超高強度鋼焊接用藥芯焊絲的制作方法

超高強度鋼焊接用藥芯焊絲的制作方法
【專利摘要】一種超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，在所述焊絲中含有CaF2、BaF2、SrF2、MgF2之中的1種或2種以上，其含量的合計記為α時，所述α以相對于焊絲總質量的質量％計大于2.0％且在8.0％以下，含有Ti氧化物、Si氧化物、Mg氧化物、Al氧化物之中的1種或2種以上，其含量的合計記為β時，所述β以相對于所述焊絲總質量的質量％計為0.01～1.20％，所述CaF2的含量相對于所述α的比為0.50以上，所述α相對于所述β的比為2.0以上800.0以下，用以下的a式定義的Ceq為0.60～1.20％。Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14···(a)。
【專利說明】超高強度鋼焊接用藥芯焊絲

【技術領域】
[0001] 本發明涉及抗拉強度（拉伸強度）為950MPa以上1500MPa以下的超高強度鋼的 焊接所使用的藥芯焊絲。特別是涉及能夠防止在超高強度的焊縫金屬中發生的延展性降低 裂紋，得到具有優異的強度、韌性、伸長率的焊縫金屬的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲。
[0002] 本申請基于在2012年5月8日在日本申請的專利申請2012-106607號要求優先 權，將其內容援引到這里。

【背景技術】
[0003] 近年來，建設起重機等的建設機械、產業機械的大型化、輕量化的要求正在增加， 與之相伴，所使用的鋼板也開始使用950MPa級鋼、1180MPa級鋼等的超高強度鋼板。使用這 些超高強度鋼板的理由是因為：通過制品的輕量化、以及減少鋼材使用量來使鋼材費用和 搬運費用減少；通過鋼材變薄、單重減少，鋼材的處理良好，焊接量也減少，因此可期待制造 工期縮短、施工成本削減。
[0004] 但是，盡管對于超高強度鋼的使用要求變得非常高，但是950MPa級以上的超高強 度鋼的使用量，從總體量來看還是一點點。
[0005] 作為其原因，可舉出：在950MPa級以上的超高強度鋼的焊接中，得到與母材鋼板 的性能相稱的高強度高韌性的焊縫金屬變得更困難，因此適合于那樣的焊接的焊接材料的 開發未充分進行。
[0006] 在超高強度鋼的焊接中，需要得到高合金的焊縫金屬。作為高合金的焊絲，藥芯焊 絲在制造性方面有利，因此特別需要開發能夠應用于超高強度鋼的焊接的藥芯焊絲。
[0007] 在這樣的狀況中，以確保超高強度鋼的焊接所需要的強度和韌性為目的，曾提出 了如下那樣的藥芯焊絲。
[0008] 在專利文獻1中，適量添加對確保強度和韌性有效的Ni、和除此以外的Mo、W、Nb、 V等，來確保焊縫金屬的抗拉強度和韌性。而且，提出了通過使焊絲中適量含有作為脫氧元 素的Si、Mn、Al、Ti、Mg，能夠防止由焊接時的焊縫金屬中的氧以及擴散氫引起的焊縫金屬的 韌性以及延展性的降低，并且將y型裂紋焊接試驗中的裂紋停止溫度降低到150°C以下的 藥芯焊絲。
[0009] 另外，在本發明人的專利文獻2中，提出了在抗拉強度為950MPa級以上的超高強 度鋼的焊接中，特別是為了能夠在l〇〇°C的預熱溫度下進行焊接，向焊藥中添加 Mg,能夠得 到降低焊縫金屬的擴散氫量、為高韌性且提高了耐低溫裂紋性的焊縫金屬的藥芯焊絲。
[0010] 在專利文獻3中，公開了一種添加金屬氟化物、金屬氧化物的490?780MPa級高 強度鋼用的藥芯焊絲。但是，關于對于超過780MPa級的強度水平的高強度鋼成為問題的延 展性降低裂紋，都沒有進行任何研究。
[0011] 在專利文獻4中，公開了即使在涂布底漆和/或產生銹的鋼材的焊接中也不產生 凹坑（pit)和氣槽等的氣孔，能夠形成良好的焊道的添加有金屬氟化物的藥芯焊絲。但是， 由于是低強度的焊接材料，因此基本不含C、Mn和其他的合金成分，而且金屬氧化物為焊藥 組成的主體，對延展性降低裂紋以及焊縫金屬的韌性也沒有進行研究。另外，雖然記載了金 屬氟化物降低擴散氫量，但是金屬氟化物的含有量為2. 0%以下，沒有進行對于其降低效果 的定量性的分析。
[0012] 在先技術文獻
[0013] 專利文獻
[0014] 專利文獻1:日本國特開2008-093715號公報
[0015] 專利文獻2:日本國特開2011-005531號公報
[0016] 專利文獻3:日本國特開平8-257785號公報
[0017] 專利文獻4:日本國特開平3-180298號公報
[0018] 非專利文獻
[0019] 非專利文獻1:日本焊接學會編，「新版焊接?接合技術特論」，2005年發行，東京， 產報出版株式會社，141頁


【發明內容】

[0020] 950MPa以上的超高強度鋼的焊接接頭，與鋼材同樣地要求焊縫金屬也為超高強 度，但超高強度的焊縫金屬新產生了發生延展性降低裂紋的問題。
[0021] 延展性降低裂紋，是在多層堆焊中，因原始Y晶界開裂而引起的現象。超高強度 鋼的焊接，希望限制每1道的線能量，因此采用多層堆焊來進行。在多層堆焊中，先形成的 焊縫金屬因后面的焊層而受到再加熱。那時，主要是C和S在原始Y晶界偏析，由此脆化 了的原始Y晶界因冷卻時產生的熱收縮而開裂，由此引起。
[0022] 這樣的延展性降低裂紋，在通常的高強度鋼的焊縫金屬中看不到，但在超過 950MPa的超高強度鋼的焊縫金屬中，為了確保強度?韌性，通過使焊縫金屬成為高合金，從 而不得不形成為馬氏體組織，在那樣的焊縫金屬中，延展性降低裂紋的發生變得顯著。
[0023] 延展性降低裂紋，是非常微小的裂紋，在拉伸試驗時應力集中于裂紋的裂紋尖端， 由此以至于早期地斷裂，因此特別是伸長率變為低值。當伸長率為低值時，存在在制造時不 能充分地彎曲加工等等問題。
