二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝的制作方法

专利名称：：二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝的制作方法
技术领域：
：本发明涉及对软钢或490至520N/mi^级高张力钢进行二氧化碳气体保护电弧焊时所使用的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝，特别是涉及可以以高效率进行焊接，并且能够得到机械的性能良好的焊接金属的二氧化碳气体保护电弧焊用实芯焊丝。
背景技术：
：近来，在建筑钢筋领域，以C02作为保护气体的气体保持电弧焊接法，从其高效率的优点出发而被主要使用。以前，该气体保护电弧焊接法几乎都是利用人手的半自动焊接法，但是出于人力节约化带来的成本降低和夜间或休息的无人操作时仍可进一步提高焊接效率的目的，利用机器人的自动焊接也得到普及。另一方面，在焊接品质的方面以耐震性提高为重点，为了实现焊接接头部的性能提高，在1997年的JASS6修定及1999年的建筑基准法修定中，规定对焊接时的输入热能、道间温度进行上限管理。受到这一动向影响，焊丝也被开发出与高热量输入、高道间温度对应的焊丝，其对于490N/mm2级钢钢板能够允许达到最大输入热能40kJ/cm、道间温度350°C，对于520N/mm2级钢钢板能够允许达到最大输入热能30kJ/cm、道间温度250°C，1999年作为540N/mm2级-YGW18被JIS化。以后直至今日，在比以前的焊丝大的输入热能、高的道间温度下得到优异的机械性能的540N/mr^级焊丝急速地普及。另外，该540N/mm2级焊丝在对于输入热能和道间温度难以管理的半自动焊接中虽然普及得早，但在机器人焊接的全自动焊接中也大应用540N/mi^级焊丝。在与现有的二氧化碳气体保护焊接用大电流、高道间温度对应的焊丝中，整体来说，Si、Mn、Ti这样的脱氧成分含有得比现有焊丝多，且会根据需要添加Mo、B、Cr、Al、Nb、V、Ni等。由此，通过提高钢的淬火性，组合晶粒微细化带来的韧性的提高，还有析出硬化及固溶硬化的作用，从而提高强度。然而，这些现有的焊丝实际情况是，全部没有考虑并设计用于机器人的焊接。在现有的大电流、高道间温度对应焊丝中，存在熔渣发生量过剩，且剥离性差这样的缺点。熔渣因为有绝缘性，所以堆积的熔渣会阻碍电弧稳定性，成为未焊透和夹渣这种缺陷发生的直接原因。此外，如果哪怕只有少量熔渣没有自然剥离，焊接机器人便会一边错开起弧位置一边尝试再起弧，并会延续起弧错误，以致焊接机器人判定错误而停止。焊接机器人通过无人而发挥出最大的长处，但是短时间堆积熔渣而引起电弧的不稳定化，则需要利用人手进行高频率的除渣作业，为了从起弧错误中恢复过来，就产生了进行起弧部的熔渣除去的需要等，从而不能发挥其长处。因此，为了解决这一问题，就期望一种在最高输入热能为40kJ/cm、最高道间温度350。C的条件下，具有490N/mr^级钢所需要的充分的机械性能，并且熔渣发生量少、剥离性也良好，连续层叠高度大的高效率的焊丝。针对该愿望，作为改善了熔渣剥离性的焊丝，开发有特开2006-88187号、特开2006-305605号、特开2006-150437号中记载的焊丝。另夕卜，瑢渣剥离性改善、并且熔渣生成量也降低的焊丝，在特开2004-122170号公报、特开2006-26643号中公开。然而，近来的机器人焊接技术的进化显著。因此，坡口角度30。的狭坡口化也得到实现。即，虽然以前坡口角度以35°为标准，但是以坡口面积的縮小带来的焊道数减少和焊接时间縮短、焊丝的使用量削减、热应变的降低、道间温度上升的降低带来的强度及韧性等的焊接金属的机械的性能提高为目的，30°左右的狭坡口化可以对此加以实现。如此，若坡口角度变小，则焊炬嘴容易干扰坡口面，因此必然地，从焊炬前端到坡口底面的距离，所谓焊丝伸出长度大多变长，从而判明电弧力降低造成的未焊透容易发生。另外，由于伸出长度变长，气体保护性劣化，氮从大气混入到焊接金属中，也有使韧性降低的倾向。以往，并没有从焊丝方面开发防止未焊透的技术。另外，也不存在既可实现现有的优异的熔渣剥离性和熔渣量的最少化，同时强度及韧性这样的机械的性能也优异的焊丝。因此，就期望开发出未焊透得到防止，机械的性能也优异，并能够与利用机器人的多层焊接下的狭坡口施工相对应的最适合的焊丝。
