(57)【要約】【課題】液相拡散接合後調質熱処理を施した継手の焼割れ又は再熱割れ感受性が低い液相拡散接合用鋼材を提供する。【解決手段】質量％でＣ：０．０５〜１．０％，Ｓｉ：０．０１〜１．０％，Ｍｎ：０．０５〜３．０％，Ｔｉ：０．００５〜０．１％，Ａｌ：０．０１〜０．２％を含有し、かつＰ：０．０１％以下，Ｓ：０．００３％以下，Ｏ：０．０１％以下に制限し、加えてＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの何れも０．００５％以下に制限し、かつ（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の値が０．０１５％以下、残部が不可避的不純物およびＦｅからなり、液相拡散接合した継手をＡｃ３点以上に再加熱してから０．１℃／ｓ以上で加速冷却するか、前記加速冷却後Ａｃ１変態点以下に焼き戻したときの０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを４７Ｊ以上とした液相拡散接合用鋼材。【選択図】　図１
2004100027.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜１．０％，Ｓｉ：０．０１〜１．０％，Ｍｎ：０．０５〜３．０％，Ｔｉ：０．００５〜０．１％，Ａｌ：０．０１〜０．２％を含有し、かつＰ：０．０１％以下，Ｓ：０．００３％以下，Ｏ：０．０１％以下に制限し、加えてＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの何れも０．００５％以下に制限し、かつ（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の値が０．０１５％以下、残部が不可避的不純物およびＦｅからなる液相拡散接合用鋼材であって、この鋼材を液相拡散接合した継手をＡｃ３変態点以上に再加熱してから冷却速度０．１℃／ｓ以上で加速冷却するか、前記加速冷却後Ａｃ１変態点以下に焼き戻したときの０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを４７Ｊ以上として、焼割れまたは再熱割れ感受性を低くしたことを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼であって、更にＢ：０．０００３〜０．００５％，Ｎ：０．０１％以下を含有することを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼であって、更にＣａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，Ｙ：０．０００５〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００５〜０．０２％，Ｌａ：０．０００５〜０．０２％，Ｚｒ：０．００１〜０．０２％の一種または２種以上を含有することを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかに記載の鋼であって、更にＮｉ：０．０１〜５．０％，Ｃｏ：０．０１〜５．０％，Ｃｕ：０．０１〜５．０％，Ｃｒ：０．０１〜１３．０％，Ｍｏ：０．０１〜５．０％，Ｗ　：０．０１〜５．０％の一種または二種以上を含有し、加速冷却後または加速冷却して焼き戻し後の継手の強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材。
【請求項５】
請求項１〜４の何れかに記載の鋼であって、更にＮｂ：０．００５〜０．５％，Ｖ：０．００５〜１．０％，Ｔａ：０．００５〜０．５％，Ｈｆ：０．００５〜０．５％，Ｒｅ：０．００５〜０．５％の一種または二種以上を含有し、加速冷却後または加速冷却して焼き戻し後の継手の強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は液相拡散接合を用いた部品または装置などの接合構造体を可能ならしむる鋼材に関し、さらに詳しくは液相拡散接合を一部または全部に適用して製造した強度が６００ＭＰａ以上、特に１０００ＭＰａ以上の高強度構造体あるいは圧力容器を構成することのできる液相拡散接合用鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】特開２００１−１６４３３２号公報
【特許文献２】特開２００１−１３１６８２号公報
【０００３】
