CN101151120A - 金属系药芯焊丝、以及使用它的焊接方法与渣量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法 - Google Patents
金属系药芯焊丝、以及使用它的焊接方法与渣量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法 Download PDFInfo
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Abstract
本发明提供降低渣生成量的、能够确保良好的涂装性的金属系药芯焊丝、以及使用它的气体保护电弧焊方法和渣量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法，对于在钢制外皮内充填焊剂而成的气体保护电弧焊用的金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，含有石墨以外且SiC以外的C：0.001～0.20％、石墨：0.10～0.7％、SiC以外且SiO2以外的Si：0.05～1.2％、Mn：0.2～3.0％、限制P：0.03％以下、S：0.02％以下、且含有SiO2、Al2O3、Na2O以及K2O的1种或2种以上且合计为0.05～0.40％、并且余量由铁以及不可避免的杂质组成，并且，至少作为上述焊剂含有上述石墨、以及上述SiO2、Al2O3、Na2O和K2O的1种或2种以上。
Description
技术领域
本发明涉及汽车领域的电弧焊接头等使用的电弧焊，尤其涉及通过降低当使用金属系药芯焊丝进行焊接时发生的焊道表面的渣量，可能代替实芯焊丝使用金属系药芯焊丝的金属系药芯焊丝、以及使用该焊丝的焊接方法和高疲劳强度焊接接头的制作方法的技术。
背景技术
对于汽车领域的电弧焊接头，为了焊接结束后的涂层工序，使用焊接中发生的渣量少的实芯焊丝制作。这是由于在焊缝区被渣包覆的情况下，变成在渣的上面进行涂层，涂敷膜与焊缝区的密着性会发生问题的缘故。
另一方面，由于对环境问题等的认识提高，从提高燃料效率等的观点，在汽车领域等中正在推进轻量化。因此，存在使用更高强度的钢材、且降低板厚的倾向，但此时存在的大问题是焊缝区的疲劳强度。也就是说，即使使用高强度钢材，其焊缝区的疲劳强度也不能与钢材强度成比例地提高，在以疲劳强度设计的情况下，存在使用高强度钢材的优点丧失的问题。
作为解决这样的问题的手段之一，曾经提出通过进行成分设计使焊接材料的相变温度降低一些、且使焊缝区的残余应力降低而使疲劳强度提高的方法(参照特开平11-138290号公报、特开2004-1075号公报)。以后称这样的焊接材料为“高疲劳强度焊接材料”。该方法不必准备新的制造工序，是仅仅替代以往的焊接材料而获得高强度的方法，可以说是效率良好的方法。
但是，该方法也存在问题。即，高疲劳强度焊接材料在成分设计时含有很多合金元素，因此制造成本增加，若汽车领域的电弧焊完全适用该焊接材料，在经济上并不理想。因此，高疲劳强度焊接材料的适用只限定在疲劳成为问题的部位、尽量减少高疲劳强度焊丝的消耗量是必要的。但是，虽然实芯焊丝在焊丝消耗量多的情况下，在经济上比药芯焊丝优越，但焊丝消耗量少时，不能象药芯焊丝那样通过药芯(焊剂)的设计变更来调整成分，存在如果一旦准备好制造焊丝用线材，则其后的成分设计不能变更等的问题，在焊丝消耗量少的情况下、或者多品种少量使用的情况下，经济性反而不如药芯焊丝。
药芯焊丝是有可能以少的焊丝消耗量经济地实现可以得到高疲劳强度焊缝金属的成分调整的。但是，通常的电弧焊用药芯焊丝在钢制外皮的内侧除了合金成分以外，为了保持良好的焊接作业性以及焊丝加工性，还充填有焊剂成分。因此，在将其适用于汽车领域制造电弧焊焊接接头的情况下，会发生焊渣，在焊接后的涂层工序发生问题。这一问题通过在焊接后重新投资设备建立除渣工序可以解决，但这种情况会不可避免地增加用于设备投资的成本，所以并不理想。
对于降低药芯焊丝渣量的技术，到目前为止，曾经提出许多方案。例如，特开2000-197991号公报提供了在使用焊丝进行水平角焊的情况下抑制渣发生量的技术，对于使用惰性气体与二氧化碳气的混合气体进行焊接的焊丝，按照上述焊丝的单位长度全重量，以质量％计含有C：0.08％以下、Si：0.7～1.5％、Mn：1.0～3.0％、焊剂的充填率限定在10～30％。但是，该发明比通常的药芯焊丝的渣量尽管少些，但是并不是与实芯焊丝相比能抑制渣量的技术。
而且，特开2001-179488号公报、特开2001-287087号公报、特开2003-94196号公报的技术，是将焊剂的填充率抑制得很低、提高钢制外皮的比例的技术。即，该方法是将药芯焊丝尽可能接近实芯焊丝的技术。如果认为实芯焊丝的焊渣发生量少，则通过使用该技术可能抑制渣量。
但是，该方法其焊丝中的焊剂量少，因此可以说只靠焊剂成分的调整来设计焊丝全体的成分很难，发生与实芯焊丝同样的问题，药芯焊丝所特有的经济性丧失。
如以上所述，按照以往的技术，在使用金属系药芯焊丝的情况下，为了将渣的发生量抑制在与实芯焊丝相当的水平，不得不牺牲充填率，反之，在这种情况下，难以确保用于使疲劳强度提高的合金元素添加量。即，采用以往的技术，尚不能达到使用金属系药芯焊丝制作渣量少的高疲劳强度焊接接头的水平。
由于这样的以往的技术问题，迫切要求使用金属系药芯焊丝制造渣量少的、高疲劳强度焊接接头的方法。
发明内容
鉴于这些以往的技术问题，本发明的目的在于：提供渣发生量比以往的药芯焊丝格外少的药芯焊丝、以及使用它的焊接方法与高疲劳强度焊接接头的制造方法。
本发明者从以上观点，关注焊剂成分与渣发生量的关系，潜心研讨这一关系以及渣量降低方法。并且，通过控制焊剂成分，与以往的药芯焊丝相比，发现有可能格外降低渣量。本发明是根据这样的研究构成的，其要旨如下。
(1)一种金属系药芯焊丝，其特征在于：对于在钢制外皮内充填焊剂而成的气体保护电弧焊用金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，含有石墨以外且SiC以外的C：0.001～0.20％、石墨：0.10～0.7％、SiC以外且SiO2以外的Si：0.05～1.2％、Mn：0.2～3.0％、限制P：0.03％以下、S：0.02％以下、且含有SiO2、Al2O3、Na2O以及K2O的1种或2种以上且合计为0.05～0.40％，并且余量由铁以及不可避免的杂质组成；并且，至少作为上述焊剂，含有上述石墨、以及上述SiO2、Al2O3、Na2O和K2O的1种或2种以上。
(2)根据上述(1)所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有SiC：0.05～0.6％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，焊剂充填率为10～20％。
(4)根据(1)～(3)任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有Ni：0.5～12.0％、Cr：0.1～3.0％、Mo：0.1～3.0％、Cu：0.1～0.5％的1种或2种以上且合计为0.2～12.5％。
(5)根据(1)～(4)任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有B：0.001～0.03％。
(6)根据(1)～(5)任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有Nb、V、Ti的1种或2种以上且合计为0.005～0.3％。
(7)根据(1)～(6)任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：对于上述金属系药芯焊丝，作为上述焊剂，以全体的质量％计还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的电弧稳定剂。
(8)一种金属系药芯焊丝，对于在钢制外皮内充填焊剂而成的气体保护电弧焊用金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，含有石墨以外且SiC以外的C：0.01～0.20％、SiC：0.6～1.2％、SiC以外且SiO2以外的Si：0.05～1.2％、Mn：0.2～3.0％、限制P：0.03％以下、S：0.02％以下、且含有SiO2、Al2O3、Na2O以及K2O的1种或2种以上且合计为0.05～0.4％、并且余量由铁以及不可避免的杂质组成；并且，在钢制外皮内，至少作为焊剂含有上述SiC、以及上述SiO2、Al2O3、Na2O和K2O的1种或2种以上。
(9)根据(8)所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：对于上述金属系药芯焊丝，在钢制外皮内，至少作为上述焊剂，以焊丝全体的质量％计还含有石墨0.05～0.4％。
(10)根据(8)或(9)所述的金属系药芯焊丝，在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有Ni：0.5～5.0％、Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～2.0％、Cu：0.1～0.5％的1种或2种以上且合计为0.5～6.0％。
(11)根据(8)～(10)的任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有B：0.001～0.015％。
(12)根据(8)～(11)的任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有Nb、V、以及Ti的1种或2种以上且合计为0.005～0.3％。
(13)根据(8)～(12)的任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在上述金属系药芯焊丝中，在钢制外皮内，至少作为上述焊剂，以焊丝全体的质量％计还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的电弧稳定剂。
(14)一种气体保护电弧焊方法，其特征在于：使用(1)～(13)的任何一项所述的金属系药芯焊丝来焊接钢板。
(15)根据(14)所述的气体保护电弧焊方法，其特征在于：作为保护气体，使用含有3～25％的CO2、且余量由Ar气以及不可避免的杂质构成的保护气体。
(16)根据(14)或(15)所述的气体保护电弧焊方法，其特征在于：使用在上述保护气体中还含有4％以下O2气的保护气体。
(17)根据(14)～(17)的任何一项所述的气体保护电弧焊方法，其特征在于：上述钢板的板厚为1.0～5.0mm、且抗拉强度为440～980MPa。
(18)一种渣量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法，其特征在于：使用(14)～(17)的任何一项所述的气体保护电弧焊方法来焊接钢板。
附图说明
图1是表示金属系药芯焊丝中的石墨量与氧化物量、以及使用该焊丝进行焊接时产生的渣量之间的关系的示意图。
图2是表示金属系药芯焊丝中的石墨量与使用该焊丝进行焊接试验时的焊缝金属中的C量之间的关系的图。
图3是表示金属系药芯焊丝的焊丝中的SiC添加量与使用该焊丝进行焊接试验时的焊缝金属中的C量之间的关系的图。
图4是表示金属系药芯焊丝中的SiC量与氧化物量以及使用该焊丝进行焊接试验时产生的渣量之间的关系的示意图。
图5(a)是表示焊接接头的疲劳试片的形状的平面图。
图5(b)是表示焊接接头的疲劳试片的形状以及疲劳荷重负载方向的立面图。
图6是说明焊接接头的制作与夏比冲击试片的切取方法的图。
具体实施方式
以下，详细说明本发明。
汽车领域的电弧焊接头，在焊接结束后进入涂层工序，此时的问题是焊道表面存在的焊渣。为了确保涂层膜与接头表面的密着性，竭力减少渣量较为理想。为此，以往的技术中使用实芯焊丝。
