管子半自动CO2焊接工艺评定

1 目 录 1 绪 论 .3 1.1 焊接技术的发展状况 .3 1.2 低合金高强钢的发展 .3 1.2.1 国外发展概况.3 1.2.2 国内的发展概况.7 2 低合金高强钢的物理性能及焊接性分析 .8 2.1 低合金高强度钢的物理性能分析 .8 2.1.1 低合金高强度钢的定义与分类.8 2.1.2 低合金高强度钢的物理性能.9 2.2 低合金高强钢的焊接性 .9 2.2.1 金属的焊接性.9 2.2.2 影响焊接性的因素.10 2.3 低合金高强钢的焊接性的分析方法 .11 2.3.1 从金属的特性分析焊接性.11 2.3.2 从焊接工艺条件分析焊接性.12 2.4 低合金高强钢焊接时容易出现的问题及防止措施 .12 2.4.1 焊接接头的焊接裂纹.12 2.4.2 焊接接头的脆化和软化.18 3 50D 管子 CO2半自动焊对接焊缝的焊接工艺制定的分析 .19 3.1 CO2气体保护焊的特点 .19 3.1.1 CO2气体保护焊的优点.19 3.1.2 CO2气体保护焊的缺点.19 3.2 CO2气体保护焊的适用范围 .19 3.3 CO2焊接时材料的要求 .20 4 低合金高强钢在焊接时的焊接要点和工艺 .21 4.1 低合金高强钢中的主要强化机制 .21 4.2 低合金高强钢的焊接要点 .22 4.3 低合金高强钢焊接工艺 .23 5 焊接工艺的拟定 .25 5.1 焊接方法的选择： .25 5.2 母材的选择： .25 5.3 焊丝的选择 .25 2 5.4 焊前准备： .25 5.5 焊前预热和焊后热处理： .26 6 焊接工艺评定指导书(WPS) .27 7 焊接工艺评定 .28 7.1 焊接工艺评定的目的和意义 .28 7.2 焊接工艺评定的一般过程 .28 7.3 焊接工艺评定报告： .29 结 论 .35 致 谢 .36 参考文献 .37 3 1 绪 论 1.1 焊接技术的发展状况 焊接技术作为制造业的传统基础工艺与技术，在工业中应用的历史并不长，但它 的发展却是非常迅速的。在短短的几十年中焊接已在许多工业部门中为工业经济的发 展作出了重要贡献，在各个重要的领域如航空航天、造船、汽车、桥梁、电子信息、 海洋钻探、高层建筑金属结构中都广泛应用，使焊接成为一种重要制造技术和材料科 学的一个重要专业学科，开创了焊接技术的新篇章。 随着科学技术的发展，焊接已从简单的构件连接方法和毛坯制造手段发展成为制 造行业中一项生产尺寸精确的产品的生产手段。因此，保证焊接产品质量的稳定性和 提高劳动生产率已成为焊接生产发展的急待解决的问题。 目前，我国焊接技术与工业发达国家相比还相当的落后，主要原因是我国在焊接 基础理论及焊接工艺设计、焊接标准化、焊接制造技术及设备等方面与工业发达的国 家尚有相当大的差距，导致我国焊接件在寿命、使用性能、生产周期等方面与工业发 达国家的焊接件相比差距相当大。 现代焊接技术自诞生以来一直受到诸学科最新发展的直接影响与引导，众所周知 受材料，信息学科新技术的影响，不仅导致了数十种焊接新工艺的问世，而且也使得 焊接工艺操作正经历着手工焊到自动焊，自动化，智能化的过渡，这已成为公认的发 展趋势。 在今天焊接作为一种传统技术又面临着 21 世纪的挑战。一方面，材料作为 21 世 纪的支柱已显示出几个方面的变化趋势，即从黑色金属向有色金属变化；从金属材料 向非金属材料变化，从结构材料向功能材料变化，从多维材料向低维材料变化；从单 一材料向复合材料变化，新材料连接必然要对焊接技术提出更高的要求。另一方面， 先进制造技术的蓬勃发展，正从住处化，集成化，等几个方面对焊接技术的发展提出 了越来越高的要求。突出“高” “新”以此来迎接 21 世纪新技术的挑战。 1.2 低合金高强钢的发展 1.2.1 国外发展概况 低合金高强度钢的发展已有 100 多年的历史。1870 年美国圣路易斯城附近一座横 4 跨密西西比河的桥梁的拱形架（跨度 158.5m）采用了含铬 1.5%2.0%的低合金钢。这 种钢的抗拉强度大约为 685MPa(70kgf/m)，弹性极限大约为 410MPa（6065kgf/m） ， 1895 年俄国曾用 3.5%镍钢制造了“鹰”号驱逐舰。该钢的抗拉强度为 590635MPa(6065kgf/m),屈服强度在 355MPa(36kgf/m)以上，伸长率大于 18%。 稍后，这类抗拉强度为 685MPa(70kgf/m)的镍钢用于制造大跨度桥梁。 国外低合金高强度钢的发展大体上课分为三个阶段，即：本世纪 20 年代以前， 2060 年代和 60 年代以后到现在。 本世纪 20 年代以前，低合金高强度钢的用途是有限的，主要用于桥梁和船舶。