JP3216837B2 - 耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金 - Google Patents
耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は主として高温で使用され
る耐熱ボルトに用いられるγ’析出型鉄基超耐熱合金に
関するものである。
る耐熱ボルトに用いられるγ’析出型鉄基超耐熱合金に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に高温で使用される耐熱ボルトは高
温長時間使用中にボルトの締結力が極力低下しないこと
が望ましい。このような応力弛緩の現象はリラクセーシ
ョンと呼ばれる。また、使用温度域での耐酸化性にすぐ
れることが要求される。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規格ＳＵ
Ｈ６６０）の名で知られるγ’析出型鉄基超耐熱合金
（以下、Ａ２８６と記す）が通常用いられている。Ａ２
８６は、従来のボルトの使用温度である６００℃程度の
温度域では、良好な高温強度と延性が得られていた。し
かし、近年の自動車エンジンの燃焼温度の上昇に伴い、
Ａ２８６ではボルトの使用温度が７００℃程度まで上昇
した場合には、ボルトの締結力が急激に低下する（リラ
クセーション特性の低下）という問題が生じるようにな
った。
温長時間使用中にボルトの締結力が極力低下しないこと
が望ましい。このような応力弛緩の現象はリラクセーシ
ョンと呼ばれる。また、使用温度域での耐酸化性にすぐ
れることが要求される。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規格ＳＵ
Ｈ６６０）の名で知られるγ’析出型鉄基超耐熱合金
（以下、Ａ２８６と記す）が通常用いられている。Ａ２
８６は、従来のボルトの使用温度である６００℃程度の
温度域では、良好な高温強度と延性が得られていた。し
かし、近年の自動車エンジンの燃焼温度の上昇に伴い、
Ａ２８６ではボルトの使用温度が７００℃程度まで上昇
した場合には、ボルトの締結力が急激に低下する（リラ
クセーション特性の低下）という問題が生じるようにな
った。
【０００３】従来合金Ａ２８６の成分範囲はＪＩＳ規格
によれば、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ
２．０％以下、Ｐ０．０４％以下、Ｓ０．０３％以下、
Ｎｉ２４．００〜２７．００％、Ｃｒ１３．５０〜１
６．００％、Ｍｏ１．００〜１．５０％、Ｖ０．１０〜
０．５０％、Ａｌ０．３５％以下、Ｔｉ１．９０〜２．
３５％、Ｂ０．００１〜０．０１０％、残部Ｆｅと規定
されている。一方、ボルト等の用途で、Ａ２８６を改良
した合金の特許としては、特開昭６０−４６３５３号や
特開昭６２−１９９７５２号等が挙げられるが、これら
はいずれもＡ２８６の使用温度を７００℃程度まで高め
ることを目的とした改良ではない。
によれば、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ
２．０％以下、Ｐ０．０４％以下、Ｓ０．０３％以下、
Ｎｉ２４．００〜２７．００％、Ｃｒ１３．５０〜１
６．００％、Ｍｏ１．００〜１．５０％、Ｖ０．１０〜
０．５０％、Ａｌ０．３５％以下、Ｔｉ１．９０〜２．
３５％、Ｂ０．００１〜０．０１０％、残部Ｆｅと規定
されている。一方、ボルト等の用途で、Ａ２８６を改良
した合金の特許としては、特開昭６０−４６３５３号や
特開昭６２−１９９７５２号等が挙げられるが、これら
はいずれもＡ２８６の使用温度を７００℃程度まで高め
ることを目的とした改良ではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ａ２
８６よりも極端に合金の価格が高くなるようなことのな
い合金組成で、ボルトとしての冷間でのヘッダー加工性
とネジ転造性に優れ、耐熱ボルトに成形した状態でのリ
ラクセーション特性がＡ２８６よりも優れることを特徴
とする耐熱ボルト用合金を提供することにある。
８６よりも極端に合金の価格が高くなるようなことのな
い合金組成で、ボルトとしての冷間でのヘッダー加工性
とネジ転造性に優れ、耐熱ボルトに成形した状態でのリ
ラクセーション特性がＡ２８６よりも優れることを特徴
とする耐熱ボルト用合金を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】Ｆｅ基超耐熱合金は従来
６００℃程度までの強度向上を計るため、Ｔｉ／Ａｌ比
