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

第三章 熔化焊接头的组织与性能 3.1 焊缝金属的组织与性能 3.2 焊接热影响的组织与性能

§3.1 焊缝金属的组织与性能 3.1.1 焊缝金属的结晶 1.焊缝金属凝固特点： (1)加热温度高，冷却速度快； §3.1 焊缝金属的组织与性能 3.1.1 焊缝金属的结晶 1.焊缝金属凝固特点： (1)加热温度高，冷却速度快； (2)热源移动，结晶过程连续进行并随熔池前 进； (3)液体金属中不同部位其温度不均匀性巨大、中心 过热； (4)原始成分不均匀，因熔池存在时间短而来不及均 匀。

2.焊缝金属的凝固过程： （1）熔池中晶核的形成 在焊接熔池非常过热的条件下，在开始凝固时，主要是以非自发形核。 在焊接条件下，熔池中存在有两种现成表面：一种是合金元素或杂质的悬浮质点(在一般正常情况下所起作用不大)；另一种是熔合区附近加热到半熔化状态基本金属的晶粒表面，非自发晶核依附在这个表面上，并以柱状晶的形态向焊缝中心成长，形成交互结晶(或称联生结晶)，如图3-1和图3-2所示。

图3-1 熔合区母材晶粒上成长的柱状晶

图3-2 不锈钢自动焊时的交互结晶

焊接时，向焊接材料中加入一定量的合金元素（如Mo、V、Ti、Nb）作熔池中非自发晶核的质点，使焊缝金属晶粒细化，从而改善焊缝金属的性能。 （2）熔池中的晶核长大 熔池中形核后，以新生的晶核为核心，不断向焊缝中成长。但是，长大的趋势各不相同，有的柱状晶体严重长大，一直可以成长到焊缝中心，有的晶体却只成长到半途而停止。

当晶体最易长大方向与散热最快方向(或最大温度梯度方向)相一致时，则最有利于晶粒长大，便优先得到成长，可以一直长至熔池的中心，形成粗大的柱装晶体。有的晶体由于取向不利于成长，与散热最快的方向又不一致，这时晶粒成长就停止下来，如图3-3所示，这是焊缝中柱状晶体选择长大的结果。 由于焊缝凝固是在热源不断移动的情况下进行的，随着熔池向前推进，最大的温度梯度方向不断地改变，因此柱状晶长大的有利方向也随之变化。一般情况下，熔池呈椭圆状，柱状晶垂直于熔池边缘弯曲地长大。

图3-3 焊缝中柱状晶体的选择长大

3.熔池凝固的形态 熔池凝固形态主要有柱状晶和少量等轴晶两类。 （1）纯金属的结晶形态 晶粒的长大需要一定的过冷度。因整个液体中的凝固点为恒定温度，故过冷度的大小取决于温度梯度G。 正温度梯度（G>0）：液相温度高于固相温度，且距界面越远，液相温度越高。 由于液态金属的温度高，过冷度小或为负，深入液体金属内部的晶体成长缓慢，形成平面晶。纯金属焊缝凝固属于这种情况。

负温度梯度（G<0）：液相温度高于固相温度，且距界面越远，液相温度越低。 由于液体内部的温度比界面低，过冷度大，因而伸入液体金属内部的晶体成长速度很快，形成树枝状晶。 （2）固溶体合金的结晶形态 成分过冷：由于固液界面处成分起伏而造成的过冷。 合金的结晶形态受温度过冷和成分过冷的影响。因此合金结晶时不必很大的过冷就可出现树枝晶和其他的结晶形态。

4.焊接条件下的凝固形态 熔池中成分过冷的分布因焊缝不同的部位而不同，主要有柱状晶 和少量等轴晶两类。 在焊缝的熔化边界，G较大，结晶速度R较小，成分过冷接近零，形成平面晶； 远离熔化边界向焊缝中心过渡时，G变小，R增大，结晶形态随之变化：平面晶→胞状晶→树枝胞状晶（柱状晶区）→等轴晶。 在实际焊缝中，由于化学成分，板厚和接头形式不同，不一定具有上述结晶形态。

5.焊接工艺对一次组织结构的影响 焊接速度、焊接线能量等焊接工艺条件对一次组织形态有很大的影响。 熔池结晶速度vR和焊接速度vS有如下关系： （3-1） 式中，α——vR与vR之间的夹角。 研究表明：焊接速度越大，α角越大，结晶生长方向的曲线越接近直线，很少弯曲，形成对生的柱状晶焊缝结构。当焊速越小时，则晶粒的生长方向越弯曲。如图3-4所示。

图3-4 焊接速度对一次组织的影响 （a）大焊速 （b）小焊速

当高速焊时，最后结晶的低熔点夹杂物被推移到焊缝中心，形成中心弱面，导致焊缝中心易出现纵向裂纹。这就是故热裂敏感性大的奥氏体钢和铝合金焊接时不能采用大焊速的主要原因。 当焊接电流小时，线能量减小，熔合区附近过热程度小，结晶时温度梯度大，成分过冷减小，形成胞状晶。 随电流加大，热输入增加，母材过热程度增加，温度梯度减小，成分过冷增加，焊缝结晶组织成为胞状树枝晶。 当电流进一步加大，焊缝中的树枝晶也随之粗大。

