冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头及用于制作其的焊丝的制作方法
【专利摘要】本发明公开了一种能够对用于重型装备、建设机械、海洋构造物、建筑、桥梁、管线等的高强度钢材进行气体保护金属极弧焊(GMAW)来获得的气体保护金属极弧焊接头(Gas?Metal Arc Welded Joint)及用于制作其的气体保护金属极弧焊用焊丝。
【专利说明】
冲击初性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头及用于制 作其的焊竺
技术领域
[0001] 本发明设及可通过对用于重型装备、建设机械、海洋构造物、建筑、桥梁、管线等的 高强度钢材进行气体保护金属极弧焊（GMWA)来获得的气体保护金属极弧焊接头（Gas- Metal Arc Welded化int)及用于制作其的气体保护金属极弧焊用焊丝。
【背景技术】
[0002] 目前，船舶、桥梁、管线及海洋构造物等为了确保附加价值而实现大型化。并且，正 在积极进行摩天大楼的建设及社会间接资本的建设，实际上，用于建设摩天大楼及社会间 接资本的重型装备及建设机械的需求正在大幅上升。
[0003] 运样的结构物等只要发生一次事故，就会导致致命的环境、生命、财产损失，因此， 将具有超高强度、超高厚度及高冲击初性的钢材用于运样的结构物，运样的钢材要求安全 及有效地焊接，然而，为了确保大型焊接结构物的稳定性，焊接区冲击初性特性极为重要。
[0004] 如上所述，为了确保焊接区冲击初性，必须优先提高焊接生产率，对此，主要利用 可进行自动化及机器人焊接的气体保护金属极弧焊。在气体保护金属极弧焊的情况下，广 泛使用大约20kJ/cm的热输入。
[0005] 当进行上述焊接时所形成的焊接头在焊丝被烙融的过程中，一部分钢材被稀释形 成烙池之后被凝固，由此变为粗糖柱状组织，运样的组织根据焊接材料及进行焊接时的热 输入而发生变化，并且运样的焊接头沿着粗糖奥氏体晶界形成粗糖的晶界铁素体、魏氏体 铁素体（Widmanstatten ferrite)、岛状马氏体（马氏体/奥氏体组元，M-A，Ma;rtensite Austenite const;Uuent)等，从而是冲击初性最容易劣化的部位。
[0006] 因此，为了确保焊接结构物的稳定性，有必要通过控制进行焊接之后形成的焊接 头的微细组织来确保焊接头的冲击初性。
[0007] 对此，在专利文献1中，通过规定焊接材料的成分，确保焊接结构物的稳定性，但 是，该方法并非直接控制焊接头的微细组织、粒径等，因此，很难从上述焊接材料充分获得 焊接头的初性。
[000引（专利文献1)日本专利公开公报(平）11-170085
【发明内容】
[0009] 技术问题
[0010] 本发明一个方面的目的在于，通过控制进行气体保护金属极弧焊时所形成的焊接 头的组成及微细组织，从而提供低溫冲击初性优异且具有超高强度的气体保护金属极弧焊 接头。
[0011] 本发明的另一个方面的目的在于，提供在对高强度钢材进行气体保护金属极弧焊 时能够获得冲击初性优异的焊接头的气体保护金属极弧焊用焊丝。
[0012]解决问题的方案
[0013] 本发明一个方面提供冲击初性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其W重 量百分比计，包含碳(C) :0.05 ~0.1 %、娃(Si ):0.2 ~0.7%、儘(Μη): 1.5 ~2.5%、儀(Ni): 2.0~3.5%、铭(Cr) :0.3~0.9%、铜(Cu) :0.1~0.3%、钢(Mo) :0.5~0.8%、铁(Ti):0.02 ~0.04%、棚（B) :0.002 ~0.005 %、侣（A1 ):0.001~0.03 %、氮（N) :0.002 ~0.007 %、憐 (P) :0.03% W下、硫(S) :0.03% W下、氧(0):0.02~0.05%、余量的Fe及其他不可避免的杂 质，上述Ti和0满足W下关系式1的成分关系，上述Ti和脚馬足W下关系式2的成分关系，上述 Ti、B及脚馬足W下关系式3的成分关系，上述Μη、化、Mo及化满足W下关系式4的成分关系，
[0014] 作为微细组织，包含面积分数为20~30%的针状铁素体(Acicular ferrite)及70 ~80%的贝氏体(Bainite)，
[00巧][关系式。
[0016] 0.4<Ti/0< 1.2
[0017] [关系式2]
[001 引 2.8<Ti/N<9.0
[0019] [关系式3]
[0020] 10< (2Ti巧B)/N<20
[0021] [关系式4]
[0022] 3.5<Mn+2Cr+3Mo+3Cu<7.5。
[0023] 本发明的另一个方面提供气体保护金属极弧焊用焊丝，其W焊丝总重量为基准 计，包含碳（C) :0.03 ~0.1 %、娃（Si ):0.1 ~0.5 %、儘(Μη): 2.0 ~3.0 %、儀(Ni ):2.0 ~ 3.5%、铭(Cr ):0.1~0.6 %、钢(Mo ):0.3 ~1.0 %、铁(Ti ):0.01~0.05%、铜(Cu) :0.1~ 0.6%、棚（B) :0.0005 ~0.003%、侣（A1) :0.001 ~0.01 %、氮（N) :0.005% W 下、氧（0): 0.003% W下、憐(P) :0.03% W下、硫(S) :0.03% W下，余量的Fe及不可避免的杂质，满足5 < (5C+Si+2Mn)含 7和12 含（Mo+2Cr巧Cu+4Ni)<15。
