JP2011001599A - 摩擦圧接に適した機械構造用鋼材およびその製造方法、摩擦圧接部品 - Google Patents

Abstract

【課題】疲労強度、衝撃強度などの部品特性を向上させた、摩擦圧接に適した機械構造用の低炭素鋼材およびその製造方法、摩擦圧接部品を提供することを目的とする。
【解決手段】固溶［Ｔｉ］を含む特定組成の低炭素鋼材の組織を、特定の熱処理によって、フェライト粒をパーライト粒よりも大きくなるような新規な混相組織として、この低炭素鋼材が他の鋼材と摩擦圧接された複合鋼材あるいは複合鋼部品の疲労強度、衝撃強度などの部品特性を向上させる。
【選択図】図１

Description

本発明は、摩擦圧接される用途に適した機械構造用の鋼材およびその製造方法、摩擦圧接された摩擦圧接部品に関する。

例えば、自動車のエンジン、変速機、差動機などに用いられるピストンピンなどのエンジン部品、歯車、シャフト、コンロッドなどの鋼製の機械構造部品は、多くの場合、表層部の硬さを高める必要があり、素材である機械構造用鋼材に、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施す。また、これらの機械構造部品は、同時に、最終部品の形状精度を保証するために、精密な切削加工を要する部品でもある。

これら機械構造部品は、近年、省エネルギー化による車体重量の軽量化に伴い、小型化が追求されている。そして、自動車などのエンジンの高出力化に伴い、前記小型化との相乗作用で、これら機械構造部品への負荷は増大しつつある。このため、これらの機械構造部品には、基本的な要求特性である強度、靭性に加えて、衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性といった各種特性の向上がより求められている。

通常、これら機械構造部品の素材である鋼材には、加工性に優れた低炭素鋼材（肌焼き鋼、フェライトとパーライトとの混合組織）が用いられる。この低炭素鋼材は、通常、熱間圧延や熱間鍛造による棒材や線材などへの加工後に、必要により、冷間鍛造などの冷間加工が施された上で、機械構造部品形状に精密な切削・仕上げ加工が行われている。

ここで、上記のように負荷増大に対応した機械構造部品の素材として、素材である機械構造用鋼材の強度、靭性を高くすると、前記精密な切削加工が著しく困難となる。したがって、前記高強度、高靭性な部品特性と被削性とを兼備した鋼材が求められるが、強度と被削性とは相反する関係にあり、単一の機械構造用鋼材で、強度と被削性とを両立させることは著しく困難である。

このため、前記高強度、高靭性な部品特性と被削性を両立させる方策の一つとして、強度、靭性などの前記部品特性が必要な部分に用いる鋼材と、被削性が必要な部分に用いる鋼材とをそれぞれ別個に準備し、これら特性が各々異なる両鋼材を互いに接合することによって、複合鋼材あるいは複合鋼部品とし、前記部品特性と被削性を両方達成する方法がある。

このような複合鋼材を作成するための、互いの鋼材間あるいは鋼部材間の接合方法としては、大きく分けて溶融接合法と固相接合法に分類される。このうち溶融接合では、互いの鋼材の接合部分が融点以上の高温状態となるため、接合部位で結晶粒の粗大化、気泡の発生など接合欠陥が発生しやすい。また、熱影響部が大きくなり、母材と熱影響部の界面で割れが発生しやすい問題も生じる。

一方、固相接合は、互いの鋼材の接合面が固相面同士の溶接方法のことであり、溶加材を用いることなく、母材の融点以下の温度で接合することができる。代表的な固相接合法としては摩擦圧接法がある。この摩擦圧接法は、２つの鋼材同士（鋼部材同士）を加圧・回転させながら、接触面（当接面）に摩擦熱を発生させることで、互いの鋼材の接合部分（以下、接合部とも言う）を加熱、軟化した後、この接合部に対するアップセット力（圧接力）を作用させて接合（溶着）する方法である。

このような摩擦圧接法では、半溶融状態に加熱された部分がアップセット力の作用でバリとして接合面から排出されるため、清浄面同士が融点以下の温度で接合されることになる。このため、前記溶融接合法と比較して、接合部位で結晶粒の粗大化、気泡の発生、熱影響部の界面による割れなどが発生しにくい特徴がある。

このような鋼材同士の摩擦圧接方法自体は従来から公知であって、例えば、特許文献１などで、この摩擦圧接方法の改良技術が提案されている。即ち、特許文献１では、摩擦圧接方法における、投入エネルギーおよび素材の無駄遣いを抑え、製品の寸法精度、接合強度、機械的性質のばらつきを抑えることが可能であることが開示されている。ただし、この特許文献１には、摩擦圧接方法に適した、素材鋼材に関する記述はない。

一方、このような特徴を有する摩擦圧接法を鋼材同士の接合に適用した場合には、摩擦熱により熱影響を受ける部分（ＨＡＺ部）の強度低下や、逆に接合部分の強度増加が問題となる。この接合部分では、摩擦熱による加熱後、周りの母材によって急速に冷却されるため、マルテンサイト相となりやすく、強度が増加しやすいからである。そして、このような熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加が大きいと、母材、前記熱影響部、前記接合部分の、摩擦圧接された複合鋼材（複合鋼部品）の部位による強度変動が大きく、疲労強度、衝撃強度などの部品特性を低下させることとなる。

このような課題に対して、前記熱影響部の強度低下だけ、あるいは前記接合部分の強度増加だけなど、個別の問題への対応でしかないが、従来から摩擦圧接用の素材鋼材側を改良した技術が種々提案されている。

