(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
C：0.001〜0.05質量％、Si：0.06〜2.0質量％、Mn：0.2〜3.0質量％、P：0.03質量％以下（0質量％を含まない）、S：0.002〜0.1質量％、Al：0.005〜0.1質量％、固溶N：0.008〜0.02質量％、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼材組織中のフェライトの分率が95％以上、セメンタイトの分率が2％以下（0％を含む）で構成され、且つ前記フェライトの平均結晶粒径が10〜100μmであることを特徴とする摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【請求項２】
さらに他の元素として、Cr：2質量％以下（0％を含まない）またはMo：2質量％以下（0％を含まない）を含有する請求項1に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【請求項３】
さらに他の元素として、Ti：0.2質量％以下（0％を含まない）、Nb：0.2質量％以下（0％を含まない）、V：0.2質量％以下（0％を含まない）、B：0.01質量％以下（0％を含まない）より成る群から選ばれる少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1〜2のいずれかに記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【請求項４】
さらに他の元素として、Cu：5質量％以下（0％を含まない）またはNi：5質量％以下を含有する請求項1〜3のいずれかに記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【請求項５】
請求項1〜4のいずれかに記載の機械構造用鋼材が、相手側鋼材と摩擦圧接によって接合されてなる摩擦圧接部品。
【請求項６】
摩擦圧接による接合の前あるいは／および接合の後に冷間加工が施されてなる請求項５に記載の摩擦圧接部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、摩擦圧接される用途に適した機械構造用の鋼材および摩擦圧接された摩擦圧接部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、自動車のエンジン、変速機、差動機などに用いられるピストンピンなどのエンジン部品、歯車、シャフト、コンロッドなどの鋼製の機械構造部品は、近年、省エネルギー化による車体重量の軽量化に伴い、小型化が追求されている。そして、自動車などのエンジンの高出力化に伴い、前記小型化との相乗作用で、これら機械構造部品への負荷は増大しつつある。このため、これらの機械構造部品には、基本的な要求特性である強度、靭性に加えて、衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性といった各種特性の向上がより求められている。
【０００３】
通常、これら機械構造部品の素材である鋼材には、加工性に優れた鋼材（肌焼き鋼、フェライトとパーライトとの混合組織）が用いられる。この鋼材は、通常、熱間圧延や熱間鍛造による棒材や線材などへの加工後に、冷間鍛造などの冷間加工が施された上で、機械構造部品形状に精密な切削・仕上げ加工が行われている。ここで、上記のように負荷増大に対応した機械構造部品の素材として、素材である機械構造用鋼材の強度、靭性を高くすると、前記冷間加工、精密な切削加工が著しく困難となる。したがって、前記高強度、高靭性と冷間加工性を兼備した鋼材が求められるが、強度と冷間加工性は相反する関係にあり、単一の機械構造用鋼材で、強度と冷間加工性とを両立させることは著しく困難である。
【０００４】
このため、前記高強度、高靭性な部品特性と冷間加工性を両立させる方策の一つとして、強度、靭性などの前記部品特性が必要な部分に用いる鋼材と、冷間加工性が必要な部分に用いる鋼材とをそれぞれ別個に準備し、これら特性が各々異なる両鋼材を互いに接合することによって、複合鋼材あるいは複合鋼部品とし、前記部品特性と冷間加工性を両方達成する方法がある。
【０００５】
このような複合鋼材を作製するための、互いの鋼材間あるいは鋼部材間の接合方法としては、大きく分けて溶融接合法と固相接合法に分類される。このうち溶融接合では、互いの鋼材の接合部分が融点以上の高温状態となるため、接合部位で結晶粒の粗大化、気泡の発生など接合欠陥が発生しやすい。また、熱影響部が大きくなり、母材と熱影響部の界面で割れが発生しやすい問題も生じる。一方、固相接合は、互いの鋼材の接合面が固相面同士の接合方法のことであり、溶加材を用いることなく、母材の融点以下の温度で接合することができる。代表的な固相接合法としては摩擦圧接法がある。この摩擦圧接法は、２つの鋼材同士（鋼部材同士）を加圧・回転させながら、接触面（当接面）に摩擦熱を発生させることで、互いの鋼材の接合部分（以下、接合部とも言う）を加熱、軟化した後、この接合部に対するアップセット力（圧接力）を作用させて接合（溶着）する方法である。
【０００６】
このような摩擦圧接法では、半溶融状態に加熱された部分がアップセット力の作用でバリとして接合面から排出されるため、清浄面同士が融点以下の温度で接合されることになる。このため、前記溶融接合法と比較して、接合部位で結晶粒の粗大化、気泡の発生、熱影響部の界面による割れなどが発生しにくい特徴がある。
【０００７】
この鋼材同士の摩擦圧接方法自体は従来から公知であって、例えば、特許文献１などで、この摩擦圧接方法の改良技術が提案されている。即ち、特許文献１では、摩擦圧接方法における、投入エネルギーおよび素材の無駄遣いを抑え、製品の寸法精度、接合強度、機械的性質のばらつきを抑えることが可能であることが開示されている。ただし、この特許文献１には、摩擦圧接方法に適した素材鋼材に関する記述はない。
