焊接热影响区的组织与性能

177 第 10章 焊接热影响区的组织与性能 熔化焊时在高温热源的作用下，靠近焊缝两侧的一定范围内发生组织和性能变化的区域 称为“热影响区”（Hea Affect Zone），或称“近缝区”（Near Weld Zone）。焊接接头主要是由 焊缝和热影响区两大部分组成，其间存在一个过渡区，称为熔合区，如图 10-1所示，因此要 保证焊接接头的质量，就必须使焊缝和热影 响区的组织与性能同时都达到要求。随着各 种高强钢、不锈钢、耐热钢、以及一些特种 材料 关于××同志的政审材料调查表环保先进个人材料国家普通话测试材料农民专业合作社注销四查四问剖析材料 （如铝合金、钛合金、镍合金、复合材 料和陶瓷等）在生产中不断使用，焊接热影 响区存在的问题显得更加复杂，己成为焊接 接头的薄弱地带。 10.1 焊接热循环 10.1.1 焊接热循环的意义 在焊接热源的作用下，焊件上某点的温度随时间的变化过程称为焊接热循环。前面所述 的焊接温度场反映了某瞬时焊接接头中各点的温度分布状态，而焊接热循环是反映焊接接头 中某点温度随时间的变化规律，也描述了焊接过程中热源对焊件金属的热作用。图 10-2为低 合金钢手弧焊时焊件上不同点的焊接热循环曲线。离焊缝越近的点其加热速度越大，加热的 峰值温度越高，冷却速度也越大。但加 热速度远大于冷却速度。对于整个焊接 接头来说，焊接中的加热和冷却是不均 匀的，这种不均匀的热过程将引起接头 组织和性能的不均匀变化以及复杂的应 力状态。因此，研究焊接热循环的意义 为： ① 找出最佳的焊接热循环； ② 用 工艺手段改善焊接热循环； ③ 预测焊 接应力分布及改善热影响区组织与性 能。 10.1.2 焊接热循环的参数及特征 决定焊接热循环特征的主要参数有以 下四个： 1. 加热速度ωH 焊接热源的集中 程度较高，引起焊接时的加热速度增加，较快的加热速度将使相变过程进行的程度不充分， 从而影响接头的组织和力学性能。不同的焊接方法、工艺因素和焊件材料等将影响加热速度的大 图 10-1 焊接接头示意图 1-焊缝；2-熔合区；3-热影响区；4-母材 t / s 图 10-2 低合金钢堆焊缝邻近各点的焊接热循 178 小。 2. 最高加热温度Ｔm 也称为峰值温度。距焊缝远近不同的点，加热的最高温度不同。 焊接过程中的高温使焊缝附近的金属发生晶粒长大和重结晶，从而改变母材的组织与性能。 因此，研究加热的最高温度可以间接地判断焊件产生内应力的情况和塑性变形区的范围，对 于了解热影响区组织性能变化的规律具有重要意义。 3. 相变温度以上的停留时间 tH 在相变温度 TH以上停留时间越长，越有利于奥氏体 的均匀化过程，增加奥氏体的稳定性，但同时易使晶粒长大，引起接头脆化现象，从而降低 接头的质量。因此，焊接时必须通过不同途径来防止粗晶脆化现象。 4. 冷却速度ωC(或冷却时间 t8 / 5) 冷却速度是指在焊件上某点热循环的冷却过程中某一瞬温 度的冷却速度。它是决定热影响区组织和 性能的最重要的参数之一。对低合金钢来 说，熔合线附近冷却到 540℃左右的瞬时 冷却速度是最重要的参数。也可采用某一 温度范围内的冷却时间来表征冷却的快 慢，如 800～500℃的冷却时间 t8 / 5，800～ 300℃的冷却时间 t8/3，以及从峰值温度冷 至 100℃的冷却时间 t100。总之，焊接热循 环具有加热速度快、峰值温度高、冷却速 度大和相变温度以上停留时间不易控制的 特点(图 10-3)， 这些都会直接影响焊缝 两侧附近母材的组织和性能的变化。即形 成焊接热影响区。 