例えば、特許文献２には、前記熱影響部の強度低下を抑制した、摩擦圧接用の高強度電縫鋼管の製造方法が提案されている。この特許文献２では、Ｃ：0.08〜0.23％、Si：0.5％以下、Mn：1.8 ％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、Mo：0.05〜0.60％を含有する鋼を、熱間圧延後、摩擦圧接時に析出するMo、Nbの炭窒化物を固溶状態に保つため、熱延鋼板の巻取り温度を450 ℃未満とする。そして、これら固溶状態としたNb、Moを摩擦圧接の際に、炭窒化物として析出させ、析出強化によって熱影響部の軟化を抑制している。

しかし、前記した析出強化は、単に熱影響部だけでなく、通常は互いの鋼材の接合部分にまで及ぶ。この接合部分は、摩擦熱による加熱後、周りの母材によって急速に冷却されるため、マルテンサイト相となりやすく、元々強度が増加しやすい。そこへ、この析出強化も加わった場合は、前記マルテンサイト相化との相乗硬化によって、逆に接合部分の強度は顕著に増加してしまう。

このような接合部分の強度増加は、前記した衝撃、曲げ疲労、面圧疲労といった負荷が増大した機械構造部品では、使用中の接合部分の脆化を著しく促進させ、割れを発生しやすくする。このため、機械構造部品あるいは機械構造用鋼材としての信頼性を低下させる。

特許文献３には、このような摩擦圧接による接合部分の強度増加を、素材である高炭素熱延鋼材側で抑制する技術が開示されている。この特許文献３では、微量の固溶Nbを含有させることによって、摩擦圧接の高圧力下での急速加熱における、高炭素鋼材のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、接合部分の硬さ増加と脆化を抑制している。この場合、固溶Nbは、摩擦圧接後に、NbCとして析出して結晶粒の粗大化防止に寄与している。

ただ、このような固溶Nbの利用は、摩擦接合のままで使用される鋼材あるいは鋼部品（焼戻し付与材）の場合には有効であるが、摩擦圧接後の鋼材あるいは鋼部品に浸炭処理などの表面硬化処理を施して、部品強度を更に向上させる場合には、意味が無くなる。即ち、このような表面硬化処理では、大抵鋼材あるいは鋼部品を高温に加熱するために、析出したNbCがこの加熱によって再び分解し始める。このため、部分的な結晶粒の粗大化が発生しやすく、この表面硬化処理後の冷却によって、旧オーステナイト粒径のばらついたマルテンサイト相となる。このような結晶粒径のばらつきは、やはり疲労強度、衝撃強度などの部品特性を著しく低下させる。このため、前記した衝撃、曲げ疲労、面圧疲労といった負荷が増大した機械構造部品あるいは機械構造用鋼材としての信頼性を低下させる。

因みに、この他の技術として、特許文献４では、Ｃが０．１％以上の中高炭素鋼材について、摩擦圧接による接合部分（接合界面）に生じる硬化層（酸化物）をバリとして排出して、接合部分の曲げ延性を確保するために、素材鋼の組織を制御している。即ち、素材鋼の組織をフェライトとパーライトとを合わせた面積率を４０％未満とした、ベイナイト組織またはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織として、摩擦圧接時の加熱による軟化を遅らせて、前記硬化層をバリとして排出しやすくし、接合部分の曲げ延性を確保している。

また、特許文献５では、Ｃが０．１％以上の中高炭素鋼材について、摩擦圧接した複合鋼材接合部の表面を、超音波振動端子により打撃して、接合部の応力集中を緩和して、耐疲労強度を向上させている。

ただ、これら特許文献４、５は、いずれも中高炭素鋼材（ベイナイト組織またはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織）を対象としており、通常の機械構造部品の素材である低炭素鋼材（フェライトとパーライトとの混合組織）の疲労強度、衝撃強度の向上には適用できない。

特開平１１−４７９５８号公報 特開平４−１１６１２３号公報 特開２００２−２９４４０４号公報 特開２００３−１８３７６８号公報 特開２００６−２９７３９８号公報

前記した通り、通常の機械構造部品用の素材である低炭素鋼材において、熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加を、合わせて（同時に）抑制して、母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑え、複合鋼材の疲労強度、衝撃強度などの部品特性を低下させない（向上させる）技術は、未だ提案されていない。

しかも、特に、摩擦圧接後の鋼材あるいは鋼部品に、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施して、部品強度を更に向上させる場合の、前記各部位の強度変動を最小限に抑え、複合鋼材の疲労強度、衝撃強度などの部品特性を低下させない技術は、未だ提案されていない。

前記自動車などのエンジン部品用などの機械構造部品では、高強度な中高炭素鋼材だけではなく、低炭素鋼材でも、前記した通り、小型化、高出力化に伴う部品への負荷の増大に対応して、疲労強度、衝撃強度の向上が求められている。したがって、低炭素鋼材を用いた摩擦圧接法による複合鋼材（複合鋼部品）にも、このような用途に適用するためは、当然これらの特性向上が求められる。

この点、前記した、母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑えて、疲労強度、衝撃強度を向上させない限り、通常の機械構造用の低炭素鋼材であっても、摩擦圧接法による複合鋼材（複合鋼部品）は、前記自動車などのエンジン部品としては信頼性に欠け使用できない。

本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、疲労強度、衝撃強度などの部品特性を向上させた、摩擦圧接に適した機械構造用の低炭素鋼材およびその製造方法、摩擦圧接部品を提供することを目的とする。

上記目的を達成するための、本発明の摩擦圧接に適した機械構造用鋼材の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜２％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を各々含み、固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］（［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｔｉが０．０１％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、組織が、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上、２０以下である、フェライト粒とパーライト粒との混相からなることとする。

