熔焊焊接区氢的扩散
2010年7月5日 16:16浏览：176805 收藏：2
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氢的扩散特性
氢在金属中的扩散能力通常用扩散系数D表示。即单位浓度梯度时，在单位时间内，通过单位面积的扩散物质量，单位为mm2/s。在焊接条件下不均匀加热，不均匀温度场和应力场，焊接去的各种宏观缺欠和微观缺陷、组织种类和形态，都会影响氢的扩散。焊接条件下，氢在焊接区的扩散行为远比在纯金属中的更为复杂。
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氢扩散系数的影响因素
影响氢扩散系数的因素很多，主要因素有：温度、钢种（合金元素和组织）、晶体缺陷、应力和应变等。
(1) 温度的影响 扩散系数是温度的函数。当温度在很大范围内变化时，金属的状态和其中组织也将发生相应的变化。尤其在金属状态或组织发生变化的温度，扩散系数通常发生突变。组织（即晶格类型）不同是，氢的扩散系数随温度的变化规律有差别。扩散系数随温度变化的一般表达式为
式中
D——扩散系数，与金属结构有关(mm2/s)
D0——扩散常数(mm2/s)
E——扩散激活能(J/mol)
R——气体常数(J/mol·K)
T——温度(K)
(2) 晶体结构的影响 合金元素种类和数量决定钢的种类、组织。钢的种类和组织不同时，其晶体结构就不同，氢在其中的扩散系数就出现差别。这主要与晶体中的晶格间隙、空位、位错等有关。面心立方晶格金属虽然比体心立方晶格中的间隙大，但面心立方晶格的原子密度比体心立方晶格的原子密度大。所以，氢虽然在面心立方晶格金属中的溶解度大，但扩散速度慢，扩散系数也就小。
氢在不同组织中的扩散系数见表1。由表1可知，氢在奥氏体中的扩散系数远低于氢在铁素体、珠光体、马氏体中的扩散系数，氢在铁素体、珠光体、马氏体中的扩散系数为同一数量级。
氢在不同钢中及不同温度时的扩散系数也不相同。室温时氢在铬镍奥氏体钢中的扩散系数与氢在铁中的扩散系数相差七个数量级；随着温度的提高，扩散系数增大，两者之间的差别缩小；在950℃以上，两者达到相近的数量级。氢在低碳钢中的扩散速度很快；随着港中合金元素的增加，即低合金钢中和中碳调质钢中的氢扩散系数略有降低；而高合金钢种（如18-8不锈钢），因组织变化为奥氏体，扩散系数大幅度降低。
(3) 应力和应变的影响 应力和应变对氢向钢中溶解过程和逸出过程的扩散系数的影响不同。随着延性变形量和应力的增加，溶解时的扩散系数有所增大，而逸出时氢的扩散系数随应力和延性变形的增大而减小。因为随着应力和应变的增大，改变了材料中位错、空位等微观缺陷的数量和能量。位错、空位密度增大，传输氢的通道增多，溶解时的扩散系数增大。而位错、空位是氢的陷阱，陷阱数量增多，逸出时的扩散系数降低。
3
熔焊过程中氢的扩散行为
3.1 熔池阶段氢的溶解和扩散
熔焊中，氢主要来源于电弧高温作用下焊接材料及母材中水分的分解，以原子态或质子态向熔池液态金属中溶解。溶解的氢使熔池液态金属中氢浓度高于母材金属中的氢浓度，形成了氢扩散的浓度梯度。氢沿熔池底部的不完全熔化区熔化了晶界，很快地扩散到母材金属中更深的部位。在不完全熔化区中的未熔化的晶粒内部，在熔池阶段其温度几乎接近母材金属的熔点，其中的原子振动剧烈，并形成大量的空位。原子的热振动和空位的迁移，成为氢迁移的驱动力。与不完全熔化区相邻的热影响区，熔池阶段该处的母材金属中也产生了大量的空位和位错。这些点缺陷和线缺陷将自发地向晶界迁移，使热影响区母材金属晶界处的空位浓度进一步升高。这将助长氢沿热影响区母材金属晶粒的晶界扩散进入该区中更深的部位。
对于多数钢铁材料，随着温度的升高，氢在其中的溶解度升高。对于低合金高强钢，在熔池阶段，熔池下方母材金属为奥氏体组织，能溶解较多的氢。熔池阶段母材金属侧的不完全熔化区和热影响区能溶解较多的氢。
3.2 熔池凝固至焊缝金属相变前氢的扩散
当焊接热源离开后，熔池液态金属便首先从熔池底部开始凝固，以熔池底部未熔化母材金属晶粒的表面为核心，以联生方式向熔池中心成长。当熔池由液态凝固成固态时，氢的溶解度急剧下降。已凝固的焊缝金属中的轻就处于过饱和状态，多余的氢就向焊缝下面的母材金属中和焊缝上面的液态金属中扩散和析出。而凝固后的焊缝金属在其相变前，其中的氢扩散和聚集规律，与焊缝金属和母材金属的组织相关。
