钢焊缝热影响区冶金学

1. 热影响区是什么，以及不是什么

相对于熔合区和未受影响母材的定义

热影响区（HAZ）是母材的一部分，其显微组织、性能或二者均因焊接热而发生改变，但该部分并未熔化。它位于熔合边界与未受影响母材之间。熔合区则不同：它是已经液化、与任何熔化的母材混合后再凝固的焊缝金属。其组织主要受凝固条件、稀释作用、焊缝金属成分以及后续冷却过程控制。

该边界是冶金学意义上的边界，并不只是视觉上的边界。腐蚀后可能显现出熔合线，但热影响区会超出该熔合线，因为热量会传入板材、管材或管件。紧邻熔合边界外侧的金属，其温度可能已超过上临界温度范围，并在冷却前完全转变为奥氏体。距离更远处，峰值温度可能仅足以细化已有晶粒、使组织发生部分转变、回火马氏体或导致碳化物粗化。再往外，温度可能过低，无法产生可测量的改变。

因此，热影响区既不是焊缝金属，也不是未受影响的母材，而是仍处于原始位置、但受到热作用改变的母材。其化学成分通常仍与母钢相同，不过在熔合边界附近，局部熔化、偏析、氧化、碳迁移或与涂层发生相互作用，可能使这一描述变得复杂。

为什么热影响区是热历史图谱，而不是一种单一材料

常见示意图通常将热影响区画成焊缝旁的一条狭窄且均匀的带状区域。这种表示有助于确定其位置，但若将其作为冶金学描述则会产生误导。热影响区中的每一个位置都记录着不同的温度—时间循环。峰值温度、处于高温的时间、加热速率、冷却速率以及热循环次数，共同决定可能发生哪些反应。

TWI 将常规钢的热影响区划分为粗晶区、细晶区、部分转变区和回火区，这些区域依据峰值温度及其与焊缝的距离进行分类。美国国家标准与技术研究院的一份报告在管线钢分类中使用了密切相关的术语：粗晶区、细晶区、两相区和过回火区。这些并不是分层沉积的不同合金，而是同一种原始钢内部的连续梯度。

在粗晶热影响区中，峰值温度足以使奥氏体晶粒显著长大。冷却时，这些较大的原奥氏体晶粒可能形成粗大的转变组织；具体情况取决于成分和冷却条件，并可能导致抗解理断裂能力降低。细晶热影响区达到奥氏体化温度，但峰值温度较低，或有效保温时间较短；此时会发生再结晶或奥氏体形成，但晶粒长大程度不及粗晶区。

部分转变区或两相热影响区达到介于下临界转变温度和上临界转变温度之间的温度。原始组织中只有一部分转变为奥氏体。冷却过程中，这些奥氏体可能形成新生铁素体、贝氏体或马氏体，而未转变区域则保留其原有状态，并且其状态也可能发生变化。在回火区或过回火区，峰值温度低于完全奥氏体化温度，但足以使强化析出物和碳化物软化或粗化。该区域对于调质钢和耐蠕变合金尤为重要。

铁素体钢热影响区的显微组织和硬度主要取决于转变区间内的冷却速率、钢的化学成分和淬硬性，以及原始奥氏体晶粒尺寸。 Strong evidence

重要变量并不只是峰值温度。TWI 指出，铁素体钢热影响区的显微组织和硬度主要取决于转变温度范围内的冷却速率、钢的成分与淬透性，以及原奥氏体晶粒尺寸。具有足够碳含量和淬透性的低合金钢在快速冷却时可能形成硬质贝氏体或马氏体，而淬透性较低的钢在相同热循环下则可能形成铁素体和珠光体。钢材的名义牌号并未改变，但局部组织和性能已经发生变化。

因此，不能仅依据单一牌号来确定热影响区的硬度、韧性、残余应力和开裂敏感性。焊接电流、电弧电压、焊接速度、接头几何形状、板厚、预热、道间温度、拘束条件以及多道焊顺序，都会改变热循环。EN 1011-2 为铁素体钢的电弧焊提供指导，但不包括铁素体不锈钢，因为这些变量必须结合钢的成分和焊接性加以控制，而不能被视为无关紧要的工艺设定。

Δt8/5Δt8/5 焊件中某一位置从800 °C冷却至500 °C所需的经过时间；它是有用的转变区间描述参数，但并不能代表完整的热历史。

冷却过程通常用 Δt8/5 描述，即某一位置从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间。对于许多铁素体钢而言，这一时间间隔是一项实用指标，因为它覆盖了奥氏体向铁素体、贝氏体或马氏体转变过程中的主要阶段。美国国家标准与技术研究院的管线报告将 Δt8/5 与热输入、化学成分、距焊缝的距离以及壁厚联系起来。它是有用的描述参数，但并不是热影响区的完整“身份卡”：两个位置可能具有相近的 Δt8/5 值，但其峰值温度、原奥氏体晶粒尺寸或再加热循环次数仍可能不同。

峰值温度和距焊缝的距离如何确定各区域

温度会随距热源的距离增加而降低，但这种下降既不是瞬时的，也不是完全均匀的。熔合边界标志着局部峰值温度达到液相线的位置。紧邻其外侧的区域，其峰值温度仍足以形成粗晶热影响区。向外移动时，峰值温度依次经过晶粒细化区和两相区的温度范围，随后进入回火温度范围，最终降低到不足以使钢材产生可检测改变的程度。

焊接工艺发生变化时，这些边界也会移动。较高的热输入通常会扩大热场，并延长晶粒长大和组织转变的可用时间。预热会提高初始温度，通常也会延长冷却时间。厚截面与薄截面的散热方式不同。后续焊道可能重新加热先前的热影响区，从而在第一次热循环内部或其邻近位置形成新的细晶区或两相区。随后进行的焊后热处理（PWHT）则可能同时使多个区域中的马氏体回火、残余应力得到释放，并改变析出物。

[1][1] Grade 91 Type IV cracking and simulated HAZ thermal cycles. ASM International, Electric Power Research Institute. ASM International and EPRI proceedings, 2016.

其后果可能很严重，但并不均一。Grade 91 钢是一种耐蠕变马氏体合金，容易在母材热影响区发生 IV 型开裂，尤其是在细晶区和两相区。ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告了这种敏感性；模拟热循环还显示，两相热影响区中铁素体的形成可能降低高温抗拉强度。因此，脆弱位置并不简单地是“焊缝”，而是母材中某个发生了特定转变的区域。

热影响区的冶金学也控制着断裂以外的其他劣化机制。氢致开裂、液化开裂、层状撕裂和再热开裂具有不同的成因和发生位置；凝固开裂主要发生在正在凝固的熔合区，不能自动归因于热影响区。ESDEP 将热影响区液化开裂、氢致开裂和再热开裂列为结构钢焊接性问题中的主要类型。将每一种焊接不连续都称为“热影响区开裂”，会掩盖其实际机制。[2][2] Supermartensitic stainless-steel weld HAZ microstructures and environmental cracking. TWI. TWI study, 2002.

