JP2002294404A - 摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材およびその製造方法 - Google Patents
摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】摩擦圧接接合部の硬さ上昇が少ない、摩擦圧接
に適した高炭素鋼材およびその製造方法を提案する。 【解決手段】Ｃ：0.2 〜0.9 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：
1.5 ％以下、Cr：2.0 ％以下、Nb：0.03〜0.30％を含
み、あるいはさらにMo：1.0 ％以下を含有する鋼スラブ
を、仕上げ圧延終了温度が（Ａr3変態点−10℃）〜（Ａ
r3変態点＋30℃）とする熱間圧延を施し、圧延終了後直
ちに冷却し、巻取り温度：500 ℃以下で巻き取る。これ
により、固溶状態のNbが0.005 ％以上存在し、JIS G 05
51の規定に準拠した酸化法により800 ℃×５min の熱処
理後に測定されるオーステナイト粒度番号が９以上とな
り、摩擦圧接時の接合部硬さの上昇が抑制できる。
に適した高炭素鋼材およびその製造方法を提案する。 【解決手段】Ｃ：0.2 〜0.9 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：
1.5 ％以下、Cr：2.0 ％以下、Nb：0.03〜0.30％を含
み、あるいはさらにMo：1.0 ％以下を含有する鋼スラブ
を、仕上げ圧延終了温度が（Ａr3変態点−10℃）〜（Ａ
r3変態点＋30℃）とする熱間圧延を施し、圧延終了後直
ちに冷却し、巻取り温度：500 ℃以下で巻き取る。これ
により、固溶状態のNbが0.005 ％以上存在し、JIS G 05
51の規定に準拠した酸化法により800 ℃×５min の熱処
理後に測定されるオーステナイト粒度番号が９以上とな
り、摩擦圧接時の接合部硬さの上昇が抑制できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高炭素鋼材に係
り、とくに摩擦圧接される使途に好適な高炭素鋼材に関
する。なお、本発明でいう鋼材とは、鋼帯、鋼板を含む
ものとする。
り、とくに摩擦圧接される使途に好適な高炭素鋼材に関
する。なお、本発明でいう鋼材とは、鋼帯、鋼板を含む
ものとする。
【０００２】
【従来の技術】部材間の接合方法としては、大きく分け
て溶融接合法と固相接合法に分類される。溶融接合法で
は、アーク溶接法が最も一般的であるが、融点以上の高
温に晒されるため、接合後の接合部位における鋳造組織
の生成、粗大結晶粒の出現、ピンホール、ブローホール
等の欠陥の残存が問題となる。また、溶接割れの問題か
らアーク溶接法を適用できない鋼材もある。
て溶融接合法と固相接合法に分類される。溶融接合法で
は、アーク溶接法が最も一般的であるが、融点以上の高
温に晒されるため、接合後の接合部位における鋳造組織
の生成、粗大結晶粒の出現、ピンホール、ブローホール
等の欠陥の残存が問題となる。また、溶接割れの問題か
らアーク溶接法を適用できない鋼材もある。
【０００３】固相接合法には、拡散接合、摩擦圧接、ガ
ス圧接等があるが、なかで、摩擦圧接法は、溶材を必要
とせず、エネルギー効率が高く、また異種材料の接合が
可能であり、接合部の信頼性が高い等の観点から、利用
される場合がある。摩擦圧接法は、部材を接触させ加圧
しながら接触面の相対運動により摩擦熱を発生させ、融
点直下までの温度に加熱したのちアップセット力（圧接
力）を作用させて接合する接合方法である。この摩擦圧
接法は、半溶融状態に加熱された部分が圧接力の作用で
バリとして接合面から排出される（この状態をスクイー
ズアウトという）ため、溶融点以上の温度まで加熱し接
合する溶融接合法に比べ、鋳造組織、粗大結晶粒、ピン
ホール、ブローホール等の残存が少なく、接合部の強度
低下が起こりにくいという特徴がある。
ス圧接等があるが、なかで、摩擦圧接法は、溶材を必要
とせず、エネルギー効率が高く、また異種材料の接合が
可能であり、接合部の信頼性が高い等の観点から、利用
される場合がある。摩擦圧接法は、部材を接触させ加圧
しながら接触面の相対運動により摩擦熱を発生させ、融
点直下までの温度に加熱したのちアップセット力（圧接
力）を作用させて接合する接合方法である。この摩擦圧
接法は、半溶融状態に加熱された部分が圧接力の作用で
バリとして接合面から排出される（この状態をスクイー
ズアウトという）ため、溶融点以上の温度まで加熱し接
合する溶融接合法に比べ、鋳造組織、粗大結晶粒、ピン
ホール、ブローホール等の残存が少なく、接合部の強度
低下が起こりにくいという特徴がある。
【０００４】このような特徴を有する摩擦圧接法を、高
強度鋼材製部材の接合に適用した場合には、摩擦熱によ
り熱影響を受ける部分の強度低下が問題となる場合があ
る。このような問題に対し、例えば、特開平４−116123
号公報には、摩擦圧接に適した高強度電縫鋼管の製造方
法が提案されている。特開平４−116123号公報に記載さ
れた技術では、Ｃ：0.08〜0.23％、Si：0.5 ％以下、M
n：1.8 ％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、Mo：0.05〜0.60％
