JP3384515B2 - 高熱膨張鋼および高強度高熱膨張ボルト - Google Patents
高熱膨張鋼および高強度高熱膨張ボルトInfo
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Description
利用する部品に使用される高熱膨張鋼と、その鋼を用い
て得られる高強度高熱膨張ボルトに関する。
自動車の軽量化による燃費向上が求められている。この
軽量化の1つの手法として、従来鉄製であった部品をア
ルミニウム合金製の部品に切り換える方法が採られるよ
うになってきた。アルミニウム合金は、軽量で良好な耐
食性、高熱伝導率などのすぐれた特徴を有する反面、鋼
に比較すると強度、耐摩耗性に劣るため、アルミニウム
合金と鋼を接合して用いると両者の特徴を生かす利点が
ある。接合方法としては、締結用固定用治具を使用する
方法の他、接着剤を使用する方法、焼ばめによる方法な
どがあるが、アルミニウム合金と鋼との熱膨張係数が異
なるため、種々の問題が発生する。例えば、アルミニウ
ム合金と鋼の接合部材が使用中に昇温すると膨張量の差
によって歪が生じたり、接合部が剥離することがある。
加熱して接着した後の冷却時に歪や剥離が発生する欠点
がある。一方、アルミニウム合金など高い熱膨張係数を
有する合金を鋳造する際、使用する金型が従来の低熱膨
張鋼の場合には、型材に対して鋳造品の収縮が大きいた
め、釣切れや変形など生じる問題があった。前述の締結
用固定用治具としてボルトを利用する例をとると、アル
ミニウム合金の熱膨張率(常温〜200℃:22〜25×10マイ
ナス6乗/℃)は、従来鉄製の部品の締結に用いられた強
靱鋼製のボルトの熱膨張率(常温〜200℃:10〜12×10マ
イナス6乗/℃)に比べるとはるかに大きいため、使用中
の温度変化が大きいような部品に対しては、従来の強靱
鋼製のボルトでは、使用中の温度変化の繰返しによっ
て、Al合金の塑性変形による締結部の緩みの問題が生
じるようになった。
の鋼と同等の強度を有し、かつ高い熱膨張率を有する
鋼、あるいは前記の特性を有するボルトを使用すること
が望ましく、これまでに、特開昭63−76847号、
特開平5−311341号や航空機用ボルトとして規格
化されているAMS5625CなどのC−Mn−Ni−
Fe鋼およびFe−Ni系ガンマプライム析出強化合金
A286などの材料が提案されてきたが、いずれも自動
車用アルミ合金の高い熱膨張係数に合うような部材や締
結用ボルトとして要求される熱膨張率、強度、ボルト成
形性およびコストの問題をすべて満足する材料はこれま
で見出されていなかった。
する高い熱膨張係数の必要な部材の一例としてボルトを
例に取って説明するが、本発明の高熱膨張鋼の用途はボ
ルトには限定されない。200℃程度まで昇温するアル
ミニウム合金部品を締結するボルトには、通常ボルトに
要求される冷間成形性に加え、アルミニウムに近い熱膨
張係数と使用時のリラクセーション強度が十分高いこと
が要求される。ボルトの冷間加工でもっとも重要なの
は、六角ボルトの頭部の据込み加工であり、これが、冷
間で割れがなく製造できることが自動車用等に安価に大
量に製造できる必須条件である。一方、実用性能におい
て、ボルトの締結力が使用中に低下しないことが重要で
ある。この締結力の低下は、ボルトの熱膨張係数を高め
てアルミニウムとの間に発生する熱応力を低めること、
およびリラクセーションと呼ばれる変位一定の条件下で
のクリープによる軸力の低下を抑えることによって抑制
される。そのために、ボルトに要求される熱膨張係数
は、常温〜200℃において18.5×10マイナス6
乗/℃以上である。
このレベルの高い熱膨張係数をもってしても、200℃
では、600MPa程度まで高まる可能性がある。その
ため、安全率を見込んでリラクセーション強度は、20
0℃で680MPaの初期応力をかけた後、変位を一定
に保ち、その状態で50時間保持した後の応力が640
MPa以上であることが必要である。また、従来自動車
用に多用される高張力ボルトの製造方法は、冷間での成
形後に焼入れ、焼戻し処理を行い所望の強度を得る。し
かし、C−Mn−Ni−Fe系の高熱膨張鋼は、オース
