CN102485410A - 填充焊剂焊丝 - Google Patents

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Abstract

提供一种填充焊剂焊丝，其在由软钢或高张力钢构成的钢板的单面对接接头焊接的初层焊接部构成问题的耐高温裂纹性优异，全姿势焊接中的焊接操作性和焊接金属机械的性质优异。其是一种被用于由软钢或高张力钢构成的钢板的焊接、且在钢制外皮内填充有焊剂而成的填充焊剂焊丝，其特征在于，相对于焊丝总质量的焊剂填充率为规定量，相对于焊丝总质量以规定量含有C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、B、N、Ni(含0质量％)、Cu(含0质量％)，满足10≥(Ni+14×C+0.29×Mn+0.30×Cu)/(1.5×Si)≥2.5(式中的元素符号表示该元素的含量(质量％))。

Description

填充焊剂焊丝
技术领域
本发明涉及由软钢和高张力钢构成的钢板的气体保护电弧焊所使用的填充焊剂焊丝(日文：フラックス入りヮィャ)，特别是涉及二氧化钛系填充焊剂焊丝。
背景技术
由软钢和高张力钢构成的钢板的焊接所使用的填充焊剂焊丝，与实芯焊丝相比较，焊道外观和焊接操作性良好，熔敷效率也优异，因此其使用量逐年增加。可是，填充焊剂焊丝与实芯焊相比，因为焊接速度大，所以特别是在单面对接接头焊接的初层焊接部有容易发生高温裂纹的倾向。作为抑制这样的高温裂纹发生的方法，提出有如下的技术。
例如在专利文献1中，作为改善耐高温裂纹的方法，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。另外在专利文献1中，作为改善耐高温裂纹性的方法，还提出降低焊接金属中的B量，或降低焊接用焊丝中的杂质中的S含量。
但是，在专利文献1的改善方法中存在的问题是，近来，提高焊接效率的焊接施工条件的应用正在扩大，另外，作为焊丝成分的杂质元素的S含量的降低也存在局限，从而不能抑制在焊接金属上发生的高温裂纹。另外还存在的问题是，作为专利文献1所提出的降低焊丝成分的B的含量，虽然在耐高温裂纹性的改善上有效果，但却招致低温韧性的降低。
因此，作为进一步改善耐高温裂纹性的方法而提出专利文献2.
在专利文献2中，作为改善奥氏体系不锈钢的耐高温裂纹性的方法，提出的是控制凝固模式。于是，在专利文献2的段落0016中，详细记述了“ステンレス鋼の溶接第1版(不锈钢的焊接第一版)(作者：西本和俊、夏目松吾、小川和博、松本长，发行年：平成13年，出版社：产报出版)”的第87～88页中，关于活用δ铁素体的用于抑制焊接凝固裂纹的机理，说明的是，焊接凝固裂纹的抑制，在铁素体成为初晶的凝固模式下，即“FA模式”时，能够通过δ铁素体向奥氏体的相变造成的液相的切断来实现。
另外在专利文献2中，对于上述研究来说，最终还是在初相之后结晶出的相(例如“FA模式”的凝固的情况下为奥氏体)的结晶对焊接凝固裂纹的抑制有效，在这样的构想下，对于各种奥氏体系不锈钢焊接金属中，初相之后结晶出的相的结晶特性进行详细地调查。其结果判明，首先，凝固模式不仅在前述的铁素体成为初晶的“FA模式”时，在奥氏体成为初相的凝固模式、即“AF模式”时，初相后结晶出的相也成为从焊接凝固中的液相中央部结晶/生长的分离共晶型。于是达成了如下构想：如果控制初相结晶后结晶出的奥氏体或δ铁素体的结晶时机，使之早期化，切断膜状残存的液相，由此切断裂纹发生的传播方向，则不限于“FA模式”的情况，即使在“AF模式”的情况下，也能够抑制随着P含量的增加而来的焊接凝固裂纹敏感性的增大，即能够抑制焊接凝固裂纹的发生的增加。
【以往技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开昭54-130452号公报
【专利文献2】日本特开2008-30076号公报
但是，在专利文献2的改善方法中，作为控制凝固模式的方法，显示的是像奥氏体系不锈钢这样不锈钢系合金中其具体的方法。但是，作为改善本发明的对象的软钢等耐高温裂纹性的方法，关于控制凝固模式的方法未显示具体的方法，也没有显示成分设计方针这样的方针。
