中・高炭素鋼のレーザ溶接における割れ発生機構とその防止
Cracking in in Laser Welding of medium and high carbon steels and the countermeasures沓名宗春＊、町本洋一＊、松山秀信＊＊

西野眞司＊＊

Muneharu KUTSUNA, Yoichi MACHIMOTO, Hidenobu MATSUYAMA, Shinji NISHINO＊ 名古屋大学＊工学研究科日産自動車㈱材料プロセス工学専攻 (〒464-8603,名古屋市千種区不老町)

パワートレインｊ事業本部、ＰＴ技術開発試作部(Received ○ ○, 2002)

Key words: High carbon steel, Laser welding, Hybrid welding, Weld crack, Transformation Induced Cold Crack,
Solidification Crack,1.

緒言

図 1 に溶接時の概略図を、表 1 にレーザ溶接条件を示す。巾

現在、自動車に関する環境対策が重要視され続けており、多50cm、長さ 150cm、板厚 10mm の中、高炭素鋼の平板を方面での規制が強化されようとしている。特に環境・エネルギ

同材質、異種材質の組み合わせで、CO2 レーザでのつき合わせーの問題から、炭酸ガスの削減する為の燃費向上が強く求めら溶接を行った。シールドガスは、レーザビームと同軸れている。燃費を向上させる為には、燃焼効率

表 1.溶接条件

そのものの向上と合わせて、自動車の重量の主要部分であるエンジン、トランスミッション等のパワートレイン系部品での小型軽量化が必要である。中でも駆動力の伝達を行うトランスミ

Laser power

2kW

Welding speed

0.25,0.75m/min

Defocusing distance-2mm

Shielding gas

He：20l/min

ッション部品は、変速に伴い、回転速度、衝撃力等の使用状況が常に変化する為、各部品の使用状況に応じた特性、重量の材質を溶接する事で、求められる機能部品として成立させしている。その為に、これらの部品、特に駆動力を伝達する歯車部分とした。評価は、溶接後の試験片を切断し、溶接部及び熱影響の材質には、じん性、耐磨耗性が求められ、高炭素鋼、浸炭で部での、硬度測定、光学顕微鏡での組織観察、EPMA 分析、SEM表面処理を行った鋼が用いられている。

観察を行った。

しかし、これら材質は、溶接時の急冷、変体等で割れが発生

表 2 に供試材の化学組成を示す。試験片は、S10C 鋼、S45C

しやすい為、余熱を伴う溶接や、浸炭時に溶接部の炭素量が増鋼、SCM420H 浸炭材の 3 種類を用いた。SCM420H 鋼の浸炭処加しないよう事前に防炭処理を施す等の処置を理の有効浸炭深さは 0.8mm とした。
表 2. 供試材の化学組成

レーザ

Thickness

Material
溶接方向

Base metal
シールドガス

10mm

Che(mm)CSiMn

SCr420H

100.210.260.81

S45C

100.460.20.66

S10C

100.130.230.48

表３ 同種および異種金属継手の製作
150mm
M a te ria lc o m b in a tio n

J o in t

50mm

図 1 溶接時の概略図

S im ila rm e ta l

D is s im ila rm e ta l

した後、溶接している。本研究では、余熱、防炭処理を行わな

E s tim a te d m a s s %o f w e ld m e ta ls
C uC

JA

S 1 0 C -S 1 0 C0 .10 .4 80 .0 1 10 .0 10 .0

JB

S 4 5 C -S 4 5 C0 .4 50 .6 60 .0 0 40 .0 20 .0

JC

S C r4 2 0 H -S C r4 2 0 H0 .70 .8 10 .0 1 10 .1 51 .0

JD

S 1 0 C -S 4 5 C0 .2 80 .5 70 .0 0 7 50 .0 1 50 .0

JE

S 1 0 C -S C r4 2 0 H0 .40 .6 50 .0 1 10 .0 80 .5

JF

S 4 5 C -S C r4 2 0 H0 .5 80 .7 40 .0 0 7 50 .0 8 50 .5CM nS

N o te :D ilu tio n is e s tim a te d a s 5 0 %くても、割れのないレーザ溶接ができるようにするため、中、高炭素鋼のレーザ溶接時に生じる高温割れ及び低温割れの発生

表 3 に本実験で製作した同種および異種金属継手の種類を示機構を研究し、さらにハイブリッド溶接の適用によるこれら割す。溶接金属の炭素量は、希釈率を５０％と想定したときの値れ防止について研究した。

である。溶接金属の炭素量が 0.1, 0.28, 0.4, 0.450.

