一种奥氏体高合金钢专用焊材及应用的制作方法

本发明涉及焊接
技术领域：
，专门涉及一种奥氏体高合金钢专用焊材及应用。
背景技术：
：焊接，俗称是“钢铁的针线”。工业上大约用钢量的40％，需要焊接方法连接(永久性连接)。除了机械设备制造以外，焊接工程技术所涉及的更多行业，为各个
技术领域：
所需要的“金属结构制造与安装”。例如建筑钢结构、建筑空间结构的铸钢节点、燃气输油管线、船艇结构、电力塔架和不锈钢复合板构件等，而且其金属结构越来越趋向于“高强化和轻量化”的目标发展。与此同时，随之母材钢种应用的变化趋势，也出现了相应焊接材料的升级换代需求问题，及其焊接工艺的技术适用性等新的问题。钢结构具有强度高、韧性好、抗震性能好、施工速度快等优点，非常适合现代工程结构向高耸、大跨和重载发展的需求，工程应用日益增多。在超高层建筑、大跨建筑与大跨桥梁、重载工业厂房与特种结构中，梁、柱、支撑、剪力墙、桁架等主要受力构件所需钢板的厚度越来越大。即使采用可以充分发挥钢材和混凝土两种材料各自优点、显著减小钢板厚度的“钢-混凝土组合结构”，其为满足工程承载力设计需要所采用的钢材厚度也在日益增大。目前钢结构的母材壁厚，已达100mm以上。因此，钢结构必然会日趋朝向“高强化、轻量化”发展。鉴于钢结构构件的受力形式(如静荷载或动荷载)与工作环境(如高寒地区的工作环境温度)的不同，焊接接头还需统筹考虑是否具备足够的综合力学性能指标的设计要求，即需要统筹兼顾其焊缝的强度、韧性与塑性及其抗疲劳等性能指标水平的各个方面。目前常用的高强钢为q460、q550、q690等强度级别的“低合金高强结构钢”的钢种。随之钢材强度的不断提高，其韧性、塑性储备也随之趋于不足，即钢材的“焊接性”或焊接接头的力学性能将不断降低，如何保证焊接质量则成为高强钢结构焊接工程的技术关键和瓶颈。随着全球经济的快速增长，人类对石油、天然气等化石能源的消耗也日益增加。由于石油和天然气的产地与下游市场一般相距遥远，需要进行长距离输送，油气管道则肩负着这一能源输送的重任。同时，对满足管线内部介质压力和环境温度(低温)等工作条件的要求，也日益苛刻。因而，管线钢的研究和应用，势必趋向于更高强度等级的钢材，例如不同强度级别的x70、x80和x100等钢种，以实现无需增加管道壁厚即可提高输送介质压力(达到15mpa以上)的技术要求。从而能够有效地降低材料运输、管线制造等环节的成本，促使油气管道工程的经济效益和社会效益得以显著提高。通常将x70级别以上的管线钢统称为“高强管线钢”，而真正影响高强管线钢的推广应用，则是以往焊接现场存在的一些关键技术问题，还没有得到彻底的解决。目前，x70管线钢焊接工程常用的焊材为e6010低合金结构钢焊条，焊接熔覆金属可形成力学性能较好的“针状铁素体”，但也必须依赖“焊接热处理”作为辅助工序，导致其工效较低，施工成本较高。所以在焊接工程实践过程中，就高强管线钢焊接接头的质量可靠性与整体力学性能(安全裕度储备)，施工工效及成本造价控制等问题，仍是需要通过“优质高效焊接”技术，亟待解决的技术关键与重要瓶颈。诸如建材行业的大型生产设备水泥回转窑的轮带与托轮或水泥磨机中空轴等中碳铸钢构件中，难免残留着构件浇铸生产过程中产生的气孔、夹杂物或疏松组织等一些原始铸造缺陷。在长期的服役过程中，于原始铸造缺陷之处，更易产生应力集中(尖角效应)而出现局部的金属疲劳破坏现象，成为了“裂纹源”。在动载荷及其交变应力的继续作用之下，铸造组织将会进一步加剧金属的疲劳破坏，其裂纹必然会由里及表或者由表及里的不断扩展，逐步形成宏观的金属缺陷：表面金属剥落(麻坑、层裂与局部缺损)或者结构裂纹(呈现各个方向的贯穿性结构裂纹)，因而无法继续服役而导致大型铸钢工件的最终失效，这已成为水泥生产企业生产过程中的常见问题。