6.焊缝金属的化学成分不均匀性 在熔池进行结晶的过程中，由于冷却速度很快，已凝固的焊缝金属中合金元素来不及扩散，导致分布不均匀，即偏析。在焊缝的熔合区，成分极不均匀，为焊接接头的薄弱地带。 根据偏析的特点分为三类：宏观偏析、微观偏析和熔合线偏析。 (1)宏观偏析 宏观偏析是由于柱状晶沿一定方向生长，使溶质偏聚于晶间及部分地区，导致溶质浓度升高。

(a)层状偏析：周期性分布产生于焊缝的层状偏析，是结晶速度周期性变化引起的。从焊缝浸蚀后的断面上发现有颜色不同的分层组织。如图3-5所示。 (b)焊缝中心偏析：结晶由未熔化母材处开始向焊缝中心结晶，使杂质推往最后凝固的熔池中心而形成。如图3-6所示。 (c)焊道偏析：多道多层焊时在层间、道间形成的成分偏析。在不同材料堆焊和异种钢焊接时极易产生。 (d)弧坑偏析：收弧处熔池未能填满，凝固时大量杂质无法排出及成分扩散不均匀而导致偏析。

图3-5 层状偏析 图3-6 焊缝中心偏析

(2)微观偏析(显微偏析) 由于焊接快速冷却，结晶后的成分来不及趋于一致，而在相当大的程度上又保持着结晶有先后，从而使晶界、晶内的亚晶和树枝晶之间都存在着不同程度的显微偏析。 (a)柱状晶偏析：柱状晶主干与侧枝及晶间成分的不一致，如图3-7所示。并易由此引起裂纹。图3-8所示为18MnMoNb钢焊后柱状晶间裂纹。 (b)树枝状晶偏析：在枝晶之间的溶液浓度高又聚集杂质，熔点最低，最易产生结晶裂纹。

图3-7 柱状晶间偏析 图3-8 柱状晶间夹杂引起裂纹

(c)胞状晶偏析：胞状晶中心溶质浓度低、熔点高。胞晶之间溶质浓度高而熔点低，形成胞状晶偏析。 (3)熔合区偏析 焊接过程中由于焊接热作用使熔合区附近产生碳和合金元素浓度明显变化现象，形成了熔合区偏析。 (a)异种钢或异种金属焊接接头熔合区偏析：熔合区两侧在熔池存在时间内虽有强烈的元素扩散转移，但由于材料本身各种性能的差别，在凝固后熔合区附近存在合金元素极大的不均匀。

(b)某些钢的元素在熔合区附近的偏析：某些合金钢焊后易在熔合区附近的母材中出现白带组织。这是碳的扩散引起的。 (c)熔合区S、P偏析：在熔合区完全凝固之后的冷却过程中，强偏析元素C、S、P将发生相反的扩散过程，即由焊缝向母材扩散。对于同种钢焊接，由于碳在铁中的扩散能力较强，故在高温时可以来得及均匀化，而S、P的扩散能力较弱，故偏聚于熔合区。

7.微量合金元素对焊缝成分及凝固组织的影响 加人微量合金元素（如V、Ti、Nb、Mo、Al、N等），可细化焊缝一次组织，提高焊缝的性能。但是，随着合金元素含量的增加，会增大焊缝的偏析程度，不适当的加人合金元素甚至引起焊缝性能恶化。 微量合金元素Zr、B或Nb的加人能控制焊缝中奥氏体晶粒的长大，使先共析铁素体细化。 Mn在焊缝中含量的增高，成分偏析程度将增大。 Si在焊缝中含量增加，化学成分不均匀性增大，焊缝强度提高，但塑性和冲击韧性，尤其低温下塑性和冲击韧性下降。含Si量增加甚至导致树枝状结晶形态的改变。

Si在焊缝中含量增加，化学成分不均匀性增大，焊缝强度提高，但塑性和冲击韧性，尤其低温下塑性和冲击韧性下降。含Si量增加甚至导致树枝状结晶形态的改变。 Cr在焊缝中的偏析目前还没有定论。 Ni在焊缝中不存在偏析。 C在焊缝树枝晶间存在着很大偏析。特别是随着含碳 量的提高焊缝中其它合金元素的偏析程度比在低碳焊缝中明显提高，对Mn和Mo影响最严重。 缝中多元合金化，造成合金元素之间复杂的相互作用及复杂的显微组织的不均匀性。

3.1.2 焊缝固态相变组织 一、低碳钢焊缝的固态相变组织 低碳钢焊缝的含碳量较低，故固态相变后的结晶组织主要是铁素体加少量珠光体。 3.1.2 焊缝固态相变组织 一、低碳钢焊缝的固态相变组织 低碳钢焊缝的含碳量较低，故固态相变后的结晶组织主要是铁素体加少量珠光体。 铁素体沿原奥氏体边界析出，晶粒粗大，有些铁素体还具有魏氏组织，如图3-9。 魏氏组织特征：铁素体在奥氏体晶界呈网状析出，或从奥氏体晶粒内部沿一定方向析出，具有长短不一的针状或片条状，可直接插入珠光体晶粒中。 魏氏组织主要出现在晶粒粗大的过热的焊缝中。