10.1.3 焊接热循环参数的计算及其影响因素 1. 峰值温度Ｔm的计算：焊件上某点的温度随时间的变化如式（10-1）和式（10-2）所 示 厚板焊件（点热源）： （10-1） 薄板焊件（线热源）： （10-2） 式中：E—焊接线能量（ J/ｍ）；R－厚焊件上某点距热源运行轴线的垂直距离， 22 zy +=R (ｍ)； ｙ—薄板上某点距热源运行轴线的垂直距离（ｍ），其余符号意义参见第二章。以上二 式未考虑表面散热的影响。 当 时， 即可求得最高温度Ｔm 点热源（厚板） （10-3） 图 10-3 焊接热循环的特征 20m 234.0 Rc ETT ρ+= )exp( 20 4at R t E T-T 2 −πλ= ( ) )4 yexp( c2 2 210 att ET-T −ρπλ δ= 0=∂∂ tT 179 线热源（薄板） （10-4） 由式 10-3和式 10-4可看出，当 E一定，焊件上某点离开热源轴心距离越远，最高温度 Ｔm越低；而对焊件上某一定点，随着线能量 E 的提高，其Ｔm增高，显然焊接热影响区的 宽度增大。另外峰值温度的高低还受焊件热物理性质的影响。例如其它条件相同时，不锈钢 的热影响区宽度大于低碳钢。 2. 在相变温度以上的停留时间 tH 的计算：靠近焊缝附近区域晶粒最易长大，研究其高 温停留时间，对于控制热影响组织性能具有重要意义。以焊缝中心点代替焊缝边界点，则高 温ＴH停留时间 tH的计算表达式为 点热源（厚板） （10-5） 线热源（薄板） （10-6） 上式可以看出，在其它条件不变的情况下，提高线能量 E，高温停留时间 tH延长，也就 是说发生粗晶脆化的可能性增大。提高初始温度 T0（预热温度），也会延长高温停留时间 tH。 但对其影响较小，实际生产中，一般可以不考虑。 3. 冷却速度 ωC和冷却时间的计算：试验证明，焊缝与熔合区的冷却速度几乎相同， 因此可以计算焊缝冷却速度。利用式（10-1）和式（10-2），令 R =0，ｙ=0，求 tC 时的瞬时 冷却速度 ，推导整理 厚板： （10-7） 薄板： （10-8） 冷却时间为 厚板： （10-9） 薄板： （10-10） 从上式可以 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 ，不管是厚板和薄板其冷却速度ωc随着线能量 E和初始温度 T0的提高 而降低，冷却时间随着线能量 E和初始温度 T0的提高而延长。但它们各自的贡献不一样。实 际生产中，综合考虑其它因素，主要是通过提高初始温度即预热温度来降低冷却速度，延长 t8 / 5时间，达到改善热影响区组织与性能的目的。同时母材的热物理性质也影响冷却速度和冷 y 242.0 0m ρ δ+= c ETT ⎥⎦ ⎤⎢⎣ ⎡ −−−πλ= 0058 800 1 500 1 2 TT Et ( ) ( ) ⎥⎥⎦ ⎤ ⎢⎢⎣ ⎡ −−−ρπλ δ= 2 0 2 0 2 58 800 1 500 1 4 )( TTc Et E TT 20C C )( 2 −πλ=ω 2 3 0C C )( )( 2 δ −ρπλ=ω E TT c tTω ∂∂=C )(2 0H H TT Et −πλ= 2 0H 2 H )(2 )( TTc Et −ρπλ δ= 180 却时间。 当然母材的性质、焊件的形状、尺寸、接头的型式、焊道的长度及层数都会影响焊 接热循环参数，这里就不作详述。 10.2 焊接热循环条件下的金属组织转变特点 焊接条件下热影响区的组织转变与热处理条件下的组织转变相比，其基本原理是相同 的。