[0024] 发明的效果
[0025] 根据本发明，可提供具有超高强度性质并同时具有优异的低溫冲击初性的气体保 护金属极弧焊接头。并且，可提供能够制备上述焊接头的气体保护金属极弧焊用焊丝。
【附图说明】
[0026] 图1示出观察本发明一个方面的GMAW焊接头(发明例3)的微细组织的结果。
【具体实施方式】
[0027] W下，对本发明的气体保护金属极弧焊接头及可制备其的气体保护金属极弧焊用 焊丝的实例进行详细说明，但是，本发明并不局限于W下实施例。因此，本发明所属技术领 域的普通技术人员在不超出本发明技术思想的范围内可将本发明实施成多种其他形式。 [00%] W下，详细说明本发明。
[0029]本发明人对可提供冲击初性优异的870MPa级W上的超高强度气体保护金属极弧 焊接头的方案进行深入研究的结果，导出了可确保超高强度和冲击初性平衡的最优的组织 分数，并研究发现为了确保运样的组织分数，若适当控制焊接金属的成分及一部分成分之 间的关系式，则不仅可确保焊接头的低溫冲击初性，而且还可确保870M化级W上的超高强 度，并基于该结果完成了本发明。
[0030] 并且，本发明人通过研究和实验，着眼于能够设定作为能够在进行气体保护金属 极弧焊时使用的焊丝，可提供在低溫中也能够确保优异的冲击初性和高强度焊接头的焊丝 的合金元素的范围，从而完成了本发明。
[0031] 首先，对本发明的冲击初性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头进行详细说 明。
[0032] 本发明的冲击初性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，W重量百分比计， 包含碳(C) :0.05 ~0.1 %、娃(Si ):0.2 ~0.7%、儘(Μη): 1.5 ~2.5%、儀(Ni ):2.0 ~3.5%、 铭(吐）：0.3~0.9%、铜(Cu) :0.1~0.3%、钢(Mo) :0.5~0.8%、铁(Ti):0.02~0.04%、棚 (B) :0.002~0.005%、侣（A1 ):0.001 ~0.03%、氮（N) :0.002~0.007%、憐（P) :0.03%? 下、硫(S) :0.03%?下、氧(0):0.02~0.05%、余量的化及其他不可避免的杂质。
[0033] W下，对如上所述的限定成分的理由进行详细说明。此时，只要没有特别限定，贝U 各成分的含量单位为重量百分比。
[0034] C:0.05 ~0.1%
[0035] 碳(C)为有利于确保焊接头的强度，并确保焊接硬化性的元素。
[0036] 为了获得上述效果，有必要添加0.05% W上的C，但是，若碳的含量超过0.1%，贝。 存在当进行焊接时焊接区容易发生低溫龟裂，且焊接头的冲击初性大幅降低的问题。
[0037] 因此，优选地，在本发明中，将C的含量限定在0.05~0.1 %。
[0038] Si :0.2~0.7%
[0039] 娃(Si)为用于提高在进行焊接过程中的脱氧效果和焊接头强度的元素，若娃的含 量小于0.2%，则存在脱氧效果不充分且焊接金属的流动性降低的问题，因此，优选地，添加 0.2% W上的Si。但是，若娃含量大于0.7%，则会促进焊接金属内的马氏体/奥氏体组元(Μ? α constituent) 的相变 ，由此降低冲击初性并对焊接龟裂敏感性产生影响 ，因此 ，优选地， 将娃的含量限定在〇.7%W下。
[0040] Μη:1.5~2.5 %
[0041] 儘(Μη)为提高在焊接头中的脱氧作用及强度的必要元素，儘WMnS形态在TiO氧化 物或TiO-TiN复合氧化物周围析出，使得Ti氧化物促进有利于初性改善的针状铁素体的生 成。并且，Μη在基质组织内形成置换型固溶体，来使基质固溶强化，从而确保强度及初性，为 了获得上述效果，有必要添加1.5% W上的Μη。但是，若Μη的含量大于2.5%，则会形成低溫 相变组织，从而存在初性下降的问题。因此，优选地，在本发明中，将Μη的含量限定在1.5~ 2.5%。
[0042] Ni: 2.0 ~3.5%
[0043] 儀(Ni)为借助固溶强化来提高基体(ma化ix)强度及初性的必要元素。为了获得上 述效果，有必要添加 2.0% W上的Ni，但是，与3.5%相比，在Ni的含量过大的情况下，可使泽 透性大幅增加，并可发生高溫龟裂，从而并不优选。
[0044] 因此，优选地，在本发明中，将Ni的含量限定在2.0~3.5%。
[0045] Cr :0.3 ~0.9 %
[0046] 铭(Cr)为固定于基体来增加泽透性并提高强度的必要元素，Cr为有利于确保强度 及初性的元素。为了获得上述效果，有必要添加0.3% W上的Cr，但是，若Cr的含量大于 ο. 9%，则焊接头的硬化性大幅增加，从而存在初性降低的问题。
[0047] 因此，优选地，在本发明中，将化的含量限定在0.3~0.9 %。
[0048] Cu:〇.l ~0.3%
