CN102458831B - 高温用双金属 - Google Patents

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Abstract

提供可以抑制降温到常温时的原点位置的变化增大的高温用双金属。该高温用双金属(1)具备由奥氏体类不锈钢构成的高热膨胀层(2)和由具有居里点的温敏磁性金属材料构成的贴合于高热膨胀层的低热膨胀层(3)，该高温用双金属(1)跨越在居里点以上的高温区域和低于居里点的低温区域的两个温度区域使用，并且在居里点以上的高温区域中的使用温度的上限温度为500℃以上。

Description

高温用双金属
技术领域
本发明涉及高温用双金属，特别涉及具有高热膨胀层和低热膨胀层的高温用双金属。
背景技术
以往，已知具有高热膨胀层和低热膨胀层的高温用双金属(例如，参照专利文献1)。
在上述专利文献1中，公开了具备由包含16质量％的Cr、5质量％的Al、0.3质量％的Y、和Fe的16Cr-5Al-0.3Y-Fe合金构成的喷镀层(高热膨胀层)和隔开一定间隔平行地排列的多条W线(低热膨胀层)的随着温度变化而弯曲变形的高温用双金属。该专利文献1的高温用双金属的多条W线，分别从喷镀层上面向着内部以只离开相同距离的状态，埋入喷镀层内部的上面侧。另外，该专利文献1的高温用双金属具有1200℃的最高允许温度(使用温度范围的上限)，并且具有5～6×10-6/K的弯曲系数。另外，可以认为该专利文献1的高温用双金属，在使用温度范围的全部区域中具有大致一定的弯曲系数(5～6×10-6/K)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-25090号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，可以认为在上述专利文献1中公开的高温用双金属中，在使用温度范围的全部区域中具有大致一定的弯曲系数(5～6×10-6/K)。在这里，作为双金属的使用形态，在比最高允许温度(1200℃)低的设定温度中，有高温用双金属与用于将高温用双金属的弯曲变形抑制在一定范围的挡块构件抵接的情况。在该情况下，在设定温度和最高允许温度之间的高温区域的温度范围中，通过挡块构件抑制高温用双金属的变形。此时，在上述专利文献1那样的在使用温度范围的全部区域中具有大致一定的弯曲系数的高温用双金属中，因为跨越低温区域和高温区域的全部区域具有大的弯曲系数，所以在高温用双金属内部容易积蓄热应力。因此，在使温度从常温上升到最高允许温度附近后，如果再次使温度下降(降温)到常温，就有常温时的原点位置变化大的问题。
本发明是用于解决上述那样的课题而完成的，本发明的1个目的在于提供可以抑制降温到常温时的原点位置的变化增大的高温用双金属。
用于解决课题的方法和发明的效果
本发明的1个方面的高温用双金属具备由奥氏体类不锈钢构成的高热膨胀层和由具有居里点的温敏磁性金属材料构成的被贴合于高热膨胀层的低热膨胀层，该高温用双金属跨越在居里点以上的高温区域和低于居里点的低温区域的两个温度区域使用，并且在居里点以上的高温区域中使用温度的上限温度为500℃以上。
在本发明的1个方面的高温用双金属中，如上所述，通过低热膨胀层由具有居里点的温敏磁性金属材料构成，并且通过跨越在居里点以上的高温区域和低于居里点的低温区域的两个温度区域使用高温用双金属，而在温敏磁性金属材料中，在居里点以上的高温区域中的热膨胀系数比低于居里点的低温区域中的热膨胀系数大，因此能够将高温区域中的高热膨胀层的热膨胀系数和低热膨胀层的热膨胀系数之差减少到比低温区域中的高热膨胀层的热膨胀系数和低热膨胀层的热膨胀系数之差小。由此，在本发明的高温用双金属中，因为高温区域中的弯曲变形比低温区域中的弯曲变形小，所以能够将居里点以上的高温区域中的高温用双金属的弯曲变形的变位量减少到比低于居里点的低温区域中的高温用双金属的弯曲变形的变位量小。因此，由于能够抑制在居里点以上的高温区域中热应力在高温用双金属内部积蓄，所以能够使热应力难以在高温用双金属内部积蓄。其结果，能够提供可以抑制降温到常温时原点位置的变化增大的高温用双金属。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选在使用时，在居里点以上的高温区域中的弯曲系数比低于居里点的低温区域中的弯曲系数小。根据这样的构成，因为在居里点以上的高温区域中的高温用双金属的弯曲变形比低于居里点的低温区域中的高温用双金属弯曲变形小，所以能够容易地抑制热应力在居里点以上的高温区域中高温用双金属内部积蓄。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料的居里点是100℃以上、400℃以下，并且在居里点以上的高温区域中使用温度的上限温度是500℃以上、700℃以下。根据这样的构成，就能够得到在100℃以上、400℃以下中所包含温度以上的温度范围希望减小热膨胀时有用的高温用双金属。另外，通过使用在500℃以上、700℃以下的温度范围内具有使用温度的上限温度的高温用双金属，就能够得到直到500℃以上、700℃以下中所包含的温度还可以使用的降温时原点位置变化小的高温用双金属。
此时，优选在居里点以上的高温区域中的使用温度范围比低于居里点的低温区域中的使用温度范围大。根据这样的构成，就可以将在居里点以上的高温区域中的高温用双金属变位量小的温度区域增大到比低于居里点的低温区域中的高温用双金属变位量大的温度区域大。其结果，就能够进一步抑制热应力在居里点以上的高温区域中高温用双金属内部积蓄。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料是Ni-Fe合金。根据这样的构成，就能够容易得到具有居里点的温敏磁性金属材料。
此时，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料是包含32质量％以上、45质量％以下Ni的Ni-Fe合金。根据这样的构成，就能够容易得到具有100℃以上、400℃以下的居里点的高温用双金属。
对于上述温敏磁性金属材料是包含32质量％以上、45质量％以下Ni的Ni-Fe合金的高温用双金属，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加Nb、Cr、Al、Si、Ti中的至少1种而形成。根据这样的构成，就能够得到在具有100℃以上、400℃以下的居里点的温敏磁性金属材料中进一步赋予抗氧化性的高温用双金属。
对于上述温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加Nb、Cr、Al、Si、Ti中的至少1种而形成的高温用双金属，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上、8质量％以下的Nb而形成。根据这样的构成，通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上的Nb，即使温度上升到高温用双金属的使用温度上限，也能够在不造成问题的程度下赋予温敏磁性金属材料充分的抗氧化性。另外，能够抑制起因于通过在Ni-Fe合金中添加大于8质量％的Nb而温敏磁性金属材料的强度过度变大，所造成温敏磁性金属材料的加工性下降。
对于上述温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上、8质量％以下的Nb而形成的高温用双金属，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在包含36质量％Ni的Ni-Fe合金中添加6质量％的Nb而形成。根据这样的构成，即使温度上升到高温用双金属的使用温度上限，在不造成问题的程度下也具有充分的抗氧化性，并且能够得到具有由可以抑制加工性下降的温敏磁性金属材料构成的低热膨胀层的高温用双金属。
对于上述温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上、8质量％以下的Nb而形成的高温用双金属，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在包含36质量％Ni的Ni-Fe合金中添加2质量％的Nb而形成。根据这样的构成，即使温度上升到高温用双金属的使用温度上限，在不造成问题的程度下也具有充分的抗氧化性，并且能够得到具有由可以抑制加工性下降的温敏磁性金属材料构成的低热膨胀层的高温用双金属。
对于上述温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加Nb、Cr、Al、Si、Ti中的至少1种而形成的高温用双金属，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上、13质量％以下的Cr而形成。根据这样的构成，通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上的Cr，即使温度上升到高温用双金属的使用温度上限，也能够在不造成问题的程度下赋予温敏磁性金属材料充分的抗氧化性。另外，能够抑制起因于通过在Ni-Fe合金中添加大于13质量％的Cr而造成的低热膨胀层的热膨胀系数过度变大。