图3-9 焊缝中魏氏组织

魏氏组织的转变机理与贝氏体的转变机理一样有几种不同的观点。但其组织形态、分布却有十分显著的特点(见图3-10)。一次魏氏组织铁素体分布特殊而呈片状(其截面呈现为针状)。二次魏氏组织铁素体不是由原奥氏体晶界直接析出的，而是从网状铁素体扩展而成的，故称其为“二次”，网状铁素体和二次魏氏组织铁素体是连在一起的，两者组成一个整体。魏氏组织之所以人为将它分为两种，是因为这两种形态铁素体的形成机理是有区别的，或者说尚有争论。 对低碳低合金钢来说，魏氏组织的形成有三个条件：即粗大的奥氏体晶粒；含碳量在0.1％～0.5％左右，较快的连续冷却速度。

图3-10 魏氏组织 （a） 一次魏氏组织铁素体 （b）二次魏氏组织铁素体

二、低合金钢焊缝的固态相变组织 1.铁素体组织 （1）先共析铁素体（Proeutectoid Ferrite,简称PF） 先共析铁素体是焊缝冷却到较高温度下，沿原奥氏体晶界首先析出（转变温度约为770~680°C）的铁素体，也称粒界铁素体、晶界铁素体（Grain Bourdary Ferrite,简称GBF）。高温停留时间长，冷却速度慢，PF就越多。一般情况下，PF呈细条状分布在奥氏体晶界有时也呈块状，其晶内位错密度较低且分布较均匀。

（2）侧板条铁素体（Ferrite Side Plate） 侧板条铁素体是由晶界向晶内扩展的板条状或锯齿状铁素体其实质是魏氏组织。形成温度约为700~500°C。转变温度偏低，从而使珠光体的转变受到抑制，扩大贝氏体转变领域，称此组织为无碳贝氏体（carbon free binete）。侧板条铁素体形态呈镐牙状，其晶内位错密度大致和PF相当或高些。当焊缝氧含量在（300~500）×10-6时，有利于FSP的形成。

（3）针状铁素体（Acicular Ferrite,简称AF） AF是中温转变产物，其本质是贝氏体（B）中的铁素体。出现于原奥氏体内，具有方向性。形成温度约为500°C，呈针状分布，常以氧化物或氮化物弥散夹杂为基点，呈放射性成长。 一般针状铁素体都是2um厚，相邻铁素体晶粒之间取向大于20°，针与针之间分布着过冷奥氏体的转变产物，它可能是珠光体型的铁素体-碳化物复相组织，也可能是M-A组织。 与B的唯一区别是：B形核于奥氏体晶界部位，而AF形核于奥氏体晶粒内部的非金属夹杂物表面上。 AF晶内位错密度很高，是各类铁素体中最高的。

（4）细晶铁素体（Fine Grain Ferrite,简称FGF） 细晶铁素体在奥氏体晶粒内形成，细晶之间有珠光体和碳化物（Fe3C）析出。其本质是介于铁素体和贝氏体之间的转变产物，又称贝氏铁素体（Binetic Ferrite）。FGF的转变温度在500°C以下，在 450°C时可转变为上贝氏体（Bu）。 由于焊接条件下影响因素比较复杂，上述组织往往同时存在。

2.珠光体组织 在接近平衡状态下，珠光体转变发生在Ar1~550°C之间，碳和铁扩散容易，属于典型的扩散性转变。而焊接条件属于非平衡的介稳状态，因冷却速度较快，低合金钢焊缝的组织固态转变很少能得到珠光体组织，大部分是伪珠光体组织。根据细密程度不同分：层状珠光体（lamellar pearite）、粒状珠光体（grain pearite），又称屈氏体，及细珠光体（fine pearite），又称索氏体。

3.贝氏体组织 贝氏体（Bainite,简称B）转变属于中温转变，转变温度约为550°C~Ms之间。 （1）粒状贝氏体（Grain Bainite,简称GB） 粒状贝氏体常见于高强钢焊缝组织中，多出现在一定冷却速度、 连续冷却条件下的低碳、低合金钢中。 在光学显微镜下，GB呈“岛状”、有边界为白亮色或灰色组织；在电子显微镜下，GB有块状铁素体和富碳奥氏体组成，富碳奥氏体以小岛或小河状分布在块状铁素体基体的晶界上或晶粒内。

（2）上贝氏体 （Bu） 在光学显微镜下呈羽毛状，一般沿奥氏体晶界析出。 在电子显微镜下，相近平行的铁素体间分布着渗碳体，裂纹易沿铁素体条间扩展。故在各类贝氏体中，上贝氏体的韧性最差。 按渗碳体的析出及存在状态，上贝氏体可分为以下三种状态: Bu1贝氏体 Bu1在600~500°C的高温下形成，并不伴随产生渗碳体，有叫无碳化物贝氏体，是针状铁素体的后期产物，常与M-A组织伴生。

Bu2贝氏体 形成温度约为500~450°C，冷却速度较快，比Bu1相变驱动力大。所以铁素体量增加很快，碳扩散很慢，于是在铁素体板条间析出沿板条方向的长条状渗碳体。为一般意义的贝氏体。 Bu3贝氏体 在450°C以下温度区间形成，相变驱变动力比Bu2更大，相变速度也大，碳的扩散更慢，在ɣ侧的特定部位上形成与铁素体板条成一定角度的渗碳体。