发明内容本发明鉴于这样的问题点而做，其目的在于，提供一种即使在狭坡口施工中也能够取得充分的熔深，能够得到强度及韧性等的机械的性能优异的焊接金属的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝。本发明的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝，含有C:0.030.10质量%、Si:0.671.00质量％、Mn:1.812.50质量％、S:0.0060.018质量％、Ti:0.1000.150质量％、B:0.00150.0070质量％、镀敷成分所含的Cu:0.100.45质量％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，由下式1及式2表示的参数Pbs及Pmt満足Pbs《10，Pmt《32，并限定P:0.020质量％以下、Nb:0.04质量％以下、V:0.04质量％以下、Al:0.04质量％以下。式1PBS=[B]X[S]X10式2PMT=[Mn]X[Ti]X102在此，[]意思是该元素在焊丝中的含量(质量％)。在该二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝中，优选含有Mo:0.25质量％以下、Cr:0.25质量n/。以下及Ni:0.25质量％以下之中的至少1种。另外，优选每10kg焊丝在焊丝表面存在0.011.00g的MoS2。图1是表示焊丝成分中的Ti量和焊丝伸出长度对熔深造成的影响的图。图2是表示本申请中的B和S的范围的图。图3是表示本申请中的Mn和Ti的范围的图。图4是表示焊接试验体形状和坡口形状的图。图5是焊接金属拉伸试验片的提取位置。图6是焊接金属摆锤冲击试验片的提取位置。具体实施例方式本发明者等对于焊丝伸出长度与熔滴的过渡形态、以及熔深的关系进行了研究，其结果阐明以下的事项。在焊接丝送给量一定时，若伸出长度变长，则从焊丝前端至焊嘴内通电点之间的电阻抗升高，由于温度上升导致容易熔融，因此从焊接机供给焊接电流降低，另一方面，焊接电压上升。在焊接电流的减少及焊接电压的增大的条件下，因为电弧反作用力小并且过渡空间(电弧长)长，所以焊丝前端熔融而落到焊接部的熔滴容易成为大粒的完全粗滴过渡。电弧的指向性变弱，以焊丝为中心的同心圆状的熔滴落下区域的面积扩大。另外，过渡周期也变长，施加给母材的电弧力变弱，熔深变小。为了避免该现象，防止完全的颗粒熔滴过渡最为有效，为此本发明者发现，需要抑制使瑢滴发生巨大成长的因素。对该熔滴的大小最有影响的是Ti，焊丝中的Ti含量越少，越可抑制熔滴成长，而成为短路过渡，电弧的集中性增加，熔滴落下区域的面积縮小，熔深增加。图1是设横轴为焊丝伸出长度(mm)，纵轴为熔深(mm)，以表示Ti含量、焊丝伸出长度、熔深的关系的曲线图。其中，焊丝送给量为10m/分。如该图1所示，焊丝伸出长度越长，熔深越小，但是焊丝伸出长度相同时，Ti含量越少，熔深越大。另外，Ti氧化物是熔渣源，通过使Ti量比以前少，能够减轻因熔渣堆积而产生的问题点。另一方面，Ti与氮的亲和性强，会与保护不良时的氮结合而防止气孔的发生，具有防止金属脆化的效果。减少Ti会使气孔的发生及金属脆化的问题发生，因此，为了使Ti的减少带来的熔深的改善和气孔的发生及金属脆化的问题相抵，而进行Mn和B的含量的量佳化。以下，对于本发明的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝的成分添加理由及组成限定理由进行说明。"C:0.030.10质量％"C是用于确保强度的重要的添加元素，但是在低于0.03质量％时，则不能确保高输入热能、高道间温度焊接时所需要的强度。因此，C为0.03质量％以上，优选为0.05质量％以上。另一方面，若过剩地添加C，则高温裂纹容易发生。另外，若过剩地添加C，则在电弧气氛中由于CO爆发现象也会导致飞溅发生量增加，电弧稳定性劣化。此外，若C含量多，则焊接金属的强度过大，韧性反而降低。若C含量超过0.10质量M，则这些影响变得显著，因此使其上限值为0.10质量％。"Si:0.671.00质量％"Si主要用于强度确保和防止因脱氧造成的气孔缺陷而添加。另外Si的添加虽然使熔渣量增大，但熔渣剥离性提高。