《焊接冶金学-基本原理》教学课件-第四章.pptx

1、目录目录4.1熔池凝固 4.1.1熔池凝固的特点 4.1.2熔池结晶的一般规律 4.1.3熔池结晶的线速度 4.1.4熔池结晶的形态 4.1.5焊接接头的化学成分不均匀性 4.2焊缝固态相变 4.2.1低碳钢焊缝的固态相变 4.2.2低合金钢焊缝的固态相变 4.3焊缝性能的改善 4.3.1焊缝金属的强化与韧化 4.3.2改善焊缝性能的工艺措施熔池凝固及固态相变过程对焊缝金属的组织、性能具有重要的影响。焊接过程中,由于熔池中的冶金反应和冷却条件的不同,可能得到组织性能差异很大的接头。在熔池凝固过程中还可能会产生气孔、裂纹、夹杂、偏析等缺欠,这些缺欠会严重影响焊缝金属的性能,以致成为发生失效事故的

2、隐患。在焊接熔池凝固以后的连续冷却过程中,焊缝金属将发生组织转变,转变后的组织性能取决于焊缝的化学成分及冷却条件。因此,应当根据焊接特点和具体的母材成分分析焊缝的固态相变。4.1熔池凝固熔焊过程中,母材在高温热源的作用下发生了局部熔化,并且与熔化了的焊丝金属混合,形成了熔池。在熔滴及熔池形成的过程中,进行了剧烈而复杂的冶金反应。当焊接热源离开以后,熔池金属逐渐冷却,当温度达到母材的固相线时,熔池开始凝固结晶,最终形成了焊缝金属。由于焊接过程处于非平衡的热力学状态,因此熔池金属在凝固过程中会产生一些晶体缺陷。分析焊接时熔池的凝固过程,应讨论熔池凝固的特点、熔池凝固的一般规律、熔池结晶的线速度、熔

3、池结晶的形态等。4.1.1熔池凝固的特点焊接熔池的凝固与一般铸钢锭的凝固结晶不同,焊接熔池凝固的特点如下:1.熔池的体积小、冷却速度快在电弧焊的条件下,熔池的最大体积约为30cm3,熔池的质量在单丝埋弧焊时,最大约为100g,而铸钢锭可达数吨以上。由于熔池的体积小,而周围又被冷金属所包围,所以熔池的冷却速度很快,平均为4100/s。而铸钢锭的平均冷却速度,根据尺寸、形状的不同,为(3150)10-4/s。由此可见,熔池的平均冷却速度比铸钢锭的平均冷却速度大104倍左右。因此,对于含碳量较高、合金元素较多的钢种容易产生淬硬组织,甚至在焊道上产生裂纹。由于冷却速度很快,熔池中心和边缘有较大的温度梯

4、度,致使焊缝中的柱状晶能够迅速成长。所以,通常情况下电弧焊的焊缝中几乎没有等轴晶。2.半熔化状态的母材金属晶粒是熔池结晶的“模壁”铸钢锭的结晶是从铸锭模壁开始形核及长大的。焊接熔池的凝固结晶,是从母材半熔化晶粒开始生长的,它的“模壁”就是温度等于熔点的熔池等温面。4.1.1熔池凝固的特点3.熔池中的液态金属处于过热状态在电弧焊的条件下,对于低碳钢或低合金钢,熔池的平均温度可达(1770100),而熔滴的温度更高,为(2300200)。一般铸钢锭的温度很少超过1550。因此,熔池中的液态金属处于过热状态。由于熔池液体金属的过热程度较大,合金元素的烧损比较严重,使熔池中非自发晶核的质点大为减少,这

5、也是促使焊缝中柱状晶得到发展的原因之一。4.熔池在运动状态下结晶铸钢锭的结晶是在钢锭模中静态下进行结晶的,而一般熔焊时,熔池凝固是随热源移动而进行的。在熔池中金属的熔化和凝固过程是同时进行的,如图4-1所示,在熔池的前半部abc进行熔化过程,而熔池的后半部cda进行凝固过程。此外,在焊接条件下,气体的吹力、焊条的摆动以及熔池内部的气体外逸,都会产生搅拌作用。这一点对于排除气体和夹杂是有利的,也有利于得到致密而性能良好的焊缝。4.1.1熔池凝固的特点图4-1 熔池在运动状态下结晶4.1.2熔池结晶的一般规律熔池金属的结晶与一般金属的结晶基本一样,同样也是形核和晶核长大的过程。由于熔池凝固的特点,

6、使得熔池结晶过程有着自身的规律。1.熔池中晶核的形成由金属学理论可知,生成晶核的热力学条件是过冷度而造成的自由能降低,进行结晶过程的动力学条件是自由能降低的程度。这两个条件在焊接过程中都是具备的。根据结晶理论,晶核有两种:自发晶核和非自发晶核。但在液相中无论形成自发晶核或非自发晶核都需要消耗一定的能量。在液相中形成自发晶核所需的能量EK为式中新相与液相间的表面张力系数; Fv单位体积内液-固两相自由能之差。研究表明,在焊接熔池结晶中,非自发晶核起了主要作用。在液相金属中有非自发晶核存在时,可以降低形成临界晶核所需的能量,使结晶易于进行。在液相中形成非自发晶核所需的能量EK为4.1.2熔池结晶的

