(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、０．１５〜０．５０％の炭素を含有する炭素鋼からなる棒鋼の開先面間に、Ｂを１０〜２２原子％含有し、かつ、１〜１０原子％のＷ、１〜１０原子％のＭｏ、１〜２０原子％のＣｏの１種又は２種以上を含有し、Ｖを０．１０原子％未満に制限した、Ｆｅ基及び／又はＮｉ基である非晶質合金箔を挟持し、大気中で前記開先面間の近傍を外面から高周波誘導加熱し、液相拡散接合する棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法であって、
接合前に存在していた前記開先面に相当する位置である前記液相拡散接合継手の接合面から垂直方向に１ｍｍ以内の拡散接合領域において、表層部の組織が、面積率で５０％以上の低温変態組織とフェライトとからなり、かつ、有効結晶粒径ｄＳが１００μｍ〜１０００μｍであり、断面中心部の組織が面積率で５０％以上のフェライトと低温変態組織とからなり、かつ、有効結晶粒径ｄＣが５０〜３００μｍであり、
前記表層部の有効結晶粒径ｄＳが、前記断面中心部の有効結晶粒径ｄＣより大きく、
前記接合面に隣接する母材の組織がフェライトからなり、平均結晶粒径が５０μｍ未満であり、前記接合面を横断する再結晶組織の占有率が２０％以上とすることを特徴とする棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項２】
前記拡散接合領域において、前記表層部の有効結晶粒径ｄＳが、前記断面中心部の有効結晶粒径ｄＣの２．０倍以上とすることを特徴とする請求項１に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項３】
前記拡散接合領域において、前記表層部のビッカース硬さＨｖＳが、前記断面中心部のビッカース硬さＨｖＣの１．３倍以上とすることを特徴とする請求項１又は２に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項４】
前記接合面上で、酸化物、空隙の一方又は双方からなる欠陥の占有率が５％以下とすることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項５】
質量％で、０．１５〜０．５０％の炭素を含有する炭素鋼からなる棒鋼の開先面間に、Ｂを１０〜２２原子％含有し、かつ、１〜１０原子％のＷ、１〜１０原子％のＭｏ、１〜２０原子％のＣｏの１種又は２種以上を含有し、Ｖを０．１０原子％未満に制限した、Ｆｅ基及び／又はＮｉ基である非晶質合金箔を挟持し、大気中で前記開先面間の近傍を外面から高周波誘導加熱し、被加熱領域の表層部と断面中心部との温度差が１００〜２００℃になるように昇温し、前記被加熱領域の断面中心部の温度を前記非晶質合金箔の融点＋１００℃以上、前記棒鋼の融点以下に保持しながら、接合面に対して直交する方向に１〜５０ＭＰａの接合力を負荷し、等温凝固時間を４０〜１００ｓとして液相拡散接合することを特徴とする棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項６】
前記被加熱領域の表層部の昇温時間を１０〜６０ｓ、保持時間を４０〜９０ｓとして液相拡散接合することを特徴とする請求項５に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項７】
接合力を維持したまま、前記被加熱領域の表層部の温度を２００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項５又は６に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【請求項８】
接合前の開先面の表面粗さが５０〜５００μｍであることを特徴とする請求項５〜７の何れか１項に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特にコンクリート構造物等に用いられる鉄筋や異形鉄筋など、棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建設や補強工事に要する期間の短縮と高効率化が重視されるため、コンクリート構造物に用いられる鉄筋や異形鉄筋などの棒鋼の接合は、従来、ガス圧接によって行われていた。しかし、ガス圧接では、突き合わせ部に隙間が存在した場合、酸化物が接合面に残存し、接合強度が低下することがあった。そのため、酸化物等が接合部から排出され、高い接合強度が得られる液相拡散接合によって、棒鋼などを接合する方法が提案されている（例えば、特許文献１、２）。
【０００３】
液相拡散接合は、非晶質合金などのインサートメタルを開先面間に挟持し、加熱してインサートメタルを溶融させる液接合方法である。しかし、液相拡散接合は、ガス圧接とは異なり、接合に要する時間が長いため、多数の棒鋼の接合には適していなかった。特許文献１、２の方法では、接合時間を短縮するため、インサートメタルを被接合材の開先面間に挟持して初期荷重を負荷し、加熱して被接合材に複数回の加圧を行っている。
【０００４】
特許文献１、２の方法は、棒鋼を迅速かつ信頼性高く接合する方法であるが、不活性ガスや窒素などで接合部をシールドし、非酸化性雰囲気で液相拡散接合を行っている。しかし、非酸化性雰囲気で液相拡散接合を行うと、施工に要する費用が高くなるため、大気中でも液相拡散接合が可能な、Ｖを含有する接合箔が提案されている（例えば、特許文献３、４）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平２−７５４７８号公報
【特許文献２】特開平２−２４１６７７号公報
【特許文献３】特開平１１−２８５８６０号公報
【特許文献４】特開２００３−１８１６５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
これまでに、本発明者らは、Ｖを含む接合箔を用いて、鋼管などの中空の被接合材を液相拡散接合している。ただし、中空の被接合材を液相拡散接合する場合、アップセットによって接合部を膨出させることはなく、また、等温凝固完了時間を短縮するものではなかった。
【０００７】
本発明者らは、棒鋼の開先間にＶを含む接合箔を挟持して、大気中で急速に昇温し、アップセットを負荷して接合部を膨出させ、迅速に棒鋼の液相拡散接合を行った。その結果、これまでの中空材とは異なり、棒鋼の液相拡散接合継手の強度は低下することがわかった。アップセットによる接合部の膨出の有無や、接合時間が相違するとはいえ、棒鋼の液相拡散接合継手の強度が低下した原因は今のところ不明である。
