一种气体保护焊丝及其制造方法与流程

本发明涉及一种焊丝及其制造方法，尤其涉及一种气体保护焊丝及其制造方法。
背景技术：
：随着工业和居民生活对能源的需求越来越高，电站锅炉工作系数和热效率逐渐提高，世界各国都在大力发展超超临界电站锅炉，其对锅炉承压部件提出更高的要求。9cr-1mo钢(简称t/p91钢)是一种铁素体耐热不锈钢，具有优良的高温性能，性能介于2.25cr-1mo(t22/p22)低合金钢和奥氏体不锈钢之间，可作为核电站超临界压力机组的蒸汽管使用(壁温最高可达650℃，蒸汽压力为240个大气压以上)。这种钢管在许多核电站超临界机组中投入使用，显示出优异的综合性能。这种钢属于难变形钢种，其化学成分复杂、合金元素含量高，在热变形过程中变形抗力大、塑性低、变形温度范围窄，给该钢种的焊接带来一定的难度。到目前为止，t/p91钢的焊接材料几乎全部依赖进口，生产成本高，采购周期长。且国内仅有的几家合资企业也都是进口盘条生产焊丝，国内钢厂生产的盘条难以满足要求。公开号为cn103111774a，公开日为2013年5月22日，名称为“一种t/p91钢焊条及其制作方法”的中国专利文献公开了一种t/p91钢焊条制造方法。该专利文献所公开的技术方案发明采用r40作焊芯，药粉成分为：大理石31～35％，萤石26～29％，钛白粉4～7％，石英1～2％，云母1～2％，金属铬13～15％，雾化镍粉1～2％，钛铁7-9％，钼铁1～2％，铌铁0.5～1％、钒铁1～2％、钒氮合金1～2％。该专利文献所涉及的焊条焊接工艺性能良好，飞溅少，烟尘量低，然而所公开的技术方案中并未涉及对焊芯成分进行设计。公开号为cn103008917a，公开日为2013年4月3日，名称为“一种超超临界新型铁素体耐热钢焊条”的中国专利文献公开了一种超超临界新型铁素体耐热钢焊条，在该专利文献所公开的技术方案中采用h08cr9wmo焊芯和药皮，药皮成分为：28～40％大理石，18～28％萤石，5～10％金红石，3～8％钛铁，4～10％硅微粉，2～5％硅铁，1～1.8％钒铁，0.4～0.8％铌铁，1～1.8％镍粉，0.4～0.8％纯碱，0.4～0.8％cmc，0.2～0.6％无定形石墨，0.6～1.5％氮化铬铁，1.5～3％电解锰，焊接时电弧稳定、飞溅少、脱渣性好，然而，该专利文献所公开的技术方案中仅仅涉及焊条药皮成分设计，而并未进行焊丝成分的设计。鉴于此，期望开发研制能满足要求的低成本t/p91钢焊丝，改变目前大量依赖进口的现状，降低电站运行成本，产生社会经济效益。本发明焊丝具有良好的工艺性能和焊接性能，具有良好的10万小时持久强度及高温蠕变性能。技术实现要素：本发明的目的之一在于提供一种气体保护焊丝，该气体保护焊丝强度高、耐腐蚀性好，拉拔性能高。为了达到上述发明的目的，本发明提供了一种气体保护焊丝，其化学元素质量百分比为：c：0.06～0.15％，si：0.15～0.50％，mn：0.5～2.0％，cr：8.5～10％，ni：0.4～0.8％，mo：0.8～1.2％，v：0.10～0.30％，nb：0.02～0.08％，0＜al≤0.05％，n：0.02～0.07％，余量为铁和其他不可避免的杂质。在本发明所述的气体保护焊丝中，通过将熔敷金属包括c、v、nb、n元素的协同作用，析出细小的化合物沉淀，从而细化熔敷金属晶粒，从而提高了焊缝韧性，并且在焊后接头具有较高的强度、塑性和冲击韧性，并且本案中的焊丝具有较低的焊接裂纹敏感性，保证了在焊接过程电弧平稳、飞溅率低、烟尘量低，焊缝成型美观，利于全位置焊接，保证熔敷金属各元素满足标准要求。