２．実験方法45, 0.58 ,0.7%の目標組成になるよに試験片を組合せJA~JF の 6 種の継手を製作した。

割れ防止の実験では図２に示すように 2.4kW のＣＯ2 レーザ

金属中の中央部に発生した低温割れを、と MAG 溶接トーチを組合せたハイブリッド溶接を用いて、溶90.3%以下に低減させる

8Le n gt h o f c r ac ks (m m )接ワイヤに低炭素鋼を用いることにより溶接金属の炭素量をとともに、継手開先面からビーム照射点をずらすことにより、熱影響部の低温割れの防止を図った。
溶接条件はレーザ出力 ：2kW、溶接速度：76Type 3Type 2Type 15432100.5m/min、Df（焦点外し0.1距離）：-2mm, DLA（ﾚｰｻﾞ

Carbon content of WM (%)

0.28―ｱｰｸ間距離） 図２ ハ0.40.450.580.7(a) 0.25m/min
9：２ｍｍ、シールドガス：Ar 25 l/min、アーク電流：50、70、880 and 100A、アーク電圧：14、16、16 及び 18V、シールドガ
ス：Ar80%+CO220%：15l/min、供試材：S10C-SCr420H 鋼、Offset ：0、+0.25、+0.5mm とした。
３．実験結果及び考察

Le n gt h o f c r ac ks (m m )イブリッド溶接の状況

3.1 割れ形態の分類

76Type 3Type 2Type 15432100.1

図３に溶接速度の違いによる代表的なビード断面として、継手

0.280.40.450.580.7

C ar bon c o n t e n t of W M (% )JC の断面マクロ写真を示す。溶接速度 0.25m/min では、溶接部(b) 0.75m/min

内部にビード中央部で縦に割れる割れ及び結晶粒内内での割れが認められた。また、溶接速度 0.75m/m では、0.25m/min に比

図５ 炭素量と溶接金属の割れ長さ
9界に沿った割れ、および低温割れが認められた。

8(a) 0.25m/min

5ｍｍ(b) 0.75m/min

Le n gt h o f c r ac ks (m m )べ、より巾の狭いい溶接部ができており、デンドライト結晶粒

5ｍｍ

76SCr420HS45CS10C5432100.1

図３ 溶接部断面写真

9Type 4 ：熱影響部の割れ(低温割れ)

Le n gt h o f c r ac ks (m m )8Type 2 ：結晶粒内の割れType 3 ：デンドライト結晶粒界に沿った割れ

HAZ0.7(a) 0.25m/min

Type 1 ：ビード中央部で縦に割れる割れ

WM0.45

Carbon content of HAZ (%)

76
SCr420H
S45C
S10C5432100.1

0.450.7

Carbin content of HAZ (%)

図４ 割れ形態の模式図同様に JA~JF の全継手についても観察を行い、割れの発生位(b) 0.75m/min
図６ 炭素量と熱影響部の割れ長さ
Type ２は溶接金属中に発生し、デンドライトを横切るように結置、状況を整理し、溶接部内の割れとして Type 1~3 及び、熱影晶粒を貫通する低温割れである。Type３は溶接金属の中央線や響部での割れとして Type 4 の 4 つの割れ形態として分類を行っデンドライト晶間の凝固割れである。Type４はＨＡＺに発生すた。その結果を図４に割れ形態の模式図を示す。Type １は溶接る低温割れを示す。これらの割れ長さと推定される溶接金属の炭素量との関係を図５に示す。溶接速度 0.25m/min では、炭素