【０００８】
また、棒鋼の液相拡散接合方法は、従来、接合時間の短縮及び接合部の健全性、即ち、酸化物などの生成の防止を目的としており、接合部の組織及び機械特性については、必ずしも明確ではなかった。特に、接合箔から接合部に拡散した成分が、金属組織や機械特性に及ぼす影響は検討されておらず、母材に合金を添加すると、コストが高くなるという問題があった。
【０００９】
更に、棒鋼の継手は、アップセットによって接合部の近傍が膨出しており、接合部の断面積が母材よりも大きいため、軸方向の引張変形が加わると、母材で破断し易くなる。しかし、負荷される応力が棒鋼の軸方向と平行でない場合、例えば、曲げ変形に対しては、接合部の断面積の増大が、必ずしも有効に作用しない。
【００１０】
これは、継手の接合部に曲げ変形を加えた場合、圧縮応力が負荷される側では膨出した部分が抵抗になるが、引張応力が負荷される側では膨出した部分が応力を負担できないためである。そのため、継手の接合部の曲げ強度を維持するには、母材の外径部分の延長線よりも半径方向の内側の強度が重要である。
【００１１】
本発明は、このような実情に鑑み、棒鋼に特別な合金元素を添加することなく、大気中で液相拡散接合を迅速に行うことが可能な棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法を提供し、更に、接合部の組織を制御し、変形抵抗に優れる棒鋼の液相拡散接合継手を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、大気中で、急速に昇温し、等温凝固過程における保持時間を１００ｓ以内とし、接合部を膨出させるまでアップセットを負荷する、棒鋼の液相拡散接合に適した接合箔について検討を行った。なお、接合箔は、非晶質化及び融点降下のために、Ｂを添加した、Ｆｅ基又はＮｉ基の非晶質合金とした。
【００１３】
本発明者らの検討の結果、大気中で液相拡散接合した棒鋼の継手強度を確保するためには、接合箔に、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの１種又は２種以上を添加する必要があるという知見が得られた。ただし、接合箔にＶを添加すると継手強度が低下する理由も、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの添加が継手強度の確保に有効である理由も、今のところ、不明である。
【００１４】
また、急速に高周波加熱を行うと、表層部の温度が中心部よりも高くなり、表層部の結晶粒は粗大になり、中心部では粒成長が抑制される。その結果、表層部の焼入れ性は高くなり、低温変態組織が生成して強度が向上し、一方、中心部では低温変態組織の生成が抑制され、変形能を確保することができる。
【００１５】
更に、大気中で昇温すると、棒鋼の開先面が酸化されて脱炭が生じることがあり、この場合、接合部では、接合面に沿ってフェライト粒が生成することがわかった。接合面の近傍の強度が低下すると、曲げ変形による破断を効果的に防止することができる。
【００１６】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
【００１７】
［１］  質量％で、０．１５〜０．５０％の炭素を含有する炭素鋼からなる棒鋼の開先面間に、Ｂを１０〜２２原子％含有し、かつ、１〜１０原子％のＷ、１〜１０原子％のＭｏ、１〜２０原子％のＣｏの１種又は２種以上を含有し、Ｖを０．１０原子％未満に制限した、Ｆｅ基及び／又はＮｉ基である非晶質合金箔を挟持し、大気中で前記開先面間の近傍を外面から高周波誘導加熱し、液相拡散接合する棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法であって、
接合前に存在していた前記開先面に相当する位置である前記液相拡散接合継手の接合面から垂直方向に１ｍｍ以内の拡散接合領域において、表層部の組織が、面積率で５０％以上の低温変態組織とフェライトとからなり、かつ、有効結晶粒径ｄＳが１００μｍ〜１０００μｍであり、断面中心部の組織が面積率で５０％以上のフェライトと低温変態組織とからなり、かつ、有効結晶粒径ｄＣが５０〜３００μｍであり、
前記表層部の有効結晶粒径ｄＳが、前記断面中心部の有効結晶粒径ｄＣより大きく、
前記接合面に隣接する母材の組織がフェライトからなり、平均結晶粒径が５０μｍ未満であり、前記接合面を横断する再結晶組織の占有率が２０％以上とすることを特徴とする棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
［２］  前記拡散接合領域において、前記表層部の有効結晶粒径ｄＳが、前記断面中心部の有効結晶粒径ｄＣの２．０倍以上とすることを特徴とする上記［１］に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
［３］  前記拡散接合領域において、前記表層部のビッカース硬さＨｖＳが、前記断面中心部のビッカース硬さＨｖＣの１．３倍以上とすることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
［４］  前記接合面上で、酸化物、空隙の一方又は双方からなる欠陥の占有率が５％以下とすることを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【００１８】
［５］  質量％で、０．１５〜０．５０％の炭素を含有する炭素鋼からなる棒鋼の開先面間に、Ｂを１０〜２２原子％含有し、かつ、１〜１０原子％のＷ、１〜１０原子％のＭｏ、１〜２０原子％のＣｏの１種又は２種以上を含有し、Ｖを０．１０原子％未満に制限した、Ｆｅ基及び／又はＮｉ基である非晶質合金箔を挟持し、大気中で前記開先面間の近傍を外面から高周波誘導加熱し、被加熱領域の表層部と断面中心部との温度差が１００〜２００℃になるように昇温し、前記被加熱領域の断面中心部の温度を前記非晶質合金箔の融点＋１００℃以上、前記棒鋼の融点以下に保持しながら、接合面に対して直交する方向に１〜５０ＭＰａの接合力を負荷し、等温凝固時間を４０〜１００ｓとして液相拡散接合することを特徴とする棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