の高い擬安定なγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ)：Ｌ１2構
造）で析出強化されるような合金組成のものが好まれて
使用されてきた（Ｖ５７やＡ２８６などの代表的なＦｅ
基超耐熱合金の組成を表１の従来合金欄No.３１と３２
にそれぞれ示す）。このような高いＴｉ／Ａｌ比は、確
かに６００℃程度までの温度域の引張強度向上には有利
であるが、使用温度が７００℃程度の温度域になった場
合、擬安定γ’相がη相（Ｎｉ3Ｔｉ：六方晶）に変態
してしまい、高温強度すなわちリラクセーション特性が
急激に低下するようになる。そこで、本発明者は鋭意検
討の結果、このような析出強化元素の量と組成を、γ’
相の増量とγ’相中のＴｉ／Ａｌ比を下げる方向（すな
わち、Ａｌ量を高める方向）に変化させることで、リラ
クセーション特性が改善できることを見いだした。さら
に、リラクセーション特性を高めるために、γ’析出強
化元素であるＮｂの添加が有効であることを明らかにし
た。
６００℃程度までの強度向上を計るため、Ｔｉ／Ａｌ比
の高い擬安定なγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ)：Ｌ１2構
造）で析出強化されるような合金組成のものが好まれて
使用されてきた（Ｖ５７やＡ２８６などの代表的なＦｅ
基超耐熱合金の組成を表１の従来合金欄No.３１と３２
にそれぞれ示す）。このような高いＴｉ／Ａｌ比は、確
かに６００℃程度までの温度域の引張強度向上には有利
であるが、使用温度が７００℃程度の温度域になった場
合、擬安定γ’相がη相（Ｎｉ3Ｔｉ：六方晶）に変態
してしまい、高温強度すなわちリラクセーション特性が
急激に低下するようになる。そこで、本発明者は鋭意検
討の結果、このような析出強化元素の量と組成を、γ’
相の増量とγ’相中のＴｉ／Ａｌ比を下げる方向（すな
わち、Ａｌ量を高める方向）に変化させることで、リラ
クセーション特性が改善できることを見いだした。さら
に、リラクセーション特性を高めるために、γ’析出強
化元素であるＮｂの添加が有効であることを明らかにし
た。
【０００６】一方、ボルトは冷間でヘッダー加工とネジ
転造を受けるために、十分に固溶化処理状態での強度が
下がるとともに、潤滑皮膜の密着性を十分に高めておく
必要がある。通常、Ｆｅ基超耐熱合金のボルト製造工程
は、加工用棒材を９００〜１０５０℃で固溶化処理した
後、酸洗い、潤滑皮膜処理および引抜直伸の工程を経
て、ヘッダー加工とネジ転造を行ない、最後に時効処理
を実施する。したがって、潤滑皮膜の密着性を高めるた
めには、潤滑皮膜処理前の固溶化処理、または酸洗いで
十分に棒材の肌を荒らす必要がある。Ａ２８６の場合
は、ＣｒとＭｏの含有量が高いために、酸性水溶液に対
する耐食性は高いが、Ａｌの含有量が低いために固溶化
処理温度程度の高温域での耐酸化性が低く、固溶化処理
の際に肌が荒れるので、潤滑皮膜の密着性が良い。
転造を受けるために、十分に固溶化処理状態での強度が
下がるとともに、潤滑皮膜の密着性を十分に高めておく
必要がある。通常、Ｆｅ基超耐熱合金のボルト製造工程
は、加工用棒材を９００〜１０５０℃で固溶化処理した
後、酸洗い、潤滑皮膜処理および引抜直伸の工程を経
て、ヘッダー加工とネジ転造を行ない、最後に時効処理
を実施する。したがって、潤滑皮膜の密着性を高めるた
めには、潤滑皮膜処理前の固溶化処理、または酸洗いで
十分に棒材の肌を荒らす必要がある。Ａ２８６の場合
は、ＣｒとＭｏの含有量が高いために、酸性水溶液に対
する耐食性は高いが、Ａｌの含有量が低いために固溶化
処理温度程度の高温域での耐酸化性が低く、固溶化処理
の際に肌が荒れるので、潤滑皮膜の密着性が良い。
【０００７】しかし、本発明合金では、上記の理由によ
り、強度上Ａｌを高めた組成となり、そのために固溶化
処理温度での耐酸化性が良くなり、固溶化処理では肌が
荒れず、Ａ２８６と同程度のＣｒとＭｏの含有量では酸
性水溶液に対する耐食性も高いために潤滑皮膜の密着性
が低下し、ボルトの冷間成形時に焼付きの問題が発生
し、ボルトの成形性に支障をきたすことがわかった。そ
こで、ＣｒとＭｏの含有量をＡ２８６よりも低めること
で、酸洗いで肌がよく荒れるようにすれば潤滑皮膜の密
着性も改善されることがわかった。以上述べたような高
温強度の改良と、それに伴う潤滑皮膜の密着性の低下防
止対策により、Ａ２８６よりも高温強度にすぐれた耐熱
ボルト用鉄基超耐熱合金を見いだすことができた。
り、強度上Ａｌを高めた組成となり、そのために固溶化
処理温度での耐酸化性が良くなり、固溶化処理では肌が
荒れず、Ａ２８６と同程度のＣｒとＭｏの含有量では酸
性水溶液に対する耐食性も高いために潤滑皮膜の密着性
