WO2013150801A1 - 鋼板の摩擦攪拌接合方法 - Google Patents

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WO2013150801A1
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steel sheet
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stir welding
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松下　宗生
池田　倫正
木谷　靖
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a friction stir welding method in which a steel sheet is softened and a plastic flow is generated for joining.
  • Friction stir welding is a technology that joins metal materials by generating frictional heat and softening the metal material, and stirs the softened part to cause plastic flow.
  • Low melting point of aluminum alloy, magnesium alloy, etc. As a joining technique suitable for joining metal materials (for example, various parts such as airplanes, ships, railway vehicles, automobiles, etc.), it is widely spread.
  • the joint is excessively heated and various defects are likely to occur. Therefore, by using the friction stir welding method, productivity is improved and good It is possible to form a joint having excellent joint characteristics. For this reason, various techniques of friction stir welding have been studied.
  • Patent Document 1 discloses that by rotating both or one of a pair of metal materials and causing the metal material to generate frictional heat and softening, the softened portion is stirred to cause plastic flow, Techniques for joining metal materials are disclosed. However, since this technique rotates the metal material, there is a limit to the shape and size of the metal material to be joined.
  • Patent Document 2 a rotating tool made of a material harder than a metal material is inserted into the joint portion of the metal material and moved while being rotated, thereby generating frictional heat in the metal material and softening it.
  • a technique for joining a metal material by stirring a softened portion to cause plastic flow is disclosed.
  • the metal material is moved while rotating the rotating tool without rotating the metal material. Therefore, a metal material having a substantially infinite length can be continuously joined in the longitudinal direction.
  • it is a joining technique using frictional heat and plastic flow generated by the friction between the rotating tool and the metal material, and it is possible to join without melting the joint, and the occurrence of defects can be suppressed.
  • the temperature of the joint is relatively low, deformation can be suppressed.
  • a high-melting-point metal material for example, a steel plate
  • Patent Documents 3 and 4 disclose that polycrystalline boron nitride is used to apply friction stir welding to various steel plates used in large quantities as materials for structures such as buildings, ships, heavy machinery, pipelines, and automobiles.
  • a rotary tool made of a wear resistant material such as (PCBN) or silicon nitride (SiN 4 ) is disclosed.
  • PCBN wear resistant material
  • SiN 4 silicon nitride
  • Patent Document 5 discloses a steel material in which Si, Al, and Ti are added as ferrite stabilizing elements in addition to basic elements such as C, Mn, P, and S to reduce deformation resistance during friction stir welding. It is disclosed.
  • the frictional heat and plastic flow generated by friction are not uniform and change locally, so it has a great influence on the mechanical properties of the joint, especially when the toughness is uneven. It is known (see Non-Patent Document 1). That is, the technique disclosed in Patent Document 5 has a problem that a joint having uniform toughness cannot be obtained.
  • the present invention provides a friction stir welding method that can prevent a local change in frictional heat and plastic flow generated by friction when friction stir welding steel sheets and obtain a joint having uniform and good toughness.
  • the purpose is to provide.
  • the inventors have studied a technique for forming a joint in which toughness is uniformly distributed by friction stir welding of steel sheets. At that time, attention was paid to the pinning effect of suppressing the coarsening of austenite grains generated during friction stir welding by dispersing fine precipitates such as TiN that are stable at high temperatures in the steel sheet. This is because the fine austenite grains are formed by the pinning effect, and the ferrite grains generated by the subsequent structural transformation in the cooling process are also refined, so that the toughness of the joint can be improved and uniformized. Because it is considered.
  • the inventors have studied in detail the construction conditions of the friction stir welding and the steel plate components suitable for it in order to exert the pinning effect in the friction stir welding of the steel plates. And about the construction conditions in the case of performing friction stir welding using a rotary tool, the following knowledge (a) was obtained.
  • the amount of heat input can be calculated based on the rotational speed, rotational torque, moving speed, and plate thickness of the steel plate. That is, the amount of heat per unit time is obtained by integrating the rotational speed and rotational torque of the rotary tool, and by dividing by the moving speed of the rotary tool, the amount of heat per unit length of the joint (hereinafter referred to as joining heat input). ) Can be calculated.
  • the heat input per unit length of the plate thickness (hereinafter referred to as HIPT) can be obtained.
  • HIPT heat input per unit length of the plate thickness
  • HIPT (kJ / mm 2 ) can be calculated by equation (1) as described in the previous section.
  • RT is the rotational torque (Nm) of the rotary tool
  • RS is the rotational speed of the rotary tool (times / minute)
  • TS is the moving speed of the rotary tool in the welding direction (mm / minute)
  • t is the steel plate Thickness (mm).
  • HIPT (6.28 ⁇ RT ⁇ RS) / TS / t / 1000 (1)
  • the present invention has been made based on these findings. That is, the present invention has a shoulder part and a rotating tool having a pin part arranged on the shoulder part and sharing the rotation axis with the shoulder part, and at least the shoulder part and the pin part are made of a material harder than the steel sheet.
  • the rotational speed RS of the rotary tool is 100 to 1000 times / minute
  • the rotational torque RT is 50 to 500 Nm
  • the moving speed TS is 10 to 1000 mm / minute
  • the plate thickness is t (mm)
  • the joint heat input HIPT (kJ / mm 2 ) per unit length of the plate thickness calculated by the formula is controlled in the range of 0.3 to 1.5
  • the steel sheet contains 0.01 to 0.2% by mass of C, 0.5 to 2.0% by mass of Mn, 0.6% by mass or less of Si, 0.030% by mass or less of P, 0.015% by mass or less of S and 0.0060% by mass or less of O, and Ti content [% Ti] and N content [% N] satisfy the following formulas (2) to (4) in relation to HIPT,
  • the steel sheet preferably contains at least one selected from Al: 0.005 to 0.10% by mass and V: 0.003 to 0.10% by mass in addition to the above-described composition.