［６］  前記被加熱領域の表層部の昇温時間を１０〜６０ｓ、保持時間を４０〜９０ｓとして液相拡散接合することを特徴とする上記［５］に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
［７］  接合力を維持したまま、前記被加熱領域の表層部の温度を２００℃以下まで冷却することを特徴とする上記［５］又は［６］に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
［８］  接合前の開先面の表面粗さが５０〜５００μｍであることを特徴とする上記［５］〜［７］の何れか１項に記載の棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、接合部の曲げ変形に対する抵抗が高く、曲げ変形によって破壊することのない、信頼性の高い棒鋼の液相拡散接合継手が得られ、棒鋼に特別な合金元素を添加することなく、大気中で液相拡散接合を迅速に施工することが可能となる。したがって、本発明によれば、信頼性の高い棒鋼の液相拡散接合継手を低コストで提供することが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】突合せ前の棒鋼及び非晶質合金箔の配置を説明する図である。
【図２】加熱前の突合された棒鋼と応力の負荷方向を説明する図である。
【図３】加熱中の突合せ部と、高周波誘導加熱コイルの配置及び被加熱領域を説明する図である。
【図４】液相拡散接合継手の形状を説明する図である。
【図５】被加熱領域の表層部及び断面中心部の温度履歴を説明する図である。
【図６】昇温時間による被加熱領域の表層部と断面中心部との温度差の変化の一例を説明する図である。
【図７】液相拡散接合継手の断面の組織観察及び硬さ測定を行った位置を説明する図である。
【図８】被加熱領域の温度差と拡散接合部の有効結晶粒径比との関係を説明する図である。
【図９】曲げ試験装置を説明する図である。
【図１０】拡散接合部の有効結晶粒経比と限界曲げ角度との関係を示す図である。
【図１１】拡散接合部のビッカース硬さ比と限界曲げ角度との関係を示す図である。
【図１２】接合面を横断する再結晶組織の占有率と限界曲げ角度との関係を示す図である。
【図１３】接合面を横断する欠陥の占有率と限界曲げ角度との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明は、液相拡散接合方法を棒鋼の接合に適用したものである。液相拡散接合は、被接合材の開先に非晶質合金を挟持して突合せ、突合せ部を非晶質合金箔の融点以上、被接合材の融点未満に加熱し、圧力を負荷して、等温凝固させる方法である。接合用合金を必要とせず、接合部を大きく塑性変形させて昇温する、摩擦圧接や摩擦撹拌接合は、本発明には含まれない。
【００２２】
棒鋼は、断面が円形、正方形、多角形などの棒状の鋼材であって、表面に突起を設けた異形棒鋼も本発明に含まれる。本発明の棒鋼は、質量％で、０．１５〜０．５０％の炭素を含有する炭素鋼からなる。炭素は、炭素鋼の高強度化および接合部硬さの確保のために必須元素である。０．１５％未満では目標の強度と接合部硬さに達せず、一方、０．５％を超えて含有すると接合部硬さが高くなり過ぎ、靭性も劣化する。従って、炭素は０．１５〜０．５質量％とした。
【００２３】
炭素鋼は、脱酸に使用されるＳｉ、Ｍｎ、更には、Ａｌ、Ｔｉなどを含有しても良い。不純物として、Ｐ、Ｓ、更には、Ｎ、Ｏを含有しても良い。質量％で、０．１５〜０．５０％の炭素を含有する炭素鋼であれば良く、その他の成分は限定されない。通常、液相拡散接合に用いられる非晶質合金箔の融点は、９００℃以上であり、一方、炭素鋼の変態点は、約７２０℃である。したがって、非晶質合金箔の融点以上に加熱された状態では、棒鋼の組織が、通常はＦＣＣ構造のオーステナイト相になる。
【００２４】
液相拡散接合に使用される接合箔は、Ｆｅ基又はＮｉ基の非晶質合金箔である。非晶質合金箔は、拡散原子であるＢを１０〜２２原子％含有し、かつ、１〜１０原子％のＷ、１〜１０原子％のＭｏ、１〜２０原子％のＣｏの１種又は２種以上を含有する。本発明の非晶質合金箔の融点は１０００℃を超える。以下、非晶質合金箔に含まれる各元素の含有量（原子％）について説明する。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、Ｆｅ基合金及びＮｉ基合金の融点を降下させ、接合用合金箔を非晶質化させるために必要な元素である。Ｂ量が１０原子％未満であると合金箔が非晶質にならず、液相拡散接合に適さない。一方、Ｂ量が２２原子％を超えると、接合部に硼化物を生成し、継手の曲げ性を損なう。したがって、拡散原子であるＢ量を１０〜２２原子％とする。
【００２６】
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ：Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏは、大気中での液相拡散接合を可能にするため、極めて重要な元素であり、単独で、又は２種以上を同時に添加する。Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏは、昇温され、高温に加熱された棒鋼の開先の表面の酸化物や溶融部に含まれる酸素と結合し、酸化物を形成する元素である。接合界面の近傍に生成したＭｏ、Ｗ、Ｃｏの酸化物は、アップセットによって排出されるため、継手には、ほとんど残留しない。
【００２７】
このような効果を得るためには、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏを単独で、又は２種以上を同時に、それぞれ、１原子％以上接合箔に添加することが必要である。一方、Ｍｏ及びＷの添加量が１０原子％を超えると、Ｆｅと結合して金属間化合物が生成し、接合部の曲げ性を損なう。また、Ｃｏの添加量が２０原子％を超えると、接合部にσ相が生成、接合部の曲げ性が低下する。Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏが、Ｖとは異なり、等温凝固時間が短い場合であっても、大気中での液相拡散接合を可能にする理由は必ずしも明確ではない。
【００２８】
本発明では、Ｖを添加した接合箔を用いて棒鋼を液相拡散接合すると継手強度が低下することから、非晶質合金箔のＶ量を０．１０原子％未満に制限する。Ｖ量は０．０５原子％以下が好ましい。
【００２９】
