Q890钢焊接性分析及焊接工艺设计

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1、 编号 毕业设计（论文） 题目 二级学院 专 业 班 级 学生姓名 学号 指导教师 职称 时 间 重庆理工大学毕业论文 目录目 录摘 要IAbstractII1 绪 论11.1前言11.2 低合金高强钢的概述11.3 低合金高强钢的发展21. 4低合金高强钢的焊接研究现状31.4.1 焊接特点31.4.2 接头的组织性能研究41.4.3 焊接工艺51.4.4 焊缝强度匹配61.5课题的研究意义、内容及技术路线71.5.1本课题的研究意义71.5.2课题的研究内容及技术路线82 Q890钢焊接性分析及焊接工艺设计102.1 试验材料102.2 焊接理论分析102.2.1焊接冷裂纹敏感性112.2

2、.2热裂纹敏感性122.2.3再热裂纹敏感性122.3 Q890钢的焊接工艺设计132.3.1 焊接方法的选择132.3.2 焊接材料的选择142.3.3 坡口形式的选择142.3.4 预热和层间温度152.3.5 焊接热输入量162.3.6后热温度的确定163 热输入对Q890钢焊接接头组织及性能影响分析183.1 试验方法183.1.1金相组织观察183.1.2扫描电镜实验193.1.3焊缝纵向拉伸实验193.1.4冲击试验203.1.5显微硬度测试203.2实验结果分析213.2.1接头宏观金相分析213.2.2接头显微组织分析243.2.3焊缝纵向拉伸实验353.2.4低温冲击试验及断

3、口形貌分析363.2.5接头硬度分析434 结 论47致 谢48参考文献49文献综述52重庆理工大学毕业论文 摘要摘 要本文对Q890钢进行了热输入分别为9kJ/cm、12kJ/cm、15kJ/cm的熔化极气体保护焊焊接。采用金相组织观察，显微硬度测试、扫描电镜、冲击、拉伸性能测试等分析方法对不同热输入条件下的接头组织、性能等进行了综合的对比及研究。实验结果表明，Q890钢采用熔化极气体保护焊，在合理的焊接规范下能得到综合性能良好、组织稳定的焊接接头。不同热输入焊接条件下，焊缝中组织主要为针状铁素体、粒状贝氏体以及马氏体的混合组织。随着热输入的增加，末道焊缝柱状晶平均宽度增加，针状铁素体的数量

4、增加，粒状贝氏体随之减少，马氏体组织逐渐消失；同时焊接热影响区各区的组织主要为马氏体组织。随着热输入的增加，粗晶区原奥氏体晶粒增大。力学性能试验结果表明，随着热输入的增大，焊接接头的抗拉强度逐渐降低；反之焊缝与热影响区的冲击韧性逐渐升高，不同热输入下焊接接头热影响区硬度高于母材和焊缝，且在熔合区偏焊缝侧出现硬度的谷值，而在熔合区偏母材侧出现硬度峰值。随着热输入的增加，焊缝区硬度随之增大。关键词：Q890钢；热输入；组织；焊接性；韧性；强度II重庆理工大学毕业论文 abstractAbstractIn this paper, the heat input such as 9kJ/cm, 12kJ

5、/cm, 15kJ/cm were used for the Q890 steel welding, and MIG welding was the method for this welding. In order to accomplish this paper, I use light optical microscope, Vickers microhard-ness testing machine, electron microscope and universal testing machine to test the joints which is used different

6、heat input and compared and analysed the results.The result show that, once the welding specifications is reasonable ,Q890 steel can be obtained a stability welded joints when using MIG welding. Even though heat input is different, the weld tissue is mainly composed of acicular ferrite, granular bai

7、nite and martensite, As the heat input increasing, the average columnar width of grain in end welds is increased, also the number of acicular ferrite is increased but granular bainite reduced, martensite gradually disappear. At the same time, organization of heat affected zone is mainly composed by

8、martensite. As the heat input increases, the coarse grain zone prior austenite grain will increase. Mechanical test shows that with the increases of heat input, the tensile strength of welded joints is decreased; however the toughness of weld metal and heat affected zone is increased, The hardness o

9、f HAZ higher than the base metal and weld metal in welded joint no matter how heat input it is. And at the same time in weld fusion zone which is closed the weld metal appear the hardness valley appears, on the other hand in the weld fusion zone closed base metal. As the heat input increases, the ha

