CN102548703A - 高强度薄钢板的电弧角焊方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种即使焊接速度大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下，焊趾部形状也良好，能够提高焊接接头的疲劳特性的高强度薄钢板的电弧角焊方法。本发明的特征在于，在通过焊接速度大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下的气体保护电弧焊来进行抗拉强度为700MPa以上的高强度薄钢板的电弧角焊时，使所述钢板为含有C＝0.02～0.15％、Si＝0.2～1.8％、Mn＝0.5～2.5％的钢板，在将该钢板的Si含有量(质量％)记为Si(钢板)、将所述电弧角焊所使用的焊丝的Si含有量(质量％)记为Si(焊丝)时，以{Si(钢板)+0.1×Si(焊丝)}≥0.32的方式组合。

Description

高强度薄钢板的电弧角焊方法

技术领域

本发明涉及高强度薄钢板的电弧角焊(角弧焊，Fillet arc welding)方法，更详细地讲，涉及能够改善通过气体保护电弧焊制作的电弧角焊接头的焊趾形状并提高电弧角焊接头的疲劳特性的高强度薄钢板的电弧角焊方法。

作为能够应用本发明的优选的对象构件，可举出汽车的车体结构构件、特别是作为重要安全部件的行走部分部件等。

背景技术

汽车产业领域等中的气体保护电弧焊，为了提高生产线的效率，通常焊接速度被设定得比其他产业领域高。一般为60cm/分钟以上，被设定为100cm/分钟以上的情况也不少。

可进行这样高的焊接速度的电弧焊的原因是因为，汽车产业领域中使用的钢板的板厚度，大多数情况下为6mm以下，例如，即使是板厚比较厚的行走部分部件的场合，通常为4mm以下的情况也较多。即，由于如上述那样板较薄，因此即使电弧焊的熔敷量少，也能够确保规定的接头强度。再者，如果板厚超过6mm那样地较厚的场合，当要以60cm/分钟以上的焊接速度进行可确保为得到规定的接头强度所需要的熔敷量的电弧焊时，就必须提高焊接电流和焊接电压，对焊道形状给予恶劣影响的危险性提高，这是个问题。这样，汽车产业领域中的电弧焊，可以说其特征是焊接速度比其他产业高。

但是，在这样高的焊接速度这一电弧焊条件下，焊道形状、特别是焊趾部的形状劣化，即，焊趾部的侧面角(参照图2。)变大，作为其结果，面对焊趾部招致应力集中、焊接接头的疲劳强度降低这样的问题。再者，在高的焊接速度下焊道形状劣化的原因是因为，当焊接速度快时，那么熔池就变细长，存在趁着熔融金属未充分扩展就凝固的倾向。另一方面，特别是最近，由于对地球环境的关心提高，在汽车产业领域，通过燃油经济性提高来削减CO₂排放量成为紧急的课题。降低汽车本身的重量是提高燃油经济性的有效手段，降低形成汽车的钢板的板厚可成为其有效果的手段。可是，钢板的板厚降低意味着负载于钢板的应力增加，应力增加不仅产生静态强度(静强度)的问题，还产生疲劳强度的问题。即，即使静态强度充分，从疲劳强度的观点来看也产生板厚减薄即轻量化不能推进的问题。

一般地，焊接接头的疲劳强度，基本没有材料依赖性，可以说被由焊道形状决定的应力集中、焊接区的残余应力等的力学的因素支配。另外，按照上述那样，制造效率的提高和疲劳强度的确保相互相反的情况较多，因此作为高焊接速度下的焊趾部的形状改善手段以及焊接接头的疲劳强度提高手段，采用了：通过砂轮机加工等使焊趾部光滑，或者通过喷丸硬化等对焊趾部给予压缩残余应力等的方法。这些方法是被称为所谓的后工程的方法，使制造成本增加，因此并不优选。

另一方面，作为解决焊接接头的疲劳问题的手段之一，曾提出了：进行成分设计使得焊接材料的相变温度变低，通过降低焊趾部的残余应力而使疲劳强度提高的方法(参照专利文献1、2。以后将这样的焊接材料称为高疲劳强度焊接材料。)。该方法虽然规定了焊接材料的成分，但是在降低残余应力这一意义上是控制力学因素的方法，只通过变更焊接材料能够得到高疲劳强度接头，可以说是效率好的方法。

另外，如专利文献3、4以及非专利文献1所公开的那样，有通过限制焊接材料以及钢板的成分来扩宽焊道形状的技术。例如，专利文献3、非专利文献1中公开的技术，是添加大于0.01％且为0.06％以下的S的技术，据此，是使熔池的表面张力降低，改善焊趾形状的技术。另外，专利文献4中公开的技术是调整钢板的Si和Mn的合计量的技术。

专利文献10，在薄钢板的气体保护电弧搭接角焊(搭角焊)中，从疲劳特性的观点出发公开了关于焊接方法的技术。该技术为了改善焊道趾部形状而规定了焊缝金属的化学组成。

另外，专利文献5～9中公开了涉及疲劳强度优异的钢板的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1特开平11-138290号公报

专利文献2特开2004-001075号公报

专利文献3特开2002-361480号公报

专利文献4特开2007-177279号公报

专利文献5特开2004-143518号公报

专利文献6特开2000-248330号公报

专利文献7特开平11-189842号公报

专利文献8特开平07-316649号公报

专利文献9特开2003-003240号公报

专利文献10特开2002-45963号公报

非专利文献

非专利文献1日本焊接学会全国大会讲演概要，平成19年，第81集，pp236～237。

发明内容

可是，即使是使用了专利文献1、2中记载的高疲劳强度焊接材料的场合，若焊接接头的焊趾形状劣化，则在疲劳强度上不优选。原因是，支配接头疲劳强度的两大主要因素即残余应力和应力集中之中，高疲劳强度焊接材料是着眼于残余应力的技术，没有以应力集中的改善为目标。特别是在汽车产业等中，如已述那样，相比于其他产业，以高的焊接速度来焊接施工，对于以更高速度进行焊接的需求较强烈。越是根据该需求来提高焊接速度，焊道形状就越混乱，因此应力集中提高，从提高疲劳强度的观点出发是不优选的。如以上所述，在汽车产业等中应用专利文献1、2中记载的高疲劳强度焊接材料来改善焊接接头的疲劳特性存在极限。

另外，专利文献3、4以及非专利文献1所记载的技术，都是以将焊道宽度扩大到现有技术以上为目的的技术。焊道宽度确实地为了代表焊接接头整体的形状可成为方便的指标，但其疲劳强度大大依赖于作为应力集中部的焊趾部的形状。即，存在焊接接头的一部分的形状决定焊接接头整体的特性这样的静态强度所没有的疲劳强度所特有的倾向。因此为了提高疲劳强度，相比于焊道宽度这样的焊接接头整体的特性，需要更着眼于焊趾形状这样的焊接接头的一部分的形状。专利文献3、4以及非专利文献1公开的技术，适合于静态强度、即焊接接头的拉伸断裂强度的提高，但对于疲劳强度的提高是否是有效的技术，并不明确。

另外，专利文献5～8中记载的现有技术，全部是涉及母材的疲劳强度的。钢材的疲劳强度，由于没有应力集中部，因此可以说与钢材的静态强度成比例，从这方面来看，这些技术对于焊接接头的疲劳强度的提高未必可以说是有效的技术。

另外，专利文献9公开了涉及焊接热影响区(heat-affected zone，也称为HAZ。)的疲劳强度的技术，但所采取的焊接接头是对接焊接接头，该场合的应力集中，并不像电弧角焊接头那么高。可是，汽车行走部分部件等，其大部分通过电弧角焊而制成。从该情况来看，专利文献9中记载的技术，能否使在汽车产业领域等中较多地使用的、具有应力集中较高的电弧角焊接头的结构物的疲劳强度提高，并不明确。

另外，这些专利文献5～9中记载的现有技术所公开的技术，是关于没有焊接接头的母材的疲劳强度、或者应力集中比较小的对接接头的疲劳强度的。实际的结构物，从应力集中最大的地方产生疲劳裂纹，其决定着结构物整体的疲劳强度。即，如果不提高应力集中比对接接头大的搭接角焊接头的疲劳强度，则不能带来结构物的疲劳强度提高。专利文献10以薄钢板的搭接角焊接头的疲劳强度的提高为目的，但是其焊接速度以被称为现有的高速焊接的80～110cm/分钟为对象的实施方式，不能够应对现在所要求的进一步的高速焊接。专利文献10提供了接头的疲劳强度为钢板的疲劳强度的12％以上的技术。一般地，钢板的疲劳强度，由于钢板本身平坦、不存在应力集中部等的原因，可以说与钢板的抗拉强度成比例，为钢板抗拉强度的60％程度、至高为70％以下。因此，专利文献10的技术，在钢板抗拉强度为780MPa的场合，成为使焊接接头的疲劳强度为780×0.7×0.12＝66MPa以上的技术。可是，疲劳强度为66MPa以上程度是采用适当选择焊接条件、特别是焊接速度等的方法也能够实现的范围。

从这样的背景来看，可确保进一步高强度化的薄钢板的疲劳强度，并且提高焊接速度的高强度薄钢板的搭接角焊接头的开发成为紧迫的课题。具体地讲，希望得到一种钢板的电弧角焊方法，其中，不仅在现在的高速焊接速度即100cm/分钟左右(80cm/分钟～110cm/分钟)的焊接速度下能够充分确保疲劳强度，而且在以往以上的高速焊接即大于110cm/分的焊接速度下高强度薄钢板的电弧角焊接头的焊趾形状也良好、能够确保疲劳强度。在此，作为薄钢板的焊接接头所要求的疲劳强度为250MPa左右，因此在本发明中，将具有至少250MPa的疲劳强度作为合格目标。将250MPa作为本发明的目标的理由如下。首先，与钢材强度无关地选定一律的值的理由是考虑了下述特性：焊接接头的疲劳强度不依赖于钢材的种类，即，不论是490MPa级钢材还是780MPa级钢材，接头疲劳强度都相同。是考虑到了下述特征：钢材的疲劳强度，虽依赖于钢材的抗拉强度，但焊接接头的场合，不取决于钢材。其次，在焊接态、即未采取疲劳提高对策的状态下的焊接接头的疲劳强度大约为200MPa。如果疲劳强度达到250MPa，则对应于20％以上的强度增加，在疲劳设计上是优选的。是根据情况也出现板厚变更的可能性的值。因此，在本发明中将250MPa作为目标。

因此，本发明的目的是鉴于现有技术的问题，提供在气体保护电弧焊中，焊接速度大于80cm/分钟、特别是大于110cm/分钟的场合，焊趾部的形状也良好，能够提高电弧角焊接头的疲劳特性的高强度薄钢板的电弧角焊方法、特别是强烈希望实现疲劳强度提高的抗拉强度为700MPa以上的钢板的焊接接头的疲劳强度提高方法。

本发明者们从以上的观点出发，着眼于焊接速度和钢板以及焊丝成分，对于焊趾部形状潜心研究了其影响。于是发现：通过在钢板和焊丝之中特别地限制Si含量，即使在焊接速度大于80cm/分钟、特别地大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下的条件下也能够改善焊趾形状；而且还发现了体现焊趾形状改善效果的钢板含Si量和焊丝含Si量的关系。本发明是通过这样的研究而完成的，其要旨如下。

(1)一种高强度薄钢板的电弧角焊方法，是抗拉强度为700MPa以上的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，焊接速度大于80cm/分钟、特别地大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下，

上述薄钢板是以质量％计含有

C：0.02～0.15％、

Si：0.2～1.8％、

Mn：0.5～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下

的薄钢板，上述薄钢板和其焊接用焊丝含有的Si以下述(式1)的值达到0.32以上的方式组合，

Si(钢板)+0.1×Si(焊丝)        (式1)

其中，Si(钢板)表示上述薄钢板的Si含量，另外，Si(焊丝)表示上述焊接用焊丝的总Si含量。

(2)根据上述(1)项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，以上述(式1)的值达到0.40以上的方式组合上述薄钢板和上述焊接用焊丝。

(3)根据上述(1)或者(2)项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述薄钢板以质量％计还含有Al：0.005～0.1％。

(4)根据上述(1)至(3)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述薄钢板以质量％计还含有

Ti：0.005～0.1％、

Nb：0.005～0.1％、

V：0.01～0.2％、

Cr：0.1～1.0％、

Mo：0.05～0.5％

中的任意一种或者两种以上。

(5)根据上述(1)至(4)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，作为上述焊接用焊丝，使用以质量％计含有

