3 焊接接头.doc

3 焊接接头图31。熔化焊焊接接头的组成a） 对接接头断面图 b）搭接接头断面图1焊缝金属 2。熔合线 3。热影响区 4。母材 焊接接头断裂破坏事故统计表明，绝大多数事故是由焊接接头引发的，因此焊接接头质量是确保焊接结构可靠性的关键。焊接接头由焊接区和部分母材组成，其中对结构可靠性起决定作用的是焊接区。焊接区包括焊缝金属、熔合区和热影响区三部分，如图3-1所示。通常工程中所关注和研究的焊接接头，实际是针对焊接区进行的。因为在焊接过程或使用中，焊接区要发生许多有别于母材的变化。除组织和性能变化外，还存在焊接缺陷，焊接残余应力和应力集中等不利因素。如上所述，以下重点讨论焊缝金属、熔合区和热影响区的组织与性能。3.1 焊接接头的组织与性能3.1.1 焊缝金属焊缝金属由熔化的母材和填充材料组成。焊接时，焊缝金属由高温液态冷却至常温固态，要经过从液相转为固相的一次结晶过程和在固相焊缝金属中进行的同素异构转变的二次结晶过程，从而使焊缝金属具有如下特点：存在铸造缺陷焊接的冶金过程相似于铸造，因此它也存在一般铸件中常产生的气孔、夹渣、偏析和晶粒粗大等缺陷。其晶体总是垂直于焊缝金属边缘向焊缝中心成长，最终形成粗大的柱状晶，具有很强的方向性，利于杂质偏析和热裂纹的形成。由于晶粒粗大，故其塑性和韧性一般较母材差。焊缝中的夹杂首先明确，此处的夹杂不是焊接中的熔渣，因为熔渣比重轻，易于浮于表面。焊缝中的夹杂主要是指熔池冶金反应中生成的氧化物和硫化物等颗粒，由于结晶过程凝固较快，来不及浮出而残存于焊缝内部的夹杂物。低碳钢中的夹杂物一般为硅酸盐，主要是SiO2，呈弥散状态分布，对焊缝的危害较大。焊缝中的偏析熔池的结晶过程是一种不平衡过程，由于冷却速度快，焊缝金属中的元素来不及扩散而造成化学成分分布不均匀，这种溶质元素偏离其平均浓度的不均匀分布称为偏析。焊缝中的偏析既表现在晶内与晶界，又表现在焊缝边缘与焊缝中心以及每层焊波之间。根据焊接过程的特点，焊缝中的偏析主要有显微偏析、区域偏析和层状偏析等。显微偏析是指晶粒内部和晶粒之间的化学成分不均匀。一般情况下，合金元素含量愈高，就愈出现显微偏析。区域偏析是指焊缝中心部位的杂质较其它部位的高。通常窄而深的焊缝区域偏析较宽而浅的焊缝区域偏析严重。区域偏析不但影响性能，而且易产生热裂纹。层状偏析是指柱状结晶方向上杂质浓度的差别。这种偏析会使焊缝性能不均或诱发裂纹。焊缝中的杂质元素硫和磷硫主要以FeS和MnS形式存在于焊缝中，硫会以熔点为985的Fe+FeS和熔点为940的FeO+FeS低熔共晶物，呈片状或链状析集于晶界，从而促生热裂纹，并使韧性下降；还可与Ni形成Ni+NiS共晶物，其熔点仅645，危害更大。焊缝中的S主要来自焊接材料。为此，对焊接材料中的硫均有严格限制。碱性条的脱硫效果优于酸性焊条。磷在焊缝中主要以Fe2P和Fe3P形式存在，且可以生成熔点为1050的Fe+Fe3P和熔点为880的Ni+Ni3P低熔点共晶物。故磷也是热裂纹的促生元素，而且还使韧性，特别是低温韧性下降。磷也是主要来自焊接材料和母材。目前，焊缝中的磷主要通过限制原材料的量进行限制。焊缝金属的力学性能焊缝金属是由焊接材料与部分母材经过熔化冷凝形成的铸造组织，它是从母材开始垂直于等温线方向（最大温度梯度的方向）结晶长大的。单层焊的组织是典型的柱状结晶。在多层焊时，对前一道焊缝要重新加热，其加热超过900的部分，消除了柱状结晶，并使晶粒细化，故焊缝金属的力学性能较单层焊焊的好。焊缝金属的性能还与焊接方法及其焊接工艺参数有关，主要影响如下：用较低的线能量进行单层焊时，由于冷却速度大，则使焊缝金属变硬，强度上升。增加焊接热输入，提高层间预热温度，由于冷却速度的降低，致使高强钢焊缝金属强度和韧性有明显下降。因此在高强钢焊接时，应确定一个最低的冷却速度，以控制焊接热输入和层间预热温度的上限，但为防止焊接裂纹的产生，应有较高的层间预热温度，需注意协调。一般情况下，用现有焊接材料焊接的焊缝金属强度等于或大于母材强度，特别是低强度钢焊缝金属的屈服强度明显高于母材，但延伸率却低于母材。还使韧性，特别是低温韧性下降。3.1.2熔合区熔合区的构成熔合区即焊接接头中焊缝向母材热影响区过渡的区域。通常所说的焊缝边界或熔合线，并不是一条圆滑曲线而是呈不规则的锯齿形，甚至有“曲折”现象。这种参差不齐的焊缝轮廓线表明这是一个熔化不均匀的区域。熔合区由熔合线两侧的半熔化区与未混合区两部分所组成，如图3-2所示。半熔化区是指紧邻热影响区侧固液共存的部位。它的产生，一是由于电弧吹力和熔滴过渡可能造成的坡口熔化不均匀；二是由于母材晶粒的取向不同所造成的熔化不均匀；再有就是母材各点熔质分布不均匀而形成的理论熔点和实际熔点的差异所造成。可见，坡口熔化过程的复杂性是导致出现半熔化区的主要原因。图32 熔合区的构成示意图1焊缝区（富焊条成分） 2。未熔合区（富母材成分） 3。半熔化区 4。真实热影响区 5。熔合区 WL实际熔合线 WM焊缝金属未混合区（不完全混合区）是焊缝中紧邻焊缝边界的部位。它主要由焊接时熔化再凝固的母材所组成，而未与熔化的填充金属完全相混合。