JPH0890238A - ねずみ鋳鉄の溶接方法 - Google Patents
ねずみ鋳鉄の溶接方法Info
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- JPH0890238A JPH0890238A JP29781994A JP29781994A JPH0890238A JP H0890238 A JPH0890238 A JP H0890238A JP 29781994 A JP29781994 A JP 29781994A JP 29781994 A JP29781994 A JP 29781994A JP H0890238 A JPH0890238 A JP H0890238A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接部のミクロ組織を母材と同質の黒鉛鋳鉄
組織にすることができる鋳鉄の溶接方法に係わる。 【構成】 ねずみ鋳鉄の溶接において、溶接部を１００
０°Ｃ以上、溶融温度未満の温度に急速誘導加熱して溶
接時晶出したセメンタイトを黒鉛化することを特徴と
し、これによって溶接割れの発生を防止する。
組織にすることができる鋳鉄の溶接方法に係わる。 【構成】 ねずみ鋳鉄の溶接において、溶接部を１００
０°Ｃ以上、溶融温度未満の温度に急速誘導加熱して溶
接時晶出したセメンタイトを黒鉛化することを特徴と
し、これによって溶接割れの発生を防止する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ねずみ鋳鉄の溶接方法
に関するものである。
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ねずみ鋳鉄を溶接すると、溶接金属部と
母材熱影響部の共晶細胞の周囲にレーデブライトが晶出
し、この部分に溶接割れが発生する。ねずみ鋳鉄の溶接
ではこの二箇所で発生するレーデブライトをいかにして
抑えるかがポイントとなる。
母材熱影響部の共晶細胞の周囲にレーデブライトが晶出
し、この部分に溶接割れが発生する。ねずみ鋳鉄の溶接
ではこの二箇所で発生するレーデブライトをいかにして
抑えるかがポイントとなる。
【０００３】現在、ねずみ鋳鉄の溶接には、母材を予熱
する方法とＮｉ等の低温溶接棒を使用する二つの方法が
採用されている。母材を予熱する方法は、かなり高い温
度、例えば７００〜８００°Ｃ程度に十分予熱しないと
レーデブライトの晶出を抑える効果は期待できない。し
かしながらこの様な高温予熱で溶接作業を行うのは実現
困難である。通常行われているのは３００〜４００°Ｃ
程度の予熱で、この程度の予熱では、主に溶接部にマル
テンサイトが発生するのを防ぐ程度の効果しか期待でき
ない。Ｎｉ等の低温溶接棒を使用するのは、母材熱影響
部への入熱を抑えて共晶細胞の周囲のレーデブライトの
晶出を減らすことと、Ｎｉ添加によって溶接金属の靱性
を上げて割れを防ぐことが目的であり、レーデブライト
そのものの晶出を防止することはできない。
する方法とＮｉ等の低温溶接棒を使用する二つの方法が
採用されている。母材を予熱する方法は、かなり高い温
度、例えば７００〜８００°Ｃ程度に十分予熱しないと
レーデブライトの晶出を抑える効果は期待できない。し
かしながらこの様な高温予熱で溶接作業を行うのは実現
困難である。通常行われているのは３００〜４００°Ｃ
程度の予熱で、この程度の予熱では、主に溶接部にマル
テンサイトが発生するのを防ぐ程度の効果しか期待でき
ない。Ｎｉ等の低温溶接棒を使用するのは、母材熱影響
部への入熱を抑えて共晶細胞の周囲のレーデブライトの
晶出を減らすことと、Ｎｉ添加によって溶接金属の靱性
を上げて割れを防ぐことが目的であり、レーデブライト
そのものの晶出を防止することはできない。
【０００４】したがって上記した二つの方法では、溶接
後のミクロ組織にレーデブライトが厳然と存在する。鋳
鉄の溶接は、ある意味では、レーデブライトの存在は認
め、少なくとも割れがなければ良しとする考えが支配的
であり、ミクロ組織の問題を本質的に解決できる方法は
見出されていないのが現状である。
後のミクロ組織にレーデブライトが厳然と存在する。鋳
