焊接热影响区的组织和性能课件

1、焊接热影响区的组织和性能课件焊接热影响区的组织和性能课件第一节 焊接热循环第二节 焊接热循环条件下的金属组织转 变特点第三节 热影响区组织和性能第四节 焊接热、力模拟试验方法的特点2第一节 焊接热循环第二节 焊接热循环条件下的金属组织转什么是热影响区 熔焊时在集中热源的作用下，焊缝两侧发生组织和性能变化的区域称为“热影响区”（Heat Affected Zone,简称HAZ)或称“近缝区”(Near Weld Zone), 如图4-1。 为什么研究热影响区 早期焊接结构主要是低碳钢，只关注焊缝，热影响区不会出现问题。随着各种高强钢、不锈钢、耐热钢以及某些特种材料(如铝合金、钛合金、镍基合金、复

2、合材料和陶瓷等)的应用。焊接质量不仅决定于焊缝，同时也决定于焊接热影响区，有些金属焊接热影响区存在的问题比起焊缝更为复杂。3什么是热影响区 熔焊时在集中热源的作用下，焊缝两侧发生组 随钢种强度级别的提高，低合金高强钢热影响区的脆化和裂纹倾向也越严重。 本章主要讨论低合金高强钢焊接过程中热影响区组织性能的变化。抗拉强度为800MPa的钢种，焊接热影响区在不同温度下的断裂韧性(COD)及可能出现的各种裂纹。4 随钢种强度级别的提高，低合金高强钢热影响区的脆化和裂纹倾断裂韧性-fracture toughness 指材料阻止宏观裂纹失稳扩展能力的度量，也是材料抵抗脆性破坏的韧性参数。它和裂纹本身的大

3、小、形状及外加应力大小无关。是材料固有的特性，只与材料本身、热处理及加工工艺有关。是应力强度因子的临界值。常用断裂前物体吸收的能量或外界对物体所作的功表示。例如应力-应变曲线下的面积。韧性材料因具有大的断裂伸长值，所以有较大的断裂韧性，而脆性材料一般断裂韧性较小。 5断裂韧性-fracture toughness 7 4-1 焊接热循环焊接热循环焊接过程中热源沿焊件移动时，焊件上某点温度由低而高，达到最高值后，又由高而低随时间的变化不均匀加热和冷却，特殊的热处理。不均匀的组织和性能，及复杂的应力与应变6 4-1 焊接 另外，由于焊接方法不同，热循环曲线的形状也发生较大的变化，如图4-4。7 另

4、外，由于焊接方法不同，热循环曲线的形状也发生较大的一、焊接热循环的主要参数 主要考虑以下四个参数，见图4-5。 (一)加热速度(H) 焊接加热速度比热处理快很多，导致相变温度提高，奥氏体均质化和碳化物溶解不充分。因此，必然会影响到焊接HAZ冷却后的组织与性能。 加热速度与许多因素有关，如焊接方法、焊接线能量、板厚及几何尺寸，以及被焊金属热物理性质等。低合金钢常用焊接方法加热速度、冷却速度等有关数据见表4-1。 (二)加热的最高温度(Tm) 金属的组织和性能除化学成分影响之外，主要与加热的最高温度Tm和冷却速度c有关，例如低碳钢和低合金钢焊接时，在熔合线附近的过热区，由于温度高(1300-135

5、0)，晶粒发生严重长大，从而使韧性严重下降。8一、焊接热循环的主要参数 主要考虑以下四个参数，见图(三)在相变温度以上的停留时间(tH) 在相变温度TH以上停留时间越长，越有利于奥氏体均质化，但温度太高(如1100以上)即使停留时间短，也会产生严重的晶粒长大。把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十t”(见图4-5)。 (四)冷却速度(c)和冷却时间(t8/5、t8/3、t100) 冷却速度是决定焊接HAZ组织性能的主要参数，焊接时的冷却过程在不同阶段是不同的。本文所指是一定温度范围内的平均冷却速度，或者是冷至某一瞬时温度Tc的冷却速度。对低合金钢，是熔合线附近冷

6、却过程中约540的瞬时冷却速度(见图4-5的c点)。 常采用某一温度范围内的冷却时间讨论热影响区组织性能的变化，如800-500的冷却时间t8/5，800-300的冷却时间t8/3和从峰值温度(Tm)冷至100的冷却时间t100等，需根据不同金属材料的问题决定。9(三)在相变温度以上的停留时间(tH) 在相变温度TH加热速度Tm加热的最高温度tH在相变温度以上的停留时间tH =t十t” c冷却速度t8/5、t8/3、t100冷却时间10H加热速度Tm加热的最高温度121113二、焊接热循环参数的数值模拟 数值模拟指用一组控制方程来描述一个过程的基本参数变化关系，利用数值方法求解，以获得该过程定