因此实际就是富集母材成分的焊缝区。它的形成是由于熔池边缘的温度较低，使对流和扩散过程进行困难，从而导致母材与填充金属不能很好混合。母材与填充金属成分差异越大，未混合区越明显。如果填充金属成分与母材成分完全相同，未混合区会消失。熔合区的特点温度处于固相线和液相线之间。这个区域的金属处于局部熔化状态，因此，晶粒十分粗大，化学成分和组织都极不均匀。此区靠近母材一侧的金属组织属于过热组织，塑性很差。对于低碳钢，固相线和液相线之间的温度区间很小，在各种熔化焊条件下，这段区域很窄，金相观察实际上很难区分出来，但对焊接接头的强度、塑性却有很大影响。由于化学成分和物理化学性能不同，故该区焊接残余应力也大。熔合区具有两高一低的特点，即残余应力和硬度高，而韧性低。在熔合线附近部位往往具有焊接接头最低的韧性和最高的硬度。因此熔合区还常常是脆性断裂和焊接裂纹的发源地，是焊接接头的最薄弱区。3.1.3热影响区在焊接过程中，由于受到焊接热循环的作用而发生组织和性能变化的母材部分，称为焊接热影响区（简称HAZ）。实际上，热影响区各部位是在焊接过程中经受了一次特殊的热处理过程。该过程所引起的组织与性能不均匀变化，会给焊接接头造成许多不良影响，如产生硬化、软化或脆化等。由于焊接热影响区各点被加热的温度不同，它们的组织和性能也不同。热影响区某点被加热的最高温度以及在高温停留的时间长短和随后的冷却速度快慢，决定了该点的组织变化情况。而加热和冷却速度的快慢与焊接方法及焊接规范有关。通常用于焊接的结构钢，从热处理的特性来看，可分为两大类：一类是在一般焊接条件下淬火倾向较小的钢，例如低碳钢和含合金元素较少的普通低合钢，称为“不易淬火钢”；另一类是含合金元素较多或含碳量较高，淬火倾向较大的钢，称为“易淬火钢”。这两类钢的焊接热影响区组织不同，而许多不锈钢的热影响区组织与这两类钢也不同。不易淬火钢热影响区的组织与性能图33 热影响区各部分组织分布1.过热区 2.正火区 3.不完全重结晶区 4。未发生组织变化区 5。淬火区 6。不完全淬火区 7。回火区20R、Q235、16MnR等强度和碳当量较低的钢，在通常焊接条件下热影响区通常有四个区域，如图3-3所示。过热区（粗晶粒区） 过热区的温度范围是处在固相线以下至1100左右。当加热到1100以上时，奥氏体晶粒即开始剧烈长大，尤其在1300以上，晶粒十分粗大，冷却后即获得晶粒粗大的过热组织。晶粒度都在12级左右。在气焊和电渣焊的情况下，甚至会得到“魏氏组织”。魏氏组织是一种过热组织，其特点为铁素体沿晶界分布，并呈针状插入珠光体内，使钢的塑性和韧性都大大降低（通常要降低2030%）。因此，焊接刚度较大的结构时，常在过热区发生裂纹。过热区晶粒的长大，与在此高温区停留时间的长短有关，停留时间越长，晶粒越粗大。不同的焊接方法和焊接规范，产生的过热区大小也不同。（见表3-1）埋弧自动焊的过热区比手工电弧焊小。焊接速度越快，过热区越小。电渣焊焊接速度缓慢，过热区较宽，晶粒长大常成为影响电渣焊质量的主要问题。过热区的机械性能还随焊后的冷却速度而变化，冷却速度愈大，过热区强度、硬度增高，塑性降低。正火区 又称细晶区或相变重结晶区，对于低碳钢该区约为9001100。加热到该温度区域时，铁素体和珠光体全部变成奥氏体，由于晶粒来及长大，故冷却后得到均匀、细小的铁素体和珠光体，相当于正火热处理。该区强度高，塑性、韧性也好，一般认为是焊接接头中综合机械性能最好的区域。部分相变区 在AC1AC3之间，又称不完全重结晶区。加热时母材中的珠光体和部分铁素体转变成细小的奥氏体，但有部分铁素体不发生转变，在高温下其晶粒变得粗大。冷却后，细小的奥氏体转变成细珠光体和铁素体，加上未转变而晶粒变粗大的铁素体，该区晶粒大小极不均匀，所以机械性能不好，强度有所下降。再结晶区 只有焊前经冷塑性变形加工而发生加工硬化的焊件才存在。焊接时破碎的晶粒加热到400AC1之间发生再结晶，晶粒复原、强度稍有下降、塑性回升，性能略有改善，总的来说该区域的机械性能变化不大。除上述四个区域外，对于低碳钢、低合金高强度钢或低温钢，当钢中含氮较高时，在200600（以250为最敏感）范围内产生热应变，导致材料的韧性和塑性显著下降，这种现象称为热应变脆化。但热应变脆化主要是钢材问题，而非焊接操作问题。易淬火钢热影响区的组织与性能对于强度和碳当量较高的钢，如中碳碳钢和高强度级的低合钢等，在焊接后易产生淬火马氏体组织。这类钢的热影响区可分为三部分。淬火区 处于AC3以上的高温区。由于焊后自然冷却较快，容易产生马氏体。在近缝的过热区是粗大的马氏体，特别脆，而在相当于正火温度范围内则为细小马氏体，也可能产生贝氏体或屈氏体的混合组织区。淬火组织硬度高，塑性、韧性低，再加上组织不均匀，故易产生冷裂纹。部分淬火区 或称不完全淬火区，处于AC1AC3温度区间。加热时珠光体变成奥氏体，而铁素体几乎没有变化；冷却下来时，奥氏体转变成高碳马氏体，最后形成块状铁素体+高碳马氏或某些其它组织的混合体。该区的组织不均，塑性、韧性差，强度也有所下降。