（3）下贝氏体 在光学显微镜下看，与回火针状马氏体有些相似；在电子显微镜下可看到许多针状铁素体和针状渗碳体机械混合，针与针之间有一定角度。形成温度约为450°C~Ms之间。 由于下贝氏体转变温度低，碳扩散困难，在铁素体内分布碳化物颗粒，且呈一定交角，碳化物弥散析出于铁素体内，裂纹不易穿过，因此具有良好的强度和韧性。

（4）马氏体组织 马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，在温度区间形成。 焊缝金属的含碳量偏高或合金元素较多时，在快速冷却条件下，奥氏体过冷到Ms温度以下将发生马氏体转变。 板条马氏体（lath martensite） 低碳低合金钢焊缝金属在连续冷却条件下常出现板条马氏体。其特征是在奥氏体晶粒内形成细条状马氏体板条，条与条之间有一定的交角。

根据透射电镜的观察表明，板条马氏体内存在许多位错，又称位错型马氏体（dislocation c）；因其含量低，也称低碳马氏体（low carbon martensite）。因此具有较高的强度和良好的韧性。一般低碳低合金钢焊缝中的马氏体主要是低碳马氏体。 片状马氏体（plate martensite） 在焊缝含碳量高时易出现。与低碳马氏体形太上的主要区别是：马氏体片不相互平行，初始形成的马氏体较粗大，往往贯穿整个奥氏体晶粒，使以后形成的马氏体受到阻碍。

通过透射电镜的观察，片状马氏体内部存在许多细小平行的带纹，称为孪晶带。故片状马氏体又称孪晶马氏体（twins martensite）；因含碳量高也称高碳马氏体（high carbon martensite）。因此其硬度很高且脆，通常不希望焊缝出现这种组织，所以，焊接时尽可能降低焊缝中的含碳量。

（4）马氏体-奥氏体组元（M-A组元） M-A组元是焊接低合金高强钢时在一定冷却速度条件下形成的，它不仅出现在焊缝，也出现在HAZ。 当连续冷却到400~350°C时，残余奥氏体的碳的浓度可达0.5%~0.8%（质量分数），随后这些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。

M-A组元的形成与合金元素和冷却速度有关。 合金化程度较高时，奥氏体稳定性较大，不易分解，只有贝氏体相变温度降到600°C以下才能形成M-A组元； M-A组元只在中等的冷却速度范围内最易形成。 综上所述，实际低碳低合金钢焊缝组织主要是晶界铁素体、针状铁素体和侧板条铁素体。含合金元素较多的高强钢焊缝中出现马氏体和粒状贝氏体组织。

3.1.3.焊缝金属性能的控制 （1）焊缝金属的强化方式 固溶强化：指由于晶格内溶入异类原子而使金属强化的现象。 固溶强化使金属的强度、硬度增加，塑性、韧性下降。但适当控制溶质的加入量可保持较好的塑性和韧性。 焊缝金属的性能，特别是强度，通常采用固溶强化方式，在低合金结构钢中加入碳、锰、硅、铬、镍、钼等，均有产生固溶强化的效果，但也会有一些微细质点强化效应。

沉淀强化：指第二相粒子自固溶体沉淀（或脱溶）而引起的强化效应，又称析出强化或时效强化。可形成碳化物、氮化物的元素，如钒、铌、钛、铬等，在焊缝金属相变过程中，以碳化物、氮化物或碳氮复合化合物的形式析出沉淀相，从而提高焊缝金属的强度。 沉淀强化是高强铝合金以及镍基高温合金材料的主要强化方式。

相变强化：指能进行重结晶转变马氏体而实现的强化效应。 当焊缝金属中加入碳、锰、硅、铬、镍、钼等合金元素超过一定量后，通过改变奥氏体相变温度影响焊缝金属相变的种类。如碳、铬、镍均抑制奥氏体高温时向铁素体的相变，而促进奥氏体在中温和低温向针状铁素体、贝氏体或马氏体的相变。对于焊缝金属，不希望采用沉淀硬化或相变强化，因为焊后必须进行适当的热处理。

晶界强化：用细化晶粒增加晶界提高强度。 细化晶粒能提高金属的塑性和韧性。向焊缝中加入钛、铌、磞、铝、镍等元素，可在熔池中形成高熔点的碳、氧、氮等化物，作为熔池液态金属的形核剂，达到细化奥氏体晶粒。在固态相变时，这些化合物又可作为铁素体、珠光体、贝氏体等组织的形核剂，进一步细化焊缝金属，提高其强度。

（2）焊缝化学成分的影响 锰和硅对焊缝韧性的影响 Mn和Si是一般低碳钢和低合金钢焊缝中不可缺少的合金元素，它们一方面可使焊缝金属充分脱氧，另一方面可提高焊缝的抗拉强度(属于固溶强化)，但对韧性的影响比较复杂。 Mn、Si含量过低，焊缝组织中出现粗大的先析铁素体，使韧性降低；Mn、Si含量过高，焊缝组织中出现魏氏组织，甚至出现无碳贝氏体、上贝氏体，亦使韧性降低；只有Mn、Si含量适中，焊缝组织为细针状铁素体，才能提高韧性。 单纯采用Mn、Si提高焊缝的韧性是有限的， 在大线能量进行焊接时，难以避免产生粗大先析铁素体和魏氏组织。因此，必须向焊缝中加入其它细化晶粒的合金元素才能进一步改善组织，提高焊缝的韧性。

