焊接熱影響區(qū)的組織和性能課件

1、焊接熱影響區(qū)的組織和性能課件焊接熱影響區(qū)的組織和性能課件第一節(jié) 焊接熱循環(huán)第二節(jié) 焊接熱循環(huán)條件下的金屬組織轉(zhuǎn) 變特點第三節(jié) 熱影響區(qū)組織和性能第四節(jié) 焊接熱、力模擬試驗方法的特點2第一節(jié) 焊接熱循環(huán)第二節(jié) 焊接熱循環(huán)條件下的金屬組織轉(zhuǎn)什么是熱影響區(qū) 熔焊時在集中熱源的作用下，焊縫兩側(cè)發(fā)生組織和性能變化的區(qū)域稱為“熱影響區(qū)”（Heat Affected Zone,簡稱HAZ)或稱“近縫區(qū)”(Near Weld Zone), 如圖4-1。 為什么研究熱影響區(qū) 早期焊接結(jié)構(gòu)主要是低碳鋼，只關(guān)注焊縫，熱影響區(qū)不會出現(xiàn)問題。隨著各種高強鋼、不銹鋼、耐熱鋼以及某些特種材料(如鋁合金、鈦合金、鎳基合金、復

2、合材料和陶瓷等)的應(yīng)用。焊接質(zhì)量不僅決定于焊縫，同時也決定于焊接熱影響區(qū)，有些金屬焊接熱影響區(qū)存在的問題比起焊縫更為復雜。3什么是熱影響區(qū) 熔焊時在集中熱源的作用下，焊縫兩側(cè)發(fā)生組 隨鋼種強度級別的提高，低合金高強鋼熱影響區(qū)的脆化和裂紋傾向也越嚴重。 本章主要討論低合金高強鋼焊接過程中熱影響區(qū)組織性能的變化?？估瓘姸葹?00MPa的鋼種，焊接熱影響區(qū)在不同溫度下的斷裂韌性(COD)及可能出現(xiàn)的各種裂紋。4 隨鋼種強度級別的提高，低合金高強鋼熱影響區(qū)的脆化和裂紋傾斷裂韌性-fracture toughness 指材料阻止宏觀裂紋失穩(wěn)擴展能力的度量，也是材料抵抗脆性破壞的韌性參數(shù)。它和裂紋本身的大

3、小、形狀及外加應(yīng)力大小無關(guān)。是材料固有的特性，只與材料本身、熱處理及加工工藝有關(guān)。是應(yīng)力強度因子的臨界值。常用斷裂前物體吸收的能量或外界對物體所作的功表示。例如應(yīng)力-應(yīng)變曲線下的面積。韌性材料因具有大的斷裂伸長值，所以有較大的斷裂韌性，而脆性材料一般斷裂韌性較小。 5斷裂韌性-fracture toughness 7 4-1 焊接熱循環(huán)焊接熱循環(huán)焊接過程中熱源沿焊件移動時，焊件上某點溫度由低而高，達到最高值后，又由高而低隨時間的變化不均勻加熱和冷卻，特殊的熱處理。不均勻的組織和性能，及復雜的應(yīng)力與應(yīng)變6 4-1 焊接 另外，由于焊接方法不同，熱循環(huán)曲線的形狀也發(fā)生較大的變化，如圖4-4。7 另

4、外，由于焊接方法不同，熱循環(huán)曲線的形狀也發(fā)生較大的一、焊接熱循環(huán)的主要參數(shù) 主要考慮以下四個參數(shù)，見圖4-5。 (一)加熱速度(H) 焊接加熱速度比熱處理快很多，導致相變溫度提高，奧氏體均質(zhì)化和碳化物溶解不充分。因此，必然會影響到焊接HAZ冷卻后的組織與性能。 加熱速度與許多因素有關(guān)，如焊接方法、焊接線能量、板厚及幾何尺寸，以及被焊金屬熱物理性質(zhì)等。低合金鋼常用焊接方法加熱速度、冷卻速度等有關(guān)數(shù)據(jù)見表4-1。 (二)加熱的最高溫度(Tm) 金屬的組織和性能除化學成分影響之外，主要與加熱的最高溫度Tm和冷卻速度c有關(guān)，例如低碳鋼和低合金鋼焊接時，在熔合線附近的過熱區(qū)，由于溫度高(1300-135

5、0)，晶粒發(fā)生嚴重長大，從而使韌性嚴重下降。8一、焊接熱循環(huán)的主要參數(shù) 主要考慮以下四個參數(shù)，見圖(三)在相變溫度以上的停留時間(tH) 在相變溫度TH以上停留時間越長，越有利于奧氏體均質(zhì)化，但溫度太高(如1100以上)即使停留時間短，也會產(chǎn)生嚴重的晶粒長大。把tH分為加熱過程的停留時間t和冷卻過程的停留時間t“,即tH =t十t”(見圖4-5)。 (四)冷卻速度(c)和冷卻時間(t8/5、t8/3、t100) 冷卻速度是決定焊接HAZ組織性能的主要參數(shù)，焊接時的冷卻過程在不同階段是不同的。本文所指是一定溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度，或者是冷至某一瞬時溫度Tc的冷卻速度。對低合金鋼，是熔合線附近冷

6、卻過程中約540的瞬時冷卻速度(見圖4-5的c點)。 常采用某一溫度范圍內(nèi)的冷卻時間討論熱影響區(qū)組織性能的變化，如800-500的冷卻時間t8/5，800-300的冷卻時間t8/3和從峰值溫度(Tm)冷至100的冷卻時間t100等，需根據(jù)不同金屬材料的問題決定。9(三)在相變溫度以上的停留時間(tH) 在相變溫度TH加熱速度Tm加熱的最高溫度tH在相變溫度以上的停留時間tH =t十t” c冷卻速度t8/5、t8/3、t100冷卻時間10H加熱速度Tm加熱的最高溫度121113二、焊接熱循環(huán)參數(shù)的數(shù)值模擬 數(shù)值模擬指用一組控制方程來描述一個過程的基本參數(shù)變化關(guān)系，利用數(shù)值方法求解，以獲得該過程定

