CN1257790C - 提高焊接接头疲劳性能的实芯焊丝 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高疲劳性能的实芯焊丝，该实芯焊丝的组分及重量百分比含量(%)为：C＝0.03～0.07、Mn＝0.5～2.0、Cr＝5.0～12.0、Ni＝4.0～11.0、Mo＝0.1～1.0、Nb＝0.1～1.0、Ti＝0.1～1.0、Si＝0.1～1.0、其余为Fe，其熔敷金属的固态相变点温度范围100～350℃；本发明要解决的技术问题是提高焊接接头的疲劳性能，免除焊后加工，用于多种焊接，并能够实现焊接的自动化，相对于普通低碳或低合金钢实芯焊丝，该实芯焊丝可广泛应用于承受疲劳载荷的焊接结构，尤其是焊缝数量巨多的大型焊接结构，也可以应用于产品疲劳断裂的修复，具有巨大的经济和社会效益。
Description
技术领域
本发明涉及一种实芯焊丝，尤其涉及一种高疲劳性能的实芯焊丝。
背景技术
与其它连接技术相比，在工程生产中焊接是最主要的连接方法，焊接结构的用钢重量已占钢铁总产量的50％以上，工业发达国家的这一比例已经接近70％。然而，焊接结构经常不断地发生断裂事故，其中90％为疲劳失效。据目前的统计资料表明，疲劳是焊接结构的主要破坏形式，其原因是在于焊接接头焊趾处的应力集中和残余拉伸应力作用，使焊接接头的疲劳性能大幅度地低于基本金属的疲劳性能。因此，为了保证结构可靠性，在设计承受交变载荷的焊接结构时，规范规定以焊接接头的疲劳性能作为整体结构的疲劳性能，而不采用基本金属的疲劳性能，显然这造成极大浪费。即使如此，在接头处局部应力集中和焊接残余拉伸应力的作用下，仍然会发生整体结构的过早疲劳失效，造成巨大的损失，甚至是人身伤亡事故。因此提高焊接接头疲劳性能具有极大的经济效益和社会效益。目前国内外关于提高焊接接头疲劳性能的主要方法有TIG熔修法、砂轮打磨法、局部机加工法、冲击法、锤击法、喷丸法、预过载法、局部加热法、局部压延法、爆炸法、激光熔敷法及根特(Gunnert)方法等等。如上方法有一个共同的缺点是属于焊后加工，即焊后增加了一道工序，尤其对于大型焊接结构件，会极大地增加劳动量和成本。本发明人曾发明过“用于提高焊接接头疲劳强度的焊条”，中国专利号为ZL01130810.9，但其仅适用手工电弧焊，生产效率较低，不能实现焊接自动化。
发明内容
本发明的目的是克服现有技术中的缺点和不足，提供一种无须焊后加工、可大幅度降低劳动成本、提高生产效率、能够实现焊接自动化并有效提高焊接接头疲劳性能的药芯焊丝。
本发明的高疲劳性能的实芯焊丝，其特征在于，所述焊丝组分及重量百分比含量(％)为：C＝0.03～0.07，Mn＝0.5～2.0，Cr＝5.0～12.0，Ni＝4.0～11.0，Mo＝0.1～1.0，Nb＝0.1～1.0，Ti＝0.1～1.0，Si＝0.1～1.0，其余为Fe；其熔敷金属的固态相变点温度范围为100～350℃。
本发明的优选实芯焊丝，其特征在于，所述焊丝组分及重量百分比含量(％)为：C＝0.04～0.06，Mn＝0.8～1.2，Cr＝8.0～10.0，Ni＝8.0～10.0，Mo＝0.3～0.6，Nb＝0.3～0.6，Ti＝0.3～0.6，Si＝0.5～0.8，其余为Fe；其熔敷金属的固态相变点温度范围为150～250℃。
本发明的经济型实芯焊丝，其特征在于，所述焊丝组分及重量百分比含量(％)为：C＝0.0～0.06，Mn＝0.8～1.2，Cr＝5.0～8.0，Ni＝5.0～8.0，Mo＝0.3～0.6，Nb＝0.3～0.6，Ti＝0.3～0.6，Si＝0.5～0.8，其余为Fe；其熔敷金属的固态相变点温度范围为250～350℃。
