综述低温相变焊接材料对拉伸残.docx
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综述低温相变焊接材料对拉伸残
于超译
综述：
低温相变焊接材料对拉伸残余应力的消减作用
摘要
本文综述了一种引人瞩目且可供选择的降低焊缝区有害残余应力的方法，此方法是利用钢的低温，固态和位移相变来实现的。
便有人考虑到设计这种低温相变焊材合金这一新思维与实践相结合的理论。
通过控制焊缝金属的相变温度以利用相变膨胀，使焊缝区残余应力得到有效的改善，尤其是在焊接热与受拘束的非焊缝区交界处有显著改变。
迄今为止，这项技术已被证实可以提高一些常见焊缝成型的疲劳强度。
在应用低温相变焊材的领域，该技术可促进工程设计规范的有利改写。
文章信息
文章来历：
2013年8月28日收录
2013年11月21日采纳
2013年11月3日网上可获
关键词：
焊接
残余应力
马氏体
低温相变焊缝金属
1.简介
对于很多重要的工业生产中，焊接完整性是至关重要的；例如建筑结构中的焊缝组织，矿业设备，轮船，农业机械，桥梁和海上平台等。
除了生产效率低，设备和操作成本低之外，与其他连接方法相比，生产过程更为有利。
焊接完成时，由于热收缩和几何结构，在冷却至室温过程中，压缩和拉伸残余应力的图案会在临近的焊缝区展现出来。
通过提高焊接母材的强度并不能使焊缝的疲劳强度得以提高，主要原因是拉伸残余应力的存在。
在这篇综述中，设计低温相变焊材这一新思维与实践的理论，能抵消焊接区由于热收缩所产生的这种拉伸残余应力。
这种智能合金对减轻限制焊缝的拉伸残余应力有着尤为突出的益处。
2.低温相变焊材合金的理论与实验基础
2.1.拘束转变
在冷却过程中奥氏体的转变机制可以描述成为铁原子向其他晶格结构重组或是位移的过程。
随着位移转变，原来的晶体排列会向新结构发生均质变形，这种变形不包括铁原子结合的破坏和随后的重新组合，这与我们所看到的重建性转变中生成铁素体和珠光体相似。
当冷却速率较快（如大多数焊缝场景）或者焊缝金属合金化较高，在最后的微观结构可能是针状铁素体，贝氏体或马氏体的区域，位移转变就会变得很普遍。
这种从奥氏体相到转变相的显微特点在[1-5]中可以广泛的查阅，但最重要的是，这种转换总是伴随巨大的剪切和体积膨胀。
相对大型和中型零件焊接，大部分母料侧面焊接将受限，因此焊缝区在冷却过程中的热收缩和温度分布的不均匀性会诱发残余应力产生（即焊缝和热影响区域侧面）。
在通常情况下，两块母材之间出现细长焊缝，最高的拉伸残余应力级将会变为单向。
为了阻止冷却过程中奥氏体体积膨胀所引起的热收缩，转变温度是可以控制的。
这种残余应力/温度关系见示意图1a，图中可观察到压力突然下降时的转变开始温度，这可以归因于发生并补偿累积热收缩的膨胀和剪切应变。
图1.冷却对残余应力的影响;相变扩张和热收缩的平衡。
（a）压力温度示意图（后[6]）（注:
铁素体的热膨胀系数,13×10-6K-1;奥氏体21×10-6K-1[97]）。
（b）冷却过程中不同类型钢的Satoh试验结果（后[6]）。
（c）常规的（OK75.78）和低温相变焊材合金的Satoh试验结果（LTTE&B）。
从850℃以10℃s–1速度冷却样品（后[8]）。
各自的化学成分数据估计转变开始温度和性能在表1和2中所示。
根据经验，这种效应可以通过限制冷却实验清楚的展现出来，例如Satoh试验。
试验包括拉伸试样，试样要加热至完全奥氏体，然后在单向约束控制冷却。
不同类型钢的一些结果[6–8]在图1b中所示（分别为马氏体，贝氏体和奥氏体）。
可以看出全奥氏体钢具有渐近线形热收缩，而贝氏体和马氏体的转变反映了残余应力的降低；然而，通过持续冷却至环境温度转型产物已出现疲劳的现象否定了有利抵消收缩应变这种说法。
这些观察得出的结论是，最后焊接组件的应力状态不仅是受转变温度的影响，还有可能通过降低转变温度而使焊接组件的应力减少。
图1c显示两种合金转变温度降低过程中压力的影响（LTTE和B系列）。
相比常规的填料合金（OK75.78）转变温度从~450℃至室温时会有拉应力，可以从表中看出在室温下，应力受驱动会减小或接近于零。