腐蚀行为也遵循相同的空间逻辑。TWI 于 2002 年开展的一项超级马氏体不锈钢焊缝研究，考察了热影响区显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道引起的再加热以及 PWHT 之间的关系。局部回火、新生马氏体、析出物变化和成分效应，可能使相邻的热影响区区域在服役过程中表现出不同的响应。ISO 13916:2025 规定了熔化焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法，但不包括 PWHT 温度的测量。这一区别很重要，因为焊接过程和之后的再加热都会共同构成热影响区的热历史图谱。

2. 热循环：峰值温度、加热速率与冷却时间

热历史是热影响区冶金学的组织原则。焊接并不会使邻近的所有母材都在同一温度下保持相同时间。每个位置都经历自身的热循环：快速加热、达到峰值温度、在临界转变温度以上停留一段时间，以及随时间连续变化的冷却速率。因此，热影响区是一个具有空间梯度的区域，而不是均一的带状区域。其局部组织取决于峰值温度、加热速率、冷却速率、钢的化学成分、原奥氏体晶粒尺寸、拘束条件以及后续再次加热等因素的综合作用。

对于常规钢材，TWI 根据峰值温度和距焊缝的距离，将热影响区描述为粗晶区、细晶区、部分转变区或临界区，以及回火区。NIST 的管线钢报告采用了相关的名称：粗晶区、细晶区、临界区和过回火区。这些界限属于冶金学描述，并不是适用于每条焊缝的固定距离。电弧能量、接头几何形状、板厚或焊接速度发生变化，都会使这些区域发生偏移。

热影响区内的峰值温度梯度

最高峰值温度出现在紧邻熔合线外侧的位置。在粗晶热影响区，金属达到足以形成奥氏体并促使奥氏体晶粒显著长大的温度，随后在冷却过程中发生转变。粗大的原奥氏体晶粒组织可能改变冷却过程中形成的组织，并降低局部韧性，即使焊缝金属本身符合规定要求也是如此。

远离熔合线时，峰值温度逐渐降低。细晶热影响区被加热到奥氏体转变区以上，但其加热时间或温度与粗晶区并不相同，因此再结晶后的奥氏体晶粒仍然较小。在临界热影响区中，原有的铁素体-珠光体、贝氏体或回火组织只有一部分转变为奥氏体。未转变区域与新形成的奥氏体相邻，并在随后冷却过程中形成不同的组织组分。再向外，峰值温度可能始终低于下临界转变温度。此时金属发生回火或过回火，而不是发生转变；对于调质钢，这可能导致硬度和强度降低。

温度梯度同时也是时间梯度。靠近熔合线的某个位置会更快达到更高的峰值温度，并且其处于奥氏体开始转变温度或奥氏体转变终了温度以上的时间，可能长于更远位置。加热速率之所以重要，是因为转变动力学并不只由峰值温度决定。快速加热可能延迟受扩散控制的反应，并改变短暂热循环期间发生转变的材料量。较慢的热循环则允许碳重新分配、碳化物溶解和晶粒长大进行得更加充分。

这就是为什么两个峰值温度相近的位置仍可能形成不同的显微组织。TWI 指出，热影响区的显微组织和硬度主要取决于转变区间内的冷却速率、钢的成分和淬透性，以及原奥氏体晶粒尺寸。在易受影响的区域，快速冷却形成马氏体或硬贝氏体时，硬度可能升高；而粗大晶粒、脆性组织组分或局部碳富集可能导致韧性下降。相反，缓慢热循环可能形成较软的铁素体-珠光体组织或回火组织，但过度软化可能在较硬区域旁形成强度最低区。

Δt8/5 的含义与局限性

符号 Δt8/5（通常也写作 Δt8/5 或 t8/5）表示从 800 °C 冷却至 500 °C 所经历的时间。它是一个实用的焊接参数，因为对于铁素体钢而言，该温度区间通常与重要的奥氏体分解反应相重叠。较短的 Δt8/5 通常表示冷却较快，在成分易受影响的钢中会增加形成马氏体或硬贝氏体组织组分的可能性。较长的 Δt8/5 通常允许更多扩散型转变发生，并趋向于形成较软的铁素体或贝氏体组织。实际结果仍取决于钢材本身。

NIST 关于管线钢的报告明确将 Δt8/5 与热输入、化学成分、距焊缝的距离以及壁厚联系起来。这一关系至关重要：热输入改变温度场，化学成分改变转变动力学，距离改变局部峰值温度和热流，而壁厚改变热量离开接头的路径。厚截面与薄板的散热方式可能不同，而拘束接头、垫板布置或附近的焊道也可能改变热边界条件。

Δt8/5 并不能完整描述热历史。它将冷却曲线压缩为一个时间区间，却很少反映加热速率、确切的峰值温度、处于奥氏体转变终了温度以上的时间，或降至 800 °C 之前的冷却过程。两个热循环可能具有相同的 Δt8/5，却拥有不同的峰值温度和不同的原奥氏体晶粒尺寸。因此，它们可能形成不同含量的马氏体、贝氏体、铁素体或珠光体。对于从未达到奥氏体化温度的区域、某些其转变行为不同于碳锰钢的不锈钢，以及原有组织已经发生改变的再次加热区域，该参数的意义也较为有限。

因此，Δt8/5 应当用于辅助，而不应取代金相检验、硬度分布测量，以及适用的连续冷却转变模拟或焊接热模拟。它是一个控制变量，而不是能够普遍预测显微组织的参数。

热输入、板厚、拘束与多道焊再加热

额定热输入通常根据焊接电流、电压和焊接速度计算；在适用时，还会引入效率系数。它描述单位长度上输入的能量，但不能唯一确定局部热影响区热循环。同样的额定热输入，在厚壁拘束接头、薄板、具有大热沉的管道或带预热的接头中，可能产生不同的温度场。焊道形状、电弧效率、道间温度、接头坡口形式以及向夹具或垫板的传热同样会产生影响。

化学成分会改变材料对给定热循环的响应。碳当量、合金元素添加量和淬透性决定奥氏体在冷却过程中转变为马氏体或贝氏体的难易程度。即使测得的 Δt8/5 相同，淬透性较高的低合金钢也可能形成硬度更高的热影响区。先前的热暴露同样重要。回火马氏体、正火铁素体-珠光体以及贝氏体管线钢并不是从相同的显微组织状态开始新的热循环。

板厚或壁厚会改变三维热流。薄材料可以通过其表面迅速散热，而厚截面储存的热量更多，并且随着焊接推进，其冷却方式可能不同。预热会减小温度梯度，并通常延长冷却时间。拘束并不只是改变温度；它还会提高热影响区收缩过程中以及氢在坚硬且可能脆化的区域内扩散过程中所承受的应力。因此，氢致开裂不同于焊缝金属中的凝固裂纹、与沿厚度方向应变和夹杂物有关的层状撕裂、部分熔化晶界附近的液化裂纹，以及后续加热过程中发生的再热裂纹。ESDEP 将热影响区液化裂纹、氢致开裂和再热裂纹列为结构钢的主要焊接性问题。

多道焊会在接头冷却至最终状态之前引入新的热循环。后续焊道可能对前一道焊道产生的热影响区进行回火、细化、部分重新奥氏体化或过回火。其峰值温度在前一道焊道及热影响区范围内各处不同，因此某一位置可能发生软化，而另一位置则可能再次出现晶粒长大或临界转变。Grade 91 说明了这一后果：ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告称，IV 型开裂与母材热影响区有关，尤其涉及细晶区和临界区。模拟热循环还显示，临界热影响区中的铁素体形成可能降低高温抗拉强度。

