熔池凝固和焊缝固态相变.ppt

第三章 熔池凝固和焊缝固态相变,1,主要内容,第一节 熔池凝固 第二节 焊缝金属的一次结晶组织 第三节 焊缝固态相变 第四节 焊缝中的气孔和夹杂,2,熔池凝固过程的研究目的： 熔池凝固过程对焊缝金属的组织、性能具有重要影响。 焊接工程中，由于熔池 中的冶金条件和冷却条件不同，可得到性能差异很大的组织。 同时有许多缺陷是在熔池凝固的过程中产生的，如气孔、夹杂、偏析和结晶裂纹等。 另一方面，焊接过程是处于非平衡的热力学条件，因此熔池金属在凝固过程中会产生许多晶体缺陷，如点缺陷（空位和间隙原子）、线缺陷（位错）和面缺陷（界面）。这些缺陷的发展严重影响焊缝的金属的性能。,3,熔焊时，在高温热源的作用下，母材将发生局部熔化，并与熔化了焊丝金属搅拌混合而形成焊接熔池（Weld Pool）。 与此同时，进行了短暂而复杂的冶金反应。 当焊接热源离开以后，熔池金属便开始凝固（结晶），如图3-1。,第一节 熔池凝固,一、熔池的凝固条件和特点 结晶过程：晶核生成、晶核长大 1.熔池的体积小、冷却速度大 含碳高、合金元素较多的钢种，容易产生淬硬组织，甚至焊道上产生裂纹 熔池中心和边缘有较大的温度梯度，致使焊缝中柱状晶得到很大发展，一般情况下没有等轴晶，只有在焊缝断面的上部有少量的等轴晶（电渣焊除外）。 2.熔池中的液态金属处于过热状态 合金元素的烧损比较严重，使熔池中非自发形核的质点大为减少（柱状晶的形成原因之一）。 3.熔池是在运动状态下结晶（如图3-2） 熔池以等速随热源移动，熔化和凝固同时进行。气体吹力，焊条摆动、内部气体逸出等产生搅拌作用，利于排除气体和夹杂，有利于得到致密而性能好的焊缝。,4,二、熔池结晶的一般规律,1.熔池中晶核的形成 自发形核 所需能量： 其中：新相-液相的界面张力 Fv单位体积内固液两相自由能之差 非自发形核所需能量： =0 Ek=0 液相中有大量的悬浮质点和现成表面。 =180Ek=Ek全自发形核，不存在非自发晶核的现成表面。 = 0 180时，Ek/ Ek=01，说明在液相中有现成表面存在时，将会降低形成临界晶核所需的能量。,5,二、熔池结晶的一般规律,角的大小决定于新相晶核与现成表面之间的表面张力。如果新核与液相中的原有表面固体粒子的晶体结构越相似（即点阵类型与晶格常数相似），则二者之间的表面张力越小， 角也越小，那么自发非自发晶核的能量也越小。 因此，对于焊接熔池来讲，非自发晶核起了主要作用。,6,熔池中的现成表面 合金元素或杂质的悬浮质点（在一般情况下所起作用不大） 熔合区附近加热到半熔化状态的基体金属晶粒表面，非自发晶核就依附在这个表面上，并以柱状晶的形态向焊缝中心成长，形成所谓交互结晶（或称联生结晶），如图3-4、3-5所示。 焊接时，为改善焊缝金属的性能，通过焊接材料加入一定量的合金元素（如钼、钒、钛、铌等），可以作为熔池中非自发形核的质点，从而使焊缝金属晶粒细化。,7,2.熔池中的晶核长大 熔池中晶核形成之后，就以这些新生的晶核为核心，不断向焊缝中心成长。但是，长大的趋势各不相同，有的柱状晶体严重长大，一直可以成长到焊缝中心，有的晶体却只成长到半途而停止。 晶粒由为数众多的晶胞组成，在一个晶粒内部这些晶胞具有相同的方位，称为“位向”。不同的晶粒具有不同的位向，称为各向异性。因此，在某一个方向上的晶粒就最易长大。此外，散热的方向对晶粒的长大也有很大的影响。