这些效果在Si含量为0.67质量％以上时有效。Si含量低于0.67质量。/。时，熔渣剥离性差，电弧不稳定化。Si更优选的下限值为0.75质量％。另一方面，若过剩地添加Si使之超过1.00质量％,则熔渣量过剩，电弧稳定性劣化，并且韧性值降低。因此Si的上限值为1.00质量％。"Mn:1.812.50质量％"Mn有焊接金属的脱氧效果，另外使焊接金属的强度上升，具有得到高韧性的焊接金属的效果。具备狭坡口对应功能的机器人系统中，最大焊丝伸出长度设定得长，容易发生因保护不良引起的气孔发生及靭性降低，因此作为机器人用焊丝会比较大量地添加Mn，从而能够防止这些缺点。为此，Mn含量至少需要添加1.81质量％以上。另一方面，若Mn含量超过2.50质量％，则熔渣量增大，并且熔渣剥离性降低，其结果是电弧稳定性也劣化。还有，如后述，根据与Ti量的关系，Mn的上限值被抑制得更低。"S:0.0060.018质量％"s通过其添加而使熔池的表面张力降低，使凝固时的物理性的凹凸减少，从而具有使焊接金属的表面光滑的效果。由此，能够使熔渣剥离性提高。当S低于0.006质量％时，该效果不呈现，面剥离性差导致电弧稳定性劣化。另一方面，即使添加S超过0.018质量％，焊接金属的表面形状改善效果也饱和，此外还容易发生高温裂纹。另外，会使熔渣的形态粒状化，妨碍电弧进行熔融，成为部分性的电弧不稳定的原因，并且韧性也降低。因此S的上限值为0.018质量％。还有，如后述，根据与B量的关系，S的上限值被抑制得更低。"Ti:0.1000.150质量％"Ti具有使高电流域的电弧稳定性提高的效果。一般来说，添加Ti在70.20质量％左右的焊丝较多。本发明的焊丝的组成的特征之一是，Ti含量比一般的焊丝要低。当Ti低于0.100质量％时，电弧稳定性劣化，飞溅发生量增加。因此，Ti需要添加0.100质量％以上。另一方面，若提高Ti含量，则由于上述的熔滴过渡形态的变异，导致熔深减少，焊丝伸出长度抵时容易发生未焊透。若Ti含量超过0.150质量％，则会完全成为颗粒熔滴过渡，发生未焊透，因此使其上限值为0.150质量％。还有如后述，根据与Mn含量的关系，Ti含量的上限值被抑制得更低。在机器人焊接时，通常能够最佳设定最合适的电压及焊接速度，因此即使Ti含量低，电弧稳定性也不会劣化。"B:0.00150.0070质量％"B通过少量的添加而使焊接金属的晶粒微细化，从而具有使强度和韧性提高的效果。B含量低于0.0015质量％时，焊接金属的强度和韧性的提高效果不显现，这些机械的特性不足。因此，B以0.0015质量％为下限值。另一方面，若过剩地添加B而超过0.0070质量％，则容易发生高温裂纹。因此，B含量以0.0070质量％为上限值。还有，根据与S量的关系，B含量的上限值被抑制得更低。"Cu:0.100.45质量％"Cu在过剩添加时容易使高温裂纹发生，并且使熔渣的性质发生变化而使剥离性劣化。其结果是电弧稳定性劣化。并不需要在焊丝的原线材中积极地不加Cu，为了改善导电性、耐锈性、拉丝性及匠心性，其几乎是作为焊丝表面所实施的镀铜中的Cu成分而被添加。Cu被换算为0.10质量%的量以下的镀敷量时，镀膜的膜厚过薄，导电性差，电弧不稳定发生，飞溅增加。另一方面，若0!含量超过0.45质量％，则高温裂纹及熔渣剥离性成为问题，因此Cu的上限值0.45质量。/。。还有，Cu是将线材中所含的和铜镀部分加以合计的值。"pbs《10(pbs=[b]x[s]xio5)"B和S都是引起高温裂纹的元素，除了分别单独规定B和S的含量以外，还需要通过根据其相互关联来规定两种元素，以防止高温裂纹。艮P，因为在狭坡口的焊接施工中容易发生高温裂纹，所以历来都需要留意裂纹防止，除了分别单独规定此B和S的含量以外，还需要通过根据其相互关联来规定两种元素。图2是设横轴为S含量，设纵轴为B含量，以表示裂纹发生等与此S和B含量的关系的曲线图。如图2所示，来自本申请发明者等的实验研究的结果发现，在Pbs〉10的范園，即使B和S都在本发明的规定范围，但因为两种元素都处于高的含量范围，所以裂纹发生。因此，将相失参数Pbs定义为PBS-[B]X[S]X1()5时([B]、[S]分别表示焊丝中的B含量(质量%)、S含量(质量％))，需要使该PBS为10以下。"PMT《32(PMT=[Mn]X[Ti]X102)"Mn和Ti是熔渣的主要生成元素，除了分别单独规定Mn和Ti的含量以外，还需要通过根据其相互关联来规定两种元素，以防止过剩的熔渣发生。