图34 相当于16锰钢焊接热影响区硬度分布回火区 处于AC1温度以下。对原始状态为退火态的易淬火钢不存在此区。若原始态为淬火态，此区焊后相当于经受了回火处理，会得到不同类型的回火组织，其韧性较焊前有所提高；若原始态为调质态，则高于原回火温度处发生软化，强度、硬度有所下降，韧性有所上升，而低于原回火温度处则组织和性能不变。热影响区的硬度、韧性分布与脆化硬度分布 通常为了方便起见，常用钢材硬度来判断热影响区性能的变化。一般情况下，凡是硬度高的区域强度也高，但塑性、韧性下降。据此，测定钢材焊接热影响区的硬度分布，可以间接估计热影响区的强度、塑性和裂纹倾向等。硬度的变化实质上也反映了金相组织的变化，因为不同的组织有不同的硬度。焊接热影响区各区段被加热的最高温度和冷却时间是不一致的，因此，硬度也不相同。图3-4是相当于16Mn钢单道焊时热影响区的硬度分布。由图中可看出，在热影响区的熔合线附近硬度最高，离熔合线远的地方，硬度将会接近母材的硬度。这也说明在熔合线附近的金属塑性最差，是焊接接头的薄弱地带。因此，目前许多国家采用熔合线附近的最高硬度值（被称为焊接热影响区的最高硬度，用“Hmax”表示）作为某些图35 不同强度级别钢热影响区硬度分布钢种的重要参考数据，用它来估计热影响区的性能和抗裂性。钢材的强度级别越高，钢中含碳量及合金元素越多，焊后的淬硬能力也越强，热影响区的最高硬度也越大。不同强度等级钢的热影响区硬度比较如图3-5所示。韧性分布接头韧性是一个重要的力学性能指标，常以却贝冲击试验所吸收的能量值来表示。图3-6为热影响区韧性分布示意图。在热影响区内，韧性的分布是不均匀的，其大小取决于该区受到的热循环。有两个区域的韧性值非常低，一个是最高加热温度1200以上的粗晶区到熔合线部分，另一个是稍离焊接区的所谓脆化区。脆化区的位置及范围主要与母材组织、成分和焊接线能量有关。低碳钢的脆化区常在近缝区的200600之间，高强度钢的脆化区常在靠近AC1AC3的相变点之间。在受热影响区的粗晶粒区内，其韧性的大小取决于该区在热循环后产生的组织。对于含碳量较高的不易淬火钢，在高温下晶粒长大，甚至形成粗大低韧性的魏氏组织。而对合金元素较多的易淬火钢，则产生的是脆硬的孪晶马氏体组织。对低碳钢和低碳调质低合金钢，增加过热区的冷却速度可改善该区冲击韧性，这是由于获得条状的低碳马氏体的结果。对含碳高的高强钢，加大冷却速度则反会使韧性降低促进脆化。脆化区图36 热影响区韧性分布示意图1）粗晶脆化 熔合区附近因过热引起的粗晶区，由于处在焊缝与母材的过渡地带，具有明显的物理和化学的不均匀性，并且在焊趾处常产生咬边或缺口而造成应力集中。由于冶金和应力因素叠加在一起，使此区成为脆化的主要部位。从冶金因素来看，对不易淬火钢引起的粗晶脆化主要是因为晶粒长大，甚至形成粗大的魏氏组织，而对于易淬火钢，主要是由于产生硬脆的马氏体。对于过程设备中用得较多的低碳钢及低碳低合金钢，选择较小的焊接线能量以增加过热区的冷却速度，防止晶粒长大，能减小过热区的脆化趋势。至于含碳量或含合金元素较高的钢材，如18MnMoNb等，会由于线能量的减小，而使淬硬倾向增加，造成过热区的冲击韧性下降，并易出现冷裂缝，所以需采用较大的线能量。但线能量过大将引起金属过热。因此，为防止热影响区脆化，以及避免产生冷裂缝，需根据不同材料，选择适当的工艺措施。2）AC1以下脆化 低碳钢加热到AC1以下时，显微组织并没有什么变化，所以有时不把这个区域列为热影响区。但从性能上看，在400600区域内将产生时效脆化现象。时效脆化可以是淬火时效或应变时效。淬火时效是当低碳钢中铁素体内溶解了较多的碳、氮、氧时，在焊接急冷条件下造成的不稳定的过饱和状态，以后随时间的加长，将从过饱和固溶体中析出超显微的碳、氮亚稳定化合物，因此产生了脆化现象。应变时效是由于焊接或制造过程中，因各种应力使钢材产生局部塑性变形，经一定时间后所产生的时效现象。一般应变时效多产生在距焊接接头熔合线10毫米左右的母材处（温度约在600400范围），表现出对缺口的敏感性很强，韧性很低。近年来已成为焊接结构生产的重要问题之一。不锈钢热影响区的组织与性能不锈钢分为奥氏体型、铁素体型和马氏体型三种。马氏体不锈钢的HZA和易淬火钢的情况一样（见图3-3）。而奥氏休与铁素体钢均为单相组织，在加热和冷却中不发生相变，故其热影响区与前述易淬和不易淬火钢显著不同。奥氏体和铁素体不锈钢的热影响区可分为过热区、脆化区、敏化区和475脆性区。但相脆化区、敏化区和475脆性区都只在一定的焊接热循环条件下才会出现，只要焊接时焊工操作控制得当，这些都可以避免。而过热区同样存在晶粒粗大，塑性、韧性低的问题，但其程度与碳钢有差别。有关不锈钢的热影响组织与性能可参见第5章有关内容。焊接热影响区的范围从焊接热影响区的定义出发，凡焊缝两侧受到焊接热源的影响，发生组织性能变化的区域均属热影响区。这可能会涉及离熔合线较远，加热温度较低（300500）的部位，那里也可能产生脆化现象和层状撕裂。但一般影响区范围常以加热到相变温度的区域来确定。