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CN102189353A - 气体保护电弧焊接用药芯焊丝 - Google Patents

气体保护电弧焊接用药芯焊丝 Download PDF

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CN102189353A CN2011100521791A CN201110052179A CN102189353A CN 102189353 A CN102189353 A CN 102189353A CN 2011100521791 A CN2011100521791 A CN 2011100521791A CN 201110052179 A CN201110052179 A CN 201110052179A CN 102189353 A CN102189353 A CN 102189353A
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Abstract

本发明的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，在焊丝整个中，相对于焊丝总质量含有C：0.03～0.07质量％、Si：0.10～0.50质量％、Mn：1.0～4.0质量％、Ti：0.06～0.30质量％、Ni：0.50～0.95质量％、Mo：0.01～0.30质量％、B：0.002～0.008质量％、F：0.05～0.40质量％和Fe：85～93质量％，Al的含量控制在0.05质量％以下。如此，即使熔覆金属中的Ni含量少时，熔覆金属也能够得到良好的低温韧性，焊接作业性良好。

Description

气体保护电弧焊接用药芯焊丝
技术领域
本发明涉及气体保护电弧焊接用药芯焊丝，使用于抗拉强度为490～670MPa级的钢材的焊接中，特别是涉及能够得到具有良好的低温韧性的熔覆金属的气体保护电弧焊接用药芯焊丝。
背景技术
近年来，能源开发向更寒冷的地域和海域拓展，对于这种寒冷区域和寒冷海域的结构物，使用低温用钢。但是，对于这种寒冷区域和寒冷海域的结构物，在现有的低温韧性的要求之外，还要求考虑结构物的工作地域和海域的气象条件的结构物的设计，要求更高的韧性的钢材。另外，以焊接的高能率化合脱技能化为目的，这种低温用钢的焊接中药芯焊丝的适用的要求高涨。
对应这种低温韧性的要求，例如在日本特开平11-245066号和日本特开2006-104580号中提出了药芯焊丝。
在日本特开平11-245066号中，提出了通过在药芯焊丝中含有0.30～3.00质量％的Ni，使脆性破坏的转移温度向低温侧移动，由此，提高熔覆金属的焊接韧性的技术。在此，所提出的药芯焊丝中，由于大量含有Ni，因此存在例如熔覆金属中的Ni量超过1.0质量％时，耐硫化物应力腐蚀裂纹性降低的问题。该硫化物应力腐蚀裂纹在硫化氢气氛中显著发生，由于腐蚀反应而发生的氢，由于硫化氢的存在而大量侵入钢中，由此，产生的氢腐蚀裂纹的一个形态，特别是在焊接产生的热影响部、最终焊道和未实施回火的安装焊接部的表面显著发生。因此，例如在石油管道和LPG箱等的压力容器的焊接中，所得到的熔覆金属中的Ni由于例如NACE(National Association of Corrosion Engineers，防蚀技术者协会)标准，被抑制在1.0质量％以下。
在日本特开2006-104580号中公开了通过在药芯焊丝中含有1.5～3.0质量％的Mn以及0.07～0.20质量％的Al，从而提高熔覆金属的低温韧性。并公开了该药芯焊丝中根据需要添加0.4～2.5质量％的Ni。
但是，在上述现有技术中存在以下问题。如上述，日本特开平11-245066号的药芯焊丝，由于大量含有Ni，例如在熔覆金属中的Ni量超过1.0质量％时，耐硫化物应力腐蚀裂纹性降低。
日本特开2006-104580号的药芯焊丝，通过添加Mn和Al，提高熔覆金属的低温韧性，但药芯焊丝中的Al成分存在使焊接时的飞溅量增加，使焊接作业性劣化的问题。