通常，实芯焊丝与药芯焊丝相比，渣生成量极少，因此，只要使用实芯焊丝，则不必特别考虑除渣工序便可能进行涂层工序。但是，在象高疲劳强度焊接材料那样的适用接头受到限制、因此在焊丝消耗量少的情况下，实芯焊丝从经济的观点产生不如药芯焊丝的问题。为了同时解决这些问题，采用渣发生量与实芯焊丝同样降低的药芯焊丝来制作焊接接头是必要的。
药芯焊丝有2种，即通常的类型和含有很多金属粉的金属系药芯焊丝。通常的药芯焊丝的焊道形状良好，且为了能够进行全位置焊接，确保其焊剂中的渣成分为规定的量。与此相对照，金属系药芯焊丝中金属粉多而渣成分较少、全位置焊接较困难，但可能抑制渣生成量。
然而，无论哪种类型的药芯焊丝，在以往技术的范围，渣生成量远比实芯焊丝多。实芯焊丝在焊丝中没有充填焊剂，因此焊接位置受限。但是，考虑涂装性时，在以往的技术范围，不可避免地选择实芯焊丝，焊接位置的问题通过调整被焊接钢板的位置而得到解决。
采用药芯焊丝进行焊接时，分析焊道上产生的焊渣时知道，几乎均为SiO2、MnO、Al2O3、Fe2O3之类的氧化物。而且，这种倾向在焊剂中添加了Ni、Cr、Mo等的合金元素的情况下也没有变化。
因此，为了将药芯焊丝的渣发生量降低到实芯焊丝的水平，尽量抑制焊接中氧化物的发生是必要的。为此，降低焊丝中存在的氧化物是必要的。本发明使用的焊丝，在药芯焊丝中，特别限定为充填金属成分多的焊剂的金属系药芯焊丝，其理由如下。
对于从前的金属系药芯焊丝，不能抑制与实芯焊丝同样水平的渣生成量，是由于没有充分理解成为渣生成量的原因的焊丝成分。从前技术中抑制渣生成量的技术，有将充填率控制在远低于10％的技术(例如，特开2001-179488号公报、特开2001-207087号公报、特开2003-94196号公报)，虽然可期望相应的效果，但该方法的焊丝成分的调整量被限制，且渣量没有降低到实芯焊丝的程度。在充填率为10％以上的特开2000-197991号公报所提出的技术中，对焊剂中含有的渣成分即氧化物的量与焊接后生成的渣量的关系的把握并不充分，因此远多于实芯焊丝发生的渣量。
对于降低到实芯焊丝水平的渣量的问题，在本发明中采用以下的方法解决。
即，第1种方法是将焊丝中存在的焊剂所含有的SiO2、K2O、Na2O、Al2O3等的氧化物竭力降低到与实芯焊丝相同水平的低渣的方法。第2种方法是通过使用石墨或SiC并根据要求使用这二者来解决由于降低焊剂中的氧化物所引起的焊丝拔丝阻力增加的方法。而第3种方法是通过使石墨或SiC中的碳与氧发生反应形成CO或CO2从而使作为渣生成源的氧释放到焊缝区外的方法。
首先来说明第1种方法。
本发明者首先对焊道表面形成的渣成分实施分析。并且发现，它们几乎都是由氧化物形成的。而且考虑到如果降低钢制外皮内侧的焊剂中存在的氧化物，则可以抑制渣的生成，实际上进行这样的成分设计的焊丝，发现渣生成量很少。作为迄今为止没有进行这样的焊丝成分设计的理由，是由于焊剂中的氧化物与焊接后的渣生成量的关系尚不清楚所致。本发明者对这一点已经明确，从而完成了渣发生量少的金属系药芯焊丝的发明。
其次来说明第2种方法。
虽然发现了上述第1种方法，但仅仅降低焊丝中的氧化物，会发生焊丝拔丝阻力增加的问题。即，在焊丝制造中、特别在拔丝中会引起断丝的问题发生。这是由于添加到焊剂中的氧化物具有提高焊剂的流动性、将对焊丝拔丝的阻力抑制得较低的作用。即，氧化物起到润滑剂的作用。因此，本发明者们不采取降低氧化物，而是采取将与氧化物具有同样润滑剂的作用的石墨或SiC或者二者添加到焊剂中从而对此进行补偿。即，石墨与SiC与焊剂中的氧化物一样具有使焊剂的流动性增加、降低焊丝拔丝阻力的作用，因此将其加以利用。
其次来说明第3种方法。
如第1种方法所述那样，焊道上形成的渣几乎都是氧化物。因此，尽量降低氧量较为理想。第1种方法，是降低焊剂中的氧化物的方法，除此以外，作为第3种方法，在本发明采用使焊丝中的C与氧发生化学反应并以CO或CO2的形式释放到焊缝区的外部的方法。由于CO或CO2是气体，因此即使被形成也会释放到焊缝区外部，不会形成渣，因此通过降低氧的作用可期待降低渣的效果。
以上是本发明的降低渣的方法。
其次，叙述本发明的焊丝的基本成分即石墨和SiC。
对于本发明，石墨和SiC都是利用了抑制焊丝拔丝中的阻力的润滑剂的作用、与氧反应使氧以CO或CO2的形式释放到焊缝区的外部的作用、以及确保焊缝金属中C成分量的作用这些效果的成分，其技术背景相同。但是，它们有各自的特征，本领域的技术人员考虑其特征能够判断是使用添加石墨的焊丝、还是使用添加SiC的焊丝、或者是使用同时添加这二者的焊丝。
石墨是只有C的成分，对于控制C是方便的成分。另一方面，SiC是除了C以外还添加Si的形式，因此如果仅从成分设计的观点，石墨更便于利用。但是，石墨的颗粒细小，在焊剂调整中会出现飞散的问题。不产生飞散的生产设备，按照现有的技术并非不可能，但是存在增加投资成本的问题。另一方面，SiC存在的问题是：与石墨相比添加了多余的元素即Si，作为润滑剂存在作用比石墨小、添加量比石墨多的倾向等。本领域的技术人员可以考虑它们的特点而选择焊丝成分。
石墨以及SiC的添加，存在增加焊缝金属的C的作用，其具有使接头特性劣化的作用。但是，本发明者们发现，实际的焊缝金属中的C量比根据向焊丝的添加量推当出的焊缝金属中的C量低。其理由可以认为是，C与氧发生反应以CO或CO2的形式而被释放的缘故。
在此，首先进一步详细说明石墨的作用。
图1以及图2是表示石墨的这一作用的示意图。图1是横轴为焊丝中的石墨量、纵轴为焊丝中的氧化物量以及焊接后生成的渣量的坐标图。
图1中，以虚线表示石墨量与氧化物量的关系、以实线表示石墨量与渣量的关系。在虚线的上侧区域是焊丝的制造效率没有下降的区域，从图1的虚线可以知道，当使石墨增加时，能够在焊丝制造效率没有降低的情况下降低氧化物。氧化物降低从抑制渣发生的观点是好的，因此可以看到石墨的添加效果。
图1的实线表示石墨量与焊接后生成的渣量的关系。图1的实线表示的内容如下。即，添加某一石墨量后(图1的A)，可以根据虚线决定焊丝制造效率不降低的最小的氧化物量(图1的B)。而且，采用含有该石墨量与氧化物量的焊丝焊接时的渣发生量(图1的C)用实线表示。因此，即使只添加图1的A所示的量的石墨，如果不降低氧化物量(例如图1的D所示的石墨量与氧化物量)，则不能成为实线所示的渣量，而发生比其更多量的渣。石墨添加的效用在于：能够降低成为生成渣的原因的氧化物量(直到图1的实线所示的量为止)而不降低焊丝制造效率。
但是，图1表示出石墨的添加具有比其更大的效果。在石墨添加量少的区域内，图1的实线与虚线基本上一致，但石墨添加量多时，实线位于更下方的位置。即，意味着具有比降低氧化物更大的效果。该现象的发生是由于：石墨即C与氧结合，成为CO或CO2，降低氧量，因此结果是可以抑制渣即氧化物的生成。
如以上所述那样，石墨具有几个优点，但迄今没被利用的原因在于：存在从焊接接头的机械特性来看不利因素过大的印象。因此，迄今的石墨的添加只是在极少量的情况下进行尝试。本发明者对以前的常识提出置疑。即可以认为，添加了石墨的焊丝的C量即使增加，作为实际上焊接后的焊缝金属成分，如果考虑到C以CO、CO2的形式释放到焊道外的可能性，则不会成为那样的高C。
在此，本发明者调查了添加石墨量与焊缝金属试验中的C成分的关系。图2是表示其结果的图。图2中，横轴表示焊剂中添加的石墨量(对焊丝全体的质量％)、纵轴表示焊缝金属试验中的C量(质量％)。并且，图2是使用钢制外皮中的C含量为焊丝全体质量的0.05％的金属系药芯焊丝作为焊丝的情况。而且，横轴表示的石墨量表示全部药芯焊丝含有的石墨量。从图2知道，例如即使添加0.4％的石墨，作为焊缝金属成分也不足0.2％。这一程度的C量，不会特别出现接头机械性能的不良。另一方面，当石墨添加量大于0.7％时，作为焊缝金属成分的C量为0.40％以上，在某些情况下超过0.5％，有可能对机械性能产生影响。因此，在本发明中，对于金属系药芯焊丝，至少作为焊剂而含有的石墨的添加量的上限为0.7％是必要的。该理由是通过使石墨添加量不足0.7％，可以保持良好的焊丝制造效率、并且降低焊丝中的氧化物，其结果使焊接时的渣发生量充分降低，同时抑制焊缝金属中的C含量急剧增加。
在图2中，即使石墨的添加量为0但焊缝金属中的C量也不为0，这是由于钢制外皮中含有C的缘故。
其次，就SiC的作用，更详细地进行说明。
关于SiC的添加，存在使焊缝金属中的C增加、使接头特性劣化的问题发生的可能性。在此，本发明者调查了焊剂中SiC的添加量与焊缝金属中的C量和Si量的关系。其结果示于图3。图3是横轴表示SiC添加量(占焊丝全重量的添加量以％表示)、纵轴表示焊缝金属中的C量和Si量的坐标图。即使SiC添加量为0时焊缝金属中的C以及Si也不为0，这是因为钢制外皮中含有0.05％C和0.2％Si。从图3知道，实际的焊缝金属中存在的C比根据焊丝中的C计算出来的焊缝金属中的C低。这意味着即使在焊丝中添加SiC，与石墨的情况一样，SiC中的C不一定完全导入焊缝金属中。即可以认为，C与氧结合以CO或CO2的形式释放到焊缝部外。所以，在本发明中，没有采取降低焊剂中的氧化物而是采用添加SiC的方法，达到了渣量的降低。在图3中表示出焊缝金属中的Si量。在焊丝中添加SiC时，不仅C被导入焊缝金属，Si也被导入焊缝金属，但导入的量，Si比C多。在本发明的成分系中，特别在以SiC为主体的成分系中，如后述那样，SiC的上限被限制在1.2％，其理由是为了避免焊缝金属中的Si过剩。
本发明的第2种降低渣的方法，利用了SiC中的C与氧结合、以CO或CO2的形式释放到外部的效果。这一现象不仅防止焊缝金属中的C显著增加，还具有降低氧成分的作用，因此，其结果是能够抑制渣的生成。即，添加SiC是通过借此降低焊丝中氧化物的添加量的效果、以及使氧以气体成分释放到外部这2个效果来发挥减渣效果的方法。
图4是横轴表示SiC的添加量、纵轴表示渣生成量和焊丝内焊剂中的氧化物量的坐标图。图4中，SiC量与氧化物量的关系用虚线表示、SiC量与渣量的关系用实线表示。焊剂中的氧化物与焊接后的渣生成量存在良好的相关关系，因此，尽管氧化铁皮不同，但可以表示在同一纵轴上。虚线的上侧区域是焊丝制造效率不降低的区域，从图4的虚线可知，在使SiC增加时，能够在不降低焊丝制造效率的状态下降低氧化物量。如果降低氧化物量，则能够降低渣量，可以理解SiC添加的有效性。
例如，在添加一定量的SiC(图4的A)时，根据虚线可以决定不会降低焊丝制造效率的最少氧化物量(图4的B)。而且，采用含有该SiC量与氧化物量的焊丝进行焊接时的渣发生量(图4的C)用实线表示。因此，即使仅以图1的A所示的量添加SiC时，如果氧化物量不减少(例如图3的D所示的SiC量和氧化物量)，则不能成为实线所示的渣量，发生在其以上的渣量。添加SiC的作用在于，能够降低成为渣生成原因的氧化物量(直到图4实线所示的量)而不降低焊丝的制造效率。氧化物的降低，从抑制渣发生的观点是优选的，由此可见添加SiC的作用。
但是，图4与图1一样，显示出添加SiC具有比其更大的效果。在SiC添加量少的区域，图4的虚线与实线大体一致，但在SiC添加量多时，实线处于更下方的位置。即，意味着具有降低氧化物以上的效果。这一现象的产生，是由于SiC中的C与氧结合成为CO或CO2，由于氧量降低，因此结果是可以抑制渣即氧化物的生成。
如上所述，在本发明中，通过使用了石墨和SiC的3种方法，有可能实现焊接后的渣生成量减少到与实芯焊丝同样水平的金属系药芯焊丝。
其次，对本发明的数值限定理由进行说明。
首先，对金属系药芯焊丝中的各成分元素的数值限定理由进行叙述。
在本发明中，提出了2种成分系的焊丝。即，以石墨作为必须成分的成分系、以及以SiC作为必须成分的成分系这2种。在本发明中，这些成分系分别称为“石墨成分系焊丝”以及“SiC成分系焊丝”。
首先，就石墨成分系叙述其数值限定理由。
关于石墨以外且SiC以外的C，作为占整个焊丝的C量以质量％计，其下限被限定为0.001％。达不到该下限值的C量，很难确保钢制外皮的强度，引起制造焊丝时的断丝问题，因此下限值确定为该值。而且，石墨以外且SiC以外的C的上限确定为0.20％，这是由于当高于该值的C量时，在本发明的金属系药芯焊丝中，由于向焊剂内另行添加石墨，因此焊缝金属的C量过多，所以其上限确定为0.20％。
而且，作为石墨以外且SiC以外的C，添加在焊剂中的铁粉也能含有C。在这种情况下，考虑焊丝拔丝时的硬化，优选将钢制外皮的C设定为0.15％以下，其余部分由铁粉中的C补充。
