长春工业大学材料科学与工程学院 课件制作：徐世伟 指导教师：刘耀东 焊接成型原理 长春工业大学材料科学与工程学院 课件制作：徐世伟 指导教师：刘耀东

第四章 焊接冶金缺陷 4.1 气孔 4.2 焊接热裂纹 4.3 冷裂纹 4.4 其它焊接裂纹简介

§4.1 气孔 4.1.1形成气孔的条件 气孔是指焊缝表面或内部形成的连续的或不连续的孔洞。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。 气孔的形成是多种气体(包括CO、H2和N2)共作用的结果，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。

图4-1 气孔形成过程示意图

1．气泡生核 气泡生核应具备的条件： （1）液体金属中有过饱和的气体； （2）生核要有能量消耗。 在实际焊接过程中，在凝固着的熔池金属中存在大量的现成表面(如一些高熔点的质点、熔渣和凝固了的枝晶表面等)可作为气泡生核的衬底，如相邻枝晶间的凹陷处是最易产生气泡的部位(见图1-30)，形成气孔所需要的能量最小。液态金属中气体的过饱和度越大，越易产生气孔，且气泡稳定存在的临界半径也越小。

2．气泡长大 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如下条件 Pn > P0 （4-1） 式中，Pn 为气泡内各种气体分压的总和。 ＋…… （4-2）

实际上具体情况下只有一种气体起主要作用。 P0为阻碍气泡长大的外界压力总和 P0 = Pa + Pm + Ps + Pc （4-3） 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: （4-4）

其中， 式中，σ为金属与气体间的界面张力，ɣ为气泡半径。 可见，气泡半径越小，附加压力越大，气泡很难稳定存在和长大；但当气泡在现成表面上生核时，气泡为椭圆形，因此曲率半径较大，使附加压力大大降低，有利于气泡长大。

3．气泡上浮 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4-2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 (4-5)

图4-2 气泡拖脱离衬底表面示意图 1-衬底；2-液体

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。气泡上浮并非就能避免气孔的形成，关键是要看气泡的上浮速度和液体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 （4-6） 式中，R为熔池金属的凝固速度，VV为气泡上浮 速度。

（4-7） 式中 K—常数； ρL、ρV—分别为液体金属和气泡的密度； g—重力加速度； r—气泡半径； η—液体金属粘度。 根据以上公式可知：

(1)尺对产生气孔的影响很大。 当其它条件不变时，凝固速度只越大，由于气泡上浮的时间很短，越不利于气泡的浮出，越易于产生气孔。例如，铜的导热系数大，散热快，因而焊接铜时凝固速度相对较大，所以，铜焊接时气孔敏感性大。 (2)液态金属的粘度η也会影响气孔的形成。 熔池金属的粘度η越大，越易形成气孔。例如，镍及其合金在液态时粘度值大，流动性较差，因此Ni基合金焊接时易产生气孔。

(3)由于气泡密度ρV远小于液体金属的密度 ρL，因而气泡的浮出速度主要取决于液态金属的密度 ρL越小，则气泡浮出速度越小。所以，轻金属(Al，Mg)焊接时易产生气孔。 (4)气泡尺寸也会影响气泡的浮出速度。气泡半径r越大，越有利于浮出。 (5)通过调整焊接工艺参数，如采用预热或降低焊接速度，增大VV ，或者降低及，使满足VV >R的条件，则可以完全消除气孔。

4.1.2 气孔类型及其形成原因 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。

形成原因：液体金属在高温下能溶解较多的气体(如氢和氮)，一般来说，其溶解度随温度的升高而增加，在金属的冷却凝固过程中，溶解度则随温度的下降而降低，当熔池金属冷到开始结晶时，溶解度将发生大幅度的突然下降。此时气体大量析出形成气泡，如果气泡的上浮速度小于金属结晶速度，则将生成气孔。因此，凝固过程中气体溶解度的陡降是引起这类气孔的根本原因，其溶解度的变化特性将是影响析出性气孔产生倾向的主要因素。对大部分金属来说，易于溶解的氢最容易在焊缝中形成气孔。

