第四章焊接熱影響區(qū)組織和性能HAZ：熱源作用下焊縫兩側(cè)發(fā)生組織和性能變化的區(qū)域。本章內(nèi)容：

快速加熱HAZ組織和性能焊接熱循環(huán)參數(shù)焊接條件組織轉(zhuǎn)變特點

HAZ的組織與性能熔合區(qū)（線）過熱粗晶區(qū)相變重結(jié)晶區(qū)不完全結(jié)晶區(qū)時效脆化區(qū)WeldHAZSubstrate第一節(jié)

焊接熱循環(huán)焊接熱循環(huán)焊接過程中熱源沿焊件移動時，焊件上某點溫度由低而高，達(dá)到最高值后，又由高而低隨時間的變化過程。距焊縫不同距離的各點，所經(jīng)歷的熱循環(huán)是不同的。焊接方法不同，熱循環(huán)曲線的形狀也發(fā)生變化。距焊縫不同距離各點熱循環(huán)1-手弧焊2-埋弧焊3-電渣焊一、焊接熱循環(huán)的主要參數(shù)(三)相變溫度以上停留時間(tH)tH長，奧氏體均質(zhì)化，T>1100℃，晶粒會嚴(yán)重長大。tH＝t’+t”。(四)冷卻速度(ωc)和冷卻時間(t8/5、t8/3、t100)冷卻速度一般指一定溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度，或者是冷至某一瞬時溫度Tc的冷卻速度。(一)

ωH

ωH比熱處理要快，ωH提高，相變溫度也提高，奧氏體均質(zhì)化和碳化物的溶解也越不充分。(二)

(Tm)

Tm影響金屬組織和性能。熔合線附近過熱區(qū)(1300~1350℃)，晶粒發(fā)生嚴(yán)重長大，使韌性下降。二、焊接熱循環(huán)參數(shù)計算數(shù)值模擬是指用一組控制方程來描述一個過程的基本參數(shù)變化關(guān)系，利用數(shù)值方法求解，以獲得該過程定量的結(jié)果。隨著計算機的發(fā)展和普及，計算機的容量日益增大，計算速度也越來越快，過去難以用分析方法求解的非線性問題現(xiàn)在可以在計算機上用數(shù)值方法迎刃而解。焊接熱循環(huán)的參數(shù)主要有峰值溫度(最高溫度)的瞬時冷卻速度，相變溫度以上的停留時間、相變敏感溫以及某溫度區(qū)間的冷卻時間等。焊接傳熱學(xué)的基本計算利用傅立葉公式和熱傳導(dǎo)微分方程（拉氏方程）（1）傅立葉公式19世紀(jì)初，傅立葉根據(jù)下述的假定條件，推導(dǎo)出單向傳熱的熱傳導(dǎo)公式。(a)所研究的傳熱載體是致密的，沒有不連續(xù)的地方；(b)通過某截面的熱量任何時間都是相同的。在截面為F的細(xì)捧上，沿S軸向流過的熱量(Q)與溫度梯度(ΔT/ΔS)、截面(F)和傳熱時間(t)成正比，即：許多材質(zhì)并不是完全致密的，所以上式應(yīng)改為微分式焊接過程中，焊件在熱源作用下，溫度上升是由于輸入的熱能大于輸出的熱能，而熱源離開以后，焊件溫度下降是由于輸入的熱能小于輸出的熱能。如沿S方向輸入的熱能為dQs，輸出的熱能為dQs+ds，則熱能積累為：dQs-dQs+ds=(qs-qs+ds)Fdt即：ΔQds=±ΔqdsFdt設(shè)，則

體積元中熱能的積累

（2）熱傳導(dǎo)微分方程式熱傳導(dǎo)微分方程式是由搏立葉公式和能量守恒定律建立。如上圖所示，體積元(dxdydz)同時由三個方向(x、y、z)輸入熱能ΔQx、ΔQy、ΔQz，同時又向x、y、z三個方向傳出熱能ΔQx+dx、ΔQy+dy、ΔQz+dz。由前可知：在X方向瞬時所積累的熱能：