7、量的結(jié)果。 根據(jù)焊接傳熱理論已建立了許多描述焊接傳熱過程的數(shù)學模型(包括焊接熱循環(huán)參數(shù))，然而采用傳統(tǒng)的方法求解十分繁瑣，且精度較差。隨著計算機的發(fā)展和普及，計算機的容量日益增大，計算速度也越來越快，過去難以用分析方法求解的非線性問題現(xiàn)在可以在計算機上用數(shù)值方法迎刃而解 焊接熱循環(huán)的參數(shù)主要有峰值溫度最高溫度)、相變溫度以上的停留時間、相變敏感溫度的瞬時冷卻速度，以及某溫度區(qū)間的冷卻時間等。12二、焊接熱循環(huán)參數(shù)的數(shù)值模擬 數(shù)值模擬指用一組控(一)峰值溫度Tm(最高溫度)的計算 據(jù)焊接傳熱理論，焊件上某點溫度隨時間變化公式：厚大焊件（點熱源）薄板（線熱源）13(一)峰值溫度Tm(最高溫度)的計

8、算 厚大焊件（點熱源相變溫度以上停留時間tH的計算 tH是個復雜的函數(shù)，運算過程繁瑣，并且很難獲得準確數(shù)據(jù)，因此多采用經(jīng)驗與理論相結(jié)合的辦法求解。 根據(jù)理論與實驗求得的停留時間tH：對于厚大焊件：對于薄板：14相變溫度以上停留時間tH的計算16值與f3和f2的關(guān)系厚件焊接時E和T0對tH的影響15值與f3和f2的關(guān)系厚件焊接時E和T0對tH的影響17 薄板焊接時E、 T0對tH的影響16 薄板焊接時E、 T0對tH的影響18 (三)瞬時冷卻速度c的計算 試驗證明，焊縫和熔合線附近的冷卻速度幾乎相同，最大約差5%-10%。因此只計算焊縫的冷卻速度即可。 根據(jù)式(4-1)及式(4-2),當r=0,

9、y0=0，則：厚大焊件25mm薄板8mm對8-25mm板厚，須乘修正系數(shù)K根據(jù)計算值可查K值17 (三)瞬時冷卻速度c的計算厚大焊件25mm對8-25 除板厚外，焊接線能量E、預熱溫度T0和接頭形式以及被焊金屬材料的熱物理性質(zhì)都有影響。 上述計算誤差較大。有許多經(jīng)驗公式。參見有關(guān)資料。 對一般低合金鋼，多采用540的瞬時冷卻速度。 對某些淬硬傾向較大的鋼多考慮300瞬時冷卻速度。 低合金鋼不同板厚和不同接頭形式對冷卻程度的影響18 除板厚外，焊接線能量E、預熱溫度T0和接頭形式以及(四)冷卻時間的計算 在試驗研究工作中，測定瞬時溫度的冷卻速度會帶來較大的誤差。因此，目前多采用一定溫度范圍內(nèi)的冷

10、卻時間來代替冷卻速度，并以此作為研究焊接熱影響區(qū)組織、性能和抗裂性的重要參數(shù)。 對于一般碳鋼和低合金鋼常采用相變溫度范圍的800-500冷卻時間(t8/5)。 而對冷裂傾向較大的鋼種有時采用800-300的冷卻時間（t8/3）或由峰值溫皮冷至100的冷卻時間（t100）。 19(四)冷卻時間的計算 在試驗研究工作中，測定瞬時溫度 以下介紹三種冷卻時間的計算公式： 1.根據(jù)傳熱學推導的理論式 20 以下介紹三種冷卻時間的計算公式：22 當計算t8/5時，板厚影響很大，實際結(jié)構(gòu)的板厚是屬三維傳熱還是二維傳熱，應(yīng)引進“臨界板厚”概念。 據(jù)傳熱學，隨板厚的增加，冷卻速度c增大，而冷卻時間t8/5，變短

11、，當板厚增加到一定程度，則c和t8/5不再變化(雖然扳厚繼續(xù)增加)，此時的板厚即稱為“臨界板厚”。它的數(shù)學表達式： 用式(4-13)與式(4-14)恒等或式(4-9)與式(4-10)恒等，即可得到cr。 從理論上講，當實際板厚cr時，采用三維傳熱公式(4-13)計算t8/5，當0. 04%時，隨含Nb量增加，淬硬性也隨之增加，故應(yīng)考慮Pcm的新表達式： 綜上所述，隨著冶煉技術(shù)的不斷發(fā)展，鋼的性能也在不斷改進，因而相應(yīng)的碳當量公式(CE, Ceq, CEN, Pcm, Pcm等)也將不斷的完善。82 近年來，微合金化元素中Nb的應(yīng)用日益廣泛，因為它 2.碳當量及冷卻時間t8/5與HAZ最高硬度H

12、max的關(guān)系 一般低合金鋼HAZ最高硬度Hmax與碳當量的關(guān)系：可見，隨碳當量增加，硬度增加，即淬硬傾向增加.對所測數(shù)據(jù)進行回歸得關(guān)系式 ：83 2.碳當量及冷卻時間t8/5與HAZ最高硬度Hmax的 冷卻時間t8/5與HAZ最高硬度關(guān)系見圖4-38（據(jù)國產(chǎn)低合金鋼手弧焊條件建立）和4-39（據(jù)不同焊接方法建立） 84 冷卻時間t8/5與HAZ最高硬度關(guān)系見圖4-38（據(jù) 圖4-40是HT52(相當于20Mn鋼)單道焊時熱影響區(qū)的硬度分布。由圖4-40看出，焊接HAZ的熔合區(qū)附近硬度最高，距熔合區(qū)越遠，硬度逐漸接近母材。85 圖4-40是HT52(相當于20Mn鋼)單道焊時 HAZ硬度是反映鋼