が低下し、ボルトの冷間成形時に焼付きの問題が発生
し、ボルトの成形性に支障をきたすことがわかった。そ
こで、ＣｒとＭｏの含有量をＡ２８６よりも低めること
で、酸洗いで肌がよく荒れるようにすれば潤滑皮膜の密
着性も改善されることがわかった。以上述べたような高
温強度の改良と、それに伴う潤滑皮膜の密着性の低下防
止対策により、Ａ２８６よりも高温強度にすぐれた耐熱
ボルト用鉄基超耐熱合金を見いだすことができた。
【０００８】すなわち、本発明のうちの第１発明は、重
量百分率でＣ０．２０％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ
２．０％以下、Ｎｉ２５％を超え３５％以下、Ｃｒ１
０．０％以上１３．０％未満、Ａｌ０．７０〜１．５
％、Ｔｉ２．５〜４．０％、およびＢ０．０２０％以下
とＺｒ０．２０％以下の１種または２種を含み、さらに
ＡｌとＴｉの関係が、４．０≦１．８Ａｌ＋Ｔｉ≦６．
０、かつ１．０≦Ｔｉ／１．８Ａｌ≦３．０であり、残
部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特徴とす
る耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金であり、第２発明は、Ｃ
０．２０％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０％以
下、Ｎｉ２５％を超え３５％以下、Ｃｒ１０．０％以上
１３．０％未満、Ａｌ０．７０〜１．５％、Ｔｉ２．５
〜４．０％、およびＢ０．０２０％以下とＺｒ０．２０
％以下の１種または２種、ならびにＮｂ１％以下とＭｏ
１％未満の１種または２種を含み、さらにＡｌ，Ｔｉお
よびＮｂの関係が、４．０≦１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋０．５
Ｎｂ≦６．０、かつ１．０≦（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／
１．８Ａｌ≦３．０であり、残部は不純物を除き本質的
にＦｅからなることを特徴とする耐熱ボルト用鉄基超耐
熱合金である。さらに、第１発明、第２発明ともＮｉの
範囲が２５％を超え３０％以下、Ｃｒの範囲が１０．０
％以上１３．０％未満であると、より好適である。
量百分率でＣ０．２０％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ
２．０％以下、Ｎｉ２５％を超え３５％以下、Ｃｒ１
０．０％以上１３．０％未満、Ａｌ０．７０〜１．５
％、Ｔｉ２．５〜４．０％、およびＢ０．０２０％以下
とＺｒ０．２０％以下の１種または２種を含み、さらに
ＡｌとＴｉの関係が、４．０≦１．８Ａｌ＋Ｔｉ≦６．
０、かつ１．０≦Ｔｉ／１．８Ａｌ≦３．０であり、残
部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特徴とす
る耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金であり、第２発明は、Ｃ
０．２０％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０％以
下、Ｎｉ２５％を超え３５％以下、Ｃｒ１０．０％以上
１３．０％未満、Ａｌ０．７０〜１．５％、Ｔｉ２．５
〜４．０％、およびＢ０．０２０％以下とＺｒ０．２０
％以下の１種または２種、ならびにＮｂ１％以下とＭｏ
１％未満の１種または２種を含み、さらにＡｌ，Ｔｉお
よびＮｂの関係が、４．０≦１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋０．５
Ｎｂ≦６．０、かつ１．０≦（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／
１．８Ａｌ≦３．０であり、残部は不純物を除き本質的
にＦｅからなることを特徴とする耐熱ボルト用鉄基超耐
熱合金である。さらに、第１発明、第２発明ともＮｉの
範囲が２５％を超え３０％以下、Ｃｒの範囲が１０．０
％以上１３．０％未満であると、より好適である。
【０００９】
【作用】以下、本発明合金の成分限定範囲について述べ
る。本発明において、ＣはＴｉと結びついてＭＣ型の一
次炭化物を生成し、固溶化処理時の結晶粒の粗大化防止
に役立つので若干量は必要であるが、０．２％を超える
ＣはＴｉＣの過度の生成によって合金の析出強化能を低
下させるので、Ｃは０．２％以下とする。ＳｉとＭｎは
本発明合金において脱酸元素として添加されるが、いず
れも過度の添加は高温強度の低下を招くため、Ｓｉは
