JPH09241787A - 溶接複合部材及び溶接方法 - Google Patents
溶接複合部材及び溶接方法Info
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- JPH09241787A JPH09241787A JP8080968A JP8096896A JPH09241787A JP H09241787 A JPH09241787 A JP H09241787A JP 8080968 A JP8080968 A JP 8080968A JP 8096896 A JP8096896 A JP 8096896A JP H09241787 A JPH09241787 A JP H09241787A
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- welded
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
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- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐衝撃性に優れた溶接複合部材及びその溶接
方法を提供する。 【解決手段】 少なくとも一方が球状黒鉛鋳鉄部材であ
る二つの鉄製部材を溶接し、遅くとも溶接直後から両鉄
製部材の溶接部近傍を加熱状態にして、前記球状黒鉛鋳
鉄部材の溶接部のＡ1 変態点における冷却速度を40℃／
秒以下に調整する溶接方法であり、もって前記球状黒鉛
鋳鉄部材の溶接境界層の組織におけるチル相の含有率が
10％以下である溶接複合部材が得られる。
方法を提供する。 【解決手段】 少なくとも一方が球状黒鉛鋳鉄部材であ
る二つの鉄製部材を溶接し、遅くとも溶接直後から両鉄
製部材の溶接部近傍を加熱状態にして、前記球状黒鉛鋳
鉄部材の溶接部のＡ1 変態点における冷却速度を40℃／
秒以下に調整する溶接方法であり、もって前記球状黒鉛
鋳鉄部材の溶接境界層の組織におけるチル相の含有率が
10％以下である溶接複合部材が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接接合した鉄製
部材及びその溶接方法に関し、特に少なくとも一方が球
状黒鉛鋳鉄製部材である二つの鉄製部材を溶接してなる
複合部材及びその溶接方法に関する。
部材及びその溶接方法に関し、特に少なくとも一方が球
状黒鉛鋳鉄製部材である二つの鉄製部材を溶接してなる
複合部材及びその溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】球状黒鉛鋳鉄は基地中に微細な球状黒鉛
が分散している鋳鉄で、良好な機械的強度及び靱性を有
し、自動車部品、機械部品等に広く使用されている。と
ころが、球状黒鉛鋳鉄からなる部品を他の部品と溶接す
る場合に、接合部に十分な強度を信頼性高く得ることは
困難であるという問題があった。これは、球状黒鉛鋳鉄
では炭素量が一般の鋼材より高いので、溶接後の冷却中
にチル相（硬化基地組織、多くの場合マルテンサイト
相）が発生しやすいためである。チル相が発生した球状
黒鉛鋳鉄は硬化し、耐衝撃性が非常に低下する。溶接部
の機械的強度を向上させてその信頼性を高めるために、
例えば再加熱法とか、溶接棒としてSi量の高いものやＣ
濃度の低いものを用いる方法とか、さらに特開昭59-853
67号公報に開示されたガス溶接法等、種々の方法が提案
されている。
が分散している鋳鉄で、良好な機械的強度及び靱性を有
し、自動車部品、機械部品等に広く使用されている。と
ころが、球状黒鉛鋳鉄からなる部品を他の部品と溶接す
る場合に、接合部に十分な強度を信頼性高く得ることは
困難であるという問題があった。これは、球状黒鉛鋳鉄
では炭素量が一般の鋼材より高いので、溶接後の冷却中
にチル相（硬化基地組織、多くの場合マルテンサイト
相）が発生しやすいためである。チル相が発生した球状
黒鉛鋳鉄は硬化し、耐衝撃性が非常に低下する。溶接部
の機械的強度を向上させてその信頼性を高めるために、