本発明の非晶質合金箔は、合金を形成する組織のうち、体積率で５０％以上が結晶化しない非晶質構造体であって、原子レベルで金属格子を形成していない液体状態又はガラス状の結晶構造を有している。上記の元素（Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ）以外に、Ｆｅ基又はＮｉ基の合金箔の構造を容易に非晶質とする効果が高い事で知られている、Ｃ、Ｓｉ、Ｐを含有してもよい。Ｃ、Ｓｉ、Ｐの含有量は特に限定しないが、過剰に含まれると接合部の特性を損なう場合があるため、５原子％以下にすることが好ましい。非晶質合金箔の製造方法は特に限定されるものではないが、工業的に有利な急冷凝固法で製造することが好ましい。急冷凝固法は、合金を融点以上に加熱して混合し、その状態から、例えば１万℃／秒以上の冷却速度で急速冷却し、結晶格子位置に原子が配位できない状態とする製造方法である。
【００３０】
液相拡散接合に使用される非晶質合金箔の厚みは、特に限定されるものではないが、薄い方が望ましく、２０〜１００μｍ程度の厚みを有する非晶質合金箔が工業的に製造されている。非晶質合金箔の形態は特に限定されるものではなく、開先面にメッキすることも可能であり、熱力学的に非晶質状態となる合金組成に限定したバルクマテリアルを用いることもできる。本発明では、コストを重視するため、棒鋼の開先面間に非晶質合金箔を挟持する方法を選択した。
【００３１】
本発明の棒鋼の液相拡散接合継手は、棒鋼の開先面間に非晶質合金箔を挟持して突合せ、突合せ部（開先面間の近傍）を外面から大気中で急速加熱し、高い接合力を負荷し、接合時間を短縮して、製造される。棒鋼を液相拡散接合する際の、棒鋼（被接合材料）と液相拡散接合用の非晶質合金箔の配置を図１に模式的に示す。被接合材である棒鋼１ａ、１ｂの端面は、突合せが可能になる程度に開先加工された開先面３である。図２に示したように、加熱前の棒鋼１ａ、１ｂの開先面３同士を突合せ、加熱前の棒鋼１ａ、１ｂの中心軸線と平行に初期圧力Ｐ１を負荷し、非晶質合金箔２を挟持する。接合前の開先面３の表面粗さは５０〜５００μmであることが望ましい。
【００３２】
その後、突合せ部（開先面３）の外周近傍には、図３に示すように、らせん状の高周波誘導加熱コイルＣ（以下、「コイル」ということがある。）が設置される。なお、図３では、高周波誘導加熱コイルＣの断面形状のみを示している。高周波誘導加熱コイルＣは、開先面３（突合せ部）の近傍において棒鋼１ａ、１ｂの外面を周方向に囲むように配置されている。高周波誘導加熱コイルＣによって加熱される、開先面３近傍の領域が被加熱領域となる。被加熱領域の端部５の間の距離は、加熱中の棒鋼１ａ’、１ｂ’の中心軸線と平行な方向におけるコイルＣの長さとほぼ一致している。
【００３３】
液相拡散接合継手の接合部では、図４に示すように接合面膨出するので、コイルＣは、予め膨出部７の外径を考慮し、継手と接触しない位置に設置される。コイルＣの断面形状は、コイルの大きさ、誘導効率、配置密度に応じて選択できる。なお、「接合面」とは、（接合後の）液相拡散接合継手において、接合前に存在していた開先面３（突合せ部）に相当する位置を示す概念である。棒鋼１ａ、１ｂ同士が液拡散接合された液相拡散接合継手では、接合の際の等温凝固で凝固組織が形成され、接合前に存在していた開先面３のような面は明確には残らなくなることがある。かかる事情を考慮し、接合前に存在していた開先面３（突合せ部）に相当する位置を、液相拡散接合継手において「接合面」と呼ぶ。
【００３４】
本発明では、被加熱領域を不活性雰囲気にする必要はなく、大気中で加熱することができる。加熱中の棒鋼１ａ’、１ｂ’に、中心軸線と平行に接合力Ｐ２を負荷し、コイルＣによって加熱された接合面４（開先面３）に対して垂直に応力を加える。高温に加熱された接合面４（開先面３）の近傍では、変形抵抗が低下しているため、接合力Ｐ２によって接合前の棒鋼１ａ、１ｂの外径を超えて塑性変形し、図４に示すように膨出し、液相拡散接合継手の膨出部７が形成される。そして、この膨出部７のほぼ中央に、液相拡散接合継手の接合面８が位置することとなる。なお、このように接合面８の近傍が塑性変形して膨出部７が形成された状態で、互いに接合された棒鋼１ａ、１ｂが、液相拡散接合継手の母材６ａ、６ｂとなる。接合力Ｐ２により、溶融金属や酸化物が接合部から排出され、更に高温で保持され、等温凝固が完了する。
【００３５】
一般に、高周波誘導加熱では、被加熱材の表面が発熱して高温になり、内部は熱伝導によって昇温する。特に、コイルで急速加熱された場合、被加熱材の表層部と中央部との温度差が大きくなる。通常は、表層部と中央部との温度差が小さくなるように昇温速度を調整し、等温凝固を均一に進行させて液相拡散接合を行う。しかし、本発明では、急速加熱に起因する温度差を利用して、拡散接合領域の組織を制御する。
【００３６】
図５に、棒鋼１ａ、１ｂ（１ａ’、１ｂ’）を高周波誘導加熱し、保持した後、冷却した際の、周方向の表層部及び断面中心部の温度の時間変化を模式的に示す。昇温時間ｔ１は、コイルＣによって加熱を開始してから温度上昇を停止するまでの時間であり、その後（温度上昇を停止後）、被加熱領域における棒鋼１ａ、１ｂ（１ａ’、１ｂ’）の表面温度（表層部の温度）Ｔは一定に保持される。表面温度Ｔを一定にする保持時間ｔ２が経過した後は、放冷する。表面温度Ｔを上昇させて、保持を開始したとき（加熱を開始してから昇温時間ｔ１が経過したとき）、棒鋼１ａ、１ｂ（１ａ’、１ｂ’）の接合面（開先面３）の中心部（断面中心部）の温度Ｔｓは、表面温度Ｔよりも低く、時間の経過とともに熱伝導によって上昇し、表面温度Ｔに近付く。
【００３７】
等温凝固時間ｔ３中、表面温度Ｔ及び断面中心部の温度Ｔｓは、非晶質合金箔２の融点Ｔａ＋１００℃以上とするが、棒鋼１ａ、１ｂ（被接合材）の融点Ｔｍを超えないように制御する。本発明の棒鋼の液相拡散接合継手を製造する場合、断面中心部の温度Ｔｓを非晶質合金箔の融点Ｔａ＋１００以上に昇温及び保持し、接合力Ｐ２を負荷する。等温凝固時間ｔ３は、断面中心部の温度Ｔｓが非晶質合金箔の融点Ｔａ＋１００℃以上に保持されている時間である。即ち、等温凝固時間ｔ３は、高周波誘導加熱によって断面中心部の温度Ｔｓが非晶質合金箔の融点Ｔａ＋１００℃に到達したときから、放冷が開始された後、断面中心部の温度Ｔｓが非晶質合金箔の融点Ｔａ＋１００℃まで低下したときまでの時間である。図５に示す例では、等温凝固時間ｔ３の開始時期は、温度上昇の停止時期（昇温時間ｔ１の終了時期、保持時間ｔ２の開始時期）よりも前である。また、等温凝固時間ｔ３の終了時期は、放冷の開始時期（保持時間ｔ２の終了時期）よりも後である。
