CN110773903A - 适合超低热输入自动焊接的co2气体保护焊丝及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝，其化学元素质量百分比为：C：0.05～0.1％；Si：0.8～1.4％；Mn：0.3～0.8％；Ti：0.06～0.2％；稀土硅铁合金：0.4～0.8％；B：0.008～0.015％；Ni：0.3～0.8％；Mo：0.05～0.15％；余量为Fe以及其他不可避免的杂质元素。此外，本发明还公开了一种上述的CO₂气体保护焊丝的制造方法，其包括步骤：将原料进行真空电炉冶炼，将凝固后的钢锭进行轧制、拉拔、和层绕，以得到所述CO₂气体保护焊丝。该CO₂气体保护焊丝利用化学元素联合作用的组织均匀化机制，保证焊接形成的焊缝金属韧性。

Description

适合超低热输入自动焊接的CO2气体保护焊丝及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种焊丝及其制造方法，尤其涉及一种气体保护焊丝及其制造方法。

背景技术

熔化极气体保护自动焊接具有焊接效率高、焊接质量好、操作方便的优点，是各个工业领域中普遍应用的焊接方法。在进行熔化极气体保护焊接时，可以采用惰性气体(例如Ar和He)、活性气体(例如CO₂)或混合气体(Ar+O₂、Ar+CO₂或多元混合气体)。其中，CO₂气体保护焊具有焊接速度快、熔透深度大、成本低的优点，在工业界的应用尤为广泛。

一般的实芯焊丝熔化极气体保护自动焊接热输入范围为0.5～1.5kJ/mm，而0.25kJ/mm的超低热输入属于极端苛刻的焊接工艺条件，在该条件下进行焊接必将造成焊缝金属加速冷却以及严重的非平衡固态相变，从而对焊缝金属组织产生不利影响，并造成其综合性能指标特别是韧性的下降，焊缝金属组织与性能的恶化同时将导致近邻的熔合区性能下降。

然而，现有的气体保护焊丝都是基于常用的熔化极气体保护焊接工艺，无论采用富氩混合气体保护还是CO₂气体保护，焊接热输入一般不低于0.5kJ/mm，焊缝金属焊后冷却速度适中，在现有的气体保护焊丝的化学成分体系范围内不会造成焊缝金属组织异常并导致严重脆化，但一旦将其应用在不超过0.25kJ/mm的超低热输入气体保护自动焊接时，就会出现焊缝金属严重脆化，并且冲击功和CTOD断裂韧性剧烈下降。

图1显示了现有技术中的采用超低热输入自动焊接的焊缝金属的微观组织。

如图1所示，针对API 5LX70M管线钢管，采用低合金钢常用AWS A 5.18ER70S-G气体保护实芯焊丝进行0.25kJ/mm超低热输入自动焊接(保护气体为80％Ar+20％CO₂)，由于焊后快速冷却，焊缝金属出现了不均匀分布的条状马氏体以及大量团簇状M-A组元，这导致其韧性严重下降，-10℃条件下冲击功单值甚至低于35J，CTOD断裂韧性值普遍低于0.1mm，个别低于0.05mm。

此外，80％Ar+20％CO₂混合气体具有氩弧特征，尽管焊接工艺过程稳定、飞溅小，但由于氩弧等离子体能量分布中心高、周围低的特点，在超低热输入要求下的快速焊接时坡口边缘熔合能力较差，未熔合缺陷出现的几率较高，焊接工艺调整窗口很窄。

基于此，期望获得一种气体保护焊丝，其可以对高速焊接尤其是超低热输入自动焊接具有良好的适应性，通过对气体保护焊丝的化学成分体系的优化，提高焊缝金属韧性。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝，该CO₂气体保护焊丝利用化学元素联合作用的组织均匀化机制，最大限度的减少或避免超低热输入焊接快速冷却后形成团簇状聚集的M-A组元及其导致的焊缝金属脆化，从而保证焊接形成的焊缝金属韧性。

为了实现上述目的，本发明提出了一种适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝，其化学元素质量百分比为：