鉄の溶接は、ある意味では、レーデブライトの存在は認
め、少なくとも割れがなければ良しとする考えが支配的
であり、ミクロ組織の問題を本質的に解決できる方法は
見出されていないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる問題
に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、溶
接部に割れが発生せず、しかもミクロ組織も黒鉛の組織
を示す鋳鉄の新しい溶接方法を提供するにある。
に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、溶
接部に割れが発生せず、しかもミクロ組織も黒鉛の組織
を示す鋳鉄の新しい溶接方法を提供するにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は上記問題点に
関して鋭意研究を行った結果、次の知見を得た。すなわ
ち、 溶接部に晶出したレーデブライトは、溶接後ただち
に１０００°Ｃ以上、溶融温度未満の温度に急速誘導加
熱すると、粒状の焼戻し黒鉛組織に変化し、割れが発生
しないこと。そしてその際使用する溶接棒としては、 Ｆｅ−Ｓｉ或いはＮｉ−Ｓｉを基本成分とし、Ｓｉ
量が２〜８％のもの。 ＭはＭＣ系の炭化物を形成する元素として、Ｆｅ−
Ｍを基本成分とし、Ｍ量が６〜２０％のもの。 ＭとしてＶが好ましいことを見出した。 本発明は上記知見に基づいて成されたものである。
関して鋭意研究を行った結果、次の知見を得た。すなわ
ち、 溶接部に晶出したレーデブライトは、溶接後ただち
に１０００°Ｃ以上、溶融温度未満の温度に急速誘導加
熱すると、粒状の焼戻し黒鉛組織に変化し、割れが発生
しないこと。そしてその際使用する溶接棒としては、 Ｆｅ−Ｓｉ或いはＮｉ−Ｓｉを基本成分とし、Ｓｉ
量が２〜８％のもの。 ＭはＭＣ系の炭化物を形成する元素として、Ｆｅ−
Ｍを基本成分とし、Ｍ量が６〜２０％のもの。 ＭとしてＶが好ましいことを見出した。 本発明は上記知見に基づいて成されたものである。
【０００７】
【作用】ねずみ鋳鉄の溶接部を高周波で急速加熱（３０
０〜５００°Ｃ／ｍｉｎ）すると、ミクロ組織に次のよ
うな変化が起こる。 １．溶接時に晶出したレーデブライト中のセメンタイト
は、加熱途上のある温度で分解されて粒状の黒鉛に変化
する。そして、この粒状黒鉛組織は球状黒鉛鋳鉄に類似
した材料特性を持ち、延性が発生する。 ２．黒鉛化は１０００°Ｃ以上の温度で起こり、この温
度は加熱速度によって変化する。 ３．黒鉛化完了後、更に加熱して行くと、次にこの黒鉛
とオーステナイトの界面が反応して局部的に融液が生成
され、この融液部分から溶解が始まって全体に波及す
る。 つまり溶解の始まる前に必ず黒鉛化が起こり、しかも粒
状の黒鉛組織に変化し、溶解反応は黒鉛化の後始まるこ
とが判明した。
０〜５００°Ｃ／ｍｉｎ）すると、ミクロ組織に次のよ
うな変化が起こる。 １．溶接時に晶出したレーデブライト中のセメンタイト
は、加熱途上のある温度で分解されて粒状の黒鉛に変化
する。そして、この粒状黒鉛組織は球状黒鉛鋳鉄に類似
した材料特性を持ち、延性が発生する。 ２．黒鉛化は１０００°Ｃ以上の温度で起こり、この温
度は加熱速度によって変化する。 ３．黒鉛化完了後、更に加熱して行くと、次にこの黒鉛
とオーステナイトの界面が反応して局部的に融液が生成
され、この融液部分から溶解が始まって全体に波及す
る。 つまり溶解の始まる前に必ず黒鉛化が起こり、しかも粒
状の黒鉛組織に変化し、溶解反応は黒鉛化の後始まるこ
とが判明した。
【０００８】従来セメンタイトの黒鉛化は９００〜１０
００°Ｃで数時間から数十時間加熱するのが定説である
が、本発明では、これを１０００°Ｃ以上、溶融温度未
満の温度に急速加熱途上に瞬時に黒鉛化する。つまり溶
接後わずか数秒から数十秒加熱するだけで黒鉛化できる
ので、現実の溶接スピードに十分対応することができ、
溶接の後を追いながら、同時に黒鉛化が可能である。
００°Ｃで数時間から数十時間加熱するのが定説である
が、本発明では、これを１０００°Ｃ以上、溶融温度未
