WO2019181360A1 - 金属材の固相接合方法及び固相接合装置 - Google Patents

金属材の固相接合方法及び固相接合装置 Download PDF

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WO2019181360A1
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bonding
interface
temperature
joined
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藤井　英俊
好昭 森貞
恢弘 劉
祥宏 青木
正善 釜井
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国立大学法人大阪大学
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Definitions

  • the present invention relates to a method for solid-phase bonding metal materials to each other and a solid-phase bonding apparatus that can be suitably used for the solid-phase bonding method.
  • friction welding for rotating and sliding cylindrical metal members
  • linear friction welding LFW: Liner Friction Welding
  • FSW friction stir welding
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-287051 proposes a method of providing a friction welded joint of high-tensile steel whose hardness is substantially uniform over the rotational radius direction of friction welding.
  • the high-tensile steel friction welded joint described in Patent Document 1 has a microstructure with a crystal grain size of 2 ⁇ m or less, a tensile strength of 60 kgf / mm 2 or more, and a carbon content of 0.1 wt% or less.
  • the high-tensile steel material is a friction welded joint, and the carbon content of the high-tensile steel material is kept low at 0.1 wt%. With this low carbon content of 0.1 wt% or less, when friction welding is performed, the outer peripheral portion of the high-strength steel material is suppressed in structural change and hardened.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-294404 provides a high carbon steel material suitable for friction welding and a method for manufacturing the same, in which the hardness increase of the friction welding joint is small.
  • the member (steel) to be friction welded is subjected to a very rapid heating / cooling cycle in which high pressure is rapidly heated to a temperature just below the melting point in about 10 seconds and then rapidly cooled from 1200 ° C. or higher. For this reason, the crystal grain of a member coarsens at the time of rapid heating, and it transforms into a hard martensite phase by subsequent rapid cooling, and the hardness of a joined part rises.
  • the austenite crystal grains of the high carbon steel material are prevented from becoming coarse, and JIS G 0551 is prescribed.
  • the austenite grain size number measured after the heat treatment at 800 ° C. for 5 minutes can be set to 9 or more by the oxidation method based on the above, and the increase in the hardness of the friction welded joint can be suppressed.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2015-164738
  • a friction welding apparatus that frictionally joins the one member to the other member, wherein the one member is moved from the generation of the stop command according to a stop command of relative movement of the one member with respect to the other member.
  • a friction welding apparatus characterized by comprising stop means for stopping relative movement of the one member relative to the other member during a period until the trajectory moves relative to the other member once. ing.
  • JP 2001-287051 A JP 2002-294404 A Japanese Patent Laying-Open No. 2015-164738
  • Patent Document 1 is a high-tensile steel material having a carbon content of 0.1 wt% or less, and the target material to be joined is limited to a very narrow range. .
  • the friction welding method disclosed in the above-mentioned Patent Document 3 shortens the time taken from the generation of a stop command to the stop of the actuator, controls the amount of friction welding, and has a joint temperature that greatly affects the joint characteristics. Cannot be controlled.
  • the object of the present invention is to enable accurate control of the joining temperature, to lower the joining temperature, and to slide the materials to be joined together.
  • An object of the present invention is to provide a solid phase bonding method and a solid phase bonding apparatus for metal materials that can achieve solid phase bonding without any problems.
  • the present inventor has conducted extensive research on solid phase bonding methods for metal materials, and as a result, while applying a pressure corresponding to the bonding temperature to the material to be bonded, only the vicinity of the interface to be bonded is locally applied. We have found that heating is extremely effective and have reached the present invention.
  • FIG. 1 is a graph schematically showing the relationship between yield stress and temperature of a metal material.
  • the yield stress of a metal material changes depending on the temperature, and the relationship between the yield stress and the temperature differs for each metal material.
  • joining is achieved by sufficiently softening the vicinity of the joined interface, forming a new surface on the joined interface, and discharging burrs from the joined interface.
  • the junction temperature of the material A is the junction temperature to increase t 1
  • the pressure to P 2 is reduced to t 2.
  • the junction temperature is decreased from T 1 to T 2 by increasing the pressure from P 1 to P 2 .
  • the present invention A first step of forming a bonded interface by bringing ends of one bonded material and the other bonded material into contact with each other and applying pressure in a direction substantially perpendicular to the bonded interface; A second step of heating the vicinity of the bonded interface to a bonding temperature by an external heating means, The pressure is equal to or higher than the yield strength of the one bonded material and / or the other bonded material at the bonding temperature; A solid phase bonding method for a metal material is provided.
  • joining is achieved by sufficiently softening the vicinity of the interface to be joined by frictional heat and discharging a large amount of burrs from the interface to be joined.
  • the bonding temperature increases due to an increase in sliding speed between bonded materials, pressing pressure between bonded materials, and bonding time.
  • the metal material solid-phase bonding method of the present invention is based on the mechanism clarified by the present inventor, and since the deformation resistance and temperature in a specific metal material have a substantially constant relationship, they are applied near the interface to be bonded. The bonding temperature can be accurately controlled by the pressure applied.
  • the bonded materials are brought into contact with each other to form a bonded interface, and one bonded material at a desired bonding temperature and / or substantially perpendicular to the bonded interface.
  • a pressure higher than the yield strength of the other material to be joined is applied.
  • the vicinity of the bonded interface is deformed at the moment when the bonding temperature set in the first step is reached, and one bonded material and the other bonded material The new surfaces contact each other (burrs are discharged depending on the conditions), and joining is achieved.
  • the pressure applied in the first step serves as a trigger, and the bonding temperature can be accurately controlled.
  • the pressure applied at a 1st process shall be more than the yield strength of one to-be-joined material and / or the other to-be-joined material in desired joining temperature, and below tensile strength.
  • the timing at which the pressure is applied in the first step may be before the desired joining temperature (the temperature at which the vicinity of the joined interface is deformed by the pressure) is reached.
  • the timing for applying pressure in the first step may be after the start of the second step.
  • the external heating means used in the second step is not particularly limited as long as the effects of the present invention are not impaired, and various conventionally known external heating means can be used.
  • the external heating means include energization heating, laser heating and high-frequency heating, and heating using an arc, plasma, flame and the like, but it is preferable to use energization heating.
  • By conducting current heating under appropriate conditions it is possible to raise the temperature only in the vicinity of the bonded interface in a very short time. Note that a high-density current can be applied in a very short time by using a capacitor.
  • electric heating is used as an external heating means, and the electric resistance value is higher at the bonded interface than the one bonded material and the other bonded material. It is preferable to interpose a heat generating material.
  • a thin film or powdery heat generating material may be disposed at the bonded interface, and the end of the bonded material may be intentionally oxidized or the like. By interposing these heat generating materials at the bonded interface, the vicinity of the bonded interface can be efficiently heated.
  • the time until the sum of the margins of the one material to be joined and the other material to be joined reaches 2 mm is 3 seconds or less.
  • the vicinity of the interface to be joined is locally deformed so that the new surfaces of one material to be joined and the other material to be joined are brought into close contact with each other.
  • the protrusion length L that enables deformation of these materials to be joined is 0.5D to 2D.
  • the current density is preferably 50 A / mm 2 or more, and more preferably 70 A / mm 2 or more.
  • the current density is 50 A / mm 2 or more (more preferably 70 A / mm 2 or more).
  • a good joint can be obtained by rapidly raising the temperature only in the vicinity of the interface to be joined by the heating by.
  • a current having a high current density only to the region of the protrusion length L set to 0.5D to 2D.
  • the pressure is a flow stress of the one material to be bonded and / or the other material to be bonded at the bonding temperature.
  • the one bonded material and / or the other bonded material is an iron-based metal, and the bonding temperature of the iron-based metal is set.
  • the joining method of the metal material of the present invention is solid-phase joining, and it is possible to suppress the deterioration of the mechanical properties of the iron-based metal joint that is noticeable in general melt joining.
  • an iron-type metal means the metal which mainly has iron in a composition, For example, various steel, cast iron, etc. are contained.
  • brittle martensite is formed by phase transformation, and there are cases where joining is difficult and cases where the joint becomes brittle. However, the phase transformation is reduced by setting the joining temperature to A 1 point or less. Since it does not occur, formation of brittle martensite can be completely suppressed.
  • the one bonded material and / or the other bonded material is titanium or a titanium alloy, and the bonding temperature is the titanium or titanium. It is more preferable that the temperature be equal to or lower than the ⁇ transus temperature of the alloy.
  • the metal material joining method of the present invention is solid-phase joining, and it is possible to suppress the deterioration of the mechanical properties of the joint, which is noticeable in general melt joining. Further, by setting the bonding temperature to be equal to or lower than the ⁇ transus temperature of titanium or a titanium alloy, the structure of the bonded portion can be made into fine equiaxed grains, and a bonded portion having both high strength and toughness can be formed.
  • the area S1 of the bonded interface is the one covered in a direction substantially perpendicular to the pressure application direction. It is preferable that the cross-sectional area S2 of the bonding material and the other bonded material is smaller.
  • the cross-sectional area S2 is a cross-sectional area of a cross section substantially parallel to the bonded interface in the bonded material, and the area S1 of the bonded interface is smaller than the cross-sectional area of an arbitrary cross section of the bonded material.
  • the area S1 continuously decreases in the direction of the bonded interface at the end of the one bonded material and / or the other bonded material. Since the end of the material to be joined has a so-called taper shape, the current path can be efficiently narrowed at the interface to be joined, and the actual heat generation near the interface to be joined can be promoted.
  • the taper angle is preferably 30 to 60 °, more preferably 40 to 50 °, based on the side surface of the material to be joined. By setting the taper angle to 60 ° or less, buckling of the material to be joined can be suppressed, and by setting the taper angle to 30 ° or more, the heating zone can be sufficiently narrowed.
  • the area of the interface to be joined gradually changes during the joining process, and it becomes somewhat difficult to control the value of the applied pressure with respect to the desired joining temperature.
