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第十二章
焊接冶金缺陷
焊接缺陷可分为两大类:
1)工艺性缺陷:主要是指工艺成型方面的缺陷,如咬边、未焊
透和夹渣等;,
2)冶金缺陷:是指焊接过程中由于物理-化学冶金过程未能满足
一定的要求而产生的缺陷,主要是气孔和各种裂纹(本章主要介绍
焊接热裂纹和冷裂纹)。
第一节 气孔
1. 定义:气孔是指焊缝表面或内部形成的连续的或不连续的孔
洞。气孔的形成是由于熔池金属中的气体在金属结晶凝固前未能
及时逸出,从而以气泡的形式残留在凝固的焊缝金属内部或出现
在焊缝表面。
2. 危害:
1)减少焊缝金属的有效工作断面,降低金属的强度和塑性,同
时可能造成应力集中,引起裂纹,严重地影响到动载强度和疲劳
强度。
2)弥散小气孔虽然对强度影响不显著,但会引起金属组织疏松,
导致塑性、气密性和耐腐蚀性降低。
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一、形成气孔的条件
气孔的形成是多种气体(包括CO、H2和N2)共同作用的结果,但通常
其中一种气体是气孔内气体的主要成分。
形成气孔时包括三个阶段:气泡的生核、长大和上浮。如果气泡在
上浮过程中受到阻碍,则将成为气孔保留在焊缝金属中。
1、气泡生核、长大
焊接条件下,气泡的形成需要消耗能量,气泡形核可依附于熔池金
属中的现成表面作为气泡生核的衬底,如相邻枝晶的凹陷处是最易产生
气泡的部位 ,此部位形成气泡所需要的能量最小 。液态金属中气体的
过饱和度越大,越易产生气泡,且气泡稳定存在的临界半径也越小。
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图12-1气孔形成过程示意图
一旦形成稳定的气泡后,周围的气体可继续扩散进入气泡
使之长大。设气泡临界半径为rc,气泡成核后要能长大必须满足
下条件:
Pn>P0
式中,Pn为气泡内各种气体分压的总和。Pn=P02
+PN2 + PH2+∙∙∙∙∙∙∙
P0为阻碍气泡长大的外界压力总和
P0=Pa+Pm+ Ps+ Pc
其中Pa、Pm、 Ps和 Pc分别为大气压、金属、熔渣的静压
力和表面张力所构成的附加压力。
一般情况Pm和Ps的数值相对不大,可忽略不计,
故气泡长大条件应为:
Pn>Pa+Pc= 1+2σ/r
其中Pc= 2σ/r。
式中σ为金属与气体间的界面张力,r为气泡半径。
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当气泡长大到一定程度后,
便会脱离现成表面开始上浮,
如图12-2所示。气泡脱离现成
表面而上浮的能力主要与气泡
和现成表面之间的接触角θ有
关,而接触角θ的大小则取决
于现成表面(S)与气泡(V)之间
的界面张力σSV,现成表面与
熔池金属(M)间的界面张力σSM
和熔池金属与气泡间的界面张
力σMV的大小,即
cosθ = (σSV - σSM)/σMV
如图12-2所示,当θ<90°
时,气泡容易脱离现成表面,
有利于气泡的逸出;当θ>
90°时,气泡要长大到形成颈
缩后才有可能脱离基底。
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图12-2气泡脱离衬底表面示意
是否形成气孔就取决于气泡的上浮速度和液态金属凝固速度相对大
小;如果上浮速度小于凝固速度,则气泡仍将残留在金属中。反之则
可能浮出熔池。因此,产生气孔的最后条件为:
Vv≤R
式中,R为熔池金属的凝固速度,Vv为气泡的上浮速度。
K (  L   G ) gr 2
V v