7、一般规律式中非自发晶核的浸润角(见图4-2)。由式(4-3)可见,当=0时,EK=0,说明液相中有大量的悬浮质点和某些现成表面。当=180时,EK=EK,说明液相中只存在自发晶核,不存在非自发晶核的现成表面。由此可见,当=0180时,EK/EK=01,这就是说在液相中有现成表面存在时,将会降低形成临界晶核所需的能量。图4-2非自发晶核的浸润角4.1.2熔池结晶的一般规律试验研究证明,角的大小(图4-2)取决于新相晶核与现成表面之间的表面张力。如果新相晶核与液相中原有现成表面固体粒子的晶体结构越相似,也就是点阵类型与晶格常数相似,则两者之间的表面张力越小,角也越小,那么形成非自发晶核的能量也越小

8、。在焊接条件下,熔池中存在两种现成表面:一种是合金元素或杂质的悬浮质点,通常情况下这种现成表面所起作用不大;另一种是熔合区附近加热到半熔化状态的母材金属的晶粒表面,非自发晶核就依附在这个表面上,并以柱状晶的形态向焊缝中心成长,形成所谓交互结晶,也称为联生结晶,如图4-3和图4-4所示。图4-3熔合区母材半熔化晶粒上成长的柱状晶图4-4不锈钢自动焊时的交互结晶4.1.2熔池结晶的一般规律2.熔池中晶核的长大熔池中晶核形成之后,以这些新生的晶核为核心,不断向焊缝中成长。熔池金属结晶开始于熔合区附近母材半熔化晶粒的现成表面。也就是说,熔池金属开始结晶时,是从靠近熔合线处的母材上以联生结晶的形式长大起

9、来的。由于每个晶粒的长大趋势不尽相同,有的柱状晶迅速长大,一直可以成长到焊缝中心;有的晶体却在长大时中途停止,不再继续成长;少数晶粒没有明显长大。晶粒是由众多晶胞所组成的。在一个晶粒内晶胞具有相同的方位称为位向。不同的晶粒具有不同的位向,称为各向异性。因此,在某一个方向上的晶粒最容易长大。此外,散热的方向对晶粒的长大也有很大的影响。当晶体最容易长大的方向与散热最快的方向(或最大温度梯度方向)一致时,最有利于晶粒长大,这些晶粒优先得到成长,可以一直长大到熔池的中心,形成粗大的柱状晶。有的晶体由于取向不利于成长,与散热最快的方向又不一致,这时晶粒的成长就会停止下来.4.1.3熔池结晶的线速度焊接实

10、践证明,熔池的结晶方向和结晶速度对焊接质量有很大的影响,特别是对裂纹、气孔、夹杂等缺欠的形成影响更大。焊接熔池的外形是半个椭球状的曲面,这个曲面就是结晶的等温面,熔池的散热方向是垂直于结晶等温面的。因此晶粒的成长方向也是垂直于结晶等温面的。由于结晶等温面是曲面,理论上认为,晶粒成长的主轴必然是弯曲的。这种理论上的推断已被大量的试验所证实,如图4-6所示,晶粒主轴的成长方向与结晶等温面正交,并且以弯曲的形状向焊缝中心成长。图4-6弯曲状成长的晶粒4.1.3熔池结晶的线速度试验证明,熔池在结晶过程中晶粒成长的方向与晶粒主轴成长的线速度及焊接速度等有密切的关系。晶粒成长线速度分析图如图4-7所示。任

11、一个晶粒主轴,在任一点A的成长方向是过A点的法线(SS线)。此方向与x轴之间的夹角为,如果结晶等温面在dt时间内,沿x轴移动了dx,此时结晶等温面从A移到B,同时晶粒主轴由A成长到C。当dx很小时,可把看作是 ,同时还可以认为ABC是直角三角形,如令=ds,则式中vc晶粒成长的平均线速度(cm/s); v焊接速度(cm/s); vc与v之间的夹角()。由式(4-4)可见,在一定的焊接速度下,晶粒成长的平均线速度主要取决于cos值,而cos值又取决于焊接参数和被焊金属的热物理性能。利用焊接传热学理论可以推导出它们之间的数学关系。这种计算虽然是定性的,但仍能概要地说明熔池中结晶的规律。4.1.3熔

12、池结晶的线速度为了深入了解角的影响因素,可将熔池的形状简化为半个椭球体(见图4-8),可以推导出以下方程式:在厚大焊件的表面上快速堆焊时(见图4-8),OB为熔池椭球的短轴之半;Kz=,OH为熔池椭球的熔深半轴。图4-8熔池形状4.1.3熔池结晶的线速度在薄板上自动焊接时式中薄板的厚度(cm);其他符号意义同前。分析式(4-4)式(4-6)可知:1)晶粒成长的平均线速度vc是变化的。在式(4-6)中,当y=OB时,Ky=1,cos=0,=90,vc=0,说明在熔合线上晶粒开始成长的瞬时,成长的方向垂直于熔合线,晶粒成长的平均线速度等于零。当y=0时,cos=1,=0,vc=v,说明当晶粒成长到

