铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能毕业论文 - 图文

目 录

摘要 ................................................................................................................................................ I 英文摘要 ................................................................................................................................... II

1 绪论 .......................................................................................................................................... 1

1.1 课题研究的目的及意义 ................................................................................... 1 1.2 铁素体与奥氏体不锈钢钢简介........................................................... 1

1.2.1 铁素体不锈钢钢简介 .................................................................................... 1 1.2.2奥氏体不锈钢简介 ...................................................................................... 2

1.3 铁素体与奥氏体不锈钢的发展现状 ........................................................ 3

1.3.1 国外铁素体与奥氏体不锈钢的发展简史 ............................................... 3 1.3.2 国内铁素体与奥氏体不锈钢的发展简史 ............................................... 4 1.3.3 铁素体奥氏体等不锈钢材料今后的发展趋势 ...................................... 6

2 不锈钢的焊接性能与工艺 ...................................................................................... 8

2.1 不锈钢的焊接工艺 ............................................................................................. 8

2.1.1 手工焊（MMA） ............................................................................................... 8 2.1.2 常见焊接缺陷类型产生原因与防止措施 ............................................... 9

2.2 奥氏体不锈钢的焊接性能分析 ................................................................. 12

2.2.1 焊接接头的晶间腐蚀问题......................................................................... 12 2.2.2 焊接接头的刀状腐蚀 .................................................................................. 13 2.2.3 应力腐蚀开裂问题 ...................................................................................... 14 2.2.4 焊接接头的热裂纹问题 ............................................................................. 14

2.3 铁素体不锈钢焊接性能分析 ...................................................................... 15

2.3.1 铁素体不锈钢的焊接性 ............................................................................. 15 2.3.2 铁素体不锈钢的焊接工艺特点 ............................................................... 16

2.4 铁素体与奥氏体异种钢对焊性能分析 ................................................. 17 2.5 焊接接头的组织与性能 ................................................................................. 19

2.5.1 熔池凝固与焊缝金属的固态相变 ........................................................... 19 2.5.2 焊接熔合区的特征....................................................................................... 21 2.5.3 焊接热影响区 ................................................................................................ 21

3 实验过程与实验结果分析 .................................................................................... 22

3.1 焊接材料和焊接方法的选择 ...................................................................... 22 3.2 实验过程及结果分析 ...................................................................................... 24

3.2.1 金相组织观察试验....................................................................................... 24 3.2.2 显微硬度实验 ................................................................................................ 27

4 结论......................................................................................................................................... 30 致 谢......................................................................................................................................... 32 参考文献 ................................................................................................................................... 33

铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能

铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能

摘要

伴随着现代社会生产的迅速发展，对材料的性能要求越来越高，碳素钢已经不能满足生产的需要。而不锈钢材料具有良好的抗腐蚀性能和耐久性，使产品安全可靠，结实耐久，具有极佳的应用和研究前景。目前，铁素体与奥氏体作为不锈钢材料普遍地被应用于生产制造中，这类钢具有屈服强度高、抗腐蚀性能好、优良的可焊接性能等诸多优点，所以通过分析研究铁素体—奥氏体异种钢焊接接头状况，分析接头失效原因，提高接头服役寿命具有十分重要的现实意义。

本文研究的是以铁素体与奥氏体不锈钢为母材，在完善的焊接工艺的前提下进行平板对焊。然后分别对截取的焊接试样做金相组织观察、硬度测试、金属力学拉伸等实验。通过观察金相组织情况，对比分析实验数据，得出改善接头组织性能的最佳方案，是本实验研究的主要目的。

关键词 铁素体/奥氏体/异种钢焊接/界面组织/力学性能

I

铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能

FERRITIC AND AUSTENITIC DISSIMILAR STEEL JOINTS INTERFACE MICROSTRUCTURE AND

MECHANICAL PROPERTICE

ABSTRACT

With the rapid development of modern social production, We need the properties of materials more and more increasingly high, carbon steel has been unable to meet the needs of production. While stainless steel has good corrosion resistance and durability, so that the product is safe and reliable, strong and durable, and has excellent application and research prospect. At present, the ferrite and austenite stainless steel material is widely used in manufacturing, this kind of steel has high yield strength, good corrosion resistance, excellent welding performance and many other advantages, so through the analysis and Research on the ferrite and austenitic dissimilar steel welding joint position, joint failure analysis, improve the joint service life has very important practical significance.

This study is to take Ferritic and austenitic stainless steel as a base material, to improve the welding process is carried out under the premise of plate butt welding. And then the interception of welding specimen microstructure observation, hardness test, tensile test of metal. Through the observation of microstructure, contrast analysis of the experimental data, the improvement of microstructure and properties of welded joint of the best solution,is the main purpose of this experimental study.

KEY WORDS Ferritic,Austenitic,dissimilar steel welding,interface microstructure,mechanical properties

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铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能

1 绪论

1.1 课题研究的目的及意义

目前碳素钢在工业生产中应用很常见，但是伴随时间的推移我们发现它的缺点也很明显，例如抗腐蚀性差、耐久性不足等。而不锈钢[1]则能很好的改善这些缺陷，由于其优越的性能目前越来越多应用于现代社会生产中。这类刚的优点很多，如屈服强度较高，抗晶间腐蚀的能力较高，应力腐蚀的敏感性低，焊接时产生热裂纹的倾向小，铸造流动性好等等。它还具有高强度，很高的抗腐蚀性能和能量吸收性能，优良的抗冲刷腐蚀性和耐疲劳性以及优良的可焊接性能。因此，目前普遍应用于热交换器和锅炉，大型储藏罐，海面作业平台的防爆墙，纸浆和造纸工业使用的蒸煮器，化学制品运输船中的货舱，海水淡化设备，烟气净化，海水处理设备等。然而不锈钢在使用中不可避免的出现异种钢焊接情况，本文就着重研究分析的是铁素体—奥氏体异种钢焊接接头[2]问题。

铁素体—奥氏体异种钢焊接接头的失效问题已成为热动力工程急需解决的问题之一，近年来的研究普遍认为铁素体刚侧熔合区和热影响区是接头的薄弱环节。本实验通过在母材、焊接工艺合理的前提下，对焊缝试样进行金相图分析、测试维氏硬度、金属力学拉伸等实验步骤对比分析材料在焊后组织变化及力学性能情况，探讨分析可能影响接头失效的原因，以此来提高接头的服役寿命。

1.2 铁素体与奥氏体不锈钢钢简介

1.2.1 铁素体不锈钢钢简介

它是在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。所谓的铁素体（ferrite，缩写：FN，用F表示）即α-Fe和以它为基础的固溶体，具有体心立方点阵。亚共析成分的奥氏体通过先共析析出形成铁素体。这部分铁素体称为先共析铁素体或组织上自由的铁素体。随形成条件不同，共析铁素体具有不同形态，如等轴形、沿晶形、纺锤形、锯齿形和针状等。铁素体还是珠光体组织的基体。在碳钢和低合金钢的热轧（正火）和退火组织中，铁素体是

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铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能

主要组成相；铁素体的成分和组织对钢的工艺性能有重要影响，在某些场合下对钢的使用性能也有影响。

碳溶入δ-Fe中形成间隙固溶体，呈体心立方晶格结构，因存在的温度较高，故称高温铁素体或δ固溶体，用δ表示，存在的范围小，一般很少见到。 碳溶入α-Fe中形成间隙固溶体，呈体心立方晶格结构，称为铁素体或α固溶体，用α或F表示，α常用在相图标注中，F在行文中常用。室温下的铁素体的机械性能和纯铁相近。它的物理性质如下：抗拉强度180～280MN/平方米，屈服强度100～170MN/平方米，延伸率30～50％断面收缩率70～80％，冲击韧性160～200J/平方厘米，硬度HB 50～80。由此可见，铁素体的强度、硬度不高，但具有良好的塑性与韧性。

铁素体不锈钢含铬量在11%～30%之间，具有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了它的应用。炉外精炼技术（AOD或VOD）的应用可使碳、氮等间隙元素大大降低，因此使这类钢获得广泛应用。这类刚的应用领域主要有：电子电器、五金冲压件、弹簧弹片、垫膜片、精密零部件、配件、波纹管、密封件、蚀刻件厨房设备、洗涤槽（SINK）一般拉伸材（表面要求高）煤气灶表面要求高电冰箱（冰柜内胆）电器用具、洗衣机、烘干机、微波炉、装饰管、构造管（工业用）、排管用、建筑材料、MIRROR（镜面材）、再研磨、电梯建筑内外装饰材、窗户、门材、化学设备、热交换器、锅炉、罐、化学工业炉、特殊用途、运输设备、集装箱、铁道、车辆、汽车工业、水工业、建筑业、家电业、环保工业、工业设施等。它常见的牌号主要有Cr17、Cr17Mo2Ti、Cr25、Cr25Mo3Ti、Cr28等，美国牌号有430、439、443、409等。

1.2.2 奥氏体不锈钢简介

奥氏体不锈钢是指在常温下具有奥氏体组织的不锈钢。所谓的奥氏体既是碳溶解在γ铁中形成的一种间隙固溶体，呈面心立方结构，无磁性。奥氏体是

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一般钢在高温下的组织，其存在有一定的温度和成分范围。有些淬火钢能使部分奥氏体保留到室温，这种奥氏体称残留奥氏体。在合金钢中除碳之外，其他合金元素也可溶于奥氏体中，并扩大或缩小奥氏体稳定区的温度和成分范围。

奥氏体具有一定的特性，例如比容：在钢的各种组织中，奥氏体的比容最小。膨胀：奥氏体的线膨胀系数比铁素体和渗碳体的平均线膨胀系数高出约一倍。故也可被用来制作要求膨胀灵敏的元件。导热性：除渗碳体外，奥氏体的导热性最差。为避免热应力引起的工件变形，不可采用过大的加热速度加热。它还具有较高的塑性、低的屈服强度，容易塑性变形加工成型等力学性能。奥氏体的硬度一般是170～220HBS，延长率为40%～50%。

1.3 铁素体与奥氏体不锈钢的发展现状

1.3.1 国外铁素体与奥氏体不锈钢的发展简史

不锈钢作为现代工业中一种重要的材料，已有一百多年的历史。因不锈钢具有高强度、可焊接性、抗腐蚀性、易加工性和表面具有光泽性等许多优异的特性，在宇航、化工、汽车、食品机械、医药、仪器仪表、能源等工业及建筑装饰方面得到广泛而重要的应用。但随着石油化工工业、军事工业及海洋开发的迅速发展。以不锈钢为基体的传动轴、啮合件或动配合件经常会因为不锈钢质软不耐磨、表面强度低、摩擦系数大等因素发生咬合或粘滞现象[3]。为了提高不锈钢的耐磨性，许多学者在不锈钢表面进行了各种处理和强化研究，如利用化学镀在不锈钢表面沉积耐磨镀层，能提高产品表面硬度，并保证产品的耐腐蚀性能。

20世纪初，冶金学家基于对铬在钢中作用的深入认识，发明了不锈钢，结束了钢必然生锈的时代。从不锈钢的发明到工业应用大约经历了十年1904～1906年法国人Guillet首先对Fe-Cr-Ni合金的冶金和力学性能[4]进行了开创性的基础研究；1907～1911年，法国人Portevin和英国人Gissen发现了Fe-Cr和Fe-Cr-Ni合金的耐蚀性并完成了Guillet的研究工作；1908～1911年德国人Monnartz 揭示了钢的耐蚀性原理并提出了钝化[5]的概念，如临界铬含量，碳的

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作用和钼的影响等。随后，在欧洲和美国，钢的不锈性的实用价值被确认，工业不锈钢牌号相继问世。1912～1914年，Brearley发明了含12～13%Cr的马氏体不锈钢并获得专利；1911～1914年，美国人Dant-sizen发明了含14～16%Cr，0.07%～0.15%C的铁素体不锈钢；德国人Maurer和Strauss发明含1.0％C，15～20%Cr，<20%Ni的奥氏体不锈钢，此后，在此基础上发展了著名的18—8型不锈钢（0.1%C-18％Cr-8％Ni）。在实际应用中，高碳奥氏体不锈钢出现了严重的晶间腐蚀问题，在Bain提出了关于晶间腐蚀贫铬理论之后，于30年代初期，在18—8型不锈钢的基础上发展了含钛、铌的稳定化型奥氏体不锈钢，即AISl321和AISl347。在此时期还发明了铁素体—奥氏体双相不锈钢，并提出了超低碳（WC≤0.03%）不锈钢的概念，限于当时的冶金装备和工艺水平未能在工业中应用。早在1934年美国人Folog获得了沉淀硬化不锈钢专利，40～50年代，马氏体，半奥氏体沉淀硬化不锈钢用于军事和民用工业。这类钢以美国钢公司（U．S．Steel）成功地生产Stainless W为起点。另外，为了节省镍资源又开发了以锰代镍的Cr-Ni-Mn-N系不锈钢，即美国的AISl200系钢种。第二次世界大战后，随着化肥工业和核燃料工业的发展，极大地刺激了不锈钢的研究和开发，同时由于氧气炼钢的出现，1947年超低碳类型不锈钢开始商品化。50年代中期，开发了耐蚀性优良的高性能不锈钢。60年代后期，马氏体时效不锈钢、TRIP（Transformation Induced Plasticity）不锈钢、WC+N≤150ppm的高纯铁素体不锈钢相继出现。近20年来，由于各种局部腐蚀破坏事故的不断出现，加以化学加工工业不断采用新型催化剂和新工艺[6]，在原有不锈钢的基础上，发展了耐应力腐蚀、耐点蚀、耐缝隙腐蚀、耐腐蚀疲劳等专用不锈钢，如双相不锈钢、高钼不锈钢、高硅不锈钢等。为适应深冲成型和冷墩成型的需要还开发了易成型的专用不锈钢品种。自20世纪60年代末期以来，生产各种不锈钢的精炼设备和连铸设备陆续投产，在全世界范围内，已完成了用钛稳定化奥氏体不锈钢向低碳、超低碳奥氏体不锈钢过渡，将不锈钢生产水平推向一个崭新的历史阶段。

1.3.2 国内铁素体与奥氏体不锈钢的发展简史

我国不锈钢生产起步较晚，工业化生产开始于1952年。用电弧炉大量生产不锈钢系在1949年以后，早期先生产Cr13型马氏体不锈钢，掌握生产技术后，

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大量生产18—8型Cr-Ni奥氏体钢，例如1Cr18Ni9Ti，则始于1952年。随后，为适应国内化学工业发展的需要，又开始生产含Mo2%～3%的1Cr18Ni12Mo2Ti和1Cr18Ni12Mo3Ti等。为了节约贵重元素镍，自1959年起开始仿制以Mn、N代Ni的1Cr17Mn6Ni5N和1Cr18Mn8Ni5N，1958年向AISI 204钢中加入Mo2%～3%，研制了1Cr18Mn10Ni5Mo3N（204+Mo），用于全循环法尿素生产装置以代替1Cr18Ni12Mo2Ti。50年代末到60年代初，开始工业试制1Cr17Ti、1Cr17Mo2Ti和1Cr25Mo3Ti等无镍铁素体不锈钢，并开始研究耐发烟硝酸腐蚀的高硅不锈钢1Cr17Ni14Si4ALTi（相当于苏联牌号ЭИ654)，此钢种实际上是一种α+γ双相不锈钢。60年代开始，由于国内化工、航天、航空、原子能等工业发展的需要以及采用电炉氧气炼钢技术，一大批新钢种，如17-4PH，17-7PH，PH15-7Mo等沉淀硬化不锈钢，含WC≤0.03%的超低碳不锈钢00Cr18Ni10、00Cr18Ni14Mo2、00Cr18Ni14Mo3以及无Ni的Cr-Mn-N不锈钢1Cr18Mn14Mo2N（A4）相继研制成功并投入生产。70年代起，为解决化工、原子能工业中所出现的18—8型Cr-Ni钢的氯化物应力腐蚀问题，一些α+γ Cr-Ni双相不锈钢相继研制完成并正式生产和应用，主要钢号有1Cr21Ni5Ti、00Cr26Ni6Ti、00Cr26Ni7Mo2Ti、00Cr18Ni5Mo3Si2（3RE60）和00Cr18Ni6Mo3Si2Nb等。00Cr18Ni6Mo3Si2Nb是为了解决瑞典牌号3RE60焊后易出现单相铁素体组织，导致耐蚀性和韧性下降而发展的含N、Nb的α+γ双相不锈钢。到80年代，为解决氯化物的点蚀、缝隙腐蚀等局部腐蚀破坏又研制和仿制了含N的第二代α+γ双相不锈钢[7]，如00Cr22Ni5Mo2N、00Cr25Ni6Mo3N和00Cr25Ni7Mo3WCuN等，不仅使我国的双相不锈钢形成了系列，而且还深入研究了它们的组织和性能以及N在双相不锈钢中的作用机制。70年代以来，我国不锈钢材料研究工作的其它重要进展有：研制了高强度和超高强度的马氏体时效不锈钢并投入工业试制与应用；采用真空感应炉、真空电子束炉和真空自耗炉冶炼并批量生产了WC+N≤150～250ppm的高纯铁素体不锈钢00Cr18Mo2、00Cr26Mo1和00Cr30Mo2；含Mo量≥4.5%的高Mo和高Mo含N的Cr-Ni奥氏体不锈钢，例如研制成功00Cr20Ni25Mo4.5Cu、00Cr18Ni18Mo5N、00Cr25Ni25Mo5N等并在化工、石化和海洋开发等领域中获得了应用；在解决浓硝酸腐蚀和固溶态晶间腐蚀方面，研制了00Cr25Ni20Nb和几种超低碳高硅不锈钢，80年代以来，超低碳并对钢中磷含量和α相量严加控制的尿素级不锈钢00Cr18Ni14Mo2和00Cr25Ni22Mo2N两种牌号研制完成，它们

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的板、管、棒材、锻件以及焊接材料均在大中型尿素工业中得到了应用，取得了满意的结果。由于一些特殊钢厂陆续建成了冶炼不锈钢的炉外精炼设备，例如AOD（氩氧精炼炉）、VOD（真空氧精炼炉）等并已投产，我国不锈钢的冶炼技术上了一个新台阶。它不仅使低碳、超低碳不锈钢的生产变得轻而易举，而且使不锈钢的内在质量提高，成本降低。由于含Ti的18—8型Cr-Ni奥氏体钢存在一系列缺点，美、日等工业先进国家早在60年代便已经实现了由含Ti不锈钢到普遍采用低碳、超低碳不锈钢的过渡，而我国是在1985～1990年间才大力进行低碳、超低碳不锈钢的开发、生产与应用，取得一些可喜的进展，例如1988年底我国低碳、超低碳18—8型不锈钢产量已占我国不锈钢产量的10%左右。但与不锈钢生产、应用的先进国家相比（例如日、美等国含Ti的18—8型Cr-Ni钢仅占不锈钢产量的1.5%左右），还存在着很大的差距。80年代，我国还开展了控氮（WN0.05%～0.10%）和氮合金化（WN>0.10%）Cr-Ni奥氏体不锈钢的研制工作。试验表明，氮在Cr-Ni奥氏体不锈钢和双相不锈钢中是一种无价且非常有益的合金元素。对氮的强化作用，降低钢的晶间腐蚀敏感性，改善钢的耐蚀性，特别是改善钢的耐点蚀等方面机理，正在进行深入的研究工作。几种控氮和氮合金化的Cr-Ni奥氏体不锈钢已结合工程需要投入了批量生产和应用。

1.3.3 铁素体奥氏体等不锈钢材料今后的发展趋势

为了挖掘不锈钢的潜能，找出与其他元素之间的最佳配合，研究人员对不锈钢材料的研究也在不断的深入，今后的研究主要可从以下几个方面入手。 （1）净化和细晶或超细晶研究 在冶金行业，对材料纯净化的研究不断加深，提出了洁净钢和零夹杂钢的概念。把不锈钢材料的生产与冶炼技术结合起来，纯净、超纯净不锈钢的研究必将得到很好的发展。同时可细化材料晶粒，改变材料的微观特性和结构，使材料获得在正常状态下不具有的特殊性能，拓展材料的使用空间

（2）高耐蚀性不锈钢 化工原料的运输和储藏具有较大困难，主要是因为化工原料有很强的腐蚀性，一般的材料不具有高的耐蚀性能。研究适应各种特殊行业（海水净化装置、化工厂、沿海氯化钠腐蚀严重的建筑等）要求，具有良好耐腐蚀性能的不锈钢材料成为当务之急

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（3）节镍不锈钢 随着不锈钢产量的增加，镍的需求量不断扩大，近期将出现镍供应短缺的局面。在不降低其原有性能的情况下，降低不锈钢中镍的比例或采用其他元素替代镍，是一种切实可行的办法，在今后仍将受到重视和得到发展。如在高锰低镍200系列不锈钢中加入铜的研究就是一种

（4）高强度不锈钢 随着某些大型部件的发展和对构件轻量化的要求，对材料强度的要求也不断提高。把合金化，特别是微合金化和高纯度、高均匀性精炼、铸造技术和超细组织控制技术等结合起来发展良好强韧性、耐蚀性和工艺性结合的新材料是高强度不锈钢今后发展的主要方向 （5）耐热[8

～9]

和抗氧化不锈钢 对宇宙的探索不断深入，促进了航天和航空

业的发展。由于航空和航天行业的特殊要求，需要能经受高温高热的材料。对不锈钢材料进行耐热和抗氧化的研究是一个重要的方向，可拓展材料的应用，促进材料的发展。

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2 不锈钢的焊接性能与工艺

2.1 不锈钢的焊接工艺

不锈钢最常用的焊接方法是手工焊（MMA），其次是金属极气体保护焊（MIG/MAG）和钨极惰性气体保护焊（TIG）。

（1）通常焊前准备：

① 4mm以下的厚度不用开破口，直接焊接，单面一次焊透 ② 4到6mm厚度对接焊缝可采用不开破口接头双面焊 ③ 6mm以上，一般开V或U，X形坡口

其次：对焊件，填充焊丝进行除油和去氧化皮。以保证焊接质量

（2）焊接参数[10～12]：包括焊接电流，钨极直径，弧长，电弧电压，焊接速度，保护气流，喷嘴直径等。

① 焊接电流是决定焊缝成形的关键因素。通常根据焊件材料，厚度，及坡口形状来决定的

② 焊弧和电弧电压，弧长范围约0.5到3mm，对应的电弧电压为8～10V ③ 焊极直径根据焊接电流大小决定，电流越大，直径也越大

④ 焊速：选择时要考虑到电流大小，焊件材料敏感度，焊接位置及操作方式等因素决定

由于本实验主要采用的是手工焊，所以接下来主要介绍手工焊及焊接要点和注意事项。

2.1.1 手工焊（MMA）

手工焊是一种非常普遍的、易于使用的焊接方法。电弧的长度靠人的手进行调节，它决定于电焊条和工件之间缝隙的大小。同时，当作为电弧载体时，电焊条也是焊缝填充材料。

这种焊接方法很简单，可以用来焊接几乎所有材料。对于室外使用，它有很好的适应性，即使在水下使用也没问题。在电极焊中，电弧长度决定于人的手：当你改变电极与工件的缝隙时，也就改变了电弧的长度，在大多数情况下，焊接

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采用直流电，电极既作为电弧载体，同时也作为焊缝填充材料。电极由合金或非合金金属芯丝和焊条药皮组成，这层药皮保护焊缝不受空气的侵害，同时稳定电弧，它还引起渣层的形成，保护焊缝使它成型。电焊条既可以是钛型焊条，也可以是碱性的，这决定于药皮的厚度和成分。钛型焊条易于焊接，焊缝扁平美观，且焊渣易于去除。如果焊条贮存时间长，必须重新烘烤，因为来自空气的潮气会很快在焊条中积聚。

不锈钢药芯焊丝焊接要点及注意事项：

（1）采用平特性焊接电源，直流焊接时采用反极性。使用一般的CO2焊机就可以施焊，但送丝轮的压力请稍调松

（2）干伸长度：一般的焊接电流为250A以下时约15mm，250A以上时约20～25mm较为合适

（3）焊嘴与工件间的距离以15～25mm为宜

（4）保护气体一般为二氧化碳气体，气体流量以20～25L/min较适宜。

2.1.2 常见焊接缺陷类型产生原因与防止措施

（1）焊缝尺寸不符合要求

角焊缝的K值不等：一般发生在角平焊，也称偏下。偏下或焊缝没有圆滑过渡会引起应力集中，容易产生焊接裂纹。焊条角度问题，应该考虑铁水瘦重力影响问题。许多教授在编写教材注重理论性而忽略实用性。焊条角度适当上抬，48/42度合适。另外，在K值要求较大时，尽量采用斜圆圈型运条方法。

焊缝高低不一致：与焊接速度不均匀有关外，与弧长变化有关。所以采用均匀的焊接速度、保持一定的弧长，是防止焊缝高低不一致的有效措施。

焊缝宽窄不一致：一是运条速度不均匀，忽快忽慢所致；二是坡口宽度不均匀，焊接时没有进行调整。三是在熔池边缘停留时间不均匀。所以焊接时焊接速度均匀、考虑坡口宽度、熔池边缘停留时间合适。

弧坑：息弧时过快。与焊接电流过大、收弧方法不当有关。平焊缝可以采用多种收弧方法，例如回焊法、画圈法、反复息弧法。立对接、立角焊采用反复息弧法，减小焊接电流法。

焊缝尺寸不符合要求：在凸起时应力集中，产生裂纹；在焊缝尺寸不足时，

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降低承载能力；所以在焊接前尽量预防，在焊接中尽量防止，在焊接以后及时修补，保证焊缝尺寸符合施工图纸要求。 （2）未焊透与未熔合

未焊透一般产生在坡口根部，与埋弧焊偏丝、焊接电流过小、焊接速度快、坡口角度过小、反面清根不彻底。未熔合一般产生在坡口边缘，与电弧在坡口边缘停留时间短、清渣不够、焊接电流过小、焊接速度过快有关。未焊透在X光底片上呈现一道黑直线，未熔合表现为断续的黑直线。未焊透与未熔合都是不能允许的焊接缺陷，这会降低结构力学性能，特别是在冲击载荷、动载荷作用下会产生结构断裂。 （3）夹渣

夹渣是非金属化合物在焊接熔池冷却没有及时上浮而被封闭在焊缝内，所以与清渣不够、打底层、填充层的成型太差、焊条角度没有进行调整而及时对准坡口两个死角，焊接速度过快、焊接电流过小、非正规的运条方法，没有分清铁水与熔渣，保持熔池的净化氛围。平对接采用合适推渣动作，分清铁水与熔池，焊条角度特别重要。最容易产生夹渣的部位是：平对接各层、填充层与打底层结合部的两个死角，横对接打底层、填充层的最上部的夹角，仰对接的坡口边缘。实际就是焊缝成型没有实现略凹、或平，而特别容易形成过凸的成型所致。夹渣会降低焊缝有效截面使用性能，也容易产生裂纹等其他缺陷，影响焊缝的致密性。 （4）咬边与漏边

如果焊接电弧在坡口边缘停留时间过少而没有及时进行铁水的补充，留下的缺口就是咬边。所以焊接电弧一定在坡口边缘多做停留，焊接电流适当减少、焊条角度随焊条摆动而正确调整，让焊接电弧轴线始终对准坡口两边的夹角，特别是盖面层非常重要。如果焊接电弧没有到达坡口边缘，焊缝容易产生不是咬边而是漏边。所以防止漏边产生最重要的是焊接电弧一定过坡口边1～2mm，稍作停留，防止咬边产生。 （5）裂纹

焊接裂纹是焊缝中不能允许的焊接缺陷。可分为热裂纹、冷裂纹、再热裂纹与层状撕裂等。热裂纹与冷裂纹的不同之处：产生的时间与部位不同：热裂纹一般产生在焊接过程中，焊道上，冷裂纹一般产生在焊接以后，乃至数年，焊道到母材延伸。形成形状与颜色不同：热裂纹一般是沿晶间开裂呈锯齿形，有氧化色

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彩；冷裂纹是沿晶间与晶内开裂，呈曲折形状，没有氧化色彩，呈现金属光泽。

裂纹产生[12]与金属种类有关：一般低碳钢不容易产生裂纹，包括热裂纹与冷裂纹。低合金高强度钢容易产生冷裂纹，对热裂纹敏感性小。不锈钢恰恰相反，特别容易产生热裂纹，而对冷裂纹敏感性小。裂纹产生与金属焊接性有关。金属焊接性越好，越不容易产生裂纹。焊接性越差，容易产生裂纹。例如铸铁、铜合金。

防止方法：针对不同的金属焊接采用不同的焊接方法、工艺措施。例如焊接Q345采用合适焊接线能量、预热、保持层间温度、焊后热处理等措施防止冷裂纹产生；而在焊接不锈钢时，则采用限制焊接电流等焊接工艺规范，采用小摆动、控制层间温度，采用退火焊道布置、敲击、防止弧坑裂纹与结晶裂纹。一般来说防止热裂纹的措施是：采用含硫量≤0.030% 含碳量≤0.15% 含锰量≤2.5%的、加入TI 、LV的变质剂、形成双相组织的焊丝与焊条；严格控制焊接工艺参数，选择合适的焊缝成型系数，合理的焊接顺序与方向，采用小电流与多层多道焊等工艺措施，采用预热与缓冷等减少焊接应力的方法。

防止冷裂纹的措施是：选用低氢型焊条、防止焊条受潮、清理焊接坡口的杂质，减少氢的来源；采用预热、控制层间温度、后热、焊后热处理、合理的装焊顺序和焊接方向。改善焊接结构的应力状态。

防止再热裂纹措施：选用低强度高塑性焊条、适当提高线能量、采用较高预热温度、合理选择消除应力处理温度，避免600℃敏感温度，减少咬边等焊接缺陷。

（6）气孔的种类、产生原因与防止措施

定义：气孔是焊接熔池凝固时没有及时析出而残留在焊缝中形成的空穴。 类型：一般容易产生氢气孔、氮气孔、CO气孔。单个气孔、密集气孔、链状气孔、缩孔等类型。

气孔的判别：H气孔一般产生在焊缝表面，断面为旋涡状，表面为喇叭型，CO气孔沿结晶方向分布。N气孔分布焊缝表面，蜂窝状出现。

原因与防止措施：焊条种类不同，产生气孔倾向不同，碱性焊条容易产生气孔，特别是对油、锈、水敏感。在焊接前焊条要进行烘干，保温2小时，一次领用量不超过4小时，采用保温桶。焊缝与坡口要求打磨干净，短弧焊接，引弧与息弧特别注意避免气孔产生。

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焊接方法不同致使气孔产生类型也不同。CO2焊经常产生的N 、CO 、H 气孔，但是最容易产生的是N气孔。气焊容易产生CO气孔。与气体流量、气体纯度、电弧电压、焊接速度等有关。埋弧焊容易产生气孔与焊接速度有关。缩孔是息弧时产生的一种特殊气孔，与收弧速度过快熔池失去保护形成。特别是海上平台焊接用焊条容易产生。采用清理坡口与焊缝、焊接电流合适、短弧、采用反复息弧法，而且采用较快的频率才能防止。

2.2 奥氏体不锈钢的焊接性能分析

由于奥氏体不锈钢含有较高的铬，可形成致密的氧化膜，所以具有良好的耐蚀性。当含Cr18％，含Ni8％时，基本上可获得单一的奥氏体组织，故奥氏体不锈钢具有良好的耐蚀性、塑性、高温性能和焊接陛能。但为了全面保证焊接接头的质量，往往需要解决一些特殊的问题，如接头各种形式的腐蚀、焊接热裂纹、铁素体含量控制及δ相脆化等。

2.2.1 焊接接头的晶间腐蚀问题

不锈钢在腐蚀介质的作用下，在晶粒之间产生的一种腐蚀现象称为晶间腐 蚀[13～14]。

（1）产生晶间腐蚀的原因

奥氏体不锈钢在450～850℃时，过饱和的碳向奥氏体晶粒边界扩散，并与晶界的铬化合形成碳化铬（Cr23C6）。由于铬在奥氏体中的扩散速度小于碳的扩散速度，使晶界的铬得不到及时补充，造成奥氏体边界贫铬。当晶界附近的金属含Cr量低于12％时，就失去了抗腐蚀能力，在腐蚀介质作用下，即产生晶间腐蚀。受到晶间腐蚀的不锈钢，从表面上看来没有痕迹，但在受到应力时即会沿晶界断裂，几乎完全丧失强度。

（2）减少和防止晶间腐蚀的措施

① 控制含碳量碳 碳是造成晶间腐蚀的主要元素，含C量越高，奥氏体晶界处形成的碳化铬越多，贫铬现象越严重，晶间腐蚀越大，所以焊接时采用含碳量小于0.03％的焊条，不会产生晶间腐蚀

② 添加稳定剂 在钢材和焊接材料中加入Ti、Nb等与碳的亲和力比铬强的

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元素，能与碳结合成稳定的化合物，从而避免在奥氏体晶界造成贫铬。如1Crl8NDTi1Crl8Ni2Mo2Ti钢，E347—15、H0Crl9Ni9Ti焊丝等

③ 进行固溶处理 焊后将接头加热到1050～1100℃，使碳化物重新溶解到奥氏体中，然后迅速冷却，稳定了奥氏体组织。另外，也可以进行850～900℃保温2h的稳定化热处理使奥氏体晶粒内部的铬扩散到晶界，晶界处的含铬量重新恢复到大于12％，就不会产生晶间腐蚀

④ 快速冷却 因奥氏体钢不会出现淬硬现象，所以在焊接过程中加快冷却速度，缩短焊接接头在危险温度区的停留时间，以免形成贫铬区

⑤ 改变焊缝的组织状态 使焊缝由单一的奥氏体相改变为奥氏体加铁素体双相，Cr在铁素体中扩散速度比在奥氏体中快，因此，铬在铁素体中较快地扩散到晶界，减轻了奥氏体晶界贫铬现象。

2.2.2焊接接头的刀状腐蚀

（1）刀状腐蚀原因

在焊缝和基本金属的熔合线附近，发生如刀刃状的晶间腐蚀，称为刀状腐蚀。只发生于含有稳定剂钛、铌的奥氏体钢（如0Crl8Nil1Ti）的焊接接头上，产生的原因也和Cr23C6析出后形成的贫铬层有关。焊接时，过热区的峰值温度高达1200℃以上，钢中的TiC溶入奥氏体，分解出的碳在冷却过程中偏聚在晶界形成过饱和状态，而钛则因扩散能力远比碳低而留于晶内，当接头在敏化温度区间再次加热，过饱和的碳在晶间以Cr23C6形式析出，在晶界形成贫铬层，使耐腐蚀能力降低。

（2）防止刀状腐蚀的措施

① 降低含碳量 最好采用超低碳不锈钢，WC≤0.06％ 。

② 减少近缝区过热尽量采用小的热输入，以减少过热区在高温停留时间。 ③ 合理安排焊接顺序双面焊时与腐蚀介质接触的焊缝应尽可能最后焊。 ④ 焊后稳定化处理 将焊件加热到1050～1100℃，使过热区的碳与稳定剂结合为稳定的碳化物。

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2.2.3 应力腐蚀开裂问题

金属在应力和腐蚀介质共同作用下，所发生的腐蚀破坏叫做应力腐蚀开裂。 （1）应力腐蚀开裂原因

在化工设备的破坏事故中，由于不锈钢的应力腐蚀开裂造成事故占50％，破坏涉及几乎所有耐蚀材料。开裂时没有任何变形，因而事故往往是突发性的，后果严重。

拉应力的存在是产生应力腐蚀开裂[15～16]的必要条件，应力主要来自于制造过程，因而焊接应力造成事故占到30％以上。不锈钢在使用条件下产生应力腐蚀开裂的影响因素很多，包括钢的成分、组织和状态、介质的种类、温度、浓度、应力性质、大小及结构特点等。

（2）防止应力腐蚀开裂采取的措施

① 正确选用材料 根据介质特性，选用对应力腐蚀开裂敏感性低的材料是防止应力腐蚀开裂最根本的措施，主要有高纯铬一镍奥氏体不锈钢，高硅铬一镍奥氏体不锈钢，铁素体一奥氏体双相钢等

② 对材料进行防腐蚀处理 通过电镀、喷镀、物理等方法，用金属或金属覆盖层将金属与腐蚀介质隔离

③ 消除焊件残余应力 采用消除应力热处理及由机械方法降低表面残余应力或造成压应力（如进行喷丸）状态

④ 改进部件及接头设计 由于设计得不合理，往往会形成较大的应力集中或在制造中产生较大的残余应力，这是产生应力腐蚀开裂的重要条件。

2.2.4 焊接接头的热裂纹问题

（1）焊接热裂纹产生的原因

① 奥氏体不锈钢导热大约只有钢的一半，而线膨胀系数却大得多，所以焊后在接头中会产生很大的内应力

② 奥氏体钢中合金元素多，不仅硫、磷等杂质与铁形成低熔点的共晶、合金元素之间或与杂质问作用也可形成低熔点化合物和共晶，如NiS+Ni的熔点为644℃

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③ 奥氏体钢的结晶凝固区间大，结晶时间长，且奥氏体结晶方向性强，所以杂质偏析较严重

（2）防止焊接热裂纹的措施

① 采用双相组织焊缝：当焊缝中有5％左右的铁素体时，可打乱奥氏体柱状晶的方向

② 工艺上的措施：采用碱性焊条、小电流、快速焊，防止产生热裂纹严格 ③ 控制有害杂质硫、磷的含量。

2.3 铁素体不锈钢焊接性能分析

2.3.1 铁素体不锈钢的焊接性

铁素体型不锈钢一般都是在室温下具有纯铁素体组织，塑性、韧性良好。由于铁素体的线膨胀系数较奥氏体的小，其焊接热裂纹和冷裂纹的问题并不突出。通常说，铁素体型不锈钢不如奥氏体不锈钢的好焊，主要是指焊接过程中可能导致焊接接头的塑性、韧性降低即发生脆化[17]的问题。此外，铁素体不锈钢的耐蚀性及高温下长期服役可能出现的脆化也是焊接过程中不可忽视的问题。高纯铁素体钢比普通铁素体钢的焊接性要好得多。

（1）焊接接头的晶间腐蚀 碳的质量分数为0.05%～0.1%的普通铁素体铬钢发生腐蚀的条件和奥氏体铬—镍钢稍有不同。从900℃以上快速冷却，铁素体铬不锈钢对腐蚀很敏感，但经过650～800℃的回火后，又可恢复其耐蚀性。所以，焊接接头产生晶间腐蚀的位置是紧挨焊缝的高温区。晶间腐蚀是在晶粒边界附近发生的有选择性腐蚀现象，如图2-1、2-2所示：

图2-1 焊缝高温区腐蚀位置 图2-2晶粒边界腐蚀现象

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原因：贫铬理论

A不锈钢加热到450-850℃（敏化温度）区间发生

高铬F不锈钢从高温急冷发生，经650～850℃加热缓冷可消除

（2）焊接接头的脆化 铁素体不锈钢的晶粒在900℃以上极易粗化；加热至475℃附近或自高温缓冷至475℃附近；在550～820℃温度区间停留形成的σ相均使接头的塑性、韧性降低而脆化。

① 高温脆性 铁素体不锈钢焊接接头加热至950～1000℃以上后急冷至室温，焊接热影响区的塑性和韧性显著降低，称为“高温脆性”。其脆化程度与合金元素碳和氮的含量有关。碳、氮含量越高，焊接热影响区脆化程度就越严重。焊接接头冷却速度越快，其韧性下降值越多；如果空冷或缓冷，则对塑性影响不大

② 475℃脆化 WCr>15%的普通纯度铁素体不锈钢在400～500℃长期加热后，即可出现475℃脆性。随着铬含量的增加，脆化的倾向加重。焊接接头在焊接热循环的作用下，不可避免地要经过此温度区间，特别是当焊缝和热影响区在此温度停留时间较长时，均有产生475℃脆性的可能。475℃脆化可通过焊后热处理消除

③ σ相脆化 普通纯度铁素体不锈钢中WCr>21%时，若在520～820℃之间长时间加热，即可析出σ相。σ相的形成与焊缝金属中的化学成分、组织、加热温度、保温时间以及预先冷变形等因素有关。钢中促进铁素体形成的元素如铝、硅、钼、钛和铌均能强烈地增大产生σ相的倾向；锰能使高铬钢形成σ相所需铬的含量降低；而碳和氮能稳定奥氏体相并能与铬形成化合物，会使形成σ相所需铬含量增加。镍能使形成σ相所需温度提高。由于σ相的形成有赖于Cr、Fe等原子的扩散迁移，故形成速度较慢。WCr=17%的钢只有在550℃回火1000h后才会开始析出σ相。当加入2%的Mo时，σ相析出时间大为缩短，约在600℃回火200h后即可出现σ相。因此，对于长期工作于σ相形成温度区的铁素体型耐热钢的焊接高温构件而言，必须引起足够的重视。

2.3.2 铁素体不锈钢的焊接工艺特点

普通纯度铁素体钢焊接接头韧性较低，主要是由于单相铁素体钢易于晶粒粗

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铁素体—奥氏体异种钢接头界面组织及力学性能

化，热影响区和焊缝容易形成脆性马氏体，还有可能出现475℃脆性。

（1）焊接方法

普通纯度铁素体钢的焊接方法通常可采用焊条电弧焊、药芯焊丝电弧焊、熔化极气体保护焊、钨极氩弧焊和埋弧焊。无论采用何种焊接方法，都应以控制热输入为目的，以抑制焊接区的铁素体晶粒过分长大。工艺上可采取多层多道快速焊，强制冷却焊缝的方法，如通氩或冷却水等。超高纯度铁素体钢的焊接方法有氩弧焊、等离子弧焊和真空电子束焊。采用这些方法的目的主要是净化熔池表面，防止沾污。

（2）焊接材料的选择

在焊接铁素体不锈钢及其与异种钢焊接时填充金属主要有三类：同质铁素体型、奥氏体型和镍基合金。

采用同质焊接材料时，焊缝与母材金属有相同的颜色和形貌，相同的线膨胀系数和大体相似的耐蚀性，但焊缝金属呈粗大的铁素体钢组织，韧性较差。为了改善性能，应尽量限制杂质含量，提高其纯度，同时进行合理的合金化。

（3）低温预热及焊后热处理

铁素体不锈钢在室温的韧性本就很低，且易形成高温脆化，在一定条件下可能产生裂纹。通过预热，使焊接接头处于富有韧性的状态下焊接，能有效地防止裂纹的产生。但是，焊接热循环又会使焊接接头近缝区的晶粒急剧长大粗化，从而引起脆化。因此，预热温度的选择要慎重，一般控制在100～200℃，随着母材金属中铬含量的提高，预热温度可相应提高。但预热温度过高，又会使焊接接头过热而脆硬[18～20]。

此外，铁素体不锈钢的晶粒在900℃以上极易粗化且难以消除，因为热处理工艺无法细化铁素体晶粒。因此，焊接时应尽量采取小的热输入和较快的冷却速度；多层焊时，还应严格控制层间温度。

2.4 铁素体与奥氏体异种钢对焊性能分析

奥氏体与铁素体类钢的焊接[21]，关键是焊接材料与两侧钢材各种性能的匹配问题。要获得可靠的异种金属接头，焊接材料就应满足以下若干条件：

（1）物理性能 焊缝金属的物理性能应该与两种母材性能相匹配，其中热膨胀

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问题是非常重要的。为了使运行的热应力降到最小程度，焊接材料的热膨胀系数应介于两种母材之间

（2）防止焊接缺陷 焊接材料必须有能力承受两种母材的稀释而不形成对裂纹敏感的组织或其他缺陷

（3）组织稳定性 焊缝金属必须在所有使用温度下保持组织的稳定性，尽量不发生碳扩散以及产生有害碳化物相

（4）抗腐蚀性 焊缝金属的抗腐蚀能力应高于其中一侧母材，以防止焊缝被优先腐蚀。

奥氏体与铁素体的焊接可采用手工电弧焊、氩弧焊、埋弧焊、脉冲氩弧焊等方法进行。选择原则是优先选择能在保证焊接质量的情况下，输入较小的线能量的焊接方法。焊接线能量在保证焊接质量的前提下应尽可能降低，因为奥氏体的柱状晶具有明显的方向性，晶界有利于杂质的偏析和缺陷的聚集，同时奥氏体的线膨胀系数大，冷却缩应力大，易产生热裂纹。另外合金元素Cr、Ti等元素易烧损，所以要求的线能量不能太高。奥氏体与铁素体钢焊接时，线能量输入过大，容易在铁素体钢热影响区的过热区产生粗大的晶粒，降低接头的机械性能，易产生再热裂纹；线能量的输入过大还会增加焊缝的稀释率，可能在靠近铁素体一侧焊缝产生一定量的马氏体组织，增大产生冷裂纹的倾向。焊前是否选择预热是十分重要的。对于铁素体钢来说，预热可以减少热影响区的淬硬倾向，减缓冷却速度，防止冷裂纹的产生，但预热实际上增加了线能量，对奥氏体钢则易产生热裂纹及增大熔合比。综合考虑，对于淬硬性较大的铁素体钢与奥氏体钢焊接时，还是采取预热措施为好，担预热的温度应适当控制，不宜过高。焊后是否进行热处理，也是十分重要的问题。一般来讲奥氏体钢热处理会带来一系列的问题，如475 ℃脆化、σ相析出、碳化物析出及晶间腐蚀能力降低等，所以奥氏体钢焊后一般不需要进行热处理。异种钢焊接要做热处理是根据铁素体钢的特性提出的，铁素体钢焊后进行热处理的目的是消除焊接应力，降低硬度，改善组织等。对于薄壁管如12Cr2MoWVTiB，壁厚小于6 mm时，采取一定措施（氩弧焊、预热、缓冷） 后，按电力部《焊工技术考核规程》规定可免做热处理。另外，异种钢焊口在热处理过程中，会发生碳扩散。温度越高，时间越长，碳扩散越严重，结果在铁素体钢一侧熔合线两边形成脱碳[22～24]与增碳层，降低接头的蠕变性能，并在高温下长期使用，该熔合区易产生显微裂纹。因此异种钢焊后是否要做热处

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理要慎重。

2.5 焊接接头的组织与性能

焊接接头由焊缝、熔合区和热影响区三部分组成。熔池金属在经历了一系列化学冶金反应后，随着热源远离温度而迅速下降，凝固后成为牢固的焊缝，并在继续冷却中发生固态相变。熔合区和热影响区在焊接热源的作用下，也将发生不同的组织变化。许多焊接缺陷，如气孔、夹杂物、裂纹等都是在上述这些过程中产生，因此，了解接头组织与性能变化规律，对于控制焊接质量、防止焊接缺陷有重要的意义。

2.5.1 熔池凝固与焊缝金属的固态相变

（1）熔池的凝固

焊接熔池的凝固过程服从于金属结晶的基本规律。宏观上，金属结晶的实际温度总是低于理论的结晶温度，即液体金属具有一定的过冷度是凝固的必要条件。微观上，金属的凝固过程是由晶核不断形成和长大这两个基本过程共同构成。此外，这个过程还受到焊接热循环特殊条件的制约。因此，研究焊接熔池的凝固过程，必须结合焊接热循环的特点与具体施焊条件。

焊接熔池与铸锭相比，具有如下的优点：

① 焊接熔池体积小 一般在电弧焊条件下，熔池的体积最大不过几十立方厘米，质量不过100g，与以吨为单位的铸锭相比是微乎其微的

② 焊接熔池温度极不均匀 熔池中部处于热源中心呈过热状态，一般钢可达2300℃；而熔池边缘紧邻未溶化的母材处，是过冷的液体金属，因此，从熔池中心到边缘存在了很大的温度梯度

③ 熔池在运动状态下凝固 熔池随热源运动，对凝固过程带来两方面的影响。一是使熔池各部分在液态停留的时间非常短，而且溶化与凝固同时进行。二是随热源的运动及焊条的连续给进，熔池中不断有新的液体金属补充并进行搅拌。因此，熔池金属的凝固过程总是在新的基础上开始，固液相界面以比铸锭高出10～100倍的速度向前推进，同时在运动中不断排出气体

④ 焊接熔池凝固以溶化母材为基础 在溶化母材基础上的凝固过程与熔池

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的形状、尺寸密切相关，并取决于焊接工艺。此外，母材形成的“壁模”与熔池之间不存在空气隙，而具有较好的导热条件与形核条件。

（2）焊缝金属的化学不均匀性

在熔池的凝固过程中，由于冷速高，合金元素来不及扩散，而在每个温度下析出的固溶体成分都要偏离平衡图固相线所对应的成分，同时先后凝固的固相成分又来不及扩散均匀。这中偏离平衡条件结晶称为不平衡结晶。在不平衡结晶下得到的焊缝金属，其化学成分是不均匀的，即存在了偏析。焊缝中的偏析主要有三种形式：显微偏析、区域偏析、层状偏析。

（3）焊缝组织与性能的改善

焊缝质量是焊接质量的重要指标。优质焊缝首先要保证性能满足要求，而性能则取决于化学成分与组织形态。为此改善焊缝的性能就应从调整成分和控制组织两方面入手。常用的措施如下：

① 焊缝金属的变质处理 在液体金属中加入少量合金元素使结晶过程发生明显变化，从而使晶粒细化的方法叫做变质处理

② 锤击坡口或焊道表面 锤击坡口表面或多层焊层间金属使表面晶粒破碎，熔池以被打碎的晶粒为基面形核、长大、而获得较细晶粒的焊缝。此外。逐层锤击焊缝表面，还可以起到减小残余应力的作用

③ 调整焊接工艺 实践证明，当功率P不变时，增大焊速V可使焊缝晶粒细化；而当线能量E不变而同时提高P和V，也可以使焊缝晶粒细化

④ 多层焊 根据多层焊热循环的特点可知，通过调整焊层数n可以在较大范围内调整焊接参数，从而比单道焊调整焊接参数时细化晶粒的作用更为明显。同时多层焊逐层焊道间的后热作用还可以改善焊缝二次组织

⑤ 焊后热处理 按热处理规范不同，焊后热处理可分别起到改善组织、性能、消除应力或排除扩散氢的作用

⑥ 跟踪回火 跟踪回火就是在焊完每道焊缝后用气焊火焰在焊缝表面跟踪 ⑦ 振动结晶 振动结晶是通过不同的途径使熔池产生一定频率的振动，打乱柱状晶的方向并对熔池产生强烈的搅拌作用，从而使晶粒细化并促进气体排出。

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2.5.2 焊接熔合区的特征

熔合区是焊接接头中焊缝与母材交界的过渡区。在焊接接头横截面低倍组织图中可以看到焊缝的轮廓线，这就是通常所说的熔合线。而在显微组镜下可发现，这个所谓的熔合线实际上是具有一定宽度的半熔化区，就是熔合区。过去习惯上把熔合区作为焊缝或热影响区的一部分，近年来随着对熔合区的深入研究，发现熔合区的组织与性能有其本身的特点，而将熔合区单独列为焊接接头的一个组成部分。在一般条件下，熔合区通常会变成为整个接头的薄弱环节，对接头质量起到决定性作用，很多焊接结构失效的起源往往就在熔合区。

2.5.3 焊接热影响区

在焊接或切割过程中，材料因受热的影响而发生金相组织和力学性能变化的区域叫做热影响区。在焊接技术用于结构制造的早期，所用金属材料主要是低碳钢，热影响区一般不会出现什么问题，因此焊接质量取决于焊缝质量，当时人们的主要精力用于解决焊缝中可能出现的问题。在当前焊接技术应用材料的品种不断扩大，结构尺寸与板厚不断增加，对焊缝质量的要求越来越高，不仅大量应用了低合金高强度钢、高合金特殊钢，还用了铝、铜、钛等有色金属的合金。这些材料大多对加热敏感，因此，在焊接热源作用下热影响区的组织与性能将发生较大的变化，甚至产生严重的缺陷。在焊接过程中热影响区组织变化有如下特点：

（1）加热温度高 （2）加热速度快 （3）高温停留时间短

（4）各点的温度随时间与位置而变化 （5）自然条件下的连续冷却。

热影响区组织转变的基本原理与规律与热处理时一样，但焊热循环的特点必将带来一定的特征。因此，必须将金属相变的普遍规律与焊接热循环的特点相结合，才能正确掌握焊热影响区组织转变的情况。

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3 实验过程与实验结果分析

3.1 焊接材料和焊接方法的选择

（1）焊接材料的选择

异种钢焊接材料的选择首先要考虑焊接接头在运行中的工作温度。焊接材料应保证异种钢接头在工作温度下接头熔合区组织的均匀性和稳定性。同时焊缝金属的物理性能必须与二种母材相匹配，最大限度地减小接头运行中的热应力。焊缝金属的高温强度也应与母材匹配。并能适应焊接过程中发生的两种母材对焊缝的稀释，形成致密焊缝。

本文实验采用的母材分别为430铁素体不锈钢与304奥氏体不锈钢。母材规格统一为200mm×80mm×6mm，每种母材各两块。实验所用焊条规格为φ2.5mm，焊条牌号：Inconel—182。在焊接实验之前对母材要焊接的边缝先用水进行去污处理，保证母材表面的洁净。之后再对边缝进行打磨，去掉表面的氧化层，露出金属光泽。最后在用工业酒精对其表面进行最终清理，保证焊接时不受表面杂质的影响。为了避免在焊接过程中产生气孔，焊接实验前我们要对焊条进行消除水分处理，具体操作如下，首先选择所使用焊条的数量，然后把焊条放到热处理炉中加热到200℃后，保温两个小时，最后焊条冷却后将其放入保温桶中以方便使用。母材平板对焊时为了尽量减少母材的变形要进行双面点焊，以确保母材因高温而发生过量变形。下面介绍下430铁素体不锈钢、304奥氏体不锈钢及焊条Inconel—182的化学组成成分和力学性能。如下表3-1所示：

表3-1 材料的化学成分和力学性能参数

材料 C S P Si Mn Cr Mo Ni σb σs δs

430 0.12 0.03 0.03 0.75 1.0 16.0—18.0 2.0 0.6 ≥450 ≥205 ≥22

304 0.08 0.03 0.04 0.07 2.0 18.0—20.0 0.75 8.0—11.0 ≥520 ≥205 ≥40

Inconel—182 0.10 0.01 0.04 1.0 6.0 13.0—15.0 3.5 59.0 650 552 30

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（2）材料性能

以下简单介绍所选材料原因：

① 430不锈钢具有良好的耐腐蚀性，抗氧化性能，导热性能良好，热膨胀系数比奥氏体小，耐热疲劳。并添加了稳定化学元素钛，焊缝位置机械性能好。

② 304不锈钢是应用最为广泛的一种铬—镍不锈钢，具有良好的耐蚀性、耐热性、较好的抗晶间腐蚀性能、低温强度和机械特性，还具有良好的加工性能和可焊性。

③ Inconel—182焊条适用于手工电弧焊接，用这种焊条形成的焊缝金属具有很高的高温强度和抗氧化能力，适用于异种材料的焊接。它的物理性能、蠕变强度与两种母材相匹配，热膨胀系数介于两种母材之间，有能力承受两种母材的稀释而不形成对裂纹敏感的组织。而且在使用温度下能保持组织的稳定性，尽量不发生碳扩散以及产生有害碳化物相。Inconel—182焊条的化学组成成分也与母材也比较接近，其中Ti、Cr、Si 、Mo的含量较合理（如表3-1所示），在一定程度上提高了焊接接头的抗裂性降低了接头的热裂倾向，并且它的屈服强度、延伸率等机械性能均与母材相接近。因此，在进行焊接时采用Inconel—182能很好的保证焊接质量，降低了因焊接材料热膨胀系数的差异、蠕变强度不匹配、组织成分差别大等因素给焊接接头带来的热裂纹、组织脆化等问题的发生。

（3）焊接方法与工艺

异种钢焊接时，为了将焊缝金属的稀释率控制在所要求范围内，对焊接工艺提出了较高要求。特别是采用镲基台金材料焊接时，容易产生夹渣、未熔合。热裂缝等缺陷。鉴于操作水平有限，实验选择的手工直流电弧焊的方法，接头形式为不开坡口的平板对接，焊丝为φ2.5mm的镍基合金Inconel—182。焊接规范参数：焊接时所选择的电流为70A，电压为16V，焊接速度为45～60mm/分。在试板两端焊接固定焊缝后，以上述规范焊接80mm长试验焊缝。焊后于室温下放置24小时。焊接后的试样如图3-1所示：

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图3-1焊接试样

3.2 实验过程及结果分析

对接头外表面观察，焊缝呈银白色的金属光泽，属于良好的保护等级，经宏观检查，焊缝截面丰满，余高合理，未发现气孔、未熔合及未焊透等缺陷。焊前未预热，焊后未发现焊接裂纹，表明焊接接头质量合格。

3.2.1 金相组织观察试验

3.2.1.1 试样准备与注意事项

金相试样的准备包括取样、制样及组织显示三个步骤： （1）取样

材料不同部位、不同方向上的纤维组织往往不同，应根据检验的目的有针对性的选取试样。试样的尺寸以磨制方便为宜，在10～25mm范围内，过大会使磨样的时间过长，过小则使磨样表面不易保持平面，试样的高度以15mm左右为宜。取样方法有很多，有机械切割、电弧切割、电解切割等。无论何种方法切割都必须保证试样表面的显微组织不因切割而发生变化，必要时应采用冷却措施。目前采用最多的是砂轮片切割，它适用于各种各种硬度的金属材料，表面也比较光洁，本实验采用的是机床线切割。 （2）制样包括镶嵌、抛光与磨光

镶嵌，对于形状不规则、过软、过小、易碎或边缘时主要观察部位的试样及其他难以磨制 的试样，应镶嵌后进行磨制。常用的镶嵌方法有机械夹持法，热压法冷镶嵌等。

磨光是将切下的试样经砂轮打平，再依次在一系列由粗到细的金相纱布或砂纸上磨平；抛光则是将磨平的试样在织物上抛亮。根据磨料的粗细又可分为粗磨、

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细磨以及粗抛与细抛，粗细之间并无明显的界限。使用磨料时也有相应的要求，应具有高的硬度、不易破碎、颗粒均匀。以保证良好的切削性能。对抛光织物的要求是纤维要柔软、坚韧耐磨。根据绒毛长短可以分为三类，长毛类，无毛类，短毛类。 （3）组织显示

抛光后的表面在显微镜下只能看到夹杂物、石墨孔洞及裂纹等。要观察内部组织，必须进行适度的侵蚀，使组织充分显示。常用的方法有化学显示、电解显示及着色显示。化学显示，将抛光好的试样表面在侵蚀剂中侵蚀或用蘸有侵蚀剂的棉球擦拭抛光表面，直至表面失去镜面关泽为止。化学侵蚀剂显示组织的原理是化学溶解或电化学溶解，晶内和晶界，不同相之间的电位不同。在侵蚀剂作用下电位较负的区域优先溶解，从而显示了晶界及组织。常用的侵蚀剂有很多，应根据材料成分和观察目的选择合适的侵蚀剂。

金相观察注意事项：

① 适度侵蚀 以应重新抛光后再进行侵蚀。刚好能显示组织的细节为度。如掌握不好，可先适度侵蚀，先观察后如发现细节尚未显示，再逐次加深，若侵蚀过度

② 清水冲洗 侵蚀终止后立即用清水冲洗，再用酒精冲洗试样表面以去除水分，最后用吹风机吹干。操作不好时容易在表面留下水渍，影响制样质量，如采用热水浴冲洗效果更好

③ 立即观察 冲洗后应立即观察，或置于干燥瓶中，否则容易引起试样表面氧化，产生假象

④ 高倍观察时的侵蚀程度应比低倍观察浅一些

⑤ 同一组织采用不同的侵蚀剂，显示效果不同，试用前应了解侵蚀剂的性质。

同样还有电解显示和着色显示方法。电解显示的装置和操作过程与电解抛光相同，只是前者使用的电压较低。着色显示的基本原理是依靠薄膜干涉而增加各相之间的衬度或者具有不同的色彩。在实际工作中还有采用一些其他的显示方法，如热蚀法、恒电位侵蚀法及磁蚀法，他们适用于一些特殊的材料或侵蚀需要。 3.2.1.2 试样金相组织观察

对焊接接头的焊接质量进行外观和内部的检查。用线切割方法在焊接区域截

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取试样，经过磨制和抛光后，对试样焊接区域采用强腐蚀性溶液（硝酸与盐酸的质量分数比为1：3）进行侵蚀一系列试验步骤后，用金相显微镜对不锈钢焊接区域的组织结构进行观察分析。为了作对比分析本实验对母材也做了金相组织观察如图3-2、3-3所示：

图3-2 铁素体430金相组织 图3-3 奥氏体304金相组织

焊接试样金相图：

图3-4铁素体侧热影响区 图3-5奥氏体侧热影响区

图3-6焊缝组织 图3-7奥氏体母材组织

3.2.1.3 焊接接头组织金相分析

金相观察表明，熔合区左侧母材结构为未发生相变铁素体结构，晶界上有少量的奥氏体组织；接下来的熔合区为粗大的铁素体晶粒，这些区域因组织粗大、不均匀和化学成分的变化，成为整个接头区力学性能和耐蚀性的薄弱环节；铁素体侧热影响区受焊接热循环影响的作用，晶粒长大，由于各晶粒取向不同，导热

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能力各异，致使长大成不均匀状态（图3-4）热影响区其实并未发生相变，晶粒呈颗粒状，晶粒的晶界比较平直为多边形。但是，靠近焊缝的热影响区组织明显比母材的组织粗大,且随着距焊缝距离的增加，铁素体的晶粒尺寸在减少；焊缝区金属的基体组织为奥氏体+铁素体（图3-6），在焊缝的快速冷却过程中，会有少量的δ铁素体产生，并位于奥氏体的晶界上。这种少量铁素体与奥氏体共存的焊缝组织具有强度和塑性良好的综合性能，缺口的敏感性较低；奥氏体侧靠近焊缝区的组织比较粗大（图3-5），且晶粒长大的方向性比较明显，由于组织的粗大导致塑性和韧性有一定程度的降低。熔合区从左到右的变化是由柱状晶奥氏体基体上分布有较大的骨架状铁素体，接着是细小骨架状铁素体分布在窄小柱状晶奥氏体基体上，紧邻的铁素体更加细小和破碎，不连续且无方向性，基体奥氏体无明显的柱状晶特征；接下来是单相的奥氏体母材，由于远离焊缝，在焊接过程中受到的焊接热影响不大，依旧保持原母材的特性（图3-7）。

3.2.2 显微硬度实验

3.2.2.1 试样维氏硬度测试

本文实验采用的是维氏硬度测试法。维氏硬度试验原理基本上和布氏硬度相同，所不同的是压头用金刚石正四棱锥压头。正四棱锥两对面的夹角为136°，底面为正方形，如图5-3所示。 维氏硬度试验基本原理是将两相对面夹角为136°（两相对棱夹角为148°6＇42＂）的金刚石正四棱锥压头，在一定的试验力作用下压入试样表面，保持一定的时间后，卸除试验力，测量压痕对角线长度，如图5-4所示，以试验力除以压痕锥形表面积所得的商表示维氏硬度值。

图3-8维氏金刚石棱锥压头 图3-9维氏硬度试验基本原理图

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图3-10维氏硬度测量时棱锥形压痕

维氏硬度值的计算公式为：

F?0.102?S2Fsin?2 ( 3-1 ) HV?0.102?d2F = 负荷（牛顿力） S = 压痕表面积（平方毫米） α = 压头相对面夹角=136°

d = 平均压痕对角线长度（毫米）

其后就是实验操作，在维氏硬度计上逐点打硬度。各硬度点的连线近似垂直于熔合线，且硬度点由铁素体母材区经过焊缝边缘、焊缝区向奥氏体母材均匀过渡，试样上打15个硬度点，间距1mm。实验测出数据值分别为：

表3-2 试验板材维氏硬度值

测试序数 1 2 3 4 5 430母材硬度（HV） 178 187 185 181 184 304母材硬度（HV） 121 126 124 127 122 焊缝区硬度（HV） 152 147 156 148 157 焊缝边缘区硬度（HV） 121 143 150 126 106

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430母材硬度→焊缝边缘区硬度→焊缝中心两侧硬度→304母材硬度

图3-11试样维氏硬度变化曲线

3.2.2.2 硬度数据分析

测试的硬度数据（图3-11）显示了从焊缝中心到接头两边母材区的变化情况。从数据中可以看出，铁素体430母材处的硬度值均较各焊缝处的硬度值高，奥氏体304母材处的硬度值均较各焊缝处的硬度值低。从母材至热影响区至焊缝中心，焊缝处的硬度值处于两种母材之间。通过金相组织分析，可以观察到在热影响区域由于母材金属的晶粒在焊接过程中受热长大，产生了晶粒粗化的现象，使热影响区处产生了一定得软化所致，组织产生了脆化现象。同时在熔合区硬度值波动比较明显，这是因为在焊接的过程中，母材靠近焊缝的区域会发生部分熔化，在熔化的过程中，因为碳在固体中的化学位高于在液相中的化学位，因此，将会发生碳从固体向液体转移，由于固液共存时间极短，会出现局部的脱碳和增碳，存在一定的浓度梯度，同时其它合金元素也会出现成分不均的现象。由于碳的浓度与金属的硬度存在一定的关系，即碳的浓度越高钢的硬度越高，反之则硬度越低。而此区在焊接时发生了局部的脱碳，碳浓度的降低造成了硬度值的降低。此外焊条与两种母材在熔合时化学成分重新分布，组织分布不均匀。焊缝区的硬度值变化比较稳定，这是因为组织由奥氏体与铁素体组成，组织性能较稳定，未发生明显脆化。奥氏体与铁素体母材区由于远离焊缝，组织变化不大，性能稳定，所以硬度值变化不是很明显。

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4 结论

从实验得出的金相图可以看出，焊缝区由铁素体与奥氏体组织组成，且组织为粗大柱状晶组织，这种凝固组织不仅对凝固过程中裂纹的产生有影响，而且对焊缝的各项使用性能（特别是韧性）也有决定性的影响。在接头冷却过程中会有少量的δ铁素体产生，并位于奥氏体的晶界上，这种现象又一定程度上加强了焊缝组织的强度和塑形。在接头熔合区会出现晶粒组织粗大、不均匀和化学成分变化等特征，同时因为碳在固相中的化学位高于在液相中的化学位，所以在焊接的过程中，碳将会发生从固相向液相的转移，但是量较少。由于固液两相共存时间极短，瞬时结晶将会造成少量脱碳和增碳。碳含量对硬度有较大的影响且存在浓度梯度，这就造成了接头硬度分布不均匀。由于熔合区这些因素的存在，成为整个接头区力学性能和耐蚀性的薄弱环节。总之，在这分析的基础上我得出了以下观点：

1、由硬度实验数据可以看出接头处与母材部分的硬度值有一定的差异，这是因为在焊接过程中接头部分会出现碳迁移现象。由于焊缝区与母材存在着硬度差异，这对材料的机械性能有较大的影响，在使用时会影响材料性能的发挥

2、铁素体—奥氏体异种钢焊接接头的基体组织为奥氏体加铁素体，综合性能良好，但焊接接头断裂处出现在靠近焊缝的铁素体一侧几率比较大

3、焊接时如果线能量输入过高将导致焊缝收缩应变增大。同时由于焊缝中上部是液相结晶较晚的部位，并被低熔点组分所富集，更加剧了热裂倾向。在焊接中，只有尽可能的减小焊接线能量，才能预防铁素体不锈钢热影响区的过热组织和由于组织粗化而引起的冲击韧性的下降的现象。因此，焊接时低的焊接电流和较快的焊接速度是保证焊接接头组织性能的有效措施

4、焊接接头的铁素体不锈钢一侧的焊接热影响区未发生相变，靠近熔合区的铁素体晶粒有长大的倾向，焊接时应尽可能地防止其长大，以免此处韧性降低，应采用较小的热输入

5、界面显微组织和相结构的变化所引起的性能变化也是导致接头失效的一个重要原因。在通常的焊接条件下，焊缝及热影响区组织发生了非平衡的组织转变，出现了许多不同于母材的特点

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6、接头的界面组织与力学性能与所选的焊接工艺也息息相关。所以在实验之前要充分掌握母材的特性，选择适当的焊条以及合理的焊接工艺。

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致 谢

四年的读书生活在这个季节即将划上一个句号，而于我的人生却只是一个逗号，我将面对又一次征程的开始。四年的求学生涯在师长、亲友的大力支持下，走得辛苦却也收获满囊，在论文即将付梓之际，思绪万千，心情久久不能平静。在这里我要特别的感谢我的导师刘希东老师，从论文题目的选定到论文写作的指导，经由您悉心的点拨，再经思考后的领悟，让我学会了很多东西。正是由于您的悉心指导和认真负责的态度才使我能按时完成毕业论文任务，在此谨向刘老师致以诚挚的谢意和崇高的敬意。

我还要感谢在一起愉快的度过毕业论文小组的同学们，正是由于你们的帮助和支持，我才能克服一个一个的困难和疑惑，直至本文的顺利完成。同时也要感谢这篇论文所涉及到的各位学者，如果没有各位学者研究成果的帮助和启发，我将很难完成本篇论文的写作。由于我的学术水平有限，所写论文难免有不足之处，恳请各位老师和学友批评和指正！

最后，再次对关心、帮助我的老师和同学表示衷心地感谢！

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