另外，即使将不锈钢合金中提出的凝固模式的预测式应用于软钢，仍存在如下问题：该凝固模式预测式本来在不锈钢合金中构筑，对软钢等应用时的凝固模式的预测精度低。
此外，如专利文献2所示，在“控制在初相结晶之后结晶出的奥氏体或δ铁素体的结晶时机，使之早期化，切断膜状残存的液相，由此切断裂纹发生的传播方向，从而能够抑制焊接凝固裂纹的发生的增加”这样的研究方法中，对本发明的对象的软钢等的耐高温裂纹性改善不充分。这在于如下这点：软钢等的组成范围中的凝固模式，已经是“FA模式”，即使应用上述研究，也不能进一步改善耐高温裂纹性。因此，在专利文献2的改善方法中，现状是对于最近的焊接施工效率进一步改善的要求，得不到充分的耐高温裂纹特性。
发明内容
因此，本发明为了解决这样的问题点而完成的，其目的在于，提供一种填充焊剂焊丝，其在由软钢或高张力钢构成的钢板的单面对接接头焊接的初层焊接部构成问题的耐高温裂纹性优异，全姿势焊接中的焊接操作性和焊接金属机械的性质优异。
为了解决前述课题，本发明者们认识到，将焊接金属中的夹杂物控制为Ti系氧化物组成，从而使焊接接头(焊接金属)的凝固组织微细化，以改善焊接部(初层焊接部)的耐高温裂纹性，并且在作为凝固模式的“FA模式”内，有耐高温裂纹性更优异的区域，并且发现了控制方法。
其控制方法着眼于，高温裂纹这样的现象，是在焊接凝固末期，凝固收缩应力在膜状残存的液膜上起作用而产生的，作为控制高温裂纹的手段，是将作为奥氏体形成元素的Ni、C、Mn和Cu，与作为铁素体形成元素的Si的比控制在规定的范围内。其结果是，在“FA模式”中，以往是在δ铁素体相、奥氏体相和液相这三相共存的状态下结束焊接凝固，相对于此，在本发明中，是在奥氏体相和液相这两相共存的状态下结束焊接凝固。因此在本发明中，在焊接凝固末期，没有从δ铁素体相向奥氏体相的包晶相变，伴随该包晶相变而来的相变收缩应力，即凝固收缩应力相比以往有所降低，因此耐高温裂纹性得到改善。
具体来说，本发明的填充焊剂焊丝，是被用于由软钢或高张力钢构成的钢板的焊接、且在钢制外皮内填充有焊剂而成的填充焊剂焊丝，其特征在于，相对于焊丝总质量的焊剂填充率为10～25质量％，相对于焊丝总质量，含有C：0.02～0.08质量％、Si：0.10～1.50质量％、Mn：1.7～4.0质量％、Ti：0.05～1.00质量％、TiO2：1.0～8.0质量％、Al：0.20～1.50质量％、Al2O3：0.05～1.0质量％、B：0.003～0.02质量％、N：0.005质量％以下、Ni：3.0质量％以下(含0质量％)、Cu：3.0质量％以下(含0质量％)，并满足下式(1)。
10≥(Ni+14×C+0.29×Mn+0.30×Cu)/(1.5×Si)≥2.5…(1)
还有，式(1)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。
根据所述构成，相对于焊丝总质量的焊剂填充率为规定量，相对于焊丝总质量，含有规定量的C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、B、N、Ni和Cu，由此焊接部的高温裂纹得到抑制，并且机械的性质提高，并且焊接操作性提高。特别是通过含有规定量的Ti和Al，能够将焊接金属中生成的夹杂物的组成控制为对促进核生成有效的Ti系氧化物组成，焊接部的凝固组织得到微细化，高温裂纹受到抑制。另外，通过使式(1)所表示的奥氏体形成元素(Ni、C、Mn和Cu)和铁素体形成元素(Si)的比在规定范围，凝固收缩应力被降低，焊接部的高温裂纹得到抑制。
另外，本发明的填充焊剂焊丝，其特征在于，所述填充焊剂焊丝还含有从如下之中选择的至少一种：相对于焊丝总质量，Mg：0.01～2.0质量％；稀土化合物的一种或两种以上：以稀土元素换算值计为0.0005～0.5质量％；Ca：0.0002～0.2质量％。
根据所述构成，通过含有从规定量的Mg、稀土化合物、Ca构成的组中选择的至少一种，焊接中的高温裂纹得到进一步抑制，并且机械的性质进一步提高。
