焊接热输入对车用大梁钢焊缝金属组织的影响毕业论文.doc

学 士 毕 业 论 文Shandong University Bachelors Thesis论文题目：焊接热输入对车用大梁钢焊缝金属组织的影响目 录摘要关键词ABSTRACTKEY WORDS第 1 章 绪论11.1 选题背景和意义11.2 高强钢21.3 高强钢的焊接性31.4高强钢的焊接工艺41.4.1 焊接方法41.4.2 焊材匹配51.4.3 预热和热输入51.5 高强钢焊缝金属性能的研究现状61.5.1 氢元素对性能的影响61.5.2 氮元素对性能的影响61.6 堆焊与MAG焊工艺71.7 高强钢焊接技术发展前景81.8 本文研究内容9第 2 章 实验材料和实验设备102.1 实验材料102.2 实验设备112.3 实验方法13第 3 章 实验结果及分析163.1 焊缝表面成形163.2 焊缝金属的微观组织分析183.3 显微硬度分析24第 4 章 结论27参考文献28致谢31摘 要随着国民经济的飞速发展，各行各业都呈现出欣欣向荣的局面，但我们看到在繁荣的背后同时暴露出了一些问题：各行各业都在消耗大量的能源及资源，全球资源减少的同时污染日益严重。因此，节约能源是一个越来越被重视的话题。而钢铁是我们日常生活中使用最多的材料，所以我们应该提高钢的强度，减少钢铁的使用量。在今后的日子里，高强度会逐步替代目前大量采用500MPa级以内的低强钢。而高强钢在焊接后的焊缝区域易出现裂纹和脆硬组织。在这个试验中，我们采用MAG焊，保护气体的成分为82%Ar+18%CO2，通过控制其他的焊接参数不变，只改变焊接热输入的方法，以研究单层单道焊（冷却到室温）和多层多道堆焊（层间温度150）的微观组织和显微硬度，来确定焊接热输入对高强钢的微观组织和显微硬度的影响规律，从而保证焊缝的强韧性和其他的力学性能。关键词：高强钢；热输入；MAG焊工艺；微观组织；显微硬度； AbstractWith the rapid development of economic, every industry concerned our daily life is performing a nice situation of thriving. However, some problems are exposed in the back of prosperity at the same time: it is that all the industries are consuming large amounts of energy and resources. The global resources are reducing sharply, while the pollution is more increasingly serious. Therefore, energy conservation is becoming a more and more important topic to every country. In all kinds of materials, steel is the mostly used in our daily life, so we should improve the strength of steel to reduce the usage of steel. In the not far future, high strength steel will gradually replace the low-strength steels less than 500Mpa that are widely used in the current. But the weld seam of high strength steel is prone to form crack and brittle and hard microstructure after welding. In this study, we use the process of Metal Active Gas ARE Welding, in which the protective gas is in a proportion of 82% Ar and 18% CO2. We keep the welding parameters the same except the heat input, which is changed in some kind of law, in order to study the microstructure of singer-layer and singer-pass welding(cooling