10、rdness of the weld zone is increased.Keywords: Q890 steel; heat input; microstructure; Weldability; toughness; strength重庆理工大学毕业论文 1 绪论1 绪 论1.1前言低合金高强钢(简称HSLA钢)是一种可用于焊接的含碳量较低的工程结构用钢。目前我国一般如下定义低合金高强钢：钢中C、Mn、Si等主要的合金元素含量不超过5%，但是屈服强度一般在275MPa以上的钢种，其具有良好的焊接性、耐腐蚀性、耐磨性，通常以带、板、管等形式直接使用1。随着科技的发展，各国工业贸易也在发生日新

11、月异的增长。因此对于钢的强度、韧性以及焊接性都有了极高的要求。中国钢铁工业协会指出，我国早期时候的钢板多为碳素钢，所需要的高强度一般是通过提高碳的含量来达到目的，但是随着碳含量的提高，钢的焊接性也将会变得越来越差。随着社会的发展，人们对低合金高强钢的质量和性能提出更高的要求。因此，钢材只有向高强度和超高强度发展才能满足日益发展的机械、船舶、高压容器等工业需求2。从上世纪90年代末以来，人们开始尝试使用低合金高强度钢，但是由于许多行业对于低合金高强钢钢板的尺寸要求越来越大、质量要求越来越严格。因此开发更高性能的低合金高强钢刻不容缓 3。低合金高强钢的强化一般是通过固溶强化、细晶强化、位错强化与第

12、二相强化实现。这些都要靠微量合金元素的加入。低合金高强钢的韧化是通过合理的热处理而得到优良的组织如贝氏体组织，或者得到细晶组织。保持钢种的洁净也可以提高低合金高强的韧性。1.2 低合金高强钢的概述含碳量低是低合金高强钢的主要特点(含碳量一般低于0.45%，)，此外其可焊性好，晶粒细小，屈服强度高。通常主要采用Nb、V、Ti等合金元素进行强韧化。低合金高强钢具有较高的屈强比，足够的塑性、韧性。这使得其成为近30年来发展较为迅速、生产量大、使用面广的钢类之一。在现代工业中，大多数的低合金高强钢是采用先进的冶炼工艺和热处理工艺进行生产4-5。例如通过热控冷轧工艺来制造高要求的低合金高强钢，其过程就是

13、在热轧过程中，即不仅需要对加热温度、轧制温度，以及轧制压力进行控制，而且还要在此基础上对冷却过程进行控制。热控冷轧工艺不仅可以降低能耗、使生产工序简单化，而且还可以使钢材的综合力学性能提高，使钢的强度、韧性以及焊接性良好的组合，这是我们通常所说的单一的热处理工艺所不能达到的 6。低合金高强钢可以分为非调质钢和经过淬火-回火的调质钢。一般非调质钢是指常温抗拉强度在600MPa以下的钢材，调质钢则为600MPa以上的钢材。根据屈服强度大小，大致可以将其分为三个等级：A级：抗拉强度为290490Mpa。主要是热轧、控轧、正火钢，属于非热处理强化钢，应用非常广泛；B级：抗拉强度为490980MPa。主

14、要是低碳调质钢，属于热处理强化钢，它既有高的强度，又有较好的塑性和韧性，可以直接在调质状态下焊接，焊后不需要调质处理。这类钢主要用于大型工程机械、压力容器及潜艇制造；C级：抗拉强度为8801176MPa。主要是中碳调质钢，常用于强度要求很高的产品或部件，如火箭发动机壳体、飞机起落架等。由于调质、非调质钢在强度级别上存在差异，其焊接性、焊接工艺和焊接接头性能也有很大区别。1.3 低合金高强钢的发展在低合金高强钢的研究和发展领域中，我国起步较晚。上世纪中期，我国低合金高强度钢的生产基本是处于空白状态，钢板主要依赖于从国外进口。而同期，国外对于低合金高强钢的发展和应用已基本成熟。到了70到80年代，

15、我国开始进行控制轧制的基础研究，对于钢材强度的提高，不再采用提高碳的含量来增加强度，而是向钢中添加Mn、Si、Ni、Mo、Cr、Al等合金元素，以此来提高钢的强度，并且达到改善焊接性和耐磨性等力学性能。目前，我国的许多低合金高强钢的生产基本上都是采用此种方法。而低合金高强钢的使用过程中一般都需要焊接，因此对低合金高强钢在焊接时所配套使用的焊接材料的研究已经成为当前的热点问题之一4。到了80年代，我国先后开发了HG70钢以及HG80钢。HG70钢和HG80钢由于其极高的抗拉强度，特别适合制造挖掘机铲斗、电动轮、自卸车车厢板等强度级别要求高的构件。随着时代的发展，研究和开发焊接性良好而且便于热处理