ISO 13916:2025涵盖熔化焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量，但不包括焊后热处理温度的测量。 Strong evidence

同一原理也适用于强度和开裂以外的方面。TWI 于 2002 年开展的超马氏体不锈钢焊缝研究，考察了热影响区组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道的再加热以及焊后热处理（PWHT）之间的关系。因此，温度控制必须通过测量确定，而不能凭推定。ISO 13916:2025 规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法，但不包括 PWHT 温度的测量。EN 1011-2 涵盖铁素体钢的电弧焊，但不包括铁素体不锈钢。总之，真正有意义地连接焊接工艺、局部组织和服役性能的是热循环，而不是额定热输入本身。

3. 奥氏体化与传统热影响区分区

传统意义上，铁素体钢热影响区（HAZ）的划分依据是焊接过程中达到的最高温度，而不是从熔合边界测得的固定距离。靠近焊缝的某一点可能被加热到上临界温度 $A_{\mathrm{c}3}$ 以上，并在冷却前完全转变为奥氏体。距离更远的某一点可能只经历 $A_{\mathrm{c}1}$ 与 $A_{\mathrm{c}3}$ 之间的临界间温度范围，而另一点则可能始终低于 $A_{\mathrm{c}1}$，仅经历回火循环。因此，这些边界是热等温线，而不是清晰的冶金分界线。

TWI 将传统钢种的 HAZ 描述为粗晶区、细晶区、部分转变区和回火区，并根据峰值温度及其距焊缝的距离进行分类。NIST 对管线钢采用了密切相关的术语：粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区。同一条焊缝可以包含所有这些区域，但它们的宽度会随电弧能量、焊接速度、板材或管壁厚度、接头几何形状、预热条件以及钢材的热导率而变化。

奥氏体化奥氏体化 铁素体、珠光体、贝氏体或回火马氏体在加热通过临界温度区间时转变为奥氏体的过程。

奥氏体化是 HAZ 较热部分中的核心过程。在加热通过 $A_{\mathrm{c}1}$ 时，铁素体以及任何珠光体、贝氏体或回火马氏体开始转变为奥氏体。对于低碳亚共析钢，高于 $A_{\mathrm{c}3}$ 时，材料名义上为奥氏体组织，但加热速率、合金偏析、未溶碳化物和原始显微组织都会影响该转变的充分程度。随后，晶粒长大同时取决于温度和时间。尽管暴露时间只有数秒，短暂的焊接热循环仍可能造成晶粒显著长大，因为熔合边界附近的温度极高。

粗晶区或晶粒粗化热影响区

在传统铁素体钢中，粗晶热影响区（CGHAZ）紧邻熔合边界。其峰值温度高于 $A_{\mathrm{c}3}$，且足以激活奥氏体晶粒的快速长大；在许多描述中，该区域延伸至接近固相线的温度范围，但材料仍保持固态，并不属于熔合区。奥氏体在原始铁素体基体中整体形成，原始铁素体晶界不再界定转变后的组织。冷却过程中，铁素体、珠光体、贝氏体或马氏体会在粗大的原奥氏体晶粒内部形成，具体取决于成分和冷却速率。

粗大的原奥氏体晶粒会减少转变过程中可用于形核的总晶界面积。这可能延缓扩散型铁素体的形成，并提高局部热循环下的淬硬性。因此，在冷却足够快时，即使未受影响的钢板为铁素体—珠光体组织，低合金钢仍可能在 CGHAZ 中形成贝氏体或马氏体。碳含量、锰、铬、钼、镍、微合金化元素以及硼都会影响这一响应。只要钛、铌和钒的碳氮化物保持稳定，就能够抑制奥氏体长大；但在高温下过度溶解会消除这种钉扎作用。

粗大的原始奥氏体晶粒可能降低冲击韧性，而冷却条件决定是否形成较硬的贝氏体或马氏体产物。 Strong evidence

其结果并不只是“更硬的 HAZ”。粗大的原奥氏体晶粒可能通过增大有效解理面尺寸，并促使不利的转变产物形成，从而降低冲击韧性。当可扩散氢、拉伸残余应力和足够易发生开裂的显微组织同时存在时，硬质 CGHAZ 还可能易于发生氢致开裂。冷却速率仍然具有决定性作用。TWI 指出，转变温度范围内的冷却速率、成分和淬硬性，以及原奥氏体晶粒尺寸，是控制 HAZ 显微组织和硬度的主要因素。

对于管线钢，实际应用中经常采用 $\Delta t_{8/5}$ 作为冷却特征参数，即某一位置从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间。较短的 $\Delta t_{8/5}$ 通常表示冷却更快，并意味着更易形成贝氏体或马氏体产物；较长的数值则允许更多扩散型转变和回火过程。然而，这种关系并非普适，也不是单一维度的。NIST 的一份管线钢报告指出，$\Delta t_{8/5}$ 取决于热输入、化学成分、距焊缝的距离和壁厚。因此，在不同的管材几何形状或焊接工艺中，即使两个位置与焊缝的名义距离相同，它们经历的冷却历史也可能不同。

细晶区或晶粒细化热影响区

细晶热影响区（FGHAZ）的峰值温度高于 $A_{\mathrm{c}3}$，因此其组织发生了显著或完全的奥氏体化；但其峰值温度低于会导致奥氏体晶粒明显粗化的范围。奥氏体晶粒小于 CGHAZ 中的晶粒。冷却过程中，这种较细的原奥氏体组织提供了更多形核位置，通常有利于形成更细的铁素体—贝氏体组织或马氏体组织。

“细晶”并不保证低硬度或高韧性。高淬硬性钢经历快速热循环时，仍可能形成硬质贝氏体或马氏体。相反，缓慢的热循环则可能形成较软的铁素体和珠光体。与 CGHAZ 相比，FGHAZ 通常具有更有利的力学性能，因为其中的转变组织更加细化；但局部韧性取决于实际形成的组织、碳含量、夹杂物、偏析和再加热历史。

多道焊会使情况更加复杂。后续焊道可能将先前形成的 CGHAZ 的一部分加热到细晶奥氏体区，或加热到临界间温度范围，从而形成一条窄带，其组织不同于原始 CGHAZ，也不同于未受影响的母材。因此，HAZ 的术语描述的是特定的热循环，而不是附着在某一固定钢材区域上的永久标签。

临界间区、部分转变区和过回火区

临界间热影响区（ICHAZ）的峰值温度介于 $A_{\mathrm{c}1}$ 和 $A_{\mathrm{c}3}$ 之间。原始显微组织中只有一部分转变为奥氏体。在铁素体—珠光体钢中，珠光体或富碳组织以及部分特定的铁素体区域优先发生转变，而一部分铁素体保持未转变状态。冷却时，新形成的奥氏体可能转变为铁素体、贝氏体或马氏体，而未转变的铁素体则保留独立的热历史。这种混合组织可能在极短距离内造成硬度和抗变形能力的显著局部差异。

ICHAZ 对抗蠕变的 Grade 91 钢尤为重要。该钢在 EN 10088-1 中的名义牌号为 X10CrWMoVNb9-2，在工程实践中通常称为 Grade 91 或 P91。ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告称，Grade 91 在母材 HAZ 中易发生 IV 型开裂，尤其是在细晶区和临界间区。热循环模拟还表明，临界间 HAZ 中的铁素体形成可能降低高温抗拉强度。因此，IV 型开裂并不等同于普通氢致开裂：它是一种与长期服役期间软化且显微组织发生改变的 HAZ 相关的蠕变损伤问题。

