(57)【要約】【課題】接合ままで高い強度と優れた靭性を発揮し、且つ接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％，Ｓｉ：０．０１〜０．５％，Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％，Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１超〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％を含有し、Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなり、下式で定義されるＴＬＢ値が０．００１％以上であって、インサートメタルを用いて液相拡散接合を行った時に、継手の接合部の硬さと、この接合部から５ｍｍ離れた接合部両側位置における硬さとの差が、Ｖｉｃｋｅｒｓ硬さで±１００以内である液相拡散接合用鋼材。ＴＬＢ（％）＝（Ｂ％）−［（Ｎ％）／１．３−｛（Ｔｉ％）／３．４＋（Ａｌ％）／４．１｝×（Ａｌ％）×５２］【選択図】　　図１
2004083980.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％，Ｓｉ：０．０１〜０．５％，Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％，Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１超〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％を含有し、Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなり、鋼中ＮがＡｌとＴｉの両元素によって固定され、液相拡散接合温度における鋼中ｆｒｅｅ　Ｂ量を示す下式で定義されるＴＬＢ値が０．００１％以上である液相拡散接合用鋼材であって、Ｂを少なくとも１％以上含有するＮｉ基またはＦｅ基のインサートメタルを用いて、接合温度１０００〜１３００℃に３０秒以上の間１ＭＰａ以上の応力を負荷して保持する液相拡散接合を行った時に、形成された液相拡散接合継手の接合部における硬さと、この接合部から５ｍｍ離れた接合部両側位置における硬さとの差が、Ｖｉｃｋｅｒｓ硬さで±１００以内であることを特徴とする、接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼材。
ＴＬＢ値＝（Ｂ％）−［（Ｎ％）／１．３−｛（Ｔｉ％）／３．４＋（Ａｌ％）／４．１｝×（Ａｌ％）×５２］
【請求項２】
請求項１に記載の鋼であって、更にＮｉ：０．０１〜２．０％，Ｃｏ：０．０１〜１．０％，Ｃｕ：０．０１〜１．０％，Ｗ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含有し，残部が不可避的不純物及びＦｅよりなることを特徴とする接合部の硬さ均一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Ｚｒ：０．００１〜０．０５％，Ｎｂ：０．００１〜０．０５％，Ｖ：０．００１〜０．５％の１種または２種以上を含有し，残部が不可避的不純物及びＦｅよりなることを特徴とする接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかに記載の鋼であって、なおかつＣａ：０．０００５〜０．００５％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，　Ｂａ：０．０００５〜０．００５％等の硫化物形態制御元素およびＹ：０．００１〜０．０５％，Ｃｅ：０．００１〜０．０５％，Ｌａ：０．００１〜０．０５％等の希土類元素の内１種または２種以上を含有し，残部が不可避的不純物及びＦｅよりなることを特徴とする接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼。
【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以上の高強度構造体を構成する鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
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。
【０００３】
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。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もある。
【０００４】
しかし、液相拡散接合のために一度Ａｃ１変態点以上に加熱するのであれば、この接合処理を熱処理と同等に見なし、その冷却を制御することで継手の機能を獲得する方法は当然考えられ、特許第２５４１０６１号公報に開示されている。しかし、被接合材料の合金成分を自由度高く選択できることが液相拡散接合の特徴の１つであるため、被接合材料の化学組成と密接に関係した冷却条件を検討しなければ組織制御は難しく、具体的には６００ＭＰａ以上の高強度鋼などでは組織、ひいては靱性の制御が困難である。