[0049] 铜(Cu)为有利于在基体固溶并借助固溶强化效果确保强度及初性的元素，为了获 得上述效果，优选地添加 0.1% W上的Cu。但是，在Cu的含量大于0.3%的情况下，焊接头的 硬化性增加，从而存在初性降低的问题。因此，在本发明中，优选地，将Cu的含量限定在0.1 ~0.3%。
[0050] 并且，优选地，将化的Ni含量的总和限定在3.5% W下，但是，若上述两个元素之和 大于3.5%，则会增加泽透性，从而对初性及焊接性产生消极影响。
[0051] Mo:0.5 ~0.8%
[0052] 钢(Mo)为用于提高基体的强度的元素，为了获得上述效果，有必要添加0.5% W上 的Mo，但是，在Mo的含量大于0.8 %的情况下，提高基体强度的效果会饱和，且会使焊接硬化 性大幅增加，由此促进马氏体的相变，从而存在发生焊接低溫龟裂或初性降低的问题。 [0化引因此，优选地，在本发明中，将Mo的含量限定在0.5~0.8%。
[0054] Ti:0.02 ~0.04%
[0055] 铁Ti为不仅与氧(0)相结合形成微细的TiO氧化物，而且还通过形成微细的TiN析 出物来促进形成针状铁素体，由此Ti为有利于提高焊接头的强度及初性的元素。
[0056] 如上所述，为了获得基于Ti的微细TiO氧化物及TiN复合析出物的效果，有必要添 加 0.02% W上的Ti，但是，若添加过多的Ti，则会形成粗糖的TiO氧化物或粗糖的TiN析出 物，由此存在初性降低的问题，从而，优选地，将Ti添加上限定为0.04%。
[0057] B:0.002 ~0.005%
[0058] 棚(B)为用于提高焊接头泽透性的元素，偏析到晶界，从而抑制晶界铁素体相变的 作用。即，固溶的B不仅可确保提高焊接头强度的硬化能作用，而且还通过向晶界扩散来降 低晶界的能量从而抑制晶界铁素体的相变，且促进针状铁素体的相变。
[0059] 为了获得上述效果，需要添加0.002% W上的B，但是，若B的含量大于0.005%，贝。 上述效果会饱和，且焊接硬化性会大幅增加，从而，随着促进低溫相变，具有发生焊接低溫 龟裂及初性降低的问题。
[0060] 因此，优选地，在本发明中，将B的含量限定在0.002~0.004%。
[0061] Al:0.001 ~0.03%
[0062] 侣A1作为脱氧剂，是降低焊接金属内的氧气量，且与固溶氮相结合来形成微细的 A1N析出物的元素。为了获得上述效果，优选地，添加0.001% W上的A1，但是，若A1的含量大 于0.03%，则会形成粗糖的Al2〇3，从而存在阻碍形成用于初性改善的TiO氧化物的问题。
[0063] 因此，优选地，在本发明中，将A1的含量限定在0.001~0.03 %。
[0064] N:0.002~0.007 %
[0065] 氮(N)为形成TiN析出物等时绝对必要的元素，Ni的量越增加，微细TiN的量也会增 加。然而，N对TiN析出物大小及析出物间隔、析出物分布、与氧化物的复合析出频率、析出物 自身的高溫稳定性等产生明显的影响，因此，优选地，将N的含量设定为0.002%?上。但是， 若N的含量过多而超过0.007%，则上述效果会饱和，并且，因存在于焊接金属内的固溶氮量 的增加，有可能会导致初性降低，因此，优选地，将N的含量限定在0.002~0.007%。
[0066] P:0.03%W 下(排除 0%)
[0067] 憐(P)为进行焊接时引起高溫龟裂的元素，优选地，使P的含量尽可能低，而且，优 选地，将P的上限限定在0.03% W下。
[006引 S:0.03%W 下(排除 0%)
[0069] 硫(S)为与Μη相结合析出MnS复合析出物的元素，但是，在S的含量大于0.03%的情 况下，会形成FeS等低烙点化合物，由此可诱发高溫龟裂，因此，优选地，将S的含量限定在 0.03%W 下。
[0070] 0:0.02 ~0.05%
[0071] 氧(0)为在焊接头凝固的过程中与Ti反应形成Ti氧化物的元素，Ti氧化物在焊接 头内促进针状铁素体的相变。此时，若0的含量小于0.02%，则无法向焊接头适当分布Ti氧 化物，相反，若0的含量大于0.05%，则会生成粗糖的Ti氧化物及其他FeO等氧化物，由此对 焊接头的冲击初性产生消极影响，从而并不优选。
[0072] 优选地，在上述成分中，Ti和0满足W下关系式l，Ti和脚馬足W下关系式2，Ti、B及N 满足W下关系式3，Mn、化、Mo及化满足W下关系式4。
[0073] [关系式。
[0074] 0.4<Ti/0< 1.2 [007引[关系式2]
[0076] 2.8<Ti/N<9.0
[0077] [关系式3]
[007引 10< (2Ti巧B)/N<20
[0079] [关系式4]
[0080] 3.5<Mn+2Cr+3Mo+3Cu<7.5。
[0081] (在上述关系式1至4中，每种元素的含量都是指重量百分比）
[0082] 优选地，在本发明中，T i和0的比(T i /0)满足0.4~1.2。
[0083] 在Ti/0比小于0.4的情况下，在焊接头内的用于奥氏体晶粒生长抑制及针状铁素 体相变的TiO氧化物数量不足，因 TiO氧化物内的Ti比例变小，会丧失作为针状铁素体成核 点的功能，从而降低对焊接热影响区的初性改善有效的针状铁素体相比率。相反，在Ti/0的 比例大于1.2的情况下，焊接头内奥氏体晶粒成长抑制效果饱和，在氧化物内的合金成分的 比例反而降低，从而丧失作为针状铁素体的成核点的功能。