13、接触Ox轴时,晶粒成长的平均线速度等于焊接速度。由此可见,在晶粒成长过程中,当y由OB逐渐趋近于0时,值由90逐渐趋近于0,晶粒成长的平均线速度vc由0逐渐增大到v。这表明晶粒成长的方向是变化的;晶粒成长的平均线速度也是变化的,在熔合线上最小(其值为零),在焊缝中心最大(其值等于焊接速度)。4.1.3熔池结晶的线速度2)焊接参数对晶粒成长方向及平均线速度的影响。由式(4-5)可见,当焊接速度v越小时,角越小,晶粒主轴的成长方向越弯曲(见图4-9a)。当焊接速度v越大时,角越大,也就是晶粒主轴的成长方向越垂直于焊缝的中心线(见图4-9b)。工业纯铝钨极氩弧焊(TIG)在不同焊接速度条件下的晶粒成

14、长方向如图4-10所示。图4-9焊接速度对晶粒成长的影响图4-10工业纯铝TIG在不同焊接速度条件下的晶粒成长方向4.1.3熔池结晶的线速度当晶粒主轴垂直于焊缝中心时,容易形成脆弱的结合面。因此,采用过大的焊接速度时,在焊缝中心常出现纵向裂纹,如图4-11所示。焊接奥氏体钢和铝合金时应特别注意不能采用过大的焊接速度。实际上,熔池结晶速度与焊接热源作用的周期性变化、化学成分的不均匀性、合金元素的扩散、结晶潜热的析出等因素都有密切关系。因此,熔池结晶速度的变化规律是很复杂的。图4-11过大焊接速度时焊缝的纵向裂纹4.1.4熔池结晶的形态对焊缝的断面进行金相分析发现,焊缝中的晶体形态主要是柱状晶和少

15、量等轴晶。在显微镜下进行微观分析时,可以发现在每个柱状晶内有不同的结晶形态,如平面晶、胞晶及树枝状晶等。结晶形态的不同,是由于金属纯度及散热条件不同所引起的。熔池结晶过程中晶体的形核和长大都必须具有一定的过冷度。由于在纯金属凝固结晶过程中不存在化学成分的变化,因此纯金属的凝固点理论上为恒定的温度。液相中的过冷度取决于实际结晶温度低于凝固点的数值。例如冷却速度越大,实际结晶温度越低,过冷度就越大。工业上用的金属大多是合金,即使是纯金属,也不是理论上的那么纯。合金的结晶温度与成分有关,先结晶与后结晶的固液相成分也不相同,造成固-液界面一定区域的成分起伏。因此合金凝固时,除了由于实际温度造成的过冷之

16、外(温度过冷),还存在由于固-液界面处成分起伏而造成的成分过冷。所以合金结晶时不必需要很大的过冷就可出现树枝状晶,而且随着不同的过冷度,晶体成长会出现不同的结晶形态。4.1.4熔池结晶的形态大致可分为平面晶、胞状晶、胞状树枝晶、树枝状晶及等轴晶五种。这五种结晶形态中,除等轴晶外的其他四种结晶形态,都属于柱状晶范围。这五种不同的结晶形态具有内在的因素。大量的试验表明,结晶形态主要取决于合金中溶质的浓度C0、结晶速度R(或晶粒长大速度)和液相中温度梯度G的综合作用。C0、R和G对结晶形态的影响如图4-12所示。当结晶速度R和温度梯度G不变时,随合金中溶质浓度的提高,成分过冷增加,从而使结晶形态由平

17、面晶变为胞状晶、胞状树枝晶、树枝状晶,最后到等轴晶。当合金中溶质的浓度C0一定时,结晶速度R越大,成分过冷的程度越大,结晶形态也可由平面晶过渡到胞状晶、树枝状晶,最后到等轴晶。当合金中溶质的浓度C0和结晶速度R一定时,随液相温度梯度的提高,成分过冷的程度减小,因而结晶形态的演变方向恰好相反,由等轴晶、树枝状晶逐步演变到平面晶。上述关于不同结晶条件对晶体成长形态影响的一般规律,对于分析焊缝金属的凝固结晶组织、焊缝金属的性能和形成焊接缺欠等都有着重要的指导意义。4.1.4熔池结晶的形态1. 实际焊缝的结晶形态焊接熔池中成分过冷的情况在焊缝的不同部位是不同的,因此会出现不同的焊缝结晶形态。在熔池的熔

18、化边界,由于温度梯度G较大,结晶速度R又较小,成分过冷接近于零,所以平面晶得到发展。随着远离熔化边界向焊缝中心过渡时,温度梯度G逐渐变小,而结晶速度逐渐增大,所以结晶形态将由平面晶向胞状晶、胞状树枝晶,一直到等轴晶的方向发展。图4-13所示为焊缝结晶形态的变化过程。在对于焊缝凝固组织的金相观察中,证实了上述结晶形态变化的趋势。图4-13焊缝结晶形态的变化过程4.1.4熔池结晶的形态实际焊缝中,由于母材的化学成分、厚度及接头形式不同,不一定具有上述全部结晶形态。如图4-14a所示,纯度为99.99%的铝焊缝中,在熔合线附近为平面晶,到焊缝中心为胞状晶;而纯度为99.6%的铝焊缝出现胞状树枝晶(见

