WO2020184124A1 - 固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法 - Google Patents

固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法 Download PDF

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浩作 潮田
知也 柳楽
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Definitions

  • a weathering steel for solid phase bonding a steel material for solid phase bonding, a solid phase bonding structure having the weathering steel for solid phase bonding, and a weathering resistance for solid phase bonding can be preferably used.
  • the present invention relates to a solid-state bonding method for steel.
  • solid-phase bonding methods that can reduce the decrease in strength of joints compared to conventional hot-dip welding, and in particular, solid-phase bonding methods that utilize frictional heat generation and plastic deformation of metal materials are being actively studied.
  • the solid-state joining method include “friction stir welding (FSW)” in which a columnar tool rotating at high speed is press-fitted into a material to be joined, and a rotating columnar material to be fixed is fixed.
  • FSW frequency stir welding
  • Examples thereof include “friction pressure welding” in which the materials to be joined are brought into contact with each other and joined, and “linear friction welding” in which the materials to be joined are reciprocated to be joined in a state of being in contact with each other.
  • Patent Document 1 (Special According to Kai 2008-31494), the total of the temperature range width of a low alloy structural steel, which is a single ferrite phase in an equilibrium state of 600 ° C. or higher, and the temperature range width of two phases, an austenite phase and a ferrite phase, is A low alloy structural steel for frictional agitation welding, which is characterized by having a temperature of 200 ° C. or higher, is disclosed.
  • the deformation resistance of the steel in friction stir welding is increased by expanding the ferrite single phase region and the austenite phase-ferrite two phase region in the vicinity of the ultimate temperature of the joint.
  • the durability of the rotating tool is improved, and restrictions on joining conditions such as joining speed are relaxed.
  • the frequency of replacement work due to wear and tear of the tool is suppressed, and the joining time is shortened, so that the construction efficiency is improved.
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-162971
  • the mass is%. C: 0.40 to 1.50%
  • balance Fe and inevitable A steel for friction stir welding process, which is composed of impurities, is disclosed.
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2018-16866
  • the steel composition is C: 0.20 to 0.45% and Cr: 1.00 to 3.50 in mass%.
  • a friction stir welding steel which contains% and has a carbon equivalent CE defined by the formula A of 0.40 to 1.00% by mass.
  • CE C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (Cr + Mo + V) / 5 ...
  • the element symbol described in the formula (A) indicates the content of each component in the friction stir welding steel material in unit mass%.
  • the friction stir welding steel described in Patent Document 3 is a steel capable of obtaining joint characteristics (tensile strength and breaking toughness of the stirring portion, etc.) equal to or higher than those of conventional high-strength steel by friction stir welding. It is said that it is possible to provide a steel to which only a relatively inexpensive alloy element is added to a minimum, and a friction stir welding method using the steel as a material to be joined.
  • the low alloy structural steel disclosed in Patent Document 1 facilitates the application of friction stir welding to steel by reducing the deformation resistance of the steel during the process, and the joint portion (stirring portion). ), The cost and availability of elements added to steel are hardly considered. Further, in recent years, the demand for long-term reliability of steel structures has been increasing, and the low alloy structural steels disclosed in Patent Document 1 have not been considered for weather resistance at all.
  • the friction stir process steel disclosed in Patent Document 2 has an optimized composition for surface quenching using frictional heat, and an object of ensuring the mechanical properties of the joint.
  • the design guideline is completely different from that of the steel material.
  • the weather resistance of the steel is not considered at all. It cannot be suitably used for structures such as bridges that require corrosion resistance.
  • the additive elements are limited for the purpose of suppressing welding cracks. More specifically, it is known that the corrosion resistance is improved by adding Cu or P, but since these elements cause welding cracks, the amount of Cu added is generally 0.3 mass by mass. % And P are added in an amount of about 0.01% by mass.
  • an object of the present invention is a weathering steel for solid phase bonding having a tensile property equivalent to that of high tension steel, in which a good joint portion is formed by solid phase bonding.
  • weathering steel for solid-phase bonding and weathering steel for solid-phase bonding which have superior weathering resistance to conventional weathering steel for welding and have a joint reliability equal to or higher than that of the base material.
  • Another object of the present invention is to provide a solid-phase bonding structure having the weathering steel for solid-phase bonding of the present invention and a method for solid-phase bonding of the weathering steel for solid-phase bonding.
  • the present inventor has conducted extensive research on the relationship between the composition of steel and weather resistance, and the relationship between the composition of steel and the mechanical properties of the base metal and solid-phase joint, and as a result, based on carbon steel. We have found that increasing the amount of P added is extremely effective, and have reached the present invention.
  • the steel composition is mass%, C: 0.10 to 0.60%, P: Containing more than 0.035 to 1.000%, The balance is composed only of Fe and unavoidable impurities, Provided is a weathering steel for solid phase bonding.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention is premised on bonding by solid phase bonding, but the method of solid phase bonding is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known solids A phase joining method can be used.
  • Typical solid phase welding methods include friction stir welding, friction welding and linear friction welding.
  • the upper limit of the P content of the weathering steel sheet (GIS G3114) for welded structures that guarantees weldability is limited to 0.035%.
  • the corrosion resistance (weather resistance) of steel is clearly improved by densification of protective rust, and the effect is increased up to about 1.0% by mass.
  • the weathering steel for solid-phase bonding of the present invention is premised on the use of solid-phase bonding, and since it is not necessary to consider cracks due to melt welding, the P content is more than 0.035 to 1.00 mass. It is%.
  • the content of P is preferably 0.050 to 0.500% by mass, and more preferably 0.080 to 0.300% by mass.
  • the C content is 0.10 to 0.60% by mass in order to realize the tensile strength equivalent to that of the high-strength steel plate. If the C content is increased, cracks are likely to occur during welding, but by assuming the use of solid phase bonding, a relatively large amount of C can be contained.
  • the content of C is preferably small, the upper limit is more preferably 0.50% by mass, and most preferably 0.30% by mass. For example, although it depends on other additive elements and structure, a tensile strength of 490 MPa or more can be obtained by setting the carbon content to 0.30% by mass.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention further contains more than 0 to 3.00% by mass of Cu.
  • the protective rust is densified and the weather resistance (corrosion resistance) is improved. This effect is exhibited when even a small amount of Cu is added, but even if it is added in an amount of 3.00% by mass or more, no significant improvement is expected.
  • the upper limit is 3.00. It is mass%.
  • the amount of Cu added is preferably 0.10 to 2.00% by mass, more preferably 0.30 to 1.00% by mass.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention further contains Mn in an amount of more than 0 to 2.00% by mass. It is considered that the inclusion of Mn suppresses the formation of proeutectoid ferrite and increases the amount of solid solution strengthening.
  • the more preferable content of Mn is 0.25 to 0.75% by mass.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention further contains Si in an amount of more than 0 to 1.00% by mass.
  • Si it is possible to prevent the solid phase joint from being softened by heat, and it is expected that the effect of suppressing the formation of cementite, which reduces ductility, can be expected.
  • it is set to 1.00% or less the decrease in toughness can be suppressed.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention further contains Cr in an amount of more than 0 to 2.00% by mass.
  • Cr in an amount of more than 0 to 2.00% by mass.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention further contains more than 0 to 3.00% by mass of Ni.
  • the weather resistance of the weathering steel for solid phase bonding can be further improved.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention further contains Mo in an amount of more than 0 to 1.00% by mass.
  • Mo in an amount of more than 0 to 1.00% by mass, the weather resistance of the weathering steel for solid phase bonding can be further improved.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention preferably further contains Ti in an amount of more than 0 to 0.03% by mass. By containing more than 0 to 0.03% by mass of Ti, the weather resistance of the weathering steel for solid phase bonding can be further improved.
  • the present invention is a bonding structure having a solid phase bonding portion of the weathering steel for solid phase bonding of the present invention, and the impact absorption energy of the solid phase bonding portion is the weathering steel for solid phase bonding (solid). Also provided is a solid phase bonding structure characterized by having 90% or more of the impact absorption energy of the weathering steel base material for phase bonding).
  • the material of the bonded structure other than the weathering steel for solid phase bonding, the shape and size of the structure, and the like are not particularly limited, and various conventionally known structures can be used.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention is used for the solid phase bonding structure of the present invention, it is better than the structure in which the conventional weathering steel for welded structure is used. Has weather resistance. If necessary, the surface of the weathering steel for solid phase bonding may be coated to improve corrosion resistance, but it may be uncoated depending on the usage environment.
  • the impact absorption energy of the solid phase bonding portion of the weathering steel for solid phase bonding is 90% or more of the impact absorption energy of the base material, and the solid phase bonding structure of the present invention has extremely high reliability.
  • the shock absorption energy of the solid phase joint is preferably 95% or more, more preferably 100% or more of the shock absorption energy of the base metal.
  • the method for measuring the shock absorption energy is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known measuring methods can be used. For example, a minute test piece is cut out from the joint and the subject is concerned. A micro-impact test may be performed on the test piece. In the stress-displacement curve obtained in the micro-impact test, the impact absorption energy can be calculated from the area of the region surrounded by the curve.
  • the present invention also provides a weathering steel material for solid phase bonding, which comprises the weathering steel for solid phase bonding of the present invention and has a mixed structure of ferrite and fine cementite. Since the weathering steel for solid phase bonding of the present invention has a mixed structure composed of ferrite and fine cementite, it is possible to exhibit high strength and reliability in addition to excellent weather resistance.
  • the mixing structure consisting of ferrite and fine cementite, for example, can be obtained by performing the friction stir process at the following three points A against solid bonding weathering steel of the present invention.
  • the present invention is a method of solid-phase bonding to the weather-resistant steel for solid-phase bonding of the present invention, and the bonding temperature is set to A 3 points or less determined by the chemical composition of the weather-resistant steel for solid-phase bonding.
