专利名称：低氢型药皮电弧焊条的制作方法
技术领域：
本发明涉及能够确保对590MPa级以上的高张力钢进行焊接时的焊接金属的耐低温裂纹性和高韧性的高强度钢用低氢型药皮电弧焊条，特别是涉及适用于海外通常使用的 直流电源进行的焊接，到-40°C左右的低温破坏韧性优异的低氢型药皮电弧焊条。
背景技术：
近来，随着结构物的大型化，以轻量化为目标，用高张力钢建造结构物的尝试被推 进。另外，以北欧等的寒冷地区的天然资源的开发为目的的大型海洋结构物中，为了确保安 全性，对于焊接金属提高更低温的破坏韧性的要求高涨。历来，在大型海洋结构物中，由于同时确保焊接部的强度和破坏韧性困难，所以高 强度钢的使用受到一部分限制，如此，使用490MPa级的低温用钢进行制造。为此，以为了结 构物的轻量华所必须的高张力钢的全面的适用为目的，强烈要求该高张力钢的焊接能够进 行的焊材的开发。另外，近年来，海洋结构物主要在海外建造，在海外作为熔材焊条的适用 的地方很多。海外的焊条的电源基本上是直流。由此，要求开发适用于直流电源的高张力 钢用低氢型药皮电弧焊条，特别是低温破坏韧性优异的低氢型药皮电弧焊条。历来，作为高张力钢用低氢型药皮电弧焊条，开发有如下的技术。在日本专利第 3154661号中，公开了适用于低Ni钢以及780MPa级以上的高张力钢等的低温裂纹敏感的钢 材的焊接的低氢型药皮电弧焊条。该现有技术特别是涉及破坏韧性良好的低氧型，即所得 到的焊接金属的氢量为5ml/100g以下的超低氢型药皮电弧焊条。但是，该现有技术CTOD 的试验温度，即考虑破坏韧性的温度高(不充分)，到达-10°C，并非是能够提高_40°C的极 低温的破坏韧性。另外，该现有技术对于直流电流的使用没有作任何考虑。即，该上述专利 中记载的低氢型药皮电弧焊条是使用交流电源，不能将该低氢型药皮电弧焊条直接适用于 使用直流电源的焊接中。另外，在日本特开平8-257791号中公开了以在高张力钢，例如590MPa级以上的高 张力钢的焊接时，能够得到低温韧性和去应力退火后的破坏韧性优异的焊接金属为目的的 药皮电弧焊条。但是，破坏韧性试验(CT0D试验)的温度高达-20°C (不充分)，并非是能 够提高-40°C的极低温的破坏韧性。另外，该现有技术对于直流电流的使用没有作任何考
^^ ο另外，日本特公平8-29431号公开了以得到焊接金属的良好的破坏韧性为目的， HT60级以上的高张力钢和低M钢用的低氢型药皮电弧焊条。在该现有技术中，-20°C 到_60°C的低温冲击值比现有技术有提高，但是，没有进行低温的CTOD试验，该破坏韧性是 否优异并不清楚。另外，该现有技术也没有对直流电流的使用作任何考虑。日本专利第3026899号公开了以提高焊接金属的低温韧性为目的，用于得到HT60 级以上的高强度的焊接金属的低氢型药皮电弧焊条。但是，同样，虽然-40°C的V切口冲击 试验的冲击值比现有的焊条提高，但是，并未实施低温的CTOD的试验，该破坏韧性是否优 异并不清楚。另外，该现有技术也没有对直流电流的使用作任何考虑。
如上所述，在现有技术中并未开发_40°C的CTOD值(破坏韧性值)的实现提高的 低温破坏韧性值优异的低氢型药皮电弧焊条，另外，也没有提出直流电源用的低温破坏韧 性优异的低氢型药皮电弧焊条。实际情况是，历来完全没有认识到在使用该直流电源时发 生的问题点。
发明内容
