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焊接成型原理. 长春工业大学材料科学与工程学院 课件制作：徐世伟 指导教师：刘耀东. 第三章 熔化焊接头的组织与性能. 3.1. 焊缝金属的组织与性能. 3.2. 焊接热影响的组织与性能. §3.1 焊缝金属的组织与性能. 3.1.1 焊缝金属的结晶 1.焊缝金属凝固特点： (1)加热温度高，冷却速度快； (2)热源移动，结晶过程连续进行并随熔池前 进； (3)液体金属中不同部位其温度不均匀性巨大、中心 过热； (4)原始成分不均匀，因熔池存在时间短而来不及均 匀。.
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焊接成型原理 长春工业大学材料科学与工程学院 课件制作：徐世伟 指导教师：刘耀东
第三章 熔化焊接头的组织与性能 3.1 焊缝金属的组织与性能 3.2 焊接热影响的组织与性能
§3.1 焊缝金属的组织与性能 3.1.1 焊缝金属的结晶 1.焊缝金属凝固特点： (1)加热温度高，冷却速度快； (2)热源移动，结晶过程连续进行并随熔池前 进； (3)液体金属中不同部位其温度不均匀性巨大、中心 过热； (4)原始成分不均匀，因熔池存在时间短而来不及均 匀。
2.焊缝金属的凝固过程： （1）熔池中晶核的形成 在焊接熔池非常过热的条件下，在开始凝固时，主要是以非自发形核。 在焊接条件下，熔池中存在有两种现成表面：一种是合金元素或杂质的悬浮质点(在一般正常情况下所起作用不大)；另一种是熔合区附近加热到半熔化状态基本金属的晶粒表面，非自发晶核依附在这个表面上，并以柱状晶的形态向焊缝中心成长，形成交互结晶(或称联生结晶)，如图3-1和图3-2所示。
焊接时，向焊接材料中加入一定量的合金元素（如Mo、V、Ti、Nb）作熔池中非自发晶核的质点，使焊缝金属晶粒细化，从而改善焊缝金属的性能。 （2）熔池中的晶核长大 熔池中形核后，以新生的晶核为核心，不断向焊缝中成长。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。
当晶体最易长大方向与散热最快方向(或最大温度梯度方向)相一致时，则最有利于晶粒长大，便优先得到成长，可以一直长至熔池的中心，形成粗大的柱装晶体。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，这时晶粒成长就停止下来，如图3-3所示，这是焊缝中柱状晶体选择长大的结果。 由于焊缝凝固是在热源不断移动的情况下进行的，随着熔池向前推进，最大的温度梯度方向不断地改变，因此柱状晶长大的有利方向也随之变化。一般情况下，熔池呈椭圆状，柱状晶垂直于熔池边缘弯曲地长大。
3.熔池凝固的形态 熔池凝固形态主要有柱状晶和少量等轴晶两类。 （1）纯金属的结晶形态 晶粒的长大需要一定的过冷度。因整个液体中的凝固点为恒定温度，故过冷度的大小取决于温度梯度G。 正温度梯度（G>0）：液相温度高于固相温度，且距界面越远，液相温度越高。 由于液态金属的温度高，过冷度小或为负，深入液体金属内部的晶体成长缓慢，形成平面晶。纯金属焊缝凝固属于这种情况。
