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特許7490251固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-05-17
(45)【発行日】2024-05-27
(54)【発明の名称】固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240520BHJP
C22C 38/02 20060101ALI20240520BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240520BHJP
B23K 20/12 20060101ALI20240520BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C22C38/02
C22C38/58
B23K20/12 360
【請求項の数】
7
(21)【出願番号】P 2021504877
(86)(22)【出願日】2020-02-20
(86)【国際出願番号】 JP2020006684
(87)【国際公開番号】W WO2020184124
(87)【国際公開日】2020-09-17
【審査請求日】2022-11-07
(31)【優先権主張番号】P 2019044619
(32)【優先日】2019-03-12
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）平成３０年度 国立研究開発法人新エネルギー・産業技術総合開発機構 革新的新構造材料等研究開発事業「中高炭素鋼／中高炭素鋼の摩擦接合共通基盤研究」委託業務、産業技術力強化法第１７条の適用を受ける特許出願
(73)【特許権者】
【識別番号】504176911
【氏名又は名称】国立大学法人大阪大学
(74)【代理人】
【識別番号】110001885
【氏名又は名称】弁理士法人ＩＰＲコンサルタント
(72)【発明者】
【氏名】藤井 英俊
(72)【発明者】
【氏名】潮田 浩作
(72)【発明者】
【氏名】柳楽 知也
(72)【発明者】
【氏名】森貞 好昭
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】特表２０１５－５１６５０５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－１６１１６５（ＪＰ，Ａ）
【文献】ＳＵＮ Ｙｕｆｅｎｇ等，Ｓｕｐｐｒｅｓｓｉｏｎ ｏｆ ｈｙｄｒｏｇｅｎ－ｉｎｄｕｃｅｄ ｄａｍａｇｅ ｉｎ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｔｉｒ ｗｅｌｄｅｄ ｌｏｗ ｃａｒｂｏｎ ｓｔｅｅｌ ｊｏｉｎｔｓ，Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｓｃｉｅｎｃｅ，2015年02月03日，Ｖｏｌ．９４，８８－９８
【文献】ＳＥＫＢＡＮ Ｄ．Ｍ．等，Ｉｍｐａｃｔ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｔｉｒ ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｌｏｗ ｃａｒｂｏｎ ｓｔｅｅｌ ｕｓｅｄ ｉｎ ｓｈｉｐｂｕｉｌｄｉｎｇ，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ＆ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，2016年06月23日，Ｖｏｌ．６７２，４０～４８
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｂ２３Ｋ ２０／１２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｐ：０．０３５超～０．４５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成である固相接合用耐候性鋼からなる固相接合用耐候性鋼材に固相接合する方法であって、接合温度を前記固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、
を特徴とする固相接合方法。
【請求項2】
前記固相接合用耐候性鋼が、更に、質量％で、Ｃｕ：０超～０．５０％を含有すること、
を特徴とする請求項１に記載の固相接合方法。
【請求項3】
前記固相接合用耐候性鋼が、更に、質量％で、Ｍｎ：０超～０．３９％を含有すること、
を特徴とする請求項１又は２に記載の固相接合方法。
【請求項4】
前記固相接合用耐候性鋼が、更に、質量％で、Ｓｉ：０超～０．５１％を含有すること、
を特徴とする請求項１～３のうちのいずれかに記載の固相接合方法。
【請求項5】
前記固相接合用耐候性鋼が、更に、質量％で、Ｃｒ：０超～０．６３％を含有すること、
を特徴とする請求項１～４のうちのいずれかに記載の固相接合方法。
【請求項6】
前記接合温度を前記固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすること、を特徴とする請求項１～５のうちのいずれかに記載の固相接合方法。
【請求項7】
摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形摩擦接合のうちのいずれかを用いること、を特徴とする請求項１～６のうちのいずれかに記載の固相接合方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は固相接合を好適に用いることができる固相接合用耐候性鋼、固相接合用鋼材、当該固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法に関する。
【背景技術】
【0002】
従来の溶融溶接よりも接合部の強度低下を小さくできる固相接合方法が注目されており、特に、摩擦発熱現象や金属材の塑性変形を利用した固相接合方法が盛んに検討されている。当該固相接合方法としては、例えば、高速で回転する円柱状のツールを被接合材に圧入して接合する「摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）」、回転する円柱状の被接合材を固定された被接合材に当接させて接合する「摩擦圧接」、及び被接合材を当接させた状態で往復運動させて接合する「線形摩擦接合」等が挙げられる。
【0003】
従来の鉄鋼材は溶融溶接の使用を前提とした合金設計となっていることが多いが、近年では固相接合法に適した鉄鋼材に関する検討も進められており、例えば、特許文献１（特開２００８－３１４９４号公報）では、低合金構造用鋼であって、６００℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が２００℃以上であることを特徴とする摩擦攪拌接合用の低合金構造用鋼、が開示されている。
【0004】
上記特許文献１に記載の低合金構造用鋼においては、接合部の到達温度付近における、フェライト単相域及びオーステナイト相‐フェライト２相域を拡大することにより、摩擦攪拌接合における鋼の変形抵抗が大幅に低減し、その結果、回転ツールの耐久性が向上し、接合速度等の接合条件の制限が緩和される、としている。加えて、ツールの損耗、破損による交換作業の頻度が抑えられ、接合時間が短縮されるので施工能率が向上する、としている。
【0005】
また、摩擦攪拌接合の原理を利用した表面改質技術である摩擦攪拌プロセスに適した鋼に関する検討も進められており、例えば、特許文献２（特開２０１４－１６２９７１号公報）では、質量％で、Ｃ：０．４０～１．５０％、Ｓｉ：０．１５～２．００％、Ｍｎ：０．３０ ～２．００％、Ｃｒ：０．５０～３．００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる摩擦攪拌プロセス用鋼、が開示されている。
【0006】
上記特許文献２に記載の摩擦攪拌プロセス用鋼においては、摩擦攪拌プロセスを適用することによって優れた表面硬化が達成できる、としている。
【0007】
更に、本願発明者も、特許文献３（特開２０１８－１６８６６号公報）において、鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、及びＣｒ：１．００～３．５０％を含有し、かつＡ式によって定義される炭素当量ＣＥが０．４０～１．００質量％であること、を特徴とする摩擦攪拌接合用鋼、を開示している。ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（Ａ）式中に記載された元素記号は、摩擦攪拌接合用鋼材における各成分の含有量を単位質量％で示す。
【0008】
