药芯焊丝自保护焊

药芯焊丝自保护焊（精选4篇）

药芯焊丝自保护焊 篇1

自60年代以来, 在长输管道建设中, 手工下向焊技术曾是我国管道施工的主力军。但从90年代起, 经过国内焊接工作者不断的探索与实践, 通过创新、引进新的施工技术, 在原材料、生产装备、施工工艺和企业的管理水平方面进行更细致的工作, 在施工技术上缩小了与先进国家的差距。目前较为先进的长输管道手工下向焊打底加药芯焊丝自保护焊填充盖面及其配套技术就是不断的探索与实践的结晶。

1 药芯焊丝自保护焊应用范围及特点

药芯焊丝自保护焊自动化程度高, 焊接质量好, 焊材利用充分, 焊接熔敷量大比手工焊焊道少, 熔化速度比纤维素手工下向焊提高15%~20%。焊渣薄, 脱渣容易减少了层间清渣时间。其焊接设备具有通用性且工程所需焊机和辅助工装数量少可用于半自动焊, 也可用于手弧焊或其它焊接方法的焊接, 设备综合成本低。因而药芯焊丝自保护焊作为一项先进的施工技术, 主要应用于重型机械、电力设备、石油化工、交通运输、建筑工程、航天航空等行业, 尤其是大口径长输压力管道的焊接。

2 药芯焊丝自保护焊在工程中的适应性

由于工装、设备、施工环境的影响, 许多焊接方法对实际工程的适应能力较弱。CO2气保护下向焊自动化程度高, 焊接质量好, 生产效率高, 但因其工程辅助设备多且笨重, 又使用外加保护气体, 因而不适合在有风、交通差的工程中运用。手工下向焊灵活性高, 但对所用焊材性能、保管、使用要求严格且需大量高水平的焊工, 成本较高。药芯焊丝自保护焊是依赖于药芯燃烧分解出的气体及熔渣保护熔池和焊缝金属的电弧焊方法, 无须外加保护气体, 抗风性好, 适应于有风的环境中焊接, 而且药芯焊丝对保管、使用要求较低, 焊机和送丝机可合为一体且体积小和重量轻, 辅助设备少, 工程适应能力大大提高。目前, 药芯焊丝自保护焊技术在工程应用中的优越性已为广大施工企业所认同, 使该技术进行大规模推广成为可能。

3 制定合理的自保护焊工艺规范, 掌握正确的操作技能, 保证工程焊接质量

药芯焊丝自保护焊工艺参数主要有焊接电流、电弧电压、送丝速度、焊丝伸出长度 (干伸长) 等。药芯焊丝自保护焊每一个参数都对焊缝质量有影响。如在一定的电流下 (送丝速度) , 当电压过小时, 将产生较大飞溅, 熔合不良, 铁水不易成型, 出现劈啪声和顶丝现象;而电压过大, 会出现表面气孔, 烧穿, 送丝不匀, 成型不良等现象, 而合适的电压, 飞溅小, 电弧稳而柔和, 送丝均匀。干伸长也会影响焊缝质量, 当焊丝伸出长度过大时, 熔深变浅, 常出现焊不透等现象, 而当焊丝伸出长度过小且长时间焊接, 飞溅物易于粘附在喷嘴上, 损坏导电喷嘴, 进而扰乱焊丝的正常送进, 影响送丝速度, 最终导致质量缺陷。对于大口径压力管道不同的焊接位置其合适干伸长上爬坡位应保持15mm~25mm长, 立焊位应保持2 0 m m~3 0 m m长, 下爬坡仰焊位应保持20mm~50mm长。

在药芯焊丝自保护焊操作手法中, 起主要作用的是两侧停留时间、焊速、摆动频率及幅度等。如焊工进行填充焊操作时, 当形成熔池后, 必须保持一定的焊接速度, 快速稳步均匀的左右小幅摆动, 带动溶池有节奏的下拉行走, 并且要按溶池的大小及铁水的高度来决定步伐的快慢, 在焊接过程中, 焊丝决不可脱离熔池先行, 必须带动溶池一起行走, 否则会出现顶丝、跳丝、熔合不良现象, 焊到立焊位时, 喷嘴角度稍有上倾, 行走速度适当加快以防止铁水的超前。特别是焊到下爬坡位时, 会感到熔池变小, 熔深变大, 因此焊丝左右摆动幅度要加大, 中间过度要快且两边要有适当的停留时间以保证坡口两侧铁水与母材良好的熔合, 否则两侧会出现较深的夹沟和中间铁水过高等不良现象。

4 制定质保措施, 保证自保护焊焊接质量

焊前准备、组对、设备计量、工序控制等方面措施要求是否得当, 也会影响自保护焊的焊接质量。

在组对时, 若使用内对口器, 则须在根焊完成后方可拆卸和移动对口器, 移动对口器时, 管子应保持平稳。使用外对口器组对的, 须在根焊完成50%后方可拆卸, 所完成的根焊道应分为多段, 且均匀分布。施焊时, 管子应保持平稳, 不得受到震动和冲击。施焊时, 严禁在坡口以外的管材表面上引弧, 层间必须仔细清除熔渣和飞溅物。这些措施将有得于焊接质量的提高。另外, 材料应有出厂质量证明书, 质检人员应根据合格证对照实物进行验收, 焊丝的焊接工艺性能应满足管道全位置下向焊接要求, 对于不合要求的焊丝应作为不合格品处理, 不得用于管道焊接。

做好计量及设备管理工作, 提高焊接质量。若计量未做好, 所用仪器就不准, 工艺参数的准确率就得不到保障, 就会影响焊接质量, 同样, 设备出现故障, 将导致焊接工作的停止。因而, 施工时应对参加工程施工的焊机、对口器、送丝机构、行走机构等焊接设备进行一次全面检查, 性能、数量要满足工程施工要求, 各种计量仪表必须读数准确且在检定有效期内, 做到焊机运转正常、调节灵活、性能安全可靠, 才能发挥药芯焊丝自保护焊技术的优势, 提高工程施工质量。