铌和钒对焊缝韧性的影响 适量的Nb和V可以提高焊缝金属的冲击韧性。因为Nb和V在低合金钢焊缝金属中可固溶，从而推迟了冷却过程中奥氏体向铁素体的转变，抑制焊缝中先析铁素体的产生，而促进形成细小的针状铁素体组织。 另外，Nb和V还可以与焊缝中的氮化合成氮化物(NbN、VN)从而固定了焊缝中的可溶性氮，这也会引起焊缝金属提高韧性。但是，采用Nb和V来韧化焊缝，当焊后不再进行正火处理时，V和Nb的氮化物，以微细共格沉淀相存在，使焊缝金属强度大幅提高，而焊缝的韧性则下降。

钛、硼对焊缝韧性的影响 低合金钢焊缝中有微量Ti、B存在可以大幅度地提高韧性。但Ti、B对焊缝金属组织细化的作用很复杂，它与氧、氮有密切的关系。 微量丁i、B改善焊缝金属韧性的机理主要有两方面的因素：一是Ti与氧的亲和力很大，使焊缝中的Ti以微小颗粒氧化物的形式(TiO)弥散分布于焊缝中，促进焊缝金属晶粒细化，可以作为针状铁素体的形核质点，在γ→α转变阶段促进形成AF。二是Ti在焊缝中保护B不被氧化，故B可以作为原子状态偏聚于晶界。这些聚集在γ晶界的B原子，降低了晶界能，抑制了先共析铁素体的形核与生长，从而促使生成针状铁素体，改善了焊缝组织的韧性。但在低合金钢焊缝中Ti和B的最佳含量与氧、氮的含量有关。

钼对焊缝韧性的影响 低合金钢焊缝中加入少量的Mo不仅提高强度，同时也能改善韧性。 焊缝中的Mo含量少(Mo<0.20％)时，γ→α固态相变温度上升，形成粗大的先析铁素体；当Mo含量太高(Mo>0.50％)时，转变温度随之降低，易形成无碳贝氏体、上贝氏体板等组织，使韧性显著下降。只有Mo含量在0.20％～0.35％时，才有利于形成均一的细针状铁素体。如向焊缝中再加入微量Ti，更能发挥Mo的有益作用，使焊缝金属的组织更加均一化，韧性显著提高。

镍对焊缝韧性的影响 焊缝金属中Ni量的影响与焊后是否经过调质处理有密切关系。在焊态下，焊缝Ni量未超过2.5％时，韧性随Ni量的提高而提高；当Ni量超过2.5％以后，韧性反而变坏，这是因为焊缝中会出现上贝氏体(或无碳贝氏体)和马氏体组织，而且含碳量越高韧性的下降越明显。只有经调质处理使焊缝具有细小的铁素体组织，焊缝韧性才随Ni 量增高而提高。 Ni有利作用的体现，须以限制S、P、C等有害杂质为前提。否则不仅难以获得良好的韧性，还可促使产生结晶裂纹。因此IIW-ISO规定，焊丝Ni量为0．4％～1．6％时，S、P限量分别为≤0.02％；焊丝Ni量超过1.6％时，S、P限量分别为≤0.01％。

稀土元素对焊缝金属性能的影响 稀土能降低焊缝中的扩散氢含量，改善焊缝的抗热裂倾向，特别是改善焊缝金属的韧性。 有的研究表明，焊缝中加入一定量的重稀土钇(Y)，对焊缝金属的组织有改善作用，并能改善夹杂物分布，从而提高了韧性。轻稀土元素加入焊缝之后，会富集在硅酸盐夹杂物中，使夹杂物球化，并以弥散状态分布，从而有利于针状铁素体的形核，抑制了先析铁素体，使焊缝组织得到细化，因此，提高了焊缝金属的韧性。

碲在焊缝中的作用 向焊缝中过渡微量碲(Te)可使焊缝金属中的扩散氢含量显著降低，从而使抗冷裂能力大为提高，并使焊条的抗潮性改善。如果配合少量稀土(Y或Ce)与碲同时加入焊缝中，将会进一步降氢，并使焊缝组织细化，提高低温韧性。 起降氢韧化作用的根本原因是碲具有使铁水表面活化的作用，降低表面张力，使吸附和溶解于液态金属的氢量大大减少。稀土亦是铁水(熔池)的表面活化剂，并有使夹杂物球化，使之以弥散状态分布，因此在加碲同时加入适量稀土之后，可进一步降低焊缝扩散氢和细化焊缝的晶粒。但有研究指出，碲会使焊条的工艺性能变坏。

综上所述，采用微合金元素改善焊缝金属的组织和韧性是一项十分复杂的问题，特别是不同合金体系最佳韧化效果的合适微量元素，有时很难从理论上给以解释。但是，不管采用何种微量元素，其最终都能改善焊缝的微观组织。对于低合金钢焊缝来讲，就是增加焊缝金属中的针状铁素体，抑制先析铁素体的形核长大，这是最重要的韧化机制。