  • Cu 0.05 to 1.0 mass%
  • Ni 0.05 to 1.0 mass%
  • Cr 0.05 to 0.50 mass%
  • Mo 0.02 to 0.50 mass%
  • Nb 0.003 to 0.050 mass% It is preferable to contain the above.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing an example of the arrangement of the rotary tool and the steel plate in the present invention.
  • the rotary tool 1 that rotates in the direction of the arrow A around the rotation shaft 4 has a shoulder portion 2 and a pin portion 3, and the rotation shaft 4 of the shoulder portion 2 and the pin portion 3 is the same.
  • At least the shoulder portion 2 and the pin portion 3 of the rotary tool 1 are made of a material harder than the steel plate 5.
  • a hard material polycrystalline boron nitride (PCBN), silicon nitride (SiN 4 ) and the like are advantageously adapted.
  • the rotating tool 1 is inserted into a part of the steel plate 5 to be joined (hereinafter also referred to as a joining portion) and rotated while being moved in the direction of the arrow B. While softening the joint 6, the softened portion is agitated with the rotary tool 1 to cause plastic flow, and the steel plate 5 is joined.
  • the rotational speed of the rotary tool 100 to 1000 times / minute
  • the rotational speed (RS) of the rotary tool 1 is determined by generating a frictional heat between the rotary tool 1 and the joint 6 of the steel plate 5 and softening the joint 6. In order to cause plastic flow by stirring, it is necessary to set it in an appropriate range. If the rotational speed is less than 100 times / minute, sufficient heat generation and plastic flow cannot be obtained, resulting in poor bonding. On the other hand, if it exceeds 1000 times / minute, excessive heat generation and plastic flow occur, and burrs and defects occur in the joint 6, so that the well-shaped joint 6 cannot be formed. In addition, the rotary tool 1 is excessively heated and the rotary tool 1 is easily damaged. Therefore, the rotational speed of the rotary tool 1 is set to 100 to 1000 times / minute.
  • Rotating tool torque 50-500Nm
  • the rotational torque (RT) of the rotary tool 1 generates plastic flow by stirring the joint 6 softened by generating frictional heat between the rotary tool 1 and the joint 6 of the steel plate 5. It is necessary to set to an appropriate range. If the rotational torque is less than 50 Nm, sufficient heat generation and plastic flow cannot be obtained, resulting in poor bonding. Further, since an excessive load is applied to the rotating tool 1 in the joining direction, the rotating tool 1 is easily damaged. On the other hand, if it exceeds 500 Nm, excessive heat generation and plastic flow occur, and burrs and defects occur in the joint 6, so that the joint 6 having a good shape cannot be formed. In addition, the rotary tool 1 is excessively heated and the rotary tool 1 is easily damaged. Therefore, the rotational torque of the rotary tool 1 is 50 to 500 Nm.
  • the moving speed of the rotating tool 10 to 1000 mm / min
  • the moving speed (TS) of the rotating tool 1 is preferably as fast as possible from the viewpoint of improving the workability of friction stir welding, but is appropriate for obtaining a sound joint 6. It is necessary to set the range. If the moving speed is less than 10 mm / min, excessive heat generation occurs and the structure becomes coarse, so that the toughness of the joint 6 decreases and the variation also increases. On the other hand, if it exceeds 1000 mm / min, sufficient heat generation and plastic flow cannot be obtained, resulting in poor bonding. Moreover, since an excessive load is applied to the rotary tool 1, the rotary tool 1 is easily damaged. Therefore, the moving speed of the rotary tool 1 is 10 to 1000 mm / min.
  • HIPT Heat input per unit length of plate thickness
  • HIPT is a value calculated by the following equation (1). If it is less than 0.3 kJ / mm 2 , sufficient heat generation and plastic flow cannot be obtained, resulting in poor bonding. Moreover, since an excessive load is applied to the rotary tool 1, the rotary tool 1 is easily damaged. On the other hand, if it exceeds 1.5 kJ / mm 2 , excessive heat generation occurs and the structure becomes coarse, so that the toughness of the joint 6 decreases and the variation also increases. Accordingly, the HIPT is 0.3 to 1.5 kJ / mm 2 .
  • t in the formula (1) indicates the thickness (mm) of the steel plate 5.
  • HIPT (6.28 ⁇ RT ⁇ RS) / TS / t / 1000 (1)
  • FIG. By providing the spiral, the softened portion of the steel plate 5 can be reliably stirred, and plastic flow can be stably generated.
  • C 0.01 to 0.2% by mass
  • C is an element that increases the strength of the steel sheet and needs to be contained in an amount of 0.01% by mass or more in order to ensure the required strength. On the other hand, if it exceeds 0.2% by mass, the toughness and workability of the steel sheet are lowered. Therefore, C is 0.01 to 0.2% by mass.
  • the amount is preferably 0.04 to 0.16% by mass.
  • Mn 0.5-2.0% by mass
  • Mn is an element that increases the strength of the steel sheet and needs to be contained in an amount of 0.5% by mass or more in order to ensure the required strength.
  • Mn is 0.5 to 2.0% by mass.
  • the content is 1.0 to 1.7% by mass.
  • Si 0.6% by mass or less
  • Si is an element that increases the strength of the steel sheet, but if it exceeds 0.6% by mass, the toughness of the joint is significantly reduced. Therefore, Si is 0.6 mass% or less. On the other hand, if the content is less than 0.05% by mass, the strength of the steel sheet cannot be obtained sufficiently. Therefore, Si is preferably 0.05 to 0.6% by mass.
  • P 0.030% by mass or less
  • P is an element that lowers the toughness of the steel sheet, and is preferably reduced as much as possible, but it is acceptable up to 0.030% by mass. Therefore, P is 0.030 mass% or less.
  • P is preferably 0.001 to 0.030% by mass.
