一种X80热煨管用焊缝抗拉强度≥650MPa的埋弧焊丝的制作方法

本发明涉及一种埋弧焊丝，确切地属于一种x80热煨管用的埋弧焊丝。适用于x80级管线钢埋弧焊及随后的加热水淬回火工艺制作热煨管，也可用于同强度级别钢(rm630mpa)类似工艺焊件的制作。
背景技术：
：石油天然气管道是国家能源最为重要的设施之一，长输管道要通过许多地形起伏弯折地带，因此需要大量弯管。目前热弯管普遍采用直缝焊管经在线加热后进行煨制，然后进行管内外水淬，再回火处理，保证煨制后的弯管具有良好的强韧性匹配。焊态焊缝是铸态组织，煨制过程中焊缝经历了奥氏体化、快速冷却及回火，其组织和性能将发生变化，在经这种煨制工艺处理，钢管上经焊缝仍需具有满足技术要求的强韧性，对于x80管线来说，煨制后焊缝需满足强度rm≥630mpa，韧性-20℃kv2≥80j。这给焊缝带来了很大的挑战。经检索：中国专利公开号为cn103240512的文献，其公开了一种k65耐低温热煨管母管生产的焊接工艺，其包括预焊、内焊和外焊，采用混合焊丝焊接，第一、三丝为h08mnmotib，第二、四丝为sani3。其中h08mnmotib为国标焊丝，sani3外标焊丝，查得sani3焊丝成分为(wt％)c≤0.13，si0.05～0.30,mn0.60～1.20，ni3.10～3.80，cr≤0.15，cu≤0.35。钢管采用jco成型后，用气保焊预焊，内焊及外焊均为四丝埋弧焊，第一丝直流反接，第二至四丝为交流。焊缝成分为(wt％)c0.04～0.05，mn1.60～1.80，ni0.20～0.70，mo0.007～0.10，ti0.007～0.02，b0.0001～0.0004，al0.020～0.040，n0.005～0.015，cr0.1～0.25，cu0.1～0.15，nb0.04～0.08,v0.002～0.004。焊后经加热淬火回火热煨工艺，焊缝冲击功-40k℃v2平均为60～65j。不足之处要于焊材sani3含ni量较高远高于母材，成本高，韧性也不够高。中国专利申请号为201410747501.6的文献，其公开了一种耐低温k65热煨管用埋弧焊丝，焊丝成分为(wt％)c0.01～0.05,si≤0.1,mn1.5～2.0,s≤0.01,p≤0.01,ni1.0～3.0,mo0.15～0.35,ti0.01～0.05,b≤0.005,zr≤0.005，其余为fe及不可避免的杂质。焊丝与碱度为1.9～2.3的烧结焊剂匹配对k65钢进行双面多丝埋弧焊(单道四丝)，线能量50～120kj/cm，焊管经1020～1200℃感应加热弯制然后水淬，再经过500～750℃保温1.5～2小时后，焊缝抗拉强度660～780mpa,-40kv2高于80j，达到了高寒地区用k65弯管焊缝性能要求。具有优良的低温韧性，但焊丝ni量较高，使成本增加。同时焊缝成分与母材差别过大，对焊接接头耐蚀性也不利。技术实现要素：本发明的目的在于克服上述不足，提供一种经加热、水淬、回火热煨工艺后，焊缝抗拉强度达到630mpa以上,-20℃焊缝冲击功高于80j，热煨后焊缝金属中产生以氧化物为主的纳米级、纳微米级及微米级各种微细夹杂，阻止热煨时焊缝晶粒过份粗化，使焊缝仍能保持优良的强韧性，且使焊丝成本降低的x80热煨管用焊缝抗拉强度≥650mpa的埋弧焊丝。实现上述目的的措施：一种x80热煨管用焊缝抗拉强度≥650mpa的埋弧焊丝，其组分及重量百分比含量为：c：0.04～0.10％，si：0.16～0.35％,mn：1.60～2.10％,p≤0.015％,s≤0.01％,ni：0.20～0.50％,mo：0.25～0.45％,cu：0.01～0.2％,ti：0.05～0.15％,nb：0.035～0.085％,b：0.002～0.008％％,v：0.005～0.02％,并要满足:0.10％≤ti+nb+v≤0.20％,其余为fe及不可避免的杂质元素。优选地：所述mn的重量百分比含量在1.68～2.0％。优选地：所述si的重量百分比含量在0.19～0.32％。优选地：所述ni的重量百分比含量在0.24～0.46％。优选地：所述mo的重量百分比含量在0.28～0.42％。优选地：所述nb的重量百分比含量在0.039～0.073％。优选地：所述ti的重量百分比含量在0.071～0.12％。本发明中主要元素及工艺的作用及机理：c：对焊缝金属具有强化作用，但随着c含量增高，焊缝韧性下降。焊缝中的c含量范围为0.04～0.08％较佳。焊丝中c含量则为c0.04～0.10％，焊丝与弱碱性焊剂匹配焊接，焊缝中的c含量会有一定的降低。但当焊缝中c含量低于0.04％，焊缝强度偏低；当其含量高于0.08％，焊缝低温韧性受到不利影响。si：对焊缝金属具有强化作用，但si含量不宜太高，否则影响焊缝韧性。焊缝中的si含量范围为0.20～0.35％较佳，优选地si的重量百分比含量在0.19～0.32％。焊丝中si含量si≤0.35％，si还会参与微米级、纳微米级质点的形成。但当焊缝中si含量低于0.20％，焊缝强度受到影响；当其含量高于0.35％，焊缝低温韧性受到不利影响。mn：是焊缝强韧化的有效元素，能防止引起热裂纹的铁硫化物的形成。焊丝中mn含量为1.60～2.10％，优选地mn的重量百分比含量在1.68～2.0％。焊丝与弱碱性焊剂匹配进行双道埋弧焊，经过焊接冶金反应及母材稀释，焊缝中的mn含量会有一定的降低。但当其含量低于1.60％，焊缝的强韧性都会受到影响；当其含量高于2.10％，焊丝钢冶炼制造难度增加，焊缝韧性受到影响。ni：是焊缝韧化的有效元素，也有一定的强化效果。焊丝中ni含量为0.20～0.50％，优选地ni的重量百分比含量在0.24～0.46％。焊丝与弱碱性焊剂匹配进行双道埋弧焊，虽然经过焊接冶金反应后ni含量变化不大，但焊缝中的ni含量受母材稀释的影响。但当其含量低于0.20％，对焊缝韧化作用降低；当其含量高于0.50％，成本不必要地增加，也会增加焊缝与母材的成分差别。mo：是焊缝强化的有效元素，含量合适时也有一定的韧化效果，因此将其限定在0.25～0.45％,优选地mo的重量百分比含量在0.28～0.42％。焊丝与弱碱性焊剂匹配进行双道埋弧焊，虽然经过焊接冶金反应后，mo含量变化不大，但焊缝中的mo含量受母材稀释的影响。mo元素还有可能溶入nb(c,n)化合物颗粒中，也可能形成mo的碳化物质点，这些特点在热煨中更为明显，能提高热煨焊缝的强韧性。但当其含量低于0.25％时，mo的作用得到不到体现；当其含量高于0.45％，焊丝成本增加，焊缝韧性也受到影响。cu：适量cu有固溶强化作用，同时，在多道焊时后续焊道对前道焊缝产生回火作用诱导cu粒子相析出，提高焊缝强度和韧性，因此限定在0.01～0.2％,。但当其含量低于0.01％，cu的作用得到不到体现；当其含量高于0.2％，易导致高温铜脆现象。b：能够有效地提高焊缝金属淬透性和强度，b还易于偏聚晶界，抑制晶界铁素体的形成，增加焊缝金属晶内针状铁素体比例。但当焊缝中b含量低于0.001％时，b的作用得到不到体现，当高于0.004％时，导致焊缝脆化。ti：有利于在焊缝中形成微细的ti化合物，细化焊缝晶粒。焊丝中ti含量为0.05～0.15％。但当其含量低于0.05％，焊缝中ti含量将低于0.01％，ti的作用得到不到体现；当焊丝中ti含量高于0.15％，将会影响焊丝钢冶炼浇铸，并使焊缝中ti含量高于0.03％，焊缝韧性降低。优选地焊丝中ti含量为0.071～0.12％。在焊丝与弱碱性焊剂匹配焊接，经过焊接冶金反应，焊缝中的ti含量会有一定的降低。实验发现，ti的氮、氧化物质点基本上形成于焊缝(熔池)金属凝固阶段，其尺寸往往是微米级、纳微米级(几百纳和几微米)，并且熔点高，在随后的冷却、再热过程中尺寸变化不大。nb：固溶强化作用明显，溶入奥氏体时提高钢的淬透性，增加回火稳定性，有二次硬化作用，提高冲击韧性。实验发现，铸态焊缝中难以形成含nb质点，而经适当热处理后，含nb焊缝则出现含nb纳米级析出相(100nm以下)，有利于保证焊缝热煨后的力学性能。但当其含量低于0.035％，作用不明显；当其含量高于0.085％，增加不必要的成本，且影响焊缝韧性。因此控制在0.035～0.085％，优选地在0.039～0.073％。nb和ti等元素的析出沉淀强化作用是材料高强度的重要保证。沉淀强化的机制是位错和颗粒之间的相互作用，可以通过两种机制来描述：一是对提高强度有积极作用的绕过过程；二是对提高强度作用较小的剪切过程。而在塑性变形过程中，有大量位错在运动时必须绕过析出质点，使运动阻力增加，材料强度提高。位错克服第二相质点阻力所必须增加的正应力可以表示为б＝{5.9(f)1/2/r×ln[r/(2.5×10-4)]}×6894.76pa，其中，r为质点平均直径，f为第二相的体积分数。质点越小，其体积分数越大，析出沉淀强化效果越强。并不是所有的氧化物夹杂都能促进晶内针状铁素体的形成，只有某些特定的超细氧化物夹杂如tiox、(ti-mn-si)-ox等才能促进针状铁素体的形成。高熔点ti2o3是理想的晶内铁素体形核核心。而tin当再热峰值温度达到1400℃后重新固溶失去对奥氏体晶粒长大的抑制作用。采用氧化物冶金技术，细小、弥散分布的夹杂物具有更高的固溶温度，能够在更高温度钉扎奥氏体晶界。淬火过程中保留的大量位错为回火后析出物的析出提供了场所。在回火过程中,合金元素ti、v和mo通过转化结晶,实现渗碳体到合金碳化物的原位转变,或通过单独形核长大或异质形核长大等方式实现渗碳体到合金碳化物的转变，这一过程中形成的少量纳米级合金碳化物对强度的提高有一定作用，当尺寸较小时,能提高焊缝屈服强度；随着回火温度的升高,屈服强度缓慢降低，焊缝中间隙固溶原子c含量大幅降低和位错减少，基体组织软化使得塑性和冲击功均有提高。析出的合金碳化物一定程度上抑制了因回火导致的强度下降。本发明之所以还控制0.10％≤ti+nb+v≤0.20％，是由于这三个微量元素对保证焊缝的强韧性有较为关键的作用，虽然对ti、nb、v元素的含量分别作了限制，但有可能出现单个值均取下限或上限的情况，保障微合金化元素在焊缝性能方面的作用。本发明所述焊丝按照现有工艺进行制备即可。本发明与现有技术相比：本发明经加热、水淬、回火热煨工艺后，焊缝抗拉强度达到630mpa以上,-20℃焊缝冲击功高于80j，热煨处理，即淬火弯制+回火后，焊缝金属具有针状铁素体、少量先共析铁素体及贝氏体组织，并有纳米级(≤百纳)、纳微米级(百纳～微米)及微米级析出相，阻止了热煨时焊缝晶粒过份粗化，对焊缝有沉淀强化作用，使焊缝仍能保持优良的强韧性，且使焊丝成本降低。附图说明图1为本发明试验焊接的破口形式示意图；图2热煨后焊缝的金相组织；图1中：c为钝边量，h1为小面深度，h2为大面深度，α为坡口角度。具体实施方式下面对本发明予以详细描述：本发明各实施例焊丝按常规工艺进行制造，关键是控制好成分，避免铸坯、盘条等出现表面裂纹、夹渣等缺陷。冶炼焊丝钢，当批量较大时，采用转炉、电炉冶炼；试验焊丝批量小，采用真空感应炉冶炼。冶炼时，ni、mo等不活泼合金先加，采用si、mn联合脱氧，ti在精炼时加入，严格控制焊丝钢成分。再将浇铸的钢坯轧制成盘条，然后将盘条进行剥壳、多道次拉拔，成品焊丝直径3.2～5.0mm，表面镀铜，成卷装盘。为检验焊丝焊接热弯后的性能，对厚度为18mm及22mmx80管线钢进行双丝埋弧焊试验。焊接工艺参数为前丝直流反接，电流700～1000a,电压33～34v；后丝交流，电流600～850a,电压36～37v；焊接速度90～120cm/min。焊后的热煨工艺为淬火弯制+回火，具体为：加热至950～1050℃时进行弯制，冲水快速冷至室温后，再加热至500～650℃保温45～100分钟，然后空冷至室温。采用相关标准进行煨制后焊接接头拉伸、冲击性能检测。注：本发明所述焊丝的制备工艺均采用现有技术制备的。表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；表2为本发明各实施例及对比例试验用坡口尺寸；表3本发明各实施例及对比例焊接工艺参数；表4本发明各实施例及对比例热煨工艺参数列表。表5为本发明各实施例及对比例的焊后焊缝性能检测结果；表1本发明各实施案例的化学成分(wt.％)表2本发明各实施例及对比例试验用坡口尺寸表3本发明各实施例及对比例焊接工艺参数表4本发明各实施例及对比例热煨工艺实施例板厚(mm)加热温度(℃)回火温度(℃)回火时间(分)118950500702181000550100318100060010042210506005052210005507062210006507072298055070822100060070922100055070对比例1181000550100对比例222100055070表5本发明各实施例及对比例的焊接煨制后接头性能检测结果实验条件：各实施例焊丝及对比焊丝成分如表1所示，均匹配氟钙型弱碱性焊剂sj101，其主要组分为：(sio2+tio2)10～15％，(cao+mgo)35～45％，(al2o3+mno)15～25％，caf215～25％；本发明焊丝制作的直径为4mm；试验焊接的坡口参数如图1及表2所示；实施例1～3及对比例1是按照表2中尺寸1加工的，其余实施例是按照表2中尺寸2加工的；各实施例焊丝及对比例焊丝采用表3双丝埋弧焊工艺及参数进行焊接，先焊接小面，再焊大面，两面均一次填满。焊接大面前不清根。焊接完毕后，进行超声探伤。将焊好的试板采用表4工艺进行热煨；按相关标准再对焊接接头进行拉伸、冲击试验，接头力学性能试验结果如表5所示。从表5可以看出，本发明试验焊接的焊缝韧性普遍较高，即-20℃kv2(j)平均值达到115j以上，远高于80j的标准要求，优于两个对比焊丝试验结果。当实施例焊丝各元素含量处于优选范围内时，焊缝冲击韧性更高，如实施例6，7，8，9。对本发明ti，nb，v微合金化焊丝焊缝进行显微分析。焊缝金属焊态时以铁状铁素体为主，加上少量先共析铁素体。热煨后的焊缝金属因经历了重新奥氏体化及后续水淬回火工序，焊态晶内针状铁素体有所长大，少量先共析铁素体块状化，还形成少量贝氏体，并有大量析出物，如图2所示。采用透射电镜进一步分析发现新的特征，热煨后的焊缝金属中含有纳米级(≤百纳)、纳微米级(百纳～微米)及微米级的各尺寸微细析出物，这些析出物分别含有o,nb,ti,si,al,mn等元素，这些以氧化物为主的析出物作为钉扎物能有效阻止热煨过程中焊缝金属组织的粗化，并对焊缝金属具有沉淀强化作用，使焊缝在热煨后仍能保持优良的强韧性。可见，本发明申请一种高性能x80热煨管用埋弧焊丝能保证焊缝经热煨后具有优良的强韧性。本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。当前第1页12