负温度梯度（G<0）：液相温度高于固相温度，且距界面越远，液相温度越低。负温度梯度（G<0）：液相温度高于固相温度，且距界面越远，液相温度越低。 由于液体内部的温度比界面低，过冷度大，因而伸入液体金属内部的晶体成长速度很快，形成树枝状晶。 （2）固溶体合金的结晶形态 成分过冷：由于固液界面处成分起伏而造成的过冷。 合金的结晶形态受温度过冷和成分过冷的影响。因此合金结晶时不必很大的过冷就可出现树枝晶和其他的结晶形态。
4.焊接条件下的凝固形态 熔池中成分过冷的分布因焊缝不同的部位而不同，主要有柱状晶 和少量等轴晶两类。 在焊缝的熔化边界，G较大，结晶速度R较小，成分过冷接近零，形成平面晶； 远离熔化边界向焊缝中心过渡时，G变小，R增大，结晶形态随之变化：平面晶→胞状晶→树枝胞状晶（柱状晶区）→等轴晶。 在实际焊缝中，由于化学成分，板厚和接头形式不同，不一定具有上述结晶形态。
5.焊接工艺对一次组织结构的影响 焊接速度、焊接线能量等焊接工艺条件对一次组织形态有很大的影响。 熔池结晶速度vR和焊接速度vS有如下关系： （3-1） 式中，α——vR与vR之间的夹角。 研究表明：焊接速度越大，α角越大，结晶生长方向的曲线越接近直线，很少弯曲，形成对生的柱状晶焊缝结构。当焊速越小时，则晶粒的生长方向越弯曲。如图3-4所示。
图3-4 焊接速度对一次组织的影响 （a）大焊速 （b）小焊速
当高速焊时，最后结晶的低熔点夹杂物被推移到焊缝中心，形成中心弱面，导致焊缝中心易出现纵向裂纹。这就是故热裂敏感性大的奥氏体钢和铝合金焊接时不能采用大焊速的主要原因。 当焊接电流小时，线能量减小，熔合区附近过热程度小，结晶时温度梯度大，成分过冷减小，形成胞状晶。 随电流加大，热输入增加，母材过热程度增加，温度梯度减小，成分过冷增加，焊缝结晶组织成为胞状树枝晶。 当电流进一步加大，焊缝中的树枝晶也随之粗大。
6.焊缝金属的化学成分不均匀性 在熔池进行结晶的过程中，由于冷却速度很快，已凝固的焊缝金属中合金元素来不及扩散，导致分布不均匀，即偏析。在焊缝的熔合区，成分极不均匀，为焊接接头的薄弱地带。 根据偏析的特点分为三类：宏观偏析、微观偏析和熔合线偏析。 (1)宏观偏析 宏观偏析是由于柱状晶沿一定方向生长，使溶质偏聚于晶间及部分地区，导致溶质浓度升高。
(a)层状偏析：周期性分布产生于焊缝的层状偏析，是结晶速度周期性变化引起的。从焊缝浸蚀后的断面上发现有颜色不同的分层组织。如图3-5所示。(a)层状偏析：周期性分布产生于焊缝的层状偏析，是结晶速度周期性变化引起的。从焊缝浸蚀后的断面上发现有颜色不同的分层组织。如图3-5所示。 (b)焊缝中心偏析：结晶由未熔化母材处开始向焊缝中心结晶，使杂质推往最后凝固的熔池中心而形成。如图3-6所示。 (c)焊道偏析：多道多层焊时在层间、道间形成的成分偏析。在不同材料堆焊和异种钢焊接时极易产生。 (d)弧坑偏析：收弧处熔池未能填满，凝固时大量杂质无法排出及成分扩散不均匀而导致偏析。
图3-5 层状偏析 图3-6 焊缝中心偏析
(2)微观偏析(显微偏析) 由于焊接快速冷却，结晶后的成分来不及趋于一致，而在相当大的程度上又保持着结晶有先后，从而使晶界、晶内的亚晶和树枝晶之间都存在着不同程度的显微偏析。 (a)柱状晶偏析：柱状晶主干与侧枝及晶间成分的不一致，如图3-7所示。并易由此引起裂纹。图3-8所示为18MnMoNb钢焊后柱状晶间裂纹。 (b)树枝状晶偏析：在枝晶之间的溶液浓度高又聚集杂质，熔点最低，最易产生结晶裂纹。
图3-7 柱状晶间偏析 图3-8 柱状晶间夹杂引起裂纹
