CN111318833A

CN111318833A - 一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条及制备方法

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Publication number: CN111318833A
Application number: CN202010216866.1A
Authority: CN
Inventors: 黄治军; 牟文广; 叶途明; 欧阳标; 刘文斌; 陈浮; 方要治; 刘文艳; 郑绍鹏
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2020-03-25
Filing date: 2020-03-25
Publication date: 2020-06-23

Abstract

一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其组分及wt%为：C：0.04～0.11%,Mn：1.55～2.00%,Si：0.40～0.8%,Ni：0.7～1.3%,Ti：0.062～0.20%,B：0.0021～0.010%,Cu：0.10～0.25%,S：0.002~0.014%,Cr≤0.08%,N≤0.008%,P≤0.020%,Als≤0.020%,V：0.001~0.02%；制备方法：将方坯粗轧；预精轧；吐丝；延迟型冷却工艺轧制。本发明不仅Rm≥590MPa，还通过同时添加Ti、V、B、以及延迟型冷却轧制等工艺，得到具有优良拉拔性能的盘条；所制焊丝在常用焊接线能量下，单道焊缝宽高比4.2~4.8，焊道间熔合好，焊缝表面波纹细小；熔敷金属‑40℃冲击功达到100J以上。

Description

一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条及制备方法

技术领域

本发明涉及一种气保焊接焊条用盘条及其制备方法，确切地属于一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气体保护焊丝用盘条及其制造方法，其焊丝适用于高端工程的焊接。

背景技术

气体保护焊是一种焊接速度高、焊接质量好、焊接效率高、线能量易于控制且易于实现自动焊的焊接方法，非常适应于高强钢的焊接。在国外发达国家，气体保护焊的比例已达到60～70％，广泛应用于工程机械、石油管线、铁路桥梁、海洋设施及压力容器等大型重要结构的制作，而在我国气保焊的比例远低于此。目前抗拉强度Rm590MPa级以上的低合金高强钢逐步成为主流钢种，如第五代桥梁钢Q460qE、X70管线钢等。在钢种提高强度的同时要求具有较高的韧性，如X70管线钢接头-20℃KV₂≥80J，桥梁工程钢Q460qE钢接头-40℃KV₂≥48J。

高强钢气保焊一般采用富Ar为保护气体(如20％CO₂+80％Ar)。为满足钢种焊接要求，焊丝熔敷金属力学性能一般要有一定的富裕量(以达到最低要求的两倍为宜)，且须具有优良的焊接工艺性能，即焊接飞溅小、焊缝成形好。焊缝成形好主要体现在焊缝有较大的宽高比，表面波纹细小。另外在保证焊接性能的同时，还应该尽量少加贵重合金元素以降低成本。

经检索：

中国专利公开号为CN108857141A的文献，公开了《一种620MPa级可消应力处理的气保焊丝》，其化学成分为(wt％)：C0.04～0.07，Si0.2～0.5，Mn1.0～1.5，Ni1.5～2.1，Mo0.16～0.30，Ti0.02～0.06，B0.0005～0.0020，S0.0030～0.0150，P≤0.018％，其余为Fe和不可避免的杂质；焊丝熔敷金属强韧匹配良好，焊态和消应力态(600℃×10h)的熔敷金属-45℃冲击韧性≥70J，但其含Ni量高且含Mo，成本高。

中国专利申请号为CN201510332702.4的文献，公开了《一种高强度高韧性耐候钢用气体保护焊丝》，其化学成分为(wt％)C0.03～0.11，Mn0.70～1.50，Si0.25～0.90，Ni0.55～1.40，Cu0.15～0.45，Ti0.05～0.18，S≤0.015，P≤0.020％，余量为铁及不可避免的杂质，用于550MPa强度级别尤其是耐候钢的焊接。这些技术只采用了较单一的微合金化元素，不如同时加入Ti、B、V、Cu效果明显。Ti能在焊缝中产生微细氧化物粒子细化晶粒改善焊缝性能，还可以保护B更好地偏析于晶界抑制晶界先共析体的形成与长大；利用Ti、V等的析出强化，焊缝韧性也明显高于普通焊缝；B在钢中间隙固溶促进沉淀析出；Cu具有时效硬化作用，在同时加入Cu和B时，还具有很强的复合作用；因此同时添加Ti、B、V、Cu进行多元微合金化，能有效提高焊缝强韧性。

焊缝成形(主要是宽高比即宽/高)对焊缝焊趾应力、焊缝光滑美观有重要影响，宽高比越大，则焊缝处应力小，焊缝也越光滑美观。现有同级别焊丝均未说明焊缝成形方面的技术性能。S可以提高熔融金属的润敷性，对Als及Ti含量进行适当限制可以保证焊缝合适的氧含量提高熔融金属活性，有利于提高焊缝宽高比。