此外，本发明的填充焊剂焊丝，其特征在于，所述填充焊剂焊丝还含有从如下之中选择的至少一种：相对于焊丝总质量，Mo：0.1～2.0质量％、Co：0.01～2.0质量％、Zr：0.01～1.0质量％。
根据所述构成，通过含有从Mo、Co、Zr构成的组中选择的至少一种，焊接部的机械的性质进一步提高。
根据本发明的填充焊剂焊丝，焊剂填充率为规定量，含有规定量的C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、B、N、Ni和Cu，满足由式(1)表示的奥氏体形成元素和铁素体形成元素的比，还以规定量含有从Mg、稀土化合物、Ca构成的组中选择的至少一种，或者还以规定量含有从Mo、Co、Zr构成的组中选择的至少一种，则由软钢或高张力钢构成的钢板的单面对接接头焊接的初层焊接部构成问题的耐高温裂纹性优异，全姿势焊接中的焊接操作性和焊接金属机械的性质优异。其结果是，能够提供品质优异的焊接制品。
附图说明
图1(a)～(d)是表示本发明的填充焊剂焊丝的结构的剖面图。
图2是表示用于耐高温裂纹性的评价的焊接母材的开槽形状的剖面图。
具体实施方式
对于本发明的填充焊剂焊丝进行详细说明。
本发明的填充焊剂焊丝被用于由软钢或高张力钢构成的钢板的焊接。另外，本发明的填充焊剂焊丝还适用于气体保护电弧焊，在单面对接接头焊接中也发挥着优异的效果，焊接方法没有特别限定。
如图1(a)～(d)所示，填充焊剂焊丝(以下称为焊丝)1由形成为筒状的钢制外皮2和填充在该筒内的焊剂3构成。另外，焊丝1也可以是以下任意一种形态：在图1(a)所示的这种在无接头钢制外皮2的筒内填充有焊剂3的无缝型；在图1(b)～(d)所示这种在有接头4的钢制外皮2的筒内填充有焊剂3的接缝型。
而且，焊丝1其特征在于，焊剂填充率为规定量，含有规定量的C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、B、N、Ni和Cu，满足下式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
10≥(Ni+14×C+0.29×Mn+0.30×Cu)/(1.5×Si)≥2.5…(1)
还有，式(1)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。
以下，展示焊丝成分的数值范围及其限定理由。在此，焊剂(flux)填充率是由相对于焊丝1(钢制外皮2+焊剂3)的总质量的比例，规定在钢制外皮2内所填充的焊剂的质量。另外，各成分的成分量由钢制外皮2和焊剂3中的成分量的总和表示，由相对于焊丝1的总质量的比例，规定焊丝1(钢制外皮2+焊剂3)所含的各成分的质量。还有，构成焊丝1的成分(C、Si、Mn、Ti、TiO2、Al、Al2O3、B、N、Ni、Cu，后述的Mg、稀土化合物、Ca、Mo、Co、Zr)或是从钢制外皮2添加，或是从焊剂3添加都无妨，由钢制外皮2和焊剂3的至少一方进行添加即可。
(焊剂填充率：10～25质量％)
焊剂填充率低于10质量％时，电弧的稳定性差，飞溅发生量增加，并且发生焊道外观不良，焊接操作性降低。焊剂填充率超过25质量％时，焊丝1的断线等发生，生产率显著劣化。
(C：0.02～0.08质量％)
C用于确保焊接部的淬火性而添加。C低于0.02质量％时，淬火性不足，从而导致焊接部的强度(抗拉强度)和韧性(0℃吸收能)不足。若C量超过0.08质量％，则焊接部的强度过大，韧性降低，并且焊接时的飞溅发生量或烟尘发生量增加，焊接操作性降低。另外，作为被焊接材的钢材的C量多时，焊接部(焊接金属)的C量变多，因此凝固温度降低，在焊接部容易发生高温裂纹。还有，作为C源，例如使用钢制外皮2、Fe-Mn等的合金粉末、铁粉等。
(Si：0.10～1.50质量％，优选为0.10～1.00质量％)
Si是为了确保焊接部的延展性，维持焊道形状而添加的。Si量低于0.10质量％时，焊接部的延展性(拉伸率)不足。另外，焊道形状变差，特别是在向上立焊中焊道下垂，焊接操作性降低。若Si量超过1.50质量％，则在焊接部发生高温裂纹。还有，作为Si源例如使用钢制外皮2；Fe-Si、Fe-Si-Mn等合金；K2SiF6等氟化物；锆砂、硅砂、长石等氧化物。