【０００８】
一方、このような特徴を有する摩擦圧接法を鋼材同士の接合に適用した場合には、摩擦熱により熱影響を受ける部分（ＨＡＺ部）の強度低下や、逆に接合部分の強度増加が問題となる。この接合部分では、摩擦熱による加熱後、周りの母材によって急速に冷却されるため、マルテンサイト相となりやすく、強度が増加しやすいからである。そして、このような熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加が大きいと、摩擦圧接された複合鋼材（複合鋼部品）の部位による強度変動が大きく、疲労強度、衝撃強度などの部品特性だけでなく、冷間加工性を低下させることとなる。
【０００９】
このような課題に対して、前記熱影響部の強度低下だけ、あるいは前記接合部分の強度増加だけなど、個別の問題への対応でしかないが、従来から摩擦圧接用の素材鋼材側を改良した技術が種々提案されている。
【００１０】
例えば、特許文献２には、前記熱影響部の強度低下を抑制した摩擦圧接用の高強度電縫鋼管の製造方法が提案されている。この特許文献２では、Ｃ：0.08〜0.23％、Si：0.5 質量％以下、Mn：1.8 ％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、Mo：0.05〜0.60％を含有する鋼を、熱間圧延後、摩擦圧接時に析出するMo、Nbの炭窒化物を固溶状態に保つため、熱延鋼板の巻取り温度を450 ℃未満とする。そして、これら固溶状態としたNb、Moを摩擦圧接の際に、炭窒化物として析出させ、析出強化によって熱影響部の軟化を抑制している。
【００１１】
しかし、前記した析出強化は、単に熱影響部だけでなく、通常は互いの鋼材の接合部分にまで及ぶ。この接合部分は、摩擦熱による加熱後、周りの母材によって急速に冷却されるため、マルテンサイト相となりやすく、元々強度が増加しやすい。更に、この析出強化も加わった場合は、前記マルテンサイト相化との相乗作用によって、逆に接合部分の強度は顕著に増加してしまう。このような接合部分の強度増加は、前記した衝撃、曲げ疲労、面圧疲労といった負荷が増大した機械構造部品では、使用中の接合部分の脆化を著しく促進させ、割れを発生しやすくする。このため、機械構造部品あるいは機械構造用鋼材としての信頼性を低下させる。
【００１２】
特許文献３には、このような摩擦圧接による接合部分の強度増加を、素材である高炭素熱延鋼材側で抑制する技術が開示されている。この特許文献３では、微量の固溶Nbを含有させることによって、摩擦圧接の高圧力下での急速加熱における高炭素鋼材のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、接合部分の硬さ増加と脆化を抑制している。この場合、固溶Nbは、摩擦圧接後に、NbCとして析出して結晶粒の粗大化防止に寄与している。
【００１３】
本技術のような固溶Nbの利用は、予め焼入れ焼き戻しした鋼材同士を摩擦圧接した時の結晶粒の粗大化によるマルテンサイト変態を抑制する技術である。本技術では、硬さの変動による部品強度の劣化は抑制できるものの、組織は母材と同程度の結晶粒度であり、接合面の改善には十分でない。即ち、圧縮・引張といった単軸の負荷に対しては性能を発揮するものの、特に冷間鍛造のような多軸の負荷が与えられる冷間加工に対しては、摩擦圧接技術の性質上、接合面に沿って破壊が進行しやすいため、割れが発生しやすい問題が生じる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開平１１−４７９５８号公報
【特許文献２】特開平４−１１６１２３号公報
【特許文献３】特開２００２−２９４４０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
前記した通り、通常の機械構造部品用の素材である鋼材において、摩擦圧接ままの状態で熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加を同時に抑制して、母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑え、複合鋼材の冷間加工性を維持または向上させる技術は、未だ提案されていない。
【００１６】
前記自動車などのエンジン部品用などの機械構造部品では、製造時のCO2排出量削減、あるいは、歩留まり向上のため、従来の熱間加工から冷間加工に置き換えることが求められている。したがって、摩擦圧接法による複合鋼材（複合鋼部品）をも、このような用途に適用するためは、当然これらの特性向上が求められる。この点、前記した従来技術が提案するような母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑えるだけでなく、摩擦圧接前後における冷間加工性を向上させない限りは、摩擦圧接法による複合鋼材（複合鋼部品）は、前記自動車などのエンジン部品としては信頼性に欠け使用できない。
【００１７】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、摩擦圧接前後の冷間鍛造性などの冷間加工性を向上させるとともに、摩擦圧接後の疲労強度および衝撃特性などの部品性能に優れた摩擦圧接用機械構造用鋼材および摩擦圧接部品（中間品を含む）を提供することをその目的（課題）とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明は上記課題を解決するための手段として、以下の内容を要旨とする摩擦圧接に適した機械構造用鋼材および摩擦圧接部品をここに提案する。
【００１９】