焊接热影响区的大小受到许多方面因素的影响，不同的焊接方法、焊件板厚、线能量及不同的施焊条件，都会使热影响区尺寸发生变化。表3-1列出了不同焊接方法焊接低碳钢时热影响区的平均尺寸。显而易见，其中以电渣焊和氧-乙炔气焊的热影响区最大，以电子束焊为最小。埋弧自动焊由于焊速较高，焊接线能量不大，它的热影响区比同样条件下焊接的手工电弧焊还小。表3-1 不同焊接方法热影响区的平均尺寸 mm焊接方法各区平均尺寸总宽过热区正火区部分相变区电渣焊氧-乙炔气焊手工电弧焊埋弧自动焊真空电子束焊1820212.23.00. 81.2-5.07.04.01.52.50.81.7-2.03.02.02.23.00.71.0-253027.06.08.52.34.00.050.7532 焊接接头中的裂纹焊接裂纹是焊接生产中比较普遍而又十分严重的缺陷,它不仅会造成废品,而且有可能带来灾难性的事故,由于采用的钢种和结构的类型不同,焊接裂纹也是各种各样,有的分布在焊缝上,有时出现在焊接热影响区,有时出现在焊缝表面也有时发生在焊缝内部,从产生裂纹的本质来看,焊接裂纹大致上可以分为四类:热裂纹冷裂纹再热裂纹和层状撕裂。 3.2.1 焊接热裂纹热裂纹是焊接生产中比较常见的一种缺陷,从一般常用的低碳钢、低合金钢、到奥氏体不锈钢、铝合金和镍基合金等都有产生热裂纹的可能。（1）热裂纹产生的部位热裂纹大都是沿着焊缝树枝状结晶的交界处产生和发展的，故热裂纹均呈晶间断裂。最常见的情况是沿焊缝中心长度方向开裂，有时也分布在两个树枝状晶体之间或焊缝表面及弧坑上。（2）热裂纹产生的原因焊接过程是一个局部的不均匀的加热和冷却过程,熔池在结晶过程中必然会受到焊接拉应力的作用,因此，焊接熔池在结晶过程中就具备了产生裂纹的力学条件。 从熔池的结晶过程理论可知,先结晶的金属比较纯,后结晶的金属杂质较多,而且这些杂质往往会形成一些熔点较低的共晶物,这些熔点较低的共晶物称为低熔点共晶体。如含硫量较高的熔池,常会形成熔点仅为988的Fe-FeS低熔点共晶体。在熔池金属结晶过程中，低熔点共晶常被排挤在晶界形成一种所谓“晶间薄膜”，结果在晶界形成一个薄弱地带，在拉应力作用下，就会裂开而形成热裂纹。任何一个方面的作用,都有可能促使焊缝中形成热裂纹的倾向加重。（3）热裂纹的分类 热裂纹是在高温下产生的,而且都是沿奥氏体晶界开裂,但是,随着各种金属材料的广泛应用，产生热裂纹的形态、机理和温度区间等也各有不同,目前主要把热裂纹分成下列三种类型结晶裂纹 焊缝在结晶过程中,在固相线附近由于凝固金属收缩时.残余液相不足,致使沿晶界开裂,故称结晶裂纹。这种裂纹在显微镜下观察时,可以发现具有晶间破坏的特征,多数情况下在裂纹断口上发现有氧化色彩,说明裂纹是在高温下产生的。结晶裂纹主要出现在含杂质较多的碳钢焊缝中和单相奥氏体钢、镍基合金以及某些铝及铝合金的焊缝中。高温液化裂纹 在焊接热循环峰值温度作用下,焊接接头的热影响区和多层焊缝的层间金属中,由于含有低熔点共晶物而被重新熔化,在收缩应力的作用下,沿奥氏体晶间发生开裂,称为高温液化裂纹。这类裂纹是在高温下产生的,并且是沿奥氏体晶界断裂,因此也是属于热裂纹的一种形态。高温液化裂纹主要发生在含有铬镍的高强度钢、奥氏体钢以及某些镍基合金的热影响区或多层焊层间的金属中。当母材及焊丝中的硫、磷、硅、碳的量偏高时高温液化裂纹的倾向将显著增加。多边化裂纹 焊接时,焊缝或热影响区在固相线温度以下的高温区间，由于刚凝固的金属存在很多晶格缺陷和严重的偏析,在一定的温度和应力作用下,由于晶格缺陷的移动和聚集,便形成了二次边界,即所谓“多边化边界”，这个边界上堆积了大量晶格缺陷,组织疏松,高温时的强度和塑性都很低，此时受到少许的拉伸变形,就会沿着多边化的边界开裂,即形成多边化裂纹,又称高温低塑性裂纹。这种裂纹多发生在纯金属或单相奥氏体合金的焊缝或热影响区。（4）热裂纹的影响因素化学成分和焊缝的一次结晶组织的形态、方向、大小以及焊接应力等，都是热裂纹的影响因素，但化学成分是影响热裂纹倾向的最主要的因素。其中S、P、C、Si、Mn等的影响较为突出。 硫和磷 由于硫和磷在钢中易于形成低熔点共晶和造成偏析，所以在各类钢中，都是强烈促使形成热裂纹的有害元素，并且其有害作用随着含碳量的增加而加剧。 碳 碳是钢中促使形成热裂纹的主要元素之一，因为碳极易促使S、P发生偏析，而使形成的低熔点共晶物聚集于晶界；其次，碳会降低硫在铁中的溶解度，而促成硫与铁化合生成FeS,因而形成的Fe-FeS的低熔点共晶量随之增多,两者均促使钢中形成热裂纹的倾向增大。 镍 镍在低合金钢中易于与硫形成低熔点共晶，Ni-Ni3S5共晶物的熔点仅645，因此会促成热裂纹的产生。 硅 当钢中含硅量小于0.4%时,有利于消除热裂纹，但当硅量大于0.4%时,容易形成低熔点的硅酸盐夹杂,从而增加了形成热裂纹的倾向。 锰 锰具有脱硫作用,能置换FeS而形成MnS,井且锰能改善硫化物的分布形态,使之由FeS的薄膜状变成球状硫化物.从而提高了焊缝的抗热裂性。为了防止硫引起的结晶裂纹,并随含碳量的增加,则Mn/S的比值也应随之增加:CO.l%时,Mn/S22；C=0.11-0.125%时，Mn/S30；C=0.126-0.155%时,Mn/S59。