冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头及用于制造该焊接接头的焊丝的制作方法
冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头及用于制造该焊接接头的焊丝的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种能够通过药芯焊丝电弧焊接（FCAW)海上结构物、建筑物、桥梁及 船舶等的高张力钢而获得的药芯焊丝电弧焊接接头（Flux cored arc welded joint)及用 于制造该焊接接头的药芯焊丝电弧焊焊丝。
【背景技术】
[0002] 近年，为了确保增加值，建筑物和海上结构物等逐渐趋于大型化。这种结构物等只 要发生一次事故，可带来环境、性命及财产上的致命的损失，因此适用于这些结构物的钢材 具有超高强度、厚度化及高的冲击韧性。
[0003] 为了可靠有效地制造这种钢材，需要进行适合这种钢材的焊接，而作为焊接这 种钢材的焊接方法，被广泛使用的焊接技术即为药芯焊丝电弧焊接（Flux cored arc welded，FCAW)技术。
[0004] 通过进行这种焊接而获得的焊接结构物，首先要确保焊接结构物的稳定性，为此， 至关重要的是确保焊接接头的抗张强度和冲击韧性。并且，在进行焊接时，为了防止药芯焊 丝电弧焊接过程中焊缝产生低温开裂，减少焊接材料内的扩散氢含量是非常重要的。
[0005] 通常，焊接时形成的焊接接头，在焊接材料熔化的同时有一部分钢材被稀释，形 成熔池后凝固，并变成粗大的柱状组织，然而这种组织在焊接材料的焊接时，随着热输入 量的变化而变化，且这种焊接接头因粗大的奥氏体晶界而形成粗大的晶界铁素体、魏氏 铁素体（Widmanstatten ferrite)、马氏体和岛状马氏体（M-A, Martensite Austenite constituent)等，从而具有冲击韧性衰退的问题。
[0006] 对此，为了确保在低温下的冲击韧性，用于海上结构物等中的焊接材料大部分通 过添加脱氧、脱氮及脱氢元素的同时还复合添加 Ni、Ti及B等合金元素来谋求焊接金属组 织的细化。
[0007] 基于复合添加上述Ni-B-Ti的组织细化机制，可实现基于Ni的基体（matrix) 强韧化、基于固溶B的奥氏体晶界偏析（Segregation)的抑制生成先共析铁素体 (Pro-eutectoid Ferrite)的作用和通过Ni、B、氧化物及氮化物的奥氏体晶粒内生成微细 铁素体。
[0008] 如上所述，为了确保焊接结构物的稳定性，需要通过控制焊接接头的微细组织来 确保焊接结构物的稳定性。
[0009] 作为与此相关的现有技术，专利文献1是规定焊接接头成分和微细组织的技术， 公开了一种SAW焊接接头，其包括0. 7~0. 8重量％的碳、10~20%的焊接金属部的微细 组织即贝氏体和马氏体、60%以上的针状铁素体（acicular ferrite)，具有优异的低温韧 性，并具有950Mpa级以上的超高强度。
[0010] 并且，专利文献2和3涉及一种具有低温抗裂性优异的Seam焊接部的超高强度钢 板及其制造方法，其中Seam焊接金属部中含有1%以上的残留的奥氏体，虽然能够确保优 异的抗裂性，然而具有焊接金属部的冲击韧性稍微变差的问题。
[0011] 专利文献4中规定了焊接材料的成分，但并不是直接控制焊接接头的微细组织和 粒径等，因此难以通过这种焊接材料来充分获得焊接接头的韧性。
[0012] 另一方面，为了防止高强度焊接部的低温开裂，需要尽可能保持低的扩散氢含量。
[0013] 现今市售的金红石药芯焊丝，焊接部的扩散氢含量为8~10ml/100g，利用该焊丝 焊接高强度厚钢板时，为了防止低温开裂需要进行预热工序，从而存在导致操作人员的费 用增加的问题。
[0014] 通常，药芯焊丝电弧焊接技术使用金红石药芯焊丝，该焊丝是通过将含有大量的 用作扩散氢的提供源的结晶水和结合水的填充药芯填入焊丝中，将该焊丝的外径制造成适 合焊接的大小。但是，在上述制造过程中，具有粘附及残留的润滑剂的有机成分增加焊接过 程中的焊接部的扩散氢的问题。
[0015] 为了解决上述问题，专利文献5中提出了在600~800°C温度下对管状焊丝进行高 温热处理的技术，但是该技术中的上述高温热处理可使生产速度降低，且增加热处理费用， 因此难以实现商业化。
[0016] 并且，专利文献6中提供了一种用于490Mpa级以上的高强度钢的无预热药芯焊 丝，所述焊丝以0. 05~0. 25%的V为基本成分，包括电弧稳定剂和造渣剂：0. 5~4. 5%、脱 氧剂：1. 0~4. 0%，同时，该专利的特征是，通过添加 V产生VC，从而具有捕集（trapping) 扩散氢和碳固定效果。然而，该专利存在以下问题，即，在焊接过程中，基于V的减少扩散氢 的效果甚微，且碱和碱土金属氟化合物的F总含量为I. 0~2. 0%，由于F的含量高，导致难 以确保稳定的电弧特性。
[0017] 专利文献7中公开了一种技术，g卩，以焊丝总重量为基准，包含Ti02:4. 0~8. 0%、 碱金属氟化物（氟含量等价值）：0.02~0.4%以及PTFE (氟等价值）：0.02~0.4%，并 将碱土金属氟化物的氟量等价值调节在0. 01 %以下，将（碱土金属氟化物的氟量等价值 +0. 35) APTEF的氟量等价值）比值限制在1以上，但是该技术中PTEF的比重相比矿物状态 的氟化物低，因此难以适用于焊丝内部填充及表面，且价格相对较高，难以实现商用化。
[0018] 因此，现今迫切需要研发出一种焊接时能够减少扩散氢的同时改善焊接接头的冲 击韧性的焊接材料。
[0019] 现有技术文献
[0020] 专利文献
[0021] (专利文献1)韩国公开专利第2009-0016854号
[0022] (专利文献2)日本公开专利公报第1999-063185号
[0023] (专利文献3)日本公开专利公报第2002-115032号
[0024] (专利文献4)日本专利公开公报第2000-321316号
[0025] (专利文献5)韩国公开专利第1998-0068561号
[0026] (专利文献6)日本专利公开公报第1996-257785号
[0027] (专利文献7)韩国公开专利第2007-0035996号
【发明内容】
[0028] (一）要解决的技术问题
[0029] 本发明的一个方面，其目的在于提供一种通过焊接900Mpa以上抗张强度的超高 强度钢而组成的焊接结构体中的冲击韧性优异的焊接接头。
[0030] 本发明的另一个方面，其目的在于提供一种焊接材料，所述焊接材料为药芯焊丝 电弧焊接焊丝，其通过药芯焊丝电弧焊接超高强度钢，能够获得冲击韧性优异的焊接接头， 同时能够降低扩散氢。
[0031] (二）技术方案
[0032] 本发明的一个方面，提供一种冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头， 以重量 ％计，其包括：碳（C) :0.01 ~0.06%、硅（Si) :0· 1 ~0.5%、锰（Mn) :1.5 ~3.0%、 镍（Ni) :2· 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0.5 ~1.0%、铜（Cu) :0.4 ~1.0%、铬（Cr) :0.4 ~1.0%、 钛（Ti) :0.01 ~0· 1 %、硼（B) :0.003 ~0.007%、氮（N) :0.001 ~0.006%、磷（P) :0.02% 以下（〇除外）、硫（S) :0.01%以下（0除外）、氧（0) :0.03~0.07%、其余为Fe和不可避 免的杂质，由以下关系式1表示的碳当量Cep值满足0. 73~0. 85%范围，以面积分数计，微 细组织包括40%以上的针状铁素体（Acicular ferrite)和40~50%的贝氏体和马氏体 的混合组织。
[0033] 关系式1
[0034] Ceq = C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
[0035] 本发明的另一个方面，提供一种高强度药芯焊丝焊接焊丝，以焊丝整体重量为基 准，其包括：碳（C) :0· 03 ~0· 12%、硅（Si) :0· 3 ~1. 4%、锰（Mn) :1· 5 ~3. 5%、镍（Ni): 2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0· 3 ~1. 0%、铬（Cr) :0· 3 ~1. 0%、铜（Cu) :0· 4 ~1. 0%、硼（B): 0. 001~0. 020 %、钛（Ti) +镁（Mg) :0. 02~1. 5%、其余为Fe和其他杂质，并包括：TiO2: 4. 5 ~9. 0%、Si0jP ZrO2*的一种或两种：0· 2 ~2. 0%、CaC03:0. 1 ~I. 0%、K、Na、Li 碱 金属氧化物中的一种或两种：〇. 10~1. 5%、氟（F)含量为0. 025~0. 5%的碱和碱土金属 氟化合物。
[0036] (三）有益效果
[0037] 根据本发明，可提供一种具有超高强度的同时具有优异的冲击韧性的药芯焊丝电 弧焊接接头。并且，可提供一种能够制造所述焊接接头，且能够有效降低扩散氢含量的药芯 焊丝电弧焊接焊丝。
【附图说明】
[0038] 图1是表示利用光学显微镜观察本发明的发明例2的微细组织的结果的图。
[0039] 优选实施方式
[0040] 下面，将对本发明的药芯焊丝电弧焊接接头及能够制造该焊接接头的药芯焊丝电 弧焊接焊丝的一个具体实施例进行详细说明，但是本发明并不限定于以下实施例。因此，本 发明所属领域的技术人员能够在不脱离本发明的技术思想范围内，将本发明以其他形式实 施。
[0041] 下面，对本发明进行详细说明。