Wangetal.[9]和Murataetal.[10].两人研究了各种焊接填充合金相变温度的影响以及焊缝区残余应力分布。
Murataetal.[10].的结果（图2）表明,一旦转换温度足够低，不仅拉伸残余应力会降低到零，而且在室温下冷却可以生成压缩残余应力。
约在200℃当填料合金的转变发生时这些值会达到最大。
低于这个温度，在冷却至环境温度过程中，转变和副卷膨胀并不完全，因此通过限制收缩冷却不能完全取消拉伸残余应力。
如果没有相变（例如，如果是单相奥氏体，使用焊缝填料合金），随后，由于不间断的热收缩拉伸应力预计将逐步增加。
尽管在这一领域的重要研究在二十年前才开始，大家很久之前就知道因此在焊缝区使用含9%Ni的填料合金时可以降低拉伸残余应力。
在Ms点为350℃时[11]，当转变温度更低的时候可以获得压缩残余应力（例如：
Ms=250℃），以此观察马氏体时效钢[12,13]。
2.2.无拘束测试
由于线性焊接操作，在冷却过程中产生的残余应力的大小，随着转变温度开始，在纵向和横向方向将会不同（图2）。
加上合成角变形，从平面焊缝试样[10]的数字说明了差异。
我们很清晰地看到，在开V形坡口的无拘束板和沿已焊好板长度方向[14]，角变形降低了45%。
分别使用的是转变温度范围350-422℃和转变温度为400-802℃。
进一步来讲，当使用的填料合金转变开始温度在250℃和300℃之间时变形最小。
这种差异在多道焊接中也有发现[15]。
这项简单的实验清楚地表明，使用这种新颖的，低温相变焊缝填料合金不仅会减少拘束焊缝区的有害拉伸残余应力，也会减少焊缝区的变形。
图2。
残余应力的方向性差异和冷却焊缝试样至室温过程中的角变形。
（a）焊缝金属残余应力（rx,ry）转变开始温度[10]。
类似的结果也通过[9]。
（b）最后通过的角变形与测量的转变开始温度之间的关系之间的关系。
2.3.焊接试样残余应力的调查
测量残余应力的技术可分为破坏性和非破坏性两种。
破坏性技术包残余应力平衡状态的破坏，一般通过去除材料来创建自由表面，同时应力和局部位移的变化也可以得到测量（如孔钻法和等高线法）[16–19]。
非破坏性的发展，基于以下技术的进步。
例如同步x射线衍射和中子衍射技术促进了在相变的影响和不破坏样品三维细节的残余应力等方面的研究[8、20、21]。
这两种技术本质上是使用晶格参数作为应变仪[22]。
图3显示通过测试焊缝区三种填料合金的中子衍射调查；一种标准焊接填料，另外两种是低温相变焊接填料。
他们的化学成分和一些各自的合金的机械性能在表1和表2分别给出。
已有人做出工作提出压力生成的深刻见解，这进一步表明，低温相变焊接填料合金的使用将导致接近零或焊缝金属截面的压缩残余应力，同时拉伸残余应力会留在非转变的HAZ（焊接热影响区）。
与高转变温度下使用常规的填料合金相比，在焊接热影响区测量出的拉伸残余应力会相对降低[8,21]。
这是由于焊缝金属相变的膨胀力抵消了由于非转变的焊接热影响区收缩产生的拉伸残余应力。
3.低温相变智能合金的设计
前面的部分以说明降低相变温度的重要性，降低低温相变合金的相变温度可以确保相区的最大膨胀，从而缓解在热收缩时产生的拉伸和的残余应力。
这对考虑合金设计时他的设计要求也是很重要的。
与焊接母材相比，低温相变合金应该有更高或相同的强度以及适当的韧性。
当设计新的焊缝合金时，应同时考虑可焊性和冷热开裂敏感性等设计因素，例如耐腐蚀性因素应取决于合金的应用。
低温相变合金的相变温度主要取决于奥氏体稳定c合金元素的成分。
已知的和最常用稳定c合金元素有碳，镍，锰，铬；这些将在下面详细讨论。
被不同研究人员研究的各种低温相变合金在表1列出了各自化学成分、Ms温度和膨胀应变；在下面的表2中列出了机械性能。
所有数据都是交叉引用表内的各自来源。
为防止在热影响区形成质硬而易脆的马氏体组织而形成氢致裂纹，对于填充焊合金来讲，低碳和低氮是非常可取的。
焊接合金碳含量的下限通常约为0.03wt%；然而，如果这个值可以进一步降低，就会和预期一样使韧性显著提高。