7、量的结果。 根据焊接传热理论已建立了许多描述焊接传热过程的数学模型(包括焊接热循环参数)，然而采用传统的方法求解十分繁琐，且精度较差。随着计算机的发展和普及，计算机的容量日益增大，计算速度也越来越快，过去难以用分析方法求解的非线性问题现在可以在计算机上用数值方法迎刃而解 焊接热循环的参数主要有峰值温度最高温度)、相变温度以上的停留时间、相变敏感温度的瞬时冷却速度，以及某温度区间的冷却时间等。12二、焊接热循环参数的数值模拟 数值模拟指用一组控(一)峰值温度Tm(最高温度)的计算 据焊接传热理论，焊件上某点温度随时间变化公式：厚大焊件（点热源）薄板（线热源）13(一)峰值温度Tm(最高温度)的计

8、算 厚大焊件（点热源相变温度以上停留时间tH的计算 tH是个复杂的函数，运算过程繁琐，并且很难获得准确数据，因此多采用经验与理论相结合的办法求解。 根据理论与实验求得的停留时间tH：对于厚大焊件：对于薄板：14相变温度以上停留时间tH的计算16值与f3和f2的关系厚件焊接时E和T0对tH的影响15值与f3和f2的关系厚件焊接时E和T0对tH的影响17 薄板焊接时E、 T0对tH的影响16 薄板焊接时E、 T0对tH的影响18 (三)瞬时冷却速度c的计算 试验证明，焊缝和熔合线附近的冷却速度几乎相同，最大约差5%-10%。因此只计算焊缝的冷却速度即可。 根据式(4-1)及式(4-2),当r=0,

9、y0=0，则：厚大焊件25mm薄板8mm对8-25mm板厚，须乘修正系数K根据计算值可查K值17 (三)瞬时冷却速度c的计算厚大焊件25mm对8-25 除板厚外，焊接线能量E、预热温度T0和接头形式以及被焊金属材料的热物理性质都有影响。 上述计算误差较大。有许多经验公式。参见有关资料。 对一般低合金钢，多采用540的瞬时冷却速度。 对某些淬硬倾向较大的钢多考虑300瞬时冷却速度。 低合金钢不同板厚和不同接头形式对冷却程度的影响18 除板厚外，焊接线能量E、预热温度T0和接头形式以及(四)冷却时间的计算 在试验研究工作中，测定瞬时温度的冷却速度会带来较大的误差。因此，目前多采用一定温度范围内的冷

10、却时间来代替冷却速度，并以此作为研究焊接热影响区组织、性能和抗裂性的重要参数。 对于一般碳钢和低合金钢常采用相变温度范围的800-500冷却时间(t8/5)。 而对冷裂倾向较大的钢种有时采用800-300的冷却时间（t8/3）或由峰值温皮冷至100的冷却时间（t100）。 19(四)冷却时间的计算 在试验研究工作中，测定瞬时温度 以下介绍三种冷却时间的计算公式： 1.根据传热学推导的理论式 20 以下介绍三种冷却时间的计算公式：22 当计算t8/5时，板厚影响很大，实际结构的板厚是属三维传热还是二维传热，应引进“临界板厚”概念。 据传热学，随板厚的增加，冷却速度c增大，而冷却时间t8/5，变短

11、，当板厚增加到一定程度，则c和t8/5不再变化(虽然扳厚继续增加)，此时的板厚即称为“临界板厚”。它的数学表达式： 用式(4-13)与式(4-14)恒等或式(4-9)与式(4-10)恒等，即可得到cr。 从理论上讲，当实际板厚cr时，采用三维传热公式(4-13)计算t8/5，当0. 04%时，随含Nb量增加，淬硬性也随之增加，故应考虑Pcm的新表达式： 综上所述，随着冶炼技术的不断发展，钢的性能也在不断改进，因而相应的碳当量公式(CE, Ceq, CEN, Pcm, Pcm等)也将不断的完善。82 近年来，微合金化元素中Nb的应用日益广泛，因为它 2.碳当量及冷却时间t8/5与HAZ最高硬度H

12、max的关系 一般低合金钢HAZ最高硬度Hmax与碳当量的关系：可见，随碳当量增加，硬度增加，即淬硬倾向增加.对所测数据进行回归得关系式 ：83 2.碳当量及冷却时间t8/5与HAZ最高硬度Hmax的 冷却时间t8/5与HAZ最高硬度关系见图4-38（据国产低合金钢手弧焊条件建立）和4-39（据不同焊接方法建立） 84 冷却时间t8/5与HAZ最高硬度关系见图4-38（据 图4-40是HT52(相当于20Mn钢)单道焊时热影响区的硬度分布。由图4-40看出，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。85 图4-40是HT52(相当于20Mn钢)单道焊时 HAZ硬度是反映钢

