TWI412422B - Method of Arc Welding for High Strength Steel Plate - Google Patents

Description

高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法 發明領域

本發明係關於一種高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法者，較詳細地說，係關於一種可以改善利用氣體遮蔽電弧熔接製成之填角電弧熔接接頭的止端形狀，且提高填角電弧熔接接頭之疲勞特性的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法者。

作為本發明可以適用之合適對象零件，可舉汽車之車體結構零件，特別是重要安全零件之底盤零件等。

發明背景

在汽車產業領域等的氣體遮蔽電弧熔接中，為提高生產線之效率，通常其熔接速度會設定地比其他產業領域高。一般來說係60cm/min以上，設定在100cm/min以上之情形亦不少見。

可實現這種高熔接速度之電弧熔接的理由係因為，汽車產業領域中使用鋼板之板厚多數情形在6mm以下，例如，即使在板厚比較厚的底盤零件之情形，通常亦多在4mm以下。亦即，如上所述因為板薄，所以即使電弧熔接之熔接量少依然可以確保指定之接頭強度。再者，如果板厚為超過6mm的厚度之情形，為獲得指定之接頭強度就要使可以確保必要熔接量之電弧熔接在60cm/min以上之熔接速度進行，這樣相應地就不得不提高熔接電流以及熔接電壓，對焊道形狀給予惡劣影響之危險性就會升高因而存在問題。這樣，可謂汽車產業領域中之電弧熔接，其特徵就在於熔接速度高於其他產業。

只是，在這種高熔接速度之電弧熔接條件下，焊道形狀，特別是熔接止端部之形狀會劣化，亦即，熔接止端部之側角(flank angle，參見第2圖)會增大，其結果，在熔接止端部招致應力集中，會面臨熔接接頭之疲勞強度降低的問題。再者，高熔接速度下焊道形狀會劣化之理由係因為，如果熔接速度快，相應地熔池就會變細長，有熔融金屬尚未充分展開前就發生凝固之傾向。另一方面，特別是最近，由於對地球環境之關心提高，在汽車產業領域，削減燃料消耗上升造成之CO₂ 排出量亦成為緊急課題。降低汽車本身之重量係解決燃料消耗上升之有效手段，降低形成汽車之鋼板的板厚可成為其有效手段。但是，降低鋼板之板厚意味著增加鋼板所負荷之應力，應力增加不單單是靜強度之問題，亦會產生疲勞強度之問題。亦即，即使靜強度足夠，從疲勞強度之觀點來看依然會產生板厚減少，亦即輕量化無法推進之問題。

一般認為，熔接接頭之疲勞強度幾乎沒有材料依賴性，而是受到以焊道形狀決定之應力集中或熔接部之殘留應力等的力學要素支配。另外，如上所述，因為提高製造效率與確保疲勞強度多數情形相互排斥，所以作為高熔接速度下熔接止端部之形狀改善手段以及熔接接頭之疲勞強度提升手段，開始採用以成型研磨等令熔接止端部變光滑，或者用噴珠處理等對熔接止端部賦予壓縮之殘留應力等之方法。該等係被稱為所謂後步驟者，因會令製造成本增加而並不合適。

另一方面，作為解決熔接接頭之疲勞問題的手段之一，提出了透過令熔接材料之變態溫度降低之成分設計，且降低熔接止端部之殘留應力的作法來提高疲勞強度之方法(參見專利文獻1、2。後述將這種熔接材料稱為高疲勞強度熔接材料。)。儘管該方法規定了熔接材料之成分，不過在降低殘留應力之意義上係控制力學要素之方法，僅以改變熔接材料就可以獲得高疲勞強度接頭，可謂是效率良好之方法。

另外，如專利文獻3、4以及非專利文獻1所揭示者，有透過限制熔接材料以及鋼板之成分來拓展焊道形狀之技術。例如，專利文獻3、非專利文獻1中揭示之技術係添加超過0.01%且0.06%以下的S之技術，該技術藉此降低熔池之表面張力，以改善熔接止端形狀。另外，專利文獻4中所揭示之技術係調整鋼板之Si與Mn的合計之技術。

專利文獻10中，在薄鋼板之搭接填角氣體遮蔽電弧熔接方面，揭示了從疲勞特性之觀點有關熔接方法之技術。該技術係為改善焊道止端部形狀，規定了熔接金屬之化學組成者。

另外，專利文獻5～9中揭示了關於疲勞強度優異之鋼板的技術。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：特開平11-138290號公報

專利文獻2：特開2004-001075號公報

專利文獻3：特開2002-361480號公報

專利文獻4：特開2007-177279號公報

專利文獻5：特開2004-143518號公報

專利文獻6：特開2000-248330號公報

專利文獻7：特開平11-189842號公報

專利文獻8：特開平07-316649號公報

專利文獻9：特開2003-003240號公報

專利文獻10：特開2002-45963號公報

非專利文獻

非專利文獻1：熔接學會全國大會講演概要，平成19年，第81集，pp236～237

但是，應用專利文獻1、2中記載的高疲勞強度熔接材料之情形，如果熔接接頭之止端形狀劣化，疲勞強度上就會不合適。究其原因在於，支配接頭之疲勞強度的兩大要素之殘留應力與應力集中之中，高疲勞強度熔接材料係著眼於殘留應力之技術，並非以改善應力集中為目標。特別是在汽車產業等已如前所述，係在較其他產業還高的熔接速度下進行熔接施工，對以較高速度熔接之需求較強。適應該需求，因為熔接速度越高焊道形狀就越會變不規則，所以應力集中會升高，從提高疲勞強度之觀點來看並不合適。如上所述，專利文獻1、2中記載的高疲勞強度熔接材料應用在汽車產業等，在改善熔接接頭之疲勞特性上存在限制。

另外，專利文獻3、4以及非專利文獻1中記載的技術，任一項均是以擴展焊道寬度到習知技術以上為目的之技術。雖然焊道寬度可謂確實係為代表熔接接頭整體之形狀良好的指標，不過其疲勞強度大大依賴於應力集中部之熔接止端部之形狀。亦即，熔接接頭之一部分的形狀決定熔接接頭整體之特性，有靜強度沒有的疲勞強度特有之傾向。因此，為提高疲勞強度，較之焊道寬度的熔接接頭整體之特性，必須更加著眼於熔接止端形狀的熔接接頭之一部分的形狀。專利文獻3、4以及非專利文獻1揭示之技術適合靜強度，亦即熔接接頭之拉伸斷裂強度的提高，不過對於疲勞強度的提高是否為有效技術尚不明確。

另外，專利文獻5～8中記載的習知技術全部是關於母材之疲勞強度者。因為鋼材之疲勞強度沒有應力集中部，所以認為其與鋼材之靜強度成比例，所以該等之技術在提高熔接接頭之疲勞強度上未必可謂是有效技術。

另外，專利文獻9中揭示了關於熔接熱影響區(heat-affected zone，亦稱HAZ。)之疲勞強度的技術，所舉熔接接頭係對頭熔接接頭，該情形之應力集中並不如填角電弧熔接接頭般高。然而，汽車底盤零件等其大部分係以填角電弧熔接製成者。由此，專利文獻9中記載的技術在汽車產業領域等多受到應用的，具有應力集中高的填角電弧熔接接頭之構造物方面，是否可以提高其疲勞強度尚未明確。

另外，該等專利文獻5～9中記載的習知技術所揭示之技術係關於沒有熔接接頭之母材的疲勞強度，或者應力集中比較小的對頭接頭之疲勞強度者。在實際的構造物中，係從應力集中最大處產生疲勞裂紋，其決定構造物整體之疲勞強度。亦即，若不提高應力集中較對頭接頭大的搭接填角接頭之疲勞強度，就不會導致構造物之疲勞提升。專利文獻10雖然係以提高薄鋼板之搭接填角接頭之疲勞強度為目的，不過其熔接速度係以被稱為習知高速熔接之80～110cm/min為對象的實施形態，無法適應如現在所要求的進一步高速熔接。在專利文獻10中，提供一種接頭之疲勞強度達到鋼板之疲勞強度的12%以上之技術。一般來說，由於鋼板本身平坦且不存在應力集中部等的理由，認為鋼板之疲勞強度與鋼板之拉伸強度成比例，為鋼板拉伸強度之60%左右，再高亦在70%以下。因此，專利文獻10的技術係鋼板拉伸強度為780MPa之情形，成為熔接接頭之疲勞強度達到780×0.7×0.12=66MPa以上之技術。但是，疲勞強度為66MPa以上程度時，係用適當選擇熔接條件，特別是熔接速度等之方法就可以達到之範圍。

從該種背景來看，在進一步確保高強度化薄鋼板的疲勞強度之同時，開發可以提高熔接速度之高強度薄鋼板之搭接填角接頭成為了重要課題。具體地說，期望一種鋼板之填角電弧熔接方法，其不僅在現在的高速熔接速度之100cm/min左右(80cm/min～110cm/min)之熔接速度下可以充分確保疲勞強度，即使在習知以上的高速熔接之超過110cm/min之熔接速度下，高強度薄鋼板之填角電弧熔接接頭之止端形狀依然良好，可以確保疲勞強度。此處，由於薄鋼板之熔接接頭所要求的疲勞強度為250MPa左右，在本發明中，以至少具有250MPa之疲勞強度者為合格目標。以250MPa作為本發明之目標的理由係如下所述者。首先，與鋼材強度無關地選定一致數值的理由係考慮到熔接接頭之疲勞強度不依賴於鋼材之種類，亦即，無論490MPa級鋼材還是780MPa級鋼材其接頭疲勞強度均相同的特性。係考慮到鋼材之疲勞強度依賴於鋼材之拉伸強度，在熔接接頭之情形並不依賴於鋼材之特徵。接著，保持熔接不變，亦即在不作疲勞提升對策之狀態下，熔接接頭之疲勞強度大致為200MPa。如果疲勞強度達到250MPa，對應增加20%以上之強度，在疲勞設計上就會合適。依情形為亦可能出現板厚改變之數值。所以，在本發明中，以250MPa為目標。

所以，本發明鑒於該等習知技術之問題，目的在於提供一種高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，該方法在氣體遮蔽電弧熔接中，即使是熔接速度超過80cm/min，特別是超過110cm/min之情形，熔接止端部之形狀依然會良好，可以提高填角電弧熔接接頭之疲勞特性，特別是一種在強烈希望實現疲勞強度提升的拉伸強度為700MPa以上之鋼板中，熔接接頭之疲勞提升方法。

本發明人等由以上之觀點出發，著眼於熔接速度與鋼板以及焊線成分，就熔接止端部之形狀悉心研究其影響。然後，發現在鋼板以及焊線之中，透過特別是限制Si量，即使在熔接速度超過80cm/min，特別是超過110cm/min且為150cm/min以下，依然可以改善熔接止端形狀，此外，還發現體現熔接止端形狀之改善效果的鋼板含Si量與焊線含Si量之關係。本發明係利用該種研究而提出者，其要旨如下所述。

(1)　一種高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，係在拉伸強度為700MPa以上之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法中，熔接速度超過80cm/min，特別是超過110cm/min且為150cm/min以下，其特徵在於：前述薄鋼板以質量%計含有：

C：0.02～0.15%、

Si：0.2～1.8%、

Mn：0.5～2.5%、

P：0.03%以下及

S：0.02%以下，

且，前述薄鋼板與該焊線係以所含Si會使下述(式1)的值達到0.32以上的方式作組合；

Si(鋼板)+0.1×Si(焊線)　(式1)

但是，Si(鋼板)表示前述薄鋼板之Si量，且Si(焊線)表示前述焊線之全Si量。

(2)　如上述(1)項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，將前述薄鋼板與前述焊線組合成令前述(式1)的值達到0.40以上。

(3)　如上述(1)或(2)項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述薄鋼板以質量%計，進一步含有Al：0.005～0.1%。

(4)　如上述(1)至(3)項中任一項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述薄鋼板以質量%計，進一步含有：