但由于氢的溶解度变化特性不同，在不同金属中氢气孔的倾向也相差较大。例如凝固温度时，平衡条件下，氢在铝中的溶解度由0 但由于氢的溶解度变化特性不同，在不同金属中氢气孔的倾向也相差较大。例如凝固温度时，平衡条件下，氢在铝中的溶解度由0.69mL／100g陡降到0.036mL／100g，凝固前后相差约18倍，而氢在铁中的溶解度由25mL／l00g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。但铝、镁合金的氢气孔也常常出现在焊缝内部。

空气是焊接区域氮的唯一来源，因此，如果采取有效的保护，氮不会成为形成气孔的主要原因。 关于氮气孔的形成，一般认为其原因与氢的情况类似，即由于凝固前后溶解度的突变而引起。气孔的位置也多在焊缝表面，且常常成堆出现，外观与蜂窝很相似，但在焊接实际生产中完全由氮引起气孔并不多见。

2．反应型气孔 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。 [C]+[O] = CO (4-8) [FeO]+[C] = CD+[Fe] (4-9) [MnO]+[C] = CO+[Mn] (4-10) [SiO2]+2[C] = 2CO+[Si] (4-11)

形成原因：如果上述反应发生在高温液态金属中，则由于CO完全不能溶于钢液，将以气泡的形式从熔池金属中高速上浮逸出，不易形成气孔。但当熔池冷却凝固时，由于铁碳合金溶质浓度在固液界面的偏析，造成在结晶前沿和枝晶间氧化铁和碳浓度的局部增高，有利于反应(4-9)的进行，因液体金属正处于凝固过程，熔池金属的粘度迅速增大，故生成的CO气泡很难浮出，成为残留在焊缝中的CO气孔。CO气孔通常沿结晶方向分布，就像条虫似地卧在焊缝内部。

4.1.3 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：(1)限制熔池中气体的溶人或产生；(2)排除熔池中已溶人的气体。 1．消除气体来源 (1)母材表面清理 工件及焊丝表面的氧化膜、铁锈、油污和水分均可在焊接过程中向熔池提供氧和氢，它们的存在常是焊缝形成气孔的重要原因。故焊前应将其严格清理。

(2)焊接材料防潮与烘干 焊条与焊剂受潮或烘干不足而残留的水分，对气孔的产生也有显著的影响，特别是低氢焊条对吸潮很敏感，所以对焊条和焊剂的烘干必须高度重视，烘干后的保存时间也要严格掌握。一般碱性焊条的烘干温度为350～450℃，酸性焊条为200℃左右。 (3)加强保护 空气入侵熔池是形成气孔的原因之一，特别是氮气孔。对手工电弧焊，关键是要保证引弧时的电弧稳定性和药皮的完好及其发气量。气体保护焊时，关键是要保证足够的气体流量、气体纯度。

2．正确选用焊接材料 焊接材料的选用对防止气孔十分重要。从冶金性能看，焊接材料的氧化性与还原性的平衡对气孔有显著的影响。在焊接材料中，有的具有很大的气孔敏感性，而有的则对气孔不敏感。 3．优化焊接工艺 焊接工艺参数主要有焊接电流、电压和焊接速度，增大电流或线能量能增长熔池存在时间，有利于气体排出，但也有利于气体的溶人，特别是电流增大后使熔滴变细，熔滴更易于吸收气体，反而加大了气孔敏感性。

焊接工艺参数的影响是复杂的，这些参数应有最佳值，而不是简单地增大或减小的问题。手工电弧焊时，如果电弧电压过高，会使空气中的氮侵入熔池，出现氮气孔。焊接速度太大，由于增大了熔池凝固速度，使气泡上浮时间减少而残留在焊缝中形成气孔。 对反应型气体而言，应重视创造易于气体排出的条件，可适当增大线能量或进行预热，增大熔池存在时间以便使气体能排出。焊接过程不正常，特别是电弧不稳定或失去正常保护作用时，均增大外围气体溶入的可能性。 Contents