,8,当晶体的最易长大方向与最大温度梯度方向（最快散热方向）相一致时，可优先成长，可一直长至熔池的中心，形成粗大的柱状晶体。 有的晶体由于取向不利于成长，与散热最快的方向又不一致，这时晶粒的成长就停止下来。 以上称之为焊缝中柱状晶体的选择长大，如图3-6。,9,三、熔池结晶的线速度 熔池的结晶方向和结晶速度对焊接质量有很大的影响，特别是对裂纹、夹杂、气孔等缺陷的形成影响更大。 焊接熔池的外形为椭球状的曲面，即结晶的等温面，熔池的散热方向是垂直于结晶等温面的，因此，晶粒的成长方向也是垂直于结晶等温面的。 由于结晶等温面是曲面，因此晶粒成长的主轴必然是弯曲的。 如图3-7所示，晶粒主轴的成长方向与结晶等温面正交，并且以弯曲的形状向焊缝中心成长。,10,1.晶粒主轴生长的线速度(Vc)分析 晶粒生长的线速度分析图（如图3-8） 在dt内，当结晶等温面由AB时，变化的距离为dx，则dx/dt=V（焊接速度），此时该晶粒生长由AC，变化距离为ds，则ds/dt=Vc，当dt0时，BC垂直于AC，即： cos取决于焊接规范和材料的热物理性质及形状,11,cos值的确定 厚大件： 薄件： 对Vc的讨论 =0 时，Vc=V（焊缝中心线） =90时，Vc=0（熔合线，焊缝边界） 即晶粒生长速度是变化的 V，生长越垂直于焊缝中心，易形成脆弱的结合线，产生纵向裂纹 VVc，所以焊易裂材料时，不能用大的焊速,12,13,四、熔池结晶的形态,1.分类 结晶形态的不同，是由于金属的纯度和散热条件的不同所致。 2.纯金属的结晶形态（如图3-16） 正的温度梯度：平面晶，生长缓慢（主要） 负的温度梯度：生长速度快，除主轴外，还有分枝，生成树枝晶（较少）,14,3.固溶体的结晶形态（如图3-16b)、d)） 温度过冷：结晶潜热所致固相前部温度高，液相温度低 成分过冷：先结晶温度高，后结晶温度低，快速结晶时，易出现树枝晶,15,3.成分过冷对结晶形态的影响 平面结晶（如图3-24） GT 胞状结晶（如图3-25） G与T少量相交 胞状树枝结晶（如图3-26） G与T相交较大，晶粒主轴快速伸向液相内部，横向排溶质，故横向也出现分枝 树枝状结晶（如图3-27） 当成分过冷进一步增大，树枝晶显著 等轴结晶（如图3-28） 液相成分过冷区很宽，不仅在前沿生成树枝晶，内部也形成树枝晶等轴晶,16,17,温度梯度G 实际结晶温度T，无成分过冷，平面晶，高纯度的金属,18,G与T少量相交，具有较小的成分过冷,19,G与T相交较大，具有较大的成分过冷区域晶粒主轴快速伸向液相内部，横向排溶质，故横向也出现分枝。,20,当成分过冷进一步增大，即温度梯度G与实际结晶温度相交的面积很大时，形成明显的树枝晶。,21,当液相的温度梯度G很小，能在液相中形成很宽的成分过冷区，不仅在结晶前沿生成树枝晶，同时液相的内部也形成树枝晶等轴晶,综合（如图3-28） 结晶形态的不同，主要决定于合金中溶质的浓度（杂质）C0、结晶速度（或晶粒长大速度）R和液相的温度梯度的综合作用。 当结晶速度R和温度梯度G不变时，随合金中溶质浓度的提高，则成分过冷增加，从而使结晶形态由平面晶变为胞状晶、胞状树枝晶、树枝状晶、最后到等轴晶 当合金中溶质的浓度C0和温度梯度一定时，结晶速度R越快，成分过冷的程度越大，结晶形态也可由平面晶过渡到胞状晶、树枝状晶，最后到等轴晶 当合金中溶质浓度C0和结晶速度R一定时，随液相温度梯度的提高，成分过冷的程度减小，因而结晶形态的演变方向恰好相反，由等轴晶、树枝晶逐步演变到平面晶,22,23,焊缝各部位结晶形态的变化,熔池中不同部位温度梯度和结晶速度不同，成分过冷的分布不同，焊缝各部位出现不同的结晶形态：平面晶、胞状晶、树枝状晶、等轴晶。