小立方體內(nèi)總共所積累的熱能為：dQ=dQx+dQy+dQz=-(dqxdydzdt+dqydxdzdt+dqzdydxdt)由又有：代入上式得：另外，小立方體實際所積累的熱能：

（3）應(yīng)用特例

上式即熱傳導(dǎo)微分方程式，它是最基本的焊接傳熱計算公式。它可以根據(jù)不同焊接條件下，推導(dǎo)出相應(yīng)的計算公式。例如，薄板焊接時，熱能向兩個方向傳播(x、y)，而z向傳熱為零。即細(xì)棒對接焊時，僅x方向有熱能傳播，Y和Z方向的傳熱均為零，故：

厚大焊件(點熱源)：薄板（線熱源）：

時，可求最高溫度Tm：點熱源

線熱源

(一)峰值溫度Tm(最高溫度)的計算一般方程(二)相變溫度以上停留時間tH的計算采用經(jīng)驗與理論相結(jié)合的辦法求解。厚大件薄板f3f2厚件焊接時E和T0對tH影響(三)瞬時冷卻速度的計算焊縫和熔合線附近的冷卻速度幾乎相同，最大約差5％~10％。方便起見，只計算焊縫的冷卻速度。焊件厚度在8～25mm之間，應(yīng)乘以修正系數(shù)K，K是無因次系數(shù)ε函數(shù)，K＝f(ε)

根據(jù)ε的計算值，可在圖4-9上查得K值，然后再算出中等厚度焊件上某點的瞬時冷卻速度。r0＝0

y0＝0圖4-9K值與ε的關(guān)系

(四)冷卻時間的計算一定溫度范圍內(nèi)的冷卻時間來代替冷卻速度，并以此作為研究焊接熱影響區(qū)組織、性能和抗裂性的重要參數(shù)。t8/5、t8/3、t100。1根據(jù)傳熱學(xué)推導(dǎo)的理論式“臨界板厚”：隨板厚的增加，冷卻速度增大，而冷卻時間t8/5變短，當(dāng)板厚增加到一定程度，則ωc和t8/5不再變化(雖然板厚繼續(xù)增加)，此時的板厚即稱為“臨界板厚δcr”。它的數(shù)學(xué)表達(dá)式：取δ=0.75δcr為界

δ＞0.9δcr，適用于厚板δ

<0.6δcr，適用于薄板2

理論經(jīng)驗公式

公式的主要特點：把諸多熱物理常數(shù)(λ、cρ等)在大量試驗的基礎(chǔ)上用數(shù)值表示；

考慮熱源效率和焊件的接頭形式，從而使計算結(jié)果與實際接近。三維厚板傳熱：二維薄板傳熱：3作圖法根據(jù)δ及E，如落圖上某實際初始溫度以上時，將按三維傳熱公式計算，以下時則按二維傳熱公式計算。確定三維傳熱或二維傳熱后，也可以用作圖法求出t8/5之值，可以免去復(fù)雜的計算。二維傳熱時不同δ、E及T0與t8/5的關(guān)系

根據(jù)E及T0可查出t8/5之值。線算圖

手弧焊時，如果不預(yù)熱，可根據(jù)板厚(如10mm)和所選用的焊接線能量(如18kJ/cm)直接連線(1)，在(A)點可以直接得出t8/5。如果預(yù)熱200℃時，再由(A)點與預(yù)熱200℃連直線(2)，在(B)點即可得出預(yù)熱200℃的t8/5。手弧焊t8//5和t8//3線算圖

峰值溫度冷至100℃的冷卻時間對冷裂有重要影響，為此常采用t100作為冷裂傾向的參數(shù)之一。由圖可查出不同焊接線能量、不同板厚和預(yù)熱溫度時的t100。

冷卻時間t100與E、δ

、T0的關(guān)系

例題：低碳鋼厚大件上堆焊。求：

(1)熔合線上（Tm=1500℃）900℃以上停留時間？

(2)T=650℃的瞬時冷卻速度？

(3)若δ=20mm，650℃瞬時冷卻速度？

焊接規(guī)范：I=300A,U=30V,Vb=7m/h=0.2cm/s,λ=0.42J/(cm?s?℃)，cρ=5.25J/(cm3?℃)，η=0.7解：q=ηIU=6300(J/s)(1)

