熔焊焊接區氫的擴散
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氫的擴散特性
氫在金屬中的擴散能力通常用擴散系數D表示。即單位濃度梯度時，在單位時間內，通過單位面積的擴散物質量，單位為mm2/s。在焊接條件下不均勻加熱，不均勻溫度場和應力場，焊接去的各種宏觀缺欠和微觀缺陷、組織種類和形態，都會影響氫的擴散。焊接條件下，氫在焊接區的擴散行為遠比在純金屬中的更為復雜。
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氫擴散系數的影響因素
影響氫擴散系數的因素很多，主要因素有：溫度、鋼種（合金元素和組織）、晶體缺陷、應力和應變等。
(1) 溫度的影響 擴散系數是溫度的函數。當溫度在很大范圍內變化時，金屬的狀態和其中組織也將發生相應的變化。尤其在金屬狀態或組織發生變化的溫度，擴散系數通常發生突變。組織（即晶格類型）不同是，氫的擴散系數隨溫度的變化規律有差別。擴散系數隨溫度變化的一般表達式為
式中
D——擴散系數，與金屬結構有關(mm2/s)
D0——擴散常數(mm2/s)
E——擴散激活能(J/mol)
R——氣體常數(J/mol·K)
T——溫度(K)
(2) 晶體結構的影響 合金元素種類和數量決定鋼的種類、組織。鋼的種類和組織不同時，其晶體結構就不同，氫在其中的擴散系數就出現差別。這主要與晶體中的晶格間隙、空位、位錯等有關。面心立方晶格金屬雖然比體心立方晶格中的間隙大，但面心立方晶格的原子密度比體心立方晶格的原子密度大。所以，氫雖然在面心立方晶格金屬中的溶解度大，但擴散速度慢，擴散系數也就小。
氫在不同組織中的擴散系數見表1。由表1可知，氫在奧氏體中的擴散系數遠低于氫在鐵素體、珠光體、馬氏體中的擴散系數，氫在鐵素體、珠光體、馬氏體中的擴散系數為同一數量級。
氫在不同鋼中及不同溫度時的擴散系數也不相同。室溫時氫在鉻鎳奧氏體鋼中的擴散系數與氫在鐵中的擴散系數相差七個數量級；隨著溫度的提高，擴散系數增大，兩者之間的差別縮?。辉?/font>950℃以上，兩者達到相近的數量級。氫在低碳鋼中的擴散速度很快；隨著港中合金元素的增加，即低合金鋼中和中碳調質鋼中的氫擴散系數略有降低；而高合金鋼種（如18-8不銹鋼），因組織變化為奧氏體，擴散系數大幅度降低。
(3) 應力和應變的影響 應力和應變對氫向鋼中溶解過程和逸出過程的擴散系數的影響不同。隨著延性變形量和應力的增加，溶解時的擴散系數有所增大，而逸出時氫的擴散系數隨應力和延性變形的增大而減小。因為隨著應力和應變的增大，改變了材料中位錯、空位等微觀缺陷的數量和能量。位錯、空位密度增大，傳輸氫的通道增多，溶解時的擴散系數增大。而位錯、空位是氫的陷阱，陷阱數量增多，逸出時的擴散系數降低。
3
熔焊過程中氫的擴散行為
3.1 熔池階段氫的溶解和擴散
熔焊中，氫主要來源于電弧高溫作用下焊接材料及母材中水分的分解，以原子態或質子態向熔池液態金屬中溶解。溶解的氫使熔池液態金屬中氫濃度高于母材金屬中的氫濃度，形成了氫擴散的濃度梯度。氫沿熔池底部的不完全熔化區熔化了晶界，很快地擴散到母材金屬中更深的部位。在不完全熔化區中的未熔化的晶粒內部，在熔池階段其溫度幾乎接近母材金屬的熔點，其中的原子振動劇烈，并形成大量的空位。原子的熱振動和空位的遷移，成為氫遷移的驅動力。與不完全熔化區相鄰的熱影響區，熔池階段該處的母材金屬中也產生了大量的空位和位錯。這些點缺陷和線缺陷將自發地向晶界遷移，使熱影響區母材金屬晶界處的空位濃度進一步升高。這將助長氫沿熱影響區母材金屬晶粒的晶界擴散進入該區中更深的部位。
對于多數鋼鐵材料，隨著溫度的升高，氫在其中的溶解度升高。對于低合金高強鋼，在熔池階段，熔池下方母材金屬為奧氏體組織，能溶解較多的氫。熔池階段母材金屬側的不完全熔化區和熱影響區能溶解較多的氫。
3.2 熔池凝固至焊縫金屬相變前氫的擴散
當焊接熱源離開后，熔池液態金屬便首先從熔池底部開始凝固，以熔池底部未熔化母材金屬晶粒的表面為核心，以聯生方式向熔池中心成長。當熔池由液態凝固成固態時，氫的溶解度急劇下降。已凝固的焊縫金屬中的輕就處于過飽和狀態，多余的氫就向焊縫下面的母材金屬中和焊縫上面的液態金屬中擴散和析出。而凝固后的焊縫金屬在其相變前，其中的氫擴散和聚集規律，與焊縫金屬和母材金屬的組織相關。