对于上述温敏磁性金属材料通过在Ni-Fe合金中添加2质量％以上、13质量％以下的Cr而形成的高温用双金属，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在包含40质量％Ni的Ni-Fe合金中添加10质量％的Cr而形成。根据这样的构成，即使温度上升到高温用双金属的使用温度上限，在不造成问题的程度下也具有充分的抗氧化性，并且能够得到具有由可以抑制热膨胀系数变大的温敏磁性金属材料构成的低热膨胀层的高温用双金属。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选低热膨胀层的厚度比高热膨胀层的厚度大。根据这样的构成，就能够容易得到在低于居里点的低温区域中具有大的弯曲系数的高温用双金属。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选通过温度上升到居里点以上的高温区域中的使用温度的上限温度而高热膨胀层和低热膨胀层被氧化时、由氧化而增加的高热膨胀层和低热膨胀层的合计厚度是高热膨胀层和低热膨胀层被氧化前的高热膨胀层和低热膨胀层的合计厚度的1％以下。根据这样的构成，就能够抑制起因于由氧化而高热膨胀层和低热膨胀层的合计厚度增加了大于1％，而使高温用双金属的性质(弯曲系数等)变化到产生实用上的问题的程度。
此时，优选由氧化而增加的高热膨胀层和低热膨胀层的每1平方厘米的质量增量的合计值是1.5mg以下。根据这样的构成，就能够确认通过氧化而高热膨胀层和低热膨胀层的合计厚度是否增加了大于1％。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选在居里点以上的高温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数比高热膨胀层的热膨胀系数小，且比低于居里点的低温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数大。根据这样的构成，就能够抑制起因于在居里点以上的高温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数为高热膨胀层的热膨胀系数以上而造成高温用双金属在居里点以上的高温区域中在高热膨胀层侧变形。另外，通过低热膨胀层在居里点以上的高温区域中的热膨胀系数比低热膨胀层在低于居里点的低温区域中的热膨胀系数大，就能够抑制高温用双金属在低于居里点的低温区域中的弯曲变形变小。
此时，优选在居里点以上的高温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数是高热膨胀层的热膨胀系数的70％以上并低于100％。根据这样的构成，则能够抑制在高温区域中高温用双金属在高热膨胀层侧变形，并且能够抑制起因于高热膨胀层的热膨胀系数和在高温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数差别大而造成的高温用双金属在高温区域的弯曲变形增大。
对于上述高温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数比低温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数大的高温用双金属，优选在居里点以上的高温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数是低于居里点的低温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数的2倍以上。根据这样的构成，就能够进一步抑制高温用双金属在低于居里点的低温区域中的弯曲变形变小。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选在低于居里点的低温区域中的低热膨胀层的热膨胀系数是高热膨胀层的热膨胀系数的50％以下。根据这样的构成，就能够增大低温区域中的高热膨胀层的热膨胀系数和低热膨胀层的热膨胀系数之差，因此能够使高温用双金属在低温区域中弯曲变形进一步增大。
在上述1个方面的高温用双金属中，优选低热膨胀层的1个端部被固定，并且低热膨胀层的另一端部附近在居里点以上的温度区域中，与被固定的挡块构件接触。根据这样的构成，因为在抑制热应力在高温用双金属内部积蓄的居里点以上的高温区域中低热膨胀层接触挡块构件，所以能够使起因于与挡块构件接触而产生的热应力难以在高温用双金属中积蓄。
此时，优选低热膨胀层的另一端部附近在居里点以上的高温区域且在居里点附近的温度中，与挡块构件接触。根据这样的构成，因为在居里点附近的温度低热膨胀层与挡块构件接触，所以能够跨越宽温度范围都可以利用由与挡块构件接触产生的热应力难以在高温用双金属中积蓄的状态。
附图说明
图1是表示本发明的第1～第3实施方式的初始状态的高温用双金属的状态的图。
图2是表示温度从图1所示的状态上升到达设定温度时的高温用双金属的状态的图。
图3是表示温度从图2所示的状态上升到达最高允许温度时的高温用双金属的状态的图。
图4是表示温度从图3所示的状态下降返回到常温时的高温用双金属的状态的图。
图5是用于说明为了确认本发明的效果而进行的变位量测定的初始状态的图。
图6是用于说明为了确认本发明的效果而进行的变位量测定的弯曲变形状态的图。
图7是分别表示为了确认本发明的效果而使用的实施例1、2、3和比较例1的居里点和热膨胀系数的表。
图8是表示为了确认本发明效果而进行的变位量测定结果的图表。
图9是表示为了确认本发明效果而进行的变位量测定结果的表。
图10是表示从为了确认本发明效果而进行的变位量测定中求出的弯曲系数的表。
图11是表示为了确认本发明效果而进行的氧化增量测定结果的图表。
具体实施方式
以下，根据附图说明本发明的实施方式。
(第1实施方式)
首先，参照图1说明本发明的第1实施方式的高温用双金属1的结构。
本发明的第1实施方式的高温用双金属1，如图1所示，由板状的高热膨胀层2和贴合在高热膨胀层2上的板状的低热膨胀层3的2层复合钢材构成。另外，高温用双金属1具有约0.2mm的厚度t1。
另外，高温用双金属1在初始状态的常温T1(约25℃)中不弯曲变形。作为高温用双金属1使用形态的1个例子，在第1实施方式中，在高温用双金属1被使用于规定机器(未图示)时，高温用双金属1的一端被固定于固定部4。在高温用双金属1的另一端侧且在低热膨胀层3的一侧，在使用高温用双金属1的规定仪器中还设置有用于抑制高温用双金属1的一定以上变形的挡块5。该挡块5在高温用双金属1在规定的设定温度T2弯曲变形时以与高温用双金属1相抵接的方式配置。另外，挡块5是本发明的“挡块构件”的1个例子。
另外，在第1实施方式中，可以使用高温用双金属1的使用温度范围的下限为约-70℃，使用温度范围的上限(最高允许温度T3)为约700℃。另外，高温用双金属1的使用温度范围的上限是约500℃以上即可，优选是约500℃以上、约700℃以下。
另外，高热膨胀层2由约18质量％的Cr、约8质量％的Ni、Fe和微量的不可避免杂质构成的18Cr-8Ni-Fe合金(SUS304)所构成。在这里，Fe是SUS304的基本成分，占有Cr、Ni和不可避免杂质以外的剩余部分。另外，高热膨胀层2的SUS304是奥氏体类不锈钢，具有约17.3×10-6/K的热膨胀系数。
在这里，在第1实施方式中，低热膨胀层3由约36质量％的Ni、约6质量％的Nb、Fe和微量不可避免杂质构成的36Ni-6Nb-Fe合金所构成。在这里，Fe是36Ni-6Nb-Fe合金的基本成分，占有Ni、Nb和不可避免杂质以外的剩余部分。另外，低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金是具有约200℃的居里点的温敏磁性金属材料。由此，低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的居里点(约200℃)被包含在作为可以使用高温用双金属1的使用温度范围的约-70℃以上、约700℃以下。由此，第1实施方式的高温用双金属1跨越在居里点以上的高温区域和低于居里点的低温区域的两个温度区域使用。另外，“居里点”表示温敏磁性金属材料在升温时从强磁性材料变化为顺磁材料时温度，并且表示温敏磁性金属材料在降温时从顺磁材料变化为强磁性材料时的温度。
另外，在高温用双金属1中，居里点(约200℃)以上、约700℃以下的高温区域的使用温度范围(约700℃-约200℃＝约500℃)，比约-70℃以上、低于居里点(约200℃)的低温区域的使用温度范围(约200℃-(约-70℃)＝约270℃)大。
另外，低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金，在低于居里点(约200℃)的低温区域中具有约4.1×10-6/K的热膨胀系数，并且在居里点以上的高温区域中具有约15.8×10-6/K的热膨胀系数。另外，在低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金中，在低于居里点的低温区域中的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)比居里点以上的高温区域中的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)小。另外，高温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)是低温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)的约3.9倍。在这里，高温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数优选是低温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数的约2倍以上。