取T0=0,則θ=(900-0)/(1500-0)=0.6,查表4-6(P165)得f3=0.174

E=q/V=31500(J/cm)

tH=f3E/λ(Tm-T0)=8.7(s);(2)

ω650=35(℃/s)

若此冷卻速度太大，必須降到20℃/s，才能保證焊接質(zhì)量，可調(diào)節(jié)焊接線能量。

ω1/ω2=E2/E1，E2=55125J/cm

t8/5=8.96s(3)δ=20mm，介于25～8之間，先求修正系數(shù)K=f(ε)ε=E/πδcρ(Tc-T0)=1.47,查圖4-9，得K=0.5ω’c=K?ω=17.5℃/s三、多層焊熱循環(huán)的特點焊接生產(chǎn)中，采用多層多道焊接，特別是厚板結(jié)構(gòu)。多層焊分為“長段多層焊”和“短段多層焊”。(一)長段多層焊焊接熱循環(huán)長段多層焊，焊縫的長度一般1m以上，第二層時，第一層已基本冷至100~200℃。相鄰各層之間有依次熱處理作用。淬硬傾向較大的鋼，不適于長段多層焊接。焊第一層以后，焊接第二層之前，近縫區(qū)或焊縫由于淬硬傾向較大而產(chǎn)生裂紋。(二)短段多層焊焊接熱循環(huán)短段多層焊，焊縫長度約為50～400mm，未等前層焊縫冷卻到較低溫度(如Ms點)就開始焊接下一道焊縫。近縫區(qū)1點和4點所經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)是比較理想的。1點，Ac3以上停留時間較短，避免晶粒長大；減緩Ac3以下的冷卻速度，從而防止淬硬組織產(chǎn)生。4點，是在預(yù)熱后焊接，如焊縫的長度控制合適，那么Ac3以上停留時間仍可很短，使晶粒不易長大。短段多層焊熱循環(huán)a)1點的熱循環(huán)

b)4點的熱循環(huán)

第二節(jié)焊接熱循環(huán)條件金屬組織轉(zhuǎn)變特點

焊接與熱處理條件比較

(1)加熱的溫度高

(2)加熱的速度快

(3)高溫停留時間短

(4)自然條件下連續(xù)冷卻

(5)局部加熱加熱溫度加熱速度tH冷卻條件加熱方式熱處理<Ac3+l00~200℃較慢根據(jù)需要控制可選擇整體焊接熔合線達(dá)Tm，一般1350℃很快很短自然局部一、焊接時加熱過程組織轉(zhuǎn)變的特點不同焊接方法加熱速度4540Cr1相變溫度升高加熱速度越快，被焊金屬的相變點Ac1和Ac3的溫度越高，而且Ac1和Ac3之間的溫差越大。P、F→A，擴散相變，有孕育期?？焖偌訜釙r，來不及完成擴散過程所需的孕育期，必然會引起相變溫度提高。含有K形成元素鋼，加熱速度增大，相變溫度升高更多。合金元素的擴散速度小，阻礙碳的擴散，孕育期更長，對相變點影響更大。

加熱速度對Ac1與Ac3溫差的影響A形核的孕育期較短，Ac1提高較小。F向A中溶解，需Fe、C原子做長距離擴散，孕育期較長，Ac3提高較大。加熱速度與金屬的相變點Ac1和Ac3的關(guān)系2A的均勻化A剛轉(zhuǎn)變完，成分不均勻，原Fe3C處C量高，甚至還存有未溶解的K。高溫停留時間較長，則可通過擴散，使A成分均勻化。焊接條件下加熱速度快和相變以上停留時間短，不利于擴散過程，A均質(zhì)化的程度很差，導(dǎo)致冷卻過程相變組織和性能不均勻。對45鋼熱模擬試驗：ωH=300℃/s，t’900=3s，ΔHv=450，硬度值較分散ωH=70℃/s，t’900=100s，ΔHv=200，硬度值分散較小。3A晶粒長大

A的形成是晶格改組和原子擴散過程.

