WO2023032514A1 - 摩擦攪拌点接合継手およびその製造方法、ならびに、摩擦攪拌点接合方法 - Google Patents

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WO2023032514A1
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less
plate
friction stir
steel plate
joint
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French (fr)
Inventor
大起 山岸
克利 ▲高▼島
広志 松田
良司 大橋
良崇 村松
拓也 福田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
川崎重工業株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding

Definitions

  • the present invention relates to a friction stir spot welding joint, a manufacturing method thereof, and a friction stir spot welding method.
  • the friction stir spot welding is a spot welding method using a friction stir phenomenon. Specifically, while rotating a tool having a shoulder portion and a pin portion protruding from the shoulder portion, the pin portion of the tool is press-fitted (pushed) into the material to be joined, which is made of a metal plate with which the pin portion is overlapped. As a result, the metal plates are softened and plastically flowed, and the superimposed metal plates are joined.
  • Patent Document 1 While controlling a working portion of a steel material containing 0.15% by mass or more of carbon to 723°C or less, a rod-shaped rotating tool made of WC is inserted into the working portion, and the rotating tool is rotated to process the steel material. A method of processing metal materials.” is disclosed.
  • Patent Document 2 A method in which two metal materials are opposed to each other at the parts to be joined to form an interface to be joined, and a rotating tool rotated at a predetermined rotational speed is press-fitted into the parts to be joined to join the two metal materials. There is By setting the peripheral speed of the outermost periphery of the rotating tool to 51 mm/s or less, a strong strain is introduced into the joined portion to lower the recrystallization temperature inherent in the metal material, generating recrystallized grains at the interface to be bonded by setting the bonding temperature to be lower than the recrystallization temperature inherent in the metal material; A low-temperature bonding method for metal materials, characterized by: ” is disclosed.
  • Patent Document 3 "Equipped with a joint where one steel plate and the other steel plate are superimposed, An interface between the one steel plate and the other steel plate exists at the joint, and the interface is a parallel interface extending from the boundary between the one steel plate and the other steel plate in the cross section of the joint.
  • a central interface bent from the parallel interface toward the one steel plate side as the center of the joint is approached in plan view
  • the average hardness of a region separated from the central interface by 0.05 mm or more and 0.5 mm or less in a direction parallel to the plate surface toward the center of the joint in plan view is 350 to 450 HV
  • a friction stir spot welding tool for friction stir spot welding the first member and the second member by overlapping the first member and the second member and pressing from the first member side Each of the first member and the second member is a steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more,
  • the friction stir spot welding tool is rotatable around a rotation axis and has a columnar portion having a shoulder at the tip, and a cylindrical or truncated cone-shaped probe protruding from the shoulder in a direction extending the rotation axis.
  • V is the relationship with t
  • a friction stir spot welding tool that satisfies the following formula (1) in: V ⁇ 2.75t 2 +8.19t ⁇ 4.19 (t ⁇ 0.5mm) (1)” is disclosed.
  • Patent Document 1 when the technique of Patent Document 1 is applied to a high-strength steel plate, particularly a steel plate having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, sufficient joint strength (hereinafter also simply referred to as joint strength) at the joint can be obtained. can't Moreover, even when the techniques of Patent Documents 2 to 4 are applied to high-strength steel sheets, sufficient joint strength cannot be obtained.
  • TS tensile strength
  • the present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and has high joint strength even when using high-strength steel plates, especially steel plates with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, as the materials to be joined. It is an object of the present invention to provide a friction stir spot welded joint and a manufacturing method thereof. Another object of the present invention is to provide a friction stir spot welding method for obtaining the above friction stir spot welded joint.
  • TS tensile strength
  • high joint strength means a cross tension strength of 7.0 kN or more as measured by a cross tension test conforming to JIS Z 3137.
  • the inventors have made extensive studies in order to achieve the above object. As a result, the inventors ⁇ In addition to forming an annular groove on the upper surface of the joint, ⁇ Appropriately control the shape, microstructure and hardness of the joint at the same time, specifically, satisfy the following (a) to (d) at the same time. As a result, it has been found that high joint strength can be obtained even when a high-strength steel plate, particularly a steel plate having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, is used as the material to be joined.
  • TS tensile strength
  • a friction stir spot welded joint having two or more superimposed steel plates, a joint portion of the steel plates, and an annular groove portion on the upper surface of the joint portion,
  • the junction includes a recess, a first flow section adjacent to the recess, a second flow section adjacent to the first flow section, and a joint between the first flow section and the second flow section.
  • a bonding interface that is a boundary;
  • the vertical position of the deepest point of the recess satisfies at least one of ⁇ 0.5 mm or less and ⁇ TL ⁇ 0.50 or less with the lower mating surface of the steel plate as a reference position,
  • the vertical position of the highest point of the joint interface is +TU ⁇ 0.50 or more with the upper mating surface of the steel plate as a reference position, at the junction,
  • the upper plate and the lower plate are respectively the steel plate positioned at the top and the steel plate positioned at the bottom among the two or more steel plates that are superimposed
  • TU is the plate thickness (mm) of the steel plate of the upper plate
  • TL is the plate thickness (mm) of the steel plate of the lower plate
  • the upper mating surface is a mating surface between the upper plate and the steel plate adjacent to the upper plate
  • the lower mating surface is the mating surface between the lower plate and the steel plate adjacent to the lower plate.
  • the vertical position is + if it is above the reference position, and - if it is below the reference position.
  • the horizontal position is the distance from the reference position.
  • the chemical composition of at least one steel plate among the steel plates is, in mass%, C: 0.10% or more, Si and Al: 0.5% or more in total, Mn: 1.5% or more, P: 0.10% or less, S: 0.050% or less, and 2.
  • the component composition is further mass %, Nb: 0.050% or less, Ti: 0.050% or less, B: 0.0050% or less, V: 0.05% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Co: 0.50% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Sb: 0.020% or less, and 3.
  • a friction stir point in which a tool having a shoulder portion and a pin portion protruding from the shoulder portion is rotated, and the pin portion is press-fitted into two or more superimposed steel plates to join the steel plates.
  • a joining method comprising: changing the rotational speed of the tool from the initial rotational speed one or more times during welding; The vertical position of the maximum press-fit depth of the tool satisfies at least one of ⁇ 0.5 mm or less and ⁇ TL ⁇ 0.50 or less with the lower mating surface of the steel plate as a reference position, and , a state in which the shoulder and the upper plate are in contact when the tool reaches the maximum press-fit depth; The maximum temperature reached is 600° C. or higher and 750° C.
  • Rf/R1 ⁇ 0.60 (1) here, R1 is the initial rotational speed of the tool (rpm); Rf is the minimum rotational speed of the tool (rpm); is.
  • the upper plate and the lower plate are respectively the steel plate positioned at the top and the steel plate positioned at the bottom among the two or more steel plates that are superimposed, TL is the plate thickness (mm) of the steel plate of the lower plate,
  • the lower mating surface is the mating surface between the lower plate and the steel plate adjacent to the lower plate. Further, the vertical position is + if it is above the reference position, and - if it is below the reference position.
  • a friction stir spot welded joint having high joint strength can be obtained even when a high-strength steel plate, particularly a steel plate having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, is used as the material to be joined.
  • TS tensile strength
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a vertical cross-section of a friction stir spot welded joint according to one embodiment of the present invention
  • FIG. Fig. 10 is a schematic diagram of a vertical cross section of a friction stir spot welded joint of sample number 13 (friction stir spot welded joint without an annular groove).
  • FIG. 1 is a vertical cross section of the friction stir point welded joint passing through the center position of the concave portion of the joint (hereinafter also simply referred to as a vertical cross section), and the positions of each part are all shown in the vertical cross section. It is.
  • the upper side in the vertical direction is the side into which the pin portion of the tool is press-fitted during friction stir spot welding.
  • the lower side in the vertical direction is the side where the backing material is installed during friction stir spot welding (the side opposite to the side where the pin portion of the tool is press-fitted during friction stir spot welding).
  • the upper side and the lower side in the vertical direction can be specified from the shape and the like, for example, the position of the recess.
  • the uppermost steel plate (the steel plate positioned at the top) is the upper plate
  • the lowermost steel plate (the steel plate positioned at the bottom) is the lower plate
  • the top and bottom and the steel plate (steel plate other than the top and bottom) is also called a middle plate.
  • the upper surface is the vertically upper surface and the lower surface is the vertically lower surface.
  • a gap remaining (without being joined) between the superimposed steel sheets is referred to as an unjoined interface 4 .
  • the junction includes a recess 2-1, a first flow section 2-2 adjacent to the recess, and a second flow section 2-3 adjacent to the first flow section. , and a joint interface 2-4 that is a boundary between the first flow section and the second flow section.
  • the recess is formed by press-fitting the pin portion of the tool during joining.
  • the recess is substantially circular when viewed from above in the vertical direction, and its diameter is approximately the same as the diameter of the pin portion of the tool.
  • the center position of the recess is the center of the recess when viewed from above in the vertical direction.
  • the first flow area is a flow area formed by plastic flow of the lower plate during joining, and is formed adjacent to the periphery of the recess.
  • the second flow section is a flow region formed by plastic flow of the upper plate, and is formed adjacent to the first flow section. In the case where there are three or more steel plates to be joined, all the flow regions formed by the plastic flow of the intermediate plate shall be included in the second flow section.
