專利名稱：：氣體保護電弧焊藥芯焊絲的制作方法
技術領域：
：本發明涉及二氧化鈦系氣體保護電弧焊用藥芯焊絲，特別涉及耐高溫裂紋性能良好的氣體保護電弧焊用藥芯焊絲。
背景技術：
：氣體保護電弧焊用的藥芯焊絲(以下稱FCW(Flux-coredwire)。)具有在使用它的焊接中焊接作業性良好這樣的特征，因此歷來多被用于造船、鋼筋、橋梁等的角焊，其使用量增大。FWC是在鋼制外皮之中填充焊劑，此焊劑量及種類對焊接作業性及熔敷金屬性能等、FCW的品質影響很大。在此FCW之中，特別是每單位質量焊劑含有熔渣造渣劑(主要是氧化鈦)2560質量％(以Ti02換算為2550質量％)的二氧化鈦系的全姿勢焊接用FCW，不僅用1根焊絲就能夠進行全姿勢焊接，而且還具有良好的焊接作業性、高效率性及良好的焊接金屬性能等，因此在以造船及橋梁為首的大范圍的領域被使用。然而，作為二氧化鈦系FCW的缺點之一可列舉的一點是，其耐高溫裂紋性能、特別是焊接速度容易變快的下向及橫向的單面焊接施工的初層部和狹窄部在焊接時的耐高溫裂紋性，與同樣作為焊接用焊絲的實芯焊絲相比較差。因此，現狀的實際情況是，通過降低焊接電流或者加大坡口角度等來照顧到焊接施工面，從而實現高溫裂紋的防止。這一點若從反向理解，則二氧化鈦系FCW具有這樣的缺點，即由于使用它導致比使用實芯焊絲時焊接效率降低，鋼板及焊接材料的浪費大。其結果是，要額外考慮到單面焊接中的初層的裂紋特性，從而產生整個的焊接施工效率降低這樣的問題。為了應對上述的問題，一直以來進行了各種研究。例如，在特開2003-311476號公報中，通過抑制混入到二氧化鈦系FCW所含有的Ti02中的SnO量，發現能夠提高耐高溫裂紋性能。在同文獻中，將該思想應用于角焊中。另外，將該思想應用于單面焊接法的方法也被公開在特開2003-311416號公報中。但是，最近由于進一步的高效率化、窄坡口化及高速化，所以既要求具有良好的焊接作業性及良好的焊接金屬性能，又要求耐高溫裂紋性能進一步提高。因此，依據特開2003-311476號公報和特開2003-311416號公報所公開的二氧化鈦系FCW仍無法充分滿足這樣的要求。
發明內容本發明鑒于這一問題點而做，其目的在于，提供一種既具有良好的焊接作業性及良好的焊接金屬性能，耐高溫裂紋性能又良好的二氧化鈦系藥芯焊絲。為了達成上述目的，本發明的二氧化鈦系藥芯焊絲，在鋼制外皮內填充焊劑，所述鋼制外皮的C量在外皮總質量中占0.04質量W以下，所述焊劑相對于焊絲總質量含有1102為4.57.0質量％、Mg為0.30.7質量%、Na化合物以Na換算為0.10.3質量。/。、K化合物以K換算為0.020.15質量％、Ca為0.010.05質量％，若將所述Na及K的換算值分別定為[Na]及[K]，則[Na]/[K]比率為2.05.0，相對于焊絲總質量，在所述鋼制外皮及所述焊劑中含有Fe為8090質量％。所述鋼制外皮的C量優選在外皮總質量中為0.03質量％以下。若將所述Ca及Na的換算值分別定為[Ca]及[Na]，則[Ca]/[Na]比率也可以為0.050,2。相對于焊絲總質量，所述焊劑還含有Si為0.23.0質量。/。、Mn為0.55.0質量％。所述焊劑相對于焊絲總質量，也可以含有Si02為0.052.0質量％。根據本發明可起到如下效果通過適當規定二氧化鈦系藥芯焊絲的焊劑的組成，能夠得到既具有良好的焊接作業性及良好的焊接金屬性能，耐高溫裂紋性能又良好的二氧化鈦系藥芯焊絲。圖l是表示Na、K的添加量的發明范圍的圖。圖2是表示Na、Ca的添加量的發明范圍的圖。