【００３８】
被加熱領域の表層部と断面中心部との温度差（Ｔ−Ｔｓ）は１００〜２００℃とする。例えば、融点Ｔａが１０５０℃である非晶質合金箔を使用する場合、断面中心部の温度を、非晶質合金箔の融点Ｔａ＋１００℃以上、即ち、１１５０℃以上にして、等温凝固させる。この場合、Ｔ−Ｔｓが２００℃であれば、表層部の温度Ｔを１３５０℃以上に加熱する必要がある。例えば、棒鋼の融点が１４５０℃である場合、表層部の温度Ｔとの差は１００℃以下になる。
【００３９】
温度差（Ｔ−Ｔｓ）が２００℃を超えると、拡散接合領域において、表層部の組織が粗大になり、曲げ性を損なう。また、表層部が高温になって、アップセットによる膨出が過剰になってコイルに接触したり、表層部の温度が棒鋼の融点を超える場合がある。そのため、本発明では、拡散接合領域の過剰な膨出や表層部の溶融を避けるために、温度差（Ｔ−Ｔｓ）を２００℃以下にする。一方、本発明では、温度差（Ｔ−Ｔｓ）を利用し、拡散接合領域の表層部の粒径を断面中心部の粒径よりも大きくするため、温度差（Ｔ−Ｔｓ）を１００℃以上にする。本発明において拡散接合領域とは、液相拡散接合継手の母材６ａ、６ｂにおける、接合面８から垂直方向に（母材６ａ、６ｂの軸方向に）１ｍｍ以内の範囲にある領域である。上述したように高周波誘導加熱コイルＣによって加熱されるコイルの端部５同士の間に被加熱領域が形成され、この被加熱領域の中に拡散接合領域が含まれる。
【００４０】
本発明の棒鋼の液相拡散接合方法では、等温凝固時間ｔ３を４０〜１００ｓとする。本発明者らは、非晶質合金箔に含まれるＢが拡散接合領域に拡散するのに要する時間を算出し、これに基づいて、十分に等温凝固が完了する時間を評価し、等温凝固時間ｔ３を４０ｓ以上にすることとした。等温凝固時間ｔ３の上限は、１００ｓを超えると、拡散接合領域の断面中心部の結晶粒が大きくなって、焼入れ性が向上し、低温変態組織が増加して曲げ性を損なうことがある。本発明において「低温変態組織」とは、マルテンサイト組織およびベイナイト組織を指す。
【００４１】
被加熱領域の表層部と断面中心部との温度差（Ｔ−Ｔｓ）は、昇温時間ｔ１によって制御することができる。本発明者らは、直径が３０ｍｍ、長さが５００ｍｍ、炭素量が０．３質量％の炭素鋼からなる棒鋼を高周波誘導加熱して昇温し、昇温を停止した時の表層部と断面中心部との温度差に及ぼす昇温時間の影響を検討した。高周波誘導加熱コイルの内径は５０ｍｍ、棒鋼の中心軸線と平行な方向におけるコイル長さは１００ｍｍであり、周波数５ｋＨｚ、出力２５０ｋＷの高周波電源によって加熱を行った。
【００４２】
被加熱領域において棒鋼の外面（表層部）及び断面中心部に熱電対を取り付け、昇温時間を変化させて、昇温を停止したとき（表面温度が目標値に達したとき）の棒鋼の表層部の温度と断面中心部の温度（中心温度）との差（Ｔ−Ｔｓ）℃を求めた。昇温時間と、棒鋼の表層部の温度と断面中心部の温度との差（Ｔ−Ｔｓ）℃との関係を図６に示す。昇温時間を１０〜６０ｓの間に制御すると、温度差（Ｔ−Ｔｓ）は１００〜２００℃になる。
【００４３】
図６は一例であり、温度差（Ｔ−Ｔｓ）と昇温時間との関係は、棒鋼の外径や昇温温度によって異なるものの、概ね、同様の結果が得られている。したがって、昇温時間を１０〜６０ｓすることにより、周温度差（Ｔ−Ｔｓ）を１００〜２００℃にすることができる。
【００４４】
等温凝固を完了させて、液相拡散接合継手の曲げ特性を確保するためには、保持時間ｔ２を４０ｓ以上にすることが好ましい。一方、保持時間ｔ２が長くなると、施工の効率が低下するため、上限を９０ｓ以下にすることが好ましい。図５に模式的に示した温度履歴は、棒鋼のサイズや加熱条件などによって変化するので、施工前に、予め、熱電対を装着した試験材を用いて、加熱条件を決定すればよい。
【００４５】
本発明では、液相拡散接合に要する時間を短縮するため、昇温し、軸方向（接合面に対して直交する方向）に接合力Ｐ２を負荷して膨出させ、保持して、等温凝固を完了させる。放冷中にも接合力Ｐ２を維持することが好ましい。温度が上昇した後、圧力を高めてもよい。ただし、接合面の近傍に生成した溶融金属及び酸化物を排出するため、１ＭＰａ以上の接合力Ｐ２を負荷することが必要である。また、接合力Ｐ２が高いほど、残存する溶融金属の幅が狭くなり、等温凝固時間ｔ３を短縮することができるため、１０ＭＰａ以上にすることが好ましい。
【００４６】
一方、接合力Ｐ２が５０ＭＰａを超えると、拡散接合領域の膨出量が多くなり、コイルと接触することがある。また、圧力が高い場合、膨出部の外面で開先面が密着せず、開口する場合があり、破壊の起点となり、曲げ性を損なうことがある。そのため、接合力Ｐ２は５０ＭＰａとし、４０ＭＰａ以下にすることが好ましい。また、複数の鉄筋を集積してコンクリート支柱に埋設する場合、間隔を狭くするためにコイルを小さくするには、拡散接合領域の膨出量を小さくする必要がある。このような施工上の制約がある場合は、膨出量を減少させるために、接合力Ｐ２を３５ＭＰａ以下とすることが、さらに好ましい。
【００４７】
このように、液相拡散接合継手の接合部で等温凝固が完了し、凝固組織が形成された場合、加熱前の接合面（旧開先面３）の近傍の組織は消失しており、等温凝固によって新たに生成した凝固組織は旧開先面３とは必ずしも関係がない。即ち、非晶質合金箔の融点以上に加熱された状態で、等温凝固過程が終了すると、旧開先面３上に結晶粒が生成しており、このような液相拡散接合継手は強度及び延性に優れる。
【００４８】
一方、冷却過程で、母材６ａ、６ｂから非晶質合金箔の溶融金属の中心に向かって凝固が進行した場合は、液相拡散接合継手の接合面８（旧接合線）の付近に、等温凝固組織の界面の粒界が長手方向と垂直に並び、光学顕微鏡で断面を低倍率で観察すると、接合面８を観察できることがある。また、大気中で高温に加熱し、接合時間が短い場合、母材６ａ、６ｂから非晶質合金箔の溶融金属への炭素の拡散が進み、接合面８上及びその近傍で炭素濃度が低下することがある。この場合は、接合面８の近傍にフェライトが生成する。
【００４９】
本発明の液相拡散接合継手は、急速加熱に起因する接合部（拡散接合領域）の表層部と断面中心部との温度差を利用し、表層部では結晶粒を成長させ、焼入れ性を高めて硬化させ、断面中心部では粒成長を抑制し、延性を確保したものである。ただし、継手の接合部に曲げ変形が加えられた場合、棒鋼の外径よりも外側の膨出部は引張応力を負担しないので、継手の接合部の母材の表層部に相当する部位の硬化が必要とされる。一方、継手の接合部の周方向の中央（断面中心部）では、延性を確保するために、過剰に硬化しないことが必要とされ、軟化させることが好ましい。
