CN107303630A

CN107303630A - 高止裂韧性埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属

Info

Publication number: CN107303630A
Application number: CN201610260890.9A
Authority: CN
Inventors: 李晶; 王银柏; 吴小波
Original assignee: Haining Ruiao Metal Technology Co Ltd
Current assignee: Haining Ruiao Metal Technology Co Ltd
Priority date: 2016-04-22
Filing date: 2016-04-22
Publication date: 2017-10-31

Abstract

本发明涉及一种高止裂韧性埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属，焊丝化学成分(质量百分比)为：C≤0.06，0.5≤Mn≤1.5，Ni:0.5‑3；焊剂化学成分(质量百分比)为：30≤CaO+CaF₂≤45，ZrO₂:0.5‑5，Al₂O₃:5‑17，碱度2.5‑3.5之间；熔敷金属化学成分(质量百分比)包含C≤0.06，O:0.026‑0.045，Zr+Ti:0.02‑0.10，B≤0.002，Nb≤0.02。利用本发明焊丝和焊剂得到的焊缝金属止裂韧性Kca≥6000N/mm²，特别适用于船体结构止裂钢的焊接加工。

Description

高止裂韧性埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属

技术领域

本发明涉及一种高止裂韧性埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属，属于焊接材料领域，特别是涉及一种适用于船体结构用止裂钢板的焊接加工。

背景技术

间断发生的船舶断裂事件引起了人们对于船舶结构断裂评定的重视，从保证船舶安全性、防止脆性断裂的角度，要求船舶用钢具有足够的断裂韧性。以大型集装箱船为例，板厚50-80mm、屈服强度超过400MPa的钢板逐渐应用到了舱口围板、上甲板等部位。目前，屈服强度400，470MPa的止裂钢版已在大型集装箱船上得到实际应用。国内已有宝钢、沙钢、鞍钢等钢厂专门开发了止裂钢板，且产品通过了止裂试验、以及船级社认证。

目前，已有部分桥梁设计单位提出了采用止裂钢用于关键部位建造，以提高桥梁结构抵抗断裂的能力。

船体结构和桥梁结构建造离不开焊接，焊接时引入的大量热量一方面改变了临近区域的微观组织，同时也带来了成分和组织上完全不同于母材钢板的焊缝区域。焊缝区域也同时具备止裂性能，才能确保船体结构整体上具备止裂性能。

专门匹配船体止裂钢、桥梁钢止裂钢的焊接材料，特别是埋弧焊丝和焊剂，未见报道。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具备止裂性能的焊接材料和熔敷金属，特别是一种适用于船体结构的、埋弧焊接用焊丝、焊剂和焊缝金属；其中焊缝金属的-10℃的止裂韧性Kca≥6000N/mm²，同时抗拉强度≥600MPa，-40℃的冲击韧性＞100J，

为实现上述发明目的，本发明采用如下技术方案：

一种高止裂韧性埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属，其特征在于：

焊丝化学成分(质量百分比)为：C≤0.06，0.5≤Mn≤1.5，Ni:0.5-3，余量为铁及其它元素；

焊剂化学成分(质量百分比)为：30≤CaO+CaF₂≤45，ZrO₂:0.5-5，Al₂O₃:5-17，碱度2.5-3.5之间；

焊缝金属化学成分(质量百分比)包含C≤0.06，O:0.026-0.045，Zr+Ti:0.02-0.10，B≤0.002，Nb≤0.02且100℃≤Ⅰ≤140℃，Ⅱ≥50℃，其中：

Ⅰ＝140-40×[C]+10×[Mn]+3×[Mo]-18×[Ni]-20×[Cu]+55×[Cr]；

Ⅱ＝149+240×[C]-57×[Mn]-20×[Ni]-53×[Cr]-62×[Mo]；

焊丝成分设计说明如下：

C容易促进焊缝中生成硬质相从而损伤止裂韧性，因而对止裂性能不利；同时，降低C含量也利于焊丝和焊缝中偏析控制，从而避免形成局部硬相组织，不利于止裂韧性；当其含量低于0.06％时，其组织均匀性得到显著提高。因此，其优选含量≤0.06。