圖3是本實施例的焊接試驗所使用的焊接母材的頂視圖、側視圖和剖面圖。具體實施方式以下，更詳細地說明本發明。歷來，因為在FCW中出于飛濺等增加的原因而抑制Ca的量。然而，本申請發明者等發現，該Ca在與Na共存時，由于Ca化合物的效果而帶來耐高溫裂紋性能的改善。Ca在二氧化鈦系FCW中，例如作為CaF2和CaC03被含有時，歷來被認為是帶給焊接作業性不良影響的元素而應該抑制在盡可能低的范圍。另外還已知，即使是實芯焊絲等，如果在焊絲表面有未清除的拉絲潤滑劑(Ca肥皂)殘留，也會阻礙電弧穩定性(例如特開平4-300094，特開平4-300095等)。因這些Ca的添加造成的焊接作業性和電弧穩定性的降低，在FCW中也被認為是一樣的。反之，作為在FCW中積極添加Ca的例子也提出有一項技術(特開平6-238483等)，其是將Ca(金屬成分)作為脫氧劑添加，從而降低焊接金屬中的氧量以使韌性提高。但是，根據本申請發明者等的研究結果可知，如果含有Na化合物以Na換算達到比通常多的量(0.10.3質量％)，含有K化合物以K換算達到比通常少的量(0.020.15質量％)時，則FCW的表面或焊劑中所含有的Ca不會阻礙電弧穩定性，還會使耐高溫裂紋性能提高。在此，Ca量低于0.01質量％時則過少，從而沒有耐高溫裂紋性能提高的效果。反之若Ca量超過0.05質量。/。，則如預料本來的Ca的不良好影響出現。即，阻礙電弧穩定性，飛濺量增大。因此使Ca量為0.010.05質量M。關于Na的添加量，之所以Na化合物添加得比通常多(0.1質量％以上)，是為了利用作為Na添加效果的電弧穩定性來抑制作為Ca的不良影響的飛濺量的增大，反而因CaS的生成會使耐高溫裂紋性能提高。但是，因為其是以堿金屬、氟化物、碳酸鹽或氧化物等的形態被添加，所以若Na達到0.3質量。/。，則會在降低熔渣粘性的方向上發揮作用，從而容易發生熔渣的垂落，其結果是焊道形狀、外觀劣化。因此Na為0.10.3質量%。關于K的添加量，之所以K化合物添加得比通常要少(0.02質量％以上)，是因為通過Na、K的共同添加，雖然具有電弧穩定性的提高的效果，但是只有Na相對于K為主體時才會有Ca帶來的耐高溫裂紋性能的提高。但是，K也是堿金屬，若在0.15質量％以上，出于與Na同樣的理由，則焊道形狀、外觀劣化。因此K為0.020.15質量。/。。添加Na化合物和K化合物并服制在上述范圍內，這是為了提高耐高溫裂紋性能的必須，但是僅是如此還不能完全彌補Ca帶來的電弧不穩定化作用。本申請發明者等進行研究發現，[Na]/[K]的比率很重要。圖1是表示Na、K的添加量的發明范圍的圖。縱軸是Na的添加量(質量％)，橫軸是K的添加量(質量％)。斜線部是耐高溫裂紋性能及焊接作業性良好的范圍。如圖l所示可判明，除了使Na化合物含有比通常多的量(0.10.3質量％)，使K化合物含有比通常少的量(0.020.15質量％)以外，通過使[Na]/[K]保持一定的比率(2.05.0)，在與Ca共存下，Ca的耐高溫裂紋性能提高的效果得到促進。反之，[Na]/[K]低于2.0或超過5.0時，Ca阻礙電弧穩定性，相比耐高溫裂紋性能提高反而產生作業性劣化的問題。本申請發明者等進一步推定，比起Ca單獨存在的情況，Ca與Na共存時，由于CaS的形成致使耐高溫裂紋性能提高。圖2是表示Ca、Na的添加量的發明范圍的圖。縱軸是Na的添加量(質量％)，橫軸是Ca的添加量(質量％)。斜線部是而高溫裂紋性能及焊接作業性良好的范圍。如圖2所示，在Ca為0.010.5質量。/。