§4.2 焊接热裂纹 4.2.1 热裂纹的特征与类型 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，结晶裂纹都是沿焊缝中的树枝晶交界处发生的，如图4-3所示。最常见的是沿焊缝中心的纵向裂纹，示于图4-4和4-5。

图4-3 焊缝中结晶裂纹的分布

图4-4 焊缝中结晶裂纹

图4-5 沿焊缝中心的纵向裂纹

根据金属断裂理论，在高温阶段当晶间延性或塑性变形能力δ不足以承受当时发生的应变ε时，即发生高温沿晶断裂。从一些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，见图4-6。 图4-6 低碳钢高温塑性变化曲线

根据该图上的两个“脆性温度区间”，相应出现两种类型的热裂纹： (1)裂纹产生于凝固后期的脆性温度区间Ⅰ内，称结晶裂纹或凝固裂纹，其断口形貌不同于一般固态下的沿晶断口。由于产生时晶间尚有液膜存在，故断口具有明显的树枝状突起的特征； (2)裂纹产生于固态下的脆性温度区间Ⅱ内(处于奥氏体再结晶温度附近)，称失塑裂纹。由于产生时无液膜存在，故其断口特征为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。

还有一些特殊情况下形成的热裂纹。一种是与液膜有关的，近缝区在过热条件下，晶间也会出现局部熔化，也会出现由于晶间液膜分离而导致开裂，这种热裂纹称为液化裂纹，如图4-7。 另一种是在离结晶前沿不远的固相中，由位错运动导致的多边化引起的热裂纹，称多边化裂纹。这种裂纹较为罕见，往往产生于一些与杂质富集部位重叠的多边化边界，尺寸很小，主要发生于一些殊的单相合金中，如单相镍铬奥氏体钢和镍基合金中。

图4-7 液化裂纹

4.2.2 凝固裂纹（结晶裂纹） 1.形成机理 在焊缝金属凝固结晶的后期，低熔点共晶被排挤在柱状晶体交遇的中心部位，形成一种“液态薄膜”（Liguation film），此时由于受到了拉伸应力，这时 焊缝中的液态薄膜就成了薄弱地带。在拉伸应力的作用下就有可能在这个薄弱地带开裂而形成结晶裂纹。

2.结晶裂纹的形成过程 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(液相占主要部分)到固—液态(固相占主要部分)再到完全凝固的转变。 在液—固态时，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及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—液态时，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”，如图4-8所示。

图4-8 熔池结晶的阶段及脆性温度区

在完全凝固时，焊缝金属受到拉伸应力时，就会表现出较好的强度和塑性，很难发生裂纹。 综上所述，当温度高于或低于a~b之间的脆性温度区时，焊缝金属都有较大的抵抗结晶裂纹的能力，因此具有较小的裂纹倾向。 但当焊缝中低熔点共晶较多时，反而不产生裂纹，它可以自由流动，填充有裂口的部位，从而起到“愈合”作用。

3.产生结晶裂纹的条件 焊缝在脆性温度区内所承受的拉伸应变大于焊缝金属所具有的塑性，或说焊缝金属在脆性温度区内的塑性储备量小于零时就会产生结晶裂纹。

4. 结晶裂纹形成的影响因素与防止 (1)冶金因素 合金状态图的类型和结晶温度区间 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4-18）。随合金元素的增加，结晶温度区间和脆性温度区也增大。因此结晶裂纹的倾向也增加。成分位于S点时，结晶温度区间和脆性温度区达到最大，此时裂纹敏感性也最大。当合金元素进一步增加时，结晶区间和脆性温度区反而减小，所以裂纹倾向也随之降低。

