CN104551441A

CN104551441A - 一种含v的超高强气体保护焊丝及其制造方法

Info

Publication number: CN104551441A
Application number: CN201410705499.6A
Authority: CN
Inventors: 屈朝霞; 许磊; 夏立乾
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2014-11-27
Filing date: 2014-11-27
Publication date: 2015-04-29
Also published as: US20180169800A1; EP3225349A4; EP3225349B1; US10835997B2; WO2016082544A1; EP3225349A1

Abstract

本发明公开了一种含V的超高强气体保护焊丝，其化学元素质量百分比含量为：C0.08-0.12％，Si0.65-0.80％，Mn1.80-1.95％，0＜Cu≤0.25％，Cr0.20-0.40％，Mo？0.2-0.6％，Ni1.30-1.80％，Ti0.08-0.20％，V0.01-0.05％，N0.0070-0.0130％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。本发明还公开了该焊丝的制造方法。采用本发明的焊丝焊接后得到的焊缝金属兼具有较高的强度和韧性，并且还具有良好的抗裂性能、焊接性能以及塑性。

Description

一种含V的超高强气体保护焊丝及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种焊接材料及其制造方法，尤其涉及一种气体保护焊接材料及其制造方法。

背景技术

随着现代机械装备的高参数、大型化和轻量化的发展要求，采用90kg级及以上强度级别的钢材也成为许多国内行业设计与制造的首要选择，例如，在工程机械制造领域中的起重机、混凝土泵车，又例如，在矿山机械制造领域中的煤机液压支架，再例如，在水电行业领域中的水电压力钢管。此外，港口机械，海洋结构，客货车辆及特种车辆等相关制造领域均需要大量使用强度级别较高的钢材。同时，由于气体保护焊接是一种高效、廉价、可靠的自动化或半自动化焊接方式，因此，在以上相关的设计与制造领域中都会广泛采用气体保护焊接方式。

通常，用于90kg级及以上强度级别的钢材的焊接材料的合金含量会较高，焊缝金属的碳当量也会较高，为此，焊缝的抗裂性能就会相对较差，生产成本也会相应提高。为了便于下游用户加工钢铁材料的方便性，诸如下料、切割、焊接以及弯曲成形等加工工艺，与强度级别较高的钢材相配套的焊接材料也应该利用微合金元素来尽可能降低自身的碳当量。一般超高强度焊接材料会随着抗拉强度的提高，其低温冲击韧性会大幅降低，为了使得超高强度焊接材料也具有良好的强韧性能，现有技术常会加入2wt.％以上的Ni，然而，添加Ni元素则会使得焊接材料的成本大幅度地提高。

公开号为CN101905390A，公开日为2010年12月8日，名称为“一种低合金高强度的气体保护焊丝”的中国专利文献涉及一种低合金高强度的气体保护焊丝，该焊丝的化学成分的质量百分含量为：C：006-0.12％，Si：0.30-0.60％，Mn：1.40-2.00％，P≤0.025％，S≤0.015％，Cr：0.30-0.70％，Ni：1.0-1.6％，W：0.28-0.5％，Cu：0.25-0.50％，Re：0.05-0.15％，其余为Fe及不可避免的杂质。该中国专利文献所涉及的保护焊丝添加了W和Re元素。

公开号为CN101234457A，公开日为2008年8月6日，名称为“高强度高韧性气体保护焊丝”的中国专利文献(以下简称为专利文献2)公开了一种高强度高韧性气体保护焊丝。该焊丝的化学成分(按质量百分比，wt.％)为：C：0.04-0.10，Si：0.30-0.80，Mn：1.30-2.0，Ni：0.40-0.89，Cr：0.20-0.50，Mo：0.20-0.60，Cu：0.56-0.80，Ti：0.05-0.20，B：0.002-0.010，P≤0.020，S≤0.015，ALS≤0.03，余量为Fe及不可避免的杂质。上述中国专利文献所公开的气体保护焊丝添加了大量的Cu元素，并且其利用了Ti和B的复合微合金化作用。

公开号为CN101439446A，公开日为2009年5月27日，名称为“高强钢高韧性气体保护焊丝”的中国专利文献涉及了一种高强钢高韧性气体保护焊丝，其化学成分(按质量百分含量，wt.％)含有：C：0.05-0.13，Mn：1.4-1.9，Si：0.4-0.8，Cr：0.4-0.8，Ni：1.5-1.8，Mo：0.3-0.8，Ti：0.06-0.25，Cu：0-0.60，S≤0.025，P≤0.025，余量为Fe及不可避免的杂质元素。该中国专利文献采用了单独的Ti的微合金化作用。