を含有する鋼を、熱間圧延後、450 ℃未満で巻き取り熱
延鋼板とし、該熱延鋼板を造管する高強度電縫鋼管の製
造方法である。特開平４−116123号公報に記載された技
術では、摩擦圧接時に析出するMo、Nbの炭窒化物を固溶
状態に保つため、熱延の巻取り温度を450 ℃未満とする
ことに特徴がある。
強度鋼材製部材の接合に適用した場合には、摩擦熱によ
り熱影響を受ける部分の強度低下が問題となる場合があ
る。このような問題に対し、例えば、特開平４−116123
号公報には、摩擦圧接に適した高強度電縫鋼管の製造方
法が提案されている。特開平４−116123号公報に記載さ
れた技術では、Ｃ：0.08〜0.23％、Si：0.5 ％以下、M
n：1.8 ％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、Mo：0.05〜0.60％
を含有する鋼を、熱間圧延後、450 ℃未満で巻き取り熱
延鋼板とし、該熱延鋼板を造管する高強度電縫鋼管の製
造方法である。特開平４−116123号公報に記載された技
術では、摩擦圧接時に析出するMo、Nbの炭窒化物を固溶
状態に保つため、熱延の巻取り温度を450 ℃未満とする
ことに特徴がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、摩擦圧接法をＣ
含有量のさらに高い高炭素鋼部材の接合に適用すると、
摩擦熱により接合部の硬さが母材部にくらべ高くなりす
ぎるという問題がある。接合部の硬さが増加すると、脆
化による折損等の不具合が発生する危険が増大する。こ
のため、従来は、摩擦圧接時の圧接力を増加する、
摩擦圧接後に焼鈍を行う等の対策を施していた。
含有量のさらに高い高炭素鋼部材の接合に適用すると、
摩擦熱により接合部の硬さが母材部にくらべ高くなりす
ぎるという問題がある。接合部の硬さが増加すると、脆
化による折損等の不具合が発生する危険が増大する。こ
のため、従来は、摩擦圧接時の圧接力を増加する、
摩擦圧接後に焼鈍を行う等の対策を施していた。
【０００６】しかしながら、の圧接力の増加は、摩擦
圧接機の構造上、被摩擦圧接材の掴み力を増加すること
により対応せざるを得ないため、被摩擦圧接材の変形の
問題から上限がある。また、の焼鈍処理は、熱処理工
程の追加を必要とし工程増加となり、製造コストの増加
や生産効率の低下といった問題がある。また、熱間圧延
後の巻取り温度を低下するという、特開平４−116123号
公報に記載された技術では、Ｃが比較的低い鋼材の摩擦
圧接時に問題となる熱影響部の強度低下に対しては有効
であるが、高炭素鋼材の摩擦圧接接合部の高硬度化を有
効に防止することはできない。
圧接機の構造上、被摩擦圧接材の掴み力を増加すること
により対応せざるを得ないため、被摩擦圧接材の変形の
問題から上限がある。また、の焼鈍処理は、熱処理工
程の追加を必要とし工程増加となり、製造コストの増加
や生産効率の低下といった問題がある。また、熱間圧延
後の巻取り温度を低下するという、特開平４−116123号
公報に記載された技術では、Ｃが比較的低い鋼材の摩擦
圧接時に問題となる熱影響部の強度低下に対しては有効
であるが、高炭素鋼材の摩擦圧接接合部の高硬度化を有
効に防止することはできない。
【０００７】本発明は、上記した従来技術の問題を有利
に解決し、摩擦圧接接合部の硬さ上昇が少ない、摩擦圧
接に適した高炭素鋼材およびその製造方法を提案するこ
とを目的とする。
に解決し、摩擦圧接接合部の硬さ上昇が少ない、摩擦圧
接に適した高炭素鋼材およびその製造方法を提案するこ
とを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】摩擦圧接される部材（鋼
材）は、高圧力下で、融点直下の温度までに10ｓ前後で
急速加熱され、ついで1200℃以上から急速冷却されると
いう、極めて急激な加熱冷却サイクルに晒される。この
ため、急速加熱時に部材の結晶粒が粗大化し、その後の
急速冷却により硬質のマルテンサイト相に変態し、接合
部の硬さが上昇する。
材）は、高圧力下で、融点直下の温度までに10ｓ前後で
急速加熱され、ついで1200℃以上から急速冷却されると
いう、極めて急激な加熱冷却サイクルに晒される。この
ため、急速加熱時に部材の結晶粒が粗大化し、その後の
急速冷却により硬質のマルテンサイト相に変態し、接合
部の硬さが上昇する。
【０００９】そこで、本発明者は、上記した課題を達成
するために、摩擦圧接の接合部硬さに及ぼす各種要因に
ついて、鋭意検討した。その結果、本発明者は、摩擦圧
接という、このような高圧力下での急速加熱という状況
では、オーステナイト粒の微細化が肝要であり、そのた
め、Nbの含有が重要であり、さらに微量の固溶Nbの存在
が高炭素鋼材のオーステナイト結晶粒粗大化防止に有効
であることを見いだした。
するために、摩擦圧接の接合部硬さに及ぼす各種要因に
ついて、鋭意検討した。その結果、本発明者は、摩擦圧
接という、このような高圧力下での急速加熱という状況
では、オーステナイト粒の微細化が肝要であり、そのた
め、Nbの含有が重要であり、さらに微量の固溶Nbの存在
が高炭素鋼材のオーステナイト結晶粒粗大化防止に有効
であることを見いだした。
【００１０】まず、本発明の基礎となった実験結果につ
いて説明する。熱間圧延のままの、Nb含有のＡ鋼板（0.
