焊缝组织和性能分析要领

1、焊缝组织和性能分析要领焊缝经过了加热T高温溶化焊接冶金T冷却一次结晶凝固T二次结晶固态下相变，这个过程决定了焊缝金属的化学成分， 组织性能，是否有焊接缺陷。 热影响区是邻近焊缝的母材在熔化焊所特有的快速加热、 快速冷却这一动态热过 程中，在极短的时间内进行着除了熔化以外的一些金属学行为的区域， 其特点是 热场分布极不均匀， 温度梯度非常大， 与扩散有关的过程极不充分， 组织和性能 极不均匀， 因此，它是一个最薄弱的环节， 是焊接结构最容易发生破坏事故的区 域。一、碳素钢焊接碳是碳素钢的主要合金成分，其性能取决于 C 的含量，其中的 Mn、 Si 只 是有益的元素而非合金成分，S、P、O N、H

2、则是其杂质有害元素，是要严加控 制的。碳素钢的焊接性随其C含量增加而恶化，低碳钢（C三0.25%）焊接性最好，但C含量大于0.15%时，对氢致裂纹敏感。1、焊缝金属的成分焊条电弧焊焊接碳素钢时焊接材料的选择通常都是按GB5117标准其c b都不大于 490MPa。酸性焊条的焊缝金属 Mn含量大多在0.8%以下Si在0.3%以下。碱性低氩焊条焊出的焊缝中 Mn与Si含量则要高得多。基本上是属于MSi 合金系列的焊缝金属，即以 Mn、Si 的固溶强化机理来保证焊缝金属的力学性 能。2、焊缝金属的显微组织与性能低碳钢是亚共析钢， 在焊接熔池冷却凝固的一次结晶完成后， 在一定温度 下将发生二次结晶即固

3、态相变， 这时的组织应该是铁素体加少量珠光体。 其组织 质量分数的不同和性能的不同取决于冷却速度， 即冷却速度越大， 铁素体含量越 少，珠光体越高，硬度强度也随之增高，且组织细小。反之则组织变粗，铁素 体越多珠光体越少、 硬度强度降低。 需要注意的是铁素体的形态， 在不同冷却速 度下也是不同的。且对性能有影响。做为亚共析钢的焊缝组织， 当从高温冷却到 Ar3 温度时，焊缝中最先从奥 氏体晶粒边介上析出的是先共析铁素体，其含碳量为 0.02%,随着a铁的析出奥 氏体的含碳量增加，在达到Ar1温度时（C0.8%勺共析成分），剩余的奥氏体发生 共析转变， 变为铁素体渗碳体的混合物即珠光体。 先共析铁

4、素体是沿原奥氏体 晶界析出故呈网状分布， 此外，铁素体也可以从原奥氏体晶内部沿一定方向呈针 或片状析出， 可直接插入珠光体中。 这种组织由于晶内位错密度较低所以塑性韧 性都较低。当含C量较高，高温（700C 800C）停留时间较长，冷却速度较慢时易 形成这种组织，称其为魏氏组织，在焊接低碳结构钢时要尽量防止魏氏组织出现， 而希望得到细晶针状铁素体。此外， C-Mn系的焊缝金属在经过正火后，c Sc b 都会发生陡降。3、低碳钢焊接热影响区焊接热影响区的组织和性能变化取决焊接热循环过程中的二次结晶 （即重 结晶）特点。在固态无相恋发生的金属材料如 AL、 C r、Ni 和超低碳单相奥氏体 钢超低

5、碳高铬铁素体钢由于无相变， 其热响区很简单， 只有一个晶粒粗大的过热 区，（热轧或冷轧后退火态） 。碳素钢有同素异构转变，在固态下会发生相变所以热影响区要复杂得多。 如会发生成分的变化和第二相析出。 所以在距该焊缝区不同距离上由于被加热的 最高温度的不同 （处在不同的热力场） 和在这一温度区间停留的时间长短不同以 及随后的冷却速度的不同 （即物理冶金特点的不同） 而导致产生不同的显微组织 和力学性能的差异。只有完全重结晶区（正火区）性能最好。过热区晶粒粗大， 易形成魏氏组织要消除它只能进行正火才有效， 不完全 重结晶区容易有碳化物析出以及粗大的铁素体， 故其性能并不很好， 而再结晶区 是一个软

6、化区（只存在于冷轧板或经冷作硬化的热轧板） 。而兰脆区组织并未发生改变但塑性和韧性却低于母材这是动态应变时效 而引起的脆化，即热应变脆化（焊接沸腾钢时尤为明显） 。综上所述可知， 低碳结构钢的热影响区组织和性能不容忽视， 要控制焊接 热循环，如控制 t8 5， t8-3 ， t100 ，控制线能量等。、低合金结构钢焊接合金结构钢是碳素钢的基础上有目的地加入一种或几种合金元素(Mn、Si 、Cr、Ni、Mo、W、V、Ti、B 稀土等) ，从而使钢的性能发生预期的变化。如提高 强度，改善韧性，提高耐热性、耐蚀性。合金总含量 W(Me)10% 为高合金钢。合金钢按用途可分为强度用钢， 即通常所说的高

