本发明涉及一种熔敷金属，特别是涉及一种可抗热处理的熔敷金属。

焊后热处理是一种常见的焊接后处理手段，主要目的在于松弛焊接残余应力，减小畸变，释放焊缝中有害气体，最终改善母材和接头性能。在现有相关技术领域中，通过焊后热处理，以获得强韧性良好的焊接结构性能是最普遍的要求。例如，在油气输送管线制造中，热煨弯管必须经过高温回火(550℃-650℃，1h)才能保证焊缝具备足够的抗拉强度和低温韧性(最低达-40℃)；在低温压力容器制造中，焊接熔敷金属需经长时间热处理(580℃，4h)后，仍具备良好的抗拉强度和低温韧性(一般为-50℃)；在压水堆核电站核岛主设备焊接中，蒸汽发生器等部件的焊接熔敷金属在热处理(620℃，10h)后强度和低温韧性没有明显降低，且达到核电设计技术条件。

但是，已有技术报道的低合金焊丝制备的熔敷金属(如公开号为CN103350289A、CN102728966A、CN1433869A等的中国专利)仅能保证焊态下的熔敷金属的强韧性满足要求，无法保证热处理后的熔敷金属性能。公开号为CN102019517A、CN108213770A、CN108188614A的中国专利报道了改善或者提高热处理后熔敷金属抗拉强度的方法，但这些都属于不锈钢或者镍基合金，不属于低合金范畴。公开号为CN106425164A的中国专利公布了一种-50℃低温球罐用高强度焊条，其制备的熔敷金属经热处理后仍具备优异的强韧性能，但是这种专用焊条制备的熔敷金属并不具备通用性，无法保证在更高温度(如620℃)热处理、或更长时间(如10h)后的熔敷金属性能。

针对上述现有技术的缺陷，本发明提供了一种可抗热处理的熔敷金属，能够满足在不同热处理工艺(650℃，1h；580℃，4h；620℃，10h)前后均具备稳定的强韧性能，达到管线、低压容器、核电等领域的技术要求。

本发明技术方案如下：一种可抗热处理的熔敷金属，包括以下质量百分比组分：C≤0.05％，Si≤0.18％，Mn0.8～1.8％，S≤0.01％，P≤0.01％，Cu 0.1～0.25％，Cr 0.1～0.25％，Ni 1.0～3.0％，Mo0.5～1.5％，Ti+Re 0.02～0.1％，0.8≤Re/Ti≤1.2，1.5≤(Ti+Re)/O≤2.5，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

优选的，所述Ti的质量百分比为0.01～0.05％，Re的质量百分比为0.01～0.05％。

优选的，所述O的质量百分比为0.02～0.04％。

优选的，所述Re为稀土元素La、Ce、Y中的一种或几种。

进一步的，所述熔敷金属的焊态组织中的晶粒尺寸≤3μm的铁素体占体积百分比≥81％，所述熔敷金属的热处理态组织中晶粒尺寸≤3μm的铁素体占体积百分比≥90％，所述热处理为580～650℃，1～10h回火处理。

进一步的，所述熔敷金属的焊态组织中的粗晶组织为晶界铁素体，所述晶界铁素体的晶粒尺寸≥10μm，占体积百分比≤1％，所述熔敷金属的热处理态组织中的粗晶组织为贝氏体，所述贝氏体晶粒尺寸≥10μm的，占体积百分比≤3.5％。