42％Ｃ−0.22％Si−1.33％Mn−0.07％Nb−0.04％Cr−0.
01％Mo）およびNblessのＢ鋼材（0.45％Ｃ−0.18％Si−
0.41％Mn−0.07％Cr−0.01％Mo）から摩擦圧接試験片
（パイプ形状：外径φ40×肉厚５mm×長さ200 mm）を採
取した。Ａ鋼板から採取した試験片Ａ１の固溶Nb量は、
0.025 質量％、Ｂ鋼板から採取した試験片Ｂは０％の固
溶Nb量であった。なお、Ａ鋼板から採取した試験片Ａ２
には、600 ℃×10ｈの長時間熱処理（NbC 析出処理）を
施し、固溶Nbをほぼ０％とした。
いて説明する。熱間圧延のままの、Nb含有のＡ鋼板（0.
42％Ｃ−0.22％Si−1.33％Mn−0.07％Nb−0.04％Cr−0.
01％Mo）およびNblessのＢ鋼材（0.45％Ｃ−0.18％Si−
0.41％Mn−0.07％Cr−0.01％Mo）から摩擦圧接試験片
（パイプ形状：外径φ40×肉厚５mm×長さ200 mm）を採
取した。Ａ鋼板から採取した試験片Ａ１の固溶Nb量は、
0.025 質量％、Ｂ鋼板から採取した試験片Ｂは０％の固
溶Nb量であった。なお、Ａ鋼板から採取した試験片Ａ２
には、600 ℃×10ｈの長時間熱処理（NbC 析出処理）を
施し、固溶Nbをほぼ０％とした。
【００１１】これら摩擦圧接試験片に、焼入れ（800 ℃
ＷＱ）- 焼戻し（400 ℃ＡＣ）処理を施した。得られた
試験片を用いて、摩擦圧接を行った。摩擦圧接の条件
は、摩擦圧力90MPa 、圧接力500MPaとし、摩擦発熱で13
00℃までを10ｓ前後で加熱したのち組織凍結のため水冷
した。摩擦圧接後の試験片を切り出し、光学顕微鏡観察
によりオーステナイト粒度（旧オーステナイト粒度）を
測定した。なお、オーステナイト粒度の測定は、JIS G0
551 に準拠した酸化法により行った。得られた結果を図
１に示す。
ＷＱ）- 焼戻し（400 ℃ＡＣ）処理を施した。得られた
試験片を用いて、摩擦圧接を行った。摩擦圧接の条件
は、摩擦圧力90MPa 、圧接力500MPaとし、摩擦発熱で13
00℃までを10ｓ前後で加熱したのち組織凍結のため水冷
した。摩擦圧接後の試験片を切り出し、光学顕微鏡観察
によりオーステナイト粒度（旧オーステナイト粒度）を
測定した。なお、オーステナイト粒度の測定は、JIS G0
551 に準拠した酸化法により行った。得られた結果を図
１に示す。
【００１２】図１から、熱間圧延状態で固溶Nbがある程
度存在した試験片Ａ１では、摩擦圧接部のオーステナイ
ト粒の粗大化が抑制されていることがわかる。また、本
発明者は、熱間圧延終了後のオーステナイト粒が粗大化
していると、その後の冷却、および熱処理を経たのちの
オーステナイト粒も粗大化する傾向となり、上記した摩
擦圧接時の固溶Nbの粒粗大化抑制効果も限定的となるこ
とを見いだした。そのため、本発明者は、JIS G 0551の
規定に準拠した酸化法により800 ℃×５min の熱処理後
に測定されるオーステナイト粒度番号が９以上とするこ
とが重要であり、そのためには、熱間圧延の仕上げ圧延
終了温度を（Ａr3変態点−10℃）〜（Ａr3変態点＋30
℃）の範囲とする必要があることを見いだした。
度存在した試験片Ａ１では、摩擦圧接部のオーステナイ
ト粒の粗大化が抑制されていることがわかる。また、本
発明者は、熱間圧延終了後のオーステナイト粒が粗大化
していると、その後の冷却、および熱処理を経たのちの
オーステナイト粒も粗大化する傾向となり、上記した摩
擦圧接時の固溶Nbの粒粗大化抑制効果も限定的となるこ
とを見いだした。そのため、本発明者は、JIS G 0551の
規定に準拠した酸化法により800 ℃×５min の熱処理後
に測定されるオーステナイト粒度番号が９以上とするこ
とが重要であり、そのためには、熱間圧延の仕上げ圧延
終了温度を（Ａr3変態点−10℃）〜（Ａr3変態点＋30
℃）の範囲とする必要があることを見いだした。
【００１３】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討して完成されたものである。すなわち、本発明は、
質量％で、Ｃ：0.2 〜0.9 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：1.
