超硬合金と鋼とのレーザ溶接
苫小牧工業高等専門学校 機械工学科
准教授 高澤幸治(平成 24 年度一般研究開発助成 AF-2012208)
キーワード：超硬合金，レーザ溶接，抗折力
１．研究の背景と目的

２．実験方法超硬合金と鋼との接合法としては，締結法やろう付け法

2．1 供試材料が大部分を占め，既に完成された技術となっている．また，供試試料は，超硬合金板として住友電工ハードメタル製

著者らは，焼結接合法や TIG 溶接の適用を試みている 1-2)．

KH05(100×60×t3.2mm)，鋼板として市販の SS400，S50C，しかし，薄板の突合せのように接触面積が小さい場合（例SKS93 および SKD11(4 種とも 100×30×t3mm)を用いた．こカッターブレード）や，部材がそもそも小さい場合（例内の超硬合金は，Co 量が 13mass/%，硬さが 90.4HRA であり，視鏡手術機器）は，これら既存の手法では接合が困難であ金型等の素材として市販されている一般的なものである．

る．

また，鋼板は炭素量の範囲を広く取る為，比較的入手しやそこで著者らは，この問題を解決するために，レーザ溶

すい 4 種を選んだ．

接の適用を試みてきた 3)．一般に，セラミックスと金属とKH05 板は，購入時の半分の大きさ(100×30×t3.2mm)との溶接はほぼ不可能である．主な理由は，熱膨張係数の著なるように，まずは，長手方向にダイヤモンドカッターでしい差異やセラミックスの靱性の低さ等である．しかし，湿式切断した．次に，板の両面(100×30mm の面)を平面研

申請者は，板厚 3mm の超硬合金／鋼の突き合せレーザ溶接削盤 でダイヤモ ンド研削 (FSK 製 ダイヤモン ド砥石，において，再現性に難があるものの，曲げ試験で鋼部が降MDC120N75B3，#800 相当)して，厚さを t3mm とした．その3)

伏・塑性変形するような接合を実現したことがある ．接後，切断した面(100×3mm の面)を同じく平面研削盤でダ合強度に影響を及ぼす要因を明確にし，安定した溶接が可イヤモンド研削し，鋼板との突合せ端面として仕上げた．

能になれば，様々な分野での付加価値の高い製品づくりに

さらに，この板をダイヤモンドカッターで 5 分割し，溶接つながる．

試料(30×20×t3mm)とした．

また，将来，超硬合金の原料である希少元素（W，Co 等）

SS400，S50C，SKS93 および SKD11 板は，長手方向端面の供給リスクや価格が低減するとは考えにくい．そこで，(100×3mm の面)を同じく平面研削盤でダイヤモンド研削

全体が超硬合金からなる部材を，超硬合金／鋼ハイブリッし，超硬合金板との突合せ端面として仕上げた．さらに，ド部材に置き換えることができれば，超硬合金への依存度

この板を精密カッターで 5 分割し，溶接試料(30×20×を低減することができる．既存接合法では困難な部材形状t3mm)とした．

でも，レーザ溶接ならば実用化できる可能性がある．

2．2 溶接治具

溶接欠陥（主に割れ）の発生や継手の強度に及ぼす要因

レーザ溶接方向（レーザヘッド進行方向）と突き合せ界として，影響が大きいと思われるのが，第一に，超硬合金面との平行出しや供試材料の固定が容易で，溶接部を不活／鋼突き合せ境界とレーザ照射位置とのずれである．レー

性ガス雰囲気に保つことができ，また，溶接角変形によるザ照射が直接超硬合金になされると割れの抑制は困難で応力・ひずみを逃がし易い溶接治具を作成した．Fig.1 にあろうし，突き合せ境界から離れすぎると両母材の接合が作成した治具の概要と，超硬合金板および鋼板の固定手順困難になる．そこで本研究では，このずれの距離を再現性を示す．

