第四章焊接接頭焊縫組織與性能

第四章焊接接頭的組織與性能

熔焊時，在高溫?zé)嵩吹淖饔孟?，母材將發(fā)生局部熔化，并與熔化了焊絲金屬攪拌混合而形成焊接熔池。與此同時，進(jìn)行了短暫而復(fù)雜的冶金反應(yīng)。當(dāng)焊接熱源離開以后，熔池金屬便開始凝固（結(jié)晶）。4.1熔池凝固和焊縫固態(tài)相變?nèi)鄢啬踢^程的研究目的1)熔池凝固過程對焊縫金屬的組織、性能具有重要影響。2)焊接工程中，由于熔池中的冶金條件和冷卻條件不同，可得到性能差異很大的組織。3)有許多缺陷是在熔池凝固的過程中產(chǎn)生的，如:氣孔、夾雜、偏析和結(jié)晶裂紋等。4)焊接過程是處于非平衡的熱力學(xué)條件，熔池金屬在凝固過程中會產(chǎn)生許多晶體缺陷，如:點缺陷（空位和間隙原子）、線缺陷（位錯）和面缺陷（界面）。這些缺陷的嚴(yán)重影響焊縫金屬性能。4.1.1熔池凝固的特點1)熔池的凝固條件和特點a.結(jié)晶過程：晶核生成和晶核長大b.熔池的體積小、冷卻速度大熔池的體積最大只有30cm3，重量不超過100g。周圍冷金屬包圍→冷速非常大，4100℃/s。鋼錠平均冷速（3150）10-4℃/s。2）熔池中的金屬處于過熱狀態(tài)

電弧焊條件下，熔池溫度1770100

℃，熔滴2300200

℃。鋼錠不超過1550℃。3）熔池在運動狀態(tài)下結(jié)晶4.1.2熔池結(jié)晶的一般規(guī)律結(jié)晶—形核與長大過程。在熔池狀態(tài)下，結(jié)晶過程規(guī)律？焊縫金屬結(jié)晶形態(tài)？1）熔池中晶核的形成均勻形核與非均勻形核。過冷度，形核功。焊接條件下，熔池中存在兩種表面：

a.合金元素或雜質(zhì)的懸浮質(zhì)點

b.熔合區(qū)附近半熔化的金屬界面晶粒表面（主要的非自發(fā)形核表面）。2)熔池中的晶核長大

柱狀晶生長的形態(tài)與焊接條件密切相關(guān)，如:焊接線能量、焊縫位置、熔池攪拌與振動等。粗大的柱狀晶4.1.3焊縫金屬的化學(xué)成分不均勻性

冷速快，化學(xué)成分?jǐn)U散不充分→偏析。1）焊縫中的化學(xué)不均勻性成分偏析顯微偏析區(qū)域偏析層狀偏析晶界、亞晶界、樹枝晶之間雜質(zhì)等在焊縫中心區(qū)域聚集結(jié)晶過程的周期性變化

層狀偏析往往聚集有害元素，也易于形成缺陷，尤其是氣孔→力學(xué)性能不均勻，抗腐蝕性下降，斷裂韌性降低等。2）熔合區(qū)的化學(xué)不均勻性

整個焊接接頭的最為薄弱環(huán)節(jié)。易出現(xiàn)缺陷，如：裂紋。A熔合區(qū)的形成半熔化過渡狀態(tài)、熱傳播不均勻、晶粒的傳熱方向不同。第三章熔池凝固與焊縫固態(tài)相變

B熔合區(qū)寬度

材料的液—固溫度范圍、被焊材料自身的熱物理性質(zhì)和組織狀態(tài)：被焊金屬的固相線溫度溫度梯度被焊金屬的液相線溫度

低合金鋼熔合區(qū)附近的溫度梯度約為300～80℃/mm，液固相線溫度差約40℃，因此，一般電弧焊條件下，熔合區(qū)寬度為：A=40/（300～80）=0.133～0.50mm

奧氏體鋼電弧焊：A=0.06～0.12mm

熔合區(qū)的寬度對焊縫性能影響很大。由于焊接工藝的因素，當(dāng)熔合區(qū)寬度大時，焊縫的整體性能下降。如：奧氏體不銹鋼的熔合區(qū)寬度在0.1mm時，對不銹鋼焊接接頭的抗腐蝕性影響不大；當(dāng)該寬度較大，達(dá)到接近1mm時，則焊接接頭的耐蝕性顯著下降，甚至出現(xiàn)裂紋。第三章熔池凝固與焊縫固態(tài)相變