  • the first flow section and the second flow section are defined as follows.
  • the joint interface which is the boundary between the first flow section and the second flow section. That is, the vertical cross section of the friction stir point welded joint passing through the center position of the recess of the joint is polished and etched with a picric acid saturated aqueous solution. Then, the vertical cross section is observed with an optical microscope, and the first and second fluidized portions are defined based on the structure of the base material and the degree of etching in the fluidized portions. Then, the determined boundary between the first fluidized portion and the second fluidized portion is defined as the bonding interface.
  • the upper plate and the lower plate are respectively the steel plate positioned at the top and the steel plate positioned at the bottom among the two or more steel plates that are superimposed
  • TU is the plate thickness (mm) of the steel plate of the upper plate
  • TL is the plate thickness (mm) of the steel plate of the lower plate
  • the upper mating surface is a mating surface between the upper plate and the steel plate adjacent to the upper plate
  • the lower mating surface is the mating surface between the lower plate and the steel plate adjacent to the lower plate.
  • the vertical position is + if it is above the reference position, and - if it is below the reference position.
  • the horizontal position is the distance from the reference position (the reference position is set to 0 and does not become negative (negative values are not taken)).
  • the level of the deepest point of the recess At least one of ⁇ 0.5 mm or less and ⁇ TL ⁇ 0.50 or less is satisfied with respect to the level of the deepest point of the recess, with the lower mating surface of the steel plate to be joined as a reference position. As a result, the joint interface is strengthened, and high joint strength can be obtained even when a high-strength steel plate is used as the material to be joined.
  • the level of the deepest point of the concave portion is preferably -TL ⁇ 0.90 or more.
  • the level of the highest point of the joint interface is +TU ⁇ 0.50 or more with the upper mating surface of the steel plate to be joined as a reference position. +TU ⁇ 0.60 or more is preferable.
  • the highest point of the joint interface is preferably as high as possible.
  • the highest point of the joint interface may reach from the periphery of the shoulder portion of the tool to a region where burrs are discharged to the outside.
  • the highest point level of the bonding interface is more preferably +TU ⁇ 0.98 or less.
  • the joint interface usually has a shape curved upward in the vertical direction (a shape convex upward in the vertical direction) in a vertical cross section.
  • the level of the deepest point of the recess and the level of the highest point of the joint interface can be measured with a vernier caliper or the like using a photographed image of a vertical cross section of the friction stir point welded joint used to specify the joint interface.
  • the volume fraction of polygonal ferrite is preferably 75% or more.
  • the volume fraction of polygonal ferrite is preferably 97% or less.
  • the volume fraction of the hard phase is preferably 3% or more.
  • the volume fraction of the hard phase is preferably 25% or less.
  • the volume fraction of the residual structure other than the polygonal ferrite and the hard phase is preferably 20% or less.
  • the measurement of the volume ratios of the polygonal ferrite and the hard phase is performed, for example, as follows. That is, friction stir so that a predetermined region in the joint of the vertical cross section of the friction stir spot welded joint shown in FIG. A specimen is cut from the point joint. Then, after polishing the observation surface of the test piece, 3 vol. Etch with % nital to expose the tissue.
  • polygonal ferrite exhibits a black tissue.
  • the hard phase presents a gray texture. This identifies both.
  • the hard phase is composed of carbides such as martensite and cementite.
  • the average aspect ratio of polygonal ferrite is preferably 2.5 or less.
  • the lower limit of the average aspect ratio of polygonal ferrite is not particularly limited, the average aspect ratio of polygonal ferrite is preferably 1.2 or more.
  • the average aspect ratio of polygonal ferrite is measured, for example, as follows. That is, in the structure image obtained by measuring the volume ratio of polygonal ferrite and hard phase, 5 crystal grains observed in a region determined to be polygonal ferrite are arbitrarily selected for each field of view. The major axis and minor axis are obtained for the selected five crystal grains, and the major axis is divided by the minor axis. Then, the average value of those values is taken as the average aspect ratio of polygonal ferrite.
  • the major axis is the maximum diameter of a crystal grain on a straight line passing through the center of gravity of the crystal grain.
  • the short diameter is the minimum diameter of a crystal grain on a straight line passing through the center of gravity of the crystal grain.
  • the area where the microstructure is specified in the joint is set to the vertical position with the upper mating surface of the steel plate as the reference position: +TU ⁇ 0.20 to +TU ⁇ 0.50, and the horizontal position with the center position of the recess as the reference position.
  • the area from the bonding interface position -400 ⁇ m to the bonding interface position +100 ⁇ m is as follows. In other words, in the cross tension test, there are cases where the bond is broken around the bonding interface. At this time, the fracture starting point corresponds to a vertical position near the joint interface and the upper mating surface as a reference in the region of +TU ⁇ 0.20 to +TU ⁇ 0.50.
  • the region from the position of the bonding interface -400 ⁇ m to the position of the bonding interface +100 ⁇ m is the fracture path. Therefore, the above-described region is defined as the region where the microstructure is specified in the joint.
  • the joint interface position of ⁇ 400 ⁇ m and the joint interface position of +100 ⁇ m also differ depending on the vertical position (level).
  • the horizontal position of the bond interface at the vertical position of +TU ⁇ 0.20 does not necessarily match the horizontal position of the bond interface at the vertical position of +TU ⁇ 0.50. Therefore, the horizontal position of ⁇ 400 ⁇ m of the bonding interface at the vertical position of +TU ⁇ 0.20 does not necessarily coincide with the horizontal position of ⁇ 400 ⁇ m of the bonding interface at the vertical position of +TU ⁇ 0.50.
  • Average hardness of the joint at the same vertical position as the upper mating surface of the steel plate (hereinafter also referred to as average hardness of the joint)
  • the average hardness of the joint is set to 400 HV or less.
  • the average hardness of the joint exceeds 400 HV, good toughness cannot be obtained at the joint when high-strength steel plates are used as the materials to be joined.
  • joint strength also decreases.
  • the average hardness of the joint is preferably 380HV or less. Also, the average hardness of the joint is preferably 250 HV or more.
  • JIS Z 2244 JIS Z 2244
  • annular groove An annular groove is formed in the upper surface of the joint, as shown in FIG. Also, the annular groove is arranged so as to surround the recess on the upper surface of the joint. That is, the annular groove is formed by the contact between the shoulder of the tool and the upper plate during joining.
  • the presence or absence of the annular groove can be confirmed by visually observing the appearance of the upper surface of the friction stir spot welded joint and by observing the vertical cross section of the friction stir spot welded joint.
  • the number of steel plates to be joined should be two or more. Although the upper limit of the number of steel plates to be joined is not particularly limited, the number of steel plates to be joined is preferably 5 or less. Steel plates of the same steel grade may be used for the steel plates to be joined materials, or steel plates of different steel grades may be used.
  • the thickness of the steel plate to be joined is preferably 0.4 to 3.2 mm.
  • Steel plates having the same thickness or different thicknesses may be used as the steel plates to be joined.
  • a high-strength steel plate for example, C: 0.10% or more, Si and Al: 0.5% or more in total, Mn: 1.5% or more, P: 0.10% or less, S: 0.050% or less, and It is preferable to use a steel sheet having a chemical composition of N: 0.010% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • N 0.010% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • C 0.10% or more
  • C is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • C is an element that effectively contributes to the formation of carbide (corresponding to a hard phase) in the microstructure of a predetermined region in the joint. Therefore, the C content is preferably 0.10% or more.
  • the content of C is more preferably 0.15% or more.
  • the content of C is preferably 1.0% or less from the viewpoint of preventing deterioration in delayed fracture resistance.
  • Si and Al 0.5% or More in Total Si and Al are elements that suppress excessive formation of carbides at the joint and suppress deterioration of the toughness of the joint. Therefore, the total content of Si and Al is preferably 0.5% or more. Although it is not particularly limited, the total content of Si and Al is preferably 4.0% or less from the viewpoint of preventing deterioration of plating properties.
  • Mn 1.5% or more Mn is an element that contributes to high strength by solid-solution strengthening and formation of a hard phase (second phase). Moreover, Mn is an element that stabilizes austenite and is also effective in controlling the hard phase fraction. Therefore, the content of Mn is preferably 1.5% or more. Although not particularly limited, the content of Mn is preferably 10% or less from the viewpoint of preventing deterioration of plating properties.
  • the P content is preferably 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.005% or more because an extremely low P content leads to an increase in the steelmaking cost.
  • the S content is preferably 0.050% or less.
  • the S content is preferably 0.0002% or more because an extremely low S content leads to an increase in steelmaking costs.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides, which may reduce joint strength. Therefore, it is preferable to reduce the N content, and the N content is preferably 0.010% or less. Although not particularly limited, the N content is preferably 0.0005% or more because an extremely low N content leads to an increase in steelmaking costs.
  • Nb 0.050% or less
  • Ti 0.050% or less
  • B 0.0050% or less
  • V 0.05% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.50% or less
  • Co 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Sb 0.020% or less
  • Ca and REM One or more selected from 0.010% or less in total can be contained.