[0042] 为了研宄出能够提供冲击韧性优异的、900Mpa级以上的超高强度药芯焊丝电弧焊 接接头的方案，本发明的发明人进行了缜密的研宄，导出了能够确保超高强度和冲击韧性 的平衡的最佳的组织分 数，并新推宄了为了确保上述组织分数而适当控制焊接金属成分和 碳当量公式的范围，不仅能够确保焊接接头的冲击韧性，而且能够确保900Mpa级以上的超 高强度，并在该结果的基础上完成了本发明。
[0043] 并且，本发明的发明人为了有效降低造成焊接部低温开裂的原因之一的扩散氢而 进行了深入的研宄，提出了控制药芯焊丝电弧焊接焊丝中的有效引起脱氢反应的成分的方 案。
[0044] 首先，对本发明的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头进行详细的说 明。
[0045] 本发明的一个方面的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，以重量％ 计，包括：碳（C) :0· 01 ~0· 06%、硅（Si) :0· 1 ~0· 5%、锰（Mn) :1· 5 ~3. 0%、镍（Ni): 2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0.5 ~1.0%、铜（Cu) :0.4 ~1.0%、铬（Cr) :0.4 ~1.0%、钛（Ti): 0· 01 ~0· 1%、硼（B) :0· 003 ~0· 007%、氮（N) :0· 001 ~0· 006%、磷（P) :0· 02% 以下（0 除外）、硫（S) :0.01%以下（0除外）、氧（0) :0.03~0.07%、其余为Fe和不可避免的杂 质。
[0046] 下面，对如上限制组成成分的理由进行详细说明。此时，各成分含量表示重量％。
[0047] C :0.01 ~0.06%
[0048] 碳（C)是有助于确保焊接金属的强度的同时确保硬化性的元素，为了获得上述效 果，需要添加0. 01 %以上的C。但是，当C的含量超过0. 06%时，具有进行焊接时焊接部容 易产生低温开裂，焊接接头的冲击韧性大幅降低的问题，因此将其上限优选限制在0. 06%。
[0049] Si :0.1 ~0.5%
[0050] 硅（Si)是为了脱氧效果而添加的元素。当其含量小于0. 1%时，其脱氧效果不明 显，并降低焊接金属的流动性，相反地，当其含量大于0.5%时，具有促进焊接金属内的岛状 马氏体的相变，从而降低冲击韧性，并对焊接裂纹敏感性产生不利影响的缺点，因此，优选 地，将其含量限制在〇. 1~0.5%。
[0051] Mn :1. 5 ~3.0%
[0052] 锰（Mn)是提高脱氧作用和强度的必要元素，具有在TiO氧化物周围以MnS形态析 出，使Ti复合氧化物促进生成有助于改善韧性的针状铁素体的作用。并且，Mn在基体组织 内形成置换型固溶体，固溶强化基体，从而确保强度和韧性，然而为了获得上述效果，需要 添加1. 5%以上的Μη。但是，当Mn含量超过3. 0%时，具有生成低温相变组织，从而降低韧 性的问题，因此，将其上限优选限定为3. 0%。
[0053] Ni :2· 5 ~3. 5%
[0054] 镍（Ni)是通过固溶强化来提高基体强度和韧性的必要元素。为了获得上述效果， 需要添加2. 5%以上的镍，然而，当其添加量超过3. 5 %而过多时，可大幅增加淬透性，且具 有发生高温开裂的可能性，所以不优选。因此，本发明中的Ni含量优选限制在2. 5~3. 5 %。
[0055] Μο:0· 5 ~L 0%
[0056] 钼（Mo)是提高基体的强度的元素，为了获得上述效果，需要添加5%以上的钼，然 而，当添加量超过1. 〇%时，其效果饱和，焊接硬化性大幅增加，并促进马氏体的相变，具有 产生焊接低温开裂或降低韧性的问题。因此，本发明中的Mo含量优选限制在0. 5~I. 0 %。
[0057] Cu :0.4 ~1.0%
[0058] 铜（Cu)是固溶于基体中，并通过固溶强化效果，有助于确保强度和韧性的元素， 为了获得上述效果，优选添加0.4%以上的Cu。只是，当其含量超过1.0%时，焊接接头具有 增加硬化性、降低韧性的问题，因此，Cu含量优选限制在0. 4~1. 0%。
[0059] 并且，当复合添加 Cu和Ni时，其总含量优选限制在3. 5 %以内，这是因为两个元素 的总含量超过3. 5%时，淬透性增加，并对韧性和焊接性产生不利影响。
[0060] Cr :0.4 ~1.0%
[0061] 铬（Cr)是固溶于基体中，提高淬透性和强度的必要元素，是有助于确保强度和 韧性的元素。为了获得上述效果，需要添加〇. 4%以上的铬，然而，当添加量超过1. 0%时， 焊接接头具有硬化性增加、韧性降低的问题。因此，本发明中的Cr含量优选限制在0. 4~ 1. 0%〇
[0062] Ti :0.01 ~0.1%
[0063] 钛（Ti)不仅通过与氧结合来形成微细的Ti氧化物，而且形成微细的TiN析出物， 从而促进形成针状铁素体，因此是提高强度和韧性的元素。如上所述，为了获得基于Ti的 微细TiO氧化物和TiN复合析出物的效果，需要添加0. 01 %以上的Ti，但是添加量过多时， 会形成粗大的氧化物或析出物，从而具有降低韧性的问题，因此其上限优选限制为〇. 1 %。
[0064] B :0· 0003 ~0· 007%
[0065] 硼（B)是提高淬透性的元素，具有通过偏析于晶界来抑制晶界铁素体的相变的作 用。即，固溶B能够确保提高焊接接头的强度的淬透性的同时，向晶界扩散，并降低晶界 能量，从而抑制晶界铁素体的相变，促进针状铁素体的相变。为了获得上述效果，优选添 加0. 003%以上的B，然而，当其含量超过0. 007%时，其效果饱和，焊接硬化性大幅增加， 从而促进低温相变，具有发生焊接低温开裂和韧性降低的问题。因此，B含量优选限制在 0. 003 ~0. 007%。
[0066] N :0. 001 ~0. 006%
[0067] 氮（N)是形成TiN和VN析出物等的必不可少的元素，随着N的量增加，微细TiN 和VN析出物的量随之增加。尤其，氮可对TiN析出物的大小和析出物间距、析出物分布、与 氧化物间的复合析出频率、析出物自身的高温稳定性等产生显著的影响，因此，其添加量优 选为0. 001 %以上。然而，氮含量过多而超过0. 006 %时，其效果饱和，因焊接金属内的固溶 氮的增加，导致韧性降低，因此，N含量优选限制在0. 001~0. 006%。
[0068] P :0· 02% 以下（0 除外）
[0069] 磷（P)是造成高温开裂的杂质，优选地，将其含量尽可能限制在低的范围，其上限 优选为0.02%以下。
[0070] 3:0.01%以下（0除外）
[0071] 硫（S)是用作与Mn结合而产生MnS复合氧化物的元素，其含量超过0.01 %时，因 形成FeS等低熔点化合物，可引发高温开裂，因此，N含量优选限制在0. 01 %以下。
[0072] O :0.03 ~0.07%
[0073] 氧（O)是焊接接头凝固过程中与Ti反应并形成Ti氧化物的元素，Ti氧化物在焊 接接头内部促进针状铁素体的相变。此时，〇的含量小于〇. 03%时，无法将Ti氧化物适当 分布在焊接接头中，相反地，超过0. 07%时，生成粗大的Ti氧化物和其他FeO等氧化物，从 而对焊接接头的冲击韧性产生不利影响，因此不优选。
[0074] 本发明的一个方面的焊接接头，除了上述的成分以外，还可以包括选自由Nb、V、W 及Zr组成的组中的一种或两种以上或选自钙和稀土金属中的一种或两种。
[0075] Nb :0. 001 ~0. 1%
[0076] 铌（Nb)是用于提高淬透性的元素，尤其，在降低Ar3温度、冷却速度缓慢的情况 下，具有扩大贝氏体的生成范围的效果，因此，是有助于获得贝氏体组织的元素。为了获得 上述效果的同时提高强度，需要添加〇. 001 %以上的Nb，只是，当其含量超过0. 1 %时，在焊 接过程中促进焊接接头形成岛状马氏体（M)，从而对焊接接头的韧性产生不利影响，因此 不优选。
[0077] V :0.001 ~0.1%
[0078] 钒（V)是与N结合并形成VN析出物，从而促进铁素体相变的元素，为了获得上述 效果，需要添加〇. 001 %以上的V。只是，当其含量超过0. 1 %时，焊接接头形成如碳化物 (carbide)等硬化状，从而对焊接接头的韧性产生不利影响，因此不优选。
[0079] W :0.05 ~0.50%
[0080] 钨（W)是提高高温强度，并有效强化析出的元素。当所述钨含量小于0. 05%时，强 度增强的效果甚微，相反地，当钨含量超过0. 50%时，对高强度焊接头部的冲击韧性产生不 利影响，因此不优选。
[0081] Zr :0. 005 ~0. 5%
[0082] 锆（Zr)与氧（O)结合形成微细的Zr复合氧化物。为了获得这种微细Zr复合氧 化物，优选添加0. 005%以上的Zr。当Zr添加量超过0. 5%时，形成粗大的Zr复合氧化物 和粗大的Zr析出物，从而对冲击韧性产生不利影响，因此不优选。
[0083] Ca 和 REM :分别为 0.0005 ~0.005% 和 0.005 ~0.05%
[0084] 钙（Ca)和稀土金属（REM)具有进行焊接时稳定电弧，并抑制在焊接接头形成氧 化物的作用。并且，所述钙和稀土金属是在冷却过程中抑制奥氏体晶粒的生长，并促进晶 粒内铁素体的相变，从而有助于提高焊接接头韧性的元素。为了获得上述效果，需要添加 0. 0005 %以上的Ca和0. 005 %以上的REM，然而，当Ca含量超过0. 005 %或者REM含量超过 0.05%时，形成粗大的氧化物，从而抑制韧性。此时，REM可以是选自由Ce、La、Y及Hf等组 成的组中的一种或两种以上的元素，无论选择哪种元素，均可以获得上述效果。
[0085] 其余由Fe和不可避免的杂质构成。
[0086] 本发明中，经过药芯焊丝电弧焊接（FCAW)后形成的焊接接头的微细组织，以 面积 分数计，优选包括40%以上的针状铁素体（Acicular ferrite)和40~50%的贝氏体和马 氏体的混合组织。