一次结晶组织及其形态对凝固裂纹的影响 初生相的结构能影响到杂质的偏析和晶问层的性质。例如，当钢中为初生相为δ时比γ时溶解更多的S和P(S、P的最大溶解度在占相中为0.18％、2.8％；而在γ相中为0.05％、0.25％)，因此初生相为γ的钢材比初生相为δ的钢材更易产生凝固裂纹。 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，增加裂纹倾向。

当对金属进行细化晶粒的变质处理后，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的倾向。 例如焊接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，降低其凝固裂纹的倾向（图4-19）。 改善焊缝凝固结晶、细化晶粒是提高抗裂性的重要途径。广泛采用的办法是向焊缝中加入细化晶粒元素(如Mo、V、Ti、Nb、Zr、稀土等)。

③晶间易熔物质对凝固裂纹敏感性的影响 晶间易熔物质数量少易引起结晶裂纹。但随着其数量的增多且超过某数值后，热裂倾向逐渐下降直至不产生裂纹。 引起这种变化特征的原因是： 一方面，结晶前沿低熔点物质的增加阻碍了树枝晶的发展和长合，改变了结晶的形态，缩小了有效结晶温度区间。 另一方面是由于增加了晶间的液相，促使液相在晶粒间流动和相互补充；因此即使局部晶间液膜瞬间被拉开，但很快可通过毛细管作用将周围的液体渗入缝隙，起到填补和“愈合”作用。

这说明在共晶型合金系统中当成分接近共晶成分时也不易产生结晶裂纹的原因。如对于某些结晶裂纹倾向较大的材料(如高强铝合金)，为了防止结晶裂纹，特意增多焊缝中易熔共晶的数量，使之具有“愈合”裂纹的作用。固“愈合”作用是一种有效的消除凝固裂纹的方法，但要注意易熔共晶体增多后会影响其它性能(如塑性、韧性和耐腐蚀性等)。 此外，易熔共晶以液膜形态存在时，凝固裂纹敏感性大；以球状存在时，裂纹敏感性小。

④合金元素对产生结晶裂纹的影响 以碳钢和低合金钢中合金元素对结晶裂纹的影响为例。 硫和磷 硫和磷几乎在各类钢中都会增高结晶裂纹的倾向，即使是微量存在，也会使结晶温度区间大为增加。因为硫和磷在钢中能形成多种低熔共晶，使结晶过程中极易形成液态薄膜，因而显著增大裂纹倾向。

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。 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。为防止硫引起的结晶裂纹，随含碳量增加，要求Mn／S的比值也随之增加 C ≥ 0.1％时，Mn／S≥22

C = 0.11％～0.125％时，Mn／S ≥30 C = 0.126％～0.155％时，Mn／S ≥59 当含碳量超过包晶点时(即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，例如含碳0.4％的中碳钢，硫和磷都应小于0.017％，而硫磷的总和要小于0.025％。

硅 硅是δ相形成元素，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。

氧 氧对焊缝产生结晶裂纹的影响，目前还没有定论。但焊缝中有一定的含氧量，能降低硫的有害作用。认为是形成了Fe—FeS—FeO三元共晶，使FeS由薄膜状变为球状所致。 总结以上，合金元素对结晶裂纹的影响是重要的。其中，C、S、P对结晶裂纹影响最大，其次是Cu、Ni、Si、Cr等，而N、O、As等尚无一致的意见。

(2)工艺因素 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。焊接中碳钢、高碳钢以及异种金届时，限制熔合比具有极重要的意义。 例如，Monel 400合金与低碳钢焊接，焊缝应为奥氏体组织，故采用镍基合金焊条。这时Fe便成为促使焊缝产生结晶裂纹的有害杂质。为此，焊接时必须设法减少低碳钢一侧的熔深。

②焊缝成形系数的控制 焊缝成形系数φ值对焊缝的抗热裂性能影响很大。当用碳钢焊缝含碳量来表征热裂倾向时，φ≈7，焊缝含0.22％ C，能防止凝固裂纹，φ>7后(如带状电极堆焊)，抗裂性下降。当φ值较小时，最后凝固的枝晶会合面呈对向生长状态，是杂质析集严重的部位，因而最易产生热裂纹。一般希望尽可能避免出现φ<1的情况，即焊缝实际深度不要超过焊缝宽度。 因此，必须合理调整焊接参数来控制成形系数甲φ。