发明内容

本发明针对现有技术的不足，提供一种抗拉强度≥590MPa，通过采用C-Mn-Ni-Cu系及同时添加Ti、V、B进行微合金化、以及延迟缓冷轧制等工艺，得到具有优良拉拔性能的盘条；在常用焊接线能量下，单道焊缝宽高比4.2～4.8，焊道间熔合好，焊缝表面波纹细小；焊接熔敷金属-40℃冲击功达到100J以上，适用于高端工程焊接用的气体保护焊丝及其焊丝的制备方法。

实现上述目的的措施：

一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其组分及重量百分比含量为：C：0.04～0.11％,Mn：1.55～2.00％,Si：0.40～0.8％,Ni：0.7～1.3％,Ti：0.062～0.20％,B：0.0021～0.010％,Cu：0.10～0.25％,S：0.002～0.014％,Cr≤0.08％,N≤0.008％,P≤0.020％,Als≤0.020％,V：0.001～0.02％,其余为Fe；焊丝熔敷金属力学性能：Rm≥590MPa、-40℃KV₂≥100J，焊缝宽高比在4.2～4.8；金相组织为贝氏体+铁素体组织，其中贝氏体占体积比60％～80％。

优选地：C的重量百分比含量为0.05～0.08％。

优选地：Mn的重量百分比含量为1.62～1.83％。

优选地：Ni的重量百分比含量不低于0.8％

优选地：Ti的重量百分比为0.083～0.135％.

优选地：B的重量百分比含量为0.0035～0.0093％。

优选地：V的重量百分比含量为0.0023～0.012％。

制备一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条的方法，其步骤：

1)将按要求成分的方坯进行粗轧：开轧温度控制在950～1050℃，方坯截面尺寸在160～200mm，轧制道次为8～10道次；

2)控制入预精轧温度在850～900℃；

3)进行吐丝，吐丝温度控制在810～880℃，吐丝后盘条直径在5.5±0.15mm；

4)斯太尔摩线延迟型冷却工艺轧制：保温罩全盖，线速0.3～0.5m/s，风机关闭；在盘条冷速为1～2℃/s下，使出保温罩温度在400～600℃；在运输线后段空冷至集卷温度。

其中斯太尔摩线延迟型冷却工艺为：在吐丝后盘条运输机的两侧装有隔热的保温层墙，并在两侧保温墙上方装有可灵活开闭的保温罩盖，当保温罩盖打开时，可进行标准型冷却；若关闭保温罩盖，降低运输机速度，又能达到缓慢型冷却效果。本技术采用的具体工艺是：斯太尔摩线保温罩全盖，风机全部关上，线速0.3～0.5m/s。在这种条件下，盘条在相变温度的冷却速度1～2℃/s，出保温罩的温度400～600℃，在运输线上进一步冷却，然后集卷。最终盘条的室温组织为贝氏体加铁素体。

本发明中各元素及主要工艺的机理及作用如下：

C：对焊缝金属具有强化作用，但随着C含量增高，焊缝韧性下降。焊缝中的C含量范围为0.05～0.08％较佳，由于以富Ar为保护气体焊接，焊缝中的C含量会有一定变化，其变化特点是焊丝中C含量以0.06％为参考点，当焊丝中C低于0.06％时，焊缝中会增C；当焊丝中C高于0.06％时，焊缝中会降C。根据这个原理，焊丝中合适的C含量为C0.04～0.11％。

Si：是脱氧元素，Si还会参与微细质点的形成，对焊缝金属具有强韧化作用。但Si含量不能太高，否则易导致熔池金属表面张力大流动性差影响焊缝成形。焊丝中Si含量0.40～0.80％。以富Ar为保护气体焊接，焊缝中Si含量将会显著降低。

Mn：是脱氧元素，对焊缝有强韧化作用，能防止引起热裂纹的铁硫化物的形成。焊缝中的Mn含量范围为1.0～1.4％较佳，以富Ar为保护气体焊接，焊缝中的Mn含量会有所降低。因此焊丝中合适的Mn含量为1.55～2.00％，优选地Mn的含量为1.62～1.93％。

Ni：是焊缝韧化的有效元素，也有一定的强化效果。镍和铁能无限固溶，扩大铁的奥氏体区，是形成和稳定奥氏体的主要合金元素。镍和碳不形成碳化物。降低临界转变温度，降低钢中各元素的扩散速率，提高淬透性。Ni较为贵重，一般在保证焊丝性能的情况下尽量少加。焊丝中Ni含量为0.80～1.20％。