16、的低合金高强钢，已经成为时代的要求。近年来，由于改进了生产工艺、完善了加工手段，我国对于强度级别高、机械性能优良钢材的生产技术己基本成熟。在钢材中增加碳和微量元素的含量可以钢材的强度，但是按照这种方法，随着钢强度的提高，钢材的韧性与焊接性会变差。在今后的十几年中，我国将重点开发强度级别能够达到800-1500MPa的新一代产品。这一类低合金高强的晶粒非常细小，焊接时将会面临许多严重问题，例如焊缝的强度、韧性差，以及热影响区的晶粒长大等缺陷。对于新一代低合金高强钢中存在的焊接问题，我们将从焊接特点、焊后组织性能和焊接工艺等多方面进行综合分析解决。1. 4低合金高强钢的焊接研究现状1.4.1 焊接

17、特点在低合金高强钢的焊接过程中，碳当量是成分设计的主要限制性条件之一7 。只有降低碳的含量，才能得到良好的焊接接头。同时由于钢中常常加入了多种合金元素，因此低合金高强钢的焊接性较差。其在焊接过程中常常会出现如下缺陷8：焊缝凝固裂纹，焊缝凝固裂纹属于热裂纹，一般出现在焊缝结晶后期，出现的原因是低溶共晶形成的液态薄膜减弱了组织晶粒间的联结，当遇到一定的拉应力时容易产生裂纹。焊缝韧性降低，焊缝的金属成分是由焊材和母材共同决定，热输入较大时，焊缝组织为不平衡的铸态组织，焊缝易出现强度增加，而韧性下降的情况。低合金高强钢在焊接过程中容易产生冷裂纹，延迟裂纹作为主要的冷裂纹，常常在热影响区的粗晶区中出现。

18、产生延迟裂纹的条件是一定的含氢量、淬硬组织以及拘束应力。由于低合金高强钢在焊接过程易形成马氏体组织，也可致使冷裂纹的出现。热影响区的软化，热影响区中凡是被加热且温度处于回火温度至Ac1范围的区域，其碳化物会积聚长大而使钢材软化。热影响区的脆化，热影响区的脆化主要是由于焊接时的过热使晶粒粗化在冷却后形成脆性组织。研究9指出，当在低合金高强钢焊接接头的影响区中出现热淬硬的马氏体或马氏体贝氏体铁素体组织时，接头就会对氢致延迟裂纹敏感；当产生贝氏体或贝氏体铁素体等非淬硬微观组织时，接头对氢致延迟裂纹不敏感。一般情况下，焊接冷裂纹的敏感性可以通过热影响区的最高硬度来粗略估计。对于常规的低合金高强钢，焊接

19、热影响区最高硬度应该控制在350HV 以下，以防止氢致延迟裂纹的产生。还有学者研究指出10，在接头熔合区容易发生热应变脆化，原因是在接头中的缺陷常出现于熔合区，当在缺陷周围存在连续的热应变作用，则此区域就容易出现应变集中并产生对韧性不利的组织。热应变脆化的倾向就会不断的增大。但是如果向钢中加入 N 元素并对钢进行退火处理可以降低热应变脆化倾向。还有研究指出11，对于大多数的低合金高强钢来说，层状撕裂的敏感性较较低，但是对于厚度方向承受载荷较大的结构，仍存在着层状撕裂的可能性1.4.2 接头的组织性能研究（1）焊缝的组织性能焊缝金属一般是指在熔焊过程中，填充金属与熔化的母材金属在熔池中发生混合而

20、成的混合金属组织。焊接接头焊缝组织的性能对构件性能起着至关重要的作用，低合金高强钢在焊接时候，焊缝的显微组织主要有：包含夹杂物的体心立方铁素体、在稍低温度时转变的面心立方奥氏体、粒状贝氏体、针状铁素体、马氏体、M一A组元等。针状铁素体是现代高强钢焊缝最常见的一种组织。针状铁素体与贝氏体组织形成的区别在于前者是在奥氏体晶内的夹杂物上形核并向四周生长，而后者在奥氏体晶界上形核并向晶内生长12。余圣甫、李志远13等人通过研究指出，夹杂物在其附近引起的较大应变能是针状铁素体形核的一个重要因素。作为一种惰性介质表面，夹杂物对起针状铁素体的形核有十分重要的作用。关于针状铁素体的生长机制，有学者通过研究表明