  • Nb 0.050% or less Nb forms fine carbonitrides and refines the prior austenite grain size. This contributes to improvement in joint strength. From the viewpoint of obtaining such effects, the content of Nb is preferably 0.005% or more. On the other hand, an excessive Nb content causes a decrease in elongation. In addition, slab cracks are likely to occur after continuous casting. Therefore, when Nb is contained, the content is preferably 0.050% or less. The Nb content is more preferably 0.045% or less, still more preferably 0.040% or less.
  • Ti 0.050% or less Ti, like Nb, also forms fine carbonitrides and refines the prior austenite grain size. This contributes to improvement in joint strength. From the viewpoint of obtaining such effects, the Ti content is preferably 0.005% or more. The Ti content is more preferably 0.008% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, the elongation is lowered. Therefore, when Ti is contained, the content is preferably 0.050% or less. The Ti content is more preferably 0.045% or less.
  • B 0.0050% or less B improves hardenability and suppresses formation of ferrite and pearlite. This contributes to the improvement of base material strength and joint strength. From the viewpoint of obtaining such effects, the content of B is preferably 0.0002% or more. On the other hand, when the content of B exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when B is contained, its content is preferably 0.0050% or less.
  • V 0.05% or less
  • V is an element that contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the content is preferably 0.05% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that contributes to high strength by forming a hard phase. From the viewpoint of obtaining such effects, the Cr content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 0.50%, martensite is excessively generated, and plane defects tend to occur. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably 0.50% or less. The Cr content is more preferably 0.45% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to high strength by forming a hard phase.
  • Mo is also an element that partially forms carbides and contributes to high strength.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more.
  • the Mo content exceeds 0.50%, the effect is saturated, resulting in an increase in cost. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably 0.50% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.32% or less.
  • Co is an element that contributes to the improvement of the delayed fracture resistance by increasing the hydrogen overvoltage. From the viewpoint of obtaining such effects, the Co content is preferably 0.05% or more. The Co content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Co content exceeds 0.50%, the effect is saturated, leading to an increase in cost. Therefore, when Co is contained, the content is preferably 0.50% or less. The Co content is more preferably 0.32% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that contributes to high strength through solid-solution strengthening. Cu also contributes to the increase in strength by forming a hard phase. From the viewpoint of obtaining such effects, the Cu content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when the Cu content exceeds 0.50%, the effect is saturated, leading to an increase in cost. In addition, surface defects due to Cu are likely to occur. Therefore, when Cu is contained, its content is preferably 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that contributes to high strength through solid-solution strengthening.
  • Ni also contributes to high strength by forming a hard phase.
  • the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • the Ni content exceeds 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Ni is contained, its content is preferably 0.50% or less.
  • Sb 0.020% or less Sb contributes to high strength by suppressing the formation of a decarburized layer on the surface layer of the steel sheet. From the viewpoint of obtaining such effects, the Sb content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Sb content exceeds 0.020%, the rolling load increases and productivity decreases. Therefore, when Sb is contained, the content is preferably 0.020% or less.
  • Ca and REM 0.010% or less in total Ca and REM are elements that contribute to high strength by making the shape of sulfide spherical. From the viewpoint of obtaining such effects, the total content of Ca and REM is preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the total content of Ca and REM exceeds 0.010%, the effect saturates. Therefore, when Ca and/or REM are contained, the total content thereof is preferably 0.010% or less. Further, the total content of Ca and REM is more preferably 0.0050% or less.
  • the balance other than the above is Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Sn and Zn, and Sn: 0.01% or less and Zn: 0.01% or less are permissible.
  • each content is 0.01% or less, the effect is not lost.
  • the optional additive element is included as an unavoidable impurity.
  • a steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more is preferable to use as at least one of the steel plates to be joined.
  • Tensile strength is measured according to JIS Z 2241 (1998).
  • At least one of the steel sheets to be joined may have a plating layer on its surface.
  • the plating layer may be provided on both sides of the steel sheet or may be provided on one side of the steel sheet.
  • Examples of the plated layer include zinc-based plated layers.
  • the zinc-based plating layer is a plating layer containing zinc as a main component (a plating layer having a zinc content of 50% by mass or more). A plating layer etc. are mentioned.
  • the above steel plate can be manufactured according to a conventional method.
  • Friction stir spot welding method and friction stir spot welding joint manufacturing method A manufacturing method will be described.
  • a friction stir spot welding method comprises: A friction stir point in which a tool having a shoulder portion and a pin portion protruding from the shoulder portion is rotated, and the pin portion is press-fitted into two or more superimposed steel plates to join the steel plates.
  • a joining method comprising: changing the rotational speed of the tool from the initial rotational speed one or more times during welding; The vertical position of the maximum press-fit depth of the tool satisfies at least one of ⁇ 0.5 mm or less and ⁇ TL ⁇ 0.50 or less with the lower mating surface of the steel plate as a reference position, and , a state in which the shoulder and the upper plate are in contact when the tool reaches the maximum press-fit depth; The maximum temperature reached is 600° C.
  • a friction stir spot welding method is a method for obtaining a friction stir spot welded joint according to one embodiment of the present invention described above.
  • a method for manufacturing a friction stir spot welded joint according to one embodiment of the present invention is to join two or more superimposed steel plates by the friction stir spot welding method according to one embodiment of the present invention. be.
  • a method for manufacturing a friction stir spot welded joint according to one embodiment of the present invention is a method for manufacturing the friction stir spot welded joint according to one embodiment of the present invention described above.
  • Two or more superimposed steel plates, which are the materials to be joined, are joined with a tool having a shoulder portion and a pin portion protruding from the shoulder portion. Specifically, while rotating the tool, the pin portion of the tool is press-fitted into the workpiece to join the steel plates.
  • the tool is not particularly limited, and general tools can be used.
  • the shape of the shoulder portion and the pin portion for example, the diameter of the shoulder portion (hereinafter, also referred to as the shoulder diameter), the diameter of the pin portion (hereinafter, also referred to as the pin diameter), the length of the pin portion (hereinafter, also referred to as the pin length) ), and the angle of inclination of the side surface of the pin is also not particularly limited, and may be determined according to the steel type and thickness of the steel plate to be joined. For example, when two steel plates having a tensile strength of 980 MPa or more and a plate thickness of 1.6 mm are used as the materials to be joined, the shoulder diameter is 6.0 to 16.0 mm and the pin diameter is 3.0 to 8.0 mm. It is preferable that the length of the pin is 0 mm, the length of the pin is 2.0 to 3.5 mm, and the inclination angle of the side surface of the pin is 3 to 30°.
  • a backing is provided on the lower surface of the material to be welded (the surface on the opposite side to which the pin part of the tool is press-fitted).
  • the maximum reaching temperature of the joint during joining shall be 600°C or higher and 750°C or lower.
  • the highest temperature reached is preferably 640° C. or higher.
  • the highest temperature is preferably 720° C. or less.
  • the maximum reaching temperature is measured as follows, for example. That is, a thermocouple is installed inside the tool, specifically near the tip of the pin portion of the tool that contacts the joint. Then, a thermocouple inside the tool continuously measures the temperature during bonding (the temperature that rises at the bonding portion). Then, the measured maximum temperature during bonding is taken as the maximum reached temperature.
  • (g) Rotation speed of tool The rotation speed of the tool is changed from the initial rotation speed once or more during welding to satisfy the following equation (1).
  • the average aspect ratio of polygonal ferrite can be 3.0 or less in the microstructure of the predetermined region of the joint.
  • Rf/R1 is preferably 0.50 or less. Also, Rf/R1 is preferably 0.10 or more.
  • the initial rotation speed of the tool is not particularly limited as long as it satisfies the above formula (1), and may be determined according to the steel type and thickness of the steel plate to be joined. For example, when two steel plates having a tensile strength of 980 MPa or more and a plate thickness of 1.6 mm are used as the materials to be joined, the initial rotational speed of the tool is preferably 300 to 1000 rpm.
  • the number of times the tool rotation speed is switched should be one or more. Although not particularly limited, the number of times the rotational speed of the tool is switched is preferably 5 times or less.
  • the timing of switching the rotation speed of the tool is not particularly limited, either. It is preferable to set the timing when the tool (pin portion) press-fitting depth from the upper surface reaches 0.8 to 2.4 mm.
  • the pressure is not particularly limited, but it is preferable to switch the pressure at the same time as the rotation speed of the tool is switched.
  • the bonding time is preferably 3 to 60 seconds.
  • a steel having the chemical composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted and continuously cast into a slab. Then, the slab was hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet. Then, the hot-rolled steel sheet was pickled. Then, the hot-rolled steel sheet was cold-rolled and annealed to obtain a cold-rolled steel sheet (thickness: 1.2 to 1.6 mm). Next, for steel type C in Table 1, the cold-rolled steel sheet was further subjected to a plating treatment to obtain a steel sheet (hot-dip galvanized steel sheet) having a coating layer (hot-dip galvanized layer) on the surface (both sides). Next, a JIS No.
  • a test piece of 50 mm ⁇ 150 mm was cut out from the steel plate thus obtained, and the combinations shown in Table 2 were superimposed crosswise.
  • the upper plate and the middle plate were superimposed crosswise, and the middle plate and the lower plate were superimposed in parallel (that is, in the measurement of the cross tensile strength described later, the upper plate-middle plate The cross tensile strength was measured between.).
  • friction stir spot welding was applied to the center of the cross-lapped portion of the test piece under the conditions shown in Table 3 to obtain a friction stir spot welded joint.