C：0.03～0.15％、

Si：0.2～2.0％、

Mn：0.7～2.5％、

P：0.05％以下、

S：0.08％以下、

Cu：0.5％以下(包括0％)，

其余量由铁和不可避免的杂质构成的焊接用实心焊丝。

(6)根据上述(5)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用实心焊丝以质量％计还含有

Ti：0.01～0.5％、

Nb：0.01～0.1％、

V：0.05～0.3％、

Cr：0.05～1.0％、

Mo：0.05～0.7％、

Ni：0.3～12.0％

中的任意一种或者两种以上。

(7)根据上述(6)项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，将上述焊接用实心焊丝含有的Ni限制在Ni：4.0～12.0质量％。

(8)根据上述(5)至(7)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，将上述焊接用实心焊丝含有的S限制在0.02～0.08质量％。

(9)根据上述(1)至(4)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用焊丝，是在没有缝状的接缝的钢制外皮内填充焊药而成的气体保护电弧焊用药芯焊丝，是下述的药芯焊丝：

在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体中的合计的质量％计，含有

C(SiC中的C除外)：0.01～0.20％、

Si(SiC和SiO₂中的Si除外)：0.05～1.2％、

Mn：0.2～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.06％以下，

而且，作为填充到钢制外皮内的焊药，以焊丝整体的质量％计，含有SiC：0.05～1.2％，并且含有合计为0.05～0.4％的SiO₂、Al₂O₃、Na₂O和K₂O中的一种或者两种以上，其余量由铁以及不可避免的杂质组成。

(10)根据上述(9)项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用药芯焊丝，是以焊丝整体的质量％计，作为填充到钢制外皮内的焊药，还含有石墨：0.02％以上，并且由下述(式2)定义的C换算值的合计量为0.15～0.45％的焊接用药芯焊丝，

C换算值的合计量＝[石墨]+0.3×[SiC]       ···(式2)

其中，上述[石墨]、[SiC]分别表示相对于焊丝整体的石墨、SiC的质量％。

(11)根据上述(9)或者(10)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有合计为0.1～6.0％的

Ni：0.1～5.0％、

Cr：0.1～2.0％、

Mo：0.1～2.0％、

Cu：0.1～0.5％

中的一种或者两种以上。

(12)根据上述(9)至(11)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有B：0.001～0.015％。

(13)根据上述(9)至(12)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有合计为0.005～0.3％的Nb、V和Ti中的一种或者两种以上。

(14)根据上述(9)至(13)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用药芯焊丝，作为填充到钢制外皮内的焊药，以焊丝整体的质量％计，还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的稳弧剂。

(15)根据上述(9)至(14)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计含有S：0.02～0.06％。

(16)根据上述(1)至(15)项的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，上述高强度薄钢板的电弧角焊方法为气体保护电弧焊，作为保护气体，使用以质量％计含有

CO₂：5％以上25％以下、

O₂：4％以下(包括0％)，

其余量由Ar以及不可避免的杂质组成的保护气体。

(17)一种高强度薄钢板的电弧角焊接头，是抗拉强度为700MPa以上的高强度薄钢板的电弧角焊接头，其特征在于，是在焊接速度大于80cm/分钟、特别地大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下的条件下进行了的气体保护电弧焊的焊接接头，

上述薄钢板，是以质量％计含有

C：0.02～0.15％、

Si：0.2～1.8％、

Mn：0.5～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下，

其余量由铁和不可避免的杂质构成的薄钢板，上述薄钢板和上述焊接用焊丝含有的Si以上述(式1)的值达到0.32以上的方式组合。

(18)一种上述(17)项所述的高强度薄钢板的电弧角焊接头，其特征在于，以上述(式1)的值达到0.40以上的方式组合上述薄钢板和上述焊接用焊丝。

根据本发明，在700MPa以上的高强度薄钢板的搭接角焊中，即使是焊接速度大于80cm/分钟、特别地大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下的高速焊接的场合，焊趾形状也光滑，相应地能够降低焊趾部的应力集中，能够提高焊接接头的疲劳强度。特别是本发明提供的高强度薄钢板的电弧角焊方法，不仅在汽车产业，在焊接速度增加的需求较强烈的产业领域也特别有效，是兼顾了生产率提高和疲劳强度提高的技术，因此产业上的意义极大。

附图说明

图1是说明在钢材中添加了原子半径比Fe小的Si时和添加之前的Fe原子的位置变化的概念图。

图2是焊接电弧的扩展产生了差别时的对熔池束的影响的概念图。

图3是表示焊接用实心焊丝的Si含量以及钢板的Si含量、与以焊接速度100cm/分钟、112cm/分钟、120cm/分钟、150cm/分钟进行了搭接角焊时的侧面角的关系的图。

图4是说明电弧搭接角焊接头的侧面角和咬边深度的概念图。

图5是说明侧面角和疲劳强度的关系的概念图。

图6是说明本发明的实施例所使用的疲劳试片的形状和应力负载方向的概念图。

具体实施方式

以下详细说明本发明。

首先，对于本发明作为课题的焊接接头的疲劳特性进行说明。

金属疲劳与静态强度不同，是在附加了弹性范围内的应力的状态下发生断裂的现象。应力被循环附加，其循环数决定疲劳寿命。一般地，如果附加200万次以上的循环应力也未达到断裂的话，则将该时的附加应力称为疲劳强度。由于金属疲劳是在弹性范围内的附加应力下发生断裂的现象，因此与静态强度不同的方面较多。例如，静态强度不怎么受应力集中和存在于焊接接头的残余应力的影响。即使实施对疲劳强度的提高极有效的焊趾部的砂轮机加工，静态强度也基本不变化。其原因是因为静态强度伴有塑性变形。即使存在如焊趾部那样的应力集中部，该部分发生塑性应变，从静态强度的角度来看，通过应力集中部以外的部分负担强度，作为焊接接头整体就可确保强度。另外，如残余应力那样，即使在一部分中已经存在拉伸应力，考虑到作为残余应力的特征的自平衡性，必然存在抵消拉伸残余应力的压缩残余应力，因此即使在拉伸残余应力部分中马上达到了屈服状态，在压缩残余应力部分中也没有达到屈服状态，因此该部分负担静态强度。因此，在焊接接头整体中，静态强度不被这些因子影响。因此，对于静态强度，焊道宽度等之类的焊道整体的形状变得重要。

与此相对，焊接接头的疲劳强度，是由焊接接头的极小一部分的应力状态决定焊接接头整体的特性的现象。发生疲劳裂纹的部分是应力集中较高的焊趾部等。在这里也存在拉伸残余应力。残余应力如已述那样有自平衡性，在焊接接头内部必然存在抵消该拉伸残余应力的压缩残余应力。可是，由于疲劳强度由焊接接头的极小一部分的应力状态决定，因此即便存在压缩残余应力，如果未存在于发生疲劳裂纹的场所，则该压缩残余应力对疲劳强度没有影响。该倾向，对于应力集中也适当。即，即使作为焊接接头整体呈现光滑的形状，如果在一部中存在应力集中较高的部分，则焊接接头整体的疲劳强度由那里决定。因此，相比于改善焊道宽度之类的焊接接头整体的形状，如改善焊趾部侧面角那样的改善局部的形状有助于疲劳强度提高。在这样的意义上，专利文献3、4以及非专利文献1所公开的技术，是否在有助于疲劳强度提高的焊趾部形状改善效果上有效还不明确。实际上，非专利文献1公开了扩大焊道宽度的技术，但基于此扩大焊道的宽度的话，则侧面角也变小，这一情况未必明了。

如以上那样，扩大焊道宽度的技术和缩小焊趾部的侧面角的技术未必相同。本发明提供以焊趾部形状的改善为目的的技术，其目的是提高焊接接头的疲劳强度。关于静态强度，由于不依赖于应力集中和残余应力，因此只要焊接接头没有特别地产生缺陷就能够充分确保，另外，在本发明的范围，不特别地具有发生那样的焊接接头缺陷的因素。在该点上，本发明的目的是提供与专利文献3、4以及非专利文献1不同的技术。另一方面，专利文献1和2的技术是以焊接接头的疲劳强度提高为目的的技术，与本发明的目的相同。可是，作为使焊接接头的疲劳强度提高的手段，有应力集中的缓和和残余应力的缓和等，专利文献1以及2公开的技术是利用了残余应力缓和的疲劳强度提高技术，与本发明公开的利用了应力集中缓和的技术不同。而且，作为焊接接头的疲劳对策，作为自以往长期使用的技术，有在焊接后进行喷砂处理和/或砂轮机处理的技术，但认为这些技术是后处理工序，在制造效率方面存在问题。

接着，对于直至完成本发明的详细过程进行说明。

一般地，作为决定也包括焊趾形状在内的焊道形状的材料因素，有熔池的表面张力和作用于熔融金属的重力，由它们的力学平衡而决定焊道形状。熔池的表面张力，被其化学成分、例如C、Si、S、O等影响。因此认为适当控制这些元素会给焊道形状改善带来效果。从该想法来看，为了减小焊趾部的侧面角，只要降低表面张力即可，但这仍会带来扩大焊道宽度的效果。因此，增大焊道宽度的技术和增大焊趾部的接触角的技术有被视为相同的倾向。如已述那样，为提高疲劳强度，优选减小焊趾部的侧面角，但依据以往的想法，这也是扩大焊道宽度的技术。特别是考虑到熔池的表面张力由其成分决定，各成分从钢板供给还是从焊接材料供给不是问题，无论由哪方供给，作为结果，熔池的成分都处于规定的范围内的话，则能够改善焊道形状。专利文献10中记载的发明是基于这样的想法完成的。

从现有技术来看，如上述那样熔池的成分范围成为问题，在例如钢板的S成分不足的场合，通过由焊接材料对其进行补充，就能够解决问题。这意味着可以将钢板和焊材的任一方的成分利用另一方的成分补充。

另一方面，本发明，如后述那样，是利用不能够由焊接材料补充这样的钢板的成分的现象的发明。认为为了产生这样的现象，作为焊道形状决定因子，有熔池的表面张力以外的材料因子，但其以怎样的机理来影响未必明确。

可是，如本发明那样，决定焊趾形状的材料因子，在熔池的成分以外也存在，也是此前未被关注的因子的发现，因此可期待以往所期待的以上的形状改善。

本发明者们从以上的观点出发，作为焊接条件，焊接速度着眼于大于80cm/分钟、特别地大于以往的高速焊接速度的大于110cm/分钟的速度，对于决定焊趾形状的因子反复潜心研究。其结果发现钢板的Si含量大大影响到焊趾形状。钢板的Si含量的影响，不仅仅限于由稀释引起的对焊缝金属成分的影响。如果是那种影响，则按照稀释率调整焊丝的Si含量也应得到同样的结果，但如后述那样，发现只调节焊丝中的Si含量所得不到的效果。

钢板的Si含量起到怎样的作用，为什么来自焊丝的添加就得不到相同的效果呢？关于该点未必明确，但存在可能性的解释如下。

首先，钢板中的添加元素Si是置换型元素，并且，在Mn、Ni、Cr等的、钢板通常含有的置换型元素之中，是原子半径最小的元素。实际上，在元素周期表中，Si按Na、Mg、Al、Si、P、S、Cl、Ar的顺序排列，越靠右的元素，原子核的质子数越多，因此更强烈地吸引电子，因此按该顺序原子半径变小。位于Si的右邻位置的P、S，原子半径比Si小，但P、S的大量添加会引起钢材本身的特性劣化和焊接性的劣化，因此不能期待本发明作为目标的程度的添加。因此，Si，在实用上可以看作置换型元素之中的原子半径最小的元素。本发明者们从以上的情况出发着眼于钢材中的Si。

在添加了原子半径小的元素时，当然认为原子间距离相应变长。另一方面，铁为金属，在钢板内部电子自由地移动，即存在自由电子。在该自由电子处于原子间距离变长、即存在Si的区域的场合，相应地存在来自铁原子的引力变小的倾向，此时，来自钢板的电子放出变得容易。

来自钢板的电子放出变得容易意味着在进行电弧焊的场合，焊接电弧相应地容易扩展到远处。这意味着焊道容易扩展。而且，焊接电弧变大也具有将熔池表面的温度保持在高温的作用，因此也意味着可以利用该效果将熔池的表面张力维持为较小，利用该效果能够使焊趾部形状光滑。这样的效果，是通过调整焊接材料的成分而减小熔池的表面张力的方法所得不到的效果。图1以及图2是说明该效果的概念图。