进一步的，所述熔敷金属的焊态组织中稀土氧化物夹杂所占面积百分比为0.04～0.06％，所述稀土氧化物夹杂的尺寸小于1μm。

进一步的，所述熔敷金属的热处理态组织中稀土氧化物夹杂所占面积百分比为0.02～0.04％，所述稀土氧化物夹杂的尺寸小于1μm。

本发明中各个元素的作用如下：

Ti，Re：钛和稀土元素在本发明中的关键元素。一方面，钛和稀土元素对净化熔敷金属的洁净度有利；另一方面，钛和稀土在熔敷金属中和氧结合，形成弥散分布的氧化物夹杂，为熔敷金属中细晶铁素体形核创造条件；此外，钛和稀土形成的氧化物夹杂具有较高熔点，受高温热处理的影响较小，成为细晶铁素体的二次形核中心，对高温热处理后的熔敷金属具有细晶强化和提高低温韧性的作用。控制Re/Ti在0.8～1.2，形成Re-Ti-O型复合夹杂物，保证了夹杂物尺寸在1μm以内，避免产生Re-O或者Ti-O型易集聚长大成对强韧性能有害的大尺寸夹杂物。并且作为优选的，熔敷金属中的O在0.02～0.04％，(Re+Ti)/O在1.5～2.5以内，可使纳米级夹杂物达到足够密度，从而保证熔敷金属在焊态和热处理态的强韧性能。

C：适量碳元素对熔敷金属有强化作用，且可形成弥散分布的碳化物提高材料的蠕变性能，但过高的碳含量会导致过多的合金元素析出，并使熔敷金属在后续热处理过程中强度、韧性稳定性变差。同时，较高的碳含量会使焊接性变差。

Si：焊接过程中的有效脱氧元素，并且在焊剂中也有硅元素添加。

Mn：锰元素是良好的脱氧和脱硫剂，可有效降低杂质含量，同时对熔敷金属有重要的强化作用，但锰元素含量太高会降低高温铁素体的稳定性。

S，P：硫和磷为熔敷金属中的杂质元素，一般易在晶界偏聚或形成低熔点产物，严重影响熔敷金属的强韧性能和抗热处理能力。

Cu：铜元素在焊态下以ε-Cu粒子析出，弥散分布在晶界和晶内，可阻止亚晶界的迁移而提高蠕变强度。但当铜含量过高时，ε-Cu在热处理中易聚集粗化，减弱强化效果，并且对韧性不利。

Cr：适量铬元素对熔敷金属高温热处理后性能有利，能显著提高高温持久强度和蠕变强度，在基体中起到固溶强化作用，但铬元素过高反而降低焊缝韧性。

Ni：镍元素在低合金钢焊缝中是提高熔敷金属低温韧性的关键元素，但镍含量过高时Ac1点显著降低，使熔敷金属在高温热处理后重新形成奥氏体，粗化再结晶晶粒的尺寸，且镍含量成本较高。

Mo：钼元素在低合金钢中具有提高熔敷金属强度，细化晶粒，改善焊缝韧性的效果。熔敷金属经高温热处理后，钼元素在晶界偏聚，能够有效净化晶界，避免S/P等杂质原子的聚集，从而提高熔敷金属高温热处理后的强韧性能。

本发明技术方案与现有技术相比，可实现以下有益效果：

熔敷金属焊态和不同工艺的热处理态均具有良好的强韧性能，其中焊态熔敷金属的抗拉强度为650～780MPa，低温冲击功为Akv-40℃≥132J，Akv-50℃≥110℃；热处理态熔敷金属的抗拉强度为625～755MPa，低温冲击功为Akv-40℃≥118J，Akv-50℃≥98J。

熔敷金属经不同工艺的热处理后，热处理态的抗拉强度相比焊态下降15％以内，热处理态低温冲击功相比焊态下降30％以内。

图1为实施例1熔敷金属焊态组织典型SEM照片。

图2为实施例1熔敷金属热处理态组织典型SEM照片。

图3为实施例1熔敷金属夹杂物分布图。

图4为实施例1熔敷金属夹杂物统计图。

下面结合实施例对本发明作进一步说明，应理解这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围，在阅读了本发明之后，本领域技术人员对本发明的各种等同形式的修改均落于本申请所附权利要求所限定的范围内。

实施例1

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.05％，Si0.17％，Mn 1.7％，S 0.008％，P 0.006％，Cu 0.25％，Cr 0.20％，Ni 1.9％，Mo 0.8％，Ti0.03％，Re 0.025％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以管线领域的K65级别钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.03％，然后对熔敷金属以650℃、1h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

实施例2

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.05％，Si0.17％，Mn 0.8％，S 0.008％，P 0.006％，Cu 0.1％，Cr 0.16％，Ni 1.0％，Mo 0.5％，Ti0.01％，Re 0.01％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以管线领域的K65级别钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.008％，然后对熔敷金属以650℃、1h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