13、种焊接性的重要标志之一，比碳当量更准确。 日本焊接协会制定标准(WES-135)，规定了不同强度级别低合金高钢的最大允许硬度Hmax。强度级别越高，Hmax也越高，表4-15。86 HAZ硬度是反映钢种焊接性的重要标志之一，比碳当量更准 3、焊接HAZ最高硬度的计算公式 综上，采用HAZ最大硬度Hmax评价金属的焊接性(包括冷裂纹敏感性)，反映了化学成分和组织形态的作用。因此，不少国家结合本国钢种，在大量实验基础上建立了硬度计算公式。 (1)国产钢硬度计算公式 根据国产钢16Mn15MnV、15MnVN、18MnMoNb、14MnMoNbB、9/4Cr-1Mo等HAZ的Hmax与Pcm与t8/

14、5关系建立了如下硬度计算公式: 式中M100取决于钢的化学成分和t8/5，经回归分析得： 一般常用的低合金高强钢焊接时t8/5M100，式(4-34)使用较多87 3、焊接HAZ最高硬度的计算公式 综上，采用HAZ (2)铃木公式 根据日本的低合金高强钢,研究不同冷却时间t8/5对钢的影响，建立了如下的公式： 式(4-34)和式(4-37)可以根据化学成分和冷却时间t8/5计算出HAZ的最高硬高。经验证，与实测的统计值比较接近。但这两个公式比较复杂，计算不甚方便。对于国产低合金钢，作为粗略估算，可采用下面的公式： 88 (2)铃木公式 根据日本的低合金高强钢,研究不同冷却(二)焊接热影响区脆化

15、 焊接热影响区的脆化有多种类型，如粗晶脆化、析出脆化、组织脆化、热应变时效脆化、氢脆化及石墨脆化等。氢脆在第一章讨论过，石墨脆化不常出现。（需要较长时间在400-600加热，铬钼钢HAZ淬火区，由马氏体中游离出石墨而发生脆化）主要讨论前四种脆化。 碳锰钢HAZ不同部位脆性转变温度VTrs的变化，脆性转变温度有两个峰值，即过热粗晶区和A1以下(400600)的时效脆化区。在900左右的细晶区具VTrs最低，说明韧性高，抗脆化能力较强。89(二)焊接热影响区脆化 碳锰钢HAZ不同部位脆性转变温 1.粗晶脆化 焊接过程中在HAZ靠近熔合线附近和过热区将发生严重的晶粒粗化。晶粒长大受到多种因素的影响，

16、其中钢种的化学成分、组织状态和加热温度及时间的影响最大。化学成分的影响 从金属学中知道，晶粒长大是相互吞并、晶界迁移的过程。如果钢中含有氮、碳化物的合金元素(Ti, Nb,Mo,V,W,Cr等)就会阻碍晶界迁移，从而可以防止晶粒长大。例如18Cr2WV钢，由于含有Cr, W, V等碳化物合金元素，晶粒长大受到抑制，晶粒显著长大温度TE可达1140之高，而不含碳化物元素的23Mn和45钢，加热超过1000时晶粒就显著长大。 90 1.粗晶脆化 焊接过程中在HAZ靠近熔合线附近和过热区加热温度及加热时间对晶粒长大的影响，在恒温加热条件下，可用下式表达: 在恒温加热条件下，晶粒长大是在加热和保温过程

17、中完成的，而在连续加热和冷却条件下(包括焊接)，在冷却过程中晶粒仍在继续长大(见图4-26). 91加热温度及加热时间对晶粒长大的影响，在恒温加热条件下，可焊接线能量对HAZ晶粒粗化的影响 线能量越大，晶粒越易长大。HAZ晶粒尺寸与焊接线能量有如下的关系 : 由式(4-40)可以看出，焊接线能量越大，距熔合线越近(即l越小)，则晶粒尺寸越大。92焊接线能量对HAZ晶粒粗化的影响 线能量越大，晶粒越易长埋弧焊时晶粒尺寸与峰值温度Tm、焊接线能量E和t8/5的关系。一般来讲，晶粒越粗，脆性转变温度越高，即脆性增加。晶粒直径d与脆性转变温度VTrs的关系93埋弧焊时晶粒尺寸与峰值温度Tm、焊接线能量