如果液態金屬凝固后的初生相為γ奧氏體時，由于氫在奧氏體中的溶解度大而擴散系數小，此處的γ奧氏體將固溶較多的氫。由于此時溫度還比較高，仍將有少量的氫可向不均勻混合區中擴散或向焊縫外逸出，但該區的總氫量仍較高。
當凝固后的初生相為δ鐵素體時，由于氫在鐵素體中的溶解度小而擴散系數大，先析出的δ鐵素體中的氫將極力向仍未凝固的熔池液態金屬中擴散，而已凝固的鐵素體中的氫將向仍為奧氏體的不均勻混合區中擴散，或向焊縫外逸出。最終使該區的總氫量減少。
3.3 焊縫金屬相變后接頭區中氫的再分布
初生相為δ鐵素體的焊縫均勻混合區先于其他特征區域而相變。發生δàγ相變后，未從δ鐵素體中逸出的氫，在生成γ1奧氏體的部位將被固溶而難以擴散。殘留的δ鐵素體中的氫將繼續向焊縫外逸出。初生相為γ奧氏體的焊縫均勻混合區通常不發生相變，這些奧氏體將繼續限制氫的擴散和再分布。
隨著溫度的下降，氫在奧氏體中的擴散速度急劇降低。這樣，不均勻混合區中的奧氏體起著阻礙氫由焊縫金屬向母材金屬側擴散的作用。隨著溫度的降低，這種阻礙作用越來越大。
依母材金屬種類的不同，相變后的組織可以是鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體或其混合組織。當相變后的組織為馬氏體或貝氏體加殘余奧氏體時，使該區金屬的晶界或晶粒內部形成大量的晶格缺陷，尤其是空位。這些缺陷將誘捕從熔池階段至該區相變前擴散到該區的氫。
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氫致裂紋的防止措施
(1) 減少焊縫金屬中的氫含量
(2) 提高不均勻混合區奧氏體化能力
(3) 采用不預熱或低溫預熱+緩冷工藝
(4) 盡量避免熔合區處于應力集中區
(5) 盡量減少焊接熱
氫的擴散特性
氫在金屬中的擴散能力通常用擴散系數D表示。即單位濃度梯度時，在單位時間內，通過單位面積的擴散物質量，單位為mm2/s。在焊接條件下不均勻加熱，不均勻溫度場和應力場，焊接去的各種宏觀缺欠和微觀缺陷、組織種類和形態，都會影響氫的擴散。焊接條件下，氫在焊接區的擴散行為遠比在純金屬中的更為復雜。
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氫擴散系數的影響因素
影響氫擴散系數的因素很多，主要因素有：溫度、鋼種（合金元素和組織）、晶體缺陷、應力和應變等。
(1) 溫度的影響 擴散系數是溫度的函數。當溫度在很大范圍內變化時，金屬的狀態和其中組織也將發生相應的變化。尤其在金屬狀態或組織發生變化的溫度，擴散系數通常發生突變。組織（即晶格類型）不同是，氫的擴散系數隨溫度的變化規律有差別。擴散系數隨溫度變化的一般表達式為
D=D0e-E/RT
式中
D——擴散系數，與金屬結構有關(mm2/s)
D0——擴散常數(mm2/s)
E——擴散激活能(J/mol)
R——氣體常數(J/mol·K)
T——溫度(K)
(2) 晶體結構的影響 合金元素種類和數量決定鋼的種類、組織。鋼的種類和組織不同時，其晶體結構就不同，氫在其中的擴散系數就出現差別。這主要與晶體中的晶格間隙、空位、位錯等有關。面心立方晶格金屬雖然比體心立方晶格中的間隙大，但面心立方晶格的原子密度比體心立方晶格的原子密度大。所以，氫雖然在面心立方晶格金屬中的溶解度大，但擴散速度慢，擴散系數也就小。
氫在不同組織中的擴散系數見表1。由表1可知，氫在奧氏體中的擴散系數遠低于氫在鐵素體、珠光體、馬氏體中的擴散系數，氫在鐵素體、珠光體、馬氏體中的擴散系數為同一數量級。
表1
氫在不同組織中的擴散系數
組織和擴散系數 |
鐵素體、珠光體 |
索氏體 |
托氏體 |
馬氏體 |
奧氏體 |
D / cm2·s-1 |
4.0×10-7 |
3.5×10-7 |
3.2×10-7 |
2.5×10-7 |
2.1×10-12 |
表面飽和含量 / cm3·100g-1 |
40 |
32 |
26 |
24 |
— |