19、图4-14b),焊缝中心可出现等轴晶(见图4-14c)。图4-14纯铝薄板(厚度为1mm)TIG点焊焊缝凝固结晶组织形态4.1.4熔池结晶的形态(1)焊接电流的影响当焊接速度一定时,焊接电流对焊缝凝固结晶组织的影响如图4-15所示。焊接电流较小时,焊缝得到胞状组织(见图4-15a);增加电流时,得到胞状树枝晶(见图4-15b);电流继续增大,出现更为粗大的胞状树枝晶(见图4-15c)。图4-15 HY80钢焊接电流对焊缝组织的影响4.1.4熔池结晶的形态(2)焊接速度的影响当焊接速度增大时,熔池中心的温度梯度下降很多。快速焊接时,在焊缝中心往往出现大量的等轴晶(见图4-16c);而低速焊接时,

20、在熔合线附近出现胞状树枝晶,在焊缝中心出现较细的胞状树枝晶(见图4-16a、b)。图4-16蒙乃尔合金TlG焊焊缝结晶形态4.1.5焊接接头的化学成分不均匀性1.焊缝中的化学成分不均匀性熔池金属在结晶过程中,由于来不及扩散而表现出化学成分的不均匀性。例如,在低碳钢焊缝的晶界,碳的含量要比焊缝的平均含碳量略高一些,称为晶界偏析,这是一种微观偏析。这种现象将影响焊缝的组织性能,严重时会引起焊接裂纹。根据焊接过程的特点,焊缝中的偏析主要有三种。(1)显微偏析根据金属学平衡结晶过程理论可知,钢在凝固过程中,液固两相的合金成分都在变化着。通常先结晶的固相含溶质的浓度较低,也就是先结晶的固相比较纯;后结晶

21、的固相含溶质的浓度较高,并富集了较多的杂质。由于焊接的冷却速度较快,固相内的成分来不及扩散,在相当大的程度上保持着由于结晶的先后所产生的化学成分不均匀性。(2) 区域偏析焊接时由于熔池中存在激烈的搅拌作用,同时焊接熔池又不断向前移动,不断有新的液体金属溶入熔池。因此,结晶后的焊缝,从宏观上不会像铸钢锭那样有大体积的区域偏析。但是,在焊缝结晶时,由于柱状晶继续长大和向前推进,会把溶质或杂质“驱赶”向熔池的中心。这时熔池中心的杂质浓度逐渐升高,致使在最后凝固的部位产生较严重的区域偏析。(3) 层状偏析在焊缝断面经过浸蚀的金相试件上,可以明显地看出层状分布图像。这些分层反映出结晶过程的周期性变化,是

22、由于化学成分分布不均匀所造成的。这种化学不均匀性称为层状偏析,如图4-18所示。熔池金属结晶时,在结晶前沿的液体金属中溶质浓度较高,同时富集了一些杂质。当冷却速度较慢时,这一层浓度较高的溶质和杂质可以通过扩散而减轻偏析的程度。但冷却速度很快时,在没有来得及“均匀化”就已凝固,从而造成了溶质和杂质较多的结晶层。由于结晶过程放出结晶潜热及熔滴过渡时热输入的周期性变化,致使凝固界面的液体金属成分也会发生周期性的变化。采用放射性同位素进行焊缝中元素分布规律的研究证明,产生层状偏析的原因是由于热的周期性作用而引起的。4.1.4熔池结晶的形态图4-18焊缝的层状偏析4.1.4熔池结晶的形态层状偏析集中了一

23、些有害的元素(如C、S、P等),因而焊接缺欠也往往出现在偏析层中。图4-19所示是由层状偏析所造成的气孔。层状偏析也会使焊缝的力学性能不均匀、耐蚀性下降,以及断裂韧度降低等。图4-19由层状偏析所造成的气孔4.1.4熔池结晶的形态2.熔合区的化学不均匀性熔合区是焊接接头中的一个薄弱地带,许多焊接结构的失效事故常常是由熔合区的某些焊接缺欠而引起的。例如冷裂纹、再热裂纹和脆性相等常起源于熔合区。因此,对这个区域的一些组织和性能应当给以足够的重视。(1)熔合区的形成在焊接条件下,熔化过程是很复杂的,即使焊接参数十分稳定,由于各种因素的影响,也会使热能的传播极不均匀如图4-20所示,有阴影的地方是熔化

24、了的晶粒,其中有些晶粒有利于导热而熔化的较多(如图中的1、3、5),有些晶粒熔化较少(如图中的2、4)。所以母材与焊缝交界的地方并不是一条线,而是一个区域,称为熔合区。图4-20熔合区晶粒熔化的情况4.1.4熔池结晶的形态(2)熔合区宽度熔合区的大小取决于材料的液相线与固相线之间的温度范围、被焊材料本身的热物理性质和组织状态。熔合区宽度可按下式进行估算,即式中A熔合区的宽度(mm); TL被焊金属的液相线温度(); TS被焊金属的固相线温度(); (T/y)温度梯度(/mm)。碳钢、低合金钢熔合区附近的温度梯度为30080/mm,液、固相线的温度差约为40。因此,一般电弧焊的条件下,熔合区宽度

25、约为4.1.4熔池结晶的形态(3)熔合区的成分分布熔合区由于存在着严重的化学成分不均匀性,导致性能下降,成为焊接接头中一个薄弱的地带。通过试验研究和理论分析可知,在固-液界面溶质浓度的分布如图4-21所示。界面附近溶质浓度的波动是比较大的,图中的实线表示固液两相共存时溶质浓度的变化,虚线表示凝固后的溶质浓度变化。与界面不同距离处的溶质浓度的理论计算公式为:式中CS(y,t)距界面为y、接触时间为t时,溶质在固相中的质量百分浓度; CL(y,t)距界面为y、接触时间为t时,溶质在液相中的质量百分浓度; C0、C0溶质在固、液相中的质量百分浓度; DS、DL该溶质在固液共存时,在固、液相中的扩散系

