JP4332066B2 - 溶接部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手および液相拡散接合用高強度鋼材並びにその液相拡散接合方法 - Google Patents

Description

本発明は、部品、装置、容器、建築物などの接合構造体を製作可能とする液相拡散接合方法に適用される高強度鋼材、及び、その液相拡散接合方法、並びに、液相拡散接合継手に関し、特に、工具用鋼、ボルト用鋼、ばね用鋼などに代表される、Ｃ含有量が０．３％以上およびＳ含有量が０．００５超〜０．０１％で、かつ引張強さが６００ＭＰａ以上である液相拡散接合用高強度鋼材、及びその液相拡散接合方法、並びに高強度液相拡散接合継手に関する。

近年、溶接技術に替わる新たな金属材料どうしの工業的接合技術として、液相拡散接合が普及しつつある。
一般に液相拡散接合とは、被接合材料の接合面すなわち開先間に、被接合材料に比較して低融点で、かつ、例えば、ＢまたはＰの拡散元素を含有し、ＮｉまたはＦｅの基材からなる多元系非晶質合金箔など（以下、インサートメタルと称する。）を介在させた後、低融点合金箔の融点以上の温度に加熱保持し、拡散律速の等温凝固過程を経た拡散接合によって継手を形成する技術である。なお、ここで、非晶質合金箔とは、少なくとも結晶構造の５０％以上が非晶質からなる合金箔を意味する。この液相拡散接合法は、通常の溶接技術と異なり、接合部の熱膨張、収縮に伴う溶接残留応力が殆ど生じないこと、および溶接のような余盛りを発生しないことから接合表面が平滑かつ精密な継手を形成できるなどの特徴を有する。

特に、液相拡散接合は面接合であるため、接合面の面積によらず接合時間が一定で、かつ比較的短時間で接合が完了する点でも、従来溶接と全く異なる接合技術である。従って、被接合材の開先間に非晶質合金箔を挿入し、その低融点合金箔の融点以上の温度で所定時間保持することによって、開先形状を選ばず、面接合を実現することができるという利点を有する。
このように液相拡散接合は従来の溶接法に比べて上述した接合部の品質や形状精度の点で優れた接合技術であるが、以下に示す技術的課題があった。
つまり、液相拡散接合法では、被接合材料の開先間に介在させた上記低融点の非晶質合金箔中に含有するＢまたはＰの拡散元素を被接合材中へ拡散させ、拡散律速の等温凝固過程を経て接合させるため、通常の厚さ１０μｍ程度の低融点非晶質合金箔を用いた場合で、その融点以上の温度に相当する約９００〜１３００℃の加熱温度で、約６０秒以上等温保持する必要がある。この加熱温度は、特にフェライト構造を有する鋼材の変態点、Ａｃ１或いはＡｃ３を超える温度に相当し、接合部以外の継手母材部もこの相変態点以上の温度に加熱されるため、母材部の組織は冷却過程での相変態により変質し、母材部の最終組織および機械的特性が決定されることになる。
液相拡散接合による継手作製時には、工業的には拡散律速の等温凝固を早く終了させ、接合時間の短縮化が求められるため、母材部の相変態、再結晶、粒成長が顕著に生じる場合があった。従って、液相拡散接合後に継手を熱処理して調質処理を実施する場合もある。
このような、液相拡散接合による継手母材部の組織および材質変化に伴う靭性低下など機械的特性の劣化を抑制するための方法として、例えば、特許文献１等では、液相拡散接合後、接合部に所定条件で加熱、冷却制御を行う熱処理を施す方法が開示されている。
この方法は、液相拡散接合後に、継手を熱処理する工程を必要とするために、生産性を低下させ、処理コストの増加を招くなどの工業的な問題がある。また、この方法を用いて継手の靭性などの機械的特性を改善するためには、被接合材料の化学組成と密接に関係した加熱、冷却条件を行う必要があるため、幅広い成分組成および組織の鋼材に対応した制御は難しく、液相拡散接合に適用できる被接合材料の成分組成の自由度を制約する結果を招くこととなる。

液相拡散接合におけるインサートメタルの溶融、凝固プロセスには、被接合材料の開先間に介在されたインサートメタルがその融点以上に加熱されて溶融し、インサートメタル中のＢまたはＰの拡散原子が平衡状態で決定する液相線濃度まで希釈されるまで被接合材が溶融され、インサートメタルと被接合材が融合して溶融金属となる。この間、被接合材料の開先間には圧縮応力が付加されているため、溶融金属の一部は開先外へ排出され、実質的な溶融金属幅は当初の非晶質金属箔等インサートメタルの厚みよりも薄くなる。このインサートメタルの溶融、凝固プロセスは、引き続き行なわれる拡散律速での等温凝固による接合が比較的短時間で終了することを可能とし、継手の生産性を高めることに貢献している。
しかし、一方でこのインサートメタルの溶融、凝固プロセスでは、インサートメタルの化学成分と被接合材料の化学成分が混合するときに、液相拡散接合の等温凝固組織として好ましくない元素、例えばＳに代表される不可避的不純物元素まで混入することを意味する。Ｓ以外の不可避的不純物元素も継手にとって機械的性質を劣化させるものは多いが、現在の銑鋼一環プロセスや、炉外二次精錬プロセスを適用する電気炉製鋼法での工業水準では非常に低く制御されているため、実質的に継手特性の劣化にはつながらない。

液相拡散接合部における高濃度Ｓの残留による継手の靭性劣化は、特に、工具用鋼、ボルト用鋼、ばね用鋼などに代表される、耐摩耗性向上などからＣを０．３％以上含有し、切削を維持するためにＳを０．００５超〜０．０１％の範囲で含有する、引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼材を液相拡散接合する際に顕著な問題となる。
インサートメタルの溶融、凝固プロセスで溶融金属中に混入したＳは、その後の等温凝固課程では、鋼材中に殆ど固溶することが出来ず、液相側へ排出されるため、等温凝固の進行と共に残留溶融金属相中に濃縮されることとなる。
通常、引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼材では、コスト面から有利なＭｎを利用して鋼材強度を高めることが行なわれている。このため、このような高強度鋼材を液相拡散接合する場合には、等温凝固過程で残留溶融金属相中に濃縮されたＳはＭｎと結合し、粗大でかつＦｅ基材と整合性の低いＭｎＳが必然的に晶出する。その結果、液相拡散接合継手の最終等温凝固位置においてＭｎＳが連続生成する。