由上述中国专利文献所公开的技术方案可以得知，高强度焊接材料的高强度主要源于添加一定量的淬透性合金化元素(例如，C、Cr、Mo、W、Ni及Cu等元素)，以此来提高焊缝金属的强度。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种含V的超高强气体保护焊丝。采用该焊丝焊接形成的焊缝金属兼具有较高的强度和韧性，同时采用该焊丝焊接形成的焊缝金属还具有良好的抗裂性能、较好的焊接性能以及优良的塑性。

为了实现上述目的，本发明提出了一种含V的超高强气体保护焊丝，其化学元素质量百分比含量为：

C：0.08-0.12％，Si：0.65-0.80％，Mn：1.80-1.95％，0＜Cu≤0.25％，Cr0.20-0.40％，Mo：0.2-0.6％，Ni：1.30-1.80％，Ti：0.08-0.20％，V：0.01-0.05％，N：0.0070-0.0130％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

本技术方案中不可避免的杂质除了P与S元素之外，还包括Al、O和H元素，作为不可避免的杂质元素，这些杂质元素的含量应当越低越好。在超高强气体保护焊丝用盘条中，磷与硫均对焊缝金属的塑韧性能有害，因此，其含量要严格控制，在本发明的技术方案中可以将磷含量控制为≤0.015wt.％，而将硫含量控制为≤0.010wt.％。另外，为了减少夹杂的产生，提高焊缝金属的塑韧性，并提高焊缝金属的洁净度，可以控制Al≤0.02wt.％，同时，为了提高焊缝金属的韧性，可以控制O≤0.005wt.％且H≤0.0002wt.％。

本技术方案中的各化学元素的设计原理为：

C：碳可以有效地提高焊缝金属的强度，但是，碳含量过高会对焊缝金属的塑性、韧性以及冷裂纹敏感性能不利，因此，基于本发明的技术方案，将碳含量应控制在0.08-0.12wt.％。

Si：硅固溶于铁素体和奥氏体中，其可以提高焊缝金属的强度。同时，添加一定含量的硅还可以增加焊缝金属的流动性，使得焊丝用盘条在焊接过程中具有良好的焊接工艺性能，然而，硅含量过高会导致焊缝金属的韧性急剧下降，所以将本发明中的硅的质量百分比含量设计为0.65-0.80％。

Mn：锰是增加焊缝金属强韧性的有益元素之一。锰含量的增加有利于防止焊缝金属出现热裂纹且有利于焊缝金属脱氧。可是一旦锰含量过高就容易导致焊丝钢铸坯中出现偏析和裂纹，也容易使得焊缝金属的碳当量过大，并降低焊缝金属的韧性。因此，本发明中的锰元素的含量应该控制为1.80-1.95wt.％。

Cu：添加一定的铜元素可以有效地防止氢脆的发生，这一点对于高强焊丝钢来说是很重要的。当铜含量小于0.5wt.％时，随着铜含量的增加，焊缝金属的强度因固溶强化的作用而逐渐增加。因此，本发明中的铜的质量百分比含量设定为0＜Cu≤0.25％。作为一种更为优选的设定范围，铜的质量百分比含量为0.12-0.20％。

Cr：铬可以提高焊缝金属的淬透性，从而提高其强度。但是含量过高的铬会降低焊缝金属的韧性，同时还会增加焊缝金属冷裂纹敏感性。一定含量的铬元素才可以起到细化铁素体晶粒的作用，从而增加焊缝金属二次组织的强韧性。鉴于此，本发明的技术方案中的铬含量控制为0.20-0.40wt.％。

Mo：钼能够推迟先共析铁素体的转变，并促进针状铁素体和贝氏体的形成，具有细化晶粒的作用，从而同时提高焊缝金属的强度和韧性。与此同时，钼还是减小焊缝金属回火脆性的元素，其可以提高多层多道焊缝金属的回火稳定性。然而，含量过高的钼元素会使得焊缝组织产生较多的淬硬组织，增加焊缝金属的冷裂纹敏感性。另外，添加合金钼元素的成本也相对较高。基于此，将本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝中的钼含量控制为0.20-0.60wt.％。优选地，钼含量还可以进一步地控制为0.30-0.55wt.％。