式中 K —常数;ρL、ρV —分别为液态金属和气泡的密度;
g —重力加速度;r —气泡半径;η —液态金属粘度。
根据以上公式可知:
⑴ R 对产生气孔的影响很大
⑵ η 液态金属的粘度η也会影响气孔的形成。
⑶ ρL 由于气泡密度远小于液态金属的密度,因而气泡的浮出速度主要
取决于液态金属的密度。
⑷ r 气泡半径r越大,越有利于浮出。
⑸ Vv>R 通过调整焊接工艺参数,如采用预热或降低焊接速度,增大
或者降低R,使满足Vv>R的条件,则可以完全消除气孔。
若Vv ≈R,则可形成外表可见到的“外气孔”;若<R,则将形成外表
难见到的“内气孔”。所以,是否形成“内气孔”或“外气孔”,与气体
种类无关,而主要取决于Vv与R的对比关系。
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二、气孔类型及其形成原因
形成气孔的气的来源不同,金属中存在的气孔可分为析出型气孔
和反应型气孔两种类型。
1、析出型气孔
析出型气孔是指,高温时熔池金属中溶解了较多的气体,凝固时由
于气体的溶解度突然下降,气体处于过饱和来不及逸出而引起的气孔,
过饱和气体主要是从外部侵入熔池的氢和氮。
凝固温度时,平衡条件下,氢
在铝中溶解度由0.69mL/100g陡降
到0.36mL/100g,凝固前后相差约
18倍,而氢在铁中的溶解度由
25mL/100g陡降到8mL/100g,其
差值仅为固态中的2倍,显然铝比
钢更易产生氢气孔。
氢气孔通常出现在焊缝表面,气孔
的端面形状如同螺钉状,从表面看
呈喇叭口形,内壁光滑,如图12-3
所示。但铝、镁合金的氢气孔也常
常出现在焊缝内部。
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图12-3氢气孔的特征
2、反应型气孔
熔池中除上述从外部入侵的气体氮和氢外,还有由于冶金反应而
生成的气体。反应型气孔是指由于冶金反应产生的不溶解于金属的气
体,如CO和H2O等引起的气孔。
钢焊接时,钢中的氧或氧化物与碳反应后能生成大量CO,例如
[C]+[O]=C
[FeO]+[C]=CO+[Fe]
[MnO]+[C]=CO+[Mn]
[Cu O]+2[H]=2[Cu]+H O(气)
[SiO2]+2[C]=2CO+[Si]
2
2
CO气孔通常沿结晶方向分布,
就像条虫似地卧在焊缝内部,如图12-4。
当铜在高温下溶解较多的Cu2O和
氢时,在冷却过程中会发生下列反
应:
[Cu2O]+2[H]=2[Cu]+H2O(气)
此时反应生成的水蒸气不溶于铜,
在快速凝固的条件下很容易生成水
蒸气的反应气孔。
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图12-4 CO气孔的特征
三、气孔的防止
从形成气孔的原因和条件分析,防止焊缝气孔的措施应该是:
⑴限制熔池中气体的溶入或产生;⑵排除熔池中已溶入的气体。
1、消除气体来源
⑴母材表面清理 ,清除工件及焊丝表面的氧化膜、铁锈及油污;
⑵焊接材料防潮与烘干;
⑶加强保护,焊接过程中不能正常的防护条件。
2、正确选用焊接材料
⑴熔渣性质
熔渣氧化性的大小对焊缝形成气孔的敏感性影响很大。研究表明,
随熔渣氧化性增大,形成CO气孔的倾向随之增大;相反,还原性增大
时,则氢气孔的倾向增加。因此,如果能控制熔渣的氧化性和还原性
的平衡,则能有效地防止这两类气孔的发生。
一般常用熔池中溶解的[C]和[O]的乘积来表示CO气孔的倾向。随
[C]×[O]增大,CO气孔倾向随之增大,但[C] ×[O]过小时又会出现氢
引起的气孔。用酸性焊条焊接时,当焊缝中[C] ×[O]为31.36×10-4时尚
未产生气孔,而碱性焊条焊缝中仅为27.30×10-4就出现了许多CO气孔。
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对于氢气孔来说,在焊条药皮中加入CaF2以及SiO2,能与H和HO反应形
成稳定的HF,因而大大降低了氢气孔倾向。在酸性焊条药皮中,控制
氢主要是靠加入有较强氧化性的物质,以防止氢气孔的产生。
⑵保护气体
钢材气体保护焊时,
保护气体主要有CO2及
CO2+Ar两大类。有色金属
焊接时,主要是采用惰性
气体Ar或He,有时也在其
中添加少量活性气体CO2
或O2。从防止气孔的角度
考虑,活性气体优于惰性
气体。
原因:1)降低氢的分压而
减少氢向熔池溶解,
2)能降低液态金属的表面
张力,增大其流动性,有
利于气体的排出。
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图12-6 MAG焊接时的气孔倾
⑶在埋弧焊和气体保护焊中不仅要考虑所用的焊丝能否与母材性能相
匹配,还要考虑与之相组合的焊剂或保护气体。
3、优化焊接工艺
优化焊接工艺的目的在于创造熔池中气体逸出的有利条件,
同时也要限制气体向熔池金属中的溶入。焊接工艺参数主要有
焊接电流、电压和焊接速度。
(1)焊接规范要保持稳定,防止焊接工艺条件不正常而导致电
弧不稳或失去正常的保护作用,从而减少外界气体的侵入。
(2)尽量采用短弧焊,能采用直流焊就不采用交流焊,能采用
直流反接就不采用直流正接
(3)铝合金 TIG焊时,一方面应尽量采用小的热输入以减少熔
池存在的时间,从而减少氢的溶入同时又要能充分保证根部的
熔化,以利于根部氧化膜上的气泡上浮。
(4)铝合金 MIG焊时,由于焊丝氧化膜的影响更为重要,减少
熔池的存在时间难以有效的防止焊丝氧化膜分解出来的氢向熔
池侵入,因此希望增大熔池的存在时间,以利于气泡的逸出。
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第二节
焊接裂纹
在应力和致脆因素的共同作用下,使材料的原子间结合遭到破
坏,在形成新界面时产生的缝隙---裂纹。
特征:尖锐的缺口和大的长宽比。
一、裂纹的种类
根据裂纹的不同特点可分成很多种类,根据裂纹形成机理,可分为五大类,其各自的特
点如下:
裂纹分类
基本特征
敏感的温
度区间
被焊材料
位置
裂纹
走向
结晶裂
热 纹
裂
纹 多边化
裂纹
在结晶后期,由于低熔点共晶形成的
液态薄膜削弱了晶粒间的联结,在拉
伸应力的作用下发生开裂
在固液状
态
含杂质较多的
碳钢、A、Ni
合金、Al
焊缝上
沿晶
已凝固的结晶前沿,在高温和应力的
作用下,晶格缺陷发生移动和聚集,
形成二次边界,它在高温处于低塑性
状态,在应力作用下产生的裂纹
小于Ts再
结晶温度
纯金属及单相
A
焊缝上,
少量在
HAZ
沿晶
液化裂
纹
在焊接热循环峰值温度的作用下,在
HAZ和多层焊的层间发生重熔,在应
力作用下产生的裂纹
固相线一
下稍低
含P/S/C较高
的NiCr、A、
Ni
HAZ与层 沿晶
间
裂纹分类
基本特征
敏感的温
度区间
被焊材料
位置
裂纹走
向
厚板焊接结构消除应力处理过程中,在
HAZ的粗晶区存在不同程度的应力集
中,由于应力松弛所产生的附加变形大
于该部位的塑性储备所发生的裂纹
600~
700℃ 回
火处
HAZ的粗
含沉淀强化元
素的高强钢、P、 晶区
A、Ni 基合金
沿晶
在淬硬组织、氢、拘束应力的作用下而
产生的具有延迟特性的裂纹
在Ms点以
下
HAZ,少
中、高碳钢,
低、中合金钢, 量在焊缝
钛合金等
上
沿晶或
穿晶
冷
淬硬脆
裂
化裂纹
纹
主要是由淬硬组织,在焊接应力的作用
下产生
在Ms点附
近
含碳的NiCrMo 焊缝上,
钢、M不锈钢、 少量在
HAZ
工具钢
沿晶或
穿晶
低塑性
脆化裂
纹
在较低温度下,由于被焊材料的收缩应
变,超过了材料本身的塑性储备而产生
的裂纹
在400 ℃
以下
铸铁、堆焊硬
质合金
HAZ及焊
缝上
沿晶或
穿晶
约400 ℃
以下
含有杂质的低
合金高强钢厚
板结构
HAZ附近
层状撕裂
主要是由于钢板内部存在有分层的夹杂
物(沿轧制方向),在焊接时产生的垂
直于轧制方向的应力,致使在HAZ或
稍远的地方,产生“台阶”式层状撕裂
沿晶或
穿晶
应力腐蚀裂
纹(SCC)
某些焊接结构(如容器或管道等),在
腐蚀介质和应力的共同作用下产生的延
迟开裂
在任何工
作温度
碳钢、低合金
钢、不锈钢、
铝合金等
焊缝和
HAZ
沿晶或
穿晶
再热裂纹
延迟裂
纹
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二、热裂纹
热裂纹(Hot Cracking)是高温下在焊缝金属和焊接热影响区中
产生的一种沿晶裂纹。研究表明,结晶裂纹都是在焊缝中的树
枝晶交界处发生的。
热裂纹产生的形式:凝固裂纹、液化裂纹、多边化裂纹等。
其中最常见的是凝固裂纹。 重点讨论凝固裂纹的形成机理、影
响因素与防止措施。
(一)热裂纹的形成条件及特征
1、 形成条件
在高温阶段,当晶间延性或塑性变形能力δmin不足以承受当
时发生的应变ε时,发生高温沿晶断裂。即δmin ≤ ε
从金属凝固冷却过程中的塑性变化曲线上可以看到,存在
两个低塑性区 ,与此相关的存在两种类型的裂纹:
1)Ⅰ区内(处于固相线温度附近),与液膜有关的裂纹:凝
固裂纹,液化裂纹
2)Ⅱ区内(处于奥氏体再结晶温度附近),与液膜无关的裂纹:
高温失延裂纹;
另一种与液膜无关的裂纹为多边化裂纹,当焊缝或熔合区
温度处在固相线稍下的高温区间时,刚结晶的金属中存在很多
晶格缺陷,在一定的温度和应力的作用下,这些晶格缺陷发生
迁移和聚集,形成二次边界,即多变化边界。多边化边界堆积
了大量的晶格缺陷,所以它的组织很脆弱,在高温时强度和塑
性都很差,只要有轻微的拉应力,就会沿多边化边界开裂。
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2、热裂纹特征:
与液膜有关的裂纹:具有沿晶间液膜分离的断口特征,断口具
有明显的树枝状突起,有时断口有明显的氧化色彩。
与液膜无关的裂纹:断口沿着平坦的界面开裂,而且在断开的
界面上往往存在许多带有硫化物的孔穴。 (比较少见,偶尔在单相
A中见到)
(二)凝固裂纹(结晶裂纹)
1、凝固裂纹的形成机理
结晶裂纹——焊缝结晶过程中,在固相线附近,由于固态金
属的收缩,残余液态金属不足,不能及时补充收缩留下的空间,
在拉应力的作用下发生沿晶开裂。
裂纹产生的条件是:ε>δmin
凝固裂纹的产生倾向主要取决于材料本身在凝固过程中的变
形能力。凝固总要经历从液-固态(液态占主要部分)到固-液态(固相
占主要部分)再到完全凝固的转变。
图12-13熔池结晶的阶段及脆性温度区
p-塑性;y-流动性;TB-脆性温度区;
TL-液相线;TS-固相线
图12-14 Al-Mn合金的脆化温度
区间
1—Al-1.5%Mn;2—Al-1.5%Mn0.2%Fe
在液-固阶段,如果发生变形,可依靠液相的自由流动来
完成,少量的固相晶体只是稍作移动即可,本身形状基本不
变,固相晶体之间的间隙能随时被流动的液态金属所填充,
因而在该阶段不会形成裂纹。
在固-液态阶段,焊缝以凝固的固相晶体为主,枝晶已生
长到相碰,并局部联生,形成封闭的液膜,使少量的液态金
属(主要是低熔点合金)的自由流动受到限制;此时当凝固收缩
引起晶间液膜拉开后,就无法弥补,形成裂纹。故把该阶段
所处的温度区间称为“脆性温度区间”。当金属全部凝固后,
它的变形能力又得到迅速提高,很难发生裂纹。
形成凝固裂纹的上限温度: TU(树枝晶开始相互接触);
下限温度:T’s(液膜完全消失时的凝固终
了的实际固相线)。
TU——T’s为脆性温度区间∆TB
图12-15凝固温度区间塑性变化特点及裂纹形成条件
形成凝固裂纹的条件 : 材料在∆TB 内