また、上記目的を達成するための、本発明の摩擦圧接に適した機械構造用鋼材の製造方法の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜２％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を各々含み、必要により、更に、質量％で、Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上、および／またはＣａ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間鍛造あるいは熱間圧延して鋼材とした後に、Ａ３点温度以上に加熱して保持し、その後Ａ１点直下の温度まで冷却して保持する熱処理を行って、この鋼材の固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］（［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｔｉを０．０１％以上とするとともに、この鋼材の組織を、このフェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上、２０以下であるフェライト粒とパーライト粒との混相とすることである。

更に、上記目的を達成するための、本発明の衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品の要旨は、前記した要旨の、あるいは後述する好ましい態様の機械構造用鋼材が摩擦圧接によって同じ機械構造用鋼材同士あるいは他の鋼材と接合された複合鋼材とされ、前記機械構造用鋼材が表面硬化処理および焼戻し処理を施されてなることである。

本発明者は、機械構造用の低炭素鋼材につき、摩擦圧接の際の摩擦熱により熱影響を受ける部分（ＨＡＺ部）の強度低下や、互いの鋼材の接合部分の強度増加を、各々抑制できる手段につき研究した。

この結果、先ず、熱影響部の強度低下については、摩擦圧接の際の摩擦熱により生成するオーステナイト粒を整粒化して、急冷後に生成するマルテンサイト相を、旧オーステナイト粒径が整粒化されたマルテンサイト相するによって抑制することとした。また、同時に、摩擦圧接の際の急冷後に生成する析出物の析出強化によって、熱影響部の強度低下を併せて抑制することとした。

本発明では、このオーステナイト粒の整粒化と析出強化とを、固溶Ｔｉによって行うことを特徴とする。この固溶Ｔｉは炭化物を形成しやすく、摩擦圧接の際の急速加熱、急速冷却によって微細なＴｉ炭化物を形成する。このＴｉ炭化物は、オーステナイト粒を整粒化すると共に析出強化によって、特に、前記熱影響部の強度低下を抑制することができる。したがって、本発明では、摩擦圧接される機械構造用鋼材に予め固溶Ｔｉを積極的に存在（残存）させる。

また、固溶Ｂは、熱影響部や互いの鋼材の接合部分を均一にマルテンサイト変態させることができるので、摩擦圧接の際の摩擦熱により熱影響を受ける部分（ＨＡＺ部）の強度低下や、互いの鋼材の接合部分の強度増加を各々抑制できる。このため、本発明では、好ましくは、前記固溶Ｔｉに加えて、固溶Ｂを併用し、摩擦圧接される機械構造用鋼材に予め固溶Ｔｉと固溶Ｂとを積極的に存在（残存）させる。

なお、前記固溶Ｔｉに基づき、摩擦圧接の際の急速加熱、急速冷却によって生成した微細なＴｉ炭化物は、前記特許文献３のような固溶Ｎｂに基づくＮｂ炭化物よりも難溶性である性質を持つ。このため、摩擦圧接後の鋼材あるいは鋼部品に表面硬化処理を施して高温に加熱しても、一旦析出した前記微細Ｔｉ炭化物は、前記特許文献３のＮｂ炭化物のように再び分解することがない。したがって、この表面硬化処理によって、部分的な結晶粒の粗大化が発生することが無く、この表面硬化処理後の冷却によって、旧オーステナイト粒径のばらついたマルテンサイト相となることが無い。この結果、このような結晶粒径のばらつきによる疲労強度、衝撃強度などの部品特性の低下が生じない。このため、前記した衝撃、曲げ疲労、面圧疲労といった負荷が増大した機械構造部品あるいは機械構造用鋼材としての信頼性を低下させることがない。

次に、本発明では、接合部分の強度の急激な増加を、摩擦圧接の際の急冷後に生成する、残留オーステナイトの存在（生成）によって、抑制することとした。

そして、本発明では、この接合部分の強度の急激な増加抑制のための、前記残留オーステナイトの生成を、摩擦圧接される機械構造用鋼材の組織を、予めフェライト粒に対してパーライト粒を小さくした組織としておくことによって行うことを特徴とする。

通常、機械構造用の前記低炭素鋼材の組織は、フェライト粒とパーライト粒との混相からなり、これらフェライト粒とパーライト粒とに互いの大きさ（サイズ）の差は殆どなく、概ね同じ平均面積比をしている。

これに対して、本発明では、摩擦圧接される機械構造用低炭素鋼材のフェライト粒とパーライト粒との混相からなる組織において、フェライト粒に対してパーライト粒を予め小さくしておく。これによって、摩擦圧接の際の急速加熱、急速冷却中に、前記接合部分における元のパーライト粒だった部分にＣ（炭素）を濃化しやすくすることができる。

前記した、フェライト粒とパーライト粒とに互いの大きさ（サイズ）の差が殆どない場合には、Ｃ（炭素）はパーライト粒には濃化せず、摩擦圧接の際の急速加熱、急速冷却中の組織におけるＣ濃度の分布は殆ど同じ（均一）である。これに対して、摩擦圧接の際の急速加熱、急速冷却時のマルテンサイト変態時に、前記した通り、パーライト粒だった部分にＣ（炭素）が濃化していると、この濃化部分に残留オーステナイトが生成しやすくなる。そして、前記接合部分にこのような比較的軟質な残留オーステナイトが存在すると、この接合部分の強度の急激な増加を抑制することができる。

本発明によれば、機械構造用の低炭素鋼材（肌焼き鋼）につき、摩擦圧接の際の摩擦熱により熱影響を受ける部分（ＨＡＺ部）の強度低下や、互いの鋼材の接合部分の強度増加を、各々抑制できる。しかも、これらの効果は、続く浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施しても損なわれることがない。したがって、摩擦圧接によって上記のように強度ばらつきを抑制した複合鋼部材とでき、更に、表面硬化処理や、その後の焼戻し熱処理を施すことによって、摩擦接合部品の欠点であった疲労強度、衝撃強度などの特性の低下を抑制した鋼部品とすることができる。また、面疲労特性、曲げ疲労特性、被削性が要求される部位に関しても、それぞれ特性を満足させることができる。