本发明鉴于上述问题点而行成，其目的在于，提供低温的CTOD值优异，且显示良好的低温破坏韧性，并且，适合作为590MPa级以上的高张力钢用的焊接材料，适合作为直 流用焊接材料的低氢型药皮电弧焊条。在本发明的在钢芯线上涂敷有被覆剂的低氢型药皮电弧焊条中，所述钢芯线以钢 芯线总质量比计含有大于0.05质量％但在0. 10质量％以下的C，并且，将P限制为0. 010 质量％以下，将S限制为0. 010质量％以下，将N限制为0. 005质量％以下，所述被覆剂以 被覆剂总质量比计含有以CO2换算15 28质量％的金属碳酸盐、以F换算4 9质量％的 金属氟化物、4. 0 9. 0质量％的Si02、0. 5 5. 0质量％的Ti02、以Mg换算0. 5 3. 0质 量％的作为金属单体或合金的Mg、l. 0 7. 0质量％的Si、0. 5 5. 0质量％的Mn、2. 0 10. 0质量％的Ni、0. 3 3. 0质量％的Ti、0. 05 0. 20质量％的B、5. 0 20. 0质量％的 Fe，并且，将Al2O3限定为2.0质量％以下，将Mo限定为0. 1质量％以下，将Cr限定为0. 1 质量％以下，并且，在上述之外含有电弧稳定剂、焊渣生成剂、粘结剂，所述被覆剂的被覆率 以焊条总质量的所述被覆剂的质量比计为25 45%。在该低氢型药皮电弧焊条中，优选所述被覆剂中，作为酸性氧化物所述SiO2、所述 TiO2、所述Al2O3的总量为12质量％以下。另外，优选在设焊条总质量的C含量为[C](质量％)，Si含量为[Si](质量％)， Mn含量为[Mn](质量％)，Ni含量为[Ni](质量％)，Ti含量为[Ti](质量％)时，通过A =([C] X 10+1. 8X [Si] + [Mn])/{(l+[Ni]) X (0. 5+[Ti])}求出的 A 的值为 0. 30 0. 70。根据本发明，通过适当地限定低氢型药皮电弧焊条的钢芯线和被覆剂的组成，以 590MPa级以上的高张力钢为对象能够得到优异的低温破坏韧性。由此，能够显著提高焊接 接头对各种钢结构物的可靠性。
具体实施例方式以下，对本发明的实施方式进行详细说明。历来，在日本手工焊接的焊接电源广为 使用的是交流电源。随之，关于交流电源用的焊条有多种提案。通常，在将作为交流电源用 涉及的焊条用于直流电源时，Si、Mn和C这样的合金元素向焊接金属的存留率降低，强度和 韧性下降。另外，由于容易受到磁的影响，所以焊接作业性劣化。因此，不能将交流电源用 的焊条直接用于直流电源用。为了解决该问题，本发明者对芯线和被覆剂的成分的平衡进 行了锐意研究，其结果发现，作为直流电源用焊条使用的钢芯线的碳量与被覆剂中所含的 碳量相比，对焊接金属的氧量有很大影响。这是历来从未有过的发现。即，本发明者们发现 通过将钢芯线C限定为大于0. 05质量％但在0. 10质量％以下，从而有效降低焊接金属中 的氧量，焊接作业性和机械性能变得良好。另外，在590MPa级以上的高张力钢的焊接部，为了确保_40°C的CTOD值(破坏韧性值)，对各种合金元素进行了研究，其结果发现，以下所示的条件是必须的。即需要第1 尽量不含有韧性降低元素而确保焊接金属的强度，第2为确保-40°c的破坏韧性而使焊接 金属组织更微细化。因此，本发明者们对能够得到满足这些条件的焊接金属的药皮电弧焊条进行了各种试验研究，其结果发现以下的方法有效。首先，为了确保焊接部的_40°C的CTOD值(破 坏韧性值)，在被覆成分中，将Cr限制在0. 10质量％以下，将Mo限制为0. 10质量％以下， 将Si规定为1. 0 7. 0质量％，由此防止韧性下降，并且，通过将Mn限定为0. 5 5. 0质 量％，将Ni限定为2. 0 10. 0质量％，从而确保高强度。另外，在被覆剂成分中含有0. 05 0. 20质量％的B，另外含有0. 3 3. 0质量％的Ti，由此，使焊接金属组织针状铁素体化，提 高-40 0C的CTOD值(破坏韧性)。