焊接原理 第五章

第五章焊接热影响区的组织和性能 焊接热影响区熔焊时在集中热源的作用下 焊缝两侧的母材上发生组织和性能变化的区域 叫焊接热影响区 或近缝区 焊接接头 joint 焊缝区 WM 热影响区 HAZ 低碳钢的WM和HAZ一般不出现问题 但是 随着高强钢 高合金钢以及特种钢的应用 在某些情况下 HAZ易脆化 可能成为焊接接头的薄弱地带 对其研究非常必要 本章主要根据低合金高强钢焊接过程中 由于快速不均匀加热和冷却引起热影响区组织和性能的变化而进行讨论 图5 1 图5 2 4 表征焊接热循环的主要参数 1 加热速度 H加热速度 H快 奥氏体化温度升高 奥氏体中的碳化物溶解不充分 奥氏体均质化程度低 稳定性差 2 峰值温度Tm焊缝两侧各点的Tm不同 冷却过程中发生的相变不同 组织性能不同 3 高温停留时间tH在相变温度Ac3以上停留的时间 一般指1100 1200 以上的停留时间 tH越长 越有利于奥氏体的均质化 同时带来严重的晶粒长大 把高温停留时间tH分为加热过程的停留时间t 和冷却过程的停留时间t 即 tH t t 奥氏体不仅在加热过程中长大 而且冷却过程中也在长大 奥氏体长大的热惯性 4 冷却速度 c冷却速度是决定焊接HAZ组织和性能的主要参数 i 某一温度下的冷却速度 瞬时冷速 c低碳 低合金钢熔合线附近在冷却过程中 冷到540 左右的瞬时冷速 因焊接冷速快 瞬时冷速测定困难 常用如下冷速 ii 一定温度范围内的平均冷速为便于研究 常采用 某一温度范围内 的冷却时间 来表示平均冷速 即在某温度范围内 冷却所持续的时间 如t8 5 t8 3 t100等 t8 5 熔合线附近的金属从800 冷却到500 所持续的时间 t8 3 熔合线附近的金属从800 冷却到300 所持续的时间 t100 熔合线附近的金属从Tm冷却到100 所持续的时间 注 冷裂倾向较大的钢种用t8 3和t100表示冷速 冷裂倾向较小的钢种 如低碳钢 低合金钢用t8 5表示冷速 5 热循环参数的计算 6 影响焊接热循环的因素 焊件尺寸形状在E一定的条件下 a 薄板 随板宽增大 冷速增大 b 厚板 随随板厚增大 冷速增大 接头形式不同接头形式的导热有差异 冷速不同 相同板厚的丁字接头冷速要比V字接头大约1 5倍 焊道长度接头形式 焊接参数一定时 焊道越短 冷速越大 当焊道长度 40mm时 冷速明显增大 弧坑处冷速约为焊缝冷速的2倍 甚至比引弧断大20 焊接线能量随E增大 Tm tH增大 c增大 a 焊接方法不同 冷速不同 在E一定时 埋弧焊 气电焊 手弧焊b 同一焊法 c也可能不同 直流反接 交流焊接 预热温度T0随T0增大 c降低 tH增大 生产中常采用低温预热 使用较小焊接线能量焊接 以获得理想热循环 即 有效降低低温冷速 而对tH和高温 c影响不大 焊接冷却条件野外冷速大于室内 裸件冷速大于保温材料覆盖件 实际生产中 常在焊件冷至某一温度时 再用石棉覆盖工件 以降低低温冷速 7 多层焊热循环 实际生产中常用多层焊焊接厚大件 多层焊实质上是许多单层焊热循环交替综合作用的过程 相邻焊层之间彼此具有热处理的作用 在焊接后一道焊缝时 前一道焊缝所具有的最低温度 即层间温度 对此道焊缝而言 相当于预热温度 而后一道焊缝对于前一道焊缝则相当于焊接条件下的后热处理 从提高焊接质量来看 多层焊比单层焊更为优越 多层焊分为 长段多层焊 和 短段多层焊 长段多层焊 指每道焊缝较长 1m 在焊接后一层时 前一焊层已冷至较低的温度 100 200或MS点以下 图5 4 长段多层焊适于淬硬倾向小的钢种的焊接 淬硬倾向较大的钢种 不适于长段多层焊 淬硬倾向大钢种焊接时 层间温度较低 熔合线附近易出现淬硬组织而产生裂纹 必须采用相应的工艺措施 如焊前预热 