超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝及其制备方法

摘要

一种超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝及其制备方法。该药芯焊丝由外用钢带和药粉组成，外用钢带为铬含量为17.0％～18.0％、镍含量为11.0％～12.5％的奥氏体不锈钢带；按重量百分比计，药粉所含组分及含量为：铬粉36.0％～38.0％、高氮铬铁9.0％～13.0％、电解金属锰2.5％～3.0％、钼粉4.0％～5.0％、硅铁0.5％～1.0％、钛铁1.0％～1.5％、铝镁合金0.5％～1.0％、金红石18.0％～20.0％、石英1.0％～2.0％、锆英砂5.0％～6.0％、钾长石1.0％～1.5％、钠长石3.0％～3.5％、萤石1.0％～1.5％、钠冰晶石0.5％～1.0％、钛酸钾1.0％～1.5％、氧化铋0.1％～0.3％，其余为铁粉。本发明能够保证熔敷金属的成分及两相比例的均衡，获得成形质量好、耐腐蚀性能优良的双相不锈钢焊接接头。

权利要求

1.一种超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝，由外用钢带和药粉组成，其特征在于，所述药粉占焊丝总重量的22.0％～23.0％；所述外用钢带为铬含量为17.0％～18.0％、镍含量为11.0％～12.5％的奥氏体不锈钢带；按重量百分比计，药粉所含组分及含量为：铬粉36.0％～38.0％、高氮铬铁9.0％～13.0％、电解金属锰2.5％～3.0％、钼粉4.0％～

5.0％、硅铁0.5％～1.0％、钛铁1.0％～1.5％、铝镁合金0.5％～1.0％、金红石18.0％～

20.0％、石英1.0％～2.0％、锆英砂5.0％～6.0％、钾长石1.0％～1.5％、钠长石3.0％～

3.5％、萤石1.0％～1.5％、钠冰晶石0.5％～1.0％、钛酸钾1.0％～1.5％、氧化铋0.1％～

0.3％，其余为铁粉。

2.根据权利要求1所述的药芯焊丝，其特征在于，所述药粉中铬粉和高氮铬铁的含量关系满足42.5≤A+0.6B≤45.5，其中铬粉占药粉的重量百分比为A％，高氮铬铁占药粉的重量百分比为B％。

3.根据权利要求1所述的药芯焊丝，其特征在于，所述药粉的粒度分布为：80～120目粒度的药粉占药粉总重的40％～45％；120～200目粒度的药粉占药粉总重的55％～60％。

4.根据权利要求1所述的药芯焊丝，其特征在于，所述外用钢带为奥氏体316L不锈钢带。

5.根据权利要求1所述的药芯焊丝，其特征在于，所述外用钢带的规格为：厚度为0.4±

0.02mm，宽度为10±0.03mm。

6.一种权利要求1-5中任一项所述药芯焊丝的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：(1)将金红石、钾长石、钠长石过筛，其粒度范围控制在80～150目范围内，于950℃±10℃高温烘焙60min±10min；

(2)将石英、锆英砂、钛酸钾过筛，其粒度范围控制在100～200目范围内，并于500℃±

10℃高温烘焙60min±10min；

(3)将萤石、钠冰晶石过筛，其粒度范围控制在120～200目范围内，并于300℃±10℃烘干60min±10min；

(4)将其余药粉过筛，其粒度范围控制在80～200目范围内；

(5)所有药粉按比例配置，搅拌混合均匀后于120℃±10℃烘干60min±10min；

(6)将不锈钢带轧成U形，向U形槽内加入搅拌烘干后的药芯粉末；

(7)将U形槽合口后，依次进行轧制成型、连续拉拔减径处理，并对焊丝表面进行机械清理，得到所述药芯焊丝的最终产品。

说明书

超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝及其制备方法，属于材料加工工程的焊接领域。

背景技术

[0002] 双相不锈钢是我国钢铁工业发展的“关键特钢品种”，显微组织中铁素体相和奥氏体相各约占50％，使其既具有奥氏体不锈钢的优良韧性，还具有铁素体不锈钢的高强度和耐氯离子腐蚀性能，在海洋结构、石油化工、淡水净化等领域得到越来越广泛的应用。