5 ％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Cr：2.0
％以下、Nb：0.03〜0.30％を含み、あるいはさらにMo：
1.0 ％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる組成を有し、かつ固溶状態のNbを0.005 ％以上含有
し、JIS G 0551の規定に準拠した酸化法により800 ℃×
５min の熱処理後に測定されるオーステナイト粒度番号
が９以上であることを特徴とする摩擦圧接に適した高炭
素熱延鋼材である。
検討して完成されたものである。すなわち、本発明は、
質量％で、Ｃ：0.2 〜0.9 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：1.
5 ％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Cr：2.0
％以下、Nb：0.03〜0.30％を含み、あるいはさらにMo：
1.0 ％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる組成を有し、かつ固溶状態のNbを0.005 ％以上含有
し、JIS G 0551の規定に準拠した酸化法により800 ℃×
５min の熱処理後に測定されるオーステナイト粒度番号
が９以上であることを特徴とする摩擦圧接に適した高炭
素熱延鋼材である。
【００１４】また、本発明は、質量％で、Ｃ：0.2 〜0.
9 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.03％以
下、Ｓ：0.01％以下、Cr：2.0 ％以下、Nb：0.03〜0.30
％を含み、あるいはさらにMo：1.0 ％以下を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラ
ブを、加熱し、仕上げ圧延終了温度が（Ａr3変態点−10
℃）〜（Ａr3変態点＋30℃）とする熱間圧延を施し、圧
延終了後直ちに冷却し、巻取り温度：500 ℃以下で巻き
取ることを特徴とする摩擦圧接に適した高炭素鋼材の製
造方法である。
9 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.03％以
下、Ｓ：0.01％以下、Cr：2.0 ％以下、Nb：0.03〜0.30
％を含み、あるいはさらにMo：1.0 ％以下を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラ
ブを、加熱し、仕上げ圧延終了温度が（Ａr3変態点−10
℃）〜（Ａr3変態点＋30℃）とする熱間圧延を施し、圧
延終了後直ちに冷却し、巻取り温度：500 ℃以下で巻き
取ることを特徴とする摩擦圧接に適した高炭素鋼材の製
造方法である。
【００１５】
【発明の実施の形態】まず、本発明鋼材の組成限定理由
について説明する。なお、以下、質量％は％と記す。 Ｃ：0.2 〜0.9 ％ Ｃは、鋼材の強度を増加させる元素であり、とくに焼入
れ焼戻し処理をほどこされて使用される高炭素鋼材で
は、焼入れにより所望の強度を確保し耐摩耗性、耐疲労
性を向上させるために重要である。Ｃ含有量が0.2 ％未
満では、上記した効果が期待できない。一方、0.9 ％を
超えて含有すると、脆化し耐衝撃性が低下する。このた
め、本発明では、Ｃは0.2 〜0.9 ％に限定した。なお、
好ましくは、0.25％以上0.80％以下である。
について説明する。なお、以下、質量％は％と記す。 Ｃ：0.2 〜0.9 ％ Ｃは、鋼材の強度を増加させる元素であり、とくに焼入
れ焼戻し処理をほどこされて使用される高炭素鋼材で
は、焼入れにより所望の強度を確保し耐摩耗性、耐疲労
性を向上させるために重要である。Ｃ含有量が0.2 ％未
満では、上記した効果が期待できない。一方、0.9 ％を
超えて含有すると、脆化し耐衝撃性が低下する。このた
め、本発明では、Ｃは0.2 〜0.9 ％に限定した。なお、
好ましくは、0.25％以上0.80％以下である。
【００１６】Si：0.5 ％以下 Siは、固溶強化により鋼材を強化する元素であり、0.2
％以上含有することが好ましいが、0.5 ％を超えて含有
すると、脆化する傾向があるとともに、熱間圧延時のス
ケール剥離性が低下する。このため、Siは0.5 ％以下に
限定した。 Mn：1.5 ％以下 Mnは、固溶強化により鋼材を強化するとともに、焼入れ
性を向上させる元素であり、0.1 ％以上含有することが
好ましいが、1.5 ％を超えて含有すると、耐衝撃性を低
下させ、偏析を助長する。このため、Mnは1.5 ％以下に
限定した。なお、0.3 〜1.5 ％が好ましい。
％以上含有することが好ましいが、0.5 ％を超えて含有
すると、脆化する傾向があるとともに、熱間圧延時のス
ケール剥離性が低下する。このため、Siは0.5 ％以下に
限定した。 Mn：1.5 ％以下 Mnは、固溶強化により鋼材を強化するとともに、焼入れ
性を向上させる元素であり、0.1 ％以上含有することが
好ましいが、1.5 ％を超えて含有すると、耐衝撃性を低
下させ、偏析を助長する。このため、Mnは1.5 ％以下に
限定した。なお、0.3 〜1.5 ％が好ましい。
【００１７】Ｐ：0.03％以下 Ｐは、脆化を助長し、耐衝撃性を低下させるため、本発
明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.03％ま
では許容できる。このため、Ｐは0.03％以下に限定し
た。なお、好ましくは0.025 ％以下である。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、鋼材中では介在物として存在し、鋼材の延性を低
下させるため、本発明では、できるだけ低減することが
望ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは
0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005 ％以下
である。
明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.03％ま