  • the shape of the tool was a shoulder diameter of 10 mm, a pin diameter of 4.8 mm, an inclination angle of the pin side surface of 10°, and a pin length of 1.8 mm to 4.6 mm depending on the joining conditions.
  • the rotation speed was switched. Among the samples in which the rotation speed was switched, the rotation speed was switched once for all samples other than sample No. 24. For sample number 24, the rotational speed was switched twice. In either case, the timing for switching the rotation speed was based on the depth of the tool press-fit from the upper surface of the upper plate ("Tool press-in depth at the time of switching" in Table 3 is the tool from the upper surface of the upper plate). is the indentation depth).
  • FIG. 2 shows a schematic diagram of a vertical cross section of a friction stir spot welded joint of sample number 13 (a friction stir spot welded joint without an annular groove).
  • the level of the deepest point of the recess, the level of the highest point of the joint interface, the identification of the microstructure of a predetermined region in the joint, and the average of the joint are measured by the methods described above. Measurement of hardness and confirmation of the presence or absence of the annular groove were performed. Table 4 shows the results.

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Abstract

被接合材として高強度鋼板、特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板を使用する場合にも、高い継手強度を有する摩擦攪拌点接合継手を提供する。重ね合わせた鋼板のうち上板の上面において環状溝部を形成するとともに、接合部の形状とミクロ組織と硬度とを同時に適切に制御する。

Description

摩擦攪拌点接合継手およびその製造方法、ならびに、摩擦攪拌点接合方法
　本発明は、摩擦攪拌点接合継手およびその製造方法、ならびに、摩擦攪拌点接合方法に関する。
　近年、環境問題の高まりから、ＣＯ２の排出規制が厳格化している。自動車分野においては、燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのため、自動車部品への高強度鋼板、特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板の適用による薄肉化が進められている。
　自動車を組み立てる際には、コストや効率の面から、プレス成形された部品を抵抗溶接により接合することが多い。しかし、溶融および凝固を伴う抵抗溶接では、接合部の鋼組織の脆化により、接合部の十字引張強さが低下する場合がある。
　そのため、非溶融の接合方法である摩擦攪拌点接合の高強度鋼板への適用が検討されている。ここで、摩擦攪拌点接合とは、摩擦攪拌現象を利用した点接合法である。具体的には、ショルダー部と該ショルダー部から突出するピン部とを有するツールを回転させながら、ツールのピン部を重ね合わせた金属板からなる被接合材に圧入する（押し込む）。これにより、金属板を軟化および塑性流動させ、重ね合わせた金属板を接合する。
　このような摩擦攪拌点接合に関する技術として、例えば、特許文献１には、
「炭素を０．１５質量％以上含む鋼材の加工部を７２３℃以下に制御しつつ、前記加工部にＷＣからなる棒状の回転ツールを挿入し、前記回転ツールを回転させて前記鋼材を加工する金属材の加工方法。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「２つの金属材を被接合部において対向させて被接合界面を形成し、前記被接合部に所定の回転速度で回転させた回転ツールを圧入することで前記２つの金属材を接合する方法であって、
  前記回転ツールの最外周の周速を５１ｍｍ／ｓ以下とすることにより、前記被接合部に強ひずみを導入して前記金属材が本来有する再結晶温度を低下させ、
  接合温度を前記金属材が本来有する再結晶温度未満として前記被接合界面に再結晶粒を生成させること、
  を特徴とする金属材の低温接合方法。」
が開示されている。
　特許文献３には、
「一方の鋼板と他方の鋼板とが重ね合わされた接合部を備え、
  前記接合部には前記一方の鋼板と前記他方の鋼板との界面が存在し、前記界面は、前記接合部の断面において、前記一方の鋼板と他方の鋼板との境界の延長にある平行界面と、前記接合部の平面視中央に近づくに従って前記平行界面から前記一方の鋼板側に曲げられた中央界面とがあり、
  前記中央界面から前記接合部の平面視中央側に板面平行方向に０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ以下離れた領域の平均硬度が３５０～４５０ＨＶであり、
  前記平行界面と前記中央界面との境界点から前記接合部の平面視中央側に向かう前記平行界面の延長線上の平均硬度が４００～５５０ＨＶである、継手。」
が開示されている。
　特許文献４には、
「第１部材と第２部材とを重ね合わせて該第１部材側から押圧することにより該第１部材と該第２部材とを摩擦攪拌点接合させる摩擦攪拌点接合ツールであって、
　前記第１部材および前記第２部材は、それぞれ引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板であり、
　前記摩擦攪拌点接合ツールは、回転軸を中心に回転可能であり、かつ、先端にショルダーを備える柱状部と、前記ショルダーから前記回転軸を延長する方向に突出した円柱状または円錐台状のプローブとを備え、
　前記第２部材の厚さをｔ（ｍｍ）とし、前記プローブが押圧時に前記第２部材側に挿入される体積を第２部材挿入体積Ｖ（ｍｍ３）とするとき、Ｖはｔとの関係において以下の式（１）を満たす、摩擦攪拌点接合ツール。
　Ｖ≧２．７５ｔ２＋８．１９ｔ－４．１９　（ｔ≧０．５ｍｍ）・・・（１）」
が開示されている。
特許第５０９９００９号 特許第６５７９５９６号 特開２０１８－１１１１０７号公報 国際公開２０１６／００６３７７号
　しかしながら、特許文献１の技術を、高強度鋼板、特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板に適用する場合、接合部の継手強度（以下、単に継手強度ともいう）が十分には得られない。また、特許文献２～４の技術を、高強度鋼板に適用する場合にも、やはり継手強度が十分には得られない。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、被接合材として高強度鋼板、特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板を使用する場合にも、高い継手強度を有する摩擦攪拌点接合継手およびその製造方法を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の摩擦攪拌点接合継手を得るための摩擦攪拌点接合方法を提供することを目的とする。
　ここで、「高い継手強度」とは、ＪＩＳ　Ｚ　３１３７に準拠した十字引張試験によって測定される十字引張強さが７．０ｋＮ以上であることを意味する。
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、発明者らは、
・接合部の上面に環状溝部を形成するとともに、
・接合部の形状とミクロ組織と硬度とを同時に適切に制御する、具体的には、以下の（ａ）～（ｄ）を同時に満足させる、
ことによって、被接合材として高強度鋼板、特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板を使用する場合にも、高い継手強度を得られる、との知見を得た。
（ａ）接合部の凹部の最深点の鉛直方向位置について、被接合材となる鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足させる。
（ｂ）接合界面の最高点の鉛直方向位置を、被接合材となる鋼板の上側合せ面を基準位置として、＋ＴＵ×０．５０以上とする。
（ｃ）接合部における所定領域のミクロ組織を、ポリゴナルフェライトの体積率：７０％以上９９％以下、および、硬質相の体積率：１％以上３０％以下、かつ、該ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比：３．０以下とする。
（ｄ）被接合材となる鋼板の上側合せ面と同じ鉛直方向位置での接合部の平均硬度を４００ＨＶ以下とする。
　また、発明者らは、さらに検討を重ね、上記の摩擦攪拌点接合継手を得るためには、接合時に以下の（ｅ）～（ｇ）を同時に満足させることが重要であるとの知見を得た。
（ｅ）ツールの圧入最大深さの鉛直方向位置について、鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足させつつ、ツールが圧入最大深さに到達した際にショルダーと被接合材の上板とが接触する（ショルダーにより被接合材が押圧されている）状態とする。
（ｆ）最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。
（ｇ）ツールの回転速度を、接合中に、初期回転速度から１回以上変化させ、次式（１）を満足させる。
　　　　　Ｒｆ／Ｒ１≦０．６０　　・・・（１）
　ここで、
　Ｒ１はツールの初期回転速度（ｒｐｍ）、
　Ｒｆはツールの最低回転速度（ｒｐｍ）、
である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．重ね合わせた２枚以上の鋼板と、該鋼板の接合部と、該接合部の上面の環状溝部と、を有する、摩擦攪拌点接合継手であって、
　前記接合部は、凹部と、該凹部に隣接する第１の流動部と、該第１の流動部に隣接する第２の流動部と、該第１の流動部と該第２の流動部の境界である接合界面と、を有し、
　前記凹部の最深点の鉛直方向位置が、前記鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足し、
　前記接合界面の最高点の鉛直方向位置が、前記鋼板の上側合せ面を基準位置として、＋ＴＵ×０．５０以上であり、
　前記接合部において、
　前記鋼板の上側合せ面を基準位置として鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０～＋ＴＵ×０．５０で、
　前記凹部の中心位置を基準位置として水平方向位置：前記接合界面の位置－４００μｍ～前記接合界面の位置＋１００μｍ
の領域のミクロ組織が、
　ポリゴナルフェライトの体積率：７０％以上９９％以下、および、
　硬質相の体積率：１％以上３０％以下