的情況下，[Ca]/[Na]比率一定(0.050.2)時，耐高溫裂紋性能良好。這是由于，Ca化合物的情況在高溫下也會形成CaS，即使在金屬Ca和Ca合金中，高溫下也會優先與S化合而形成CaS。相反，當[Ca]/[Na]比率低于0.05時，與Na比較Ca量不足，其結果是發生耐高溫裂紋性能的降低，另外若超過0.2，則與Ca量比較Na量不足，因此電弧穩定性降低。接著，本申請發明者等關于焊接作業性的提高，就鋼制外皮的C量、FCW中的Fe量、焊劑中的Ti02、Mg、Mn、Si及Si02的量進行了研究。關于鋼制外皮總質量中的C量，出于降低FCW的煙塵發生量的目的，該C量歷來抑制得很低。這是由于C作為脫氧劑與氧反應，在焊絲前端的焊接金屬中發生爆發現象，其結果是焊接金屬飛散，成為飛濺。但是，本申請發明者等發現，鋼制外皮總質量中的C量關系到電弧穩定性。具體來說，若將鋼制外皮總質量中的C量規定在0.04質量。/。以下，則電弧穩定性良好。更優選為0.03質量％以下。關于FCW中的Fe量，每FCW總質量中，在本發明中添加Fe為8090質量％。該Fe量是鋼制外皮中所含的Fe和焊劑中所含的鐵粉中的Fe和各種Fe合金(Fe-Mn、Fe-Si、Fe-Ti等)中的Fe的總計。若Fe量低于80質量％，則為了按需要量添加各種添加元素，需要降低焊劑率，其結果是熔敷效率和電弧穩定性劣化。反之若Fe超過90質量。/。，則需要提高焊劑率，而過度提高焊劑率導致拉絲中的斷線多發，拉絲性劣化，其結果是招致生產性的降低。還有，在本發明中，適當的焊劑率為1020質量％。關于焊劑中的Ti02量，Ti02是熔渣成形劑的基本成分。Ti02量低于4.5%時，熔渣的包裹性不充分，尤其是立向、向上等的全姿勢焊接困難，其結果是焊道外觀、形狀不良。反之，若1102量超過7.0%，則熔渣量過剩，容易發生夾渣等的焊接缺陷。因此，TiO2量為4.57.0質量。/。的范圍。還有，在本申請中，Ti02量優選比以前高。更優選為5.57.0質量％的范圍。關于焊劑中的Mn量，Mg—般多作為強力的脫氧劑使用。然而，Mg與其他強力的脫氧劑、例如Ti、Zr及Al不同，具有使水平角焊中的焊道形狀及焊道融合性提高的效果。當Mg量低于0.3質量％時，熔渣對于焊接金屬的包裹性不均一，水平角焊中的焊道形狀劣化。另外，焊接金屬中的氧量隨著Mg的含有率提高而降低，因此如果使Mg量為0.3質量％以上，則能夠將焊接金屬中的氧量抑制在600ppm以下。其結果是低溫韌性提高。反之，若Mg量超過0.7質量％，則熔渣對于焊接金屬的包裹性過剩，熔渣中高熔點的MgO增加，熔渣的流動性降低，熔渣的包裹性降低的同時，飛濺和煙塵量增加。其結果是作業性降低，水平角焊中的焊道形狀劣化。因此，Mg量為0.30.7質量。/。的范圍。關于焊劑中的Mn量，Mn作為脫氧劑及用于調整焊接金屬的強度的成分而被添加。Mn量低于0.5質量。/。時，因脫氧不足導致氣泡發生。反之若超過5.0質量％，則焊接金屬的強度變得過高，在耐高溫裂紋性能的方面不為優選。因此，Mn量為0.55.0質量％的范圍。還有，這里所說的Mn量是FCW總質量中的成分。Mn可以從鋼制外皮中的Mn和焊劑的一方或雙方添加。作為在焊劑中添加的Mn原料可以例舉電解Mn、Fe—Mn、Fe—Si—Mn等。關于焊劑中的Si量，Si與Mn—樣作為脫氧劑及用于調整焊接金屬的強度而被添加，除這一目的以外，其添加還用于調整焊接金屬的流動性。因此，Si量低于0.2質量。/。時，焊道容易變成凸型焊道，另外因脫氧不足還會導致氣孔多發。反之，若Si量超過3.0質量。/。