低于 $A_{\mathrm{c}1}$ 时，不会发生整体奥氏体化，但仍可能发生显著变化。在正火铁素体钢中，该区域可称为亚临界 HAZ。在调质钢中，焊接热循环可能使马氏体回火、碳化物粗化并导致硬度降低。如果峰值温度和保温时间足够高，则该区域被描述为回火区或过回火区。即使没有形成新的奥氏体，其强度也可能下降。在沉淀强化钢或抗蠕变钢中，强化相的溶解、粗化或重新分布可能比铁素体转变更为重要。

后续焊道的再加热会进一步增加这种复杂性。先前硬化的区域可能被后续焊道回火；先前回火的区域可能发生部分再奥氏体化；而临界间带则可能再次被加热到另一转变温度范围内。超马氏体不锈钢焊缝说明了为什么不能仅将 HAZ 视为强度梯度。TWI 于 2002 年开展的一项研究考察了其 HAZ 显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道再加热以及焊后热处理（PWHT）之间的关系。热循环可能改变铬的分布、马氏体的回火状态和残余奥氏体，从而同时改变力学响应和腐蚀行为。

EN 1011-2 为铁素体钢的电弧焊提供指导，但不包括铁素体不锈钢；ISO 13916:2025 规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法，但不涵盖 PWHT 温度测量。这些控制措施十分重要，因为传统分区是热历史的结果。仅凭距离无法可靠地界定这些区域。

4. 转变产物与 HAZ 显微组织

热影响区（HAZ）不会形成单一均匀的组织。熔合边界旁的每一个位置都会经历不同的峰值温度、临界温度以上的停留时间，以及穿过奥氏体向铁素体转变温度范围的不同冷却路径。在传统钢中，TWI 根据峰值温度和距焊缝的距离，将 HAZ 划分为粗晶区、细晶区、部分转变区和回火区。管线钢的相关描述通常采用粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区来表示相同的空间变化过程。

这些标签描述的是热暴露情况，而不是有保证的材料性能。细晶粒区域可能比相邻的粗晶粒区域更坚韧，但其硬度仍取决于成分和冷却速率。被描述为马氏体组织的区域可能具有较高硬度，但其开裂敏感性取决于碳含量、氢、拘束程度、回火状态和局部应力。相名称是必要的，但不能据此直接预测性能。

铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体的形成

当铁素体钢被加热到上临界温度以上时，原有的铁素体和珠光体会转变为奥氏体。峰值温度控制奥氏体的形成量以及奥氏体晶粒的长大程度。在随后的冷却过程中，奥氏体通过相互竞争的转变反应发生分解。冷却速率通常用 Δt8/5 表示，即材料从 800 °C 冷却至 500 °C 所经历的时间。这一时间区间是一个实用的焊接参数，因为碳钢和低合金钢中奥氏体的大部分转变发生在这一范围内或其附近。

在相对缓慢的冷却条件下，扩散型转变会生成多边形铁素体，随后通常形成珠光体。不断长大的铁素体会排出碳，使剩余奥氏体富集碳，从而使铁素体和渗碳体共同形成珠光体。然而，在热影响区中，由于奥氏体晶界和热梯度会影响形核与长大，铁素体可能呈取向排列、魏氏组织形态或其他非等轴形态。由此形成的组织形貌十分重要。两个区域虽然都可被鉴定为铁素体-珠光体组织，但其晶粒尺寸、渗碳体分布和冲击韧性可能存在显著差异。

在中等冷却速率下，贝氏体转变可能取代大部分铁素体-珠光体转变。贝氏体形成于普通多边形铁素体和珠光体占主导的温度范围以下，但高于马氏体通过无扩散剪切转变形成的温度范围。上贝氏体和下贝氏体并不是可以互换的描述：二者的铁素体形貌和碳化物排列不同，而且下贝氏体通常具有更细小的碳化物弥散分布。焊接金相分析还可能鉴定出粒状贝氏体或贝氏体铁素体；这些术语反映的是组织形貌和腐蚀响应，而不是某一种具有普适定义的单一组织。

快速冷却会抑制碳的扩散运动，并可能使奥氏体转变为马氏体。马氏体是通过无扩散转变形成的过饱和、畸变铁素体。在低碳结构钢中，马氏体可能呈板条马氏体形态，并且通常与贝氏体或铁素体混合存在；含碳量较高的材料则可能形成硬度更高、脆性更大的马氏体区域。新生的未回火马氏体在氢致开裂中尤其重要，因为高硬度、拉伸残余应力和可扩散氢可能共同作用。预热和受控热输入会延长冷却时间，但仅凭这些措施本身，不能证明已经避免了马氏体形成。

后续焊道可能改变上述任何一种组织产物。重新加热可能使马氏体回火，使先前的热影响区细化或部分重新奥氏体化，或者形成一个临界区，其中新形成的奥氏体与未转变的铁素体并存。焊后热处理可以使马氏体回火并降低残余应力，但过度热暴露可能使已回火区域软化并改变碳化物分布。因此，最终截面记录的是相互叠加的热循环，而不只是第一道焊缝的冷却过程。

NIST 报告指出，管线钢中的 Δt8/5 取决于热输入、化学成分、距焊缝的距离和壁厚。这种依赖关系十分重要：相同的名义焊接工艺可能在熔合边界、粗晶热影响区边缘以及更远的板材内部形成不同的组织。热输入并不能完整代表热历史，因为电弧效率、接头几何形状、拘束程度和层间温度也会影响局部热循环。

原奥氏体晶粒尺寸和淬透性

原奥氏体晶粒尺寸是指冷却转变开始前一刻存在的奥氏体晶粒尺寸。它不同于最终的铁素体晶粒尺寸。在粗晶热影响区中，较高的峰值温度以及在奥氏体晶粒粗化温度范围以上的长时间暴露，会使晶粒长大。此后，晶界可供扩散型铁素体形核的位置减少，因此转变可能推迟到更低温度。较低的转变温度和减少的形核数量可能有利于贝氏体或马氏体形成，尤其是在钢材具有较高淬透性时。

淬硬性淬硬性 钢在规定冷却条件下使整个截面形成马氏体的能力；它不同于可达到的最大硬度。

淬透性描述钢材在给定冷却条件下形成马氏体的深度或范围；它不同于可达到的最大硬度。锰、铬、钼和镍等合金元素通常会延迟铁素体和珠光体转变，使连续冷却转变图上的转变向更长时间方向移动。当硼以适当状态保留在奥氏体晶界处时，可以显著提高淬透性。碳会提高马氏体硬度，也会影响淬透性，但其作用不能脱离其他化学成分单独考察。

晶粒尺寸会改变这种平衡。较粗大的原奥氏体晶粒通常会提高淬透性，因为它们减少了可用于铁素体和珠光体形核的总晶界面积。同时，粗大晶粒可能形成更大的最终转变包或有效解理单元，从而降低韧性。细小的原奥氏体晶粒通常有利于更早发生扩散型转变，并形成更细小的转变组织；不过，如果冷却速率和合金含量足够高，细晶粒区域仍可能变硬。