１．０％以下、Ｍｎは２．０％以下にそれぞれ限定す
る。
る。本発明において、ＣはＴｉと結びついてＭＣ型の一
次炭化物を生成し、固溶化処理時の結晶粒の粗大化防止
に役立つので若干量は必要であるが、０．２％を超える
ＣはＴｉＣの過度の生成によって合金の析出強化能を低
下させるので、Ｃは０．２％以下とする。ＳｉとＭｎは
本発明合金において脱酸元素として添加されるが、いず
れも過度の添加は高温強度の低下を招くため、Ｓｉは
１．０％以下、Ｍｎは２．０％以下にそれぞれ限定す
る。
【００１０】Ｎｉは合金の母相を安定なオーステナイト
にするために不可欠な元素であり、また、Ａｌ，Ｔｉお
よびＮｂと結びついてγ’相を生成し、合金の析出強化
に寄与する重要な元素である。とくに、本発明合金では
Ａ２８６よりもγ’相の量を高めているため、Ａ２８６
と同等以上のＮｉ量を必要とする。また、Ｎｉ量を高め
ることは固溶化処理時の耐酸化性改善にも役立つ。その
ためにＮｉは最低２５％を超える添加量を必要とする
が、３５％を超える過度の添加は特性の向上以上にいた
ずらに合金の価格を高めて、Ａ２８６と対等の価格が維
持できないので、Ｎｉは２５．０％を超え３５．０％以
下の範囲に限定する。より好適なＮｉの範囲は２５．０
％を超え３０．０％以下の範囲である。
にするために不可欠な元素であり、また、Ａｌ，Ｔｉお
よびＮｂと結びついてγ’相を生成し、合金の析出強化
に寄与する重要な元素である。とくに、本発明合金では
Ａ２８６よりもγ’相の量を高めているため、Ａ２８６
と同等以上のＮｉ量を必要とする。また、Ｎｉ量を高め
ることは固溶化処理時の耐酸化性改善にも役立つ。その
ためにＮｉは最低２５％を超える添加量を必要とする
が、３５％を超える過度の添加は特性の向上以上にいた
ずらに合金の価格を高めて、Ａ２８６と対等の価格が維
持できないので、Ｎｉは２５．０％を超え３５．０％以
下の範囲に限定する。より好適なＮｉの範囲は２５．０
％を超え３０．０％以下の範囲である。
【００１１】Ｃｒは合金に耐酸化性と耐食性を付与する
のに不可欠の元素であるために最低１０．０％以上必要
であるが、１３．０％以上の添加はバルブ成形のための
潤滑皮膜の密着性を低下させるので、Ｃｒは１０．０％
以上１３．０％未満とする。Ａｌは安定なガンマプライ
ム相を析出させて７００℃程度の高温域での強度を得る
ために不可欠な元素であり、また、９００〜１０５０℃
程度の高温固溶化処理時の耐酸化性を改善する。そのた
めに、Ａｌは最低０．７０％を必要とするが、１．５％
を越えると熱間加工性が劣化するので、Ａｌは０．７０
〜１．５％に限定する。
のに不可欠の元素であるために最低１０．０％以上必要
であるが、１３．０％以上の添加はバルブ成形のための
潤滑皮膜の密着性を低下させるので、Ｃｒは１０．０％
以上１３．０％未満とする。Ａｌは安定なガンマプライ
ム相を析出させて７００℃程度の高温域での強度を得る
ために不可欠な元素であり、また、９００〜１０５０℃
程度の高温固溶化処理時の耐酸化性を改善する。そのた
めに、Ａｌは最低０．７０％を必要とするが、１．５％
を越えると熱間加工性が劣化するので、Ａｌは０．７０
〜１．５％に限定する。
【００１２】Ｔｉは本発明合金において、Ｃと結びつい
てＭＣ型の一次炭化物を生成する一方、残部はＡｌ、ま
たはＮｂとともにＮｉと結びついてγ’相を析出させ高
温強度を高める作用があり、２．５％以上の添加を必要
とするが４．０％を越えるとγ’相が高温で不安定とな
ってη相を生成してリラクセーション特性の低下を招
き、また熱間加工性も害するので、Ｔｉは２．５〜４．
０％に限定する。本発明合金が所望する耐熱ボルト用鉄
基超耐熱合金としての特性はＮｂなしでも達成される
が、Ｎｂを添加することでさらに高い高温強度が得られ
る。１．０％以下のＮｂの添加はγ’相の固溶強化に役
立ち、７００℃でのリラクセーション特性の改善に寄与
する。しかし、本発明合金のようなＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒの
マトリックス組成ではＮｂは１％を超えると基本組成が
Ｆｅ2ＮｂからなるＬａｖｅｓ相を析出し、高温強度の
向上に有効に働かなくなるため、Ｎｂは１．０％以下に
限定する。
てＭＣ型の一次炭化物を生成する一方、残部はＡｌ、ま
たはＮｂとともにＮｉと結びついてγ’相を析出させ高
温強度を高める作用があり、２．５％以上の添加を必要
とするが４．０％を越えるとγ’相が高温で不安定とな
ってη相を生成してリラクセーション特性の低下を招
き、また熱間加工性も害するので、Ｔｉは２．５〜４．
０％に限定する。本発明合金が所望する耐熱ボルト用鉄
