JP3853482B2 - Welding material for welding joint between spheroidal graphite cast iron and mild steel, welding joining method, welding material for welding repair of spheroidal graphite cast iron, and welding repair method - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接接合、及び、球状黒鉛鋳鉄部材の溶接補修に用いるのに適したＴＩＧ溶接及びアーク溶接用の溶接材料、並びに溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
球状黒鉛鋳鉄は機械的性質が優れており、工業材料として広く用いられている。しかしながら、球状黒鉛鋳鉄の溶接性は著しく悪いので、利用上大きな制約となっている。球状黒鉛鋳鉄の溶接が困難である原因は、母材の炭素含有率が高いため、溶接時の急冷により溶着金属、及び溶着金属と母材との界面であるボンド部に、チル炭化物及び／又はレデブライトが形成されるからである。セメンタイトで構成されたこのチル炭化物及び／又はレデブライト（以下、総称して「チル組織」という）は、硬く脆いので、溶接部に存在するとその部位から破壊される可能性が高い。その他、鋳鉄は一般に溶接時のガス発生によるブローホールやスラグ巻き込み等の溶接欠陥も多い。こうした理由により、球状黒鉛鋳鉄は優れた機械的性質を有するにもかかわらず、溶接困難な材料として扱われてきた。
【０００３】
上記理由により従来、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材とを信頼性高く溶接接合することが困難とされている。そこで、両部材の接合方法としては一般に、両部材の接合部にフランジ等を設けてボルトとナットで接合する機械的接合法が採用されている。しかしながら、機械的接合法においては、ボルトやナット等の部品点数が増加するばかりでなく、部材の構造も複雑になり、また組立作業も煩雑である。
【０００４】
一方、球状黒鉛鋳鉄は普通鋳鉄に比べてはるかに強靱な機械的性質を有するので使用分野が大きく広がり、球状黒鉛鋳鉄は本来の鋳物用材料から、棒状あるいは板状の加工用材料まで市販されている。例えば、自動車産業では、従来、軟鋼のみで製造されていた部品に対して、強度の重視される部材には軟鋼を用い、その他部材には安価な球状黒鉛鋳鉄製棒状あるいは板状部材を用いる試みがある。このため、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接技術が要請されるに至った。
【０００５】
従来、球状黒鉛鋳鉄部材と鋼部材との溶接接合、又は溶接補修に対ついて、下記方法がある。
▲１▼ 通常、軟鋼系溶接材料を用いる方法が知られている。
【０００６】
この方法によれば、鋼部材側の溶接性は良好であるが、球状黒鉛鋳鉄部材側の溶接性が悪く、特に接合強度に関して信頼性に欠け、ボンド部でチル組織が発生し、硬さが高くなると共に脆くなり、溶接割れが発生する。
【０００７】
▲２▼ 鉄−ニッケル系溶接材料を用いる方法もある。
この方法によれば、球状黒鉛鋳鉄部材側の溶接性は、軟鋼系溶接材を用いた場合よりも良好であるが、球状黒鉛鋳鉄部材側のボンド部及び軟鋼部材側のボンド部のいずれにおいても、チル組織が生成し、強度に劣る。更に、球状黒鉛鋳鉄部材と溶着金属との間での色調及び耐食性が不整合のため、外観上好ましくない。また、軟鋼系溶接材に比べて高価であり経済性に劣る。
【０００８】
▲３▼ オーステナイト系ステンレス溶接棒を用いる方法もある。
この方法によれば、鋼部材側の溶接性は優れ、また球状黒鉛鋳鉄部材側の溶接性も比較的良好であるが、球状黒鉛鋳鉄部材側のボンド部に、溶接の熱影響によりチル組織、及び球状黒鉛鋳鉄の基地組織が硬化した硬化基地組織が生成し、溶接割れが発生し易くなり、溶接の信頼性が十分でない。そこで、これを改良するために溶接速度を一般的に行なわれる速度よりも大きくする方法が、特開平８−１０９５２号公報に開示されている。この方法は、溶接速度を速くして球状黒鉛鋳鉄部材と鋼部材とに付与される熱量を少なくすることにより、ボンド部における球状黒鉛鋳鉄のチル組織及び硬化基地組織の生成を抑制し、溶接割れの発生を防ぐというものである。しかしながら、この方法はまだ信頼性が高いとはいえず、溶接速度を高めなければならないという制約があり、また、軟鋼系溶接材に比べて高価であり経済性にも劣る。
【０００９】
▲４▼ 球状黒鉛鋳鉄の補修溶接として、従来、アーク溶接法で球状黒鉛鋳鉄心線の被覆アーク溶接棒を用いる方法、又はガス溶接法でＳｉ含有率の高い過共晶球状黒鉛鋳鉄等の鋳鉄裸溶接棒を用いる方法において、母材を５００℃以上に予熱することによりチル組織の発生を防止する方法が考えられている。しかしながら、５００℃以上の予熱を行なうと溶接作業性を著しく悪化させる。更に、このような高温予熱を施すための加熱装置の新設や加熱作業時間の発生は、近年、溶接の能率化及び省力化を課題とする状況下において望ましくない。しかし、上記方法では鋳鉄製溶接棒を用いるので、溶接棒は安価であり、溶接部は母材に類似した成分組成になるので、この点においては望ましいものである。
【００１０】
▲５▼ これに対して、本発明者等は、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼母材とのＴＩＧ溶接の一連の研究において、下記結果を報告した。
即ち、溶接棒として、接種剤の粉末を接着剤と混ぜ、棒心線表面に塗布したものを用い、突合わせ溶接を行なった。接種剤の種類はＦｅ−Ｓｉ接種剤、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ接種剤及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ接種剤の各々を用いた。溶接後溶接部の金属組織及び硬さ測定の結果、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ接種剤を棒心線の重量に対してＢｉ量が０．０１mass％となるように塗布した溶接棒を使用して、球状黒鉛鋳鉄側のボンド部においても、チルの形成は少量でありビッカース硬さは３７０ＨＶ程度に抑えられた（日本鋳造工学会、第１３０回全国講演大会概要集（１９９７）１２頁）。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者等は、上述したように、溶接棒として棒心線の表面に接種剤を塗布した鋳鉄製溶接棒を用いて球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との突合わせ溶接の研究を重ねてきた。その結果、この方法で接種剤を溶接時に添加することにより接種効果が得られ、チルが減少することがわかった。しかしながら、この方法のように接種剤を鋳鉄製溶接棒に塗布して溶接を行なう方法では、接種剤が溶接部に溶け込みにくく、ビードに接種剤が溶け残って溶接欠陥となることがあった。また、溶融池における流動性が低下し、溶接性が低下するものもあった。
【００１２】
球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接には、上述したとおり種々の問題がある。そこで、このような問題を解決するために本発明者等は、この発明の課題として、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接において、軟鋼部材溶接時に行なわれる程度の通常の低温予熱条件下で、溶着金属並びに球状黒鉛鋳鉄部材側及び軟鋼部材側の両ボンド部からなる溶接部全域において、
（ａ）チル組織を微量に抑制するか、乃至は全く発生させないようにし、
（ｂ）硬度が異常に高くならないようにし、
（ｃ）溶接割れを発生させないようにし、そして、
（ｄ）色調及び耐食性の不整合を解消しうる
ＴＩＧ溶接及びアーク溶接用の溶接材料、並びにそのような溶接方法を開発することを決めた。
【００１３】
従って、この発明の目的は、上記課題を解決することにより、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との健全な溶接をＴＩＧ溶接又はアーク溶接で効率的に行なうことができる溶接接合用溶接材料及び及び溶接接合方法、並びに、球状黒鉛鋳鉄の健全な補修溶接をＴＩＧ溶接又はアーク溶接で効率的に行なうことができる溶接補修用溶接材料及び溶接補修方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために鋭意検討及び研究を重ねた。
本発明者等は、先ず、鋳鉄の鋳造における溶湯の接種処理の効果を、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との異材溶接技術に利用することに着眼した。即ち、鋳鉄の鋳造における接種とは、溶湯を鋳込む直前に、合金（接種剤）を添加して組織や性質を改善することをいい、鋳鉄では接種剤を添加すると、チル組織の形成が抑制される。しかしながら、接種剤添加効果にはフェーディングがあり、接種剤溶解後に溶解状態に保持された時間経過とともにその効果が薄れる。つまり、溶製するときに接種剤を添加した溶接棒を使用して溶接しても、接種効果（組織改善）はない。これに対して、溶接棒心線に接種剤を塗布して溶接すると、接種剤が溶け始めるのは溶接棒心線の溶解開始時であり、しかも溶融金属は極めて短時間で凝固が完了するので、接種効果が発揮され、チル組織の形成が抑制されるものと考えた。そして、前述したとおり、日本鋳造工学会、第１３０回全国講演大会において、接種剤塗布溶接棒による球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との異材溶接実験を行なった。その結果、チルの形成を少量に抑制し、硬さも低く抑えることができることがわかった。しかしながら、接種剤の添加方法として溶接棒心線に塗布した場合には、接種剤の溶け込みが十分ではなく、その溶け残りが溶接欠陥となったり、溶融池の流動性低下による溶接性低下が発生することがあった。
【００１５】
このように、接種剤を溶接棒に塗布した場合に見られた、接種剤の溶け込みにくさや、溶融池における流動性の低下による溶接性の低下の原因は、溶接時に溶接棒を盛ると同時に接種剤を溶かし込むため、溶融池の温度が下がって接種剤がとけにくくなることにある。その結果、接種効果が均一には得られにくく、溶着金属が一部モットル組織となって、チル化を完全には防止することが難かしかったものと考えられる。特に、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤を使用した場合には溶接性の低下が著しく、溶接欠陥が生じ易かった。
【００１６】
そこで、本発明者等は、溶接棒に塗布された接種剤の溶け込みにくさを改善し、接種効果の均一性を狙って、接種剤を溶接母材側に装着することに着眼した。更に接種剤の効果を高めるために、鋳鉄の黒鉛化促進効果を狙ったインサート材料を付加することに着眼した。そして、冷却過程でのチル発生の抑制効果を狙って後熱処理を試みた。即ち、本発明においては、下記事項の可能性に着眼した。
▲１▼ 接種剤を母材に塗布するか、又は母材の開先に埋めて溶接することにより、溶接部への接種剤の溶け込みを改善し、そして、接種効果を均一に得ることができる。
▲２▼ 上記▲１▼の方法と同時に、Ａｌのような鋳鉄の黒鉛化を促進する金属をインサート材料として開先に挟んで溶接することにより、溶接部の黒鉛量と黒鉛粒数とを増加させ、溶接部のチル化を防止することができる。
▲３▼ 更に、溶接後に適切な後熱処理を行なうことにより溶接部の冷却速度を遅くし、チル化防止を一層促進することができる。
【００１７】
次に、本発明者等は、棒心線の材質を選定するために下記実験を行なった。
（実験）
はじめに、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との異材溶接用の溶接棒として、従来知られているものの中から球状黒鉛鋳鉄製溶接棒を選び、更に、過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を採用し、下記実験を行なった。過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を試験に加えたのは、片状黒鉛鋳鉄は球状黒鉛鋳鉄母材に類似した成分組成であり、過共晶組成であると完全に黒鉛化し、過冷度が大きくてもチル組織が形成されにくく、しかも球状黒鉛鋳鉄のようにチルを生成し易いＭｇを含んでいることはないことに着眼したものである。
【００１８】
なお、ニッケル及びニッケル−鉄溶接棒は、球状黒鉛鋳鉄部材及び軟鋼部材に対して、色調及び耐食性が不整合のため外観上好ましくなく、また、軟鋼系溶接材に比べて高価であり経済性に劣っているので除外した。
【００１９】
実験は、ＴＩＧ溶接機（Tungsten Inert-Gas arc welding）を用いて、母材板厚３．２ｍｍの球状黒鉛鋳鉄及び軟鋼のそれぞれに対して、ビードオンプレート試験を行なった。ビードオンプレート試験とは、溶接棒を用いて板にビードを盛り、その溶込み深さとビード幅とを測定する手法である。但し、ここでは、ビードオンプレート試験は、上記２種類の溶接棒間の、球状黒鉛鋳鉄母材及び軟鋼母材のそれぞれに対する溶接特性、特に溶着金属及びボンド部の金属組織及び硬さについての差を定性的に比較して２種の溶接棒の順位付けをするために利用したものである。
【００２０】
表１に主な溶接条件を、表２に母材（球状黒鉛鋳鉄及び軟鋼）の化学成分組成を、そして表３に溶接棒の化学成分組成を示す。
【００２１】
【表１】
【表２】
【表３】
溶接条件は、球状黒鉛鋳鉄母材では、溶接電流：１５０Ａ、アーク電圧：２０Ｖ、入熱量：９．０ｋＪ／ｃｍ、溶接速度：２０ｃｍ／ｍｉｎとし、また軟鋼母材では、溶接電流：１７０Ａ、アーク電圧：２０Ｖ、入熱量：１３．６ｋＪ／ｃｍ、溶接速度：１５ｃｍ／ｍｉｎとした。いずれの母材についても、タングステン電極径：２．４ｍｍφ、電極高さ：５ｍｍ、Ａｒガス流量：７〜８ｌ／ｍｉｎとし、予熱条件は、予熱なし、１５０℃及び３００℃とした。球状黒鉛鋳鉄製溶接棒はＦｅ−Ｓｉ−Ｍｇで球状化処理したものを、そして過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒はＦｅ−Ｓｉで接種したものを使用した。
【００２５】
こうして調製されたビードオンプレート試験片のボンド部及び溶着金属について、金属組織観察を顕微鏡観察試験で、そして硬度分布測定をビッカース硬さ試験で行なった。試験位置は、ビードの長手方向中央部でビードに直角な鉛直断面である。
【００２６】
表４に金属組織の観察結果を、そして表５にビッカース硬さ試験結果をまとめて示す。なお、予熱温度が１５０℃の結果は予熱なしと予熱３００℃の中間であり、その記載は省略した。
【００２７】
【表４】
【表５】
各溶接棒を使用したときの金属組織及び硬さの特徴は次のとおりである。
▲１▼球状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用いた場合は、３００℃予熱をしても球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部及び溶着金属、並びに軟鋼母材側の溶着金属のいずれにもチル組織が形成されている。また、軟鋼母材側のボンド部については、予熱無しではマルテンサイトが形成したが、３００℃予熱で消失した。硬度は金属組織に対応して高い。
▲２▼過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用いた場合は、３００℃予熱をしても球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部及び溶着金属、並びに軟鋼母材側の溶着金属のいずれにも、チル組織が形成されているが、その量は球状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用いた場合よりもかなり少なくなっている。従って、これに対応して硬度も低下している。
また、軟鋼母材側のボンド部については、予熱無しではマルテンサイトが生成したが、３００℃予熱をするとマルテンサイトは生成しなかった。
【００３０】
上記各種溶接棒の優劣について上記実験結果から次の知見を得た。
上述した金属組織及び硬度の結果によれば、過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用いた場合は、軟鋼母材側のボンド部を除く溶接部位にチル組織の形成が認められるが、その形成量は比較的少なく、球状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用いた場合と比べても少なくなっている。また、硬さについても、過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用いた場合には、異常に高値を示す部位がなく安定しており、また、軟鋼母材側のボンド部に予熱なしで生成していたマルテンサイトが３００℃の低温予熱で消失していることがわかった。
そこで、溶接棒心線は、過共晶片状黒鉛鋳鉄性溶接棒が適しており、３００℃の予熱を施した方がよいと判断した。
【００３１】
この発明は、上記着想及び知見に基づきなされたものであり、下記構成を有する。
請求項１記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、棒心線と溶接用インサート材料と接種剤とで構成され、前記棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄からなり、前記インサート材料は鋳鉄の黒鉛化を促進させる金属又は合金からなり、そして前記接種剤は前記インサート材料で覆われた形態で前記インサート材料と共に溶接母材に埋められており、前記インサート材料の鋳鉄の黒鉛化を促進させる金属又は合金は、アルミニウム若しくはアルミニウム合金、ニッケル若しくはニッケル合金、及び、アルミニウム若しくはアルミニウム合金と銅若しくは銅合金との混合物からなる群から選ばれたいずれか一種のインサート材料であり、前記接種剤は、Ｃａ−Ｓｉ−ＢａまたはＲＥ−Ｃａ−Ｓｉからなっていることに特徴を有するものである。
【００３３】
請求項２記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、棒心線と溶接用インサート材料と接種剤とで構成され、前記棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄からなり、前記インサート材料は鋳鉄の黒鉛化を促進させる金属又は合金からなり、そして前記接種剤は溶接母材に塗布されており、前記インサート材料の鋳鉄の黒鉛化を促進させる金属又は合金は、アルミニウム若しくはアルミニウム合金、ニッケル若しくはニッケル合金、及び、アルミニウム若しくはアルミニウム合金と銅若しくは銅合金との混合物からなる群から選ばれたいずれか一種のインサート材料であり、前記接種剤は、Ｃａ−Ｓｉ−ＢａまたはＲＥ−Ｃａ−Ｓｉからなっていることに特徴を有するものである。
【００３５】
請求項３記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、上記請求項１または２に記載された発明において、棒心線の化学成分組成が、Ｃ：３．３〜３．８mass％、及び、Ｓｉ：４．０〜５．０mass％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、且つ、Ｃ（mass％）＋０．３１×Ｓｉ（mass％）で表わされる炭素当量、ＣＥ値が、４．８〜５．３の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００３６】
請求項４記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合方法は、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合に際し、請求項１〜３の内いずれか一つに記載された溶接接合用溶接材料を用いて行うことに特徴を有するものである。
【００３７】
請求項５記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合方法は、請求項１〜３の内いずれか一つに記載された溶接接合用溶接材料を用いて、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼とを溶接接合する方法であって、前記溶接接合が終わった後に当該溶接接合部に後熱処理を施し、前記後熱処理は、フュージョン処理または発熱保温剤振りかけからなっていることに特徴を有するものである。
【００３８】
請求項６記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合方法は、棒心線と接種剤とで構成され、前記棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄からなり、そして前記接種剤は当該接種剤単独で溶接母材に埋められている球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料を用いて、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼とを溶接接合する方法であって、前記溶接接合が終わった後に当該溶接接合部に後熱処理を施し、前記接種剤は、Ｃａ−Ｓｉ−ＢａまたはＲＥ−Ｃａ−Ｓｉからなっており、前記後熱処理は、フュージョン処理または発熱保温剤振りかけからなっていることに特徴を有するものである。