当含碳置超过包晶点（C:0.16%）时,磷对产生结晶裂纹的作用就超过了硫,相应地Mn/S的比值就失去了意义,因此必须严格控制焊缝中的含磷量。钛、锆和稀土元素 钛、锆和镧、铈等稀土元素能形成高熔点的硫化物。例如,TiS的熔点约为2000-2100、ZrS的熔点为2100、La2S3的熔点大于2000、CeS的熔点为2450，它们比锰的效果还要好，对消除结晶裂纹有良好作用。（5）预防热裂纹的措施 冶金措施：1） 控制焊缝中有害杂质的含量及破坏性作用 焊接低碳钢、低合金钢时，最有害的元素是S、P、C。为了消除它们的有害作用，除限制被焊金属中S、P、的含量外，还应限制焊接材料中S、P的含量。同时通过焊接材料过渡Mn、Ti、Zr等合金元素，克服硫的不良作用，提高焊缝的抗热裂纹能力。2)改善熔池金属的一次结晶 细化晶粒可以提高焊缝金属的抗裂性,广泛采用的方法是向焊缝加入细化晶粒的元素,即进行变质处理,当焊接铬镍不锈钢时,为了提高抗裂性和抗腐蚀性,希望得到+双相组织的焊缝,也是改善一次结晶的重要方面,工艺措施:l)预热 预热是防止生成热裂纹的有效措施,其作用主要是通过减小焊接熔池的冷却速度来减小焊接应力。2)控制焊缝形状 窄而深的焊缝,杂质将集中在柱晶对接的部位,这种焊缝抵抗应变的能力特别弱,在较小的拉应力作用下,就有可能造成焊缝中间的裂纹；而宽而浅的焊缝柱晶往上生长,杂质大部分被推向表面,拉伸应变集中的现象就明显减弱,焊缝的抗裂性大为提高。3)采用碱性焊条和焊剂 碱性焊条和焊剂的熔渣具有较强的脱硫、脱磷能力，因此具有较强的抗热裂能力。4)采用收弧板 在焊接将要终了时,应逐渐断弧,并填满弧坑，必要时可采用收弧板,将弧坑移出工件外,可以避免弧坑裂纹在工件上发生。3.2.2 焊接冷裂纹冷裂纹的一般特征:产生的温度和时间 冷裂纹是在焊接后较低的温度下产生的。对于易淬硬的高强钢来讲,冷裂纹一般是在焊后冷却过程中马氏体转变点附近或200-300以下的温度区间发生的。冷裂纹可以在焊后立即出现,也有的裂纹要经过一段时间才出现,也有的裂纹数量开始时,随时间延长逐渐增多,对于这些不是在焊后立即出现的冷裂纹,称为延迟裂纹,是冷裂纹中一种比较普遍的形态。由于延迟裂纹不是在焊后立即可以发现的,需要延迟一段时间,甚至在使用过程中才会发现,因此,其危害性比其他形态的裂纹更为严重。产生的部位 冷裂纹多发生在热影响区或热影响区与焊缝交界的熔合线上,但在多层焊时也可能产生在焊缝上。根据冷裂纹产生的部位,通常将冷裂纹分为三种：（如图3-7所示）l)焊道下裂纹：这种裂纹常发生在淬硬倾向较大、含氢量较高的热影响区，一般情况下,裂纹的方向与熔合线平行但也有时垂直于熔合线。2)焊趾裂纹：这种裂纹起源于焊缝于母材的交界处,并有明显的应力集中点,裂纹的方向经常与焊缝纵向平行,一般由焊趾的表面开始,向母材深处延伸。图37 冷裂纹的种类及产生的位置3)根部裂纹：这种裂纹比较常见,主要发生在使用含氢量较高的焊条和预热温度不足或不预热的情况下。这种裂纹也常起源于焊缝根部的最大应力处,根部裂纹可能发生在焊接热影响区,也可能发生在焊缝金属内。冷裂纹走向 冷裂纹的断裂有时沿晶界扩展，有时穿晶前进也有沿晶界与穿晶混合形的。其走向与焊接接头当时所处的应力状态和金相组织有关。（2）冷裂纹产生的原因 冷裂纹主要发生在中碳钢、高碳钢、低合金或中合金高强度钢的热影晌区,但某些合金成分较高的超高强钢钛及铁合金等金属,冷裂纹有时也产生在焊缝上。大量的生产实践和理论研究证明,促成冷裂纹的主要因素有三个方面,即钢种的淬硬倾向、焊接接头的含氢量及其分布、焊接接头受到的拘束应力。钢种的淬硬倾向 焊接时,钢种的淬硬倾向越大,越容易产生冷裂纹。因为,钢种的淬硬倾向越大,就意昧着得到更多的马氏体组织。马氏体是碳在铁中的过饱和固溶体,是一种脆硬组织,在一定的应变条件下,马氏体由于变形能力低而容易发生脆性断裂,形成裂纹。焊接接头的淬硬倾向主要取决于钢种的化学成分、焊接工艺、结构板厚及冷却条件等。 氢的作用 氢是引起高强钢焊接时形成冷裂纹的重要因素之一,并且使之具有延迟的特征,通常氢引起的延迟裂纹称为“氢致裂纹”,其形成过程如下： 焊缝金属二次结晶时要发生金属的相变,金属相变时,不仅氢的溶解度会发生急剧的变化，同时氢的扩散能力也会有很大的不同。实践表明,氢在奥氏体中的溶解度大，扩散速度小。当焊缝金属由奥氏体向铁素体转变时，氢的溶解度会突然降低，但氢的扩散速度却突然增加。通常，焊缝金属的含碳量总是被控制低于母材，因此，焊缝首先在较高的温度就发生了奥氏体分解为铁素体、珠光体的相变，而此时，热影响区的金属仍是尚未开始转变的奥氏体。于是氢就很快地从焊缝金属扩散至近缝热影响区尚未转变的高温奥氏体部分，而氢在奥氏体中的扩散速度较小，向距离熔合区较远的母材方面扩散较少，因此在熔合区附近就形成了富氢地带。当滞后相变的热影响区发生奥氏体向马氏体转变时,氢便以过饱和状态残存于马氏体中。