13、種焊接性的重要標志之一，比碳當量更準確。 日本焊接協(xié)會制定標準(WES-135)，規(guī)定了不同強度級別低合金高鋼的最大允許硬度Hmax。強度級別越高，Hmax也越高，表4-15。86 HAZ硬度是反映鋼種焊接性的重要標志之一，比碳當量更準 3、焊接HAZ最高硬度的計算公式 綜上，采用HAZ最大硬度Hmax評價金屬的焊接性(包括冷裂紋敏感性)，反映了化學成分和組織形態(tài)的作用。因此，不少國家結(jié)合本國鋼種，在大量實驗基礎(chǔ)上建立了硬度計算公式。 (1)國產(chǎn)鋼硬度計算公式 根據(jù)國產(chǎn)鋼16Mn15MnV、15MnVN、18MnMoNb、14MnMoNbB、9/4Cr-1Mo等HAZ的Hmax與Pcm與t8/

14、5關(guān)系建立了如下硬度計算公式: 式中M100取決于鋼的化學成分和t8/5，經(jīng)回歸分析得： 一般常用的低合金高強鋼焊接時t8/5M100，式(4-34)使用較多87 3、焊接HAZ最高硬度的計算公式 綜上，采用HAZ (2)鈴木公式 根據(jù)日本的低合金高強鋼,研究不同冷卻時間t8/5對鋼的影響，建立了如下的公式： 式(4-34)和式(4-37)可以根據(jù)化學成分和冷卻時間t8/5計算出HAZ的最高硬高。經(jīng)驗證，與實測的統(tǒng)計值比較接近。但這兩個公式比較復雜，計算不甚方便。對于國產(chǎn)低合金鋼，作為粗略估算，可采用下面的公式： 88 (2)鈴木公式 根據(jù)日本的低合金高強鋼,研究不同冷卻(二)焊接熱影響區(qū)脆化

15、 焊接熱影響區(qū)的脆化有多種類型，如粗晶脆化、析出脆化、組織脆化、熱應(yīng)變時效脆化、氫脆化及石墨脆化等。氫脆在第一章討論過，石墨脆化不常出現(xiàn)。（需要較長時間在400-600加熱，鉻鉬鋼HAZ淬火區(qū)，由馬氏體中游離出石墨而發(fā)生脆化）主要討論前四種脆化。 碳錳鋼HAZ不同部位脆性轉(zhuǎn)變溫度VTrs的變化，脆性轉(zhuǎn)變溫度有兩個峰值，即過熱粗晶區(qū)和A1以下(400600)的時效脆化區(qū)。在900左右的細晶區(qū)具VTrs最低，說明韌性高，抗脆化能力較強。89(二)焊接熱影響區(qū)脆化 碳錳鋼HAZ不同部位脆性轉(zhuǎn)變溫 1.粗晶脆化 焊接過程中在HAZ靠近熔合線附近和過熱區(qū)將發(fā)生嚴重的晶粒粗化。晶粒長大受到多種因素的影響，

16、其中鋼種的化學成分、組織狀態(tài)和加熱溫度及時間的影響最大?；瘜W成分的影響 從金屬學中知道，晶粒長大是相互吞并、晶界遷移的過程。如果鋼中含有氮、碳化物的合金元素(Ti, Nb,Mo,V,W,Cr等)就會阻礙晶界遷移，從而可以防止晶粒長大。例如18Cr2WV鋼，由于含有Cr, W, V等碳化物合金元素，晶粒長大受到抑制，晶粒顯著長大溫度TE可達1140之高，而不含碳化物元素的23Mn和45鋼，加熱超過1000時晶粒就顯著長大。 90 1.粗晶脆化 焊接過程中在HAZ靠近熔合線附近和過熱區(qū)加熱溫度及加熱時間對晶粒長大的影響，在恒溫加熱條件下，可用下式表達: 在恒溫加熱條件下，晶粒長大是在加熱和保溫過程

17、中完成的，而在連續(xù)加熱和冷卻條件下(包括焊接)，在冷卻過程中晶粒仍在繼續(xù)長大(見圖4-26). 91加熱溫度及加熱時間對晶粒長大的影響，在恒溫加熱條件下，可焊接線能量對HAZ晶粒粗化的影響 線能量越大，晶粒越易長大。HAZ晶粒尺寸與焊接線能量有如下的關(guān)系 : 由式(4-40)可以看出，焊接線能量越大，距熔合線越近(即l越小)，則晶粒尺寸越大。92焊接線能量對HAZ晶粒粗化的影響 線能量越大，晶粒越易長埋弧焊時晶粒尺寸與峰值溫度Tm、焊接線能量E和t8/5的關(guān)系。一般來講，晶粒越粗，脆性轉(zhuǎn)變溫度越高，即脆性增加。晶粒直徑d與脆性轉(zhuǎn)變溫度VTrs的關(guān)系93埋弧焊時晶粒尺寸與峰值溫度Tm、焊接線能量