[0024] 因此，為了廣泛使用這樣的超高強度鋼，強烈要求能夠得到具有優異的強度、韌 性、伸長率的焊縫金屬的藥芯焊絲。
[0025] 但是，在專利文獻1、2、3、4中，對于在抗拉強度為950MPa級以上的高強度鋼的焊 接中成為問題的延展性降低裂紋，均沒有進行任何研究，因此希望對其進行解決。另外，在 該鋼的焊接時，也希望預熱溫度更加降低。
[0026] 再者，專利文獻1雖然考慮到焊縫金屬的延展性，但參照其表5等，用在_40°C的夏 比沖擊試驗的吸收能評價了延展性，而且，通過氧量的降低來使延展性提高，因此該文獻中 所使用的"延展性"這一術語，以與韌性相同的意思來使用。
[0027] 另一方面，在本發明中成為問題的延展性降低裂紋，是例如如非專利文獻1中所 定義那樣的、原始Y晶界的微米單位的局部的延展性的不足所致的裂紋，其定義與在專利 文獻1中使用的延展性不同。實際上，在本發明中，延展性的評價指標，是如后述的實施例 所示那樣在室溫進行的拉伸試驗中的斷裂伸長率。
[0028] 本發明的目的是，鑒于上述【背景技術】的問題，提供在950MPa以上1500MPa以下的 超高強度鋼的焊接時通過抑制延展性降低裂紋而能夠得到高強度高韌性且伸長率優異的 焊接區的藥芯焊絲。
[0029] 以往強度水平低時不會發生延展性降低裂紋，且迄今沒有成為問題，因此對于延 展性降低裂紋的抑制完全沒有進行研究。
[0030] 本發明人以抑制延展性降低裂紋為目的進行各種研究的結果發現，在鋼制外皮的 內部填充有焊藥的藥芯焊絲中，通過在確保對950MPa以上的焊縫金屬所要求的強度和韌 性所必需的焊藥配合?合金成分范圍，將金屬氟化物和C、Mn以及、V以特定的條件添加到 焊絲中，能夠抑制延展性降低裂紋，并得到優異的斷裂伸長率，以該見解為基礎進一步加以 研究，完成了本發明。
[0031] 即，將本發明的要旨與優選實施方式一起示于以下。
[0032] (1)本發明的第一方式涉及的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，是在鋼制外皮的內部 填充有焊藥的氣體保護電弧焊用藥芯焊絲，在上述焊絲中，含有CaF 2、BaF2、SrF2、MgF2之中 的1種或2種以上，其含量的合計記為α時，上述α以相對于焊絲總質量的質量％計大 于2. 0%且在8. 0%以下，含有Ti氧化物、Si氧化物、Mg氧化物、Al氧化物之中的1種或2 種以上，其含量的合計記為β時，上述β以相對于上述焊絲總質量的質量％計為〇.〇1? 1. 20%，CaC03、BaC03、SrC03、MgCO3的含量的合計，以相對于上述焊絲總質量的質量％計低 于0. 60%，上述焊藥中的鐵粉的含量，以相對于上述焊絲總質量的質量％計低于5. 0%， 上述CaF2的含量相對于上述α的比為0.50以上，上述α相對于上述β的比為2.0以 上800.0以下，化學成分由以下元素組成：以相對于上述焊絲總質量的質量％計，C :大于 0.080%且在 0.200%以下；51:0.05?1.50%以11:1.0?2.2%汸1:0.001?0.400% ; Ni :1. 0 ?9. 0%;V :大于 0· 050%且在 0· 300% 以下；P :0· 020% 以下；S :0· 020% 以下；Cu : 0 ?0· 800 % ;Cr :0 ?2. 5 % ;Mo :0 ?2. 0 % ;Ti :0 ?0· 300 % ;Nb :0 ?0· 05 % ;B :0 ? 0· 0100% ;Mg :0?(λ 8% ;Ca :0?(λ 5% ;REM :0?(λ 0100% ;余量：鐵以及雜質，用以下的 a式定義的Ceq為0· 60?L 20%，
[0033] Ceq= [C] + [Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+
[0034] [Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14 · · · (a),
[0035] 其中，帶□的元素表示各元素的質量％的含量。
[0036] (2)根據上述（1)所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，上述焊絲中的CaO的含量， 以相對于上述焊絲總質量的質量％計，可以低于〇. 15%。
[0037] (3)根據上述（1)或（2)所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，上述CaF2的含量相 對于上述α的比可以為〇. 90以上。
[0038] (4)根據上述（1)?（3)的任一項所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，在針對使用 上述焊絲的氣體保護電弧焊的日本工業標準JISZ3111-2005所規定的熔敷金屬的拉伸試 驗中，上述熔敷金屬的抗拉強度可以成為950MPa以上且1500MPa以下。
[0039] (5)根據上述⑴?（4)的任一項所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，上述鋼制外 皮可以沒有縫狀的間隙。
[0040] (6)根據上述（1)?（5)的任一項所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，在上述焊絲 的表面也可以涂布有全氟聚醚油。
[0041] 根據本發明，能夠提供用于抗拉強度（拉伸強度）為950MPa以上的超高強度鋼的 焊接的藥芯焊絲，該藥芯焊絲能夠得到高強度、高韌性、且因抑制延展性降低裂紋而具有優 異的伸長率的焊縫金屬。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0042] 圖1是表示在依據JIS Z3111 (1986年）標準的Al號的圓棒拉伸試件的拉伸試驗 中所得到的斷裂伸長率（標點距離為50mm)與金屬氟化物量/金屬氧化物量的關系的圖。