  • the change in the area of the interface to be bonded may be measured using various conventionally known methods and fed back to the applied pressure.
  • the present invention also provides: A pressurizing mechanism for forming a bonded interface by bringing one bonded material into contact with the other bonded material, and applying pressure in a direction substantially perpendicular to the bonded interface; An energization mechanism for energizing the other bonded material from the one bonded material through the bonded interface, and raising the temperature in the vicinity of the bonded interface;
  • the pressure can be controlled in the range of 100 to 450 MPa by the pressurizing mechanism,
  • the temperature near the bonded interface can be raised to 500 to 1000 ° C. by the energization mechanism
  • Also provided is a solid phase bonding apparatus for metal materials.
  • the metal-material solid-phase bonding apparatus is a simple one having a pressurizing mechanism and a current-carrying mechanism as a basic configuration, and does not require a rotating mechanism included in the friction welding apparatus or a linear sliding mechanism included in the linear friction bonding apparatus. .
  • the structure can be simplified and the price can be greatly reduced.
  • the conventional resistance spot welder and seam welder can also energize and pressurize the region to be joined, but the energization is for raising the temperature to a higher temperature for the purpose of melting the material to be joined.
  • pressurization remains at a low value that ensures the adhesion between the materials to be joined.
  • the metal material solid-phase joining device of the present invention can be manufactured based on a conventional resistance spot welder or seam welder.
  • a conventional resistance spot welder or seam welder For example, by using a high-speed inverter control power source or the like for the resistance spot welder power supply, enabling rapid heating in the vicinity of the interface to be joined by an ultra-short pulse, and in addition, by allowing the pressure applied by the electrode to be set high, It can be set as the solid-phase joining apparatus of the metal material of this invention.
  • the mechanical (electric type) servo press device has a high response speed and can set the movement of the slide at an arbitrary speed, and is preferably used as the pressing mechanism of the solid-phase joining apparatus for metal materials of the present invention. Can do.
  • the pressure becomes the flow stress of the one bonded material and / or the other bonded material at the bonding temperature by setting a desired bonding temperature, Is preferred.
  • the flow stress at each temperature is preferably measured in a state close to the situation that occurs during actual joining, but for example, a value obtained by a high-temperature tensile test at each temperature can be used. Since the flow stress depends on the strain rate, it is preferable to bring the tensile rate of the high-temperature tensile test as close as possible to the situation during joining.
  • the temperature dependence of the flow stress is unique to each metal material. If the solid-state bonding equipment has the flow stress at each temperature as a database, the type of metal material and the desired bonding temperature can be set. The corresponding pressure can be determined. In addition, it is preferable to record at least a database of iron-based material and titanium alloy in the solid-state bonding apparatus.
  • the present invention provides According to the solid phase bonding method of the metal material of the present invention, it is a joint in which one bonded material and the other bonded material are bonded, The one bonded material and the other bonded material are rod-shaped, The length of the deformation region of the joint in the longitudinal direction of the joint is shorter than the width in the short direction of the one material to be joined and / or the other material to be joined, There is also provided a joint characterized by:
  • the joint of the present invention is a joint in which only the joint is locally deformed, and the influence of the joint, which is a unique region in the joint, is kept to a minimum.
  • the length of the deformation region of the joint portion in the longitudinal direction of the joint is shorter than 10 mm.
  • the present invention it is possible to accurately control the bonding temperature, and in addition to being able to lower the bonding temperature, the solid phase of the metal material that can achieve solid phase bonding without sliding the materials to be bonded together.
  • a joining method and a solid-phase joining apparatus for metal materials can be provided.
  • the metal material solid phase bonding method of the present invention includes a first step of forming a bonded interface and applying a pressure necessary for bonding, and a step of raising the temperature of the bonded interface. And two steps. Hereinafter, each process is explained in full detail.
  • First step (pressure application step)
  • the bonding interface is determined by forming a bonded interface and applying a pressure necessary for bonding.
  • the pressure applied to the materials to be joined is intended to bring the materials to be joined into close contact with each other, and the pressure does not affect the joining temperature.
  • the joining temperature can be accurately determined by pressure.
  • FIG. 2 shows a schematic diagram of the solid-phase bonding method of the metal material of the present invention.
  • the first step after one bonded material 2 and the other bonded material 4 are brought into contact with each other to form a bonded interface 6, one bonded material 2 and / or the other bonded material is formed at a desired bonding temperature.
  • a pressure P that is equal to or higher than the yield strength of the material to be bonded 4 is applied to the bonded interface 6 in a substantially vertical direction.
  • the end surfaces of one of the materials to be bonded 2 and the other material to be bonded 4 forming the bonded interface 6 have a smooth surface, for example, buffing or the like.
  • minute concavities and convexities may be formed on the end surfaces of one of the materials to be bonded 2 and the other of the materials to be bonded 4.
  • the bonding temperature can be controlled by setting the pressure P to be equal to or higher than the yield stress of one bonded material 2 and / or the other bonded material 4 at a desired bonding temperature.
  • the pressure P can be set to be equal to or higher than the yield stress of the material to be bonded, deformation near the bonded interface 6 and discharge of burrs are started, and when the pressure P is further increased, the deformation and discharge of burrs are accelerated. It will be. Since the yield stress at a specific temperature is substantially constant depending on the materials to be joined, a joining temperature corresponding to the set pressure P can be realized.
  • FIG. 3 is a graph published in “Iron and Steel, 67th (1981) No. 11, page 140”. As shown in FIG. 3, the yield stress at a specific temperature is substantially constant depending on the material.
  • the to-be-joined material which has higher yield strength can be deformed, and joining temperature can be reduced. Further, as shown in FIG. 3, since the yield stress at a specific temperature is substantially constant depending on the material, the bonding temperature can be controlled very accurately. For example, when the carbon amount is 0.53 wt%, the pressure P can be 950 ° C. when the pressure P is 150 MPa, and 1180 ° C. when the pressure P is 50 MPa.
  • the pressure P is more preferably the flow stress of one of the materials to be bonded 2 and / or the other material to be bonded 4 at a desired bonding temperature.
  • the pressure P applied substantially perpendicular to the bonded interface 6 to be the flow stress of one bonded material 2 and / or the other bonded material 4, it is possible to ensure a continuous continuous coating at a set bonding temperature. The deformation near the bonding interface 6 and the discharge of burrs are started, and stable bonding can be achieved with a minimum pressure.
  • the material of the one to-be-joined material 2 and the other to-be-joined material 4 is not specifically limited as long as the effect of this invention is not impaired, What is necessary is just to have a metal phase which can be metallurgically joined, It is preferably a metal, titanium or titanium alloy. Even if the iron-based metal, titanium or titanium alloy has sufficient room temperature strength and one of the materials to be bonded 2 and / or the other material to be bonded 4 has a thin region or a thin region, It has mechanical properties that can withstand the application of pressure P in the first step.
  • the bonding method of the present invention is solid phase bonding, and it is possible to suppress the deterioration of the mechanical properties of the bonded portion, which is noticeable in general melt bonding.
  • the shape and size of one of the materials to be bonded 2 and the other material to be bonded 4 are not particularly limited as long as the effects of the present invention are not impaired, and a desired pressure and temperature rise can be realized by a bonding apparatus.
  • the area of the bonded interface 6 be smaller than the cross-sectional area of one bonded material 2 and / or the other bonded material 4.
  • the second step is a step of heating the vicinity of the bonded interface 6 to the bonding temperature by an external heating means in a state where the pressure P is applied substantially perpendicular to the bonded interface 6. is there.
  • the method of raising the temperature in the vicinity of the interface 6 to be bonded by the external heating means is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known external heating means can be used.
  • the external heating means include energization heating, laser heating, and high-frequency heating, and heating using an arc, plasma, flame, or the like, but it is preferable to use energization heating.
  • By conducting current heating under appropriate conditions it is possible to raise the temperature only in the vicinity of the bonded interface 6 in a very short time. Note that a high-density current can be applied in a very short time by using a capacitor.
  • FIG. 4 shows a schematic diagram of the metal material joining method of the present invention when a heat generating material is used.
  • the heat generating material 10 may be in the form of powder, granules, or the like, and an end portion of one material 2 to be bonded and / or the other material 4 to be bonded. May be intentionally oxidized or the like.
  • the heating material 10 may be an insulator having a slight electrical conductivity, an insulator having a partially through region, or the like. Further, a carbon material may be interposed at the bonded interface.
  • Mn, V, Cr, high alloy steel, or the like can be used as the heating material 10.
  • Mn, V, Cr, high alloy steel, or the like can be used as the heating material 10.
  • the electrical resistance value of Mn being higher than that of Fe
  • Mn and ⁇ -Fe can be completely dissolved.
  • the electric resistance values of V and Cr are higher than that of Fe, and V, Cr and ⁇ -Fe can be completely dissolved.
  • high alloy steel has an electrical resistance value higher than that of Fe due to alloying, and high alloy steel and Fe can be completely dissolved.
  • the current density is set so that the time until the sum of the shift margins of the one material 2 and the other material 4 reaches 2 mm is 3 seconds or less. It is preferable to set the current density, and it is more preferable to set the current density to be 2 seconds or less.
  • the shift margin is less than 2 mm, deformation in the vicinity of the bonded interface 6 is often insufficient, and it is difficult to obtain a good joint.
  • the joining time is long, a heat-affected zone is likely to be formed at the joined portion, and the mechanical properties of the joint are degraded.
  • the current density used for current heating is preferably 50 A / mm 2 or more, and more preferably 70 A / mm 2 or more.
  • a good joint can be obtained.
  • the current can be concentrated on the bonded interface 6 and the current density can be increased.
  • Initial area A 0 of the bonding interface is preferably be less than 1/10 of the area of the electrical conductors, and more preferably 1/30 or less.
  • one of the materials to be bonded 2 and / or the other material to be bonded 4 is made of an iron-based metal, and the bonding temperature is set to A 1 point or less of the iron-based metal.