7、强钢， 其主要性能是力学 性能、合金元素的加入是为了保证足够的塑性、 韧性的前提下， 获得不同的强度 级别。另一类是特殊用途钢， 除了满足常温力学性能外， 还必须适应特殊环境下 的工作要求，如耐高温，耐低温、耐腐蚀等。GB/T1591是低合金高强度钢标准， 也是按屈服点分级共有 Q295 Q345 Q390 Q420 Q460五个牌号(强度等级)。 这些钢的合金系列是C-Mn系或Mn-Si系，用它们的固溶强化获得高强度，含 C 0.16%0.2%, Mn0.8%-0.15%或 1% 1.7%, Si 0.55%。另加入微量的V、Ti、Nb AL以及Cr、Ni起细化晶粒或沉淀强化作用。 GB66

8、54 GB3531 GB713分别是压力容器、低温压力容器、锅炉专业用低合金高 强度钢标准。1、低合金高强度钢的焊缝合金化GB5118是低合金钢焊条标准，它是碳钢焊条标准基础上有限度地提高Mn含量加入足够量的Ni、Mo Cr、V在提高强度的同时细化晶粒，改善韧性。在焊 接某一与碳素钢强度级别相当的低合金钢时，只能选用GB5118标准的焊条，而不宜选用GB5117强度相当的焊条。因为GB5118的合金匹配主要思路是针对低合 金高强度钢的焊接冶金特点进行合理搭配的同时实施低Si化，Mo0.45%寸组织的调控更有利。2、焊缝金属的组织与性能 低合金高强钢焊缝金属中常见的显微组织是铁素体， 珠光体，

9、贝氏体， 马氏体四种。铁素体有在高温区沿奥氏体晶界析出的先共析铁素体 (长条形、多边 块形)，其多少与合金含量高低，高温停留时间长短，冷却快慢有关。随着继续 冷却在700550E期间从先共析铁素体的侧面，铁素体以板条状向晶内生长， 称为侧板条铁素体， 也有人将这两者统称为魏氏组织， 也有人因为它的特点是含 碳量很低位错密度较低且转变温度较低而称之为无碳贝氏体，它使焊缝韧性降低。在稍低于500C时，在中等冷却速度条件下，原奥氏体晶内，以氧化物，氮化物 杂质点为核心铁素体呈放射状生长， 形成针状铁素体或细晶铁素体， 因为它的位 错密度很高，故塑性、韧性均较高，希望能获得更多的针状铁素体， 细晶铁素

10、体。珠光体是共析转变产物，在接近平衡状态下 （ 如热处理时的连续冷却 ） 在Ar1550C之间富碳奥氏体直接转变为珠光体， 在焊接的非平衡条件下，由于冷 却速度很快， 原子来不及充分扩散， 因而珠光体转变是受到抑制的， 于是就是扩 大了铁素体 （在较高温度时 ）贝氏体（在较低温度时 ）的转变领域。因此，低合金钢 焊缝的固态转变很少能得到珠光体组织， 除非在采取预热， 缓冷、后热措施后使 焊缝金属能在接近平衡状态的那种条件下冷却才有少量珠光体。 它增加强度降低 韧性。贝氏体转变属于中温转变，即在550Ms之间发生的转变。此时，合金 元素已不能扩散，只有碳还能扩散，其转变机制是扩散一-切变型。在5

11、50450C 之间形成上贝氏体，它是羽毛状，沿奥氏体晶界分布，韧性极差。在450CMs之间形成下贝氏体， 此时碳的扩散也变得困难， 碳化物弥散分布在铁素体内， 同 铁素体成一定交角，所以它强度、韧性均较高，综合性能好。低合金高强钢焊缝中还会出现一种粒状贝氏体， 它是在块状铁素体上 M-A 组元以粒状分布，故称粒状贝氏体，它使韧性下降。当焊缝中合金元素或C含量较高，奥氏体过冷到 Ms以下时，便会产生 M 体，它可以是板条状的低碳 M体（位错型），也可以是针状（片状）孪晶马氏体，前 者因C含量较低，有较多位错存在故具有较高强度和韧性，抗裂能力较高。希望得到较多的针状细晶铁素体， 不希望得到侧板条铁

12、素体， 先共析铁素 体，如果合金成分能显著增加奥氏体稳定性， 降低其分解温度， 这一愿望即可实 现。试验表明Mn含量0.81.0%、Si0.10.25%,而Mn/Si=36时，即可得到 细晶铁素体和针状铁素体。还希望得到的贝氏体为下贝氏体，而不希望产生上贝氏体或粒状贝氏体，以及孪晶高碳马氏体，其办法是控制冷却速度；使在 600450C区间（贝氏体转 变的高温段 ） 停留时间尽量短，以尽量减少形成粒状贝氏体和上贝氏体的机会 （可 控制t8-5来实现）、降低含C量，使一且发生马氏体转变时能形成板条状位错型 马氏体，它的存在有利而无害。有资料表明，焊缝含有微量 Ti、B有利形成针状 铁素体，而抑制先

13、共析铁素体的形成，Ti与B同时加入最佳，因为Ti优先和氧 反应对B不被氧化起到保护作用。B凝聚在A氏体晶界，降低了晶界能故抑制了 先共析铁素体的析出。由于焊缝金属是在连续冷却下进行相变的， 因而有必要建立一个焊缝金属 连续冷却组织转变图，简称 SW-CC图，通常通过热模拟实验来建立某个钢种的 CCT图，这样便可根据对焊缝金属显微组织和性能的要求，合理选择冷却速度并 由此确定合理的焊接工艺参数。3、热影响区的组织与性能。通常我们把焊缝的边界线都宏观地叫做熔合线。 实际上这是一个熔化不均 匀的区域。 它包括母材的半熔化区， （固 液相共存 ）和只有熔化的母材 （液相）而未与填充金属混合的 （液相）薄层（称为未混合区 ）。这两个区共同构成了熔合区