如果热影晌区存在一些微观缺陷,如显微杂质和微孔,氢便会在这些缺陷处发生聚集,并由原子状态转变为分子状态,形成较大的压力,促使这些原有微观缺陷的地方不断扩展,直至形成宏观的裂纹。氢由溶解、扩散、聚集、产生应力以致开裂是需要时间的,具有廷迟现象,因此称为延迟裂纹。热影响区中氢的浓度足够高时,能使热影响区的马氏体进一步脆化,就会形成焊道下裂纹,氢的浓度稍低时,仅在有应力集中的部位出现裂纹,容易形成焊趾裂纹和焊根裂纹。焊接接头的拘束应力 焊接时焊接接头产生的拘束应力越大，冷裂纹倾向就越大。而拘束应力则和构件结构形式、焊缝位置、施焊方向与顺序以及焊件的刚度有关。通常，板越厚，刚度就大，拘束应力也大，故厚件产生裂纹的倾向大于薄件。（3）预防冷裂纹的措施采用优质的低氢高韧焊接材料，其脱氢性好，利于防冷裂。 严格控制氢的来源 焊前烘干焊条和焊剂,仔细清除焊件、焊接区和焊缝上的污染物,如油、水、锈等直流电源较交流脱氢好，而直流反接又比直流正接好。通过焊接材料向焊缝添加合金元素,细化焊缝晶粒组织,提高焊缝金属的塑性,有利于防止冷裂纹的产生。焊前预热 焊前预热可降低冷却速度，防止淬硬组织生成马氏体。是防止冷裂纹的有效措施。后热或焊后缓冷 采取焊后继续加热，减缓焊后冷却速度，使扩散氢能充分从焊缝逸出，对于防止延迟裂纹有明显的效果。适当加大焊接线能量 焊接线能量越大，则焊接接头的冷却时间越长，因而热影响区可以减轻或避免淬火,同时也有利于氢的逸出,可以降低冷裂纹的倾向。但焊接线能量的调整很有限,线能量太大时,在热影响区内可能产生过热组织,晶粒粗大，反而会降低焊接接头的抗裂性能焊后热处理 即焊后消除应力热处理。一方面能消除焊接应力，也能进一步脱氢，对防止延迟裂纹效果好。同时也能降低接头区的硬度，改善塑性和韧性。3.2.3 再热裂纹对于某些低合金高强度钢焊件，在进行消除应力热处理或在较高温度下使用时，热影响区的粗晶部位往往产生裂纹,这种裂纹是在构件焊后重新加热的过程中产生的,故称为“再热裂纹”。 （l）再热裂纹的特征 再热裂纹是在焊接结构进行消除应力热处理的过程中产生的,这种裂纹一般是经过保温时间在高温下产生的。 再热裂纹一般发生在焊接接头热影响区的熔合线附近的粗晶区中即焊接时被加热至1200-1350以上的区域。 再热裂纹的起始点一般是接头表面的焊趾部位,或者是焊缝根部等应力集中处,裂纹在粗晶区中发展,至焊缝金属或热影响区的细晶区停止。再热裂纹沿热影响区的原始奥氏体晶界扩展,裂纹走向有明显的曲折特征,有的甚至沿奥氏体晶粒整周断裂。裂纹走向为晶间断裂。（2）再热裂纹的主要影响因素合金元素的影响 钢中的合金元素对再热裂纹的敏感性起决定作用，尤其是Cr、Mo、V、Nb、Ti等元素，均会增加钢的再热裂纹敏感性，其影响可用下列二式估算：G=Cr+3.3Mo+8.1V+10C-2 （%） （3-1）当G2时，再热裂纹很敏感，G1.5时则不敏感。PRS=Cr+Cu+2Mo+5Ti+7Nb+10V-2 （%） （3-2）当PRS0时，再热裂纹不敏感。以上二式适用钢成分为C：0.10-0.25%，Cr：1.5%，Cu：1.0%，Mo：0.2%，V、Nb、Ti：0.15%由此可见，Cr、MO、V钢是再热裂纹敏感钢种。 焊接残余应力 再热裂纹往往发生于高的焊接残余应力部位。焊接接头中的咬边、根部未焊透、焊趾部位等，都是焊接残余应力集中的部位。是再热裂纹的多发区。从焊缝表面来看,再热裂纹发生在焊趾部位,一方面此处属热影响区的过热区,另一方面此处属高应力部位。 热处理温度 具有再热裂纹敏感性的钢种,都具有本身产生再热裂纹最敏感的温度范围,对于低合金高强度钢,此敏感的温度范田一般为580-650, (3)防止再热裂纹的措施控制基本金属和焊缝金属的化学成分 当减少基本金属中促使形成再热裂纹的合金元素,是防止再热裂纹的有效措施,其次,在满足设计要求的前提下,选择强度低而塑性好的焊条也能有效地防止再热裂纹。 减少结构刚性和焊接残余应力。 采用合适的焊接工艺: l)施焊过程中采取减小焊接应力的措施,如使用小直径焊条、小规范焊接、操作时焊条不摆动、分段施焊、逐层锤击等。 2)采用中间消除应力热处理工艺。焊接过程中采用中间热处理方法,可消除部分己形成的应力.从而可降低整个焊接接头的应力水平。 3)适当提高焊接预热温度,或采用后热均可减小再热裂纹倾向。 3.2.4 层状撕裂 层状撕裂经常产生在“T”型接头和角接接头上，而且多见于厚板焊件。 （l）层状撕裂的特点和原因 层状撕裂系低温开裂,但它与热影响区的氢致裂纹不同,层状撕裂的横断面略呈阶梯形,而且与钢扳表面平行，层状撕裂可能发生在邻近熔合线处,也可发生在离熔合线稍远的地方。（如图3-8所示）图38 几种典型的层状撕裂产生层状撕裂的原因是在轧制钢板中存在硫化物、氧化物和硅酸盐等非金属夹杂物,其中尤以硫化物的作用为主。这些夹杂物在轧制过程中被延展成片状，分布在与表面平行的各层中,它们的变形能力极差,使金属在厚度方向上的机械性能,特别是断面收缩率严重下降。在垂直于厚度方向的焊接应力作用下,在夹杂物的边缘产生应力集中,当应力超过一定数值时,某些部位的夹杂物首先开裂并扩展,以后这种开裂在各层之间相继发生,连成一体,造成层状撕裂的阶梯性。