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摩擦 焊接方法

阅读：379发布：2020-05-12

专利汇可以提供摩擦焊接方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明提供一种不管铁系材料的组成，都能够抑制接合部的硬度上升及热影响部的硬度(强度)降低的简便且有效的摩擦焊接方法及由此获得的焊接结构物。本发明涉及一种摩擦焊接方法，其特征在于，使两个金属制被焊接材料(2、4)的被接合面彼此在抵接的状态下进行滑动，将金属制被焊接材料(2、4)的至少一方设为铁系材料，将焊接中的最高到达温度设为铁系材料的A3点以下或Acm点以下，优选焊接中的最高到达温度为铁系材料的A1点以下。，下面是摩擦焊接方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种摩擦焊接方法，其特征在于，
是使两个金属制被焊接材料的被接合面彼此在抵接的状态下进行滑动的摩擦焊接方法，
将所述金属制被焊接材料的至少一方设为铁系材料，
将焊接中的最高到达温度设为所述铁系材料的A3点以下或Acm点以下。
2.根据权利要求1所述的摩擦焊接方法，其特征在于，
将所述最高到达温度设为所述铁系材料的A1点以下。
3.根据权利要求1或2所述的摩擦焊接方法，其特征在于，
同时利用起因于所述金属制被焊接材料彼此的滑动产生的摩擦热、和起因于所述金属制被焊接材料的塑性变形产生的加工发热。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，将相对于所述被接合面大致垂直地施加的接合压力设为100～300MPa，将所述金属制被焊接材料的最高滑动速度设为75～160mm/秒。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，将所述两个金属制被焊接材料均设为圆柱形状，
使所述两个金属制被焊接材料的端面彼此在抵接的状态下进行旋转。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，将转速设为150～300rpm。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，将顶锻压力设为100～300MPa，
将摩擦变形量设为0.5～3mm。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，所述铁系材料的碳含量为0.2质量％以上。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，所述铁系材料为高速钢。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的摩擦焊接方法，其特征在于，在焊接中向被接合部附近供给制冷剂，强制冷却所述被接合部附近。
11.一种焊接结构物，其特征在于，
具有通过权利要求1～10中任一项所述的摩擦焊接方法所形成的接合部。
12.一种焊接结构物，其特征在于，
所述焊接结构物具有两个金属材料的对接接合部，
所述金属材料的至少一方为钢铁材料，
所述对接接合部的接合界面主要由再结晶晶粒构成，
具有所述再结晶晶粒的区域以所述接合界面为中心以大致一定的间隔分布，所述接合界面附近的硬度为母材硬度的90～130％。
13.根据权利要求12所述的焊接结构物，其特征在于，
所述钢铁材料的碳含量为0.2质量％以上。
14.根据权利要求12或13所述的焊接结构物，其特征在于，
所述钢铁材料为高速钢。

说明书全文

摩擦 焊接方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种金属材料的摩擦焊接方法，更具体而言，涉及可适用于各种铁系材料的、能够使接头特性飞跃性地提高的摩擦焊接方法、及由此获得的焊接结构物。

背景技术

[0002] 近年来，利用了摩擦生热现象的固相焊接(摩擦焊接)方法作为与现有的熔焊相比能够减小接合部的强度降低的焊接方法而备受关注。作为该固相焊接方法，可以举出：将高速旋转的圆柱状的工具压入被焊接材料进行焊接的“摩擦搅拌焊接(FSW)”、使旋转的圆柱状的被焊接材料与已固定的被焊接材料抵接进行焊接的“摩擦压焊”、及使被焊接材料在抵接的状态下往复运动进行焊接的“线性摩擦焊接”等。

[0003] 成为摩擦焊接的对象的被焊接材料的种类及组合广泛，关于作为通用结构材料的钢，也进行了广泛的研究开发。例如，在专利文献1(日本特开2001-287051号公报)中提出有一种方法，提供硬度在摩擦压焊的旋转半径方向成为大致均匀的高强度钢材料的摩擦压焊接头。

[0004] 上述专利文献1中记载的高强度钢材料的摩擦压焊接头为具有结晶粒径为2μm以下的微细组织，拉伸强度为60kgf/mm2以上，并且碳量为0.1wt％以下的高强度钢材料的摩擦压焊接头，高强度钢材料的碳量被控制地低至0.1wt％。通过该0.1wt％以下的低碳量，在进行摩擦压焊时，高强度钢材料的外周部的组织变化被抑制，且固化被抑制。

[0005] 另外，在专利文献2(日本特开2002-294404号公报)中，提供一种摩擦压焊接合部的硬度上升少且适于摩擦压焊的高碳钢材料及其制造方法。

[0006] 摩擦压焊的部件(钢材)被暴露于如下极其剧烈的加热冷却循环，即，在高压力下，以10秒左右被急速加热到恰好熔点以下的温度，接着，从1200℃以上急速冷却。因此，在急速加热时部件的晶粒粗大化，因其后的急速冷却而转变成硬质的马氏体相，接合部的硬度上升。