图1表示在铁原子规则地排列的地方的Si添加前Fe原子(图1中的虚线所示的圆)，排列了原子半径小的Si3时的Si添加后Fe原子2的位置关系的比较(图1中的黑线所示的圆)。由于Si原子的半径小，因此可以理解铁原子的位置稍微发生变化，原子间距离、图1中位于原子间的间隙部分变大。因此认为，自由电子的束缚变低，电子放出变得更容易。

图2是表示自由电子放出变得容易、使用焊丝4形成的焊接电弧扩大时的对焊道形状造成的影响的概念图。图2的(a)说明了不怎么添加Si的场合的电弧现象，(b)说明了添加了Si的场合的电弧现象。在图2的(b)中，焊接电弧扩展到远处，因此相应地将钢板熔化较多，即存在焊道宽度变大的倾向，而且，在电弧的后方部分存在的熔池的表面温度也可相应变高，因此能够确保熔池的表面张力较低。由此，能够使焊道的焊趾形状光滑。图2的(a)为焊接电弧比(b)狭小的场合，为Si添加量那么地少的场合。该场合下，正因为焊接电弧狭窄，可熔化钢材的区域变狭小。而且，可加热电弧后方的熔池的表面的区域也变得狭小，因此相比于(b)的场合，产生熔池表面的温度变低的倾向。如果温度变低，则表面张力也存在变大的倾向，因此在(b)中的A2区域，由于大的电弧，可确保熔池的表面温度较高，由此表面张力被抑制为较低，因此熔池的宽度不会变狭窄。与之相对，在图2的(a)中，电弧变得狭小，因此不能确保(a)的A1区域的熔池表面温度较高，表面张力恢复，存在熔池宽度变窄的倾向。在A1区域的后方，从热传导的观点看，熔池温度变低，而且熔池外侧部分的温度比内侧低，因此表面张力发生差异，在温度低的、即表面张力大的外侧，发生熔池被拉伸的现象，熔池宽度再变大。那是图2的(a)的B1区域。可是，在A1区域熔池狭小，因此未解决焊道趾部形状难以变得光滑的倾向。在图2的(b)中，未发生在A2区域的熔池宽度减少，因此焊道形状良好。为了解决该现象，在现有技术中，采用了：实现即使熔池表面的温度变低也可确保表面张力较低的成分系，或者如图2的(c)那样，降低焊接速度，使(a)的A1区域进入到焊接电弧之中，即，使得成为图2的(c)的A3区域的方法。本发明是通过扩大焊接电弧来解决该方法的，与现有技术不同。

根据本发明中的上述技术可以理解：Si的添加应依靠钢材，对于焊接材料，即使进行也得不到充分的效果。即，为了焊接电弧扩大，在钢材和/或焊材熔融之前，首先必须在钢材和焊材之间发生电弧。为此，需要从钢材放出电子，在钢材和焊材间流动电。该现象中的Si的效果，即，容易从钢材放出电子这一效果，采用从焊材添加熔池的Si来补充由钢材稀释了的Si的手段并不能解决。即，钢材中的Si很重要，即使从焊材补充也得不到同样的效果。

本发明者规定钢材中的Si是由于这样的原因。

本发明者们还弄清了钢板的适当Si含量和焊丝的Si含量的关系。即，当焊丝的Si含量增加时，存在为改善焊趾形状而最低限度必需的钢板的Si含量减少的倾向。可是，在钢板中未添加Si的场合，即使增加焊丝的Si含量，在高速度焊接的条件下，焊趾形状也未改善。作为该场合的焊趾形状改善对策，产生将焊接速度低速化(例如，80cm/分钟以下)等的牺牲制造效率的必要。为什么当焊丝的Si含量增加时产生了为改善焊趾形状而最低限度必需的钢板的Si含量减少的倾向呢？其原因未必明确，但认为如果图2的(a)中的A1区域某种程度地变狭窄的话，则通过从焊接材料添加降低表面张力的Si，可实现焊道趾形状改善。

图3是横轴为焊接用实心焊丝的Si含量、纵轴为钢板的Si含量进行绘图，表示在电弧角焊之中，进行了在汽车行走部分部件中最多地使用的电弧搭接角焊时的焊趾形状的状态的图。由于侧面角有好几种定义，因此在此，表示本发明中的侧面角的定义的是图4。在图4中，侧面角5，是将由焊道的切线和钢板6、7的表面的延长线形成的角度之中的、焊缝金属侧的角度定义为侧面角。根据文献，也有时采用下述角度来定义，所述角度是使用图4的侧面角而由(180°-侧面角)得到的角，即，由焊道的切线和钢板表面的延长线形成的角度之中的、焊缝金属的相反侧的角度，但在本发明中，将图4的角度定义为侧面角。图3表示了该侧面角为55°以下的场合和大于55°的场合的区别。电弧搭接角焊，准备厚度3.2mm的钢板，以焊接速度100cm/分钟、112cm/分钟、120cm/分钟、150cm/分钟进行实施，从形成的焊接接头制取截面宏观试片。按照图2测定了该时的侧面角。图3中，在各焊接速度下，将侧面角为55°以下的情形和侧面角大于55°的情形记号化来绘图。侧面角和疲劳强度存在较好的相关关系，说明该关系的概念图是图5。这是在横轴绘制侧面角、在纵轴绘制疲劳强度而成的图，显示出：侧面角为A时，疲劳强度为A’。当使侧面角从B变为A时，疲劳强度从B’变化为A’。侧面角和疲劳强度的关系，采用如图5那样从左上方向右下方下降的直线(或者曲线)表示，因此可知，减小侧面角具有提高疲劳强度的效果。其原因是因为，侧面角是决定应力集中的参数。若侧面角变大，则应力集中提高，因此相应地疲劳强度减少，相反地，若侧面角变小，则应力集中变低，因此疲劳强度增加。相反地，若焊接接头的设计疲劳强度确定，则侧面角的上限自然而然地确定。在此，在图3中，侧面角55°，对应于疲劳强度250MPa左右。

本发明中的钢板的电弧角焊法，如图3所示，引出侧面角55°以下的点和大于55°的点的边界线。该边界线的上部，侧面角为55°以下，是能够确保疲劳强度的范围。存在越往该边界线的上部则侧面角越小的倾向。在图3中，焊接速度为100、112、120，150cm/分钟的4种条件，看到了侧面角变小的倾向，但如图2所说明，当将焊接速度降低下去时，侧面角逐渐变小。即焊趾形状改善。

另一方面，本发明的目的是下述目的：确保焊接施工效率，并且减小对疲劳强度给予的影响较大的侧面角。为此，确认了即使是可期待焊接施工效率变得充分高的焊接速度为大于110cm/分钟、进而为120cm/分钟以上，也能够充分确保疲劳强度。

接着，对于本发明中的薄钢板的板厚进行叙述。

本发明所应用的薄钢板的板厚没有特别限定。可是，为了使用限定于使用焊接用实心焊丝的气体保护电弧焊的技术，是在实用上可应用的板厚的范围，特别是下限为1.6mm左右。其原因是因为，对于比1.6mm薄的钢板，相比于电弧焊，使用点焊、激光焊的场合变多。板厚的上限设定为4mm。其原因是因为，在本发明中，限定于疲劳特性提高变得特别重要的700MPa级以上的钢板，由于为高强度，因此是不需要使板厚较厚的钢板。

接着，对于本发明中的高强度薄钢板的电弧角焊方法中的限制钢板的各成分的理由进行叙述。

C当小于0.02％时难以确保强度，因此将该值作为下限。另一方面，当超过0.15％地添加时，所形成的碳化物增加，因此扩孔性劣化，因此将上限设定为该值。

Mn是为将钢高强度化而添加的元素。可是，过度的添加会招致延展性的劣化，因此将2.5％作为上限。另一方面，为了确保强度，需要添加0.5％以上。

S在本发明中为杂质。通过与Mn的结合而形成A系夹杂物(JISG0555)，不仅扩孔性，还使延展性劣化，因此将0.02％作为上限。再者，低于0.0005％会使炼钢中的成本大幅度提高。因此，优选设定0.0005％作为下限值。

P在本发明中也是杂质。P的含有量变多时，不仅使延展性降低，而且也使二次加工性劣化，因此将上限设定为0.03％。

接着，对于限定钢板的Si的理由进行叙述。

限制钢板的Si含量这一点构成了本发明的主干。按已述那样，本发明者们认为，钢板中的Si的作用基于增大焊接电弧的扩展，但尽管如此，还难以说变得充分明确。可是，在本发明中叙述了的钢板的Si的作用，是与通过母材稀释对焊缝金属中的Si含量给予影响的作用不同的。例如，若母材稀释率为35％，则在焊丝的Si含量为0.7％，并且钢板的Si含量为0.4％的场合，焊缝金属的Si含量可估算为0.7％×0.65+0.4％×0.35＝0.595％。如果在钢板的Si为0％的场合母材稀释率相同，则为了得到相同的焊缝金属，使焊丝的Si含量为0.595％÷0.65＝0.915％即可。该场合下，虽然作为焊缝金属为相同的Si，但焊趾形状不会相同。钢板Si含量为0.4％的场合，焊趾形状变得良好。这样的现象是目前未知的。但是，产生这样的现象是焊接速度大于80cm/分钟的场合，当为80cm/分钟以下时，不能确认出这样的现象。

钢板Si含量的下限0.2％，作为改善焊道趾形状的Si的作用而决定。

关于钢板Si含量的上限，由于由母材稀释的Si含量、即焊缝金属中的Si含量增加，该Si与氧结合形成SiO₂，从而焊接施工后的在焊缝金属表面生成的渣量变多，因此设定为1.8％。一般地，在汽车领域等，在焊接施工后配置涂装工序，但在焊缝金属表面存在的渣在涂装工序中并不优选。因此，设定了该值。

接着，对于限定钢板的Si含量和焊丝的Si含量的关系的理由进行叙述。

如先前叙述的那样，钢板的Si的作用，具有与调整焊缝金属的Si含量的作用不同的作用。一般地可以说，Si对熔融铁的粘性和表面张力给予影响，通过该作用，对焊趾形状给予影响。可是，在使钢板不添加Si的场合，看不到焊趾形状的改善效果。但是，这是焊接速度大于80cm/分钟的高焊接速度的场合，越是高速，其倾向就越显著。即，在焊接速度不那么高的场合(80cm/分钟以下的场合)，可通过这样的粘性和表面张力等的改善来控制焊趾形状，但认为随着焊接速度提高，控制变难。可是，若焊丝Si含量变化，则为改善焊趾形状而需要的最低限度的钢板Si含量也变化。因此，限定了钢板的Si含量和焊丝的Si含量的关系。即，如果能够满足下述(式1)的值为0.32以上，则在120cm/分钟以上或大于110cm/分钟的高速焊接下也能够使焊趾形状改善。

Si(钢板)+0.1×Si(焊丝)        (式1)

(式1)的值为0.32以上与母材稀释无关系必须满足。那是因为，本发明不是利用了仅仅的焊缝金属的成分调整的技术。该点是与现有技术大大不同之处。

图3中描绘了(式1)＝0.32的直线。由图3可知，(式1)的值为0.32以上的条件时，侧面角变为55°以下。即，由钢板的Si含量和焊丝的Si含量决定的(式1)的下限0.32，当为低于该值的值时，在高焊接速度下，得不到焊趾部的形状改善效果，因此设定了该值。上限不特别地规定，但由钢板以及焊丝的Si含量的上限值自然而然地限定范围。

再者，(式1)的值，由钢板和焊接用焊丝这两方的Si含量决定，虽不能独立地决定各自的Si含量，但若为本领域技术人员，则其可以容易地决定，并不产生特别的问题。

在本发明中的高强度薄钢板的电弧角焊方法中，可进一步限定(式1)的值，更切实地改善焊趾形状。

作为确保(式1)的值的方法，有采用钢板的Si含量确保的方法和采用焊接用焊丝的Si含量确保的方法。在(式1)中，钢板Si含量的系数大，因此认为采用钢板来确保的方法优异，但焊接结构物，一般地其钢板的重量比焊缝金属的重量多100倍左右。因此，在(式1)的钢板Si含量的系数大的场合，采用焊接用焊丝确保(式1)的值在经济性上优选的场合较多。可是，与本发明作为目的的焊趾形状的改善效果相区别，在钢板中添加Si的场合，在焊接用焊丝中未必需要充分添加Si。因此，根据钢板的Si含量，限制焊接用焊丝的Si含量，来确保(式1)的值。