21、。在针状铁素体的长大过程中，常常伴随有浮凸效应和不变平面应变等特征。田志凌、田志凌等14在不同的焊接热输入条件下，通过热膨胀法测出了焊缝组织中针状铁素体的相变开始温度以及相变终止温度，从而得到了针状铁素体的相变温度范围，其认为针状铁素体相变是典型的扩散型相变研究15指出，在低合金高强钢的焊缝金属中，当焊缝金属的强度增大时，焊缝金属的组织转变为：铁素体、珠光体类型转变到粒状贝氏体类型转变，之后又为条状贝氏体和马氏体类型。此外，低合金高强钢焊缝金属中有时还存在M-A组元。所谓M-A组元，即焊缝金属在连续冷却的过程中，富碳的奥氏体分布在于块状铁素体基体上，之后发生转变而形成M-A组元。焊缝金属的强度

22、与M-A组元的形貌以及数量有关，如果焊缝的强度在490MPa以下则一般不会出现M-A组元；当提高焊缝的强度和增加焊缝中的合金元素，则M-A组元开始出现，且经常呈块状或粒状分布；随着合金元素含量的不断增加，M-A组元就会呈板条状。但是无论M-A组元是什么形态，只要它们不是连续的存在，对焊缝金属韧性影响都不大，若连续存在，就会明显的降低焊缝金属的冲击韧性。（2）热影响区的组织性能研究焊接热影响区(HAZ)是指靠近焊缝的没有熔化的母材金属在受到焊接热循环的作用，发生明显的组织以及性能变化的区域。对于给定的低合金高强钢，焊接热输入决定了热影响区的组织。在给定的焊接热输下，处于焊缝附近的母材将会被加热到

23、一定的温度，温度的升高和降低将会导致组织发生转变。热影响区的显微组织大体有马氏体、上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体、珠光体、铁素体及M-A组元。在焊接热输入的作用下，热影响区的母材首先发生奥氏体化，若温度很高奥氏体晶粒尺寸就会长大，而奥氏体晶粒尺寸的大小对热影响区的性能以及之后的组织相变有至关重要的影响。因此，良好的焊接热影响区性能可以通过选择合理的焊接热输入进行调节。热影响区组织、性能受到热影响区热循环速度以及热输入的影响。柴锋、杨才福等人16通过研究指出，当冷却速度较大时，板条贝氏体是粗晶区的主要组织；当冷却速度较小时，板条状的贝氏体会明显的减少，与之相反粒状的贝氏体显著增加；而大尺寸的粒状

24、贝氏体数量增多会导致接头塑性下降。常铁军、谢辅洲等人17对10Ni5crMov钢的焊接热循环进行了模拟研究，结果表明：当使用不同的焊接热输入时，热影响区的组织和性能就会有较大的差别；对于10NiscrMov钢，在热输入为24kJ/cm时热影响区组织的性能最好，组织一般为马氏体+上贝氏体+粒状贝氏体。其次，热影响区组织的晶粒尺寸变化主要受到母材合金元素、焊接热输入以及母材原始晶粒尺寸大小的影响。高强钢热影响区晶粒尺寸的变化也可以采用热模拟方法进行研究。屈朝霞18通过热模拟技术，指出在低合金高强钢焊接热影响区奥氏体晶粒随着焊接热输入的增加呈长大趋势。1.4.3 焊接工艺低合金高强钢的焊接可以使用常

25、用的焊接方法，如手工电弧焊、埋弧自动焊、CO2气体保护焊，也可使用高能束焊接，如高功率激光焊等。焊接方法的确定一般是依据母材的强度等级、使用性能、施工环境以及成本高低。通常，强度较低的焊接件可采用上述各种方法，但是对于大批量生产或这焊缝尺寸较大的焊接件，应当采用埋弧自动焊和CO2焊；对中厚板和强度等级较高的焊接件应该采用CO2气体保护焊。CO2气保护焊有能耗低、效率高、焊后焊接变形小、成本低、便于实现自动化等许多优点，所以在低合金高强钢的焊接中有着广泛应用。王祖滨19指出CO2气体保护焊在抗氢致裂纹性能方面，也有突出的优越性，可以降低钢的预热温度。低合金高强钢焊接时，选择和制定合理的焊接工艺及

26、规范是十分重要的。应严格限制焊接线能量，焊接前一定要进行预热，避免在HAZ粗晶区形成上贝氏体、M-A元等脆化组织。同时焊接时应尽量采用多层多道焊，这样在焊缝金属就具有较好的韧性而且焊接变形小。预热可以有效防止氢致延迟裂纹的产生，预热温度一般根据钢材的化学成分、碳当量和热影响区的最高硬度值来确定。预热延长接头在低温阶段的停留时间，不仅有利于氢从接头中扩散出来，并且可以减弱淬硬组织的生成。孝忠20等人通过对30CrMnsiA和30CrMnsiNiZA钢焊接冷裂倾向的研究指出，在低氢的焊接条件下，如果钢的淬硬倾向较小，则预热可以改善组织，降低硬度；而对于淬硬性较大的钢，则预热对粗晶区组织影响不明显，