（3）焊接工艺的影响 焊接线能量 焊接线能量的影响，不仅是通过改变熔池过热程度和冷却速度而使γ柱晶尺寸及γ→α转变发生变化，还可通过改变熔合比而影响焊缝化学成分，从而使焊缝的组织与性能发生变化。 线能量E增大，则过冷增大，促使形成FSP和减少AF，同时利于形成高温的奥氏体分解转变产物PF。 对于合金化程度不高的Mn-Si系焊缝，E增大会使焊缝金属韧性降低。

焊接材料 焊接材料类型不同(包括熔渣系统或碱度、保护气体类型等)，可直接影响焊缝金属中有害杂质(H、O、N、S、P等)的数量及其存在形式，从而影响焊缝的韧性。此外，还可对焊缝成形(熔深及熔宽)发生影响，因而也会对焊缝性能发生影响。 提高焊渣碱度有利于降低有害杂质含量，所以高碱度焊条、焊剂或药芯焊丝能显著改善焊缝的韧性。

接头形式 接头尺寸形状及其施焊方式，一方面影响 焊缝冷却条件，一方面也影响熔合比，因而焊缝化学成分及组织均会有所变化。 角焊缝与对接焊缝相比，其强度偏高，而塑性、韧性偏低。 （4）调整焊接工艺改善焊缝金属的性能 振动结晶 改善熔池凝固结晶结构的途径就是采用振动的方法来破坏正在成长的晶粒，从而获得细晶组织。 主要有低频机械振动、高频超声振动和电磁振动。

锤击焊道表面 锤击焊道表面既能改善后层焊缝的凝固结晶组织，也能改善前层焊缝的固态相变组 织。因为锤击焊道可使前一层焊缝(或坡口表面)不同程度地晶粒破碎，使后层焊缝在凝固时晶粒细化，这样逐层锤击焊道就可以改善整个焊缝的组织性能。 此外，锤击可产生塑性变形而降低残余应力，从而提高焊缝的韧性和疲劳性能。

多层焊 对于相同板厚焊接结构，采用多层焊接可以有效地提高焊缝金属的性能。这种方法一方面由于每层焊缝变小而改善了凝固结晶的条件，另一主要的原因，是后一层对前一层焊缝具有附加热处理的作用，从而改善了焊缝固态相变的组织。

焊后热处理 一些重要的焊接结构，一般都要进行焊后热处理，以改善结构的性能。虽然近年来对于大型球罐已成功地采用了内加热、外保温的技术进行整体热处理，但对某些复杂的大型焊接结构采用整体热处理仍有困难，因此常采用局部热处理来改善焊接接头的性能。 焊后热处理不单纯针对焊缝，对提高整个焊接接头的性能都是有利的，但这种方法比较麻烦，而且耗能耗资都比较大，不是在所有情况下都是可取的。

跟踪回火处理 所谓跟踪回火，就是每焊完一道焊缝立即用气焊火焰加热焊道表面，温度控制在900～1 000℃左右。如果手工电弧焊焊道的平均厚度约为3mm，则跟踪回火对前二层焊缝均有不同程度的热处理作用。最上层焊缝(0～3mm)相当于正火处理，对中层焊缝(3-6mm)承受约750℃的高温回火，对下层(6—9mm)受600℃左右的回火处理。所以采用跟踪回火，不仅改善了焊缝的组织，同时也改善了整个焊接区的性能，因此焊接质量得到显著的提高。

（5）焊缝金属与母材的强韧匹配 对于C-Mn钢之类低强度钢，按“等强”原则选用焊接材料，焊接接头可具有足够的韧性储备。而适当“超强”，也确实有利于提高接头抗脆断性能。 但对于高强钢(特别是超高强钢)，如要求焊缝与母材等强，则焊缝的韧性储备不够高，若为超强的情况，韧性储备就会更为低下，甚至可能低到安全限以下。此时，如少许牺牲焊缝强度而使韧性储备有所提高，可能更有利些。

实际上，即使是低强度钢，尽可能提高韧性储备总比过分提高其强度要好一些。 实验表明，“低强”焊缝，即焊缝强度低于母材强度，若焊缝有足够的韧性，其接头抗脆性破坏的性能并不比等强或超强匹配差。 Contents

§3.2 焊接热影响区的组织和性能 3.2.1 焊接热影响区的组织转变 §3.2 焊接热影响区的组织和性能 3.2.1 焊接热影响区的组织转变 焊接热影响区在组织性能上是一个非均匀的连续体。由于距焊缝远近不同，在组织性能上差异较大，特别是熔合区和粗晶区是焊接接头的薄弱环节。 1．焊接过程的特殊性 (1)加热温度高 一般热处理时加热温度最高在AC3以上100～200℃，而焊接时加热温度远超过AC3，在熔合线附近可达1 350～1 400℃。

(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30～100s)，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。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)局部加热，产生不均匀相变及应变。 (6)在应力状态下进行组织转变。