进而，如果使(式1)的值为0.40以上，则侧面角进一步降低。图3中，也描绘了(式1)的值为0.40的场合的线，但可知，相比于(式1)的值为0.32的场合，区域偏移到上方。该场合下，侧面角可进一步降低，疲劳强度的提高效果更大。在使(式1)的值为0.40以上的场合，侧面角降低效果较大，因此可进一步提高焊接速度。例如，也可使焊接速度为120cm/分钟以上。

以上是本发明中的钢板必需成分的限定理由。本发明可以根据需要进一步选择性地添加以下的元素，但这些元素全部是用于确保钢板的强度以及可加工性的，不是为了焊趾部形状的改善。

再者，焊接速度的上限设定为150cm/分钟。原因是，焊接速度如已述那样是决定焊接结构物的制造效率的因素之一，将该速度设定得越高则效率越好。

其另一方面，过量的高速化，会使熔池的移动加剧等，从焊道形状的观点来看并不优选。特别是存在容易出现图4中的咬边8的倾向。本发明的目的是焊接接头的疲劳强度提高，侧面角降低等的焊趾形状改善是其手段。从疲劳强度提高的观点出发，若发生了咬边，则疲劳强度变低。因此，将焊接速度的上限设定为150cm/分钟。当然若大于150cm/分钟的焊接速度，接头的疲劳强度并不立即降低。根据焊接条件以比其快的焊接速度进行也没有问题。可是，如图3所示已确认，按照本发明，在150cm/分钟的高速焊接下也能够确保充分的疲劳强度。

接着，对于钢板的选择元素进行叙述。

本发明的在钢板中添加Al的理由，是从脱氧的观点出发而添加的，并不是从作为本发明的目的的焊趾部形状改善的观点出发来添加的，是属于专利文献5等也公开了的技术。Al的下限值，作为可体现脱氧的效果的最低限度的值，设定了0.005％。另一方面，Al的过度的添加，会作为氧化物残存于钢板中。该场合下，产生钢板的扩孔性的问题。一般地在汽车领域进行气体保护电弧焊的场合，应用于行走部分部件的场合较多，因此扩孔性成为对钢板所要求的重要的特性之一。扩孔性的确保虽不是本发明的目的所在，但扩孔性的确保判断为产业上有意义。Al添加的上限0.1％，作为可确保扩孔性的值而设定。

将Ti、Nb、V、Cr、Mo添加到钢板中的目的，是为了确保钢板的强度。这些元素与C结合，形成碳化物，使钢板的强度增加。可是，各元素对强度增加的影响度不同，因此对于各个元素，设定了不同的成分范围。

Ti以及Nb的下限0.005％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。另外，Ti以及Nb的上限0.1％，由于过度的添加会使钢板的延展性劣化，因此设定了该值。

V也是起到与Ti以及Nb相同的作用的元素。可是，没有像Ti和Nb那样析出强化，因此下限以及上限设定了与Ti和Nb不同的值。V的下限0.01％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。上限为0.2％，由于过度的添加会使钢板的延展性劣化，因此设定了该值。

Cr也是与Ti同样地形成碳化物，使强度增加的元素，Cr不仅析出硬化，还有固溶硬化的效果。另一方面，析出硬化的影响，没有Ti、Nb、V那样大，因此可添加的范围可设定得比这些元素宽。下限0.1％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。上限1.0％，由于过度的添加会使钢板的延展性劣化，因此设定了该值。

Mo也是具有与Cr同样的效果的元素。Mo的下限0.05％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。另一方面，上限0.5％，由于过度的添加会使钢板的延展性劣化，因此设定了该值。

以上是本发明的钢板成分限定理由。

接着，对于限定焊接用焊丝的成分的理由进行叙述。

本发明，作为焊接用焊丝，考虑了实心焊丝以及药芯焊丝这两种。

首先，对于限定焊接用实心焊丝的成分的理由进行叙述。

C为确保焊缝金属的强度而添加。与钢板不同，焊缝金属的场合，需要在焊接态的状态下确保强度，因此下限值需要设定得比母材高。下限0.03％，在低于该值的场合，强度确保变得困难，因此进行了设定。另一方面，上限0.15％，当超过该值地添加时，产生焊缝金属的高温裂纹的危险，因此设定为该值。

对于Mn，也是为了将焊缝金属高强度化而添加的元素。可是，过度的添加会招致过度的硬化，因此将2.5％作为上限。另一方面，本发明中的钢材，以通常所要求的700MPa级及其以上的钢材为对象，因此对于焊接接头也需要相应的强度。为了确保强度，需要添加0.7％以上，因此将该值作为下限值。

Si是具有对焊缝金属进行脱氧的效果的元素。Si的下限0.2％，当为低于该值的添加量时，会脱氧不足，在焊缝金属中容易产生气孔等，因此设定了该值。在作为本发明的目的的焊趾部的形状改善上，即使大于本发明限定的值而添加Si也可得到其效果。可是，本发明采用汽车领域等所使用的板厚范围。若焊接用实心焊丝的Si含量变得过大，则焊缝金属中的Si含量增加，与氧结合形成SiO₂，使在焊缝金属表面生成的渣量增加。汽车领域等，在焊接后配置了涂装工序，但焊缝金属表面存在的渣在涂装工序中并不优选。另外，为了减少焊接中发生的飞溅，也有时将保护气体设为Ar系，该场合下，优选脱氧元素Si设定得较少。因此，在本发明中，作为抑制渣生成量、减少飞溅生成量的上限，设定了0.7％。再者，该上限值，优选设定为0.6％，更优选设定为0.5％。

S一般为杂质。过度的添加会使焊缝金属韧性劣化、并且增加焊缝金属高温裂纹的危险，因此将上限设为0.08％。

P在本发明中为杂质。P的含有量变多时，焊缝金属韧性劣化，并且增加焊缝金属高温裂纹的危险，因此将0.05％作为上限。

Cu具有对焊接用实心焊丝进行镀覆，提高导电性、防止焊丝生锈这两种效果。因此，从作为本发明的目的的焊趾部的形状改善效果的观点来看，未必需要添加。可是，焊丝的锈，具有发生气孔等问题的危险，因此在本发明中，限定了该值。但是，最近，从环境的观点出发，也有嫌弃Cu添加的情况，即使多多少少地牺牲导电性等也不进行镀Cu为好，这样想法也在蔓延。因此，在本发明中，也包括不进行镀Cu的情况，不特别地设定Cu的下限，包括了0％。为了体现镀Cu的效果，优选Cu添加的下限设定为0.05％。Cu添加的上限为0.5％，即使大于该值而添加，导电性等的效果也饱和，而且出现Cu裂纹的危险增大等的弊害，因此设定了。

接着，对于电弧焊用实心焊丝的选择元素进行叙述。

作为焊接用实心焊丝的选择元素的Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni，作为第1目的，是为了确保焊缝金属的强度而添加的元素，但其中，关于Ti，也是使焊接电弧稳定的元素，因此出于确保强度以外的目的也可以添加。

Ti的下限0.01％，作为可期待强度增加以及使焊接电弧稳定化的效果的最低限度的值而设定。上限为0.5％，大于该值的添加量会使焊缝金属过度硬化，在接头特性上产生问题，因此设定了该值。再者，Ti的上限以及下限比本发明规定的钢板的Ti添加量的上限以及下限高的理由是因为，考虑了由于焊接电弧从而焊接用实心焊丝的Ti被氧化的现象。

Nb的下限0.01％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。上限为0.1％，大于该值的添加量会使焊缝金属过度硬化，在接头特性上产生问题，因此设定了该值。

V也与Ti以及Nb同样地是具有确保强度的作用的元素。可是，没有像Ti、Nb那样析出强化，因此下限以及上限设定了与Ti和Nb不同的值。V的下限0.05％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。上限为0.3％，由于过度的添加会使钢板的延展性劣化，因此设定了该值。

Cr也是与Ti同样地形成碳化物，使强度增加的元素，但Cr不仅析出硬化还具有固溶硬化的效果。另一方面，析出硬化的影响不像Ti、Nb、V那样大，但可添加的范围可设定得为这些元素宽。下限0.05％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定，但优选设为0.1％。上限为1.0％，过度的添加会招致焊缝金属的硬化，产生韧性等的问题，因此设定了该值。

Mo也是具有与Cr同样的效果的元素。Mo的下限0.05％，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。另一方面，上限为0.7％，由于过度的添加会使焊缝金属的韧性劣化，因此设定了该值，但优选设为0.5％。

添加Ni的目的主要有两个。即，确保焊缝金属的强度、确保焊接区的疲劳强度这两点。其中，从第2个的确保疲劳强度这一点来看，需要将Ni的范围限定在更狭窄的范围，因此关于该点的Ni的范围在后面叙述。从确保焊缝金属的强度的观点出发，将Ni的下限设定为0.3％。该下限，作为可期待强度增加的最低限度的值而设定。上限为12.0％，大于该值的添加会使焊缝金属的显微组织成为奥氏体，产生强度降低的危险，而且具有高温裂纹发生的危险，因此设定了该值。

在本发明中，关于焊接用实心焊丝的S，设定了可在对接头特性不引起恶劣影响的程度下积极利用的范围。S降低焊缝金属的粘性，在焊趾形状的改善上可期待效果。确保焊缝金属的S量的方法，存在将S添加于钢板中的方法和添加到焊丝中的方法这两种方法，但添加到钢板中的方法，在钢板特性上产生问题，因此优选添加到实心焊丝中。可是，添加到实心焊丝中的方法，如果过度添加，则如已述那样，也产生高温裂纹的问题，因此上限设为0.08％。在想要积极地利用S来进一步改善焊趾形状的场合，将S添加量设为0.02％以上即可。一般地添加0.02％以上的S时，有时焊缝金属的韧性成为问题。可是，这依赖于对焊接接头所要求的特性，因此进行焊趾形状改善和要求韧性的比较来适当选择即可。

在本发明中，对于焊接用实心焊丝的Ni，在焊缝金属的强度确保以外，还有降低焊缝金属的相变开始温度、积极减少焊趾部的残余应力、通过该效果而使焊接接头的疲劳强度提高这些利用方法。该方法，将高疲劳强度焊接材料的技术积极地纳入本发明中，高疲劳强度焊接材料的技术是在专利文献1和2等中已经公开的技术。该技术和本发明提供的技术，并不特别地将彼此抵消，可以根据需要来利用。添加到焊接用实心焊丝中的Ni的下限4.0％，当小于该值的添加量时，作为可期待由添加Ni而带来的疲劳强度提高的最低限度的值而设定。上限为12.0％，大于该值的添加量的场合，作为焊缝金属的显微组织，奥氏体变多，焊缝金属的相变膨张量小，根据情况，也有未相变的可能性，不能期待疲劳强度提高的效果，因此将该值设定为上限。

再者，在4.0～12.0％的范围添加Ni的场合，焊缝金属的高温裂纹敏感性变高，因此添加到焊接用实心焊丝中的S的上限优选设定为0.01％，更优选设定为0.006％。

以上是本发明中的焊接用实心焊丝的基本成分。

接着，对于药芯焊丝进行叙述。

一般地，汽车领域等的薄板焊接所使用的焊丝是实心焊丝。其原因有：实心焊丝比药芯焊丝廉价，实心焊丝在焊接后产生的渣量少，从涂装的观点是优选的，等等。其中，实心焊丝廉价这样优点，在焊丝的生产量某种程度地较多的场合，焊丝生产量少的场合，药芯焊丝能够比实心焊丝廉价地制造。其原因是因为，在需要焊丝成分的变更时，对于实心焊丝而言，必须重新制作焊丝坯料本身，而对于药芯焊丝而言，通过只调整应填充的焊药的成分就能够变更焊丝整体的成分。在这样的状况下，本发明者们想到提供采用药芯焊丝更加实现疲劳强度的提高的技术是有意义的。