27、且板条马氏体为粗晶区的主要组织。1.4.4 焊缝强度匹配焊缝的强度匹配是指，焊接时焊缝金属的强度和母材强度的匹配，它是焊接接头与焊接结构在设计时需要特别关注的一个问题，其对于焊接结构的稳定性、焊接接头的抗裂纹能力以及接头的力学性能都有很大的影响。焊缝金属和母材的强度匹配方式一般用强度匹配系数M表示，M即为焊缝金属的抗拉强度(b)w)与母材的抗拉强度(b)b)之比即M=(b)w/(b)b。当M=1，称为等强匹配；当Ml，称为高强匹配；反之，当 M0.5%，钢材易淬硬，冷裂倾向较大，表明焊接性已变差，焊接时需预热才能防止冷裂纹，随板厚增大预热温度还应相应提高。而Q890钢的Pcm为0.23%0.2

28、0，再次表明Q890钢具有一定的冷裂倾向，在焊接前必须进行预热。2.2.2热裂纹敏感性焊接热裂纹一般是指在较高温度下产生的裂纹，大部分热裂纹是固、液相线温度区间产生的结晶裂纹，也有少量是在稍低于固相线温度时产生的。焊接热裂纹多数产生于焊缝金属中，有的时候也产生在焊接熔合线邻近的热影响区组织内。按裂纹产生的形态、机理和温度区间的不同，焊接热裂纹可分为：凝固裂纹，高温液化裂纹，多边化裂纹三类。考虑钢材化学成分对焊接热裂纹敏感性的影响，在试验研究的基础上提出可预测或评估低合金结构钢热裂纹敏感性指数的方法26，即热裂纹敏感系数（简称HCS），其计算公式如（23）： （23）一般认为Mn/S对于防止热裂

29、纹有很大影响，当Mn/S比大于25时，不会产生热裂纹。其次HCS越大的金属材料，其热裂纹敏感性越高，HCS4时，一般不会产生热裂纹。据公式（23）计算，Q890钢的HCS值为0.47比可能产生热裂纹的临界值(HCS=4)小很多，而Mn/S=1440远大于25。因此Q890钢产生热裂纹的倾向很小。2.2.3再热裂纹敏感性再热裂纹是指焊接件在焊后再加热，消除应力退火或者高温工作（500600）过程中产生的裂纹。再热裂纹产生区域一般在近缝区的粗晶区或止裂于细晶区。再热敏感的温度范围：一般在500700之间，低于500或高于700,再加热不易出现。再热裂纹的出现应该有大量的内应力存在，并且应立集中，在

30、大拘束度的厚件或应力集中部位易产生再热裂纹。从Q890钢的合金系统来说，为加强其淬透性和提高抗回火性能，加入的合金元素Cr、Mo、V、Ti、Nb、B等，大多数都能引起再热裂纹其中V的影响最大，Mo的影响次之。而当V和Mo同时加入时就更为敏感。根据化学成分对焊接再热裂纹敏感性的影响，一般使用PSR法评估再热裂纹敏感性27，其计算公式见（2-4）： PSR=Cr+Cu+2M0+5Ti+7Nb+10V-2=-0.29 （24）当PSR0时，不产生再热裂纹；PSR0时，对产生再热裂纹较敏感。对于Q890钢，根据公式（2-4）的计算PSR值为-0.29 ，所以Q890钢产生再热裂纹的倾向很小。 2.3

31、Q890钢的焊接工艺设计2.3.1 焊接方法的选择焊接方法的选用对于焊接有着至关重要的作用，为了保证构件的焊接质量，焊接方法的选用应该满足没有裂纹、夹杂与气孔的出现，另外还应该使成形美观、飞溅较小。此外节约成本、提高效率也是要考虑的问题。对于屈服强度s980MPa的低碳调质钢，焊条电弧焊、埋弧焊、熔化极气体保护焊和钨极氩弧焊等都能采用。但一般情况下，高强钢用于重要的焊接结构，包括低温和承受动载荷的结构，对焊接热影响区韧性要求较高。不宜采用大热输入的焊接方法，应尽可能采用热量集中的气体保护焊或焊条电弧焊进行焊接。而对于屈服强度s686MPa的低碳调质钢，熔化极气体保护焊（Ar+CO2混合气体保护

