本發(fā)明屬于金屬材料熱處理領(lǐng)域，具體涉及一種低合金高強(qiáng)度焊絲球化退火方法。

背景技術(shù)：

焊絲是由一定直徑大小的盤條在室溫下拉撥而成，由于冷作硬化的原因，其塑性無(wú)法滿足要求，在拉拔過(guò)程中經(jīng)常發(fā)生斷裂。盤條的組織主要由鐵素體和珠光體或鐵素體+貝氏體組成，具有較高的強(qiáng)度和硬度，但塑性較差。拉絲用的盤條要求抗拉強(qiáng)度低，塑性好，基體為含量較多，晶粒稍粗大的鐵素體。盤條的塑性變形主要由鐵素體來(lái)提供，因此，在盤條中鐵素體組織的減少，將盤條的塑性降低。盤條拉拔前需經(jīng)過(guò)進(jìn)行退火，提高材料的塑性，滿足拉拔的需求。

常用的退火工藝是完全退火、等溫球化退火和再結(jié)晶退火。 完全退火主要用于亞共析或共析成分的碳鋼和合金鋼，一般完全退火的工藝是把亞共析鋼加熱到AC₃以上20～40℃，保溫一段時(shí)間，然后以不大于50℃/h的冷卻速度隨爐冷卻到600℃以下出爐空冷，目的是細(xì)化晶粒、降低硬度、提高塑性；再結(jié)晶退火是將冷拉的盤條加熱到再結(jié)晶溫度以上，通常取略低于AC₁點(diǎn)的溫度，保溫一定時(shí)間后緩冷。

含Ni量達(dá)到2%左右的低碳鋼新型合金焊絲ER80S-G、76-G等，其合金總含量高于5%。采用隨爐加熱至880℃，保溫3.5小時(shí)→隨爐冷卻至650℃，保溫5小時(shí)→隨爐冷卻至600℃，加速冷罩，開(kāi)風(fēng)機(jī)速冷→150℃出爐空冷。在以上退火完畢后，再進(jìn)行一次回火：隨爐加熱至700℃，保溫6h→加速冷罩，冷卻→150℃出爐空冷。經(jīng)過(guò)上述退火處理后的焊絲盤圓，由于加工硬化給焊絲的進(jìn)一步加工帶來(lái)了困難，盡管提高拉絲模質(zhì)量，添加了潤(rùn)滑劑，但是，高的合金含量增大了加工硬化指數(shù)，導(dǎo)致拉絲拉拔到較大變形量后，硬度升高過(guò)大，塑性下降太多。大部分焊絲在經(jīng)過(guò)兩次拉拔后，于φ3.5mm～φ2.5mm的拉拔過(guò)程中出現(xiàn)斷絲，需要重新制定退火工藝。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)存在的上述不足，本發(fā)明提供一種低合金高強(qiáng)度焊絲球化退火方法，旨在解決現(xiàn)有工藝對(duì)焊絲造成的加工硬化指數(shù)增加和塑性下降過(guò)多的問(wèn)題。

為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明采用的技術(shù)方案如下：

一種低合金高強(qiáng)度焊絲球化退火方法，包括以下步驟：

1）將待拉拔加工的低合金高強(qiáng)度焊絲加熱到退火溫度并保溫到設(shè)定的加熱時(shí)間。

2）使步驟1）中的低合金高強(qiáng)度焊絲隨爐冷卻至最終出爐設(shè)定溫度，空冷到室溫，以完成退火操作。

其中，所述低合金高強(qiáng)度焊絲在退火操作前塑性變形量大于25%，其化學(xué)成分（wt.%)包括：C 0.06～0.08，Mn 1.53～1.76，Si 0.45～0.49，S≤0.005，P≤0.010，Cr0.25～0.31，Ni2.10～2.16，Mo 0.45～0.54，余量為Fe和不可去除的雜質(zhì)。

進(jìn)一步，所述的退火溫度為A_c1點(diǎn)以下30~50℃；其中，A_c1點(diǎn)通過(guò)熱膨脹法或綜合熱分析法確定。

經(jīng)過(guò)大塑性變形拉拔加工的低合金高強(qiáng)度焊絲于A_c1點(diǎn)以下30~50℃加熱保溫，焊絲會(huì)發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，使變形晶粒再結(jié)晶成為細(xì)小等軸晶粒。從而消除加工硬化，焊絲強(qiáng)度硬度下降，塑性顯著提高，有利于焊絲拉拔。

