3.2 焊接热影响区-2

null3.2.3 硬化3.2.3 硬化HAZ硬度分布是不均匀的。低碳及HSLA钢HAZ硬度变化与过冷奥氏体转变有关。过冷奥氏体的转变特点过冷奥氏体的转变特点加热过程（A化）在加热过程中，P及先共析F会转变成A。在缓慢加热的平衡条件下，温度达到A1时P →A；温度高于A3时， F →A；温度高于A3时，全部变成A。奥氏体化过程奥氏体化过程奥氏体形核 晶核长大 渗碳体溶解 奥氏体均匀化加热速度对奥氏体化的影响加热速度对奥氏体化的影响由于焊接时加热速度很快（电弧焊时，达200~300℃ /s），使奥氏体转变的温度升高，时间缩短。冷却过程（A分解）冷却过程（A分解）高温下形成的A，因冷却速度wC不同，可能产生不同的固态相变。由于原子在固相中扩散性能减小，使旧相（A）只能在达到相当大的过冷度后才能发生相变；而这种过冷度又常常大到足以使扩散过程被完全抑制，以致可能发生无扩散型相变，如M相变。nullwC对A转变的影响是非常明显的。 wC↑，A稳定性↑，A分解温度↓，过冷度↑。因此，在不同wC下，A可能发生下述分解：焊接条件下，过冷A转变特点焊接条件下，过冷A转变特点奥氏体化是在连续加热和冷却条件下进行的 HAZ各点加热峰值温度及达到峰值温度的时间不同，HAZ相变过程不同步，存在相变不均匀性。最后发生相变的部位是在已先完成相变部位约束下进行的，必然存在相变应力 奥氏体化温度高，特别是焊缝边界附近常常是过热的，但高温加热持续时间（奥氏体化时间）极短null奥氏体分解转变过程中不仅有热应力作用，也存在拘束应力，同时还有相变应力，因而相变是在不均匀的应力场中进行的 近缝区过热引起的合金元素的扩散迁移、空位迁移以及晶界偏析和液化，也对相变有重要影响母材成分对HAZ硬化倾向的影响母材成分对HAZ硬化倾向的影响淬硬性（含碳量） 淬透性（合金元素含量） 碳当量从根本上说，HAZ的硬化倾向的内在原因是母材的化学成分，而焊接工艺条件则是外因。对于HSLA钢，因合金元素种类多，为研究合金元素对HAZ硬化倾向的影响，引进了碳当量的概念Ceq，将一定量各种合金元素的硬化作用转化为相当于若干碳的作用。Ceq计算公式Ceq计算公式International Institute of Welding Welding Engineer Society (of Japan) America Welding SocietyCeq与HAZ最高硬度的关系Ceq与HAZ最高硬度的关系CeqHVMax关于碳当量公式的说明关于碳当量公式的说明碳当量公式是一种经验公式。由于实验方法和条件的不同，及含碳量的不同，所谓碳当量系数不可能没有差别，因而必然出现不同的碳当量公式。 不能把碳当量作为判定硬化性的绝对判据，更不能对任一强度级别的钢种限定同一碳当量。 因此，对不同强度的钢种，统一规定碳当量均不得超过0.45%，HAZ最高硬度不得超过HV350，是不合适的。null焊接结构碳当量和最高硬度（WES302-1972）焊接工艺的影响焊接工艺的影响小电流，大焊速，wC↑，过冷A的稳定性↑ ，易产生M相变，HAZ硬度↑ T8/5↑ ，则 wC↓，过冷A的稳定性↓，所以降低T8/5可使HAZ硬度下降 但是， T8/5↑会增加tH，而使晶粒粗化。理想焊接热循环理想焊接热循环3.2.4 软化3.2.4 软化冷作硬化或热处理强化的金属或合金，HAZ或多或少都有强化效果的损失现象，称为软化或失强。HAZ软化的原因比较简单，影响因素也比较单纯，但是却不易控制null软化区的失强率Sd大体上可用下式 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 示： 式中： 为母材强度； 为接头强度。 软化层宽度b对失强率的影响，可用下式表示： 式中： 为软化层的屈服强度 σs为带有软化层的接头屈服强度 K为常数 m为软化层的相对宽度，m=b/h (h为板厚) HAZ软化的原因HAZ软化的原因冷作硬化 T>T再，再结晶软化 淬火+回火钢 T>T回火，回火软化 焊前回火温度越低，软化越严重 固溶+时效 过时效，共格相的脱溶析出和长大。如时效强化Al合金的θ相、S相、T相等焊接状态对软化程度的影响焊接状态对软化程度的影响焊前退火，无软化 C 焊前高温回火，600~AC1 为软化区 B 焊前低温回火，回火温度~AC3为软化区 A HV TABCAC3AC1淬火区部分淬火区回火区软化的控制软化的控制软化现象主要取决于材料性质，所以HAZ中产生软化是不可避免的。焊接工艺只能影响到软化区的尺寸及其软化程度。 