钢材焊接性与氢致裂纹预防

钢材可焊性的含义

钢材可焊性，是指在规定的焊接工艺条件下，能够制备出满足规定机械性能、冶金性能和完整性要求的焊接接头的能力。这个定义有意强调了条件性。它并不意味着某种钢材能够在任何焊接位置、厚度、温度、拘束条件或服役环境下都安全地进行焊接。即使某接头通过了焊接工艺评定试验，如果焊工遇到温度更低的钢板、更大的接头拘束、受潮的焊接材料、受污染的表面或不同的热输入，该接头仍可能在生产过程中发生裂纹。

相关要求可能包括抗拉强度、韧性、硬度、疲劳强度、尺寸稳定性、耐腐蚀性，以及不存在不可接受的不连续性。对于压力容器，焊缝可能需要满足冲击韧性和焊后热处理要求。对于结构连接，拘束、层状撕裂、疲劳载荷和检验验收标准可能是主要控制因素。因此，可焊性取决于钢材、焊接材料、接头设计、焊接工艺、热循环、环境和服役历史的综合作用，而不仅仅取决于钢材牌号。

氢致开裂需要氢、硬且脆的易感组织以及拉伸应力共同存在。 Strong evidence

氢致冷裂纹很好地说明了这一点。TWI指出，裂纹的产生需要氢、具有敏感性的硬脆组织以及拉应力三者同时存在（TWI，2024）。国际焊接学会以略有不同的术语指出了相同的控制因素：氢含量、残余拉应力和显微组织敏感性（IIW White Paper，2023）。去除其中一个因素或将其降低到足够程度，裂纹发生的概率就会下降；而当三者同时增加时，接头可能在焊接看似完成后仍发生失效。

可焊性与可焊性等级

碳当量碳当量 将选定的合金元素综合为一个指数，用于筛选淬硬性并辅助预热选择；它并不能完整预测开裂风险。

可焊性等级是一种用于辅助决策的简化方法。碳当量公式、氢控制分类、预热表和材料分组可以表明某项工艺可能具有多高的要求，但它们并不是接头性能的直接测量值。根据钢厂材质证明书计算出的碳当量，并不能反映实际进入焊缝的氢量、热影响区（HAZ）的冷却速度，或高度拘束接头中锁定的拉应力。

例如，在比较S355、S460、16Mo3或2¼Cr-1Mo等钢材的淬硬倾向时，碳当量很有用；但当钢板厚度、热输入、层间温度和水分控制发生变化时，即使名义碳当量相同，也可能产生不同的结果。某一等级可以将钢材归类为需要预热，但它无法证明规定的预热温度能够防止某个具体返修焊缝产生裂纹。[1][1] ISO 3690:2018. International Organization for Standardization. International Standard, 2018.

试验能够提供更有力的证据，但每项试验回答的都是一个明确的问题。ISO 17642-1:2004描述了破坏性冷裂纹试验的一般原则，并确定了评估焊接材料、母材和焊缝金属开裂敏感性的方法。其结果是在规定的热循环和拘束条件下获得的证据，而不是钢材具有的一项通用数值属性。同样，ISO 3690:2018规定了测定采用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序，其中包括与马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢相关的焊缝金属。该标准测量的是受控条件下的氢含量，并不测量老旧构件中可能存在的所有形式的氢。

因此，“可焊性等级”应理解为工艺指导。该等级可能要求采用低氢焊接材料、规定最低预热温度、限制层间温度、实施受控冷却或进行焊后热处理。随后，工艺评定证明拟采用的工艺能够满足规定的判定标准。生产控制确保实际维持经过评定的条件。检验则检查所得接头是否存在规定的缺陷并具备规定的性能。这些是彼此独立的防护措施。射线检测无法恢复因热影响区硬度过高而损失的韧性，而令人满意的外观检验也无法证明延迟氢致裂纹不会在第二天出现。

预热是一项重要的控制措施，但并不是万能的解决办法。NF EN 1011-2将氢致裂纹控制与钢材成分、氢含量、热输入、预热和层间温度联系起来。提高预热温度通常会减缓热影响区的冷却速度，并为氢逸出提供更多时间。Dillinger依据EN 1011-2的B方法编制的指导文件也描述了相同的影响。然而，TWI提醒，过高的热输入可能因扩大扩散距离并缩短可用于扩散的时间而增加焊缝金属中的氢滞留量。较高的温度还可能导致晶粒过度长大或形成不利的转变组织。相比于作业指导书中印刷的某一个温度值，经过评定的热循环更为重要。

制造开裂与服役性能

制造开裂是指在焊接、冷却或焊接后的延迟阶段产生的损伤。氢致冷裂纹尤其具有欺骗性，因为它可能在电弧熄灭数小时后才形成。它通常发生在硬化的热影响区、焊缝金属或局部应力较高的区域，并且在剖切或延迟进行的无损检测揭示之前可能一直不可见。热裂纹则不同：它发生在凝固或冷却期间的高温阶段，此时焊缝金属的延性仍然有限。这两类裂纹的成因和控制措施不能混为一谈。

某种钢材可能在服役中表现良好，却仍然难以焊接。反过来，某个接头可能在制造过程中没有出现可见裂纹，但在服役时却缺乏所需的韧性、疲劳强度或耐腐蚀性能。可焊性与服役性能相互关联，但二者谁也不能保证另一方。调质高强度钢可能仍保持优良的母材强度，但其热影响区可能因焊接而发生局部软化或硬化。低合金压力容器钢在新材料状态下可能适用于经过评定的返修工艺，但经过多年氢暴露后，其行为可能发生变化。

在此类情况下，服役历史是直接影响焊接的变量。在含氢工艺介质、腐蚀、阴极保护或潮湿环境中暴露期间吸收的氢，在停机后仍可能残留于钢材中。这种残留氢不同于按照ISO 3690:2018从新沉积焊缝金属中测得的可扩散氢。残留氢可能在重新加热期间迁移，并在新焊缝附近聚集，从而增加制造开裂的风险。关于充氢2¼Cr-1Mo钢的试验表明，残留的服役氢可能要求将预热温度提高130 °C（TWI，2024）。这一结果不能转化为普遍适用的规则，但它明确否定了这样一种假设：原有焊接工艺对所有返修仍然充分适用。

可能需要采取除氢处理、保守的预热措施、使用低氢焊接材料、实施干燥控制、采用适当的热输入以及进行延迟检验。后热可以维持一定温度，使氢能够在被硬化且承受应力的区域捕获之前发生迁移。正确的选择取决于构件、厚度、钢材状态、拘束程度以及适用的建造标准。

为什么仅凭成分不能界定可焊性

成分会影响淬硬倾向、转变产物、韧性、碳当量以及热裂纹敏感性，因此不能忽略。但成分只是初始条件。冷却速度决定热影响区形成软质铁素体—珠光体、贝氏体还是硬质马氏体。热输入和钢板厚度会改变冷却速度。拘束程度控制拉应力。焊接材料状态和表面清洁度决定氢的进入量。接头几何形状会形成局部应力集中。环境温度则同时改变冷却过程和氢的扩散过程。

因此，即使两块钢板具有相同牌号和熔炼分析成分，在角焊缝、全焊透对接焊缝和高拘束返修挖槽中，也可能产生不同的热影响区硬度和不同的开裂风险。在不改变名义牌号的情况下，钢厂加工过程、厚度、既往热循环、老化、冷加工和服役充氢还可能进一步改变材料的行为。

实际问题并不是“这种钢材可焊吗？”，而是“在这种状态下，能否按照受控工艺制造出该接头，并证明其满足规定要求？”这个问题会引导出正确的步骤：表征材料及其历史，评估氢和拘束的影响，评定热循环，控制生产过程，并针对即时缺陷和延迟缺陷进行检验。

氢辅助冷裂纹：三个必要条件

氢、易感的硬脆显微组织和拉伸应力必须共同作用，才能发生氢辅助冷裂纹。 Strong evidence

氢辅助冷裂纹并非仅由氢造成。TWI 和国际焊接学会（IIW）采用的核心模型要求三个条件同时存在：接头中必须存在氢，并且氢能够在接头内迁移；焊缝金属或热影响区（HAZ）必须含有易感的硬脆显微组织；同时，该区域还必须承受拉应力。去除、降低或延迟其中任何一个条件，都会降低产生裂纹的可能性。但这并不意味着某一种控制措施——尤其是预热——能够作为普遍适用的解决方案。

IIW 白皮书（2023）指出，氢含量、残余拉应力和显微组织易感性，是决定高强度钢焊缝发生氢致裂纹的三个主要因素。TWI 也以相同的机制进行了实际说明。裂纹可能在焊缝金属中、熔合线处或热影响区（HAZ）内起始，具体取决于局部化学成分、冷却速率、氢的分布和拘束条件。这是一种冷裂纹机制，而不是热裂纹：焊接停止时接头可能看起来完好无损，但随着氢向受应力且易感的位置扩散，数分钟或数小时后可能产生裂纹。

进入并在接头中迁移的氢

可扩散氢可扩散氢 沉积焊缝金属中能够在规定试验的温度、时间和操作条件下迁移并逸出的氢。

氢可通过多种途径进入电弧焊缝。焊条药皮、焊剂、保护气体系统、接头表面、氧化皮、油脂、油漆残留物以及受潮焊接材料中的水分，可能在电弧中解离并溶入熔融金属。由此产生的原子氢比分子氢具有高得多的迁移能力。焊缝冷却时，一部分氢会从熔池中逸出，另一部分则作为可扩散氢留在焊缝金属中，或迁移进入相邻的热影响区（HAZ）。

ISO 3690:2018 规定了采用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序。该标准适用于与马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢相关的焊缝金属。这项测量具有实用价值，因为可扩散氢能够在接头冷却和残余应力形成的过程中发生迁移。但它并不代表构件中氢的所有存在形式。

服役中的容器或管道在制造或维修前，可能已经吸收了氢。这些残留的服役氢会在加热和焊接过程中释放出来，与焊接材料和接头制备所带来的氢叠加。这个区别十分重要：控制焊条含水量并不能去除已经储存在母材钢中的氢。TWI 于 2024 年报告了对充氢 2¼Cr-1Mo 钢进行的试验，结果显示，残留氢使所需预热温度提高了 130 °C。这一结果提醒人们，不应将基于焊接材料的焊接工艺直接用于服役历史不明的钢材。

氢会通过晶格缺陷、晶界、夹杂物和其他陷阱位置迁移。它可能聚集在缺口、硬质组织、夹杂物或承受拉应力的区域。冷却速率既影响陷阱的形成，也影响氢逸出的可用时间。快速相变可能形成硬化的热影响区（HAZ），同时使氢集中在熔合线附近。后热或持续预热能够使接头保持足够长时间的高温，从而在最易发生开裂的状态形成之前，让氢迁移出去。

预热有帮助，但其作用并非没有上限。TWI 报告指出，提高预热温度通常会为氢逸出提供更多机会，并减缓冷却；然而，过大的热输入可能因增大扩散距离并缩短可用于扩散的总体时间，而增加焊缝金属中的氢滞留量。因此，温度更高的焊缝并不必然更安全。必须综合考虑热输入、焊道尺寸、接头厚度、层间温度和冷却条件。

易感的硬脆显微组织

氢需要存在于易感组织中，才能使裂纹起始并扩展。在碳锰钢、低合金钢和高强度钢中，关键组织通常是因快速冷却而在热影响区（HAZ）形成的硬马氏体或马氏体—贝氏体混合组织。硬度是有用的预警指标，但硬度本身并不能确定开裂风险。氢含量、应力、局部韧性、夹杂物、偏析和裂纹尖端条件同样会影响结果。

钢的化学成分控制相变行为。碳会提高淬硬性，增加形成硬化热影响区（HAZ）的可能性；而锰、铬、钼和镍等合金元素则会改变淬硬性和相变温度。因此，碳当量公式只是筛选工具，并不能完整预测焊接性。两种碳当量值相近的钢材，其实际化学成分、钢板厚度、先前的热机械加工过程、晶粒尺寸和冷却历史可能不同，因此其表现也可能不同。

高热输入可能通过减缓冷却来降低热影响区（HAZ）的峰值硬度，但也可能扩大热影响区、改变晶粒尺寸、降低韧性并改变氢的迁移过程。低热输入可以形成较窄的热影响区，但也可能造成较高的冷却速率和较硬的相变产物。相关问题并不在于热输入简单地“高”或“低”，而在于热循环是否能够形成硬度、韧性、氢逸出和拘束条件之间可接受的组合。