(c)胞状晶偏析：胞状晶中心溶质浓度低、熔点高。胞晶之间溶质浓度高而熔点低，形成胞状晶偏析。(c)胞状晶偏析：胞状晶中心溶质浓度低、熔点高。胞晶之间溶质浓度高而熔点低，形成胞状晶偏析。 (3)熔合区偏析 焊接过程中由于焊接热作用使熔合区附近产生碳和合金元素浓度明显变化现象，形成了熔合区偏析。 (a)异种钢或异种金属焊接接头熔合区偏析：熔合区两侧在熔池存在时间内虽有强烈的元素扩散转移，但由于材料本身各种性能的差别，在凝固后熔合区附近存在合金元素极大的不均匀。
(b)某些钢的元素在熔合区附近的偏析：某些合金钢焊后易在熔合区附近的母材中出现白带组织。这是碳的扩散引起的。 (c)熔合区S、P偏析：在熔合区完全凝固之后的冷却过程中，强偏析元素C、S、P将发生相反的扩散过程，即由焊缝向母材扩散。对于同种钢焊接，由于碳在铁中的扩散能力较强，故在高温时可以来得及均匀化，而S、P的扩散能力较弱，故偏聚于熔合区。
7.微量合金元素对焊缝成分及凝固组织的影响 加人微量合金元素（如V、Ti、Nb、Mo、Al、N等），可细化焊缝一次组织，提高焊缝的性能。但是，随着合金元素含量的增加，会增大焊缝的偏析程度，不适当的加人合金元素甚至引起焊缝性能恶化。 微量合金元素Zr、B或Nb的加人能控制焊缝中奥氏体晶粒的长大，使先共析铁素体细化。 Mn在焊缝中含量的增高，成分偏析程度将增大。 Si在焊缝中含量增加，化学成分不均匀性增大，焊缝强度提高，但塑性和冲击韧性，尤其低温下塑性和冲击韧性下降。含Si量增加甚至导致树枝状结晶形态的改变。
Si在焊缝中含量增加，化学成分不均匀性增大，焊缝强度提高，但塑性和冲击韧性，尤其低温下塑性和冲击韧性下降。含Si量增加甚至导致树枝状结晶形态的改变。 Cr在焊缝中的偏析目前还没有定论。 Ni在焊缝中不存在偏析。 C在焊缝树枝晶间存在着很大偏析。特别是随着含碳 量的提高焊缝中其它合金元素的偏析程度比在低碳焊缝中明显提高，对Mn和Mo影响最严重。 缝中多元合金化，造成合金元素之间复杂的相互作用及复杂的显微组织的不均匀性。
3.1.2 焊缝固态相变组织 一、低碳钢焊缝的固态相变组织 低碳钢焊缝的含碳量较低，故固态相变后的结晶组织主要是铁素体加少量珠光体。 铁素体沿原奥氏体边界析出，晶粒粗大，有些铁素体还具有魏氏组织，如图3-9。 魏氏组织特征：铁素体在奥氏体晶界呈网状析出，或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中。 魏氏组织主要出现在晶粒粗大的过热的焊缝中。
魏氏组织的转变机理与贝氏体的转变机理一样有几种不同的观点。但其组织形态、分布却有十分显著的特点(见图3-10)。一次魏氏组织铁素体分布特殊而呈片状(其截面呈现为针状)。二次魏氏组织铁素体不是由原奥氏体晶界直接析出的，而是从网状铁素体扩展而成的，故称其为“二次”，网状铁素体和二次魏氏组织铁素体是连在一起的，两者组成一个整体。魏氏组织之所以人为将它分为两种，是因为这两种形态铁素体的形成机理是有区别的，或者说尚有争论。 对低碳低合金钢来说，魏氏组织的形成有三个条件：即粗大的奥氏体晶粒；含碳量在0.1％～0.5％左右，较快的连续冷却速度。
图3-10 魏氏组织 （a） 一次魏氏组织铁素体 （b）二次魏氏组织铁素体
二、低合金钢焊缝的固态相变组织 1.铁素体组织 （1）先共析铁素体（Proeutectoid Ferrite,简称PF） 先共析铁素体是焊缝冷却到较高温度下，沿原奥氏体晶界首先析出（转变温度约为770~680°C）的铁素体，也称粒界铁素体、晶界铁素体（Grain Bourdary Ferrite,简称GBF）。高温停留时间长，冷却速度慢，PF就越多。一般情况下，PF呈细条状分布在奥氏体晶界有时也呈块状，其晶内位错密度较低且分布较均匀。