18、E和t8/5的关系 应当指出，HAZ的粗晶脆化与一般单纯晶粒长大所造成的脆化不同，它是在化学成分、组织状态不均匀的非平衡态条件下形成的，故而脆化的程度更为严重。 它常常与组织脆化交混在一起，是两种脆化的叠加。 但对不同的钢种，粗晶脆化的机制有所侧重，对于淬硬倾向较小的钢，粗晶脆化主要是晶粒长大所致，而对于易淬火钢，则主要是由于产生脆性组织所造成(如孪晶马氏体、非平衡态的粒状贝氏体，以及组织遗传等)。94 应当指出，HAZ的粗晶脆化与一般单纯晶粒长大所造成的脆化 2.组织脆化 组织脆化是焊接HAZ出现脆硬组织而造成的，根据被焊钢种的不同和焊接时的冷却条件不同，在HAZ可能出现不同的脆性组织。 一

19、般低碳低合金钢，由于HAZ出现低碳马氏体和下贝氏体，反而有改善HAZ韧性作用，从而提高抗脆能力。 含碳较高的钢(一般C0.2%)，HAZ可能出现孪晶马氏体，从而使脆性增大。因此，焊接含碳较高的钢时应给以充分注意(采用较高预热、后热温度或焊后热处理等)。 常用的低碳低合金高强钢，HAZ的组织脆化主要是由于出现M-A组元(相伴产生粒状贝氏体)、上贝氏体、粗大的魏氏组织，以及“组织遗传”（非平衡组织在一定加热条件下，形成新奥氏体晶粒继承和恢复原始粗大晶粒的现象）等所造成 。95 2.组织脆化 组织脆化是焊接HAZ出现脆硬组织而造成的 (1) M-A组元脆化 M-A组元出现在焊缝和HAZ, 是焊接某些

20、低合金钢时HAZ处于中温上贝氏体转变区间，先析出含碳很低的铁素体，并逐渐扩大，使碳大部分集富到铁素体包围的岛状残余奥氏体中，当连续冷却到400350时，残余奥氏体的碳浓度可达0.5%0.8%，这些高碳奥氏体可转变为高碳马氏体与残余奥氏体混合物，即M-A组元。 铁素体基体上分布粒状或块状高碳奥氏体小岛(可转变为M-A组元)，即所谓粒状贝氏体。15MnVN钢手工电弧焊时HAZ粒状贝氏体。粒贝中M-A组元细节480096 (1) M-A组元脆化 M-A组元出现在焊缝和HAZ, M-A组元转变的影响 冷却条件影响：M-A组元形成温度在上贝氏体的温度范围内，因奥氏体含碳量高，较大冷速下全部转变为片状马氏

21、体；冷速缓慢时，又会分解为F+Fe3C。因此，只在中等冷速下最易产生M-A组元，如图4-46a、46b可见，随M-A组元增多，脆性转变温度显著升高，即使焊接HAZ脆化。 97 M-A组元转变的影响 冷却条件影响：M-A组元形 合金化程度的影响：合金化程度较高时，奥氏体的稳定性较大，因而不易分解形成M-A组元。 回火的影响：实践证明，低温回火(250)可以有助于M-A组元的分解而改善韧性，中温回火(450-500)改善的效果更为显著。但改善的程度与初始M-A组元的含量有关。 M-A组元脆化的原因： 综上，焊接HAZM-A组元存增加脆性的原因在于残余奥氏体增碳后在焊接冷却条件下易于形成孪晶马氏体，

22、并在界面上产生显微裂纹沿M-A组元的边界扩展。因此，有M-A组元存在时，成为潜在的裂源，并起到吸氢和应力集中的作用。 有关M-A组元的形成机理及引起脆化的原因尚处深入研究的阶段。 98 合金化程度的影响：合金化程度较高时，奥氏体的稳定性较大， (2)析出脆化 某些金属或合金的焊接区是处于非平衡态的组织，化学上和物理上都有很明显的不均匀性。在时效或回火过程中，从非稳态固溶体中沿晶界析出碳化物、氮化物、金属间化合物及其他亚稳定的中间相等，对一般低合金钢主要是析出碳(氮)化物。由于这些新相的析出，使金属或合金的强度、硬度和脆性提高，称为析出脆化。 焊接HAZ熔合部位(包括粗晶区)化学成分和组织上不均

23、匀比焊接区的其它部位更为严重，故极易产生析出脆化。 析出脆化的机理：目前认为是由于析出产物出现以后，阻碍位错运动，而且析出产物并不是均匀的，常有偏析和聚集存在，从而使金属的强度和硬度提高。 HACotter11等人曾用位错理论解释析出脆化机理：固溶体中析出的间隙原子(如C、N)，常排列在位错周围，形成所谓“科氏气团”(Cottrel-latomospher )，析出物(碳、氮化物等)也会形成“科氏气团”，从而阻碍了位错的运动。 99 (2)析出脆化 某些金属或合金的焊接区是处于非平衡态的固溶体析出物，质点比较小，位错运动可较自由地穿过析出物间距，此时金属(HAZ)尚未脆化，韧性较好。随时效时间