18、E和t8/5的關(guān)系 應(yīng)當指出，HAZ的粗晶脆化與一般單純晶粒長大所造成的脆化不同，它是在化學成分、組織狀態(tài)不均勻的非平衡態(tài)條件下形成的，故而脆化的程度更為嚴重。 它常常與組織脆化交混在一起，是兩種脆化的疊加。 但對不同的鋼種，粗晶脆化的機制有所側(cè)重，對于淬硬傾向較小的鋼，粗晶脆化主要是晶粒長大所致，而對于易淬火鋼，則主要是由于產(chǎn)生脆性組織所造成(如孿晶馬氏體、非平衡態(tài)的粒狀貝氏體，以及組織遺傳等)。94 應(yīng)當指出，HAZ的粗晶脆化與一般單純晶粒長大所造成的脆化 2.組織脆化 組織脆化是焊接HAZ出現(xiàn)脆硬組織而造成的，根據(jù)被焊鋼種的不同和焊接時的冷卻條件不同，在HAZ可能出現(xiàn)不同的脆性組織。 一

19、般低碳低合金鋼，由于HAZ出現(xiàn)低碳馬氏體和下貝氏體，反而有改善HAZ韌性作用，從而提高抗脆能力。 含碳較高的鋼(一般C0.2%)，HAZ可能出現(xiàn)孿晶馬氏體，從而使脆性增大。因此，焊接含碳較高的鋼時應(yīng)給以充分注意(采用較高預熱、后熱溫度或焊后熱處理等)。 常用的低碳低合金高強鋼，HAZ的組織脆化主要是由于出現(xiàn)M-A組元(相伴產(chǎn)生粒狀貝氏體)、上貝氏體、粗大的魏氏組織，以及“組織遺傳”（非平衡組織在一定加熱條件下，形成新奧氏體晶粒繼承和恢復原始粗大晶粒的現(xiàn)象）等所造成 。95 2.組織脆化 組織脆化是焊接HAZ出現(xiàn)脆硬組織而造成的 (1) M-A組元脆化 M-A組元出現(xiàn)在焊縫和HAZ, 是焊接某些

20、低合金鋼時HAZ處于中溫上貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間，先析出含碳很低的鐵素體，并逐漸擴大，使碳大部分集富到鐵素體包圍的島狀殘余奧氏體中，當連續(xù)冷卻到400350時，殘余奧氏體的碳濃度可達0.5%0.8%，這些高碳奧氏體可轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛捡R氏體與殘余奧氏體混合物，即M-A組元。 鐵素體基體上分布粒狀或塊狀高碳奧氏體小島(可轉(zhuǎn)變?yōu)镸-A組元)，即所謂粒狀貝氏體。15MnVN鋼手工電弧焊時HAZ粒狀貝氏體。粒貝中M-A組元細節(jié)480096 (1) M-A組元脆化 M-A組元出現(xiàn)在焊縫和HAZ, M-A組元轉(zhuǎn)變的影響 冷卻條件影響：M-A組元形成溫度在上貝氏體的溫度范圍內(nèi)，因奧氏體含碳量高，較大冷速下全部轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺铖R氏

21、體；冷速緩慢時，又會分解為F+Fe3C。因此，只在中等冷速下最易產(chǎn)生M-A組元，如圖4-46a、46b可見，隨M-A組元增多，脆性轉(zhuǎn)變溫度顯著升高，即使焊接HAZ脆化。 97 M-A組元轉(zhuǎn)變的影響 冷卻條件影響：M-A組元形 合金化程度的影響：合金化程度較高時，奧氏體的穩(wěn)定性較大，因而不易分解形成M-A組元。 回火的影響：實踐證明，低溫回火(250)可以有助于M-A組元的分解而改善韌性，中溫回火(450-500)改善的效果更為顯著。但改善的程度與初始M-A組元的含量有關(guān)。 M-A組元脆化的原因： 綜上，焊接HAZM-A組元存增加脆性的原因在于殘余奧氏體增碳后在焊接冷卻條件下易于形成孿晶馬氏體，

22、并在界面上產(chǎn)生顯微裂紋沿M-A組元的邊界擴展。因此，有M-A組元存在時，成為潛在的裂源，并起到吸氫和應(yīng)力集中的作用。 有關(guān)M-A組元的形成機理及引起脆化的原因尚處深入研究的階段。 98 合金化程度的影響：合金化程度較高時，奧氏體的穩(wěn)定性較大， (2)析出脆化 某些金屬或合金的焊接區(qū)是處于非平衡態(tài)的組織，化學上和物理上都有很明顯的不均勻性。在時效或回火過程中，從非穩(wěn)態(tài)固溶體中沿晶界析出碳化物、氮化物、金屬間化合物及其他亞穩(wěn)定的中間相等，對一般低合金鋼主要是析出碳(氮)化物。由于這些新相的析出，使金屬或合金的強度、硬度和脆性提高，稱為析出脆化。 焊接HAZ熔合部位(包括粗晶區(qū))化學成分和組織上不均

23、勻比焊接區(qū)的其它部位更為嚴重，故極易產(chǎn)生析出脆化。 析出脆化的機理：目前認為是由于析出產(chǎn)物出現(xiàn)以后，阻礙位錯運動，而且析出產(chǎn)物并不是均勻的，常有偏析和聚集存在，從而使金屬的強度和硬度提高。 HACotter11等人曾用位錯理論解釋析出脆化機理：固溶體中析出的間隙原子(如C、N)，常排列在位錯周圍，形成所謂“科氏氣團”(Cottrel-latomospher )，析出物(碳、氮化物等)也會形成“科氏氣團”，從而阻礙了位錯的運動。 99 (2)析出脆化 某些金屬或合金的焊接區(qū)是處于非平衡態(tài)的固溶體析出物，質(zhì)點比較小，位錯運動可較自由地穿過析出物間距，此時金屬(HAZ)尚未脆化，韌性較好。隨時效時間