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于提供熔覆金属中的Ni含量少时，熔覆金属也能够得到良好的低温韧性，焊接作业性良好的气体保护电弧焊接用药芯焊丝。
本发明的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，是在钢制外皮内填充焊剂而成的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，其中，在焊丝整个中，相对于焊丝总质量含有C：0.03～0.07质量％、Si：0.10～0.50质量％、Mn：1.0～4.0质量％、Ti：0.06～0.30质量％、Ni：0.50～0.95质量％、Mo：0.01～0.30质量％、B：0.002～0.008质量％、F：0.05～0.40质量％和Fe：85～93质量％，Al的含量控制在0.05质量％以下。
优选在上述气体保护电弧焊接用药芯焊丝中，所述焊剂相对于焊丝总质量含有TiO2：4.5～8.5质量％、ZrO2：0.04～0.50质量％、SiO2：0.10～0.50质量％、Al2O3：0.02～0.80质量％和Mg：0.20～0.70质量％。
优选在上述气体保护电弧焊接用药芯焊丝中，在分别以[Ti]、[Mo]、[F]和[Al]表示焊丝中的Ti、Mo、F和Al的含量时，Ti和Mo的含量总量相对于F和Al的含量的总量的比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5～2.5。
根据本发明的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，所得到的熔覆金属中的Ni含量小，为1.0质量％，此时，通过使其他成分的含量最佳化，能够使熔覆金属具有良好的低温韧性，焊接作业性也良好。
附图说明
图1是在横轴为F和Al的含量的总量，纵轴为Ti和Mo的含量的总量时，显示两者的关系的图。
图2的(a)～(d)是显示药芯焊丝的截面形状的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式的气体保护电弧焊接用药芯焊丝进行详细说明。本发明的气体保护电弧焊接用药芯焊丝在钢制外皮内填充有焊剂，线径为1.0～2.0mm。该药芯焊丝在焊丝整个中，相对于焊丝总质量含有C：0.03～0.07质量％、Si：0.10～0.50质量％、Mn：1.0～4.0质量％、Ti：0.06～0.30质量％、Ni：0.50～0.95质量％、Mo：0.01～0.30质量％、B：0.002～0.008质量％、F：0.05～0.40质量％和Fe：85～93质量％，Al的含量控制在0.05质量％以下。
气体保护电弧焊接用药芯焊丝由于具有上述组成，能够使熔覆金属中的Ni含量低于1.0质量％。由此，通过本发明的药芯焊丝进行焊接的焊接部，例如在硫化氢气氛中时，也能够抑制腐蚀反应产生的氢大量侵入钢中，耐硫化物应力腐蚀裂纹性高。另外，通过使Ni以外的成分的含量最佳化，熔覆金属能够得到良好的低温韧性，焊接作业性也良好。
优选气体保护电弧焊接用药芯焊丝，在焊剂中例如含有TiO2：4.5～8.5质量％、ZrO2：0.04～0.50质量％、SiO2：0.10～0.50质量％、Al2O3：0.02～0.80质量％和Mg：0.20～0.70质量％。如此，在本发明中，通过使各焊剂成分在最佳范围内，能够不使熔覆金属的韧性下降，得到良好的焊接作业性和焊道形状。
在本发明中，在药芯焊丝具有上述组成的状态下，优选Ti和Mo的含量总量相对于F和Al的含量的总量的比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5～2.5的范围。由此，能够使提高熔覆金属的韧性的Ti和Mo的含量相对于Al和F的含量的比最佳化，在焊接作业性良好的状态下，提高熔覆金属的韧性。