[0087] 当经过FCAW后形成的焊接接头的微细组织中的高强度的铁素体或贝氏体的组织 分数高时，能够容易达到所需强度，但是无法满足冲击韧性。相反地，当韧性优异的针状铁 素体的组织分数高时，虽然能够有效确保焊接接头的韧性，但是从强度方面考虑，无法达到 超高强度级目标。因此，用于同时确保优异的强度和韧性的焊接接头的组织，优选为40%以 上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组织。
[0088] 并且，为了获得如上所述的焊接接头的混合组织，需要将成分设计成，使母材和容 器材通过通常的焊接条件而被稀释，由此获得的焊接接头的如下式表示的碳当量Cep值满 足0. 73~0. 85%范围。
[0089] 关系式1
[0090] Ceq = C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
[0091] 由上述关系式I表示的碳当量C印值只有满足0. 73~0.85%范围，焊接接头中才 能够实现冲击韧性和超高强度的平衡，此时焊接接头的组织才能够由如上所述的混合组织 构成。当所述焊接接头的碳当量Cep值小于0. 73%时，虽然冲击韧性优异，但是无法达到超 高强度，相反地，当量碳当量Cep值大于0. 85%时，虽然能够确保超高强度，但是冲击韧性 可能会降低。
[0092] 并且，为了防止经过FCAW后形成的焊接接头发生龟裂，需要维持低的基于焊接热 的钢材的焊接接头焊接裂纹敏感性。因此，下面关系式2中表示的焊接裂纹敏感性指数Pcm 值优选满足〇. 35%以下。
[0093] 关系式2
[0094] Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
[0095] 当所述焊接接头的焊接裂纹敏感性指数Pcm值超过0. 35 %时，在焊接接头发生龟 裂的可能性高。因此，需要将C、Si、Mn等含量控制在低范围内。
[0096] 如上所述，对于组成成分和微细组织，以及各成分间的关系的C印值和Pcm值满足 本发明中提出的范围的焊接接头，在_5°C下的冲击吸收能量（vE)为80J以上，因此具有优 异的冲击韧性。
[0097] 接下来，对能够制造出本发明的焊接接头的药芯焊接电弧焊丝进行详细说明。
[0098] 本发明的发明人通过对焊丝条件进行如下所述的控制来控制弧长时，发现从焊丝 能够容易释放扩散氢，并在此基础上完成了本发明。
[0099] (1)控制焊丝的C含量，并包括碳酸盐，从而能够在焊接过程中分解到电弧中，并 减小内部电弧中的氢分压。
[0100] (2)焊丝中包括碱和碱土金属氟化物，从而可使氟在高温电弧中与氢反应，并有效 降低氢。
[0101] 本发明的一个方面的高强度药芯焊丝电弧焊接焊丝，以焊丝整体重量为基准，优 选包括：碳（C) :0· 03 ~0· 12%、硅（Si) :0· 3 ~L 4%、锰（Mn) :L 5 ~3. 5%、镍（Ni): 2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0· 3 ~1. 0%、铬（Cr) :0· 3 ~1. 0%、铜（Cu) :0· 4 ~1. 0%、硼（B): 0. 001~0. 020 %、钛（Ti) +镁（Mg) :0. 02~1. 5%、其余为Fe和其他杂质，并包括：TiO2: 4. 5 ~9. 0%、Si0jP ZrO2*的一种或两种：0· 2 ~2. 0%、CaC03:0. 1 ~I. 0%、K、Na、Li 碱 金属氧化物中的一种或两种以上：〇. 10~1. 5%、氟（F)含量为0. 025~0. 5%的碱和碱土 金属氟化合物。
[0102] 下面，对如上限制本发明的焊丝成分的理由进行详细说明。
[0103] C :0.03 ~0.12%
[0104] 碳（C)是用于确保焊接接头的强度和焊接硬化性的必要元素，为了获得上述效 果，优选添加0. 03%以上的C。但是，当C的含量超过0. 12%时，具有焊接性大幅降低，造成 焊接接头发生低温开裂的问题，因此不优选。
[0105] Si :0.3 ~1.4%
[0106] 硅（Si)是用于增加脱氧效果而添加的元素。当其含量小于0. 3%时，焊接接头内 的脱氧效果不明显，并降低焊接接头的流动性，相反地，当其含量大于1. 4%时，促进焊接接 头内的岛状马氏体的相变，从而降低低温冲击韧性，并对焊接低温裂纹敏感性产生不利影 响，因此不优选。
[0107] Mn :L 5 ~3. 5%
[0108] 锰（Mn)是提高钢中的脱氧作用和强度的有益元素，有助于在基体组织内形成置 换型固溶体，固溶强化基体，从而确保强度和韧性。为了获得上述效果，优选添加1. 5%以上 的Μη。但是，当Mn含量过多而超过3. 5%时，增加焊接接头的硬化性，从而具有降低焊接接 头的冲击韧性的问题，因此不优选。
[0109] Ni :2· 5 ~3. 5%
[0110] 镍（Ni)是通过固溶强化来提高基体强度和韧性的有效元素。为了获得上述效果， 需要添加2. 5%以上的镍，相反地，当其添加量超过3. 5%时，可大幅增加钢的淬透性，且可 造成焊接接头发生高温开裂，因此不优选。
[0111] Μο:0·3 ~1.0%
[0112] 钼（Mo)是有助于增加淬透性，并提高强度的有效元素，当其含量小于0. 3%时，无 法获得上述效果。相反地，当其含量超过1. 〇%时，会对高强度焊接金属部的韧性产生不利 影响，因此不优选。
[0113] Cr :0.3 ~1.0%
[0114] 铬（Cr)是增加淬透性，并提高强度的有效元素，当其含量小于0. 3%时，无法获得 上述效果。相反地，当其含量超过1. 〇%时，具有导致焊接接头的韧性降低的问题，因此不优 选。
[0115] Cu:0.4 ~1.0%
[0116] 铜（Cu)是固溶于基体中，并因固溶强化效果而有效提高强度和韧性的元素，当其 含量小于0. 4%时，无法获得上述效果。相反地，当其含量超过1. 0%时，具有增加焊接接头 的硬化性，并降低韧性，从而造成焊接接头发生高温开裂的问题，因此不优选。
[0117] B :0· 001 ~0· 020%
[0118] 硼（B)是提高淬透性的元素，尤其是通过偏析于晶界来抑制晶界铁素体的相变的 有效元素。为了获得上述效果，优选添加0. 001 %以上的B，然而，当其含量超过0. 020%时， 其效果饱和，焊接硬化性大幅增加，并促进焊接接头内的马氏体的相变，从而引发焊接低温 开裂和韧性降低，因此不优选。
[0119] Ti+Mg :0. 02 ~1. 5%
[0120] 钛（Ti)是通过与0结合来形成微细的Ti氧化物，而且形成微细的TiN析出物的 元素，镁（Mg)是通过与0结合来形成Mg氧化物的元素。
[0121] 为了在焊接接头形成微细的Ti氧化物和TiN析出物以及Mg氧化物，并获得相应 效果，优选包括总含量为〇. 02%以上的Ti和Mg。然而，当其含量超过1. 5%以上时，形成粗 大的氧化物或者析出物，从而对确保焊接接头的韧性产生不利影响，因此不优选。
[0122] 更加优选地，当Ti添加量为0. 01~0. 03%、Mg添加量为0. 01~1. 2%时，可充 分获得上述效果。
[0123] Ti02:4. 5 ~9. 0%
[0124] TiO2用作造渣剂（渣生成剂），当所述TiO 2含量小于4. 5%时，在垂直向上的焊接 过程中，无法确保能够阻碍熔融金属流动的足够量的渣，此时，会产生焊珠形状不合格的问 题。相反地，当其含量超过9. 0 %时，焊接接头中的氧含量过多，从而具有在单面焊接时可能 造成根部焊道高温开裂的问题，且可降低冲击韧性，因此不优选。
[0125] SiOjP ZrO2中的一种或两种：0. 2 ~2. 0%
[0126] SiOjP ZrO 2是确保电弧稳定性和渣流动性的有效成分，当所述氧化物的含量小 于0. 2%时，渣的流动性不稳定，从而具有焊珠形状不合格的问题。相反地，当其含量超过 2.0%时，虽然能够确保渣流动性，然而却增加飞溅的发生，从而具有降低焊接性和焊珠形 状变差的问题。
[0127] CaC03:0. 1 ~1. 0%
[0128] CaCO3有效降低电弧中的氢分压，因此有助于减少焊接接头中的扩散氢。为了获得 上述效果，需要添加〇. 1 %以上的CaCO3，但是，当其含量超过I. 0%时，具有因过多的CaCO3的分解，导致电弧不稳定和焊接烟尘（Fume)过度增加的问题，因此不优选。
[0129] K、Na、Li碱金属氧化物中的一种或两种：0. 10~1. 5%
[0130] K、Na、Li碱金属氧化物具有可降低焊接过程中电弧的电离势，由此容易产生电弧， 并在焊接过程中维持稳定的电弧的作用。为了实现上述效果，优选包括〇. 10%以上的这些 金属氧化物中的一种或两种以上，然而，当其含量超过1.5%时，因高蒸气压，会产生过多的 焊接烟尘，并过于减小熔池的渣粘度，从而具有形成不稳定焊珠的问题。
[0131] 碱和碱土金属氟化合物中的F含量：0. 025~0. 5%
[0132] 氟化合物在高温电弧中产生氟，并在焊接过程中与氢反应，引起脱氢反应，因此 具有能够有效降低焊接接头的扩散氢的效果。为了实现上述效果，氟化合物中优选包括 0. 025%以上的F，只是，当其含量过多而超过0. 5%时，因高蒸气压，会产生过多的焊接烟 尘，并过于减小渣粘度，从而可能形成不稳定焊珠，因此不优选。
[0133] 本发明中，所述氟化合物优选为CsF2、BaF2、MgF 2中的一种或两种以上。
[0134 ] 本发明中提出的药芯焊丝电弧焊接材料除了含有上述的合金成分之外，还包含Fe 和其他制造工序中不可避免的杂质，通过满足前述的合金成分，能够提供一种确保焊接材 料基本具有的焊接性，且具有优异的耐冲击性和耐磨性的焊接接头。并且，能够进行全方位 焊接，从而在施工工地中能够容易实现管道焊接。
