JP3819101B2 - 球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料及び球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料 - Google Patents
球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料及び球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料 Download PDFInfo
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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に対して、下記方法がある。
▲１▼ 通常、軟鋼系溶接材を用いる方法が知られている。
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。
【０００６】
▲２▼ 鉄−ニッケル系溶接材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。
【０００７】
▲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。
【０００８】
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。一方、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点において望ましい。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接接合用、及び球状黒鉛鋳鉄部材の溶接補修用の従来の溶接材料には、上述した通りの種々の問題がある。この発明はこうした状況を背景にしてなされたものであり、その課題は、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接において、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）チル組織が発生せず、（ｂ）硬度が異常に高くならず、（ｃ）溶接割れが発生せず、（ｄ）色調及び耐食性が不整合でない、ＴＩＧ溶接及びアーク溶接用の溶接材料を開発することにある。こうして、この発明の目的は、上記課題を解決することにより、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との健全な異材溶接を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材料、及び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材料を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上述した観点から上記溶接材料を開発すべく鋭意研究を重ね、下記実験を行なった。
【００１１】
（実験−１）
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、従来知られているニッケル溶接棒、ニッケル−鉄溶接棒、軟鋼用溶接棒、球状黒鉛鋳鉄製溶接棒に、過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を加えた５種類の溶鋼棒について、下記実験を行なった。過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を加えたのは、片状黒鉛鋳鉄は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。
【００１２】
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５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の差を定性的に比較して順位付けするために利用したものである。
【００１３】
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。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】
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９０００Ｊ／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１３６００Ｊ／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：４．２ｍｍφ、電極高さ：５ｍｍ、Ａｒガス流量：７〜８ｌ／ｍｉｎとし、予熱条件は、予熱なし及び３００℃とした。
【００１８】
溶接棒の内、ニッケル溶接棒（ＣＩＡ−１）、ニッケル−鉄溶接棒（ＣＩＡ−２）、及び軟鋼用溶接棒（ＬＢ−４７）は市販の溶接棒を使用し、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。
【００１９】
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で鉛直方向の断面である。
【００２０】
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。
【００２１】
【表４】
【００２２】
【表５】
【００２３】
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通りである。
▲１▼ニッケル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で、チル組織が形成されており、硬度も高い。
▲２▼ニッケル−鉄溶接棒を用いた場合も、ニッケル溶接棒を用いた場合と同様、３００℃予熱をしても球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部で、チル組織が形成されており、硬度も高い。
▲３▼軟鋼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ではボンド部及び溶着金属のいずれにもチル組織が形成され、硬度も高い。
▲４▼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。
▲５▼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。
【００２４】
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。
前述したように、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。更に、上述した金属組織及び硬度の結果に基づき総合的に判断すると、ニッケル系溶接棒及び軟鋼溶接棒よりも、球状黒鉛鋳鉄製溶接棒及び過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒の方が優れている。更に、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。
【００２５】
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。
更に、本発明者は、上記結果に注目すると共に、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。
【００２６】
上記理由により、溶接棒心線に過共晶片状黒鉛鋳鉄を用い、その表面に接種剤を塗布した溶接棒を試作することを着想した。
本発明者は、上記着想に基づき、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線に各種接種剤を塗布した溶接棒を製作し、下記実験を行なった。
【００２７】
（実験−２）
上記着想の妥当性を確認し、望ましい接種剤の種類を見極めるために、実験の簡便なビードオンプレート試験を、予熱温度３００℃で行なった。実験は、（実験−１）に準じ下記の通り行なった。
【００２８】
実験に使用した溶接棒心線の化学成分組成を、表６に示す。溶接棒心線Ａ及びＢは、炭素当量ＣＥ値（＝Ｃ＋０．３１×Ｓｉ）が４．８の溶湯を大気中で溶解し、球状化処理を行なわず、６ｍｍ×３００ｍｍ棒用の金型に鋳込んだものである。溶接棒心線ＡはＳ含有率を０．１wt.%と高くしたもの、溶接棒心線Ｂは、Ｓ含有率が０．０１wt.%と通常の水準のものである。
【００２９】
上記溶接棒心線の表面に、各種接種剤を塗布した。接種剤の化学成分組成を、表７に示す。接種剤は、同表の化学成分組成の金属塊を粉砕機で粉砕し、篩で６０メッシュ（２５０μｍ）以下の粒径に整えた。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溶接棒心線表面に直接、均一の厚さに塗布した。但し、ＲＥ−Ｓｉ系及びＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系は溶接棒Ａ（Ｓ＝０．１wt.%）に塗布し、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系は溶接棒Ｂ（Ｓ＝０．０１wt.%）に塗布した。
【００３０】
接種剤の塗布量は、接種剤中の所定元素重量の溶接棒心線重量に対する割合（％）で表わし、これを溶接棒中接種元素の添加量と定義した（以下、同じ）。溶接棒中接種元素の添加量は、
ＲＥ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、
ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系の場合、Ｂｉ＝０．０１wt.%、そして、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系の場合、Ｓｉ＝５wt.%
とした。
【００３１】
溶接母材は、板厚１２ｍｍの球状黒鉛鋳鉄及び軟鋼を、図１に示すように調製した。同図において、１は球状黒鉛鋳鉄母材、２は軟鋼母材、３はビード、そして４は仮付けを示す。ＴＩＧ溶接機を用い、球状黒鉛鋳鉄母材１及び軟鋼母材２の上に、表８に示す溶接条件でビード３を形成させた。球状黒鉛鋳鉄母材１（符号：Ａ）及び軟鋼母材２（符号：Ｂ）の化学成分組成を、表９に示す。
【００３２】
【表６】
【００３３】
【表７】
【００３４】
【表８】
【００３５】
【表９】
【００３６】
上記実験条件の水準を、表１０にまとめて示す。
【００３７】
【表１０】
【００３８】
