JP6659300B2 - 球状黒鉛鋳鉄同士あるいは球状黒鉛鋳鉄と鋼の溶接部、および、当該溶接に用いる溶接材料と溶接部の熱処理方法 - Google Patents
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Description
本願発明は、球状黒鉛鋳鉄同士あるいは球状黒鉛鋳鉄と鋼の溶接において、良好な機械的特性を有する金属組織とした溶接部、および、当該溶接に用いる溶接材料、ならびに、当該溶接部の熱処理方法に関するものである。
例えば鋳鉄と鋼の異材溶接を行う場合には、溶接金属中にセメンタイトが生成するのを防止するためにＮｉ−Ｆｅ系の溶接材料が用いられる。
しかしながら、Ｎｉ−Ｆｅ系の溶接材料を用いて溶接した場合、特に多層溶接や高い予熱温度で溶接を行うと、溶接金属の冷却速度が遅くなり、冷却過程で溶接金属中の炭素が結晶粒界に黒鉛として析出するようになる。そのため、粒界強度が著しく低下し、割れ等が発生し易くなる。
これを解決するために、溶接ワイヤや溶接棒などの溶接材料に、Ａｌや希土類金属、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加し、炭素を炭化物として安定化させることで、溶接金属での割れを防止する方法が採られる。
しかしながら、Ｎｉ−Ｆｅ系の溶接材料を用いて溶接した場合、特に多層溶接や高い予熱温度で溶接を行うと、溶接金属の冷却速度が遅くなり、冷却過程で溶接金属中の炭素が結晶粒界に黒鉛として析出するようになる。そのため、粒界強度が著しく低下し、割れ等が発生し易くなる。
これを解決するために、溶接ワイヤや溶接棒などの溶接材料に、Ａｌや希土類金属、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加し、炭素を炭化物として安定化させることで、溶接金属での割れを防止する方法が採られる。
例えば、以下に示す特許文献１には、Ｎｉ−Ｆｅ系の溶接ワイヤに合金成分として、Ｍｎ：１.５〜３％、希土類金属：０.００１〜０.２％、Ａｌ：０.００５〜０.５％、Ｎｉ：４０〜６０％を含有させ、さらに必要に応じてＴｉ：０.０１〜０.５％、Ｎｂ：０.０１〜３％、Ｔａ：０.０１〜３％、のうちの１種または２種以上を含有させ、残りがＦｅと不可避不純物からなり、かつ不可避不純物としてのＣおよびＳｉ成分の含有量をＣ：０.５％以下、Ｓｉ：１.５％以下、とする溶接ワイヤが示されている。この溶接ワイヤを用いることで、溶接ビードに高温割れの発生がなくなり、すぐれた耐衝撃性を持つようになるとの記載がある（第３欄３８行目〜第４欄３０行目）。
因みに高温割れとは、溶接時に融点近傍もしくはそれ以上に加熱された溶接金属や溶接熱影響部に生じる溶接欠陥である。高温割れには、例えば、溶接金属が凝固する際に割れる凝固割れや、溶接金属および溶接熱影響部に生ずる液化割れがある。凝固割れは、溶融している溶接金属が凝固し、固相間に未だ液相が残っている状態で溶接熱応力が作用することで、当該液相が分離して生じる。液化割れは、溶接金属および溶接熱影響部において固相線温度を低下させる元素が偏析した粒界が部分的に溶融し、これに溶接熱応力が作用して生じる。
上記特許文献１には、高温割れを抑制するには溶接ワイヤ中のＭｎおよびＣの含有量を特定する必要がある旨が記載されている。
Ｍｎは、脱酸・脱硫作用があり、硫化物などの低融点化合物を安定化させる。この硫化物は球状化され、結晶粒内に分布することで溶接ビードに高温割れが発生するのを防止する。なお、特許文献１によれば、当該Ｍｎが高温割れ防止に効果を生ずるのは、希土類金属と共存している場合であるとの記載がある。
また、Ｃについては、脱酸作用があり、素地に固溶して強化し、溶着金属の湯流れを向上させるとの記載がある。ただし、溶接ビードの高温割れの発生を防止するためには溶接ワイヤ中のＣ含有量が０.５％を超えてはならないとの記載がある。
鋳鉄を溶接加工して各種の用途に用いるには、欠陥のない溶接を行えることの他に、溶接部が所期の機械的特性を備えている必要がある。