接着，对根据本发明的气体保护电弧焊接用药芯焊丝得到的熔覆金属的优选组成范围进行说明。
(C：0.04～0.08质量％)
一定程度量的C具有通过渗碳体的稳定化，使韧性稳定化的作用。熔覆金属中的C含量低于0.04质量％时，熔覆金属的强度容易不足，韧性的稳定化效果小，超过0.08质量％时，耐高温裂纹性有一些劣化。由此，优选熔覆金属中的C含量为C：0.04～0.08质量％。
(Si：0.20～0.45质量％)
Si作为脱氧剂作用，并且，对微观组织产生影响。Si量多时，从旧γ晶界发生的铁素体侧板(ferrite side plate)变多，容易导致韧性下降。熔覆金属中的Si含量低于0.20质量％时，脱氧不足从而容易发生空孔，在超过0.45质量％时，难以抑制上述旧γ晶界的铁素体侧板的发生，韧性容易下降，因此，优选熔覆金属中的Si含量为0.25～0.45质量％。
(Mn：0.5～2.0质量％)
Mn作为脱氧剂作用，并且，对强度和韧性产生影响。熔覆金属中的Mn含量低于0.5质量％时，容易导致熔覆金属的强度不足，韧性也有些劣化。熔覆金属中的Mn含量超过2.0质量％时，强度过多，由于淬火性过多，导致韧性容易下降，由此，Mn的优选含量为0.5～2.0质量％。
(Ti：0.030～0.080质量％)
Ti在熔覆金属中作为氧化物或固溶体存在，氧化物在旧γ晶内作为针状铁素体的核有助于提高韧性。即在旧γ晶内，Ti氧化物作为核针状铁素体生成。针状铁素体有助于组织的微细化，具有提高韧性的作用。熔覆金属中的Ti含量低于0.030质量％时，不能充分核形成，由此，铁素体粗大化，韧性容易下降。另外，Ti含量超过0.080质量％时，固溶Ti过多，强度过多，韧性容易下降。由此，熔覆金属中的优选Ti含量为0.030～0.080质量％。
(Ni：0.50～1.0质量％)
Ni具有使脆性破断的转移温度向更低温侧移动，提高韧性的作用，但添加过多时，容易发生高温裂纹(凝固裂纹)。另外，在本发明中，根据NACE标准，将熔覆金属中的Ni含量限定为1质量％以下。但是，熔覆金属中的Ni含量低于0.50质量％时，Ni的添加导致韧性提高的效果小，因此，优选为0.50质量％以上。
(Mo：0.08～0.15质量％)
Mo确保强度，因此，添加0.08质量％以上。但Mo添加量过多时，使脆性破坏的转移温度向高温侧移动，韧性容易下降。熔覆金属中的Mo含量为0.15质量％以下时，对该韧性下降的影响几乎消失。因此，熔覆金属中的优选Mo含量为Mo：0.08～0.15质量％。
(B：0.003～0.006质量％)
B向旧γ晶界偏析，抑制晶界铁素体的产生，由此，具有提高韧性的作用。但是，B添加量过多时，容易发生高温裂纹(凝固裂纹)。熔覆金属中的B低于0.003质量％时，提高韧性的作用小，超过0.006质量％时，耐高温裂纹性劣化，因此，熔覆金属中的B含量优选为0.003～0.006质量％。
(Al：抑制在0.01质量％以下)
Al在熔覆金属中作为氧化物存在，容易妨碍旧γ晶界中的Ti氧化物导致的针状铁素体的核形成。熔覆金属中的Al含量为0.01质量％以下时，能够抑制该针状铁素体的核形成的阻碍。
(O(氧))
熔覆金属中的O几乎均作为氧化物存在，但O的增加容易导致冲击试验中的上架能量(upper shelf energy)下降。因此，在熔覆金属中，如果希望得到更高韧性，优选将O抑制为低。但是，在药芯焊丝中，将O抑制为低时，焊接作业性显著劣化(飞溅的增大和全姿势焊接形成的劣化等)，因此，不实用。即，熔覆金属中的O含量例如低于0.040质量％时，焊接作业性容易劣化。而O含量例如超过0.070质量％时，由于上架能量降低，所以韧性下降。由此，熔覆金属中的O含量为0.040～0.070质量％，更优选为0.040～0.060质量％。
接着，对本发明的气体保护电弧焊接用药芯焊丝的组成的数值限定理由进行说明。
(C：相对于焊丝总质量为0.03～0.07质量％)