，則焊接金屬的強度過大，并且韌性降低。因此，Si量為0.23.0質量。/。的范圍。還有，這里所說的Si量是FCW總質量中的成分量。Si可以從鋼制外皮中的Si和焊劑的一方或雙方添加。作為在焊劑中添加的Si原料可以例舉Fe—Si、Fe—Si—Mn、Fe—Si—B、Si—Mg等。其次，對于本發明的二氧化鈦系FCW的組成限定理由進行說明。"鋼制外皮的C量為外皮總質量的0.04質量％以下"若鋼制外皮的C量比外皮總質量的0.04質量％多，則耐高溫裂紋性能降低，電弧穩定性降低。更優選鋼制外皮的C量抑制在0.03質量y。以下。"Ti02為4.57.0質量％"若1102量比4.5質量％少，則焊道外觀、形狀劣化，焊道不整齊。反之，若Ti02量比7.0質量多，則焊道不整齊，容易發生夾渣等的焊接缺陷。更優選Ti02量為5.57.0質量％的范圍。"Mg為0.30.7質量％"若Mg量比0.3質量。/。少，則焊道外觀、形狀劣化。反之若Mg量比0.7質量％多，則飛濺發生量增大，焊道外觀、形狀劣化。還有，Mg源有金屬Mg、Al-Mg、Si-Mg、Si-Ca-Mg、Ca-Mg、Ni-Mg等的合金化Mg等。"Na化合物以Na換算為0.10.3質量％"若Na化合物以Na換算比0.1質量。/。少，則電弧穩定性降低，飛濺發生量增大。反之若Na化合物以Na換算比0.3質量。/。多，則焊道外觀、形狀劣化，焊道不整齊。"K化合物以K換算為0.020.15質量％"若K化合物以K換算比0.02質量。/。少，則電弧穩定性降低。反之若K化合物以K換算比0.15質量％多，則電弧穩定性降低。"[Na]/[K]比率為2.05.0"若[Na]/[K]比率比2.0小，則電弧穩定性降低。反之若[Na]/[K]比率比5.0大，則電弧穩定性降低。"Ca為0.010.05質量％"若Ca量比0.01質量°/。少，則耐高溫裂紋性降低。反之若Ca量比0.05質量％多，則電弧穩定性降低，飛濺發生量增大。"[Ca]/[Na]比率為0.050.2"若[Ca]/[Na]比率比0.05小，則耐高溫裂紋性降低。反之若[Ca]/[Na]比率(質量％)比0.2大，則電弧穩定性降低。還有，Ca量是將金屬Ca或合金Ca或Ca化合物全部換算成Ca的值。"Mn為0.55.0質量％"若Mn量比0.5質量。/。少，則飛濺發生量增大。反之若Mn量比5.0質量％多，則高溫裂紋性降低。"Fe為8090質量％"若Fe量比80質量。/。少，則電弧穩定性降低。反之若Fe量比90質量%多，則不能維持適當的焊劑量(例如1020%)。"Si為0.23.0質量％"若Si量比0.2質量。/。少，則焊道外觀、形狀劣化。反之若Si量比3.0質量％多，則飛濺發生量增大。"Si02為0.52.0質量％"Si02是僅次于本發明的FCW中的Ti02的焊劑的主成分，作為熔渣形成劑發揮作用，特別是使焊道表面的光澤提高。此外，Si02的添加還使生成的熔渣的厚度變薄。&02量低于0.5質量％時，焊道表面的光澤和光滑喪失。反之當&02量超過2.0質量％時，大粒的飛濺的發生量增大。因此，FCW總質量中的Si02量為0.52.0質量％。還有，Si02量是將硅砂、長石、鋯石、橄欖石砂(olivinesand)、硅石灰石、玻璃等中所含的&02換算成Si量的值。"其他成分"另外，根據需要還能夠適當添加其他的氧化物、氟化物、金屬及合金等。例如，為了調整熔渣量，作為熔渣形成劑能夠添加MnO、A1203、MgO等氧化物2.0質量％以上。作為脫氫劑，能夠添加CaF2、SrF2、MgF2、K2SiF6等氟化物0.5質量％以下。