熔池凝固和焊缝固态相变.ppt

第三章熔池凝固和焊缝固态相变 1 主要内容 第一节熔池凝固第二节焊缝金属的一次结晶组织第三节焊缝固态相变第四节焊缝中的气孔和夹杂 2 熔池凝固过程的研究目的 熔池凝固过程对焊缝金属的组织 性能具有重要影响 焊接工程中 由于熔池中的冶金条件和冷却条件不同 可得到性能差异很大的组织 同时有许多缺陷是在熔池凝固的过程中产生的 如气孔 夹杂 偏析和结晶裂纹等 另一方面 焊接过程是处于非平衡的热力学条件 因此熔池金属在凝固过程中会产生许多晶体缺陷 如点缺陷 空位和间隙原子 线缺陷 位错 和面缺陷 界面 这些缺陷的发展严重影响焊缝的金属的性能 3 熔焊时 在高温热源的作用下 母材将发生局部熔化 并与熔化了焊丝金属搅拌混合而形成焊接熔池 WeldPool 与此同时 进行了短暂而复杂的冶金反应 当焊接热源离开以后 熔池金属便开始凝固 结晶 如图3 1 第一节熔池凝固 一 熔池的凝固条件和特点结晶过程 晶核生成 晶核长大1 熔池的体积小 冷却速度大含碳高 合金元素较多的钢种 容易产生淬硬组织 甚至焊道上产生裂纹熔池中心和边缘有较大的温度梯度 致使焊缝中柱状晶得到很大发展 一般情况下没有等轴晶 只有在焊缝断面的上部有少量的等轴晶 电渣焊除外 2 熔池中的液态金属处于过热状态合金元素的烧损比较严重 使熔池中非自发形核的质点大为减少 柱状晶的形成原因之一 3 熔池是在运动状态下结晶 如图3 2 熔池以等速随热源移动 熔化和凝固同时进行 气体吹力 焊条摆动 内部气体逸出等产生搅拌作用 利于排除气体和夹杂 有利于得到致密而性能好的焊缝 4 二 熔池结晶的一般规律 1 熔池中晶核的形成 自发形核所需能量 其中 新相 液相的界面张力 Fv 单位体积内固液两相自由能之差 非自发形核所需能量 0 Ek 0 液相中有大量的悬浮质点和现成表面 180 Ek Ek 全自发形核 不存在非自发晶核的现成表面 0 180 时 Ek Ek 0 1 说明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 5 二 熔池结晶的一般规律 角的大小决定于新相晶核与现成表面之间的表面张力 如果新核与液相中的原有表面固体粒子的晶体结构越相似 即点阵类型与晶格常数相似 则二者之间的表面张力越小 角也越小 那么自发非自发晶核的能量也越小 因此 对于焊接熔池来讲 非自发晶核起了主要作用 6 熔池中的现成表面合金元素或杂质的悬浮质点 在一般情况下所起作用不大 熔合区附近加热到半熔化状态的基体金属晶粒表面 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 或称联生结晶 如图3 4 3 5所示 焊接时 为改善焊缝金属的性能 通过焊接材料加入一定量的合金元素 如钼 钒 钛 铌等 可以作为熔池中非自发形核的质点 从而使焊缝金属晶粒细化 7 2 熔池中的晶核长大熔池中晶核形成之后 就以这些新生的晶核为核心 不断向焊缝中心成长 但是 长大的趋势各不相同 有的柱状晶体严重长大 一直可以成长到焊缝中心 有的晶体却只成长到半途而停止 晶粒由为数众多的晶胞组成 在一个晶粒内部这些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就最易长大 此外 散热的方向对晶粒的长大也有很大的影响 8 当晶体的最易长大方向与最大温度梯度方向 最快散热方向 相一致时 可优先成长 可一直长至熔池的中心 形成粗大的柱状晶体 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 这时晶粒的成长就停止下来 