  • a solid phase bonding method characterized in that.
  • the solid-phase bonding weathering steel of the present invention comprise a large number of P, P from raising the three points A steel, readily A 3-point below compared to conventional steel Solid phase bonding can be performed.
  • the toughness of the joint is increased. May decrease.
  • the bonding temperature of the solid phase bonding is set to A 3 point or less, which is determined by the chemical composition of the weathering steel for solid phase bonding, the toughness of the solid phase bonding portion can be improved and the solid phase can be improved.
  • the impact absorption energy of the joint can be made higher than the impact absorption energy of the base material.
  • the bonding temperature of the solid phase bonding is set to A 3 or less, which is determined by the chemical composition of the weathering steel for solid phase bonding, the impact absorption energy of the solid phase bonding portion is less than 90% of the impact absorption energy of the base material.
  • the bonding temperature is A 1 point or less, which is determined by the chemical composition of the weathering steel for solid phase bonding.
  • the solid phase bonding method of the present invention it is preferable to use any one of friction stir welding, friction welding and linear solid phase welding.
  • the bonding temperature it is necessary to control the bonding temperature, but by using these solid-phase bonding methods, the bonding temperature can be accurately determined.
  • the joining temperature can be controlled by the shape, size and material of the tool, joining speed, joining load, tool rotation speed, and the like.
  • the bonding temperature can be controlled by the bonding pressure applied to the interface to be bonded.
  • the present invention is a weathering steel for solid phase bonding having a tensile property equivalent to that of high tension steel, in which a good joint portion is formed by solid phase bonding, and is more than a conventional weathering steel for welding. It is possible to provide a weathering steel for solid phase bonding and a weathering steel material for solid phase bonding, which have excellent weather resistance and the reliability of the joint portion is equal to or higher than that of the base material. Further, according to the present invention, it is also possible to provide a solid phase bonding structure having the weathering steel for solid phase bonding of the present invention and a method for solid phase bonding of the weathering steel for solid phase bonding.
  • FIG. It is an SEM image of the steel 5 for solid phase bonding and the steel 6 for solid phase bonding, an EPMA map of P, and an SEM image in which the P segregation part is superimposed. It is an SEM image and an EPMA map of P of the stirring part formed in the two-phase region of ferrite and austenite about the steel 5 for solid phase bonding and the steel 6 for solid phase bonding.
  • the weathering steel for solid phase bonding of the present invention is The steel composition is mass%, C: 0.10 to 0.60%, P: Containing more than 0.035 to 1.000%, The balance is composed only of Fe and unavoidable impurities, It is a weathering steel for solid phase bonding.
  • Essential additive element C 0.10 to 0.60% by mass
  • the strength of the steel and solid phase joints can be sufficiently improved, and by setting it to 0.60% by mass or less, the toughness of the base metal and the stirring part is lowered. It can be suppressed.
  • the content of C is preferably small, the upper limit is more preferably 0.50% by mass, and most preferably 0.30% by mass.
  • a tensile strength of 490 MPa or more can be obtained by setting the carbon content to 0.30% by mass.
  • Fig. 1 shows the relationship between the amount of plate thickness reduction due to corrosion and the P content of steel (Tetsuya Hosaka: “Development of highly weathering steel and adaptation to unpainted bridges”, Bridges and Foundations 6 (2002) 31-38. ).
  • the weathering steel for solid-phase bonding of the present invention is premised on the use of solid-phase bonding, and since it is not necessary to consider cracks due to melt welding, the P content is more than 0.035 to 1.00 mass. It is%. Further, the addition of P can be expected to strengthen the solid solution of ferrite.
  • the content of P is preferably 0.050 to 0.500% by mass, and more preferably 0.080 to 0.300% by mass.
  • Fig. 2 The relationship between the C content and P content of carbon steel and the occurrence of high temperature cracks due to melt welding is shown in Fig. 2 (Ishiaki Tamaki: "Effects of carbon content and peritectic reaction on high temperature cracks of high carbon steel weld metal", Proceedings of the Welding Society, Vol. 20, No. 2, (2002), 266).
  • the plot and solid line in the figure are the boundaries of cracking, and the upper right region shows that cracking occurs due to welding.
  • the present invention utilizes a steel having a composition in which cracks are generated by welding as a weathering steel for solid phase bonding.
  • Optional additive element Cu Over 0 to 3.00% by mass
  • the protective rust is densified and the weather resistance (corrosion resistance) is improved.
  • Fig. 3 shows the relationship between the amount of plate thickness reduction due to corrosion and the Cu content of steel (Tetsuya Hosaka: “Development of highly weathering steel and adaptation to unpainted bridges”, Bridges and Foundations 6 (2002) 31-38. ). This effect is exhibited when even a small amount of Cu is added, but even if it is added in an amount of 3.00% by mass or more, no significant improvement is expected.
  • the upper limit is 3.00. It is mass%.
  • the amount of Cu added is preferably 0.10 to 2.00% by mass, more preferably 0.30 to 1.00% by mass.
  • Mn Over 0 to 2.00 mass% It is considered that the inclusion of Mn suppresses the formation of proeutectoid ferrite and increases the amount of solid solution strengthening.
  • the more preferable content of Mn is 0.25 to 0.75% by mass.
  • Si Over 0 to 1.00% by mass
  • Si it is possible to prevent the solid phase joint from being softened by heat, and it is expected that the effect of suppressing the formation of cementite, which reduces ductility, can be expected.
  • it is 1.00% by mass or less the decrease in toughness can be suppressed.
  • Ni 3.0% by mass or less
  • Ni is an element that improves the strength and toughness of the base metal, but if it is contained in excess of 3.0% by mass, the HAZ portion will harden, so it should be 3.0% by mass or less. Is preferable.
  • Ni forms an extremely dense oxide film on the surface, weather resistance is improved even in a beach environment where salt is flying. However, since Ni is expensive, it is preferably 3.0% by mass or less.
  • Mo 1.0% by mass or less
  • Mo is an element useful for improving the strength of the base material, but if it exceeds 1.0% by mass, it adversely affects the toughness, so it should be 1.0% by mass or less. preferable.
  • Mo forms an extremely dense oxide film on the surface and further repairs the oxide film. In particular, the weather resistance is improved even in a beach environment where salt is flying. Further, since Mo is expensive, it is preferably 1.0% by mass or less.
  • Ti 0.03% by mass or less Ti is preferably added in an amount of about 0.02% by mass because it stabilizes the oxide film formed on the surface by adding a small amount of Ti and improves weather resistance.
  • B 0.0040% by mass or less B has the effect of segregating at the grain boundaries and improving the grain boundary strength. This effect is remarkable when P that makes the grain boundaries brittle is added as in the present invention. However, if it exceeds 0.0040% by mass, the toughness deteriorates, so it is preferably 0.0040% by mass or less.
  • the amount of N mixed is preferably 0.010% by mass or less.
  • the solid-phase bonding structure of the present invention is characterized by having the solid-phase bonding joint 1 shown in FIGS. 4 to 6.
  • one aspect of the solid-phase joint formed by friction stir welding is shown in FIG. 4, and one aspect of the solid-state joint formed by friction welding is shown in FIG. 5, which is a solid-phase joint formed by linear friction welding.
  • One aspect of the joint is shown in FIG.
  • the material, shape, and size of the structural parts other than the solid-phase joint 1 are not particularly limited, and various conventionally known structures can be used.
  • At least one of the materials to be joined (2, 4) is a weathering steel material for solid-phase bonding made of the weathering steel for solid-phase bonding of the present invention.
  • the impact absorption energy of the solid phase bonding portion 6 is 90% or more of the impact absorption energy of the material to be bonded (2, 4) made of weathering steel for solid phase bonding. Since the impact absorption energy of the solid phase bonding portion 6 is 90% or more of the impact absorption energy of the material to be bonded (2, 4) made of weathering steel for solid phase bonding, the solid phase bonding structure is highly reliable.
  • the impact absorption energy of the solid phase bonding portion 6 is preferably 95% or more, more preferably 100% or more of the impact absorption energy of the material to be bonded (2, 4).
  • the method for measuring the shock absorption energy is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known measuring methods can be used. For example, a minute test piece is cut out from the joint and the test piece is concerned. A micro-impact test may be performed on the surface.
  • FIG. 7 shows a schematic diagram of collecting test pieces when the solid phase bonding portion 6 is formed by friction stir welding. A notch is formed at a portion corresponding to the solid phase joint portion 6, and shock absorption energy in the region can be obtained.
  • the weathering steel material for solid phase bonding of the present invention is made of the weathering steel material for solid phase bonding of the present invention, and is characterized by having a mixed structure of ferrite and fine cementite. .. Since the weathering steel for solid phase bonding of the present invention has a mixed structure composed of ferrite and fine cementite, it is possible to exhibit high strength and reliability in addition to excellent weather resistance.
  • the mixing structure consisting of ferrite and fine cementite, for example, can be obtained by performing the friction stir process at the following three points A against solid bonding weathering steel of the present invention.
  • the above-mentioned weathering steel for solid-phase bonding of the present invention is used as the material to be bonded (2, 4), and the bonding temperature is the same as that of the weathering steel for solid-phase bonding. It is a solid phase bonding method characterized by having A 3 points or less determined by the chemical composition.
  • the solid-phase bonding weathering steel of the present invention have many content P, since it has risen A 3 points as a result, easily be performed solid-phase bonding in the following three points A it can. More specifically, when calculated using integrated thermodynamic calculation software (Thermo-cal), when the C content is 0.3% by mass, the P content is 0.1% by mass to 0.5% by mass. with mass%, the three points a can be increased 100 ° C..
  • the bonding temperature of the solid phase bonding to A 3 point or less, which is determined by the chemical composition of the weathering steel for solid phase bonding, the toughness of the solid phase bonding portion 6 can be improved, and the solid phase bonding portion 6 can be improved.