（１）C：0.001〜0.05質量％、Si：0.06〜2.0質量％、Mn：0.2〜3.0質量％、P：0.03質量％以下（0質量％を含まない）、S：0.002〜0.1質量％、Al：0.005〜0.1質量％、固溶N：0.008〜0.02質量％、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼材組織中のフェライトの分率が95％以上、セメンタイトの分率が2％以下（0％を含む）で構成され、且つ前記フェライトの平均結晶粒径が10〜100μmであることを特徴とする摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【００２０】
（２）さらに他の元素として、Cr：2質量％以下（0％を含まない）またはMo：2質量％以下（0％を含まない）を含有する前記（1）に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【００２１】
（３）さらに他の元素として、Ti：0.2質量％以下（0％を含まない）、Nb：0.2質量％以下（0％を含まない）、V：0.2質量％以下（0％を含まない）、B：0.01質量％以下（0％を含まない）より成る群から選ばれる少なくとも1種を含有することを特徴とする前記（1）または（2）に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【００２２】
（４）さらに他の元素として、Cu：5質量％以下（0％を含まない）またはNi：5質量％以下を含有する前記（1）〜（3）のいずれかに記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。
【００２３】
（５）前記（1）〜（4）のいずれかに記載の機械構造用鋼材が、相手側鋼材と摩擦圧接によって接合されてなる摩擦圧接部品。
【００２４】
（６）摩擦圧接による接合の前あるいは／および接合の後に冷間加工が施されてなる請求項５に記載の摩擦圧接部品。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、摩擦圧接前の冷間鍛造性などの冷間加工性は勿論のこと、摩擦圧接後における冷間加工性をも向上させることができるとともに、摩擦圧接後の疲労強度、衝撃特性などの優れた性能の部品を得ることが可能な摩擦圧接に適した機械構造用鋼材を提供することができる。
【００２６】
また、本発明によれば上記機械構造用鋼材を用いて他の相手側鋼材と摩擦圧接することにより、疲労強度、衝撃特性、さらに冷間加工性などに優れた摩擦圧接部品（中間品を含む）を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
[本発明の特徴]
以下、本発明について詳述する。
先ず、本発明の摩擦圧接用機械構造用鋼材（以下、摩擦圧接用鋼材、本発明鋼材などと略称する場合がある）の主要な特徴について説明する。
【００２８】
本発明の摩擦圧接用鋼材は、（１）フェライト単一組織（フェライトが全体の95％以上）としていること、および（２）固溶N量を0.008質量％以上と一般の鋼材に比べて大幅に高めていること、を大きな特徴としている。
本発明では、上記（１）によって、摩擦圧接時の接合面近傍の組織を摩擦圧接前後で同一とすることができるため、母材そのままの靭性を維持することができ、且つ、冷間加工性を向上させることができ、また、上記（１）によって、摩擦圧接品の疲労強度を向上させることができる。
【００２９】
通常、摩擦圧接した鋼材の接合部は、一般の炭素鋼を用いた場合、急速加熱と冷却によって結晶粒の粗大化とマルテンサイト変態による硬さの急激な増加が生じる。そのため、接合部および接合部近傍が脆化し、疲労強度、衝撃特性（衝撃値）などの部品特性が満足できなくなる。前述の従来技術（特許文献２など）では、固溶Nbの活用によって結晶粒の粗大化を抑制しているが、通常のフェライト−パーライト組織鋼を使用すると部品強度を確保することができないため、予め焼入れ焼き戻しした鋼材を使用する必要がある。そのため、まず、鋼材自体の硬さが高くなっており、冷間加工性が劣化する問題がある。
【００３０】
一方、本発明の技術では、組織をフェライト単一組織としており、摩擦圧接前後で組織変化が生じない。そのため、摩擦圧接による靭性の劣化がほとんど発生しない。ただし、フェライトは軟質であるため、強度が低いという問題がある。本発明においてはこの問題を解消して十分な強度を確保するため、固溶Nを増量し、摩擦圧接時の塑性ひずみと発熱を利用したひずみ時効による強度増加により、他方の鋼材（相手側鋼材）と強度を近接させることによって疲労特性を向上させることに成功した。この強度向上の具体的なメカニズムは以下のように推定される。
【００３１】
まず、摩擦圧接によって圧接部およびその近傍には強い塑性ひずみが付与される。一般的な鋼材では、動的再結晶によって結晶粒が粗大化すると共に、マルテンサイト変態によって、脆性的な組織となるが、本発明鋼はフェライト単一組織鋼であるため、摩擦圧接時には非常に軟らかく、強い塑性ひずみが付与される部位は、バリとしてすぐに排出される。そのため、結晶粒径は摩擦圧接前後でほとんど変化しない。また、Cを十分低く制御しているため、摩擦圧接で生じる発熱と母材部分からの冷却速度では相変態が生じず、その結果、摩擦圧接前とほぼ同一の組織となり、摩擦圧接による急速加熱・冷却による脆化は発生しない。一方、フェライト単一組織では、部品として必要とされる強度とすることができないが、固溶N量を所定量以上とすることで強度を向上させることができる。
【００３２】
固溶Nを所定量以上含有させることで、加工時に動的ひずみ時効が発生し、転位の増殖が顕著となる。一方、摩擦圧接後には摩擦圧接時に導入された転位が加工発熱によって動きやすくなった固溶Nによって固着されることで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させることができる。動的ひずみ時効によって疲労特性が劣化することが考えられたが、フェライト単相であれば、摩擦圧接部近傍が同時に硬化するため、硬さの不均一が発生せず、結果として、疲労特性は損なわれない。