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、金属組織観察及び硬度分布測定を、（実験−１）と同じように行なった。試験結果の特徴を、表１１にまとめて示す。同表には、試験結果の良否を、良：○、否：×で表記した。
【００３９】
【表１１】
【００４０】
表１１の試験結果より、下記事項が明らかである。
▲１▼試験No. １のＲＥ−Ｓｉ系接種剤を用い、ＲＥ＝０．２５％を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属はモットル組織（チル組織と黒鉛組織との混在組織）であり、硬さは４００ＨＶ以下と低いが、ボンド部で５４９ＨＶとやや高くなっている。この部分でのチル組織の形成は極めて少ない。軟鋼母材側の溶着金属及びボンド部においても、５００ＨＶ以下であり、ボンド部における異常なピークは認められない。この部分でのチル組織の形成も極めて少ない。
【００４１】
▲２▼試験No. ２のＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤を用い、ＲＥ＝０．２５％を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属は、モットル組織であり、硬さは４１１〜５７０ＨＶで、ボンド部では５８８ＨＶとやや高くなっている。この部分でのチル組織の形成は少ない。軟鋼母材側の溶着金属の硬さは５１０〜５７０ＨＶでボンド部の硬さは５１０ＨＶと、ＲＥ−Ｓｉ系接種剤を用いた場合よりも若干高いが、この部分ではチル組織の形成は少ない。
【００４２】
▲３▼試験No. ３のＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤を用い、Ｂｉ＝０．０１％を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属には、モットル組織と黒鉛組織とが混在している。硬度は球状黒鉛鋳鉄母材側ボンド部で４９６ＨＶと５００ＨＶ以下であり、溶着金属では２５０ＨＶと低い。軟鋼母材側の溶着金属の硬さは３９６ＨＶから６８０ＨＶまで上昇しており、ボンド部の硬さは５４０ＨＶとやや高いが、この部分ではチル組織の形成は少ない。
【００４３】
▲４▼試験No. ４のＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤を用い、Ｓｉ＝５％を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属は３９３〜５００ＨＶまで上昇している。また、球状黒鉛鋳母材側のボンド部には、チル組織が多量に形成されており、硬さは７１７ＨＶと著しく高く不良状態である。軟鋼母材側の溶着金属では硬さが４５７〜５２７ＨＶでチル組織も少ないが、ボンド部では硬さが６３６ＨＶと高く、チル組織が多量形成された。
【００４４】
上記実験結果を、溶接部に（ａ）チル組織が形成されないこと、（ｂ）硬度が異常に高くなる部位がないこと、（ｃ）溶接割れが発生しないことという基準で判断し、下記２点が明らかとなった。即ち、
第一に、（実験−１）において過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を使用した場合と、今回の（実験−２）におけるように、過共晶片状黒鉛鋳鉄製心線の表面に各種接種剤を塗布した溶接棒を使用した場合との溶接試験結果の比較より、球状黒鉛鋳鉄母材と軟鋼母材との異材溶接において、溶接棒心線として過共晶片状黒鉛鋳鉄棒を使用する代わりに、更にその表面に接種剤を塗布した場合の方が、チル組織の形成量が著しく減少した。従って、接種剤は、溶接棒の表面に塗布して使用することにより、フェーディングは起こらず、溶接金属各部位におけるチル組織の形成の抑制効果が発揮されることがわかった。
【００４５】
第二に、今回の（実験−２）の溶接試験結果より、上記第一の溶接においてチル組織形成を抑制するためのより望ましい接種剤として、ＲＥ−Ｓｉ系、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系があげられ、これら接種剤はＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤より優れていることがわかった。
【００４６】
次に、溶接棒表面に形成された接種剤をより効果的に作用させ、チル組織の形成を極力抑制するために、接種剤の適正添加量を決定することにした。
従来、球状黒鉛鋳鉄のチル組織形成を防止するためには、溶湯が凝固するときに、凝固組織中に一定値以上の黒鉛粒数（チル臨界粒数）を形成させる必要があり、黒鉛粒数は、溶湯の化学成分組成が同一の場合には、溶湯の冷却・凝固時の冷却速度に依存し、冷却速度が大きいほど少なくなる、即ち、チル組織が形成し易くなることが知られている。これに対して、溶接では、溶湯の冷却速度及び凝固速度が、鋳造時のそれよりも速いので、黒鉛粒の形成が少なく、チル臨界粒数以上形成され難く、従って、一般に鋳鉄の溶接ではチル組織が形成される。ところが、今回、本発明者は、溶接においてもＲＥ系及びＢｉ系の接種材を表面に形成させた溶接棒を使用することによりチル組織の形成を抑制できるとの知見を得た。そこで、溶接における接種剤の効果を黒鉛粒数の増加の観点から把握し、次のように考えた。
【００４７】
▲１▼希土類元素（ＲＥ）は、硫黄及び酸素との親和力が極めて強く溶接の溶け込みの際に、溶湯中に一般的には不純物として含まれる硫黄と反応して数μｍの大きさの多数の希土類元素の固体状硫化物（ＲＥＳ）を形成する。そして、共晶凝固時にこのＲＥＳに黒鉛が晶出し、黒鉛粒数が増加する。
【００４８】
▲２▼ビスマスは、溶湯中で液相の微粒子として存在し、ＲＥの場合と同様に、共晶凝固に至って黒鉛晶出の下地として作用する。
そして、上記▲１▼におけるＲＥＳを、上記異材溶接における各溶接部における凝固現象で適切に行なわせるためのＲＥ含有率及びＳ含有率との関係を把握するために、下記実験を行なった。
【００４９】
（実験−３）
上記（実験−２）の試験No. １のＲＥ−Ｓｉ系接種剤を塗布した溶接棒を用いた異材溶接試験において、予熱温度３００℃で、溶接棒心線中のＳ含有率の水準を、
試験No. ５では、０．０１wt.%、 試験No. ６では、０．１wt.%、
試験No. ７では、０．５wt.%、 試験No. ８では、１．０wt.%、そして、
試験No. ９では、１．６wt.%
の５水準に設定し、ＲＥの添加量を上記各Ｓ含有率の２．５倍とし、その他の条件はすべて試験No. １と同じ試験を行なった。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、金属組織観察及び硬度分布測定を、（実験−１）と同じように行なった。硬度試験の結果を、図２〜６に示す。
【００５０】
その結果、溶接棒心線のＳ含有率に応じて次の特徴が明らかとなった。
Ｓ含有率が０．０１wt.%の場合は、硬度は、球状黒鉛鋳鉄母材側、及び軟鋼母材側の溶着金属で６００ＨＶ程度と高かったが、Ｓ含有率が０．１wt.%以上になるとそれよりも低下し、球状黒鉛鋳鉄母材側では４００〜５００ＨＶ、軟鋼母材側では５００ＨＶ前後に低下した。
【００５１】
なお、金属組織は硬度分布の上記変化に対応し次の通りであった。
球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属及びボンド部において、Ｓ含有率が０．０１wt.%の溶接棒心線を使用した場合は、その他の場合に比べて多くのチル組織が形成されたが、例えば、Ｓ含有率が０．１wt.%の場合にはチル組織の形成は極めて少なかった。
【００５２】
軟鋼母材側の溶着金属及びボンド部においても、球状黒鉛鋳鉄母材側におけると同様、Ｓ含有率が０．１wt.%以上の溶接棒心線を使用した場合、チル組織の形成は極めて少なかった。
【００５３】
上記の通り、ＲＥＳを核として黒鉛晶出を促進させるためには、溶接棒心線中のＳ含有率を一定値以上とすることが重要であり、更に、効果を一層発揮させるためには、ＲＥ添加量をＳ含有率の化学当量以上にすることが重要であるとの知見を確認した。
【００５４】
この発明は、上記多くの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。
本願の請求項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、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＲＥ−Ｓｉ系接種剤が形成されており、且つ、上記棒心線中のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００５５】
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、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤が形成されており、且つ、上記棒心線中のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００５６】
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、請求項１または２記載の溶接材料において、前記接種剤の形成量は、前記接種剤中のＲＥの重量に換算して、前記棒心線の重量（Ｗ）に対する前記接種剤中ＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））が、前記棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍以上４倍以下の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００５７】
請求項４記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、請求項１〜３の内いずれか一つに記載の溶接材料において、棒心線の化学成分組成が、
Ｃ ：３．３〜３．８wt.%、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０wt.%
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）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。
【００５８】
請求項５記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤が形成されており、且つ、上記接種剤の形成量は、接種剤中のＢｉの重量に換算して、棒心線の重量（Ｗ）に対する接種剤中Ｂｉの重量（ｗBi）の比率（（ｗBi／Ｗ）×１００（wt.%））が、０．００５〜０．０２wt.%の範囲内にあることにあることに特徴を有するものである。