由 于结构物尺寸的增大，低碳结构钢或所谓软钢的性能已经远远不能满足设计要求，迫 切需要提高钢的强度，以减小断面，降低自重并且又不减少承载和运输能力。早期研 制和生产的低合金高强度钢种的设计是以抗拉强度为基础的，碳含量比较高，在 0.3% 左右。合金元素都是单个采用的，如铬、镍、硅、锰等。每一种合金元素的含量相对 较高，通常以轧制状态供应试用。比较典型的是上面提到的铬钢和镍钢。可能是由于 碳含量和合金含量较高的缘故，用铬钢的桥在施工时，在制造所要求质量的钢件中碰 到了困难，因此这种类型的钢没有得到推广。镍钢虽然性能很好，但是镍的成本高， 资源有问题。系统的研究各种不同钢种的力学性能表明，镍钢所具有的力学性能也可 以在较为便宜的钢种中得到，因而后来放弃了使用昂贵的镍钢。含硅量 1.25%的钢种在 20 世纪初已被推荐使用。研究表明，当抗拉强度相同时，硅钢的塑性比碳素钢要好一 些，而且弹性极限较高。但是由于硅钢的性能对各种工艺因素比较敏感，因而也没有 的到推广。由于铜被证明对耐大气腐蚀性能有良好的作用，这样含铜低合金高强钢开 始获得了应用。 本世纪 20 年代以后，在制造金属结构时，日益广泛地采用焊接技术，给低合金高 强度钢的发展带来深远的影响。众所周知，焊接技术在节约金属、减少劳动量和简化 工序等各方面有很大的优越性，但是同时带来母材因受焊接热影响所产生的硬化和开 裂以及整个焊接部位的延性恶化等弊病。焊接热影响区的硬化程度，主要取决于母材 的化学成分和焊接后的冷却速度。化学成分中影响最大的是碳，而所有合金元素在不 同程度上都影响钢的淬硬性。降低碳含量是发展焊接性能最好的低合金高强度钢的必 然要求。同时，在合金化方面，也要选择淬硬倾向小的元素，并且在保证强度的前提 下其用量越低越好。因此，趋向于多元素合金化，从开始添加一种，然后添加二种合 金元素的低合金高强度钢，转变到添加三、四种甚至五、六种合金元素的钢种。此外， 由于低合金高强度钢的用途越来越广，用量越来越大，因此钢种的经济性（首先是采 用较为便宜的合金元素）问题提上日程。 锰和硅是提高强度最便宜的元素，因而锰钢和锰硅钢在各国都获得了广泛的应用。 欧洲各国的 St52、英国的 BS968、美国的 ASTM 和日本的 JIS 标准中的许多钢种都属于 5 这一类。锰硅系钢种，当碳含量在 0.20%以下，在热轧状态下可以得到抗拉强度 490590MPa 及屈服强度在 315MPa 以上，而且具有良好的焊接性能。较典型的是德国的 St52 钢。自 1923 年 E.Boshardt 发表了所谓的“朋友钢”的专利以后，知道 1936 年 E.Schulz 等才进一步开发了以锰和硅为基加入铜、铬、钼的建筑钢的专利，从而开发 了以 St52 为代表的锰硅低合金高强度钢。为了改善它的韧性，加入少量的铝，研制成 功了细晶粒 St52F 以及高纯度的细晶粒钢 St52FS。在此基础上，利用 0.022%0.03%N 或少量碳化物形成元素钒或钛，在正火状态下，可以成产出屈服强度达到 390MPa 以上 的钢板和型材。 镍、铬虽然属于比较稀缺而昂贵的合金元素，但是由于能够赋予低合金钢更加优 良的性能，在开发钢种时还是得到了一定的应用。例如美国的 Mayari，Corten，Yoloy 等多元素低合金钢，由于铬、镍、铜、磷等的有效配合，不仅保证了所需的强度，而 且还具有优异的耐大气腐蚀性能。前苏联于 30 年代，用哈里洛夫斯克产地的铬镍铜铁 矿石炼制的生铁，以此为基础研制了 CXJI 系列钢种。其中 CXJI-1 钢长期用于铆接或 焊接桥梁结构、车辆及其他工业及民用设施；CXJI-4 钢一直用于军用船体制造。 第二次世界大战期间，许多船舶的破损事故都是由于用作船舶结构的材料的缺口 敏感性所引起的。停战以后，世界各国便集中力量致力于研究开发缺口韧性更好的结 构材料。大量的研究结果表明，淬火回火的低碳钢是一种强度和韧性匹配比较理想， 焊接性能良好的材料。为了保证足够的淬透性，钢中必须含足够的铬、镍元素。为了 避免回火脆性，还需加入一定量的钼。美国的 HY-80，前苏联的 AK-25 高强度高韧性钢 就是这样发展起来的。不仅有高的强度，还有优异的缺口韧性，足以经受在可能爆炸 性袭击下发生的结构变形，因而被采用来制造潜艇耐压壳体和航空母舰夹板。与此同 时，一种民用的 T-1 钢也由美国钢铁公司研制成功。主要被推荐用于制造压力容器。 这是一种低碳多元素低合金钢。用锰和硼代替部分镍、铬来保证足够的淬透性，加入 少量的钒来提高回火稳定性，同时应用淬火加高温回火工艺，从而把低碳低合金钢的 综合性能提高到了一个新水平。 本世纪 60 年代以后到现在的 40 多年中，低合金高强度钢的产量不断上升，品种 也不断增加，用途也越来越广泛。微合金钢的开发和生产工艺的革新是这个阶段发展 的主要特征。 