5 结语

由于廿一世纪焊接技术正进入崭新的发展阶段, 当前最先进的高科技技术, 如网络控制、纳米技术、高能束物理、真空技术、机器人技术都将在焊接领域逐步广泛应用, 从而把焊接技术推进到现代实用科学的前沿, 给焊接技术带来新的革命。而且今后熟炼焊工日益减少, 而对焊接质量和生产效益的追求日益提高, 工程施工将向“提高设备性能、淡化操作技能”的方向发展, 向优质、低耗、高效、清洁、热影响区窄、接头变形小、操作灵活等技术发展方向, 药芯焊丝自保护焊技术正是顺应了焊接技术的这一发展方向, 以后随着全自动药芯焊丝自保护焊技术的发展与完善, 将会更好地服务于西部大开发与国家经济建设。

摘要：根据我国长输压力管道建设的发展历程及国家经济及石油石化工业的发展, 介绍了自动化程度高, 焊接质量好, 焊材利用充分, 设备综合成本低的药芯焊丝自保护下向焊技术, 尤其是大口径长输压力管道的焊接, 比较了药芯焊丝自保护焊、手工下向焊及CO2气保护下向焊的工程适应性, 重点分析了自保护焊工艺规范及操作技能对工程焊接质量的影响, 也简要介绍了焊前准备、组对、设备计量及工序控制对焊接质量的影响, 最后对焊接技术尤其是药芯焊丝自保护焊技术的发展方向作了说明, 指出了全自动药芯焊丝自保护焊技术的发展与完善将会更好地服务于西部大开发与国家经济建设。

关键词：药芯焊丝自保护焊,长输压力管道,下向焊,发展,工序控制,手法

耐火钢焊接用气保焊药芯焊丝 篇2

在建筑、土木和海洋建造物领域的各种建造物焊接中，广泛使用低碳钢和高强钢用电弧焊用药芯焊丝（JIS Z3313）、耐候钢用CO2气体保护药芯焊丝（JIS Z3320）。如特公昭59-44159号公报、特開昭59-64195号公报、特公昭63-7879号公报中公布的钛型焊丝，特公昭64-24124号公报、特開昭52-125437号公报中介绍了金属氟化物为主要成分的药芯焊丝。

在各种建造物中，特别是与生活密切相关的办公室和居住等建筑物，使用上述专利公布的焊丝焊接时，为了确保在火灾方面的安全性，应采用防火涂料，除在焊缝表面喷镀熔渣绵、石棉和玻璃棉等基础材料，并铺毛毡外，还要包覆防火灰浆以及在上述绝热层上铺设金属薄膜，即铝、不锈钢、薄钢板等，其耐火涂覆工程费甚至比焊接材料价格还高，不可避免地使建筑成本大幅度上升。在建筑法令中规定，火灾时焊缝金属部分承受的温度应大于350 ℃，而350 ℃时屈服强度仅为常温的60%～70%，存在建筑物倒塌的风险。

上述建筑物使用普通焊丝时，由于价格便宜，高温特性低，不可能利用无涂敷和轻微涂覆，必须实施价格高昂的耐火涂覆，建设成本随着提高，建筑物利用空间减小，经济效率降低。

注：①特開平4309491 耐火鋼用ガスシー ルドアーク溶接用フラックス入リワイヤ度。如果使用钼钢和铬钼钢耐热钢MIG焊药芯焊丝（JIS Z3318），高温性能好，但价格非常高，焊剂施工使用困难。此外，随着近年来建筑物高层化的发展，由于设计技术的提高与信赖度的提高，关于耐火设计需要重新评估，1987年（昭和62年）制定并通过了建筑物新耐火设计方法，不是以前面叙述的350 ℃温度为极限，而是根据焊缝的高温强度和建筑物实际载荷，并考虑耐火涂覆能力，因此，需要开发能够获得600 ℃时高温特性优良、冲击韧度良好，具有耐候性的焊缝金属的焊丝；同时随着建筑物的高层化，焊缝的疲劳问题已经提到日程上来。发明者们通过广泛的研究，发现通过调整药芯组成可以解决上述问题。发明的目的是提供获得可以提高耐火性能和疲劳性能焊缝金属的药芯焊丝。

现在开发的耐火钢材是为600 ℃时的高温屈服强度高于常温时的70%而设计和制造的，如果焊缝部分具有大于这种耐火钢材的高温屈服强度值，建筑物的整体也是经济的，只需添加微量的高价金属元素。焊缝金属部分可以涂覆薄层耐火层，火灾荷载小时，也可以不使用涂覆。

发明的耐火钢用气体保护焊药芯焊丝，其措施是在钢制外皮内添加如下成分（质量百分比，%）：TiO2：0.5%～2.4%，SiO2： 0.3%～3%，ZrO2：0.5%～4%，MgO：0.3%～3%，铁氧化物（换算成FeO）：0.3%～3%，脱氧剂：1%～6.0%。钢制外皮或药芯中一方或两方含有：Mo：0.10%～0.50%，Nb：0.005%～0.025%，（0.5Mo+10Nb）：0.1%～0.4%。添加一种或两种Ti：0.05%～0.35%、B：0.005%～0.015%的附加成分，必要时添加一种或两种以上的Cu：0.20%～0.60%、Cr：0.30%～0.75%、Ni：0.05%～0.70%。

2发明的内容

发明者对各种焊丝进行了试验研究，结果表明，复合添加Mo与Nb对增加该高温区域中屈服强度极为有效。但是，当Nb与Mo含量多时，焊接性能恶化，所以，Nb与Mo含量的上限分别为0.025%和0.50%，最小的下限含量分别为0.005%和0.10%。