良く制御できる治具および実験方法を用いて，溶接欠陥のまず，治具とともに製作したガイド板を用いて，超硬合発生状況や継手強度への影響をより明確にすることを目

金板の突合せ端面がレーザヘッド進行方向と可能な限り的とした．また，第二に，鋼の化学成分，特に炭素量の影並行になるように設置し（①），ヒータ内蔵の押え板で固響が考えられる．すなわち，炭素量が多いほど硬さが増加定する（②）．その超硬合金に，巻きバネで押し付けるよするため，熱応力の緩和が困難になるであろう．また，レ

うに鋼板を取り付ける（③）．このような固定方法とする

ーザ照射後の相変態による膨張・収縮や硬さの変化が熱応ことで，溶接後に微小ながら生じる溶接角変形による応力力の緩和に影響を及ぼすと推測される．そこで，第一の要を逃がすことが可能である．また，治具台座中央のスリッ因を精度良く制御したうえで，鋼中炭素量の影響を調べる

トは，溶接始終端より外側でレーザを逃がすためのものでこととした．

あるが，あわせてアルゴンガスの噴出口となっている（④）．

①②Hardmetal

Fixed plate (& heater)↑Guide gage
100μm100μm④③a) 500W-1ms
Fig. 3b) 2000W-1ms

SEM image of Laser irradiation marks on steel.

steel←springHardmetal↑Ar 20/min

Fig. 1 Schematic illustration of hardmetal ant steel platemounting.

Welding direction→200μma) SS400-v1.50-d0.20

Welding direction→100μmb) SKS93-v1.50-d0.20
Fig. 2

Schematic illustration of Laser welding.

Fig. 4

SEM images of major welding defect.

レーザヘッドから噴出するアシストガス（アルゴン）とあカメラを用いて，超硬合金と鋼との突合せ境界とレーザ照わせて溶接部の酸化を防ぐことが可能である．

射位置とを一致させ，そこを照射位置 0mm とした．そこか

なお，超硬合金の押え板および治具台座の超硬合金直下にはヒータユニットが内蔵されており，それらに挟まれた板材を 180℃程度まで加熱することが可能である．
2．3 レーザ溶接

ら鋼側へ 0.1～0.3mm の範囲で照射位置を変化させ，ロボットの自動制御で溶接を行った．
以下，鋼種，溶接速度 v，照射位置 d を組み合わせて溶接試料名を示す（例：SS400-v0.75-d0.15 など）．

レーザ溶接には，北海道総合研究機構が所有するイッテルビウムファイバーレーザ加工機（レーザ発振器：IPG

３．実験結果および考察

Photonics YLS-2000，ロボット：川崎重工業 FA20N 6 軸3．1 レーザスポット径多関節）を使用した．Fig.2 に，供試材料および溶接条件溶接実験に先立ち，レーザヘッドを動かさずに，本レーの概要を示す．主な溶接条件は，出力 2000W，連続発振，ザ加工機の最小照射時間で，SS400 板の表面にレーザを照溶接速度 0.75～1.5m/min，焦点は材料表面にジャストフ射した．Fig.3 に，出力 500W および 2000W で 1ms 照射しォーカス，アシストガスは溶接用純アルゴン 20/min とした場合の照射痕の SEM 像を示す．500W の場合，溶融深さた．なお，前述したとおり，溶接試料の下側（溶接治具台はわずかであり，レーザスポット径と同等の照射痕となっ座のスリット）からも同様に溶接用純アルゴン 20/minていると推測される．レーザ加工機の仕様によるとスポッを供給した．溶接試料を設置後，レーザ溶接機の同軸 CCD

ト径は 0.3mm となっており，実験結果はそれと良く一致

10002.0a) SS400,
σ / MPa
Transverse rupture strength

Welding speedv,/ m・min-1a) SS400

1.51.0No crack
12
≧30.5

800

600

40000.0

Welding speedv,/ m・min-12.00.10.2
Laser irradiation positiond /mm,b) S50C

1000

1.51.0No crack
12≧30.500.3,
σ / MPa
Transverse rupture strength

0Welding speedv,/ m・min-1

0.10.2
Laser irradiation positiond /mm,c) SKS93

600

400200v0.75
v1.00
00.3

1000

1.51.0No crack

0.5≧30.10.2
Laser irradiation positiond /mm,c) SKS93

0.3

800

600

400200v1.00
v1.25

Serious cracking

00.00Fig. 5

0.30,
σ / MPa
Transverse rupture strength00.10.2
Laser irradiation positiond /mm,b) S50C

8000.02.0v0.75 (plastic deformation)
v1.00
v1.00 (not ruptured)2000.10.2
Laser irradiation positiond /mm,00.3

The effects of welding speed and laser irradiation
position on the formation of welding cracks.