但由于焊接过程的特殊性，使焊接条件下的组织转变又具有与热处理不同的特点。对于 低合金高强钢来说，钢的固态相变规律仍是分析焊接热影响区组织转变的基础。 10.2.1 焊接过程的特殊性 焊接热过程概括起来有以下五个特点： 1． 加热温度高 一般热处理时加热温度最高在 AC3以上 l00～200℃，而焊接时加热温 度远超过 AC3，在熔合线附近温度可达 l350～l400℃。 2． 加热速度快 焊接时由于采用的热源强烈集中，故加热速度比热处理时要快得多， 往往超过几十倍甚至几百倍。 3． 高温停留时间短 焊接时由于热循环的特点，在 AC3以上保温的时间很短(一般手工 电弧焊约为 4～20s，埋弧焊时 30～l00s)，而在热处理时可以根据需要任意控制保温时间。 4． 自然条件下连续冷却 在热处理时可以根据需要来控制冷却速度或在冷却过程中不 同阶段进行保温。然而在焊接时，一般都是在自然条件下连续冷却，个别情况下才进行焊后 保温或焊后热处理。 5． 加热的局部性和移动性 将产生不均匀相变及应变。 6． 在应力状态下进行组织转变。 综合上述，焊接条件下热影响区的组织转变必然有它本身的特殊性。 10.2.2 焊接加热过程的组织转变 181 焊接过程的快速加热，首先将使各种金属的相变温度比起等温转变时大有提高。从大量 的试验结果表明，加热速度越快，不仅被焊金属的相变点 AC1和 AC3提高，而且 AC1和 AC3 之间的间隔也越大，如图 10-4和表 10-1所示。由表 10-1可以看出，钢中含有较多的碳化物 形成元素(Cr、W、Mo、V、Ti、Nb等)时，随着加热速度的提高，对相变点 AC1和 AC3的影 响更为明显。这是因为碳化物形成元素的扩散速度很小(比碳小 1000～10000倍)，同时它们 本身还阻碍碳的扩散，因而大大地减慢了奥氏体的转变过程。 表 10-1 加热速度对相变点 Ac1和 Ac3及其温差的影响 平衡状态 加热速度ωH/（℃·S-1） AC1与AC3的温差/℃ 钢 种 相变点 /℃ 6~8 40~50 250~300 1400~1700 40~50 250~300 1400~1700 AC1 730 770 775 790 840 45 60 110 45钢 AC3 770 820 835 860 950 65 90 180 AC1 740 735 750 770 840 15 35 105 40Cr AC3 780 775 800 850 940 25 75 165 AC1 735 750 770 785 830 35 50 95 23Mn AC3 830 810 850 890 940 40 80 130 AC1 740 740 775 825 920 35 85 180 30CrMnSi AC3 820 790 835 890 980 45 100 190 AC1 710 800 860 930 1000 60 130 200 18Cr2WV AC3 810 860 930 1020 1120 70 160 260 a) b) 图 10-4 焊接快速加热对 Ac1、Ac3和晶粒长大的影响 a) 45钢(ωH：1—1400℃/s；2—270℃/s；3—35℃/s；4—7.5℃/s) b) 40Cr(ωH：1—1600℃/s；2—300℃/s；3—150℃/s；4—42℃/s；5—7.2℃/s) d—晶粒的平均直径；A—奥氏体；P—珠光体；F—铁素体；K—碳化物 182 10.2.3 焊接时冷却过程的组织转变 根据材料化学成分和冷却条件的不同，固态相变一般可分为扩散型相变和非扩散型相变, 焊接过程中这两种相变都会遇到。