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

为1时, ε< δmin, 无裂纹
为2时,ε=δmin 临界状态
为3时,ε > δmin 有裂纹
若ε=δmin ,,此时为临界状态,是产生凝固裂纹的临界条件,此时的
称
为临界应变增长率,以CST(Critical Strain rate for Temperature drop)表示 :
CST=tanθ, tanθ与材料特性(∆TB, δmin)有关,它综合反映了材料凝固裂纹的
敏感性。
图12-16 ∆TB与δmin对凝固裂纹敏感性的影响
是否 产生裂纹主要决定于以下三各方面:
1、 ∆TB的大小: ∆TB增大,越 容易产生裂纹
2、在∆TB内, δmin的大小,δmin ,越容易产生裂纹
3、在∆TB内,  的大小, 
,越容易产生裂纹
以上三者相互联系,相互影响,又相互独立。
∆TB与δmin ,取决于材料的化学成分、凝固条件、偏析
程度、晶粒大小、方向等,


与金属的热膨胀系数、焊件刚度、温度场分布等有
关。
不同材料的 ∆TB、δmin、

 各不相同。
结构钢HT100的CST为:
CST=(-19.2C-97.2S-1.0Ni-0.8Cu-618.5B+3.9Mn+65.7Nb+7.0)×10-4
(12-16)
CST越大,表明材料的热裂纹敏感性越小。通常希望结
构钢的CST≥6.5×10-4
防止凝固裂纹,必须满足


< CST
2、凝固裂纹形成的影响因素
⑴冶金因素
①结晶温度区间的大小
结晶裂纹倾向的大小随合金状
态图结晶温度区间的增大而增加。
图12-17结晶温度区间与裂纹倾向的关系
(B为某合金元素)
图12-18合金状态图与结晶裂纹倾向的
关系
(a) 完全互溶 (b)有限固溶
(c)机械混合物 (d)完全不固溶
(虚线表示结晶裂纹倾向的变化)
②一次结晶组织及其形态对凝固裂纹的影响
合金凝固后晶粒的大小、形态、和方向以及析出的初生相对抗
裂性都有很大的影响。
双相A钢,当初生相为δ时就能比γ时溶解更多的S和P(S、P的最
大溶解度在δ相中为0.18%S、2.8%P;在γ相中为0.05%S、
0. 25%P),因此初生相为γ体的钢材比初生相为δ的钢材更易产生凝
固裂纹。
图12-19 δ相在奥氏体基底上的分布
(a)单相奥氏体
(b)δ+γ
晶粒越粗大、方向性越好,产生冷裂纹的可能性越大。
当初生相为粗大的方向性很强的柱状晶时,则会在晶界上集
中较多的低熔点杂质,并形成连续的弱面,增加了裂纹产生倾向
(见图12-19(a))。
在钢中加入少量Ti以及在Al-4.5Mg合金中加入少量
(0.10%~0.15%)变质剂Zr或Ti+B时可细化晶粒,不仅打乱了柱状晶
的方向性,而且晶粒细化后晶界明显增多,减少了杂质的集中程
度,有效地降低了凝固裂纹产生的倾向。
对于焊接18-8型不锈钢,希望在焊缝凝固过程中析出一定数
量的一次铁素体(通常3%~5%δ相)来减少S、P的偏析、细化一次组
织,并打乱奥氏体的粗大柱状晶的方向,降低其凝固裂纹产生的
倾向,如图12-19(b)所示。
③晶间易熔物质对凝固裂纹敏感性的影响
晶间易熔物质的多少和存在形
态对凝固裂纹的产生有影响。
随着晶间易熔物质的增多,裂
纹产生的可能性增加,达到最大值
后,又随着晶间易熔物质的增多而
减小。
晶间易熔物质以薄膜态存在时,
增大产生凝固裂纹的可能性;以球
状存在时,则裂纹敏感性小。
图12-20 高碳高铬钢堆焊时碳化
物共晶体量对裂纹的影响
图12-21第二相形状与界面接触角的关系
④合金元素对产生结晶裂纹的影响
合金元素的影响十分复杂,是影响裂纹最本质的因素。
硫和磷 硫、磷几乎在各类钢中都会增加结晶裂纹的倾向,即使
是微量存在,也会使结晶温度区间大为增加。各合金元素使纯铁
结晶温度区间增加的情况如图12-23所示。
图12-23各合金元素对铁结晶温度区间的影响
硫和磷在钢中能形成多种低熔共晶,使结晶是过程中极易形成液态
薄膜,因而显著增大裂纹倾向。
硫和磷在钢中还能引起偏析。元素的偏析程度可用下式表示
K= [ K ]A  [ K ]B 100%
(12-19)
[ X ]O
式中 K——元素的偏析系数(%);
[K] A——开始结晶晶轴上某元素的质量分数浓度(%);
[K]B——最后结晶晶界处某元素的质量分数浓度(%);
[X]0——某元素在液相时的原始平均质量分数浓度(%)。
表12.1钢中各的偏析系数K(%)
元素
K
S
P
200 150
W
V
Si
Mo
Cr
Mn
Ni
60
55
40
40
20
15
5
碳
碳在钢中是影响结晶裂纹的主要元素,并能加剧其它元素(如
硫、磷等)的有害作用。所以通常碳当量来评价钢种焊接性的难易。
锰
锰具有脱硫作用,能置换FeS为MnS,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,从而提高了焊缝的抗
裂性。
C≤0.1%,Mn/S≥22; C=0.11%~0.125%时,Mn/S≥30;
C=0.126%~0.155%时,Mn/S≥59
图12-24 Fe-C平衡图的高温部分当含量超过包晶点时(即
C≥0.16%),磷对产生结晶裂纹的作用就超过了硫,这时再增
Mn/S的比值也是无意义的,所以必须严格控制磷在焊缝中的含量,
例如C0.4%的中碳钢,硫和磷都应小于0.017%,而硫磷的总和要
小于0.025%。
图12-24 Fe-C平衡图的高温部分
图12-25 Mn、C、S同时存在时对
结晶裂纹的影响
硅 硅是δ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,降低焊缝力学性能,并增加裂纹倾
向。
镍 镍在低合金钢中易于与硫形成低熔共晶(Ni与Ni3S2熔点仅
645℃),因此易引起结晶裂纹。
⑵工艺因素
主要是合理选择焊接材料和控制焊接参数。
①熔合比的影响
对于一些易于向焊缝转移某些有害杂质的母材,焊接时,必
须尽量减小熔合比,或者开大坡口,或者减小熔深,甚至堆焊隔离
层。
②焊缝成形系数的控制
从熔池的凝固特点可知,焊接参数与接头形式对焊缝枝晶生长状
态有重要影响。
焊缝成形系数 
B
H