,24,实际焊缝凝固金属的组织形态,实际焊缝凝固金属的组织形态不一定具有上述全部结晶形态，一般来说由柱状晶和少量等轴晶构成。 柱状晶+少量等轴晶 柱状晶内：平面晶、胞状晶、树枝状晶 等轴晶内：树枝晶,25,焊条电弧焊接凝固组织 Q235、14MnMoNbB钢,26,埋弧焊接凝固组织 Q235A钢,五、焊缝的化学成分不均匀性,1.焊缝中的化学成分不均匀性 显微偏析： 先结晶的合金溶质浓度C0低，后结晶的合金溶质浓度C0高，即晶粒中心C0高，边缘低 原因：冷却速度快，来不及均匀化 要求细晶化，降低偏析 区域偏析 焊缝中心部位聚集较多低熔点杂质，柱状晶结晶的结果 层状偏析 结晶（熔滴过渡）的周期性所致,27,2.熔合区的化学成分不均匀性 熔合区的形成 母材与焊缝交界的地方并不是一条线，而是一个区域 熔合区熔化不均（传热、半熔化晶粒散热不均匀） 熔合区宽度（P131）,28,熔合区成分分布（如图3-39) 溶质在液相中的溶解度 在固相中的溶解度 故：固相浓度 界面 液相浓度 C0 C C0 C0 + C 分配取决于扩散系数和分配系数，特别是S、P、C、B、O、N等 熔合区还存在物理不均匀（组织、性能） 焊接接头的薄弱部位,29,第二节 焊缝金属的一次结晶组织,一、焊接条件下的凝固结晶形态 1.理论上 熔合线处：G最大、R最小平面晶 焊缝中心处：G最小、R最大等轴晶 2.实际上（不一定全部形态都出现，与许多因素有关） 成分：溶质浓度C0对成分过冷的影响 板厚和接头形式：影响温度梯度 焊接速度 VR,熔合线处G,焊缝中心处G出现大量等轴晶（否则出现胞状晶或树枝晶） 焊接电流 IG,胞状晶粗大胞状树枝状晶,30,31,钨极氩弧焊接凝固组织 纯度为99.99%的铝焊缝-a）：平面晶-胞状晶 纯度为99.6%的铝焊缝-b）、c）：胞状树枝晶-等轴晶,32,焊接工艺参数对焊缝结晶形态的影响 焊接速度的影响 VR成分过冷,33,焊接工艺参数对焊缝结晶形态的影响 焊接电流 IG成分过冷,粗胞状树枝晶,二、凝固组织形态对性能的影响 生成粗大的树枝状晶，韧性降低，对气孔、夹杂、热裂都有影响 消除粗大的树枝晶 三、焊缝金属的性能的改善措施 1.固溶强化和变质处理 加入Mo、V、Ti、Zr、Al、B、N、稀土Te等 2.振动结晶 机械振动、高频超声振动、电磁振动 3.焊接工艺 焊后热处理、多层焊（层间回火）、锤击、跟踪回火等,34,第三节 焊缝固态相变,完全凝固之后，在连续冷却过程中，对于钢铁材料将发生组织转变，转变后的组织是根据焊缝的化学成分和冷却条件而定的。 一、低碳钢焊缝 组织特征：F（白色）+少量P，A晶界析出F，有时F呈魏氏组织形态 魏氏组织特征：过热组织，铁素体在奥氏体晶界呈网状析出，也可从奥氏体晶粒内部沿一定方向析出，具有长短不一的针状或片条状，可直接插入珠光体晶粒之中，一般经A3点以上2030正火后，柱状晶可消除。 冷速不同，组织不同：冷速增加，P增多，F减少，硬度升高,35,魏氏组织,二、低合金钢的固态相变 1.总的来说，以F+P为主，有时出现B及M，具体是否出现则与焊材及工艺有关（成分、冷速） 2.