如果液态金属凝固后的初生相为γ奥氏体时，由于氢在奥氏体中的溶解度大而扩散系数小，此处的γ奥氏体将固溶较多的氢。由于此时温度还比较高，仍将有少量的氢可向不均匀混合区中扩散或向焊缝外逸出，但该区的总氢量仍较高。
当凝固后的初生相为δ铁素体时，由于氢在铁素体中的溶解度小而扩散系数大，先析出的δ铁素体中的氢将极力向仍未凝固的熔池液态金属中扩散，而已凝固的铁素体中的氢将向仍为奥氏体的不均匀混合区中扩散，或向焊缝外逸出。最终使该区的总氢量减少。
3.3 焊缝金属相变后接头区中氢的再分布
初生相为δ铁素体的焊缝均匀混合区先于其他特征区域而相变。发生δàγ相变后，未从δ铁素体中逸出的氢，在生成γ1奥氏体的部位将被固溶而难以扩散。残留的δ铁素体中的氢将继续向焊缝外逸出。初生相为γ奥氏体的焊缝均匀混合区通常不发生相变，这些奥氏体将继续限制氢的扩散和再分布。
随着温度的下降，氢在奥氏体中的扩散速度急剧降低。这样，不均匀混合区中的奥氏体起着阻碍氢由焊缝金属向母材金属侧扩散的作用。随着温度的降低，这种阻碍作用越来越大。
依母材金属种类的不同，相变后的组织可以是铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体或其混合组织。当相变后的组织为马氏体或贝氏体加残余奥氏体时，使该区金属的晶界或晶粒内部形成大量的晶格缺陷，尤其是空位。这些缺陷将诱捕从熔池阶段至该区相变前扩散到该区的氢。
4
氢致裂纹的防止措施
(1) 减少焊缝金属中的氢含量
(2) 提高不均匀混合区奥氏体化能力
(3) 采用不预热或低温预热+缓冷工艺
(4) 尽量避免熔合区处于应力集中区
(5) 尽量减少焊接热
氢的扩散特性
氢在金属中的扩散能力通常用扩散系数D表示。即单位浓度梯度时，在单位时间内，通过单位面积的扩散物质量，单位为mm2/s。在焊接条件下不均匀加热，不均匀温度场和应力场，焊接去的各种宏观缺欠和微观缺陷、组织种类和形态，都会影响氢的扩散。焊接条件下，氢在焊接区的扩散行为远比在纯金属中的更为复杂。
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氢扩散系数的影响因素
影响氢扩散系数的因素很多，主要因素有：温度、钢种（合金元素和组织）、晶体缺陷、应力和应变等。
(1) 温度的影响 扩散系数是温度的函数。当温度在很大范围内变化时，金属的状态和其中组织也将发生相应的变化。尤其在金属状态或组织发生变化的温度，扩散系数通常发生突变。组织（即晶格类型）不同是，氢的扩散系数随温度的变化规律有差别。扩散系数随温度变化的一般表达式为
D=D0e-E/RT
式中
D——扩散系数，与金属结构有关(mm2/s)
D0——扩散常数(mm2/s)
E——扩散激活能(J/mol)
R——气体常数(J/mol·K)
T——温度(K)
(2) 晶体结构的影响 合金元素种类和数量决定钢的种类、组织。钢的种类和组织不同时，其晶体结构就不同，氢在其中的扩散系数就出现差别。这主要与晶体中的晶格间隙、空位、位错等有关。面心立方晶格金属虽然比体心立方晶格中的间隙大，但面心立方晶格的原子密度比体心立方晶格的原子密度大。所以，氢虽然在面心立方晶格金属中的溶解度大，但扩散速度慢，扩散系数也就小。
氢在不同组织中的扩散系数见表1。由表1可知，氢在奥氏体中的扩散系数远低于氢在铁素体、珠光体、马氏体中的扩散系数，氢在铁素体、珠光体、马氏体中的扩散系数为同一数量级。
表1
氢在不同组织中的扩散系数
组织和扩散系数 |
铁素体、珠光体 |
索氏体 |
托氏体 |
马氏体 |
奥氏体 |
D / cm2·s-1 |
4.0×10-7 |
3.5×10-7 |
3.2×10-7 |
2.5×10-7 |
2.1×10-12 |
表面饱和含量 / cm3·100g-1 |
40 |
32 |
26 |
24 |
— |
氢在不同钢中及不同温度时的扩散系数也不相同。室温时氢在铬镍奥氏体钢中的扩散系数与氢在铁中的扩散系数相差七个数量级；随着温度的提高，扩散系数增大，两者之间的差别缩小；在950℃以上，两者达到相近的数量级。氢在低碳钢中的扩散速度很快；随着港中合金元素的增加，即低合金钢中和中碳调质钢中的氢扩散系数略有降低；而高合金钢种（如18-8不锈钢），因组织变化为奥氏体，扩散系数大幅度降低。