溫度越高，A晶粒長大速度越快。板厚（mm）tH（s）晶粒尺寸（mm）備注手弧焊≤10200.1~0.3不嚴(yán)重埋弧焊15~2030~1000.3~0.4明顯長大電渣焊100~300600~20000.4~0.6嚴(yán)重長大影響晶粒長大的因素：（1）Tm（2）tH（3）ωH和ωc（4）合金元素：C、N化物元素阻礙C擴散，阻礙長大二、焊接時冷卻過程組織轉(zhuǎn)變的特點焊接熱影響區(qū)所經(jīng)歷的熱過程與熱處理條件下有顯著不同，因此冷卻過程的組織轉(zhuǎn)變也必然有很大的差異。以45鋼和40Cr鋼為例，主要研究焊接熱影響區(qū)熔合線附近。兩種情況的加熱和冷卻過程如圖4-20。TM-金屬熔點

Tm-峰值溫度

tH-加熱時間tm’-熱處理加熱時間

tB-熱處理保溫時間采用焊接熱模擬和快速相變儀，測得兩種鋼在兩種情況下CCT圖。45鋼在焊接條件比在熱處理條件下的CCT曲線稍向右移。相同冷卻速度條件下，焊接時比熱處理時的淬硬傾向大。實線-焊接虛線-熱處理45鋼40Cr鋼40Cr鋼在焊接條件比熱處理條件下的CCT曲線向左移動，同樣冷卻速度下焊接時比熱處理時的淬硬傾向小。45鋼：ωc=30℃/s，焊接時可得到92％馬氏體，而熱處理時只得到69％馬氏體。40Cr：焊接條件下ωc=36℃/s時，可得到100％的馬氏體，而熱處理條件下只要22℃/s即可得到l00％馬氏體。

表4-9焊接及熱處理條件下的組織百分比

括號內(nèi)為熱處理狀態(tài)原因：合金元素只有充分溶解在奧氏體的內(nèi)部，才會增加奧氏體的穩(wěn)定性(即增加淬碩傾向)。熱處理條件下，合金元素有充分的時間向奧氏體內(nèi)部溶解。焊接條件下，加熱速度快，高溫停留時間短，合金元素不能充分地溶解在奧氏體中，因此降低了淬硬傾向。45鋼，不存在碳化物的溶解過程，且焊接條件下，近縫區(qū)組織粗化，故淬硬傾向比熱處理條件下要大。焊接條件下的組織轉(zhuǎn)變特點不僅與等溫轉(zhuǎn)變不同，也與熱處理條件下連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變不同。不能機械地利用熱處理條件下的相變理論來解決焊接條件下的組織轉(zhuǎn)變問題，必須根據(jù)焊接熱循環(huán)的特點建立焊接條件下組織轉(zhuǎn)變的理論。三、焊接條件下CCT圖建立及其應(yīng)用1焊接CCT圖建立基于焊接熱模擬技術(shù)建立的，建立CCT圖的工作比較復(fù)雜，需要作大量的實驗工作。一般新鋼種投產(chǎn)前測出其CCT圖，從而方便地查出一定焊接工藝下HAZ的組織和性能，并能作為制定焊接工藝的依據(jù)。2焊接CCT的應(yīng)用（1）預(yù)測熱影響區(qū)的組織和性能，評定HAZ冷裂傾向。根據(jù)原始的工藝條件，可計算HAZ的t8/5，可在圖上查出相應(yīng)的組織和硬度。這樣可預(yù)先判斷HAZ的性能，淬硬傾向及產(chǎn)生冷裂紋的可能性。（2）可以作為調(diào)節(jié)焊接工藝參數(shù)和改進(jìn)工藝(預(yù)熱、后熱及焊后熱處理等)的依據(jù)。調(diào)整E,T0，重新計算t8/5，作組織和硬度預(yù)測，直到滿意為止。因此，建立焊接條件下的CCT圖和t8/5與組織硬度的分布圖對于焊接性分析和提高焊接接頭的質(zhì)量具有十分重要的意義。當(dāng)t8/5=10s時，組織為M(97%)+B(3%)，HV≈450對應(yīng)CCT圖：450℃開始B轉(zhuǎn)變，420℃結(jié)束，開始M轉(zhuǎn)變。由于組織中M量多，HV高，具有一定的冷脆性，冷裂傾向大。應(yīng)用舉例