【００３９】
請求項７記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合方法は、棒心線と接種剤とで構成され、前記棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄からなり、そして前記接種剤は溶接母材に塗布されている球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料を用いて、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼とを溶接接合する方法であって、前記溶接接合が終わった後に当該溶接接合部に後熱処理を施し、前記接種剤は、Ｃａ−Ｓｉ−ＢａまたはＲＥ−Ｃａ−Ｓｉからなっており、前記後熱処理は、フュージョン処理または発熱保温剤振りかけからなっていることに特徴を有するものである。
【００４０】
請求項８記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合方法は、請求項４又は５に記載された発明の内、鋳鉄の黒鉛化を促進させる前記インサート材料が、アルミニウム若しくはアルミニウム合金、ニッケル若しくはニッケル合金、及び、アルミニウム若しくはアルミニウム合金と銅若しくは銅合金との混合物からなる群から選ばれたいずれか一種のインサート材料である場合において、前記溶接接合時に溶接部に挿入する前記選ばれたインサート材料の重量（ｗin）を、前記溶接部に溶け込む棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗin／Ｗ）×１００mass％で、
（ｗin／Ｗ）×１００＝０．３〜１．５（mass％）------------（１）
の範囲内に調整することに特徴を有するものである。
【００４１】
請求項９記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料は、請求項１〜３の内いずれか一つに記載された溶接材料からなることに特徴を有するものである。
【００４２】
請求項１０記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修方法は、球状黒鉛鋳鉄の溶接補修に際し、請求項９に記載された溶接補修用溶接材料を用いることに特徴を有するものである。
【００４３】
請求項１１記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修方法は、請求項９に記載された溶接補修用溶接材料の内、いずれか一つの溶接補修用溶接材料を用いて、球状黒鉛鋳鉄を溶接補修する方法であって、前記溶接補修が終わった後に当該溶接補修部に後熱処理を施し、前記後熱処理は、フュージョン処理または発熱保温剤振りかけからなっていることに特徴を有するものである。
【００４４】
請求項１２記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修方法は、棒心線と接種剤とで構成され、前記棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄からなり、そして前記接種剤は当該接種剤単独で溶接母材に埋められている球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料を用いて、球状黒鉛鋳鉄を溶接補修する方法であって、前記溶接補修が終わった後に当該溶接補修部に後熱処理を施し、前記接種剤は、Ｃａ−Ｓｉ−ＢａまたはＲＥ−Ｃａ−Ｓｉからなっており、前記後熱処理は、フュージョン処理または発熱保温剤振りかけからなっていることに特徴を有するものである。
【００４５】
請求項１３記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修方法は、棒心線と接種剤とで構成され、前記棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄からなり、そして前記接種剤は当該溶接母材に塗布されている球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料を用いて、球状黒鉛鋳鉄を溶接補修する方法であって、前記溶接補修が終わった後に当該溶接補修部に後熱処理を施し、前記接種剤は、Ｃａ−Ｓｉ−ＢａまたはＲＥ−Ｃａ−Ｓｉからなっており、前記後熱処理は、フュージョン処理または発熱保温剤振りかけからなっていることに特徴を有するものである。
【００４６】
請求項１４記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修方法は、請求項１０又は１１に記載された発明の内、鋳鉄の黒鉛化を促進させる前記インサート材料が、アルミニウム若しくはアルミニウム合金、ニッケル若しくはニッケル合金、及び、アルミニウム若しくはアルミニウム合金と銅若しくは銅合金との混合物、からなる群から選ばれたいずれか一種のインサート材料である場合において、前記溶接補修時に溶接部に挿入する前記選ばれたインサート材料の重量（ｗM,in）を、前記溶接部に溶け込む棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗM,in／Ｗ）×１００mass％で、
（ｗM,in／Ｗ）×１００＝０．３〜１．５（mass％）----------（２）
の範囲内に調整することに特徴を有するものである。
【００４７】
【発明の実施の形態】
この発明において、棒心線の成分組成、接種剤の添加方法、特定成分のインサート材料の使用とその使用量、及び後熱処理の各条件を上記のとおり限定した理由を説明する。
【００４８】
（１）棒心線の成分組成
棒心線の材質として、過共晶片状黒鉛鋳鉄を使用する理由は、上述した（実験）でのビードオンプレート試験の結果で説明したとおり、球状黒鉛鋳鉄性溶接棒を使用した場合よりもボンド部及び溶着金属のいずれにおいてもチルが少なくなるからである。
【００４９】
また、棒心線の化学成分組成を、
Ｃ ：３．３〜３．８mass％、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０mass％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、且つ、Ｃ（mass％）＋０．３１×Ｓｉ（mass％）で表わされる炭素当量ＣＥ値が、
ＣＥ値：４．８〜５．３（mass％）
の範囲内に限定する理由は、下記のとおりである。
【００５０】
▲１▼棒心線のＣ含有率＝３．３〜３．８mass％
Ｃは、共晶凝固時のチル組織の生成防止に効果を発揮する。しかしながら、そのＣ含有率が３．３mass％未満では、チル組織の形成防止効果が不十分である。一方、３．８mass％より多くなると、溶接時に黒鉛の偏析が生じ、溶接部の機械的性質が劣化する。従って、棒心線のＣ含有率は、３．３〜３．８mass％の範囲内に限定すべきである。
【００５１】
▲２▼棒心線のＳｉ含有率＝４．０〜５．０mass％
Ｓｉは、黒鉛化促進傾向をもつ元素であり、４．０mass％以上含有させることにより、溶接部の組織の黒鉛化を進め、チル組織の形成を抑えることができる。しかしながら、５．０mass％よりも多く含有させると、溶接部の靱性が低下する。従って、棒心線のＳｉ含有率のＳｉ含有率は、４．０〜５．０mass％の範囲内に限定すべきである。
【００５２】
▲３▼棒心線のＣＥ値：Ｃ（mass％）＋０．３１×Ｓｉ（mass％）＝４．８〜５．３
ＣＥ値が適切な範囲内にあると、共晶凝固に際し黒鉛粒数が多く形成される。ＣＥ値が４．８未満になると、溶接時の急冷条件ではチル組織が形成される。一方、ＣＥ値が５．３より大きくなると、多数の黒鉛粒が凝集した一種の溶接欠陥を形成して溶接部の機械的性質を著しく劣化させる恐れがある。従って、棒心線のＣＥ値は、４．８〜５．３の範囲内に限定すべきである。
【００５３】
なお、棒心線中の不可避不純物としては、通常の鋳鉄製造過程で混入する範囲内の含有率であればよい。即ち、Ｍｎ≦０．３mass％、Ｐ≦０．０８mass％、Ｎｉ≦０．５mass％、Ｃｒ≦０．４mass％、Ｍｏ≦０．４mass％、Ｖ≦０．１mass％、Ａｌ≦０．０５mass％、Ａｓ≦０．０１mass％、Ｓｎ≦０．０１mass％そしてＳｂ≦０．０１mass％であればよい。
【００５４】
（２）接種剤の添加方法
接種剤を棒心線表面に存在させず、溶接母材の開先部側に存在させる理由は、上述したように、接種剤の溶融池への溶け残りを防止し、均一に溶解させるためである。こうすることにより、接種剤塗布溶接棒のように、接種剤の溶け残りによる溶接欠陥、溶融池の温度降下による流動性の低下、これに伴う溶接性の低下、あるいは接種剤起因のスラグの巻き込みによる溶接欠陥がなくなる。更に、接種剤の均一溶解により、溶着金属の金属組織にムラがなくなり、組織と硬さが安定する。なお、鋳造における接種のように溶融池に添加する方法にみられるフェーディングも発生しない。
【００５５】
更に、溶接母材に塗布せず、インサート材料で覆った形態で母材開先部に埋めるという方式をとり、接着剤を全く使用しない方法を採用すると、溶接時に接着剤から発生するガス発生がない。従って、ブローホール等溶接部ガス欠陥が発生しない。また、ガスによる溶融池の温度低下も避けられる。従って、接種剤の母材に対する装着は、塗布するよりも不純物の混入しない状態で装填する方が望ましい。接着剤無しで装填するには、例えば、Ａｌ箔に粉状接種剤を包み、開先形状に沿って埋め込むと隙間無く埋め込みができる。
【００５６】
（３）鋳鉄の黒鉛化促進用金属又は合金からなるインサート材料の使用とその使用量
鋳鉄の黒鉛化促進用金属又は合金からなるインサート材料は、この発明の溶接材料の構成物の内、最も重要なものである。もともと、接種剤自体が鋳鉄の黒鉛化を促進することを目的として添加されるものである。しかしながら、従来、接種剤として用いられているものに含まれる黒鉛化促進元素は、過剰に添加すると溶接部の靱性を劣化させたり、強度不足をきたしたりする弊害を引き起こすことや、接種剤を構成する他成分元素との添加量比率が制約となって、それ以上多く添加することができないといった制約がある。
【００５７】
そこで、本発明者等は、黒鉛化促進効果のみを抽出してチルの生成を防止することができるという、画期的な方法を着想した。即ち、インサート材料として、例えば、アルミニウム若しくはアルミニウム合金、ニッケル若しくはニッケル合金、及び、アルミニウム若しくはアルミニウム合金と銅若しくは銅合金との混合物、の内少なくとも一種を含む合金がそれに該当する。
【００５８】
アルミニウム及びその合金、並びに、銅及びその合金はいずれも、鉄に比べて融点が低く、しかもアルミニウム及びその合金、銅及びその合金、並びに、ニッケル及びその合金はいずれも、延性がよいので箔に加工できる。従って、溶接部開先形状に沿って埋め込むと隙間なく装着することができるという利点をもつ。そして、更に、接着剤を用いず接種剤を母材に装着させようとする場合、接種剤粉末をそれらの箔で包み、これを開先形状に沿って埋め込むことができるので、インサート材料として一層すぐれている。
【００５９】
なお、Ａｌはマトリックスをフェライト化させるが、一定値以上添加すると、融池の流動性を害する。従って、Ａｌ箔の添加量に適切な使用量範囲を設けることが必要である。
【００６０】
この発明におけるインサート材料の使用目的は、鋳鉄の黒鉛化促進作用を補うものであるから、黒鉛化促進効果の観点のみからみれば、その使用量は十分に多い方がよい。しかしながら、インサート材料の溶け込み性、鉄に対する溶解度、均一溶解性あるいは蒸気圧等の高温物性、溶融池の流動性に及ぼす影響や融点等の溶接性に及ぼす影響度、溶接部の機械的性質や耐食性等の物理的及び化学的特性を考慮して、その適切な使用量範囲を決定することが必要である。
【００６１】
アルミニウム若しくはアルミニウム合金、ニッケル若しくはニッケル合金、及び、アルミニウム若しくはアルミニウム合金と銅若しくは銅合金との混合物の場合は、本発明者等の実験結果によれば、溶接部に挿入するインサート材料の重量（ｗin）は、溶接棒心線の溶け込み重量（Ｗ）に対して、０．３〜１．５mass％の範囲内に調整することが必要である。（ｗin／Ｗ）×１００が、０．３mass％未満では黒鉛化促進効果が不十分であり、一方、（ｗin／Ｗ）×１００が、１．５mass％を超えると溶融池の流動性が低下し、またスラグの発生も見られ、健全なビードが得られなくなる。
【００６２】
（４）後熱処理
溶接後の後熱処理は、一般的には、溶接部の冷却速度を遅くしてチルの生成を防止するのに効果を発揮する。しかしながら、この発明においては、上述した黒鉛化促進用の適切なインサート材料の母材への挿入との組合せ操作により、溶接部でのチル発生防止効果に著しい効果を発揮させることが特徴である。従って、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との接合溶接、又は球状黒鉛鋳鉄の補修溶接をこの発明の方法でした後に、適切な後熱処理をすることは極めて望ましいことである。
【００６３】
この発明における後熱処理の方法は、溶接部に熱影響が残ってはならない。従って、後熱処理の方式及び処理条件は、溶接部材の形状・寸法、板厚、重量、開先形状、溶け込み重量及び溶接条件により制約し、また、溶接施工の環境条件により制約されるすべきである。従って、後熱処理の方法については、各溶接施工の固有条件に応じた方法を決定すべきである。なお、本発明では、溶接部に対する一般的な後熱処理方法の他に、溶接部を裏側からフュージョン処理したり、あるいは発熱保温剤をビード部に振りかける等の方法がよい。
【００６４】
【実施例】
次に、この発明を、実施例によって更に詳しく説明する。
実施例を試験内容で分類すると、▲１▼接種剤を溶接母材に装着する方法、▲２▼溶接部の後熱方法、▲３▼接種剤の種類、及び▲４▼インサート材料の種類の４つになり、下記試験Ａ〜Ｄを行なった。
【００６５】
試験Ａにおいては、接種剤としてのＣａ−Ｓｉ−Ｂａ粉末を溶接母材の開先に接着剤と混ぜて塗布した方式をベースとし、インサート材料としてのＡｌ箔を溶接母材の開先に置いて溶接した。そして、後熱方法として溶接ビードを裏面からフュージョンを行なった場合の効果を試験した。
【００６６】
試験Ｂにおいては、接種剤として試験Ａと同じくＣａ−Ｓｉ−Ｂａ粉末を使用したが、接着剤を使わず、インサート材料としてのＡｌ箔に包んで溶接母材の開先に置いた方式の効果について試験した。そして、後熱方法として溶接ビードを発熱保温剤で覆った場合の効果を試験した。
【００６７】
試験Ｃにおいては、試験Ｂでの接種剤Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの代わりに、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ、Ｃａ−Ｓｉ及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ粉末の３種を用いて試験し、合計４種の接種剤間の添加効果の違いについて調べた。後熱処理は溶接ビードを発熱保温剤で覆う方法をベースとした。
【００６８】
試験Ｄにおいては、試験Ｂでのインサート材料Ａｌ箔の代わりに、Ｎｉ箔、Ｃｕ箔とＡｌ箔との両方、及び、Ｃｕ箔の３種を用いて試験し、合計４種のインサート材料間のインサート効果の違いについて調べた。後熱処理は溶接ビードを発熱保温剤で覆う方法をベースとした。
【００６９】
（試験Ａ）
図１に、試験Ａにおける突合わせ溶接の施工概要図を示す。ＴＩＧ溶接機を用いて、図１に示すように調整された球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを、開先３ａの形状がＩ型の開先部３で突合せ溶接した。母材の寸法は両方共同じで、板厚３．２ｍｍ×幅７５ｍｍ×長さ１００ｍｍである。同図において、４はＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤、５は溶接棒心線、６はインサート材料としてのアルミニウム箔であり、７はタングステン電極、８はアークである。
【００７０】
表６に、使用した球状黒鉛鋳鉄母材（ＦＣＤ４５０）及び軟鋼母材（ＳＳ４００）の化学成分組成を示す。
【００７１】
【表６】
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４は、粒径が７５μｍ以下に整粒された粉末状のものである。整粒された接種剤を、酢酸ビニール系接着剤をメチルアルコールで薄めた有機溶剤をバインダーとして混ぜたものを、球状黒鉛鋳鉄母材１及び軟鋼母材２の各開先３ａ面に直接、均一の厚さで塗布した。塗布量は、溶接予備実験を行ない、溶接時に溶接部に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、その重量に対してＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤中のＳｉ重量が３mass％となるように調整した。
【００７３】
棒心線５は、過共晶片状黒鉛鋳鉄製であり、Ｓ含有率の低いもの（低Ｓ溶接棒）２種の内、いずれかを用いた。
表７に、使用した棒心線５の化学成分組成を示す。
【００７４】
【表７】
インサート材料のＡｌ箔６は、厚さ１５μｍであり、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤が塗布された開先３ａの隙間に挟んだ。Ａｌ箔６の挟み込み重量（ｗAl）は、溶接部に溶け込む棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗAl／Ｗ）×１００mass％で、０．３〜０．５mass％の範囲内となるように調整した。
表８に、使用したＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤の化学成分組成を示す。
【００７６】
【表８】
試験Ａにおいては、本発明の範囲内の溶接接合方法である実施例１、２及び３、並びに、本発明の範囲外の方法である比較例１の試験を行なった。下記に各試験方法を説明する。
【００７８】
▲１▼実施例１の試験方法：
溶接母材１、２にＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４を塗布し、溶接棒心線５をアーク８で溶かしながら開先に溶融池を形成させる。開先面に塗布されたＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤、及び開先内部に挟み込まれたＡｌ箔が溶融池に溶け込み、母材１、２同士が溶接接合される。このようにして、球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを溶接接合した。
【００７９】
▲２▼実施例２の試験方法：
この場合は、上記実施例１と全く同じ方法で溶接接合をする。その後、更に、施工体を裏返して、裏面側にフュージョン処理を施す。
【００８０】
フュージョン処理とは、本来、ビード外観を補修するためにビード表面をアークのみで再び溶融する処理をさし、溶射等でも行なわれる。しかしながら、この発明の方法においては、ビードの表側を再溶融した場合には、再び熱影響によって溶着金属がチル化する恐れがある。そこで、ビードの裏側を再溶融することにしたものである。これは、開先についたままの接種剤の溶け残りを、アークによって溶かしてしまうこと、及び溶接部の冷却速度を下げることを目的とするものである。
【００８１】
▲３▼比較例１の試験方法：
これは、実施例１の試験方法において、インサート材料のＡｌ箔を使用せずに球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを溶接接合した場合である。
【００８２】
▲４▼実施例３の試験方法：
この場合は、溶接母材１、２にＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４を塗布し、溶接棒心線５をアーク８で溶かしながら開先に溶融池を形成させる。開先面に塗布された接種剤が溶融池に溶け込み、球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とが溶接接合される。インサート材料のＡｌ箔の挟み込みは行わないが、溶接後のフュージョン処理は行なうものである。
【００８３】
表９に、実施例１、２及び３、並びに、比較例１の各試験条件の概要をまとめて示し、また、表１０に、上記各試験の溶接条件を示す。
【００８４】
【表９】
【表１０】
こうして調製された球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との突合せ溶接試験片のボンド部及び溶着金属について、金属組織観察、及び硬度分布測定を行なった。試験位置は、ビード長手方向中央部でビードに直角な鉛直断面である。
【００８７】
表１１に、上記金属組織の観察結果をまとめて示す。
【００８８】
【表１１】
ここで、チルについての評価は、チル（ＨＶ５００以上）生成の有無だけによる評価ではなく、チルの大きさも考慮して、チル多い、チル有り、チル少量等と記載し、チルがあってもその大きさが４００μｍ以下の場合には、チル少量（チルが少ない）とした。そして、チル少量のものは、チル生成を微量に抑制するというこの発明の目標を達成するものである。これは、一般に、溶接施工体が実際に製品となる場合には、チル（ＨＶ５００以上）が４００μｍ以下なら品質検査をパスすることによるものである。
