高强度钢板的摩擦搅拌接合方法

摘要

本发明提供一种摩擦搅拌接合方法。在摩擦搅拌接合方法中，作为钢板，使用高强度焊接结构用钢，该高强度焊接结构用钢的成分组分调整为规定的范围，同时由下记式子(1)计算出的Pcm值满足0.18≤Pcm≤0.30，并且余部由Fe及不可避免的杂质构成，摩擦搅拌的接合条件在如下范围：工具的转速：100rpm～1000rpm、工具的转矩：50N·m～500N·m以及接合速度：10mm/min～1000mm/min，而且由下记式子(2)定义的HI在1.5～20的范围内，并且与Pcm的关系满足下记式子(3)的范围。Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B……(1)HI(kJ/mm)＝(6.28×RT×RS)/TS/1000……(2)1.5×109×(Pcm)13.8≤HI≤2.1×108×(Pcm)10.6……(3)。

权利要求

1.一种摩擦搅拌接合方法，该摩擦搅拌接合方法用于将钢板接合起来，在该摩擦搅拌接合方法中，将旋转工具插入该钢板的接合部且使旋转工具一边旋转一边移动，利用该旋转工具与该钢板的摩擦热使该钢板软化，并且利用该旋转工具搅拌该软化了的部位而使之产生塑性流动，而将该钢板结合起来，该旋转工具具有肩部和配置于该肩部且与该肩部共有旋转轴的销部，至少该肩部和该销部由比作为被加工材料的钢板硬的材质构成，该摩擦搅拌接合方法的特征在于，作为该钢板，使用高强度焊接结构用钢，该高强度焊接结构用钢的成分组分，以质量％计，含有C：0.03质量％～0.12质量％、Si：0.6质量％以下、Mn：1.5质量％～3.0质量％、P：

0.015质量％以下、S：0.002质量％以下、Al：0.1质量％以下、Ti：0.005质量％～0.030质量％、Nb：0.01质量％～0.10质量％、N：0.001质量％～0.008质量％以及O：0.03质量％以下，利用下述式子(1)计算出的Pcm值满足0.18≤Pcm≤0.30，并且余部由Fe及不可避免的杂质构成，所述Pcm值是表示焊接裂纹感受性的指数，摩擦搅拌的接合条件在如下范围：工具的转速：100(rpm)～1000(rpm)、工具的转矩：50(N·m)～500(N·m)以及接合速度：10(mm/min)～1000(mm/min)，而且由下述式子(2)定义的焊接热量输入HI在1.5～20的范围内且与Pcm的关系满足下述式子(3)的范围，由此，使搅拌部的微粒组织成为贝氏体的平均粒径为5μm以下、并且贝氏体占整个组织的面积率为80％以上的微粒组织，记：

Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B…(1)HI(kJ/mm)＝(6.28×RT×RS)/TS/1000…(2)

其中，RT为工具的转矩(N·m)

RS为工具的转速(rpm)

TS为接合速度(mm/min)

1.5×109×(Pcm)13.8≤HI≤2.1×108×(Pcm)10.6…(3)。

2.根据权利要求1所述的摩擦搅拌接合方法，其中，

所述高强度焊接结构用钢还含有，以质量％计，从Cu：1.0质量％以下、Ni：1.5质量％以下、Mo：1.0质量％以下、Cr：1.0质量％以下、V：0.10质量％以下、W：0.2质量％～1.2质量％以及B：0.0001质量％～0.005质量％中选出的一种或者两种以上。

3.根据权利要求1或2所述的摩擦搅拌接合方法，其中

上述高强度焊接结构用钢还含有，以质量％计，从Ca：0.01质量％以下、REM：0.02质量％以下、Mg：0.01质量％以下以及Zr：0.0005质量％～0.03质量％中选出的一种或者两种以上。

说明书

高强度钢板的摩擦搅拌接合方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种如下摩擦搅拌接合方法：将旋转工具插入被加工材料的接合部，并且使旋转工具一边旋转一边移动，当被加工材料因与该旋转工具的摩擦热而软化时，使用旋转工具搅拌该软化部而产生塑性流动，由此，不添加填充金属地将被加工材料接合起来。

[0002] 特别是，是一种有利于消除在将该摩擦搅拌接合方法应用在高强度结构用钢的接合作业中的情况下所令人担忧的、搅拌部内部的加热状态、塑性流动状态的不均匀性，在实现充分的强度的同时，实现机械特性尤其是韧性的均匀化。

