CN101961823B - 填充有焊剂的焊丝 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种填充有焊剂的焊丝，其在由低碳钢或高强度钢构成的钢板的单面对接焊的初层焊接部成为问题的耐热裂性方面优异，且全姿势焊接的焊接作业性及焊接金属的机械特性优异。其用于由低碳钢或高强度钢构成的钢板的焊接，是在钢制外皮内充填焊剂而成，其特征在于，相对于焊丝总质量的焊剂充填率为10～25质量％，相对于焊丝总质量，含有C：0.02～0.10质量％、Si：0.05～1.50质量％、Mn：1.7～4.0质量％、Ti：0.05～1.00质量％、TiO2：5.0～8.0质量％、Al：0.20～1.50质量％、Al2O3：0.05～1.0质量％、Mg：0.3～2.0质量％、N：0.005～0.035质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

Description

填充有焊剂的焊丝
技术领域
本发明涉及一种用于低碳钢或高强度钢构成的钢板的气体保护电弧焊中的填充有焊剂的焊丝。 
背景技术
以往，在钢板的焊接，特别是在单面对接焊中，期望能够抑制初层焊接部(焊接金属)上产生的热裂。作为抑制这种热裂的方法，提出有如下技术。 
例如，专利文献1中，作为改善耐热裂性的方法，提出有降低焊接速度、降低焊接电流等牺牲焊接效率的焊接施工。另外，专利文献1中，作为改善耐热裂性的方法。还提出有，降低焊接金属中的B量，或者降低焊接用金属丝中的杂质中的S含量。 
在专利文献2中，作为改善耐热裂性的方法，提出有以下的方法：通过使焊接用焊丝中包含CaO并在焊接中产生的熔渣中添加CaO，消除背面焊道形状的凹凸。而且在专利文献2中，作为改善耐热裂性的方法，提出有通过提高作为焊丝成分的C量，使背面焊道形成稳定化的方案。 
专利文献3中，作为改善耐热裂性的方法，提出有为了使铁素体系不锈钢的焊接部的焊接金属的结晶粒径微细，作为焊丝成分含有Al、Ti以及N，并使焊接金属中存在Al及Ti的氮化物。 
专利文献1：(日本)特开昭54-130452号公报 
专利文献2：(日本)特开2006-289404号公报 
专利文献3：(日本)特开2002-336990号公报 
但是，专利文献1的改善方法中，存在如下问题，即，由于近年来提高了焊接效率的焊接施工条件越来越适用于更大的范围，并且作为焊丝成分的杂质元素S的含量的降低也有一定的限度，所以不能抑制在焊接金属上产生的热裂。另外，专利文献1中提出的降低作为焊丝成分的B的含量 这一方法，存在如下问题，即，虽然有改善耐热裂性的效果，但会导致其低温韧性降低。
专利文献2的改善方法中，存在如下问题，即，向熔渣中添加CaO这一方法，导致熔渣的粘性和熔点降低，流动性过剩，立姿的焊接中发生焊道滴流等，作业性降低。另外，在最大问题是产生热裂的单面对接焊的初层路径中，由于受到母材稀释的很大影响，专利文献2中提出的较高地限定C量的焊丝中，没有得到稳定的母材稀释，不能得到稳定的耐热裂性。其结果，存在能够使用于焊丝的母材选择范围受限的问题。 
专利文献3的改善方法中，由于焊丝中含有15～25质量％的Cr，N向铁素体系不锈钢的焊接部位的熔解度增加。因此，即使为了充分利用用于使焊接部的结晶粒径细微的Al及Ti的氮化物，而添加大量(0.04～0.2质量％)的N，也不会产生问题。 
但是，其存在如下问题，即，焊接由低碳钢或高强度钢构成的钢板时，N向焊接部位的熔解度小，添加大量N，会超出焊接部位熔解度，从而容易产生发气孔等缺陷。 
另外，使用包含TiO2的焊丝时，焊接金属中存在大量(500～700ppm)的氧，为生成Ti氮化物而添加的Ti的大部分作为氧化物被消耗。因此，需要添加大量用于生成Ti氮化物的Ti，但该情况下，存在由于焊接金属中大部分Ti熔化，焊接金属的凝固温度下降，反而易产生热裂。另外，还存在如下问题，即关于添加大量的Ti，使韧性等机械特征劣化，且从经济性的方面考虑不优选。 