由此，高温区域的高热膨胀层2的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)和低热膨胀层3的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)之差(约1.5×10-6/K)比低温区域的高热膨胀层2的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)和低热膨胀层3的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)之差(约13.2×10-6/K)小。
另外，低温区域和高温区域的低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的热膨胀系数(约4.1×10-6/K和约15.8×10-6/K)都比高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)小。具体而言，在低于居里点(约200℃)的低温区域的低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)是高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约24％。另外，居里点以上的高温区域的低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)是高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约91％。另外，低温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数优选是高热膨胀层2的热膨胀系数的约50％以下，并且高温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数优选是高热膨胀层2的热膨胀系数的约70％以上并小于约100％。
另外，在高温用双金属1中，在低于居里点(约200℃)的低温区域中具有约6.7×10-6/K的弯曲系数K1，并且在居里点以上的高温区域中具有约3.3×10-6/K的弯曲系数K2。在这里，弯曲系数K2(约3.3×10-6/K)比弯曲系数K1(约6.7×10-6/K)小。
另外，如图1所示，高温用双金属1的高热膨胀层2的SUS304的厚度t2和低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的厚度t3满足t2∶t3＝约47∶约53的关系。即，因低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的厚度t3相对于高温用双金属1的合计厚度t1的比例是约0.53，故而低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的厚度t3比高热膨胀层2的SUS304的厚度t2大。
另外，由温度上升到居里点(约200℃)以上的高温区域中使用温度的上限温度(约700℃)而高温用双金属1(高热膨胀层2和低热膨胀层3)被氧化时、由氧化而增加的高温用双金属1的质量(氧化增量)为每1平方厘米约1.5mg以下。另外，如果氧化增量大于每1平方厘米约1.5mg(允许值)，则由氧化产生的高温用双金属1的厚度的增加部分就大于约2μm，超过被氧化前的高温用双金属厚度(约0.2mm)的约1％。由此，如果氧化增量大于每1平方厘米约1.5mg，则高温用双金属1的性质(弯曲系数K等)就变化到产生实用上问题的程度。
接着，参照图1～图4，说明本发明的第1实施方式的高温用双金属1的弯曲变形。
首先，如图1所示，在初始状态(常温T1(约25℃))时，高温用双金属1没有弯曲变形。在从该状态使温度上升时，高温用双金属1通过在低热膨胀层3一侧弯曲变形，而产生变位量D(参照图2)。然后，在到达规定的设定温度T2时，如图2所示，高温用双金属1的低热膨胀层3一侧与在使用高温用双金属1的规定仪器侧所设置的挡块5抵接(接触)。
另外，在第1实施方式的高温用双金属1的使用形态中，规定的设定温度T2在高温用双金属1的低热膨胀层3的居里点(约200℃)附近且是比居里点大的温度。
另外，如果从高温用双金属1的低热膨胀层3一侧和挡块5抵接的状态，再使温度上升，则在从规定的设定温度T2上升到最高允许温度T3(约700℃)之间，如图3所示，高温用双金属1随着温度上升而要向低热膨胀层3一侧弯曲变形，但另一方面被挡块5限制在变形不超过规定的设定温度T2中的弯曲变形。因此，在挡块5上施加来自高温用双金属1的力的同时，高温用双金属1上被施加了来自挡块5的反作用力。该反作用力成为热应力，被积蓄在高温用双金属1中。
在这里，在第1实施方式中，在居里点(约200℃)以上的高温区域中的高温用双金属1的弯曲系数K2(约3.3×10-6/K)，因为比低于居里点的低温区域中的高温用双金属1的弯曲系数K1(约6.7×10-6/K)小，所以在居里点以上的高温区域中的弯曲变形比低于居里点的低温区域中的弯曲变形小。由此，高温用双金属1施加在挡块5上的力，小于只有低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1时(没有居里点、弯曲系数K不变化时)施加的力。
由此，如果通过使温度从最高允许温度T3(约700℃)下降，再次返回(降温)到常温T1(约25℃)，则如图4所示，由积蓄在高温用双金属1内部的热应力造成的弯曲变形，小于不具有本发明的现有例的高温用双金属那样的居里点且弯曲系数K不变化时的弯曲变形(在图4中由2点划线表示的现有例)。即，相比于本发明现有例的高温用双金属，第1实施方式的高温用双金属1，原点位置的变化减小。
接着，参照图1，说明本发明的第1实施方式的高温用双金属1的制造方法。
首先，以约60.6％的压下率由冷轧压焊接合具有约1.5mm厚度的板状的SUS304和具有约1.7mm厚度的板状的36Ni-6Nb-Fe合金，形成具有约1.3mm厚度的由2层复合钢材构成的双金属。然后，在氢气氛中，在约1050℃进行约3分钟的扩散退火。由此，能够使双金属的高热膨胀层和低热膨胀层的接合强度提高。此后，将具有约1.3mm厚度的双金属由冷轧进行压延直到达到约0.2mm厚度t1(参照图1)。由此，形成第1实施方式的高温用双金属1(参照图1)。
在这里，即使在上述压焊接合和压延中，板状SUS304的厚度和板状36Ni-6Nb-Fe合金的厚度的比例也不变化。由此，由SUS304构成的高热膨胀层2的厚度t2(参照图1)和由36Ni-6Nb-Fe合金构成的低热膨胀层3的厚度t3(参照图1)，满足t2∶t3＝约1.5∶约1.7＝约47∶约53的关系。
在第1实施方式中，如上所述，通过低热膨胀层3在由具有居里点(约200℃)的36Ni-6Nb-Fe合金构成，并且跨越居里点以上的高温区域(约200℃以上、约700℃以下)和低于居里点的低温区域(约-70℃以上、小于约200℃)的两个温度区域使用高温用双金属1，而在36Ni-6Nb-Fe合金中，居里点以上的高温区域中的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)比低于居里点的低温区域中的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)大，因此能够使高温区域中的高热膨胀层2的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)和低热膨胀层3的热膨胀系数之差(约1.5×10-6/K)比低温区域中的高热膨胀层2的热膨胀系数和低热膨胀层3的热膨胀系数之差(约13.2×10-6/K)小。由此，在第1实施方式的高温用双金属1中，因为高温区域中的弯曲变形比低温区域中的弯曲变形小，所以能够使居里点以上的高温区域中的高温用双金属1的弯曲变形的变位量D比低于居里点的低温区域中的高温用双金属1的弯曲变形的变位量D小。因此，在包含比居里点附近高的温度区域的高温区域(从T2到T3的区域)中，即使通过挡块5限制了高温用双金属1的变形，也能够抑制热应力在高温用双金属1的内部积蓄，因此能够使热应力难以在内部积蓄。其结果，能够提供可以抑制在降温到常温时的原点位置的变化增大的高温用双金属1。另外，能够得到在约200℃以上的温度范围希望减小热膨胀时有用的高温用双金属1，并且能够容易得到直到约700℃都可以使用的降温时原点位置的变化小的高温用双金属1。