350
300
n u
Fhd n
／ ﹄
何仏
2
白
の影守？と合わせてTable・2？ に示し、両母材への合金元ぷ・の添加が母材一銅界 lllfでの浴蝕ii~
i t
1Feの化学ホテンシャルに及ぽす自簿、を校式的にFig.7・12に示す。[1iJl~l に 1J＇した（11（線（AB）は、第二Z元素を合イf しない，•，＇;j クロム鋳鉄と鋼が接合 し始めるときの浴融銅中Fe の化学ホテンシヤ jレ状態を小す。第6~ で述べたよ うに、相手材の銅の組成を変えずに、 ~j 鉄のCr または Mo ：止を柄すと、鋳鉄
‑j[1g持｜耐で、、1−：衡する溶融銅中Feの化学ホテンシヤル（A） がl判中に矢印で示す
ように｜て好する。剣一鋼界面で、の溶融銅1l1Fcの化
γ
ポテンシヤル（B）は変わ らないので、その化学ホテンシヤル差が小さくなり、合金相の品出時期が遅れることになる。鋳鉄のNi、Siまたは
c
；止が柄した場合には、 Aが低下するの で、 A 、 Bの:z－~が大きくなり、合金相の品 rn は早くなる。 －－｝j、鋼に合金元来を添加した場合の影響についても上述と同機に与えられる。銅にCとの親和力 の強いCrを添加すると、鋼中Cの化学ホテンシヤルが減少し、鋼と平衡して いる決融 ~Mt11cの化学ホテンシャルも低下する。そのため、 Bは i二昇する。し
たがって、 A、Bのぷが大きくなり、鋼側から鈷
f J d J l l J
へFeの拡散：，（が増すため、介金利の r~i'r
r n
がIrl.くなる。 Niまたはc q t
が附加すると銅rj J Cの化学ホテンシャ ルが増大するえ・め、それと手衡する鋼界面jで、のj谷線j M 1 l 1 c
の化学ホテンシヤルも地力IIし、 Bは低ドする。このため、 A、Bの，
. v
−＇.か小さくなり、鋳鉄からの合 金利のM 1 i ' . I
＼が遅れることになる。また、鍋のc
：，：が別加lして合金相の品出場所 が鋼側に移るJllt山は、鋼中Cの化学ポテンシャルが附加するため、 BがAより 低くなるためと与−えられる。，·.·~クロム 1h欽および鋼のCr あるいはc
: , J :
を神々変化させて、接合試験を行え ば、介令十｜｜の111111i ' I ¥
場所が逆転する臨界Cd正およぴ、CJ1tを求めることができる。そこで第5~;1 でJlj いたCrおよびC量が異なる尚クロム鋳鉄とノド実験で用いたC 泣の異なる炭ぷ銅との接合試料を作製し、合金栴！の品出場所を調査したo そ
‑134ー
Table 7・2 Summary of LA variation with an increase of alloying elements in materials
Alloy in materials Length of rod‑hke crystal(LA)
C「
ノ
Steel Ni
＼
c ＼
Cr
、 ＼
High Mo
＼
chromium Ni
ノ
cast iron
Si
ノ
c メ
メ ：
Increase、 ：
DecreaseHCr‑Cu Copper Cu‑Steel interface phase interface
、
c。
ー Cr0
E Cr.Mo何 一 斗 B
...