[0043] 圖2是表示在依據JIS Z3111 (1986年）標準的Al號的圓棒拉伸試件的拉伸試驗 中所得到的斷裂伸長率（標點距離為50mm)與焊絲中的C含量的關系的圖。
[0044] 圖3是表示實施例中的試件的制取位置的圖（JIS Z3111 (1986年））。
[0045] 圖4A是用于說明使用以往的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物的形態的圖，是2 個氧化物的透射型電子顯微鏡觀察照片的圖。
[0046] 圖4B是用于說明使用以往的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物的形態的圖，是 表示對圖4A的照片中的氧化物的表層C點進行EDS分析的結果的圖。
[0047] 圖5A是用于說明使用本發明的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物的形態的圖， 是2個氧化物的透射型電子顯微鏡觀察照片的圖。
[0048] 圖5B是用于說明使用本發明的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物的形態的圖， 是表示對圖5A的照片中的氧化物的表層C點進行EDS分析的結果的圖。
[0049] 圖6A是表示對于使用本發明的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物，使用透射型 電子顯微鏡觀察內部的結果的一例的圖，是表示氧化物的圖像的圖。
[0050] 圖6B是表示對于使用本發明的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物，使用透射型 電子顯微鏡觀察內部的結果的一例的圖，是表示氧化物的EDS分析映射圖（map)結果的圖。
[0051] 圖6C是表示對于使用本發明的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物，使用透射型 電子顯微鏡觀察內部的結果的一例的圖，是表示氧的分布的圖。
[0052] 圖6D是表示對于使用本發明的焊絲焊接后的焊縫金屬中的氧化物，使用透射型 電子顯微鏡觀察內部的結果的一例的圖，是表示S的分布的圖。
[0053] 圖7是表示實施例中的試件的制取位置的圖（JIS Z3111 (2005年））。
[0054] 圖8是表不CaO含量與擴散氫量的關系的圖。

【具體實施方式】
[0055] 本發明作為對象的鋼板1，所形成的焊縫金屬的強度（抗拉強度）高達950MPa以 上1500MPa以下，這樣的超高強度鋼板的焊縫金屬成為馬氏體為90%以上的組織。在焊態 的焊縫金屬中，原始Y晶界變得非常粗大。而且，由于馬氏體相變為無擴散相變，因此焊接 時所形成的Y晶界，以包含偏析、雜質的狀態殘留。因此，超高強度的焊縫金屬的原始Y 晶界的韌性本來就變低。
[0056] 而且，由于是馬氏體相變，因此C成為固溶了的狀態，這樣的焊縫金屬，在多層堆 焊時一受到再熱，C就向粗大的原始Y晶界偏析，引起顯著的脆化。同樣地，S也因多層堆 焊時的再熱而向原始Y晶界偏析，引起脆化。因在該狀態下冷卻時產生的熱收縮而在原始 Y晶界產生裂紋，由此發生延展性降低裂紋。
[0057] 對于該問題，本發明人研究將C和S有效地捕集到晶粒內，防止向晶界偏析的手段 和提高焊縫金屬的伸長率的手段，并發現通過適當添加金屬氟化物、金屬氧化物、C、Mn以及 V，即使是超高強度的焊縫金屬也能夠抑制延展性降低裂紋，能夠確保優異的斷裂伸長率。
[0058] 對于得到了這樣的見解的實驗示出其一例。
[0059] 本發明人與后述的實施例所示的例子同樣地調整焊絲的成分，制作了最終的焊絲 徑為Φ1. 2mm的無縫的藥芯焊絲。在制作的焊絲中，特別是使C、Mn、V的含量和金屬氟化物 以及金屬氧化物的含量變化了。
[0060] 使用該藥芯焊絲，實施950MPa級的鋼板1的對接焊，從所得到的焊縫金屬制取依 據JIS Z3111 (1986年）標準的Al號的圓棒拉伸試件，在室溫進行拉伸試驗，評價了焊縫金 屬的抗拉強度、斷裂伸長率。
[0061] 圖1表示在拉伸試驗中得到的斷裂伸長率（標點距離為50mm)與焊絲中的金屬氟 化物量/金屬氧化物量的關系。在此，記號〇和記號?表不V超過0. 05%，記號X表不V 為0.05%以下。另外，圖2表示在拉伸試驗中得到的斷裂伸長率（標點距離為50mm)與焊 絲中的C含量的關系。
[0062] 從圖1可知：添加金屬氟化物使得金屬氟化物量/金屬氧化物量的值達到2. 0以 上、并且添加使得以質量％計C超過0. 080 %、Mn為I. 0 %以上、V超過0. 05 %的焊絲，在拉 伸試驗中得到了 12%以上的斷裂伸長率。
[0063] 另外，從圖2來看，當焊絲中的Mn含量為低于1%的范圍時，斷裂伸長率隨著焊絲 中的C含量的增加而減少。另一方面，當焊絲中的Mn含量為1 %以上的范圍時，直到焊絲中 的C含量為0. 07 %左右為止,顯示與Mn量少的情況同樣的傾向，但若C含量超過該值,則相 反地隨著焊絲中的C含量的增加，斷裂伸長率急劇地增加。當焊絲中的C含量為0. 080%以 上時，顯示12%以上的優異的斷裂伸長率。
[0064] 得到以上那樣的結果的原因可以考慮如下。
[0065] ⑴可以認為，通過將金屬氟化物以特定的范圍向焊藥中添加，并且在其與金屬氧 化物之間特定的關系成立地添加，在凝固時使氧化物捕集S，來降低固溶S量，在再熱時抑 制S向原始Y晶界的偏析，由此對延展性降低裂紋的抑制有效果。
[0066] 該推測是基于圖4A、4B?圖6A?6D所示那樣的實驗結果。