32、焊）是最合适的工艺方法28。熔化极气体保护焊具有如下优点：电弧空间无氧化性，焊接不产生熔渣，可以实现等成分焊接；与CO2气体保护焊相比，电弧稳定飞溅少成形美观；与TIG焊相比，电流密度大，母材熔深大，焊接变形小，熔敷率高，焊接生产效率高。 综上所述，试验采用的焊接方法为熔化极混合气体保护焊，保护气体成分为80%Ar+20%CO2。2.3.2 焊接材料的选择Q890钢具有高的强度，塑韧性也较好，而且在很多复杂形变的条件下组织相对稳定，作为焊接母材，在工艺适当的条件下，其焊接冷裂纹的敏感性相对较小，焊接粗晶区的韧性能得到一定程度的提高，即对焊接接头的性能具有良好的保证。而焊接材料在焊接时与母材同时

33、直接参与熔池或半熔化区的冶金反应过程，影响或决定接头的焊接质量，因此Q890钢在焊接的时候，焊接材料的选择就尤为重要，其直接影响到焊接接头的性能，进而影响产品的寿命及可靠性29。焊接材料的选择必须考虑两方面的问题：一是不能使焊缝产生裂纹等焊接缺陷；二是使焊接接头能满足使用性能要求。Q890钢在调质状态下焊接，焊后一般不重新进行调质热处理，因此在选择焊接材料时要求焊缝金属在焊态下应接近母材的力学性能，即按等强度原则选取。综上所述，试验采用与母材等强的焊接材料，其型号为GHS90，焊丝直径为2.4，焊丝熔敷金属化学成分及力学性能分别如表2.3、2.4所示。焊丝在使用的时候一定要保持干燥、干净，减少

34、水和油污30。表2.3 焊丝熔敷金属化学成分（wt%）元素CMnSiSPCuCrNiMoTi含量0.121.2-1.90.4-0.80.0250.0250.5适量适量适量适量表2.4熔敷金属力学性能典型值材料牌号屈服强度s / MPa抗拉强度b / MPa延伸率（%）冲击功Akv/JGHS9083593017722.3.3 坡口形式的选择所谓焊接坡口就是指在碳钢、不锈钢、铝合金等焊接时，为了能够更好的填充焊缝，而对板材对接处倒角处理的一种工艺，这个对板材倒角的工艺就是坡口。坡口的形式有I形、X形、V形、U形、双U形和双V形等。高强钢厚板焊接时应当开适当的坡口，坡口形式的选取主要取决于焊接方法及

35、材料厚度。由于试验用材料厚度为30mm，焊接方法为熔化极气体保护焊，考虑角变形最小及坡口加工便利程度，试验采用双V形坡口，坡口形式及尺寸如图2.1所示。焊前一定要把坡口清理干净，坡口内的水分、油污、锈蚀等会导致冷裂纹与气孔的产生。图2.1 焊接坡口形式2.3.4 预热和层间温度高强钢在焊接时，预热是一种经常采用的措施，其作用非常明显，预热的目的有两个，一是可以使焊接接头的冷却速度减小，从而有效的避免或减少淬硬组织的产生，并且可以促使氢从焊缝中的尽量多的扩散逸出，从而防止冷裂纹的产生；预热的另一个作用是减少母材金属与焊接区之间的温差，从而进一步降低焊接应力的峰值。当低碳调质钢板厚不大，接头拘束度

36、较小时，可以采用不预热焊接工艺。当焊接热输入提高到最大允许值裂纹还不能避免时，就必须采取预热措施。对低碳调质钢来说，预热的目的主要是为了防止裂纹，对于改善热影响区的组织性能影响不大。相反，从它对800 500的冷却速度的影响看，由于预热减缓了该区域内的冷却速度，获得上贝氏体的可能性增加，对热影响区韧性还可能有不利的影响，因此在焊接低碳调质钢时都采用较低的预热温度（T0200）。 Q890的理论预热温度可以用如下公式计算 To=1440Pc-392 Pc=Pcm+h/600+H/60 （2-5）式中：Pcm冷裂敏感指数，由前面计算可知Pcm=0.23；h板厚（30mm）；H扩散氢含量，本实验取H

37、=3ml/100g(平均值)。由公式（2-5）计算得出T0=1440Pc-392=83，所以Q890在焊接时候的最低预热温度为83，试验取预热温度为80-100。层间温度是指多层多道时，在进行下一焊道之前，焊缝及母材的瞬时温度，常常是温度的最高值。层间温度不仅有上限，而且还有下限。不低于预热温度是确定层间温度的下限，层间温度太低会使焊缝产生内应力，同时影响焊缝的组织转变，层间温度太高，会使焊接熔池内的焊缝金属及接头热影响区的母材金属温度过高，晶粒增大，容易产生魏氏组织，力学性能变坏。对于低合金高强钢，层间温度一般稍高与预热温度即可，所以Q890的层间温度选用110-150之间即可。2.3.5