。
c ちa.A l
NiC
~ E
い
i,Si,CQ)
￡二
仁 コ
Distance
Fig. 7・12 Schematic illustration for explanation of relationship between change of LA and addition of alloying element to materials
‑135ー
のキ
i r '
−＊を鋼t11c:1tと銑鉄'11Cr/C値の関係で、経思してFig.71 3に／J＇す。凶中のO
五11は合金相の品111.＼が
i
匂クロム鋳鉄側で起こったことを、また・（［：Jは鋼側で起 こったことをぶしている。同凶から、合金相の品出場所が鋳鉄側から鋪側へ 移る境界は銅'11c:1：：と銑鉄中Cr/C値とのl l ¥ J
で、以比例の関係で刀〈され、関係式は 次式（7 ~ l）で与えられる。c (%) =4.5×（Cr/C） は （R=0.958） …一 （7・1)
なお、 C~！：一 Cr/C似の関係で表される境界線の形状は第 5匁 Fig.5·1 ・ 6 で示し
た尚クロム鋳鉄
J h
地のオーステナイト中Cの同洛限とCr/C他との関係に似てい るので、その関係を附＂ Iに破線で併記した。しかし、オ ステナイト中Cのいl
浴限をぷす線と境界線とはかなりずれがあり、この差からも、合金相の品
t H
がオーステナイトに同浴されるCなだけによって決まるものではないことがわ ヵ、る。
以！？．述べたように、合金j(: 素が銅または r·.·~ クロム鋳鉄中のCの化学ホテンシャ
ルに影響を及ぼし、それが最終的には浴倣釧中Feの化学ホ
r
ンシャルに影符すると考えると、前市および本章の仰
f
究鮎呆も矛盾なく必IVJできる。これを 長付けるために、 11riJI手材界面問で化学ホテンシャルの勾配ができないように、，・，・：；クロム鋳鉄および銅rnJ
1
二を接合し、合金相の有無を観察した。その結果、Fig.7・14 にぷすように l山iL試料とも合金本II の M1~il はほとんど必められない。しか
し、
I u J
図（a
）の尚クロム鋳鉄同士で接合した試料の両界tflIに微小な凹凸が＇l
じており、これらを合金相品出の初期段階とみるならば、それらは、共品炭 化物とオーステサイト基地の界而で、v
衡している溶融剣のl l U
でも微規的にはFeの化学ポテンシャル1'12が生じるため、
・ 1 1
成したと考えられる。鋼中のC註が.l¥1)Jflすると、鋼側から合金相が品出する場合、剣一鋼界面でσ
相の組成に近いじi色刷が生成した。白色肘の生成理由としては、次のように
‑136‑
＼ ＼ （
）
2 . 0
~
1.5何
ε
~ 1.0
Q) Q)
4・4
Cf) 0.5
。 c 0 . 0
0
Bonding condition : 1383 K x 0.6 ks
α コ
<DOαD<DOO 05
10Cr/C
15
20
Fig. 7・13 Effect of carbon content in steel and Cr/C value of cast iron on precipitation side of rod‑like crystal
Cu ~·HGr
~！＇！＿＝
:f~..，j
ャー
(a)
Cu
Fig. 7・14 Microstructure near bonded zone of specimens copper brazed using same kind of materials
(a) 25.720/oCr cast iron ( H・1) (b) 0.120/oC steel (S・01) (Bonding condition: 1383K x 0.6ks, Filler metal
thickness: 50μm)
‑137ー
推察している。すなわち、鋼側における合金制！の
M 1 t l
＼により、その近傍の浴 融剣rjIのFe波肢が低下し、同時にCrが波化される。浴融制中のCrの溶解限が2〜3%ゆ｝と小さいため、それを超えた昆がCrに？？；んだ引！として品出する。
7.'1 .2 接介強さに及ぼす鋼中合金元来の影特
I J U
1・;1までの研究で、高クロム鋳鉄と鋼の接合強さ（τB）は合金相の成長率 (GA）と比例関係のあることを示した。ノド結果でも、鍋のCr量の増加ととも に合金制！は成長し、それにともなって九が噌加するため、 τBとらは密接に関 係していることがわかる。しかし、鋼にNiを添加した場合、 Niの増加により合金制｜の長さが減少したにもかかわらず、 τBが噌加している。これは、これ までの知見とは逆である。この原因を明らかにするため、 Ni合有試料につい て合金利の倣さを測定したところ、 HV360〜551であり、軟鋼との接合で品 11.H した介令 111の傾さ HV214 ～ 419 よりかなり，•，'.:j いことがわかった。また、
7.3.2で述べた化学組成を有する合金利の変態特性については不明であるが、
Ni合イj：，：：がl匂く硬さが上昇していることから、接介後の冷去113~ 粍で合金相が 叶
i
；マルテンサイト変態した可能性がある。このために起る合金相の強化お よびN1による凶浴強化が、合金相の成長抑制に起l