发明限定复合添加少量的Mo与Nb （0.5Mo+10Nb） 在0.1%～0.4%范围内。此时Nb与Mo 形成微细的氮化物，同时，由于Mo的固溶强化，增加了高温强度，而如果单独添加Mo，则很难获得600 ℃时的高温屈服强度。

此外，还可以在焊丝中添加Ti、B。Ti形成氧化钛，细化焊缝金属的显微组织，改善韧性。含量小于0.05%时，没有这种效果，所以下限为0.05%；含量超过0.35%时，明显损害韧性，所以上限为0.35%。B是强脱氧剂和耐火物的形成元素，焊丝中添加该元素，可促进焊缝金属结晶形核，阻止柱状晶长大，细化晶粒，还具有提高焊缝金属淬火性能的效果。B含量小于0.005%，没有这种效果，上限超过0.015%时，焊缝金属易产生高温裂纹。Ti、B与Nb、Mo一样，从外皮、药芯或两者中添加为好。

以上是提高耐火性能的手段。研究者们考虑使用无涂层的耐火涂料（扩大技术领域），不探讨是否具有耐候性问题。其结果，耐候钢用CO2气体保护焊药芯焊丝（JIS Z3320）如果是P、W类型的成分范围，焊态的强度稍高，认为充分满足本发明600 ℃时高温特性的目的。因此，可在钢制外皮或药芯一方或两方中添加一种或两种以上的Cu：0.20%～0.60%、Cr：0.30%～0.75%、Ni：0.05%～0.70%。Cu也可以从焊丝表面镀层添加。

2.1TiO2的含量

TiO2的质量百分含量为0.5%～2.4%。

TiO2是稳定电弧的有效成分，同时生成的熔渣具有改善焊道成形的效果。其含量小于0.5%时没有上述的效果；超过2.4%时，电弧稳定，但熔渣的粘度过大，提高了疲劳强度，但焊趾部分的均匀性差。因此，TiO2含量在0.5%～2.4%范围内。TiO2的来源是金红石、高钛渣、钛铁矿等。

2.2SiO2的含量

SiO2的质量百分含量为0.3%～3%。

SiO2具有调整熔渣粘度、改善焊道成形的作用。其含量小于0.3%时，得不到这种效果；超过3%时，熔渣流动性恶化，焊道成形不好。因此，SiO2含量在0.3%～3%范围内。SiO2的来源是硅砂、长石、锆英砂、硅灰石等。

2.3ZrO2的含量

ZrO2的质量百分含量为0.5%～4%。

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ZrO2具有提高熔渣的凝固点、防止粘渣、改善脱渣性能、使焊道有光泽的作用。其含量小于0.5%时，没有这种效果；超过4%时，熔渣的粘度过大，焊道成形不好。因此，ZrO2含量在0.5%～4%范围内。ZrO2的来源是锆英砂、锆等。

2.4MgO的含量

MgO的质量百分含量为0.5%～3%。

MgO的加入可以提高疲劳强度，水平角焊时获得平滑焊道形状，特别是焊趾部分平滑成形的效果。其含量小于0.5%时，没有改善焊道成形的效果；超过3%时，熔渣的覆盖性不好，焊道成形差。因此，MgO含量在0.5%～3%范围内。作为MgO的来源是烧结镁砂、橄榄石砂（Mg2SiO4）、电容镁砂、滑石（Mg3[Si4O10]（OH）2）等。

2.5氧化铁的含量

氧化铁的质量百分含量为0.5%～3%（换算成FeO）。

氧化铁与MgO一样，具有水平角焊时获得平滑焊道形状，特别是焊趾部分平滑成形的效果。其含量小于0.5%时，没有改善焊道成形的效果；超过3%时，与Si、Mn等脱氧剂反应，造成脱氧不足，焊缝金属中产生气孔等缺陷。因此，换算成FeO的氧化铁添加量控制在0.5%～3%。作为氧化铁有轧制氧化皮、磁铁矿、铁氧化物等。

2.6脱氧剂的含量

脱氧剂的质量百分含量为1.0%～6.0%。

脱氧剂顾名思义，具有脱氧作用，是减少焊缝金属中的非金属夹杂物。提高焊缝金属物理性能的有效成分。代表性脱氧剂有Si、Mn、Al、Mg等金属和它们的合金。脱氧剂占焊丝重量比小于1.0%时，脱氧不足，X射线探伤性能恶化，所以下限为1.0%；其含量超过6.0%时，脱氧过剩，焊缝金属的韧性和抗裂性能降低，因此上限是6.0%。

2.7其它成分

以上是必须成分，为了提高焊接效率可添加铁粉。此外，作为电弧稳定剂，添加容易电离的物质，例如，按照需要添加Li、Na、K、Ca、Sr、Ba等氧化物、氟化物和碳酸盐等。发明的药芯填充率占焊丝重量的8%～25%。其含量小于8%时，含有的熔渣量不充分，得不到良好的焊接工艺性能；超过25%时，熔渣量过多，焊接工艺性能恶化，同时焊丝制造时经常产生断丝等问题。

焊丝断面形状没有任何限制。直径2mm 以下的焊丝采用简单圆筒状形式，直径2.4～3.2 mm的粗焊丝采用内部复杂结构形式。还有是无缝钢管，表面可以进行镀铜处理。

3实施例

表1是试验用具有代表性的耐火钢材化学成分，表2是试验用钢制外皮的化学成分，表3和表4是耐火钢焊接用药芯焊丝的成分构成，表5是焊接工艺性能和力学性能试验结果。

1～15号药芯焊丝是发明例，16～23号焊丝是比较例，无论哪种焊丝，都是以直径1.2 mm焊丝研究焊接工艺性能，在12.7 mm厚的JIS SM400B钢板上进行水平角焊，评价焊趾部分的形状。焊接规范：焊接电流270 A；电弧电压30 V；保护气体为100%CO2。力学性能的研究是在表1所示化学成分的20 mm厚钢板上开坡口，采用与焊接工艺性能相同的焊接规范，按JIS标准进行焊接试板，焊接工艺性能和力学性能试验结果见表5。