ISO 17642-1:2004 阐述了评估焊接材料、母材和焊缝金属冷裂纹敏感性的原则和试验方法。当某种钢材、焊接材料或接头设计超出常规经验范围时，此类试验具有重要价值。它们也说明，单凭化学成分不能替代焊接性评估。可能存在易产生裂纹的焊缝金属，也可能由热影响区作为控制性区域。

裂纹可能从局部硬点开始，而不是横贯整个热影响区。熔合线旁的粗晶区、未回火的马氏体岛，或含硬质夹杂物的区域，都可能成为裂纹起始位置。一旦形成微小裂纹，氢就可能在其尖端聚集，并在拉应力作用下加速裂纹扩展。

拉应力和拘束

第三个条件是拉应力。焊接会产生热收缩：高温焊缝金属及其附近的钢材在冷却时收缩，而周围钢板、接头几何形状、定位焊缝、夹具和先前沉积的焊道会限制这种收缩。即使没有外加载荷，这一过程也会产生残余拉应力。服役载荷还可能在此基础上进一步增加应力。

接头拘束并不是单一的材料性质。与柔性接头相比，厚板、短焊缝、刚性连接件、封闭截面以及焊接顺序不合理的接头，可能更强烈地限制收缩。根部间隙、装配误差、高度不对称的焊缝和返修都可能产生局部应力集中。因此，当拘束和氢含量较高时，即使测得的硬度并不高，焊缝也可能开裂；而当氢含量较低且收缩受到的限制较小，即使存在较硬的区域，接头也可能保持完整。

这说明，只消除一个条件只能降低风险，并不能证明接头一定安全。低氢、干燥的焊接材料以及受控储存能够减少氢的输入，但如果在严重拘束条件下形成了非常硬的热影响区（HAZ），仍无法阻止开裂。低碳或低淬硬性钢材可能更不易硬化，但污染物或服役氢仍可能造成问题。消除应力或改进焊接顺序能够降低拉应力，但如果焊接工艺带入的氢含量较高，在消除应力措施发挥作用之前，仍可能有足够的可移动氢使接头开裂。

NF EN 1011-2 将氢致裂纹控制与钢材成分、氢含量、热输入、预热和层间温度联系起来。其逻辑是工艺控制：控制热循环、限制氢含量，并考虑拘束条件，而不是为每道焊缝规定一个统一温度。BS EN 1011-2 指南还建议保持预热，或实施后热，使氢能够在被困于硬化且受应力的区域之前从焊缝中迁移出去。Dillinger 对 EN 1011-2 方法 B 的应用也说明了同样的平衡关系：预热能够减缓热影响区冷却，同时促进氢逸出。

由于预防措施只能控制发生概率而不能保证绝对避免，因此仍必须进行检验。延迟裂纹可能在目视检查后才出现；在规定的情况下，应使焊缝在受控温度下保持一段时间后再进行最终检查。过早实施的无损检测，可能漏检尚未形成的裂纹。因此，氢辅助冷裂纹是氢迁移、向易感组织转变以及拉伸拘束之间一种具有时间依赖性的相互作用，并不是仅靠预热就能可靠消除的缺陷。

可扩散氢及其测量方法

电弧焊焊缝金属中可扩散氢的含义

可扩散氢是指存在于新沉积焊缝金属中的一部分氢。在试验规定的温度和时间条件下，这部分氢能够在金属中迁移并逸出。它不是钢晶格中的固定化学组成成分。氢可能占据间隙位置，沿缺陷和晶界迁移，或者暂时被夹杂物、位错、相界面及其他显微组织特征所俘获。其中一部分能够到达自由表面；另一部分则可能在逸出前迁移至热影响区（HAZ）或受应力区域。

这种迁移能力使可扩散氢与延迟冷裂纹密切相关。TWI指出，氢致裂纹需要三个条件同时存在：氢、坚硬且脆性的易感组织，以及拉应力。国际焊接学会（IIW）于2023年发布的白皮书指出，氢含量、残余拉应力和显微组织易感性，是决定高强度钢焊缝中氢致裂纹的三个主要因素。因此，如果焊缝组织和拘束条件不允许裂纹形成，即使其中含有可测量浓度的氢，也不一定会发生开裂。反之，在高度拘束的接头中进行焊接并形成硬质马氏体时，即使报告值相对较低，也可能具有危险性。

该术语指的是试验所覆盖的焊缝金属中的氢，并不自动表示整个焊接接头中的氢。HAZ中的氢可能具有不同的分布，也可能需要采用另一种程序进行测量。在服役过程中已经被压力容器、管道或其他钢材吸收的氢，则属于另一个问题。潮湿硫化氢环境、阴极保护、腐蚀或高温氢造成的服役暴露，可能使氢残留于母材中。即使焊接材料本身具有较低的可扩散氢等级，这些残留氢仍可能迁移至补焊焊缝或新形成的硬质HAZ中，从而增加制造过程中发生裂纹的风险。

还必须将可扩散氢与总氢区分开来。总氢包括可移动氢，以及被俘获在陷阱中或仅在更高提取温度下才释放的氢。因此，总氢测定结果可能高于可扩散氢含量；在不了解试验方法及其目的的情况下，不能用总氢结果替代可扩散氢结果。这两种测量回答的是不同的问题：可扩散氢表示在焊缝冷却并产生应力的阶段内可移动的氢，而总氢则描述更大的氢储量，其中可能包括被强烈俘获的氢。

结果通常以每100克沉积焊缝金属所含氢的毫升数表示，常写作mL/100 g，并按照适用方法注明参考温度和压力。该数值并不是焊条、焊丝或钢材牌号的普遍固有属性，而是属于特定的焊接条件和试验条件。

ISO 3690:2018下的取样

ISO 3690:2018规定了使用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中可扩散氢的测定所采用的取样和分析程序。其适用范围包括与马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢相关的焊缝金属。这一点十分重要，因为依据该标准获得的结果，取决于在规定条件下制备的沉积焊缝金属试样；它并不是对整个接头中氢浓度的直接测量。

试验首先按照规定的填充材料、焊接电流、极性、焊接行进条件和试样布置进行受控焊接。随后，根据要求将沉积焊缝金属分离或制备，并去除熔渣和表面污染物。焊后处理至关重要。焊缝一冷却，氢便开始逸出，因此必须按照标准规定的时间和温度要求转移、冷却、储存并分析试样。将试样置于收集系统中的延迟可能导致测定值降低。

ISO 3690:2018规定的是收集和分析流程，而不是将氢测定视为普通化学分析。在气体收集程序中，从试样中逸出的氢在受控条件下积累，随后进行定量；通常采用气相色谱法，或采用实验室程序所规定的其他允许的分析配置。然后，按照标准规定的报告基准换算结果。校准、空白修正、仪器漏气、试样质量以及参考条件，都会影响最终数值。

采用快速冷却是为了限制收集前的氢损失。当程序有要求时，试样可能需要在低温下储存，因为降低温度可以减缓氢的迁移。实验室还必须控制焊接、淬冷或冷却、收集和分析之间的时间。这些细节并非无关紧要的行政要求，而是决定测量开始时试样中还保留多少可移动氢的关键因素。

ISO 3690:2018不应与ISO 17642-1:2004混淆。ISO 17642-1:2004规定了电弧焊金属材料破坏性冷裂纹试验的一般原则，并介绍了评估焊接材料、母材和焊缝金属开裂敏感性的方法。可扩散氢试验测量的是导致开裂的一个重要输入因素；冷裂纹试验则考察氢、组织、应力、几何形状和焊接条件共同作用的结果。

试验值为何取决于程序和试样处理

只有在同时说明焊接工艺、焊接材料状态、取样方法和分析背景的情况下，报告的氢含量数值才具有意义。即使焊条具有相同的名义分类，如果药皮吸收了水分、焊丝储存不当、保护气体受到污染，或者电弧长度和熔滴过渡模式发生变化，也可能得到不同的结果。例如，碱性低氢型焊条必须进行干燥，并保持在制造商规定的温度范围内；过度烘干或采用错误的烘干条件可能损坏药皮，也可能改变电弧行为。

焊接参数会同时改变氢的输入量和逸出过程。电流、电压、焊接速度、电弧长度、保护条件、焊道尺寸和热输入，都会影响进入电弧的氢量以及焊缝经历的冷却路径。按照EN 1011-2指南以及Dillinger对方法B的应用所述，预热通常会减缓HAZ冷却，并给予氢更多时间离开接头。但预热并非万能措施。TWI于2024年报告称，过高的热输入可能因扩大扩散距离并缩短可用于扩散的有效时间，而增加焊缝金属中的氢滞留量。因此，大体积且缓慢冷却的焊缝可能在某些位置保留氢，并在随后促成开裂。

试样几何形状同样重要。与薄层沉积相比，厚大试样中的氢到达表面的路径更长；表面状态、焊道布置以及淬冷前的间隔时间，也会改变测得的释放量。切割、打磨、清洗或保留附着的熔渣，可能移除含氢材料，也可能引入污染。即使在收集后，如果容器发生泄漏或试样升温时间过长，储存过程也可能改变结果。

服役历史还会增加一层影响。在对吸氢的2¼Cr-1Mo钢进行的试验中，据报道，先前服役所残留的氢使补焊时所需的预热温度提高了130 °C。仅凭焊接材料的认证数值，无法反映这部分氢。补焊程序可能需要采取释氢处理、保守的预热措施、受控的层间温度、低氢型焊接材料以及延迟检验。

因此，依据ISO 3690:2018获得的低数值，只能说明某一规定焊缝金属试验的结果，不能保证受拘束的生产接头不会发生裂纹。氢控制必须与钢材化学成分、冷却速度、相变产物、拘束程度、热输入以及钢材的服役历史结合起来进行评估。

微观组织：热影响区为何会产生裂纹

焊接过程中，热影响区（HAZ）并未熔化，但其热循环可能使钢的组织发生足以形成裂纹路径的变化。熔合边界附近的材料可能被加热到奥氏体化温度范围以上，随后以受板厚、接头几何形状、拘束、预热、层间温度、热输入以及周围材料控制的速率冷却并经历相变。由此形成的热影响区可能包含粗大晶粒、硬质相变产物，或硬度变化剧烈的局部区域。如果在拉应力作用下氢到达此类区域，焊缝冷却后可能发生延迟裂纹。

TWI 在 2024 年的描述直接指出了所需的组合条件：氢、硬而脆且易感的组织，以及拉应力。去除或降低其中任何一个因素，氢致冷裂纹发生的概率都会下降，尽管在实际焊接控制中通常必须同时处理这三个因素。国际焊接学会 2023 年的白皮书则通过氢含量、残余拉应力和微观组织易感性表达了相同的关系。仅有硬化的热影响区并不能证明一定会发生裂纹。同样，测得的焊缝金属氢含量较低，也不能证明热影响区是安全的。

快速冷却与硬质相变产物

焊接会产生短暂而剧烈的热循环。热影响区被快速加热，在由电弧和接头条件决定的一段时间内保持高温，随后随着热量流入钢板和周围大气而冷却。快速冷却可能阻止碳通过铁素体形成、珠光体形成等扩散型相变重新分布。相反，奥氏体可能转变为马氏体、下贝氏体或其他硬质组织。具体结果取决于钢的成分和冷却路径，而不仅仅取决于峰值温度。

因此，狭窄的热影响区可能比未受影响的母材或熔敷焊缝金属更硬。熔合边界附近的晶粒粗化还可能因降低韧性并形成容错性较低的组织而加剧这一问题。在焊趾、根部区域、未熔合边界以及其他几何应力集中与冶金变化相叠加的位置，局部硬度峰值尤其重要。

氢通过扩散在钢中迁移。一部分氢保持溶解状态，另一部分则聚集在位错、夹杂物、界面、空洞和硬相边界等陷阱处。在拉应力作用下，氢可能在易感微观组织中促进裂纹萌生和扩展。裂纹可能在焊接完成数分钟或数小时后才出现，因此，焊接刚完成时外观合格的焊缝并不一定没有冷裂纹风险。

冷却速率受到的影响并不只有名义热输入。厚板可以迅速带走热量，而受拘束的接头或高导热衬垫条件，可能产生不同于采用相同电参数焊接的自由钢板的热循环。预热会提高起始温度并减小温度梯度，通常会减缓热影响区的冷却。连续焊道在接头冷却过度之前施焊时，层间温度也会产生类似影响。