26、数; K0=CS/CL溶质在固液相中的分配系数,K0值见表4-2; ?(A)高斯积分函数(又称克兰伯超越函数),可查专用函数表。由式(4-9)和式(4-10)可见,熔合区固-液界面附近溶质元素的浓度分布取决于该元素在固、液相中的扩散系数和分配系数。4.1.4熔池结晶的形态表4-2-Fe中各元素的平衡分配系数K0焊接条件下,在熔合区元素的扩散转移是激烈的,特别是硫、磷、碳、硼、氧和氮等。采用放射性同位素S35研究熔合区中硫的分布如图4-22所示。图中排在上面的数据是在热输入E=l1.76kJ/cm条件下测得的;排在下面的数据是在热输入E=23.94kJ/cm条件下测得的。由图4-22可以看出,硫

27、在熔合区中的分布是跳跃式变化的。图4-22熔合区中硫的分布AlBCCrCoCuHMoMnONiNPSiSTiWVZr0.92 0.110.200.950.940.900.270.860.900.020.830.250.130.830.020.400.950.960.54.2焊缝固态相变 焊接熔池凝固以后,随着连续冷却过程的进行,焊缝金属组织将会发生转变。焊缝金属组织状态,受焊缝的化学成分和冷却条件的影响。焊缝金属固态相变的机理与一般钢铁材料固态相变的机理相同,可根据焊接特点,结合低碳钢、低合金钢的相变特点进行分析。4.2.1低碳钢焊缝的固态相变由于低碳钢的含碳量较低,所以低碳钢焊缝固态相变后的

28、结晶组织主要是铁素体加少量的珠光体。铁素体一般是首先沿原奥氏体边界析出的,这样就勾画出凝固组织的柱状晶轮廓,其晶粒十分粗大,甚至一部分铁素体还具有魏氏组织的形态。魏氏组织的特征是铁素体在奥氏体晶界呈网状析出,也可从奥氏体晶粒内部沿一定方向析出,具有长短不一的粗针状或条片状,直接插入珠光体晶粒之中。魏氏组织主要出现在晶粒粗大的过热的焊缝中(见图4-23),它的脆性比较大,韧性差,在焊缝中不希望出现这种组织。在多层焊的焊缝及经过热处理的焊缝金属中,由于焊缝受到了重复加热或二次加热,焊缝的性能将会得到改善。这时焊缝的组织是细小的铁素体和少量珠光体,并使柱状晶组织得到改善。一般使钢中柱状晶消失的临界温

29、度约在A3点以上2030。图4-24所示为低碳钢单层焊缝柱状晶消失的临界温度与加热温度及加热时间的关系。由图4-24可看出,约在900以上短时间加热,即可使柱状组织消失。但是,多层焊时由于受热的温度和时间不同,所以柱状晶消失的程度也不相同。由图4-25可见,低碳钢单层焊缝受不同温度的再加热时,柱状晶的细化程度不同,因而具有不同的冲击韧度。在900附近的再加热效果最好,超过1100时则发生晶粒粗化;在600左右加热时,由于焊缝金属中的碳、氮元素发生时效而使冲击韧度下降。 4.2.1低碳钢焊缝的固态相变图4-24低碳钢单层焊缝柱状晶消失的临界温度图4-25低碳钢单层焊缝再加热时的冲击韧度变化4.2

30、.2低合金钢焊缝的固态相变低合金钢焊缝固态相变后的组织比低碳钢焊缝组织要复杂得多,随着焊接材料、熔合比、与母材混合后的化学成分及冷却条件的不同,可出现不同的焊缝组织。除铁素体和珠光体之外,还会出现多种形态的贝氏体和马氏体,它们对焊缝金属的性能有十分重要的影响。应当指出,低合金钢焊缝中的铁素体、珠光体,与低碳钢焊缝中的铁素体、珠光体虽然在组织结构上相同,但在形态上有很大的差别,因此也会表现出不同的性能。此外,焊缝是在非平衡状态下进行凝固和固态相变的,所以相变后的组织也不会像母材那样均匀。由于焊缝是铸态组织,焊缝中的氧含量往往比母材约高10倍以上(氧含量可达10-2%数量级)。较高的氧含量不仅影响

31、焊缝的性能,同时也影响组织转变,使奥氏体连续冷却转变图向左移动。4.2.2低合金钢焊缝的固态相变1. 铁素体转变研究表明,低合金钢焊缝中的铁素体形态比较复杂,对于焊缝金属的强韧性有重要的影响。目前虽然对低合金钢焊缝的组织做了许多研究,但对金相组织的分类及本质的认识尚未完全统一,在名词术语上也有一些分歧。根据多数研究者的习惯用法,低合金钢焊缝中的铁素体大体可分为四类。(1)先共析铁素体(Proeutectoid Ferrite,PF)焊缝中的先共析铁素体是焊缝冷却到较高温度时,由奥氏体晶界处首先析出(转变温度在770680),也有人称为粒界铁素体(Grain Boundary Ferrite,G

32、BF)。在奥氏体晶界析出的PF数量,与焊接热循环的冷却条件有关。高温停留时间越长,冷却得越慢,PF数量就越多。PF在晶界析出的形态是变化的,与合金成分和冷却条件有关,一般情况下,PF呈细条状分布在奥氏体晶界,有时也呈块状出现,如图4-26所示。4.2.2低合金钢焊缝的固态相变图4-26低合金钢焊缝先共析铁素体PF的形态4.2.2低合金钢焊缝的固态相变(2)侧板条铁素体(Ferrite Side Plate,FSP)侧板条铁素体的形成温度比先共析铁素体稍低,在700550,它的转变温度范围较宽。侧板条铁素体是从奥氏体晶界PF的侧面以板条状向晶内成长的,从形态上看有如镐牙状(见图4-27)。它的转

33、变温度偏低,使低合金钢焊缝中的珠光体转变受到抑制。由于扩大了贝氏体的转变领域,也有人把这种组织称为无碳贝氏体(Carbon Free Bainite,CFB)。图4-27 焊缝中侧板条铁素体FSP4.2.2低合金钢焊缝的固态相变(3)针状铁素体(Acicular Ferrite,AF)针状铁素体的形成温度此FSP更低些,约在500形成。它是在原始奥氏体晶内以针状分布的,常以某些氧化物弥散夹杂质点为核心放射性成长。典型针状铁素体组织如图4-28所示,从该图中可以看到在先共析铁素体作为晶界的晶粒内部就是针状铁素体组织。图4-28低合金钢焊缝中针状铁素体AF4.2.2低合金钢焊缝的固态相变(4)细晶

34、铁素体(Fine Grain Ferrite,FGF)细晶铁素体是在奥氏体晶粒内形成的,通常低合金钢材质含有细化晶粒的Ti、B等元素。在细晶之间有珠光体和碳化物(Fe3C)析出。细晶铁素体是介于铁素体与贝氏体之间的转变产物,故又称贝氏铁素体(Bainitic Ferrite, BF)。细晶铁素体的转变温度通常在500以下,如果温度在约450时转变,可以获得上贝氏体(Bu)组织。图4-29所示是Q345钢采用E5015型焊条得到的焊缝组织,其中为多量的细晶铁素体及少量的珠光体组织。图4-29Q345钢焊缝中的细晶铁素体FGF(400)4.2.2低合金钢焊缝的固态相变2.珠光体转变由于焊接条件属于

35、非平衡的介稳状态,通常在低合金钢焊缝的固态转变中很少能得到珠光体组织。然而在很缓慢的冷却条件下,例如采取预热、缓冷及后热等技术措施的情况下,有可能获得珠光体组织。在接近平衡状态下,例如热处理时的连续冷却过程,珠光体转变发生在Ar1550之间,碳和铁原子的扩散都比较容易进行,属于典型的扩散型相变。然而在焊接条件下, 因为合金元素来不及充分扩散,珠光体转变将受到抑制,所以扩大了铁素体和贝氏体转变的领域。当焊缝中含有钛、硼等细化晶粒的元素时,珠光体转变可全部被抑制,如图4-30所示。图4-30含钛及硼低合金钢焊缝金属的奥氏体连续冷却转变图4.2.2低合金钢焊缝的固态相变珠光体是铁素体和渗碳体的层状混

36、合物,领先相为Fe3C。但随转变温度的降低,珠光体的层状结构越来越薄而密,在一般光学显微镜下须放大1000倍以上方能观察到细层片的结构。根据细密程度的不同,珠光体又分为层状珠光体(Lamellar Pearite,PL);粒状珠光体(Grain Pearite,Pg),又称托氏体(Tyusite);细珠光体(Fine Pearite,Pf),又称索氏体(Sorbite)。低合金钢焊缝中的珠光体如图4-31所示。图4-31低合金钢焊缝中的珠光体4.2.2低合金钢焊缝的固态相变3.贝氏体转变贝氏体(Bainite,B)转变属于中温转变,此时合金元素已不能扩散,只有碳还能扩散,它的转变温度在550M

37、s。在焊接条件下,低合金钢焊缝金属的贝氏体转变机制十分复杂,出现许多非平衡条件下的过渡组织。按贝氏体形成的温度区间及其特性来分,可分为上贝氏体(Upper Bainite,Bu)和下贝氏体(Lower Bainite,BL)。上贝氏体的特征:在光学显微镜下呈羽毛状,一般沿奥氏体晶界析出;在电镜下可以看出在平行的条状铁素体间分布有渗碳体。下贝氏体的特征:在光学显微镜下观察时,有些与回火板条马氏体相似;在电镜下可以看到许多针状铁素体和针状渗碳体机械混合,针与针之间呈一定的角度。由于下贝氏体的转变温度比较低,碳的扩散也较为困难,所以在铁素体内分布有碳化物颗粒。下贝氏体的形成温度区间在450Ms之间。

38、上贝氏体和下贝氏体的形态如图4-32所示。4.2.2低合金钢焊缝的固态相变图4-32 低合金钢焊缝中的贝氏体4.2.2低合金钢焊缝的固态相变在块状铁素体上M-A组元以粒状分布时,即称为粒状贝氏体(Grain Bainite,Bg);如以条状分布时,称为条状贝氏体(Lath Bainite,Bl)。焊缝中典型的粒状贝氏体的形态如图4-33所示。粒状贝氏体不仅在奥氏体晶界形成,也可在奥氏体晶内形成。图4-33 焊缝中的粒状贝氏体4.2.2低合金钢焊缝的固态相变4.马氏体转变当焊缝金属的含碳量偏高或合金元素较多时,在快速冷却条件下,奥氏体过冷到Ms温度以下将发生马氏体转变。根据含碳量的不同,可形成不

