第十一章 焊缝及其焊接热影响区的组织和性能

由于焊接过程的特点，决定了冷却后形成的焊接接头具有与母材不同的特点。由于焊接过程的特点，决定了冷却后形成的焊接接头具有与母材不同的特点。 ⑴由于二种以上的金属在高温下混合且伴随各种化学冶金反应，随后冷却使焊缝金属 图11-1 焊接接头示意图 1-焊缝;2-熔合区;3-热影响区;4-母材 在焊接热源的作应下，焊接材料及母材金属局部熔化，经化学反应，热源离开后熔池凝固，随着温度的下降，具有同素异构转变的金属，在不同冷却条件下，发生固态相变。焊缝周围的母材，根据离焊缝远近的不同，发生不同的组织转变（该影响区称为HAZ），最后形成焊接接头。 和母材相比，其成分、组织、性能均发生了巨大的变化。 ⑵在热影响区没有化学成分变化的区域，但由于焊接热循环的作用相当于对它进行了一次短时高温热处理，发生了组织改变，带来性能上的变化。 ⑶由于化学冶金反应的不均匀，造成接头部分成分不均匀，有时区域偏析很大，因此造成组织和性能的差异。

⑷由于焊接热效应的不均匀，使材料随加热温度的不同而形成组织梯度。⑷由于焊接热效应的不均匀，使材料随加热温度的不同而形成组织梯度。 因此，要想保证焊接接头的性能，需： （1）选择合适的母材与焊接材料 （2）控制焊接热作用过程，使焊缝的成分与性能满足要求 （3）控制焊接热影响区的组织转变。 第一节 焊缝金属的组织和性能 一、焊接熔池的凝固 熔池＝熔化部分母材＋填充材料 （一）熔池的特点： 1、熔池体积小，冷却速度大，体积小于30cm3, G≤ 100g; 冷却速度4～100℃ /s；钢锭的冷却速度3~150×10-4℃ /s 2、熔池的温度高，分布不均运 中心：2100～2300 ℃，边缘1600 ℃。熔池金属处于过热状态

3、液态金属处于运动状态 4、熔池界面的导热条件好 (1)熔池与“模壁”之间不存在间隙 (2)熔池的体积相对于母材金属来讲非常小，固液界面温度梯度大 5、热源移动，结晶过程连续进行并随熔池前进。 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）.液态金属中不同部位温度不均，中心过热，（4）.原始成分不均，因熔池存在时间短而来不及均匀。 （二）熔池晶体生长特点 1、联生结晶 熔池金属依附与熔池表面的晶粒长大，好似母材晶粒的外延生长。 熔合区母材的晶粒对焊缝晶体的结构具有一定的遗传性。 焊接时，为改善焊缝金属的性能，通过焊接材料加入一定量的合金元素(如Mo、V、Ti、Nb等)可以作为熔池中非自发晶核的质点，从而使焊缝金属晶粒细化。

3、结晶速度和方向动态变化 熔池中液态金属的凝固速度可通过柱状晶的生长速度或凝固时间来反映。 柱状晶生长速度即为柱状晶前沿推进的线速度，在偏向晶情况下，由于柱状晶的生长方向在不断变化，且个点的散热程度不同，所以生长速度应视为平均成长线速度。 2、择优生长 在熔池边界开始结晶以后，晶体便呈柱状晶的形式向熔池内部生长。但是，长大的趋势各不相同，有的柱状晶严重长大，一直可以成长到焊缝中心，有的晶体却只成长到半途。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，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，形成粗大的柱状晶体。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11-4所示，这就是焊缝中柱晶体选择长大的结果。 图11-4 焊缝中柱状晶体的选择长大

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。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。 设: 柱状晶的生长方向垂直于等温面，柱状晶的生长速度为R，焊接速度为V，R与V之间的夹角为θ，则 R=VCosθ 在焊缝的边界，θ＝90° R＝0； 在焊缝的中心， θ＝0° R≈ V。 由于结晶潜热的析出及其他附加热的作用，柱状晶的生长速度并不十分有规律，常伴有不规则的波动。