B
1~ 7
H
图12-26 焊缝成形系数φ的影响(碳钢
焊,S=0.020%~0.035%,Mn/S≥18,SAW)
图12-27熔池形状与焊接速
度的关系
a-低速焊接 b-高速焊接
熔池的形状会影响到结晶形态,形状系数 φ’=B/L,希望φ’
不要太小。
③冷却速度的影响
一般说来,接头冷却速度越大,变形速率越大,越易于促
进产生热裂纹。
预热对于降低热裂倾向一般是比较有效的。
④拘束度的影响
拘束度越大,越容易产生热裂纹。
拘束度与所焊材料的刚度,施焊顺序,焊缝位置,接头形
式等有关。
3、凝固裂纹形成的防止措施
根据影响凝固裂纹的因素,防止热裂纹的措施从两方面着手:
(1)焊缝成分的控制
1)选择合适的焊接材料
母材一定,选用不同的焊接材料,可以得到不同成分的焊
缝成分,从而抗裂性能就会出现差异。
Al合金,采用超合金化;A钢,初生相形成δ相;结构钢,
(即C<0.16%)
适当提高Mn/S比;焊缝中加入细化晶粒的元素(Mo/V/Ti)可
提高焊缝的抗裂性。
2)限制有害杂质(不同的材料,有害元素是不一样的)
单相A组织的A或合金的焊缝,Si、Nb可形成低熔点共晶,
但在δ+γ的双相焊缝中, Si、Nb作为铁素体化的元素,促使形
成δ,是有利元素。
单相A钢和结构钢,Mn增加,抗裂性提高,
但Mn与Cu共存,相互促进偏析。
Ni基合金,Cu与Fe不能共存,他们之间相互促进偏析。如
Monel 合金(Ni-Cu)与钢焊接时,焊缝中的Fe是有害元素。
各种材料中均需控制P、S含量,合金元素越高, P、S含量控
制越严。
(2)调整工艺
1)限制过热,熔池过热促使形成热裂
B
2)控制成形系数

