CN109604863A - 一种高强韧气体保护焊丝 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种高强韧气体保护焊丝，该高强韧气体保护焊丝的化学成分包含：C：0.02～0.10wt％、Si：0.70～0.85wt％、Mn：1.70～2.10wt％、Ni：2.20～2.90wt％、Mo：0.55～0.75wt％、Cr：0.30～0.40wt％、Ti：0.015～0.040wt％、Zr：0.015～0.035wt％、Al：0.010～0.025wt％、P≤0.015wt％、S≤0.010wt％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。本发明的焊丝具有在较宽的焊接工艺条件下得到更为稳定的组织，同时保证焊接接头具有良好的强度和低温韧性。
Description
技术领域
本发明涉及一种焊接材料，尤其涉及一种高强韧气体保护焊丝。
背景技术
近年来，随着工程机械、卡车等行业重载化、轻量化的发展，对900MPa以上超高强结构钢的需求明显增加。目前国内开发了一系列900-1100MPa级超高强结构钢，如宝钢的BS960E已批量应用于国内主要工程机械和卡车用户，用于制造起重机吊臂和卡车大梁，大量替代SSAB和新日铁等公司的进口产品。相应地，与900MPa以上超高强结构钢在强度上相匹配的焊丝的需求也日益增加。
中国专利CN201110112979介绍了一种抗拉强度900MPa级的气体保护焊丝。其组分及重量百分比为：C：0.06-0.10％，Si：0.40-0.60％，Mn：1.60-1.90％，Ni：2.40～3.00％，Cr：0.40-0.69，Mo：0.40-0.80％，Cu：0.20-0.40％，Ti：0.05-0.15％，N≤0.005％，Als≤0.015％，P≤0.020％，S≤0.020％，其余为Fe及不可避免的杂质；焊丝碳当量CE：0.70～0.85，CE＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5。焊缝组织为马氏体+贝氏体。
中国专利CN201611023016X介绍了一种1000MPa级工程机械用高强度气体保护实心焊丝。主要成分为C 0.06-0.10％，Si+Mn 1.6-2.5％，Ni 1.8-2.5％，Cr 0.3-0.6％，Mo0.5-1.0％，Ti 0.05-1.0％，P≤0.01，S≤0.01。焊缝金属为马氏体、贝氏体混合组织。
日本专利JP2007260697专利通过添加Cr、Mo元素促进焊缝形成马氏体组织，通过V、Nb等微合金元素进行析出强化。通过添加Ni元素改善焊接接头的韧性。
但是，国内900-1100MPa级焊丝仍然较少，生产与900-1100MPa级超高强结构钢相匹配的焊丝迫在眉睫。
发明内容
基于上述问题，本发明提出一种900MPa级高强韧气体保护实心焊丝。
本发明提供了一种高强韧气体保护焊丝，该高强韧气体保护焊丝的化学成分包含：C：0.02～0.10wt％、Si：0.70～0.85wt％、Mn：1.70～2.10wt％、Ni：2.20～2.90wt％、Mo：0.55～0.75wt％、Cr：0.30～0.40wt％、Ti：0.015～0.040wt％、Zr：0.015～0.035wt％、Al：0.010～0.025wt％、P≤0.015wt％、S≤0.010wt％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
进一步地，所述C含量为0.04～0.06wt％，可以达到900MPa级高强钢焊接后最佳强度和韧性匹配。
进一步地，所述Mn含量为1.70～1.85wt％，可以达到900MPa级高强钢焊接后最佳强度和韧性匹配。
进一步地，利用所述高强韧气体保护焊丝在6～15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后的焊缝金属主相为马氏体组织。马氏体组织有利于提高焊缝金属组织的稳定性和强度。
进一步地，焊后的焊缝金属中的马氏体的相比例大于90％。此外，焊后的焊缝金属中还可以包括针状铁素体，针状铁素体能够增加焊缝金属的塑性，提高其低温冲击韧性。
进一步地，利用所述高强韧气体保护焊丝在6～15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后的焊缝金属的性能满足：屈服强度≥900MPa，-40℃冲击韧性≥47J。
进一步地，焊后的焊缝金属的性能还满足：抗拉强度≥980MPa。
本发明提供的高强韧气体保护焊丝，通过其化学成分的配合作用，使得该焊丝能够达到900MPa以上的屈服强度，适用于目前大批量使用的900-1100MPa级超高强结构钢的焊接，满足国内高强韧其它保护焊丝的需求。
在本发明的成分设计中：
碳：固溶强化，是保证焊后接头马氏体组织强度的有效元素。当C含量低于0.02wt％时马氏体强度太低，而高于0.1wt％时马氏体强度太高，造成碳当量较高，容易产生焊裂倾向。优选地，C含量为0.04～0.06wt％，可以达到900MPa级高强钢焊接后最佳强度和韧性匹配。