一般に、Ｎｉ−Ｆｅ系溶接材料を用いて鋳鉄を溶接する場合、多層溶接や高温での予熱を施したのちに溶接を行うと、溶接金属の冷却速度が遅くなり、冷却過程で溶接金属中の炭素が結晶粒界に黒鉛として析出する。その結果、粒界強度が著しく小さくなり、溶接金属の機械的特性が劣るものとなる。
一般に、Ｎｉ−Ｆｅ系溶接材料を用いて鋳鉄を溶接する場合、多層溶接や高温での予熱を施したのちに溶接を行うと、溶接金属の冷却速度が遅くなり、冷却過程で溶接金属中の炭素が結晶粒界に黒鉛として析出する。その結果、粒界強度が著しく小さくなり、溶接金属の機械的特性が劣るものとなる。
また、溶接金属と母材との界面、即ち、ボンド部近傍では、母材の溶込みにより炭素濃度が高くなり、これに伴い、Ｎｉ濃度が低くなることによって脆いセメンタイト相が生成し易くこの場合にも溶接部の機械的特性が低下することとなる。このセメンタイト相を解消し、黒鉛化するために熱処理を行うと、高温保持過程および冷却過程で炭素が黒鉛として析出する。
上記公知文献１の技術では、溶接時の高温割れを回避する点についての記載はあるものの、溶接金属の熱処理特性までは考慮されていない。そのため、鋳鉄を各種構造物などに用いようとする場合でも、所期の機械的特性が得られず、鋳鉄の応用範囲に一定の制限があった。
また、上記公知文献１の技術では、ＴｉやＴａ等の高価な特殊元素の添加を必要としており、汎用的な溶接ワイヤを得るには未だ改善の余地がある。
そこで、球状黒鉛鋳鉄を溶接加工する場合に、溶接欠陥の発生を防止しつつ炭素を黒鉛化させて結晶粒内に析出させ、良好な機械的特性を備えた溶接部を得ること、および、そのような溶接部が得られる溶接材料の開発が求められている。
本発明の溶接部に係る特徴構成は、
球状黒鉛鋳鉄同士あるいは球状黒鉛鋳鉄と鋼を、
重量％で
Ｃ ：０.３〜１.３％、
Ｓｉ：０.３〜１.３％、
Ｍｎ：０.５〜２.０％、
Ｎｉ：３０〜７０％、
残部をＦｅおよび不可避成分、で構成されるＮｉ−Ｆｅ系溶接材料で溶接した溶接部において、
溶接金属の金属組織に含まれるＣおよびＳｉが、共に重量％で
Ｃ：０.５〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.０％であり、
溶接金属に含まれるＣがオーステナイト、フェライトもしくはパーライトの結晶粒内に球状黒鉛として析出している点にある。
球状黒鉛鋳鉄同士あるいは球状黒鉛鋳鉄と鋼を、
重量％で
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残部をＦｅおよび不可避成分、で構成されるＮｉ−Ｆｅ系溶接材料で溶接した溶接部において、
溶接金属の金属組織に含まれるＣおよびＳｉが、共に重量％で
Ｃ：０.５〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.０％であり、
溶接金属に含まれるＣがオーステナイト、フェライトもしくはパーライトの結晶粒内に球状黒鉛として析出している点にある。
例えば、溶接部のボンド部近傍には、溶接時の高入熱に起因して延性の乏しいセメンタイトが生成し、溶接強度が低下することがある。そのため、溶接部を後熱処理し、セメンタイトを黒鉛化する必要がある。そこで本構成の如く、Ｎｉ−Ｆｅ系合金中の組成につき、ＣおよびＳｉの含有量をＣ：０.５〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.０％と規定することで、後熱処理に際して溶接金属中に存在する炭素が球状黒鉛化され、オーステナイト、フェライトもしくはパーライトの結晶粒内に析出する。これにより、溶接金属の強度が向上し、割れの発生を防ぎ、延性の高い溶接部を得ることができる。
尚、溶接金属に含まれるＣおよびＳｉの含有量をこのように規定するには、溶接材料の成分を、共に重量％で、Ｃ：０.３〜１.３％、Ｓｉ：０.３〜１.３％、Ｍｎ：０.５〜２.０％、Ｎｉ：３０〜７０％、残部をＦｅおよび不可避成分で構成する。