Ni：镍可以提高焊缝金属的韧性，尤其是提高焊缝金属的低温冲击韧性，并降低脆性转变温度。在其含量的一定添加范围内，随着镍含量的增加，可以增加焊缝金属的强度，可是一旦镍含量超过一定范围之后，焊缝金属的强度就不会随其含量的增加而增加。此外，镍元素是一种昂贵的合金元素金属，在添加时需要考虑其对于生产成本所造成的影响。故而，在本发明的技术方案中将镍含量设定为1.30-1.80wt.％。进一步地，还可以将镍含量设定为1.50-1.70wt.％。

Ti、V、N：对于超高强气体保护焊丝来说，为了使其具有良好的可焊性，必须充分利用微合金化元素。除了利用钛元素进行微合金化以外，本发明的技术方案还需要采用钒元素进行微合金化。经过钒元素微合金化后，增加氮元素可以明显提高强化效果，为此本技术方案中的氮不能作为杂质元素来进行处理，必须使其保持在一定含量的范围之内，但当N元素的添加量过高时，会扩大奥氏体区范围，容易形成粗大的奥氏体和M-A岛组元，这些组织将会降低焊缝组织的韧性。钒和钛的复合微合金化提高了过冷奥氏体的稳定性，使得材料的相变温度降低，以细化奥氏体晶粒，增加奥氏体晶界，从而促进铁素体和贝氏体形核，达到细化二次组织，改善组织形态及亚结构的作用，进而促进焊缝组织韧性的提高。在钒和氮共存的焊缝中加入适当的钛元素，可以形成微细的非共格态的钛的碳氮化物，不仅避免氮和钒形成共格沉淀相而不利于焊缝金属的力学性能，还有利于提高焊缝金属的韧性。由此，在本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝中，需要控制钛含量为0.08-0.20wt.％，钒含量为0.01-0.05wt.％且氮含量为0.0070-0.0130wt.％。

优选地，可以将钛含量控制为0.10-0.16wt.％。

优选地，可以将钒含量控制为0.015-0.035wt.％。

较之于现有技术，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝不含W和Re微合金元素。同时，本发明的焊丝中的合金元素的添加量较少，使得焊丝的生产成本相对较低，因此其具有更好的经济效益。

另外，相较于现有技术，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝中的Cu元素主要起到了固溶强化的作用，而现有技术中的Cu元素在其所公开的技术方案中起到的是析出强化的作用。

此外，与现有技术相比较，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝在添加Ti元素的基础上，还添加了V元素，以实现Ti和V的复合微合金化。同时，还通过Ti、V和C、N的合理配比，形成Ti(C、N)和V(C、N)复合微合金化的析出物，提高了过冷奥氏体的稳定性，使得材料的相变温度降低，细化了奥氏体晶粒。

本发明的技术方案中添加了V微合金元素，并且将N作为一种需要控制在一定添加范围内的合金元素，而并不是作为含量越低越好的不可避免的杂质元素。本发明的技术方案在添加了V元素进行微合金化的基础上，控制N元素的添加量，从而大幅度地提高了强化效果。

进一步地，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝中的Cr、V和Mo元素还需要满足：0.46％≤Cr+V+Mo≤0.88％。

将上述三种元素之和的最低值限定为0.46％是为了保证焊丝所形成的焊缝金属具有的强度满足要求，焊缝金属是一种特殊加热冷速过程所形成的铸态组织，其力学性能主要来源于焊缝金属具有一定的合金含量；将上述三元素之和的最高值限定为0.88％是由于要保证焊丝钢形成的焊缝金属具有较低的碳当量，以保证其具有良好的可焊性。对于本技术方案来说，焊缝金属的碳当量公式为：Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5。

进一步地，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝中的Cr和Cu元素还满足：0.20％≤Cr+Cu≤0.48％。

焊丝在焊接过程中会发生氧化还原反应，对于气体保护焊丝而言，硅、锰元素的烧损最大,但铬、铜元素的烧损不大，由于二者在成分设计中所起的作用，因此必须有一个最低限，同时为了最大程度降低焊缝金属的冷裂纹敏感系数，本技术方案对其设定了最大值。对于本技术方案来说，焊缝金属的焊接冷裂纹敏感指数公式为：Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10。

进一步地，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝中的V和Ti元素还需要满足：0.10％≤V+Ti≤0.22％。