【００９０】
金属組織の観察結果の特徴は次のとおりである。
〔溶着金属の組織〕
すべての試験において、接種効果が得られ、細かい球状黒鉛が多く見られた。また、本発明者等が別途実施した接種剤を棒心線に塗布した溶接棒を使用した場合と比べて、接種剤の効きムラが改善されていた。これは、接種剤の溶け込みが向上し、溶け残りが減ったことにより接種効果が均一に得られ易くなったためである。
▲１▼比較例１では、溶着金属には、球状黒鉛が多く見られ、モットル組織と球状黒鉛組織とが混在していた。
▲２▼実施例１及び３では、モットル組織と球状黒鉛組織とが混在していたけれども、比較例１と比べると黒鉛組織が増加しており、特に、Ａｌ箔を開先に挟んだ実施例１では、接種剤の効きムラが改善されていた。この点において、実施例１は実施例３より明確に改善されたといえる。
▲３▼実施例２では、溶着金属にチルが全く見られず、パーライト地の球状黒鉛組織となった。これは、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤の溶け込みが改善されたことにより、接種効果が得られ易くなったこと、フュージョン処理により冷却速度が低下したこと、及びＡｌにより黒鉛化が促進されたこと等が原因と考えられる。
【００９１】
〔ボンド部の組織〕
（ａ）球状黒鉛鋳鉄側ボンド部は、比較例１並びに、実施例１及び３では、チルが生成している。但し、実施例１及び３では、チルは少量であり、比較例１よりかなり改善されていた。
そして、実施例２では、チルは生成していなかった。
（ｂ）軟鋼側ボンド部の組織には、すべての試験で溶着金属と母材との界面に沿って、ベイナイトが見られた。
【００９２】
表１２に、上記溶接部のビッカース硬さの測定結果をまとめて示す。
【００９３】
【表１２】
図２、３及び４に実施例１、２及び３の測定結果を、そして図５に比較例１の測定結果を示す。各図は、溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示す。溶接部のビッカース硬さの特徴は次のとおりである。
▲１▼比較例１では、溶着金属には黒鉛化組織とモットル組織とが混在していたため、ビッカース硬さは３００ＨＶ前後の部分と５００〜６００ＨＶ程度の部分とが混在していた。
▲２▼実施例１及び３では、モットル組織と球状黒鉛組織とが混在していたけれども、比較例１と比べると組織のムラが抑えられていたために、ビッカース硬さが４００〜５００ＨＶ付近に分布した。
▲３▼実施例２では、軟鋼側ボンド部で微細パーライト及びベイナイトの影響により、ビッカース硬さは４２０ＨＶとなっているけれども、溶着金属及び球状黒鉛鋳鉄側ボンド部でチルが生成していなかったために、ビッカース硬さは４００ＨＶを下回る良い結果が得られた。
【００９５】
上述した試験Ａの結果から、次の知見を得た。
本発明者等が別途実施した接種剤を棒心線に塗布した溶接棒を使用したときに問題となったＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤の溶け残りは、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤を母材に塗布し、そして適宜溶接速度を抑えることにより減少した。これは、溶接棒を溶融池で溶かす前にＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤が母材と共に溶けるために、接種剤が溶け込み易くなったこと、また、溶接速度が遅いために溶融池での撹拌が十分に行われたことによると考えられる。また、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤を棒心線に塗布した溶接棒で見られた溶接時のスラグ発生は殆どなくなった。これは、接種剤の溶け込みがよかったので、未反応のＣａ及びＢａが減少したためであると考えられる。その結果、溶融池の流動性は改善され、溶接性は向上した。
【００９６】
このように、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤を溶接棒心線に塗布する代わりに、母材に塗布することにより接種剤の溶け残りが減り、その結果、接種効果が均一に得られ、チルが減少することがわかった。また、黒鉛化促進作用を有するＡｌ箔を開先に挟むことにより、溶着金属組織のムラが抑えられ、溶接後ビードの裏側からフュージョン処理を施すことにより冷却速度が下がり、チルの生成しない良好な溶接部を得ることができた。
【００９７】
しかし、フュージョン処理はビードの裏側から行なうので、溶接した板を裏返さなければならず、重量の大きいものや、一方向のみから溶接する場合には、適用が制限される。また、溶着金属組織は、フュージョン処理条件に敏感に反応することもわかった。
【００９８】
そこで、試験Ｂにおいては、フュージョン処理の代わりに、後熱処理条件の変化による溶接部金属組織への影響が鈍感である方法として、溶接後のビードを発熱保温剤で覆って後熱処理をすることにした。試験Ｂにおいては、更に、接種剤をインサート材料で包んで溶接母材に置いた方式をベースとした試験を行なった。
【００９９】
（試験Ｂ）
図６に、試験Ｂにおける突合わせ溶接の施工概要図を示す。ＴＩＧ溶接機を用いて、図６に示すように調整された球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを、開先３ｂの形状が４５°のＶ型の開先部３で、表から一層のみの突合せ溶接を行なった。
【０１００】
母材の寸法は両方共同じで、板厚３．２ｍｍ×幅７５ｍｍ×長さ１００ｍｍである。図６において、４はＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤、５は溶接棒心線、６はインサート材料としてのアルミニウム箔であり、７はタングステン電極、８はアークである。ここで使用した球状黒鉛鋳鉄母材（ＦＣＤ４５０）１及び軟鋼母材（ＳＳ４００）２の化学成分組成は、表６に示した化学成分組成と全く同じである。
【０１０１】
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４は、粒径が７５μｍ以下に整粒された粉末状のものであり、試験Ａで使用したものと同じである。この接種剤の使用量は、溶接予備実験を行ない、溶接部に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、その重量に対してＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接着剤中のＳｉ重量が３mass％となるように調整した。
【０１０２】
棒心線５は、過共晶片状黒鉛鋳鉄製であり、Ｓ含有率の低いもの（低Ｓ溶接棒）１種を用いた。
表１３に、この棒心線の化学成分組成を示した。
【０１０３】
【表１３】
試験Ｂでは、上記Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの粉末状接種剤をＡｌ箔で包んで溶接母材に置いた方式を採用した点が、試験Ａと大きく異なる点である。
図６に示すように、インサート材料のＡｌ箔６は、厚さ１５μｍであり、Ａｌ箔６でＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４を包み、これをＶ型開先の内部に置いて突合わせ溶接をした。Ａｌ箔の挟み込み重量（ｗAl）は、溶接部に溶け込む棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗAl／Ｗ）×１００mass％で、０．３〜０．５mass％の範囲内となるように調整した。
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤の化学成分組成は、表８に示した化学成分組成と同じである。
【０１０５】
試験Ｂにおいては、本発明の範囲内の溶接接合方法である実施例４、５及び６、並びに、本発明の範囲外の方法である比較例２の試験を行なった。下記に各試験方法を説明する。
【０１０６】
▲１▼実施例４の試験方法：
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４をＡｌ箔で包み、これを溶接母材１、２のＶ型開先３ｂの内部に置いた。そして、溶接棒心線５をアーク８で溶かしながら開先に溶融池を形成させる。開先内部に置かれた上記Ａｌ白及びＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤が溶融池に溶け込み、母材１、２同士が溶接接合される。このようにして、球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを溶接接合した。
【０１０７】
▲２▼実施例５の試験方法：
この場合は、上記実施例４と全く同じ方法で溶接接合をする。その後、更に、溶接ビードを覆うように発熱保温剤を振りかけ、溶接後溶接部が急冷されないようにする。使用した発熱保温剤は、鋳造作業において鋳造終了後、押湯に添加し被覆して引け巣発生を抑える等の目的で使用されるものであり、商品名は押湯発熱保温剤「ハツネン」（株式会社ハツネン製）である。
【０１０８】
▲３▼比較例２の試験方法：
これは、実施例４の試験方法において、インサート材料のＡｌ箔を使用せずに球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを溶接接合した場合で、その他の条件は実施例４と同じである。
【０１０９】
▲４▼実施例６の試験方法：
この場合は、溶接母材１、２にＣａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤４を塗布し、溶接棒心線５をアーク８で溶かしながら開先に溶融池を形成させる。開先面に塗布された接種剤が溶融池に溶け込み、球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とが溶接接合される。そして、インサート材料のＡｌ箔は用いないが、溶接後にビード３を覆うように発熱保温剤を振りかけるものである。
【０１１０】
表１４に、実施例４、５及び６、並びに、比較例２の各試験条件の概要をまとめて示し、また、表１５に溶接条件を示す。
【０１１１】
【表１４】
【表１５】
こうして調製された球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との突合せ溶接試験片のボンド部及び溶着金属について、金属組織観察、及び硬度分布測定を行なった。試験位置は、ビード長手方向中央部でビードに直角な鉛直断面である。
【０１１４】
表１６に、上記金属組織の観察結果をまとめて示す。
ここで、チルについての評価は、前述したとおり、チル（ＨＶ５００以上）生成の有無だけによる評価ではなく、チルの大きさも考慮して、チル多い、チル有り、チル少量等と記載し、チルがあってもその大きさが４００μｍ以下の場合には、チル少量（チルが少ない）とした。そして、チル少量のものは、チル生成を微量に抑制するというこの発明の目標を達成するものである。その理由は、一般に、溶接施工体が実際に製品となる場合には、チル（ＨＶ５００以上）が４００μｍ以下なら品質検査をパスすることによるものである。
【０１１５】
【表１６】
金属組織の観察結果の特徴は次のとおりである。
〔溶着金属の組織〕
すべての試験において、溶着金属は均一なフェライト地の球状黒鉛組織となった。黒鉛粒径は、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤を母材に塗布したときと同様に小さく、黒鉛粒数についても同様に多かった。溶着金属がフェライト化した原因としては、接着剤を使用せず、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤を粉末のまま添加したので、非常に溶け易くなったためであると考えられる。
溶着金属では、いずれの試験でもチルは生成していなかった。
【０１１７】
〔ボンド部の組織〕
（ａ）球状黒鉛鋳鉄側ボンド部は、比較例２にはチルがあるが、実施例６及び実施例４では、チルが少量に減少し、そして、実施例５では、チルは全く生成していなかった。
（ｂ）軟鋼側ボンド部では、すべての試験で溶着金属と母材との界面に沿って、微細なパーライトとベイナイトが見られ、チルは見られなかった。
【０１１８】
表１７に、上記溶接部のビッカース硬さの測定結果をまとめて示す。
【０１１９】
【表１７】
図７、８及び９に実施例４、５及び６の測定結果を、そして図１０に比較例２の測定結果を示す。各図は、溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示す。溶接部のビッカース硬さの特徴は次のとおりである。
▲１▼すべての溶着金属において、ビッカース硬さは２５０〜３００ＨＶ程度に一定に分布していた。
▲２▼比較例２、並びに、実施例４及び６では、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部には、チルが少量生成しているために、ビッカース硬さは５２０〜５８０ＨＶ程度に高くなった。
▲３▼実施例５では、チルが生成していないので、ビッカース硬さは２５０ＨＶ程度となり、硬さは最も低くなった。
▲４▼また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部から母材側の数点で、ビッカース硬さが３２０〜３５０ＨＶとなっているが、これは熱影響によりマトリックスが微細パーライトとなっているためである。
▲５▼軟鋼側ボンド部では、すべての試験で微細なパーライトとベイナイトとからなっているために、３８０〜４２０ＨＶ程度と低目になった。
【０１２１】
上述した試験Ｂにおいては、接種剤を母材に塗布した試験Ａに比べて、溶融池の流動性が向上し、溶接性は非常に良好であり、接種剤の溶け残りも全く見られなかった。また、接種剤を棒心線に塗布した溶接棒により溶接した場合、及び接種剤を母材に塗布して溶接した場合と比べて、溶接作業性は最も良好であった。
【０１２２】
（試験Ｃ）
試験Ｃは、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼とのＴＩＧ溶接において、接種剤添加効果の接種剤の種別間の違いを試験したものである。
【０１２３】
試験Ｃにおける突合わせ溶接の施工方法は、図６に示した施工概要図を用いた試験Ｂにおける方法と同じで、１５μｍのＡｌ箔でＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ、Ｃａ−Ｓｉ、又はＣａ−Ｓｉ−Ｂｉの粉末状接種剤を包んでＶ型開先の内部に置き、ＴＩＧ溶接で球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを突合わせ溶接した。
【０１２４】
溶接母材１、２の化学成分組成（表６参照）、溶接棒心線５の化学成分組成（表７の低Ｓ溶接棒−１参照）、及び溶接条件（表１５参照）も試験Ｂと同じである。Ａｌ箔の挟み込み重量（ｗAl）は、溶接部への溶け込み棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗAl／Ｗ）×１００mass％で、０．５mass％に調整した。そして後熱処理方法は溶接ビードに発熱保温剤を振りかけるものであり、試験Ｂと同じである。
【０１２５】
上記試験Ｃの共通条件下において、接種剤の種類を変えて、本発明の範囲内の溶接接合方法である実施例７、並びに、本発明の範囲外の溶接接合方法である比較例３及び４の試験を行なった。使用した接種剤の化学成分組成は、表１８に示す通りである。なお、その粒径が７５μｍ以下の粉末状接種剤で試験Ａ及びＢの場合と同じである。
【０１２６】
【表１８】
下記に各試験方法を説明する。
▲１▼実施例７の試験方法
上記共通条件下において、接種剤としてＲＥ−Ｃａ−Ｓｉを用いた溶接試験を行なった。ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉの添加量は、溶接時に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、接種剤中のＲＥ重量がこの溶け込み重量に対して、溶接棒心線中のＳ含有率０．０１mass％の２．５倍、即ち、０．０２５mass％となるように調整した。
【０１２８】
▲２▼比較例３の試験方法
上記共通条件下において、接種剤としてＣａ−Ｓｉを用いて溶接試験を行なった。Ｃａ−Ｓｉの添加量は、接種剤中のＳｉ重量が上記予め測定された溶接棒心線の溶け込み重量に対して、３mass％となるように調整した。
【０１２９】
▲３▼比較例４の試験方法
上記共通条件下において、接種剤としてＣａ−Ｓｉ−Ｂｉを用いて溶接試験を行なった。Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉの添加量は、接種剤中のＢｉ重量が上記予め測定された溶接棒心線の溶け込み重量に対して、０．０１mass％となるように調整した。
【０１３０】
表１９に、実施例７、並びに、比較例３及び４の各試験条件の概要をまとめて示す。なお、接種剤添加効果の接種剤種別間の違いを調べるために、実施例５（表１４参照）の試験条件も併記した。
【０１３１】
【表１９】
こうして調製された球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との突合せ溶接試験片のボンド部及び溶着金属について、金属組織観察、及び硬度分布測定を行なった。試験位置は、ビード長手方向中央部でビードに直角な鉛直断面である。
【０１３３】
表２０に、上記金属組織の観察結果をまとめて示す。ここで、チルについての評価は、前述したとおり、チル（ＨＶ５００以上）生成の有無及び大きさにより評価し、チル多い、チル有り、チル少量等と記載し、チル少量のものは、この発明の目標を達成するものである。
【０１３４】
【表２０】
金属組織の観察結果の特徴は次のとおりである。
〔溶着金属の組織〕
溶着金属では、比較例３及び４にはチルが混在するが、実施例７では、パーライト基地の球状黒鉛鋳鉄組織であった。
【０１３６】
〔ボンド部の組織〕
（ａ）球状黒鉛鋳鉄側ボンド部は、比較例３及び４にはチルがあるが、実施例７ではチルが少量に減少していた。
（ｂ）軟鋼側ボンド部では、すべての試験で溶着金属と母材との界面に沿って、微細なパーライトとベイナイトが見られ、チルは見られなかった。
【０１３７】
表２１に、上記溶接部のビッカース硬さの測定結果をまとめて示す。
【０１３８】
【表２１】
図１１に実施例７の測定結果を、そして図１２及び１３にそれぞれ比較例３及び４の測定結果を示す。各図は、溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示す。溶接部のビッカース硬さの特徴は次のとおりである。
▲１▼比較例３及び４では、溶着金属にチルがあるので、ビッカース硬さは５００ＨＶ以上と高くなった。また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部では６００ＨＶ以上と高くなった。
▲２▼これに対して、実施例５は、溶着金属のビッカース硬さは２５０〜３００ＨＶと低くなっているが、これはフェライト基地となっているためである。また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部にはチルがないので３２０ＨＶと低くなっている。
▲３▼また、実施例７では、溶着金属のビッカース硬さは４００〜５００ＨＶとかなり低くなっているが、これはパーライト基地になっているためである。また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部にはチルが少なく、５１０ＨＶと比較的低くなっている。
【０１４０】
上述した試験Ｃより、接種剤としてはＣａ−Ｓｉ及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉに比べて、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ及びＲＥを含むＲＥ−Ｃａ−Ｓｉの方が接種効果が高く溶接性が良好であることがわかった。また、試験Ａにおける接種剤を母材に塗布して溶接した場合と比べて、この試験Ｃでは、溶融池の流動性が向上し、溶接性は非常に良好であり、接種剤の溶け残りも全く見られなかった。
【０１４１】
（試験Ｄ）
試験Ｄにおいては、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼とのＴＩＧ溶接において、インサート材料間のインサート効果の違いを試験したものである。
【０１４２】
試験Ｄにおける突合わせ溶接の施工方法は、図６に示した施工概要図を用いた試験Ｂにおける方法と同じで、各種箔状のインサート材料でＣａ−Ｓｉ−Ｂａの粉末状接種剤を包んでＶ型開先の内部に置き、ＴＩＧ溶接で球状黒鉛鋳鉄母材１と軟鋼母材２とを突合わせ溶接した。溶接母材１、２の化学成分組成（表６参照）、溶接棒心線５の化学成分組成（表７の低Ｓ溶接棒−１参照）、及び溶接条件（表１５参照）も試験Ｂと同じである。
【０１４３】
使用した接種剤Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの化学成分組成は、表８に示したものと同じであり、その粒径は７５μｍ以下の粉末状Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａで、試験Ａ及びＢで使用したものと同じである。そして、接種剤Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの添加量は、溶接時に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、接種剤中のＳｉ重量がこの溶け込み重量に対して、３mass％となるように調整した。