2. 焊接加热过程组织转变特点 焊接快速加热，将使各种金属的相变温度比起等温转变时大有提高，而且AC1和AC3之间的间隔加大。 首先随加热速度的提高，奥氏体形成的孕育期缩短，开始转变温度提高，完成转变所需的时间缩短。 另外，奥氏体形核率的增加倍数大大高于长大速度的提高。因此当焊接加热越快时，在AC3以上不太高的温度范围(900-1 100℃)可以获得细小的奥氏体晶粒。 但当加热到很高温度(1 100℃以上如熔合线附近)时，奥氏体晶粒长大而得到粗大的组织，同时，不利于奥氏体均匀化。

3.焊接时冷却过程的组织转变 焊接过程属于不平衡的热力学过程。随冷却速度增加,平衡状态图上各相变点和温度线均发生便移。随冷却速度增加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（0.77%C）,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，0.4％C的钢就可以得到全部为珠光体的组织(伪共析)。

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。 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。

3.2.2 焊接热影响区的组织分布 用于焊接的结构钢，从热处理特性来看，可分为两类，一类是淬火倾向很小的，如低碳钢及含合金元素很少的普通低合金钢，称为不易淬火钢，另一类由于含碳量较高或合金元素较多的钢，能通过热处理淬火强化，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。

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 图3-11 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

I.不易淬火钢的热影响区组织 一般常用的低碳钢及强度级别较低的普通低合金钢(如16Mn、15MnV、15MnTi等)，在一般焊接条件下，淬火倾向较小，属于不易淬火钢。 (1)熔合区 焊缝与母材之间的过渡区域，常称熔合区。该区的范围很窄，温度处于TL～TS之间，在焊接条件下，由于母材边界的不均匀熔化结果产生局部熔化和局部不熔化部位，宏观上呈不规则的锯齿状曲线，故亦称熔合线或半熔化区。其特征是具有明显的化

学不均匀性，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 此区的温度范围是处在固相线TS～TG(晶粒急剧长大温度，约为1 100℃左右)，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） 该区的母材金属被加热到AC3~1000°C的部位，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高，是低碳钢热影响区中性能最佳的区段。

(4)不完全重结晶区 焊接时处于AC1～AC3口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人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。

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；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。 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，过热区也可能出现低碳马氏体。

易淬火钢热影响区的组织 低碳调质高强钢（如18MnMoNb）、中碳钢（如45号钢）和中碳调质高强钢（如30CrMnSi）等均为易淬火钢。 (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，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)，故称淬火区。

(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，奥氏体化不完全。铁素体很少溶人奥氏体，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+铁素体的混合组织，故称不完全淬火区。 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。

若母材焊前是正火或退火状态，一般不发生组织变化，即保持其原始组织； 热影响区加热低于AC1以下的区域的组织分布与母材焊前的热处理状态有关。 若母材焊前是正火或退火状态，一般不发生组织变化，即保持其原始组织； 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；离焊缝较远的区域，由于温度较低则相应获得回火马氏体； 若母材在焊前是调质状态，组织和性能发生变化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。

3.2.3 焊接热影响区的性能 1.焊接热影响区的硬化 (1)化学成分的影响 HAZ的硬化倾向，取决于母材的化学成分和冷却条件。 3.2.3 焊接热影响区的性能 1.焊接热影响区的硬化 (1)化学成分的影响 HAZ的硬化倾向，取决于母材的化学成分和冷却条件。 首先是含碳量，它显著影响奥氏体的稳定性，对硬化倾向贡献最大。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。

其次是合金元素的影响。溶于奥氏体时提高淬硬性(和淬透性)；而形成未溶碳化物、氮化物时，则可成为非马氏体相变产物非均匀形核的核心，从而细化晶粒，导致淬硬性下降。 碳当量(Carbon Equivalent，简称CE)也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。CE增加，硬度也随之增加，即淬硬倾向增加。

(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。如采用冷却时间t8/5反映冷却速度，增大t8/5均使硬度下降。 仅仅调节焊接参数来增大从AC3冷却下来的冷却时间t8/5，可以在一定程度上降低硬化性；但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。

所以，为了减小硬化倾向，即要尽可能降低tH值，以减小晶粒粗化，又必须保证适当缓慢的冷却条件。 在同样冷速条件下，晶粒越粗大，越易于获得马氏体组织。为此，必须减小焊接线能量，并适当降低预热温度。 然而，硬度值随线能量减小而增大。焊接线能量对HAZ近缝区硬度的影响效果，与t8/5变化带来的效果完全相同。说明增大线能量时，晶粒虽然粗化，但未增大奥氏体稳定性，由于t8/5增大起了主要作用，最终并未增大硬化性，硬度值反而随E增大而降低。事实上，过热区晶粒总在粗化，但只要能将t8/5适当降低，就可能降低其硬化性。 所以，为了减小硬化倾向，即要尽可能降低tH值，以减小晶粒粗化，又必须保证适当缓慢的冷却条件。

(3)焊接HAZ的最高硬度Hmax 采用HAZ最大硬度Hmax作为一个因子来评价金属的焊接性（包括裂纹的敏感性），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。 国产钢硬度计算公式： （3-1） HAZ组织全为马氏体组织时的t8/5

