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1、材料焊接冶金原理与工艺,主 讲：陈树海 E-mail: 电 话：010-62334859,6.1焊接热影响区组织转变特点 6.2焊接热影响区组织转变 6.3焊接热影响区的性能 6.4焊接热/力物理模拟技术,第六章 热影响区的组织与性能,焊接热影响区： 接近焊缝区的固态母材发生明显的组织或性能变化区域,热影响区概述,位置： 与熔合区相邻，二者的分界线一般认为与材料的固相线大致吻合,问题： 热影响区可能发生软化、硬化、脆化和耐蚀性下降等问题,控制方法： 焊接工艺、焊接方法、热处理,研究意义： 调控接头力学性能、评价接头服役能力,6.1 焊接热影响区组织转变特点,焊接热循环与普通热处理工艺曲线对比,
2、加热速度快； 峰值温度高； 高温停留时间短； 冷却速度快； 空间温度分布不均匀。,热循环特征：,组织转变特点：,1、组织转变的非平衡性 加热过程中相变温度向高温推移，冷却过程中相变温度向低温推移，易形成非平衡组织。,2、组织转变的不均匀性 局部加热导致温度分布不均匀，接近焊缝一侧峰值温度高且冷却速度快，远离焊缝时峰值温度低冷却速度慢。各区域组织转变程度不同。,3、成分分布的不均匀性 加热/冷却速度快，高温停留时间短，不利于成分均匀化。,4、组织转变的复杂性 易形成非平衡组织，且可控性差；空间温度分布不均匀，组织分布不一致；影响因素复杂，组织转变难于判断,6.2 焊接热影响区组织转变,金属材料强
3、化的方法： 固溶强化 细晶强化 形变强化 沉淀强化 相变强化,主要是近缝区的晶粒长大问题,回复、再结晶、晶粒长大,沉淀相的溶解、析出与长大、晶粒长大,相变、晶粒长大,在接近焊缝熔合区的位置处于严重的过热状态，几乎所有强化类型材料的焊接热影响区均存在着晶粒长大现象。晶粒的长大程度随着峰值温度的升高与高温停留时间的增加而增加。晶粒长大的驱动力是表面能，,6.2.1形变强化材料热影响区组织转变,1、形变强化材料概述,随变形程度的增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象叫形变强化或加工硬化。,机理：金属在塑性变形的过程中，位错密度不断增加，而位错在运动时的相互交割加剧，结果即产生固定的割阶、位
4、错缠结等障碍，使位错运动的阻力增大，引起变形抗力增加，给继续塑性变形造成困难，从而提高金属的强度。所消耗的绝大部分能量以热的形式显现，另一部分能量作为应变能存储在材料里，称为回复与再结晶的动力。,回复：冷变形金属在低温加热时，其显微组织无可见变化，但其物理、力学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。,内应力降低:弹性应变基本消除; 硬度、强度下降不多：位错密度降低不明显，亚晶较细； 电阻率明显下降：空位减少，位错应变能降低。,回复性能变化：,在回复过程中，主要是空位、间隙原子等点缺陷的运动，位错的重新组合、滑动、相互抵消和攀移过程以及亚晶的长大、合并和多边化过程,再结晶：冷变形金属被加热到适当温度
5、时，在变形组织内部新的无畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，而使形变强化效应完全消除的过程。,再结晶力学性能变化： 强度、硬度明显下降，塑性明显提高,再结晶过程中畸变程度大的区域产生新的无畸变晶粒的核心，然后逐渐消耗周围的变形基体而长大，直到变形组织完全改组为新的、无畸变的细的等轴晶粒为止,当再结晶结束时，继续保温或升高温度，将进入晶粒长大阶段,回复与再结晶示意图及典型微观组织,2、热影响区组织转变机理,部分再结晶区：A-B 完全再结晶区: A-B-C 过热区: A-B-C-D,形变强化材料热影响区组织转变,3、典型显微组织,加工硬化304不锈钢热影响区的微观组织 a)母材组织，b)敏化区组织，c
6、)再结晶组织，d)过热区组织,6.2.2沉淀强化材料热影响区组织转变,1、沉淀强化材料概述,金属在过饱和固溶体中的溶质原子偏聚区和（或）由之脱溶出的微粒弥散分布于基体中而导致强化的现象称为沉淀强化，又称析出强化、时效强化。,处理方法：固溶处理+淬火+时效处理,沉淀相形态： 圆盘状：Al-Cu合金、正方体：镍基超合金等,自然时效、人工时效,铝合金的时效强化,脱溶（或沉淀）：从过饱和固溶体中析出一个成分不同的新相或由溶质 原子富集形成的亚稳区过渡相的过程，属于固态相变。,以AlCu合金为例： 过饱和固溶体随着时效时间的延长，将发生下列析出过程： 过 GP区 其中 GP区、为亚稳定相 （ 也可称为G
7、P2区） 随着时效时间的延长，组织变化过程为： 过 GP区 ,过饱和固溶体的时效分解产物,Al-Cu相图中亚稳相GP、的溶解度曲线,G.P区： G.P区的形状与尺寸： 在电子显微镜下呈圆盘状，直径约510nm，厚约0.40.6nm，数量约10141016/cm3 G.P区的晶体结构与界面： 溶质原子富集区(90% Cu)在母相100晶面上形成，点阵与基体相相同（fcc），与完全共格。 G.P区形成的原因： G.P区的形核呈均匀分布，其形核率与晶体中非均匀分布的位错无关，而完全依赖于淬火所保留下来的空位浓度（因为溶质原子可借助于空位进行迁移）。凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成。,过
8、渡相、 形状与尺寸： 随着时效时间的增加，Al-Cu合金将出现和两种过渡相。呈圆碟片状，直径为30nm，厚度为2nm；而是光镜下观察到的第一个脱溶产物，也呈圆碟片状，尺寸为100nm数量级。 晶体结构与界面： 过渡相与基体共格或部分共格，且有一定的结晶学位向关系。由于过渡相与基体之间的结构存在差异，因而其形核功较大。为了降低应变能和界面能，过渡相常在位错、小角晶界、层错以及空位团等处不均匀形核。因此，其形核速率将受材料中位错密度的影响。过渡相还可能在G.P区中形核。 相为正方点阵： ab0.404nm，c0.768nm，相基本是均匀形核、分布均匀且与基体完全共格，它与基体的位向关系为100 /
9、100基体。与G.P区相比，在相周围会产生更大的共格应变，故其强化效果也比G.P区大。 相为正方点阵： ab0.404nm，c0.58nm，它与基体部分共格，与基体的位向关系为100 /100基体。相的具体成分为Cu2Al3.6，很接近于平衡相（CuAl2）。,平衡相 ： 是正方点阵：ab0.905nm，c0.486nm，一般与基体不共格，但亦存在一定的结晶学位向关系，其界面能高，形核功也高。为减小形核功，往往在晶界处形核，所以平衡相形核是不均匀的。,时效初期，单相固溶体中形成保持共格界面的GP区,时效后期，形成半共格界面的过渡相,基体中混乱分布固溶体，铜原子在淬火态，单相固溶体,析出非共格界
10、面的平衡相高温时效，固溶体中析出,脱溶过程的位向关系,Al4Cu： 自然时效初期有一段孕育期，强度提高不明显，维持在250MPa左右，孕育期后35天强度明显提高，增至400MPa左右，并趋于稳定。 人工时效曲线：随着加热温度的提高，时效强化的速度加快，但强化效果变差。,Al-4%Cu合金时效时间与强度曲线,1）过时效区 较大的沉淀相可能开始发生长大，同时可能伴随着细小的沉淀相的溶解，A1-B1； 即使焊后重新进行时效处理，其强度也不能完全恢复，除非重新进行固溶+时效处理。,2、热影响区组织转变,热影响区组织转变示意图,2）淬火区 是大颗粒的沉淀相还是细小弥散的沉淀相颗粒均进入溶解阶段； 处于严重过热状态，晶粒将发生明显的长大； 在冷却过程中，由于焊接过程冷却速度很快，该区与沉淀相不会析出，呈过饱和状态，因此成为淬火区； 金属的晶格处于过饱和状态，因此焊后重新进行时效处理，其强度可部分恢复，当接近焊缝处沉淀相颗粒完全溶解时，焊后时效处理可使其强度完全恢复。 淬火区的组织转变机理如图中A1-B1-C1所示。,713C镍基超合金电子束焊接热影响区微观组,3、典型显微组织,7020铝合金MIG焊接接头微观组织形貌,