【００５０】
そこで、本発明の液相拡散接合継手の場合、図７に示すように、拡散接合領域Ｌにおいて、母材６ａ、６ｂの表層部、及び、母材６ａ、６ｂの断面中心部で、金属組織を観察し、硬さを測定することとした。なお、本発明の液相拡散接合継手の拡散接合領域Ｌでは、母材６ａ、６ｂの最表面に相当する位置と、表面から深さ０．５ｍｍに相当する位置とで、金属組織及び硬さはほぼ同等である。そのため、拡散接合領域Ｌでは、母材表面から０．５ｍｍの深さに相当する位置１１、及び、母材の断面中心部１２に相当する位置で、表層部および断面中心部の金属組織、結晶粒径、ビッカース硬さを測定する。
【００５１】
また、接合面８から長手方向の距離については、拡散接合領域Ｌの範囲内では金属組織、結晶粒径、硬さはほぼ同一である。本発明では、拡散接合領域Ｌの範囲は２ｍｍであり、拡散接合領域Ｌの端部１０までの片側の長さは、接合面８から母材６ａ、６ｂ長手方向にそれぞれ１ｍｍである。表層部および断面中心部の金属組織、結晶粒径、硬さは、拡散接合領域Ｌ内の５箇所で測定し、単純平均値を求める。特に、液相拡散接合継手の接合面８では、再結晶組織や脱炭に起因するフェライトが生成し、接合面８の組織が拡散接合領域Ｌ内の他の部位の組織と異なることがある。このような場合は、接合面８を避けて、測定を行う。なお、接合面８は、加熱前の接合面３に相当する位置であって、光学顕微鏡で明瞭に観察できない場合がある。
【００５２】
本発明の液相拡散接合継手は、拡散接合領域において、母材の表面から０．５ｍｍ深さの位置（表層部）では、断面中心部に比べて、結晶粒径が成長し、焼入れ性が高くなることを利用し、低温変態組織を生成させ、硬さを高めている。また、拡散接合領域では、非晶質合金箔に含まれるＢが拡散し、Ｂ含有量が質量％で０．００３０％以上になる。その結果、面積率で５０％以上の低温変態組織とフェライトとからなる複相組織となる。
【００５３】
一方、本発明の液相拡散接合継手の拡散接合領域において、母材の断面中心に相当する部位（断面中心部）でも、Ｂ含有量は表層部分と同様に質量％で０．００３０％以上になる。しかし、高周波誘導加熱では、被加熱領域の表層部が高温になり、表層からの熱伝導によって昇温される断面中心部の温度が低くなる。そのため、拡散接合領域の断面中心部（母材の長手方向の断面中心部に相当する部位）では、表層部（母材の表面から０．５ｍｍ深さに相当する部位）比べて、結晶粒の成長が抑制され、焼入れ性が低く、面積率で５０％以上のフェライトと低温変態組織とからなる複相組織となる。
【００５４】
本発明の液相拡散接合継手の被加熱領域の金属組織は、複相組織であり、低温変態組織の旧オーステナイト粒径、及び、フェライト粒径が機械特性に影響を及ぼす。本発明では、光学顕微鏡で、フェライト粒径と旧オーステナイト粒径を測定し、平均して、有効結晶粒径を求めた。また、電子後方散乱分光法（ＥＢＳＰ）によって、結晶方位が１５°以上異なる大傾角粒界で囲まれる領域の円相当径を有効結晶粒径としてもよい。
【００５５】
拡散接合領域において、母材の表面から０．５ｍｍ深さに相当する位置（表層部）での有効結晶粒径ｄＳは１００〜１０００μｍである。接合領域表層部の有効結晶粒径ｄＳが１００μｍ未満であると、焼入れ性が低下し、低温変態組織の面積率が５０％未満となり、硬さが低下する。一方、有効結晶粒径ｄＳが１０００μｍを超えると、靱性が低下して亀裂が発生したり、曲げ変形が局部的に集中して、曲げ性が低下する。また、有効結晶粒径ｄＳが粗大であると、靱性が低下し、寒冷地では脆性き裂が発生することがあるため、８００μｍ以下にすることが好ましい。本発明の棒鋼は炭素鋼であり、粒成長を制御する合金元素を含有しておらず、加熱温度によって有効結晶粒径を制御する。
【００５６】
一方、拡散接合領域において、母材の断面中心部に相当する位置（断面中心部）での有効結晶粒径ｄＣは５０〜３００μmである。接合領域断面中心部の有効結晶粒径ｄＣの下限値を５０μｍ未満にするには、加熱温度を低下することが必要になり、継手の接合面で等温凝固が不十分になり、強度や曲げ性が低下する。一方、有効結晶粒径ｄＣが３００μｍを超えると、接合部が硬くなりすぎて、継手の曲げ性が低下する。中心部の延性を重視する場合には、有効結晶粒径ｄＣを２５０μｍ以下にすることが好ましい。
【００５７】
液相拡散接合継手の拡散接合領域の成分組成は均一であり、結晶粒は加熱温度に応じて成長し、粒成長によって焼入れ性が向上する。そのため、拡散接合領域において、表層部では、断面中心部に比べて、有効結晶粒径が大きくなり、硬化する。本発明では、表層部の有効結晶粒径ｄＳは、断面中心部の有効結晶粒径ｄＣの２．０倍以上とする。また、拡散接合領域において、母材の表面から０．５ｍｍ深さに相当する位置（表層部）のビッカース硬さＨｖＳは、母材の周方向の中心部に相当する位置（断面中心部）のビッカース硬さＨｖＣの１．３倍以上とする。
【００５８】
このように、拡散接合領域の、表層部と、断面中心部とで、有効結晶粒径及び硬さが異なり、断面中心部では、塑性変形に対する抵抗が低くなる。継手の接合部に曲げ変形が加わり、硬い表層部が塑性変形し始めると、軟らかい断面中心部も曲げ変形に追随する。有効結晶粒径の比ｄＳ／ｄＣを２．０以上とし、ビッカース硬さの比ＨｖＳ／ＨｖＣの１．３以上とすれば、曲げ変形抵抗及び破壊抵抗の両方を同時に向上させることができる。
【００５９】
なお、有効結晶粒径の比ｄＳ／ｄＣは、本発明が対象とする棒鋼を接合するための加熱条件である、昇温速度、保持時間、および最高加熱温度を制御することによって、２．０以上にすることができる。図８は有効結晶粒径の比ｄＳ／ｄＣと棒鋼の表層部の温度と断面中心部の温度との差（Ｔ−Ｔｓ）の関係を実験的に求めたものである。図８に示されるように、有効結晶粒径の比ｄＳ／ｄＣを２．０以上とするには、（Ｔ−Ｔｓ）を１００℃以上にすればよい。このことからも、（Ｔ−Ｔｓ）を１００℃以上とすることが必要であることがわかる。このような知見は、以下に説明する検討によって得られたものである。
【００６０】
直径が３０ｍｍ、長さが５００ｍｍ、炭素量が０．３質量％の炭素鋼からなる棒鋼の端面を、表面粗さＲｍａｘ値が１００μmになるように研磨し、開先加工した。液相拡散接合に使用した非晶質合金箔は、原子％で、３％のＳｉ、２０％のＢ、５％のＭｏと５％のＷを含み、Ｖ量は０．０５％であり、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、厚みは４０μｍである。非晶質合金箔は、急冷凝固法によって製造し、棒鋼の開先面の形状に合わせて、円形に切断した。