【００５９】
請求項６記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、請求項５記載の溶接材料において、棒心線の化学成分組成が、
Ｃ ：３．３〜３．８wt.%、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０wt.%
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）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に特徴を有するものである。
【００６０】
請求項７記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料は、請求項１〜６の内いずれか一つに記載の発明の特徴を有するものである。即ち、請求項１〜６に記載された発明はいずれも、各当該請求項に記載された特徴を有する球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料であるが、請求項７記載の発明は上記各当該請求項に記載された特徴を有する球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料である。
【００６１】
【発明の実施の形態】
この発明において、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料、及び球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料において、溶接棒心線に過共晶片状黒鉛鋳鉄を使用した理由、及び当該溶接棒心線にＲＥ系及びビスマス系接種剤を塗布した理由は、上述した通りであり、これらの成分及び組成の限定理由等について更に詳細に説明する。
【００６２】
なお、接種剤の溶接棒心線表面への形成方法は塗布に限る必要はなく、吹付け、溶射あるいは被覆等によってもよい。
（１）ＲＥ−Ｓｉ系接種剤及びＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤
ＲＥ系接種剤として、ＲＥ−Ｓｉ系接種剤又はＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤を用いるのは、次の理由による。Ｃａ及びＳｉ共に、共晶凝固時に黒鉛粒形成の核となり黒鉛粒数を増加させるので黒鉛化促進の作用を有し、接種剤として添加することによりチル組織の形成を抑制する効果を有する。即ち、Ｃａ及び／又はＳｉも接種剤として作用するが、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との異材溶接においては、ＲＥを、Ｃａ及びＳｉよりもはるかに強力な接種剤として作用させる必要があり、そうすることによりはじめてチル組織形成を抑制することができる。従って、ＲＥをこのように強力な接種剤としての効果を発揮させるためには、Ｃａ及び／又はＳｉも同時に添加する必要があるからである。
【００６３】
ＲＥ系接種剤の溶接棒心線表面への形成量をＲＥの重量に換算し、更に溶接材料中のＲＥ含有量をもって規定するのは、前述した通り、接種剤の主たる作用効果はＲＥに行わせるからであり、また、接種剤は溶接棒心線の溶解と共に溶解するからである。
【００６４】
溶接材料中のＲＥ含有率を、棒心線の重量（Ｗ）に対するＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））で表示するのは、前述したように、接種剤は溶接棒心線と一緒に溶解するから、棒心線の重量を基準とすべきである。更に、ＲＥの添加量を溶接棒心線中Ｓ含有率に対する比率で規定するのは、ＲＥはＲＥＳの形態で黒鉛粒の核を形成することにより接種剤として効果を発揮するからである。この際、ＲＥはＲＥ＋Ｓ＝ＲＥＳの反応をする。更に、ＲＥ含有率を棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍以上４倍以下の範囲内に調整するのは、ＲＥとして例えば、その原子量の小さいものとしてＹ＝８９を、大きいものとしてＣｅ＝１４０を考えると、硫黄はＳ＝３２であるから、ＲＥＳにおけるＲＥとＳとの化学当量は、８９／３２〜１４０／３２、即ち、２．８／１〜４．４／１となる。従って、ＲＥ含有率は少なくともＳ含有率の２倍程度以上を要し、４倍程度あればよく、望ましくは２．５倍程度あればよい。そして、ＲＥ含有率がこの範囲内にあれば、黒鉛鋳鉄部材側及び軟鋼部材側いずれの溶着金属及びボンド部においても、黒鉛晶出の核となるＲＥＳの形成により、黒鉛化が進み、チル組織が形成されず、良好な金属組織となる。これに対して、ＲＥ含有率が棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍未満であるとＳが黒鉛化を阻害し、一方、４倍を超えるとＲＥが黒鉛化を阻害し、いずれもチル組織が形成される。従って、ＲＥ添加量は、棒心線の重量（Ｗ）に対するＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））で表示し、棒心線中のＳ含有率の２〜４倍の範囲内とすべきである。
【００６５】
（２）Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤
Ｂｉ系接種剤として、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤を用いるのは、Ｃａ及びＳｉは上記ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤におけると同様の作用効果を有し、Ｂｉを、Ｃａ及びＳｉよりもはるかに強力な接種剤として作用させる必要があり、そうすることによりはじめてチル組織形成を抑制することができる。従って、Ｂｉをこのように強力な接種剤としての効果を発揮させるためには、Ｃａ及びＳｉも同時に添加する必要があるからである。
【００６６】
Ｂｉ系接種剤の溶接棒心線表面への形成量をＢｉの重量に換算し、更に溶接材料中のＢｉ含有量をもって規定する理由は、接種剤の主たる作用効果はＢｉに行わせるからであり、また、接種剤は溶接棒心線の溶解と共に溶解するからである。
【００６７】
Ｂｉは、溶湯中で液相の微粒子として存在し、ＲＥの場合と同様に、共晶凝固に至って黒鉛晶出の下地として作用する。
溶接材料中のＢｉ含有率を、棒心線の重量（Ｗ）に対するＢｉの重量（ｗBi）の比率（（ｗBi／Ｗ）×１００（wt.%））表示で、０．００５〜０．０２wt.%の範囲内に、望ましくは０．０２〜０．０１wt.%に調整することにより、黒鉛鋳鉄部材側及び軟鋼部材側いずれの溶着金属及びボンド部においても、黒鉛晶出の下地となるＢｉの液相微粒子の存在により、凝固後の黒鉛粒数が増加し、チル組織の形成を防止する。これに対して、（ｗBi／Ｗ）×１００が０．００５wt.%未満では、Ｂｉの上記効果が現われず、一方、０．０２wt.%を超えると、黒鉛が粒状の形態から崩れた形態に変化しチル組織が形成される。
【００６８】
（３）過共晶片状黒鉛鋳鉄の成分組成
溶接棒心線に使用する過共晶片状黒鉛鋳鉄の適切な成分組成は、ＲＥ系接種剤を形成させる場合と、Ｂｉ系接種剤を形成させる場合とでは異なる。ＲＥ系接種剤を用いる場合は、ＲＥＳによる黒鉛晶出の核機能を期待するので、棒心線中のＳ含有率は適切な範囲内で高い方が望ましい。これに対してＢｉ系接種剤を用いる場合には、Ｂｉの液相微粒子による黒鉛晶出の核機能を期待するので、棒心線中Ｓ含有率を特定しなくてよい。
【００６９】
（ａ）ＲＥ系接種剤を形成させる場合
▲１▼棒心線のＣ含有率＝３．３〜３．８wt.%
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３．３wt.%未満では、チル組織の形成防止効果が不十分である。一方、３．８wt.%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、３．３〜３．８wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００７０】
▲２▼棒心線のＳｉ含有率＝４．０〜５．０wt.%
Ｓｉは、黒鉛化促進傾向をもつ元素であり、４．０wt.%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、５．０wt.%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、４．０〜５．０wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００７１】
▲３▼棒心線のＣＥ値：Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）＝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。
【００７２】
▲４▼棒心線のＳ含有率＝０．０５〜０．６wt.%
Ｓは、ＲＥと結合して希土類元素の硫化物（ＲＥ2 Ｓ及びＲＥＳ）を形成し、黒鉛晶出の核となり黒鉛化を促進する。しかしながら、Ｓ含有率が０．０５wt.%未満では、母材の球状黒鉛鋳鉄部側及び軟鋼部材側の溶着金属及びボンド部のいずれにおいても、多くのチル組織が形成される。一方、Ｓ含有率が０．６wt.%より多くなると、ＲＥ含有率が上記条件を満たしても上記溶接部に割れが発生する。従って、棒心線のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００７３】
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。Ｍｎ≦０．３wt.%、Ｐ≦０．０８wt.%、Ｎｉ≦０．５wt.%、Ｃｒ≦０．４wt.%、Ｍｏ≦０．４wt.%、Ｖ≦０．１wt.%、Ａｌ≦０．０５wt.%、Ａｓ≦０．０１wt.%、Ｓｎ≦０．０１wt.%そしてＳｂ≦０．０１wt.%であればよい。
【００７４】
（ｂ）Ｂｉ系接種剤を形成させる場合
Ｂｉ系接種剤を形成させる場合の、棒心線中のＣ及びＳｉ含有率、並びにＣＥ値の限定理由は、上記ＲＥ系接種剤を形成させる場合の当該限定理由と同じである。
【００７５】
なお、この場合には、接種剤添加による硫化物の形成を積極的に期待しないので、ＲＥ系接種剤を形成させる場合のように、棒心線中のＳ含有率として特に望ましい範囲はない。但し、通常の鋳鉄製造過程で混入する範囲内のＳ含有率は、０．１wt.%以下であれば問題ないが、Ｓを積極的に添加してはならない。溶接部に割れが発生するからである。また、棒心線中の不可避不純物の含有率許容量についても、ＲＥ系接種剤の場合と同じである。