Cu：铜在低碳钢中铜将在铁素体中溶解或沉淀，产生轻微的强化作用，能够使钢的淬透性稍加改善，不生成碳化物。在钢中加入0.20％～0.50％的铜，可以使低合金结构钢获得优良的抗大气腐蚀性能。同时，在多道焊时后续焊道对前道焊缝产生回火作用诱导Cu粒子相析出，提高焊缝强度和韧性。

B：能够有效地提高焊缝金属淬透性和强度，B还易于偏聚晶界，抑制晶界铁素体的形成，增加焊缝金属晶内针状铁素体比例。优选地B的含量为0.0035～0.0093％。

Ti：有利于在焊缝中形成微细Ti化合物，细化焊缝晶粒。其含量为0.06～0.20％，优选地Ti的含量为0.083～0.135％；以富Ar为保护气体焊接，Ti由焊丝向焊缝的过渡率约为10～30％，焊后焊缝中Ti含量为0.01～0.03％，保障焊缝强韧性。实验发现，Ti的氮、氧化物质点基本上形成于焊缝(熔池)金属凝固阶段，其尺寸往往是微米级、纳微米级(几百纳和几微米)，并且熔点高，在随后的冷却、再热过程中尺寸变化不大。

在通常的炼钢工艺条件下，钢中不可避免存在一定的氧和氮，焊接时焊缝中氧氮含量也会有一定增加，因此焊丝中即使不特别加入氧和氮也有氮氧条件形成各种相应化合物。

V:V和C、N都有亲合力，作为焊缝微合金化元素在焊缝中形成微细颗粒，细化焊缝晶粒、提高焊缝韧性，但V含量不宜太高。优选地V的含量为0.0023～0.0091％。

在焊丝中同时添加Ti、B、V可以产生多元微合金化效果。Ti除了自身能在焊缝中产生微细氧化物粒子细化晶粒改善焊缝性能外，它还可以保护B更好地偏析于晶界抑制晶界先共析体的形成与长大。B加入钢中的主要作用是提高淬透性，B对淬透性的有利作用是由于推迟了铁素体的形核过程，但并不影响奥氏体或铁素体基体的热力学性能。利用Ti、V等的析出强化，焊缝韧性也明显高于普通焊缝。由于B在钢中为间隙固溶，因而促进了沉淀析出。并且由于非平衡偏聚的发生，这种增加在晶界和位错附近更为显著。在同时加入Cu和B时，还具有很强的复合作用。Cu作为合金元素加入到钢中除了对相变点发生影响外，主要是时效硬化作用来得到好的综合性能。

S：焊丝中S通常作为有害元素加以限制，但对于气保焊丝，S含量过低往往会降低熔融金属润敷性，影响焊缝的成形；但S含量过高将增加焊缝金属热裂纹倾向。因此S含量控制为0.002～0.015％。

轧制主要工序为：方坯加热→初轧→精轧→吐丝→斯太尔延迟冷却→集卷

本发明之所以在出均热炉后采用高压水除去铸坯表面氧化铁皮，除鳞水压力428～497bar。除鳞水压力过小导致铁皮难以去除，除鳞水压力过大，带钢降温过快，成品性能难以保证。

本发明之所以在粗轧时控制开轧温度在950～1050℃，是由于要保证钢坯在整个轧制过程中始终处于奥氏体区内，因为此区域内金属的塑性较大，易于钢坯的轧制。这个区域在Fe—C平衡相图中AC3以上30～50℃至固相线以下100℃左右的范围内。

本发明之所以控制入预精轧温度在850～900℃，是为了避免因精轧高速变形所带来的剧烈温升导致轧件温度过高、轧件过软而导致穿孔困难和奥氏体晶粒过分长大性能恶化，盘条精轧得到的成品尺寸盘条经过水冷及均温后进入吐丝机。

本发明之所以控制吐丝温度控制在810～880℃，吐丝后盘条直径在5.5±0.15mm，是由于吐丝温度过高，奥氏体晶粒粗化，容易造成盘条组织不均匀甚至出现岛状马氏体，使盘条拉拔性能变差；同时也要保证盘条进入保温罩时的温度高于铁素体相变温度。

本发明与现有技术相比，其不仅抗拉强度≥590MPa，还通过采用C-Mn-Ni-Cu系及同时添加Ti、V、B进行微合金化、以及延迟型冷却轧制等工艺，得到具有优良拉拔性能的盘条；在常用焊接线能量下，单道焊缝宽高比4.2～4.8，焊道间熔合好，焊缝表面波纹细小；焊接熔敷金属-40℃冲击功达到100J以上，适用于高端工程焊接用气体保护焊丝。

附图说明

图1为本发明钢的表面金相组织图；

图2为本发明钢的芯部金相组织图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的化学组分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表；