[0084] 优选地，在本发明中，11和饰勺比(11/^)满足2.8~9.0。
[0085] 在Ti/N比小于2.8的情况下，形成于TiO氧化物的TiN析出物量会减少，由此会对初 性改善有效的针状铁素体相变产生消极影响，因此并不优选，相反，在Ti/N比大于9.0的情 况下，其效果会饱和，且固溶氮量会增加并冲击初性降低，因此并不优选。
[0086] 优选地，在本发明中，Ti、B及N的比（（2Ti+5B) /N)满足10~20。
[0087] 若上述Ti、B及N的成分关系式小于10,则对形成对冲击初性有效的析出物产生消 极影响，因此并不优选，相反，若上述Ti、B及N的成分关系式大于20，则会发生焊接区低溫龟 裂，并对冲击初性产生消极影响，因此并不优选。
[008引优选地，在本发明中，Μη、化、Mo及化的比（Mn+2化+3MO+3化)满足3.5~7.5。
[0089]若上述Μη、化、Mo及Cu的成分关系式小于3.5,则存在焊接头的强度不足的问题，相 反，若上述Mn、Cr、Mo及Cu的成分关系式大于7.5,则当进行焊接时，焊接头存在发生焊接低 溫龟裂的问题，因此并不优选。
[0090] 本发明一个方面的焊接头除上述成分之外，还可包含选自Nb及V中的一种或两种， 选自巧(化)及稀上金属(REM)中的一种或两种。
[0091] 更具体地，佩和V中的一种W上的含量可为如下范围。
[0092] 佩:0.001 ~0.1 %
[0093] 妮(Nb)为有利于提高泽透性的元素，然而，Nb具有在降低Ar3的溫度且冷却速度低 的范围也使贝氏体的生成范围扩大的效果，从而可为了容易获得贝氏体组织而添加 Nb。并 且，Nb也是为了提高强度而添加的元素。
[0094] 在为了获得上述效果而添加 Nb的情况下，优选地，添加0.001 % W上的Nb，但是，若 所添加的Nb含量大于0.1%而过多，则当进行焊接时，在焊接头促进马氏体/奥氏体组元的 形成，由此对焊接头的初性产生消极影响，因此，优选地，在本发明中，将师的含量限定在 0.001 ~0.1%。
[0095] V:0.005 ~0.1%
[0096] 饥(V)为与氮反应形成V饰出物的元素，V起到促进铁素体相变的作用。
[0097] 为了获得基于上述V的效果，有必要添加0.005% W上的V，但是，若V的含量过多而 超过0.11 %，则会在焊接头形成如碳化物Carbide)的硬化相，从而存在对焊接头产生消极 影响的问题。因此，优选地，在本发明中，将V的含量限定在0.005~0.1 %。
[009引而且，化及REM中的一种W上的含量可为如下范围。
[0099] Ca 及 REM:分别为0.0005 ~0.005 % 和0.001 ~0.05 %
[0100] 巧(Ca)及稀±金属(REM)起到稳定焊接时的电弧并在焊接头抑制氧化物的形成的 作用。并且，Ca和REM是对W下过程有效的元素:在冷却过程中，抑制奥氏体晶粒的成长来促 进晶粒内铁素体相变，由此提高焊接头的初性。为了获得上述效果，就Ca而言，有必要添加 0.0005% W上的Ca，就REM而言，有必要添加0.001%^上的1?6]\1，但是，在(：曰大于0.005%或 REM大于0.05%的情况下，会形成粗糖的氧化物，由此存在初性降低的忧虑。
[0101] 此时，REM可W为选自由Ce、La、Y及Hf等组成的组中的一种或两种W上的元素，即 使使用任意元素，也能够获得上述效果。
[0102] 余量为化及不可避免的杂质。
[0103] 优选地，在本发明中，在进行气体保护金属极弧焊之后形成的焊接头的微细组织 包含面积分数为20~30%的针状铁素体（Acicular ferrite)及70~80%的贝氏体 (Bainite)。
[0104] 借助GMAW形成的焊接头的微细组织中，若强度高的贝氏体的组织分数变高，则可 容易实现强度，但是，在冲击初性方面，可导致并不令人满意的结果。相反，若初性优异的针 状铁素体的组织分数变得过高，则可确保优异的焊接头的初性，但是，在强度方面，无法达 到所期待的超高强度等级。因此，为了同时确保强度及初性，需要按适当的分数包含贝氏体 和针状铁素体，优选地，由20~30 %的针状铁素体及70~80 %的贝氏体形成。
[0105] 存在于焊接头的氧化物对焊接头的微细组织相变产生很大的影响。即，受到分布 的氧化物种类、大小及其数量的影响很大。尤其是，在GMAW焊接金属部的情况下，与其他焊 接法不同，仅通过保护气体保护焊接金属部，因此，若无法确保适当的氧化物，则焊接头的 性质会大幅降低。
[0106] 因此，为了防止上述现象，有必要在焊接头内，使TiO-TiN复合氧化物W微细间隔 均匀分散。
[0107] 优选地，在每1mm3的上述焊接头分布IX 108个W上的平均粒径为0.01~0.10皿的 TiO-TiN复合氧化物，此时，优选地，TiO-TiN复合氧化物W 50μπι W下的间隔分散。
[0108] 若复合氧化物的粒径小于Ο.ΟΙμπι，则在气体保护金属极弧焊接头中无法充分起到 促进针状铁素体相变的作用，相反，若复合氧化物的粒径大于O.Uim，则对于奥氏体晶粒的 抑制(pinning，晶粒成长抑制）效果变小，且起到如粗糖的非金属夹杂物的作用，从而存在 对超高强度焊接头冲击初性产生消极影响的问题。