控制层间温度 缓慢冷却等 1 长段多层焊焊接热循环 动画演示 图5 4 2 短段多层焊焊接热循环短段多层焊 指每道焊缝较短 约50 400mm 未等前层焊缝冷却到较低温度就进行下道焊接 近缝区1点和4点所经历的焊接热循环是比较理想的 1点在Ac3以上停留时间较短 避免了晶粒长大 减缓了Ac3以下的冷速 防止淬硬组织 4点是在预热的基础上开始焊接的 如焊缝的长度控制合适 Ac3以上停留的时间仍可很短 使晶粒不易长大 为预防表面层产生淬硬组织 可增退火焊道 以增长奥氏体分解时间 短段多层焊对焊缝和热影响区组织都具有一定的改善作用 适于焊接晶粒易长而又易于淬硬的钢种 第二节焊接热循环条件下的金属组织转变特点 一 焊接过程金属组织转变的特点 焊接条件下的组织转变语热处理条件下的组织转变基本原理是一致的 氮焊接本身的特殊性 决定了焊接过程组织转变的特殊性 1 焊接过程的特点 1 加热温度高 热处理Tmax Ac3 100 200 低碳钢焊缝边界1350 2 加热速度快 是热处理的几十到几百倍 3 高温停留时间短 Ac3以上停留时间 手弧焊约4 20秒 埋弧焊约30 100秒 4 自然条件下连续冷却 个别需焊后保温或热处理 5 局部加热 加热区随热源移动 组织转变在应力作用下进行 转变过程不均匀 根据焊接热循环特点 建立焊接条件下金属学理论 研究金属的相变机理和组织性能变化规律非常必要 2 焊接加热过程金属组织转变特点焊接加热速度很快 各种金属的相变温度与等温转变相比发生很大变化 加热速度越快 被焊金属的相变点Ac1和Ac3越高 而且Ac1与Ac3温度差越大 钢中含有较多的碳化物形成元素时 更明显 加热速度快 高温停留时间短 奥氏体均质化程度差 原因 焊接加热速度很快 来不及完成由珠光体和铁素体向奥氏体转变 扩散性重结晶过程 所需的孕育期 引起相变温度提高 含有碳化物形成元素 Cr W Mo V Ti Nb 的钢 奥氏体的转变过程更加缓慢 a 碳化物形成元素扩散速度小 b 其本身还阻碍碳的扩散 加热速度对已形成的奥氏体进行均质化过程也具有重要的影响 由于奥氏体的均质化过程是属于扩散过程 因此加热速度快和相变以上停留时间短 都不利于扩散过程的进行 从而均质化的程度很差 1 碳素钢例如45钢 45钢在焊接条件下比热处理条件下的CCT曲线稍向右移 说明在相同冷却速度条件下 焊接时比热处理时的淬硬倾向大 原因 45钢接头中熔合线附近粗晶区的组织粗化 奥氏体稳定性升高 淬硬倾向比热处理条件下要大 图5 7示 图5 745钢连续冷却的CCT图F 铁素体P 珠光体Z 中间组织 包括贝氏体 A 奥氏体M 马氏体实线 焊接 Tm 1350 t 4 5s 虚线 热处理 Tm 1050 TB 3min 图5 8 图5 9 2 焊接CCT图的建立过去应用对热处理TTT曲线的数据进行计算和加工处理的方法来制定焊接用CCT曲线 目前测定CCT曲线的方法有两种 焊接热模拟法 多用 和就地实测法 1 焊接热模拟法利用焊接热模拟试验装置与各种相变测定仪配合测定CCT曲线 加热方式 电阻加热 高频感应加热模拟方法 将待测钢材制作成具有一定尺寸要求的试件 放入热模拟装置中加热 当达到Tm时 将试样置于不同冷却条件的介质中冷却 如喷氮气 氦气等 与此同时 用温度测定 记录装置测出T t曲线 并用相变测定仪测出相变点 相变测定方法 a 热膨胀法 利用试件相变时比容发生变化来测定相变点 b 热分析法 利用金属相变时的热效应 相变潜热 测定相变点 c 磁分析法 根据相变时金属磁性的改变测定相变点 2 就地实测法 在实际焊缝熔合线附近直接测定相变信息的方法 常用插销法 该法的热循环与实际焊件完全相同 考虑了HAZ存在的温度梯度 考虑了由温度梯度引起的应力影响 3 影响CCT图的因素 