CN102658442A - 一种碱性渣系的焊缝金属控Cr且具有抗FAC能力的低合金钢焊条 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种碱性渣系的焊缝金属控Cr低合金钢焊条，所述低合金钢焊条由焊芯和药皮组成，所述焊芯含有以下质量百分含量的成分：C：0~0.10%，Mn：1.00%~1.60%，Si：0~0.50%，Cr：0.15%~0.35%，Ni：0.60%~1.20%，Mo：0.15%~0.35%，Ti：0~0.007%，S：0~0.010%，P：0~0.015%。本发明的低合金钢焊条在焊接过程中具有良好的焊接工艺性能，且焊缝有良好的强度、冲击韧性和抗FAC等性能。
Description
技术领域
本发明涉及一种焊接材料，更具体的说，涉及一种用于核电管道WB36CN1钢配套的碱性渣系的焊缝金属控Cr且具有抗FAC能力的低合金钢焊条。
背景技术
随着我国电力工业的高速发展，核电站因其高效、经济、清洁等优点成为电力发展的重要部分。但核电建设用的钢材及焊接材料长期以来一直依赖进口，严重制约了我国核电工业的发展。为此，岭澳二期核电站常规岛设计时，提出钢材国产化的课题。目前适用于核电常规岛主蒸汽、主给水管的钢材已基本国产化（牌号为WB36CN1）。
由于WB36CN1钢主要使用于核电站350℃以下的给水管道、集箱等结构的焊接。比较核电用钢管与火电用钢管的差异。可以了解到，核电用钢管在核电站运行过程中承受的压力和温度比火电站低，但其管道内介质（饱和蒸汽或微过热蒸汽）的流速、流量比火电站大（约1.5倍左右）。产生因输送蒸汽和水的流动速度较高而导致的“FAC”（流动加速的腐蚀），造成管道内表面具有保护功能的氧化膜在大量的、高速流动的汽水冲刷下变薄或脱落，使钢基体的耐蚀性变差。
为了提高核电用钢管抗“FAC”的能力，国内外这方面的专家通过研究，认为钢中加入一定量的“Cr”可以提高抗“FAC”的能力。FAC可以分成两个连续的过程：氧化物/水界面可溶性铁离子的产生过程和铁离子穿过扩散边界层的扩散过程。由于FAC的发生跟部件表面的保护性氧化膜的溶解有关，当部件表面的氧化膜足够致密，以至于物质传输过程无法进行时，FAC也就不会发生，而相同情况下，氧化铬的致密度要大于氧化铁。
由于WB36CN1钢是在WB36钢的基础上加以控“Cr”而形成的新型钢种，控“Cr”的目的是为了提高钢材抗汽水冲蚀能力，即抗“FAC”的能力。目前国内外还没有专门针对其成分和性能研制的焊接材料。
因此，作为WB36CN1钢配套的焊条PP-J607CrNiMo在合金***的选择上应尽可能与WB36CN1钢化学成分相接近。所选择合金元素必须满足焊缝金相组织的需要及焊接冶金的特点。同时在抗“FAC”能力方面与WB36CN1钢相匹配。即实行控“Cr”的要求。
本发明针对WB36CN1钢的化学成分、力学性能等技术要求进行试验、研究，研制一种与WB36CN1钢性能达到良好匹配的低合金钢电焊条。
发明内容
本发明的目的是提供一种碱性渣系的焊缝金属控Cr且具有抗FAC能力的低合金钢焊条，该焊条在焊接过程中具有良好的焊接工艺性能，且焊缝有良好的强度、冲击韧性和抗FAC等性能。
为了实现上述技术问题的目的，本发明采用了如下技术方案：
一种碱性渣系的焊缝金属控Cr且具有抗FAC能力的低合金钢焊条，所述低合金钢焊条由焊芯和药皮组成，其特征在于：所述焊芯含有以下质量百分含量的成分：
C： 0~0.10%，
Mn： 1.00%~1.60%，
Si： 0~0.50%，
Cr： 0.15%~0.35%，
Ni： 0.60%~1.20%，
Mo： 0.15%~0.35%，
Ti： 0~0.007%，
S： 0~0.010%，
P： 0~0.015%；
余量为Fe。
在本发明的一优选实施例中，所述药皮由以下质量百分含量的组分组成：
大理石： 20~40%，
萤石： 15~25%，