満の温度に急速加熱途上に瞬時に黒鉛化する。つまり溶
接後わずか数秒から数十秒加熱するだけで黒鉛化できる
ので、現実の溶接スピードに十分対応することができ、
溶接の後を追いながら、同時に黒鉛化が可能である。
【０００９】この結果、本発明では溶接部に溶接割れの
起こる温度（概ね７００°Ｃ以下）に到達する前に黒鉛
化できるので溶接割れが発生しない。
起こる温度（概ね７００°Ｃ以下）に到達する前に黒鉛
化できるので溶接割れが発生しない。
【００１０】本発明の黒鉛化処理が溶接割れ防止に著効
があるのは上記したミクロ組織（レーデブライト）が粒
状黒鉛組織に変化することの他に次のような理由もあ
る。すなわち、セメンタイトが黒鉛化するとき体積が膨
張するために、溶接部に残っている引っ張りの残留応力
が緩和されることによる。特に共晶細胞の周囲のレーデ
ブライトは、もともとは黒鉛組織であったものが、レー
デブライトに変化しまた元の黒鉛組織（元の組織とは黒
鉛の形状が異なるが）に帰るわけであるので、残留応力
はほとんど解消される。また、黒鉛化の際、表層部が選
択的に急速加熱されるので、表層部に圧縮の応力が生起
され、この圧縮応力が表層部の残留応力を相殺する。以
上３つの効果が相乗されて溶接割れが防止されるものと
推察される。
があるのは上記したミクロ組織（レーデブライト）が粒
状黒鉛組織に変化することの他に次のような理由もあ
る。すなわち、セメンタイトが黒鉛化するとき体積が膨
張するために、溶接部に残っている引っ張りの残留応力
が緩和されることによる。特に共晶細胞の周囲のレーデ
ブライトは、もともとは黒鉛組織であったものが、レー
デブライトに変化しまた元の黒鉛組織（元の組織とは黒
鉛の形状が異なるが）に帰るわけであるので、残留応力
はほとんど解消される。また、黒鉛化の際、表層部が選
択的に急速加熱されるので、表層部に圧縮の応力が生起
され、この圧縮応力が表層部の残留応力を相殺する。以
上３つの効果が相乗されて溶接割れが防止されるものと
推察される。
【００１１】なお、本発明で、溶接割れだけを考えた場
合、レーデブライト中のセメンタイトは必ずしも１００
％完全に焼戻し黒鉛に分解される必要はない。少なくと
も３０％黒鉛化されておれば割れは防止できる。
合、レーデブライト中のセメンタイトは必ずしも１００
％完全に焼戻し黒鉛に分解される必要はない。少なくと
も３０％黒鉛化されておれば割れは防止できる。
【００１２】本発明方法で使用できる溶接棒の組成は、
従来の鋳鉄の溶接の場合と異なり、低炭素から高炭素、
低合金から高合金まで幅広く選択できるが、中でも好ま
しい溶接棒の成分は、次の２種類である。 Ｆｅ−Ｓｉ或いはＮｉ−Ｓｉ系で、Ｓｉ量が２〜８
％の合金。 Ｆｅ−Ｍ系で、Ｍ量が６〜２０％の合金。ただし、
ＭはＭＣ系の炭化物を形成する元素である。 の成分は溶接金属部分のセメンタイトを黒鉛化するの
に好ましい成分である。Ｓｉ量が２％未満では黒鉛化が
困難になる。８％を越えると、脆くなるので好ましくな
い。の成分は溶接金属部分のセメンタイトの粒状化に
効果があり、組織に延びが発生し、溶接割れが起こりに
くくなる。元素としては、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ
等のＶ族、Ｔｉ族の元素が有効であるが、中でもＶが最
も好ましい。Ｍ量が６％未満では粒状化が不完全で一部
網状の炭化物が残り、割れが起こりやすい。一方、Ｖ
族、Ｔｉ族の元素は酸素との親和力が強く酸化されやす
いので、２０％を越える添加は溶接時に特別なガスシー
ルドを必要とし、好ましくない。
従来の鋳鉄の溶接の場合と異なり、低炭素から高炭素、
低合金から高合金まで幅広く選択できるが、中でも好ま
しい溶接棒の成分は、次の２種類である。 Ｆｅ−Ｓｉ或いはＮｉ−Ｓｉ系で、Ｓｉ量が２〜８
％の合金。 Ｆｅ−Ｍ系で、Ｍ量が６〜２０％の合金。ただし、
ＭはＭＣ系の炭化物を形成する元素である。 の成分は溶接金属部分のセメンタイトを黒鉛化するの
に好ましい成分である。Ｓｉ量が２％未満では黒鉛化が
困難になる。８％を越えると、脆くなるので好ましくな
い。の成分は溶接金属部分のセメンタイトの粒状化に
効果があり、組織に延びが発生し、溶接割れが起こりに