【００６１】
開先面間に、非晶質合金箔を挟持し、応力を負荷して突合わせ、突合せ部を大気中で高周波誘導加熱し、接合力は３０ＭＰａ、保持時間は７０ｓとして液相拡散接合を行った。高周波誘導加熱コイルの内径は５０ｍｍ、コイル長さは１００ｍｍであり、周波数５ｋＨｚ、出力２５０ｋＷの高周波電源によって加熱を行った。
【００６２】
液相拡散接合継手の拡散接合領域の組織を、光学顕微鏡で、２００倍に拡大して観察した。母材の表面から０．５ｍｍ深さに相当する位置（表層部）、及び、母材の断面中心部に相当する位置（断面中心部）で、フェライト及び低温変態組織の面積率を測定した。また、同位置で、フェライト粒径及び旧オーステナイト粒径を測定して有効結晶粒径を求め、ビッカース硬さを測定した。フェライト及び低温変態組織の面積率及び有効結晶粒径の測定は、接合面と、接合面の左右０．５ｍｍ位置、１．０ｍｍ位置の５視野で行い、平均値を求めた。ビッカース硬さの測定は、接合面と接合面の左右０．２ｍｍ位置、０．５ｍｍ位置の５箇所で、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠して荷重を９．８Ｎとして行い、平均値を求めた。なお、接合面上にその他の部位と異なる組織（フェライト、再結晶組織）が観察された場合は、その部位を外して組織観察、有効結晶粒径及びビッカース硬さの測定を行った。
【００６３】
液相拡散接合継手の曲げ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ３１２２を参照して、図９に示す曲げ試験装置を用いて行った。液相拡散接合継手を４点で支持し、接合面８と平行に押し込み治具を押し当て、荷重を負荷した。押し込み治具の先端の半径Ｒは、棒鋼の直径と同じであり、曲げ半径は直径の３倍となることから、３Ｒの曲げ試験となる。曲げ角度θが９０度に達するまで破断しなければ合格、途中で破断した場合には、試験中に撮影したビデオから、破損直前の曲げ角度を測定し、限界曲げ角度を求めた。
【００６４】
図１０に有効結晶粒径の比ｄＳ／ｄＣと限界曲げ角度との関係を示し、図１１にビッカース硬さ比ＨｖＳ／ＨｖＣと限界曲げ角度との関係を示す。ビッカース硬さＨｖＳ(表面硬さ）は、母材の表面から０．５ｍｍ深さに相当する位置（表層部）で、ビッカース硬さＨｖＣ(中心部硬さ）は、母材の周方向の中心部に相当する位置（断面中心部）で、それぞれ、測定したビッカース硬さである。図１０に示したように、有効結晶粒径の比ｄＳ／ｄＣが２．０以上となると、曲げ角度は９０度に達し、破損しない。同様に、図１１に示したように、ビッカース硬さ比ＨｖＳ／ＨｖＣが１．３以上となると、曲げ角度は９０度に達し、破損しない。
【００６５】
液相拡散接合継手の拡散接合領域で、接合面を横断する組織が増加すると、強度及び延性が向上する。昇温後の保持時間が長いほど、接合面を横断する組織の形成が促進され、曲げ変形に対する抵抗が向上する。図１２に、接合面を横断する再結晶組織の占有率と限界曲げ角度との関係を示す。再結晶組織の占有率が２０％以上になると、安定して９０度の曲げが可能になる。
【００６６】
大気中で迅速な液相拡散接合を行うと、被加熱領域内では、溶融金属の炭素が酸化して炭素濃度が低下し、母材からの炭素の拡散によって、液相拡散接合継手の拡散接合領域で接合面の近傍の炭素濃度が低下し、フェライトが生成することがある。不活性ガスでシールドすれば、炭素の酸化は生じないため、炭素濃度は低下せず、接合面の近傍にフェライトは生成しない。また、被加熱領域を窒素雰囲気にした場合、窒素濃度が高くなり、フェライトが接合線の近傍に形成されることはない。
【００６７】
通常、母材の開先面は、溶融した非晶質合金箔によって溶融するため、脱炭層は形成されない。しかし、接合温度が高く、接合時間が短い場合は、接合面から溶融金属への炭素の拡散が、母材からの炭素の拡散を上回ると、脱炭層が形成される。この場合、拡散接合領域の接合面に沿って生成するフェライトの結晶粒径が大きくなりすぎると、断面中心部と表層部との粒径の差が無くなるため、曲げ特性が低下する。
【００６８】
一方、接合時に負荷された応力（接合力）によって再結晶が生じると、フェライトの結晶粒径が小さくなる。このような、応力によって誘起された再結晶は、組織の内部のひずみを緩和するための組織変化である。拡散接合領域の温度が２００℃以下に低下するまで、接合力を維持しながら冷却すると、粒径が５０μｍ未満になる。粒径が５０μｍ未満のフェライトが、接合面上又は接合面の近傍に形成されると、継手全体が変形する際には周囲の低温変態組織の拘束によって接合面の近傍だけが変形し、破壊することはない。
【００６９】
液相拡散接合継手を製造する場合、被加熱領域内では、溶融金属に含まれる酸化物が接合力によって十分に排出されず、接合面の近傍に酸化物が残存することがある。特に、大気中では、不活性ガスや窒素ガスに比べて、溶融金属に含まれる酸化物が増加するため、接合面上に酸化物が残存し易くなる。また、開先面の凹凸に起因して、空隙が接合面上に残存することもある、このような酸化物や空隙などの欠陥が増加すると、液相拡散接合継手の曲げ特性を損なう。
【００７０】
接合面上における欠陥の占有率と限界曲げ角度との関係を図１３に示す。接合面上における欠陥の占有率は、接合面上に引かれた直線の長さ（膨出部を除いた拡散接合領域の直径に相当し、母材の直径と同等）に占める、同部位の空隙と酸化物の合計の長さの割合である。空隙と酸化物の占有長さの合計が、割合で５％を超えると、９０°の曲げで破断する場合がある。なお、接合面上に存在する酸化物は、例えば、ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等、一般に、炭素鋼に含まれる酸化物である。
【００７１】
開先面の凹凸に存在する大気は、溶融金属に取り込まれるため、開先面の凹凸が大きくなると、接合面上の酸化物及び空隙が増加する。接合面上の空隙と酸化物の占有長さ（接合面上の欠陥の占有率）を５％以下にするには、接合前の開先面の表面粗さＲｍａｘを５００μｍ以下にすることが必要である。接合前の開先面の表面粗さは、レーザー変位計を使用し、測定することができる。なお、接合前の開先面の表面粗さＲｍａｘの下限は、５０μｍ以上が好ましい。これは、継手の性能ではなく、コストの観点から好ましい下限値である。