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过居里点(约200℃)以上的高温区域中的高温用双金属1的弯曲系数K2(约3.3×10-6/K)比低于居里点的低温区域中的高温用双金属1的弯曲系数K1(约6.7×10-6/K)小，而在居里点以上的高温区域中的高温用双金属1的弯曲变比低于居里点的低温区域中的高温用双金属1的弯曲变形小，因此在居里点以上的高温区域中，能够容易抑制热应力在高温用双金属1内部积蓄。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过使居里点(约200℃)以上、约700℃以下的高温区域的使用温度范围(约500℃)比约-70℃以上、低于居里点的低温区域的使用温度范围(约270℃)大，能够使居里点以上的高温区域中的高温用双金属1的变位量D小的温度区域比低于居里点的低温区域中的高温用双金属1的变位量D大的温度区域大。其结果，在居里点以上的高温区域中，能够抑制热应力在高温用双金属1的内部积蓄。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过由约36质量％的Ni、约6质量％Nb、Fe和微量不可避免杂质构成的36Ni-6Nb-Fe合金所构成低热膨胀层3，能够得到具有含有约200℃居里点的温敏磁性金属材料的高温用双金属1。另外，在温度即使上升到高温用双金属1的使用温度的上限(约700℃)，也在不造成问题的程度具有充分的抗氧化性，并且能够得到具有可以抑制加工性下降的温敏磁性金属材料的高温用双金属1。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过使低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的厚度t3比高热膨胀层2的SUS304的厚度t2大，就能够容易得到在低于居里点(约200℃)的低温区域中具有大的弯曲系数K1的高温用双金属1。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过由温度上升到居里点(约200℃)以上的高温区域的使用温度的上限温度(约700℃)而高温用双金属1(高热膨胀层2和低热膨胀层3)被氧化时的高温用双金属1的质量(氧化增量)为每1平方厘米约1.5mg以下，由氧化增加的高温用双金属1的厚度，就能够成为高温用双金属1被氧化前的高温用双金属1的合计厚度t1(＝t2+t3)的约1％以下。由此，由于由氧化而高温用双金属1的合计厚度t1增加了大于约1％，就能够抑制高温用双金属1的性质(弯曲系数K1和K2等)变化到产生实用上问题的程度。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过使居里点(约200℃)以上的高温区域的低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)为高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约91％，就能够抑制高温用双金属1在高温区域在高热膨胀层2侧变形，并且能够抑制由于高热膨胀层2的热膨胀系数和高温区域中低热膨胀层3的热膨胀系数差异大而在高温区域的高温用双金属1的弯曲变形增大。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过使高温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数(约15.8×10-6/K)为低于居里点(约200℃)的低温区域的低热膨胀层3的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)的约3.9倍，就能够进一步抑制低于居里点(约200℃)的低温区域的高温用双金属1的弯曲变形变小。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过使低温区域的低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的热膨胀系数(约4.1×10-6/K)为高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约24％，就能够增大低温区域中高热膨胀层2的热膨胀系数和低热膨胀层3的热膨胀系数之差，因此在低温区域中能够进一步使高温用双金属1弯曲变形增大。
另外，在第1实施方式中，如上所述，通过将高温用双金属1的低热膨胀层3一侧与设置在使用高温用双金属1的规定仪器侧的挡块5抵接(接触)时的设定温度T2，设为高温用双金属1的低热膨胀层3的居里点(约200℃)的附近且比居里点大的温度，则在抑制热应力积蓄在高温用双金属1的内部的居里点以上的高温区域，低热膨胀层3与挡块5接触，就能够使起因于与挡块构件5接触而产生的热应力难以在高温用双金属1的内部积蓄。还因为在居里点附近的温度，低热膨胀层3与挡块5接触，所以能够使起因于与挡块构件5接触产生的热应力难以在高温用双金属1内部积蓄的状态跨越宽的温度范围都可以利用。
(第2实施方式)
接着，参照图1说明本发明的第2实施方式。在该第2实施方式的高温用双金属101中，与上述第1实施方式不同，对于低热膨胀层103由40Ni-10Cr-Fe合金构成的情况进行说明。
在本发明的第2实施方式的高温用双金属101中，低热膨胀层103由约40质量％的Ni、约10质量％的Cr、Fe和微量不可避免杂质构成的40Ni-10Cr-Fe合金所构成。在这里，Fe是40Ni-10Cr-Fe合金的基本成分，占有Ni、Cr和不可避免杂质以外的剩余部分。另外，低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金具有约200℃的居里点。由此，低热膨胀层103的温敏磁性金属材料的居里点(约200℃)被包含在可以使用高温用双金属101的使用温度范围的约-70℃以上约700℃以下。另外，在高温用双金属101中，由居里点(约200℃)以上约700℃以下构成的高温区域的使用温度范围(约500℃)，比由约-70℃以上约200℃以下构成的低温区域的使用温度范围(约270℃)大。
另外，低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金，在低于居里点(约200℃)的低温区域中具有约8.2×10-6/K的热膨胀系数，并且在居里点以上的高温区域中具有约16.8×10-6/K的热膨胀系数。另外，在低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金中，在低于居里点的低温区域中的热膨胀系数(约8.2×10-6/K)比在居里点以上的高温区域中的热膨胀系数(约16.8×10-6/K)小。另外，高温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数(约16.8×10-6/K)是低温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数(约8.2×10-6/K)的约2倍。
由此，高温区域中的高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)和低热膨胀层103的热膨胀系数(约16.8×10-6/K)之差(约0.5×10-6/K)比低温区域中的高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)和低热膨胀层103的热膨胀系数(约8.2×10-6/K)之差(约9.1×10-6/K)小。
另外，低于居里点(约200℃)和居里点以上的低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的热膨胀系数(约8.2×10-6/K和约16.8×10-6/K)都比高热膨胀层2的SUS304热膨胀系数(约17.3×10-6/K)小。具体而言，低于居里点(约200℃)的低温区域的低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的热膨胀系数(约8.2×10-6/K)是高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约47％。另外，居里点以上的高温区域的低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的热膨胀系数(约16.8×10-6/K)是高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约97％。另外，低温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数优选是高热膨胀层2的热膨胀系数的约50％以下，并且优选高温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数是高热膨胀层2的热膨胀系数的约70％以下、小于约100％。
另外，高温用双金属101，在低于居里点(约200℃)的低温区域中具有约2.3×10-6/K的弯曲系数K1，并且在居里点以上的高温区域中具有约1.1×10-6/K的弯曲系数K2。在这里，弯曲系数K2(约1.1×10-6/K)比弯曲系数K1(约2.3×10-6/K)小。