石英： 2~8%，
天然金红石： 2~6%，
铁粉： 20~30%，
金属锰： 4~6%，
硅铁： 4~6%，
铬铁： 0.5~1.5%，
钼铁： 1~2%，
镍： 1.5~3.5%。
在本发明的一更优选实施例中，所述药皮由以下质量百分含量的组分组成：
大理石： 25%，
萤石： 25%，
石英： 4%，
天然金红石： 4%，
铁粉： 30%，
金属锰： 4%，
硅铁： 3%，
铬铁： 2%，
钼铁： 1%，
镍： 2%。
在本发明的一优选实施例中，所述低合金钢焊条在核电管道WB36CN1钢的焊接中的应用。
本发明的低合金钢焊条的制备方法包括步骤：
（1）将所述药皮组分混合均匀；
（2）加入药皮组分质量18%~22%的纯钠水玻璃，搅拌均匀后压涂在上述焊芯上。
（3）将步骤（2）的混合物搅拌均匀后压涂在上述焊芯上，在焊条生产设备上进行焊条制备。
本发明的焊芯设计依据如下：
成分C
C在γ-Fe中的最大溶解度为1.7%,在α-Fe中为0.035%。属于扩大γ区元素。起固溶强化的作用。过多的C在焊缝金属中将以碳化物的形式存在。形成析出强化，在提高焊缝强度、硬度的同时，也增加了焊缝金属的裂纹敏感性。所以必须采用低碳微合金化的机理，这样，既可以满足焊缝金属的强度又可以降低焊缝金属的裂纹敏感性。拟将C含量控制在0.10%以下。
成分Mn
Mn在γ-Fe中的最大溶解度为100%,在α-Fe中为3%。属于扩大γ区元素。Mn在低合金钢焊缝金属中含量较低时，一般以固溶强化的形式存在。在提高铁素体强度的同时还可改善韧性。考虑到Mn/Si对焊缝金属冲击韧性的影响，在满足焊缝金属强度的前提下将Mn含量控制在1.0~1.6%范围内。
成分Si
Si在γ-Fe中的最大溶解度为2%,在α-Fe中为18.5%。属于扩大α区元素。Si在低合金钢焊缝中含量较低时，一般以固溶强化的形式存在，提高铁素体的强度。过多的Si含量将形成金属间化合物，降低焊缝金属的冲击韧性。考虑到Mn/Si对焊缝金属冲击韧性的影响，在满足焊缝金属强度的前提下将Si含量控制在≤0.5%的范围内。
成分Cr
Cr在γ-Fe中的最大溶解度为12.8%,在α-Fe中为100%。属于扩大α区元素。Cr在低合金钢焊缝中含量较低时，一般起固溶强化的作用。与C在一起时形成碳化物。数量较多时降低焊缝金属的冲击韧性。适量的Cr在提高铁素体的强度同时还可改善焊缝金属的韧性。为了与WB36CN1钢在性能方面达到良好匹配，提高抗“FAC”的能力。确定Cr含量与钢材的控制范围一致，即0.15~0.35%范围内。
成分Ni
Ni在γ-Fe中的最大溶解度为100%,在α-Fe中为10%。属于扩大γ区元素。一般起固溶强化作用。适量的Ni可以提高铁素体基体的韧性和促进针状铁素体形成，有利于改善焊缝金属抗冷裂性能和提高低温冲击韧性。在满足焊缝金属强度的前提下将Ni含量控制在0.6~1.2%的范围内。
成分Mo
Mo在γ-Fe中的最大溶解度为3%,在α-Fe中为37.5%。属于扩大α区元素。一般起析出强化作用。与C共存时，形成Mo2C，提高焊缝金属的高温强度。过量的Mo将损害焊缝金属的韧性，在满足焊缝金属高温强度的前提下将Mo含量控制在0.15~0.35%的范围内。
成分Ti
Ti在γ-Fe中的最大溶解度为0.75%,在α-Fe中为6%。属于扩大α区元素。一般起析出强化作用。其形成碳化物、氮化物的倾向极强。综合国内外的研究成果，Ti对焊缝金属冲击韧性有利影响是：①与焊缝金属中的N结合，减少了固溶氮的有害作用；②生成TiN作为结晶核心，促进焊缝成为细晶粒组织；③起脱氧作用，减少了焊缝中的含氧量。Ti对焊缝金属冲击韧性的不利影响是：①Ti强化铁素体基体，提高硬度；②Ti较多时可在晶界上析出TiC和TiN；③Ti使γ→α相变温度上升，如含Ti量较多，Mn、Mo含量不足时，易形成粗大的铁素体或网状组织，还可能出现马氏体组织。权衡利弊，确定在PP—J607CrNiMo焊条中不加入Ti。将焊缝金属中的Ti含量控制在≤0.007%的范围内。