1 母材化学成分的影响焊接条件下的CCT曲线的形状 从根本上来说取决于母材的成分 除钴之外 所有固溶于奥氏体的合金元素都使CCT曲线向右移 即增加淬硬倾向 并降低Ms点 其中以碳的影响为最大 2 冷却速度的影响a 冷速增大 Fe C相图向左下方移动 0 4 0 8 C成分范围可形成伪共析组织 b 当钢中含有碳化物或氮化物形成元素时 因其在焊接条件下并未溶于奥氏体中 而使得奥氏体的稳定性降低 CCT曲线左移 c 冷却速度增加 Ms有所上升 马氏体形态会有所改变 M条 M片原因 冷却速度增大 马氏体滑移抗力增大 不均匀切变以孪晶方式进行 4 晶粒粗化的影响在焊接条件下 奥氏体晶粒不但在加热过程中长大 而且在冷却过程中也长大 即所谓晶粒长大的 热惯性 晶粒粗化对奥氏体的分解转变及转变产物的形态有很大影响 晶粒越粗大 晶界的总面积越小 也就减小了形核的机会 不利于奥氏体的转变 CCT曲线右移 5 应力应变的影响焊接过程不可避免地产生应力 a 拉伸应力作用明显地降低奥氏体的稳定性 CCT曲线左移 应力和应变都会增加奥氏体的内能 从而加速扩散过程 有利扩散型相变的进行 b 应力应变影响由奥氏体向马氏体的转变 拉应力 切应力可促进马氏体转变 体积增大 Ms升高和马氏体转变量增加 压应力则会阻碍马氏体转变 第三节焊接热影响区的组织和性能HAZ各点经历不同的热循环 出现不同的组织和性能 整个焊接HAZ的组织和性能是不均匀的 为了分析焊接过程中钢的组织转变 把钢划分为易淬钢和不易淬钢 附 钢种脆硬倾向的判据 碳当量 CE 0 42 Pcm 0 23 不易淬钢如20钢 A3钢 12Mn 15MnTi 09Mn2Si 15MnV等 CE 0 42 Pcm 0 23 易淬钢如14MnMoNbB 18MnMoNb 14MnMoV 30CrMnSi 40Cr HY80 美 HY120 wel ten80 日 wel ten60等 低碳钢碳当量计算式 适于C 0 18 的低合金钢 适于C 0 18 的低合金钢 不易淬钢 低碳钢 一些低合金钢 易淬钢 热轧钢 正火态 F P 调质钢 回火态 S 一 焊接热影响区的组织分布焊接HAZ组织和性能的分析依据Fe C相图 1 不易淬火钢焊接HAZ可分为 1 熔合区TS1100 TS奥氏体晶粒发生严重的长大现象 常温组织为粗大的铁素体和珠光体 此区的韧性很低 通常要降低20 30 拘束大件易产生脆化或裂纹 过热区的大小与焊接方法 焊接线能量和母材的板厚等有关 气焊和电渣焊时比较宽 手弧焊和埋弧自动焊时较窄 真空电子束 激光焊接时几乎不存在 母材中含有V Nb Ti Mo等碳化物形成元素时 晶粒粗化程度降低 3 相变重结晶区 正火区 T A3 1100 焊接母材被加热到Ac3以上 将发生重结晶 即铁素体和珠光体全部转变为奥氏体 然后在空气中冷却就会得到均匀细小的珠光体和铁素体 相当于热处理时的正火组织 4 不完全重结晶区 不完全正火区 T Ac1 Ac3处于Ac1 Ac3范围内只有一部分组织发生了相变重结晶过程 另一部分是始终未能溶于奥氏体的铁素体 成为粗大的铁素体 所以此区由粗大的铁素体和细小的珠光体组成的不均匀组织 5 亚热影响区T Ac1 300 组织无变化 但性能可能发生变化的区域 焊前加工变形或具有应变的钢种 在T Ac1温度下发生再结晶过程和时效应变过程 对时效敏感性强的钢种 在Ac1 300 区发生脆化现象 焊接热循环 对照铁碳合金状态图的组织转变归纳如图5 11所示 举例 P187 图4 31 16Mn的HAZ组织 图5 11焊接热影响区的温度分布与Fe C状态图的关系a 热影响区的组织分布b 铁碳状态图c 热循环 动画演示 2 易淬火钢焊接HAZ可分为 易淬火钢包括低碳调质高强钢 中碳钢和中碳调质高强钢 