金属材料どうしの工業的な新しい接合技術として液相拡散接合が普及しつつある。液相拡散接合は、接合しようとする材料の接合面すなわち開先間に、拡散律速の等温凝固過程を経て継手を形成する能力を有する元素、例えばＢあるいはＰとこれらを開先間に介在させるために基材となるＮｉないしはＦｅからなる多元合金を介在させ、継手を挿入した低融点合金の融点以上の温度に加熱保持し、継手を形成する技術であって、通常の溶接技術と異なり、溶接残留応力が殆どないこと、あるいは溶接のような余盛りを発生しない平滑かつ精密な継手を形成できるなどの特徴を有する。特に、面接合であるため、接合面の面積によらず接合時間が一定でかつ比較的短時間で接合が完了する点は、従来溶接と全く異なっている。従って、開先さえ挿入した低融点金属以上の温度に所定の時間保持できれば、開先形状を選ばず、面どうしの接合を実現することができるという特徴を有する。
【０００４】
しかし、開先間に介在させる低融点の合金（以降インサートメタルと称する）の融点は、その拡散元素がＢまたはＰである以上、９００℃〜１３００℃の温度であり、特にフェライト構造を有する鋼の変態点、Ａｃ１あるいはＡｃ３を超える温度を開先で達成しなければならない。この時、工業的には拡散律速の等温凝固を早く終了させるためには実質的に接合温度が１０００℃を超えることとなり、当然鋼材は変態点以上に加熱されることから、接合終了後は冷却時に再変態が生じ、材料の特性はこの時の変態組織で決定される。従って、後に熱処理を附加して調質処理を実施する場合がある。
【０００５】
しかし、液相拡散接合で継手の等温凝固を達成する場合、ＢまたはＰの拡散律速凝固が生起し、どうしても継手組織の粒界にはこれら元素が濃縮しやすく、場合によっては化合物として析出する場合もある。さらに、等温凝固部は母材の溶融と融合を伴っており、母在中に存在する不純物もまた一度再溶融し接合部組織の形成時に粒界に偏析しやすくなる傾向があることが本発明者らの詳細な研究で明らかとなった。
【０００６】
特に強度を高めるべく焼入れ、焼準しなどの調質処理で低温変態組織、すなわちマルテンサイト組織やベイナイト組織を得る場合、それらの旧γ粒界への不純物元素とＢあるいはＰの濃化は避けられず、粒界は脆化し易くなり、場合によっては冷却時の変態膨張によって焼割れが発生したりする。あるいは冷媒を使用して加速冷却する際に生じる構造物の内部と外表面の温度差に起因した変態の時間差で、構造物の表面に引張り応力が残留する場合には続く焼き戻し過程において、炭化物や窒化物を粒界に析出して脆化する条件では粒界に沿った割れ、すなわち焼き戻し割れ（再熱割れ、ＳＲ割れとも称する）を生じたり、割れないまでも著しく衝撃値の低い脆い継手となってしまう場合がある。このような脆い性質を有する継手は構造部材に衝撃的な応力が室温以下の低温で付加されたとき、あるいは鋼中に水素が侵入した場合などにある程度経時もしくは経年してから割れを生起する場合があり、問題となっていた。
【０００７】
これらは全て粒界破壊の様相を呈し、特に６００ＭＰａ以上、場合によっては１０００ＭＰａ以上の強度を必要とする、低温変態組織およびその焼き戻し組織からなる高強度鋼で顕著であり、粒界の脆化が材料の脆化を誘引していることから、粒界の性質改善が被接合材料に求められていた。
この現象はＢまたはＰを大量に拡散させる液相拡散接合に特徴的であって、通常の低合金鋼で生じる焼き戻し脆化とは異なり、ＢとＰの粒界偏析が前提となる脆化現象であるため、その対策に関する類似技術は殆ど見あたらない。
【０００８】
合金鋼の焼き戻し脆化対策技術は特開２００１−１６４３３２号公報、あるいは特開２００１−１３１６８２号公報等に最新の合金鋼における耐再熱割れ性向上技術が開示されているものの、これらの技術に液相拡散接合の継手に関する知見は全く認められない。したがって、液相拡散接合継手で生じる特徴的な焼き戻し脆化を有効に防止しうる技術の開示は、現時点では全くない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような従来技術が抱える問題点を解決して、Ｂを拡散原子として用いて液相拡散接合した後に、６００ＭＰａ以上、場合によっては１０００ＭＰａ以上の高強度の継手を、調質熱処理で得ようとする場合に生じる焼割れ、あるいは焼き戻し割れ等の粒界脆化に対する耐性のある鋼材を、主に鋼材不純物成分の限定によって得ることを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記のような課題に対して、鋼材の粒界脆化に寄与する化学成分を限定し、特に脆化因子として影響の大きいＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの個別および総合含有量を規定して粒界の脆化が液相拡散接合継手に生じないように設計した鋼材であり、具体的には以下に示すとおりである。