（2）侧板条铁素体（Ferrite Side Plate） 侧板条铁素体是由晶界向晶内扩展的板条状或锯齿状铁素体其实质是魏氏组织。形成温度约为700~500°C。转变温度偏低，从而使珠光体的转变受到抑制，扩大贝氏体转变领域，称此组织为无碳贝氏体（carbon free binete）。侧板条铁素体形态呈镐牙状，其晶内位错密度大致和PF相当或高些。当焊缝氧含量在（300~500）×10-6时，有利于FSP的形成。
（3）针状铁素体（Acicular Ferrite,简称AF） AF是中温转变产物，其本质是贝氏体（B）中的铁素体。出现于原奥氏体内，具有方向性。形成温度约为500°C，呈针状分布，常以氧化物或氮化物弥散夹杂为基点，呈放射性成长。 一般针状铁素体都是2um厚，相邻铁素体晶粒之间取向大于20°，针与针之间分布着过冷奥氏体的转变产物，它可能是珠光体型的铁素体-碳化物复相组织，也可能是M-A组织。 与B的唯一区别是：B形核于奥氏体晶界部位，而AF形核于奥氏体晶粒内部的非金属夹杂物表面上。 AF晶内位错密度很高，是各类铁素体中最高的。
（4）细晶铁素体（Fine Grain Ferrite,简称FGF） 细晶铁素体在奥氏体晶粒内形成，细晶之间有珠光体和碳化物（Fe3C）析出。其本质是介于铁素体和贝氏体之间的转变产物，又称贝氏铁素体（Binetic Ferrite）。FGF的转变温度在500°C以下，在 450°C时可转变为上贝氏体（Bu）。 由于焊接条件下影响因素比较复杂，上述组织往往同时存在。
2.珠光体组织 在接近平衡状态下，珠光体转变发生在Ar1~550°C之间，碳和铁扩散容易，属于典型的扩散性转变。而焊接条件属于非平衡的介稳状态，因冷却速度较快，低合金钢焊缝的组织固态转变很少能得到珠光体组织，大部分是伪珠光体组织。根据细密程度不同分：层状珠光体（lamellar pearite）、粒状珠光体（grain pearite），又称屈氏体，及细珠光体（fine pearite），又称索氏体。
3.贝氏体组织 贝氏体（Bainite,简称B）转变属于中温转变，转变温度约为550°C~Ms之间。 （1）粒状贝氏体（Grain Bainite,简称GB） 粒状贝氏体常见于高强钢焊缝组织中，多出现在一定冷却速度、 连续冷却条件下的低碳、低合金钢中。 在光学显微镜下，GB呈“岛状”、有边界为白亮色或灰色组织；在电子显微镜下，GB有块状铁素体和富碳奥氏体组成，富碳奥氏体以小岛或小河状分布在块状铁素体基体的晶界上或晶粒内。
（2）上贝氏体 （Bu） 在光学显微镜下呈羽毛状，一般沿奥氏体晶界析出。 在电子显微镜下，相近平行的铁素体间分布着渗碳体，裂纹易沿铁素体条间扩展。故在各类贝氏体中，上贝氏体的韧性最差。 按渗碳体的析出及存在状态，上贝氏体可分为以下三种状态: Bu1贝氏体 Bu1在600~500°C的高温下形成，并不伴随产生渗碳体，有叫无碳化物贝氏体，是针状铁素体的后期产物，常与M-A组织伴生。
Bu2贝氏体 形成温度约为500~450°C，冷却速度较快，比Bu1相变驱动力大。所以铁素体量增加很快，碳扩散很慢，于是在铁素体板条间析出沿板条方向的长条状渗碳体。为一般意义的贝氏体。 Bu3贝氏体 在450°C以下温度区间形成，相变驱变动力比Bu2更大，相变速度也大，碳的扩散更慢，在ɣ侧的特定部位上形成与铁素体板条成一定角度的渗碳体。