例えば再加熱法とか、溶接棒としてSi量の高いものやＣ
濃度の低いものを用いる方法とか、さらに特開昭59-853
67号公報に開示されたガス溶接法等、種々の方法が提案
されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、再加熱
方法は溶接部のみならずワーク全体も加熱するため、ワ
ークの材質に応じて加熱温度を設定する必要がある。ま
た高いエネルギーコストがかかり、作業工程が多く、コ
ストアップの要因になる等の問題もある。一方溶接棒の
組成を調整する方法では、溶接部の耐衝撃特性が向上し
ないという問題がある。さらに、特開昭59-85367号公報
に開示されたガス溶接法では、溶接部にMg、Ce、Si又は
稀金属類の粉末と造滓剤との混合物を添加し、ダクタイ
ル鋳鉄棒を用いて溶接するため、溶接作業が煩雑なばか
りでなく、品質保証のために粉末と造滓剤との混合物を
均一に管理するための技術等の問題がある。
方法は溶接部のみならずワーク全体も加熱するため、ワ
ークの材質に応じて加熱温度を設定する必要がある。ま
た高いエネルギーコストがかかり、作業工程が多く、コ
ストアップの要因になる等の問題もある。一方溶接棒の
組成を調整する方法では、溶接部の耐衝撃特性が向上し
ないという問題がある。さらに、特開昭59-85367号公報
に開示されたガス溶接法では、溶接部にMg、Ce、Si又は
稀金属類の粉末と造滓剤との混合物を添加し、ダクタイ
ル鋳鉄棒を用いて溶接するため、溶接作業が煩雑なばか
りでなく、品質保証のために粉末と造滓剤との混合物を
均一に管理するための技術等の問題がある。
【０００４】従って、本発明の目的はこのような従来技
術の問題点を解決し、耐衝撃性に優れた溶接複合部材及
びその溶接方法を提供することである。
術の問題点を解決し、耐衝撃性に優れた溶接複合部材及
びその溶接方法を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的に鑑み鋭意研究
の結果、本発明者らは、溶接部を加熱しながら溶接を行
えば、球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織に、主とし
てマルテンサイト相からなるチル相が生成するのを抑制
することができ、もって耐衝撃性の優れた溶接複合部材
が得られることを発見し、本発明を完成した。
の結果、本発明者らは、溶接部を加熱しながら溶接を行
えば、球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織に、主とし
てマルテンサイト相からなるチル相が生成するのを抑制
することができ、もって耐衝撃性の優れた溶接複合部材
が得られることを発見し、本発明を完成した。
【０００６】即ち、本発明の溶接複合部材は、少なくと
も一方が球状黒鉛鋳鉄部材である二つの鉄製部材を溶接
してなり、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織に
おけるチル相の含有率が10％以下であることを特徴とす
る。
も一方が球状黒鉛鋳鉄部材である二つの鉄製部材を溶接
してなり、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織に
おけるチル相の含有率が10％以下であることを特徴とす
る。
【０００７】また、少なくとも一方が球状黒鉛鋳鉄部材
である二つの鉄製部材を溶接する本発明の方法は、遅く
とも溶接直後から両鉄製部材の溶接部近傍を加熱状態に
して、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接部のＡ1 変態点にお
ける冷却速度を40℃／秒以下に調整し、もって前記球状
黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織におけるチル相の含有
率を10％以下にすることを特徴とする。
である二つの鉄製部材を溶接する本発明の方法は、遅く
とも溶接直後から両鉄製部材の溶接部近傍を加熱状態に