在本发明添加石墨的理由在于：使其发挥焊剂的润滑剂的作用、并通过与氧反应形成CO、CO2而将氧释放到外部。这些理由是瞄准了使渣量降低的目标，另外的作用也是为了使其具有作为高疲劳强度焊接材料的作用，适宜保持焊缝金属的C量、将相变开始温度控制得低一些。
本发明的目的之一是确保涂装性，这在于作为本发明的利用领域可以列举出汽车领域。在该领域使用的钢板的C量在多数情况下比较低，为0.05％以下，某些情况下甚至有时为0.01％以下。在这种情况下，难以保持当也考虑母材稀释时的焊缝金属中的C量合适。该C量也能够从钢制外皮导入，但是通过使焊丝中含有石墨能够获得渣量降低和润滑剂的作用这二者，因此在本发明中将钢制外皮的C量的上限控制得低。此时，要求最低限度地添加石墨。本发明的石墨的下限从确保焊缝金属中的C量的最低限、且确保渣量降低和润滑剂的效果这2点理由出发，确定为0.10％。
上限为0.7％，是因为超过该量的石墨量将增加焊缝金属的C量、发生焊缝金属变得过硬等接头特性的问题，因此设定为该值。并且，为了切实起到石墨的润滑剂的作用，优选的石墨下限设定为0.15％为宜。
焊丝中的Si可分为氧化物形态的SiO2、以及SiC和除此以外的Si，SiO2和SiC主要被含于焊剂中。钢制外皮中含有的Si几乎都是在钢中固溶的Si，在本发明中，钢中的SiO2是不可避免的杂质。焊剂中含有的SiO2等氧化物，除了云母以外，在对充填在焊丝中的焊剂进行造粒时所使用的粘结剂中也含有，虽说是金属系，但只要以药芯焊丝作为前提，则不能不添加粘结剂。因此，如后述那样，在本发明中规定氧化物的总量。但是，除了SiO2以外的Si，由于不含有氧成分，因此从生成渣的观点，则没必要太多限制。但是，由于要求最低限度的脱氧，所以下限确定为0.05％。另一方面，过量添加Si。从使焊缝金属硬化和接头特性的观点出发并不理想，因此上限确定为1.2％。
Mn是确保强度必要的元素，Mn的下限为0.2％，在低于该量的情况下很难保证焊缝金属的强度，因此设定为该值。另一方面，在其添加量过多时会引起焊缝金属韧性的劣化，故其上限确定为3.0％。
P以及S是不可避免的杂质元素，在本发明中，这些元素存在较多时其韧性劣化，因此P以及S的含量的上限分别确定为0.03％和0.02％。
SiO2、Al2O3、Na2O以及K2O被称为渣剂，添加它们的理由在于：在制造金属系药芯焊丝前，对焊剂成分进行造粒时起到粘结剂的作用；并在充填到钢制铁皮之后拉拔到规定焊丝直径的拔丝工序中，起到减少焊剂阻力的润滑作用等。为了焊丝中的焊剂含量均匀，焊剂的造粒工序是制造优质的金属系药芯焊丝不可缺少的工序。另一方面，作为润滑剂的作用，在本发明中使石墨具有这一作用，因此添加这些氧化物的理由主要是为了焊剂的造粒。但是，它们都是氧化物，从减少渣生成量这一观点，不添加较为理想。可是，如果没有这些成分，不能进行焊剂的造粒，因此必须添加最低限度的添加量。下限为0.05％，在低于0.05％时不能得到上述效果，且发生焊丝品质和制造效率上的问题，因此设定为该值。上限为0.40％，在超过该量的添加量时，焊接后的渣发生量增多，产生涂装性的问题，因此设定为该值。
本发明的石墨成分系焊丝中，根据要求可以添加SiC。在这种情况下，关于确保焊缝金属中的C或减小焊丝拔丝中的阻力，由于添加了石墨，因此没有必要象后述的SiC成分系那样添加。SiC添加量的下限设定为0.05％，其被限定为通过添加SiC能显示出疲劳强度提高以及降低渣量效果的最低限度的值。另一方面，上限为0.6％,在超过0.6％的添加量时，由于已经充分添加石墨，因此焊缝金属中的C量过分提高，会导致接头韧性劣化，因此设定为该值。
对于本发明，Ni、Cr、Mo、Cu是主要以使焊接接头的抗拉强度或疲劳强度提高为目的而添加的元素。这些元素可以根据焊接材料的使用目的而选择其添加量。通过添加这些元素，可以使强度增加，且通过降低焊缝金属的相变开始温度可以使疲劳强度也增加。然而，虽然这些元素的作用相同，但每添加1％的效果不一定相同，因此对各元素确定范围。
Ni是降低相变开始温度、使强度和韧性等接头特性提高的元素。Ni的下限确定0.5％，是通过添加而获得强度和韧性提高的最低限度的值。上限为12.0％，超过该量的添加，有可能会使焊缝金属不发生相变而以奥氏体的状态冷却到最终，不能期望疲劳强度的提高，因此将上限值确定为该值。
Cr以及Mo在本发明中是为了提高焊缝金属强度以及淬透性而添加的元素。为了使焊接接头的疲劳强度提高，形成马氏体等相变温度低的组织是必要的。因此，确保淬透性是不可缺少的。Cr以及Mo是通过添加容易提高强度以及确保淬透性的元素。所以，作为可以获得强度提高以及确保韧性的效果的最低限度的值，设定Cr以及Mo元素的下限值为0.1％。另一方面，Cr以及Mo与Ni一样，通过添加能够降低相变开始温度，但与Ni又不同，从提高焊缝金属的韧性的观点出发，不如添加Ni好。所以，Cr以及Mo元素的上限低于Ni是必要的。这些元素的上限被设定为3.0％，因为超过该量的添加，会发生接头的特性上的问题，因此设定为该值。
Cu也与Cr、Mo一样，是降低相变开始温度、提高强度以及确保淬透性的有效的元素。但是，添加量过多时，存在使焊缝金属发生Cu裂纹的危险性，因此上限值设定得比Cr或Mo低一些是必要的。上限为0.5％，是为了不产生Cu裂纹而设定的。另一方面，Cu也可能主要通过焊丝涂层为了确保导电性而使用，Cu的下限设定为0.1％，从提高强度和提高淬透性的效果以及确保导电性的观点出发，是需要的最低限度的值。
在本发明中，对这4种元素Ni、Cr、Mo、Cu的总量也设置限制，这些元素具有降低相变开始温度、提高强度和确保淬透性的效果，作用相同。但是，这些元素如果过多添加，焊缝金属组织会成为奥氏体组织，即焊接后的冷却过程没有发生相变，因此没有提高疲劳强度的效果。而且，在添加量少的情况下，也不能期望得到抗拉强度提高的效果。所以，有必要限制这些元素的合计。下限为0.2％，低于该量的添加量，不能期望强度增加的效果，所以设定为该值。上限为12.5％，超过该量的添加量，焊缝金属成为以奥氏体为主体的组织，焊接中的冷却过程的相变膨胀不充分，不能期望疲劳强度提高的效果，因此设定为该值。添加这些元素的目的在仅仅为了提高抗拉强度的情况下，添加量的上限设定为4.0％，与后述添加的Nb和V并用，经济上较为理想。而且，在以提高焊接接头的疲劳强度为目的的情况下，这4种元素Ni、Cr、Mo、Cu的合计添加量的下限优选设定为2.0％。这是因为添加量低于该值的情况下，焊缝金属的相变开始温度不降低、使疲劳强度难以提高的缘故。为了更确切地使疲劳强度提高，该下限值优选设定为3.0％。
B是提高淬透性的元素，为了确保钢板的淬透性，B的添加以重量％计添加0.001％左右便已经足够，但在焊缝金属的情况下，氧量高于钢板，B与氧结合而夺走其效果，因此比在钢板的情况下多添加是必要的。确保淬透性的理由在于：使焊缝金属的显微组织成为更高强度的组织；抑制高温下相变开始的组织的出现而成为在更低温度下相变的显微组织等。这些效果从确保抗拉强度、确保疲劳强度这两方面来看是优选的，因此在本发明认为应该积极利用。作为能够提高焊缝金属的淬透性的最低限度的值，B的添加量的下限设定为0.001％。关于B添加量的上限，即使添加超过该值的量，添加B得到的效果也不增加，因此确定为0.03％。
Nb、V、Ti是均能形成碳化物具有使强度增加的作用的元素，可以期望以较少的添加量而使强度增加。即，对于本发明，该3种元素是可以期望相同效果的元素。因此，在本发明中限定这些元素的合计。下限为0.005％，低于该量的添加量不怎么能期望强度增加，因此设定为该值。另一方面，当超过0.3％的添加量，焊缝金属的强度过高，会产生接头特性方面的问题，因此上限确定为0.3％。此外，关于Ti，除了增加强度以外，还具有使焊接电弧稳定的作用，因此优选的Ti含量的下限设定为0.003％为宜。
电弧稳定剂是通过将其添加而使焊接电弧稳定的元素，本发明的
(1)所述的Na2O或K2O等也具有使电弧稳定的作用，因此称它们是电弧稳定剂也没有关系。因此，对于本发明，没有必要必须添加它们以外的电弧稳定剂，另外，当添加这些电弧稳定剂时，存在不能够达到作为本发明的第1目的即降低渣量的危险性。但是，如果是Na、Al、F的化合物，则具有使电弧稳定的作用，与Na2O以及K2O不同，存在冰晶石(Na3AlF6)等之类的氧化物系以外的物质。如果是氧化物以外的物质，则即使添加到焊丝中也不会成为氧供给源，因此不会生成由氧化物形成的渣，根据欲使电弧更加稳定的要求而添加这些电弧稳定剂是可能的。所以，设置本发明的氧化物系以外的电弧稳定剂的可能适用的范围是有其意义的。氧化物系以外的电弧稳定剂的下限设定为0.05％，是通过添加而得到电弧稳定效果的最低限度的值。另一方面，上限为0.5％，因为氧化物系的渣剂已经作为粘结剂添加，这些元素也具有电弧稳定剂的作用，因此即使超过该量而添加，效果也没有变化，因此上限确定为0.5％。
以上，是本发明的金属系药芯焊丝的石墨成分系焊丝的成分限定理由。
其次，叙述SiC成分系焊丝的成分限定理由。
石墨以外且SiC以外的C是例如从钢制外皮添加的C。从钢制外皮、石墨、SiC的任何一方导入的焊缝金属中的C，其作用都是相同的。但是，钢制外皮中的C在制造焊丝中的拔丝工序中对防止断丝有效，因此将其规定在适当的范围是必要的。对于石墨以外且SiC以外的C，其下限设定为0.01％，其理由是由于钢制外皮中的C量不足该量时，对焊丝断丝的影响大，焊丝本身的成本大幅度增加，不能够经济地制作焊接接头的缘故。另一方面，在钢制外皮中过量添加C时，这次在拔丝中发生硬化，因此上限设定为0.20％。而且，作为石墨以外且SiC以外的C，可能在添加到焊剂中的铁粉含有C。在这种情况下，考虑焊丝在拔丝中的硬化，钢制外皮中的C设定为0.15％以下，其余部分由铁粉中的C补充为宜。而且，石墨以外且SiC以外的C的下限，比石墨成分系设定得高一些，这是因为SiC的润滑剂的作用低于石墨的缘故。
关于SiC的添加量，下限限定为0.6％、上限限定为1.2％。SiC成分系的焊丝主要依靠SiC中的C来达到焊缝金属的相变开始温度的降低，因此为了确保最低限度的C量而设定该值。关于其下限，设定为能够期望提高疲劳强度的最低限度的值。如果在焊丝中添加上限的1.2％的SiC，则如已经在图3中所示那样，在焊缝金属中不仅导入C而且还导入Si，在高于该值的添加量时，除了SiC以外，会与已经在焊丝中添加的Si相叠加，则不能确保焊缝区的冲击特性，且产生焊缝金属的硬化问题、或奥氏体组织变多而没有相变、故不能期望疲劳强度提高等的问题，所以设定为该值。
为了获得电弧焊中的最低限度的脱氧效果，SiC以外且SiO2以外的Si的下限确定为0.05％。而且，为了使熔融池与钢板的亲和性良好、且获得良好的焊道形状，Si量优选为0.1％以上。另一方面，过量添加会使焊缝金属硬化，从接头特性的观点并不理想，因此其上限确定为1.2％。
Mn是确保强度所必要的元素。Mn的下限为0.2％，因为在低于该量的情况下，很难确保焊缝金属强度，故设定为该值。另一方面，其添加量过多时，会引起焊缝金属的韧性的劣化，因此其上限确定为3.0％。
P以及S是不可避免的杂质元素，在本发明中，这些元素在焊缝金属中大量存在时，其韧性劣化，因此P以及S的含量的上限分别确定为0.03％和0.02％。
焊剂中添加的SiO2、Al2O3、Na2O和K2O被称为渣剂，添加它们的理由在于：在金属系药芯焊丝制造前对焊剂成分进行造粒时起到粘结剂的作用；并在充填到钢制铁皮之后拉拔到规定焊丝直径的拔丝工序中，起到减少焊剂的阻力的润滑作用等。下限为0.05％，在低于该值时不能得到上述效果，会发生焊丝品质和制造效率上的问题，因此设定为该值。上限为0.40％，在超过该量的添加量的情况下，焊接后的渣发生量增多，产生涂装性的问题，因此设定为该值。
对于SiC成分系，根据要求可以添加石墨。石墨的添加不仅有利于焊缝金属的相变开始温度的降低，而且具有抑制在焊丝拔丝中来自焊剂的阻力的作用，因此通过添加石墨可以提高焊丝制造效率。但是，由于在添加到焊剂中时存在发生飞散的问题，在考虑这些问题的基础上，可以选择是否在焊剂中添加石墨。石墨添加量的下限设定为0.05％。该值是通过添加石墨能够期望使焊接接头的疲劳强度提高的效果的最低限度的值。上限为0.4％，在SiC成分系中，由于主要由SiC来达到焊缝金属的相变开始温度的降低，因此高于该值的添加量，会产生焊缝金属的硬化问题、或奥氏体组织增多而不能相变、且不能期望疲劳强度提高等问题，故设定为该值。