[0003] 双相不锈钢的发展历经三代。第一代双相不锈钢以20世纪60年代中期瑞典开发的3RE60钢为代表，可用于耐氯离子应力腐蚀环境，但焊接接头的相平衡极难保证。第二代双相不锈钢是产生于20世纪70年代，具有超低碳和含氮的特征，其代表牌号为SAF2205，耐点蚀指数为32～36。第三代双相不锈钢为20世纪80年代后期发展的超低碳(≤0.03％)、高钼(＞3.5％)、高氮(0.22％～0.30％)含量的超级双相不锈钢，其耐点蚀指数大于40，特别适用于在海洋腐蚀环境下服役。

[0004] 自超级双相不锈钢开发以来，由于它们在兼具优良的力学性能和高耐蚀性的同时，与拥有相近性能的超级奥氏体不锈钢和镍基合金材料相比，又具有成本优势，在腐蚀环境极为苛刻的领域，诸如海洋结构、深海环境等工业中的应用迅速增长。

[0005] 焊接是超级双相不锈钢应用的关键技术之一，接头的性能是影响不锈钢结构整体安全性的关键因素。超级双相不锈钢推广应用的技术瓶颈是焊接接头的耐腐蚀性与母材金属不匹配，焊接接头是不锈钢焊接结构的薄弱环节，在腐蚀环境下接头将先发生腐蚀破坏，从而引起结构整体失效，导致超级双相不锈钢的耐腐蚀性能不能充分发挥，造成大量钢材的浪费。

[0006] 文献资料研究表明，焊接中不添加焊接材料，利用焊接热源的作用，熔化或熔融的超级双相不锈钢母材金属凝固冷却可形成焊接接头，但焊缝的奥氏体含量仅为30％左右，其耐腐蚀性能显著降低；在焊接过程中通入氮气可提高焊缝金属的奥氏体含量，但由于氮来自保护气体，其过渡系数取决于氮气在焊接过程中的电离程度以及氮元素在焊接熔池中的溶解度，受焊接工艺参数的影响较大，焊缝金属的化学成分及两相比例不易精确控制。因此，使用专用的超级双相不锈钢相焊接材料焊接超级双相不锈钢，是保证焊接接头耐腐蚀性能最为有效的措施。

发明内容

[0007] 本发明的目的在于提供一种超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝，通过改进药芯焊丝外用钢带的化学成分及药粉的组成，以保证熔敷金属中奥氏体和铁素体两相比例的均衡，从而保证焊接接头耐腐蚀性能。在此基础上，本发明还可以进一步优化以同时保证焊丝具有良好的焊接工艺性能，从而获得成形质量好、耐腐蚀性能优良的超级双相不锈钢焊接接头。

[0008] 本发明的另一目的在于提供一种所述药芯焊丝的制备方法，由于超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝合金元素的含量高于普通不锈钢焊丝，需要通过调控制造工艺以实现细直径、高合金含量药芯焊丝的制造。

[0009] 为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：

[0010] 一种超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝，由外用钢带和药粉组成，其中，所述外用钢带为铬含量为17.0％～18.0％、镍含量为11.0％～12.5％的奥氏体不锈钢带；按重量百分比计，药粉所含组分及含量为：铬粉36.0％～38.0％、高氮铬铁9.0％～13.0％、电解金属锰2.5％～3.0％、钼粉4.0％～5.0％、硅铁0.5％～1.0％、钛铁1.0％～1.5％、铝镁合金0.5％～1.0％、金红石18.0％～20.0％、石英1.0％～2.0％、锆英砂5.0％～6.0％、钾长石1.0％～1.5％、钠长石3.0％～3.5％、萤石1.0％～1.5％、钠冰晶石0.5％～1.0％、钛酸钾1.0％～1.5％、氧化铋0.1％～0.3％，其余为铁粉。