硅：Si具有脱氧作用，同时产生一定的固溶强化效果。当Si含量太低时固溶强化和脱氧作用较弱，当Si含量太高时会恶化接头的韧性。本发明限定Si含量为0.70-0.85wt％。
锰：一定的Mn含量有利于提高淬透性，Mn元素在焊接时具有脱氧作用，Mn含量太高时导致碳当量偏高，容易产生焊接冷裂纹。本发明的Mn含量范围为1.70～2.10wt％。优选地，可为1.70～1.85wt％，可以达到900MPa级高强钢焊接后最佳强度和韧性匹配。
镍：一定的Ni元素可以改善低温冲击韧性。同时可以提高接头金属的硬度。Ni元素价格较高，添加太多时反而会恶化焊接性能。本发明中Ni元素限定在2.20-2.90wt％。
钼：Mo元素可以抑制铁素体的形成，提高淬透性，促进形成马氏体组织。Mo元素具有较强的抗高温软化作用。Mo元素太高时导致会恶化焊接性能。本发明Mo范围为0.55-0.75wt％。
铬：Cr元素可以提高接头金属的淬透性，与Mo共同作用，促进马氏体组织的形成，Cr元素太高时会容易产生焊接裂纹。Cr范围为0.30-0.40wt％。
钛：微量的Ti元素会与N反应形成TiN颗粒，抑制焊接熔敷金属和融合线附近粗晶区奥氏体晶粒的高温长大，细化接头组织，改善接头韧性。Ti元素太多时TiN颗粒长大，细化奥氏体晶粒的作用减弱。本发明限定Ti含量为0.015-0.040wt％。
锆：Zr具有良好的脱气作用，高温下微量的Zr会与O反应生成ZrO2，净化接头金属。ZrO2的细小也可以抑制接头热影响区奥氏体晶粒的长大，细化组织，提高接头的强度和韧性。Zr还可以与C反应形成细小的碳化物，产生一定的析出强化效果。Zr含量太高时，可以增大，形成夹杂，反而会恶化接头性能。本发明Zr的范围为0.015-0.035wt％。
铝：Al作为重要的脱氧剂，0.010wt％以上的Al即可起到较高的脱氧效果，考虑到本发明中添加了较多的Si元素，主要依靠Si元素脱氧，Al含量较高时容易与O反应产生氧化铝夹杂，因此本发明限制Al含量在0.025wt％以下。
磷：P作为杂质元素，容易产生焊接冷裂纹冷脆问题，本发明的P的控制范围为≤0.015wt％。
硫：S容易与Mn反应产生MnS夹杂，恶化接头韧性和疲劳性能，本发明将S含量严格控制在0.010wt％以下，优选地，S≤0.0060wt％。
按照本发明中的成分进行电炉炼钢、精炼，然后经锻造、热轧、退火、拔丝、镀铜(或不镀铜)、缠轴等工序生产成标准焊丝。
采用本发明中的超高强钢焊丝在5-30mm厚900-1000MPa级钢板进行焊接，并将热输入控制在6-15kJ/cm，焊后金属主要为细密的低碳马氏体组织，焊缝屈服强度≥900MPa，-40℃冲击韧性≥47J。
本发明通过控制Mo和Cr含量控制使熔敷金属形成马氏体组织，通过C含量控制马氏体的硬度，通过Ti、Zr等微合金元素形成的细小耐高温化合物颗粒抑制熔敷金属和粗晶区奥氏体的长大，细化组织，提高接头的强度和韧性。与现有技术相比，本发明具有在较宽的焊接工艺条件下得到更为稳定的组织，同时保证焊接接头具有良好的强度和低温韧性。
附图说明
图1为具体实施例焊接接头不同区域维氏硬度测试位置示意图；
图2为具体实施例焊接后进行拉伸试验的结果图；
图3为具体实施例焊接后进行弯曲试验的结果图；
图4为具体实施例焊接后进行冲击试验的结果图；
图5为实施例7焊接接头腐蚀后宏观形貌；
图6(a)和图6(b)为实施例7的金相组织形貌。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。
一、具体实施例化学成分
表1为本发明实施例中焊丝的化学成分。
(质量百分比％，所列化学成分中余量为Fe及不可避免的杂质)
表1焊丝的化学成分(wt％)
| 实施例 | C | Si | Mn | Ni | Mo | Cr | Ti | Zr | Al | P | S |
| 1 | 0.040 | 0.70 | 1.81 | 2.39 | 0.71 | 0.35 | 0.018 | 0.025 | 0.025 | 0.009 | 0.0045 |
| 2 | 0.051 | 0.80 | 1.85 | 2.50 | 0.62 | 0.38 | 0.015 | 0.031 | 0.010 | 0.008 | 0.0041 |
| 3 | 0.045 | 0.78 | 1.70 | 2.35 | 0.55 | 0.30 | 0.020 | 0.020 | 0.015 | 0.008 | 0.0049 |
| 4 | 0.060 | 0.82 | 2.10 | 2.81 | 0.75 | 0.40 | 0.032 | 0.029 | 0.018 | 0.015 | 0.0060 |
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| 7 | 0.053 | 0.81 | 1.83 | 2.51 | 0.69 | 0.35 | 0.016 | 0.033 | 0.011 | 0.011 | 0.0040 |
| 8 | 0.042 | 0.79 | 1.76 | 2.37 | 0.57 | 0.39 | 0.020 | 0.018 | 0.015 | 0.009 | 0.0047 |