实施例3

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.17％，Mn 1.5％，S 0.008％，P 0.005％，Cu 0.22％，Cr 0.19％，Ni 2.0％，Mo 1.0％，Ti0.03％，Re 0.03％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以低温压力容器领域的07MnNiMoDR钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.03％，然后对熔敷金属以580℃、4h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

实施例4

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.17％，Mn 1.4％，S 0.008％，P 0.005％，Cu 0.20％，Cr 0.1％，Ni 1.4％，Mo 1.1％，Ti0.05％，Re 0.04％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以低温压力容器领域的07MnNiMoDR钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.06％，然后对熔敷金属以580℃、4h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

实施例5

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.18％，Mn 1.5％，S 0.007％，P 0.008％，Cu 0.14％，Cr 0.25％，Ni 2.8％，Mo 1.45％，Ti0.042％，Re 0.04％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以核电领域的18MND5钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.04％，然后对熔敷金属以620℃、10h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

实施例6

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.18％，Mn 1.0％，S 0.007％，P 0.008％，Cu 0.16％，Cr 0.12％，Ni 2.5％，Mo 1.5％，Ti0.02％，Re 0.024％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以核电领域的18MND5钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.02％，然后对熔敷金属以620℃、10h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

对比例1

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.17％，Mn 1.6％，S 0.007％，P 0.007％，Cu 0.2％，Cr 0.21％，Ni 1.9％，Mo 0.9％，Ti0.01％，Re 0.01％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以管线领域的K65级别钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.03％，然后对熔敷金属以650℃、1h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

对比例2

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.05％，Si0.18％，Mn 1.6％，S 0.007％，P 0.005％，Cu 0.15％，Cr 0.22％，Ni 2.2％，Mo 1.1％，Ti0.05％，Re 0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以管线领域的K65级别钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.03％，然后对熔敷金属以650℃、1h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

对比例3

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.17％，Mn 1.7％，S 0.008％，P 0.008％，Cu 0.22％，Cr 0.24％，Ni 2.7％，Mo 1.55％，Ti0.05％，Re 0.01％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以低温压力容器领域的07MnNiMoDR钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.04％，然后对熔敷金属以580℃、4h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

对比例4

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.17％，Mn 1.5％，S 0.007％，P 0.007％，Cu 0.20％，Cr 0.23％，Ni 2.0％，Mo 1.2％，Ti0.005％，Re 0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以低温压力容器领域的07MnNiMoDR钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.04％，然后对熔敷金属以580℃、4h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

对比例5

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.04％，Si0.15％，Mn 1.4％，S 0.007％，P 0.008％，Cu 0.22％，Cr 0.22％，Ni 2.5％，Mo 1.3％，Ti0.02％，Re 0.09％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以核电领域的18MND5钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.04％，然后对熔敷金属以620℃、10h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

对比例6

熔敷金属可抗热处理的低合金埋弧焊丝，包括以下质量百分比组分：C 0.05％，Si0.2％，Mn 1.8％，S 0.007％，P 0.007％，Cu 0.15％，Cr 0.22％，Ni 2.2％，Mo 1.5％，Ti0.02％，Re 0.03％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。以核电领域的18MND5钢板作为母材，按照AWS标准开X型坡口制备熔敷金属，熔敷金属中O含量为0.02％，然后对熔敷金属以620℃、10h开展回火试验。对比焊态熔敷金属和热处理态熔敷金属的组织及性能：冲击试验在摆锤冲击试验机上进行，拉伸试验在250kN(Instron)拉伸试验机上进行；焊缝金属经过镶嵌、磨制、抛光和4％硝酸酒精腐蚀后，采用金相显微镜(ZEISS)和场发射扫描电子显微镜进行组织观察，并进行不同组织和夹杂物的尺寸和含量统计。