[0011] 如上所述的药芯焊丝，优选地，所述药粉中铬粉和高氮铬铁的含量关系满足42.5≤A+0.6B≤45.5，其中，铬粉占药粉的重量百分比为A％，高氮铬铁占药粉的重量百分比为B％。

[0012] 如上所述的药芯焊丝，优选地，所述药粉的粒度分布为：80～120目粒度的药粉占药粉总重的40％～45％；120～200目粒度的药粉占药粉总重的55％～60％。

[0013] 如上所述的药芯焊丝，优选地，所述外用钢带为奥氏体316L不锈钢带，其规格为：厚度为0.4±0.02mm，宽度为10±0.03mm。

[0014] 一种超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝的制备方法，包括以下步骤：

[0015] (1)将金红石、钾长石、钠长石过筛，其粒度范围控制在80～150目范围内，于950℃±10℃高温烘焙60min±10min；

[0016] (2)将石英、锆英砂、钛酸钾过筛，其粒度范围控制在100～200目范围内，并于500℃±10℃高温烘焙60min±10min；

[0017] (3)将萤石、钠冰晶石过筛，其粒度范围控制在120～200目范围内，并于300℃±10℃烘干60min±10min；

[0018] (4)将其余药粉过筛，其粒度范围控制在80～200目范围内；

[0019] (5)所有药粉按比例配置，搅拌混合均匀后于120℃±10℃烘干60min±10min；

[0020] (6)将不锈钢带轧成U形，向U形槽内加入搅拌烘干后的药芯粉末；

[0021] (7)将U形槽合口后，依次进行轧制成型、连续拉拔减径处理，并对焊丝表面进行机械清理，得到所述药芯焊丝的最终产品。

[0022] 本发明的有益效果为：

[0023] 本发明通过控制药芯焊丝外用钢带及药粉的合金元素含量(主要为铬、镍、氮元素含量)，进而控制焊丝熔敷金属的化学成分及两相比例。

[0024] 就镍元素而言，本发明通过合理控制钢带的镍含量，使焊丝熔敷金属中的镍元素全部来自于外用不锈钢带，避免了药粉中添加镍粉或含镍物质，提高焊丝熔敷金属镍元素含量的可控性，同时减小焊丝制造所需的药粉填充系数，以降低焊丝生产制造的难度，本发明的外用钢带优选为镍含量为11.0％～12.5％的奥氏体不锈钢带，焊丝熔敷金属的镍含量优选为9.0％～10.5％。

[0025] 就氮元素而言，氮元素是超级双相不锈钢药芯焊丝的重要元素，其来源是焊丝药粉中的高氮铬铁。若药粉中高氮铬铁含量偏低，氮作为奥氏体化元素，将导致焊缝中奥氏体含量过低，耐腐蚀性能下降，而药粉中高氮铬铁含量过高，将导致焊缝中产生气孔，降低焊接质量。本发明优选药粉中高氮铬铁的含量B％为9.0％～13.0％，以保证焊丝熔敷金属的氮含量优选为0.20％～0.30％。

[0026] 在优选熔敷金属中镍含量以后，铬作为铁素体化元素，需控制其在熔敷金属的含量，以保证熔敷金属中奥氏体和铁素体两相比例的均衡。在已优选熔敷金属镍元素含量的情况下，当铬含量过高时，铁素体的固溶温度降低，不仅引起熔池高温停留时间增加，易导致晶粒粗大，而且焊接熔池在较低的温度析出奥氏体，将引起熔敷金属中奥氏体析出量过低，不利于保证两相比例均衡。当铬含量过低时，易引起熔敷金属的强度下降。本发明通过焊丝外用钢带、药粉中的铬粉和高氮铬铁向熔敷金属过渡铬元素，本发明优选外用奥氏体不锈钢钢带的铬含量为17.0％～18.0％，药粉中铬粉的含量A％优选为36.0％～38.0％。由于高氮铬铁的含铬量为60.0～65.0％，因此本发明还优选了A+0.6B使其控制在42.5～45.5范围内，以保证焊丝熔敷金属的铬含量优选为24.0％～26.0％。