以下，首先对本发明的低氢型药皮电弧焊条钢芯线中所含的成分的添加理由以及 组成限定理由进行说明。C:大于0.05质量％但在0. 10质量％以下钢芯线中的C含量是本发明重要的要素之一。作为直流电源用的焊条使用的钢芯 线的碳量与被覆剂中所含的C量相比对焊接金属的氧量有很大影响。S卩，钢芯线的中C含 量高时，能够降低焊接金属的氧量，提高焊接金属的韧性。历来，如所述专利公报所记载， 认为钢芯线的碳含量低能够提高韧性(以钢芯线的质量计0. 05质量％以下日本专利第 3154661号、日本特开平8-257791号、日本特公平8-29431号)，使用碳含量低的钢芯线，但 在直流电源的焊接中，含有一定程度的碳提高韧性是本发明者们发现的。钢芯线中的C含 量在以钢芯线的总质量计为0. 05质量％以下时，韧性提高的效果小，并且，由于直流电源 的脱碳作用，焊接金属中的C量下降，不会起到强度提高作用。另外，C超过0. 10质量％时， 焊接金属中的C超过0. 08质量％，生成高碳马氏体，因此，焊接金属的韧性下降。另外，焊接 金属也容易发生高温裂纹。因此，钢芯线中的C含量限定为以钢芯线总质量计为大于0.05 质量％但在0. 10质量％以下。N:0·005 质量％以下作为钢芯线中的不可避免的杂质的N在以钢芯线总质量计超过0. 005质量％时， 焊接金属中的N超过0.008质量％，焊接金属的内部应变增加，因此，韧性下降。因此，以钢 芯线总质量计的钢芯线中的N限定在0. 005质量％以下。P :0. 010质量％以下，S :0. 010质量％以下P和S在焊接时在最终凝固部偏析使焊接金属的韧性劣化，并且，使高温裂纹发 生。因此，优选钢芯线的P和S极低，但是在减少P和S的含量时，钢芯线的制造成本上升。 因此，作为对焊接金属的低温韧性影响少的范围，将P和S的含量分别限定为0. 010质量％ 以下。还有，钢芯线一般使用碳钢芯线，但根据需要也可以适量添加Si、Mn、Ti等的脱氧 性元素和Ni、Cu、Nb和V等的元素。接着，对被覆剂中所含的成分的添加理由和组成限定理由进行说明。金属碳酸盐(CO2换算)15 28质量％金属碳酸盐是能够降低焊接金属中的N和氢量的成分。在被覆剂中的金属碳酸盐 以被覆剂总质量计以CO2换算低于15质量％时，CO2的保护效果不充分，不能使焊接金属中的N量为0. 008质量％以下，因此，不能得到良好的耐裂纹性和韧性。即，为了得到焊接金 属的优异的耐裂纹性和韧性，需要使焊接金属中的N量为0. 008质量％以下，由此，需要提 高焊接时的保护性。因此，使金属碳酸盐的含量以被覆剂总质量计以CO2换算在15质量％ 以上。另一方面，在被覆剂中的金属碳酸盐的含量以CO2换算超过28质量％时，焊渣的粘性 变得过度，因此，立向上焊困难。因此，被覆剂总质量计的被覆剂中的金属碳酸盐以CO2换 算为15 28质量％。金属碳酸盐以碳酸钙、碳酸钡、碳酸镁等添加。在此，所谓金属碳酸盐(CO2换算)是指将金属碳酸盐分子中的仅CO2部分的质量的总计以相对于被覆剂总质量的％表示。金属氟化物(F换算)4 9质量％金属氟化物是调整焊渣的粘性，得到良好的焊接作业性的成分。被覆剂中的金属 氟化物以F换算低于4质量％时，焊渣的粘性变得过高，焊道形状劣化。另一方面，被覆剂 中得金属氟化物以F换算超过9质量％时，电弧变得不稳定，不为优选。因此，以被覆剂总 质量计得被覆剂中得金属氟化物以F换算为4 9质量％。金属氟化物以氟化钙、氟化钠、 氟化钡、氟化铝等添加。在此，所谓金属氟化物(F换算)是指将金属氟化物分子中的仅F部分的质量的总 计以相对于被覆剂总质量的％表示。