【０１４４】
上記試験Ｄの共通条件下において、インサート材料の種類を変えて、本発明の範囲内の溶接接合方法である実施例８及び９、並びに、本発明の範囲外の溶接接合方法である比較例５の試験を行なった。使用したインサート材料の種類は、Ｎｉ、ＣｕとＡｌとの混合物、及びＣｕの３種類であり、いずれも箔状である。そして箔の厚さは、Ｎｉ及びＣｕは１００μｍでＡｌは１５μｍである。
【０１４５】
下記に各試験方法を説明する。
▲１▼実施例８の試験方法
上記共通条件下において、接種剤Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの粉末をインサート材料としてのＮｉ箔で包んで開先内部に置いて溶接試験を行なった。Ｎｉ箔の添加量は、溶接時に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、Ｎｉ箔重量（ｗNi）が、溶接部への溶け込み棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗNi／Ｗ）×１００mass％で、０．５mass％になるよう調整した。溶接後、溶接ビードに発熱保温剤を振りかけて溶接部の後熱処理を行なった。
【０１４６】
▲２▼実施例９の試験方法
上記共通条件下において、接種剤Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの粉末をインサート材料としてのＣｕ箔で包み、更にＡｌ箔で包んで開先内部に置いて溶接試験を行なった。インサート材料の添加量は、溶接時に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、Ｃｕ箔については、Ｃｕ箔重量（ｗCu）が、溶接部への溶け込み棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗCu／Ｗ）×１００mass％で、０．５mass％になるよう調整し、そしてＡｌ箔については、Ａｌ箔重量（ｗAl）が、溶接部への溶け込み棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗAl／Ｗ）×１００mass％で、０．５mass％になるよう調整した。溶接後、溶接ビードに発熱保温剤を振りかけて溶接部の後熱処理を行なった。
【０１４７】
▲３▼比較例５の試験方法
上記共通条件下において、接種剤Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａの粉末をインサート材料としてのＣｕ箔で包んで開先内部に置いて溶接試験を行なった。Ｃｕ箔の添加量は、溶接時に溶け込む溶接棒心線の重量を予め測定しておき、Ｃｕ箔重量（ｗCu）が、溶接部への溶け込み棒心線の重量（Ｗ）に対する割合（ｗCu／Ｗ）×１００mass％で、０．５mass％になるよう調整した。溶接後、溶接ビードに発熱保温剤を振りかけて溶接部の後熱処理を行なった。
【０１４８】
表２２に、実施例８及び９、並びに、比較例５の各試験条件の概要をまとめて示す。なお、接種剤添加効果の接種剤種別間の違いを調べるために、実施例５（表１４参照）の試験条件も併記した。
【０１４９】
【表２２】
こうして調製された球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との突合せ溶接試験片のボンド部及び溶着金属について、金属組織観察、及び硬度分布測定を行なった。試験位置は、ビード長手方向中央部でビードに直角な鉛直断面である。
【０１５１】
表２３に、上記金属組織の観察結果をまとめて示す。ここで、チルについての評価は、前述したとおり、チル（ＨＶ５００以上）生成の有無及び大きさにより評価し、チル多い、チル有り、チル少量等と記載し、チル少量のものは、この発明の目標を達成するものである。
【０１５２】
【表２３】
金属組織の観察結果の特徴は次のとおりである。
〔溶着金属の組織〕
溶着金属では、比較例５にはチルが混在するが、実施例８ではパーライト基地の球状黒鉛鋳鉄組織で、実施例９ではフェライト基地の球状黒鉛鋳鉄組織であった。
【０１５４】
〔ボンド部の組織〕
（ａ）球状黒鉛鋳鉄側ボンド部は、比較例５にはチルがあるが、実施例８ではチルが少量に減少し、そして、実施例９ではチルは全く生成していなかった。
（ｂ）軟鋼側ボンド部では、すべての試験で溶着金属と母材との界面に沿って、微細なパーライトとベイナイトが見られ、チルは見られなかった。
【０１５５】
表２４に、上記溶接部のビッカース硬さの測定結果をまとめて示す。
【０１５６】
【表２４】
図１４及び１５に実施例８及び９の測定結果を、そして図１６に比較例５の測定結果を示す。各図は、溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示す。溶接部のビッカース硬さの特徴は次のとおりである。
▲１▼比較例５では、溶着金属にチルがあるので、ビッカース硬さは４１０〜５２０ＨＶと高くなった。また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部ではチルがあるので６５０ＨＶ以上と高くなった。
▲２▼これに対して、実施例８では、溶着金属のビッカース硬さは３２０〜４００ＨＶと低くなっているが、これはパーライト基地となっているためである。また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部にはチルが少ないので４２０ＨＶと低くなっている。
▲３▼また、実施例９では、溶着金属のビッカース硬さは２５０〜３００ＨＶと更に低くなっているが、これはフェライト基地になっているためである。また、球状黒鉛鋳鉄側ボンド部にはチルがないので、４９０ＨＶと低くなっている。
【０１５８】
上述した試験Ｄより、インサート材料としてはＣｕ箔ではチル生成の抑制効果は不十分であるが、Ｃｕ箔とＡｌ箔との共同添加、及び、Ｎｉ箔添加によりチル生成の抑制乃至防止効果があることがわかった。また、この試験Ｄにおいても、溶融池の流動性がよく、溶接性は非常に良好であり、接種剤の溶け残りは全く見られなかった。
【０１５９】
以上、詳述したように、本発明の溶接接合用溶接材料、及びその溶接接合方法を実施すれば、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合が良好に行われうることが明らかとなった。また、上記は球状黒鉛鋳鉄母材と軟鋼母材との溶接接合用溶接材料及び溶接接合方法に関する説明であるが、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接及び補修溶接方法においては、一般に、溶融池の冷却・凝固速度が上記実施例での突合わせ溶接時の状態に類似している。従って、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接の状態は、上述した球状黒鉛鋳鉄母材と軟鋼母材との異材溶接における球状黒鉛鋳鉄母材側における溶接結果から推定される。よって、この発明の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料及び溶接接合方法を実施することにより、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接及び補修溶接方法についても良好に行われうることがわかる。
【０１６０】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、従来困難とされていた球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との異材溶接を良好に行なうことができ、また、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接を良好に行なうことができる、溶接材料及び溶接方法を提供することができ、工業上極めて有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の方法を実施するための突合わせ溶接の施工概要図である。
【図２】実施例１における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図３】実施例２における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図４】実施例３における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図５】比較例１における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図６】本発明の他の方法を実施するための突合わせ溶接の施工概要図である。
【図７】実施例４における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図８】実施例５における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図９】実施例６における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１０】比較例２における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１１】実施例７における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１２】比較例３における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１３】比較例４における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１４】実施例８における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１５】実施例９における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１６】比較例５における溶接部でのビード中心線からの距離とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１ 球状黒鉛鋳鉄母材
２ 軟鋼母材
３ 開先部
３ａ Ｉ型開先
３ｂ Ｖ型開先
４ Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ接種剤
５ 溶接棒心線
６ アルミニウム箔
７ 電極
８ アーク[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a welding material for TIG welding and arc welding suitable for use in welding joining of a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member, and welding repair of a spheroidal graphite cast iron member, and a welding method.
[0002]
[Prior art]
Spheroidal graphite cast iron has excellent mechanical properties and is widely used as an industrial material. However, since the weldability of spheroidal graphite cast iron is remarkably poor, it is a great limitation in use. The reason why the spheroidal graphite cast iron is difficult to weld is because the carbon content of the base metal is high, so that the chilled carbide and / or the weld metal and / or the bond portion that is the interface between the weld metal and the base metal due to rapid cooling during welding. This is because redebrite is formed. Since this chill carbide and / or redebrite (hereinafter collectively referred to as “chill structure”) composed of cementite is hard and brittle, there is a high possibility that it will be destroyed from the site when present in the weld. In addition, cast iron generally has many welding defects such as blow holes and slag entrainment due to gas generation during welding. For these reasons, spheroidal graphite cast iron has been treated as a material that is difficult to weld despite having excellent mechanical properties.
[0003]
For the above reasons, conventionally, it has been difficult to weld and join a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member with high reliability. Therefore, as a joining method of both members, a mechanical joining method is generally employed in which a flange or the like is provided at the joint portion of both members and joined with a bolt and a nut. However, the mechanical joining method not only increases the number of parts such as bolts and nuts, but also complicates the structure of the members and makes the assembling work complicated.
[0004]
On the other hand, spheroidal graphite cast iron has much tougher mechanical properties than ordinary cast iron, so the field of use is greatly expanded, and spheroidal graphite cast iron is commercially available from original casting materials to rod-shaped or plate-shaped processing materials. Yes. For example, in the automobile industry, compared to parts that have been manufactured only with mild steel, attempts have been made to use mild steel for the members where strength is important, and use cheap spheroidal graphite cast iron rods or plates for other members. There is. For this reason, the welding technique of a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member came to be requested | required.
[0005]
Conventionally, there are the following methods for welding joint or welding repair between a spheroidal graphite cast iron member and a steel member.
(1) Usually, a method using a mild steel welding material is known.
[0006]
According to this method, the weldability on the steel member side is good, but the weldability on the spheroidal graphite cast iron member side is poor, particularly the reliability of the joint strength is poor, the chill structure is generated at the bond part, and the hardness is low. As it increases, it becomes brittle and weld cracks occur.
[0007]
(2) There is also a method using an iron-nickel based welding material.
According to this method, the weldability on the spheroidal graphite cast iron member side is better than that on the case of using a mild steel-based welding material, but in both the bond portion on the spheroidal graphite cast iron member side and the bond portion on the mild steel member side. , A chill structure is formed and the strength is inferior. Furthermore, the color tone and corrosion resistance between the spheroidal graphite cast iron member and the weld metal are inconsistent, which is not preferable in appearance. Moreover, it is expensive and inferior in economic efficiency as compared with mild steel welding materials.
[0008]
(3) There is also a method using an austenitic stainless steel welding rod.
According to this method, the weldability on the steel member side is excellent, and the weldability on the spheroidal graphite cast iron member side is relatively good, but the bond portion on the spheroidal graphite cast iron member side has a chill structure due to the thermal effect of welding, Further, a hardened base structure in which the base structure of spheroidal graphite cast iron is hardened is generated, weld cracks are likely to occur, and the welding reliability is not sufficient. In order to improve this, a method of increasing the welding speed to a speed generally performed is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-10952. This method increases the welding speed and reduces the amount of heat applied to the spheroidal graphite cast iron member and the steel member, thereby suppressing the generation of the chill structure and hardened base structure of the spheroidal graphite cast iron in the bond portion, and welding cracks. Is to prevent the occurrence of However, this method is not yet highly reliable, has a restriction that the welding speed must be increased, and is expensive and inferior in economic efficiency as compared with mild steel welding materials.