24、增长，析出质点增多，且发生聚集，阻力增大，使位错运动困难。当=0时，位错运动阻力最大，金属硬度(脆化)最大。随时效时间的进一步增长，新析出物逐渐减少，原有析出物进一步聚集，使析出物之间的距离增大，从而使位错运动得以恢复，韧性又有所提高，脆性有所减弱。不同类型的析出物，当间距0= (2550) 10-8(原子间距)时，脆化倾向最大。100固溶体析出物，质点比较小，位错运动可较自由地穿过析出物间距 析出物的分布、形态和尺寸对脆化影响： 析出物实质是钢中各类碳、氮化物沉淀相，经一定温度和时间时效后沿晶界析出的产物。对一般低碳微合金化的低合金钢，出现的沉淀相如表4-16。当其以弥散而细小的颗粒分布于晶

25、内时，有利于改善韧性，如TiN, 10nm的NbC, TiC、V(CN)等，它们不易析出。只有存在于相界或晶界的沉淀相才易于析出，如析出物发生聚集或沿晶界以薄膜状分布时，就会成为脆化的发源地。101 析出物的分布、形态和尺寸对脆化影响： 析出物实质是钢 (3)遗传脆化(Embrittlement of Heredity) 厚板结构多层焊时，若第一道的HAZ粗晶区位于第二焊道的正火区(相变重结晶区)，按一般的规律粗晶区的组织将得到细化，从而改善了第一焊道粗晶区的性能。但对某些钢种实际上并未得到改善，仍保留粗晶组织和结晶学的位向关系，这种现象称为“组织遗传”(包括粗晶及组织)，由这种遗传而引起的脆

26、化称为“遗传脆化”。 研究表明，组织遗传主要发生在有淬硬倾向的调质钢，并在快速加热和快速冷却的非平衡组织中才能产生。 组织遗传现象：据文献，加热调质钢时，奥氏体形成机制为有序转变和无序转变。非平衡组织从奥氏体中是按有序生成马氏体或贝氏体，因此，快速加热情况下，又很容易按有序转变生成奥氏体。新形成的奥氏休与原始非平衡组织有一定的位相关系，因而就使得新形成的奥氏体继承了原奥氏体的晶粒大小、形状和取向。102 (3)遗传脆化(Embrittlement of He原始非平衡组织，快速加热到Ac3以上时，未发生通常的重结晶细化过程，要使晶粒细化，则必须加热到比Ac3更高的温度Tr后才能得到细晶组织。T

27、r称为“奥氏体自发再结晶温度”。原始平衡组织加热到Ac3以上不高的温度，冷却后可得正火细晶组织，只有加热更高的温度才能使奥氏体粗化。当非平衡组织(如马氏体或贝氏体)加热到Ac3Tr时、除在原始晶粒周界或亚晶界上出现不连续的等轴细晶外，过热粗晶组织基本上保留了加热前的大小和形貌，这就是典型的组织遗传现象.103原始非平衡组织，快速加热到Ac3以上时，未发生通常的重结晶 由于焊接HAZ的加热速度很快，所以在高强钢多层焊时，处于第二焊道正火区的第一焊道粗晶区，具备了产生这种组织遗传的基本条件，即有序的粗晶组织(如马氏体或贝氏体)和快速加热。104 由于焊接HAZ的加热速度很快，所以在高强钢多层焊时，

28、 在晶粒周界或亚晶界上出现成串非连续等轴细晶的现象称为“晶粒边界效应“(Effecr ofGrain Boundary), 40CrNi2Mo钢粒晶区再经915二次热循环后的显微组织照片(热模拟方法)，可见，粗晶粒并未细化，而在晶粒边界出现了许多等轴细晶晶粒边界效应)，即出现了组织遗传。105 在晶粒周界或亚晶界上出现成串非连续等轴细晶的现象称为106108 在HAZ粗晶区出现组织遗传后。将引起进一步脆化。以40CrNi2Mo为例，HAZ粗晶区冲击吸收功Akv=5.5J，其组织为位错型板条马氏体(MD)和少量孪晶马氏体(MT),经再次热循环(Tm=915)后,冲击吸收功反而下降,Akv=4.7