基超耐熱合金としての特性はＮｂなしでも達成される
が、Ｎｂを添加することでさらに高い高温強度が得られ
る。１．０％以下のＮｂの添加はγ’相の固溶強化に役
立ち、７００℃でのリラクセーション特性の改善に寄与
する。しかし、本発明合金のようなＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒの
マトリックス組成ではＮｂは１％を超えると基本組成が
Ｆｅ2ＮｂからなるＬａｖｅｓ相を析出し、高温強度の
向上に有効に働かなくなるため、Ｎｂは１．０％以下に
限定する。
【００１３】本発明合金が所望する耐熱ボルト用鉄基超
耐熱合金としての特性はＭｏなしでも達成されるが、１
％未満の範囲でのＭｏは、オーステナイト基地を固溶強
化し、高温強度を高める作用をもつので、添加できる。
しかし、１％以上のＭｏの添加は潤滑皮膜の密着性を低
下させてボルトの成形性を劣化させるので、Ｍｏは１．
０％未満に限定する。
耐熱合金としての特性はＭｏなしでも達成されるが、１
％未満の範囲でのＭｏは、オーステナイト基地を固溶強
化し、高温強度を高める作用をもつので、添加できる。
しかし、１％以上のＭｏの添加は潤滑皮膜の密着性を低
下させてボルトの成形性を劣化させるので、Ｍｏは１．
０％未満に限定する。
【００１４】本発明の目的の達成のためにはＡｌとＴｉ
さらにＮｂはそれぞれ単独に上述の成分範囲を満足する
必要があるだけでなく、ガンマプライム構成元素とし
て、それぞれの元素の総和を適正範囲とすることも重要
である。本発明によればγ’相の析出に関与するＡｌと
ＴｉおよびＮｂ量をＴｉ当量として、原子比で表すと、
Ｔｉ当量は１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋０．５Ｎｂとなる。前記
Ｔｉ当量値に比例してγ’相の量は増加するが、本発明
においてＴｉ当量が４．０未満の場合、目標とする高温
強度が得られず、逆に６．０を越えると熱間加工性を害
し、バルブの鍛造成形が困難となるため、Ｔｉ当量は
４．０〜６．０の範囲に限定する。
さらにＮｂはそれぞれ単独に上述の成分範囲を満足する
必要があるだけでなく、ガンマプライム構成元素とし
て、それぞれの元素の総和を適正範囲とすることも重要
である。本発明によればγ’相の析出に関与するＡｌと
ＴｉおよびＮｂ量をＴｉ当量として、原子比で表すと、
Ｔｉ当量は１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋０．５Ｎｂとなる。前記
Ｔｉ当量値に比例してγ’相の量は増加するが、本発明
においてＴｉ当量が４．０未満の場合、目標とする高温
強度が得られず、逆に６．０を越えると熱間加工性を害
し、バルブの鍛造成形が困難となるため、Ｔｉ当量は
４．０〜６．０の範囲に限定する。
【００１５】さらに、γ’相を安定化させるＡｌと、
γ’を固溶強化するが不安定化させるＴｉ，Ｎｂの間に
は、７００℃程度の高温域の強度を最適化させる範囲が
存在する。すなわち、両者の原子比は（Ｔｉ＋０．５Ｎ
ｂ）／１．８Ａｌで表され、この値が１．０を下回ると
十分にγ’相が固溶強化されず、一方この値が３．０を
上回ると高温長時間の使用中にγ’相が不安定となって
η相等の有害相が析出するようになり、いずれの場合も
高温のリラクセーション特性が低下するようになる。し
たがって、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／１．８Ａｌ値は１．
０〜３．０の範囲に限定する。
γ’を固溶強化するが不安定化させるＴｉ，Ｎｂの間に
は、７００℃程度の高温域の強度を最適化させる範囲が
存在する。すなわち、両者の原子比は（Ｔｉ＋０．５Ｎ
ｂ）／１．８Ａｌで表され、この値が１．０を下回ると
十分にγ’相が固溶強化されず、一方この値が３．０を
上回ると高温長時間の使用中にγ’相が不安定となって
η相等の有害相が析出するようになり、いずれの場合も
高温のリラクセーション特性が低下するようになる。し
たがって、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／１．８Ａｌ値は１．
０〜３．０の範囲に限定する。
【００１６】ＢとＺｒは本発明においてそれぞれ単独に
粒界を強化し、高温の強度と延性を高めるのに有効であ
るが、過度に添加すると低融点の共晶を生成し、熱間加
工性が劣化するので、ＢとＺｒはそれぞれ０．０２０％
以下および０．２０％以下に限定する。本発明合金に含
まれる不純物は以下の範囲内では特に性能上、問題がな
い。さらにこれらの元素を除き、本発明合金の残部はＦ
ｅで構成される。
粒界を強化し、高温の強度と延性を高めるのに有効であ