本发明的的实芯焊丝，其组织应为低碳板条状马氏体组织和奥氏体组织，含量分别为60～95％和40～5％。在舍夫勒(Schaeffler)组织图12≤Creq+1.25Nieq≤25的区域内，式中Creq＝Cr+Mo+1.5×Si+0.5×Nb/％、Nieq＝Ni+3.0×C+0.5×Mn/％。
本发明的有益效果是，较一般药芯焊丝在疲劳强度和疲劳寿命上具有极大的提高，而且可免去焊后加工工序，大大降低了劳动量和劳动成本，与ZL01130810.9的“用于提高焊接接头疲劳强度的焊条”专利技术相比较，可用于多种焊接，并能够实现焊接的自动化。本发明可广泛应用于承受疲劳载荷的焊接结构，尤其是焊缝数量巨多的大型焊接结构，如桥梁、轮船、石油平台、交通工具等等，也可以应用于产品疲劳断裂的修复。具有巨大的经济和社会效益。
附图说明
图1是高疲劳性能实芯焊丝和普通实芯焊丝熔敷金属的冷却膨胀曲线图；
图2是焊缝金属的相变温度对残余应力的影响图；
图3是舍夫勒(Schaeffler)组织图，图中LW是本发明实芯焊丝组织图区域；
图4是疲劳性能试验所用试件图；
图5是疲劳性能试验所用试件图的俯视图。
图4、图5的附图标记为：
1——主板 2——角接板 3——焊缝
具体实施方式
下面结合附图及实施例对本发明作进一步描述。
钢铁材料在冷却过程中会产生组织转变，这一组织转变伴随有体积膨胀，对于绝大多数钢铁材料，组织转变在较高的温度下(大于材料的塑性温度)结束，此时材料处于塑性状态，因而体积膨胀不会影响焊接残余应力；但对于一定合金成分的钢铁材料，其相变开始点和结束点均出现在较低的温度，此时材料已处于弹塑性或弹性状态，相变体积膨胀将会减少焊接热场造成的残余拉伸应力，体积膨胀量越大，残余拉伸应力越小，甚至出现残余压缩应力，这将减小残余拉伸应力对焊接接头疲劳性能的降低，从而提高焊接接头的疲劳性能。本发明就是要发明一种焊缝金属在低温下产生较大相变膨胀量的实芯焊丝，使焊缝金属的残余拉伸应力降低或产生压缩应力，从而提高焊接接头的疲劳性能。
本发明和普通实芯焊丝熔敷金属的实测冷却膨胀曲线如图1所示。
曲线1是普通实芯焊丝熔敷金属的冷却膨胀曲线，曲线2、3是高疲劳性能的实芯焊丝熔敷金属的冷却膨胀曲线，其中曲线3为膨胀阶段。Ms为马氏体相变开始点，Mf为马氏体相变结束点，Ts为相变应变开始点，Tf为相变应变结束点。
普通实芯焊丝焊缝金属的冷却过程沿着曲线1或2变化，其焊缝金属的组织转变在350℃以上开始，相变膨胀应变只有0.11-0.35％左右，而且整个相变过程均在塑性状态，没有相变应力的产生。相变结束后，焊缝金属体积继续收缩，随着温度的降低和弹性的回复，拉伸应力出现并不断增加至材料的屈服性能(随温度变化)维持到室温。高疲劳性能的实芯焊丝焊缝金属的冷却过程沿着曲线3和4变化，在相变之前，焊缝金属随着温度的降低和弹性的回复，拉伸应力出现并不断增加至相变开始温度时的材料屈服性能。在相变开始温度Ms点，奥氏体开始向马氏体转变，但由于马氏体的数量还较少，相变膨胀应变不足以抵消奥氏体温度收缩应变，曲线继续下降，直到相应变开始点Ts，曲线开始上升，即焊缝金属的相变膨胀才真正开始，直到相应变结束点Tf，理论上Tf应等于室温。相变膨胀应变量εp越大，焊缝金属中的残余拉伸应力越小，焊缝金属也才可能获得残余压应力，从而提高焊接接头的疲劳性能。高疲劳性能的实芯焊丝能够使焊缝金属产生压缩应力的关键有两点：其一，焊缝金属相应变结束点Tf在室温附近，因为在Tf时相膨胀应变达到最高点，这时可以获得最大的相膨胀应变量。其二；最大相变膨胀应变εp应大于材料的拉伸弹性应变εs。
