JP3384515B2

JP3384515B2 - 高熱膨張鋼および高強度高熱膨張ボルト

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Publication number: JP3384515B2
Application number: JP31156994A
Authority: JP
Inventors: 光司佐藤; 利弘上原; 丈博大野
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1994-03-28
Filing date: 1994-12-15
Publication date: 2003-03-10
Anticipated expiration: 2018-03-10
Also published as: JPH07316741A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高い膨張係数の特性を
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。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球的規模の環境汚染問題から、
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。

【０００３】さらに、熱硬化性の接着剤を使用すると、
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。

【０００４】このような問題を解決するためには、従来
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。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】以下、本発明が対象と
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。

【０００６】また、ボルトに発生する締付けの応力は、
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。

【０００７】従来、この種の高熱膨張鋼を六角ボルトに
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。

【０００８】また、特開平５−３１１３４１号に記載の
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。

【０００９】一方、Ｆｅ−Ｎｉ系のガンマプライム析出
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。

【００１０】本発明の目的の一つは、前述の既存鋼の問
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。

【００１１】さらに、本発明の目的の他の一つは高い熱
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。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは鋭意検討の
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。

【００１３】また、本発明鋼を用いて高いリラクセーシ
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。

【００１４】すなわち、本発明のうち、第１発明は、重
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）

【００１５】第２発明は、重量％で、Ｃ０．４〜１．０
％、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。

【００１６】これらの高熱膨張鋼は、３０％の冷間加工
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。

【００１７】本発明の鋼はＡｌ合金などの高熱膨張係数
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。

【００１８】また、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。

【００１９】

【作用】本発明鋼の各元素の作用、および目的の組成を
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。

【００２０】Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させ、
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。

【００２１】Ｃｒ、ＭｏおよびＷは、Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−
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。

【００２２】ＶとＮｂは、基地の固溶強化に役立つため
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。

【００２３】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。

【００２４】上記元素の他、残部は不可避の不純物元素
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％

【００２５】本発明鋼における３０％の冷間加工後の常
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。

【００２６】また、基準となる５０％の冷間加工率は、
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。

【００２７】また、本発明鋼からなるスタッドボルト
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。

【００２８】さらに、本発明鋼からなる六角ボルトは、
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。

【００２９】しかし、本発明のように頭部は固溶化処理
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。

【００３０】さらに、上記の本発明鋼からなるボルト
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。

【００３１】

【実施例】

（実施例１）本発明鋼、比較鋼および従来鋼は、いずれ
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。

【００３２】表１に本発明鋼Ｎo.１〜１１、比較鋼Ｎo.
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。

【００３３】

【表１】

【００３４】

【表２】

【００３５】表２に示すように、本発明鋼Ｎo.１〜１１
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。

【００３６】一方、比較鋼Ｎo.２１はＶの含有量が高
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。

【００３７】（実施例２）表１の本発明鋼Ｎｏ．３と比
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。

【００３８】

【表３】

【００３９】表３にボルトの冷間成形性（割れなしのも
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。

【００４０】（実施例３）本発明鋼のＮｏ．１および炭
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。

【００４１】（実施例４）実施例１の本発明鋼のうちの
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。

【００４２】

【発明の効果】本発明鋼は、冷間成形性に優れ、かつ常
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の高熱膨張鋼から作製したアルミニウム
合金鋳造用の金型の一例を示す斜視図である。

【符号の説明】

１金型、２Ｉ字型、３頭部、４平行部

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩ // Ｃ２１Ｄ 8/06 Ｃ２１Ｄ 8/06 Ｂ

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【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。