C：0.05～0.1％；

Si：0.8～1.4％；

Mn：0.3～0.8％；

Ti：0.06～0.2％；

稀土硅铁合金：0.4～0.8％；

B：0.008～0.015％；

Ni：0.3～0.8％；

Mo：0.05～0.15％；

余量为Fe以及其他不可避免的杂质元素。

在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，本案发明人为了使得CO₂气体保护焊丝适用于不超过0.25kJ/mm的超低热输入自动焊接，采用适当的碳含量设计，利用高硅低锰、钛联合脱氧，在低氧化势环境下，充分利用稀土与硼原子晶界偏聚作用，提高晶界活性，促进碳原子在焊后快速冷却固态相变过程中的扩散迁移，从而形成铁素体基体上均匀分布的M-A组元组织，最大限度地减少或避免超低热输入焊接快速冷却后形成团簇状聚集的M-A组元组织而致使焊缝金属脆化。在熔池脱氧充分的条件下，较低含量的镍、钼同样具有晶界偏聚并促进碳原子扩散迁移的作用，使得最终基体中M-A组元均匀化并改善焊缝金属韧性，同时也不会造成严重的固溶强化与淬硬倾向。

据此，本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝的各化学元素的设计原理，具体如下所述：

C：在本发明所述的技术方案中，C是低合金钢中的重要非金属元素，对碳当量贡献最大，对焊后冷却过程中的固态相变行为以及焊缝金属淬硬脆化影响很大。由于C在奥氏体与铁素体中的溶解度差异巨大，所以在焊后快速冷却过程中C非均匀析出形成团簇状聚集的脆性M-A组元。本案发明人在本发明所述的技术方案中没有特意降低C含量，而是充分利用特定熔池环境与化学成分体系促进固态相变时C向晶界扩散迁移的特征，实现M-A组元组织均匀化分布，避免团簇状聚集，从而提高焊缝金属韧性。因此，在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中将C的质量百分比限定在0.05～0.1％。

Si：在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，Si在高温下与氧的亲和力很强，氧化物渣皮SiO₂非常脆，容易脱落。对于本发明所述的技术方案而言，本案发明人将Si作为主要的脱氧剂，采用较高Si含量成分设计，充分利用了其在焊接过程中良好的脱氧效果，创造低氧化势熔池环境，保护添加的晶界活性元素不被氧化烧损，从而能够最大限度的发挥这些晶界活性元素偏聚促进碳原子扩散迁移的作用，有利于焊后冷却过程中促进M-A组元在铁素体基体上的均匀化分布。同时，一定含量的Si降低了液态熔池金属表面张力，改善了焊接熔池流动性，保证了焊缝铺展以及良好的成型。较高Si含量设计是本案的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝的重要特征，超低热输入薄层焊道非常有利于脆性氧化硅皮上浮并自动脱落，不会造成焊接缺陷。大量的氧化硅皮去除后焊缝金属Si含量相应降低，不会因为添加较多的Si提高碳当量以及淬硬倾向。而在常规焊接条件下以及Mn含量特别高的场合，高Si含量将导致焊缝严重脆化。而对于本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝而言，需要将Si控制在较高的含量，因此，将Si的质量百分比限定在0.8～1.4％。

Mn：在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，Mn与Fe具有相似的原子序数和晶格参数，与Fe可以实现无限固溶，具有很强的固溶强化作用，淬硬倾向仅次于C的作用，特别是在超低热输入焊接造成的超快速冷却过程中对焊缝金属的淬硬效应非常明显。然而，Mn含量较高时，将阻止C原子扩散迁移速度，对组织均匀化不利。对于本发明所述的技术方案而言，本案发明人采用较低的Mn含量，将其作为辅助脱氧元素，与Si联合脱氧有利于创造低氧化势熔池环境，从而发挥晶界偏聚元素的组织均匀化作用。超低热输入薄层焊道有利于Mn的氧化物渣皮上浮和脱除，同时降低了焊缝金属中有效Mn含量以及由此造成的强烈的固溶强化作用以及淬硬脆化作用，对保证焊缝韧性有利。因此，在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中将Mn的质量百分比限定在0.3～0.8％。

Ti：在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，Ti在高温下具有很强的化学活性，首先与氧化物反应起到脱氧作用。并且，Ti还可以作为强碳化物形成元素，也具有脱碳作用。对于本发明所述的技术方案而言，本案发明人采用相对较低的Ti含量设计，其主要作为脱氧剂，与Si、Mn联合脱氧保证了CO₂活性气体保护焊接条件下的脱氧效果，低氧化势熔池环境有利于发挥晶界偏聚元素的组织均匀化作用。因此，在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中将Ti的质量百分比限定在0.06～0.2％。