[0009]
(4) Conventionally, as a repair welding of spheroidal graphite cast iron, cast iron such as a hypereutectic spheroidal graphite cast iron with a high Si content by a method using a coated arc welding rod of a spheroidal graphite cast iron core wire by an arc welding method or a gas welding method In a method using a bare welding rod, a method of preventing the generation of a chill structure by preheating a base material to 500 ° C. or higher is considered. However, when preheating at 500 ° C. or higher is performed, welding workability is significantly deteriorated. Furthermore, the establishment of a heating device for performing such high-temperature preheating and the occurrence of heating work time are not desirable in recent years under the circumstances where the efficiency and labor saving of welding are problems. However, since the above method uses a cast iron welding rod, the welding rod is inexpensive and the weld has a component composition similar to that of the base material, which is desirable in this respect.
[0010]
(5) On the other hand, the present inventors reported the following results in a series of studies of TIG welding between a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel base material.
That is, butt welding was performed using a welding rod prepared by mixing an inoculum powder with an adhesive and applying it to the surface of the rod core wire. The types of inoculum were Fe-Si inoculum, Ca-Si-Ba inoculum, RE-Ca-Si inoculum and Ca-Si-Bi inoculum. As a result of the measurement of the metal structure and hardness of the welded part after welding, using a welding rod coated with a Ca-Si-Bi inoculum so that the Bi amount is 0.01 mass% with respect to the weight of the rod core wire, Even in the bond portion on the spheroidal graphite cast iron side, chill formation was small and the Vickers hardness was suppressed to about 370 HV (Japan Casting Engineering Society, 130th National Lecture Meeting Summary Collection (1997), p. 12).
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, the present inventors have conducted research on butt welding between a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member using a cast iron welding rod in which an inoculant is applied to the surface of the core wire as a welding rod. . As a result, it was found that the inoculation effect was obtained by adding the inoculum at the time of welding by this method, and chill was reduced. However, in the method in which the inoculant is applied to the cast iron welding rod as in this method and the welding is performed, the inoculant hardly dissolves into the welded portion, and the inoculant remains undissolved in the bead, which may cause a welding defect. Moreover, the fluidity | liquidity in a molten pool fell and there existed some which weldability fell.
[0012]
As described above, there are various problems in welding the spheroidal graphite cast iron member and the mild steel member. Therefore, in order to solve such problems, the present inventors, as an object of the present invention, under the normal low-temperature preheating conditions that are performed at the time of welding a mild steel member in welding a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member. In the entire weld zone consisting of both the weld metal and the spheroidal graphite cast iron member side and the mild steel member side bond portion,
(A) Suppress the chill structure in a very small amount or not at all,
(B) The hardness should not be abnormally high,
(C) avoid welding cracks, and
(D) Can resolve inconsistencies in color and corrosion resistance
It was decided to develop welding materials for TIG welding and arc welding, and such welding methods.
[0013]
Accordingly, an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems, and to achieve a welding process for welding and welding that can efficiently perform sound welding between a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member by TIG welding or arc welding. It is an object of the present invention to provide a welding method for welding repair and a welding repair method capable of efficiently performing sound repair welding of spheroidal graphite cast iron by TIG welding or arc welding.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, intensive studies and research were repeated.
The inventors of the present invention first focused on utilizing the effect of the molten metal inoculation treatment in cast iron casting in a dissimilar material welding technique between spheroidal graphite cast iron and mild steel. In other words, inoculation in casting of cast iron means to improve the structure and properties by adding an alloy (inoculum) immediately before casting the molten metal. In cast iron, the addition of an inoculum suppresses the formation of a chill structure. Is done. However, there is fading in the inoculant addition effect, and the effect diminishes with the passage of time kept in the dissolved state after the inoculant is dissolved. That is, there is no inoculation effect (structure improvement) even if welding is performed using a welding rod to which an inoculant is added at the time of melting. In contrast, when the inoculant is applied to the welding rod core and welded, the inoculant begins to melt when the welding rod core wire begins to melt, and the solidification of the molten metal is completed in a very short time. It was considered that the inoculation effect was exhibited and the formation of chill tissue was suppressed. Then, as described above, a dissimilar material welding experiment between spheroidal graphite cast iron and mild steel using an inoculant-coated welding rod was performed at the 130th National Conference of the Japan Foundry Engineering Society. As a result, it was found that the formation of chill can be suppressed to a small amount, and the hardness can be suppressed low. However, when applied to the welding rod core wire as a method of adding the inoculant, the inoculant is not sufficiently melted, and the undissolved residue becomes a welding defect, or the weldability is lowered due to the lowered fluidity of the molten pool. There was something to do.
[0015]
In this way, the difficulty in inoculant penetration and the decrease in weldability due to the decrease in fluidity in the weld pool, which was observed when the inoculum was applied to the welding rod, Since the agent is dissolved, the temperature of the molten pool is lowered and the inoculum becomes difficult to dissolve. As a result, it is considered that the inoculation effect was difficult to obtain uniformly, and the weld metal partially became a mottle structure, and it was difficult to completely prevent chilling. In particular, when the Ca-Si-Ba inoculant was used, the weldability was remarkably reduced, and welding defects were likely to occur.
[0016]
Accordingly, the present inventors have focused on mounting the inoculum on the side of the welding base material with the aim of improving the difficulty of melting the inoculum applied to the welding rod and aiming at the uniformity of the inoculation effect. Furthermore, in order to enhance the effect of the inoculum, we focused on adding an insert material aimed at promoting the graphitization of cast iron. Then, post-heat treatment was attempted with the aim of suppressing chill generation during the cooling process. That is, in the present invention, the possibility of the following matters was noted.
(1) By applying the inoculant to the base material, or by filling the base material with a groove and welding, the inoculant can be dissolved into the welded portion and the inoculation effect can be obtained uniformly. .
(2) Simultaneously with the method of (1) above, the amount of graphite and the number of graphite grains in the weld zone are increased by welding with a metal that promotes graphitization of cast iron such as Al as an insert material. And chilling of the welded portion can be prevented.
(3) Further, by performing an appropriate post-heat treatment after welding, the cooling rate of the welded portion can be slowed down, and chilling prevention can be further promoted.
[0017]
Next, the present inventors conducted the following experiment in order to select the material of the core wire.
(Experiment)
First, as a welding rod for welding dissimilar materials between spheroidal graphite cast iron and mild steel, choose a welding rod made of spheroidal graphite cast iron from those conventionally known, and further adopt a hypereutectic flaky graphite cast iron welding rod, The experiment was conducted. We added a hypereutectic flake graphite cast iron welding rod to the test because flake graphite cast iron has a composition similar to that of the spheroidal graphite cast iron base material. This is because it is difficult to form a chill structure even if it is large, and it does not contain Mg that easily produces chill unlike spheroidal graphite cast iron.