【００７６】
【実施例】
次に、この発明を、実施例によって更に説明する。
ＴＩＧ溶接機を用いて、図７に示すように調製された母材板厚３．２ｍｍの球状黒鉛鋳鉄５、及び軟鋼６をルート部７で突合せ溶接した。また、球状黒鉛鋳鉄母材、及び軟鋼母材の化学成分組成は、それぞれ表９に示した球状黒鉛鋳鉄母材Ａ、及び軟鋼母材Ａと同じものである。表１２に、溶接条件を示す。
【００７７】
【表１２】
【００７８】
溶接棒は、所定の溶接棒心線に所定の接種剤を塗布したものである。
溶接棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄であり、化学成分組成は、表６に示した溶接棒心線Ａ及びＢと同じものである。溶接棒心線Ａ及びＢは、炭素当量ＣＥ値（＝Ｃ＋０．３１×Ｓｉ）が４．８の溶湯を大気中で溶解し、球状化処理を行なわず、３．５ｍｍφ石英管に吸い上げ、長さ３００ｍｍの棒に調製したものである。
【００７９】
上記溶接棒心線の表面には、接種剤を塗布した。接種剤の種類は、ＲＥ−Ｓｉ系、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系の４種類であり、接種剤の化学成分組成は、表７に示したものと同じである。但し、接種剤の粒径は、７５μｍ以下に整えた。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溶接棒心線表面に直接、均一の厚さに塗布した。但し、ＲＥ−Ｓｉ系及びＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系は溶接棒Ａ（Ｓ＝０．１wt.%）に塗布し、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系は溶接棒Ｂ（Ｓ＝０．０１wt.%）に塗布した。溶接棒中接種元素の添加量は、本発明の範囲内の実施例として、
ＲＥ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、
ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、そして、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系の場合、Ｂｉ＝０．０１wt.%
であり、（実験−２）の場合と同じである。また、本発明の範囲外の比較例として、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系の場合、Ｓｉ＝５wt.%、及び、
無接種溶接棒心線Ｂ
を用いた。
【００８０】
上記試験条件を、表１３にまとめて示す。
こうして調製された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の鉛直方向断面である。
表１４に、上記金属組織の観察結果及びビッカース硬さ試験結果をまとめて示す。なお、表１０には、結果の良否の判定を良：○、否：×、良否の中間：△で表記した。また、図８に実施例２の硬度分布、図９に実施例３の硬度分布を示すグラフを示す。図１０に比較例１の硬度分布を示すグラフを示す。
【００８１】
【表１３】
【００８２】
【表１４】
【００８３】
上記試験結果より、下記事項が明らかである。
▲１▼実施例１の、ＲＥ−Ｓｉ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、ＲＥ＝０．２５wt.%を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、ボンド部硬度は４５０ＨＶ以下に収まり、チル組織は形成されなかった。また、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、溶着金属の硬度は３００以下であり、チル組織は形成されなかった。
【００８４】
▲２▼実施例２の、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、ＲＥ＝０．２５wt.%を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、ボンド部硬度は４５０ＨＶ以下に収まり、チル組織は形成されなかった。また、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、溶着金属の硬度は２８０以下と低く、チル組織は形成されなかった。
【００８５】
▲３▼実施例３の、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、Ｂｉ＝０．０１wt.%を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、ボンド部硬度は４１１ＨＶ以下に収まり、チル組織は形成されなかった。また、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、溶着金属の硬度は３５０以下と低く、チル組織は形成されなかった。
【００８６】
以上の通り、実施例においてはいずれも溶接部における硬度異常はなく、チル組織は形成されず、また溶接割れも発生しなかった。このように優れた溶接が行われた。
【００８７】
▲４▼これに対して、比較例１の、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、Ｓｉ＝５wt.%を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合には、球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部の硬度は５１１ＨＶとやや高く、チル組織が形成された。その他の部位にはチル組織は形成されなかった。
【００８８】
▲５▼また、比較例２の、接種剤を塗布しない過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒の場合には、球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部及び母材のいずれにおいても硬度が５００〜６００程度と高く、チル組織が形成された。また、軟鋼母材側の溶着金属の硬度も５５０を超え、チル組織が形成された。
【００８９】
このように、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との異材溶接において、３００℃程度の比較的低い予熱を行なえば、チル組織の形成を抑制することができ、硬度の異常上昇をきたさず、溶接割れの発生しないＴＩＧ溶接が可能であることが明らかとなった。
【００９０】
一方、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接においては、一般に、溶融金属の冷却・凝固速度が上記実施例での突合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部材と軟鋼部材との異材溶接における球状黒鉛鋳鉄部材側における溶接結果から推定され、低温予熱により良好に行なうことができることがわかった。
【００９１】
なお、上記実施例は、ＴＩＧ溶接による試験結果について説明したが、アーク溶接においても同様な結果が得られる。従って、この発明の溶接材料は、ＴＩＧ溶接及びアーク溶接のいずれにも使用できるものである。
【００９２】
【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低温予熱により行なうことができ、また、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接棒を低温予熱により行なうことができる溶接材料を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ビードオンプレート試験用溶接母材の試験片形状を示す斜視図である。
【図２】本発明の溶接材料例を用いた予備実験における球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接部の硬度分布を示すグラフである。
【図３】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図４】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図５】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図６】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図７】実施例及び比較例の溶接材料を用いた突合せ溶接用母材の試験片形状を示す斜視図である。
【図８】実施例２（ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤塗布の過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒使用時）の硬度分布を示すグラフである。
【図９】実施例３（Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤塗布の過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒使用時）の硬度分布を示すグラフである。
【図１０】比較例１（Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤塗布の過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒使用時）の硬度分布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 ビード
４ 仮付け溶接
５ 球状黒鉛鋳鉄母材
６ 軟鋼母材
７ ルート部
【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に対して、下記方法がある。
▲１▼ 通常、軟鋼系溶接材を用いる方法が知られている。
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。
【０００６】
▲２▼ 鉄−ニッケル系溶接材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。
【０００７】
▲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。
【０００８】