可能低至0.003wt%（在间隙自由钢板间可以得到）。
如表2所示，当碳含量减少至0.01wt%时，低温相变焊缝金属‘B206’的韧性会显著提高。
参照表1，低碳和低氮与某些合金元素的添加都需要较低的转变温度。
镍作为众所周知的可提高韧性的元素，当成本不是太贵时，可以作为合金化的热门选择。
Francisetal.[21]和Darcisetal.[23]设计了以镍作为主要合金化元素的低温相变合金；然而其韧性没有明显优于镍和铬组合的合金。
锰是一种更为经济的合金元素，有人尝试了锰基合金的设计，在焊缝填料合金中加入硅以改善焊道形貌；然而他们的韧性低[24]铁锰合金的马氏体质脆[25-29]可能由于锰和磷向先析出奥氏体晶界的偏聚[25,27,30]。
尽管铬是铁素体稳定化元素，加入大约10-14wt%铬可以降低转变温度。
在这种情况下，可以很容易地设计成合金含量最小为12wt%，这样合金就可以是“不锈钢”。
低含碳量也需要防止在加热过程中铬碳化物的形成。
由于铬的损耗，形成的沉淀会导致晶间腐蚀。
铬的添加也提高抗氧化性能。
过去二十年到现在所设计的大多数低温相变合金，早已经做了低含碳量下铬与镍的结合[31–33]。
镍的含量已调整到5-11wt%之间控制相变开始温度。
得到符合要求的韧性，这是最经济的选择。
有一个关注的电偶腐蚀，当使用这些类型低温相变合金焊接低合金高强钢时，由于成分分配不均匀，可能会涉及到电偶腐蚀。
图片3.使用常规填料合金（‘OK75.78’）和两种低温相变合金（‘LTTE’,‘SeriesB’）穿过焊接热影响区轴向残余应力图。
（他们的成分、物理和冷却残余应力性质如表1和表2和图2所示），压应力是通过中子衍射和宏观叠加确定的；应力在中心线附近被分解；i.e.‘‘mirrored’’（从参考文献8中）。
夏鹏健译
然而，在日本的工作中当填料合金用来焊接低合金高强度钢时，并没有出现任何选择性的电流腐蚀[34]。
相似的结果也被Zenitani等人观察得到[35]。
如硫、磷等杂质元素应尽可能低，同时如钼、钨等元素的增加取决于实际应用。
例如，若要防止点蚀，就可以用钛、铌等微合金化元素来控制氮含量。
不锈钢焊接的大量研究显示铁素体合金与奥氏体合金相比更耐热裂解。
因此，优选带有铁素体的马氏体合金。
由于对韧性有利，少量的间断铁素体可以留在铁素体固相的缝隙中。
然而，如果有大量的连续的网络D铁素体通常被认为对高韧脆转变温度冲击韧性有害。
在熔化的金属中，铁素体的分解与奥氏体晶粒直接形成使奥氏体晶粒尺寸更好[38]。
小的晶粒尺寸有利于提高韧性。
应该指出，对2型试验台，实际焊接LTT钎料合金的相变温度将由其他变量的影响，如母材稀释、高温冷却速度，影响量D铁素体的形成同时又反过来会影响奥氏体中的碳含量。
4.Ms计算和马氏体转变
它已经表明，填充金属的相变温度可以显著改变残余应力的分布；因此它对确定合金成分十分有利，它给出了适宜转化的组织的有利的转变温度。
当相变受抑制到非常低的温度或在重要的合金元素的加入，这是通常的情况下，会形成马氏体。
填充焊缝金属的马氏体开始转变温度（Ms）的强烈依赖于稳定奥氏体的合金元素含量。
在Ms温度的化学组成的影响已被广泛研究了多年。
几种线性回归的经验公式已经被提出来同时热力学和人工神经网络模型预测MS温度。
在设计阶段所有这些方法提供了一个合理的引导，只要是在数据界限的规定各自应用模型中使用。
这包括一个热力学模型，其精度受基本热力学、已有的经验与数据库的限制[49]。
马氏体发生反应，实际上是不依赖于时间；量转化是依赖在Ms温度过冷度。
这是由KoistinenandMarburger方程表示[51]:
1—Va0¼Vc¼expf—bðMs—TqÞg
2—1
whereb=1:
10×10—Kð1Þ
上式中，Va0是马氏体的含量，Vc是残余奥氏体的体积分数，Tq是淬火温度且低于Ms样品冷却温度。
而价值的材料常数b=1.1*10^2/k通常引用为铁基合金中马氏体[4]，它已被确定，b在1.75–1.90*10^-2/k范围内，低碳、铬和镍含量高的焊接合金[52]。
表1.