上記特許文献３に記載の摩擦攪拌接合用鋼においては、摩擦攪拌接合によって従来の高張力鋼と同等以上の継手特性（攪拌部の引張強度及び破壊靭性等）を得ることができる鋼であり、比較的安価な合金元素のみを最小限添加した鋼及び、当該鋼を被接合材とする摩擦攪拌接合方法を提供することができる、としている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【文献】特開２００８－３１４９４号公報
【文献】特開２０１４－１６２９７１号公報
【文献】特開２０１８－１６８６６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
しかしながら、上記特許文献１に開示されている低合金構造用鋼は、プロセス時の鋼の変形抵抗を低減することで鋼に対する摩擦攪拌接合の適用を容易にするものであり、接合部（攪拌部）の機械的特性や鋼に添加する元素のコストや入手容易性等に関しては殆ど考慮されていない。また、近年では鋼構造物の長期信頼性に対する要求が高まっているところ、上記特許文献１に開示されている低合金構造用鋼は、耐候性については全く考慮されていない。
【0011】
また、上記特許文献２に開示されている摩擦攪拌プロセス用鋼は、摩擦熱を利用した表面焼き入れに対して組成を最適化したものであり、接合部の機械的性質を担保することを目的とした鉄鋼材とは、その設計指針が全く異なるものである。
【0012】
更に、上記特許文献３に開示されている摩擦攪拌接合用鋼では、一般的な高張力鋼と同等以上の継手特性を得ることができるものの、鋼の耐候性については全く考慮されておらず、橋梁等の耐食性が要求される構造物に好適に用いることができない。ここで、従来の溶接用耐候性鋼は、溶接割れを抑制する目的で添加元素が制限されている。より具体的には、ＣｕやＰを添加することで耐食性が向上することが知られているが、これらの元素は溶接割れを引き起こすことから、一般的に、Ｃｕの添加量は０．３質量％、Ｐの添加量は０．０１質量％程度となっている。
【0013】
以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、固相接合によって良好な接合部が形成される、高張力鋼と同等程度の引張特性を有する固相接合用耐候性鋼であって、従来の溶接用耐候性鋼よりも優れた耐候性を有し、接合部の信頼性が母材と同等以上となる固相接合用耐候性鋼及び固相接合用耐候性鋼材を提供することにある。また、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法を提供することも目的としている。
【課題を解決するための手段】
【0014】
本発明者は上記目的を達成すべく、鋼の組成と耐候性の関係及び、鋼の組成と母材及び固相接合部の機械的性質の関係について鋭意研究を重ねた結果、炭素鋼を基本としてＰの添加量を増加させていくこと等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。
【0015】
即ち、本発明は、
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
を特徴とする固相接合用耐候性鋼を提供する。
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
を特徴とする固相接合用耐候性鋼を提供する。
【0016】
本発明の固相接合用耐候性鋼は、固相接合による接合を前提としているが、当該固相接合の方法は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の固相接合方法を使用することができる。代表的な固相接合方法としては、摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形摩擦接合を挙げることができる。
【0017】
溶接性を担保した溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板（ＧＩＳ Ｇ３１１４）では、Ｐ含有量の上限が０．０３５％に制限されている。しかしながら、Ｐ含有量が０．５質量％程度までは保護性さびの緻密化等によって鋼の耐食性（耐候性）が明確に向上し、１．０質量％程度までは当該効果が増大することが知られている。本発明の固相接合用耐候性鋼は固相接合を用いることを前提としており、溶融溶接に伴う割れを考慮する必要がないことから、Ｐの含有量が０．０３５超～１．００質量％となっている。ここで、Ｐの含有量は０．０５０～０．５００質量％とすることが好ましく、０．０８０～０．３００質量％とすることがより好ましい。
【0018】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼においては、高張力鋼板と同等程度の引張強度を実現するため、Ｃの含有量が０．１０～０．６０質量％となっている。Ｃの含有量を増加させると溶接時に割れが発生しやすくなるが、固相接合の使用を前提とすることで、比較的大量のＣを含有させることができる。ここで、所望の引張強度が得られる限りにおいて、Ｃの含有量は少なくすることが好ましく、上限を０．５０質量％とすることがより好ましく、０．３０質量％とすることが最も好ましい。例えば、その他の添加元素や組織にも依存するが、炭素含有量を０．３０質量％とすることで、４９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。
【0019】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、０超～３．００質量％のＣｕを含有すること、が好ましい。適量のＣｕを含有することで、保護性さびが緻密化し、耐候性（耐食性）が向上する。当該効果はＣｕが僅かでも添加されれば発現するが、３．００質量％以上添加しても大きな向上は期待されないことに加え、母材及びＨＡＺ部が硬化するため、上限値が３．００質量％となっている。Ｃｕの添加量は０．１０～２．００質量％とすることが好ましく、０．３０～１．００質量％とすることがより好ましい。
【0020】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｍｎを０超～２．００質量％含有すること、が好ましい。Ｍｎを含むことで初析フェライトの生成が抑制されると共に、固溶強化量が増大すると考えられる。なお、Ｍｎのより好ましい含有量は０．２５～０．７５質量％である。
【0021】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｓｉを０超～１．００質量％含有すること、が好ましい。Ｓｉを含有させることで固相接合部が熱によって軟化することを抑制することができ、延性を低下させるセメンタイトの生成を抑制する効果も期待できる。一方で、１．００％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
【0022】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｃｒを０超～２．００質量％含有すること、が好ましい。Ｃｒを０超～２．００質量％含有すること、望ましくは０．５０％～２．００質量％含有することで、固相接合部の強度、延性および靭性を向上させることができ、かつ耐候性も向上する。
【0023】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｎｉを０超～３．００質量％含有すること、が好ましい。Ｎｉを０超～３．００質量％含有することで、固相接合用耐候性鋼の耐候性を更に向上させることができる。
【0024】
また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｍｏを０超～１．００質量％含有すること、が好ましい。Ｍｏを０超～１．００質量％含有することで、固相接合用耐候性鋼の耐候性を更に向上させることができる。
【0025】
更に、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｔｉを０超～０．０３質量％含有すること、が好ましい。Ｔｉを０超～０．０３質量％含有することで、固相接合用耐候性鋼の耐候性を更に向上させることができる。
【0026】
また、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼の固相接合部を有する接合構造物であって、前記固相接合部の衝撃吸収エネルギーが前記固相接合用耐候性鋼（固相接合用耐候性鋼材の母材）の衝撃吸収エネルギーの９０％以上であること、を特徴とする固相接合構造物、も提供する。固相接合用耐候性鋼以外の接合構造物の材質や、構造物の形状及びサイズ等は特に限定されず、従来公知の種々の構造物とすることができる。
【0027】