如表5研究结果表明的那样，本发明例的1～15号焊丝，均具有良好的常温和高温的强度，同时冲击韧性也高，具有良好的焊接工艺性能。比较例16号焊丝成分构成的TiO2与Mo含量不在本发明内，焊接工艺性能不好，同时600 ℃的高温屈服强度降低。比较例17号焊丝FeO与Nb含量过多，焊接工艺性能和韧性不好。18号焊丝MgO含量不足，焊接工艺性能差。19号焊丝由于没有添加本发明的必须成分，高温屈服强度低。20～21号焊丝高温屈服强度、韧性良好，但TiO2、SiO2含量过多，焊接工艺性能不好。22号焊丝Mo含量不在本发明内，得不到高温屈服强度。23号焊丝中熔渣量不够，焊接工艺性能不好。这样本发明以外的焊丝，高温屈服强度不够，冲击韧性低，焊接工艺性能不好，不适于耐火钢焊接用。

4发明的效果

开发了能够获得600 ℃时高温特性优良、而且冲击韧度良好，具有耐候性的焊缝金属的耐火钢药芯焊丝。解决了高层化建筑物的焊缝的疲劳问题，提供了提高耐火性能和疲劳性能焊缝金属的药芯焊丝，并在高层建筑结构中进行了应用，取得了良好的安全性和经济效果。

药芯焊丝自保护焊 篇3

1 药芯焊丝与实芯焊丝的气体保护焊现场焊接对比试验

1.1 试验方案

为比较全自动气体保护焊药芯焊丝与实芯焊丝的优劣性, 进行了现场焊接, 为了解全自动气体保护焊药芯焊丝与实芯焊丝在管线预制焊接情况, 故选用芳烃抽堤和MTBE装置管件作为焊接试验对象, 试验方案, 见表1。

1.2 试验过程及结果

该对比试验方案是在施焊部件、焊接位置、焊缝长度等均一致的条件下同时进行的, 并对试验过程进行全程记录, 试验有关参数、材料消耗量、焊接用时等, 见表2。

1.2.1 对比试验结果分析

根据对比试验方案记录数据, 可知:药芯焊丝焊接用时是实芯焊丝焊接用时的1.5倍, 即在理想条件下, 全自动气体保护焊药芯焊丝工作效率是实芯焊丝的1.4倍[5]。

1.2.2 对比试验成本分析

根据试验记录数据, 按全自动气体保护焊1个工作日内能完成的工作量计算成本, 包括人工费, 焊材费。各参数根据施工实际情况取值:

1) 人工费:设焊工实际工作时间为6h/ (d·人) , 药芯焊丝焊工140元/ (d·人) , 实芯焊丝焊工120元 (d·人) 。

2) 焊材费:混合气体6000L/瓶, 40元/瓶 (预制时的价格) 。Φ1.2mm药芯焊丝13.5元/kg;Φ0.8mm实芯焊丝8元/kg。

3) 电费及台班费:全自动气体保护焊米勒焊机成本40元/ (台·班) 焊机的一二次电流转换效率均取η=0.85。电费:0.97元/ (kW·h) 。

★ 药芯焊丝焊接成本情况:

工作量=6h*60min/h* (9m/36min) =90m/d;

焊丝用量= (1.36kg/9) *90m/d=13.6kg/d;

用电量= (UI/η) *6h/d= (25V*145A/0.85) *6h/d=25.6kW·h/d (注:取中间值) 。

★ 实芯焊丝焊接成本情况:

工作量=6h*60min/h* (9m/36min) =90m/d;

焊丝用量= (1.1kg/9) *90m/d=11kg/d;

用电量= (UI/η) *6h/d= (19.5V*115A/0.85) *6h/d=16kW·h/d (注:取中间值) 。

对比图1及图2可知, 药芯焊丝焊缝成形美观, 由于是气渣联合保护, 焊缝附近飞溅少且干净整洁, 不需在焊缝附近过多打磨, 有利于文明施工;药芯焊丝余高较低, 约为0～0.5之间, 减少了焊缝处的应力集中。

1.3 焊缝飞溅率对比

由图3与图4可知, 气体保护焊短路过渡过程中, 因受自身熔滴过渡形式的限制, 存在着电弧熄灭与复燃的周期性交替转换, 而飞溅主要产生在短路, 短路结束和电弧复燃3个阶段, 采用药芯焊丝中的Si、Mn联合脱氧有利于合金元素过渡易使电弧交潜转换连续稳定, 并具有周期的再现性, 焊接过程中飞溅小, 焊缝均匀, 波纹细密, 成形美观[4]。

2 全自动气体保护焊药芯焊丝与实芯焊丝工艺试验情况

2.1 全自动气体保护焊药芯焊丝与实芯焊丝X-射线拍片情况的对比

针对全自动气体保护焊药芯焊丝与实芯焊丝进行了拍片后的总结。管对接基本参数:母材为20#钢, 规格为Φ114*4.5、Φ168*5、Φ219*6、Φ273*7, 对比结果, 见表3。