（3）下贝氏体 在光学显微镜下看，与回火针状马氏体有些相似；在电子显微镜下可看到许多针状铁素体和针状渗碳体机械混合，针与针之间有一定角度。形成温度约为450°C~Ms之间。 由于下贝氏体转变温度低，碳扩散困难，在铁素体内分布碳化物颗粒，且呈一定交角，碳化物弥散析出于铁素体内，裂纹不易穿过，因此具有良好的强度和韧性。
（4）马氏体组织 马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，在温度区间形成。 焊缝金属的含碳量偏高或合金元素较多时，在快速冷却条件下，奥氏体过冷到Ms温度以下将发生马氏体转变。 板条马氏体（lath martensite） 低碳低合金钢焊缝金属在连续冷却条件下常出现板条马氏体。其特征是在奥氏体晶粒内形成细条状马氏体板条，条与条之间有一定的交角。
根据透射电镜的观察表明，板条马氏体内存在许多位错，又称位错型马氏体（dislocation c）；因其含量低，也称低碳马氏体（low carbon martensite）。因此具有较高的强度和良好的韧性。一般低碳低合金钢焊缝中的马氏体主要是低碳马氏体。 片状马氏体（plate martensite） 在焊缝含碳量高时易出现。与低碳马氏体形太上的主要区别是：马氏体片不相互平行，初始形成的马氏体较粗大，往往贯穿整个奥氏体晶粒，使以后形成的马氏体受到阻碍。
通过透射电镜的观察，片状马氏体内部存在许多细小平行的带纹，称为孪晶带。故片状马氏体又称孪晶马氏体（twins martensite）；因含碳量高也称高碳马氏体（high carbon martensite）。因此其硬度很高且脆，通常不希望焊缝出现这种组织，所以，焊接时尽可能降低焊缝中的含碳量。
（4）马氏体-奥氏体组元（M-A组元） M-A组元是焊接低合金高强钢时在一定冷却速度条件下形成的，它不仅出现在焊缝，也出现在HAZ。 当连续冷却到400~350°C时，残余奥氏体的碳的浓度可达0.5%~0.8%（质量分数），随后这些高碳奥氏体可转变为高碳马氏体与残余奥氏体的混合物，即M-A组元。
M-A组元的形成与合金元素和冷却速度有关。 合金化程度较高时，奥氏体稳定性较大，不易分解，只有贝氏体相变温度降到600°C以下才能形成M-A组元； M-A组元只在中等的冷却速度范围内最易形成。 综上所述，实际低碳低合金钢焊缝组织主要是晶界铁素体、针状铁素体和侧板条铁素体。含合金元素较多的高强钢焊缝中出现马氏体和粒状贝氏体组织。
3.1.3.焊缝金属性能的控制 （1）焊缝金属的强化方式 固溶强化：指由于晶格内溶入异类原子而使金属强化的现象。 固溶强化使金属的强度、硬度增加，塑性、韧性下降。但适当控制溶质的加入量可保持较好的塑性和韧性。 焊缝金属的性能，特别是强度，通常采用固溶强化方式，在低合金结构钢中加入碳、锰、硅、铬、镍、钼等，均有产生固溶强化的效果，但也会有一些微细质点强化效应。
沉淀强化：指第二相粒子自固溶体沉淀（或脱溶）而引起的强化效应，又称析出强化或时效强化。可形成碳化物、氮化物的元素，如钒、铌、钛、铬等，在焊缝金属相变过程中，以碳化物、氮化物或碳氮复合化合物的形式析出沉淀相，从而提高焊缝金属的强度。沉淀强化：指第二相粒子自固溶体沉淀（或脱溶）而引起的强化效应，又称析出强化或时效强化。可形成碳化物、氮化物的元素，如钒、铌、钛、铬等，在焊缝金属相变过程中，以碳化物、氮化物或碳氮复合化合物的形式析出沉淀相，从而提高焊缝金属的强度。 沉淀强化是高强铝合金以及镍基高温合金材料的主要强化方式。