钢中夹杂物的存在,会影晌氢从钢中的析出,这些氢在随后焊接应力的作用下,可能重新聚集,导致或加速层状撕裂的发展,所以,层状撕裂和钢材的含氢量也有一定的关系。（2）防止层状撕裂的措施冶金措施 严格控制钢材的含硫量,使用时,选择硫化物及硅酸盐夹杂少、板厚度方向延伸率好的钢材。工艺措施： l)采用强度级别较低的焊接材料，其目的使焊缝承受结构的大部分变形，从而减少钢材在厚度方向的应力,有利于防止层状撕裂的产生, 2)表面堆焊过渡层。在与焊缝相连接的钢材表面,预先堆焊几层低强度焊缝金属,是防止层状撕裂的常用措施之一。堆焊层一般在3-5层左右，堆焊后最好先进行消除应力退火，这样效果更好。 3)预热并使用低氢焊条。这种方法仅限于对层状撕裂中等敏惑的钢材、正好处于裂与不裂临界状态的焊接接头有一定作用,通常作为防止层状撕裂的一种补充手段。3.3焊接接头中的应力3.3.1焊接残余应力焊接结构的特点之一是具有较大的焊接应力与变形。焊接过程中，随着焊接区温度的变化可以产生三种内应力，即温度应力、组织应力和构件自身受到约束时的拘束应力。若温度应力较小，且低于材料的屈服极限时，则后焊可以消失。但若其值大于屈服极限时，则焊接接头局部区域就产生塑性变形。在冷却过程中，处于弹性状态部分的收缩将受到塑性变形部分的阻碍，因而使焊接区产生新的内应力。在温度降至室温后，这种内应力就会保留于接头中，称为焊接残余应力。以下主要以低碳钢和低合金钢等材料制成的结构中的焊接残余应力为典型，讨论焊接残余应力的分布、大小、影响及其控制措施。焊接残余应力的分布在厚度不大（1520mm）的常规焊接结构中，残余应力基本上是双轴的，厚度方向上的应力很小。只有在大厚度的焊接结构中，厚度方向的应力才比较大。为了便于分析，我们把沿焊缝方向的应力称为纵向应力，用x表示；垂直于焊缝方向的应力称为横向应力，用y来表示；厚度方向的应力，用z来表示。下面分别加以讨论。为简明起见，我们仅讨论远离焊缝端部断面处的残余应力分布。图39 圆筒或环缝的纵向残余应力分布纵向应力x 在低碳钢结构中，焊缝及其附近区域的纵向应力是拉应力，而在距焊缝稍远处则变为压应力。如图3-9所示当圆筒环焊缝的纵向残余应力分布。此处要注意的是，圆筒环焊缝与同样板厚的平板焊缝上的残余应力大小并不完全相同，这是因为约束条件有差别。试验证明，当圆筒直径与厚度之比较大时，x的分布和平板上的情况相似，对低碳钢来说x为210N/mm2，而直径为384mm，同样厚度的圆筒环焊缝中的x为115N/mm2。理论分析结果表明，由于圆筒环焊缝的半径在焊后缩小，焊缝在长度上的收缩比平板上的焊缝具有更大的自由度，因此纵向应力比平板小。应力值的大小，取决于圆筒的半径R、壁厚以及塑性变形区的宽度bp。后者与焊接线能量和材质有关。当壁厚不变，x随着R的减小而降低，随着bp的减小而增加。但球罐环焊缝中的残余应力，甚至较平板焊缝还要大，因为其拘束度大。横向应力y 垂直于焊缝的横向应力y的分布情况比较复杂。其大小和方向与施焊顺序和焊接方法等因素有关。一般情况下y均为拉应力，且焊缝中处有最大值，随着与焊逢距离的增大，其值很快下降。图311 450焊接镶块的残余应力实例图310 圆盘镶块封闭焊缝所引起的焊接残余应力封闭焊缝中的残余应力 在大的壳体上进行局部挖补镶块焊接以及板壳结构上焊接接管都属于这种情况。由于是封闭焊缝，拘束度大，常产生大的焊接残余应力。挖补镶块焊接应力的大小与焊件刚度和镶入体本身的刚度有关，刚度愈大，内应力愈大。图3-10为挖补焊接后的残余应力分布。切向应力t在焊缝附近为拉应力，最高可达屈服限，镶块外离焊缝较远处切向为压应力。而径向应力r在此均为拉应力。镶块心部t与r相等，有一个均匀的双轴拉应力场。焊件刚度愈大，镶块直径愈小，这个均匀双轴拉应力值也愈高。曾在外径1米及厚度12毫米的钢板上，焊补一直径为450毫米的镶块，焊后测出镶块内应力的情况如图3-11所示，其最大切向应力t已接近300Mpa。板壳结构上焊接接管的焊后残余应力与此相似，接管与壳体间的圆周焊缝的切向应力t，在焊缝及其附近区是拉应力，远离焊缝是逐渐缩小的压应力。焊缝径向内应力r都是拉应力，如图3-12。由于接管刚性较小，故其残余应力一般比镶块的小。图312 接管处的焊接应力过程设备中，有时发现垂直于接管圆周角焊缝并向壳体扩展的裂纹，严重时，甚至引发设备断裂。显然这与沿该焊缝切线方向具有最大纵向焊接残余应力有关。厚板中的残余应力厚板焊接结构中除了存在着纵向应力x和横向应力y外，还存在着较大的厚度方向的应力z。近年来的试验研究结果表明，这三个方向的内应力在厚度上的分布极不均匀。其分布规律，对于不同焊接工艺有较大差别。例如在厚度为240毫米的低碳钢电渣焊缝中，内应力分布如图3-13。z是拉应力，从图中可以看出，在厚度中心部位，其数值可达180N/mm2，其数值向表面逐渐下降到零。x、y的数值亦以厚度中心为最大，向两表面逐渐降低。在表面y为压应力。y的分布情况与电渣焊的工艺特征有密切关系。