虽然人们早就注意到了钒、铌、钛等合金元素对提高和改进低合金高强度钢性能 方面的有益影响，但是只有在对这类钢中的组织和性能的关系有了比较深入的认识以 后，才得以充分发挥他们的作用。 50 年代，Hall 和 Petch 在对力学性能和晶粒尺寸之间的关系作了大量研究以后提 出了著名的 Hall-Petch 关系式。该关系式表明，随着晶粒尺寸的 d 的减小，钢的屈服 强度将提高。Petch 的进一步研究又发现，断裂应力与晶粒尺寸之间的关系类同于屈服 6 强度与晶粒尺寸的关系，而且冲击性能转折温度随晶粒细化而降低。60 年代初， Morrison 和 Woodhead 以及其他研究人员的大量研究表明，在适当的条件下，低合金高 强度钢中可以形成一定体积分数的尺寸为纳米（nm） 级的碳氮化合物粒子，因而获得 较强的沉淀硬化效果。晶粒细化强化和沉淀强化两种机制成为开发新型低合金高强钢 或所谓微合金钢的重要依据。 冶金工业技术的发展，特别是顶底复合吹炼、炉外精炼、控制轧制和控制冷却方 面的革新引发了一批新型低合金高强度钢的竞相问世。 顶底复合转炉吹炼和钢包二次精炼技术可以获得低的和超低碳含量，不仅可以改 善钢的焊接性能，提高塑性断裂能量和降低氢致裂纹的敏感性，而且可以充分发挥微 量元素的作用。相继出现了微珠光体、无珠光体、针状铁素体钢、超低碳贝氏体钢及 无间隙元素（IF）钢等。低的和超低硫含量以及夹杂物形态控制技术解决了钢中的层 状撕裂的问题，从而开发成功一代新的近海石油平台用 Z 向钢。 降低终轧温度能改善钢的性能这一点事实虽然早已被人们看到，但是由于低温轧 制需要轧机承受较大的负载，一次未被推广采用。由于微量铌对奥氏体再结晶的强烈 抑制作用，使得含铌钢可以在相对较高的温度下有效地进行控制轧制，而且控轧的效 果十分显著。这不但促进了含铌钢的推广，而且是控制轧制得以有效的应用。80 年代 初，还证实了钒和铌在控制轧制中的有益作用，创造了高温再结晶控轧工艺，解决了 需要较长的道次间隔及严重影响轧机寿命和生产效率等问题。轧后加速冷却或所谓控 制前的奥氏体晶粒长大，从而进一步减小晶粒尺寸。它还能控制转变前的奥氏体晶粒 长大，从而进一步减小晶粒尺寸。他还能控制析出强化的强度，而且在较快的速度时 带来某些位错强化效应。由于控制冷却能充分运用细晶强化和析出强化两种强化机制， 显著提高钢的强度和改善钢的韧性，使得可以用较低的碳当量来获得所需的强韧性匹 配，既节省了合金元素，又改善了钢的焊接性能。控制轧制和控制冷却工艺对开发新 一代的管线用钢起了关键性的作用。 70 年代末双相钢的研究成果为开发具有优异成形性的低合金高强度钢开辟了新的 途径。通过两相区退火或轧后适当速度冷却，可以得到铁素体基体和马氏体以岛状均 匀分布的铁素体马氏体（F+M）双相钢。这类钢的性能特征是低的屈服强度和高的加工 硬化率，从而成为冲压件的理想材料。进一步的研究表明，铁素体贝氏体（F+B）双相 钢或铁素体贝氏体马氏体多相钢除具有双相钢的性能特征外，还有良好的深冲性能。 此外，传统的淬火高温回火钢采用两相区淬火，可以取得良好的韧化效果，已经 用来开发高韧性的低合金高强度钢，例如刚强度低温钢。 70 年代以来，国际上召开了多次低合金高强度钢方面的专题会议。其中比较引人 瞩目的有 1975 年在美国华盛顿召开的“微合金化 75” ，1983 年在美国费城召开的 “HSLA83” ，1984 年在澳大利亚沃伦召开的“低合金高强度钢会议” ，1985 年在北京召 7 开的“国际高强度低合金钢会议”和 1990 年在中国北京召开的“低合金高强钢工艺、 性能、使用会议” 。在这些会议上系统地、全面地报导了 60 年代以来的 30 年之间低合 金高强度钢的理论研究，新钢种、新工艺的开发及应用方面的经验和成果，并且讨论 了低合金高强度钢发展中存在的问题，指出了前进的方向。 1.2.2 国内的发展概况 我国低合金高强度钢的生产和研制起步较晚，当时国际上低合金高强度钢的发展 正处于由第二阶段向第三阶段过渡时期。 1957年，鞍山钢铁公司试制成功St52钢（即现行标准中的16Mn钢）是我国发展低 合金高强度钢的开端。随后，1959到1960年间，以我国第一艘自行设计的“东风”号 万吨轮壳体要求为目标，开发了造船用16Mn钢和屈服强度390MPa(40kgf/m)级的 15MnTi钢，并在平炉大生产的规模上探讨了微量元素铝、钛对强度和韧性的影响。 （137页，金属学与热处理） 1959年，在国内研制并吸取国外相关标准经验的基础上，制定了我国低合金高强 度钢第一个颁布标准YB13-59，即“低合金高强度钢钢号和一般技术条件” ，它包括屈 服强度为295390MPa(3040kgf/m)的低合金高强度钢和钢筋钢两个刚类的12个钢号。 