to room temperature), and multi-layer and multi-pass welding(keeping 150 between the layers). So we can study how the heat input affects the microstructure and micro-hardness of the welding seam of high strength steel. Thus the strength and toughness and the other mechanical properties can be ensured.Key Words：High Strength Steel；Heat Input；the Process of MAG Arc Welding；Microstructure；Micro-hardness；第1章 绪 论1.1 选题背景和意义随着汽车工业的发展，以及汽车产量和汽车保有量的增加，汽车给人们的出行带来方便的同时，也产生了油耗、安全和环保三大问题。自2000年以来，我国的汽车工业发展进入了快车道，2009年预计产量将超过1000万辆，成为世界第二大汽车产销国，汽车保有量将达到7000多万辆。汽车工业的快速发展在推动社会经济发展和人们生活发生根本性改变的同时，也形成大量的资源能源消耗和二氧化碳气体排放问题，对人类赖以生存的地球环境产生了重大影响和压力。世界各大汽车生产和消费国，均十分重视这三大问题。随着全球能源危机扩大和环境问题越来越受到重视，汽车燃油消耗和排放法规的制定逐步严格（如表1所示）。欧洲2004年已经全面实施“欧四”标准，日本于2008年颁布了更严格的汽车尾气排放标准，我国于2008年7月1日起全面实施类似“欧三”排放法规，2009年国家颁布了详细的降低油耗和降低CO2排放的标准，对超标的汽车和企业进行相应的处罚。在汽车制造业中，节约能源一直是研究人员解决的主要问题之一。影响汽车燃料经济性的因素很多，如汽车自重。发动机功率、传动效率以及各种摩擦阻力等。采用钢板制造汽车壳体具有很大的减轻质量潜力。材料专家认为，我们正面临开发包括塑料、轻质合金、高强度钢板在内的轻质材料的挑战。从材料角度出发，使用高强度钢板可减轻质量5%，如果配合加工制造和设计的减轻质量潜力（分别可达15%和25%），则减轻质量效果会十分显著。日本从20世纪80年代开始，高强度钢板使用率增长20%，结果导致单位车辆投影面积的白车体质量由34kg/m2 降至26 kg/m2。 汽车用高强度钢的开发始于20世纪70年代石油危机前后，先是微合金钢，含磷合金钢，20 世纪80年代是DP(双相)钢和烘烤硬化钢、IF（无间隙原子）钢，1990年又开发出了强度更高的微合金钢-各相同性钢，接着又开发了TRIP(相变诱发塑性)钢，多相超高强度钢，抗拉强度已达到1000MPa，最高的甚至已达到1200MPa以上。实际应用于汽车上的各种零件，收到了降低重量、节约能源、提高燃油经济性以及降低成本的效果。 目前，通过优化材料设计而降低车体质量的工艺方法主要有以下2种。（1）以低密度材料替代钢铁材料（如使用低密度的铝合金、镁合金、塑料和复合材料等），但成本较高，成形和连接工艺性较差。（2） 使用高强度材料降低钢板厚度规格，成本较低。汽车轻量化是与汽车安全及满足汽车碰撞法规相矛盾的。新型汽车既要减轻车辆自重，保证车身设计，又要符合安碰法规。控制整车成本，必须大量采用先进高强度钢板。汽车用高强钢大多是通过焊接加工形成整车，而焊缝的各项性能一般略低于母材，因此，研究焊接工艺及参数对焊缝金属组织和性能的影响对保证焊缝金属的性能显得尤为重要。1.2 高强钢是指那些在强度和韧性方面结合很好的钢种。低合金结构钢，经调质处理后，具有很好的综合力学性能。其抗拉强度b1200MPa时，叫高强度钢；其抗拉强度1500MPa时，称为超高强度钢。钢的抗拉强度与硬度之间存在一定的关系。一般来说，硬度提高强度也随之增高，但不能说高强度钢就是高硬度钢。所谓高强度钢和超高强度钢，是指综合性能而言的。淬火钢的硬度很高，但不能称为高强度钢和超高强度钢，其原因是它的综合性能不好，几乎没有塑性，韧性也很差，只能作耐磨零件和工具。 高强度钢和超高强度钢，由于加入不同量的合金元素，经热处理后，Si、Mo、Ni等元素使固溶体强化，金相组织多为马氏体，具有很高的强度(最高可达1960MPa)和较高的硬度(HRC35)，冲击韧性高于45号钢，汽车用高强度钢板种类： 一般普通低碳钢板的拉伸强度为280320Mpa， 高强度钢板的拉伸强度在 350 Mpa 以上。高强度钢板的特点是不但具有较高的拉伸强度， 还有较高的屈服点， 可以达到减轻汽车车重的目的。