Mn增加淬硬性、有利于抑制焊缝金属中珠光体形成、促进针状铁素体和贝氏体组织生成，因而有利于止裂韧性提高。但当其含量超过1.5％时，会显著增加马氏体组织生成，损害止裂韧性；当其含量低于0.5％时，其提高止裂韧性的有益作用不明显。因此，优选Mn含量为0.5-1.5％。

Ni由于会韧化铁素体基体，因而对止裂韧性有利。当其含量低于0.5％时，其作用不明显；当其含量超过3％时，会使得焊缝金属中不可避免生成大量马氏体，从而损害止裂韧性。因此，优选Ni含量为0.5-3％。

焊剂成分说明如下：

CaO和CaF₂一方面会促进焊缝金属中的脱氧、脱硫和脱氢反应，从而去除氧、硫和氢等杂质元素，从而提高焊缝金属的止裂韧性。

当其总含量低于30％时，效果不显著；当其含量超出45％时，会增加焊接熔渣的粘度、破坏焊接工艺性能，脱渣难度增加。因此，优选含量是30-45％。

Zr是强脱氧剂、脱氮剂，通过ZrO2形式加入Zr一方面可去除氮，另一方面与Ca形成复合脱氧反应，会在焊缝金属中生成大量、尺寸细小、均匀密布的复合氧化物粒子，这些粒子会在随后的冷却相转变过程中促进针状铁素体的形成，在提高强度和低温韧性的同时，也有利于止裂韧性的提高。

当其含量低于0.5％时，作用不明显；当含量超出5％时，容易生成大颗粒夹杂物，从而破坏止裂韧性。因此，其优选含量是0.5-5.0％。

Al₂O₃主要是用于调控焊接工艺性能，增加焊接熔池流动性，增加焊缝成型性，降低裂纹和气孔发生几率。当其含量低于5％时，作用不明显；当其含量高于17％时，会影响到焊缝熔池中CaO和CaF₂的脱氧、脱硫和脱氧反应，从而影响止裂韧性。因此，优选含量是5-17％。

限定焊剂碱度在2.5-3.5之间，有两个目的：一是确保焊缝金属的止裂韧性；二是确保焊剂成型性和脱渣性，其计算公式如下：

当其碱度低于2.5％时，不能确保焊缝金属的止裂韧性；当其碱度超出3.5时，会恶化脱渣性能、成型性能。因此，优选范围是2.5-3.5之间。

熔敷金属中化学成分说明如下：

C≤0.06，限定理由同焊丝说明部分相同，主要是减少硬质相生成、提高止裂韧性。

O含量决定了焊缝中氧化物的数量、部分决定了氧化物夹杂物的尺寸。当其含量低于0.026％时，氧化物相对性较少，其自身对提高止裂韧性有利；但同时由于数量较少，不利于促进针状铁素体形成、抑制晶界铁素体、侧板条铁素体和上贝氏体，从而提高止裂韧性；两者相比较，通过促进针状铁素体形成比降低自身含量来提高止裂韧性更有效。

其含量超出0.045％时，会形成大量大尺寸的氧化物粒子，在自身不利于止裂韧性提高的同时，也不利于通过促进针状铁素体形成而提高止裂韧性。在降低自身含量。因此，优选含量是0.026-0.045％。

Zr和Ti总量，以及O含量共同决定了氧化物粒子的种类、数量和尺寸分布。Zr和Ti的氧化粒子都具备良好的促进晶内针状铁素体形核的能力，因此对提高止裂韧性有利。Zr氧化物粒子比重大于熔池金属基体，Ti氧化物粒子比重小于熔池金属集体，两者复合添加有利于粒子在焊缝金属中的均匀分布，并避免局部区域不均匀和偏析造成的组织异常、从而造成止裂韧性不过关。