或者作為脫氧劑能夠適宜添加A1、Zr等，而為了焊接金屬的韌性改善，能夠適宜添加B、Ni等。為了調整焊接金屬的強度而能夠添加Mo、Cr、V等。另外，FCW的截面形狀能夠是適當的其他形狀，此外，外殼材質、線徑、保護氣體組織等也沒有特別限定。實施例以下，與脫離本發明的范圍的比較例進行比較，對于本發明的實施例的效果進行說明。FCW的化學成分，是熔解FCW總量，并通過發光分光分析及原子吸光分光分析等的化學分析，分析Ti02、Mg、Na、K、Ca、Si、Mn、Fe。實施例中使用的焊絲線徑為1.4mm，作為外皮金屬組成如下述表1所示，使用A、B、C、D四種軟鋼。表1的質量％是將外皮質量設為100%.而且，本實施例的發明例B1B9中的焊劑的金屬組成顯示在下述表2中。另外，實施例A10A13及發明例B10B13中的焊劑的金屬組成顯示在下述表3中。表2、3的質量％是將焊絲整體設為100%。在表1表3中，發明例的區別是鋼制外皮或FCW其金屬組成處于本發明的范圍內。比較例的區別是鋼制外皮或FCW其金屬組成處于本發明的范圍外。還有，焊劑率為14質量％。表1的各成分(C、S、Mn、P、S、Al、Ti、Fe)是在鋼制外皮中占鋼制外皮總質量的比例(質量％)。表2、表3的各成分(Ti02、Mg、Na、K、Ca、Si、Mn、Fe)除Fe以外，是在焊劑中占FCW總質量的比例(質量％)。在表1的C量的欄中，是鋼制外皮的C量在更優選的范圍內的情況，O是C量在更優選的范圍外，但在發明范圍內的情況，X是C量在發明范圍外的情況。表1鋼制外皮中的成分<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>表2發明例中焊劑的金屬成分(質量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>表3比較例、發明例中焊劑的金屬成分(質量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>還有，Na、K的調整通過各自的化合物的添加量進行，Mn量的調整通過Fe-Mn、Fe-Si-Mn或電解Mn等的添加量進行，1102量的調整通過金紅石(rutile)、合成金紅石、鈦鐵礦(ilmenite)鈦渣(titaniumslag)及鈦酸鉀(potassiumtitanate)等的添加量進行。Mg量的調整通過金屬Mg、Al-Mg、Si-Mg、Si-Ca-Mg、Ca-Mg、Ni-Mg等的合金化Mg等的添加量進行，Ca量的調整通過金屬Ca或合金Ca或Ca化合物等的添加量進行，Si量的調整通過Fe-Si、Fe-Si-B、Si-Mg等的添加量進行。其次，對于得到的供度材的評價方法進行說明。耐高溫裂紋性能，通過以厚35mm、寬200+200、長600mm的鋼板(KD32)為焊接薄材的焊接試驗進行評價。下述表4中顯示了本實施例所使用的焊接母材的組成。關于焊接作業性試驗的試驗方法顯示類下述表5中，關于單面焊接裂紋試驗的試驗方法顯示在表6中。表4供試鋼板組成(造船用鋼板KD32)<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>表5焊接作業性試驗的條件<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>表6單面焊接裂紋試驗的條件<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>在焊接作業性試驗中，電弧穩定性、焊道形狀及外觀、飛濺發生量、焊道排列、夾渣極為良好的情況評價為(◎)，良好的情況評價為(〇)，不良的情況評價為(x)。