实践一段时间后，经过修改补充，改名为“低合金结构钢钢号和一般技术条件” （YB13-63） 。 到目前已经初步建立了具有我国资源特点，并且能够适应对外开放要求的低合金 高强度钢系列，包括屈服强度295685MPa(3070kgf/m的以强度要求为主的高强度结 构钢以及船舶、桥梁、锅炉、压力容器（低温及中温压力容器） 、工程机械和原子能工 业用的专业用钢；以耐蚀性为主的耐大气腐蚀钢；以耐磨性为主的矿用机械用钢等。 在生产工艺方面，我国已经从生产一般的大量使用的低合金高强度钢发展到可以生产 诸如低氢低硫的抗层状撕裂钢和超低碳的无间隙元素的超深冲性能钢。控制轧制和控 制冷却技术在有条件的工厂中已经采用，为开发高强度管线钢和冲压用双相钢创造了 条件。我国为何金刚的研制和生产还是比较早的，还是在60年代初，我国已经在工业 化规模上生产了正火的15MnTi钢，后来又开发了热轧状态使用的15MnV钢和热处理的 15MnVN钢。微钛技术也用于生产舰艇壳体用钢，后来又推广到锅炉、容器等方面使用。 随着控轧控冷工艺的引入，含钛钢也逐步进入角色。现已形成的包括 06Ti,10Ti,15Ti,15MnTi等钢号的含钛钢系列和以09V，09SiV,09MnV为代表的含钒钢系 列在工业中得到了广泛应用。 8 2 低合金高强钢的物理性能及焊接性分析 2.1 低合金高强度钢的物理性能分析 2.1.1 低合金高强度钢的定义与分类 低合金高强度钢(HSLA，IlPHigh Strength Low Alloy Steels)是一类可焊接的低 碳工程结构用钢。关于高强度钢的定义，各国的专门机构和科学家学者的见解不尽相 同。美国钢铁学会(AISI，flIAmerican Iron and Steel Institute)曾对其定义为： “高强度低合金钢是一种专门类别的钢，在这类钢中，由于除碳而外，有意地加入一 种或多种合金元素，从而使力学性能提高，并且在大多数情况下，具有良好的抗腐蚀 性能。这类钢通常以轧制状态，或根据焊接要求以退火、正火或消除应力状态，一般 地以保证最低力学性能来供应。一日本的高强度低温用钢的焊接一书对高强度钢 有如下的叙述：“高强度钢是考虑焊接性的抗拉强度490MPa(50kgf脚)以上的低碳低合 金用钢。我国学者席与淦在六十年代所著的合金钢与优质钢中对高强度钢的定义 是引用CLKobrin对钢材料所做的分类标准，主要是按材料的屈服强度对高强度钢 来进行分类：屈服强度在343MPa(35kgfmm2)以上，抗拉强度在50 kgfmm2，屈服比 (ooh)大于70的钢定义为高强度钢。 目前对于低合金高强钢我国一般采用下述定义，低合金高强钢是指低合金钢中包 括C、Si、Mn在内的主要添加元素的含量不超过5，屈服强度大于500MPa的钢种，是 在碳素钢的基础上通过调整碳及合金元素的含量，并辅助一定的热处理工艺实现的。 低合金高强钢的主要特点是含碳量低，可焊性好(含碳量一般低于045，P。md,于 等于03)，晶粒细化，屈服强度高，普遍采用Nb、V、Ti等合金元素进行强韧化。 大多采用先进的冶炼工艺和热处理工艺进行生产。 低合金高强钢具有较高的屈强比(odob=065095)，足够的塑性和韧性，这使 得低合金高强钢成为近30年来发展较为迅速，生产量大、使用面广的钢类。 凡是合金元素总量在5%以下（一般的质量分数不超过3%） ，屈服强度在275Mpa以上， 具有良好的焊接性、耐蚀性、耐磨性和成形性，通常以板、带、型、管等钢材形式直 接供试用的低碳结构钢种，称为低合金高强度结构钢。 低合金高强度钢的分类 按合金成分分类：有单元素、多元素、微合金元素等。 按轧制品种分类：有板、带、型、管等。 9 按热处理分类：有非调质（包括热轧、控轧、正火）和调质钢等。 按金相组织分类：有珠光体铁素体钢、贝氏体钢和低碳马氏体钢等。 按使用环境和性能分类：有高强度高韧性刚、可焊接高强度钢、冲压用高强度钢、 耐大气腐蚀高强度钢、耐海水腐蚀高强度钢、耐高温高强度钢、耐低温高强度钢、耐 磨损高强度钢等。 按用途分类：有建筑用钢、桥梁用钢、船舶用钢、锅炉用钢、压力容器用钢、车 良用钢、石油天然气管线用钢、工程机械用钢、农业机械用钢等。 2.1.2 低合金高强度钢的物理性能 低合金高强度结构钢不仅强度高，而且综合性能也优于碳素结构钢，使这类刚得 以在许多重要工程结构中大量应用。国家标准中规定，低合金高强度结构钢分为8个牌 号，Q295、Q345、Q390、Q420、Q460、Q500、Q550、Q620、Q690；由于质量不同分为 A、B、C、D、E等级。 19世纪末，在低合金高强度钢发展的初期，钢种的合金设计只考虑抗拉强度。