[0027] 超级双相不锈钢药芯焊丝熔敷金属中要求有一定量的氮，通常不低于0.2％。为了保证熔敷金属中的氮含量，本发明在药粉中添加了适量的钛铁，不仅利用钛元素的强脱氧作用，还利用钛元素与氮元素的强结合力，提高熔敷金属的固氮能力。本发明优选的药粉中钛铁含量为1.0％～1.5％，当钛铁含量超过1.5％时，反而恶化焊丝的焊接工艺性能，增加焊接飞溅。

[0028] 为保证焊丝焊接工艺性的稳定性，需要控制药粉填充的均匀性。药粉均匀填充需要通过控制药粉的松装密度和钢带合口的空腔体积实现。药粉粒度是影响其松装密度的重要因素，当药粉粒度偏小时，药粉的松装密度降低，流动性下降，将会导致焊丝所需的填充系数增加且填充不均匀，焊丝拉拔减径困难；当药粉粒度偏大时，大颗粒药粉易阻碍后续药粉的填充，且减径中大颗粒药粉难以随之压缩流动，导致断丝现象频繁发生。本发明合理控制了药粉中各组分的粒度，使混合后的药粉粗细颗粒相互搭配，最大限度的增加药粉松装密度和流动性。本发明优选的药粉粒度粒度分布为：80～120目粒度的药粉占药粉总重的40％～45％；120～200目粒度的药粉占药粉总重的55％～60％。相应的，钢带宽度及厚度偏差是影响其合口后空腔体积的重要参数，当钢带宽度过大或厚度过小时，合口后空腔体积变大，拉拔减径中药粉易发生窜动，导致药粉填充系数波动；当钢带宽度过小或厚度过大时，合口后空腔体积变小，在后续拉拔减径中发生钢带药粉的不同步流动，会导致药粉填充系数急增或断丝现象。本发明优选的外用不锈钢带尺寸公差为厚度±0.02mm，宽度±
0.03mm。

[0029] 本发明药芯焊丝的配方体系中适当降低焊丝渣系的酸性，使其介于钛酸型渣系和中性渣系之间，得到焊接工艺性能优良的药芯焊丝，焊缝成形质量好，无气孔、裂纹、夹渣等冶金缺陷，可用于超级双相不锈钢的100％CO2气体保护全位置焊接。

具体实施方式

[0030] 在本发明的超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝中，药芯焊丝外用钢带为铬含量为17.0％～18.0％、镍含量为11.0％～12.5％的奥氏体不锈钢带，其规格为厚度0.4±0.02mm，宽度为10±0.03mm，向堆焊熔敷金属过渡镍元素、铬元素和钼元素。

[0031] 药粉(药芯粉末)中所含组分及各组分的含量为：铬粉36.0％～38.0％、高氮铬铁9.0％～13.0％、电解金属锰2.5％～3.0％、钼粉4.0％～5.0％、硅铁0.5％～1.0％、钛铁
1.0％～1.5％、铝镁合金0.5％～1.0％、金红石18.0％～20.0％、石英1.0％～2.0％、锆英砂5.0％～6.0％、钾长石1.0％～1.5％、钠长石3.0％～3.5％、萤石1.0％～1.5％、钠冰晶石0.5％～1.0％、钛酸钾1.0％～1.5％、氧化铋0.1％～0.3％，其余为铁粉。药粉优选占焊丝总重量的22.0％～23.0％。

[0032] 其中，所述焊丝药粉的组成及其主要作用如下：

[0033] 铬粉：向焊丝熔敷金属中过渡铬元素，其含量A％(即在药粉中的重量百分比，以下同)为36.0％～38.0％。

[0034] 高氮铬铁：高氮铬铁的含氮量为10.0％～12.0％，含铬量为60.0～65.0％，向焊丝熔敷金属中过渡铬元素及氮元素。药粉中高氮铬铁的含量B％为9.0％～13.0％。