目前应用在汽车车身上的高强度低合金钢板主要有：高强度IF钢板、烘烤硬化钢板（BH钢板）、双相钢板（Dp 钢板）、相变诱发塑性钢（TRIP钢）、含磷高强度钢板（Rp钢板）等。1.3 高强钢的焊接性高强钢是s294MPa的结构用钢，它广泛应用于常温附近下工作的一些受力结构。如压力容器、动力设备、工程机械、交通运输机械、桥梁和管道等。近些年来，通过冶炼技术的不断提高以及轧制设备、工艺和控制手段的不断革新和完善，已开发出很多具有较好发展前途的新高强钢种。并且随着先进焊接技术、工艺、设备及焊材的不断应用，已成功实现了许多强度级别很高的高强钢的焊接。这更加促进了高强钢在工程制造中的广泛应用1。高强钢的焊接性分析：1）热裂纹高强钢一般含C量较低, 且含P、S杂质控制较严, 含Mn量较高及Mn/S比又较高,因此高强钢的热裂纹倾向较小2。2）冷裂纹低合金高强钢中碳含量W(C)一般控制在0.20%以下,为了确保钢的强度和韧性,通过添加适量的Mn、Mo等合金元素及V、Nb、Ti、Al等微合金化元素, 配合适当的轧制工艺或热处理工艺来保证钢材具有优良的综合力学性能。由于焊接热循环不稳定的原因, 在高强钢淬透性提高的同时也加大了脆硬组织出现的几率, 并且冷却速度过快又会较多地出现晶格缺陷, 这都为冷裂纹的出现埋下了隐患。世界各国对低合金高强钢焊接冷裂纹研究的实验方法大多采用“铁研试验”和“插销试验”，以及焊接热影响区最高硬度法等。研究表明，钢种的淬硬倾向、焊接接头含氢量及其分布以及焊接接头所承受的拘束应力状态是低合金高强钢焊接时产生冷裂纹的三大要素，其中可能一种或两种因素起主导作用。近期深入研究冷裂实质发现，三大因素的综合作用只是定性的、趋势性的，真正致裂原因是局部区域的某些微观的条件。针对这种认识建立了几种焊接冷裂判据：碳当量公式、临界冷却时间、临界应力、预热温度等。但这些焊接冷裂判据都有一定的应用局限。在焊接冷裂起源的本质研究上已扶宏观领域向微观领域深入。在这个领域位错理论的发展对焊接裂纹的起源和扩展起了很大的推动作用。Zener模型和位错堆积理论对于阐述裂纹起源，解释冷裂纹延迟现象和微观断裂机理具有重要意义。位错理论认为，借助原子的跃迁，位错在金属晶格中可以不断运动，位错堆积到一定程度便产生“裂纹核心”，强度级别越高的钢种熔合区萌生裂纹所需的位错数目越少，因为强度级别高的钢种熔合区半熔化区淬硬倾向大，淬硬后位错密度显著增多，冷裂敏感性随之增大3。在冷裂纹的扩展方面，采用微观的金属物理分析方法去探讨冷裂纹的扩展规律。一般认为塑性、焊接接头的含氢量、钢种淬硬倾向对裂纹的扩展有影响。低合金高强钢焊接裂纹从孕育、萌生、扩展到开裂，有许多单个间歇式的微裂纹汇合而成，裂纹扩展过程是断续间歇进行的。由于焊接冷裂纹主要发生在焊接热影响区中，有时也发生在焊缝金属中，特别是在厚板多层焊的焊接中。冷裂纹产生的原因主要是焊缝及热影响区的收缩产生大的应力，敏感的显微组织和焊缝中有足够的氢浓度，因此在焊接时，合理地制定焊接工艺，使焊接热影响区承受较合理的焊接热循环，避免在该区形成对裂纹敏感的组织，使焊缝中的扩散氢含量有充分的时间逸出，是降低焊接裂纹产生的有力措施4-8。生产上一般认为“铁研试验”裂纹率小于20实际焊接生产中就不会产生裂纹，焊接线能量范围可扩大到E=1020KJ/cm。低碳调质高强钢焊接中，采用“低强匹配”焊丝有利于提高焊接生产率，但焊接中应注意控制焊接线能量，减小焊接接头处的拘束应力和应力集中，严格控制焊缝扩散氢的含量，可以有效地降低焊接裂纹产生的倾向。3）热影响区性能的变化高强钢的热处理工艺严格, 而焊接过程受实际因素限制, 加热温度和冷却时间与其热处理有着很大差别。所以在母材的热影响区就容易出现两个问题: 由于焊接冷却速度快,焊后一般又不进行热处理,在过热区内易出现诱发冷裂纹的脆性组织;调质状态下的钢材,只要加热温度超过它的回火温度, 性能就会发生变化。因此韧性的下降几乎是不可避免的, 而且随着材料强度级别的提高韧性下降越明显9 。1.4 高强钢的焊接工艺1.4.1 焊接方法对于高强钢焊接方法的选取，大都采用焊接热输入密度集中、效率高、熔池保护及脱氢效果好、焊接变形小的CO2焊或者富氩混合气体保护焊10,11,12,13,14，但也有根据各自生产制造实际采用手工焊条电弧焊15,16,17、埋弧自动焊12以及复合焊接方法18焊接的，陈俐19等则利用激光焊接方法对各种高强钢的焊接性进行了研究。各种焊接方法都具有各自的优缺点和使用场所、范围，选取哪种焊接方法则应遵循在保证焊缝无裂纹等缺陷、性能合格、成型美观基础上经济、高效的原则。1.4.2 焊材匹配对于高强钢焊材匹配的原则一般来说有两种，一是“等强匹配”即熔敷金属强度级别与母材的强度级别相当；二是“低强匹配”也可以说是等韧性匹配，目的是得到更多的韧性储备以获得更好的抗冲击、抗裂性能。