Fig. 4‑16 Relationship between lnK and 1庁
‑68‑
Qは12.3kcal/mol で、 1383Kでの拡散係数は 3.98 × 10 ~5cm2/s で、ある。さらに、
y相＂IのCr、Cuお よ びFeが 拡 散 す る 場 合 のQは そ れ ぞ れ63.1kcal/mol、 66.9kcal/rnol、69.6kcal/molで、 1383Kで の 拡 散 係 数 に つ い て は そ れ ぞ れ
1.80
×
1 0 11crn2/s、l.l 5×
10 10cmラIs、8.91く＞10 i2cmi／おなどが報告されてお り州、 Yf l l
lj Iのこれらの元来の拡散は彬めて迎い0 ・−}j、y相ij1のCの拡散に・ l e
l~I すると、 Q は 37.0kcal/mol で、 1383K での拡散係数は 6.68 × 1o‑1cm2/sで、ある；則。本実験で符られたQは、溶融銅中へのFeの浴解あるいは溶融銅中て の拡散のQよりは38〜40kcal/mol大きいが、 y初！におけるCr、Cu、Feおよび Cの拡散のQには比較的近く 10〜l7kcal/mol程伎のだで、ある。 ーノi、拡散係数
は、 Fe の浴融剣への溶解速度または溶融｝I~
4 1
の拡散係数より3桁小さく、 y者1
" I
のCr、Cu、Feのそれとは2〜3桁大きしE
。しかし、 y相：JIPCの拡散係数とはl 桁以ドの泣いであることから、合金相の成長は、鋳鉄側から合金相先端へのC の拡散に1 1 '
述されている可能性が高いと与−えられる。以上のことから合金相の成長過程は、次のように批定される。まず、高ク ロム銑鉄 iM およびjl~ 一鋼両界商で、の浴融JI•~ 1t1Fcのイヒ
γ
ホテンシャル差によ り、鋼側かられが拡散し、鋳鉄側で合金相のM111Hが；起こる。この時、 3.2項 で ボしたように合金制ではC濃度が低く Fe濃度は向い。そのため、品出した時点 では合令制｜先端近傍のれの化学ポテンシヤルおよびそれと平衡する溶融鋼中 Feの化γ
ポテンシャルは高い状態にあり、 1lf1j界的！でのFeの化学ホテンシャル たが小さくなる。そのため、鋼側からのれの拡散日は減少する。その後、鋳 欽側から合金利先端へCが拡散すると、合金制！先端およびそれと平衡する浴融Jl1~
I '
1 Feの化γ
；J、テンシャルが低下するため、 11l1j坑t1'1i HUのFeの化学ポテンシャル x~が大きくなり、鋼側からの Fe の拡散が続き、介金相 l は成長していく。
︽ud戸b
1.5 結 6
26%Cr共
r ¥ t 1
銑鉄と軟鋼を純鋼フィラをJ I J
いたブレーズi 1
により桜合する途 中からの念、冷尖験、 l宇中止の溶融銅へのj容解：；. I t
測定およびフィラメタル浮きの 兇なる場合の桜介尖！段などにより、 1当クロム鋳鉄と鋼の後介機械を研究した。その結果、以下のことが明らかになった。
(l）接合温度がCuの級点を超えると、まずぬクロム鋳欽および鋼が浴融銅 へ溶解するが、銑鉄が溶解するときには、
J t
品炭化物よりオーステナイト J.~ 地が速く浴け ii\ す。
(2）溶解開始後、鈴欽 銅および剣一鋼の両界面で、は、剣持！がFe、Cr、C などの浴賞以子の浴解限に達し、 y相と平衡するが、 i吋付材の溶解は溶 蝕 銅 令 体 がj容解｜仮に達するまで続く。溶解｜浪に達したとき、鋳鉄−銅界 的I における浴械jji~
l "
のれの化学ホテンシャルは銅−鋼界lfllで、のFeの化学 ホテンシャルよりいくぶん低く、 j作品虫剣中にFeの化学ホアンシャル勾配 ができる。そのため、鋼から溶け出したFeが溶融銅中を鈷欽制JIへ拡散し、鋳鉄界面近傍でのFe濃度が上昇して、キfl成的過冷状態が形成され、合金 相が品出する。
(3）フイラメタル以さが変わっても、合金持
i
の長さは保付時n u
の1/2乗に比例して増加し、その傾きもほぼ等しい。このことから、合金相の成長 はいずれも拡散文配の同一メカニズムで起こっていると与−えられる。
( /j.）合金相が成長する活性化エネルギーおよび見かけの拡散係数から、合 金相の成長は、イ子〈食中fl 内のCの拡散に11~ 迷されると考えられる。
(5）高クロム鈴欽および鋼の溶解量をもとに、 Fe・Cu・C系等j晶状態図を用い て求めた接合相＂ I合金相の割合と、ぷ料の接合相中の合金相
i
の割合を画‑70‑
｛象解析によって求めたイ
t i !