[0007] 与之相对，在上述专利文献2中记载的高碳钢材料中，通过含有0.005％以上的固溶状态的Nb，能够防止高碳钢材料的奥氏体晶粒的粗大化，能够将通过依据JIS G 0551的规定的氧化法在800℃×5分钟的热处理后测定的奥氏体粒度号设为9以上，能够抑制摩擦压焊接合部的硬度的上升。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本特开2001-287051号公报

[0011] 专利文献2：日本特开2002-294404号公报

发明内容

[0012] 发明所要解决的技术问题

[0013] 但是，上述专利文献1中公开的摩擦压焊接头必须是碳量为0.1wt％以下的高强度钢材料，且成为对象的被焊接材料被限定于极窄的范围内。

[0014] 另外，在上述专利文献2所公开的摩擦压焊接头中，也限定了能够作为被焊接材料使用的钢材料的组成。此外，不能有效地抑制热影响部的硬度(强度)降低。特别是，在使被焊接材料彼此滑动的摩擦焊接中，难以控制接头特性。

[0015] 鉴于以上现有技术的问题点，本发明的目的在于提供一种不管铁系材料的组成，都能够抑制接合部的硬度上升及热影响部的硬度(强度)降低的简便且有效的摩擦焊接方法及由此获得的焊接结构物。

[0016] 用于解决技术问题的手段

[0017] 本发明人为了实现上述目的而对摩擦焊接条件进行重复深入研究，其结果发现，将被焊接材料彼此的滑动速度控制为低速抑制摩擦发热，并且利用被焊接材料的加工发热是极其有效的，从而达成本发明。

[0018] 即，本发明提供一种摩擦焊接方法，其特征在于，是使两个金属制被焊接材料的被接合面彼此在抵接的状态下进行滑动的摩擦焊接方法，

[0019] 将所述金属制被焊接材料的至少一方设为铁系材料，

[0020] 将焊接中的最高到达温度设为所述铁系材料的A3点以下或Acm点以下。此外，铁系材料广泛包含以铁为主成分的金属材料，包括钢材料及铸铁材料。在此，在所述铁系材料为亚共析钢的情况下使用A3点，在所述铁系材料为过共析钢的情况下使用Acm点。

[0021] 在通常的摩擦焊接中，焊接中的最高到达温度比作为被焊接材料的铁系材料的A3点或Acm点高。尤其是，现有的摩擦压焊及线性摩擦焊接为将被接合面的氧化被膜等与毛刺一起排出来实现焊接的技术，为了排出足够量的毛刺而需要使接合温度高于A3点或Acm点(使接合部充分地软化(将接合部的组织制成奥氏体))。

[0022] 与之相对，在本发明的摩擦焊接方法中，因为焊接中的最高到达温度为作为被焊接材料的铁系材料的A3点以下或Acm点以下，所以焊接工艺中的接合部的母材(除硬质相以外的母材组织)成为铁素体和奥氏体的两相组织、渗碳体和奥氏体的两相组织、或铁素体和渗碳体的两相组织。其结果，因为该铁素体的区域不伴随相变，因此，能够确实地降低马氏体形成的区域。

[0023] 在本发明的摩擦焊接方法中，优选将所述最高到达温度设为所述铁系材料的A1点以下。只要焊接工艺中的最高到达温度为被焊接材料即铁系材料的A1点以下，则在接合部就不会产生相变，不会形成马氏体。另外，因为与现有的摩擦焊接相比以更低的温度实现焊接，所以能够抑制热影响部的形成。其结果，不管铁系材料的组成，都能够抑制接合部的硬度上升及热影响部的硬度(强度)降低。

[0024] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选同时使用起因于所述金属制被焊接材料彼此的滑动产生的摩擦热、和起因于所述金属制被焊接材料的塑性变形产生的加工发热。现有的摩擦焊接为利用了摩擦热的焊接方法，但是通过积极地灵活运用起因于金属制被焊接材料的塑性变形产生的加工发热，在低的接合温度下也能够获得良好的接头。

[0025] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选将相对于所述被接合面大致垂直地施加的接合压力设为100～300MPa，将所述金属制被焊接材料的最高滑动速度设为75～380mm/秒，更优选最高滑动速度设为75～160mm/秒。与现有的摩擦焊接相比，通过提高接合压力，极端地降低最高滑动速度，能够将接合温度设为作为被焊接材料的铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)。此外，能够产生起因于金属制被焊接材料的塑性变形产生的加工发热，在低的接合温度下也能够获得良好的接头。此外，在表示碳钢的摩擦压焊操作标准的JIS Z 3607中，将用于焊接的圆周速度的下限值设为1000mm/秒，与本发明的摩擦焊接方法中使用的滑动速度完全不同。