本发明的SiC成分系的焊丝，根据要求还可以添加Ni、Cr、Mo、Cu。
Ni是为了降低焊缝金属的相变开始温度、达到接头疲劳强度提高所必要的元素。而且也是使强度和韧性等接头特性提高的元素。Ni的下限为0.5％，是作为可以期望疲劳强度提高的最低值而确定的。上限为5.0％，在SiC成分系焊丝中，已经通过C达到了大幅度的相变开始温度的降低，超过该量的添加，与已经添加的C量相互作用，有可能会使焊缝金属不发生相变而以奥氏体的状态冷却到最终，不能期望疲劳强度的提高，因此将其确定为该值。
Cr以及Mo在本发明中是为了降低焊缝金属的相变开始温度以及提高焊缝金属强度和淬透性而添加的元素。为了使焊接接头的疲劳强度提高，形成马氏体等相变温度低的组织是必要的。为此，确保淬透性是不可缺少的。Cr以及Mo是通过添加容易提高强度以及确保淬透性的元素，这一作用比Ni大。所以，作为可以获得强度提高以及确保淬透性的效果的最低限度的值，设定它们的下限值为0.1％。另一方面，Cr以及Mo与Ni一样，通过添加能够降低相变开始温度，但与Ni又不同，从提高焊缝金属的韧性的观点，不如添加Ni好。而且，在第1成分系中，C已经达到相变开始温度相当程度的降低，因此这些元素的上限设定为2.0％。
Cu也与Cr、Mo一样，是具有降低相变开始温度、提高强度以及确保淬透性的有效的元素。但是，添加量过多时，存在使焊缝金属发生Cu裂纹的危险性，因此上限值比Cr或Mo设定得低是必要的。上限为0.5％，是为了不产生Cu裂纹的危险性而设定的。另一方面，Cu也有可能主要通过焊丝涂层为了确保导电性而使用，Cu的下限设定为0.1％，从强度提高和淬透性提高的效果以及确保导电性的观点成分，设定为需要的最低限定的值。
SiC成分系焊丝对Ni、Cr、Mo、Cu的合计添加量设置限制。这些元素具有降低相变开始温度、提高强度和确保淬透性的效果，其作用相同。但是，当过多添加这些元素时，焊缝金属组织成为奥氏体组织，即焊接后在冷却过程中不发生相变，因此疲劳强度提高的效果消失。另一方面，添加量较少时，相变开始温度的降低不充分，不能期望疲劳强度的提高。因此，这些元素的合计也需要限制。下限为0.5％，在低于该值的添加量时不能期望疲劳强度提高的效果，因此设定为该值。上限为6.0％，由于已经通过C达到了相变开始温度相当程度的降低，所以超过该值的添加量，会使焊缝金属成为以奥氏体为主体的组织，不发生相变本身而且不能期望疲劳强度的提高，因此设定为该值。与石墨成分系相比，这些元素的合计量的上限被抑制得较低的理由是：SiC的作为润滑剂的作用不如石墨，因此设定为比石墨多的添加量，结果可以充分确保焊缝金属中的C。
B是提高淬透性的元素，为了确保钢板的淬透性，B的添加以重量％计添加0.001％左右便已经足够，但在焊缝金属的情况下，氧量比钢板的高，B与氧结合会夺走其效果，因此在钢板的情况下多添加是必要的。确保淬透性的理由在于：使焊缝金属的显微组织成为更高强度的组织、抑制在高温下相变开始的组织的生成而成为在更低温度下相变的显微组织等。这些效果从确保抗拉强度、确保疲劳强度这两方面来看是优选的，因此在本发明中认为必须积极利用。B的添加量的下限，作为能够提高焊缝金属的淬透性的最低限度的值，设定为0.001％。关于B添加量的上限，即使添加超过该值的量，由添加B得到的效果也不增加，因此确定为0.020％。
Nb、V、Ti是均能形成碳化物具有使强度增加的作用的元素，以较少的添加量可以期望强度增加。即，对于本发明，该3种元素是可以期望相同效果的元素。因此，在本发明中限定这些元素的合计。下限为0.005％，低于该量的添加量不怎么能期望强度增加，因此设定为该值。另一方面，当超过0.3％的添加量，则焊缝金属的强度过高，会产生接头特性方面的问题，因此上限确定为0.3％。此外，关于Ti，除了增加强度以外，还具有使焊接电弧稳定的作用，因此优选的Ti含量的下限设定为0.003％为宜。
电弧稳定剂是通过将其添加在焊剂中而使焊接电弧变得稳定的元素，本发明(1)、(4)所述的Na2O以及K2O等也具有使电弧稳定的作用，因此称它们是电弧稳定剂也没有关系。因此，对于本发明，添加在其以上的电弧稳定剂不一定是必要的，而且如果过多地添加这些电弧稳定剂，则作为本发明的第1个目的即渣量的降低有不能够达到的危险。但是，如果是Na、Al、F的化合物，则具有使电弧稳定的作用，与Na2O以及K2O不同，存在冰晶石(Na3AlF6)等之类的氧化物系以外的物质。如果是氧化物以外的物质，则即使添加到焊丝中也不会成为氧供给源，因此不会生成由氧化物形成的渣，根据欲使电弧更加稳定的要求而添加这些电弧稳定剂是可能的。所以，设置本发明的氧化物系以外的电弧稳定剂的可能适用范围是有其意义的。氧化物系以外的电弧稳定剂的下限设定为0.05％，是通过添加得到电弧稳定效果的最低限度的值。另一方面，上限为0.5％，因为氧化物系的渣剂已经添加，由于这些元素也具有电弧稳定剂的作用，因此即使超过该量添加，效果也没有变化，因此上限确定为0.5％。
以上，是本发明的SiC成分系焊丝的成分限定理由。
其次，叙述焊剂的充填率。
在本发明中，对石墨成分系焊丝的焊剂的充填率进行限制。
由于可以通过限制向焊丝中充填的焊剂成分来降低焊接后的渣生成量，因此只要在通常的金属系药芯焊丝的充填率的范围内，就可以得到其效果，而不必像特开2001-179488号公报、特开2001-287087号公报、或特开2003-94196号公报那样，有意识地降低充填率。而且，在焊剂的充填率低的情况下，只要将焊丝成分限定在本发明的范围内，则也能够充分发挥其效果。因此，对于本发明，限制焊剂充填率的范围，是在高疲劳强度焊接材料那样的合金元素添加量多的情况下。例如，焊剂的充填率限定为5％的焊丝，在Ni添加量占焊丝全体的10％的情况下，只在焊剂中添加Ni是不充分的，必须使用添加了Ni的专用的钢制外皮。在这种情况下，不能使用通常的钢制外皮，会发生经济上的问题。在充填率非常高时这样的问题不会发生。焊剂充填率的下限确定为10％，是充分确保焊丝成分设计的自由度，且作为高强度焊接材料、高疲劳强度焊接材料可能达到的范围而设定的。上限为20％，在超过20％的充填率的情况下，焊丝中钢制外皮所占的比例降低，在焊丝制造中存在断丝的危险性，因此设定为该值。
并且，在本发明中，对于SiC成分系的焊丝的充填率不作特别限制，这是由于SiC的润滑剂作用比石墨的润滑剂的作用小，添加量设定得高些，成为Ni等合金元素添加量相应地受到抑制的成分系，所以没有必要作为下限设定为10％。而且，为了实现SiC成分系焊丝的所要求的充填率，只要在通常的药芯焊丝的充填率范围内就足够，因此没有设定上限。
其次，就保护气体进行叙述。
对于气体保护焊接方法，通常作为保护气体，使用含有100％CO2、或Ar气中含有CO2气体的混合气体。本发明的目的是提供焊渣发生量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法，考虑焊渣基本上是SiO2和MnO等氧化物系，对于保护气体，优选为选择氧含量少的气体。为此，在本发明的焊接方法中，作为保护气体，确定为采用Ar+3～25％CO2气体。并且，CO2气体为0时，电弧的稳定性不好，因此确定为Ar气中含有3％以上的CO2。含有超过25％CO2的Ar气，其渣生成方面与100％CO2的情况下大体相同，因此上限确定为25％。
保护气体中的O2气，对于本发明是杂质气体。但是，在Ar气中存在O2气的情况下，需要除去O2气的费用，因此通常不含有O2气的保护气体比含有O2气的保护气体价格更昂贵。所以，本发明者们认为明确O2气的容许含量的范围是有意义的，因此确定了其容许范围。在O2气超过4％的情况下，渣的生成量增加不可避免，因此O2气的上限设定为4％。
其次，叙述钢板的板厚以及钢板强度。
首先，叙述限定钢板的板厚的理由。
本发明以提供相当于实芯焊丝水平的渣生成量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法为目的。尤其关于渣量降低，即使不限定钢板的板厚，只要使用本发明的范围内的金属系药芯焊丝则可能得到其效果。但是，从制作高疲劳强度焊接接头的观点成分，限定钢板的板厚是必要的。
本发明的提高疲劳强度的原理在于：焊缝金属在冷却中发生相变，利用在此时发生的焊缝金属的体积膨胀，使疲劳成为问题的部位的焊接残余应力降低。此时，钢板必须拘束焊缝金属的体积膨胀。即，通过拘束体积膨胀，作为其反力而生成压缩应力，能够使焊接残余应力降低。为此，对钢板的板厚设定下限是必要的。另一方面，在本发明中，没有添加特开平11-138290号公报所述那样的合金元素，因此焊缝金属的相变开始温度不如特开平11-138290号公报所述的焊接材料那样低。当焊缝金属的相变结束，在随后的冷却过程中焊缝金属出现热收缩，因此尽管特意引入压缩应力，但存在再次成为拉伸应力状态的可能性。所以，在这样的技术中，存在将相变开始温度尽可能设定得低的倾向。但是，使相变开始温度降低，意味着焊丝成本增加，并不理想。在此，本发明中限定板厚的上限，并尽量减少元素添加量。其理由是：在板厚较薄的情况下，与板厚较厚的情况下相比，焊接热在比较早期的阶段传递到钢板的背面，因此在焊缝金属的相变结束后发生的热收缩过程中不容易发生拉伸应力。
对于本发明的板厚的下限，在板厚不足1mm的情况下，即使使用本发明的范围内的金属系药芯焊丝来制作接头，对板厚的熔深加深，即使焊缝金属发生相变膨胀，钢板也不能充分拘束该膨胀，因此不能充分降低残余应力。即，不能期望疲劳强度的提高。为此，从高疲劳强度接头的这一观点出发，板厚的下限设定为1.0mm。另一方面，焊接接头的涂装性成问题的产业是汽车领域，在造船等领域，即使焊道存在焊渣，也不会发生太大问题。通常，汽车领域几乎没有板厚超过5mm的情况，需要这样的板厚的产业是造船领域。即，可以判断在产业上的优越性较小。而且，如果板厚增加，则如前述那样，焊接热不容易穿透到钢板背面，在焊缝金属的相变结束后的热收缩过程中发生拉伸应力，不能期望疲劳强度提高的效果。因此，板厚的上限设定为5.0mm。
其次，叙述限定钢板强度的理由。
在本发明中，必须限定钢板厚度的理由也是为了使焊接接头的疲劳强度提高，在降低渣量为目标的情况下，没必要特别限制。
在使用本发明提供的金属系药芯焊丝使焊接接头的疲劳强度提高的情况下，其实现手段是利用焊缝金属的相变膨胀的控制焊缝区的残余应力的方法。即，钢板拘束相变膨胀的焊缝金属、使焊缝金属与钢板双方发生反力的方法。在钢板强度低的情况下，该反力不能充分提高，结果是残余应力不能降低。关于焊缝金属，合金元素的添加已经充分，因此不会发生低强度的问题。因此，设定钢板强度的下限值是必要的。钢板强度的下限值440MPa，是作为获得充足的反力的最低限度的值而设定的。另一方面，钢板强度的上限值980MPa，在本发明的范围内的焊缝金属成分内，焊缝金属的强度本身的上限值为980MPa左右，即便使用具有比其以上强度的钢板，接头的强度已经由焊缝金属确定，因此认为在实用上没有意义，因此设定在该值。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
表1以及表2表示了金属系药芯焊丝的成分值。表1给出了添加在焊丝中的成分的质量％、充填率。各成分是占焊丝总质量的质量％。表2只表示添加在焊丝的成分之中的钢制外皮所含有的成分。表2的各成分也是表示为占焊丝总质量的质量％。即，表2所示的量只是从钢制外皮中添加的成分，其余部分是充填到焊丝中的从焊剂添加的量。焊丝代号为W01、W16、W17、W19的是比较例，W01除了石墨以外与W11相同，但石墨是本发明范围外的成分，W16、W17是渣剂超过本发明的范围的实例。W19中的焊丝成分，除了渣剂以外与W14相同，是为了与W14具有相同C量而使钢制外皮含有C的情况下的实例。而且，表1中的电弧稳定剂是Na、Al、F的化合物即冰晶石(Na3AlF6)。首先调查焊丝的制造效率。
在制造表1的焊丝时，除了W01以外的焊丝在制造上没有特别的断丝而能够制造。但是，比较例之一的W01尽管除了石墨以外与W11相同，但是由于没有添加石墨，因此在制造中途引起断丝，不能进行焊丝的制造。对于比较例W16、W17，虽然没有添加石墨，但渣剂的添加量与以往的焊丝相同，因此在制造上没有特别的问题。