29、J，其组织仍MD+MT，但MT增多，并有少量M-A组元出现(图4-51),因而韧性进一步下降。 据文献，原始非平衡组织再经第二次热循环后，残余奥氏体量有所增加，由于非平衡组织具有一定位向，因此碳会定向扩散而形成具有明显方向的新奥氏体。同时形成一些富碳区，随后冷却中，富碳区可成为M-A组元。 组织遗传脆化原因：普遍认为是由于保留了原粗晶区晶粒，但近期研究表明，一些调质钢HAZ粗晶区非平衡组织，在二次热循环后出现所谓“晶粒边界效应”，即在奥氏体边界出现等轴晶。同时，还可能出现M-A组元。说明HAZ脆化不单纯是粗晶再现，也和组织变化有关。 组织遗传间题至今尚有许多不明之处，有待深入研究。107 在H

30、AZ粗晶区出现组织遗传后。将引起进一步脆化。以40 3. HAZ的热应变时效脆化 在焊接结构制造过程中，要进行各种加工，如下料、剪切、弯曲成形、气剖、矫形、锤击等，由此引起的局部应变、塑性变形对焊接HAZ脆化有很大影响，由此而引起的脆化称为热应变时效脆化(Hot Straining Embrittlement，简称HSE)。 焊接热影响区的热应变时效脆化可分为两大类: (1)静应变时效(Static Strain Aging)脆化 在室温或低温下受到预应变后产生的时效脆化现象。特征是强度和硬度增高，而塑性、韧性下降。只有钢中存在碳、氮自由间隙原子时才会产生这种现象。 (2)动应变时效(Dyna

31、mic Strain Aging)脆化 在较高温度下，特别是200-400 温度范围预应变所产生的时效脆化现象。焊接热影响区的热应变脆化多数是由动应变时效所引起，通常所说“蓝脆性”就属于动应变时效脆化现象。108 3. HAZ的热应变时效脆化 在焊接结构制造过程中，要 应变时效脆化的机理：虽有许多论述，但至今尚未彻底清楚。多数人认为，是碳、氮原子聚集在位错周围形成所谓Cottrell气团，对位错产生钉扎作用所引起。 产生部位：热应变时效脆化多发生在低碳钢和碳锰低合金钢的Ar1以下亚热影响区，在金相组织上看不出明显地变化。焊接接头熔合区和Ar1以下的亚热影响区均可出现，一般单道焊时易在亚热影响区

32、(Ar1以下)产生热应变时效脆化，而多层焊时易在熔合区出现热应变时效脆化。 评价钢材热应变时效脆化的敏感性：试验时焊接接头开缺口的位置可分为两种情况: 109 应变时效脆化的机理：虽有许多论述，但至今尚未彻底清楚。多 一种是缺口尖端位于亚热影响区；另一种是缺口尖端位于先已焊完的横焊缝熔合区。在制备试件时，又分为焊前开缺口(BWN)和焊后开缺口(AWN)，如图4-52所示(图中NWN为无预应变的母材开缺口)。110 一种是缺口尖端位于亚热影响区；另一种是缺口尖端位于先已试验的结果如图4-53所示。 111试验的结果如图4-53所示。 113 由图4-53a，b可知，亚热影响区以焊前开缺口(BWN

33、)的热应变脆化最严重，其次是AWN，NWN是反映钢材本身的热应变脆化(COD值与温度的关系)，相比之下，可以说明这种钢经焊接之后有明显的热应变脆化倾向。 由图4-53a与c比较可知，当缺口开在已焊完横焊缝的熔合区时，比缺口位于亚热影响区时的热应变脆化更为严重。 112 由图4-53a，b可知，亚热影响区以焊前开缺口(BWN)113115 采用SM50和HT80两种钢进行热应变脆化试验时可以看出，由于钢中含有Cr,V,Mo,Al等碳、氮化物的元素，因而可降低热应变脆化的程度，如图4-54所示。 如以c=0.2mm为临界转变温度VTrs，则SM50的熔合区可使VTrs提高约85，而HT80钢使VT

34、rs提高65 。 此外，焊接线能量、预热温度、层间温度以及预应李的程度等对HSE均有影响，可参见文献44、45、46。114 采用SM50和HT80两种钢进行热应变脆化试验时可以(三)焊接热影响区的韧化 韧性是材料在塑性应变和断裂全过程中吸收能量的能力，是强度和塑性的综合表现。 HAZ韧性不可能象焊缝那样，利用填加微量元素加以调整和改善，而是材质本身所固有的，只能通过某些工艺措施在一定范围内得到改善。 焊接HAZ的韧性受许多因素的影响，如不均匀加热和冷却，致使HAZ的组织性能不均匀，产生残余应力和拘束应力，甚至出现焊接缺陷，焊趾、焊根处有缺口效应而引起应力集中，这些都会影响HAZ的韧性。 焊接