るが、過度に添加すると低融点の共晶を生成し、熱間加
工性が劣化するので、ＢとＺｒはそれぞれ０．０２０％
以下および０．２０％以下に限定する。本発明合金に含
まれる不純物は以下の範囲内では特に性能上、問題がな
い。さらにこれらの元素を除き、本発明合金の残部はＦ
ｅで構成される。
【００１７】
【実施例】本発明合金、比較合金および従来合金（Ｖ５
７とＡ２８６）について、真空中で、インゴットを溶製
後、熱間鍛造および冷間引抜により直径７．４mmの棒材
を作成した。表１に試料の化学組成を示す。ここで、Ｎ
ｏ．１〜８は本発明合金、Ｎｏ．２１〜２３は比較合
金、Ｎｏ．３１と３２は従来合金である。従来合金のう
ちＮｏ．３１はＶ５７相当合金でありＮｏ．３２はＡ２
８６相当合金である。
７とＡ２８６）について、真空中で、インゴットを溶製
後、熱間鍛造および冷間引抜により直径７．４mmの棒材
を作成した。表１に試料の化学組成を示す。ここで、Ｎ
ｏ．１〜８は本発明合金、Ｎｏ．２１〜２３は比較合
金、Ｎｏ．３１と３２は従来合金である。従来合金のう
ちＮｏ．３１はＶ５７相当合金でありＮｏ．３２はＡ２
８６相当合金である。
【００１８】
【表１】
【００１９】これに９８０℃×１ｈ加熱後水冷の固溶化
処理を行なったのち、潤滑皮膜処理を施し、棒材の９０
゜曲げ試験による皮膜の剥離状況および単位表面積あた
りの皮膜重量でもって、皮膜密着性を調査した。さら
に、この状態の試料をφ７mm×１５mmｌに機械加工し、
耐酸化性と組織安定性を調査した。加熱条件は、大気
中、８００℃で２００時間の加熱を行ない、加熱前後の
酸化増量および加熱後の断面ミクロ組織観察により、組
織安定性を調査した（本発明合金Ｎｏ．３と比較合金Ｎ
ｏ．２１および従来合金Ｎｏ．３１（Ｖ５７）のみ、長
時間加熱後の断面ミクロ組織観察結果を図１に示す）。
処理を行なったのち、潤滑皮膜処理を施し、棒材の９０
゜曲げ試験による皮膜の剥離状況および単位表面積あた
りの皮膜重量でもって、皮膜密着性を調査した。さら
に、この状態の試料をφ７mm×１５mmｌに機械加工し、
耐酸化性と組織安定性を調査した。加熱条件は、大気
中、８００℃で２００時間の加熱を行ない、加熱前後の
酸化増量および加熱後の断面ミクロ組織観察により、組
織安定性を調査した（本発明合金Ｎｏ．３と比較合金Ｎ
ｏ．２１および従来合金Ｎｏ．３１（Ｖ５７）のみ、長
時間加熱後の断面ミクロ組織観察結果を図１に示す）。
【００２０】さらに、潤滑皮膜処理した棒材をその後４
％の冷間引抜と冷間でのヘッダー加工およびネジ転造に
より、Ｍ８の六角ボルトに成形し、７３０℃×１６ｈ加
熱後、空冷の時効処理を行ない、リラクセーション試験
を行なった。リラクセーション試験は、引張試験機中で
ナットをはめたＭ８のボルトの両端を治具に固定し、抵
抗加熱炉中で７００℃に加熱後、１３５０kgfの荷重
（細小径部の応力に換算すると３５kgf/mm2）を架けた
状態で変位を一定となるように制御し、５０時間保持後
の荷重をチャートから読取り、軸力保持率（５０ｈ保持
後の軸力／初期荷重×１００）を求めた。これら、潤滑
皮膜密着性、軸力保持率、酸化増量、および組織安定性
の評価結果を表２に示す。なお、表２に示す組織安定性
は、γ相の基地中にγ’相と炭化物が析出している組織
には○印を、上記組織の他にη相やα相の有害相が析出
している組織には×印をそれぞれ付して評価した。
％の冷間引抜と冷間でのヘッダー加工およびネジ転造に
より、Ｍ８の六角ボルトに成形し、７３０℃×１６ｈ加
熱後、空冷の時効処理を行ない、リラクセーション試験
を行なった。リラクセーション試験は、引張試験機中で
ナットをはめたＭ８のボルトの両端を治具に固定し、抵
抗加熱炉中で７００℃に加熱後、１３５０kgfの荷重
（細小径部の応力に換算すると３５kgf/mm2）を架けた
状態で変位を一定となるように制御し、５０時間保持後
の荷重をチャートから読取り、軸力保持率（５０ｈ保持
後の軸力／初期荷重×１００）を求めた。これら、潤滑
皮膜密着性、軸力保持率、酸化増量、および組織安定性
の評価結果を表２に示す。なお、表２に示す組織安定性
は、γ相の基地中にγ’相と炭化物が析出している組織
には○印を、上記組織の他にη相やα相の有害相が析出
している組織には×印をそれぞれ付して評価した。
【００２１】
【表２】
【００２２】表２および図１より、本発明合金Ｎｏ．１
〜８は、いずれも潤滑皮膜の密着性、軸力保持率、耐酸
化性および組織安定性にすぐれており、いずれも耐熱ボ
ルトとして良好な特性が得られる。比較合金Ｎｏ．２１
と従来合金Ｎｏ．３１（Ｖ５７）およびＮｏ．３２（Ａ
２８６）はいずれも、本発明合金に比べてＡｌが低く、