(Mn：1.7～4.0质量％，优选为2.5～3.7质量％)
Mn是为了确保焊接部的淬火性而添加地。Mn量低于1.7质量％时，焊接部的淬火性不足，韧性降低。另外，其与作为不可避免的杂质被含有的S结合而得到的MnS量也变少，因此来自MnS的高温裂纹的抑制作用变小，在焊接部发生高温裂纹。若Mn量超过4.0质量％，则焊接部的强度过剩，韧性不足。另外，在焊接部发生低温裂纹。还有，作为Mn源例如使用钢制外皮2；Mn金属粉末；Fe-Mn、Fe-Si-Mn等合金。
(Ti：0.05～1.00质量％，优选为0.20～1.00质量％)
Ti(金属Ti)是为了改善焊接部(初层焊接部)的耐高温裂纹性而添加的。Ti(金属Ti)在焊接时有助于脱氧反应，能够将焊接金属中的夹杂物控制为Ti系氧化物，其结果是能够使焊接接头(焊接金属)的凝固组织微细，焊接部的高温裂纹抑制作用得到改善。Ti量(金属Ti)低于0.05质量％时，上述效果不充分，焊接部发生高温裂纹。若Ti量(金属Ti)超过1.00质量％，则焊接金属再热部容易变成硬而脆的贝氏体、马氏体，韧性降低。另外，焊接时的飞溅发生量变多，焊接操作性降低。此外，焊接金属中的Ti溶存存在，使焊接金属的凝固温度降低，发生高温裂纹。还有，在本发明的焊丝1中，如后述与现有的焊丝相比，Al量多，因此大量添加Ti时，焊接金属中的Ti氧化物被Al还原，Ti在焊接金属中溶存而大量存在。另外作为Ti源，例如使用钢制外皮2、Fe-Ti等的合金粉末。
(TiO2：1.0～8.0质量％，优选为3.0～8.0质量％)
TiO2(Ti氧化物)是为了确保全姿势焊接性而添加的。TiO2量(Ti氧化物)低于1.0质量％时，在向上立焊中焊道下垂，焊接操作性降低。若TiO2量(Ti氧化物)超过8.0质量％，则焊接时的熔渣剥离性劣化，焊接操作性降低。另外，焊剂的体积比重小，生产率劣化。还有，作为TiO2源例如使用金红石等。
(Al：0.20～1.50质量％，优选为0.20～0.50质量％)
Al(金属Al)是强脱氧剂，其能够从焊接接头(焊接金属)中生成的夹杂物中，还原脱氧力比Al弱的由Si所构成的SiO2，使夹杂物的组成能够控制为对促进核生成有效的Ti系氧化物组成的夹杂物。其结果是能够使焊接金属的凝固组织微细。此外，其还使焊接金属的氧量降低，Mn的提取稳定。利用这些效果，焊接部的高温裂纹抑制作用改善，韧性也稳定化。Al量低于0.20质量％时，脱氧不充分，焊接部发生高温裂纹。另外韧性也降低。若Al量超过1.50质量％，则焊接时的飞溅发生量变多，焊接操作性降低。还有，作为Al源，例如使用钢制外皮2；Al金属粉末；Fe-Al、Al-Mg等合金粉末。
(Al2O3：0.05～1.0质量％，优选为0.05～0.5质量％)
Al2O3(Al氧化物)用于确保水平角焊姿势下的焊道形状，防止向上立焊姿势下的焊道下垂而添加。Al2O3量低于0.05质量％时，水平角焊下的焊道形状(熔合)差，另外向上立焊中发生焊道下垂，焊接操作性降低。若Al2O3量超过1.0质量％，则焊接时的熔渣剥离性劣化，焊接操作性降低。还有，作为Al2O3源，例如使用氧化铝和长石等复合氧化物。
(B：0.003～0.02质量％)
B溶存在γ晶界偏析，具有抑制初析铁素体的生成的效果，对改善焊接金属的韧性有效。B量低于0.003质量％时，大部分的B作为BN被固定化为氮化物，没有抑制初析铁素体的生成的效果。若B量超过0.02质量％，则焊接金属的高温裂纹容易发生。还有，作为B源，例如使用Fe-B、Fe-Si-B、雾化B等合金和B2O3等复合氧化物。
(N：0.005质量％以下)
N在提高焊接金属的强度上是有效的元素。但是若N量超过0.005质量％，则大部分的B作为BN被固定为氮化物，没有抑制初析铁素体的生成的效果，得不到韧性改善效果，因此韧性降低。还有，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。
(Ni：3.0质量％以下(含0质量％))
Ni对于提高焊接金属的韧性是极其有效的元素。
Ni量超过3.0质量％时，焊接金属中的N的饱和溶解度降低，有可能发生气孔，韧性降低。另外，Ni的优选范围是0.01～3.0质量％。还有，焊丝1中，如果后述的表示奥氏体形成元素和铁素体形成元素的比的式(1)在的规定的范围内，则也可以不含Ni，即Ni量为0质量％。另外，作为Ni源，例如使用Ni金属粉等。
(Cu：3.0质量％以下(含0质量％))
Cu是在提高焊接金属的韧性上具有极其有效的效果的元素。
Cu量超过3.0质量％时，焊接金属的强度变大，韧性降低。还有，如果后述的表示奥氏体形成元素和铁素体形成元素的比的式(1)在的规定的范围内，则焊丝1也可以不含Cu，即Cu量为0质量％。另外作为Cu源，例如使用Cu金属粉。此外，Cu也可以通过在焊丝1的表面镀金而使焊丝1含有。
10≥(Ni+14×C+0.29×Mn+0.30×Cu)/(1.5×Si)≥2.5…(1)
还有，式(1)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。
式(1)表示奥氏体形成元素(Ni、C、Mn和Cu)与铁素体形成元素(Si)的比，在焊丝1满足式(1)时，初相中生成δ铁素体相后，在只有奥氏体相和液相这两相共存的状态下，焊接部的凝固结束。其结果是，能够抑制焊接部的由包晶相变引起的凝固收缩应力的增大。即，凝固收缩应力降低。其结果是，能够防止焊接部的高温裂纹的发生。另外，焊丝1低于式(1)的下限时，在δ铁素体相、奥氏体相和液相这三相共存的状态下焊接部的凝固结束，因此在焊接部发生从δ铁素体相向奥氏体相的包晶相变，由于相变收缩应力导致焊接部的凝固收缩应力的增大。其结果是，在焊接部发生高温裂纹。另一方面，如果焊丝1超过式(1)的上限，则在初相中生成奥氏体相后，在只有奥氏体相和液相这两相共存的状态下，焊接部的凝固结束。因为初相是奥氏体相，所以P、S的杂质元素向液相的稠化得到促进，耐高温裂纹性降低，高温裂纹发生。
如前述，式(1)其定义是为了使构成凝固收缩应力的增大的原因的包晶相变等不要发生，此外还使P、S的杂质元素向液相的稠化不要促进而使凝固结束。于是，从构成焊丝的成分之中，选择作为奥氏体形成元素的Ni、C、Mn和Cu，以及作为铁素体形成元素的Si，预先进行预备实验，以计算出该奥氏体形成元素和铁素体形成元素的比的范围和各形成元素的系数。
(Fe)
余量Fe是构成钢制外皮2的Fe和/或焊剂3中所添加的铁粉、合金粉末的Fe。
(不可避免的杂质)
作为余量的不可避免的杂质，可列举S、P、W、Ta、Cr、Nb、V、O等，允许在不妨碍本发明的效果的范围内含有。S量、P量、W量、Ta量、O量分别优选为0.050质量％以下，Cr量优选为2.0质量％以下，Nb量、V量分别优选为0.1质量％以下。而且，其量为钢制外皮2和焊剂3中的各成分量的总和。
若S量、P量超过0.050质量％，则焊接金属的耐高温裂纹性显著劣化。若W量、Ta量超过0.050质量％，Cr量超过2.0质量％，Nb、V量超过0.1质量％，则焊接金属中的氧化物量增加，韧性降低。
本发明的焊丝1的特征在于，除了上述成分以外，还含有从规定量的Mg、稀土化合物的一种或两种以上和Ca构成的组中选择的至少一种。
Mg、稀土化合物和Ca的脱氧力、脱硫力优异。优异的脱氧力可以将焊接金属中的夹杂物控制为对促进核生成有效的Ti系氧化物组成，能够使焊接接头(焊接金属)的凝固组织微细。另外，优异的脱硫力使之与作为不可避免的杂质而含有的S结合，形成硫化物。其结果是焊接部的耐高温裂纹性改善。此外，因为使焊接金属的氧量降低，Mn的提取稳定，因此韧性也稳定。
(Mg：0.01～2.0质量％，优选为Mg：0.3～1.0质量％)
Mg量低于0.01质量％时，上述效果不充分，在焊接部(初层焊接部)发生高温裂纹。另外，脱氧不充分，韧性也降低。若Mg量超过2.0质量％，则飞溅发生量变多。还有，作为Mg源，例如使用金属Mg、Al-Mg、Fe-Si-Mg等的金属粉、合金粉。
(稀土化合物：以稀土元素换算值计为0.0005～0.5质量％)
(Ca：0.0002～0.2质量％)