特に引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼材では、強度上昇のためにＣ、Ｍｎ以外の焼き入れ性元素を含有し、接合部における介在物による脆化感受性が高いため、接合部のＭｎＳの連続生成による継手靭性などの機械的特性の劣化は顕著となる。０．３％以上のＣを含有する、いわゆる「中炭素鋼」の高強度鋼材は、通常、溶接を用いて構造体を組み立てることは困難であるから、鋼材成分設計上、溶接性は考慮されていない。したがって、０．３％以上のＣを含有する、いわゆる「中炭素鋼」の高強度鋼材を液相拡散接合する際の接合部の最終等温凝固位置におけるＭｎＳの連続生成に起因する継手の機械的特性の劣化は、難溶接性材料の接合を可能とする液相拡散接合に特有の課題である。

上述した特許文献１に開示される液相拡散接合後に継手の熱処理により継手の靭性など機械的特性を改善する技術は、継手の鋼材組織を制御することは可能であるものの、接合部の最終凝固相接合界面あるいは旧γ粒界上に析出したＭｎＳの析出第２相、特に接合時に既に析出してしまった介在物の影響を制御できる技術ではない。

液相拡散接合に適した引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼については、本願発明者らは、例えば特許文献２、特許文献３、特許文献４で提案している。しかし、これらの材料は高強度かつ高靭性を鋼材と液相拡散接合継手に、専ら接合ままで付与するために合金元素の添加による焼入れ性の向上を図り、炭素を０．３％未満に制限した合金に関するものであり、Ｃ含有量が０．３％以上の鋼材を対象とする技術ではない。したがって、工具用鋼、ボルト用鋼、ばね用鋼などに代表される、切削加工性を維持し、耐摩耗性、耐食性、および鋼材コストの観点から合金元素を多量に含有しないような高Ｃ含有量の高強度鋼材を液相拡散接合する場合の継手の強度、靭性などの機械的特性を向上することはできない。また、液相拡散接合部の最終等温凝固組織に生成するＭｎＳによる継手靭性の改善に関する具体的な手段については何も示唆していない。従って従来の液相拡散接合技術だけでは、液相拡散接合部の最終等温凝固位置に生成するＭｎＳによる靭性劣化を安定して防止することはできない状況にある。

一方、本発明者らは、０．３％以上のＣを含有し、引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼中の合金元素を低減し、または液相拡散接合後あるいは継手熱処理時の冷却速度を遅くして継手強度を許容される下限値まで低減する方法を用い、接合部の軟化によりＭｎＳの介在物による脆化感度を低下することも検討した。しかし、この方法では、接合部の等温凝固組織が目的とする全面均一な低温変態組織、すなわちマルテンサイトあるいはベイナイトなどの旧γ粒界が明瞭に認められる組織を達成できず、逆に、継手靭性が低下する結果となった。つまり、被接合材中の合金元素の低減により、接合部の焼き入れ性が低下し、接合部の等温凝固組織における旧γ粒界または最終等温凝固位置から拡散変態が生じ、いわゆる「粒界フェライト」あるいは「フェライトサイドプレート」と称される、組織単位が低温変態組織に比較して粗大なフェライト相が生成し、劈開面の連続性が高まってかえって靭性が低下することが明らかとなった。
すなわち、既に述べた特許文献１で示すような継手の熱処理などの冷却速度制御による組織制御を用いた接合部の軟化は、粗大な粒界フェライト相の生成により等温凝固組織均一性が失われ、逆に、継手靭性が劣化することが新たな課題として知見された。

特許第２５４１０６１号 特開２００４−８３９７８号公報 特開２００４−８３９７９号公報 特開２００４−８３９８０号公報

本発明は、上述した従来技術が抱える問題点に鑑みて、０．３％以上の炭素を含有し、かつ引張強さが６００ＭＰａ以上である高強度鋼材を液相拡散接合する際に、接合部の最終等温凝固位置におけるＭｎＳの生成、および等温凝固組織における粒界フェライトまたは最終凝固界面でのフェライトの生成を抑制し、強度、靱性など継手の機械的特性に優れた高強度液相拡散接合継手、それを実現するための液相拡散接合用高強度鋼材およびその液相拡散接合方法を提供することを目的とする。

本発明は上記課題に対して、被接合材料としての鋼材の化学成分を６００ＭＰａ以上の高強度とし、組織をマルテンサイトないしはベイナイトなどの低温変態組織のみからなるべく焼き入れ性をＰＳ値で制御することで粒界フェライト、ないしは最終等温凝固位置のフェライト生成を抑制し、また液相拡散接合継手における、接合中のＭｎＳ生成を抑制することで継手の靭性と高強度を０．３％以上の炭素を含有する高強度鋼で達成するためになされたもので、その要旨とするところは次のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．００５超〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０〜４％、Ｃｒ：０〜２％、Ｍｏ：０〜０．７％、および、Ｂ：０〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で定められるＰＳ値が１０以上であり、かつ下記（２）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる母材部と、等温凝固組織中の粒界または最終等温凝固位置にフェライト相を含有せず、かつ平均円相当径が５μm以上のＭｎＳを含有しない接合部とからなることを特徴とする接合部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手。
ＰＳ＝１２×（%Ｃ）＋２．５×（%Ｍｏ）＋２×（%Ｃｒ）＋３×（%Ｍｎ）＋（%Ｎｉ） ・・・（１）
ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
なお、上記（%Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）、（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓの質量％を示す。

（２）前記母材部が、さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１〜０．０５％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、かつ下記（３）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であることを特徴とする（１）に記載の接合部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手。
ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ）・ ・ ・ （３）
なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。

（３）前記母材部及び接合部の引張強さが６００ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）または（２）の何れかに記載の接合部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手。

（４）質量％で、Ｃ ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．００５超〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０〜４％、Ｃｒ：０〜２％、Ｍｏ：０〜０．７％、および、Ｂ：０〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で定められるＰＳ値が１０以上であり、かつ下記（２）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする液相拡散接合用高強度鋼材。
ＰＳ＝１２×（%Ｃ）＋２．５×（%Ｍｏ）＋２×（%Ｃｒ）＋３×（%Ｍｎ）＋（%Ｎｉ） ・・・（１）
ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
なお、上記（%Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）、（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓの質量％を示す。