焊接条件下的组织转变特点不仅与等温转变不同，也与热 处理条件下的连续冷却组织转变不同，而且在组织成分上比一般热处理条件下更为复杂。 焊接过程属于非平衡热力学过程，在这种情况下，随着冷却速度增大，平衡状态图上各 相变点和温度线均发生偏移。如图 10-5所示的 Fe－C合金，随着冷却速度的增加, Ar1 、Ar3 、 Acm 等均向更低的温度移动，同时共析成 分已经不是一个点，而是一个成分范围。 当冷却速度ωc＝30℃/s（相当于手工电弧 焊线能量为 17KJ/cm的情况）时，共析成 分范围 0.4％～0.8％C，也就是说在快速冷 却的条件下，含碳量 0.4％的钢就可以得到 全部为珠光体的组织(伪共析)。 钢中除碳之外，尚有多种合金元素(如 Mn、Si、Cr、Ni、Mo、V、Nb、Ti、B、 Re 等)，它们对平衡状态图的影响也十分 复杂。当冷却速度增加到一定程度之后， 珠光体转变将被抑制，发生贝氏体或马氏 体转变。 应当指出，在焊接连续冷却条件下， 过冷奥氏体转变并不按平衡条件进行，如 珠光体的成分，由 0.8％C而变成一个成分 范围，形成伪共析组织。此外，贝氏体、 马氏体也都是处在非平衡条件下的组织， 种类繁多。这与焊接时快速加热、高温、连续冷却等因素有关。 通过进行焊接热模拟试验，研究各种材料热影响区的组织转变，建立“模拟焊接热影响 区连续冷却组织转变图 SH-CCT” 技术资料数据库，它可以比较方便地预测焊接热影响区的 组织和性能，同时也能作为选择焊接线能量、预热温度和制定焊接工艺的依据。有关典型钢 种的 CCT图及组织的变化可参阅有关焊接手册。 10.3 焊接热影响区的组织与性能 10.3.1 焊接热影响区的组织分布 根据钢种的热处理特性，把焊接用钢分为两类，一类是淬火倾向很小的，如低碳钢和某 些低合金钢（16Mn、15MnTi、15MnV 等），称为不易淬火钢；另一类是淬硬倾向较大的钢 种，如中碳钢，低、中碳调质合金钢等，称为易淬火钢。由于淬火倾向不同，这两类钢的焊 接热影响区组织也不同，下面将分别讨论。 1. 不易淬火钢的热影响区组织 图 10-5 冷却速度对 Fe—C平衡状态图的影响 Ar1珠光体开始形成温度；Bs—贝氏体开始形成温度 Ms 马氏体开始成温度；Ws—魏氏组织开始形成温 183 在一般的熔焊条件下，不易淬火钢按照热影响区中不同部位加热的最高温度及组织特 征，可分为以下四个区，如图 10-6所示。 1) 熔合区 焊缝与母材之间的过渡区域，常称为熔合区(亦 称半熔化区)。该区的范围很窄，常常只有几个 晶粒。熔合区最大的特征是具有明显的化学成 分不均匀性，从而引起组织、性能上的不均匀 性，所以对焊接接头的强度、韧性都有很大的 影响。在许多情况下熔合区常常成为焊接接头 最薄弱的部位，是产生裂纹、脆性破坏的发源 地。 2) 过热区(粗晶区) 加热温度在固相线以下到晶粒开始急剧 长大温度(约为 1100℃左右)范围内的区域叫过 热区。由于金属处于过热的状态，奥氏体晶粒 发生严重的粗化，冷却之后便得到粗大的组织。 并极易出现脆性的魏氏组织。故该区的塑性、 韧性较差。焊接刚度较大的结构时，常在过热 粗晶区产生脆化或裂纹。过热区的大小与焊接 方法、焊接线能量和母材的板厚等有关。过热 区与熔合区一样，都是焊接接头的薄弱环节。 3) 相变重结晶区（正火区或细晶区） 该区的母材金属被加热到 AC3至 1100℃左右温度范围，其中铁素体和珠光体将发生重结 晶，全部转变为奥氏体。形成的奥氏体晶粒尺寸小于原铁素体和珠光体，然后在空气中冷却 就会得到均匀而细小的珠光体和铁素体，相当于热处理时的正火组织，故亦称正火区。