　であり、かつ、該ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比：３．０以下であり、
　前記鋼板の上側合せ面と同じ鉛直方向位置での接合部の平均硬度が４００ＨＶ以下である、摩擦攪拌点接合継手。
　ここで、上板および下板はそれぞれ、重ね合わせた２枚以上の鋼板のうち、最上部に位置する鋼板および最下部に位置する鋼板であり、
　ＴＵは、上板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
　ＴＬは、下板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
　上側合せ面は、上板と、該上板に隣接する鋼板との合せ面、
　下側合せ面は、下板と、該下板に隣接する鋼板との合せ面
である。
　また、鉛直方向位置は、基準位置よりも上側の場合を＋、下側の場合を－とする。水平方向位置は、基準位置からの距離とする。
２．前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板の成分組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０％以上、
　ＳｉおよびＡｌ：合計で０．５％以上、
　Ｍｎ：１．５％以上、
　Ｐ：０．１０％以下、
　Ｓ：０．０５０％以下、ならびに、
　Ｎ：０．０１０％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、前記１に記載の摩擦攪拌点接合継手。
３．前記成分組成が、さらに質量％で、
　Ｎｂ：０．０５０％以下、
　Ｔｉ：０．０５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　Ｖ：０．０５％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｏ：０．５０％以下、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、
　Ｓｂ：０．０２０％以下、ならびに、
　ＣａおよびＲＥＭ：合計で０．０１０％以下
から選択される１種以上を含有する、前記２に記載の摩擦攪拌点接合継手。
４．前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板の引張強さが９８０ＭＰａ以上である、前記１～３のいずれかに記載の摩擦攪拌点接合継手。
５．前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板が表面にめっき層を有する、前記１～４のいずれかに記載の摩擦攪拌点接合継手。
６．前記めっき層が亜鉛系めっき層である、前記５に記載の摩擦攪拌点接合継手。
７．ショルダー部と該ショルダー部から突出するピン部とを有するツールを回転させながら、該ピン部を被接合材である重ね合わせた２枚以上の鋼板に圧入し、該鋼板を接合する、摩擦攪拌点接合方法であって、
　前記ツールの回転速度を、接合中に、初期回転速度から１回以上変化させ、
　前記ツールの圧入最大深さの鉛直方向位置が、前記鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足し、かつ、前記ツールが圧入最大深さに到達した際に前記ショルダーと上板とが接触する状態であり、
　最高到達温度が６００℃以上７５０℃以下であり、
　次式（１）を満足する、摩擦攪拌点接合方法。
　　　　　Ｒｆ／Ｒ１≦０．６０　　・・・（１）
　ここで、
　Ｒ１はツールの初期回転速度（ｒｐｍ）、
　Ｒｆはツールの最低回転速度（ｒｐｍ）、
である。
　また、上板および下板はそれぞれ、重ね合わせた２枚以上の鋼板のうち、最上部に位置する鋼板および最下部に位置する鋼板であり、
　ＴＬは、下板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
　下側合せ面は、下板と、該下板に隣接する鋼板との合せ面
である。
　さらに、鉛直方向位置は、基準位置よりも上側の場合を＋、下側の場合を－とする。
８．前記７に記載の摩擦攪拌点接合方法により、重ね合わせた２枚以上の鋼板を接合する、摩擦攪拌点接合継手の製造方法。
　本発明によれば、被接合材として高強度鋼板、特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板を使用する場合にも、高い継手強度を有する摩擦攪拌点接合継手が得られる。これにより、車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面の模式図である。 試料番号１３の摩擦攪拌点接合継手（環状溝部を有さない摩擦攪拌点接合継手）の鉛直断面の模式図である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］摩擦攪拌点接合継手
　まず、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手について、図１を用いて説明する。なお、図１では、被接合材となる鋼板が２枚の場合を例としている。ここで、図１は、接合部の凹部の中心位置を通る、摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面（以下、単に鉛直断面ともいう）であり、各部の位置などは、いずれも当該鉛直断面でのものである。
　また、鉛直方向（鋼板の板厚方向）の上側とは、摩擦攪拌点接合時にツールのピン部が圧入される側である。鉛直方向の下側とは、摩擦攪拌点接合時に裏あて材が設置される側（摩擦攪拌点接合時にツールのピン部が圧入される側の反対側）である。なお、摩擦攪拌点接合継手では、その形状等、例えば、凹部の位置から、鉛直方向の上側および下側を特定することができる。また、以下、被接合材となる鋼板のうち、最上部の鋼板（最上部に位置する鋼板）を上板、最下部の鋼板（最下部に位置する鋼板）を下板、最上部および最下部と中間に位置する鋼板（最上部および最下部以外の鋼板）を中板ともいう。上面は鉛直方向の上側の面であり、下面は鉛直方向の下側の面である。
　本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手は、図１に示すように、重ね合わせた鋼板１と、該鋼板の接合部２と、該接合部の上面の環状溝部３と、を有する。なお、重ね合わせた鋼板間に（接合されずに）残存している隙間を、未接合界面４という。
［接合部］
　接合部は、図１に示すように、凹部２－１と、該凹部に隣接する第１の流動部２－２と、該第１の流動部に隣接する第２の流動部２－３と、該第１の流動部と該第２の流動部の境界である接合界面２－４と、を有する。
　ここで、凹部は、接合時に、ツールのピン部の圧入により形成されるものである。なお、凹部は、鉛直方向上側から見ると略円形であり、その直径は、ツールのピン部の直径とほぼ同じ大きさとなる。また、凹部の中心位置は、鉛直方向上側から見たときの凹部の中心とする。
　第１の流動部は、接合時に下板が塑性流動して形成される流動領域であり、凹部の周囲に隣接して形成される。また、第２の流動部は、上板が塑性流動して形成される流動領域であり、第１の流動部に隣接して形成される。なお、被接合材となる鋼板が３枚以上の場合、中板が塑性流動して形成される流動領域はいずれも、第２の流動部に含まれるものとする。
　また、第１の流動部および第２の流動部は以下のように画定する。これにより、第１の流動部と第２の流動部の境界である接合界面が特定される。
　すなわち、接合部の凹部の中心位置を通る、摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面を研磨し、ピクリン酸飽和水溶液でエッチングする。ついで、当該鉛直断面を光学顕微鏡で観察し、母材組織と流動部におけるエッチングの度合いなどから、第１の流動部および第２の流動部を画定する。そして、確定した第１の流動部と第２の流動部の境界を接合界面とする。
　そして、接合部では、その形状とミクロ組織と硬度とを、以下のように制御することが重要である。
　ここで、上板および下板はそれぞれ、重ね合わせた２枚以上の鋼板のうち、最上部に位置する鋼板および最下部に位置する鋼板であり、
　ＴＵは、上板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
　ＴＬは、下板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
　上側合せ面は、上板と、該上板に隣接する鋼板との合せ面、
　下側合せ面は、下板と、該下板に隣接する鋼板との合せ面
である。
　また、鉛直方向位置は、基準位置よりも上側の場合を＋、下側の場合を－とする。水平方向位置は、基準位置からの距離（基準位置を０とし、－にはならない（負の値はとらない）もの）とする。
（ａ）凹部の最深点の鉛直方向位置（以下、凹部の最深点のレベルともいう）
　凹部の最深点のレベルについて、被接合材となる鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足させる。これにより、接合界面が強化され、被接合材として高強度鋼板を使用する場合にも、高い継手強度が得られる。なお、特に限定されるものではないが、凹部の最深点のレベルは－ＴＬ×０．９０以上とすることが好ましい。
（ｂ）接合界面の最高点の鉛直方向位置（以下、接合界面の最高点のレベルともいう）
　接合界面の最高点のレベルは、被接合材となる鋼板の上側合せ面を基準位置として、＋ＴＵ×０．５０以上とする。好ましくは＋ＴＵ×０．６０以上とする。これにより、接合界面が強化され、被接合材として高強度鋼板を使用する場合にも、高い継手強度が得られる。なお、接合界面の最高点のレベルは高いほど好ましく、例えば、ツールのショルダー部の周囲からバリとして外部に排出される領域まで接合界面の最高点が到達していてもよい。接合界面の最高点のレベルは、より好ましくは＋ＴＵ×０．９８以下である。
　なお、接合界面は、通常、鉛直断面において、鉛直方向上側に向かって湾曲した形状（鉛直方向上側に向かって凸となる形状）である。
　また、凹部の最深点のレベルおよび接合界面の最高点のレベルは、接合界面の特定に使用した摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面の撮影画像を用いて、ノギスなどにより測定すればよい。
（ｃ）接合部における鋼板の上側合せ面を基準位置として鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０～＋ＴＵ×０．５０で、凹部の中心位置を基準位置として水平方向位置：接合界面の位置－４００μｍ～接合界面の位置＋１００μｍの領域（以下、接合部における所定領域ともいう）のミクロ組織
　接合部における所定領域のミクロ組織を、ポリゴナルフェライトの体積率：７０％以上９９％以下、および、硬質相の体積率：１％以上３０％以下であり、かつ、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比：３．０以下とする。これにより、被接合材として高強度鋼板を使用する場合にも、接合部において良好な靭性が得られ、ひいては高い継手強度が得られる。一方、ポリゴナルフェライトの体積率、硬質相の体積率およびポリゴナルフェライトの平均アスペクト比のうちの少なくとも１つが上記の範囲外になると、被接合材として高強度鋼板を使用する場合に、接合部において良好な靭性が得られない。その結果、継手強度も低下する。
　ここで、ポリゴナルフェライトの体積率は、好ましくは７５％以上である。ポリゴナルフェライトの体積率は、好ましくは９７％以下である。硬質相の体積率は、好ましくは３％以上である。硬質相の体積率は、好ましく２５％以下である。
　なお、ポリゴナルフェライトおよび硬質相以外の残部組織の体積率は２０％以下であることが好ましい。残部組織としては、その他鋼板の組織として公知のもの、例えば、ベイナイトや残留オーステナイト、パーライトが挙げられる。残部組織の同定は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察により、行えばよい。
　また、残部組織の体積率は、次式により算出する。
　［残部組織の体積率（％）］＝１００－［ポリゴナルフェライトの体積率（％）］－［硬質相の体積率（％）］
　また、ポリゴナルフェライトおよび硬質相の体積率の測定は、例えば、以下のようにして行う。