因此，由低碳钢和高强度钢构成的钢板的焊接中，作为抑制焊接部产生的热裂的手段，充分利用Ti的氮化物使焊接部位的结晶粒微细化的措施向来很困难。 
发明内容
因此，本发明是为了解决上述问题点而发明的，因此，其目的在于提供一种填充有焊剂的焊丝，在由低碳钢或高强度钢构成的钢板的单面对接焊的初层焊接部成为问题的耐热裂性优异，且全位置焊接的焊接作业性及焊接金属的机械特性优异。 
为了解决上述问题，本发明的填充有焊剂的焊丝用于由低碳钢或高强度钢构成的钢板的焊接，其是在钢制外皮内充填焊剂而成，其特征在于，相对于焊丝总质量的焊剂充填率为10～25质量％，相对于焊丝总质量，含有C：0.02～0.10质量％、Si：0.05～1.50质量％、Mn：1.7～4.0质量％、Ti：0.05～1.00质量％、TiO2：5.0～8.0质量％、Al：0.20～1.50质量％、Al2O3：0.05～1.0质量％、Mg：0.3～2.0质量％、N：0.005～0.035质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。 
根据所述构成，相对于焊丝总质量的焊剂充填率为规定量，相对于焊丝总质量，含有规定量的C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、Mg及N，由此，能够抑制焊接部(焊接金属)上的热裂，同时提高机械强度，且提高焊接作业性。尤其是，通过含有规定量的Ti、Al、Mg及N，能够将焊接金属中生成的夹杂物的组成抑制成有效促进成核的TiN。其结果，能够使焊接部(焊接金属)的凝固组织微细化，能够抑制热裂。 
根据本发明的填充有焊剂的焊丝，相对于焊丝总质量的焊剂充填率为规定量，并含有规定量的C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、Mg及N，由此，在由低碳钢或高强度钢构成的钢板的单面对接焊的初层焊接部成为问题的耐热裂性优异，且全位置焊接的焊接作业性及焊接金属的机械特性优异。其结果，能够提供品质优异的焊接产品。 
附图说明
图1(a)～(d)是表示本发明的填充有焊剂的焊丝的构成的剖面图； 
图2表示用于评价耐热裂性的焊接母材的坡口形状的剖面图。 
符号说明 
1、填充有焊剂的焊丝(焊丝) 
2、钢制外皮 
3、焊剂 
4、接头 
11、焊接母材 
12、耐火物 
13、铝带 
具体实施方式
对本发明的填充有焊剂的焊丝进行详细的说明。 
本发明的填充有焊剂的焊丝用于由低碳钢或高强度钢构成的钢板的焊接。另外，本发明的填充有焊剂的焊丝适合用于气体保护电弧焊，在单面对接焊中发挥优异的效果，不特别限定焊接方法。 
如图1(a)～(d)所示，填充有焊剂的焊丝(以下称为焊丝)1由形成筒状的钢制外皮2、充填于该筒内的焊剂3构成。另外，焊丝1可以是如图1(a)所示的在没有接缝4的钢制外皮2的筒内充填了焊剂3的无缝型、如图1(b)～(d)所示的在有接缝4的钢制外皮2的筒内充填了焊剂3的焊缝型的任一形态。 
而且，焊丝1的焊剂充填率为规定量，含有规定量的C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、Mg及N，余量由Fe及不可避免的杂质构成。 
下面，记载焊丝成分(焊剂充填率及成分量)的数值范围和其限定理由。焊剂充填率以填充于钢制外皮2内的焊剂的质量相对于焊丝1(钢制外皮2+焊剂3)的总质量的比例来表示。另外，成分量以钢制外皮2和焊剂的成分量的综合来表示，以焊丝1(钢制外皮2+焊剂3)中共包含的各成分的质量相对于焊丝1的总质量的比例表示。另外，构成焊丝1的成分中，C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、Mg及N不论是从钢制外皮2添加，还是从焊剂3添加均可，只要在钢制外皮2及焊剂3中的至少一方中添加即可。 
(焊剂充填率：10～25质量％) 
焊剂充填率不足10％质量时，电弧的稳定性变差，溅射产生量增加，并且发生焊道外观不良，焊接作业性降低。焊剂充填率超过25质量％时，发生焊丝1的断线等，生产性显著变差。 