H
3)减小熔合比 熔合比下降,母材所占比例下降,减少了母材对
焊缝的稀释作用。
4)减小拘束度,即减小拘束应力
5)控制冷却速度
(三)近缝区液化裂纹
焊接热影响区或近缝区因晶界物质重熔而形成液膜,在应力
的作用下发生开裂的现象。
形成原因 :近缝区晶界局部熔化;在快速加热的条件下,有
些合金元素在晶界发生强烈的偏析,形成共晶,使晶间产生液膜。
液化裂纹本身尺寸并不大,但能诱发其他裂纹。
要消除焊缝热影响区过热区的液化裂纹是很困难的,只有采
用熔点低于晶间液膜的焊缝金属,才有可能渗入过热区的液化裂
纹中起“愈合”作用。
(四)高温失延裂纹
这类裂纹产生于实际固相线下的脆性温度区内,它是由于高温
晶界脆化和应变集中于晶界造成的。
有关高温失塑裂纹的形成机理存两种模型。
一种是在三晶粒相交的顶点,由于应变集中引起的楔劈开裂
模型(见图12-30)。
另一种是晶界上存在的杂质降低了空穴表面能,在应力作用
下,空穴聚集,促使微裂纹形成。如前面图12-10中,产生低碳
钢第二个脆性温度区(1100℃~800℃)内的失塑裂纹就是一种空穴
型沿晶破坏,裂纹表面的空穴中有细小的硫化物存在。降低含硫
量提高晶界的纯净度有利于防止这种裂纹的产生。
图12-30三晶粒顶点所形
成的微裂纹示意图
σ-拉应力;τ-剪应力
图12-31沿晶界相对滑动形成空穴而导
致生成的微裂纹示意图
(五)多边化裂纹
正在凝固的焊缝金属中存在高密度位错,在高温和应力作用
下位错运动导致在不同平面上的刃型位错攀移而形成位错壁,这
就是多边化现象。多边化边界实质就是亚晶界。在某些多边化边
界可能形成显微裂纹。在拉伸应力作用下,这种显微裂纹可以发
展为微裂纹。
多边化裂纹一般发生在焊缝金属上。
液化裂纹(×500) TIG焊镍合金
铬镍合金焊缝中的多边化裂纹(×800) (TIG焊)
三、冷裂纹
焊件在室温附近出现的裂纹--冷裂纹
冷裂纹多发生在中碳钢、高碳钢以及合金结构钢的焊接接头
中,特别是易于出现在焊接热影响区,其主要特征可概括如下:
(一)、冷裂纹的分布特征
冷裂纹的分布特征主要有以下典型情况(如图12-33)
⑴焊道下裂纹
其特征是在距熔合线0.1~0.2mm的近缝区中形成微小的裂纹。
这种裂纹经常发生在淬硬倾向大、含氢量较高的焊接热影响区,
裂纹走向大体与熔合线平行,但也有垂直熔合线的。
焊根裂纹
焊根裂纹
图12-33 几种常见的冷裂纹
UJS--XGF
⑵焊趾和焊根裂纹
这种裂纹起源于母材与焊缝交
界、且有明显应力集中的缺口部位,
一是焊缝的焊趾,二是焊缝根部,
组织均为粗大的马氏体,裂纹经常
与焊缝方向一致。图12-34为焊根裂
纹的微观形貌。
(二)、冷裂纹的生成温度与时期
(1)生成温度在100 ~-100 ℃
(2)生成时期 : 1)焊后立即出现
2)经过一段时间
才出现(延迟裂纹)
图12-34 14MnMoVN钢根部冷裂
纹X160(焊条E5015)
图12-35冷裂纹的生成时期
焊道下裂纹(a)(14NiCrMoVB);(b) 焊道下裂纹(35NiCr);
(c)焊根裂纹(35NiCr);(d) 焊趾裂纹(50NiCrMo)
UJS--XGF
⑶冷裂纹的临界应力
图12-36 高强钢的延迟开裂特征
(σn—缺口拉伸强度)
延迟裂纹的断裂现象与渗氢钢
的恒载拉伸试验非常相似。
最典型的延迟裂纹的形成与扩
展与所受应力之间有一定的关系。
应力σ> σuc时,立即断裂,
无延迟现象 。
σ< σLC时,不发生断裂。
σuc > σ > σLC时,断裂具有
延迟特征,且应力越小,延迟时间
(潜伏期)越长。
(三)焊接冷裂纹的形成机理
图12-36 高强钢的延迟开裂特征(σn—缺口拉伸强度)研究表
明,焊接冷裂纹的形成与被焊钢材的淬硬组织、接头中的含氢
量以及接头所处的拘束应力有密切的关系。它决定了裂纹形成
过程中的延迟特点及其断口上的氢脆开裂特征。许多文献把氢
引起的延迟裂纹特别地称为“氢致裂纹”或“氢助裂纹”,以
突出氢的作用。
采用特殊的实验装置观察氢致裂纹的开裂过程,发现:
⑴裂纹尖端有氢气泡形成,且氢气泡最容易集中在应力集中
部位,如显微裂纹和显微夹杂物与基体的界面,应力越大,氢
气泡逸出也越激烈;降低应力,氢气泡逸出减弱,甚至可以停
止逸出。说明氢的扩散与应力有关。
⑵氢致裂纹多在熔合区出现,如不完全熔合区与半熔化区的
固液晶界上、MnS与基体的界面上,或在有马氏体针片的晶界
上易产生氢致裂纹。硫化物球化后,冷裂倾向减小,说明硫会
促使冷裂纹的形成。
⑶在定载试验时,微裂纹发生的潜伏期随应力或扩散氢含量
的增加而缩短。
⑷微裂纹附近的塑性变形区(屈服区)随时间的延长逐步扩大,
成为宏观裂纹。特别要说明的是,裂纹尖端附近的塑性变形量
随氢含量的增多而增大。这充分说明氢加速了开裂过程。
焊接时,金属在高温的熔池中往往溶入了大量的氢 ,随温度
的下降,金属溶解氢的能力下降,一部分氢会在冷却过程中逸出
金属,大部分氢以过饱和的形式存在与金属中。氢原子的体积小,
在固态金属中能自由扩散(扩散氢),一部分扩散到金属表面逸出,
一部分过饱和氢扩散进入金属缺陷后成为分子氢,失去了进一步
扩散迁移的能力,残留于金属中(残留氢)。
在一定的温度条件下,扩散氢的运动、聚集到焊缝附近区域,
对冷裂纹的形成起着重要的作用。
氢的扩散聚集可以用“相变诱导扩散”与“应力
诱导扩散”机制来解释。
相变诱导扩散是由于晶体结构变化引起的。氢
在金属中的溶解和扩散与金属组织类型关系密切。