して、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接部のＡ1 変態点にお
ける冷却速度を40℃／秒以下に調整し、もって前記球状
黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織におけるチル相の含有
率を10％以下にすることを特徴とする。
【０００８】
[1] 鉄製部材 本発明の方法により溶接する二つの鉄製部材のうち、少
なくとも一方は球状黒鉛鋳鉄製であり、他方は球状黒鉛
鋳鉄、鋼鉄等、いかなる材質からなっていても良い。好
ましい例としては、球状黒鉛鋳鉄部材と鋼鉄部材との組
合せが挙げられる。球状黒鉛鋳鉄の組成は特に限定的で
はないが、例えば重量比で、3.5 〜4.0％のＣ、1.8 〜
2.8 ％のSi、１％以下のMn、0.1 ％以下のMg、１％以下
のCu及び残部実質的にFe及び不可避的不純物からなもの
が好ましい。
なくとも一方は球状黒鉛鋳鉄製であり、他方は球状黒鉛
鋳鉄、鋼鉄等、いかなる材質からなっていても良い。好
ましい例としては、球状黒鉛鋳鉄部材と鋼鉄部材との組
合せが挙げられる。球状黒鉛鋳鉄の組成は特に限定的で
はないが、例えば重量比で、3.5 〜4.0％のＣ、1.8 〜
2.8 ％のSi、１％以下のMn、0.1 ％以下のMg、１％以下
のCu及び残部実質的にFe及び不可避的不純物からなもの
が好ましい。
【０００９】[2] 溶接方法 本発明の溶接方法は、アーク溶接、摩擦溶接等に適用す
ることができる。アーク溶接の場合、溶接棒としてはSU
S309等の軟鋼棒、Si含有量が約４％の高Si鋳鉄棒、Ni-C
r 溶接棒、ダクタイル溶接棒等を用いるのが好ましい。
強度のかかる溶接部にはダクタイル溶接棒が好ましい。
また摩擦溶接の場合、両部材の接合面を平坦に加工し、
一方の部材をジグで固定して他方の部材を回転装置に取
り付ける。両接合面を整合した状態で圧接し、回転装置
を回転することにより摩擦発熱させ、もって両接合面を
溶接する。この時の条件は鉄製部材のサイズ及び形状に
より異なるが、一般に800rpm以上の回転速度、４〜10MP
a の摩擦圧力、及び10〜40秒の摩擦時間とするのが好ま
しい。
ることができる。アーク溶接の場合、溶接棒としてはSU
S309等の軟鋼棒、Si含有量が約４％の高Si鋳鉄棒、Ni-C
r 溶接棒、ダクタイル溶接棒等を用いるのが好ましい。
強度のかかる溶接部にはダクタイル溶接棒が好ましい。
また摩擦溶接の場合、両部材の接合面を平坦に加工し、
一方の部材をジグで固定して他方の部材を回転装置に取
り付ける。両接合面を整合した状態で圧接し、回転装置
を回転することにより摩擦発熱させ、もって両接合面を
溶接する。この時の条件は鉄製部材のサイズ及び形状に
より異なるが、一般に800rpm以上の回転速度、４〜10MP
a の摩擦圧力、及び10〜40秒の摩擦時間とするのが好ま
しい。
【００１０】いずれの溶接方法に適用する場合でも、溶
接された部位が急冷されると、球状黒鉛鋳鉄の溶接境界
層内にチル相が生成し、溶接部が脆性化するという問題
があるので、溶接部の冷却速度が40℃／秒以下（Ａ1 変
態点において）である必要がある。ここでチル相とは、
主としてマルテンサイトからなる相で、その他に初晶セ
メンタイト相等があるものである。またＡ1 変態点とは
オーステナイト基地がパーライトに変態する温度であ
り、球状黒鉛鋳鉄の場合には一般に約720 ℃である。上
記の通り、Ａ1 変態点における溶接部の冷却速度が40℃
／秒を超えると、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界部に
チル相が現れ、耐衝撃性が低下する。Ａ1変態点におけ
る溶接部の好ましい冷却速度は30℃／秒以下である。な
お冷却速度の下限については特に制限はないが、冷却が
遅すぎると溶接時間がかかりすぎるという問題が生じ
る。実用上の観点から、Ａ1 変態点における冷却速度の
下限は20℃／秒で良い。
接された部位が急冷されると、球状黒鉛鋳鉄の溶接境界
層内にチル相が生成し、溶接部が脆性化するという問題
があるので、溶接部の冷却速度が40℃／秒以下（Ａ1 変