为了得到C含量为0.04～0.08质量％的熔覆金属，药芯焊丝中的C含量相对于焊丝总质量为0.03～0.07质量％。更优选的C含量相对于焊丝总质量0.04～0.06质量％。还有，作为C源可以例举出石墨、Fe-Mn、Fe-Si和向钢制外皮添加的C等，从焊剂或钢制外皮的任一个添加C即可。药芯焊丝中的C含量低于0.03质量％时，熔覆金属的强度容易变得不足，韧性的稳定化效果小，超过0.07质量％时，耐高温裂纹性劣化。
(Si：相对于焊丝总质量为0.10～0.50质量％)
为了得到Si的含量为0.20～0.45质量％的熔覆金属，药芯焊丝中的Si含量相对于焊丝总质量为0.10～0.50质量％。Si的优选含量相对于焊丝总质量为0.15～0.45质量％。还有，作为Si源可以例举出Fe-Si、Si-Mn和向钢制外皮添加的Si等，从焊剂或钢制外皮的任一个添加即可。药芯焊丝中的Si含量低于0.10质量％时，脱氧不足，导致熔覆金属中容易产生空孔，Si含量超过0.50质量％时，使母体铁素体脆化，熔覆金属的低温韧性降低。
(Mn：相对于焊丝总质量为1.0～4.0质量％)
为了得到Mn的含量为0.5～2.0质量％的熔覆金属，药芯焊丝中的Mn含量相对于焊丝总质量为1.0～4.0质量％。Mn的更优选含量相对于焊丝总质量为1.5～3.5质量％。还有，作为Mn源可以例举出金属Mn、Fe-Mn、Si-Mn和向钢制外皮添加的Mn等，从焊剂或钢制外皮的任一个添加即可。药芯焊丝中的Mn含量低于1.0质量％时，熔覆金属的强度不足，韧性下降。而Mn含量超过4.0质量％时，熔覆金属的强度过多，淬火性过多，由此韧性下降。
(Ni：相对于焊丝总质量为0.50～0.95质量％)
历来，Ni在熔覆金属中确保高低温韧性，因此，药芯焊丝中超过1.0质量％大量添加。此时，熔覆金属中的Ni量例如超过1.0质量％时，耐硫化物应力腐蚀裂纹性下降。在本发明中，为了防止该硫化物应力腐蚀裂纹，如上述，根据NACE标准将熔覆金属中的Ni量限定在1.0质量％以下的范围。在本发明中，为了得到Ni量为1.0质量％以下的熔覆金属，药芯焊丝中的Ni量为0.95质量％以下。但是，熔覆金属中的Ni含量低于0.50质量％时，Ni的添加产生的韧性提高的效果变小，因此，在本发明中，为了得到Ni的含量为0.50质量％以上的熔覆金属，药芯焊丝中含有0.50质量％以上的Ni。还有，作为Ni源可以例举出金属Ni、Ni-Mg、向钢制外皮中添加的Ni等，从焊剂或钢制外皮的任一个添加即可。
(B：相对于焊丝总质量为0.002～0.008质量％)
为了使熔覆金属中的B含量为0.003～0.006质量％，药芯焊丝中的B含量相对于焊丝总质量为0.002～0.008质量％。更优选的焊丝中的B含量为B：0.003～0.007质量％。还有，作为B源有Fe-Si-B合金等。药芯焊丝中的B含量低于0.002质量％时，熔覆金属的韧性的提高作用小，超过0.008质量％时，耐高温裂纹性劣化。
(Fe：相对于焊丝总质量为85～93质量％)
在低合金钢焊接用药芯焊丝中，在合金成分之外根据用途添加焊渣形成剂和电弧稳定剂等。全姿势焊接用药芯焊丝时，Fe含量相对于焊丝总质量低于85质量％时，焊渣发生量过多，焊渣卷入等的焊接缺陷容易发生。另外，Fe超过93质量％时，不能添加必须的合金成分。还有，作为Fe源在钢制外皮以外，在焊剂中有铁粉和Fe系合金等。
在本发明中，在上述各成分之外，特别是以下的Ti、Mo、Al和F的四成分的含量和关系重要。
(Ti：相对于焊丝总质量为0.06～0.30质量％)
为了使熔覆金属中的Ti含量为0.030～0.080质量％，药芯焊丝中的Ti为0.06～0.30质量％。还有，Ti为Ti氧化物和Ti合金时，是将Ti氧化物和Ti合金换算成Ti的量。Ti的优选添加量为0.10～0.25质量％。还有，作为Ti源可以例举出金红石、氧化钛、Fe-Ti、向钢制外皮中添加的Ti等，从焊剂或钢制外皮的任一个添加即可。药芯焊丝中的Ti含量低于0.06质量％时，不能充分形成核，由此，铁素体粗大化韧性容易下降，Ti含量超过0.30质量％时，熔覆金属中的固溶Ti量过多，强度过多，容易使韧性下降。
(Mo：相对于焊丝总质量为0.01～0.30质量％)