作为金属单体或合金Mg (Mg换算)0· 5 3. 0质量％Mg使焊接金属中的氧降低，如上述，是对焊接金属的韧性的提高极其有效的元素。 作为被覆剂中的金属单体或合金Mg (Mg换算)以被覆剂总质量计低于0. 5质量％时，焊接 金属中的氧量难以到200ppm以下，因此，韧性下降。另一方面，作为被覆剂中的金属单体或 合金Mg(Mg换算)以被覆剂总质量计超过3.0质量％时，电弧的扩大劣化焊接困难。因此， 作为以被覆剂总质量计的被覆剂中的金属单体或合金Mg (Mg换算)为0. 5 3. 0质量％。 Mg能够以金属镁、铝镁(7 > 7 V )或镍镁等添加。在此，所谓作为金属单体或合金Mg (Mg换算)是指将Mg单体质量和合金中的仅Mg 部分的质量的总计以相对于被覆剂总质量的％表示。Si :1· 0 7. 0 质量％Si是脱氧性元素。另外，Si改善焊接时的熔池和母材的湿润性，具有改善焊接作 业性的作用。Si的含量低于1.0质量％时，脱氧效果弱，焊接金属中容易产生气孔，不能得 到焊接作业性的改善效果。另一方面，Si含量超过7.0质量％时，使低熔点氧化物在晶界 析出，使耐裂纹性和韧性劣化。因此，Si含量为1. 0 7. 0质量％。Si以Fe-Si添加。Mn :0· 5 5. 0 质量％Mn是脱氧元素，并且，是降低铁素体相变温度，使铁素体粒微细化，提高强度和韧 性的元素。Mn含量低于0.5质量％时，不能得到高强度和高韧性。另一方面，Mn含量超过 5. 0质量％时，焊接金属呈现条状组织，反而使焊接金属的韧性劣化。因此，Mn含量为0. 5 5. 0质量％。该Mn以金属Mn、Fe-Mn, Fe-Si-Mn等添加。Ni :2· 0 10. 0 质量％Ni是提高强度和韧性的元素。Ni含量低于2. 0质量％时，不能得到高韧性的焊接 金属。另一方面，Ni含量超过10.0质量％时，焊接金属的强度变得过高，韧性下降。因此， Ni含量为2.0 10. 0质量％。该Ni以金属Ni、Ni-Mg、Fe-Ni等添加。
Ti :0· 3 3· 0 质量％Ti是脱氧元素，并且，对提高焊接金属的强度有效。另外，Ti生成微细的球状氧化物，对焊接金属的组织的微细化有效。Ti含量低于0. 3质量％时，不能发现充分的脱氧性 和焊接金属的强度的提高效果。另一方面，在Ti含量超过3. 0质量％时，焊接金属中的Ti 量变得过多，因此，强度和硬度过高，焊接金属的韧性下降。因此，Ti含量为0.3 3.0质 量％。Ti以Fe-Ti和金属Ti等添加。B :0· 05 0. 20 质量％B对抑制晶界铁素体有效，是淬火性强的元素。B含量低于0. 05质量％时，B带来 的晶界铁素体的抑制效果无效，焊接金属的金属组织变粗。另一方面，B含量超过0. 20质 量％时，焊接金属呈现粗大的条状组织韧性劣化。因此，B含量规定为0.05 0. 20质量％。 B 以 Fe-B、Fe-Si-B、金属 B 添加。Cr:0.1 质量％ 以下Cr超过0. 1质量％时焊接金属的淬火硬化性、δ铁素体相的析出发生，低温韧性 显著劣化，因此，将Cr含量限定在0. 1质量％以下。Μο:0·1 质量％ 以下Mo和Cr同样使δ铁素体相析出，低温韧性显著劣化，因此，将Mo含量限定在0. 1 质量％以下。Fe:5 20 质量％Fe是对焊接作业性和焊接效率有影响的元素。Fe含量低于5. 0质量％时，焊接效 率降低，林外，电弧不稳，焊接作业性下降。另外，Fe的含量超过20.0质量％时，保护效果降 低，焊接作业性下降。因此，Fe含量为5 20质量％，优选为5 15质量％。Fe以Fe-Mn、 Fe-Si或铁粉等添加。