以上称之为焊缝中柱状晶体的选择长大 如图3 6 9 三 熔池结晶的线速度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 夹杂 气孔等缺陷的形成影响更大 焊接熔池的外形为椭球状的曲面 即结晶的等温面 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 因此晶粒成长的主轴必然是弯曲的 如图3 7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 10 1 晶粒主轴生长的线速度 Vc 分析 晶粒生长的线速度分析图 如图3 8 在dt内 当结晶等温面由A B时 变化的距离为dx 则dx dt V 焊接速度 此时该晶粒生长由A C 变化距离为ds 则ds dt Vc 当dt 0时 BC垂直于AC 即 cos 取决于焊接规范和材料的热物理性质及形状 11 cos 值的确定厚大件 薄件 对Vc的讨论 0 时 Vc V 焊缝中心线 90 时 Vc 0 熔合线 焊缝边界 即晶粒生长速度是变化的V 生长越垂直于焊缝中心 易形成脆弱的结合线 产生纵向裂纹V Vc 所以焊易裂材料时 不能用大的焊速 12 13 四 熔池结晶的形态 1 分类结晶形态的不同 是由于金属的纯度和散热条件的不同所致 2 纯金属的结晶形态 如图3 16 正的温度梯度 平面晶 生长缓慢 主要 负的温度梯度 生长速度快 除主轴外 还有分枝 生成树枝晶 较少 14 3 固溶体的结晶形态 如图3 16b d 温度过冷 结晶潜热所致固相前部温度高 液相温度低 成分过冷 先结晶温度高 后结晶温度低 快速结晶时 易出现树枝晶 15 3 成分过冷对结晶形态的影响 平面结晶 如图3 24 G T 胞状结晶 如图3 25 G与T少量相交 胞状树枝结晶 如图3 26 G与T相交较大 晶粒主轴快速伸向液相内部 横向排溶质 故横向也出现分枝 树枝状结晶 如图3 27 当成分过冷进一步增大 树枝晶显著 等轴结晶 如图3 28 液相成分过冷区很宽 不仅在前沿生成树枝晶 内部也形成树枝晶 等轴晶 16 17 温度梯度G 实际结晶温度T 无成分过冷 平面晶 高纯度的金属 18 G与T少量相交 具有较小的成分过冷 19 G与T相交较大 具有较大的成分过冷区域晶粒主轴快速伸向液相内部 横向排溶质 故横向也出现分枝 20 当成分过冷进一步增大 即温度梯度G与实际结晶温度相交的面积很大时 形成明显的树枝晶 21 当液相的温度梯度G很小 能在液相中形成很宽的成分过冷区 不仅在结晶前沿生成树枝晶 同时液相的内部也形成树枝晶 等轴晶 综合 如图3 28 结晶形态的不同 主要决定于合金中溶质的浓度 杂质 C0 结晶速度 或晶粒长大速度 R和液相的温度梯度的综合作用 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 则成分过冷增加 从而使结晶形态由平面晶变为胞状晶 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和温度梯度一定时 结晶速度R越快 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 树枝晶逐步演变到平面晶 22 23 焊缝各部位结晶形态的变化 熔池中不同部位温度梯度和结晶速度不同 成分过冷的分布不同 焊缝各部位出现不同的结晶形态 平面晶 胞状晶 树枝状晶 等轴晶 24 实际焊缝凝固金属的组织形态 实际焊缝凝固金属的组织形态不一定具有上述全部结晶形态 一般来说由柱状晶和少量等轴晶构成 