39、同形态的马氏体。(1)板条马氏体(Lath Martensite, LM)低碳低合金钢焊缝金属在连续冷却条件下,常出现板条马氏体。它的特征是在奥氏体晶粒的内部形成细条状马氏体板条,条与条之间有一定的交角,如图4-34a所示。图4-34马氏体的形态4.2.2低合金钢焊缝的固态相变(2)片状马氏体(Plate Martensite,PM)焊缝中含碳量较高(wC0.4%)将会出现片状马氏体,它与板条马氏体在形态上的主要区别是:马氏体片不相互平行,初始形成的马氏体较粗大,往往贯穿整个奥氏体晶粒,使以后形成的马氏体片受到阻碍。片状马氏体的大致形态如图4-34b所示。在低合金钢焊缝中,由于含碳量较低,通常

40、不存在这种组织。透射电镜观察薄膜试样表明,片状马氏体内部的亚结构存在许多细小平行的带纹,称为孪晶带,所以片状马氏体又称孪晶马氏体(Twins Martensite,MT)。这种马氏体的含碳量较高,又称高碳马氏体。孪晶马氏体的硬度很高,而且很脆,不希望在焊缝中出现这种组织。因此,焊接时应尽可能降低焊缝中的碳含量,某些中、高碳低合金钢焊接时,甚至采用奥氏体焊条,所以焊缝中一般不会出现孪晶马氏体。只有含碳量较高的焊接热影响区,在预热温度不足的情况下才会出现孪晶马氏体组织。板条马氏体与片状马氏体在电镜下的组织特征如图4-35所示。4.2.2低合金钢焊缝的固态相变图4-35 电镜下马氏体的形态4.2.2

41、低合金钢焊缝的固态相变焊缝金属连续冷却组织转变图根据所用焊接材料化学成分的不同可有较大的差异,这里仅按一般等强匹配的低合金钢焊缝进行讨论。焊缝金属成分:wC=0.11%,wSi=0.31%,wMn=1.44%,wO=0.071%,焊态的组织根据冷却条件的不同,主要有先共析铁素体(PF)和侧板条铁素体(FSP),并有一定针状铁素体(AF)、贝氏体(B)和少量马氏体(M)等。金属连续冷却组织转变图示例如图4-37所示。由图4-37可见,缓慢冷却可得到块状的先共析铁素体和珠光体,冷却快时可得到针状铁素体、细晶铁素体和马氏体。图4-37金属连续冷却组织转变图示例4.2.2低合金钢焊缝的固态相变如果焊缝

42、中的合金元素增多或含氧量降低时,将使金属连续冷却组织转变图向右移动,如图4-38所示。图4-38合金元素和含氧量对金属连续冷却组织转变图的影响4.3焊缝性能的改善具有相同化学成分的焊缝金属,由于结晶形态和组织不同,在性能上会有很大的差异。通常,焊接构件在焊后不进行热处理。因此,应尽可能保证焊缝凝固以后,经过固态相变就具有良好的性能。在焊接工作中用于改善焊缝金属性能的途径很多,归纳起来主要是焊缝的固溶强化、变质处理(微合金化)和调整焊接工艺。4.3.1焊缝金属的强化与韧化改善焊缝金属凝固组织性能的有效方法之一是向焊缝金属中添加某些合金元素,起固溶强化和变质处理的作用。根据不同的目的及要求,可加入

43、不同的合金元素,以改变凝固组织的形态,从而提高焊缝金属的性能。特别是近年来采用了多种微量合金元素,大幅度地提高了焊缝金属的强度和韧性。研究结果表明,通过焊接材料(焊条、焊丝或焊剂等)向熔池中加入细化晶粒的合金元素,如Mo、V、Ti、Nb、B、Zr、Al和稀土等,可以改变焊缝结晶形态,使焊缝金属的晶粒细化,既可提高焊缝的强度和韧性,又可改善抗裂性能。1.锰(Mn)和硅(Si)对焊缝性能的影响Mn和Si是一般低碳钢和低合金钢焊缝中不可缺少的合金元素,它们一方面可使焊缝金属充分脱氧,另一方面可提高焊缝的抗拉强度(属于固溶强化),但对韧性的影响不利。单纯采用Mn、Si提高焊缝的韧性是有限的,特别是在采

44、用大热输入方法进行焊接时,难以避免产生粗大先共析铁素体和侧板条铁素体。因此,必须向焊缝中加入其他细化晶粒的合金元素才能进一步改善组织和提高焊缝的韧性。4.3.1焊缝金属的强化与韧化2.钼(Mo)对焊缝韧性的影响低合金钢焊缝中加入少量的Mo不仅可以提高强度,也能改善韧性。焊缝中的Mo含量少时,形成粗大的先共析铁素体(PF);当Mo含量太高时(wMo0.5%),组织转变温度随即降低,形成上贝氏体的板条状组织(即无碳贝氏体),韧性显著下降。当wMo=0.20%0.35%时,有利于形成均一的细晶铁素体(FGF),韧性可大大提高。如果向焊缝中再加入微量Ti,更能发挥Mo的有益作用,使焊缝金属的组织更加均