上述各实施例及对比例得到的熔敷金属不同状态的组织尺寸、含量统计及强韧性能如下表所示

请结合图1至图4所示，上述各个实施例中，其焊态熔敷金属和热处理后熔敷金属中存在铁素体和贝氏体两种组织，同时细晶铁素体含量和粗晶贝氏体含量均有所增加，但焊态和热处理态均以细晶铁素体为主要组织类型。焊态和热处理态中均存在纳米级别的稀土氧化物夹杂，且热处理后夹杂物面积百分比有所下降。热处理态熔敷金属抗拉强度相比焊态熔敷金属抗拉强度下降幅度小于15％，热处理态熔敷金属在-40℃及-50℃低温冲击功相比焊态熔敷金属下降幅度分别小于30％和小于25％。

对比例1中，虽然C、Si、Mn、S、P、Cu、Cr、Ni、Mo、Ti+Re、Re/Ti符合本发明的要求，但Re+Ti/O小于1.5，从而导致焊态及热处理态熔敷金属中Ti-Re-O复合型夹杂物含量较少，使大尺寸组织含量偏高，对比焊态和热处理态熔敷金属的强度和低温冲击功可发现，采用该成分制备的熔敷金属在热处理后强度可满足下降15％以内要求，但低温韧性下降幅度大于30％。

对比例2中，虽然C、Si、Mn、S、P、Cu、Cr、Ni、Mo、Ti+Re、Re/Ti符合本发明的要求，但Re+Ti/O大于2.5，焊态及热处理态熔敷金属中也存在一定含量的Ti-Re-O复合型夹杂物，但焊态和热处理态中大尺寸组织含量依然偏高，复合型夹杂物尺寸较大，且不利于弥散分布，没有成为焊态或热处理态熔敷金属中细晶铁素体的形核质点，从而导致部分组织粗化。采用该成分制备的熔敷金属在热处理后强度可满足下降15％以内要求，但低温韧性下降幅度大于30％。

对比例3中，虽然C、Si、Mn、S、P、Cu、Cr、Ni、Mo、Ti+Re、Re+Ti/O符合本发明的要求，但Re/Ti小于0.8，焊态及热处理态熔敷金属中Ti-Re-O复合型夹杂物含量相比实施例大幅减少，对于焊态和热处理态熔敷金属组织的细化效果不足，从而使焊态和热处理态中大尺寸组织含量偏高。采用该成分制备的熔敷金属在热处理后强度可满足下降15％以内要求，但低温韧性下降幅度大于30％。

对比例4中，虽然C、Si、Mn、S、P、Cu、Cr、Ni、Mo、Re/Ti符合本发明的要求，但Re+Ti小于0.02，且Re+Ti/O也小于1.5，焊态及热处理态熔敷金属中Ti-Re-O复合型夹杂物含量相比实施例大幅减少，对于焊态和热处理态熔敷金属组织的细化效果不足，从而使焊态和热处理态中大尺寸组织含量偏高。采用该成分制备的熔敷金属在热处理后强度可满足下降15％以内要求，但低温韧性下降幅度大于30％。

对比例5中，虽然C、Si、Mn、S、P、Cu、Cr、Ni、Mo符合本发明的要求，但Re+Ti大于0.1，Re/Ti大于1.2，Re+Ti/O大于2.5，焊态及热处理态熔敷金属中也存在一定含量的Ti-Re-O复合型夹杂物，但焊态和热处理态中大尺寸组织含量依然偏高，复合型夹杂物尺寸较大，且不利于弥散分布，没有成为焊态或热处理态熔敷金属中细晶铁素体的形核质点，从而导致部分组织粗化。采用该成分制备的熔敷金属在热处理后强度可满足下降15％以内要求，但低温韧性下降幅度大于30％。

对比例6中，虽然C、Si、Mn、S、P、Cu、Cr、Ni、Mo、Re+Ti符合本发明的要求，但Re/Ti大于1.2，焊态及热处理态熔敷金属中Ti-Re-O复合型夹杂物含量相比实施例大幅减少，对于焊态和热处理态熔敷金属组织的细化效果不足，从而使焊态和热处理态中大尺寸组织含量偏高。采用该成分制备的熔敷金属在热处理后强度可满足下降15％以内要求，但低温韧性下降幅度大于30％。