C熔合區(qū)的成分分布成分嚴(yán)重不均勻→性能下降

熔合區(qū)固-液界面附近元素（溶質(zhì)）的濃度分布決定于該元素在固、液相中的擴(kuò)散系數(shù)和分配系數(shù)。

異種鋼焊接時，特別注意這一問題。很多焊接接頭的早期失效與此有關(guān)。問題：分析焊縫和熔合區(qū)的化學(xué)不均勻性,為什么會形成這種不均勻性?

1、從冷態(tài)開始到加熱熔化，形成熔池的溫度可達(dá)2000℃以上，母材又是冷態(tài)金屬，兩者溫差巨大。并且隨熱源的移動局部受熱區(qū)也在不斷移動，造成組織轉(zhuǎn)變差異和整個接頭組織不均勻。2、焊接熔池體積小，焊縫金屬從熔化到凝固只有幾秒鐘時間。在如此短時間內(nèi)，冶金反應(yīng)是不平衡的，使焊縫金屬的成分分布不均勻，有時區(qū)域偏析很大。

3、焊接過程中溫度高，液體金屬蒸發(fā)，化學(xué)元素?zé)龘p，有些元素在焊縫金屬和母材金屬之間相互擴(kuò)散，近縫區(qū)各段所處的溫度不同，冷卻后焊接區(qū)的顯微組織差別極大。

4.2焊縫固態(tài)相變

4.2.1低碳鋼焊縫的固態(tài)相變

含C量低→鐵素體F+珠光體P。特點：組織粗大，過熱時鐵素體中有粗大魏氏組織一次結(jié)晶組織：粗大柱狀晶改善措施1)多層焊：焊縫獲得細(xì)小和少量珠光體(P)，使柱狀晶組織破壞。2)焊后熱處理：加熱A3,柱狀晶消失。3)冷卻速度：冷卻速度↑，硬度↑。4.2.2低碳鋼焊縫的固態(tài)相變組織

低合金鋼焊縫二次組織，隨匹配焊接材料化學(xué)成分和冷卻條件的不同，可有不同的組織。以F為主，P、B、M占次要地位。以F為主，F(xiàn)越細(xì)小，則韌脆轉(zhuǎn)變溫度越低，以V型缺口沖擊試件斷口中纖維區(qū)占50%時的溫度VTS為判斷。1）鐵素體鐵素體形態(tài)不同a先共析鐵素體ProeutectoidFerrite(PF)

晶界鐵素體GrainBoundaryFerrite(GBF)b側(cè)板條鐵素體FerriteSidePlate(FSP)c針狀鐵素體AcicularFerrite(AF)d細(xì)晶鐵素體FineGrainFerrite(FGF)a晶界鐵素體(GBF)(先共析鐵素體PF)

先共析鐵素體(PF)——是沿原奧氏體晶界析出的鐵素體。先共析鐵素體也稱晶界鐵素體。沿晶界呈長條狀擴(kuò)展和以多邊形形狀互相連結(jié)沿晶界分布。在高溫區(qū)發(fā)生γ→α，相變時優(yōu)先形成，因晶界能量較高而易于形成新相核心。先共析鐵素體的位錯密度較低。b側(cè)板條鐵素體（FSP）生成于500-700℃。