由于 组织细密，此区的塑性和韧性均较好，是热影响区中组织性能最佳的区段。 4) 不完全重结晶区 焊接时处于 AC1～AC3之间范围内的热影响区属于不完全重结晶区。因为处于 AC1～AC3 范围内只有一部分组织发生了相变重结晶过程，成为晶粒细小的铁素体和珠光体，而另一部 分是始终未能溶入奥氏体的剩余铁素体，由于未经重结晶仍保留粗大晶粒。所以此区特点是 晶粒大小不一，组织不均匀，因此力学性能也不均匀。 如图 10-7所示为 A3钢热影响区的组织金相图。 对于低碳钢和一些淬硬倾向较小的钢，除了过热区的组织以外，其它部位的热影响区组 织基本相同。低碳钢的过热区，主要是魏氏组织，而不易淬火的低合金钢，如 16Mn由于合 金元素Mn的加入，使过热区还出现少量粒状贝氏体。15MnTi则由于过热区加热温度高，除 Ｍn 以外，还有部分钛的碳化物、氮化物溶入奥氏体，提高了奥氏体的稳定性，因此过热区 全部获得粒状贝氏体组织。 必须指出，热影响区的组织变化除决定于母材的化学成分外，还受板厚，接头形式以及 焊接规范等的影响，因此需根据具体情况分析。例如上述的 16Ｍn钢在点焊的情况下，过热 图 10-6 焊接热影响区的分布特征 1-熔合区；2-过热区；3-相变重结晶区 4-不完全重结晶区； 5-母材；6-淬火区 7-部分淬火区；8-回火区 184 区也可能出现低碳马氏体。 2. 易淬火钢热影响区的组织 焊接淬硬倾向较大的钢种，如低碳调质钢(18MnMoNb)、中碳钢(45号钢)和中碳调质高 强钢(30CrMnSi)等，其焊接热影响区的组织分布与母材焊前热处理状态有关。如母材焊前是 正火状态或退火状态，则焊后热影响区可分为： 1) 完全淬火区 焊接时热影响区处于 AC3以上的区域，与不易淬火钢的过热区和正火区相对应。加热时 铁素体和珠光体全部转变为奥氏体。由于这类钢的淬硬倾向较大，焊后冷却时很易得到淬火 组织(马氏体)，故称完全淬火区。在紧靠焊缝相当于低碳钢过热区的部位，由于晶粒严重粗 化，故得到粗大的马氏体，如图 10-8a)。而相当于正火区的部位则得到细小的马氏体，如图 10-8b)。但在实际焊接接头中，由于焊接用钢一般淬硬性不会太高，并在实际施焊时注意选 择恰当的热规范，加之该处的奥氏体均匀性差，故出现贝氏体、索氏体等正火组织的可能性 更大，从而形成了与马氏体共存的混合组织。 2) 不完全淬火区 母材被加热到 AC1～AC3温度之间的热影响区，在快速加热条件下，铁素体很少溶入奥氏 体，而珠光体、贝氏体、索氏体等转变为奥氏体。在随后快冷时，奥氏体转变为马氏体，原 铁素体保持不变，并有不同程度的长大，最后形成马氏体加铁素体的混合组织，故称不完全 淬火区。如含碳量和合金元素含量不高或冷却速度较小时，奥氏体也可能转变成索氏体或珠 光体。 a) b) 如母材焊前是调质状态，焊接热影响区的组织分布除存在完全淬火区和不完全淬火区 外，还存在一个回火软化区。在回火区内组织和性能发生变化的程度决定于焊前调质的回火 温度。如焊前调质时的回火温度为Ｔt，那么低于此温度的部位，其组织性能不发生变化，而 高于此温度的部位，组织性能将发生变化，出现软化现象；若焊前为淬火态，则可获得不同 的回火组织。紧靠 AC1的部位，相当于瞬时高温回火，故得到回火索氏体。而离焊缝较远的 区域，由于温度较低则相应获得回火马氏体。由此可知，热影响区的组织和性能不仅与母材 的化学成分有关，同时也与焊前的热处理状态有关。 