【００３３】
摩擦圧接によって上記のように接合部および接合部近傍を強化した本発明鋼材は、摩擦圧接ままの部品すなわち摩擦圧接後にさらに熱処理などの特性改善のための特別な処理を施さなくても、摩擦圧接したそのままの状態で靭性、疲労特性が向上した性能の優れた部品とすることができる。しかも、フェライト単一組織であるため、十分な変形能を有しており、摩擦圧接前後いずれにおいても冷間鍛造などの冷間加工で割れを発生させずに容易に所望の部品形状とすることができる。
【００３４】
[本発明鋼材の化学成分]
次に、前記本発明鋼材の特徴を発揮させるための化学成分について、各主要元素の含有量の範囲とその限定理由を説明する。本発明鋼材の化学成分は前記した自動車のエンジン部品などの機械構造部品に要求される強度や靭性特性、これに加えた衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性、冷間加工性などの特性向上のためや、これらの特性向上のための前記本発明組織とするための前提条件となる。
【００３５】
（１）C：0.001〜0.05質量％
Cは、摩擦圧接時の組織変化抑制と冷間加工性に大きな影響を及ぼす元素である。C含有量は低ければ低いほど冷間加工性が向上するが、0.001質量％未満となると、溶製時にガスが発生し、欠陥が増えるため、疲労強度、靭性が劣化する。一方、Cが0.05質量％を超える場合、パーライトを形成しやすくなり、フェライト単一組織とすることが困難となり、疲労強度、靭性が劣化する。このため、C含有量は0.001〜0.05質量％の範囲とする。また、その下限については好ましくは0.005質量％、より好ましくは0.010質量％とし、その上限については好ましくは0.045質量％、より好ましくは0.040質量％とする。
【００３６】
（２）Si：0.001〜2.0質量％
Siは、固溶強化により母材強度を高める作用を有する。Si含有量を極端に低減することは製造上困難であり、コスト的にも見合わない。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせるため、冷間加工性が劣化する。この傾向はSi含有量が2.0質量％を超えると顕著に見られはじめる。このため、Si含有量は0.001〜2.0質量％の範囲とする。また、その下限については好ましくは0.005質量％、より好ましくは0.01質量％とし、その上限については好ましくは1.0質量％、より好ましくは0.5質量％とする。
【００３７】
（３）Mn：0.2〜3.0質量％
Mnは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、鋼材への熱間加工時の加工性の劣化を抑制する効果を有する。更に、Sと結合することで鋼材の変形能、靭性を向上させることにも有効である。Mn含有量が少なすぎるとこれらの効果が得られず、靭性、疲労特性が劣化しやすくなる。一方で、Mnを過剰に含有させると、固溶強化による変形抵抗の増加と変形能の低下をもたらし、冷間加工性を劣化させる。また、Pの粒界への偏析を助長し、粒界強度の低下によって、靭性、疲労強度の低下を生じさせる。このため、Mn含有量は0.2〜3.0質量％の範囲とする。また、その下限については好ましくは0.25質量％、より好ましくは0.30質量％とし、その上限については好ましくは2.0質量％、より好ましくは1.5質量％とする。
【００３８】
（４）P：0.03質量％以下（0％を含まない）
Pは不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、フェライト粒界に偏析し、変形能、靭性、疲労特性を劣化させる。また、Pはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させるため、この変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、P含有量は0.03質量％以下の低いほど良いが、0％とすることは製造上困難であるので、0.03質量％以下（但し0％を含まない）と規定する。また、その上限については好ましくは0.025質量％、より好ましくは0.02質量％とする。
【００３９】
（５）S：0.002〜0.1質量％
Sも不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、Feと結合すると、FeSとして粒界上に膜状に析出するため、変形能、靭性、疲労特性を劣化させる。したがって、Sは全量をMnと結合させ、MnSとして無害に析出させる必要がある。ただし、このMnSの析出量が増えると、やはり変形能、靭性、疲労特性が劣化する。一方で、Sは被削性向上効果があり、S含有量を極端に低減すると被削性を劣化させる。したがって、S含有量は部品特性と被削性のバランスを考慮して0.002〜0.1質量％の範囲とする。そして、その下限については好ましくは0.004質量％、より好ましくは0.006質量％とし、その上限については好ましくは0.07質量％、より好ましくは0.04％質量％とする。
【００４０】
（６）Al：0.005〜0.1質量％
Alは溶製中の鋼の脱酸元素として有効である。Al含有量が少なすぎると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるので、割れが生じやすくなり、変形能、靭性、疲労特性が劣化する。一方、Al含有量が過剰になると、酸化アルミ系の酸化物などの非金属介在物が生成し、変形能を劣化させる。したがって、Al含有量は0.005〜0.1質量％の範囲とした。また、その下限については好ましくは0.008質量％、より好ましくは0.01質量％とし、その上限については好ましくは0.08質量％、より好ましくは0.06％質量％とする。