柱状晶 少量等轴晶柱状晶内 平面晶 胞状晶 树枝状晶等轴晶内 树枝晶 25 焊条电弧焊接凝固组织Q235 14MnMoNbB钢 26 埋弧焊接凝固组织Q235A钢 五 焊缝的化学成分不均匀性 1 焊缝中的化学成分不均匀性 显微偏析 先结晶的合金溶质浓度C0低 后结晶的合金溶质浓度C0高 即晶粒中心C0高 边缘低原因 冷却速度快 来不及均匀化要求细晶化 降低偏析 区域偏析焊缝中心部位聚集较多低熔点杂质 柱状晶结晶的结果 层状偏析结晶 熔滴过渡 的周期性所致 27 2 熔合区的化学成分不均匀性 熔合区的形成母材与焊缝交界的地方并不是一条线 而是一个区域熔合区熔化不均 传热 半熔化晶粒散热不均匀 熔合区宽度 P131 28 熔合区成分分布 如图3 39 溶质在液相中的溶解度 在固相中的溶解度故 固相浓度界面液相浓度C0 C C0C0 C 分配取决于扩散系数和分配系数 特别是S P C B O N等熔合区还存在物理不均匀 组织 性能 焊接接头的薄弱部位 29 第二节焊缝金属的一次结晶组织 一 焊接条件下的凝固结晶形态1 理论上熔合线处 G最大 R最小 平面晶焊缝中心处 G最小 R最大 等轴晶2 实际上 不一定全部形态都出现 与许多因素有关 成分 溶质浓度C0对成分过冷的影响板厚和接头形式 影响温度梯度焊接速度V R 熔合线处G 焊缝中心处G 出现大量等轴晶 否则出现胞状晶或树枝晶 焊接电流I G 胞状晶 粗大胞状树枝状晶 30 31 钨极氩弧焊接凝固组织纯度为99 99 的铝焊缝 a 平面晶 胞状晶纯度为99 6 的铝焊缝 b c 胞状树枝晶 等轴晶 32 焊接工艺参数对焊缝结晶形态的影响焊接速度的影响V R 成分过冷 33 焊接工艺参数对焊缝结晶形态的影响焊接电流I G 成分过冷 粗胞状树枝晶 二 凝固组织形态对性能的影响生成粗大的树枝状晶 韧性降低 对气孔 夹杂 热裂都有影响消除粗大的树枝晶三 焊缝金属的性能的改善措施1 固溶强化和变质处理加入Mo V Ti Zr Al B N 稀土Te等2 振动结晶机械振动 高频超声振动 电磁振动3 焊接工艺焊后热处理 多层焊 层间回火 锤击 跟踪回火等 34 第三节焊缝固态相变 完全凝固之后 在连续冷却过程中 对于钢铁材料将发生组织转变 转变后的组织是根据焊缝的化学成分和冷却条件而定的 一 低碳钢焊缝组织特征 F 白色 少量P A晶界析出F 有时F呈魏氏组织形态魏氏组织特征 过热组织 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 具有长短不一的针状或片条状 可直接插入珠光体晶粒之中 一般经A3点以上20 30 正火后 柱状晶可消除 冷速不同 组织不同 冷速增加 P增多 F减少 硬度升高 35 魏氏组织 二 低合金钢的固态相变1 总的来说 以F P为主 有时出现B及M 具体是否出现则与焊材及工艺有关 成分 冷速 2 铁素体 F 转变 Firrite F 转变 粒界F 高温转变770 680 为先共析F 由奥氏体晶界析出向晶内生长 呈块状 侧板条F 700 550 由奥氏体晶界形核 以板条状向晶内生长 由于F形成温度较低 F内含碳极低 故又称为无碳贝氏体 针状F 500 附近 大都非自发形核 在奥氏体内形成 细晶F 500 以下 奥氏体晶内形成 有细化晶粒元素 Ti B 出现时 晶界有Fe3C出现 接近上贝氏体 36 37 焊缝中铁素体的类型 1 先共析铁素体 Pro eutectoidFerrite PF 温度 770 680 位置 沿奥氏体晶界 又称为粒界铁素体 GrainBoundaryFerrite GBF 形态 