稀土化合物以稀土元素换算值计低于0.0005质量％时，上述效果不充分，焊接部(初层焊接部)发生高温裂纹。另外脱氧不充分，韧性也降低。若稀土化合物以稀土元素换算值计超过0.5质量％，则飞溅发生量变多，电弧不稳定，焊道外观不良。
本发明所说的稀土元素，是指Sc、Y和原子序号57(La)～71(Lu)的元素。另外，所谓稀土化合物，是指稀土元素的氧化物(包括Nd2O3、La2O3、Y2O3、CeO3、Ce2O3、Sc2O3等的单体的氧化物或它们的复合氧化物，以及独居石、氟碳铈矿、褐帘石、氟镁石、磷钇矿、硅铍钇矿等的稀土氧化物的矿石)、氟化物(CeF3、LaF3、PmF3、SmF3、GdF3、TbF3等)和合金(稀土元素-Fe、稀土元素-Fe-B、稀土元素-Fe-Co、稀土元素-Fe-Si、稀土元素-Ca-Si等)、铈合金料。
Ca低于0.0002质量％时，上述效果不充分，焊接部(初层焊接部)发生高温裂纹。另外，脱氧不充分，韧性也降低。若Ca超过0.2质量％，则飞溅发生量变多，电弧不稳定，焊道外观不良。还有，作为Ca源，例如使用纯Ca、含Ca的合金或Ca氧化物等。
本发明的焊丝1的特征在于，除了上述成分以外，还含有规定量的从Mo、Co、Zr之中的选择的至少一种。
(Mo：0.1～2.0质量％)
(Co：0.01～2.0质量％)
Mo、Co均具有使焊接金属的强度提高的效果。可以根据需要，出于调整强度的目的而使之含有。为了具有上述效果，需要分别添加上述下限浓度以上的Mo、Co。另一方面，如果添加超过上述上限浓度，则焊接金属强度过大，韧性降低。
(Zr：0.01～1.0质量％)
Zr使碳化物在焊接金属中析出，具有提高焊接金属的强度的效果。可以根据需要，出于调整强度的目的而使之含有。为了具有上述效果，需要添加0.01质量％以上的Zr。另一方面，如果添加超过1.0质量％，则飞溅发生量变多，焊接操作性劣化。另外，焊接金属的强度变得过大，韧性降低。
本发明的焊丝1，在焊丝制作时，使所述焊丝成分(成分量)处于所述范围内，如此选择钢制外皮2和焊剂3的各成分(各成分量)。
另外，本发明的焊丝1的制造方法，例如包括如下工序：以具有规定的组成的带钢形成筒状的钢制外皮2的工序；在该钢制外皮2的内部填充具有规定的组成的焊剂3的工序；对于填充有焊剂3的钢制外皮2进行拉丝加工直到规定的外径而成为焊丝1的工序；根据需要对焊丝1的表面进行镀Cu的工序。但是，只要能够制造焊丝1即可，而并不限定为前述的制造方法
【实施例】
将满足本发明的要件的实施例和不满足本发明的要件的比较例进行比较，对于本发明的填充焊剂焊丝具体加以说明。
在钢制外皮(钢使用含有C：0.02质量％、Si：0.02质量％、Mn：0.25质量％、P：0.010质量％、S：0.008质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢)的内侧填充焊剂，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)所示的接缝型的填充焊剂焊丝(实施例：No.1～21、比较例No.22～43)。
还有，焊丝成分由以下的测量方法测量、计算。
C量通过“燃烧红外线吸收法”测量，N量通过“惰性气熔热传导法”测量，Si量、Mn量、B量、Ni量、Cu量、Mg量、稀土类元素量、Ca量、Mo量和Zr量通过“ICP光谱分析法”测量。还有，稀土类元素测量Ce、La，其总量显示在表1、表2中。
TiO2量(作为TiO2等存在，不包括Fe-Ti等)通过“酸分解法”测量。用于酸分解法的溶剂采用王水，溶解全部焊丝。由此，焊丝中所含的Ti源(Fe-Ti等)溶解到王水中，但TiO2源(TiO2等)对于王水是不溶的，因此残留。使用滤器(滤纸为网眼5C的细度)过滤该溶液，将每个滤器的残渣移至镍制坩埚中，用煤气喷灯加热使之灰化。接着，加入碱性熔剂(氢氧化钠和过氧化钠的混合物)，再以煤气喷灯加热而熔化残渣。接着，加入18质量％盐酸，使熔解物溶液化后，移至量瓶，再加入纯水混合而得到分析液。以“ICP光谱分析法”测量分析液中的Ti浓度。将该Ti浓度换算成TiO2量，计算TiO2量。