本発明鋼材の組織を示す図面代用写真である。 従来の機械構造用低炭素鋼材の組織を示す図面代用写真である。

まず、本発明鋼材の化学成分組成の限定理由について説明する。本発明機械構造用の低炭素鋼材（肌焼き鋼）の化学成分組成は、前記した自動車のエンジン部品などの機械構造部品に要求される強度や靭性特性、これに加えた衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性などの特性向上のためや、これらの特性向上のための前記本発明組織とするための前提条件となる。

このため、本発明鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜２％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を各々含み、固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］（［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｔｉが０．０１％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分組成とする。なお、以下の元素含有量の単位は全て質量％だが、単に％と表記する場合もある。

ここで、本発明鋼材は、種々の特性を向上させるために、前記特定の化学成分組成に加えて、選択的な添加元素として、更に、質量％で、Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を含有しても良い。また、これらに加えて、あるいはこれらの代わりに、Ｃａ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を含有しても良い。

これら以外のその他の元素は、基本的には不純物であり、通常の、この種機械構造用の低炭素鋼材（肌焼き鋼）の不純物含有量 (許容量) レベルとする。

以下に、各主要元素の含有量と、その限定理由（意義）について説明する。

Ｃ：０．０５〜０．３％
Ｃは、機械構造用部品としての必要強度を確保するための基本元素である。Ｃ含有量が少なすぎると、本発明が対象とする機械構造用部品に要求される強度を確保できない。しかし、Ｃを過剰に含有させると、延性を劣化させ、また鋼材が脆化し、衝撃特性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０５〜０．３％の範囲とし、下限値は好ましくは０．０８％、より好ましくは０．１０％とする。また、上限値は好ましくは０．２７％、より好ましくは０．２５％とする。

Ｓｉ：０．０２〜２％
Ｓｉは溶製中の鋼の脱酸作用に寄与する。また、固溶強化により母材強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。また、本発明が対象とする機械構造用部品に要求される強度も確保できない。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると、変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせる。この傾向はＳｉ含有量が２％を超えると顕著に見られはじめる。このため、Ｓｉ含有量は０．０２〜２％の範囲とし、下限値は好ましくは０．０５％、より好ましくは０．０８％とする。また、上限値は好ましくは１．５％、より好ましくは１％とする。

Ｍｎ：０．３〜２％
Ｍｎは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、鋼材への熱間加工時の加工性の劣化を抑制する効果を有する。更に、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させることにも有効である。Ｍｎ含有量が少なすぎるとこれらの効果が得られず、変形能が劣化し、割れが生じやすくなる。一方で、Ｍｎを過剰に含有させると、固溶強化による変形抵抗の増加と変形能の低下をもたらす。また、Ｐの粒界への偏析を助長し、粒界強度の低下、疲労強度の低下を生じさせる。このため、Ｍｎ含有量は０．３〜２％の範囲とし、下限値は好ましくは０．３５％、より好ましくは０．４％とする。また、上限値は好ましくは１．７％、より好ましくは１．５％とする。

Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）
Ｐは不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、フェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。したがって、変形能の観点からＰは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下の低いほど良いが、０％とすることは製造上困難であるので、０．０３％以下（但し０％を含まない）と規定する。上限値は好ましくは０．０２５％、より好ましくは０．０２％とする。

Ｓ：０．００５〜０．０５％
Ｓも不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。したがって、Ｓは全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして無害に析出させる必要がある。ただし、このＭｎＳの析出量が増えると、やはり変形能が劣化する。一方で、Ｓは被削性向上効果があり、Ｓ含有量を極端に低減すると被削性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は変形能と被削性のバランスを考慮して０．００５〜０．０５％の範囲とし、下限値は好ましくは０．００７％、より好ましくは０．０１％とし、上限値は好ましくは０．０４％、より好ましくは０．０３％とする。

Ｃｒ：０．２〜２％
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理による硬化層深さや、必要な母材硬さを与えることによって、歯車などの機械構造用部品としての静的強度および疲労強度を確保する上で重要な元素である。Ｃｒ含有量が少なすぎるとこうした効果を発揮できない一方で、Ｃｒ含有量が過剰になっても、旧オーステナイト粒界に炭化物として偏析するため、疲労強度、衝撃強度低下の原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．２〜２％の範囲とし、下限値は好ましくは０．３５％、より好ましくは０．５％とし、上限値は好ましくは１．６％、より好ましくは１．２％とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは溶製中の鋼の脱酸元素として有効である。Ａｌ含有量が少なすぎると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるので、割れが生じやすくなる。一方、Ａｌ含有量が過剰になっても、酸化アルミ系の酸化物などの非金属介在物が生成し、被削性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１％の範囲とし、下限値は好ましくは０．００８％、より好ましくは０．０１％とし、上限値は好ましくは０．０８％、より好ましくは０．０６％とする。

Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）
Ｎは、他の元素と窒化物を形成し、組織微細化、整粒化に寄与するが、固溶状態で存在すると、熱間延性の劣化、動的ひずみ時効による変形能の低下を招くため、全量をＴｉと結合させて、固溶Ｎを無くし、ＴｉＮとして析出させておく必要がある。したがって、Ｎ含有量は０．０２％以下（但し０％を含まない）の範囲とし、上限値は好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０１２％とする（いずれも固溶Ｎは０％）。