在依据以上原则和分析的基础上，研制了适合于低碳钢和低合金高强钢使用的高疲劳性能实芯焊丝。实芯焊丝采用电弧炉冶炼，以Cr-Ni-Mn-Mo系作为研制实芯焊丝的基础合金系统，应控制含碳量以保证低碳马氏体的形成。冶炼达到规定的成分后，制成盘条，拉拔成实芯焊丝，直径可以为1.2mm、1.6mm、3.2mm和4.0mm，前两者主要可用于气体保护焊，也可以用于添丝非熔化极焊接方法，后两者主要用于埋弧焊。本发明高疲劳性能实芯焊丝的焊缝金属组织为低碳马氏体组织，获得马氏体的目的是使焊缝在马氏体相变时体积膨胀，产生残余压缩应力，低碳马氏体具有良好的韧性等综合力学性能。
焊缝金属的相变开始温度对相变膨胀应变的影响如图2所示。
由曲线可以看出，相变开始温度在100～350℃之间，焊缝金属相变膨胀应变大于0.35％，其大于焊缝金属的冷却过程的热收缩应变，焊缝金属可以获得残余压缩应力。在190℃左右时，残余压缩应力的值最大，此时焊接接头的疲劳性能提高最大，实施例中的LW3实芯焊丝焊缝金属可以获得最大的残余压缩应力，其疲劳性能最好。相变温度在250℃～350℃的范围内，焊缝金属也可以获得较大的残余压缩应力，其焊接接头的疲劳性能也有较大的提高，实施例中LW4、LW5、LW6、LW7实芯焊丝为此类实芯焊丝，由于合金含量较低，相对也较便宜。相变温度在100℃～190℃的范围内，如LW1和LW2实芯焊丝熔敷金属的合金含量最高，成本较高，相变开始温度更低，但相变膨胀应变较小，在熔合比较大的情况下，其焊缝金属的相变温度可以调节到190℃左右的范围，其焊接接头的疲劳性能也有较大的提高，但不经济，在熔合比较大的情况下可以使用。对比实施例1、对比实施例2实芯焊丝熔敷金属相变膨胀应变不足以抵消热收缩应变，没有提高疲劳性能的意义。对比实施例1为奥氏体不锈钢焊接材料，对比实施例2为低碳钢焊接材料。总之，焊缝金属的相变温度在100～350℃的范围内，上述几种实芯焊丝的焊接接头疲劳性能可以有较大的提高，
然而，相变温度越低，则要求焊缝金属中的合金含量越高，相对来说成本越高。由图2可知相变点温度范围为190～350℃时，焊缝金属残余压缩应力相对于190℃时的压缩残余应力为低，但其合金含量可以大幅度降低，则实芯焊丝成本也随之降低。为此我们从经济角度和改善效果综合考虑，优选出质量满足如上要求，成本相对较低的实芯焊丝。实施例中的LW4、LW5、LW6和LW7实芯焊丝均为此类实芯焊丝。
实施例LW1-LW7及对比实施例1、对比实施例2中，实芯焊丝直径为1.6，其组分及重量百分比含量(％)见下表1。(其中各实施例中所含杂质微量不计)
表1
| 实芯焊丝 | C | Cr | Ni | Mn | Si | Mo | Ti | Nb | Fe | Ms/℃ |
| LW1 | 0.054 | 11.74 | 10.90 | 1.38 | 0.19 | 0.35 | 0.39 | 0.10 | 余量 | 101 |
| LW2 | 0.045 | 10.87 | 10.23 | 1.42 | 0.23 | 0.46 | 0.51 | 0.12 | 余量 | 133 |
| LW3 | 0.053 | 9.98 | 9.25 | 1.60 | 0.18 | 0.44 | 0.54 | 0.12 | 余量 | 190 |
| LW4 | 0.049 | 9.10 | 8.16 | 1.38 | 0.24 | 0.65 | 0.64 | 0.16 | 余量 | 226 |
| LW5 | 0.047 | 8.37 | 7.25 | 1.75 | 0.18 | 0.40 | 0.72 | 0.17 | 余量 | 271 |
| LW6 | 0.048 | 7.30 | 6.15 | 1.50 | 0.21 | 0.64 | 0.63 | 0.12 | 余量 | 308 |