[0109] 并且，若复合氧化物的数量少于IX 108个/cm3,则因复合氧化物的不足，而无法对 针状铁素体成核产生影响，从而存在无法防止晶粒粗糖化的问题。
[0110] 而且，若上述微细氧化物的分布超过50μπι间隔，则存在氧化物中成核的针状铁素 体的量不足的问题。
[0111] 如上所述，气体保护金属极弧焊接头（其不仅包含本发明中提案的成分组成和微 细组织结构，而且还充分包含微细复合氧化物)具有抗张强度为870MPaW上的超高强度，并 且在-2(TC的溫度条件下的冲击吸收能(vE)为47JW上，具有优异的低溫冲击初性。
[0112] 接着，对可制备本发明的焊接头的气体保护金属极弧焊用焊丝进行详细说明。
[0113] 本发明人确认了仅通过W往的针状铁素体微细组织无法充分确保焊接头的强度， 为了提高抗张强度900MPa级W上的高强度焊接头的冲击初性，在添加对基体强度有效的元 素的同时，按适当比例包含作为对初性提高有效的微细组织的针状铁素体、下贝氏体及马 氏体组织的情况下，发现了可同时获得高强度及高初性的焊接头的事实。
[0114] 尤其，在如下控制进行气体保护金属极弧焊时所使用的焊丝的成分的情况下，确 认了可实现目的，并实现了本发明。
[0115] [1]若组合适当含量的Mo、Cr和Μη元素并添加到气体保护金属极弧焊用焊丝，则在 焊接之后，可提高焊接头的抗张强度。
[0116] [2]若将适当含量的化、Ni和Ti添加到上述气体保护金属极弧焊用焊丝，则在焊接 头形成针状铁素体及下贝氏体组织，从而可提高焊接头的初性。
[0117] W下，对上述[1]及[2]进行详细说明。
[011引[l]Mo、化和Μη元素的最优量添加
[0119] 本发明人发现若向气体保护金属极弧焊用焊丝添加适当的Mo、Cr和Μη元素，则不 仅可提高GMAW焊接头硬化性，而且还提高强度，从而可确保高初性焊接头。但是，越大量添 加 Mo、化和Μη元素，强度会急剧增加，因此，过多添加并不优选，尤其，在过多添加的情况下， 会引发焊接头内低溫龟裂，因此并不优选。因此，添加尽可能最小范围的Cr、Mo和Μη,由此， 如上控制GMAW焊接头微细组织，从而可有效改善抗张强度。
[0120] [2]化、Ni和Ti元素最优量添加
[0121] 本发明人发现组合Cu及Μ并添加到气体保护金属极弧焊用焊丝W及添加适当量 的Ti，则在进行GMAW焊接之后，由形成于焊接头的Ti复合氧化物促进针状铁素体的相变的 事实。由此，高强度焊接头的冲击初性可得到有效改善。
[0122] W下，对本发明进行详细说明。
[0123] 优选地，根据本发明一个方面的气体保护用焊丝，W焊丝总重量为基准计，包含碳 (C) :0.03 ~0.1 %、娃(Si ):0.1 ~0.5%、儘(Μη): 2.0 ~3.0%、儀(Ni ):2.0 ~3.5%、铭(吐）： 0.1~0.6%、钢(Mo) :0.3 ~1.0%、铁(Ti ):0.01~0.05%、铜（Cu) :0.1~0.6%、棚(B): 0.0005~0.003%、侣(A1 ):0.001~0.01 %、氮(N) :0.005%?下、氧(0):0.003%?下、憐 (P) :0.03% W下、硫(S) :0.03%?下，余量的化及不可避免的杂质。
[0124] W下，对如上限定本发明的气体保护金属极弧焊用焊丝的成分的理由进行详细说 明。
[0125] C:0.03 ~0.1%
[01%]碳(C)为用于确保焊丝强度的必要元素，为了充分获得运样的效果，有必要包含 0.03% W上的C。但是，若C的含量过多而大于0.1%，则在进行热处理时，会存在脱碳现象， 因此并不优选。
[0127] Si:0.1 ~0.5%
[01%]娃(Si)是为了脱氧效果而添加的元素，若Si含量小于0.1%，则存在焊丝的脱氧效 果不足，且烙融金属流动性降低的问题。相反，若Si的含量大于0.5%，则当进行用于制备焊 丝的拔丝时，会产生消极影响，且促进焊接金属内马氏体/奥氏体组元(M-A consit;Uuent) 的相变，从而降低低溫冲击初性，还对焊接低溫龟裂敏感性产生消极影响，因此并不优选。
[0129] Mn:2.0 ~3.0%
[0130] 儘(Μη)为用于提高焊丝的强度的必要元素。为了获得充分的焊丝强度，优选地，含 有2.0% W上的Μη,但是，若Μη的含量大于3.0%，则当进行焊丝的拔丝时，会产生消极影响， 因此并不优选。
[0131] Ni:2.0~3.5%
[0132] 儀(Ni)借助固溶强化提高基体的强度和初性，因此，Ni为本发明的必要元素。为了 获得运样的效果，优选地，含有2.0% W上的M，但是，若Ni的含量大于3.5%，则当进行焊接 时，具有发生焊接高溫龟裂的可能性，因此并不优选。
[0133] Cr:〇.l ~0.6%
[0134] 众所周知，铭(Cr)为对强度做出贡献的元素，若Cr的含量小于0.1%，则很难期待 上述强度提高的效果。但是，若化的含量大于0.6%，则对焊接头的性质产生消极影响，因此 并不优选。
[0135] Mo:0.3 ~1.0%
[0136] 钢(Mo)为对焊接头强度提高做出贡献的元素，为了获得上述效果，优选地，添加 0.3% W上的Mo。但是，若Mo的含量大于1.0%，则对焊接头初性产生消极影响，因此并不优 选。