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。一方、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点において望ましい。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接接合用、及び球状黒鉛鋳鉄部材の溶接補修用の従来の溶接材料には、上述した通りの種々の問題がある。この発明はこうした状況を背景にしてなされたものであり、その課題は、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接において、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）チル組織が発生せず、（ｂ）硬度が異常に高くならず、（ｃ）溶接割れが発生せず、（ｄ）色調及び耐食性が不整合でない、ＴＩＧ溶接及びアーク溶接用の溶接材料を開発することにある。こうして、この発明の目的は、上記課題を解決することにより、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との健全な異材溶接を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材料、及び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材料を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上述した観点から上記溶接材料を開発すべく鋭意研究を重ね、下記実験を行なった。
【００１１】
（実験−１）
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、従来知られているニッケル溶接棒、ニッケル−鉄溶接棒、軟鋼用溶接棒、球状黒鉛鋳鉄製溶接棒に、過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を加えた５種類の溶鋼棒について、下記実験を行なった。過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を加えたのは、片状黒鉛鋳鉄は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。
【００１２】
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５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の差を定性的に比較して順位付けするために利用したものである。
【００１３】
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。
【００１４】
【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９０００Ｊ／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１３６００Ｊ／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：４．２ｍｍφ、電極高さ：５ｍｍ、Ａｒガス流量：７〜８ｌ／ｍｉｎとし、予熱条件は、予熱なし及び３００℃とした。
【００１８】
溶接棒の内、ニッケル溶接棒（ＣＩＡ−１）、ニッケル−鉄溶接棒（ＣＩＡ−２）、及び軟鋼用溶接棒（ＬＢ−４７）は市販の溶接棒を使用し、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。
【００１９】
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で鉛直方向の断面である。
【００２０】
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。
【００２１】
【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通りである。
▲１▼ニッケル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で、チル組織が形成されており、硬度も高い。
▲２▼ニッケル−鉄溶接棒を用いた場合も、ニッケル溶接棒を用いた場合と同様、３００℃予熱をしても球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部で、チル組織が形成されており、硬度も高い。
▲３▼軟鋼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ではボンド部及び溶着金属のいずれにもチル組織が形成され、硬度も高い。
▲４▼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。
▲５▼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。
【００２４】
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。
前述したように、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。更に、上述した金属組織及び硬度の結果に基づき総合的に判断すると、ニッケル系溶接棒及び軟鋼溶接棒よりも、球状黒鉛鋳鉄製溶接棒及び過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒の方が優れている。更に、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。
【００２５】
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。
更に、本発明者は、上記結果に注目すると共に、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。
【００２６】
上記理由により、溶接棒心線に過共晶片状黒鉛鋳鉄を用い、その表面に接種剤を塗布した溶接棒を試作することを着想した。
本発明者は、上記着想に基づき、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線に各種接種剤を塗布した溶接棒を製作し、下記実験を行なった。
【００２７】
（実験−２）
上記着想の妥当性を確認し、望ましい接種剤の種類を見極めるために、実験の簡便なビードオンプレート試験を、予熱温度３００℃で行なった。実験は、（実験−１）に準じ下記の通り行なった。
【００２８】
実験に使用した溶接棒心線の化学成分組成を、表６に示す。溶接棒心線Ａ及びＢは、炭素当量ＣＥ値（＝Ｃ＋０．３１×Ｓｉ）が４．８の溶湯を大気中で溶解し、球状化処理を行なわず、６ｍｍ×３００ｍｍ棒用の金型に鋳込んだものである。溶接棒心線ＡはＳ含有率を０．１wt.%と高くしたもの、溶接棒心線Ｂは、Ｓ含有率が０．０１wt.%と通常の水準のものである。
【００２９】
上記溶接棒心線の表面に、各種接種剤を塗布した。接種剤の化学成分組成を、表７に示す。接種剤は、同表の化学成分組成の金属塊を粉砕機で粉砕し、篩で６０メッシュ（２５０μｍ）以下の粒径に整えた。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溶接棒心線表面に直接、均一の厚さに塗布した。但し、ＲＥ−Ｓｉ系及びＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系は溶接棒Ａ（Ｓ＝０．１wt.%）に塗布し、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系は溶接棒Ｂ（Ｓ＝０．０１wt.%）に塗布した。
【００３０】
接種剤の塗布量は、接種剤中の所定元素重量の溶接棒心線重量に対する割合（％）で表わし、これを溶接棒中接種元素の添加量と定義した（以下、同じ）。溶接棒中接種元素の添加量は、
ＲＥ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、
ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系の場合、Ｂｉ＝０．０１wt.%、そして、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系の場合、Ｓｉ＝５wt.%
とした。
【００３１】
溶接母材は、板厚１２ｍｍの球状黒鉛鋳鉄及び軟鋼を、図１に示すように調製した。同図において、１は球状黒鉛鋳鉄母材、２は軟鋼母材、３はビード、そして４は仮付けを示す。ＴＩＧ溶接機を用い、球状黒鉛鋳鉄母材１及び軟鋼母材２の上に、表８に示す溶接条件でビード３を形成させた。球状黒鉛鋳鉄母材１（符号：Ａ）及び軟鋼母材２（符号：Ｂ）の化学成分組成を、表９に示す。
【００３２】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
上記実験条件の水準を、表１０にまとめて示す。
【００３７】
【表１０】
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、金属組織観察及び硬度分布測定を、（実験−１）と同じように行なった。試験結果の特徴を、表１１にまとめて示す。同表には、試験結果の良否を、良：○、否：×で表記した。
【００３９】
【表１１】
表１１の試験結果より、下記事項が明らかである。
▲１▼試験No. １のＲＥ−Ｓｉ系接種剤を用い、ＲＥ＝０．２５％を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属はモットル組織（チル組織と黒鉛組織との混在組織）であり、硬さは４００ＨＶ以下と低いが、ボンド部で５４９ＨＶとやや高くなっている。この部分でのチル組織の形成は極めて少ない。軟鋼母材側の溶着金属及びボンド部においても、５００ＨＶ以下であり、ボンド部における異常なピークは認められない。この部分でのチル組織の形成も極めて少ない。
【００４１】
▲２▼試験No. ２のＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤を用い、ＲＥ＝０．２５％を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属は、モットル組織であり、硬さは４１１〜５７０ＨＶで、ボンド部では５８８ＨＶとやや高くなっている。この部分でのチル組織の形成は少ない。軟鋼母材側の溶着金属の硬さは５１０〜５７０ＨＶでボンド部の硬さは５１０ＨＶと、ＲＥ−Ｓｉ系接種剤を用いた場合よりも若干高いが、この部分ではチル組織の形成は少ない。
【００４２】