テナイト組織のために、焼入れによる高強度化手法を用
いることができず、また時効硬化能も不十分であるた
め、冷間加工によって高強度化を図る必要がある。その
ためには、十分な冷間での延性とボルト成形後の高強度
を要求される。
成形する手法は、冷間の引抜きで、軸部の引張強度を十
分に高めたのち、単純に頭部の据込み加工を行っていた
ために、頭部の加工率が冷間の引抜き加工と据込み加工
のために高くなりすぎて冷間での成形が不可能となる問
題もあった。先に述べた従来技術のうち、特開昭63−
76847号の実施例に記載の鋼は、熱膨張係数が18
×10マイナス6乗/℃よりも低く、また冷間加工性が
不十分であり、かつこの鋼を用いて製造されたボルトは
リラクセーション強度も必ずしも満足できるものではな
かった。さらに、この鋼の六角ボルトの成形には、冷間
引抜きで軸部を加工した後に、頭部の加工を行っている
ため300℃以上の加熱を必要としていた。
鋼は、時効硬化による高強度を狙ったものであるが、リ
ラクセーション強度が不十分である。また、この合金は
Vの含有量が高く、高温の固溶化処理を必要とするため
に、表面の脱炭ならびに脱Mn相による変質相の形成が
問題となる。あえて、低温の固溶化処理を実施した場合
は、VC炭化物が固溶せず、冷間成形性が不十分とな
る。また、AMS5625Cも冷間加工性には優れるが
リラクセーション強度が低い。
強化型合金A286(26Ni-15Cr-1.3Mo-0.2Al-2.0
Ti-残Fe)は、時効硬化作用を持つので、固溶化処理状
態での冷間のヘッダー加工が可能で、その後の時効処理
により高強度化できる。しかし、A286は熱膨張率が
常温から200℃で約16×10マイナス6乗/℃程度で、Al合
金締結用ボルトとしては不十分であること、およびNi
など高価な合金元素量を多く含み、さらにAl,Tiのよ
うな活性元素を含むために、真空溶解を必要とするので
価格が従来の強靱鋼に比べて高すぎて、自動車用ボルト
としての量産には不向きである等の問題がある。また、
高い熱膨張係数を有するアルミニウム合金などと接合す
る相手材、または高い熱膨張係数を有する合金を鋳造す
る際に用いる金型においても、熱膨張係数が近接し、か
つ高強度、高リラクセーション強度に優れることが重要
である。
題に鑑み、アルミニウム合金のような高い熱膨張係数を
有する部材と熱膨張係数をできるだけ近づけた部材用の
高熱膨張鋼を提供することであり、前記部材の一例とし
ては、金型材、金型用部品、熱処理用治具、鋳造用部材
などで、温度変化により熱膨張が問題になる部品を広く
対象にしている。
膨張係数を有する部材と接合したり、嵌め合わせたりす
る固定用部材を対象にし、固定用部材としてボルトを例
に取ると、熱膨張係数の大きい合金の締結部品、接合部
品等として実用上、問題のない最低限の熱膨張係数(常
温から200℃で18.5×10マイナス6乗/℃以
上)と常温耐力および高いリラクセーション強度ならび
にボルトなどの棒状に成形のために必要な、十分な冷間
加工性を併せもつ鋼を提供することである。さらにもう
一つの目的は、このような最適化された組成の高熱膨張
鋼を用いて製造されたスタッドボルトや六角ボルト等の
締結部材が、200℃で680MPaの初期応力をかけ
た後変位を一定に保ち、その状態で50時間保持した後
の応力において640MPa以上となる高いリラクセー
ション強度を有する高強度高熱膨張ボルトを提供するこ
とである。
結果、強度、熱膨張係数を満足するためにC−Mn−N
i−Fe系合金の最適成分バランスを見出し、さらにリ
ラクセーション強度を高めるためには、Cr,Mo,W
の1種または2種以上の添加が極めて重要であることを
見出した。あわせて、ボルトの冷間成形性を高めるため
には、オーステナイト相の安定性を十分に高める必要が
あり、その指標として、次式で表されるA値が27以上
を必要とすることを明らかにした。 A値=30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W-5.3V-10Nb
+20N さらに、本発明鋼を用いて高いリラクセーション強度を
有するスタッドボルトを安価に得るためには、この鋼か