优化的O含量对应的含量是0.02-0.10％。

B元素虽然同Ti元素搭配有利于针状体素体生成，并有利于止裂韧性提高。但同时易于偏析晶界的特性，时常会在晶界和晶内形成梯度，造成相转变的不同步，以及组织异常，从控制微观组织均匀性角度来说，不利于止裂韧性。

当其含量超出0.002％时，便会在局部区域的晶界处形成偏析，从而破坏组织均匀性、恶化止裂韧性。因此，需要控制其含量≤0.002％。

Nb也易于在晶界偏聚，在焊态的焊缝金属中，其偏聚效果不明显；但在多层多道焊缝金属中，在受多次热循环影响的部分，尤其是第一次受热温度超过奥氏体相转变温度，第二次受热温度在两相区的部分，会形成局部的、小尺寸的奥氏体马氏体岛，该类组织硬度高、脆性大、严重损害周围基体的止裂韧性。当其含量低于0.02％时，偏聚效果不明显。因此，需要控制其含量≤0.02％。

微观组织和化学成分直接影响着止裂韧性。

Ⅰ＝[A_r3]-[B_s]，其中铁素体转变开始温度A_r3＝910-310×[C]-80×[Mn]-80×[Mo]-55×[Ni]-20×[Cu]-15×[Cr]，贝氏体转变开始温度B_s＝770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]。当两者差值低于100℃时，在冷却速率0.5-100℃/s范围内，铁素体相转变不可避免，也就是说在通常的焊接工艺条件下，焊缝金属中不可避免生成铁素体，其中就会包括侧板条和晶界铁素体，从而影响止裂韧性；当两者差值超出140℃时，当冷却速率超过10℃/s的条件下，会发生上贝氏体转变，影响止裂韧性。

当差值控制在100-140℃之间，会最大程度分隔开两类相转变，并充分利用焊缝金属中大量、细小的氧化物粒子，从而在相转变过程中，率先在境内形核，从而避免侧板条铁素体、上贝氏体类组织转变，从而提高止裂韧性。

因此，优选范围是100℃-140℃。

Ⅱ＝[B_f]-[M_s]，其中贝氏体转变结束温度B_f＝710-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]；马氏体转变开始温度M_s＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]。当两者差值低于50℃时，在冷却速度0.5-100℃/s范围内，在贝氏体转变的结尾结束，由于偏析和偏聚等原因，在局部区域常常会伴随有马氏体转变。马氏体硬度高、强度高、脆性大，自止裂韧性差，也会降低周围基体的止裂韧性，因而需要阻止其生成。

控制其差值在50℃以上，可确保焊缝金属的焊后的冷却相转变过程中一般不会发生马氏体转变。因此，需要控制Ⅱ≥50℃，

与现有技术相比，本发明的有益效果至少在于：

1、提供了一种具备止裂韧性的埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属，其中熔敷金属的-10℃的止裂韧性Kca≥6000N/mm²，同时抗拉强度≥600MPa，-40℃的冲击韧性＞100J，

2、本发明材料可用于船体结构的止裂钢板焊接。

具体实施方式

以下结合优选实施例对本发明的技术方案作进一步的说明。

焊丝成分如表1所示，直径在3.2-6.0mm之间。焊剂成分如表2所示，焊前将焊剂加热到350℃并保温2小时。实施例和对比例分别选取的焊丝和焊剂、以及焊接工艺参数见表3。

选取船体结构止裂钢板，屈服强度在355MPa以上，厚度规格在20mm以上。焊接试验中，热输入量在10-150kJ/cm。

焊后采用X射线和超声波对焊接接头进行探伤检验。然后分别测试焊缝金属化学成分和力学性能，分别见表4和表5。

实施例1-4：

焊丝成分见表1，直径为4.0mm。焊剂主要成分见表2。焊接试板为厚度40mm止裂钢板EH40。采用V型坡口，角度为40°，采用单丝埋弧焊接，焊接热输入量为20kJ/cm。接头质量良好、无缺陷。