では許容できる。このため、Ｐは0.03％以下に限定し
た。なお、好ましくは0.025 ％以下である。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、鋼材中では介在物として存在し、鋼材の延性を低
下させるため、本発明では、できるだけ低減することが
望ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは
0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005 ％以下
である。
【００１８】Cr：2.0 ％以下 Crは、焼入れ性を向上させ、耐摩耗性を向上させる元素
であり、0.20％以上含有することが好ましいが、2.0 ％
を超える含有は、硬さが高くなりすぎて鋼材を脆化させ
る。このため、Crは2.0 ％以下に限定した。なお、好ま
しくは0.20〜1.50％である。
であり、0.20％以上含有することが好ましいが、2.0 ％
を超える含有は、硬さが高くなりすぎて鋼材を脆化させ
る。このため、Crは2.0 ％以下に限定した。なお、好ま
しくは0.20〜1.50％である。
【００１９】Nb：0.03〜0.30％ Nbは、本発明で重要な元素である。Nbは、炭化物、炭窒
化物を形成しオーステナイト粒の微細化に寄与する。本
発明の高炭素鋼材では、通常、焼入れ焼戻し処理により
高硬度の部材（製品）とされており、Nbは熱処理後では
大部分がNbC となる。本発明では、摩擦圧接時のオース
テナイト粒粗大化の抑制のために、熱処理後の部材（製
品）中に微量の固溶Nbを存在させておく必要があり、そ
のために、熱延ままの状態で所定量以上の固溶Nbを鋼材
中に存在させておく。所定量（0.005 ％）以上の固溶Nb
を確保するために、Nbは0.03％以上含有する必要があ
る。Nb含有量が0.03％未満では、十分な量の固溶Nbが摩
擦圧接時に確保できない。一方、0.30％を超えて含有し
ても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できな
い。このため、Nbは0.03〜0.30％に限定した。なお、好
ましくは、固溶Nbの安定的確保の観点から0.05〜0.30％
である。
化物を形成しオーステナイト粒の微細化に寄与する。本
発明の高炭素鋼材では、通常、焼入れ焼戻し処理により
高硬度の部材（製品）とされており、Nbは熱処理後では
大部分がNbC となる。本発明では、摩擦圧接時のオース
テナイト粒粗大化の抑制のために、熱処理後の部材（製
品）中に微量の固溶Nbを存在させておく必要があり、そ
のために、熱延ままの状態で所定量以上の固溶Nbを鋼材
中に存在させておく。所定量（0.005 ％）以上の固溶Nb
を確保するために、Nbは0.03％以上含有する必要があ
る。Nb含有量が0.03％未満では、十分な量の固溶Nbが摩
擦圧接時に確保できない。一方、0.30％を超えて含有し
ても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できな
い。このため、Nbは0.03〜0.30％に限定した。なお、好
ましくは、固溶Nbの安定的確保の観点から0.05〜0.30％
である。
【００２０】Mo：1.0 ％以下 Moは、焼入れ性を向上させるとともに、熱処理（焼入れ
焼戻し）後の耐衝撃性を向上させる元素であり、必要に
応じ含有できる。上記した効果は好ましくは0.020 ％以
上の含有で認められるが、1.0 ％を超えて含有しても効
果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、
経済的に不利となる。このため、Moは1.0 ％以下に限定
することが好ましい。
焼戻し）後の耐衝撃性を向上させる元素であり、必要に
応じ含有できる。上記した効果は好ましくは0.020 ％以
上の含有で認められるが、1.0 ％を超えて含有しても効
果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、
経済的に不利となる。このため、Moは1.0 ％以下に限定
することが好ましい。
【００２１】残部Feおよび不可避的不純物 上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物で
ある。なお、不可避的不純物としては、Al：0.10％以
下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下が許容できる。 固溶状態のNb：0.005 ％以上 摩擦圧接前に存在する固溶状態のNbは、摩擦圧接時の結
晶粒の粗大化を抑制する作用を有している。本発明で
は、摩擦圧接時の結晶粒の粗大化を抑制するため、熱延
ままで0.005 ％以上の固溶状態のNbを含有する。熱延ま
まで0.005 ％以上の固溶状態のNbが存在すれば、最終熱
処理後（製品）の固溶Nbは、0.003 ％以上となる。熱延
ままで固溶状態のNbが0.005 ％未満では、上記した効果
が認められない。なお、固溶状態のNb量の上限はとくに
限定する必要はない。上限は、含有するNbが全て固溶と
なる場合である。
ある。なお、不可避的不純物としては、Al：0.10％以
下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下が許容できる。 固溶状態のNb：0.005 ％以上 摩擦圧接前に存在する固溶状態のNbは、摩擦圧接時の結
晶粒の粗大化を抑制する作用を有している。本発明で
は、摩擦圧接時の結晶粒の粗大化を抑制するため、熱延
ままで0.005 ％以上の固溶状態のNbを含有する。熱延ま
まで0.005 ％以上の固溶状態のNbが存在すれば、最終熱
処理後（製品）の固溶Nbは、0.003 ％以上となる。熱延
ままで固溶状態のNbが0.005 ％未満では、上記した効果
が認められない。なお、固溶状態のNb量の上限はとくに
限定する必要はない。上限は、含有するNbが全て固溶と
なる場合である。
【００２２】なお、固溶状態のNb量は、全Nb量から析出
した状態のNb量（析出Nb量）を差し引いた値とする。全