【００４１】
（７）固溶N:0.008〜0.02質量％
固溶Nは本発明の特徴において述べたように疲労強度を確保する上で重要である。冷間鍛造などの冷間加工時に変形抵抗をあまり増加させずに摩擦圧接後に部品強度を大きく増加させ、所望の部品強度を得るためには固溶Nの含有量を0.008質量％以上とする必要がある。ただし、0.02質量％を超えると、動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形能が劣化し始めるため、冷間加工後に割れが生じやすくなる。したがって、本発明では、固溶Nの含有量を0.008〜0.02質量％に規定する。また、その下限については好ましくは0.0085質量％、より好ましくは0.0090質量％とし、その上限については好ましくは0.0180質量％、より好ましくは0.0150質量％とする。
【００４２】
全Nについては本発明で特に規定しないものの、固溶Nが上記の範囲になるように調整された量とする。固溶Nは鋼中に添加されたTi、Nb、V 、B及びAlなどのN化合物形成元素により一部消費されて、減少するため、全Nの含有量はこれらの元素の種類や添加量に応じて固溶Nの減少分を見込んだ量を増加させる必要があるが、一般的には、0.008〜0.02質量％の範囲とすれば十分である。その下限については好ましくは0.0085質量％、より好ましくは0.009質量％とし、その上限については好ましくは0.0180質量％、より好ましくは0.0150質量％とする。
【００４３】
（８）Cr：2質量％以下（0％を含まない）またはMo：2質量％以下（0％を含まない）
Cr、Moは本発明鋼において必要に応じて含有される好適な選択元素であり、以下（９）〜（１０）に述べる他の元素も同様である。
Crは、摩擦圧接部品の強度を確保し、接合部の靭性を高めるのに有効な元素である。ただし、Cr含有量が過剰になると、固溶強化によって変形能が劣化する原因となる。したがって、Cr含有量は2％質量以下（0％を含まない）とする。また、その下限については好ましくは0.04質量％、より好ましくは0.08質量％とし、その上限については好ましくは1.5質量％、より好ましくは1.0質量％とする。
【００４４】
Moは、鋼材の靭性を向上させるのに有効な元素である。一方、Moの含有量が過剰になると、母材の硬度が必要以上に高くなって靭性、疲労特性が劣化するので、2質量％以下に限って添加することができる。また、その下限については好ましくは0.04質量％、より好ましくは0.08質量％とし、その上限については好ましくは1.5質量％、より好ましくは1.0質量％とする。
【００４５】
（９）Ti：0.2質量％以下（但し0％を含まない）、Nb：0.2％質量以下（但し0％を含まない）、V：0.2質量％以下（但し0％を含まない）、B：0.01質量％以下（但し0％を含まない）の１種以上
Ti、Nb、V、Bは、いずれもN化合物などを形成し、摩擦圧接後の熱影響部における強度低下を抑制し、実質的に強度を向上させることができる。そこで、Ti：0.2％質量以下（但し0％を含まない）、Nb：0.2質量％以下（但し0％を含まない）、B：0.01質量％以下（但し0％を含まない）の１種以上を添加することができる。
【００４６】
Ti含有量の下限は0.005質量％とすることが好ましく、0.01質量％とすることがより好ましく、0.015質量％とすることが更に好ましい。一方、Ti含有量が多すぎるとTiNが多量に生成するため、逆に強度（疲労強度）が低下する。したがって、Ti含有量の上限は0.15質量％とすることが好ましく、0.1質量％とすることがより好ましい。
【００４７】
Nb含有量の下限は0.005質量％とすることが好ましく、0.01％質量とすることがより好ましく、0.015質量％とすることが更に好ましい。一方、Nb含有量が多すぎるとNbNが多量に生成するため、逆に強度（疲労強度）が低下する。したがって、Nb含有量の上限は0.15質量％とすることが好ましく、0.1質量％とすることがより好ましい。
【００４８】
V含有量の下限は0.005質量％とすることが好ましく、0.01質量％とすることがより好ましく、0.015質量％とすることが更に好ましい。一方、V含有量が多すぎるとVNが多量に生成するため、逆に強度（疲労強度）が低下する。したがって、V含有量の上限は0.15質量％とすることが好ましく、0.1質量％以下とすることがより好ましい。
【００４９】
B含有量の下限は0.0005質量％とすることが好ましく、0.0010％質量とすることがより好ましい。一方、B含有量が多すぎるとBNが多量に生成するため、逆に強度（疲労強度）が低下する。したがって、B含有量の上限は0.008質量％とすることが好ましく、0.006％質量とすることがより好ましい。
【００５０】
（１０）Cu：5質量％以下（0％を含まない）またはNi：5質量％以下（0％を含まない）
Cu、Niはいずれも鋼材をひずみ時効させ、母材や接合部分の強度、すなわち疲労強度を向上させるのに有効である。そこで、Cu：5質量％以下（但し0％を含まない）またはNi：5質量％（但し0％を含まない）を添加する。一方、Cu、Niの含有量が過剰になると熱間延性が劣化する。したがって、Cu、Niの含有量は各々5質量％以下とする。そして、これらの上限については好ましくは各々4質量％、より好ましくは各々3質量％とする。また、これらの下限については、添加による前記効果を有効に発揮させるために、0.1質量％が好ましく、より好ましくは各々0.2質量％、更に好ましくは各々0.3質量％とする。
【００５１】
[本発明鋼材の組織]
本発明鋼材の組織は前述の特徴のところで触れたように、摩擦圧接と冷間加工に適した組織とするために、フェライト相の分率が鋼組織全体の95％以上からなる実質的にフェライトの単一組織としなければならない。好ましくはフェライトの分率が95％以上、より好ましくは97％以上、さらに好ましくは99％以上とする。