HAZ组织分布与母材焊前的热处理状态有关 A 母材为正火 退火态 1 完全淬火区T Ac3T 1100 粗大M B T A3 1100 细小M B 2 不完全淬火区T Ac1 Ac3F快 M B S P B 母材为调质态除了A中的 1 2 区之外 还存在 3 回火区 软化区 T T回 AC1回火组织中的铁索体基体上存在着Fe3C型碳化物 若T T回时 组织无变化 但当T T回 AC1时 合金元素和碳原子发生扩散 使碳化物颗粒增大 铁素体基体因贫合金元素和碳而变软 几点说明 a 不易淬钢的HAZ一般为A F P 但若母材成分和施工条件有异 将发生不同转变 钢中存在S C偏析 HAZ会出现不应有的脆硬组织 甚至裂纹 低碳钢在不完全重结晶区也会出现脆硬组织 因快速加热至Ac1 Ac3时 P A 0 8 C 快速冷却时C来不及扩散 A MT最终组织为F快 M或M A组元 b 易淬钢一般发生A M转变 但若冷速慢 碳和合金元素含量低时 也会出现F P组织 二 焊接热影响区的性能焊接热影响区的组织分布是不均匀的 其性能分布也不均匀 一般焊接结构主要考虑HAZ的硬化 脆化 韧化 软化及综合力学性能问题 抗疲劳性和抗腐蚀性等 应根据具体使用要求决定 以上性能在一般试验条件下 只是反映焊缝和HAZ的平均性能 难以反映热影响区某个部位 区域 的实际性能 1 焊接热影响区的硬度 母材的淬硬倾向 内因 HAZ的冷却速度 外因 焊接热影响区的最高硬度Hmax Hmax HV10 140 1089Pcm 8 2t8 5 材料淬硬倾向的评价指标 碳当量 钢中含碳量显著影响奥氏体的稳定性 对淬硬倾向影响最大 含碳量越高 越容易得到马氏体组织 且马氏体的硬度随含碳量的增高而增大 合金元素的影响与其所处的形态有关 溶于奥氏体时提高淬硬性 和淬透性 而形成不溶碳化物 氮化物时 则可成为非马氏体相变形核的核心 促进细化晶粒 使淬硬性下降 碳当量是反映钢中化学成分对硬化程度的影响 它是把钢中合金元素 包括碳 按其对淬硬 包括冷裂 脆化等 的影响程度折合成碳的相当含量 常用HAZ的Hmax来间接判断HAZ的性能 a CE t8 5与Hmax的关系 Hmax 1274Pcm 45Hmax 559CE 100Hmax 140 1089Pcm 8 2t8 5随Pcm CE的增大或t8 5的减小 Hmax升高 可见 Hmax是反映钢种焊接性能的重要指标之一 比碳当量更为准确 强度级别越高的钢种 相应的最大硬度允许值越大 见P195表4 15 图5 12 b 焊接HAZ中Hmax的计算 国产低合金高强钢Hmax计算式 当t8 5 M100时 Hmax 52 0 147 0Pcm 81lgt8 5注 M100指HAZ组织全部转变为M时的t8 5 此时冷速已达饱和值 只与含碳量有关 而与冷速无关 c HAZ硬度分布 低碳低合金钢HAZ硬度分布低碳低合金钢HAZ硬度分布如图5 13示 焊接HAZ的熔合区附近硬度最高 距熔合区越远 硬度逐渐接近母材 Hmax没有在熔合线上 而是在偏向HAZ约0 05mm处 原因 HAZ中 Tm 1100 区 晶粒粗大 快速冷却时硬度升高 熔合区中 C由固态母材向液态熔池扩散 结果使焊缝因含C量升高而硬度增大 母材则因含C量减小而硬度降低 焊接接头HAZ硬度测定方法 硬度测定方法图 图5 13 调质钢HAZ的硬度分布调质钢HAZ硬度分布与 基本相同 但在Tm 600 700 有一硬度下降区 软化区 图5 14 经过调质处理的高强钢和具有沉淀强化及弥散强化的合金 经焊接之后在HAZ会产生不同程度的软化或失强 这将影响焊接结构的力学性能和承载能力 i 调质钢HAZ的软化程度与母材焊前的热处理状态有关 母材焊前回火温度越低 即强化程度越大 