16Mn鋼3影響CCT圖的因素(1)母材化學(xué)成分的影響

除鈷外，固溶于奧氏體合金元素都使C曲線向右移，即增加淬便傾向，降低Ms點，其中以碳影響最大。(2)冷卻速度的影響

冷卻速度不同，可得到不同的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。

冷卻速度的增大，A1、A3、Acm均移向更低的溫度。

共析成分也由0.83％C轉(zhuǎn)為0.4-0.8％C，在快速冷卻條件下，0.4％C的鋼就可以得到全部為珠光體的組織（偽共析組織）。冷卻速度增大時，Ms有所上升，并且會改變M形態(tài)。因為增大冷卻速度使M增大滑移的抗力，不均勻切變就會以孿晶方式進(jìn)行，M就由條狀變?yōu)槠瑺睢?3)峰值溫度的影響：Tm越高，過冷A的穩(wěn)定性加大，也會使A晶粒粗化，CCT圖向下和向右移動。峰值溫度的影響(4)晶粒粗化的影響

近縫區(qū)強烈過熱而使晶粒發(fā)生嚴(yán)重長大，影響接頭性能，增大裂紋傾向。峰值溫度附近晶粒長大的速度最快，溫度下降，晶粒長大的趨勢并不減弱，到1100℃略有下降，達(dá)到一定尺寸后就不再長大。焊接條件下，奧氏體晶粒不但在加熱過程中長大，而且在冷卻過程也在長大，即晶粒長大的“熱慣性”。晶粒越粗大，晶界總面積越少，減少了形核的機會，也就不利于奧氏體的轉(zhuǎn)變。(5)應(yīng)力應(yīng)變的影響焊接時不可避免地會產(chǎn)生熱應(yīng)力、組織應(yīng)力，以及拘束應(yīng)力。拉伸應(yīng)力會明顯地降低奧氏體的穩(wěn)定性，使CCT曲線明顯地向左上方偏移。應(yīng)力和應(yīng)變都會增加奧氏體的內(nèi)能，從而加速擴散過程，有利擴散型相變的進(jìn)行。應(yīng)力應(yīng)變同樣也影響到馬氏體轉(zhuǎn)變，拉伸應(yīng)力可促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，即Ms升高和馬氏體轉(zhuǎn)變量增加。切應(yīng)力能促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，正壓應(yīng)力則會阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變有應(yīng)力無應(yīng)力第三節(jié)

焊接熱影響區(qū)的組織和性能

一、焊接熱影響區(qū)的組織分布

(一)不易淬火鋼

熔合區(qū)

過熱區(qū)

相變重結(jié)晶區(qū)(正火區(qū))

不完全重結(jié)晶區(qū)

再結(jié)晶區(qū)

Tm=(450~500℃)~Ac1

藍(lán)脆區(qū)Tm=200~500℃圖4-29焊接熱影響區(qū)分布特征1-熔合區(qū)2-過熱區(qū)3-相變重結(jié)晶區(qū)4-不完全重結(jié)晶區(qū)5-母材6-淬火區(qū)7-部分淬火區(qū)8-回火區(qū)焊接低碳鋼的魏氏組織（二）淬硬傾向較大的鋼種焊接1完全淬火區(qū)