背景技术

[0003] 作为摩擦焊接法，在专利文献1中公开了如下技术：通过使一对金属材料双方或者一方旋转，在金属材料上产生摩擦热而使其软化，通过搅拌该软化的部位而引起塑性流动，由此将金属材料接合起来。

[0004] 然而，由于该技术是使作为接合对象的金属材料旋转的技术，因此在所接合的金属材料的形状、尺寸方面存在限制。

[0005] 另一方面，在专利文献2中公开了如下技术：将由比被加工材料实质上更硬的材质构成的工具插入被加工材料的接合部，通过使该工具一边旋转一边移动，利用在工具与被加工材料之间产生的热和塑性流动，将被加工材料沿着长度方向连续地接合起来。

[0006] 专利文献2所记载的接合法被称为摩擦焊接法、摩擦接合法、摩擦搅拌焊接法以及摩擦搅拌接合法等，以下，将这些方法统称为摩擦搅拌接合法。

[0007] 专利文献1所记载的摩擦焊接法是一种使被加工材料彼此旋转，并且利用被加工材料彼此之间的摩擦热进行焊接的方法。另一方面，专利文献2公开的摩擦搅拌接合法是在将接合部件固定的状态下，能够通过使工具一边旋转一边移动来进行接合的方法。因此，对于焊接方向而言，存在实质上能够将无限长的部件沿着其长度方向连续地接合的优点。此外，因为利用由旋转工具和接合部件的摩擦热引起的金属的塑性流动来进行固态接合，所以能够不使接合部熔融地进行接合。而且，存在以下大量优点：因为加热温度低，所以接合后的变形小；另外，因为接合部未熔融，所以缺陷少；而且，无需填充金属等。

[0008] 摩擦搅拌接合法作为以铝合金、镁合金为代表的低熔点金属材料的接合法，能够在飞机、轮船、火车以及汽车等领域广泛使用。其理由是：这些低熔点金属材料利用现有的电弧焊接法很难获得接合部的满意特性，而通过使用摩擦搅拌接合法能够提高生产性，并且能够获得高品质的接合部。

[0009] 另一方面，对于作为建筑物、船舶、重型机械、管道以及汽车等结构物的原材料大量使用的低合金焊接结构用钢的摩擦搅拌接合法的应用，因为在施工性和接头特性方面存在问题，与低熔点金属材料相比未能普及。

[0010] 在低合金焊接结构用钢的摩擦搅拌接合中，如专利文献3、专利文献4所记载的那样，其现状是：作为旋转工具使用聚晶立方氮化硼(PCBN)、氮化硅(SiN4)等高耐磨耗性材料。

[0011] 但是，由于这些陶瓷较脆，为了防止旋转工具的破损，要实施接合的钢板的板厚、其施工条件受到明显的限制。

[0012] 对于接合作业而言，上述可接合板厚、接合条件等的限制越少，还有施工性、即实际应用的容易程度越高，则被称为实用性强。

[0013] 然而，与在钢铁的接合中广泛使用的电弧焊接等焊接相比，针对摩擦搅拌接合法的钢铁的施工性不能满足上述条件。

[0014] 为了克服该缺点，在专利文献5中，提出一种低合金焊接结构用钢，除了C、Mn、P、S之类的构成低合金钢的基本元素以外，限制作为铁素体(ferrite)稳定化元素的Si、Al、Ti的含量，并且在700℃以上的平衡状态下，使铁素体单相的温度域宽度与作为奥氏体相和铁素体相这两相的温度域宽度的总和达到200℃以上。由此，使摩擦搅拌接合时的变形阻力减少，并且使低合金焊接结构用钢的摩擦搅拌接合法的施工性提高。

[0015] 另一方面，对于接头特性的问题而言，如非专利文献1也有所记载的那样，在摩擦搅拌接合法中，在搅拌部内部的塑性流动状态并非均匀，在加热状态、塑性加工状态下将会局部地变化。公知有如下问题：在低合金结构用钢的接合的情况下，这样的局部变化对搅拌部内部的机械特性造成较大影响，特别是使得韧性不均匀。

[0016] 与此相关，在专利文献6中，其目的在于消除由低合金焊接结构用钢的摩擦搅拌接合的搅拌部内部的、加热状态、塑性加工状态的局部变化造成的韧性不均匀性。其中，公开一种如下摩擦搅拌接合方法：利用控制接头部的热过程的接合条件，限制使即使在高温下也稳定的细微的析出物分散而成的钢成分。