图3是设横轴为Mn含量，设纵轴为Ti含量，以表示熔渣含量等与此Mn和Ti含量的关系的曲线图。本发明者发现，如图3所示，在Pmt〉32的范围，即使Mn和Ti都在本发明的规定范围内，但因为两种元素含量都高，所以熔渣生成量多，熔渣剥离性也变差，因此电弧的稳定性劣化。另外，若熔渣量增大，则需要频繁地进行熔渣去除，运转效率降低。因此，将相关参数PMT定义为PMf[Mn]X[Ti]Xl()2时，([Mn]、[Ti]分别表示焊丝中的Mn含量(质量％)、Ti含量(质量％))，需要使该PMT为32以下。"P:0.020质量％以下"P是使高温裂纹发生的主要元素之一，没有积极地添加P的必要性。因此作为高温裂纹不会构成问题的上限值，P的上限值设定为0.020质量%。"Nb:0.04质量％以下、V:0.04质量°/。以下、Al:0.04质量％以下"Nb、V、Al在低热能输入焊接条件下使焊接金属的韧性降低。为此，应该避免积极地添加这些元素，作为韧性劣化能够忽视的允许范围的上限，这些元素的上限值分别0.04质量％。"Mo:0.25质量。/。以下、Cr:0.25质量％以下、Ni:0.25质量％"Mo、Cr、Ni使焊接金属的淬火性提高，为了使强度上升，优选积极地添加。此Mo、Cr、Ni即使在更高的输入热能及道间温度下也能够维持适度的强度。这些元素的添加不需要特别压设定下限，但是，如果Mo、Cr和Ni之中至少一个添加至0.05质量％以上，则该效果显著。另一方面，若添加这些元素超过0.25质量％，则焊接金属的显微组织马氏体化，韧性降低。因此，这些元素在添加时分别为0.25质量％以下。"焊丝表面的MoS2:每10kg焊丝为0.011.00g"焊丝送给性对熔渣剥离性有很大影响。焊丝送给稳定也使得熔池形成稳定，所生成的熔渣的厚度均一，热收縮的应变均一地发挥作用，由此容易全面剥离。焊丝表面的MoS2会降低焊嘴、焊丝间的给电点的熔敷，关系到焊丝送给性提高。作为现有的焊丝送给性提高方法，有沿着焊丝表面的晶界使之过剩氧化的方法，但是在该方法中，存在O量过剩，熔渣量增大这样的缺点。相对于此，MoS2的涂布与其他的送给性提高方法相比，不会使熔渣量增大，因此适合作为本发明的焊丝的焊丝送给性提高方法。该效果在每10kg焊丝附着MoS2达0.01g时有效。另一方面，若每10kg焊丝附着MoS2超过1.00g，则会开始堆积到送给系统内，因MoS2堵塞反而会导致送给不良发生，对熔渣性状造成影响。从而使剥离性降低。其结果是，电弧稳定性劣化。因此，优选在焊丝表面，使每10kg焊丝存在0.011.00g的MoS2。实施例以下，为了说明本发明的效果，对于纳入本发明的范围的实施例的焊丝，和脱离本发明的范围的比较例的焊丝，以及实施焊试验的结果进行说明。图4(a)(c)是表示焊接试验体形状和坡口形状的图。图4(a)是放大显示坡口部的剖面图，4(b)是试验体的正视图，4(c)是侧视图。隔板(diaphragm)1使其面被垂直配置，圆型钢管3使其轴水平，使圆型钢管3的端面与隔板1对向配置。该圆型钢管3的端面被倒角，在与隔板l之间形成^型坡口。另外，在圆型钢管3的内面配置筒状的衬垫2。然后，通过焊炬4对该坡口部进行环缝焊接。下述表1显示焊接条件。另外，下述表2显示隔板1、钢管3和衬垫2的钢板的组合，表3显示隔板1、钢管3和衬垫2的组成(质量％)。以表1所示的焊接条件，使用市场销售的钢筋建筑用机器人焊接系统，对图4所示的焊接试验体进行焊接。还有，隔板1和钢管3为高炉材，相对于此，衬垫2为市场销售的电炉材，衬垫2氧含量显著高，焊接性差。坡口角度一般为35°，根部间隙为7mm，但是在该焊接试验中进行坡口角度为30°，根部间隙为5mm的狭坡口施工。然后，通过数字图像处理计算焊接结束后的熔渣的剥离性，计测熔渣量，作为焊接金属的强度和韧性的指标，实施拉伸试验和摆锤冲击试验。另外，也记录焊接中的电弧的稳定性和飞溅发生量。此外，通过超声波探伤试验调查是否发生未焊透和高温裂纹。下述表4显示实施例和比较例的焊丝的组成(质量％)。另外，下述表5显示焊接试验的试验结果。还有，在表4的组成中显示为"<0.***"的，表示组成的分析结果为低于一般性的分析精度的下限值的值，在工业上为不含有。关于表5所示的各特性的评价方法如下。关于熔渣剥离性评价方法，剥离性和熔渣量的评价只在钢管的板厚薄的条件1(参照表2)下进行计测。