JPH06108206A - 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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- JPH06108206A JPH06108206A JP27951092A JP27951092A JPH06108206A JP H06108206 A JPH06108206 A JP H06108206A JP 27951092 A JP27951092 A JP 27951092A JP 27951092 A JP27951092 A JP 27951092A JP H06108206 A JPH06108206 A JP H06108206A
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Abstract
と転造性に優れ、かつ700℃付近のリラクセーション
特性がA286よりも優れる耐熱ボルト用合金を提供す
る。 【構成】 重量百分率でC0.20%以下、Si1.0
%以下、Mn2.0%以下、Ni25%を超え35%以
下、Cr10%以上13.5%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、必要に応
じて特定量のNbを添加することができる。
Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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、Cr10
%以上13.5%未満、Al0.70〜1.5%、Ti
2.5〜4.0%、およびB0.020%以下とZr
0.20%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、C0.2
0%以下、Si1.0%以下、Mn2.0%以下、Ni
25%を超え35%以下、Cr10%以上13.5%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%以上13%未
満であると、より好適である。
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。
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。
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、13.5%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13.5%未満とする。より好適なCrの範囲は1
0.0%以上13.0%未満である。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、900〜1
050℃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、A
lは0.70〜1.5%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。
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。
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。
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。
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。
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.1〜10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。
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)。
%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。
〜11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.2
1と従来合金No.31(V57)およびNo.32
(A286)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.
23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。
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。
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。
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%以上13.5%未満、Al0.7
0〜1.5%、Ti2.5〜4.0%、およびB0.0
20%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。 - 【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%以上13.5%未満、Al0.7
0〜1.5%、Ti2.5〜4.0%、およびB0.0
20%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%以上13%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。 - 【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%以上13%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 |
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JPH06108206A true JPH06108206A (ja) | 1994-04-19 |
JP3216837B2 JP3216837B2 (ja) | 2001-10-09 |
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JP (1) | JP3216837B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0669405A2 (en) * | 1994-02-24 | 1995-08-30 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting steel |
CN112210647A (zh) * | 2020-09-27 | 2021-01-12 | 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 |
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1992
- 1992-09-24 JP JP27951092A patent/JP3216837B2/ja not_active Expired - Fee Related
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EP0669405A2 (en) * | 1994-02-24 | 1995-08-30 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting steel |
EP0669405A3 (en) * | 1994-02-24 | 1995-11-15 | Daido Steel Co Ltd | High temperature resistant steels. |
CN112210647A (zh) * | 2020-09-27 | 2021-01-12 | 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 |
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