稀土硅铁合金：在本发明所述的技术方案中，通过添加稀土硅铁合金的方式加入稀土元素。由于稀土元素属于化学活性极强物质，能够与大部分非金属元素形成稀土化合物，如S、O、H等，起到了净化焊缝的作用，并能够改善焊缝金属中夹杂物形态，降低硫化物等有害夹杂物的有害作用。最重要的是，在良好的脱氧条件下，稀土元素具有强烈的晶界吸附与偏聚作用，在焊后冷却固态相变过程中，大大提高了晶界活性与自由能，促进了固溶的C原子向晶界扩散迁移，从而使最终形成的铁素体基体上的M-A组元均匀化分布，有利于提高焊缝金属韧性。因此，本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝将稀土硅铁合金的质量百分比限定在0.4～0.8％。

B：在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，B原子固溶于铁素体基体后具有强烈的固溶强化与淬硬倾向，这种作用甚至远高于C的作用，所以，B含量过高将造成焊缝金属强度急剧升高，塑韧性剧烈下降。然而，适量的固溶B原子在良好的脱氧环境条件下同样具有强烈的晶界吸附与偏聚作用，活化晶界的同时促进了固溶C原子扩散迁移，有利于最终形成的M-A组元组织均匀化与焊缝金属韧性的提高。因此，在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中将B的质量百分比限定在0.008～0.015％。

Ni：在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，Ni与Fe固溶度良好，但其淬硬作用和固溶强化作用较小，并由于其特有的面心立方晶格结构能够提高铁素体基体的变形能力和韧性。从经济性的角度考虑，本案发明人只添加了少量的Ni，主要利用其一定的晶界偏聚作用辅助提高晶界活性，促进固溶C原子扩散迁移，从而促使M-A组元组织均匀化。虽然Ni含量较高可以在一定程度上提高焊缝金属韧性，但经济性差，并容易在焊缝金属中形成多种低熔点共晶物并导致焊缝脆化。基于此，在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中将Ni的质量百分比限定在0.3～0.8％。

Mo：在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中，Mo是一种高温稳定性元素，并具有较强的固溶强化作用和淬硬倾向。对于本发明所述的技术方案而言，本案发明人添加少量Mo，主要利用其在焊后冷却固态相变过程中抑制并阻止合金渗碳体的聚集长大作用，间接促进了碳原子的扩散迁移行为，从而避免了M-A组元聚集及其对焊缝金属韧性造成的不利影响。当Mo含量过高，特别是在超低热输入焊接条件下，将增强焊缝金属淬硬倾向并导致焊缝金属严重脆化。因此，在本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中将Mo的质量百分比限定在0.05～0.15％。

需要说明的是，在本发明所述的技术方案中，其他不可避免的杂质元素主要包括P和S。P、S都属于C-Mn钢材料中不可避免的有害杂质元素，含量过高会与很多化学元素产生低熔点共晶物或脆性夹杂物而导致焊缝脆化，因此，在钢中的含量需要越低越好，但是考虑到钢铁冶炼成本的经济性，因而，对于上述不可避免的杂质元素的质量百分比控制在一定的适当范围，当不可避免的杂质元素控制在该适当范围内时，加上Mn、稀土元素自身具有脱硫作用，可以将不可避免的杂质元素例如S的有害作用被降至最低，从而不会对焊缝金属性能产生明显不利影响。

对于本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝，其适用于屈服强度不超过630MPa、抗拉强度不超过700MPa低合金钢或低合金高强钢不超过0.25kJ/mm超低热输入CO₂气体保护自动焊接场合，并且最终可以得到屈服强度为530～620MPa、抗拉强度为600～720MPa的焊缝金属，焊缝金属具体强度范围与母材强度级别有关。在这种极端苛刻的热输入条件下，本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝的化学成分体系能够最大限度的避免焊缝金属出现不均匀分布大量条状高碳马氏体组织以及团簇状M-A组元，并保证焊缝金属和熔合区韧性，对提高极端苛刻焊接条件下接头综合性能非常有利。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，所述稀土硅铁合金中Re元素和Si元素的质量百分占比需>60％。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，在其他不可避免的杂质元素中：P<0.01％并且/或者S<0.01％。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，所述CO₂气体保护焊丝适用于不超过0.25kJ/mm的超低热输入。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，其化学元素的质量百分比满足下述各项的至少其中之一：

C：0.05～0.07％；

Si：0.8～1.0％；

Mn：0.6～0.8％；

Ti：0.15～0.2％；

稀土硅铁合金：0.4～0.6％；

B：0.010～0.015％；

Ni：0.6～0.8％；

Mo：0.06～0.09％。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，采用所述CO₂气体保护焊丝焊接获得的焊缝金属的微观组织不含有马氏体组织与团簇状M-A组元。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，所述焊缝金属组织的主体为均匀分布的铁素体+贝氏体为主。