还有，确认到在条件l下熔渣剥离性良好的焊丝，在条件2下也同样良好。在焊接开始点进入最终焊道的焊接时，以从焊丝折回90。的地点为中心，对其前后100mm、合计200mm拍摄照片(参照图4(b)及(c))。接着，对此焊道外观照片，二值化为(a)熔渣自然剥离了的部分和(b)熔渣附着的部分，并求得其分布。通过图像分析软件分别计算像素，以(a)/((a)+(b))X100求得熔渣剥离率(％)。熔渣剥离率为15%以上的判定为熔渣剥离性良好。接着，关于熔渣量，是回收全部的熔渣，也包括在焊道外观照片拍摄后自然剥离的，对其进行重量测定。该熔渣量为12g以下的为熔渣量良好。焊接金属的拉伸试验和摆锤冲击试验，是在条件2下(参照表2)，分别从图5及图6所示的位置提取JISZ3111的A2号(平行部直径6mm)及标准试验片(10mm角)供试验。还有，拉伸试验在2(TC的室温下，摆锤冲击试验为0。C，以3个平均作为评价值。抗拉强度为490N/mm2以上，摆锤冲击试验平均70J以上为合格。电弧稳定性借助焊接中的感官评价，熔渣没有特别干扰、打乱电弧的发生的情况判断为良好。还有，因焊丝送给不良引起电弧的混乱发生的情况也不合格。ii飞溅发生量是在条件l下(参照表2)的焊接结束后，回收附着在焊嘴(shieldnozzle)上的飞溅，对其进行重量测定。飞溅发生量为6g以下判定为良好。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>＝＝370.030.802.400.150.0180細0.260.005810.436.0380.040.701.870.20.0150.0120.190扁04.522.4390.080.811.840.150.0060.0100.150.00412.527.6400.070.881.950.140.0070駕0.260.00553.927.3410.09O.卯1.830.130.0090細0.190細54.123.8420.070.861.850.150細0.0130.260.00393.527.8430.080.771.990.120厕0.0100.200.00252.323.9440.060.891.900.140.0110.0100.180扁67.326.6450.07O.卯1.950.230細0.0120.25<0細10.044.9460.080.791.720.190.0050.0190.170.00432.232,7470.110.801.45<0.010.0120.0100.250扁10.10.0480.060.502.000.180.0040.0120.200.00]90.836.0490.071.101.820.050.0250扁0,20<0細10.09.1500.060,251.950.150.0150.0100.250.010115.229.表4-4NoNbVA1MoCrNiMoS219<0.005<0.005<0.0050.15<0.005<0.0050.0520<0.005<0.005<0.005<0駕<0.005<0.005<0.0121<0.005<0.005<0.0050.22<0.005<0駕0.1522<0.005<0.005<0.0050.16<0.005<0.0050.2523<0.005<0駕<0.0050.130駕<0.0050.5024<0.005<0駕<0馬<0駕<0.005<0.0050.7825<0.005<0.005<0.005<0.005<0.005<0.0050.3526<0.005<0.005<0.0050.17<0.0050.0100.4527<0.005<0.005<0.005<0,005<0.005<0.005O.