らなる棒材またはコイル材を、固溶化処理後の冷間加工
を20〜40%の範囲とし、その後ネジ転造を行うこと
で目的を満足することがわかった。
ョン強度を有する六角ボルトを安価に得るためには、従
来のように全体を軸部が目的の強度に達するまで冷間加
工した後、頭部を加工するのではなく、この鋼からなる
棒材またはコイル材を、固溶化処理後、軸部に20〜4
0%の冷間加工とその後のネジ転造加工を行い、同時に
頭部の冷間加工量を45〜70%に抑えることで目的を
満足することがわかった。
量%で、C0.4〜1.0%、Si1.0%以下、Mn
4%を越え、20%以下、Ni8〜25%を含み、かつ
5%以下のCrと、3%以下のMoと、4%以下のWの
1種または2種以上を合計で0.1%以上含有し、残部
が不可避の不純物およびFeからなり、あわせて各元素
の重量%からなる次式を満足することを特徴とする高熱
膨張鋼である。 30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W-5.3V-10Nb+20N≧
27(ただし選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計
算)
%、Si1.0%以下、Mn4%を越え20%以下、N
i8〜25%を含み、かつ5%以下のCrと、3%以下
のMoと、4%以下のWの1種または2種以上を合計で
0.1%以上、さらに1.0%以下のVと0.5%以下
のNbの1種または2種を含有し、残部が不可避の不純
物およびFeからなり、あわせて各元素の重量%からな
る次式を満足することを特徴とする高熱膨張鋼である。 30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W-5.3V-10Nb+20N≧
27(ただし選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計
算) これら第1または第2発明の鋼は、必要に応じてFeの
一部を重量%で、0.2%以下のNで置換することがで
きる。
後の常温から200℃までの熱膨張係数が18.5×1
0マイナス6乗/℃以上で、かつ常温の耐力が980M
Pa以上であることが望ましく、さらに望ましくは、5
0%の冷間加工後の常温から200℃までの熱膨張係数
が18.5×10マイナス6乗/℃以上で、かつ引張伸
びが8%以上である。本発明の上記の熱膨張係数は、A
l合金の熱膨張率(常温〜200℃:22〜25×10
マイナス6乗/℃)に近く、耐力、引張伸びともに大き
いので、本発明が目的として挙げた用途に特に適し、冷
間加工性も優れるものである。本発明の鋼を用いれば、
色々な複合材や金型部品を製造することができる。例え
ば、Al合金の耐食性を生かし、鋼による強度付与をし
た複合材としてAl合金板と本発明鋼との複合化が可能
である。この場合、両合金の熱膨張差がそれほど大きく
ないので、例えば樹脂を用いた接合でも接合部の剥がれ
や複合板の湾曲を防止することができる。
を有する合金の鋳造用部品としても好適である。鋼製の
金型のシャープエッジ部や中子では熱膨張係数の差異に
よる加熱冷却時の寸法変化で釣切れやクラックの不良原
因になるが、本発明鋼を採用すればこのような問題は解
消できる。上記の高熱膨張鋼は、棒材またはコイル材の
形状に加工後、固溶化処理を行ない、さらに20〜45
%の冷間加工とその後のネジ転造を行うことで得られる
高強度高熱膨張スタッドボルトに好適である。
イル材の形状に加工後、固溶化処理を行ない、さらに軸
部に20〜40%の冷間加工とその後のネジ転造加工を
行い、それと前後して頭部に45〜70%の冷間加工を
行うことで得られる高強度高熱膨張六角ボルトに好適で
ある。さらに本発明のボルトは、常温から200℃まで
の熱膨張係数が18.5×10マイナス6乗/℃以上、
かつ200℃で680MPaの初期応力をかけた後変位
を一定に保ち、その状態で50時間保持した後の応力が
640MPa以上が得られる。
得るための各元素間の数値限定理由を以下に述べる。C
は、オーステナイトを安定化させるとともに、同時に侵
入型の固溶強化元素として基地の加工硬化能を高める。
そのために、0.4%以上の添加を必要とするが、1.