在实际应用中大多数采用了等强匹配的原则20,21,22,23，王连芳10为了使汽车起重机吊臂上的高强钢焊接获得良好的低温冲击吸收功采取了等韧性匹配原则收到了良好的效果。廖向宇11等认为高强钢的焊接应采用等韧原则，只要焊缝金属的强度不低于母材的87就能保证接头与母材等强，提出了根部焊道采用低强打底，填充层和覆层采用高强焊材的工艺能得到塑韧性好、强度合格、产生裂纹可能性小的接头。1.4.3 预热和热输入线能量即热输入的控制是高强钢焊接的重难点，也是获得无缺陷、性能优良焊缝的关键之一。线能量过小，冷却速度快，焊缝和热影响区容易出现淬硬组织，也不利于氢逸出，冷裂纹倾向性大，线能量过大，热影响区宽，过热区晶粒粗大，冷却速度慢，t8/5增大，焊缝和热影响区生成上贝氏体加MA组元的脆性组织或魏氏体组织而脆化。所以应优化选择线能量，在确定合适线能量的基础上考虑减少飞溅，防止夹渣、气孔、未熔合等方面而选择合适的电流、电压、速度等工艺参数。焊缝的冷却速度并不是只取决于线能量，还跟预热及层间温度、母材厚度密不可分。预热温度高，母材厚度小，冷却速度慢，会出现跟线能量大相似的情况，预热温度低，母材厚度大，冷却速度快，则会出现跟线能量小相似的情况。在高强钢的焊接实际应用上一般都采用较低温度进行预热，薄板不预热或者低于10024,20，中厚板一般也不超过20011,25。廖向宇11等经过大量的试验验证后得到了DILLIMAX890对接和角焊缝的热输入量与板厚的关系以及预热温度与板厚的关系。杨莉10等专门通过试验把预热和热输入作为参数研究了它们对WELTEN80A钢板焊接接头机械性能的影响。得到了加板厚钢板不需要预热并应控制线能量小于30kJ/cm和42mm板厚需要75预热并控制线能量小45kJ/cm的结论。大量的试验验证了WH60A14、WELTEN610CF16、WELDOX700与WELDOX90018、SUMIPEN610F15、DOMEX700MC12、SHT90013、H8017、WHT59020、EH3621的详细工艺参数，包括推荐了最佳预热温度和热输入量17,20，得到了满意的焊接头。值得注意的是武汉钢铁集团公司研制出了可承受50l00KJ/cm的大线能量低焊接裂纹敏感性调质高强钢26,27，这种焊接性优良的高强钢必定会在工程机械等领域得到广泛应用。1.5 高强钢焊缝金属性能的研究现状1.5.1 氢元素对性能的影响近年来，利用有限元分析可得出一定温度范围内扩散氢的扩散系数。Wang S H通过实验证明28，TMCP处理后，氢在高强钢母材、热影响区、焊缝中的溶解度依次加大。在母材中，氢扩散的主要路径为等轴铁素体，铁素体渗碳体(珠光体)等区表面的晶粒边界上；在热影响区，氢扩散的主要路径为针状或板条状贝氏体区表面的晶界上；在焊缝中，氢扩散的主要路径为铁素体，针状铁素体边界区的断晶边界上。可见在稍有缺陷的焊接接头上，氢极易聚集，诱发氢致裂纹。Koji Ichitani29等通过氢压缩影片技术(HMT)，在低碳类高强钢中的试验得知，氢是沿点阵栅格扩散，不是沿晶粒边界或晶界扩散，否定了氢在晶粒边界的加速扩散现象。所以，由晶界表面诱捕作用而导致氢在晶粒边界扩散聚集的现象，不是氢扩散的本质。在氢气氛内，高强度钢焊缝金属的疲劳断裂生长率明显加大，焊缝的脆化现象严重，焊后70h后或一周内可产生氢裂纹30,31。数字模拟实验试图解释氢致冷裂纹的本质原因，但这仅能在母材上研究，而缺少焊缝上的有效试验数据32。1.5.2 氮元素对性能的影响高自由N是构成时效脆化的原因之一。过饱和的N会从母材中逐渐析出，形成针状Fe4N。在低碳、低合金高强钢中，固溶氮的增加会使焊缝金属的强度硬度上升，塑性韧性下降，裂纹敏感性增大33。TYamane等34通过在低合金高强钢(HSLA)中试验证明，在氮含量5.815情况下，随着氮的增加，HSLA韧性增加。在焊缝微观组织中，由于渗碳体区的减小，焊缝中铁素体区和渗碳体区之间的珠光体区变宽，这样在珠光体晶粒边界、铁素体与渗碳体之间易于氮的聚集，长期疲劳下更为严重，更会使珠光体区减小，焊缝韧性增加。另外，Hopkin确定了在固熔状态下，锰氮的聚集可导致位错运动受阻35。氮在CMn钢中的含量越高，极限拉伸强度越大，但这结论适用于高氮含量的碳锰钢中，对于高自由氮的材质，由于预热能改变氮的含量，改善韧性，进而减小冷裂纹倾向性。低自由氮的材料与高自由氮材料相比，预热或拉伸对其韧性没有太大影响，焊接时不必预热。相反高氮的碳锰钢，预热可改善韧性。Moon Sik Han等31通过碳锰高强钢试验得知，降低N元素的含量可极大地改善大线能量焊接时HAZ的韧性。N含量减少，脆化倾向降低。1.6 堆焊与MAG焊工艺堆焊是在工件的表面或边缘进行熔敷一层耐磨、耐蚀、耐热等性能金属层的焊接工艺。