为了使熔覆金属中的Mo含量为0.08～0.15质量％，药芯焊丝中的Mo含量相对于焊丝总质量为Mo：0.01～0.30质量％：更优选的Mo范围为Mo：0.05～0.20质量％。还有，作为Mo源可以例举出金属Mo、Fe-Mo、向钢制外皮中添加的Mo等，从焊剂或钢制外皮的任一个添加即可。药芯焊丝中的Mo含量低于0.01质量％时，熔覆金属强度不足，Mo含量超过0.30质量％时，使脆性破坏的转移温度向高温侧移动，韧性容易下降。
(Al：相对于焊丝总质量控制在0.05质量％以下)
为了将熔覆金属中的Al含量控制在0.01质量％以下，将药芯焊丝中的Al含量相对于焊丝总质量控制在0.05质量％以下。药芯焊丝中的Al含量超过0.05质量％时，在熔覆金属中作为氧化物存在的Al量增加，由此，妨碍旧γ晶界中的Ti氧化物导致的针状铁素体的核形成。另外，药芯焊丝中的Al是飞溅发生的原因，含量超过0.05质量％时，飞溅发生量增加，导致焊接作业性劣化。
(F：相对于焊丝总质量为0.05～0.40质量％)
F在焊剂中例如作为氟化合物添加。在本发明中，在药芯焊丝中将氟化合物以F换算添加0.05～0.40质量％。药芯焊丝中的F含量相对于焊丝总质量低于0.05质量％时，焊丝的低氢化效果下降，焊接金属中的扩散氢量增加，因此，焊接金属的低温裂纹容易发生。而F含量超过0.40质量％时，飞溅的发生量增加，焊接作业性劣化。
在本发明中，药芯焊丝除上述成分之外，优选在焊剂中含有以下组成。(TiO2相对于焊丝总质量为4.5～8.5质量％)
在本发明中，为了得到具有高韧性的熔覆金属，在焊剂中相对于焊丝总质量含有4.5～8.5质量％的TiO2。焊剂中的TiO2含量相对于焊丝总质量低于4.5质量％时，为了提高韧性，不能确保有效的Ti氧化物量，并且，生成晶界铁素体，因此，难以提高熔覆金属的韧性。焊剂中的TiO2含量相对于焊丝总质量超过8.5质量％时，熔覆金属中的氧量增加，韧性容易下降。更优选为，焊剂中的TiO2含量为5.0～8.0质量％。还有，作为TiO2源可以例举出金红石、氧化钛等。
(ZrO2相对于焊丝总质量为0.04～0.50质量％)
优选在焊剂中含有ZrO2相对于焊丝总质量为0.04～0.50质量％。焊剂中的ZrO2低于0.04质量％时，向下和水平角焊中的焊道的平滑性容易劣化。而ZrO2含量超过0.50质量％时，在水平角焊中，等趾性容易劣化，另外，在立向姿势的焊道形状接近凸形状。更优选焊剂中的ZrO2含量为0.05～0.45质量％。还有，作为ZrO2源可以例举出锆石、氧化锆等。
(Al2O3相对于焊丝总质量为0.02～0.80质量％)
优选在焊剂中含有Al2O3相对于焊丝总质量为0.02～0.80质量％。焊剂中的Al2O3低于0.02质量％时，向下和水平角焊中的焊道的平滑性容易劣化。而Al2O3含量超过0.80质量％时，向下和水平角焊中的焊道的处理性容易劣化。另外，飞溅发生量容易增加。更优选Al2O3含量为0.03～0.60质量％。还有，作为Al2O3源可以例举出氧化铝等。
(SiO2相对于焊丝总质量为0.10～0.50质量％)
优选在焊剂中含有SiO2相对于焊丝总质量为0.10～0.50质量％。焊剂中的SiO2低于0.10质量％时，向下和水平角焊中的焊道的平滑性容易劣化。而SiO2含量超过0.50质量％时，水平角焊中的耐气孔性容易劣化。另外，在立向姿势的焊道形状接近凸形状。更优选SiO2含量为0.15～0.45质量％。还有，作为SiO2可以例举出氧化硅、碱玻璃、钠玻璃等。
(Mg相对于焊丝总质量为0.20～0.70质量％)
优选在焊剂中含有Mg相对于焊丝总质量为0.20～0.70质量％。焊剂中的Mg含量低于0.20质量％时，不能充分脱氧，韧性容易降低。Mg含量超过0.70质量％时，飞溅增大，焊接作业性容易劣化。更优选Mg含量为0.25～0.65质量％。还有，作为Mg源可以例举出金属Mg、Al-Mg、Ni-Mg等。
(比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5～2.5)