0%を越える過度の添加は、Cr,Mo,W,V,Nb
等の元素と固溶化処理で十分に固溶できない多量の炭化
物を形成し、冷間加工性を低下させる。よってCは、
0.4〜1.0%とする。好適には0.5〜0.7%で
ある。Siは、脱酸材として添加されるが、1%を越え
る過度の添加は常温の延性を低下させるため1%以下と
する。望ましいSiの範囲は、0.5%以下である。
高い熱膨張係数を与えるために4%を越える添加を必要
とするが、20%を越える過度の添加は熱間加工および
固溶化処理時の耐酸化性を大幅に劣化させるため、Mn
は、4%を越え20%以下の範囲とする。望ましいMn
の範囲は、5〜10%の範囲である。Niは、Mn以上
にオーステナイト相を安定化させ、かつ高い熱膨張係数
を得るために必須の添加元素であり最低8%を必要とす
るが、25%を越える過度の添加は、いたずらに鋼のコ
ストを高め、熱膨張係数もかえって低下するので、Ni
は8〜25%の範囲とする。望ましいNiの範囲は、1
0〜18%である。
Fe系の高熱膨張鋼のリラクセーション強度の向上に極
めて有効な元素で、本発明においてもっとも特徴とする
添加元素であり、少なくとも1元素を添加することが重
要である。これらの元素はいずれも置換型元素として、
基地の加工硬化に役立ち、さらに200℃のリラクセー
ション強度の向上に寄与する。これらCr,Mo,Wに
よるリラクセーション強度の向上は、侵入型であるC,
Nとの相互作用(一般に侵入型(interstitial)と置換型
(substitutional)の頭文字をとってI−S効果と呼ばれ
る)による転位の移動を妨げる効果によるところが大き
いと考えられる。このリラクセーション強度の向上のた
めに、Cr,Mo,Wは、1種または2種以上を合計で
0.1%以上添加する必要がある。しかし、過度の添加
は、固溶化処理時に未固溶の炭化物を残存させ、冷間加
工性を低下させるので、Crは5%以下、Moは3%以
下、Wは4%以下の範囲とする。望ましいCr、Moお
よびWの範囲はそれぞれ、0.1〜1.5%、0.1〜
1.5%、0.1〜2%の範囲である。
必要に応じて1種または2種添加するが、同時に強い1
次炭化物生成元素として延性を低下させるため、Vにつ
いては1.0%以下、Nbについては、0.5%以下の
範囲で添加するのが良い。V,Nbの望ましい範囲は、
それぞれ、0.5%以下、0.3%以下である。Nは、
Cと同様オーステナイト安定化元素であると同時に、置
換型元素として基地の固溶強化と加工硬化に役立つた
め、必要に応じて添加することができる。ただし、0.