  • S 0.015% by mass or less
  • S is an element that exists mainly as MnS in a steel sheet and has an effect of refining the structure by rolling in the manufacturing process of the steel sheet. However, if it exceeds 0.015% by mass, the toughness of the steel sheet decreases. Therefore, S is 0.015 mass% or less. On the other hand, in order to reduce to less than 0.004 mass%, the load of the refining process which melts the raw material of a steel plate increases. Therefore, S is preferably 0.004 to 0.015% by mass.
  • O 0.0060 mass% or less
  • Ti ⁇ 0.0045+ (1/200) ⁇ HIPT ⁇ to ⁇ 0.28 ⁇ (2/15) ⁇ HIPT ⁇ mass%
  • TiN suppresses grain growth of austenite grains due to heating in the manufacturing process of the steel sheet and is dispersed in the austenite grains.
  • V When V is added as a selective element, it serves as a nucleation of VN and has an action of promoting the precipitation of VN.
  • the frictional heat and plastic flow generated by friction are not uniform and change locally, so the upper and lower limits of the Ti content (% by mass) effective for improving the toughness of the joint are set to HIPT. It is specified as a parameter. That is, the Ti content [% Ti] is set in a range satisfying the following expression (2). 0.0045+ (1/200) ⁇ HIPT ⁇ [% Ti] ⁇ 0.28 ⁇ (2/15) ⁇ HIPT (2)
  • N ⁇ 0.00275+ (1/1200) ⁇ HIPT ⁇ to ⁇ 0.0225 ⁇ (1/120) ⁇ HIPT ⁇ mass% N combines with Ti and V in the steel sheet to form TiN and VN, and is an element effective for refinement of crystal grains. These nitrides suppress the grain growth of austenite grains due to heating in the manufacturing process of the steel sheet, and also serve as ferrite nuclei and promote the formation of ferrite.
  • TiN is as described above. VN precipitates in the ferrite grains after the ferrite transformation in the manufacturing process of the steel sheet, and increases the strength of the steel sheet. Therefore, the strength of the steel sheet can be increased without performing strong water cooling by cooling after rolling.
  • the N content [% N] is in a range that satisfies the following expression (3). 0.00275 + (1/1200) x HIPT ⁇ [% N] ⁇ 0.0225-(1/120) x HIPT (3)
  • Al 0.005-0.10 mass% Al needs to be added in an amount of 0.005% by mass or more for deoxidation in the refining process of melting the steel plate material. However, even if it exceeds 0.10 mass%, the deoxidation effect is saturated. Therefore, Al is preferably in the range of 0.005 to 0.10% by mass.
  • V 0.003 to 0.10 mass%
  • V precipitates as VN in the austenite grains during cooling after rolling in the manufacturing process of the steel sheet, and ferrite precipitates with the VN as a production nucleus, contributing to the refinement of crystal grains and improving the toughness of the steel sheet.
  • VN precipitates in the ferrite grains even after the ferrite transformation and increases the strength of the steel sheet, so that the strength of the steel sheet 5 can be increased without performing strong water cooling by cooling after rolling.
  • V is less than 0.003 mass%, these effects cannot be obtained.
  • V is preferably in the range of 0.003 to 0.10% by mass. More preferably, it is 0.05 to 0.10% by mass.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, and Nb are all elements that improve the hardenability of the steel sheet, and also have the effect of refining TiN and VN by lowering the Ar 3 transformation point. Further, the Ar 3 transformation point is lowered, the ferrite grains become finer, and the strength of the steel sheet is further increased by a synergistic effect with the effect of precipitation strengthening of VN.
  • Nb exceeds 0.050 mass%, the toughness decreases. Therefore, it is preferable that Cu is 0.05 to 1.0% by mass, Ni is 0.05 to 1.0% by mass, Cr is 0.05 to 0.50% by mass, Mo is 0.02 to 0.50% by mass, and Nb is 0.003 to 0.050% by mass.
  • components other than the above-described elements of the steel plate are Fe and inevitable impurities.
  • Friction stir welding was performed in the manner shown in FIG. 1 using steel plates having the components shown in Table 1 (plate thickness: 6 mm, 12 mm).
  • the joint butt surface of the steel plate was a groove with no angle (so-called I-shaped groove) in a surface state comparable to that of milling, and friction stir welding was performed in one pass on one side.
  • the rotating tool was made of polycrystalline boron nitride (PCBN), and the joint was shielded with argon gas during construction to prevent the joint from being oxidized.
  • PCBN polycrystalline boron nitride
  • a shoulder tool is inclined in a convex shape and has a spiral 7, and a rotating tool (see FIG. 2) having a spiral 7 in a pin portion is used to move forward.
  • the angle ⁇ was 0 ° (that is, the rotation axis 4 was vertical).
  • a shoulder tool is inclined in a concave shape and does not have a spiral
  • a pin tool has a spiral tool 7 (see FIG. 3), and a forward angle ⁇ Was set to 3.5 °.
  • the advancing angle ⁇ is an angle formed by a line perpendicular to the steel plate 5 and the rotating shaft 4.
  • the absorbed energy of the test pieces having different notch positions was 100 J or more.
  • Comparative Examples 1 to 8 have absorption energy of 100 J or more depending on the notch position, but most of the absorption energy was less than 100 J.
  • Invention Example 2 and Comparative Example 6 in which the absorbed energy of the test piece having a notch position of 1 mm is substantially the same are compared, in Invention Example 2, the maximum value of the absorbed energy of the test pieces (four pieces) having different notch positions is obtained. Whereas the difference between the minimum values was 23 J, in Comparative Example 6, the difference between the maximum value and the minimum value of the absorbed energy was 151 J, and the variation was larger than in Invention Example 2.
  • Comparative Example 8 when Comparative Example 8 is compared with Invention Example 8 in which the absorption energy of the test piece having a notch position of 3 mm is substantially equal, in Invention Example 8, the maximum value of the absorption energy of the test pieces (four pieces) having different notch positions is obtained. While the difference between the minimum values was 44 J, in Comparative Example 8, the difference between the maximum value and the minimum value of the absorbed energy was 100 J, and the variation was larger than that of Invention Example 8.