（５）さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１〜０．０５％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、かつ下記（３）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であることを特徴とする（４）に記載の液相拡散接合用高強度鋼材。
ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ）・ ・ ・ （３）
なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。

（６）引張強さが６００ＭＰａ以上であることを特徴とする（４）または（５）の何れかに記載の液相拡散接合用高強度鋼材。

（７）質量％で、Ｃ ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．００５超〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０〜４％、Ｃｒ：０〜２％、Ｍｏ：０〜０．７％、および、Ｂ：０〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で定められるＰＳ値が１０以上であり、かつ下記（２）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる高強度鋼材を液相拡散接合する際に、Ｖを０．１％以上含有するＦｅ基の非晶質合金箔を前記鋼材開先間に介在し、雰囲気中の酸素含有量を０．００００１〜１０％として等温加熱することを特徴とする接合部の靭性に優れた高強度鋼材の液相拡散接合方法。
ＰＳ＝１２×（%Ｃ）＋２．５×（%Ｍｏ）＋２×（%Ｃｒ）＋３×（%Ｍｎ）＋（%Ｎｉ） ・・・（１）
ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
なお、上記（%Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）、（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓの質量％を示す。

（８）前記母材部が、さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１〜０．０５％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、かつ下記（３）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であることを特徴とする（７）に記載の接合部の靭性に優れた高強度鋼材の液相拡散接合方法。
ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ）・ ・ ・ （３）
なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。

（９）前記鋼材の引張強さが６００ＭＰａ以上であることを特徴とする（７）または（８）の何れかに記載の接合部の靭性に優れた高強度鋼材の液相拡散接合方法。

本発明によれば、従来液相拡散接合法では、継手強度、継手靭性などの機械的特性の確保が困難であった、工具用鋼、ボルト用鋼、ばね用鋼などに代表される、０．３％以上の炭素を含有し、かつ引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼を被接合材に用いた液相拡散接合継手における接合部の靭性と強度を同時に確保し、組織均一性を実現することができる。

したがって、接合構造体あるいは機械部品などの液相拡散接合法の適用分野において、通常の溶接接合継手では得られない残留応力が小さくかつ精密形状の液相拡散接合継手の製作を可能とし、従来接合法では実現が困難であった新しい生産工程、機械部品、接合構造体を提供することが可能となる。

本発明の高強度液相拡散接合継手、この継手を実現するための液相拡散接合用高強度鋼材、および、その液相拡散接合方法について説明する。
本発明で規定する液相拡散接合用鋼材の化学成分、継手強度および靭性等の性質を得るために必要な継手接合部の等温凝固組織の均一性、すなわち旧γ粒界または最終等温凝固位置でのフェライト相の生成を抑制し、かつ最終凝固位置界面に濃縮したＳを起因とするＭｎＳ生成を抑制するための鋼材の成分指標：ＰＳ値について以下に説明する。
先ず、本発明の目的を達成するために、鋼材中に基本成分として含有する化学成分および不可避的不純物として制限すべき化学成分の限定理由について説明する。
なお、以下の説明において特に説明のない限り、「％」は「質量％」を意味するものとする。

Ｃは鋼材の焼き入れ性を高め、強度向上と組織を制御するために最も有効な元素であり、かつ工業的に導入することが容易な元素である。本発明では、必要とする鋼材強度を主にＣによって達成するため、Ｃの含有量の範囲は厳格に規定する必要がある。０．３％未満のＣ含有量では鋼材の冷却速度が十分に得られないような製造条件または鋼材の厚みの場合に、被接合材料の接合部近傍を含む全領域で目的とするマルテンサイトあるいはベイナイト組織が十分に生成しなくなるためにその下限を０．３％以上とした。また、０．６％を超えるＣ含有量では鋼材そのものの強度が上昇しすぎて靭性の確保ができないこと、加えて多量のセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）が析出して材料の靭性と組織均一性が損なわれることからその含有量の上限を０．６％とした。

Ｓｉは鋼材の脱酸に不可欠な元素であり、また粒内強化によって鋼材の強度確保にも寄与する。０．０１％未満のＳｉ含有量では脱酸が不十分となり、鋼中酸素濃度が高くなる結果、脱硫に不利となること、また、例えばＭｎなどの酸化物を多量に鋼中に残存せしめ靭性劣化を来すことから、その含有量の下限を０．０１％とした。一方、Ｓｉ含有量が０５％を超えると、例えば粗大なＭｎＯ−ＳｉＯ₂等のＳｉ系酸化物が鋼中に残留し、靭性が損なわれる場合があることからその含有量の上限を０．５％とした。

Ｍｎは鋼材の焼き入れ性を高める作用が大きく、また、炭化物としては析出し難いことから、目的とする変態時の組織をＣだけに頼らずに制御することが可能な元素である。０．０１％未満のＭｎ含有量では鋼材の焼き入れ性改善には効果が見られず、３％を超えて添加すると鋼材の強度が高くなりすぎ、安定した靭性の確保が困難となることから、本発明ではその含有量の範囲を０．０１〜３％とした。

ＮｉはＭｎと同様に鋼材の焼入れ性を高めると共に鋼材の強度をも高める重要な元素である。なお、Ｎｉと同様な機能を有する他の元素、例えばＭｏ，Ｃｒ，Ｍｎが多量に含有されていれば含有させる必要はないが、上記効果を得るために含有させる場合は、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、本発明の高強度鋼の成分系では、Ｎｉを４％超添加すると目的とする低温変態組織（マルテンサイト、または、ベイナイト）のラス構造において残留γが認められるようになり、これが接合後に必要に応じて継手を加工、あるいは熱処理する場合に変態して接合構造体に過剰な残留応力が発生したり、構造体形状を変化させることがあるため、その含有量の上限は４％とした。

Ｃｒは鋼材の焼き入れ性向上に効果があり、かつマルテンサイト組織の安定性を高める効果がある。なお、Ｃｒと同様な機能を有する他の元素、例えばＭｎ，Ｍｏ，Ｎｉが十分に含有されていれば含有させる必要はないが、上記効果を得るために含有させる場合は、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、本発明の高強度鋼の成分系においてはＣｒは焼入れ性向上の目的で含有させ、２％を超えて含有すると、接合部にＣｒを主体とする炭硼化物あるいは燐化物を生成し、継手靭性など機械的特性を劣化する場合があるため、その含有量の上限を２％とした。