不应将热输入简单地视为调节裂纹风险的旋钮。提高热输入通常会降低冷却速率，但也可能扩大热影响区、改变晶粒尺寸、改变焊缝金属的熔敷顺序，并影响氢的扩散距离。TWI 指出，过高的热输入可能增加焊缝金属中的氢滞留量，因为扩散距离变长，而氢逸出的可用时间可能缩短。相关问题在于完整的热循环和氢的历史，而不是热输入数值更高或更低是否自动意味着更安全。

马氏体和贝氏体易感性

当奥氏体冷却得过快，来不及发生碳扩散和通常的铁素体相变时，就会在低于其相变范围的温度下形成马氏体。马氏体的高硬度源于过饱和且受应变的晶体结构。高硬度是易感性增加的重要证据，但硬度并不是唯一的控制性质：局部韧性、残余应力、氢浓度、拘束程度，以及硬质区域的尺寸和分布同样重要。

新生的未回火马氏体尤其脆弱，因为它兼具高强度和有限的塑性协调能力。氢致裂纹可能在受应力的界面或缺陷处萌生，随后穿过硬化的热影响区扩展。裂纹可能部分穿过马氏体，部分沿原奥氏体晶界或其他弱化路径扩展。回火可降低硬度并释放部分相变应力，这也是焊后热处理能够改变开裂行为的原因之一；但回火要求取决于钢材、厚度、服役条件和适用的建造标准。

对贝氏体需要更加谨慎地描述。贝氏体并不是一种均一组织。上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体以及贝氏体—马氏体混合区域，可能具有不同的硬度和韧性。贝氏体热影响区的易感性可能低于完全马氏体热影响区，但含有滞留氢且承受高拉应力的硬质贝氏体组织仍可能发生开裂。ISO 3690:2018 在其可扩散氢取样和测量程序中，明确涵盖马氏体、贝氏体和铁素体钢焊缝金属。这一范围反映出，必须结合实际冶金体系评估氢的行为。

热影响区也不同于焊缝金属。ISO 3690 的测量描述的是使用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中的可扩散氢；它并不直接测量所有可能进入或残留在母材中的氢。服役过的设备在开始返修焊接之前可能已经滞留氢。关于充氢 C-Mn 钢和 Cr-Mo 钢的研究表明，这些滞留的氢会增加制造过程中发生裂纹的风险。对于 2¼Cr-1Mo 钢，一项报道的试验发现，在存在服役氢的情况下，所需预热温度可能增加 130 °C。这并不是适用于所有钢种的通用修正系数，但它说明了服役历史为何十分重要。

钢的化学成分与碳当量概念

钢的化学成分控制淬硬性，即奥氏体在冷却过程中形成马氏体或其他硬质产物的倾向。碳具有显著影响，因为它会提高可达到的硬度并影响相变温度。锰、铬、钼、镍、铜和钒等合金元素也可能延迟扩散型相变并提高淬硬性。因此，即使两种钢的碳含量相同，在相同焊接工艺下也可能形成不同的热影响区组织。

碳当量（CE）概念将选定的合金元素含量合并为一个指标，用于帮助估算硬化倾向和预热需求。碳当量是筛选工具，并不是普遍适用的裂纹限值。不同公式具有不同用途，其解释取决于产品形态、厚度、氢含量、拘束程度、热输入和所采用的焊接工艺。仅凭碳当量数值，无法预测是否会形成延迟裂纹。

对于铁素体钢，EN 1011-2 将焊接建议与钢的化学成分、氢含量、热输入、预热和层间温度联系起来。NF EN 1011-2 并未将这些变量转化为适用于所有接头的单一通用碳当量阈值。在使用其方法时，包括用于估算冷却和预热要求的条件在内，都必须同时考虑材料牌号、厚度、接头拘束程度、焊接材料的氢含量水平和焊接工艺。

这就是为什么预热是一种控制措施，而不是万能的解决办法。预热可以减缓热影响区冷却，降低形成最硬相变产物的可能性，并为氢逸出提供更多时间。保持预热或施加适当的后热，也有助于在氢被困于硬化且承受应力的区域之前促进其迁移。但温度过高、覆盖范围不足、不合适的层间温度范围、高拘束、受污染的焊接材料，或服役过程中已经滞留的氢，都可能使该措施失效。ISO 17642-1:2004 为焊接材料、母材和焊缝金属的破坏性冷裂纹试验提供了一般原则；与其将安全性归结为单一碳当量数值或预热温度，试验通常能提供更有价值的信息。

预热、层间温度与后热

预热是对焊接热历史的控制手段，并非适用于所有情况的氢致裂纹通用解决方案。其作用取决于氢的含量和存在形式、钢的化学成分与淬硬性、接头所承受的拘束程度、焊缝金属中的氢含量，以及热影响区（HAZ）冷却时形成的微观组织。在一种焊接工艺中，提高预热温度可能降低开裂风险；但在另一种工艺中，则可能导致不可接受的晶粒长大、韧性降低、变形或过度软化。

氢致裂纹是一种延迟发生的冷裂纹机制。TWI指出，该机制需要氢、坚硬且脆性的易感组织以及拉应力三者同时存在。国际焊接学会将高强度钢焊接中相应的控制因素确定为氢含量、残余拉应力和微观组织易感性。温度控制只能应对其中的一部分因素。

预热如何减缓冷却

预热的直接物理作用是减小熔池与周围钢板之间的温差。因此，热量从焊缝向外传导的速度会降低。这就延长了热影响区和邻近焊缝金属通过相变温度区间的时间，在这些温度区间内，可能形成坚硬且易于开裂的产物。

对于碳锰钢，足够快的冷却速率可能在热影响区形成硬质贝氏体或马氏体，尤其是在碳当量、板厚和拘束程度较高的情况下。这些组织容纳氢和局部塑性应变的能力有限。减缓冷却速率能够促进形成较不脆的相变产物，并降低热影响区的峰值硬度。同时，它还会减小热梯度，并可能缓解焊缝收缩过程中产生的部分残余拉应力。

预热还具有第二种作用：在钢材达到较低温度、氢的迁移率下降之前，为氢从接头中逸出提供更多时间。由受潮焊条、受污染表面、焊剂、保护气体或焊接环境引入的氢，可能从焊缝金属扩散进入热影响区和母材。一部分氢可从暴露表面逸出，另一部分则可能向微观组织陷阱迁移。较长的高温保持时间提高了氢逸出的可能性，但并不能保证氢一定会离开。

这一差别十分重要，因为在焊缝金属中测得的可扩散氢，并不等同于钢材服役后滞留其中的氢。ISO 3690:2018规定了采用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序，适用对象包括马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢。服役期间吸收的氢，尤其是在湿硫化氢、充氢或高压氢环境中吸收的氢，可能分布于整个母材，并在制造过程中释放出来。因此，常规低氢焊接材料工艺所面对的氢总量，可能远高于焊缝金属试验结果所显示的水平。

冷却方面的益处也存在局限。TWI报告指出，提高预热温度通常有利于氢逸出并减缓冷却；但过大的热输入可能因扩大扩散距离、缩短氢从焊缝中扩散出去的时间而增加氢的滞留。必须综合考虑热输入、接头厚度、焊道尺寸和焊接顺序。仅仅提高温度，而不控制氢源或拘束程度，仍可能使基本的开裂条件保持不变。

NF EN 1011-2将预热和冷却条件的选择与钢材成分、氢含量、热输入和层间温度联系起来。其计算方法不能替代经评定的焊接工艺规程（WPS），尤其是在高拘束修复、高淬硬性钢材或服役历史不确定的部件中。规定的预热温度可能需要在母材上、距接头规定距离处，并在施焊下一道焊道之前立即进行测量；WPS必须规定测量位置和方法。

预热的选择取决于具体工艺。适用于厚壁S355接头的温度值，不能自动套用于ASTM A514焊缝、9% Ni钢或2¼Cr-1Mo压力容器修复。板厚、碳当量、接头几何形状、拘束程度、焊接材料分类、氢控制、热输入以及所要求的韧性，都会影响所选的温度范围。

保持层间温度

只有在接头保持于预定热窗口内时，预热才有作用。随着焊接进行，在下一道焊道开始之前，接头温度不得降至最低预热温度以下。这正是保持层间温度的目的。

如果接头温度低于最低值，下一道焊道可能会以不同于经评定工艺的速率冷却热影响区。由此产生的硬度、相变组织、氢扩散时间和残余应力都可能发生变化。这一点对于多道焊尤其重要，因为每一道焊道都会对先前焊缝金属和热影响区的部分区域进行回火或再加热。热循环是累积性的，而不是一系列彼此孤立的焊道。

层间温度上限同样重要。温度过高可能阻碍预期的回火过程，使原奥氏体晶粒长大，降低冲击韧性，并改变焊缝金属的性能。在低合金Cr-Mo钢中，未受控的层间热量可能影响蠕变强度和焊后热处理响应。因此，WPS可能同时规定最低预热温度和最高层间温度，而不是允许焊工将接头不受限制地保持在“高温”状态。

应在规定的测量位置，使用经校准的测温笔、接触式温度计、热电偶或其他经批准的设备进行温度确认。在高温焊道正旁边立即测得的表面温度可能产生误导；相关温度是施焊下一道焊道之前的接头温度。大型部件还可能在厚度方向形成温差，因此加热布置必须形成较为均匀的温度条件，而不是仅形成一条狭窄的高温带。

当层间温度超过上限时，焊工必须暂停施焊，同时避免接头不受控制地冷却至下限以下。为使接头保持在规定范围内，工艺可能会规定焊接顺序、焊道长度、均衡堆焊、保温措施和局部加热。气流和降雨会显著增加热损失，同时还会带入水分，从而提高氢的输入量。

后热与释氢处理

释氢处理释氢处理 一种受控的焊后加热和保温操作，旨在使可移动氢在最终冷却前从焊缝区域迁移出去。

后热是焊接完成后进行的一项独立操作，通常要求在规定温度下保持规定时间。它不同于焊后热处理（PWHT），尽管在某些工艺中两者可以结合进行。释氢处理使焊接接头保持足够长时间的温热状态，以便氢在焊缝冷却至高度易感且受应力的状态之前，向暴露表面扩散。SteelConstruction.info和Guidance Note 6.04指出，保持预热状态或施加后热，可使氢在被困于硬质区域之前从焊缝中迁移出来。

在工艺有此要求时，处理必须在焊接后及时开始，包括电弧中断后或修复完成后。为防止过早冷却，可能需要采用保温措施以及受控的炉内加热或局部加热。所需温度和持续时间取决于钢材牌号、厚度、焊缝尺寸、氢含量、拘束程度以及适用的WPS。随意规定“保温一段时间”并不具有可靠的冶金学意义。

对于已吸氢的Cr-Mo钢，释氢处理尤其重要。对服役暴露材料的研究发现，滞留氢可能大幅提高制造过程中开裂的风险。在一项关于2¼Cr-1Mo钢的试验中，滞留的服役氢使所需预热温度增加了130 °C。该结果警示我们：在未评估容器或管段服役历史的情况下，不能直接套用普通制造用温度表。

后热无法修复已经形成的裂纹，无法去除所有被困氢，也无法补偿未经回火的硬质热影响区和严重拘束。仍然必须进行检验，而且通常需要延迟检验，因为氢致裂纹可能在焊接数小时后才出现。ISO 17642-1:2004介绍了冷裂纹形成机制以及用于评估焊接材料、母材和焊缝金属开裂敏感性的破坏性试验原则。温度控制只是工艺的一部分；低氢焊接材料、干燥表面、适当的接头制备、受控拘束、经评定的热输入以及延迟检验必须共同发挥作用。

热输入：有用的控制参数与常见误解

热输入是描述单位焊缝长度所获得热能的一种有用方式，但它并不是衡量氢致开裂安全性的直接指标。对于基本的电弧焊计算，名义热输入通常表示为：

$$Q=\frac{\eta \mathrm{VI}}{v}$$

其中，$Q$ 为单位焊缝长度的能量，$\eta$ 为电弧效率，$V$ 为电压，$I$ 为电流，$v$ 为行进速度。该公式有助于比较不同焊接工艺，但无法反映板厚、接头几何形状、拘束、焊道顺序、预热、层间温度，或热影响区（HAZ）中的实际热场。因此，在不同接头中，较高的计算值可能产生不同的冶金结果。

仅靠热输入无法防止氢致开裂。TWI指出，必须同时具备三个条件：氢、易感的硬脆组织，以及拉应力。International Institute of Welding（IIW）将相同的控制因素描述为氢含量、残余拉应力和显微组织易感性。热输入主要影响这一相互作用中的热过程和相变过程，而当前的焊接实践则决定有多少氢进入材料，以及氢能多容易逸出。

热循环与冷却速率的影响

焊缝附近的每一点都会经历一个热循环：快速升温、达到峰值温度，然后冷却并通过相变温度区间。冷却速率控制焊缝金属和热影响区中形成的相。在易发生开裂的碳锰钢、低合金钢或调质钢中，快速冷却可能形成硬质贝氏体区或马氏体区。与较软且延性的显微组织相比，这些区域对氢和拉应力的容忍度更低。[2][2] Welding parameter guidance. Dillinger. Dillinger technical guidance, 2024.