相变强化：指能进行重结晶转变马氏体而实现的强化效应。相变强化：指能进行重结晶转变马氏体而实现的强化效应。 当焊缝金属中加入碳、锰、硅、铬、镍、钼等合金元素超过一定量后，通过改变奥氏体相变温度影响焊缝金属相变的种类。如碳、铬、镍均抑制奥氏体高温时向铁素体的相变，而促进奥氏体在中温和低温向针状铁素体、贝氏体或马氏体的相变。对于焊缝金属，不希望采用沉淀硬化或相变强化，因为焊后必须进行适当的热处理。
晶界强化：用细化晶粒增加晶界提高强度。 细化晶粒能提高金属的塑性和韧性。向焊缝中加入钛、铌、磞、铝、镍等元素，可在熔池中形成高熔点的碳、氧、氮等化物，作为熔池液态金属的形核剂，达到细化奥氏体晶粒。在固态相变时，这些化合物又可作为铁素体、珠光体、贝氏体等组织的形核剂，进一步细化焊缝金属，提高其强度。
（2）焊缝化学成分的影响 锰和硅对焊缝韧性的影响 Mn和Si是一般低碳钢和低合金钢焊缝中不可缺少的合金元素，它们一方面可使焊缝金属充分脱氧，另一方面可提高焊缝的抗拉强度(属于固溶强化)，但对韧性的影响比较复杂。 Mn、Si含量过低，焊缝组织中出现粗大的先析铁素体，使韧性降低；Mn、Si含量过高，焊缝组织中出现魏氏组织，甚至出现无碳贝氏体、上贝氏体，亦使韧性降低；只有Mn、Si含量适中，焊缝组织为细针状铁素体，才能提高韧性。 单纯采用Mn、Si提高焊缝的韧性是有限的， 在大线能量进行焊接时，难以避免产生粗大先析铁素体和魏氏组织。因此，必须向焊缝中加入其它细化晶粒的合金元素才能进一步改善组织，提高焊缝的韧性。
铌和钒对焊缝韧性的影响 适量的Nb和V可以提高焊缝金属的冲击韧性。因为Nb和V在低合金钢焊缝金属中可固溶，从而推迟了冷却过程中奥氏体向铁素体的转变，抑制焊缝中先析铁素体的产生，而促进形成细小的针状铁素体组织。 另外，Nb和V还可以与焊缝中的氮化合成氮化物(NbN、VN)从而固定了焊缝中的可溶性氮，这也会引起焊缝金属提高韧性。但是，采用Nb和V来韧化焊缝，当焊后不再进行正火处理时，V和Nb的氮化物，以微细共格沉淀相存在，使焊缝金属强度大幅提高，而焊缝的韧性则下降。
钛、硼对焊缝韧性的影响 低合金钢焊缝中有微量Ti、B存在可以大幅度地提高韧性。但Ti、B对焊缝金属组织细化的作用很复杂，它与氧、氮有密切的关系。 微量丁i、B改善焊缝金属韧性的机理主要有两方面的因素：一是Ti与氧的亲和力很大，使焊缝中的Ti以微小颗粒氧化物的形式(TiO)弥散分布于焊缝中，促进焊缝金属晶粒细化，可以作为针状铁素体的形核质点，在γ→α转变阶段促进形成AF。二是Ti在焊缝中保护B不被氧化，故B可以作为原子状态偏聚于晶界。这些聚集在γ晶界的B原子，降低了晶界能，抑制了先共析铁素体的形核与生长，从而促使生成针状铁素体，改善了焊缝组织的韧性。但在低合金钢焊缝中Ti和B的最佳含量与氧、氮的含量有关。
钼对焊缝韧性的影响 低合金钢焊缝中加入少量的Mo不仅提高强度，同时也能改善韧性。 焊缝中的Mo含量少(Mo<0.20％)时，γ→α固态相变温度上升，形成粗大的先析铁素体；当Mo含量太高(Mo>0.50％)时，转变温度随之降低，易形成无碳贝氏体、上贝氏体板等组织，使韧性显著下降。只有Mo含量在0.20％～0.35％时，才有利于形成均一的细针状铁素体。如向焊缝中再加入微量Ti，更能发挥Mo的有益作用，使焊缝金属的组织更加均一化，韧性显著提高。