したがって、5％未満であれば他の組織が混在してもかまわないが、セメンタイトについてはその分率を2％以下（0％を含む）する必要がある。セメンタイトは、冷間加工中の変形抵抗を増加させやすく、また、フェライトとセメンタイトの界面において、割れを生じさせるため、変形能、靭性、疲労特性を劣化させやすい。そのため、セメンタイトは極力低減することが必要であり、本発明においては鋼組織に含まれるセメンタイトの分率を2％以下に規定する。このセメンタイトの分率は好ましくは1.5％以下、特に好ましくは１％以下とするのが良い。
【００５２】
上記セメンタイト以外のその他の組織は原則フェライトで構成されることが望ましいが、熱処理など製造工程によっては組織中にベイナイト、マルテンサイトなどが微量含まれる場合もあり、またこれらが含まれていても、その合計が3％未満の場合は靭性、疲労特性に影響を及ぼさないのでこれを許容する。
【００５３】
[フェライトの結晶粒径]
また、本発明鋼材の上記フェライトの結晶粒径も変形抵抗と変形能に影響を及ぼす意味で重要であり、具体的にはその平均結晶粒径を10〜100μｍの範囲とすることが必要である。フェライト粒径を10μm以上とすることで変形能を劣化させずに変形抵抗を低減することができる。その効果は、フェライト粒径が100μmまで有効である。一方、フェライト粒径が100μmを超えると、変形能が低下し、粒界付近で割れが生じやすくなり、靭性、疲労特性が劣化する。また、フェライト粒径が10μm未満の場合は、冷間加工中に転位が増殖しやすくなり、固溶Nによる動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加しやすく、靭性が劣化しやすい。したがって、フェライトの平均結晶粒径は10〜100μｍとするが、その下限については好ましくは15μｍ、より好ましくは20μmとし、またその上限については好ましくは90μｍ、より好ましくは80μmとする。
【００５４】
[本発明鋼材の製造方法]
次に、前記組織を有する本発明鋼材の製造方法について説明する。
まず、転炉、溶解炉、溶鋼処理炉などによって精錬、溶製され、前述の化学成分に成分調整がなされた溶鋼を、鋳造により鋼片（ビレット）となし、この鋼片に熱間加工を施す。この熱間加工として熱間圧延を採用する場合を例にとって詳説する。
すなわち、予め1100℃以上に前記鋼片を加熱後、900〜1100℃の温度で熱間圧延した後、0.5〜3℃/sの冷却速度で少なくとも600℃以下まで冷却することによって本発明鋼材を製造することができる。
本発明鋼材において規定する所定の固溶N、フェライト単一組織及びその結晶粒径を得るためには、前述の化学成分を前提とした上で、上記の熱間圧延時の加熱温度、圧延温度、圧延後の冷却速度などの熱処理条件を選定することが重要となる。
【００５５】
脱酸の目的で添加された鋼片中のAlは、固溶Nと結合したAlN の形態で存在するが、圧延前に1100℃以上の温度に加熱することでこのAlNが分解され、固溶N量を0.008質量％以上にすることができる。この加熱温度が1100℃未満の場合には、AlNを十分分解することができず、その後の熱処理工程によっても固溶Nを得ることができない。一方、温度が高ければ高いほど、AlNの分解が促進されるが、高すぎると、AlNの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が熱変形してしまう問題が生じることがあるため、この加熱温度は1250℃以下にすることが好ましい。
【００５６】
また、熱間圧延中、AlNは析出しにくいが、圧延温度が900℃未満の低温となると、AlNが再び析出し始め、固溶Nを上記範囲とすることが困難になる。他方、1100℃を超える圧延温度では圧延時の加工熱によりビレットの高温化が極度に進み、その端部にダレが生じやすくなるなどの不具合を伴うため1100℃以下とする必要がある。
【００５７】
さらに、加熱温度及び圧延温度を前記の範囲で実施した場合においても冷却条件を上記所定の範囲、すなわち0.5〜3℃/sの冷却速度で少なくとも600℃以下までで行なう必要がある。圧延後の冷却速度は、0.5℃/s未満となると、冷却中にAlNが再び析出し始め、固溶Nを所定範囲とすることが困難になるからである。一方、3℃/s以上となると、フェライトの結晶粒が微細化してその平均結晶粒径10μm未満になり易く、変形抵抗が増加することになる。
【００５８】
また、この冷却速度の制御は、圧延後600℃までの温度域の範囲で行うことを必須とするものであり、さらに600℃未満の低温度域まで引き続き行っても勿論良いが、この低温度域での冷却速度は、組織変化およびAlNの析出には影響を与えないため、生産工程に合わせて適宜調整、変更することができる。
【００５９】
なお、上記の説明では、本発明鋼材の規定する固溶Nや組織を得る方法として熱間圧延時の熱処理条件について述べたが、熱間鍛造や熱間押出など他の熱間加工についても同様な条件を適用することで本発明鋼材を得ることが可能である。
【００６０】
[本発明摩擦圧接部品の製造方法]
上述した本発明鋼材を用いて摩擦圧接部品を製造する方法について説明する。
本発明鋼材を摩擦圧接する際の相手側鋼材については、市販の摩擦圧接機により本発明鋼材と摩擦圧接が可能であれば、目的とする前記機械構造部品に応じて、種々の鋼種の相手鋼材が選択できる。また、本発明鋼材、相手側鋼材の形状も、目的とする前記機械構造部品に応じて種々の形状が選択できる。
【００６１】