　すなわち、図１に示す摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面（接合部の凹部の中心位置を通る、摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面）の接合部における所定領域が観察面となるように、摩擦攪拌点接合継手から試験片を切り出す。ついで、試験片の観察面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、接合部における所定領域について、接合界面よりも凹部側の領域（第１の流動部）から４視野、接合界面よりも凹部反対側（凹部から遠い側）の領域（第２の流動部）から２視野の合計６視野を、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、倍率：１００００倍で撮影する。ついで、得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、ポリゴナルフェライトおよび硬質相の面積を６視野分算出する。ついで、視野ごとに算出したポリゴナルフェライトおよび硬質相の面積をそれぞれの視野領域の面積で除する。そして、それらの値の算術平均値をそれぞれ、ポリゴナルフェライトおよび硬質相の体積率とする。
　なお、上記の組織画像において、ポリゴナルフェライトは黒色の組織を呈している。また、硬質相は灰色の組織を呈している。これにより、両者を同定する。また、硬質相は、マルテンサイトやセメンタイトなどの炭化物から構成される。
　また、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比は、好ましくは２．５以下である。ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比の下限は特に限定されるものではないが、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比は好ましくは１．２以上である。
　ここで、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比の測定は、例えば、以下のようにして行う。
　すなわち、ポリゴナルフェライトおよび硬質相の体積率の測定で得られた組織画像において、ポリゴナルフェライトに確定した領域で観察される結晶粒を、視野ごとに任意に５個選択する。選択した５個の結晶粒について、長径と短径を求め、長径を短径で除する。そして、それらの値の平均値を、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比とする。
　なお、長径とは、結晶粒の重心を通る直線上で最大となる、結晶粒の径である。短径とは、結晶粒の重心を通る直線上で最小となる、結晶粒の径である。
　また、接合部においてミクロ組織を特定する領域を、鋼板の上側合せ面を基準位置として鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０～＋ＴＵ×０．５０で、凹部の中心位置を基準位置として水平方向位置：接合界面の位置－４００μｍ～接合界面の位置＋１００μｍの領域としたのは、以下のとおりである。
　すなわち、十字引張試験では、接合界面の周囲で破断する場合がある。この際、破断起点は、接合界面の近傍かつ上側合わせ面を基準として鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０～＋ＴＵ×０．５０の領域に相当し、特に、凹部の中心位置を基準位置として水平方向位置：接合界面の位置－４００μｍ～接合界面の位置＋１００μｍの領域を破断経路とする場合が多い。そのため、接合部においてミクロ組織を特定する領域を、上記の領域とした。
　なお、接合界面の位置（水平方向における位置）は鉛直方向位置（レベル）によって異なるので、接合界面－４００μｍ、および、接合界面の位置＋１００μｍも鉛直方向位置（レベル）によって異なるものとなる。
　例えば、鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０における接合界面の水平方向位置と、鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．５０における接合界面の水平方向位置とは必ずしも一致するわけではない。そのため、鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０における接合界面－４００μｍの水平方向位置と、鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．５０における接合界面－４００μｍの水平方向位置も、必ずしも一致するわけではない。
（ｄ）鋼板の上側合せ面と同じ鉛直方向位置での接合部の平均硬度（以下、接合部の平均硬度ともいう）
　接合部の平均硬度を、４００ＨＶ以下とする。これにより、被接合材として高強度鋼板を使用する場合にも、接合部において良好な靭性が得られ、ひいては高い継手強度が得られる。一方、接合部の平均硬度が４００ＨＶを超えると、被接合材として高強度鋼板を使用する場合に、接合部において良好な靭性が得られない。その結果、継手強度も低下する。なお、接合部の平均硬度は、好ましくは３８０ＨＶ以下である。また、接合部の平均硬度は、好ましくは２５０ＨＶ以上である。
　ここで、接合部の平均硬度の測定は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して行う。具体的には、以下のようにして行う。
　すなわち、図１に示す摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面（接合部の凹部の中心位置を通る、摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面）を測定面とする。そして、当該測定面において鋼板の上側合せ面と同じ鉛直方向位置（レベル）における接合界面の位置を起点とし、水平方向に凹部に向かって、試験力＝２．９４２Ｎ、測定間隔＝０．２ｍｍの条件で（凹部に到達するまで）ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する。そして、これらの測定値の算術平均値を、接合部の平均硬度とする。
［環状溝部］
　環状溝部は、図１に示すように、接合部の上面に形成される。また、環状溝部は、接合部の上面において、凹部を取り囲むように配置される。すなわち、環状溝部は、接合時に、ツールのショルダー部と上板とが接触することにより形成される。環状溝部が形成されることにより、接合界面が強化され、被接合材として高強度鋼板を使用する場合にも、高い継手強度が得られる。
　なお、環状溝部の有無は、目視により、摩擦攪拌点接合継手の上面の外観観察、および、摩擦攪拌点接合継手の鉛直断面の観察を行うことにより、確認することができる。
［鋼板］
　被接合材となる鋼板の枚数は２枚以上とすればよい。被接合材となる鋼板の枚数の上限は特に限定されるものではないが、被接合材となる鋼板の枚数は５枚以下が好ましい。被接合材となる鋼板には、全て同じ鋼種の鋼板を使用してもよく、異なる鋼種の鋼板を使用してもよい。
　また、被接合材となる鋼板の板厚は、０．４～３．２ｍｍが好適である。なお、被接合材となる鋼板には、全て同じ板厚の鋼板を使用してもよく、異なる板厚の鋼板を使用してもよい。
　また、被接合材となる鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板として、高強度鋼板、例えば、質量％で、
　Ｃ：０．１０％以上、
　ＳｉおよびＡｌ：合計で０．５％以上、
　Ｍｎ：１．５％以上、
　Ｐ：０．１０％以下、
　Ｓ：０．０５０％以下、ならびに、
　Ｎ：０．０１０％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼板を使用することが好適である。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．１０％以上
　Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、Ｃは、接合部における所定領域のミクロ組織で（硬質相に該当する）炭化物の形成にも有効に寄与するする元素である。そのため、Ｃの含有量は０．１０％以上が好ましい。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１５％以上である。なお、特に限定されるものではないが、耐遅れ破壊特性の低下を防止する観点から、Ｃの含有量は１．０％以下が好ましい。
ＳｉおよびＡｌ：合計で０．５％以上
　ＳｉおよびＡｌは、接合部における炭化物の過剰な形成を抑制し、接合部の靭性低下を抑制する元素である。そのため、ＳｉおよびＡｌの含有量は合計で０．５％以上が好ましい。なお、特に限定されるものではないが、めっき性の低下を防止する観点から、ＳｉおよびＡｌの含有量は合計で４．０％以下が好ましい。
Ｍｎ：１．５％以上
　Ｍｎは、固溶強化および（第２相である）硬質相を生成することにより、高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、硬質相の分率制御にも有効な元素である。そのため、Ｍｎの含有量は１．５％以上が好ましい。なお、特に限定されるものではないが、めっき性の低下を防止する観点から、Ｍｎの含有量は１０％以下が好ましい。
Ｐ：０．１０％以下
　Ｐが過剰に含有された場合、Ｐの粒界への偏析が著しくなり、粒界を脆化させるおそれがある。そのため、Ｐの含有量は０．１０％以下が好ましい。なお、特に限定されるものではないが、Ｐの含有量の極低化は製鋼コストの上昇を招くため、Ｐの含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓの含有量が多い場合、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、継手強度が低下するおそれがある。そのため、Ｓの含有量は０．０５０％以下が好ましい。なお、特に限定されるものではないが、Ｓの含有量の極低化は製鋼コストの上昇を招くため、Ｓの含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成することにより、継手強度を低下させるおそれがある。そのため、Ｎの含有量を低減することが好ましく、Ｎの含有量は０．０１０％以下が好ましい。なお、特に限定されるものではないが、Ｎの含有量の極低化は製鋼コストの上昇を招くため、Ｎの含有量は０．０００５％以上が好ましい。
　また、上記の基本成分組成に加えて、さらに、
　Ｎｂ：０．０５０％以下、
　Ｔｉ：０．０５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　Ｖ：０．０５％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｏ：０．５０％以下、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、
　Ｓｂ：０．０２０％以下、ならびに、
　ＣａおよびＲＥＭ：合計で０．０１０％以下
から選択される１種以上を含有させることができる。
Ｎｂ：０．０５０％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し、旧オーステナイト粒径を微細化する。これにより、継手強度の向上に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｎｂの含有量は０．００５％以上が好ましい。一方、Ｎｂを過剰に含有すると、伸びの低下を招く。また、連続鋳造後にスラブ割れが生じ易くなる。そのため、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．０５０％以下が好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０４５％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
Ｔｉ：０．０５０％以下