另外，如图1所示，高温用双金属101的高热膨胀层2的SUS304的厚度t2和低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的厚度t3满足t2∶t3＝约45∶约55的关系。即，低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的厚度t3比高热膨胀层2的SUS304的厚度t2大。另外，第2实施方式的高温用双金属的构成与弯曲变形与上述第1实施方式相同。
接着，参照图1，说明本发明的第2实施方式的高温用双金属101的制造方法。
首先，通过以约60.6％的压下率由冷轧压焊接合具有约1.5mm厚度的板状SUS304和具有约1.8mm厚度的板状40Ni-10Cr-Fe合金，形成具有约1.3mm厚度的由2层复合钢材构成的双金属。然后，在氢气氛中，在约1050℃进行约3分钟的扩散退火。由此，可以使双金属的高热膨胀层和低热膨胀层的接合强度提高。此后，将具有约1.3mm厚度的双金属由冷轧进行压延直到达到约0.2mm厚度t1(参照图1)。由此，形成第2实施方式的高温用双金属101(参照图1)。
在这里，即使在上述压焊接合和压延中，板状SUS304的厚度和板状40Ni-10Cr-Fe合金的厚度的比例也不变化。由此，由SUS304构成的高热膨胀层2的厚度t2(参照图1)和由40Ni-10Cr-Fe合金构成的低热膨胀层103的厚度t3(参照图1)满足t2∶t3＝约1.5∶约1.8＝约45∶约55的关系。即，通过低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的厚度t3相对于高温用双金属101的厚度t1的比例为约0.55，从而低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的厚度t3比高热膨胀层2的SUS304的厚度t2大。
在第2实施方式中，如上所述，通过将低热膨胀层103由约40质量％的Ni、约10质量％的Cr、Fe和微量不可避免杂质构成的40Ni-10Cr-Fe合金构成，就能够得到具有约200℃居里点的温敏磁性金属材料的高温用双金属101。另外，即使温度上升到高温用双金属101的使用温度的上限(约700℃)，也能够没有问题地具有充分的抗氧化性，并且能够得到具有可以抑制热膨胀系数过度增大的温敏磁性金属材料的高温用双金属101。
另外，在第2实施方式中，如上所述，通过将居里点(约200℃)以上的高温区域的低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的热膨胀系数(约16.8×10-6/K)设为高热膨胀层2的SUS304的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约97％，就能够抑制高温用双金属101在高温区域在高热膨胀层2侧变形，并且能够抑制起因于高热膨胀层2的热膨胀系数和高温区域中的低热膨胀层103的热膨胀系数差异大，而在高温区域中的高温用双金属101的弯曲变形增大。
另外，在第2实施方式中，如上所述，通过将高温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数(约16.8×10-6/K)设为低于居里点(约200℃)的低温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数(约8.2×10-6/K)的约2倍，就能够进一步抑制低于居里点(约200℃)的低温区域中高温用双金属101的弯曲变形变小。
另外，在第2实施方式中，如上所述，通过将低温区域的低热膨胀层103的热膨胀系数(约8.2×10-6/K)设为高热膨胀层2的热膨胀系数(约17.3×10-6/K)的约47％，而能够增大低温区域中高热膨胀层2的热膨胀系数和低热膨胀层103的热膨胀系数之差，因此能够使低温区域中高温用双金属101更大地弯曲变形。另外，第2实施方式的高温用双金属的其它效果与上述第1实施方式相同。
(第3实施方式)
接着，参照图1，说明本发明的第3实施方式。在该第3实施方式的高温用双金属201中，与上述第1实施方式不同，对于高热膨胀层202由12Cr-18Ni-Fe合金构成，并且低热膨胀层203由36Ni-2Nb-Fe合金构成的情况进行说明。
在本发明的第3实施方式的高温用双金属201中，高热膨胀层202由约12质量％的Cr、约18质量％的Ni、Fe和微量不可避免杂质构成的12Cr-18Ni-Fe合金所构成。在这里，Fe是12Cr-18Ni-Fe合金的基本成分，占有Ni、Cr和不可避免杂质以外的剩余部分。另外，高热膨胀层202的12Cr-18Ni-Fe合金是奥氏体类不锈钢，具有约19.0×10-6/K的热膨胀系数。
在这里，在第3实施方式中，低热膨胀层203由约36质量％的Ni、约2质量％的Nb、Fe和微量不可避免杂质构成的36Ni-2Nb-Fe合金所构成。在这里，Fe是36Ni-2Nb-Fe合金的基本成分，占有Ni、Nb和不可避免杂质以外的剩余部分。另外，低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金具有约170℃的居里点。由此，低热膨胀层203的温敏磁性金属材料的居里点(约170℃)被包含在可以使用高温用双金属201的使用温度范围的约-70℃以上约700℃以下。另外，在高温用双金属201中，由居里点(约170℃)以上约700℃以下构成的高温区域的使用温度范围(约530℃)比由约-70℃以上约170℃以下构成的低温区域的使用温度范围(约200℃)大。
另外，低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金，在低于居里点(约170℃)的低温区域中具有约3.0×10-6/K的热膨胀系数，并且在居里点以上的高温区域中具有约15.7×10-6/K的热膨胀系数。另外，在低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金中，低于居里点的低温区域中的热膨胀系数(约3.0×10-6/K)比居里点以上的高温区域中的热膨胀系数(约15.7×10-6/K)小。另外，高温区域的低热膨胀层203的热膨胀系数(约15.7×10-6/K)是低温区域的低热膨胀层203的热膨胀系数(约3.0×10-6/K)的约5.2倍。
由此，高温区域中的高热膨胀层202的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)和低热膨胀层203的热膨胀系数(约15.7×10-6/K)之差(约3.3×10-6/K)比低温区域中的高热膨胀层202的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)和低热膨胀层203的热膨胀系数(约3.0×10-6/K)之差(约16.0×10-6/K)小。
另外，低于居里点(约170℃)和居里点以上的低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金的热膨胀系数(约3.0×10-6/K和约15.7×10-6/K)都比高热膨胀层202的12Cr-18Ni-Fe合金的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)小。具体而言，低于居里点(约170℃)的低温区域的低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金的热膨胀系数(约3.0×10-6/K)是高热膨胀层202的12Cr-18Ni-Fe合金的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)的约16％。另外，居里点以上的高温区域的低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金的热膨胀系数(约15.7×10-6/K)是高热膨胀层202的12Cr-18Ni-Fe合金的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)的约83％。
另外，高温用双金属201在低于居里点(约170℃)的低温区域中具有约11.9×10-6/K的弯曲系数K1，并且在居里点以上的高温区域中具有约6.5×10-6/K的弯曲系数K2。在这里，弯曲系数K2(约6.5×10-6/K)比弯曲系数K1(约11.9×10-6/K)小。另外，第3实施方式的高温用双金属的构成、弯曲变形和制造方法与上述第1实施方式相同。
在第3实施方式中，如上所述，通过由约36质量％的Ni、约2质量％的Nb、Fe和微量不可避免杂质构成的36Ni-2Nb-Fe合金构成低热膨胀层203，就能够得到具有含有约170℃居里点的温敏磁性金属材料的高温用双金属201。另外，即使在温度即使上升到高温用双金属201的使用温度的上限(约700℃)，也能够没有问题地具有充分的抗氧化性，并且能够得到具有可以抑制加工性的下降的温敏磁性金属材料的高温用双金属201。