化学成分（重量％），Ms点和膨胀LTT的应变从各种来源[8-10,23,31,33,64,79,82-84,89-95]焊接
LTTalloyidentification
C
Si
Mn
Cr
Ni
Mo
Other
Ms（°C）
Expansionstrain（%）
Ref.
10Cr–10Ni
0.025
0.32
0.7
10
10
0.13
180
0.55
[31,74]
L2
0.04
0.17
0.27
11.69
10.01
0.04
80
0.28
[9]
L3
0.04
0.17
0.3
10.51
9.62
0.05
138
0.52
L4
0.07
0.230.23
1.25
9.1
8.46
0.05
191
0.63
L5
0.08
0.230.17
1.35
7.78
6.88
0.06
242
0.54
L6
0.07
0.23
1.3
6.3
5.29
0.04
287
0.48
L7
0.09
0.47
1.51
5.07
4.43
0.06
325
0.44
L8
0.08
0.45
1.5
3.91
3.23
0.04
408
0.36
LTTE
0.07
0.2
1.3
9.1
8.5
200
[8]
SeriesB
0.03
0.65
0.5
1
12
0.5
275
B206/OKTubrod15.55
0.01
0.4
1.1
12.5
6.7
2.5
0.5Cu
[64,89]
13Cr/LC35
0.04
0.5
0.8
12.3
7.3
2.2
[64]
Optimised‘D’
0.047
0.4
1.5
11.1
8.6
0.3
94
[83]
A6
0.08
0.19
0.89
14.7
0.27
0.04
360
0.244
[23,90]
B5
0.04
0.19
0.86
13
1.7
0.04
300
0.578
C5
0.05
0.22
0.41
3
13.2
0.35
270
0.57
Camalloy4/2b
0.014
0.76
1.36
12.66
5.24
0.1
0.053Ti
216
0.47
[36,99]
LTTW
0.04
0.32
0.36
11.9
[91]
A
0.042
0.22
0.65
10.91
9.37
0.26
194
[82]
B
0.035
0.25
0.43
12
5.26
0.46
320
A
0.046
0.22
0.69
11.05
9.51
0.296
122
[95,100]
B
0.048
0.23
0.67
11.03
6.49
0.307
220
R
0.046
0.22
0.7
12.54
9.48
0.298
60
O
0.025
0.32
0.7
10
10
0.13
210
C13N
0.029
0.15
0.19
15.66
7.07
–
250
[92]
C15N
0.024
0.15
0.19
12.98
8.9
–
250
XTT8
0.04
0.26
0.56
7.6
10
0.47
209
[10]
XTT10
0.05
0.21
0.61
5.9
7.8
0.5
295
LTTE1
0.04
0.17
0.27
10.69
10.01
0.04
79
[33]
LTTE2
0.04
0.17
0.3
10.51
9.62
0.05
144
LTTE3
0.07
0.23
1.25
9.1
8.46
0.05
191
[33,101]
‘410NiMo’LTTfilleralloy（beadcentremeasurement）
0.020
0.34
0.48
12.5
3.8
0.47
0.06Cu
[79]
LTT‘weld1’Nom.8%Nialloy
0.07
0.45
1.05
9.52
7.33
<0.02
[84,93,94]
LTT‘weld1’Nom.10%Nialloy
0.06
0.45
1.05
9.57
9.44
<0.02
LTT‘weld1’Nom.12%Nialloy
0.08
0.40
1.00
9.19
10.81
<0.02
LTT-C
0.014
0.7
1.27
13.4
6.1
0.07
281
[70]
LTT-S
<0.020
<1.0
<2.0
15–18
6–8
<2.0
221
Standardweld
OK75/78
0.05
0.19
2.0
0.4
3.1
0.6
[8,102]
OKAutorod89
0.09
0.8
1.9
0.3
2.2
0.6
[70]
Basemetal
Weldox960
0.20
0.50
1.6
0.7
2.0
0.7
0.3Cu
[8,102]
金属。
也包括在表中的该评价中使用的标准焊接金属和碱金属的化学组合物。
5.LTT智能合金的应用
5.1.LTT智能合金提高疲劳强度的应用
与其静强度相比，采用常规钎料合金的焊接接头的疲劳强度较弱。
如图4所示，焊接构件有一个相对较低的耐疲劳性。
虽然基本金属的疲劳强度随碱金属的屈服强度提高，尽管焊缝稀释，特定的焊接构件的疲劳强度保持或多或少的恒定。
根据焊接方面的应用以及立足的基础材料的屈服强度的负荷波动的导向，设计规范中焊接结构疲劳公差分为联合式[53]。
表2
LTT焊接金属的力学性能各种来源[21,23,64,66,92,96]。
Weldmetal0.2%PS（MPa）UTS（MPa）Elong.（%）Impacttoughness（J）
Ref.