氫在不同鋼中及不同溫度時的擴散系數也不相同。室溫時氫在鉻鎳奧氏體鋼中的擴散系數與氫在鐵中的擴散系數相差七個數量級；隨著溫度的提高，擴散系數增大，兩者之間的差別縮?。辉?/font>950℃以上，兩者達到相近的數量級。氫在低碳鋼中的擴散速度很快；隨著港中合金元素的增加，即低合金鋼中和中碳調質鋼中的氫擴散系數略有降低；而高合金鋼種（如18-8不銹鋼），因組織變化為奧氏體，擴散系數大幅度降低。
(3) 應力和應變的影響 應力和應變對氫向鋼中溶解過程和逸出過程的擴散系數的影響不同。隨著延性變形量和應力的增加，溶解時的擴散系數有所增大，而逸出時氫的擴散系數隨應力和延性變形的增大而減小。因為隨著應力和應變的增大，改變了材料中位錯、空位等微觀缺陷的數量和能量。位錯、空位密度增大，傳輸氫的通道增多，溶解時的擴散系數增大。而位錯、空位是氫的陷阱，陷阱數量增多，逸出時的擴散系數降低。
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熔焊過程中氫的擴散行為
3.1 熔池階段氫的溶解和擴散
熔焊中，氫主要來源于電弧高溫作用下焊接材料及母材中水分的分解，以原子態或質子態向熔池液態金屬中溶解。溶解的氫使熔池液態金屬中氫濃度高于母材金屬中的氫濃度，形成了氫擴散的濃度梯度。氫沿熔池底部的不完全熔化區熔化了晶界，很快地擴散到母材金屬中更深的部位。在不完全熔化區中的未熔化的晶粒內部，在熔池階段其溫度幾乎接近母材金屬的熔點，其中的原子振動劇烈，并形成大量的空位。原子的熱振動和空位的遷移，成為氫遷移的驅動力。與不完全熔化區相鄰的熱影響區，熔池階段該處的母材金屬中也產生了大量的空位和位錯。這些點缺陷和線缺陷將自發地向晶界遷移，使熱影響區母材金屬晶界處的空位濃度進一步升高。這將助長氫沿熱影響區母材金屬晶粒的晶界擴散進入該區中更深的部位。
對于多數鋼鐵材料，隨著溫度的升高，氫在其中的溶解度升高。對于低合金高強鋼，在熔池階段，熔池下方母材金屬為奧氏體組織，能溶解較多的氫。熔池階段母材金屬側的不完全熔化區和熱影響區能溶解較多的氫。
3.2 熔池凝固至焊縫金屬相變前氫的擴散
當焊接熱源離開后，熔池液態金屬便首先從熔池底部開始凝固，以熔池底部未熔化母材金屬晶粒的表面為核心，以聯生方式向熔池中心成長。當熔池由液態凝固成固態時，氫的溶解度急劇下降。已凝固的焊縫金屬中的輕就處于過飽和狀態，多余的氫就向焊縫下面的母材金屬中和焊縫上面的液態金屬中擴散和析出。而凝固后的焊縫金屬在其相變前，其中的氫擴散和聚集規律，與焊縫金屬和母材金屬的組織相關。
如果液態金屬凝固后的初生相為γ奧氏體時，由于氫在奧氏體中的溶解度大而擴散系數小，此處的γ奧氏體將固溶較多的氫。由于此時溫度還比較高，仍將有少量的氫可向不均勻混合區中擴散或向焊縫外逸出，但該區的總氫量仍較高。
當凝固后的初生相為δ鐵素體時，由于氫在鐵素體中的溶解度小而擴散系數大，先析出的δ鐵素體中的氫將極力向仍未凝固的熔池液態金屬中擴散，而已凝固的鐵素體中的氫將向仍為奧氏體的不均勻混合區中擴散，或向焊縫外逸出。最終使該區的總氫量減少。
3.3 焊縫金屬相變后接頭區中氫的再分布
初生相為δ鐵素體的焊縫均勻混合區先于其他特征區域而相變。發生δàγ相變后，未從δ鐵素體中逸出的氫，在生成γ1奧氏體的部位將被固溶而難以擴散。殘留的δ鐵素體中的氫將繼續向焊縫外逸出。初生相為γ奧氏體的焊縫均勻混合區通常不發生相變，這些奧氏體將繼續限制氫的擴散和再分布。
隨著溫度的下降，氫在奧氏體中的擴散速度急劇降低。這樣，不均勻混合區中的奧氏體起著阻礙氫由焊縫金屬向母材金屬側擴散的作用。隨著溫度的降低，這種阻礙作用越來越大。
依母材金屬種類的不同，相變后的組織可以是鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體或其混合組織。當相變后的組織為馬氏體或貝氏體加殘余奧氏體時，使該區金屬的晶界或晶粒內部形成大量的晶格缺陷，尤其是空位。這些缺陷將誘捕從熔池階段至該區相變前擴散到該區的氫。
4
氫致裂紋的防止措施
(1) 減少焊縫金屬中的氫含量
(2) 提高不均勻混合區奧氏體化能力
(3) 采用不預熱或低溫預熱+緩冷工藝
(4) 盡量避免熔合區處于應力集中區
(5) 盡量減少焊接熱
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