二、焊接工艺试验
针对不同厚度规格的屈服强度960MPa级高强钢进行二氧化碳气保焊焊接，测试了不同焊接工艺参数条件下焊接接头不同位置的力学性能。实施例1-8焊接工艺参数见表2所示。
表2焊接试验工艺参数
注：Q960E为屈服强度≥960MPa的超高强结构钢板
本发明的气体保护焊丝，在6～15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后的焊缝金属的屈服强度均能达到900MPa甚至更高，能够满足目前对960MPa级高强钢的焊接。
以下为本发明高强韧气体保护焊丝的测试结果。
(1)接头硬度分布
焊接接头硬度试验是以国家标准(GB2654-1989)为依据进行的，该标准适用于熔焊和压焊焊接接头和堆焊金属。图1为焊接接头不同区域维氏硬度测试位置示意图。其中1～4属于母材，5～10为热影响区，11～14为焊缝金属。实施例1-8不同区域的维氏硬度见于表3。可以发现，热影响区存在明显的淬硬区，硬度最高。不同焊接工艺条件下焊缝金属的维氏硬度在290-330HV之间，比母材的硬度略低。
表3焊接接头不同区域的维氏硬度
(2)焊接接头拉伸、弯曲和冲击性能
实施例1-8焊接接头拉伸结果如表4所示。表中显示了每个实施例作为焊缝金属时关于抗拉强度的两次拉伸实验，两次弯曲实验，以及三部分区域关于夏比V型冲击功的三次实验结果。检测结果可以发现拉伸全部断在焊缝，焊缝的抗拉强度可以达到980MPa以上。焊接接头满足屈服强度960MPa级高强钢D＝6a、90度折弯要求。焊缝、熔合线及热影响区都具有良好的低温冲击韧性。拉伸、弯曲和冲击后的样品如图2-图4所示。采用本发明的焊材满足屈服强度960MPa级高强钢Q960E的焊接评定要求。
表4焊接试验对接接头性能
(3)金相组织
图5为实施例7焊接接头腐蚀后宏观形貌。图6(a)和图6(b)为实施例7的金相组织形貌，可见焊接接头主要是细小铸态马氏体。热影响区粗晶区主要是粗大的马氏体组织。
本发明的气体保护焊丝在6～15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后的焊缝金属主相为马氏体组织。可选地，焊缝金属马氏体相比例大于90％，进一步大于95％。另外，焊后的焊缝金属中还包括少量的针状铁素体，可以提高焊缝金属的韧性，增加其低温冲击韧性。
上述实施例仅例示性说明本发明的原理及其功效，而非用于限制本发明。任何熟悉此技术的人士皆可在不违背本发明的精神及范畴下，对上述实施例进行修饰或改变。因此，举凡所属技术领域中具有通常知识者在未脱离本发明所揭示的精神与技术思想下所完成的一切等效修饰或改变，仍应由本发明的权利要求所涵盖。
Claims (8)
1.一种高强韧气体保护焊丝，其特征在于，所述高强韧气体保护焊丝的化学成分包含：C：0.02～0.10wt％、Si：0.70～0.85wt％、Mn：1.70～2.10wt％、Ni：2.20～2.90wt％、Mo：0.55～0.75wt％、Cr：0.30～0.40wt％、Ti：0.015～0.040wt％、Zr：0.015～0.035wt％、Al：0.010～0.025wt％、P≤0.015wt％、S≤0.010wt％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
2.如权利要求1所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，所述C含量为0.04～0.06wt％。
3.如权利要求1所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，所述Mn含量为1.70～1.85wt％。
4.如权利要求1所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，利用所述高强韧气体保护焊丝在6～15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后的焊缝金属主相为马氏体组织。
5.如权利要求4所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，焊后的焊缝金属中的马氏体的相比例大于90％。
6.如权利要求5所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，焊后的焊缝金属中还包括针状铁素体。
7.如权利要求1所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，利用所述高强韧气体保护焊丝在6～15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后的焊缝金属的性能满足：屈服强度≥900MPa，-40℃冲击韧性≥47J。
8.如权利要求7所述的高强韧气体保护焊丝，其特征在于，焊后的焊缝金属的性能还满足：抗拉强度≥980MPa。
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