例えば、相手側鋼材として本発明鋼材を選び、発明鋼材同士を摩擦圧接しても良く、また、相手側鋼材をＳ４５ＣやＳＣｒ４２０Ｈなどの機械構造用炭素鋼、合金鋼、Ｖ添加鋼、Ｂ添加鋼などとして、切削性や強度などの種々の特性を基準に選択して組み合わせても良い。また、形状も、摩擦圧接する鋼材同士の形状が異なっていても、同じあるいは類似であっても勿論良く、棒材同士の組み合わせ、頭部（円形材、角形材、傘状材、リング状材など）と軸となる棒材との組み合わせなど、自由に複合材形状が選定できる。
【００６２】
本発明鋼材と上記種々の相手側鋼材を摩擦圧接して複合材とするが、所望の部品形状とするために摩擦圧接の前あるいは／および摩擦圧接後に冷間鍛造などの冷間加工を施す。すなわち、摩擦圧接前の本発明鋼材を冷間加工してこれを相手側鋼材を摩擦圧接してそのまま部品（本発明摩擦圧接部品）としても良いし、摩擦圧接後の複合材を冷間加工して部品としてもかまわないし、また、摩擦圧接前の本発明鋼材を一次の冷間鍛造を施してある程度部品形状に近い中間品とし、摩擦圧接を行った後、さらに二次の冷間加工を施してこれを部品としても良い。また、部品の最終形状を造りこむために上記冷間加工の後の切削などの仕上げ加工することも勿論良いものである。本発明鋼材との摩擦圧接される相手側鋼材についても、摩擦圧接に先立って必要な冷間加工を行って良いことは言うまでもない。
【００６３】
また、摩擦圧接、接合される鋼材が合金鋼の場合は、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、次いで、合金鋼側だけが焼戻し処理されて、機械構造部品とされることも許容される。なお、機械構造部品としての用途に応じて、公知の防錆処理や防錆被覆などの適当な表面処理を施しても良い。
【００６４】
（実施例）
以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するとともにその優れた効果を実証するが、当然ながらこの実施例によって本発明が限定的に解釈されるものではない。
表1〜3に示す種々の化学成分（固溶N量も各表別欄に表示）の鋼材（供試材）を種々の方法で作り分けて製造した。そして、機械構造部品を模擬して、これら鋼材を、相手側鋼材であるS35Cおよび熱間鍛造非調質鋼と、各々摩擦圧接して複合材とした。そして、表4〜6に示す通り、これら複合材の衝撃特性、回転曲げ疲労特性、摩擦圧接前後の冷間鍛造性を各々評価した。なお、表１に本発明鋼材の化学成分の範囲を満たすものは○、満たさないものは×として成分判定の欄に示した。同表１の鋼材の製造条件の欄において示した冷却制御温度は、熱間圧延後に開始された、隣欄に表示の冷却速度による冷却制御がその温度まで継続して終了することを意味するものである。
また、表4〜6のミクロ組織の欄には、各鋼材の組織を構成するフェライト、セメンタイトの分率およびフェライトの平均結晶粒径示すともに、これらの組織が本発明鋼材の組織を満たすものは○、満たさないものは×として判定の欄に示した。
【表１】
0005667502.tif 000002
【表２】
0005667502.tif 000003
【表３】
0005667502.tif 000004
【表４】
0005667502.tif 000005
【表５】
0005667502.tif 000006
【表６】
0005667502.tif 000007
【００６５】
各鋼材の具体的な製造条件は下記の通りである。
[鋼材の製造条件１] 
溶解・鋳造：供試鋼150kgを真空誘導炉で溶解し、上面：φ245mm×下面：φ210mm×長さ：480mmのインゴットに鋳造した。
ビレット鍛造：このインゴットを1200℃に加熱して、ビレット（155mm角）に熱間鍛造し、冷却した。
切断、溶接：この鍛造ビレットの端部を切断し、ダミービレット（１55mm角×9〜10m長さ）を溶接した。
熱間圧延：このダミービレット溶接後のビレットを900〜1200℃に加熱後、φ80ｍｍの丸棒を800〜1000℃で熱間圧延後、300〜700℃まで0.1〜50℃／sで冷却した。
なお、ダミービレットで溶接しているのは実機のラインで試験鋼材を圧延するためである。
この製造条件１による鋼材は表1、表2の鋼種No.の全てと、表3の鋼種No.2N〜2Zに該当する。
【００６６】
[鋼材の製造条件２] 
溶解・鋳造、ビレットの熱間鍛造は、上記製造条件１に示した熱間圧延材と同じ条件で製造し、上記熱間圧延を熱間鍛造に変更し、すなわちビレットを1100℃加熱後、φ80mmの丸棒に950℃で熱間鍛造を施し、500℃まで0.7℃／sで冷却した。この製造条件２による鋼材は表3の3A〜3Lに該当する。したがって、これら鋼種No.2N〜2Zにおける表3の鋼材の製造条件の欄の加熱温度は鍛造前の加熱温度、圧延温度は鍛造温度、冷却速度は鍛造後の冷却速度、冷却制御温度は鍛造後の冷却制御温度にそれぞれに読み替えるものとする。
【００６７】
[固溶N量の特定方法]
本発明における固溶N量の値は、JIS G 1228に準拠し、鋼中の全N量から全N化合物を差し引くことで鋼中の固溶N量を算出する。全N量および全N化合物量の測定方法などは下記の通りである。
(a)鋼中の全N量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してNを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
(b)鋼中の全N化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、10%AA系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には10%アセチルアセトン、10%塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約0.5gサンプルを溶解させ、不溶解残渣（N化合物）を穴サイズが0.1μmのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Cuチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全N量から全N化合物量を差し引くことで鋼中の固溶N量を算出する。