態点において）である必要がある。ここでチル相とは、
主としてマルテンサイトからなる相で、その他に初晶セ
メンタイト相等があるものである。またＡ1 変態点とは
オーステナイト基地がパーライトに変態する温度であ
り、球状黒鉛鋳鉄の場合には一般に約720 ℃である。上
記の通り、Ａ1 変態点における溶接部の冷却速度が40℃
／秒を超えると、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界部に
チル相が現れ、耐衝撃性が低下する。Ａ1変態点におけ
る溶接部の好ましい冷却速度は30℃／秒以下である。な
お冷却速度の下限については特に制限はないが、冷却が
遅すぎると溶接時間がかかりすぎるという問題が生じ
る。実用上の観点から、Ａ1 変態点における冷却速度の
下限は20℃／秒で良い。
【００１１】Ａ1 変態点における冷却速度は溶接部近傍
の温度に依存するので、冷却速度を低下させるために
は、溶接部近傍をある程度加熱状態に保持することが必
要である。そのためには、遅くとも溶接直後から両鉄製
部材の溶接部近傍を加熱状態にする。ここで、「溶接部
近傍」とは鉄製部材のうち溶接部及びその周囲の領域を
言い、具体的には接合部から約２cm以内の領域である。
図１は溶接部の冷却速度と加熱温度との関係を概略的に
示す。加熱をしない場合にはＡ1 変態点における冷却速
度ＳA は大きいが、溶接部近傍を加熱すると冷却速度Ｓ
B は低下する。従って、冷却速度ＳB が40℃／秒となる
ように、加熱温度を設定する。加熱温度の具体的範囲は
200 ℃以上であるのが好ましい。溶接部近傍の加熱温度
が200 ℃未満であると、球状黒鉛鋳鉄のサイズによって
は、冷却速度を40℃／秒以下に調整するのが困難であ
る。より好ましい加熱温度は200 ℃以上である。加熱温
度の上限については実用上300 ℃であれば良い。なお、
球状黒鉛鋳鉄部材がＡ1 変態点より低い温度に冷却され
たら、マルテンサイト相の発生はないので、加熱を停止
しても良い。
の温度に依存するので、冷却速度を低下させるために
は、溶接部近傍をある程度加熱状態に保持することが必
要である。そのためには、遅くとも溶接直後から両鉄製
部材の溶接部近傍を加熱状態にする。ここで、「溶接部
近傍」とは鉄製部材のうち溶接部及びその周囲の領域を
言い、具体的には接合部から約２cm以内の領域である。
図１は溶接部の冷却速度と加熱温度との関係を概略的に
示す。加熱をしない場合にはＡ1 変態点における冷却速
度ＳA は大きいが、溶接部近傍を加熱すると冷却速度Ｓ
B は低下する。従って、冷却速度ＳB が40℃／秒となる
ように、加熱温度を設定する。加熱温度の具体的範囲は
200 ℃以上であるのが好ましい。溶接部近傍の加熱温度
が200 ℃未満であると、球状黒鉛鋳鉄のサイズによって
は、冷却速度を40℃／秒以下に調整するのが困難であ
る。より好ましい加熱温度は200 ℃以上である。加熱温
度の上限については実用上300 ℃であれば良い。なお、
球状黒鉛鋳鉄部材がＡ1 変態点より低い温度に冷却され
たら、マルテンサイト相の発生はないので、加熱を停止
しても良い。
【００１２】溶接部近傍の加熱は、理論的には溶接直後
からで良いが、溶接複合部材の製造工程に余裕を持たせ
るために予熱しておくのが好ましい。溶接部近傍の温度
が200 ℃以上になるまで予熱するとともに、溶接後も加
熱を続けると、溶接部の急冷は確実に防止することがで
きる。予熱温度としては、200 ℃以上であれば良く、よ
り好ましくは300 ℃であり、また上限は720 ℃で良い。
からで良いが、溶接複合部材の製造工程に余裕を持たせ
るために予熱しておくのが好ましい。溶接部近傍の温度
が200 ℃以上になるまで予熱するとともに、溶接後も加
熱を続けると、溶接部の急冷は確実に防止することがで
きる。予熱温度としては、200 ℃以上であれば良く、よ
り好ましくは300 ℃であり、また上限は720 ℃で良い。
【００１３】溶接部近傍の加熱（予熱も同様）の方法は
特に限定的ではないが、操作性の観点から例えば高周波
加熱器、ガスバーナー等が好ましい。高周波加熱器を用