とはよく A 致する このことから、銅フィラを ) 11いた山クロム鋳欽と鋼の接合i
歯科における成分厄紫のうち勤はFe・Cu・C‑:;c 待ilnl状態 1~1 を月j いて説明できる動きをとり、その合金成分の挙動にし たがって 1( t
j / J l
凝川が起こり、岡材料が接介される。第
5
戸1＇ ，~· j:クロム鋳鉄と鋼の彼介組織および接介強さ に 及 ぼ す 鋳 鉄1l1Crお よ びC量の彩科第111行 接合組織に及ぼす鋳鉄中Crおよぴ、
c : 1
：・の影響 5.1 .1 緒1市までは、，・.・：jクロム銑鉄と軟鋼の接合に耐アプレージJン摩粍部材として 大；I：に使用されている26%Cr共品鋳鉄を
J r J
いてきた。しかし、耐摩耗用高クロム銑鉄はCrを12〜35%合有し、使J11場所によって、
c
：止を！llUti¥11から過共M 1
おl成まで変化させているH）。そのため、緩合母材の化学来日比が異なれば桜 合組織や接合強さと後合条件との関係も変化すると考えられる。本節では、ブレーズ法を広範開の尚クロム鋳鉄に適用するための法礎研究
として、 c1~~ を •II~
J
t 111111組成から過共品剰l
成まで変化させ、同時にCr~i（も 10～30%の範囲内に変化させた高クロム鈴欽F軟鋼との接合尖験を行い、接合組
織に及ぼす鋳鉄 ~t1Cr およぴ、c:1t の影響をゆj らかにした。
5.1.2 実験｝j法
( 1 ) 実験式料
［手材としては、 Cr
M
が10、17、20および26%の4系統の1匂クロム鋳鉄および叶党構造 ~IHI；延鋼材（ SStl00）を！日い、 f'!:jクロム鋳鉄の
c
：，~：は 1.36 ～ 3.70%の純聞で変化させた。これら高クロム鈷欽は、 Fe‑Cr合金または金属Cr、FeC 合令および敬銅なとをlI際の化学成分になるように配合した原材料30kgを尚
‑72‑
同j皮誘みがでj寄解後、鋳込温度1823Kで400
×
120×
40mmのC02鋳型に注湯 することにより作製した。実験試料の化学制i
成をTablc5・1・1に示す。(2) 抜介ノ
' i i t
りさ50Jl m の~Mfi'1 を用いて点空中で尚クロム銑鉄と軟鋼を 1383K × 0.6ksで、
接介した。援介
J i r i
は第2市と同様である。(3) 桜合組織調査および合金成分分析
J長介i武本~lの＂ I 央制；から金属組織観察 HJ の試験片を切り ti\ し、光学顕微鏡に より桜合組織を凋売し、第2章Fig.2・4にボした定義に従い合金相の長さ（ LA)
および妓合相I偏（WiJを測定した。また、 EDSにより抜令部の合金成分の定日−
分析をわ−ったが、 Cの定足だけは、 0.10〜0.77%Cを合布する炭索鋼を標準試 料としてWDSにより作成した検量線法を深川した。
5.1 .3 火験計j！.＋！−および考察
( 1 ) 抜介組織に及ぼす鋳鉄中Crおよびc :1：；の彩特
c
：，；が3'16〜3.70%の範囲にありCr祉の異なる試料の按合組織をFig.5・1・1に ぷす。 10%Cr ぷ料の筏合部で、は、多数の合会制 i がr·：~ クロム銑鉄側から成長して大部分が剣に到達し、鋼側では接合界i面からほ材内部へ向かつて黒く腐食 されたノ1ーライトが生成している。 l7%Cr試料で、も、介令制
l
が多数鋼側に到 述しているが、 10%Cr試料と比較するとその数はいく分少く、後合相中に占 める介金制！のr11111t I
＼割合も低い。鋼側では、 10%Cr，式料と同級に八一ライト層 が観察される。鋼側にハーライト層が生成する現象は、‑ t r
‑fl・らが行ったダク一
73‑Table 5‑1‑1 Chemical compositions of test materials (mass%)
Mark
c
Cr Si Mn Cr/C Note No. 1 2.07 9.87 0.59 0.98 4.8 Hypo.No. 2 3.20 10.16 0.59 0.82 3.2 Hypo No. 3 3.90 10.22 0.72 0.62 2.6 Eぱ．