③冷却速度的影响 接头冷却速度越大，变形速率越大，越易于促进产生热裂纹。固预热降低热裂倾向。例如在45号钢上堆焊3Cr2W8合金钢时，预热温度为500℃时即能消除凝固裂纹。 但提高预热温度将增大高温阶段的内应变，就不太有利。尽管提高焊接线能量也能降低冷却速度，但却对凝固组织形态不利。实际上，适当降低线能量对降低热裂倾向比较有利。但不宜采取提高焊接速度的方法来限制焊接线能量，而应适当降低焊接电流。

④拘束度的影响 为防止接头产生热裂纹，应尽可能减少应变量及应变增长率。从结构设计上应考虑接头的刚度或拘束度。 例如尽可能减小板厚和合理布置焊缝，注意避免焊缝交叉，尽可能减小焊脚尺寸和焊道截面积，还应控制合理的焊接顺序等。施焊顺序不合理时，最后几条焊缝可能处于被拘束状态，不能自由收缩，从而增大应变量，易促使裂纹产生。

4.2.3 近缝区液化裂纹 1.形成机理 由于焊接时近缝区金属或焊缝层间金属，在高温下使这些区域的奥氏体晶界上的低熔共晶被重新熔化，在拉伸应力的作用下沿奥氏体晶间开裂而形成液化裂纹。 与结晶裂纹的区别： 液化裂纹与结晶裂纹有相类似之处，它们都与晶界液膜有关，但其形成机理不同。液化裂纹的液膜并非产生于凝固过程，而是由于加热过程中近缝区晶界局部熔化形成的液膜。另一种晶界熔化发生于集中热源快速加热(如焊接和激光重熔)时的高温热影响区内，由于第二相来不及溶人而引起的共晶反应。

2. 液化裂纹的影响因素 （1）化学成分的影响 硼 硼易与焊缝金属中的铁、镍形成低熔共晶，如Fe-B 1149°C、Ni-B 1140°C或990°C；此外，加入微量的硼就能产生明显的晶界偏析。从而增加液化裂纹倾向。 镍 镍是强烈的奥氏体形成元素，可显著降低S、P等有害元素的溶解度；且镍也易与许多元素形成低熔共晶（Ni-Ni3S2 645°C），故易产生液化裂纹。

铬 铬在焊缝中的含量较高时，晶界可能产生偏析产物，如Ni-Cr 1340°C,增加结晶裂纹倾向。 从上所述，形成低熔相的元素很多，但液化裂纹的形成主要取决于晶间低熔相的液化程度。 液化裂纹的起源部位有两处： 熔合线或结晶裂纹； 粗晶区。

（2）工艺因素的影响 线能量越大，输入的热量越多，晶界低熔相的熔化越严重，晶界处于液态的时间越长，液化裂纹的倾向越大。 液化裂纹与熔池的形状有关。如焊缝的断面呈明显的倒草帽形，再熔合线的凹陷处母材金属过热严重，该处易产生液化裂纹。

4.2.4 高温失塑裂纹 高温失塑裂纹产生于实际固相线下的脆性温度区间内，它是由于高温晶界脆化和应变集中于晶界造成的。 例如，当钢中Cu、Sn、As、S含量较多及始锻温度过高时，在锻件表面会出现一些龟裂纹。目前对这类裂纹的认识还不够，研究较多的是一些发生于焊缝或高温热影响区中的失塑裂纹。

4.2.5 多边化裂纹 1.形成机理 由于焊缝金属在结晶前沿已凝固的固相晶粒中萌生大量的晶格缺陷，因在快速冷却条件下不易扩散，以过饱和的状态保留于焊缝金属中，在一定温度和应力的条件下，晶格缺陷发生移动和聚集，形成“多边化边界”。在焊接后的冷却过程中，由于热塑性低，导致沿多边化的边界产生裂纹，即多边化裂纹。