进一步地，在本发明所述的CO₂气体保护焊丝中，所述焊缝金属的屈服强度为530～620Mpa，抗拉强度为600～720MPa。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述的CO₂气体保护焊丝的制造，该制造方法所获得的CO₂气体保护焊丝焊接性能良好，尤其是韧性性能优良。

为了实现上述目的，本发明提出了一种上述的CO₂气体保护焊丝的制造方法，其包括步骤：将原料进行真空电炉冶炼，将凝固后的钢锭进行轧制、拉拔和层绕，以得到所述CO₂气体保护焊丝。

需要说明的是，为了避免在使用过程中CO₂气体保护焊丝的实芯焊丝表面氧化，在焊丝使用时可以对焊丝进行表面镀铜处理。

本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝与其制造方法具有以下优点和有益效果：

(1)本发明所述的CO₂气体保护焊丝在良好的熔池脱氧前提下，通过特定化学元素联合作用提高晶界活性，促进碳原子迁移扩散并形成均匀分布在铁素体基体的M-A组元，从而能够避免M-A组元团簇状聚集造成焊缝金属脆化，提高焊缝金属韧性，进而实现超低热输入自动CO₂气体保护焊接要求。

(2)本发明所述的CO₂气体保护焊丝的化学成分设计简单，充分利用了化学元素在特定熔池环境下的有效相互作用，发挥各自优势，满足了超低热输入焊接要求。

(3)当本发明所述的CO₂气体保护焊丝应用于超低热输入CO₂气体保护焊接时，充分发挥了CO₂气体保护焊高速焊接适应性好、电弧等离子体能量密度分布均匀的优点，从而在超低热输入焊接时保证了焊接坡口边缘以及道间熔合质量；

(4)本发明所述的CO₂气体保护焊丝在焊接过程中，由于超低热输入薄层焊接要求与CO₂气体保护短路过渡焊接相结合，有利于熔池反应中CO气体上浮和逸出，从而最大限度地减少了焊接飞溅和焊缝气孔倾向，进而保证了焊接质量良好。

附图说明

图1显示了现有技术中的采用超低热输入自动焊接的焊缝金属的微观组织。

图2显示了实施例3的CO₂气体保护焊丝进行焊接后的焊缝金属的微观组织。

具体实施方式

下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6

表1列出了实施例1-6的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝中各化学元素的质量百分比。

表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S以外的其他不可避免的杂质)

根据表1所列的各化学元素进行配比，将配比后的原料放入真空电炉冶炼，将凝固后的钢锭进行轧制、拉拔和层绕，最终获得实施例1-6的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝。

为了验证所获得的CO₂气体保护焊丝的焊接性能，将实施例1-6的CO₂气体保护焊丝进行焊接，实施例1-6的CO₂气体保护焊丝采用全位置焊接过程中，根据不同的焊接点位特征，采用不同的焊接工艺参数，由于全位置焊接时，采用的母材为API 5LX70M管线钢管，因而，在不同焊接点位工艺参数具有波动性，差别较大，因此，工艺参数采用范围值表示，其中，焊丝极性采用DCEP，焊接方向为下向焊，送丝速度为8～13m/min，焊接电流为170～235A，焊接电压为19～23V，焊接速度为800～1300mm/min，并且焊接热输入≤0.25kJ/mm，从而保证焊缝成形质量。

需要说明的是，实施例1-6的CO₂气体保护焊丝焊接时采用的母材为壁厚19mm的API 5L X70M管线钢管，钢管采用复合V型坡口。上坡口角度为5±2°，深度为13mm。下坡口角度为30°±2°，深度为5mm。坡口钝边为1±0.5mm。

需要指出的是，本案各实施例也可以适用于其他规格屈服强度不超过630MPa、抗拉强度不超过700MPa的低合金钢或低合金高强钢的焊接。

此外，实施例1-6的CO₂气体保护焊丝在焊接过程中打底焊缝背面使用铜衬垫辅助成型。采用100％CO₂气体保护。焊前可以对焊接坡口及其两侧20mm范围内进行打磨清理，去除表面可见的杂质例如油污或锈蚀，避免焊接缺陷的产生。焊前可以不进行预热处理。

当然，在一些其他的实施方式中，也可以对本案的CO₂气体保护焊丝进行表面镀铜处理。

将实施例1-6的CO₂气体保护焊丝焊接后的焊缝金属进行性能测试，测试结果列于表2。

表2列出了实施例1-6的CO₂气体保护焊丝焊接后的焊缝金属的各项性能结果。

表2.