Ti量(作为Fe-Ti等存在，不包括TiO2等)通过“酸分解法”，使全部焊丝溶解到王水中，过滤不溶的TiO2源(TiO2等)，取得该溶液作为焊丝中所含的Ti源(Fe-Ti等)，使用“ICP光谱分析法”求得存在的Ti量(Fe-Ti等)。
Al2O3量(作为氧化铝或长石等的复合氧化物存在，不包括Al金属粉末等合金粉末)由“酸分解法”测量。用于酸分解法的溶剂采用王水，溶解全部焊丝。由此，焊丝中所含的Al源(Al金属粉末等的合金粉末)溶解到王水中，但Al2O3源(氧化铝或长石等的复合氧化物)对于王水是不溶的，因此残留。使用滤器(滤纸为网眼5C的细度)过滤该溶液，将每个滤器的残渣移至镍制坩埚中，用煤气喷灯加热使之灰化。接着，加入碱性熔剂(氢氧化钠和过氧化钠的混合物)，再以煤气喷灯加热而熔化残渣。接着，加入18质量％盐酸，使熔解物溶液化后，移至量瓶，再加入纯水混合而得到分析液。以“ICP光谱分析法”测量分析液中的Al浓度。将该A l浓度换算成Al2O3量，计算Al2O3量。
Al量(作为Al金属粉末等的合金粉末存在，不包括氧化铝或长石等的复合氧化物)通过“酸分解法”，使全部焊丝溶解到王水中，过滤不溶的Al2O3源(氧化铝或长石等的复合氧化物)，取得该溶液作为焊丝中所含的Al源(Al金属粉末等的合金粉末)，使用“ICP光谱分析法”求得存在的Al量(Al金属粉末等的合金粉末)。
Figure BDA0000110513940000131
Figure BDA0000110513940000141
使用制作的填充焊剂焊丝，根据以下所示的方法，对于耐高温裂纹性、机械的性质(抗拉强度、吸收能)、焊接操作性进行评价。基于该评价结果，进行实施例和比较例的填充焊剂焊丝的综合评价。
(耐高温裂纹性)
对于由JIS G3106 SM400B钢(含有C：0.12质量％、Si：0.2质量％、Mn：1.2质量％、P：0.009质量％、S：0.004质量％，余量是Fe和不可避免的杂质)构成的焊接母材，以表3所示的焊接条件，进行单面焊接(下向对接焊)。
[表3]
  保护气体  100％CO2气
  焊接电流  260A
  焊接电压  31V
  焊接速度  400mm/分
  焊丝供给速度  16.0±1.0m/分
  运条方法  直线(反复次数3次)
如图2所示，焊接母材11具有V形的开槽，在V形的开槽的背面配置有衬垫材，该衬垫材由耐火物12和铝带13等构成。然后，使开槽角度为35°，使配置有陶瓷制的衬垫材的部分的根部间隔为4mm。焊接结束后，以X射线透射试验(JIS Z 3104)针对初层焊接部(除弧坑部)确认有无内部裂纹，测量裂纹发生部分的总长度，计算裂纹率。在此，裂纹率通过裂纹率W＝(裂纹发生部分的总长率)/(初层焊接部长度(除去弧坑部))×100计算。以该裂纹率评价耐高温裂纹性。评价标准为，裂纹率为0％时为“优异：○”，有裂纹时为“差：×”。其结果显示在表4、表5中。
(机械的性质)
依据JIS Z3313，对于作为抗拉强度、韧性的评价标准的0℃吸收能进行评价。抗拉强度的评价标准为，490MPa以上、640MPa以下时为“优异：○”，低于490MPa或超过640MPa时为“差：×”。0℃吸收能的评价标准为，60J以上时为“优异：○”，低于60J时为“差：×”。此外，依据JIS Z3313评价拉伸率时，其评价标准为，22％以上时为“优异：○”，低于22％时为“差：×”。其结果显示在表4、表5中。
(焊接操作性)
使用与耐高温裂纹性同样的焊接母材，进行下向角焊、水平角焊、向上立向角焊、向下立向角焊4种焊接，感官评价操作性。在此，下向角焊试验、水平角焊试验和向下立焊试验的焊接条件与耐高温裂纹性同样(参照表3)。向上立向角焊试验的焊接条件为，焊接电流200～220A，电弧电压24～27V。还有，评价标准为，除了未出现飞溅发生、烟尘发生、焊道下垂、焊道外观等以外，还未发生低温裂纹、气孔和生产中断线等焊接不良时为“优异：○”，发生焊接不良时为“差：×”。其结果显示在表4、表5中。
(综合评价)
综合评价的评价标准为，在上述评价项目之中，耐高温裂纹性、机械的性质和焊接操作性全部是“○”时为“优异：○”，所述评价项目的至少一个为“×”时为“差：×”。其结果显示在表4、表5中。