[0017] 然而，现状是：尚未发现在对抗拉强度为800MPa以上的高强度结构用钢进行摩擦搅拌接合的情况下，能够使搅拌部具有充分的强度，并且能够消除搅拌部内部的韧性的不均匀性的满意的解决方法。

[0018] 专利文献1：日本特开开昭62-183979号公报

[0019] 专利文献2：日本特表平7-505090号公报

[0020] 专利文献3：日本特表2003-532542号公报

[0021] 专利文献4：日本特表2003-532543号公报

[0022] 专利文献5：日本特开2008-031494号公报

[0023] 专利文献6：日本特愿2012-086924号说明书

[0024] 非专利文献1：焊接学会全国大会讲演要领第87集(2010)331

发明内容

[0025] 本发明是鉴于上述现状而开发出来的。其中，其目的在于在对抗拉强度为800MPa以上的高强度结构用钢进行摩擦搅拌接合的情况下，能够使搅拌部具有充分的强度，并且能够消除由加热状态、塑性加工状态的局部变化造成的韧性的不均匀性。而且，提供一种对钢成分和摩擦搅拌接合条件进行严格管理的摩擦搅拌接合方法。

[0026] 此外，发明者们为了解决上述课题而反复进行深刻研究的结果是，获得了如下所述的见解。

[0027] a)在摩擦搅拌接合法中，根据工具的转速、工具的转矩、接合速度以及被接合材料的板厚等，利用工具旋转的做功量能够计算出投入到接头的热量。即、利用工具的转速和工具的转矩的乘积获得单位时间的做功量，通过将该单位时间的做功量除以接合速度，能够获得接合方向的单位长度的做功量。该单位长度的做功量相当于接合热量输入。在本发明中，该接合热量输入记为HI，并且以如下式子(2)来表示。

[0028] HI(kJ/mm)＝(6.28×RT×RS)/TS/1000……(2)

[0029] 其中，RT为工具的转矩(N·m)

[0030] RS为工具的转速(rpm)

[0031] TS为接合速度(mm/min)

[0032] 而且，通过管理该接合热量输入HI，能够控制摩擦搅拌接合部的热过程。

[0033] b)在钢材的强度、韧性等机械性质方面，微粒组织发挥较大影响。在抗拉强度为800MPa以上的高强度结构用钢的摩擦搅拌接合中，为了实现足够的接合接头的强度、消除搅拌部的韧性的不均匀性以实现均匀的高韧性，需要使搅拌部形成为主要由细微贝氏体组织构成的微粒组织。

[0034] c)在钢材的摩擦搅拌接合中，将搅拌部加热到奥氏体-铁素体相变温度以上。虽然利用在之后的冷却过程中的奥氏体-铁素体相变形成常温时的微粒组织，但是该情况深受从800℃到500℃为止的冷却时间的影响。如果冷却时间较长，则变为铁素体-珠光体组织，随着冷却时间变短，那么在更低的温度下按照粗大贝氏体、细微贝氏体以及马氏体的顺序生成物质，并且向高强度的组织转换。

[0035] 如上所述，通过对接合热量输入HI进行管理，能够控制摩擦搅拌接合部的热过程，只要从800℃到500℃为止的冷却时间处于能够获得细微贝氏体的范围即可。

[0036] d)然而，冷却时间和奥氏体-铁素体相变的关系受到钢成分影响。

[0037] 因此，发明者们通过和将合金元素的含量作为参数的淬火性指标Pcm之间的关系，来限定用利用搅拌部能够获得细微贝氏体的接合热量输入HI的范围，在高强度结构用钢的摩擦搅拌接合中，能够实现搅拌部的足够强度，并且消除由加热状态、塑性加工状态的局部变化造成的韧性的不均匀性以实现均匀的高韧性。