接着，作为药芯焊丝的钢制外皮，限定为没有具有外界气体侵入的危险性的缝状的接缝的外皮的原因进行叙述。

与实心焊丝相比，药芯焊丝具有的问题，在前述的渣生成问题以外，还有氢量增加这一问题。因此，在制造药芯焊丝的场合，将填充到焊丝中的焊药预先干燥而使氢量减少。可是，在使焊药干燥并填充到焊丝中后，在药芯焊丝的钢制外皮具有存在外界气体侵入的危险性的缝状的接缝的场合，焊药从该接缝吸湿，结果使氢量增大。作为本发明中的疲劳特性提高技术，有由调整药芯焊丝的成分而带来的残余应力降低，但这不得不成为比较多地含有合金元素的成分系，成为所谓的低温裂纹敏感性高的成分系。低温裂纹，如果降低氢量则可以防止，因此，通过限定为没有存在外界气体侵入的危险性的缝状的接缝的外皮，来防止焊药的吸湿。

接着，对于药芯焊丝的各成分组成的限定理由进行说明。

SiC以外的C，在药芯焊丝中主要含于钢制外皮中，以焊丝制造中的拉丝工序中的断线防止为目的而含有。再者，SiC以外的C，也具有使焊缝金属的相变温度降低的作用，但在本发明中，可以相应于成分系调整向钢制外皮内填充的焊药中的SiC的含有量，使焊缝金属的相变温度充分降低。为了得到钢制外皮中的C所带来的焊丝拉丝工序中的断线防止效果，需将SiC以外的C含有量的下限设为0.01％。另一方面，当向钢制外皮中过度添加C时，本次在拉丝中硬化，成为断线的发生原因，因此将SiC以外的C含有量的上限设定为0.20％。

再者，将作为焊药的铁粉添加到钢制外皮中的场合，作为SiC以外的C，包含铁粉中的C。因此，从减轻由钢制外皮中的C引起的焊丝拉丝中的硬化的方面来看，将钢制外皮中的C含有量设为0.15％，由作为焊药添加的铁粉中的C含有量补充其余的C量。

SiC以外并且SiO₂以外的Si，为了得到电弧焊中的焊缝金属的脱氧效果，其含有量的下限设为0.05％。另一方面，SiC以外并且SiO₂以外的Si过度地添加时，使焊缝金属硬化，从接头特性的观点来看并不优选，因此将其含有量的上限设为1.2％。

Mn是确保焊缝金属的强度所必需的元素，其含有量低于0.2％时，难以确保焊缝金属强度，因此Mn含有量的下限设为0.2％。再者，Mn的下限可以比本发明中的焊接用实心焊丝设定得低，这是因为通过C的添加，可某种程度地确保强度。另一方面，Mn含有量过度地变高时，引起焊缝金属的韧性劣化，因此将Mn含有量的上限设为2.5％。

P是焊缝金属的不可避免的杂质元素，本发明中，当这些元素较多地存在于焊缝金属中时，其韧性劣化，因此P的含有量的上限设为0.03％。

一般地，与P同样，S也是焊缝金属的不可避免的杂质元素，但可以说S使熔池的表面张力降低，有助于焊道形状的改善。因此，在本发明中也有效利用。可是，本发明中的药芯焊丝，限定于实现残余应力降低的成分范围，因此C量高，因此，作为S的含有量，从高温裂纹的观点看，需要比本发明中的实心焊丝的场合设定得低。因此，将S的上限设定为0.06％。

焊药中所含有的SiO₂、Al₂O₃、Na₂O、K₂O，通常被称为渣材(造渣材料；造渣剂)。它们在对药芯焊丝的制造前的焊药成分进行造粒时起到粘合剂的作用，另外，在向钢制外皮内填充了焊药成分后，拉丝到规定的焊丝直径的工序中，起到减少钢制外皮内表面和焊药的阻力的润滑材料的作用。在本发明中，通过含有具有润滑作用的SiC，即使与以往相比降低这些作为氧化物的渣材，也能够确保焊丝拉丝工序中的可加工性。可是，SiO₂、Al₂O₃、Na₂O以及K₂O的一种或者两种以上的合计量低于0.05％时，难以维持上述可加工性，在焊丝品质和制造效率上发生问题，因此将上述合计量的下限设为0.05％。另一方面，SiO₂、Al₂O₃、Na₂O以及K₂O的一种或者两种以上的合计量大于0.4％的场合，焊接区的渣发生量变多，发生涂装性劣化的问题，因此将上述合计量的上限设为0.4％。

本发明中的SiC，具有：确保药芯焊丝中的Si的适当量、进而降低焊缝金属的相变开始温度的作为主要元素C源的作用、并且作为具有润滑性以及脱氧性的SiC的作用，在本发明中为必需成分。

SiC的下限为0.05％，由于SiC的润滑作用以及脱氧作用所带来的焊丝可加工性的提高以及渣量的降低效果变得不充分，因此设定了该值。另一方面，焊药中的SiC含有量增加时，存在焊缝金属硬化的问题、奥氏体组织变多从而焊缝金属不相变的可能性，在这样的场合，将SiC特意添加到药芯焊丝中的优点消失。因此将药芯焊丝中的SiC含有量的上限限定为1.2％。再者，药芯焊丝的场合，焊丝中的Si含量，具有比实心焊丝的上限高的倾向。其原因是因为，SiC中的C与氧结合成为CO，逃逸到焊接电弧外，因此即使药芯焊丝含有大于实心焊丝的上限的Si含量，对形成于焊缝金属表面的渣量不怎么造成影响。

以上是本发明中的药芯焊丝的必需成分的限定理由。

接着，对于药芯焊丝的选择元素，对于其限定理由进行叙述。

本发明中的石墨的作用，是代替SiC。作为C源，石墨比SiC廉价，但其另一方面，石墨轻，因此在药芯焊丝制造时，具有石墨飞散这样的制造上的问题。可是，不仅廉价这一点，石墨在焊丝拉丝中的润滑剂作用这一意义上，比SiC有效果，因此，本发明者们将石墨作为选择元素来对待。但是，SiC和石墨都具有C源这一相同的作用，因此为了考虑该点，作成以下的(式2)的C换算值的合计量，现在总体的C量。

C换算值的合计量＝[石墨]+0.3×[SiC]  ····(式2)

石墨的下限为0.02％，比该值少的石墨，不能体现石墨添加的效果，因此设定了该值。石墨的上限，本发明不特别地设定，但由于限定了(式2)的范围，因此石墨的上限自然而然地被限制。另外，(式2)的下限为0.15％，若设定低于该值的下限，则必须使石墨的含有量小于0.02％，因此设定了该值。另一方面，上限为0.45％，当为大于该值的添加量时，焊缝金属的C水平过高，产生焊缝金属的硬化性、韧性、裂纹敏感性的问题，因此设定了该值。

在本发明中，对于Ni、Cr、Mo以及Cu，是出于改善夏比冲击特性等的焊缝金属的机械特性，降低焊缝金属的相变开始温度从而提高疲劳强度的目的而添加的。对于Cu，除此以外，也有通过对焊丝镀Cu来提高导电性的目的。

Ni是降低焊缝金属的相变开始温度、对接头疲劳强度提高有效的元素，并且也是提高强度和韧性等的接头特性的元素。含有Ni的场合的Ni含有量的下限，在低SiC系成分系中，作为可充分期待接头疲劳强度的提高效果的最低量，需要设为0.1％，但优选0.5％。Ni含有量的上限，可充分得到焊缝金属的相变开始温度降低效果。Ni含有量大于5.0％的场合，由于与焊缝金属中含有的C的相互作用，焊缝金属具有未相变为在低温下进行相变的贝氏体和/或马氏体，而以奥氏体态冷却结束的可能性，不能期待疲劳强度提高，因此将Ni含有量的上限设为5.0％。

Cr和Mo是具有降低焊缝金属的相变开始温度以及提高强度和淬硬性的作用的元素。特别是Cr和Mo，相比于Ni，焊缝金属的强度提高以及淬硬性确保的效果高，因此利用该效果使焊缝金属相变为马氏体等的相变温度低的组织，更加提高焊接接头的疲劳强度，Cr、Mo的含有量需分别设为0.1％以上。另一方面，Cr和Mo，与Ni比，焊缝金属的韧性提高的效果低，因此若过度地含有，则产生焊缝金属的韧性降低之虞，因此Cr、Mo的含有量的上限分别设为2.0％。

Cu也与Cr和Mo同样地，是具有降低焊缝金属的相变开始温度、提高强度以及确保淬硬性的效果的元素。另外，Cu通常确保通电性，因此也有时对焊丝表面进行镀覆。为了的由该Cu带来的焊缝金属的强度提高和淬硬性提高的效果以及通电性确保的效果，需要将Cu含有量的下限设为0.1％。可是，Cu在焊缝金属中过度地添加时，存在使焊缝金属产生Cu裂纹的危险，因此Cu含有量的上限值设为0.5％。

再者，在本发明中，作为Ni、Cr、Mo以及Cu的一种或者两种以上的合计量的上限，设定了6.0％。这是因为当上述合计含有量超过6.0％而过于过度地含有时，焊缝金属在焊接后的冷却过程中，未相变为在低温下发生相变的贝氏体和/或马氏体，而是成为奥氏体组织状态，因此接头疲劳强度提高变得困难。因此，优选上述合计含有量的含有量的上限设为6.0％。在本发明中，添加Ni、Cr、Mo以及Cu的一种或者两种以上时的下限没有特别设定，但对于各添加元素，设定了下限，因此对于它们合计量，也自然而然地存在下限0.1％。再者，除了本发明中的焊趾形状改善效果以外，还需要增加疲劳强度的场合，优选合计含有量的下限设定为1.5％。小于1.5％的添加，出于改善夏比冲击特性等的机械特性的目的而添加，但是改善夏比冲击特性还是改善疲劳特性依赖于利用本发明的本领域技术人员的目的，另外，若是本领域技术人员，则决定添加量并不特别难。

B是淬硬性元素，确保焊缝金属的淬硬性，使焊缝金属的显微组织成为更高强度的组织，另外，具有抑制在高温下开始相变的组织的生成，形成为在更低的温度下相变的显微组织的作用。与钢板相比，焊缝金属的氧含有量高，因此B与氧结合，有被夺去其效果之虞，因此为了通过焊缝金属中的B改善上述淬硬性以及通过显微组织制御改善抗拉强度以及疲劳强度，优选B含有量的下限为0.001％。另一方面，B添加量的上限，当添加大于它的量时，产生了焊缝金属产生裂纹的危险，因此确定为0.015％。

Nb、V、Ti都是具有在焊缝金属中形成碳化物，使强度增加的作用的元素，通过在焊缝金属中少量含有Nb、V、Ti中的一种或者两种以上，可谋求接头强度的提高。Nb、V、Ti的一种或者两种以上的合计含有量的下限，若低于0.005％则不怎么可以期待接头强度的提高，因此优选其合计含有量的下限为0.005％。另一方面，上述合计含有量大于0.3％时，焊缝金属的强度变得过大，在接头特性上产生问题，因此优选上述合计含有量上限为0.3％。再者，对于Ti，除了焊缝金属的强度提高效果以外，还具有使焊接电弧稳定的作用，因此在含有Ti的场合，优选含有0.003％以上的Ti。

在本发明中，对于药芯焊丝的S，设定了可在不对接头特性产生恶劣影响的程度内积极地利用的范围。S降低焊缝金属的粘性，在焊趾形状的改善上可期待效果。确保焊缝金属的S量的方法，存在将S添加到钢板中的方法和添加到焊丝中的方法这两种方法，但添加到钢板中的方法，在钢板特性上产生问题，因此优选添加到药芯焊丝中。可是，添加到药芯焊丝中的方法，如果过度地添加，则如已述那样也产生高温裂纹的问题，因此上限设为0.06％。在想要积极利用S，进一步改善焊趾形状的场合，只要将S添加量设为0.02％以上即可。一般地，若添加0.02％以上的S，则有时焊缝金属的韧性成为问题。可是，这依赖于对焊接接头所要求的特性，只要进行焊趾形状改善和要求韧性的比较来适当选择即可。但是在本发明的范围内添加Ni、Cr、Mo以及Cu的一种或者两种以上的场合，从裂纹敏感性的观点来看，优选S的上限设定为0.03％。

所谓稳弧剂，是通过含于填充到钢制外皮内的焊药中而具有使焊接电弧稳定的作用的元素。上述的焊药中所含有的Na₂O、K₂O等也具有作为稳弧剂的作用，因此优选：这些成分以不阻碍作为本发明的目的的焊接区的渣发生量的降低的程度含有。另外，作为稳弧剂的作用，即使不为Na₂O、K₂O等的氧化物，如果为冰晶石(Na₃AlF₆)等的Na、Al、F的化合物，也可得到上述电弧稳定化效果，因此从渣发生量降低的观点来看，优选作为氧化物以外的化合物而含有。