  • the joining method of the metal material of the present invention is solid-phase joining, and it is possible to suppress the deterioration of the mechanical properties of the iron-based metal joint that is noticeable in general melt joining.
  • an iron-type metal means the metal which mainly has iron in a composition, For example, various steel, cast iron, etc. are contained.
  • brittle martensite is formed by phase transformation, and there are cases where joining is difficult and cases where the joint becomes brittle.
  • the phase transformation is reduced by setting the joining temperature to A 1 point or less. Since it does not occur, formation of brittle martensite can be completely suppressed.
  • one of the materials to be bonded 2 and / or the other material to be bonded 4 is titanium or a titanium alloy, and the bonding temperature is equal to or lower than the ⁇ transus temperature of the titanium or titanium alloy. It is preferable that The metal material joining method of the present invention is solid-phase joining, and it is possible to suppress the deterioration of the mechanical properties of the joint, which is noticeable in general melt joining. Further, by setting the bonding temperature to be equal to or lower than the ⁇ transus temperature of titanium or a titanium alloy, the structure of the bonded portion can be made into fine equiaxed grains, and a bonded portion having both high strength and toughness can be formed.
  • the area S1 of the bonded interface is smaller than the cross-sectional area S2 of one bonded material 2 and the other bonded material 4 in a direction substantially perpendicular to the pressure application direction.
  • the area S1 continuously decreases in the direction of the bonded interface at one end of the bonded material 2 and / or the other bonded material 4.
  • the cross-sectional area S2 is a cross-sectional area of a cross section substantially parallel to the bonded interface in the bonded material, and the area S1 of the bonded interface is smaller than the cross-sectional area of an arbitrary cross section of the bonded material.
  • the current path can be narrowed at the bonded interface, and heat generation only in the vicinity of the bonded interface can be promoted.
  • the load and current required for bonding can be reduced by reducing the bonded area.
  • the joining can be achieved without constraining the periphery of the joined material other than the vicinity of the joined interface with the electric conductor.
  • joining parameters (joining time, dependency, etc.) other than the pressure P and joining temperature. These values are not limited as long as the effects are not impaired, and may be set as appropriate depending on the material, shape, size, and the like of the materials to be joined.
  • the timing at which the pressure P is unloaded may be set as appropriate. However, deformation near the bonded interface 6 and burrs from the bonded interface 6 may occur. By unloading after confirming the discharge, a good joint can be obtained more reliably. Note that a higher pressure may be applied at the end of the joining process for the purpose of discharging burrs and bringing the new surface into contact with the surface more strongly.
  • the timing for stopping the temperature rise by the external heating means is not particularly limited, but it is preferable to stop immediately after reaching the bonding temperature. By shortening the heating time as much as possible, the formation of the heat affected zone in the vicinity of the bonding interface can be suppressed.
  • FIG. 5 is a schematic view showing an embodiment of the metal material solid phase bonding device of the present invention.
  • the metal material solid-phase bonding apparatus 20 forms a bonded interface 6 by bringing one bonded material 2 into contact with the other bonded material 4 and applies a pressure P in a direction substantially perpendicular to the bonded interface 6. Applying current from the pressurizing mechanism 22 to be applied and the one material to be bonded 2 (or the other material to be bonded 4) to the other material to be bonded 4 (or one material to be bonded 2) via the interface to be bonded 6; And an energization mechanism 24 that raises the temperature in the vicinity of the bonded interface 6.
  • the solid-phase joining device 20 of metal material is a simple device having a pressurizing mechanism 22 and an energizing mechanism 24, and does not require a rotating mechanism of a friction welding device or a linear sliding mechanism of a linear friction joining device. As a result, the structure can be simplified and the price can be greatly reduced.
  • the pressurizing mechanism 22 can control the pressure P in the range of 100 to 450 MPa, and the energizing mechanism 24 can raise the temperature in the vicinity of the bonded interface 6 to 500 to 1000 ° C.
  • Conventional resistance spot welders and seam welders can also energize and pressurize the area to be joined, but energization is a means for raising the temperature to a higher temperature for the purpose of melting the material to be joined, Thus, the pressurization remains at a low value that ensures the adhesion between the materials to be joined.
  • the pressure P automatically becomes the flow stress of the one material to be bonded 2 and / or the other material to be bonded 4 at the bonding temperature depending on the setting of the desired bonding temperature. It preferably has a function.
  • the flow stress at each temperature is preferably measured in a state close to the situation that occurs during actual joining, but for example, a value obtained by a high-temperature tensile test at each temperature can be used. Since the flow stress depends on the strain rate, it is preferable to bring the tensile rate of the high-temperature tensile test as close as possible to the situation during joining.
  • the temperature dependence of the flow stress is unique to each metal material, and the solid phase bonding apparatus 20 of the metal material holds the flow stress at each temperature as a database, for example, as shown in FIG. If the type of metal material and the desired joining temperature are set, the corresponding pressure can be determined. In addition, it is preferable to record at least a database of iron-based materials and titanium alloys in the solid-phase bonding apparatus 20 for metal materials.
  • a round bar (a) with a diameter of 10 mm and a lathe with an end diameter of 8 mm to increase the current density of the joining surface A convex round bar (b) was obtained. Further, the bonded surfaces were processed with a lathe and then degreased with acetone. A schematic view of each round bar is shown in FIG.
  • FIG. 7 shows a schematic diagram of the joining state
  • FIG. 8 shows an actual arrangement state of the materials to be joined.
  • the material to be joined is sandwiched between the electrode, the graphite plate, and the WC fixing portion from above and below with the end surfaces in contact with each other, and the parts other than the vicinity of the interface to be joined are covered with the graphite mold.
  • the pressurization in the first step and the energization in the second step are performed via the upper and lower electrodes.
  • An insulator is disposed around the interface to be joined.
  • FIG. 8 shows a state where the graphite mold and the insulator are removed.
  • the bonding conditions were such that the pressure applied in the first step was 250 MPa, and the current value used in the second step was in the range of 2000 to 4000 A.
  • the energization was terminated and unloading was performed when the shift margin became 2 mm.
  • the pressure applied in the first step 250 MPa
  • the bonding temperature was set to be less than A 1 point of the bonding material (JIS-S45C).
  • Table 1 shows the tensile properties and the like of the joints obtained under each joining condition. As the current density increases, the bonding strength increases. When the current density is 51.0 A / mm 2 , the tensile strength is about 800 MPa, and when the current density is 79.6 A / mm 2 , it becomes equivalent to the base material (about 830 MPa). Yes. In addition, it was about 700 degreeC when the temperature (joining temperature) of the joining interface vicinity in each joining condition was measured using the thermocouple.
  • FIG. 9 shows an SEM photograph of the bonding interface obtained under the bonding conditions where the current density is as low as 25.5 A / mm 2 .
  • Defects unbonded regions existed at the bonding interface, and the ratio of defects to the entire bonding interface was about 1%.
  • no defect was observed at the joint interface obtained at a current density of 79.6 A / mm 2 where the joint showed the same strength as the base metal (FIG. 10). It is considered that the rate of temperature increase increased with the increase in current density, and the bonded interface was more locally deformed to promote bonding.
  • the vicinity of the joint interface has a structure composed of ferrite (F) and pearlite (P), and martensite and bainite are not recognized.
  • the current density tensile strength reaches a base material strength 79.6 A / mm 2 In this case, it is 1.3 seconds, and a good joint is formed when the joining time is 3 seconds or less (particularly 2 seconds or less).
  • FIG. 11 shows Vickers hardness distributions (perpendicular to the bonding interface) in the vicinity of the bonding interface when the current density is 25.5 A / mm 2 and 79.6 A / mm 2 .
  • the bonding time is long, and thus a softened portion is formed due to thermal effects.
  • the bonding time is 79.6 A / mm 2 , the softened portion is not recognized.
  • the joining temperature is not higher than the A1 point of carbon steel (JIS-S45C), no significant hardening due to the formation of martensite or bainite has occurred.
  • FIG. 12 shows the tensile properties of the obtained joints and the fracture positions in the tensile test. It can be seen that the current density of 50.0 A / mm 2 is the boundary between the base material fracture and the interface fracture, and that a good joint that fractures the base material is obtained when the current density is 60.0 A / mm 2 or more.
  • FIG. 13 shows an overview photograph of the joint obtained under the joining conditions of the offset margin: 6 mm, the pressure: 250 MPa, and the current value: 2000 A.
  • An overview photograph of each is shown in FIG. It can be seen that by increasing the current value (increasing the current density), only the vicinity of the bonding interface is locally greatly deformed, and the area of the bonded interface is sufficiently expanded to form a new surface.
  • the end portion forming the interface to be bonded was turned into a tapered shape as shown in FIG.
  • the current paths were narrowed by bringing the materials to be joined whose tips were processed into a tapered shape into contact with each other, and only the vicinity of the interface to be joined was heated. .
  • the joining conditions were a margin of 4 mm, a pressure of 250 MPa, and a current value of 3000 A, and joints were obtained for the case where the joined interface was buffed and turned.
  • the joining temperature was measured using the thermal image camera, the temperature increase only in the vicinity of the joined interface was confirmed.
  • FIG. 16 shows the temperature change of the materials to be joined at each joining time.
  • the tensile characteristics of the obtained joint are shown in FIG.
  • both the tensile strength and the elongation are improved, and the tensile strength is equivalent to that of the base material.
  • the bonding interface of the joint obtained by buffing the bonded interface was observed with an SEM, as shown in FIG. 18, no unbonded portion was present, and a good bonded portion was formed.
  • the joining of the tissue is a ferrite-pearlite structure, it can be seen that the bonding in the following point A is achieved.
  • FIG. 19 shows the hardness distribution in the load application direction and FIG. 20 in the bonding interface direction.
  • a uniform hardness distribution was obtained in the bonding interface direction, and it was confirmed that the heat input during bonding was uniform with respect to the bonding interface even when a taper material was used.
  • the softening by the heat influence has hardly arisen from the measurement result of a load application direction.