[0026] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选将所述两个金属制被焊接材料均设为圆柱形状，使所述两个金属制被焊接材料的端面彼此在抵接的状态下进行旋转。通过所谓在摩擦压焊的方式下实施摩擦焊接，能够容易地控制焊接的工艺条件(接合压力及最高滑动速度等)。另外，金属制被焊接材料不限于实心的，也可以是管状。进而，金属制被焊接材料的形状不限于圆柱形状，也可以是例如角状。

[0027] 用于摩擦压焊的被焊接材料基本上是圆柱形状，焊接时的滑动速度取决于该被焊接材料的直径(严密来说在旋转中心滑动速度为0，随着旋转半径的增加而变大)。即，摩擦压焊的最高滑动速度成为被焊接材料的最外周的滑动速度。

[0028] 在作为摩擦焊接利用摩擦压焊的情况下，优选将被焊接材料的转速设为150～300rpm。如上所述，焊接时的滑动速度取决于焊接材料的直径，但通常使用的直径(例如，直径10mm)时，通过将转速设为150～300rpm，能够将接合温度设为作为被焊接材料的铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)。此外，通常的摩擦压焊中使用的转速为数千rpm，是与本发明的摩擦焊接中使用的转速完全不同的数值范围。

[0029] 另外，在作为摩擦焊接利用摩擦压焊的情况下，优选将顶锻压力设为100～300MPa，将摩擦变形量(burn-off length)设为0.5～3mm。通过将顶锻压力设为100～
300MPa，将摩擦变形量设为0.5～3mm，能够积极地灵活运用起因于金属制被焊接材料的塑性变形产生的加工发热，并且能够实现来自接合界面的氧化被膜的排出，在低的接合温度下也能够获得良好的接头。

[0030] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，所述铁系材料的碳含量优选为0.2质量％以上，更优选为0.3质量％以上。在碳含量高的铁系材料(中·高碳钢)中，接合部大幅度的硬度上升或裂纹的产生成为问题，但在本发明的摩擦焊接方法中，因为抑制了接合部中马氏体的形成，所以能够获得良好的接头。此外，在硬度(强度)高的中·高碳钢中，热影响部的硬度(强度)降低成为深刻的问题，但本发明的摩擦焊接方法因为接合温度低，所以能够有效地抑制该硬度(强度)降低。

[0031] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选所述铁系材料为高速钢。在现有的摩擦压焊中，塑性变形阻力大的高速钢的焊接困难，并且在热影响部难以维持高速钢的高硬度(高强度)。与之相对，在本发明的摩擦焊接方法中，摩擦变形量设定得较小，因此，适于塑性变形阻力大的高速钢的焊接，并且由于接合温度低，因此，能够维持高速钢的各种强化机制，能够抑制热影响部的硬度(强度)降低。

[0032] 进而，在本发明的摩擦焊接方法中，优选在焊接中向被接合部附近供给制冷剂，强制冷却所述被接合部附近。接合温度可以通过接合压力及最高滑动速度等各种工艺条件进行控制，但根据被焊接材料的形状，有时在接合温度上形成分布。例如，在摩擦压焊中，最外周部的滑动速度变高，因此，与内部相比多数情况是该区域的温度变高。在此，通过在焊接中向被接合部附近供给制冷剂，能够使最外周部的接合温度降低，能够防止该区域的接合温度超过作为被焊接材料的铁系材料的A3点或Acm点(优选为A1点)。

[0033] 另外，在接合温度为被焊接材料即铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)的情况下，通过实施使用了制冷剂的外部冷却，能够使铁素体及渗碳体微细化，能够提高接头的机械特性(断裂韧性等)。进而，通过外部冷却，能够维持焊接工艺中的被焊接材料的强度，能够将强加工应变导入至接合界面附近。

[0034] 另外，本发明也提供一种焊接结构物，其具有通过本发明的摩擦焊接方法形成的接合部。本发明的焊接结构物不管钢的组成，都抑制了接合部的硬度上升及热影响部的硬度(强度)降低，因此，成为可靠性极高的焊接结构物。

[0035] 进而，本发明还提供一种焊接结构物，其特征在于，所述焊接结构物具有两个金属材料的对接接合部，

[0036] 所述金属材料的至少一方为钢铁材料，

[0037] 所述对接接合部的接合界面主要由再结晶晶粒构成，

[0038] 具有所述再结晶晶粒的区域以所述接合界面为中心以大致一定的间隔分布，[0039] 所述接合界面附近的硬度为母材硬度的90～130％。

[0040] 在接合界面形成再结晶晶粒的焊接方法存在摩擦搅拌焊接，在通过旋转工具的压入而对被焊接区域进行搅拌的摩擦搅拌焊接中，具有再结晶晶粒的区域的分布不是以接合界面为中心成为一定间隔。具体而言，在强烈受到工具的肩部的影响的被焊接材料的表面附近和板厚中心，该区域的分布不同。与之相对，在本发明的焊接结构部中，不依赖于板厚方向，该区域的分布以接合界面为中心成为大致一定间隔。此外，本发明的焊接结构物能够利用本发明的摩擦焊接方法适当制造。