卯28<0.005<0.005<0.0050.13<0.0050扁<0.0129<0扁<0.005<0扁<0.005<0.0050.0100.10比30<0.005<0.005<0.005<0駕<0.005<0.005<0.01较31<0.005<0.005<0.005<0.005<0.005<0.005<0.01例32<0.005<0.005<0.0050.10<0.005<0駕<0.0133<0.005<0.005<0,005<0駕<0.005<0駕<0.01340扁<0扁0.0100.005<0.005<0.005<0.0135<0駕<0.005<0扁<0.005<0.005<0駕<0.0136<0駕<0.005<0.005<0.005<0.005<0.0050.5037<0駕<0馬<0.005<0.005<0.005<0.0050.65380.050<0.005<0.005<0.005<0.005<0,0050.26390扁0.050<0,0050細<0德<0.0050.1540<0.005<0.0050.050<0.0050.150<0.0050.1141<0.005<0.005<0.0050.27<0.005<0.005<0.0142<0駕<0.005<0駕0.0100.28<0,005<0,01430細<0.0050.010<0.0050細0.270.0544<0駕0.006<0,005<0扁<0.0050.151.1045<0駕<0馬<0駕<0扁0.1500.010<0.0146<0.005<0.0050.010.200扁0.010<0.0147<0.005<0.005<0.005<0.005<0,005<0.005<0.01480.0100扁0.0100.400.0500.0200.1249<0駕<0.005<0駕<0扁<0.005<0.0050.0250<0,005<0.005<0.0050.180,090,010.101表5匿1N<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>如表5所示，本发明的实施例118，各成分的组成范围处于本发明规定的范围内，因此熔渣的剥离性、熔渣量、焊接金属的强度、韧性、电弧稳定性、低飞溅性、烙深性能及耐裂纹性全部良好，能够得到优异的焊接作业性和焊接金属优异的机械的性质。另一方面，比较例1950脱离本发明的范围，其中比较例19其C过少，焊接金属的强度不足。比较例20其C过剩，焊接金属上发生高温裂纹，强度过剩而韧性劣化。另外，飞溅也多，电弧稳定性差，因此连续焊接性也劣化。比较例21其Si过少，焊接金属的强度不足，熔渣剥离性也差，烙渣干扰造成电弧不稳定，连续焊接性劣化。另外，因脱氧不足还发生了气孔。比较例22其Si过剩，焊接金属的韧性不足，熔渣量过剩并成为干扰，电弧不稳定，连续焊性劣化。比较例23其Mn过少，韧性低，，因脱氧不足还发生了气孔。比较例24其Mn过剩，熔渣量多，剥离性也差。另外，熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化。比较例25其Ti过少，飞溅发生量多，电弧稳定性差，焊嘴容易发生堵塞，因此连续焊接性劣化。比较例26、27其Ti过剩，熔滴过渡完全成为粗滴过渡，因此未焊透多发。比较例28其Mn、Ti的各成分虽然分别满足规定范围，但是参数PMT过大，因此熔渣量多，剥离性也差。另外，熔渣干扰而使电弧不稳定，连续焊接性劣化。比较例29其S过少，熔渣的剥离性差，熔渣干扰而电弧不稳定，连续焊接性劣化。比较例30其S过剩，韧性低，并且还发生了高温裂纹。虽然熔渣剥离性良好，但是附着的成粒状化，厚度增加而损害电弧的稳定性。其结果是连续焊接性劣化。比较例31其S和B的各成分虽然满足本发明的规定范围，但参数PBS过大，因此耐裂纹性受损，有裂纹发生。比较例32其P过剩，韧性低，并且也发安生了高温裂纹。比较例33其Oi过少，铜镀层的厚度薄，因此导电不良。微小熔敷多发而使电弧不稳定化，飞溅也增加。比较例34其Cu过剩，高温裂纹发生，并且熔渣剥离性也差，熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化。比较例35其B不足，强度和韧性不足。比较例36其B过剩，高温裂纹发生。比较例37其Mn、Ti、B及S和元素分别单独满足本发明的规定范围，但是参数PmT、PBS超出本发明的规定范围。因此，熔渣量多，熔渣剥离性也差。另外，熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化，此外还发生了高温裂纹。比较例3840分别为Nb、V、Al过剩，韧性降低。比较例4143分别为Mo、Cr、Ni过剩，虽然强度提高，但是其强度过剩，反之韧性降低。比较例44其MoS2附着量过剩，管路(conduitliner)等送给系统中MoS2堆积堵塞，焊丝送给非常不稳定。其结果是电弧稳定性受损，熔渣分布不均一化并带来不利影响，熔渣剥离性降低。