  • some softening is recognized in a junction part, it is thought that it is due to the reduction
  • a round bar (a) having a diameter of 10 mm was used as a material to be joined, and a joint was obtained with a shift margin of 4 mm, a pressure of 250 MPa, and a current value of 3000 to 5000 A.
  • the relationship between the bonding time and the bonding temperature is shown in FIG.
  • the bonding temperature was measured using a thermal image camera. Although the heating rate varies depending on the current value, the bonding temperature is about 700 ° C. regardless of the current value, and it can be seen that the bonding temperature is controlled by the applied pressure.
  • FIG. 22 shows a cross-sectional photograph of the joint and the microstructure of the joint interface obtained at each margin.
  • the shift margin was 7 mm, the area of the bonding interface was sufficiently expanded, and no unbonded portion was observed.
  • the microstructure was analyzed using electron beam backscatter diffraction. Specifically, the electron beam backscattering diffraction pattern obtained by scanning the electron beam with the sample observation surface tilted by 70 ° with respect to the electron beam and scanning with the step size set to 0.02 ⁇ m is analyzed. And information on crystal orientation was obtained. For data collection and analysis, OSL (Orientation Imaging Microscope) manufactured by TSL was used. An orientation color map and a KAM map relating to the cross section of the joint obtained at each shift allowance are shown in FIGS. 23 and 24, respectively.
  • OSL Orientation Imaging Microscope
  • the crystal grain is refined by recrystallization with an increase in the margin, and when the margin is 7 mm, it has a fine recrystallized structure with an average grain size of 1.74 ⁇ m. I understand. Further, the KAM map shows that the dislocation density at the joint decreases as compared with the base material, and increases as the shift margin increases.
  • FIG. 25 and 26 show the Vickers hardness distribution in the joint section of the joint obtained at each margin.
  • FIG. 25 shows the Vickers hardness distribution in the direction perpendicular to the bonding interface
  • FIG. 26 shows the Vickers hardness distribution in the bonding interface direction. From FIG. 25, it can be seen that the softening due to the thermal effect is suppressed by the increase in the margin. Further, FIG. 26 shows that the heat input in the direction of the bonding interface is uniform, and is particularly uniform when the shift margin is large.
  • FIG. 27 shows the tensile test results of the joint and base material obtained at each shift margin. The strength and elongation are improved with an increase in the margin of allowance. When the margin of margin is 7 mm, the same strength and elongation as the base material are obtained.

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Abstract

接合温度の正確な制御が可能であり、接合温度を低温化することができることに加え、被接合材同士を摺動させることなく固相接合を達成できる金属材の固相接合方法及び金属材の固相接合装置を提供する。一方の被接合材と他方の被接合材との端部同士を当接させて被接合界面を形成し、当該被接合界面に対して略垂直方向に圧力を印加する第一工程と、外部加熱手段によって被接合界面近傍を接合温度に昇温する第二工程と、を有し、第一工程において印加する圧力を、所望の接合温度における一方の被接合材及び／又は他方の被接合材の降伏強度以上とすること、を特徴とする金属材の固相接合方法である。

Description

金属材の固相接合方法及び固相接合装置
　本発明は金属材同士を固相接合する方法及び当該固相接合方法に好適に用いることができる固相接合装置に関する。
　鋼やアルミニウム合金等の金属材料の高強度化に伴い、接合構造物の機械的特性を決定する接合部での強度低下が深刻な問題となっている。これに対し、近年、接合中の最高到達温度が被接合材の融点に達せず、接合部における強度低下が従来の溶融溶接と比較して小さい固相接合法が注目され、急速に実用化が進んでいる。
　特に、円柱状の金属部材同士を回転摺動させる摩擦圧接（ＦＷ：Ｆｒｉｃｔｉｏｎ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）や金属部材同士を線形軌跡で摺動させる線形摩擦接合（ＬＦＷ：Ｌｉｎｅａｅｒ　Ｆｒｉｃｔｉｏｎ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）は、摩擦攪拌接合（ＦＳＷ：Ｆｒｉｃｔｉｏｎ　Ｓｔｉｒ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）のようにツールを用いる必要がないことから、高融点金属にも容易に適用することができ、種々の産業における実用化が進められている。
　例えば、特許文献１（特開２００１－２８７０５１号公報）では、硬度が摩擦圧接の回転半径方向にわたってほぼ均一となる高張力鋼材の摩擦圧接継手を提供する方法が提案されている。
　上記特許文献１に記載の高張力鋼材の摩擦圧接継手は、結晶粒径が２μｍ以下の微細組織を有し、引張強さが６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上であるとともに、炭素量が０．１ｗｔ％以下の高張力鋼材の摩擦圧接継手であり、高張力鋼材の炭素量が０．１ｗｔ％と低く抑えられている。この０．１ｗｔ％以下の低炭素量により、摩擦圧接する際に、高張力鋼材の外周部は組織変化が抑制され、硬化が抑制される、としている。
　また、特許文献２（特開２００２－２９４４０４号公報）では、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が提供されている。
　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１０秒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。
　これに対し、上記特許文献２に記載の高炭素鋼材では、固溶状態のＮｂを０．００５ ％以上含有させることで高炭素鋼材のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１の規定に準拠した酸化法により８００℃×５分の熱処理後に測定されるオーステナイト粒度番号を９以上とすることができ、摩擦圧接接合部の硬さの上昇を抑制することができる、としている。
　また、線形摩擦接合に関しては、例えば、特許文献３（特開２０１５－１６４７３８号公報）において、一方の部材を他方の部材に当接させた状態でそれらを同一軌跡上で繰り返し相対移動させて、前記一方の部材を前記他方の部材に摩擦接合する摩擦接合装置であって、前記一方の部材の前記他方の部材に対する相対移動の停止指令にしたがって、該停止指令の発生から前記一方の部材が前記他方の部材に対して前記軌跡を一回相対移動するまでの期間中に前記一方の部材の前記他方の部材に対する相対移動を停止させる停止手段を備えること、を特徴とする摩擦接合装置が開示されている。
　上記特許文献３に記載の摩擦接合装置においては、一方の部材を他方の部材に当接させた状態でそれらを同一軌跡上で繰り返し相対移動させて摩擦接合する際に、相対移動の停止命令をどのタイミングで発生させれば、２つの部材が適切な接合状態となるタイミングで両者の相対移動が丁度停止するかを、特定しやすくすることができる、としている。
特開２００１－２８７０５１号公報 特開２００２－２９４４０４号公報 特開２０１５－１６４７３８号公報