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。当焊速度越小时，则晶粒的生长方向越弯曲。如图11-5示。故当高速焊时，最后结晶的低熔点夹杂物被推移到焊缝中心，形成中心面，导致焊缝中心易出现纵向裂纹。这就是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。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。当焊速度越小时，则晶粒的生长方向越弯曲。如图11-5示。故当高速焊时，最后结晶的低熔点夹杂物被推移到焊缝中心，形成中心面，导致焊缝中心易出现纵向裂纹。这就是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。 图11-5 焊接速度对焊缝一次组织的影响(a)焊速大;(b)焊速小

等轴晶 柱状晶 C0 （三）凝固组织的形态 宏观上，焊缝的晶体形态主要为柱状晶和少量的等轴晶。 显微镜下微观分析，柱状晶有不同的结晶形态，如平面晶、胞状晶、胞状树枝晶、树枝晶等。等轴晶一般都为树枝晶。 凝固组织的金相形态和结晶时固液界面前方液相中成分过冷程度有关，一定成分的合金凝固组织随成分过冷有显著变化，成分过冷的影响因素主要是温度梯度G，成长速度R和溶质浓度C0。 树枝晶 胞状树枝晶 胞状晶 平面晶 G/R1/2 下右图为液相溶质浓度与温度梯度G，成长速度R与凝固组织形态的关系。

对一定成分的合金，焊缝中液相温度梯度起决定作用，随温度梯度G的降低，成分过冷区将增大，焊缝的凝固组织将是平滑界面、胞状晶、胞状树枝晶、柱状树枝晶和等轴树枝晶组织。焊缝凝固组织的最大特点主要表现在生成各种形态的柱状晶组织。 实际焊缝中，由于化学成分、焊件尺寸、接头形式、工艺参数等因素的影响，不一定具有上述的全部结晶形态。

二、焊缝金属的组织 焊缝金属经凝固完成一次结晶过程，随着连续冷却过程的进行对于低碳低合金钢来讲，在一次结晶组织的基底上产生γ→α转变。因冷却速度不同，可以有铁素体转变、珠光体转变、贝氏体转变与马氏体转变，转变后的组织可分为以下几类： 1、先析铁素体 先析铁素体是指从过冷奥氏体高温首先析出，其转变机制是扩散型的铁素体，如图11-12所示。 图11-12晶界铁素体+晶内粒贝氏体(500X) 图11-13晶界网状铁素体(500X)

先析铁素体根据其形态、分布的不同，可将其进一步划分如下：先析铁素体根据其形态、分布的不同，可将其进一步划分如下： ⑴晶界自由铁素体 晶界自由铁素体是在较高温度下，由奥氏体晶界上形核，然后形成完全扩散型的转变产物，其形态呈块状、等轴状、网状等，如图11-13所示。 ⑵魏氏组织铁素体 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11-14)。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。 图11-14 魏氏组织 （a)一次魏氏组织铁素体 (b)二次魏氏组织铁素体

对低碳低合金钢来说，魏氏组织的形成有三个条件：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。 焊接时，在低碳低合金钢接头的过热区易满足上述条件，故常出现魏氏组织。有时焊缝的某些区域也满足形成魏氏组织的条件从而形成魏氏组织，见图11-15所示。粗大的魏氏组织一般将恶化焊缝接头的韧性。 图11-15焊缝中魏氏组织

⑶晶内等轴铁素体 晶内等轴铁素体在原奥氏体晶内形核，具有不规则的弯曲晶界，或者逐步形成有轮廓分明的晶体学特征。这类铁素体在焊缝中不多见。 ⑷晶内针状铁素体 晶内针状铁素体(AF)主要存在于低碳低合金钢的焊缝中，其形成温度要低于魏氏组织铁素体，它在原始奥氏体晶粒内以平行的针状(片状)构成一定的几何形状，即所谓针状结构，一般针状铁素体都是2μm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，它可能是珠光体体型的铁素体-碳化物复相组织，也可能是M-A组织，如图11-16所示。焊缝组织中晶内针状铁素体细小密集、数量多，能使焊缝金属韧性提高。 (a) 15MnVN钢焊缝晶内针状铁素体500X (b) 针状铁素体800X 图11-16低合金钢焊缝中针状铁素体