Ti：0.005～0.1%、

Nb：0.005～0.1%、

V：0.01～0.2%、

Cr：0.1～1.0%及

Mo：0.05～0.5%之任1種或2種以上。

(5)如上述(1)至(4)項中任一項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，

前述焊線係使用實心焊線，其以質量%計進一步含有：

C：0.03～0.15%、

Si：0.2～2.0%、

Mn：0.7～2.5%、

P：0.05%以下、

S：0.08%以下及

Cu：0.5%以下(包含0%。)，

且剩餘部分由鐵及不可避免之雜質所構成。

(6)　如上述(5)項之任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，

前述實心焊線以質量%計，進一步含有：

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%及

Ni：0.3～12.0%中之任1種或2種以上。

(7)　如上述(6)項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，將前述實心焊線所含Ni限制在以質量%計係Ni：4.0～12.0%。

(8)　如上述(5)至(7)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，將前述實心焊線所含S限制在以質量%計係0.02～0.08%。

(9)　如上述(1)至(4)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述焊線為氣體遮蔽電弧熔接用含焊劑焊線，且係將焊劑填充在沒有縫狀接縫的鋼製外皮內而形成者，該填角電弧熔接方法係使鋼製外皮及焊劑中之單方或雙方以焊線全體之合計質量%計，含有：

C(SiC中的C除外)：0.01～0.20%、

Si(SiC及SiO₂ 中的Si除外)：0.05～1.2%、

Mn：0.2～2.5%、

P：0.03%以下及

S：0.06%以下，

此外，使填充到鋼製外皮內之焊劑以焊線全體之質量%計含有SiC：0.05～1.2%，同時含有合計0.05～0.4%的SiO₂ 、Al₂ O₃ 、Na₂ O以及K₂ O中的1種或2種以上，且剩餘部分由鐵及不可避免之雜質構成，而製出含焊劑之焊線。

(10)　如上述(9)項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述含焊劑焊線以焊線全體之質量%計進一步含有石墨：0.02%以上以作為填充到鋼製外皮內之焊劑，且以下述(式2)定義之C換算值的合計量為0.15～0.45%；

C換算值的合計量=[石墨]+0.3×[SiC]…(式2)

但是，上述[石墨]、[SiC]分別表示相對於焊線全體之石墨、SiC的質量%。

(11)　如上述(9)至(10)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述含焊劑焊線在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方中，以焊線全體之質量%計，進一步含有合計0.1～6.0%的

Ni：0.1～5.0%、

Cr：0.1～2.0%、

Mo：0.1～2.0%及

Cu：0.1～0.5%中的1種或2種以上。

(12)　如上述(9)至(11)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述含焊劑焊線以焊線全體的質量%計係在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方進一步含有B：0.001～0.015%。

(13)　如上述(9)至(12)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述含焊劑焊線以焊線全體的質量%計係在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方進一步含有合計0.005～0.3%的Nb、V及Ti中的1種或2種以上。

(14)　如上述(9)至(13)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述含焊劑焊線以焊線全體的質量%計進一步含有0.05～0.5%的氧化物系以外之電弧穩定劑，以作為填充到鋼製外皮內之焊劑。

(15)　如上述(9)至(14)項中任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述含焊劑焊線以焊線全體的質量%計係在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方進一步含有S：0.02～0.06%。

(16)　如上述(1)至(15)項之任1項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其特徵為，前述高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法係氣體遮蔽電弧熔接，且遮蔽氣體係使用以質量%計含有

CO₂ ：5%以上且25%以下及

O₂ ：4%以下(包含0%。)，

且剩餘部分由Ar及不可避免之雜質所構成之遮蔽氣體。

(17)　一種高強度薄鋼板之填角電弧熔接接頭，係在拉伸強度為700MPa以上之高強度薄鋼板之填角電弧熔接接頭中，以熔接速度超過80cm/min，特別是超過110cm/min且在150cm/min以下實行之氣體保護電弧熔接接頭，其特徵在於：

前述薄鋼板以質量%計含有：

C：0.02～0.15%、

Si：0.2～1.8%、

Mn：0.5～2.5%、

P：0.03%以下及

S：0.02%以下，

且剩餘部分由鐵及不可避免之雜質所構成；

又，將前述薄鋼板與前述焊線所含Si組合成令前述(式1)的值達到0.32以上。

(18)　如上述(17)項記載的高強度薄鋼板之填角電弧熔接接頭，其特徵為，將前述薄鋼板與前述焊線組合成令前述(式1)的值達到0.40以上。

若依據本發明，在700MPa以上之高強度薄鋼板的搭接填角熔接中，即使熔接速度超過80cm/min，特別是超過110cm/min且150cm/min以下之高速熔接之情形，熔接止端形狀依然會變光滑，相應地可以降低熔接止端部之應力集中，且可以提高熔接接頭之疲勞強度。特別是本發明提供之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，不僅在汽車產業，在增加熔接速度之需求強的產業領域中均特別有效，因其係可以兼具提高生產性與提高疲勞強度之技術，所以產業上之意義極大。

圖式簡單說明

第1圖係說明在鋼材中添加原子半徑比Fe小的Si時，與添加前之Fe原子的位置變化概念圖。

第2圖(a)～(c)係在熔接電弧之展開產生差別時，說明其對熔池之影響的概念圖。

第3圖係實心焊線之Si量以及鋼板之Si量與，在熔接速度100cm/min，112cm/min，120cm/min，150cm/min進行搭接填角熔接時的側角之關係示意圖。

第4圖係說明搭接填角電弧熔接接頭中側角與咬邊深度之概念圖。

第5圖係說明側角與疲勞強度之關係的概念圖。

第6圖(a)、(b)係說明本發明之實施例中使用之疲勞試片的形狀與應力負荷方向之概念圖。

用以實施發明之形態

以下，將詳細說明本發明。

首先，將就本發明之課題的熔接接頭之疲勞特性作說明。

金屬疲勞與靜強度不同，係在施加彈性範圍內之應力狀態下發生斷裂的現象。應力係反復施加，其反複數決定疲勞壽命。一般來說，即使施加200萬次以上的反復應力仍不至於斷裂，就將此時的附加應力稱為疲勞強度。因為金屬疲勞係因在彈性範圍內之附加應力而發生斷裂之現象，所以與靜強度之不同點較多。例如，在靜強度中不太會受到應力集中或存在於熔接接頭之殘留應力之影響。即使實施對提高疲勞強度極其有效之熔接止端部的成型研磨，靜強度依然幾乎不會改變。該理由是因為靜強度會伴隨塑性變形。即使存在熔接止端部之類的應力集中部，僅該部分會產生塑性應變，從靜強度之觀點來看，僅應力集中部以外之部分負擔強度，而作為熔接接頭整體會保持強度。另外，如同殘留應力，即使一部分已經存在拉伸應力，若考慮到殘留應力之特徵的自我平衡性，必然存在將拉伸殘留應力抵消之壓縮殘留應力，因此即使拉伸殘留應力部分立即達到屈服狀態，因在壓縮殘留應力部分未達到屈服狀態，所以該部分就會負擔靜強度。為此，在熔接接頭整體上，靜強度不受該等因子影響。因此，靜強度係焊道寬度等之類的焊道整體之形狀會變得重要。

相對於此，熔接接頭之疲勞強度係以熔接接頭之極少一部分之應力狀態決定熔接接頭整體之特性的現象。產生疲勞裂紋之部分係應力集中高的熔接止端部等。此處亦存在拉伸之殘留應力。殘留應力已如前所述，具有自我平衡性，在熔接接頭內部必然存在將該拉伸殘留應力抵消之壓縮殘留應力。但是，因為疲勞強度係以熔接接頭之極少一部分的應力狀態所決定，所以即使存在壓縮殘留應力，只要不存在於產生疲勞裂紋處，該壓縮殘留應力就不會影響疲勞強度。該傾向針對應力集中亦適用。亦即，即使熔接接頭整體呈光滑之形狀，只要有一部分存在應力集中高的部分，熔接接頭整體之疲勞強度就以此部分確定。從而，較之改善焊道寬度之類的熔接接頭整體之形狀，以改善熔接止端部側角之形式來改善局部之形狀會更有助於提高疲勞強度。在此種意義上，專利文獻3、4以及非專利文獻1所揭示之技術，對有助於提高疲勞強度之熔接止端部形狀之改善效果是否有效尚不明確。實際上，非專利文獻1中，雖然揭示了擴展焊道寬度之技術，不過由此，焊道之寬度若擴寬側角亦會減小，該現象未必明顯。

如上所述，擴寬焊道寬度之技術與令熔接止端部之側角變小之技術未必相同。本發明係提供一種以改善熔接止端部之形狀為目的之技術者，其目的在於提高熔接接頭之疲勞強度。關於靜強度係由於其不依賴於應力集中和殘留應力，所以只要在熔接接頭不特別產生缺陷就可以充分確保，而且，在本發明之範圍中，並無特別會令這種熔接接頭之缺陷產生的要素。在這點上，本發明之目的在於提供一種不同於專利文獻3、4以及非專利文獻1的技術。另一方面，專利文獻1以及2的技術係以提高熔接接頭之疲勞強度為目的之技術，與本發明之目的相同。但是，作為提高熔接接頭之疲勞強度之手段，係存在應力集中之緩和和殘留應力之緩和等，專利文獻1以及2揭示之技術係利用殘留應力緩和來提高疲勞強度之技術，與本發明揭示之利用了應力集中緩和之技術係不同者。此外，作為熔接接頭之疲勞對策，自過去以來長期使用之技術有在熔接後進行珠擊處理或研磨處理之技術，這些是後處理步驟，認為其在製造效率的點上存在問題。

接著，將就完成本發明之原委進行說明。

一般來說，決定亦包含熔接止端形狀之焊道形狀的材料要素有熔池之表面張力與作用在熔融金屬之重力，利用該等之力學平衡來決定焊道形狀。熔池之表面張力受到其化學成分，例如C、Si、S、O等影響。因此，一直認為適當地控制這些元素就會對改善焊道形狀帶來效果。從此考慮出發，為減小熔接止端部之側角只要降低表面張力即可，而這同樣亦會招致焊道寬度變寬之效果。因此，增大焊道寬度之技術與增大熔接止端部的接觸角之技術有被視為同等之傾向。已如上所述，提高疲勞強度時宜減小熔接止端部之側角，不過若依據習知之看法，這亦為令焊道寬度變寬之技術。特別地，若認為熔池之表面張力由其成分決定，則各成分是從鋼板提供還是從熔接材料提供均沒有問題，無論從任一處提供，只要結果是熔池之成分納入指定之範圍內就會可以改善焊道形狀。專利文獻10中記載的發明就是基於這種想法提出者。

從習知技術來看，如上所述地，熔池之成分範圍會成為問題，例如，當鋼板之S成分不足時，透過從熔接材料補充該成分就可以解決問題。這意味著鋼板以及熔材之任意一方之成分可以用另一方之成分進行補充。

另一方面，在本發明中如後所述地，係利用這種無法用熔接材料補充鋼板之成分的現象者。為產生這種現象認為係焊道形狀之決定因子存在除熔池之表面張力以外的材料因子，其是以何種機制產生影響未必明確。

但是，如本發明中所述，決定熔接止端形狀之材料因子在熔池之成分以外亦存在，因為有發現這至今為止尚未受到關注之因子，而可以期待習知所期待以外的形狀改善。

本發明人等係從以上之觀點出發，作為熔接條件係著眼於熔接速度超過80cm/min，特別是超過習知高速熔接速度之超過110cm/min之速度，在此基礎上針對決定熔接止端形狀之因子反復悉心研究。其結果，發現鋼板之Si量對熔接止端形狀有重大影響。鋼板之Si量的影響不止單單因稀釋造成對熔接金屬成分之影響。如果僅為如此之影響，即使依據稀釋率調整焊線之Si量亦應該獲得同樣之結果，不過如後所述，會體現僅調節焊線中之Si量無法獲得之效果。