[0067] 圖4A、4B是關于2個氧化物1、2,表示用以往技術的焊絲焊接后，用透射型電子顯 微鏡觀察多個的焊縫金屬中的氧化物的結果的一例的圖，圖4A是氧化物的透射型電子顯 微鏡觀察照片，圖4B表示對照片中的氧化物的表層C點進行了 EDS分析的結果。從EDS分 析的結果來看，在該例中基本沒有檢測出S。
[0068] 另一方面，圖5A、5B是關于2個氧化物A、B，與圖4A、4B同樣地表不用本發明的焊 絲（即，將金屬氟化物以特定的范圍添加，并且添加金屬氟化物使得在其與金屬氧化物之 間成立特定的關系的焊絲）焊接后的結果的一例的圖。從EDS分析的結果可知，在該例中， 在氧化物的表層中，S被檢測出，且明確地存在。
[0069] 圖6A?6D是表示將用本發明的焊絲焊接出的焊縫金屬中的氧化物通過離子銑削 處理而薄膜化，使用透射型電子顯微鏡觀察內部的結果的一例的圖，從圖6B、6C、6D所示的 氧化物內部的EDS元素映射圖明確可知，在氧化物的表層中存在S。
[0070] 根據這些結果可以認為，用本發明的焊絲焊接出的焊縫金屬，通過在凝固過程中S 較多地進入到氧化物表層中，固溶S大幅度降低，抑制了 S向原始Y晶界偏析，由此對延展 性降低裂紋的抑制有效果。
[0071] (ii)另外可以認為，焊縫金屬中的Mn由于與C具有引力相互作用，因此具有使固 溶C向原始Y晶界的偏析延遲的效果。而且，V容易與C形成碳化物，而且凝固時的偏析 少，在焊縫金屬內比較均勻地分散存在。可以認為，通過在焊縫金屬中復合添加 Mn和V，在 焊縫金屬受到再熱時，由于Mn的引力相互作用，使C向原始γ晶界的移動速度降低，在該 期間在Y粒內V與固溶C形成碳化物，由此抑制了 C向原始γ晶界的偏析。
[0072] (iii)而且，在原始Y粒內析出的碳化物微細地分散，有助于強度提高，能夠減小 焊縫金屬內的強度差。另外，C變高時，析出物增加，能夠減小焊縫金屬內的強度差。因此 可以認為，通過提高C含量，并復合添加 Mn和V，有下述效果：碳化物在原始Y粒內微細地 分散析出，在加工時焊縫金屬整體均勻地塑性變形，斷裂伸長率提高。
[0073] 接著，對于完成以上那樣的研究結果的實施例的藥芯焊絲，依次說明作為特征的 技術要件的限定理由。
[0074] 首先，說明構成實施例的藥芯焊絲的鋼制外皮以及焊藥中所含有的合金成分、金 屬脫氧成分以及其他的各成分的含量的限定理由。
[0075] 在以下的說明中，只要沒有特別說明，則" ％ "意指"質量％ "，各成分的含量，意指 鋼制外皮以及焊藥中的各成分的質量％的合計相對于焊絲總質量的成分含量。
[0076] (C:大于 0.080%且在 0.200% 以下）
[0077] 當焊縫金屬的抗拉強度達到950MPa以上時，組織成為馬氏體主體組織。C對馬氏 體組織的強度造成的影響較大，焊絲中的C含量越多，則焊縫金屬中的C含量也越增加，能 夠越提高焊縫金屬的強度。
[0078] 進而以本發明范圍復合添加了 Μη、V的情況下，在原始Y粒內碳化物微細地分散 析出，能夠減小焊縫金屬內的強度差。由此，在加工時焊縫金屬均勻地塑性變形，因此能夠 使斷裂伸長率提高。
[0079] 為了得到這些效果，C需要含有大于0.080%。但是，若超過0.200%地含有C，則 韌性的劣化變得顯著，因此不優選。另外，為了穩定地確保強度和斷裂伸長率，也可以將C 的下限設為大于〇. 090%、大于0. 100%、或者大于0. 110%，也可以將C上限設為0. 180%、 0· 160%或者 0· 140%。
[0080] (Si :0· 05 ?1. 50% )
[0081] Si是脫氧元素，為了降低焊縫金屬的0量，提高潔凈度，需要含有0. 05%以上。但 是，若超過1. 50%地含有，則使焊縫金屬的韌性劣化，因此Si含量設為0. 05?1. 50%。另 夕卜，為了穩定地確保焊縫金屬的韌性，也可以將Si的下限設為0. 20%、0. 30%或者0. 40%， Si的上限也可以設為1. 20%、1. 00%或者0. 80%。
[0082] (Mn :1. 0 ?2. 2% )
[0083] Mn,與C具有引力相互作用，抑制C向原始Y晶界的偏析，由此在延展性降低裂紋 的抑制上有效果。另外，當為本發明的成分范圍內時，促進在原始Y粒內的微細的碳化物 的生成，減小焊縫金屬內的強度差，由此也有使斷裂伸長率提高的效果。
[0084] 為了切實地發揮其效果，需要含有1.0 %以上。另一方面，若超過2. 2 %地含有，則 會在焊縫金屬中過量地生成殘余奧氏體。在殘余奧氏體內C濃化，在該狀態下受到由焊接 所致的再熱時，在為殘余奧氏體的部位過量地生成碳化物，引起顯著的脆化。
[0085] 因此，Mn含量設為1.0?2.2%。另外，為了穩定地確保提高斷裂伸長率的效果， 也可以將Mn的下限設為1. 2%、1. 3%或者I. 4%，Mn的上限也可以設為2. 0%或者1. 8%。
[0086] (P :0.020% 以下）
[0087] P是雜質元素，阻礙焊縫金屬的韌性和延展性，因此需要極力降低。作為能夠容許 對韌性和延展性的惡劣影響的范圍，P含量設為0. 020%以下。為了韌性和延展性的進一步 的提高，也可以將P的上限限制為0.015%或者0.010%。不需要限制P的下限，其下限可 以為0!%。
[0088] (S :0.020% 以下）
[0089] S也是雜質元素，促進延展性降低裂紋的發生，而且若過多地存在，則使韌性和延 展性均劣化，因此優選極力降低。作為能夠容許對韌性、延展性的惡劣影響的范圍，S含量 設為0. 020%以下。為了韌性的進一步的提高，也可以將S的上限限制為0. 015%、0. 010% 或者0.008%。不需要限制S的下限，其下限可以為0%。
[0090] (Al :0· 001 ?0· 400% )