SiO2 :4· 0 9. 0 质量％被覆剂中作为粘结剂和焊渣造渣剂需要添加酸性氧化物的Si02。被覆剂中的SiO2 以被覆剂总质量计超过9.0质量％时，焊渣为玻璃状，焊渣的剥离性劣化。另一方面，被覆 剂中的SiO2以被覆剂总质量计低于4.0质量％时，不能得到作为粘结剂的效果。因此，以 被覆剂总质量计SiO2的含量为4. 0 9. 0质量％。TiO2 :0· 5 5. 0 质量％被覆剂中作为粘结剂需要添加酸性氧化物的Ti02。被覆剂中的TiO2以被覆剂总质 量计低于0.5质量％时，焊接作业性降低。另外，TiO2超过5.0质量％时，焊渣的粘性降低， 作业性劣化。因此，在被覆剂中添加TiO2时，以被覆剂总质量计TiO2的含量为0. 5 5. 0
质量％。Al2O3 :2· 0 质量％ 以下被覆剂中作为焊渣造渣剂能够添加酸性氧化物的Al2O315被覆剂中的Al2O3以被覆 剂总质量计超过2. 0质量％时，焊渣为玻璃状，焊渣的剥离性劣化。因此，在被覆剂中添加 Al2O3时，以被覆剂总质量计Al2O3的含量为2. 0质量％以下。作为酸性氧化物Si02、Ti02、Al2O3的总量12. 0质量％以下在被覆剂中作为焊渣造渣剂除了 SiOJh，还能够添加酸性氧化物的Ti02、Al203。被 覆剂中的Si02、TiO2, Al2O3的酸性氧化物的总量以被覆剂总质量计超过12. 0质量％时，焊渣的碱度不足，难以使焊接金属的氧量在200ppm以下。焊接金属的氧量超过200ppm时，焊 接金属的冲击试验性能(韧性)下降。因此，在被覆剂中添加酸性氧化物时，以被覆剂总质 量计的Si02、Ti02、A1203的总量为12. 0质量％以下。接着，对本发明的药皮电弧焊条的被覆率进行说明。被覆率25 45%药皮电弧焊条的被覆率是通过公式((被覆剂的质量/焊条总质量)X100)算出。 该被覆率低于25 %时，保护性不足，焊接金属中的N含量和氢量增加，因此，焊接金属的韧 性和耐裂纹性下降。另一方面，被覆率超过45%时，弧长变长，断弧发生。因此，药皮电弧焊 条的被覆率为25 45%。「A = ([C] X 10+1. 5 X [Si] + [Mn]) / {(4+ [Ni]) X (0. 5+ [Ti])} :0. 30 0. 70」C、Si、Mn是提高焊接部的强度的元素。另外，Ni提高焊接部的韧性，并且，是使破 坏韧性提高的元素。另外，Ti是使焊接部组织微细化，提高韧性的元素。而且，在将以焊条 总质量计的C含量设为[C](质量％)，将Si含量设为[Si](质量％)，将Mn含量设为[Mn] (质量％)，将Ni设为[Ni](质量％)，将Ti设为[Ti](质量％)时，由这些元素的含量决 定的 A 值=([C] X10+1. 5X [Si] + [Mn])/(4+[Ni]) X (0. 5+[Ti])低于 0. 30 时，焊接金属的 强度降低，另外，CT0D值(破坏韧性)也降低。另夕卜，六值高于0.70时，由于(、3土、111、11 带来的强度上升和Ni含量相对不足导致的韧性降低，CT0D值(破坏韧性)降低。因此，A 值优选为0. 30 0. 70。该A值是考虑到强度和韧性的平衡而导入的。A值的分母选择的是提高韧性的元 素，分子选择的是提高焊接部的强度的元素，A值和CT0D值的关系整理的结果得到及其明 显的相关关系。即，A值在0. 30 0. 70时，CT0D值优异。实施例以下，将本发明的低氢型药皮电弧焊条的实施例与其比较例进行比较，进行具体 说明。首先，在具有下述表1所示的成分的钢芯线上涂布具有各种化学成分的被覆剂制 造药皮电弧焊条。