| LW7 | 0.051 | 6.33 | 5.29 | 1.43 | 0.41 | 0.33 | 0.43 | 0.15 | 余量 | 390 |
| 对比实施例1 | 0.047 | 12.80 | 12.25 | 1.50 | 0.32 | 0.34 | 0.11 | 0.13 | 余量 | 20 |
| 对比实施例2 | 0.073 | 1.96 | 1.45 | 1.71 | 0.81 | 0.55 | 0.47 | 0.10 | 余量 | 780 |
疲劳实验所用试件如图4和图5所示。试验材料用厚度为8mm的Q235A钢板，采用具有较大残余应力和较大应力集中的非承载十字焊接接头型式。采用气体保护焊方法，用本发明的高疲劳性能实芯焊丝和普通实芯焊丝分别进行焊接，焊接一层，焊角高度8mm左右，焊接电流I＝230A。在10吨高频疲劳试验机上进行疲劳试验，频率f＝139Hz，应力循环比r＝0.1。
与普通实芯焊丝H08Mn2SiA的焊接接头疲劳试验对比结果见表2。
表2
| 实芯焊丝实例 | 疲劳强度提高(在2*106循环次数下) | 疲劳寿命提高(在不同应力水平下) |
| LW1 | 21％ | 8～14倍 |
| LW2 | 27％ | 9～17倍 |
| LW3 | 38％ | 10～20倍 |
| LW4 | 32％ | 7～14倍 |
| LW5 | 26％ | 5～11倍 |
| LW6 | 18％ | 4～8倍 |
| LW7 | 12％ | 2～3倍 |
| 对比实施例1 | 5％ | 1～2倍 |
| 对比实施例2 | 0％ | 0倍(比较值) |
本发明公开和揭示的所有组分及含量可通过借鉴本文公开的内容，尽管本发明的组分已通过较佳实施例进行了描述，但是本领域技术人员明显能在不脱离本发明内容、精神和范围内对本文所述组分进行改动，更具体地说，所有相类似的替换和改动对本领域技术人员来说是显而易见的，这些都被视为包括在本发明内容、精神和范围之中。
Claims (4)
1.一种高疲劳性能的实芯焊丝，其特征在于，所述焊丝组分及重量百分比含量(％)为：C＝0.03～0.07，Mn＝0.5～2.0，Cr＝5.0～12.0，Ni＝4.0～11.0，Mo＝0.1～1.0，Nb＝0.1～1.0，Ti＝0.1～1.0，Si＝0.1～1.0，其余为Fe；其熔敷金属的固态相变点温度范围为100～350℃。
2.根据权利要求1所述的实芯焊丝，其特征在于，所述焊丝组分及重量百分比含量(％)为：C＝0.04～0.06，Mn＝0.8～1.2，Cr＝8.0～10.0，Ni＝8.0～10.0，Mo＝0.3～0.6，Nb＝0.3～0.6，Ti＝0.3～0.6，Si＝0.5～0.8，其余为Fe；其熔敷金属的固态相变点温度范围为150～250℃。
3.根据权利要求1所述的实芯焊丝，其特征在于，所述焊丝组分及重量百分比含量(％)为：C＝0.04～0.06，Mn＝0.8～1.2，Cr＝5.0～8.0，Ni＝5.0～8.0，Mo＝0.3～0.6，Nb＝0.3～0.6，Ti＝0.3～0.6，Si＝0.5～0.8，其余为Fe；其熔敷金属的固态相变点温度范围为250～350℃。
4.根据权利要求1所述的实芯焊丝，其组织为低碳板条状马氏体组织和奥氏体组织，含量分别为60～95％和40～5％，在舍夫勒组织图12≤Creq+1.25Nieq≤25的区域内，式中Creq＝Cr+Mo+1.5×Si+0.5×Nb/％、Nieq＝Ni+3.0×C+0.5×Mn/％。
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