[0035] 且，药粉中铬粉和高氮铬铁含量优选满足条件：42.5≤A+0.6B≤45.5。

[0036] 电解金属锰：向焊丝熔敷金属中过渡锰元素，并起脱氧、脱硫作用，其含量为2.5％～3.0％。

[0037] 钼粉：向焊丝熔敷金属中过渡钼元素，其含量为4.0％～5.0％。

[0038] 硅铁：向焊丝熔敷金属中适量过渡硅元素，并与锰元素联合造渣，其含量为0.5％～1.0％。

[0039] 钛铁：主要起脱氧和固氮作用，其含量为1.0％～1.5％。

[0040] 铝镁合金：脱氧，并参与造渣，其含量为0.5％～1.0％。

[0041] 金红石：主要的造渣剂，可改善焊缝金属的脱渣性和成形质量，金红石量过少会导致焊道渣壳覆盖不全，熔池保护效果下降，但加入量过多反而降低脱渣性，且焊缝出现气孔压坑，其含量为18.0％～20.0％。

[0042] 石英：主要的造渣剂，增加熔渣的酸度，调整熔渣的粘度和氧化性，但加入量过多会增加熔敷金属中氧化物夹杂量，降低焊缝成形质量，其含量为1.0％～2.0％。

[0043] 锆英砂：主要的造渣剂，调整熔渣的物理化学性能，改善焊缝金属的脱渣性，提高熔化系数，其含量为5.0％～6.0％。

[0044] 钾长石：主要用于造渣，提高电弧稳定性，其含量为1.0％～1.5％。

[0045] 钠长石：主要用于造渣，提高焊接电弧挺度，改善全位置焊接性，其含量为3.0％～3.5％。

[0046] 萤石：去氢，增加焊缝金属抗气孔能力，其含量为1.0％～1.5％。

[0047] 钠冰晶石：去氢，增加熔渣的流动性，提高焊缝金属抗气孔能力，其含量为0.5％～1.0％。

[0048] 钛酸钾：稳定电弧，并参与造渣，其含量为1.0％～1.5％。

[0049] 氧化铋：提高焊缝金属的脱渣性，其含量为0.1％～0.3％。

[0050] 其余为铁粉。

[0051] 本发明的超级双相不锈钢气体保护焊接用药芯焊丝的制备过程如下：

[0052] 药粉中的金红石、钾长石、钠长石粒度范围控制在80～150目，并于950℃±10℃进行60min±10min的高温烘焙处理；石英、锆英砂、钛酸钾粒度范围控制在100～200目，并于500℃±10℃进行60min±10min高温烘焙处理；萤石、钠冰晶石粒度范围控制在120～200目，并于300℃±10℃进行60min±10min烘干处理；其余药粉粒度范围控制在80～200目；将所有药粉按比例配置，搅拌混合均匀后于120℃±10℃进行60min±10min烘干，最终药粉的粒度分布为：80～120目粒度的药粉占药粉总重的40％～45％；120～200目粒度的药粉占药粉总重的55％～60％。

[0053] 将规格为0.4mm×10mm的奥氏体不锈钢带轧成U形，向U形槽内加入搅拌烘干后的药芯粉末，药芯粉末占本焊丝总重量22.0％～23.0％；将U形槽合口后，依次进行轧制成型、连续拉拔减径处理，并对焊丝表面进行机械清理，得到所述超级双相不锈钢气体保护焊药芯焊丝的最终产品。

[0054] 以下通过实施例对本发明作进一步详细说明，但所列举的实施例并不用于限制本发明。

[0055] 实施例1

[0056] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3347g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将380g铬粉、125g高氮铬铁、30g电解金属锰、50g钼粉、10g硅铁、15g钛铁、10g铝镁合金、200g金红石、20g石英、60g锆英砂、15g钾长石、35g钠长石、15g萤石、
10g钠冰晶石、15g钛酸钾、3g氧化铋、7g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为23.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0057] 实施例2