为了降低焊接区的渣发生量，并且得到电弧稳定化的效果，氧化物系以外的稳弧剂的含有量的下限优选为0.05％。另一方面，氧化物系以外的稳弧剂的含有量大于0.5％时，上述电弧稳定化效果不变，因此优选上述含有量的上限为0.5％。

接着，对于本发明中的保护气体的限定理由进行叙述。

作为保护气体所使用的气体，为CO₂或者Ar，但关于Ar，从电弧稳定性来看，将100％Ar用作为保护气体在现在的技术下还是不可能的。相反地，使用100％CO₂的方法，如果有效地利用脱氧元素Si等，则在现有技术的范围充分能够，另外，在本发明公开的Si的范围内也可以将100％CO₂作为保护气体利用，并且CO₂气体比Ar气体廉价这样的优点也存在。尽管如此，使用以Ar气体为主体的保护气体存在能够更加减少飞溅这样的优点。可是，Ar气体是惰性气体，因此需要最低限度的CO₂气体。对于以Ar气体为主体的保护气体，CO₂气体的质量％的下限为5％，低于该值的场合，焊接电弧不稳定，因此设定了该值。上限为25％，大于该值的场合，飞溅变多，与使用100％CO₂气体作为保护气体的场合没有大的差别，因此设定了该值。

在本发明中，也可在保护气体中添加O₂。但是，添加O₂气体的原因是目的为抑制保护气体的成本，与本发明作为目的的改善焊趾形状的效果没有直接关系。一般地，为使Ar气体为100％，需要除去O₂气体(设为0％)，但这使保护气体的成本增加。另一方面，含有某种程度的O₂的Ar气体能够以比较便宜的成本制造。即使某种程度地具有O₂气体，焊趾形状的改善效果也不丧失。O₂气体的成分限定范围的下限为2％，当为低于该值的量的含有率时对Ar气体的成本造成影响，因此将该值作为优选的值。上限为4％，大于该值的添加量的场合，焊缝金属的氧量增加，产生韧性上的问题，因此设定了该值。

以上是关于本发明中的高强度薄钢板的电弧角焊方法的限定理由。

实施例1

以下对于本发明的实施例进行说明。

表1是实施例1所用的钢板成分的表。实施例1的目的是调查钢板的扩孔性。

具有表1的成分的钢坯加热到加热温度1150～1250℃，进行加工温度为820～900℃的热轧制，其后以冷却速度35～75℃/秒冷却，在卷取温度400～550℃卷取，得到板厚2.6mm的热轧钢板。通过控制冷却速度等，得到各种的抗拉强度，因此表1也示出了其钢板的抗拉强度。

从这些热轧钢板制取250mm×250mm的正方形的试片，在中央部分冲出直径30mm的圆形的孔，其后用顶角60°的圆锥冲头进行扩孔试验。扩孔性，用圆锥冲头扩孔，观察在冲孔面产生的裂纹，测定裂纹贯穿到板表面背面的时刻的直径d，用直径d的增加率{(d-30)×100/30}评价。直径变为2倍即60mm的场合，扩孔性为100％。

表1记载了钢板的成分和抗拉强度、扩孔性。一般地，扩孔性，具有当钢材强度增加时则变低的倾向，因此将本发明使用的700MPa级以上钢材和更低强度的、例如400MPa级钢材比较来评价其扩孔性并不妥当。应该将700MPa以上的钢材彼此相比较来评价其优劣。因此，表1所示的钢材，除了B13、B14，选择了制造条件使得强度达到700MPa以上。

另一方面，关于比较例B01、B12，可知扩孔性大于70％，显示了良好的特性。这些钢板为比较例是因为Si在本发明的范围外，但可知即使Si低于本发明的下限，扩孔性也良好。产生这样的现象是因为，Si的下限不是从扩孔性的确保的观点来设定的，是为了在实施例2以后进行比较的焊趾形状的改善而设定的，因此只有实施例1时未显示本发明所设定的Si的下限的正当性。

另外可知，比较例B13、B14的Si在本发明例的范围内，但各自的Mn、C在本发明的范围外，强度不是700MPa级。本发明以疲劳问题显著的700MPa级以上的钢材为对象，因此B13、B14为本发明中的比较例。

实施例2

以下表示关于焊趾形状的改善和疲劳试验的实施例2。

在实施例1中，使用扩孔性大于70％的钢板，制作电弧搭接角焊接头，进行了焊趾形状以及疲劳试验。电弧搭接角焊接头，为本发明的板厚的范围，特别的为在汽车行走部分部件中最多地使用的焊接接头形状之一。制作焊接接头时所用的焊接用实心焊丝的成分示于表2。只有焊丝的成分在本发明的范围外的情形，在备注栏显示为比较例。备注栏中记载为本发明例的情形，作为焊丝成分处于本发明的范围内，但本发明作为与钢板的组合而规定，因此表2的备注栏是为了参考而记载的。

表3～5表示焊接条件和所使用的保护气体的组成。再者，表3～5的实施例的结果，全部是钢板的板厚为2.6mm的场合的结果。使焊接速度变化能够调查其影响，但此时的电流，设为通过单层焊接而能够形成焊接接头那样的条件，具体地讲，设定为：

60cm/分钟：120A；85cm/分钟：170A；

100cm/分钟：200A；120cm/分钟：240A；

130cm/分钟：260A；140cm/分钟：280A；

170cm/分钟：320A。

制作电弧搭接角焊接头，从其上制取断面宏观试样，测定了图2定义的侧面角和咬边深度。不存在咬边的场合，将咬边深度定义为0。另外，从相同的焊接接头制取图6所示的平面弯曲疲劳试片，实施了疲劳试验。实施例2的场合，图6的板厚1、板厚2为2.6mm。实施疲劳试验的场合，试片表面的焊趾部近傍贴上应变片(应变计)，核查表面的应力状态。循环应力在应力比R＝0.1的条件下赋予。该场合下，应力振幅为100MPa的场合，最高应力为111MPa、最低应力为11Mpa，应力振幅为111MPa-11MPa＝100MPa，应力比为R＝11/111＝0.1。疲劳强度，在该条件下实施疲劳试验，用即使负载200万次循环应力也不疲劳断裂的最大应力范围定义。

表3～5表示了侧面角、咬边深度、疲劳强度的试验结果。再者，表3～5表示了一系列的实施例。如前述，对薄钢板的搭接角焊接头所要求的疲劳强度为250Mpa左右，因此将疲劳强度为250MPa以上作为评价的标准。

No.1虽然钢板Si和(式1)的值在本发明的范围外，但是焊接速度较慢，为70cm/分钟，焊趾形状良好，因此是疲劳强度为270MPa的例子。即可知，通过相应于钢板的成分来减慢焊接速度，可改善焊趾形状，但焊接施工效率相应地必须牺牲。即使是相同的、钢板和焊丝的组合，焊接速度快的No.2和43，焊趾形状也不良好，疲劳强度分别变为为180MPa、170MPa。No.3、No.4、No.44也显示了同样的结果。可是，No.3、No.4、No.44，钢板Si低为0.17％，但焊丝Si高为1.55％，(式1)的值在本发明的范围内。可是，疲劳强度，No.3高，但No.44由于焊接速度为120cm/分钟，因此疲劳强度低为180MPa。即，钢板Si含量具有那样的单独的作用，显示出不能由焊丝Si补充的效果。

另一方面，No.5、19在本发明的范围内，但为产生了由焊丝的Si不足所致的气孔的例子，是焊趾形状以及疲劳强度未测定的例子。

No.13，在成分上处于本发明的范围内，但焊接速度快，为170cm/分钟，侧面角为55°，比较小，但发生咬边，是不能改善焊趾形状的例子。再者，No.13，如No.12那样，若将焊接速度设定在本发明的范围内，则可期待疲劳提高效果。另外，除了No.13以外，表3的No.11、表4的No.21、23，是焊接速度也都大于150cm/分钟，全部发生咬边，并且侧面角也变大例子，疲劳强度未达到250MPa。

No.16，钢板Si、焊丝Si都在本发明的范围内，但(式1)的值在本发明的范围外。即，是表示不仅钢板、焊丝的Si含量，(式1)的值也必须在本发明的范围内的例子。No.25，是钢板Si含量低，(式1)的值也低的例子。这些比较例，除了焊接速度为70cm/分钟的场合以外，侧面角全部大于55°，疲劳强度未达到250MPa。

No.42，是焊丝Ni高，因此发生高温裂纹，不能进行试验的例子。为了通过Ni添加来进一步改善疲劳强度，如No.35那样，需使焊丝Ni量在本发明的范围内。No.41，焊丝Mn为3.0％，超出了本发明的范围。该焊接接头的场合，焊缝金属硬度，按维氏硬度计，大于400，可知存在延展性上的问题。因此，未实施焊趾形状和疲劳强度的测定。

另一方面，表3～5中的本发明例，侧面角全部为55°以下，疲劳强度大于250MPa。特别是(式1)的值为0.40以上的例子，侧面角为45°以下，疲劳强度也全部为280MPa以上。为了使(式1)的值为0.40以上，具有由钢板Si确保的方法和由焊丝Si确保的方法这两种，这由本领域技术人员考虑材料成本、对焊接接头所要求的其他的特性等来选择即可，只要是本领域技术人员就不特别难。另外，No.37、38、39，是观察保护气体的影响的例子，相比于100％CO₂气体，Ar+20％CO₂、Ar+7％CO₂气体的情况下，焊趾形状好一些。另外，No.35，不仅改善焊趾形状，也并用了在焊丝中添加Ni来降低焊趾部的残余应力的技术，因此疲劳强度为380MPa，在本发明例中为最高的例子。No.40，是使用了添加0.05％的S的焊丝W08的例子，但是为焊趾部的侧面角最小、为38°的例子。但是，由于S从焊接接头的韧性的观点看并不太优选，因此在即使不添加0.05％的S也能充分得到疲劳提高效果的场合，优选抑制为0.01％以下。

实施例3

接着，使用实施例2所用的钢板B03和焊接用实心焊丝W05，调查板厚的影响。板厚，实行实施例1中所示那样的轧制条件，使加工板厚变为2.0、2.6、4.0、7.0mm。试验方法与实施例2相同。表6示出其结果。钢板、焊丝都具有本发明的范围内的成分系，并且(式1)的值也在本发明的范围内。本发明的范围内的板厚的No.101101、102、106、108，侧面角也为50°以下，疲劳强度也为280MPa以上，为良好的值。No.105，是疲劳试验结果良好，但为了通过单层焊接来制作焊接接头而使焊接速度必须为40cm/分钟的例子。在该焊接速度条件下，不需要使钢板以及焊丝特别地在本发明的范围内，这从实施例2的No.1等明确。可知在应用本发明时，从实用的观点出发，优选的板厚范围为4mm以下。再者，关于下限，虽未特别实施，但这从焊接方法以点焊和激光焊为主流的板厚范围考虑，从实用的观点出发，认为为1.6mm左右。No.106，是对于图4中的钢板6、钢板7为不同的板厚的场合的实施例。即使不同，也在本发明的板厚范围内。即使钢板1、钢板2的板厚不同，若它们也在本发明的范围内，则疲劳强度大于250MPa，侧面角也小于50°，得到了良好的结果。

由以上可知，本发明的范围内的钢板和焊接用实心焊丝的组合，可改善焊趾形状，并且疲劳强度也良好。

实施例4

在实施例4中，目的是对于药芯焊丝的成分及其特性进行调查。表7、表8示出了药芯焊丝的相对于焊丝总质量的各成分的质量％、填充率、焊丝拉拔性(拉丝性)以及夏比冲击吸收功的调查结果。再者，作为钢材，使用表1的B06。

观察表7和表8可知，相比于焊接用实心焊丝的实施例的表即表2，记载了较多的试验项目。这有作为药芯焊丝的特征的焊药成分，本发明中的药芯焊丝，C添加量被设定得比焊接用实心焊丝高，因此存在焊缝金属的夏比冲击特性成为问题的可能性，因此夏比冲击特性也记载于表7以及表8，另外，焊丝拉丝性、渣生成量、使用石墨时的飞散性等的、与实心焊丝的场合相比应该评价的项目较多。