在工件的任意部位焊敷一层特殊的合金面，其目的是提高工作面的耐磨损，耐腐蚀和耐热等性能。 堆焊对提高零件的使用寿命，合理使用材料，提高产品性能，降低成本有显著的经济效益。不同的工件和堆焊焊条要采用不同的堆焊工艺 ，才能获得满意的堆焊效果。堆焊中最常碰到的问题是开裂，防止开裂的主要方法是： 1、焊前预热，控制层间温度，焊后缓冷。 2、焊后进行消除应力热处理。 3、避免多层堆焊，采用低氢型堆焊焊条。 4、必要时，堆焊层与母材之间堆焊过渡层（用碳当量低、韧性高的焊条）。作为材料表面改性的一种经济而快速的工艺方法，越来越广泛地应用于各个工业部门零件的制造修复中。为了最有效地发挥堆焊层的作用，希望采用的堆焊方法有较小的母材稀释、较高的熔敷速度和优良的堆焊层性能，即优质、高效、低稀释率的堆焊技术。MAG(Metal Active Gas ARC Welding)焊是熔化极活性气体保护电弧焊的英文简称。它是在氩气中加入少量的氧化性气体（氧气，二氧化碳或其混合气体）混合而成的一种混合气体保护焊。我国常用的是80%Ar+20%二氧化碳的混合气体，由于混合气体中氩气占的比例较大，故常称为富氩混合气体保护焊。采用活性混合气体作为保护气体具有下列作用： （1）提高熔滴过渡的稳定性。 （2）稳定阴极斑点，提高电弧燃烧的稳定性。 （3）改善焊缝熔深形状及外观成形。 （4）增大电弧的热功率。 （5）控制焊缝的冶金质量，减少焊接缺陷。 （6）降低焊接成本。 MAG焊可采用短路过渡、喷射过渡和脉冲喷射过渡进行焊接，能获得稳定的焊接工艺性能和良好的焊接接头，可用于各种位置的焊接，尤其适用于碳钢、合金钢和不锈钢等黑色金属材料的焊接。1.7 高强钢焊接技术发展前景21世纪超级钢的崛起，将引起焊接材料和焊接技术的重大变革。日本1997年启动“超级钢”研制项目，我国也于1998年启动了“新一代钢铁材料重大基础研究”项目。其最终目标，是将占我国钢产量60%以上的三类钢（碳素钢、低合金钢、合金结构钢）的强度或寿命提高一倍。经过几年的工作，所谓超级钢或称21世纪新一代钢铁材料的基本特征已显现出来，是将现代冶金理论和最新控制技术相结合，应用纯净化、微合金化、超强力轧制下快冷、形变诱导相变、可变强磁场精密热处理技术，制成的超细晶粒钢。试验已表明：对Q235碳素钢和屈服强度400Mpa的低合金钢，在不改动主要化学组元的情况下，通过纯净化和细化晶粒，可提高其屈服强度一倍，分别达到400Mpa和800Mpa。而超级合金结构钢，例如具有耐疲劳性能的高强螺栓钢，强度可提高到1500Mpa。目前，国内外对21世纪超级钢的研制都已取得进展。日本已明确提出：在2007年完成研制工作，2010年推广应用。日本希望在2010年前后，以“超级钢”更换20世纪六、七十年代日本经济高速增长时期建立的各种基础建设设施，这些设施到2010年前后，都已服役50年，需要更新了。我国也已制出超细晶粒薄板，试用于汽车中。国内的各大型钢铁企业，也已提出到2010年推广生产超级钢的计划，在抓紧改进冶炼和轧制生产设备与工艺。预期十年后，推广采用强度级别达8001500Mpa的新一代钢材产品时，将逐渐引起那时的焊接技术发生重大变革。由于钢材的“超细晶粒”组织，在热作用下，晶粒长大驱动力很大，将使焊接热影响区易因晶粒粗化而降低强度与韧性，甚至出现软化带。同时焊缝金属不可能呈现钢材经强力轧制与处理的“超细晶粒”，不可能在相近成分下使焊缝金属与母材等强等韧。因此目前常用的焊接材料与焊接工艺，将不适应于“超级钢”的焊接。日本在800Mpa级结构钢的研究计划中，设置的研究项目包括：研制微细铁素体组织、研究小线能量焊接工艺、研究改善焊接接头性能的措施。一方面在研究如何尽量减少钢材热影响区晶粒长大的倾向，另一方面则是研究如何变革焊接工艺。目前认为最有希望应用于800Mpa级结构钢的焊接方法是激光焊。1960年发明的激光，经过40多年的发展，在军用与民用的巨大驱动下，在21世纪将进入高速发展时期。随着各类激光发生器向大功率化、轻便化和经济化的发展，激光焊接和切割，由于能源高度集中和热影响区小，并且激光束具有可以在大气中焊接的优点，既可以对大型构件作深熔焊，又可以进行微形精密焊接，今后将逐步加快其推广使用的步伐。日本已有人预言，由于激光焊接符合优质、低耗、清洁、热影响区窄、接头变形小、操作灵活等技术发展方向，21世纪将逐渐成为激光焊接的时代。此外，正在研究探讨的超级钢连接技术有：薄板高强度低温钎焊、可拆卸的高强度机械连接、搅拌摩擦焊、超窄间隙小能量脉冲式熔化极气体保护焊等。焊接填充材料的变化也将逐渐提上日程，例如开发熔敷金属为超低碳贝氏体的高强度高韧性焊接材料等36。1.8 本文研究内容本文主要研究内容如下：1、 单道焊时，填充金属的微观组织及其显微硬度；2、 多层堆焊时，填充金属的微观组织及其显微硬度；第2章 实验材料和实验设备2.1 实验材料本实验所用的母材是日本小松的热轧A3（Q235A）钢，其化学成分如表2.1-1所示。