(3) 应力和应变的影响 应力和应变对氢向钢中溶解过程和逸出过程的扩散系数的影响不同。随着延性变形量和应力的增加，溶解时的扩散系数有所增大，而逸出时氢的扩散系数随应力和延性变形的增大而减小。因为随着应力和应变的增大，改变了材料中位错、空位等微观缺陷的数量和能量。位错、空位密度增大，传输氢的通道增多，溶解时的扩散系数增大。而位错、空位是氢的陷阱，陷阱数量增多，逸出时的扩散系数降低。
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熔焊过程中氢的扩散行为
3.1 熔池阶段氢的溶解和扩散
熔焊中，氢主要来源于电弧高温作用下焊接材料及母材中水分的分解，以原子态或质子态向熔池液态金属中溶解。溶解的氢使熔池液态金属中氢浓度高于母材金属中的氢浓度，形成了氢扩散的浓度梯度。氢沿熔池底部的不完全熔化区熔化了晶界，很快地扩散到母材金属中更深的部位。在不完全熔化区中的未熔化的晶粒内部，在熔池阶段其温度几乎接近母材金属的熔点，其中的原子振动剧烈，并形成大量的空位。原子的热振动和空位的迁移，成为氢迁移的驱动力。与不完全熔化区相邻的热影响区，熔池阶段该处的母材金属中也产生了大量的空位和位错。这些点缺陷和线缺陷将自发地向晶界迁移，使热影响区母材金属晶界处的空位浓度进一步升高。这将助长氢沿热影响区母材金属晶粒的晶界扩散进入该区中更深的部位。
对于多数钢铁材料，随着温度的升高，氢在其中的溶解度升高。对于低合金高强钢，在熔池阶段，熔池下方母材金属为奥氏体组织，能溶解较多的氢。熔池阶段母材金属侧的不完全熔化区和热影响区能溶解较多的氢。
3.2 熔池凝固至焊缝金属相变前氢的扩散
当焊接热源离开后，熔池液态金属便首先从熔池底部开始凝固，以熔池底部未熔化母材金属晶粒的表面为核心，以联生方式向熔池中心成长。当熔池由液态凝固成固态时，氢的溶解度急剧下降。已凝固的焊缝金属中的轻就处于过饱和状态，多余的氢就向焊缝下面的母材金属中和焊缝上面的液态金属中扩散和析出。而凝固后的焊缝金属在其相变前，其中的氢扩散和聚集规律，与焊缝金属和母材金属的组织相关。
如果液态金属凝固后的初生相为γ奥氏体时，由于氢在奥氏体中的溶解度大而扩散系数小，此处的γ奥氏体将固溶较多的氢。由于此时温度还比较高，仍将有少量的氢可向不均匀混合区中扩散或向焊缝外逸出，但该区的总氢量仍较高。
当凝固后的初生相为δ铁素体时，由于氢在铁素体中的溶解度小而扩散系数大，先析出的δ铁素体中的氢将极力向仍未凝固的熔池液态金属中扩散，而已凝固的铁素体中的氢将向仍为奥氏体的不均匀混合区中扩散，或向焊缝外逸出。最终使该区的总氢量减少。
3.3 焊缝金属相变后接头区中氢的再分布
初生相为δ铁素体的焊缝均匀混合区先于其他特征区域而相变。发生δàγ相变后，未从δ铁素体中逸出的氢，在生成γ1奥氏体的部位将被固溶而难以扩散。残留的δ铁素体中的氢将继续向焊缝外逸出。初生相为γ奥氏体的焊缝均匀混合区通常不发生相变，这些奥氏体将继续限制氢的扩散和再分布。
随着温度的下降，氢在奥氏体中的扩散速度急剧降低。这样，不均匀混合区中的奥氏体起着阻碍氢由焊缝金属向母材金属侧扩散的作用。随着温度的降低，这种阻碍作用越来越大。
依母材金属种类的不同，相变后的组织可以是铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体或其混合组织。当相变后的组织为马氏体或贝氏体加残余奥氏体时，使该区金属的晶界或晶粒内部形成大量的晶格缺陷，尤其是空位。这些缺陷将诱捕从熔池阶段至该区相变前扩散到该区的氢。
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氢致裂纹的防止措施
(1) 减少焊缝金属中的氢含量
(2) 提高不均匀混合区奥氏体化能力
(3) 采用不预热或低温预热+缓冷工艺
(4) 尽量避免熔合区处于应力集中区
(5) 尽量减少焊接热
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