本发明属于材料加工工程(焊接材料和工艺)领域，主要应用于中锰及高锰系列奥氏体耐磨钢本体焊接或者与马贝氏体强化耐磨钢、结构钢、高强度铸钢等异种钢的焊接。
背景技术：
中锰及高锰系列耐磨钢碳含量高于0.9％，可焊性较差，使用普通碳钢焊接材料难于焊接。同时，中锰及高锰系列耐磨钢在机械制造领域应用过程中对结构强度提出了很高要求,已有的焊接材料无法满足高强度结构制造需要。现有的高强度碳钢焊接材料具有较大的焊接冷裂纹倾向，焊前需要预热，焊后需要后热处理，以便降低焊接冷裂纹产生，施焊强度大，热处理成本高，焊接质量稳定性差。而er2209双相不锈钢焊丝虽然能够实现不预热不后热焊接，但焊接接头强度低，无法满足结构强度设计需求。
技术实现要素：
针对现有技术中的缺陷，本发明的目的是提供一种高强度锰系耐磨钢焊丝。
本发明是通过以下技术方案实现的：
本发明提供一种高强度锰系耐磨钢焊丝，其由按重量百分数计的如下元素组成：
c0.03～0.10％、mn0.5～1.5％、si0～1.5％、cr23.5～29.0％、ni7.0～10.0％、nb0～0.3％、ti0～0.3％、n0.10～0.25％、s0～0.03％、p0～0.03％，余者为fe以及其他不可避免的杂质元素。
作为优选方案，各所述元素的重量百分数分别为：
c0.04～0.08％、mn1.13～1.28％、si0.92～1.0％、cr24～28.5％、ni8.8～9.1％、nb0.1～0.2％、ti0.16～0.17％、n0.12～0.13％、p0.011～0.012％、s0～0.012％。
本发明是一种高强度高韧性ni-cr-fe奥氏体-铁素体双相气体保护焊焊丝，适用于高锰耐磨钢(mn13质量百分含量，c:0.9-1.5％，mn：10.0-15.0％，si：0.3-1.0％，s≤0.05，p≤0.10)、中锰钢(mn8质量百分含量，c:0.9-1.1％，mn：7.0-9.0％，cr：1.0-3.0％，s≤0.03％，p≤0.05％)焊接。其熔敷金属具有如下性能指标：屈服强度≥640mpa；抗 拉强度≥770mpa；延伸率≥20％；冲击韧性≥70j/cm2(20℃)。本发明可以满足高碳高锰奥氏体耐磨钢本体及异种钢焊接需求，保证焊接接头具有高强度和高韧性，同时能够避免焊接冷裂纹产生。焊接过程能够实现不预热不后热处理工艺，降低焊接难度，节约热处理成本。
本专利发明的熔化极气体保护焊焊丝，是一种ni-cr-fe双相不锈钢系列焊丝，不属于asmesfa5.9-5.9m《不锈钢焊丝和填充丝技术条件》标准范畴内的合金成分体系，其中主要成分见表1所列。
表1成分以及含量要求(％)
从表1可见，与asmesfa5.9-5.9m标准中相关的不锈钢焊丝主要应用于双相不锈钢焊接，成分设计中重点考虑了焊丝与双相不锈钢具有相近的耐蚀性。er2209焊丝抗拉强度保证值低于700mpa，不能满足中锰及高锰系列奥氏体耐磨钢本体及异种钢高强度焊接需求。本发明与er2209焊丝成分相比，在主要合金体系元素cr、mo、ti、nb四者含量范围上具有一定的差别，如本发明中23.5～29.0％的cr元素上、下限范围，以及添加ti、nb元素，同时成分体系中不含有mo元素。
本发明选用的元素的配比的原理在于：
c是有效的金属强化元素之一，一定量c元素是必不可少的，因此添加0.001％以上。但是c含量过多，超过0.1％时，焊缝金属的韧性、延展性显著下降，而且将与合金体系中的fe、cr等元素结合，形成m23c6等碳化物，使这些区域的耐腐蚀性显著变差。根据焊缝热裂纹产生机理，由于晶粒间界面结合力弱于晶间结合强度的时候，在焊缝冷却过程中的拉伸应力的作用下，将产生裂纹，而间隙原子c是产生热裂纹的主要影响元素之一，需要通过控制c含量避免或者降低焊缝金属热裂纹的敏感性。因此将其含量限定在0.03～0.10％。
cr在本专利设计成分体系中，cr是重要的固溶强化元素。cr元素固溶在基体中， 引起晶格畸变，产生弹性应力场，同时cr元素也可以一定程度上降低固溶体堆垛层错能，使焊缝强度明显提高；第三就是cr是铁素体形成元素，作为ni-cr-fe合金体系中主要的元素有助于焊缝中形成铁素体-奥氏体双相组织，降低热烈敏感性。综上所述，过低的cr含量降低了固溶强化能力，不能达到本专利设计的目的，必须保证cr含量在23.5％以上；同时过量的cr，则生成以σ相为代表的金属间化合物，焊接性降低，焊缝韧性变差，因此将其含量限定在29.0％以下。根据合金设计原则，综合考虑，本专利成分体系中的cr含量限定在23.5～29.0％。
