一种焊丝的制作方法

本发明属于焊丝研发领域，尤其涉及一种焊丝的成分设计。

背景技术：

为保证高强度钢焊接结构的使用安全性和可靠性、提高产品的使用寿命、避免脆性破坏事故的发生，通过选用优质焊接材料提高焊缝金属的强韧性一直是焊接技术人员研究工作的重点，围绕低合金高强钢焊缝金属的强韧化问题，国内外焊接技术人员进行了大量试验研究，对于屈服强度不超过550MPa的焊缝金属，可采用Ti-B微合金化，使焊缝金属获得均匀、细小的针状铁素体组织，从而实现焊缝金属的强韧化；而对于屈服强度超过550MPa的焊缝金属，由于焊缝合金化程度的加大，焊缝金属的基体组织已不是铁素体，而是贝氏体或贝氏体+马氏体组织，Ti-B微合金化的机制已不适用，此时对焊缝金属的强韧化措施是增加Ni含量，通过合金化实现对贝氏体或贝氏体+马氏体基体组织的强韧化。

据统计，目前焊材市场上，屈服强度345MPa级（50公斤级）焊丝采用C-Mn或C-Mn-Ti-B合金系； 460MPa级（60公斤级）焊丝多数采用Mn-Mo合金系；550及690 MPa级（70、80公斤级）焊丝，多数采用Mn-Ni-Mo合金系；而强度等级780MPa以上级别的焊丝，合金体系主要有Mn-Ni-Cr-Mo、Mn-Ni-Cr-Mo-Cu合金系。对于屈服强度700 MPa级高强钢焊接材料，采用的合金系统以Mn-Ni-Mo合金系为主，其中的Ni含量在2.5%以上、Mo含量0.7%以上，Ni 属于贵金属，过多加入必将增加焊丝成本。

技术实现要素：

为了解决上述问题，本发明提供了一种具有良好的综合力学性能的一种焊丝。

根据本发明的一个方面，提供了一种焊丝，焊丝合金系统采用Mn2-Ni2-Cr-Mo体系，合金的组分及重量百分比为：C≤0.10%，Mn：1.4-2.0%，Si：0.4-0.9%，Ni：1.8-2.1%，Mo：0.3-0.5%，Cr：0.2-0.6%，微合金：Ti≤0.020%，Zr≤0.020%，其余为铁。本发明设计的焊丝熔敷金属屈服强度超过890MPa，为了使焊丝在保证熔敷金属具有较高强度的同时，还具有良好的塑性及低温冲击性能，焊丝的主要合金系统采用Mn2-Ni2-Cr-Mo系，并加入一定量的微合金化元素Ti和Zr。

C能显著提高焊缝强度，是焊缝金属强化的主要元素，但是如果C含量过高，不但降低焊缝金属的塑韧性，而且还显著增加焊缝金属的冷裂敏感性及热裂敏感性。此外，在MAG焊(包括Ar+20%CO₂富氩混合气体保护焊)条件下，如果焊丝C含量过高，焊接过程中C与O的反应将会增大焊接飞溅和产生CO气孔的倾向。

Mn是焊缝金属中的主要合金元素，一方面Mn可以作为脱氧剂和脱硫剂，参与焊接熔池的氧化还原反应，降低焊缝金属中的氧含量，可以改善焊丝的使用工艺性能，同时由于Mn与S有较强的亲和力，Mn与S结合形成MnS，以渣的形式浮出熔池，可以有效降低焊缝金属的热裂倾向；另一方面Mn具有固溶强化和细化晶粒的作用，焊丝中加入适量的Mn是焊缝金属实现强韧化的重要手段，但过高的Mn含量易造成偏析，降低焊缝金属韧性。