减小HAZ的受热程度总是有利的。 减小热输入或增加焊道数目，不仅可减轻时效强化合金的过时效软化程度，其软化区宽度也有所减小。层间温度的控制也很重要，连续施焊是不利的。 采用能量集中的焊接方法，如电子束焊，可以减小软化区的宽度。3.2.5 脆化3.2.5 脆化HSLA钢焊接接头的脆化是这种材料焊接性中最重要的问题之一。焊缝金属的韧性可以通过焊缝成分设计来解决，而对于HAZ原本是优质的材料，已无成分调整问题，实际上也不可能进行成分调整，出现脆化的问题是因焊接热循环所致。 一般，近缝区的脆化最为严重，对于实际应用的HSLA钢，还可能出现（F+A）两相区脆化，在400℃ 附近出现所谓的热应变脆化。脆化的原因脆化的原因粗晶脆化 晶粒长大与钢种的化学成分、组织状态以及加热温度和时间有关。一般地讲，增加钢中的碳化物或氮化物合金元素，可以阻碍晶界的迁移，阻止晶粒长大。 单相组织的钢种，如奥氏体钢、铁素体钢等，晶粒容易长大。 焊接热影响区的晶粒粗化与焊接线能量有很大的关系，焊接线能量越大，晶粒粗化程度也越大。 晶粒越粗，韧性值越低，脆性转变温度Tk越高，脆化倾向也越严重。 null焊接热影响区的晶粒粗化与焊接线能量有很大的关系，焊接线能量越大，晶粒粗化程度也越大。 晶粒越粗，韧性值越低，脆性转变温度Tk越高，脆化倾向也越严重。 在焊接接头中引起脆化的部位，主要发生在热影响区的过热区及熔合区。从冶金因素来看，淬硬倾向较小的钢，粗晶脆化主要是由于晶粒长大，甚至形成粗大的魏氏组织；而易淬火的钢，则主要是由于产生粗大脆硬的马氏体组织。钢种的化学成分和焊后的金相组织对粗晶脆化的影响，可用下式表示： null式中：Tr15－脆性转变温度(℃) (冲击值为15ft－1b时所对应的温度) Ceq－碳当量(%)；M－马氏体量(%) B－贝氏体量(%) 析出相脆化 析出相脆化在过热区，母材原有第二相均可大部分溶解于奥氏体。在冷却过程中，经A→F转变后，再次发生沉淀，且以大块形式析出，如AlN在晶界析出，Ti(N,C)在晶内析出，都能呈块状形式，从而引起脆化。沿晶界析出的薄膜状Fe3C或粗大的碳化物，均会促使脆化。 杂质在晶界上偏析会严重降低材料的韧性。钢中存在易于晶界偏聚的杂质元素越多，脆化越严重。Cr-Mo钢的回火脆性与此有关。 高碳M脆化 高碳M脆化M的性能与含碳量有关，决定于其内部的亚结构。低碳M(含量碳<0.20%)形态为板条状，具有位错亚结构，具有高的强韧性；高碳M(含量碳>0.60%)形态为片状，具有孪晶亚结构，滑移系少，因而脆化。含碳量越高，Ｍ越硬越脆。　M－A组元脆化　M－A组元脆化在焊接条件下，易形成M-A组元—一种富碳岛状组织。由于先共析F的析出，A含碳量高达0.5～0.8％，在随后的冷却中形成高碳M和残余A。所以M-A组元数量越多，脆化越严重。 研究表明，HSLA钢中在碳当量相同的情况下，降低Si可降低奥氏体的稳定性，同时又可抑制奥氏体晶界上先共析F的粗大化。可以防止M-A组元，形成微细的B、F。TkCeqSi<0.1%Si=0.3% 两相区的脆化 两相区的脆化属于高碳马氏体岛脆化。 加热峰值温度在AC1~AC3间的不完全重结晶，F不发生变化,P进行A化，形成富碳A(～0.8%)．同时因焊接加热时间短，影响到碳化物的溶解和A均匀化．快速冷却时，A → M，形成了高碳M+F的两相混合组织. 在急热急冷条件下，HAZ中的不完全重结晶区亦可能出现高碳M. 热应变(HSE)脆化 热应变(HSE)脆化蓝脆（200~400C) 热轧钢的脆化原因 热轧钢的脆化原因低含碳量　　主要为粗晶脆化．过热区难溶质点溶入A， A晶粒长大，形成魏氏组织．采用小热输入，wC ↑，即使产生M，也是低碳M. 高含碳量　　小E, 易产生高碳M，因此，对于含碳量高的热轧钢，不仅要防止粗晶脆化，还要防止M组织引起的脆化．（ ↑T0)与含碳量有关 正火钢的脆化原因 正火钢的脆化原因因过热区温度高，难溶质点C 、 N化物（TiN, BC) 溶入A, 在随后的冷却过程中，即使缓慢冷却，因固态下，Ti 、 B的扩散能力低，C 、 N化物无法析出，不仅不能起沉淀强化的作用，相反，因保留在F中，而使之脆化． 调质钢的脆化原因 调质钢的脆化原因低碳调质钢　　当冷速较低时，A →F，使残余A含碳量提高，在随后进一步冷却时A →B或A →M，得到高碳的B, M混合组织，引起过热区脆化．故宜小E＋T０防止冷裂． 中碳调质钢　　既有粗晶脆化，又有高碳M脆化．E要合适，一般焊接时，小E+T０+缓冷或焊后热处理．防止脆化的措施防止脆化的措施焊接工艺 多层焊 PWHT