在本发明中，优选在药芯焊丝具有上述组成的状态下，Ti和Mo的含量总量相对于F和Al的含量的总量的比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5～2.5的范围。比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])低于0.5时，飞溅发生量增加，焊接作业性容易劣化，比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])超过2.5时，熔覆金属的韧性容易降低。如此，在本发明中，通过将比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])限定为0.5～2.5的范围，使提高熔覆金属的韧性的Ti和Mo的含量相对于Al和F的含量的比最佳化，在焊接作业性良好的状态下，能够提高熔覆金属的韧性。
在本发明中，根据需要，还可以在药芯焊丝中含有电弧稳定剂等。还有，本发明的药芯焊丝线径为1.2～2.0mm即可，但实用上优选的线径为1.2～1.6mm。另外，本发明的药芯焊丝不限定例如有缝或无缝等，也不限定焊丝的截面形状。本发明的药芯焊丝例如如图2(a)～(d)所示的截面形状即可。
(实施例)
在软钢制的钢制外皮中填充13～20质量％的焊接制作表1所示组成的药芯焊丝(线径1.2mm)。使用该药芯焊丝实施以下所示的性能确认试验。
(试验1全熔覆金属焊接)
使用下表1所示的药芯焊丝和下表2所示组成的钢板，通过下表4所示的试验方法求出下表3所示的试验条件焊接的熔覆金属的机械性质、化学成分和微观组织。在机械性质中，抗拉强度为640MPa以上和吸收能量为50J以上的为合格。还有，表1的焊丝No.1～6是满足本发明范围的药芯焊丝，焊丝No.7～No.13不满足本发明范围。还有，表1中的下划线表示不满足本发明范围的组成。
Figure BSA00000444226400111
Figure BSA00000444226400121
表4
Figure BSA00000444226400131
(试验2耐高温裂纹性能)
使用表1所示的药芯焊丝和表2所示组成的钢板，通过C形工具拘束对接焊裂纹试验求出通过下表5所示的实验条件焊接的熔覆金属的额耐高温裂纹性。裂纹率作为破断的焊道相对于焊道长度的裂纹长度的比率(质量％)，10质量％以下的为合格(包括根部裂纹)。
表5
Figure BSA00000444226400132
(试验3角焊试验(焊接作业性))
使用表1所示的药芯焊丝和表2所示组成的焊接结构用钢板(涂布无机底漆)，通过下表6所示的试验条件进行焊接，试验焊接操作性。
表6
Figure BSA00000444226400141
在表7和表8以及图1中显示上述试验1～3的实验结果。还有，表7表示在使用实施例和比较例的药芯焊丝进行焊接时，所得到的熔覆金属的组成。该表7所示的成分以外的熔覆金属的余量是Fe和不可避免的杂质。另外，表8显示通过上述试验1～3得到的熔覆金属的机械性质、焊接作业性和裂纹率。在该表8中，焊接作业性栏(焊道的平滑性以外的项目)的○为良好，×为不良。焊接作业性中，对于焊道的平滑性，良好时为○，良好的平滑性有一些下降时为△，在表8中显示。
表7
Figure BSA00000444226400142
表8
Figure BSA00000444226400152
Figure BSA00000444226400161
综合评价→◎：优，○：良好，×：差
如表8所示，实施例No.1～6的药芯焊丝中的各组成满足本发明的范围，因此，即使熔覆金属中的Ni含量少时，熔覆金属也能够得到良好的机械性质，焊接作业性也良好。
另外，实施例No.1～6满足本发明的优选范围，因此，综合评价优异。
比较例No.7的Si含量少，脱氧不足导致耐气孔性劣化，B含量多，耐高温裂纹性劣化。另外，比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])超过本发明的优选范围，熔覆金属的低温韧性下降。比较例No.8的Mn含量多，熔覆金属的低温韧性下降。比较例No.9的Mo含量多，低温韧性下降，Al含量过多，因此，飞溅发生量增加，由此，导致耐气孔性劣化。