其次，作为机械特性，调查了在添加C时能反映问题的夏比冲击吸收能。
关于夏比冲击吸收能，准备了板厚为3.2mm的470MPa级钢材，实施I型坡口焊接，从中切取板厚为2.5mm的2V缺口夏比冲击试片。设定板厚为2.5mm是因为本发明的主要目的是考虑在汽车领域适用的缘故。缺口的位置根据对焊接材料的特性进行调查的目的，确定在焊缝金属的中心区部位。夏比冲击试验在0℃实施。
表1表示其结果。关于W01焊丝，由于在焊丝制造中断丝，因此不能实施试验。对于焊丝W11～W18、W20，得知夏比冲击吸收能超过20J，具有足够的接头特性。但是，关于比较例W19，由于从钢制外皮导入C，因此焊缝金属的C增高，夏比冲击值为11J、比其它焊丝的情况低。W19焊丝的焊丝中的全C量为0.58％，得知与本发明的W14焊丝具有同样的C量。但是，使用W14焊丝的接头的夏比冲击值超过20J，得知了虽然C量相同，但以石墨添加的情况与从钢制外皮添加的情况下的机械特性有很大差异。
表1
| 焊丝代号 | 渣剂 | 电弧稳定剂 | 石墨 | C1) | Si2) | Mn | P | S | Cu、Ni、Cr、Mo | Nb、V、Ti | B | 充填率 | 拔丝性3) | 夏比值4) | 备注 | |||||||||||
| SiO2 | Na2O | Al2O3 | K2O | 合计 | Cu | Ni | Cr | Mo | 合计 | Nb | V | Ti | 合计 | |||||||||||||
| W01 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0 | 0 | 0.05 | 0.50 | 2.0 | 0.01 | 0.005 | 0.2 | 5.0 | 0 | 0 | 5.2 | 0.01 | 0.02 | 0 | 0.03 | 0 | 16 | × | - | 比较例(石墨) |
| W11 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0 | 0.25 | 0 05 | 0.50 | 2.0 | 0.015 | 0.007 | 0.2 | 5.0 | 0 | 0 | 5.2 | 0.01 | 0.02 | 0 | 0.03 | 0 | 16 | ○ | 26 | 本发明例 |
| W12 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0.06 | 0.25 | 0.05 | 0.20 | 2.0 | 0.01 | 0.005 | 0.2 | 5.0 | 0 | 0 | 5.2 | 0 | 0 | 0.01 | 0.01 | 0.022 | 12 | ○ | 24 | 本发明例 |
| W13 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0 | 0.40 | 0.18 | 0.20 | 2.8 | 0.008 | 0.009 | 0.2 | 2.0 | 0.5 | 0.5 | 3.2 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 12 | ○ | 23 | 本发明例 |
| W14 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0 | 0.40 | 0.18 | 0.20 | 2.8 | 0.01 | 0.006 | 0.2 | 2.0 | 0.5 | 0.5 | 3.2 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.012 | 12 | ○ | 21 | 本发明例 |
| W15 | 0.15 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.30 | 0.07 | 0.12 | 0.02 | 0.70 | 0.5 | 0.007 | 0.01 | 0.2 | 10.0 | 0.5 | 0 | 10.7 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 15 | ○ | 22 | 本发明例 |
| W16 | 0.50 | 0.06 | 0.20 | 0.08 | 0.84 | 0 | 0 | 0.05 | 0 30 | 2.0 | 0.008 | 0.006 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.02 | 0 | 0.01 | 0.03 | 0 | 11 | ○ | 25 | 比较例(渣剂成分) |
| W17 | 0.40 | 0.10 | 0.10 | 0.08 | 0.68 | 0.10 | 0.15 | 0.05 | 0.30 | 1.5 | 0.009 | 0.011 | 0.3 | 0 | 1.0 | 0.5 | 1.8 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 11 | ○ | 28 | 比较例(渣剂成分) |
| W18 | 0.15 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.30 | 0.07 | 0.15 | 0.15 | 1.0 | 1.5 | 0.018 | 0.007 | 0.3 | 1.0 | 0 | 0 | 1.3 | 0.01 | 0 | 0.02 | 0.03 | 0 | 11 | ○ | 24 | 本发明例 |
| W19 | 0.50 | 0.15 | 0.20 | 0.08 | 0.93 | 0 | 0 | 0.58 | 0.20 | 2.8 | 0.013 | 0.009 | 0.2 | 2.0 | 0.5 | 0.5 | 3.2 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.012 | 12 | ○ | 11 | 比较例(石墨、石墨以外的C) |
| W20 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0 | 0.25 | 0.05 | 0.50 | 2.0 | 0.015 | 0.007 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 16 | ○ | 24 | 本发明例 |
1)表示石墨以外的C。2)表示SiO2以外的Si。
3)焊丝制造中的拔丝工序中断丝的以×表示、没有断丝的以○表示。
4)板厚为2.5mm的2V型缺口夏比冲击试验结果。缺口位置在焊缝金属中心部位。
表2
| 外皮代号 | C | Si | Mn | P | S | 使用的焊丝名 |
| S1 | 0.05 | 0.2 | 0.5 | 0.005 | 0.006 | W01，W11，W12，W16，W17，W20 |
| S2 | 0.18 | 0.2 | 0.5 | 0.006 | 0.005 | W13，W14 |
| S3 | 0.02 | 0.3 | 0.5 | 0.005 | 0.004 | W15 |
| S4 | 0.15 | 0.8 | 0.5 | 0.006 | 0.004 | W18 |
| S5 | 0.58 | 0.2 | 0.5 | 0.006 | 0.004 | W19 |
其次，进行渣发生量的调查。
在表1的焊丝中，除了焊丝制造中断丝的W01以外，使用W11～W18进行搭接角焊。关于焊道表面发生的焊渣重量的测定方法，首先在焊接结束后在焊渣存在于表面的状态下测定试片全体的重量，然后去除焊渣，再次测定试片全体的重量，通过求出二者之差来确定焊渣的重量。实施的试验始终保持焊道长度为一定的250mm，避免焊道长度的影响。表3表示渣量的测定结果。从表3的结果知道，渣剂在本发明的范围内的W11、W12、W13、W14、W15、W18、以及W20中的焊渣量均低于0.1g，但在使用比较例的W16、W17的情况下，渣量超过0.3g。与表1的实施例分别地、在使用实心焊丝在100％CO2保护气体的情况下、以及Ar+20％CO2气体的情况下实施同样的渣量测定时，渣发生量分别为0.09g和0.05g，可知本发明例的焊丝可以抑制至与实芯焊丝同样的渣生成量。
从以上知道，控制渣剂的本发明的范围内的焊丝W11、W12、W13、W14、W15、W18、以及W20，在焊丝制造效率上没有问题，夏比冲击吸收能也显示出充分的值、接头的机械特性也充分，而且渣发生量与实芯焊丝为相同水平，可以充分地降低渣量。
表3还表示了疲劳试验结果。此时，作为钢板，准备了抗拉强度为270MPa、470MPa、570MPa、以及780MPa级别的4种。表3-并表示了焊丝与钢板的组合。
试片形状为图5(a)、图5(b)所示的被称为”搭接角焊接头”的形状。首先，以在钢板1上搭接钢板2的形式制作接头，实施角焊。然后，进行机械加工。钢板1以及钢板2的板厚3和4如图5(a)、图5(b)所示。图5(a)、图5(b)的阴影线部分是焊缝金属部分。
疲劳试验是通过图5(b)所示箭头方向P施加应力来加以实施。此时，疲劳裂纹发生在角焊的焊趾端部，随后传播到钢板1、最后以钢板1发生破断的形式结束。即，对于该接头，发生疲劳裂纹的钢板是指钢板1。在本实施例，钢板1以及钢板2不一定是同样材料，也可以用使用了不同钢板的接头实施试验。而且，由于钢板1发生疲劳裂纹，在焊趾端部即钢板1的焊道附近，通过粘贴应变片来测定应力。并且，以200万次反复施加荷重而不破断的最大应力来确定疲劳极限。
试验编号1使用的焊丝是表1的W11，作为焊丝成分在本发明例的范围内，因此是渣量少的焊丝。但是，钢板1的强度在本发明的范围外，因此疲劳极限为220MPa，并不是特别高的疲劳强度。另一方面，在试验编号2中，发生疲劳裂纹的钢板1的强度为470MPa，200万次疲劳极限为360MPa，可以实现高疲劳强度。
另一方面，试验编号3、4是钢板的板厚不足1mm的情况，200万次疲劳极限分别为250和260MPa，并不是高的疲劳强度。这种情况可以认为是下述原因：由于焊道的熔深相对于板厚较大，不能充分拘束焊缝金属的相变膨胀，不能降低残余应力。与此相比，试验编号5具有板厚为1mm以上的厚度，200万次的疲劳极限为380MPa的高疲劳强度。
试验编号6的焊丝成分在本发明的范围内，渣量充分降低，且发生疲劳裂纹的钢板的强度高，因此200万次的疲劳极限能够达到360MPa的高疲劳强度。试验编号12也同样如此。
试验编号7、9、10、13的钢板的板厚为1mm以上，强度也为470MPa以上，且焊丝成分也都在本发明的范围内，因此这些接头的200万次的疲劳极限均为340MPa以上。尤其是与使用了W13焊丝的试验编号9相比较，使用了Ni、Cr、Mo、Cu的合计量多的焊丝的试验编号7和13的200万次的疲劳极限超过400MPa，疲劳强度的提高效果大于试验编号9。因此可知，在以更切实地提高疲劳强度为目标的情况下，合金元素添加量多一些较为理想。另一方面，试验编号10使用了焊丝W14，其焊丝成分是与试验编号9大致相同的成分，但是添加了B。在这种情况下，提高焊缝金属的淬透性、且在低温下相变的显微组织能够比试验编号9的情况更多，因此是疲劳强度提高效果比试验编号9的情况更大的实例。这样，为了更切实地实现高疲劳强度，添加B、且Ni、Cr、Mo、Cu的合计量设定得多一些等对策是较为理想的。
与此相比，试验编号8以及11是焊丝成分在本发明的范围外的情况，200万次疲劳极限分别为280MPa、260MPa，没有达到300MPa。