首先，对于表7的焊丝进行叙述。

焊丝记号为100～110的焊丝，是在本发明的范围内的药芯焊丝，150～165是焊丝成分已经在本发明的范围外的焊丝。

对于表7的焊丝，测定焊药的飞散性、焊丝拉丝性、夏比冲击吸收功、渣量。所谓焊药的飞散性，是比较为了制造焊药而准备的石墨量与在即将填充到焊丝中之前的焊药中石墨量的比。如果石墨不飞散，则它们一致，因此飞散率为0％，但在飞散了的场合，相应地在即将进行焊丝填充前石墨减少。飞散性采用该减少比例来评价。焊丝拉丝性，通过是否在焊丝制造中发生了断线来评价。夏比冲击吸收功，将板厚3.2mm的钢板用各焊丝进行对接焊接，从其上制取在焊缝金属中央部分加工了2mmV缺口的1/4尺寸夏比冲击试片，在0℃实施夏比冲击试验，由得到的值进行评价。渣量，实施焊道长度250mm的平板堆焊(bead-on-plate welding)，采用此时的焊缝金属表面发生的渣的重量来评价。

焊丝150、151、159，渣材在本发明的范围外，渣生成量大于0.1g，可知涂装性存在问题。另一方面，由表2知道，本发明的范围内的焊丝100～105，渣生成量全部小于0.1g，为了确保涂装性，需要将渣材限制在本发明的范围内。可是，焊丝150，焊道良好。于是，使用该焊丝并制取夏比冲击试片，实施夏比冲击试验，可知为7J。这是因为，焊丝150中，Mn大于本发明的范围，为了得到良好的机械特性，需要将Mn设为本发明的范围内。

另一方面，焊丝151，SiC也低于本发明的范围。这样的场合，如焊丝154那样，制造中的焊丝拉丝变得困难，发生断线的问题，但焊丝151，过大地添加了渣材，因此未发生断线问题。于是，使用焊丝151测定渣量，渣发生量为0.34g，大于0.1g。即，为了抑制渣发生并且防止断线，不是使用渣材而是需要使用SiC。

焊丝152，是SiC大于本发明的范围，其结果，(式2)也大于本发明的范围，焊接区发生了裂纹的例子。再者，采用即使使SiC在本发明的范围内，(式2)也大于本发明的范围的焊丝165，也发生了同样的裂纹。焊丝153，Si大于本发明的范围，由于Si过大，夏比冲击试验小于10J。焊丝155，是C大于本发明的范围，夏比冲击值仍小于10J的情况。焊丝156，Si小于本发明的范围，在焊接区产生了气孔等的缺陷。

另一方面，焊丝157，C小于本发明的范围，钢制外皮的强度不足，因此在焊丝制造中发生断线问题，不能进行焊丝制造。焊丝158，Mn小于本发明的范围，由于与焊丝157相同的原因，发生了断线问题。

焊丝160～162、164，Nb、V、Ti的合计大于本发明的范围，夏比冲击值小于10J。焊丝163，B大于本发明的范围，在焊接区发生了裂纹。

另一方面，在本发明的范围内的焊丝100～110全部未发生断线问题，渣发生量小于0.1g，并且夏比冲击值也大于10J。

接着，对于表8的焊丝进行叙述。

在表8的焊丝中，本发明的范围内的焊丝为200～210。这些焊丝，与表7的焊丝相比，Cu、Ni、Cr、Mo比较多地添加了。焊丝250～255为比较例。

焊丝250，渣材大于本发明的范围，渣量为0.3g，大于0.1g。该倾向由表2的实施例也看到，但即使是添加了Cu、Ni、Cr、Mo的成分系也可确认出。

焊丝251、252，这4种元素的合计大于本发明的范围，但从表3来看，未发生特别的不良情况。关于该点，在后述的实施例5中记述。

焊丝253，Nb，V、Ti的合计大于本发明的范围。因此，夏比冲击值为6J，小于10J。

焊丝254，没有添加SiC，渣材限制在本发明的范围内，为了防止焊丝断线，利用了石墨。因此，石墨飞散性为40％。当飞散性这么地高时，焊丝制造工艺的管理变得极难，产生由于制造工艺的一点点的变更而使焊丝成分大大变化的危险。这样的场合，意味着难以制造品质好的焊丝。

焊丝255，SiC添加量小于本发明的范围，发生了焊丝断线的问题。

相对于这些比较例，焊丝200～210，渣发生量小于0.1g，焊丝拉丝性、飞散性也没有问题，夏比冲击值也为20J以上。

实施例5

在实施例5中，使用了在实施例1和4所用的钢材和焊丝之中没有产生问题的、即表1、8～9之中的在备注栏中作为参考记载为「本发明例」的钢材和焊丝，以及，为了确认本发明的效果而使用了一部分的记载为「比较例」的钢材和焊丝，实施搭接角焊，实施了疲劳试验。

另外，表也示出了使用的保护气体的组成。再者，表10～12的实施例的结果，全部是钢板的板厚为2.6mm的场合的结果。使焊接速度变化可调查其影响，但该时的电流，设为通过单层焊接而可形成焊接接头那样的条件，具体地讲，设定为：

60cm/分钟：120A；85cm/分钟：170A；

100cm/分钟：200A；120cm/分钟：240A；

130cm/分钟：260A；140cm/分钟：280A；

170cm/分钟：320A。

在这些条件下，制作电弧搭接角焊接头，从其上制取断面宏观试件，测定图4中所定义的侧面角和咬边深度。不存在咬边的场合，将咬边深度定义为0。另外，从相同的焊接接头制取图6所示的平面弯曲疲劳试片9，实施疲劳试验。实施疲劳试验的场合，在试片表面的焊趾部附近粘贴应变片，核查表面的应力状态。循环应力在应力比R＝0.1的条件下给予。该场合下，应力振幅为100MPa的场合，最高应力为111MPa、最低应力为11MPa，应力振幅为111MPa-11MPa＝100MPa，应力比为R＝11/111＝0.1。疲劳强度，在该条件下实施疲劳试验，采用即使负载200万次的循环应力也未发生疲劳断裂的最大应力范围来定义。

表9～11示出侧面角、咬边深度、疲劳强度的试验结果。再者，表10～12示出一系列的实施例，除了调查了板厚的影响的表12以外，图6的钢板6、7的板厚10、板厚11为2.6mm。

表9示出了：使用在表1的钢材之中在表1的备注栏记载为「本发明例」的B02～B11、B25、B26、以及在表1的备注栏中记载为「比较例」的B01以及B12，焊丝使用在表2中的备注栏中记载为「本发明例」的焊丝100～110，制作搭接角焊接头，从其上制取疲劳试片，实施了疲劳试验时的试验结果。使用钢材的比较例B01和B12的原因是因为，在表1的阶段未产生特别的不良情况。未使用表8的焊丝150～165的焊丝的原因是因为，在实施疲劳试验之前，已经产生了夏比冲击值、焊丝拉丝性、渣发生量等的问题。

表9的No.1和2，是钢材的Si小于本发明例的例子。焊接速度为70cm/分的No.1的场合，侧面角为48°，没有发生咬边，焊趾形状良好，疲劳试验也为340MPa，为300MPa以上。这是因为，焊接速度为80cm/分以下的场合，不论钢板Si含量，都能够使焊趾形状良好。这样地降低焊接速度而可改善焊趾形状的情况以往就已知，因此80cm/分以下为本发明的范围外。另一方面，No.2，是钢材、焊丝相同，焊接速度快，为100cm/分的情况，但侧面角为65°，变大，还发生了咬边，疲劳强度低为200MPa。这是因为钢材Si低于本发明的范围的缘故。

可是，即使使钢板相同，并使用Si高的焊丝101以100cm/分焊接，钢板的Si也低于本发明的No.3的例子，不能确认出疲劳强度的提高。焊丝101，相比于焊丝100，含有2倍以上的Si，但尽管如此，焊趾形状也未被改善，这意味着钢板Si的影响不仅是单单的母材稀释的影响，而且不能够由焊丝Si补充。

No.4，是钢板Si、焊丝Si都在本发明的范围内，焊接速度为140cm/分，侧面角小于55°，疲劳强度为300MPa以上的例子。可是，焊接速度为170cm/分的No.5，侧面角大于55°，并且还发生了咬边，因此疲劳强度变低。即，当焊接速度大于本发明的范围时，不能体现疲劳强度提高的效果。

No.7～13全部是本发明例，是观察钢板中的选择元素的影响的例子，如已经在实施例1的表1中所示，显示出：在可确保机械特性的程度内添加这些元素也能够得到疲劳特性提高的效果。其中，No.9、10，是在保护气体中添加了3％的氧气，但充分得到了疲劳特性提高效果的例子。

No.15，虽然(式1)的值在本发明的范围内，但是钢板的Si值小于本发明的范围。该场合下可知，疲劳强度未达到300MPa，不能期待疲劳强度提高效果。即，只满足(式1)的话不能得到疲劳特性提高效果，需要使钢板的Si含量也同时满足。

No.16～20，是钢板使用本发明的范围内的成分系的B02，使焊丝变化为本发明的范围内100、102～105，观察焊丝成分的选择元素之中的Nb、V、Ti的影响的例子。如实施例2的表2所示，这些焊丝成分全部在本发明的范围内，在该成分范围内添加选择元素也可充分得到疲劳强度提高效果，疲劳强度全都为300MPa以上。

No.21，是作为保护气体使用了100％CO₂的例子，与其他的本发明例同样地可确认出疲劳强度提高的效果。

No.22、23，是为了比较(式1)的值小于0.40的情况而实施的例子。该场合下，是侧面角比50°大一些，疲劳强度，哪一方都为290MPa，在本发明例中比300MPa小一些的例子。可是，考虑到比较例的场合全部低于250MPa，疲劳强度提高的效果是明了的。

No.24～28，是使用了在焊丝中较多地添加了S的106～110的焊丝的实施例，与(式1)的值为同等的No.8比较，侧面角小一些，其结果，也看到了一些的疲劳强度的增加。认为这是较多地添加S所带来的作用。再者，是焊丝106～110，与表2的焊丝100相比，S高的例子，但夏比冲击值有降低的倾向，因此提高疲劳强度和确保夏比冲击哪一方优先呢？这根据对于适用结构物的接头的要求特性来决定即可，本领域技术人员可容易地判断。

No.29～31，是使用钢材的Si含量比较高的钢材的例子，特征是(1)式的值大，是疲劳强度提高了的例子。

实际的结构物的疲劳强度需要怎样的程度呢？这涉及到疲劳设计，本领域技术人员根据设计思想调整(式1)的值即可。

表10是出于主要调查焊丝的选择元素、Cu、Ni、Cr、Mo的影响而实施的。表5所示的数据是：使用实施例2的表3中的焊丝200～210、251、252，组合实施例1的表1中的钢板B01、B04以及B06，制作了搭角焊接头时的疲劳试验结果。No.51是钢板的Si含量低于本发明的范围的情况，但侧面角大于55°，从疲劳强度的观点来看不优选。可是，疲劳强度为300MPa以上。认为这是由于，焊丝200本身的选择元素的合计为4.5％，设定得比较高，呈现出与现有技术的高疲劳强度焊接材料同等的效果。可是，表5所示的No.51的疲劳强度，为与表4所示的本发明例中的疲劳强度相同的程度。即，即使在焊丝中没有特意地添加高价格的Ni等的合金元素，通过在钢板中添加Si，以廉价的成分系的焊丝就使疲劳强度充分提高，因此产业上具有优点的是表4的本发明例。因此，表5的No.51，在本发明中成为比较例。

另一方面，No.52，钢板的Si含量在本发明的范围内，并且(式1)也在本发明的范围内。该场合下，使用Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量多的焊丝200时，可知疲劳强度进一步提高，大于400MPa。该倾向，即使采用No.53、54、55、57也确认出。认为这是因为，增加了由Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量带来的残余应力降低效果，疲劳强度提高效果增大。No.56、58，疲劳强度为360MPa，提高较充分，但不至于如No.52等那样达到400MPa。考虑到这为与表10中的本发明例的疲劳强度相同的程度，认为是由焊趾形状改善效果带来的提高，焊丝204、206的场合，不至于呈现残余应力降低效果。因此，Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量，为了进一步提高疲劳强度，需要添加1.5％以上。其以下的添加量，出于确保夏比冲击值等的机械特性的目的来添加即可。