[0041] 在本发明的焊接结构物中，接合界面附近的组织成为微细等轴的再结晶晶粒，由此能够成为强度、韧性、可靠性等机械特性优异的接合部。在此，再结晶晶粒伴随金属制被焊接材料的塑性变形和加热(升温)而形成，是本发明的摩擦焊接方法的大的特征之一。另外，在本发明的摩擦焊接方法中，通过向接合界面附近导入强加工应变，也存在再结晶温度降低的效果，能够实现低温下的焊接。与之相对，在现有的摩擦焊接方法中，接合温度变高，因此，在铁系材料的接合界面附近主要形成相变组织。

[0042] 另外，在本发明的焊接结构物中，接合界面附近的硬度为母材硬度的90～130％。通过将接合界面附近的硬度设为母材硬度的90～130％，能够抑制接合部的脆化。此外，接合界面附近的更优选的硬度为母材硬度的100～120％。

[0043] 进而，在本发明的焊接结构物中，优选钢铁材料的碳含量为0.2质量％以上，更优选钢铁材料为高速钢。通过钢铁材料的碳含量为0.2质量％以上，能够对焊接结构物赋予足够的强度，且通过钢铁材料为高速钢，从而能够对焊接结构物赋予更高的强度及硬度等。

[0044] 发明的效果

[0045] 根据本发明，可以提供一种不管铁系材料的组成，都能够抑制接合部的硬度上升及热影响部的硬度(强度)降低的简便且有效的摩擦焊接方法及由此获得的焊接结构物。附图说明

[0046] 图1是表示本发明的摩擦焊接的状态的示意图。

[0047] 图2是表示本发明的焊接结构物的接合部的组织的示意图。

[0048] 图3是表示焊接中的最高到达温度的图表。

[0049] 图4是实施焊接接头1的外观照片。

[0050] 图5是实施焊接接头1的接合界面的外周部及中心部的组织照片。

[0051] 图6是表示实施焊接接头7及比较焊接接头3的接合界面附近的维氏硬度分布的图表。

[0052] 图7是实施焊接接头7的焊接中心部的扫描电子显微镜照片。

[0053] 图8是比较焊接接头3的焊接中心部的扫描电子显微镜照片。

[0054] 图9是实施焊接接头7及实施焊接接头8的概观照片。

[0055] 图10是表示比较例4～比较例11的接合温度的图表。

[0056] 符号的说明：

[0057] 2、4…被焊接材料

[0058] 6…软化区域

[0059] 8…毛刺

[0060] 10…接合部

[0061] 12…接合界面

具体实施方式

[0062] 下面，一边参照附图一边对本发明的摩擦焊接方法及由此获得的焊接结构物的代表性的实施方式进行详细地说明，但是，本发明不仅限于这些。此外，在以下的说明中，对同一或相当部分赋予同一符号，有时省略重复的说明。另外，附图用于概念性地说明本发明，因此，也有时所表示的各结构要素的尺寸、它们的比例与实际的不同。

[0063] (A)摩擦焊接方法

[0064] 以下，以摩擦压焊为例，详细地说明本发明的摩擦焊接方法。图1是表示本发明的摩擦焊接的状态的示意图。此外，用于摩擦压焊的装置在不损害本发明的效果的范围内没有特别的限定，可以使用现有公知的各种摩擦压焊装置。

[0065] 在本发明的摩擦焊接方法中，被焊接材料2及被焊接材料4的至少任一方为铁系材料。被焊接材料2及被焊接材料4的形状可以设为能够适用于现有公知的各种摩擦压焊的形状，可以设为横截面为环状或圆状的部件，即横截面为环状的中空部件或横截面为圆状的实心部件，例如管部件、圆柱部件、或锥状部件等。此外，被焊接材料2及被焊接材料4的形状也可以设为角状。

[0066] 在将被焊接材料2和被焊接材料4的端面对接后，在使被焊接材料2静止的状态下，一边将被焊接材料4朝向被焊接材料2以接合压力P1按压一边使其以规定的转速R旋转、滑动。利用该旋转滑动产生的摩擦热，被接合界面附近的温度上升，形成软化区域6。当然，可以使被焊接材料4静止，使被焊接材料2旋转；也可以使被焊接材料2及被焊接材料4同时旋转。

[0067] 接着，软化区域6成为所希望的接合温度T，在摩擦变形量L达到设定值后，紧急停止被焊接材料4的旋转，并且将被焊接材料4朝向被焊接材料2侧以顶锻压力P2(≧P1)按压，由此实现焊接。