2.2 药芯焊丝与实芯焊丝焊缝接头力学性能工艺试验结果, 见表4

由表4可以看出, 在现场预制施工中进行焊接, 无论从外观检查还是探伤结果, 药芯焊丝在焊缝外观、内部质量、力学性能上, 使用药芯焊丝不仅高效而且优质[3]。

3 全自动气体保护焊药芯焊丝与实芯焊丝在预制焊接施工中的对比

3.1 速度快、效率高

药芯焊丝的焊接速度相当于实芯焊丝的1.5倍, 且焊接过程中省去了大量清理焊接飞溅的时间。但药芯焊丝需要稍微清理药皮方可进行下道工序[1]。

3.2 焊缝成形美观

全自动气体保护焊的药芯与实芯焊丝的焊接均为明弧焊操作, 熔池的可见度好, 药芯焊丝焊缝成形美观。但实芯焊丝易出现焊缝余高甚高, 焊道呈“梨”形[2]。

3.3 管径焊接的方法

在较大管径的焊接中, 对较大的间隙, 通过调整焊枪的摆幅、焊速、左右停顿时间, 得到成形良好的焊缝;对夹角小的组对焊缝, 使用药芯焊丝来调整焊枪的摆幅、焊速、左右停顿时间, 不宜出现咬边、未熔合等焊接缺陷。

3.4 焊接变形、应力集中小

电弧在保护气体的压缩的压缩下, 热量集中, 焊接热影响区窄, 焊件变形小, 焊后焊缝余高小, 不宜出现应力集中[5]。

3.5 焊接现场相对整洁

全自动气体保护焊的药芯焊丝在焊接过程中有药皮, 药皮燃烧烟尘, 在施焊时没有实芯焊丝焊接现场的整洁, 但只要操作人员及时清扫, 焊接现场相对整洁, 有利于文明施工。

3.6 熔敷效率

20kg药芯焊丝剩余的焊丝头少于0.3kg, 熔敷效率为85%, 20kg实芯焊丝剩余的焊丝头少于0.2kg, 熔敷效率为99%。因为实芯焊丝的强度不及药芯焊丝, 在每次送丝重新引弧前需将伸出的焊丝端头剪掉。

4 结论

根据管线预制的实际情况, 目前采用全自动气体保护焊药芯焊丝从整个焊接过程的工作量来看, 药芯焊丝焊前工作量较小。减小飞溅的方法可采用脱氧元素多、碳含量低的脱氧焊丝, 以减少CO的生成;采用反极性也可以减少飞溅;可采用防飞溅剂。从外观、成形、缺陷、焊接成本等综合情况看, 药芯焊丝都优于实芯焊丝的焊接一次合格率达到96%以上。由此可见, 全自动气体保护焊药芯焊丝在工艺管线预制中具有推广应用价值。

参考文献

[1]雷世明.焊接方法与设备[M].机械工业出版社2004.

[2]郝纯孝.二氧化碳气体保护焊[M].机械工业出版社, 1995.

[3]图书目录-焊接手册[M].

[4]刘婧.焊接技术[M].天津焊接研究所, 2006.

药芯焊丝自保护焊 篇4

自保护药芯焊丝最早出现于20 世纪50 年代[1],在随后50 余年里,自保护药芯焊丝以其特有的优越性得到了很大的发展,尤其在高层建筑、输油管道和海洋石油平台等领域中得到了广泛应用。2008年2月22日西气东输二线工程开工,管线全长9102km,干线管道采用X80钢管,全长4895km。这一浩大工程中管线钢的环缝焊接主要采用自保护药芯焊丝半自动焊与手工焊相结合的方法,这对自保护药芯焊丝的韧性提出了更高的要求。

自保护药芯焊丝经历了五代发展历程[2]。第一代出现在20世纪50年代末,配方中主要用钛来形成氮化物以脱氮,用硅来脱氧;第二代出现在20世纪60年代中期,主要采用铝作脱氧剂和脱氮剂;第三代出现在20世纪70年代中期,通过在配方中添加镍及其他合金元素,平衡铝对焊缝金属组织中相的稳定性影响,提高焊缝金属冲击韧性;第四代出现在20世纪90年代中期,主要专注于提高焊缝金属的冲击韧性,同时兼顾降低其分散度。在配方上通过调整合金元素铝、钛及锆的比例来改善冲击韧性的稳定性,得到离散度低的冲击韧性值;第五代出现在21世纪,是一种总的工艺解决方案,是一种可控制弧长与热输入量的革新工艺。与传统的自保护药芯焊工艺相比,此工艺操作更加简单易行,焊缝的力学性能更加稳定。它所用的新型电源能保持短弧操作,可减少大气污染,减少脱氧剂、脱氮剂的使用,进而减少非金属夹杂物的产生。

自保护药芯焊丝对焊接工艺的重要性不言而喻,其应用范围不断拓宽,尤其在管线钢焊接中发展极为迅速,研究自保护药芯焊丝对我国的管线建设意义重大。本文就自保护药芯焊丝熔敷金属韧化机理及电弧特性进行概述。

1 自保护药芯焊丝熔敷金属韧化机理

当前自保护药芯焊丝的韧化研究有两个方向。一是选择有利于韧性的渣系,使熔敷金属得到类似于手工焊或埋弧焊熔敷金属的化学成分,然后采用已成熟的韧化方法,如将熔敷金属中锰元素和硅元素的质量比控制在3~7的范围内,或通过在配方中添加钛、硼等元素构成Ti-B系等方法来改善韧性。另一方向是保留自保护药芯焊丝的特征渣系,获得铝含量较高的熔敷金属。在高铝合金条件下,通过添加微量元素,从夹杂物和微观组织结构角度来研究高铝合金系的韧化机理。