Fig. 6

0.10.2
Laser irradiation positiond /mm,0.3

Transverse rupture strength of the joint welding
defects were not observed (4-point bending test).

している．また，2000W の場合は，直径 0.2mm 程度のキーレーザ照射位置を（超硬合金と鋼との突合せ境界から）超ホールが形成されていることがわかる．これらのことから，硬合金側へ，スポット径あるいはキーホール径の半分（0.10～0.15mm）よりもずらしてしまうと，超硬合金部に本切り出したものである．試験片形状や試験条件は JIS直接レーザが照射されるといえる．実際にそのような条件

R1601 のファインセラミックスの曲げ強さ試験方法に準で溶接を行った結果，超硬合金部が起点と推測される大きじたが，溶接部を平面研削等で処理することはせず，あえな割れが観察された．て試験には不利な溶接ままの状態で試験に供した．

3．2 割れの生成に及ぼす溶接速度と照射位置の影響

SS400 では，照射位置 0.20mm を除けば，照射位置が鋼3．1 およびその他幾つかの予備実験の結果をふまえ，側になるほど，抗折力が増加しているといえる．一方，S50Cレーザ照射位置を突合せ境界から鋼側へ 0.1～0.3mm としでは，照射位置が鋼側になるほど，抗折力が減少している．

た．溶接速度については，予備実験の結果，2.0m/min 以

SKS93 は，割れのない溶接が可能な条件が狭いため，抗折上で溶け込み不良（裏面の開先が残存）が認められたため，力に与える影響は認められない．

1.5m/min 以下とした．

SS400-v0.75-d0.20 試料や SS400-v1.00-d0.20 試料は研Fig.4 に，代表的な溶接割れの例を示す．a)は SS400，究初期の頃の溶接であったため，何らかの不慣れな要因が溶接速度 1.5m/min，照射位置 0.20mm の場合に形成されたあったと思われる．実際，溶接部の“のど厚”が比較的小微小な割れの SEM 像である．写真の上側の明るい部分が超さいため，抗折力が小さく現れていることも影響している．

硬合金で，下側の暗い部分が溶接ビードである．超硬合金

また，本研究では，溶接部の凹凸が残存しているため，そとビードとの境界から超硬合金側へ，直線状の割れが進展れが破壊の起点として作用し，抗折力を減少させているこ

している．b)は鋼が SKS93 で，溶接条件は a)と同一であとは容易に想像できる．

る．a)と異なり，割れが大きく弓状に形成されている．こしかし，溶接ままの状態で，SS400 および S50C ではのような割れの生成状況を，溶接した全試料（の超硬合金

900MPa 程度，SKS93 では 700Ma 程度の抗折力が得られた．

／ビード境界全長）をそのまま SEM で観察して確認した．

溶接後に溶接部の凹凸を平面研削等で処理すれば，安定しFig.5 にその結果を示す．グラフ中には，「割れ無し」た高い抗折力が得られると考えられる．の他に，微小な割れが 1 つ，2 つ，3 つ以上，さらに「大また，SS400 では，溶接速度 0.75mmin の全試料ときな重篤な割れ」，と区別して示してある．なお，SKD11v1.00-d0.25 試料では，曲げ過程で降伏，塑性変形が確認についても他の鋼種と同様に広範囲の条件で溶接実験をされている．なお，Fig.6 で示したこれらの試料の抗折力行ったが，予熱・後熱処理を併用した場合でも，全て，溶は，降伏後の最大荷重から算出している．Fig.7 にこれら接後の冷却過程で破断した．そのため，図には示していなの荷重-変位線図を示す．SS400 の降伏応力が比較的小さい．