则焊后的软化程度越严重 如图5 15所示 ii HAZ中软化最明显的部位大都在A1 A3之间 一般在T Acl附近失强最大 这与此温度内不完全淬火过程密切相关 焊接加热过程中 A未达平衡 Fe3C K未能充分溶解 冷却时A发生分解 使强度 硬度降低 iii 不同的焊接方法和焊接线能量主要影响软化区的宽度 E增大 软化区宽度增大 强度和硬度降低 有人认为 接头中的软化区为以狭层 并处于强体之间 其塑性变形受到相邻两强体的拘束 受力时将会产生应变强化的效应 因此对接头性能不构成影响 图5 15 图5 16 2 热影响区的强度和塑性 1 焊接HAZ强度低碳钢 低合金高强钢 HAZ强度分布与硬度分布曲线相似 只是坐标不同而已 2 HAZ塑性塑性分布曲线与强度分布曲线相似 但走向恰恰相反 3 热影响区的韧性韧性是材料在塑性应变和断裂过程中吸收能量的能力 它是强度和塑性的综合体现 以碳锰钢为例 说明HAZ不同部位的韧性分布如图5 17示 由图可见 HAZ韧性降低 脆化 有2个部位 过热区 粗晶区 和400 600 的时效脆化区 900 左右细晶区韧性最高 HAZ脆化有多种类型 如粗晶脆化 析出脆化 组织脆化 热应变时效脆化 氢脆和石墨脆化等 图5 17 a 高强钢的粗晶区可能有两种元素引起的脆化 i 晶粒粗大导致的脆化 不易淬钢 晶粒长大是晶粒相互吞并和晶界迁移的过程 若钢中含有C N化合物形成元素 Ti Nb Mo V W Cr 可阻碍晶粒长大 例如 18Cr2WV在1400 时晶粒才明显长大 45钢和23Mn钢在1000 时就显著长大 粗晶致使韧性降低的程度 手弧焊约5 埋弧焊约30 ii 脆硬组织导致的脆化 易淬钢 MT BG 组织遗传等 b 预防粗晶脆化的措施i 选择晶粒不易长大的钢种作为母材多元微合金元素强化母材 希望得到BL和MD组织 微量合金元素获得弥散强化的细晶粒钢 采用合理的焊接工艺焊前T0 150 300 预热 适当降低焊接线能量 用以增大冷却速度 焊后热处理 正火处理 细化组织 调质处理 改变组织形态 2 组织脆化钢种和冷却条件不同 可能出现不同的脆硬组织 常用低合金高强钢HAZ脆化主要是由于M A组元BG脆化 BU W 组织遗传等 a M A组元脆化某些低合金高强钢的焊接HAZ和WM中 在一定冷却速度条件下 处于中温BU转变区间 先析出含碳量很低的铁素体 并且逐渐长大 而使得C大部分富集到被铁素体包围的岛状残余奥氏体中 当连续冷却到400 350 时 残余奥氏体中的含碳量达到0 5 0 8 随后 此高碳的奥氏体转变为MT和A的混合物 即M A组元 随M A组元的增多 脆性转变温度显著升高 即使焊接HAZ脆化 M A组元的形成取决于两个因素 i 冷却速率见图5 19冷速小时 A F Fe3C冷速大时 A M中等冷速条件下 A BG M A组元 ii A的合金化程度A的合金化程度越高 稳定性越强 越容易形成M A组元 实际高强钢的焊接接头中 在Ac1 Ac3区也可能出现M A组元 图5 19 b 析出脆化某些金属或合金焊接区因处于非平衡状态 其性质不均匀 在后续的回火和时效过程中 从非稳态固溶体中沿晶界析出碳化物和氮化物 金属间化合物及其他亚稳定的中间相等 而使金属或合金的强度 硬度和脆性提高 韧性降低 这种现象称为析出脆化 熔合区和粗晶区的组织不均匀比接头其它部位更易脆化 析出脆化产生原因 不均匀析出的C N原子聚集于位错周围 形成conttroll气团 阻碍位错运动 使金属强度 硬度升高 韧性下降 发生脆化 晶内析出不引起脆化 c 遗传脆化厚板结构多层焊时 上层焊道的HAZ粗晶区位于该焊道的相变重结晶区 正火区 一般可使上层焊道的粗晶区得到细化 但是 某些钢种则事实上仍保留粗晶组织和结晶学位向关系 造成脆化