铁素体转变的另一种说法 研究表明，低合金钢焊缝中的铁素体形态比较复杂，对焊缝的强韧性具有重要的影响。

2、共析转变物 共析转变产物是指过冷奥氏体在Ar1~550℃温度下转变为珠光体的相关产物，转变机制是扩散型。随着转变温度的降低，珠光体转变愈快，组织愈细小。根据珠光体中层片的细密程度，可将珠光体分为层状珠光体PL、粒状珠光体Pr、细珠光体Ps。高温转变形成的珠光体，其片层间距大约在150~450nm之间，工业上叫做索氏体；在更低温度下形成的片层间距为30~80nm的极细片状珠光体，工业上叫做屈氏体。屈氏体的组织形态要通过电子显微镜才能观察。 焊接条件下，由于冷却速度大，珠光体转变受到抑制，扩大了F与B转变领域。有B、Ti等细化晶粒的元素存在时，珠光体转变可被完全抑制。

3、贝氏体 贝氏体是过冷奥氏体中温转变产物（550 ℃ ~Ms)，转变机制是扩散——切变型。即形核元素是扩散型，但冷却是切变型。贝氏体转变的温度区域是在珠光体、马氏体转变之间，所以亦有中间转变之称。但由于形成条件不同，转变后形成的贝氏体可分为无碳贝氏体、粒状贝氏体、上贝氏体和下贝氏体等，形态和性能差别很大。 ⑴无碳贝氏体 无碳贝氏体是一种单相组织，即铁素体组织，所以又称为纯铁素体贝氏体。实际上这种贝氏体中的铁素体与一般铁素体一样，也含有微量的碳，所以称之为无碳贝氏体不太确切，应称为无碳化物贝氏体较为正确。无碳贝氏体的铁素体板条大致平行，板条较宽，板条之间的距离较大，板条之间为M-A组元，在低碳低合金钢的焊接接头中，有时也能看到无碳贝氏体的存在，但它常与魏氏组织铁素体、针状铁素体、粒状贝氏体共同存在，要注意加以区分，如图11-17所示。

图11-17无碳贝氏体(1500X)

（2）粒状贝氏体转变温度高于上贝氏体转变温度，其特征是铁素体基体上分布着许多“岛”，外形不规则可以呈块状、板条状、哑铃状、粒状等。而这些小“岛”为富碳奥氏体的转变产物。如前面图11-12所示。（2）粒状贝氏体转变温度高于上贝氏体转变温度，其特征是铁素体基体上分布着许多“岛”，外形不规则可以呈块状、板条状、哑铃状、粒状等。而这些小“岛”为富碳奥氏体的转变产物。如前面图11-12所示。 ⑶上贝氏体 钢中典型上贝氏体的形态呈羽毛状。上贝氏体形成温度较高（550~450 ℃ ），铁素体晶粒和碳化物颗粒较粗大，碳化物呈短杆状平行分布在铁素体板条之间，铁素体和碳化物的分布有明显的方向性，这种组织状态使铁素体条间易产生脆断，铁素体本身也可能成为裂纹扩展的途径。故上贝氏体不但硬度低，而且韧性也显著降低，焊接接头中一般应避免上贝氏体组织的形成。 (4)下贝氏体 下贝氏体（450 ℃~Ms）典型形态呈针片状。下贝氏体中铁素体针细小而均匀分布，而且在铁素体内又析出大量细小且弥散分布的碳化物，使位错密度很高。因此下贝氏体不但强度高，而且韧性也很好，即具有优良的综合力学性能。

⑷马氏体 当钢中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温度下将发生切变型转变得到马氏体，根据含碳量的不同可形成不同形态的板条马氏体、片状马氏体等。 板条马氏体又称位错马氏体、低碳马氏体等。光学显微镜下的形态是约0.5μm左右宽度的板条、平行排列的马氏体束，在每束中取向相同的相邻板条以小角度晶界分开，不同取向的板条之间则以大角度晶界分开。在一个奥氏体晶粒中可以存在多束板条。板条内部结构是交错复杂的位错结，很少存在孪晶。 片状马氏体又称针状或竹叶状马氏体、孪晶马氏体、高碳马氏体等。片状马氏体显微组织特征为片间不相互平行，在一个奥氏体晶粒内最早形成的一片马氏体比较粗，往往贯穿整个奥氏体晶粒，使以后形成的马氏体生长受到限制。因此片状马氏体的大小不一，愈是后形成的马氏体片愈小，片状马氏体的亚结构主要为孪晶。 低碳马氏体既具有相当的强度，还具有良好的韧性，这主要是亚结构属于位错型所致。此外，低碳马氏体的Ms点较高，有自回火现象。自回火能改善马氏体的韧性。高碳马氏体硬度很高，但极脆，几乎没有什么韧性可言