本発明の固相接合構造物には本発明の固相接合用耐候性鋼が使用されているため、従来の溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板が使用された構造物と比較して良好な耐候性を有している。必要に応じて固相接合用耐候性鋼の表面には耐食性を向上させるための塗装を設けてもよいが、使用環境によっては無塗装とすることもできる。
【0028】
また、固相接合用耐候性鋼の固相接合部の衝撃吸収エネルギーは母材の衝撃吸収エネルギーの９０％以上となっており、本発明の固相接合構造物は極めて高い信頼性を有している。固相接合部の衝撃吸収エネルギーは母材の衝撃吸収エネルギーの９５％以上となることが好ましく、１００％以上となることがより好ましい。ここで、衝撃吸収エネルギーの測定方法は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の測定方法を用いることができ、例えば、接合部から微小な試験片を切り出し、当該試験片に対して微小衝撃試験を施せばよい。当該微小衝撃試験で得られる応力―変位曲線において、当該曲線で囲まれる領域の面積から衝撃吸収エネルギーを算出することができる。
【0029】
また、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼からなり、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有すること、を特徴とする固相接合用耐候性鋼材、も提供する。本発明の固相接合用耐候性鋼がフェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することで、優れた耐候性に加えて、高い強度と信頼性を発現することができる。なお、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織は、例えば、本発明の固相接合用耐候性鋼に対してＡ３点以下での摩擦攪拌プロセスを施すことで得ることができる。
【0030】
更に、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼に固相接合する方法であって、接合温度を前記固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、を特徴とする固相接合方法、も提供する。ここで、本発明の固相接合用耐候性鋼は大量のＰを含有しており、Ｐは鋼のＡ３点を上昇させることから、通常の鋼材と比較して容易にＡ３点以下での固相接合を行うことができる。
【0031】
本発明の固相接合用耐候性鋼は、固相接合を用いることによって割れ等の存在しない良好な継手を得ることができるが、Ｃ、Ｐ及びＣｕの含有量が多くなると、接合部の靭性が低下する可能性がある。これに対して、固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすることで、固相接合部の靭性を向上させることができ、固相接合部の衝撃吸収エネルギーを母材の衝撃吸収エネルギーよりも高くすることもできる。
【0032】
ここで、固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下としても、固相接合部の衝撃吸収エネルギーが母材の衝撃吸収エネルギーの９０％未満となる場合は、当該接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることが好ましい。接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることで、固相接合部の衝撃吸収エネルギーを更に上昇させることができる。
【0033】
また、本発明の固相接合方法は、摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形固相接合のうちのいずれかを用いること、が好ましい。本発明の固相接合方法では、接合温度を制御する必要があるところ、これらの固相接合方法を用いることで、接合温度を正確に決定することができる。例えば、摩擦攪拌接合ではツールの形状、サイズ及び材質、接合速度、接合荷重及びツール回転速度等によって接合温度を制御することができる。また、摩擦圧接及び線形固相接合では、被接合界面に印加する接合圧力によって接合温度を制御することができる。
【発明の効果】
【0034】
本発明によれば、固相接合によって良好な接合部が形成される、高張力鋼と同等程度の引張特性を有する固相接合用耐候性鋼であって、従来の溶接用耐候性鋼よりも優れた耐候性を有し、接合部の信頼性が母材と同等以上となる固相接合用耐候性鋼及び固相接合用耐候性鋼材を提供することができる。また、本発明によれば、本発明の固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法を提供することもできる。
【図面の簡単な説明】
【0035】
【図1】腐食による板厚減少量と鋼のＰ含有量の関係を示すグラフである。
【図2】Ｃ含有量及びＰ含有量と溶接による高温割れ発生の関係を示すグラフである。
【図3】腐食による板厚減少量と鋼のＣｕ含有量の関係を示すグラフである。
【図4】摩擦攪拌接合によって形成された固相接合部を有する固相接合継手の概略図である。
【図5】摩擦圧接によって形成された固相接合部を有する固相接合継手の概略図である。
【図6】線形摩擦接合によって形成された固相接合部を有する固相接合継手の概略図である。
【図7】微小衝撃試験片の形状及びサイズを示す概略図である。
【図8】摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真及び断面写真である。
【図9】実施固相接合用鋼２の母材及び攪拌部の組織写真である。
【図10】実施固相接合用鋼２の攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布である。
【図11】実施例２でＴＩＧ溶接を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真である。
【図13】摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼３の断面写真である。
【図14】実施固相接合用鋼３の攪拌部の組織写真である。
【図15】実施固相接合用鋼３の攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布である。
【図16】実施固相接合用鋼２及び実施固相接合用鋼３の攪拌部の微小衝撃試験片の破面である。
【図17】実施例１で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼１の断面写真である。
【図18】実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６のＳＥＭ像、ＰのＥＰＭＡマップおよびＰ偏析部を重ね合わせたＳＥＭ像である。
【図19】実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６について、フェライトとオーステナイトの２相域で形成された攪拌部のＳＥＭ像とＰのＥＰＭＡマップである。
【図20】実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材と攪拌部のＳＥＭ像である。
【図21】実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材及び攪拌部の亀裂発生エネルギーと亀裂伝播エネルギーを示すグラフである。
【図22】実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部のＳＥＭ像である。
【図23】実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部における衝撃吸収エネルギーとＰ添加量の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0036】
以下、本発明の固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法の代表的な実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。なお、以下の説明では、重複する説明は省略する場合がある。
【0037】
（１）固相接合用耐候性鋼
本発明の固相接合用耐候性鋼は、
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
を特徴とする固相接合用耐候性鋼である。
本発明の固相接合用耐候性鋼は、
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
を特徴とする固相接合用耐候性鋼である。
【0038】