【００６８】
[フェライト、セメンタイト、その他の相の分率評価方法]
各鋼材のフェライト、セメンタイト、その他の相の分率は下記の手順で求めた。
(a) 各鋼材のサンプルを長手方向に対して垂直に切断
(b) 横断面が観察できるよう樹脂に埋め込む
(c) エメリー紙、ダイヤモンドバフで試料表面を鏡面研磨
(d) ナイタールで腐食
(e) D/4位置を光学顕微鏡の倍率100倍で観察し、5箇所写真撮影した。
(f) Image Pro Plusを用い、画像を2値化し、フェライトを白色、セメンタイトを黒色とし、どちらにも判定できない相をその他の相とし、それぞれの面積率を求め、5視野の平均値をそれぞれフェライト、セメンタイト、その他の相の面積率として算出し、これを各相の全組織中の分率とした。
【００６９】
[フェライトの結晶粒径測定方法]
各鋼材のフェライトの平均結晶粒径は下記の手順で求めた。
(a) 圧延サンプルを長手方向に対して垂直に切断。
(b) 横断面が観察できるよう樹脂に埋め込む。
(c) エメリー紙、ダイヤモンドバフで試料表面を鏡面研磨。
(d) 表面のナイタールでエッチング。
(e) 光学顕微鏡を用い、D/4位置を撮影。
(f) 写真に線を引き、線と交差した結晶粒界の数をカウントし、結晶粒径を求めた。
(g) 5視野の平均値を平均結晶粒径とした。
【００７０】
[摩擦圧接試験]
前記熱処理後の各丸棒の長手方向に沿って、D／4位置からφ20mm×１00mmLの棒材（試験片）を切出した。自動摩擦圧接機として日東制機（株）製の製品名FF-4511-Cを用い、ブレーキ法によって摩擦圧接した。即ち、前記切出した棒材同士、および前記切出した棒材の相手材をS35C、熱間鍛造非調質鋼として、各々長手方向に端部同士を突き合わせた丸棒複合鋼材（鋼部品）として、各々摩擦圧接した。摩擦圧接は、各例とも共通して以下の条件に従って行った。
摩擦圧力：80MPa
摩擦時間：7sec
アップセット圧力（接合部への丸棒両端部からの加圧力）：160MPa
アップセット時間（接合部への加圧時間）：7sec
回転数：1600rpm
全寄りしろ：5〜12mm（当初の丸棒長さからの縮み量）
【００７１】
[衝撃特性の評価]
φ20mm×約200mmLの前記摩擦圧接品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、接合部分がノッチ底となるように、JIS Z 2242に準拠し、1辺が10mmの正方形断面×55mmLのシャルピー試験片を作製した。なお、ノッチ形状は、Uノッチとし、ノッチ半径1mm、ノッチ深さ2mmとした。次いで、シャルピー衝撃試験機にて、試験片の衝撃特性評価を行った。試験条件は、室温、負荷速度5m／sの条件で、5回シャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃値（吸収エネルギー）を測定した。この測定値を表４〜６のシャルピー値の欄に、また５回の試験とも吸収エネルギーが15（ジュール）以上のものを合格（〇）とし、一方、1回の試験でも上記基準の吸収エネルギーを下回るものについては不合格（×）として、同表４〜６のシャルピー判定の欄に示した。
【００７２】
[疲労特性の評価]
φ20mm×約200mmLの前記摩擦圧接品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、JIS Z 2274に準拠し、標点間直径がφ6mmの1号試験片を作製した。次いで、回転曲げ疲労試験機にて、試験片の回転曲げ疲労特性評価を行った。試験条件は、周波数20Hzで負荷応力700MPaから200MPaの間で変化させ、10７回寿命に相当する応力（MPa）を求め、これを疲労強度の指標とした。表４〜６にこのようにして求められた疲労強度（疲労限応力）の値を表示するとともに、この値が245MPa以上となる複合鋼材を合格（〇）とし、一つの接合品でも300MPa未満があれば不合格（×）として疲労判定の欄に示した。
【００７３】
[冷間鍛造性の評価]
φ20ｍｍ×約200ｍｍＬの摩擦圧接前の前記各鋼材と、同φ20ｍｍ×約200ｍｍＬの摩擦圧接後の前記各摩擦圧接品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、圧縮方向と接合面が平行となり、接合面が試験片の中央になるようにして、φ10×15mmLの圧縮試験片を切り出した。これら試験片を、1600tプレスを用い、端面を拘束した状態で、室温で、ひずみ速度10／secの冷間鍛造により試験片の軸方向に圧縮率50％まで圧縮して、機械構造用部品の加工試験品（冷間鍛造材）を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（H0−H）/H0×100で算出される。試験後、実体顕微鏡を用い、20倍で表面状態を観察し、割れの有無をチェックし、割れの無かったものを合格（〇）とし、割れの有ったものの不合格（×）として表4〜6の冷鍛性（冷間鍛造性）の接合前（摩擦圧接前）と接合後（摩擦圧接後）の欄に示した。
【００７４】
以上の実施例に基づく、各鋼材の冷間鍛造性（冷鍛性）、摩擦圧接後の複合鋼材（摩擦圧接部品）の衝撃特性（シャルピー）、疲労強度および冷間鍛造性の評価を総合した判定した結果（表4〜6の右端欄に○、×で表示）から、本発明鋼材およびその摩擦圧接部品の実施例（鋼種No.1A〜1D-3、1D-5〜1D-6、1D-9〜1D11、1E、1G〜1Y、2A〜2Mおよび2Z〜3L）が比較鋼材およびその摩擦圧接部品の比較例（鋼種No.1D-4、1D-7〜1D-8、1D-12〜1D-13、2N〜2Y）に較べて優れた特性が得られていることが分かり、本発明の顕著な効果が実証されていることが明らかである。