还有，在本实施例中，钢芯线的直径为4mm。在下述表1中显示各实施例 和比较例中使用的钢芯线的组成。另外，在表2 表4中显示本发明的实施例和比较例的 焊条所示用的钢芯线的种类、被覆率、被覆剂的组成和A值。另外，在表3和表5中，其他栏 的成分是 BaO、Na20、Li20、Fe203、Zr02 等。接着，使用该药皮电弧焊条进行焊接，评价此时的焊接作业性，并且，评价焊接金 属的机械特性。在本实施例中，作为焊接母材，使用形成有X坡口的板厚为60mm的钢板，在 100°C的温度对该钢板进行预热后，对坡口部以向下焊接姿势进行焊接热量25kJ/cm的焊 接。电源使用直流电源，以焊接电流150A，电弧电压23 25V的条件进行焊接。此时，作为 钢板使用抗拉强度610MPa级钢板。机械特性通过焊接金属的0. 2%屈服应力、抗拉强度、转移温度vTrs和_40°C的 CT0D值(破坏韧性)进行评价。焊接金属的屈服应力和抗拉强度是通过从所得到的焊接金 属采取抗拉试验片，测定相对于0.2%拉伸率的荷重，并且，测定最大抗拉强度而评价。另 外，基于 BS (英国规格)5762 测定-40°C 的 CT0D(Crack Tip Opening Displacement)。在下述表6和表7中显示这些试验结果和评价结果。还有，在焊接作业性的评价结果栏中显示，〇为良好，A为稍有不良，X为不良。综合判定基于焊接作业性和CT0D值 进行。表 1 表 3表6 表 7 如上述表2 表7所示，实施例El E26是钢芯线和被覆剂中的化学成分、被覆 率在本发明范围内，所以焊接作业性优异，并且，焊接金属中的氢量和氧量充分降低，因此， 强度和破坏韧性优异。另外，_40°C的CTOD值也充分高在0. 28mm以上。相对于此，比较例Tl的被覆率低于本发明范围的下限，强度不足，所以CTOD试验 中止。比较例T2的被覆率在本发明范围的上限以上，焊接作业性降低，因此CTOD试验中止。 比较例T3的被覆剂中的金属碳酸盐在本发明的范围以下，焊接金属的氧量增加，破坏韧性 降低。比较例T4的被覆剂中的金属碳酸盐超过本发明范围的上限，焊道形状成为凸状。比较例T5的被覆剂中的氟化物低于本发明范围的下限，焊道形状成为凸状。比较 例T6的被覆剂中的氟化物超过本发明范围的上限，电弧不稳定，焊接作业性劣化。比较例T7的被覆剂中的Mg低于本发明范围的下限，焊接金属的氧量变高，不能得 到良好的破坏韧性。比较例T8的被覆剂中的Mg超过本发明范围的上限，电弧变强，焊接作 业性劣化。比较例T9、TlU T13、T15分别是被覆剂中的Si、Mn、Ni、Ti低于本发明范围的下 限，抗拉强度不足。比较例T10、T12、T14、T16分别使被覆剂中的Si、Mn、Ni、Ti超过本发明 范围的上限，抗拉强度增加，并且，破坏韧性劣化。比较例T17和T18的被覆剂中的B分别低于本发明范围的下限，超过本发明范围 的上限，不能发挥组织微细化效果，破坏韧性劣化。比较例T19和T21分别是被覆剂中的 SiO2和TiO2低于本发明范围的下限，焊渣量变少，焊接作业性差。另外，比较例T20和T23 分别是被覆剂中的SiO2和Al2O3超过本发明范围的上限，所以焊渣的剥离性变差，焊接作业 性劣化。另外，比较例T22的被覆剂中的TiO2超过本发明范围的上限，焊道形状成为凸状， 焊接作业性劣化。比较例T24的被覆剂中的酸性氧化物的合计量超过本发明范围的上限， 因此，焊接金属中的氧量增加，破坏韧性劣化。比较例T24和T25分别是被覆剂中的Cr和Mo超过上限，低温韧性和破坏韧性低。 比较例T26的钢芯线中的C在本发明范围的下限以下，抗拉强度不足，并且，焊接金属的氧 量增加，因此，CTOD试验中止。