35、HAZ，特别是熔合线和粗晶区是整个焊接接头的薄弱地带，因此，应设法提高这个部位的韧性。 根据研究，焊接HAZ的韧性可注意以下几个方面： 115(三)焊接热影响区的韧化 韧性是材料在塑性应变和断裂 1.母材的原始组织 对低合金高强钢，母材合金强化方式和组织状态对HAZ韧性有重大影响。近年来发展的低碳微量多种合金元素强化体系，在焊接冷却条件下，使HAZ分布有弥散性的强化质点，并具有足够的韧性。在组织上希望得到针状铁素体、下贝氏体或低碳马氏体等组织。 据JGurland的研究，组织中的韧化相是决定韧性的主要因素。如韧化相质点尺寸为a。则开裂的条件如下: 由式(4-41)看出，韧化相塑性变形功Wp越大

36、，韧化相质点尺寸a越小，则断裂所需应力越大，因而韧性越高。116 1.母材的原始组织 对低合金高强钢，母材合金强化方式和 2.韧化处理 为了提高焊接HAZ韧性，对一些重要焊接结构，常采用焊后热处理。但某些大型复杂结构，即使局部热处理也是困难的(如大型水轮发电机的外壳等)。 合理制定焊接工艺、正确预热，并配合后热，可提高中碳调质钢焊接HAZ韧性。 手工焊30CrMnSiNi2A钢。采用焊前预热250 ,后热250Xlh，可使HAZ得到9.8%残余奥氏体A，以此为韧化相，提高焊接HAZ的韧性。30CrMnSiNi2A钢焊接HAZ中，不同A含量与断裂韧性KIc的关系如表4-18。117 2.韧化处理

37、 为了提高焊接HAZ韧性，对一些重要焊接 3. 焊接线能量的影响 线能量过大时，会使HAZ晶粒粗化化，形成粗大铁素体，甚至魏氏组织，对韧性不利。对某些低合金钢还可能形成上贝氏体及M-A组元，对HAZ韧性十分有害。当焊接线能量过小时，会在HAZ出现淬硬组织，对中碳或高碳钢会产生高碳马氏体，对HAZ韧性大为不利，显著升高脆性转变温度VTrs。 近年来，国际上冶金精炼技术使钢中杂质(SP0N等)含量极低，从而得到高纯净钢。利用微量元素弥散强化冶炼成的细晶粒钢，采用控轧技术细化铁素体晶粒的TMCP钢，使钢的韧性大为提高，因而也提高了焊接HAZ的韧性。118 3. 焊接线能量的影响 线能量过大时，会使H

38、AZ晶粒(四)调质钢捍接HAZ的软化 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，焊后HAZ会产生不同程度的软化或失强，将影响焊接结构的力学性能和承载能力。 1.调质钢焊接时HAZ软化 焊接调质钢时，HAZ软化与母材焊前热处理状态有关。母材焊前调质处理的回火温度越低(即强化程度越大)，则焊后的软化程度越严重，如图4-56。119(四)调质钢捍接HAZ的软化 经过调质处理的高强钢和具有 HAZ软化最大部位在峰值温度为Ac1附近，A1-A3之间，与不完全淬火有关。 因不完全淬火区奥氏体远未达到平衡，铁素体和碳化物也未充分溶解，故冷却后强度和硬度均较低。 焊前母材强度越大，则焊后软化也越大，

39、焊接前后软化程度大小，常用失强率表示:120 HAZ软化最大部位在峰值温度为Ac1附近，A1-A3之 焊接方法和线能量会影响失强率Psd，同时也影响软化区的宽度b，如图4-58。 应指出，在焊接接头中，软化区只是很窄的一层，并处在强体之间(即硬夹软)，它的塑性变形受到相邻强体的拘束，受力时将会产生应变强化的效应。121 焊接方法和线能量会影响失强率Psd，同时也影响软化区的宽 2.热处理强化合金焊接HAZ软化 具有热处理强化的合金，主要问题之一是HAZ软化，降低焊接接头力学性能。例如硬铝(LY12)，一般焊接接头强度只有母材强度的60%-70%。这种使热处理强化效果下降的现象，即所谓“过时效软

40、化”，焊接硬铝、超硬合金等在HAZ发生软化(失强)就是“过时效软化”。 焊接硬铝LD2在最高加热温度为300-430的近缝区有明显的软化。122 2.热处理强化合金焊接HAZ软化 具有热处理强化的合 经研究，LD2合金的时效过程如下: SS（过饱和固溶体)G.P (Cumg原子伯琅)S (共格CuMgAl2)S(非共格CuMgAl)。 这种过饱和固溶体(SS)的分解脱溶是一个扩散过程，因而与温度和时间有关，在低温时效时，只能出现偏聚区G.P或出现过渡相S为止。当温度升高，会加速进行这种过程，到200以后就逐步脱溶析出平衡相S,强化效果减弱，270以上很不稳定，恢复到固溶体的软化状态，这种现象一