铁素体（F）转变（Firrite，F）转变 粒界F（高温转变770680）：为先共析F，由奥氏体晶界析出向晶内生长，呈块状 侧板条F（700550）：由奥氏体晶界形核，以板条状向晶内生长（由于F形成温度较低，F内含碳极低，故又称为无碳贝氏体） 针状F（500附近）：大都非自发形核，在奥氏体内形成 细晶F （500以下） ：奥氏体晶内形成，有细化晶粒元素（Ti、B）出现时，晶界有Fe3C出现，接近上贝氏体,36,37,焊缝中铁素体的类型 （1）先共析铁素体（Pro-eutectoid Ferrite， PF） 温度：770-680 ； 位置：沿奥氏体晶界,又称为粒界铁素体（Grain Boundary Ferrite, GBF) 形态：长条形或多边形块状 性能特点：使韧性下降（低屈服点）,38,（2）侧板条铁素体（Ferrite Side Plate， FSP） 温度：700-550 位置：从晶界铁素体侧面向晶内生长 形状：板条状，形态如镐牙状 性能特点：使韧性下降,39,（3）针状铁素体（Acicular Ferrite ，AF） 温度：500 ； 位置：在奥氏体晶粒内部 形态：针状 条件：中等冷却速度 性能特点：韧性好,40,（4）细晶铁素体（Fine Grain Ferrite ，FGF） 温度：500 以下 位置：在奥氏体晶粒内部 形状：细晶状 条件：存在细化晶粒的元素（Ti，B等） 性能特点：韧性好,晶内白色块状为FGF,41,随着合金化程度的提高，AF组织增多的同时，焊缝强度也随之提高。AF增多，有利于改善韧性。,42,43,3.珠光体（P）转变（Pearite，P） （Ar1550） 热处理平衡状态 珠光体转变Ar-550 ， C、Fe原子扩散比较容易。珠光体转变为扩散型相变。（P是F和Fe3C的层状混合物领先相Fe3C） 焊接状态,非平衡转变，得到P量少，珠光体转变量小。若添加B 、Ti合金元素，P转变全部被抑制。 一般情况不出现P，只有在缓冷时，才会出现片状或粒状的珠光体 原因：焊接过程是一个不平衡过程，冷却速度快，C扩散受到抑制，很难出现F/Fe3C片状结构,44,45,P+F,粒P+AF,46,4.贝氏体（B）转变（Bainite，B） （中温转变550Ms） 上贝氏体（B上）转变 形成温度：550450 形态：羽毛状 形成机理：扩散 下贝氏体（B下）转变 转变温度：450MS 形态：针状铁素体和针状渗碳体机械混合，针与针之间呈一定的角度 形成机理：扩散 粒状贝氏体（B粒） 形成温度高于上贝氏体 形态：无碳铁素体包围着富碳物质 转变产物：F + Cm、M-A组织或残余奥氏体,47,48,49,中温转变， 550 Ms （1）上贝氏体 (Upper Bainite， Bu) 温度：550-450 ； 位置：沿奥氏体晶界析出 形态：呈羽毛状，平行的条状铁素体之间分布有渗碳体 性能特点：韧性较差（小条状Fe3C分割了基体的连续性）,50,（2）下贝氏体 （Lower Bainite ，BL） 温度：450 -Ms 形态：针状铁素体和针状渗碳体的机械混合物 性能特点：强度和韧性都较好,51,（3）粒状贝氏体 (Grain Bainite， BG) MA组元（Constitution M-A) 在块状铁素体形成之后，待转变的富碳奥氏体呈岛状分布在块状铁素体之中，在一定的合金成分和冷却速度下，这些富碳的奥氏体岛可转变为富碳马氏体和残余奥氏体。富碳马氏体和残余奥氏体,硬度高。 