成分S
S是焊缝金属中的有害杂质，以FeS形式存在时最为有害。因为它与铁在液态时可无限互溶，而溶于固态铁却很少（溶解度仅为0.015~0.02%）,因此在凝固时FeS析出,以低熔点共晶薄膜的形式分布于晶界,形成结晶裂纹。同时降低焊缝金属的冲击韧性。所以焊缝金属中的S含量越少越好。根据焊条用原、辅材料的实际情况，确定将S含量控制在≤0.010%的范围内。
成分P
P在绝大多数低合金钢焊缝金属中是有害杂质。以Fe2P、Fe3P的形式存在，它们与Fe、Ni形成低熔点共晶分布于晶界，由于它们本身硬而脆，在降低焊缝金属冲击韧性的同时使焊缝金属脆性转变温度也升高。所以焊缝金属中的P含量越少越好。根据焊条用原、辅材料的实际情况，确定将P含量控制在≤0.015%的范围内。
成分Nb
Nb在γ-Fe中的最大溶解度为2.2%,在α-Fe中为1.8%。属于扩大α区元素。一般起析出强化作用，且强化效果显著。但是Nb对低合金钢焊缝金属的韧性产生不利的影响。Nb的析出沉淀硬化将导致Mn-Si系焊缝金属韧性的大幅度下降。因此在PP-J607CrNiMo焊条中不加入Nb。而以其它合金元素替代来满足焊缝金属的强度。
本发明的药皮，采用的是碱度较高的低氢型，这是因为该类型药皮的合金元素过渡系数较大，熔池清晰；焊缝具有良好的强度、韧性和抗裂性能，扩散氢含量低，去杂质能力强。利用控Cr技术，能使焊缝金属具有很好的抗FAC性能，整体上能很好地满足核电管道焊接中的要求。本焊条药皮中各组分的主要作用简述如下：
大理石
大理石（CaCO3）作为CaO-SiO2-CaF2渣系主要的造渣剂和造气剂
对焊接冶金反应影响较大。分解产生的CO2属于氧化性气体，可排除电弧区内的空气，阻止氮气侵入液态金属中，并降低电弧气氛中的氢分压，有利于焊缝金属降氢。分解产生的CaO属于碱性氧化物。能提高熔渣的碱度，增强熔渣的脱S、脱P能力。但同也增加熔渣的表面张力和熔渣与熔化金属之间的界面张力，粗化熔滴。在CaO-SO2-CaF2渣系中，随着大理石的含量增加，气相中CO2的分压也增加，气相中较高的氧化势，不利于合金元素的过渡。过多的CaO则提高了熔渣的凝固温度，增加熔渣的粘度。使焊接工艺性能变坏。经过试验并综合有利和不利因素，确定大理石的加入量在20~40%范围内。
萤石
萤石(CaF2)在CaO-SiO2-CaF2渣系中主要用于造渣和改善熔渣的物化性能.它可降低碱性熔渣的熔点、粘度和表张力，增加熔渣的流动性。有利于降低焊缝金属的气体杂质，适量的CaF2可以改善熔渣对液体金属的保护效果，因而亦可减少液体金属的吸氢量。但在CaCO3含量一定时，CaF2加入量过多时，将影响焊接电弧的稳定性，使焊接过程中的熔滴直径增大，飞溅增加。短路时间增长，焊条药皮熔化性能变坏，熔渣对焊缝金属的覆盖性能变差。因此根据CaCO3/CaF2的最佳比值，同时考虑CaF2对焊接工艺性能影响因素，确定萤石的加入量在15~25%的范围内。
石英
石英（SiO2）在CaO-SiO2-CaF2渣系中主要起造渣作用。它可用于调整熔渣的物化性能，降低熔渣的表面张力，改善焊缝金属表面成形，提高电弧电压，细化熔滴，提高焊条熔化系数。但加入量过多时，降低熔渣的碱度，使焊接冶金性能变坏，不利于获得力学性能优良的焊缝金属。经过试验并综合有利和不利因素，确定石英的加入量在2~8%范围内。
天然金红石
天然金红石（TiO2）具有稳弧和造渣作用，可调整熔渣的熔点、粘度、表面张力和流动性。适量的TiO2有利于全位置焊接，改善焊缝成形，减少飞溅和咬边，并在很大程度上改善脱渣性。在CaO-SiO2-CaF2渣系中，TiO2的物理性能类似于CaO。过多的TiO2将提高熔渣的熔点，缩小熔渣的凝固温度区间。阻碍熔渣与液态金属之间的流动作用，影响冶金反应的充分进行，使熔池内部气体逸出阻力增大，易形成气孔、夹杂等缺陷。经过试验并综合有利和不利因素，确定天然金红石的加入量在2~6%范围内。