另外，在第3实施方式中，如上所述，通过将居里点(约170℃)以上的高温区域的低热膨胀层203的36Ni-2Nb-Fe合金的热膨胀系数(约15.7×10-6/K)设为高热膨胀层202的12Cr-18Ni-Fe合金的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)的约83％，则能够抑制高温用双金属201在高热膨胀层202侧变形，并且能够抑制起因于高热膨胀层202的热膨胀系数和高温区域中的低热膨胀层203的热膨胀系数差异大而高温区域中的高温用双金属201的弯曲变形变大。
另外，在第3实施方式中，如上所述，通过将高温区域的低热膨胀层203的热膨胀系数(约15.7×10-6/K)设为低于居里点(约170℃)的低温区域的低热膨胀层203的热膨胀系数(约3.0×10-6/K)的约5.2倍，就能够进一步抑制低于居里点(约170℃)的低温区域中高温用双金属201的弯曲变形变小。
另外，在第3实施方式中，如上所述，通过将低温区域的低热膨胀层203的热膨胀系数(约3.0×10-6/K)设为高热膨胀层202的热膨胀系数(约19.0×10-6/K)的约16％，而能够增大低温区域中的高热膨胀层202的热膨胀系数和低热膨胀层203的热膨胀系数之差，因此能够使低温区域中的高温用双金属201更大地弯曲变形。此外，第3实施方式的高温用双金属的其它效果与上述第1实施方式相同。
接着，参照图1和图5～图10，说明用于确认上述第1～第3实施方式的高温用双金属1(101、201)的效果而进行的变位量测定和氧化增量测定。
在以下说明的变位量测定和氧化增量测定中，作为对应于上述第1实施方式的高温用双金属1(参照图1)的实施例1，使用按照上述第1实施方式的高温用双金属1的制造方法所制作的高温用双金属。具体而言，作为实施例1使用由SUS304构成的高热膨胀层和由36Ni-6Nb-Fe合金构成的低热膨胀层构成的高温用双金属(SUS304/36Ni-6Nb-Fe合金)。另外，实施例1的高温用双金属的厚度t1(参照图5)是0.2mm，并且高热膨胀层SUS304的厚度t2(参照图5)和低热膨胀层的36Ni-6Nb-Fe合金的厚度t3(参照图5)满足t2∶t3＝47∶53(＝0.094mm∶0.106mm)的关系。
另外，作为对应于上述第2实施方式的高温用双金属101(参照图1)的实施例2，使用按照上述第2实施方式的高温用双金属101的制造方法所制作的高温用双金属。具体而言，作为实施例2使用由SUS304构成的高热膨胀层和由40Ni-10Cr-Fe合金构成的低热膨胀层构成的高温用双金属(SUS304/40Ni-10Cr-Fe合金)。另外，实施例2的高温用双金属的厚度t1(参照图5)是0.2mm，并且高热膨胀层的SUS304厚度t2(参照图5)和低热膨胀层的40Ni-10Cr-Fe合金的厚度t3(参照图5)满足t2∶t3＝45∶55(＝0.09mm∶0.11mm)的关系。
另外，作为对应于上述第3实施方式的高温用双金属201(参照图1)的实施例3，使用按照上述第3实施方式的高温用双金属201的制造方法(与第1实施方式的高温用双金属1的制造方法相同)所制作的高温用双金属。具体而言，作为实施例3使用由12Cr-18Ni-Fe合金构成的高热膨胀层和由36Ni-2Nb-Fe合金构成的低热膨胀层构成的高温用双金属(12Cr-18Ni-Fe合金/36Ni-2Nb-Fe合金)。
(变位量测定)
首先，说明变位量测定。在该变位量测定中，如图5所示，使用具有0.2mm的厚度t1、15mm的长度L和2mm的宽度(未图示)的高温用双金属301进行测定。另外，在初始状态(常温T1(25℃))中，高温用双金属301不变形。
另外，在变位量测定中，由固定部304将高温用双金属301的长度方向的一端固定。然后，通过从初始状态使温度上升到最高700℃，如图6所示，使高温用双金属301在低热膨胀层303一侧弯曲变形。此时，测定由伴随温度T(℃)变化而高温用双金属301的弯曲变形所产生的变位量D(mm)。另外，基于测定的变位量D和下述式(1)，算出高温用双金属301的弯曲系数K。
K＝(t1)ΔD/L2ΔT……(1)
在这里，t1是高温用双金属301的厚度(参照图5)，t1＝0.2mm。另外，L是高温用双金属301的宽度(参照图5)，L＝15mm。另外，ΔD是在任意的第1温度的第1变位量和在与第1温度不同的任意第2温度的第2变位量之差。另外，ΔT是第1温度和第2温度之差。
另外，在变位量测定中，作为高温用双金属301分别使用上述实施例1(SUS304/36Ni-6Nb-Fe合金)、实施例2(SUS304/40Ni-10Cr-Fe合金)和实施例3(12Cr-18Ni-Fe合金/36Ni-2Nb-Fe合金)。另一方面，作为用于与实施例1比较的比较例1，使用高热膨胀层302由SUS304构成，低热膨胀层303由18质量％的Cr、Fe和微量不可避免杂质构成的18Cr-Fe合金构成的高温用双金属301(SUS304/18Cr-Fe合金)。该比较例1的高温用双金属301的低热膨胀层303的18Cr-Fe合金没有居里点。另外，比较例1的高温用双金属301的厚度t1是0.2mm，并且比较例1的高温用双金属301的高热膨胀层302的SUS304的厚度t2(参照图5)和低热膨胀层303的18Cr-Fe合金的厚度t3(参照图5)满足t2∶t3＝50∶50(＝0.1mm∶0.1mm)的关系。另外，作为用于与实施例2比较的比较例2，假定为具有与实施例2中的低于居里点的低温区域的弯曲系数K1相同的弯曲系数K，并且没有居里点(弯曲系数K不变化)的高温用双金属。同样地，作为用于与实施例3比较的比较例3，假定为具有与实施例3中的低于居里点的低温区域的弯曲系数K1相同的弯曲系数K，并且没有居里点(弯曲系数K不变化)的高温用双金属。
另外，在计算弯曲系数K时，在具有实施例1～3那样的居里点的试样的情况下，分成低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1和居里点以上的高温区域中的弯曲系数K2分别计算。具体而言，低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1，基于常温T1(25℃)时的变位量D1(＝0)和在100℃时的变位量D2算出。即，在上述式(1)中，通过分别代入ΔT＝75(＝100-25)和ΔD＝D2-D1(＝D2)，并且分别代入t1＝0.2mm和L＝15mm，算出在低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1。另外，居里点以上的高温区域中的弯曲系数K2，基于250℃时的变位量D3和在300℃时的变位量D4算出。即，在上述式(1)中，通过分别代入ΔT＝50(＝300-250)和ΔD＝D4-D3，并且分别代入t1＝0.2mm和L＝15mm，算出在居里点以上的高温区域中的弯曲系数K2。
另外，在计算弯曲系数K时，在如比较例1那样没有居里点的试样的情况下，基于常温T1(25℃)时的变位量D1(＝0)和在100℃时的变位量D2算出弯曲系数K。即，在上述式(1)中，通过分别代入ΔT＝75(＝100-25)和ΔD＝D2-D1(＝D2)，并且分别代入t1＝0.2mm和L＝15mm，算出弯曲系数K。
作为在图7～图10中表示的变位量测定的实验结果，关于实施例1，在图7中表示的低于居里点(200℃)的低温区域中，如图8所示，实施例1的高温用双金属301产生与比较例1的高温用双金属301大致同样的弯曲变形。另一方面，在居里点以上的高温区域中，相比于比较例1的高温用双金属301，实施例1的高温用双金属301的弯曲变形的变位量D小。即，在居里点以上的高温区域中，确认了实施例1的高温用双金属301的变位量D的曲线的斜率(每单位温度的变位量)小于比较例1的高温用双金属301的变位量D的曲线的斜率(每单位温度的变位量)。
由此，在实施例1的高温用双金属301的使用温度范围的上限700℃中，实施例1的高温用双金属301在700℃时的弯曲变形的变位量D和在居里点200℃时的弯曲变形的变位量D之差(在高温区域中的实施例1的变位量)D5推测是比较例1的高温用双金属301在700℃时的弯曲变形的变位量D和在200℃时的弯曲变形的变位量D之差(在高温区域中的比较例1的变位量)D6的约3分之一。由此，可以认为实施例1的高温用双金属301，在居里点以上的高温区域中，与比较例1的高温用双金属301相比，更加可以抑制热应力的增加。
另外，关于实施例2，在图7中表示的低于居里点(200℃)的低温区域中，如图8所示，实施例2的高温用双金属301进行与假定的比较例2的高温用双金属同样的弯曲变形。另一方面，在居里点以上的高温区域中，实施例2的高温用双金属301的弯曲变形的变位量D比假定的比较例2的高温用双金属小。即，在居里点以上的高温区域中，确认了实施例2的高温用双金属301的变位量D的曲线的斜率(每单位温度的变位量)小于假定的比较例2的高温用双金属的变位量D的曲线的斜率(每单位温度的变位量)。
由此，在实施例2的高温用双金属301的使用温度范围上限的700℃中，在实施例2的高温用双金属301在700℃时弯曲变形的变位量D和在居里点200℃时弯曲变形的变位量D之差(在高温区域中的实施例2的变位量)D7，推测是假定的比较例2的高温用双金属在700℃时的弯曲变形的变位量D和在居里点200℃时弯曲变形的变位量D之差(在高温区域的比较例2的变位量)的约6分之一。由此，实施例2的高温用双金属301，在居里点以上的高温区域中，可以认为与比较例2的高温用双金属相比，更加可以抑制热应力的增加。