従来の溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板よりも大幅に優れた耐候性と高張力鋼並みの強度を実現するために、大量のＰとＣが添加されている。また、接合性を担保するために、固相接合の使用が前提となっている。以下、各成分について詳細に説明する。
【0039】
１．必須の添加元素
Ｃ：０．１０～０．６０質量％
炭素含有量を０．１０質量％以上とすることで鋼及び固相接合部の強度を十分に向上させることができ、０．６０質量％以下とすることで母材及び攪拌部の靭性低下を抑制することができる。所望の引張強度が得られる限りにおいて、Ｃの含有量は少なくすることが好ましく、上限を０．５０質量％とすることがより好ましく、０．３０質量％とすることが最も好ましい。例えば、その他の添加元素や組織にも依存するが、炭素含有量を０．３０質量％とすることで、４９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。
Ｃ：０．１０～０．６０質量％
炭素含有量を０．１０質量％以上とすることで鋼及び固相接合部の強度を十分に向上させることができ、０．６０質量％以下とすることで母材及び攪拌部の靭性低下を抑制することができる。所望の引張強度が得られる限りにおいて、Ｃの含有量は少なくすることが好ましく、上限を０．５０質量％とすることがより好ましく、０．３０質量％とすることが最も好ましい。例えば、その他の添加元素や組織にも依存するが、炭素含有量を０．３０質量％とすることで、４９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。
【0040】
Ｐ：０．０３５超～１．０００質量％
Ｐ含有量が０．５質量％程度までは保護性さびの緻密化等によって鋼の耐食性（耐候性）が明確に向上し、１．０質量％程度までは当該効果が増大することが知られている。図１に腐食による板厚減少量と鋼のＰ含有量の関係を示す（保坂鐵矢：“高耐候性鋼の開発と無塗装橋梁への適応”，橋梁と基礎 ６ （２００２） ３１－３８）。本発明の固相接合用耐候性鋼は固相接合を用いることを前提としており、溶融溶接に伴う割れを考慮する必要がないことから、Ｐの含有量が０．０３５超～１．００質量％となっている。また、Ｐの添加により、フェライトの固溶強化も期待できる。ここで、Ｐの含有量は０．０５０～０．５００質量％とすることが好ましく、０．０８０～０．３００質量％とすることがより好ましい。
Ｐ含有量が０．５質量％程度までは保護性さびの緻密化等によって鋼の耐食性（耐候性）が明確に向上し、１．０質量％程度までは当該効果が増大することが知られている。図１に腐食による板厚減少量と鋼のＰ含有量の関係を示す（保坂鐵矢：“高耐候性鋼の開発と無塗装橋梁への適応”，橋梁と基礎 ６ （２００２） ３１－３８）。本発明の固相接合用耐候性鋼は固相接合を用いることを前提としており、溶融溶接に伴う割れを考慮する必要がないことから、Ｐの含有量が０．０３５超～１．００質量％となっている。また、Ｐの添加により、フェライトの固溶強化も期待できる。ここで、Ｐの含有量は０．０５０～０．５００質量％とすることが好ましく、０．０８０～０．３００質量％とすることがより好ましい。
【0041】
炭素鋼に関するＣ含有量及びＰ含有量と溶融溶接による高温割れ発生の関係を図２に示す（玉置維昭：“高炭素鋼溶接金属の高温割れに及ぼす炭素含有量及び包晶反応の影響”，溶接学会論文集 第２０巻第２号 （２００２） ２６６）。図中のプロット及び実線が割れ発生の境界であり、右上の領域では溶接によって割れが発生することを示している。本発明は、溶接によって割れが発生する組成の鋼を、固相接合用耐候性鋼として活用するものである。
【0042】
２．任意の添加元素
Ｃｕ：０超～３．００質量％
適量のＣｕを含有することで、保護性さびが緻密化し、耐候性（耐食性）が向上する。図３に腐食による板厚減少量と鋼のＣｕ含有量の関係を示す（保坂鐵矢：“高耐候性鋼の開発と無塗装橋梁への適応”，橋梁と基礎 ６ （２００２） ３１－３８）。当該効果はＣｕが僅かでも添加されれば発現するが、３．００質量％以上添加しても大きな向上は期待されないことに加え、母材及びＨＡＺ部が硬化するため、上限値が３．００質量％となっている。Ｃｕの添加量は０．１０～２．００質量％とすることが好ましく、０．３０～１．００質量％とすることがより好ましい。
Ｃｕ：０超～３．００質量％
適量のＣｕを含有することで、保護性さびが緻密化し、耐候性（耐食性）が向上する。図３に腐食による板厚減少量と鋼のＣｕ含有量の関係を示す（保坂鐵矢：“高耐候性鋼の開発と無塗装橋梁への適応”，橋梁と基礎 ６ （２００２） ３１－３８）。当該効果はＣｕが僅かでも添加されれば発現するが、３．００質量％以上添加しても大きな向上は期待されないことに加え、母材及びＨＡＺ部が硬化するため、上限値が３．００質量％となっている。Ｃｕの添加量は０．１０～２．００質量％とすることが好ましく、０．３０～１．００質量％とすることがより好ましい。
【0043】
Ｍｎ：０超～２．００質量％
Ｍｎを含むことで初析フェライトの生成が抑制されると共に、固溶強化量が増大すると考えられる。なお、Ｍｎのより好ましい含有量は０．２５～０．７５質量％である。
Ｍｎを含むことで初析フェライトの生成が抑制されると共に、固溶強化量が増大すると考えられる。なお、Ｍｎのより好ましい含有量は０．２５～０．７５質量％である。
【0044】
Ｓｉ：０超～１．００質量％
Ｓｉを含有させることで固相接合部が熱によって軟化することを抑制することができ、延性を低下させるセメンタイトの生成を抑制する効果も期待できる。一方で、１．００質量％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
Ｓｉを含有させることで固相接合部が熱によって軟化することを抑制することができ、延性を低下させるセメンタイトの生成を抑制する効果も期待できる。一方で、１．００質量％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
【0045】
Ｃｒ：０超～２．００質量％
Ｃｒを０超～２．００質量％含有することで、固相接合部の強度及び延性を改善することができ、靭性を向上させることができる。特に、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、強度を向上させる効果がある。また、Ｃｒは表面に緻密な酸化膜を形成するため、耐侯性も向上する。
Ｃｒを０超～２．００質量％含有することで、固相接合部の強度及び延性を改善することができ、靭性を向上させることができる。特に、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、強度を向上させる効果がある。また、Ｃｒは表面に緻密な酸化膜を形成するため、耐侯性も向上する。
【0046】
Ｎｉ：３．０質量％以下
Ｎｉは、母材の強度と靱性を向上させる元素であるが、３．０質量％を超えて含有するとＨＡＺ部が硬化するため、３．０質量％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉは表面に極めて緻密な酸化膜を形成するため、塩分が飛来する海浜環境においても耐候性が向上する。しかし、Ｎｉは高価であることからも、３．０質量％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、母材の強度と靱性を向上させる元素であるが、３．０質量％を超えて含有するとＨＡＺ部が硬化するため、３．０質量％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉは表面に極めて緻密な酸化膜を形成するため、塩分が飛来する海浜環境においても耐候性が向上する。しかし、Ｎｉは高価であることからも、３．０質量％以下とすることが好ましい。
【0047】
Ｍｏ：１．０質量％以下
Ｍｏは、母材の強度向上に有用な元素であるが、１．０質量％を超えると靱性に悪影響を及ぼすことから、１．０質量％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏは表面に極めて緻密な酸化膜を形成し、さらに酸化膜を修復する。特に、塩分が飛来する海浜環境においても耐候性が向上する。また、Ｍｏは高価であることからも、１．０質量％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは、母材の強度向上に有用な元素であるが、１．０質量％を超えると靱性に悪影響を及ぼすことから、１．０質量％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏは表面に極めて緻密な酸化膜を形成し、さらに酸化膜を修復する。特に、塩分が飛来する海浜環境においても耐候性が向上する。また、Ｍｏは高価であることからも、１．０質量％以下とすることが好ましい。
【0048】
Ｔｉ：０．０３質量％以下