【H】γ > 【H】α,而【H】Dγ < 【H】Dα ;
γ与α 同时存在的原因: 1)焊缝金属与母材金属含
碳量的不一致; 2)冷却不均匀
焊缝或冷却快的地方先发生从奥氏体向铁素体的
转变(A→F),而近缝区的转变则要滞后焊缝。
图12-37 氢的溶解度[H]及扩散系数D与晶体结构的关系
一般情况下,焊缝中的A
先于近缝区的A发生F分解,
焊缝中的氢通过熔合线ab向
尚未发生分解的HAZ扩散,
由于 A的溶解度大,但扩散
速度小,因此在熔合线附近
就形成了富氢地带。当富氢
HAZ发生奥氏体向马氏体
γ→M转变时,氢难以扩散
离开,便以过饱和状态残留
在马氏体中,促使该区域进
一步脆化。
图12-38 高强钢热影响区(HAZ)延迟
裂纹的形成过程
当焊接某些超高强钢时,有时由于焊缝金属合金成分复杂,
使得热影响区的组织转变先于焊缝进行,这时氢就从热影响
区向焊缝扩散,氢致延迟裂纹就可能在焊缝出现。
焊接冷裂纹易于在熔合区产生不仅与“相变诱导扩散”有
联系,还与氢的“应力诱导扩散”过程有密切的关系 。
焊接接头在应力作用下,
氢具有向微观缺陷构成的裂
纹敏感区扩散的倾向,应力
随着氢的扩散而增高,缺口
尖端局部塑性应变量也随氢
量增多而增大。
金属内部缺陷(微孔、微夹
杂、晶格缺陷等)提供了潜在
的裂纹源,在应力作用下,这
些微观缺陷的前沿形成三相应
力区,诱使氢向该处扩散并聚
集,应力也随之提高。【H】
达到一定值后,一方面产生较
大的应力,另一方面阻碍位错
运动使该处变脆。【H】cr
启裂与裂纹扩展
形成
新的三相应力区,氢继续向该
去扩散
【H】cr
新的裂纹扩展,此过程周而复
始,直至形成宏观裂纹。
图12-39 氢致裂纹的发展过程原理图
C—裂纹尖端;B—基体;A’—新的三维应
力场;A—氢浓度达临界值的三维应力场
。
引起裂纹的扩散氢含量的临界值[HR]cr与其它两个因素,即
组织状态和应力状态有着密切的关系。
氢在接头中的分布是不均匀的,与焊接接头应力存在状况有
关,在存在应力集中的部位,局部残留扩散氢HL明显增高。所以,
存在缺口的焊根与焊址部位最易于积累氢,也最易产生冷裂纹。
(四)冷裂纹的影响因素
冷裂纹的影响因素包括:1)氢在焊接接头中的含量与分布,
2)被焊钢材的淬硬倾向,3)拘束应力的大小
1、氢在焊接接头中的含量与分布
液态条件下吸收的氢,在冷却过程中未来得及逸出的氢以
过饱和的状态存在,在浓度扩散、相变诱导扩散、应力诱导扩散
等因素的作用下,在焊接接头中的呈不均匀分布,在应力集中的
区域,氢的浓度高,当氢的浓度达到临界值时,扩展裂纹。
2)被焊钢材的淬硬倾向
HAZ的近缝区淬硬程度越大或脆硬马氏体数量越多,
越易形成冷裂纹,热影响区的淬硬倾向主要取决于钢材的
化学成分、板厚、焊接工艺和冷却速度等。
硬度在一定程度上反映出钢材的不同组织状态所具有
的塑性。常用钢材的硬度值来讨论其对氢脆的敏感性。
IS=80lgHV-130
IS为氢脆敏感指数。
组织对裂纹的敏性大致按下列顺序增大。
铁素体(F)或珠光体(P)—下贝氏体(BL)—低碳马氏体
(ML)—上贝氏体(B U)—粒状贝氏体(Bg)—岛状M—A组元
(M—A)—高碳孪晶马氏体(MT)。
由于近缝区淬硬倾向与其化学成分关系密切,因此可
以用碳当量来反映淬硬倾向和冷裂纹敏感型。
图12-43钢的组织及硬度对氢脆敏感指数的影响
图12-44碳当量与临界含氢量的关系
材料的组织与硬度对氢脆敏感性见图12-43。
为防止产生冷裂纹,对HAZ的硬度值提出了一个最高允许值,
如低碳钢、低合金钢:Hmax ≤ 350(HV)
硬度与CE之间由一定的联系 Hmax=559CE+110(HV)
碳当量与临界扩散氢含量的关系见图12-44,由图可见:
CE% , [HR]cr ,
对淬硬倾向大的钢,必须严格限制氢含量
3)拘束应力的大小
焊接过程中,拘束应力=内拘束应力+外拘束应力
内拘束应力=热应力+相变应力
内拘束应力真实情况难以掌握,所以,主要用表征不同外拘
束条件的宏观拘束应力来作为评价影响冷裂纹的力学条件。
拘束度(R)--对接接头根部间隙发生单位长度的弹性位移时,
在单位长度焊缝所承受的力。
对两端被刚性固定的对接接头,拘束度R可表示为
E 0h
R
( N / mm 2 )
L
E0为弹性模量,h为板厚,L为拘束距离。
R与 h、 L有关。
当R值大到一定程度时就会产生冷裂纹,这时的R值称为临界
拘束度Rcr。接头的临界拘束度Rcr越大,表明该接头的抗裂性能越
好。
拘束度R与拘束应力σ之间的关系:
σ=mR
(m为比例系数)
低合金高强钢手弧焊: m=0.03~0.05
在实际工程应用中,常用厚度来估算拘束度R
一般情况下 R=400h
高拘束度时 R=900h(h≈ 25~35mm)
Rmax=1500N/mm.mm
有应力集中时,σ=K mR
K :应力集中系数
随着σ增大,直至形成裂纹时,此时的σ称之为临界拘束应
力σcr 。
氢含量与分布、淬硬组织和拘束应力三者对冷裂纹的影响是
非常复杂的,它们的影响不是孤立的,相互之间有着密切的关系。
含氢量越高,组织氢脆敏感性越大,应力越大,则产生冷裂纹的
倾向越大。
(五)、临界关系式与冷裂纹判据
冷裂纹产生条件:ε≥δmin
影响ε的根本因素是拘束度(R) ,影响δmin的因素主要是氢
脆和组织脆化。
为了便于在工程应用上易于判断钢材的冷裂纹敏感性,形成
冷裂纹的判据 (冷裂纹敏感指数PW和PC )
PW  PCM 
PCM   (C ) 
HD
R