[0058] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3545g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将360g铬粉、110g高氮铬铁、25g电解金属锰、40g钼粉、5g硅铁、10g钛铁、5g铝镁合金、180g金红石、10g石英、50g锆英砂、10g钾长石、30g钠长石、10g萤石、
5g钠冰晶石、10g钛酸钾、1g氧化铋、139g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.6mm的成品焊丝。

[0059] 实施例3

[0060] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3444g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将370g铬粉、120g高氮铬铁、27g电解金属锰、45g钼粉、7g硅铁、12g钛铁、8g铝镁合金、190g金红石、15g石英、55g锆英砂、12g钾长石、33g钠长石、12g萤石、
8g钠冰晶石、13g钛酸钾、2g氧化铋、71g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.5％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.6mm的成品焊丝。

[0061] 实施例4

[0062] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3545g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将380g铬粉、90g高氮铬铁、30g电解金属锰、42g钼粉、6g硅铁、13g钛铁、10g铝镁合金、195g金红石、18g石英、58g锆英砂、12g钾长石、33g钠长石、12g萤石、
10g钠冰晶石、15g钛酸钾、2g氧化铋、74g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0063] 实施例5

[0064] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3347g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将360g铬粉、130g高氮铬铁、26g电解金属锰、42g钼粉、7g硅铁、13g钛铁、8g铝镁合金、185g金红石、12g石英、55g锆英砂、13g钾长石、30g钠长石、15g萤石、
5g钠冰晶石、15g钛酸钾、3g氧化铋、81g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为23.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0065] 对比例1

[0066] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3545g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将420g铬粉、110g高氮铬铁、25g电解金属锰、40g钼粉、5g硅铁、10g钛铁、5g铝镁合金、180g金红石、10g石英、50g锆英砂、10g钾长石、30g钠长石、10g萤石、
5g钠冰晶石、10g钛酸钾、1g氧化铋、79g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0067] 对比例2

[0068] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3545g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将380g铬粉、150g高氮铬铁、30g电解金属锰、42g钼粉、6g硅铁、15g钛铁、10g铝镁合金、195g金红石、18g石英、58g锆英砂、12g钾长石、33g钠长石、12g萤石、
10g钠冰晶石、15g钛酸钾、2g氧化铋、12g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.6mm的成品焊丝。

[0069] 对比例3

[0070] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3444g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将370g铬粉、120g高氮铬铁、27g电解金属锰、45g钼粉、7g硅铁、5g钛铁、8g铝镁合金、190g金红石、15g石英、55g锆英砂、12g钾长石、33g钠长石、12g萤石、8g钠冰晶石、13g钛酸钾、2g氧化铋、78g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.5％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ
1.6mm的成品焊丝。

[0071] 对比例4

[0072] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3347g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将360g铬粉、130g高氮铬铁、26g电解金属锰、42g钼粉、7g硅铁、13g钛铁、8g铝镁合金、185g金红石、12g石英、55g锆英砂、13g钾长石、30g钠长石、15g萤石、
5g钠冰晶石、15g钛酸钾、3g氧化铋、81g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为23.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0073] 对比例5

[0074] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3347g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将360g铬粉、130g高氮铬铁、26g电解金属锰、42g钼粉、7g硅铁、13g钛铁、8g铝镁合金、185g金红石、12g石英、55g锆英砂、13g钾长石、30g钠长石、15g萤石、
5g钠冰晶石、15g钛酸钾、3g氧化铋、81g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为23.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0075] 对比例6

[0076] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3347g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将380g铬粉、125g高氮铬铁、30g电解金属锰、50g钼粉、10g硅铁、15g钛铁、10g铝镁合金、200g金红石、20g石英、60g锆英砂、15g钾长石、35g钠长石、15g萤石、
10g钠冰晶石、15g钛酸钾、3g氧化铋、7g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为23.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.6mm的成品焊丝。