鋼板之Si量發揮何種作用，為何來自焊線之添加無法獲得相同效果，針對此點未必明確，有可能之解釋係如下所述者。

首先，鋼板中之添加元素Si係取代型元素，而且，是Mn、Ni、Cr等鋼板通常含有之取代型元素中原子半徑最小之元素。實際上，在週期表中，Si係在Na、Mg、Al、Si、P、S、Cl、Ar之順序中排列，因為越是右側之元素原子核之質子數就越多，由於較強地吸引電子，該順序中原子半徑會變小。位於Si右側之P、S雖然其原子半徑小於Si，不過P或S之大量添加會引起鋼材本身之特性劣化或熔接性劣化，因此無法期待本發明所希望程度之添加。因此，Si被視為實際應用上取代型元素之中原子半徑最小之元素。本發明人等鑒於以上情形著眼於鋼材中的Si。

添加原子半徑小之元素時，當然認為原子間距離會在那部分變長。另一方面，鐵是金屬，電子在鋼板內部自由移動，亦即存在自由電子。該自由電子在原子間距離變長，亦即存在Si之區域處，相應地來自鐵原子之引力會有減小之傾向，那部分就變得容易從鋼板放出電子。

來自鋼板之電子容易放出即意味著在進行電弧熔接之情形，熔接電弧會相應地容易擴展到較遠。這意味著焊道會容易擴展。此外，因為熔接電弧變寬亦有將熔池表面之溫度保持在高溫之作用，所以意味著在該效果下，可以維持熔池之表面張力較小，利用該效果，就可以令熔接止端部形狀光滑。這種效果係透過調整熔接材料之成分來減小熔池之表面張力之方法中無法獲得之效果。第1圖以及第2圖係說明該效果之概念圖。

第1圖表示鐵原子規則排列處Si添加前的Fe原子(第1圖中以虛線表示之圓)與，排列了原子半徑小的Si3時Si添加後的Fe原子2之位置關係比較(第1圖中以黑線表示之圓)。因為Si原子之半徑小，鐵原子之位置會稍有變化，原子間距離可以理解為第1圖中原子間存在間隙之部分變大。因此自由電子之束縛降低，認為電子會較容易放出。

第2圖係自由電子變容易，由焊線4產生之熔接電弧變寬時之，涉及焊道形狀之影響的示意概念圖。第2圖之(a)係說明不太添加Si之情形，(b)係說明添加有Si之情形的電弧現象。第2圖之(b)中，因為熔接電弧擴展直到較遠，相應地就會較多地融化鋼板，亦即焊道寬度傾向於變寬，此外，因為存在於電弧之後方部分的熔池之表面溫度亦可以相應地提高，所以就可以保持熔池之表面張力較低。藉此，可以令焊道之止端形狀光滑。在第2圖之(a)中，係熔接電弧變得比(b)窄之情形，Si添加量相應少。該情形中，僅熔接電弧窄的地方，可以融化鋼材之區域變窄。此外，因為可以加熱電弧後方之熔池表面的區域亦變窄，所以較之(b)之情形，熔池表面之溫度產生降低之傾向。因為溫度越低，就越有表面張力增大之傾向，所以在(b)中之A2區域，得益於寬電弧，熔池之表面溫度會保持較高，藉此會抑制表面張力較低，所以熔池之寬度不會變窄。相對於此，在第2圖之(a)中，因電弧變窄，就無法保持(a)之A1區域中的熔池表面溫度較高，表面張力會恢復，且熔池寬度有變窄之傾向。在A1區域之後方，從熱傳導之觀點來看熔池溫度會降低，此外，因為熔池外側部分之溫度比內側低，所以會產生表面張力差，在溫度低，亦即表面張力大的外側產生拉扯熔池現象，熔池寬度會再次變寬。此為第2圖之(a)的B1區域。但是，因為A1區域熔池窄，所以焊道止端部難以光滑之傾向並未解決。在第2圖之(b)中，因為A2區域未發生熔池寬度減少，所以焊道形狀會保持良好。為解決該現象，在習知技術中，係採用即使熔池表面之溫度降低，依然體現保持表面張力較低之成分體系，或如第2圖之(c)所示，降低熔接速度，將(a)之A1區域落入熔接電弧之中，亦即，成為第2圖(c)之A3區域之方法。在本發明中，係透過令熔接電弧變寬來解決該方法者，係不同於習知技術者。

若依據本發明中之上述技術，就可以理解Si之添加係應當對鋼材進行，即使對於熔接材料進行，亦無法獲得充分之效果。亦即，為令熔接電弧變寬，在鋼材和熔材發生熔融前，首先必須在鋼材與熔材之間產生電弧。因此必須從鋼材放出電子，在鋼材與熔材間產生電流。該現象中Si之效果，亦即容易從鋼材放出電子之效果無法利用從熔材添加熔池之Si，補充從鋼材稀釋之Si的手段來解決。亦即，鋼材中之Si係重要的，即使從熔材補充亦無法獲得同樣的效果。

本發明人等從這種理由出發規定鋼材中之Si。

本發明人等亦進一步明確了鋼板之適當Si量與焊線之Si量的關係。亦即，焊線之Si量若增加，為改善熔接終止端形狀必要之最低限鋼板之Si量就傾向於減少。但是，不對鋼板添加Si之情形即使增加焊線之Si量，在高速度熔接之條件下亦不會改善熔接止端形狀。作為該情形之改善熔接止端形狀之對策就產生令熔接速度低速化(例如80cm/min以下)等的犧牲製造效率之必要。焊線之Si量若增加，為改善熔接終止端形狀必要之最低限鋼板之Si量就傾向於減少係為何會產生，雖然其理由未必明確，不過認為係來自於第2圖(a)中A1區域若一定程度地變窄，透過從熔接材料添加降低表面張力之Si，就可以達到焊道止端形狀之改善。

第3圖係在橫軸繪製實心焊線之Si量，縱軸繪製鋼板之Si量，且為填角電弧熔接之中汽車底盤零件所最常應用之搭接填角電弧熔接時的，熔接止端形狀之狀態示意圖。因側角有些許定義，此處表示本發明中側角之定義者係第4圖。第4圖中，側角5係以焊道之切線與鋼板6、7之表面的延長線所形成之角度中，熔接金屬側之角度定義為側角。依據文獻，亦有利用第4圖之側角，以(180°-側角)所表示之角，亦即焊道之切線與鋼板表面的延長線所形成之角度中，熔接金屬之相反側之角度作定義之情形，在本發明中，以第4圖之角度定義為側角。第3圖係顯示該側角在55°以下時與超過其時的區別。搭接填角電弧熔接係準備厚度為3.2mm之鋼板，以熔接速度100cm/min、112cm/min、120cm/min、150cm/min實施，從形成之熔接接頭採集斷面宏觀試片。此時之側角係遵循第2圖作測定。第3圖中，對各熔接速度繪製側角在55°以下者與側角大於55°者以標記。側角與疲勞強度存在良好相關關係，說明該關係之概念圖係第5圖。這是在橫軸繪製側角，在縱軸繪製疲勞強度者，顯示側角為A時，疲勞強度成為A’。如果側角由B成為A，疲勞強度就由B’變成A’。因為側角與疲勞強度之關係如第5圖所示地，係以由左上至右下下降的直線(或曲線)所示，所以可知減小側角就會有提高疲勞強度之效果。該理由是因為側角係決定應力集中之參數。側角若增大應力集中就升高，因此相應地疲勞強度會減小，相反側角若減小應力集中就降低，因此疲勞強度會增加。相反地，若確定熔接接頭之設計疲勞強度，自然就導致確定了側角之上限。此處，在第3圖中，側角55°係疲勞強度成為250MPa左右。

本發明中鋼板之填角電弧熔接法中，如第3圖所示，引一條側角55°以下之點與超過55°之點的邊界線。該邊界線之上部側角在55°以下，係可以確保疲勞強度之範圍。越在該邊界線之上部就越會有側角變小之傾向。第3圖中，在熔接速度為100、112、120、150cm/min的4種條件下，見到側角減小之傾向，如第2圖中所作說明，熔接速度若下降，側角就會逐漸減小。亦即熔接止端形狀會改善。

另一方面，本發明之目的係以確保熔接施工效率之同時，減小對疲勞強度給予重大影響之側角為目的。因此，確認了即使在可期待熔接施工效率足夠高的熔接速度超過110cm/min，進一步在120cm/min以上，依然可以確保足夠的疲勞強度。

接著，將就本發明中薄鋼板之板厚作敘述。

本發明所應用之薄鋼板之板厚不作特殊限定。但是，因為採取限定了利用實心焊線之氣體保護電弧熔接的技術，所以實際應用中可以應用的板厚之範圍，特別是下限在1.6mm左右。其理由係因為對於比1.6mm薄的鋼板，較之電弧熔接，大多會採用點焊或雷射熔接。板厚之上限設定在4mm。其理由係因為本發明中，限定提高疲勞特性特別重要之700MPa級以上之鋼板，因為強度高，所以係無需增厚板厚之鋼板。

接著，將就本發明之中，高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法中限制鋼板之各成分的理由作敘述。

因為C不足0.02%就難以確保強度，故以該值為下限。另一方面，若添加超過0.15%，因形成之碳化物會增加使擴孔性會劣化，所以將上限設定為該值。

Mn係為使鋼高強度化而添加之元素。但是，因過度添加會招致延性劣化，所以將2.5%設為上限。另一方面，為確保強度必須添加0.5%以上。

S在本發明中為雜質。因與Mn之結合形成A系夾雜物(JIS G0555)，不僅擴孔性還會使延性劣化，所以將0.02%設為上限。再者，低於0.0005%就會令製鋼時的成本大幅上升。因此合適的是希望設定0.0005%作為下限值。

P在本發明中亦為雜質。如果P之含量多，不僅會使延性下降，還會令二次加工性劣化，所以將上限設定在0.03%。

接著，將就限定鋼板之Si的理由作敘述。

限制鋼板之Si量這點係形成本發明之根本者。已如上所述，本發明人等認為鋼板中Si之作用係取決增大熔接電弧之擴展者，儘管如此仍難說是充分明確。但是，本發明中所述鋼板之Si的作用係不同於通過母材稀釋對熔接金屬中之Si量給予影響之作用者。例如，母材稀釋率若為35%，焊線之Si量就為0.7%，而且當鋼板之Si量為0.4%之情形，熔接金屬之Si量就可以估計為0.7%×0.65+0.4%×0.35=0.595%。如果當鋼板之Si為0%之情形，若母材稀釋率相同，為獲得相同熔接金屬，焊線之Si量只要設為0.595%÷0.65=0.915%即可。該情形作為熔接金屬同樣為Si，不過熔接止端形狀卻不會相同。鋼板Si量為0.4%之情形者熔接止端形狀就會良好。這種現象至今未知。但是，產生這種現象是熔接速度超過80cm/min之情形，在80cm/min以下就無法確認這種現象。

鋼板Si量之下限0.2%係焊道止端形狀改善之Si的作用決定。

鋼板Si量之上限係增加從母材稀釋之Si量，亦即熔接金屬中之Si量，因該Si與氧結合會形成SiO₂ ，熔接施工後之熔接金屬表面生成之熔渣量就會增多，因此設定為1.8%。一般來說，在汽車領域等，會在熔接施工後配置塗裝步驟，存在於熔接金屬表面之熔渣在塗裝步驟中並不合適。因此，設定為該值。