—40°C
—30°C
—20°C
0
20°C
10Cr–10Ni
822
1192
36
48
[66]
10Cr–10Ni
B206/OKTubrod15.55
708
700–850
1021
950–1050
7
>15
>100
>110
[96]
13Cr/LC35
680
1050
15
30
36
[64]
A6
500
624
8
10
[96]
B5
886
1002
12
14
[23]
C5
702
1155
14
14
Camalloy4/2b
838
1069
17.6
53
72
[36]
LTTE（3）
1135
1287
6
17
15
20
[21]
SeriesBC13N
495
1051
7
22
27
28
[92]
C15N
671
1117
7.7
Standardweld
OK75/78
~1100
79
90
96
[21]
Basemetal
Weldox960
>960
980–1150
>12
27
27–30
[21]
图4.使用常规填料合金（“OKAutorod89'）和两种LTT合金（'LTT-C'，'LTT-S'）的疲劳结果。
LTT-S为通过设计的合金占稀释改善疲劳性能提供证据。
打开符号代表没有破坏的标本。
化学成分及Ms温度列于表1。
焊接接头的疲劳强度低的主要原因是短裂纹的萌生期。
接合处的形状以及分布在焊缝区拉伸残余应力也起到了明显的影响。
前者包括突然的形状变化，表面缺陷引起应力集中[54]。
焊缝与母材之间尖锐的过渡以及高的应力集中将对疲劳寿命的产生很大影响。
拉伸残余应力不仅降低了疲劳裂纹萌生的阻力以及焊接构件的疲劳极限。
同时也增加了疲劳裂纹扩展速率[9.56]。
它已经可以用于焊后处理提高疲劳性能并且延长焊接接头的裂纹萌生寿命这一工作已经可以完成，。
在一般情况下，焊后的改进方法可分为焊缝形状改进和残余应力的变化。
例如，焊缝形状可以通过TIG熔修或磨削降低应力集中系数来改变。
然而，在角焊缝方面，消除几何效应并不是总能实现。
第二种方法是通过机械或加热装置改变残余应力的存在。
可以通过采用如喷丸或锤击等局部表面变形或焊后热处理来消除残余应力的表面压应力的介绍。
而所有这些技术有效地提高疲劳寿命同时也需要额外的工作后焊接，这耗费时间也增加了额外费用[62,63]。
LTT焊接特别是横向焊缝不仅有利于降低拉伸残余应力，而且也产生了焊缝区的残余压应力，从而提高疲劳强度。
这样的改进已被用于各类焊接接头。
这个效果是完全基于转变温度的降低使源于为弥补热收缩应变积累马氏体转变的体积膨胀事实，党焊缝在一个方向冷却、非静力、应力场等同时作时，膨胀的方向改变。
早期的工作也表明，LTT焊丝合金使用时，疲劳强度的一个非承载十字接头会增加到与母材强度一致。
进一步发现使用LLT钎料的好处是焊缝表面缺陷，例如气孔。
它表明约4.5毫米直径在LTT焊缝的气孔没有疲劳强度降低，因为他们周围的残余压应力阻止应力比的影响下的疲劳裂纹萌生[65]。
迄今为止，十字接头和平面板（箱）焊接接头是在该LTT焊接钎料合金影响疲劳强度的研究中最常用的实验几何。
如图5所示，这些类型的接头疲劳强度一般较低，如果他们的疲劳强度可通过使用这种填料合金的改进则其中将会有明显的成本和设计上的好处。
LTT焊缝表明疲劳阻力与在常幅疲劳试验的常规节点相比有了相当大的改善，有一些报告显示，平均疲劳强
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