鉴于此，本案发明人对本发明所述的气体保护焊丝的各化学元素的进行设计，其设计原理如下所述：c：碳是钢中的主要合金元素，当钢的含碳量增加时，钢的强度、硬度明显提高，而塑性降低。在焊接过程中，碳起到一定的脱氧作用，在电弧高温作用下与氧发生化合作用，生成一氧化碳和二氧化碳气体，将电弧区和熔池周围空气排除，防止空气中的氧、氮有害气体对熔池产生的不良影响，减少焊缝金属中氧和氮的含量。若含碳量过高，还原作用剧烈，会引起较大的飞溅和气孔。考虑到碳对钢的淬硬性及其对裂纹敏感性增加的影响，在本发明所述的气体保护焊丝中将碳的质量百分比控制在0.06～0.15％。si：硅是一种较好的合金剂，在钢中加入适量的硅能提高钢的屈服强度、弹性及抗酸性能；若含量过高，则降低塑性和韧性。在焊接过程中，硅也具有较好的脱氧能力，与氧形成二氧化硅，易促进非金属夹杂物生成。因此，在本发明所述的气体保护将硅的质量百分比控制在0.15～0.50％。mn：锰在钢中是一种不可或缺元素，随着锰含量的增加，其强度和韧性会有所提高。在焊接过程中，锰也是一种较好的脱氧剂，能减少焊缝中氧的含量。锰与硫化合形成硫化锰浮于熔渣中，从而减少焊缝热裂纹倾向。因此，在本发明所述的气体保护焊丝中将mn的质量百分比控制在0.5～2.0％。cr：铬能够提高钢的硬度、耐磨性和耐腐蚀性，钢中铬易形成cr2o3氧化膜，使得材料具有优良的抗常温、高温氧化性能，提高耐腐蚀性能，铬还可以形成m23c6型碳化物，在基体内起到较好的碳化物强化效果，起固溶强化作用。适当控制铬的含量，有利于得到单一的马氏体组织，从而得到良好的机械性能，因此，在本发明所述的气体保护焊丝中将cr的质量百分比控制在8.5～10％。ni：镍对钢的韧性有比较显著的效果，一般低温冲击值要求较高时，适当掺入一些镍。ni的加入有利于提高焊缝的冲击韧性，主要是ni能降低材料的ac1温度，提高组织对回火的反应程度，同时降低δ铁素体形成的敏感性。ni可提高铁素体基体的韧性和促进针状铁素体形成，在低合金高强度钢的焊缝金属中加入0.4～0.8％的ni，可改善抗冷裂纹性能和提高低温冲击韧性。提高镍含量会显著地提高它的韧性，由于它对ac1温度的影响，又必须考虑限制其含量。因此，在本发明所述的气体保护焊丝中将ni的质量百分比控制在0.4～0.8％。mo：钼主要为固溶强化，也参与形成析出强化，能显著提高钢的蠕变极限和持久强度极限，钼还能使再结晶温度显著升高，使得在变形后的回复温度显著提高；并且在450～650℃的温度范围，能有效地抑制渗碳体的聚集，并促进弥散的特殊碳化物析出。焊缝中mo含量少时，易形成粗大的先析铁素体；当mo的质量百分比太高，易形成无碳贝氏体、上贝氏体等组织，使韧性显著下降。为了形成均一的细针状铁素体，发挥mo的有益作用，使焊缝金属的组织更加均一化，韧性显著提高，在本发明所述的技术方案中将mo的质量百分比控制在0.8～1.2％。v：适量的钒可以提高焊缝金属的冲击韧性，钒在低合金钢中可以固溶，从而推迟了冷却过程中奥氏体向铁素体的转变，抑制焊缝中先析铁素体的产生，而促进了细小的针状铁素体组织。另外，钒还可以与焊缝中的氮化合成氮化物从而固化焊缝中可溶性氮，这也会引起焊缝金属提高韧性。但是，采用钒来韧化焊缝，当焊后不进行正火处理，钒的氮化物以微细共格沉淀相存在，使焊缝金属强度提高，而焊缝的韧性则下降。因此，在本发明所述的气体保护焊丝中将钒的质量百分比控制在0.10～0.30％。nb：铌是强碳化物形成元素，能形成稳定的碳化物nbc，这种碳化物极为稳定，它能够提高钢的蠕变极限和持久强度，特别是v和nb复合加入时效果更明显，显著能提高钢的耐热性。