JP2686140B2

JP2686140B2 - 高温ボルト用合金およびその製造方法

Info

Publication number: JP2686140B2
Application number: JP9413889A
Authority: JP
Inventors: 丈博大野; 力蔵渡辺
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1989-04-13
Filing date: 1989-04-13
Publication date: 1997-12-08
Anticipated expiration: 2012-12-08
Also published as: JPH02270940A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は高温で利用されるボルト用の合金およびその
製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

高温で使用されるボルトには、クリープ強度の優れた
材料が要求される。600℃付近の高温で使用されるボル
ト用の素材としては、A286（JIS SUH660）の名で知られ
る合金や、特公平１−8697号記載の合金等が用いられて
いる。また特開平１−25919号には、リラクゼーション
特性（全歪一定の条件で負荷された部材の応力が時間の
経過と共に減少していく現象で、クリープに起因する現
象）を改善するために、棒または線材に固溶化熱処理を
行なった後、冷間加工を行なう方法が記載されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

近年、耐熱ボルトの性能およびコストに対する要求は
ますます厳しくなっており、安価で高性能の材料が求め
られている。性能を向上させるためには、例えば材料の
化学成分を換えることが考えられるが、この場合、通常
は合金元素量が多くなり、価格あるいは製造性の面で好
ましくない。

このような背景から、従来高温ボルト用合金として用
いられている。A286合金や前述の特開平１−25919号に
記載の合金と同等の性質を有し、さらに省資源型の合金
に対する要求がますます高まってきた。前述の特公平１
−8697号は省資源型の合金でありながら、従来合金のA2
86に比較して性質は同等であるが、製造性、特に棒また
は線材の加工に必要な潤滑皮膜の密着性が不十分である
ということが判明してきた。

本発明の目的は、A286より合金添加量を少なくした省
資源型の合金をベースとして、製造性を改善するととも
に、その組織を最適化することによりクリープ強度の優
れた合金、およびそのための製造方法を提供することで
ある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、重量％にてＣ 0.1％以下、Si 0.5％以
下、Mn 2.0％以下、Ni 17.0〜20.0％、Cr 13.0〜15.0
％、Al 0.20〜0.40％、Ti 2.00〜3.00％、Mo 1.00％以
下、およびＢ 0.02％以下、Zr 0.20％以下の１種また
は２種を含有し、残部Feおよび不純物からなり、結晶粒
度がASTM No.で３〜６、かつ再結晶温度以下の温度で加
工率にして６〜18％に相当する加工歪が残存することを
特徴とする高温ボルト用合金である。また、本合金にNb
1.00％以下を含有することができる。さらに本発明
は、上記合金の製造方法として、上記組成の合金の棒ま
たは線材に、1020〜1070℃の固溶化熱処理を行なった
後、再結晶温度以下の温度で６〜18％の加工を行なうこ
とを特徴とする高温ボルト用合金の製造方法である。

本発明の重要な点は、固溶化熱処理と冷間加工を最適
の条件で組み合わせることにより、結晶粒度と残存加工
歪量を最適とし、それによって優れたクリープ強度を得
ることである。

〔作用〕

以下に本発明合金の成分限定理由について述べる。

ＣはTiと結びついてTiCを生成し、オーステナイト結
晶粒の粗大化を防ぐので若干量は必要であるが、0.1％
を越えるＣはTiCの過度の生成により合金の析出強化能
を低下させるので、Ｃは0.1％以下とする。

Siは脱酸剤として0.5％以下まで合金中に含まれるこ
とが許容されるが、0.5％より多いSiは有害な金属間化
合物をつくりやすいので0.5％以下とする。

Mnは脱酸剤として2.0％まで合金中に含まれることが
許容されるが、2.0％より多いMnはオーステナイト組織
を不安定にするので2.0％以下に限定する。

Niは合金の母相を安定なオーステナイト組織にするた
めに不可欠の元素であり、また、Al、Tiと結びつくこと
によりNi₃(Al、Ti)で表わされる通常γ′と呼ばれる金属
間化合物を生成し合金の析出強度に寄与する重要な元素
である。しかし、Niは17％未満ではオーステナイト組織
を不安定にするので好ましくないが、オーステナイト組
織を安定にしまた所要の強度を得るためには20％以下で
十分である。20％を越えるNiは本発明の目的である合金
量の低減という観点から好ましくない。それゆえ、Niは
17.0％〜20.0％に限定する。