[0018]
Nickel and nickel-iron welding rods are unfavorable in appearance due to inconsistencies in color tone and corrosion resistance compared to spheroidal graphite cast iron members and mild steel members, and are more expensive and economical than mild steel welding materials. Since it was inferior, it excluded.
[0019]
In the experiment, a bead-on-plate test was performed on each of spheroidal graphite cast iron and mild steel having a base plate thickness of 3.2 mm using a TIG welding machine (Tungsten Inert-Gas arc welding). The bead-on-plate test is a technique in which beads are placed on a plate using a welding rod and the penetration depth and bead width are measured. However, here, the bead-on-plate test is the difference between the above-mentioned two types of welding rods in terms of the welding characteristics with respect to each of the spheroidal graphite cast iron base material and the mild steel base material, particularly the weld metal and the metal structure and hardness of the bond part. Is used for qualitatively comparing and ranking two kinds of welding rods.
[0020]
Table 1 shows the main welding conditions, Table 2 shows the chemical composition of the base metal (nodular cast iron and mild steel), and Table 3 shows the chemical composition of the welding rod.
[0021]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
The welding conditions were as follows: welding current: 150 A, arc voltage: 20 V, heat input: 9.0 kJ / cm, welding speed: 20 cm / min for spheroidal graphite cast iron base material, welding current: 170 A, arc for mild steel base material. Voltage: 20 V, heat input: 13.6 kJ / cm, welding speed: 15 cm / min. For any of the base materials, the tungsten electrode diameter was 2.4 mmφ, the electrode height was 5 mm, the Ar gas flow rate was 7 to 8 l / min, and the preheating conditions were 150 ° C. and 300 ° C. without preheating. The spheroidal graphite cast iron welding rod was spheroidized with Fe-Si-Mg, and the hypereutectic flake graphite cast iron welding rod was inoculated with Fe-Si.
[0025]
With respect to the bond part and the weld metal of the bead-on-plate specimen thus prepared, the metal structure was observed with a microscope observation test, and the hardness distribution was measured with a Vickers hardness test. The test position is a vertical section perpendicular to the bead at the longitudinal center of the bead.
[0026]
Table 4 summarizes the observation results of the metal structure, and Table 5 summarizes the Vickers hardness test results. The result when the preheating temperature was 150 ° C. was intermediate between no preheating and 300 ° C., and the description thereof was omitted.
[0027]
[Table 4]
[Table 5]
The characteristics of metal structure and hardness when each welding rod is used are as follows.
(1) When a spheroidal graphite cast iron welding rod is used, a chill structure is observed in both the bond portion and weld metal on the spheroidal graphite cast iron base material side and the weld metal on the mild steel base metal side even when preheated to 300 ° C. Is formed. Moreover, about the bond part by the side of a mild steel base material, although the martensite formed without preheating, it disappeared by 300 degreeC preheating. The hardness is high corresponding to the metal structure.
(2) When a hypereutectic flake graphite cast iron welding rod is used, even if preheated at 300 ° C, both the bond portion and weld metal on the spheroidal graphite cast iron base material side and the weld metal on the mild steel base material side Although the chill structure is formed, the amount is considerably smaller than that in the case of using a spheroidal graphite cast iron welding rod. Accordingly, the hardness is correspondingly reduced.
In the bond portion on the mild steel base material side, martensite was generated without preheating, but martensite was not generated when preheating at 300 ° C.
[0030]
The following knowledge was obtained from the above experimental results on the superiority and inferiority of the various welding rods.
According to the results of the metal structure and hardness described above, when a hypereutectic flaky graphite cast iron welding rod is used, the formation of a chill structure is observed at the weld site excluding the bond portion on the mild steel base material side. The amount is relatively small, even less than when a spheroidal graphite cast iron welding rod is used. In addition, when using a hypereutectic flake graphite cast iron welding rod, the hardness is stable with no abnormally high parts, and it is generated without preheating at the bond part on the mild steel base side. It was found that the martensite that had been lost by low temperature preheating at 300 ° C.
Therefore, it was determined that a hypereutectic flake graphite cast iron welding rod is suitable for the welding rod core wire, and it is better to preheat at 300 ° C.
[0031]
The present invention has been made based on the above idea and knowledge, and has the following configuration.
The welding material for welding and joining spheroidal graphite cast iron and mild steel according to
[0033]
[0035]
[0036]
[0037]
[0038]
[0039]
Claim 7 The described spheroidal graphite cast iron and mild steel welding joint method is composed of a rod core wire and an inoculant, the rod core wire is made of hypereutectic flaky graphite cast iron, and the inoculant is applied to a weld base material. Using a welding material for welding joining between the spheroidal graphite cast iron and the mild steel, and welding the spheroidal graphite cast iron and the mild steel by welding, and after the welding joining is finished, performing a post-heat treatment on the welded joint, The inoculum is made of Ca-Si-Ba or RE-Ca-Si, and the post-heat treatment is made of fusion treatment or sprinkling of exothermic heat-retaining agent. It has a special feature.
[0040]
(W in /W)×100=0.3 to 1.5 (mass%) ----------- (1)
It has the characteristic in adjusting within the range.
[0041]
Claim 9 The welding material for welding repair of the spheroidal graphite cast iron according to
[0042]
[0043]
Claim 11 The welding repair method for the spheroidal graphite cast iron described in claim 9 A welded repair material for welding spheroidal graphite cast iron using any one of the welding repair welding materials described in 1., after the weld repair is finished, Heat treatment, The post heat treatment consists of fusion treatment or sprinkling of exothermic heat insulating agent. It has a special feature.
[0044]
Claim 12 The welding repair method of the described spheroidal graphite cast iron is composed of a core wire and an inoculant, the rod core wire is made of hypereutectic flake graphite cast iron, and the inoculant is used as a welding base material by the inoculant alone. It is a method of welding repair of spheroidal graphite cast iron using a weld material for welding repair of spheroidal graphite cast iron that is buried, and after the welding repair is finished, post-heat treatment is performed on the weld repair portion, The inoculum is made of Ca-Si-Ba or RE-Ca-Si, and the post-heat treatment is made of fusion treatment or sprinkling of exothermic heat-retaining agent. It has a special feature.
[0045]
Claim 13 The welding repair method of the described spheroidal graphite cast iron is composed of a rod core wire and an inoculant, the rod core wire is made of hypereutectic flake graphite cast iron, and the inoculant is applied to the weld base material. Using a welding material for repairing spheroidal graphite cast iron, a method for welding repair of spheroidal graphite cast iron, after the welding repair is finished, subjecting the weld repair portion to post-heat treatment, The inoculum is made of Ca-Si-Ba or RE-Ca-Si, and the post-heat treatment is made of fusion treatment or sprinkling of exothermic heat-retaining agent. It has a special feature.
[0046]
Claim 14 The welding repair method for the spheroidal graphite cast iron described in
(W M, in /W)×100=0.3 to 1.5 (mass%) --------- (2)
It has the characteristic in adjusting within the range.
[0047]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the present invention, the reason why the composition of the rod core wire, the method of adding the inoculant, the use and use amount of the insert material of the specific component, and the conditions of the post heat treatment are limited as described above.
[0048]
(1) Composition of the core wire
The reason why hypereutectic flake graphite cast iron is used as the material of the core wire is that the bond is more than the case where a spheroidal graphite cast iron welding rod is used, as explained in the result of the bead-on-plate test in (Experiment). This is because chill is reduced in both the part and the weld metal.
[0049]
In addition, the chemical composition of the rod core wire
C: 3.3-3.8 mass%, and
Si: 4.0-5.0 mass%
The balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the carbon equivalent CE value represented by C (mass%) + 0.31 × Si (mass%) is
CE value: 4.8-5.3 (mass%)
The reason for limiting to the range is as follows.
[0050]
(1) C content of the core wire = 3.3 to 3.8 mass%
C is effective in preventing the formation of a chill structure during eutectic solidification. However, if the C content is less than 3.3 mass%, the effect of preventing the formation of a chill structure is insufficient. On the other hand, if it exceeds 3.8 mass%, segregation of graphite occurs during welding, and the mechanical properties of the welded portion deteriorate. Therefore, the C content of the rod core wire should be limited to the range of 3.3 to 3.8 mass%.
[0051]
(2) Si content of the core wire = 4.0 to 5.0 mass%
Si is an element having a tendency to promote graphitization. By containing 4.0 mass% or more, Si can promote graphitization of the structure of the welded portion and suppress the formation of a chill structure. However, when it contains more than 5.0 mass%, the toughness of a welded part will fall. Therefore, the Si content in the Si content of the rod core wire should be limited to a range of 4.0 to 5.0 mass%.
[0052]
(3) CE value of the core wire: C (mass%) + 0.31 × Si (mass%) = 4.8 to 5.3
When the CE value is within an appropriate range, a large number of graphite grains are formed during eutectic solidification. When the CE value is less than 4.8, a chill structure is formed under the rapid cooling conditions during welding. On the other hand, when the CE value is larger than 5.3, there is a possibility that a kind of welding defect in which a large number of graphite grains are aggregated is formed and the mechanical properties of the welded portion are significantly deteriorated. Therefore, the CE value of the rod core wire should be limited to the range of 4.8 to 5.3.
[0053]
In addition, as an inevitable impurity in a core wire, what is necessary is just the content rate in the range mixed in a normal cast iron manufacturing process. That is, Mn ≦ 0.3 mass%, P ≦ 0.08 mass%, Ni ≦ 0.5 mass%, Cr ≦ 0.4 mass%, Mo ≦ 0.4 mass%, V ≦ 0.1 mass%, Al ≦ 0.05 mass% As ≦ 0.01 mass%, Sn ≦ 0.01 mass%, and Sb ≦ 0.01 mass%.
[0054]
(2) Inoculation method
The reason for the inoculant not to be present on the surface of the rod core wire but on the groove side of the weld base is to prevent the inoculant from remaining undissolved in the molten pool and to dissolve it uniformly. is there. By doing so, like inoculant-coated welding rods, welding defects due to undissolved inoculum, decreased fluidity due to temperature drop in the molten pool, concomitant degradation in weldability, or entrainment of slag due to inoculum Welding defects due to are eliminated. Furthermore, the uniform dissolution of the inoculant eliminates unevenness in the metal structure of the deposited metal and stabilizes the structure and hardness. In addition, the fading seen in the method of adding to the molten pool as inoculation in casting does not occur.
[0055]
Furthermore, if a method is adopted in which the base material groove is buried in the form covered with the insert material without being applied to the weld base material, and a method in which no adhesive is used is adopted, gas generated from the adhesive during welding is generated. Absent. Therefore, no weld gas defects such as blow holes occur. Moreover, the temperature drop of the molten pool by gas is also avoided. Therefore, it is desirable to mount the inoculum on the base material in a state in which impurities are not mixed, rather than coating. In order to load without an adhesive, for example, the powdered inoculant is wrapped in an Al foil and embedded along the groove shape, so that it can be embedded without a gap.
[0056]
(3) Use and amount of insert material made of metal or alloy for promoting graphitization of cast iron
An insert material made of a metal or alloy for promoting graphitization of cast iron is the most important of the components of the welding material of the present invention. Originally, the inoculant itself is added for the purpose of promoting graphitization of cast iron. However, the graphitization accelerating elements contained in those conventionally used as inoculums may cause adverse effects such as deterioration of the toughness of welds or insufficient strength if added in excess, or constitute the inoculum. However, there is a limitation that the ratio of the amount of addition with other component elements to be added is a limitation, and a larger amount cannot be added.
[0057]
Accordingly, the present inventors have conceived an epoch-making method in which only the graphitization promoting effect can be extracted to prevent the generation of chill. That is, the insert material includes, for example, aluminum or an aluminum alloy, nickel or a nickel alloy, and an alloy including at least one of aluminum or a mixture of an aluminum alloy and copper or a copper alloy.
[0058]
Aluminum and its alloys, and copper and its alloys all have a lower melting point than iron, and aluminum and its alloys, copper and their alloys, and nickel and their alloys all have good ductility, so they are foils. Can be processed. Therefore, if it is embedded along the shape of the weld groove, it can be mounted without any gap. Further, when the inoculant is to be attached to the base material without using an adhesive, the inoculant powder can be wrapped with those foils, and this can be embedded along the groove shape. It is excellent.
[0059]
Al ferritizes the matrix, but if added above a certain value, the fluidity of the molten pool is impaired. Therefore, it is necessary to provide an appropriate usage range for the amount of Al foil added.
[0060]
Since the purpose of use of the insert material in the present invention is to supplement the graphitization promoting effect of cast iron, it is better that the amount used is sufficiently large from the viewpoint of the graphitization promoting effect alone. However, the penetration properties of the insert material, the solubility in iron, the high temperature properties such as uniform solubility or vapor pressure, the influence on the fluidity of the molten pool and the influence on the weldability such as the melting point, the mechanical properties and corrosion resistance of the weld It is necessary to determine the appropriate usage range in consideration of physical and chemical characteristics such as
[0061]
In the case of aluminum or an aluminum alloy, nickel or a nickel alloy, and a mixture of aluminum or an aluminum alloy and copper or a copper alloy, according to the results of experiments by the inventors, the weight of the insert material (w in ) Needs to be adjusted within the range of 0.3 to 1.5 mass% with respect to the penetration weight (W) of the welding rod core wire. (W in / W) × 100 is less than 0.3 mass%, the effect of promoting graphitization is insufficient, while (w in When / W) × 100 exceeds 1.5 mass%, the fluidity of the molten pool is reduced, and the generation of slag is also observed, and a healthy bead cannot be obtained.
[0062]
(4) Post heat treatment
Post-heat treatment after welding is generally effective in slowing the cooling rate of the weld and preventing chill formation. However, the present invention is characterized in that the effect of preventing chill generation at the welded portion is exerted by a combination operation with the above-described insertion of an appropriate insert material for promoting graphitization into the base material. Therefore, it is highly desirable to perform an appropriate post-heat treatment after joining welding of spheroidal graphite cast iron and mild steel or repair welding of spheroidal graphite cast iron by the method of the present invention.