（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／１．８Ａｌ比が高すぎるため
に、長時間加熱後にη相が析出し、組織が不安定になる
とともに軸力保持率も低下する（図１に見られる針状析
出相がη相である）。また、耐酸化性もＡｌが低いため
に本発明合金に劣る。Ｎｏ．２２はＮｉ含有量が低すぎ
るために、８００℃長時間加熱後の耐酸化性が本発明合
金よりも低下し、γ相の一部がα相に変態し、組織が不
安定になるとともに、軸力保持率も低下する。Ｎｏ．２
３はＣｒとＭｏが本発明合金よりも高いために、潤滑皮
膜の密着性が悪くなり、ボルト成形時に焼き付きが発生
したため、試験片加工を中断し、リラクセーション試験
は実施しなかった。
〜８は、いずれも潤滑皮膜の密着性、軸力保持率、耐酸
化性および組織安定性にすぐれており、いずれも耐熱ボ
ルトとして良好な特性が得られる。比較合金Ｎｏ．２１
と従来合金Ｎｏ．３１（Ｖ５７）およびＮｏ．３２（Ａ
２８６）はいずれも、本発明合金に比べてＡｌが低く、
（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／１．８Ａｌ比が高すぎるため
に、長時間加熱後にη相が析出し、組織が不安定になる
とともに軸力保持率も低下する（図１に見られる針状析
出相がη相である）。また、耐酸化性もＡｌが低いため
に本発明合金に劣る。Ｎｏ．２２はＮｉ含有量が低すぎ
るために、８００℃長時間加熱後の耐酸化性が本発明合
金よりも低下し、γ相の一部がα相に変態し、組織が不
安定になるとともに、軸力保持率も低下する。Ｎｏ．２
３はＣｒとＭｏが本発明合金よりも高いために、潤滑皮
膜の密着性が悪くなり、ボルト成形時に焼き付きが発生
したため、試験片加工を中断し、リラクセーション試験
は実施しなかった。
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、潤滑皮膜の密着性が良
好で冷間加工性にすぐれ、さらに、従来ボルト用に使用
されていたＡ２８６に比較して、特に７００℃付近の高
温のリラクセーション特性と組織安定性および耐酸化性
にすぐれた耐熱ボルトが製造可能となる。
好で冷間加工性にすぐれ、さらに、従来ボルト用に使用
されていたＡ２８６に比較して、特に７００℃付近の高
温のリラクセーション特性と組織安定性および耐酸化性
にすぐれた耐熱ボルトが製造可能となる。
【図１】本発明合金Ｎo.3、比較合金Ｎo.21および従来
合金Ｎo.31（Ｖ５７）の棒材を固溶化処理し、次いで８
００℃で２００時間の長時間加熱後のミクロ金属組織写
真である。
合金Ｎo.31（Ｖ５７）の棒材を固溶化処理し、次いで８
００℃で２００時間の長時間加熱後のミクロ金属組織写
真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭50−51017（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−34129（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−46353（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−274843（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−77557（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−13020（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C22C 38/54
Claims (4)
- 【請求項１】 重量百分率でＣ０．２０％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２５％を超え３
５％以下、Ｃｒ１０．０％以上１３．０％未満、Ａｌ
０．７０〜１．５％、Ｔｉ２．５〜４．０％、およびＢ
０．０２０％以下とＺｒ０．２０％以下の１種または２
種を含み、さらにＡｌとＴｉの関係が、４．０≦１．８
Ａｌ＋Ｔｉ≦６．０、かつ１．０≦Ｔｉ／１．８Ａｌ≦
３．０であり、残部は不純物を除き本質的にＦｅからな
ることを特徴とする耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金。 - 【請求項２】 重量百分率でＣ０．２０％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２５％を超え３
５％以下、Ｃｒ１０．０％以上１３．０％未満、Ａｌ