▲３▼試験No. ３のＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤を用い、Ｂｉ＝０．０１％を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属には、モットル組織と黒鉛組織とが混在している。硬度は球状黒鉛鋳鉄母材側ボンド部で４９６ＨＶと５００ＨＶ以下であり、溶着金属では２５０ＨＶと低い。軟鋼母材側の溶着金属の硬さは３９６ＨＶから６８０ＨＶまで上昇しており、ボンド部の硬さは５４０ＨＶとやや高いが、この部分ではチル組織の形成は少ない。
【００４３】
▲４▼試験No. ４のＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤を用い、Ｓｉ＝５％を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属は３９３〜５００ＨＶまで上昇している。また、球状黒鉛鋳母材側のボンド部には、チル組織が多量に形成されており、硬さは７１７ＨＶと著しく高く不良状態である。軟鋼母材側の溶着金属では硬さが４５７〜５２７ＨＶでチル組織も少ないが、ボンド部では硬さが６３６ＨＶと高く、チル組織が多量形成された。
【００４４】
上記実験結果を、溶接部に（ａ）チル組織が形成されないこと、（ｂ）硬度が異常に高くなる部位がないこと、（ｃ）溶接割れが発生しないことという基準で判断し、下記２点が明らかとなった。即ち、
第一に、（実験−１）において過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を使用した場合と、今回の（実験−２）におけるように、過共晶片状黒鉛鋳鉄製心線の表面に各種接種剤を塗布した溶接棒を使用した場合との溶接試験結果の比較より、球状黒鉛鋳鉄母材と軟鋼母材との異材溶接において、溶接棒心線として過共晶片状黒鉛鋳鉄棒を使用する代わりに、更にその表面に接種剤を塗布した場合の方が、チル組織の形成量が著しく減少した。従って、接種剤は、溶接棒の表面に塗布して使用することにより、フェーディングは起こらず、溶接金属各部位におけるチル組織の形成の抑制効果が発揮されることがわかった。
【００４５】
第二に、今回の（実験−２）の溶接試験結果より、上記第一の溶接においてチル組織形成を抑制するためのより望ましい接種剤として、ＲＥ−Ｓｉ系、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系があげられ、これら接種剤はＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤より優れていることがわかった。
【００４６】
次に、溶接棒表面に形成された接種剤をより効果的に作用させ、チル組織の形成を極力抑制するために、接種剤の適正添加量を決定することにした。
従来、球状黒鉛鋳鉄のチル組織形成を防止するためには、溶湯が凝固するときに、凝固組織中に一定値以上の黒鉛粒数（チル臨界粒数）を形成させる必要があり、黒鉛粒数は、溶湯の化学成分組成が同一の場合には、溶湯の冷却・凝固時の冷却速度に依存し、冷却速度が大きいほど少なくなる、即ち、チル組織が形成し易くなることが知られている。これに対して、溶接では、溶湯の冷却速度及び凝固速度が、鋳造時のそれよりも速いので、黒鉛粒の形成が少なく、チル臨界粒数以上形成され難く、従って、一般に鋳鉄の溶接ではチル組織が形成される。ところが、今回、本発明者は、溶接においてもＲＥ系及びＢｉ系の接種材を表面に形成させた溶接棒を使用することによりチル組織の形成を抑制できるとの知見を得た。そこで、溶接における接種剤の効果を黒鉛粒数の増加の観点から把握し、次のように考えた。
【００４７】
▲１▼希土類元素（ＲＥ）は、硫黄及び酸素との親和力が極めて強く溶接の溶け込みの際に、溶湯中に一般的には不純物として含まれる硫黄と反応して数μｍの大きさの多数の希土類元素の固体状硫化物（ＲＥＳ）を形成する。そして、共晶凝固時にこのＲＥＳに黒鉛が晶出し、黒鉛粒数が増加する。
【００４８】
▲２▼ビスマスは、溶湯中で液相の微粒子として存在し、ＲＥの場合と同様に、共晶凝固に至って黒鉛晶出の下地として作用する。
そして、上記▲１▼におけるＲＥＳを、上記異材溶接における各溶接部における凝固現象で適切に行なわせるためのＲＥ含有率及びＳ含有率との関係を把握するために、下記実験を行なった。
【００４９】
（実験−３）
上記（実験−２）の試験No. １のＲＥ−Ｓｉ系接種剤を塗布した溶接棒を用いた異材溶接試験において、予熱温度３００℃で、溶接棒心線中のＳ含有率の水準を、
試験No. ５では、０．０１wt.%、 試験No. ６では、０．１wt.%、
試験No. ７では、０．５wt.%、 試験No. ８では、１．０wt.%、そして、
試験No. ９では、１．６wt.%
の５水準に設定し、ＲＥの添加量を上記各Ｓ含有率の２．５倍とし、その他の条件はすべて試験No. １と同じ試験を行なった。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、金属組織観察及び硬度分布測定を、（実験−１）と同じように行なった。硬度試験の結果を、図２〜６に示す。
【００５０】
その結果、溶接棒心線のＳ含有率に応じて次の特徴が明らかとなった。
Ｓ含有率が０．０１wt.%の場合は、硬度は、球状黒鉛鋳鉄母材側、及び軟鋼母材側の溶着金属で６００ＨＶ程度と高かったが、Ｓ含有率が０．１wt.%以上になるとそれよりも低下し、球状黒鉛鋳鉄母材側では４００〜５００ＨＶ、軟鋼母材側では５００ＨＶ前後に低下した。
【００５１】
なお、金属組織は硬度分布の上記変化に対応し次の通りであった。
球状黒鉛鋳鉄母材側の溶着金属及びボンド部において、Ｓ含有率が０．０１wt.%の溶接棒心線を使用した場合は、その他の場合に比べて多くのチル組織が形成されたが、例えば、Ｓ含有率が０．１wt.%の場合にはチル組織の形成は極めて少なかった。
【００５２】
軟鋼母材側の溶着金属及びボンド部においても、球状黒鉛鋳鉄母材側におけると同様、Ｓ含有率が０．１wt.%以上の溶接棒心線を使用した場合、チル組織の形成は極めて少なかった。
【００５３】
上記の通り、ＲＥＳを核として黒鉛晶出を促進させるためには、溶接棒心線中のＳ含有率を一定値以上とすることが重要であり、更に、効果を一層発揮させるためには、ＲＥ添加量をＳ含有率の化学当量以上にすることが重要であるとの知見を確認した。
【００５４】
この発明は、上記多くの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。
本願の請求項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、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＲＥ−Ｓｉ系接種剤が形成されており、且つ、上記棒心線中のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００５５】
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、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤が形成されており、且つ、上記棒心線中のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００５６】
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、請求項１または２記載の溶接材料において、前記接種剤の形成量は、前記接種剤中のＲＥの重量に換算して、前記棒心線の重量（Ｗ）に対する前記接種剤中ＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））が、前記棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍以上４倍以下の範囲内にあることに特徴を有するものである。
【００５７】
請求項４記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、請求項１〜３の内いずれか一つに記載の溶接材料において、棒心線の化学成分組成が、
Ｃ ：３．３〜３．８wt.%、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０wt.%
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）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。
【００５８】
請求項５記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤が形成されており、且つ、上記接種剤の形成量は、接種剤中のＢｉの重量に換算して、棒心線の重量（Ｗ）に対する接種剤中Ｂｉの重量（ｗBi）の比率（（ｗBi／Ｗ）×１００（wt.%））が、０．００５〜０．０２wt.%の範囲内にあることにあることに特徴を有するものである。
【００５９】
請求項６記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料は、請求項５記載の溶接材料において、棒心線の化学成分組成が、
Ｃ ：３．３〜３．８wt.%、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０wt.%
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）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に特徴を有するものである。
【００６０】
請求項７記載の球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料は、請求項１〜６の内いずれか一つに記載の発明の特徴を有するものである。即ち、請求項１〜６に記載された発明はいずれも、各当該請求項に記載された特徴を有する球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料であるが、請求項７記載の発明は上記各当該請求項に記載された特徴を有する球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料である。
【００６１】
【発明の実施の形態】
この発明において、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料、及び球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料において、溶接棒心線に過共晶片状黒鉛鋳鉄を使用した理由、及び当該溶接棒心線にＲＥ系及びビスマス系接種剤を塗布した理由は、上述した通りであり、これらの成分及び組成の限定理由等について更に詳細に説明する。