(C：0.02～0.10质量％，优选为0.03～0.08质量％) 
C是为确保焊接部的可淬性而添加的。C量不足0.02质量％时，由于可淬性不足，从而焊接部的强度、韧性不足。另外，由于低C量，从而在焊接部产生热裂。C量超过0.10质量％时，焊接部的强度过剩，韧性不足。另外，焊接时的溅射产生量或烟气产生量增加，焊接作业性降低。另外，作为被焊接材料的钢材的C量多时，焊接部(焊接金属)的C量增多。而且， C成为引起包晶反应的区域时，焊接部上易产生热裂。另外，作为C源，例如使用Fe-Mn等合金粉、铁粉等。 
(Si：0.05～1.50质量％，优选0.10～1.00质量％) 
Si是为确保焊接部的延性、维持焊道形状而添加的。Si量不足0.05质量％时，焊接部的延性(伸展)不足。另外，焊道形状变差，尤其是向上立焊中，焊道滴流，焊接作业性降低。Si量超过1.50质量％时，在焊接部产生热裂。另外，作为Si源，例如使用Fe-Si、Fe-Si-Mn等合金、K2SiF6等氟化物、锆英砂、硅砂、长石等氧化物。 
(Mn：1.7～4.0质量％，优选2.4～3.7质量％) 
Mn是为确保焊接部的可淬性而添加的。Mn量不足1.7质量％时，焊接部的可淬性不足，韧性降低。另外，由于与作为不可避免的杂质而含有的S相结合得到的MnS量也减少，所以MnS带来的热裂的抑制作用减小，在焊接部产生热裂。Mn量超过4.0质量％时，焊接部的强度过剩，韧性不足。另外，在焊接部产生冷裂。另外，作为Mn源，例如使用Mn金属粉、Fe-Mn、Fe-Si-Mn等合金。 
(Ti：0.05～1.00质量％，优选0.20～1.00质量％) 
Ti(金属Ti)是为改善焊接部(焊接金属)的耐热裂性而添加的。Ti(金属Ti)在焊接时与N结合，能够将焊接金属中生成的夹杂物控制成有效促进成核的TiN。其结果是，使焊接头(焊接金属)的凝固组织微细化，改善焊接部的抑制热裂的作用。Ti量(金属Ti)不足0.05质量％时，上述效果不充分，在焊接部发生热裂。Ti量(金属Ti)超过1.00质量％时，焊接金属重热部易成为硬且脆的贝氏体、马氏体，韧性降低。另外，焊接时的溅射产生量增多，或焊接作业性降低。另外，焊接金属中的Ti熔解而存在，使焊接金属的凝固温度降低，产生热裂。另外，作为Ti源，例如使用Fe-Ti等合金粉。 
(TiO2：5.0～8.0质量％) 
TiO2(Ti氧化物)是为确保全位置焊接的焊接作业性而添加的。TiO2量(Ti氧化物)不足5.0质量％时，向上立焊中，焊道滴流，焊接作业性降低。TiO2量(Ti氧化物)超过8.0质量％时，焊接时的熔渣剥离性劣化，焊接作业性降低。另外，焊剂的体积比重减小，生产性劣化。另外，作为TiO2 源，例如使用金红石。 
(Al：0.20～1.50质量％，优选0.20～0.50质量％) 
Al是强脱氧剂，具有从焊接头(焊接金属)中生成的夹杂物还原由与Al相比脱氧力弱的Ti构成的Ti氧化物，且生成有效促进成核的TiN的效果。其结果是，焊接金属的凝固组织被微细化。另外，使焊接金属的氧量下降，Mn的成品率更稳定。从这些效果来看，焊接部的抑制热裂作用得到改善，韧性也变得稳定化。Al量不足0.20质量％时，脱氧不充分，在焊接部产生热裂。另外，韧性也降低。Al量超过1.50质量％时，焊接部的强度过剩，韧性不足。另外，焊接时的溅射产生量增多，焊接作业性降低。另外，作为Al源，例如使用Al金属粉、Fe-Al、Al-Mg等合金粉。 
(Al2O3：0.05～1.0质量％，优选0.05～0.5质量％) 
Al2O3是为防止平角姿下的焊道形状、向上立姿下的焊道的滴流而添加的。Al2O3量不足0.05质量％时，平角焊下的焊道形状(溶合)变差，另外，向上立焊时产生焊道滴流，焊接作业性降低。Al2O3量超过1.0质量％时，焊接时的熔渣剥离性劣化，焊接作业性降低。另外，作为Al2O3源，例如使用氧化铝及长石等复合氧化物。
(Mg：0.3～2.0质量％，优选0.3～1.0质量％) 