另外，铌能细化晶粒和促进析出强化，起到组织形变奥氏体回复和制止再结晶的作用，利于稳定控轧钢的强度和韧性。但是随着nb含量的增加会导致延伸率的降低，降低焊缝金属的韧性。因此，在本发明所述的技术方案中，将铌的质量百分比控制在0.02～0.08％。al：al与钢中n形成弥散分布的aln粒子，细化晶粒，同时al还可以降低过热敏感性和淬硬性，提高焊接性，降低缺口敏感性及韧脆转变温度。但铝的质量百分比过高容易使焊丝在拉拔过程中发生断裂，因此，在本发明所述的气体保护焊丝中将铝的质量百分比控制在0＜al≤0.05％。n：氮可以影响低合金钢焊缝金属的组织，热处理过程中，将出现vn析出起到弥散强化，大大提高了持久强度值，降低其塑性和韧性。当过饱和氮从金属中析出时，它与位错的结合力较强，通过形成气团而组织位错运动，导致韧性下降。当含氮量在50ppm以下时，焊缝冲击韧性随含氮量的增加而上升。因此，在本发明所述的技术方案中，对氮的质量百分比控制在0.02～0.07％。此外，对于本发明所述的技术方案而言，杂质元素控制的越低越好，但综合考虑成本与技术手段，对于杂质元素p、s、o以及h的质量百分比控制在：s≤0.015％、p≤0.015％、o≤0.005％、h≤0.0005％。硫：硫是一种有害杂质，随着硫含量的增加，将增大焊缝的热裂纹倾向，因此焊芯中硫的质量百分比不得大于0.04％，在焊接重要结构时，硫的质量百分比不得大于0.03％。因此，在本发明所述的技术方案中，硫的质量百分比控制在s≤0.015％。磷：磷虽然能提高钢的强度和硬度，最大的害处是，偏析严重，增加回火脆性，致使钢在冷加工时容易脆裂也即所谓“冷脆”现象。磷对焊接性也有不利影响。因此，在本发明所述的技术方案中，磷的质量百分比控制在p≤0.015％。氧：低碳钢和低合金高强度钢焊缝金属中气体含量对性能影响很大。钢中少量氧含量促进细小氧化物生成，影响焊缝连续冷却组织转变时的成核率和成核位置，氧含量的增加使cct曲线向左上方移动。为了获得高强度高韧性的焊接接头，应尽量降低焊缝金属中的气体含量。因此，在本发明所述的技术方案中，将氧的质量百分比控制在o≤0.005％。氢：以过饱和状态留在固态焊缝中的氢，大部分以原子或质子状态，常温下可在金属晶格中自由扩散，成为扩散氢。小部分氢在晶格缺陷、显微裂纹和夹杂物边缘的空隙中结合成氢分子，或被晶界、晶面、位错等缺陷所捕获，或形成氢化物及在晶格中保持平衡状态，不能在常温下保持自由扩散，称为剩余氢。氢对焊缝金属性能的影响主要是氢脆，使焊缝金属塑性下降、形成白点和产生裂纹。因此，在本发明所述的技术方案中，将氢的质量百分比控制在h≤0.0005％。进一步地，在本发明所述的气体保护焊丝中，其化学元素还含有0.01～0.10％的cu、0.01～0.08％的ti和0.001～0.02％的b中的至少一种。为了更好地改善本发名所述的气体保护焊丝的性能，可添加cu、ti和b中的至少一种，其设计原理为：钛：在低合金钢焊缝中有微量的钛可大幅提高韧性，改善焊缝金属韧性，钛与氧的亲和力很大，使焊缝中的钛以微小氧化物(tio)弥散分布在焊缝中，促进焊缝金属晶粒细化。这些小颗粒状的tio还可以作为针状铁素体的形核质点，在奥氏体向铁素体相转变过程中促进形成af，促使焊缝成为细晶粒组织，提高冲击韧性。因此，在本发明所述的气体保护焊丝中控制ti的质量百分比在0.01～0.08％。硼：在低合金钢焊缝中微量硼可大幅提高韧性，b可以作为原子状态偏聚于晶界。这些聚集晶界的b原子，降低了晶界能，抑制了先共析铁素体的形核与生长，从而促进生成针状铁素体，改善焊缝的韧性。因此，在本发明所述的气体保护焊丝中控制b的质量百分比为0.001～0.02％。