Ｔｉは、微量の添加で表面に形成される酸化膜を安定化するため、耐候性を向上することから、０．０２質量％程度の添加が好ましい。
Ｔｉは、微量の添加で表面に形成される酸化膜を安定化するため、耐候性を向上することから、０．０２質量％程度の添加が好ましい。
【0049】
Ｂ：０．００４０質量％以下
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を向上する効果がある。当該効果は、本発明のように粒界を脆くするＰが添加する場合に著しい。しかし、０．００４０質量％を超えると靱性を劣化させることから、０．００４０質量％以下とすることが好ましい。
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を向上する効果がある。当該効果は、本発明のように粒界を脆くするＰが添加する場合に著しい。しかし、０．００４０質量％を超えると靱性を劣化させることから、０．００４０質量％以下とすることが好ましい。
【0050】
その他、不純物としてはＮがあり、多量に含有されると窒化物を形成して靱性の低下を 招くので、Ｎの混入量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。
【0051】
（２）固相接合構造物
本発明の固相接合構造物は、図４～図６に示す固相接合継手１を有することを特徴としている。ここで、摩擦攪拌接合によって形成された固相接合継手の一態様を図４に、摩擦圧接によって形成された固相接合継手の一態様を図５に、線形摩擦接合によって形成された固相接合継手の一態様を図６に、それぞれ示している。固相接合継手１以外の構造部に関する材質、形状及びサイズは特に限定されず、従来公知の種々の構造物とすることができる。
本発明の固相接合構造物は、図４～図６に示す固相接合継手１を有することを特徴としている。ここで、摩擦攪拌接合によって形成された固相接合継手の一態様を図４に、摩擦圧接によって形成された固相接合継手の一態様を図５に、線形摩擦接合によって形成された固相接合継手の一態様を図６に、それぞれ示している。固相接合継手１以外の構造部に関する材質、形状及びサイズは特に限定されず、従来公知の種々の構造物とすることができる。
【0052】
摩擦攪拌接合に関しては、（１）金属板の端部同士を突き合わせて接合部とし、回転ツールをその加工部の長手方向に沿って回転させつつ移動させて金属板同士を接合する接合、（２）金属板の端部同士を突き合わせて接合部とし、回転ツールをその接合部で移動させずに回転させて接合するスポット接合、（３）金属板同士を接合部において重ね合わせ、接合部に回転ツールを挿入し、回転ツールをその箇所で移動させずに回転させて金属板同士を接合するスポット接合、（４）金属板同士を接合部において重ね合わせ、接合部に回転ツールを挿入し、回転ツールをその接合部の長手方向に沿って回転させつつ移動させて金属板同士を接合する接合の（１）～（４）の４つの態様及びこれらの組み合わせが含まれる。
【0053】
本発明の固相接合継手１では、被接合材（２，４）のうちの少なくとも一方が、本発明の固相接合用耐候性鋼からなる固相接合用耐候性鋼材となっている。また、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーが固相接合用耐候性鋼からなる被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９０％以上となっている。固相接合部６の衝撃吸収エネルギーが固相接合用耐候性鋼からなる被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９０％以上となっていることで、固相接合構造物に高い信頼性を付与することができ、例えば、橋梁や海洋構造物等の長期間の高い信頼性が要求される構造物として好適に用いることができる。固相接合部６の衝撃吸収エネルギーは被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９５％以上となることが好ましく、１００％以上となることがより好ましい。
【0054】
衝撃吸収エネルギーの測定方法は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の測定方法を用いることができるが、例えば、接合部から微小な試験片を切り出し、当該試験片に対して微小衝撃試験を施せばよい。図７に固相接合部６が摩擦攪拌接合によって形成された場合の試験片採取の模式図を示す。固相接合部６に相当する箇所にノッチが形成されており、当該領域の衝撃吸収エネルギーを得ることができる。
【0055】
（３）固相接合用耐候性鋼材
本発明の固相接合用耐候性鋼材は、本発明の固相接合用耐候性鋼からなり、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することを特徴としている。本発明の固相接合用耐候性鋼がフェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することで、優れた耐候性に加えて、高い強度と信頼性を発現することができる。なお、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織は、例えば、本発明の固相接合用耐候性鋼に対してＡ３点以下での摩擦攪拌プロセスを施すことで得ることができる。
本発明の固相接合用耐候性鋼材は、本発明の固相接合用耐候性鋼からなり、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することを特徴としている。本発明の固相接合用耐候性鋼がフェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することで、優れた耐候性に加えて、高い強度と信頼性を発現することができる。なお、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織は、例えば、本発明の固相接合用耐候性鋼に対してＡ３点以下での摩擦攪拌プロセスを施すことで得ることができる。
【0056】
（４）固相接合方法
本発明の固相接合方法は、上述の本発明の固相接合用耐候性鋼を被接合材（２，４）とし、接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、を特徴とする固相接合方法である。ここで、本発明の固相接合用耐候性鋼はＰの含有量が多く、その結果としてＡ３点が上昇していることから、容易にＡ３点以下での固相接合を行うことができる。より具体的には、統合型熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ－ｃａｌｃ）を用いて計算したところ、Ｃ含有量を０．３質量％とした場合、Ｐ含有量を０．１質量％から０．５質量％とすることで、Ａ３点を１００℃上昇させることができる。
本発明の固相接合方法は、上述の本発明の固相接合用耐候性鋼を被接合材（２，４）とし、接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、を特徴とする固相接合方法である。ここで、本発明の固相接合用耐候性鋼はＰの含有量が多く、その結果としてＡ３点が上昇していることから、容易にＡ３点以下での固相接合を行うことができる。より具体的には、統合型熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ－ｃａｌｃ）を用いて計算したところ、Ｃ含有量を０．３質量％とした場合、Ｐ含有量を０．１質量％から０．５質量％とすることで、Ａ３点を１００℃上昇させることができる。
【0057】
固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすることで、固相接合部６の靭性を向上させることができ、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーを被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーよりも高くすることができる。
【0058】
ここで、固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下としても、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーが被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９０％未満となる場合は、当該接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることが好ましい。接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることで、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーを上昇させることができる。