熔敷金属获得良好冲击韧性的理想组织为含量大于65%的针状铁素体(acicular Ferrite,AF),同时希望减少先共析铁素体和侧板条铁素体的析出。目前关于AF的形成机理普遍认为有三种:①由于TiO与α-铁素体的晶格错排度最小,形核时表面能较小,因而使含Ti的夹杂物诱发AF的形核[3];②夹杂物作为一种惰性介质表面降低了形核的能垒,促进了AF的形核[4]。③夹杂物和母相由于膨胀系数不同而形成应力场,是AF形核的原因[5]。第一种观点的“诱发AF形核机理”令人怀疑。原因在于,Al2O3或AlN与α-铁素体晶格错排度较大。即使在Ti-B系中也很难找到严格的K-S关系。事实上许多研究者都没有发现AF与基本夹杂物之间存在这种K-S关系[6]。第二种和第三种机制被相关文献证实是可行的[5,7,8]。Al2O3、MgO、TiO、TiN、AlN、Ti2O3等都具有较高的表面能[9],这类夹杂物与原来奥氏体之间存在能量较高的表面,AF在夹杂物上形核可以降低形核的能垒,因而这些夹杂物可以作为AF的形核点。文献[7]证实,Al2O3-MnO-SiO2这种夹杂物因其热膨胀系数小而比MnO-TiO- SiO2作为AF形核的可能性大为减少。Al2O3的线胀系数为8.0×10-6K-1,与基体奥氏体的线胀系数相差很大,因而可以在Al2O3周围产生较大的应力场,增加奥氏体中位错密度,诱发AF形核。

文献[8]与文献[4]的观点一致,认为高铝系熔敷金属韧化原因为:适量微量元素硼、稀土、使熔敷金属获得特征参数适当的Al2O3这类夹杂物。Al2O3可以通过降低针状铁素体形核能垒,提高奥氏体中位错密度来诱发针状铁素体的形核,起到传统Mn-Si系中Ti-B系韧化的作用。

有关研究表明[9]:当夹杂物尺寸大于0.2 μm时,焊缝金属组织主要是AF,但该研究中没有给出夹杂物尺寸的具体上限是多少。而当夹杂物尺寸为0.14 μm和0.16μm时,将得到大量先共析铁素体。文献[10]却认为,夹杂物尺寸即使在0.2 μm~0.4μm范围内,也不易形成AF,而是容易产生先共析铁素体和侧板条铁素体。只有尺寸在0.4~1.0μm范围内的夹杂物在晶内可作为形核质点,促使AF的形成。尺寸大于1.0μm的夹杂物有可能作为裂纹源,减小裂纹扩展能,对韧性有害。

文献[10]还指出了焊缝中夹杂物的两个特征:①焊缝中夹杂物对韧性有利与否与其形状、尺寸、密度的关系很大,而与其化学成分关系不大;②在夹杂物特征参数对AF形核即对韧性的影响的研究中发现,圆形夹杂物不易引起钢基体的应力集中,使得焊缝金属韧性比有棱角的夹杂物的钢基体的韧性好。

文献[11]认为Al、N是降低自保护药芯焊丝熔敷金属韧性的主要原因(图1、图2),在自保护药芯焊丝中与韧性有关的最重要的因素是脱氮剂、脱氧剂的双重影响。

一方面,在固溶体中,Al、Ti这些合金元素能提高V形缺口夏比冲击试验的转变温度;另一方面,Al、Ti又能改变组织转变的结果。当脱氧剂减少时,可能发生奥氏体向细韧铁素体的转变;当脱氧剂增加时,有可能形成相对较脆的贝氏体;当脱氧剂进一步增加时,可能完全阻止奥氏体的形成,产生粗脆的δ-铁素体,并一直保留到室温,这是由于脱氧剂都是铁素体的形成元素。也有文献认为[12],韧性降低的原因是焊缝中存在氧化物和氮化物。这些硬脆的颗粒可以作为基体局部屈服的裂纹源。其中以铝的氮化物最为有害。另文献[8,9,10]认为,焊缝中夹杂物的化学性质对韧性的影响是次要的,而决定韧性的关键是夹杂物的颗粒尺寸、形状特征及分布。

Quintana等[13]对E70T-4和E71T-8两种含铝量不同的自保护药芯焊丝焊缝(w(Al)分别为1.70%和0.53%)进行了研究,并对焊缝组织进行热力学计算,预测其微观组织结构变化。认为在高铝焊缝中,AlN的形成优于Al2O3和Ti(C、N)的形成,在低铝焊缝中则相反。高铝焊缝(E70T-4)、AlN为主要夹杂物时,AlN夹杂物的尺寸、数量及所占百分比如图3所示,尺寸在1.0~2.0μm的AlN夹杂物所占比例高达60%,而尺寸介于0.4~1.0μm之间的仅占约13%,根据上文所述规律可知,高铝焊缝中的夹杂物不利于AF的生成,故其冲击韧性较低。低铝焊缝(E71T-8)、Al2O3和Ti(C、N)为主要夹杂物时,其尺寸、数量及所占百分比如图4所示,其中0.2~1.0μm的夹杂物所占比例约为60%,大于2.0μm的只占不到5%,可见低铝焊缝有利于提高焊缝金属的冲击韧性。

Cole等[14]与诸多研究者观点一致,认为低铝焊缝中合适尺寸的Al2O3夹杂物可能诱发针状铁素体的形核,从而提高焊缝金属的韧性。文献[8]提出:即使是高铝焊缝,通过合理控制焊缝中的铝氧比,也可增加AF的含量。高铝焊缝中形成的AlN质点,能提高淬透性,抑制先共析铁素体的生成。Al容易使AF在原奥氏体晶内合适的夹杂物上形核长大。焊缝中期望得到的最佳铝氧比约为0.84。

Babu等[15]对焊缝中微观组织的形成进行了热力学和动力学计算,其结果表明高铝焊缝的微观组织结构呈现出典型的骨架状δ-铁素体晶粒。在固相高温区,大约有30%~40%的奥氏体存在,在随后的冷却过程中,奥氏体又分解为魏氏铁素体和珠光体。相反,在低铝焊缝中并没有出现骨架状δ-铁素体组织,而是呈现出典型的α-铁素体柱状晶粒,原来的奥氏体转变成为晶界α-铁素体结构、魏氏铁素体和一小部分珠光体。说明在高温时,低铝焊缝应该是100%的奥氏体。可以看出低铝焊缝的微观组织好,具有良好的力学性能。由于含铝量和含碳量的不同而引起微观组织的重大差别,这个现象值得进一步研究。