60 400000
PC  PCM 
HD
h

60 600
 ( Si )  ( Mn  Cr  Cu )  ( Mo )  ( Ni )  (V )
30

20

15

60

10
 5 ( B)
式中,PCM是根据种低碳低合金高强钢的实验数据总结出来的经
验公式。
上式的适用范围为
ω (c)=0.07~0.22%,ω (Si) =0~0.6%,ω (Mn) =0.4%~1.4%, ω
(Cu) =0~0.5%,ω (Ni) =0~1.20%,ω (Cr) =0~1.2%,ω (Mo)
=0~0.7%,ω (V) =0~0.12%,ω (Ti) =0~0.05%,ω (Nb)
=0~0.04%,ω (B) =0~0.005%,HD =1.0~5.0mL/100g,
h=19~50mm,R=5000~33000N/(mm≥mm),E=17~30kJ/cm,试
件为斜Y坡口。
用PW或PC,在大量试验的基础上获得了一系列是否产生冷裂
纹的相应工程判据(临界关系式)。
⑴避免的生冷裂纹的临界预热温度为:
T0=1440Pw-392℃
如果熔敷金属中含氢量高于5mL/100g,可采用如下公式计算
T0=1060PH-408℃
P P
R
 0.075 lg H D 
400000
H
CM
其中
⑵临界应力:
根据插销试验,产生冷裂纹的临界应力σcr(N/mm2)为:
 cr  2420( PCM
HD