[0091] Al是脫氧元素，與Si同樣地對焊縫金屬中的0降低、潔凈度提高有效果，為了發揮 其效果，含有〇. 001%以上。另一方面，若超過〇. 400%地含有，則形成氮化物和氧化物，阻 礙焊縫金屬的韌性，因此將其含量設為〇. 001?〇. 400%。另外，為了充分得到提高焊縫金 屬的韌性的效果，也可以將Al的下限設為0.0012%、或者0.0015%，另外，為了抑制粗大氧 化物的生成，也可以將Al的上限設為0. 200 %、0. 100 %或者0. 080%。
[0092] (Ni :1. 0 ?9. 0% )
[0093] Ni是通過固溶韌化（通過固溶來提高韌性的作用），不依賴于組織、成分而能夠提 高韌性的唯一的元素，是在特別是抗拉強度為950MPa以上的高強度的焊縫金屬中對提高 韌性有效的元素。
[0094] 為了得到固溶韌化效果，優選含有1.0%以上。Ni含量越多，則在提高韌性上越有 利，但若含量超過9. 0%，則其效果飽和，而且焊絲的制造成本變得過大，因此不優選。因此， 將含有Ni的情況下的含量設為I. 0?9. 0%。再者，由于Ni的效果確實有助于韌性提高， 因此優選將Ni的下限設為1.4%、1.6%、2. 1%。另外，Ni為高價格的元素，也可以將其上 限限制為7. 0%、6. 0%或者4. 8%。
[0095] (V:大于 0.050%且在 0.300% 以下）
[0096] V在焊接凝固時的偏析少，在焊縫金屬內比較均勻地分散存在，在受到再熱時，捕 集固溶C而形成碳化物，由此抑制C向原始Y晶界的偏析，因此對抑制在超高強度的焊縫 金屬中發生的延展性降低裂紋有效果。而且，當為本發明的成分范圍內時，在原始Y粒內 形成微細的碳化物并析出，減小焊縫金屬內的強度差，因此具有提高斷裂伸長率的效果。 [0097] 為了得到其效果，需要含有大于0.050%。V含量越多，則抑制延展性降低裂紋的 效果越大，但若含量超過〇. 300 %，則其效果飽和，而且使韌性劣化，因此不優選。再者，為 了提高抑制延展性降低裂紋的效果，也可以將V的下限設為0.060 %、0. 080 %、0. 100%、 0. 120%，另外，為了抑制由V所致的韌性劣化，也可以將V的上限限制為0. 280%、0. 250%、 0· 230%。
[0098] 本發明的藥芯焊絲，作為合金成分或者金屬脫氧成分，除了以上的基本成分以外， 還可根據進行焊接的鋼板1的強度水平和要求的韌性的程度進一步地含有Cu、Cr、Mo、Ti、 Nb、B、Mg、Ca和REM之中的一種或兩種以上。不論有無有意地添加這些成分，如果在焊絲中 的含量在權利要求書記載的范圍內，則該焊絲視為在本發明的范圍內。因此，在本發明中， 這些合金成分只規定了上限，因此權利要求的記載可以為"設為〇?上限"、"設為上限以下" 或者"限制為上限以下"的任一個。
[0099] (Cu :0 ?0· 800% )
[0100] Cu作為單質或合金被添加到焊絲的外皮表面的鍍層以及焊藥中，抑制C向原始Y 粒內的偏析，對延展性降低裂紋的抑制有效果。為了得到這些效果，可以含有0.800%以下。 另一方面，若含量超過〇. 800%，則韌性降低。因此，含有Cu的情況下的含量設為0. 800% 以下。
[0101] 再者，關于Cu的含量，除了在外皮自身和/或焊藥中含有的量以外，在焊絲表面鍍 銅的情況下，也包含鍍銅層中的銅量。為了更穩定地得到Cu的效果，也可以將Cu的上限設 為0.600%、0. 500%、或者0.400%。不需要規定Cu的下限，其下限為0%。如果需要，也可 以將其下限設為〇. 050 %或者0. 100%。
[0102] (Cr:0?2.5%)
[0103] Cr是通過提高淬火性而對高強度化有效的元素。為了得到其效果，可以含有 0. 1 %以上的Cr。另一方面，若超過2. 5%地過量地含有Cr,則使貝氏體、馬氏體不均勻地硬 化，使韌性劣化，因此含有Cr的情況下的含量設為2. 5%以下。為了更穩定地得到Cr的效 果，也可以將Cr的上限設為2.0%、1.8%、1.6%或者1.4%。不需要規定Cr的下限，其下 限為0%。
[0104] (Mo :0 ?2.0%)
[0105] Mo是淬火性提高元素，并且，形成微細碳化物，通過析出強化而對確保抗拉強度有 效。為了發揮這些效果，可以含有0.1%的Mo。另一方面，若超過2.0%地在焊絲中含有， 則產生粗大的析出物，使焊縫金屬的韌性劣化，因此在焊絲中含有Mo的情況下的含量設為 2.0%以下。為了更穩定地得到Mo的效果，也可以將Mo的上限設為L 8%、L 6%、L 4%或 者1.2%。不需要規定Mo的下限，其下限為0%。
[0106] (Ti :0 ?0· 300% )
[0107] Ti,也與Al同樣地，作為脫氧元素有效，有使焊縫金屬中的0量降低的效果。另外， 固定固溶N，對緩和對韌性的惡劣影響也有效。為了發揮這些效果，可以含有0. 005%以上。 但是，若在焊絲中的含量超過0.300%變得過量，則產生由粗大的氧化物的形成引起的韌性 劣化、由過度的析出強化所致的韌性劣化的可能性變大。
[0108] 因此，將在焊絲中含有Ti的情況下的含量設為0. 300%以下。不需要規定Ti的下 限，其下限為0%。另外，為了充分得到由Ti帶來的焊縫金屬的韌性提高效果，Ti的上限也 可以設為〇.200%、0.100%或者 0.050%。
[0109] (Nb :0 ?0.05%)
[0110] Nb形成微細碳化物，通過析出強化對確保抗拉強度有效。為了得到這些效果，即使 考慮與其他的具有同樣的效果的元素的復合效果也可以含有〇. 01%以上。另一方面，若超 過0.05%地含有，則在焊縫金屬中過量地含有，形成粗大的析出物，使韌性劣化，因此不優 選。
[0111] 因此，在本發明中，在焊絲中含有的情況下的含量設為0.05%以下。不需要規定 Nb的下限，其下限為0%。為了更穩定地得到Nb的效果，也可以根據需要將Nb的上限設為 0.04%、或者0.035%，也可以將Nb的下限設為0.02%、或者0.03%。
[0112] (B :0 ?0· 0100% )