若采取更换设备部件的传统维修方式，针对中碳铸钢回转窑轮带与托轮或磨机中空轴这样的大型水泥机械构件而言，不仅购置成本高昂，而且因采购、运输、拆卸和安装的工作流程等综合因素，导致维修周期较长，则会加剧水泥企业的停产经济损失。所以，对于仅仅是铸钢工件局部产生了金属疲劳缺陷的情况而言，无论从技术或者经济层面上看，轻易更换部件显然都是不可取的。随着焊接技术的不断发展及其广泛应用，适用于各种机械设备的维修和支持设备关键零部件的“全寿命设计”的“保养焊接”应运而生。采用保养焊接方法的突出优点是：在多数情况下可以进行“在线修复”，不仅维修成本比较低，还减少了大型设备拆装的麻烦。由于节省了检修时间，大大降低了企业的停产损失，综合经济效益是非常显著的，因此“保养焊接”方法具有很好的“性价比”。在线焊接修复大型铸钢工件的金属疲劳缺陷，即为“保养焊接”当中的一种“挖补焊”方法，这实际上也是水泥生产企业普遍认可和愿意接受的设备维修方式。但是，中碳铸钢(zg-55、zg35simn、zg42crmo)焊接性差的问题，更为突出。因为含碳量高、铸钢工件体积大与冷却速度快，在焊接过程中如何防止脆硬的马氏体相变产生而导致焊接裂纹(“焊接冷裂纹”)，是实施“挖补焊”方法(务必解决的)关键技术难题。采用传统的结构钢焊材施焊，则焊接热处理工艺更是必不可少。经历了铸钢构件的升温、保温和缓冷的焊接热处理工序，一个周期下来往往需要达到24小时的时间，的确令维修施工单位劳命伤财和苦不堪言。建筑钢结构具有强度高、韧性好、抗震性能好、施工速度快等优点，非常适合现代工程结构朝向高耸、大跨度和重载发展的需求，工程应用日益增多。在相配套的空间结构发展过程中，钢结构的“连接节点”应用也日趋宽泛。随之铸造技术的提升，其中的铸钢节点在我国已经日益得到广泛的应用。铸钢节点一般由整体浇铸而成，节点形式灵活，工作性能安全可靠。相对于传统的“焊接节点”形式(如：钢管的“相贯线”节点等)，铸钢节点避免了焊接节点的多条焊缝在节点处的汇集，同时焊缝可布置在离节点核心区较远的位置，减小了焊缝的受力，因而提高了结构的受力性能。铸钢节点的材质常见为g20mn5、zg275-485h等铸钢系列(gb/t7659-2010：焊接结构用铸钢件)，其碳当量相对偏高(主要计算元素碳含量为0.17-0.25％)，供货状态为铸造+热处理。钢结构的主体构件材质常用为q345、q390、q420、q460等低合金结构钢系列，其碳当量相对较低(主要计算元素碳含量一般≤0.20％)，供货状态为轧制或轧制+热处理。因此两者的碳当量及其金属显微组织形态的差异较大，其强度、刚度、韧性、塑性及疲劳性能等技术指标各异。相互之间作为“异种钢焊接”，其焊接性也不够理想，易于产生焊接接头的质量隐患，施工工艺相对复杂。尤其是在现场安装焊接施工的条件下，更易受到焊接材料、焊接位置、现场环境和热处理手段等诸多因素的限制和影响，最终的结果不仅加剧了焊接施工难度，也提高了其建筑施工的综合工艺成本。铸钢节点本体构件与结构主体构件组对的“异种钢焊接”的综合工艺水平高低问题，实际上已成为影响空间结构迅猛发展的主要技术瓶颈。综上所述，诸如高强钢结构、高强管线钢、中碳铸钢和低碳铸钢节点等焊接工程领域，为改善焊接接头质量，通常采取如下的焊接技术措施：1、尽量降低焊接材料的c含量，以减少游离碳在晶格内的过饱和度，有利于抑制马氏体组织的转变，从而改善焊缝组织的“抗冷裂纹性能”。2、通过焊材的“多元合金化”来设法细化晶粒，也是最常见的韧化机制作和焊接冶金措施。这是因为细晶粒受到外力而发生塑性变形时，可分散在更多的晶粒内进行，塑性变形较均匀，相应地应力集中也较小。此外，晶粒越细，晶界越曲折，晶界表面积越大，越不利于裂纹的扩展。