24、增長，析出質(zhì)點增多，且發(fā)生聚集，阻力增大，使位錯運動困難。當=0時，位錯運動阻力最大，金屬硬度(脆化)最大。隨時效時間的進一步增長，新析出物逐漸減少，原有析出物進一步聚集，使析出物之間的距離增大，從而使位錯運動得以恢復，韌性又有所提高，脆性有所減弱。不同類型的析出物，當間距0= (2550) 10-8(原子間距)時，脆化傾向最大。100固溶體析出物，質(zhì)點比較小，位錯運動可較自由地穿過析出物間距 析出物的分布、形態(tài)和尺寸對脆化影響： 析出物實質(zhì)是鋼中各類碳、氮化物沉淀相，經(jīng)一定溫度和時間時效后沿晶界析出的產(chǎn)物。對一般低碳微合金化的低合金鋼，出現(xiàn)的沉淀相如表4-16。當其以彌散而細小的顆粒分布于晶

25、內(nèi)時，有利于改善韌性，如TiN, 10nm的NbC, TiC、V(CN)等，它們不易析出。只有存在于相界或晶界的沉淀相才易于析出，如析出物發(fā)生聚集或沿晶界以薄膜狀分布時，就會成為脆化的發(fā)源地。101 析出物的分布、形態(tài)和尺寸對脆化影響： 析出物實質(zhì)是鋼 (3)遺傳脆化(Embrittlement of Heredity) 厚板結(jié)構(gòu)多層焊時，若第一道的HAZ粗晶區(qū)位于第二焊道的正火區(qū)(相變重結(jié)晶區(qū))，按一般的規(guī)律粗晶區(qū)的組織將得到細化，從而改善了第一焊道粗晶區(qū)的性能。但對某些鋼種實際上并未得到改善，仍保留粗晶組織和結(jié)晶學的位向關(guān)系，這種現(xiàn)象稱為“組織遺傳”(包括粗晶及組織)，由這種遺傳而引起的脆

26、化稱為“遺傳脆化”。 研究表明，組織遺傳主要發(fā)生在有淬硬傾向的調(diào)質(zhì)鋼，并在快速加熱和快速冷卻的非平衡組織中才能產(chǎn)生。 組織遺傳現(xiàn)象：據(jù)文獻，加熱調(diào)質(zhì)鋼時，奧氏體形成機制為有序轉(zhuǎn)變和無序轉(zhuǎn)變。非平衡組織從奧氏體中是按有序生成馬氏體或貝氏體，因此，快速加熱情況下，又很容易按有序轉(zhuǎn)變生成奧氏體。新形成的奧氏休與原始非平衡組織有一定的位相關(guān)系，因而就使得新形成的奧氏體繼承了原奧氏體的晶粒大小、形狀和取向。102 (3)遺傳脆化(Embrittlement of He原始非平衡組織，快速加熱到Ac3以上時，未發(fā)生通常的重結(jié)晶細化過程，要使晶粒細化，則必須加熱到比Ac3更高的溫度Tr后才能得到細晶組織。T

27、r稱為“奧氏體自發(fā)再結(jié)晶溫度”。原始平衡組織加熱到Ac3以上不高的溫度，冷卻后可得正火細晶組織，只有加熱更高的溫度才能使奧氏體粗化。當非平衡組織(如馬氏體或貝氏體)加熱到Ac3Tr時、除在原始晶粒周界或亞晶界上出現(xiàn)不連續(xù)的等軸細晶外，過熱粗晶組織基本上保留了加熱前的大小和形貌，這就是典型的組織遺傳現(xiàn)象.103原始非平衡組織，快速加熱到Ac3以上時，未發(fā)生通常的重結(jié)晶 由于焊接HAZ的加熱速度很快，所以在高強鋼多層焊時，處于第二焊道正火區(qū)的第一焊道粗晶區(qū)，具備了產(chǎn)生這種組織遺傳的基本條件，即有序的粗晶組織(如馬氏體或貝氏體)和快速加熱。104 由于焊接HAZ的加熱速度很快，所以在高強鋼多層焊時，

28、 在晶粒周界或亞晶界上出現(xiàn)成串非連續(xù)等軸細晶的現(xiàn)象稱為“晶粒邊界效應(yīng)“(Effecr ofGrain Boundary), 40CrNi2Mo鋼粒晶區(qū)再經(jīng)915二次熱循環(huán)后的顯微組織照片(熱模擬方法)，可見，粗晶粒并未細化，而在晶粒邊界出現(xiàn)了許多等軸細晶晶粒邊界效應(yīng))，即出現(xiàn)了組織遺傳。105 在晶粒周界或亞晶界上出現(xiàn)成串非連續(xù)等軸細晶的現(xiàn)象稱為106108 在HAZ粗晶區(qū)出現(xiàn)組織遺傳后。將引起進一步脆化。以40CrNi2Mo為例，HAZ粗晶區(qū)沖擊吸收功Akv=5.5J，其組織為位錯型板條馬氏體(MD)和少量孿晶馬氏體(MT),經(jīng)再次熱循環(huán)(Tm=915)后,沖擊吸收功反而下降,Akv=4.7

29、J，其組織仍MD+MT，但MT增多，并有少量M-A組元出現(xiàn)(圖4-51),因而韌性進一步下降。 據(jù)文獻，原始非平衡組織再經(jīng)第二次熱循環(huán)后，殘余奧氏體量有所增加，由于非平衡組織具有一定位向，因此碳會定向擴散而形成具有明顯方向的新奧氏體。同時形成一些富碳區(qū)，隨后冷卻中，富碳區(qū)可成為M-A組元。 組織遺傳脆化原因：普遍認為是由于保留了原粗晶區(qū)晶粒，但近期研究表明，一些調(diào)質(zhì)鋼HAZ粗晶區(qū)非平衡組織，在二次熱循環(huán)后出現(xiàn)所謂“晶粒邊界效應(yīng)”，即在奧氏體邊界出現(xiàn)等軸晶。同時，還可能出現(xiàn)M-A組元。說明HAZ脆化不單純是粗晶再現(xiàn)，也和組織變化有關(guān)。 組織遺傳間題至今尚有許多不明之處，有待深入研究。107 在H