[0113] B在焊縫金屬中含有適當量時，與固溶N結合形成BN，具有減少固溶N對韌性的惡 劣影響的效果，另外，也有提高淬火性、有助于強度提高的效果。為了得到這些效果，可以使 焊絲中含有〇. 0003%以上的B。另一方面，若含量超過0. 0100%，則焊縫金屬中的B變得過 量，形成粗大的BN、Fe23 (C，B) 6等的B化合物，反倒使韌性劣化，因此不優選。
[0114] 因此，在含有B的情況下，將其含量設為0.0100%以下。不需要規定B的下限，其 下限為0%。為了提高韌性，也可以將B的上限設為0. 0080%、0. 0060%、0. 0040%、或者 0. 0030%，也可以將B的下限設為0. 0004%、或者0. 0005%。
[0115] (Mg :0 ?0.8%)
[0116] Mg是強脫氧元素，降低焊縫金屬中的O量，使焊縫金屬的延展性以及韌性提高。為 了得到該效果，可以含有〇. 1 %以上。但是，若焊絲中的Mg含量超過0. 8 %，則在焊縫金屬 中形成粗大氧化物所致的韌性降低不能忽視，另外，焊接中的電弧的穩定性劣化，也成為使 焊道形狀惡化的原因。
[0117] 因此，在含有Mg的情況下，將其含量設為0. 8%以下。不需要規定Mg的下限，其下 限為0%。為了確保焊接操作的穩定性，也可以將Mg的上限設為0.7%、或者0.6%，也可以 將Mg的下限設為0· 2%、或者0· 3%。（Ca :0?0· 5% )
[0118] (REM :0 ?0· 0100% )
[0119] Ca、RHM都使硫化物的結構變化，還將焊縫金屬中的硫化物、氧化物的尺寸微細化， 對延展性以及韌性提高有效。為了得到其效果，可以含有Ca或者REM。另一方面，若過量地 含有，則產生硫化物、氧化物的粗大化，招致延展性、韌性的劣化，另外，也產生焊道3的形 狀的劣化、焊接性的劣化的可能性，因此將各自的上限設為Ca :0. 5%、REM :0. 0100%。不需 要規定Ca和REM的下限，它們的下限為0%。
[0120] (碳當量 Ceq :0.60 ?1.20% )
[0121] 在本發明的藥芯焊絲中，作為合金成分或者金屬脫氧成分，如以上那樣含有各元 素。為了確保焊縫金屬的抗拉強度，進一步調整(：、51^11、附、&^ 〇、￥的含量，使得由下述 a式表示的日本焊接協會（WES)所規定的碳當量Ceq變為0. 60?1. 20%。
[0122] Ceq= [C] + [Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+
[0123] [Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14 · · · (a)
[0124] 其中，帶有□的元素，表示各元素的質量％的含量。
[0125] Ceq，其值越高，則焊縫金屬越硬化，因此抗拉強度提高，但另一方面，韌性降低，另 夕卜，焊接裂紋敏感性變高，因此需要抑制低溫裂紋的對策。當該Ceq的值低于0. 60%時，不 滿足在焊縫金屬中作為目標的強度（抗拉強度）950MPa以上。若Ceq的值超過1. 20 %，則焊 縫金屬的抗拉強度變得過量，焊縫金屬的韌性降低。因此，Ceq的范圍設為0. 60?1. 20%。 為了提高焊縫金屬的抗拉強度，也可以將Ceq的下限設為0. 63%、0. 66%、0. 70%。為了減 小焊縫金屬的韌性的劣化，也可以將Ceq的上限設為1. 10%、1.00%或者0.90%。
[0126] 再者，作為以上的合金成分或者金屬脫氧成分而含有的元素的含量中不包括：這 些元素作為氟化物、金屬氧化物、金屬碳酸鹽而含有的情況下的含量。另外，這些元素未必 需要是純物質（可以含有不可避免的雜質），即使以Cu-Ni等的合金的形態含有也絲毫沒有 問題。另外，這些元素，不論是含在鋼制外皮中，還是作為焊藥而含有，其效果相同，因此不 論是鋼制外皮和焊藥的哪一個都可以含有。
[0127] 接著，對填入到焊絲的外皮內的焊藥成分進行說明。
[0128] 在實施例的藥芯焊絲中，含有CaF2、BaF2、SrF 2、MgF2中的金屬氟化物的1種或2種 以上，將其含量的合計（α)在焊絲中設為大于2.0%且在8.0%以下。
[0129] 金屬氟化物，使熔池的堿度變化。通過使熔池的堿度變化，在凝固時促進S被氧化 物捕集。通過被氧化物捕集的S增加，凝固后的固溶S減少。由此，在焊縫金屬受到再熱時， 能夠抑制固溶S向原始Y晶界的偏析，抑制在超高強度的焊縫金屬中發生的延展性降低裂 紋。另外，通過堿度因金屬氟化物而變化，對降低焊縫金屬的氧也有效，由此，也能夠期待焊 縫金屬的韌性提高。
[0130] 為了得到這些效果，需要使金屬氟化物的含量的合計α大于2.0%。當金屬氟化 物的含量的合計α為2.0%以下時，不能夠得到這些充分的效果。另外，若超過8.0%，則 焊接煙塵、熔渣過量地生成，因此焊接工藝性顯著劣化，從而不優選。另外，為了較大地得到 降低氧量的效果，也可以將合計α的下限設為2.1 %以上、2. 2%以上、2. 5%以上、2. 8%以 上或者3.0%以上，為了抑制焊接工藝性的劣化，也可以將合計α的上限設為7.0%以下、 6. 5%以下、6. 0%以下。
[0131] 再者，作為金屬氟化物，從抑制延展性降低裂紋的效果方面來看，不論CaF2、BaF 2、 SrF2、MgF2中的哪一種都能夠使用，但從焊接工藝性的面來看，要含有CaF2來作為主成分。 而且，在電弧穩定性確保、飛濺抑制等的焊接工藝性優先的情況下，將添加的金屬氟化物之 中的CaF 2相對于合計α的比例設為50 %以上。也就是說，將CaF2含量相對于上述α的 比設為0. 50以上。也可以根據需要設為80%以上、90%以上或者100%。