2.多边化裂纹的特点： （1）多发生在纯金属或单相奥氏体中，个别情况出现在热影响中； （2）裂纹附近常伴随有再结晶晶粒出现，故多边化裂纹总是迟于再结晶； （3）裂纹多发生在重复受热的多层焊层间金属中及热影响区，其部位并不都靠近熔合区，此裂纹与晶界液化无关； （4）断口呈现出高温低塑性开裂。

3.多边化裂纹的影响因素 （1）合金成分的影响 在镍-铬系的单相合金中，向焊缝加入提高多边化激化能的元素（如Mo、W、Ti、Ta等），则可有效地阻止多边化过程；双相金属具有良好的抗多边化裂纹的能力。 （2）应力状态的影响 增大应力，多边化过程加速。 （3）温度的影响 提高温度，多边化裂纹倾向增大。 Contents

§4.3 冷裂纹 4.3.1 焊接冷裂纹的特征 1.冷裂纹的分布特征： 焊道下裂纹 §4.3 冷裂纹 4.3.1 焊接冷裂纹的特征 1.冷裂纹的分布特征： 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，但也有垂直于熔合线的。 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。前者称为焊趾裂纹，后者称为焊根裂纹。

2.冷裂纹的生成温度与时期 (1)发生温度：冷裂纹生成温度上限通常在50～100℃，其下限为–75℃左右，超出此温度范围就不易形成裂纹。 (2)发生时间：有些裂纹焊后不立即出现，而是有一段时间的潜伏期(孕育期)，即经过一段时之后才出现。焊道下裂纹最为典型，且常在25℃时潜伏期最短，高于或低于25℃均会延长潜伏期。焊趾裂纹也会有潜伏期，在0℃时潜伏期最短。

(3)冷裂的临界应力 当应力高于上临界应力σVC 时，立即断裂，无延迟现象，但此时的强度低于无氢试样的缺口拉伸强度 σn。低于下临界应力时，不发生断裂。当应力在σuc和σLC之间时，断裂具有延迟特征，且应力越小，延迟时间(潜伏期)越长。 研究表明，，这三者可称为形成冷裂纹的三大要素。

4.3.2 焊接冷裂纹的形成机理 1.氢的作用 氢在金属中有两种形式，一是可以运动的“扩散氢”；二是不可运动的“残留氢”。扩散氢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”。 采用特殊的实验装置观察氢致裂纹的开裂过程如下：

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； 氢致裂纹多在熔合区出现； 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减短； 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。

图4-20 高强钢热影响区延迟裂纹的形成过程

2.组织硬化作用 热影响区淬硬易于引发冷裂纹是由于：马氏体的脆硬性：马氏体相变时，会发生较大的晶格畸变，致使组织处于硬化状态。焊接时，近缝区的加热温度很高，使奥氏体晶粒发生严重长大，焊后快速冷却时，粗大的奥氏体就转变为粗大的马氏体。这种脆硬的马氏体组织的断裂多为低能量的脆性断裂，裂纹易于形成和扩展。正因为近缝区较焊缝区易于淬硬，故冷裂纹易在近缝区形成。

3.应力的作用 内应力包括：①焊接不均匀加热与冷却后在焊件宏观范围内平衡的第一类内应力；②相变过程中比容和各向异性引起的第二类内应力。 目前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。这种外拘束条件可用“拘束度”来表征．拘束度表示了接头的刚度。其定义是：“使接头根部间隙发生单位长度的弹性位移时，单位长度焊缝所承受的力。”

当焊接产生的拘束度不断增大，直至形成裂纹时，此时的应力称为临界拘束应力σcr 。σcr反映了对冷裂纹的形成和扩展具有直接影响的各个因素共同作用的结果。因此，可以用σcr作为评价冷裂纹敏感性的判据。 冷裂纹的影响因素很多，也很复杂，因此防止冷裂纹总的原则就是控制影响冷裂纹的三大因素，即尽可能降低拘束应力、消除一切氢的来源，并改善组织。