Ｍｏは本発明において最も鋼材の焼き入れ性を向上させる元素である。なお、Ｍｏと同様な機能を有する他の元素、例えば、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒが十分に高い焼き入れ性を与えるべく含有されていれば含有させる必要はないが、上記効果を得るために含有させる場合は、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏは０．７％を超えて含有すると、接合部に特に炭硼化物であるＭ_３（ＢＣ）_２、Ｍ_３（ＢＣ）_４、またはＭ_２３（ＣＢ）_６を生成し、継手靭性など機械的特性を劣化する場合があるため、その含有量の上限を０．７％とした。

Ｂは主に粒界に偏析して鋼材の変態時の核発生を抑制し、低温変態を促進することで焼き入れ性を高める元素である。なお、焼き入れ性を高める他の元素、例えば、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏが十分に添加されている場合には含有させる必要はないが、上記効果を得るために含有させる場合は、０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂを０．００５％を超えて含有すると、接合部の被接合材料の粒界にＢＮあるいはＭ_２３（ＣＢ）_６を生成して継手の靭性など機械的特性を損なう可能性があるため、その含有量の上限を０．００５％に限定した。

ＮはＣと同様に鋼材の組織と焼き入れ性に多大な影響を与えるが、Ｎを鋼材に添加する場合には窒化物の形態で添加して鋼中に固溶させることが一般的である。そのため、鋼材中のＮ含有量はＣに比較して少なくなるものの、本発明では上記Ｂと結合しＢＮの析出物を生成することを抑制し、鋼材の良好な靭性を確保するためにＮ含有量の上限を０．０１％に限定する。一方で、Ｎは他の遷移金属元素と結合して窒化物として鋼中に析出し、例えば結晶粒径制御などの作用がある元素でもあるために、本発明では、この効果を利用するためにその含有量の下限を０．００１％とした。

Ｓは鋼材中で球状のＭｎＳを形成し、多数鋼中に微細分散することにより鋼材の切削性、加工性を高めるのに有効な元素であり、工具鋼等で適用される元素である。Ｓは、通常、鋼材の靭性などの機械的特性を劣化させる不可避的不純物として０．００５％を最大許容量とし、それ以下に極力制限することが通常であったが、本発明の高強度鋼材においては、鋼材の切削性、加工性を高める効果を利用するためにＳを０．００５％超含有させる。一方、Ｓは０．０１％を超えて含有すると、後述する成分指標：ＰＳ値による硫化物形態制御をしても、液相拡散接合部の最終等温凝固位置でのＳの濃縮が顕著に生じ、Ｍｎ含有量が少ない場合でもＭｎＳの生成は避けられない。液相拡散接合継手における最終等温凝固位置界面は等温凝固組織のほぼ中央に存在し、この部位にＭｎＳが生成すると、その粒子径が小さくても連続して生成することで界面に隙間なく整列し、これが破壊の発生あるいは伝播点となって、特に本発明のように強度が高い鋼では、顕著な靭性の低下、低延性破壊を引き起こす原因となる。したがって、本発明では、Ｓ含有量の上限を０．０１％とした。

ＣａはＳとの親和力が高く、鋼材中で活性ＳとＣａＳの形態で結合し、ＭｎＳの生成を抑制する効果を有する。本発明では、液相拡散接合部の等温凝固部位、特に最終等温凝固位置に濃縮しやすいＳの形態制御を有効に行い、凝固組織中のＭｎＳ生成を軽減する効果を得るために、Ｃａを０．０００５％以上含有させる。一方、０．００５％を超えて含有すると、Ｃａは酸素との親和力が高いため、粗大な酸化物クラスターを形成して継手の靱性を低下させる可能性があるため、その含有量の上限を０．００５％に限定した。

以上が本願発明鋼材の基本成分の限定理由であるが、本発明の課題を解決し、本発明鋼材の効果を十分に発揮させるには上述した化学成分の限定に加えて、不可避的不純物の量を以下のように極力低減する必要がある。

Ｐは、液相拡散接合時に接合合金箔を介して拡散原子として鋼材中へ拡散させるために接合合金箔中には必須な元素であるものの、鋼材中のＰは逆に良好な液相拡散接合を阻害するためその含有量を制限する必要がある。Ｐが鋼材中に０．０３％を超えて含有すると、液相拡散接合後に粒界が脆化して靭性と強度が同時に損なわれるので鋼材中のＰ含有量の上限を０．０３％とした。

ＯはＭｎ，Ｓｉと酸化物を形成し、その含有量が０．０１％を超えると、これらの酸化物が粗大化し靭性を低下させるため、その含有量の上限値を０．０１％に制限した。

次に、本発明の目的を達成するために、本発明の高強度液相拡散接合継手における必須要件である接合部の等温凝固組織中の旧γ粒界または最終等温凝固位置でのフェライト相の生成を抑制し、かつ最終凝固位置でのＭｎＳの生成を抑制するための鋼材の成分指標：ＰＳ値の限定理由について説明する。
本発明では、０．３％以上の炭素を含有し、かつ引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼を被接合材料とする液相拡散接合継手の靭性など機械的特性を確保することを最大の課題とし、そのために、接合部の等温凝固組織中での粒界フェライト、あるいは最終等温凝固位置でのフェライト生成を抑制し、目標とするマルテンサイトまたはベイナイトの均一な低温変態組織とすることを技術思想とする。接合後に低温で相変態するマルテンサイトまたはベイナイトは、これらの組織を構成する旧γ粒界内部にパケット粒、ブロック粒、ラス構造を複相構造として内包し、結晶劈開面における不連続性の確保、あるいは粒界での亀裂伝播停止特性向上によって靭性靭性の確保に寄与している。一方、本発明者らの検討結果によれば、接合部の等温凝固組織中の粒界にフェライトが生成する場合には炭素の拡散を伴い、結晶は複相構造を持たず、劈開面の連続性、すなわち最小結晶単位が大きく、これが粒界に沿って連続して生成すると容易に脆性破壊しやすくなり、被接合材料の強度とは無関係に劈開破壊してしまう。液相拡散接合部の最終等温凝固位置での組織がフェライトになってしまう場合でも同様な現象が最終等温凝固位置で生起し、接合部位が構造体の内外表面を貫通して連続している場合には、継手の強度と靭性を著しく劣化させる場合がある。