相反，如果金属材料的晶粒比较粗大时，则会加大“裂纹扩展速率”，这也是恶化焊接接头力学性能的不利因素。例如，目前传统的的ni-ti系焊材、ni-ti-b系焊条等低合金结构钢系统的焊材，都是通过多元合金化来促进细小的“针状铁素体”形成，属于较为普遍的焊接冶金手段。但从焊接冶金角度出发，仅仅就其低合金结构钢系统焊接材料的材质因素本身而言，对于彻底改善焊接性的问题，实际上显得无能为力。3、因而在施工过程中，目前焊接热处理工艺手段是必不可少的。这就是希望通过焊接预热和焊件缓冷的工艺措施(即降低“过冷度”)，来防止焊缝金属产生不利的马氏体相变，以减小其“焊接裂纹敏感性”或恶化“焊接接头的力学性能”。因此在焊接施工过程中，通常是绕不开繁琐的焊接热处理辅助工序。这已成为最直接影响施工进度和增加施工成本的技术瓶颈。4、因此在免除“焊前预热”和“焊后缓冷”工艺措施的前提下，如何能够有效地降低焊接裂纹敏感性，进而显著减少施焊对环境温度的要求(提高焊接环境温度，尤其是适应于北方气候寒冷地区的特殊需求，改变当前“零下5度气温不能进行焊接施工”的行业现状，即需要遵循国家的《高层民用建筑钢结构技术规程》等行业技术标准)。同时，能够获得良好的焊缝金属力学性能。这个焊接工艺优化的共性技术难题日益凸显。其如何能从根本上给予解决，将更是受到业界广泛期盼的技术创新举措。不锈钢复合板是以碳钢基层与不锈钢覆层结合而成的“双金属复合钢板”，它的主要特点是碳素钢或低合金钢与不锈钢相互之间形成牢固的冶金结合。它既有不锈钢成型好、耐腐蚀性强的优良性能，又有碳素钢或低合金钢高强度、成本低的优点，因而技术应用日益广泛。双金属复合钢板制成的构件，是采用不锈钢复合板为原材料，通过熔化焊方式焊制成型，也是一种典型的“异种钢焊接”工况。通常的焊接工序为在碳钢基材焊缝表面，首先采用传统的用于“异种钢焊接”的cr24ni13高合金焊材焊制“过渡层”，之后再采用cr20ni10不锈钢焊材焊制不锈钢复层。原有技术方案除了工序比较繁琐以外，还面临着cr24ni13高合金焊材的焊接过程中，尚存在“热裂纹敏感性”较高(低熔点的硫化物析出所致)的不足。技术实现要素：本发明是基于“异种钢焊接”的焊接冶金技术理念和根据工况应用与试验研究的验证结果，公开了一种适用于高强钢结构、高强管线钢、中碳与低碳铸钢和不锈钢复合板焊接的奥氏体高合金钢专用焊材(cr20ni10mn7si焊材)、焊接工艺及应用，属于异种钢焊接工艺升级换代的专用焊材。为实现上述目的，本发明提供了如下方案：技术方案一：本发明提供一种奥氏体高合金钢专用焊材(cr20ni10mn7si)，其合金组分如下：c:0.04％-0.14％，si:0.65％-1.0％，mn：6.5％-8.0％，cr：18.5％-22.0％，ni：8.0％-10.7％，cu：≤0.75％，mo：≤1.0％，余量为fe。本发明的技术方案一是依据焊缝金属“成分、组织与性能”三者的交互影响，充分利用了非平衡凝固过程的技术条件(即区别于平衡凝固过程的“炼钢大冶金条件”的“焊接小冶金条件”)：(1)本发明确保了焊接熔敷金属在常温下仍保持奥氏体组织状态(mn与ni同为较强的奥氏体形成元素，在其共同作用下始终保持了“晶格类型为面心立方”的金属学特征)，令焊缝金属本身具有很好的溶碳、溶氢能力和韧性、塑性储备的综合力学性能。(2)在本发明中，在高mn合金组分的焊接冶金条件下，mn的贡献还可以明显地减少焊缝金属中低熔点(1193℃)的fes数量，而生成熔点较高(1610℃)的mns(它已经高于纯铁的熔点：1535℃)。同时，也能改善硫化物的分布形态(具有球化效应)，即由原来薄膜状的fes形态改变为球状的mns分布。这将可以很好地抑制低熔点硫化物的危害性，从而降低了焊缝金属的热裂纹敏感性(指标显著优于传统的cr24-ni13奥氏体高合金焊材)。技术方案二：本发明提供所述的奥氏体高合金钢专用焊材在焊接高强钢结构、高强管线钢、中碳或低碳铸钢以及不锈钢复合板中的应用。进一步地，根据具体不同的焊接工程应用