  • the shock absorption energy can be made higher than the shock absorption energy of the material to be joined (2, 4).
  • the bonding temperature of the solid phase bonding is set to A 3 or less, which is determined by the chemical composition of the weathering steel for solid phase bonding
  • the impact absorption energy of the solid phase bonding portion 6 is that of the material to be bonded (2, 4).
  • the bonding temperature is A 1 point or less determined by the chemical composition of the weathering steel for solid phase bonding.
  • the solid phase bonding method of the present invention it is preferable to use any one of friction stir welding, friction welding and linear friction welding.
  • the bonding temperature it is necessary to control the bonding temperature, but by using these solid-phase bonding methods, the bonding temperature can be accurately determined.
  • the joining temperature can be controlled by the shape, size and material of the tool, joining speed, joining load, tool rotation speed, and the like.
  • the bonding temperature can be controlled by the bonding pressure applied to the interface to be bonded.
  • the joining temperature can be lowered by using a tool material having a low affinity with the material to be welded, increasing the joining speed, reducing the joining load and the tool rotation speed, and friction welding.
  • the bonding temperature can be lowered by increasing the bonding pressure applied to the interface to be bonded. It is also possible to lower the junction temperature by using external cooling with liquid CO 2 , liquid nitrogen, water and various gases.
  • the weathering steel for solid phase bonding the weathering steel for solid phase bonding, the weathering steel for solid phase bonding, the solid phase bonding structure, and the solid phase bonding method of the present invention will be further described in Examples, but the present invention is limited to these Examples. It is not something that is done.
  • Example 1 A steel ingot ( ⁇ 35 ⁇ 20 to 25 h) having the composition shown in Table 1 was prepared by high-frequency melting, and a steel plate having a thickness of 3 mm (weathering steel material 1 for solid phase bonding) was formed by hot rolling at 900 ° C. Obtained. The hot-rolled steel sheet was held at 900 ° C. for 10 minutes and then air-cooled (normalized). The values shown in Table 1 are mass%.
  • a cemented carbide tool (the probe does not have a screw) having a shape of a shoulder diameter of 15 mm, a probe diameter of 6 mm, and a probe length of 2.9 mm was used for the obtained steel sheet, and the tool rotation speed: 400 rpm, joining speed. Friction stir welding was performed under the conditions of: 150 mm / min, joining load: 2.5 ton, tool advance angle: 3 °, and joining atmosphere: Ar.
  • Example 2 A steel sheet (Steel 2 for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 1 except that the composition of Example 2 shown in Table 1 was used. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 1. In addition, for comparison, TIG welding was performed under the conditions of welding current: 130 A and welding speed: 300 mm / min.
  • Example 3 A steel sheet (Steel 2 for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 1 except that the composition of Example 3 shown in Table 1 was used. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 1 except that the tool rotation speed was 100 rpm and the joining speed was 100 mm / min.
  • Example 4 Using the composition of Example 4 shown in Table 1, a steel sheet (implemented solid phase) was used in the same manner as in Example 1 except that a tempering treatment (holding at 500 ° C. for 30 minutes and then quenching) was added after the normalizing treatment. A steel for joining 4) was obtained. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 3.
  • Example 5 >> A steel ingot ( ⁇ 35 ⁇ 20 to 25 h) having the composition of Example 5 shown in Table 2 was prepared by high-frequency melting, and a steel plate having a thickness of 3 mm was produced by hot rolling at 1000 ° C. (Steel 5 for solid phase bonding). ) was obtained. The hot-rolled steel sheet was held at 1000 ° C. for 10 minutes and then air-cooled (normalized). The values shown in Table 2 are mass%.
  • a cemented carbide tool (the probe does not have a screw) having a shape of a shoulder diameter of 15 mm, a probe diameter of 6 mm, and a probe length of 2.9 mm is used for the obtained steel plate, and the tool advance angle is 3 in an Ar atmosphere. Friction stir welding was performed at °. Here, the high temperature bonding conditions the junction temperature exceeds three points A steel, tool rotation speed: 400 rpm, welding speed: a 150 mm / min, bonding load suitable frictional heat in contact with the surface of the shoulder is steel sheet Adjusted to occur.
  • the tool rotation speed is 80 rpm and the joining speed is 150 mm / min, and the joining load is the appropriate frictional heat when the shoulder comes into contact with the surface of the steel sheet. Adjusted to occur.
  • Example 6 A steel sheet (Steel 6 for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 5 except that the composition of Example 6 shown in Table 2 was used. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 5.
  • Example 7 Using the composition of Example 7 shown in Table 2, the steel plate (steel for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 5 except that the hot rolling temperature was 950 ° C and the subsequent holding temperature was 900 ° C. 7) was obtained. Further, using a cemented carbide tool (the probe does not have a screw) having a shape of a shoulder diameter of 15 mm, a probe diameter of 6 mm, and a probe length of 2.9 mm for the obtained steel plate, the tool advances in an Ar atmosphere. Friction stir welding was performed at an angle of 3 °.
  • the tool rotation speed is 100 rpm and the bonding speed is 100 mm / min, and the bonding load is the appropriate frictional heat when the shoulder comes into contact with the surface of the steel sheet.
  • Example 8 A steel sheet (Steel 8 for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 7 except that the composition of Example 8 shown in Table 2 was used. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 7.
  • Example 9 A steel sheet (Steel 9 for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 7 except that the composition of Example 9 shown in Table 2 was used. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 7.
  • Example 10 A steel sheet (Steel 10 for solid phase bonding) was obtained in the same manner as in Example 7 except that the composition of Example 10 shown in Table 2 was used. Further, friction stir welding was performed in the same manner as in Example 7.
  • Comparative Example 1 As the test material, SMA490AW, which is an existing weathering steel standardized by JIS, was used. SMA490AW has the composition shown as Comparative Example 1 in Table 3, but the addition of C and P is suppressed. The values shown in Table 3 are mass%. Further, friction stir welding was performed using the same joining conditions as in Example 7.
  • Comparative Example 2 As the test material, SPA-H, which is an existing weathering steel standardized by JIS, was used. SPA-H has the composition shown as Comparative Example 2 in Table 3, but the addition of C and P is suppressed. Further, friction stir welding was performed using the same joining conditions as in Example 7.
  • Comparative Example 3 Using the composition of Comparative Example 3 shown in Table 3, a steel sheet (steel for comparative solid phase bonding) was used in the same manner as in Example 5 except that the hot rolling temperature was 950 ° C and the subsequent holding temperature was 900 ° C. 3) was obtained.
  • the comparative solid phase bonding steel 3 contains 0.3% by mass of C, while the addition of P is suppressed. Further, friction stir welding was performed using the same joining conditions as in Example 7.
  • Micro-impact test The fracture toughness of the base metal and joints was evaluated by calculating the absorbed energy by the micro-impact test.
  • the micro-impact test piece shown in FIG. 7 was cut out from the base material and the friction stir welding portion.
  • the notch of the test piece was set to the center of the stirring region, and the dimensions of the test piece were length: 20 mm, thickness: 0.5 mm, width: 0.5 mm, and notch: 0.1 mm.
  • the measurement was performed at room temperature with the puncher speed set to 1 m / s, and the absorbed energy was calculated by integrating the obtained load displacement curve.
  • FIG. 8 shows a photograph of the surface appearance and a photograph of the cross section of the steel 2 for solid phase welding, which was subjected to friction stir welding in Example 2. No defects such as cracks were observed on the surface and cross section, and it can be seen that a good stirring portion (solid phase bonding portion) was formed.
  • FIG. 9 shows a microstructure photograph of the base material and the stirring portion of the solid phase bonding steel 2.
  • the base material has a structure consisting of ferrite and pearlite, and the stirring part has a structure consisting of bainite and martensite.
  • the results, the junction temperature of the friction stir welding in Example 2 have shown that higher than 3 points A.
  • the horizontal distribution of Vickers hardness in the vicinity of the stirring portion is shown in FIG. 10, and the hardness of the stirring portion is higher than that of the base metal due to the formation of the transformed structure.
  • the hardness of the base material is about 180 HV, which means that the base material has a tensile strength of about 540 MPa.
  • the base material of the steel 2 for solid phase bonding was 30.7 N ⁇ mm and the stirring part was 6.7 N ⁇ mm. ..
  • the impact absorption energy of the base metal of the solid-state bonding steel 2 is about the same as the impact absorption energy of the weathering-resistant hot-rolled steel sheet for welded structures that guarantees weldability, and contains a relatively large amount of C and P. Despite this, it has good toughness.
  • the stirring part also maintains a certain amount of shock absorption energy, but the value is lower than that of the base metal.
  • FIG. 11 shows a photograph of the surface appearance of the steel 2 for solid phase welding in which TIG welding was performed in Example 2, and cracks have occurred in the regions surrounded by circles and squares. An enlarged photograph of the area surrounded by the square is shown in FIG.
  • FIG. 13 shows a cross-sectional photograph of the steel 3 for solid phase welding, which was subjected to friction stir welding in Example 3. It can be seen that a good stirring portion (solid phase bonding portion) without defects is formed even when the bonding temperature is lowered.
  • FIG. 14 shows a microstructure photograph of the stirring portion of the steel for solid phase bonding.
  • Has a small amount of martensite comprised of fine ferrite and pearlite containing tissue the result means that the highest temperature of the friction stir welding is equal to or less than 3 points A (2-phase region of ferrite and austenite) doing.
  • the horizontal distribution of the Vickers hardness in the vicinity of the stirring portion of the implementation solid phase bonding steel 3 is shown in FIG. 15 (for comparison, the Vickers hardness in the vicinity of the stirring portion of the implementation solid phase bonding steel 2 is also shown).
  • the increase in hardness of the agitated portion of the steel 3 for solid phase bonding is smaller due to the suppression of the formation of the transformation structure, and is lower than that of the agitated portion of the steel 2 for solid phase bonding.