表4为本发明各实施例及对比例耐蚀性检测情况列表。

本发明各实施例按照以下制备方法进行生产：

2)控制入预精轧温度在850～900℃；

其中延迟缓冷在工艺具体为：斯太尔摩线保温罩全盖，风机全部关上，线速0.3～0.5m/s。在这种条件下，盘条在相变温度的冷却速度1～2℃/s下，使出保温罩的温度在400～600℃；在运输线上空冷段进一步冷却至约300℃，然后进行集卷。最终盘条的室温组织为贝氏体加铁素体。

表1本发明实施例与比较例的化学成分列表(wt％)

表2本发明各实施例及对比例主要工艺参数取值列表

注：本发明各实施例的出保温罩温度均在400～600℃范围内。

表3本发明各实施例及对比例盘条拉伸试验结果列表

盘条拉伸试验条件为：盘条集卷冷却后，头尾各去除5圈后取样，试验长度250～300mm,进行拉伸试验，测量的各项性能指标如表3所示。

表4本发明各实施例及对比例焊接熔敷金属力学试验结果列表

采用80％Ar+20％CO₂为保护气体；参照GB/T8110进行熔敷金属焊接性能试验，焊接线能量18kJ/cm。焊接熔敷金属拉伸试验样沿焊缝取样，拉棒直径为10mm；冲击试样样横向取样，冲击缺口位于焊缝。

从表3盘条力学性能试验结果可以看出，在本技术规定的轧制工艺范围内，实施例盘条1^#～10^#力学性能控制较好，尤其是对拉拔性能影响断面率Z均为68％以上，这有利于保证盘条良好的拉拔性能；而对比例2冷却速度为2.2℃/s超过2.0℃/s，断面率Z为62.5％明显下降，盘条拉拔性能很差，容易断丝。从金相分析看，实施例盘条1#～10#组织为贝氏体+铁素体，其中贝氏体占体积比60％～80％；而对比例2组织为贝氏体+铁素体+少量马氏体，使盘条塑性及拉拔性能降低。

从表4焊接熔敷金属力学性能可以看出，本发明各实施例1#～10#焊丝的焊缝韧性普遍较高，-40℃KV₂(J)平均达到108～145J，达到基本要求48J两倍以上，富裕量大；对比例1及对比例2焊缝韧性则分别为89J及82J，实施例焊缝韧性优于对比例焊缝。在实施例1^#～10^#中，例1^#、2^#、4^#、6^#、9^#、10^#的C、Mn、Ti、B、V等处于更佳范围内，其焊缝韧性更高。

对实施例的1^#～10^#焊丝及对比例2焊丝，采用80％Ar+20％CO₂混合气为保护气体。先在平板上进行焊接工艺性能试验，焊接电流270～280A，电压25～26V，焊速33cm/min，焊丝干伸长15～20mm。实施例1^#～10^#焊接电弧稳定，飞溅少，焊缝成形优良，焊缝宽度13～14mm，宽高比4.2～4.8，焊接工艺性能优良。而对比例2焊丝焊缝宽高比为3.8，易产生咬边等焊接缺陷，焊接工艺性能差。

上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims

1.一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其组分及重量百分比含量为：C：0.04～0.11%, Mn：1.55～2.00%, Si：0.40～0.8%, Ni：0.7～1.3%, Ti：0.062～0.20%, B：0.0021～0.010%, Cu：0.10～0.25%, S：0.002~0.014%, Cr≤0.08%, N≤0.008%, P ≤0.020%, Als≤0.020%, V：0.001~0.02%, 其余为Fe；焊丝熔敷金属力学性能：Rm≥590MPa、-40℃KV₂≥100J，焊缝宽高比在4.2~4.8；金相组织为贝氏体+铁素体组织，其中贝氏体占体积比60~80%。

2.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其特征在于： C的重量百分比含量为0.05～0.08%。

3.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其特征在于：Mn的重量百分比含量为1.62～1.83%。

4.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其特征在于：Ni的重量百分比含量不低于0.8%。

5.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其特征在于：Ti的重量百分比含量为0.083～0.135%。

6.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其特征在于：B的重量百分比含量为0.0035~0.0093%。

7.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条，其特征在于：V的重量百分比含量为0.0023~0.012%。

8.制备如权利要求1所述的一种抗拉强度≥590MPa的高韧性气保焊丝盘条的方法，其步骤：

1）将按要求成分的方坯进行粗轧：开轧温度控制在950~1050℃，方坯截面尺寸在160~200mm，轧制道次为8~10道次；

2）控制入预精轧温度在850~900℃；

3）进行吐丝，吐丝温度控制在810~880℃，吐丝后盘条直径在5.5±0.15mm；

4）斯太尔摩线延迟型冷却工艺轧制：保温罩全盖，线速0.3~0.5m/s，风机关闭；在盘条冷速为1~2℃/s下，使出保温罩温度在400~600℃；在运输线后段空冷至集卷温度。