[0068] 在此，在现有的摩擦压焊中，焊接中的最高到达温度Tmax比被焊接材料2和/或被焊接材料4的铁系材料的A3点或Acm点高，但在本发明的摩擦焊接方法中，焊接中的最高到达温度Tmax为该铁系材料的A3点以下或Acm点以下，因此，焊接工艺中的接合部的母材(除硬质相以外的母材组织)成为铁素体和奥氏体的两相组织、渗碳体和奥氏体的两相组织、或铁素体和渗碳体的两相组织。其结果，因为该铁素体的区域不伴随相变，所以能够减少马氏体形成的区域。此外，铁系材料的A3点(℃)由例如“A3＝937.2－436.5C+56Si－19.7Mn－16.3Cu－26.6Ni－4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti－19.1Nb+198.4Al+3315B”可知(在C、Si等中代入各元素的质量％)。

[0069] 另外，本发明的摩擦焊接方法的焊接中的最高到达温度Tmax与现有的摩擦压焊相比大幅降低，因此，能够抑制形成于接合部附近的热影响部(HAZ)的硬度(强度)降低。其结果，能够适用于热影响部(HAZ)的硬度(强度)降低成为深刻的问题的780MPa以上的高强度钢、工具钢及高速钢等。

[0070] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选将焊接中的最高到达温度Tmax设为被焊接材料2和/或被焊接材料4的A1点以下。只要焊接工艺中的最高到达温度Tmax是该铁系材料的A1点以下，则在接合部就不会产生相变，不能形成马氏体。另外，与现有的摩擦焊接相比，以更低的温度实现焊接，因此，能够更有效地抑制热影响部(HAZ)的形成。其结果，不管作为被焊接材料2和/或被焊接材料4使用的铁系材料的组成，均能够抑制接合部的硬度上升及热影响部(HAZ)的硬度(强度)降低。此外，铁系材料的A1点(℃)由例如“A1＝750.8－26.6C+17.6Si－11.6Mn－22.9Cu－23Ni+24.1Cr+22.5Mo－39.7V－5.7Ti+232.4Nb－169.4Al－
894.7B”可知(在C、Si等中代入各元素的质量％)。

[0071] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选同时使用起因于被焊接材料2及被焊接材料4的滑动产生的摩擦热、和起因于被焊接材料2和/或被焊接材料4的塑性变形产生的加工发热。现有的摩擦焊接为利用了摩擦热的焊接方法，但通过积极地灵活运用起因于被焊接材料2和/或被焊接材料4的塑性变形产生的加工发热，从而即使在低的接合温度下，也能够获得良好的接头。

[0072] 为了利用起因于被焊接材料2及/或被焊接材料4的塑性变形产生的加工发热实现焊接，优选将相对于被接合面大致垂直地施加的接合压力P1设为100～300MPa，将被焊接材料2和被焊接材料4的最高滑动速度Vmax设为75～380mm/秒，更优选最高滑动速度Vmax设为75～160mm/秒。也多少受到被焊接材料的形状等的影响，但通过与现有的摩擦焊接相比提高接合压力P1，并且极端地降低最高滑动速度Vmax，从而能够将接合温度设为作为被焊接材料的铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)。另外，能够产生起因于金属制被焊接材料的塑性变形的加工发热，即使在低的接合温度T下，也能够获得良好的接头。

[0073] 具体而言，通过将接合压力P1设为100MPa以上，能够施加为了形成没有未接合部的接合界面而充分的压力，且通过设定为300MPa以下，除了能够使用通用的焊接装置进行焊接之外，还能够防止被焊接材料的极端的变形。

[0074] 另外，通过将被焊接材料2和被焊接材料4的最高滑动速度Vmax设为75mm/秒以上，能够形成具有足够的接合强度的接合界面，通过设定为380mm/秒以下(更优选为160mm/秒以下)，能够将焊接中的最高到达温度Tmax设定为被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)。

[0075] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，优选将被焊接材料2及被焊接材料4均设为圆柱形状，使被焊接材料2及被焊接材料4的端面彼此在抵接的状态下进行旋转。通过在所谓摩擦压焊的实施方式下实施摩擦焊接，能够容易地控制焊接的工艺条件(接合压力P1及最高滑动速度Vmax等)。此外，被焊接材料2及被焊接材料4不限于实心的，也可以是管状。

[0076] 用于摩擦压焊的被焊接材料2或被焊接材料4基本上是圆柱形状，焊接时的滑动速度V取决于被焊接材料2或被焊接材料4的直径(严密地说在旋转中心，滑动速度V为0，随着旋转半径的增加而增大)。即，摩擦压焊的最高滑动速度Vmax为被焊接材料的最外周的滑动速度。此外，在线性摩擦焊接的情况下，最高滑动速度Vmax为被焊接材料彼此的往复移动的最高速度。

[0077] 在作为摩擦焊接利用摩擦压焊的情况下，优选将被焊接材料4的转速R设为150～300rpm。如上所述，焊接时的滑动速度V取决于焊接材料的直径，但是，在通常使用的直径(例如，直径10mm)时，将转速R设为150～300rpm，由此，可以将接合温度T设为作为被焊接材料的铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)。