钢 中加入较高含量的Si、Mn、Ni、Cr等某一合金元素以改善某一方面的使用性能，但获 得高强度的主要手段仍然依赖于较高的含碳量。随着钢结构由铆接向焊接发展,为了提 高钢的抗脆断性能,逐步向降低钢中含碳量和复合合金化的方向变化。目前，新型的低 合金高强度钢以低碳(0.1)和低硫(0.015)为主要特征。常用的合金元素按其 在钢的强化机制中的作用可分为：固溶强化元素(Mn、Si、Al、Cr、Ni、Mo、Cu等)； 细化晶粒元素(Al、Nb、V、Ti、N等);沉淀硬化元素(Nb、V、Ti等)以及相变强化元素 (Mn、Si、Mo等) 2.2 低合金高强钢的焊接性 2.2.1 金属的焊接性 概念：根据GB/T3375-1994焊接术语关于焊接性的定义是：“材料在限定的施 工条件下焊接成规定设计要求的构件，并满足预定服役要求的能力。焊接性受精炼技 术、轧钢技术和微合金化、材料、焊接方法、构件类型及使用要求等因素的影响” 。 金属的焊接性包括两个方面：一是工艺焊接性，主要是指焊接接头产生工艺缺陷 的倾向，尤其是出现各种裂纹的可能性；二是使用焊接性，主要是指焊接接头在使用 中的可靠性，包括使用中力学性能和特殊性能（如耐热。耐蚀性能等） 。金属这两方面 10 的可焊性可通过估算和试验方法来确定。 2.2.2 影响焊接性的因素 过去40年，低成本、高性能是钢铁行业技术进步的主要发展方向，从焊接性的角 度来看，影响最大的是精炼技术和轧制技术，另外还有材料、设计、使用和工艺等因 素。 1）精炼技术的影响 焊接热裂纹、液化裂纹曾经是低碳钢、低合金钢焊接的一个重要问题，随着铁水 预处理、碱氧炉炼钢、钢包精炼、真空精炼等精炼技术的采用，钢中S、P等杂质元素 的含量越来越低，热裂纹、液化裂纹发生的频率已降得非常低。 以管线钢为例，目前的超纯净冶炼技术能够达到如下水平：（P：2010- 6，S：510-6, N：2010-6，O：1010-6，H：1.010-6）此外，上世纪80年代以 来，模铸已逐渐被连铸所代替，2001年我国的连铸比已超过90%，高均匀性连铸技术的 应用，大大降低了铸坯中间偏析。 一方面，S、P等杂质元素的含量越来越低，另一方面，杂质元素的偏析程度越来 越小，因此，HSLA钢焊接性评定中已不再进行热裂纹、液化裂纹敏感性评定。 2）轧钢技术和微合金化的影响 在上世纪五、六十年代，最广泛应用的结构钢就是C-Mn钢，钢材的强度主要靠提 高C的含量和合金元素的含量来实现，强度越高，冷裂纹敏感性就越大。 控制轧制的应用始于六、七十年代，控制轧制与正火处理相结合，能够降低钢的 碳当量，提高钢材的抗裂性能，同时HAZ的韧性也得到了一定程度的提高。然而，生产 力的发展要求采用热输入焊接，如造船业，焊接效率是加快制造进度、降低成本的关 键因素，而对于轧制原有状态和正火状态钢而言，热输入焊接使得HAZ晶粒变得粗大， 同时在粗晶区形成韧性很差的上贝氏体组织，针对这一技术问题，确立了Ti处理技术 （1975年之前）：根据钢中存在的氮(N)量，适当加入Ti，使TiN成细粒状均匀分布， TiN能够抑制奥氏体晶粒长大，促进晶内铁素体的形核。基于同一机理，微合金化技术 得以发展，利用Nb,V,Ti等微量元素形成细小的碳氮化物生产的细晶粒钢，能够适应较 热输入焊接。 3）材料因素 材料是指用于制造结构的金属材料及焊接所消耗的材料。前者称为母材或基本金 属，即被焊金属。后者称为焊接材料包括焊条、焊丝、焊剂、保护气体等。 材料因素包括化学成分、冶炼轧制状态、热处理状态、组织状态和力学性能等。 其中化学成分(包括杂质的分布与含量)是主要的影响因素。碳对钢的焊接性影响最大。 11 含碳量越高，焊接热影响区的淬硬倾向越大，焊接裂纹的敏感性越大。也就是说，含 碳量越高焊接性越差。 除碳外钢中的一些杂质如氧、硫、磷、氢、氮以及合金钢中常用的合金元素锰、 铬、钴、铜、硅、钼、钛、铌、钒、硼等都不同程度地增加了钢的淬硬倾向使焊接性 变差。 若焊接材料选择不当或成分不合格，焊接时也会出现裂纹、气孔等缺陷，甚至会 使接头的强度、塑性、耐蚀性等使用性能变差。 4）设计因素 设计因素是指焊接结构在使用中的安全性不但受到材料的影响而且在很大程度上 还受到结构形式的影响。例如结构刚度过大或过小，断面突然变化，焊接接头的缺口 效应，过大的焊缝体积以及过于密集的焊缝数量，都会不同程度地引起应力集中，造 成多向应力状态而使结构或焊接接头脆断敏感性增加。 5）工艺因素 工艺因素包括施焊方法(如手工焊、埋弧焊、气体保护焊等)、焊接工艺(包括焊接 规范参数、焊接材料、预热、后热、装配焊接顺序)和焊后热处理等。在结构材料和焊 接材料选择正确、结构设计合理的情况下工艺因素是对结构焊接质量起决定性作用的 因素。 