在电渣焊时，焊缝的正面和背面装有铜冷却滑块。因此靠近焊缝表面冷却较快，而中心部位冷却较慢。后者的收缩就受到周围金属的限制，因此中心部分为较高的拉应力。图313 电渣焊接头中的应力分布a）z在厚度上的分布 b）x在厚度上的分布 c）y在厚度上的分布图314 厚板多层焊缝中的应力分布与电渣焊相反，在低碳钢多层焊接时，在厚度上的内应力x、y的分布，表面为较高的拉应力。z的数值较小，有可能为压应力，亦有可能为拉应力。图3-14为80mm厚、V型坡口对接接头多层焊在厚度上的内应力分布情况。值得注意的是横向应力y的分布，在对接焊缝的根部y的数值极高，大大超过材料的屈服极限s。造成这个现象的原因是多层焊时，每焊一层都使焊接接头产生一次角变形，在根部引起一次拉伸塑性变形。多次塑性变形的积累，使这部分金属产生应变硬化，应力不断上升，在严重的情况下，甚至可达金属的强度极限b，导致焊缝根部开裂。如果焊接接头的角变形受到阻碍，则有可能在根部产生压应力。焊接残余应力的作用范围与大小焊接残余应力是局部的内应力，其作用范围在焊缝两侧200300mm以内。残余应力大小不但与焊接方法和板厚大小等有关，也与材料种类有关。对于低碳钢其x可达屈服极限s，但钛材焊缝中的纵向应力较低，一般仅为0.50.8s。铝材焊缝中的x亦较低，仅为0.60.8s。造成这种情况的原因，对钛来说，则与它的膨胀系数和弹性模数较低有关，两者的乘积、E仅为低碳钢的1/3左右。对铝来说，可能是由于它的导热系数较高的原因，使热场的等温线接近于正圆形，与沿焊缝同时加热的模型相差悬殊，因而平截面变形假设与实际出入较大。在焊接过程中材料受热膨胀，实际上受到的限制比平截面假设时要小，因此压缩塑性变形降低，残余应力因而降低。焊接残余应力的危害构件承受拉力载荷时，焊接残余应力将与载荷应力相叠加，因此将对焊件造成许多危害。对静强度的影响 焊接残余应力对静强的影响有两种情况：对于塑性材料，残余应力不影响结构的总体承载能力，即对静度没有影响；但脆性材料有影响，会使承载能力下降，引起脆性断裂。焊接残余应力是一种局部压力，当材料的塑性好时，残余应力的峰值达屈服限时，会发生局部屈服使应力重新分配趋于自平衡，而不再继续上升。故对整体承载能力无影响。但脆性材料就不同了。当残余应力峰值达屈服限时，不会发生局部屈服变形，随着外力的增加，构件中不能产生应力均匀化平衡，应力峰值会不断增加，直到达材料强度限b导致局部开裂、最后使结构整体断裂。但应注意，实际工程结构往往具有脆化倾向，许多结构不是理想塑性材料。例如低温环境和材料中存在各种缺陷或加载速度的变化等，均可增大材料的脆化倾向。这种情况下，即使是低碳钢那样的塑性好的材料，焊接残余力也会对静强度有影响。增加结构脆断的倾向 低应力脆性断裂事先很难察觉，对承压过程设备的危害很大。根据断裂力学的研究，对于高强度金属材料，每一具体材料均有一个“临界的应力强度因子”值，也就是具有一定的断裂韧性K1C。受拉力构件的应力强度因子K1与名义应力成正比，但焊接残余应力的存在，将加大焊缝区的名义应力，增大应力强度因子K1之值。当K1大于材料的K1C时，构件就将发生脆性断裂。焊缝处不可避免地存在某些缺陷，如裂纹等，在受载时会产生应力集中。焊接残余应力会使应力集中更加严重，使局部的名义应力进一步增加，从而使结构的脆断倾向增加。因此，必须充分注意到焊接残余应力对承压设备脆断的不利影响。增加应力腐蚀破裂倾向 过程设备很多是在腐蚀环境下使用。而一定的腐蚀环境和拉应力的同时作用，是应力腐蚀开裂的条件。焊接残余应力与工作应力叠加，会使局部应力显著上升，从而促进应力腐蚀开裂的发生。实践证明，许多应力腐蚀裂纹均产生于焊接接头区，足见残余应力对应力腐蚀开裂的影响是不容忽视的。为此，GB150中规定，对于在应力腐蚀环境下使用的压力容器设备，焊后必须进行消除应力热处理。对加工精度和尺寸稳定的不利影响 若另件存在焊接残余应力就进行切削等机械加工，则先加工好的部分，将因后加工部分的残余应力释放使尺寸发生偏差。例如焊接齿轮箱的轴孔，加工第二个轴孔所引起的变形将影响已加工过的轴孔的精度。因此，保证加工精度的最彻底的办法是先消除焊接残余应力，然后再进行机械加工。还应注意的另一个问题就是焊接应力是否长期稳定，亦即焊接应力是否会在长期存放过程中随时间变化而破坏已经加工完毕的工件尺寸的精度。这一点对精度要求高的构件十分重要。长期存放实验证明，许多结构钢中的焊接应力是不稳定的。它随着时间不断地变化。不同材料中的残余应力不稳定程度有较大差异。Q235低碳钢在室温20下存放，原始应力24000N/cm2，经过两个月降低2.5%。如果原始应力较小，则降低的百分比相应减少。但随着存放温度的上升，应力降低的百分比将迅速增加。例如在100下存放，应力降低为20时的五倍。这种应力不稳定性的根源是Q235在室温下的蠕变和应力松弛。30CrMnSi，25CrMnSi，12Cr5Mo，20CrMnSiNi等高强度合金结构钢在焊后产生残余奥氏体。这种奥氏体在室温存放过程中不断转化为马氏体。内应力因马氏体的膨胀而降低。其降低百分比远远超