试验编号14～21是钢板1的强度为比较高强度的780MPa情况下的实施例。试验编号14、16、17、18、20，是板厚超过1mm、且焊丝成分均在本发明的范围内的情况，渣量不足0.1g，且疲劳强度均实现超过300MPa的高疲劳强度的实例。与此相比，试验编号15和19是渣量不能降低、且疲劳强度也不能变高的实例。试验编号21使用了表1的W18焊丝，因此是本发明例，是渣量可以充分降低的实例，但从使疲劳强度提高的观点出发，如表2所示，Cu、Ni、Cr、Mo的合计为1.3％，比W11、W12、W13、W14、W15焊丝的低，是疲劳强度没有提高的实例。同样地，试验编号23是在钢板1与钢板2的组合与试验编号5相同的情况下，使用的焊丝是W20的情况。试验编号23的钢板强度以及焊丝成分均在本发明的范围内，因此是渣发生量少的情况，但与试验编号21一样，是没有添加Cu、Ni、Cr、Mo的情况，因此是疲劳强度没有提高的实例。所以可知，为了在降低渣量的同时且使疲劳强度提高，优选将Cu、Ni、Cr、Mo的合计设计为2％以上。试验编号22是使用了比较焊丝即W19的情况下的结果。在这种情况下，焊缝金属中的C量高，因此结果是相变温度降低，疲劳强度能够充分得到满足，但是，如上述那样，关于渣生成以及夏比冲击吸收能，可知不如本发明的范围内的焊丝。
表3
| 试验编号 | 钢板强度(MPa) | 板厚(mm) | 焊丝代号 | 渣量(g) | 保护气体 | 疲劳极限(MPa) | 备注 | ||
| 钢板1 | 钢板2 | 钢板1 | 钢板2 | ||||||
| 1 | 270 | 270 | 1.2 | 1.2 | W11 | 0.08 | Ar+20％CO2 | 260 | 本发明例 |
| 2 | 470 | 270 | 1.2 | 1.2 | W12 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 360 | 本发明例 |
| 3 | 470 | 470 | 0.6 | 0.6 | W12 | 0.07 | 100％CO2 | 250 | 本发明例 |
| 4 | 470 | 470 | 0.6 | 0.8 | W12 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 260 | 本发明例 |
| 5 | 470 | 470 | 1.2 | 2.0 | W11 | 0.09 | 100％CO2 | 380 | 本发明例 |
| 6 | 470 | 270 | 1.2 | 2.0 | W14 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 360 | 本发明例 |
| 7 | 470 | 470 | 2.0 | 2.0 | W15 | 0.08 | Ar+20％CO2 | 420 | 本发明例 |
| 8 | 470 | 470 | 2.0 | 2.0 | W17 | 0.35 | Ar+20％CO2 | 280 | 比较例(焊丝成分) |
| 9 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | W13 | 0.045 | Ar+20％CO2 | 340 | 本发明例 |
| 10 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | W14 | 0.07 | Ar+20％CO2 | 380 | 本发明例 |
| 11 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | W16 | 0.40 | Ar+20％CO2 | 260 | 比较例(焊丝成分) |
| 12 | 470 | 380 | 3.2 | 4.5 | W12 | 0.07 | Ar+20％CO2 | 360 | 本发明例 |
| 13 | 470 | 470 | 4.5 | 4.5 | W15 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 400 | 本发明例 |
| 14 | 780 | 570 | 1.2 | 2.0 | W16 | 0.07 | Ar+20％CO2 | 440 | 本发明例 |
| 15 | 780 | 570 | 1.2 | 2.0 | W17 | 0.32 | Ar+20％CO2 | 270 | 比较例(焊丝成分) |
| 16 | 780 | 780 | 2.3 | 2.3 | W11 | 0.08 | Ar+20％CO2 | 380 | 本发明例 |
| 17 | 780 | 780 | 2.3 | 2.3 | W12 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 400 | 本发明例 |
| 18 | 780 | 780 | 2.3 | 2.3 | W15 | 0.07 | Ar+20％CO2 | 460 | 本发明例 |
| 19 | 780 | 780 | 2.3 | 2.3 | W16 | 0.45 | Ar+20％CO2 | 260 | 比较例(焊丝成分) |
| 20 | 780 | 780 | 3.2 | 4.5 | W15 | 0.08 | 100％CO2 | 420 | 本发明例 |
| 21 | 780 | 780 | 3.2 | 4.5 | W18 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 280 | 本发明例 |
| 22 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | W19 | 0.35 | Ar+20％CO2 | 390 | 比较例(焊丝成分) |
| 23 | 470 | 470 | 1.2 | 2.0 | W20 | 0.06 | 100％CO2 | 260 | 本发明例 |
如以上所述，根据本发明，有可能将金属系药芯焊丝的渣生成量控制在与实芯焊丝相同的水平，有可能显著提高使用了金属系药芯焊丝而制作的焊接接头的涂装性。
实施例2
表4表示金属系药芯焊丝的成分值。表4给出了焊丝中添加的成分的质量％和充填率。各成分是相对于焊丝全体的质量％。
表4
| 焊丝代号 | 渣剂 | 电弧稳定剂 | 石墨 | SiC | C1) | Si2) | Mn | P | S | Cu、Ni、Cr、Mo | Nb、V、Ti | B | 充填率 | 夏比值3) | 备注 | |||||||||||
| SiO2 | Na2O | Al2O3 | K2O | 合计 | Cu | Ni | Cr | Mo | 合计 | Nb | V | Ti | 合计 | |||||||||||||
| 100 | 0.20 | 0 | 0 | 0.10 | 0.30 | 0 | 0 | 0.65 | 0.12 | 0.75 | 2.5 | 0.01 | 0.007 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 10 | 14 | 本发明例 |
| 101 | 0.20 | 0 | 0 | 0.10 | 0.30 | 0 | 0 | 0.80 | 0.12 | 0.75 | 2.5 | 0.01 | 0.007 | 0.2 | 0.5 | 0.2 | 0 | 0.9 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 8 | 13 | 本发明例 |
| 102 | 0.10 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.30 | 0 | 0.20 | 1.0 | 0.02 | 0.35 | 2.5 | 0.01 | 0.007 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 10 | 11 | 本发明例 |
| 103 | 0.10 | 0.05 | 0 | 0.05 | 0.30 | 0.10 | 0.05 | 0.70 | 0.08 | 0.50 | 2.0 | 0.01 | 0.011 | 0.2 | 2.5 | 1.0 | 0 | 3.7 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 11 | 16 | 本发明例 |
| 104 | 0.10 | 0.05 | 0 | 0.05 | 0.30 | 0.10 | 0.25 | 0.90 | 0.08 | 0.50 | 2.0 | 0.01 | 0.006 | 0.2 | 0.5 | 0.3 | 0.2 | 1.2 | 0 | 0.05 | 0 | 0.05 | 0.01 | 11 | 17 | 本发明例 |
| 105 | 0.10 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.25 | 0 | 0 | 0.85 | 0.12 | 0.5 | 2.5 | 0.01 | 0.007 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.01 | 0.05 | 0.01 | 0.07 | 0.0015 | 12 | 17 | 本发明例 |
| 150 | 0.20 | 0.10 | 0.30 | 0.10 | 0.70 | 0 | 0 | 1.0 | 0.12 | 0.5 | 2.5 | 0.01 | 0.010 | 0.3 | 4.5 | 1.0 | 0.2 | 6.0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 14 | 15 | 比较例(渣剂过大) |
| 151 | 0.30 | 0.20 | 0.10 | 0.25 | 0.85 | 0.10 | 0 | 0 | 0.06 | 0.3 | 1.5 | 0.01 | 0.012 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 12 | 30 | 比较例(渣剂过大、SiC过少) |
| 152 | 0 | 0.10 | 0.05 | 0.10 | 0.25 | 0.07 | 0 | 1.60 | 0.16 | 0.3 | 2.5 | 0.012 | 0.011 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 12 | -4) | 比较例(SiC过大) |
| 201 | 0 | 0 | 0 | 0.20 | 0.20 | 0 | 0.15 | 0.45 | 0.04 | 0.8 | 2.0 | 0.01 | 0.008 | 0.2 | 2.5 | 1.0 | 0 | 3.7 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 14 | 21 | 本发明例 |
| 203 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0.10 | 0.10 | 0.50 | 0.12 | 0.3 | 2.5 | 0.01 | 0.010 | 0 | 1.5 | 0.5 | 0 | 2.0 | 0.01 | 0.05 | 0 | 0.06 | 0 | 12 | 24 | 本发明例 |
| 250 | 0.20 | 0.30 | 0.10 | 0.10 | 0.70 | 0.10 | 0 | 0.50 | 0.08 | 0.3 | 1.8 | 0.01 | 0.009 | 0.2 | 1.5 | 0.5 | 1.5 | 3.7 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 12 | 20 | 比较例(SiC过少) |
| 251 | 0.20 | 0.05 | 0 | 0 | 0.25 | 0 | 0 | 0.3 | 0.05 | 0.3 | 1.5 | 0.01 | 0.013 | 0.3 | 0 | 0 | 0.4 | 0.7 | 0 | 0.05 | 0.05 | 0.10 | 0.0008 | 12 | 19 | 比较例(渣剂过大、Cu～Ni过少) |
1)表示SiC以外的C。 2)表示SiC以外、且SiO2以外的Si。
3)板厚为2.5mm的2V型缺口夏比冲击试验结果。缺口位置在焊缝金属中心部位。
4)由于发生裂纹而没有取得数据。
表4中焊丝代号为100系列的实例，是对应本发明的SiC成分系的本发明例的焊丝及其比较例。