  • impact absorption energy of the stirring section according Solid State Welding steel 3 is 36.0N ⁇ mm, even when the increasing number content, such as C and P, solid phase bonding in the following three points A It can be seen that a higher shock absorption energy than that of the base material can be obtained by applying.
  • the impact absorption energy of the base metal of the steel for solid phase bonding 3 was about 30 N ⁇ mm, which was the same as that for the steel 2 for solid phase bonding.
  • FIG. 16 shows the fracture surface of the micro-impact test piece of the stirring portion of the steel for solid-phase bonding 2 and the steel 3 for solid-phase bonding.
  • FIG. 17 shows a cross-sectional photograph of the steel 1 for solid phase welding, which was subjected to friction stir welding in Example 1. No defects such as cracks were observed, and it can be seen that a good stirring portion (solid phase bonding portion) was formed. Further, when the shock absorption energy was obtained from the area of the load displacement curve obtained in the micro-impact test, the base material of the steel 1 for solid phase bonding was 33.1 N ⁇ mm and the stirring part was 35.7 N ⁇ mm. there were. When the content of such C and P is relatively small, the impact absorption energy of the joint be solid phase bonding temperature higher than the 3-point A may be at least the base material.
  • the impact absorption energy of the base metal was 19.4 N ⁇ mm, and the impact absorption energy of the stirring portion was 36.0 N ⁇ mm. Even if the tempering treatment impact absorption energy of the base metal was reduced, the solid phase bonding temperature can impart a high impact energy absorption to a solid junction is set to lower than or equal to 3 points A.
  • FIG. 18 shows an SEM image of the implementation solid-phase bonding steel 5 and the implementation solid-phase bonding steel 6, an EPMA map of P, and an SEM image in which the P segregation portion is superimposed.
  • the base metal structure of both the solid-phase bonding steel 5 and the solid-phase bonding steel 6 is composed of ferrite and pearlite.
  • the steel 5 for solid phase bonding also has a layered P segregation portion extending in the TD direction similar to the steel 6 for solid phase bonding.
  • P segregation in the matrix of the embodiment Solid State Welding steel 5, similarly as in the solid-phase bonding steel 6, maintained at a temperature of segregation area is more than three points A during hot rolling caused by solidification segregation It is considered that it was formed by being rolled and stretched. It can be seen that the P concentration of the segregated portion is lower in the steel 5 for solid phase bonding.
  • FIG. 19 shows an SEM image of a stirring portion formed by friction stir welding in a two-phase region of ferrite and austenite and an EPMA map of P for the steel 5 for solid phase welding and the steel 6 for solid phase welding.
  • the stirring portion has a structure mainly composed of ferrite and pearlite. Further, it can be seen that in any of the stirring portions, P is dispersed in ferrite due to the stirring effect of friction stir welding and is homogenized as compared with the base material.
  • FIG. 20 shows an SEM image of the base material and the stirring portion of the steel 5 for solid phase bonding and the steel 6 for solid phase bonding.
  • the grain size of ferrite was 48.6 ⁇ m for the steel 5 for solid phase bonding and 23.3 ⁇ m for the steel 6 for solid phase bonding, and the crystal grain size was significantly reduced by increasing the amount of P added. ing. It is considered that this is because the moving speed of the transformation interface and the growth rate of ferrite decreased due to the solution drag effect due to the increase in the amount of P added.
  • the pearlite fraction was 8.3% for the steel 5 for solid phase bonding and 3.6% for the steel 6 for solid phase bonding, which decreased with the addition of P.
  • both the solid-phase bonding steel 5 and the solid-phase bonding steel 6 are mainly ferrite ( ⁇ ) and pearlite, and martensite is partially mixed. It is an organization that does.
  • the crystal grain size of ferrite is 11.7 ⁇ m in the steel 5 for solid phase bonding and 7.3 ⁇ m in the steel 6 for solid phase bonding, and the steel 6 for solid phase bonding is slightly finer.
  • both the solid-phase bonding steel 5 and the solid-phase bonding steel 6 have a structure composed of ferrite ( ⁇ ) and spherical cementite ( ⁇ ).
  • the grain size of ferrite is 1.37 ⁇ m for the steel for solid phase welding 5 and 2.47 ⁇ m for the steel 6 for solid phase bonding. It is significantly finer by friction stir welding at A point 1 or less, and the solid phase bonding is performed.
  • the steel 5 is slightly finer.
  • the crack generation energy and the crack propagation energy were calculated from the area of the load displacement curve obtained in the micro-impact test of the base material and the stirring portion of the implementation solid-phase bonding steel 5 and the implementation solid-phase bonding steel 6. The obtained results are shown in FIG.
  • the stirring part evaluates the case where the joining temperature is A 3 points or more and the case where A 1 point or less.
  • the sum of the crack generation energy and the crack propagation energy is the shock absorption energy.
  • the crack propagation energy of the stirring portion is higher than that of the base metal.
  • the bonding temperature in the exemplary solid-phase bonding steel 6 is equal to or larger than three points A has a value lower than the base metal, the absorbed energy also added crack propagation energy, and the matrix Similar values are obtained.
  • FIG. 22 shows SEM images of the base material and the stirring portion of the implemented solid phase bonding steel 7 to the implemented solid phase bonding steel 10.
  • both the base material and the stirring part have a structure mainly composed of ferrite and pearlite, and the structure of the stirring part is remarkable as compared with the base material. It has been refined to.