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Abstract

　鋼板を摩擦攪拌接合するに際し、回転ツールの回転数RSを100～1000回／分，回転トルクRTを50～500Ｎｍ，移動速度TSを10～1000mm／分とし、かつHIPT（kJ／mm2）を0.3～1.5の範囲に制御し、さらに鋼板として、Ｃを0.01～0.2質量％，Mnを0.5～2.0質量％，Siを0.6質量％以下，Ｐを0.030質量％以下，Ｓを0.015質量％以下およびＯを0.0060質量％以下含有し、かつTiの含有量［%Ti］とＮの含有量［%Ｎ］がHIPTとの関係で規定され、かつＣeqが0.5質量％以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼板を使用することにより、摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動の局所的な変化を防止し、均一かつ良好な靭性を有する接合部を得ることができる。

Description

鋼板の摩擦攪拌接合方法
　本発明は、鋼板を軟化させながら塑性流動を生じさせて接合する摩擦攪拌接合方法に関するものである。
　摩擦攪拌接合は、金属材料に摩擦熱を生じさせて軟化させ、その軟化した部位を攪拌して塑性流動を起こすことによって、金属材料を接合する技術であり、アルミニウム合金，マグネシウム合金等の低融点金属材料（たとえば航空機，船舶，鉄道車両，自動車等の各種部品）の接合に好適な接合技術として、広く普及している。
　低融点金属材料は、従来のアーク溶接法で接合すると、その接合部が過剰に加熱されて種々の欠陥が発生し易くなるので、摩擦攪拌接合法を用いることによって生産性を向上するとともに、良好な継手特性を有する接合部を形成することができる。
　そのため、摩擦攪拌接合の技術が種々検討されている。
　たとえば、特許文献１には、一対の金属材料の両方または片方を回転することによって、金属材料に摩擦熱を生じさせて軟化させながら、その軟化した部位を攪拌して塑性流動を起こすことによって、金属材料を接合する技術が開示されている。
　しかし、この技術は金属材料を回転させるものであるから、接合する金属材料の形状や寸法に限界がある。
　また、特許文献２には、金属材料よりも硬い材質からなる回転ツールを金属材料の接合部に挿入して回転させながら移動させることによって、金属材料に摩擦熱を生じさせて軟化させながら、その軟化した部位を攪拌して塑性流動を起こして、金属材料を接合する技術が開示されている。この技術は、金属材料を回転させず、回転ツールを回転させながら移動させるものであるから、実質的に無限の長さの金属材料を長手方向に連続的に接合することができる。また、回転ツールと金属材料との摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動を利用した接合技術であり、接合部を溶融させずに接合することが可能であり、欠陥の発生を抑制できる。さらに、接合部の温度が比較的低温であるため、変形を抑制することも可能である。
　ところが、特許文献２に開示された技術を高融点の金属材料（たとえば鋼板等）に適用すると、十分に軟化させることが困難であり、施工性が劣るばかりでなく、良好な継手特性は得られないという問題がある。
　さらに、特許文献３，４には、建築物，船舶，重機，パイプラインおよび自動車等の構造物の素材として大量に使用される各種鋼板に摩擦攪拌接合を適用するために、多結晶硼素窒化物（ＰＣＢＮ）や窒化珪素（SiＮ4）等の耐摩耗性材料からなる回転ツールが開示されている。
　しかし、これらのセラミックスは脆いので、回転ツールの破損を防止するために、接合する鋼板の板厚やその施工条件が著しく制限される。
　鋼板の摩擦攪拌接合を実用化するためには、板厚や施工条件に対する制限を解消して、従来のアーク溶接法と同等の優れた施工性を達成する必要がある。
　そこで、特許文献５には、Ｃ，Mn，Ｐ，Ｓといった基本元素に加えて、Si，Al，Tiをフェライト安定化元素として添加して、摩擦攪拌接合の際の変形抵抗を低減した鋼材が開示されている。
　しかし、鋼板の摩擦攪拌接合においては、摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動が均一ではなく、局所的に変化するので、接合部の機械的特性に多大な影響を及ぼし、特に靭性が不均一になることが知られている（非特許文献１参照）。つまり、特許文献５に開示された技術は、均一な靭性を有する接合部が得られないという問題がある。
特開昭62-183979号公報 特表平7-505090号公報 特表2003-532542号公報 特表2003-532543号公報 特開2008-31494号公報
溶接学会全国大会後援概要　第87集（2010）331
　本発明は、鋼板を摩擦攪拌接合する際に、摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動の局所的な変化を防止し、均一かつ良好な靭性を有する接合部を得ることができる摩擦攪拌接合方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、鋼板の摩擦攪拌接合によって靭性が均一に分布する接合部を形成する技術について検討した。その際、TiＮ等の高温で安定な微細析出物を鋼板中に分散させることで、摩擦攪拌接合の際に生成するオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果に着目した。というのは、ピンニング効果によって微細なオーステナイト粒を形成し、その後の冷却過程の組織変態で生成するフェライト粒も微細化することによって、接合部の靭性を向上するとともに均一化することが可能であると考えられるからである。
　そこで、発明者らは、鋼板の摩擦攪拌接合にてピンニング効果を発揮させるために、摩擦攪拌接合の施工条件とそれに好適な鋼板の成分について詳細に研究した。
　そして、回転ツールを用いて摩擦攪拌接合を行なう場合の施工条件について、以下のような知見(a)を得た。