Crは本発明合金においては耐食耐酸化性を付与すると
同時にオーステナイト組織を安定化させるために不可欠
の元素であり、最低13.0％を必要とするが、15.0％を越
えるCrは逆にオーステナイト組織を不安定にするので1
3.0〜15.0％に限定する。

Alは本発明合金においてはγ′相を安定化させる作用
があり、最低0.20％必要であるが、0.40％を越えるとオ
ーステナイト組織が不安定になるので0.20〜0.40％に限
定する。

Tiは本発明合金においてはγ′相を形成し、合金を析
出強化させるための基本元素であり、最低2.00％は必要
であるが、3.00％を越えるTiはオーステナイト組織を不
安定化させるので2.00〜3.00％に限定する。

Moは、本合金を高温ボルト用素材として製造する場合
に必要とされる元素である。すなわちボルトを成形する
場合は、素材に潤滑皮膜を施す必要があるが、これは通
常、素材の加工プロセス中に、蓚酸を主体とする皮膜を
密着させることにより行なわれる。Moはこの皮膜の密着
性を大きく改善する効果がある。しかしながら、1.00％
を越えるとオーステナイト組織を不安定にするので1.00
％以下に限定する。

ＢおよびZrは粒界を強化し、合金の高温における延性
を高める作用があるので若干量は必要であるが、過度に
多量に添加すると低融点の共晶を生成し熱間加工性を劣
化させるので、それぞれ0.02％以下および0.20％以下に
限定する。

Nbはγ′相中に固溶してγ′相を固溶強化する作用を
持つ。しかしながら、1.00％を越えるNbは、δ相（Ni₃N
bよりなる相で合金の強化には寄与しない）を形成する
ので、1.00％以下に限定する。

次に本発明の重要な要件である、結晶粒度と残存加工
歪量について述べる。

クリープ強度に対する結晶粒度の効果については、一
般にクリープ試験温度が低い場合は結晶粒度No.が大き
い（より細粒である）方がクリープ強度が高く、クリー
プ試験温度が高い場合は、その逆であることが知られて
いる。しかし、本発明が対象とする600℃付近の温度は
上記傾向が逆転する付近の温度と思われるため、結晶粒
度はクリープ強度にあまり影響しないと考えられてい
た。事実、本発明者が固溶化処理後に冷間加工を行なっ
ていない試料について、結晶粒度の効果を調べたとこ
ろ、結晶粒度はクリープ強度にはほとんど影響しないと
いう結果が得られた。

ところが本発明者は、残存加工歪量の効果について、
系統的な検討を行ない、固溶化熱処理後に６〜18％の冷
間加工を施すことにより、リラクゼーション特性（すな
わちクリープ強度）が増加することを明らかにした（特
開平１−25919号に記載の通りである）。

次に本発明者は、適正な冷間加工を受けた試料につい
て結晶粒度の効果を調べたところ、予想以上に大きな影
響があり、結晶粒度と残存加工歪量の組み合わせを最適
化することにより、より優れたクリープ強度が得られる
ことがわかった。

すなわち、固溶化処理後に冷間加工を受けた試料のク
リープ強度は、結晶粒度Noが小さく（粗粒に）なるほど
増加するので、クリープ強度増加のためには、結晶粒度
はASTM Noにて６以下（粗粒側）にすることが必要であ
る。しかし、３未満（粗粒側）になると引張強度が低下
し、かつボルトの成形性が悪くなる。したがって、結晶
粒度はASTM Noで３〜６に限定する。

残存加工歪量は、特開平１−25919号に記載のように
再結晶温度以下の温度で加工量にして６％未満の場合お
よび18％を越える場合ともにクリープ強度が低下する。
この理由は、６％以上の歪を付与することにより、オー
ステナイトマトリックスが強化されるとともに、時効処
理あるいはクリープ試験中にγ′などの析出強化相の析
出が促進されるが、歪量が18％を越えて過度に多くなる
と、時効処理あるいはクリープ試験中にオーステナイト
マトリックスの回復および析出強化相の粗大化が進むこ
とによる。

本合金の製造方法は、結晶粒度をASTM Noで３〜６に
するために、固溶化熱処理を1020〜1070℃の範囲で行な
い、次に適正な加工歪を残存させるために再結晶温度以
下の温度で６〜18％の加工を行なうことよりなる。