Si元素一般作为脱氧剂与Mn联合加入，焊丝中适量的Si对改善焊丝的使用工艺性是不可缺少的。Si对焊缝的强化效果不明显，而过高含量的Si会降低焊缝韧性。

Ni是唯一能在强化焊缝的同时还能提高焊缝低温冲击韧性、降低冲击转变温度的合金元素。

Mo与Mn、Si、Ni、Cr相比，其固溶强化效果更明显，并且焊缝金属中添加适量的Mo可以降低脆性转变温度。

Cr具有较强的固溶强化作用，同时也是一种碳化物形成元素，通过碳化物析出，可以进一步提高强度，但是，研究发现，Cr的加入对焊缝韧性的改善不利，当焊缝金属中Cr含量超过一定量时，焊缝韧性可能受到严重的损害。

在焊丝成分中添加适量Ti、Zr，可以改善焊接熔滴的过渡形式，减少焊接飞溅，改善焊丝工艺性能，提高焊缝强度、改善低温冲击韧性的效果。

在一些实施方式中，所述微合金包括Ti和Zr中至少一种。

在一些实施方式中，所述焊丝中的非金元素S≤0.010%，P≤0.015%，N≤70PPm，O≤50PPm。对于高强钢焊缝金属，S、P、N、O是有害的元素，须加以严格限制，而且强度级别越高的焊缝金属，对这些有害杂质元素含量的限制应该更加严格。

S和Fe生成的FeS易与Fe形成低熔点共晶体，增大焊缝金属热裂纹敏感性，特别是对高Ni合金体系焊丝，因此，其含量应严格控制。

P对焊缝金属的力学性能及抗裂性能均有不利的影响，在焊缝中易导致偏析，增大焊缝金属的热裂敏感性及回火脆性，同时P使焊缝的强度硬度增加，而塑性韧性降低，特别是降低焊缝金属的低温冲击韧性，使焊缝出现所谓的 “冷脆性”，因此需要对该元素进行严格限制。

N对低合金钢焊缝金属的韧性有害，研究表明，当焊缝金属中的N含量超过100PPm时，焊缝金属的低温韧性将显著降低，其原因是由于焊缝中的N导致的固溶强化及其带来的对位错的钉扎。

O在钢中主要以氧化物夹杂形式存在，焊丝盘元中氧化物夹杂对焊丝的拉拔性能有不利影响，同时焊丝中的氧化物在焊接过程中参与焊接冶金反应，对焊丝的使用工艺性能、合金元素过渡、焊缝金属的合金化、夹杂物的产生及分布均会带来影响，进而影响焊缝金属的组织性能。

综上所述，本发明设计的焊丝，其有益效果是：保证熔敷金属不但具有较高的强度，而且具有良好的塑性和低温韧性，保证在较低或适当的预热温度条件下保证焊缝金属的抗冷裂性能。

附图说明

图1为本发明设计焊丝和对比焊丝的拉伸强度、松弛直径及翘距的数据对比表格。

图2为测试本发明设计焊丝常规工艺性能的焊接规范参数。

图3为本发明设计焊丝和对比焊丝在不同焊接规范下的常规工艺性能数据表格。

图4为本发明设计焊丝和对比焊丝的熔敷金属力学性能数据对比表格。

图5为本发明设计焊丝熔敷金属微观组织的焊态区组织图。

图6为本发明设计焊丝熔敷金属微观组织的重热区组织图。

图7为本发明设计焊丝抗冷裂性能测试数据表格。

图8为焊道间温度对焊缝金属力学性能的影响测试数据表格。

图9为焊后热处理对焊缝金属力学性能的影响测试数据表。

图10为在480℃×2h 时焊态区和重热区微观组织对比图。

图11为在550℃×2h 时焊态区和重热区微观组织对比图。

具体实施方式

下面通过实施步骤对本发明作进一步的说明。所述焊丝合金系统采用Mn2-Ni2-Cr-Mo体系，合金的组分及重量百分比为：C≤0.10%，Mn：1.4-2.0%，Si：0.4-0.9%，Ni：1.8-2.1%，Mo：0.3-0.5%，Cr：0.2-0.6%，微合金：Ti≤0.020%，Zr≤0.020%，其余为铁。