接著，將就限定鋼板之Si量與焊線之Si量關係之理由作敘述。

如先前所述，鋼板之Si的作用與調整熔接金屬Si量的作用不同。一般來說，Si會對熔融鐵之黏性和表面張力給予影響，認為通過該作用，會對熔接止端形狀給予影響。但是，不對鋼板添加Si之情形就見不到熔接止端形狀之改善效果。只是，這是在熔接速度超過80cm/min的高熔接速度之情形，速度越高該傾向就越顯著。亦即，熔接速度不那麼高時(80cm/min以下之情形)就可以用這種黏性和表面張力之改善來控制熔接止端形狀，不過認為隨著熔接速度升高，控制就變困難。但是，焊線Si量若改變，為改善熔接止端形狀必要之最低限鋼板Si量亦會改變。因此，限定了鋼板之Si量與焊線之Si量的關係。亦即，若可以滿足下述(式1)的值在0.32以上，即使在120cm/min以上和超過110cm/min之高速熔接中亦可改善熔接止端形狀。

Si(鋼板)+0.1×Si(焊線)　(式1)

(式1)的值在0.32以上係與母材稀釋無關地必須滿足。這是因為本發明並非單純利用熔接金屬之成分調整之技術。這點是與習知技術大不相同處。

第3圖中繪出了(式1)=0.32的直線。利用第3圖可知，(式1)的值達到0.32以上之條件時，側角就達到55°以下。亦即，以鋼板之Si量與焊線之Si量確定之，(式1)之下限0.32係低於該值時，高熔接速度下就無法獲得熔接止端部之形狀改善效果，因此設定該值。上限不作特殊限定，不過從鋼板以及焊線之Si量上限值自然限定了範圍。

再者，(式1)的值係以鋼板以及焊線之兩者的Si量確定，無法由各自的Si量獨立確定，不過熟悉本領域者就可以容易對其進行確定，並不會特別產生問題。

本發明在高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法中，進一步限定(式1)的值，就可以較確切地獲得熔接止端形狀之改善。

確保(式1)的值之方法有用鋼板之Si量確保之方法與用焊線之Si量確保之方法。因為在(式1)中，鋼板Si量之係數大，所以認為用鋼板來確保之方法較優，不過熔接構造物一般是鋼板之重量比熔接金屬多100倍左右。因此，即使當(式1)之鋼板Si量的係數大時，用焊線來確保(式1)的值者亦多為經濟性的良好情形。但是，在本發明希望獲得之熔接止端形狀之改善效果外，當對鋼板添加Si時，就未必需要對焊線充分添加Si。因此，係利用鋼板之Si量來限制焊線之Si量，以確保(式1)的值。

此外，(式1)的值若設為0.40以上，側角就會進一步降低。第3圖中，亦繪出了(式1)的值在0.40之情形的線，可知(式1)的值移動到了比0.32之情形更上方之區域。該情形下，側角可以進一步降低，疲勞強度之提升效果會進一步增大。(式1)的值設為0.40以上之情形，因為側角降低效果大，熔接速度就可能進一步提高。例如，熔接速度亦可設在120cm/min以上。

以上，係本發明中鋼板必要成分之限定理由。在本發明中，依需要可以進一步選擇性地添加以下之元素，該等全部係為確保鋼板之強度以及加工性者，並非為改善熔接止端部形狀。

再者，熔接速度之上限係設定在150cm/min。因為熔接速度已如前所述，係決定熔接構造物之製造效率的要素之一，該速度設定越高效率就越好。

另一方面，過量的高速化會使熔池之作用激烈化等，從焊道形狀之觀點來看並不合適。特別是在第4圖中就傾向於容易出現咬邊8。本發明之目的在於提高熔接接頭之疲勞強度，側角降低等的熔接止端形狀改善係其手段。從提高疲勞強度之觀點來看，若導致產生咬邊，疲勞強度就會降低。所以，將熔接速度之上限設定為150cm/min。當然若超過150cm/min之熔接速度，接頭之疲勞強度並不會立刻降低。依據熔接條件，即使高於該熔接速度施行亦無問題。但是，如第3圖所示，遵循本發明，確認即使在150cm/min之高速熔接中，亦可確保足夠的疲勞強度。

接著，將就鋼板之選擇元素作敘述。

本發明中，對鋼板添加Al之理由係從脫氧之觀點出發，並非從本發明希望獲得之改善熔接止端部形狀之觀點進行添加者，係屬於專利文獻5等亦揭示之技術者。Al之下限值係可以體現脫氧效果的最低限值，設定為0.005%。另一方面，Al的過度添加就會以氧化物之形式殘存於鋼板中。該情形下會產生鋼板之擴孔性之問題。一般來說，在汽車領域進行氣體保護電弧熔接時，因多為應用在底盤零件之情形，所以擴孔性成為鋼板所要求之重要特性之一。確保擴孔性並非本發明之目的，不過確保擴孔性被判斷具有產業上之意義。Al添加之上限0.1%係以可確保擴孔性之數值而設定。

對鋼板添加Ti、Nb、V、Cr、Mo之目的係為確保鋼板之強度。該等元素與C結合，形成碳化物會增加鋼板之強度。但是，因為各元素中對強度增加之影響度不同，對於各自的元素係設定不同之成分範圍。

Ti以及Nb的下限0.005%係以可期待強度增加之最低限值而設定。另外，Ti以及Nb的上限0.1%係因為過度添加會令鋼板之延性劣化而設定該值。

V亦為與Ti以及Nb發揮相同作用之元素。但是，因為析出強化不如Ti和Nb，所以其下限以及上限設定為與Ti和Nb不同的值。V之下限0.01%係以可期待強度增加之最低限值而設定。上限之0.2%係因為過度添加會令鋼板之延性劣化而設定該值。

Cr亦與Ti同樣地形成碳化物，是增加強度之元素，Cr不僅有析出硬化亦有固溶硬化之效果。另一方面，因為析出硬化之影響不如Ti、Nb、V般大，所以可添加之範圍可以設定地比該等元素寬。其下限之0.1%係以可期待強度增加之最低限值而設定。上限之1.0%係因為過度添加會令鋼板之延性劣化而設定該值。

Mo亦為與Cr具有同樣效果之元素。Mo之下限0.05%係以可期待強度增加之最低限值而設定。另一方面，上限之0.5%係因為過度添加會令鋼板之延性劣化而設定該值。

以上為本發明中鋼板成分之限定理由。

接著，將就限定焊線之成分的理由作敘述。

在本發明中，焊線係考慮實心焊線以及含焊劑焊線這2種。

首先將就限定實心焊線之成分的理由作敘述。

C係為確保熔接金屬之強度而添加。與鋼板不同，熔接金屬之情形因必須在保持熔接不變狀態下確保其強度，所以下限值必須設定地高於母材。設定下限之0.03%係因為低於該值時，就會難以確保強度。另一方面，上限之0.15%係如果添加超過該值，就會產生熔接金屬之高溫裂紋之危險因此設定該值。

關於Mn也是為令熔接金屬高強度化而添加之元素。但是，因過度添加會招致過度硬化而將2.5%設為上限。另一方面，因為本發明中鋼材通常係要求700MPa級以及其以上之鋼材作為對象，所以對於熔接接頭亦必須相應之強度。為確保強度而必須添加0.7%以上，因此以該值作為下限值。

Si係具有將熔接金屬脫氧之效果的元素。Si之下限的0.2%係因為在低於該值的添加量下，會脫氧不足，熔接金屬中容易形成氣孔等，因此設定該值。為本發明希望獲得之，熔接止端部之形狀改善，即使添加Si高於本發明之限定值亦可獲得其效果。但是，本發明係處理汽車領域等所應用之板厚範圍。實心焊線之Si量如果過大，熔接金屬中之Si量就會增加，且與氧結合形成SiO₂ ，在熔接金屬表面生成之熔渣量就會增加。汽車領域等係熔接後配置塗裝步驟，熔接金屬表面存在之熔渣在塗裝步驟中並不合適。另外，為減少熔接中產生之濺射，有時亦會以Ar系作為保護氣體，該情形下，脫氧元素之Si以設定為較少為佳。因此，在本發明中，抑制熔渣生成量，減少濺射生成量之上限係設定為0.7%。再者，該上限值希望設定合適的是0.6%，較合適的是0.5%。

S一般為雜質。由於過度添加會使熔接金屬韌性之劣化，還有熔接金屬高溫裂紋之危險增加，所以將上限設為0.08%。

P在本發明中亦為雜質。由於P含量若增多，熔接金屬韌性之劣化，還有熔接金屬高溫裂紋之危險就會增加，所以將0.05%設為上限。

Cu係在實心焊線鍍敷，有提高導電性、防止焊線生銹這2種效果。因此，從作為本發明希望獲得之熔接止端部之形狀改善效果的觀點來看並不必須添加。但是，因為焊線之生銹會有產生氣孔等的問題之危險，所以在本發明中要限定該值。但是，最近，從環境之觀點出發，有時不喜歡添加Cu，即使多少會犧牲導電性等，亦不進行鍍Cu為佳的觀點正在滲透。因此，在本發明中，亦包含不進行鍍Cu之情形，不特別設定Cu之下限，亦包含0%。為體現鍍Cu之效果，添加Cu之下限希望設定為0.05%。添加Cu之上限設定為0.5%，即使添加超過該值，不僅導電性等的效果會飽和，還會出現Cu裂紋之危險增大等的弊端。

接著，將就電弧實心焊線之選擇元素作敘述。

實心焊線之選擇元素的Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni，其第1目的係為確保熔接金屬之強度而添加之元素，其中，關於Ti係因為其亦為令熔接電弧安定之元素，所以亦可以確保強度以外之目的進行添加。

Ti之下限0.01%係作為可期待強度增加以及令熔接電弧安定化之效果的最低限值而設定。上限之0.5%係因為超過該值的添加量會令熔接金屬過度硬化，在接頭特性方面產生問題，所以設定該值。再者，Ti之上限以及下限高於本發明規定之鋼板的Ti添加量之上限以及下限的理由是考慮到由於熔接電弧，實心焊線之Ti會發生氧化之現象。

Nb之下限0.01%係作為可期待強度增加的最低限值而設定。上限之0.1%係因為超過該值的添加量會令熔接金屬過度硬化，接頭特性方面會產生問題，所以設定該值。

V亦與Ti以及Nb同樣地係具有確保強度之作用的元素。但是，因為析出強化不如Ti和Nb，所以其下限以及上限係設定不同於Ti和Nb之數值。V的下限0.05%係作為可期待強度增加的最低限值而設定。上限之0.3%係因過度添加會令鋼板之延性劣化而設定該值。

Cr亦與Ti同樣地形成碳化物，是令強度增加之元素，Cr不僅有析出硬化亦有固溶硬化之效果。另一方面，因為析出硬化之影響不如Ti、Nb、V般大，所以可添加之範圍可以設定地比該等元素寬。其下限之0.05%係作為可期待強度增加之最低限值而設定，以設為0.1%為佳。上限之1.0%係因過度添加會招致熔接金屬之硬化，且產生韌性等之問題而設定該值。

Mo亦為與Cr具有同樣之效果的元素。Mo之下限0.05%係作為可期待強度增加之最低限值而設定。另一方面，上限之0.7%係因過度添加會令熔接金屬之韌性劣化而設定該值，以設為0.5%為佳。

添加Ni之目的主要有2個。亦即，確保熔接金屬之強度，確保熔接部之疲勞強度這2點。其中，從第2點的確保疲勞強度的點上來看，因為必須將Ni之範圍限定在較窄的範圍，關於這點的Ni之範圍將在以後敘述。從確保熔接金屬之強度之觀點來看，將Ni之下限設定為0.3%。該下限係作為可期待強度增加之最低限值而設定。上限之12.0%係因為添加超過該值，熔接金屬之微觀組織就變為沃斯田鐵，強度反倒產生降低之危險，此外有產生高溫裂紋之危險而設定該值。

在本發明中，關於實心焊線之S係在不對接頭特性產生惡劣影響之程度設定可以積極利用之範圍。S會降低熔接金屬之黏性，可以期待其對改善熔接止端形狀有效果。確保熔接金屬之S量的方法存在對鋼板添加S的方法與對焊線添加的方法這2種方法，因為對鋼板進行添加之方法在鋼板特性上會產生問題，所以宜對實心焊線進行添加。但是，對實心焊線進行添加之方法如果過度添加，就會已如上所述地產生高溫裂紋之問題，因此上限係設為0.08%。積極地利用S欲進一步改善熔接止端形狀之情形係將S添加量設為0.02%以上即可。一般來說，若添加0.02%以上的S，有時熔接金屬之韌性就會出現問題。但是，這依賴於熔接接頭所要求之特性，將熔接止端形狀改善與要求韌性進行比較以適當選擇即可。