いた加熱／溶接方法は図２に示す通りである。この例で
は摩擦溶接法を用いている。２本のパイプ１、１’（例
えば、一方が球状黒鉛鋳鉄製であり、他方が鋼鉄製であ
る。）は、接合部３の近傍において高周波加熱器２に囲
まれている。パイプ１が押圧されながら回転させられる
と、接合面での摩擦により発熱し、両パイプ１、１’の
端面は溶着する。
特に限定的ではないが、操作性の観点から例えば高周波
加熱器、ガスバーナー等が好ましい。高周波加熱器を用
いた加熱／溶接方法は図２に示す通りである。この例で
は摩擦溶接法を用いている。２本のパイプ１、１’（例
えば、一方が球状黒鉛鋳鉄製であり、他方が鋼鉄製であ
る。）は、接合部３の近傍において高周波加熱器２に囲
まれている。パイプ１が押圧されながら回転させられる
と、接合面での摩擦により発熱し、両パイプ１、１’の
端面は溶着する。
【００１４】[3] 溶接複合部材 以上の溶接方法で得られる本発明の溶接複合部材では、
球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界部にチル相が非常に少な
く、溶接部の硬化・脆性化が起こらない。チル相が生成
し易い領域は溶接境界部の深さ３mm以内までであるが、
本発明の溶接方法により得られた溶接複合部材の場合、
３mm以内の深さまでの溶接境界層の組織におけるチル相
の含有率は10％以下である。チル相が10％を超えると、
溶接部位での球状黒鉛鋳鉄部材の硬度が高くなりすぎ、
溶接部の機械的強度及び耐衝撃性が低下する。
球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界部にチル相が非常に少な
く、溶接部の硬化・脆性化が起こらない。チル相が生成
し易い領域は溶接境界部の深さ３mm以内までであるが、
本発明の溶接方法により得られた溶接複合部材の場合、
３mm以内の深さまでの溶接境界層の組織におけるチル相
の含有率は10％以下である。チル相が10％を超えると、
溶接部位での球状黒鉛鋳鉄部材の硬度が高くなりすぎ、
溶接部の機械的強度及び耐衝撃性が低下する。
【００１５】図３は、アーク溶接の場合の溶接部断面を
概略的に示す。球状黒鉛鋳鉄部材４と他の鉄製部材６と
の接合部には肉盛りされた溶接金属層７があり、それと
接する溶接境界面３から３mm以内の領域（溶接境界層）
５の組織は、加熱せずに溶接すれば（冷却速度が40℃／
秒を超えると）、主としてマルテンサイト相からなるチ
ル相が10％を超えるが、冷却速度が40℃／秒以下となる
ように加熱（必要に応じ、予熱も含む）しながら溶接を
行えば、チル相は10％以下となる。なお、両部材とも球
状黒鉛鋳鉄製であれば、各部材の溶接境界層中のチル相
が10％以下となる。
概略的に示す。球状黒鉛鋳鉄部材４と他の鉄製部材６と
の接合部には肉盛りされた溶接金属層７があり、それと
接する溶接境界面３から３mm以内の領域（溶接境界層）
５の組織は、加熱せずに溶接すれば（冷却速度が40℃／
秒を超えると）、主としてマルテンサイト相からなるチ
ル相が10％を超えるが、冷却速度が40℃／秒以下となる
ように加熱（必要に応じ、予熱も含む）しながら溶接を
行えば、チル相は10％以下となる。なお、両部材とも球
状黒鉛鋳鉄製であれば、各部材の溶接境界層中のチル相
が10％以下となる。
【００１６】
【実施例】実施例１〜３、比較例１ (1) 溶接 図４に示す形状の球状黒鉛鋳鉄（JIS FCD500）製のウェ
ルドヨーク８に、パイプ９（調質鋼製、内径Ｄ＝76mm
φ、肉厚＝３mm）を、ＭＩＧ溶接法（シールドガス：Ar
98％、Ｏ2 ２％）により以下の条件で溶接した。 溶接棒：0.8 mmφのSUS309。 電圧：24Ｖ。 電流：130 Ａ。 溶接送り速度：約5.8 mm/sec。
ルドヨーク８に、パイプ９（調質鋼製、内径Ｄ＝76mm
φ、肉厚＝３mm）を、ＭＩＧ溶接法（シールドガス：Ar
98％、Ｏ2 ２％）により以下の条件で溶接した。 溶接棒：0.8 mmφのSUS309。 電圧：24Ｖ。 電流：130 Ａ。 溶接送り速度：約5.8 mm/sec。
【００１７】(2) 加熱条件 (a) 予熱及び後熱（実施例１）：ガスバーナーで溶接部