  • ferrite distributed in layers parallel to the TD direction is observed. This ferrite is not a crystal grain elongated in layers, but an aggregate in which equiaxed grains are distributed in layers. This layered ferrite aggregate increases as the amount of P added increases.
  • FIG. 23 shows the relationship between the shock absorption energy and the amount of P added to the base material and the stirring portion of the implemented solid phase bonding steel 7 to the implemented solid phase bonding steel 10.
  • the shock absorption energy of both the base material and the stirring part decreases as the amount of P added increases, but it can be seen that the value of the stirring part is higher than that of the base material in any case of the amount of P added. ..
  • the impact absorption energies of the base materials of the comparative solid-phase bonding steel 1 the comparative solid-phase bonding steel 2 and the comparative solid-phase bonding steel 3 were measured by a micro-impact test, they were 31.8 N ⁇ mm and 33.1 N ⁇ , respectively. It was mm and 28.7 N ⁇ mm.
  • the stirring portions formed at the joining temperature of A 3 points or more were 38.2 N ⁇ mm, 35.7 N ⁇ mm and 18.2 N ⁇ mm, respectively.
  • the addition amounts of C and P are suppressed in order to ensure weldability and reliability of the welded portion, and the impact absorption energy in the stirring portion is suppressed. No decrease is observed.
  • the comparative solid phase bonding steel 3 containing 0.3 wt% C impact absorption energy of the agitating portion formed at a junction temperature of more than three points A is lower than the base metal.

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Abstract

固相接合によって良好な接合部が形成される、高張力鋼と同等程度の引張特性を有する固相接合用耐候性鋼であって、従来の溶接用耐候性鋼よりも優れた耐候性を有し、接合部の信頼性が母材と同等以上となる固相接合用耐候性鋼及び固相接合用耐候性鋼材を提供する。また、本発明の固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法も提供する。鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、を特徴とする固相接合用耐候性鋼である。更に、質量％で、Ｃｕ：０超～３．００％を含有することが好ましく、Ｃｒを０超～２．００％を含有することがより好ましい。

Description

固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法
　本発明は固相接合を好適に用いることができる固相接合用耐候性鋼、固相接合用鋼材、当該固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法に関する。
　従来の溶融溶接よりも接合部の強度低下を小さくできる固相接合方法が注目されており、特に、摩擦発熱現象や金属材の塑性変形を利用した固相接合方法が盛んに検討されている。当該固相接合方法としては、例えば、高速で回転する円柱状のツールを被接合材に圧入して接合する「摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）」、回転する円柱状の被接合材を固定された被接合材に当接させて接合する「摩擦圧接」、及び被接合材を当接させた状態で往復運動させて接合する「線形摩擦接合」等が挙げられる。
　従来の鉄鋼材は溶融溶接の使用を前提とした合金設計となっていることが多いが、近年では固相接合法に適した鉄鋼材に関する検討も進められており、例えば、特許文献１（特開２００８－３１４９４号公報）では、低合金構造用鋼であって、６００℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が２００℃以上であることを特徴とする摩擦攪拌接合用の低合金構造用鋼、が開示されている。
　上記特許文献１に記載の低合金構造用鋼においては、接合部の到達温度付近における、フェライト単相域及びオーステナイト相‐フェライト２相域を拡大することにより、摩擦攪拌接合における鋼の変形抵抗が大幅に低減し、その結果、回転ツールの耐久性が向上し、接合速度等の接合条件の制限が緩和される、としている。加えて、ツールの損耗、破損による交換作業の頻度が抑えられ、接合時間が短縮されるので施工能率が向上する、としている。
　また、摩擦攪拌接合の原理を利用した表面改質技術である摩擦攪拌プロセスに適した鋼に関する検討も進められており、例えば、特許文献２（特開２０１４－１６２９７１号公報）では、質量％で、Ｃ：０．４０～１．５０％、Ｓｉ：０．１５～２．００％、Ｍｎ：０．３０ ～２．００％、Ｃｒ：０．５０～３．００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる摩擦攪拌プロセス用鋼、が開示されている。
　上記特許文献２に記載の摩擦攪拌プロセス用鋼においては、摩擦攪拌プロセスを適用することによって優れた表面硬化が達成できる、としている。
　更に、本願発明者も、特許文献３（特開２０１８－１６８６６号公報）において、鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、及びＣｒ：１．００～３．５０％を含有し、かつＡ式によって定義される炭素当量ＣＥが０．４０～１．００質量％であること、を特徴とする摩擦攪拌接合用鋼、を開示している。ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（Ａ）式中に記載された元素記号は、摩擦攪拌接合用鋼材における各成分の含有量を単位質量％で示す。
　上記特許文献３に記載の摩擦攪拌接合用鋼においては、摩擦攪拌接合によって従来の高張力鋼と同等以上の継手特性（攪拌部の引張強度及び破壊靭性等）を得ることができる鋼であり、比較的安価な合金元素のみを最小限添加した鋼及び、当該鋼を被接合材とする摩擦攪拌接合方法を提供することができる、としている。
特開２００８－３１４９４号公報 特開２０１４－１６２９７１号公報 特開２０１８－１６８６６号公報
　しかしながら、上記特許文献１に開示されている低合金構造用鋼は、プロセス時の鋼の変形抵抗を低減することで鋼に対する摩擦攪拌接合の適用を容易にするものであり、接合部（攪拌部）の機械的特性や鋼に添加する元素のコストや入手容易性等に関しては殆ど考慮されていない。また、近年では鋼構造物の長期信頼性に対する要求が高まっているところ、上記特許文献１に開示されている低合金構造用鋼は、耐候性については全く考慮されていない。
　また、上記特許文献２に開示されている摩擦攪拌プロセス用鋼は、摩擦熱を利用した表面焼き入れに対して組成を最適化したものであり、接合部の機械的性質を担保することを目的とした鉄鋼材とは、その設計指針が全く異なるものである。
　更に、上記特許文献３に開示されている摩擦攪拌接合用鋼では、一般的な高張力鋼と同等以上の継手特性を得ることができるものの、鋼の耐候性については全く考慮されておらず、橋梁等の耐食性が要求される構造物に好適に用いることができない。ここで、従来の溶接用耐候性鋼は、溶接割れを抑制する目的で添加元素が制限されている。より具体的には、ＣｕやＰを添加することで耐食性が向上することが知られているが、これらの元素は溶接割れを引き起こすことから、一般的に、Ｃｕの添加量は０．３質量％、Ｐの添加量は０．０１質量％程度となっている。
　以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、固相接合によって良好な接合部が形成される、高張力鋼と同等程度の引張特性を有する固相接合用耐候性鋼であって、従来の溶接用耐候性鋼よりも優れた耐候性を有し、接合部の信頼性が母材と同等以上となる固相接合用耐候性鋼及び固相接合用耐候性鋼材を提供することにある。また、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法を提供することも目的としている。
　本発明者は上記目的を達成すべく、鋼の組成と耐候性の関係及び、鋼の組成と母材及び固相接合部の機械的性質の関係について鋭意研究を重ねた結果、炭素鋼を基本としてＰの添加量を増加させていくこと等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。
　即ち、本発明は、
　鋼組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０～０．６０％、
　Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
　を特徴とする固相接合用耐候性鋼を提供する。
　本発明の固相接合用耐候性鋼は、固相接合による接合を前提としているが、当該固相接合の方法は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の固相接合方法を使用することができる。代表的な固相接合方法としては、摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形摩擦接合を挙げることができる。
　溶接性を担保した溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板（ＧＩＳ　Ｇ３１１４）では、Ｐ含有量の上限が０．０３５％に制限されている。しかしながら、Ｐ含有量が０．５質量％程度までは保護性さびの緻密化等によって鋼の耐食性（耐候性）が明確に向上し、１．０質量％程度までは当該効果が増大することが知られている。本発明の固相接合用耐候性鋼は固相接合を用いることを前提としており、溶融溶接に伴う割れを考慮する必要がないことから、Ｐの含有量が０．０３５超～１．００質量％となっている。ここで、Ｐの含有量は０．０５０～０．５００質量％とすることが好ましく、０．０８０～０．３００質量％とすることがより好ましい。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼においては、高張力鋼板と同等程度の引張強度を実現するため、Ｃの含有量が０．１０～０．６０質量％となっている。Ｃの含有量を増加させると溶接時に割れが発生しやすくなるが、固相接合の使用を前提とすることで、比較的大量のＣを含有させることができる。ここで、所望の引張強度が得られる限りにおいて、Ｃの含有量は少なくすることが好ましく、上限を０．５０質量％とすることがより好ましく、０．３０質量％とすることが最も好ましい。例えば、その他の添加元素や組織にも依存するが、炭素含有量を０．３０質量％とすることで、４９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、０超～３．００質量％のＣｕを含有すること、が好ましい。適量のＣｕを含有することで、保護性さびが緻密化し、耐候性（耐食性）が向上する。当該効果はＣｕが僅かでも添加されれば発現するが、３．００質量％以上添加しても大きな向上は期待されないことに加え、母材及びＨＡＺ部が硬化するため、上限値が３．００質量％となっている。Ｃｕの添加量は０．１０～２．００質量％とすることが好ましく、０．３０～１．００質量％とすることがより好ましい。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｍｎを０超～２．００質量％含有すること、が好ましい。Ｍｎを含むことで初析フェライトの生成が抑制されると共に、固溶強化量が増大すると考えられる。なお、Ｍｎのより好ましい含有量は０．２５～０．７５質量％である。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｓｉを０超～１．００質量％含有すること、が好ましい。Ｓｉを含有させることで固相接合部が熱によって軟化することを抑制することができ、延性を低下させるセメンタイトの生成を抑制する効果も期待できる。一方で、１．００％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｃｒを０超～２．００質量％含有すること、が好ましい。Ｃｒを０超～２．００質量％含有すること、望ましくは０．５０％～２．００質量％含有することで、固相接合部の強度、延性および靭性を向上させることができ、かつ耐候性も向上する。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｎｉを０超～３．００質量％含有すること、が好ましい。Ｎｉを０超～３．００質量％含有することで、固相接合用耐候性鋼の耐候性を更に向上させることができる。