这也是 TWI 将冷却速率、钢的成分与淬透性，以及原奥氏体晶粒尺寸确定为控制热影响区显微组织和硬度的主要因素的原因。同一硬度值可能来自马氏体、贝氏体和铁素体的不同比例组合，并表现出不同的断裂行为。反过来，即使马氏体比例相同，也不能保证韧性相同，因为组织包尺寸、碳含量、夹杂物和回火状态可能不同。

91 级钢说明了将热影响区视为单一马氏体带的危险性。ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告指出，91 级钢在母材热影响区容易发生 IV 型开裂，尤其是在细晶粒区和临界区。这些区域并不只是焊缝中硬度最高的部分。长期蠕变损伤会集中在热循环以及随后的回火或部分转变共同造成局部组织较弱的区域。模拟热循环还显示，临界热影响区中铁素体的形成可能降低高温抗拉强度。

碳当量和成分敏感的转变

碳当量公式将多种合金元素的作用压缩为一个可焊性指标。IIW 碳当量通常表示为：

$${\mathrm{CE}}_{\mathrm{IIW}}=C+\frac{\mathrm{Mn}}{6}+\frac{\mathrm{Cr}+\mathrm{Mo}+V}{5}+\frac{\mathrm{Ni}+\mathrm{Cu}}{15}$$

其中采用质量百分数。较高的数值通常表示更高的淬透性，以及在规定冷却循环下形成硬质热影响区组织的可能性更大。CET 和 Pcm 公式是另外两种碳当量体系，用于特定低合金钢范围和焊接评定。除非考虑其所依据的标准或工艺，否则不能将这些公式相互替换使用。

因此，碳当量是筛选参数，不能替代热循环分析。两个 CEIIW 相近的钢种可能具有不同的转变行为，因为其中的合金元素会以不同方式影响铁素体、贝氏体和马氏体转变。Ni、Cr、Mo、Mn、V、Nb、Ti 和 B 还会影响析出、奥氏体晶粒长大和回火响应。实际热影响区不仅取决于总体化学成分，还取决于峰值温度、Δt8/5、原奥氏体晶粒尺寸和重新加热历史。

EN 1011-2 涉及铁素体钢的电弧焊，但不包括铁素体不锈钢，并利用成分和焊接条件指导对氢致开裂风险的控制。温度测量需要单独关注：ISO 13916:2025 规定了熔化焊过程中预热温度、层间温度和预热保持温度的测量，但不包括焊后热处理温度的测量。碳当量值或层间温度读数本身都不能确定最终的相组成。

这种成分敏感性原则并不局限于碳钢和低合金结构钢。TWI 于 2002 年对超马氏体不锈钢焊缝的讨论，将热影响区显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道的重新加热以及焊后热处理（PWHT）联系起来。在这类钢中，奥氏体再形成、马氏体回火以及残留或逆转奥氏体，可能同时改变腐蚀响应和强度。因此，热影响区冶金学决定的不仅是硬度；它还可能控制局部韧性、蠕变强度、氢响应和腐蚀行为。

5. HAZ 中的硬度、韧性与强度

热影响区（HAZ）并不存在单一的硬度或单一的力学响应。它包含一系列由不同峰值温度和冷却路径形成的区域：粗晶区、细晶区、部分转变区或临界区，以及回火区或过回火区。TWI 根据峰值温度和距熔合边界的距离，将这些区域描述为常规钢中的不同分区。美国国家标准与技术研究院（NIST）针对管线钢的描述采用了密切相关的术语：粗晶HAZ、细晶HAZ、临界HAZ和过回火HAZ。

每个区域都有其自身的原始奥氏体晶粒尺寸、转变产物、残余应力，以及对后续热循环的响应。因此，硬度横向测量记录的是空间梯度，而不是“HAZ”的单一性能。硬度可能在靠近熔合边界处升高，在临界区下降，并在母材经历回火但未完全重新奥氏体化的区域再次发生变化。抗拉强度、韧性和延性也呈现相关但并不完全相同的变化趋势。

冷却速率为何会改变硬度

TWI 所确定的核心关系涉及冷却速率、钢的成分、淬透性以及原始奥氏体晶粒尺寸。这些变量决定了奥氏体在冷却通过转变温度区间时会发生哪些转变。快速热循环可以抑制铁素体和珠光体的扩散型形成，从而生成贝氏体或马氏体。较慢的热循环则使碳和合金元素有更多时间发生扩散，通常会形成较软的铁素体或珠光体组织。其结果是硬度升高或降低，但硬度并不是其他所有力学性能的直接测量值。

焊接热循环通常采用 Δt8/5 进行描述，即从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间。对于铁素体钢而言，这一时间间隔是一个实用指标，因为相当一部分奥氏体转变发生在该温度范围内或其附近。NIST 指出，Δt8/5 取决于热输入、化学成分、距焊缝的距离以及壁厚。它不是普适的材料常数。在其他焊接条件相近时，厚截面可能保留更多热量，冷却速度比薄截面更慢；预热和道间温度也会产生类似影响。

成分会改变材料对特定冷却时间的响应。碳会提高形成马氏体的能力，而锰、铬、钼和镍等合金元素则会改变淬透性和转变动力学。原始奥氏体晶粒尺寸同样重要。粗大的奥氏体晶粒为扩散型产物提供的形核位置较少，在特定冷却循环下可能促进形成较硬的转变产物。因此，相同名义上的 Δt8/5 可能在两个钢级之间产生不同的硬度；即使在同一构件中，如果峰值温度和晶粒组织不同，HAZ 的两个区域也可能产生不同的硬度。

硬度较高的 HAZ 通常表明存在马氏体、贝氏体或其他转变硬化组织。这一观察结果很重要，但仅凭硬度并不能证明存在某一特定相。要作出这种判断，还需要金相检验、碳含量、焊接工艺和冷却历史等信息。当可扩散氢和拉伸拘束同时存在时，高硬度可能伴随韧性下降以及对氢致开裂敏感性增加。不能将每个硬化区域都称为裂纹，也不能将焊缝旁的每一条裂纹都称为“HAZ 开裂”。ESDEP 将 HAZ 液化裂纹、氢致开裂和再热裂纹列为不同的焊接性问题；凝固裂纹和层状撕裂则属于另外的机制。

预热和道间温度控制会影响冷却路径以及氢的逸出。EN 1011-2 涵盖铁素体钢（不包括铁素体不锈钢）的电弧焊，并提供了与控制焊接热条件和开裂风险相关的指导。ISO 13916:2025 规定了熔化焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法，但不涵盖焊后热处理温度的测量。当硬度结果与经过评定的焊接工艺进行比较时，这些区别十分重要。

粗晶区的韧性损失

粗晶HAZ（CGHAZ）达到足以使钢重新奥氏体化并使原始奥氏体晶粒长大的温度。晶粒长大会减少对解理断裂起有效阻碍作用的屏障数量，并可能形成较大的贝氏体或马氏体板条束，其具体情况取决于成分和冷却速率。因此，即使 CGHAZ 的抗拉强度较高，其夏比冲击功仍可能较低，或其韧脆转变温度可能较高。