【0059】
また、本発明の固相接合方法は、摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形摩擦接合のうちのいずれかを用いること、が好ましい。本発明の固相接合方法では、接合温度を制御する必要があるところ、これらの固相接合方法を用いることで、接合温度を正確に決定することができる。例えば、摩擦攪拌接合ではツールの形状、サイズ及び材質、接合速度、接合荷重及びツール回転速度等によって接合温度を制御することができる。また、摩擦圧接及び線形摩擦接合では、被接合界面に印加する接合圧力によって接合温度を制御することができる。
【0060】
より具体的には、摩擦攪拌接合では、被接合材との親和性が低いツール材質の使用、接合速度の増加、接合荷重及びツール回転速度の減少によって接合温度を低下させることができ、摩擦圧接及び線形固相接合では、被接合界面に印加する接合圧力の増加によって接合温度を低下させることができる。また、液体ＣＯ２、液体窒素、水及び各種ガスを用いた外部冷却を用いて接合温度を低下させることもできる。
【0061】
以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。
【0062】
以下、実施例において本発明の固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法について更に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
【実施例】
【0063】
≪実施例１≫
高周波溶解により表１に示す組成を有する鋼のインゴット（φ３５×２０～２５ｈ）を作製し、９００℃の熱間圧延にて板厚を３ｍｍの鋼板（実施固相接合用耐候性鋼材１）を得た。熱間圧延後の鋼板は９００℃で１０分間保持した後、空冷した（焼ならし処理）。なお、表１に示す値は質量％である。
高周波溶解により表１に示す組成を有する鋼のインゴット（φ３５×２０～２５ｈ）を作製し、９００℃の熱間圧延にて板厚を３ｍｍの鋼板（実施固相接合用耐候性鋼材１）を得た。熱間圧延後の鋼板は９００℃で１０分間保持した後、空冷した（焼ならし処理）。なお、表１に示す値は質量％である。
【0064】
【表1】
【0065】
得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎ、接合荷重：２．５ｔｏｎ、ツール前進角：３°、接合雰囲気：Ａｒの条件で摩擦攪拌接合を行った。
【0066】
≪実施例２≫
表１に示す実施例２の組成を用いた以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼２）を得た。また、実施例１と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。加えて、比較として、溶接電流：１３０Ａ、溶接速度：３００ｍｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ溶接を施した。
表１に示す実施例２の組成を用いた以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼２）を得た。また、実施例１と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。加えて、比較として、溶接電流：１３０Ａ、溶接速度：３００ｍｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ溶接を施した。
【0067】
≪実施例３≫
表１に示す実施例３の組成を用いた以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼２）を得た。また、ツール回転速度：１００ｒｐｍ、接合速度：１００ｍｍ／ｍｉｎとしたこと以外は実施例１と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
表１に示す実施例３の組成を用いた以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼２）を得た。また、ツール回転速度：１００ｒｐｍ、接合速度：１００ｍｍ／ｍｉｎとしたこと以外は実施例１と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
【0068】
≪実施例４≫
表１に示す実施例４の組成を用い、焼ならし処理の後に焼戻し処理（５００℃で３０分保持した後に急冷）を加えたこと以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼４）を得た。また、実施例３と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
表１に示す実施例４の組成を用い、焼ならし処理の後に焼戻し処理（５００℃で３０分保持した後に急冷）を加えたこと以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼４）を得た。また、実施例３と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
【0069】
《実施例５》
高周波溶解により表２に示す実施例５の組成を有する鋼のインゴット（φ３５×２０～２５ｈ）を作製し、１０００℃の熱間圧延にて板厚を３ｍｍの鋼板（実施固相接合用鋼５）を得た。熱間圧延後の鋼板は１０００℃で１０分間保持した後、空冷した（焼ならし処理）。なお、表２に示す値は質量％である。
高周波溶解により表２に示す実施例５の組成を有する鋼のインゴット（φ３５×２０～２５ｈ）を作製し、１０００℃の熱間圧延にて板厚を３ｍｍの鋼板（実施固相接合用鋼５）を得た。熱間圧延後の鋼板は１０００℃で１０分間保持した後、空冷した（焼ならし処理）。なお、表２に示す値は質量％である。
【0070】
【表2】
【0071】
得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、Ａｒ雰囲気下でツール前進角３°にて摩擦攪拌接合を行った。ここで、接合温度が鋼材のＡ３点を超える高温接合条件については、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。また、接合温度が鋼材のＡ１点以下となる低温接合条件については、ツール回転速度：８０ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。
【0072】
《実施例６》
表２に示す実施例６の組成を用いた以外は実施例５と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼６）を得た。また、実施例５と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
表２に示す実施例６の組成を用いた以外は実施例５と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼６）を得た。また、実施例５と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
【0073】
《実施例７》
表２に示す実施例７の組成を用い、熱間圧延の温度を９５０℃とし、その後の保持温度を９００℃としたこと以外は実施例５と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼７）を得た。また、得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、Ａｒ雰囲気下でツール前進角３°にて摩擦攪拌接合を行った。ここで、接合温度が鋼材のＡ３点を超える高温接合条件については、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。また、接合温度がフェライトとオーステナイトの２相域となる低温接合条件については、ツール回転速度：１００ｒｐｍ、接合速度：１００ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。
表２に示す実施例７の組成を用い、熱間圧延の温度を９５０℃とし、その後の保持温度を９００℃としたこと以外は実施例５と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼７）を得た。また、得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、Ａｒ雰囲気下でツール前進角３°にて摩擦攪拌接合を行った。ここで、接合温度が鋼材のＡ３点を超える高温接合条件については、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。また、接合温度がフェライトとオーステナイトの２相域となる低温接合条件については、ツール回転速度：１００ｒｐｍ、接合速度：１００ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。