Nb量は、JIS G 1237の規定に準拠して化学分析により求
めた値を意味する。析出Nb量は、試料をアセチルアセト
ンメタノール系の電解液で定電位電解し、ニュークリポ
アフィルタ等の目の細かいフィルタでNbC を残渣として
捉えその重量を測定し、分子量比からNb重量を算出し、
該Nb重量を電解前後の試料の重量差で割り、析出Nb量
（質量％）とした。
した状態のNb量（析出Nb量）を差し引いた値とする。全
Nb量は、JIS G 1237の規定に準拠して化学分析により求
めた値を意味する。析出Nb量は、試料をアセチルアセト
ンメタノール系の電解液で定電位電解し、ニュークリポ
アフィルタ等の目の細かいフィルタでNbC を残渣として
捉えその重量を測定し、分子量比からNb重量を算出し、
該Nb重量を電解前後の試料の重量差で割り、析出Nb量
（質量％）とした。
【００２３】オーステナイト粒度番号：９以上 本発明鋼材は、JIS G 0551の規定に準拠した酸化法によ
り800 ℃×５min の熱処理後に測定されるオーステナイ
ト粒度番号が９以上となるような微細な組織を有する。
高炭素鋼材は、通常、焼入れ焼戻し処理を行って高硬度
の部材（製品）とされており、摩擦圧接加熱時のオース
テナイト粒の粗大化を抑制する固溶Nbの効果を十分に発
揮させるためには、熱処理後の組織を微細な組織とする
必要がある。そのために、熱延と熱処理後の組織を上記
した状態が得られる組織に限定した。
り800 ℃×５min の熱処理後に測定されるオーステナイ
ト粒度番号が９以上となるような微細な組織を有する。
高炭素鋼材は、通常、焼入れ焼戻し処理を行って高硬度
の部材（製品）とされており、摩擦圧接加熱時のオース
テナイト粒の粗大化を抑制する固溶Nbの効果を十分に発
揮させるためには、熱処理後の組織を微細な組織とする
必要がある。そのために、熱延と熱処理後の組織を上記
した状態が得られる組織に限定した。
【００２４】つぎに、本発明鋼材の製造方法について説
明する。上記した組成を有する鋼スラブを、加熱して、
熱間圧延を施す。鋼スラブの製造方法はとくに限定され
ないが、転炉等通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造
法で鋼スラブとすることが好ましい。熱間圧延のための
加熱温度は、とくに限定されないが、オーステナイト粒
の粗大化を抑制する観点から1100℃以下とすることが好
ましい。加熱温度が1100℃を超えると、熱間圧延後のオ
ーステナイト粒が大きくなりすぎるという問題がある。
また、加熱温度が1000℃未満では、鋼の熱間変形抵抗が
増加し、圧延荷重が増大する。
明する。上記した組成を有する鋼スラブを、加熱して、
熱間圧延を施す。鋼スラブの製造方法はとくに限定され
ないが、転炉等通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造
法で鋼スラブとすることが好ましい。熱間圧延のための
加熱温度は、とくに限定されないが、オーステナイト粒
の粗大化を抑制する観点から1100℃以下とすることが好
ましい。加熱温度が1100℃を超えると、熱間圧延後のオ
ーステナイト粒が大きくなりすぎるという問題がある。
また、加熱温度が1000℃未満では、鋼の熱間変形抵抗が
増加し、圧延荷重が増大する。
【００２５】加熱された鋼スラブは、粗圧延、仕上げ圧
延からなる熱間圧延を施された熱延板とされる。粗圧延
の条件は、所定の形状寸法のシートバーとなればよく、
とくに限定する必要はない。仕上げ圧延は、仕上げ圧延
終了温度ＦＤＴが（Ａr3変態点−10℃）〜（Ａr3変態点
＋30℃）とする圧延とする。ＦＤＴが（Ａr3変態点−10
℃）未満では、一部２相域圧延となり、熱間圧延後に熱
処理を施したのちも圧延組織が残存し、加工性が低下す
る。またＦＤＴが（Ａr3変態点＋30℃）を超えると、生
成する組織が粗大化する傾向となり、摩擦圧接時のオー
ステナイト粒の粗大化抑制効果が減少する。このような
ことから、仕上げ圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr3変態点−
10℃）〜（Ａr3変態点＋30℃）に限定することが好まし
い。なお、本発明でいうＡr3変態点は、冷却時にオース
テナイト相からフェライト、あるいはセメンタイトが析
出開始する温度をいうものとする。また、仕上げ圧延の
圧下率はとくに限定する必要はないが、80〜90％とする
ことが組織微細化の観点から好ましい。
延からなる熱間圧延を施された熱延板とされる。粗圧延
の条件は、所定の形状寸法のシートバーとなればよく、
とくに限定する必要はない。仕上げ圧延は、仕上げ圧延
終了温度ＦＤＴが（Ａr3変態点−10℃）〜（Ａr3変態点
＋30℃）とする圧延とする。ＦＤＴが（Ａr3変態点−10
℃）未満では、一部２相域圧延となり、熱間圧延後に熱
処理を施したのちも圧延組織が残存し、加工性が低下す
る。またＦＤＴが（Ａr3変態点＋30℃）を超えると、生
成する組織が粗大化する傾向となり、摩擦圧接時のオー
ステナイト粒の粗大化抑制効果が減少する。このような
ことから、仕上げ圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr3変態点−
10℃）〜（Ａr3変態点＋30℃）に限定することが好まし
い。なお、本発明でいうＡr3変態点は、冷却時にオース
テナイト相からフェライト、あるいはセメンタイトが析
出開始する温度をいうものとする。また、仕上げ圧延の
圧下率はとくに限定する必要はないが、80〜90％とする
ことが組織微細化の観点から好ましい。
【００２６】このような熱間圧延とすることにより、JI
S G 0551の規定に準拠した酸化法により800 ℃×５min
の熱処理後に測定されるオーステナイト粒度番号が９以
上となるような微細な組織を得ることができる。上記し
た熱間圧延を施された熱延板は、圧延終了後、直ちに冷
却を開始し、500 ℃以下まで冷却し、巻取り温度：500
℃以下で巻き取る。巻取り温度が500 ℃を超えると、Nb
C の析出が進行し、所定量以上の固溶Nbを圧延ままの状
態で確保できない。このため、巻取り温度を500 ℃以下
に限定した。なお、冷却は、好ましくは水冷であるが、