其次，關于單面焊接裂紋試驗，圖3是本實施例的焊接試驗中使用的焊接母材的頂視圖、側視圖和剖面圖。如圖3所示，焊接母材1具有V形的坡口，在該V形的坡品部的背面，配置有由耐火物及鋁帶等構成的襯材2。在本實施例的耐高溫裂紋性能試驗中，該V形的坡口角度為30。，配置有襯材2的部分的要部間隙為29mm。然后，使焊接電流為300mA，運條方法為直線及橫擺，重復數為4次，對于單面焊接的初層焊接，以X射線透射試驗(HSZ3104)確認內部裂紋，測定其全長。然后，根據下述數式計算裂紋率(W)。還有，裂紋率W是重復4次的平均值。數式1裂紋率W-(裂紋長度)/(焊接長)X100發明例B1B9的耐高溫裂紋性能的焊接試驗的結果顯示在下述表6中。實施例A10A13及發明例B10B13的耐高溫裂紋性能的焊接試驗的結果顯示在下述表7中。在表7、8的鋼制外皮的C量和Ti02量的欄中，在更優選的范圍內的情況，O是在更優選的范圍外，但在發明范圍內的情況，X是在發明范圍外的情況。另外，在表7、8的"發明范圍外的成分"欄中，由于成分量(質量％)或[Na]/[K]比率、[Ca]/[Na]比率過高或過低，因此記載為發明范圍外。這些記載基于表2、3所示的實驗結果。在表7、8的耐高溫裂紋性的欄中，為裂紋率％是0%的情況，〇為裂紋率W在3%以下的情況，X為超過3%的情況。表7、8的電弧穩定性、焊道形狀及外觀、飛濺發生量、焊道排列、夾渣的欄中，為極好的情況，O為良好的情況，X為不良的情況。表7發明例的焊接試驗結果<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表8比較例、發明例的焊接試驗結果<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>如表7、8所示，發明例B1B13，在耐高溫裂紋性能的焊接試驗中顯示出良好的性能。特別是除發明例B2、B7、B9、BIO、Bll及B12以外，因為Ti02量在更優選的范圍，所以關于焊道形狀及外觀及焊道排列極為良好(◎)。發明例B2、B7、B9、BIO、B11及B12，雖然丁102量在發明范圍內，但脫離了更優選的范圍，因此焊道形狀、外觀及焊道排列良好(〇)。在外皮種類使用A或C的鋼制外皮的發明例中，由于鋼制外皮的C量為更優選的范圍，所以裂紋率W為0%(耐高溫裂紋性能◎)。在外皮種類使用B的鋼制外皮的發明例中，雖然鋼制外皮的C量為發明范圍，但是由于脫離更優選的范圍，所以裂紋率W為3%以下(耐高溫裂紋性能〇)。如表8所示，比較例A1使用了外皮種類D。因為鋼制外皮的C量過高而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性不良(X)。比較例A2因為Ti02量過低而從發明范圍脫離，所以焊道形狀及外觀及焊道排列不良(X)。比較例A3因為Ti02量過高而從發明范圍脫離，所以焊道形狀、外觀及焊道排列不良(X)。比較例A4因為Mg量過低而從發明范圍脫離，所以焊道形狀及外觀及焊道排列不良(X)。比較例A5因為Mg量過高而從發明范圍脫離，所以焊道形狀、外觀、焊道排列、飛濺發生量不良(X)。比較例A6因為Na量過低而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性及飛濺發生量不良(X)。