▲１▼　請求項１に記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜１．０％，Ｓｉ：０．０１〜１．０％，Ｍｎ：０．０５〜３．０％，Ｔｉ：０．００５〜０．１％，Ａｌ：０．０１〜０．２％を含有し、かつＰ：０．０１％以下，Ｓ：０．００３％以下，Ｏ：０．０１％以下に制限し、加えてＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの何れも０．００５％以下に制限し、かつ（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の値が０．０１５％以下、残部が不可避的不純物およびＦｅからなる液相拡散接合用鋼材であって、この鋼材を液相拡散接合した継手をＡｃ３変態点以上に再加熱してから冷却速度０．１℃／ｓ以上で加速冷却するか、前記加速冷却後Ａｃ１変態点以下に焼き戻したときの０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを４７Ｊ以上として、焼割れまたは再熱割れ感受性を低くしたことを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材である。
【００１１】
▲２▼　請求項２の発明は、請求項１に記載の鋼であって、更にＢ：０．０００３〜０．００５％，Ｎ：０．０１％以下を含有することを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材である。
【００１２】
▲３▼　請求項３の発明は、請求項１または２に記載の鋼であって、更にＣａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，Ｙ：０．０００５〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００５〜０．０２％，Ｌａ：０．０００５〜０．０２％，Ｚｒ：０．００１〜０．０２％の一種または２種以上を含有することを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材である。
【００１３】
▲４▼　請求項４の発明は、請求項１〜３の何れかに記載の鋼であって，更にＮｉ：０．０１〜５．０％，Ｃｏ：０．０１〜５．０％，Ｃｕ：０．０１〜５．０％，Ｃｒ：０．０１〜１３．０％，Ｍｏ：０．０１〜５．０％，Ｗ　：０．０１〜５．０％の一種または二種以上を含有し、加速冷却後または加速冷却して焼き戻し後の継手の強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材である。
【００１４】
▲５▼　請求項５の発明は、請求項１〜４の何れかに記載の鋼であって、更にＮｂ：０．００５〜０．５％，Ｖ：０．００５〜１．０％，Ｔａ：０．００５〜０．５％，Ｈｆ：０．００５〜０．５％，Ｒｅ：０．００５〜０．５％の一種または二種以上を含有し、加速冷却後または加速冷却して焼き戻し後の継手の強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
最初に、本発明に記載の液相拡散接合用鋼材の化学成分を限定した理由について以下に述べる。
Ｃは鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素である。０．０１％未満では強度が確保できず、１．０％を超えて添加すると強度は向上するものの、焼戻し後においても継手の靱性を確保することができないことから０．０１〜１．０％に限定した。
【００１６】
Ｓｉは鋼材の脱酸元素であり、通常Ｍｎとともに鋼の酸素濃度を低減する目的で添加される。同時に粒内強化に必要な元素であって、その不足は強度低下をきたす。本発明でも同様に、脱酸と粒内強化を主目的として添加し、０．０１％以上で効果を発揮し、１．０％を超えて添加した場合には鋼材の脆化を招く場合があることから、その添加範囲を０．０１〜１．０％に限定した。
【００１７】
ＭｎはＳｉとともに脱酸にも効用があるが、鋼中にあって材料の焼き入れ性を高め、強度向上に寄与する。その効果は０．０５％より発現し、３．０％を超えると粗大なＭｎＯ系酸化物を晶出し、かえって靱性を低下させる場合があることからその添加範囲を０．０５〜３．０％に限った。
【００１８】
