碳钢与低合金钢焊接中氢致裂纹的预防与控制

碳钢与低合金钢焊接及氢致裂纹概述

电弧焊是通过熔合将钢材连接的工艺，通常使用相容的填充材料。在形成牢固接头前，接头表面需加热至熔点以上，以便与焊缝金属完全熔合。虽然涉及熔化、凝固和固态转变的冶金反应并不罕见，但观察到的温度和冷却速度极为剧烈。

活性气体也会溶解在熔融钢中。引入焊剂以合金化和保护焊缝金属。由于接头通常刚性较大，会限制收缩和固态转变引起的尺寸变化，产生屈服强度级别的残余应力。由于冶金变化不在平衡条件下发生，且应力较高，许多反应可能在焊缝金属和钢材热影响区（HAZ）中发生，产生削弱接头可靠性的缺陷。

鉴于焊接工艺的巨大差异性，很难详细说明确切机制或纠正措施。此外，一旦大多数缺陷被解释，许多纠正措施显而易见。但与氢（H₂）相关的问题并不简单。随着越来越多高强度低合金（HSLA）钢被焊接，氢致裂纹（HIC）问题变得愈发重要。

碳钢与低合金钢的分类及焊接性

钢材分类

碳钢和低合金钢涵盖广泛的成分和性能。钢材常按碳含量和/或合金元素含量分类，包括普通碳钢、碳锰钢、中碳钢、低合金钢、高强度低合金（HSLA）钢和微合金钢等。近期出现的新分类引入了钢材加工方法作为分类因素，即热机械控制轧制（TMCP）钢。这些分类界限往往模糊、重叠，有时具有主观性。

低碳钢

低碳钢含碳量≤0.30%，锰含量≤1.65%。大多数用于焊接应用的热轧钢属于低碳钢。该类钢材焊接性差异较大：含碳<0.15%的可用所有工艺焊接；含碳0.15%-0.30%（即低碳钢）厚度≤25mm时可焊接，但更厚板材可能需额外措施。

高强度低合金（HSLA）钢

HSLA钢旨在提供优于普通碳钢的力学性能，屈服强度290-550 N/mm²，属碳锰型，微量添加铌（Nb）、钒（V）细化晶粒和沉淀硬化。HSLA钢通常以轧制或正火状态焊接，焊接性类似低碳钢。

新型HSLA钢与淬火回火钢

近期开发的低碳铜时效硬化HSLA钢，总合金含量（Cu+Ni+Cr）约1%，碳含量<0.06%，焊接性极佳，通常以淬火时效状态使用，也可归类为TMCP钢。淬火回火（Q&T）钢屈服强度350-1030 N/mm²，包括镍铬钼钢等。这类钢焊后一般仅需焊后热处理（消除应力）。铜时效硬化HSLA钢相较选定Q&T钢的优势在于降低预热要求，但其焊接性不似低碳钢。

热处理型低合金（HTLA）钢与TMCP钢

HTLA钢焊后需再奥氏体化、淬火回火，屈服强度>960 N/mm²。焊缝金属难以在焊接态或消除应力态下达到此强韧性组合，故需整体热处理。TMCP钢经控轧加速冷却或在线直接淬火生产，碳含量通常<0.06%，可达700 N/mm²以上屈服强度并保持良好焊接性，通常可免预热焊接，但高强度等级下为防焊缝金属裂纹仍可能需预热。

铬钼钢

Cr-Mo钢广泛用于高温场合，Cr 0.5%-9%，Mo 0.5%-1.0%，通常以正火回火或淬火回火态交付。因具备合理淬透性，需采取充分预防措施避免氢辅助冷裂纹（HACC）。应用场合常对焊接施加额外要求，如蠕变抗力、最大HAZ硬度限制以防腐蚀开裂等。

钢材对HACC的相对敏感性——Graville图

Graville建议通过碳当量（CE）与含碳量对比评估HACC敏感性（图1）。CE公式：CE = %C + (%Mn+%Si)/6 + (%Ni+%Cu)/15 + (%Cr+%Mo+%V)/5。

• I区：低碳、低淬透性，不易开裂；
• II区：较高碳、较低淬透性，可通过控制HAZ冷却速率（控制热输入、预热）避免裂纹敏感组织；
• III区：高碳、高淬透性，所有焊接条件下均产生裂纹敏感组织，必须采用低氢措施（预热、焊后热处理）。

TMCP钢专门设计位于I区，焊接性优异。关于HACC的优选原则是选择成分落在Graville图左下角的钢材。

电弧焊常见缺陷

气孔

气孔源于气体（主要H₂、N₂）在液态铁中溶解度高于固态，凝固时气体试图逸出，但高凝固速率导致部分气体被截留。气体溶解速率与凝固速率的相互作用决定气孔形态：溶解快则气泡逃逸；溶解慢则气体留在固溶体中，虽避免气孔但可能导致氢致裂纹或韧性差；中等速率下气体成核形成气泡被截留。当气体析出速率与凝固速率相当时，形成严重的“蚯蚓孔”。

氢来源包括：焊剂水分、填充丝拉丝润滑剂烃类、接头表面污染物、GMAW设备水漏。氮来源于保护不良导致空气进入电弧区。

未熔合

包括熔透不足、根部未熔合、侧壁未熔合。原因：能量输入不足（电流过小）、焊接速度过快、电极角度或工件位置不当。熔透和根部熔合困难常因接头设计不当或忽视穿透措施；气体保护焊中保护气体选择不当（如氩基气体熔透浅且中心“手指”偏心）也会导致问题。侧壁未熔合多因操作技术不当，如厚板焊接用短路过渡（仅适用薄板）。脉冲弧配氩基保护气可全位置有效焊接。

热裂纹

热裂纹即中心线或凝固裂纹，由受约束焊缝中心线析出低熔点成分引起。焊后或焊接中即刻产生，断口发蓝。常由硫（S）、磷（P）引起，高碳合金钢更易发生。易感性可用经验公式UCS = 230×%C + 190×%S + 75×%P + 45×%Nb - 12.3×%Si - 5.4×%Mn - 1评估：UCS<10低敏感，>30高敏感，10-30需控制工艺。

预防措施：控制S+P<0.06%（高强钢高约束接头需<0.03%）；采用低熔透工艺、降低焊速避免泪滴形熔池、凸起焊道轮廓、填满弧坑。

层状撕裂

发生于受厚度方向应力的母材板，常见于HAZ下方。与含薄层夹杂物的带状钢相关。若必须用脏钢，可改变接头设计以减小板厚方向应变。

咬边与重焊

咬边多见于水平角焊缝上焊趾，因焊接参数选择不当（电极角度、速度、电流）或腿高>8mm；GMAW中氩气保护含氧<2%也易致咬边。立焊过度摆动亦会导致。重焊（翻边）常因电流过低或速度过低，或SMAW电极操作不当。

夹渣

焊道间夹渣源于未熔焊剂、流至电弧前的熔渣、层间未清理的固态熔渣、未除去的厚氧化皮。SMAW最常见，操作技术差会加剧。预防：培训焊工沉积平整焊道、调整焊接位置以利高能量流体沉积、防止层间生锈、层间妥善清理打磨。

氢致裂纹（HIC）机理与控制

HIC现象与特征

HIC主要关联低合金钢焊缝。诱发因素：①氢存在；②高拉应力；③敏感组织；④温度约200℃至-100℃；⑤时间。低强度（~490 N/mm²）表现为HAZ纵向裂纹（焊趾裂纹）；高强度（≥830 N/mm²）焊缝金属中亦可出现横向裂纹。

“氢脆”称呼存偏见：裂纹间区域韧性实与无氢焊缝相当，但拉伸塑性因裂纹扩展减小截面而降低，断口呈“鱼眼”状。冷裂纹、延迟裂纹均指HIC，后者描述裂纹可能延迟数天数周出现，故预留一周以上再射线检测。

机理

氢是所有电弧焊工艺的普遍杂质，来源于焊剂水分、填充丝润滑剂、接头污染物、空气湿气。氢在液态铁中溶解度高（1500℃约30 ppm），固态中低（8 ppm），400℃时<1 ppm。高凝固速率致使溶解氢滞留，形成过饱和氢。仅1 ppm氢即可导致高强钢开裂。

冷却间隙期，原子氢快速扩散：部分进入HAZ、部分逸出、部分滞留焊缝金属。在适宜条件下，氢原子聚集于金属晶格缺陷处，配合残余应力（外部约束、凝固和固态转变体积变化），将微观裂纹扩大。局部应力因原子渗入裂尖形成分子而骤释，锐利裂尖产生高应力集中，更多氢原子聚集，应力累积至再次释放延伸裂纹。此过程直至：①截面减小致失效；②氢逸出降低浓度；③焊趾裂纹释放残余应力。

HIC分步进展，可声学观测或电阻监测。临界应力以下不发生HIC。氢含量越高，启动临界应力越低、诱导时间越短。组织影响显著：双晶马氏体（碳>0.3%）最敏感，贝氏体次之，但高强马氏体钢比低强贝氏体钢更敏感（更早启动、更低临界应力）。夹杂物可作氢陷阱起益处，故高纯钢反而可能更敏感。焊接残余应力通常达基材屈服强度，选用欠配匹焊缝金属可降低残余应力，但若组织敏感且氢足，临界应力远低于典型残余应力，HIC多在离开制造区前发生。

温度影响：>200℃时氢扩散太快无法聚集；<-130℃氢迁移率近零，HIC不易发生。

HIC控制策略

冶金要求指明三类途径：①降低焊件残余应力；②避免针状组织（马氏体）或选用贝氏体；③减少焊接中溶解氢量；④允许氢逸出。最佳途径取决于构件尺寸、力学性能要求、服役环境、焊接工艺、成本限制，常需组合折中。

残余应力控制

焊接残余应力通常等于接头最弱材料屈服强度。三轴应力接头构型残余应力可显著超屈服强度。虽少为降低应力而选用弱材，但HIC显著影响疲劳寿命。折中方案：重新设计焊件加厚截面。其他途径：选用最耐HIC的钢材；焊后低于临界温度热处理（如回火马氏体钢选620℃左右原回火温度）即应力消除退火（SRA），需在大型炉中缓慢加热冷却，可使所有扩散性氢逸出，但成本高。焊后加热至>200℃加速氢逸出同时避开HIC温度区，适用小构件。降低冷却速率亦可争取氢逸出时间并促使奥氏体向软组织转变。

冷却速率控制

焊缝冷却速率主要受三因素影响：①焊前接头温度（环境温度、层间温度、预热温度）；②焊接电弧能量输入；③接头厚度。预热温度升高、能量输入增加均降低冷却速率。厚度>25mm时三维导热主导，冷却速率与厚度成反比。

冷却速率公式：CRt = K[(T-To)²/E]，其中E=VI/S（V电压、I电流、S焊速）。合并得CRt = K[(T-To)²×S/VI]。此式用于结合连续冷却转变图预测组织，亦可计算氢析出关键温度下的冷却速率以避免HIC。电压非独立变量，调整工艺靠改变电流或焊速。

预热是最常用降低冷却速率的方法。预热从20℃升至100℃，200℃处冷却速率降1/3；升至150℃降10倍，对耐HIC差的高强钢极显著。预热虽昂贵、影响组织、恶化工况，但对减少HIC至关重要。实例：某750 N/mm²高强钢，室温预热下490 N/mm²应力<10分钟HIC失效，临界应力415 N/mm²；120℃预热临界应力升至620 N/mm²（接近屈服强度）；>150℃预热始完全避免HIC。

预热温度选择方法

经验表法；基于CE定量关联裂纹倾向。CE公式：CE = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4。药皮焊条焊接时，推荐预热温度与CE大体线性相关，速算公式To=200×CE（℃）。含离散带的更精确关系：To=210×CE（+15~-45）。离散带60℃宽，建议取上限以规避风险。若需避免冶金软化，应靠实验室试验确定最小有效预热，同时考虑能量输入、板厚、焊接工艺。

氢测量

焊缝金属氢直接测量困难，样品需快速分析或液氮超冷阻止氢扩散。AWS推荐法测定约75mm试验焊缝析出氢气体积，收集于毛细管（汞/甘油浴）或气相色谱隔离室。间接法测量氢源：GMAW/SAW丝表面烃类用质谱；SMAW/SAW焊剂水分经400-425℃干燥失重测定。但氢从丝/焊剂向焊缝转移效率难预测，依赖焊接技术，故用经验结果关联材料氢量与焊件HIC，工艺间比较困难。气体析出法仅测扩散性氢，部分氢留在固溶体或缺陷夹杂中。

焊接工艺对氢水平的影响

消耗电极电弧焊中，GMAW氢水平最低，主要源填充丝残留拉丝润滑剂。完全干燥丝送丝困难，残留润滑剂对屈服强度<520 N/mm²钢一般无问题；接近620 N/mm²时成关键因素（除非高预热）；>830 N/mm²必须极低残留润滑剂。

实例：930 N/mm²焊缝，540℃（近奥氏体→马氏体转变温度）冷却速率30℃/s时，丝表面4 ppm氢致HIC；无HIC需<3 ppm。降低冷却速率至<20℃/s（调整工艺/预热），氢容限增至5 ppm。因单位ppm级氢转移量难预测，气体析出法失效。低冷却速率下的高氢容限既因软组织也因氢逸出。保持高强度需高冷却速率，<10℃/s强度骤降。故获最强无HIC焊缝，必须最小化含氢污染物。

其他工艺因需焊剂保护无法达极低氢。焊剂吸水。埋弧焊焊剂水分对830 N/mm²焊缝金属开裂敏感性影响：扩散性氢低至7 ml/100g即将临界强度降至105 N/mm²（1 ppm≈1.11 ml/100g）。烘干焊剂至<2 ml/100g仍不消除HIC，临界应力<415 N/mm²。说明工艺条件不可接受，或钢材异常敏感，或焊剂干燥能力不足。

SMAW焊接强度>480 N/mm²遇类似问题，故开发低氢焊条。低氢药皮无有机物，>430℃烘干至残留水分~0.1%（实用极限，无水分药皮变脆）。即使严格控制配方烘干，药皮水分也难降至防止>830 N/mm²钢HIC的程度。商业低氢焊条水分规格≤0.2%（密封容器启封即时值）。暴露潮湿热空气会再吸湿，速率取决于药皮成分，可超1%。故潮湿天电极存放于烘箱，仅短时暴露车间气氛。防潮药皮可对抗再吸湿，热带条件仍需额外预防。受潮电极可接近出厂温度再烘干（400-425℃，~1小时）挽救，但不宜重复，因药皮合金粉末再烘干会氧化导致合金变瘦变弱，锰硅损失降低焊缝屈服强度，车间操作损失更大。