在块状铁素体上的组元以粒状分布时，即为“粒状贝氏体”。,5.马氏体(M)转变（Martensite，M） （Ms以下） 低碳马氏体（板条马氏体） 转变温度：MS温度以下 形态：在奥氏体晶粒的内部形成细条状马氏体板条，条与条之间有一定的交角 形成机理：位错 高碳马氏体（片状马氏体） 形态：马氏体较粗大，往往贯穿整个奥氏体晶粒，使以后形成的马氏体片受到阻碍 形成机理：孪晶,52,53,当焊缝中含量较高或合金元素含量较多时，在快冷条件下，冷却到s以下，将发生马氏体转变。 （1）板条马氏体（Lath Martensite）、低碳马氏体、位错型马氏体 低碳低合金钢 奥氏体内部 细条状 综合性能指标在马氏体中最好,54,（2）片状马氏体（Plate Martensite）、高碳马氏体、孪晶马氏体 焊缝中含碳量大于0.4% 粗大，经常贯穿奥氏体晶粒内部 硬度高而脆,55,56,57,焊缝金属连续冷却组织转变图 （WMCCT图）,WM-CCT图对于预测焊缝的组织及调节焊缝的性能具有重要意义。,58,三、焊缝金属性能的控制,影响焊缝性能的因素 结晶形态与组织的影响 化学成分的影响 焊接缺陷的影响,59,固溶强化 加入碳、锰、硅、铬、镍、钼等，均有固溶强化的作用。 细晶强化 加入钛、铌、硼、铝、铬、镍、稀土等，可细化晶粒，提高强度。 沉淀强化 加入碳、氮化物形成元素。 相变强化 加入合金元素，改变相变组织。,（一）焊缝合金化与变质处理,60,1. 优化合金成分 （1）严格限制有害的杂质元素：S、P、N、O和H； （2）通过合金元素来提高焊缝韧性 促使高熔点第二相质点的析出，通过钉扎作用阻止奥氏体晶粒长大； 降低奥氏体分解温度，减少边界铁素体的形成； 在奥氏体内形成铁素体形核核心，促使奥氏体在500-550温度区间分解得到针状铁素体，防止在奥氏体晶界形成侧板条铁素体； 防止M-A组元的形成；（避免中等冷却速度） 防止或减少低温产物马氏体、上贝氏体的形成；,（二）焊缝金属韧化的途径,61,（3）配置多种微量合金元素，则可能在大幅度地提高焊缝金属的强度的同时提高韧性和抗裂性。 Mn和Si 最为常用的强化焊缝的元素 例如低合金钢（C:0.10-0.13%）埋弧焊时，Mn、Si分别处于0.81.0%和0.10.25%时，可以得到细晶铁素体和针状铁素体，具有较好的韧性。,Mn和Si对低合金钢焊缝韧性的影响,62,在Mn-Si系基础上复合添加Ti和B等微量元素 B在高温下易向奥氏体晶界扩散，在晶界沉淀聚集而降低晶界扩散，使晶界奥氏体的稳定性增大，抑制了PF和FSP的形核与生长，从而使转变开始温度向低温方向移动。 Ti与氧的亲和力很大，焊缝中的Ti以微小颗粒可以作为“钉子”位于晶粒边界，阻碍奥氏体晶粒的长大。,63,Mo 降低奥氏体分解温度，抑制边界铁素体形成，加入少量的Mo不仅可以提高强度，同时也能改善韧性。 Nb和V 焊缝金属中可固溶，推迟奥氏体向铁素体的转变，能够抑制焊缝中先共析铁素体的产生，而激发形成细小的AF组织。 所形成的氮化物使强度大大提高，而使韧性下降。通过正火处理可改善韧性。 稀土元素Y，CeTe，Se： 促进组织细化，提高韧性,64,2. 调整焊接工艺参数 （1）焊接热输入 过大的热输入使结晶时产生粗大的柱状晶，同时，由于降低了冷却速度，可能得到较多的边界铁素体； 过小的热输入，则在较高合金成分焊缝形成马氏体，也会使焊缝韧性下降。 （2）多层焊 （3）焊后热处理 （4）振动结晶,第四节 焊缝中的气孔和夹杂,一、气孔 （一）气孔的类型及其分布特征 1.气孔的类型及形成原因 类型：表面气孔、内部气孔 形成原因 结晶时因气体溶解度突然下降来不及逸出残留在焊缝内部的气体（H2、N2） 冶金反应产生的不溶于金属的气体（CO、H2O） 2.氢（H）气孔 出现在低合金焊缝中，大都为表面气孔，含H2O多时，也会出现在内部,65,形状 表面气孔：喇叭口形，内壁光滑，形如螺钉状 内部气孔：圆球状 形成原因 在相邻树枝晶的凹陷最深处是氢气泡的胚胎场所，冷却中，氢的溶解度从液态下32ml/100g下降到固态下的10ml/100g，由于焊接熔池冷却快，H2来不及逸出时，就会形成气孔。氢由于受到表面的吸附作用，液体的粘度以及机械阻力的影响，在上浮与受阻的综合作用下，形成具有喇叭形的表面气孔,66,2.氮（N）气孔 一般在表面成堆出现，呈蜂窝状，只有在保护不良时出现，形成原因与氢气孔相似 3.一氧化碳（CO）气孔 在熔池后部，结晶期间，在柱状晶界区域，由于温度低，C浓度高，产生C的偏析，易发生反应：FeO+C CO+Fe，反应产生的CO因熔池金属粘度大，浮出阻力大而滞留内部，并随结晶过程的进行而不断形成，故气孔是沿结晶方向分布的,67,（二）气孔的形成机理 1.气孔形成条件 液体中有过饱和气体存在 非自发形核，质点较多（在枝晶间凹陷处，未熔晶粒表面，界面等） 结晶速度大于气泡上浮速度 2.形核 纯金属中气泡形核的可能性极小 焊接熔池中，存在很多现成的表面（易聚集N、H、C等活性元素），产生气泡就较为容易,68,形核能量 Aa/A越大，Ep越小，越易形核，故在枝晶晶界凹陷处及未熔化晶粒表面易形核,69,3.长大 长大的条件：ph（内压）p0（外压） p0 pa + pc = 1+2/r pa大气压 pc表面张力所构成的附加压力 金属与气体之间的表面张力 r气泡半径 所以气泡半径越大，越易长大,70,4.上浮 气泡成长到一定大小脱离现成表面的能力主要决定于液态金属、气相和现成表面之间的表面张力，即：,71,当90时，有利于气泡的逸出，而90时，由于形成细颈需要时间，当结晶速度较大的情况下，气泡来不及逸出而形成气孔（如图3-61） 因此：减小2. g和1. 2，以及增大1. g都可以有利于气泡快速逸出。因为可以减小值,72,当结晶速度较小时，气泡可以有充分的时间逸出，易得到无气孔的焊缝。当结晶速度较大时，气泡有可能来不及逸出而形成气孔（如图3-62）,73,气泡浮出的速度 气泡的半径越大，熔池中液体金属的密度越大，粘度越小时，则气泡的上浮速度也就越大，焊缝中就不易产生气孔,74,（三）影响因素及防治措施 1.冶金方面 熔渣的氧化性 氧化性CO气孔 还原性H2气孔 一般焊缝中用CO乘积表示CO气孔倾向，在酸性焊条中，有时乘积大，但未见气孔，因为O活度小；而碱性渣乘积小，O活度大，易出现气孔 药皮成分 CaF2、SiO2、氧化物及碳酸盐都可脱H 铁锈、油污 特别铁锈对CO（Fe2O3氧化性）、H2 (H2O)气孔都比较敏感,75,二、夹杂 1.氧化物夹杂 （以SiO2为主的硅酸盐、MnO、TiO2、Al2O3） 焊缝中易引起热裂纹 母材中易出现层状撕裂 2.氮化物夹杂 焊缝中很少出现（时效时可能出现Fe4N析出） 3.硫化物夹杂 加强脱S、脱O，控制焊材中的S、P量 注意工艺操作，加强保护,76,本章结束,77,