　Ｔｉも、Ｎｂと同様に、微細な炭窒化物を形成し、旧オーステナイト粒径を微細化する。これにより、継手強度の向上に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｔｉの含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．００８％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有すると、伸びの低下を招く。そのため、Ｔｉを含有させる場合、その含有量は０．０５０％以下が好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０４５％以下である。
Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、焼入れ性を向上させ、フェライトやパーライトの生成を抑制する。これにより、母材強度および継手強度の向上に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｂの含有量は０．０００２％以上が好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、効果が飽和する。そのため、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．００５０％以下が好ましい。
Ｖ：０．０５％以下
　Ｖは、微細な炭窒化物を形成することにより、強度上昇に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｖの含有量は０．００５％以上が好ましい。一方、Ｖの含有量が０．０５％を超えると、強度上昇効果は小さくなる。また、コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．０５％以下が好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、硬質相を生成することにより、高強度化に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｒの含有量は０．０５％以上が好ましい。一方、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成して面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．４５％以下である。
Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏも、Ｃｒと同様、硬質相を生成することにより、高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｏは、一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素でもある。このような効果を得る観点から、Ｍｏの含有量は０．０５％以上が好ましい。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、効果が飽和し、コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．３２％以下である。
Ｃｏ：０．５０％以下
　Ｃｏは、水素過電圧を増加させることにより、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｏの含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｏの含有量が０．５０％を超えると、効果が飽和し、コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．３２％以下である。
Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。また、Ｃｕは、硬質相を生成することによっても高強度化に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｃｕの含有量は０．００５％以上が好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、効果が飽和し、コストの上昇を招く。また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。また、Ｎｉは、硬質相を生成することによっても高強度化に寄与する。また、Ｎｉは、Ｃｕと同時に含有させると、Ｃｕに起因する表面欠陥を抑制する効果がある。そのため、Ｃｕを含有させる場合に、同時に含有させることが有効である。このような効果を得る観点から、Ｎｉの含有量は０．００５％以上が好ましい。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、効果が飽和する。そのため、Ｎｉを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｓｂ：０．０２０％以下
　Ｓｂは、鋼板表層部での脱炭層の形成を抑制することにより、高強度化に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｓｂの含有量は０．００１％以上が好ましい。一方、Ｓｂの含有量が０．０２０％を超えると、圧延負荷荷重が増大し、生産性が低下する。そのため、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．０２０％以下が好ましい。
ＣａおよびＲＥＭ：合計で０．０１０％以下
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化することにより、高強度化に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、ＣａおよびＲＥＭの含有量は、合計で０．０００５％以上が好ましい。一方、ＣａおよびＲＥＭの含有量が合計で０．０１０％を超えると、効果が飽和する。そのため、Ｃａおよび／またはＲＥＭを含有させる場合、それらの含有量は、合計で０．０１０％以下とすることが好ましい。また、ＣａおよびＲＥＭの含有量は、合計で０．００５０％以下とすることがより好ましい。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避的不純物としては、例えば、ＳｎおよびＺｎ等が挙げられ、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下であれば許容できる。また、Ｔａ、ＭｇおよびＺｒを通常の鋼組成の範囲内、具体的には、それぞれ０．０１％以下で含有しても、その効果は失われない。
　なお、上記の任意添加元素について、その含有量が（好適）下限値未満の場合には、その任意添加元素を不可避的不純物として含むものとする。
　また、被接合材となる鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板として、引張強さが９８０ＭＰａ以上である鋼板を使用することが好適である。引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に準拠して測定する。
　また、被接合材となる鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板が、表面にめっき層を有していてもよい。めっき層は、鋼板の両面に設けても、鋼板の片面に設けてもよい。めっき層としては、例えば、亜鉛系めっき層が挙げられる。なお、亜鉛系めっき層とは、亜鉛を主成分とするめっき層（亜鉛の含有量が５０質量％以上のめっき層）であり、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層などが挙げられる。
　なお、上記の鋼板は、常法に従い、製造することが可能である。
［２］摩擦攪拌点接合方法、および、摩擦攪拌点接合継手の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合方法、および、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合方法は、
　ショルダー部と該ショルダー部から突出するピン部とを有するツールを回転させながら、該ピン部を被接合材である重ね合わせた２枚以上の鋼板に圧入し、該鋼板を接合する、摩擦攪拌点接合方法であって、
　前記ツールの回転速度を、接合中に、初期回転速度から１回以上変化させ、
　前記ツールの圧入最大深さの鉛直方向位置が、前記鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足し、かつ、前記ツールが圧入最大深さに到達した際に前記ショルダーと上板とが接触する状態であり、
　最高到達温度が６００℃以上７５０℃以下であり、
　次式（１）を満足する、というものである。
　　　　　Ｒｆ／Ｒ１≦０．６０　　・・・（１）
　ここで、
　Ｒ１はツールの初期回転速度（ｒｐｍ）、
　Ｒｆはツールの最低回転速度（ｒｐｍ）、
である。
　また、上板および下板はそれぞれ、重ね合わせた２枚以上の鋼板のうち、最上部に位置する鋼板および最下部に位置する鋼板であり、
　ＴＬは、下板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
　下側合せ面は、下板と、該下板に隣接する鋼板との合せ面
である。
　さらに、鉛直方向位置は、基準位置よりも上側の場合を＋、下側の場合を－とする。
　加えて、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合方法は、上記の本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手を得るための方法である。
　また、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合方法により、重ね合わせた２枚以上の鋼板を接合する、というものである。
　加えて、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合継手を製造するための方法である。
　被接合材である重ね合わせた２枚以上の鋼板を、ショルダー部と該ショルダー部から突出するピン部とを有するツールにより接合する。具体的には、ツールを回転させながら、ツールのピン部を被接合材に圧入し、鋼板を接合する。ここで、ツールは、特に限定されず、一般的なものを使用することができる。また、ショルダー部およびピン部の形状、例えば、ショルダー部の直径（以下、ショルダー径ともいう）やピン部の直径（以下、ピン径ともいう）、ピン部の長さ（以下、ピン長ともいう）、ピン側面の傾斜角も特に限定されず、被接合材となる鋼板の鋼種や板厚に応じて決定すればよい。例えば、被接合材として引張強さが９８０ＭＰａ以上、板厚が１．６ｍｍの鋼板を２枚使用する場合には、ショルダー径は６．０～１６．０ｍｍ、ピン径は３．０～８．０ｍｍ、ピン長は２．０～３．５ｍｍ、ピン側面の傾斜角は３～３０°とすることが好ましい。
　また、接合時には、被接合材の下面（ツールのピン部を圧入するのと反対側の面）に、裏あてを設ける。
　そして、本発明の一実施形態に従う摩擦攪拌点接合方法では、以下の条件を満足させることが重要である。
（ｅ）ツールの圧入最大深さの鉛直方向位置
　ツールの圧入最大深さの鉛直方向位置について、鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足させつつ、ツールが圧入最大深さに到達した際にショルダーと被接合材の上板とが接触する（ショルダーにより被接合材が押圧されている）状態とする。ツールの圧入深さの鉛直方向位置を適切に制御することにより、材料流動を促進して、接合界面の最高点を、より高い位置とすることが可能となる。また、ショルダーと被接合材の上板とを接触させることにより、重ね合わせた鋼板同士がより密着し、接合界面が強化される。なお、特に限定されるものではないが、ツールの圧入深さの鉛直方向位置は、－ＴＬ×０．９０以上とすることが好ましい。
（ｆ）最高到達温度