図９に、継手 JC(0.7%C)の溶接速度:0.25m/min で発生した Type

0.58%を超えると、量が 0.28%以上で Type３の割れが認められ、２の割れの光学顕微鏡写真を示す。溶接金属中で、結晶粒内でType１及び２の割れが発生した。溶接速度 0.75m/min では、炭割れが発生しており、組織は高炭素マルテンサイト組織である

素量が 0.4% 以上で Type ３の割れが認められ、溶接速度ことが確認できた。また、溶接金属の硬さは、８００Ｈｖと著0.25m/min と同様に 0.58%を超えると、Type１および２の割れがしく硬化していた。
図１０に Type２の割れの SEM 写真を示す。

発生した。

結晶粒界と結晶粒内での割れが認められた。また顕微鏡観察か

図６に炭素濃度と Type4 の熱影響部での割れ長さの結果を示ら、割れは一部で発生していた。強制破断した試験片の破面をす。溶接速度 0.25m/min では、炭素濃度が 0.45% 以上で、ＳＥＭ観察した結果、全面で Type 1 と同様の破面を呈していお

0.75m/min では、0.7%以上で、Type4 の割れが認められた。溶接り、塑性変形と溶融のない破面であることから、マルテンサイ

速度が遅い場合は、溶融部の面積が大きく発生応力が大きい為ト変態誘起のに、低い側の炭素濃度で割れが発生したと考えられる。S10C
材では、割れは認められず、SCr420H は 0.7%の高 C%で割れが認められた。
３．２ 炭素濃度と溶接部の硬度分布
図７に炭素濃度と溶接金属のビッカース硬さを示す。
溶接速度 0.25,および 0.75m/min で共に割れが認められた炭素量0.58%以上では、溶接金属の硬さが 700Ｈｖを超えており、マルテンサイト変態誘起低温割れと考えられる。
900
800
700
600
500

No crack
Crack

400
300
200
100000.20.40.60.8

Ave r age h sr dn se e at W M (Hv)Ave r age h sr dn se e at WM (Hv)

50μｍ
9001ｍｍ800(b) 500倍（ＷＭ）

700
600

ＳＣｒ４２０Ｈ500

No crack
Crack

400
300
200(a) 50倍
図９ Type2 割れでの光学顕微鏡写真

100000.20.40.6

C ar bo n c o n t e n t o f W M (% )C ar bo n c o n t e n t o f W M (% )(a) 0.25m/min(b) 0.75m/min

0.8

図７ 炭素量と溶接金属の硬さ３．３割れ発生機構(1) Type １の割れ
図８に継手 JC(0.7%C)で溶接速度:0.25m/min のとき生じた

図 9 Type2 割れでの SEM 写真

Type １の割れの光学顕微鏡写真及び SEM 写真を示す。図８（a）に示すように溶接金属中央で縦に大きな割れが認められた。
この割れ破面のＳＥＭ写真を(b)図に示す。塑性変形が少ない破面を呈しており、柱状のセル状デンドライトの粒界で破壊して(a) 400倍(b) 2000倍

図１０ Type 2 の割れ破面のＳＥＭ写真

おり、さらにその柱状のセルデンドライトの横断面が破断する(3) Type 3 の割れ形で割れが生じている。これらの事より、高温割れや水素誘起

図 1１に、継手 JE(0.4％C)の溶接速度:0.75m/min で生じた

低温割れでなく、マルテンサイト変態時に内部応力が誘起され、その応力により延性低下しているデンドライトの会合部である
中央線に近いとこ2ｍｍ
ＳＣｒ４２０ＨＳＣｒ４２０Ｈ(a) Cross section