不应将硬度和韧性视为可以互换的性能。较硬的组织可能具有更高的屈服强度和抗拉强度，但在断裂前吸收的冲击能量较少。相反，如果晶粒尺寸、夹杂物、局部偏析或马氏体–奥氏体组元形成了易于裂纹扩展的路径，中等硬度的区域也可能具有较差的韧性。在低温断裂评估中，粗晶区通常是关键位置，但确切的最薄弱区域取决于钢级和热循环。

第二道焊道可能使第一道焊道加热过的材料发生部分转变或回火。这种再加热可能细化或回火某些组织，同时使邻近的粗晶组织保持不变。因此，在多道焊中，HAZ 是多种热历史的叠加，而不是单道焊道边界所形成的单一区域。焊后热处理可以降低残余应力并使马氏体组元回火，但不能重建原始细晶母材组织。

91 级钢说明了为什么必须分别关注局部韧性和高温强度。ASM International 和 EPRI 于 2016 年发表的一项研究指出，母材 HAZ 易发生 IV 型开裂，尤其是在细晶区和临界区。模拟热循环显示，临界 HAZ 中铁素体的形成会降低高温抗拉强度。因此，易受损区域不一定是焊缝中硬度最高或晶粒最粗大的部分。在蠕变服役条件下，相对较软的细晶带可能在较强材料旁边积累应变和损伤。

软化、局部延性与性能梯度

临界HAZ 被加热到高于下临界转变温度，但温度不足以使整个显微组织转变为奥氏体。只有部分组织发生重新奥氏体化。冷却时，新形成的转变产物会在残存的铁素体或回火组元旁边形成。由此产生的混合组织，其硬度可能低于相邻的 CGHAZ；当原始钢材经过淬火回火或沉淀强化时，这种情况尤其明显。

过回火区经历的是亚临界热循环。该区域不会重新奥氏体化，但碳化物可能粗化，析出物可能失去强化作用，原先硬化的组元也可能进一步回火。局部硬度和屈服强度可能下降。在拉伸载荷、弯曲或服役蠕变过程中，这条软化带可能成为优先发生变形的位置。较高的局部延性并不会自动使接头更加安全：由于相邻区域仍然较强，应变会集中在该处，而累积变形可能促进 IV 型损伤、疲劳起始或冶金边界处的失效。

抗拉强度描述拉伸试验中达到的最大工程应力。屈服强度描述明显塑性变形开始时的应力。硬度是材料对压入的局部抵抗能力，通常可作为强度的快速指标，但不能替代拉伸试验。延性描述断裂前的塑性应变或伸长率。韧性描述在规定试验条件下的能量吸收能力和抗裂纹扩展能力。在同一 HAZ 内，这些性能可能朝不同方向变化。

焊缝旁的硬度最低点可能表明发生了过回火或临界区软化，而硬度最高点可能表明发生了马氏体转变并存在氢致开裂风险。但这两种结果中的任何一种，都不能单独确定局部断裂韧性、疲劳寿命或服役强度。硬度横向测量结果应结合宏观组织、显微组织、拉伸试验或弯曲试验、必要时的冲击试验，以及预期服役温度和加载方式进行解读。

后续焊道再加热和 PWHT 会进一步改变这些梯度。TWI 于 2002 年对超马氏体不锈钢焊缝进行的研究，考察了 HAZ 显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道再加热以及 PWHT 之间的关系。该实例表明，力学性能分布图不能脱离环境性能进行分析：软化带或转变带也可能在腐蚀电位、钝化膜稳定性和吸氢能力方面存在差异。因此，HAZ 是一个具有梯度变化的力学和化学区域，其控制性风险取决于局部组织以及作用于该区域的服役条件。

6. 碳钢和低合金钢中的 HAZ 开裂机制

焊缝附近的开裂并不是单一的冶金事件。ASM International 和欧洲钢结构设计教育计划（ESDEP）根据裂纹的位置、发生时间和驱动力对焊接裂纹进行分类：有些裂纹在焊接后于固态 HAZ 中形成，有些在焊缝金属或局部熔化的母材凝固过程中形成，还有一些仅在再热或服役期间出现。这一区分十分重要，因为熔合边界旁的裂纹可能由氢、晶界液化、凝固收缩、蠕变损伤或沿厚度方向的延性损失引起。

HAZ具有热梯度，而不是单一的组织。对于普通钢，通常将不同区域描述为晶粒粗化区、晶粒细化区、部分转变区或两相区，以及回火区或过回火区。NIST针对管线钢的分类采用粗晶区、细晶区、两相区和过回火区。每个位置经历的峰值温度和冷却路径各不相同。实用的冷却参数Δt8/5——即从800 °C冷却至500 °C所需的时间——有助于将热循环与转变产物联系起来，但其适用性取决于钢种和焊接工艺。NIST的一份管线钢报告指出，热输入、化学成分、距焊缝的距离和壁厚都会影响Δt8/5。

冷却速率、成分、淬透性和原奥氏体晶粒尺寸共同控制最终的HAZ显微组织和硬度。对于具有淬硬倾向的碳钢或低合金钢，较短的冷却时间可能形成马氏体或贝氏体；较长的冷却时间则可能形成铁素体、珠光体或回火转变产物。最终组织决定裂纹是否能够萌生、是否能够扩展，以及拘束是否会产生足够的拉应力使裂纹保持张开。预热和道间控制会改变热循环，但并不能免除对钢材化学成分、接头拘束和氢控制进行评估的必要。EN 1011-2涵盖铁素体钢的电弧焊，但不包括铁素体不锈钢。ISO 13916:2025规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法；但未规定焊后热处理温度的测量方法。

氢致裂纹或冷裂纹

氢致裂纹也称为冷裂纹或延迟裂纹，发生在焊缝凝固且邻近的HAZ冷却之后。因此，其特征性发生时间不同于热裂纹，尽管裂纹可能在焊接数小时后才被发现。ASM的相关论述通常认为，这一机制需要三个相互作用的条件：可扩散氢、易感的硬质或脆性显微组织，以及拉应力。拘束应力和焊缝转变应力构成局部应力场；即使外加载荷为零，残余应力仍可能保持在较高水平。

氢可由水分、污染物、焊剂覆盖层、润滑剂或其他工艺来源进入熔池。凝固后，原子氢在焊缝和HAZ中扩散。氢可能在夹杂物、原奥氏体晶界、马氏体界面、位错以及其他局部应力较高的区域聚集。确切的断裂过程取决于钢种、显微组织和载荷情况，因此不应规定一个普遍适用的氢含量阈值。氢会降低硬质且承受应力的显微组织对开裂的容忍度；它并不是独立于拘束或冶金敏感性的作用因素。

最易发生开裂的HAZ通常是粗晶区，或是在快速冷却过程中转变为未回火马氏体或硬质贝氏体组织的其他区域。粗大的原奥氏体晶粒会降低韧性，并为裂纹扩展提供更容易的路径。细晶区和两相区也可能受到影响，尤其是在局部硬度、残余应力或服役载荷不利的情况下。因此，在距熔合边界不同的位置，焊接接头可能具有不同的氢致裂纹风险。

裂纹的取向反映了应力场和几何形状。纵向裂纹或横向裂纹可能出现在焊缝金属中，而HAZ裂纹则可能平行于熔合边界延伸，或从焊趾扩展至硬化的母材中。焊根区域、起弧和收弧处、咬边以及接头拘束的突变部位都会造成应力集中。延迟检验本身不能证明裂纹由氢引起，但延迟出现是一个有用的警示信号。