)  500lg t100  30
60
临界应力经验公式 (日本)
 cr  [86.3  211PCM  28.2 lg( H D  1)  2.73t8 / 5  9.7 103 t100 ]  9.8
⑶临界冷却时间
(t100)cr =10.5×104(PW-0.276)2
从安全考虑,希望控制冷却条件满足下式
t100 ≥1.35(t100)cr
⑷临界扩散氢含量
在PCM与R一定时,能引起冷裂纹产生的临界残余扩散氢(HD)cr,
在斜Y坡口试验条件下,有如下关系:
R
lg( H D ) cr  3.92  15.3( PCM 
)
400000
为防止冷裂纹产生,必须限制PW 。对低碳合金高强钢,在双
面V型坡口时,希望PW <0.3;对于微合金化钢和C-Mn钢,PW <
0.35。
(六)、焊接冷裂纹的防止
控制影响冷裂纹的三大因素,可有效防止冷裂纹产生,即尽
可能降低拘束应力、消除一切氢的来源,并改善组织。
以下就冷裂纹的防止从冶金和工艺两方面进行阐述。
1、冶金方面
⑴选择抗裂性好的钢材(杂质含量低的钢中,低碳微合金化) ;
(2)焊接材料的选用
①选用低氢或超低氢焊条 ;②选用低强焊条(P324 ,图12-44);
③选用奥氏体焊条 ;④特殊微量元素的应用 ;⑤选用低氢的焊
接方法
2、焊接工艺方面,
⑴预热温度的控制 ;
斜Y坡口拘束抗裂试验:T0=1440PC-392℃
X,U,V坡口拘束抗裂试验:T0=1330PW-380℃
K形坡口和T形坡口拘束抗裂试验:T0=2030PW-550℃
⑵焊接线能量的控制 ;
对于大多数低碳低合金高强钢,以提高线能量来延长冷却时
间可提高冷裂临界应力σcr。
利用插销试验等方法可求得启裂临界应力σf与断裂临界应
力σr。若已知实际应力,可根据σr或σf确定限界线能量,但这
是不易处理的。
因而采取安全极限状态,即假定实际应力已达屈服点σy。
如按开裂准则,启裂临界应力σf=σy时的线能量即为限定线能量,
此时的t8/5或t100即为最小限定冷却时间。若实际所用线能量不满
足这一限定线能量或限定冷却时间的要求,就必须采取预热措施。
⑶多层焊层间时间间隔的控制 ;
与单层焊缝相比,多层焊能够显著减少根裂纹。但要求在第
一层焊道尚未产生焊根裂纹的潜伏期内完成第二层焊道的焊接。
对于HT50~HT70(Pcm=0.15%~0.26%)的两层焊的插销试验证明,
两层焊接时,即使采用高氢的纤维型焊条,也可获得用低氢型焊
条单层焊时同样的冷裂临界应力。这个临界应力也随热影响区的
最高硬度的增高而降低。考虑到组织与氢的共同作用,两层焊时
的冷裂临界应力(σCT)2概括为下列关系式
(σCT)2=0.167HV-22.5lgHD1+98
HV——两层焊热影响区最高硬度;
HD1——第一层焊道熔合区聚集的扩散氢量。
对于一定成分的钢种,PW值一定时,每多焊一层,其预热
温度就可以明显降低一些。
式中
⑷紧急后热的作用 ;
后热的作应:a、减少残余应力;b、改善组织(减少淬硬性);
c、消除扩散氢。
只要能在接头冷却到TUC以前及时进行后热,则对于防止冷裂
纹必然有效。如果进行预热,预热温度一般也不应低于TUC。
UJS--XGF
图12-48后热温度TPH与后热时间tPH的关系
为防止产生延迟裂纹,后热温度应有一个有效下限TPC,低于TPC时后热
将无效,希望TPC≥Tuc。因Tuc与钢种成分有关,因此引进一个与后热有关的
碳当量(Ceq)p
(Ceq)p=(C)+0.2033(Mn)+0.0473(Cr)+0.122(Mo)+0.0292(Ni)-0.0792(Si)+
0.0359(Cu)-1.595(P)+1.692(S)+0.844(V)
(12-47)
TPC(℃)=455.5[Ceq]p -111.4
(12-48)
可见,碳当量越大,后热下限温度TPC也越高。
如果后热温度提高,则预热温度可适当降低,甚至也可能不必预热。
UJS--XGF
四、焊接裂纹的分析与判断
1、宏观分析及判断
用宏观分析的方法确定某焊接结构所出现裂纹的性质是最
方便和最简易的,也是工程上采用最多的方法。所谓宏观分析,
主要是采用常规的检测手段,根据材质和焊接材料的化学成分、
建造过程中的焊接工艺和产品结构的运行工况条件,对已出现的
裂纹进行定性地分析与判断。
⑴被焊材质和焊接材料的化学成分 ;
⑵根据施工中的焊接工艺 ;
⑶产品结构的运行工况条件 。(环境是否有腐蚀介质,是否在高
温高压下工作等)
2、微观分析及判断
根据显微组织和裂纹的特征来判断裂纹的性质。
用宏观分析方法还不能得出肯定结论,就需要采用微观分析
方法进行深入地分析,使用光学显微镜,电子显微镜、扫描电
镜、电子控针、以及俄歇能谱和X光晶体衍射等手段来观察和
分析裂纹的特征都属于微观分析的方法。在这些方法中,当前
应用最为广泛的就是光镜下的显微组织观察和扫描电镜下的断
口分析。
⑴、热裂纹
热裂纹主要出现在焊缝,并且具有沿晶的特征,有时还带有
氧化的彩色。
⑵、冷裂纹
主要出现在低合金高强钢、中高碳钢的焊接热影响区,沿晶
或穿晶断裂,断口具有金属光泽。
⑶、再热裂纹
这种裂纹主要是沿过热粗晶的边界发生和扩展。
⑷、层状撕裂,⑸、应力腐蚀裂纹
UJS--XGF

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