[0137] Ti:0.01 ~0.05%
[0138] 铁(Ti)为添加于焊丝并在焊接头中与氧相结合形成微细的Ti复合氧化物，因此， Ti为本发明的必要元素。为了获得运样的微细的Ti复合氧化物的分散效果，优选地，焊丝内 Ti的含量为0.01 % W上，但是若Ti的含量大于0.05 %，则反而形成粗糖的Ti复合氧化物，由 此对焊接头的性质产生消极影响，因此并不优选。
[0139] Cu:〇.l ~0.6%
[0140] 铜（Cu)为用于提高强度的有效元素，若Cu的含量小于0.1%，则强度提高效果微 弱，因此并不优选。但是，若Cu的含量大于0.6%，则会引起高强度焊接头的龟裂，并对冲击 初性产生消极影响，因此并不优选。
[0141] B:0.0005 ~0.003%
[0142] 棚(B)为有利于提高泽透性的元素，B在晶界偏析并抑制晶界铁素体的相变，且在 Ti复合氧化物WBN形态析出，从而在晶粒内促进针状铁素体的相变。为了获得运样的效果， 优选地，添加 0.0005% W上的B，但是，若B的含量大于0.003%，则其效果会饱和，并使焊接 硬化性大幅增加及促进铁素体相变，由此存在发生焊接低溫龟裂及初性降低的问题，因此 并不优选。
[0143] Al:0.001 ~0.01%
[0144] 侣(A1)作为脱氧剂，减少焊丝的氧量，因此A1为本发明的必要元素。并且，A1与固 溶氮相结合形成微细的A1N析出物。为了获得运样的效果，优选地，添加 0.001% W上的A1， 但是，若A1的含量大于0.01 %，则会形成粗糖的Al2〇3并对性质会产生消极影响，因此并不优 选。
[0145] N:0.005%W 下
[0146] 氮(N)为不可避免地添加到焊丝的元素，优选地，将N的上限控制在0.005 %。若N的 含量大于0.005%，则会析出粗糖的氮化物，由此对焊丝的拉丝或性质会产生消极影响，因 此并不优选。
[0147] 0:0.003%? 下
[0148] 氧(0)为作为杂质添加到焊丝的元素，若0含量大于0.003%，则0与其他元素发生 反应而形成粗糖的氧化物，由此对焊丝的拉丝或性质会产生消极影响，因此并不优选。
[0149] P:〇.〇3%W 下
[0150] 憐(P)为作为杂质添加到焊丝的元素，当进行焊丝的热处理时，P对龟裂等产生影 响，因此，优选地，将P的含量控制在0.03 % W下。
[0151] S:0.03%W 下
[0152] 硫(S)为作为杂质添加到焊丝的元素，S产生粗糖的MnS及引发高溫龟裂，因此，优 选地，将S的含量控制在0.03% W下。
[0153] 优选地，在满足上述成分组成的本发明的气体保护金属极弧焊用焊丝中，在上述 所添加的元素中的C、Si及Μη的关系(5C+Si+2Mn)满足5~7。
[0154] 在本发明中，若C、Si及Μη的关系（5C+Si+2Mn)小于5,则在进行焊接时，烙融金属与 氧发生反应并被氧化，由此残留在焊接头的合金成分的量降低，因此并不优选，若C、Si及Μη 的关系（5C+Si+2Mn)大于7，则焊接硬化性会上升，由此，在进行焊接之后，对焊接头低溫龟 裂及冲击初性产生消极影响，因此并不优选。
[01巧]并且，优选地，在本发明的焊丝中，Mo、化、Cu及Μ的关系(Mo巧化巧化+4Ni)满足12 ~15。
[0156] 在本发明中，若Mo、吐、化及Μ的关系(Mo+2吐+5Cu+4Ni)小于12，则在进行焊接之 后，对焊接头的冲击初性产生消极影响，因此并不优选，若Mo、Cr、Cu及Μ的关系(Mo+2Cr+ 5化+4Ni)大于15,则焊接硬化性的过多增加会使焊接低溫龟裂敏感性增加，因此并不优选。
[0157] 为了进一步提高当利用如上组成的焊丝进行气体保护金属极弧焊时所形成的焊 接头的机械性质，还可包含如下所示选自由Nb、V及W组成的组中的一种或两种W上。
[015 引佩：0.001 ~0.1%
[0159] 妮(Nb)为在焊接头中为了提高泽透性而添加的元素，尤其是，Nb具有在降低Ar3的 溫度且冷却速度低的范围也使贝氏体的生成范围扩大的效果，从而Nb有利于获得贝氏体组 织。为了一同期待强度提高效果，优选地，添加 0.001 % W上的Nb，但是若Nb的含量大于 0.1%，则在进行焊接时，在焊接头中促进马氏体/奥氏体组元的形成，由此对焊接头的初性 产生消极影响，因此并不优选。
[0160] V:0.001 ~0.1%
[0161] 饥(V)为在焊接头中形成VN析出物来促进铁素体相变的元素，为了获得运样的效 果，有必要添加0.001 % W上的V，但是，若V的含量大于0.1 %，则会在焊接头形成如碳化物 (carbide)的硬化相，从而对焊接头的初性产生消极影响，因此并不优选。
[0162] W:0.01 ~0.5%
[0163] 鹤(W)为提高焊接头的高溫强度并对析出强化有效的元素。若运样的W的含量小于 0.01 %，则强度提高效果微弱，相反，若W的含量大于0.5 %，则会对焊接头初性产生消极影 响，因此并不优选。
[0164] 并且，本发明的焊丝为了抑制旧奥氏体的晶粒成长而可包含化及REM中的一种或 两种。
[01 化]Ca: 0.0005 ~0.005 % 和/或 REM: 0.005 ~0.05 %