结果是熔渣干扰使电弧不稳定，连续焯接性劣化。比较例45其Ti过剩，S过少，不添加B。因此，由于Ti过剩导致熔滴过渡完全成为颗粒，因此未熔透多发。此外由于S过少，熔渣剥离性也差。另外，熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化。此外，因为不添加B，所以强度及韧性不足。比较例46其Ti过剩，S和Mn过少。由于Ti过剩导致熔滴过渡完全成为粗滴过渡，因此未焊透多发。此外，由于S过少，剥离性也差。熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化。因为Mn过少，所以强度及韧性不足，并且因脱氧不足还发生了气孔。比较例47其C过剩，Mn不足，不添加Ti及B。因此，由于Mn不足和不添加B，导致强度和韧性不足，因脱氧不足还发生了气孔。由于C过剩而发生高温裂纹，此外与不添加Ti相辅相成，造成飞溅极多，电弧稳定性差。比较例48其Ti、PMT、Mo过剩Si及S不足。因此，由于Ti过剩导致熔滴过渡完全成为粗滴过渡，因此未熔透多发。此外，由于Si及S过少，熔渣剥离性也差。熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化。另外，Mo过剩导致韧性不足。此外，因Si不足造成脱氧不足，还发生了气孔。比较例49其Si和S过剩，Ti不足，不添加B。由于不添加B，韧性降低，17强度也低。因为Si和S过剩，所以熔渣量多，并且粒状化而损害电弧稳定性。其结果是，连续焊接性劣化。另外，由于Ti不足导致飞溅多发。因为S过剩，高温裂纹也发生。比较例50其Si不足，B过剩，PBs过大。由于Si不足导致焊接金属的强度不足，熔渣剥离性也差，熔渣干扰使电弧不稳定，连续焊接性劣化。由于Si不足导致脱氧不足，也发生了气孔。另外，因为PBS过大，所以高温裂纹也发生。权利要求1.一种二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝，其特征在于，含有C0.03～0.10质量％、Si0.67～1.00质量％、Mn1.81～2.50质量％、S0.006～0.018质量％、Ti0.100～0.150质量％、B0.0015～0.0070质量％、镀敷成分中所含的Cu0.10～0.45质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，由下式表示的参数PBS及PMT满足PBS≤10，PMT≤32，并限定P0.020质量％以下、Nb0.04质量％以下、V0.04质量％以下、Al0.04质量％以下，PBS＝[B]×[S]×105PMT＝[Mn]×[Ti]×102在此，[]意思是该元素在焊丝中的质量百分比含量。2.根据权利要求1所述的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝，其特征在于，还含有Mo:0.25质量％以下、Cr:0.25质量％以下及Ni:0.25质量％以下中的至少1种。3.根据权利要求1或2所述的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝，其特征在于，每10kg焊丝中，焊丝表面含有0.011.00g的MoS2。全文摘要本发明的二氧化碳气体保护焊用实芯焊丝，含有C0.03～0.10质量％、Si0.67～1.00质量％、Mn1.81～2.50质量％、S0.006～0.018质量％、Ti0.100～0.150质量％、B0.0015～0.0070质量％、镀敷成分所含的Cu0.10～0.45质量％以下，由下式表示的参数P_BS及P_MT满足P_BS≤10，P_MT≤32，并规定P0.020质量％、Nb0.04质量％以下、V0.04质量％以下、Al0.04质量％以下，余量是Fe及不可避免的杂质。P_BS＝[B]×[S]×10⁵，P_MT＝[Mn]×[Ti]×10²。根据这一构成，即使在狭坡口施工中也能够得到充分的熔深，并得到强度及韧性等的机械的性能优异的焊接金属。文档编号B23K9/16GK101497154SQ20091000171公开日2009年8月5日申请日期2009年1月6日优先权日2008年1月30日发明者中野利彦,铃木励一申请人:株式会社神户制钢所