提高热输入通常会扩大热场并降低冷却速度，尤其是在接头较厚或导热性较高的情况下。预热提高了起始温度，从而减小焊缝与周围钢材之间的温差。层间温度对后续焊道也具有类似作用。Dillinger依据EN 1011-2的Method B提出的指导意见指出，预热能够减缓热影响区的冷却，同时促进氢逸出。BS EN 1011-2的指导意见也将冷却速率控制与保持预热或采用焊后热处理联系起来，使氢能够在被困于硬化且承受应力的区域之前发生迁移。

因此，结果并不是简单的“越热越安全”。较慢的冷却速率可能减少马氏体的形成量，但同一个热循环也可能改变晶粒尺寸、相变产物、残余应力和氢的迁移过程。必须结合实际钢材牌号、厚度、接头拘束和焊道顺序来评定焊接工艺。

更高的热输入并不总能降低氢致开裂风险。 Limited evidence

氢的迁移具有时间依赖性。可扩散氢能够在焊接过程中及焊接后在钢中移动，但其迁移路径和逸出速率取决于温度、显微组织、几何形状以及可利用的表面。TWI提醒，提高热输入有时反而会增加焊缝金属中的氢滞留量：更大的熔融区或受热区可能增加氢必须 traversed 的距离，而可用于有效扩散的总时间可能缩短。这一发现直接否定了“任何增加热输入都会给氢更多逸出机会”的常见假设。

为什么过高的热输入并不自动意味着更安全

较大的热输入可能降低峰值冷却速率，但同时会造成其他缺陷或损害材料性能。过多的能量可能使热影响区中的原奥氏体晶粒粗化，降低韧性，增加变形，并形成尺寸过大的软化区或脆化区。对于调质钢，热循环可能使经过有意强化的材料发生回火，或使其局部过热至超出焊接工艺评定所允许的温度范围。

氢滞留量也可能上升而不是下降。较大的焊道具有更大的体积，并可能使氢远离自由表面。如果焊接过程中出现停顿、层间条件发生变化，或在氢尚未逸出之前对接头进行封盖，氢就可能留在焊缝中，或在拉应力作用下向硬化的热影响区迁移。随后可能发生延迟开裂，即使在焊接完成后立即进行的目视检查未发现缺陷，数小时或数天后仍可能出现裂纹。

这里需要区分热输入和预热。预热在焊道之间及焊接前发挥作用，使工件保持较高温度并促进氢扩散。热输入描述的是某一道焊接过程中传递的能量。二者都会影响相同的冷却和扩散过程，但不能相互替代。即使名义热输入较高，也可能仍然需要使用低氢型焊接材料、进行干燥操作、正确储存、采用适当的预热、控制层间温度，并在必要时实施适当的焊后保温。

焊接工艺还必须考虑钢材中已经存在的氢。服役中的设备可能在运行期间吸收氢，而根据ISO 3690:2018进行的焊缝金属可扩散氢试验并不反映这些滞留的氢。TWI报告称，对充氢的2¼Cr-1Mo钢进行的试验发现，为处理服役过程中滞留的氢，可能需要将预热温度提高130 °C。这属于制造历史问题，并不能作为简单提高电弧能量即可解决风险的依据。

在熔深、稀释率、韧性和开裂风险之间取得平衡

热输入必须作为协调一致的完整工艺的一部分加以控制。电流会影响熔敷速率、熔深、电弧力以及熔化金属的数量。电压会改变弧长和焊道宽度。行进速度会改变单位长度能量以及热量扩散所需的时间。焊道尺寸和焊道顺序决定了再热、拘束，以及后续焊道施加的热循环。预热和层间温度会改变每一道焊接开始时的状态。如果只优化某一个参数而忽略其他参数，可能形成一种纸面上看似令人满意、但实际上会产生不可接受的热影响区或氢滞留状态的工艺。

热输入过低可能导致熔深不足、未熔合、硬度过高以及快速冷却。热输入过高则可能导致烧穿、过度稀释、晶粒粗化、变形、韧性降低以及氢滞留。因此，可接受的范围受到两侧边界的限制。

接头设计和钢材化学成分同样重要。碳当量、板厚、拘束程度和相变行为会影响EN 1011-2及NF EN 1011-2所建议的预热和热输入范围。适用于S355J2的工艺不一定能够直接转用于S690Q这类高强度调质钢，也不一定适用于服役过的2¼Cr-1Mo部件。依据ISO 17642-1:2004进行的试验可以评估母材、焊缝金属及焊接材料组合的冷裂纹敏感性，而ISO 3690:2018则规定了测量电弧焊焊缝金属中可扩散氢的方法。

因此，热输入是一项控制变量，而不是能够普遍解决问题的万能措施。合理的方法是对完整的热过程进行评定：测量电流、电压和行进速度；规定焊道尺寸；控制预热和层间温度；采用低氢焊接实践；在需要时进行适当的焊后热处理；并在规定的保温时间结束后检查延迟开裂。熔深和生产率固然重要，但必须始终处于由冷却速率、韧性、氢迁移和拘束所确定的冶金学限度之内。

低氢焊接实践

低氢焊接是一种受控工艺，而不是附加在某一种焊条上的标签。只有在三个条件同时存在时，才会发生氢致开裂：存在氢；焊缝或热影响区（HAZ）形成了坚硬、脆性且易受影响的组织；并且由于拘束、收缩或残余应力而存在拉应力。TWI 于 2024 年阐述了这一三要素要求，国际焊接学会（IIW）则将氢含量、残余拉应力和显微组织易感性确定为高强度钢焊接中的主要因素。

因此，实际目标是减少进入电弧和熔池的氢，防止受污染的表面带入更多氢，并在能够限制易感组织快速形成的条件下熔敷焊缝金属。储存、发放控制、清洁、保护、引弧控制、预热、道间温度和熔敷顺序都属于同一套预防体系。

焊接材料的储存与防潮控制

水分是最常见的氢源，但它可通过多种途径进入焊缝。密封包装打开后，碱性低氢焊条会从潮湿空气中吸收水分。埋弧焊焊丝上的焊剂、药芯焊丝和金属芯焊丝在储存或搬运过程中也可能吸湿。水分在电弧中分解，产生的部分氢会进入熔融焊缝金属。随后，一些氢会扩散逸出，而其余氢则可能随着接头冷却，向坚硬且受应力的区域迁移。

焊条在使用前应始终保存在原始密封包装内。包装打开后，应按照焊接材料制造商或适用焊接工艺规定的温度和最长暴露时间，存放在加热且受控的保温箱中。现场应记录包装开启、发放、退回以及暴露时间，而不应仅凭外观判断。焊条看起来可能是干燥的，但其中吸收的水分仍可能足以提高可扩散氢含量。

只有在焊接材料规范和制造商说明允许的情况下，才可进行干燥或重新烘焙。规定的温度、保温时间和重新烘焙次数都很重要。过度加热可能损坏粘结剂、改变药皮性能，或使焊条不再符合其预定状态。在高温保温箱与寒冷潮湿的工作区域之间反复转移焊条也不是良好做法：焊条在使用前可能发生冷凝。

焊条牌号并不能免除这些要求。例如，AWS E7018 焊条并不能保证在整夜暴露后接头仍具有低风险；“H8”可扩散氢分类也不能替代对预热、拘束、钢材化学成分和热输入的控制。ISO 3690:2018 规定了对马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢的电弧焊焊缝金属中可扩散氢进行测量时的取样和分析程序。这种测量描述的是在某一试验方法下熔敷焊缝金属的状态，并不认证使用同一产品制造的每一道现场焊缝。

焊接材料的发放量应确保能够在允许的暴露时间内使用完毕。包装破损、焊剂受潮、焊丝生锈，以及药皮开裂、膨胀或剥落的焊条，都应隔离处理。焊工还需要使用清洁、干燥的手套和储存托盘。用湿手套接触焊条的药皮端部，可能会直接向药皮中带入水分。

电弧长度、表面状态与保护

通常，短而稳定的电弧能够减少大气污染，并限制含氢水分进入熔池的量。电弧过长会使电弧更暴露于空气中，增加飞溅，并可能导致保护不稳定。它还会改变熔深和熔敷特性，因此，正确的电弧长度应以工艺和焊接材料规定的长度为准，而不是任意追求最短长度。对于焊条电弧焊，电弧过长通常是操作技术不佳的结果，除了增加吸氢量外，还可能导致气孔。

气体保护焊工艺同样需要严格控制。保护气体钢瓶、调压器、软管、流量计和焊枪必须保持干燥且无泄漏。气路吸入侧发生泄漏时，可能将潮湿空气吸入气流中，却不会产生明显的外部气体损失。流量过大会引起湍流并卷入空气，而流量不足则会使熔池暴露在外。必须控制气流、风、焊枪角度、焊丝伸出长度以及过早撤除保护气体等因素。保护气体的纯度和规定的气体混合比例也很重要，尤其是在氧气或二氧化碳的少量添加会影响电弧行为和表面反应的情况下。

在工艺要求的情况下，接头表面必须清理至明亮、坚实的金属状态。油、润滑脂、油漆、粘合剂、切削液残留物、记号笔墨水、盐分、潮湿的磨料粉尘和腐蚀产物都可能引入氢，或妨碍可靠熔合。锈和氧化皮不能视为清洁钢材的替代物。当冷钢板被移入温暖潮湿的区域时，冷凝尤其危险；接头表面可能看起来是干燥的，但仍带有一层薄薄的水膜。预热应使表面温度高于相关露点裕量，而不能只加热厚部件的中心。

受控熔敷包括正确的行走速度、电流、电压、送丝速度、焊道尺寸、道间清理和焊接顺序。大型、缓慢熔敷的焊道并不会自动降低开裂风险。TWI 于 2024 年报告指出，提高预热温度通常会给氢更多逸出时间，并减缓冷却速度；但过大的热输入可能因扩大扩散距离并缩短可用于扩散的时间，而增加焊缝金属中的氢滞留量。因此，热输入必须保持在合格焊接工艺规定的范围内。

焊条之外的氢源

焊条或焊剂只是氢平衡中的一个组成部分。钢板边缘、衬板、夹具、陶瓷工装和临时附件上的水分都可能进入电弧。用于清洁的压缩空气可能携带维护不当的压缩机带出的油或水。潮湿的砂轮、受潮的研磨布以及水性标记产品都可能留下残留物，并在焊接过程中受热。镀锌涂层和其他表面处理会产生额外烟气，可能需要根据适用的安全要求和焊接工艺要求进行去除。

氢也可能来自焊接环境。雨水、冷凝、高湿度、潮湿的保温材料和未受保护的气体管线都会破坏干燥焊接材料系统。接头可能在班次开始时已完成清洁，随后却在防水篷布下或室外等待期间受到污染。工艺文件应规定防护措施、表面重新清理要求，以及必须停止焊接的条件。

服役历史会带来另一个问题。在酸洗、阴极保护、酸性介质服役、腐蚀或高压运行期间吸收的氢，可能仍残留在母材中。这种残留氢不能仅通过检测一批新焊条来测量，也不能通过更换另一种焊接材料牌号来消除。关于充氢钢材的研究发现，由于服役期间残留的氢，2¼Cr-1Mo 钢在维修时可能需要将预热温度提高 130 °C。此类工作可能需要进行释氢处理、延长保温时间、采用保守的预热方案、控制道间温度，并制定合格的维修工艺。

后热或延迟冷却可以为氢在被困于坚硬且受应力的区域之前迁移提供时间。BS EN 1011-2 指南将这种做法与冷却速率控制联系起来，而 ISO 17642-1:2004 则规定了对焊接材料、母材和焊缝金属进行破坏性冷裂纹试验的一般原则。这些措施属于工艺控制，不能替代检验。延迟冷裂纹可能在焊接数小时后出现，因此，熔敷完成后立即进行的目视检查不能证明接头没有裂纹。

约束、接头设计与残余应力

除氢和易感的硬质微观组织之外，氢致开裂还需要第三个条件：拉应力。TWI 2024 年的指南将其机理描述为氢、硬而脆的组织以及拉应力共同存在。IIW《白皮书》（2023 年）也作出了相同的划分，将氢含量、微观组织易感性和残余拉应力确定为控制高强度钢焊缝氢致开裂的三个主要因素。

这种应力可能来自构件、焊接操作，或二者兼有。接头的整体应力可能低于其名义屈服应力，但焊缝旁边的一个小区域却可能承受高得多的局部应力。随后，氢会向夹杂物、原奥氏体晶界、马氏体区域和焊接不连续部等陷阱迁移。如果局部拉应力超过该区域的抗力，裂纹可能在冷却过程中或焊接数小时后开始形成。这属于延迟冷裂纹，而不是热裂纹；热裂纹是在存在熔融金属或部分凝固金属时形成的。

根部间隙、装配与局部约束

接头制备所控制的不仅是焊缝体积。根部间隙过小，可能妨碍根部充分熔合，迫使焊工通过提高电流、增大电弧长度或改变焊枪摆动来跨接接头。间隙过大，则需要较大的根部焊道或过多的余高，从而增加收缩量以及将构件拉拢到一起所需的力。这两种情况都并非无害。规定的间隙、根部钝边、坡口角度和对齐状态必须沿整个接头保持一致，不能仅根据少数几个合格测量值加以假定。

装配不良会产生局部约束，因为焊缝在收缩时必须纠正尺寸误差。错边、扭曲的翼缘，或被夹具强行压紧接触的板材，都可能使焊缝旁在接头冷却之前便产生弯曲应力。定位焊又增加了另一项复杂因素：尺寸不足或存在裂纹的定位焊可能成为最终焊缝的一部分，而强度过高的定位焊则会阻止构件随着收缩的发展而移动。

当短焊缝将厚材料连接到大型刚性结构上时，约束尤其严重。例如，焊接到压力容器壳体上的支架、靠近翼缘趾部安装的加劲肋、带箱形转角的起重机构造细节，以及在现有框架内部进行的修复。周围钢材无法自由变形，因此焊缝的纵向和横向收缩会转化为拉应力。沿三侧或四侧焊接的狭窄附件，可能在未焊接的终止处形成严重的应力集中。

接头几何形状可能放大这种影响。厚度突变、尖锐的内凹角、较小的焊趾以及间距过近的焊缝都会集中应力，并且还可能因快速冷却而形成硬质热影响区。平滑的过渡、充分的焊接可达性，以及远离高负荷转角的焊缝终止位置，能够降低峰值应力。设计选择可能受到疲劳、腐蚀裕量、压力边界规定、可达性或保留现有附件的需要所限制；因此，降低约束是设计决策，而不是适用于所有情况的通用制造指令。

在允许的情况下，增大根部半径、采用约束较小的附件细节，或将焊缝布置在构件的中性侧，都可以降低局部应力。临时强背梁和夹具可以在焊接过程中保持对齐，但不应将接头锁定得过于刚性，以致所有收缩都被困住。同时，还必须制定拆除方案。切除临时附件可能留下刻痕，或形成新的高度约束修复焊缝；这两种情况都需要受控的修整和检验。

焊接后的残余拉应力

随着焊缝金属冷却，它会发生收缩。高温焊缝金属周围是温度较低的母材，母材会约束这种收缩；焊缝及其邻近热影响区通常最终形成纵向和横向残余拉应力，而更远处则以压应力加以平衡。应力峰值取决于截面厚度、接头形状、热输入、焊缝沉积顺序以及结构整体自由移动的程度。

残余应力之所以重要，是因为氢致开裂通常具有局部性。热影响区中的一个小型硬质区域可能仅含有绝对量很少的氢，但如果拉应力和氢浓度在该处重合，仍然可能发生开裂。外部载荷可以提高应力，但接头并不一定要投入服役后才会开裂。仅焊接残余应力就可能提供相当一部分驱动力。因此，构件冷却且氢重新分布后，裂纹可能出现在焊趾下方或沿热影响区形成。

仅凭焊缝尺寸无法可靠预测焊缝的最终应力状态。厚大的盖面焊道可能在增加金属和热量的同时，增大横向收缩。相反，低热输入工艺可能产生狭窄且冷却迅速的热影响区，并形成硬质转变产物。预热和层间控制可以控制冷却及氢的迁移，但不能消除约束。SteelConstruction.info 在 2024 年总结的 BS EN 1011-2 建议要求控制冷却，并保持预热或后热，使氢能够在被困于硬化且受应力区域之前迁移出去。当接头设计没有施加极端约束时，这一措施的效果最佳。

在材料、厚度和服役要求允许的情况下，焊后热处理可以降低残余应力，并对易感微观组织进行回火。它不能替代良好的装配或低氢工艺，而且对于大型结构或现场修复可能并不切实可行。检验同样存在局限：焊后发现裂纹，并不能证明应力问题已经得到控制。

焊接顺序与焊缝沉积规划

焊接顺序决定收缩集中在哪里。如果沿长构件从一端连续沉积焊缝，已完成的部分可能会将剩余接头拉偏，并使最后的焊缝受到很高的约束。经过规划的顺序可以分散收缩、保持操作空间，并使先焊焊缝在邻近焊缝进一步增加应力之前冷却下来。

均衡沉积通常更为可取。对双面接头交替焊接两侧、从中心向两端焊接，或采用跳步焊顺序，都可以减少变形，并防止单侧收缩将结构锁死。这些方法并非适用于所有结构，也不能相互替代：跳步焊改变的是行进方向，但不会自动降低热输入或氢致开裂风险。工艺文件必须规定每道焊缝的尺寸、层间温度、必要时的等待时间以及焊缝顺序。

大型附件通常分阶段焊接，使任何一个短区域都不会承受全部的收缩约束。在转角处相交的焊缝，应安排适当顺序，避免在已经收缩且刚性很大的构件之间困住最后的闭合焊缝。跳焊可以减少热量积累，但焊段之间的间距过大，可能造成冷区和不均匀约束；每个起焊点都必须保持规定的最低预热温度。

在计算和操作空间允许的情况下，临时附件、预置变形和受控顶升可以为结构提供移动空间。如果预置变形只是将应力转移到另一个细节部位，它就不是解决办法。在修复作业中，现有构件可能含有服役过程中吸收的氢，存在改变了的微观组织，并带有早期修复产生的残余应力。TWI 报告称，在一项试验中，吸氢的 2¼Cr-1Mo 钢需要将预热温度提高 130 °C；这说明针对新钢板选择的焊接顺序，对于经历过服役的钢材可能并不安全。

实际目标并不是消除所有约束，这在多数情况下并不可能。目标是避免突发性的局部约束，分散收缩，保持良好的几何形状，并使冷却和氢控制工艺与实际接头相匹配。ISO 17642-1:2004 为焊接材料、母材和焊缝金属的破坏性冷裂纹试验提供了原则；这类试验能够揭示仅凭名义碳含量无法预测的约束敏感性。

EN 1011-2 在铁素体钢中的应用

NF EN 1011-2 为铁素体钢的焊接建议提供了组织框架，涵盖碳锰钢、低合金钢、热机械轧制钢、正火钢以及调质钢等钢级。其目的并不是为某一钢种系列规定一个通用的预热温度，而是将钢的成分、氢含量、热输入、预热温度和层间温度，与控制氢致冷裂纹的冷却和相变条件联系起来。

这一点十分重要。当多个条件同时出现时，焊接接头就可能发生裂纹：存在氢；焊缝或热影响区（HAZ）形成坚硬、脆性且易受影响的组织；并且该区域承受拉应力。TWI 在其 2024 年关于钢中氢裂纹的指南中指出了这一三要素要求。国际焊接学会在其 2023 年白皮书中进一步具体说明了同一机理，将氢含量、残余拉应力和显微组织易感性确定为高强度钢焊缝发生氢致裂纹的三个主要因素。

因此，该标准支持的是风险评估，而不是捷径。针对 EN 10025-2 S355J2 制定的建议，不能自动套用于 EN 10083-3 42CrMo4、EN 10028-2 P355GH，或名义强度相近的调质结构钢。在采用方法 B 进行计算或选择参数之前，必须明确实际钢级证书、产品厚度、接头几何形状、焊接工艺、填充材料分类、拘束条件以及服役历史。

钢的成分与易感性评估

成分主要通过影响淬硬性以及热影响区冷却过程中形成的显微组织来影响焊接性。碳含量很重要，但仅凭碳含量进行筛选并不可靠。锰、铬、钼、镍、铜、钒、硼以及钢材的交货状态，都可能改变临界冷却行为。两种碳含量相近的钢，由于其合金体系和先前热处理状态不同，可能形成硬度显著不同的热影响区。

碳当量指标有助于比较易感性，但其本质上仍是指标。较高的碳当量通常意味着更高的淬硬性，并表明在受拘束的焊接条件下形成马氏体或硬贝氏体的可能性更大。然而，如果不结合氢含量、冷却速率、热输入和拘束条件，碳当量并不能预测裂纹。即使名义碳含量相近，诸如 2¼Cr-1Mo 这样的低合金压力容器钢，也可能比低合金程度更低的钢需要更严格的控制措施。

厚度也会改变评估结果。厚板或导热性很强的接头会快速带走热量，减少氢扩散的可用时间，并增加形成硬质热影响区的可能性。受拘束角接头中的角焊缝，与可自由收缩板材中的对接焊缝具有不同的裂纹风险。根部间隙、焊缝尺寸、定位焊质量、接头焊接顺序以及附件，都会改变局部拘束和应力集中。

还必须考虑材料的服役历史。服役过程中引入的氢可能残留在钢中，并提高修复焊接时的开裂风险。关于充氢钢（包括 2¼Cr-1Mo）的研究报告指出，残留的服役氢可能要求将预热温度提高 130 °C。该结果并不是普遍适用的温度规定，而是说明了为什么针对新钢板制定的制造工艺不能简单应用于曾暴露于氢环境的容器或管道部件。可能需要进行脱氢处理、延长加热、使用低氢耗材以及增加检验。

当常规评估存在不确定性时，冷裂纹试验可以提供帮助。ISO 17642-1:2004 规定了对电弧焊金属材料进行破坏性试验的原则，以及评估焊接材料、母材和焊缝金属裂纹敏感性的方法。这类试验是基于实际接头和服役条件制定的工艺评定的补充，而不是替代。

氢、预热和层间变量

进入焊缝的氢来自多个来源：焊条或焊剂中的水分、接头表面的污染物、保护气体或环境暴露，以及焊接材料的处理过程。ISO 3690:2018 规定了在使用填充材料时，测量电弧焊铁素体、贝氏体和马氏体钢焊缝金属中扩散氢的取样和分析程序。测得的数值适用于在规定试验和处理条件下形成的焊缝金属；不应将其与热影响区中存在的全部氢，或服役暴露母材中残留的氢混为一谈。

预热具有两种有益作用。它能够减缓热影响区的冷却，降低形成坚硬易感组织的可能性；同时使氢在应力达到临界状态之前有更多时间离开焊接区域。在多道焊中保持规定的层间温度，可以延续这些作用。正如 SteelConstruction.info 对 BS EN 1011-2 指南的总结，预热或后热有助于氢从坚硬且受应力的区域向外迁移。

预热并不是万能的解决方案。如果接头仍处于高度拘束状态、氢输入量较高，或钢材会形成非常坚硬的热影响区，那么表面上足够的温度仍可能无法防止开裂。过高的预热温度也会带来问题：可能扩大热影响区、降低生产率、改变韧性并增加变形。TWI 在 2024 年报告指出，提高热输入并不总能降低氢致裂纹风险。虽然较慢的冷却可以降低热影响区硬度，但过大的热输入可能因扩大扩散距离并缩短氢逸出的可用时间，而增加焊缝金属中的氢滞留。

因此，层间温度必须作为一个范围加以控制，不能将其视为预热的随意延续。较低的层间温度可能使下一道焊道在低温且含氢的接头上施加快速热循环。过高的层间温度则可能导致晶粒过度长大或产生不利的相变行为。测量应在焊缝附近规定的位置进行，并在焊接后经过足够的延迟，使读数能够代表接头状态，而不仅仅是最热表面的温度。

后热和延迟检验针对的是缺陷随时间发展的特性。氢致裂纹可能在焊接后数分钟或数小时才出现，通常发生在接头冷却之后。在受控温度下保持接头，可以促进氢逸出；但后热无法修复已经形成的裂纹。检验是另一项控制措施：它用于检测开裂风险的结果，而不是防止导致开裂的冶金条件形成。

方法 B 与焊接参数指南

方法 B方法 B EN 1011-2 中的一种方法，用于将成分、厚度、氢状态、热输入和热限值与预热及层间温度的选择联系起来。

EN 1011-2 的方法 B 是 Dillinger 焊接参数指南所引用的方法。该方法用于将钢的成分和厚度，与氢条件、热输入以及拟议焊接所需的预热温度或层间温度联系起来。最好将其理解为一种结构化的选择程序。它并不允许在未核查输入条件的情况下，直接从表格中照搬某一个温度。

Dillinger 的指南解释了核心热平衡：预热可以减缓热影响区的冷却，同时促进氢从焊接接头中逸出。所选热输入随后会影响冷却时间、热影响区硬度、焊缝金属性能、变形以及氢的扩散。这些变量彼此相互作用。提高热输入可能降低热影响区硬度，却增加焊缝金属中的氢滞留；降低热输入可能减少总体热暴露，却形成更硬的热影响区。任何一个方向都不能自动认为更加安全。

应用方法 B 时，必须明确准确的钢材牌号和厚度、耗材的氢分类或实测氢状态、焊接工艺、接头类型和拘束条件、焊缝尺寸、热输入范围，以及预期的预热和层间温度限值。焊条烘干与储存、表面清洁度、保护条件、电弧长度、焊道顺序和定位焊操作，都必须符合所选工艺背后的假设。针对低氢工艺评定的焊接工艺，不能视为等同于使用受潮焊剂或储存不当焊条的工艺。

最终结果应是一份受控的焊接工艺规程，而不应仅仅是一个预热温度数值。规程应规定温度的测量方法、允许的热输入范围、最高层间温度、耗材调理要求、检验前的最短延迟时间以及任何后热要求。对于修复件、厚壁件、高度拘束部件或曾经服役暴露的部件，在开始焊接之前进行工程审查和氢测试可能是合理的。

因此，NF EN 1011-2 是铁素体钢焊接性的决策框架。它将预热作为一套相互关联的控制系统中的一个环节：降低氢输入，避免形成易感的硬质组织，在可能的情况下限制拉伸拘束，控制冷却和热输入，并留出足够时间使氢逸出。这正是同一名义钢级在不同接头中可能需要采用不同工艺的原因。

冷裂纹试验与工艺评定

破坏性冷裂纹试验的目的

破坏性冷裂纹试验用于使焊接接头承受可能导致延迟氢辅助开裂的条件，随后检查焊缝和热影响区（HAZ）是否存在裂纹。其目的并不仅仅是检查焊道在焊接完成后立即看来是否完好。冷裂纹可能在冷却后形成，有时会延迟数小时；此时，可扩散氢会在焊接接头中向硬质显微组织和受拉应力区域迁移。

ISO 17642-1:2004规定了对电弧焊金属材料进行破坏性冷裂纹试验的一般原则。该标准说明了如何利用试验方法评估焊接材料、母材和焊缝金属的开裂敏感性，同时解释了这些试验旨在重现的裂纹形成机制。该标准为试验方法的选择和结果解释提供框架，但不会将某一项试验结果转换为普遍适用的安全焊接限值。

试验所考察的冶金状态取决于三个必要条件的组合。TWI指出，氢、硬而脆且易感的组织，以及拉应力，是钢中氢致开裂的必要因素。国际焊接学会（IIW）2023年的白皮书则以氢含量、残余拉应力和显微组织敏感性来表述同一问题。去除其中一个因素，或将其充分降低，可能就不会发生开裂。若三个因素同时升高，一个通过温和试验的接头也可能在生产中失效。

因此，破坏性试验可以施加拘束、缺口效应、快速冷却或有意设置严重的接头几何形状。典型观察结果包括焊缝金属中的裂纹、熔合边界附近的纵向或横向裂纹，以及表面可能不可见的HAZ裂纹。通常需要进行金相剖切检查。目视检查看来合格的试样可能含有短小的内部裂纹；而仅显示出小裂纹的试样，仍可表明所选材料和工艺的安全裕度很小。

氢含量测量可以提供支持，但不能取代裂纹试验。ISO 3690:2018规定了使用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序，适用于马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢。该测量针对的是在规定试验条件下从焊缝金属中释放出的氢。它不能直接量化旧钢板已经吸收的氢、滞留在HAZ中的氢，或在服役期间引入的氢。

这一差别对于修复工作十分重要。吸氢后的C-Mn钢和Cr-Mo钢可能保留服役期间吸收的氢，而这些氢可能与焊接引入的氢叠加。在一项涉及2¼Cr-1Mo钢的已报道试验中，服役期间保留的氢与预热温度需提高130 °C有关。这一结果警示人们，不应将低氢焊条或常规可扩散氢数值视为服役过的容器可以安全焊接的证明。

试验敏感性与生产中的行为

冷裂纹试验是在规定条件下进行比较。它并不能保证生产接头不会开裂。试验焊缝可能因采用更高的拘束度或更小的热输入而比制造接头更严苛；在这种情况下，试验通过可以为工艺能够承受该条件提供有用证据。反之，如果试验所用钢板更薄、焊接材料更干燥、氢含量更低，或冷却速度比生产中更慢，试验可能不够严苛。此时，试验通过对于另一种接头的意义就很有限。

控制比较有效性的变量必须保持代表性。这些变量包括钢种和产品状态、厚度、接头制备、焊接位置、焊接材料的分类和储存状态、实测氢状态、热输入、预热、层间温度、拘束度以及冷却历史。钢的化学成分会影响淬硬性和相变产物；厚度和接头几何形状会影响热流；拘束度决定焊缝收缩时产生的拉应力。上述任何一项发生变化，都可能改变试验结果。

冷却历史尤其需要关注。高碳当量钢快速冷却时，可能在HAZ中形成硬马氏体或硬贝氏体组织。预热可以减缓冷却，并减少易感相变产物的数量或硬度。预热还可使氢在焊缝进入温度更低、渗透性更差的状态之前，有更多时间逸出。Dillinger依据EN 1011-2的方法B提供的指南描述了这一双重作用：预热可减缓HAZ的冷却，同时促进氢从焊接接头中逸出。

但这并不意味着预热是普遍有效的解决办法。TWI在2024年报告称，提高预热温度通常有助于氢逸出并降低冷却速率；然而，过大的热输入可能因扩大扩散距离并缩短可用于扩散的时间，而增加焊缝金属中的氢滞留量。因此，大尺寸、缓慢形成的焊缝，其氢分布可能不同于采用较低热输入制成的小尺寸焊缝。层间温度也可能改变连续热循环、晶粒长大、相变行为以及氢保持可迁移状态的时间。

试验还必须区分延迟冷裂纹与热裂纹。热裂纹在凝固过程中或高温下形成，通常涉及偏析和液膜机制。冷裂纹则在冷却后形成，通常位于硬化且受应力的区域内或其附近，并且可能出现延迟。焊接完成后立即观察到接头外观完好，并不能证明其不会发生氢致开裂。

阳性试验结果也不等于生产必然失败。试验可能有意放大拘束度，以便对两种焊接材料或工艺进行排序比较。其价值在于显示相对敏感性，并确定哪个控制变量具有关键作用。只有当试验报告记录了检查前的延迟时间、裂纹定位方法、剖切检查方法、氢状态、热循环和拘束布置时，试验结果才具有实际意义。

需要重视评定证据的情形

当延迟裂纹的后果严重、接头拘束度高，或生产条件不同于既定焊接实践时，评定证据十分重要。对于高强度钢、厚截面、高碳当量钢、低温制造、压力设备修复，以及在服役期间吸收过氢的部件，评定尤其重要。不能假定在洁净新钢板上完成评定的工艺也适用于吸氢材料。

工艺评定应将破坏性试验与实际焊接控制相联系。记录中应明确钢材牌号、厚度范围、焊接材料牌号、干燥和储存做法、焊接电流和焊接速度、热输入、预热、层间温度、拘束条件，以及任何后热或释氢处理。冷却间隔和检查延迟时间应予以记录，而不应凭推测确定。

EN 1011-2（包括其针对铁素体钢的指南）将开裂控制与钢材成分、氢含量、热输入、预热和层间温度联系起来。BS EN 1011-2指南还建议控制冷却速率，并保持预热或后热，使氢能够在被困于硬化且受应力的区域之前，从焊缝中迁移出去。这些控制措施属于工艺措施，不能替代检验。无损检测可以在焊接后发现裂纹，但不能证明在裂纹形成之前该工艺具有足够的安全裕度。

当服役历史不确定时，评定可能需要同时代表原始材料状态和疑似吸氢状态。这可能包括对钢材进行取样、测量相关氢含量、实施受控释氢处理，或采用保守的热循环进行试验。所选证据应与失效风险相匹配。简单的比较试验可以支持焊接材料的选择；而为了评定修复工艺，可能需要进行受拘束的延迟裂纹试验并辅以金相检查。

因此，正确的判断不应是“已经使用了预热，所以可以防止开裂”。正确的判断应是：已对规定的钢材、氢状态、显微组织、应力状态和热历史进行联合试验，并且生产过程将这些变量保持在已评定的范围内。

经氢充注钢材的维修与改造

曾在氢气工况下运行过的容器、管道、喷嘴或承压部件，并不只是“老旧钢板”。其维修焊缝可能是在这样一种钢材上施焊：经过多年暴露后，钢中的氢含量、陷阱数量、残余应力以及局部显微组织都已发生变化。因此，在新材料上评定合格的焊接工艺，可能低估制造延迟裂纹的风险。

氢致裂纹并非仅由氢单独造成。TWI指出，必须同时存在并共同作用的三个条件是：氢、坚硬且脆性的易感组织，以及拉应力。IIW白皮书（2023年）则通过氢含量、残余拉应力和显微组织易感性，表达了相同的机理。维修会同时引入这三方面的问题。焊接会产生氢源，快速冷却可能形成坚硬的HAZ区域，而现有容器或附件周围的拘束，会在焊缝收缩时施加较高的拉应力。

这属于延迟冷裂纹，而不是热裂纹。热裂纹在高温凝固过程中形成，主要与液膜偏析和焊缝金属的凝固行为有关。氢辅助裂纹可能在焊接数小时后才出现，通常位于HAZ内，或位于接头冷却后焊道下方。因此，焊后立即进行的检验可能会漏检缺陷。

既往服役期间吸收的氢

维修情况下的氢有两个不同来源。第一个来源是焊接操作引入的氢：焊条或焊剂中的水分、接头上的污染物、潮湿的保护气体设备、表面油污，以及电弧气氛中的含氢化合物。ISO 3690:2018规定了采用填充材料制备的马氏体、贝氏体和铁素体钢电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序。这项测量十分重要，但它并不能描述部件中原先已经存在的每一个氢原子。

第二个来源是服役期间吸收的氢。氢可能通过潮湿的硫化氢环境、腐蚀反应、阴极保护、高压氢气，或含氢工艺介质进入钢材。一部分氢仍保持可移动状态，并可能向新近受热的维修区域扩散。另一部分氢则会被夹杂物、位错、界面、碳化物颗粒、分层缺陷或其他陷阱位置所束缚。加热可能释放部分储存的氢，而焊接的热循环和应力场可能将其吸引至坚硬且受应力作用的区域。

除氢含量外，服役暴露还可能改变钢材本身。回火脆化、碳化物粗化、蠕变损伤、脱碳、局部腐蚀、氢鼓泡以及早期维修，都可能改变材料的响应。厚度、拘束程度和实际化学成分可能与维修工程师能够取得的记录不同。因此，材料正向标识和服役历史审查是可焊性评估的一部分，而不是可有可无的行政工作。

TWI关于经氢充注钢材的研究尤其重要，因为该研究表明，残留氢会提高维修所需的预热温度。在一项已报道的2¼Cr-1Mo钢试验中，服役残留氢使预热温度需要提高130 °C。这是针对特定研究的结果，并不是适用于每一台2¼Cr-1Mo容器或每一种暴露于氢环境部件的通用设计值。它说明了潜在影响的规模，也揭示了在不考虑既往服役状况的情况下，直接套用新钢板焊接参数表的危险。

部件在焊接过程中以及焊接后仍可能持续释放氢。释放出的气体未必能够均匀逸出；厚壁部位、焊趾、附件交接处以及低温HAZ区域仍可能处于关键状态。当服役历史表明存在吸氢现象时，进行氢分析、热脱附研究、金相检验以及运行工况审查可能是合理的。

Cr-Mo钢和C-Mn钢的维修注意事项

C-Mn钢并不会因为其碳含量适中就自动安全。碳当量、钢板厚度、拘束程度、氢含量、热输入和冷却速率都会影响HAZ的转变。在拘束条件下快速冷却的高碳当量C-Mn钢，可能形成坚硬的贝氏体或马氏体。即使化学成分较为温和的低合金钢，在焊缝潮湿、接头高度拘束，或氢已在服役期间积聚的情况下，仍可能发生开裂。

Cr-Mo钢需要特别谨慎，因为其合金元素会提高淬硬性；在不适当的热条件下，可能形成对裂纹敏感的HAZ组织。1¼Cr-½Mo和2¼Cr-1Mo等牌号常见于压力设备，但其维修要求取决于厚度、热处理状态、服役温度、劣化历史以及适用的建造或维修规范。仅凭名义牌号，不能确定安全的预热温度。

预热主要有两项作用。它可以减缓HAZ冷却，降低形成硬质转变产物的可能性；同时还能给予氢更多时间从焊缝向外扩散。Dillinger采用EN 1011-2的B方法所提供的指南，直接说明了这两项作用。然而，预热并非万能措施。TWI在2024年报告指出，过高的热输入可能增加焊缝金属中的氢滞留量，因为氢的扩散距离更长，而整个热循环可能无法提供足够有效的扩散时间。过高的热输入还可能扩大HAZ、降低韧性、改变回火效果，并损害先前经过热处理部件的性能。

因此，维修工艺必须控制在适当范围内，而不是一味追求尽可能高的温度。焊条和焊剂应按照制造商经评定的条件储存，应选用低氢型焊接材料；暴露在外的焊接材料应根据适用规范进行重新处理或报废。接头表面必须干燥，并清除锈、油、油漆、氧化皮和水分。焊接参数应将电弧能量限制在评定范围内，同时应对道间温度进行测量，而不能凭猜测确定。

氢控制还会与拘束相互作用。刚性喷嘴上的小尺寸角焊缝，可能比自由钢板上尺寸更大但拘束更小的焊缝危险。焊接顺序、均衡施焊、为连续加热提供足够的通道，以及拆除临时附件，都可以降低局部拉应力。ISO 17642-1:2004描述了用于评估焊接材料、母材和焊缝金属开裂敏感性的冷裂纹形成及试验原则；工艺评定应反映材料、厚度、拘束程度、焊接材料和热循环的实际组合。

释氢处理与保守型工艺

当既往吸氢具有可信依据时，可在维修焊接前规定进行释氢处理。该处理通常包括受控加热和保温，具体温度由负责的焊接工程师或材料工程师选定，并通过适当的热电偶确认温度均匀性。其目的是使可移动氢和可释放氢从维修区域迁移出去，同时避免不可接受的回火、变形、强度损失或压力设备状态受损。释氢处理不能替代对起泡或严重劣化材料的去除，也无法保证清除所有陷阱中束缚的氢。

保守型工艺可以结合释氢加热、提高预热温度、严格执行低氢型焊接材料管理、控制道间温度、限制电弧能量，以及焊后加热或延迟冷却。SteelConstruction.info报道的BS EN 1011-2指南建议保持预热或焊后加热，使氢能够在被坚硬且受应力区域捕获之前从焊缝中迁移出去。部件应在规定温度范围内保持足够长的时间，以完成所需的热作用；如果在焊道之间让接头冷却，可能会使该工艺失效。

焊接后，延迟检验至关重要。目视检验、磁粉检测或其他表面检测方法，应仅在规定的保温和冷却时间结束后进行；对于压力边界焊缝，可能还需要进行体积检测。如果检验是在氢辅助裂纹尚未有足够时间形成之前进行的，那么即使焊接完成后立即得到洁净的检验结果，其证明力也很有限。预热固然重要，但安全的维修决策应建立在综合证据之上：服役氢、钢材的化学成分与状态、焊接材料中的氢、冷却速率、热输入、拘束程度、热处理以及延迟检验结果。

检验、延迟以及未能及早发现裂纹

氢致裂纹为何会延迟出现

氢致冷裂纹可能在电弧熄灭后形成。它并不是一种必须在焊缝金属仍处于高温、焊接熔池尚未冷却时就能看到的缺陷。在焊接过程中，氢会从水分、表面污染物、焊剂、保护气体问题或受潮焊接材料进入熔融焊缝金属。随着接头冷却，一部分氢会在焊缝金属和热影响区（HAZ）中扩散。一部分氢会到达冶金陷阱、夹杂物、原奥氏体晶界、硬化的转变区域或残余应力较高的部位。

正如 TWI 在其 2024 年指南中所指出的，裂纹的形成需要氢、易感的硬脆组织以及拉应力三者共同作用。国际焊接学会（IIW）2023 年白皮书也通过三个主要因素表达了相同的关系：氢含量、残余拉应力和显微组织易感性。即使外加服役载荷为零，接头拘束、收缩应力、装配情况、焊接顺序和局部几何形状也可能提供拉应力分量。

因此，裂纹出现的时间取决于扩散和组织转变，而不是取决于一个从焊接结束时开始计时的简单时钟。裂纹可能在冷却过程中萌生，也可能在焊缝达到环境温度后萌生，或者在氢继续向受应力且易感的位置迁移时更晚出现。裂纹可能逐步延伸。微小的焊趾裂纹在变得可检测之前，可能被表面氧化物、焊接飞溅、油漆、打磨痕迹或相邻焊道遮蔽。

立即进行的目视验收只能证明：在当时、利用当时的可达范围和检验方法，未发现可见的不完善。它不能证明氢已经逸出，不能证明热影响区未形成脆性组织，也不能证明表面下方不存在裂纹。一个接头外观上可能完好无损，但内部仍可能存在一条短小的表面下裂纹，随后该裂纹可能与另一条裂纹连通，或延伸至表面。

预热并非万能的补救措施。提高预热温度通常会减缓热影响区的冷却，并为氢逸出提供更多机会；保持预热或进行后热，则可以减少硬化且受应力区域中的氢滞留量。然而，在某些条件下，过大的热输入会扩大扩散距离，并缩短氢离开焊缝金属的可用时间，从而增加焊缝金属中的残留氢含量。必须综合考虑钢材化学成分、厚度、热输入、冷却速度、拘束、焊接材料状态以及热历史。

区分焊接过程中引入的氢与钢材中原本已经存在的氢同样十分重要。经历过服役的材料可能保留在腐蚀、阴极保护、酸性介质服役或其他运行条件下吸收的氢。关于充氢 2¼Cr-1Mo 钢的研究报告称，在返修焊接期间，残留的服役氢可能要求将预热温度提高 130 °C。这并不是一条通用的预热规定；它说明检验和焊接决策除了考虑新焊缝外，可能还需要考虑材料的服役历史。

检验时机和可达性

检验时机应遵循适用的制造或质量规范，并结合材料和接头类别、焊接工艺以及可信的缺陷形成机制确定。标准可能规定何时进行特定检验、是否需要保持温度或进行后热，以及返修区域是否需要追加检验。并不存在适用于所有钢制焊缝的统一等待时间；任意设定的延迟不能替代技术上有依据的检验方案。

延迟检验的目的，是让可能发生的冷裂纹机制充分发展，使所选方法能够检测到该缺陷。这不同于仅仅按照惯例推迟检验。负责工程师或适用规范可能需要考虑钢材牌号、碳当量、氢控制、焊缝尺寸、拘束、热输入、预热及道间温度、接头厚度，以及钢材在服役期间是否曾暴露于氢环境。

可达性决定了实际能够检验的范围。焊趾可能可以进行直接目视检验和磁粉检验，而焊根可能被背衬条、内部附件、绝热层或第二个部件遮挡。一条与检验表面平行的裂纹，在一种方法中可能产生明显指示，而在另一种方法中可能指示很弱，甚至无法检出。探头角度、扫描方向、校准、表面状态、涂层、几何形状和操作人员的能力都会影响结果。

目视检验对于发现表面开口裂纹、成形不良、咬边、电弧擦伤以及可见的返修痕迹很有用。但它无法可靠地发现表面下方的紧密裂纹。对于铁磁性钢中的表面裂纹和近表面裂纹，磁粉检验可能具有很高的灵敏度，但其指示取决于磁场方向。与施加磁场平行的裂纹可能产生很少的漏磁，因此改变磁场方向十分重要。渗透检验可以在适合且洁净的表面上显示与表面连通的裂纹，但无法发现埋藏裂纹；如果渗透剂无法进入不连续处，则不适合采用该方法。

超声检验可以检查较大体积的焊缝，并可能发现埋藏的平面状裂纹，但其判读取决于裂纹方向、反射能力、能否从一侧或两侧接近、焊缝几何形状以及工艺评定情况。射线检验可能显示某些平面状缺陷，但如果紧密裂纹与射线束方向一致，由于其投影宽度很小，可能难以将其辨认出来。检验方法应与疑似裂纹的位置和方向相匹配，而不应仅仅因为某种方法熟悉就选择它。

表面开口裂纹和埋藏裂纹

表面开口的氢致裂纹通常出现在焊趾、焊根、弧坑或熔合边界处，这些部位的拘束和应力集中较高。裂纹可能横向于焊缝，也可能纵向延伸，或呈不规则分支状。焊趾裂纹可能隐藏在焊渣、飞溅、涂层或后续焊道沉积物下面。打磨可能将其暴露出来，但也可能去除证据、使紧密裂口发生涂抹，或留下使判读更加复杂的几何形状。

埋藏裂纹则更加难以发现。它们可能位于热影响区，而不是焊缝金属中，因此表面检验可能完全没有指示。内部附件下方的焊根裂纹，或沿熔合边界延伸的裂纹，可能需要采用超声检验、射线检验，或去除材料进行破坏性检验。ISO 17642-1:2004 描述了用于评估焊接材料、母材和焊缝金属开裂敏感性的冷裂纹形成机制及试验原则；该标准关注的是易感性评估，而不是在一次目视检查后宣布生产焊缝安全。ISO 3690:2018 则单独规定了测量马氏体、贝氏体和铁素体钢电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序。

发现裂纹后，应在返修前保留其位置和方向等信息。检验人员应判定该缺陷属于热裂纹、氢致冷裂纹、未熔合还是其他不连续，因为相应的纠正措施各不相同。在未控制氢、冷却、拘束和残余服役氢的情况下，去除裂纹并重新焊接可能导致缺陷再次出现。因此，检验并不是焊接性控制的最终替代手段；它是用来查明各项控制措施综合起来是否真正有效的手段。

基于工艺的预防工作流程

氢致裂纹的预防始于电弧引燃之前。焊接工艺必须同时应对三个条件：接头中存在或进入接头的氢、易感的硬脆组织，以及拘束应力或残余应力产生的拉应力。TWI 将这一组合描述为发生氢致裂纹的必要条件；International Institute of Welding（IIW）则将氢含量、残余拉应力和组织易感性确定为高强度钢焊缝中的三个主要因素。仅靠预热温度本身，并不能消除其中任何一个条件。

收集材料、服役和接头数据

首先确定产品标准、钢级、交货状态、厚度、焊缝类型和维修历史。准确记录牌号，例如符合 EN 10025-2 的 S355J2+N、ASTM A516 Grade 70，或在材料规定中指定的 2¼Cr-1Mo steel。不得仅根据碳含量推断可焊性。当合金元素、冷却速度和厚度导致较高的淬硬倾向时，即使钢材的碳含量不高，也可能形成硬化的热影响区（HAZ）。

获取炉次分析或产品分析数据，包括碳、锰、铬、钼、镍、铜、钒以及任何微合金化元素的添加量。按照适用的焊接标准或技术条件计算所要求的碳当量。EN 1011-2 通常将碳当量方法与厚度、氢含量、热输入和拘束程度结合使用。计算结果是焊接工艺的输入参数，而不是一个用于判定可焊性合格或不合格的数值。

然后对接头进行表征。记录焊缝处的厚度、附件造成的热汇效应、坡口角度、根部间隙、衬垫、焊缝长度、焊接顺序以及加热可达性。与拘束较小的对接接头相比，拘束很大的接管、补板或封闭焊缝可能在名义氢含量较低时就发生裂纹。定位焊也必须纳入考虑：短小、温度低且干燥不充分的定位焊，可能成为首个裂纹位置，或对正式焊缝施加拘束。

服役历史需要单独关注。应确认钢材是否曾在潮湿硫化氢、氢气、高压水、阴极保护条件或高温氢环境中服役。由焊条或电弧引入的扩散氢，与服役暴露后母材中滞留的氢并不相同。后者可能在切割、碳弧气刨、预热和焊接过程中迁移，从而增加制造过程中发生裂纹的风险，即使焊接材料的试验结果是可接受的。对于充氢的 2¼Cr-1Mo steel，有一项报告的试验发现，所需预热温度可能提高 130 °C。该数值不是通用的修正量；它说明必须调查服役暴露情况，而不能将其隐含在通用预热表中。

采用适用的工艺评定，并在必要时进行冷裂纹试验，以评估易感性。ISO 17642-1:2004 规定了电弧焊金属材料破坏性冷裂纹试验的一般原则，并涵盖用于评估焊接材料、母材和焊缝金属开裂敏感性的各种方法。当钢级、维修状态、拘束条件或服役充氢历史超出既有工艺经验范围时，此类试验尤其有用。

设定氢、热和拘束控制措施

选择经过评定的焊接材料，使其强度、韧性、扩散氢等级和熔敷方法与焊接工艺相匹配。对于低氢型药皮焊条，应规定制造商要求的干燥、再烘干、保温和暴露限值；焊条开封后应存放在保温筒内。药芯焊丝和埋弧焊焊丝则需要控制密封储存、焊剂干燥以及在车间湿度下的暴露情况。保护气体质量、流量、泄漏、风、表面水分、油污、油漆和锈蚀也会影响氢的进入。

在风险需要时，应通过测量而不是假定来确定扩散氢含量。ISO 3690:2018 规定了电弧焊填充金属熔敷物中扩散氢的取样和分析方法，其中包括马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢中的焊缝金属。测量值只适用于特定的焊接材料、焊接工艺、储存条件和试验方法；不能自动适用于所有使用相同商业牌号焊接材料制成的焊缝。

根据适用标准、经过评定的工艺以及实际接头条件确定预热温度。应在邻近焊缝的母材上测量，而不是在火焰上测量，也不能只测量另一侧表面。规定测量距离和测量时机，并确保整个焊接区域达到规定温度。在定位焊、根部焊道、焊接中断和重新起弧过程中，都应保持最低预热温度。同时设定层间温度上限和下限。过高的层间温度可能改变韧性、晶粒尺寸、析出行为以及最终冷却路径。

预热具有两项有益作用：减缓热影响区的冷却，并为氢逸出提供更多时间。Dillinger 采用 EN 1011-2 的 Method B 所提供的指南描述了这两种作用。然而，热量越多并不一定越安全。TWI 报告指出，过高的热输入可能增加焊缝金属中的氢滞留量，因为它会增大扩散距离，并可能缩短可用于扩散的时间。因此，焊接工艺需要受控的热输入窗口，而不是能够达到的最高温度。

应对每个经过评定的范围计算或核实热输入：

$$Q=\frac{\eta \mathrm{VI}}{1000v}$$

其中，$Q$ 为热输入，单位为 kJ/mm；$\eta$ 为电弧效率；$V$ 为电压；$I$ 为电流；$v$ 为焊接速度，单位为 mm/s。应记录所给数值代表的是电弧能量还是有效热输入，因为效率系数会改变其含义。热输入过低可能导致快速冷却并形成硬化的热影响区组织；热输入过高则可能增加变形、降低韧性并影响氢的扩散。焊接速度、焊道尺寸、焊道顺序和层间温度必须保持在经过评定的范围内。

通过装配和焊接顺序控制拘束。尽可能消除强行对口，采用平衡的焊接顺序，避免定位焊过大，并防止根部间隙或错边集中应力。安排焊接起点和终点时，应避开几何应力集中部位。如果怀疑存在服役充氢，应在焊接前规定释放氢处理或保守的热循环；这可能包括长时间加热、受控保温以及由负责的焊接工程师进行确认。

当风险评估或经过评定的工艺要求时，应规定后热。后热不同于焊后热处理。除氢烘烤是在接头冷却到硬化且受应力状态之前，使焊缝保持在规定温度，以促进氢迁移。SteelConstruction.info 和 Guidance Note 6.04 都描述了为此目的保持预热或施加后热的方法。单独的消除应力处理则具有不同的温度、时间和冶金效应。

验证实施情况并记录偏差

焊接主管应记录焊接材料批次、干燥周期、保温温度、焊工、焊接工艺、电流、电压、焊接速度、计算热输入、预热温度、层间温度、保护气体、接头标识和焊接顺序。测温蜡笔可以进行快速检查，但在发射率和可达性允许的情况下，应优先使用经过校准的接触式温度计或红外仪器。在规定的位置和时间间隔记录测量值。

应将偏差视为工程事件。如果预热温度低于最低要求，应停止焊接，恢复规定温度，并记录中断情况。如果焊条超过允许暴露时间，应将其隔离，而不是放回保温筒。如果热输入、层间温度、拘束、焊接材料状态或服役历史不同于经过评定的工艺，应在继续施工前取得处置决定。

检验必须考虑延迟裂纹。应在规定的冷却和氢扩散时间结束后再进行最终无损检测；根据材料、厚度、拘束、焊接工艺和适用规范的不同，该时间可能需要数小时或更长。焊后立即进行的目视检查不能证明接头没有延迟冷裂纹。对于表面开口裂纹，应采用规定的磁粉检测或渗透检测；在规范要求体积检测覆盖的情况下，应采用超声检测或射线检测。如果出现裂纹，不得简单地将其打磨掉后重新焊接。应绘制缺陷分布图，确定裂纹起源，审查氢和热过程记录，重新评估服役充氢材料，并在维修前修订焊接工艺。预防措施是一套协调的焊接控制系统，而不是一条单独的温度要求。

经不起冶金学检验的常见说法

氢致开裂并不是由一个旋钮控制的。TWI 将其发生所需的组合描述为：氢、坚硬且脆化的易感组织，以及拉应力。国际焊接学会（IIW）《白皮书》（2023）则通过三个主要因素表达了相同的关系：氢含量、残余拉应力和微观组织易感性。去除或降低其中一个因素，开裂风险可能下降；但如果另外两个因素保持不变，焊缝仍然可能开裂，有时甚至会在焊接数小时后才出现。

因此，合理的工艺必须考虑钢的化学成分、拘束程度、接头厚度、冷却速率、热输入、焊接材料状态、预热、层间温度以及材料的服役历史。ISO 17642-1:2004 规定了对电弧焊金属材料进行破坏性冷裂纹试验的一般原则，包括对焊接材料、母材和焊缝金属的评定。之所以需要进行此类试验，是因为不能仅凭碳含量或单一焊接参数推断可焊性。

预热越高，开裂就越少

预热通常有帮助，但“越高越好”并不是冶金学规律。提高焊接前及焊接过程中的温度，可以减缓热影响区（HAZ）的冷却速度，降低形成坚硬、脆性的马氏体组织的可能性。同时，这也能让可扩散氢有更多时间在接头降至可能导致氢被困住的较低温度之前，从焊缝及邻近钢材中逸出。Dillinger 根据 EN 1011-2 的方法 B 提出的指南，直接说明了这两种作用：预热能够减缓 HAZ 的冷却，并促进氢逸出。SteelConstruction.info 同样建议控制冷却速率，并保持预热或后热，使氢能够从坚硬且承受应力的区域迁移出去。

但这种益处是有限的。超过合格工艺范围的温度可能使 HAZ 扩大、改变晶粒尺寸、降低韧性，并影响强度或尺寸精度。过高的层间温度还可能形成不利的微观组织，或降低设计标准所要求的性能。预热无法抵消严重的拘束、高淬硬性钢、受污染的接头表面，或母材中已经吸收的氢所带来的影响。

最后一点在补焊过程中尤为重要。钢材在服役期间充入的氢，与焊条引入的可扩散氢并不是同一种情况。针对充氢的 C-Mn 钢和 Cr-Mo 钢进行的试验发现，残留氢可能增加制造过程中发生裂纹的风险。对于 2¼Cr-1Mo 钢，有一项报告中的案例要求将预热温度提高 130 °C。应对措施可能包括脱氢处理、采取更保守的预热、控制层间温度，以及采用低氢焊接工艺。简单套用一个熟悉的预热值是不够的。

因此，预热必须根据材料和工艺进行规定，而不能将其作为无限度的安全裕量来选择。EN 1011-2（包括其中针对铁素体钢的建议）将裂纹控制与成分、氢含量、热输入、预热和层间温度联系起来。真正相关的问题是：所选择的热循环是否能使冷却过程和氢的迁移保持在可接受的范围内。

热输入越大，可焊性就越好

较高的热输入通常会减缓冷却，因此对于某些钢材，它可以减少 HAZ 中硬质组织组分的形成。这一有限的观察经常被夸大成绝对结论，但这种说法并不成立。

热输入会改变完整的热历史。更大的熔池和更宽的受热区域可能扩大 HAZ 宽度，并改变晶粒长大、韧性、强度和相变产物。在受拘束接头中，由此形成的收缩模式还可能影响残余应力。最终结果取决于钢的化学成分、厚度、接头几何形状、焊接工艺、行进速度，以及材料发生相变时所经历的温度范围。

氢的迁移使这一说法更加不可靠。TWI 报告指出，过大的热输入可能增加焊缝金属中的氢残留量，因为它会增大扩散距离，并可能缩短扩散所能利用的总时间。更热或更大的焊缝并不自动意味着更洁净的焊缝。氢必须到达逸出通道，而随着熔敷焊缝体积增加，该通道可能变得更长。随后冷却时，氢可能集中在坚硬或承受高应力的区域附近。

过低的热输入同样存在风险：快速冷却可能形成马氏体或其他易感组织，尤其是在高淬硬性钢以及厚大、受拘束的接头中。正确做法是确定一个经过评定的热输入窗口，而不是向任一极端发展。预热、层间控制、焊道顺序、焊接电流、电压、行进速度和后热必须协同发挥作用。某一工艺即使避免了形成硬质 HAZ，但导致韧性不可接受，也不能算是成功解决了氢致开裂问题。

这里讨论的缺陷是延迟冷裂纹，而不是热裂纹。热裂纹发生在凝固过程中或高温下，其控制机制不同，包括凝固偏析和液膜形成。较高的热输入可能同时影响这两类缺陷，但这并不意味着二者可以相互等同。

低氢焊条可以消除氢致开裂

低氢焊条能够减少进入焊缝的氢，但不能使氢含量变为零，也不能消除发生开裂所需的其他条件。尽管焊接材料具有名义上的分类，受潮、药皮损坏、接头表面不洁、润滑剂、油漆、保护气体问题以及储存不当，仍然可能提高氢含量。焊接材料必须按照适用工艺进行烘干、储存、发放和使用。

氢含量测量也需要规定明确的方法。ISO 3690:2018 规定了使用填充材料制成的电弧焊焊缝金属中可扩散氢的取样和分析程序，其中包括马氏体钢、贝氏体钢和铁素体钢的焊缝金属。这种测量针对的是焊缝金属中的氢，不能直接量化服役过的钢板中残留的氢，也不能直接量化分布在 HAZ 中的氢。

低氢焊条无法软化因快速冷却形成的马氏体 HAZ，也无法消除由焊缝收缩或外部拘束产生的拉应力。同样，它也不能立即释放服役期间进入压力容器、管道部件或其他钢材中的氢。在这些情况下，可能需要综合采取预热、后热、接头制备、降低拘束、合理排序以及延迟检验等措施。

在工艺要求的场合，低氢焊接实践至关重要，但它只是一个相互关联的控制环节。只有在控制氢的输入量和残留量的同时，使热循环避免形成易感微观组织，并使接头能够承受或释放拉应力，才能防止氢致开裂。这是一个冶金学问题，而不是一个焊条标签问题。

参考文献

1. [1]International Organization for Standardization. ISO 3690:2018. International Standard, 2018. https://www.iso.org/standard/72150.html
2. [2]Dillinger. Welding parameter guidance. Dillinger technical guidance, 2024. https://service.dillinger.de/d/en/e-service/tools/welding/help/embed_index.shtml