6）使用因素 使用因素指焊接结构的工作温度、负荷条件(动载、静载、冲击等)和工作环境(化 工区、沿海及腐蚀介质等)。一般来讲环境温度越低钢结构越易发生脆性破坏，承受交 变载荷的焊接结构易发生疲劳破坏。 2.3 低合金高强钢的焊接性的分析方法 2.3.1 从金属的特性分析焊接性 1.化学成分 1）碳当量法 钢材中的各种元素，碳对淬硬及冷裂影响最显著，所以有人将钢材中各种元素的 作用按照相当于若干含碳量折合并迭加起来，求得所谓的“碳当量”(Ceq)，以Ceq值 的大小估价冷裂纹倾向的大小，认为Ceq值越小，钢材的焊接性能越好。 碳当量公式没有考虑元素之间的交互作用，也没有考虑板厚、结构拘束度、焊接 工艺、含氢量等因素的影响。因而用碳当量评价焊接性是比较粗略的，使用时应注意 12 条件。 2）焊接冷裂纹敏感系数 除碳当量外，考虑到焊缝含氢量和接头拘束度 2.利用物理性能分析 金属的熔点、导热系数、密度、线胀系数、热容量等因素、都对热循环、熔化、 结晶、相变等过程产生影响 3.利用化学性能分析 铝、钛合金与氧的亲和力较强，在焊接高温下极易氧化因而需要采取较可靠的保 护方法，如：惰性气体保护焊，真空中焊接等 4.利用合金相图分析 主要是分析热裂纹倾向。依照成分范围，查找相图，可知道结晶范围，脆性温度 区间的大小，是否形成低熔点共晶物，形成何组织等 5.利用CCT图或SHCCT图分析 2.3.2 从焊接工艺条件分析焊接性 1）热源特点 各种焊接方法所采用的热源在功率、能量密度、最高加热温度等方面有很大的差 别，使金属在不同工艺条件下焊接时显示出不同的焊接性； 电渣焊：功率很大，能量密度很低，最高加热温度也不高，加热缓慢，高温停留 时间长，焊接热影响区晶粒粗大，冲击韧度下降； 电子束焊、激光焊：功率小、能量密度高、加热迅速、高温停留时间段、热影响 区窄、没有晶粒长大危险； 2）保护方法：保护方法是否恰当也会影响金属焊接性的效果； 3）热循环的控制：正确选择焊接工艺规范控制焊接热循环同时预热、缓冷、层间 温度也改变焊接性； 4）其它工艺因素 焊接前应彻底清理坡口及其附近区域，焊接材料应烘干、除锈，保护气体要提纯、 去杂质后使用；另外还要合理安排焊接顺序正确制定焊接规范。 13 2.4 低合金高强钢焊接时容易出现的问题及防止措施 2.4.1 焊接接头的焊接裂纹 一、冷裂纹： 低合金高强度钢由于含有强化钢材的C、Mn、V、Nb等元素，在焊接时容易淬硬， 这些硬化组织很敏感，因此，在刚度较大或拘束应力高的情况下，若焊接工艺不当， 很容易产生冷裂纹。而且这类裂纹有一定的延迟性，其危害极大。 1）冷裂纹的分类： 冷裂纹一般分为延迟裂纹(这种裂纹是冷裂纹中一种普遍形态，它的主要特点是不 在焊后立即出现，而是有一定的孕育期，具有延迟现象)、淬硬脆化裂纹(它完全是由 冷却时马氏体相变而产生的脆性造成的，这种裂纹基本上没有延迟现象，焊后可以立 即发现，有时出现在热影响区，有时出现在焊缝上)和低塑形脆化裂纹(某些塑性较低 的材料，冷至低温时，由于收缩力而引起的应变超过了材质本身所具有的塑性储备而 产生的裂纹)。 2）冷裂纹的特征： 容易出现冷裂纹的钢种：冷裂纹常产生在中、高碳钢，低合金高强钢和钛合金 等金属材料焊接接头中。这与钢种的淬硬倾向有关。淬硬倾向越大的钢种，冷裂纹倾 向越大。 形成冷裂纹的温度：冷裂纹是在材料的马氏体转变点（Ms）以下。 冷裂纹的延迟特征：冷裂纹可以在焊后立即出现，也有时要经过一段时间(几小 时，甚至更长)才出现，且随时间延长逐渐增多并扩展。 冷裂纹的开裂形式：冷裂纹多出现在焊接热影响区，有时也出现在焊缝。冷裂 纹的断裂与热裂纹不同，它是既有沿晶、又有穿晶开裂的复杂断口。 3）冷裂纹的形成机理 钢种的淬硬倾向： 钢的淬硬倾向越大，就容易产生裂纹。钢种的淬硬倾向主要取决于化学成分、板 厚、焊接工艺和冷却条件等。焊接时，钢种的淬硬倾向越大，产生裂纹的倾向越大。 其原因为：一方面，形成脆硬的马氏体组织对裂纹和氢脆的敏感性很大；另一方面， 淬硬会形成更多的晶格缺陷，钢种的淬硬倾向越大，组织的硬脆性越大，位错密度越 大；空位和位错在应力作用下发生移动和聚集，形成裂纹源裂纹乃至裂纹的倾向也越 大。 氢的作用： 14 氢是引起高强钢焊接冷裂纹重要因素之一，并具有延迟特征，因此，在许多文献 上把氢引起的延迟裂纹称为“氢致裂” (Hgdrogen induced Crack)。高强钢焊接接头 的含氢量越高，则裂纹的敏感性越大，当局部地区的含氢量达到某一临界值时，便开 始出现裂纹，此值称为产生冷裂纹的临界含氢量Hcr ，产生冷裂纹的Hcr 并 不是一定值，它与钢种的化学成分、结构刚度、预热温度及冷却条件等有关。钢中引 起冷裂纹的氢含量是指钢中的扩散氢含量，尤其是当冷却到100以下时，焊缝中的扩 散氢已不易向外扩散逸出，而是向某个部位扩散集聚而引起裂纹。 