比较例No.10的Ni含量少，虽然低温韧性下降，但其他成分含量满足本发明的范围，因此，能够抑制一些低温韧性的下降。比较例No.11的C含量少，熔覆金属的强度(0.2％屈服点和抗拉强度)下降。另外，比较例No.11的Ni含量超过本发明的范围，熔覆金属中的Ni含量超过1.0质量％。另外，比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])低于本发明的优选范围，飞溅发生量变多，焊接作业性劣化。比较例No.12的Ni和B含量少，低温韧性下降，并且，由于F低，低温裂纹发生。比较例No.13的Ti含量少，低温韧性下降。
实施例No.14～24虽然满足本发明的必要条件，但是不满足本发明的优选条件，因此，实施例No.14～24虽然与比较例No.7～13相比综合评价优异，但是，与实施例No.1～6相比，综合评价差。
在图1中显示根据表8所示的各实施例和比较例的药芯焊丝得到的熔覆金属的机械性质和焊接作业性。还有，在图1中，用实线表示横轴为F和Al的含量的总量([F]+[Al])，纵轴为Ti和Mo的含量的总量([Ti]+[Mo])，比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5和2.5的情况。另外，在本发明中，这些各成分的含量为Ti：0.06～0.30质量％、Mo：0.01～0.30质量％、F：0.05～0.40质量％、Al：0.05质量％以下，因此，F和Al的含量的总量([F]+[Al])为0.05～0.45质量％，Ti和Mo的含量的总量([Ti]+[Mo])为0.07～0.60质量％。在图1中，这些总量的范围用细线表示。
如表8和图1所示，比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5～2.5，各组成满足本发明范围的实施例No.1～6位于图1的网状部内，低温韧性和焊接作业性良好。而比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])低于0.5的比较例No.8和11，飞溅发生量变多，焊接作业性劣化，比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为2.5以上的比较例No.7、比较例No.9、比较例No.12的淬火性过剩，熔覆金属的低温韧性下降。

Claims (3)

1.一种气体保护电弧焊接用药芯焊丝，是在钢制外皮内填充焊剂而成的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，其中，相对于焊丝总质量，整个焊丝含有C：0.03～0.07质量％、Si：0.10～0.50质量％、Mn：1.0～4.0质量％、Ti：0.06～0.30质量％、Ni：0.50～0.95质量％、Mo：0.01～0.30质量％、B：0.002～0.008质量％、F：0.05～0.40质量％和Fe：85～93质量％，Al的含量控制在0.05质量％以下。
2.根据权利要求1所述的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，其中，所述焊剂相对于焊丝总质量含有TiO2：4.5～8.5质量％、ZrO2：0.04～0.50质量％、SiO2：0.10～0.50质量％、Al2O3：0.02～0.80质量％和Mg：0.20～0.70质量％。
3.根据权利要求1或2所述的气体保护电弧焊接用药芯焊丝，其中，在分别以[Ti]、[Mo]、[F]和[Al]表示焊丝中的Ti、Mo、F和Al的含量时，Ti和Mo的含量总量相对于F和Al的合计含量的比([Ti]+[Mo])/([F]+[Al])为0.5～2.5。
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