【0074】
《実施例８》
表２に示す実施例８の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼８）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
表２に示す実施例８の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼８）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
【0075】
《実施例９》
表２に示す実施例９の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼９）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
表２に示す実施例９の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼９）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
【0076】
《実施例１０》
表２に示す実施例１０の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼１０）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
表２に示す実施例１０の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼１０）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
【0077】
《比較例１》
供試材として、ＪＩＳで規格化された既存の耐候性鋼であるＳＭＡ４９０ＡＷを用いた。ＳＭＡ４９０ＡＷは表３の比較例１として示す組成を有しているが、ＣとＰの添加が抑制されている。なお、表３に示す値は質量％である。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
供試材として、ＪＩＳで規格化された既存の耐候性鋼であるＳＭＡ４９０ＡＷを用いた。ＳＭＡ４９０ＡＷは表３の比較例１として示す組成を有しているが、ＣとＰの添加が抑制されている。なお、表３に示す値は質量％である。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
【0078】
【表3】
【0079】
《比較例２》
供試材として、ＪＩＳで規格化された既存の耐候性鋼であるＳＰＡ－Ｈを用いた。ＳＰＡ－Ｈは表３の比較例２として示す組成を有しているが、ＣとＰの添加が抑制されている。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
供試材として、ＪＩＳで規格化された既存の耐候性鋼であるＳＰＡ－Ｈを用いた。ＳＰＡ－Ｈは表３の比較例２として示す組成を有しているが、ＣとＰの添加が抑制されている。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
【0080】
《比較例３》
表３に示す比較例３の組成を用い、熱間圧延の温度を９５０℃とし、その後の保持温度を９００℃としたこと以外は実施例５と同様にして、鋼板（比較固相接合用鋼３）を得た。比較固相接合用鋼３は０．３質量％のＣを含む一方で、Ｐの添加が抑制されている。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
表３に示す比較例３の組成を用い、熱間圧延の温度を９５０℃とし、その後の保持温度を９００℃としたこと以外は実施例５と同様にして、鋼板（比較固相接合用鋼３）を得た。比較固相接合用鋼３は０．３質量％のＣを含む一方で、Ｐの添加が抑制されている。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
【0081】
［評価試験］
（１）組織観察
摩擦攪拌接合方向に対して垂直に攪拌部を含む領域を切り出し、断面を研磨及び腐食（４％ナイタール）した後、光学顕微鏡を用いて組織観察を行った。なお、研磨にはエメリー紙（＃６００～＃３０００）及びダイヤモンドペースト（粒度３μｍ及び１μｍ）を用いた。また、母材観察用の試料も同様に準備した。また、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ，ＪＥＯＬ ＪＳＭ－７００１ＦＡ）を用いてより詳細に微細組織を観察した。Ｐ及びＣの分布状況については、電子線マクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて評価した。
（１）組織観察
摩擦攪拌接合方向に対して垂直に攪拌部を含む領域を切り出し、断面を研磨及び腐食（４％ナイタール）した後、光学顕微鏡を用いて組織観察を行った。なお、研磨にはエメリー紙（＃６００～＃３０００）及びダイヤモンドペースト（粒度３μｍ及び１μｍ）を用いた。また、母材観察用の試料も同様に準備した。また、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ，ＪＥＯＬ ＪＳＭ－７００１ＦＡ）を用いてより詳細に微細組織を観察した。Ｐ及びＣの分布状況については、電子線マクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて評価した。
【0082】
（２）ビッカース硬度測定
（１）と同様にして断面試料を作製し、攪拌部近傍におけるビッカース硬度の水平分布を測定した。微小硬度計ＦＭ－３００（株式会社フューチュアテック製）を用い、測定荷重を１００ｇｆ、保持時間を１５ｓとして測定を行った。
（１）と同様にして断面試料を作製し、攪拌部近傍におけるビッカース硬度の水平分布を測定した。微小硬度計ＦＭ－３００（株式会社フューチュアテック製）を用い、測定荷重を１００ｇｆ、保持時間を１５ｓとして測定を行った。
【0083】
（３）微小衝撃試験
微小衝撃試験によって吸収エネルギーを算出することで、母材及び接合部の破壊靭性を評価した。なお、図７に示す微小衝撃試験片を母材及び摩擦攪拌接合部から切り出した。試験片のノッチは攪拌領域の中央になるようにし、試験片の寸法は長さ：２０ｍｍ、厚さ：０．５ｍｍ、幅：０．５ｍｍ、ノッチ：０．１ｍｍとした。なお、測定はパンチャー速度を１ｍ／ｓとして室温で行い、得られた荷重変位曲線の積分により吸収エネルギーを算出した。
微小衝撃試験によって吸収エネルギーを算出することで、母材及び接合部の破壊靭性を評価した。なお、図７に示す微小衝撃試験片を母材及び摩擦攪拌接合部から切り出した。試験片のノッチは攪拌領域の中央になるようにし、試験片の寸法は長さ：２０ｍｍ、厚さ：０．５ｍｍ、幅：０．５ｍｍ、ノッチ：０．１ｍｍとした。なお、測定はパンチャー速度を１ｍ／ｓとして室温で行い、得られた荷重変位曲線の積分により吸収エネルギーを算出した。
【0084】
実施例２で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真及び断面写真を図８に示す。表面及び断面において、割れ等の欠陥は認められず、良好な攪拌部（固相接合部）が形成されていることが分かる。
【0085】
実施固相接合用鋼２の母材及び攪拌部の組織写真を図９に示す。母材はフェライトとパーライトからなる組織となっており、攪拌部はベイナイトとマルテンサイトからなる組織となっている。当該結果は、実施例２における摩擦攪拌接合の接合温度が、Ａ３点よりも高くなったことを示している。攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布を図１０に示しているが、攪拌部の硬度は変態組織の形成により母材よりも高くなっている。なお、母材の硬度は約１８０ＨＶであり、これは母材が５４０ＭＰａ程度の引張強度を有していることを意味している。
【0086】
微小衝撃試験で得られた荷重変位曲線の面積から、衝撃吸収エネルギーを求めたところ、実施固相接合用鋼２の母材は３０．７Ｎ・ｍｍ、攪拌部は６．７Ｎ・ｍｍであった。実施固相接合用鋼２の母材の衝撃吸収エネルギーは、溶接性を担保した溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板の衝撃吸収エネルギーと同程度であり、比較的大量のＣ及びＰを含有しているにもかかわらず、良好な靭性を有している。また、攪拌部もある程度の衝撃吸収エネルギーを維持しているが、母材と比較すると低い値となっている。