進(jìn)一步，所述的最終出爐設(shè)定溫度為160~180℃。以此溫度保證不產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力及其他組織轉(zhuǎn)變。

進(jìn)一步，所述設(shè)定的加熱時(shí)間按如下公式計(jì)算：

設(shè)定的加熱時(shí)間=裝爐系數(shù)×加熱系數(shù)×有效厚度；

其中：裝爐系數(shù)為常數(shù)，無(wú)量綱，依據(jù)熱處理爐的爐膛有效工作尺寸、工件的尺寸、裝爐方式、最大裝爐質(zhì)量等因素確定；加熱系數(shù)為：2.5~3min/mm；有效厚度為工件在受熱條件下在最快傳熱方向上的截面厚度。

更進(jìn)一步，設(shè)定的加熱時(shí)間也可以根據(jù)焊絲的種類具體地設(shè)定為10~15h。低合金高強(qiáng)度焊絲中含有的合金元素可明顯降低焊絲中Fe、C等元素的擴(kuò)散速率，影響再結(jié)晶形核、長(zhǎng)大速率，通過(guò)實(shí)驗(yàn)確定保溫時(shí)間10~15h。

更進(jìn)一步，所述的退火溫度為660~710℃。

具體地，根據(jù)不同的焊絲，可以選擇相應(yīng)的參數(shù)，如所述的退火溫度為690~710℃，設(shè)定的加熱時(shí)間為12h，所述的最終出爐設(shè)定溫度為160℃。

也可以將參數(shù)設(shè)定為：所述的退火溫度為680~700℃，設(shè)定的加熱時(shí)間為14h，所述的最終出爐設(shè)定溫度為180℃。

還可以將參數(shù)設(shè)定為：所述的退火溫度為660~680℃，設(shè)定的加熱時(shí)間為14h，所述的最終出爐設(shè)定溫度為180℃。

本發(fā)明為一種新的再結(jié)晶球化退火工藝， 退火溫度低于A_C1，球狀滲碳體的形成主要是通過(guò)碳的擴(kuò)散，片狀碳化物破裂進(jìn)行。低碳鋼絲經(jīng)冷拉后，在鋼絲內(nèi)部積蓄了大量的儲(chǔ)存能，球化退火時(shí)為滲碳體球化提供驅(qū)動(dòng)力，而滲碳體的破碎為球化創(chuàng)造了形核條件。球化過(guò)程是以已破碎的片層滲碳體碎片為核心，主要以塑性變形后的儲(chǔ)存能為驅(qū)動(dòng)力，促使?jié)B碳體在鐵素體中曲率半徑小的界面溶解，并沉淀在曲率半徑大的界面上，最后聚集成粒狀。

與現(xiàn)有的技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下有益效果：

1、在經(jīng)過(guò)較大的塑性變形量后，焊絲盤條經(jīng)過(guò)再結(jié)晶退火后，可獲得在鐵素體基體上分布球狀滲碳體的組織，材料的強(qiáng)度降低，塑性增加。

2、本發(fā)明通過(guò)選擇適合的退火溫度和冷卻方式，能夠完全保證材料具有球粒狀碳化物均勻分散在鐵素體基體上，從而獲得良好的拉拔工藝性能，從Φ5.6mm的盤條拉拔至Φ1.2mm拉拔過(guò)程中不斷絲。

附圖說(shuō)明

圖1—A為實(shí)施例一的ER80S-G焊絲盤條退火前的金相組織圖；

圖1—B為實(shí)施例一的ER80S-G焊絲盤條退火后的金相組織圖；

圖2—A為實(shí)施例二的76-G焊絲盤條退火前的金相組織圖；

圖2—B為實(shí)施例二的76-G焊絲盤條退火后的金相組織圖；

圖3—A為實(shí)施例三 SMHG-700焊絲盤條退火前的金相組織圖；

圖3—B為實(shí)施例三 SMHG-700焊絲盤條退火后的金相組織圖。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)說(shuō)明。