由表2可以看出，本案实施例1-6的CO₂气体保护焊丝焊接后的焊缝金属强度、塑性以及韧性表现均较好，焊缝金属的屈服强度为530～620Mpa，抗拉强度为600～720MPa。此外，各实施例所得到的焊缝金属组织的主体为均匀分布的铁素体+贝氏体为主。

此外，结合表1和表2可以看出，在采用本案的优选范围(即CO₂气体保护焊丝的化学元素的质量百分比满足C：0.05～0.07％，Si：0.8～1.0％，Mn：0.6～0.8％，Ti：0.15～0.2％，稀土硅铁合金：0.4～0.6％，B：0.010～0.015％，Ni：0.6～0.8％，Mo：0.06～0.09％的至少其中之一)时，所得到的焊缝金属的表现更好，各项性能参数更优异。

图2显示了实施例3的CO₂气体保护焊丝进行焊接后的焊缝金属的微观组织。

如图2所示，实施例3的CO₂气体保护焊丝所得到的焊缝金属的微观组织的主体为均匀分布的铁素体+贝氏体为主，并且微观组织中不含有马氏体组织与团簇状M-A组元。

将图2和图1进行对比可以看出，实施例3的CO₂气体保护焊丝所得到的焊缝金属由于采用本案的技术方案，克服了现有技术的不足，消除了现有技术中的焊缝金属所出现的不均匀分布的条状马氏体以及大量团簇状M-A组元，因而，使得实施例3的CO₂气体保护焊丝所得到的焊缝金属的韧性显著提升。

综上所述，本发明所述的适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝采用了简单合理的化学元素设计，采用适当的碳含量设计，利用高硅低锰、钛联合脱氧，在低氧化势环境下，充分利用稀土与硼原子晶界偏聚作用，提高晶界活性，促进碳原子在焊后快速冷却固态相变过程中的扩散迁移，从而形成铁素体基体上均匀分布的M-A组元组织，减少或避免焊后形成团簇状聚集的M-A组元组织而致使焊缝金属脆化，充分利用了一定成分范围的化学元素在特定环境下的相互作用，满足了苛刻条件下的超低热输入自动焊接的要求，克服了现有技术的不足，最终所得到的焊缝金属性能好，对提高极端苛刻焊接条件下接头综合性能非常有利。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种适合超低热输入自动焊接的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，其化学元素质量百分比为：

C：0.05～0.1％；

Si：0.8～1.4％；

Mn：0.3～0.8％；

Ti：0.06～0.2％；

稀土硅铁合金：0.4～0.8％；

B：0.008～0.015％；

Ni：0.3～0.8％；

Mo：0.05～0.15％；

余量为Fe以及其他不可避免的杂质元素。

2.如权利要求1所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，所述稀土硅铁合金中Re元素和Si元素的质量百分占比需>60％。

3.如权利要求1所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，在其他不可避免的杂质元素中：P<0.01％并且/或者S<0.01％。

4.如权利要求1所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，所述CO₂气体保护焊丝适用于不超过0.25kJ/mm的超低热输入。

5.如权利要求1所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，其化学元素的质量百分比满足下述各项的至少其中之一：

C：0.05～0.07％；

Si：0.8～1.0％；

Mn：0.6～0.8％；

Ti：0.15～0.2％；

稀土硅铁合金：0.4～0.6％；

B：0.010～0.015％；

Ni：0.6～0.8％；

Mo：0.06～0.09％。

6.如权利要求1所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，采用所述CO₂气体保护焊丝焊接获得的焊缝金属的微观组织不含有马氏体组织与团簇状M-A组元。

7.如权利要求6所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，所述焊缝金属组织的主体为均匀分布的铁素体+贝氏体为主。

8.如权利要求6所述的CO₂气体保护焊丝，其特征在于，所述焊缝金属的屈服强度为530～620Mpa，抗拉强度为600～720MPa。

9.如权利要求1-8中任意一项所述的CO₂气体保护焊丝的制造方法，其包括步骤：将原料进行真空电炉冶炼，将凝固后的钢锭进行轧制、拉拔和层绕，以得到所述CO₂气体保护焊丝。

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