铁粉
在CaO-SiO2-CaF2渣系的焊条配方中加入适量的铁粉（FHT40.30Ⅰ），具有降低熔池温度，增加结晶速度，有利于获得细晶粒焊缝组织。同时也能提高焊条的熔敷效率，并改善焊接工艺性能。试验结果表明，铁粉的加入量可以在较宽的范围内变化而对焊条的焊接工艺性能无明显影响。但铁粉的质量，尤其是颗粒度、松装比和含氧量对焊条的焊接工艺性能及焊缝金属的力学性能影响甚大。选择不当甚至产生焊缝气孔。因此必须进行合理选择和使用。铁粉的加入量控制在20~30%范围内。
金属锰
试验表明配方中使用中碳锰铁比使用金属锰（Mn）对改善焊接工艺性能有好处，但是因为中碳锰铁含P量太高（0.2%左右）。不能满足对P含量的控制。而金属锰含P量低（0.05%左右）有利于焊缝金属中P的控制。故而配方中选用金属锰而不用中碳锰铁。
Mn在CaO-SiO2-CaF2渣系的焊条配方中主要起脱氧和合金化作用。Mn脱氧后的生成物为MnO，属于碱性氧化物，它提高熔渣的碱度，同时起造渣的作用。经过试验，金属锰的加入量在4~6%时能满足表1中Mn含量的控制要求。
硅铁
在PP—J607CrNiMo低合金钢焊条配方中不加钛铁（Fe-Ti），是因为钛铁在进行脱氧的同时会向焊缝金属中渗Ti，不利于焊缝金属中的Ti含量的控制。而在配方中选择加入硅铁（Fe-Si），则能有效控制焊缝金属中的Ti含量。
硅铁在CaO-SiO2-CaF2渣系的焊条配方中主要起脱氧和合金化作用。Si脱氧后的生成物为SiO2，属于酸性氧化物，它降低熔渣的碱度及熔渣中FeO的活度，同时起造渣作用。经过试验，硅铁的加入量在4~6%时能满足表1中Si含量的控制要求。
铬铁
经过试验，铬铁（Fe-Cr）的加入量在0.5~1.5%时能满足表1中Cr含量的控制要求。钼铁
经过试验，钼铁（Fe-Mo）的加入量在1~2%时能满足表1中Mo含量的控制要求。
镍
经过试验，镍(Ni)的加入量在1.5~3.5%时能满足表1中Ni含量的控制要求。
本发明的技术方案原理在于：焊条药皮配方的设计合理与否关系到焊条是否具有优良的焊接工艺性能、稳定的焊接冶金过程、满意的焊缝金属力学性能，焊缝金属除了具有良好的抗“FAC”能力外，还必须具备良好的塑性、韧性、抗裂性以及良好的低温冲击韧性，同时焊条必须具备良好的全位置焊接工艺性能。为了满足焊缝金属力学性能及焊接工艺性能的要求，对各种焊接熔渣进行分析、筛选，确定CaO—SiO2—CaF2渣系为本发明的基本渣系，它是与WB36CN1钢相匹配的低合金高强度钢焊条。
通过采用上述技术方案，本发明的焊接工艺性能优良，焊接过程中电弧稳定、基本无飞溅、脱渣性良好、熔池清晰，焊缝成型美观，焊条操作性能良好；具有优异的熔敷金属强度、冲击韧性和抗FAC等性能。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明。
实施例1
药皮的组分及其质量百分含量如下：大理石：35%、萤石：15%、石英4%、天然金红石4%、铁粉：30%、金属锰：4%、硅铁：4%、铬铁：1%、钼铁：1%、镍：2%。
将上述药皮原材料混合均匀后，用40目的筛子过筛到40目以下，干粉搅拌均匀后加入占固体组分质量含量20%的纯钠水玻璃，再搅拌均匀后，通过常规焊条生产设备将其压涂在上述焊芯上制备出焊条。生产出的焊条表面光滑、成品率高、无偏心。对焊条的熔敷金属化学成分检测得：C:0.058%、Mn：1.61%、Si：0.32%、Cr：0.25%、Ni：0.98%、Mo：0.29%、S:0.006%、P:0.010%、Ti≤0.007%。
常温力学性能Rm：715MPa，Re1：575MPa；-50℃平均KV2：74J。
实施例2
药皮各组分的质量分数如下：大理石：30%、萤石：20%、石英4%、天然金红石4%、铁粉：30%、金属锰：4%、硅铁：4%、铬铁：1%、钼铁：1%、镍：2%。