[0078] 另外，在作为摩擦焊接利用摩擦压焊的情况下，优选将顶锻压力P2设为100～300MPa，将摩擦变形量设为0.5～3mm。通过将顶锻压力P2设为100～300MPa，并且将摩擦变形量设为0.5～3mm，能够积极地活用起因于被焊接材料2和/或被焊接材料4的塑性变形产生的加工发热，并且也能够实现氧化被膜从接合界面的排出，即使在低的接合温度T下，也能够获得良好的接头。

[0079] 具体而言，通过将顶锻压力P2设为100MPa以上，能够充分产生伴随着被焊接材料2和/或被焊接材料4的塑性变形的加工发热，通过设定为300MPa以下，能够使用通常的摩擦焊接装置进行焊接。

[0080] 另外，通过将摩擦变形量设定为0.5mm以上，能够充分产生伴随着被焊接材料2和/或被焊接材料4的塑性变形的加工发热，通过设为3mm以下，即使焊接时的最高到达温度Tmax为被焊接材料2和/或被焊接材料4的A1点以下，也能够实现该摩擦变形量。

[0081] 在现有的摩擦压焊中，被接合界面附近的温度比被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料的A3点或Acm点高，能够充分软化。其结果，当施加顶锻压力P2时，仅该软化的铁系材料作为毛刺8排出，加工发热几乎不会产生。与之相对，通过使用上述焊接条件，被接合界面附近的温度成为被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料的A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)，通过在该状态下施加顶锻压力P2，被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料进行塑性变形。另外，可以预计再结晶温度的降低，能够实现A1点以下的焊接。

[0082] 本发明的摩擦焊接方法中使用的接合温度T与现有的摩擦压焊中使用的接合温度相比极低，是在常识中判断为不能焊接的条件。即，本发明的摩擦焊接是通过在摩擦发热的基础上利用加工发热来实现焊接的提出新的焊接方法的焊接。

[0083] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料的碳含量优选为0.2质量％以上，更优选为0.3质量％以上。在碳含量高的铁系材料(中·高碳钢)中，接合部的大幅的硬度上升或裂纹的产生成为问题，但是，因为在本发明的摩擦焊接方法中抑制了接合部的马氏体的形成，所以能够获得良好的接头。而且，在硬度(强度)高的中·高碳钢中，热影响部(HAZ)的硬度(强度)降低成为深刻的问题，但是，因为本发明的摩擦焊接方法的接合温度T低，所以能够有效地抑制该硬度(强度)降低。

[0084] 另外，在本发明的摩擦焊接方法中，被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料优选为高速钢。在现有的摩擦压焊中，塑性变形阻力大的高速钢难以进行焊接，并且在热影响部(HAZ)难以维持高速钢的高硬度(高强度)。与之相对，在本发明的摩擦焊接方法中，摩擦变形量被设定得较小，因此，适于塑性变形阻力大的高速钢的焊接，接合温度低，因此，能够抑制热影响部(HAZ)的硬度(强度)降低。

[0085] 进而，在本发明的摩擦焊接方法中，优选在焊接中向被接合部附近供给制冷剂，强制冷却所述被接合部附近。在此，只要不损害本发明的效果，制冷剂就没有特别限定，可以使用水、液氮及液体CO2等。在此，从比热及导热系数的关系考虑，通过使用液体CO2，能够最有效地实现强制冷却。

[0086] 使用了制冷剂的强制冷却在接合温度超过A3点或Acm点的情况下，冷却速度变大，促进马氏体的形成，因此为逆效果，但是，在接合温度为A3点以下或Acm点以下(优选为A1点以下)的情况下，有助于铁素体、渗碳体的微细化，因此，对接头的机械特性的提高极其有效。

[0087] 接合温度T能够通过接合压力P1及最高滑动速度Vmax等各种工艺条件进行控制，但是，有时根据被焊接材料2及被焊接材料4的形状而在接合温度T上形成分布。例如，在摩擦压焊中，最外周部的滑动速度V变高，因此，与内部相比，该区域的温度变高的情况较多。在此，通过在焊接中向被接合部附近供给制冷剂，能够使最外周部的接合温度T降低，能够防止该区域的接合温度T超过被焊接材料2和/或被焊接材料4所用的铁系材料的A3点或Acm点(优选为A1点)。

[0088] (B)焊接结构物

[0089] 图2是表示本发明的焊接结构物的接合部的组织的示意图。接合部10是将被焊接材料2和被焊接材料4焊接而成的，被焊接材料2和/或被焊接材料4为铁系材料。此外，本发明的焊接结构物通过本发明的摩擦焊接方法焊接，图2表示通过摩擦压焊焊接而成的接合部。

[0090] 在接合部10未形成显著的热影响部(HAZ)，而成为具有高的连接效率的可靠性极高的焊接结构物。另外，优选接合界面12主要由再结晶晶粒形成。通过接合界面12附近的组织成为微细等轴的再结晶晶粒，从而接合部10具有强度、韧性、可靠性等高的机械特性。