Mg是强脱氧剂，具有从焊接头(焊接金属)中生成的夹杂物还原由与Mg相比脱氧力弱的Ti构成的Ti氧化物，且生成有效促进成核的TiN的效果。其结果是，焊接金属的凝固组织被微细化。另外，使焊接金属的氧量下降，Mn的成品率更稳定。从这些效果来看，焊接部的抑制热裂作用得到改善，韧性也变得稳定化。Mg量不足0.3质量％时，上述效果不充分，在焊接部(初层焊接部)产生热裂。另外，韧性也降低。Mg量超过2.0质量％时，焊接部的强度过剩，韧性不足。另外，溅射产生量增多。另外，作为Mg源，例如使用金属Mg、Al-Mg、Fe-Si-Mg等金属粉、合金粉。 
(N：0.005～0.035质量％) 
N是为生成有效促进成核的TiN而不可缺的成分。而且，由于生成TiN，从而焊接金属的凝固组织微细化，耐热裂性得到改善。N量不足0.005质量％时，上述效果不充分，在焊接部(初层焊接部)产生热裂。N量超过0.035质量％时，焊接金属中产生气孔。另外，焊接部的强度过剩，韧性降 低。另外，作为N源，例如使用N-Cr、Fe-N-Cr、N-Si、N-Mn、N-Ti等金属氮化物。 
(Fe) 
剩余部分的Fe是构成钢制外皮2的Fe、及/或焊剂3中添加的铁粉、合金粉的Fe。 
(不可避免的杂质) 
作为剩余部分的不可避免的杂质，列举出S、P、Ni、O、Zr等，允许在不妨碍本发明的效果的范围内含有。S量、P量、Ni量、O量、Zr量分别优选为0.050质量％以下，该量为钢制外皮2和焊剂3中的各成分量的总和。 
另外，本发明的焊丝1中，选择钢制外皮2及焊剂3的各成分(各成分量)，以使制造焊丝时焊丝成分(成分量)为上述范围内。另外，本发明的焊丝1也可以在其表面上实施镀Cu，相对于焊丝总质量，也可以含有0.35质量％以下的Cu。 
另外，本发明的焊丝1的制造方法例如包含：由具有规定组成的带钢形成筒状的钢制外皮2的工序；向该钢制外皮2的内部充填具有规定组成的焊剂3的工序；将充填有焊剂3的钢制外皮2拉丝加工至规定的外径，从而制成焊丝1的工序；根据需要在焊丝1的表面进行镀Cu的工序。但是，如果能制造焊丝1，则并不限定于上述制造方法。 
[实施例] 
关于本发明的填充有焊剂的焊丝，将满足本发明的条件的实施例和不满足本发明的条件的比较例进行比较并具体地说明。 
在钢制外皮(钢使用含有C：0.03质量％、Si：0.02质量％、Mn：0.25质量％、P：0.010质量％、S：0.008质量％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢)的内侧充填焊剂，制作由表1、表2所示的焊丝成分构成的焊丝直径1.2mm的图1(b)所示的焊缝型填充有焊剂的焊丝(实施例：No.1～20、比较例：No.21～40)。 
另外，焊丝成分通过以下的测定方法进行测定并计算。 
C量通过“燃烧红外线吸收法”进行测定，N量通过“惰性气体熔化热导法”进行测定，Si量、Mn量、Mg量通过“ICP发光分光分析法” 进行测定。 
TiO2量(作为TiO2等存在，不包含Fe-Ti)通过“氧分解法”进行测定。用于氧分解法的溶媒使用王水，将焊丝全部溶解。由此，焊丝1中包含的Ti源(Fe-Ti等)向王水溶解，但TiO2源(TiO2等)相对于王水不溶，因此，没有完全溶解。使用滤纸(滤纸规格为5C目的孔径)过滤该溶液，将残渣和滤纸一起转移到镍制坩埚，通过煤气燃烧器进行加热并灰化。接着，加入碱溶剂(氢氧化钠和过氧化钠的混合物)，再次通过燃烧器进行加热并熔化残渣。接着，添加18质量％盐酸将熔融物溶液化后，向容量瓶转移，进一步添加纯水并进行混合，得到分析液。通过“ICP发光分光分析法”测定分析液中的Ti浓度。将该Ti浓度换算成TiO2量，算出TiO2量。 
对于Ti量(作为Fe-Ti等存在，不包含TiO2等)，通过“氧分解法”将焊丝全部向王水溶解，过滤不溶的TiO2源(TiO2等)，将该溶液作为包含于焊丝1的Ti源(Fe-Ti等)而得到，由此，使用“ICP发光分光分析法”，作为Ti量(Fe-Ti等)，求出其存在量。 