焊条的制备方法与实施例1相同，生产出的焊条表面光滑、成品率高、无偏心。对焊条的熔敷金属化学成分检测得C：0.052%、Mn：1.51%、Si：0.31%、Cr：0.26%、Ni：1.04%、Mo：0.29%、S：0.005%、P：0.010%、Ti≤0.007%。
常温力学性能Rm：680MPa，Re1：570MPa；-50℃平均KV2：80J。
实施例3
药皮各组分的质量分数如下：大理石：25%、萤石：25%、石英4%、天然金红石4%、铁粉：30%、金属锰：4%、硅铁：3%、铬铁：2%、钼铁：1%、镍：2%。
焊条的制备方法与实施例1相同，生产出的焊条表面光滑、成品率高、无偏心。对焊条的熔敷金属化学成分检测得C：0.057%、Mn：1.54%、Si：0.39%、Cr：0.28%、Ni：0.96%、Mo：0.30%、S:0.008%、P:0.010%、Ti≤0.007%。
常温力学性能Rm：720MPa，Re1：575MPa；-50℃平均KV2：66J。
国外某进口同类焊条熔敷金属化学成分：C：0.056%、Mn：1.48%、Si：0.31%、Cr：0.04%、Ni：0.76%、Mo：0.38%、S:0.007%、P:0.008%、Ti≤0.007%。
常温力学性能Rm：635MPa，Re1：525MPa；-50℃平均KV2：73J。
实施例2所得焊条焊接时电弧稳定、基本无飞溅、脱渣性能好，焊条操作性能优异；焊缝成型美观，焊道高度适中。与国外某同类焊条相比，力学性能较高，具有流动性更优的特性，并且具有更好的抗FAC性能。
Claims (5)
1.一种碱性渣系的焊缝金属控Cr低合金钢焊条，所述低合金钢焊条由焊芯和药皮组
成，其特征在于，所述焊芯含有以下质量百分含量的成分：
C： 0~0.10%，
Mn： 1.00%~1.60%，
Si： 0~0.50%，
Cr： 0.15%~0.35%，
Ni： 0.60%~1.20%，
Mo： 0.15%~0.35%，
Ti： 0~0.007%，
S： 0~0.010%，
P： 0~0.015%；
余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的低合金钢焊条，其特征在于，所述药皮由以下质量百分含量的组分组成：
大理石： 20~40%，
萤石： 15~25%，
石英： 2~8%，
天然金红石： 2~6%，
铁粉： 20~30%，
金属锰： 4~6%，
硅铁： 4~6%，
铬铁： 0.5~1.5%，
钼铁： 1~2%，
镍： 1.5~3.5%。
3.根据权利要求2所述的低合金钢焊条，其特征在于，所述药皮由以下质量百分含量的组分组成：
大理石： 25%，
萤石： 25%，
石英： 4%，
天然金红石： 4%，
铁粉： 30%，
金属锰： 4%，
硅铁： 3%，
铬铁： 2%，
钼铁： 1%，
镍： 2%。
4.权利要求1-3任意一项所述的低合金钢焊条在核电管道WB36CN1钢的焊接中的应用。
5.一种权利要求1-3任意一项所述的低合金钢焊条的制备方法，其特征在于，该方法包括步骤：
（1）将所述药皮组分混合均匀；
（2）加入药皮组分质量含量18%~22%的纯钠水玻璃，
（3）将步骤（2）的混合物搅拌均匀后压涂在上述焊芯上，在焊条生产设备上进行焊条制备。
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| ASS | Succession or assignment of patent right |
Owner name: CHINA ELECTRIC POWER CONSTRUCTION EQUIPMENT RESEAR Effective date: 20150527 |
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| C41 | Transfer of patent application or patent right or utility model | ||