技术领域：
，所述奥氏体高合金钢专用焊材划分为四种特定型号：cr20ni10mn7si-gq，即高强结构钢专用焊材；cr20ni10mn7si-gx，即高强管线钢专用焊材；cr20ni10mn7si-zg，即中碳或低碳铸钢专用焊材；cr20ni10mn7si-fh，即不锈钢复合板专用焊材；以方便焊接工程设计与施工时的焊材选配。其中本发明的cr20ni10mn7si-fh不锈钢复合板奥氏体高合金钢专用焊材，与不锈钢覆层钢板材质相近，同时又属于可以与碳素钢直接相互熔合的焊材，从而实现了不锈钢复合板构件的优质高效焊接优化方案：可以取消普遍采用的由cr24ni13高合金焊材进行焊制过渡层的传统工序，即采用cr20ni10mn7si-fh型号的不锈钢复合板专用焊材直接施焊即可，不仅省工、省时，同时还具有防止焊接热裂纹缺陷的优点(高mn合金组分可以明显减少低熔点硫化铁的数量和具备球化硫化物的有益作用，从而有效抑制了焊接热裂纹的产生)。本发明采用所述的奥氏体高合金钢专用焊材，焊接参数如下：奥氏体高合金钢专用焊材直径1.2mm、电流200-280a、电压24-32v，保护气氛为氩气80％、二氧化碳20％的混合气体(具体焊接施工的实际参数，将根据焊接构件壁厚、焊接接头形式等，最终通过焊接工艺评定试验确定)；无需焊前预热、焊后缓冷、焊后回火等的焊接热处理工艺措施，可以实现全程冷焊。本发明公开了以下技术效果：1、本发明通过深入研究焊缝金属的成分、组织与性能的三者之间的交互影响和充分利用了焊接冶金中特有的非平衡凝固条件，通过高组分ni、mn等元素多元合金化的联合作用，有效地防止了焊接缺陷(冷裂纹和热裂纹)的产生，可以实现免除焊接热处理工艺的完全冷焊作业条件，同时获得的焊缝金属具备优良的强度、韧性、塑性储备及其焊接接头的综合力学性能。2、本发明在深入研究了异种钢焊接熔合区的焊接冶金机理与机制和取得焊接工艺试验验证结果的基础上，所提出的奥氏体高合金钢专用焊材(cr20ni10mn7si系列焊材)作为升级换代焊材，明显改善了现有高强钢结构、高强管线钢、中碳与低碳铸钢和不锈钢复合板的焊接性不够理想、存在焊接施工中工艺复杂的不足(如可有效去除原传统工艺中不可避免的焊接热处理工序或者焊制过渡层工序等繁琐工序)以及易于产生焊接接头质量隐患等的技术瓶颈问题。3、真正实现了免除焊接热处理的“完全冷焊”的作业条件(例如大量的工程实践证明，采用cr20ni10mn7si-zg焊材补焊焊接性极差的中碳铸钢疲劳裂纹时，多为冬季户外施工的-20℃气温条件下进行，且无须焊接热处理工序的辅助作业)，其施工过程具有明显的再现性和规律性，真正意义上体现出本发明技术的社会和经济效益。4、本发明已经进行了高强钢结构(q460、q550、q690等钢种)、高强管线钢(x70、x80等钢种)、中碳与低碳铸钢(zg-55、zg35simn、zg35crmozg42crmo、zg270-500等钢种)、不锈钢复合复合板(gr20ni10-q235钢种)的焊接工程实践或者焊接试验验证。综合验证结果是整体地优化了焊接接头的显微组织，最终得到优良的焊接接头力学性能，优化和简化焊接工艺，可以真正解除目前焊接工程行业生产与施工单位多年来遭遇的焊接工艺繁琐的技术困惑(本发明反复经历了焊接条件最为苛刻的中碳铸钢“冷焊”的工程实践与试验验证)。附图说明为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。图1为实施例1接头简图；图2为实施例2的接头简图；图3为实施例3中碳铸钢工件补焊前与补焊后的示意图，其中左图为焊接之前，右图为焊接之后；图4为zg35crmo中碳铸钢母材与cr20ni10mn7si-zg焊材的焊接熔合区形成的奥氏体包裹马氏体的树枝晶胞状组织形态的扫描电镜图；图5为zg35crmo中碳铸钢母材与cr20ni10mn7si-zg焊材的焊接熔合区胞状组织的化学成分能谱分析；图6为实施例3中采用er50-6焊材施焊中碳铸钢的焊缝截面；图7为实施例3中采用cr20ni10mn7si-zg焊材施焊中碳铸钢的焊缝截面；图8为实施例4接头简图；图9为实施例4中采用er50-6焊材施焊铸钢节点的焊缝截面；图10为实施例4中采用cr20ni10mn7si-zg焊材施焊铸钢节点的焊缝截面；图11为实施例5的接头简图。具体实施方式现详细说明本发明的多种示例性实施方式，该详细说明不应认为是对本发明的限制，而应理解为是对本发明的某些方面、特性和实施方案的更详细的描述。应理解本发明中所述的术语仅仅是为描述特别的实施方式，并非用于限制本发明。另外，对于本发明中的数值范围，应理解为还具体公开了该范围的上限和下限之间的每个中间值。在任何陈述值或陈述范围内的中间值以及任何其他陈述值或在所述范围内的中间值之间的每个较小的范围也包括在本发明内。这些较小范围的上限和下限可独立地包括或排除在范围内。除非另有说明，否则本文使用的所有技术和科学术语具有本发明所述领域的常规技术人员通常理解的相同含义。虽然本发明仅描述了优选的方法和材料，但是在本发明的实施或测试中也可以使用与本文所述相似或等同的任何方法和材料。本说明书中提到的所有文献通过引用并入，用以公开和描述与所述文献相关的方法和/或材料。在与任何并入的文献冲突时，以本说明书的内容为准。在不背离本发明的范围或精神的情况下，可对本发明说明书的具体实施方式做多种改进和变化，这对本领域技术人员而言是显而易见的。由本发明的说明书得到的其他实施方式对技术人员而言是显而易见得的。本发明说明书和实施例仅是示例性的。关于本文中所使用的“包含”、“包括”、“具有”、“含有”等等，均为开放性的用语，即意指包含但不限于。本发明已经进行了高强钢结构(q460、q550、q690等钢种)、高强管线钢(x70、x80等钢种)、中碳与低碳铸钢(zg-55、zg35simn、zg35crmozg42crmo、zg270-500等钢种)、不锈钢复合复合板构件(gr20ni10-q235钢种)的焊接工程实践或者焊接试验验证。综合验证结果是整体地优化了焊接接头的显微组织，最终得到优良的焊接接头力学性能，优化和简化焊接工艺，可以真正解除目前焊接工程行业生产与施工单位多年来的技术困惑(本发明反复进行了焊接条件最为苛刻的中碳铸钢“冷焊”的工程实践与试验验证，其它的低碳合金钢种也可以)。现列举实施的典型案例如下：实施例1q690高强结构钢焊接试验实施例1的工艺参数及结果见表1。实施例1的接头简图见图1。表1母材(钢号)q690屈服强度753mpa极限强度792mpa延伸率21％接头形式对接接头坡口角度(β)45°盖面厚度(a)2mm间隙(b)2mm盖面延伸宽度(c)4mm母材厚度(d)5mm其他坡口两侧无水、锈、油污等填充金属(焊材标准)gb/t29713焊材型号cr20ni10mn7si-gq(高强结构钢专用焊材)焊材规格ф1.2mm焊接气体混合气体(氩气80％、二氧化碳20％)焊接参数电流210a、电压32v辅助工艺免除热处理工序(无焊前预热、焊后缓冷，完全冷焊)焊评试验结果合格原有高强钢焊接的材料与工艺，普遍采用“低合金高强结构钢”焊材进行施焊，不可避免地必须采用焊接热处理工艺来抑制马氏体相变和避免焊接冷裂纹的产生。而采用cr20ni10mn7si-gq奥氏体高合金的高强结构钢专用焊材进行施焊时，可以免除焊接热处理工艺(无须焊前预热、焊后缓冷等措施的“完全冷焊”)，并同时获得韧、塑性良好的焊缝力学性能，符合“优质高效焊接”原则。实施例2x70高强管线钢焊接实施例2的工艺参数及结果见表2。实施例2的接头简图见图2。表2母材(钢号)x70坡口形式v形坡口角度(β)54°钝边(p)0.5-1.0mm接头形式管对接间隙(b)3.5-4.0mm母材规格ф1016×17.5mm填充金属(焊材标准)gb/t29713其他坡口两侧无水、锈、油污等焊材型号hscr20ni10mn7si-gx(高强管线钢专用焊材)焊材规格ф1.2mm焊缝金属厚度17.5mm焊接气体混合气体(氩气80％、二氧化碳20％)焊接参数电流240a、电压30v辅助工艺免除热处理工序(无焊前预热、焊后缓冷，完全冷焊焊评试验结果合格原有的x70管线钢焊接工程常用的焊材为e6010低合金结构钢焊条，焊接熔覆金属的显微组织仍为“体心立方”晶格类型。必须依赖焊接热处理作为辅助工序来抑制马氏体相变和避免焊接冷裂纹的产生，导致其工效较低，施工成本较高。所以在焊接工程实践过程中，就高强管线钢焊接接头的质量可靠性与整体力学性能(安全裕度储备)，施工工效及成本造价控制等问题，仍是需要通过“优质高效焊接”技术，亟待解决的技术关键与重要瓶颈。而采用cr20ni10mn7si-gx奥氏体高合金的高强管线钢专用焊材进行施焊，可以免除焊接热处理工艺(无须焊前预热、焊后缓冷等措施)，完全冷焊，并同时获得韧、塑性良好的焊缝力学性能，符合“优质高效焊接”原则。实施例3zg35crmo中碳铸钢焊接本实施例为在线焊接修复(挖补焊):磐石冀东水泥有限公司回转窑托轮作为长期承受动荷载的受力结构件，在交变应力的反复作用之下，铸造金属(母材)局部发生了疲劳破坏。采取碳弧气刨方式清除裂纹缺陷后实施补焊。本实施例的具体工艺参数及结果见表3。中碳铸钢工件的补焊前与补焊后的示意图见图3，其中左图为焊接之前，右图为焊接之后。表3母材(钢号)zg35crmo焊材标准符合gb/t29713焊材型号cr20ni10mn7si-zg(铸钢专用焊材)焊材规格ф1.2mm焊接气体氩气80％、二氧化碳20％配比(混合气体)焊接参数电流270a、电压33v结构补强坡口内部焊制钢骨架其他坡口内无水、锈、油污等焊接参数电流240a、电压33v辅助工艺免除热处理工序(无焊前预热、焊后缓冷，完全冷焊焊接结果合格本实施例zg35crmo中碳铸钢母材与cr20ni10mn7si-zg焊材的焊接熔合区形成的奥氏体包裹马氏体的树枝晶胞状组织形态的扫描电镜图见图4，zg35crmo中碳铸钢母材与cr20ni10mn7si-zg焊材的焊接熔合区胞状组织的化学成分能谱分析见图5。焊材与母材的“焊接熔合区”为焊缝金属的薄弱环节，属于典型的异种钢焊接区域。本发明在高铬、镍组分的奥氏体焊材中，同时还包含了高组分mn合金元素的特殊作用，则产生了有利于焊接冶金反应的良好效应。虽然mn和ni同为奥氏体形成元素(促进生成面心立方的晶体结构)，但在焊接过程中熔合区处于焊接冶金特有的“非平衡凝固”条件下，二者形成奥氏体组织的作用机制及其形态和强弱却有很大的区别。扫描电镜显微组织观察和能谱成分分析表明，焊接熔合区的最终显微组织具有明显的“枝晶偏析”特征(如图4、图5所示)。即树枝晶间分布为“后结晶固相”的奥氏体组织，而树枝晶内分布为“先结晶固相”的马氏体组织(即焊接熔合区母材受到焊材中高cr组分的铁素体形成元素的成分影响，先前析出的具有体心立方点阵的α-fe和以它为基础的先共析铁素体在冷却过程中发生的相变产物)，呈现出有益的韧、脆相交替分布的树枝状结晶的胞状显微组织形态。在高脆硬的马氏体组织被韧性优良的奥氏体组织所包裹的特定条件下，则大大降低了马氏体组织促使焊接冷裂纹产生与扩展的可能性(即树枝状结晶的胞状显微组织，形成了“安全屏障”的特殊作用)。进一步的能谱成分定量分析数据也表明，树枝晶间处mn的析出百分比(58.0％)要远大于ni的析出百分比(34.8％)。这说明焊材中的高mn组分更容易在焊接熔合区冷凝过程中的液固转变时，从而于晶间处产生了局部富集，促进了该区域奥氏体组织的形成，并且其间包裹了马氏体组织(受到母材成分影响的相变产物)，明显优化和改善了焊接熔合区的微观组织，有效地减弱了马氏体组织对焊接熔合区金属的脆化作用及其不利影响(焊接熔合区属于异种钢焊接过程中焊缝金属相对的“薄弱环节”)，最终结果可以降低焊缝金属的冷裂纹敏感性和提高焊接接头的力学性能。中碳铸钢(zg-55、zg35simn、zg35crmo、zg42crmo等)施焊是其焊接性差更为突出的问题。因为母材含碳量偏高、铸钢工件体积大与冷却速度快，在焊接过程中如何防止脆硬的马氏体相变产生而导致焊接裂纹(“焊接冷裂纹”)，是实施“挖补焊”方法务必解决的关键技术。不同焊材的中碳铸钢焊接裂纹对比试验结果，见表6：表635crmo斜y型坡口焊接裂纹试验(冷裂纹敏感性)表6中试验条件1为采用er50-6焊材施焊中碳铸钢，其焊缝截面见图6，存在贯穿性裂纹(直接断裂)；试验条件2为采用cr20ni10mn7si-zg焊材施焊中碳铸钢，其焊缝截面见图7，未发现断面裂纹。实施例4：铸钢节点焊接本实施例为斜y型坡口焊接裂纹(冷裂纹敏感性)试验。具体参数及工艺见表7，接头简图见图8。表7母材(钢号)zg300-500h其他焊件无水、锈、油污等填充金属(焊材标准)gb/t29713焊材型号cr20ni10mn7si-zg(铸钢专用焊材)焊材规格ф1.2mm焊接气体混合气体(氩气80％、二氧化碳20％)焊接参数电流230a、电压29v辅助工艺免除热处理工序(无焊前预热、焊后缓冷，完全冷焊焊接试验结果合格(焊缝截面未发现断面裂纹)采用cr20ni10mn7si-zg铸钢专用焊材直接施焊时，原有的一切技术障碍得以消除，可实现免除焊接热处理工序的“完全冷焊”作业，简化了焊接工艺，同时提高了焊接接头质量。不同焊材的铸钢节点焊接裂纹对比试验结果见表8：表8zg300-500h斜y型坡口焊接裂纹试验(冷裂纹敏感性)表8中试验条件1为采用er50-6焊材施焊铸钢节点，其焊缝截面见图9，存在少量裂纹(靠近焊缝根部)；试验条件2为采用cr20ni10mn7si-zg焊材施焊铸钢节点，其焊缝截面见图10，未发现断面裂纹。实施例5：不锈钢复合板焊接本实施例的焊接参数见表9，接头简图见图11。表9原有不锈钢复合板的焊接材料与工艺，通常在碳钢基材焊缝表面，首先采用传统的用于“异种钢焊接”的cr24ni13高合金焊材焊制“过渡层”之后，再采用cr20ni10不锈钢焊材焊接不锈钢复层钢板。原有技术方案除了工序比较繁琐以外，还存在着cr24ni13高合金焊材的焊接过程中，有着“热裂纹敏感性”较高(因低熔点的硫化物析出所致)的不足。而cr20ni10mn7si-fh不锈钢复合板焊接专用焊材，因为含有的高mn合金组分可以明显减少低熔点硫化铁的数量和球化硫化物的作用，从而抑制了“焊接热裂纹”的产生。所以，直接采用cr20ni10mn7si-fh专用焊材施焊，无须再采用cr24ni13焊材焊制过渡层。本发明优化和简化了焊接工艺，不仅效果好，还省工时和降低成本。以上所述的实施例仅是对本发明的优选方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。当前第1页12