[0132] 在實施例的藥芯焊絲中，作為造渣劑，添加 Ti氧化物（例如TiO2)、Si氧化物（例 如SiO2)、Mg氧化物（例如MgO)、A1氧化物（例如Al 2O3)中的1種或2種以上。這些物質， 為了良好地維持焊道3的形狀而根據需要來添加，為了得到其適當的效果，需要相對于焊 絲總質量添加0.01%以上。但是，若這些金屬氧化物的含量的合計β超過1.20%地添加， 則焊縫金屬的氧量增加，使韌性劣化，因此不優選。
[0133] 因此，這些金屬氧化物的含量的合計β設為0. 01?1. 20%。這些金屬氧化物的 含量，是除了 Ti02、Si02、MgCKAl2O3的合計量以外，用于焊藥的造粒的粘合劑等中所含的上 述的金屬氧化物也合計了的含量。另外，為了極力抑制由金屬氧化物的添加所致的韌性的 劣化，也可以將合計β的上限設為1. 〇〇%、〇. 90%、0. 80%。也可以根據需要將合計β的 下限設為 0. 05%、0. 10%、0. 15%或者 0. 20%。
[0134] 為了抑制超高強度的焊縫金屬的延展性降低裂紋，除了上述的金屬氟化物和金屬 氧化物的各自的含量以外，還需要使由質量％表示的金屬氟化物的含量相對于金屬氧化物 的含量的比（金屬氟化物量/金屬氧化物量，也就是合計α /合計β )的值滿足2. 0以上 800. 0以下。當金屬氟化物的含量相對于金屬氧化物的含量的比（α / β )低于2. 0時，抑制 延展性降低裂紋所需要的S被氧化物捕集的效果消失。當金屬氟化物的含量相對于金屬氧 化物的含量的比（α / β )超過800. 0時，電弧狀態變得不穩定，焊道形狀變得不良，因此不 優選。也可以根據需要將上述的比（α/β)的下限設為3. 0、4.0或者5.0,也可以將其上限 設為500、300或者200。
[0135] 鐵粉，為了調整藥芯焊絲的填充率的調整和提高熔敷效率，可以根據需要來添加。 鐵粉也可以不添加，其下限為〇 %。但是，鐵粉的表層被氧化，若添加鐵粉，則使焊縫金屬的 氧量增加，使韌性降低。當抗拉強度（拉伸強度）為950MPa以上時，由于強度極高，因此難 以確保韌性，由鐵粉添加所致的氧增加不被容許。
[0136] 因此，鐵粉也可以不添加，但在為了調整填充率而添加的情況下，為了確保韌性， 鐵粉的含量限制為低于5. 0%。為了改善韌性，也可以將其上限限制為3. 0%、2. 0%或者 1. 0%。
[0137] 在本發明的藥芯焊絲中，出于提高穩弧性作用和電弧集中性的目的，能夠進一步 添加0&0) 3、8&0)3、5"03、1%0)3中的金屬碳酸鹽的1種或2種以上，但若添加0.60%以上， 則電弧的集中性過強，飛濺發生量變多。因此，在含有這些金屬碳酸鹽的情況下，將其含量 的合計設為低于〇. 60%。這些金屬碳酸鹽的含量的合計的下限為0%。
[0138] 在本發明中，優選在焊藥中不有意地添加 CaO。可是，有時焊藥的原料中含有CaO。 CaO接觸大氣會變化為CaOH，使焊縫金屬的擴散氫增加。在超高強度鋼的焊接中，若擴散氫 增加，則為了抑制低溫裂紋而實施的預熱操作的負荷增大，因此不優選。不論是作為雜質而 混入的情況，還是有意地添加的情況，優選以相對于焊絲總質量的質量％計，使CaO的含量 低于0.20%。對于得到了這樣的見解的實驗，示于圖8中。從圖8可知，隨著CaO增加，擴 散氫增加，直到〇. 15%為止，擴散氫得到l.Oml/lOOg以下。因此，為了抑制預熱操作的負荷 增大，CaO優選為低于0.15%。也就是說，優選選定焊藥的原料使得滿足該范圍。再者，也 可以根據需要將CaO的含量的上限設為0. 12%、0. 10%或者0.08%。
[0139] 以上是關于本發明的藥芯焊絲的成分組成的限定理由，但其他的余量成分為鐵和 雜質。作為鐵成分，包含鋼制外皮的Fe、向焊藥中添加了的鐵粉以及合金成分中的Fe。另 夕卜，以鐵為主成分的余量，也可以在不損害本發明的特性的范圍內含有在制造過程等中混 入的雜質。
[0140] 除了以上之外，也可以根據需要進一步含有穩弧劑。作為穩弧劑，有Na、K的氧 化物和氟化物（例如Na 20、NaF、K20、KF、K2SiF6、K2ZrF 6)等，其含量的合計優選為0. 001? 0.40%。也可以不含有，因此其下限為0%。再者，在此例示的氧化物、氟化物，在金屬氧化 物、金屬氟化物中不包含。當根據需要Na以及K的氧化物和/或氟化物多時，電弧變強，飛 濺等增加，因此也可以根據需要將它們的含量的合計限制為〇. 30%以下、0. 20%以下、低于 0. 10%、0. 08% 以下。
[0141] 藥芯焊絲可大體分為：鋼制外皮沒有縫狀的接縫的無縫焊絲；和鋼制外皮的接縫 有縫狀的間隙的有縫焊絲，在本發明中，哪一種截面結構都能夠采用。當有縫狀的間隙時， 在焊絲保管中大氣中的水分從其間隙侵入，焊藥吸濕。若以該狀態進行焊接，則焊縫金屬中 的擴散氫量增加。為了避免該問題，優選為沒有縫狀的接縫的無縫焊絲。
[0142] 另外，一般進行下述方法：在焊絲表面涂布具有潤滑性的潤滑劑，來使焊接時的焊 絲的送給性提高。作為這樣的焊絲用的潤滑劑，能夠利用作為氟系的潤滑油的全氟聚醚油 (PFPE油）。全氟聚醚油不含氫源，因此即使作為潤滑劑涂布在焊絲上，也不使焊縫金屬的 擴散氫增加。
[0143] 在本發明中，焊縫金屬或者熔敷金屬的抗拉強度，設為與具有950MPa?1500MPa 的抗拉強度的超高強度鋼同等水平的抗拉強度。焊縫金屬或者熔敷金屬的抗拉強度，可通 過由使用該藥芯焊絲制作的焊接接頭進行焊縫金屬或者熔敷金屬的拉伸試驗來進行測定。 另外，已知硬度和抗拉強度存在好的相關關系。也可以利用該相關關系，測定焊接接頭的焊 縫金屬或者熔敷金屬的硬度，從硬度進行換算，來求出焊縫金屬或者熔敷金屬的抗拉強度。 另外，如果能夠取得藥芯焊絲，則即使不制作使用超高強度鋼的焊接接頭，也可以進行日本 工業標準JIS Z3111-2005所規定的熔敷金屬的拉伸試驗，來求出焊縫金屬或者熔敷金屬的 抗拉強度。再者，如果需要，則也可以將焊縫金屬或者熔敷金屬的抗拉強度的上限限制為 HOOMPa 或者 1350MPa。