しかしながら、上記特許文献１に開示されている摩擦圧接継手は炭素量が０．１ｗｔ％以下の高張力鋼材であることが必須であり、対象となる被接合材が極めて狭い範囲に限定されてしまう。
　また、上記特許文献２に開示されている摩擦圧接継手においても、被接合材として用いることができる鋼材の組成が限定される。加えて、熱影響部における硬度（強度）低下を効果的に抑制することはできない。
　更に、上記特許文献３に開示されている摩擦接合方法は、停止指令の発生からアクチュエータの停止までにかかる期間を短縮し、摩擦接合量を制御するものであり、継手特性に大きく影響する接合温度を制御することはできない。
　従来の線形摩擦接合は接合界面から軟化したバリを排出することで新生面を当接させて接合を達成するものであり、基本的には摩擦熱によって被接合界面近傍を十分に昇温（軟化）する必要がある。即ち、所望の接合温度を正確に設定することは困難であり、特に、低温化することはより難しい。
　加えて、摩擦圧接や線形摩擦接合では、高圧を印加させた状態で被接合材同士を摺動させる必要があり、接合装置が複雑化・大型化するという本質的な問題が存在する。当該問題によって、これらの接合方法の実質的な適用対象が限定されているのが実情である。
　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、接合温度の正確な制御が可能であり、接合温度を低温化することができることに加え、被接合材同士を摺動させることなく固相接合を達成できる金属材の固相接合方法及び金属材の固相接合装置を提供することにある。
　本発明者は上記目的を達成すべく、金属材の固相接合方法について鋭意研究を重ねた結果、接合温度に対応する圧力を被接合材に印加しつつ、被接合界面近傍のみを局所的に加熱することが極めて効果的であることを見出し、本発明に到達した。
　本発明の最大の特徴は、被接合材同士を当接させる際に、単に当該被接合材の固定や被接合界面の密着性を担保するために小さな圧力を印加するのではなく、接合温度の決定を目的として、大きな圧力を印加することにある。当該接合温度決定のメカニズムを模式的に図１に示す。図１は金属材の降伏応力と温度の関係を模式的に示したグラフである。金属材の降伏応力は温度に依存して変化し、当該降伏応力と温度の関係は金属材毎に異なる。
　ここで、例えば、金属材同士を突合せ接合する場合、被接合界面近傍を十分に軟化させ、被接合界面への新生面の形成や、被接合界面からのバリの排出により、接合が達成される。図１に示す被接合材である金属材の変形抵抗（降伏応力）に着目すると、温度が高い場合は低く、温度が低い場合は高くなる。即ち、被接合界面近傍に圧力を印加する場合、より高い圧力を印加することによって低い温度で変形やバリの排出が開始され、結果として低温で接合が達成されることになる。図１において、具体的には、被接合界面に圧力Ｐ１を印加すると、材料Ａの接合温度はｔ１となり、圧力をＰ２に増加させると接合温度はｔ２に低下する。また、材料Ｂに関しても、圧力をＰ１からＰ２に増加させることで、接合温度はＴ１からＴ２に低下する。
　即ち、本発明は、
一方の被接合材と他方の被接合材との端部同士を当接させて被接合界面を形成し、前記被接合界面に対して略垂直方向に圧力を印加する第一工程と、
　外部加熱手段によって前記被接合界面近傍を接合温度に昇温する第二工程と、を有し、
　前記圧力を、前記接合温度における前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の降伏強度以上とすること、
　を特徴とする金属材の固相接合方法を提供する。
　従来の摩擦圧接や線形摩擦接合においては、摩擦熱によって被接合界面近傍を十分に軟化させ、大量のバリを被接合界面から排出することで接合が達成される。ここで、一般的に、接合温度は被接合材同士の摺動速度、被接合材同士の押付圧力及び接合時間の増加によって上昇すると見做されている。
　しかしながら、被接合材である金属材の変形抵抗に着目すると、温度が高い場合は低く、温度が低い場合は高くなる。即ち、被接合界面近傍に圧力を印加する場合、より高い圧力を印加することによって低い温度でバリが排出され、結果として低温で接合が達成されることになる。本発明の金属材の固相接合方法は、本発明者が明らかにした当該メカニズムに基づいており、特定の金属材における変形抵抗と温度は略一定の関係を有するため、被接合界面近傍に印加する圧力によって、接合温度を正確に制御することができる。
　具体的には、第一工程において、被接合材同士を当接させて被接合界面を形成し、当該被接合界面に対して略垂直方向に、所望の接合温度における一方の被接合材及び／又は他方の被接合材の降伏強度以上の圧力を印加する。その後、第二工程において当該被接合界面近傍を昇温することで、第一工程において設定した接合温度に到達した瞬間に被接合界面近傍が変形し、一方の被接合材及び他方の被接合材の新生面同士が当接して（条件によってはバリが排出され）、接合が達成されることとなる。換言すると、第一工程において印加した圧力がトリガーとなり、接合温度の正確な制御が可能となる。なお、第一工程で印加する圧力は、所望の接合温度における一方の被接合材及び／又は他方の被接合材の降伏強度以上かつ引張強度以下とすることが好ましい。
　ここで、第一工程で圧力を印加するタイミングは、所望の接合温度（被接合界面近傍が当該圧力によって変形する温度）に達する前であればよい。例えば、第二工程における昇温速度が遅い場合等では、第一工程で圧力を印加するタイミングが第二工程の開始の後になる場合も存在する。
　第二工程で用いる外部加熱手段は、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、従来公知の種々の外部加熱手段を用いることができる。ここで、当該外部加熱手段としては、通電加熱、レーザ加熱及び高周波加熱や、アーク、プラズマ及び火炎等を用いた加熱を挙げることができるが、通電加熱を用いることが好ましい。適当な条件で通電加熱を行うことで、被接合界面近傍のみを極めて短時間で昇温することができる。なお、コンデンサを用いることで、極めて短時間に密度の高い電流を通電させることができる。
　また、本発明の金属材の固相接合方法においては、被接合界面全体を均一に昇温することが重要であり、当該目的のために上記の各外部加熱手段を組み合わせて用いてもよい。加えて、必要に応じて、液体ＣＯ２や液体窒素等の供給及びエアーブロー等の外部冷却手段を併用してもよい。
　本発明の金属材の固相接合方法においては、外部加熱手段として通電加熱を用いると共に、前記被接合界面に、前記一方の被接合材及び前記他方の被接合材よりも電気抵抗値が高くなる発熱材を介在させること、が好ましい。薄膜や粉末状の発熱材を被接合界面に配置してもよく、被接合材の端部を意図的に酸化等させてもよい。被接合界面にこれらの発熱材を介在させることで、被接合界面近傍を効率的に昇温することができる。
　また、本発明の金属材の固相接合方法においては、第二工程において、一方の被接合材及び他方の被接合材の寄り代の合計が２ｍｍに到達するまでの時間が３秒以下となるように、通電加熱に用いる電流密度を設定することが好ましく、２秒以下となるように電流密度を設定することがより好ましい。被接合材のサイズ及び形状にも依存するが、寄り代が２ｍｍ未満の場合は被接合界面近傍の変形が不十分である場合が多く、良好な継手を得ることが困難である。一方で、接合時間が長くなると接合部に熱影響部が形成され易く、継手の機械的性質が低下してしまう。これに対し、寄り代の合計が２ｍｍに到達するまでの時間が３秒以下（より好ましくは２秒以下）となるように電流密度を設定することで、接合界面の形成と熱影響部の抑制を同時に達成することができる。
　また、本発明の固相金属材の接合方法においては、被接合界面近傍を局所的に変形させ、一方の被接合材及び他方の被接合材の新生面同士を密着させることが重要である。例えば、一方の被接合材及び他方の被接合材を直径Ｄの丸棒とする場合、これらの被接合材が変形可能となる突き出し長さＬを０．５Ｄ～２Ｄとすることが好ましい。突き出し長さＬを０．５Ｄ以上とすることで、被接合界面に十分な新生面を形成させることができ、２Ｄ以下とすることで、被接合界面近傍のみを局所的に変形させることができる。なお、接合プロセス後の接合界面の面積Ａを被接合界面の初期面積Ａ０の１．５倍以上とすることで十分な新生面が形成され、良好な接合部を得ることができる。
　また、本発明の固相金属材の接合方法においては、電流密度を５０Ａ／ｍｍ２以上とすることが好ましく、７０Ａ／ｍｍ２以上とすることがより好ましい。接合部おける熱影響部の形成を抑制すると共に良好な接合界面を形成するためには、接合時間を短くすることが好ましく、５０Ａ／ｍｍ２以上（より好ましくは７０Ａ／ｍｍ２以上）の電流密度による加熱で被接合界面近傍のみを急激に昇温することで、良好な継手を得ることができる。
　また、０．５Ｄ～２Ｄに設定した突き出し長さＬの領域のみに、高い電流密度の電流を通電させることが好ましい。当該領域の電流密度をそれ以外の領域よりも高くすることで、被接合材全体の温度上昇を抑制しつつ、被接合界面近傍のみを効率的に昇温することができる。
　また、本発明の金属材の固相接合方法においては、前記圧力を、前記接合温度における前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の流動応力とすること、が好ましい。被接合界面に対して略垂直に印加する圧力を一方の被接合材及び／又は他方の被接合材の流動応力とすることで、設定した接合温度において連続的な被接合界面近傍の変形やバリの排出が開始され、最小限の圧力で安定した接合を達成することができる。
　また、本発明の金属材の固相接合方法においては、前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材を鉄系金属とすること、が好ましく、前記接合温度を前記鉄系金属のＡ１点以下とすること、がより好ましい。
本発明の金属材の接合方法は固相接合であり、一般的な溶融接合では顕著に認められる鉄系金属接合部の機械的特性の低下を抑制することができる。なお、本発明において鉄系金属とは、組成において鉄を主とする金属を意味し、例えば、種々の鋼や鋳鉄等が含まれる。また、鉄系金属では相変態によって脆いマルテンサイトが形成し、接合が困難な場合及び接合部が脆化してしまう場合が存在するが、接合温度をＡ１点以下とすることで、相変態が生じないことから、脆いマルテンサイトの形成を完全に抑制することができる。
　また、本発明の金属材の固相接合方法においては、前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材をチタン又はチタン合金とすること、が好ましく、前記接合温度を前記チタン又はチタン合金のβトランザス温度以下とすること、がより好ましい。
本発明の金属材の接合方法は固相接合であり、一般的な溶融接合では顕著に認められる接合部の機械的特性の低下を抑制することができる。また、接合温度をチタン又はチタン合金のβトランザス温度以下とすることで、接合部の組織を微細等軸粒とすることができ、高い強度と靭性を兼ね備えた接合部を形成することができる。
更に、本発明の金属材の固相接合方法においては、外部加熱手段に通電加熱を用いる場合、前記被接合界面の面積Ｓ１が、前記圧力の印加方向に対して略垂直方向の前記一方の被接合材及び前記他方の被接合材の断面積Ｓ２よりも小さいこと、が好ましい。断面積Ｓ２は、被接合材における被接合界面と略平行な断面の断面積であり、被接合材の任意の断面の断面積よりも被接合界面の面積Ｓ１が小さいことになる。その結果、電流経路を被接合界面で絞ることができ、被接合界面近傍のみの発熱を促進することができる。加えて、被接合面積が減少することで、接合に必要な荷重及び電流を小さくすることができる。