[0077] 对比例7

[0078] 选用厚度为0.4mm，宽度为10mm、重量为3545g的奥氏体316L不锈钢带(主要成分及规格见表1)，将其轧成U型，将360g铬粉、110g高氮铬铁、25g电解金属锰、40g钼粉、5g硅铁、10g钛铁、5g铝镁合金、280g金红石、10g石英、50g锆英砂、10g钾长石、30g钠长石、10g萤石、
5g钠冰晶石、10g钛酸钾、1g氧化铋、39g铁粉，共1000g药粉，各药粉的粒度、烘培温度及时间见表2，混和均匀后加入U型槽中，填充率为22.0％，合口后经过多道减径，最终得到直径为φ1.2mm的成品焊丝。

[0079] 表1实施例和对比例外用钢带的实际技术参数

[0080]

[0081] 表2实施例和对比例药粉各组分的粒度、烘培/烘干温度及时间

[0082]

[0083]

[0084] 对各实施例及对比例性能的评价：

[0085] 采用100％CO2气体保护焊焊接实施例和对比例所述的药芯焊丝，其焊接工艺参数为：焊接电流180A，焊接电压27V，焊接速度20cm/min，气体流量20L/min，按照GB/T17853《不锈钢药芯焊丝的》中的方法制备焊丝熔敷金属。采用GB/T 25776《焊接材料焊接工艺性能评定方法》评价焊丝的焊接工艺性能，采用FISCHER铁素体测定仪MP30测试焊缝横截面的铁素体含量，每条焊缝测五次，取其平均值。

[0086] 各实施例及对比例的效果对比如表3所示。

[0087] 从表3中的结果可以看出，对于药粉中铬粉加入量超过38.0％，铬粉和高氮铬铁占药粉的重量百分比A+0.6B大于45.5的对比例1，熔敷金属中铬元素的含量高，铬镍比大，组织中铁素体含量达到65.4％，将导致耐腐性能下降。对于药粉中高氮铬铁含量超过13.0％的对比例2，药粉中的含氮量过高，氮元素难以全部溶解在焊缝熔敷金属中，焊缝将产生氮气孔，降低焊接质量。对于药粉中钛铁含量低于1.0％的对比例3，钛元素在焊接过程中起脱氧和固氮作用，其含量的降低将导致熔敷金属中氮元素含量下降，组织中奥氏体含量降低，铁素体含量增加，不利于保证耐腐蚀性能。对于钢带中含镍量低于11.0％的对比例4，焊丝熔敷金属中镍含量偏低，组织中奥氏体含量降低，铁素体含量增加，耐腐蚀性能下降。对于外用钢带宽度超过10.03mm的对比例5，钢带合缝后形成空腔的体积增大，药粉易在空腔中窜动，导致药粉填充系数波动，引起焊接电弧不稳定，焊接飞溅增加，恶化焊丝的焊接工艺性能。对于药粉未按要求进行烘培处理的对比例6，药粉中的矿物质粉含有的较多的化合水、结晶水、吸附水，药粉中的含水量过大，焊接过程中导致焊接电弧不稳定，且焊缝中易产生气孔；其次药粉未按要求进行粒度控制，颗粒大小不均匀，粗颗粒增加拉拔减径难度，细颗粒降低流动性，导致药粉填充不均匀，降低电弧稳定性，恶化焊接工艺性能。对于药粉中金红石含量超过22.0％的对比例7，药粉中的造渣组元过多，渣壳的熔点升高，冷却过程中出现渣壳先凝固的现象，焊接熔池因受到凝固渣壳的限制而不能自由流动，将恶化焊缝表面成形质量，降低脱渣率，另外在熔敷金属中易产生氧化物夹杂，导致其耐腐蚀性能下降。

[0088] 实施例1～6所制的本发明药芯焊丝，其焊接工艺性好，焊缝气孔倾向低，焊丝熔敷金属的铁素体含量适中，其综合性能显著优于对比例1～7，可用于超级双相不锈钢(如SUS2507)的气体保护焊接。

[0089] 表3各实施例及对比例的焊丝性能评价

[0090]