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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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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 UJS--XGF UJS--XGF UJS--XGF UJS--XGF 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。 UJS--XGF 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 UJS--XGF 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 9.7 103 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