[0166] 巧(Ca)和稀±元素(REM)为本发明选择性添加的元素，在进行焊接时可使电弧稳 定，并在焊接头中形成氧化物。并且，在冷却过程中，抑制奥氏体晶粒成长，并促进晶粒内铁 素体相变，从而提高焊接头的初性。
[0167] 为了获得上述效果，优选地，包含0.0005 % W上的化及0.005% W上的REM，但是， 若化和REM的含量分别大于0.005%和0.05%，则会发生过多的焊接飞瓣，由此对焊接的操 作性产生消极影响，因此并不优选。此时，REM使用Ce、La、Y及Hf等中的一种或两种W上也无 妨，无论哪一种元素均可获得上述效果。
[0168] 本发明所提案的气体保护金属极弧焊用焊丝除上述合金组成之外，还可包含化和 其他制备工序中不可避免的杂质。
[0169] 并且，在90(TCW上的加热炉中对本发明的气体保护金属极弧焊用焊丝进行加热 之后，对焊丝进行拉丝来制备使用最终直径约为1.2mm的焊丝。
[0170] 在利用均满足上述成分组成及关系的本发明的气体金属金属极弧焊用焊丝来执 行焊接之后所形成的焊接头中，微细组织可包含面积分数为20~30%的针状铁素体及70~ 80%的下贝氏体，由此抗张强度为900MPaW上的超高强度并且-20°C下的冲击初性为70JW 上，从而提供高初性的焊接头。
[0171] 上述焊接头的微细组织除针状铁素体及下贝氏体之外，即使包含规定分数的马氏 体，也不会对所期待的性质产生很大影响，此时，上述马氏体的面积分数为5% W下，更加优 选地，在包含3% W下的马氏体的情况下，不对焊接头性质产生消极影响。
[0172] W下，通过实施例更加详细说明本发明。但是，应注意，W下实施例仅用于通过例 示本发明来更加详细说明本发明，并不用于限定本发明的权利范围。运是因为，本发明的权 利范围由权利要求书中所记载的事项及由此类推的事项来确定。
[0173] [实施例1]
[0174] Wl5~25kJ/cm的焊接热输入对具有如W下表1及表2所示的成分组成及成分关系 的焊接金属部进行气体保护金属极弧焊(GMW)。
[0175] 之后，测定形成的GMAW焊接头的性质，即微细组织、Ti复合氧化物的大小及数量， 示于下面表3中。
[0176] 此时，从各个焊接头的中央部分提取用于评价形成的GMAW焊接头的机械性质的试 片。
[0177] 抗张试片WKS规格化S B 0801)4号试片为基准制备，在十字头速度(cross head speed)10mm/min中实施了抗张试验。而且，冲击试片WKS规格化S B 0809)3号试片为基准 制备，在-20°C中通过化arpy冲击试验执行冲击试验评价。上述机械性质评价结果示于下面 表3中。
[017引表1
[0179] [表 1]
[0180]
[0182] (在上述表1中，B*、N*及0*的单位为相)111"。）
[0183] 表2
[0184] [表 2]
[0185]
[0186] 表3
[0187] [表 3]
[018 引
[0189] (在上述表3中，AF:针状铁素体，B:贝氏体。）
[0190] 如上述表3所示，通过本发明制备的GMAW焊接头(发明例1至5)包含充分量的Ti复 合氧化物，并借助在微细组织中包含20~30%的针状铁素体，均可确保优异的强度及冲击 初性。
[0191] 相反，可确认，不满足合金成分组成和成分关系的比较钢1至5在所有情况下，不仅 Ti复合氧化物的数量不充分，而且，随着针状铁素体的分数不充分，强度及冲击初性中的一 个W上的性质处于劣势。
[0192] 而且，图1示出本发明的GMAW焊接头(发明例3)的微细组织观察照片，可确认，微细 组织主要由针状铁素体和下贝氏体组成。
[0193] [实施例2]
[0194] 通过真空溶解、热处理及拉丝来制备具有如下表4所示的成分组成的气体保护金 属极弧焊用焊丝。此时，将上述焊丝成分组成之间的组成比示于下面表5中。
[01%]利用上述制备的各个焊丝，使用约为25kJ/cm的焊接热输入来实施气体保护金属 极弧焊，且在进行焊接时，作为保护气体使用了 l〇〇%C〇2。此时，作为焊接材料，使用了抗张 强度为SOOMPa级的高强度结构用钢材。在进行上述气体保护金属极弧焊之后的焊接头的成 分组成示于下面表6中。
[0196] 测定在进行上述气体保护金属极弧焊之后形成的焊接头的机械性质，结果示于下 面表7中。
[0197] 此时，从各个焊接头的中央部分提取用于测定上述机械性质的试片，抗张试片利 用KS规格化S B 0801)4号试片，且在十字头速度(cross head speed)10mm/min中进行了抗 张试验。并且，冲击试片WKS规格化S B 0809)3号试片为基准进行加工之后，在-20°C下，通 过化a巧y冲击试验进行评价。
[0198] 并且，通过光学显微镜观察各个形成的焊接头的微细组织，并一同呈现组织种类 及分数。
[0199] 表4
[0200] [表 4]
[0201] __
[0202] (在上述表1中，B*、N*及0*的单位为"ppm"。）
[0203] 表 5
[0204] [表引
[0205]
[0213] (在上述表4中，AF :针状铁素体（aci cular f err i te )，LB :下贝氏体（lower bainite)，M:马氏体(ma;rtensite)。）