[0135] 利用满足上述组成成分的高强度药芯焊丝进行焊接后形成的焊接接头，其微细组 织由40%以上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组织构成，从而能够确 保900Mpa级以上的超高强度和在-20°C下的75J以上的冲击韧性。并且，扩散氢为6~ 9ml/100g，从而能够有效降低扩散氢。
[0136] 本发明中提供的药芯焊丝电弧焊接焊丝是由作为焊丝外皮的软钢材质的箍和填 充于焊丝内部的助焊剂组成，所述助焊剂是由用于焊接金属的确保物理性质的金属粉末和 焊接时用于确保焊接而添加的无机物和金属粉末构成。通常，助焊剂相对于药芯焊丝电弧 焊接焊丝的重量比为13~25%。
[0137] 本发明中，通过调节助焊剂内部的用于确保焊缝金属的物理性质的金属粉末的量 和种类、用于确保焊接时飞溅产生量少且形成合格的焊缝金属的焊珠形状等焊接性的无机 物及金属（Ti02、Si02、K20、Na20、Zr0 2、CaC03、CsF2、Ti+Mg)粉末等的种类和添加量，来提高 现有的含钛药芯焊丝的焊接性，与此同时，获得机械物理性质优异的焊接接头。
【具体实施方式】
[0138] 下面，通过实施例，更加具体说明本发明。只是，下面的实施例是用于进一步详细 说明本发明而例举的，并不是用于限定本发明的权利要求。这是因为本发明的保护范围是 根据权利要求书中记载的事项和由此合理推导出的事项而决定。
[0139] 实施例1
[0140] 对于以重量％计，包含：C :0· 05%、Si :0· 13%、Mn :2. 5%、P :0· 008%、S :0· 002% 及其他附、0、(：11、恥、11、8的建筑用钢!^800钢，利用直径为1.6臟的焊丝，并使用100% 〇)2保护气体，在20KJ/mm热输入量实施药芯焊丝电弧焊（FCAW)。当实施所述FCAW时，以 电流：270A、电压：28V、焊接速度：23cm/min、层间温度：150°C以下的条件进行焊接。
[0141] 下面表1中表示了所述药芯焊丝电弧焊接后所形成的焊接接头的组成结果，且测 量了所述焊接时的焊接条件、焊接后的焊接接头的微细组织结构以及机械性质，并将其显 示在表2中。所述机械性质中的冲击韧性是利用KS规格（KS B 0809)冲击试片，并通过夏 比冲击试验对焊接接头的冲击吸收能量（vE)进行的评价。
[0142]
[0143] 表 2
[0144]
[0145] 如所述表1和表2所示，满足本发明中提出的组成成分、成分关系以及微细组织 的焊接接头，表现出优异的强度和冲击韧性。这是因为，与比较例不同，发明例中的组成成 分和成分关系满足本发明中提出的范围，使微细组织得以控制，从而大幅提高了强度和韧 性。尤其，如图1所示，基于本发明的焊接接头的微细组织由针状铁素体、马氏体及贝氏体 形成。
[0146] 相反地，比较例的焊接接头的组成成分、成分关系不满足本发明中提出的范围，可 知所形成的微细组织中的针状铁素体的分数过低，或者贝氏体+马氏体的分数过低或过 高，因此反而降低强度和韧性。
[0147] 根据上述结果可知，进行药芯焊丝电弧焊接时，满足本发明的焊接接头与比较例 的焊接接头相比，具有优异的强度和冲击韧性。
[0148] 实施例2
[0149] 制造充填具有如下表3所示的组成成分的助焊剂的药芯焊丝电弧焊接焊丝。
[0150] 接着，利用上述各焊丝，在焊接电流：270~290A、电压：30~32V、焊接速度：25~ 27cm/min、焊接热输入量：18~25KJ/cm的条件下，进行药芯焊丝电弧焊接，并且，将上述 焊接后所形成的焊接接头的组成成分表示在表4中，并将评价所述焊接接头的机械物理性 质、扩散氢和焊丝电弧稳定性的结果表示在表3中。
[0151] 此时，用于焊接的母材使用了低碳（C)系抗张强度SOOMpa以上、低屈服比型 HSA800 钢材。
[0152] 用于所述拉伸试验的试片是从焊接接头的中央部采集的，拉伸试片使用了 KS规 格（KS B 0801)的4号试片，拉伸试验是在十字头速度（Cross head speed) 10mm/min下进 行的。并且，以KS(KS B 0809)3号试片为标准制造冲击试片。
[0153] 并且，焊丝扩散氢含量是根据IS03690,通过气相色谱法（Gas Chromatography) 进行测量，电弧稳定性是电焊工利用发生飞溅和电弧倾斜等因素直接判断。
[0154] 表 3
[0155]
[0156] (所述表1中的单位为ppm)
[0157] 表 4
[0158]
[0161] 如上表5所示，利用本发明的焊丝进行药芯焊丝电弧焊接时（发明钢1至5)，即使 在焊接热输入量为19KJ/cm以上的情况下，也具有900Mpa以上的高强度物理性质，同时可 确保冲击韧性，尤其，扩散氢含量降低至90mg/100g以下。
[0162] 相反地，利用组成成分不满足本发明中提出的范围的焊丝进行焊接的比较钢1至 5的强度和冲击韧性中，有一个以上的物理性质差，尤其，扩散氢含量均为10mg/100g以上， 表现出劣化。
【主权项】
1. 一种冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，以重量％计，其包括：碳 (C) :0.01 ~0.06%、硅（Si) :0.1 ~0.5%、锰（Mn) :1. 5 ~3.0%、镍（Ni) :2. 5 ~3. 5%、钼 (Mo) :0? 5 ~1. 0%、铜（Cu) :0? 4 ~1. 0%、铬（Cr) :0? 4 ~1. 0%、钛（Ti) :0? 01 ~0? 1%、 硼⑶：0.003 ~0? 007%、氮（N) :0.001 ~0? 006%、磷（P) :0.02% 以下，0 除外、硫⑶： 0.01 %以下，0除外、氧（0) :0.03~0.07%、其余为Fe和不可避免的杂质。2. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，以重量％ 计，所述焊接接头还包括：选自由铌（Nb) :0.001~0.1 %、钒（V) :0.001~0.1 %、钨（W): 0. 050~0. 50%及锆（Zr) :0. 005~0. 5%组成的组中的一种或两种以上，选自由钙（Ca): 0. 0005~0. 005%和稀土金属（REM) :0. 005~0. 05%组成的组中的一种或两种以上。3. 根据权利要求1或2所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述 焊接接头中由以下关系式1表示的碳当量Cep值满足0. 73~0. 85%范围， 关系式1 Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14〇4. 根据权利要求1或2所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述 焊接接头的微细组织包括40%以上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组 织。5. 根据权利要求1或2所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述 焊接接头中由以下关系式2表示的焊接裂纹敏感性指数Pcm值满足0. 35%以下， 关系式2 Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B。6. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述焊接 接头在-5°C下的冲击韧性为80J以上。7. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述焊接 接头的抗张强度为900Mpa以上。8. -种高强度药芯焊丝焊接焊丝，以焊丝整体重量为基准，其包括：碳（C) 03~ 0? 12%、硅（Si) :0? 3 ~1. 4%、锰（Mn) :1. 5 ~3. 5%、镍（Ni) :2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0? 3 ~ 1. 0%、铬（Cr) :0? 3 ~1. 0%、铜（Cu) :0? 4 ~1. 0%、硼（B) :0? 001 ~0? 020%、钛（Ti) +镁 (Mg) :0.02~1.5%、其余为Fe和其他杂质， 并包括：Ti02:4. 5 ~9. 0%、Si0jPZrO#的一种或两种：0? 2 ~2. 0%、CaC03:0. 1 ~I. 0%、K、Na、Li碱金属氧化物中的一种或两种：0. 10~1. 5%、氟（F)含量为0. 025~0. 5% 的碱和碱土金属氟化合物。9. 根据权利要求8所述的高强度药芯焊丝焊接焊丝，利用所述焊丝的焊接接头的扩散 氢量为6~9ml/100g。10. 根据权利要求9所述的高强度药芯焊丝焊接焊丝，以面积分数计，利用所述焊丝的 焊接接头的微细组织包括40%以上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组 织。11. 根据权利要求9所述的高强度药芯焊丝焊接焊丝，利用所述焊丝的焊接接头的抗 张强度为900Mpa以上，并在-20°C下的冲击韧性为75J以上。
【专利摘要】本发明涉及一种能够通过药芯焊丝电弧焊接(FCAW)海上结构物、建筑物、桥梁及船舶等的高张力钢而获得的药芯焊丝电弧焊接接头(Flux cored arc welded joint)及用于制造该焊接接头的药芯焊丝电弧焊焊丝。
【IPC分类】B23K35/30, C22C38/08, C22C38/04
【公开号】CN104903046
【申请号】CN201380068404
【发明人】郑弘喆, 李珍羽, 李东烈, 韩一煜, 李洪吉