[0091] 在此，再结晶晶粒通过伴随被焊接材料2和/或被焊接材料4的塑性变形的再结晶温度的降低而形成，是本发明的摩擦焊接方法的大的特征之一。与之相对，在现有的摩擦焊接方法中，接合温度T变高，因此，在铁系材料的接合界面12附近形成包含马氏体的相变组织。

[0092] 进而，在本发明的焊接结构物中，优选接合界面12附近的硬度为被焊接材料2或被焊接材料4的母材硬度的90～130％。通过将接合界面12附近的硬度设为该母材硬度的90％以上，能够抑制由接合部10导致的连接效率的降低，通过设定为130％以下，能够抑制接合部10的脆化。此外，接合界面12附近的更优选的硬度为母材硬度的100～120％。

[0093] 以上，对本发明的摩擦焊接方法及由此得到的焊接结构物的代表性的实施方式进行了说明，但是，本发明不仅限于这些，可以进行各种设计变更，这些设计变更全部包含于本发明的技术范围内。

[0094] 实施例

[0095] 《实施例1》

[0096] 将直径长度100mm的JIS-S45C(0.44％C－0.73％Mn－0.20％Si－0.04％Cr)圆棒作为被焊接材料，进行了圆棒彼此的摩擦压焊。在摩擦压焊条件下，使用转速200rpm、摩擦压力180MPa、摩擦变形量1mm、顶锻压力180MPa，摩擦工序控制方法进行摩擦长度控制。此外，在焊接工艺的最初，使S45C圆棒彼此以60MPa抵接，将一被焊接材料在以
200rpm旋转的状态下保持2秒，进行预热。

[0097] 对所得到的实施焊接接头1的接合部进行截面观察，在完全实现接合的情况下判定为○，有未接合部的情况下判定为×，在表1中表示结果。另外，通过辐射温度计测定焊接中的最高到达温度，在图3中表示得到的值。此外，图3中用实线表示S45C的A1点。

[0098] 图4表示实施焊接接头1的外观照片。从该外观照片能够确认能够获得作为中碳钢的S45C材料的良好的接头。此外，毛刺的排出量与现有的摩擦压焊接头相比较少。

[0099] 图5表示接合界面的外周部及中心部的组织照片。外周部及中心部均未形成马氏体，而成为由微细等轴粒构成的组织。该结果表示摩擦压焊中的最高接合温度为S45C的A1点以下。此外，对于接合温度，与中心部相比，外周部一方变高，因此，由于该接合温度的差而外周部的结晶粒径比中心部大。

[0100] 另外，进行接合界面的中心部的EBSD分析，结果观察到一部分晶粒中导入了小角晶界，方位发生变化的情况。这是加工应变的导入所导致的，表明在本发明的摩擦焊接方法中，加工对于被焊接材料的影响大。此外，EBSD分析使用FE-SEM(日本电子株式会社制造的JSM-7001FA)及TSL公司制造的OIM data Collection ver5.31。

[0101] 《实施例2》

[0102] 除了将摩擦压焊中使用的转速设为150rpm以外，与实施例1同样地获得了实施焊接接头2。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况及焊接中的最高到达温度，在表1及图3中分别表示结果。

[0103] 《实施例3》

[0104] 除了将摩擦压焊中使用的转速设为250rpm以外，与实施例1同样地获得了实施焊接接头3。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况及焊接中的最高到达温度，在表1及图3中分别表示结果。

[0105] 《实施例4》

[0106] 除了将摩擦压焊中使用的转速设为300rpm以外，与实施例1同样地获得了实施焊接接头4。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况及焊接中的最高到达温度，在表1及图3中分别表示结果。

[0107] 《实施例5》

[0108] 除了将摩擦压焊中使用的摩擦变形量设为2mm，并且将摩擦压力设为240MPa以外，与实施例1同样地获得了实施焊接接头5。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况及焊接中的最高到达温度，在表1及图3中分别表示结果。

[0109] 《实施例6》

[0110] 除了将摩擦压焊中使用的摩擦压力设为300MPa以外，与实施例5同样地获得了实施焊接接头6。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况及焊接中的最高到达温度，在表1及图3中分别表示结果。

[0111] 《实施例7》

[0112] 除了将被焊接材料的材质设为JIS-SK105(1.03％C－0.94％Mn－0.30％Si－0.43％Cr)，将摩擦压焊条件设为转速：300rpm、摩擦压力：240MPa、摩擦变形量：2mm、顶锻压力：240MPa以外，与实施例1同样地获得了实施焊接接头7。

[0113] 《实施例8》

[0114] 在摩擦压焊中，对被接合界面附近实施使用了液体CO2的外部冷却，除此以外，与实施例7同样地获得了实施焊接接头8。

[0115] 《比较例1》

[0116] 除了将摩擦压焊中使用的转速设为100rpm以外，与实施例1同样地获得了比较焊接接头1。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况，在表1中表示结果。此外，因为焊接工艺中的被焊接材料的状态不稳定，所以不能测定最高到达温度。