a.焊缝中氢的溶解与扩散：来源：焊接时焊接材料、坡口表面的铁锈、油污、空 气中水分中的氢会熔入焊缝金属。溶解与扩散：氢在铁素体中的扩散速度要显著大于 奥氏体中氢在铁素体中的溶解度小，扩散速度大；相反，氢在奥氏体中溶解度大，扩 散速度小。 b.氢在焊接接头中的扩散集聚：焊接低合金高强钢时，焊缝冷却时焊缝的相变点 也总是高于母材(因为，为了改善焊接性，焊缝的含碳量总是低于母材)，所以，焊缝 中的H中冷却过程中要先从焊缝向母材HAZ区扩散，由于氢在HAZ奥氏体中的扩散速度较 小，不能很快把氢扩散到距熔合线较远的母材中去，因而在熔合线附近就形成了富氢 地带。当滞后相变的HAZ由奥氏体向马氏体转变时(TAM)，氢便以过饱和状态残留在马 氏体中，促使这个地区进一步脆化,为延迟裂纹的产生创造了条件。如下图： 焊接接头的应力状态： a.焊接热应力: 由于焊接属于不均匀加热及冷却过程，因此会引起不均匀的膨胀 和收缩，焊后将会产生不同程度的残余应力。这种应力的大小与母材和填充金属的强 度、热物理性质和结构的刚度有关。强度越高、线胀系数越大及结构刚度越大时残余 应力越大。对于屈服点较低的低碳钢，残余应力可达s的1.2倍。 15 b.金属相变产生的组织应力: 由于相变时的体积膨胀，将会降低焊后收缩时产生 的拉伸应力。 c.结构自拘束条件所造成的应力: 这种应力包括结构的刚度、焊缝位置、焊接顺 序、构件的自重、负载情况，以及其他受热部位冷却过程中的收缩等均会使焊接接头 承受不同的应力。 上述三种应力的综合作用统称为拘束应力。焊接拘束应力的大小决定于受拘束的 程度，可以采用拘束度R来表示。拘束度分为拉伸拘束度和弯曲拘束度，通常所谓拘束 度常指拉伸拘束度。拉伸拘束度的定义：焊接接头根部间隙产生单位长度的弹性位移 时，单位长度焊缝上所需要的力。 式中：-板厚 E母材的弹性模量(N/mm) F-拉伸应力(N/mm) L-拘束距离(mm) 从上式中可以看出拘束度R与板厚成正比，而与拘束距离L成反比。因此，调节 和L的数值可改变拘束度的大小。当L越小，增大时，则拘束度增大。 4）防止冷裂纹的措施： 控制母材的化学成分，母材化学成分影响钢材的淬硬倾向，对裂纹的产生具有 决定性的作用。 合理选择焊接材料，比如选用低氢和超低氢焊接材料及焊接方法，严格烘干焊 条、焊剂，选用低匹配焊条，奥氏体焊条等。 制定合理的焊接工艺，焊接线能量过大将导致粗晶，过小导致淬硬；预热温度 过高会恶化条件，产生附加应力；预热温度的选择一般按下式： 二、 热裂纹： 1）热裂纹的主要特征： 热裂纹出现时间一般在结晶后期，邻近固相线的温度范围内，焊后立即产生；结 晶裂纹主要产生钢种：在含碳、硫、磷等杂质较多的碳钢、低合金钢焊缝中和单相奥 氏体钢、镍基合金以及某些铝合金的焊缝中；热裂纹主要分布在焊缝中心、弧坑，有 L EFR 1 3921440)(0PwT 16 的分布在焊缝的柱状晶晶界，有的分布在热影响区的过热区；其显微特征是产生具有 沿晶开裂特征，它是沿原奥氏体晶界开裂，裂纹尖端圆钝，裂纹表面还多伴随有氧化 色彩；热裂纹的产生与焊缝和热影响区中碳、硫、磷等杂质的含量及结晶后期硫、磷 等在晶界形成的低熔点共晶有关。 2）热裂纹的分类： a.结晶裂纹：焊缝结晶过程中，在固相线附近，由于凝固金属的收缩，残余液体 金属不足而不能及时填充，在应力作用下发生沿晶开裂，故称结晶裂纹。如图a b.液化裂纹：近缝区或多层焊的层间部位，在焊接热循环峰值温度的作用下，由 于被焊金属含有较多的低熔点共晶而被重新熔化，在拉伸应力的作用下沿奥氏体晶界 发生开裂。如图b c.多边化裂纹：焊接时焊缝或近缝区在固相线稍下的高温区间，由于刚凝固的金 属中存在很多晶格缺陷(主要是位错和空位)及严重的物理和化学不均匀性，在一定的 温度和应力作用下，由于这些晶格缺陷的迁移和聚集，便形成了二次边界，即所谓“多 边化边界”。因边界上堆积了大量的晶格缺陷，所以它的组织性能脆弱，高温时的强度 和塑性都很差，只要有轻微的拉伸应力，就会沿多边化的边界开裂，产生所谓产多边 化裂纹”。如图c 图a 图b 图c 3）热裂纹的形成机理：结晶裂纹是在液态薄膜和拉应力共同作用下产生的，其中 液态薄膜是产生结晶裂纹的内因，而拉伸应力是产生结晶裂纹的必要条件，如下图： 17 4）影响热裂纹的因素及防止措施：是否产生结晶裂纹取决于 1、焊缝金属的脆性 温度区间TB的大小；2、脆性温度区内的最小塑性Pmin；3、脆性温度区内应变增长率， 4、这些因素之间的相互关系。因此, 从本质上看，影响结晶裂纹的因素主要可归纳为 冶金因素和力的因素。 冶金因素对热裂纹的影响： a.结晶温度区间的影响： 合金状态图中结晶温度区间越大,脆性温度区间也越大,结 晶裂纹倾向越大； b.