而且，在100系列的焊丝中，从150号开始的焊丝是相对于本发明的SiC成分系焊丝的比较焊丝。
另外，焊丝代号为200系列的焊丝是在本发明的含有石墨的焊丝中添加了少量的SiC的本发明例的焊丝及其比较例。
而且，在200系列的焊丝中，从250号开始的焊丝是相对于在含有石墨的焊丝中添加了少量的SiC的本发明的焊丝的比较焊丝。
表中的C表示SiC以外的C，而且表中的Si表示SiC以外且SiO2以外的Si。
首先，使用表4所示的焊丝制作焊接接头后，从焊缝区切取试片，实施夏比冲击试验。本发明的目的在于：通过降低焊缝区的渣生成量来提高涂装性以及提高接头疲劳强度，但由于接头韧性是焊接接头的基本特性，因此事先借助于焊接接头的夏比冲击试验，确认本发明的SiC成分系焊丝的2个***的焊缝区的韧性。
通过以下顺序实施焊接接头的制作和夏比冲击试验。
首先，准备板厚为3.2mm的780MPa级钢板2枚，对该2枚钢板的端部之间以I型坡口实施对焊从而制作焊接接头后，通过机械加工在焊缝金属的中心部位制作2mV型缺口，制作得到厚为2.5mm的夏比冲击试片。
试片的切取位置如示意图的图6所示那样，将包括I坡口和对焊W的位置作为夏比冲击试片的切取位置S。
使用该试片，在0℃下实施夏比冲击试验，测定其吸收能。夏比冲击试验的结果示于表4。关于表4中的焊丝152，由于焊接接头中发生了凝固裂纹，因此不能进行夏比冲击试验。
表4所示的由本发明规定的成分组成范围内的SiC成分系焊丝制成的焊接接头的夏比冲击吸收能，均为实用上毫无问题的韧性接头水平。并且，表4中的焊丝代号为151的比较例的焊丝，尽管比本发明例的焊丝的夏比冲击吸收能高，但如后述那样，由于用于降低相变温度的成分偏离本发明的范围，因此没有提高接头疲劳强度的效果。
其次，测定焊缝区的渣发生量以及接头疲劳强度。
首先，按照以下所述那样实施渣发生量的测定方法。
关于渣发生量，在制作以下叙述的疲劳试片切取用的焊接接头后，测定该接头的重量。接着去掉附着在表面的焊渣，再次测定重量。然后，计算该重量差，作为该接头的渣发生量。另外，疲劳试片切取用焊接接头的焊道长度始终制作成一定长度的250mm，因此通过比较其渣发生量来比较各个焊丝。然后从接头切取疲劳试片。
其次，使用从焊接接头切取的试片，按照以下顺序实施疲劳试验，测定接头疲劳强度。
准备2枚钢板，实施搭接角焊，在调查了渣发生量以后，从该接头切取图5(a)、图5(b)所示的疲劳试片。然后，将图5(b)的箭头方向作为疲劳载荷附加方向P而施加疲劳负荷，将经过200万次反复加载而不发生疲劳裂纹的应力范围定义为该接头的疲劳强度，对该值进行比较。应力比R为R＝0.1。钢板1以及钢板2不一定使用同样的钢板，也可以选择不同强度和板厚的3和4的组合。并且，施加到试片的应力的值通过在钢板1的上表面的焊道附近粘贴应变片而进行检测。
首先，使用表4的焊丝中代号为100系列的焊丝在表5所示的条件下制作焊接接头，然后测定焊缝区的渣发生量和接头疲劳强度，其结果示于表5。
试验编号A1的焊丝成分在本发明的范围内，因此，渣发生量为0.07g，不足0.1g，是达到了降低渣的实例。而且，为了达到高疲劳强度，如试验编号A2那样，提高钢板强度即可。
试验编号A3、A10的焊丝成分也在本发明的范围内，渣发生量不足0.1g，是可以达到降低渣的实例。而且，为了也达到高疲劳强度，如试验编号A4或A2那样，调整钢板的厚度即可。
试验编号A11的比较例的钢板强度和钢板厚度都在本发明范围内，焊丝成分中SiC的含量在本发明的范围内，因此能够达到疲劳强度的提高，但焊丝成分中渣剂的合计含量高于本发明的范围，因此不能够降低渣量。
试验编号A12、A13的比较例的焊丝成分中的SiC含量、渣剂的合计含量均在本发明的范围外，因此疲劳强度的提高以及渣发生量的降低都没有达到。
而且，表4所示的焊丝编号为152的比较例的焊丝在实施夏比冲击试验时发生裂纹，因此未能实施疲劳试验。
另一方面，试验编号A2、A4～A9的发明例，疲劳强度全部高于300MPa，且渣发生量达到了不足0.1g。
从以上可知，本发明例的表5中的A1～A10，渣发生量全部达到了不足0.1g，与此相比，比较例的A11～A13的渣发生量均为0.5g以上，可知通过运用本发明能够达到渣量的降低。而且，如果调整钢板强度和钢板厚度，如试验编号A2、A4～A9那样，有可能使疲劳强度成为300MPa以上。
表5
| 试验编号 | 钢板强度(MPa) | 板厚(mm) | 焊丝代号 | 渣量(g) | 保护气体 | 疲劳极限(MPa) | 备注 | ||
| 钢板1 | 钢板2 | 钢板1 | 钢板2 | ||||||
| A1 | 270 | 270 | 1.2 | 1.2 | 100 | 0.07 | Ar+20％CO2+2％O2 | 200 | 本发明例 |
| A2 | 470 | 470 | 1.2 | 1.2 | 100 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 330 | 本发明例 |
| A3 | 470 | 470 | 0.6 | 0.6 | 101 | 0.08 | 100％CO2 | 220 | 本发明例 |
| A4 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | 101 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 350 | 本发明例 |
| A5 | 470 | 570 | 1.2 | 2.0 | 102 | 0.08 | 100％CO2 | 360 | 本发明例 |
| A6 | 470 | 470 | 2.0 | 2.0 | 103 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 340 | 本发明例 |
| A7 | 470 | 470 | 2.0 | 2.0 | 104 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 320 | 本发明例 |
| A8 | 570 | 780 | 2.0 | 2.0 | 104 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 340 | 本发明例 |
| A9 | 780 | 780 | 4.2 | 4.2 | 105 | 0.07 | Ar+20％CO2+3％O2 | 340 | 本发明例 |
| A10 | 780 | 780 | 7.0 | 7.0 | 100 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 230 | 本发明例 |
| A11 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | 150 | 0.50 | Ar+20％CO2 | 340 | 比较例(焊丝成分) |
| A12 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | 151 | 0.60 | Ar+20％CO2 | 220 | 比较例(焊丝成分) |
| A13 | 470 | 470 | 4.5 | 4.5 | 151 | 0.61 | Ar+20％CO2 | 210 | 比较例(焊丝成分) |
其次，使用表4的焊丝中的200系列的焊丝在表6所示的条件下制作焊接接头，然后测定焊缝区的渣发生量和接头疲劳强度，其结果示于表6。
表6的渣发生量和疲劳强度是在本发明的含有石墨的焊丝中添加了少量的SiC的情况下的实施例。疲劳强度调查方法以及渣发生量的调查顺序与上述说明相同。
试验编号为B3的焊丝成分在本发明的范围内，渣量为0.09g，达到了不足0.1g，即是达到了降低渣量的实例。但是，由于钢板厚度较薄、不能充分拘束焊缝金属的相变膨胀，因此疲劳强度没有提高。相对于试验编号B3，为了使疲劳强度提高，可以如试验编号B4那样调整钢板厚度。
试验编号为B9的焊丝成分在本发明的范围内，渣量为0.05g，达到了不足0.1g，即是达到降低渣量的实例。但是，由于钢板厚度较厚、焊接热不能充分到达钢板的背面，在焊缝金属的相变结束后，应力再次转为拉伸应力状态，疲劳强度没有提高。相对于试验编号B9，为了使疲劳强度提高，可以如试验编号B8那样调整钢板厚度。
而且，试验编号为B10的比较例的钢板强度和钢板厚度均在本发明的范围内，焊丝成分中的SiC含量以及Cu、Ni、Cr、Mo的合计含量在本发明的范围内，因此能够达到疲劳强度，但焊丝成分中渣剂的合计含量高于本发明的范围，因此渣量的降低没能达到。
试验编号为B11的比较例的焊丝成分中的Cu、Ni、Cr、Mo的合计含量低于本发明的范围，因此焊缝金属的相变开始温度的降低不充分，疲劳强度没有提高。
试验编号B4～B8是焊丝成分、以及钢板的强度和板厚都在本发明的范围内的实例。这些实例的渣发生量均不足0.1g，能够达到渣量的降低，且是疲劳强度全部超过300MPa的能够达到高疲劳强度接头的实例。
从以上结果可知，为了实现降低渣量，必须将焊丝成分限制在本发明的范围内；为了进一步达到高疲劳强度，必须将钢板强度和板厚限制在本发明的范围内。
表6
| 试验编号 | 钢板强度(MPa) | 板厚(mm) | 焊丝代号 | 渣量(g) | 保护气体 | 疲劳极限(MPa) | 备注 | ||
| 钢板1 | 钢板2 | 钢板1 | 钢板2 | ||||||
| B3 | 470 | 470 | 0.6 | 0.6 | 201 | 0.09 | 100％CO2 | 220 | 本发明例 |
| B4 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | 201 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 350 | 本发明例 |
| B6 | 470 | 470 | 2.0 | 2.0 | 201 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 340 | 本发明例 |
| B8 | 780 | 780 | 4.2 | 4.2 | 203 | 0.06 | Ar+20％CO2 | 340 | 本发明例 |
| B9 | 780 | 780 | 7.0 | 7.0 | 203 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 230 | 本发明例 |
| B10 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | 250 | 0.40 | Ar+20％CO2 | 340 | 比较例(焊丝成分) |
| B11 | 470 | 470 | 3.2 | 3.2 | 251 | 0.05 | Ar+20％CO2 | 220 | 比较例(焊丝成分) |
根据本发明，有可能将使用金属系药芯焊丝进行电弧焊时发生的渣量抑制在与实芯焊丝同样低的水平。由于渣发生量少，因此制作的焊接接头不经过除渣工序而进行涂层，可以原样保持使用实芯焊丝的现有的汽车制造工序的效率。
而且，通过限定焊丝中的成分，有可能使焊接接头的疲劳强度格外提高，因此，本发明提供的焊接接头制作方法，可以在保持汽车制造高效率的状态下制作高疲劳强度的焊接接头。
Claims (18)
1.一种金属系药芯焊丝，其特征在于：对于在钢制外皮内充填焊剂而成的气体保护电弧焊用金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，含有石墨以外且SiC以外的C：0.001～0.20％、石墨：0.10～0.7％、SiC以外且SiO2以外的Si：0.05～1.2％、Mn：0.2～3.0％、限制P：0.03％以下、S：0.02％以下、且含有SiO2、Al2O3、Na2O以及K2O的1种或2种以上且合计为0.05～0.40％、并且余量由铁以及不可避免的杂质组成；并且，至少作为所述焊剂含有所述石墨、以及所述SiO2、Al2O3、Na2O和K2O的1种或2种以上。