Ｔｉ：０．０２〜０．２％
Ｔｉは、炭化物、窒化物を形成して、特にＮを固定し、固溶Ｎによる変形能の劣化を防止し、オーステナイト粒の微細化、整粒化に寄与する。また、本発明においては、固溶Ｔｉが残存できるだけのＴｉを含有させる必要がある。この固溶Ｔｉは、前記した通り、摩擦圧接中にＴｉＣを形成する。このＴｉＣはオーステナイト粒を微細化、整粒化させると共に、析出強化に寄与する。そのため、摩擦圧接後の、熱影響部における強度の低下を抑制することができる。

Ｔｉ含有量が少なすぎると、十分な量の固溶Ｔｉを摩擦圧接時に作用させることができない。一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、ＴｉＣが多量に生成するため、却って強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．２％の範囲とし、下限値は好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０４％とし、上限値は好ましくは０．１５％、より好ましくは０．１％とする。

固溶Ｔｉが０．０１％以上
ＴｉがＮを全量固定するためには、ＴｉとＮの間には、０．０１≦［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］を満足する必要がある。前記したように、Ｔｉは摩擦圧接時にＣと結合させるために、固溶状態で存在させる必要がある。ＴｉＣによる熱影響部における強度の低下を抑制する効果を最大に発揮させるためには、０．０１％以上の固溶Ｔｉが必要である。固溶Ｔｉが０．０１％未満となると、摩擦圧接時の強度の低下を十分に抑制することができない。なお、固溶Ｔｉの上限は、鋼中に含有するＴｉが全て固溶している状態を指す。固溶Ｔｉは、固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］で計算される（ここで［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量である）。固溶Ｔｉの下限値は好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０２％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、鋼材の焼入れ性を向上させることに加えて、結晶粒界強化によって衝撃強度を高める作用を有する。Ｂ含有量が不足すると、これらの効果が得られず、一方で、Ｂ含有量が過剰になると、逆に粒界強度が低下し始めるので、冷間および熱間加工性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．１％の範囲とし、下限値は好ましくは０．００１％、より好ましくは０．０１５％とし、上限値は好ましくは０．００４５％、より好ましくは０．００４％とする。

Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉは、前記特許文献５でも同効元素として記載している通り、いずれも、靱性を損なうことなく、素材としての鋼材や摩擦圧接後の複合鋼材の強度を向上させるのに有効である。

Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（但し０％を含まない）：Ｎｂ、Ｖは、いずれも炭化物などを形成し、摩擦圧接後の熱影響部における強度低下を抑制し、実質的に強度を向上させることができる。そこで、必要に応じて、Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種を添加する。

選択的に添加する場合のＮｂ含有量の下限は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｎｂ含有量が多すぎるとＮｂＣが多量に生成するため、逆に強度が低下する。したがって、Ｎｂ含有量の上限は０．１５％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。

選択的に添加する場合のＶ含有量の下限は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｖ含有量が多すぎるとＶＣが多量に生成するため、逆に強度が低下する。したがって、Ｖ含有量の上限は０．１５％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。

Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）
Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を確保して、不完全焼入れ組織の生成を抑制し、強度を向上させるのに有効な元素である。そこで、必要に応じて、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）を添加する。一方、Ｍｏの含有量が過剰になると、母材の硬度が必要以上に硬くなって靭性、衝撃特性が劣化するので、１％以下に限って、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下添加する。なお、Ｍｏによる前記効果を有効に発揮させるためには、０．０４％以上の添加が好ましく、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上添加する。

Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材をひずみ時効させ、母材や接合部分の強度を向上させるのに有効である。そこで、必要に応じて、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種を添加する。一方、Ｃｕ、Ｎｉの含有量が過剰になると熱間延性が劣化するので、各々１％以下に限って、好ましくは各々０．８％以下、より好ましくは各々０．６％以下添加する。なお、Ｃｕ、Ｎｉによる前記効果を有効に発揮させるためには、０．１％以上の添加が好ましく、より好ましくは各々０．２％以上、更に好ましくは各々０．３％以上添加する。

Ｃａ、ＲＥＭ、Ｌｉ、Ｍｇの１種又は２種以上
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｌｉ、Ｍｇは、共通して、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼材の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。そこで、必要に応じて、Ｃａ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を添加する。

前記効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ、ＲＥＭは０．０００５％以上の添加が好ましく、より好ましくは各々０．００１％以上、更に好ましくは各々０．００１５％以上添加する。同じく、Ｌｉ、Ｍｇは０．０００１％以上の添加が好ましく、より好ましくは各々０．０００２％以上、更に好ましくは各々０．０００３％以上添加する。一方、これらを過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ、ＲＥＭは各々０．０２％以下の添加が好ましく、より好ましくは各々０．０１％以下、更に好ましくは各々０．００５％以下添加する。同じく、Ｌｉ、Ｍｇは各々０．０２％以下の添加が好ましく、より好ましくは各々０．００２５％以下、更に好ましくは各々０．００１％以下添加する。

次に、本発明機械構造用鋼材の摩擦圧接に適した組織について以下の通り説明する。図１に本発明鋼材の４００倍の光学顕微鏡により観察された組織（図面代用写真）を示す。また、図２に、従来の（通常の）機械構造用低炭素鋼材の同じく４００倍の光学顕微鏡により観察された組織（図面代用写真）を示す。図１は後述する実施例における発明例の鋼種Ｎｏ．１Ａの組織である。

本発明機械構造用鋼材の組織は、摩擦圧接に適した組織とするために、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上、２０以下である、フェライト粒とパーライト粒との混相からなる。図１に示すように、本発明鋼材の組織は白っぽく見えるフェライト粒と、黒っぽく見えるパーライト粒との混相からなるが、フェライト粒の方がパーライト粒よりも数倍以上大きい。このように、フェライト粒の方がパーライト粒よりも数倍以上大きくなれば、必然的にフェライト粒の平均面積の方がパーライト粒の平均面積よりも大きくなる。したがって、本発明鋼材の組織はフェライト粒の方がパーライト粒よりも数倍以上大きい、新規なフェライト粒とパーライト粒との混相組織であると言うことができる。