铜：铜可有效提高钢的耐蚀性，提高冷加工成型性，同时在焊丝中添加少量铜可降低焊丝熔点，利于焊接的实现。但当铜含量过高对钢的热加工性能不利，因此，在本发明所述的气体保护焊丝中的铜质量百分比为0.01～0.10％。进一步地，在本发明所述的气体保护焊丝中，其焊接得到的熔敷金属的微观组织为板条马氏体，其中板条马氏体内具有多个由位错胞转化成的亚晶粒，所述亚晶粒的晶界板被形成为位错网络亚晶界。上述方案中，退火后的组织中马氏体板条粗细适中，部分板条发生球化，存在细小亚晶粒和亚稳态位错网，板条马氏体内析出大量细小碳氮化物，这些第二相质点对位错起到阻碍作用，达到强化目的。此外，由于本发明所述的气体保护焊丝属于低碳高合金钢，其正火态的板条马氏体中存在大量的位错，在高温回火过程中，板条马氏体中发生位错的滑移和螺型位错的交滑移，使板条马氏体中的胞壁归整为位错网络的亚晶界，位错密度降低，于是板条马氏体整体形态存在，但板条内碎化成多个由位错胞转化成的亚晶块，即马氏体板条内形成了许多小“亚晶粒”，亚晶粒及亚晶界的形成进一步增加了界面强韧化效果。另外要改变这种亚稳组态，必须要有足够的激活能才行，位错网络结构的存在稳定了板条马氏体中的亚晶块结构，从而稳定了钢的热强性和热稳定性。亚稳态位错网既具有固化亚晶块的强化效应，又给所限定的亚晶块位错滑移的机会，增强了韧化效应。进一步地，在本发明所述的气体保护焊丝中，所述板条马氏体内析出大量细小碳氮化物。进一步地，在本发明所述的气体保护焊丝中，其焊接得到的熔敷金属的抗拉强度≥600mpa，其室温下的冲击韧性≥47j，延伸率≥17％，硬度＜210hb。相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述气体保护焊丝的制造方法，该制造方法工艺流程简单，冶炼过程易于控制，所获得的气体保护焊丝强度高、韧性强、延伸性能好。为了达到上述发明的目的，本发明提供了一种上述气体保护焊丝的制造方法，包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)制成方坯；(3)轧制得到盘条；(4)盘条退火：退火温度为805-835℃；(5)轧制或拉拔得到气体保护焊丝。上述方案中，在步骤(1)中，冶炼工艺包括电炉或转炉冶炼、lf炉精炼、vd精炼和小方坯连铸；或直接通过真空感应炉冶炼、模铸或方坯连铸。进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，退火时间为30-45min。进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，先将铸坯在1190-1210℃的范围内保温1.5-2h，然后再轧制得到方坯。进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将铸坯在1090-1110℃的范围内保温30-60min，然后锻造得到方坯。需要说明的是，在焊接过程中，可以采用保护气体为体积百分数为80％的ar以及体积百分数为20％co2，电弧电压25-28v，焊接电流270-280a，焊接速度5-5.5mm/s，道间温度140-150℃。本发明所述的技术方案与现有技术的焊丝相比，具有如下显著优点：(1)本发明所述的气体保护焊丝工艺流程简单，冶炼过程易于控制，经加工处理后具有较高的强度、耐腐蚀性和拉拔性能。(2)在本发明所述的气体保护焊丝中，通过熔敷金属包括c、v、nb、n元素的协同作用，析出细小的化合物沉淀，细化了熔敷金属晶粒，提高焊缝韧性，焊后接头具有较高的强度、塑性和冲击性能，具有较低的焊接裂纹敏感性。(3)本发明所述的气体保护焊丝具有较好的焊接工艺性，焊接过程电弧平稳、飞溅率低、烟尘量低，焊缝成型美观，利于全位置焊接，保证熔敷金属各元素满足标准要求。(4)此外，本发明所述的制造方法的其生产成本远低于国外进口同类焊丝，因而使得由本发明所述的制造方法制得的气体保护焊丝完全可以替代进口焊丝，从而降低生产成本，提高竞争力。附图说明图1为实施例1的气体保护焊丝的微观组织图。具体实施方式下面将根据具体实施例及说明书附图对本发明所述的气体保护焊丝作进一步说明，但是该说明并不构成对本发明技术方案的不当限定。实施例1-6表1列出了实施例1-6的气体保护焊丝中的各化学元素的质量百分比。表1.(wt％，余量为fe和除了p、s、o、h以外的其他不可避免的杂质元素)实施例1-6的气体保护焊丝的制造方法包括如下步骤：(1)按照表1所列的化学元素组分冶炼和铸造；(2)先将铸坯在1190-1210℃的范围内保温1.5-2h，然后再轧制得到方坯，或将将铸坯在1090-1110℃的范围内保温30-60min，然后锻造得到方坯；(3)轧制得到盘条；(4)盘条退火：退火温度为805-835℃，退火时间为30-45min；(5)轧制或拉拔得到气体保护焊丝。需要说明的是，在焊接过程中，采用保护气体为体积百分数为80％的ar以及体积百分数为20％co2，电弧电压28v，焊接电流280a，焊接速度5.5mm/s，道间温度150℃。表2列出了实施例1-6的气体保护焊丝的制造方法中的具体工艺参数。表2.实施例1-6的气体保护焊丝管进行了性能测定，并将其结果列于表3。表3.由表3可以看出，本案各实施例的气体保护焊丝，其焊接得到的熔敷金属的抗拉强度≥600mpa，其室温下的冲击韧性≥47j，延伸率≥17％，硬度＜210hb。此外，对实施例1-6的气体保护焊丝分别进行了不同温度下的抗拉强度、断面收缩率的测试，测试结果分别列于表4至表9。表4.表5.表6.表7.表8.表9.此外，表10列出了在850、900、950、1000、1050、1100、1150℃下以50s-1应变速率下各实施例1-6气体保护焊丝的压缩极限强度。表10.编号850℃900℃950℃1000℃1050℃1100℃1150℃实施例1275mpa251mpa211mpa201mpa174mpa150mpa142mpa实施例2272mpa249mpa210mpa198mpa171mpa147mpa140mpa实施例3271mpa247mpa209mpa196mpa170mpa145mpa139mpa实施例4277mpa254mpa215mpa206mpa176mpa154mpa146mpa实施例5273mpa250mpa203mpa200mpa173mpa150mpa137mpa实施例6275mpa255mpa220mpa202mpa173mpa155mpa143mpa图1为实施例1的气体保护焊丝的微观组织图。由图1可以看出，实施例1的气体保护焊丝微观组织组织均匀致密，并且退火后的组织中板条马氏体粗细适中，部分板条发生球化，存在细小亚晶粒和亚稳态位错网，板条马氏体内析出大量细小碳氮化物，这些第二相质点对位错起到阻碍作用，达到强化目的。也就是说，实施例1的气体保护焊丝，其焊接得到的熔敷金属的微观组织为板条马氏体，其中板条马氏体内具有多个由位错胞转化成的亚晶粒，所述亚晶粒的晶界板被形成为位错网络亚晶界。此外，所述板条马氏体内析出大量细小碳氮化物。需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。当前第1页12