38、焊接热输入量对于强度等级较高的低合金钢必须严格控制焊接线能量。线能量不合理会导致焊接接头韧性下降及焊接裂纹产生。E偏大，接头的冷却速度较慢，不仅使热影响区晶粒粗化，同时也会促使过热区形成上贝氏体和M-A组元的脆性混合组织，导致过热区脆化，韧性降低。当E偏小时，热影响区的淬硬性明显增强，马氏体转变时的冷却速度较快，马氏体来不及“自回火”，热影响区又将产生冷裂纹。从防止冷裂纹出发，要求冷却速度慢为佳，但对防止脆化来说，却要求冷却快较好，因此热输入量应兼顾两者的冷却速度范围。对于Q890高强钢，首先应该减小热输入（高冷却速度）以形成低碳马氏体，对保证韧性有利。在满足热影响区塑性、韧性的条件下，也就是

39、在保证过热区不产生脆化的前提下，线能量尽可能选择大些，以降低冷却速度防止冷裂纹产生，但E不能超过其最大许用值。焊接线能量的大小可用由如下公式计算： （2-6） E表示焊接线能量；U表示电压（V）；I表示焊接电流（A）；V表示焊接速度（cm/s）。Q890钢适宜的焊接线能量应该控制在8kJ/cm到20kJ/cm。2.3.6后热温度的确定后热处理的好处有三方面：（1）可以减少残余应力，（2）改善组织，（3）消除残余氢，进而减小产生冷裂纹的可能性。本实验采用日本荒川等人提出的经验公式确定后热温度31，公式如下（27）、（28）： （27）式中CeqP表示与后热有关的碳当量。其计算公式为： （28）经

40、过计算Q890的后热温度Tp的值为86.3。由此结果可以看出，为防止冷裂纹的出现，母材需要较低的后热温度，这样低的后热温度往往不能满足其他方面的要求，但是会导致成本增加，工艺复杂，从而使生产效益降低，所以Q890高强钢一般焊后不进行后热处理。重庆理工大学毕业论文 3 热输入对Q890钢焊接接头组织极性能影响分析3 热输入对Q890钢焊接接头组织及性能影响分析3.1 试验方法实验采用熔化极气体保护焊对Q890钢板进行焊接，焊接时选用9 kJ/cm、12 kJ/cm、15 kJ/cm 三种不同的焊接线能量，然后对不同焊接线能量的焊接接头分别进行组织观察和力学性能测试。三种焊接线能量及其对应的焊接工

41、艺参数如表3.1所示。表3.1 焊接工艺参数层数热输入(kJ/cm)电流(A)电压(V)焊速(cm/min)道间温度()预热温度()保护气体气体流量(L/min)打底层8.8220223311015010080%Ar+20%CO220填充及盖面层152803033122802941922024323.1.1金相组织观察（1）接头宏观分析焊接接头宏观分析对于焊接接头的研究有着重要的意义。一般焊接接头的宏观分析的内容包括两个方面：能够恰当反映出焊接件，在焊接后形貌特征，以及焊接形式等。可以对焊接接头进行宏观缺陷分析，如热裂纹等。接头的宏观分析可以大致了解焊接接头的外观尺寸、焊缝成形与结晶形态、表面

42、缺陷等。本次实验首先要对不同热输入下的Q890钢的焊接接头进行宏观分析。宏观分析的Q890试样需要经过磨制、抛光、腐蚀后，才能将焊接接头的各区域形貌分析清楚。宏观照片的拍摄需要采用数码相机以及体视显微镜进行拍摄。所选用的腐蚀液为10%的稀硝酸酒精溶液，（即按照10ml硝酸+90ml酒精的比例进行配制），腐蚀时间大约为6-10s。（2）微观组织分析要想有效的了解接头的微观组织，必须进行微观显微组织分析。在金相制备完成后，利用金相显微镜对焊接接头的焊缝、熔合线、热影响区进行金相观察，从而详细了解焊接接头中的各个区域的组织特点以及组织晶粒的大小，做到初步了解各个区域的性能。本次研究对Q890钢的焊接

43、接头进行了试样切割加工，切割加工完成后，把试样在砂纸上磨制（从小号到大号磨制），然后用抛光机抛光最后用腐蚀液腐蚀后，在金相显微镜下对组织观察拍照。本次实验所选用的金相显微镜为莱卡正立式金相显微镜和LAZ图象分析软件观察、拍摄金相照片。金相试样制备时，所选用的腐蚀剂为3%的稀硝酸酒精溶液（即按照3ml硝酸+97ml酒精的比例进行配制），腐蚀时间大约为6-10s。3.1.2扫描电镜实验本次研究中，需要做扫描电镜实验的有：接头各区金相微观组织观察、焊缝能谱分析、焊接接头冲击试样断口形貌观察。实验所选用的设备为JSM6460LV型扫描电子显微仪。其主要技术参数如下：分辨率：高真空模式：3.0nm（30