　また、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｍｏを０超～１．００質量％含有すること、が好ましい。Ｍｏを０超～１．００質量％含有することで、固相接合用耐候性鋼の耐候性を更に向上させることができる。
　更に、本発明の固相接合用耐候性鋼は、更に、Ｔｉを０超～０．０３質量％含有すること、が好ましい。Ｔｉを０超～０．０３質量％含有することで、固相接合用耐候性鋼の耐候性を更に向上させることができる。
　また、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼の固相接合部を有する接合構造物であって、前記固相接合部の衝撃吸収エネルギーが前記固相接合用耐候性鋼（固相接合用耐候性鋼材の母材）の衝撃吸収エネルギーの９０％以上であること、を特徴とする固相接合構造物、も提供する。固相接合用耐候性鋼以外の接合構造物の材質や、構造物の形状及びサイズ等は特に限定されず、従来公知の種々の構造物とすることができる。
　本発明の固相接合構造物には本発明の固相接合用耐候性鋼が使用されているため、従来の溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板が使用された構造物と比較して良好な耐候性を有している。必要に応じて固相接合用耐候性鋼の表面には耐食性を向上させるための塗装を設けてもよいが、使用環境によっては無塗装とすることもできる。
　また、固相接合用耐候性鋼の固相接合部の衝撃吸収エネルギーは母材の衝撃吸収エネルギーの９０％以上となっており、本発明の固相接合構造物は極めて高い信頼性を有している。固相接合部の衝撃吸収エネルギーは母材の衝撃吸収エネルギーの９５％以上となることが好ましく、１００％以上となることがより好ましい。ここで、衝撃吸収エネルギーの測定方法は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の測定方法を用いることができ、例えば、接合部から微小な試験片を切り出し、当該試験片に対して微小衝撃試験を施せばよい。当該微小衝撃試験で得られる応力―変位曲線において、当該曲線で囲まれる領域の面積から衝撃吸収エネルギーを算出することができる。
　また、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼からなり、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有すること、を特徴とする固相接合用耐候性鋼材、も提供する。本発明の固相接合用耐候性鋼がフェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することで、優れた耐候性に加えて、高い強度と信頼性を発現することができる。なお、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織は、例えば、本発明の固相接合用耐候性鋼に対してＡ３点以下での摩擦攪拌プロセスを施すことで得ることができる。
　更に、本発明は、本発明の固相接合用耐候性鋼に固相接合する方法であって、接合温度を前記固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、を特徴とする固相接合方法、も提供する。ここで、本発明の固相接合用耐候性鋼は大量のＰを含有しており、Ｐは鋼のＡ３点を上昇させることから、通常の鋼材と比較して容易にＡ３点以下での固相接合を行うことができる。
　本発明の固相接合用耐候性鋼は、固相接合を用いることによって割れ等の存在しない良好な継手を得ることができるが、Ｃ、Ｐ及びＣｕの含有量が多くなると、接合部の靭性が低下する可能性がある。これに対して、固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすることで、固相接合部の靭性を向上させることができ、固相接合部の衝撃吸収エネルギーを母材の衝撃吸収エネルギーよりも高くすることもできる。
　ここで、固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下としても、固相接合部の衝撃吸収エネルギーが母材の衝撃吸収エネルギーの９０％未満となる場合は、当該接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることが好ましい。接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることで、固相接合部の衝撃吸収エネルギーを更に上昇させることができる。
　また、本発明の固相接合方法は、摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形固相接合のうちのいずれかを用いること、が好ましい。本発明の固相接合方法では、接合温度を制御する必要があるところ、これらの固相接合方法を用いることで、接合温度を正確に決定することができる。例えば、摩擦攪拌接合ではツールの形状、サイズ及び材質、接合速度、接合荷重及びツール回転速度等によって接合温度を制御することができる。また、摩擦圧接及び線形固相接合では、被接合界面に印加する接合圧力によって接合温度を制御することができる。
　本発明によれば、固相接合によって良好な接合部が形成される、高張力鋼と同等程度の引張特性を有する固相接合用耐候性鋼であって、従来の溶接用耐候性鋼よりも優れた耐候性を有し、接合部の信頼性が母材と同等以上となる固相接合用耐候性鋼及び固相接合用耐候性鋼材を提供することができる。また、本発明によれば、本発明の固相接合用耐候性鋼を有する固相接合構造物及び当該固相接合用耐候性鋼の固相接合方法を提供することもできる。
腐食による板厚減少量と鋼のＰ含有量の関係を示すグラフである。 Ｃ含有量及びＰ含有量と溶接による高温割れ発生の関係を示すグラフである。 腐食による板厚減少量と鋼のＣｕ含有量の関係を示すグラフである。 摩擦攪拌接合によって形成された固相接合部を有する固相接合継手の概略図である。 摩擦圧接によって形成された固相接合部を有する固相接合継手の概略図である。 線形摩擦接合によって形成された固相接合部を有する固相接合継手の概略図である。 微小衝撃試験片の形状及びサイズを示す概略図である。 摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真及び断面写真である。 実施固相接合用鋼２の母材及び攪拌部の組織写真である。 実施固相接合用鋼２の攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布である。 実施例２でＴＩＧ溶接を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真である。 図１１の拡大写真である。 摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼３の断面写真である。 実施固相接合用鋼３の攪拌部の組織写真である。 実施固相接合用鋼３の攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布である。 実施固相接合用鋼２及び実施固相接合用鋼３の攪拌部の微小衝撃試験片の破面である。 実施例１で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼１の断面写真である。 実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６のＳＥＭ像、ＰのＥＰＭＡマップおよびＰ偏析部を重ね合わせたＳＥＭ像である。 実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６について、フェライトとオーステナイトの２相域で形成された攪拌部のＳＥＭ像とＰのＥＰＭＡマップである。 実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材と攪拌部のＳＥＭ像である。 実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材及び攪拌部の亀裂発生エネルギーと亀裂伝播エネルギーを示すグラフである。 実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部のＳＥＭ像である。 実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部における衝撃吸収エネルギーとＰ添加量の関係を示すグラフである。
　以下、本発明の固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法の代表的な実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。なお、以下の説明では、重複する説明は省略する場合がある。
（１）固相接合用耐候性鋼
本発明の固相接合用耐候性鋼は、
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
を特徴とする固相接合用耐候性鋼である。
　従来の溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板よりも大幅に優れた耐候性と高張力鋼並みの強度を実現するために、大量のＰとＣが添加されている。また、接合性を担保するために、固相接合の使用が前提となっている。以下、各成分について詳細に説明する。
１．必須の添加元素
　Ｃ：０．１０～０．６０質量％
　炭素含有量を０．１０質量％以上とすることで鋼及び固相接合部の強度を十分に向上させることができ、０．６０質量％以下とすることで母材及び攪拌部の靭性低下を抑制することができる。所望の引張強度が得られる限りにおいて、Ｃの含有量は少なくすることが好ましく、上限を０．５０質量％とすることがより好ましく、０．３０質量％とすることが最も好ましい。例えば、その他の添加元素や組織にも依存するが、炭素含有量を０．３０質量％とすることで、４９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。
　Ｐ：０．０３５超～１．０００質量％
Ｐ含有量が０．５質量％程度までは保護性さびの緻密化等によって鋼の耐食性（耐候性）が明確に向上し、１．０質量％程度までは当該効果が増大することが知られている。図１に腐食による板厚減少量と鋼のＰ含有量の関係を示す（保坂鐵矢：“高耐候性鋼の開発と無塗装橋梁への適応”，橋梁と基礎　６　（２００２）　３１－３８）。本発明の固相接合用耐候性鋼は固相接合を用いることを前提としており、溶融溶接に伴う割れを考慮する必要がないことから、Ｐの含有量が０．０３５超～１．００質量％となっている。また、Ｐの添加により、フェライトの固溶強化も期待できる。ここで、Ｐの含有量は０．０５０～０．５００質量％とすることが好ましく、０．０８０～０．３００質量％とすることがより好ましい。
　炭素鋼に関するＣ含有量及びＰ含有量と溶融溶接による高温割れ発生の関係を図２に示す（玉置維昭：“高炭素鋼溶接金属の高温割れに及ぼす炭素含有量及び包晶反応の影響”，溶接学会論文集　第２０巻第２号　（２００２）　２６６）。図中のプロット及び実線が割れ発生の境界であり、右上の領域では溶接によって割れが発生することを示している。本発明は、溶接によって割れが発生する組成の鋼を、固相接合用耐候性鋼として活用するものである。
２．任意の添加元素
　Ｃｕ：０超～３．００質量％
　適量のＣｕを含有することで、保護性さびが緻密化し、耐候性（耐食性）が向上する。図３に腐食による板厚減少量と鋼のＣｕ含有量の関係を示す（保坂鐵矢：“高耐候性鋼の開発と無塗装橋梁への適応”，橋梁と基礎　６　（２００２）　３１－３８）。当該効果はＣｕが僅かでも添加されれば発現するが、３．００質量％以上添加しても大きな向上は期待されないことに加え、母材及びＨＡＺ部が硬化するため、上限値が３．００質量％となっている。Ｃｕの添加量は０．１０～２．００質量％とすることが好ましく、０．３０～１．００質量％とすることがより好ましい。
　Ｍｎ：０超～２．００質量％
　Ｍｎを含むことで初析フェライトの生成が抑制されると共に、固溶強化量が増大すると考えられる。なお、Ｍｎのより好ましい含有量は０．２５～０．７５質量％である。
　Ｓｉ：０超～１．００質量％
　Ｓｉを含有させることで固相接合部が熱によって軟化することを抑制することができ、延性を低下させるセメンタイトの生成を抑制する効果も期待できる。一方で、１．００質量％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
　Ｃｒ：０超～２．００質量％
　Ｃｒを０超～２．００質量％含有することで、固相接合部の強度及び延性を改善することができ、靭性を向上させることができる。特に、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、強度を向上させる効果がある。また、Ｃｒは表面に緻密な酸化膜を形成するため、耐侯性も向上する。
　Ｎｉ：３．０質量％以下
　Ｎｉは、母材の強度と靱性を向上させる元素であるが、３．０質量％を超えて含有するとＨＡＺ部が硬化するため、３．０質量％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉは表面に極めて緻密な酸化膜を形成するため、塩分が飛来する海浜環境においても耐候性が向上する。しかし、Ｎｉは高価であることからも、３．０質量％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：１．０質量％以下
　Ｍｏは、母材の強度向上に有用な元素であるが、１．０質量％を超えると靱性に悪影響を及ぼすことから、１．０質量％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏは表面に極めて緻密な酸化膜を形成し、さらに酸化膜を修復する。特に、塩分が飛来する海浜環境においても耐候性が向上する。また、Ｍｏは高価であることからも、１．０質量％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．０３質量％以下