比較例A7因為Mg量過高而從發明范圍脫離，所以焊道形狀、外觀及焊道排列不良(X)。比較例A8因為K量及[Na]/[K]過低而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性不良(X)。比較例A9因為K量及[Na]/[K]過高而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性不良(X)。比較例A10因為[Na]/[K]過低而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性不良(X)。比較例All因為[Na]/[K]過高而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性不良(x)。比較例A12因為C量過低而從發明范圍脫離，所以裂紋率W超過3%(耐高溫裂紋性能X)。比較例A13因為C量過高而從發明范圍脫離，所以電弧穩定性及飛濺發生量不良(X)。發明例BIO因為[Ca]/[Na]的值比0.20大，所以電弧穩定性有一些降低。(評價O的范圍內)發明例Bll因為[Ca]/[Na]的值比0.05小，所以高溫裂紋性能有一些降低。(評價O的范圍內)發明例B12因為Si比0.2%小，所以飛濺發生量有一些增加(評價〇的范圍內)，另外因為Mn超過5.0M，所以高溫裂紋性能有一些降低(評價O的范圍內)。發明例B13因為Si超過3.0。/。，所以焊接金屬的強度過大，韌性有一些降低。另外因為Mn低于0.5。/。，所以飛濺量有一些增加(評價O的范圍內)。權利要求1.一種氣體保護電弧焊用藥芯焊絲，其特征在于，在鋼制外皮內填充焊劑而成，所述鋼制外皮的C量在外皮總質量中占0.04質量％以下，所述焊劑相對于焊絲總質量含有TiO2為4.5～7.0質量％、Mg為0.3～0.7質量％、Na化合物以Na換算為0.1～0.3質量％、K化合物以K換算為0.02～0.15質量％、Ca為0.01～0.05質量％，并且，在將所述Na及K的換算值分別定為[Na]及[K]時，[Na]/[K]比率為2.0～5.0，并且，相對于焊絲總質量，在所述鋼制外皮及所述焊劑中含有Fe為80～90質量％。2.根據權利要求l所述的氣體保護電弧焊用藥芯焊絲，其特征在于，所述鋼制外皮的C量在外皮總質量中占0.03質量％以下。3.根據權利要求l所述的氣體保護電弧焊用藥芯焊絲，其特征在于，在將所述Ca及Na的換算值分別定為[Na]及[K]時，[Ca]/[Na]比率為0.050.2。4.根據權利要求l所述的氣體保護電弧焊用藥芯焊絲，其特征在于，所述焊劑相對于焊絲總質量含有Si為0.23.0質量％、Mn為0.55.0質全文摘要本發明的藥芯焊絲，是在鋼制外皮內填充焊劑而成，所述鋼制外皮的C量在外皮總質量中占0.04質量％以下，對于焊絲總質量，含有所述焊劑中的TiO₂為4.5～7.0質量％、Mg為0.3～0.7質量％、Na化合物以Na換算為0.1～0.3質量％、K化合物以K換算為0.02～0.15質量％、關于所述Na及K，[Na]/[K]比率規定為2.0～5.0，Ca規定為0.01～0.05質量％，通過如此構成，既可具有良好的焊接作業性及良好的焊接金屬性能，又可成為耐高溫裂紋性能良好的二氧化鈦系藥芯焊絲。文檔編號B23K35/368GK101274398SQ20081008145公開日2008年10月1日申請日期2008年2月22日優先權日2007年3月29日發明者橋本哲哉,森本朋和,長岡茂雄申請人:株式會社神戶制鋼所