【実施例】
【００７２】
表１に示す成分組成からなる厚み４０μｍの非晶質合金箔を単ロール法によって実験室で製造した。長さ５００ｍｍの炭素鋼からなる棒鋼の端面を開先加工し、棒鋼の外径に合わせて非晶質合金箔を円形状に切断した。棒鋼の開先面の表面粗さを表２及び表５に示す。開先面間に非晶質合金箔を挟持し、長手方向に圧力を負荷し、突合せ部を高周波誘導加熱コイルで加熱し、表２及び表５に示す条件で液相拡散接合を行った。表２及び５に示す昇温時間ｔ１、保持時間ｔ２、表面温度Ｔ（表層部）と、周方向の中心部の温度Ｔｓ（断面中心部）、等温凝固時間ｔ３との関係は、予め、表面（表層部）及び周方向の中心部（断面中心部）に熱電対を装着した試験材を用いて求めた。
【００７３】
【表１】
0005857772.tif 000002
【００７４】
高周波誘導加熱コイルの内径は５５ｍｍ、加熱長さは６０ｍｍであり、発信周波数５ｋＨｚ、出力３００ｋＷの電源を用いてコイルに通電した。昇温後、保持した状態で、表２及び５に示す接合力Ｓを負荷し、その後、コイルの電源を遮断して放冷した。接合力は２００℃以下まで負荷し続けた。接合時の応力（接合力）は応力を負荷するサーボに設けた反力測定装置で検出した。
【００７５】
液相拡散接合継手の膨出部の外径を測定し、４点曲げ試験を実施し、曲げ角度で合否を判定した。また、同一条件で製造した液相拡散接合継手を用いて、拡散接合領域の母材表面から深さ０．５ｍｍに相当する位置（表層部）及び母材の断面中心部に相当する位置（断面中心部）の、低温変態組織及びフェライトの面積率、粒径を測定し、有効結晶粒径を算出した。ただし、接合面上にフェライト粒や再結晶組織が確認された場合は、この部分を外して組織観察を行った。
【００７６】
また、接合面付近の観察によって、フェライト粒の生成が確認された場合は、接合面上で全フェライト粒の平均結晶粒径を光学顕微鏡で測定した。フェライト粒が生成しておらず、再結晶組織の生成が確認された場合は、接合面を貫通する再結晶粒の長さを測定した。さらに、接合面上で、空隙と酸化物の長さを測定した。継手の母材の元径の延長線と接合面の交点間の長さ（膨出部を除いた拡散接合領域の直径に相当し、母材の直径と同等）を基準に、再結晶組織及び欠陥が占める割合を求めた。
【００７７】
また、表層部及び断面中心部で、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。荷重は９．８Ｎとして、接合面上、接合面から０．２ｍｍ位置、０．５ｍｍ位置の５か所でビッカース硬さを測定し、平均値を求めた。ただし、接合面上にフェライト粒や再結晶組織が確認された場合は、この部分を外して測定を行った。
【００７８】
表２〜４に示すように、本発明の条件を満たす昇温、等温凝固条件、応力条件を満たすと、表層部と断面中心部での結晶粒径比と強度比が正確に制御できて、さらに接合面上に沿ってフェライト相を微細に生成させることが出来、表層部と断面中心部の強度と変形能のバランスによって、９０度曲げ試験に合格できる、強度と変形能を兼ね備えた棒鋼の液相拡散接合継手を得ることが可能である。
【００７９】
【表２】
0005857772.tif 000003
【表３】
0005857772.tif 000004
【表４】
0005857772.tif 000005
【表５】
0005857772.tif 000006
【表６】
0005857772.tif 000007
【表７】
0005857772.tif 000008
【００８０】
表５〜７には比較例を示した。Ｎｏ．３１は、温度差（Ｔ−Ｔｓ）が大きい例である。このように昇温時間が短い場合は、表層部の温度が上昇して膨出量が大きくなり、誘導加熱コイルと接触したため、等温凝固時間が短くなり、曲げ性が低下している。Ｎｏ．３２は等温凝固時間が長くなり、断面中心部のフェライト面積率が減少して、曲げ性が低下している。
Ｎｏ．３３は、等温凝固時間が短く、開先面間の酸化物の排出が不十分となって、曲げ性が低下している。Ｎｏ．３４は、温度差（Ｔ−Ｔｓ）が小さく、等温凝固時間が長く、断面中心部の強度が上昇して、曲げ性が低下している。Ｎｏ．３５は、断面中心部の温度が非晶質合金箔の融点Ｔａ＋１００℃よりも低いため、不完全な等温凝固組織中に多数の酸化物系介在物が残留し、曲げ性が低下した例である。
【００８１】
Ｎｏ．３６は、表面温度Ｔ（表層部）が棒鋼の融点を超えた例であり、その後の試験を中止した。Ｎｏ．３７は、接合力が低く、断面中心部の結晶粒径が粗大になって低温変態組織となり、曲げ性が低下した例である。Ｎｏ．３８は接合力が高く、拡散接合領域が大きく膨出してコイルと接触し、等温凝固時間が短くなったため、欠陥が増加し、曲げ性が低下した例である。
【００８２】
Ｎｏ．３９は、温度差（Ｔ−Ｔｓ）が小さく、断面中心部の粒径が粗大になってフェライト面積率が減少し、曲げ性が低下している。Ｎｏ．４０は、温度差（Ｔ−Ｔｓ）が大きく、拡散接合領域の表面（表層部）の結晶粒径が粗大になり、曲げ性が低下した例である。
【００８３】
Ｎｏ．４１は、等温凝固時間が短く、液相拡散接合が不十分になり、酸化物が増加して、曲げ性が低下した例である。Ｎｏ．４２は等温凝固時間が長く、断面中心部では結晶粒径が粗大化し、フェライト面積率が減少し、曲げ性が低下した例である。Ｎｏ．４３は、拡散接合領域の断面中心部の温度が低く、欠陥が増加して、曲げ性が低下した例である。Ｎｏ．４４は、開先面の表面粗さが大きく、欠陥が増加して、曲げ性が低下した例である。
【符号の説明】
【００８４】
１ａ、１ｂ      加熱前の棒鋼（被接合材料）
１ａ’、１ｂ’  加熱中の棒鋼
２  非晶質合金箔
３  開先面
４  接合面
５  被加熱領域の端部
６ａ、６ｂ  液相拡散接合継手の母材
７  液相拡散接合継手の膨出部
８  液相拡散接合継手の接合面
１０  拡散接合領域の端部
１１  表層部
１２  断面中心部
Ｃ  高周波加熱コイル
Ｐ  圧力
Ｐ１  初期圧力
Ｐ２  接合力
ｔ１  昇温時間
ｔ２  保持時間
ｔ３  等温凝固時間
Ｌ  拡散接合領域
Ｒ  押し込み治具先端の半径
θ  曲げ角度
【図１】
0005857772.tif 000009
【図２】
0005857772.tif 000010
【図３】
0005857772.tif 000011
【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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