2%を越える過度の添加は、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、Nは、0.2%
以下とするのが良い。望ましいNの範囲は、0.1%以
下である。
分範囲を満足するだけでなく、高熱膨張特性と高い冷間
成形性を得るために、基地の組織が安定なオーステナイ
ト組織であることが必要である。本発明鋼の成分元素
は、C,Mn,Ni,Nのオーステナイト形成元素と、
Cr,Mo,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以下に示すNi当
量で整理したA値が27以上の範囲とすることによっ
て、ボルト成形に必要な延性に富んだオーステナイト組
織を得ることができる。 A値=30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W-5.3V-10Nb
+20N ここで、C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo,W,V,
Nb,Nは合金中の重量%を表し、無添加の元素はゼロ
として計算する。望ましいA値の範囲は、31〜40で
ある。
を除きFeで構成される。不可避の不純物元素とは、
P,S,Oを指し、これらは、重量%で下記に示す範囲
であれば、本発明鋼に含まれてもよい。 P≦0.02%,S≦0.02%,O≦0.03% 望ましい範囲は次の通りである。 P≦0.01%,S≦0.01%,O≦0.01% 一方、B,Zr,Mg,Ca,Y,REM,Hf等の元
素は本発明鋼に特に添加しなくてもよいが、熱間加工
性、延性、耐酸化性等を改善させる効果をもつので、重
量%で以下の範囲で添加してもよい。 B≦0.02%,Zr≦0.2%,Mg≦0.02%,
Ca≦0.02%,Y≦0.2%,REM≦0.2%,
Hf≦0.2%
温の耐力は、980MPa以上であることが望ましい。
さらに、50%冷間加工後の引張伸びが8%以上である
ことが望ましい。基準となる30%の冷間加工率は、ス
タッドボルトおよび六角ボルトを冷間加工で成形する
際、ネジ部転造前の軸部に付加される平均的な加工率を
示したもので、実体ボルトのリラクセーション強度を十
分に高めるために、常温の耐力は980MPa以上であ
ることが望ましい。
六角ボルトの頭部に付加される平均的な加工率を示した
もので、固溶化処理後に行なう冷間のヘッダー加工時に
割れが発生しないためには、この状態での引張伸びは8
%以上でであることが望ましい。さらに、高熱膨張ボル
ト用鋼として、このような30%ないし50%冷間加工
後の常温から200℃までの熱膨張係数は、18.5×
10マイナス6乗/℃以上とするのが良く、熱膨張係数
がこの値に満たないとボルト締結時にアルミニウムとボ
ルトとの間に発生する熱応力が高くなり、Alの塑性変
形が生じてボルトの締結力は低下する。
は、ボルト成形後の延性と200℃のリラクセーション
強度を両立するために、固溶化処理後の棒材またはコイ
ル材をあらかじめ、20〜45%の冷間加工を施した
後、ネジ転造加工を行い、スタッドボルトに成形するの
が良い。固溶化処理後、ネジ転造前までの冷間加工率が
20%より低いと延性は十分となるが、リラクセーショ
ン強度が不足するようになる。一方、冷間加工率が45
%を上回るとリラクセーション強度には優れるが、延性
が不十分となる。
ボルト成形後の延性と200℃のリラクセーション強度
を両立するためには、固溶化処理後の棒材またはコイル
材を軸部のしごき加工と頭部の据込み加工を併せて行う
のが良い。すなわち、初期の棒材の直径は、成形後のボ
ルトの軸径よりは大きく、成形後のボルトの頭部径より
は小さく設定すれば良い。従来の高熱膨張加工硬化型ボ
ルトの成形方法は、軸径の強度を出すために、全体を冷
間引抜き等で加工した後、頭部の据込み加工を行ってい
た。そのため、頭部は固溶化処理の状態から冷間引抜き
加工とヘッダー加工である据込みの加工が加わり、軸部
に比較してかなりの強加工となるため、頭部は温間加工
により成形する必要があった。
後に直接据込み加工を行ない、一方軸部はしごき加工と
することで、頭部の冷間加工率が従来よりも大幅に少な
くなり、六角ボルトを冷間で成形することが可能とな
る。その結果、従来実施されていた加熱による局部的な