Al2O3量(作为氧化铝及长石等的复合氧化物存在，不包含Al金属粉等合金粉)通过“氧分解法”进行测定。用于氧分解法的溶媒使用王水，并将焊丝全部溶解。由此，焊丝1中包含的Al源(Al金属粉等合金粉)向王水溶解，但Al2O3源(氧化铝及长石等的复合氧化物)相对于王水不溶，因此，没有完全溶解。使用滤纸(滤纸规格为5C目的孔径)过滤该溶液，将残渣和滤纸一起转移到镍制坩埚，通过煤气燃烧器进行加热并灰化。接着，加入碱溶剂(氢氧化钠和过氧化钠的混合物)，再次通过燃烧器进行加热并熔化残渣。接着，添加18质量％盐酸将熔融物溶液化后，向容量瓶转移，进一步添加纯水并进行混合，得到分析液。通过“ICP发光分光分析法”测定分析液中的Al浓度。将该Al浓度换算成Al2O3量，算出Al2O3量。对于Al量(作为Al金属粉等合金粉存在，不包含氧化铝及长石等的复合氧化物)，通过“氧分解法”将焊丝全部向王水溶解，过滤不溶的Al2O3源(氧化铝及长石等的复合氧化物)，将该溶液作为包含于焊丝1的Al源(Al金属粉等合金粉)而得到，由此，使用“ICP发光分光分析法”，作为Al量(Al金属粉等合金粉)，求出其存在量。 
表1 
Figure BSA00000205652100091
(注)余量为Fe及不可避免的杂质 
[表2] 
Figure BSA00000205652100092
(注)余量为Fe及不可避免的杂质 
使用制作好的填充有焊剂的焊丝，通过如下所示的方法，对耐热裂性、机械性质(拉伸强度、吸收能量)、焊接作业性进行评价。基于该评价结果，进行实施例及比较例的填充有焊剂的焊丝的综合评价。 
(耐热裂性) 
将JIS G3106SM400B钢(含有C：0.12质量％、Si：0.2质量％、Mn：1.1质量％、P：0.008质量％、S：0.003质量％，余量为Fe及不可避免的杂质)构成的焊接母材，以表3所示的焊接条件进行单面焊接(向下对接焊)。 
[表3] 
  保护气体   100％CO2气体
  焊接电流   260A
  焊接电压   31V
  焊接速度   400mm/分
  焊丝给送速度   16.0±1.0m/分
  运条方法   直线(重复三次)
如图2所示，焊接母材11具有V形状的坡口，在该V形状的坡口的背面配置有耐火物12及铝带13等构成的衬底材料。而且，将坡口角度设为35°，将配置了陶器制的衬底材料的部分的通路间隔设为4mm。焊接完成后，关于初层焊接部(除了焊口部)，通过X线透过试验(JIS Z3104)，确认内部裂纹的有无，测定裂纹产生部分的总长度，算出裂纹率。在此，裂纹率通过裂纹率W＝(裂纹产生部分的总长度)/(初层焊接部长度(除了焊口部))×100算出。以该裂纹率评价耐热裂性。评价基准为裂纹率为：0％时，视为“优：O”，有裂纹时，视为“差：X”。将其结果表示于表4、表5。 
(机械性质) 
基于JIS Z3313，对作为拉伸强度、韧性的评价基准的0℃吸收能量进行评价。拉伸强度的评价基准为：490MPa以上640MPa以下时，视为“优：O”，不足490MPa或者超过640MPa时，视为“差：X”。0℃吸收能量的评价基准为：60J以上时，视为“优：O”，不足60J时，视为“差：X”。另外，基于JIS Z3313，评价伸展时，该评价标准为：22％以上时，视为“优： O”，不足22％时，视为“差：X”。将其结果表示于表4、表5。 
(焊接作业性) 
使用与耐热裂性相同的焊接母材，进行向下角焊、平角焊、向上立角焊、向下立角焊四种焊接，对作业性进行感官评价。在此，向下角焊试验、平角焊试验及向下立焊试验的焊接条件与上述耐热裂性相同(参照表3)。向上立角焊试验的焊接条件设为焊接电流200～220A，电弧电压24～27V。另外，评价基准为：没有溅射产生、烟气产生、焊道滴流、焊道外观不良等，且没有产生冷裂或气孔、生产中的断线等焊接不良时，视为“优：O”，产生了焊接不良时，视为“差：X”。将其结果表示于表4、表5。 
(综合评价) 