また、図１に示すように、本発明鋼材の組織はそのフェライト粒の周縁形状も入り組んだ凹凸を有した複雑な形状を有しており、このような大きなフェライト粒に小さなパーライト粒が組み込まれたような組織をしている。一方、図２に示す従来の機械構造用低炭素鋼材の組織は、本発明鋼材の組織と同じく白っぽく見えるフェライト粒と、黒っぽく見えるパーライト粒との混相からなるが、フェライト粒はパーライト粒とほぼ同じ大きさである。しかも、フェライト粒とパーライト粒とは似たような単純な粒状の形状をして、互いに隣り合って並んでいる。これに対して、図１に示すように、本発明鋼材の組織は、前記した通り、大きなフェライト粒に小さなパーライト粒が組み込まれたような、新規なフェライト粒とパーライト粒との混相組織であると言うことができる。

フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上、２０以下
摩擦圧接による接合部の組織は、急速加熱と急速冷却によって、主にマルテンサイト相で構成される。従来の機械構造用低炭素鋼材のように、フェライト粒とパーライト粒の面積比が１に近い場合、接合部が摩擦圧接によって、オーステナイト温度に加熱され、パーライト中のセメンタイトが分解される際、Ｃ（炭素）の濃度が均一になりやすい。このため、接合部の全面（全部分）は、残留オーステナイトなど存在しない、均一なマルテンサイト相となりやすい。そして、このように均一なマルテンサイト相となった場合には、接合部の強度が増加し過ぎ、脆化が促進されるため、割れが発生しやすくなる。このため、摩擦接合部品としての疲労強度、衝撃強度などの特性が低下して、機械構造部品としての信頼性が無くなる。

一方、本発明のようにフェライト粒／パーライト粒の平均面積比を４以上、好ましくは５以上として、フェライト粒に比較して、パーライト粒の方を著しく小さくすると、接合部が摩擦圧接によって、オーステナイト温度に加熱された時にＣ（炭素）濃度が偏析しやすくなる。このＣ濃度の高い部分はＭｓ点温度が低下しているため、急速冷却であっても一部が残留オーステナイトとなる。この残留オーステナイトは、前記マルテンサイトと比較して硬さが低いため、接合部の強度増加を抑制することができ、また、衝撃特性、疲労特性を向上させることができる。

このような接合部分を得るためには、本発明では、フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上とする。ただし、平均面積比が高くなりすぎる（フェライトに対してパーライトが小さくなりすぎる）と、逆にＣ（炭素）が濃化しにくくなるため、最大でも２０とする必要がある。したがって、本発明では、フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積を４以上、２０以下の範囲とし、このフェライト／パーライトの下限は好ましくは５以上、より好ましくは６以上とする一方、このフェライト／パーライトの上限は好ましくは１６以下、より好ましくは１２以下とする。

本発明鋼材組織の製造方法
上記した本発明組織を形成するためには、上記した特定の成分組成の機械構造用低炭素鋼材を製造後に、摩擦圧接の前に予め、Ａ３点温度以上での加熱・保持とＡ１点直下までの冷却・保持という、２段階での特定の熱処理を施すことが必要である。

なお、機械構造用低炭素鋼材自体は、通常の前記自動車部品用の機械構造用鋼材の製造工程で製造できる。即ち、鋳造された鋼片を熱間圧延あるいは熱間鍛造によって線棒材などの鋼材に加工される。但し、本発明鋼材は、熱間圧延上がり、あるいは熱間鍛造上がりの鋼材（熱間加工まま材）あるいは更に冷間鍛造などによって部品形状に形成された鋼材、更に精密な切削・仕上げ加工によって機械構造部品とされた鋼材であっても良い。但し、これらいずれかの形状の鋼材を摩擦圧接する前に、予め、Ａ３点温度以上に加熱して保持し、その後Ａ１点直下の温度まで冷却して保持する熱処理を行って、前記本発明組織とする。

特定の熱処理
前記した特定の熱処理では、前記特定の成分組成の機械構造用低炭素鋼材を、Ａ３点温度以上に加熱・保持することで全面をオーステナイト変態させ、且つ、ＴｉとＢを十分に固溶させる。その状態から、Ａ１点直下の温度まで冷却・保持する間に、オーステナイト粒界にＢが偏析し、フェライト粒界を大きく湾曲させる。この結果、前記図１に示したように、大きなフェライト粒の入り組んだ凹凸周縁の凹部（入り江の部分）にＣが濃化することで、フェライト粒と比較して小さいパーライトを生成させることができる。また、前記した固溶Ｔｉも、この特定の熱処理によって、固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］（［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｔｉの量で０．０１％以上確保することができる。

ここで、本発明の低炭素鋼材の前記特定成分組成からすると、前記Ａ３点温度は８５０〜９５０℃の範囲で保持時間は０．５〜５時間、Ａ１点直下の温度は６００〜７００℃の範囲で保持時間は１〜７時間が好ましい。この熱処理後（Ａ１点直下の温度までの冷却・保持後）は、鋼材を室温まで冷却するが、この際は放冷しても急冷しても良い。なお、この特定の熱処理は、前記切削・仕上げ加工が施される場合、この前でも後でも良い。