2.根据权利要求1所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在所述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有SiC：0.05～0.6％。
3.根据权利要求1或2所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在所述金属系药芯焊丝中，焊剂充填率为10～20％。
4.根据权利要求1～3任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：对于所述金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，还含有Ni：0.5～12.0％、Cr：0.1～3.0％、Mo：0.1～3.0％、Cu：0.1～0.5％的1种或2种以上且合计为0.2～12.5％。
5.根据权利要求1～4任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：对于所述金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，还含有B：0.001～0.03％。
6.根据权利要求1～5任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：对于所述金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，还含有Nb、V、Ti的1种或2种以上且合计0.005～0.3％。
7.根据权利要求1～6任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：对于所述金属系药芯焊丝，作为所述焊剂，以全体的质量％计，还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的电弧稳定剂。
8.一种金属系药芯焊丝，对于在钢制外皮内充填焊剂而成的气体保护电弧焊用金属系药芯焊丝，以焊丝全体的质量％计，含有石墨以外且SiC以外的C：0.01～0.20％、SiC：0.6～1.2％、SiC以外且SiO2以外的Si：0.05～1.2％、Mn： 0.2～3.0％、限制P：0.03％以下、S：0.02％以下、且含有SiO2、Al2O3、Na2O以及K2O的1种或2种以上且合计为0.05～0.40％、并且余量由铁以及不可避免的杂质组成；并且，在钢制外皮内，至少作为焊剂含有所述SiC、以及所述SiO2、Al2O3、Na2O和K2O的1种或2种以上。
9.根据权利要求8所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在所述金属系药芯焊丝中，在钢制外皮内，至少作为所述焊剂，以焊丝全体的质量％计还含有石墨：0.05～0.4％。
10.根据权利要求8或9所述的金属系药芯焊丝，在所述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有Ni：0.5～5.0％、Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～2.0％、Cu：0.1～0.5％的1种或2种以上且合计为0.5～6.0％。
11.根据权利要求8～10的任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在所述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计还含有B：0.001～0.015％。
12.根据权利要求8～11的任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在所述金属系药芯焊丝中，以焊丝全体的质量％计，还含有Nb、V、以及Ti的1种或2种以上且合计为0.005～0.3％。
13.根据权利要求8～12的任何一项所述的金属系药芯焊丝，其特征在于：在所述金属系药芯焊丝中，在钢制外皮内，至少作为所述焊剂，以焊丝全体的质量％计还含有0.05～0.5％的氧化物系以外的电弧稳定剂。
14.一种气体保护电弧焊方法，其特征在于：使用根据权利要求1～13的任何一项所述的金属系药芯焊丝来焊接钢板。
15.根据权利要求14所述的气体保护电弧焊方法，其特征在于：作为保护气体，使用含有3～25％的CO2、且余量由Ar气以及不可避免的杂质构成的保护气体。
16.根据权利要求14或15所述的气体保护电弧焊方法，其特征在于：使用在所述保护气体中还含有4％以下O2气的保护气体。
17.根据权利要求14～17的任何一项所述的气体保护电弧焊方法，其特征在于：所述钢板的板厚为1.0～5.0mm、且抗拉强度为440～980MPa。
18.一种渣量少的高疲劳强度焊接接头的制作方法，其特征在于：使用权利要求14～17的任何一项所述的气体保护电弧焊方法来焊接钢板。
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101559544B (zh) * | 2008-04-16 | 2012-09-05 | 株式会社神户制钢所 | 纯Ar气体保护焊用MIG药芯焊丝及MIG弧焊方法 |
| CN106312248A (zh) * | 2016-09-18 | 2017-01-11 | 安徽克里斯特新材料有限公司 | 基于石墨烯复合粉末焊料的压辊辊面明弧堆焊方法 |
| CN106346111A (zh) * | 2016-09-18 | 2017-01-25 | 安徽克里斯特新材料有限公司 | 基于金属基石墨烯复合焊料的压辊辊面气体保护堆焊方法 |
| CN108838577A (zh) * | 2018-06-14 | 2018-11-20 | 温州大学 | 一种高强钢用低温相变金属粉型药芯焊丝 |
Families Citing this family (13)
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|---|---|---|---|---|
| JP4722811B2 (ja) * | 2006-10-23 | 2011-07-13 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 高強度鋼用のサブマージアーク溶接用フラックス入りワイヤ。 |
| JP5064928B2 (ja) * | 2007-08-06 | 2012-10-31 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 高強度鋼用のサブマージアーク溶接用フラックス入りワイヤ。 |
| KR101042209B1 (ko) | 2008-09-26 | 2011-06-20 | 현대종합금속 주식회사 | 가스실드 아크 용접용 티타니아계 플럭스 충전 와이어 |
| CN102548703B (zh) * | 2009-09-25 | 2015-05-13 | 新日铁住金株式会社 | 高强度薄钢板的电弧角焊方法 |
| JP5022428B2 (ja) * | 2009-11-17 | 2012-09-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 硬化肉盛用ｍｉｇアーク溶接ワイヤおよび硬化肉盛用ｍｉｇアーク溶接方法 |
| CN102161137B (zh) * | 2011-04-27 | 2013-02-27 | 武汉铁锚焊接材料股份有限公司 | 一种药芯焊丝及其制备和应用 |
| JP5524945B2 (ja) | 2011-12-27 | 2014-06-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 炭素鋼用フラックス入り溶接ワイヤ及びアーク溶接方法 |
| US9199341B2 (en) * | 2012-08-28 | 2015-12-01 | Hobart Brothers Company | Systems and methods for welding electrodes |
| JP6382114B2 (ja) * | 2015-01-07 | 2018-08-29 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 高張力鋼のＡｒ−ＣＯ２混合ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
| JP6476058B2 (ja) * | 2015-04-28 | 2019-02-27 | 株式会社神戸製鋼所 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接方法 |
| JP6377591B2 (ja) * | 2015-10-14 | 2018-08-22 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | Ａｒ−ＣＯ２混合ガスシールドアーク溶接用メタル系フラックス入りワイヤ |
| JP6594266B2 (ja) * | 2016-06-20 | 2019-10-23 | 株式会社神戸製鋼所 | ガスシールドアーク溶接方法及び溶接構造物の製造方法 |
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Family Cites Families (5)
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|---|---|---|---|---|
| JP2673588B2 (ja) * | 1989-10-31 | 1997-11-05 | 新日本製鐵株式会社 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
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| JP2614967B2 (ja) * | 1993-02-05 | 1997-05-28 | 株式会社神戸製鋼所 | ガスシールドアーク溶接メタル系フラックス入りワイヤ |
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| JP3729320B2 (ja) * | 1999-12-22 | 2005-12-21 | 株式会社神戸製鋼所 | アーク溶接用メタル系フラックス入りワイヤ |
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101559544B (zh) * | 2008-04-16 | 2012-09-05 | 株式会社神户制钢所 | 纯Ar气体保护焊用MIG药芯焊丝及MIG弧焊方法 |
| US9550254B2 (en) | 2008-04-16 | 2017-01-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Pure Ar gas shielded welding MIG flux-cored wire and MIG arc welding method |
| CN106312248A (zh) * | 2016-09-18 | 2017-01-11 | 安徽克里斯特新材料有限公司 | 基于石墨烯复合粉末焊料的压辊辊面明弧堆焊方法 |
| CN106346111A (zh) * | 2016-09-18 | 2017-01-25 | 安徽克里斯特新材料有限公司 | 基于金属基石墨烯复合焊料的压辊辊面气体保护堆焊方法 |
| CN108838577A (zh) * | 2018-06-14 | 2018-11-20 | 温州大学 | 一种高强钢用低温相变金属粉型药芯焊丝 |
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