【申请人】Posco公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2013年12月24日
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种能够通过药芯焊丝电弧焊接（FCAW)海上结构物、建筑物、桥梁及 船舶等的高张力钢而获得的药芯焊丝电弧焊接接头（Flux cored arc welded joint)及用 于制造该焊接接头的药芯焊丝电弧焊焊丝。
【背景技术】
[0002] 近年，为了确保增加值，建筑物和海上结构物等逐渐趋于大型化。这种结构物等只 要发生一次事故，可带来环境、性命及财产上的致命的损失，因此适用于这些结构物的钢材 具有超高强度、厚度化及高的冲击韧性。
[0003] 为了可靠有效地制造这种钢材，需要进行适合这种钢材的焊接，而作为焊接这 种钢材的焊接方法，被广泛使用的焊接技术即为药芯焊丝电弧焊接（Flux cored arc welded，FCAW)技术。
[0004] 通过进行这种焊接而获得的焊接结构物，首先要确保焊接结构物的稳定性，为此， 至关重要的是确保焊接接头的抗张强度和冲击韧性。并且，在进行焊接时，为了防止药芯焊 丝电弧焊接过程中焊缝产生低温开裂，减少焊接材料内的扩散氢含量是非常重要的。
[0005] 通常，焊接时形成的焊接接头，在焊接材料熔化的同时有一部分钢材被稀释，形 成熔池后凝固，并变成粗大的柱状组织，然而这种组织在焊接材料的焊接时，随着热输入 量的变化而变化，且这种焊接接头因粗大的奥氏体晶界而形成粗大的晶界铁素体、魏氏 铁素体（Widmanstatten ferrite)、马氏体和岛状马氏体（M-A, Martensite Austenite constituent)等，从而具有冲击韧性衰退的问题。
[0006] 对此，为了确保在低温下的冲击韧性，用于海上结构物等中的焊接材料大部分通 过添加脱氧、脱氮及脱氢元素的同时还复合添加 Ni、Ti及B等合金元素来谋求焊接金属组 织的细化。
[0007] 基于复合添加上述Ni-B-Ti的组织细化机制，可实现基于Ni的基体（matrix) 强韧化、基于固溶B的奥氏体晶界偏析（Segregation)的抑制生成先共析铁素体 (Pro-eutectoid Ferrite)的作用和通过Ni、B、氧化物及氮化物的奥氏体晶粒内生成微细 铁素体。
[0008] 如上所述，为了确保焊接结构物的稳定性，需要通过控制焊接接头的微细组织来 确保焊接结构物的稳定性。
[0009] 作为与此相关的现有技术，专利文献1是规定焊接接头成分和微细组织的技术， 公开了一种SAW焊接接头，其包括0. 7~0. 8重量％的碳、10~20%的焊接金属部的微细 组织即贝氏体和马氏体、60%以上的针状铁素体（acicular ferrite)，具有优异的低温韧 性，并具有950Mpa级以上的超高强度。
[0010] 并且，专利文献2和3涉及一种具有低温抗裂性优异的Seam焊接部的超高强度钢 板及其制造方法，其中Seam焊接金属部中含有1%以上的残留的奥氏体，虽然能够确保优 异的抗裂性，然而具有焊接金属部的冲击韧性稍微变差的问题。
[0011] 专利文献4中规定了焊接材料的成分，但并不是直接控制焊接接头的微细组织和 粒径等，因此难以通过这种焊接材料来充分获得焊接接头的韧性。
[0012] 另一方面，为了防止高强度焊接部的低温开裂，需要尽可能保持低的扩散氢含量。
[0013] 现今市售的金红石药芯焊丝，焊接部的扩散氢含量为8~10ml/100g，利用该焊丝 焊接高强度厚钢板时，为了防止低温开裂需要进行预热工序，从而存在导致操作人员的费 用增加的问题。
[0014] 通常，药芯焊丝电弧焊接技术使用金红石药芯焊丝，该焊丝是通过将含有大量的 用作扩散氢的提供源的结晶水和结合水的填充药芯填入焊丝中，将该焊丝的外径制造成适 合焊接的大小。但是，在上述制造过程中，具有粘附及残留的润滑剂的有机成分增加焊接过 程中的焊接部的扩散氢的问题。
[0015] 为了解决上述问题，专利文献5中提出了在600~800°C温度下对管状焊丝进行高 温热处理的技术，但是该技术中的上述高温热处理可使生产速度降低，且增加热处理费用， 因此难以实现商业化。
[0016] 并且，专利文献6中提供了一种用于490Mpa级以上的高强度钢的无预热药芯焊 丝，所述焊丝以0. 05~0. 25%的V为基本成分，包括电弧稳定剂和造渣剂：0. 5~4. 5%、脱 氧剂：1. 0~4. 0%，同时，该专利的特征是，通过添加 V产生VC，从而具有捕集（trapping) 扩散氢和碳固定效果。然而，该专利存在以下问题，即，在焊接过程中，基于V的减少扩散氢 的效果甚微，且碱和碱土金属氟化合物的F总含量为I. 0~2. 0%，由于F的含量高，导致难 以确保稳定的电弧特性。
[0017] 专利文献7中公开了一种技术，g卩，以焊丝总重量为基准，包含Ti02:4. 0~8. 0%、 碱金属氟化物（氟含量等价值）：0.02~0.4%以及PTFE (氟等价值）：0.02~0.4%，并 将碱土金属氟化物的氟量等价值调节在0. 01 %以下，将（碱土金属氟化物的氟量等价值 +0. 35) APTEF的氟量等价值）比值限制在1以上，但是该技术中PTEF的比重相比矿物状态 的氟化物低，因此难以适用于焊丝内部填充及表面，且价格相对较高，难以实现商用化。
[0018] 因此，现今迫切需要研发出一种焊接时能够减少扩散氢的同时改善焊接接头的冲 击韧性的焊接材料。
[0019] 现有技术文献
[0020] 专利文献
[0021] (专利文献1)韩国公开专利第2009-0016854号
[0022] (专利文献2)日本公开专利公报第1999-063185号
[0023] (专利文献3)日本公开专利公报第2002-115032号
[0024] (专利文献4)日本专利公开公报第2000-321316号
[0025] (专利文献5)韩国公开专利第1998-0068561号
[0026] (专利文献6)日本专利公开公报第1996-257785号
[0027] (专利文献7)韩国公开专利第2007-0035996号
【发明内容】
[0028] (一）要解决的技术问题
[0029] 本发明的一个方面，其目的在于提供一种通过焊接900Mpa以上抗张强度的超高 强度钢而组成的焊接结构体中的冲击韧性优异的焊接接头。
[0030] 本发明的另一个方面，其目的在于提供一种焊接材料，所述焊接材料为药芯焊丝 电弧焊接焊丝，其通过药芯焊丝电弧焊接超高强度钢，能够获得冲击韧性优异的焊接接头， 同时能够降低扩散氢。
[0031] (二）技术方案
[0032] 本发明的一个方面，提供一种冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头， 以重量 ％计，其包括：碳（C) :0.01 ~0.06%、硅（Si) :0· 1 ~0.5%、锰（Mn) :1.5 ~3.0%、 镍（Ni) :2· 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0.5 ~1.0%、铜（Cu) :0.4 ~1.0%、铬（Cr) :0.4 ~1.0%、 钛（Ti) :0.01 ~0· 1 %、硼（B) :0.003 ~0.007%、氮（N) :0.001 ~0.006%、磷（P) :0.02% 以下（〇除外）、硫（S) :0.01%以下（0除外）、氧（0) :0.03~0.07%、其余为Fe和不可避 免的杂质，由以下关系式1表示的碳当量Cep值满足0. 73~0. 85%范围，以面积分数计，微 细组织包括40%以上的针状铁素体（Acicular ferrite)和40~50%的贝氏体和马氏体 的混合组织。
[0033] 关系式1
[0034] Ceq = C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
[0035] 本发明的另一个方面，提供一种高强度药芯焊丝焊接焊丝，以焊丝整体重量为基 准，其包括：碳（C) :0· 03 ~0· 12%、硅（Si) :0· 3 ~1. 4%、锰（Mn) :1· 5 ~3. 5%、镍（Ni): 2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0· 3 ~1. 0%、铬（Cr) :0· 3 ~1. 0%、铜（Cu) :0· 4 ~1. 0%、硼（B): 0. 001~0. 020 %、钛（Ti) +镁（Mg) :0. 02~1. 5%、其余为Fe和其他杂质，并包括：TiO2: 4. 5 ~9. 0%、Si0jP ZrO2*的一种或两种：0· 2 ~2. 0%、CaC03:0. 1 ~I. 0%、K、Na、Li 碱 金属氧化物中的一种或两种：〇. 10~1. 5%、氟（F)含量为0. 025~0. 5%的碱和碱土金属 氟化合物。
[0036] (三）有益效果
[0037] 根据本发明，可提供一种具有超高强度的同时具有优异的冲击韧性的药芯焊丝电 弧焊接接头。并且，可提供一种能够制造所述焊接接头，且能够有效降低扩散氢含量的药芯 焊丝电弧焊接焊丝。
【附图说明】
[0038] 图1是表示利用光学显微镜观察本发明的发明例2的微细组织的结果的图。
[0039] 优选实施方式
[0040] 下面，将对本发明的药芯焊丝电弧焊接接头及能够制造该焊接接头的药芯焊丝电 弧焊接焊丝的一个具体实施例进行详细说明，但是本发明并不限定于以下实施例。因此，本 发明所属领域的技术人员能够在不脱离本发明的技术思想范围内，将本发明以其他形式实 施。
[0041] 下面，对本发明进行详细说明。
[0042] 为了研宄出能够提供冲击韧性优异的、900Mpa级以上的超高强度药芯焊丝电弧焊 接接头的方案，本发明的发明人进行了缜密的研宄，导出了能够确保超高强度和冲击韧性 的平衡的最佳的组织分 数，并新推宄了为了确保上述组织分数而适当控制焊接金属成分和 碳当量公式的范围，不仅能够确保焊接接头的冲击韧性，而且能够确保900Mpa级以上的超 高强度，并在该结果的基础上完成了本发明。