44、KV）；低真空模式：4.0nm（30KV）；低真空度：1to270Pa。高、低真空切换；样品移动范围：X：125mm，Y：100mm，Z：580mm，T：-10+90，R:360degree；加速电压：0.5KVto30KV，束流：1PA-1A；能谱仪：分辨率：MnK峰的平高，宽优于133ev（计数率为25000CPS），分析元素：Be4U92；INCA Crystal 电子背散射衍射系统（EBSD）3.1.3焊缝纵向拉伸实验拉伸试验是指在承受轴向拉伸载荷下测定材料特性的试验方法。利用拉伸试验得到的数据可以确定材料的弹性极限、伸长率、弹性模量、比例极限、面积缩减量、拉伸强度、屈服点、屈服强度和

45、其它拉伸性能指标。Q890钢焊接接头拉伸试验在WE-60型万能材料试验机上，按照国家标准GB 228-2002的规定进行，试样尺寸如图3.1所示，本实验公称直径取d=12.7mm试件的夹持端直径与使用的拉伸试验机相符。切取方向为纵向，试样焊缝余高以机械方法去除，使之与母材齐平加工刀痕应与焊缝轴线垂直。图3.1焊缝纵向拉伸试样3.1.4冲击试验冲击韧性是材料的一个很重要的指标，能敏感反映出焊接区微观缺陷和显微组织的变化。Q890钢焊的焊接接头冲击试验采取夏比V型缺口冲击试验，冲击试样的制作按照GB2650-2008的规定，尺寸为55mm10mm10mm。实验在JB-300冲击试验机上进行。其中焊

46、缝冲击试样在焊缝距表面2mm进行取样，缺口分别开在焊缝中部，缺口方向垂直于焊缝表面；热影响区的冲击试样在距熔合线约1mm处开缺口，热影响区取样前先用10%的硝酸酒精溶液腐蚀。焊缝试样的取样如图3.2所示，每一缺口位置取3个试样，进行-20进行实验，试样冷却介质为液氮，得出冲击值后取平均值。图3.2冲击试样截取方位3.1.5显微硬度测试硬度并不是金属独立的基本性能，它是指金属在表面上的较小体积内抵抗变形或者破裂的能力，硬度是评定材料的一个重要技术指标，与金属组织密切相关，一般情况下材料的硬度越高，则强度、耐磨性也越好，但同时也会导致脆性增大，韧性下降。因此，测定焊接接头硬度的分布情况不仅可以间接

47、反映接头各部分强度的大小，还可以大致对其组织的变化有一定的了解。充分了解焊接接头区域硬度分布规律。所以，对Q890低合金高强钢焊接区域的硬度测定对于了解其焊接接头的力学性能具有重要的意义。本次研究使用HX-1000型显微硬度计，对Q890的焊接接头试样进行硬度测定。测试时的条件：加载力300g、加载饱和时间为15秒。接头硬度的测试路径由3.3所示，即沿接头横向测试焊道的表面、中间及根部焊道，测试时要从焊缝中心一直测到母材，表层焊道的测试路径距离式样上表面2mm，此外还要沿这接头的纵向进行一次测量。母材与焊缝纵向的测量以0.5mm为间距，在靠近热影响区则为0.2mm。图3.3硬度测试示意图3.2

48、实验结果分析3.2.1接头宏观金相分析图3.4为Q890钢三种线能量的焊接接头的宏观金相照片（a）、线能量为9 kJ/cm的焊接接头（b）、线能量为12 kJ/cm的焊接接头（c）、线能量为15 kJ/cm的焊接接头图3.4接头宏观金相由图3.4观察可知，焊接接头的坡口形式为双V形，焊接采用多层多道焊，伴有少量的余高。焊层与焊层之间的焊接良好，母材与焊缝之间没有出现明显的未焊透、焊缝内没有出现气孔、夹杂、裂纹等缺陷。通过宏观图片的观察我们还可以了解多层多道焊的焊道层次，焊缝的组织为明显的柱状晶，且柱状晶是沿着垂直熔池壁或前一焊道长大，另外，从图中可以清楚的知道熔合线位置，并且大体了解热影响区的宽度，当热输入为9 kJ/cm时热影响区的宽度约为1.925mm，热