焊缝金属化学成分和力学性能见表3和表4。

实施例5-8：

焊丝成分见表1，三根焊丝的直径分别为4.8，4.8和6.0mm。焊剂主要成分见表2。焊接试板为厚度30mm止裂钢板EH40。采用V型坡口，角度为35°，采用单面三丝埋弧焊接，焊接热输入量为140kJ/cm。接头质量良好、无缺陷。

焊缝金属化学成分和力学性能见表3和表4。

实施例9-12：

焊丝成分见表1，两个焊丝直径分别为4.0mm。焊剂主要成分见表2。焊接试板为厚度80mm止裂钢板EH40。采用V型坡口，角度为45°，采用双丝多道多道埋弧焊接，焊接热输入量为60kJ/cm。接头质量良好、无缺陷。

焊缝金属化学成分和力学性能见表3和表4。

实施例13-18：

焊丝成分见表1，焊丝直径为4.0mm。焊剂主要成分见表2。焊接试板为厚度80mm止裂钢板EH47。采用双面V型坡口，角度为35°，采用单丝焊接，焊接热输入量为35kJ/cm。接头质量良好、无缺陷。

焊缝金属化学成分和力学性能见表3和表4。

对比例1-2：

焊丝和焊剂成分见表1和2。焊丝规格、焊接工艺、焊接试板同实施例1-4。接头质量良好、无缺陷。焊缝金属化学成分和力学性能见表4和表5。

对比例3-4：

焊丝和焊剂成分见表1和2。焊丝规格、焊接工艺、焊接试板同实施例5-8。接头质量良好、无缺陷。焊缝金属化学成分和力学性能见表4和表5。

对比例5-6：

焊丝和焊剂成分见表1和2。焊丝规格、焊接工艺、焊接试板同实施例9-12。接头质量良好、无缺陷。焊缝金属化学成分和力学性能见表4和表5。

对比例7-8：

焊丝和焊剂成分见表1和2。焊丝规格、焊接工艺、焊接试板同实施例13-18。接头质量良好、无缺陷。焊缝金属化学成分和力学性能见表4和表5。

通过上述实施例和对比例可知，通过止裂焊丝、止裂焊剂对止裂钢进行埋弧焊接，得到了止裂的熔敷金属，其止裂韧性Kca≥6000N/mm²，抗拉强度≥600MPa，-40℃的冲击韧性＞100J，适用于屈服强度360MPa以上级别止裂钢板的焊接。

本发明埋弧焊丝、焊剂和熔敷金属止裂性能好，可用于船体结构止裂钢板的焊接加工，以确保船体安全性。

表1埋弧焊丝化学成分(重量百分比，wt％)

表2焊剂化学成分(重量百分比，wt％)

表3焊接试验材料和参数

表4焊缝金属化学成分(重量百分比，wt％)

表5实施例力学性能

Claims

1.一种高止裂韧性埋弧焊丝、焊剂和焊缝金属，其特征在于：焊丝化学成分(质量百分比)为：C≤0.06，0.5≤Mn≤1.5，Ni:0.5-3，余量为铁及其它元素；焊剂化学成分(质量百分比)为：30≤CaO+CaF₂≤45，ZrO₂:0.5-5，Al₂O₃:5-17，碱度2.5-3.5之间；熔敷金属化学成分(质量百分比)包含C≤0.06，O:0.026-0.045，Zr+Ti:0.02-0.10，B≤0.002，Nb≤0.02且100℃≤Ⅰ≤140℃，Ⅱ≥50℃，其中：

Ⅰ＝140-40×[C]+10×[Mn]+3×[Mo]-18×[Ni]-20×[Cu]+55×[Cr]；

Ⅱ＝149+240×[C]-57×[Mn]-20×[Ni]-53×[Cr]-62×[Mo] 。

2.如权利要求1所述的一种高止裂韧性埋弧焊丝、焊接和焊缝金属，其特征在于：焊缝金属-10℃时的止裂韧性Kca≥6000N/mm²。