抗拉强度b (MPa)：370500。 金相组织：铁素体+珠光体。冷弯（弯180）：纵向钢厚度16时，弯心直径d=a；钢厚度16100时，弯心直径d=2a； 横向:钢厚度16时，弯心直径d=1.5a；钢厚度16100时，弯心直径d=2.5a。表2.1-1 母材的化学成分牌号化学成分（重量百分比（wt%）CMnNiSiPSCrCuQ235A0.140.220.30.650.30.30.0450.050.030.03试板的尺寸250mm80mm15mm。实验用的保护气体是82%的Ar和18%的CO2 的混合保护气体，气体流量设为16L/min。试验用的焊丝是SLD-80焊丝，直径为1.2mm，其成分如表2.1-2所示；其熔敷金属的力学性能如表2.1-3所示。表2.1-2 SLD-80焊丝的化学成分成分CSiMnPSCrNiCuMoTiFe含量（%）0.0850.611.670.0080.0030.280.550.130.330.1余量表2.1-3 熔敷金属力学性能Rm(%)RP0.2(MPa)A(%)AKV-50836768207671812.2 实验设备（1） Fronius TPS 4000数字化脉冲MIG/MAG气保焊机TPS 4000是全数字化控制的逆变电源，它的心脏是一片微电脑处理芯片，由它集中处理所有焊接数据，控制和监测整个焊接过程。其控制前所未有的精确、可靠，焊接性能卓越，焊接质量无与伦比。另外系统内置了智能化参数组合，采用一元化调节模式，并存有80组焊接专家程序，极大地简化了操作。TPS焊机是一种全能设备，具有MIG/MAG、TIG、手工焊和MIG钎焊多种焊接功能，能胜任各种任务。广泛用于碳钢、镀锌板、不锈钢的焊接，尤其适合铝合金的焊接。福尼斯TPS 4000焊机如图2.2.1所示，其各种参数和明细如表2.2-1所示。图2.2.1 Fronius TPS 4000焊机 （2）RCU 5000i控制盘如图2.2.2所示。图2.2.2 RCU 5000i控制盘表2.2-1 福尼斯TPS 4000 数字化脉冲MIG/MAG气保焊机产品型号TPS 4000产品别名福尼斯TPS 4000 数字化脉冲MIG/MAG气保焊机冷却方式风冷 作用对象碳钢 不锈钢 铝合金 铜 其他 作用原理逆变 电流直流 保护气体类型二氧化碳、氩气 输入电压（V）3 400V 15% 50/60Hz额定输入功率（KVA）*电流调节范围(A)3500A最大输出电流（A）500负载持续率（%）40%外壳防护等级IP23外形尺寸(长宽高)mm625/290/475重量（KG）35.2Kg（3）焊接工作台如图2.2.3所示。 图2.2.3 焊接工作台（4）DHX-500F金相显微镜和DHV-1000显微硬度计实验所用的DHX500F金相显微镜和DHV1000显微硬度计分别如图2.2.4和图2.2.5所示。图2.2.4 DHX-500F金相显微镜 图2.2.5 DHV-1000显微硬度计2.3 实验方法（1）焊前准备A. 钢板表面通常都会存在一个由气体吸附层和氧化膜层构成的混合吸附层。气体吸附层位于钢板表面的最外侧，厚度约为0.20.3nm，该吸附层一般会吸附一些气体（如H2O、O2、CO2、H2S等），同时还会吸收一些油污和杂质；氧化膜层的厚度约为34nm，主要由氧化物的水化物、氢氧化物和碱式碳酸盐组成。这些被吸附的水分、油污及杂质对焊接过程有害，易产生气孔、夹杂等焊接缺陷，而氧化膜（Al2O3、Fe2O3等）的存在在一定程度上会影响钎料金属的铺展，同时能阻碍金属原子的相互扩散，从而影响接头的机械性能，因此焊前对待焊试件表面须做必要的清理。本试验中，因钢表面的氧化膜厚度较厚，焊前先用砂轮进行打磨，然后再用60#砂纸对砂轮打磨后的表面进行进一步打磨，以保证试件表面的平整，最后用丙酮对试件进行清洗。B. 准备SLD-80焊丝。C安装气体配比器，调解比例，保护气体是82%的Ar和18%的CO2 的混合保护气体，气体流量设为16L/min。 D清理，安装工作台。（2）确定堆焊和单层单道焊的焊接工艺参数，如表3-1、表3-2所示。表3-1 试验中保持固定不变的工艺参数焊接方法接头方式焊接速度气体流量干伸长度MAG焊对接接头0.3m/min16L/min18mm表3-2 试验中变化的工艺参数试件编号12345送丝速度（m/min）4.77.08.29.611.9平均热输入(KJ/mm)0.4900.7751.0801.3571.711（3）施焊，根据上述已经确定的焊接参数，分成两组进行焊接：一组是单层单道焊，即就在母材的表面上进行焊接，形成一道焊缝，然后空冷到室温；另外一组是多层多道焊，保持层间温度为150，在母材表面上先堆一层焊缝金属，用做隔热层，然后在隔热层上继续堆焊。