控制措施应遵循因果链：降低可扩散氢含量，避免HAZ硬度过高，并降低或管理拉伸拘束和残余应力。使用干燥焊接材料并清洁接头表面，可以控制氢的输入。预热能够减缓冷却，并使氢在HAZ达到高应力、低温状态之前逸出。当焊接工艺规程有规定时，后热可辅助去除氢；焊后热处理则能够回火易感组织并降低残余应力。这些措施必须根据钢材牌号和厚度进行选择，不能用某个通用温度规则相互替代。

液化裂纹、凝固裂纹与再热裂纹

液化裂纹是HAZ中的一种热裂纹，通常沿晶界形成。这些晶界在焊接热循环作用下发生局部熔化，但位于主要熔合区之外。冷却和收缩过程中，薄液膜受到拉伸，裂纹便在其中形成。偏析杂质、低熔点共晶成分、夹杂物或富合金元素的晶界区域，都可能降低局部熔化温度。因此，即使母材整体没有熔化，HAZ仍可能发生开裂。

这种机制不同于熔合区的凝固裂纹。在凝固裂纹中，熔合区内的液态焊缝金属在不断长大的枝晶之间凝固。溶质偏析和补缩受限会形成脆弱的、含液相的晶界网络；随后焊缝金属收缩，使枝晶间区域张开。其位置在堆敷或熔化的焊缝金属内部，而不是未熔化的HAZ中。对于沿熔合边界延伸的裂纹，必须考察这两种可能性：局部熔化的HAZ材料表明可能是液化裂纹，而沿焊缝金属枝晶间路径延伸则表明可能是凝固裂纹。在熔合边界与HAZ热场重叠的区域，也可能出现混合型裂纹。

ESDEP将HAZ液化裂纹、氢致裂纹和再热裂纹列为结构钢主要的焊接性问题。液化敏感性受母材化学成分、偏析、晶粒尺寸、峰值温度和热应变影响。粗大晶粒会提供较长的晶界路径，而重复热循环可能使先前受热的区域再次熔化或弱化。相关驱动力是高温冷却过程中的拉伸应变，而不是凝固后积聚的可扩散氢。

再热裂纹发生在后续的热暴露过程中，通常出现在消除应力热处理期间，或在高温服役过程中。裂纹是此前焊接的HAZ或焊缝区域中的一种固态、通常沿晶界发生的失效。析出和回复可能使晶粒内部强化，同时使晶界相对弱化；随后残余应力松弛和蠕变变形会使应变集中于这些晶界。其敏感性与特定合金体系以及杂质或析出相状态有关，因此不能仅凭存在焊缝或室温硬度来推断。

Grade 91说明了为什么必须将HAZ视为多个显微组织区域。ASM International和EPRI于2016年报告指出，Grade 91易在母材HAZ中发生IV型裂纹，尤其是在细晶区和两相区。IV型损伤是服役温度下的蠕变失效，而不是普通的氢致冷裂纹。模拟热循环显示，两相HAZ中形成铁素体会降低高温抗拉强度。后续焊道的再热和PWHT还会进一步改变析出相、回火状态和局部强度，因此最终的裂纹敏感性取决于完整的焊接热历史。

层状撕裂与厚度方向敏感性

层状撕裂是一种与垂直于轧制钢板表面的拉伸应变有关的母材开裂机制。它通常发生在受拘束的焊缝下方，尤其是在T形接头、角接头或大型附件周围；在这些部位，焊缝收缩会沿板厚方向拉拽钢板。裂纹路径通常呈阶梯状或台阶状：裂纹穿过细长夹杂物，并通过韧性剪切区域将这些夹杂物连接起来。

决定性材料性能是厚度方向延性，而不只是横向抗拉强度或HAZ硬度。轧制钢板含有非金属夹杂物——历史上常见的是硫化锰，根据炼钢工艺不同，也可能含有氧化物或硅酸盐夹杂物——这些夹杂物在轧制过程中会被压扁并沿轧制方向排列。当钢板在短横向方向承受应变时，这些夹杂物会成为孔洞形核位置。夹杂物条带较少或严重程度较低的洁净钢，其敏感性较低；而高拘束、厚板、大焊缝熔敷量以及不利的接头设计，都会增加施加的厚度方向应变。

层状撕裂可能在HAZ下方的母材中萌生，由于裂纹靠近焊缝，容易被误认为是HAZ裂纹。其驱动力是通过板厚作用的焊缝收缩应变和拘束；氢并不是其定义性条件，也不需要存在硬质马氏体HAZ。通过金相位置、裂纹形貌、夹杂物排列以及施加应变的方向，可以将其与氢致裂纹和液化裂纹区分开来。

通过改变设计和工艺可以降低应变：调整接头方向，避免沿板厚方向拉拽钢板；减少过大的焊缝体积；采用适当的接头形式；控制拘束；并在有规定时，选用经验证具有合格厚度方向性能的钢板。仅仅去除可见的表面显示并进行焊缝返修，可能会漏掉与夹杂物相关的地下裂纹。检验必须覆盖附件周围的板材体积，而不仅仅是熔合线。

7. 预热、道间温度控制与焊接工艺变量

预热的冶金目的

预热是一种热控制手段，并不是解决热影响区（HAZ）问题的万能方法。它在施加电弧热量之前提高接头温度，从而减小焊池与周围钢材之间的温度梯度。直接结果是材料在转变温度范围内的冷却速度降低。对于铁素体钢而言，根据其成分、淬硬性、原始奥氏体晶粒尺寸以及实际热循环，这种变化可以防止形成过硬的马氏体或贝氏体热影响区。

一种有用的描述参数是 Δt8/5，即焊件中某一点从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间。对于许多钢种而言，该时间区间涵盖了奥氏体分解的重要阶段，但它并不能完整描述每一种合金或焊接状态。较短的 Δt8/5 通常表示冷却速度较快，形成坚硬且脆的转变产物的风险较高；较长的时间间隔则有利于发生更多扩散型转变和回火效应。美国国家标准与技术研究院（NIST）报告指出，管线钢的 Δt8/5 取决于热输入、化学成分、距焊缝的距离以及壁厚。预热通过改变初始温度以及流入母材的热量，改变了这种关系。

预热还有助于控制氢。由水分、表面污染、焊接材料或保护气体问题引入的氢，可在钢材达到低温之前从奥氏体区域或高硬度热影响区扩散出去。这会降低氢与拉伸残余应力及易感微观组织结合的有效浓度。该作用是有条件的。预热无法弥补受潮焊条、受污染的接头表面、过度拘束，或因所采用工艺而产生不可接受硬度的钢材。氢致裂纹是一种独立的机制，不能将其作为焊缝附近所有裂纹的统称。

因此，所需温度应根据钢材成分、产品厚度、拘束程度、氢控制措施、焊接方法和焊接工艺评定结果确定。过度预热也会带来自身的代价。它可能使冷却时间延长到足以导致晶粒粗化、降低局部强度、促使调质钢过度软化，并扩大暴露于高温的区域。对于调质钢，过高的热循环可能使母材热影响区发生回火。对于沉淀强化钢或耐蠕变钢种，则可能扰乱预期的析出相数量和分布。