4.3.3 冷裂纹的防止 1.冶金方面 选择抗裂性好的钢材 近年开发出的低碳微合金化钢更具有良好的抗裂性能。如国产CF钢(σb = 600N／mm2)，含碳量仅为 0.06％，PCM = 0.16％，采用相应的低氢焊条焊接50mm的钢板，即使焊前不预热、焊后不热处理，也不会产生冷裂纹。 焊接材料的选用 选用低氢或超低氢焊条 从焊接本身看，选用低氢或超低氢焊条是防止冷裂纹的有效措施之一。

选用低强焊条 为防止接头产生冷裂纹，一般高强钢选用低强焊条(使焊缝强度低于母材强度)焊接易于达到这一要求。 对于低碳低合金高强钢，适当降低焊缝强度可以降低拘束应力而减轻熔合区的负担，对防止冷裂纹有利。 选用奥氏体焊条 采用奥氏体焊条的优点是可避免采取预热措施而又能防止冷裂纹的产生。

焊缝为奥氏体组织时对防止冷裂纹的有利作用有三种解释： A.能固溶氢而限制氢向近缝区扩散； B.焊缝强度低而塑性高(延伸率可高达40％以上)，从而可减轻接头的拘束应力； C.焊缝冷却过程中在450℃左右可以产生较大的瞬时应力，致使近缝区产生较大塑性形变，促使奥氏体稳定性降低，并使奥氏体显著地移向中温贝氏体转变区，近缝区因而不易产生淬硬马氏体组织。 但是采用奥氏体焊条的缺点是焊缝强度低，对热裂敏感，同时价格较昂贵。

特殊微量元素的应用 向焊缝金属中加入Te(碲)、Se(硒)及稀土元素Re可降低其含氢量。在焊条中复合加入Te和Re可以显著提高接头的抗冷裂性能。 选用低氢的焊接方法 CO2气体保护焊由于具有一定的氧化性，故而可获得低氢焊缝，扩散氢含量(甘油法)仅为0.04～1.0mL／100g。碱性药芯焊丝CO2气体保护焊时，同样也能获得低氢焊缝，可显著改善抗冷裂纹的能力。

2.焊接工艺方面 调整预热温度及线能量以及采用多道焊工艺，以防止奥氏体晶粒粗化，均有利于氢的逸出和减轻硬化，从而可显著降低接头冷裂倾向。 (1)预热温度的控制 斜Y坡口拘束抗裂试验： T0= 1 440PC ―392℃ X，U，V坡口拘束抗裂试验： T0= 1 330PW ― 380℃ K形坡口和T形坡口拘束抗裂试验： T0= 2030PW― 550℃

(2)焊接线能量的控制 对于大多数低碳低合金高强钢，以提高线能量来加长冷却时间,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与断裂临界应力口σr。若已知实际应力，采用安全极限状态确定限界线能量，即假定实际应力已达屈服点σy。如按开裂准则，开裂临界应力σf = σy时的线能量即为限定线能量，此时的t8/5或tl00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。

(3)多层焊层间时间间隔的控制 多层焊能够显著减少焊根裂纹。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。这是因为第二层焊道的焊接热可促使第一层焊道中的氢迅速逸出，并可使第一层焊道热影响区的淬硬层软化。 但是层间温度或层间时间间隔必须加以控制。特别是第一层与第二层之间的时间间隔，应尽可能控制在几分钟之内，以保证第一层焊后不致于形成冷裂纹。 但必须注意，多层焊时，若可能产生较大角变形时，为防止产生根部裂纹，预热温度不能降低，甚至还要适当提高。

(4)紧急后热的作用 若冷裂纹产生有潜伏期时，如能在冷裂纹尚处于潜伏期中进行加热，即所谓紧急后热，能防止冷裂纹的产生。后热的作用： a．减少残余应力； b．改善组织(减少淬硬性)； c．消除扩散氢。 但是对于潜伏期非常短或根本无潜伏期的钢种，可能来不及进行后热即已产生冷裂纹。所以，紧急后热必须“抢时间”。这一点与“焊后热处理”不同。 Contents