| TR01 | Transfer of patent right |
Effective date of registration: 20150527 Address after: 201316, Shanghai, Pudong New Area Town, barley Bay Industrial Zone, air route 80 - 86 Patentee after: Shanghai Power Equipment Manufacture Co., Ltd. Patentee after: CHINA ELECTRIC POWER CONSTRUCTION GROUP EQUIPMENT INSTITUTE CO., LTD. Address before: 201316, Shanghai, Pudong New Area Town, barley Bay Industrial Zone, air route 80 - 86 Patentee before: Shanghai Power Equipment Manufacture Co., Ltd. |
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| C56 | Change in the name or address of the patentee |
Owner name: CHINA POWER CONSTRUCTION GROUP ENERGY EQUIPMENT CO Free format text: FORMER NAME: SHANGHAI POWER BUILDING AND REPAIRING GENERAL FACTORY CO., LTD. |
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| CP01 | Change in the name or title of a patent holder |
Address after: 201316, Shanghai, Pudong New Area Town, barley Bay Industrial Zone, air route 80 - 86 Patentee after: POWERCHINA SPEM COMPANY LIMITED Patentee after: CHINA ELECTRIC POWER CONSTRUCTION GROUP EQUIPMENT INSTITUTE CO., LTD. Address before: 201316, Shanghai, Pudong New Area Town, barley Bay Industrial Zone, air route 80 - 86 Patentee before: Shanghai Power Equipment Manufacture Co., Ltd. Patentee before: CHINA ELECTRIC POWER CONSTRUCTION GROUP EQUIPMENT INSTITUTE CO., LTD. |
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| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20140430 Termination date: 20180508 |
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| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |