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电厂用T91P91钢焊接热影响区裂纹研究及焊接性能评定论文.pdf76页
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开发具有良好高温性能和工艺性能的耐热钢，目前己成为超临界、超超临界
锅炉发展的关键oT91/P91钢是近年来专为火电厂超高参数机组研制的锅炉用
新型耐热钢，是世界上发展超临界发电机组的主要候选钢种。日前与国外发
达国家相比，我国在对T91/P91钢研究、生产和使用等方面都有明显差距。
通过试验，对T91/P91钢的焊接接头进行常温及高温力学性能评价，研究
分析了T91/P91钢焊接热影响区的焊接裂纹敏感性，为电站锅炉设计及强度
计算提供参考，为电厂锅炉用T91/P91钢管检测提供技术依据。
关键词:T91/P91钢，焊接性能评定，焊接裂纹，裂纹敏感性
Thekeyofthesuper-criticalboilermanufacturingisdevelopingthe
heat-resistingsteelwithgoodhigh-temperaturecreeprupturestrengthand
processperformance.T91/P91steelisanewtypeheat-resistingsteelusedfor
boilerdevelopedoverseasinrecentyears.T91/P91ismaincandidatesteelin
developingChinesesupercriticalpowergeneratingunit.Atpresent,researchof
T91steelinChinaisdevelopingfrom introducingandacceptingforeign
techniquetoautonomousdevelopment.
Bytheoryandtesting,thispaperevaluatesmechanicalpropertyofT91/P91
steel'sweldingjointundernormalandhightemperature,andanalyzeswelding
cracksensitivityofT91steel'sheat-affecterzone.Thoseresultssupplyreference
fordesignandstrengthcomputationinpowerstationandtechnicalbasisfor
T91/P91steelpipetestingingeneratingstation.
YinJianFeng mechanicaldesignandtheory
Directedbyprof.QiJiYu
KEYWORDS:T91/P91steel,weldthefunctiontoassess,theweldingcrack
cracksensitivity
开发具有良好高温性能和工艺性能的耐
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焊接方法对WDB620钢焊接缺陷类型影响的研究
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《低焊接裂纹敏感性高强度钢板》行业标准编制说明
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3秒自动关闭窗口第17讲 焊接冷裂纹_百度文库
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第17讲 焊接冷裂纹
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你可能喜欢第三节 焊接冷裂纹1一、冷裂纹的危害性及其一般特征（一）冷裂纹的危害性 ? 建造结构由于焊接冷裂纹而带来的危害性十分严重。 例如1965年美国制造一台大型合成氨塔，材质为MnCr-Mo-V低合金钢，进行水压时发生了破坏事故，有 四块1-2t的碎片飞出46m之远，经检验失效分析，认 为是由于施焊时预热温度不足而在热影响区
产生冷裂 纹而造成的。 ? 又如日本某厂在年共制造了144台球形容器 (HT60-HT80钢)，其中有45台发生了不同程度的裂纹 (几乎占1/3)，在这45台球形容器中共检测出1471条 裂纹，其中属于冷裂纹就有1248条。2? 国内某石化总厂一台1000m3的液化石油气 罐，材质为FG43钢，施工时由于对进口钢 材焊接要求不熟悉，焊后经检验发现许多 裂纹(其中主要是冷裂纹)，总长达7540mm， 占球罐焊缝总长的11.9％。 ? 事故带来的不仅是设备本身的损失，更重 要的是直接威胁人的生命安全，所以引起 了世界各国的重视。因此，深入探讨冷裂 纹的原因，防止冷裂纹的产生是焊接领域 中一项重要的任务。3（二）冷裂纹的一般特征 ? 高强钢焊接冷裂纹一般是在焊后冷却过程 中，Ms点附近或更低的温度区间逐渐产生的， 也有的要推迟很久才产生。冷裂纹的起源多 发生具有缺口效应的焊接热影响区或有物理 化学不均匀的氢聚集的局部地带。冷裂纹的 断裂行径，有时是沿晶界扩展，有时是穿晶 前进，这要由焊接接头的(金相组织)和(应力 状态)及(氢的含量)等而定。这一点不像热裂 纹那样，都是沿晶界开裂。14MnMoVN钢焊 接接头根部热影响区平行熔合线的冷裂纹如 图5-39所示，该裂纹具有沿晶和穿晶的混合 形态。4图5-3914MnMoVN钢根部冷裂纹×160 (焊条E5015“J507”)5?冷裂纹可以在焊后立即出现，也有时要经 过一段时间(几小时，几天甚至更长)才出现。 开始少量出现，随时间增长逐渐增多和扩展。 对于这类不是在焊后立即出现的冷裂纹，称 为“延迟裂纹”，它是冷裂纹中比较普遍的 一种形态。 ? 由于延迟裂纹不是在焊后立即可以发现， 需延迟一段时间，甚至在使用过程中才出现， 所以它的危害性就更为严重。 ? 冷裂纹主要发生部位：在高、中碳钢，低、 中合金高强钢的焊接热影响区，但有些金属， 如某些超高强钢、钛及钛合金等，有时冷裂 纹也发生在焊缝金属中。6二、冷裂纹的种类? 在焊接生产中由于采用的钢种、焊接材料不 同，结构的类型、刚度，以及施工的具体条件 不同，可能出现各种形态的冷裂纹，如延迟裂 纹、淬硬脆化裂纹和低塑性脆化裂纹。然而， 在生产上经常遇到的主要是延迟裂纹，因此本 节重点讨论低合金高强钢的延迟裂纹问题。 ? 延迟裂纹还可以进一步分类，常见的有以下 三种：7? （一）焊趾裂纹（焊趾：焊缝表面与母材交 界处） ? 如图5-40中A所示，这种裂纹起源于母 材与焊缝交界处，并有明显应力集中部 位(如咬肉：母材部分未焊满)。裂纹的 走向经常与焊道平行，一般由焊趾表面 开始向母材的深处扩展。 ? （二）焊道下裂纹 ? 这种裂纹经常发生在淬硬倾向较大、 含氢量较高的焊接热影响区。一般情况 下裂纹走向与熔合线平行，但也有垂直 熔合线的，如图5-40中B和图5-41所示。8图5-40焊趾裂纹A及焊道下裂纹B×159图5-41 焊道下延迟裂纹×10010? （三）根部裂纹 ? 这种裂纹是延迟裂纹中比较常见的一种形态， 主要发生在含氢量较高、预热温度不足的情况下。 这种裂纹与焊趾裂纹相似，起源于焊缝根部应力 集中最大的部位。根部裂纹可能出现在热影响区 的粗晶段，也可能出现在焊缝金属中，这决定于 母材和焊缝的强韧程度，以及根部的形状，如图 5-42所示。11图5-42 根部裂纹 a) 裂纹起源于热影响区×5 14MnMoVN钢E5015（J507焊条）b) 裂纹起源于焊缝×316Mn钢E5015（J507焊条）12三、焊接冷裂纹的机理? 大量的生产实践和理论研究证明，钢种的淬 硬倾向、焊接接头含氢量及其分布，以及接头 所承受的拘束应力状态是高强钢焊接时产生冷 裂纹的三大主要因素。这三个因素在一定条件 下是相互联系和相互促进的。 ? （一）钢种的淬硬倾向 ? 钢种的淬硬倾向主要决定于化学成分、板厚、 焊接工艺和冷却条件等。焊接时，钢种的淬硬 倾向越大，越易产生裂纹，因此，采用高强度 钢建造焊接结构就受到限制。为什么钢淬硬之 后会引起开裂呢？可归纳为以下两方面。13? 1．形成脆硬的马氏体组织 马氏体是碳在a铁 中的过饱和固溶体，碳原子以间隙原子存在于 晶格之中，使铁原子偏离平衡位置，晶格发生 较大的畸变，致使组织处于硬化状态。特别是 在焊接条件下，近缝区的加热温度很高（达 ℃），使奥氏体晶粒发生严重长大， 当快速冷却时，粗大的奥氏体将转变为粗大的 马氏体。从金属的强度理论可以知道，马氏体 是一种脆硬的组织，发生断裂时将消耗较低的 能量，因此，焊接接头有马氏体存在时，裂纹 易于形成和扩展。 ? F/P-BL-ML-Bu-Bg-(M-A)-MT14? 2．淬硬会形成更多的晶格缺陷 金属 在热力不平衡的条件下会形成大量的晶 格缺陷。这些晶格缺陷已查明，主要是 空位和位错。用透射电镜观察，条状马 氏体内部的亚结构位错密度约为0.30.9×1012/cm2。 ? 研究表明，随焊接热影响区的热应 变量增加，位错密度也随之增加，对于 HT80钢，每1％的应变量位错密度增加 5×109/cm2。15?在应力和热力不平衡的条件下，空位 和位错都会发生移动和聚集，当它们的 浓度达到一定的临界值后，就会形成裂 纹源。在应力的继续作用下，就会不断 地发生扩展而形成宏观的裂纹。 ? 以上就是淬硬倾向对产生冷裂纹的作 用。为了识别淬硬的程度，常以硬度作 为标志，所以在焊接方面常用热影响区 的最高硬度Hmax作为评定某些高强钢的淬 硬倾向。16? (二)氢的作用 ? 氢是引起高强钢焊接冷裂纹重要因素之一，并 且有延迟的特征，因此，在许多文献上把氢引起 的延迟裂纹称为“氢致裂纹”或称“氢助裂纹”。 ? 试验研究证明，高强钢焊接接头的含氢量越高， 则裂纹的敏感性越大，当局部地区的含氢量达到 某一临界值时，便开始出现裂纹。此值称为产生 裂纹的临界含氢量[H]cr。 ? 各种钢产生冷裂的[H]cr值是不同的，它与钢 的化学成分、刚度、预热温度，以及冷却条件等 有关。图5-43是钢种碳当量Pcm和CE与临界含氢 量[H]cr的关系。17(a)(b)图5-43碳当量与临界含氢量的关系18(a) Pcm与[H]cr；(b) CE与[H]cr? 实验证明，钢中的含氢量分为两部分，即残 余氢量和扩散氢量。一般情况下，残余氢含 量很少，并且在300℃以下的焊接区扩散氢变 化时，残余氢含量基本不变。因此，可以认 为，是扩散氢对冷裂的产生和扩展起了决定 性的作用。因为冷裂纹一般都在Ms点以下产 生，而在较高的温度下大部分扩散氢均已逸 出金属，实际上它不会起致裂作用，只有在 较低温度下的扩散氢才具有致裂的作用，这 一部分扩散氢可以称为“残余扩散氢[H]R”。19?试验研究表明，焊接高强钢冷至100℃ 附近时，氢在某些部位发生聚集而起致裂 作用，因此，冷至100℃时的残余扩散氢 (HR100)才是致裂的有效氢含量。求焊接时 HR100之值可有两种途径，一种是实测，即 将测氢的试件焊后冷至100℃时再放入冰 水，然后迅速放入集气器中，测定氢含量； 另一种是根据Fick扩散定律建立方程求解。 一般手工电弧焊，当焊缝的平均厚度为 时，经过一系列运算求得HR100的计算公式 如下：20式中―凝固时焊缝的初始含氢量（ml/100g)―焊缝的平均厚度（mm） M ―氢的热扩散因子21?M是从峰值温度到100℃温度区间扩散系数D 对冷却时间t100的积分值。它的物理意义是： 在一定氢浓度梯度下，一定时间内通过垂直于 扩散方向的单位截面积扩散物质(即氢)的总量。 扩散系数D是温度的函数，而焊接条件下，温 度又是时间的函数。如将焊接热循环曲线(T-t) 改变为扩散系数与时间的曲线(D-t)，则D-t曲 线下的面积就是热扩散因子M之值，如图5-44 所示。 ? 由此可见，正确解决热扩散因子M，就能方 便地解出残余扩散氢HR100之值。22图5-44 焊接热循环T―t曲线与D―d曲线a）无后热Tp时 b) 有后热Tp时23? ? ? ?氢的来源及焊缝中的氢含量 金属组织对氢扩散的影响 氢在致裂过程中的动态行为 延迟裂纹的开裂机理24? 1 氢的来源及焊缝中的含氢量 ? 焊接时，焊接材料中的水分、焊件坡口处 的铁锈、油污，以及环境湿度等都是焊缝中 富氢的来源。一般情况下母材和焊丝中的氢 量很少，而焊条药皮的水分和空气中的湿气 不能忽视，是增氢的主要原因。焊缝中的含 氢量与焊条类型、烘干温度和焊后的冷却速 度等有关。25? 2 金属组织对氢扩散的影响 ? 氢在不同金属组织中的溶解度和扩散系数 不同，因此氢在不同金属中的行为也有很大 差别，如下图所示。氢在奥氏体中的溶解度 远比在铁素体中的溶解度大，并且随温度的 增高而增加。因此，在焊接时由奥氏体转变 为铁素体时，氢的溶解度急剧下降(图a)，而 氢的扩散速度恰好相反，由奥氏体转变为铁 素体时突然增大，由图b可见，氢在奥氏体钢 中必须在高温下才有足够的扩散速度。26氢在铁中的溶解度（a）及在不同组织钢中扩散速度（b）27焊接时在高温作用下，将有大量的氢溶解在 溶池中，在随后的冷却和凝固过程中，由于 溶解度的急剧降低，氢极力逸出，但因冷却 很快，使氢来不及逸出而保留在焊缝金属中， 使焊缝中的氢处于过饱和状态，因而氢要极 力进行扩散。氢在不同组织中的扩散速度， 主要决定于它的扩散系数D。氢在不同组织 中的扩散系数如表所示。28? 3 氢在致裂过程中的动态行为 ? 在焊接过程中，由于热源的高温作用，焊缝金 属中溶解了很多的氢，冷却时又极力进行扩散和 逸出，原子氢从焊缝向热影响区扩散的情况如图 所示。高强钢热影响区延迟裂纹的形成过程29由于焊缝的含碳量低于母材，因此焊缝在较高的温 度就发生相变，即由奥氏体分解为铁素体、珠光体、 贝氏体以及低碳马氏体等。此时母材热影响区金属 尚未开始奥氏体分解。当焊缝由奥氏体转变为铁素 体、珠光体等组织时，氢的溶解度突然下降，而氢 在铁素体、珠光体中的扩散速度很快，因此氢就很 快地从焊缝越过熔合线ab向尚未发生分解的奥氏体 热影响区扩散。由于氢在奥氏体中的扩散速度较小， 不能很快把氢扩散到距熔合线较远的母材中去，因 而在熔合线附近就形成了富氢地带。当滞后相变的 热影响区由奥氏体向马氏体转变时，氢便以过饱和 状态残留在马氏体中，促使这个地区进一步脆化。 如果这个部位有缺口效应，并且氢的浓度足够高时， 就可能产生根部裂纹或焊趾裂纹。若氢的浓度更高。 可使马氏体更加脆化，也可能产生焊道下裂纹。304 延迟裂纹的开裂机理钢中的延迟裂纹只在一定 的温度区间-100~+100℃冷裂纹的延迟行为主要由氢引起 氢的应力扩散理论：缺陷（裂源） -应力作用-缺陷前沿三向应力区-氢扩散 聚集（氢浓度）-应力和阻碍位错移动变脆-应力加大-缺陷扩展形成裂纹延迟断裂时间与应力的关系（充氢钢恒载拉伸试验）31(三)焊接接头的应力状态 高强钢焊接时产生延迟裂纹不仅决定于钢的 淬硬倾向和氢的有害作用，而且还决定于焊接接 头所处的应力状态，甚至在某些情况下，应力状 态还起决定性的作用。 实验研究证明，在焊接条件下主要存在以下 几种应力： 1．不均匀加热及冷却过程中所产生的热应力 在 焊接时，焊接区由于受热而发生膨胀，因而承受 压应力，冷却时由于收缩又承受拉应力，一直到 焊后将会产生不同程度的残余应力。这种应力的 大小与母材和填充金属的热物理性质有关，同时 也与结构的刚度有关。对于屈服强度较小的低碳 钢残余应力可达ζs的1.2倍。在应力的作用下， 32会引起氢的聚集，诱发氢致裂纹。 ? 2．金属相变时产生的组织应力 ? 高强钢奥氏体分解时(析出铁素体，珠光体、马氏 体等)会引起体积膨胀，而且转变后的组织都具有 较小的膨胀系数，如表5-7所示。33由于相变时的体积膨胀，将会减轻焊后收缩时产 生的拉伸应力，从这点出发，相变应力反而会降低 冷裂倾向，这方面已被近年来的试验研究所证实。 图5-53为低碳钢和高强钢(HY80)在拘束焊接条件 下热应力和相变应力随温度的变化。由图看出，冷 却时由于发生相变膨胀而使应力急剧下降(即图上的 e-f段)。34各种钢在焊接热循环冷却过程中由于相变所产生的应 变如表5-8所示 35表5-8 各种钢的相变温度范围及所引起的应变 相 变 温 度 残 余 应 力 / 相变引起的应变（%） （℃） 屈服点 比值（%） 780-540 610-360 650-275 520-400 400-180 850-610 1.36 ― ― 0.56 0.24 ― 0.46 0.70 0.67 0.72 0.75 0.41钢种 低碳钢母材HT60 HT70 HT80 9Ni钢 低碳钢焊缝HT60HT80 9Ni钢780-610720-360 650-200―― ―0.400.53 0.7836? 3.结构自身拘束条件所造成的应力 ? 这种应力包括结构的刚度、焊缝位置、焊接 顺序、构件的自重、负载情况，以及其他受热 部位冷却过程中的收缩等均会使焊接接头承受 不同的应力。因这方面涉及的因素很多，而且 很难找出规律性，因此目前还处于经验阶段。 ? 以上焊接接头所承受的三种应力，都是钢结 构焊接时不可避免的，但它们都受到各种条件 的拘束，因此把上述三种应力的综合作用统称 为拘束应力。为了便于分析研究，有人把拘束 应力又分为“内拘束应力”(即热应力和相变 应力)和“外拘束应力”(结构刚度、焊接顺序、 受载情况等所造成的应力)。37?焊接拘束应力的大小决定于受拘束的程度， 可以采用拘束度R来表示。R的定义为：单位长 度焊缝，在根部间隙产生单位长度的弹性位移 所需要的力。 ? 为了说明拘束度R的含义，参见图5-54中的 对接接头，如果两端不固定，即没有外拘束的 条件下，焊后冷却过程中会产生S的热收缩(应 变量)。当两端被刚性固定时，冷却后就不可 能产生应变，但在焊接接头中就引起了反作用 力F，此时反作用力应使接头的伸长量等于S， S包括了母材的伸长λ b和焊缝的伸长λ w两部分 所组成，即3839S=λ b+λ w 当板厚δ 相对焊缝厚度hw很大时，即便是焊缝的 反作用应力ζ w超过了它的屈服点ζ s，则母材仍 会处于弹性范围。这时可以忽赂焊缝的影响， S≈λ b 由图5-54看出，拘束度R可用下式表示:40式中 E―母材金属的弹性模量(N/mm2)； L―拘束距离(mm)； δ ―板厚(mm)，这里是按板厚与焊缝厚度相 等考虑的； ? R一拘束度[N/(mm?mm)]； ? l―焊缝长度(mm)。 ζ 与ε 分别表示应力与应变； ? 从上式可以看出，改变拘束距离L和板厚 δ ， 可以调节拘束度R的大小。当L越小，δ 增大时 ，则拘束度越大。当R值大到一定程度时就产生 裂纹，这时的R值称为临界拘束度Rcr。 ? 某焊接结构接头的临界拘束度Rcr值越大，就 表示该接头的抗裂性越强。41实际上拘束度就是反映了不同焊接条件下，焊接 接头所承受拘束应力的程度。在实际工程中，在焊前 预测某结构各部位的焊接接头拘束应力是难以实现， 而采用拘束度作为预测拘束应力的桥梁就比较方便。 不同钢种焊接时，冷却到室温所形成的拘束度与拘束 应力的关系如图5-55所示。为方便起见，这种关系的 表达式如下：42? 式中 ? m为拘束应力转换系数，与钢的线胀系 数、力学熔点（即失去弹性的温度）、 比热容、以及接头的坡口角度等有关， 可用下式计算。43? 式中 a ―线胀系数 ? Tm―力学熔点（℃） ? To―环境温度（℃） ? H―热焓（J/g） ? 2β―坡口温度 ? c―比热容[J/(g.℃）] ? 低合金高强钢手工电弧焊时，m≈（3~5）4445同样钢种和同样板厚，由于接头的坡口形式不同， 即使拘束度相同，也会产生不同的拘束应力，如 图5-56所示。当拘束度R=20000N/（mm.mm)时， 拘束应力按下列顺序增加：正Y形，X形，斜Y形， K形，半V形。当焊接时产生的拘束应力不断增大，直至开始产 生裂纹时，此时的应力称为临界拘束应力 。 它实际上反映了产生延迟裂纹各个因素共同作用 的结果，如钢的化学成分，接头的含氢量，冷却 速度和应力状态等。所以，可以利用 值作为评 定冷裂敏感性的判据。4647? 日本IL委员会利用插销试验建立了如下的经验公 式：4849结合国产低合金高强钢的抗裂性试验，建立了 临界应力的经验公式：50? 上述两个经验公式的应用范围如表5-9所示。公式 （5-16） 参数 [H](mL/100g) Pcm(%) HV t100(s) 相关系数R 1-5 0.16-0.28 ― ― 0.91 0.55-11.0 0.238-0.336 300-475 40- （5-17）51? 作为粗略估计，用上述两式计算出的ζ cr大于 被焊钢种的屈服强度ζ s，即认为是安全的否则 应设法降低[H](含氢量）、提高t8/5和t100(预热 及后热等)。 ? 总括以上，高强钢焊接时产生冷裂纹的机理在 于钢种淬硬之后受氢的侵袭和诱发，使之脆化， 在拘束应力的作用下产生了裂纹。大量的实践 和研究证明，产生焊接冷裂纹的原因就是由上 述三大因素综合作用的结果。但是迄今为止对 这三大因素的了解，还仅停留在宏观方面，在 微观方面还研究的不多。52? 根据近年来的研究，产生冷裂纹的力学行为并 不是一般的平均拘束应力，而是在某一敏感部 位(如有缺口、内部缺陷等)达到比平均应力更 大的应力场，致使开裂。而氢的作用也不是熔 敷金属中的平均含氢量，而是冷至150-100℃ 时残余扩散氢发生聚集造成临界状态的氢量。 至于钢的淬硬也不是单纯化学成分所能表达 (Pcm)，如果采用硬度或脆化度来反映钢的淬 硬可能更为合理，因为它不仅反映了化学成分， 同时也反映了组织形态的影响。53四、影响焊接冷裂纹的主要因素及其防治从前面的讨论可知，影响冷裂纹的因素很多， 也很复杂，这里主要讨论钢种的化学成分、焊 接时的拘束应力或拘束度、氢的有害作用以及 焊接条件等(如焊接材料、线能量、预热、后热 和多层焊等)对冷裂敏感性的影响。 （一）钢种化学成分的影响 ? 关于化学成分对冷裂敏感性的影响，实质上 就是对钢淬硬倾向的影响。也就是钢种的碳当 量越高，淬硬倾向越大，即增大冷裂纹的敏感 性。54?近年来采用的低碳和添加多种微量合金元素所 开发的低合金高强钢，与已往的碳钢、碳锰钢不 同，这类钢的焊接热影响区呈低碳贝氏体，低碳 马氏体和自回火马氏体，这些组织的硬度虽高， 但仍具有较好的韧性。因此，适用于这些钢种的 碳当量Pcm得到广泛的应用。5560年代后期建立的裂纹敏感指数Pc和Pw就是以Pcm 为基础，并考虑扩散氢含量和拘束条件建立的。它是 目前应用比较广泛的冷裂纹判据。此判据是以 的钢种为研究对象，采用斜Y形坡口裂纹实验，按 根部裂纹敏感性得到如下的公式：（5-18）（5-19）56式中Pcm―钢种合金元素的碳含量（%）[H] ―扩散氢含量（mL/100g） δ ―板厚（mm）R ―拘束度（N/mm.mm）（5-18）和（5-19）的适用范围 C=0.07%~0.22%，Si=~0.60%，Mn=0.40%~1.4%，Cu=0~0.5%， Ni=0~1.2%,Cr=0~1.2%,Mo=0~0.7%,V=0~0.12%,Ti=0~0.05%, Nb=0~0.04%,B=0~0.005%,[H]=1.0~5.0mL/100g, δ=19~50mm, R= （N/mm.mm）,E（线能量）=17~30kj/cm,斜Y形坡口。 根据Pc或者Pw对产生裂纹的敏感性，在大量实验的基础上建立了避免冷 裂纹所需预热温度的经验公式：（5-20）57（二）拘束应力的影响拘束应力是焊接时产生裂纹的必要条件，然而正确 的估算焊接拘束应力的大小是十分困难的。由于焊 接结构的类型很多，如船体，桥梁，球罐，重型机 械和压力容器及电站外壳等，而每种结构又有不同 的板厚，坡口形式和焊缝位置，这些都会在焊接时 产生不同的拘束应力，因而就会造成焊接区不同的 冷裂倾向。工程上常借助于拘束度来求得拘束应力。 一般来讲，板厚越大，则拘束度也越大。对于母材 板厚小于50mm时，作为粗略估计，可以有如下的 关系：58R=K1δ(5-21) 式中K1―板厚拘束系数长焊缝K1≈400，定位焊短缝K1≈700.如板厚超过50mm，并较精确计算板厚与拘束度的关 系时，可以用以下计算公式： (5-22) 为方便起见，可以由图5-57直接查出板厚与拘束 度的对应关系。59对于不同结构的不同焊缝位置拘束度的大小进行 了大量的测定工作，一些常用焊接结构，不同板 厚，不同焊缝位置拘束度的实测值可参考表5-10 所示。如果实际结构焊接接头的拘束度为R，而用试验 方法测定出不产生裂纹的临界拘束度为 ，则 可用以下条件作为评定冷裂纹敏感性的依据： &R &R 不产生裂纹 产生裂纹6061表5-10 实际结构焊接接头拘束度的有关数据（上） 接头位置 船体结构 横隔板 纵隔板 16 13.5 72 12348 板 厚 δ 拘 束 系 数 拘束度 R （mm) K1 备注船侧外板船底板 上甲板2028 32431274 3928624断 续 定 位 焊 l=80mm下甲板船体结构 甲板 纵桁 横桁3230 30 30372284 176 127119562462连续焊表5-10 实际结构焊接接头拘束度的有关数据（下） 桥梁 箱型梁角缝 50-75 50-75 50-75 157 676 666
33516 断续焊 l=100mm50-75球形容器 赤道带纵缝 323923921940412740 断续定位 焊 l=80mm 连续焊赤道带环缝两极带环缝 极板3232 32304794 647980063（三）氢的有害影响氢的有害影响在前面已做了初步的讨论，这里是从焊接接 头局部区域由于缺口效应，应力集中，微区应变，微观缺 陷，以及冷却条件等所造成的氢聚集来说明氢的有害作用。焊接完了的瞬间，可以认为焊缝金属中的氢是均匀分布的， 在冷却过程中，除向表面逸出氢之外，还向母材热影响区 扩散。然而，这种扩散是不均匀的，常在有塑性应变和微 观缺陷的部位发生氢的聚集，使这个部位很快达到临界氢 浓度。关于焊接区氢浓度聚集及其瞬态分布的测试工作至 今尚未解决，目前主要采用有限元分析和借助计算机进行 计算。64HT80钢开60°V形坡口在拘束条件下对接，采用软质焊缝 （低匹配）和硬质焊缝（高匹配）两种情况，在熔合线和 焊根处的塑性应变如图5-64所示。根据应变产生位错及捕捉氢的原理，利用有限元和计算机 进行解析，绘制出氢浓度的分布曲线如图5-65所示。 由图看出，在熔合线和焊根部位使氢发生聚集，特别是采 用硬质焊缝时，焊根处氢浓度聚集严重，C/Co可达5.25之 多。由此可见，采用合适的软质焊缝，将会降低氢聚集的 程度，从而有利于防止冷裂纹。656667此外，改变坡口形式(改善应力集中程度)和采 用预热、后热等，均可不同程度地降低氢的聚集。 氢在扩散过程中，由于金属组织和微观结构的 变化，常在熔合区附近发生氢的聚集，造成这个 部位某一时间内氢量增高。图5-66是氢气泡动态 逸出实验中所拍摄的照片。由图看出，焊后 10min氢气泡急剧逸出，而焊后60min氢气泡大部 分逸出表面，但有相当数量的氢聚集在熔合区。6869(四)焊接工艺对冷裂纹的影响施工中所采用的焊接工艺，如焊接材料、焊接线能量、 焊前预热、后热、多层焊，以及焊接顺序等对冷裂纹均有不 同程度的影响。 1．焊接线能量的影响 对于一些重要结构，应严格控制 焊接线能量。焊接线能量过大，会引起近缝区晶粒粗大，降 低接头的抗裂性能；焊接线能量过小，又会使热影响区淬硬， 也会不利于氢的逸出，故而也增大冷裂倾向。因此，对于不 同钢种应选用最佳的焊接线能量。 2．预热的影响 预热可以有效地防止冷裂纹，但合理地 选择预热温度是十分重要的。预热温度过高，一方面恶化了 劳动条件，另一方面在局部预热的条件下，由于产生附加应 力，反而会促使产生冷裂。因此，不是预热温度越高越好， 而应合理地选择预热温度。70关于合理确定预热温度，多年以来已经做了许多研究。并建立了 一些确定预热温度的公式。除了前边的5-20之外，如果熔敷金属 中氢含量高于5mL/100g,可采用如下公式：（5-36）（5-37）对于国产低合金高强钢，根据插销实验，建立了如下的预热温度 经验公式：（5-38） 式中 [H]―熔敷金属中扩散氢含量（ml/100g) ―被焊金属的抗拉强度 δ ―板厚（mm）为了方便起见，根据钢种Pcm和板厚也可以在图5-67上确定所需 的预热温度。也可以根据Pw 在图5-68上查出不产生冷裂所需的 预热温度。7172733.焊后后热的影响 许多实验表明，焊后进行紧急后 热，可以使扩散氢充分逸出，在一定程度上有降低残余 应力的作用，也可适当改善组织，降低淬硬性。另一方面，从改善劳动条件出发，选用合适的后热温 度，可以适当降低预热温度或者代替某些重大焊接结构 的中间热处理。例如HT80高强钢由于采用后热（200℃， 1h）可降低预热温度近100℃，见表5-12所示。表5-12 预热温度是否进行后热板厚δ（mm）&25不进行后热 进行后热 165℃ 75℃25-38180℃ 85℃38-50200℃ 90℃74工程上如何正确选择后热温度已进行了许多研究， 对于碳钢和低合金钢的焊接，日本荒川等人提出了后 热温度Tp与钢种化学成分的经验公式：75由式（5-39）可见，碳当量越高，所需的后热温度也越高。 国内一些常用的低合金钢经试验表明，避免冷裂纹的后热 温度及后热时间如图5-70所示。由图可知，后热温度越高， 所需后热的时间越短。例如厚壁容器，焊前预热130℃， 后热150℃时，所需后热时间3.5h，而后热280℃时，仅 需后热时间45min。实验研究表明，后热不仅能消氢，也能韧化热影响区和焊 缝的组织，特别是对一些淬硬倾向较大的中碳调质钢效果 更加明显。例如，焊接30CrMnSiNi2A超高强钢时，经 250℃预热，260℃后热1h，发现热影响区出现9.8%的残 余奥氏体，其基体为板条马氏体为主，带有少量下贝氏体 的显微组织。76残余奥氏体以薄膜状形态分布在马氏体的板条之间，它既 韧化了组织，又阻碍了氢的扩散，对防止冷裂纹是有益的。 但应指出，对于一些不含Ni，Si的低合金高强钢，在后热过 程中会使残余奥氏体分解为渗碳体与铁素体，因此，经过 后热反而使热影响区韧性下降。774.多层焊的影响多层焊由于后层对前层有消氢和改善热影响区组织的作用， 因此，多层焊时的预热温度可比单层焊适当降低。有人曾用 含碳量为0.14％,Pcm为0.221的钢板，采用对接半V型坡口作 根部裂纹试验，扩散氢含量为5.3ml/100g,焊接线能量为 25.4kJ／cm，在室温下焊接，裂纹的潜伏期约为8min。如果 第一层焊后8min以前就施焊第二层时，即使不预热也不产生 根部裂纹，说明多层焊对防止冷裂纹有良好作用。 根据钢种 Pw，多层焊为防止冷裂纹所需的预热温度与层数的关系如图 5-71所示。7879应当指出，多层焊时应尽可能严格控制层间预热温度或者后热 温度，以便使扩散氢逸出，否则，氢量会发生逐层积累。与此 同时，在多次加热的条件下，会产生较大的残余应力，从而导 致冷裂倾向反而增大。板厚为55mm的2.25Cr-1Mo钢，采用多 层焊后，沿厚度残余应力和扩散氢的分布如图5-72所示。由图 看出，不管焊接层数多少总是距上表面10mm左右处氢的浓度 最大，这恰恰是残余应力最大的部位。因此，常在此处产生裂 纹。80(五)防止冷裂纹的途径 根据上面所讨论的影响因素，对防止冷裂纹的途 径可按冶金和工艺两方面进行。 1．冶金方面 从冶金方面防止冷裂纹近年来已取得 满意的成果，主要是从冶炼技术上提高钢材的品质。 一方面采用低碳多种微量合金元素的强化方式，在提 高强度的同时，也保证具有足够的韧性;另一方面，采 用精炼技术尽可能降低钢中的杂质，使之硫、磷、氧、 氮等元素控制在极低的水平。实践证明，这类钢具有 良好的抗冷裂性能，例如近年来研制成功的国产CF钢， 含碳当只有0.06%，Pcm=0.16%，采用相应的低氢焊 条，焊前不预热焊后不热处理，即使板厚50mm也不 产生裂纹。81从焊接本身所能采用的冶金途径主要是选用优质的低氢焊 接材料和低氢的焊接方法，它是防止冷裂纹的有效措施之一。 在一般焊接生产中，对不不同强度级别的钢种，都有相应配套 的焊条和焊丝，焊剂，它们基本上可以满足要求。然而对于某 些重要的焊接结构，从防止裂纹出发，应采用超低氢，高强度 韧性焊接材料。 采用CO2气体保护焊，由于具有一定的氧化性，故而也可 获得低氢焊缝，碱性药芯焊丝并配合CO2气体保护，同样也可 以得到低氢焊缝。 严格控制氢的来源也是降氢的重要途径，既仔细烘干焊条， 焊剂，注意环境湿度，普通低氢焊条应在350℃，超低氢焊条 应在400~450℃烘干2h，并应妥善保存，最好在保温箱内存， 随用随取，以防吸潮。 对焊丝与钢板坡口附近的铁锈，油污等应该仔细清理。对于 熔炼焊剂，因经过高温熔炼，故含水分较少，焊前一般250℃ 烘干保温2h即可，烧结焊剂，特别是粘结焊剂，应制造之后密 82 封存放，开封之后应立即使用，不能存放过久，否则会吸潮。经研究表明，提高焊缝金属的韧性，也可以提高抗冷 裂的能力。近年来许多国家采用钛，铌，钼，钒，硼，碲， 稀土等微量元素来韧化焊缝取得成功，从而防止冷裂的产 生。因为在拘束应力的作用下，利用焊缝的塑性储备，减 轻了热影响区负担，故降低了整个焊接接头的冷裂敏感性。 最新的研究表明，利用焊缝金属的马氏体相变应力松 弛效应可以显著降低焊接拘束应力，因而可提高热影响区 的抗冷裂能力。另外，采用奥氏体焊条焊接某些淬硬倾向较大的中、 低合金高强钢，也能很好的避免冷裂纹。传统的观点认为： 奥氏体塑性好，可以减缓拘束应力；同时奥氏体焊缝可以 溶解较多氢，且不易向热影响区扩散，从而提高了焊接热 影响区的抗裂性。新的观点认为：奥氏体的膨胀系数大， 使热影响区在相变之前承受较大的拘束应力，有提高Ms点 的作用，使马氏体自回火得到发展，从而提高了抗裂性。832 工艺方面焊接工艺一般包括正确制定施工顺序，选 择焊接线能量，预热温度，焊后后热，以及焊后热处理等。 为改善接头的应力状态，应合理地选择焊缝匹配，注意焊 缝的分布位置和施焊的顺序。关于焊前预热和焊后后热，前面已经做了详细讨论， 这里不再重复。对于多层焊，保持层间温度是重要的，一 般应不低于预热温度，但也不应该高于预热温度30℃以上。 从防止冷裂出发，采用低匹配的焊缝也是有效的。例 如用HT80钢制造厚壁承压水管时，经经验及工程上的应用， 认为焊缝强度为母材强度的0.82时，可以近似达到等强度 的水平。此外，可以采用所谓的“软层焊接”的方法制造 一些高强钢球型容器和反应堆外壳。即用抗裂性好的焊条 做底层，内层采用与母材等强的焊条，而表面2~6mm采用 稍低于母材的焊条，增加焊缝金属的塑性储备，降低焊84接接头的拘束应力，从而提高了抗裂性能。显然，这种方法比 较麻烦，只能用在十分重要的焊接结构。 根据近年来的统计，在许多压力容器的事故中，往往是由 于施工粗糙，未按已制定的工艺规程执行，管理制度不严，造 成预热温度不足，焊接质量失控（未焊透，咬肉，夹杂，气孔， 甚至裂纹等），装配时错边较大，强制组装造成了很大的应力 等，成为发生失效事故的隐患，这方面应该引起足够的重视。 总括以上，防治冷裂纹的途径是多方面的，其中冶金方面 的因素占主要地位（钢种的化学成分，夹杂和焊接时的氢）， 而焊接工艺也是防止冷裂纹的重要手段，特别是正确选择预热 温度，后热和降低拘束应力尤其重要。85第五节层状撕裂86大型厚壁结构，在焊接过程中会沿着钢板的厚度方向出 现较大的拉伸应力，如果钢中有较多的夹杂，那么沿钢板轧 制方向出现一种台阶状的裂纹，一般称之为层状撕裂。产生层状撕裂的主要原因是轧制钢材的内部存在不 同程度的分层夹杂物(特别是硫化物，氧化物夹杂)，在焊 接时产生的垂直于轧制方向的应力，致使热影响区附近或 稍近的地方，产生呈“台阶”形的层状开裂，并可穿晶扩 展。87层状撕裂是属于低温开裂，一般低合金钢，撕 裂的温度不超过400℃，但它的特征与冷裂纹截然 不同。层状撕裂易发生在厚壁结构的T型接头、十 字接头和角接头。影响产生层状撕裂的因素很多， 如钢板的材质、夹杂的分布及类别、焊接接头的含 量、接头的型式和受力状态，以及焊接施工的工艺 等都有关系。此外，当焊接接头中存在有其他缺陷 时．如微裂纹、微气孔、咬边、未焊透等缺口效应 都可能在应力作用下发展成为层状撕裂。88根据撕裂位置可分为三类：? 在焊接热影响区焊趾或焊根处由冷裂纹而诱发形成 的层状撕裂， ? 在焊接热影响区沿夹杂开裂，是工程上最常见的层 状撕裂； ? 远离热影响区母材中沿夹杂开裂，这种情况多出现 在有较多MnS的片状夹杂的厚板结构中。8990?层状撕裂的形态也并不完全都呈梯形分布， 这与夹杂的种类、形状、分布等情况有关。当 沿轧制方向有较多的片状MnS时，则层状撕裂 多以阶梯状出现(见图5-90a)；当以硅酸盐夹 杂为主时常呈直线状(见图5-90b)；如以A1203 夹杂为主时呈不规则的阶梯状(图5-90c)。9192? 层状撕裂主要发生在低合金高强钢的厚板 焊接结构中，多用于海洋采油平台、核反 应堆压力容器及潜艇外壳等重要结构。由 于层状撕裂在钢材外观上没有任何迹象， 而现有的无损检测手段又难以发现，即使 能判明结构中有层状撕裂，但也难以修 复．造成了巨大的经济损失。特别严重的 是，由层状撕裂引起的事故往往是灾难性 的，因此，研究层状撕裂的形成机理，防 止层状撕裂的发生已成为焊接工程上一项 重要的研究任务。93层状撕裂的形成机理? 厚板结构焊接时，特别是T形和角接接头，在强制 拘束的条件下，焊缝收缩时会在母材厚度方向产生 很大的拉伸应力和应变，当应变超过母材金属的塑 性变形能力时(沿板厚方向)，夹杂物与金属基休之 间就会发生分离而产生微裂，在应力的继续作用下， 裂纹尖端沿着夹杂所在平面进行扩展，就形成了所 谓“平台”。这种平台可能在多处产生，与此同时， 在相邻两个平台之间，由于不在一个平面上而发生 剪切应力，造成了剪切断裂，形成所谓“剪切壁”。 连接这些平台和剪切壁，就构成了层状撕裂所特有 的阶梯形态。94由以上看来，造成层状撕裂的根本原因在于钢 材中存在较多的夹杂物，而在轧制过程中，轧成平 行于轧向的带状夹杂物，这就造成了钢材力学性能 的各向异性。试验表明，沿轧向(简称L向)和厚度方 向(简称Z向)的拉伸试样，尽管在强度方面相差不大， 但在塑性方面则有很大的差异。一些低合金钢Z向 的伸长率要比L向的伸长率低30%-40%.所以承受Z 向拉伸应力的结构，很容易沿层状分布的夹杂处开 裂。959697(二)影响层状撕裂的因素影响层状撕裂的因素有以下几方面。 1．非金属夹杂物的种类、数量和分布形态它是产生层状撕 裂的基本原因，是造成钢的各向异性、力学性能差异的内在因素。 钢中夹杂物一般常见的有硫化物、各种硅酸盐和铝酸盐等， 在钢中的分布形态如图5-93所示。由图看出，铝酸盐夹杂物成球 形分布，对层状撕裂的敏感性稍差，而硫化物和硅酸盐都是呈不 规则的条形分布，对层状撕裂的敏感性稍大。 夹杂物在钢中分布及含量可用下面的两个物理量来确定： (1)夹杂物的体积比 是指试样中夹杂物的总体积与试样总 体积之比； (2)夹杂物的累积长度 是指单位面积上夹杂长度的总和。9899?实验证明，Z向的断面收缩率ψ z是随夹杂物 的体积比和累积长度的增加而显著下降。 ? 2.Z向拘束应力 厚壁结构在焊接过程中承受 不同程度的Z向拘束应力，同时还有焊后的残 余应力及负载，它们是造成层状撕裂的力学条 件。采用插销Z向拉伸试验或角接头弯曲拘束 试验可以测出Z向拘束应力的大小。大量的实 验证明，在一定焊接条件下，对于某种钢存在 一个Z向临界拘束应力(σ z)cr，超过此值便产 生层状撕裂；1003.氢的影响 一般认为，在焊接热影响区附近，由冷裂诱发成为 层状撕裂中氢是一个重要的影响因素，因此目前也 有人把层状撕裂看成是冷裂的另一形态。但远离热 影响区的母材处产生的层状撕裂，焊缝中的氢就不 会产生影响，所以氢的影响应根据具体条件而定。 除上述的主要影响之外，还有其他一些影响因素， 例如，热应变会引起母材发生脆化，使金属的塑性 和韧性下降，有利于在该部位产生层状撕裂。101层状撕裂的判据Z向拉伸断面收缩率 为判据世界上许多国家都采用Z向拉伸断面收缩率 作为评定层状撕裂的判据。试祥的形状如图所示， 当板厚60mm以下时，试样直径为10mm；当板 厚60mm以上时，试样直径为15mm为宜。为防 止层状撕裂，断面收缩率Ψz应不小于15％，一 般希望Ψz＝15％一20％；当Ψz≥25％时，认为抗 层状撕裂优异。102插销Z向应力为判据钢中化学成分，特别是含硫量对层状撕裂有重要的影响。 为此，在大量试验的基础上，提出了层状撕裂敏感性评 定公式PL ? Pcm?H ? ? 6S ?60应当指出，此式是根据插销试验的结果建立的，所 以这种判据只能适于焊接热影响区附近所发生的层状撕 裂。另外．此公式仅考虑了硫的作用，而对硅 酸盐、铝 酸盐等氧化物夹杂的影响井未考虑，因此具有局限性。103104?图5-95是PL与插销试样Z向临界应力(σ z)cr 之间的关系。由图看出， PL与(σ z)cr 有良好 的对应关系。 ? 应当指出，式(5-55)是根据插销试验的结果 建立的，所以这种判据只能适于焊接热影响区 附近所发生的层状撕裂。另外，此公式仅考虑 了硫的作用，而对硅酸盐、铝酸盐等氧化物夹 杂的影响并未考虑，因此具有局限性。105106四、防止层状撕裂的措施? 根据以上讨论，防止层状撕裂应主要从以下两方面采 取措施。 ? (一)选用具有抗层状撕裂的钢材 ? 工程实践表明，降低钢中夹杂物的含量和控制夹杂 物的形态，来提高钢板厚向的塑性是有效的。这方面 近年来发展很快，已研制出许多抗层状撕裂的新钢种。 ? 1.精炼钢 采用铁水先期脱硫的办法，并用真空脱 气(主要是氧和氮)，可以冶炼出含硫只有0.003％0.005％的超低硫钢，它的断面收缩率(Z向)可达23％45％。 ? 炉外精炼亦可冶炼出高纯净钢，它的办法是向钢液 内吹入氮气，促使夹杂物上浮。107此外，还有采用粉末状的钙和镁合金化合物与惰 性气体一起吹入钢液中，也能获得显著的脱氧脱硫 效果。其他还有许多精炼的方法．可以冶炼出含氮 含硫极低的钢材(含硫量只有10-30ppm)，Z向断面收 缩率可达60％-75％。选用这类钢材制造大型重要的 焊接结构，可以完全解决层状撕裂问题。 ? 2.控制硫化物夹杂的形态 是把钢中MnS变成其他 元素的硫化物，使在热轧时难以伸长，从而减轻各 向异性。目前广泛使用的添加元素是钙和稀土元素， 经过上述处理的钢，Z向断面收缩率可达50％-70％， 足以抗层状撕裂。108? (二)设计和工艺上的措施 ? 从防止层状撕裂的角度出发，在设计和施工工 艺上主要是避免Z向应力和应力集中，具体措施如下： ? (1)应尽量避免单侧焊缝，改用双侧焊缝，这样 可以缓和焊缝根部的应力状态，并防止应力集中(见 图5-96a)。 ? (2)在强度允许的情况下，尽量采用焊接量少的 对称角焊缝来代替焊接量大的全焊透焊缝，以避免 产生过大的应力(见图5-96b)。 ? (3)应在承受Z向应力的一侧开坡口(见图5-96c)。109? (4)对于T形接头，可在横板上预先堆焊一层低 强的熔敷金属，以防止焊根出现裂纹，同时亦 可缓和横板的Z向应力(见图5-96d)。 ? (5)为防止由冷裂引起的层状撕裂，应尽量采 用一些防止冷裂的措施，如降低氢量、适当提 高预热、控制层间温度等。 ? 由于影响层状撕裂的因素很多，这里不能一 一述及，应根据具体情况进行分析。 根据层状撕裂的主要类型及产生原因，其防止 措施汇总于表5-15所示110111表5-15 层状撕裂的类型，产生原因及防止措施类型 第一类 焊根或焊趾处冷裂引起的层状撕裂 产生的原因和因素 1,由于冷裂而引起 2,轧制成条，片的MnS夹杂 3,角变形引起的弯曲拘束应力或由缺口 引起的应力应变集中 4,氢脆 防止措施 1,降低钢材焊接冷裂敏感性 2,降低钢材含硫量，选用精炼的抗层状 撕裂用钢 3,防止角变形,改善接头形式及坡口形 状，从而防止应力应变集中 4，降低焊缝中的含氢量第二类 以夹杂物为裂纹源并沿热影响区扩散 的层状撕裂1,MnS，SiO2，Al2O3等夹杂物 2,存在Z向拉伸拘束应力 3,氢脆1，降低钢中硫氧硅铝等含量，并在钢 中加入稀土元素 2，改善钢材的轧制条件和热处理 3，缓和外部的Z向拘束 4，提高焊缝金属塑性并降低含氢量第三类 远离热影响区，在板厚中央部位的层 状撕裂1,MnS，SiO2，Al2O3等夹杂物 2,弯曲拘束产生的残余应力 3,应变时效引起1，选用耐层状撕裂用钢 2，轧制钢板端面机加工及仔细装配 3，改善接口形式和坡口形状 4，预堆焊层112谢谢113
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