另外，关于实施例3，在图7中表示的低于居里点(170℃)的低温区域中，如图8所示，实施例3的高温用双金属301进行与假定的比较例3的高温用双金属同样的弯曲变形。另一方面，在居里点以上的高温区域中，相比于假定的比较例3的高温用双金属，实施例3的高温用双金属301弯曲变形的变位量D小。即，在居里点以上的高温区域中，确认了实施例3的高温用双金属301的变位量D的曲线的斜率(每单位温度的变位量)小于假定的比较例3的高温用双金属的变位量D的曲线的斜率(每单位温度的变位量)。由此，可以认为实施例3的高温用双金属301在居里点以上的高温区域中，与假定的比较例3的高温用双金属相比，可以更抑制热应力的增加。
另外，使用在图9中表示的规定温度T(100℃、250℃和300℃)中的变位量D的数据，算出在图10中表示的弯曲系数K。由此，在实施例1中的高温用双金属301中，能够确认居里点(约200℃)以上的高温区域中的弯曲系数K2(3.3×10-6/K)比低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1(6.7×10-6/K)小。另外，在实施例2中的高温用双金属301中，能够确认居里点(200℃)以上的高温区域中的弯曲系数K2(1.1×10-6/K)比低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1(2.3×10-6/K)小。另外，在实施例3中的高温用双金属301中，能够确认居里点(170℃)以上的高温区域中的弯曲系数K2(6.5×10-6/K)比低于居里点的低温区域中的弯曲系数K1(11.9×10-6/K)小。
(氧化增量测定)
接着，说明氧化增量测定。在该氧化增量测定中，使用具有0.2mm的厚度、1.0cm的宽度和3.0cm的长度，由高热膨胀层和低热膨胀层构成的高温用双金属进行测定。另外，在氧化增量测定中，分别测定通过在500℃、600℃和700℃(最高允许温度)分别保持15小时而进行热处理时的试样在热处理后的质量。然后，使用下述式(2)算出氧化增量。
氧化增量＝(热处理后的质量-热处理前的质量)/(1.0cm×3.0cm)……(2)
另外，在氧化增量测定中，作为高温用双金属，分别使用在上述变位量测定中使用的实施例1(SUS304/36Ni-6Nb-Fe合金)、实施例2(SUS304/40Ni-10Cr-Fe合金)及实施例3(12Cr-18Ni-Fe合金/36Ni-2Nb-Fe合金)和在上述变位量测定中用于与实施例1比较而使用的比较例1(SUS304/18Cr-Fe合金)。另一方面，作为比较例4，使用高热膨胀层由23质量％的Ni、5质量％的Mn、Fe和微量不可避免杂质构成的23Ni-5Mn-Fe合金所构成，低热膨胀层由36质量％的Ni、Fe和微量不可避免杂质构成的36Ni-Fe合金所构成的双金属。另外，作为比较例5，使用高热膨胀层由20质量％的Ni、6质量％的Cr、Fe和微量不可避免杂质构成的20Ni-6Cr-Fe合金所构成，低热膨胀层由36Ni-Fe合金构成的双金属。另外，作为比较例6，使用高热膨胀层由20Ni-6Cr-Fe合金构成，低热膨胀层由42质量％的Ni、Fe和微量不可避免杂质构成的42Ni-Fe合金所构成的双金属。
另外，如果氧化增量比每1平方厘米1.5mg(允许值)大，则由氧化产生的高温用双金属的厚度增加部分就大于2μm，超过被氧化前的高温用双金属的合计厚度(0.2mm)的1％。由此，如果氧化增量比每1平方厘米1.5mg大，则高温用双金属的性质(弯曲系数K等)就变化到产生实用上问题的程度。
作为在图11中表示的氧化增量测定的实验结果，在500℃和600℃进行热处理时，在实施例1、2、3和比较例1的高温用双金属和比较例4～6的双金属中，氧化增量为每1平方厘米1.5mg以下。但是，在700℃(最高允许温度)进行热处理时，在实施例1、2、3和比较例1的高温用双金属中，氧化增量为每1平方厘米1.5mg以下(实施例1：1.03mg，实施例2：0.26mg，实施例3：1.38mg，比较例1：0.07mg)，然而在比较例4～6的双金属中，氧化增量为大于每1平方厘米1.5mg的值(比较例4：2.83mg，比较例5：2.01mg，比较例6：2.09mg)。由此可以认为如果使温度上升到最高允许温度(700℃)，则在实施例1、2、3和比较例1的高温用双金属中，高温用双金属的性质(弯曲系数K等)不会变化到产生实用上问题的程度，但在比较例4～6的双金属中，高温用双金属的性质变化到产生实用上问题的程度。
另外，在实施例1的高温用双金属中，氧化增量为每1平方厘米1.5mg以下，可以认为是由于在由SUS304构成的高热膨胀层中含有Cr，并且在由36Ni-6Nb-Fe合金构成的低热膨胀层中含有Nb，从而高热膨胀层和低热膨胀层各自的抗氧化性被提高的缘故。另外，在实施例2的高温用双金属中，氧化增量为每1平方厘米1.5mg以下，可以认为是由于在由SUS304构成的高热膨胀层和在由40Ni-10Cr-Fe合金构成的低热膨胀层中分别含有Cr，从而高热膨胀层和低热膨胀层各自的抗氧化性被提高的缘故。另外，在实施例3的高温用双金属中，氧化增量为每1平方厘米1.5mg以下，可以认为是由于在由12Cr-18Ni-Fe合金构成的高热膨胀层中含有Cr，并且在由36Ni-2Nb-Fe合金构成的低热膨胀层中含有Nb，从而高热膨胀层和低热膨胀层各自的抗氧化性被提高的缘故。
另外，在比较例1的高温用双金属中，氧化增量为每1平方厘米1.5mg以下(0.07mg)，可以认为是由于在由SUS304构成的高热膨胀层和由18Cr-Fe合金构成的低热膨胀层中分别包含的Cr引起高热膨胀层和低热膨胀层各自的抗氧化性被提高的缘故。
从上述变位量测定和氧化增量测定的结果，可以认为由SUS304构成的高热膨胀层和由36Ni-6Nb-Fe合金构成的低热膨胀层所构成的实施例1的高温用双金属，在居里点(200℃)以上的高温区域中，比不具有居里点的比较例1的高温用双金属更加可以抑制热应力增加，并且即使使温度上升到最高允许温度(700℃)，高温用双金属的性质(弯曲系数K等)也不会变化到产生实用上问题的程度。由此能够确认实施例1的高温用双金属，在居里点(200℃)以上的高温区域中，可以抑制热应力在高温用双金属内部积蓄，并且可以抑制高温用双金属的性质变化到产生实用上问题的程度。
另外，由SUS304构成的高热膨胀层和由40Ni-10Cr-Fe合金构成的低热膨胀层所构成的实施例2的高温用双金属可以认为，在居里点(200℃)以上的高温区域中，比不具有居里点的比较例2假定的高温用双金属更加可以抑制热应力增加，即使使温度上升到最高允许温度(700℃)，高温用双金属的性质(弯曲系数K等)也不会变化到产生实用上问题的程度。由此能够确认实施例2的高温用双金属，在居里点(200℃)以上的高温区域中，可以抑制热应力在高温用双金属内部积蓄，并且可以抑制高温用双金属的性质变化到产生实用上问题的程度。
另外，由12Cr-18Ni-Fe合金构成的高热膨胀层和由36Ni-2Nb-Fe合金构成的低热膨胀层所构成的实施例3的高温用双金属可以认为，在居里点(170℃)以上的高温区域中，比不具有居里点的比较例3假定的高温用双金属更加可以抑制热应力的增加，即使使温度上升到最高允许温度(700℃)，高温用双金属的性质(弯曲系数K等)也不会变化到产生实用上问题的程度。由此能够确认实施例3的高温用双金属，在居里点(170℃)以上的高温区域中，可以抑制热应力在高温用双金属内部积蓄，并且可以抑制高温用双金属的性质变化到产生实用上问题的程度。
另外，本次所公开的实施方式和实施例应该认为均为例示而不是起限制作用的内容。本发明的范围不是上述实施方式和实施例的说明，而由权利要求表示，还包含与权利要求均等意义和范围内的一切变更。
例如，在上述第1和第2实施方式中，表示了由SUS304(18Cr-8Ni-Fe合金)构成高热膨胀层2的例子，在上述第3实施方式中，表示了由12Cr-18Ni-Fe合金构成高热膨胀层202的例子，但本发明不限定于此，高热膨胀层只要是奥氏体类不锈钢，就没有特别限定，例如，也可以是SUS305((17～19)Cr-(8～10.5)Ni-Fe合金)等。
另外，在上述第1实施方式中，表示了低热膨胀层3由36Ni-6Nb-Fe合金构成的例子，在上述第2实施方式中，表示了低热膨胀层103由40Ni-10Cr-Fe合金构成的例子，并且在上述第3实施方式中，表示了低热膨胀层203由36Ni-2Nb-Fe合金构成的例子，但本发明不限定于此，低热膨胀层只要是温敏磁性金属材料，就没有特别限定。在这里，通过低热膨胀层的温敏磁性金属材料含有约32质量％以上的Ni，就可以具有约100℃以上的居里点。另外，通过低热膨胀层的温敏磁性金属材料含有约45质量％以下的Ni，就可以具有约400℃以下的居里点。因此，优选低热膨胀层的温敏磁性金属材料由含有约32质量％以上、约45质量％以下Ni的Ni-Fe合金构成。