近傍を約540 ℃に予熱してから溶接を行い、冷却中まで
ガスバーナーで２分間約500 ℃に加熱した。 (b) 予熱のみ（実施例２）：ガスバーナーで溶接部近傍
を約540 ℃に予熱してから溶接を行った。 (c) 後熱のみ（実施例３）：溶接開始から冷却中まで溶
接部近傍をガスバーナーで２分間約500 ℃に加熱した。 (d) 加熱せず（比較例１）。
近傍を約540 ℃に予熱してから溶接を行い、冷却中まで
ガスバーナーで２分間約500 ℃に加熱した。 (b) 予熱のみ（実施例２）：ガスバーナーで溶接部近傍
を約540 ℃に予熱してから溶接を行った。 (c) 後熱のみ（実施例３）：溶接開始から冷却中まで溶
接部近傍をガスバーナーで２分間約500 ℃に加熱した。 (d) 加熱せず（比較例１）。
【００１８】(3) 分析 実施例１、３及び比較例１の溶接部を切断し、顕微鏡観
察を行った。図５〜７にそれぞれのウェルドヨーク溶接
部の顕微鏡写真（倍率：100 倍）を示す。図５（実施例
１）及び図６（実施例３）の顕微鏡写真では、マルテン
サイトが溶接境界部から0.4 mm以内にしか存在せず、マ
ルテンサイト相の割合は10％以下であり、またそれ以外
の組織はパーライト組織であった。しかし、図７（比較
例１）の顕微鏡写真では、15mmまでがマルテンサイト組
織であった。
察を行った。図５〜７にそれぞれのウェルドヨーク溶接
部の顕微鏡写真（倍率：100 倍）を示す。図５（実施例
１）及び図６（実施例３）の顕微鏡写真では、マルテン
サイトが溶接境界部から0.4 mm以内にしか存在せず、マ
ルテンサイト相の割合は10％以下であり、またそれ以外
の組織はパーライト組織であった。しかし、図７（比較
例１）の顕微鏡写真では、15mmまでがマルテンサイト組
織であった。
【００１９】各実施例及び比較例について同じ方法で溶
接をそれぞれ５回行い、ウェルドヨーク溶接部の硬度を
マイクロビッカース法で測定した。結果を表１に示す。
接をそれぞれ５回行い、ウェルドヨーク溶接部の硬度を
マイクロビッカース法で測定した。結果を表１に示す。
【００２０】 表１ 溶接後ウェルドヨーク溶接部の硬度（HMV ） 実施例１ 実施例２ 実施例３ 比較例１ １回目 388 566 481 908 ２回目 402 525 488 866 ３回目 393 697 503 879 ４回目 363 626 470 849 ５回目 392 630 474 872 平均 388 609 483 875
【００２１】表１から明らかなように、予熱及び加熱の
いずれもせずに溶接を行った比較例１では、、溶接部の
硬度が高くなり過ぎ、耐衝撃性が低い。一方予熱及び／
又は加熱しながら溶接を行った実施例１〜３では、溶接
部の硬度が十分に低く、耐衝撃性が高い。
いずれもせずに溶接を行った比較例１では、、溶接部の
硬度が高くなり過ぎ、耐衝撃性が低い。一方予熱及び／
又は加熱しながら溶接を行った実施例１〜３では、溶接
部の硬度が十分に低く、耐衝撃性が高い。
【００２２】実施例４ 図２に示す高周波加熱器を具備した装置を使用し、以下
の組成及びサイズの２本のパイプに対して、以下の条件
で摩擦溶接した。 両パイプ：球状黒鉛鋳鉄（JIS FCD500）製、外径76mm
φ、肉厚６mm。 摩擦圧接力：７MPa 。 回転速度：1200rpm （一方のパイプのみ回転）。 寄り代：１mm。 予熱／後熱温度：300 ℃。 冷却速度（at Ａ1 変態点）：25℃／秒。 溶接時間：12秒。
の組成及びサイズの２本のパイプに対して、以下の条件
で摩擦溶接した。 両パイプ：球状黒鉛鋳鉄（JIS FCD500）製、外径76mm
φ、肉厚６mm。 摩擦圧接力：７MPa 。 回転速度：1200rpm （一方のパイプのみ回転）。 寄り代：１mm。 予熱／後熱温度：300 ℃。 冷却速度（at Ａ1 変態点）：25℃／秒。 溶接時間：12秒。
【００２３】溶接されたパイプに対して、実体を片振り
の条件で曲げ試験を行ったところ、溶接部での割れは認
められなかった。また溶接部の顕微鏡観察（倍率：100
倍）の結果、マルテンサイト相は溶接境界部から0.4 mm