摩擦圧接による複合材
本発明が対象とする摩擦圧接による複合材は、市販の摩擦圧接機により摩擦圧接が可能であれば、目的とする前記機械構造部品に応じて、本発明の低炭素鋼材に対して、種々の鋼種の相手鋼材が選択できる。また、本発明の低炭素鋼材形状や複合材形状も、目的とする前記機械構造部品に応じて種々の形状が選択できる。例えば、本発明の低炭素鋼材同士を摩擦圧接しても良く、また、相手材をＳ４５ＣやＳＣｒ４２０Ｈなどの機械構造用炭素鋼、合金鋼、Ｖ添加鋼、Ｂ添加鋼などとして、切削性や強度などの種々の特性を基準に選択して組み合わせても良い。また、形状も、摩擦圧接する鋼材同士の形状が異なっていても、同じあるいは類似であっても勿論良く、棒材同士の組み合わせ、頭部（円形材、角形材、傘状材、リング状材など）と軸となる棒材との組み合わせなど、自由に複合材形状が選択できる。

これら摩擦圧接による複合材は、主として、本発明の機械構造用鋼材側が浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、次いで、複合材全体あるいは本発明の機械構造用鋼材側だけが焼戻し処理されて、機械構造部品とされる。なお、機械構造部品としての用途に応じて、公知の防錆処理や防錆被覆などの適当な表面処理が施されても良い。

以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。

表１〜３に示す種々の成分組成の低炭素鋼材を、表４〜６に示す通り、固溶Ｔｉ量とフェライト粒とパーライト粒との平均面積比などを作り分けて製造した。そして、機械構造部品を模擬して、これら低炭素鋼材を、これら低炭素鋼材同士、および相手材をＳ４５Ｃ、ＳＣｒ４２０Ｈの鋼材として、各々摩擦圧接して複合材とした。そして、表４〜６に示す通り、これら複合材の衝撃特性、曲げ疲労特性を各々評価した。ここで、表１は表４に、表２は表５に、表３は表６に各々対応しており、表１と表４、表３と表６は全て発明例、表２と表５は全て比較例である。

低炭素鋼材の製造条件：
表のうち、表１と４、表２と５との低炭素鋼材は、熱間圧延により、下記の製造条件によって丸棒として製造した。
溶解・鋳造：供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。
ビレット鍛造：このインゴットを１２００℃に加熱して、ビレット（１５５ｍｍ角）に熱間鍛造し、冷却した。
切断、溶接：この鍛造ビレットの端部を切断し、ダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ長さ）を溶接した。
熱間圧延：このダミービレット溶接後のビレットを１２００℃に加熱後、Φ８０ｍｍの丸棒に圧延し、冷却した。
熱処理：この丸棒の熱処理を、９３０℃×１時間加熱後、６５０℃×４時間加熱して放冷する、前記好ましい熱処理条件内（表４、５には熱処理条件内か否かの欄と○と記載）で実施。
但し、表２と５の鋼種２Ｚは、比較例として、前記好ましい熱処理条件外の、９００℃×２時間加熱後、空冷する焼ならしを実施した（表５には熱処理条件内か否かの欄と×と記載）。

一方、表３と６の低炭素鋼材は、熱間鍛造により、下記の製造条件によって丸棒として製造した。
溶解・鋳造、ビレットの熱間鍛造およびダミービレット溶接までは、上記熱間圧延材と同じと同じ条件で製造し、ダミービレット溶接後のビレットを１２００℃加熱後、Φ８０ｍｍの丸棒に鍛造し、冷却した。
熱処理：この丸棒の熱処理を、９３０℃×１時間加熱後、６５０℃×４時間加熱して放冷する、前記好ましい熱処理条件内（表６には熱処理条件内か否かの欄と○と記載）で実施。

フェライトとパーライトとの平均面積比の測定方法
前記熱処理後の各丸棒を長手方向の中心で切断し、切断面（長手方向に対して９０°方向の径方向断面）を樹脂に埋め込み、エメリー紙、ダイヤモンドバフで試料表面を鏡面研磨後、表面をナイタールでエッチングした。これを光学顕微鏡を用い、Ｄ／４位置を倍率４００倍で観察し、５箇所写真撮影した。

この撮影写真を、Image Pro Plusを用い、画像を２値化し、フェライト粒（相）を白色、パーライト粒（相）を黒色とした。そして、これら画像の各粒（相）のそれぞれの最大直径から、各視野におけるフェライトとパーライトの平均結晶粒径を求め、この平均結晶粒径から、フェライト粒とパーライト粒との各平均面積を求めた。そして、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比、フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積を算出し、これら５視野の平均値をフェライト／パーライトの平均面積比とした。なお、ここで、発明例、比較例を問わず、実施例における全ての例の組織は、フェライト粒とパーライト粒とのみの混相からなるものであった。

摩擦圧接試験
前記熱処理後の各丸棒の長手方向に沿って、Ｄ／４位置からφ２０ｍｍ×１００ｍｍＬの棒材（試験片）を切出した。自動摩擦圧接機として日東制機（株）製の製品名ＦＦ−４５１１−Ｃを用い、ブレーキ法によって摩擦圧接した。即ち、前記切出した棒材同士、および前記切出した棒材の相手材をＳ４５Ｃ、ＳＣｒ４２０Ｈの鋼材として、各々長手方向に端部同士を突き合わせた丸棒複合鋼材（鋼部品）として、各々摩擦圧接した。摩擦圧接は、各例とも共通して以下の条件に従って行った。

（摩擦圧接条件）
摩擦圧力：８０ＭＰａ、摩擦時間：７ｓｅｃ、
アップセット圧力（接合部への丸棒両端部からの加圧力）：１６０ＭＰａ、
アップセット時間（接合部への加圧時間）：７ｓｅｃ、
回転数：１６００ｒｐｍ、
全寄りしろ：５〜１２ｍｍ（当初の丸棒長さからの縮み量）