为了降低焊丝钢的成本，以及使其具有良好的焊接性，需要最大程度的发挥微合金的作用，因此本技术方案将V和Ti的总添加量限定≥0.1％；然而发明人发现，如果这两种元素的添加量高于0.22％反而会使焊缝金属的性能恶化。

进一步地，控制层间温度在100-165℃之间，焊接热输入为8-13kJ/cm，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝得到的熔敷金属的焊缝表层组织为贝氏体。

更进一步地，所述得到的熔敷金属的焊缝表层组织还包括体积分数为2-5％的不规则的铁素体。

进一步地，控制层间温度在100-165℃之间，焊接热输入为8-13kJ/cm，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝得到的熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织全部为下贝氏体。

进一步地，控制层间温度在100-165℃之间，焊接热输入为8-13kJ/cm，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝得到的熔敷金属具有析出物，析出物为Ti(C、N)和V(C、N)。

此外，本发明还提供了上述焊丝的制造方法，其包括步骤：冶炼，精炼，铸造，热轧，缓冷，吐丝成盘条，酸洗，粗拉拔，热处理，细拉拔以及镀铜；其中在热处理步骤中，热处理温度为680-720℃。

在超高强焊丝的生产制造工艺中，由于焊丝不断被拉拔而变细，存在较大的加工硬化效果，会影响到拉拔过程的稳定性，因此需要进行热处理，其目的是为了消除加工过程中引起的强化效果，以便拉拔过程的顺利进行。对于本发明所述的超高强焊丝来说，其在拉拔过程中以形变强化和第二相粒子强化为主，因此在设计热处理工艺时，需考虑消除加工硬化效果，为此，本技术方案将热处理温度设定为680-720℃。在此基础上，应尽可能地采取缓慢冷却方式，以避免细晶组织和淬硬组织的产生。

本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝利用了Ti、V和N微合金化，使得所形成的焊缝金属具有较高的韧性和良好的焊接性能。

本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝利用了C、Cr、Mo、Mn和Cu等元素的合金作用，提高了所获得的焊缝金属的强度和韧性。

另外，本发明所述的含V的超高强气体保护焊丝所形成的焊缝金属还具有良好的抗裂性能和优良的塑性，以及较好的经济效益。

采用本发明所述的焊丝进行气体保护焊接后，所形成的焊缝金属的屈服强度Rel为780-930Mpa，抗拉强度Rm为880-1060Mpa，延伸率A为14-20％，并且-20℃、-40℃夏比V型冲击功的均值分别达到80J和50J以上。因此，本发明所述的焊丝能够广泛地应用于90kg级及以上的超高强度钢材的气体保护焊接。

附图说明

图1为实施例1中的焊丝所得到的熔敷金属的焊缝表层的微观组织图。

图2为实施例2中的焊丝所得到的熔敷金属的焊缝表层的微观组织图。

图3为实施例3中的焊丝所得到的熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织的金相图。

图4为实施例4中的焊丝所得到的熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织的金相图。

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含V的超高强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。

表1显示了本案实施例1-5中的焊丝的化学成分质量百分配比。

表1.(wt.％，余量为Fe和除P、S、Al、O和H元素外的其他不可避免杂质)

序号	C	Si	Mn	Cu	Cr	Mo	Ni	Ti	V	N
											1	0.085	0.78	1.90	0.06	0.36	0.49	1.66	0.16	0.02	0.008
2	0.105	0.70	1.85	0.13	0.28	0.42	1.38	0.11	0.04	0.011
											3	0.093	0.75	1.85	0.16	0.23	0.60	1.52	0.15	0.01	0.010
4	0.08	0.80	1.95	0.10	0.40	0.20	1.80	0.20	0.01	0.013
											5	0.12	0.65	1.80	0.19	0.20	0.31	1.30	0.08	0.05	0.007

本案的实施例1-5中的焊丝采用下列步骤制得：冶炼，精炼，铸造，热轧，缓冷，吐丝成盘条，酸洗，粗拉拔，热处理，细拉拔和镀铜。这些步骤基本为焊丝制造领域的常用步骤，因此本技术方案对于这些制造步骤不再进行详细描述。只是其中的热处理步骤不同于现有技术，且其与本案的实施效果密切相关。在本技术方案中，热处理温度为680-720℃，且冷却过程为缓冷，冷却时间为5小时。

表2列出了制造本案实施例1-5的焊丝制造方法中的热处理温度。

表2.

