本发明涉及一种电渣焊接用药芯焊丝，适用于船舶、海工、建筑、桥梁等领域厚度≤120mm的钢板电渣焊接用，属于焊接材料领域。
背景技术：
近年来，随着高效焊接技术的发展，电渣焊接技术在船舶、海工、建筑、桥梁等领域已越来越广泛得到应用，但电渣焊接过程由于热输入量较大，导致焊缝冷却速度过慢、焊缝组织粗化，进而导致焊缝金属低温韧性的恶化。
目前，针对电渣焊接用的焊丝，已有一些相关技术，例如：JP8164497A和JP59179289A采用Cr-Ni-Mo技术制得的电渣焊丝，可用于抗拉强度500MPa以上钢板的焊接，但其焊接接头低温韧性较差，仅能满足0℃冲击功≥20J；JP2003340592A和JP2004058142A采用Mo-Ti-B技术，并通过添加Cr、V和Nb的方法抑制焊缝金属冷却过程中先共析铁素体的形成，促进晶内铁素体形核，从而使得焊缝金属的0℃冲击功≥100J；JP2009154199A则通过研究Ti-B元素对焊缝金属韧性的影响规律，设计了一种低碳无镀铜实芯焊丝，使得焊缝金属的0℃冲击功≥70J；而JP2009045671A在Mo+Ti+B技术路线基础上，通过添加强脱氧剂Mg,Ca或REM，来增强晶内铁素体的形核，采用该焊丝焊接60mm钢板的焊缝金属的0℃冲击功≥100J，以上现有专利焊丝主要针对普通建筑钢结构等，且制得的焊缝只具备0℃的冲击性能；专利CN103350290B虽然通过添加大量的Ni元素(3.5～5.5％)，并且辅以Mo-Ti-B技术，将焊缝金属的冲击韧性提高到了-40℃冲击功≥180J，但其缺点在于，添加大量的Ni元素，一方面使得焊丝的拉拔过程困难，另一方面也使得焊丝的制造成本大大增加。
通过上述分析可知，目前针对电渣焊丝的设计开发均集中于实芯焊丝，而为了确保焊缝金属的力学性能，焊丝中往往会添加较多的合金成分，这就造成了成品焊丝的强度过高，并且在拉拔时，对于焊丝的直径控制较困难，容易造成焊丝直径不均匀，焊丝强度过高和直径不均会导致焊接时送丝过程不稳定，容易出现卡丝、断弧等现象，对于电渣焊接而言，卡丝、断弧是不可接受的致命缺陷。虽有专利CN200710134163披露了一种可用于大线能量焊接用的药芯焊丝，但其焊接热输入只能达到60kJ/cm，远远达不到电渣焊的热输入要求。
近年来，随着船舶、海工、建筑、桥梁等行业对安全系数的要求越来越高，对焊缝金属的冲击韧性要求也在逐渐提高。目前，在船舶、海工、建筑、桥梁等结构的建造中，已有较多F级(要求-60℃冲击功≥47J)钢板的使用，但由于配套电渣焊丝的缺乏，不能进行电渣焊接，大大降低了焊接效率。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种用于电渣焊接用的药芯焊丝，使用该焊丝制得的焊接接头综合力学性能优异，焊接接头抗拉强度≥600MPa，-60℃冲击功≥100J，并且焊接工艺过程稳定，可广泛用于船舶、海工、建筑、桥梁等领域。
为实现上述发明目的，本发明采用了如下设计方案：
一种用于电渣焊接用药芯焊丝，其特征在于：由钢制外皮内包裹金属及矿物粉末组成，相对于焊丝总质量，含有：C：0.03～0.10％，Si：0.15～0.40％，Mn：1.00～1.80％，Ni：0.10～1.00％，Mo：0.10～1.00％，Ti：0.05～0.10％，B：0.001～0.005％，TiO2：3.0～5.0％，Al2O3：0.3～0.5％，MgO：0.50～1.50％，其余为铁及不可避免的杂质。
本发明焊丝成分设计原则如下：
C是钢中必不可少的元素，适量的C元添加，可有效提高焊缝金属的强度，但C含量过高，对焊缝金属的低温韧性不利，同时也会增加焊缝金属的冷裂纹敏感性，因此本发明中C含量需控制在0.03～0.10％的范围内。
Si具有较强的固溶强化作用，同时可确保焊缝金属的延展性，并且在焊接过程中，还可以与Mn联合起到脱氧作用，但Si的脱氧产物容易形成硅酸盐类夹渣，低熔点的硅酸盐容易导致结晶裂纹，还会增加熔渣与熔化金属的粘度，造成严重的飞溅，所以Si含量不宜过高，需控制在0.15～0.40％。
Mn可大幅度提高焊缝金属的强度，并且在焊接过程中，对焊缝金属可起到一定的脱氧作用。当Mn含量低于1.0％时，焊缝金属的淬透性不足，而高于1.8％时，则容易造成偏析，对焊缝金属的韧性不利。因此，Mn含量控制在1.0～1.8％。