【０００５】
ところで、液相拡散接合方の優れた特徴の１つに拡散速度の早いＢを拡散原子とする拡散律速凝固を活用している点が上げられる。他にも拡散原子はＰ等が一般的であるが、Ｂは鋼中の結晶粒界、特にγ粒界に偏析して変態現象に影響を与え、特に部材の厚みが１０ｍｍ以上に厚くなった場合、表層付近と板厚中心部における変態挙動の冷却速度に対する感受性の差を下げる効果を有しており、継手近傍はこのため、冷却時の焼き入れ性が全体的に高まっている。しかし、これも母材中のＮが高い場合にはＢがＮと結合してＢＮとなり、その効果を十分に発揮できない場合があった。
【０００６】
すなわち、液相拡散接合継手は、従来技術をもってした場合でも接合後に追加熱処理を加えたり、あるいは特別な制御冷却機構を付加して組織制御を実施しなければ、例えば６００ＭＰａ以上の高強度鋼に関して強度と靱性の制御が不完全となるなどの課題を内包した状態にあり、ひいてはコストの上昇を誘引し、工業化の拡大にとっての課題となっていた。継手の強度と靱性が十分に制御できない場合に懸念されるのが継手近傍から母材に至る部位の強度と靱性の不均一である。局部的に高強度の部位、あるいは低強度の部位を混在させるような継手は残留応力の発生、使用時の応力集中、変位集中を招き、疲労破壊特性や高温強度特性に甚大な影響を与える。
これを解決するには極力、継手の強度特性の均質化を図る技術の開発が望まれていた。
【０００７】
【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、６００ＭＰａ以上の高強度鋼材であって、Ｂを拡散原子として用いる液相拡散接合継手における組織を鋼材成分の限定によって安定化して、強度、靱性、ならびに接合部の硬さ均一性に優れた鋼材を提供することを目的とする。
【０００８】
【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、鋼材の化学成分を、各個性分元素範囲と、鋼中に添加したＢを最大限に有効活用すべくＮとＢの関係に着目して限定する技術であり、具体的には以下に示すとおりである。
▲１▼　請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％，Ｓｉ：０．０１〜０．５％，Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％，Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１超〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％を含有し、Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなり、鋼中ＮがＡｌとＴｉの両元素によって固定され、液相拡散接合温度における鋼中ｆｒｅｅ　Ｂ量を示す下式で定義されるＴＬＢ値が０．００１％以上である液相拡散接合用鋼材であって、Ｂを少なくとも１％以上含有するＮｉ基またはＦｅ基のインサートメタルを用いて、接合温度１０００〜１３００℃に３０秒以上の間１ＭＰａ以上の応力を負荷して保持する液相拡散接合を行った時に、形成された液相拡散接合継手の接合部における硬さと、この接合部から５ｍｍ離れた接合部両側位置における硬さとの差が、Ｖｉｃｋｅｒｓ硬さで±１００以内であることを特徴とする、接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼材である。
ＴＬＢ値＝（Ｂ％）−［（Ｎ％）／１．３−｛（Ｔｉ％）／３．４＋（Ａｌ％）／４．１｝×（Ａｌ％）×５２］
【０００９】
▲２▼　請求項２の発明は、▲１▼に記載の化学成分に加えて、更にＮｉ：０．０１〜２．０％，Ｃｏ：０．０１〜１．０％，Ｃｕ：０．０１〜１．０％，Ｗ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含有し，残部が不可避的不純物及びＦｅよりなることを特徴とするものである。
【００１０】
▲３▼　請求項３に記載の発明は、▲１▼または▲２▼に記載の化学成分に加えて、更にＺｒ：０．００１〜０．０５％，Ｎｂ：０．００１〜０．０５％，Ｖ：０．００１〜０．５％の１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなることを特徴とするものである。
【００１１】
▲４▼　請求項４に記載の発明は、▲１▼〜▲３▼の何れかに記載の化学成分に加えて、なおかつＣａ：０．０００５〜０．００５％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，　Ｂａ：０．０００５〜０．００５％等の硫化物形態制御用元素およびＹ：０．００１〜０．０５％，Ｃｅ：０．００１〜０．０５％，Ｌａ：０．００１〜０．０５％等の希土類元素の内１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなることを特徴とするものである。
【００１２】
【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、０．３％を超えて添加すると強度は向上するものの、継手に靭性が確保できないことから０．０１〜０．３％に限定した。この範囲であれば鋼材の組織制御は接合ままでも可能である。
【００１３】
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来す。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、０．５％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０．０１〜０．５％に限定した。
【００１４】
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０．０１％より発現し、３．０％を超えると粗大なＭｎＯ系酸化物を晶出し、かえって靭性を低下させる場合があることからその添加範囲を０．０１〜３．０％に限った。
【００１５】
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を高めるのに極めて効果があるが、その添加量が０．００１％未満では焼き入れ性向上効果は小さい。一方、０．０１％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することになるので、Ｂの範囲は０．００１〜０．０１％に限定した。
【００１６】
ＮはＡｌやＴｉと結合して窒化物を析出し結晶粒を微細化して鋼の靭性を高めるのに有効であるが、０．００１％未満ではその効果は小さい。また、０．０１％を超えるとＮを固定するためのＡｌやＴｉを多量添加する必要が生じてコスト高、靭性の低下を招くことになるので、Ｎは０．００１〜０．０１％に限定した。
【００１７】
ＡｌはＮと結合して微細なＡｌＮを析出して結晶粒を微細化するとともに、Ｂを焼き入れ性に有効な固溶Ｂとして鋼中に確保するに重要な元素であるが、このような効果を発揮させるためには０．０１％超の添加が必要である。しかし、０．５％を超えて添加するとＡｌＮが粗大化して鋼の靭性を低下させる。したがって、Ａｌは０．０１超〜０．５％に限定した。
【００１８】
また、ＴｉはＢよりＮと結合する力が強く固溶Ｂを確保するに重要な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は小さい。一方、０．１０％を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、粗大なＴｉ系炭窒化物が多数析出して靭性を低下させることになる。したがって、Ｔｉは０．０１〜０．１０％に限定する必要がある。
【００１９】
なお、本鋼のような高強度鋼で靭性を高めるには、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０．０３％以下および０．０１％以下に制限した。また、鋼を清浄なものとして高い靭性を確保するためにＯは０．０１％以下に制限されなければならない。
【００２０】
また、上記の範囲にＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂが含有されているだけでは本発明の効果を発揮する鋼材の提供は達成できない。ＡｌとＴｉが鋼中Ｎを完全に固定し、その結果ＢがＮに固定されず、原子状態でγ結晶粒界に偏析して粒界からのフェライト変態を抑制することが必要である。すなわち、液相拡散接合後の冷却時の条件で低温変態を生じ、結果として強度が６００ＭＰａ以上で、継手部位の強度分布が均一で、Ｖｉｃｋｅｒｓ硬さにて接合部中心と、接合線から５ｍｍ離れた位置における硬さの差の絶対値が１００以下であるような継手を形成可能な鋼材を提供するためには、下記の式で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上となる化学成分範囲にさらに限定されなければならないことが発明者らの研究で明らかになった。ＴＬＢ値が０．００１％未満では上記した硬さの差が１００以下となる接合部を形成することができない。
ＴＬＢ値＝（Ｂ％）−［（Ｎ％）／１．３−｛（Ｔｉ％）／３．４＋（Ａｌ％）／４．１｝×（Ａｌ％）×５２］
【００２１】
上記の式は以下の実験結果を解析して決定した。
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１〜４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／圧縮試験機を用いて液相拡散接合を行った。すなわち、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。
【００２２】
この時得られた丸棒接合試験からは平行部直径６ｍｍΦの丸棒引張り試験片を採取し、全て室温で引張り試験を実施して６００ＭＰａ以上の強度があることを確認した後に、角棒接合試験片からは接合面に垂直な断面の試験材中央位置における断面を切断加工で露出し、その断面において接合部中心を組織から特定して基準位置となし、０．１ｍｍ間隔で１０ｍｍ離れた母材まで１００ｇの荷重で連続して硬さを測定した。上記実験条件内では全て接合部中心が最高硬さに近い値を示した。ここから母材へとなだらかに硬さは減少する傾向を示した。ただし、接合時間が最も長い６０分の場合でも接合部から５ｍｍ離れた位置における硬さは、その後１０ｍｍ離れた位置まで測定しても殆ど変化しなかったため、５ｍｍ離れた位置を母材の代表硬さと考え、実質的には接合部の最高硬さと５ｍｍ離れた位置の硬さの差の絶対値をもって液相拡散接合継手の硬さ分布すなわち強度の均一性として評価した。工業的にはこの値が１００以上変化する場合に継手特性が不均一となり、疲労強度特性などに影響がでる。
【００２３】
この硬度差をΔＨｖ（１００ｇ）と表記し、図１に上記の粒界偏析ＢパラメータＴＬＢ値との関係を示した。ＴＬＢ値が０．００１を超えるとΔＨｖは１００以下となり、継手の均質性が保たれていることが明らかである。図１の相関性が顕著になるように種々溶解した材料の化学成分からＴＬＢパラメータ式の各係数を実験的に決定した。
【００２４】
すなわち、パラメータＴＬＢ値を管理することで、請求項１〜４に記載の化学成分範囲を満足する鋼材に、液相拡散接合後の非調質継手において、継手部位の強度均一性、具体的には硬度差ΔＨｖ値が１００以下である継手を得られることが可能となった。
【００２５】
なお、本発明では請求項１に記載の鋼であれば、請求項２〜４に記載の通り、Ｎｉ：０．０１〜２．０％，Ｃｏ：０．０１〜１．０％，Ｃｕ：０．０１〜１．０％，Ｗ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上、またはＺｒ：０．００１〜０．０５％，Ｎｂ：０．００１〜０．０５％，Ｖ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上、あるいはさらにＣａ：０．０００５〜０．００５％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％，　Ｂａ：０．０００５〜０．００５％等の硫化物形態制御用元素およびＹ：０．００１〜０．０５％，Ｃｅ：０．００１〜０．０５％，Ｌａ：０．００１〜０．０５％等の希土類元素の内１種または２種以上を含有することが可能である。
【００２６】
これらの合金成分は以下の理由から添加範囲を制限してある。
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る。ＨＴＬ値を向上するためには有用な元素であり、それぞれ０．０１％以上の添加で効果が得られ、Ｎｉでは２．０％を、ＣｏとＣｕでは１．０％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では０．０１〜２．０％、ＣｏとＣｕについては０．０１〜１．０％に限定した。
【００２７】
Ｗはα安定化元素であって著しい固溶硬化を発揮するが、０．０１％の添加でこの効果が認められる。しかし、２％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ことから、その添加上限を２．０％に制限した。
【００２８】
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖは微細な炭化物を析出して、材料の強度を高める。何れも０．００１％の添加で効果があり、Ｚｒ、Ｎｂは０．０５％で、またＶは０．５％の添加で炭化物が粗大化して靱性低下を来すことから、その上限を決定した。
【００２９】
加えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ等の硫化物形態制御元素およびＹ、Ｃｅ、Ｌａ、等の希土類元素は全て鋼中の不純物であるＳとの親和力が高く、鋼材の靱性に影響するＭｎＳの生成を抑制する効果がある。従って、これらが有効となる濃度、すなわちＣａ、Ｍｇ、Ｂａ　は０．０００５％、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは原子量が大きいことから０．００１％の添加が必要であって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａ　は０．００５％以上の添加で粗大酸化物となって靱性を低下させる事、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａでは０．０５％の添加で同様に粗大酸化物が生成することから、その上限を決定した。
【００３０】
各群の１種または２種以上は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。
【００３１】
なお、本発明鋼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り、請求項に記載の化学成分範囲と式の制限を満足していれば良く、本発明技術に対する製造方法の拡大適用が可能である。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、形鋼など本発明技術の効果を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、あるいは併用した構造体の製造は可能であり、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００３２】
【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／圧縮試験機を用いて液相拡散接合を行った。すなわち、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。
【００３３】
この時得られた丸棒接合試験からは平行部直径６ｍｍΦの丸棒引張り試験片を採取し、室温にて引張り試験を実施して、引張り強さを求めた。図２はＴＬＢ値と引張り強さの関係を示す図である。ＴＬＢ値が０．００１％以上であれば本発明に規定した化学成分を有する鋼は引張り強さが６００ＭＰａ以上となることが判る。
【００３４】
角棒接合試験片からは接合面に垂直な断面の試験材中央位置における断面を切断加工で露出し、その断面において接合部中心を組織から特定して基準位置となし、基準位置と、そこから５ｍｍ離れた位置の硬さを何れも１００ｇのＶｉｃｋｅｒｓ硬さを測定した。この時の硬度差の絶対値ΔＨｖを測定した。表１〜４に本発明鋼の化学成分、試験結果等を示すが、本発明鋼は何れもΔＨｖが１００以下と、継手の強度均一性が優れていることを確認した。なお、表２の左端は表１の右端に接続されるものであり、以下同様である。表１〜４の本発明鋼中のＮはＡｌおよびＴｉによって完全に固定されており、また、鋼中のＯ含有量は何れも０．０１％以下であった。
【００３５】
【表１】
2004083980.tif 000003
【００３６】
【表２】
2004083980.tif 000004
【００３７】
【表３】
2004083980.tif 000005
【００３８】
【表４】
2004083980.tif 000006
【００３９】
表５〜６は本発明鋼に対して従来技術のみを用いて製造した鋼材を、同様に液相拡散接合し、接合ままで放冷して得た継手のΔＨｖの評価結果とともに示したものである。
【００４０】
【表５】
2004083980.tif 000007
【００４１】
【表６】
2004083980.tif 000008
【００４２】
第５０番鋼はＣが過多であって、ＴＬＢ値は高かったものの、過剰なＣが材料の強度の主要支配因子となったために継手部の強度均一性が失われ、ΔＨｖが１００を超えた例、第５１番鋼はＳｉが過多となり高温でフェライト相が安定となって、低温変態組織とフェライト組織が混在したために継手のΔＨｖが１００を超えた例、第５２番鋼はＭｎが過多となり、材料強度がＭｎによって支配され、逆に接合部の強度が低下してΔＨｖが１００を超えた例、第５３、５４番鋼はＴｉが不足かあるいは過多となり、不足した場合にはＮが十分に固定されず、添加Ｂが有効に機能せず焼き入れ性が低下して低強度となり、同時にΔＨｖが１００を超えた例であり、過多であった場合には粗大なＴｉＣが析出して脆化し、かえって強度が低下したためにΔＨｖが１００を超えた例、第５５、５６番鋼ではＡｌが不足するかあるいは過多となり、それぞれＮの固定が不十分となってＢが有効に機能せず、強度低下と同時に継手の強度均一性が失われる例とＡｌが過剰となった結果粗大ＡｌＮが析出して脆化し、継手の強度均一性が失われた例、第５７、５８番鋼はＢが不足するかあるいは過多となり、それぞれ不足する場合にはＢの効果が発揮できずに材料今日出が低下して継手の強度均一性が失われた例と、Ｂが過多であった場合には粗大なＢＮが多数生成し、鋼材の脆化によって継手の強度均一性が失われた例、第５９番鋼はＮが過多となってＴｉとＡｌが添加されているにもかかわらずＢＮの生成を抑制できず、結果としてＴＬＢは低くなり、材料強度も低下して継手のΔＨｖが１００を超えた例、第６０、６１番鋼は請求項１〜４に記載の化学成分範囲にある鋼材ではあるが、ＴＬＢ値が０．００１％を切る場合の例であり、材料強度も確保できず、ΔＨｖは１００を超え、継手の強度均一性が失われた例である。
【００４３】
【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、構造体に高い強度および継手における強度の均一性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】ＴＬＢ値と液相拡散接合継手の接合部と母材部（接合部から５ｍｍ離れた部位におけるＶｉｃｋｅｒｓ硬さ測定値）の硬度差の絶対値の関係を示す図である。
【図２】ＴＬＢ値と液相拡散接合継手の引張り強さの関係を示す図である。
【図１】
2004083980.tif 000009
【図２】
2004083980.tif 000010