是由晶界向晶內(nèi)擴(kuò)展的板條狀或鋸齒狀鐵素體，實質(zhì)是魏氏組織。其長寬比在20：1以上。側(cè)板條鐵素體在低合金鋼焊縫中不一定總是存在，但出現(xiàn)的機(jī)會比母材多。當(dāng)先共析鐵素體和側(cè)板條鐵素體長大時，其γ／α界面上γ一側(cè)的碳濃度增加，極為接近共析成分，故γ易分解為珠光體而出現(xiàn)于側(cè)板條鐵素體的間隙之中。側(cè)板條鐵素體晶內(nèi)位錯密度大致和先共析塊素體相當(dāng)或稍高一些。側(cè)板條鐵素體FerriteSidePlate(FSP)c針狀鐵素體（AF）出現(xiàn)于原奧氏體晶內(nèi)的有方向性的細(xì)小鐵素體。寬約2μm左右，長寬比多在3：1至10：1的范圍內(nèi)。針狀鐵素體可能是以氧化物或氮化物(如：TiO或TiN)為基點，呈放射狀生長，相鄰AF間的方位差為大傾角，其間隙存在有滲碳體或馬氏體，多半是M－A組元，決定于合金化程度。針狀鐵素體晶內(nèi)位錯密度較高，為先共析鐵素體的2倍左右。位錯之間互相纏結(jié)，分布不均勻，但又不同于經(jīng)受劇烈塑性形變后出現(xiàn)的位錯形態(tài)。d細(xì)晶鐵素體(FGF)(貝氏體鐵素體)生成于450℃以下。板條間為小傾角，板條內(nèi)的位錯密度很高。用不同強(qiáng)度級別焊條所焊接焊縫J507焊條:焊縫中有FSP，其間存在珠光體，未見MA；J707焊條:焊縫中是塊狀MA組元；J807焊條:焊縫中已無PF，MA組元呈顆粒狀；J907焊條:焊縫中因合金化程度提高,出現(xiàn)板條狀馬氏體，部分MA組元由顆粒狀變成條狀。針狀鐵素體AcicularFerrite(AF)FGF+PP+F粒P+AF2)珠光體沒有什么變化。3)貝氏體對焊縫性能影響很復(fù)雜。粒貝羽狀Bu+板M板條M與MAM+MA4)馬氏體有淬硬傾向的鋼，焊后冷卻時可能形成馬氏體。冷裂紋形成概率增大4.3焊縫性能的控制

4.3.1焊縫金屬的固溶強(qiáng)化和變質(zhì)處理

合金元素的作用復(fù)雜。結(jié)合具體的鋼種、焊接方法和焊接工藝規(guī)范具體分析。

微合金化，Mo、V、Ti、Nb、B、Zr、Al和稀土，細(xì)化晶?！鷱?qiáng)韌性提高。1）Mn和Si對焊縫性能的影響

低碳鋼和低合金鋼焊縫中不可缺少的元素；焊縫金屬充分脫氧；提高焊縫的抗拉強(qiáng)度（固溶強(qiáng)化）。w(Mn)=0.8%～1.0%時，焊縫沖擊吸收功最高

焊縫中w(Mn)0.8%，w(Si)0.10%，組織為粗大的先共析鐵素體（PF）。

焊縫中w(Mn)1.0%，w(Si)0.10%，組織為粗大的側(cè)板條鐵素體（FSP）。w(Mn)=0.8～1.0%，w(Si)=0.10～0.25%，組織為細(xì)晶鐵素體（FGF）和針狀鐵素體（AF），韌性最好（-20℃，

AKV100J）。

加入細(xì)化晶粒的合金元素，進(jìn)一步改善組織，提高焊縫韌性。2）Nb和V對焊縫韌性的影響適量的Nb和V可以提高焊縫沖擊韌性。改善組織，得到細(xì)小的AF。

w(Nb)=0.03～0.04%，w(V)=0.05～0.10%時，焊縫韌性良好。

形成難熔氮化物（NbN、VN），固定焊縫中的N，韌性提高。

恰當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚?。?qiáng)烈共格沉淀強(qiáng)化作用，強(qiáng)度大幅度提高，韌性下降。3）Ti、B對焊縫韌性的影響大幅度提高焊縫韌性。a.TiO

親和力很大，TiO微小顆粒彌散分布，細(xì)化晶粒。b.最佳含量焊縫化學(xué)成分：w(C)=0.11～0.14%，w(Si)=0.20～0.35%，w(Mn)=1.2～1.5%，w(O)=0.027～0.032%，w(N)=0.0028～0.0055%，

w(Ti)=0.01～0.02%，w(B)=0.0020～0.0060%。c.Ti保護(hù)B不被氧化。原子B偏聚于晶界(rB=9.8nm)，降低晶界能，抑制PF(GBF和FSP)析出，促進(jìn)AF形成，改善焊縫組織。4)Mo對焊縫韌性的影響w(Mo)=0.20～0.35%，F(xiàn)GF+AF，韌性最佳。Mo和Ti聯(lián)合作用。w(Mo)=0.20～0.35%，w(Ti)=0.03～0.05%，良好韌性。大能量埋弧焊，當(dāng)0oC時，夏