Ｔｉは微細な炭化物を析出して結晶粒を微細化し鋼の靭性を高める。この目的のためには０．００５％以上の添加が必要であるが、０．１％を超えると炭化物が粗大化して靭性の低下を招く。したがって、Ｔｉの範囲を０．００５〜０．１％に限定した。
【００１９】
ＡｌはＮと結合してＡｌＮとして析出し、液相拡散接合の温度範囲においても溶解せず、γ粒の移動を抑制する効果を有する。多く添加しても炭化物を形成しないことから、根本的にＴｉやＺｒ等の窒化物形成元素とは挙動が異なり、鋼の靱性低下をきたさない。従って、効果を発揮する最低量として０．０１％の添加が必要であり、０．２％を超えて添加した場合にはＡｌＮそのものが粗大化して靱性に影響があることから、接合温度に応じて０．０１〜０．２％の範囲で適宜添加することとした。
【００２０】
なお、本鋼のような高強度鋼において靱性を高めるには、粒界への不純物濃化は極力これを回避する必要があり、ＰおよびＳは、この目的のためにそれぞれ０．０１％およぴ０．００３％以下に制限した。また、Ａｌを効率よくＮと結合させるためにＯは０．０１％以下に制限されなければならない。
【００２１】
また、Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎはいずれも本発明においては不純物に分類する。これらは全て液相拡散接合継手の粒界に偏析しやすく、焼き戻し割れの原因となるため、これらを低減する必要があるが、その範囲は各個に０．００５％が上限であり、たとえ一元素であってもこれを超えて添加すると焼き戻し割れを誘引する。同時に、これら元素の総和が０．０１５％を超えることもまた同様に焼き戻し割れを助長する事が、本発明者らの研究で明らかとなった。すなわち質量％で、
（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）≦０．０１５％
が接合継手で達成されている必要がある。しかも、これは同様に焼き戻し脆性に有害なＳを０．００３％以下に制限した鋼材で同時に達成されなければならない。
【００２２】
これらの不純物元素の制限範囲は以下のような実験によって求めた。
実験室規模真空溶解、あるいは実機鋼板製造設備において、１００ｋｇ，　３００ｋｇ，　２ｔｏｎ，　１０ｔｏｎ，　１００ｔｏｎ，　３００ｔｏｎの真空溶解、あるいは通常の高炉−転炉−炉外精錬−脱ガス／微量元素添加−連続鋳造−熱間圧延によって製造した、請求項１〜５に記載の化学成分範囲鋼材を含む種々の炭素鋼、低合金鋼、合金鋼を、圧延方向と平行な方向から１０ｍｍΦあるいは２０ｍｍ角で長さ５０ｍｍの簡易小型試験片に加工した。試験片の端面をＲｍａｘ＜１００μｍに研削加工して脱脂洗浄し、その端面を２つ突き合わせて接合試験片対となし、１５０ｋＷの出力を有する高周波誘導加熱装置を備えた引っ張り／圧縮試験機を用い、接合面間には液相拡散接合を１０００〜１３００℃において実現可能なＮｉ基−Ｂ系、Ｆｅ基−Ｂ系、Ｎｉ基−Ｐ系、Ｆｅ基−Ｐ系の、実質的に体積分率で５０％以上が非晶質である厚み２０〜５０μｍのアモルファス箔を介在させ、必要な接合温度まで試験片全体を加熱し、３０秒から６０分の間、１〜２０ＭＰａの応力下で液相拡散接合し、接合後放冷した。
【００２３】
続いて得られた継手全体を、９００〜１０００℃（実質的に母材のＡｃ３変態点以上の温度）へ再加熱して１０〜２００分保持の後、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却してベイナイト〜マルテンサイトの低温変態組織となし、これを光学顕微鏡にて観察して確認した後に、必要な場合に適宜２００〜７００℃の各温度で０．１〜５００時間の範囲で焼き戻して調質組織とした。得られた丸棒接合試験片対からは直径６ｍｍΦの引張り試験片を採取し、強度評価に供するとともに、角棒試験片対からはＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチつきのシャルピー衝撃試験片を採取して、ノッチ位置を接合部とすることで継手の靱性を評価し、これをもって継手の焼き戻し割れ感受性指標とした。
【００２４】
不純物成分は、接合前の母材で通常の湿式化学分析にて分析し、析出の有無に拘わらず鋼中含有量で評価した。図１には質量％での（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の値と焼き戻し割れの一指標としての０℃における継手のシャルピー吸収エネルギーの関係を示した。（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の値が０．０１５％以下の場合には継手の０℃における継手のシャルピー吸収エネルギーが常に４７Ｊを超えるが、逆に（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の値が０．０１５％超の場合には継手の０℃における継手のシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊに達しない。
【００２５】
また、実施例でも触れるが、各元素が０．００５％を超える場合も同様に継手の靱性は０℃において４７Ｊに達しない。さらにＳが０．００３％を超える場合でも同様に継手靱性が確保できないことも実験的に求めた。
これらの値は、ＢおよびＰを拡散元素として使用する液相拡散接合に特徴的であって、通状の溶接継手や合金鋼の熱処理において見られる焼き戻し脆化のパラメータあるいは評価指標とは異なる制限であり、かつ指標である。この指標と制限が満足できないと、完全に焼き戻し脆化を抑制することは困難である。
【００２６】
鋼材は上記した化学成分を有し、残部不可避的不純物およびＦｅからなる。このような鋼材を液相拡散接合した場合には、接合部の近傍に熱影響部が形成されるが、この部分は結晶粒が粗大化して靭性が低い。この靭性の低い熱影響部に熱処理を施せば靭性が回復する。このためには継手をＡｃ３変態点以上に加熱してから冷却速度０．１℃／ｓ以上で加速冷却する。Ａｃ３変態点未満の加熱ではオーステナイトへの変態が不充分で靭性が十分回復しない。また、冷却速度が０．１℃／ｓ未満ではマルテンサイトやベイナイトなどの強度の高い低温変態組織を得ることが困難である。なお、加速冷却は焼入れ、あるいは焼準しによって行う。
【００２７】
加速冷却後は靭性を更に回復させるために必要に応じてＡｃ１変態点以下に焼き戻すことができる。焼戻し温度がＡｃ１変態点を超えると鋼が部分的にオーステナイトに変態することになるので焼戻し温度はＡｃ１変態点以下とする。以上のような熱処理を施した接合部の靭性は、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで４７Ｊ以上であることが必要である。すなわち、２ｍｍＶノッチ付き試験片を用いて０℃にてシャルピー衝撃試験を行った時の吸収エネルギーが４７Ｊ未満では鋼材は十分な靭性を有していないからである。鋼を以上のような化学成分と靭性を有するものとすることによって、焼割れまたは再熱割れを生じない耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材を得ることができる。
【００２８】
なお、本発明では請求項１に記載の鋼であれば，請求項２〜５に記載の通り、Ｂ：０．０００３〜０．００５％，Ｎ：０．０１％以下、またはＣａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，Ｙ：０．０００５〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００５〜０．０２％，Ｌａ：０．０００５〜０．０２％，Ｚｒ：０．００１〜０．０２％の一種または２種以上、またはＮｉ：０．０１〜５．０％，Ｃｏ：０．０１〜５．０％，Ｃｕ：０．０１〜５．０％，Ｃｒ：０．０１〜１３．０％，Ｍｏ：０．０１〜５．０％，Ｗ　：０．０１〜５．０％の一種または二種以上、またはＮｂ：０．００５〜０．５％，Ｖ：０．００５〜１．０％，Ｔａ：０．００５〜０．５％，Ｈｆ：０．００５〜０．５％，Ｒｅ：０．００５〜０．５％の一種または二種以上を含有することができる。
【００２９】
上記した合金成分は以下の理由から添加範囲を制限してある。
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を大きく高めるが、０．０００３％未満の添加量では焼き入れ性向上効果が小さい。一方、０．００５％を超えて添加すると炭硼化物を形成して、かえって焼き入れ性を低下させることになる。したがって、Ｂの添加範囲を０．０００３〜０．００５％とするのが望ましい。
【００３０】
ＮはＡｌと結合して微細なＡｌＮを析出して結晶粒を微細化する。しかしながら、ＮはＢと結合して焼入れ性に有効な固溶Ｂの量を低減させる。Ｎが０．０１％を超えると、固溶Ｂの確保が困難となりＮの固定のために多量のＴｉを必要となってコスト高を招くので、Ｎは０．０１％以下とするのが望ましい。
【００３１】
Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｚｒは何れも硫化物形態制御能を有する元素であって、この効果を発揮させるためには、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｙ：０．０００５％以上、Ｃｅ：０．０００５％以上、Ｌａ：０．０００５％以上、Ｚｒ：０．００１％以上添加する必要がある。しかしながら、Ｃａ：０．０１％、Ｍｇ：０．００５％、Ｙ：０．０２％、Ｃｅ：０．０２％、Ｌａ：０．０２％、Ｚｒ：０．０２％を超えると粗大酸化物が生成されて鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，Ｙ：０．０００５〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００５〜０．０２％，Ｌａ：０．０００５〜０．０２％，Ｚｒ：０．００１〜０．０２％の範囲とするのが望ましい。
【００３２】
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕはいずれもγ安定化元素であって、鋼材の変態点を下げて低温変態を促すことで焼き入れ性を向上させる元素であり、それぞれ０．０１％以上の添加で効果が得られる。一方、５．０％を超えて添加すると残留γが増加して鋼材の靱性に影響を及ぼすことから、その添加範囲をＮｉ：０．０１〜５．０％，Ｃｏ：０．０１〜５．０％，Ｃｕ：０．０１〜５．０とするのが望ましい。
【００３３】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは何れもα安定化元素であるが、Ｃｒは同時に耐食性の向上に有用である。何れも０．０１％添加で効果が認められるが、Ｃｒは１３．０％を超えるとδフェライトを生成して低温変態組織を生成し難くなり、かえって強度靱性を低下させる場合があるため、その上限を１３．０％に制限した。ＭｏとＷは著しい固溶強化を発揮するが、何れも５．０％を超えて添加すると、液相拡散接合の拡散原子であるＢおよびＰと硼化物あるいは燐化物を生成し、継手の靱性を劣化させる場合がある。したがって、それぞれの添加量をＣｒ：０．０１〜１３．０％，Ｍｏ：０．０１〜５．０％，Ｗ　：０．０１〜５．０％とするのが望ましい。
【００３４】
また、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅは微細な炭化物を析出して鋼の強度を高める。何れも０．００５％以上の添加で効果がある。しかし、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅは０．５％で、またＶは１．０％を超える添加で炭化物が粗大化して靱性の低下を来すので、Ｎｂ：０．００５〜０．５％，Ｖ：０．００５〜１．０％，Ｔａ：０．００５〜０．５％，Ｈｆ：０．００５〜０．５％，Ｒｅ：０．００５〜０．５％とするのが望ましい。
【００３５】
上記した各群の元素の１種または２種以上を適宜組み合わせて複合添加しても、また各元素を単独で添加しても良く、本発明の効果を妨げることなく、鋼材に各種特性を付与することができる。
【００３６】
なお、本発明鋼材の製造工程は、通常の高炉−転炉による銑鋼一貫プロセスを適用するだけでなく、冷鉄源を使用した電炉製法、転炉製法も適用でき、さらに連続鋳造工程を経ない場合でも通常の鋳造、鍛造工程を経て製造する事も可能である。また、製造した鋼材の形状は全く自由であって、適用する部材の形状に必要な成型技術を適用できる。すなわち、鋼板、鋼管、棒鋼、線材、形鋼などの広範囲に適用することが可能である。また、本鋼は溶接性にも優れており、液相拡散接合に適していることから液相拡散接合継手を含む構造体であれば、一部に溶接を適用して、あるいは併用して構造体を製造することが可能であり、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００３７】
【実施例】
実験室規模真空溶解、あるいは実機鋼板製造設備において、１００ｋｇから３００ｔｏｎ重量の真空溶解、あるいは通常の高炉−転炉−炉外精錬−脱ガス／微量元素添加−連続鋳造−熱間圧延によって製造した、請求項１〜４に記載の化学成分範囲鋼材を、圧延方向と平行な方向から１０ｍｍΦあるいは２０ｍｍ角で長さ５０ｍｍの簡易小型試験片に加工した。試験片の端面をＲｍａｘ＜１００μｍに研削加工して脱脂洗浄し、その端面を２つ突き合わせて接合試験片対となし、１５０ｋＷの出力を有する高周波誘導加熱装置を備えた引っ張り／圧縮試験機を用い、接合面間には液相拡散接合を１０００〜１３００℃において実現可能なＮｉ基−Ｂ系、Ｆｅ基−Ｂ系、Ｎｉ基−Ｐ系、Ｆｅ基−Ｐ系の、実質的に体積分率で５０％以上が非晶質である厚み２０〜５０μｍのアモルファス箔を介在させ、必要な接合温度まで試験片全体を加熱し、３０秒から６０分の間、１〜２０ＭＰａの応力下で液相拡散接合し、接合後放冷した。
【００３８】