30、AZ粗晶區(qū)出現(xiàn)組織遺傳后。將引起進一步脆化。以40 3. HAZ的熱應(yīng)變時效脆化 在焊接結(jié)構(gòu)制造過程中，要進行各種加工，如下料、剪切、彎曲成形、氣剖、矯形、錘擊等，由此引起的局部應(yīng)變、塑性變形對焊接HAZ脆化有很大影響，由此而引起的脆化稱為熱應(yīng)變時效脆化(Hot Straining Embrittlement，簡稱HSE)。 焊接熱影響區(qū)的熱應(yīng)變時效脆化可分為兩大類: (1)靜應(yīng)變時效(Static Strain Aging)脆化 在室溫或低溫下受到預應(yīng)變后產(chǎn)生的時效脆化現(xiàn)象。特征是強度和硬度增高，而塑性、韌性下降。只有鋼中存在碳、氮自由間隙原子時才會產(chǎn)生這種現(xiàn)象。 (2)動應(yīng)變時效(Dyna

31、mic Strain Aging)脆化 在較高溫度下，特別是200-400 溫度范圍預應(yīng)變所產(chǎn)生的時效脆化現(xiàn)象。焊接熱影響區(qū)的熱應(yīng)變脆化多數(shù)是由動應(yīng)變時效所引起，通常所說“藍脆性”就屬于動應(yīng)變時效脆化現(xiàn)象。108 3. HAZ的熱應(yīng)變時效脆化 在焊接結(jié)構(gòu)制造過程中，要 應(yīng)變時效脆化的機理：雖有許多論述，但至今尚未徹底清楚。多數(shù)人認為，是碳、氮原子聚集在位錯周圍形成所謂Cottrell氣團，對位錯產(chǎn)生釘扎作用所引起。 產(chǎn)生部位：熱應(yīng)變時效脆化多發(fā)生在低碳鋼和碳錳低合金鋼的Ar1以下亞熱影響區(qū)，在金相組織上看不出明顯地變化。焊接接頭熔合區(qū)和Ar1以下的亞熱影響區(qū)均可出現(xiàn)，一般單道焊時易在亞熱影響區(qū)

32、(Ar1以下)產(chǎn)生熱應(yīng)變時效脆化，而多層焊時易在熔合區(qū)出現(xiàn)熱應(yīng)變時效脆化。 評價鋼材熱應(yīng)變時效脆化的敏感性：試驗時焊接接頭開缺口的位置可分為兩種情況: 109 應(yīng)變時效脆化的機理：雖有許多論述，但至今尚未徹底清楚。多 一種是缺口尖端位于亞熱影響區(qū)；另一種是缺口尖端位于先已焊完的橫焊縫熔合區(qū)。在制備試件時，又分為焊前開缺口(BWN)和焊后開缺口(AWN)，如圖4-52所示(圖中NWN為無預應(yīng)變的母材開缺口)。110 一種是缺口尖端位于亞熱影響區(qū)；另一種是缺口尖端位于先已試驗的結(jié)果如圖4-53所示。 111試驗的結(jié)果如圖4-53所示。 113 由圖4-53a，b可知，亞熱影響區(qū)以焊前開缺口(BWN

33、)的熱應(yīng)變脆化最嚴重，其次是AWN，NWN是反映鋼材本身的熱應(yīng)變脆化(COD值與溫度的關(guān)系)，相比之下，可以說明這種鋼經(jīng)焊接之后有明顯的熱應(yīng)變脆化傾向。 由圖4-53a與c比較可知，當缺口開在已焊完橫焊縫的熔合區(qū)時，比缺口位于亞熱影響區(qū)時的熱應(yīng)變脆化更為嚴重。 112 由圖4-53a，b可知，亞熱影響區(qū)以焊前開缺口(BWN)113115 采用SM50和HT80兩種鋼進行熱應(yīng)變脆化試驗時可以看出，由于鋼中含有Cr,V,Mo,Al等碳、氮化物的元素，因而可降低熱應(yīng)變脆化的程度，如圖4-54所示。 如以c=0.2mm為臨界轉(zhuǎn)變溫度VTrs，則SM50的熔合區(qū)可使VTrs提高約85，而HT80鋼使VT

34、rs提高65 。 此外，焊接線能量、預熱溫度、層間溫度以及預應(yīng)李的程度等對HSE均有影響，可參見文獻44、45、46。114 采用SM50和HT80兩種鋼進行熱應(yīng)變脆化試驗時可以(三)焊接熱影響區(qū)的韌化 韌性是材料在塑性應(yīng)變和斷裂全過程中吸收能量的能力，是強度和塑性的綜合表現(xiàn)。 HAZ韌性不可能象焊縫那樣，利用填加微量元素加以調(diào)整和改善，而是材質(zhì)本身所固有的，只能通過某些工藝措施在一定范圍內(nèi)得到改善。 焊接HAZ的韌性受許多因素的影響，如不均勻加熱和冷卻，致使HAZ的組織性能不均勻，產(chǎn)生殘余應(yīng)力和拘束應(yīng)力，甚至出現(xiàn)焊接缺陷，焊趾、焊根處有缺口效應(yīng)而引起應(yīng)力集中，這些都會影響HAZ的韌性。 焊接