[0144] 本發明的藥芯焊絲，能夠采用與通常的藥芯焊絲的制造方法同樣的制造工序制 造。
[0145] 即，首先，準備成為外皮的鋼帶、以及進行配合使得金屬氟化物、合金成分、金屬氧 化物、金屬碳酸鹽以及穩弧劑成為規定的含量的焊藥。一邊將鋼帶沿長度方向輸送，一邊利 用成形輥成形為開放管（U字型），制成為鋼制外皮，在該成形途中，從開放管的開口部供給 焊藥，將開口部的相對的邊緣面對接縫焊。將通過焊接得到的無接縫管進行拉拔，在拉拔途 中或者拉拔工序完了后進行退火處理，得到具有所希望的線徑的無縫焊絲。另外，一部分制 成為不進行縫焊的有接縫的管，并對其進行拉拔，由此得到有縫焊絲。
[0146] 實施例
[0147] 接著，通過實施例來對本發明的實施可能性以及效果進一步詳細說明。
[0148] 一邊將鋼帶沿長度方向輸送，一邊利用成形輥成形為開放管，在該成形途中從 開放管的開口部供給焊藥。通過將開口部的相對的邊緣面對接縫焊而制成為無接縫管， 在已造管的焊絲的拉拔操作的途中施加退火，試制了最終的焊絲徑為Φ1. 2mm的藥芯焊 絲。另外，一部分制成為不進行縫焊的有接縫的管，并對其進行拉拔，由此試制了焊絲徑為 Φ1. 2mm的藥芯焊絲。將試制出的藥芯焊絲的成分組成示于表1-1?表1-5、表2-1?表 2-5 中。
[0149] 使用該藥芯焊絲，并將板厚為19mm的鋼板1如圖3所示那樣在根部間隙12mm、坡 口角度45°的條件下對接，使用焊接襯墊2,第1層以及第2層以1或2道，第3層至最終 層以2或3道進行焊接。在表3-1?表3-5所示的焊接工藝條件下實施焊接。再者，鋼板1 以及焊接襯墊2使用了 JISG3106的SM490A，但在鋼板1的坡口面以及焊接襯墊2的表面， 使用進行試驗的藥芯焊絲實施2層以上、且3mm以上的隔離層堆焊來使用。在此，Ti氧化 物、Si氧化物、Mg氧化物、Al氧化物分別使用了 TiO2, SiO2, MgO, Al2O3。在表1-1?表1-7 中，所謂"金屬碳酸鹽"為0&〇) 3、8&〇)3、3"03、1%〇)3。在此，焊絲編號36為8 &〇)3，焊絲編號 37為SrCO3，焊絲編號51為MgCO 3，除了這些以外，全部為CaC03。所謂"穩弧劑"是Na以及 K的氧化物和/或氟化物。
[0150]

【權利要求】
1. 一種超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，是在鋼制外皮的內部填充有焊藥的氣體保護電弧 焊用藥芯焊絲，其特征在于， 在所述焊絲中， 含有CaF2、BaF2、SrF2、MgF2之中的1種或2種以上，其含量的合計記為α時，所述α 以相對于焊絲總質量的質量％計，大于2. 0%且在8. 0%以下， 含有Ti氧化物、Si氧化物、Mg氧化物、Α1氧化物之中的1種或2種以上，其含量的合 計記為β時，所述β以相對于所述焊絲總質量的質量％計，為〇. 01?1. 20%, CaC03、BaC03、SrC03、MgC03的含量的合計，以相對于所述焊絲總質量的質量％計，低于 0. 60%, 所述焊藥中的鐵粉的含量，以相對于所述焊絲總質量的質量％計，低于5. 0%， 所述CaF2的含量相對于所述α的比為〇. 50以上， 所述α相對于所述β的比為2. 0以上800. 0以下， 化學成分由以下元素組成：以相對于所述焊絲總質量的質量％計， C :大于0. 080%且在0. 200%以下； Si :0. 05 ?1. 50% ; Μη :1· 0 ?2. 2% ; Α1 :0. 001 ?0. 400% ; Ni :1. 0 ?9. 0% ; V :大于0. 050%且在0. 300%以下； P :0. 020% 以下； S :0. 020% 以下； Cu :0 ?0· 800% ; Cr :0 ?2. 5% ; Mo :0 ?2. 0% ; Ti :0 ?0· 300% ; Nb :0 ?0. 05% ; B :0 ?0· 0100% ; Mg :0 ?0· 8% ; Ca :0 ?0· 5% ; REM :0 ?0. 0100% ; 余量：鐵以及雜質， 用以下的a式定義的Ceq為0· 60?1. 20%， Ceq = [C] + [Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14 · · · (a), 其中，帶□的元素表示各元素的質量％的含量。
2. 根據權利要求1所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，其特征在于，所述焊絲中的CaO 的含量，以相對于所述焊絲總質量的質量％計，低于〇. 15%。
3. 根據權利要求1或2所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，其特征在于，所述CaF2的 含量相對于所述ct的比為〇. 90以上。
4. 根據權利要求1?3的任一項所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，其特征在于，在針 對使用所述焊絲的氣體保護電弧焊的日本工業標準JISZ3111-2005所規定的熔敷金屬的 拉伸試驗中，所述熔敷金屬的抗拉強度成為950MPa以上且1500MPa以下。
5. 根據權利要求1?4的任一項所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，其特征在于，所述 鋼制外皮沒有縫狀的間隙。
6. 根據權利要求1?5的任一項所述的超高強度鋼焊接用藥芯焊絲，其特征在于，在所 述焊絲的表面涂布有全氟聚醚油。
【文檔編號】B23K9/12GK104271310SQ201380023982
【公開日】2015年1月7日 申請日期:2013年5月2日 優先權日:2012年5月8日
【發明者】中村修一, 兒島一浩, 戶冢康仁, 志村龍一 申請人:新日鐵住金株式會社