另外，比较例T27 T30分别是钢芯线中的C、PS、N超过本 发明范围的上限，所以低温韧性和破坏韧性劣化。上述比较例Tl T30的-40°C的CTOD值 最大也仅为0. 14mm,与本发明的_40°C的CTOD值相比极低。综合评价为Δ的实施例为Ε9、Ε10、Ε13、Ε16和Ε24五个。它们的CTOD值为0. 36mm 以下。其原因为E24酸性氧化物合计值过大，ElO和E16的A值过大，E9的A值过小，E13 为优选的范围的上限值的A值。
权利要求
一种低氢型药皮电弧焊条，是在钢芯线上涂敷有被覆剂的低氢型药皮电弧焊条，其特征在于，所述钢芯线以钢芯线总质量比计含有大于0.05质量％但在0.10质量％以下的C，并且，将P限制为0.010质量％以下，将S限制为0.010质量％以下，将N限制为0.005质量％以下，所述被覆剂以被覆剂总质量比计含有以CO2换算为15～28质量％的金属碳酸盐、以F换算为4～9质量％的金属氟化物、4.0～9.0质量％的SiO2、0.5～5.0质量％的TiO2、以Mg换算为0.5～3.0质量％的作为金属单体或合金的Mg、1.0～7.0质量％的Si、0.5～5.0质量％的Mn、2.0～10.0质量％的Ni、0.3～3.0质量％的Ti、0.05～0.20质量％的B、5.0～20.0质量％的Fe，并且，将Al2O3限定为2.0质量％以下，将Mo限定为0.1质量％以下，将Cr限定为0.1质量％以下，并且，在上述成分之外，还含有电弧稳定剂、焊渣生成剂、粘结剂，所述被覆剂的被覆率以所述被覆剂在焊条总质量中所占的质量比计为25～45％。
2.根据权利要求1所述的低氢型药皮电弧焊条，其特征在于，所述被覆剂中，作为酸性 氧化物的所述SiO2、所述TiO2、所述Al2O3的总量为12质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的低氢型药皮电弧焊条，其特征在于，在设焊条总质量中 的C含量为[C](质量％ )，Si含量为[Si](质量％ )，Mn含量为[Mn](质量％ )，Ni含量 为[Ni](质量 ％)，Ti 含量为[Ti](质量 ％)时，通过 A= ([C] X 10+1. 8 X [Si]+ [Mn])/ {(!+[Ni]) X (0. 5+[Ti])}求出的 A 的值为 0. 30 0. 70。
全文摘要
本发明涉及一种低氢型药皮电弧焊条，钢芯线含有大于0.05质量％但在0.10质量％以下的C，并且，将P限制为0.010质量％以下，将S限制为0.010质量％以下，将N限制为0.005质量％以下，被覆剂含有以CO2换算为15～28质量％的金属碳酸盐、以F换算为4～9质量％的金属氟化物、4.0～9.0质量％的SiO2、0.5～5.0质量％的TiO2、以Mg换算为0.5～3.0质量％的作为金属单体或合金的Mg、1.0～7.0质量％的Si、0.5～5.0质量％的Mn、2.0～10.0质量％的Ni、0.3～3.0质量％的Ti、0.05～0.20质量％的B、5.0～20.0质量％的Fe，并且，将Al2O3限定为2.0质量％以下，将Mo限定为0.1质量％以下，将Cr限定为0.1质量％以下，所述被覆剂的被覆率为25～45质量％。由此，低温的CTOD值变高，适于通过直流电流焊接590MPa级的高张力钢。
文档编号B23K35/365GK101844282SQ20101014340
公开日2010年9月29日 申请日期2010年3月17日 优先权日2009年3月27日
发明者中西浩二郎, 太田诚, 韩鹏 申请人:株式会社神户制钢所