在自保护药芯焊丝中加入Li可降低焊缝金属所需的Al含量,从而改善焊缝金属的冲击韧性。这类焊丝虽然全位置操作性能好,熔敷速度快,同时焊缝金属冲击韧性好,但焊缝金属在焊态下出现粗大的柱状晶组织,使得焊缝金属冲击韧性在焊态与焊后热处理之间、多层焊和单道焊之间有很大的差别。因此,采用此类自保护焊丝焊接时,应严格注意焊接规范参数、热输入量、焊接道次以及每道焊层的厚度等[16,17]。

文献[18]指出,微量元素Ti、B是改善高BaF2渣系自保护药芯焊丝熔敷金属韧性的重要途径之一。药芯配方中的Ti、B加入量应适当配合,用B来抑制先共析铁素体,使之在较低温度下发生γ-α相变,用Ti来得到大量相变核心,使相变温度降低,得到以针状铁素体为主的组织,从而改善熔敷金属韧性。

文献[19]在自保护药芯焊丝中加入CeF3能够细化焊缝夹杂物,减少熔敷金属中大颗粒夹杂物数量,使夹杂物的沾污度和平均直径降低,并能使夹杂物球化。熔敷金属中夹杂物以AlN、A12O3和MnS为主。在药芯中加入适量的CeF3,能够使熔敷金属的冲击韧性提高。

美国公开专利[20]提出在含有约40%的造气剂氟化物(BaF2、CaF2、K3AlF6、LiF等)药芯中添加Al、Ti、Zr、Ce四元素中的至少三种,以及金属氧化物和镁元素,可改善熔敷金属的冲击韧性。其-20℃时的冲击吸收功平均值较常规自保护药芯焊丝高,且分散性低(图5)。该焊丝在-40℃的V形缺口冲击吸收功最高值可达122J。该专利中指出:添加Al、Ti、Zr、Ce四元素中至少三种元素后,

阻止了用于成为氧化铝、氧化镁等大尺寸夹杂物形核的氮化物的形成。图6中有两个区域对应的冲击吸收功在-20℃时低于54J的发生频率为零,这正是因为Al、Ti、Zr三种元素的合理配比再结合药芯中的镁元素阻止了氮化物的形成。发生频率为零的区域所对应的焊丝熔敷金属中氮化物含量几乎为零。

文献[21]对主渣系为BaF2-Li2CO3-

Fe2O3的自保护药芯焊丝如何提高低温冲击韧性进行了研究。从图7可见,自保护药芯焊丝中加入Zr后熔敷金属的低温冲击吸收功有显著提高。当焊丝药芯中加入0.75%~1.00%Zr时,熔敷金属获得以针状铁素体为主的组织且组织细小均匀。随着药芯中Zr含量增加,熔敷金属中除了Zr含量直线增加以外,其他元素的含量基本保持不变,而从图8可以得出,熔敷金属中Zr含量增加实际体现在熔敷金属夹杂物中Zr含量的增加上。因此可以得出:药芯中加入Zr使熔敷金属夹杂物中的Zr含量增加,含Zr夹杂物促进了熔敷金属中针状铁素体的形成,使熔敷金属的组织细化,从而提高了熔敷金属的低温冲击韧性。

很多专利提出了一些改进焊缝金属冲击韧性的方法。专利U.S.3742185[22]在药芯中加入Li的化合物,还原剂使用Ca、Al和Mg,可获得在-20℃条件下最高冲击吸收功为70J的熔敷金属。专利U.S. 4186293[23]使用大量碱性氧化物替代氟化物获得-30℃条件下最高冲击吸收功为50J的熔敷金属。专利U.S. 4571480[24]发明了一种高BaF2自保护药芯焊丝,通过在药芯中添加适量的Ni、Zr、Ti、B来提高焊缝金属的低温冲击韧性。其焊缝金属V形缺口冲击吸收功的典型值为AKV=139J(-30℃条件下)。专利CN 1117903A[25]采用CaF2-TiO2-MgO中性渣系,利用钛在焊缝中的固氮作用及Ti-B-Ni合金系的韧化作用来提高焊缝金属的韧性,其V形缺口冲击吸收功的典型值为AKV>50J(-40℃条件下)。专利CN 101279409A[26]指出,铝含量的增加会导致焊缝柱状晶变粗,先共析铁素体增加,针状铁素体减少,从而使焊缝金属冲击韧性下降。该专利提出在配方中添加聚偏氟乙烯树脂可减少铝的添加量,可得到韧性高而稳定的熔敷金属,其V形缺口冲击吸收功的典型值为AKV≥57J(-30℃条件下)。

综上所述,影响自保护药芯焊丝焊缝金属冲击韧性的因素很多,其中Al的影响最为显著。为减少Al对冲击韧性的影响而又尽可能地保证良好的操作性能,可采取以下措施:①控制焊缝金属中夹杂物的尺寸,尽量减少固溶态铝,对化合态铝可采用必要措施,减小夹杂物尺寸,增加小直径Al2O3的比例,促使AF的形成和晶粒细化,尽可能使夹杂物尺寸控制在0.2~1.0μm之间,最好在0.4~1.0μm之间。在药芯中加入适量的CeF3以利于细化夹杂物。②对于高铝焊缝,最佳铝氧比约为0.84。将铝氧比控制在该数值内,有利于提高焊缝金属的冲击韧性。③在药芯中加入适当的Li、Zr、Ti、B、Ni等元素,可改善焊缝的冲击韧性。对于BaF2-Li2CO3-Fe2O3渣系的自保护药芯焊丝而言,Zr含量控制在0.75%~1.00%时,可大幅度提高焊缝的冲击韧性。