以内にしか存在せず、その割合は10％以下であった。ま
たそれ以外の組織はパーライト組織であった。
の条件で曲げ試験を行ったところ、溶接部での割れは認
められなかった。また溶接部の顕微鏡観察（倍率：100
倍）の結果、マルテンサイト相は溶接境界部から0.4 mm
以内にしか存在せず、その割合は10％以下であった。ま
たそれ以外の組織はパーライト組織であった。
【００２４】比較例２ 予熱及び後熱を行わない以外実施例４と同じ条件で、２
本のパイプを摩擦溶接した。溶接されたパイプは、冷却
中にピンと音が発生し、また溶接部を切断する途中に破
断した。溶接部の顕微鏡観察（倍率：100 倍）の結果、
ほぼ全体的にマルテンサイト相からなる組織であった。
本のパイプを摩擦溶接した。溶接されたパイプは、冷却
中にピンと音が発生し、また溶接部を切断する途中に破
断した。溶接部の顕微鏡観察（倍率：100 倍）の結果、
ほぼ全体的にマルテンサイト相からなる組織であった。
【００２５】
【発明の効果】本発明の溶接方法によれば、溶接後の冷
却速度が過大にならないように溶接部近傍の加熱を行う
ので、得られる溶接複合部材の溶接部にはチル相の発生
がほとんど認められず、良好な靱性及び耐衝撃性を示
す。そのため、球状黒鉛鋳鉄部材同志及び球状黒鉛鋳鉄
部材と他の鉄製部材との溶接を高い信頼性をもって行う
ことができる。本発明の溶接複合部材は、自動車部品、
機械部品等に広く使用することができる。
却速度が過大にならないように溶接部近傍の加熱を行う
ので、得られる溶接複合部材の溶接部にはチル相の発生
がほとんど認められず、良好な靱性及び耐衝撃性を示
す。そのため、球状黒鉛鋳鉄部材同志及び球状黒鉛鋳鉄
部材と他の鉄製部材との溶接を高い信頼性をもって行う
ことができる。本発明の溶接複合部材は、自動車部品、
機械部品等に広く使用することができる。
【図１】溶接後の溶接部の冷却速度と加熱温度との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】本発明の一実施例による摩擦溶接法を行う装置
を示す概略図である。
を示す概略図である。
【図３】アーク溶接後の溶接部の概略断面図である。
【図４】実施例１〜３及び比較例１におけるウェルドヨ
ークとパイプとの溶接部の概略断面図である。
ークとパイプとの溶接部の概略断面図である。
【図５】実施例１におけるウェルドヨーク溶接部の顕微
鏡写真である（倍率×100 ）。
鏡写真である（倍率×100 ）。
【図６】実施例３におけるウェルドヨーク溶接部の顕微
鏡写真である（倍率×100 ）。
鏡写真である（倍率×100 ）。
【図７】比較例１におけるウェルドヨーク溶接部の顕微
鏡写真である（倍率×100 ）。
鏡写真である（倍率×100 ）。
１、１’、９・・・パイプ ２・・・高周波加熱器 ３・・・溶接境界面 ４・・・球状黒鉛鋳鉄部材 ５・・・溶接境界層 ６・・・鉄製部材 ７・・・溶接金属部 ８・・・ウェルドヨーク
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｂ２３Ｋ 103:06
Claims (8)
- 【請求項１】 少なくとも一方が球状黒鉛鋳鉄部材であ
る二つの鉄製部材を溶接してなる溶接複合部材におい
て、前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接境界層の組織における
チル相の含有率が10％以下であることを特徴とする溶接
複合部材。 - 【請求項２】 請求項１に記載の溶接複合部材におい
て、前記溶接境界層の深さが３mm以下であることを特徴
とする溶接複合部材。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の溶接複合部材に
おいて、他方の鉄製部材が鋼製であることを特徴とする
溶接複合部材。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の溶接複
合部材において、前記二つの鉄製部材が端面の摩擦圧接
により溶接されていることを特徴とする溶接複合部材。 - 【請求項５】 少なくとも一方が球状黒鉛鋳鉄部材であ