图 10-8 低碳调质钢焊条电弧焊完全淬火区组织 400× a) 过热区(粗大马氏体) b) 细晶区(细小马氏体) 185 10.3.2 焊接热影响区的性能 根据前面的讨论可以知道，焊接热影响区的组织分布是不均匀的，因而在性能上也不均 匀。焊接热影响区与焊缝不同，焊缝可以通过化学成分的调整再配合适当的焊接工艺来保证 性能的要求。而热影响区性能不可能进行成分上的调整，它是在焊接热循环作用下才产生的 不均匀性问题。对于一般焊接结构来讲，主要考虑热影响区的硬化、脆化、韧化、软化，以 及综合的力学性能、抗腐蚀性能和疲劳性能等，这要根据焊接结构的具体使用要求来决定。 1. 焊接热影响区的硬化 焊接热影响区的硬度主要决定于被焊钢种的化学成分和冷却条件，其实质是反映不同金 相组织的性能。由于硬度试验比较方便，因此，常用热影响区的最高硬度 Hmax判断热影响区 的性能，它可以间接预测热影响区的韧性、脆性和抗裂性等。近年来已把热影响区的 Hmax 作为评定焊接性的重要指标。应当指出，即使同一组织，也有不同的硬度。这与钢的含碳量， 合金成分有关。例如高碳马氏体的硬度可达 600HV，而低碳马氏体只有 350～390HV。同时 二者在性能上也有很大不同，前者属脆硬相（孪晶马氏体），后者硬度虽高，但仍有较好的韧 性。 1) 化学成分的影响 热影响区的硬化倾向，从根本上说取决于母材的化学成分，焊接工艺条件只是能否出现 硬化的外界因素。首先是含碳量，它显著影响奥氏体的稳定性，对硬化倾向影响最大。含碳 量越高，越容易得到马氏体组织。但马氏体数量增多，并不意味着硬度一定大。马氏体的硬 度随含碳量的增高而增大。 碳当量（Carbon Equivalent）是反映钢中化学成分对硬化程度的影响，它是把钢中合金 元素（包括碳）按其对淬硬（包括冷裂、脆化等）的影响程度折合成碳的相当含量。世界各 国根据具体情况建立了许多碳当量公式。实践证明，这些碳当量公式对于解决本国的工程实 际问题起到了良好的作用。 在 20 世纪 40～50 年代，当时钢材以 C－Mn 强化为主，为评定这类钢的焊接性，先后 建立了许多碳当量公式，其中以国际焊接学会推荐的 CE(IIW)和日本焊接协会的 Ceq(WES)公式 应用较广。20 世纪 60 年代以后，为改进钢的焊接性，世界各国大力发展了低碳微量多合金 元素的低合金高强钢。日本的伊藤等人采用Ｙ形坡口对接裂纹试验对 200多个低合金钢进行 研究，建立了 Pcm公式 （10-13） 式（10-13）主要适用于 C≤0.17％，σb=400～900ＭPa的低合金高强钢。 近年来随着冶炼技术水平的提高，已研制出许多新的适合于焊接的低合金高强钢，如 CF 钢、细晶粒钢、TMCP控轧钢和管线钢等，因而大大提高了这些钢的焊接性。 近年来微合金化元素中 Nb 的应用日益广泛，因为它在合适范围内，既提高钢的强度， 又改善钢的韧性。一般钢中含 0.04％以下 Nb 时，对淬硬倾向无任何影响，故在 Pcm中没有 考虑，当钢中含 Nb＞0.04％时，随含 Nb 量的增加，淬硬性也随之增加，故应考虑 Pcm的新 的表达式。 B5 10 V 15 Mo 60 Ni 20 CrCuMn 30 SiC ++++++++=cmP 186 B5 2 Nb 3 V 15 Mo 60 Ni 20 CrCuMn 30 SiCcm +++++++++=′′P （10-21） 综上所述，随着冶炼技术的不断发展，钢的性能也在不断改进，因而相应的碳当量公式 （CE、Ceq、CEN、Pcm 、P’c m等）也将不断地完善。 2) 冷却条件的影响 焊接热影响区的冷却条件主要取决于焊接热循环特性。