[0043] 并且，本发明的发明人为了有效降低造成焊接部低温开裂的原因之一的扩散氢而 进行了深入的研宄，提出了控制药芯焊丝电弧焊接焊丝中的有效引起脱氢反应的成分的方 案。
[0044] 首先，对本发明的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头进行详细的说 明。
[0045] 本发明的一个方面的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，以重量％ 计，包括：碳（C) :0· 01 ~0· 06%、硅（Si) :0· 1 ~0· 5%、锰（Mn) :1· 5 ~3. 0%、镍（Ni): 2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0.5 ~1.0%、铜（Cu) :0.4 ~1.0%、铬（Cr) :0.4 ~1.0%、钛（Ti): 0· 01 ~0· 1%、硼（B) :0· 003 ~0· 007%、氮（N) :0· 001 ~0· 006%、磷（P) :0· 02% 以下（0 除外）、硫（S) :0.01%以下（0除外）、氧（0) :0.03~0.07%、其余为Fe和不可避免的杂 质。
[0046] 下面，对如上限制组成成分的理由进行详细说明。此时，各成分含量表示重量％。
[0047] C :0.01 ~0.06%
[0048] 碳（C)是有助于确保焊接金属的强度的同时确保硬化性的元素，为了获得上述效 果，需要添加0. 01 %以上的C。但是，当C的含量超过0. 06%时，具有进行焊接时焊接部容 易产生低温开裂，焊接接头的冲击韧性大幅降低的问题，因此将其上限优选限制在0. 06%。
[0049] Si :0.1 ~0.5%
[0050] 硅（Si)是为了脱氧效果而添加的元素。当其含量小于0. 1%时，其脱氧效果不明 显，并降低焊接金属的流动性，相反地，当其含量大于0.5%时，具有促进焊接金属内的岛状 马氏体的相变，从而降低冲击韧性，并对焊接裂纹敏感性产生不利影响的缺点，因此，优选 地，将其含量限制在〇. 1~0.5%。
[0051] Mn :1. 5 ~3.0%
[0052] 锰（Mn)是提高脱氧作用和强度的必要元素，具有在TiO氧化物周围以MnS形态析 出，使Ti复合氧化物促进生成有助于改善韧性的针状铁素体的作用。并且，Mn在基体组织 内形成置换型固溶体，固溶强化基体，从而确保强度和韧性，然而为了获得上述效果，需要 添加1. 5%以上的Μη。但是，当Mn含量超过3. 0%时，具有生成低温相变组织，从而降低韧 性的问题，因此，将其上限优选限定为3. 0%。
[0053] Ni :2· 5 ~3. 5%
[0054] 镍（Ni)是通过固溶强化来提高基体强度和韧性的必要元素。为了获得上述效果， 需要添加2. 5%以上的镍，然而，当其添加量超过3. 5 %而过多时，可大幅增加淬透性，且具 有发生高温开裂的可能性，所以不优选。因此，本发明中的Ni含量优选限制在2. 5~3. 5 %。
[0055] Μο:0· 5 ~L 0%
[0056] 钼（Mo)是提高基体的强度的元素，为了获得上述效果，需要添加5%以上的钼，然 而，当添加量超过1. 〇%时，其效果饱和，焊接硬化性大幅增加，并促进马氏体的相变，具有 产生焊接低温开裂或降低韧性的问题。因此，本发明中的Mo含量优选限制在0. 5~I. 0 %。
[0057] Cu :0.4 ~1.0%
[0058] 铜（Cu)是固溶于基体中，并通过固溶强化效果，有助于确保强度和韧性的元素， 为了获得上述效果，优选添加0.4%以上的Cu。只是，当其含量超过1.0%时，焊接接头具有 增加硬化性、降低韧性的问题，因此，Cu含量优选限制在0. 4~1. 0%。
[0059] 并且，当复合添加 Cu和Ni时，其总含量优选限制在3. 5 %以内，这是因为两个元素 的总含量超过3. 5%时，淬透性增加，并对韧性和焊接性产生不利影响。
[0060] Cr :0.4 ~1.0%
[0061] 铬（Cr)是固溶于基体中，提高淬透性和强度的必要元素，是有助于确保强度和 韧性的元素。为了获得上述效果，需要添加〇. 4%以上的铬，然而，当添加量超过1. 0%时， 焊接接头具有硬化性增加、韧性降低的问题。因此，本发明中的Cr含量优选限制在0. 4~ 1. 0%〇
[0062] Ti :0.01 ~0.1%
[0063] 钛（Ti)不仅通过与氧结合来形成微细的Ti氧化物，而且形成微细的TiN析出物， 从而促进形成针状铁素体，因此是提高强度和韧性的元素。如上所述，为了获得基于Ti的 微细TiO氧化物和TiN复合析出物的效果，需要添加0. 01 %以上的Ti，但是添加量过多时， 会形成粗大的氧化物或析出物，从而具有降低韧性的问题，因此其上限优选限制为〇. 1 %。
[0064] B :0· 0003 ~0· 007%
[0065] 硼（B)是提高淬透性的元素，具有通过偏析于晶界来抑制晶界铁素体的相变的作 用。即，固溶B能够确保提高焊接接头的强度的淬透性的同时，向晶界扩散，并降低晶界 能量，从而抑制晶界铁素体的相变，促进针状铁素体的相变。为了获得上述效果，优选添 加0. 003%以上的B，然而，当其含量超过0. 007%时，其效果饱和，焊接硬化性大幅增加， 从而促进低温相变，具有发生焊接低温开裂和韧性降低的问题。因此，B含量优选限制在 0. 003 ~0. 007%。
[0066] N :0. 001 ~0. 006%
[0067] 氮（N)是形成TiN和VN析出物等的必不可少的元素，随着N的量增加，微细TiN 和VN析出物的量随之增加。尤其，氮可对TiN析出物的大小和析出物间距、析出物分布、与 氧化物间的复合析出频率、析出物自身的高温稳定性等产生显著的影响，因此，其添加量优 选为0. 001 %以上。然而，氮含量过多而超过0. 006 %时，其效果饱和，因焊接金属内的固溶 氮的增加，导致韧性降低，因此，N含量优选限制在0. 001~0. 006%。
[0068] P :0· 02% 以下（0 除外）
[0069] 磷（P)是造成高温开裂的杂质，优选地，将其含量尽可能限制在低的范围，其上限 优选为0.02%以下。
[0070] 3:0.01%以下（0除外）
[0071] 硫（S)是用作与Mn结合而产生MnS复合氧化物的元素，其含量超过0.01 %时，因 形成FeS等低熔点化合物，可引发高温开裂，因此，N含量优选限制在0. 01 %以下。
[0072] O :0.03 ~0.07%
[0073] 氧（O)是焊接接头凝固过程中与Ti反应并形成Ti氧化物的元素，Ti氧化物在焊 接接头内部促进针状铁素体的相变。此时，〇的含量小于〇. 03%时，无法将Ti氧化物适当 分布在焊接接头中，相反地，超过0. 07%时，生成粗大的Ti氧化物和其他FeO等氧化物，从 而对焊接接头的冲击韧性产生不利影响，因此不优选。
[0074] 本发明的一个方面的焊接接头，除了上述的成分以外，还可以包括选自由Nb、V、W 及Zr组成的组中的一种或两种以上或选自钙和稀土金属中的一种或两种。
[0075] Nb :0. 001 ~0. 1%
[0076] 铌（Nb)是用于提高淬透性的元素，尤其，在降低Ar3温度、冷却速度缓慢的情况 下，具有扩大贝氏体的生成范围的效果，因此，是有助于获得贝氏体组织的元素。为了获得 上述效果的同时提高强度，需要添加〇. 001 %以上的Nb，只是，当其含量超过0. 1 %时，在焊 接过程中促进焊接接头形成岛状马氏体（M)，从而对焊接接头的韧性产生不利影响，因此 不优选。
[0077] V :0.001 ~0.1%
[0078] 钒（V)是与N结合并形成VN析出物，从而促进铁素体相变的元素，为了获得上述 效果，需要添加〇. 001 %以上的V。只是，当其含量超过0. 1 %时，焊接接头形成如碳化物 (carbide)等硬化状，从而对焊接接头的韧性产生不利影响，因此不优选。
[0079] W :0.05 ~0.50%
[0080] 钨（W)是提高高温强度，并有效强化析出的元素。当所述钨含量小于0. 05%时，强 度增强的效果甚微，相反地，当钨含量超过0. 50%时，对高强度焊接头部的冲击韧性产生不 利影响，因此不优选。
[0081] Zr :0. 005 ~0. 5%
[0082] 锆（Zr)与氧（O)结合形成微细的Zr复合氧化物。为了获得这种微细Zr复合氧 化物，优选添加0. 005%以上的Zr。当Zr添加量超过0. 5%时，形成粗大的Zr复合氧化物 和粗大的Zr析出物，从而对冲击韧性产生不利影响，因此不优选。
[0083] Ca 和 REM :分别为 0.0005 ~0.005% 和 0.005 ~0.05%
[0084] 钙（Ca)和稀土金属（REM)具有进行焊接时稳定电弧，并抑制在焊接接头形成氧 化物的作用。并且，所述钙和稀土金属是在冷却过程中抑制奥氏体晶粒的生长，并促进晶 粒内铁素体的相变，从而有助于提高焊接接头韧性的元素。为了获得上述效果，需要添加 0. 0005 %以上的Ca和0. 005 %以上的REM，然而，当Ca含量超过0. 005 %或者REM含量超过 0.05%时，形成粗大的氧化物，从而抑制韧性。此时，REM可以是选自由Ce、La、Y及Hf等组 成的组中的一种或两种以上的元素，无论选择哪种元素，均可以获得上述效果。
[0085] 其余由Fe和不可避免的杂质构成。
[0086] 本发明中，经过药芯焊丝电弧焊接（FCAW)后形成的焊接接头的微细组织，以 面积 分数计，优选包括40%以上的针状铁素体（Acicular ferrite)和40~50%的贝氏体和马 氏体的混合组织。