§4.4 其它焊接裂纹简介 1.应力腐蚀裂纹 应力腐蚀裂纹(Stress Corrosion Cracking,简称SCC)是金属材料在特定腐蚀介质下，承受拉应力时产生的一种延迟破坏现象。 SCC开裂引起的断裂过程非常危险；它的成长速度为0.03mm／h～4mm／h，与全面的均匀腐蚀相比快2～1 000倍之多。

SCC的形成条件： 必须同时有三个因素的作用，即：材质、介质和拉伸应力。 可将应力腐蚀裂纹分为两大类： (1)应力阳极溶解开裂(Active Path Corrosion,简称APC)； (2)阴极氢脆开裂(Hydrogen Embrittlement Cracking,简称HEC)。 SCC的形态特征：宏观呈疏松的网状或龟裂分布；微观呈树根状，为典型的脆性断口。

SCC形成机理：焊接构件在应力的作用下，会发生不同程度的变形，随着变形量的增加，将产生“滑移台阶”（Slip Steps）。当滑移台阶的高度大于氧化膜的厚度时，就会使氧化膜破裂，从而使金属露于表面。在腐蚀介质的作用下，形成微电池，金属被快速溶解，从而发生SCC。 SCC扩展方式： 由起裂点开始，一直向纵深扩展； 由起裂点开始，沿横向扩展； 由起裂点开始，沿深处和横向扩展。

2.再热裂纹（Reheat Cracking，简称RC） 形成机理：由晶界优先滑动导致形成微裂纹(形核)而发生和扩展的。 RC的主要特征： RC发生在焊接热影响区的粗晶部位并呈晶间开裂； 进行消除应力处理之前焊接区存在较大的残余应力并有不同程度的应力集中； 产生RC存在一个最敏感的温度区间； 含有一定沉淀化元素的金属材料具有RC敏感性。

3.层状撕裂 层状撕裂主要是由于钢板的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，致使在热影响区或稍远的地方,产生“台阶”式层状撕裂。 层状撕裂是一种冷裂性质的特殊裂纹，不仅可以产生于热影响区，也可产生于远离热影响区的母材中，但不会产生于焊缝之中。

本章小结 熔池中气体的存在是形成气孔的必要条件。气孔的形成过程包括气泡的形核、长大和上浮，如果上浮速度大于熔池凝固速度，则不会形成气孔。形成气孔的气体有两类:来自外部的析出型气体(H2、N2)和熔池中“内生”的反应型气体(CO)。防止气孔的根本措施是限制气体来源和改善熔他的排气条件。 在焊接过程的高温阶段(常在固相线附近)发生的开裂,称为热裂纹。相反，冷裂纹是指在室温附近形成的裂纹。

焊接热裂纹中属焊缝结晶裂纹最为重要，也是本章讨论的重点。晶间液膜的存在是形成结晶裂纹的根本原因，结晶裂纹敏感性可用CST表征(综合考虑了脆性温度区间和金属在该温度区间的最低塑性)。防止焊缝结晶裂纹，焊接材料是关键，但焊接工艺也必须加以正确控制。冷裂纹是相对热裂纹而言的。淬硬组织、扩散氢和拘束应力是形成冷裂纹的“三大要素”。主要与淬硬组织有关的冷裂纹称为“淬硬开裂”，主要与氢脆有联系的冷裂纹称为“氢致裂纹”或“氢助裂纹”。概括这些因素对冷裂纹的影响，建立了若干形成冷裂纹的临界关系式。防止冷裂纹产生的根本在于控制致脆因素和减小拘束度。

本章还介绍了应力腐蚀开裂、再热裂纹和层状撕裂的特征、形成机理、影响因素以及防止方法。须注意，再热裂纹不是热裂纹。

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