本発明において液相拡散接合部の等温凝固組織におけるフェライト生成の抑制は、０．３％以上の炭素を含有し、かつ引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼を被接合材料とする継手特性を確保するために必要不可欠であり、そのためには、被接合材料中にＣに加えて、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏを適宜添加して接合部の焼き入れ性を十分に高め、液相拡散接合部の等温凝固組織における上記フェライトの生成を抑制する必要がある。特に鋼材の厚みが３０ｍｍを超えるような極厚部材の接合構造体、あるいは部品では接合部の厚み中心部まで十分な等温凝固組織の均一性を確保する必要がある。
そのために、本発明者らは、以下に示すような種々の鋼材による液相拡散接合実験を実施し、鋼材成分組成と継手の接合組織および機械的特性との関係を詳細に調査した。

実験室において１２ｍｍ×１２ｍｍ角断面で５０ｍｍ長さの小型角棒試験片の端面どうしを突き合わせて、出力１００ｋＷ、周波数３ｋＨｚの高周波誘導加熱装置を用いて、接合温度（等温凝固のための保持温度）が１２００℃、接合応力が５ＭＰａの条件で、１０分間等温凝固させ、その後放冷し、接合継手を作製した。さらに、得られた１００ｍｍの長さの接合継手から、接合線を中心として１０ｍｍ×１０ｍｍ角断面で５５ｍｍ長さのＪＩＳ Ｚ２２５１に記載の４号衝撃試験片を採取し、接合線位置に２ｍｍのＶ溝切り欠きを加工してシャルピー吸収エネルギーを測定した。また同一条件で接合した試験体を作成し、平行部直径６ｍｍφの丸棒引張り試験片を採取して、引張試験を行い、継手強度も同時に測定した。なお、継手靭性の評価は本発明が目標とする０℃において接合構造体に一般に求められる４７Ｊを評価基準として行った。
その結果、以下の（１）式で規定するＰＳ値と継手靭性との関係から、ＰＳ値が１０．０以上であれば、本発明で規定する上記化学成分を有する鋼材を液相拡散接合する場合に、接合部の最終等温凝固位置におけるフェライト相、または等温凝固組織中の粒界フェライトを充分に抑制し、継手靭性を安定して確保できることを見出した。
なお、下記（１）式における各化学成分の係数は上記本発明の基本成分を有する０．３％以上の炭素を含有する高強度鋼の液相拡散接合継手の継手靭性との関係から重回帰分析で最適化することにより実験的に求めたものである。

ＰＳ＝１２×（％Ｃ）＋２．５×（％Ｍｏ）＋２．０×（％Ｃｒ）＋３．０×（％Ｍｎ）＋（％Ｎｉ）…（１）式
なお、上記（％Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉの質量％を示す。

図１は被接合材の上記（１）式で定義されるＰＳ値と上記実験における０℃のシャルピー吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。なお、使用した被溶接材の成分組成は上述した本発明で規定する基本成分の含有範囲を満足する。図１から上記（１）式で定義されるＰＳ値が１０以上の場合に、継手靭性が本発明が目標とする０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上の継手靭性を確保することができる。また、走査型電子顕微鏡による接合継手接合部の断面観察の結果、シャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上と高い接合継手接合部の等温凝固組織には最終等温凝固位置でのフェライト相の生成、または粒界フェライト相の生成は認められず、等温凝固組織は目標とする均一な低温変態組織（マルテンサイトまたはベイナイト）であることを確認した。なお、シャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上であった継手試験片は、全て引張強さが６００ＭＰａを超えていたことを、同じく室温における引張り試験で確認している。
以上の検討結果を踏まえ、本発明では、上記基本化学成分を有する被接合材を用いた液相拡散接合継手の良好な靭性（例えば、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上）を確保するために、上記基本化学成分の含有量の規定に加え、上記（１）式で定義されるＰＳ値が１０以上となるように被溶接材料中の成分を規定する。

また、本発明では、本発明が目的とする高強度液相拡散接合継手の靭性などの機械的特性を安定して十分に向上するために、上述した本発明鋼材の基本成分およびＰＳ値の規定に加え、さらに、上述したＣａの硫化物形態制御により液相拡散接合部における最終等温凝固位置におけるＭｎＳの生成を抑制し、継手靭性などの機械的特性を十分に高めるために下記（２）式で定義されるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳを１０以上とする。
なお、ＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが１０を超える場合には、上述した本発明鋼材の基本成分およびＰＳ値の規定により液相拡散接合部の等温強固組織中の粒界フェライトまたは最終等温凝固位置でのフェライトを抑制できても、最終凝固位置に平均円相当径が５μｍ以上のＭｎＳが生成する結果、本発明の目的とする安定した充分な継手靭性の向上は困難となる。
ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
なお、上記（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣａ、Ｓの質量％を示す。
また、上記液相拡散接合部における最終等温凝固位置におけるＭｎＳの生成を抑制し、継手靭性などの機械的特性をさらに安定して十分に高めるためには、上記Ｃａと同様に硫化物形態制御元素として機能する以下の成分を適量含有させ、かつ下記（３）式で定義されるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳを１０以上とすることが好ましい。
Ｚｒ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは、何れも鋼材中に含有させることで、硫化物形態制御元素として作用する元素である。本発明では、これらの元素を１種または２種以上鋼材中に含有させることにより、液相拡散接合時初期の接合箔と被接合材との溶融、凝固プロセスにおいて、鋼材中のＳと硫化物を形成し、接合部の等温凝固過程において最終等温凝固位置でのＳの濃化を抑制し、ＭｎＳの生成を防止することにより、継手靭性など機械的特性を安定して向上させることができる。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｚｒ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａの含有量の下限はいずれも０．００１％とし、Ｍｇ、Ｂａの含有量の下限はいずれも０．０００５とするのが好ましい。一方、これらの元素は何れも、酸素との親和力が強く、Ｚｒ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは０．０５％を超えて過度に含有した場合、Ｍｇ、Ｂａは０．００５％を超えて過度に含有した場合には、その一部が酸化物として鋼材中に晶出し、その他はスラグ中に取り込まれて排出される。酸化物として鋼中に含有すると、その酸化物が分解する温度は極めて高き、液相拡散接合時初期の溶融、凝固プロセスにおいても液相中で分解固溶されないため、本発明の目的とする硫化物形態制御の効果が認められない。さらには、鋼中に粗大酸化物として存在することで継手の靭性などの機械的特性を劣化する原因となる。したがって、Ｚｒ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａの含有量の上限は０．０５％とし、Ｍｇ、Ｂａの含有量の上限は０．００５％とするのが好ましい。
なお、以下の（２）および（３）式で定義されるＥＳ値は、液相拡散接合部の最終等温凝固位置における活性Ｓ量の指標を示す。このＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳを５０以下とすることにより、Ｃ含有量が０．３％以上およびＳ含有量が０．００５超〜０．０１％で、かつ引張り強さが６００ＭＰａ以上の高強度鋼材を液相拡散接合する際に、接合箔と被接合材との溶融、凝固プロセスにおいて、鋼材中のＳと硫化物を形成し、接合部の等温凝固過程において最終等温凝固位置でのＳ濃化を抑制し、ＭｎＳの生成を防止することができ、その結果、目的とする継手靭性など機械的特性を安定して向上させることができる。

ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ） ・・・（３）
なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。

図２は被接合材の上記（２）または（３）式で定義されるＭＥＳ値（＝ＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳ）と液相拡散接合継手の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。
なお、使用した被溶接材は、上述した本発明で規定する基本成分の含有範囲およびＰＳ値の規定範囲を満足した鋼材、この鋼材にさらに上記のＺｒ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種以上を上記含有範囲で含有した鋼材を用いた。
図２から、上記（２）または（３）式で定義されるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以上の場合に、本発明が目標とする０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上の継手靭性を達成することができる。
したがって、本発明では、上記高強度被接合材を用いた液相拡散接合継手の良好な靭性（例えば、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上）を確保するために、上記基本化学成分の含有量およびＰＳ値の規定に加え、上記（２）または（３）式で定義されるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以上となるように被溶接材料中の成分を規定する。
また、本発明者らは、良好な靭性（例えば、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上）を有する高強度液相拡散接合継手の接合部断面について、特性Ｘ線分析装置を備えた走査型電子顕微鏡を用いて観察した結果、平均円相当径が５μm以上のＭｎＳの存在は認められなかった。したがって、良好な靭性（例えば、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上）を有する高強度液相拡散接合継手を達成するためには、上記基本化学成分の含有量およびＰＳ値の規定に加え、上記（２）または（３）式で定義されるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以上とすることにより、接合部断面で観察される平均円相当径が５μm以上のＭｎＳをなくす必要がある。
なお、液相拡散接合継手接合部の等温凝固組織中のＭｎＳは、特性Ｘ線分析装置を備えた走査型電子顕微鏡を用いて接合部断面を観察することで容易に検出できる。
本発明では、継手接合部の断面を電子顕微鏡観察にて画像解析手法によってＭｎＳの占有面積を２０個以上測定し、その測定値の平均値を基に析出物の断面形状が形態に拘わらず全て真円であると仮定して円相当径の平均値を求め、平均円相当径と定義した。

以上説明したように、上述した基本成分の含有量、上記（１）式で定義されるＰＳ値の規定、および、上記（２）または（３）式で定義されるＥＳ値に対するＭｎ含有量比の規定を満足する高強度鋼材を液相拡散することにより、継手接合部の等温凝固組織中の粒界または最終等温凝固位置にフェライト相を含有せず、かつ平均円相当径が５μm以上のＭｎＳを含有しない、目的とする均一な低温変態組織（マルテンサイトまたはベイナイト）の等温凝固組織を有する靭性などの機械的特性の優れた高強度液相拡散接合継手を製造することができる。本発明では、液相拡散接合における条件は特に限定する必要はなく、通常条件で目的とする高強度液相拡散接合継手を達成することが可能である。
ただし、本発明では、上述した基本成分中のＣａ、さらには、選択的に、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａを鋼材中に含有させ、液相拡散接合時初期の接合箔と被接合材との溶融、凝固プロセスにおいて、鋼材中のＳと硫化物を形成し、等温凝固過程における最終等温凝固位置でのＳ濃化の抑制、ＭｎＳ生成防止を行う、つまり、硫化物形態制御を行うため、液相拡散接合時における雰囲気中の酸素濃度による硫化物形態制御への影響は無視できない。
液相拡散接合時に雰囲気中の酸素濃度が高い場合は、液相拡散接合時初期の接合箔と被接合材との溶融、凝固プロセスにおいて、溶融金属に固溶して、脱硫反応による硫化物形態制御を抑制し、最終等温凝固位置でのＳ濃化、ＭｎＳの生成を促進させてしまう。さらには、鋼中のＣと結合してＣＯまたはＣＯ_２等の気体となり、溶融金属中のＣ含有量を低減させて接合部の焼き入れ性を低くするため、接合部の等温凝固過程において最終等温凝固位置でのフェライト相または粒界フェライト相の生成を促進してしまう。これらの結果、液相拡散接合継手の靭性など機械的特性の劣化を招くこととなる。
液相拡散接合時に真空または不活性ガスにより酸素濃度が十分に低減された雰囲気とする場合には、上記問題は生じないが、大気中または酸素濃度が高い雰囲気下で液相拡散を行う場合は、鋼材中のＣａなど硫化物形態制御元素の機能を発揮させ、目的とする継手靭性など機械的特性を確保するためにさらに以下の条件を規定することが好ましい。
つまり、本発明では、接合時の雰囲気中酸素濃度が０．１％以上の条件、例えば低純度の窒素ガス雰囲気や、ロータリーポンプで圧力を下げた簡易気密構造での接合条件を前提とし、本発明が目的とする良好な継手靭性（例えば、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上）を達成するために、液相拡散接合用合金箔として、Ｖを０．１％以上含有するＦｅ基の非晶質合金箔を用いることがこのましい。
液相拡散接合用合金箔中のＶは、液相拡散接合時初期の合金箔と被接合材との溶融、凝固プロセスにおいて溶融金属に雰囲気ガスから侵入する酸素、あるいは、合金箔が溶融する前に鋼材開先表面の酸化物層から供給される酸素、と結合して酸化物を形成し、さらには、鋼材中のその他の脱酸元素と複合酸化物を形成し、接合開先部における溶融金属の融点を下げ、液体状の溶融酸化物として、接合加圧時に溶融金属と一緒に開先部から排出させる作用がある。これらのＶによる作用、効果を高め、Ｃａなど硫化物形態制御元素の機能を発揮させ、目的とする継手靭性など機械的特性を確保するためには、液相拡散接合用合金箔中のＶ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。
液相拡散接合用合金箔として、Ｖを０．１％以上含有するＦｅ基の非晶質合金箔を用いることにより、接合時の雰囲気中の酸素濃度を極端に低下させなくとも、例えば低純度の窒素ガス雰囲気や、ロータリーポンプで圧力を下げた簡易気密構造を液相拡散接合差装置に付与することで、本発明の目的とする継手靭性の向上を実現することが可能となる。
特に、接合構造体が大きいような場合、あるいは構造が複雑で接合部の雰囲気を制御できない場合には、上記本発明の形態により、継手特性の向上効果は顕著である。