100μｍ(b) Fractography of crackff ldl

図 10 Type3 割れでの光学顕微鏡写真(b) 400倍(a) 50倍

図８ Type1 割れでの光学顕微鏡写真及び SEM 写真

図 1１ 継手ＪＥに生じた Type３の割れろでその断面が破断したような低温割れと考えられる。

低温割れと考えられる。

(2) Type２の割れ

Type3 の凝固割れの発生状況を(a)図にその破面のＳＥＭ写真

を(b)図を示す。デンドライトとデンドライト晶の粒界に生じる割れインターデンドライト割れ(Interdendrite crack)である。ＳＥ

３．４

ハイブリッド溶接による割れの防止

Ｍ写真はその凝固界面を示している。

レーザ・アークハイブリッド溶接(以下ハイブリッド溶接と呼さらに図 1２にこの割れの SEM 写真を高倍率で示す。一部溶ぶ)を用い、溶接金属の炭素量を低下させる方法はこのような高融した表面張力により丸くなった破面を呈しており、他の Type炭素鋼のレーザ溶接には有効である。予備的に検討したレーザの割れと明らかに異なる破面であった。このように凝固粒界が照射位置をオフセットする溶接法では、炭素含有量が高い浸炭認められので凝固割れと思われる。

材 SCr420H 鋼側へレーザ照射位置をオフセットすることで、炭素量の高い浸炭部で発生する Type４の割れを防止することができた。すなわち、S10C−SCr420H 異材突合溶接をする時、レーザ照射位置を突合せ面から、炭素量の高い浸炭材 SCr420H 鋼側へオフセットして溶接を行うことで、熱影響部に発生するType４の変態誘起低温割れを防止することができた。しかし、溶接金属では、浸炭部を多く溶融したことで、溶接金属の炭素量が上昇し、割れが増加した。そこで、ハイブリッド溶接法を用いることで、低炭素のフィラーワイヤを溶融し、溶接金属の(a) 2000倍(b) 2000倍

図 1２ Type3 の割れ破面の SEM 写真

溶接金属に発生している Type
炭素量を 0.3％C 以下に低減させ、３の凝固割れ防止する方法をここでは検討した。
本実験で用いた供試材は、表１に示した組成の浸炭材(4)Type ４の割れ

SCr420H 鋼及び S10C 鋼を用いた。MAG 用ワイヤは、日鐵住図 1３に継手 JD(0.28%C)の溶接速度:0.25m/min での試験片で金溶接工業製の直径 0.9mm の YGW12 を使用した。

観察された Type4 の割れの顕微鏡写真を示す。Ｓ４５Ｃ材での(1)オフセット量の影響

熱影響部、ルート部で割れが認められた。割れは、結晶粒界で図１５にオフセット溶接の結果としてマクロ断面写真を示発生し、変形と溶融のほとんどない破面を呈していた。これらす。オフセット量がプラスになるに従って、レーザが照射されの事より、水素誘起低温割れではなく、マルテンサイト変態誘た位置で溶込みが深くなっていることがわかる。また熱影響部

起の低温割れと考えられるの割れ長さは減少し、プラス 0.5mm オフセットして溶接を行った時、熱影響部での Type４の割れの発生がなくなった。
レーザ照射位置を、プラスにオフセットすることで、ハイブリッド溶接においても、熱影響部で発生する Type４の割れを防止することができた。熱影響部は、溶接時に溶融しないので、割れ防止の為に低炭素のフィラーワイヤを溶融するなどの割れ対策を講じることができない。そのため、レーザ熱源及び MAG熱源を SCr420H 鋼側にオフセットして突合せ溶接することで、熱影響部に発生する Type４のマルテンサイト変態誘起低温割れを防止法できた。

(a) 50倍(b) 400倍(2) 溶接電流による変化
図１６に各実験条件でビードマクロ断面写真を示す。DLA＝２

図 1３ Type4 割れでの光学顕微鏡写真
図 1４に同 Type4 での割れの SEM 写真を示す。結晶粒界と一部mm、溶接電流 50〜100Aの結果を示している。溶接電流の上で結晶粒内で割れが認められた。変形と溶融のない破面を呈し昇に伴って、溶接金属に溶融されるフィラーワイヤの量が増加ている。マルテンサイト組織であり、ラス間でもすることで、溶接金属の炭素量が低減し、割れ発生長さが減少している。さらにDLA＝0mmで溶接電流を 110 から 140Aに増加すると、溶接電流の上昇にもかかわらず、溶接金属の割れ長さが低減しなかった。溶接電流が 100Aの時に最も割れ長さが減少した。これは、MAG熱源が２mm先行したことで、レーザ溶接が安定して行われ、溶接金属中で低炭素のフィラーが均一に分布したためと考えた。110Aを超える溶接電流でも、割れ長さが減少した。しかし、割れを完全には防止できなかった。
これらは、溶融する低炭素のフィラーワイヤ供給量が過剰で、(a) 2000倍(b) 2000倍
図 1４ Type4 の割れの SEM 写真