続いて得られた継手全体を、９００〜１０００℃（実質的に母材のＡｃ３変態点以上の温度）へ再加熱して１０〜２００分保持の後、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却してベイナイト〜マルテンサイトの低温変態組織となし、これを光学顕微鏡にて観察して確認した後に、必要な場合に適宜２００〜７００℃の各温度で０．１〜５００時間の範囲で焼き戻して調質組織とした。得られた丸棒接合試験片対からは直径６ｍｍΦの引張り試験片を採取し、強度評価に供するとともに、角棒試験片対からはＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチつきのシャルピー衝撃試験片を採取して、ノッチ位置を接合部とすることで継手の靱性を評価し、これをもって継手の焼き戻し割れ感受性指標とした。
不純物成分は、接合前の母材で通常の湿式化学分析にて分析し、析出の有無に拘わらず鋼中含有量で評価した。
【００３９】
表１〜４には本発明鋼の化学成分実施例と継手の衝撃吸収エネルギー（Ｊ）、および継手の引張り強さ（ＭＰａ）、（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の質量％総和、接合後の熱処理条件をそれぞれ示した。本発明鋼では熱処理後の継手の靱性が４７Ｊ以上であって、焼き戻し割れ感受性が低いと考えられる。また、実際に焼き戻し割れ、焼割れは継手に発生しなかった。なお、表２の左端は表１の右端に接続されるものであって、以下同様である。
【００４０】
【表１】
2004100027.tif 000003
【００４１】
【表２】
2004100027.tif 000004
【００４２】
【表３】
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【００４３】
【表４】
2004100027.tif 000006
【００４４】
これに対して表５、６には従来技術のみを用いて製造した鋼材による液相拡散接合継手の化学成分と評価結果の例を示してある。表５、６のうち、第８１番鋼はＰが０．０１％を超えたため、継手の靱性が接合部のみならず全体的に低下し、確保できなかった例、第８２番鋼は母材Ｓが高かったため、接合部継手の粒界に原子状Ｓが偏析して継手靱性が低下した例、第８３番から第８７番鋼は、それぞれＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの含有量が各個に０．００５％を超えたため、（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）の質量％総和は０．０１５％以下であったが、継手靱性が低下した例、第８８番鋼はＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの含有量は各個には０．００５％以下であったものの、総和が０．０１５％を超えたため、継手の靱性が低下した例、第８９番鋼はＴｉが過剰となり、Ｔｉの炭化物が多量に析出し、継手靱性が低下した例、第９０番鋼はＡｌ含有量が不足し、Ｔｉとともに鋼中に存在して接合中の結晶粒径制御に作用しなければならない窒化物の量が低下し、継手の靱性が低下した例、第９１番鋼はＣの量が不足し、継手の接合後の熱処理にもかかわらず、継手の強度が不足した例である。
【００４５】
【表５】
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【００４６】
【表６】
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【００４７】
【発明の効果】
本発明は液相拡散接合を用いて継手を形成し、構造体を製造する際に、構造体に６００ＭＰａを超える高い強度、場合によっては１０００ＭＰａを超える超高強度と継手における熱処理時の焼き戻し割れの発生がないことを求められる場合に好適な液相拡散接合用鋼を提供するものであり、液相拡散接合の技術適用および難接合材の組立、さらには省工程による安価な部品の製造など、液相拡散接合の適用によって達成されうる構造体の機能向上に大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼き戻し割れ感受性を高める不純物元素の総和（Ａｓ％＋Ｓｎ％＋Ｓｂ％＋Ｐｂ％＋Ｚｎ％）と液相拡散接合継手の０℃における靱性、すなわち焼き戻し割れ感受性指標との関係を示す図である。
【図１】
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