HAZ處于Ac3以上區(qū)域，焊后得到淬火組織。過熱區(qū)，由于A晶粒嚴(yán)重長大，為粗大的M；正火區(qū)得到細(xì)小M。根據(jù)ωc和E的不同，可出現(xiàn)B，形成混合組織M+B。16Mn鋼過熱區(qū)的粒貝組織

a)熔合區(qū)×400b)過熱粗晶區(qū)×400

圖4-33

快速加熱及冷卻時的M-F組織a)加熱前

b)加熱后

c)淬火后

P-珠光體

F-鐵素體

A-奧氏體

M-馬氏體

2不完全淬火區(qū)溫度在Ac1～Ac3，P、B、S→A，F(xiàn)很少溶入A?？炖鋾r，A→M。原F保持不變，且有所長大，形成M-F的組織。碳及合金元素含量不高或冷卻速度較小時，可能出現(xiàn)S和P。當(dāng)冷卻速度中等時，出現(xiàn)M-A組元。3回火區(qū)

Tm<Ac1，HAZ組織與性能與母材焊前熱處理狀態(tài)有關(guān)：焊前是完全退火態(tài)

冷加工時有再結(jié)晶恢復(fù)，HB基本不變。焊前是完全淬火態(tài)

距焊縫越近的點，經(jīng)歷的Tm越高，回火作用越大，HB越低。焊前是調(diào)質(zhì)狀態(tài)

組織和性能發(fā)生的變化程度決定于焊前調(diào)質(zhì)狀態(tài)的回火溫度。

Tm<回火溫度Tt，其組織性能不發(fā)生變化；

Tm>回火溫度Tt

，出現(xiàn)軟化現(xiàn)象。焊縫金屬熔合區(qū)母材不完全重結(jié)晶過熱區(qū)相變重結(jié)晶區(qū)16Mn焊接HAZ焊接熱影響區(qū)的溫度分布與狀態(tài)圖的關(guān)系HAZ的組織分布鐵碳狀態(tài)圖熱循環(huán)Tm-峰值溫度TG-晶粒長大溫度二、焊接熱影響區(qū)的性能焊接熱循環(huán)作用下產(chǎn)生HAZ性能不均勻(組織分布不均勻)。焊縫可以通過化學(xué)成分調(diào)整再配合適當(dāng)焊接工藝來保證性能的要求.性能包括：HAZ的硬化、脆化、韌化、軟化，以及綜合的力學(xué)性能、抗腐性能和疲勞性能等。上述為整個接頭的平均性能，不能反映HAZ某個部位(如過熱粗晶區(qū)、相變重結(jié)晶區(qū)等)的實際性能?！昂附訜崮M、應(yīng)力應(yīng)變模擬技術(shù)”，可以將一定尺寸的整體金屬進(jìn)行模擬，使之與實際焊接過程中某部位相同的熱循環(huán)和相應(yīng)的應(yīng)力應(yīng)變循環(huán)，然后加工成所需的試件進(jìn)行各種性能試驗。(一)焊接熱影響區(qū)的硬化常用HAZ(一般在熔合區(qū))的Hmax來間接判斷HAZ的性能，如強度、韌性、脆性和抗裂性等。一般HV↑，σb↑,αk↓,冷裂傾向增大。

1硬度分布

熔合區(qū)硬度最高，距熔合區(qū)越遠(yuǎn)，硬度逐漸接近母材。(a)冷速越大，M越多，HV越大。(b)C比合金元素的影響更大：高C、M可達(dá)600HV，低碳M近350HV。

2碳當(dāng)量

CarbonEquivalent，簡稱Ceq或CE，是反映鋼中化學(xué)成分對硬化程度的影響。把鋼中合金元素(包括碳)按其對淬硬性(包括冷裂、脆化等)的影響程度，折合成碳的相當(dāng)含量。CEN，P’cm，P’’cm見教材P192、1933碳當(dāng)量及t8/5與HAZ最高硬度Hmax的關(guān)系(1)Hmax與碳當(dāng)量的關(guān)系（低合金鋼）Hmax=559CEIIW+100