(一）低碳钢焊缝组织 低碳钢的焊缝金属含碳量很低，故二次结晶组织大部分是铁素体加少量珠光体。由于铁素体一般首先沿原奥氏体晶界析出，往往勾划出一次组织的柱状轮廓，故又称为柱状铁素体，其晶粒十分粗大。此外焊缝中的一部分铁素体还具有魏氏组织的形态。 在小焊接线能量条件下，冷却速度较大时，焊缝组织中柱状晶细长，先析铁素体多以片状析出，魏氏组织铁素体片薄，片间距也较窄；反之，当焊接线能量大，冷却速度相应减小时，沿晶分布的先析铁素体则多以块状出现，魏氏组织铁素体片也厚，片间距较宽。在较快的冷却速度下，先析铁素体量减少，甚至消失。此时魏氏组织铁素体也较难出现。在这种情况下，随成分与冷却速度的不同，有可能出现无碳贝氏体，粒状贝氏体，还有可能出现马氏体。

多层焊或热处理对焊缝金属的组织和性能将起到改善作用，使焊缝获得细小的铁素体和少量珠光体，并消除柱状晶组织。一般使钢中柱状晶消失的临界温度约在A3点以上20~30℃，低碳钢焊缝柱状晶消失的临界温度与加热温度和加热时间的关系如图11-18示。图11-19表明，低碳钢单层焊缝经不同温度再加热时，柱状晶的细化程度不同，因而具有不同的冲击韧度。多层焊或热处理对焊缝金属的组织和性能将起到改善作用，使焊缝获得细小的铁素体和少量珠光体，并消除柱状晶组织。一般使钢中柱状晶消失的临界温度约在A3点以上20~30℃，低碳钢焊缝柱状晶消失的临界温度与加热温度和加热时间的关系如图11-18示。图11-19表明，低碳钢单层焊缝经不同温度再加热时，柱状晶的细化程度不同，因而具有不同的冲击韧度。 图11-18低碳钢单层焊缝 图11-19低碳钢单层焊缝

相同化学成分的焊缝金属，由于冷却速度不同，也会使焊缝的组织有明显的不同，冷却速度越大，焊缝金属中的珠光体越多，而且组织细化，与此同时，硬度增高，如表11.1所示。相同化学成分的焊缝金属，由于冷却速度不同，也会使焊缝的组织有明显的不同，冷却速度越大，焊缝金属中的珠光体越多，而且组织细化，与此同时，硬度增高，如表11.1所示。 表11.1低碳钢焊缝却速度对组织和硬度的影响

（二）低合金钢焊缝组织 低合金钢焊缝固态相变后的组织比低碳钢焊缝组织要复杂得多，由于合金元素的加入，往往使连续冷却转变曲线(CCT图)右移，而贝氏体转变向左突出。因此，在实际的焊缝金属中，各种组织如铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体等都可能出现，形成复杂的组织形态。应当指出，低合金钢焊缝中的铁素体、珠光体，与低碳钢焊缝中的铁素体、珠光体虽然在组织结构上相同，但在形态上却有很大的差别，因此也会反映出不同的性能。 当合金元素较少时低合金钢焊缝组织与低碳钢相近，在一般焊接冷却条件下为铁素体加少量珠光体，冷却速度增大时常常会出现粒状贝氏体。 当焊缝中合金元素较多，淬透性较好时，则出现多种形态的贝氏体和马氏体组织。有时合金元素较高时，焊缝中可看到由于合金元素的偏析，而保留下来的胞状或树枝晶界的轮廓。 此外，在焊接条件下，焊缝中的气体含量往往比母材高10倍之多，氧可达数百ppm。这样高的含氧量将会影响组织转变，从而影响焊缝金属的性能。

三、焊缝成分的不均匀性 • 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，出现所谓偏析现象。与此同时，在焊缝的边界处——熔合区，还出现更为明显的成分不均匀，常成为焊接接头的薄弱地带。 • 焊缝结晶的偏析，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。 • ⑴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。在大范围内即可发现引起宏观组织改变甚至产生裂纹。 • ①层状偏析：产生于焊缝的层状偏析周期性分布，是由结晶速度周期性变化引起的。从焊缝浸蚀后的面上发现有颜色不同的分层组织。如图11-6所示。 • ②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11-7所示。