35、HAZ，特別是熔合線和粗晶區(qū)是整個焊接接頭的薄弱地帶，因此，應(yīng)設(shè)法提高這個部位的韌性。 根據(jù)研究，焊接HAZ的韌性可注意以下幾個方面： 115(三)焊接熱影響區(qū)的韌化 韌性是材料在塑性應(yīng)變和斷裂 1.母材的原始組織 對低合金高強鋼，母材合金強化方式和組織狀態(tài)對HAZ韌性有重大影響。近年來發(fā)展的低碳微量多種合金元素強化體系，在焊接冷卻條件下，使HAZ分布有彌散性的強化質(zhì)點，并具有足夠的韌性。在組織上希望得到針狀鐵素體、下貝氏體或低碳馬氏體等組織。 據(jù)JGurland的研究，組織中的韌化相是決定韌性的主要因素。如韌化相質(zhì)點尺寸為a。則開裂的條件如下: 由式(4-41)看出，韌化相塑性變形功Wp越大

36、，韌化相質(zhì)點尺寸a越小，則斷裂所需應(yīng)力越大，因而韌性越高。116 1.母材的原始組織 對低合金高強鋼，母材合金強化方式和 2.韌化處理 為了提高焊接HAZ韌性，對一些重要焊接結(jié)構(gòu)，常采用焊后熱處理。但某些大型復雜結(jié)構(gòu)，即使局部熱處理也是困難的(如大型水輪發(fā)電機的外殼等)。 合理制定焊接工藝、正確預熱，并配合后熱，可提高中碳調(diào)質(zhì)鋼焊接HAZ韌性。 手工焊30CrMnSiNi2A鋼。采用焊前預熱250 ,后熱250Xlh，可使HAZ得到9.8%殘余奧氏體A，以此為韌化相，提高焊接HAZ的韌性。30CrMnSiNi2A鋼焊接HAZ中，不同A含量與斷裂韌性KIc的關(guān)系如表4-18。117 2.韌化處理

37、 為了提高焊接HAZ韌性，對一些重要焊接 3. 焊接線能量的影響 線能量過大時，會使HAZ晶粒粗化化，形成粗大鐵素體，甚至魏氏組織，對韌性不利。對某些低合金鋼還可能形成上貝氏體及M-A組元，對HAZ韌性十分有害。當焊接線能量過小時，會在HAZ出現(xiàn)淬硬組織，對中碳或高碳鋼會產(chǎn)生高碳馬氏體，對HAZ韌性大為不利，顯著升高脆性轉(zhuǎn)變溫度VTrs。 近年來，國際上冶金精煉技術(shù)使鋼中雜質(zhì)(SP0N等)含量極低，從而得到高純凈鋼。利用微量元素彌散強化冶煉成的細晶粒鋼，采用控軋技術(shù)細化鐵素體晶粒的TMCP鋼，使鋼的韌性大為提高，因而也提高了焊接HAZ的韌性。118 3. 焊接線能量的影響 線能量過大時，會使H

38、AZ晶粒(四)調(diào)質(zhì)鋼捍接HAZ的軟化 經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理的高強鋼和具有沉淀強化及彌散強化的合金，焊后HAZ會產(chǎn)生不同程度的軟化或失強，將影響焊接結(jié)構(gòu)的力學性能和承載能力。 1.調(diào)質(zhì)鋼焊接時HAZ軟化 焊接調(diào)質(zhì)鋼時，HAZ軟化與母材焊前熱處理狀態(tài)有關(guān)。母材焊前調(diào)質(zhì)處理的回火溫度越低(即強化程度越大)，則焊后的軟化程度越嚴重，如圖4-56。119(四)調(diào)質(zhì)鋼捍接HAZ的軟化 經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理的高強鋼和具有 HAZ軟化最大部位在峰值溫度為Ac1附近，A1-A3之間，與不完全淬火有關(guān)。 因不完全淬火區(qū)奧氏體遠未達到平衡，鐵素體和碳化物也未充分溶解，故冷卻后強度和硬度均較低。 焊前母材強度越大，則焊后軟化也越大，

39、焊接前后軟化程度大小，常用失強率表示:120 HAZ軟化最大部位在峰值溫度為Ac1附近，A1-A3之 焊接方法和線能量會影響失強率Psd，同時也影響軟化區(qū)的寬度b，如圖4-58。 應(yīng)指出，在焊接接頭中，軟化區(qū)只是很窄的一層，并處在強體之間(即硬夾軟)，它的塑性變形受到相鄰強體的拘束，受力時將會產(chǎn)生應(yīng)變強化的效應(yīng)。121 焊接方法和線能量會影響失強率Psd，同時也影響軟化區(qū)的寬 2.熱處理強化合金焊接HAZ軟化 具有熱處理強化的合金，主要問題之一是HAZ軟化，降低焊接接頭力學性能。例如硬鋁(LY12)，一般焊接接頭強度只有母材強度的60%-70%。這種使熱處理強化效果下降的現(xiàn)象，即所謂“過時效軟

40、化”，焊接硬鋁、超硬合金等在HAZ發(fā)生軟化(失強)就是“過時效軟化”。 焊接硬鋁LD2在最高加熱溫度為300-430的近縫區(qū)有明顯的軟化。122 2.熱處理強化合金焊接HAZ軟化 具有熱處理強化的合 經(jīng)研究，LD2合金的時效過程如下: SS（過飽和固溶體)G.P (Cumg原子伯瑯)S (共格CuMgAl2)S(非共格CuMgAl)。 這種過飽和固溶體(SS)的分解脫溶是一個擴散過程，因而與溫度和時間有關(guān)，在低溫時效時，只能出現(xiàn)偏聚區(qū)G.P或出現(xiàn)過渡相S為止。當溫度升高，會加速進行這種過程，到200以后就逐步脫溶析出平衡相S,強化效果減弱，270以上很不穩(wěn)定，恢復到固溶體的軟化狀態(tài)，這種現(xiàn)象一