図３は、Ｎｉ−２．０％Ｓｉ−３．０％Ｂ−０．４％Ｖの非晶質合金箔を用いて液相拡散接合した場合の雰囲気中酸素濃度（市販の雰囲気中酸素濃度測定器にて計測）と０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示すグラフである。
なお、接合条件は、被接合材料を１２００℃で１０分間、等温凝固させ、接合応力を終始５ＭＰａに保持した。
図３から、雰囲気中の酸素濃度が１０％を超える条件は、継手靭性が４７Ｊ未満に低下するものの、雰囲気中の酸素濃度が１０％以下の条件では、継手靭性が本発明が目標とする０℃でのシャルピーが４７Ｊ以上を満足する継手を達成できることが判る。
したがって、本発明の上述した基本成分の含有量、ＰＳ値の規定、ＥＳ値に対するＭｎ含有量比の規定を満足する高強度鋼材を液相拡散する場合の実施形態として、鋼材開先間に介在する液相拡散接合用合金箔として、Ｖを０．１％以上含有するＦｅ基の非晶質合金箔を用い、雰囲気中の酸素含有量を０．００００１〜１０％として等温加熱することが好ましい。
この実施形態により、低純度窒素ガスの充填した気密装置により実現できる最低酸素濃度雰囲気、すなわち雰囲気中酸素濃度が１０％以下の条件で、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊを超える、接合部靭性に優れた高強度液相拡散接合継手を達成することができる。
なお、本発明は、この実施形態に限定されるものではなく、これよりも低い酸素分圧雰囲気で液相拡散接合する場合には、より優れた継手靭性が得られる。

本願発明鋼の製造工程には高炉−転炉による銑鋼一環プロセスを適用するだけでなく、冷鉄源を使用した電炉製法、触媒式転炉製法も適用でき、さらに連続鋳造工程だけでなく通常の鋳造、鍛造、分塊工程を経て製造することも可能であり、請求項に記載の化学成分範囲と式の制限を満足することで、本発明鋼材を種々の製造方法で供給することが可能である。また、製造した鋼材の形状には制限が無く、例えば鋼板、鋼管、棒鋼、線材、形鋼など種々の形状に適用することが可能である。

本発明鋼は液相拡散接合に使用する場合の最適成分であり、通常の溶接などを適用して構造体を製造することは考慮されておらず、溶接継手には必要とする特性が得られない場合がある。ただし、このことは本発明鋼に溶接の適用を不可とするものではなく、他の溶接方法と併用して本発明鋼を液相拡散接合する場合には有用であり、かつ本発明鋼の効果を拡大適用できる。

実験室規模真空溶解、あるいは実機鋼板／鋼管／棒鋼製造設備において、スラブの連続鋳造、ビレット連続鋳造機、もしくは鋳型への鋳造工程を経て、１００ｋｇ〜３００ｔｏｎの試験片を製造した。製造プロセスには通常の銑鋼一環プロセスと脱ガス二次精錬設備を併用して不純物の低減に努めた。また、製造した鋼板、鋼塊には必要に応じて均一化焼鈍、低温制御圧延、試験片の焼き入れ、焼き戻し、焼準しを単独あるいは種々組み合わせて、または複数回実施した。

鋼板、鋼管、棒鋼等の試験片からは、液相拡散接合用に１５ｍｍ角、５０ｍｍ長さの角棒試験片を採取し、端面を粗さＲｍａｘ＜１００μｍに仕上げ、２本の角棒を突き合わせて間に接合用非晶質合金箔を介在させて、応力５〜１０ＭＰａを負荷し、高周波誘導過熱コイルを用いて接合部を１０００〜１３００℃に２分間で昇温し、接合温度である１０００〜１３００℃において５分間〜３０分間保持し、その後０．１〜５０℃／秒で冷却した。５℃／秒以上で冷却したもの、および化学成分によっては焼き入れ性が高い場合に引張り強さが９００ＭＰａ以上と高いものについては熱処理を実施して軟化する工程を加えた。

また、一部の試験片には焼き入れ−焼き戻しの調質熱処理を実施して試験片とした。なお、液相拡散接合に使用した箔は表１に示すとおり、市販のＮｉ−Ｂ系、Ｎｉ−Ｐ系、Ｆｅ−Ｂ系、Ｆｅ−Ｐ系に何れもＶを０．２５％添加した箔を単ロール法で実験的に製造し、使用した。Ｐ系の箔を用いる接合では、Ｐの拡散速度が比較的小さいため、接合温度における保持時間は１５分以上と長くした。

接合および熱処理を終了した試験片からは、接合線を中心として６ｍｍφの平行部を有する引張り試験片、および１０ｍｍ角のＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、接合線に２ｍｍの切り欠きを加工して靭性を０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーで評価した。既に記述したとおり、構造体として評価すべく４７Ｊをしきい値として設定した。表２には本発明鋼の化学成分とＰＳ値、および液相拡散接合部のＭｎＳ形態制御能評価指標ＭＥＳ値、評価試験で測定した接合部の引張り強さと０℃のシャルピー吸収エネルギー、同じく接合部の断面組織を電子顕微鏡で観察し、特性Ｘ線の解析によって得たＭｎＳの有無を示した。さらに液相拡散接合の接合温度と保持時間、使用した箔の種類を表１の記号Ｉ、ＩＩ、ＩＩＩ、ＩＶで区別して示した。

本発明鋼はいずれも６００ＭＰａ以上の強度を有し、Ｓ含有量上限を１００ｐｐｍまで緩和しても、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは４７Ｊ以上である。これらは継手部におけるＭｎＳまたは粒界フェライトないしは凝固組織中のフェライト相が本発明が限定する化学成分と、接合方法によって抑制されていることに起因している。

表３には本発明鋼に対する比較鋼の評価結果を化学成分および接合条件とともに示した。

比較鋼の内、Ｎｏ．５１はＣ量が上限を超えたために組織均一性が失われセメンタイトが多量に析出して、鋼材として低靭性材料となった例、Ｎｏ．５２はＳｉ量が過多となり、強度は適正だが、ＳｉＯ２−ＭｎＯ複合酸化物が多数粗大に生成して靭性が劣化した例、Ｎｏ．５３はＭｎ量が過多となり、ＭｎＳが等温凝固最終位置で接合界面に沿って連続して分布し、靭性が低下した例であり、同時にＭＥＳ値は５０を超えている。Ｎｏ．５４はＳが本発明の制限を超えて多いため、ＭｎＳが等温凝固最終位置で接合界面に沿って連続して分布し、靭性が低下した例であり、同時にＭＥＳ値は５０を超えている。Ｎｏ．５５は本発明の提案する化学成分範囲に含まれている鋼である様に見られるものの、ＰＳ値が低く、継手において粒界フェライトが生成し、粒界が脆化して強度、靭性ともに低下した例、Ｎｏ．５６は被接合材料中に多量のＢが含有されていたため、ＢＮが多数継手のみならず母材の至る所に析出し、靭性が劣化した例、Ｎｏ．５７は窒素含有量が高く過ぎたために同様にＢＮが大量に析出し、靭性が劣化した例、Ｎｏ．５８、Ｎｏ．５９、Ｎｏ．６０はいずれも硫化物形態制御元素が、含有するＭｎとＳの量に対して少なく、ＭＥＳ値が５０を超過したためにＭｎＳの析出を抑制出来ず、継手の靱性が劣化した例、Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６２はいずれも接合雰囲気中の酸素濃度が１０を超え、ＭＥＳ値は５０以下になったにもかかわらず、接合界面の端部、すなわち外気から酸素が容易に浸透出来る接合部において硫化物形態制御元素によるＳの固定が不十分となり、ＭｎＳの接合部中生成を防止出来ず、継手の靱性が劣化した例、Ｎｏ．６３はＰＳ値が不十分で、液相拡散接合継手の等温凝固組織がフェライトとなり、継手の靱性が確保出来なかった例である。

液相拡散接合継手における母材のＰＳ値と接合部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示す図である。 液相拡散接合継手におけるＭＥＳの値と接合部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示す図である。 液相拡散接合時の雰囲気中の酸素濃度と接合部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示した図である。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．００５超〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０〜４％、Ｃｒ：０〜２％、Ｍｏ：０〜０．７％、および、Ｂ：０〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で定められるＰＳ値が１０以上であり、かつ下記（２）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる母材部と、等温凝固組織中の粒界または最終等温凝固位置にフェライト相を含有せず、かつ平均円相当径が５μm以上のＭｎＳを含有しない接合部とからなることを特徴とする接合部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手。
   ＰＳ＝１２×（%Ｃ）＋２．５×（%Ｍｏ）＋２×（%Ｃｒ）＋３×（%Ｍｎ）＋（%Ｎｉ） ・・・（１）
   ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
   なお、上記（%Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）、（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓの質量％を示す。
2. 前記母材部が、さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１〜０．０５％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、かつ下記（３）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であることを特徴とする請求項１に記載の接合部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手。
   ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ） ・・・（３）
   なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。
3. 前記母材部及び接合部の引張強さが６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または２の何れかに記載の接合部の靭性に優れた高強度液相拡散接合継手。
4. 質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．００５超〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０〜４％、Ｃｒ：０〜２％、Ｍｏ：０〜０．７％、および、Ｂ：０〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で定められるＰＳ値が１０以上であり、かつ下記（２）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする液相拡散接合用高強度鋼材。
   ＰＳ＝１２×（%Ｃ）＋２．５×（%Ｍｏ）＋２×（%Ｃｒ）＋３×（%Ｍｎ）＋（%Ｎｉ） ・・・（１）
   ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
   なお、上記（%Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）、（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓの質量％を示す。
5. さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１〜０．０５％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、かつ下記（３）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であることを特徴とする請求項４に記載の液相拡散接合用高強度鋼材。
   ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ） ・・・（３）
   なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。
6. 引張強さが６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項４または５の何れかに記載の液相拡散接合用高強度鋼材。
7. 質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．００５超〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０〜４％、Ｃｒ：０〜２％、Ｍｏ：０〜０．７％、および、Ｂ：０〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で定められるＰＳ値が１０以上であり、かつ下記（２）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる高強度鋼材を液相拡散接合する際に、Ｖを０．１％以上含有するＦｅ基の非晶質合金箔を前記鋼材開先間に介在し、雰囲気中の酸素含有量を０．００００１〜１０％として等温加熱することを特徴とする接合部の靭性に優れた高強度鋼材の液相拡散接合方法。
   ＰＳ＝１２×（%Ｃ）＋２．５×（%Ｍｏ）＋２×（%Ｃｒ）＋３×（%Ｍｎ）＋（%Ｎｉ） ・・・（１）
   ＥＳ＝０．０２×（%Ｃａ）／（%Ｓ） ・・・（２）
   なお、上記（%Ｃ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｎ）、（%Ｎｉ）、（%Ｃａ）、（％Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓの質量％を示す。
8. 前記母材部が、さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１〜０．０５％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、かつ下記（３）式で定められるＥＳ値に対するＭｎ含有量の比（％Ｍｎ）／ＥＳが５０以下であることを特徴とする請求項７に記載の接合部の靭性に優れた高強度鋼材の液相拡散接合方法。
   ＥＳ＝０．０２×｛０．２×（%Ｚｒ）＋（%Ｃａ）＋０．５×（%Ｍｇ）＋０．３×（%Ｂａ）＋０．３×（%Ｙ）＋０．６×（%Ｃｅ）＋０．２×（%Ｌａ）｝／（%Ｓ） ・・・（３）
   なお、上記（%Ｚｒ）、（%Ｃａ）、（%Ｍｇ）、（%Ｂａ）、（%Ｙ）、（%Ｃｅ）、（%Ｌａ）、（%Ｓ）はそれぞれ鋼材中に含有するＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｓの質量％を示す。
9. 前記鋼材の引張強さが６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７または８の何れかに記載の接合部の靭性に優れた高強度鋼材の液相拡散接合方法。

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