2 自保护药芯焊丝电弧特性

对自保护药芯焊丝电弧特性的研究主要集中在熔滴过渡形态和飞溅形成机理两个方面[27,28,29,30]。

自保护药芯焊丝熔滴过渡形态包括:附渣过渡(包括短路附渣过渡和非短路附渣过渡)、颗粒过渡、爆炸过渡和射滴过渡。潘川等[27]认为附渣过渡和颗粒过渡是自保护药芯焊丝的主要熔滴过渡模式;张征[28]指出自保护药芯焊丝全位置焊接具有“弧桥并存”的熔滴过渡特征,并伴有个别的爆炸过渡和射滴过渡特征;栗卓新等[29]发现增大药芯中C、O质量分数,添加表面活性剂可提高颗粒过渡、射滴过渡的比例。

文献[27]通过高速摄影试验观察到自保护药芯焊丝熔滴过渡形态主要有:附渣过渡(包括短路附渣过渡和非短路附渣过渡)和颗粒过渡。认为电弧电压对熔滴过渡形态有着重要的影响。当电弧电压较低时,以短路附渣过渡和非短路附渣过渡为主要过渡形态;随着电弧电压的升高,短路附渣过渡次数减少,非短路附渣过渡次数增加;继续升高电压,短路附渣过渡消失,出现颗粒过渡,但还是以非短路附渣过渡为主要的过渡形态,所以,非短路附渣过渡是自保护药芯焊丝熔滴过渡的主要形态。并且指出自保护药芯焊丝的焊接化学冶金反应不仅在熔滴反应区剧烈进行,而且在熔池中剧烈进行。

文献[28]通过对Fabshield 81N1自保护药芯焊丝熔滴过渡行为的研究,指出自保护药芯焊丝全位置焊接具有“弧桥并存”的熔滴过渡特征,并伴有个别的爆炸过渡和射滴过渡特征,熔滴瞬时短路时接触熔池的方式有外摆接触和沿着滞熔渣柱下滑接触两种。此文献还进一步研究了Na2CO3/K2CO3、大理石/白云石、长石和石英加入量的不同对熔滴过渡的影响。指出在稳弧剂、表面活性剂及大理石、白云石等造渣剂的综合作用下,只有当熔滴尺寸达到一个适当值,使得熔滴与熔池瞬时接触过渡的金属量与该时间内熔化的金属量达到平衡时才具有最好的焊接工艺效果。

文献[29]从药芯组成和焊接工艺两方面对自保护药芯焊丝熔滴过渡的影响进行了研究,对熔滴过渡的受力进行了分析,研究结果表明:适当增加气体动力即增大药芯中C、O质量分数,添加表面活性剂可提高颗粒过渡、射滴过渡的比例。电流、电压主要影响作用在熔滴上的电弧力,电流增大使短路非爆炸附渣过渡、短路爆炸过渡及爆炸过渡的比例增大。电压增大使短路爆炸过渡、颗粒过渡、射滴过渡的比例增大。电流和电压同样也对过渡时间有影响。而过渡时间对熔滴保护效果以及飞溅量大小有重要影响。

焊接飞溅量大小是焊接材料工艺性能的一项重要指标,能够反映电弧稳定性的高低,同时会影响焊后的清理工作量。对于自保护药芯焊丝,它主要与药芯成分、焊接工艺条件及焊丝直径有密切关系。

文献[30]详细研究了自保护药芯焊丝飞溅的形成机理及其影响因素。通过高速摄影观察可知,自保护药芯焊丝在焊接过程中的飞溅主要有:电弧力引起的大颗粒飞溅、气泡放出型飞溅和气体爆炸引起的飞溅。并认为药芯成分通过影响熔滴的表面张力、焊接区的气体动力等来影响飞溅量的大小。且进一步采用混料回归设计中的极端顶点法和SPSS软件建立了药粉成分与焊接飞溅的数学模型:Y=29.256Z1+6.281Z2-22.218Z1Z4-81.820Z3Z4,其中,Y为飞溅量,Z1为氟化物含量,Z2为氧化物含量,Z3为碳酸盐含量,Z4为脱氧剂的量。结果表明,氟化物和碳酸盐对飞溅的影响较大,氧化物和脱氧剂对飞溅的影响较小。

文献[6]采用单因素轮换法着重研究了粉芯组成对CaF2-Al2O3-CaO型渣系自保护药芯焊丝飞溅率的影响(图9)。结果表明,随着碳酸盐的增加,飞溅率出现了先由大到小,再由小到大的趋势。大颗粒飞溅数目也有所变化,有较明显的峰。强还原剂对飞溅的影响为:刚开始时随着强还原剂的增加,飞溅率减小,当强还原剂超过20%时,飞溅率增大,当强还原剂超过25%时,飞溅率开始明显增大,大颗粒飞溅基本呈现单调增大趋势。石墨对飞溅的影响与碳酸盐有类似的规律,随着石墨的增加,飞溅率出现了由大到小,再由小到大的趋势。石墨含量为2%时,飞溅率最小。

3 结束语

夹杂物对药芯焊丝韧性的影响主要取决于夹杂物的形状和尺寸,而与其化学成分关系不大,尺寸在0.2~1.0μm之间,尤其是介于0.4~1.0μm之间的圆形夹杂物易成为AF的形核中心。在药芯中加入适量的CeF3、Li、Zr、Ti、B、Ni等,并控制铝氧比,熔敷金属可获得针状铁素体为主的细小均匀的组织,韧性可得到大幅度提高。

自保护药芯焊丝熔滴过渡形态包括:附渣过渡(包括短路附渣过渡和非短路附渣过渡)、颗粒过渡、爆炸过渡和射滴过渡。附渣过渡和颗粒过渡具有较好的焊接工艺。

自保护药芯焊丝飞溅主要有:大颗粒飞溅、气泡放出型飞溅和气体爆炸引起的飞溅。药芯中氟化物和碳酸盐对飞溅的影响较大,氧化物和脱氧剂对飞溅的影响较小。