硫、磷的影响：硫和磷在各类钢中都会增加结晶裂纹倾向,这是因为硫和磷会使 纯铁的结晶温度区间大为增加。 c.碳的影响：碳在钢中是影响热裂纹的主要元素，不仅本身会显著增大结晶温度 区间，而且还会加剧硫、磷的偏析。 d.其他合金元素的影响：锰的影响 锰具有脱硫作用，同时也能改善硫化物的分 布形态使薄膜状FeS改变为球状分布的MnS，提高了焊缝的抗裂性；硅的影响 硅是 相形成元素，应有利于消除结晶裂纹，但硅含量超过0.4%时，容易形成硅酸盐夹杂， 从而增加了裂纹倾向； e.一次结晶组织形态的影响：焊缝在结晶后，晶粒大小、形态和方向，以及析出 的初生相等对抗裂性都有很大的影响。晶粒越粗大，柱状晶的方向越明显，则产生结 晶裂纹的倾向就越大。 工艺因素的影响：主要是影响有害杂质偏析的情况及应变增长率的大小。熔合 18 比增大，含杂质和碳较多的母材将向焊缝转移的杂质和碳元素增大裂纹倾向。 2.4.2 焊接接头的脆化和软化 1）应变时效脆化：焊接接头在焊接前需经受各种冷加工（下料剪切、筒体卷圆等） ，钢材会产生塑性变形，如果该区再经200450的热作用就会引起应变时效。应变时 效脆化会使钢材的塑性降低，脆性转变温度提高，从而导致设备脆断。PWHT可消除焊 接结构这类应变时效，使韧性恢复。GB150-1988钢制压力容器中作出规定，圆筒 钢材厚度应符合以下条件：碳素钢、16MnR钢的厚度不小于圆筒内径的3%；其他低合金 钢的厚度不小于圆筒内径的2.5%，且为冷成形或中温成形的受压元件，应于成形后进 行热处理。 2）焊缝和热影响区脆化：焊接是不均匀的加热和冷却过程，从而形成不均匀组织。 焊缝（WM）和热影响区(HAZ)的脆性转变温度比母材高，是接头中的薄弱环节。焊接热 输入对低合金高强度钢WM和HAZ性能有着重要影响，低合金高强度钢以淬硬，热输入过 小，会出现马氏体引起裂纹；热输入过大，WM和HAZ晶粒粗大会造成接头脆化。低碳调 质钢与热轧、正火钢相比，对热输入过大而引起的HAZ脆化倾向更严重。所以焊接时应 将热输入限制在一定范围内。 3）焊接接头的热影响区软化：由于焊接热作用，低碳调质钢的热影响区(HAZ)外 侧加热到回火温度以上特别是Ac1附近的区域，会产生强度下降的软化带。HAZ区的组 织软化随着焊接热输入的增加和预热温度的提高而加重，但一般其软化区的抗拉强度 仍高于母材标准值的下限要求，所以这类钢的热影响区软化问题只要工艺得当，不致 影响其焊接接头的使用性能。 19 3 50D 管子 CO2半自动焊对接焊缝的焊接工艺制定的分析 3.1 CO2气体保护焊的特点 3.1.1 CO2气体保护焊的优点 1.生产率高。采用较粗的焊丝焊接时，可以使用较大的电流，实现射滴过渡。电 流密度可达（100-300）Amm2.焊丝的熔化系数大，母材的熔透深度大。另外，这种 方法基本上没有熔滴，一般不需要清渣，从而节省了许多辅助时间，因此可以较大地 提高焊接生产效率。 2.焊接变形小 。电流密度高，热量集中，受热面积小，故工件焊后变形小。特别 是焊接薄板时，往往不需要焊后校形工序。 3.CO2气体保护焊是一种低氢型焊接方法焊缝含氢量很低，所以在焊接低合金钢 时不易产生冷裂纹。 4.采用短路过渡方式焊接时，有利于全位置及其他空间位置的焊接。 5.此种方法属于明弧焊，电弧可见性好，采用半自动焊接方法可以进行曲线焊缝 和空间位置焊缝的焊接十分方便。 6.操作简单，容易掌握。 3.1.2 CO2气体保护焊的缺点 1.飞溅率较大，并且焊缝表面成形较差。金属飞溅是二氧化碳焊接中最突出的问 题，这是主要缺点。 2.很难用交流进行焊接，焊接设备比较复杂。 3.抗风能力差，给室外作业带来一定的困难。 4.不能焊接容易氧化的有色金属。 3.2 CO2气体保护焊的适用范围 二氧化碳焊的缺点可以通过提高技术水平和改进焊接材料、焊接设备加以解决， 而优点是其它焊接方法所不能比的。因此，可以认为二氧化碳焊接是一种高效率地成 本的节能焊接方法。CO2气体保护焊是目前广泛采用的一种弧焊方法，可以用于汽车、 20 船舶、管道、机车车辆、集装箱、矿山及工程机械、电站设备、建筑等金属结构的焊 接生产。 从被焊材质上看，CO2气体保护焊可以焊接碳钢和低合金钢；从工件厚度上看， 从薄板到后板都可以焊接。采用细丝、短路过渡的方法，可以焊接薄板；采用粗丝， 射滴过渡的方法，可以焊接中厚板；从焊件位置上看，可以进行全位置焊接，也可以 进行平焊、角焊及其他空间位置的焊接。 3.3 CO2焊接时材料的要求 在用CO2进行焊接时其钢材性能和质量必须符合国家标准和行业标准的规定，并 应具有质量证明书或检验报告。焊丝的成分应与母材成分相近，主要考虑碳当量含量， 它应具有良好的焊接工艺性能。