本發明中，關於實心焊線之Ni，在確保熔接金屬之強度以外，還有降低熔接金屬之變態開始溫度，積極減少熔接止端部之殘留應力，以該效果提高熔接接頭之疲勞強度，的利用方法。該方法係將高疲勞強度熔接材料之技術積極地引入本發明者，高疲勞強度熔接材料之技術係在專利文獻1及2等已經公開之技術。該技術與本發明提供之技術並不會特別相互抵消，依需要可以利用。在實心焊線中設定添加Ni之下限4.0%，係在低於該值的添加量，係作為可以期待添加Ni造成之疲勞強度提升之最低限值。上限之12.0%係超過該值的添加量之時，熔接金屬之微觀組織中沃斯田鐵就會增多，熔接金屬之變態膨脹量減小，根據情況亦有可能不會變態，會無法期待疲勞強度之提升效果，所以將該值設定為上限。

再者，在4.0～12.0%之範圍添加Ni時，因為熔接金屬之高溫裂紋敏感性升高，希望對實心焊線添加之S的上限設定在0.01%為佳，0.006%更佳。

以上，係本發明中實心焊線之基本成分。

接著，將就含焊劑焊線作敘述。

一般來說，汽車領域等之薄板熔接所用的焊線係實心焊線。其理由有實心焊線比含焊劑焊線廉價，實心焊線在熔接後產生之熔渣量少，從塗裝之觀點來看是合適的等等。其中，實心焊線比較廉價的優點係在焊線之生產量在一定程度多時，當焊線生產量少時，不如說是含焊劑焊線可以比實心焊線更廉價地製造。其理由是因為必須改變焊線成分時，關於實心焊線係焊線原料本身不得不重新製作，與此相對，關於含焊劑焊線係僅調整需要填充之焊劑之成分就可以改變焊線整體之成分。在這種狀況下，本發明人等認為有意義的是提供一種以含焊劑焊線來進一步達到提高疲勞強度的技術。

接著，將就含焊劑焊線之鋼製外皮是限定為沒有存在大氣侵入之危險性的縫狀接縫之外皮的理由作敘述。

與實心焊線相比，含焊劑焊線具有之問題在前述生成熔渣之問題以外，還有氫量增加之問題。因此，製造含焊劑焊線之情形，要預先乾燥填充到焊線之焊劑以減少氫量。但是，即使在乾燥焊劑並填充到焊線以後，含焊劑焊線之鋼製外皮存在有大氣侵入危險性之縫狀接縫之情形，焊劑會從該接縫吸濕，結果會令氫量增加。本發明中之疲勞提升技術係藉調整含焊劑焊線之成分造成殘留應力減少，其必須成為含比較多合金元素之成分體系，即成為所謂低溫裂紋敏感性高的成分體系。若氫量低就可以防止低溫裂紋，因此，透過限定為沒有存在大氣侵入危險性之縫狀接縫的外皮，就會防止焊劑之吸濕。

接著，將就含焊劑焊線之各成分組成之限定理由作說明。

SiC以外之C在含焊劑焊線中主要係在鋼製外皮中含有，係以防止焊線製造中之拉絲步驟中之斷線為目的而含有。再者，SiC以外之C亦有降低熔接金屬之變態溫度之作用，在本發明中，填充到鋼製外皮內之焊劑中的SiC含量可以依據成分體系作調整，可以充分降低熔接金屬之變態溫度。為獲得鋼製外皮中之C造成之防止焊線拉絲步驟中之斷線的效果，SiC以外之C含量之下限必須設為0.01%。另一方面，如果在鋼製外皮中過度地添加C，下次在拉絲中會導致硬化，成為斷線產生之原因，因此將SiC以外之C含量的上限設定為0.20%。

再者，作為焊劑將鐵粉填充到鋼製外皮中之情形，SiC以外之C包含鐵粉中的C。從而，從減輕起因於鋼製外皮中之C的焊線伸線中之硬化的點來看，希望鋼製外皮中之C含量為0.15%，剩餘C量以作為焊劑添加之鐵粉中的C含量進行補充。

SiC以外以及SiO₂ 以外之Si係為獲得電弧熔接中之熔接金屬的脫氧效果，將其含量之下限設為0.05%。另一方面，如果SiC以外以及SiO₂ 以外之Si過度地添加，就會令熔接金屬硬化，從接頭特性之觀點來看不合適因而將其含量之上限設為1.2%。

Mn是確保熔接金屬之強度所必要之元素，由於其含量若低於0.2%就難以確保熔接金屬強度，所以Mn含量之下限設為0.2%。再者，Mn之下限可以設定為低於本發明中實心焊線，這是因為利用C的添加可以確保一定程度之強度。另一方面，如果Mn含量過度地升高，就會引起熔接金屬之韌性劣化，因而Mn含量之上限設為2.5%。

P是熔接金屬之不可避免的雜質元素，在本發明中，因為該等元素在熔接金屬中較多地存在就會使其韌性劣化，所以將P含量之上限設為0.03%。

一般來說，S與P同樣是熔接金屬之不可避免的雜質元素，不過認為S會降低熔池的表面張力，有助於改善焊道形狀。因此，要在本發明中有效利用。但是，在本發明之含焊劑焊線中，為限定達成降低殘留應力之成分範圍，C會較高，因此從高溫裂紋之觀點來看，S之含量必須設定低於本發明中實心焊線之情形。因此，將S之上限設定為0.06%。

焊劑中所含之SiO₂ 、Al₂ O₃ 、Na₂ O、K₂ O通常係稱為熔渣材料者。該等係在製造含焊劑焊線前將焊劑成分造粒之際發揮黏合劑之作用，另外，將焊劑成分填充到鋼製外皮內之後，在直到指定線徑為止進行拉絲步驟中，發揮潤滑材料之作用以減少鋼製外皮內面與焊劑之阻力。在本發明中，藉由含有具潤滑作用之SiC，該等之氧化物的熔渣材料較之習知即使降低亦可確保焊線拉絲步驟中的加工性。但是，SiO₂ 、Al₂ O₃ 、Na₂ O以及K₂ O之1種或2種以上之合計量若低於0.05%就會難以維持上述加工性加工性，因為會產生焊線品質與製造效率上之問題，所以將上述合計量之下限設為0.05%。另一方面，當SiO₂ 、Al₂ O₃ 、Na₂ O以及K₂ O之1種或2種以上之合計量超過0.4%時，熔接部之熔渣產生量就會增多，產生塗裝性劣化之問題，因此將上述合計量之上限設為0.4%。

本發明中之SiC具有確保含焊劑焊線中Si之適當量，還有作為降低熔接金屬之變態開始溫度之主要元素C源的作用，以及作為具有潤滑性及脫氧性之SiC的作用，在本發明中係必要成分。

SiC之下限0.05%係因為SiC之潤滑作用以及脫氧作用造成之焊線加工性的提高以及熔渣量的降低效果會不充分而設定該值。另一方面，焊劑中之SiC含量增加，就會有熔接金屬之硬化的問題，或者沃斯田鐵組織增多熔接金屬不會變態之可能性，該情形下就會沒有將SiC特意添加到含焊劑焊線之優勢。因此，將含焊劑焊線之SiC含量的上限限定為1.2%。再者，含焊劑焊線之情形，焊線中之Si量有高於實心焊線之上限的傾向。該理由係因為SiC中的C會與氧結合成為CO，逃到熔接電弧外，即使含焊劑焊線含有超過實心焊線之上限的Si量，亦不太會對形成於熔接金屬表面之熔渣量給予影響。

以上係本發明中含焊劑焊線之必要成分的限定理由。

接著，將針對含焊劑焊線之選擇元素，就其限定理由作敘述。

本發明中石墨之作用係替代SiC。石墨作為C源比SiC更廉價，另一方面，因為石墨較輕，在製作含焊劑焊線時石墨會發生飛散，抱有製造上之問題。但是，不僅在廉價的點上，石墨在焊線拉絲中發揮潤滑劑之作用的意義上亦比SiC有效，因此本發明人等將石墨作為選擇元素處理。但是，因為SiC和石墨都具有C源的相同作用，所以為考慮到這點係製作以下(式2)之C換算值的合計量，限制整體之C量。

C換算值的合計量=[石墨]+0.3×[SiC]　‧‧‧‧(式2)

石墨之下限0.02%係由於少於該值的石墨就無法體現添加石墨之效果而設定該值。石墨之上限在本發明中不特別設置，不過因為限定了(式2)之範圍，所以石墨之上限自然會受到限制。另外，(式2)之下限0.15%係因為若低於該值設定下限，石墨之含量就不得不低於0.02%，所以設定該值。另一方面，上限之0.45%，係由於超過該值的添加量，熔接金屬之C水平就會過高，熔接金屬之硬化性、韌性、裂紋敏感性會產生問題，所以設定為該值。

本發明中，關於Ni、Cr、Mo以及Cu係以改善沙丕特性等的熔接金屬機械特性，降低熔接金屬之變態開始溫度，提高疲勞強度之目的進行添加者。關於Cu在此以外亦有透過對焊線鍍Cu來提高導電性之目的。

Ni係為降低熔接金屬之變態開始溫度，且提高接頭疲勞強度之有效元素，同時亦為提高強度和韌性等的接頭特性之元素。含有Ni之情形的Ni含量之下限作為低SiC系成分中可以充分期待接頭疲勞強度之提升效果之最低量必須設為0.1%，合適的是0.5%。Ni含量之上限係充分獲得熔接金屬之變態開始溫度降低效果。當Ni含量超過5.0%時，因與熔接金屬中含有之C的相互作用，熔接金屬就不會在低溫下變態成變態的變韌鐵和麻田散鐵而有可能保持沃斯田鐵不變之狀態結束冷卻，因無法期待提高疲勞強度而將Ni含量之上限設為5.0%。

Cr以及Mo係熔接金屬之變態開始溫度的降低以及提高強度及淬火性的具有作用之元素。特別是因為Cr與Mo較之Ni，提高熔接金屬之強度以及確保淬火性之效果高，利用該效果將熔接金屬變態到麻田散鐵等的變態溫度低的組織，為進一步提高熔接接頭之疲勞強度，Cr、Mo之含量必須分別設為0.1%以上。另一方面，因為Cr與Mo較之Ni，提高熔接金屬之韌性的效果低，所以如果過度地含有，就會產生熔接金屬之韌性降低之虞，因此Cr、Mo之含量上限分別設為2.0%。

Cu亦與Cr和Mo同樣地係降低熔接金屬之變態開始溫度、提高強度以及確保淬火性的有效元素。另外，Cu通常為確保導電性亦有時在焊線表面進行鍍敷。為獲得該Cu造成之提高熔接金屬之強度與提高淬火性之效果及確保導電性之效果，必須將Cu含量之下限設為0.1%。但是，Cu在熔接金屬中若過度地添加，熔接金屬中就會有產生Cu裂紋之危險，因此Cu含量之上限值係設為0.5%。

再者，在本發明中，Ni、Cr、Mo以及Cu之1種或2種以上之合計量的上限係設定為6.0%。這是因為如果上述合計含量超過6.0%地過度含有，熔接金屬在熔接後之冷卻過程中就不會變態為在低溫下變態之變韌鐵或麻田散鐵，而是成為保持沃斯田鐵組織不變的形態，因此難以提高接頭疲勞強度。為此，宜將上述合計含量之含量上限設為6.0%。在本發明中，添加Ni、Cr、Mo以及Cu之1種或2種以上之際的下限不特別設置，不過因為對於各添加元素設定了下限，所以對於該等合計量自然存在下限0.1%。再者，本發明中，在止端形狀改善效果之外，當必須進一步增加疲勞強度之情形，希望合計含量之下限設定為1.5%。不足1.5%之添加係以改善沙丕特性等的機械特性為目的而添加，不過改善沙丕特性還是改善疲勞特性係依賴於利用本發明之熟悉本領域者之目的，另外，若為熟悉本領域者確定添加量就並不會特別困難。