強度低下の可能性もなくなり、また量産性も格段に向上
する。ただし、頭部の据込み率と軸部のしごき加工率に
は最適なバランスが存在し、素材径が頭部径に近すぎる
と、軸部のしごき加工による加工率が高くなりすぎて、
ネジ転造時の延性が不十分となる。一方、素材径が軸径
に近すぎると頭部の据込み加工による加工率が高くなり
すぎて、据込み加工時に割れが発生するようになる。し
たがって、本発明鋼を用いたスタッドボルトは、固溶化
処理後の軸部の加工率は20〜45%で、併せて行う頭
部の加工率は、45〜70%の範囲にするのが良い。ま
た、本発明鋼のネジ加工方法によれば、通常の高張力ボ
ルトの製造に必要なネジ加工後の焼入れ・焼き戻し処理
が不要であり、製造工程の簡略化とコスト低減にも寄与
する。
は、常温から200℃までの熱膨張係数が18.5×1
0マイナス6乗/℃以上、かつ200℃で680MPa
の初期応力をかけた後変位を一定に保ち、その状態で5
0時間保持した後の応力が640MPa以上であること
が望ましい。両者のいずれが欠けてもアルミニウム締結
用高強度高熱膨張ボルトとして十分な締結力が得られな
くなる。本発明鋼は、真空溶解、大気溶解、Arガス溶
解等のいずれの雰囲気でも鋼塊の製造は可能であり、特
に精練を必要とする場合は、2次溶解を行ってもよい。
さらに熱間加工によって所定の形状に製造するが、最終
の冷間加工率の調整と炭化物の固溶と再結晶を目的とし
た固溶化処理は、850〜1150℃の範囲で実施する
のが良い。特に高温で固溶化処理を行うと表面の脱炭と
酸化に伴う変質相の生成が問題となるため、固溶化処理
は、できるだけ真空あるいは、Ar雰囲気で低温短時間
の加熱が望ましい。
も大気誘導溶解炉にて、10kgの鋼塊を溶製後、熱間加工
により直径 15mmの鍛伸材とした。さらに、980℃で
1時間保持後水冷の固溶化処理を実施し、皮削後の冷間
引抜きにより、冷間加工率0%、30%、50%の試料
を作製した。各加工率の試料について常温の引張試験を
行ない、強度、延性からボルトの強度と冷間ヘッダー加
工性を評価した。また、同じ試料の熱膨張測定により、
Al締結用ボルト材としての性能を評価した。さらに、
30%冷間引抜き材については、リラクセーション試験
も実施した。常温引張試験は、ASTM法に基づき、平
行部直径 6.35mm、標点間距離は25.4mmの丸棒試験片を
用いて、0.2%耐力、引張強さならびに引張伸びを測定し
た。熱膨張測定についてはφ5.0mm×19.5mmLの丸棒を用
いて、示差熱膨張計により30℃から200℃までの平均熱
膨張係数を測定した。リラクセーション試験は、試験温
度200℃で、平行部直径 6.35mm、標点間距離は25.4m
mの丸棒試験片を用いて、初期応力を680MPaまで
負荷した後、変位を一定に保ち、50時間後の保持軸力
を測定した。
21〜22および従来鋼No.31の化学組成、A値によ
って計算されるNi当量を示す。また、表2に各鋼の常
温引張特性および熱膨張係数測定結果を示す。ここで、
比較鋼No.21は、特開平5−311341号の実施
例中のNo.2に相当する鋼であり、No.22は特開
昭63−76847号のNo.Eに相当する鋼である。
従来鋼No.31は航空機用ボルトとして規格化されてい
るAMS5625Cの成分範囲の鋼である。
の引張伸びは、いずれも引抜き率0%の状態で50%以
上、引抜き率50%の状態でも8%以上の値が得られ、
冷間のボルト成形性に適した延性を有することがわか
る。また、ボルトの軸部強度の目安となる30%引抜き
後の耐力はいずれも980MPa以上であり、Al締結
用ボルトとして十分に高い強度が得られている。また、
熱膨張係数はいずれの加工率においても18.8×10
マイナス6乗/℃以上の高い熱膨張係数が得られ、アル
ミ合金締結用のボルトとして優れた特性を有しているこ
とがわかる。さらに30%冷間加工後のリラクセーショ
ン試験の保持軸力がいずれも640MPa以上であり、
高温強度に優れることがわかる。このように高いリラク
セーション強度は、Cr,MoおよびWの添加によって
もたらされるものであり、この点が本発明のもっとも特
徴とするところの一つである。
く、980℃の固溶化処理では、VC炭化物が未固溶と
なり、引張伸びが低い。また、比較鋼No.22は、N