No.59、60是在本发明的范围内，但焊丝中的Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量大于本发明的权利要求11的范围的情况。疲劳强度都大于400MPa，其提高效果大。因此，作为疲劳强度提高对策，显示出具有充分的效果。可是，焊丝251、252，尽管较多地含有合金元素，疲劳强度与No.52同等。这显示出即使添加合计大于6％的这些元素添加量，也得不到进一步的疲劳强度提高。在该意味上，焊丝251、252，焊丝制造成本高，可判断为产业上优点少。因此，焊丝成分范围，优选在本发明的权利要求11的范围内。

No.61～65，是使用了S比较高的焊丝207～210的例子。其中，No.61，疲劳强度高为430MPa，其原因认为是因为，焊丝的合金元素比较高，除了焊趾形状改善效果以外，还呈现了残余应力降低效果。No.62～65，疲劳强度为360MPa以上，但未达到400MPa。认为这是因为，疲劳强度的提高是由焊趾形状改善效果体现的，未增加与残余应力降低效果相关的效果。可是，No.61～65，侧面角都小于40°，为良好。认为这是因为，除了满足本发明中的Si的范围以外，还填充了由S带来的效果。但是，一般地，较多地添加S会存在发生夏比冲击值和裂纹的问题之虞，因此在使用时需要考虑接头的要求特性来决定，本领域技术人员可容易地判断。

表11是观察板厚的影响的。钢板为B02，钢板成分在本发明的范围内，焊丝为100，焊丝成分也在本发明的范围内。首先，板厚1、板厚2相同的场合的接头为No.101，102，108。板厚为7.0mm的场合，若焊接速度不为40cm/分钟则不能焊接。如果大于110cm/分钟，则角焊缝腰高不足，会成为双层。No.101、102、108的疲劳强度为290MPa以上。板厚为4.0mm的场合，成为比300MPa小一些的结果，但焊缝腰高变长，因此产生熔池塌边的现象，可看到侧面角与No.101、102、108相比变大的倾向。No.105，其倾向进一步变大，疲劳强度低于250MPa。No.105，为了得到No.101、102、108程度的疲劳强度，进行双层焊，改善侧面角即可，但在本发明作为对象的薄板领域，为了制造效率提高，使用了单层焊。

No.106、109是板厚1、板厚2不同的场合的例子，但可知，如果两板厚在本发明的优选的适用范围内，则疲劳强度提高。

由以上可知，本发明的范围内的钢板和焊接用药芯焊丝的组合，可改善焊趾形状，并且疲劳强度也全部大于250MPa，为良好。

附图标记说明

1 Si添加前的Fe原子

2 Si添加后的Fe原子

3 Si

4 焊丝

5 侧面角

6 钢板

7 钢板

8 咬边深度

9 试片

10 板厚

11 板厚

权利要求书(按照条约第19条的修改)

1.一种高强度钢板的电弧角焊方法，是抗拉强度为700MPa以上的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，焊接速度大于80cm/分钟且为150cm/分钟以下，

所述钢板是以质量％计含有

C：0.02～0.15％、

Si：0.2～1.8％、

Mn：0.5～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下

的钢板，所述钢板和其焊接用焊丝含有的Si以下述式1的值达到0.32以上的方式组合，

Si(钢板)+0.1×Si(焊丝)   ···式1

其中，Si(钢板)表示所述钢板的Si质量％，另外，Si(焊丝)表示所述焊接用焊丝的总Si质量％。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，以所述式1的值达到0.40以上的方式组合所述钢板和所述焊接用焊丝。

3.根据权利要求1或者2所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述钢板以质量％计还含有Al：0.005～0.1％。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述钢板以质量％计还含有

Ti：0.005～0.1％、

Nb：0.005～0.1％、

V：0.01～0.2％、

Cr：0.1～1.0％、

Mo：0.05～0.5％

中的任意一种或者两种以上。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，作为所述焊接用焊丝，使用以质量％计含有

C：0.03～0.15％、

Si：0.2～2.0％、

Mn：0.7～2.5％、

P：0.05％以下、

S：0.08％以下、

Cu：0.5％以下(包括0％)，

其余量由铁和不可避免的杂质构成的焊接用实心焊丝。

6.根据权利要求5所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用实心焊丝以质量％计还含有

Ti：0.01～0.5％、

Nb：0.01～0.1％、

V：0.05～0.3％、

Cr：0.05～1.0％、

Mo：0.05～0.7％、

Ni：0.3～12.0％

中的任意一种或者两种以上。

7.根据权利要求6所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，将所述焊接用实心焊丝含有的Ni限制在Ni：4.0～12.0质量％。

8.根据权利要求5～7的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，将所述焊接用实心焊丝含有的S限制在0.02～0.08质量％。

9.根据权利要求1～4的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用焊丝，是在没有缝状的接缝的钢制外皮内填充焊药而成的气体保护电弧焊用药芯焊丝，是下述的药芯焊丝：

在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体中的合计的质量％计，含有

C(SiC中的C除外)：0.01～0.20％、

Si(SiC和SiO₂中的Si除外)：0.05～1.2％、

Mn：0.2～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.06％以下，

而且，作为填充到钢制外皮内的焊药，以焊丝整体的质量％计，含有SiC：0.05～1.2％，并且含有合计为0.05～0.4％的SiO₂、Al₂O₃、Na₂O和K₂O中的一种或者两种以上，其余量由铁以及不可避免的杂质组成。

10.根据权利要求9所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，是以焊丝整体的质量％计，作为填充到钢制外皮内的焊药，还含有石墨：0.02％以上，并且由下述式2定义的C换算值的合计量为0.15～0.45％的焊接用药芯焊丝，

C换算值的合计量＝[石墨]+0.3×[SiC]      ···式2

其中，所述[石墨]、[SiC]分别表示相对于焊丝整体的石墨、SiC的质量％。

11.根据权利要求9或者10所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有合计为0.1～6.0％的

Ni：0.1～5.0％、

Cr：0.1～2.0％、

Mo：0.1～2.0％、

Cu：0.1～0.5％

中的一种或者两种以上。

12.根据权利要求9～11的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有B：0.001～0.015％。

13.根据权利要求9～12的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有合计为0.005～0.3％的Nb、V和Ti中的一种或者两种以上。

14.根据权利要求9～13的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，作为填充到钢制外皮内的焊药，以焊丝整体的质量％计，还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的稳弧剂。

15.根据权利要求9～14的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计含有S：0.02～0.06％。

16.根据权利要求1～15的任一项所述的高强度钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述高强度钢板的电弧角焊方法为气体保护电弧焊，作为保护气体，使用以质量％计含有

CO₂：5％以上25％以下、

O₂：4％以下(包括％)，

其余量由Ar以及不可避免的杂质组成的保护气体。

17.一种高强度钢板的电弧角焊接头，是抗拉强度为700MPa以上的高强度钢板的电弧角焊接头，其特征在于，是在焊接速度大于80cm/分钟且为150cm/分钟以下的条件下进行的气体保护电弧焊的焊接接头，

所述钢板，是以质量％计含有

C：0.02～0.15％、

Si：0.2～1.8％、

Mn：0.5～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下，

其余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板，所述钢板和所述焊接用焊丝含有的Si以下述式1的值达到0.32以上的方式组合，

Si(钢板)+0.1×Si(焊丝)    ···式1

其中，Si(钢板)表示所述钢板的Si质量％，另外，Si(焊丝)表示所述焊接用焊丝的总Si质量％。

18.根据权利要求17所述的高强度钢板的电弧角焊接头，其特征在于，以所述式1的值达到0.40以上的方式组合所述钢板和所述焊接用焊丝。

Claims (18)

1.一种高强度薄钢板的电弧角焊方法，是抗拉强度为700MPa以上的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，焊接速度大于80cm/分钟、特别地大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下，

所述薄钢板是以质量％计含有

C：0.02～0.15％、

Si：0.2～1.8％、

Mn：0.5～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下

的薄钢板，所述薄钢板和其焊接用焊丝含有的Si以下述式1的值达到0.32以上的方式组合，

Si(钢板)+0.1×Si(焊丝)     ···式1

其中，Si(钢板)表示所述薄钢板的Si含量，另外，Si(焊丝)表示所述焊接用焊丝的总Si含量。

2.根据权利要求1所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，以所述式1的值达到0.40以上的方式组合所述薄钢板和所述焊接用焊丝。

3.根据权利要求1或者2所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述薄钢板以质量％计还含有Al：0.005～0.1％。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述薄钢板以质量％计还含有

Ti：0.005～0.1％、

Nb：0.005～0.1％、

V：0.01～0.2％、

Cr：0.1～1.0％、

Mo：0.05～0.5％

中的任意一种或者两种以上。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，作为所述焊接用焊丝，使用以质量％计含有

C：0.03～0.15％、

Si：0.2～2.0％、

Mn：0.7～2.5％、

P：0.05％以下、

S：0.08％以下、

Cu：0.5％以下(包括0％)，

其余量由铁和不可避免的杂质构成的焊接用实心焊丝。

6.根据权利要求5所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用实心焊丝以质量％计还含有

Ti：0.01～0.5％、

Nb：0.01～0.1％、

V：0.05～0.3％、

Cr：0.05～1.0％、

Mo：0.05～0.7％、

Ni：0.3～12.0％

中的任意一种或者两种以上。

7.根据权利要求6所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，将所述焊接用实心焊丝含有的Ni限制在Ni：4.0～12.0质量％。

8.根据权利要求5～7的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，将所述焊接用实心焊丝含有的S限制在0.02～0.08质量％。

9.根据权利要求1～4的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用焊丝，是在没有缝状的接缝的钢制外皮内填充焊药而成的气体保护电弧焊用药芯焊丝，是下述的药芯焊丝：

在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体中的合计的质量％计，含有

C(SiC中的C除外)：0.01～0.20％、

Si(SiC和SiO₂中的Si除外)：0.05～1.2％、

Mn：0.2～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.06％以下，

而且，作为填充到钢制外皮内的焊药，以焊丝整体的质量％计，含有SiC：0.05～1.2％，并且含有合计为0.05～0.4％的SiO₂、Al₂O₃、Na₂O和K₂O中的一种或者两种以上，其余量由铁以及不可避免的杂质组成。

10.根据权利要求9所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，是以焊丝整体的质量％计，作为填充到钢制外皮内的焊药，还含有石墨：0.02％以上，并且由下述式2定义的C换算值的合计量为0.15～0.45％的焊接用药芯焊丝，

C换算值的合计量＝[石墨]+0.3×[SiC]      ···式2

其中，所述[石墨]、[SiC]分别表示相对于焊丝整体的石墨、SiC的质量％。

11.根据权利要求9或者10所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有合计为0.1～6.0％的

Ni：0.1～5.0％、

Cr：0.1～2.0％、

Mo：0.1～2.0％、

Cu：0.1～0.5％

中的一种或者两种以上。

12.根据权利要求9～11的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有B：0.001～0.015％。

13.根据权利要求9～12的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计，还含有合计为0.005～0.3％的Nb、V和Ti中的一种或者两种以上。

14.根据权利要求9～13的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，作为填充到钢制外皮内的焊药，以焊丝整体的质量％计，还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的稳弧剂。

15.根据权利要求9～14的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述焊接用药芯焊丝，在钢制外皮和焊药的一方或者双方中，以焊丝整体的质量％计含有S：0.02～0.06％。

16.根据权利要求1～15的任一项所述的高强度薄钢板的电弧角焊方法，其特征在于，所述高强度薄钢板的电弧角焊方法为气体保护电弧焊，作为保护气体，使用以质量％计含有

CO₂：5％以上25％以下、

O₂：4％以下(包括0％)，

其余量由Ar以及不可避免的杂质组成的保护气体。

17.一种高强度薄钢板的电弧角焊接头，是抗拉强度为700MPa以上的高强度薄钢板的电弧角焊接头，其特征在于，是在焊接速度大于80cm/分钟、特别地大于110cm/分钟且为150cm/分钟以下的条件下进行的气体保护电弧焊的焊接接头，

所述薄钢板，是以质量％计含有

C：0.02～0.15％、

Si：0.2～1.8％、

Mn：0.5～2.5％、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下，

其余量由铁和不可避免的杂质构成的薄钢板，所述薄钢板和所述焊接用焊丝含有的Si以所述式1的值达到0.32以上的方式组合。

18.根据权利要求17所述的高强度薄钢板的电弧角焊接头，其特征在于，以所述式1的值达到0.40以上的方式组合所述薄钢板和所述焊接用焊丝。

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