Hmax=1274Pcm+45(2)冷卻時間t8/5與HAZ最高硬度的關(guān)系t8/5<τM100，Hmax=292+812C

t8/5>τM100，Hmax=52+147Pcm-81lgt8/5(4)國產(chǎn)低合金鋼簡化計算公式：Hmax(HV10)=140+1089Pcm-8.2t8/5lgτM100=2.63C+8.35Pv-6.57t8/5Pv-另一碳當(dāng)量計算公式P195τM100-HAZ組織全部為M時的t8/5，此時硬度巳達(dá)飽和值，與t8/5無關(guān)，只與鋼中含碳量有關(guān)。Hmax與t8/5及Pcm關(guān)系(3)鈴木公式P195不同強度級別鋼允許的最大硬度Hmax(二)焊接熱影響區(qū)脆化HAZ脆化：粗晶脆化、析出脆化、組織脆化、熱應(yīng)變時效脆化、氫脆化及石墨脆化等。過熱粗晶區(qū)A1以下的時效脆化區(qū)。900℃左右細(xì)晶區(qū)韌性最好C、Mn鋼HAZ脆化分布晶粒直徑d對VTrs的影響1粗晶脆化

熔合線附近和過熱區(qū)將發(fā)生嚴(yán)重的晶粒粗化。K形成元素會阻礙晶界遷移，防止晶粒長大。18Cr2WV鋼，含Cr、W、V等合金元素，晶粒長大受到抑制。23Mn和45鋼，不含碳化物元素，加熱超過1000℃時晶粒顯著長大。晶粒越粗，脆性轉(zhuǎn)變溫度越高，脆性越大。粗晶脆化常常與組織脆化交混在一起，是兩種脆化的疊加。淬硬傾向較小的鋼，粗晶脆化主要是晶粒長大所致；易淬火鋼，主要是產(chǎn)生脆性組織所造成(MT、非平衡態(tài)Bg，以及組織遺傳等)。2組織脆化

HAZ出現(xiàn)脆硬組織而造成的，根據(jù)被焊鋼種的不同和焊接時的冷卻條件不同，在HAZ可能出現(xiàn)不同的脆性組織。低碳低合金鋼，HAZ出現(xiàn)MD和B下，有改善HAZ韌性的作用，從而提高抗脆能力。含碳較高的鋼(C>0.2％)，焊接HAZ可能出現(xiàn)MT，脆性增大。M-A組元上貝氏體魏氏組織組織遺傳組織脆化(1)M-A組元脆化高溫A冷卻中溫析出F(C↓)

Ar(C↑)繼續(xù)冷卻快冷，形成M(t8/5<20s)慢冷，F(xiàn)+Fe3C(t8/5>50s)中等冷速，M-A(t8/5=20~50s)F的基體上分布有粒狀或塊狀的高碳A小島，可轉(zhuǎn)變?yōu)镸-A組元Fig4-45。M-A組元增多，VTrs↑，HAZ脆化?；鼗鹩兄贛-A分解，改善韌性。HT80鋼

HT80鋼粗晶區(qū)t8/5與VTrs關(guān)系M-A組元脆化原因：殘余奧氏體增碳后易于形成MT，裂紋沿M-A組元的邊界擴展。M-A組元存在時，成為潛在的裂源，起吸氫和應(yīng)力集中作用。(2)析出脆化

焊接區(qū)時效或回火過程中，從非穩(wěn)態(tài)固溶體中沿晶界析出碳化物、氮化物、金屬間化合物及其它亞穩(wěn)定的中間相等，由于新相析出，使金屬或合金強度、硬度和脆性提高。析出物較小，位錯運動可自由地穿過析出物間距λ，韌性較好。析出質(zhì)點增多，發(fā)生聚集，位錯運動阻力增大。當(dāng)析出物增多，λ=λ0時，位錯運動阻力最大，金屬硬度(脆化)可達(dá)最大值。時效時間延長，新的析出物減少，原析出物發(fā)生聚集，析出物間λ增大，位錯運動恢復(fù)，韌性提高，脆性減弱。析出脆化的機理：從固溶體中析出的間隙原子(如C、N)時，常排列在位錯周圍，形成所謂“科氏氣團”(Cottrell)，析出物(碳、氮化物或其他金屬間化合物等)同樣也會形成“科氏氣團”，阻礙位錯運動。(3)遺傳脆化(EmbrittlementofHeredity)組織遺傳：非平衡組織加熱到Ac3以上，Tr以下時，過熱組織基本保留粗晶組織的大小和形貌。（除了在晶界或亞晶界出現(xiàn)不連續(xù)的等軸晶。）焊接HAZ的加熱速度很快，高強鋼多層焊時，第一焊道粗晶區(qū)處于第二焊道正火區(qū)，具備了產(chǎn)生這種組織遺傳的基本條件，即有序的粗晶組織和快速加熱。過熱粗晶組織基本上保留了原始組織的大小和晶體學(xué)關(guān)系遺傳脆化條件：淬硬傾向的調(diào)質(zhì)鋼;快速加熱冷卻非平衡組織原始平衡組織原始非平衡組織無序轉(zhuǎn)變有序轉(zhuǎn)變Tr-A自發(fā)再結(jié)晶溫度晶粒邊界效應(yīng)晶粒周界或亞晶界出現(xiàn)成串非連續(xù)等軸細(xì)晶現(xiàn)象。40CrNi2Mo鋼熱模擬粗晶區(qū)經(jīng)915℃二次熱循環(huán)后的顯微組織，粗晶粒并未細(xì)化，而在晶粒邊界出現(xiàn)了許多等軸細(xì)晶(晶粒邊界效應(yīng))，即出現(xiàn)組織遺傳。原始粗晶區(qū)Akv=5.5J，MD和少量MT，再次熱循環(huán)(Tm=915℃)后，Akv=4.7J，MT增多，并有少量M-A組元出現(xiàn)。遺傳脆化原因：保留了原粗晶區(qū)的晶粒結(jié)構(gòu)和位向；晶粒邊界效應(yīng)；出現(xiàn)M-A組元。3HAZ的熱應(yīng)變時效脆化

制造焊接結(jié)構(gòu)，需進(jìn)行各種加工，由這些加工引起的脆化稱為熱應(yīng)變時效脆化(簡稱HSE)。(1)靜應(yīng)變時效脆化

在室溫或低溫下受到預(yù)應(yīng)變后產(chǎn)生的時效脆化現(xiàn)象。強度和硬度增高，而塑性、韌性下降。(2)動應(yīng)變時效脆化

較高溫度下，特別是200~400℃溫度范圍的預(yù)應(yīng)變所產(chǎn)生的時效脆化現(xiàn)象。（應(yīng)變和時效同時發(fā)生。）藍(lán)脆性屬于動應(yīng)變時效脆化現(xiàn)象。

應(yīng)變時效脆化的機理：是碳、氮原子聚集在位錯周圍形成所謂Cottrell氣團，對位錯產(chǎn)生釘扎作用所引起。用試驗評價鋼材熱應(yīng)變時效脆化敏感性，接頭開缺口的位置可分為兩種情況：一種是缺口尖端位于亞熱影響區(qū)；另一種是缺口尖端位于先已焊完的橫焊縫熔合區(qū)。試件又分為焊前開缺口(BWN)和焊后開缺口(AWN)，NWN為無預(yù)應(yīng)變母材開缺口。亞熱影響區(qū)焊縫熔合區(qū)a、b相比，亞熱影響區(qū)以焊前開缺口(BWN)的熱應(yīng)變脆化嚴(yán)重，說明鋼經(jīng)焊接之后有明顯的熱應(yīng)變脆化傾向。a與c相比，當(dāng)缺口開在已焊完橫焊縫的熔合區(qū)時，比缺口位于亞熱影響區(qū)時的效應(yīng)變脆化更為嚴(yán)重。亞熱影響區(qū)熔合區(qū)鋼中Cr,V,Mo,Al等碳、氮化物元素，可降低熱應(yīng)變脆化程度。如以δc=0.2為為臨界轉(zhuǎn)變溫度VTrs，SM50的熔合區(qū)可使VTrs提高約85℃，而HT80鋼使VTrs提高65℃。SM50HT80焊接線能量、預(yù)熱溫度、層間溫度以及預(yù)應(yīng)變的程度等對HSE均有影響。(三)焊接熱影響區(qū)的韌化韌性是材料在塑性應(yīng)變和斷裂全過程中吸收能量的能力，它是強度和塑性的綜合表現(xiàn)。應(yīng)設(shè)法提高焊接HAZ，特別是熔合線和