10℃/s以上の冷却速度とすることが好ましい。
S G 0551の規定に準拠した酸化法により800 ℃×５min
の熱処理後に測定されるオーステナイト粒度番号が９以
上となるような微細な組織を得ることができる。上記し
た熱間圧延を施された熱延板は、圧延終了後、直ちに冷
却を開始し、500 ℃以下まで冷却し、巻取り温度：500
℃以下で巻き取る。巻取り温度が500 ℃を超えると、Nb
C の析出が進行し、所定量以上の固溶Nbを圧延ままの状
態で確保できない。このため、巻取り温度を500 ℃以下
に限定した。なお、冷却は、好ましくは水冷であるが、
10℃/s以上の冷却速度とすることが好ましい。
【００２７】
【実施例】表１に示す組成の高炭素鋼スラブ（200 mm
厚）を、表２に示す加熱温度に加熱したのち、表２に示
す条件で熱間圧延を施し、板厚：5.0 mmの熱延鋼板とし
た。得られた熱延鋼板から、摩擦圧接用試験片（形状：
パイプ、寸法：φ40×肉厚５mm×長さ200 mm）を採取し
て、800 ℃×５mmの熱処理を施したのち、摩擦圧接で接
合した。
厚）を、表２に示す加熱温度に加熱したのち、表２に示
す条件で熱間圧延を施し、板厚：5.0 mmの熱延鋼板とし
た。得られた熱延鋼板から、摩擦圧接用試験片（形状：
パイプ、寸法：φ40×肉厚５mm×長さ200 mm）を採取し
て、800 ℃×５mmの熱処理を施したのち、摩擦圧接で接
合した。
【００２８】得られた接合片について、板厚1/2部の接
合部断面硬さ測定を行い、最高硬さを求め、母材硬さと
の比を算出した。なお、得られた熱延鋼板について、固
溶状態のNb量、およびオーステナイト粒度を測定した。
固溶状態のNb量は、前記したように、全Nb量から析出し
た状態のNb量（析出Nb量）を差し引いた値である。全Nb
量は、JIS G 1237の規定に準拠して化学分析により求
め、析出Nb量は、試料をアセチルアセトンメタノール系
の電解液で定電位電解し、ニュークリポアフィルタ等の
目の細かいフィルタでNbC を残渣として捉えその重量を
測定し、分子量比からNb重量を算出し、該Nb重量を電解
前後の試料の重量差で割り求めた。
合部断面硬さ測定を行い、最高硬さを求め、母材硬さと
の比を算出した。なお、得られた熱延鋼板について、固
溶状態のNb量、およびオーステナイト粒度を測定した。
固溶状態のNb量は、前記したように、全Nb量から析出し
た状態のNb量（析出Nb量）を差し引いた値である。全Nb
量は、JIS G 1237の規定に準拠して化学分析により求
め、析出Nb量は、試料をアセチルアセトンメタノール系
の電解液で定電位電解し、ニュークリポアフィルタ等の
目の細かいフィルタでNbC を残渣として捉えその重量を
測定し、分子量比からNb重量を算出し、該Nb重量を電解
前後の試料の重量差で割り求めた。
【００２９】オーステナイト粒度の測定は、JIS G 0551
の規定に準拠した酸化法により行い、800 ℃×５min の
熱処理後に測定されるオーステナイト粒度を求めた。得
られた結果を表２に示す。ここで、硬さの測定にはビィ
ッカース硬さ計を用いた。
の規定に準拠した酸化法により行い、800 ℃×５min の
熱処理後に測定されるオーステナイト粒度を求めた。得
られた結果を表２に示す。ここで、硬さの測定にはビィ
ッカース硬さ計を用いた。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】本発明例は、いずれも摩擦圧接接合部の硬
さの急激な上昇は認められず、母材硬さの1.5 倍以下で
あった。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材硬
さの1.8 〜2.3 倍と摩擦圧接接合部の硬さの上昇が大き
い。
さの急激な上昇は認められず、母材硬さの1.5 倍以下で
あった。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材硬
さの1.8 〜2.3 倍と摩擦圧接接合部の硬さの上昇が大き
い。
【００３３】
【発明の効果】以上、詳述したように、本発明によれ
ば、摩擦圧接に適した高炭素鋼材を容易に製造でき、摩
擦圧接時の接合部硬さの上昇が抑制され、硬さ上昇によ
る脆化を防止でき、高炭素鋼材製摩擦圧接製品の信頼性
が向上するなど、産業上格段の効果を奏する。
ば、摩擦圧接に適した高炭素鋼材を容易に製造でき、摩
擦圧接時の接合部硬さの上昇が抑制され、硬さ上昇によ
る脆化を防止でき、高炭素鋼材製摩擦圧接製品の信頼性
が向上するなど、産業上格段の効果を奏する。
【図１】摩擦圧接接合部相当の熱サイクルを付与した場
合のオーステナイト粒度の変化に及ぼす固溶状態のNbの
影響を示すグラフである。
合のオーステナイト粒度の変化に及ぼす固溶状態のNbの
影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA05 AA06 AA11 AA12 AA16 AA19 AA22 AA27 AA29 AA31 BA01 CC03 CC04 CE01
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.2 〜0.9 ％、 Si：0.5 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：2.0 ％以下、 Nb：0.03〜0.30％ を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有
し、かつ固溶状態のNbを0.005 ％以上含有し、JIS G 05
51の規定に準拠した酸化法により800 ℃×５minの熱処
理後に測定されるオーステナイト粒度番号が９以上であ
ることを特徴とする摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材。 - 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに質量％で、M
o：1.0 ％以下を含有することを特徴とする請求項１に