０．７０〜１．５％、Ｔｉ２．５〜４．０％、およびＢ
０．０２０％以下とＺｒ０．２０％以下の１種または２
種、ならびにＮｂ１％以下とＭｏ１％未満の１種または
２種を含み、さらにＡｌ，ＴｉおよびＮｂの関係が、
４．０≦１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋０．５Ｎｂ≦６．０、かつ
１．０≦（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／１．８Ａｌ≦３．０で
あり、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを
特徴とする耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金。 - 【請求項３】 重量百分率でＣ０．２０％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２５％を超え３
０％以下、Ｃｒ１０．０％以上１３．０％未満、Ａｌ
０．７０〜１．５％、Ｔｉ２．５〜４．０％、およびＢ
０．０２０％以下とＺｒ０．２０％以下の１種または２
種を含み、さらにＡｌとＴｉの関係が、４．０≦１．８
Ａｌ＋Ｔｉ≦６．０、かつ１．０≦Ｔｉ／１．８Ａｌ≦
３．０であり、残部は不純物を除き本質的にＦｅからな
ることを特徴とする耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金。 - 【請求項４】 重量百分率でＣ０．２０％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２５％を超え３
０％以下、Ｃｒ１０．０％以上１３．０％未満、Ａｌ
０．７０〜１．５％、Ｔｉ２．５〜４．０％、およびＢ
０．０２０％以下とＺｒ０．２０％以下の１種または２
種、ならびにＮｂ１％以下とＭｏ１％未満の１種または
２種を含み、さらにＡｌ，ＴｉおよびＮｂの関係が、
４．０≦１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋０．５Ｎｂ≦６．０、かつ
１．０≦（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／１．８Ａｌ≦３．０で
あり、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを
特徴とする耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27951092A JP3216837B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27951092A JP3216837B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06108206A JPH06108206A (ja) | 1994-04-19 |
| JP3216837B2 true JP3216837B2 (ja) | 2001-10-09 |
Family
ID=17612044
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27951092A Expired - Fee Related JP3216837B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3216837B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3424314B2 (ja) * | 1994-02-24 | 2003-07-07 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱鋼 |
| CN112210647B (zh) * | 2020-09-27 | 2022-05-31 | 豪梅特航空机件(苏州)有限公司 | 一种提升a286航空锻件冲击值的工艺 |
| CN112680671A (zh) * | 2020-12-31 | 2021-04-20 | 江苏新核合金科技有限公司 | 一种冷墩用高温合金丝材的制备工艺 |
-
1992
- 1992-09-24 JP JP27951092A patent/JP3216837B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06108206A (ja) | 1994-04-19 |
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