割れが発生していることが確認でき、マルテンサイト変態誘起低温割れと考えられる。

溶融部の上部と下部にてフィラーが十分に攪拌せず、溶接金属下部の、炭素量が低減されなかったため、割れ発生量の増加につながったと考えられる。
(3) 溶接条件の最適化

S10C
SCr420H
S10C

さらに、開先加工、焦点はずし距離（Df）及びセンターシー(5) ハイブリッド溶接においてレーザ照射位置を浸炭材

ルドガス流量を最適化する必要がある。
開先加工を施すことで、SCr420H 鋼側にオフセットして突合せ溶接を行うと、オフ溶接金属の余盛高さを低くでき、レーザ照射位置を炭素量の高セット量を+0.5ｍｍとすると、HAZ に発生する Type４の変い浸炭材 SCr420H 鋼側にオフセットすることで、HAZ での割態誘起低温割れを防止することができた。

れ発生を防止することができた。溶接電流が 140A の時、溶接(5) ハイブリッド溶接において、溶接電流を 50 から 140A に金属の割れ発生長さが最も減少し、0.2mm となった。開先加工変化したとき、溶接電流が 100A の時、最も割れ長さが低などを施すことで、溶接金属の下部にて、フィラーが均一に混減し、0.3mm となった。

ざりやすくなったためと考えられる。また、センターシールド
ガス流量を低減したことでブローホールの発生量も低減した。

参考文献1)

松田,上山:溶接学会論文集 11-1(1993),P95

2)

坂端、渋谷、中島、峰久: :溶接学会論文集 4-1(1986),P131

3)

沓名、
町田:溶接学会全国大会講演概要第 72 集 (2003)P138

著者紹介
沓名 宗春

Muneharu KUTSUNA
生年月日，昭和２０年１月３日
図１５ ハイブリッド溶接における割れ長さに及ぼすオフセット量の影響

学歴，名古屋大学 大学院工学科研究科博士課程満了

学位

工学博士，
（名古屋大学、1974）

職歴

昭和４７年４月 川崎重工業，入社
昭和５７年３月 川崎重工業 退社
昭和５７年４月 名古屋大学 助手
昭和６０年４月 同講師

平成４年１２月 同助教授

専門や研究内容：金属工学、溶接工学、レーザ加工工学
受賞歴：1982 年 日本溶接協会技術賞、1999 年 軽金属溶接構造協会 論文賞
所属学協会など 溶接学会、レーザー学会．金属学会
図１６ ハイブリッド溶接における割れ長さに及ぼす溶接電流の影響

米国溶接学協会、米国レーザ学会

E-mail: kutsuna@numse.nagoya-u.ac.jp
TEL & FAX: (052) 789-3365

４．結論
中、高炭素鋼を急熱のレーザ溶接時に生じる高温、及び低温割れ評価の基礎実験により、割れ形態を 4Type に分類し、下記結果を得た。
(1) 溶接金属の炭素量が0.58％を超えると、センターライン近傍にセル状デンドライト粒界およびその横断面に発生する割れが観察された。この溶接金属はビッカース硬さが700 Hvを超えており、マルテンサイト変態誘起低温割れ（Type １の割れ）と考えられる。
(2) さらに溶接金属のビッカース硬さが800Hvの時、デンドライト晶の粒内にも低温割れが観察され、マルテンサイト変態誘起の低温割れ(Type２の割れ)と考えられる。
(3) 溶接金属の炭素量が0.28％を超えると、溶接金属に凝固割れ(Type３の割れ)の発生も見られた。

(4) SCr420H浸炭材溶接熱影響部の浸炭部及びS45C材の溶接熱影響部でも低温割れが観察された。７００Ｈｖ以上の硬さ
およびSEM観察結果よりマルテンサイト変態誘起低温割れ（Type ４の割れ）と考えられる。