Figure BDA0000110513940000181
如表1、表4所示，实施例(No.1～21)全部的焊丝成分满足本发明的范围，因此耐高温裂纹性、机械的性质和焊接操作性全部优异，综合评价也优异。
如表2、表5所示，比较例(No.22)因为C量低于下限值，所以机械的性质差，综合评价差。比较例(No.23)因为C量超过上限值，所以耐高温裂纹性、机械的性质和焊接操作性差，综合评价差。比较例(No.24)因为Si量低于下限值，所焊接操作性差，另外因为式(1)的值超过上限值，所以耐高温裂纹性劣，综合评价差。比较例(No.25)因为Si量超过上限值，所以耐高温裂纹性差，综合评价差。比较例(No.26)因为Mn量低于下限值，所以耐高温裂纹性和机械的性质差，综合评价差。比较例(No.27)因为Mn量超过上限值，所以机械的性质和焊接操作性差，综合评价差。
比较例(No.28)因为Ti量低于下限值，所以耐高温裂纹性差，综合评价差。比较例(No.29)因为Ti量超过上限值，所以耐高温裂纹性、机械的性质和焊接操作性差，综合评价差。比较例(No.30)因为TiO2量低于下限值，所以焊接操作性差，综合评价也差。比较例(No.31)因为TiO2量超过上限值，所以焊接操作性差，综合评价也差。比较例(No.32)因为Al量低于下限值，所以耐高温裂纹性和机械的性质差，综合评价差。比较例(No.33)因为Al量超过上限值，所以焊接操作性差，综合评价差。
比较例(No.34)因为Al2O3量低于下限值，所以焊接操作性差，综合评价差。比较例(No.35)因为Al2O3量超过上限值，所以焊接操作性差，综合评价差。比较例(No.36)因为B量低于下限值，所以机械的性质差，综合评价差。比较例(No.37)因为B量超过上限值，所以耐高温裂纹性差，综合评价也差。比较例(No.38)因为N量超过上限值，所以机械的性质差，综合评价差。
比较例(No.39)因为焊剂填充率低于下限值，所以焊接操作性差，综合评价差。比较例(No.40)因为焊剂填充率超过上限值，所以焊接生产中发生断线，综合评价差。比较例(No.41、42)因为式(1)的值低于下限值，所以耐高温裂纹性差，综合评价差。比较例(No.43)因为式(1)的值超过上限值，所以耐高温裂纹性差，综合评价差。
由以上的结果可确认，实施例(No.1～21)的填充焊剂焊丝1与比较例(No.22～43)相比更加优异。
符号说明
1    填充焊剂焊丝(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

Claims (3)

1.一种填充焊剂焊丝，其是被用于由软钢或高张力钢构成的钢板的焊接、且在钢制外皮内填充有焊剂而成的填充焊剂焊丝，其特征在于，
相对于焊丝总质量的焊剂填充率为10～25质量％，
相对于焊丝总质量，含有：
C：0.02～0.08质量％、
Si：0.10～1.50质量％、
Mn：1.7～4.0质量％、
Ti：0.05～1.00质量％、
TiO2：1.0～8.0质量％、
Al：0.20～1.50质量％、
Al2O3：0.05～1.0质量％、
B：0.003～0.02质量％、
N：0.005质量％以下、
Ni：0～3.0质量％、
Cu：0～3.0质量％，并满足下式(1)，
10≥(Ni+14×C+0.29×Mn+0.30×Cu)/(1.5×Si)≥2.5…  (1)
式(1)中的元素符号表示该元素的质量百分比含量。
2.根据权利要求1所述的填充焊剂焊丝，其特征在于，所述填充焊剂焊丝还含有从如下构成的组之中选择的至少一种：
相对于焊丝总质量，Mg：0.01～2.0质量％；稀土化合物的一种或两种以上：以稀土元素换算值计为0.0005～0.5质量％；Ca：0.0002～0.2质量％。
3.根据权利要求1或2所述的填充焊剂焊丝，其特征在于，所述填充焊剂焊丝还含有从如下构成的组之中选择的至少一种：
相对于焊丝总质量，Mo：0.1～2.0质量％、Co：0.01～2.0质量％、Zr：0.01～1.0质量％。
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