关于综合评价的基准，上述评价项目中，耐热裂性为“O”且机械性质及焊接作业性为“O”时，视为“优：O”，上述评价项目的至少一个为“X”时，视为“差：X”。将其结果表示于表4、表5。 
[表4] 
Figure BSA00000205652100121
[表5] 
如表1、表4所示，实施例(No.1～20)由于其全部的焊丝成分满足了本发明的范围，因此，耐热裂性、机械性质及焊接作业性全部为优，综合评价也为优。 
如表2、表5所示，比较例(No.21)由于C量不足下限值，因此，耐热裂性及机械性质差，综合评价也差。比较例(No.22)由于C量超过上限值，因此，机械性质及耐热裂性及焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.23) 由于Si量不足下限值，因此，焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.24)由于Si量超过上限值，因此，耐热裂性为差，综合评价也差。 
比较例(No.25)由于Mn量不足下限值，因此，耐热裂性及机械性质差，综合评价也差。比较例(No.26)由于Mn量超过上限值，因此，机械性质及焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.27)由于Ti量不足下限值，因此，耐热裂性差，综合评价也差。比较例(No.28)由于Ti量超过上限值，因此，耐热裂性及机械性质及焊接作业性差，综合评价也差。 
比较例(No.29)由于TiO2量不足下限值，因此，焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.30)由于TiO2量超过上限值，因此，焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.31)由于Al量不足下限值，因此，耐热裂性及机械性质差，综合评价也差。比较例(No.32)由于Al量超过上限值，因此，机械性质及焊接作业性差，综合评价也差。 
比较例(No.33)由于Al2O3量不足下限值，因此，焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.34)由于Al2O3量超过上限值，因此，焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.35)由于Mg量不足下限值，因此，耐热裂性及机械性质差，综合评价也差。比较例(No.36)由于Mg量超过上限值，因此，机械性质及焊接作业性差，综合评价也差。 
比较例(No.37)由于N量不足下限值，因此，耐热裂性差，综合评价也差。比较例(No.38)由于N量超过上限值，因此，机械特性及焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.39)由于焊剂充填率不足下限值，因此，焊接作业性差，综合评价也差。比较例(No.40)由于焊剂充填率超过上限值，因此，焊丝生产中发生断线，综合评价差。 
从以上的结果可证实，实施例(No.1～20)与比较例(No.21～40)相比，作为填充有焊剂的焊丝1更优异。 

Claims (1)

1.一种填充有焊剂的焊丝，其用于由低碳钢或高强度钢构成的钢板的焊接，其是在钢制外皮内充填焊剂而成，其特征在于，
相对于焊丝总质量的焊剂充填率为10～25质量％，
相对于焊丝总质量，含有：
C：0.02～0.10质量％、
Si：0.05～1.50质量％、
Mn：1.7～4.0质量％、
Ti：0.05～1.00质量％、
TiO2：5.0～8.0质量％、
Al：0.20～1.50质量％、
Al2O3：0.05～1.0质量％、
Mg：0.3～2.0质量％、
N：0.005～0.035质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
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