【００６２】
なお、接種剤の溶接棒心線表面への形成方法は塗布に限る必要はなく、吹付け、溶射あるいは被覆等によってもよい。
（１）ＲＥ−Ｓｉ系接種剤及びＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤
ＲＥ系接種剤として、ＲＥ−Ｓｉ系接種剤又はＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤を用いるのは、次の理由による。Ｃａ及びＳｉ共に、共晶凝固時に黒鉛粒形成の核となり黒鉛粒数を増加させるので黒鉛化促進の作用を有し、接種剤として添加することによりチル組織の形成を抑制する効果を有する。即ち、Ｃａ及び／又はＳｉも接種剤として作用するが、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との異材溶接においては、ＲＥを、Ｃａ及びＳｉよりもはるかに強力な接種剤として作用させる必要があり、そうすることによりはじめてチル組織形成を抑制することができる。従って、ＲＥをこのように強力な接種剤としての効果を発揮させるためには、Ｃａ及び／又はＳｉも同時に添加する必要があるからである。
【００６３】
ＲＥ系接種剤の溶接棒心線表面への形成量をＲＥの重量に換算し、更に溶接材料中のＲＥ含有量をもって規定するのは、前述した通り、接種剤の主たる作用効果はＲＥに行わせるからであり、また、接種剤は溶接棒心線の溶解と共に溶解するからである。
【００６４】
溶接材料中のＲＥ含有率を、棒心線の重量（Ｗ）に対するＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））で表示するのは、前述したように、接種剤は溶接棒心線と一緒に溶解するから、棒心線の重量を基準とすべきである。更に、ＲＥの添加量を溶接棒心線中Ｓ含有率に対する比率で規定するのは、ＲＥはＲＥＳの形態で黒鉛粒の核を形成することにより接種剤として効果を発揮するからである。この際、ＲＥはＲＥ＋Ｓ＝ＲＥＳの反応をする。更に、ＲＥ含有率を棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍以上４倍以下の範囲内に調整するのは、ＲＥとして例えば、その原子量の小さいものとしてＹ＝８９を、大きいものとしてＣｅ＝１４０を考えると、硫黄はＳ＝３２であるから、ＲＥＳにおけるＲＥとＳとの化学当量は、８９／３２〜１４０／３２、即ち、２．８／１〜４．４／１となる。従って、ＲＥ含有率は少なくともＳ含有率の２倍程度以上を要し、４倍程度あればよく、望ましくは２．５倍程度あればよい。そして、ＲＥ含有率がこの範囲内にあれば、黒鉛鋳鉄部材側及び軟鋼部材側いずれの溶着金属及びボンド部においても、黒鉛晶出の核となるＲＥＳの形成により、黒鉛化が進み、チル組織が形成されず、良好な金属組織となる。これに対して、ＲＥ含有率が棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍未満であるとＳが黒鉛化を阻害し、一方、４倍を超えるとＲＥが黒鉛化を阻害し、いずれもチル組織が形成される。従って、ＲＥ添加量は、棒心線の重量（Ｗ）に対するＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））で表示し、棒心線中のＳ含有率の２〜４倍の範囲内とすべきである。
【００６５】
（２）Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤
Ｂｉ系接種剤として、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤を用いるのは、Ｃａ及びＳｉは上記ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤におけると同様の作用効果を有し、Ｂｉを、Ｃａ及びＳｉよりもはるかに強力な接種剤として作用させる必要があり、そうすることによりはじめてチル組織形成を抑制することができる。従って、Ｂｉをこのように強力な接種剤としての効果を発揮させるためには、Ｃａ及びＳｉも同時に添加する必要があるからである。
【００６６】
Ｂｉ系接種剤の溶接棒心線表面への形成量をＢｉの重量に換算し、更に溶接材料中のＢｉ含有量をもって規定する理由は、接種剤の主たる作用効果はＢｉに行わせるからであり、また、接種剤は溶接棒心線の溶解と共に溶解するからである。
【００６７】
Ｂｉは、溶湯中で液相の微粒子として存在し、ＲＥの場合と同様に、共晶凝固に至って黒鉛晶出の下地として作用する。
溶接材料中のＢｉ含有率を、棒心線の重量（Ｗ）に対するＢｉの重量（ｗBi）の比率（（ｗBi／Ｗ）×１００（wt.%））表示で、０．００５〜０．０２wt.%の範囲内に、望ましくは０．０２〜０．０１wt.%に調整することにより、黒鉛鋳鉄部材側及び軟鋼部材側いずれの溶着金属及びボンド部においても、黒鉛晶出の下地となるＢｉの液相微粒子の存在により、凝固後の黒鉛粒数が増加し、チル組織の形成を防止する。これに対して、（ｗBi／Ｗ）×１００が０．００５wt.%未満では、Ｂｉの上記効果が現われず、一方、０．０２wt.%を超えると、黒鉛が粒状の形態から崩れた形態に変化しチル組織が形成される。
【００６８】
（３）過共晶片状黒鉛鋳鉄の成分組成
溶接棒心線に使用する過共晶片状黒鉛鋳鉄の適切な成分組成は、ＲＥ系接種剤を形成させる場合と、Ｂｉ系接種剤を形成させる場合とでは異なる。ＲＥ系接種剤を用いる場合は、ＲＥＳによる黒鉛晶出の核機能を期待するので、棒心線中のＳ含有率は適切な範囲内で高い方が望ましい。これに対してＢｉ系接種剤を用いる場合には、Ｂｉの液相微粒子による黒鉛晶出の核機能を期待するので、棒心線中Ｓ含有率を特定しなくてよい。
【００６９】
（ａ）ＲＥ系接種剤を形成させる場合
▲１▼棒心線のＣ含有率＝３．３〜３．８wt.%
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３．３wt.%未満では、チル組織の形成防止効果が不十分である。一方、３．８wt.%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、３．３〜３．８wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００７０】
▲２▼棒心線のＳｉ含有率＝４．０〜５．０wt.%
Ｓｉは、黒鉛化促進傾向をもつ元素であり、４．０wt.%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、５．０wt.%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、４．０〜５．０wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００７１】
▲３▼棒心線のＣＥ値：Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）＝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。
【００７２】
▲４▼棒心線のＳ含有率＝０．０５〜０．６wt.%
Ｓは、ＲＥと結合して希土類元素の硫化物（ＲＥ2 Ｓ及びＲＥＳ）を形成し、黒鉛晶出の核となり黒鉛化を促進する。しかしながら、Ｓ含有率が０．０５wt.%未満では、母材の球状黒鉛鋳鉄部側及び軟鋼部材側の溶着金属及びボンド部のいずれにおいても、多くのチル組織が形成される。一方、Ｓ含有率が０．６wt.%より多くなると、ＲＥ含有率が上記条件を満たしても上記溶接部に割れが発生する。従って、棒心線のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００７３】
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。Ｍｎ≦０．３wt.%、Ｐ≦０．０８wt.%、Ｎｉ≦０．５wt.%、Ｃｒ≦０．４wt.%、Ｍｏ≦０．４wt.%、Ｖ≦０．１wt.%、Ａｌ≦０．０５wt.%、Ａｓ≦０．０１wt.%、Ｓｎ≦０．０１wt.%そしてＳｂ≦０．０１wt.%であればよい。
【００７４】
（ｂ）Ｂｉ系接種剤を形成させる場合
Ｂｉ系接種剤を形成させる場合の、棒心線中のＣ及びＳｉ含有率、並びにＣＥ値の限定理由は、上記ＲＥ系接種剤を形成させる場合の当該限定理由と同じである。
【００７５】
なお、この場合には、接種剤添加による硫化物の形成を積極的に期待しないので、ＲＥ系接種剤を形成させる場合のように、棒心線中のＳ含有率として特に望ましい範囲はない。但し、通常の鋳鉄製造過程で混入する範囲内のＳ含有率は、０．１wt.%以下であれば問題ないが、Ｓを積極的に添加してはならない。溶接部に割れが発生するからである。また、棒心線中の不可避不純物の含有率許容量についても、ＲＥ系接種剤の場合と同じである。
【００７６】
【実施例】
次に、この発明を、実施例によって更に説明する。
ＴＩＧ溶接機を用いて、図７に示すように調製された母材板厚３．２ｍｍの球状黒鉛鋳鉄５、及び軟鋼６をルート部７で突合せ溶接した。また、球状黒鉛鋳鉄母材、及び軟鋼母材の化学成分組成は、それぞれ表９に示した球状黒鉛鋳鉄母材Ａ、及び軟鋼母材Ａと同じものである。表１２に、溶接条件を示す。
【００７７】
【表１２】
溶接棒は、所定の溶接棒心線に所定の接種剤を塗布したものである。
溶接棒心線は過共晶片状黒鉛鋳鉄であり、化学成分組成は、表６に示した溶接棒心線Ａ及びＢと同じものである。溶接棒心線Ａ及びＢは、炭素当量ＣＥ値（＝Ｃ＋０．３１×Ｓｉ）が４．８の溶湯を大気中で溶解し、球状化処理を行なわず、３．５ｍｍφ石英管に吸い上げ、長さ３００ｍｍの棒に調製したものである。
【００７９】
上記溶接棒心線の表面には、接種剤を塗布した。接種剤の種類は、ＲＥ−Ｓｉ系、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂａ系の４種類であり、接種剤の化学成分組成は、表７に示したものと同じである。但し、接種剤の粒径は、７５μｍ以下に整えた。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溶接棒心線表面に直接、均一の厚さに塗布した。但し、ＲＥ−Ｓｉ系及びＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系は溶接棒Ａ（Ｓ＝０．１wt.%）に塗布し、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系及びＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系は溶接棒Ｂ（Ｓ＝０．０１wt.%）に塗布した。溶接棒中接種元素の添加量は、本発明の範囲内の実施例として、