堆焊时，需要除掉焊缝边上的一些氧化层和其他的夹杂物，减少堆焊层内部的氧化物夹杂，以免切割时堆焊层里面的氧化物夹杂造成不导电，使得切割难以进行。堆焊时，下一道焊缝中心沿着上一道焊缝的焊趾部位，使同一层的堆焊层高度一样，照此堆焊45层，使隔热层以上的堆焊层的高度达到15mm左右，焊接完成后，将试件空冷到室温。（4）金相组织观察实验 将焊后的试件沿垂直于焊缝的方向进行线切割，单层单道焊的焊缝切割时，需要保留焊缝区以及热影响区，以方便进行整体观察；而堆焊的试件，在母材和隔热层两个区域之间，在高度方向各取5mm左右，长度方向取15mm，宽度方向取10mm，制成15mm10mm10mm的金相试样，用金相砂纸磨试块，从200#磨到800#，然后用MP-2金相试样磨抛机对试样进行粗磨、精磨、抛光，在100倍的光学显微镜下观察试块表面有无划痕存在，要求抛光到表面基本无划痕。然后对抛光后的金相试样进行腐蚀，金相试样腐蚀所用的腐蚀液为3%的硝酸酒精溶液。腐蚀完成后用无水乙醇对试样冲洗以去除表面残留的腐蚀液，然后用吹风机将其吹干，吹干后的金相试样即可进行金相显微组织观察。本试验所用的光学金相显微镜为DHX-500F型金相显微镜，放大倍数为500倍。（5）显微硬度实验利用DHV-1000显微硬度计对焊接接头的焊缝、焊接热影响区以及实验用的母材进行显微硬度测试。测试过程中，对单层单道焊的焊缝，沿着母材热影响区焊缝区的方向，在每个区域的不同位置打点，每个测试区域共打24点，最后根据所测点的值绘出接头的显微硬度曲线。对堆焊的试样，在焊缝区域打47点，然后筛选三个比较好的数据记录下来，求平均值，然后做柱状图观察随着热输入的增加，焊缝显微硬度的变化情况。（6）查阅金相图谱和相关资料，确定所得到的焊缝区、熔合区和粗晶区的显微组织的成分，分析热输入对焊接接头各个区域组织变化的影响；根据所得到的显微硬度曲线和柱状图，分析热输入对接头的显微硬度的影响。第3章 试验结果及分析3.1焊缝表面成形（1）单层单道焊的焊缝表面成形和焊缝横截面形状分别如表3.1-1、3.1-2中的图所示(其中Vw 是送丝速度)，其焊缝表面成形较好，随着热输入的增加，焊缝的宽度和金属熔敷量明显增大，熔深也逐步增加,直至熔透。表3.1-1 单层单道焊时的焊缝表面成形图，其中：（a）I=115A；（b）I=165A；（c）I=210A；（d）I=245A；（e）I=290A；（a）Vw=4.7m/min(b) Vw=7.0m/min(c) Vw=8.2m/min(d) Vw=9.6m/min(e) Vw=11.9m/min表3.1-2 单层单道焊时的焊缝横截面宏观形状，其中：（1）I=115A；（2）I=165A；（3）I=210A；（4）I=245A；（5）I=290A；(1) Vw=4.7m/min(2) Vw=7.0m/min(3) Vw=8.2m/min(4) Vw=9.6m/min(5) Vw=11.9m/min（2）堆焊时的焊缝表面成形如表3.1-3中的图所示，其焊缝表面成形较好，随着热输入的增加，焊缝的宽度明显增大。表3.1-3 堆焊的焊缝表面成形，其中：（a）I=115A；（b）I=165A；（c）I=210A；（d）I=245A；（e）I=290A；（a）Vw=4.7m/min（b）Vw=7.0m/min（c）Vw=8.2m/min(d) Vw=9.6m/min(e) Vw=11.9m/min3.2 焊缝的微观组织分析（1）单层单道焊的焊缝区、熔合区和粗晶区的微观组织如表3.2-1、3.2-2、3.2-3中图所示,其中Vw为送丝速度。表3.2-1 单道焊的焊缝金属微观组织图，其中：（a）I=115A；（b）I=165A；（c）I=210A；（d）I=245A；（e）I=290A；（a）Vw=4.7m/min(b) Vw=7.0m/min（c）Vw=8.2m/min（d）Vw=4.7m/min（e）Vw=11.9m/min分析：焊缝的主要组织为P和B；随着热输入的增加，晶粒的尺寸增大，但晶粒整体都较为细小且分布均匀。表3.2-2 单道焊的熔合区微观组织图，其中：（1）I=115A；（2）I=165A；（3）I=210A；（4）I=245A；（5）I=290A；（1）Vw=4.7m/min（2）Vw=7.0m/min（3）Vw=8.2m/min（4）Vw=9.6m/min（5）Vw=11.9m/min分析：熔合区靠近焊缝的一侧组织主要为P+B，靠近过热区一侧主要为P+B，但晶粒较为粗大；随着热输入增加，其晶粒逐渐变大。