[0063]
The post-heat treatment method in this invention should not leave a thermal effect on the weld. Therefore, the post-heat treatment method and processing conditions should be limited by the shape and dimensions of the welded member, plate thickness, weight, groove shape, penetration weight and welding conditions, and should be limited by the environmental conditions of the welding operation. is there. Therefore, the post heat treatment method should be determined according to the specific conditions of each welding operation. In the present invention, in addition to a general post-heat treatment method for the welded portion, a method such as a fusion treatment of the welded portion from the back side or a sprinkling of an exothermic heat insulating agent on the bead portion is preferable.
[0064]
【Example】
Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
The examples are classified according to the test contents: (1) the method of attaching the inoculum to the weld base material, (2) the post-heating method of the weld, (3) the type of inoculum, and (4) the type of insert material. The following tests A to D were conducted.
[0065]
In the test A, a method in which Ca-Si-Ba powder as an inoculating agent is mixed with an adhesive and applied to the groove of the weld base material, and an Al foil as an insert material is placed on the groove of the weld base material. And welded. And the effect at the time of performing a fusion with a weld bead from the back was tested as a post-heating method.
[0066]
In test B, Ca-Si-Ba powder was used as the inoculum, as in test A, but without using an adhesive, the effect of the method of wrapping in Al foil as an insert material and placing it in the groove of the weld base metal Were tested. And the effect at the time of covering a welding bead with an exothermic heat insulating agent as a post-heating method was tested.
[0067]
In Test C, instead of the inoculum Ca-Si-Ba in Test B, three types of RE-Ca-Si, Ca-Si, and Ca-Si-Bi powders were used, and a total of four types of inoculation were performed. The difference in the additive effect between the agents was examined. The post heat treatment was based on a method of covering the weld bead with an exothermic heat insulating agent.
[0068]
In the test D, instead of the insert material Al foil in the test B, a test was performed using three types of Ni foil, both Cu foil and Al foil, and Cu foil, and a total of four insert materials were used. The difference in insert effect was investigated. The post heat treatment was based on a method of covering the weld bead with an exothermic heat insulating agent.
[0069]
(Test A)
In FIG. 1, the construction | assembly schematic diagram of the butt welding in the test A is shown. Using a TIG welder, the spheroidal graphite cast
[0070]
Table 6 shows the chemical composition of the spheroidal graphite cast iron base material (FCD450) and the mild steel base material (SS400) used.
[0071]
[Table 6]
The Ca-Si-
[0073]
The
Table 7 shows the chemical composition of the
[0074]
[Table 7]
The insert
Table 8 shows the chemical composition of the Ca-Si-Ba inoculum used.
[0076]
[Table 8]
In the test A, tests of Examples 1, 2, and 3 which are welding joining methods within the scope of the present invention and Comparative Example 1 which is a method outside the scope of the present invention were conducted. Each test method is described below.
[0078]
(1) Test method of Example 1:
The Ca—Si—
[0079]
(2) Test method of Example 2:
In this case, welding joining is performed in exactly the same manner as in the first embodiment. Thereafter, the construction body is further turned over, and the back surface side is subjected to fusion treatment.
[0080]
The fusion treatment is originally a treatment in which the bead surface is melted again only by an arc in order to repair the bead appearance, and is also performed by thermal spraying or the like. However, in the method of the present invention, when the front side of the bead is remelted, the weld metal may be chilled again due to thermal effects. Therefore, the back side of the bead is remelted. The purpose of this is to dissolve the undissolved residue of the inoculum that remains on the groove by an arc and to reduce the cooling rate of the weld.
[0081]
(3) Test method of Comparative Example 1:
This is a case where the spheroidal graphite cast
[0082]
(4) Test method of Example 3:
In this case, the Ca—Si—
[0083]
Table 9 summarizes the test conditions of Examples 1, 2, and 3 and Comparative Example 1, and Table 10 shows the welding conditions of the above tests.
[0084]
[Table 9]
[Table 10]
With respect to the bond portion and the weld metal of the butt weld test piece of spheroidal graphite cast iron and mild steel thus prepared, the metal structure was observed and the hardness distribution was measured. The test position is a vertical section perpendicular to the bead at the center in the longitudinal direction of the bead.
[0087]
Table 11 summarizes the observation results of the metal structure.
[0088]
[Table 11]
Here, the evaluation of chill is not only based on the presence / absence of chill (HV500 or higher) generation, but considering the size of the chill, it is described as having a large amount of chill, having a chill, a small amount of chill, etc. When the size was 400 μm or less, the amount of chill was small (the amount of chill was small). The small amount of chill achieves the object of the present invention to suppress the generation of chill in a very small amount. In general, this is because, when the welded construction is actually a product, the quality inspection is passed if the chill (HV500 or more) is 400 μm or less.
[0090]
The characteristics of the observation result of the metal structure are as follows.
[Structure of weld metal]
In all the tests, the inoculation effect was obtained, and a lot of fine spheroidal graphite was observed. Moreover, compared with the case where the welding rod which apply | coated the inoculation agent separately implemented by the present inventors etc. to the rod core wire was used, the effect nonuniformity of the inoculation agent was improved. This is because the inoculation effect is improved and the inoculation effect is easily obtained by reducing the amount of undissolved residue.
{Circle around (1)} In Comparative Example 1, a large amount of spherical graphite was observed in the weld metal, and a mottle structure and a spherical graphite structure were mixed.
(2) In Examples 1 and 3, the mottle structure and the spherical graphite structure were mixed, but the graphite structure increased compared to Comparative Example 1, and in particular, an example in which an Al foil was sandwiched between the grooves. In 1, the effectiveness unevenness of the inoculum was improved. In this respect, it can be said that Example 1 is clearly improved over Example 3.
{Circle around (3)} In Example 2, no chill was found in the weld metal, and a spheroidal graphite structure of pearlite was formed. This is because the dissolution of the Ca-Si-Ba inoculum was improved, so that the inoculation effect was easily obtained, the cooling rate was lowered by the fusion treatment, and graphitization was promoted by Al, etc. Is considered to be the cause.
[0091]
[Organization of Bond Department]
(A) In the spheroidal graphite cast iron side bond part, in Comparative Example 1 and Examples 1 and 3, chill is generated. However, in Examples 1 and 3, the amount of chill was small, which was significantly improved from Comparative Example 1.
In Example 2, no chill was generated.
(B) In all the tests, bainite was observed along the interface between the weld metal and the base material in the structure of the bond portion on the mild steel side.
[0092]
Table 12 summarizes the measurement results of the Vickers hardness of the welds.
[0093]
[Table 12]
The measurement results of Examples 1, 2 and 3 are shown in FIGS. 2, 3 and 4, and the measurement result of Comparative Example 1 is shown in FIG. Each figure shows the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld. The characteristics of the Vickers hardness of the welded part are as follows.
{Circle around (1)} In Comparative Example 1, the weld metal had both a graphitized structure and a mottle structure, so that the Vickers hardness was a mixture of about 300 HV and about 500 to 600 HV.
(2) In Examples 1 and 3, the mottle structure and the spheroidal graphite structure were mixed, but the unevenness of the structure was suppressed as compared with Comparative Example 1, so that the Vickers hardness was distributed around 400 to 500 HV. did.
(3) In Example 2, due to the influence of fine pearlite and bainite in the bond portion on the mild steel side, Vickers hardness was 420 HV, but no chill was formed in the weld metal and the spheroidal graphite cast iron side bond portion. The Vickers hardness was less than 400 HV.
[0095]
The following knowledge was obtained from the results of the test A described above.
The remaining undissolved Ca-Si-Ba inoculant, which became a problem when using a welding rod in which the inoculant separately applied by the present inventors was applied to the core wire, is based on the Ca-Si-Ba inoculant. And by reducing the welding speed as appropriate. This is because the Ca-Si-Ba inoculum dissolves together with the base material before the welding rod is melted in the molten pool, so that the inoculum easily dissolves, and the welding speed is slow, so stirring in the molten pool is difficult. This is thought to be due to the fact that it was fully conducted. Moreover, the slag generation | occurrence | production at the time of the welding seen with the welding rod which apply | coated Ca-Si-Ba inoculum to the rod core wire almost disappeared. This is considered to be because unreacted Ca and Ba decreased because the inoculum was well dissolved. As a result, the fluidity of the molten pool was improved and the weldability was improved.
[0096]
Thus, instead of applying the Ca-Si-Ba inoculum to the welding rod core wire, by applying to the base material, the undissolved residue of the inoculum is reduced. As a result, the inoculation effect is uniformly obtained, and the chill It turned out to decrease. In addition, by sandwiching the Al foil having a graphitization promoting effect in the groove, unevenness of the weld metal structure is suppressed, and by performing a fusion treatment from the back side of the bead after welding, the cooling rate is lowered, and chill is not generated. A weld could be obtained.
[0097]
However, since the fusion treatment is performed from the back side of the bead, the welded plate must be turned over, and the application is limited when welding a heavy one or only from one direction. It has also been found that the weld metal structure is sensitive to the fusion processing conditions.
[0098]
Therefore, in the test B, instead of the fusion treatment, as a method in which the influence on the weld metal structure due to the change in the post-heat treatment condition is insensitive, the post-heat treatment is performed by covering the bead after welding with an exothermic heat insulating agent. did. In the test B, a test based on a method in which the inoculant was wrapped in an insert material and placed on a weld base material was performed.
[0099]
(Test B)
In FIG. 6, the construction outline figure of the butt welding in test B is shown. Using a TIG welder, the spheroidal graphite cast
[0100]
Both the base materials have the same dimensions: plate thickness 3.2 mm × width 75 mm × length 100 mm. In FIG. 6, 4 is a Ca—Si—Ba inoculum, 5 is a welding rod core wire, 6 is an aluminum foil as an insert material, 7 is a tungsten electrode, and 8 is an arc. The chemical component composition of the spheroidal graphite cast iron base material (FCD450) 1 and the mild steel base material (SS400) 2 used here is exactly the same as the chemical component composition shown in Table 6.
[0101]
Ca-Si-
[0102]
The
Table 13 shows the chemical composition of the rod core wire.
[0103]
[Table 13]
Test B differs from Test A in that the Ca-Si-Ba powdered inoculant was wrapped in Al foil and placed on the weld base.
As shown in FIG. 6, the
The chemical component composition of the Ca-Si-Ba inoculum is the same as the chemical component composition shown in Table 8.
[0105]
In the test B, tests of Examples 4, 5 and 6 which are welding joining methods within the scope of the present invention and Comparative Example 2 which is a method outside the scope of the present invention were conducted. Each test method is described below.
[0106]
(1) Test method of Example 4:
The Ca-Si-
[0107]
(2) Test method of Example 5:
In this case, welding joining is performed in exactly the same manner as in the fourth embodiment. Thereafter, an exothermic heat insulating agent is sprinkled so as to cover the weld bead so that the welded portion is not rapidly cooled after welding. The exothermic heat-insulating agent used is used for the purpose of, for example, adding to the hot water and covering it to suppress shrinkage after casting is finished in the casting operation. Made by Hatsunen Co., Ltd.).
[0108]
(3) Test method of Comparative Example 2:
This is the case where the spheroidal graphite cast
[0109]
(4) Test method of Example 6:
In this case, the Ca—Si—
[0110]
Table 14 summarizes the test conditions of Examples 4, 5 and 6 and Comparative Example 2, and Table 15 shows the welding conditions.
[0111]
[Table 14]
[Table 15]
With respect to the bond portion and the weld metal of the butt weld test piece of spheroidal graphite cast iron and mild steel thus prepared, the metal structure was observed and the hardness distribution was measured. The test position is a vertical section perpendicular to the bead at the center in the longitudinal direction of the bead.
[0114]
Table 16 summarizes the observation results of the metal structures.
Here, as described above, evaluation of chill is not only based on the presence / absence of chill (HV500 or more) generation, but considering the size of chill, it is described as having a large amount of chill, having a chill, a small amount of chill, etc. Even if the size is 400 μm or less, the amount of chill is small (the amount of chill is small). The small amount of chill achieves the object of the present invention to suppress the generation of chill in a very small amount. The reason is that, in general, when the welded construction body is actually a product, the quality inspection is passed if the chill (HV500 or more) is 400 μm or less.
[0115]
[Table 16]
The characteristics of the observation result of the metal structure are as follows.
[Structure of weld metal]
In all tests, the weld metal had a uniform ferrite ground spheroidal graphite structure. The graphite particle size was as small as when the Ca-Si-Ba inoculum was applied to the base material, and the number of graphite particles was also large. The reason why the weld metal became ferritic is considered to be that the adhesive was not used and the Ca-Si-Ba inoculum was added as a powder, so that it became very easy to melt.
In the weld metal, no chill was formed in any test.
[0117]
[Organization of Bond Department]
(A) The spheroidal graphite cast iron side bond part has chill in Comparative Example 2, but in Example 6 and Example 4, the chill decreased to a small amount, and in Example 5, no chill was generated at all. There wasn't.
(B) In the mild steel side bond portion, fine pearlite and bainite were observed along the interface between the weld metal and the base material in all tests, and no chill was observed.
[0118]
Table 17 summarizes the measurement results of the Vickers hardness of the welds.
[0119]
[Table 17]
The measurement results of Examples 4, 5 and 6 are shown in FIGS. 7, 8 and 9, and the measurement result of Comparative Example 2 is shown in FIG. Each figure shows the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld. The characteristics of the Vickers hardness of the welded part are as follows.
(1) In all the weld metals, the Vickers hardness was uniformly distributed to about 250 to 300 HV.
(2) In Comparative Example 2 and Examples 4 and 6, since a small amount of chill was generated in the spheroidal graphite cast iron side bond part, the Vickers hardness increased to about 520 to 580 HV.
(3) In Example 5, since no chill was formed, the Vickers hardness was about 250 HV, and the hardness was the lowest.
(4) The Vickers hardness is 320 to 350 HV at several points from the spheroidal graphite cast iron side bond portion to the base material side, because the matrix is fine pearlite due to thermal effects.
(5) In the bond portion on the mild steel side, since it was composed of fine pearlite and bainite in all tests, it became low at about 380 to 420 HV.
[0121]
In the test B described above, the fluidity of the molten pool was improved, the weldability was very good, and the undissolved residue of the inoculum was not seen at all as compared with the test A in which the inoculum was applied to the base material. . In addition, the welding workability was the best as compared with the case where welding was performed with a welding rod in which the inoculant was applied to the rod core wire, and the case where the inoculant was applied to the base material and welded.
[0122]
(Test C)
Test C tests the difference between the types of inoculums in the inoculant addition effect in TIG welding of spheroidal graphite cast iron and mild steel.