B係淬火性元素，具有確保熔接金屬之淬火性，令熔接金屬之微觀組織形成較高強度之組織，另外，還有利用抑制在高溫下開始變態之組織的生成以形成在低溫下變態之微觀組織的作用。因為較之鋼板，熔接金屬之氧含量高，B與氧結合會有奪去其效果之虞，所以為改善熔接金屬中的B造成之上述淬火性以及微觀組織控制造成之拉伸強度及疲勞強度，B含量之下限宜設為0.001%。另一方面，B添加量之上限係因為添加超過該值的量，熔接金屬就產生出現裂紋之危險，所以定為0.015%。

Nb、V、Ti任一個均係在熔接金屬中形成形成碳化物發揮增加強度之作用的元素，希望透過在熔接金屬中少量含有Nb、V、Ti之1種或2種以上來嘗試接頭強度之提高。Nb、V、Ti之1種或2種以上的合計含量之下限若低於0.005%，就不太能夠期待接頭強度之提高，因此宜將該合計含量之下限設為0.005%。另一方面，上述合計含量若超過0.3%，熔接金屬之強度就變得過大，會產生接頭特性上之問題，因此宜將上述合計含量之上限設為0.3%。再者，關於Ti係在提高熔接金屬之強度的效果之外，還有令熔接電弧安定之作用，因此在含有Ti之情形，合適的是希望含有0.003%以上的Ti。

本發明中，關於含焊劑焊線的S，係在不對接頭特性引起惡劣影響之程度積極地設定可以利用之範圍。S可以期待降低熔接金屬之黏性，且有效改善熔接止端形狀。確保熔接金屬之S量之方法存在將S添加到鋼板之方法與添加到焊線這2種方法，因為添加到鋼板之方法在鋼板特性上會產生問題，所以以添加到含焊劑焊線為佳。但是，因為即使係添加到含焊劑焊線之方法，若過度地添加就會已如前所述地產生高溫裂紋之問題，所以將上限設為0.06%。積極地利用S，欲進一步改善熔接止端形狀之情形係將S添加量設為0.02%以上即可。一般來說，若添加0.02%以上的S，有時熔接金屬之韌性就會有問題。但是，這是依賴於熔接接頭所要求之特性者，比較熔接止端形狀改善與要求韌性進行適當選擇即可。但是，在本發明之範圍內添加Ni、Cr、Mo以及Cu之1種或2種以上之情形係從裂紋敏感性之觀點來看，希望將S之上限設定為0.03%。

電弧穩定劑係指透過在填充到鋼製外皮內之焊劑中含有，以具有令熔接電弧安定作用之元素。因為上述焊劑中含有之Na₂ O或K₂ O等亦有作為電弧穩定劑之作用，所以該等之成分宜含有在不阻礙降低本發明希望得到之熔接部的熔渣產生量之程度。另外，作為電弧穩定劑之作用即使不是Na₂ O或K₂ O等的氧化物，若為冰晶石(Na₃ AlF₆ )等的Na、Al、F的化合物依然會獲得上述電弧安定化效果，所以從降低熔渣產生量之觀點來看宜含有氧化物以外之化合物。

為降低熔接部之熔渣產生量且獲得電弧安定化之效果，氧化物系以外之電弧穩定劑之含量下限宜設為0.05%。另一方面，因為氧化物系以外之電弧穩定劑之含量若超過0.5%，上述電弧安定化效果亦不會變化，所以宜將上述含量之上限設為0.5%。

接著，將就本發明中保護氣體之限定理由作敘述。

保護氣體所用之氣體係CO₂ 或Ar，關於Ar係從電弧之安定性來看將100%Ar用作保護氣體，而這以現在的技術尚不可能。相反地，利用100%CO₂ 之方法若有效地利用脫氧元素之Si等則在習知技術之範圍完全可能，另外，即使在本發明揭示之Si的範圍內，亦可利用100%CO₂ 作為保護氣體，而且CO₂ 還存在比Ar氣體廉價的優勢。儘管如此仍然利用Ar氣體作為主體之保護氣體是因為其存在可以較少濺射之優勢。但是，因為Ar氣體係不活潑氣體，所以就必須最低限之CO₂ 氣體。對於以Ar氣體為主體之保護氣體，CO₂ 氣體之質量%下限5%係因為低於該值時熔接電弧就變不安定而設定該值。上限之25%係超過該值時濺射就增多，由於會與100%CO₂ 氣體作為保護氣體使用時差別不大而設定該值。

在本發明中，亦可在保護氣體中添加O₂ 。但是，添加O₂ 氣體之理由是抑制保護氣體之成本的目的，而與改善本發明希望得到之熔接止端形狀之效果沒有直接關係。一般來說，為使Ar氣體達到100%，必須除去O₂ 氣體(設為0%)，不過這會增加保護氣體之成本。另一方面，含有一定程度O₂ 之Ar氣體可以用比較低的成本製造。即使含有一定程度之O₂ 氣體亦不會喪失熔接止端形狀之改善效果。O₂ 氣體之成分限定範圍的下限2%係因為以低於該量的含有率會使Ar氣體之成本受到影響，所以以該值為合適值。上限之4%係因為超過該值之情形熔接金屬之氧量會增加，產生韌性上之問題而設定該值。

以上係本發明中關於高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法之限定理由。

實施例1

以下，將就本發明之實施例作說明。

表1中係實施例1所用鋼板之成分表。實施例1係以調查鋼板之擴孔性為目的。

將具有表1之成分的鋼片加熱到加熱溫度1150～1250℃為止，且實行終軋溫度達到820～900℃之熱軋，之後以冷卻速度35～75℃/秒冷卻，且以捲取溫度400～550℃捲取，製得板厚為2.6mm的熱軋鋼板。因為透過控制冷卻速度等之作法會獲得各種拉伸強度，所以表1中亦示出該鋼板之拉伸強度。

從該等熱軋鋼板採集250mm×250mm之正方形試片，在中央部分貫通直徑30mm的圓孔，之後，以頂角60°之圓錐衝頭進行擴孔試驗。擴孔性係以圓錐衝頭擴孔，觀察貫穿面產生之裂紋，測定裂紋貫通直到板表背面為止時刻之直徑d，以直徑d之增加率{(d-30)×100/30}作評估。直徑達到2倍的60mm之情形，擴孔性就成為100%。

表1中記載了鋼板之成分與拉伸強度、擴孔性。一般來說，因為擴孔性有鋼材強度增加其就會降低之傾向，所以將本發明所處理之700MPa級以上鋼材與較低強度之例如400MPa級鋼材作比較，評估其擴孔性並不妥當。應該將700MPa級以上之鋼材彼此作比較以評估其優劣。因此，表1所示之鋼材係除去B13、B14，選擇製造條件以使強度達到700MPa以上者。

另一方面，關於比較例之B01、B12係可知其擴孔性超過70%，顯示了良好的特性。該等鋼板成為比較例係因為Si在本發明之範圍外，不過可知即使Si低於本發明之下限，擴孔性依然良好。產生這種現象是因為Si之下限並非從擴孔性之觀點出發進行設定，係為在實施例2以後比較之熔接止端形狀之改善而進行設定者，所以僅實施例1中未顯示本發明中設定Si之下限的正當性。

另外，比較例B13、B14之Si在本發明例之範圍內，不過Mn、C卻分別在本發明之範圍外，可知其強度並非700MPa級。因為本發明係以疲勞問題顯著的700MPa級以上之鋼材作為對象，所以B13、B14成為本發明中的比較例。

實施例2

以下，示出關於熔接止端形狀之改善與疲勞試驗之實施例2。

實施例1中，利用擴孔性超過70%之鋼板製作搭接填角電弧熔接接頭，進行熔接止端形狀以及疲勞試驗。搭接填角電弧熔接接頭係本發明之板厚範圍，特別在汽車底盤零件中受到最多使用之熔接接頭形狀之一。製作熔接接頭時使用之實心焊線之成分示於表2。僅焊線成分在本發明之範圍外者在備註欄表示為比較例。備註欄中記為本發明例者係焊線成分在本發明之範圍內者，因本發明對與鋼板之組合作了規定，所以表2之備註欄係為參考而記載者。

表3～5中示出熔接條件與使用之保護氣體之組成。再者，表3～5之實施例的結果全部為鋼板之板厚在2.6mm之情形者。可以改變熔接速度調查其影響，此時之電流設為以1焊道熔接可以形成熔接接頭之條件，具體地說，係設定為

60cm/min：120A、85cm/min：170A

100cm/min：200A、120cm/min：240A

130cm/min：260A、140cm/min：280A

170cm/min：320A。

製作搭接填角電弧熔接接頭，從中採集斷面之宏觀組織，測定以第2圖所定義之側角與咬邊深度。當不存在咬邊之情形，將咬邊深度定義為0。另外，利用相同之熔接接頭採集第6圖所示之平面彎曲疲勞試片，實施疲勞試驗。實施例2之情形，第6圖之板厚1、板厚2為2.6mm。實施疲勞試驗之情形，在試片表面之熔接止端部附近貼附應變計，檢查表面之應力狀態。反復應力係以應力比R=0.1之條件賦予。該情形下，應力振幅為100MPa之情形，最高應力為111MPa、最低應力為11MPa，應力振幅為111MPa-11MPa=100MPa，應力比為R=11/111=0.1。疲勞強度係以該條件實施疲勞試驗，即使負荷200萬次反復應力依然不會發生疲勞斷裂的最大應力範圍作定義。

表3～5中，示出側角、咬邊深度、疲勞強度之試驗結果。再者，表3～5顯示了一系列之實施例。如前所述，由於薄鋼板之搭接填角熔接接頭所要求之疲勞強度為250MPa左右，故將疲勞強度達到250MPa以上作為評估之目標。

No.1係鋼板Si與(式1)的值在本發明之範圍外者，熔接速度慢至70cm/min，熔接止端形狀為良好，因此成為疲勞強度為270MPa之例。亦即，可知可透過熔接速度配合鋼板之成分變慢之作法來改善熔接止端形狀，不過熔接施工效率不得不相應地犧牲。同樣的，在鋼板與焊線之組合中熔接速度快的No.2和43中，熔接止端形狀未變良好，疲勞強度分別低至180MPa、170MPa。No.3、No.4、No.44亦顯示相同結果。但是No.3、No.4、No.44雖然其鋼板Si低至0.17%，不過焊線Si卻高達1.55%，係(式1)的值落在本發明之範圍內者。但是，疲勞強度在No.3中較高，而在No.44中因熔接速度為120cm/min，所以疲勞強度低至180MPa。亦即，鋼板Si量相應地具有單獨之作用，係顯示具有焊線Si無法補充之效果者。

另一方面，No.5、19係本發明之範圍內惟因焊線Si不足造成氣孔產生之例，係沒有測定熔接止端形狀以及疲勞強度之例。

No.13係成分上在本發明之範圍內，不過熔接速度高達170cm/min，側角比較小為55°，不過產生咬邊，且為無法改善熔接止端形狀之例。再者，No.13如同No.12，若將熔接速度設定在本發明之範圍內就可以期待疲勞提升效果。另外，No.13以外，表3之No.11、表4之No.21、23的任一項熔接速度均超過150cm/min，全都產生咬邊，而且為側角增大之例，疲勞強度未達到250MPa。

No.16係鋼板Si、焊線Si均在本發明之範圍內，不過(式1)的值落在本發明之範圍外者。亦即，表示為不僅鋼板、焊線之Si量，(式1)的值亦不得不落在本發明之範圍內之例。No.25係鋼板Si量低，(式1)的值亦低之例。在該等比較例中，除了熔接速度為70cm/min之情形，側角全部超過55°，疲勞強度未達到250MPa。

No.42係焊線Ni高，因此產生高溫裂紋且無法進行試驗之例。為以添加Ni來進一步改善疲勞強度，必須如No.35地將焊線Ni量設在本發明之範圍內。No.41為焊線Mn為3.0%的超出本發明之範圍者。該熔接接頭之情形，可知熔接金屬硬度係以維克氏硬度計超過400，在延性上存在問題者。因此，係未實施熔接止端形狀與疲勞強度之測定者。

另一方面，在表3～5的本發明例中，側角全部為55°以下，疲勞強度超過250MPa。特別是(式1)的值為0.40以上者，側角達到45°以下，疲勞強度亦全部為280MPa以上。為使(式1)的值達到0.40以上，有用鋼板Si來確保之方法與用焊線Si來確保之方法這2種，這是熟悉本領域者考慮到材料成本和熔接接頭所要求之其他特性等即可選擇者，若為熟悉本領域者就並不會特別困難。另外，No.37、38、39係見到保護氣體之影響者，較之100%CO₂ 氣體，Ar+20%CO₂ 、Ar+7%CO₂ 氣體者會令熔接止端形狀稍好。另外，因為No.35不僅改善熔接止端形狀，還對焊線添加了Ni，併用了降低熔接止端部之殘留應力之技術，所以疲勞強度為380MPa，是本發明例之中最高之例。No.40係添加有0.05%的S之焊線，使用W08之例，熔接止端部之側角為38°，是最小之例。但是，因為S從熔接接頭之韌性的觀點來看不太好，所以在即使不添加0.05%的S亦會充分獲得疲勞提升效果之情形就希望其抑制在0.01%以下。

實施例3

接著，利用實施例2中使用之鋼板B03與實心焊線W05調查板厚之影響。板厚係實行實施例1中所示之壓延條件，終軋板厚設為2.0、2.6、4.0、7.0mm。試驗方法與實施例2相同。表6示出該結果。鋼板、焊線全都具有本發明之範圍內的成分體系，而且(式1)的值亦在本發明之範圍內。在本發明之範圍內的板厚之No.101101、102、106、108中，側角亦為50°以下，疲勞強度亦為280MPa以上的良好數值。No.105係雖然疲勞試驗結果良好，不過係為以1焊道熔接製作熔接接頭，熔接速度不得不為40cm/min之例。在該熔接速度條件下，鋼板以及焊線無需特別設在本發明之範圍內，這由實施例2之No.1等已明確得知。可知應用本發明時從實際應用之觀點來看希望的板厚範圍在4mm以下。再者，關於下限並不特別實施，熔接方法從點焊和雷射熔接成為主流之板厚範圍考慮，下限從實際應用之觀點來看達到1.6mm左右。No.106係關於第4圖中鋼板6、鋼板7不同板厚之情形的實施例。即使不同，依然是在本發明之板厚範圍內者。即使鋼板1、鋼板2之板厚不同，該等若在本發明之範圍內，疲勞強度就會超過250MPa，側角亦會低於50°，會獲得良好之結果。

依據以上可知，在本發明之範圍內的鋼板以及實心焊線之組合中，可以改善熔接止端形狀，而且疲勞強度亦良好。

實施例4

在實施例4中，目的在於針對含焊劑焊線之成分與其特性作調查。表7、表8係顯示調查含焊劑焊線中對於焊線全質量之各成分之質量%、填充率、焊線伸線性、以及沙丕吸收能之結果者。再者，鋼材係使用表1之B06。

見到表7以及表8即可得知，其較之實心焊線之實施例表的表2記載有更多試驗項目。這是因為含焊劑焊線之特徵有焊劑成分，在本發明之含焊劑焊線中，透過設定C添加量高於實心焊線，熔接金屬之沙丕特性就有可能成為問題，因此沙丕特性亦記載於表7以及表8，另外，還有焊線拉絲性、熔渣生成量、利用石墨時的飛散性等，較之實心焊線之情形，應該評估之項目多。

首先，將就表7之焊線作敘述。

焊線記號為100～110者係在本發明之範圍內之含焊劑焊線，150～165係焊線成分已在本發明之範圍外者。

對於表7之焊線，測定焊劑之飛散性、焊線拉絲性、沙丕吸收能、熔渣量。焊劑之飛散性係指，將為製造焊劑準備之石墨量，與將要對焊線填充前之溶劑中石墨量之比進行比較者。若石墨沒有飛散，因該等一致，所以飛散率成為0%，發生飛散之情形，相應地在將要焊線填充前石墨會減少。飛散性係以該減少比例作評估。焊線拉絲性係以焊線製造中是否發生斷線來作評估。沙丕吸收能係以各焊線將板厚3.2mm之鋼板對頭熔接，從中採集一試片，該試片係對熔接金屬中央部分加工成2mmV缺口之1/4尺寸沙丕試片，在0℃以實施沙丕試驗所得值作評估。熔渣量係實施焊道長度為250mm的平面堆積焊，以此時在熔接金屬表面產生之熔渣重量作評估。

焊線150、151、159係熔渣材料在本發明之範圍外者，可知熔渣生成量超過0.1g，塗裝性有問題。另一方面，在本發明之範圍內的焊線100～105中，由表2可知熔渣生成量全部不足0.1g，為確保塗裝性必須將熔渣材料限制在本發明之範圍內。但是，焊線150其焊道良好。所以，利用該焊線採集沙丕試片實施沙丕試驗之結果，可知為7J。這是因為焊線150中，Mn超過本發明之範圍，為獲得良好之機械特性，Mn必須設在本發明之範圍內。

另一方面，焊線151係SiC亦低於本發明之範圍。這種情形下，如同焊線154，會難以進行製造中之焊線拉絲，應該會產生斷線之問題，不過在焊線151中，因過量地添加了熔渣材料，就不會產生斷線問題。所以，利用焊線151測定熔渣量之結果，熔渣產生超過0.34g與0.1g。亦即，為在抑制熔渣產生的同時防止斷線，必須並非熔渣材料而是利用SiC。

焊線152係SiC超過本發明之範圍者，其結果，(式2)亦超過本發明之範圍，係熔接部產生裂紋之例。再者，即使SiC在本發明之範圍內，(式2)超過本發明之範圍的焊線165亦會產生同樣的裂紋。焊線153係Si超過本發明之範圍者，因Si過量，沙丕試驗不足10J。焊線155係C超過本發明之範圍者，係沙丕值仍然不足10J之情形。焊線156係Si低於本發明之範圍者，在熔接部產生了氣孔等的缺陷。

另一方面，焊線157係C低於本發明之範圍者，因為鋼製外皮之強度不足，所以在焊線製造中會產生斷線問題，無法製造焊線。焊線158係Mn低於本發明之範圍者，由與焊線157相同之理由會產生斷線問題。

焊線160～162、164係Nb、V、Ti之合計超過本發明之範圍者，其沙丕值不足10J。焊線163係B超過本發明之範圍者，在熔接部會產生裂紋。

另一方面，在本發明之範圍內的焊線100～110全部不會產生斷線問題，熔渣產生量不足0.1g，而且，沙丕值亦超過10J。

接著，將就表8之焊線作敘述。

表8的焊線中，在本發明之範圍內的焊線是200～210。該等焊線較之表7的焊線，係Cu、Ni、Cr、Mo添加比較多者。焊線250～255為比較例。

焊線250係熔渣材料超過本發明之範圍者，熔渣量超過0.3g與0.1g。該傾向由表2之實施例可看出，添加有Cu、Ni、Cr、Mo之成分體系中亦受到確認。

焊線251、252係該等4元素之合計超過本發明之範圍者，從表3來看是不會特別產生不良者。關於這點會在後述之實施例5中記述。

焊線253係Nb、V、Ti之合計超過本發明之範圍者。因此，沙丕值會不足6J與10J。

焊線254係未添加SiC，且熔渣材料限制在本發明之範圍內者，為防止焊線斷線而利用了石墨。因此，石墨飛散性成為40%。飛散性相應升高，焊線製造流程之管理就會變得極其困難，因製造流程稍有改變就會產生導致焊線成分發生重大變化之危險。在這種情形下，意味著會難以製造品質優良之焊線。

焊線255係SiC添加量低於本發明之範圍者，會產生焊線斷線之問題。

相對於該等比較例，焊線200～210其熔渣產生量不足0.1g，焊線拉絲性、飛散性亦沒有問題，沙丕值亦在20J以上。

實施例5

在實施例5中，為確認實施例1及4所用之鋼材以及焊線之中不產生問題，亦即表1、8～9之中的，備註欄中作為參考記載為「本發明例」者，以及本發明之效果，利用一部分記載為「比較例」者實施搭接填角熔接，實施疲勞試驗。

另外，表中亦示出使用之保護氣體之組成。再者，表10～12之實施例結果全部為鋼板之板厚在2.6mm之情形者。可以改變熔接速度調查其影響，此時之電流設為以1焊道熔接可以形成熔接接頭之條件，具體地說，係設定為

60cm/min：120A、85cm/min：170A

100cm/min：200A、120cm/min：240A

130cm/min：260A、140cm/min：280A

170cm/min：320A。

以該等條件製作搭接填角電弧熔接接頭，從中採集斷面之宏觀組織，測定第4圖所定義之側角與咬邊深度。當不存在咬邊之情形，將咬邊深度定義為0。另外，利用相同之熔接接頭採集第6圖所示之平面彎曲疲勞試片，實施疲勞試驗。實施疲勞試驗之情形，在試片表面之熔接止端部附近貼附應變計，檢查表面之應力狀態。反復應力係以應力比R=0.1之條件賦予。該情形下，應力振幅為100MPa之情形，最高應力為111MPa、最低應力為11MPa，應力振幅為111MPa-11MPa=100MPa，應力比為R=11/111=0.1。疲勞強度係以該條件實施疲勞試驗，即使負荷200萬次反復應力依然不會疲勞斷裂的最大應力範圍作定義。

表9～11中，示出側角、咬邊深度、疲勞強度之試驗結果。再者，表10～12顯示了一系列之實施例，在調查了板厚之影響的表12以外，第6圖之鋼板6、7之板厚10、板厚11為2.6mm。

表9係利用表1之鋼材中於表1之備註欄記載為「本發明例」之B02～B11、B25、B26以及表1之備註欄記載為「比較例」之B01以及B12，焊線係利用表2之備註欄中記載為「本發明例」之焊線100～110，製作搭接填角熔接接頭，從中採集疲勞試片並示出實施疲勞試驗時的試驗結果者。利用鋼材之比較例B01與B12之理由是因為在表1的階段中不會產生特別的不良。未利用表8之焊線150～165之焊線的理由是因為在實施疲勞試驗之前，已經產生了沙丕值、焊線拉絲性、熔渣產生量等的問題。

表9的No.1以及2係鋼材之Si低於本發明例之例。在熔接速度為70cm/分鐘的No.1之情形，側角係48°，不會產生咬邊，止端形狀良好，且疲勞試驗亦為340MPa與300MPa以上。這取決當熔接速度在80cm/分鐘以下之情形，與鋼板Si量無關地可以令止端形狀良好。這樣因為若降低熔接速度止端形狀就會受到改善，因為這已從習知可知，所以80cm/分鐘以下係在本發明之範圍外。另一方面，No.2係鋼材、焊線相同，熔接速度高達100cm/分鐘之情形，側角增大到65°，亦發生咬邊，疲勞強度低至200MPa。這是因為鋼材Si低於本發明之範圍。

但是，在即使將鋼板同樣地處理，利用Si高的焊線101，以100cm/分鐘熔接，鋼板之Si依然低於本發明之No.3之例中，無法確認疲勞強度提高。焊線101係比焊線100含有Si在2倍以上，不過儘管如此止端形狀依然沒有改善，這意味著鋼板Si的影響不僅單單是母材稀釋之影響，係用焊線Si無法補充者。

No.4係鋼板Si、焊線Si均在本發明之範圍內者，即使熔接速度為140cm/分鐘側角依然不足55°且疲勞強度達到300MPa以上之例。但是，在將熔接速度設為170cm/分鐘之No.5中，側角超過55°而且亦產生咬邊，因此疲勞強度會降低。亦即，熔接速度若超過本發明之範圍就無法體現疲勞強度之提升效果。

No.7～13全部為本發明例，係見到鋼板中之選擇元素之影響者，已如實施例1之表1所示，顯示出在可以確保機械特性之程度添加該等元素，亦可獲得疲勞提升效果。其中，No.9、10係在保護氣體中添加3%的氧者，是充分獲得疲勞提升效果之例。

No.15儘管其(式1)的值在本發明之範圍內，不過鋼板的Si值低於本發明之範圍。該情形下，疲勞強度未達到300MPa，可知無法期待疲勞強度之提升效果。亦即，僅滿足(式1)無法獲得疲勞提升效果，必須同時滿足鋼板之Si量。

No.16～20係利用鋼板在本發明之範圍內的成分體系之B02，將焊線改變為本發明之範圍內的100、102～105，見到焊線成分之選擇元素中Nb、V、Ti之影響者。如實施例2之表2所示，該等焊線成分全部進入到本發明之範圍內，在該成分範圍內即使添加選擇元素，依然會充分獲得疲勞提升效果，全部疲勞強度都達到300MPa以上。

No.21係利用100%CO₂ 作為保護氣體之例，可與其他本發明例同樣地確認到疲勞提升效果。

No.22、23係為對比(式1)的值不足0.40之情形而實施者。該情形下，側角稍微超過50°，疲勞強度任一個均為290MPa，係在本發明例之中稍微不足300MPa之例。但是，考慮到比較例之情形係全部低於250MPa，其疲勞提升效果是明顯的。

No.24～28係在焊線添加較多S的利用106～110之焊線的實施例，若與(式1)的值相同之No.8比較，側角略小，其結果可看到疲勞強度略有增加。認為這是較多地添加S造成之作用。再者，焊線106～110與表2之焊線100相比，係S升高之例，不過因為有沙丕值降低之傾向，所以將提高疲勞與確保沙丕之哪一項優先，這依據對於應用結構之接頭的要求特性進行確定即可，若為熟悉本領域者就可以容易判斷。

No.29～31係利用鋼材之Si量比較高的鋼材之例，特徵在於(1)式的值大，係疲勞強度提升之例。

實際的構造物之疲勞強度必須何等程度係與疲勞設計相關者，熟悉本領域者依據設計思想調整(式1)的值即可。

表10主要係以調查焊線之選擇元素，Cu、Ni、Cr、Mo之影響為目的而實施者。表5所示之數據係利用實施例2之表3中，焊線200～210、251、252，組合實施例1之表1的鋼板B01、B04以及B06，製作搭接填角接頭時的疲勞試驗結果。雖然No.51係鋼板之Si量低於本發明之範圍之情形，側角超過55°，從疲勞強度之觀點來看並不合適。但是，疲勞強度為300MPa以上。認為這是焊線200本身選擇元素之合計設定在比較高的4.5%，係體現與習知技術之高疲勞強度熔接材料同等之效果者。但是，表5所示之No.51的疲勞強度與表4所示之本發明例中的疲勞強度為相同程度。亦即，即使不特意對焊線添加高價之Ni等的合金元素，透過對鋼板添加Si，亦可以廉價之成分體系的焊線充分地提高疲勞強度，因此產業上有優勢的是表4之本發明例。因此，表5的No.51在本發明中成為比較例。

另一方面，No.52係鋼板之Si量在本發明之範圍內而且(式1)亦在本發明之範圍內者。該情形下，若利用Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量多的焊線200，可知疲勞強度就會進一步提高，且超過400MPa。該傾向在No.53、54、55、57中亦受到確認。認為這是Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量造成之殘留應力降低之效果之外，疲勞提升效果增大者。No.56、58係疲勞強度充分提高到360MPa，不過並未如同No.52等達到400MPa為止。認為這是與表10中本發明例之疲勞強度相同程度者，係止端形狀改善效果造成之提高，認為焊線204、206之情形係未達到體現殘留應力降低之效果者。因此，Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量係為進一步提高疲勞強度而必須添加1.5%以上。其以下之添加量係以確保沙丕值等的機械特性之目的添加即可。

No.59、60係在本發明之範圍內，不過焊線中Cu、Ni、Cr、Mo等的元素添加量超過本發明之申請專利範圍第11項之範圍者。疲勞強度任一個均超過400MPa，其提升效果大。因此，作為疲勞提升對策係顯示出充分的效果。但是，焊線251、252儘管含有較多合金元素，疲勞強度卻與No.52為同等。這顯示即使添加合計超過6%的該等元素添加量，亦不會獲得進一步的疲勞提升。在該意義上，可以判斷焊線251、252其焊線製造成本高，產業上優點少。因此，希望焊線成分範圍設在本發明之申請專利範圍第11項之範圍內。

No.61～65係利用S比較高的焊線207～210之例。其中，No.61之疲勞強度高達430MPa，認為其理由係因為焊線之合金元素比較高，在止端形狀之改善效果之外會體現殘留應力降低效果。No.62～65係疲勞強度為360MPa以上，不過未達到400MPa。認為這是因為疲勞提升係以止端形狀之改善效果來體現者，不會施加殘留應力之降低效果相關的效果。但是，No.61～65係任一個側角均不足40°且良好。認為這是在滿足本發明中Si之範圍以外，填充了S造成之效果而成者。只是，一般來說，因為添加較多的S會有產生沙丕值或裂紋之問題的顧慮，所以使用中必須在考慮接頭之要求特性的同時進行確定，若為熟悉本領域者即可容易地判斷。

表11係見到板厚之影響者。鋼板為B02，鋼板成分在本發明之範圍內，焊線為100，焊線成分亦在本發明之範圍內。首先，板厚1、板厚2為相同情形之接頭係No.101、102、108。板厚為7.0mm之情形，若熔接速度不為40cm/min就無法熔接。如果超過110cm/Min，填角焊腳長會不足，成為2焊道。No.101、102、108之疲勞強度在290MPa以上。當板厚為4.0mm之情形成為略低於300MPa之結果，惟因腳長變長，熔池會產生垂流現象，側角較之No.101、102、108會見到增大之傾向。No.105中，該傾向進一步增大，疲勞強度低於250MPa。在No.105為獲得No.101、102、108程度之疲勞強度，實行2焊道熔接，改善側角即可，不過在本發明之對象的薄板領域中，為提高製造效率，會應用單層焊道熔接。

No.106、109係板厚1、板厚2不同之情形的例，可知兩板厚若在本發明之希望的應用範圍內，疲勞強度就會提高。

由以上可知，在本發明之範圍內的鋼板以及含焊劑焊線之組合中，可以改善熔接止端形狀，而且疲勞強度亦全部超過250MPa為良好。

1．．．添加Si前Fe原子

2．．．添加Si後Fe原子

3．．．Si

4．．．焊線

5．．．側角

6、7．．．鋼板

8．．．咬邊深度

9．．．試片

10、11．．．板厚

A1．．．A1區域

A2．．．A2區域

A3．．．A3區域

B1．．．B1區域

第1圖係說明在鋼材中添加原子半徑比Fe小的Si時，與添加前之Fe原子的位置變化概念圖。

第2圖(a)～(c)係在熔接電弧之展開產生差別時，說明其對熔池之影響的概念圖。

第3圖係實心焊線之Si量以及鋼板之Si量與，在熔接速度100cm/min，112cm/min，120cm/min，150cm/min進行搭接填角熔接時的側角之關係示意圖。

第4圖係說明搭接填角電弧熔接接頭中側角與咬邊深度之概念圖。

第5圖係說明側角與疲勞強度之關係的概念圖。

第6圖(a)、(b)係說明本發明之實施例中使用之疲勞試片的形狀與應力負荷方向之概念圖。

Claims (13)

1. 一種高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其係在藉由使用焊線之填角電弧熔接而得到拉伸強度為700MPa以上之高強度薄鋼板之熔接接頭的填角電弧熔接方法中，熔接速度超過80cm/min，特別是超過120cm/min且150cm/min以下，其特徵在於：前述薄鋼板以質量%計，含有：C：0.02~0.15%、Si：0.2~1.8%、Mn：0.5~2.5%、P：0.03%以下、及S：0.02%以下，前述焊線為氣體遮蔽電弧熔接用含焊劑焊線，且係將焊劑填充在無縫狀接縫之鋼製外皮內而形成者，該填角電弧熔接方法係使形成鋼製外皮及焊劑中之單方或雙方以焊線全體之合計質量%計，含有：C(SiC中的C除外)：0.01~0.20%、Si(SiC以及SiO₂ 中的Si除外)：0.05~1.2%、Mn：0.2~2.5%、P：0.03%以下及S：0.06%以下，此外，使填充到鋼製外皮內之焊劑以焊線全體之質量%計含有SiC：0.05~1.2%，同時含有合計0.05~0.4%的SiO₂ 、Al₂ O₃ 、Na₂ O以及K₂ O中之1種或2種以上，且剩 餘部分由鐵及不可避免之雜質構成，而製出含焊劑之焊線，且，前述薄鋼板與該焊線係以所含Si會使下述(式1)的值達到0.40%以上的方式作組合；Si(鋼板)+0.1×Si(焊線)．．．(式1)但是，Si(鋼板)表示前述薄鋼板之Si量，而Si(焊線)表示前述焊線之全Si量。
2. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述薄鋼板以質量%計進一步含有Al：0.005~0.1%。
3. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述薄鋼板以質量%計進一步含有：Ti：0.005~0.1%、Nb：0.005~0.1%、V：0.01~0.2%、Cr：0.1~1.0%及Mo：0.05~0.5%中之任意1種或2種以上。
4. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述含焊劑焊線以焊線全體之質量%計進一步含有石墨：0.02%以上以作為填充到鋼製外皮內之焊劑，且以下述(式2)定義之C換算值的合計量為0.15~0.45%；C換算值的合計量=[石墨]+0.3×[SiC]．．．(式2)但是，上述[石墨]、[SiC]分別表示相對於焊線全體 之石墨、SiC的質量%。
5. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述含焊劑焊線在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方中，以焊線全體之質量%計，進一步含有合計0.1~6.0%的Ni：0.1~5.0%、Cr：0.1~2.0%、Mo：0.1~2.0%及Cu：0.1~0.5%中之1種或2種以上。
6. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述含焊劑焊線以焊線全體之質量%計係在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方進一步含有B：0.001~0.015%。
7. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述含焊劑焊線以焊線全體之質量%計係在鋼製外皮以及焊劑之單方或雙方進一步含有合計0.005~0.3%的Nb、V及Ti中之1種或2種以上。
8. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述含焊劑焊線以焊線全體之質量%計進一步含有0.05~0.5%的氧化物系以外之電弧穩定劑，以作為填充到鋼製外皮內之焊劑。
9. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述含焊劑焊線以焊線全體之質量%計係在鋼製外皮及焊劑之單方或雙方含有S：0.02~0.06%。
10. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其中前述高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法係氣體遮蔽電弧熔接，且遮蔽氣體係使用以質量%計含有CO₂ ：5%以上且25%以下及O₂ ：4%以下(包含0%)且剩餘部分由Ar及不可避免之雜質所構成的遮蔽氣體。
11. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其所得之熔接接頭之疲勞特性為250MPa以上。
12. 如申請專利範圍第1項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法，其所得之熔接接頭之熔接止端部之側角為55°以下。
13. 一種高強度薄鋼板之填角電弧熔接接頭，係在拉伸強度為700MPa以上之高強度薄鋼板之填角電弧熔接接頭中，藉由如申請專利範圍第1至12項中任一項之高強度薄鋼板之填角電弧熔接方法所製得者。