表3.2-3 单道焊的粗晶区微观组织图，其中：（）I=115A；（）I=165A；（）I=210A；（）I=245A；（）I=290A；（）Vw=4.7m/min（）Vw=7.0m/min（）Vw=8.2m/min（）Vw=4.7m/min（）Vw=8.2m/min分析：焊接热影响区的组织主要是块状P和B，其晶粒明显比较大；且随着热输入的增加，晶粒逐渐增大。（2）堆焊时，焊缝金属的微观组织表3.2-4中的图所示。表3.2-4 堆焊时焊缝微观组织图，其中：（1）I=115A；（2）I=165A；（3）I=210A；（4）I=245A；（5）I=290A；（1）Vw=4.7m/min（2）Vw=7.0m/min（3）Vw=8.2m/min（4）Vw=9.6m/min（5）Vw=4.7m/min分析：焊缝区的组织主要为P+B，且随着热输入的增加，晶粒变得越来越细小，珠光体的比例增大，这主要是由于堆焊时，上面的堆焊焊道对下面的焊道不断地进行正火处理，热输入越大，正火处理的时间就越长，晶粒就越细小。（3）单道焊和堆焊的焊缝金属微观组织对比如表3.2-5中的图所示（表中为第一组和第四组试块的对比）。表3.2-5 单道焊和堆焊的焊缝金属微观组织，其中：（1）I=115A；（2）I=245A；（1）Vw=4.7m/min（1）Vw=4.7m/min(2) Vw=9.6m/min(2) Vw=9.6m/min分析:总的来说，焊缝区域的组织多为P+B；同种焊接方式施焊时，随着热输入的增加，晶粒也越来越大；且由于堆焊时，上面的堆焊焊道对下面的焊道不断地进行正火处理，使得堆焊接头区域的组织比较细小。3.3 显微硬度分析（1）通过实验所得出的母材热影响区焊缝区的显微硬度如下所示：其中单道焊时1、2、3、5号试样的显微硬度值分别如表3.3-1、3.3-2、3.3-3、3.3-4所示，其变化分别如图3.3.1、3.3.2、3.3.3、3.3.5所示：表3.3-1 1号试样的的显微硬度值（HV） 距离编号012345678101516.4459.9447.2423.3423.3501.3423.3336.5320.8328.5焊缝区（mm）母材图3.3.1 1号试样的的显微硬度变化曲线表3.3-2 2号试样的的显微硬度值（HV） 距离编号01456781011122479.9453.4401.3654.8494.0286.2302.8309.8309.8299.3（mm）母材焊缝区图3.3.2 2号试样的的显微硬度变化曲线表3.3-3 3号试样的的显微硬度值（HV） 距离编号0123456910113486.9423.2532.2366.8494.0429.1362.2301.5306.3289.4焊缝区（mm）母材图3.3.3表3.3-5 5号试样的的显微硬度值（HV） 距离编号1234610121314165453.4435.0473.1357.1540.3324.7340.6276.9289.4286.2(mm)焊缝区母材图3.3.5分析：根据上述表格和曲线，可以看出：在焊接热影响区时，显微硬度值有较大的波动，这主要是由于热影响区的粗晶区晶粒比较大，硬度比较高，而波动的较低点则有可能是因为利用显微硬度计打硬度的时候打在了热影响区的晶界上，晶界一般是比较薄弱的部位，杂质和缺陷比较多，所以硬度就比较低；而母材和焊缝的硬度值都比较稳定。（2）其中堆焊（层间温度为150）15号试样的焊缝区的显微硬度值分别如表3.3.6所示，其变化趋势以及平均值分别如图（a）所示：表3.3-6 堆焊时15号试样焊缝的显微硬度值 硬度点 编号 123AVG1276.9283.0276.9278.92265.2262.4259.6262.43241.4227.2231.8233.54262.4246.4254.2254.35270.9268.0289.4276.1第4章 结 论（1）低碳高强钢的焊接接头组织转变主要是铁素体、珠光体和贝氏体的相变，马氏体的相变较少；（2）热输入较大时，冷却速度较慢，液态金属高温停留时间长，得到的焊缝组织多为铁素体、珠光体和少量的马氏体；而冷却速度较快时，液态金属停留时间短，得到的焊缝金属组织为铁素体、珠光体和粒状贝氏体；（3）随着热输入的增大，焊缝和热影响区的晶粒都有明显的增大；（4）较大的热输入和较小的冷却速度对相变扩散有促进作用，使晶界铁素体网尺寸加大，针状铁素体的比例不断增加；（5）堆焊时，上面的焊道对下面的焊道进行不断地热处理，相当于是正火处理，下面的焊道发生相变重结晶，晶粒得到细化，得到较多比较细小的正火珠光体和少量的铁素体，使得焊缝的性能得到优化；参考文献1 Thierry Long, Drillet, Couturier. Detailed study of the transformation mechanisms in ferrous TRIP aided steelJ.Steel Research, 2002,(6-7):218-2242 章友谊，屈金山等，