41、般称为“回归”(Reversion), 370时，析出相可逐渐溶解于固溶体，强化效果完全消失，即发生“过时效”(Oaging),超过370的部位，由于成为过饱和固溶状态，焊后经时效又可强化，故强度回升。 综上，采用小焊接线能量多层焊，保持层间温度(如70)，有利于降低热处理强化合金HAZ软化倾向。123 经研究，LD2合金的时效过程如下: SS（过(五)焊接HAZ的力学性能 焊接接头力学性能包括焊缝和热影响区的综合力学性能。对一般低合金高强钢，实质上是HAZ力学性能，因HAZ组织和性能不均匀，是焊接接头中薄弱环节。 主要关注HAZ不同部位(如过热粗晶区、重结晶区、不完全重结晶区等)的力学性能，

42、熔合区附近的性能(Tm=13001400) ，因熔合区是问题较多的部位。 124(五)焊接HAZ的力学性能 焊接接头力学性能包括焊缝和热 由图4-60可以看出，当峰值温度Tm超过Ac1时，随Tm的增高，强度 (b,s)和硬度(HV)也随之增高，而伸长率()和断面收缩率()随之下降，但处于不完全重结晶区的部位，由于晶粒的大小不均，故屈服点s反而最低。当Tm处于1300附近时，强度达到最高即粗晶过热区)。在Tm超过1300的部位，在、继续下降的同时. b、s也有所下降，这是由于过热晶粒过于粗大，晶界琉松面造成的。 HAZ过热区的力学性能除与钢种化学成分和加热峰值温度有关之外，尚与冷却速度有关。由图

43、4-61看出，随冷却速度增加，b, s和HV增高，而和下降。特别是16Mn钢有一定的淬硬倾向，因此和更为明显下降。所以，对于16Mn钢的厚板结构应适当采取预热，以降低冷却速度的影响。125 由图4-60可以看出，当峰值温度Tm超过Ac1时，随126128 4-4焊接热、力模拟试验方法的特点一、焊接模拟技术发展的背景 对于低合金高强钢、超高强钢、有色金属，以及特种合金的焊接热影响区，由于出现冷裂纹、组织脆化、再热裂纹和过时效软化等问题，已引起了普遍的重视.大量的失效事故证明，焊接热影响区，特别是熔合区和粗晶区，是造成结构脆性破坏的最危险部位.因此。如何改善焊接热影响区的组织和性能，提高焊接接头的

44、安全可靠性已成为焊接领域一项重要的课题。多年来在这方面作了大量的工作，也取得了许多成果。127 4-4焊接热、力模拟试验方法的特点一、焊接模拟技术发过去对于焊接热影响区的研究，多偏重于某种焊接工艺条件下焊接接头常规的力学性能试验。由于热影响区的部位十分狭窄，而且在热影响区中又可分为组织特征极不相同的许多更小的区域，因此，准确地测出每个小区域的性能几乎是不可能的，只能是焊接热影响区整体性能的反映。所以试验结果并不能获得焊接热影响区中各个小区的性能。 焊接模拟技术就是在上述情况下提出来的，因此就出现了焊接模拟试验方法，用它来研究焊接热影响区中各个小区的组织和性能的变化规律.二、焊接模拟技术的发展过

45、程及其现状 焊接模拟技术可以用来研究焊接热影响区的各128过去对于焊接热影响区的研究，多偏重于某种焊接工艺条件下焊接接种性能，如组织组成、脆化、断裂韧性、应力腐蚀，冷裂纹、热裂纹、再热裂纹的敏感性，以及测定钢材的CCT图等.为焊接工程选最佳的焊接工艺.以保证热影响区性能提供可靠的依据;为冶金部门研制焊接性良好的钢材和合金，提供可靠的试验手段 美国从40年代，前苏联、日本从50年代就开始焊接模拟技术的研究。70年代以来，世界各国对焊接模拟技术及其有关测试装置进行了大量的研究工作，得到了飞速发展。美国的“Glee-ble1500”和日本的“Thermorestor-W，代表了当代新的模拟试验机，它不仅能模拟焊接热循环，同时也能根据实际焊接过程模拟焊接应力和应变。 129种性能，如组织组成、脆化、断裂韧性、应力腐蚀，冷裂纹、热裂纹 我国从60年代初期开始研究焊接模拟试验装置，最早是采用电阻焊机改装而成，但精度较差。后来相继仿制了前苏联NMET-1型和美国早期的Gleeble型。70年代末研制出HRJ-2型焊接热模拟试验机,80年代中期又研制出了DM-100型热模拟机。美国Gleeble1500和国产DM-100型焊接模拟试验机的外貌如图4-62和图4-63