衝撃特性評価
Φ２０ｍｍ×約２００ｍｍＬの前記摩擦接合品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、接合部分がノッチ底となるように、１辺が１０ｍｍの正方形断面×５５ｍｍＬのシャルピー試験片を作製した。なお、ノッチ形状は、Ｒ１０（ｍｍ）とした。ノッチ導入面以外の３面にＣｕめっきを施した。そして、この作製試験片を９３０℃浸炭−油焼入れした後、１７０℃で焼戻し処理を施した。

次いで、シャルピー衝撃試験機にて、前記焼戻し処理後の試験片の衝撃特性評価を行った。試験条件は、室温、負荷速度５ｍ／ｓの条件で、５回シャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃値（吸収エネルギー）を測定した。そして、全ての接合部品で、吸収エネルギーが１０Ｊ（ジュール）以上となる複合鋼材を合格とした。表４から６に記載したシャルピー値は、全て、この吸収エネルギーの値（単位：Ｊ）を示す。

疲労特性評価
Φ２０ｍｍ×約２００ｍｍＬの前記摩擦接合品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、接合部分がノッチ底となるように、１辺が１３ｍｍの正方形断面×１００ｍｍＬの４点曲げ疲労試験片を作製した。なお、ノッチ形状は、Ｒ１．５（ｍｍ）とした。ノッチ導入面以外の３面にＣｕめっきを施した。そして、この作製試験片を９３０℃浸炭−油焼入れした後、１７０℃で焼戻し処理を施した。

次いで、４点曲げ疲労試験機にて、前記焼戻し処理後の試験片の疲労特性評価を行った。試験条件は、周波数２０Ｈｚで荷重７０００Ｎ（応力１０６６ＭＰａ）〜１４０００（応力２１３２ＭＰａ）の間で荷重を変化させて８水準で行い、２万回寿命に相当する応力（ＭＰａ）を求め、これを疲労強度の指標とした。本実施例では、全ての接合部品で、疲労限応力が１０００ＭＰａ以上となる複合鋼材を合格とした。表４から６に記載した２万回寿命は、全て、この疲労限応力（単位：ＭＰａ）を示す。

表１と対応する表４（圧延材）、表３と対応する表６（鍛造材）は全て発明例である。これら発明例は、固溶Ｔｉを含む鋼成分組成や、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比を含む組織が、本発明条件を満足する。この結果、前記摩擦圧接された複合材として、自動車のエンジン部品などに要求される衝撃特性、曲げ疲労特性が優れている。

これに対して、表２と対応する表５（圧延材）は全て比較例である。表２の通り、鋼種２Ｇ〜２Ｘまでの鋼種は主要な元素の含有量が上下限を外れ、鋼種２Ｙは固溶Ｔｉ量が少なすぎ、鋼種２Ｚは鋼成分組成が本発明条件を満足するものの、表５の通り、前記熱処理条件が好ましい範囲を外れる。この結果、これら比較例は、前記摩擦圧接された複合材として、自動車のエンジン部品などに要求される衝撃特性、曲げ疲労特性が、前記発明例に比して、表５の通り著しく劣っている。
鋼種２Ｇ、２ＨはＣ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２Ｌ、２ＪはＳｉ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２Ｋ、２ＬはＭｎ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２ＭはＰ含有量が上限を外れている。
鋼種２ＮはＳ含有量が上限を外れている。
鋼種２Ｏ、２ＰはＣｒ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２Ｑ、２ＲはＡｌ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２ＳはＮ含有量が上限を外れている。
鋼種２Ｕ、２ＴはＴｉ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２Ｖ、２Ｗ、２ＸはＢ含有量が上下限を各々外れている。

したがって、以上の実施例の結果から、本発明における鋼材の成分組成や組織、製法の、前記摩擦圧接された複合材として要求される衝撃特性、曲げ疲労特性を得るための臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。

本発明によれば、疲労強度、衝撃強度などの部品特性を向上させた、摩擦圧接に適した機械構造用の低炭素鋼材およびその製造方法、摩擦圧接部品を提供できる。このため、自動車のエンジン、変速機、差動機などに用いられるピストンピンなどのエンジン部品、歯車、シャフト、コンロッドなどの、摩擦圧接された機械構造部品として、好適に用いることができる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜２％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を各々含み、固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］（［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｔｉが０．０１％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、組織が、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上、２０以下である、フェライト粒とパーライト粒との混相からなることを特徴とする摩擦圧接に適した機械構造用鋼材。
2. 前記機械構造用鋼が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の摩擦圧接に適した機械構造用鋼材。
3. 前記機械構造用鋼が、更に、更に他の元素として、前記機械構造用鋼材が、更に、Ｃａ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を含有する請求項１または２に記載の摩擦圧接に適した機械構造用鋼材。
4. 前記機械構造用鋼が摩擦圧接後に表面硬化処理および焼戻し処理を施されて複合鋼材として用いられる請求項１乃至３のいずれか１項に記載の摩擦圧接に適した機械構造用鋼材。
5. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜２％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を各々含み、必要により、更に、質量％で、Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上、および／またはＣａ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間鍛造あるいは熱間圧延して鋼材とした後に、Ａ３点温度以上に加熱して保持し、その後Ａ１点直下の温度まで冷却して保持する熱処理を行って、この鋼材の固溶［Ｔｉ］＝［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］（［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｔｉを０．０１％以上とするとともに、この鋼材の組織を、このフェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が４以上、２０以下であるフェライト粒とパーライト粒との混相とすることを特徴とする摩擦圧接に適した機械構造用鋼材の製造方法。
6. 請求項１乃至３に記載した機械構造用鋼材が摩擦圧接によって同じ機械構造用鋼材同士あるいは他の鋼材と接合された複合鋼材とされ、前記機械構造用鋼材が表面硬化処理および焼戻し処理を施されてなることを特徴とする衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品。

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