iの含有量が低く、A値も低いために加工硬化性には優
れるが、加工率の増加に伴う延性の低下量が大きく、ま
た、熱膨張係数も本発明鋼に劣る。さらに、両者は、3
0%冷間加工時の耐力が本発明鋼並みのレベルにあるに
もかかわらず、リラクセーション強度は本発明鋼に劣
る。これは、VC炭化物の析出強化よりもCr,Moお
よびWの固溶強化の方が高温強度に有利に働くことによ
るものである。従来鋼No.32は、良好な延性と本発
明鋼に近い熱膨張係数が得られるが、Cr,Moおよび
Wの1種または2種以上を含まないために、30%冷間
加工時の耐力およびリラクセーション強度が本発明鋼に
劣り、Al締結用ボルトとして十分な保持軸力が得られ
ないことを示している。
較鋼No.21、22および従来鋼No.31を用い
て、M8のスタッドボルトと六角ボルトの成形を行い、
冷間成形性と成形ボルトのリラクセーション特性を評価
した。実施例1と同じ熱間鍛伸材を用い、冷間引抜きと
実施例1と同じ固溶化処理を行った。スタッドボルトの
成形は、その後冷間引抜きを行い、一方、六角ボルトの
成形は、丸棒素材の頭部据込み加工と軸部のしごき加工
を相前後して行い所定形状に成形した。その際のネジ加
工部のネジ加工前の加工率は固溶化処理後の寸法を基準
にして15,30,35,40,50%に変化させた。
続いて、これらのスタッドボルトおよび六角ボルトにそ
れぞれ転造ネジ加工を施した後、リラクセーション試験
を行った。試験温度は200℃で、ネジ部の有効断面積
を37.6mm2として、初期応力を680MPaまで
負荷した後、変位を一定に保ち、50時間後の軸力を調
査した。
のに○印、割れ有りのものに×印)と成形できたボルト
のリラクセーション試験50時間後の保持軸力を示す。
本発明鋼はスタッドボルトの場合、軸部加工率 30,
35,40%、六角ボルトの場合、軸部と頭部の加工率
がそれぞれ30%と55%、35%と51%、40%と
47%の場合に成形が可能で、かつ高いリラクセーショ
ン強度が得られる。一方、比較合金は、ともにスタッド
ボルトには軸部加工率 40%までは成形が可能である
が、六角ボルト成形時に頭部加工率が47%以上で頭部
に割れが発生した。一方、頭部加工率を37%まで低め
ると頭部の50%加工でネジ転造が困難となり、冷間加
工性が不十分であることがわかった。これらは、No.
21の場合、Vの添加量が高すぎること、およびNo.
22の場合は、Niの添加量が低すぎることによるもの
である。さらに両者のスタッドボルトのリラクセーショ
ン強度は、本発明鋼に劣り、Al締結ボルトとして必要
な640MPa以上の強度が得られない。さらに比較鋼
No.31は、冷間成形性には優れるが、リラクセーシ
ョン強度が不足している。
素鋼(S45C)の板とアルミ合金の板を熱硬化性接着
剤を用いて180℃に加熱して接着した。板の寸法は
0.5mm厚×20mm幅×100mm長さである。冷
却後、炭素鋼とアルミ合金を接合した板には、約3mm
の湾曲が見られたが、本発明鋼とアルミ合金とを接合し
た板には湾曲は見られなかった。
No.5を用いて図1に示すような両端に頭部を設けた
I字型のダイカスト金型を作製した。なお、比較鋼とし
てSKD61の鋼を用いて同じ形状の金型を使用してア
ルミ合金を鋳造した。鋳造したアルミ合金の形状はI字
型の平行部の直径が14mm、長さが160mmのもの
である。本発明鋼のNo.5の金型および比較鋼の金型
で、それぞれ20本ずつI字状のアルミ合金を鋳造した
後に検査したところ、比較鋼の金型で鋳造したI字状鋳
造材の8本に頭部と平行部の境界部にクラックが検出さ
れたのに対して、本発明鋼で作製した金型で鋳造した鋳
造材にはクラックの発生は認められなかった。このよう
に高熱膨張のアルミ合金の溶湯を鋳型内で凝固・冷却時
の収縮により、平行部に大きな引張力が働いた結果、比
較鋼のSKD61製の鋳型は低熱膨張のため鋳造品の収
縮に追随できなくなり、クラックが発生したものであ
る。
温から200℃で18.5×10マイナス6乗/℃以上
の熱膨張係数、常温の耐力が980MPa以上の特性を
有するものである。したがって、スタッドボルトや六角
ボルトに成形すれば、高い熱膨張率のアルミ合金製部品
で使用中の温度変化が大きいような部品を締結した際