【0087】
【0088】
実施例３で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼３の断面写真を図１３に示す。接合温度を低下させても、欠陥のない良好な攪拌部（固相接合部）が形成されていることが分かる。
【0089】
実施固相接合用鋼３の攪拌部の組織写真を図１４に示す。少量のマルテンサイトを含む微細なフェライト及びパーライトからなる組織となっており、当該結果は、摩擦攪拌接合の最高到達温度がＡ３点以下（フェライトとオーステナイトの２相領域）となったことを意味している。
【0090】
実施固相接合用鋼３の攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布を図１５に示す（比較として実施固相接合用鋼２の攪拌部近傍のビッカース硬度も示している。）。実施固相接合用鋼３の攪拌部の硬度上昇は変態組織の形成が抑制されたことにより小さくなっており、実施固相接合用鋼２の攪拌部よりも低い値となっている。また、実施固相接合用鋼３の攪拌部の衝撃吸収エネルギーは３６．０Ｎ・ｍｍであり、Ｃ及びＰ等の含有量が多くなった場合であっても、Ａ３点以下で固相接合を施すことによって、母材よりも高い衝撃吸収エネルギーが得られることが分かる。なお、実施固相接合用鋼３の母材の衝撃吸収エネルギーは実施固相接合用鋼２の場合と同様の約３０Ｎ・ｍｍであった。
【0091】
実施固相接合用鋼２及び実施固相接合用鋼３の攪拌部の微小衝撃試験片の破面を図１６に示す。摩擦攪拌接合の接合温度がＡ３点よりも高くなった実施固相接合用鋼２では脆性破壊となっているが、接合温度がＡ３点以下となった実施固相接合用鋼３では延性破壊となっている。
【0092】
実施例１で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼１の断面写真を図１７に示す。割れ等の欠陥は認められず、良好な攪拌部（固相接合部）が形成されていることが分かる。また、微小衝撃試験で得られた荷重変位曲線の面積から、衝撃吸収エネルギーを求めたところ、実施固相接合用鋼１の母材は３３．１Ｎ・ｍｍ、攪拌部は３５．７Ｎ・ｍｍであった。Ｃ及びＰ等の含有量が比較的少ない場合は、固相接合温度がＡ３点より高くなっても接合部の衝撃吸収エネルギーを母材以上とすることができる。
【0093】
実施例４で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼４に関して、母材の衝撃吸収エネルギーは１９．４Ｎ・ｍｍ、攪拌部の衝撃吸収エネルギーは３６．０Ｎ・ｍｍであった。焼戻し処理によって母材の衝撃吸収エネルギーが低下した場合であっても、固相接合温度をＡ３点以下とすることで固相接合部に高い衝撃吸収エネルギーを付与することができる。
【0094】
実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６のＳＥＭ像、ＰのＥＰＭＡマップおよびＰ偏析部を重ね合わせたＳＥＭ像を図１８に示す。実施固相接合用鋼５、実施固相接合用鋼６共に母材組織はフェライトとパーライトから構成されている。実施固相接合用鋼５においても、実施固相接合用鋼６と同様のＴＤ方向に延びた層状のＰ偏析部が存在している。従って、実施固相接合用鋼５の母材におけるＰ偏析部は、実施固相接合用鋼６と同様に、凝固偏析により生じた偏析部が熱間圧延中にＡ３点以上の温度で保持され，圧延で引き延ばされることにより形成されたと考えられる。偏析部のＰ濃度は実施固相接合用鋼５の方が低いことが分かる。
【0095】
実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６について、フェライトとオーステナイトの２相域での摩擦攪拌接合によって形成された攪拌部のＳＥＭ像とＰのＥＰＭＡマップを図１９に示す。実施固相接合用鋼５、実施固相接合用鋼６共に攪拌部はフェライトとパーライトを主体とする組織となっている。また、何れの攪拌部においても、摩擦攪拌接合の攪拌効果によりＰはフェライト内で分散し、母材と比較して均質化されていることが分かる。
【0096】
実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材と攪拌部のＳＥＭ像を図２０に示す。母材に関して、フェライトの結晶粒径は実施固相接合用鋼５では４８．６μｍ、実施固相接合用鋼６では２３．３μｍであり、Ｐ添加量の増加により結晶粒径が大幅に低下している。これはＰ添加量の増加により、ソリュートドラッグ効果により変態界面の移動速度やフェライトの成長速度が低下したことに起因すると考えられる。また、パーライト分率は実施固相接合用鋼５では８．３％、実施固相接合用鋼６では３．６％となっており、Ｐの添加により低下している。
【0097】
Ａ３点以上の接合温度で形成された攪拌部については、実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６は共にフェライト（α）とパーライトを主体とし、一部にマルテンサイトが混在する組織となっている。フェライトの結晶粒径は実施固相接合用鋼５では１１．７μｍ、実施固相接合用鋼６では７．３μｍであり、実施固相接合用鋼６が僅かに微細となっている。Ａ１点以下の攪拌部については、実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６は共にフェライト（α）と球状セメンタイト（θ）からなる組織を有する。フェライトの結晶粒径は実施固相接合用鋼５では１．３７μｍ、実施固相接合用鋼６では２．４７μｍであり、Ａ１点以下の摩擦攪拌接合により著しく微細化され、実施固相接合用鋼５の方が僅かに微細となっている。
【0098】
実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材及び攪拌部の微小衝撃試験で得られた荷重変位曲線の面積から、亀裂発生エネルギーと亀裂伝播エネルギーを算出した。得られた結果を図２１に示す。攪拌部は接合温度がＡ３点以上の場合とＡ１点以下の場合を評価している。なお、亀裂発生エネルギーと亀裂伝播エネルギーの合計が衝撃吸収エネルギーとなる。
【0099】
実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６共に、攪拌部の亀裂伝播エネルギーは母材よりも高い値となっている。亀裂発生エネルギーに関しては、実施固相接合用鋼６で接合温度がＡ３点以上の場合は母材よりも低い値となっているが、亀裂伝播エネルギーも加えた吸収エネルギーとしては、母材と同程度の値が得られている。
【0100】
実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部のＳＥＭ像を図２２に示す。実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の全てにおいて、母材、攪拌部共にフェライトとパーライトを主体とする組織となっており、攪拌部の組織は母材と比較して顕著に微細化されている。一方で、実施固相接合用鋼８～実施固相接合用鋼１０の攪拌部では、ＴＤ方向に平行の層状に分布するフェライトが観察される。このフェライトは層状に伸長した結晶粒ではなく、等軸粒が層状に分布した集合体である。この層状のフェライト集合体は、Ｐ添加量の増加に伴い増加している。
【0101】
実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部について、衝撃吸収エネルギーとＰ添加量の関係を図２３に示す。母材、攪拌部共に、衝撃吸収エネルギーはＰ添加量の増加に伴って低下しているが、何れのＰ添加量の場合においても攪拌部の値は母材よりも高くなっていることが分かる。
【0102】
微小衝撃試験によって比較固相接合用鋼１、比較固相接合用鋼２及び比較固相接合用鋼３の母材の衝撃吸収エネルギーを測定したところ、それぞれ３１．８Ｎ・ｍｍ、３３．１Ｎ・ｍｍ及び２８．７Ｎ・ｍｍであった。また、Ａ３点以上の接合温度で形成された攪拌部については、それぞれ３８．２Ｎ・ｍｍ、３５．７Ｎ・ｍｍ及び１８．２Ｎ・ｍｍであった。比較固相接合用鋼１及び比較固相接合用鋼２は溶接性及び溶接部の信頼性等を担保するためにＣ及びＰの添加量が抑制されたものであり、攪拌部における衝撃吸収エネルギーの低下は認められない。一方で、０．３質量％のＣを含む比較固相接合用鋼３については、Ａ３点以上の接合温度で形成された攪拌部の衝撃吸収エネルギーは母材よりも低下している。
【符号の説明】
【0103】
１・・・固相接合継手、
２，４・・・被接合材、
６・・・固相接合部。
２，４・・・被接合材、
６・・・固相接合部。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】
【図14】
【図15】
【図16】
【図17】
【図18】
【図19】
【図20】
【図21】
【図22】
【図23】