ＲＥ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、
ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系の場合、ＲＥ＝０．２５wt.%、そして、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系の場合、Ｂｉ＝０．０１wt.%
であり、（実験−２）の場合と同じである。また、本発明の範囲外の比較例として、
Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系の場合、Ｓｉ＝５wt.%、及び、
無接種溶接棒心線Ｂ
を用いた。
【００８０】
上記試験条件を、表１３にまとめて示す。
こうして調製された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の鉛直方向断面である。
表１４に、上記金属組織の観察結果及びビッカース硬さ試験結果をまとめて示す。なお、表１０には、結果の良否の判定を良：○、否：×、良否の中間：△で表記した。また、図８に実施例２の硬度分布、図９に実施例３の硬度分布を示すグラフを示す。図１０に比較例１の硬度分布を示すグラフを示す。
【００８１】
【表１３】
【表１４】
上記試験結果より、下記事項が明らかである。
▲１▼実施例１の、ＲＥ−Ｓｉ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、ＲＥ＝０．２５wt.%を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、ボンド部硬度は４５０ＨＶ以下に収まり、チル組織は形成されなかった。また、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、溶着金属の硬度は３００以下であり、チル組織は形成されなかった。
【００８４】
▲２▼実施例２の、ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、ＲＥ＝０．２５wt.%を、Ｓ＝０．１wt.%の高Ｓ含有率である溶接棒心線Ａに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、ボンド部硬度は４５０ＨＶ以下に収まり、チル組織は形成されなかった。また、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、溶着金属の硬度は２８０以下と低く、チル組織は形成されなかった。
【００８５】
▲３▼実施例３の、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、Ｂｉ＝０．０１wt.%を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、ボンド部硬度は４１１ＨＶ以下に収まり、チル組織は形成されなかった。また、球状黒鉛鋳鉄母材側及び軟鋼母材側共に、溶着金属の硬度は３５０以下と低く、チル組織は形成されなかった。
【００８６】
以上の通り、実施例においてはいずれも溶接部における硬度異常はなく、チル組織は形成されず、また溶接割れも発生しなかった。このように優れた溶接が行われた。
【００８７】
▲４▼これに対して、比較例１の、Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤を塗布した過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒を用い、Ｓｉ＝５wt.%を、Ｓ＝０．０１wt.%の低Ｓ含有率である溶接棒心線Ｂに塗布した場合には、球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部の硬度は５１１ＨＶとやや高く、チル組織が形成された。その他の部位にはチル組織は形成されなかった。
【００８８】
▲５▼また、比較例２の、接種剤を塗布しない過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒の場合には、球状黒鉛鋳鉄母材側のボンド部及び母材のいずれにおいても硬度が５００〜６００程度と高く、チル組織が形成された。また、軟鋼母材側の溶着金属の硬度も５５０を超え、チル組織が形成された。
【００８９】
このように、球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との異材溶接において、３００℃程度の比較的低い予熱を行なえば、チル組織の形成を抑制することができ、硬度の異常上昇をきたさず、溶接割れの発生しないＴＩＧ溶接が可能であることが明らかとなった。
【００９０】
一方、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接においては、一般に、溶融金属の冷却・凝固速度が上記実施例での突合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部材と軟鋼部材との異材溶接における球状黒鉛鋳鉄部材側における溶接結果から推定され、低温予熱により良好に行なうことができることがわかった。
【００９１】
なお、上記実施例は、ＴＩＧ溶接による試験結果について説明したが、アーク溶接においても同様な結果が得られる。従って、この発明の溶接材料は、ＴＩＧ溶接及びアーク溶接のいずれにも使用できるものである。
【００９２】
【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低温予熱により行なうことができ、また、球状黒鉛鋳鉄の補修溶接棒を低温予熱により行なうことができる溶接材料を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ビードオンプレート試験用溶接母材の試験片形状を示す斜視図である。
【図２】本発明の溶接材料例を用いた予備実験における球状黒鉛鋳鉄部材と軟鋼部材との溶接部の硬度分布を示すグラフである。
【図３】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図４】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図５】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図６】本発明の他の溶接材料例を用いた図２に準じたグラフである。
【図７】実施例及び比較例の溶接材料を用いた突合せ溶接用母材の試験片形状を示す斜視図である。
【図８】実施例２（ＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤塗布の過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒使用時）の硬度分布を示すグラフである。
【図９】実施例３（Ｃａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤塗布の過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒使用時）の硬度分布を示すグラフである。
【図１０】比較例１（Ｃａ−Ｓｉ−Ｂａ系接種剤塗布の過共晶片状黒鉛鋳鉄製溶接棒使用時）の硬度分布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 ビード
４ 仮付け溶接
５ 球状黒鉛鋳鉄母材
６ 軟鋼母材
７ ルート部
Claims (7)
- 過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＲＥ−Ｓｉ系接種剤が形成されており、且つ、前記棒心線中のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内にあることを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。
- 過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＲＥ−Ｃａ−Ｓｉ系接種剤が形成されており、且つ、前記棒心線中のＳ含有率は、０．０５〜０．６wt.%の範囲内にあることを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。
- 前記接種剤の形成量は、前記接種剤中のＲＥの重量に換算して、前記棒心線の重量（Ｗ）に対する前記接種剤中ＲＥの重量（ｗRE）の比率（（ｗRE／Ｗ）×１００（wt.%））が、前記棒心線中のＳ含有率（wt.%）の２倍以上４倍以下の範囲内にあることを特徴とする、請求項１または２記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。
- 前記棒心線は、
Ｃ ：３．３〜３．８wt.%、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０wt.%
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）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１〜３の内いずれか一つに記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。 - 過共晶片状黒鉛鋳鉄製棒心線の表面にＣａ−Ｓｉ−Ｂｉ系接種剤が形成されており、且つ、前記接種剤の形成量は、前記接種剤中のＢｉの重量に換算して、前記棒心線の重量（Ｗ）に対する前記接種剤中Ｂｉの重量（ｗBi）の比率（（ｗBi／Ｗ）×１００（wt.%））が、０．００５〜０．０２wt.%の範囲内にあることを特徴とする、請求項４記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。
- 前記棒心線は、
Ｃ ：３．３〜３．８wt.%、及び、
Ｓｉ：４．０〜５．０wt.%
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、Ｃ（wt.%）＋０．３１×Ｓｉ（wt.%）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５記載の球状黒鉛鋳鉄と軟鋼との溶接接合用溶接材料。 - 請求項１〜６の内いずれか一つに記載の発明の特徴を有する球状黒鉛鋳鉄の溶接補修用溶接材料。
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