〔実施例〕

第１表に示す組成の合金について、真空中でインゴッ
トを溶製後、熱間圧延および冷間引抜により直径７〜8m
mの線材を作製した。これを、第２表に示す温度で１時
間保持後水冷の固溶化熱処理を行なった後、同じく第２
表に示す引抜率で冷間引抜を行ない、その後700〜720℃
で４時間保持後空冷の時効処理を行なって試料を作製し
た。

クリープ試験は温度600℃、応力70kgf/mm²および温度
600℃、応力60kgf/mm²の２条件で行ない、100h（時間）
後のクリープ歪および、クリープ変形が速い場合には１
％クリープ歪（応力70kgf/mm²の場合）または0.2％クリ
ープ歪（応力60kgf/mm²の場合）に達するまでの時間を
測定した。第２表にその結果を示す。

本発明を適用した場合は、試料Ａ、Ｂ共優れたクリー
プ強度を示す。一方、比較例に示すように試料Ａで固溶
化処理温度が1000℃以下の場合は、冷間加工率が12％で
あってもクリープ強度は低い。また、試料Ｂで固溶化処
理温度が1000℃と低く、結晶粒度が9.0の場合は、冷間
加工率が８％であってもクリープ強度は低く、また固溶
化処理温度が1040℃で結晶粒度が4.0の場合でも冷間加
工率が４％の場合はクリープ強度が低い。

したがって、結晶粒度と残存歪量、すなわち固溶化処
理温度と再結晶温度以下での加工量を適切にすることに
より、クリープ強度が増大することがわかる。

〔発明の効果〕

本発明によれば、耐熱ボルト用合金のクリープ強度を
大幅に改善することが可能であり、高温で用いられるボ
ルトの性能向上に大きく寄与するものである。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％にてＣ 0.1％以下、Si 0.5％以
下、Mn 2.0％以下、Ni 17.0〜20.0％、Cr 13.0〜15.0
％、Al 0.20〜0.40％、Ti 2.00〜3.00％、Mo 1.00％
以下、およびＢ 0.02％以下、Zr 0.20％以下の１種ま
たは２種を含有し、残部Feおよび不純物からなり、結晶
粒度がASTM No.で３〜６、かつ再結晶温度以下の温度で
加工率にして６〜18％に相当する加工歪が残存すること
を特徴とする高温ボルト用合金。
【請求項２】重量％にてＣ 0.1％以下、Si 0.5％以
下、Mn 2.0％以下、Ni 17.0〜20.0％、Cr 13.0〜15.0
％、Al 0.20〜0.40％、Ti 2.00〜3.00％、Mo 1.00％以
下、Nb 1.00％以下、およびＢ 0.02％以下、Zr 0.20％
以下の１種または２種を含有し、残部Feおよび不純物か
らなり、結晶粒度がASTM No.で３〜６、かつ再結晶温度
以下の温度で加工率にして６〜18％に相当する加工歪が
残存することを特徴とする高温ボルト用合金。
【請求項３】重量％にてＣ 0.1％以下、Si 0.5％以
下、Mn 2.0％以下、Ni 17.0〜20.0％、Cr 13.0〜15.0
％、Al 0.20〜0.40％、Ti 2.00〜3.00％、Mo 1.00％以
下、およびＢ 0.02％以下、Zr 0.20％以下の１種また
は２種を含有し、残部Feおよび不純物からなる合金の棒
または線材に、1020〜1070℃の固溶化熱処理を行なった
後、再結晶温度以下の温度で６〜18％の加工を行なうこ
とを特徴とする高温ボルト用合金の製造方法。
【請求項４】重量％にてＣ 0.1％以下、Si 0.5％以
下、Mn 2.0％以下、Ni 17.0〜20.0％、Cr 13.0〜15.0
％、Al 0.20〜0.40％、Ti 2.00〜3.00％、Mo 1.00％以
下、Nb 1.00％以下、およびＢ 0.02％以下、Zr 0.20％
以下の１種または２種を含有し、残部Feおよび不純物か
らなる合金の棒または線材に、1020〜1070℃の固溶化熱
処理を行なった後、再結晶温度以下の温度で６〜18％の
加工を行なうことを特徴とする高温ボルト用合金の製造
方法。