[0087] 当经过FCAW后形成的焊接接头的微细组织中的高强度的铁素体或贝氏体的组织 分数高时，能够容易达到所需强度，但是无法满足冲击韧性。相反地，当韧性优异的针状铁 素体的组织分数高时，虽然能够有效确保焊接接头的韧性，但是从强度方面考虑，无法达到 超高强度级目标。因此，用于同时确保优异的强度和韧性的焊接接头的组织，优选为40%以 上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组织。
[0088] 并且，为了获得如上所述的焊接接头的混合组织，需要将成分设计成，使母材和容 器材通过通常的焊接条件而被稀释，由此获得的焊接接头的如下式表示的碳当量Cep值满 足0. 73~0. 85%范围。
[0089] 关系式1
[0090] Ceq = C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
[0091] 由上述关系式I表示的碳当量C印值只有满足0. 73~0.85%范围，焊接接头中才 能够实现冲击韧性和超高强度的平衡，此时焊接接头的组织才能够由如上所述的混合组织 构成。当所述焊接接头的碳当量Cep值小于0. 73%时，虽然冲击韧性优异，但是无法达到超 高强度，相反地，当量碳当量Cep值大于0. 85%时，虽然能够确保超高强度，但是冲击韧性 可能会降低。
[0092] 并且，为了防止经过FCAW后形成的焊接接头发生龟裂，需要维持低的基于焊接热 的钢材的焊接接头焊接裂纹敏感性。因此，下面关系式2中表示的焊接裂纹敏感性指数Pcm 值优选满足〇. 35%以下。
[0093] 关系式2
[0094] Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
[0095] 当所述焊接接头的焊接裂纹敏感性指数Pcm值超过0. 35 %时，在焊接接头发生龟 裂的可能性高。因此，需要将C、Si、Mn等含量控制在低范围内。
[0096] 如上所述，对于组成成分和微细组织，以及各成分间的关系的C印值和Pcm值满足 本发明中提出的范围的焊接接头，在_5°C下的冲击吸收能量（vE)为80J以上，因此具有优 异的冲击韧性。
[0097] 接下来，对能够制造出本发明的焊接接头的药芯焊接电弧焊丝进行详细说明。
[0098] 本发明的发明人通过对焊丝条件进行如下所述的控制来控制弧长时，发现从焊丝 能够容易释放扩散氢，并在此基础上完成了本发明。
[0099] (1)控制焊丝的C含量，并包括碳酸盐，从而能够在焊接过程中分解到电弧中，并 减小内部电弧中的氢分压。
[0100] (2)焊丝中包括碱和碱土金属氟化物，从而可使氟在高温电弧中与氢反应，并有效 降低氢。
[0101] 本发明的一个方面的高强度药芯焊丝电弧焊接焊丝，以焊丝整体重量为基准，优 选包括：碳（C) :0· 03 ~0· 12%、硅（Si) :0· 3 ~L 4%、锰（Mn) :L 5 ~3. 5%、镍（Ni): 2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0· 3 ~1. 0%、铬（Cr) :0· 3 ~1. 0%、铜（Cu) :0· 4 ~1. 0%、硼（B): 0. 001~0. 020 %、钛（Ti) +镁（Mg) :0. 02~1. 5%、其余为Fe和其他杂质，并包括：TiO2: 4. 5 ~9. 0%、Si0jP ZrO2*的一种或两种：0· 2 ~2. 0%、CaC03:0. 1 ~I. 0%、K、Na、Li 碱 金属氧化物中的一种或两种以上：〇. 10~1. 5%、氟（F)含量为0. 025~0. 5%的碱和碱土 金属氟化合物。
[0102] 下面，对如上限制本发明的焊丝成分的理由进行详细说明。
[0103] C :0.03 ~0.12%
[0104] 碳（C)是用于确保焊接接头的强度和焊接硬化性的必要元素，为了获得上述效 果，优选添加0. 03%以上的C。但是，当C的含量超过0. 12%时，具有焊接性大幅降低，造成 焊接接头发生低温开裂的问题，因此不优选。
[0105] Si :0.3 ~1.4%
[0106] 硅（Si)是用于增加脱氧效果而添加的元素。当其含量小于0. 3%时，焊接接头内 的脱氧效果不明显，并降低焊接接头的流动性，相反地，当其含量大于1. 4%时，促进焊接接 头内的岛状马氏体的相变，从而降低低温冲击韧性，并对焊接低温裂纹敏感性产生不利影 响，因此不优选。
[0107] Mn :L 5 ~3. 5%
[0108] 锰（Mn)是提高钢中的脱氧作用和强度的有益元素，有助于在基体组织内形成置 换型固溶体，固溶强化基体，从而确保强度和韧性。为了获得上述效果，优选添加1. 5%以上 的Μη。但是，当Mn含量过多而超过3. 5%时，增加焊接接头的硬化性，从而具有降低焊接接 头的冲击韧性的问题，因此不优选。
[0109] Ni :2· 5 ~3. 5%
[0110] 镍（Ni)是通过固溶强化来提高基体强度和韧性的有效元素。为了获得上述效果， 需要添加2. 5%以上的镍，相反地，当其添加量超过3. 5%时，可大幅增加钢的淬透性，且可 造成焊接接头发生高温开裂，因此不优选。
[0111] Μο:0·3 ~1.0%
[0112] 钼（Mo)是有助于增加淬透性，并提高强度的有效元素，当其含量小于0. 3%时，无 法获得上述效果。相反地，当其含量超过1. 〇%时，会对高强度焊接金属部的韧性产生不利 影响，因此不优选。
[0113] Cr :0.3 ~1.0%
[0114] 铬（Cr)是增加淬透性，并提高强度的有效元素，当其含量小于0. 3%时，无法获得 上述效果。相反地，当其含量超过1. 〇%时，具有导致焊接接头的韧性降低的问题，因此不优 选。
[0115] Cu:0.4 ~1.0%
[0116] 铜（Cu)是固溶于基体中，并因固溶强化效果而有效提高强度和韧性的元素，当其 含量小于0. 4%时，无法获得上述效果。相反地，当其含量超过1. 0%时，具有增加焊接接头 的硬化性，并降低韧性，从而造成焊接接头发生高温开裂的问题，因此不优选。
[0117] B :0· 001 ~0· 020%
[0118] 硼（B)是提高淬透性的元素，尤其是通过偏析于晶界来抑制晶界铁素体的相变的 有效元素。为了获得上述效果，优选添加0. 001 %以上的B，然而，当其含量超过0. 020%时， 其效果饱和，焊接硬化性大幅增加，并促进焊接接头内的马氏体的相变，从而引发焊接低温 开裂和韧性降低，因此不优选。
[0119] Ti+Mg :0. 02 ~1. 5%
[0120] 钛（Ti)是通过与0结合来形成微细的Ti氧化物，而且形成微细的TiN析出物的 元素，镁（Mg)是通过与0结合来形成Mg氧化物的元素。
[0121] 为了在焊接接头形成微细的Ti氧化物和TiN析出物以及Mg氧化物，并获得相应 效果，优选包括总含量为〇. 02%以上的Ti和Mg。然而，当其含量超过1. 5%以上时，形成粗 大的氧化物或者析出物，从而对确保焊接接头的韧性产生不利影响，因此不优选。
[0122] 更加优选地，当Ti添加量为0. 01~0. 03%、Mg添加量为0. 01~1. 2%时，可充 分获得上述效果。
[0123] Ti02:4. 5 ~9. 0%
[0124] TiO2用作造渣剂（渣生成剂），当所述TiO 2含量小于4. 5%时，在垂直向上的焊接 过程中，无法确保能够阻碍熔融金属流动的足够量的渣，此时，会产生焊珠形状不合格的问 题。相反地，当其含量超过9. 0 %时，焊接接头中的氧含量过多，从而具有在单面焊接时可能 造成根部焊道高温开裂的问题，且可降低冲击韧性，因此不优选。
[0125] SiOjP ZrO2中的一种或两种：0. 2 ~2. 0%
[0126] SiOjP ZrO 2是确保电弧稳定性和渣流动性的有效成分，当所述氧化物的含量小 于0. 2%时，渣的流动性不稳定，从而具有焊珠形状不合格的问题。相反地，当其含量超过 2.0%时，虽然能够确保渣流动性，然而却增加飞溅的发生，从而具有降低焊接性和焊珠形 状变差的问题。
[0127] CaC03:0. 1 ~1. 0%
[0128] CaCO3有效降低电弧中的氢分压，因此有助于减少焊接接头中的扩散氢。为了获得 上述效果，需要添加〇. 1 %以上的CaCO3，但是，当其含量超过I. 0%时，具有因过多的CaCO3的分解，导致电弧不稳定和焊接烟尘（Fume)过度增加的问题，因此不优选。
[0129] K、Na、Li碱金属氧化物中的一种或两种：0. 10~1. 5%
[0130] K、Na、Li碱金属氧化物具有可降低焊接过程中电弧的电离势，由此容易产生电弧， 并在焊接过程中维持稳定的电弧的作用。为了实现上述效果，优选包括〇. 10%以上的这些 金属氧化物中的一种或两种以上，然而，当其含量超过1.5%时，因高蒸气压，会产生过多的 焊接烟尘，并过于减小熔池的渣粘度，从而具有形成不稳定焊珠的问题。
[0131] 碱和碱土金属氟化合物中的F含量：0. 025~0. 5%
[0132] 氟化合物在高温电弧中产生氟，并在焊接过程中与氢反应，引起脱氢反应，因此 具有能够有效降低焊接接头的扩散氢的效果。为了实现上述效果，氟化合物中优选包括 0. 025%以上的F，只是，当其含量过多而超过0. 5%时，因高蒸气压，会产生过多的焊接烟 尘，并过于减小渣粘度，从而可能形成不稳定焊珠，因此不优选。
[0133] 本发明中，所述氟化合物优选为CsF2、BaF2、MgF 2中的一种或两种以上。
[0134 ] 本发明中提出的药芯焊丝电弧焊接材料除了含有上述的合金成分之外，还包含Fe 和其他制造工序中不可避免的杂质，通过满足前述的合金成分，能够提供一种确保焊接材 料基本具有的焊接性，且具有优异的耐冲击性和耐磨性的焊接接头。并且，能够进行全方位 焊接，从而在施工工地中能够容易实现管道焊接。