2.焊接热影响区的脆化 焊接热影响区的脆化是引起焊接接头开裂和脆性破坏的主要原因。造成脆化的原因有：粗晶脆化、析出脆化、组织转变脆化和热应变时效脆化。

（1）粗晶脆化 由于受热的影响程度不同，焊接接头在近缝区靠近熔合线附近将发生晶粒粗化。晶粒长大受到钢种的化学成分、组织状态、加热温度和时间等影响。 晶粒长大是晶粒相互吞并、晶界迁移的过程。如果钢中含有碳、氮化物形成元素，就会阻碍晶界迁移，从而可以防止晶粒长大。 在恒温加热条件下，晶粒长大基本是在加热和保温过程中完成的。而在连续加热和冷却条件下，在冷却过程中晶粒仍在继续长大。

脆化的程度与粗晶区出现的组织类型有关。对于某些低合金高强钢，由于出现下贝氏体或低碳马氏体，可以适当降低焊接线能量和提高冷却速度，有改善粗晶区韧性的作用，从而提高抗脆能力。 但对高碳低合金高强钢，与此相反，提高冷却速度会促使生成孪晶马氏体，使脆性增大。所以，应采用适当提高焊接线能量和降低冷却速度的工艺措施。

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，使两种脆化的叠加。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)。

(2)析出脆化 对某些金属或合金，在回火时效过程中，从过饱和固溶体中析出碳化物、氮化物、金属间化合物及其它亚稳定的中间相等，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。

此外，析出物的形态和尺寸对于脆化也有影响。若析出物以弥散的细颗粒分布于晶内或晶界，将有利于改善韧性，如AIN、Nb(C、N)、TiN等。但析出物以块状或沿晶界以薄膜状分布时，就会成为脆化的发源地。 (3)组织脆化 对于常用的低碳低合金高强钢，焊接HAZ的组织脆化主要是由于M-A组元、上贝氏体、粗大的魏氏组织等所造成。

M-A组元是焊接高强钢时在一定冷却速度下形成的。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。它不仅出现在热影响区，也出现在焊缝中。一旦出现M-A组元，脆性倾向显著增加，即脆性转变温度Trs显著升高。

实践证明，低温回火（<250℃）可以改善M-A组元的韧性，中温回火（450℃）可改善组织的韧性，但改善的程度与M-A组元的含量有关。 综上所述，焊缝和HAZ有M-A组元存在时，对韧性是不利的。根据研究，M-A组元的韧性低是由于残余奥氏体增碳后，易于形成孪晶马氏体，夹杂于贝氏体铁素体板条之间，并在界面上产生显微裂纹沿M-A组元的边界扩展。因此，有M-A组元存在时，成为潜在的裂纹源，并起到应力集中的作用。

(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，将引起焊接结构的局部应变、塑性变形，对焊接接头的性能，特别是断裂韧性，都会产生很大影响。这种现象称为热应变时效脆化(Hot Straining Embrittlement，简记HSE)。热应变时效大体上可分为两大类： 静应变时效：一般把室温或低温下受到预应变后产生的时效现象。

一般特点是：σb、σS和硬度普遍升高，而塑性和韧性下降；其次只有钢中含有碳、氮等间隙型原子时才发生静应变时效。 动应变时效：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。

产生应变时效脆化的原因，主要是由于应变引起位错增殖，碳、氮原子析集到这些位错的周围形成所谓Cottrell气团，对位错产生钉扎和阻塞作用。 3．焊接HAZ的韧化 焊接HAZ，特别是熔合区和粗晶区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 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HAZ韧性的有效措施。

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。

(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。 应指出，在焊接接头中，软化区只是很窄的一层，并处在强体之间(即硬夹软)，它的塑性变形受到相邻强体的拘束，受力时将会产生应变强化的效应。

(2)热处理强化合金焊接HAZ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，HAZ温度在430～300℃范围内有明显的软化现象。

本章小结 本章的重点内容有:一焊接接头组织的形成和控制;二焊接接头力学性能的控制。 联生结晶和各种不同形态的柱状晶是焊缝凝固组织的显著特点。焊缝的固态相变组织主要取决于化学成分和焊接工艺条件。细小的针状铁素体组织是低合金高强钢焊缝的理想组织。而焊接热影响区的组织则主要由焊接热循环所决定。由于热影响区中各点所经历的焊接热循环不同，这就使得整个热影响区的组织是极不均匀的。焊接热影响区的组织控制与焊缝相比要困难的多。

焊缝和热影响区的性能是影响整个焊接接头性能的决定性因素。控制焊缝的性能重点是焊缝韧性的控制。一般可以通过选择合适的焊接材料再配合适当的焊接工艺来保证焊缝性能。而焊接热影响区的性能控制则困难得多，所以它对整个焊接接头的性能的影响就显得格外重要。焊接热影响区的脆化往往是导致焊接裂纹或接头性能下降的重要原因。粗晶脆化和脉A组元脆化是低合金高强钢近缝区脆化的主要形式。硬化现象是低合金高强钢近缝区表现的又一特征。决定热影响区硬度的主要因素是钢种的碳当量和冷却条件。常用热影响区的最高硬度Hmax来评定钢种的焊接性，通过它可以间接预侧焊接热影响区的韧性、脆性和抗裂性等。

Thank You!