[0123]
The butt welding construction method in Test C is the same as that in Test B using the construction outline diagram shown in FIG. 6, and is RE-Ca-Si, Ca-Si, or Ca-Si- with 15 μm Al foil. The powdered inoculant of Bi was wrapped and placed inside the V-shaped groove, and the spheroidal graphite cast
[0124]
The chemical composition of the
[0125]
Example 7 which is a welding joining method within the scope of the present invention, and Comparative Examples 3 and 4 which are welding joining methods outside the scope of the present invention, by changing the type of inoculum under the common conditions of the test C. The following tests were conducted. The chemical composition of the inoculum used is as shown in Table 18. The powder inoculum having a particle size of 75 μm or less is the same as in tests A and B.
[0126]
[Table 18]
Each test method is described below.
(1) Test method of Example 7
A welding test using RE-Ca-Si as an inoculum was performed under the above common conditions. The amount of RE-Ca-Si added is determined in advance by measuring the weight of the welding rod core wire that melts during welding, and the RE weight in the inoculum is 0% of the S content in the welding rod core wire relative to this penetration weight. It was adjusted to be 2.5 times of 0.01 mass%, that is, 0.025 mass%.
[0128]
(2) Test method of Comparative Example 3
Under the above common conditions, a welding test was performed using Ca-Si as an inoculum. The addition amount of Ca-Si was adjusted so that the Si weight in the inoculum was 3 mass% with respect to the penetration weight of the welding rod core wire measured in advance.
[0129]
(3) Test method of Comparative Example 4
Under the above-mentioned common conditions, a welding test was performed using Ca-Si-Bi as an inoculum. The addition amount of Ca-Si-Bi was adjusted so that the Bi weight in the inoculum was 0.01 mass% with respect to the penetration weight of the welding rod core wire measured in advance.
[0130]
Table 19 summarizes the test conditions of Example 7 and Comparative Examples 3 and 4. In addition, in order to investigate the difference between inoculum types in the inoculum addition effect, the test conditions of Example 5 (see Table 14) are also shown.
[0131]
[Table 19]
With respect to the bond portion and the weld metal of the butt weld test piece of spheroidal graphite cast iron and mild steel thus prepared, the metal structure was observed and the hardness distribution was measured. The test position is a vertical section perpendicular to the bead at the center in the longitudinal direction of the bead.
[0133]
Table 20 summarizes the observation results of the metal structures. Here, as described above, the evaluation of chill is evaluated by the presence and size of chill (HV500 or higher) and is described as having a large amount of chill, having a chill, a small amount of chill, etc. Achieving the goal.
[0134]
[Table 20]
The characteristics of the observation result of the metal structure are as follows.
[Structure of weld metal]
In the weld metal, chill was mixed in Comparative Examples 3 and 4, but in Example 7, it was a spheroidal graphite cast iron structure of a pearlite base.
[0136]
[Organization of Bond Department]
(A) In the spheroidal graphite cast iron side bond part, Comparative Examples 3 and 4 had chill, but in Example 7, the chill decreased to a small amount.
(B) In the mild steel side bond portion, fine pearlite and bainite were observed along the interface between the weld metal and the base material in all tests, and no chill was observed.
[0137]
Table 21 summarizes the measurement results of the Vickers hardness of the welds.
[0138]
[Table 21]
FIG. 11 shows the measurement results of Example 7, and FIGS. 12 and 13 show the measurement results of Comparative Examples 3 and 4, respectively. Each figure shows the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld. The characteristics of the Vickers hardness of the welded part are as follows.
(1) In Comparative Examples 3 and 4, since the weld metal has a chill, the Vickers hardness was as high as 500 HV or more. Moreover, it became high with 600HV or more in the spheroidal graphite cast iron side bond part.
(2) On the other hand, in Example 5, the Vickers hardness of the weld metal is as low as 250 to 300 HV, which is because it is a ferrite matrix. Moreover, since there is no chill in the spheroidal graphite cast iron side bond part, it is as low as 320 HV.
{Circle around (3)} In Example 7, the Vickers hardness of the weld metal is considerably low, 400 to 500 HV, because this is a pearlite base. Further, the spheroidal graphite cast iron side bond portion has a small amount of chill and is relatively low at 510 HV.
[0140]
From the test C described above, RE-Ca-Si containing Ca-Si-Ba and RE has higher inoculation effect and better weldability than Ca-Si and Ca-Si-Bi as the inoculum. I understood it. Moreover, compared with the case where the inoculant in Test A is applied to the base material and welded, in this test C, the fluidity of the molten pool is improved, the weldability is very good, and the inoculant remains undissolved. It was not seen at all.
[0141]
(Test D)
In test D, the difference in insert effect between insert materials was tested in TIG welding of spheroidal graphite cast iron and mild steel.
[0142]
The construction method of butt welding in test D is the same as the method in test B using the construction outline diagram shown in FIG. 6, and the powdered inoculant of Ca-Si-Ba is wrapped with various foil-like insert materials. Placed inside the V-shaped groove, the spheroidal graphite cast
[0143]
The chemical composition of the used inoculum Ca-Si-Ba is the same as that shown in Table 8, and its particle size is powdered Ca-Si-Ba of 75 μm or less, which was used in tests A and B. Is the same. And the addition amount of inoculant Ca-Si-Ba measures the weight of the welding rod core wire which melts at the time of welding beforehand, and Si weight in inoculant becomes 3 mass% with respect to this penetration weight. It was adjusted.
[0144]
Examples 8 and 9 which are welding joining methods within the scope of the present invention, and Comparative Example 5 which is a welding joining method outside the scope of the present invention, by changing the type of insert material under the common conditions of the test D. The following tests were conducted. There are three types of insert materials used: Ni, a mixture of Cu and Al, and Cu, all of which are foil-shaped. The thickness of the foil is 100 μm for Ni and Cu and 15 μm for Al.
[0145]
Each test method is described below.
(1) Test method of Example 8
Under the above-mentioned common conditions, the inoculant Ca-Si-Ba powder was wrapped in Ni foil as an insert material and placed inside the groove, and a welding test was performed. The amount of Ni foil added is determined in advance by measuring the weight of the welding rod core wire that melts during welding. Ni ) Is the ratio (w) to the weight (W) of the core wire that is melted into the weld Ni / W) × 100 mass%, and adjusted to 0.5 mass%. After welding, post-heat treatment of the welded part was performed by sprinkling a heat-generating heat insulating agent on the weld bead.
[0146]
(2) Test method of Example 9
Under the above-mentioned common conditions, the powder of the inoculum Ca-Si-Ba was wrapped with Cu foil as an insert material, further wrapped with Al foil and placed inside the groove, and a welding test was performed. The amount of insert material added is determined in advance by measuring the weight of the welding rod core wire that melts during welding. Cu ) Is the ratio (w) to the weight (W) of the core wire that is melted into the weld Cu / W) x 100 mass%, adjusted to 0.5 mass%, and for Al foil, Al foil weight (w Al ) Is the ratio (w) to the weight (W) of the core wire that is melted into the weld Al / W) × 100 mass%, and adjusted to 0.5 mass%. After welding, post-heat treatment of the welded part was performed by sprinkling a heat-generating heat insulating agent on the weld bead.
[0147]
(3) Test method of Comparative Example 5
Under the above-mentioned common conditions, the inoculant Ca-Si-Ba powder was wrapped in Cu foil as an insert material and placed inside the groove, and a welding test was performed. The amount of Cu foil added is determined in advance by measuring the weight of the welding rod core wire that melts during welding. Cu ) Is the ratio (w) to the weight (W) of the core wire that is melted into the weld Cu / W) × 100 mass%, and adjusted to 0.5 mass%. After welding, post-heat treatment of the welded part was performed by sprinkling a heat-generating heat insulating agent on the weld bead.
[0148]
Table 22 summarizes the test conditions of Examples 8 and 9 and Comparative Example 5. In addition, in order to investigate the difference between inoculum types in the inoculum addition effect, the test conditions of Example 5 (see Table 14) are also shown.
[0149]
[Table 22]
With respect to the bond portion and the weld metal of the butt weld test piece of spheroidal graphite cast iron and mild steel thus prepared, the metal structure was observed and the hardness distribution was measured. The test position is a vertical section perpendicular to the bead at the center in the longitudinal direction of the bead.
[0151]
Table 23 summarizes the observation results of the metal structure. Here, as described above, the evaluation of chill is evaluated by the presence and size of chill (HV500 or higher) and is described as having a large amount of chill, having a chill, a small amount of chill, etc. Achieving the goal.
[0152]
[Table 23]
The characteristics of the observation result of the metal structure are as follows.
[Structure of weld metal]
In the weld metal, chill was mixed in Comparative Example 5, but Example 8 had a pearlite-based spheroidal graphite cast iron structure, and Example 9 had a ferrite-based spheroidal graphite cast iron structure.
[0154]
[Organization of Bond Department]
(A) As for the spheroidal graphite cast iron side bond part, although chill was found in Comparative Example 5, chill was reduced to a small amount in Example 8, and no chill was produced in Example 9.
(B) In the mild steel side bond portion, fine pearlite and bainite were observed along the interface between the weld metal and the base material in all tests, and no chill was observed.
[0155]
Table 24 summarizes the measurement results of the Vickers hardness of the welds.
[0156]
[Table 24]
14 and 15 show the measurement results of Examples 8 and 9, and FIG. 16 shows the measurement result of Comparative Example 5. Each figure shows the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld. The characteristics of the Vickers hardness of the welded part are as follows.
(1) In Comparative Example 5, since the weld metal has chill, the Vickers hardness was as high as 410 to 520 HV. Moreover, since there was a chill in the spheroidal graphite cast iron side bond part, it became high with 650HV or more.
(2) On the other hand, in Example 8, the Vickers hardness of the weld metal is as low as 320 to 400 HV because it is a pearlite base. Moreover, since there is little chill in the spheroidal graphite cast iron side bond part, it is as low as 420 HV.
{Circle around (3)} In Example 9, the Vickers hardness of the weld metal is further lowered to 250 to 300 HV because it is a ferrite matrix. Moreover, since there is no chill in the spheroidal graphite cast iron side bond part, it is as low as 490 HV.
[0158]
From the test D described above, Cu insert as an insert material is insufficient in suppressing chill formation, but there is an effect of suppressing or preventing chill formation by joint addition of Cu foil and Al foil and addition of Ni foil. I understood it. Moreover, also in this test D, the fluidity | liquidity of the molten pool was good, weldability was very favorable, and the undissolved residue of the inoculant was not seen at all.
[0159]
As described above in detail, it has been clarified that when the welding material for welding joining and the welding joining method of the present invention are carried out, welding joining between the spheroidal graphite cast iron and the mild steel can be performed satisfactorily. In addition, the above is a description of the welding material for welding joining and the welding joining method of the spheroidal graphite cast iron base material and the mild steel base material. The solidification rate is similar to the state during butt welding in the above embodiment. Therefore, the state of repair welding of the spheroidal graphite cast iron is estimated from the welding result on the spheroidal graphite cast iron base material side in the above-mentioned dissimilar welding between the spheroidal graphite cast iron base material and the mild steel base material. Therefore, it can be understood that the repair welding and repair welding method of the spheroidal graphite cast iron can be performed well by carrying out the welding material for welding joining of the spheroidal graphite cast iron and the mild steel and the welding method of the present invention.
[0160]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to perform good welding of a dissimilar material between a spheroidal graphite cast iron member and a mild steel member, which has been conventionally difficult, and to perform repair welding of a spheroidal graphite cast iron satisfactorily. Therefore, it is possible to provide a welding material and a welding method that can be used, and it is possible to provide an industrially very useful effect.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a construction outline diagram of butt welding for carrying out the method of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 1.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 2.
4 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the welded portion in Example 3. FIG.
5 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Comparative Example 1. FIG.
FIG. 6 is a schematic diagram of construction of butt welding for carrying out another method of the present invention.
7 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 4. FIG.
8 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 5. FIG.
9 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 6. FIG.
10 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Comparative Example 2. FIG.
11 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 7. FIG.
12 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Comparative Example 3. FIG.
13 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Comparative Example 4. FIG.
14 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 8. FIG.
15 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Example 9. FIG.
16 is a graph showing the relationship between the distance from the bead center line and the Vickers hardness at the weld in Comparative Example 5. FIG.
[Explanation of symbols]
1 Spheroidal graphite cast iron base material
2 Mild steel base material
3 groove part
3a Type I groove
3b V-shaped groove
4 Ca-Si-Ba inoculum
5 Welding rod core wire
6 Aluminum foil
7 electrodes
8 Arc
Claims (14)
Ｃ ：３．３〜３．８mass％、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０mass％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、且つ、Ｃ（mass％）＋０．３１×Ｓｉ（mass％）で表わされる炭素当量、ＣＥ値が、４．８〜５．３の範囲内にある化学成分組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載された、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。The core wire is
C: 3.3-3.8 mass%, and
Si: 4.0-5.0 mass%
The balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the carbon equivalent represented by C (mass%) + 0.31 × Si (mass%) and the CE value are within the range of 4.8 to 5.3. The welding material for welding joining of spheroidal graphite cast iron and mild steel according to claim 1 or 2 , characterized by having a certain chemical composition.
（ｗin／Ｗ）×１００＝０．３〜１．５（mass％）------------（１）
の範囲内に調整することを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合方法。Among the inventions described in claim 4 or 5 , the insert material for promoting graphitization of cast iron is made of aluminum or aluminum alloy, nickel or nickel alloy, and a mixture of aluminum or aluminum alloy and copper or copper alloy. In the case of any one kind of insert material selected from the group consisting of, the weight (w in ) of the selected insert material to be inserted into the welded part at the time of the welding joint is the weight of the core wire to be melted into the welded part The ratio to (W) (w in / W) x 100 mass%,
(W in /W)×100=0.3 to 1.5 (mass%) ----------- (1)
The welding joining method of spheroidal graphite cast iron and mild steel, characterized in that the adjustment is made within the range of.
（ｗM,in／Ｗ）×１００＝０．３〜１．５（mass％）----------（２）
の範囲内に調整することを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄の溶接補修方法。Among the inventions described in claim 10 or 11 , the insert material that promotes graphitization of cast iron is aluminum or aluminum alloy, nickel or nickel alloy, and a mixture of aluminum or aluminum alloy and copper or copper alloy, In the case of any one kind of insert material selected from the group consisting of: a rod core that melts the weight (w M, in ) of the selected insert material to be inserted into the welded portion during the welding repair into the welded portion The ratio (w M, in / W) x 100 mass% to the weight (W) of the wire,
(W M, in /W)×100=0.3 to 1.5 (mass%) --------- (2)
A welding repair method for spheroidal graphite cast iron, characterized in that the adjustment is made within the range.
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