る二つの鉄製部材を溶接する方法において、遅くとも溶
接直後から両鉄製部材の溶接部近傍を加熱状態にして、
前記球状黒鉛鋳鉄部材の溶接部のＡ1 変態点における冷
却速度を40℃／秒以下に調整し、もって前記球状黒鉛鋳
鉄部材の溶接境界層の組織におけるチル相の含有率を10
％以下にすることを特徴とする溶接方法。 - 【請求項６】 請求項５に記載の溶接方法において、前
記加熱温度が200 ℃以上であることを特徴とする溶接方
法。 - 【請求項７】 請求項５又は６に記載の溶接方法におい
て、前記溶接部近傍を予め加熱状態にするとともに、冷
却中も加熱を続けることを特徴とする溶接方法。 - 【請求項８】 請求項５〜７のいずれかに記載の溶接方
法において、前記加熱を前記溶接部近傍に設置した高周
波加熱器により行うことを特徴とする溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8080968A JPH09241787A (ja) | 1996-03-08 | 1996-03-08 | 溶接複合部材及び溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8080968A JPH09241787A (ja) | 1996-03-08 | 1996-03-08 | 溶接複合部材及び溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09241787A true JPH09241787A (ja) | 1997-09-16 |
Family
ID=13733321
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8080968A Pending JPH09241787A (ja) | 1996-03-08 | 1996-03-08 | 溶接複合部材及び溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09241787A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009202164A (ja) * | 2008-02-26 | 2009-09-10 | Okuchi Kensan Kk | 棒鋼の抵抗溶接方法 |
| JP2009248090A (ja) * | 2008-04-01 | 2009-10-29 | Toyota Industries Corp | 摩擦圧接方法および摩擦圧接装置 |
| JP2010019719A (ja) * | 2008-07-11 | 2010-01-28 | Hitachi Plant Technologies Ltd | 配管の加熱接合装置 |
| JP2014083564A (ja) * | 2012-10-23 | 2014-05-12 | Ihi Corp | 摩擦接合方法及び接合構造体 |
-
1996
- 1996-03-08 JP JP8080968A patent/JPH09241787A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009202164A (ja) * | 2008-02-26 | 2009-09-10 | Okuchi Kensan Kk | 棒鋼の抵抗溶接方法 |
| JP2009248090A (ja) * | 2008-04-01 | 2009-10-29 | Toyota Industries Corp | 摩擦圧接方法および摩擦圧接装置 |
| JP2010019719A (ja) * | 2008-07-11 | 2010-01-28 | Hitachi Plant Technologies Ltd | 配管の加熱接合装置 |
| JP2014083564A (ja) * | 2012-10-23 | 2014-05-12 | Ihi Corp | 摩擦接合方法及び接合構造体 |
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