　Ｔｉは、微量の添加で表面に形成される酸化膜を安定化するため、耐候性を向上することから、０．０２質量％程度の添加が好ましい。
　Ｂ：０．００４０質量％以下
　Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を向上する効果がある。当該効果は、本発明のように粒界を脆くするＰが添加する場合に著しい。しかし、０．００４０質量％を超えると靱性を劣化させることから、０．００４０質量％以下とすることが好ましい。
　その他、不純物としてはＮがあり、多量に含有されると窒化物を形成して靱性の低下を 招くので、Ｎの混入量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。
（２）固相接合構造物
　本発明の固相接合構造物は、図４～図６に示す固相接合継手１を有することを特徴としている。ここで、摩擦攪拌接合によって形成された固相接合継手の一態様を図４に、摩擦圧接によって形成された固相接合継手の一態様を図５に、線形摩擦接合によって形成された固相接合継手の一態様を図６に、それぞれ示している。固相接合継手１以外の構造部に関する材質、形状及びサイズは特に限定されず、従来公知の種々の構造物とすることができる。
　摩擦攪拌接合に関しては、（１）金属板の端部同士を突き合わせて接合部とし、回転ツールをその加工部の長手方向に沿って回転させつつ移動させて金属板同士を接合する接合、（２）金属板の端部同士を突き合わせて接合部とし、回転ツールをその接合部で移動させずに回転させて接合するスポット接合、（３）金属板同士を接合部において重ね合わせ、接合部に回転ツールを挿入し、回転ツールをその箇所で移動させずに回転させて金属板同士を接合するスポット接合、（４）金属板同士を接合部において重ね合わせ、接合部に回転ツールを挿入し、回転ツールをその接合部の長手方向に沿って回転させつつ移動させて金属板同士を接合する接合の（１）～（４）の４つの態様及びこれらの組み合わせが含まれる。
　本発明の固相接合継手１では、被接合材（２，４）のうちの少なくとも一方が、本発明の固相接合用耐候性鋼からなる固相接合用耐候性鋼材となっている。また、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーが固相接合用耐候性鋼からなる被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９０％以上となっている。固相接合部６の衝撃吸収エネルギーが固相接合用耐候性鋼からなる被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９０％以上となっていることで、固相接合構造物に高い信頼性を付与することができ、例えば、橋梁や海洋構造物等の長期間の高い信頼性が要求される構造物として好適に用いることができる。固相接合部６の衝撃吸収エネルギーは被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９５％以上となることが好ましく、１００％以上となることがより好ましい。
　衝撃吸収エネルギーの測定方法は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の測定方法を用いることができるが、例えば、接合部から微小な試験片を切り出し、当該試験片に対して微小衝撃試験を施せばよい。図７に固相接合部６が摩擦攪拌接合によって形成された場合の試験片採取の模式図を示す。固相接合部６に相当する箇所にノッチが形成されており、当該領域の衝撃吸収エネルギーを得ることができる。
（３）固相接合用耐候性鋼材
　本発明の固相接合用耐候性鋼材は、本発明の固相接合用耐候性鋼からなり、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することを特徴としている。本発明の固相接合用耐候性鋼がフェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有することで、優れた耐候性に加えて、高い強度と信頼性を発現することができる。なお、フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織は、例えば、本発明の固相接合用耐候性鋼に対してＡ３点以下での摩擦攪拌プロセスを施すことで得ることができる。
（４）固相接合方法
　本発明の固相接合方法は、上述の本発明の固相接合用耐候性鋼を被接合材（２，４）とし、接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、を特徴とする固相接合方法である。ここで、本発明の固相接合用耐候性鋼はＰの含有量が多く、その結果としてＡ３点が上昇していることから、容易にＡ３点以下での固相接合を行うことができる。より具体的には、統合型熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ－ｃａｌｃ）を用いて計算したところ、Ｃ含有量を０．３質量％とした場合、Ｐ含有量を０．１質量％から０．５質量％とすることで、Ａ３点を１００℃上昇させることができる。
　固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすることで、固相接合部６の靭性を向上させることができ、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーを被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーよりも高くすることができる。
　ここで、固相接合の接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下としても、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーが被接合材（２，４）の衝撃吸収エネルギーの９０％未満となる場合は、当該接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることが好ましい。接合温度を固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすることで、固相接合部６の衝撃吸収エネルギーを上昇させることができる。
　また、本発明の固相接合方法は、摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形摩擦接合のうちのいずれかを用いること、が好ましい。本発明の固相接合方法では、接合温度を制御する必要があるところ、これらの固相接合方法を用いることで、接合温度を正確に決定することができる。例えば、摩擦攪拌接合ではツールの形状、サイズ及び材質、接合速度、接合荷重及びツール回転速度等によって接合温度を制御することができる。また、摩擦圧接及び線形摩擦接合では、被接合界面に印加する接合圧力によって接合温度を制御することができる。
　より具体的には、摩擦攪拌接合では、被接合材との親和性が低いツール材質の使用、接合速度の増加、接合荷重及びツール回転速度の減少によって接合温度を低下させることができ、摩擦圧接及び線形固相接合では、被接合界面に印加する接合圧力の増加によって接合温度を低下させることができる。また、液体ＣＯ２、液体窒素、水及び各種ガスを用いた外部冷却を用いて接合温度を低下させることもできる。
　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。
　以下、実施例において本発明の固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法について更に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
≪実施例１≫
　高周波溶解により表１に示す組成を有する鋼のインゴット（φ３５×２０～２５ｈ）を作製し、９００℃の熱間圧延にて板厚を３ｍｍの鋼板（実施固相接合用耐候性鋼材１）を得た。熱間圧延後の鋼板は９００℃で１０分間保持した後、空冷した（焼ならし処理）。なお、表１に示す値は質量％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎ、接合荷重：２．５ｔｏｎ、ツール前進角：３°、接合雰囲気：Ａｒの条件で摩擦攪拌接合を行った。　　　
≪実施例２≫
　表１に示す実施例２の組成を用いた以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼２）を得た。また、実施例１と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。加えて、比較として、溶接電流：１３０Ａ、溶接速度：３００ｍｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ溶接を施した。
≪実施例３≫
　表１に示す実施例３の組成を用いた以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼２）を得た。また、ツール回転速度：１００ｒｐｍ、接合速度：１００ｍｍ／ｍｉｎとしたこと以外は実施例１と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
≪実施例４≫
　表１に示す実施例４の組成を用い、焼ならし処理の後に焼戻し処理（５００℃で３０分保持した後に急冷）を加えたこと以外は実施例１と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼４）を得た。また、実施例３と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
《実施例５》
　高周波溶解により表２に示す実施例５の組成を有する鋼のインゴット（φ３５×２０～２５ｈ）を作製し、１０００℃の熱間圧延にて板厚を３ｍｍの鋼板（実施固相接合用鋼５）を得た。熱間圧延後の鋼板は１０００℃で１０分間保持した後、空冷した（焼ならし処理）。なお、表２に示す値は質量％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、Ａｒ雰囲気下でツール前進角３°にて摩擦攪拌接合を行った。ここで、接合温度が鋼材のＡ３点を超える高温接合条件については、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。また、接合温度が鋼材のＡ１点以下となる低温接合条件については、ツール回転速度：８０ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。
《実施例６》
　表２に示す実施例６の組成を用いた以外は実施例５と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼６）を得た。また、実施例５と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
《実施例７》
　表２に示す実施例７の組成を用い、熱間圧延の温度を９５０℃とし、その後の保持温度を９００℃としたこと以外は実施例５と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼７）を得た。また、得られた鋼板に対し、ショルダ径１５ｍｍ、プローブ径６ｍｍ、プローブ長２．９ｍｍの形状を有する超硬合金製ツール（プローブにネジを有していない）を用い、Ａｒ雰囲気下でツール前進角３°にて摩擦攪拌接合を行った。ここで、接合温度が鋼材のＡ３点を超える高温接合条件については、ツール回転速度：４００ｒｐｍ、接合速度：１５０ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。また、接合温度がフェライトとオーステナイトの２相域となる低温接合条件については、ツール回転速度：１００ｒｐｍ、接合速度：１００ｍｍ／ｍｉｎとし、接合荷重はショルダが鋼板の表面に当接して適当な摩擦熱が発生するように調節した。
《実施例８》
　表２に示す実施例８の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼８）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
《実施例９》
　表２に示す実施例９の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼９）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
《実施例１０》
　表２に示す実施例１０の組成を用いた以外は実施例７と同様にして、鋼板（実施固相接合用鋼１０）を得た。また、実施例７と同様にして、摩擦攪拌接合を施した。
《比較例１》
　供試材として、ＪＩＳで規格化された既存の耐候性鋼であるＳＭＡ４９０ＡＷを用いた。ＳＭＡ４９０ＡＷは表３の比較例１として示す組成を有しているが、ＣとＰの添加が抑制されている。なお、表３に示す値は質量％である。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
《比較例２》
　供試材として、ＪＩＳで規格化された既存の耐候性鋼であるＳＰＡ－Ｈを用いた。ＳＰＡ－Ｈは表３の比較例２として示す組成を有しているが、ＣとＰの添加が抑制されている。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
《比較例３》
　表３に示す比較例３の組成を用い、熱間圧延の温度を９５０℃とし、その後の保持温度を９００℃としたこと以外は実施例５と同様にして、鋼板（比較固相接合用鋼３）を得た。比較固相接合用鋼３は０．３質量％のＣを含む一方で、Ｐの添加が抑制されている。また、実施例７と同様の接合条件を用いて摩擦攪拌接合を施した。
［評価試験］
（１）組織観察