45、一化,韧性显著提高。3.铌(Nb)和钒(V)对焊缝韧性的影响适量的Nb和V可以提高焊缝的冲击韧性。因为Nb和V在低合金钢焊缝金属中可以固溶,从而推迟了冷却过程中奥氏体向铁素体的转变,能抑制焊缝中先共析铁素体(PF)、侧板条铁素体(FSP)的产生,有利于形成细小的针状铁素体(AF)组织。如wNb=0.03%0.04%、wV=0.05%0.1%时可使焊缝具有良好的韧性。另外,Nb及V还可以与焊缝中的氮化合生成NbN、VN,从而固定了焊缝中的可溶性氮,使得焊缝金属的韧性提高。但是,采用Nb及V来韧化焊缝,当焊后不再进行正火处理时,V、Nb的氮化物以微细的共格沉淀相存在,会导致焊缝的强度大幅度提高,焊

46、缝的韧性下降。4.3.1焊缝金属的强化与韧化4.钛(Ti)、硼(B)对焊缝韧性的影响低合金钢焊缝中有Ti、B存在可以大幅度地提高韧性。但Ti、B对焊缝金属组织细化的作用是很复杂的,与氧、氮有密切的关系。Ti与氧的亲和力很大,焊缝中的Ti以微小颗粒氧化物TiO的形式弥散分布于焊缝中,从而促进焊缝金属晶粒细化。此外,这些微小颗粒状的TiO还可以作为针状铁素体(AF)的形核质点。Ti在焊缝中保护B不被氧化,因此B可作为原子状态偏聚于晶界,由于B的原子半径很小,高温下极易向奥氏体晶界扩散。这些聚集在奥氏体晶界的B原子降低了晶界能,抑制了先共析铁素体(PF)、侧板条铁素体(FSP)的形核与生长,从而促使

47、针状铁素体形成,改善了焊缝组织的韧性。4.3.1焊缝金属的强化与韧化5.镍(Ni)对焊缝韧性的影响Ni既可以提高钢的强度,又可以使钢的韧性(特别是低温韧性)保持很高的水平。当wNi0.3%时,其韧脆转变温度可达-100以下,当wNi增高到4%5%时,韧脆转变温度可降至-180。由于镍是奥氏体化形成元素,因此增加一定的含镍量可以提高钢材和焊缝的耐蚀性。高强高韧焊接材料的开发中,增加一定的含镍量可以提高焊缝的低温冲击吸收能量。但是,这种高镍类型的焊接材料在价格上比较贵。4.3.2改善焊缝性能的工艺措施1.焊后热处理焊后热处理可以改善焊接接头的组织,可以充分发挥焊接结构的潜在性能。因此,一些重要的焊

48、接结构,一般都要进行焊后热处理,例如珠光体耐热钢的电站设备、电渣焊的厚板结构,以及中碳调质钢的飞机起落架等,焊后都要进行不同的热处理,以改善结构的性能。例如可以采用焊后回火、正火或调质处理。2. 多层多道焊接对于相同板厚焊接结构,采用多层多道焊接可以有效地提高焊缝金属的性能。这种方法一方面由于每层焊缝的热输入变小而改善了熔池凝固结晶的条件,以及减少了热影响区性能恶化的程度;另一方面,后一层对前一层焊道具有附加热处理的退火作用,从而改善了焊缝固态相变的组织。多层多道焊接已发展成为由计算机控制热输入的多丝焊接,丝间的距离、焊接参数和层间厚度均由计算机程序进行控制,从而可以获得理想的焊接质量。4.3

49、.2改善焊缝性能的工艺措施3. 锤击焊道表面锤击焊道表面既能改善后层焊缝的凝固结晶组织,也能改善前层焊缝的固态相变组织。因为锤击焊道可使前一层焊缝中的晶粒不同程度地破碎,使后层焊缝在凝固时晶粒细化,这样逐层锤击焊道就可以改善整个焊缝的组织性能。此外,锤击可产生塑性变形而降低残余应力,从而提高焊缝的韧性和疲劳性能。对于一般碳钢和低合金钢多采用风铲锤击,锤头圆角以1.01.5mm为宜,锤痕深度为0.51.0mm,锤击的方向及顺序,应先中央后两侧,依次进行,如图4-39所示。图4-39锤击的方向及顺序4. 跟踪回火处理跟踪回火处理就是每焊完一道焊缝立即用火焰加热焊道表面,温度控制在9001000。例

50、如厚度为9mm的板采用焊条电弧焊方法焊接三层时,每层焊道的平均厚度约为3mm,则第三层焊完时进行的跟踪回火,对前两层焊缝有不同程度的热处理作用。最上层焊缝(03mm)相当于正火处理,对中层焊缝(36mm)承受约750的高温回火,对下层焊缝(69mm)进行600左右的回火处理。所以采用跟踪回火,不仅改善了焊缝的组织,同时也改善了焊接区的性能,因此焊接质量得到了显著的提高。4.3.2改善焊缝性能的工艺措施4.3.2改善焊缝性能的工艺措施5. 振动结晶振动结晶是改善熔池凝固结晶的一种方法。振动结晶就是采用振动的方法来打碎正在成长的柱状晶粒,从而获得细晶组织。根据振动方式的不同,可分为低频机械振动、高