长条形或多边形块状性能特点 使韧性下降 低屈服点 38 2 侧板条铁素体 FerriteSidePlate FSP 温度 700 550 位置 从晶界铁素体侧面向晶内生长形状 板条状 形态如镐牙状性能特点 使韧性下降 39 3 针状铁素体 AcicularFerrite AF 温度 500 位置 在奥氏体晶粒内部形态 针状条件 中等冷却速度性能特点 韧性好 40 4 细晶铁素体 FineGrainFerrite FGF 温度 500 以下位置 在奥氏体晶粒内部形状 细晶状条件 存在细化晶粒的元素 Ti B等 性能特点 韧性好 晶内白色块状为FGF 41 随着合金化程度的提高 AF组织增多的同时 焊缝强度也随之提高 AF增多 有利于改善韧性 42 43 3 珠光体 P 转变 Pearite P Ar1 550 热处理平衡状态珠光体转变Ar 550 C Fe原子扩散比较容易 珠光体转变为扩散型相变 P是F和Fe3C的层状混合物领先相Fe3C 焊接状态 非平衡转变 得到P量少 珠光体转变量小 若添加B Ti合金元素 P转变全部被抑制 一般情况不出现P 只有在缓冷时 才会出现片状或粒状的珠光体 原因 焊接过程是一个不平衡过程 冷却速度快 C扩散受到抑制 很难出现F Fe3C片状结构 44 45 P F 粒P AF 46 4 贝氏体 B 转变 Bainite B 中温转变550 Ms 上贝氏体 B上 转变形成温度 550 450 形态 羽毛状形成机理 扩散 下贝氏体 B下 转变转变温度 450 MS形态 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形成机理 扩散 粒状贝氏体 B粒 形成温度高于上贝氏体形态 无碳铁素体包围着富碳物质转变产物 F Cm M A组织或残余奥氏体 47 48 49 中温转变 550 Ms 1 上贝氏体 UpperBainite Bu 温度 550 450 位置 沿奥氏体晶界析出形态 呈羽毛状 平行的条状铁素体之间分布有渗碳体性能特点 韧性较差 小条状Fe3C分割了基体的连续性 50 2 下贝氏体 LowerBainite BL 温度 450 Ms形态 针状铁素体和针状渗碳体的机械混合物性能特点 强度和韧性都较好 51 3 粒状贝氏体 GrainBainite BG M A组元 ConstitutionM A 在块状铁素体形成之后 待转变的富碳奥氏体呈岛状分布在块状铁素体之中 在一定的合金成分和冷却速度下 这些富碳的奥氏体岛可转变为富碳马氏体和残余奥氏体 富碳马氏体和残余奥氏体 硬度高 在块状铁素体上的 组元以粒状分布时 即为 粒状贝氏体 5 马氏体 M 转变 Martensite M Ms以下 低碳马氏体 板条马氏体 转变温度 MS温度以下形态 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形成机理 位错 高碳马氏体 片状马氏体 形态 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形成机理 孪晶 52 53 当焊缝中含 量较高或合金元素含量较多时 在快冷条件下 冷却到 s以下 将发生马氏体转变 1 板条马氏体 LathMartensite 低碳马氏体 位错型马氏体低碳低合金钢奥氏体内部细条状综合性能指标在马氏体中最好 54 2 片状马氏体 PlateMartensite 高碳马氏体 孪晶马氏体焊缝中含碳量大于0 4 粗大 经常贯穿奥氏体晶粒内部硬度高而脆 55 56 57 焊缝金属连续冷却组织转变图 WM CCT图 WM CCT图对于预测焊缝的组织及调节焊缝的性能具有重要意义 