　接合中の接合部の最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。これにより、接合部における所定領域のミクロ組織を、ポリゴナルフェライトの体積率：７０％以上９９％以下、および、硬質相の体積率：１％以上３０％以下とすることが可能となる。最高到達温度は、好ましくは６４０℃以上である。また、最高到達温度は、好ましくは７２０℃以下である。
　ここで、最高到達温度は、例えば、以下のようにして測定する。
　すなわち、ツールの内部、具体的には、接合部と接触するツールのピン部先端近傍に、熱電対を設置する。そして、ツール内部の熱電対により、接合中の温度（接合部で上昇した温度）を連続的に計測する。そして、計測した接合中の最高温度を、最高到達温度とする。
（ｇ）ツールの回転速度
　ツールの回転速度を、接合中に、初期回転速度から１回以上変化させ、次式（１）を満足させる。これにより、接合部における所定領域のミクロ組織において、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比：３．０以下とすることが可能となる。
　　　　　Ｒｆ／Ｒ１≦０．６０　　・・・（１）
　ここで、
　Ｒ１はツールの初期回転速度（ｒｐｍ）、
　Ｒｆはツールの最低回転速度（ｒｐｍ）、
である。
　Ｒｆ／Ｒ１は好ましくは０．５０以下である。また、Ｒｆ／Ｒ１は好ましくは０．１０以上である。
　なお、ツールの初期回転速度は、上掲式（１）を満足すれば特に限定されず、被接合材となる鋼板の鋼種や板厚に応じて、決定すればよい。例えば、被接合材として引張強さが９８０ＭＰａ以上、板厚が１．６ｍｍの鋼板を２枚使用する場合には、ツールの初期回転速度は３００～１０００ｒｐｍとすることが好ましい。
　また、ツールの回転速度の切り替え回数は１回以上であればよい。特に限定されるものではないが、ツールの回転速度の切り替え回数は５回以下が好ましい。
　ツールの回転速度を切り替えるタイミングも特に限定されるものではないが、例えば、被接合材として引張強さが９８０ＭＰａ以上、板厚が１．６ｍｍの鋼板を２枚使用する場合には、上板の上面からのツール（ピン部）圧入深さが０．８～２．４ｍｍに到達したタイミングとすることが好ましい。
　また、加圧力についても特に限定されるものではないが、ツールの回転速度の切り替えに合わせて、同時に加圧力も切り替えることが好適である。例えば、被接合材として引張強さが９８０ＭＰａ以上、板厚が１．６ｍｍの鋼板を２枚使用する場合には、ツールの回転速度＝Ｒ１（初期回転速度）では加圧力を１０～６０ｋＮ、ツールの回転速度＝Ｒｆ（最低回転速度）では加圧力を２０～７０ｋＮとすることが好ましい。
　さらに、接合時間は３～６０秒とすることが好ましい。
　上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
　以下、実施例により、本発明の実施形態をより具体的に説明する。ただし、本発明は、以下の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することが可能である。これらは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を溶製し、連続鋳造によりスラブとした。ついで、スラブに熱間圧延を施し、熱延鋼板を得た。ついで、熱延鋼板に酸洗を施した。ついで、熱延鋼板に、冷間圧延および焼鈍を施し、冷延鋼板（板厚：１．２～１．６ｍｍ）を得た。ついで、表１の鋼種Ｃについては、冷延鋼板にさらにめっき処理を施し、表面（両面）にめっき層（溶融亜鉛めっき層）を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を得た。ついで、得られた鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に準拠した引張試験を行って、引張強さ（ＴＳ）を測定した。結果を表１に併記する。
　かくして得られた鋼板から５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を切り出し、表２に示す組み合わせで十字に重ね合わせた。なお、３枚重ねの場合には、上板と中板を十字に重ね合わせ、中板と下板は平行に重ね合わせた（すなわち、後述する十字引張強さの測定では、上板－中板間での十字引張強さを測定した。）。ついで、試験片の十字重ね合わせ部の中心に、表３に示す条件で摩擦攪拌点接合を施し、摩擦攪拌点接合継手を得た。
　なお、ツールの形状は、ショルダー径：１０ｍｍ、ピン径：４．８ｍｍ、ピン側面の傾斜角：１０°とし、ピン長は接合条件に応じて１．８ｍｍ～４．６ｍｍとした。また、試料番号１６、１８以外では、回転速度の切り替えを行った。回転速度の切り替えを行ったもののうち、試料番号２４以外については、回転速度の切り替えをいずれも１回とした。また、試料番号２４については、回転速度の切り替えを２回とした。いずれの場合も、回転速度を切り替えるタイミングは、上板の上面からのツール圧入深さを基準とした（表３に記載の「切替時のツール圧入深さ」は、上板の上面からのツール圧入深さである。）。また、回転速度を切り替えるタイミングで、加圧力も切り替えた。
　また、ツールが圧入最大深さに到達した際に、目視により、ショルダーの外周部と上板の接触状態を確認したところ、試料番号１３では、ショルダーの外周部と上板とが接触していなかった。一方、試料番号１３以外のものはいずれも、ツールが圧入最大深さに到達した際にショルダーの外周部と上板とが接触していた。参考のため、図２に、試料番号１３の摩擦攪拌点接合継手（環状溝部を有さない摩擦攪拌点接合継手）の鉛直断面の模式図を示す。
　かくして得られた摩擦攪拌点接合継手について、上述した方法により、凹部の最深点のレベルの測定、接合界面の最高点のレベルの測定、接合部における所定領域のミクロ組織の同定、接合部の平均硬度の測定、および、環状溝部の有無の確認を行った。結果を表４に示す。
　また、同じ条件で同様の摩擦攪拌点接合継手を作成し、これを用いて、ＪＩＳ　Ｚ３１３７に準拠する十字引張試験を行い、十字引張強さを測定した。結果を表４に示す。なお、十字引張強さが７．０ｋＮ以上の場合を合格とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示したように、発明例ではいずれも、十字引張強さが７．０ｋＮ以上であり、高い継手強度が得られていた。
　一方、比較例では、十分な継手強度が得られなかった。
　１　鋼板
　２　接合部
　３　環状溝部
　４　未接合界面
　２－１　凹部
　２－２　第１の流動部
　２－３　第２の流動部
　２－４　接合界面

Claims (10)

  1. 　重ね合わせた２枚以上の鋼板と、該鋼板の接合部と、該接合部の上面の環状溝部と、を有する、摩擦攪拌点接合継手であって、
    　前記接合部は、凹部と、該凹部に隣接する第１の流動部と、該第１の流動部に隣接する第２の流動部と、該第１の流動部と該第２の流動部の境界である接合界面と、を有し、
    　前記凹部の最深点の鉛直方向位置が、前記鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足し、
    　前記接合界面の最高点の鉛直方向位置が、前記鋼板の上側合せ面を基準位置として、＋ＴＵ×０．５０以上であり、
    　前記接合部において、
    　前記鋼板の上側合せ面を基準位置として鉛直方向位置：＋ＴＵ×０．２０～＋ＴＵ×０．５０で、
    　前記凹部の中心位置を基準位置として水平方向位置：前記接合界面の位置－４００μｍ～前記接合界面の位置＋１００μｍ
    の領域のミクロ組織が、
    　ポリゴナルフェライトの体積率：７０％以上９９％以下、および、
    　硬質相の体積率：１％以上３０％以下
    　であり、かつ、該ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比：３．０以下であり、
    　前記鋼板の上側合せ面と同じ鉛直方向位置での接合部の平均硬度が４００ＨＶ以下である、摩擦攪拌点接合継手。
    　ここで、上板および下板はそれぞれ、重ね合わせた２枚以上の鋼板のうち、最上部に位置する鋼板および最下部に位置する鋼板であり、
    　ＴＵは、上板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
    　ＴＬは、下板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
    　上側合せ面は、上板と、該上板に隣接する鋼板との合せ面、
    　下側合せ面は、下板と、該下板に隣接する鋼板との合せ面
    である。
    　また、鉛直方向位置は、基準位置よりも上側の場合を＋、下側の場合を－とする。水平方向位置は、基準位置からの距離とする。
  2. 　前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板の成分組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０％以上、
    　ＳｉおよびＡｌ：合計で０．５％以上、
    　Ｍｎ：１．５％以上、
    　Ｐ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０５０％以下、ならびに、
    　Ｎ：０．０１０％以下
    であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、請求項１に記載の摩擦攪拌点接合継手。
  3. 　前記成分組成が、さらに質量％で、
    　Ｎｂ：０．０５０％以下、
    　Ｔｉ：０．０５０％以下、
    　Ｂ：０．００５０％以下、
    　Ｖ：０．０５％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｓｂ：０．０２０％以下、ならびに、
    　ＣａおよびＲＥＭ：合計で０．０１０％以下
    から選択される１種以上を含有する、請求項２に記載の摩擦攪拌点接合継手。
  4. 　前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板の引張強さが９８０ＭＰａ以上である、請求項１～３のいずれかに記載の摩擦攪拌点接合継手。
  5. 　前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板が表面にめっき層を有する、請求項１～３のいずれかに記載の摩擦攪拌点接合継手。
  6. 　前記鋼板のうちの少なくとも１枚の鋼板が表面にめっき層を有する、請求項４に記載の摩擦攪拌点接合継手。
  7. 　前記めっき層が亜鉛系めっき層である、請求項５に記載の摩擦攪拌点接合継手。
  8. 　前記めっき層が亜鉛系めっき層である、請求項６に記載の摩擦攪拌点接合継手。
  9. 　ショルダー部と該ショルダー部から突出するピン部とを有するツールを回転させながら、該ピン部を被接合材である重ね合わせた２枚以上の鋼板に圧入し、該鋼板を接合する、摩擦攪拌点接合方法であって、
    　前記ツールの回転速度を、接合中に、初期回転速度から１回以上変化させ、
    　前記ツールの圧入最大深さの鉛直方向位置が、前記鋼板の下側合せ面を基準位置として、－０．５ｍｍ以下、および、－ＴＬ×０．５０以下のうちの少なくとも一方を満足し、かつ、前記ツールが圧入最大深さに到達した際に前記ショルダーと上板とが接触する状態であり、
    　最高到達温度が６００℃以上７５０℃以下であり、
    　次式（１）を満足する、摩擦攪拌点接合方法。
    　　　　　Ｒｆ／Ｒ１≦０．６０　　・・・（１）
    　ここで、
    　Ｒ１はツールの初期回転速度（ｒｐｍ）、
    　Ｒｆはツールの最低回転速度（ｒｐｍ）、
    である。
    　また、上板および下板はそれぞれ、重ね合わせた２枚以上の鋼板のうち、最上部に位置する鋼板および最下部に位置する鋼板であり、
    　ＴＬは、下板の鋼板の板厚（ｍｍ）、
    　下側合せ面は、下板と、該下板に隣接する鋼板との合せ面
    である。
    　さらに、鉛直方向位置は、基準位置よりも上側の場合を＋、下側の場合を－とする。
  10. 　請求項９に記載の摩擦攪拌点接合方法により、重ね合わせた２枚以上の鋼板を接合する、摩擦攪拌点接合継手の製造方法。
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