記載の摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：0.2 〜0.9 ％、 Si：0.5 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：2.0 ％以下、 Nb：0.03〜0.30％ を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有
する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延終了温度が（Ａr3
変態点−10℃）〜（Ａr3変態点＋30℃）とする熱間圧延
を施し、圧延終了後直ちに冷却し、巻取り温度：500 ℃
以下で巻き取ることを特徴とする摩擦圧接に適した高炭
素熱延鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 前記組成に加えて、さらに質量％で、M
o：1.0 ％以下を含有することを特徴とする請求項３に
記載の摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001094705A JP2002294404A (ja) | 2001-03-29 | 2001-03-29 | 摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001094705A JP2002294404A (ja) | 2001-03-29 | 2001-03-29 | 摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002294404A true JP2002294404A (ja) | 2002-10-09 |
Family
ID=18948861
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001094705A Pending JP2002294404A (ja) | 2001-03-29 | 2001-03-29 | 摩擦圧接に適した高炭素熱延鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002294404A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006098168A1 (ja) * | 2005-03-15 | 2006-09-21 | Thk Co., Ltd. | 転がり運動装置及びその製造方法 |
| JP2008031494A (ja) * | 2006-07-26 | 2008-02-14 | Jfe Steel Kk | 摩擦撹拌接合用の低合金構造用鋼 |
| JP2008255369A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-23 | Jfe Steel Kk | 摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012172344A (ja) * | 2011-02-18 | 2012-09-10 | Mitsubishi Materials Corp | 掘削用中空鋼ロッドとその製造方法 |
| JP2018016866A (ja) * | 2016-07-29 | 2018-02-01 | 国立大学法人大阪大学 | 摩擦攪拌接合用鋼及び摩擦攪拌接合方法 |
| KR20180027575A (ko) | 2015-07-31 | 2018-03-14 | 고꾸리쯔 다이가꾸 호우징 오사까 다이가꾸 | 마찰 접합 방법 |
| WO2018168687A1 (ja) | 2017-03-17 | 2018-09-20 | 国立大学法人大阪大学 | 摩擦圧接方法 |
| WO2019181360A1 (ja) | 2018-03-20 | 2019-09-26 | 国立大学法人大阪大学 | 金属材の固相接合方法及び固相接合装置 |
| WO2021033647A1 (ja) * | 2019-08-20 | 2021-02-25 | 日本製鉄株式会社 | 接合継手、自動車用部材、及び接合継手の製造方法 |
-
2001
- 2001-03-29 JP JP2001094705A patent/JP2002294404A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4949234B2 (ja) * | 2005-03-15 | 2012-06-06 | Ｔｈｋ株式会社 | 転がり運動装置及びその製造方法 |
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| WO2018168687A1 (ja) | 2017-03-17 | 2018-09-20 | 国立大学法人大阪大学 | 摩擦圧接方法 |
| US11110542B2 (en) | 2017-03-17 | 2021-09-07 | Osaka University | Friction pressure welding method |
| WO2019181360A1 (ja) | 2018-03-20 | 2019-09-26 | 国立大学法人大阪大学 | 金属材の固相接合方法及び固相接合装置 |
| US11745287B2 (en) | 2018-03-20 | 2023-09-05 | Osaka University | Metal material solid-phase bonding method and solid-phase bonding device |
| WO2021033647A1 (ja) * | 2019-08-20 | 2021-02-25 | 日本製鉄株式会社 | 接合継手、自動車用部材、及び接合継手の製造方法 |
| JPWO2021033647A1 (ja) * | 2019-08-20 | 2021-02-25 | ||
| JP7156541B2 (ja) | 2019-08-20 | 2022-10-19 | 日本製鉄株式会社 | 接合継手、自動車用部材、及び接合継手の製造方法 |
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