ni是本发明双相成分体系中的基本元素，作为奥氏体形成元素，ni使奥氏体稳定化，进而提供焊缝金属的韧性。在本发明中，需要以奥氏体-铁素体双相实现焊缝凝固，因此从添加23.5-28％，作为铁素体形成元素的cr的凝固形态和相平衡的观点出发，以及原材料成本增加方面考虑，将其上限设为10.0％。另一方面，考虑廉价型双相ni-cr-fe高强度焊丝应用需求，同时兼顾焊缝金属韧性的设计指标，将其含量下限定为7.0％。
mo是提高双相ni-cr-fe耐scc性能的重要元素，考虑到耐磨钢应用的矿山机械领域无耐蚀性特殊要求，因此本发明成分体系中没有添加mo，这也是与asmeer2209焊丝成分的一个显著区别。另一方面对双相ni-cr-fe合金而言，mo提高σ相析出形核驱动力。mo含量对σ相的析出驱动力的贡献度为cr含量的11倍。mo元素的添加能够生成以σ相为代表的金属间化合物，导致焊接性降低。因此，从可焊性的角度考虑本发明成分体系中去除了mo元素。
ti是本发明中微细化焊缝金属的重要元素。ti通过形成tin而成为铁素体相的凝固核，使焊缝金属组织微细化。为此需要限定ti含量和n含量，在焊缝金属初晶铁素体凝固之前形成tin，得到凝固晶粒微细化的效果。在本发明中将ti含量上限设定为0.3％。
n是强力的固溶强化元素，也是强力的奥氏体形成元素。考虑到母材内的铁素体量与奥氏体量的平衡，以及n需要一定的量与ti结合形成tin，达到焊缝金属组织微细化效果，因此n含量下限设定为0.10％以上。另一方面，若含有过量的n，则产生作为焊接缺陷的气孔；过量的n在焊接时还易生成氮化物，钢的韧性和耐蚀性降低。因此，本发明中将n含量为设定0.10～0.25％。
si是重要的脱氧元素，同时能够改善熔融金属的流动性，抑制焊接缺陷的生成。另一方面，若含有过量的si，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，si含量的优选上限为1.5％。
mn是奥氏体生成元素，可以很有效地稳定奥氏体，保证铁素体相和奥氏体相的相 平衡。另一方面，mn比铁更容易与硫结合，添加足够的锰可以形成稳定的硫化锰，从而有效消除热脆性问答题，因此mn的设计下限设定为0.5％。然而若添加过量的mn则焊缝金属延展性下降，在本发明中将其含量限定在0.5～1.5％。
p、s是焊缝金属中不可避免的成分，基于可焊性考虑将其限制在少量。p如果多量存在，则使凝固时的耐高温焊接裂纹性及韧性降低，因此将其含量的上限设为0.03％。s如果多量存在则使耐高温裂纹性、延展性及耐腐蚀性降低，因此将其上限设定为0.03％。
将以上元素作为本发明的焊丝的基本成分，但也可以有选择地添加以下的成分。
nb是碳化物形成元素，在ni-cr-fe合金体系中添加nb可以稳定碳，形成mc型碳化物，这种碳化物在焊接过程中不溶解，从而防止形成富铬的m23c6型碳化物。同时nb也促使铁素体形成，在双相成分体系中保证铁素体含量。但nb含量过高引起焊缝塑性和韧性有所下降，因此，结合本专利合金体系中各元素综合作用的结果，设计nb元素的含量在0～0.3％。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1、本发明满足了机械制造领域针对锰系耐磨钢连接焊缝强度的更高的要求。同时保证了焊缝金属具有良好的塑韧性和抗冷裂纹能力，避免了现有高强焊丝冷裂倾向大，焊接质量稳定性差的问题。
2、采用本发明焊丝焊接，能够实现不预热不后热焊接，有效降低了施焊难度，减少生产成本。其典型力学性能要求如下：屈服强度(σs)≥640mpa；抗拉强度(σb)≥770mpa；延伸率(δ)≥20％；冲击韧性(akv，20℃)≥70j/cm2。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
按照本发明提出的成分范围，经过冶炼、轧制、拉拔等工序制造的两例双相ni-cr-fe合金焊丝，焊丝的直径为1.2mm,采用熔化极气体保护焊方法进行熔敷金属性能测试，实施例1～3相应的焊丝成分及熔敷金属性能见表2、表3、表4。
表2实施例1焊丝成分(％)
表3实施例2焊丝成分(％)
表4实施例3焊丝成分(％)
本发明高强度锰系耐磨钢焊丝主要可用于应用于中锰及高锰系列奥氏体耐磨钢本体焊接或者与马贝氏体强化耐磨钢、结构钢、高强度铸钢等异种钢的焊接。能够满足了矿山机械制造领域针对耐磨钢连接焊缝强度的更高的要求。同时保证了在不预热不后热的工艺条件下焊缝金属具有良好的塑韧性和抗冷裂纹能力。采用本发明焊丝焊接，能够降低了施焊难度，减少焊接热处理成本。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。