[0214] 如上述表7所示，在利用本发明的气体保护金属极弧焊用焊丝来实施气体保护金 属极弧焊的情况下(发明材料1至5)，可确保具有900MPaW上的高强度性质且冲击初性优异 的焊接头。
[0215] 相反，在利用焊丝的成分组成不满足本发明所提案的成分组成的情况下（比较材 料1至5)，强度及冲击初性中的一种W上的性质处于劣势，尤其，在焊接头的微细组织中，随 着针状铁素体不充分的分数，在所有情况下，均可确认冲击初性处于劣势。
【主权项】
1. 冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其特征在于， 以重量百分比计，包含碳(c) :0.05~0.1%、硅(Si ):0.2~0.7%、锰(Μη): 1.5~2.5%、 镍(Ni): 2.0~3.5%、铬（Cr) :0.3~0.9%、铜（Cu) :0.1~0.3%、钼(Mo) :0.5~0.8%、钛 (Ti):0.02~0.04%、硼（B):0.002~0.005%、铝（Al):0.001~0.03%、氮（N):0.002~ 0.007%、磷(P) :0.03%以下、硫(S) :0.03%以下、氧(0):0·02~0.05%、余量的Fe及其他不 可避免的杂质， 上述Ti和0满足以下关系式1的成分关系，上述Ti和N满足以下关系式2的成分关系，上 述Ti、B及N满足以下关系式3的成分关系，上述Mn、Cr、Mo及Cu满足以下关系式4的成分关系， 作为微细组织，包含面积分数20~30 %的针状铁素体及70~80 %的贝氏体， [关系式1] 0.4<Ti/0< 1.2 [关系式2] 2.8<Ti/N<9.0 [关系式3] 10 < (2Ti+5B)/N<20 [关系式4] 3.5 < Mn+2Cr+3Mo+3Cu < 7.5 〇2. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其特征 在于，所述焊接头以重量百分比计还包含铌(Nb) :0.001~0.1 %及钒(V) :0.005~0.1%中 的一种或两种，钙(Ca) :0.0005~0.005%及稀土(REM) :0.005~0.05%中的一种或两种。3. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其特征 在于，在每1mm3的所述焊接头分布1X10 8个以上的平均粒径为0.01~Ο.ΙΟμπι的TiO-TiN复合 氧化物。4. 根据权利要求3所述的冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其特征 在于，所述TiO-TiN复合氧化物以50μπι以下的间隔分散。5. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其特征 在于，在-20°C下，所述焊接头的冲击韧性为47 J以上。6. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度气体保护金属极弧焊接头，其特征 在于，所述焊接头的抗张强度为870MPa以上。7. 气体保护金属极弧焊用焊丝，其特征在于， 以焊丝总重量为基准计，包含碳(C) :0.03~0.1%、硅(Si) :0.1~0.5%、锰(Mn) :2.0~ 3.0%、镍(附）：2.0~3.5%、铬（0):0.1~0.6%、钼(]?〇):0.3~1.0%、钛（11) :0.01~ 〇.〇5%、铜（〇1):〇.1~〇.6%、硼（8):〇.〇〇〇5~〇.〇〇3%、铝（厶1) :〇.〇〇1~〇.〇1%、氮0): 0.005%以下、氧(0):0· 003%以下、磷(P) :0.03%以下、硫(S) :0.03%以下，余量的Fe及不 可避免的杂质，满足(5C+Si+2MnH7和 12< (Mo+2Cr+5Cu+4NiH 15。8. 根据权利要求7所述的气体保护金属极弧焊用焊丝，其特征在于，所述焊丝以重量百 分比计还包含选自由铌(Nb) :0.001~0.1%、钒(V) :0.001~0.1%及钨(W) :0.01~0.5%组 成的组中的一种或两种以上。9. 根据权利要求7所述的气体保护金属极弧焊用焊丝，其特征在于，所述焊丝以重量百 分比计还包含钙（Ca) :0.0005~0.005%及稀土元素（REM) :0.005~0.05%中的一种或两 种。10. 根据权利要求7所述的气体保护金属极弧焊用焊丝，其特征在于，当利用所述焊丝 进行金属极弧焊时，保护气体使用100 % C02或Ar-C02混合气体。11. 根据权利要求7所述的气体保护金属极弧焊用焊丝，其特征在于，利用所述焊丝形 成的焊接头的微细组织包含面积分数为20~30%的针状铁素体及70~80%的下贝氏体。12. 根据权利要求7所述的气体保护金属极弧焊用焊丝，其特征在于，利用所述焊丝形 成的焊接头的抗张强度为900MPa以上，在-20°C下，焊接头的冲击韧性为70J以上。
【文档编号】C22C38/18GK105848820SQ201380081880
【公开日】2016年8月10日
【申请日】2013年12月24日
【发明人】郑弘喆, 李东烈, 金克
【申请人】Posco公司