58 三 焊缝金属性能的控制 影响焊缝性能的因素结晶形态与组织的影响化学成分的影响焊接缺陷的影响 59 固溶强化加入碳 锰 硅 铬 镍 钼等 均有固溶强化的作用 细晶强化加入钛 铌 硼 铝 铬 镍 稀土等 可细化晶粒 提高强度 沉淀强化加入碳 氮化物形成元素 相变强化加入合金元素 改变相变组织 一 焊缝合金化与变质处理 60 1 优化合金成分 1 严格限制有害的杂质元素 S P N O和H 2 通过合金元素来提高焊缝韧性促使高熔点第二相质点的析出 通过钉扎作用阻止奥氏体晶粒长大 降低奥氏体分解温度 减少边界铁素体的形成 在奥氏体内形成铁素体形核核心 促使奥氏体在500 550温度区间分解得到针状铁素体 防止在奥氏体晶界形成侧板条铁素体 防止M A组元的形成 避免中等冷却速度 防止或减少低温产物马氏体 上贝氏体的形成 二 焊缝金属韧化的途径 61 3 配置多种微量合金元素 则可能在大幅度地提高焊缝金属的强度的同时提高韧性和抗裂性 Mn和Si最为常用的强化焊缝的元素例如低合金钢 C 0 10 0 13 埋弧焊时 Mn Si分别处于0 8 1 0 和0 1 0 25 时 可以得到细晶铁素体和针状铁素体 具有较好的韧性 Mn和Si对低合金钢焊缝韧性的影响 62 在Mn Si系基础上复合添加Ti和B等微量元素B在高温下易向奥氏体晶界扩散 在晶界沉淀聚集而降低晶界扩散 使晶界奥氏体的稳定性增大 抑制了PF和FSP的形核与生长 从而使 转变开始温度向低温方向移动 Ti与氧的亲和力很大 焊缝中的Ti以微小颗粒可以作为 钉子 位于晶粒边界 阻碍奥氏体晶粒的长大 63 Mo降低奥氏体分解温度 抑制边界铁素体形成 加入少量的Mo不仅可以提高强度 同时也能改善韧性 Nb和V焊缝金属中可固溶 推迟奥氏体向铁素体的转变 能够抑制焊缝中先共析铁素体的产生 而激发形成细小的AF组织 所形成的氮化物使强度大大提高 而使韧性下降 通过正火处理可改善韧性 稀土元素Y Ce Te Se 促进组织细化 提高韧性 64 2 调整焊接工艺参数 1 焊接热输入过大的热输入使结晶时产生粗大的柱状晶 同时 由于降低了冷却速度 可能得到较多的边界铁素体 过小的热输入 则在较高合金成分焊缝形成马氏体 也会使焊缝韧性下降 2 多层焊 3 焊后热处理 4 振动结晶 第四节焊缝中的气孔和夹杂 一 气孔 一 气孔的类型及其分布特征1 气孔的类型及形成原因 类型 表面气孔 内部气孔 形成原因结晶时因气体溶解度突然下降来不及逸出残留在焊缝内部的气体 H2 N2 冶金反应产生的不溶于金属的气体 CO H2O 2 氢 H 气孔 出现在低合金焊缝中 大都为表面气孔 含H2O多时 也会出现在内部 65 形状表面气孔 喇叭口形 内壁光滑 形如螺钉状内部气孔 圆球状 形成原因在相邻树枝晶的凹陷最深处是氢气泡的胚胎场所 冷却中 氢的溶解度从液态下32ml 100g下降到固态下的10ml 100g 由于焊接熔池冷却快 H2来不及逸出时 就会形成气孔 氢由于受到表面的吸附作用 液体的粘度以及机械阻力的影响 在上浮与受阻的综合作用下 形成具有喇叭形的表面气孔 66 2 氮 N 气孔一般在表面成堆出现 呈蜂窝状 只有在保护不良时出现 形成原因与氢气孔相似3 一氧化碳 CO 气孔在熔池后部 结晶期间 在柱状晶界区域 由于温度低 C 浓度高 产生C的偏析 易发生反应 FeO C CO Fe 反应产生的CO因熔池金属粘度大 浮出阻力大而滞留内部 并随结晶过程的进行而不断形成 故气孔是沿结晶方向分布的 67 二 气孔的形成机理1 气孔形成条件 液体中有过饱和气体存在 非自发形核 质点较多 在枝晶间凹陷处