ここで、前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の前記端部において、前記面積Ｓ１が前記被接合界面の方向にかけて連続的に減少していることが好ましい。被接合材の端部が所謂テーパー形状となっていることで、効率的に電流経路を被接合界面で絞ることができ、被接合界面近傍の実の発熱を促進することができる。ここで、テーパー角についてより具体的には、被接合材の側面を基準として、３０～６０°とすることが好ましく、４０～５０°とすることがより好ましい。テーパー角度を６０°以下とすることで被接合材の座屈を抑制でき、３０°以上とすることで加熱帯を十分に狭くすることができる。
被接合材の端部をテーパー形状とする場合、接合過程で被接合界面の面積が徐々に変化し、所望の接合温度に対する印加圧力の値を制御することがやや困難になるが、バフ研磨等で被接合界面の凹凸を低減することで、少ない寄り代でも（被接合界面の面積の変化が小さい条件でも）未接合部のない良好な継手を得ることができる。なお、より正確に接合温度等を制御したい場合は、従来公知の種々の方法を用いて、被接合界面の面積の変化を測定し、印加圧力にフィードバックさせればよい。
　また、本発明は、
一方の被接合材を他方の被接合材に当接させて被接合界面を形成し、前記被接合界面に対して略垂直方向に圧力を印加する加圧機構と、
前記一方の被接合材から前記被接合界面を介して前記他方の被接合材に通電し、前記被接合界面近傍を昇温する通電機構と、を有し、
前記加圧機構によって、前記圧力を１００～４５０ＭＰａの範囲で制御可能であり、
前記通電機構によって、前記被接合界面近傍の温度を５００～１０００℃に昇温可能であること、
を特徴とする金属材の固相接合装置も提供する。
　本発明の金属材の固相接合装置は加圧機構と通電機構を基本構成とする簡単なものであり、摩擦圧接装置が有する回転機構や線形摩擦接合装置が有する線形摺動機構は不要である。その結果、構造を簡略化できると共に、価格を大幅に低減することができる。
　ここで、例えば、従来の抵抗スポット溶接機やシーム溶接機も被接合領域への通電と加圧が可能であるが、通電は被接合材の溶融を目的としてより高い温度に昇温するための手段であり、一方で、加圧は被接合材同士の密着性を担保する程度の低い値に留まるものである。
　一方で、本発明の金属材の固相接合装置は従来の抵抗スポット溶接機やシーム溶接機をベースとして製造することもできる。例えば、抵抗スポット溶接機の電源に高速インバータ制御電源等を用いて、超短パルスによる被接合界面近傍の急速加熱を可能とし、加えて、電極による加圧力を高く設定できるようにすることで、本発明の金属材の固相接合装置とすることができる。ここで、機械式（電動式）のサーボプレス装置は応答速度が速く、スライドの動きを任意の速度で設定可能であり、本発明の金属材の固相接合装置の押圧機構として好適に用いることができる。
　本発明の金属材の固相接合装置においては、所望する接合温度の設定により、前記圧力が前記接合温度における前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の流動応力となること、が好ましい。ここで、各温度における流動応力は、実際の接合中に生じる状況に近い状態で測定することが好ましいが、例えば、各温度における高温引張試験で得られる値を用いることができる。なお、流動応力はひずみ速度に依存するため、高温引張試験の引張速度を可能な限り接合中の状況に近接させることが好ましい。
　流動応力の温度依存性は各金属材に固有のものであり、固相接合装置が各温度における流動応力をデータベースとして保有しておくことで、金属材の種類と所望の接合温度を設定すれば、対応する圧力を決定することができる。なお、固相接合装置には少なくとも鉄系材料及びチタン合金のデータベースを記録させておくことが好ましい。
　更に、本発明は、
本発明の金属材の固相接合方法によって、一方の被接合材と他方の被接合材とが接合された継手であって、
前記一方の被接合材と前記他方の被接合材が棒状であり、
前記継手の長手方向における接合部の変形領域の長さが、前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の短手方向の幅よりも短いこと、
を特徴とする継手、も提供する。
　本発明の継手は接合部のみが局所的に変形しており、継手における特異領域である接合部の影響を最小限に留めた継手となっている。なお、例えば直径が１０ｍｍの棒材同士を接合した継手の場合、継手の長手方向における接合部の変形領域の長さが１０ｍｍよりも短くなっている。
　本発明によれば、接合温度の正確な制御が可能であり、接合温度を低温化することができることに加え、被接合材同士を摺動させることなく固相接合を達成できる金属材の固相接合方法及び金属材の固相接合装置を提供することができる。
本発明における接合温度決定のメカニズムを示す概念図である。 本発明の金属材の固相接合方法の一態様を示す模式図である。 各温度における炭素鋼の変形応力（降伏応力）を示すグラフである。 発熱材を用いる場合の本発明の金属材の固相接合方法の模式図である。 本発明の金属材の固相接合装置の一態様を示す模式図である。 被接合材として用いた丸棒の概略図である。 実施例における接合状況の概略図である。 実施例における被接合材の配置状況を示す外観写真である。 電流密度２５．５Ａ／ｍｍ２で得られた接合界面のＳＥＭ写真である。 電流密度７９．６Ａ／ｍｍ２で得られた接合界面のＳＥＭ写真である。 接合界面近傍のビッカース硬度分布（接合界面に垂直方向）を示すグラフである。 実施例で得られた各継手の引張特性及び引張試験における破断位置を示すグラフである。 電流値２０００Ａで得られた継手の概観写真である。 電流値４０００Ａで得られた継手の概観写真である。 被接合材端部に形成させたテーパー形状の概略図である。 接合中における被接合材の温度変化を示す熱画像である。 端部がテーパー形状の被接合材で得られた継手の引張特性を示すグラフである。 被接合界面にバフ研磨を施して得られた継手の接合界面のＳＥＭ写真である。 バフ研磨を施して得られた継手の接合部の硬度分布を示すグラフである（荷重印加方向）。 バフ研磨を施して得られた継手の接合部の硬度分布を示すグラフである（接合界面方向）。 異なる電流値を用いた場合の接合時間と接合温度の関係を示すグラフである。 各寄り代で得られた継手の断面写真及び接合界面の微細組織写真である。 各寄り代で得られた継手の断面に関する方位カラーマップである。 各寄り代で得られた継手の断面に関するＫＡＭマップである。 各寄り代で得られた継手の接合部断面におけるビッカース硬度分布（接合界面に対して垂直方向）である。 各寄り代で得られた継手の接合部断面におけるビッカース硬度分布（接合界面方向）である。 各寄り代で得られた継手及び母材の引張試験結果である。
　以下、図面を参照しながら本発明の金属材の固相接合方法及び金属材の固相接合装置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、同一または相当部分には同一符号を付し、重複する説明は省略する場合がある。また、図面は、本発明を概念的に説明するためのものであるから、表された各構成要素の寸法やそれらの比は実際のものとは異なる場合もある。
（１）金属材の固相接合方法
　本発明の金属材の固相接合方法は、被接合界面を形成すると共に接合に必要な圧力を印加する第一工程と、被接合界面を昇温する第二工程と、を有している。以下、各工程について詳述する。
（１－１）第一工程（圧力印加工程）
　第一工程では、被接合界面を形成すると共に接合に必要な圧力を印加して、接合温度を決定する。被接合材を溶融させる溶融溶接では、被接合材に印加する圧力は被接合材同士を密着させることを目的としており、当該圧力は接合温度に影響しない。これに対し、被接合界面近傍が溶けることなく固相で接合する場合、圧力によって接合温度を正確に決定することができる。
　図２に本発明の金属材の固相接合方法の模式図を示す。第一工程においては、一方の被接合材２と他方の被接合材４とを当接し、被接合界面６を形成させた後、所望の接合温度で一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の降伏強度以上となる圧力Ｐを、被接合界面６に対しいて略垂直方向に印加する。ここで、被接合界面６を形成する一方の被接合材２及び他方の被接合材４の端面は、表面を平滑にしておくことが好ましく、例えば、バフ研磨等を施しておくことが好ましい。端面同士を密着させることで、接合界面における欠陥（未接合部）の形成を抑制することができる。一方で、発熱の観点からは、一方の被接合材２及び他方の被接合材４の端面に微小な凹凸を形成させてもよい。
　圧力Ｐを所望する接合温度における一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の降伏応力以上に設定することで、接合温度を制御することができる。ここで、圧力Ｐを被接合材の降伏応力以上とすることで被接合界面６近傍の変形やバリの排出が開始され、圧力Ｐを更に増加させると、当該変形やバリの排出が加速されることになる。特定の温度における降伏応力は被接合材によって略一定であることから、設定した圧力Ｐに対応する接合温度を実現することができる。
　具体例として、各温度における炭素鋼の変形応力（降伏応力）を図３に示す。なお、図３は「鉄と鋼，第６７年（１９８１）第１１号，１４０頁」に掲載されたグラフである。図３に示されているように、特定の温度における降伏応力は材料によって略一定である。
　即ち、接合時の圧力Ｐを高く設定した場合、より高い降伏強度を有する被接合材を変形させることができ、接合温度を低下させることができる。また、図３に示されているとおり、特定の温度における降伏応力は材料によって略一定であることから、極めて正確に接合温度を制御することができる。例えば、炭素量が０．５３ｗｔ％の場合、圧力Ｐを１５０ＭＰａとすると９５０℃、５０ＭＰａとすると１１８０℃とすることができる。
　ここで、圧力Ｐは所望する接合温度における一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の流動応力とすることがより好ましい。被接合界面６に対して略垂直に印加する圧力Ｐを一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の流動応力とすることで、設定した接合温度においてより確実に連続的な被接合界面６近傍の変形やバリの排出が開始され、最小限の圧力で安定した接合を達成することができる。
一方の被接合材２及び他方の被接合材４の材質は、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、冶金的に接合可能な金属相を有していればよいが、鉄系金属、チタン又はチタン合金であること、が好ましい。鉄系金属、チタン又はチタン合金は十分な室温強度を有し、一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４が薄い領域や細い領域を有している場合等であっても、第一工程における圧力Ｐの印加に耐え得る機械的特性を有している。その結果、一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４をこれらの金属とすることで、接合プロセス中における不要な箇所での変形等を防止することができる。加えて、本発明の接合方法は固相接合であり、一般的な溶融接合では顕著に認められる接合部の機械的特性の低下を抑制することができる。