くくなる。元素としては、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ
等のＶ族、Ｔｉ族の元素が有効であるが、中でもＶが最
も好ましい。Ｍ量が６％未満では粒状化が不完全で一部
網状の炭化物が残り、割れが起こりやすい。一方、Ｖ
族、Ｔｉ族の元素は酸素との親和力が強く酸化されやす
いので、２０％を越える添加は溶接時に特別なガスシー
ルドを必要とし、好ましくない。
【００１３】
【実施例】以下実施例によって本発明を説明する。
【００１４】実施例１ 母材 ：φ５０×２００ｍｍのＦＣ３０の片状黒鉛鋳
鉄の丸棒を使用。 開先 ：円周上に深さ１０ｍｍ、幅１５ｍｍのＶ溝を
形成した。 溶接棒 ：下記組成の高Ｓｉ低炭素鋼 Ｃ：０．１％ Ｓｉ：６．５％ Ｍｎ：０．５％ 溶接条件： 予熱温度 ４００°Ｃ 電流（交流） １１０Ａで一層溶接した後、ただちに高
周波加熱した。加熱前の溶接部の温度は概ね８００°Ｃ
であった。 高周波加熱：１１００°Ｃまで２０秒で加熱した後、加
熱を中止し大気中放冷した。 ＜結果＞溶接割れは全く認められなかった。 溶接部のミクロ組織：溶接部に未分解のレーデブライト
がかなり認められた。レーデブライト中のセメンタイト
と焼戻し黒鉛の面積比率は７：３であった。割れ防止だ
けを考えた場合、セメンタイトは３０％分解されておれ
ば良いことが分かった。
鉄の丸棒を使用。 開先 ：円周上に深さ１０ｍｍ、幅１５ｍｍのＶ溝を
形成した。 溶接棒 ：下記組成の高Ｓｉ低炭素鋼 Ｃ：０．１％ Ｓｉ：６．５％ Ｍｎ：０．５％ 溶接条件： 予熱温度 ４００°Ｃ 電流（交流） １１０Ａで一層溶接した後、ただちに高
周波加熱した。加熱前の溶接部の温度は概ね８００°Ｃ
であった。 高周波加熱：１１００°Ｃまで２０秒で加熱した後、加
熱を中止し大気中放冷した。 ＜結果＞溶接割れは全く認められなかった。 溶接部のミクロ組織：溶接部に未分解のレーデブライト
がかなり認められた。レーデブライト中のセメンタイト
と焼戻し黒鉛の面積比率は７：３であった。割れ防止だ
けを考えた場合、セメンタイトは３０％分解されておれ
ば良いことが分かった。
【００１５】実施例２ 母材 ：φ１００×２００ｍｍの球状黒鉛鋳鉄の丸棒
を使用。 開先 ：円周上に深さ５ｍｍ、幅１０ｍｍのＶ溝を形
成した。 溶接棒 ：下記組成の高Ｓｉ鋳鉄 Ｃ：３．５％ Ｓｉ：６．０％ Ｍｎ：０．５％ 溶接条件： 予熱温度 ３００°Ｃ 電流（交流） １４０Ａで一層溶接した後、ただちに高
周波加熱した。加熱前の溶接部の温度は概ね９００°Ｃ
であった。 高周波加熱：１１００°Ｃまで７０秒で加熱した後、加
熱を中止し大気中放冷した。 ＜結果＞溶接割れは全く認められなかった。 溶接部のミクロ組織：溶接金属部および共晶細胞周辺の
レーデブライトはほとんど分解されていた。未分解のセ
メンタイトはわずか（約８％）。
を使用。 開先 ：円周上に深さ５ｍｍ、幅１０ｍｍのＶ溝を形
成した。 溶接棒 ：下記組成の高Ｓｉ鋳鉄 Ｃ：３．５％ Ｓｉ：６．０％ Ｍｎ：０．５％ 溶接条件： 予熱温度 ３００°Ｃ 電流（交流） １４０Ａで一層溶接した後、ただちに高
周波加熱した。加熱前の溶接部の温度は概ね９００°Ｃ
であった。 高周波加熱：１１００°Ｃまで７０秒で加熱した後、加
熱を中止し大気中放冷した。 ＜結果＞溶接割れは全く認められなかった。 溶接部のミクロ組織：溶接金属部および共晶細胞周辺の
レーデブライトはほとんど分解されていた。未分解のセ
メンタイトはわずか（約８％）。
【００１６】実施例３ 母材 ：φ１００×２００ｍｍのＦＣ３０の片状黒鉛
鋳鉄の丸棒を使用。 開先 ：なし。円周表面にそのまま溶接 溶接棒 ：下記組成の高Ｖ低炭素鋼 Ｃ：０．１％ Ｓｉ：１．０％ Ｖ：１１％ 溶接条件： 予熱温度 ３００°Ｃ 電流（交流） １５０Ａで一層溶接した後、ただちに高
周波加熱した。加熱前の溶接部の温度は概ね８５０°Ｃ
であった。 高周波加熱：１０８０°Ｃまで５５秒で加熱した後、４
００°Ｃの炉内で炉冷。 ＜結果＞溶接割れは全く認められなかった。 溶接部のミクロ組織：共晶細胞周辺のレーデブライトは
完全に分解されて黒鉛化していた。溶接金属部の組織