[0117] 《比较例2》

[0118] 除了将摩擦压焊中使用的转速设为500rpm以外，与实施例1同样地获得了比较焊接接头2。另外，与实施例1同样地评价了接合的状况及焊接中的最高到达温度，在表1中表示结果。

[0119] 《比较例3》

[0120] 除了将摩擦压焊条件设为转速：2000rpm、摩擦压力：80MPa、摩擦变形量：3mm、顶锻压力：160MPa以外，与实施例7同样地获得了比较焊接接头3。

[0121] 《比较例4》

[0122] 除了将被焊接材料的材质设为JIS-FC250(3.48％C－3.29％Si－0.42％Mn－0.05％P－0.015％S)，将摩擦压焊条件设为转速：6000rpm、摩擦压力：50MPa、摩擦变形量：
3mm、顶锻压力：75MPa以外，与实施例1同样地获得了比较焊接接头4。

[0123] 《比较例5》

[0124] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为4500rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头5。

[0125] 《比较例6》

[0126] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为3500rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头6。

[0127] 《比较例7》

[0128] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为3000rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头7。

[0129] 《比较例8》

[0130] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为2500rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头8。

[0131] 《比较例9》

[0132] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为2000rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头9。

[0133] 《比较例10》

[0134] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为1500rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头10。

[0135] 《比较例11》

[0136] 除了将摩擦压焊中利用的转速设为1000rpm以外，与比较例4同样地获得了比较焊接接头11。

[0137] [表1]

[0138] 转速(rpm) 摩擦变形量(mm) 接合状态
比较例1 100 1 ×
实施例2 150 1 ○
实施例1 200 1 ○
实施例3 250 1 ○
实施例4 300 1 ○
比较例2 500 1 ○
实施例5 200 2 ○
实施例6 300 2 ○

[0139] 如表1所示，在摩擦压焊中利用的转速为100rpm(比较例1)的情况下，不能实现接合，但是，150rpm以上的转速时可以形成没有缺陷的接合部。从该结果可知，即使在低转速区域，也能够实现摩擦压焊。此外，被焊接材料的直径为10mm，因此，在焊接中的最高滑动速度为100rpm的情况下为52mm/秒，在150rpm的情况下为78mm/秒。

[0140] 如图3所示，可知，在转速为300rpm以下的区域，焊接中的最高到达温度为S45C的A1点以下。此外，焊接中的最高滑动速度在300rpm的情况下为156mm/秒。

[0141] 另外，在通常的摩擦焊接中，随着摩擦压力的增加，焊接中的最高到达温度上升，但是，如果比较实施例5和实施例6，则摩擦压力大的实施例6一方成为较低的最高到达温度。这启示了本发明的摩擦焊接使用与现有的摩擦焊接不同的焊接原理，是利用了加工发热的焊接法(不是仅使用了摩擦发热的焊接法)。此外，在实施例1～实施例6中，能够确认在施加顶锻压力后接合温度上升。

[0142] 图6中表示实施焊接接头7及比较焊接接头3的接合界面附近的维氏硬度分布。图6是以接合界面为中心，在接头的长度方向测定维氏硬度的结果。在实施焊接接头7中，未发现在形成了马氏体的情况下发生的大幅的硬度上升。在中心部(接合界面)，硬度上升50HV左右，该硬度上升是由微细等轴粒的形成而引起的。此外，没有发现如现有的摩擦压焊接头中形成的显著的热影响部(HAZ)。另一方面，在比较焊接接头3中，在接合界面附近发现有起因于马氏体的形成产生的显著的硬度上升，而且，热影响部(HAZ)的硬度比实施焊接接头7更低。此外，维氏硬度测定在载荷：0.1kgf、载荷负荷时间：15s的条件下进行。

[0143] 图7及图8分别表示实施焊接接头7及比较焊接接头3的焊接中心部的扫描电子显微镜照片。实施焊接接头7中成为由粒径约2μm以下的球状化渗碳体和等轴微细铁素体构成的组织，但是，在比较焊接接头3中形成有透镜状马氏体。

[0144] 图9表示实施焊接接头7及实施焊接接头8的概观照片。在摩擦压焊中，对被接合界面附近实施了使用了液体CO2的外部冷却的实施焊接接头8中，具有回火色的区域减少，能够确认外部冷却导致的被焊接材料外周部接合温度的降低。

[0145] 图10表示比较例4～比较例11的接合温度。此外，对于接合温度，使用辐射温度计测定了接合部表面的温度。可知在2000rpm～6000rpm范围时，随着转速的降低而接合温度降低，主要是因摩擦热而发热。与之相对，1500rpm下的接合温度比2000rpm下的接合温度高，认为是摩擦热和加工发热重叠的结果(本发明的加工发热是指由该现象能够确认的发热的增加部分)。此外，使用了1500rpm的焊接(比较例10)不是本发明的实施例，可知使用了与上述的JIS Z 3607中规定的圆周速度相比大幅减小的转速，现有公知的摩擦压焊方法中没有活用加工发热。

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