　摩擦攪拌接合方向に対して垂直に攪拌部を含む領域を切り出し、断面を研磨及び腐食（４％ナイタール）した後、光学顕微鏡を用いて組織観察を行った。なお、研磨にはエメリー紙（＃６００～＃３０００）及びダイヤモンドペースト（粒度３μｍ及び１μｍ）を用いた。また、母材観察用の試料も同様に準備した。また、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ，ＪＥＯＬ　ＪＳＭ－７００１ＦＡ）を用いてより詳細に微細組織を観察した。Ｐ及びＣの分布状況については、電子線マクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて評価した。
（２）ビッカース硬度測定
　（１）と同様にして断面試料を作製し、攪拌部近傍におけるビッカース硬度の水平分布を測定した。微小硬度計ＦＭ－３００（株式会社フューチュアテック製）を用い、測定荷重を１００ｇｆ、保持時間を１５ｓとして測定を行った。
（３）微小衝撃試験
　微小衝撃試験によって吸収エネルギーを算出することで、母材及び接合部の破壊靭性を評価した。なお、図７に示す微小衝撃試験片を母材及び摩擦攪拌接合部から切り出した。試験片のノッチは攪拌領域の中央になるようにし、試験片の寸法は長さ：２０ｍｍ、厚さ：０．５ｍｍ、幅：０．５ｍｍ、ノッチ：０．１ｍｍとした。なお、測定はパンチャー速度を１ｍ／ｓとして室温で行い、得られた荷重変位曲線の積分により吸収エネルギーを算出した。
　実施例２で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真及び断面写真を図８に示す。表面及び断面において、割れ等の欠陥は認められず、良好な攪拌部（固相接合部）が形成されていることが分かる。
　実施固相接合用鋼２の母材及び攪拌部の組織写真を図９に示す。母材はフェライトとパーライトからなる組織となっており、攪拌部はベイナイトとマルテンサイトからなる組織となっている。当該結果は、実施例２における摩擦攪拌接合の接合温度が、Ａ３点よりも高くなったことを示している。攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布を図１０に示しているが、攪拌部の硬度は変態組織の形成により母材よりも高くなっている。なお、母材の硬度は約１８０ＨＶであり、これは母材が５４０ＭＰａ程度の引張強度を有していることを意味している。
　微小衝撃試験で得られた荷重変位曲線の面積から、衝撃吸収エネルギーを求めたところ、実施固相接合用鋼２の母材は３０．７Ｎ・ｍｍ、攪拌部は６．７Ｎ・ｍｍであった。実施固相接合用鋼２の母材の衝撃吸収エネルギーは、溶接性を担保した溶接構造用耐候性熱間圧延鋼板の衝撃吸収エネルギーと同程度であり、比較的大量のＣ及びＰを含有しているにもかかわらず、良好な靭性を有している。また、攪拌部もある程度の衝撃吸収エネルギーを維持しているが、母材と比較すると低い値となっている。
　実施例２でＴＩＧ溶接を施した実施固相接合用鋼２の表面外観写真を図１１に示すが、丸及び四角で囲った領域に割れが発生している。四角で囲った領域の拡大写真を図１２に示す。
　実施例３で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼３の断面写真を図１３に示す。接合温度を低下させても、欠陥のない良好な攪拌部（固相接合部）が形成されていることが分かる。
　実施固相接合用鋼３の攪拌部の組織写真を図１４に示す。少量のマルテンサイトを含む微細なフェライト及びパーライトからなる組織となっており、当該結果は、摩擦攪拌接合の最高到達温度がＡ３点以下（フェライトとオーステナイトの２相領域）となったことを意味している。
　実施固相接合用鋼３の攪拌部近傍のビッカース硬度の水平分布を図１５に示す（比較として実施固相接合用鋼２の攪拌部近傍のビッカース硬度も示している。）。実施固相接合用鋼３の攪拌部の硬度上昇は変態組織の形成が抑制されたことにより小さくなっており、実施固相接合用鋼２の攪拌部よりも低い値となっている。また、実施固相接合用鋼３の攪拌部の衝撃吸収エネルギーは３６．０Ｎ・ｍｍであり、Ｃ及びＰ等の含有量が多くなった場合であっても、Ａ３点以下で固相接合を施すことによって、母材よりも高い衝撃吸収エネルギーが得られることが分かる。なお、実施固相接合用鋼３の母材の衝撃吸収エネルギーは実施固相接合用鋼２の場合と同様の約３０Ｎ・ｍｍであった。
　実施固相接合用鋼２及び実施固相接合用鋼３の攪拌部の微小衝撃試験片の破面を図１６に示す。摩擦攪拌接合の接合温度がＡ３点よりも高くなった実施固相接合用鋼２では脆性破壊となっているが、接合温度がＡ３点以下となった実施固相接合用鋼３では延性破壊となっている。
　実施例１で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼１の断面写真を図１７に示す。割れ等の欠陥は認められず、良好な攪拌部（固相接合部）が形成されていることが分かる。また、微小衝撃試験で得られた荷重変位曲線の面積から、衝撃吸収エネルギーを求めたところ、実施固相接合用鋼１の母材は３３．１Ｎ・ｍｍ、攪拌部は３５．７Ｎ・ｍｍであった。Ｃ及びＰ等の含有量が比較的少ない場合は、固相接合温度がＡ３点より高くなっても接合部の衝撃吸収エネルギーを母材以上とすることができる。
　実施例４で摩擦攪拌接合を施した実施固相接合用鋼４に関して、母材の衝撃吸収エネルギーは１９．４Ｎ・ｍｍ、攪拌部の衝撃吸収エネルギーは３６．０Ｎ・ｍｍであった。焼戻し処理によって母材の衝撃吸収エネルギーが低下した場合であっても、固相接合温度をＡ３点以下とすることで固相接合部に高い衝撃吸収エネルギーを付与することができる。
　実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６のＳＥＭ像、ＰのＥＰＭＡマップおよびＰ偏析部を重ね合わせたＳＥＭ像を図１８に示す。実施固相接合用鋼５、実施固相接合用鋼６共に母材組織はフェライトとパーライトから構成されている。実施固相接合用鋼５においても、実施固相接合用鋼６と同様のＴＤ方向に延びた層状のＰ偏析部が存在している。従って、実施固相接合用鋼５の母材におけるＰ偏析部は、実施固相接合用鋼６と同様に、凝固偏析により生じた偏析部が熱間圧延中にＡ３点以上の温度で保持され，圧延で引き延ばされることにより形成されたと考えられる。偏析部のＰ濃度は実施固相接合用鋼５の方が低いことが分かる。
　実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６について、フェライトとオーステナイトの２相域での摩擦攪拌接合によって形成された攪拌部のＳＥＭ像とＰのＥＰＭＡマップを図１９に示す。実施固相接合用鋼５、実施固相接合用鋼６共に攪拌部はフェライトとパーライトを主体とする組織となっている。また、何れの攪拌部においても、摩擦攪拌接合の攪拌効果によりＰはフェライト内で分散し、母材と比較して均質化されていることが分かる。
　実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材と攪拌部のＳＥＭ像を図２０に示す。母材に関して、フェライトの結晶粒径は実施固相接合用鋼５では４８．６μｍ、実施固相接合用鋼６では２３．３μｍであり、Ｐ添加量の増加により結晶粒径が大幅に低下している。これはＰ添加量の増加により、ソリュートドラッグ効果により変態界面の移動速度やフェライトの成長速度が低下したことに起因すると考えられる。また、パーライト分率は実施固相接合用鋼５では８．３％、実施固相接合用鋼６では３．６％となっており、Ｐの添加により低下している。
　Ａ３点以上の接合温度で形成された攪拌部については、実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６は共にフェライト（α）とパーライトを主体とし、一部にマルテンサイトが混在する組織となっている。フェライトの結晶粒径は実施固相接合用鋼５では１１．７μｍ、実施固相接合用鋼６では７．３μｍであり、実施固相接合用鋼６が僅かに微細となっている。Ａ１点以下の攪拌部については、実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６は共にフェライト（α）と球状セメンタイト（θ）からなる組織を有する。フェライトの結晶粒径は実施固相接合用鋼５では１．３７μｍ、実施固相接合用鋼６では２．４７μｍであり、Ａ１点以下の摩擦攪拌接合により著しく微細化され、実施固相接合用鋼５の方が僅かに微細となっている。
　実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６の母材及び攪拌部の微小衝撃試験で得られた荷重変位曲線の面積から、亀裂発生エネルギーと亀裂伝播エネルギーを算出した。得られた結果を図２１に示す。攪拌部は接合温度がＡ３点以上の場合とＡ１点以下の場合を評価している。なお、亀裂発生エネルギーと亀裂伝播エネルギーの合計が衝撃吸収エネルギーとなる。
　実施固相接合用鋼５及び実施固相接合用鋼６共に、攪拌部の亀裂伝播エネルギーは母材よりも高い値となっている。亀裂発生エネルギーに関しては、実施固相接合用鋼６で接合温度がＡ３点以上の場合は母材よりも低い値となっているが、亀裂伝播エネルギーも加えた吸収エネルギーとしては、母材と同程度の値が得られている。
　実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部のＳＥＭ像を図２２に示す。実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の全てにおいて、母材、攪拌部共にフェライトとパーライトを主体とする組織となっており、攪拌部の組織は母材と比較して顕著に微細化されている。一方で、実施固相接合用鋼８～実施固相接合用鋼１０の攪拌部では、ＴＤ方向に平行の層状に分布するフェライトが観察される。このフェライトは層状に伸長した結晶粒ではなく、等軸粒が層状に分布した集合体である。この層状のフェライト集合体は、Ｐ添加量の増加に伴い増加している。
　実施固相接合用鋼７～実施固相接合用鋼１０の母材と攪拌部について、衝撃吸収エネルギーとＰ添加量の関係を図２３に示す。母材、攪拌部共に、衝撃吸収エネルギーはＰ添加量の増加に伴って低下しているが、何れのＰ添加量の場合においても攪拌部の値は母材よりも高くなっていることが分かる。
　微小衝撃試験によって比較固相接合用鋼１、比較固相接合用鋼２及び比較固相接合用鋼３の母材の衝撃吸収エネルギーを測定したところ、それぞれ３１．８Ｎ・ｍｍ、３３．１Ｎ・ｍｍ及び２８．７Ｎ・ｍｍであった。また、Ａ３点以上の接合温度で形成された攪拌部については、それぞれ３８．２Ｎ・ｍｍ、３５．７Ｎ・ｍｍ及び１８．２Ｎ・ｍｍであった。比較固相接合用鋼１及び比較固相接合用鋼２は溶接性及び溶接部の信頼性等を担保するためにＣ及びＰの添加量が抑制されたものであり、攪拌部における衝撃吸収エネルギーの低下は認められない。一方で、０．３質量％のＣを含む比較固相接合用鋼３については、Ａ３点以上の接合温度で形成された攪拌部の衝撃吸収エネルギーは母材よりも低下している。
１・・・固相接合継手、
２，４・・・被接合材、
６・・・固相接合部。

Claims (13)

  1. 鋼組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．６０％、
    Ｐ：０．０３５超～１．０００％、を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避不純物のみの組成であること、
    を特徴とする固相接合用耐候性鋼。
  2. 更に、質量％で、
    Ｃｕ：０超～３．００％を含有すること、
    を特徴とする請求項１に記載の固相接合用耐候性鋼。
  3. 更に、質量％で、
    Ｍｎ：０超～２．００％を含有すること、
    を特徴とする請求項１又は２に記載の固相接合用耐候性鋼。
  4. 更に、質量％で、
    Ｓｉ：０超～１．００％を含有すること、
    を特徴とする請求項１～３のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼。
  5. 更に、質量％で、
    Ｃｒ：０超～２．００％を含有すること、
    を特徴とする請求項１～４のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼。
  6. 更に、質量％で、
    Ｎｉ：０超～３．００％を含有すること、
    を特徴とする請求項１～５のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼。
  7. 更に、質量％で、
    Ｍｏ：０超～１．００％を含有すること、
    を特徴とする請求項１～６のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼。
  8. 更に、質量％で、
    Ｔｉ：０超～０．０３％を含有すること、
    を特徴とする請求項１～７のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼。
  9. 請求項１～８のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼の固相接合部を有する接合構造物であって、
    前記固相合部の衝撃吸収エネルギーが前記固相接合用耐候性鋼の衝撃吸収エネルギーの９０％以上であること、
    を特徴とする固相接合構造物。
  10. 請求項１～８のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼からなり、
    フェライトと微細セメンタイトからなる混合組織を有すること、
    を特徴とする固相接合用耐候性鋼材。
  11. 請求項１～８のうちのいずれかに記載の固相接合用耐候性鋼からなる固相接合用耐候性鋼材に固相接合する方法であって、
    接合温度を前記固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ３点以下とすること、
    を特徴とする固相接合方法。
  12. 前記接合温度を前記固相接合用耐候性鋼の化学組成で決定されるＡ１点以下とすること、
    を特徴とする請求項１１に記載の固相接合方法。
  13. 摩擦攪拌接合、摩擦圧接及び線形固相接合のうちのいずれかを用いること、
    を特徴とする請求項１１又は１２に記載の固相接合方法。
     
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