优选的，所述微合金包括Ti和Zr中至少一种。

优选的，所述焊丝中的非金元素S≤0.010%，P≤0.015%，N≤70PPm，O≤50PPm。

具体实施方式一：

焊丝合金的组分及百分比为：C： 0.1%，Mn：1.4%，Si：0.4%，Ni：2.1%，Mo： 0.5%，Cr：0.2%，微合金：Ti：0.020%，Zr：0.020%，其余为铁，其中非金元素含量为：S：0.010%，P：0.015%，N：70PPm，O：50PPm。

具体实施方式二：

C：0.08%，Mn：2.0%，Si：0.9%，Ni：1.8%，Mo：0.3%，Cr：0.6%，微合金：Ti：0.010%，其余为铁，其中非金元素含量为：S：0.008%，P：0.01%，N：50PPm，O：40PPm。

具体实施方式三：

C：0.07%，Mn：1.7%，Si：0.6%，Ni：1.9%，Mo：0.4%，Cr：0.4%，微合金：Zr： 0.015%，其余为铁，其中非金元素含量为：S：0.010%，P：0.015%，N：70PPm，O：50PPm。

以上三种具体实施方式，分别通过焊丝冶炼，离线酸洗，焊丝拉拔，焊丝镀铜，焊丝层绕的工艺顺序，并且在焊丝拉拔过程中增加焊丝退火工艺制成。

按照本发明设计的成分生产的焊丝综合性能较优，焊丝的拉伸强度、松弛直径和翘距是评判焊丝的重要因素，其中松弛直径和翘距是影响焊接过程中焊丝送丝性能重要因素，其控制标准为松弛直径≥800mm和翘距≤30mm，如图1所示，图1中的表格数据说明按照本发明成分设计生产的焊丝优于其对比焊丝。

为了通过实际测试比较本发明设计的焊丝和对比焊丝在常规性能方面的不同，在不同的焊接规范参数下，如图2所示，本发明设计的焊丝和对比焊丝在常规性能方面的数据如图3中所示，从附图3中表格数据可以看出，本发明设计的焊丝优于对比焊丝，且本发明设计的焊丝在焊接规范参数下焊接时的飞溅较小。

关于焊丝的熔敷金属拉伸及冲击试件取样按GB/T 8110规定进行，如图4中表格试验结果表明：本发明设计焊丝熔敷金属强度适中，塑、韧性优良，各项力学性能指标优于对比焊丝，全面达到了目标要求。焊丝熔敷金属的焊态区组织与重热区组织基本相同，均为板条贝氏体+低碳马氏体组织，熔敷金属组织晶粒细小均匀，焊态区柱状晶特征不明显，如附图5和附图6所示。

在焊丝抗冷裂性能测试中，规格直径为1.2mm的本发明设计的焊丝，在焊接电流为270-280A、电弧电压为30-31V、焊接速度为330mm/min、保护气体为80% Ar+20%CO2、气体流量为18-20L/min的条件下，测试数据如附图7中的表格所示，试验结果表明，在较苛刻的拘束条件下，预热100℃可以防止焊接冷裂纹的产生。

在焊道间温度对焊缝金属力学性能的影响测试中，测试数据如附图8中的表格数据所示，测试结论：焊接接头焊缝金属的拉伸及低温冲击韧性均能满足技术要求，即本发明设计的焊丝对焊道间温度的影响不敏感，对焊道间温度变化有较强的适应性。

在焊后热处理对焊缝金属力学性能的影响测试中，测试数据如附图9中表格数据所示，且在480℃×2h 和550℃×2h 两种较高温度焊后处理对焊缝金属组织形态影响不明显，焊缝金属焊态及重热区组织均为贝氏体+马氏体的回火组织，其在480℃×2h 时焊态区和重热区微观组织对比图如附图10所示，在550℃×2h 时焊态区和重热区微观组织对比图如附图11所示，从而可得，采用较高温度的消除应力处理对焊接接头力学性能有较大的不利影响。

通过研究和生产实践表明，本发明设计的焊焊丝焊接飞溅小、焊缝成型美观、 焊缝金属抗冷裂性能良好， 熔敷金属的力学性能全面满足技术要求。

以上所述的仅是本发明的一些实施方式，应当指出，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的创造构思的前提下，还可以做出其它变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。