(a)鋼板の摩擦攪拌接合においては、回転ツールの回転数，回転トルク，移動速度、および鋼板の板厚に基づいて、投入される熱量を算出することができる。つまり、回転ツールの回転数と回転トルクの積算によって単位時間当たりの熱量が得られ、さらに回転ツールの移動速度で除すことによって、接合部の単位長さ当たりの熱量（以下、接合入熱という）を算出できる。この接合入熱を鋼板の板厚で除すことによって、板厚の単位長さ当たりの接合入熱（以下、HIPTという）を得ることができ、そのHIPTを調整することによって、ピンニング効果を効果的に発現させることができる。
　なお、HIPT（kJ／mm2）は、前段で説明した通り、(1)式で算出できる。(1)式中のRTは回転ツールの回転トルク（Ｎｍ），RSは回転ツールの回転数（回／分），TSは回転ツールの接合方向の移動速度（mm／分），ｔは鋼板の板厚（mm）である。
　HIPT＝（6.28×RT×RS）／TS／ｔ／1000　　　・・・(1)
　また、回転ツールを用いて摩擦攪拌接合を行なう場合に好適な鋼板の成分について、以下のような知見(b)を得た。
(b)鋼板の成分（特にTi，Ｎ）を調整すれば、鋼板中に微細なTiＮを分散させることができ、ひいては接合部の靭性の向上と均一化に効果を発揮する。その効果を得るためのTiとＮの含有量は、HIPTをパラメータとする関数で規定することができる。
　本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。
　すなわち、本発明は、肩部と、その肩部に配されかつ肩部と回転軸を共有するピン部を有し、少なくとも肩部とピン部とが鋼板より硬い材質からなる回転ツールを、鋼板の接合部に挿入して回転させながら移動させ、回転ツールとの摩擦熱によって鋼板を軟化させながら、軟化した部位を回転ツールで攪拌することによって塑性流動を生じさせて、鋼板を接合する摩擦攪拌接合方法において、
　回転ツールの回転数RSを100～1000回／分，回転トルクRTを50～500Ｎｍ，移動速度TSを10～1000mm／分とし、かつ鋼板の板厚をｔ（mm）としたとき下記の(1)式で算出される板厚の単位長さ当たりの接合入熱HIPT（kJ／mm2）を0.3～1.5の範囲に制御するとともに、
　鋼板が、Ｃを0.01～0.2質量％，Mnを0.5～2.0質量％，Siを0.6質量％以下，Ｐを0.030質量％以下，Ｓを0.015質量％以下およびＯを0.0060質量％以下含有し、かつTiの含有量［%Ti］とＮの含有量［%Ｎ］がHIPTとの関係で下記の(2)～(4)式を満足し、かつＣ，Si，Mnの含有量［%Ｃ］，［%Si］，［%Mn］から下記の(5)式で算出されるＣeqが0.5質量％以下で、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる
ことを特徴とする鋼板の摩擦攪拌接合方法である。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　HIPT＝（6.28×RT×RS）／TS／ｔ／1000　　　・・・(1)
　0.0045＋（1／200）×HIPT≦［%Ti］≦0.28－（2／15）×HIPT　　　・・・(2)
　0.00275＋（1／1200）×HIPT≦［%Ｎ］≦0.0225－（1／120）×HIPT　　　・・・(3)
　1.75＋（5／6）×HIPT≦［%Ti］／［%Ｎ］≦13－（10／3）×HIPT　　　・・・(4)
　Ｃeq＝［%Ｃ］＋（［%Si］／24）＋（［%Mn］／6）　　　・・・(5)
　ただし、［%Ｘ］はＸ元素の含有量（質量％）
　本発明の摩擦攪拌接合方法においては、鋼板が、前記した組成に加えて、Al：0.005～0.10質量％およびＶ：0.003～0.10質量％のうちから選んだ少なくとも１種を含有することが好ましく、さらにCu：0.05～1.0質量％，Ni：0.05～1.0質量％，Cr：0.05～0.50質量％，Mo：0.02～0.50質量％およびNb：0.003～0.050質量％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することが好ましい。
　本発明によれば、鋼板を摩擦攪拌接合する際に、摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動の局所的な変化を防止し、均一かつ良好な靭性を有する接合部を得ることができるので、産業上格段の効果を奏する。
本発明における回転ツールと鋼板との配置の例を模式的に示す断面図である。 本発明に好適な回転ツールの例を示す側面図である。 本発明に好適な回転ツールの他の例を示す側面図である。 試験片の採取位置を示す断面図である。
　以下、本発明を、図面に基づいて具体的に説明する。
　図１は、本発明における回転ツールと鋼板との配置の例を模式的に示す断面図である。回転軸４を中心として矢印Ａの方向に回転する回転ツール１は、肩部２とピン部３を有しており、その肩部２とピン部３の回転軸４は同一である。回転ツール１の少なくとも肩部２とピン部３は、鋼板５よりも硬い材質で構成する。なお、かような硬質材としては、多結晶硼素窒化物（ＰＣＢＮ）や窒化珪素（SiＮ4）などが有利に適合する。
　本発明では、接合される鋼板５の部位（以下、接合部ともいう）に回転ツール１を挿入して回転させながら、矢印Ｂの方向へ移動させ、回転ツール１との摩擦熱によって鋼板５の接合部６を軟化させながら、その軟化した部位を回転ツール１で攪拌することによって塑性流動を生じさせて、鋼板５を接合する。
　まず、回転ツール１を用いて、上記のように鋼板５の摩擦攪拌接合を行なう際の施工条件について説明する。
回転ツールの回転数：100～1000回／分
　回転ツール１の回転数（RS）は、回転ツール１と鋼板５の接合部６との間に摩擦熱を発生させて軟化させた接合部６を攪拌することによって塑性流動を生じさせるために、適正な範囲に設定する必要がある。回転数が100回／分未満では、十分な発熱と塑性流動が得られず、接合不良が発生する。一方、1000回／分を超えると、過大な発熱と塑性流動が生じて、接合部６にバリや欠損が発生するので、良好な形状の接合部６が形成されない。また、回転ツール１が過剰に加熱されて回転ツール１が破損し易くなる。したがって、回転ツール１の回転数は100～1000回／分とする。
回転ツールの回転トルク：50～500Ｎｍ
　回転ツール１の回転トルク（RT）は、回転ツール１と鋼板５の接合部６との間に摩擦熱を発生させて軟化させた接合部６を攪拌することによって塑性流動を生じさせるために、適正な範囲に設定する必要がある。回転トルクが50Ｎｍ未満では、十分な発熱と塑性流動が得られず、接合不良が発生する。また、回転ツール１に接合方向に対して過剰な荷重が掛かるので、回転ツール１が破損し易くなる。一方、500Ｎｍを超えると、過大な発熱と塑性流動が生じて、接合部６にバリや欠損が発生するので、良好な形状の接合部６が形成されない。また、回転ツール１が過剰に加熱されて回転ツール１が破損し易くなる。したがって、回転ツール１の回転トルクは50～500Ｎｍとする。
回転ツールの移動速度：10～1000mm／分
　回転ツール１の移動速度（TS）は、摩擦攪拌接合の施工性向上の観点から、速いほど望ましいが、健全な接合部６を得るためには、適正な範囲に設定する必要がある。移動速度が10mm／分未満では、過大な発熱が生じて、組織が粗大化するので、接合部６の靭性が低下し、またバラツキも大きくなる。一方、1000mm／分を超えると、十分な発熱と塑性流動が得られず、接合不良が発生する。また、回転ツール１に過剰な荷重が掛かるので、回転ツール１が破損し易くなる。したがって、回転ツール１の移動速度は10～1000mm／分とする。
板厚の単位長さ当たりの接合入熱（HIPT）：0.3～1.5kJ／mm2
　HIPTは、以下の(1)式で算出される値であり、0.3kJ／mm2未満では、十分な発熱と塑性流動が得られず、接合不良が発生する。また、回転ツール１に過剰な荷重が掛かるので、回転ツール１が破損し易くなる。一方、1.5kJ／mm2を超えると、過大な発熱が生じて、組織が粗大化するので、接合部６の靭性が低下し、またバラツキも大きくなる。したがって、HIPTは0.3～1.5kJ／mm2とする。ここで、(1)式中のｔは、鋼板５の板厚（mm）を指す。
　HIPT＝（6.28×RT×RS）／TS／ｔ／1000　　　・・・(1)
　なお、回転ツール１のピン部３に、螺旋状の突起（以下、スパイラルという）を設けても良い。スパイラルを設けることによって、鋼板５の軟化した部位を確実に攪拌し、塑性流動を安定して生じさせることができる。
　次に、本発明を適用する鋼板の成分について説明する。
Ｃ：0.01～0.2質量％
　Ｃは、鋼板の強度を増加する元素であり、必要な強度を確保するために0.01質量％以上の含有が必要である。一方、0.2質量％を超えると、鋼板の靭性と施工性が低下する。したがって、Ｃは0.01～0.2質量％とする。好ましくは0.04～0.16質量％である。
Mn：0.5～2.0質量％
　Mnは、鋼板の強度を増加する元素であり、必要な強度を確保するために0.5質量％以上の含有が必要である。一方、2.0質量％を超えると、鋼板の製造過程で圧延した後に空冷することによって、フェライトとベイナイトとの混合組織が生成されるので、鋼板の靭性が低下する。したがって、Mnは0.5～2.0質量％とする。好ましくは1.0～1.7質量％である。
Si：0.6質量％以下
　Siは、鋼板の強度を増加する元素であるが、0.6質量％を超えて含有すると、接合部の靭性が著しく低下する。したがって、Siは0.6質量％以下とする。一方、0.05質量％未満では、鋼板の強度が十分に得られない。そのため、Siは0.05～0.6質量％が好ましい。
Ｐ：0.030質量％以下
　Ｐは、鋼板の靭性を低下させる元素であり、可能な限り低減することが好ましいが、0.030質量％まで許容できる。したがって、Ｐは0.030質量％以下とする。一方、0.001質量％未満に低減するためには、鋼板の素材を溶製する精錬過程の負荷が増大する。そのため、Ｐは0.001～0.030質量％が好ましい。
Ｓ：0.015質量％以下
　Ｓは、鋼板中で主にMnＳとして存在し、鋼板の製造過程で圧延することによって、組織を微細化する作用を有する元素である。ところが、0.015質量％を超えると、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｓは0.015質量％以下とする。一方、0.004質量％未満に低減するためには、鋼板の素材を溶製する精錬過程の負荷が増大する。そのため、Ｓは0.004～0.015質量％が好ましい。
Ｏ：0.0060質量％以下
　Ｏの含有量が0.0060質量％を超えると、鋼板中に非金属介在物を生成して、鋼板の靭性と清浄度が低下する。したがって、Ｏは0.0060質量％以下とする。一方、0.0003質量％未満に低減するためには、鋼板の素材を溶製する精錬過程の負荷が増大する。そのため、Ｏは0.0003～0.0060質量％が好ましい。
Ti：｛0.0045＋（1／200）×HIPT｝～｛0.28－（2／15）×HIPT｝質量％
　Tiは、鋼板中で主としてTiＮとして存在し、結晶粒の微細化に有効な元素である。TiＮは、鋼板の製造過程の加熱によるオーステナイト粒の粒成長を抑制するとともに、オーステナイト粒中に分散して存在する。そしてＶを選択元素として添加する場合には、ＶＮの生成核となり、ＶＮの析出を促進する作用も有する。摩擦攪拌接合では摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動が均一ではなく、局所的に変化するので、接合部の靭性向上に有効なTi含有量（質量％）の上限値と下限値を、HIPTをパラメータとして規定する。すなわち、Ti含有量［%Ti］は、以下の(2)式を満足する範囲とする。
　0.0045＋（1／200）×HIPT≦［%Ti］≦0.28－（2／15）×HIPT　　　・・・(2)
Ｎ：｛0.00275＋（1／1200）×HIPT｝～｛0.0225－（1／120）×HIPT｝質量％
　Ｎは、鋼板中でTi，Ｖと結合してTiＮ，ＶＮを形成し、結晶粒の微細化に有効な元素である。これらの窒化物は、鋼板の製造過程の加熱によるオーステナイト粒の粒成長を抑制するとともに、フェライトの生成核となり、フェライトの生成を促進する作用も有する。TiＮについては上記した通りである。ＶＮは、鋼板の製造過程におけるフェライト変態の後にフェライト粒内に析出し、鋼板の強度を増加させるので、圧延後の冷却にて強水冷を行なわずに鋼板の強度を高めることができる。その結果、鋼板の板厚方向の特性の均一化、残留応力の低減、残留歪の低減を図ることが可能となる。摩擦攪拌接合では摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動が均一ではなく、局所的に変化するので、接合部の靭性向上に有効なＮ含有量（質量％）の上限値と下限値を、HIPTをパラメータとして規定する。すなわち、Ｎ含有量［%Ｎ］は、以下の(3)式を満足する範囲とする。
　0.00275＋（1／1200）×HIPT≦［%Ｎ］≦0.0225－（1／120）×HIPT　　　・・・(3)
［%Ti］／［%Ｎ］：｛1.75＋（5／6）×HIPT｝～｛13－（10／3）×HIPT｝
　Ti含有量［%Ti］とＮ含有量［%Ｎ］の比［%Ti］／［%Ｎ］が適正範囲を下回ると、鋼板中のフリーＮが増加し、摩擦攪拌接合の施工性を低下させるとともに、歪時効を助長する。一方、適正範囲を上回ると、TiＣが形成され、鋼板の靭性が低下する。摩擦攪拌接合では摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動が均一ではなく、局所的に変化するので、接合部の靭性向上に有効な［%Ti］／［%Ｎ］の上限値と下限値を、HIPTをパラメータとして規定する。すなわち、［%Ti］／［%Ｎ］は、以下の(4)式を満足する範囲とする。
　1.75＋（5／6）×HIPT≦［%Ti］／［%Ｎ］≦13－（10／3）×HIPT　　　・・・(4)
Ｃeq：0.5質量％以下
　以下の(5)式で規定される、Ｃ，Si，Mnの含有量［%Ｃ］，［%Si］，［%Mn］から算出されるＣeqが0.5質量％を超えると、焼入れ性が過度に高まり、接合部の靭性が低下する。したがって、Ｃeqは0.5質量％以下とする。一方、0.1質量％未満に低減すると、焼入れ性が不足し、組織の粗大化により、靭性が低下する。そのため、Ｃeqは0.1～0.5質量％が好ましい。
　Ｃeq＝［%Ｃ］＋（［%Si］／24）＋（［%Mn］／6）　　　・・・(5)
　以上、本発明を適用する鋼板の必須成分について説明したが、本発明では上記した組成に加えて、以下の成分を含有しても良い。
Al：0.005～0.10質量％
　Alは、鋼板の素材を溶製する精錬過程における脱酸のために、0.005質量％以上の添加が必要である。ところが、0.10質量％を超えて添加しても、脱酸効果は飽和する。したがって、Alは0.005～0.10質量％の範囲内が好ましい。
Ｖ：0.003～0.10質量％
　Ｖは、鋼板の製造過程における圧延後の冷却中に、オーステナイト粒内にＶＮとして析出し、そのＶＮを生成核としてフェライトが析出することから、結晶粒の微細化に寄与し、鋼板の靭性を向上する作用を有する。また、ＶＮは、フェライト変態後もフェライト粒内に析出し、鋼板の強度を高めるので、圧延後の冷却にて強水冷を行なわずに鋼板５の強度を高めることができる。その結果、鋼板の板厚方向の特性の均一化、残留応力の低減、残留歪の低減を図ることが可能となる。Ｖが0.003質量％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.10質量％を超えると、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｖは0.003～0.10質量％の範囲内が好ましい。より好ましくは0.05～0.10質量％である。
Cu：0.05～1.0質量％，Ni：0.05～1.0質量％，Cr：0.05～0.50質量％，Mo：0.02～0.50質量％およびNb：0.003～0.050質量％のうちから選んだ１種または２種以上
　Cu，Ni，Cr，Mo，Nbは、いずれも鋼板の焼入れ性を向上する元素であり、Ar3変態点を下げることによってTiＮ，ＶＮを微細化する効果も有する。また、Ar3変態点が低下することによって、フェライト粒が微細になり、ＶＮの析出強化の効果との相乗効果で鋼板の強度が一層高まる。Cu：0.05質量％未満，Ni：0.05質量％未満，Cr：0.05質量％未満，Mo：0.02質量％未満，Nb：0.003質量％未満では、このような効果は得られない。一方、これらの元素を過剰に添加すると、Ar3変態点が低下し過ぎて、ベイナイト組織が主体の鋼板となるので、強度は増加するが、靭性の低下を招く。また各元素の影響を個別に調査すると、Cuが1.0質量％を超えると鋼板の熱間加工性が低下し、Niが1.0質量％を超えると鋼板の製造コストが上昇し、Crが0.50質量％を超えると靭性が低下し、Moが0.50質量％を超えると靭性が低下し、Nbが0.050質量％を超えると靭性が低下する。したがって、Cuは0.05～1.0質量％，Niは0.05～1.0質量％，Crは0.05～0.50質量％，Moは0.02～0.50質量％，Nbは0.003～0.050質量％の範囲内が好ましい。
　なお、鋼板の上記した元素以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
　表１に示す成分の鋼板（板厚：６mm，12mm）を用いて、図１に示す要領で、摩擦攪拌接合を行なった。鋼板の継手突合せ面は、フライス加工程度の表面状態で、角度をつけない開先（いわゆるＩ型開先）とし、片面１パスで摩擦攪拌接合を行なった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　回転ツールは、多結晶硼素窒化物（ＰＣＢＮ）を素材として製作したものを使用し、施工時にはアルゴンガスで接合部をシールドして、接合部の酸化を防止した。また、板厚：６mmの鋼板の摩擦攪拌接合においては、肩部が凸形状に傾斜してスパイラル７を有し、ピン部にもスパイラル７を有する回転ツール（図２参照）を使用し、前進角αを０°（すなわち回転軸４を垂直）とした。板厚：12mmの鋼板の摩擦攪拌接合においては、肩部が凹形状に傾斜してスパイラルを有さず、ピン部にはスパイラル７を有する回転ツール（図３参照）を使用し、前進角αを3.5°とした。なお前進角αは、鋼板５に垂直な線と回転軸４とのなす角である。
　鋼板と施工条件の組合せは表２に示す通りである。表２中の発明例１～14は、本発明を満足する例であり、比較例１はHIPTが本発明の範囲を外れる例、比較例２，３は［%Ti］／［%Ｎ］が本発明の範囲を外れる例、比較例４～８はTi含有量と［%Ti］／［%Ｎ］が本発明の範囲を外れる例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　このようにして得た継手から、ＪＩＳ規格Z2202（1998）に規定される幅５mmサブサイズ３号試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2242に規定される要領でシャルピー衝撃試験を行なった。試験片の採取は、図４に示すように、継手の板厚中央線が試験片幅中央線と重なるように、継手の上面と下面を切削加工して行なった。その試験片に対して、接合部中央を原点、リトリーディングサイド（図４中のＲ）方向を負、アドバンシングサイド（図４中のＡ）方向を正として、－３mm，－１mm，１mm，３mmの４つの位置にノッチ加工を施した。
　これらの試験片を用い、試験温度を－40℃としてシャルピー衝撃試験を行ない、吸収エネルギーを調査した。その結果を表３に示す。なお、表３に記載の吸収エネルギー値は、幅10mmフルサイズ試験片による吸収エネルギー値相当に変換するため、幅５mmサブサイズ試験片による吸収エネルギー値を1.5倍した値としている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から明らかなように、発明例１～14は、ノッチ位置が異なる試験片の吸収エネルギーが全て100Ｊ以上であった。
　これに対して比較例１～８は、ノッチ位置によっては吸収エネルギーが100Ｊ以上のものがあるが、ほとんどの吸収エネルギーは100Ｊ未満であった。
　また、ノッチ位置を１mmとした試験片の吸収エネルギーがほぼ同等である発明例２と比較例６を比べると、発明例２ではノッチ位置が異なる試験片（４本）の吸収エネルギーの最大値と最小値の差が23Ｊであったのに対して、比較例６では吸収エネルギーの最大値と最小値の差が151Ｊであり、発明例２よりもバラツキが大きかった。　さらに、ノッチ位置を３mmとした試験片の吸収エネルギーがほぼ同等である発明例８と比較例８を比べると、発明例８ではノッチ位置が異なる試験片（４本）の吸収エネルギーの最大値と最小値の差が44Ｊであったのに対して、比較例８では吸収エネルギーの最大値と最小値の差が100Ｊであり、発明例８よりもバラツキが大きかった。
　以上に説明した通り、本発明によれば、鋼板の摩擦攪拌接合において、摩擦によって発生する摩擦熱と塑性流動の局所的な変化を解消でき、その結果、靭性が良好かつ均一な接合部を形成できることが確かめられた。
　１　回転ツール
　２　肩部
　３　ピン部
　４　回転軸
　５　鋼板
　６　接合部
　７　スパイラル

Claims (3)

  1. 　肩部と、該肩部に配されかつ該肩部と回転軸を共有するピン部を有し、少なくとも該肩部と該ピン部とが鋼板より硬い材質からなる回転ツールを、該鋼板の接合部に挿入して回転させながら移動させ、該回転ツールとの摩擦熱によって該鋼板を軟化させながら、軟化した部位を該回転ツールで攪拌することによって塑性流動を生じさせて、該鋼板を接合する摩擦攪拌接合方法において、
    　上記回転ツールの回転数RSを100～1000回／分、回転トルクRTを50～500Ｎｍ、移動速度TSを10～1000mm／分とし、かつ上記鋼板の板厚をｔ（mm）としたとき下記の(1)式で算出される板厚の単位長さ当たりの接合入熱HIPT（kJ／mm2）を0.3～1.5の範囲に制御するとともに、
    　上記鋼板が、Ｃを0.01～0.2質量％、Mnを0.5～2.0質量％、Siを0.6質量％以下、Ｐを0.030質量％以下、Ｓを0.015質量％以下およびＯを0.0060質量％以下含有し、かつTiの含有量［%Ti］とＮの含有量［%Ｎ］が上記HIPTとの関係で下記の(2)～(4)式を満足し、かつ該Ｃ、Si、Mnの含有量［%Ｃ］、［%Si］、［%Mn］から下記の(5)式で算出されるＣeqが0.5質量％以下で、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる
    ことを特徴とする鋼板の摩擦攪拌接合方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　HIPT＝（6.28×RT×RS）／TS／ｔ／1000　　　・・・(1)
    　0.0045＋（1／200）×HIPT≦［%Ti］≦0.28－（2／15）×HIPT　　　・・・(2)
    　0.00275＋(1／1200)×HIPT≦［%Ｎ］≦0.0225－(1／120)×HIPT　　・・・(3)
    　1.75＋（5／6）×HIPT≦［%Ti］／［%Ｎ］≦13－（10／3）×HIPT　・・・(4)
    　Ｃeq＝［%Ｃ］＋（［%Si］／24）＋（［%Mn］／6）　　・・・(5)
    　ただし、［%Ｘ］はＸ元素の含有量（質量％）
  2. 　前記鋼板が、前記組成に加えて、Al：0.005～0.10質量％およびＶ：0.003～0.10質量％のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板の摩擦攪拌接合方法。
  3. 　前記鋼板が、前記組成に加えて、Cu：0.05～1.0質量％、Ni：0.05～1.0質量％、Cr：0.05～0.50質量％、Mo：0.02～0.50質量％およびNb：0.003～0.050質量％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板の摩擦攪拌接合方法。
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