に、優れたリラクセーション強度を兼備しており、しか
も高い熱膨張率の高強度ボルトを安価に製造することが
できる。さらに本発明鋼は、アルミ合金に近い高い熱膨
張係数を有し、かつ高い強度を有しているため、アルミ
合金と接合する相手材の他、アルミニウム合金など高い
熱膨張合金を鋳造する際に用いる金型材等に好適であ
る。
合金鋳造用の金型の一例を示す斜視図である。
Claims (8)
- 【請求項1】 重量%で、C0.4〜1.0%、Si
1.0%以下、Mn4%を越え20%以下、Ni8〜2
5%を含み、かつ5%以下のCrと、3%以下のMo
と、4%以下のWの1種または2種以上を合計で0.1
%以上含有し、残部が不可避の不純物およびFeからな
り、あわせて各元素の重量%からなる次式を満足するこ
とを特徴とする高熱膨張鋼。 30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W-5.3V-10Nb+20N≧
27(ただし選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計
算) - 【請求項2】 重量%で、C0.4〜1.0%、Si
1.0%以下、Mn4%を越え20%以下、Ni8〜2
5%を含み、かつ5%以下のCrと、3%以下のMo
と、4%以下のWの1種または2種以上を合計で0.1
%以上、さらに1.0%以下のVと0.5%以下のNb
の1種または2種を含有し、残部が不可避の不純物およ
びFeからなり、あわせて各元素の重量%からなる次式
を満足することを特徴とする高熱膨張鋼。 30C-1.34Si+0.5Mn+Ni-0.67Cr-Mo-0.5W-5.3V-10Nb+20N≧
27(ただし無添加の元素はゼロとして計算) - 【請求項3】 Feの一部を重量%で、0.2%以下の
Nで置換する請求項1または2に記載の高熱膨張鋼。 - 【請求項4】 30%の冷間加工後の常温から200℃
までの熱膨張係数が18.5×10マイナス6乗/℃以
上で、かつ常温の耐力が980MPa以上であることを
特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の高熱膨張
鋼。 - 【請求項5】50%の冷間加工後の常温から200℃ま
での熱膨張係数が18.5×10マイナス6乗/℃以上
で、かつ常温の引張伸びが8%以上であることを特徴と
する請求項1〜4のいずれかに記載の高熱膨張鋼。 - 【請求項6】 請求項1〜5のいずれかに記載の鋼から
なる棒材またはコイル材を、固溶化処理後、20〜45
%の冷間加工とその後のネジ転造を行うことで得られる
ことを特徴とする高強度高熱膨張スタッドボルト。 - 【請求項7】 請求項1〜5のいずれかに記載の鋼から
なる棒材またはコイル材を、固溶化処理後、軸部に20
〜45%の冷間加工とその後のネジ転造加工を行い、ボ
ルトの頭部に45〜70%の冷間加工を行うことで得ら
れることを特徴とする高強度高熱膨張六角ボルト。 - 【請求項8】 請求項6または7に記載のボルトが、常
温から200℃までの熱膨張係数が18.5×10マイ
ナス6乗/℃以上、かつ200℃で680MPaの初期
応力をかけた後、変位を一定に保ち、その状態で50時
間保持した後の応力が640MPa以上である高強度高
熱膨張ボルト。
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---|---|---|---|
JP31156994A JP3384515B2 (ja) | 1994-03-28 | 1994-12-15 | 高熱膨張鋼および高強度高熱膨張ボルト |
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JP6-57446 | 1994-03-28 | ||
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JP31156994A Expired - Fee Related JP3384515B2 (ja) | 1994-03-28 | 1994-12-15 | 高熱膨張鋼および高強度高熱膨張ボルト |
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