图11-6 层状偏析 11-7焊缝中心偏析 ③焊道偏析：多道多层焊时在层间、道间形成的成分偏析。特别是在不同材料堆焊和异种钢焊接时极易产生。 ④弧坑偏析：收弧处溶池未能填满，凝固时大量杂质无法排出及成分扩散不均匀而导致偏析。一般应设法将其引出接头为好。

⑵微观偏析(显微偏析) 焊缝结晶过程中，先结晶的固相含溶质浓度低，而后结晶的固相含溶质的浓度较高，并富集了较多的杂质。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。 ①柱状晶偏析：柱状晶主干与侧枝及晶间成分的不一致，如图11-8所示。并易由此引起裂纹。图11-9所示为18MnMoNb钢焊后柱状晶间裂纹。 ②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。如图11-10所示。 ③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，这形成胞晶状偏析。

图11-8 柱状晶间偏析 图11-9 柱状晶间杂质引起裂纹

⑶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，形成了熔合区偏析。 ①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。 ②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色带状组织。这是碳的扩散引起的。如图11-11所示。 图11-10树枝状晶间裂纹 图11-11含铝钢接头偏析带

③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，而S、P的扩散能力较弱，故偏聚于熔合区。③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，而S、P的扩散能力较弱，故偏聚于熔合区。

四、焊缝金属性能的控制 焊 缝金属的力学性能是影响接头使用可靠性的重要因素，其中强度与韧性是最关键的性能指标。 一般焊接结构件焊后不再进行热处理，因此保证焊缝及焊接接头的焊态组织与性能非常重要。 各类金属材料所采用的强化方式大体有以下几种：固溶强化、细晶强化(变质处理)、冷作强化、沉淀强化(弥散强化)、相变强化。 对于焊缝金属来讲，通常还是采用固溶强化和细晶强化。焊缝中合金元素的种类很多，所起的作用很复杂，有的主要是固溶强化(如Mn、Si等)，有的主要是变质处理(如Ti、B、Zr、稀土等)，有的兼有两种作用(如V、Nb、Mo等)。细晶强化不仅可提高焊缝的强度，还能改善焊缝韧性和抗裂性。一般不希望采用沉淀强化或马氏体相变强化，因为这二类属于热处理强化方式，焊后须进行适当的热处理。

焊缝金属力学性能的影响因素众多且复杂，但主要因素是焊缝的化学成分(包括杂质元素)和冷却条件(焊接工艺)。焊缝金属力学性能的影响因素众多且复杂，但主要因素是焊缝的化学成分(包括杂质元素)和冷却条件(焊接工艺)。 1、焊缝化学成分的影响 焊缝化学成分对性能的影响是比较复杂的，尤其是对韧性的影响。焊缝的化学成分包括合金元素和有害杂质，其存在形态可以是固溶于基体，也可以形成析出相，或者析集于晶界，不仅可以直接影响到韧性也可以通过改变相变过程及其产物形态而影响韧性。 ⑴锰和硅对焊缝性能的影响 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。 低合金钢埋弧焊，只有Mn=0.8%~1.0%,Si=0.1%~0.25%时，韧性比较好，其余含量均降低韧性 原因：改变焊缝组织 Mn＜0.8%, Si ＜0.1%，组织为粗大的PF； Mn＞1.0%, Si ＞ 0.25%，组织为FSP Mn=0.8%~1.0%,Si=0.1%~0.25%时得到细晶F和针状F

⑵铌和钒对焊缝韧性的影响 经研究表明，适量的Nb和V可以提高焊缝金属的冲击韧性。 原因：①Nb、V在低合金钢中固溶，推迟A向F转变，抑制PF、FSP的产生，激发产生细小的针状F（ Nb=0.03%~0.04%, V=0.05%~0.1%,韧性良好。） ② Nb、V与可溶性氮生成NbN，VN，提高焊缝韧性。 注意： Nb、V提高韧性，需要进行焊后正火处理，这样NbN，VN析出相才能脱离与基体的共格关系，改善韧性，降低强度。不进行热处理时NbN，VN以细微共格沉淀相存在，导致焊缝强度大幅上升，韧性下降。 ⑶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是很复杂的，它们与氧、氮有密切的关系。 微量Ti、B改善焊缝金属韧性的机理主要有两方面的因素。①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。这些小颗粒状的TiO还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。根据研究，Ti与N也有上述类似的作用。

②Ti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，但是低合金钢焊缝中Ti和B的最佳含量与氧、氮的含量有关。②Ti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，但是低合金钢焊缝中Ti和B的最佳含量与氧、氮的含量有关。 ⑷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。研究表明，焊缝中的Mo含量太低(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，转变温度随即降低，易形成无碳贝氏体、上贝氏体等组织，使韧性显著下降。只有Mo含量在0.20%~0.50%时，才有利于形成均一的细晶F和针状铁素体。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。

⑸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，如图11-20所示，焊缝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含量增加而提高。 Ni的有利作用的体现，须以限制S、P、C等有可促使产生结晶裂纹的元素为前提。因此IIW-ISO规定，焊丝含Ni量为0.40%~1.6%时，S、P限量分别为≤0.01%。 ⑸镍对焊缝韧性的影响 图11-20 Ni对焊缝韧性的影响 1-焊态 2调质态 ⑹稀土元素对焊缝金属性能的影响 关于稀土在焊缝中的作用已有许多研究，如稀土降低焊缝中的扩散氢含量，改善焊缝的抗热裂倾向，特别是稀土能改善焊缝金属的韧性。但机理的解释各不相同。

⑺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，提高抗冷裂性，并使焊缝组织细化，提高低温韧性。但碲会使焊接工艺性能变坏，有待作进一步深入研究。 2、焊接工艺的影响 ⑴焊接线能量 焊接线能量的影响，不仅通过改变熔池过热程度和冷却速度使γ晶体尺寸及γ→α转变发生变化，还通过改变熔合比影响焊缝化学成分，使焊缝的组织与性能发生变化。对于不同的焊接方法，实用线能量范围不同，焊缝冷却速度不同，所带来的强化作用和对韧性的影响也有所不同，如图11-21所示 图11-21焊接线能量对焊缝强度、韧性的影响

⑵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，焊接材料类型不同，不但对焊缝成形(熔深及熔宽)发生影响，也会对焊缝性能发生影响。 ⑶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。 ⑷多层焊接 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；另一方面更主要的原因，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组织。

⑸焊后热处理 焊后热处理可以改善整个焊接接头的组织，当然也包括焊缝的组织，能充分发挥焊接结构的潜在性能。因此，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。当然，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，而且耗资都比较大，不是在所有情况下都是可取的。 ⑹振动结晶 改善熔池凝固结晶结构的另一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。 低频机械振动、高频超声振动、电磁振动（电磁搅拌） ⑺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。

⑻跟踪回火 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900~1000℃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)受到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。 3、焊缝金属与母材的强韧匹配 对低合金高强钢焊接接头，采用何种焊接材料的匹配问题已进行了许多研究。长期以来，无论是施工、设计，还是试验研究，多采用等强匹配的原则，然而近年来发现，对某些强度级别较高的钢种，除考虑强度问题之外，还必须考虑接头的韧性和裂纹敏感性。这种情况采用等强匹配就不一定是最好的，而采用低强匹配更为合理。

第二节 焊接热影响区的组织与性能

第二节 焊接热循环 一、焊接热循环 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。 右图为低合金钢堆焊时焊件上不同点的温度 焊接时在焊接热源的作用下，焊缝周围的母材发生组织和性能变化的区域称为焊接热影响区（HAZ），或称为“近缝区” 图9-10 低合金钢堆焊焊缝附近各点的焊接热循环

一、焊接热影响区（HAZ）的组织转变特点 焊接条件下的HAZ组织转变与热处理条件下的组织转变冶金基本原理是一样的。新相的形成是形核和长大量过程，组织转变的动力来源于系统的热力学条件，即新相与母相的自由能差。但焊接过程本身具有的特点使HAZ组织转变有特殊性： （一）焊接热循环的特点（与热处理向比较） 1.焊接HAZ加热温度高 热处理： 加热温度 AC3+100~200℃ 焊接： 熔合区附近最高温度接近母材熔点；低碳钢、低合金钢 T＞1300℃的区域晶粒严重粗化。 2. 加热速度快 VW:VH=几十~几百倍 3. 高温停留时间（TH）短 AC3以上 手弧焊 4~20S; 埋弧焊：30~100s 热处理：根据需要任意控制 4. 局部加热 5. 自然条件下冷却 6. 引力状态下进行组织转变