[0038] 本发明是基于上述见解而做出的。

[0039] 即、本发明的主旨结构如下所述。

[0040] 1.本发明是一种摩擦搅拌接合方法，在该摩擦搅拌接合方法中，将旋转工具插入钢板的接合部且使旋转工具一边旋转一边移动，利用该旋转工具与该钢板的摩擦热使该钢板软化，并且利用该旋转工具搅拌该软化了的部位而使之产生塑性流动，而将该钢板接合起来，该旋转工具具有肩部和配置于该肩部且与该肩部共有旋转轴的销部，至少该肩部和该销部由比作为被加工材料的上述钢板硬的材质构成，该摩擦搅拌接合方法的特征在于，[0041] 作为该钢板，使用高强度焊接结构用钢，该高强度焊接结构用钢的成分组分为，以质量％计，含有C：0.03质量％～0.12质量％、Si：0.6质量％以下、Mn：1.5质量％～3.0质量％、P：0.015质量％以下、S：0.002质量％以下、Al：0.1质量％以下、Ti：0.005质量％～0.030质量％、Nb：0.01质量％～0.10质量％、N：0.001质量％～0.008质量％、以及O：0.03质量％以下，利用下述式子(1)计算出的Pcm值满足0.18≤Pcm≤0.30，并且余部由Fe及不可避免的杂质构成，

[0042] 摩擦搅拌的接合条件在如下范围：工具的转速：100(rpm)～1000(rpm)、工具的转矩：50(N·m)～500(N·m)以及接合速度：10(mm/min)～1000(mm/min)，而且由下记式子(2)定义的焊接热量输入HI在1.5～20的范围内且与Pcm的关系满足下记式子(3)的范围。

[0043] 记：

[0044] Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B……(1)

[0045] HI(kJ/mm)＝(6.28×RT×RS)/TS/1000……(2)

[0046] 其中，RT为工具的转矩(N·m)

[0047] RS为工具的转速(rpm)

[0048] TS为接合速度(mm/min)

[0049] 1.5×109×(Pcm)13.8≤HI≤2.1×108×(Pcm)10.6……(3)

[0050] 2.根据上述1的摩擦搅拌接合方法，上述高强度焊接结构用钢还含有，以质量％计，从Cu：1.0质量％以下、Ni：1.5质量％以下、Mo：1.0质量％以下、Cr：1.0质量％以下、V：0.10质量％以下、W：0.2质量％～1.2质量％、以及B：0.0001质量％～0.005质量％中选出的一种或者两种以上。

[0051] 3.根据上述1或2的摩擦搅拌接合方法，上述高强度焊接结构用钢还含有，以质量％计，从Ca：0.01质量％以下、REM：0.02质量％以下、Mg：0.01质量％以下以及Zr：0.0005质量％～0.03质量％中选出的一种或者两种以上。

[0052] 采用本发明，在对抗拉强度为800MPa以上的高强度结构用钢进行摩擦搅拌接合时，能够确保搅拌部的足够的强度。而且，消除由塑性加工状态的局部变化造成的韧性的不均匀性，能够获得均匀且良好的韧性。

附图说明

[0053] 图1是表示本发明的摩擦搅拌接合要领的图。

[0054] 图2是表示针对板厚6mm的钢板所使用的旋转工具的形状、尺寸的图。

[0055] 图3是表示针对板厚12mm的钢板所使用的旋转工具的形状、尺寸的图。

[0056] 图4是表示利用摩擦搅拌接合接头的拉伸试验片的采用要领和试验片的形状、尺寸的图。

[0057] 图5是表示利用摩擦搅拌接合接头的夏比冲击试验片的采用要领的图。

具体实施方式

[0058] 以下，具体说明本发明。

[0059] 首先，针对在本发明中将作为接合对象的高强度焊接结构用钢的成分组分限定在上述范围的理由进行说明。此外，在没有特别指定的情况下，质量％简略地表示为％。

[0060] C：0.03％～0.12％

[0061] C是增加强度的元素，为了在本发明中确保所希望的强度(800MPa以上)，需要含有0.03％以上。另一方面，如果含量超过0.12％，那么母材韧性和焊接性将恶化。因此，C量设定为0.03％～0.12％的范围。优选的是0.05％～0.09％的范围。

[0062] Si：0.6％以下

[0063] Si是通过固溶强化使母材和焊接热影响部(HAZ)的强度上升的有效元素。但是，如果添加量超过0.6％，那么韧性显著降低，因此，Si量的上限为0.6％。优选的是0.5％以下的范围。此外，Si量的下限虽未特别限定，但是因为Si是使强度提高的元素，为了获得足够的强度，优选的是Si量的下限为0.05％。

[0064] Mn：1.5％～3.0％

[0065] Mn是使强度增加的有效元素，从确保所希望的强度的观点出发，需要使其含量为1.5％以上。另一方面，如果Mn量超过3.0％，在轧制后进行空冷的情况下，组织变为粗大的贝氏体，导致母材韧性下降。因此，Mn量限定为1.5％～3.0％的范围。优选的是1.8％～
2.8％的范围。

[0066] P：0.015％以下、S：0.002％以下

[0067] P、S均作为钢中不可避免的杂质而存在。特别是，P、S是使在中心偏析部的偏析显著的元素，因此，为了抑制由母材的偏析部造成的韧性的下降，P量的上限为0.015％、S量的上限为0.002％。优选的是，P：0.010％以下、S：0.0018％以下。但是，因为过度地减少P和S将导致成本增加，所以希望P量的下限为0.001％左右、S量的下限为0.0005％左右。

[0068] Al：0.1％以下

[0069] Al作为脱氧元素发挥作用。但是，如果添加的Al量超过0.1％，那么钢中的清洁度将下降，并且引起韧性劣化，因此，Al量为0.1％以下。优选的是0.06％以下。此外，虽然Al量的下限并未特别限定，但是为了获得充分的脱氧效果，优选的是，Al量的下限为0.005％。

[0070] Ti：0.005％～0.030％

[0071] Ti是形成氮化物，并且用于降低钢中的固溶N量的有效元素。而且，所析出的TiN利用钉扎效果(pinning)抑制防止奥氏体晶粒的粗大化，对于母材和HAZ的韧性提高有帮助。为了获得所需的钉扎效果，需要添加Ti：0.005％以上，如果添加量超过0.030％，那么将形成碳化物，由于其析出硬化将导致韧性显著劣化，因此，Ti量的上限为0.030％。优选的是为
0.010％～0.025％的范围。

[0072] Nb：0.01％～0.10％

[0073] Nb是通过形成碳化物，防止特别是承受两次以上的热循环的焊接热影响部(HAZ)处的回火软化，而获得所需的HAZ强度的必要元素。此外，还具有扩大热轧制时的奥氏体未重结晶区域的效果，特别是为了使直到950℃为止的温度都是未重结晶区域，需要Nb的添加量为0.01％以上。另一方面，如果Nb量超过0.10％，那么HAZ的韧性将会显著受损，因此，Nb量的上限为0.10％。优选的是0.02％～0.08％的范围。

[0074] N：0.001％～0.008％

[0075] N通常作为不可避免的杂质存在于钢中。但是，如上所述，通过添加Ti，形成用于抑制奥氏体晶粒的粗大化的TiN。为了获得所需的钉扎效果，需要N在钢中存在0.001％以上。另一方面，如果N量超过0.008％，那么在TiN在焊接部，特别是在熔融线附近被加热到1450℃以上的区域分解的情况下，固溶N的不良影响变得显著。因此，N的上限为0.008％。优选的是0.002％～0.006％的范围。

[0076] O：0.03％以下

[0077] O产生非金属夹杂物，并且使钢的清洁度、韧性劣化，因此O量为0.03％以下。优选的是0.02％以下。但是，因为过度地减少O将造成成本增加，所以希望O的下限为0.0003％左右。

[0078] 以上，针对本发明的基本成分进行了说明，在本发明中，为了进一步提高特性，能够添加从Cu、Ni、Mo、Cr、V、W以及B之中选择的一种或者两种以上。

[0079] Cu：1.0％以下

[0080] Cu作为提高淬火性的元素发挥作用，并且能够通过添加大量的Mn来替代。但是，如果Cu量超过1.0％，那么将会产生裂纹，因此，Cu量的上限为1.0％。此外，从使Cu的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，Cu量的下限为0.05％。

[0081] Ni：1.5％以下

[0082] Ni也是作为提高淬火性的元素发挥作用，另外，即使添加也不引起韧性的劣化的有用元素。但是，Ni是贵重的元素，添加量超过1.5％将造成成本上升，因此，Ni量的上限为1.5％。此外，从发现Ni的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，Ni量的下限为
0.05％。

[0083] Mo：1.0％以下

[0084] Mo作为提高淬火性的元素发挥作用，并且能够通过添加大量的Mn来替代。但是，Mo是贵重的元素，并且即使添加量超过1.0％，强度上升也会达到饱和，因此，在添加Mo的情况下，Mo量的上限为1.0％。此外，从使Mo的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，Mo量的下限为0.02％。

[0085] Cr：1.0％以下

[0086] Cr也作为提高淬火性的元素发挥作用，能够通过添加大量的Mn来替代。但是，如果Cr量超过1.0％，那么HAZ韧性显著劣化，因此，在添加Cr的情况下，Cr量的上限为1.0％。此外，从使Cr的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，Cr量的下限为0.05％。

[0087] V：0.10％以下

[0088] V通过与Nb混合添加，在多重焊接热循环时析出硬化，对有效地防止HAZ的软化有帮助。但是，如果添加量超过0.10％，那么析出硬化显著而导致HAZ韧性劣化，在添加V的情况下，V量的上限为0.10％。此外，从使V的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，V量的下限为0.003％。

[0089] W：0.2％～1.2％

[0090] W是用于使钢的淬火性提高且获得贝氏体主体的组织的有效元素。此外，W的添加的效果为进一步提高因B添加所带来的钢的淬火性提高效果。而且，如果将W与Nb一起添加时，存在抑制控制轧制时的奥氏体的重结晶，使得奥氏体组织细微化的效果。为了获得这样的效果，W需要至少添加0.2％。但是，过量添加W会使HAZ韧性、焊接处的焊接性恶化，而且有时会破坏B的淬火性提高效果，因此，W量的上限为1.2％。

[0091] B：0.0001％～0.005％

[0092] B通过在奥氏体晶界发生偏析以抑制铁素体相变，特别是有助于防止HAZ的强度降低。为了获得该效果，需要添加0.0001％以上的B，即使添加量超过0.005％，其效果也会达到饱和，因此，在添加B的情况下，B量的上限为0.005％。

[0093] 此外，在本发明中，除了上述元素以外，还能够添加从Ca、REM、Mg以及Zr之中所选择的一种或者两种以上。

[0094] Ca：0.01％以下

[0095] Ca是对于钢中的硫化物的形态控制有效的元素，通过添加Ca来抑制对韧性有害的MnS的生成。但是，如果添加量超过0.01％，将形成CaO-CaS的簇合物，反而使韧性劣化，因此，在添加Ca的情况下，Ca量的上限为0.01％。此外，从使Ca的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，Ca量的下限为0.001％。

[0096] REM：0.02％以下

[0097] REM也是对于钢中的硫化物的形态控制有效的元素，通过添加REM来抑制对韧性有害的MnS的生成。但是，REM是贵重的元素，并且即使添加量超过0.02％，其效果也会达到饱和，因此，在添加REM的情况下，REM量的上限为0.02％。此外，从使REM的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，REM量的下限为0.001％。

[0098] Mg：0.01％以下

[0099] Mg作为在制钢过程中在钢中产生的细微氧化物，特别是带来抑制在HAZ中的奥氏体晶粒的粗大化的钉扎效果。但是，如果添加量超过0.01％，那么钢中的清洁度会下降，反而使韧性降低，因此，在添加Mg的情况下，Mg量的上限为0.01％。此外，从使Mg的添加效果表现出有利的一面的观点出发，优选的是，Mg量的下限为0.001％。

[0100] Zr：0.0005～0.03％

[0101] Zr在钢中形成碳氮化物，特别是带来抑制在焊接热影响部的奥氏体晶粒的粗大化的钉扎效果。为了获得充分的钉扎效果，需要添加0.0005％以上的Zr，但是如果添加量超过0.03％，那么钢中的清洁度会显著下降，反而使韧性降低，因此，在添加Zr的情况下，Zr量的上限为0.03％。

[0102] Pcm：0.18～0.30

[0103] 本发明的Pcm是表示焊接裂纹感受性的指数，利用以下式子(1)表示。

[0104] Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B……(1)

[0105] 在本发明中，为了实现接头强度≥800MPa，该Pcm值的下限为0.18。另一方面，如果Pcm值超过0.30，那么母材韧性和焊接性发生劣化，因此，Pcm值的上限为0.30。优选的是为0.190～0.260的范围。

[0106] 接下来，如下所述，说明摩擦搅拌接合法的接合条件的限定理由。

[0107] 工具的转速：100rpm～1000rpm

[0108] 在旋转工具和加工物的接合部之间产生摩擦热，为了产生利用工具搅拌因该摩擦热而软化了的接合部所引起的塑性流动，需要控制合适的工具转速。在该工具的转速不足100rpm时，发热和塑性流动不足，令人担忧的是，会在接合部产生未接合部，或者在旋转工具上施加过大的载荷而导致破损的不良情况发生。另一方面，如果工具的转速超过
1000rpm，则发热和塑性流动过大，令人忧虑的是，会因为软化的金属自接合部以毛刺的形式形成缺损而无法获得接合部的足够厚度、或者产生因旋转工具被过度加热而致其破损的不良情况。于是，工具的转速为100rpm～1000rpm的范围。优选的是120rpm～750rpm的范围。

[0109] 工具的转矩：50N·m～500N·m

[0110] 在旋转工具和加工物的接合部之间产生摩擦热，为了产生利用工具搅拌因该摩擦热而软化了的接合部所引起的塑性流动，需要将工具的转矩设定在合适的范围。在该工具的转矩不足50N·m时，发热和塑性流动不足，令人担忧的是，会在接合部产生未接合部，或者在旋转工具上施加过大的载荷而导致破损的不良情况发生。另一方面，如果工具的转矩超过500N·m，则发热和塑性流动过大，令人担忧的是，会因为软化的金属自接合部以毛刺的形式形成缺损而无法获得接合部的足够厚度、或者产生因对旋转工具过度加热而致其破损的不良情况。于是，工具的转矩为50N·m～500N·m的范围。优选的是100N·m～400N·m的范围。

[0111] 接合速度：10mm/min～1000mm/min

[0112] 从施工性的观点出发，接合速度越快越好。但是，在获得良好的接头方面存在合适的范围。即、在接合速度不足10mm/min的情况下，发热过大使接合部的韧性产生较大劣化。另一方面，在接合速度超过1000mm/min的情况下，发热和塑性流动不足，令人担忧的是，会在接合部产生未接合部，或者在旋转工具上施加过大的载荷而导致破损的不良情况发生。
于是，接合速度为10mm/min～1000mm/min的范围。优选的是100mm/min～900mm/min的范围。

[0113] 焊接热量输入HI：1.5～20、并且1.5×109×(Pcm)13.8～2.1×108×(Pcm)10.6[0114] 在本发明中，需要在使以下式子(2)所定义的焊接热量输入HI满足1.5～20的同时，使焊接热量输入HI与Pcm的关系满足以下式子(3)的范围。

[0115] HI(kJ/mm)＝(6.28×RT×RS)/TS/1000……(2)

[0116] 其中、RT为工具的转矩(N·m)

[0117] RS为工具的转速(rpm)

[0118] TS为接合速度(mm/min)

[0119] 1.5×109×(Pcm)13.8≤HI≤2.1×108×(Pcm)10.6……(3)

[0120] 工具的转矩(RT)和工具的转速(RS)的乘积与接合速度(TS)的商是接合方向的单位长度的热量，该热量被定义为接合热量输入HI。如果该HI低于1.5，则发热和塑性流动不足，令人担忧的是，会在接合部产生未接合部，或者在旋转工具上施加过大的载荷而导致破损的不良情况发生。另一方面，如果HI超过20，则发热过大，软化的材料在旋转工具的四周飞散而损失，使得在接合部以空孔的形式产生的缺陷。

[0121] 而且，通过将HI限定在1.5×109×(Pcm)13.8～2.1×108×(Pcm)10.6的范围，能够将搅拌部形成为主要由细微贝氏体组织构成的微粒组织。由此，获得搅拌部的足够强度，并且进一步消除由加热状态、塑性加工状态的局部变化引起的韧性的不均匀性，能够实现均匀质地的高韧性。

[0122] 在这里，“主要由细微贝氏体组织构成”指的是贝氏体的平均粒径为5μm以下，并且贝氏体占整个组织的面积率为80％以上。此外，也可以是贝氏体占整个组织的面积率为100％。此外，贝氏体的平均粒径的下限并未特别限定，通常为2μm左右。

[0123] 实施例

[0124] 使用表1所示的成分组分的高强度结构用钢板(板厚：6mm、12mm)来实施摩擦搅拌接合。图1表示摩擦搅拌接合的概略图。图中，附图标记1表示旋转工具、附图标记2表示旋转工具的肩部、附图标记3表示销部、附图标记4表示旋转轴、附图标记5表示钢板、附图标记6表示接合部、附图标记α表示前进角。

[0125] 接头对合面在铣刀加工程度的表面的状态下，形成为不带角度的所谓I型坡口，在单面1道次进行接合。此外，作为旋转工具，使用以聚晶立方氮化硼(PCBN)为原材料所制造出的工具，而且在接合时利用氩气将接合部屏蔽以防止接合部的氧化。

[0126] 如图2所示，针对板厚：6mm的钢板而言，使用的旋转工具的形状、尺寸为，肩部2为凸形状且具有螺旋，在销部3也具有螺旋，将工具前进角α设为0°来实施接合。

[0127] 另一方面，如图3所示，针对板厚：12mm的钢板而言，使用的旋转工具的形状、尺寸为，肩部2为凹形状且不具有螺旋，而在销部3具有螺旋，将工具前进角α设为3.5°来实施接合。

[0128] 在表2中，示出了供试钢和接合条件的组合情况。

[0129] 在表2中，No.1～7、16～22、26是满足本发明的主要条件的发明例，另一方面，No.8～15、23～25是不满足本发明的主要条件的比较例。

[0130] (见下页)

[0131]

[0132] [表2]

[0133]

[0134] *表示Pcm偏出合适范围

[0135] 此外，从由表2得到的摩擦搅拌接合接头切下试验材料并进行研磨，针对板厚截面使用3％硝酸酒精溶液(日文：ナィタ一ル)使组织显现出来，在板厚1/4位置使用扫描电子显微镜(SEM)进行3000倍的立体拍照，通过图像处理求出各相的面积率，实施对搅拌部的微粒组织的辨别。

[0136] 而且，利用在搅拌部的微粒组织的辨别中所使用的3000倍的SEM照片，引出两条彼此正交的直线，该直线相对于板厚方向具有45°倾斜角且长度为80mm，通过分别测量这两条直线与贝氏体相的各粒相交叉的线段的长度，求出所得到的线段的长度的平均值，该平均值就是贝氏体的平均粒径。

[0137] 在表3中表示评价结果。

[0138] 此外，表3的细微贝氏体指的是主要由细微贝氏体组织构成的(即、贝氏体的平均粒径为5μm以下，并且贝氏体占整体组织的面积率为80％以上)微粒组织。

[0139] 此外，粗大贝氏体指的是贝氏体的平均粒径超过15μm超，并且贝氏体占整个组织的面积率为60％以上的微粒组织。

[0140] 而且，细微贝氏体+马氏体指的是贝氏体和马氏体占整个组织的面积率总计为90％以上，并且马氏体的面积率为5％以上，而且贝氏体的平均粒径为5μm以下的微粒组织。

[0141] 除此之外，细微贝氏体+粗大贝氏体指的是平均粒径超过15μm的贝氏体占整个组织的面积率比20％多且比60％少的、余部由平均粒径5μm以下的贝氏体构成的微粒组织。

[0142] 此外，按照图4所示的选取位置、尺寸，从由表2得到的摩擦搅拌接合接头选取出拉伸试验片，并进行搅拌部的拉伸试验。

[0143] 此外，选取JIS Z 2202(1998)所记载的宽度5mm的小尺寸3号试验片，并且按照JIS Z 2242规定的要领进行搅拌部的夏比冲击试验。如图5所示，试验片的选取如下所述的进行：以接头的板厚中央线与试验片宽度中央线重合的方式，对接头的上表面和下表面进行切削加工。对于该试验片，以焊接线中央为原点，后退侧(图5中的R)方向设为负，将前进侧(图5中的A)方向设为正，在-3mm、-1mm、1mm以及3mm这四个不同的位置实施切口加工。

[0144] 在表3中表示利用上述拉伸试验获得的抗拉强度和利用试验温度：-40℃的夏比冲击试验获得的-40℃下的吸收能量。

[0145] 此外，表3所记载的吸收能量的值为，为了换算为与宽度10mm的大尺寸试验片的吸收能量相当的数值，将宽度5mm的小尺寸试验片的吸收能量值扩大为1.5倍后的数值。

[0146] [表3]

[0147]

[0148] 从表3可知，在No.1～7、16～22、26中的任一个发明例中，在抗拉强度为800MPa以上，且试验温度为-40℃的-3mm、-1mm、1mm以及3mm这四处不同的切口位置的夏比吸收能量均为100J以上。

[0149] 相反，在No.8～15、23～25的比较例中，出现如下结果：抗拉强度不足800MPa、或者试验温度为-40℃的-3mm、-1mm、1mm以及3mm这四处不同的切口位置的夏比吸收能量有-处或者两处以上不足100J、或者上述的两个条件都不满足。

[0150] 附图标记说明

[0151] 1 旋转工具

[0152] 2 肩部

[0153] 3 销部

[0154] 4 旋转轴

[0155] 5 钢板

[0156] 6 接合部