従来合金Ｎo.30〜32は、引張強さまたは/および熱膨
張係数が本発明合金より低い値しか示しておらず、並接
バイメタルの高膨張側の材料として使用するのには不適
当である。また、本発明合金を低膨張側の材料の一例で
あるＳＵＳ６３１と幅方向に突合せ溶接した場合の溶接
性は、表２に示すようにいずれも良好であり、並接バイ
メタルを製造する上での溶接性も問題なく、並接バイメ
タルの製造ができた。
【００２１】また、本発明合金のうち、合金Ｎo.1,2,6,
7,9,12を低膨張側の材料の一例であるＳＵＳ６３１と幅
方向に突合せ溶接した並接バイメタルの熱へたり試験を
行ない、耐熱へたり性を評価した。熱へたり試験は、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℃×1hの処理を３回行な
い、冷却後の総変位量を測定した。その結果を表３に示
す。本発明合金の並接バイメタルの熱へたり試験後の変
位量は、従来合金Ｎo.30と36Ｎiインバー合金との並接
バイメタルよりも小さく、耐熱へたり性も良好であるこ
とがわかる。また、ここでＭoまたはＷを添加した合金
Ｎo.6.7,9,12は、Ｍo,Ｗ無添加のＮo.1,2より耐熱へた
り性が良いことがわかる。
7,9,12を低膨張側の材料の一例であるＳＵＳ６３１と幅
方向に突合せ溶接した並接バイメタルの熱へたり試験を
行ない、耐熱へたり性を評価した。熱へたり試験は、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℃×1hの処理を３回行な
い、冷却後の総変位量を測定した。その結果を表３に示
す。本発明合金の並接バイメタルの熱へたり試験後の変
位量は、従来合金Ｎo.30と36Ｎiインバー合金との並接
バイメタルよりも小さく、耐熱へたり性も良好であるこ
とがわかる。また、ここでＭoまたはＷを添加した合金
Ｎo.6.7,9,12は、Ｍo,Ｗ無添加のＮo.1,2より耐熱へた
り性が良いことがわかる。
【００２２】
【表３】
【００２３】
【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溶接性が得られ、並
接バイメタルの高膨張側の材料として用いれば、並接バ
イメタルの高強度化および小型化に大きく貢献できるも
のである。
強度と高い熱膨張係数および良好な溶接性が得られ、並
接バイメタルの高膨張側の材料として用いれば、並接バ
イメタルの高強度化および小型化に大きく貢献できるも
のである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−333544（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−31446（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−13889（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−191763（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−362158（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−123052（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−26144（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C21D 8/02 C22C 38/08 C22C 38/46 C22C 38/56
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓi 1.0%以
下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ 0.2〜2.0
%、残部実質的にＦeからなり、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋
0.5Ｍn＋Ｎi−0.53Ｖが20以上であり、かつ常温での引
張強さが110kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨張係
数が16×10マイナス6乗/℃以上であることを特徴とする
並接バイメタル用高強度高膨張合金。 - 【請求項２】 重量％にて、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓi 1.0%以
下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ 0.2〜2.0
%、Ｃr,Ｍo,Ｗの１種または２種以上をＣr 6%以下、Ｍo
＋1/2Ｗで3%以下を含み、残部実質的にＦeからなり、さ
らに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo−0.5
Ｗ−5.3Ｖが20以上であり、かつ常温での引張強さが110
kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マ
イナス6乗/℃以上であることを特徴とする並接バイメタ
ル用高強度高膨張合金。 - 【請求項３】 重量％にて、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓi 1.0%以
下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ 0.2〜2.0
%、Ｎb 0.5%以下、残部実質的にＦeからなり、さらに30
Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.53Ｖ−10Ｎbが20以上で
あり、かつ常温での引張強さが110kgf/mm2以上、常温〜
100℃の平均熱膨張係数が16×10マイナス6乗/℃以上で
あることを特徴とする並接バイメタル用高強度高膨張合
金。 - 【請求項４】 重量％にて、Ｃ 0.1〜1.0%、Ｓi 1.0%以
下、Ｍn 1%を越えて21%以下、Ｎi 8〜24%、Ｖ 0.2〜2.0
%、Ｎb 0.5%以下、Ｃr,Ｍo,Ｗの１種または２種以上を
Ｃr 6%以下、Ｍo＋1/2Ｗで3%以下を含み、残部実質的に
Ｆeからなり、さらに30Ｃ−1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.6
7Ｃr−Ｍo−0.5Ｗ−5.3Ｖ−10Ｎbが20以上であり、かつ
常温での引張強さが110kgf/mm2以上、常温〜100℃の平
均熱膨張係数が16×10マイナス6乗/℃以上であることを
特徴とする並接バイメタル用高強度高膨張合金。 - 【請求項５】 Ｎ 0.2%以下を含有する請求項１ないし
４のいずれかに記載の合金組成からなり、さらに30Ｃ−
1.34Ｓi＋0.5Ｍn＋Ｎi−0.67Ｃr−Ｍo−0.5W-5.3Ｖ−10
Ｎb＋20Ｎが20以上であり、かつ常温での引張強さが110
kgf/mm2以上、常温〜100℃の平均熱膨張係数が16×10マ
イナス6乗/℃以上であることを特徴とする並接バイメタ
ル用高強度高膨張合金。 - 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれかに記載の並
接バイメタル用高強度高膨張合金を有する高強度並接バ
イメタル。 - 【請求項７】 請求項１ないし５のいずれかに記載の並
接バイメタル用高強度高膨張合金製帯板の縁面と低膨張
合金製帯板の縁面とを突き合わせ溶接してなる高強度並
接バイメタル。 - 【請求項８】 請求項１ないし５の合金を30%以上の圧
下率で冷間加工した後に400℃〜650℃で時効処理を行な
うことを特徴とする並接バイメタル用高強度高膨張合金
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00071293A JP3221462B2 (ja) | 1993-01-06 | 1993-01-06 | 並接バイメタル用高強度高膨張合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタル |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00071293A JP3221462B2 (ja) | 1993-01-06 | 1993-01-06 | 並接バイメタル用高強度高膨張合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタル |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09421198A Division JP3354480B2 (ja) | 1998-04-07 | 1998-04-07 | 高強度高膨張合金金属板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06207247A JPH06207247A (ja) | 1994-07-26 |
| JP3221462B2 true JP3221462B2 (ja) | 2001-10-22 |
Family
ID=11481381
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00071293A Expired - Fee Related JP3221462B2 (ja) | 1993-01-06 | 1993-01-06 | 並接バイメタル用高強度高膨張合金およびその製造方法ならびに高強度並接バイメタル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3221462B2 (ja) |
-
1993
- 1993-01-06 JP JP00071293A patent/JP3221462B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06207247A (ja) | 1994-07-26 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |