优化钢材焊接热影响区与焊缝金属性能
钢材焊接热影响区与焊缝金属性能
控制碳 (C) 和低合金钢焊接时焊缝金属和热影响区 (HAZ) 性能的因素很多。焊缝金属和 HAZ 常合称钢焊件。焊接工艺、焊接耗材、焊接参数也影响这些性能。钢焊件性能还受其常遭遇的腐蚀环境和循环载荷影响。
热影响区
选材时 HAZ 特性比焊缝金属更重要。因 HAZ 冶金和力学性能直接关联选用钢材。但这些性能可通过焊接参数和焊后热处理 (PWHT) 调整。且与 HAZ 特性相关冶金/焊接性问题比焊缝金属相关问题更难解决。焊缝金属常见焊接问题常通过更换焊条/其他焊接耗材解决。相比之下，HAZ 困难往往只能更换基体钢（通常极昂贵）或改变热输入解决。开发利用多种经验碳当量 (CE) 评估基体钢焊接性和氢 (H2) 诱导裂纹 (HIC) 倾向。
国际焊接学会 (IIW) 采用最常用 CE 方程：CE = %C + %Mn/6 + (%Cu + %Ni)/15 + (%Cr + %Mo + %V)/5。日本更广泛使用 Ito-Bessyo 成分特征参数 Pcm。Pcm 被认为比 IIW 方程更切合实际评估低碳钢焊接性。Pcm = %C + %Si/30 + (%Mn + %Cu + %Cr)/20 + %Ni/60 + %Mo/15 + %V/10 + 5B。日本另开发碳当量数 (CEN) 同时包含 IIW CE 和 Pcm。CEN 对 <0.17% C 钢类似 Pcm，高碳水平遵循 IIW 方程。CEN = %C + A(C) [%Si/24 + %Mn/6 + %Cu/15 + %Ni/20 + (%Cr + %Mo + %Nb + %V)/5 + 5B]。其中 A(C) = 0.75 + 0.25 tanh[20(%C - 0.12)]。
这些 CE 方程虽最初用于表征钢材氢裂纹倾向，也用于基于化学成分评估钢材淬透性。CE、Pcm 与粗晶区和细晶区马氏体体积分数存在相关性。随 Pcm 值增加，两区马氏体体积分数和硬度增加。
铁素体钢 HAZ 各区域用特定 HAZ 焊接热循环峰温结合 Fe-C 平衡相图定义表征。区域包括：粗晶区、细晶区、间界区、亚临界区、部分液相区。但 HAZ 经历快速加热冷却冶金行为属非平衡过程。故连续冷却转变 (CCT) 图更适合预测 HAZ 显微组织。冷却速率与钢板厚度、接头几何、焊接热输入密切相关。焊接应用中最关键冷却速率通常在 800℃-500℃ 之间。随焊接热输入增加或钢板厚度减小，此温区冷却速率降低。
碳低合金钢主要合金元素对 HAZ 显微组织和韧性影响表明：碳对焊接钢整体硬度起极重要作用，在 CE 和 Pcm 方程中清晰体现。碳含量增加促进贝氏体、马氏体等低温转变产物形成，显著降低 HAZ 解理抗力。
锰 (Mn) 除固溶强化外，降低奥氏体向铁素体转变温度并通过细化晶粒提供强化效果。但 Mn 水平须限制以最小化凝固偏析和显微组织带状偏析。
铬 (Cr) 为固溶强化和碳化物形成元素。增加钢材淬透性，改善抗氧化耐蚀性。Cr 碳化物析出钉扎效应抑制铁素体侧板形成时 Cr 添加有利。
镍 (Ni) 被认为对钢材转变有益，类似 Mn 降低奥氏体转变温度。Ni 添加也改善韧性，提供固溶强化效果。
钒 (V) 和铌 (Nb) 低合金钢中少量添加获所需力学性能。形成 V(C,N) 和 Nb(C,N)，V 和 Nb 在轧制正火时阻滞奥氏体再结晶晶粒生长。熔焊特别是高热输入时，V(C,N) 和 Nb(C,N) 在峰温 >1100℃ HAZ 溶解，慢冷时再析出。V(C,N) 和 Nb(C,N) 再析出削弱 HAZ 韧性。
钛 (Ti) 以稳定 Ti 氮化物形式防止熔合线附近区域先前奥氏体晶粒粗化。
焊缝金属
许多熔焊工艺常用填充材料。选择合适填充金属/焊条主要考虑：(i) 能否产生无缺陷焊缝金属，(ii) 焊缝金属能否与基体钢匹配并提供满意性能。这些特性由以下决定：(i) 焊条化学成分，(ii) 基体钢稀释，(iii) 熔剂材料或保护气体，(iv) 熔池凝固及后续冷却转变。
合适填充材料选择不基于化学成分匹配基体钢，而是基于匹配焊缝金属和基体钢性能。使用与基体钢化学成分相同填充材料未必达预期结果，因熔焊涉及凝固快冷导致焊缝金属显微组织与基体钢完全不同。对许多碳低合金钢，相同化学成分下焊缝金属强度更高韧性更低。故填充材料常含比基体钢更低碳含量。焊缝金属强度不靠增加碳含量提高，而是添加提供固溶或析出强化并改变显微组织的合金元素。
碳低合金钢焊缝金属显微组织含多种成分，从块状铁素体、针状铁素体、贝氏体至马氏体。合金元素和冷却对焊缝金属显微组织影响用示意 CCT 图表示（图 1），合金元素对焊缝金属硬度和缺口韧性影响见图 2。
图 1 合金元素和冷却对焊缝金属显微组织影响
图 2 合金元素对焊缝金属硬度和缺口韧性影响
基体钢熔化与填充材料混合导致最终焊缝金属化学成分介于基体钢和填充材料之间。填充材料化学成分与基体钢相同时，最终焊缝金属化学成分理论不变。视熔化基体钢量和添加填充材料量，可用稀释率公式估算最终焊缝金属化学成分：%稀释率 = (熔化母材重量/总用钢重量) × 100。接头配置和坡口制备影响稀释率。增加熔深焊接工艺参数也增加稀释率。
单道焊时，焊缝金属中某些元素含量可用公式估算："焊缝金属特定元素 = (基体金属中该元素 × 稀释率) + (填充材料中该元素) × (1 - 稀释率)"。某些情况下较大稀释率有利，因熔合线两侧力学性能等变化不剧烈。但焊覆或表面堆焊应用中，更希望最小化稀释率。因填充材料含更贵合金元素以赋予特定焊缝金属性能。若担心基体钢引入有害杂质/合金元素，建议用降低稀释率焊接技术。也包括对磷 (P)、硫 (S) 及较高 C、硅 (Si) 含量考虑，这些不利影响焊缝金属性能。
单道焊与多道焊对比
力学性能特别是韧性方面，多道焊焊缝金属通常优于单道焊，原因：(i) 每道后续焊道再热热循环正常化细化前道焊缝金属部分显微组织，(ii) 后续焊道回火前道焊缝金属减少前道应力，(iii) 单道总能量输入减少有助限制晶粒生长量，(iv) 前道焊道提供预热减缓后续焊道冷却速率。
焊缝金属延展性（断面收缩率）随总细晶区面积增加而增加。此外，埋弧焊 (SAW) 用活性焊剂时，接头焊道数受限。因多道焊合金元素（如 Si、Mn）堆积倾向，恶化最终焊道断裂韧性值。
钢材焊接性与钢材类型
高强低合金 (HSLA) 钢设计旨在比常规碳钢具有增强力学性能和焊接性。通过添加少量合金元素（Nb、V、Ti、N₂、C）强化铁素体、增加淬透性、控制晶粒尺寸实现。多数钢材以轧制态、正火态供货，部分为析出处理态。更细晶粒和更多珠光体解释这些钢更高强度韧性。此外，较低碳含量（≤0.22%）带来良好焊接性。
HSLA 钢焊接性通常类似低碳钢。虽 HSLA 钢焊接性好，预热和控制焊接过程氢仍重要确保成功焊接。粗晶 HAZ 脆化是 HSLA 钢焊接关注问题之一。此脆化因慢冷却速率导致不良显微组织形成，如粗大铁素体侧板（魏氏铁素体、上贝氏体）和晶界铁素体，尤其高热输入下。
含 Nb、V 的 HSLA 钢，高热输入（如电渣焊 ESW、SAW）下焊缝金属和 HAZ 缺口韧性低。因高热输入增加粗晶 HAZ 范围，HAZ 低冷却速率减少晶粒细化可能性、增加 Nb、V 碳化物析出可能性，导致粗晶 HAZ 脆化。高热输入和较高稀释率也将 Nb、V 碳化物析出硬化问题带入焊缝金属。
少量添加 Ti (≤0.04%) 和 N₂ 钢有效最小化粗晶 HAZ 晶粒生长。因粗晶区峰温（>1100℃）下 Ti 氮化物稳定性更高，Nb、V 碳化物重新溶解。
低碳钢分两类：(i) 含碳 <0.15% 低碳钢，(ii) 含碳 0.15%-0.30% 低碳钢。退火态低碳钢主要显微组织为相对软铁素体散布小碳化物颗粒，热轧或正火态低碳钢有珠光体岛。熔焊时 HAZ 加热经历铁素体向奥氏体转变，冷却时奥氏体转回铁素体。此碳水平 HAZ 硬化约 ≤10 HRC。
但焊件经冷成形操作时，通常建议碳含量限 ≤0.06%。高碳钢 HAZ 通常无良好延展性适应冷成形应变。
低碳钢作浇铸钢供货时，中心区域因浇铸作用偏析倾向含一氧化碳 (CO)、二氧化碳 (CO₂)、硫磷等化合物元素。此外溶解氧 (O₂) 与 C 反应气体也困中心区。焊接时部分钢熔化稀释混入填充材料。液态熔池高温允许未完全 O₂-C 反应恢复、困 CO CO₂ 逸出。熔池凝固速率太快气体无法逸出则困住导致焊缝气孔。故足够焊池脱氧是焊接浇铸钢避免气孔问题实用方法。
低碳钢作镇静钢供货时，熔焊不再有焊缝气孔问题。代之以熔池表面有时形成粘性难熔渣，使液态金属流动迟滞、熔池操作困难。钢材镇静用脱氧剂如铝 (Al)、Ti、锆 (Zr) 形成较高熔点氧化物时渣变粘稠。氧乙炔焊因低温更加剧此渣问题。常用解决法选含足量 Mn Si 降低熔点改善渣流动性填充材料。
低碳钢也被认为可焊，C<0.2% Mn<1.0% 时冷裂纹通常非问题。焊接 ≤25mm 厚钢通常无需预热、层间温控、PWHT 或特殊焊接技术。较厚钢碳含量通常较高以提供所需强度。此外较厚钢熔焊 HAZ 相关冷却速率更高。故焊接 >25mm 厚钢，或 C Mn 含量 >0.3% 1.4% 时，需适当预防措施和低氢焊条/焊剂防止氢裂纹。
Dolby 确立选择最佳焊接性韧性 C-Mn 和微合金 C-Mn 钢有用建议：>0.1% C 此类钢用低碳低 CE 高韧性钢基。选 Al 处理限制 HAZ 粗晶区宽度、最小化游离 N₂（氮化铝析出物相对稳定）。选洁净钢。Al 处理或真空脱气钢硫含量低。钙 (Ca) 处理控制硫化物形态改善厚度方向力学性能减少液化裂纹相关层状撕裂。
同 C-Mn 成分基体钢用高能量输入焊接工艺时，添加 Nb V 降低 HAZ 韧性，因冷却再热时 Nb V 碳化物或碳氮化物析出。<0.1% C 微合金钢通常有更高韧性、减少 HAZ 氢裂纹倾向。上述 C-Mn 钢理由同样需选洁净 Al 处理高韧性钢。同样预防措施适用高能量输入焊接工艺。
需选低碳低合金钢。用焊接条件下淬透性足够发展低碳马氏体可获高解理抗力。含大量次生析出硬化合金元素 Nb V 钢 PWHT 需谨慎。含高量残余元素 P、Sb、As、Sn 钢 PWHT 也需注意。
上述 C-Mn 钢理由同样选洁净 Al 处理高韧性钢。高能量输入焊接工艺相同预防措施适用。
热力学机械控制工艺 (TMCP) 钢显示显著改善强度韧性性能和焊接性。此技术用加速冷却使在更低碳水平（<0.06%）达常规控轧钢同等强度水平。TMCP 钢不靠增加碳含量强化，而是从加速冷却阶段发生极细铁素体和第二相显微组织（细分散珠光体或贝氏体）发展强度韧性。因碳含量 CE 降低，此钢显著提高氢诱导冷裂纹 (HICC) 抗力。故焊接过程预热、层间温控、PWHT 担忧不关键。但 HAZ 软化是担忧，尤其高热输入下，因 TMCP 钢有利显微组织在 HAZ 高热输入慢冷却时恢复。
Cr-Mo 钢比高合金钢相对便宜，因抗氧化、高温蠕变抗力、硫化物耐蚀用于电力石化行业。Cr 赋予抗氧化耐蚀，Mo 增加高温强度。细分布稳定碳化物改善蠕变抗力。因合金元素含量和 ~0.15% C 水平，此钢空气淬硬。通常正火回火或调质 (Q&T) 态供货。Cr-Mo 钢焊接性与 Q&T 淬硬低合金钢非常相似。HAZ 主要问题：硬化粗晶区开裂、Ac1-Ac3 温度间 HAZ 软化。PWHT 再热裂纹和长期高温暴露也导致严重困难。此钢需选合适预热层间温、用低氢焊接技术。
低 Cr 薄规格 Cr-Mo 钢虽不需 PWHT，但常作为焊接技术一部分紧接焊后进行。Cr-Mo 焊件 PWHT 有时称消除应力热处理。此热处理旨在蠕变松弛过程消除残余应力、回火焊态硬化显微组织改善 HAZ 和焊缝金属断裂韧性。PWHT 额外益处允许焊接区氢更多扩散进一步降低 HICC 可能性。虽应力消除或 PWHT 常用于 Cr-Mo 钢焊件，此钢易在此类处理中 HAZ 应力消除裂纹或焊后再热过程（含短期高温暴露）再热裂纹。应力消除/再热裂纹发生温度范围 500-700℃。裂纹机制虽不明确，但被认为与析出导致晶粒内部强化相关。
再热时相对软晶界无析出物无法适应蠕变松弛塑性变形导致开裂。开发参数 Psr 关联 Cr≤1.5% Cu≤1.0% Mo≤2.0% V Nb Ti≤0.15% Cr-Mo 钢再热裂纹敏感性。关系式：Psr = %Cr + %Cu + 2×%Mo + 10×%V + 7×%Nb + 5×%Ti - 2。
Psr < 0 材料被认为对再热裂纹敏感。但 Cr > 2% 时开裂倾向消除。另一考虑杂质元素导致晶界脆化增加再热裂纹倾向参数为"金属成分因子" (MCF)：MCF = %Si + 2×%Cu + 2×%P + 10×%As + 15×%Sn + 20×%Sb。MCF 值越高越增加 Cr-Mo 钢再热裂纹敏感性。
降低再热裂纹可能性常用焊接技术总结：(i) 减少焊件设计应力集中，(ii) 用增加预热温度减少约束等最小化残余应力焊接实践，(iii) 必要适用时降低焊缝金属强度适应焊缝金属塑性变形，(iv) 降低粗晶区应力集中。
Q&T 钢通常热处理态供货，涉及奥氏体化和/或淬火回火获高强度性能。Q&T 钢淬透性使 HAZ 由低碳马氏体和贝氏体显微组织组成。此型焊态 HAZ 显微组织力学性能接近基体钢。故此钢通常不需 PWHT 或消除应力处理，除特殊情况。
与其他需高热输入避免 HAZ 马氏体形成淬硬低合金钢不同，Q&T 钢要求焊接条件包含足够快 HAZ 冷却速率确保马氏体贝氏体显微组织重新形成。这是必要的，因 HAZ 冷却速率太慢致使奥氏体化 HAZ 转变为铁素体和贝氏体马氏体混合物。原始奥氏体析出前共析铁素体时，未转变奥氏体富碳进而转变为硬脆贝氏体马氏体。铁素体、贝氏体、马氏体混合显微组织导致粗晶 HAZ 脆化。冷却越慢，HAZ 脆化程度越大。焊接低淬透性或薄钢避免脆性混合显微组织转变需更快临界冷却速率（更低热输入）。
焊接 Q&T 钢另一担忧严格保持低氢焊接技术防止焊趾冷裂纹。预热是降低冷裂纹倾向最有效方法之一。但预热也显著降低 HAZ 冷却速率。故须以能在 HAZ 达到满意快冷却速率方式施加。
焊接更高强度等级 Q&T 钢时，焊缝金属氢裂纹倾向增加。故焊条药皮焊剂允许含水量及材料处理变得更关键。YS <480 MPa Q&T 钢药皮焊条允许含水量 0.4%，YS >690 MPa 钢限值 0.1%。回火焊道技术也帮助避免 HAZ 不良高硬低韧区域。
多道焊是 Q&T 钢焊接好技术。除对前道焊缝金属细化回火效果外，多道焊比单道焊更小热输入帮助实现快冷却速率。焊缝金属氢裂纹担忧时，用薄层多道焊，配合沉浸层间温预定时间后沉积下一道。虽此技术帮助每道焊缝金属氢扩散，但降低生产率。
Q&T 钢 HAZ 有软化区域，因峰温 Ac1-Ac3 间（间界区） HAZ 热循环。加热 结构用碳低合金钢一般不用于严重腐蚀环境。但常用于中等腐蚀条件，如炼油厂、酸性气/油管道。焊缝存在通常导致耐蚀性降低，原因：(i) 基体钢、HAZ、焊缝金属成分变化导致有利电化学腐蚀情况，(ii) 焊接残余应力导致应力腐蚀开裂 (SCC)，(iii) 焊缝不连续性如表面缺陷作局部腐蚀攻击有利位置。 腐蚀环境中防止 HIC 和硫化物应力腐蚀开裂 (SSCC) 重要。HIC 在高强低强钢甚至无应力条件下观察到，主要发生在暴露含氢大气低强钢。因快速冷却凝固，焊缝金属形成枝晶结构氧化物夹杂细球状分散。见焊缝金属即使无特殊化学成分填充金属，硬度 ≤280 HV 时不产生 HIC。比较下，HIC 主要观察于基体钢和 HAZ。 SCC 定义为钢材在硫化物腐蚀条件下受应力发生开裂现象。用于含硫化氢 (H₂S) 大气钢材可适当选择。通常建议酸性气用管线钢硬度限值 22 HRC (248 HV)。 焊件中 HAZ 通常比基体钢硬，故更易 SCC。除更敏感显微组织，其他不利因素：焊接残余应力、焊缝帽入口角作为焊接区应力集中源。焊接接头 Q&T 或正火时 HAZ 消失，前 HAZ 发展 SCC 倾向改变。SCC 敏感性焊态高于 Q&T (PWHT) 态。 循环载荷下焊接结构疲劳裂纹常见于焊趾区域。因焊趾为应力集中区。焊趾是基体钢和焊缝金属相遇点，两部分变化最大。焊接操作产生夹渣常在焊趾区。改善焊接结构疲劳强度不同技术用于减少焊趾和焊缝加强区应力集中：(i) 机加工焊缝加强高度至基体钢水平去除对接接头两侧焊缝加强，(ii) 机械磨削焊缝与基体钢交叉区增加焊趾半径和入口角，(iii) 机械冷加工焊缝表面和焊趾基体钢改变表面焊接残余应力状态，(iv) 涂覆焊缝基体钢防止应力集中区腐蚀，(v) 用高流动性填充材料加强两侧加焊道增加焊趾半径入口角，(vi) 用产生更大焊趾半径入口角焊接条件，(vii) 氩弧焊 (GTAW) 重熔焊趾区表面平整光滑焊缝轮廓。 美国焊接学会 (AWS) 定义焊接技术为生产焊件涉及所有接头焊接工艺详细方法实践。详细回顾技术与焊件性能关系得出以下结论： 预热是焊接、钎焊、软焊、切割前向基体钢施加热。预热温度取决于基体钢成分质量、环境温度、焊接技术等因素。 预热目的：(i) 减少焊缝和相邻基体钢收缩应力，主对高约束接头重要；(ii) 提供较慢冷却速率通过关键温区（约 880-720℃），防止过度硬化降低焊缝和基体钢 HAZ 延展性；(iii) 提供至 200℃ 较慢冷却速率，允许更多时间现有氢从焊缝相邻钢扩散避免焊趾裂纹。 气焊枪、燃气燃烧器、热处理炉、电阻加热器、低频感应加热、临时炉为预热方法。选择取决于预热温度、预热时间长短、工件尺寸形状、单件或连续生产。关键应用需精确控制预热温度。此类用可控加热系统，热电偶直接贴工件测量。热电偶测量工件精确温度向控制器提供信号，控制器调节加热所需燃料或电功率。精确调节燃料功率可将工件温度控制在严格限度。多标准需精确热温度控制。 多道焊涉及层间温度，指下一道焊道开始前沉积焊缝金属相邻基体钢最低最高温度。通常需预热至指定温度钢也须在焊道间保持此温度。许多焊件焊接热输入足以维持层间温度。大型焊件焊接热输入不可能足以维持所需层间温度。此时焊道间通常需焊枪加热。 组件预热焊接开始后，需尽快完成焊接避免层间加热需要。因预热目的是降低冷却速率，逻辑上所有焊道应给予相同慢冷却。仅维持至少等于预热温度层间温度才能做到。若不这样做，每个单独焊道将承受同未预热组件第一道焊道相同高淬火速率。 所需最低温度基于特定钢材、焊接工艺、钢厚。热积聚过度时允许焊件冷却，但不低于最低层间温度。焊接区温度须维持在最低最高层间温度之间。 PWHT 通常认为较厚截面钢焊缝需进行，以降低高焊态残余应力水平、改善接头韧性缺陷容限。许多制造标准提供 PWHT 持续时间温度指导，但各标准间存在差异。评估提供合适 PWHT 所需时间温度，需知此类参数对不同热处理制度响应。 所有热处理除熔融外，加热速率和时间可指定。最高温度关联钢材成分，保温时间（最高温度）关联钢厚，冷却速率关联特定处理和标准。加热速率通常 150-180℃/h。保温时间典型 2.5 min/mm 最大厚度提供全截面均匀加热。冷却速率也 150-180℃/h 降至特定温度。某些情况零部件冷却至特定温度后可提高冷却速率。加热、保温、冷却速率通常为规范一部分须显式遵循。 研究 PWHT 不同参数下 HAZ 性能（强度、硬度、韧性）变化效果。对 50mm Si 鎮静 Al Nb 处理 C-Mn 级钢进行。选此钢级因其日益用于压力容器、海洋制造等结构。用 SAW 热输入约 3.4 kJ/mm 填充焊道。同样方式研究压力容器制造或修复常遇多次 PWHT 循环效果。 HAZ 横向拉伸试验。多次消除应力循环对 HAZ 区无显著影响。观测值超钢板最低要求。600℃ 观测到足够延展率。PWHT 时间对 HAZ 屈服强度 (YS)、抗拉强度 (TS) 延展性无显著影响。数据指示随 PWHT 温度升高 YS TS 仅轻微下降。延展性无显著影响。 夏比冲击试验选 5 个测试温度每温 3 样品。温度：0℃、-20℃、-40℃、-60℃、-80℃。焊缝取第一侧 HAZ 1 样、第二侧 HAZ 1 样、钢板中厚度 HAZ 1 样（关联第二侧焊道）。数据显示多次 PWHT 循环仅边际影响，二三循环低温低值略增，特别是钢板中厚度加工样品。 虽延长 PWHT 未导致 1/4t 3/4t 位置 HAZ 夏比性能显著变化，但 4 小时后钢板中厚度加工样品吸收能量水平显著下降。清晰见钢板中厚度韧性随时间下降，但 1/4t 位置不发生。 增加 PWHT 温度效果显示除钢板中厚度外温度对韧性无显著影响。此处似有转变温度随 PWHT 温度升高增加趋势。 也进行硬度调查。宏观切片两焊道 PWHT 后从未受焊接影响母板至焊缝金属硬度扫描。同样对焊道 1 2 焊态扫描。每宏观切片三位置扫描：(i) 第一侧表面下 3mm，(ii) 钢板中厚度，(iii) 第二侧表面下 3mm。所有用 98N 负荷维氏硬度计。焊道 1 2 焊态硬度数据显示钢板值 ~170-180 HV，焊缝金属 200-220 HV，峰值 HAZ 硬度 <240 HV。 多次 PWHT 对 HAZ 或钢板硬度影响小，峰值 HAZ <240 HV，钢板硬度 ~140-160 HV。所有焊缝钢板中厚度硬度略高于表面，因连铸钢常见偏析带。 焊缝金属硬度多次消除应力循环显示更明显效果。焊道 1 2 均匀硬度 ~200 HV，第三 PWHT 循环后焊缝金属硬度降 160-220 HV，最低值现焊缝中厚度。值显示随 PWHT 时间增加 HAZ 硬度仅轻微下降。钢板硬度无影响。焊缝金属非系统行为。1 小时 ~190-210 HV，2 小时增 ~200-220 HV，4 小时降 ~160-195 HV。 钢板和 HAZ 硬度水平对 PWHT 温度似不敏感。无明显硬度随温度变化趋势。但见钢板硬度轻微下降。650℃ PWHT 后焊缝金属硬度下降，记录 ~180-190 HV。比 550℃ 600℃ 记录 ~190-210 HV 低。 结论：600℃ 增加 PWHT 时间，无论延长单次处理或多次处理，对力学性能影响小。此外 PWHT 温度 550℃ 至 650℃ 增加导致 HAZ 强度硬度无显著下降。但发现钢板中厚度 HAZ 夏比 V 型缺口韧性随温度升高下降证据。 焊接工艺和技术均影响制造焊缝能量输入。能量输入越高，冷却速率越慢。热输入是焊接电流、弧电压、焊接速度函数。增加热输入需增大焊接电流或降低焊接速度。焊接电流关联工艺和焊条尺寸。热输入公式计算：H = EI (60/S)，H 为单位长度焊缝能量输入 (J/线性度量)，E 弧电压 (V)，I 焊接电流 (A)，S 焊接速度 (线性度量/分钟)。增大电流电压热输入增加，增大焊接速度热输入减小。电压影响次要，因其变化相对其他因素微小。 通常高热输入降低冷却速率。需谨慎使用，因 Q&T 钢极高热输入倾向软化 HAZ 降低强度水平。低淬透性钢可增大热输入产生非硬化 HAZ。高淬透性钢慢冷却降低开裂倾向和最大硬度。这些因素限制可施加热输入量。通常用预热降低冷却速率。 焊接工艺也影响热输入。每种焊接工艺有不同热循环。如手工电弧焊 (SMAW) 和电渣焊 (ESW) 热上升率、最高温度、高温时间、冷却速率差异大。热集中度最高工艺一般致温度升降更快。SMAW 升温近瞬时，基体钢冷却极快。ESW 升温慢、高温保持较长、缓慢下降。 电弧焊操作温度变化比大多数冶金过程快得多突兀。焊接热冶金反应不遵循正常热处理关系。ESW 温度变化更类似铸造冶金。焊件考虑因素
焊接技术对钢焊件性能影响
预热温度
层间温度
焊后热处理
PWHT 对 C-Mn 钢焊缝 HAZ 性能影响
热输入
制造工艺