No. 4 1.56 17.41 0.50 0.69 11.2 H卯0. No. 5 2.34 17.48 0.60 0.71 7.5 Hypo.
No. 6 3.00 17.23
High 0.89 0.61 5.7 Hypo.
chro作1ium No. 7 3.41 17.15 0.94 0.69 5.0 Hypo.
cast iron No. 8 1.36 21.86 0.31 0.88 16.1 Hypo.
No. 9 2.62 20.20 0.52 0.66 7.7 Hypo.
No.10 3.42 19.74 0.46 0.46 5.8 Eut. No.11 1.89 25.29 0.79 0.69 13.4 Hypo. No.12 2.57 25.70 0.56 0.59 10.0 Hypo.
No.13 2.90 26.10 0.42 0.42 9.0 Eut. No.14 3.70 26.02 0.85 0.76 7.0 Hyper. Mild steel(SS400) 0.12 0.19 0.24 1.28
一 一
Note: Hypo. : Hypoeutectic, Eut. : Eutectic, Hyper. : Hypereutectic
Cr
0 / o
I 10.16 17.15 19.74 26.02一
C0 / o
I 3.20 3.41 3.42 3.70一
Cr/CI
3.2 5.0 5.8 7.0I
1 o o μ m
IFig. 5・1・1 Effect of chromium content in cast iron on microstructure near bonded zone (Bonding condition: 1383 K x 0.6 ks. Filler metal thickness: 50μm)
タイル銑鉄と剣のプレーズ接合において顕！
J i
に認められている30）。 パーライ ト似の，， J＆
は、介金相が鋼側に到達後起こるi l . t
欽からのCの拡散により、接合 界的i
に近い剣でC波肢が！：升し、その領域が冷却J）品れで、ハーフイト変態したためと~－えられる。
20%Cr ，式料で、は、、子均的合金相長さは接合相 llPM の約 75% で、これより Cr~：
の低いぷ料と比l絞して、合金相の成長が遅れることが
I Y J
らかである。さらに Cr f1 ：の r•,';j い 26%Cr ぷ科で、は、合金相の長さは接介十tll悩の約 60% であり、 20%Crぷ料に
1
ヒ牧してさらに成長が遅れる。それゆえに20%および、26%Cr試料を！日いた場介の銅側は、初析フェライト布一！とハーライト相とが混在した亜共析 鋼の絞準組織に近い。また、同図から接合相幅も
c r : i
：の附加とともに減少することカfわかる。
つぎに、 cr:1：がほぼ同じで、 C註を変化させた試料の抜介組織を観察した。
それらのイにみ例として17%および26%Cr系試料の抜合組織をFig.5・1・2に示す。
l 7%Cr系ぷ；｜斗についてみると、
C l
誌が1.56%の場合、合金相は接合相幅の約 60%まで成長し、 ci1tが2.34%になると75%松皮で、それらのいくつかは鋼側 に到迷している。c泣が3.00%に増加すると、合金制は90〜95%まで成長し、鍋側ではみ面から 200μm程度の層がほとんどハーライト組織となった。 C註 が3.11%では、ほとんどの合金相が鋼側に到達するとともに、接合相中に占め
る合金制！の川合はさらに噌大し、ハーライト肝もさらに拡大した。
26%Cr系『式料でも、
C l
止が1.89%と低い場合には、イ子令相は接合相幅の約 17%しかないが、 Chl：の地加とともに長く成長する。しかし、 ctitが3.70%ま で附加しでも、合金相の長さは60%程度で、 17%Cr系1試料に比較して短く、費削Illに到注した合金相数も少ない。なお、 Fig.5・l2の組織
V
火q r
、c ‑ : H :
が低く、初
D M 1 r : . l .
が多いi式料で、は、合金相が初品r
~IS より（r
+M7C3) J~1品部で長く成‑76‑
17 ° / o Cr
2 6 ° / o Cr
c
.1.89%c :
2.57%c .
2.90%c :
3.70 °1匂己旦山
Fig. 5・1・2 Effect of carbon content in cast iron on microstructure near bonded zone (Bonding condition:1383 K x 0.6 ks, Filler metal thickness: SOμm)
長する傾向が似努きされた。これを確認するため、共品制合の小さい試料No.11 (25.29%Cr 1.89%C）を用いて、保持時間を1.8ks~こ延長した接合試料を作製 した。
J
主介主ISのミクロ組織をFig.5・1·3 に示す。 J~M1 領域で、f十成した合金相が 初 111~1 ；~15 のものより l-f く、同一材料の中でも合金利の 11~ 成、成長にたがあることがIYJらかである。
以卜．の私If米−から、鋳鉄中のCrおよびC合イ
i i t
（と介令，f l l
の長さ（LA）および接 合抗＂幅（ W（＼）の｜日jには密接な関係があると・ J J
・えられる。そこで令誠料につい てLAお よ びW を測定し、 C呈との関係で整J 1 t l
，してFig.5・1・4にボすo 各Cr系 試料とも、 L ＂およぴ、WP はc:1~. の増加とともに大きくなり、 11I1j:{l－は銭近してくる。
とくに、 10%Cr系ぷ料ではC量 が3%を超えるとんとWBは一致し、ほとんどの 合令相！が剣側に到達する。 Cr＠＝の影響を見ると、 Cr：，！・が多いほと・＇LAお よ びWe は小さく、主らに、 LA と WBの間隔が広くなり接合相 q1 に ~i める合金相の割合
が小さいことが明らかである。
このように、 LAとWBの変動が試料のCrftiと
c : 1
（の変化に対応し、しかもひと Cは逆の作川を及ぼすことから、 LAおよび、WBは同j，行を加味したハラメータで 整J l I ! .
できるとみ−えられる。そこで、試料のCr~iL と c:,t とのよヒ（Cr/C値）をハラメ｝タとし、 LAおよびWBとの関係を求めた結果をFig.5・1・5にぷす。 LAお よ びWB はCrIC仰の期加とともに減少しながら、両者の l~ は漸次広がるが、 Cr/C値が
約12を超えるとんおよび、WBの減少割合は小さくなる。 LAお よ びWBがCr/C値 の期加とともに小さくなる理由は次のように与えられる。
第4i~'t では、！日；クロム鋳鉄と鋼を接合したときの合金相の r~~11中l機構を次のょ っに説明した。まず、鋳鉄および鋼が溶融制中に終解し、鋳鉄一銅および銅 一鋼の採litiで、はy相とFeおよびCをわずかに同浴したCuに？？；む液相（L2）との 平衡がそれぞれ成り立つ。この時、鋼側でのL21j1のFeの化学ポテンシヤルが
‑78‑