いこともあり，破断に至る前に比較的大きな塑性変形量がSS400 および S50C の場合，溶接速度 0.75m/min で割れ見られた．のない溶接が照射位置によらず可能である．また，溶接速

Fig.8 に，曲げ試験において最大の塑性変形量となった

度 1.00m/min でも，照射位置を鋼側へ離すことにより割れ

SS400-v1.00-d0.25 試料の曲げ試験の様子と，破断する前の生成が抑制された．これは，溶接速度を遅くすることにより，溶接進行方向前方は予熱，後方は後熱されるのと同1000のではなく，Fig.4 の b)に示したような，比較的大きく，弓状に進展したものが多かった．これは，SKS93 母材および溶融凝固した領域の硬さが他の鋼種よりも高く，応力の緩和が困難であったためと考えられる．このことは，上述

Load, P / Nも同様の傾向が認められるが，生成される割れが微小なもv0.75-d0.25

それを覆い隠していることも推測される．SKS93 においてv0.75-d0.201200るため，超硬合金部に微細な割れが生成されたとしても，v0.75-d0.15

度が遅いほど溶融量が増加して溶接ビード幅も大きくな

v0.75-d0.101400様の影響があったためであると考えられる．また，溶接速v1.00-d0.25800600400した SKD11 の結果とも矛盾しない．また，SKS93 や SKD11のような高炭素鋼は，溶接後の冷却過程でビード部がマル200テンサイト変態し（特に SKD11 は空冷でも焼入れが可能な鋼種である），さらに硬さが増加するため，より割れの抑00制を困難にしていると思われる．
Fig.6 に，Fig.5 で割れが無いと判断された試料について，4 点曲げ試験を行った結果を示す．なお，曲げ試験片は，溶接試料の中央部分から幅 5mm 弱の短冊状の試料を 2Fig. 712345Displacement, d /mm67Load-displacement diagram in 4-point bending test of
welded joints used SS400 that were caused plastic
deformation before rupture.

急冷により，ほぼ確実に割れが発生する．
(2) 溶接速度が遅いほど溶接割れの発生を抑制できた．これは，溶接方向前方には予熱，後方には後熱と同様の影響を与えるためであると考えられる．
(3) 鋼中炭素量が少ないほど溶接割れの発生を抑制できた．これは，鋼母材および溶接部の硬さが低いほど，溶接に伴う応力を緩和する効果が高いためであると
a) 4-point bending test of SS400-v1.00-d0.25 joints

考えられる．

謝辞
本研究は公益財団法人天田財団平成 24 年度一般研究開発助成（AF-2012208）を受けたものであり，その遂行にあb) The plastic deformation due to bending test a)
Fig. 8The 4-point bending test that was interrupted beforerupture.

たって，地方独立行政法人北海道立総合研究機構産業技術研究本部の櫻庭洋平氏，ならびに苫小牧市テクノセンターの柴田義光氏，高橋保行氏に多大なご協力を頂いた．ここに深く感謝の意を表する．に試験を中断した試験片の外観を示す．3mm 厚の超硬合金と鋼とを直接レーザ溶接した継手としては，十分な強さを有しているといえる．

参考文献
1) 宮腰康樹, 高澤幸治, 田頭孝介, 鴨田秀一, 高橋英徳, 丸山正男, 金山達也: 粉体および粉末冶金,４．まとめ
本研究では，超硬合金と鋼とを，インサート材等を用いずに，直接レーザ溶接し，以下の知見を得た．
(1) レーザ照射位置を，超硬合金／鋼突合せ境界から鋼側

vol.44(1997), No.10, pp.958-962.
2) 趙秀娟, 楊徳新, 高澤幸治, 鴨田秀一, 宮腰康樹,山森英明, 田頭孝介: 日本金属学会誌, vol.68(2004),
No.2, pp.98-101.

へ，レーザスポット半径あるいはキーホール半径より

3) 高澤幸治，柴田義光，高橋保行: 2005 年度精密工学会

も離すことで，溶接割れの発生を抑制できた．言い換北海道支部学術講演会講演論文集, pp.57～58.

えると，超硬合金部にレーザが照射されると，急熱・