[0135] 利用满足上述组成成分的高强度药芯焊丝进行焊接后形成的焊接接头，其微细组 织由40%以上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组织构成，从而能够确 保900Mpa级以上的超高强度和在-20°C下的75J以上的冲击韧性。并且，扩散氢为6~ 9ml/100g，从而能够有效降低扩散氢。
[0136] 本发明中提供的药芯焊丝电弧焊接焊丝是由作为焊丝外皮的软钢材质的箍和填 充于焊丝内部的助焊剂组成，所述助焊剂是由用于焊接金属的确保物理性质的金属粉末和 焊接时用于确保焊接而添加的无机物和金属粉末构成。通常，助焊剂相对于药芯焊丝电弧 焊接焊丝的重量比为13~25%。
[0137] 本发明中，通过调节助焊剂内部的用于确保焊缝金属的物理性质的金属粉末的量 和种类、用于确保焊接时飞溅产生量少且形成合格的焊缝金属的焊珠形状等焊接性的无机 物及金属（Ti02、Si02、K20、Na20、Zr0 2、CaC03、CsF2、Ti+Mg)粉末等的种类和添加量，来提高 现有的含钛药芯焊丝的焊接性，与此同时，获得机械物理性质优异的焊接接头。
【具体实施方式】
[0138] 下面，通过实施例，更加具体说明本发明。只是，下面的实施例是用于进一步详细 说明本发明而例举的，并不是用于限定本发明的权利要求。这是因为本发明的保护范围是 根据权利要求书中记载的事项和由此合理推导出的事项而决定。
[0139] 实施例1
[0140] 对于以重量％计，包含：C :0· 05%、Si :0· 13%、Mn :2. 5%、P :0· 008%、S :0· 002% 及其他附、0、(：11、恥、11、8的建筑用钢!^800钢，利用直径为1.6臟的焊丝，并使用100% 〇)2保护气体，在20KJ/mm热输入量实施药芯焊丝电弧焊（FCAW)。当实施所述FCAW时，以 电流：270A、电压：28V、焊接速度：23cm/min、层间温度：150°C以下的条件进行焊接。
[0141] 下面表1中表示了所述药芯焊丝电弧焊接后所形成的焊接接头的组成结果，且测 量了所述焊接时的焊接条件、焊接后的焊接接头的微细组织结构以及机械性质，并将其显 示在表2中。所述机械性质中的冲击韧性是利用KS规格（KS B 0809)冲击试片，并通过夏 比冲击试验对焊接接头的冲击吸收能量（vE)进行的评价。
[0142]
[0143] 表 2
[0144]
[0145] 如所述表1和表2所示，满足本发明中提出的组成成分、成分关系以及微细组织 的焊接接头，表现出优异的强度和冲击韧性。这是因为，与比较例不同，发明例中的组成成 分和成分关系满足本发明中提出的范围，使微细组织得以控制，从而大幅提高了强度和韧 性。尤其，如图1所示，基于本发明的焊接接头的微细组织由针状铁素体、马氏体及贝氏体 形成。
[0146] 相反地，比较例的焊接接头的组成成分、成分关系不满足本发明中提出的范围，可 知所形成的微细组织中的针状铁素体的分数过低，或者贝氏体+马氏体的分数过低或过 高，因此反而降低强度和韧性。
[0147] 根据上述结果可知，进行药芯焊丝电弧焊接时，满足本发明的焊接接头与比较例 的焊接接头相比，具有优异的强度和冲击韧性。
[0148] 实施例2
[0149] 制造充填具有如下表3所示的组成成分的助焊剂的药芯焊丝电弧焊接焊丝。
[0150] 接着，利用上述各焊丝，在焊接电流：270~290A、电压：30~32V、焊接速度：25~ 27cm/min、焊接热输入量：18~25KJ/cm的条件下，进行药芯焊丝电弧焊接，并且，将上述 焊接后所形成的焊接接头的组成成分表示在表4中，并将评价所述焊接接头的机械物理性 质、扩散氢和焊丝电弧稳定性的结果表示在表3中。
[0151] 此时，用于焊接的母材使用了低碳（C)系抗张强度SOOMpa以上、低屈服比型 HSA800 钢材。
[0152] 用于所述拉伸试验的试片是从焊接接头的中央部采集的，拉伸试片使用了 KS规 格（KS B 0801)的4号试片，拉伸试验是在十字头速度（Cross head speed) 10mm/min下进 行的。并且，以KS(KS B 0809)3号试片为标准制造冲击试片。
[0153] 并且，焊丝扩散氢含量是根据IS03690,通过气相色谱法（Gas Chromatography) 进行测量，电弧稳定性是电焊工利用发生飞溅和电弧倾斜等因素直接判断。
[0154] 表 3
[0155]
[0156] (所述表1中的单位为ppm)
[0157] 表 4
[0158]
[0161] 如上表5所示，利用本发明的焊丝进行药芯焊丝电弧焊接时（发明钢1至5)，即使 在焊接热输入量为19KJ/cm以上的情况下，也具有900Mpa以上的高强度物理性质，同时可 确保冲击韧性，尤其，扩散氢含量降低至90mg/100g以下。
[0162] 相反地，利用组成成分不满足本发明中提出的范围的焊丝进行焊接的比较钢1至 5的强度和冲击韧性中，有一个以上的物理性质差，尤其，扩散氢含量均为10mg/100g以上， 表现出劣化。
【主权项】
1. 一种冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，以重量％计，其包括：碳 (C) :0.01 ~0.06%、硅（Si) :0.1 ~0.5%、锰（Mn) :1. 5 ~3.0%、镍（Ni) :2. 5 ~3. 5%、钼 (Mo) :0? 5 ~1. 0%、铜（Cu) :0? 4 ~1. 0%、铬（Cr) :0? 4 ~1. 0%、钛（Ti) :0? 01 ~0? 1%、 硼⑶：0.003 ~0? 007%、氮（N) :0.001 ~0? 006%、磷（P) :0.02% 以下，0 除外、硫⑶： 0.01 %以下，0除外、氧（0) :0.03~0.07%、其余为Fe和不可避免的杂质。2. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，以重量％ 计，所述焊接接头还包括：选自由铌（Nb) :0.001~0.1 %、钒（V) :0.001~0.1 %、钨（W): 0. 050~0. 50%及锆（Zr) :0. 005~0. 5%组成的组中的一种或两种以上，选自由钙（Ca): 0. 0005~0. 005%和稀土金属（REM) :0. 005~0. 05%组成的组中的一种或两种以上。3. 根据权利要求1或2所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述 焊接接头中由以下关系式1表示的碳当量Cep值满足0. 73~0. 85%范围， 关系式1 Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14〇4. 根据权利要求1或2所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述 焊接接头的微细组织包括40%以上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组 织。5. 根据权利要求1或2所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述 焊接接头中由以下关系式2表示的焊接裂纹敏感性指数Pcm值满足0. 35%以下， 关系式2 Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B。6. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述焊接 接头在-5°C下的冲击韧性为80J以上。7. 根据权利要求1所述的冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头，所述焊接 接头的抗张强度为900Mpa以上。8. -种高强度药芯焊丝焊接焊丝，以焊丝整体重量为基准，其包括：碳（C) 03~ 0? 12%、硅（Si) :0? 3 ~1. 4%、锰（Mn) :1. 5 ~3. 5%、镍（Ni) :2. 5 ~3. 5%、钼（Mo) :0? 3 ~ 1. 0%、铬（Cr) :0? 3 ~1. 0%、铜（Cu) :0? 4 ~1. 0%、硼（B) :0? 001 ~0? 020%、钛（Ti) +镁 (Mg) :0.02~1.5%、其余为Fe和其他杂质， 并包括：Ti02:4. 5 ~9. 0%、Si0jPZrO#的一种或两种：0? 2 ~2. 0%、CaC03:0. 1 ~I. 0%、K、Na、Li碱金属氧化物中的一种或两种：0. 10~1. 5%、氟（F)含量为0. 025~0. 5% 的碱和碱土金属氟化合物。9. 根据权利要求8所述的高强度药芯焊丝焊接焊丝，利用所述焊丝的焊接接头的扩散 氢量为6~9ml/100g。10. 根据权利要求9所述的高强度药芯焊丝焊接焊丝，以面积分数计，利用所述焊丝的 焊接接头的微细组织包括40%以上的针状铁素体和40~50%的贝氏体和马氏体的混合组 织。11. 根据权利要求9所述的高强度药芯焊丝焊接焊丝，利用所述焊丝的焊接接头的抗 张强度为900Mpa以上，并在-20°C下的冲击韧性为75J以上。
【专利摘要】本发明涉及一种能够通过药芯焊丝电弧焊接(FCAW)海上结构物、建筑物、桥梁及船舶等的高张力钢而获得的药芯焊丝电弧焊接接头(Flux cored arc welded joint)及用于制造该焊接接头的药芯焊丝电弧焊焊丝。
【IPC分类】B23K35/30, C22C38/08, C22C38/04
【公开号】CN104903046
【申请号】CN201380068404
【发明人】郑弘喆, 李珍羽, 李东烈, 韩一煜, 李洪吉
【申请人】Posco公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2013年12月24日
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