当延长 t8/5 时间可以在一定程度 上降低 HAZ的硬化性；不过，却增大了高温持续时间 tH ，不仅使晶粒粗化，而且易使第二 相固溶，且使奥氏体中碳的均匀化程度增高，所有这些又都促使硬化性增大。 在同样冷速条件下，晶粒越粗大，越易于获得马氏体组织。因此应尽可能控制高温持续 时间，使 tH 越小越好。为此，必须减小焊接线能量，并适当降低预热温度。 3) 焊接热影响区的最高硬度 Hmax 采用热影响区最大硬度 Hmax作为一个因子来评价金属的焊接性(包括冷裂纹的敏感性)， 不仅反映了化学成分的作用，同时也反映了不同组织形态的作用。因此，不少国家结合本国 的钢种，在大量实验的基础上建立了硬度计算公式。对于国产低合金钢，作为粗略估算，建 立了如下公式： Hmax（HV10）= 140 + 1089 Pcm- 8.2 t8 / 5 （10-22） 2. 焊接热影响区的脆化 焊接热影响区的脆化常常是引起焊接接头开裂和脆性破坏的主要原因。目前其脆化的形 式有粗晶脆化、析出脆化、组织转变脆化、热应变时效脆化、氢脆以及石墨脆化等。下面主 要讨论前四种脆化形成。 1) 粗晶脆化 在热循环的作用下，焊接接头的熔合线附近和过热区将发生晶粒粗化。其晶粒长大受到 多种因素的影响，如钢种的化学成分、组织状态、加热温度和时间等。 晶粒粗大严重影响组织的脆性。一般来讲，晶粒越粗，则脆性转变温度越高。如图 10-9 所示为脆性转变温度VT rs与晶粒直径 d的 关系。 HAZ 的粗晶脆化与一般单纯晶粒长 大所造成的脆化不同，它是在化学成分、 组织状态不均匀的非平衡态条件下形成 的，故而脆化的程度更为严重。它常常与 组织脆化交混在一起，是两种脆化的叠加。 但对不同的钢种，粗晶脆化的机制有所不 同。对于淬硬倾向较小的钢，粗晶脆化主 要是晶粒长大所致，而对于易淬火钢，则 主要是由于产生脆性组织所造成(如孪晶 马氏体、非平衡态的粒状贝氏体，以及组 织遗传等)。 2121 mm/ −−d 图 10-9 晶粒直径 d对脆性转变温度 VTrs的影响 187 2) 析出脆化 某些金属或合金在焊接过程中，由于经历了快速加热与冷却的作用，其热影响区组织处 于非平衡态。在时效或回火过程中，其过饱和固溶体中将析出碳化物、氮化物、金属间化合 物及其它亚稳定的中间相等。由于这些新相的析出，而使金属或合金的强度、硬度和脆性提 高，这种现象称为析出脆化。一般强度和硬度提高并不一定发生脆化(如时效马氏体钢)，但 发生脆化必然伴随强度和硬度的提高。 析出脆化的机理目前认为是由于析出物出现以后，阻碍了位错运动，使塑性变形难以进 行，从而使金属的强度和硬度提高，脆性增大。 3) 组织脆化 焊接 HAZ 中由于出现脆硬组织而产生的脆化称之组织脆化。对于常用的低碳低合金高 强钢，焊接 HAZ的组织脆化主要是M-A组元、上贝氏体、粗大的魏氏组织等所造成。但对 含碳量较高的钢（一般Ｃ≥0.2％），则组织脆化主要是高碳马氏体。 M-A组元是焊接高强钢时在一定冷却速度下形成的。它不仅出现在热影响区，也出现在 焊缝中。M-A组元是在粗大铁素体的基底上，由于先形成铁素体，而使残余奥氏体的碳浓度 增高，连续冷却到 400～350℃时，残余奥氏体的碳浓度可达 0.5％～0.8％，随后这种高碳奥 氏体可转变为高碳马氏体与残余奥氏体的混合物，即 M-A组元。一旦出现 M-A组元，脆性 倾向显著增加，即脆性转变温度 VTrs显著升高。 4) HAZ 的热应变时效脆化 在制造过程中要对焊接结构进行加工，如下料、剪切、冷弯成型、气割、焊接和其它热 加工等。