(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.01〜0.25%、Si：0.01〜0.50%、Mn：0.01〜3.0%、Al：0.01％を超え0.3％以下、N：0.002〜0.05%、B:0.0005〜0.005%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、鋼中に存在するAlNの総質量分率が0.01%以上であり、かつ下記式で表される接合後の液相拡散接合焼き入れ指標値DTL値が５以上であり、液相拡散接合に使用され、接合ままで600MPa以上の高い強度と優れた靱性を発揮することを特徴とする液相拡散接合用鋼。
ＤＴＬ＝120×(AlN%)×｛1.5×(Cr%)＋1.2×(Ni%＋Co%＋Mn%)＋２×(Mo%+W%)＋0.8×(Nb%+Zr%+V%+Ti%+Ta%+Hf%)＋2.3×(C%+N%)＋2000×(B%)｝
【請求項２】
請求項１に記載の鋼であって、更にNi:0.01〜9.0%、Co:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜9.642%、Mo:0.01〜2.0%、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液相拡散接合用鋼。
【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%、Ti:0.001〜0.05%、Ta:0.001〜0.2%、Hf:0.001〜0.2%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%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%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ぎ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、継ぎ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、継ぎ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ぎ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、ＦＣＣ構造をとり、低温から加熱していく際に変態、再結晶を起こす。
【０００４】
従って接合温度では加熱された部位はオーステナイト粒の再結晶が生じ、1000℃以上の高温ではその部分が粗粒化する場合があった。これは構造体の一部のみを加熱して接合を実施する大型構造物の場合でも、また構造体全体を加熱して接合する、例えば内圧配管用部品においても、その粒成長を生じる範囲が異なるだけで、全く同じ現象が見られる。この結果、接合ままで鋼材を使用する場合に、適正な耐力および靱性の発現が困難であった。
【０００５】
そこで、例えば接合後に加速冷却して靱性や疲労強度向上を目的とする接合方法が特許第２５４１０６１号公報に開示されている。しかしながら、同公報に開示の技術では材料の焼き入れ性を規定していないため、被接合材料の化学成分に依存して靱性および強度を同時に高めることが困難であること、また根本的には低温変態を促すような急速冷却においては、旧γ粒径が粗大なままであるため、靱性を得られても疲労強度などの特性は制御が困難であるという欠点を有していた。また、同公報に開示の技術は継手強度が６００ＭＰａを超えることがない材料についてのみの技術が開示してあるに過ぎず、本発明とはもとより鋼材の適用対象が異なっている。
【０００６】
また、接合中の結晶粒成長抑制を目的とし、粒径０．１μm以下のＴｉＮを、全ＴｉＮ析出量の６０％以上に分散させた鋼材に関して特開平６−１４５９１５号公報に、またＴｉＮとＺｒＮを析出させてさらに強力な粒界固定技術に関する開示が特開２００１−１３１７００号公報にある。これらの技術はともに旧γ粒界の固定には有効であることがそれぞれ報告されているものの、ＴｉあるいはＺｒは鋼中に殆ど固溶しないため、どうしてもＣと結合して炭化物を形成し、これが容易に粗大化して靱性の制御を困難にすることが、本発明者らの詳細な研究によって明らかとなった。
【０００７】
すなわち、液相拡散接合の際に粗大化する結晶組織を制御して鋼材の強度と靱性を両立させるためには、接合ままの冷却速度を制御し難い場合でも鋼材の焼き入れ性を考慮しながら旧γ粒径を制御し、同時に靱性に悪影響を与える炭化物の生成を抑制することが重要であり、その連携無くして安定した高靱性、高強度の液相拡散接合継手は工業的に実現が困難であることを見出すに至った。
【０００８】
【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、すなわち液相拡散接合後の冷却を制御することなく、安定して強度と靱性の優れた液相拡散接合継手を形成することができる液相拡散接合用鋼を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記のような問題点を克服すべくなされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
▲１▼  請求項１の発明は、実験的に求めた下記の式
ＤＴＬ＝120×(AlN%)×｛1.5×(Cr%)＋1.2×(Ni%＋Co%＋Mn%)＋２×(Mo%+W%)＋0.8×(Nb%+Zr%+V%+Ti%+Ta%+Hf%)＋2.3×(C%+N%)＋2000×(B%)｝
で定義されるＤＴＬ値が５以上であって、焼き入れ性が高く、かつ 質量％でＣ：0.01〜0.25%、Si：0.01〜0.50%、Mn：0.01〜3.0%、Al：0.01％を超え0.3％以下、N：0.002〜0.05%、B:0.0005〜0.005%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、鋼中に存在するAlNの総質量分率が0.01%以上である事によって接合時のオーステナイト粒径の成長抑制能に優れた、AlNによるγ粒径粗大化抑制を狙いとする液相拡散接合用鋼材である。
【００１０】
2)  請求項２の発明は1)に記載の特徴を有し、Ni:0.01〜9.0%、Co:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜9.642%、Mo:0.01〜2.0%、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よりなり、液相拡散接合に使用され、接合ままで高い強度と優れた靱性を発揮することを特徴とするものである。
【００１１】
▲３▼  請求項３の発明は▲１▼または▲２▼に記載の特徴を有し、Zr:0.001〜0.05%、Nb:0.001〜0.05%、V:0.001〜0.5%、Ti:0.001〜0.05%、Ta:0.001〜0.2%、Hf:0.001〜0.2%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よりなり、液相拡散接合に使用され、接合ままで高い強度と優れた靱性を発揮することを特徴とするものである。
【００１２】
4)  請求項４の発明は1)〜3)に記載の特徴を有し、なおかつCa:0.0005〜0.005%、Mg:0.0005〜0.005%、Ba:0.0005〜0.005%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%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よりなり、液相拡散接合に使用され、接合ままで高い強度と優れた靱性を発揮することを特徴とするものである。
【００１３】
【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、０．２５％を超えて添加すると強度は向上するものの、継手の靱性が確保できないことから０．０１〜０．２５％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。
【００１４】
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、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０．０１〜０．５０％に限定した。
【００１５】
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０．０１〜３．０％に限った。
【００１６】
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％を越える添加が必要であり、０．３％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％超〜０．３％の範囲で適宜添加することとした。
【００１７】
ＮはＡｌと結合してＡｌＮとなり、上記のごとく粒径の粗大化防止に効果がある。その添加量は０．００２％から有効であり、０．０５％を超えて添加すると、Ａｌ以外の窒化物形成能を有する元素、例えばTi、Zr、Ta、Hf、Ｎｂ、Ｖ、Ｂなどが粗大窒化物として析出し、それぞれの添加の意味を喪失することから、添加範囲を０．００２％〜０．０５％に限定した。
【００１８】
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を大きく高めるが、０．０００５％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０．０００５〜０．００５％に限定した。
【００１９】
なお、本鋼のような高強度鋼で靱性を高めるには、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０．０３％および０．００５％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。
【００２０】
以上の化学成分範囲内において鋼材を設計する場合、強度が６００ＭＰａ以上となり、接合ままの放冷においても加速冷却においても同様に低温変態組織を形成して強度を獲得できるためには、以下のＤＴＬ値、すなわち化学成分の質量％の線形結合と、AlNの析出質量％の積を持って表す、液相拡散接合用鋼材専用の実験的経験式が５以上となる必要がある。
ＤＴＬ＝120×(AlN%)×｛1.5×(Cr%)＋1.2×(Ni%＋Co%＋Mn%)＋２×(Mo%+W%)＋0.8×(Nb%+Zr%+V%+Ti%+Ta%+Hf%)＋2.3×(C%+N%)＋2000×(B%)｝
【００２１】
本式は、以下の実験および解析によって決定した。
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、その端面を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系およびＮｉ基あるいはＦｅ基にＰとＢを含有する、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、１分から６０分の間、２〜２０ＭＰａの応力下で液相拡散接合し、接合後放冷した。冷却速度は設備と試験片形状によって変化し、０．０１℃／ｓから１０℃／ｓまで変化した。
【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、角棒接合試験片からは１０mm角のJIS4号衝撃試験片を採取した。接合部は丸棒試験片では平行部中央に、引張り方向と垂直に位置しており、シャルピー試験片では接合部中央に２ｍｍＶノッチの切り欠きが位置するように試験片を採取してある。材料の引張り強さと、上述のＤＴＬ値の関係を図１に示した。ＤＴＬ値が５以上でないと引張り強さは６００ＭＰａを超えない。なお、この場合の破断位置は全て母材であり、接合部からの破断は生じなかった。
【００２３】
また、組織観察の結果得られた旧γ粒径とＤＴＬ値の関係を図２に示した。靱性を良好に保つためには旧γ粒径が１５０μm以下であることが必要であることを予め別途実験によって確認してあり、今回の判断基準に用いた。すなわち、接合部の靱性を確保するに必要な旧γ粒径は１５０μm以下であり、その粒径を得るためには全く同様にＤＴＬ値を５以上とする必要があることは明らかである。実際の靱性は、シャルピー試験で評価したが、旧γ粒径が１５０μm以下である場合には０℃において４７Ｊ以上の値を得られることを確認した。
【００２４】
ここで、AlN％は析出したAlNの質量濃度であり、以下のようにして求めた。
接合前の鋼材から10mm角以上の大きさの塊状試験片を採取し、これを酸溶液（例えば塩酸、硫酸、硝酸あるいはアセチル酸等の有機酸のうち、合金成分に適当と考えられ酸のうち一種またはそれらの混合ないしは希釈液）の浴中にて定電位電解法で基材の鋼を溶解除去し、得られた残渣を0.2mg以上抽出した。残渣中には鋼中の析出物の殆どが含まれているので、この残渣中の酸素濃度を通常の化学分析法で定量する。本発明鋼においてはAlの濃度が0.01%超と、不純物として含有される酸素濃度に対して高いため、析出物中の酸素はその殆どがAl2O3として存在していると考えた。この酸化物として析出したAl濃度を化学量論的に計算で求めた後に、残渣中のAl濃度を同様に通常の化学分析(例えば吸光光度法、ガスクロマトグラフィー法なども含む)によって測定し、測定値からAlがAlNとAl2O3以外の形態では存在しないと考えて、酸化物として析出したAl濃度を差し引くことにより、AlNとして析出したAl濃度と定義した。このAlと１対１の化学量論比でNが結合していると仮定してAlN質量％を決定した。
【００２５】
以上の実験結果によって、ＤＴＬ値は液相拡散接合継手の強度と靱性を同時に評価することが可能なパラメータであり、かつ材料設計に必要な化学成分パラメータを含んでいて、本発明の中核をなし、この式によって本発明の鋼材の範囲を定義できることが研究の結果明らかとなった。そこでＤＴＬ式を用いて、請求項１〜４に記載の化学成分を含有し、かつ十分な継手特性を有する液相拡散接合による構造体および部品などの設計がはじめて可能となった。
【００２６】
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:0.01〜9.0%、Co:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜12.0%、Mo:0.01〜2.0%、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:0.001〜0.5%、Ti:0.001〜0.05%、Ta:0.001〜0.2%、Hf:0.001〜0.2%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種以上を含有する事が可能である。
【００２７】
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。ＤＴＬ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9.0％を、CoとCuでは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では0.01〜9.0％、CoとCuについては0.01〜5.0％に限定した。
【００２８】
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、Crは9.642％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9.642％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。
【００２９】
Zr、Nb、V、Ti、Ta、Hfは炭化物として微細に析出し、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、Tiは0.05%で、またＶは0.5％で、さらにTaとHfは0.2%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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。ただし、請求項２および３に記載の各成分はＤＴＬ値に組み込まれており、その必要量の範囲で同時に鋼材の継手特性向上にも貢献する。
【００３２】
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。
【００３３】
【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〜 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１２ｍｍ角で長さ５０ｍｍの簡易小型試験片に加工し、その端面を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系およびＮｉ基あるいはＦｅ基にＰとＢを含有する、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、１分から６０分の間、２〜２０ＭＰａの応力下で液相拡散接合し、接合後放冷した。
【００３４】
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、角棒接合試験片からは１０mm角のJIS4号衝撃試験片を採取した。接合部は丸棒試験片では平行部中央に、引張り方向と垂直に位置しており、シャルピー試験片では接合部中央に２ｍｍＶノッチの切り欠きが位置するように試験片を採取した。
【００３５】
表１から表６には上記の方法で製造した本発明鋼の化学成分と旧γ粒径(μm)、および室温における引張り強さ(MPa)、さらには０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーの値(J)を全て示した。なお表２の左端は表１の右端に接続されるものであり、以下同等である。ＤＴＬで示した液相拡散接合用鋼の焼入れ性指標が５以上で高い場合には常に強度が600MPa以上であり、かつ０℃における衝撃値も４７Ｊを超えて十分に高い。これらは組織の判定因子である旧γ粒径にも反映されており、AlNの総質量分率は常に０．０１％を超えており、γ粒のAlNによるピンニングが効果を発揮して、常に150μm以下となっていることが判る。
【００３６】
【表１】
0004005875.tif 000002
【００３７】
【表２】
0004005875.tif 000003
【００３８】
【表３】
0004005875.tif 000004
【００３９】
【表４】
0004005875.tif 000005
【００４０】
【表５】
0004005875.tif 000006
【００４１】
【表６】
0004005875.tif 000007
【００４２】
表７から表８には本発明鋼に対する比較鋼を用いた液相拡散接合継手の評価結果を化学成分とともに示した。比較鋼の内、１０１番鋼はＣ量が少なく、ＤＴＬ値は５を下回った結果、強度が不足した例、１０２番鋼はＳｉが不足し、粒内強化が不足して強度が十分でなかった例、１０３番鋼および１０４番鋼はそれぞれＭｎが不足あるいは過多となり、強度が不足、あるいは靱性が低下した例、１０５番鋼および１０６番鋼はＮが不足、あるいは過多となり、AlN析出量を十分に確保できずに粒径制御が不十分で靱性が低下し、同時にＤＴＬ値が低下して強度も発現しなかった例、およびＮが過剰となってAlNが粗大化し、γ粒径を制御できず、強度および靱性ともに低下した例、１０７番鋼および１０８番鋼はＢが不足、あるいは過多となり、焼入れ性の低下からＤＴＬ値は低くなって強度と靱性が確保できなかった例と過剰Ｂが粗大硼化物を形成し、その結果接合部の靱性が確保できなかった例、１０９番鋼と１１０番鋼はAlが不足あるいは過多となり、前者では十分なAlNが析出せず、DTLが小さくかつγ粒径が大きくなって強度、靱性ともに確保できなかった例、および後者ではAlNが粗大化して強度は得たものの靱性が低下した例、１１１番鋼はＮ量が低く、AlNが殆ど析出せず、強度靱性ともに低下した例、１１２番鋼および１１３番鋼は合金元素の不足から焼き入れ性が低下し、ＤＴＬ値が確保できずに強度と靱性が同時に低下した例である。
【００４３】
【表７】
0004005875.tif 000008
【００４４】
【表８】
0004005875.tif 000009
【００４５】
【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靱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】  ＤＴＬ値と液相拡散接合継手の室温における引張り強さの関係を示す図である。
【図２】  ＤＴＬ値と液相拡散接合継手部の旧γ粒径との関係を示す図である。
【図１】
0004005875.tif 000010
【図２】
0004005875.tif 000011