また、一方の被接合材２及び他方の被接合材４の形状及びサイズは、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、接合装置によって所望の加圧及び昇温等を実現できるものであればよいが、被接合界面６の面積を一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の断面積よりも小さくすることが好ましい。被接合界面６の面積を比較的小さくすることで、第二工程において、電流密度を高くすることができることに加え、被接合界面６の温度分布を均一にすることができる。
（１－２）第二工程
　第二工程は、被接合界面６に対して略垂直に圧力Ｐを印加した状態で、外部加熱手段によって被接合界面６の近傍を接合温度に昇温する工程である。
　外部加熱手段によって被接合界面６の近傍を昇温する方法は、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、従来公知の種々の外部加熱手段を用いることができる。当該外部加熱手段としては、通電加熱、レーザ加熱及び高周波加熱や、アーク、プラズマ及び火炎等を用いた加熱を挙げることができるが、通電加熱を用いることが好ましい。適当な条件で通電加熱を行うことで、被接合界面６の近傍のみを極めて短時間で昇温することができる。なお、コンデンサを用いることで、極めて短時間に密度の高い電流を通電させることができる。
　また、外部加熱手段として通電加熱を用いると共に、被接合界面６に、一方の被接合材２及び他方の被接合材４よりも電気抵抗値が高くなる発熱材を介在させることが好ましい。図４に、発熱材を用いる場合の本発明の金属材の接合方法の模式図を示す。図４では発熱材１０が薄膜状の場合を示しているが、発熱材１０は粉末状や粒状等であってもよく、一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の端部を意図的に酸化等させてもよい。被接合界面６にこれらの発熱材を介在させることで、被接合界面６の近傍を効率的に昇温することができる。なお、発熱材１０には僅かに電気伝導性を付与した絶縁体や、部分的に貫通領域を有する絶縁体等を用いてもよい。また、炭素材を被接合界面に介在させてもよい。
　一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４に鉄系材料を用いる場合、発熱材１０としては、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ及び高合金鋼等を用いることができる。Ｍｎの電気抵抗値はＦｅよりも高いことに加え、Ｍｎとγ－Ｆｅは全率固溶することができる。また、Ｖ及びＣｒの電気抵抗値もＦｅよりも高く、Ｖ及びＣｒとα－Ｆｅは全率固溶することができる。また、高合金鋼は合金化により、Ｆｅよりも電気抵抗値が高く、高合金鋼とＦｅは全率固溶することができる。
　また、第二工程において通電加熱を用いる場合、一方の被接合材２及び他方の被接合材４の寄り代の合計が２ｍｍに到達するまでの時間が３秒以下となるように、電流密度を設定することが好ましく、２秒以下となるように電流密度を設定することがより好ましい。寄り代が２ｍｍ未満の場合は被接合界面６の近傍の変形が不十分である場合が多く、良好な継手を得ることが困難である。一方で、接合時間が長くなると接合部に熱影響部が形成され易く、継手の機械的性質が低下してしまう。これに対し、寄り代の合計が２ｍｍに到達するまでの時間が３秒以下（より好ましくは２秒以下）となるように電流密度を設定することで、接合界面の形成と熱影響部の抑制を同時に達成することができる。
　また、通電加熱に用いる電流密度は５０Ａ／ｍｍ２以上とすることが好ましく、７０Ａ／ｍｍ２以上とすることがより好ましい。接合部おける熱影響部の形成を抑制するためには、接合時間を短くすることが好ましく、５０Ａ／ｍｍ２以上（より好ましくは７０Ａ／ｍｍ２以上）の電流密度による加熱で被接合界面近傍のみを急激に昇温することで、良好な継手を得ることができる。ここで、被接合界面６の面積を小さくすることで、電流を被接合界面６に集中させ、電流密度を増加させることができる。また、被接合界面近傍以外の被接合材の周囲を電気伝導体で被覆拘束すると共に、当該電気伝導体の間に突き出し長さに相当する絶縁体を配置することで、被接合材の突き出し部分のみに高い電流密度を有する電流を通電させることができる。被接合界面の初期面積Ａ０は電気伝導体の面積の１／１０以下とすることが好ましく、１／３０以下とすることがより好ましい。
　本発明の金属材の固相接合方法においては、一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４を鉄系金属とし、接合温度を当該鉄系金属のＡ１点以下とすることが好ましい。本発明の金属材の接合方法は固相接合であり、一般的な溶融接合では顕著に認められる鉄系金属接合部の機械的特性の低下を抑制することができる。なお、本発明において鉄系金属とは、組成において鉄を主とする金属を意味し、例えば、種々の鋼や鋳鉄等が含まれる。また、鉄系金属では相変態によって脆いマルテンサイトが形成し、接合が困難な場合及び接合部が脆化してしまう場合が存在するが、接合温度をＡ１点以下とすることで、相変態が生じないことから、脆いマルテンサイトの形成を完全に抑制することができる。
　更に、本発明の金属材の固相接合方法においては、一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４をチタン又はチタン合金とし、接合温度を当該チタン又はチタン合金のβトランザス温度以下とすることが好ましい。本発明の金属材の接合方法は固相接合であり、一般的な溶融接合では顕著に認められる接合部の機械的特性の低下を抑制することができる。また、接合温度をチタン又はチタン合金のβトランザス温度以下とすることで、接合部の組織を微細等軸粒とすることができ、高い強度と靭性を兼ね備えた接合部を形成することができる。
外部加熱手段に通電加熱を用いる場合、被接合界面の面積Ｓ１が、圧力の印加方向に対して略垂直方向の一方の被接合材２及び他方の被接合材４の断面積Ｓ２よりも小さいこと、が好ましい。また、一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の端部において、面積Ｓ１が被接合界面の方向にかけて連続的に減少していることがより好ましい。断面積Ｓ２は、被接合材における被接合界面と略平行な断面の断面積であり、被接合材の任意の断面の断面積よりも被接合界面の面積Ｓ１が小さいことになる。その結果、電流経路を被接合界面で絞ることができ、被接合界面近傍のみの発熱を促進することができる。加えて、被接合面積が減少することで、接合に必要な荷重及び電流を小さくすることができる。また、この場合、被接合界面近傍以外の被接合材の周囲を電気伝導体で被覆拘束することなく、接合を達成することができる。
（１－３）その他の接合条件
　本発明の金属材の固相接合方法においては、圧力Ｐ及び接合温度以外の接合パラメータ（接合時間及び依り代等）も設定する必要があるが、本発明の効果を損なわない限りにおいてこれらの値は制限されず、被接合材の材質、形状及びサイズ等によって適宜設定すればよい。
　ここで、被接合界面６の温度が所望の接合温度に到達した後、圧力Ｐを除荷するタイミングは適宜設定すればよいが、被接合界面６近傍の変形や被接合界面６からのバリの排出を確認した後に除荷することで、良好な継手をより確実に得ることができる。なお、バリを排出すると共に新生面をより強く当接させる目的で、接合工程の最後でより高い圧力を印加してもよい。
　また、被接合界面６の近傍が所望の接合温度に達していれば、外部加熱手段による昇温を停止するタイミングは特に限定されないが、接合温度到達直後に停止することが好ましい。加熱時間を可能な限り短くすることで、接合界面近傍における熱影響部の形成を抑制することができる。
（２）金属材の固相接合装置
　図５は本発明の金属材の固相接合装置の一態様を示す模式図である。金属材の固相接合装置２０は、一方の被接合材２を他方の被接合材４に当接させて被接合界面６を形成し、被接合界面６に対して略垂直方向に圧力Ｐを印加する加圧機構２２と、一方の被接合材２（又は他方の被接合材４）から被接合界面６を介して他方の被接合材４（又は一方の被接合材２）に通電し、被接合界面６の近傍を昇温する通電機構２４と、を有している。
　金属材の固相接合装置２０は加圧機構２２と通電機構２４を有する簡単なものであり、摩擦圧接装置が有する回転機構や線形摩擦接合装置が有する線形摺動機構は不要である。その結果、構造を簡略化できると共に、価格を大幅に低減することができる。
加圧機構２２は圧力Ｐを１００～４５０ＭＰａの範囲で制御可能であり、通電機構２４によって、被接合界面６近傍の温度を５００～１０００℃に昇温可能である。従来の抵抗スポット溶接機やシーム溶接機も被接合領域への通電と加圧が可能であるが、通電は被接合材の溶融を目的としてより高い温度に昇温するための手段であり、一方で、加圧は被接合材同士の密着性を担保する程度の低い値に留まるものである。
　また、金属材の固相接合装置２０は、所望する接合温度の設定により、自動的に圧力Ｐが当該接合温度における一方の被接合材２及び／又は他方の被接合材４の流動応力となる機能を有することが好ましい。ここで、各温度における流動応力は、実際の接合中に生じる状況に近い状態で測定することが好ましいが、例えば、各温度における高温引張試験で得られる値を用いることができる。なお、流動応力はひずみ速度に依存するため、高温引張試験の引張速度を可能な限り接合中の状況に近接させることが好ましい。
　流動応力の温度依存性は各金属材に固有のものであり、金属材の固相接合装置２０が各温度における流動応力をデータベースとして保有しておくことで、例えば、図３に示すように、金属材の種類と所望の接合温度を設定すれば、対応する圧力を決定することができる。なお、金属材の固相接合装置２０には少なくとも鉄系材料及びチタン合金のデータベースを記録させておくことが好ましい。
　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。
被接合材としてフェライト・パーライト組織を有する炭素鋼（ＪＩＳ－Ｓ４５Ｃ）を用い、形状は直径１０ｍｍの丸棒（ａ）と、接合面の電流密度を増やすために端部の直径を８ｍｍに旋盤加工した凸型の丸棒（ｂ）とした。また、被接合面は旋盤で加工後、アセトンにより脱脂した。各丸棒の概略図を図６に示す。
接合状況の概略図を図７、実際の被接合材の配置状況を図８にそれぞれ示す。被接合材は端面を当接させた状態で上下から電極、グラファイトプレート及びＷＣ固定部で挟まれており、被接合界面近傍以外はグラファイトモールドで覆われている。第一工程における加圧及び第二工程における通電は、上下の電極等を介して行われる。また、被接合界面の周囲には絶縁体が配置されている。なお、図８で示しているのはグラファイトモールド及び絶縁体を取り外した状態である。