另外，在上述第1实施方式中，表示了低热膨胀层3由36Ni-6Nb-Fe合金构成的例子，在上述第2实施方式中，表示了低热膨胀层103由40Ni-10Cr-Fe合金构成的例子，并且在上述第3实施方式中，表示了低热膨胀层203由36Ni-2Nb-Fe合金构成的例子，但本发明不限定于此，低热膨胀层的温敏磁性金属材料也可以由在含有约32质量％以上、约45质量％以下Ni的Ni-Fe合金中上添加有Nb、Cr、Al、Si、Ti中的至少1种的Ni-Fe合金构成。此时，在低热膨胀层的温敏磁性金属材料中，在Ni-Fe合金中添加Al时，优选以约1质量％以上、约5质量％以下的范围添加Al。其理由如下。通过在Ni-Fe合金中添加约1质量％以上的Al，就可以使温敏磁性金属材料的抗氧化性提高。另外，通过在Ni-Fe合金中添加约5质量％以下的Al，就可以抑制起因于温敏磁性金属材料的强度过度变大而温敏磁性金属材料的加工性下降。
另外，在低热膨胀层的温敏磁性金属材料中，在Ni-Fe合金中添加Si时，优选以约1质量％以上、约5质量％以下的范围添加Si。其理由如下。通过在Ni-Fe合金中添加约1质量％以上的Si，就可以使温敏磁性金属材料的抗氧化性提高。另外，通过在Ni-Fe合金中添加约5质量％以下的Si，就可以抑制起因于温敏磁性金属材料的强度过度变大而温敏磁性金属材料的加工性下降。
另外，在低热膨胀层的温敏磁性金属材料中，在Ni-Fe合金中添加Ti时，优选以约0.2质量％以上、约1质量％以下的范围添加Ti。其理由如下。通过在Ni-Fe合金中添加约0.2质量％以上的Ti，就可以使温敏磁性金属材料的抗氧化性提高。另外，通过在Ni-Fe合金中添加约1质量％以下的Ti，就可以抑制起因于温敏磁性金属材料的强度过度变大而温敏磁性金属材料的加工性下降。
另外，在上述第1实施方式中，表示了低热膨胀层3由36Ni-6Nb-Fe合金构成的例子，并且在上述第3实施方式中，表示了低热膨胀层203由36Ni-2Nb-Fe合金构成的例子，但本发明不限定于此，低热膨胀层的温敏磁性金属材料也可以由在含有约32质量％以上、约45质量％以下Ni的Ni-Fe合金中以约2质量％以上、约8质量％以下的范围添加有Nb的合金构成。
另外，在上述第2实施方式中，表示了低热膨胀层103由40Ni-10Cr-Fe合金构成的例子，但本发明不限定于此，低热膨胀层的温敏磁性金属材料也可以由在含有约32质量％以上、约45质量％以下Ni的Ni-Fe合金中以约2质量％以上、约13质量％以下的范围添加Cr的合金构成。
另外，在上述第1实施方式中，表示了低热膨胀层3的36Ni-6Nb-Fe合金的厚度t3相对于高温用双金属1的合计厚度t1的比例是约0.53的例子，但本发明不限定于此，低热膨胀层36Ni-6Nb-Fe合金的厚度相对于高温用双金属合计厚度的比例也可以是约0.48以上、约0.58以下。如果这样构成，就可以将36Ni-6Nb-Fe合金的厚度比例约0.48以上、约0.58以下时的弯曲系数K1和K2的变动幅度抑制在最佳比例(约0.53)时的弯曲系数K1和K2的约3％以下。另外，低热膨胀层36Ni-6Nb-Fe合金厚度相对于高温用双金属合计厚度的比例优选大于约0.50。
另外，在上述第2实施方式中，表示了低热膨胀层103的40Ni-10Cr-Fe合金的厚度t3相对于高温用双金属101的合计厚度t1的的比例是约0.55的例子，但本发明不限定于此，低热膨胀层40Ni-10Cr-Fe合金的厚度相对于高温用双金属合计厚度的比例可以是约0.50以上、约0.60以下。如果这样构成，就可以将40Ni-10Cr-Fe合金的厚度的比例约0.50以上、约0.60以下时的弯曲系数K1和K2的变动幅度抑制在最佳比例(约0.55)时的弯曲系数K1和K2的约3％以下。另外，低热膨胀层40Ni-10Cr-Fe合金厚度相对于高温用双金属合计厚度的比例优选大于约0.50。
另外，在上述第1～第3实施方式中，表示了可以使用高温用双金属1(101、201)的使用温度范围的下限是约-70℃的例子，但本发明不限定于此，可以使用高温用双金属的使用温度范围的下限也可以不是约-70℃而可以是比约-70℃高的温度或比约-70℃低的温度。
另外，在上述第1～第3实施方式中，表示了将高热膨胀层2(202)的厚度t2制成比低热膨胀层3(103、203)的厚度t3小的例子，但本发明不限定于此，高热膨胀层的厚度既可以与低热膨胀层的厚度大致相同，也可以比低热膨胀层的厚度大。
另外，在上述第1～第3实施方式中，表示了高温用双金属1(101、201)具有约0.2mm厚度t1的例子，但本发明不限定于此，高温用双金属的厚度既可以比约0.2mm大，也可以比约0.2mm小。
另外，在上述第1～第3实施方式中，表示了规定的设定温度T2在高温用双金属1(101、201)的低热膨胀层3(103、203)的居里点(约200℃、约170℃)的附近且为比居里点大的温度的例子，但本发明不限定于此，设定温度T2可以不在居里点附近，而可以是居里点以下的温度。

Claims (19)

1.一种高温用双金属，其特征在于：
所述高温用双金属具备由奥氏体类不锈钢构成的高热膨胀层(2)、和
由具有居里点的温敏磁性金属材料构成并贴合于所述高热膨胀层的低热膨胀层(3)，
所述高温用双金属跨越在所述居里点以上的高温区域和低于所述居里点的低温区域的两个温度区域使用，并且在所述居里点以上的高温区域中使用温度的上限温度为500℃以上，
所述低热膨胀层的厚度比所述高热膨胀层的厚度大，
在低于所述居里点的低温区域中的所述低热膨胀层的热膨胀系数是所述高热膨胀层的热膨胀系数的50％以下。
2.如权利要求1所述的高温用双金属，其特征在于：
在使用时，在所述居里点以上的高温区域中的弯曲系数比低于所述居里点的低温区域中的弯曲系数小。
3.如权利要求1所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料的居里点为100℃以上、400℃以下，并且在所述居里点以上的高温区域中使用温度的上限温度为500℃以上、700℃以下。
4.如权利要求3所述的高温用双金属，其特征在于：
在所述居里点以上的高温区域中使用温度的范围比低于所述居里点的低温区域中使用温度的范围大。
5.如权利要求1所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料是Ni-Fe合金。
6.如权利要求5所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料是包含32质量％以上、45质量％以下Ni的Ni-Fe合金。
7.如权利要求6所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在所述Ni-Fe合金中添加Nb、Cr、Al、Si、Ti中的至少1种而形成。
8.如权利要求7所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在所述Ni-Fe合金中添加2质量％以上、8质量％以下的Nb而形成。
9.如权利要求8所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在包含36质量％Ni的Ni-Fe合金中添加6质量％的Nb而形成。
10.如权利要求8所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在包含36质量％Ni的Ni-Fe合金中添加2质量％的Nb而形成。
11.如权利要求7所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在所述Ni-Fe合金中添加2质量％以上、13质量％以下的Cr而形成。
12.如权利要求11所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的温敏磁性金属材料通过在包含40质量％Ni的Ni-Fe合金中添加10质量％的Cr而形成。
13.如权利要求1所述的高温用双金属，其特征在于：
通过温度上升到在所述居里点以上的高温区域中使用温度的上限的温度而氧化所述高热膨胀层和所述低热膨胀层时的、由氧化而增加的所述高热膨胀层和所述低热膨胀层的合计厚度，是所述高热膨胀层和所述低热膨胀层被氧化前的所述高热膨胀层和所述低热膨胀层的合计厚度的1％以下。
14.如权利要求13所述的高温用双金属，其特征在于：
由氧化而增加的所述高热膨胀层和所述低热膨胀层的每1平方厘米的质量增量的合计值为1.5mg以下。
15.如权利要求1所述的高温用双金属，其特征在于：
在所述居里点以上的高温区域中的所述低热膨胀层的热膨胀系数小于所述高热膨胀层的热膨胀系数，大于在低于所述居里点的低温区域中的所述低热膨胀层的热膨胀系数。
16.如权利要求15所述的高温用双金属，其特征在于：
在所述居里点以上的高温区域中的所述低热膨胀层的热膨胀系数是所述高热膨胀层的热膨胀系数的70％以上且低于100％。
17.如权利要求15所述的高温用双金属，其特征在于：
在所述居里点以上的高温区域中的所述低热膨胀层的热膨胀系数是在低于所述居里点的低温区域中的所述低热膨胀层的热膨胀系数的2倍以上。
18.如权利要求1所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的1个端部被固定，并且所述低热膨胀层的另一端部附近在所述居里点以上的高温区域中与所固定的挡块构件(5)接触。
19.如权利要求18所述的高温用双金属，其特征在于：
所述低热膨胀层的另一端部附近在所述居里点以上的高温区域且在所述居里点附近的温度中与所述挡块构件接触。
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