由这些加工引起的局部应变、塑性变形对焊接 HAZ 脆化有很大的影响，由此而引 起的脆化称为热应变时效脆化（Hot Straining Embrittlement，简称 HSE）。根据近年来的研究， 应变时效脆化大体上可分为两大类： 静应变时效脆化： 一般把室温或低温下受到预应变后产生的时效现象叫作静应变时效。 它的一般特点是强度和硬度普遍升高，而塑性和韧性下降；其次只有钢中含有碳、氮等自由 间隙型原子时才发生静应变时效。 动应变时效脆化： 一般在高温下发生的预应变，特别是在 200～400℃的预应变，这种 在较高温度下承受塑性变形所产生的时效现象称为动应变时效。它比室温下产生的脆化现象 更为严重。通常说的“蓝脆性”就属于动应变时效现象。 3. 焊接 HAZ的韧化 焊接 HAZ 在组织和性能上是一个非均匀体，特别是熔合区和粗晶区易产生脆化，是整 个焊接接头的薄弱地带。因此，应采取措施提高焊接 HAZ的韧性。但 HAZ的韧性不可能像 焊缝那样，利用添加微量合金元素的方法加以调整和改善，而是材质本身所固有的，故只能 通过提高材质本身的韧性和某些工艺措施在一定范围内加以改善。根据研究，HAZ的韧化可 采用以下两方面的措施。 1) 控制组织 对低合金钢，应控制含碳量，使合金元素的体系为低碳微量多种合金元素的强化体系。 这样，在焊接的冷却条件下，使 HAZ 分布有弥散强化质点，在组织上能获得低碳马氏体、 下贝氏体和针状铁素体等韧性较好的组织。另外，应尽量控制晶界偏析。 2) 韧化处理 188 提高焊接 HAZ 韧性的工艺途径很多。对于一些重要的结构，常采用焊后热处理来改善 接头的性能。但是对一些大型而复杂的结构，即使要采用局部热处理也是困难的。合理制定 焊接工艺，正确地选择焊接线能量和预热、后热温度是提高焊接韧性的有效措施。 此外，还有许多能提高 HAZ韧性的途径。如细晶粒钢(利用微量元素弥散强化、固熔强 化、控制析出相的尺寸及形态等)采用控轧工艺，进一步细化铁素体的晶粒，也会提高材质的 韧性。近年来在国际上大力发展了冶金精炼技术，使钢中的杂质(S、P、O、N等)含量极低。 采用炉内精炼，炉外提纯等一系列措施，从而得到高纯净钢，使钢材的韧性大为提高，也提 高了焊接 HAZ的韧性。 4. 焊接 HAZ的软化 冷作强化或热处理强化的金属或合 金，在焊接热影响区一般均会产生不同 程度的失强现象，最典型的是经过调质 处理的高强钢和具有沉淀强化及弥散强 化的合金，焊后在热影响区产生的软化 或失强。冷作强化金属或合金的软化， 则是由再结晶引起的。热影响区软化或 失强对焊接接头力学性能的影响相对较 小，但却不易控制。 1) 调质钢焊接时 HAZ的软化 焊接调质钢时，HAZ的软化程度与 母材焊前的热处理状态有关。母材焊前 调质处理的回火温度越低（即强化程度越 大），则焊后的软化程度越严重，如图 10-10 所示。 2) 热处理强化合金焊接的软化 强化合金（如镍合金、铝合金和钛合 金等）在焊接 HAZ 会出现强度下降的现 象，即所谓“过时效软化”。焊接 LD2 （Al-Mg-Si-Cu 合金）时，热影响区温度 300～430℃范围内有明显的软化现象，如 图 10-11所示。 采用小的焊接线能量，进行多层焊， 并保持较低的层间温度(如 70℃)，则有利 于减小强化相的析出聚集，故可降低强化 合金焊接 HAZ的软化倾向。 图 10-11 LD2铝合金 HAZ的软化现象 (HR为表面洛氏硬度) (自动 TIG焊) 图 10-10 调质钢焊接 HAZ的硬度分布 A— 焊前淬火+低温回火；B—焊前淬火+高温回火； C—焊前退火 1—淬火区；2—部分淬火；3—回火区