接合条件は、第一工程で印加する圧力を２５０ＭＰａとし、第二工程で用いる電流値を２０００～４０００Ａの範囲とした。なお、寄り代が２ｍｍとなった時点で通電を終了し、除荷を行った。ここで、第一工程で印加する圧力（２５０ＭＰａ）は、接合温度が被接合材（ＪＩＳ－Ｓ４５Ｃ）のＡ１点以下となるように設定した。
表1に、各接合条件で得られた継手の引張特性等を示す。電流密度の増加に伴い接合強度が増加し、電流密度が５１．０Ａ／ｍｍ２の場合に引張強度が約８００ＭＰａ、７９．６Ａ／ｍｍ２の場合に母材と同等（約８３０ＭＰａ）になっている。なお、熱電対を用いて各接合条件における接合界面近傍の温度（接合温度）を測定したところ、約７００℃であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
電流密度が２５．５Ａ／ｍｍ２と低い接合条件で得られた接合界面のＳＥＭ写真を図９に示す。接合界面には欠陥（未接合領域）が存在し、全接合界面に対する欠陥の割合は約１%であった。これに対し、継手が母材と同等の強度を示した電流密度７９．６Ａ／ｍｍ２で得られた接合界面には欠陥は認められなかった（図１０）。電流密度の増加に伴って昇温速度が大きくなり、より局部的に被接合界面が変形して接合が促進されたと考えられる。なお、接合界面近傍はフェライト（Ｆ）及びパーライト（Ｐ）からなる組織となっており、マルテンサイトやベーナイトは認められない。
ここで、接合時間に着目すると、引張強度が約８００ＭＰａに達した電流密度５１．０Ａ／ｍｍ２の場合は２．６秒、引張強度が母材強度に達した電流密度７９．６Ａ／ｍｍ２の場合は１．３秒となっており、接合時間が３秒以下（特に２秒以下）となる場合に良好な継手が形成されている。
電流密度２５．５Ａ／ｍｍ２の場合及び７９．６Ａ／ｍｍ２の場合の接合界面近傍のビッカース硬度分布（接合界面に垂直方向）を図１１に示す。電流密度２５．５Ａ／ｍｍ２の場合は接合時間が長くなるため、熱影響による軟化部が形成されているが、接合時間の短い７９．６Ａ／ｍｍ２の場合は軟化部が認められない。また、両接合条件において、接合温度は炭素鋼（ＪＩＳ－Ｓ４５Ｃ）のＡ１点以下となっていることから、マルテンサイトやベーナイトの生成に起因する顕著な硬化は生じていない。
次に、寄り代を６ｍｍとし、第一工程で印加する圧力を２５０ＭＰａ、第二工程で用いる電流値を２０００～４０００Ａの範囲として種々の継手を得た。なお、図６に示す２種類の丸棒に加え、端部の直径を７ｍｍに旋盤加工した凸型の丸棒も被接合材として用いた。
得られた各継手の引張特性及び引張試験における破断位置を図１２に示す。電流密度５０．０Ａ／ｍｍ２が母材破断と界面破断の境界であり、電流密度が６０．０Ａ／ｍｍ２以上になると母材破断する良好な継手が得られていることが分かる。
寄り代：６ｍｍ、圧力：２５０ＭＰａ、電流値：２０００Ａの接合条件で得られた継手の概観写真を図１３に、寄り代：６ｍｍ、圧力：２５０ＭＰａ、電流値：４０００Ａの接合条件で得られた継手の概観写真を図１４にそれぞれ示す。電流値を高くする（電流密度を高くする）ことで、接合界面近傍のみが局所的に大きく変形し、被接合界面の面積が十分に拡大して新生面が形成されたことが分かる。
次に、直径１０ｍｍの丸棒（ａ）に関して、被接合界面を形成する端部を図１５のテーパー形状に旋盤加工して、被接合材とした。ここで、被接合材の周囲をグラファイトモールドで被覆拘束することなく、先端をテーパー形状に加工した被接合材同士を当接させることで電流経路を絞り、被接合界面近傍のみを昇温させた。
接合条件は、寄り代：４ｍｍ、圧力：２５０ＭＰａ、電流値：３０００Ａとし、被接合界面をバフ研磨した場合と旋盤加工した場合について、継手を得た。なお、熱画像カメラを用いて接合温度を測定したところ、被接合界面近傍のみでの昇温が確認された。各接合時間における被接合材の温度変化を図１６に示す。
得られた継手の引張特性を図１７に示す。被接合界面にバフ研磨を施すことで引張強度と伸びが共に向上しており、引張強度については母材と同等の値が得られている。被接合界面にバフ研磨を施して得られた継手の接合界面をＳＥＭ観察したところ、図１８に示すように未接合部は存在しておらず、良好な接合部が形成されていた。また、接合部の組織はフェライト・パーライト組織であり、Ａ１点以下で接合が達成されていることが分かる。
バフ研磨を施して得られた継手の接合部についてビッカース硬度を測定した。図１９に荷重印加方向、図２０に接合界面方向の硬度分布を示す。接合界面方向には均一な硬度分布が得られており、テーパー材を用いる場合であっても、接合中の入熱は接合界面に対して均一になっていることが確認された。なお、荷重印加方向の測定結果から、熱影響による軟化が殆ど生じていないことが分かる。なお、接合部において若干の軟化が認められるが、再結晶による転位密度の減少が原因であると考えられる。
　次に、直径１０ｍｍの丸棒（ａ）を被接合材とし、寄り代：４ｍｍ、圧力：２５０ＭＰａで電流値を３０００～５０００Ａとして継手を得た。接合時間と接合温度の関係を図２１に示す。なお、接合温度は熱画像カメラを用いて測定した。電流値によって昇温速度は異なっているが、接合温度は電流値に依らず約７００℃となっており、印加圧力によって接合温度が制御されていることが分かる。
　次に、直径１０ｍｍの丸棒（ａ）を被接合材とし、圧力：２５０ＭＰａ、電流値：３００Ａで寄り代を４～７ｍｍとして継手を得た。各寄り代で得られた継手の断面写真及び接合界面の微細組織を図２２に示す。寄り代を７ｍｍとした場合は接合界面の面積が十分に拡大されており、未接合部は認められなかった。
　接合部の微細組織をより詳細に把握するため、電子線後方散乱回折を用いた微細組織の解析を行った。具体的には、試料観察面を電子線に対し７０°傾斜させ、ステップサイズを０．０２μｍとして電子線を走査することで得られた電子線後方散乱回折パターンを解析し、微小領域の結晶系や結晶方位に関する情報を得た。データの収集・解析にはＴＳＬ社製のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｉｎｇ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた。各寄り代で得られた継手の断面に関する方位カラーマップ及びＫＡＭマップを図２３及び図２４にそれぞれ示す。
　方位カラーマップより、寄り代の増加に伴って、再結晶によって結晶粒が微細化しており、寄り代が７ｍｍの場合は平均粒径が１．７４μｍの微細な再結晶組織となっていることが分かる。また、ＫＡＭマップより、接合部の転位密度は母材と比較すると減少し、寄り代の増加に伴って増加することが示されている。
　各寄り代で得られた継手の接合部断面におけるビッカース硬度分布を図２５及び図２６に示す。図２５は接合界面に対して垂直方向のビッカース硬度分布であり、図２６は接合界面方向のビッカース硬度分布である。図２５より、寄り代の増加により、熱影響による軟化が抑制されていることが分かる。また、図２６より、接合界面方向の入熱は均一であり、寄り代が大きい場合は特に均一になることが示されている。
　各寄り代で得られた継手及び母材の引張試験結果を図２７に示す。寄り代の増加に伴い強度及び伸びが向上しており、寄り代が７ｍｍの場合は母材と同等の強度及び伸びが得られている。
２・・・一方の被接合材、
４・・・他方の被接合材、
６・・・被接合界面、
１０・・・発熱材、
２０・・・金属材の固相接合装置、
２２・・・加圧機構、
２４・・・通電機構。

Claims (13)

  1. 　一方の被接合材と他方の被接合材との端部同士を当接させて被接合界面を形成し、前記被接合界面に対して略垂直方向に圧力を印加する第一工程と、
    　外部加熱手段によって前記被接合界面近傍を接合温度に昇温する第二工程と、を有し、
    　前記圧力を、前記接合温度における前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の降伏強度以上とすること、
    　を特徴とする金属材の固相接合方法。
  2. 　前記外部加熱手段に通電加熱を用いること、
    　を特徴とする請求項１に記載の金属材の固相接合方法。
  3. 　前記被接合界面に、前記一方の被接合材及び前記他方の被接合材よりも電気抵抗値が高い発熱材を介在させること、
    　を特徴とする請求項２に記載の金属材の固相接合方法。
  4. 　前記圧力を、前記接合温度における前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の流動応力とすること、
    　を特徴とする請求項１～３のうちのいずれかに記載の金属材の固相接合方法。
  5. 　前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材を鉄系金属とすること、
    を特徴とする請求項１～４のうちのいずれかに記載の金属材の固相接合方法。
  6. 前記接合温度を前記鉄系金属のＡ１点以下とすること、
    を特徴とする請求項５に記載の金属材の固相接合方法。
  7. 前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材をチタン又はチタン合金とすること、
    を特徴とする請求項１～４のうちのいずれかに記載の金属材の固相接合方法。
  8. 前記接合温度を前記チタン又はチタン合金のβトランザス温度以下とすること、
    を特徴とする請求項７に記載の金属材の固相接合方法。
  9. 前記被接合界面の面積Ｓ１が、前記圧力の印加方向に対して略垂直方向の前記一方の被接合材及び前記他方の被接合材の断面積Ｓ２よりも小さいこと、
    を特徴とする請求項２～８のうちのいずれかに記載の金属材の固相接合方法。
  10. 前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の前記端部において、前記面積Ｓ１が前記被接合界面の方向にかけて連続的に減少していること、
    を特徴とする請求項９に記載の金属材の固相接合方法。
  11. 一方の被接合材を他方の被接合材に当接させて被接合界面を形成し、前記被接合界面に対して略垂直方向に圧力を印加する加圧機構と、
    前記一方の被接合材から前記被接合界面を介して前記他方の被接合材に通電し、前記被接合界面近傍を昇温する通電機構と、を有し、
    前記加圧機構によって、前記圧力を１００～４５０ＭＰａの範囲で制御可能であり、
    前記通電機構によって、前記被接合界面近傍の温度を５００～１０００℃に昇温可能であること、
    を特徴とする金属材の固相接合装置。
  12. 所望する接合温度の設定により、前記圧力が前記接合温度における前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の流動応力となること、
    を特徴とする請求項１１に記載の金属材の固相接合装置。
  13. 請求項１～１０のうちのいずれかに記載の金属材の固相接合方法によって、一方の被接合材と他方の被接合材とが接合された継手であって、
    前記一方の被接合材と前記他方の被接合材が棒状であり、
    前記継手の長手方向における接合部の変形領域の長さが、前記一方の被接合材及び／又は前記他方の被接合材の短手方向の幅よりも短いこと、
    を特徴とする継手。
     
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