以退火操作前塑性變形量大于25%的低合金高強(qiáng)度焊絲盤條為原料，其化學(xué)成分（wt.%)包括：C 0.06～0.08，Mn 1.53～1.76，Si 0.45～0.49，S≤0.005，P≤0.010，Cr0.25～0.31，Ni2.10～2.16，Mo 0.45～0.54，余量為Fe和不可去除的雜質(zhì)。

實(shí)施例一

以ER80S-G焊絲為原料，采用本發(fā)明的方法進(jìn)行退火處理，通過(guò)退火前后的金相組織和拉拔過(guò)程中是否順暢和斷絲來(lái)評(píng)判來(lái)實(shí)際效果。通過(guò)熱膨脹法確定其A_C1點(diǎn)為740℃。具體步驟為：

1）采用鐘罩式氣氛保護(hù)爐將ER80S-G焊絲加熱到690~710℃保溫時(shí)12h；

2）使步驟1）中的ER80S-G焊絲隨爐冷卻至160℃后，空冷到室溫，以完成退火操作。

圖1-A為未退火焊絲的金相圖，組織為鐵素體、彌散分布的碳化物和不連續(xù)分布的島狀貝氏體，焊絲強(qiáng)度硬度高、塑性差。圖1-B為再結(jié)晶退火后的焊絲金相圖，組織為鐵素體、細(xì)小球狀碳化物，焊絲強(qiáng)度硬度低、塑性高。

進(jìn)行拉拔加工，較未處理的ER80S-G焊絲更加順暢，未出現(xiàn)斷絲現(xiàn)象。

實(shí)施例二

以76-G焊絲為原料，采用本發(fā)明的方法進(jìn)行退火處理，通過(guò)退火前后的金相組織和拉拔過(guò)程中是否順暢和斷絲來(lái)評(píng)判來(lái)實(shí)際效果，通過(guò)綜合熱分析法確定其A_C1點(diǎn)為730℃。具體步驟為：

1）采用鐘罩式氣氛保護(hù)爐將76-G焊絲加熱到680~700℃保溫時(shí)14h；

2）使步驟1）中的76-G焊絲隨爐冷卻至180℃后，空冷到室溫，以完成退火操作。

圖2-A為未退火焊絲的金相圖，組織為鐵素體、彌散分布的碳化物和不連續(xù)分布的島狀貝氏體，焊絲強(qiáng)度硬度高、塑性差。圖2-B為再結(jié)晶退火后的焊絲金相圖，組織為鐵素體、細(xì)小球狀碳化物，焊絲強(qiáng)度硬度低、塑性高。

進(jìn)行拉拔加工，較未處理的76-G焊絲更加順暢，未出現(xiàn)斷絲現(xiàn)象。

實(shí)施例三

以SMHG-700焊絲為原料，采用本發(fā)明的方法進(jìn)行退火處理，通過(guò)退火前后的金相組織和拉拔過(guò)程中是否順暢和斷絲來(lái)評(píng)判來(lái)實(shí)際效果，過(guò)綜合熱分析法確定其A_C1點(diǎn)為710℃。具體步驟為：

1）采用鐘罩式氣氛保護(hù)爐將SMHG-700焊絲加熱到660~680℃保溫時(shí)14h；

2）使步驟1）中的SMHG-700焊絲隨爐冷卻至180℃后，空冷到室溫，以完成退火操作。

圖3-A為未退火焊絲的金相圖，組織為少量鐵素體、不連續(xù)分布的島狀貝氏體和彌散分布的碳化物，焊絲強(qiáng)度硬度高、塑性韌性差。圖3-B為再結(jié)晶退火后的焊絲金相圖，組織為鐵素體、小顆粒球狀碳化物，焊絲強(qiáng)度硬度低、塑性高。

進(jìn)行拉拔加工，較未處理的SMHG-700焊絲更加順暢，未出現(xiàn)斷絲現(xiàn)象。

本發(fā)明的上述實(shí)施例僅僅是為說(shuō)明本發(fā)明所作的舉例，而并非是對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式的限定。對(duì)于所屬領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來(lái)說(shuō)，在上述說(shuō)明的基礎(chǔ)上還可以做出其他不同形式的變化和變動(dòng)。這里無(wú)法對(duì)所有的實(shí)施方式予以窮舉。凡是屬于本發(fā)明的技術(shù)方案所引申出的顯而易見(jiàn)的變化或變動(dòng)仍處于本發(fā)明的保護(hù)范圍之列。