41、般稱為“回歸”(Reversion), 370時，析出相可逐漸溶解于固溶體，強化效果完全消失，即發(fā)生“過時效”(Oaging),超過370的部位，由于成為過飽和固溶狀態(tài)，焊后經(jīng)時效又可強化，故強度回升。 綜上，采用小焊接線能量多層焊，保持層間溫度(如70)，有利于降低熱處理強化合金HAZ軟化傾向。123 經(jīng)研究，LD2合金的時效過程如下: SS（過(五)焊接HAZ的力學性能 焊接接頭力學性能包括焊縫和熱影響區(qū)的綜合力學性能。對一般低合金高強鋼，實質(zhì)上是HAZ力學性能，因HAZ組織和性能不均勻，是焊接接頭中薄弱環(huán)節(jié)。 主要關(guān)注HAZ不同部位(如過熱粗晶區(qū)、重結(jié)晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)等)的力學性能，

42、熔合區(qū)附近的性能(Tm=13001400) ，因熔合區(qū)是問題較多的部位。 124(五)焊接HAZ的力學性能 焊接接頭力學性能包括焊縫和熱 由圖4-60可以看出，當峰值溫度Tm超過Ac1時，隨Tm的增高，強度 (b,s)和硬度(HV)也隨之增高，而伸長率()和斷面收縮率()隨之下降，但處于不完全重結(jié)晶區(qū)的部位，由于晶粒的大小不均，故屈服點s反而最低。當Tm處于1300附近時，強度達到最高即粗晶過熱區(qū))。在Tm超過1300的部位，在、繼續(xù)下降的同時. b、s也有所下降，這是由于過熱晶粒過于粗大，晶界琉松面造成的。 HAZ過熱區(qū)的力學性能除與鋼種化學成分和加熱峰值溫度有關(guān)之外，尚與冷卻速度有關(guān)。由圖

43、4-61看出，隨冷卻速度增加，b, s和HV增高，而和下降。特別是16Mn鋼有一定的淬硬傾向，因此和更為明顯下降。所以，對于16Mn鋼的厚板結(jié)構(gòu)應(yīng)適當采取預熱，以降低冷卻速度的影響。125 由圖4-60可以看出，當峰值溫度Tm超過Ac1時，隨126128 4-4焊接熱、力模擬試驗方法的特點一、焊接模擬技術(shù)發(fā)展的背景 對于低合金高強鋼、超高強鋼、有色金屬，以及特種合金的焊接熱影響區(qū)，由于出現(xiàn)冷裂紋、組織脆化、再熱裂紋和過時效軟化等問題，已引起了普遍的重視.大量的失效事故證明，焊接熱影響區(qū)，特別是熔合區(qū)和粗晶區(qū)，是造成結(jié)構(gòu)脆性破壞的最危險部位.因此。如何改善焊接熱影響區(qū)的組織和性能，提高焊接接頭的

44、安全可靠性已成為焊接領(lǐng)域一項重要的課題。多年來在這方面作了大量的工作，也取得了許多成果。127 4-4焊接熱、力模擬試驗方法的特點一、焊接模擬技術(shù)發(fā)過去對于焊接熱影響區(qū)的研究，多偏重于某種焊接工藝條件下焊接接頭常規(guī)的力學性能試驗。由于熱影響區(qū)的部位十分狹窄，而且在熱影響區(qū)中又可分為組織特征極不相同的許多更小的區(qū)域，因此，準確地測出每個小區(qū)域的性能幾乎是不可能的，只能是焊接熱影響區(qū)整體性能的反映。所以試驗結(jié)果并不能獲得焊接熱影響區(qū)中各個小區(qū)的性能。 焊接模擬技術(shù)就是在上述情況下提出來的，因此就出現(xiàn)了焊接模擬試驗方法，用它來研究焊接熱影響區(qū)中各個小區(qū)的組織和性能的變化規(guī)律.二、焊接模擬技術(shù)的發(fā)展過

45、程及其現(xiàn)狀 焊接模擬技術(shù)可以用來研究焊接熱影響區(qū)的各128過去對于焊接熱影響區(qū)的研究，多偏重于某種焊接工藝條件下焊接接種性能，如組織組成、脆化、斷裂韌性、應(yīng)力腐蝕，冷裂紋、熱裂紋、再熱裂紋的敏感性，以及測定鋼材的CCT圖等.為焊接工程選最佳的焊接工藝.以保證熱影響區(qū)性能提供可靠的依據(jù);為冶金部門研制焊接性良好的鋼材和合金，提供可靠的試驗手段 美國從40年代，前蘇聯(lián)、日本從50年代就開始焊接模擬技術(shù)的研究。70年代以來，世界各國對焊接模擬技術(shù)及其有關(guān)測試裝置進行了大量的研究工作，得到了飛速發(fā)展。美國的“Glee-ble1500”和日本的“Thermorestor-W，代表了當代新的模擬試驗機，它不僅能模擬焊接熱循環(huán)，同時也能根據(jù)實際焊接過程模擬焊接應(yīng)力和應(yīng)變。 129種性能，如組織組成、脆化、斷裂韌性、應(yīng)力腐蝕，冷裂紋、熱裂紋 我國從60年代初期開始研究焊接模擬試驗裝置，最早是采用電阻焊機改裝而成，但精度較差。后來相繼仿制了前蘇聯(lián)NMET-1型和美國早期的Gleeble型。70年代末研制出HRJ-2型焊接熱模擬試驗機,80年代中期又研制出了DM-100型熱模擬機。美國Gleeble1500和國產(chǎn)DM-100型焊接模擬試驗機的外貌如圖4-62和圖4-63