刈する抜合強さの低下をう わまわったと考えられる。鋼の
c
：，：：がm J J 1 1
すると τBが低下した（Fig.7・11) ~P:Ll'I を IYJ らかにするため、破断凶lの訓濯を行った。
c
量が0.24%までのぷ料では、 l判依凶I
とも銅色をして おり、破断は抜合相内で!:f.じていたが、c : 1 1
が0.36%を必えた誠料の破面は銀 Il色を＇1｝.し、イ政断は介金相と鋼の境界l百にIf‑:成した l'I 色A•1 あるいは白色屈と 鋼の境界で起こることがわかった。代去例としてFig.715に示す1.55%C試料 の破断組織からも、き裂が白色層を伝播したことが明らかである。白色層は‑138ー
r;Whi tke I a阿
Fig. Crack propagating along white layer of bonded zone of high chromium cast iron and 1.550/oC steel (Bonding condition: 1383K x 0.6ks, Filler metal
thickness : 50μm )
‑139‑
硬さがHVl1 70〜1285と著しく高いこ止から、合金相や
j l i H t l
と比較しでもろ いと与えられ、そのため、鋼側から合金相が卜分成長しても、，＼＇5
い接合強さ が符られなかったと推定される。7.5 結 百
Chをが0.12%でCrあるいはNiをそれぞれ単独に5および10%添加した鋼、ま たはCliiを0.12〜1.55%に変化させた銅と26%Cr共品鋳鉄との接合実験などを 行い、接合組織および接合強さに及ぼす鋼＂ I合金元素の；形手？を調査した。そ の結果をまとめると以ドのとおりである。
(1）高クロム鋳鉄とCrあるいはNiを添加した鋼を接合すると、剣中のCr定ー
の増加とともに、鋳鉄側から品出した合金相の長さ（LA）および接合相 幅（WB）は駒大し、 Ni量の増加とともにI可与は減少した。
(2 ）鋼中 Cft~－が地加すると、 LA およぴWB は減少するが、さらにC量が増加
すると、合金利は鋼側から品出し、 LAおよびWBは増大する。合金相が銅 側から品出する臨界値は、
c
(%) =tt.5×（Cr/C) ‑1.2でうえられる。合金相の品出場所が鋼側に移る理由は、 C＠：の増加により鋼11°1Fcの化学ホテ ンシャルおよびそれと平衡する溶融銅中日の化学ポテンシャルが低下し、
鋳鉄側より低くなるためと考えられる。
(3）合金相が剣側から晶出した試料には、 Fc・Cr合金のσ相に近い組成 （
Fe: 48〜59%、Cr:38〜48%、Cu: 1. 7〜4.5%）の （I色肘が合金相と鋼 の問に品出する。
(4）鋼に添加したCrあるいはNiは、合金相の晶出時期にはおラ特するが、成 長速度にほとんど彩特を及ぼさない。
‑140‑
(5）接合強さ（ τB）は鋼中Cr量の駒加とともに桶大する これは、 Crii1プ の附加にともないんが成長し、 WB~こ対するんの訓令が増加するためであ
る0 ・・｝j、制にNiを添加するとんは減少するが、 τ は増加する。これは、
Niの川浴強化および一部のマルテンサイト化により合金利が強化される ためとみ−えられる。
(6）剣＂＇の
c : 1
（：が増加すると τBは低ドする。c : , 1
ーがある臨界偵を超えて合 金利が剣側から品出し始めると、合金相と鋼のIHJに生成した白色層内ま たはその肘と鋼の境界部で破断が起るため、 τBは若しく低下する。‑ 1 4 1
ー第
8辛
総 括本論文では、耐j李粍↑生に優れているが、じん性および、浴桜性に劣る高クロ ム鋳鉄に鍋を純銅フィラを用いたプレーズ法により接合し、強じんな複合耐
j李粍材料を製造するための基礎研究を行った。その内容は次のように総括さ れる。
まず、 26%Cr共品鋳鉄を軟鋼（O.l 2%C）と接合し、接合部で生じる組織変 化と接合温良および保持時間との関係を調査した。両材料の接合部では鋳鉄 側からFc‑Cu・Cr‑C(Fe : 84〜85%、Cu: 6〜1 0%、Cr:4〜8%、
c :
0.5%）合 金が棒状に品r n
する。この合金相は接合滋度が高く、保持時！日jが増加するほ ど成長し、それにともない接合相I隔も憎大する。合金相の長さ（LA）および 接令相幅（WB）はともに保持時間の1/2乗に比例して増加し、合金相の成長 は拡散支配で起こるが、両者の傾きが類似し、さらに、合金相がれを主体とした組成であることから、合金相の成長と鋼の溶解が密接に関係していると ,if;・えられた。
つぎに、接合条件およびフイラメタル｝＇／さを 18、35、50μmに変えて接合 強さ（τB）を凋企した結果、 τBは接合温度が高く、保持時間が長いほど増大 し、｜司ー接合条件であればフィラメタルが薄いほど大きいことが判明した。
また、彼断がほとんど接合相内で生じていることから、 τBと接合組織との関 係を調査し、 τBは般合相中の合金相の成長不GA(=L/W8）にほぼ比例して増 加することが判明した。 26%Cr共品鋳欽と剣との接合強さは次式で与えられ
る。
τ日（MPa) = l .ii 9
×
%GA+ 174なお、真空雰囲気下では接合温度が尚く、保持時間が長過ぎると銅フィラ
‑142‑