Ni元素的添加，一方面可适当提高焊缝金属的强度，同时也可提高焊缝金属的低温韧性。当Ni含量低于0.1％时，其作用不明显，而含量高于1.0％时，则会增加焊缝金属的粘度，不利于焊接时焊缝金属中的夹杂物上浮排出，对焊缝金属的低温韧性不利。
Mo是强淬透性元素，适量添加，可有效抑制奥氏体向珠光体的转变，并且具有细化铁素体晶粒的作用，同时提高焊缝金属的强度和低温韧性。当Mo含量低于0.3％时，其对珠光体转变的抑制作用不足，而高于1.0％时，则会因其强淬透性，导致焊缝金属中形成大量的马氏体组织，强烈破坏焊缝金属的低温韧性。
Ti具有强脱氧作用，适量添加可有效降低焊缝金属中的氧含量，并且在焊缝金属中形成大量细小弥散分布的含Ti氧、氮化物，作为焊缝金属由奥氏体向铁素体转变的形核质点，细化铁素体晶粒尺寸，以提高焊缝金属的低温韧性。但Ti含量超过0.10％时，会大幅度提高焊缝金属的粘度，并且Ti的脱氧产物容易聚集成团，形成大颗粒的氧化物夹杂，严重破坏焊缝金属的低温韧性。因此Ti含量的优选范围设定为0.05～0.10％。
B的添加可固溶于焊缝金属的奥氏体晶界处，抑制焊缝金属中的先共析铁素体的形成，降低焊缝金属在承受冲击载荷时发生沿晶裂纹的倾向，提高焊缝金属的低温韧性。但B元素不宜添加过量，过量的B容易与焊缝金属中的N元素结合，形成针状的BN颗粒，降低焊缝金属的低温韧性。故B含量控制在0.001～0.005％的范围内。
TiO2的添加一方面可在焊缝金属表层形成熔渣，保护焊缝金属，另一方面TiO2熔化后可保证熔渣中有一定的Ti元素的溶解度，避免焊缝金属中的Ti元素因向熔渣中过渡而降低Ti元素的收得率，从而导致焊缝金属的力学性能恶化。
Al2O3的添加是为了改善焊接成型性而添加的，电渣焊接常用于焊接箱型孔洞，焊缝与被焊钢板接触的四周为角焊缝，容易夹渣，而适量的Al2O3添加可以改善焊缝金属与被焊钢板之间的润湿性，避免夹渣的情况出现。但Al2O3的添加量低于0.3％时，达不到预期效果，若高于0.5％则会造成熔渣难以脱离，因此Al2O3的添加量控制为0.3～0.5％。
MgO的添加可以起到对焊缝金属中的夹杂物改性的作用，若没有MgO的存在，Ti的氧化物容易聚集，形成较大的夹杂物粒子，对焊缝金属的性能不利，而适量的添加MgO，在焊接过程中，可以将Ti的氧化物破碎，重新形成以MgO为核心，外层包裹一层Ti氧化物的粒子，从而达到细化焊缝金属中的氧化物粒子的作用。当MgO的添加量低于0.5％时，这种细化改性作用不明显，而当MgO添加量高于1.5％时，则这种细化改性作用已不再持续增加，因此MgO的添加量设定为0.3～0.5％。
本发明中所用的钢制外皮为低碳低合金钢，其成分范围为：C≤0.05％，Si≤0.15％，Mn≤0.60％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。
与现有技术相比，本发明有益效果至少在于：
(1)创新性的Ti+TiO2+MgO成分设计，使得该焊丝可用于厚度≤120mm的钢板焊接，焊接热输入可达1000kJ/cm，使用该焊丝获得的电渣焊接头综合力学性能优异，抗拉强度≥600MPa，-60℃冲击功≥80J。
(2)采用药芯焊丝成分设计代替实芯焊丝，降低了因添加较多合金元素而导致的实芯焊丝难以拉拔的难题，并且保证了焊丝合理的强度和均匀的直径，使得电渣焊接过程更加稳定，避免了焊接过程送丝卡顿、断弧等现象。
具体实施方式
以下结合优选的实施例对本发明的技术方案作进一步的说明。
实施例：
在钢制外皮(钢制外皮成分为：0.02％C,0.05％Si,0.50％Mn,0.012％P,0.006％S,其余为Fe及不可避免的杂质元素)卷成的管内填充合金及矿物药粉，经拉拔制成如表1所示的直径1.6mm的药芯焊丝，其中No.1～No.5为符合本发明的实施例，No.6～No.10为不在本发明成分范围的比较例。
表1实施例焊丝化学成分
采用表1中的焊丝分别对600MPa级60和120mm厚钢板进行电渣焊接，焊接工艺如表2所示，并对所得焊接接头进行缺陷检验和力学性能检测，结果如表3和表4所示。
表2电渣焊接工艺
表3 60mm厚钢板焊接接头检验结果
表4 120mm厚钢板焊接接头检验结果
通过上述实施例可知，本发明电渣焊用药芯焊丝，在1000kJ/cm的焊接热输入条件下，焊缝金属的抗拉强度≥600MPa，-60℃冲击功≥100J，可应用于极寒地区船舶、桥梁等关键承重用大厚度钢板的焊接。