は、フェライト地に粒状のＶＣ炭化物が分散した組織で
あった。
鋳鉄の丸棒を使用。 開先 ：なし。円周表面にそのまま溶接 溶接棒 ：下記組成の高Ｖ低炭素鋼 Ｃ：０．１％ Ｓｉ：１．０％ Ｖ：１１％ 溶接条件： 予熱温度 ３００°Ｃ 電流（交流） １５０Ａで一層溶接した後、ただちに高
周波加熱した。加熱前の溶接部の温度は概ね８５０°Ｃ
であった。 高周波加熱：１０８０°Ｃまで５５秒で加熱した後、４
００°Ｃの炉内で炉冷。 ＜結果＞溶接割れは全く認められなかった。 溶接部のミクロ組織：共晶細胞周辺のレーデブライトは
完全に分解されて黒鉛化していた。溶接金属部の組織
は、フェライト地に粒状のＶＣ炭化物が分散した組織で
あった。
【００１７】
１．溶接割れが発生しない。 ２．溶接部はねずみ鋳鉄の組織である。 ３．溶接部の機械的性質の劣化がなく、母材と同質であ
る。 ４．溶接の自動化が可能である。 ５．溶接スピードを早くできる。
る。 ４．溶接の自動化が可能である。 ５．溶接スピードを早くできる。
Claims (4)
- 【請求項１】 ねずみ鋳鉄の溶接において、溶接部を１
０００°Ｃ以上、溶融温度未満の温度に急速誘導加熱し
て溶接時晶出したセメンタイトを黒鉛化することを特徴
とするねずみ鋳鉄の溶接方法。 - 【請求項２】 上記溶接の溶接棒の成分組成が、Ｆｅ−
Ｓｉ或いはＮｉ−Ｓｉを基本成分とし、Ｓｉ量が２〜８
％である請求項１に記載の溶接方法。 - 【請求項３】 上記溶接の溶接棒の成分組成が、Ｆｅ−
Ｍを基本成分とし、Ｍ量が６〜２０％である請求項１に
記載の溶接方法。ただし、ＭはＭＣ系の炭化物を形成す
る元素。 - 【請求項４】 上記ＭがＶである請求項３に記載の溶接
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29781994A JP3516744B2 (ja) | 1994-09-12 | 1994-09-12 | ねずみ鋳鉄の溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29781994A JP3516744B2 (ja) | 1994-09-12 | 1994-09-12 | ねずみ鋳鉄の溶接方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0890238A true JPH0890238A (ja) | 1996-04-09 |
| JP3516744B2 JP3516744B2 (ja) | 2004-04-05 |
Family
ID=17851575
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29781994A Expired - Fee Related JP3516744B2 (ja) | 1994-09-12 | 1994-09-12 | ねずみ鋳鉄の溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3516744B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106270935A (zh) * | 2016-08-22 | 2017-01-04 | 鞍钢重型机械有限责任公司 | 一种离心复合轧辊轴表面缺陷的焊补方法 |
-
1994
- 1994-09-12 JP JP29781994A patent/JP3516744B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106270935A (zh) * | 2016-08-22 | 2017-01-04 | 鞍钢重型机械有限责任公司 | 一种离心复合轧辊轴表面缺陷的焊补方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3516744B2 (ja) | 2004-04-05 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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