板厚20mm的低合金高强钢板，坡口形式为45°单面V型，间隙为12mm，采用实施例1-5中焊丝进行焊接，焊接不预热，其中实施例1-3采用80％Ar+20％CO₂的保护气体，实施例4-5采用80％Ar+15％CO₂+5％O₂和95％Ar+5％O₂的保护气体，层间温度控制在100-165℃之间，焊接热输入控制为8-13kJ/cm，在母材上进行多层多道焊接，保证焊缝全熔透。焊接后，对焊缝金属分别进行全元素光谱分析、纵向拉伸试验和全试样尺寸的夏比V型缺口冲击试验，各项参数详见表3。

表3列出了本案实施例1-5中的焊丝经保护气体焊接后所获得焊缝金属的各项力学性能参数。

表3.

由表3可以看出，采用上述实施例1-5中的焊丝进行气体保护焊接后所获得焊缝金属的屈服强度(Rel)均≥810Mpa，抗拉强度(Rm)均≥909Mpa，延伸率A均≥18％，并且-20℃夏比V型冲击功的均值都≥89J，-40℃夏比V型冲击功的均值都≥52J，另外焊缝金属的碳当量Ceq均小于0.7，焊接冷裂纹指数Pcm均小于0.3％，由此说明了本发明的焊丝的具有较高的强度和较大的冲击韧性，较好的塑性和较佳的抗裂性能，其各项力学性能均能够与90kg级及以上的超高强度钢材相匹配，是一种适用于工程机械，水电工程，海洋工程，商用汽车等制造领域的保护气体焊接材料。

另外，图1显示了采用实施例1的焊丝进行焊接后所得到的熔敷金属的焊缝表层的微观组织。如图1所示，该熔敷金属的焊缝表层的微观组织全部为贝氏体。另外，从图1中还可以看出，该熔敷金属具有Ti(C、N)和V(C、N)析出物。

图2显示了采用实施例2的焊丝进行焊接后所得到的熔敷金属的焊缝表层的微观组织。如图2所示，该熔敷金属的焊缝表层的微观组织主要为贝氏体，还包括体积分数为2-5％的不规则的铁素体。另外，从图2中还可以看出，该熔敷金属具有Ti(C、N)和V(C、N)析出物。

图3显示了采用实施例3中的焊丝焊接得到的熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织。如图3所示，该熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织全部为下贝氏体。另外，从图3中还可以看出，该熔敷金属具有Ti(C、N)和V(C、N)析出物。

图4显示了采用实施例4中的焊丝焊接得到的熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织。如图4所示，该熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织全部为下贝氏体。另外，从图4中还可以看出，该熔敷金属具有Ti(C、N)和V(C、N)析出物。它们能够提高过冷奥氏体的稳定性，使相变温度降低，细化奥氏体晶粒。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，其化学元素质量百分比含量为：

C 0.08-0.12％，Si 0.65-0.80％，Mn 1.80-1.95％，0＜Cu≤0.25％，Cr0.20-0.40％，Mo 0.2-0.6％，Ni 1.30-1.80％，Ti 0.08-0.20％，V 0.01-0.05％，N 0.0070-0.0130％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，还满足：0.46％≤Cr+V+Mo≤0.88％。

3.如权利要求1所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，还满足：0.20％≤Cr+Cu≤0.48％。

4.如权利要求1所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，还满足：0.10％≤V+Ti≤0.22％。

5.如权利要求1所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，控制层间温度在100-165℃之间，焊接热输入为8-13kJ/cm，所述含V的超高强气体保护焊丝得到的熔敷金属的焊缝表层组织为贝氏体。

6.如权利要求5所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，所述得到的熔敷金属的焊缝表层组织还包括体积分数为2-5％的不规则的铁素体。

7.如权利要求1所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，控制层间温度在100-165℃之间，焊接热输入为8-13kJ/cm，所述含V的超高强气体保护焊丝得到的熔敷金属的焊缝层间的热影响区组织全部为下贝氏体。

8.如权利要求1所述的含V的超高强气体保护焊丝，其特征在于，控制层间温度在100-165℃之间，焊接热输入为8-13kJ/cm，所述含V的超高强气体保护焊丝得到的熔敷金属具有析出物，析出物为Ti(C、N)和V(C、N)。

9.一种如权利要求1-8所述的含V的超高强气体保护焊丝的制造方法，其特征在于，包括步骤：冶炼，精炼，铸造，热轧，缓冷，吐丝成盘条，酸洗，粗拉拔，热处理，细拉拔以及镀铜；其中在所述热处理步骤中，热处理温度为680-720℃。