この成分の溶接材料を用いて球状黒鉛鋳鉄同士、あるいは、球状黒鉛鋳鉄と通常の鋼材との間で溶接部を形成した場合、球状黒鉛鋳鉄同士の溶接では、溶接金属におけるＣ含有量およびＳｉ含有量が、球状黒鉛鋳鉄の側から混入して若干増加する。一方、球状黒鉛鋳鉄と鋼材との溶接では、溶接金属におけるＣ含有量およびＳｉ含有量が鋼材の溶融に伴って希釈されることによって若干減少する。
この成分の溶接材料を用いて球状黒鉛鋳鉄同士、あるいは、球状黒鉛鋳鉄と通常の鋼材との間で溶接部を形成した場合、球状黒鉛鋳鉄同士の溶接では、溶接金属におけるＣ含有量およびＳｉ含有量が、球状黒鉛鋳鉄の側から混入して若干増加する。一方、球状黒鉛鋳鉄と鋼材との溶接では、溶接金属におけるＣ含有量およびＳｉ含有量が鋼材の溶融に伴って希釈されることによって若干減少する。
ただし、溶接材料の各成分の含有量を本構成の如く規定することで、溶接金属のいずれの箇所においてもＣ含有量およびＳｉ含有量が適正な値となる。これにより、炭素が球状黒鉛化し、結晶粒界ではなく結晶粒内に析出して、溶接金属の強度が向上し、耐割れ性・延性が向上する。
なお、ここでは炭素が黒鉛として現れることを析出するとの表現を用いた。これは、多くの炭素が固相状態の金属組織内に現れることによる。ただし、一部の炭素は凝固過程で現れる（晶出する）ものもあることから、本実施形態において、析出の中には晶出も含むものとする。
本発明の溶接部に係る特徴構成として、前記球状黒鉛鋳鉄の母材を、ＳｉまたはＮｉのいずれか一方または両方で固溶強化したフェライト基地球状黒鉛鋳鉄とすることが好ましい。
本構成のごとく、フェライト基地をＳｉやＮｉを用いて固溶強化することで熱処理後のボンド部近傍の軟化を抑制することができる。
本発明の溶接部の熱処理方法に係る特徴構成は、上記溶接材料を用いた、球状黒鉛鋳鉄と鋼との溶接、または、球状黒鉛鋳鉄同士の溶接の後に、溶接箇所を８５０℃以上の温度で３０分間以上保持し、その後炉冷または空冷する点にある。
溶接により、ボンド部近傍には延性の乏しいセメンタイト、マルテンサイトが生成する。そこで本構成のごとく溶接部を後熱処理することで、フェライト・パーライト、マルテンサイト組織が一旦オーステナイトに変化し、セメンタイトが黒鉛化される。さらに、溶接金属に存在する炭素が球状化されて結晶粒内に析出する。これを徐冷することで、熱影響部のオーステナイトはフェライトもしくはパーライトに変化して溶接金属の強度が向上し、割れの発生を防ぎ、延性の高い溶接部を得ることができる。
本発明に係る実施形態を以下、図を用いながら説明する。
図１には、母材１である球状黒鉛鋳鉄同士をＮｉ−Ｆｅ系溶接材料を用いて溶接した溶接部の模式図を示す。中央の溶接金属２を挟んで両側には、球状黒鉛鋳鉄の母材１を溶接してある。具体的には、母材１同士にＶ形開先を形成し、第１層目で裏波溶接部を形成しつつ第２層目で仕上げ溶接を行った例である。溶接はＭＩＧ溶接法（Metal Inert Gas welding）により行った。溶接チップ３から溶接材料である溶接ワイヤ４を供給すると共に、溶接トーチ５の先端からは不活性ガス６を供給し、溶接アーク７の周辺をシールドしつつ溶接を行った。
なお、溶接部を挟んで一方の母材１は通常の鋼材を用いるものであってもよい。
図１には、母材１である球状黒鉛鋳鉄同士をＮｉ−Ｆｅ系溶接材料を用いて溶接した溶接部の模式図を示す。中央の溶接金属２を挟んで両側には、球状黒鉛鋳鉄の母材１を溶接してある。具体的には、母材１同士にＶ形開先を形成し、第１層目で裏波溶接部を形成しつつ第２層目で仕上げ溶接を行った例である。溶接はＭＩＧ溶接法（Metal Inert Gas welding）により行った。溶接チップ３から溶接材料である溶接ワイヤ４を供給すると共に、溶接トーチ５の先端からは不活性ガス６を供給し、溶接アーク７の周辺をシールドしつつ溶接を行った。
なお、溶接部を挟んで一方の母材１は通常の鋼材を用いるものであってもよい。
このような溶接継手における各領域の成分組成は、溶接金属２と母材１との境界部であるボンド部８から母材１の側の組織における成分組成は母材１と略同じになる。これに対し、溶接金属２の成分組成は、母材１と溶接ワイヤ４とが融合し、若干変化する。
一般に溶接継手の機械的特性は、このボンド部８近傍の特性が支配的である。つまり、母材１と溶接ワイヤ４との成分が混合されるうえ、溶接入熱の大小によって金属組織が大きく変化する場合があるからである。特に、球状黒鉛鋳鉄を溶接する場合には、ボンド部８近傍における母材１の側の球状黒鉛組織が解消されたり、溶接金属２側に存在する炭素が球状に析出しない等、溶接部の組織のコントロールが困難である。本実施形態に係る技術は、球状黒鉛鋳鉄の溶接を行ったままで、あるいは、溶接後に適宜後熱処理を施すことで、機械的特性に優れた溶接部を得ようとするものである。
本実施形態で用いる母材１の成分組成を図２に示す。このうち、FCD500はJIS G 5502に規格されている球状黒鉛鋳鉄であり、SSFDI500は、欧州の球状黒鉛鋳鉄規格EN1563 GJS500-14に相当する球状黒鉛鋳鉄である。S35Cは、JIS G 4051に規格されている機械構造用炭素鋼である。いずれも残余の成分がＦｅおよび不可避成分である。図２から明らかなように、FCD500およびSSFDI500の球状黒鉛鋳鉄はいずれもＣおよびＳｉをS35Cに比べてワンオーダー多く含有している。
なお、母材１である球状黒鉛鋳鉄としては、ＳｉやＮｉを用いて固溶強化したものであってもよい。ＳｉやＮｉの固溶強化により、母材組織はより強いフェライト基地の球状黒鉛鋳鉄となる。この場合、後熱処理などを行った際にもボンド部８近傍の軟化を抑制することができる。
一方、溶接金属２の組成は溶接ワイヤ４の成分によって概ね決定される。本実施形態で用いた溶接ワイヤ４の成分組成を図２に示す。なお、図２には、後述する実施例、比較例で使用する市販品の鋳鉄用の溶接ワイヤ４を併記してある。
本実施形態に係る溶接ワイヤ４は、特に球状黒鉛鋳鉄に対する溶接に用いる。例えば、ＭＩＧ，ＭＡＧ（Metal Active Gas welding）および炭酸ガス溶接用ワイヤとして形成される。ＴＩＧ溶接に使用することも可能である。互いに溶接する母材１は、球状黒鉛鋳鉄同士であってもよいし、球状黒鉛鋳鉄と汎用の構造用鋼材であってもよい。
具体的な成分は、重量％でＣ：０.３〜１.３％，Ｓｉ：０.３〜１.３％，Ｍｎ：０.５〜２％，Ｎｉ：３０〜７０％，残部がＦｅおよび不可避成分である。当該溶接ワイヤ４は、フラックスコアードワイヤあるいは合金元素入りのフラックスコアードワイヤとすることでより良い溶接性が得られる。ただし、フラックスを有さないソリッドワイヤであってもよい。フラックスとしては、溶接アーク７の安定性が確保でき、脱酸効果のある物質が
好ましい。例えば、合金元素の成分としては、Ｎａ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｆ等が含まれる。フラックスコアードワイヤによる溶接では、ソリッドワイヤと比べて溶接スパッタが少なく、滑らかな外観の溶接部を得ることができる。なお、フラックスコアードワイヤとする場合、内部のフラックスに含める合金成分と、外皮に含める合金成分の組み合わせは任意である。
好ましい。例えば、合金元素の成分としては、Ｎａ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｆ等が含まれる。フラックスコアードワイヤによる溶接では、ソリッドワイヤと比べて溶接スパッタが少なく、滑らかな外観の溶接部を得ることができる。なお、フラックスコアードワイヤとする場合、内部のフラックスに含める合金成分と、外皮に含める合金成分の組み合わせは任意である。
〔実施例〕
以下には、本実施形態に係る溶接ワイヤ４を用いて溶接部を作製した実施例を示す。
母材１として用いた板材は、FCD500(球状黒鉛鋳鉄)：JIS G5502 FCD500-7相当材、SSFDI500(球状黒鉛鋳鉄)：EN1563 GJS500-14相当材、S35C(機械構造用炭素鋼)：JIS G4051の三種類である。板厚はいずれも５ｍｍである。
以下には、本実施形態に係る溶接ワイヤ４を用いて溶接部を作製した実施例を示す。
母材１として用いた板材は、FCD500(球状黒鉛鋳鉄)：JIS G5502 FCD500-7相当材、SSFDI500(球状黒鉛鋳鉄)：EN1563 GJS500-14相当材、S35C(機械構造用炭素鋼)：JIS G4051の三種類である。板厚はいずれも５ｍｍである。
実施例の溶接は、シールドガス（Ａｒ−２％Ｏ２）を用いたＭＩＧ溶接法により行った。具体的には、ガス流量：２０リットル／分、溶接速度：５００ｍｍ／分、予熱無し、トーチ角度：前進角２０度、溶接電流：２２０Ａ、溶接電圧：２２Ｖ、ワイヤ突出し長さ：１０ｍｍである。母材１同士の突合せ部にＶ開先を形成し、１層目を裏波溶接として２層２パス溶接とした。
一方、比較例に係る溶接条件は、１層目の溶接電流・電圧が１７５Ａ，２２Ｖ、２層目を１８５Ａ，２２.６Ｖとした。ワイヤ突出し長さは１５ｍｍとした。
なお、このように実施例と比較例とで溶接条件が異なるのは、用いる溶接ワイヤ４のタイプの違いにより、最適条件が異なることによるものである。例えば、実施例はフラックス入りワイヤであるのに対して、比較例は市販品のソリッドワイヤを用いた。フラックス入りワイヤでは、内部にフラックスや合金元素を添加しているため、ワイヤの単位長さ当たりの溶着金属量が異なるため、溶接に際する入熱条件が異なることとなる。
なお、このように実施例と比較例とで溶接条件が異なるのは、用いる溶接ワイヤ４のタイプの違いにより、最適条件が異なることによるものである。例えば、実施例はフラックス入りワイヤであるのに対して、比較例は市販品のソリッドワイヤを用いた。フラックス入りワイヤでは、内部にフラックスや合金元素を添加しているため、ワイヤの単位長さ当たりの溶着金属量が異なるため、溶接に際する入熱条件が異なることとなる。
溶接後の熱処理条件は次のとおりである。各母材１につき、溶接したままのもの（as weld）と、溶接後熱処理（PWHT：Post Weld Heat Treatment）を行ったものとの試験片を作製した。溶接後熱処理は、溶接後９００℃で１時間保持したのち空冷する条件と、溶接後９００℃で１時間保持したのち炉内で徐冷する条件とを用いた。
図２には、溶接金属２の成分組成を示す。溶接ワイヤ４としては、実施例の溶接ワイヤ４（開発品）と、比較例のダクタイル鋳鉄用の溶接ワイヤ４（市販品）である55Ｎｉ-Ｆｅソリッドワイヤとを用いた。一方、母材１は、溶接継手の一方がFCD500であり他方がS35Cである組み合わせと、溶接継手の一方がSSFDI500であり他方がS35Cである組み合わせとを用いた。
溶接金属２の成分は、重量％でＣ：０.５〜１.０％であり、Ｓｉ：０.５〜１.０％である。上記で本実施形態の溶接ワイヤ４に含まれる成分をＣ：０.３〜１.３％，Ｓｉ：０.３〜１.３％としたが、これに比べて溶接金属２の各成分範囲は狭く規定している。球状黒鉛鋳鉄の溶接部において強度が不足しがちなのは溶接金属２もしくはボンド部８近傍であることが多く、それは、溶接金属２の組織は、ボンド部８近傍の溶接後の組織を改善すべく後熱処理することで、結晶粒界への炭素の析出が生じ易く、強度低下を招き易いからである。
溶接ワイヤ４の成分範囲が広いのは、例えば、母材１としてＣ含有量が多い球状黒鉛鋳鉄を用いる場合と、Ｃ含有量がそれほど多くない構造用鋼材を用いる場合のいずれに対しても対処するためである。例えば、Ｃ含有量の多い材料を溶接する場合には、溶接金属２におけるＣ含有量を押さえるために、溶接ワイヤ４に含まれるＣ含有量はより少ないものが好ましい。逆に、Ｃ含有量の少ない材料を溶接する場合には、溶接金属２の中のＣ含有
量を増やすために、溶接ワイヤ４に含まれるＣ含有量は多い方が好ましい。このように、溶接ワイヤ４に含まれるＣおよびＳｉの含有量を幅広く設定することで、溶接金属２におけるＣおよびＳｉの含有量を適切に設定することができる。
量を増やすために、溶接ワイヤ４に含まれるＣ含有量は多い方が好ましい。このように、溶接ワイヤ４に含まれるＣおよびＳｉの含有量を幅広く設定することで、溶接金属２におけるＣおよびＳｉの含有量を適切に設定することができる。
図３には、実施例と比較例とにつき引張試験を行った結果を示す。
溶接部の機械的特性は、一方の母材１としてFCD500およびSSFDI500のいずれを用いた場合でも、実施例のものが良い結果を示した。例えば、それぞれの母材１についてみると、as weldのものは、実施例の溶接ワイヤ４を用いた場合と比較例（市販品）の溶接ワイヤ４を用いた場合とでは、それほどの差はみられない。しかし、溶接後熱処理（PWHT）を施したものでは、実施例の溶接ワイヤ４を用いたものが引張強さ・伸び共に大幅に良くなっているのに対して、比較例（市販品）の溶接ワイヤ４を用いたものでは、引張強さ・伸び共に大幅に低下した。
破断位置は、実施例の溶接ワイヤ４を用いたものでは、鋳鉄側ボンド部あるいは鋳鉄の母材１であった。特にPWHTを施したものでは、鋳鉄側ボンド部であったものが鋳鉄の母材１に移動したものがみられた。一方、比較例（市販品）の溶接ワイヤ４を用いたものでは、as weldのものが鋳鉄側ボンド部であったのに対して、PWHTを施したものでは全て溶接金属２で破断した。特に、溶接金属２で破断したものは、溶接部での余盛の有無に拘ら
ず溶接金属２で破断していた。通常、余盛がある溶接金属２の断面積は、余盛がないものの断面積に比べて大きい。強度が低下したとはいえ、余盛のある溶接金属２で破断する状況に直ちに移行したことは、比較例（市販品）の溶接ワイヤ４を用いて溶接した継手の強度は大幅に低下していることがわかる。
ず溶接金属２で破断していた。通常、余盛がある溶接金属２の断面積は、余盛がないものの断面積に比べて大きい。強度が低下したとはいえ、余盛のある溶接金属２で破断する状況に直ちに移行したことは、比較例（市販品）の溶接ワイヤ４を用いて溶接した継手の強度は大幅に低下していることがわかる。
溶接金属２の組成を図２に示す。溶接はＶ形開先に対する２層溶接であり、分析試料は２層目の溶接金属２から採取した。
図２によれば、溶接金属２に含まれるいずれの成分も鋳鉄の母材１の成分と溶接ワイヤ４の成分との間の値を示していた。ただし、母材１からの溶融量は限られるので、溶接ワイヤ４の成分が支配的である。Ｃについては、FCD500とS35Cとの溶接部が0.84重量％であり、SSFDI500とS35Cとの溶接部が0.81重量％であった。Ｓｉについては、FCD500とS35Cとの溶接部が0.71重量％であり、SSFDI500とS35Cとの溶接部が0.97重量％であった。
なお、Ｍｎについては、FCD500 の場合およびSSFDI500の場合の双方において、溶接金属２の中のＭｎ含有量が、溶接ワイヤ４におけるＭｎ含有量および母材１におけるＭｎ含有量のいずれよりも僅かに多くなっていた。この要因の可能性としては、例えば、第１層目の溶接でビード表面に形成された酸化被膜の中に含まれていた酸化マンガンが、２層目の溶接時にアーク熱によって還元され、溶接金属２の中のＭｎ量が高まったことが考えら
れる。
れる。
本件発明における溶接金属２の成分組成として望ましいのは、Ｎｉ-Ｆｅ系合金であって、特に、ＣとＳｉの重量％がそれぞれ、Ｃ：０.５〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.０％である。このうち、Ｃ含有量は、溶接途中に各種ガスとなって消失する。この消失量は溶接条件などによっても変動するため、溶接ワイヤ４におけるＣ含有量の設定は重要である。ただし、今回の試験では、Ｃ含有量は０.５〜１.０重量％のほぼ中央値となっており、良好な結果を示していた。
溶接部の金属組織を図４〜図１１に示す。
図４および図５は、本実施形態の溶接ワイヤ４を用いた、FCD500（図中右側の母材）とS35C（図中左側の母材）との溶接部である。図４はas weldの金属組織であり、図５はPWHTを行った金属組織である。また、それぞれの溶接部中の特定部分につき拡大写真を示した。
図４によると、溶接金属２の組織中（Ａ領域およびＢ領域）に黒鉛が球状に析出していることがわかる。一方、ボンド部８近傍（Ｃ領域およびＤ領域）では、母材１・溶接金属２ともに球状黒鉛が認められる。ただし、ボンド部８近傍のごく狭い範囲では、冷却速度が速いためセメンタイト相が生成している。
PWHTを行った図５では、溶接金属２（Ａ領域およびＢ領）において、as weldのものと同様に、球状黒鉛が析出している。この球状黒鉛は、結晶粒界ではなく結晶粒内に析出している。一般には、ボンド部８近傍のセメンタイト相を解消するためにPWHTを施すと、溶接金属２では、高温保持および冷却過程で炭素が黒鉛として結晶粒界に析出することが多い。しかし、実施例の溶接金属２ではそのような組織はみられない。これは、Ｎｉ-Ｆｅ
系の溶接ワイヤ４に対して、特にＣ含有量およびＳｉ含有量を適量に調節したことに基づくと考えられる。
系の溶接ワイヤ４に対して、特にＣ含有量およびＳｉ含有量を適量に調節したことに基づくと考えられる。
ボンド部８近傍では、母材１と溶接金属２とのあいだで成分が遷移する領域において僅かに黒鉛の析出が認められる。これは、溶接プロセスにおいて、溶接金属２の撹拌作用により、ボンド部８近傍の成分の濃度勾配が多くなったため、つまり、成分の遷移領域が非常に狭くなったためと思われる。
図６および図７は、本実施形態の溶接ワイヤ４を用いた、SSFDI500とS35Cとの溶接部である。図６はas weldの金属組織（溶接金属２の左側がSSFDI500の母材）であり、図７はPWHTを行った金属組織（溶接金属２の右側がSSFDI500の母材）である。それぞれの溶接部中の特定部分につき拡大写真を示した。
この場合も、as weld 状態およびPWHTを施したのちの両方において、溶接金属２中の結晶粒内に球状黒鉛が認められた。また、PWHTを施したものでは、最も冷却速度が遅くなる板厚中央付近のＤ領域のボンド部８近傍において僅かにマルテンサイト相がみられた。ただし、このマルテンサイト相の両側の組織にはいずれも球状黒鉛がみられた。図３に示した引張試験の結果からも明らかなように、PWHTを施した継手の機械的特性が最も良好であった。余盛無しの引張試験片の場合は、SSFDI500側ボンド部８で破断したが、余盛有りの引張試験片の場合は、溶接金属２の側では破断せず、SSFDI500の側の母材１で破断した。
図８および図９は、比較例（市販品）の溶接ワイヤ４（55Ｎｉ-Ｆｅソリッドワイヤ）を用いた、FCD500とS35Cとの溶接部の断面写真である。図８はas weldの金属組織（溶接金属２の右側がFCD500）であり、図９はPWHTを行った金属組織（溶接金属２の左側がFCD500）である。
図８によると、溶接金属２組織中（Ａ領域およびＢ領域）のいずれの場所にも黒鉛はほとんど析出していなかった。ボンド部８近傍（Ｃ領域およびＤ領域）のうち、母材１の領域には球状黒鉛が認められる。一方、ボンド部８近傍のごく狭い範囲ではセメンタイト相がみられる。
PWHTを行った図９では、溶接金属２（Ａ領域およびＢ領域）に結晶粒界に沿った黒鉛の析出が認められた。このため、図３の引張試験の結果からも明らかなように、PWHTを施した試験片では、余盛有りの場合も無しの場合も溶接金属２で破断し、溶接部の機械的特性が低下していることが確認された。
図１０および図１１は、比較例（市販品）の溶接ワイヤ４（55Ｎｉ-Ｆｅソリッドワイヤ）を用いた、SSFDI500とS35Cとの溶接部の断面写真である。図１０はas weldの金属組織（溶接金属２の左側の母材がSSFDI500）であり、図１１はPWHTを施した金属組織（溶接金属２の左側の母材がSSFDI500）である。
この場合も、上記FCD500の場合と同様に、PWHTを施した溶接金属２（Ａ領域およびＢ領域）の結晶粒界に黒鉛が析出していた。図３の引張試験の結果でも、溶接余盛の有無に拘らず破断は溶接金属２で発生しており、溶接部の強度が低下していることが認められた。
以上のとおり、本実施形態のＮｉ-Ｆｅ系の溶接ワイヤ４を用いて作製した溶接部の機械的特性は、特にＣおよびＳｉの成分によって良好な値を示している。これらＣおよびＳｉ、あるいはその他の合金元素を添加することの効果および好ましい含有量は次のとおりである。
Ｃ：炭素。ＣはＮｉ-Ｆｅ系の溶接金属２の中にわずかに固溶するが、大部分は炭化物もしくは黒鉛として析出する。炭化物形成元素が少ない場合には炭素は黒鉛として析出し、Ｃ含有量が０〜０.６％の場合には結晶粒界に黒鉛が析出することによって粒界強度を著しく低下させる。Ｃ含有量が０.６％を超えると結晶粒内に黒鉛が析出し、粒界強度の低下を抑制することができるが、１.５％を超えると黒鉛析出量が増し、ＣＯガス形成に
よるピンホールも生じて、有効断面積の減少による強度低下を招く。よって、溶接金属２における溶接ワイヤ４の溶け込み割合を考慮して、溶接ワイヤ４の中のＣ含有量を０.３〜１.３％とした。
よるピンホールも生じて、有効断面積の減少による強度低下を招く。よって、溶接金属２における溶接ワイヤ４の溶け込み割合を考慮して、溶接ワイヤ４の中のＣ含有量を０.３〜１.３％とした。
Ｓｉ：ケイ素。Ｓｉは脱酸作用、黒鉛化促進作用があり、０〜０.３％では脱酸不足によるピンホールや黒鉛化不足を招く。１.３％以上となると過剰添加による溶接性の低下を招く。よって、ケイ素量を０.３〜１.３％とした。
Ｍｎ：マンガン。Ｍｎは脱酸作用、炭化物安定化作用があり、０〜０.５％では脱酸不足によるピンホールを招く。２％以上となると過剰添加による溶接性の低下や炭化物形成による溶接金属２の脆化を招く。よって、マンガン量は０.５〜２.０％とした。
Ｎｉ：ニッケル。Ｎｉは溶接金属２の主要元素であり、オーステナイト化元素である。０〜３０％ではオーステナイトが不安定となり、溶接金属２の靱性が低下する。７０％以上になると強度の低下や経済性の悪化を招く。よって、ニッケル量は３０〜７０％とした。
以上の如く、Ｃ含有量およびＳｉ含有量を規定することで、後熱処理に際して溶接金属中に存在する炭素を球状黒鉛化し、結晶粒内に析出させることができる。
また、そのために用いる溶接ワイヤ４の組成成分を特定し、さらには、溶接後の後熱処理を行うことで、溶接金属２の強度が向上し、割れの発生を防ぎ、延性の高い溶接部を得ることができた。
また、そのために用いる溶接ワイヤ４の組成成分を特定し、さらには、溶接後の後熱処理を行うことで、溶接金属２の強度が向上し、割れの発生を防ぎ、延性の高い溶接部を得ることができた。
本発明の球状黒鉛鋳鉄同士あるいは球状黒鉛鋳鉄と鋼をＮｉ−Ｆｅ系溶接材料で溶接した溶接部、および、当該溶接に用いる溶接材料、さらには、当該溶接部の熱処理方法は、球状黒鉛鋳鉄を用いる溶接個所に広く用いることができる。
１ 母材
４ 溶接ワイヤ（溶接材料）
８ ボンド部
４ 溶接ワイヤ（溶接材料）
８ ボンド部
Claims (3)
- 球状黒鉛鋳鉄同士あるいは球状黒鉛鋳鉄と鋼を、
重量％で
Ｃ ：０.３〜１.３％、
Ｓｉ：０.３〜１.３％、
Ｍｎ：０.５〜２.０％、
Ｎｉ：３０〜７０％、
残部をＦｅおよび不可避成分、で構成されるＮｉ−Ｆｅ系溶接材料で溶接した溶接部において、
溶接金属の金属組織に含まれるＣおよびＳｉが、共に重量％で
Ｃ：０.５〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.０％であり、
溶接金属に含まれるＣがオーステナイト、フェライトもしくはパーライトの結晶粒内に球状黒鉛として析出している溶接部。 - 前記球状黒鉛鋳鉄の母材が、ＳｉまたはＮｉのいずれか一方または両方で固溶強化したフェライト基地球状黒鉛鋳鉄である請求項１に記載の溶接部。
- 請求項１に記載の溶接材料を用いた前記球状黒鉛鋳鉄と鋼、または、前記球状黒鉛鋳鉄同士の溶接の後に、溶接箇所を８５０℃以上の温度で３０分間以上保持し、そののち炉冷または空冷する溶接部の熱処理方法。
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