即使规定了单一的预热值，热影响区仍然具有空间上的梯度特征。在熔合边界附近，传统钢材可能在经历较高峰值温度后形成粗晶区。在更远处，细晶区、临界间区以及回火区或过回火区所经历的峰值温度和转变路径各不相同。TWI 根据峰值温度和距焊缝的距离，将传统钢材的热影响区划分为这四个区域。预热会改变它们的冷却历史，但不会使它们在冶金学上变得相同。

道间温度与热量累积

预热温度是指焊接开始之前，或规定的某一焊缝段开始之前，在接头中建立的最低温度。道间温度是指沉积下一道焊道之前，焊接区域的温度。预热保持温度是指焊接中断时，或接头必须在各项操作之间保持热态时，需要维持的最低温度。这些术语不应视为可以互换。

道间温度控制决定热量的累积。在多道焊中，第二道及后续焊道会重新加热先前的焊缝金属和邻近的热影响区。较高的道间温度意味着下一次热循环从更高的初始温度开始，通常会减缓冷却并减小 Δt8/5。它还可能使先前的焊道经历重复回火或部分重新奥氏体化。由此形成的微观组织可能包含宽度很窄、但硬度和韧性不同的带状区域，这些区域之间的距离可能只有几毫米。

最大道间温度限值往往与最低预热要求同等重要。如果超过该限值，累积热量可能导致晶粒过度长大、软化或韧性降低，尤其是在调质钢和耐蠕变钢中。如果温度低于规定的最低值，则快速冷却和氢致裂纹风险可能再次出现。正确的数值取决于具体焊接工艺，并不是某种焊接方法的固定属性。

91 级钢说明了为什么简单的温度规则会失效。ASM International 和 EPRI 于 2016 年开展的一项研究描述了母材热影响区中的 IV 型开裂，尤其是在细晶区和临界间区中。这些区域并不是简化示意图中经常显示的粗晶带。模拟热循环还表明，临界间热影响区中的铁素体形成可能降低高温抗拉强度。重复的焊道再加热可能使部分马氏体发生回火，同时在其他位置形成新的临界间材料，因此，仅凭符合要求的道间温度读数，不能证明其对 IV 型损伤具有抗力。

同样的原理也适用于不锈钢。TWI 于 2002 年对超级马氏体不锈钢焊缝开展的研究，考察了热影响区微观组织与腐蚀、应力腐蚀开裂和硫化物应力开裂之间的关系，同时研究了后续焊道再加热以及焊后热处理（PWHT）的影响。局部再加热可能改变铬的分布、马氏体回火状态和腐蚀响应。因此，热影响区控制不仅涉及硬度和开裂，也涉及服役过程中的劣化。

EN 1011-2 和 ISO 13916:2025

EN 1011-2 为铁素体钢的电弧焊提供建议。其适用范围为铁素体钢，不包括铁素体不锈钢。该文件涉及氢控制、热输入、预热和冷却条件等焊接工艺因素，帮助工程师评估热影响区硬度和冷裂纹风险。它是用于选择和控制焊接工艺的指导文件，不能替代工艺评定证据或特定钢种的要求。

ISO 13916:2025 涉及的是测量，而不是焊接工艺的完整冶金设计。该标准规定了熔焊过程中预热、道间温度和预热保持温度的测量要求。它不涵盖 PWHT 温度的测量。这一排除条款十分重要：在某一道焊道焊接前记录的温度，并不能证明后续的消除应力处理或回火处理达到了规定的温度或均匀性要求。

测量位置和测量时机必须能够代表控制焊接热循环的材料，而不能仅仅选择最方便测量的最高温度表面。温度可能沿厚度方向以及在接头周围发生变化，尤其是在受拘束部位、附件和厚壁部件中。焊接工艺应规定测量时间、测量位置以及允许的最低值或最高值。

热输入和焊道顺序又增加了一层控制因素。电弧能量通常与电流、电压和焊接速度有关，而工艺效率和焊道几何形状会影响实际传递到工件上的热量。较高的热输入通常会扩大受热区域并延长冷却时间，但接头几何形状、板厚和拘束程度可能使这种简单预测失效。窄焊道顺序、宽摆动焊、两侧交替焊接或有计划的道间停顿，会改变各区域被重新加热的部位和时间。因此，具有相同名义预热温度的两条焊缝，可能具有不同的热影响区晶粒尺寸、硬度、韧性和开裂敏感性。焊接工艺必须控制完整的热历史，而不能只控制一次温度读数。

8. 多道焊：再加热、回火与热影响区重叠

多道焊不会在熔合边界旁形成一个固定不变的热影响区。每一道焊道都会引入新的热循环，而该焊道产生的温度场会与先前焊道已经改变的材料发生重叠。某一区域曾经是粗晶热影响区，随后可能在低于下临界温度的条件下再次受热并发生回火；另一区域可能被加热至两相临界区，在此范围内部分铁素体转变为奥氏体；而靠近后续熔合边界的材料则可能完全重新奥氏体化，并在冷却过程中再次发生转变。

因此，最终的横截面记录的是一系列过程，而不是单一事件。峰值温度、处于该温度的时间、通过转变温度范围时的冷却过程，以及再加热循环的次数和间距都很重要。TWI 根据峰值温度和距焊缝的距离，将常规钢的热影响区划分为晶粒粗化区、晶粒细化区、部分转变区和回火区。在多道焊接头中，这些名称描述的是材料对多道焊接的局部响应，并不一定对应四条永久且彼此平行的带状区域。

后续焊道对先前热影响区的再加热

后续焊道会对前一道焊缝金属及部分先前的热影响区进行再加热。再加热范围取决于焊道尺寸、焊接速度、电弧能量、接头几何形状、板材或壁厚、道间温度以及焊道的位置。热输入和热导率决定周围金属达到特定温度的速度，而距新熔合边界的距离则决定峰值温度。同一点在一道焊接过程中可能经历高温循环，而在下一道焊接过程中经历较低温度的回火循环。

实际使用的冷却参数 Δt8/5 表示材料从 800 °C 冷却至 500 °C 所经历的时间。在钢材于该温度范围内发生奥氏体分解时，这一参数很有用，但它并不能完整描述多道焊的热历史。National Institute of Standards and Technology 的管线报告将 Δt8/5 与热输入、化学成分、距焊缝的距离及壁厚联系起来。该报告并不意味着接头中的每一点都具有一个共同的冷却时间。相邻位置可能经历显著不同的热循环，而后续焊道还可能改变第一道热循环形成的组织。

对于低合金铁素体钢，第一道焊接可能在熔合边界附近形成粗大的原奥氏体晶粒。若后续焊道的峰值温度位于奥氏体区内，则根据局部峰值温度和热循环持续时间，形成新的奥氏体晶粒，从而使该组织细化。如果后续焊道的峰值温度仅达到两相临界区，则原有铁素体的一部分会转变为奥氏体。冷却时，这一部分可能转变为新生成的贝氏体、马氏体或其他转变产物，而未转变的基体则保留部分先前组织特征。较低温度的循环可能根本不会使钢重新奥氏体化，但可以使马氏体回火，或使先前硬化的区域软化。

这就是为什么焊接工艺控制不能简化为名义电弧能量。道间温度会改变每一道焊接开始时的温度，并可能缩短有效冷却时间。ISO 13916:2025 规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法；该标准明确不包括焊后热处理温度的测量。EN 1011-2 针对铁素体钢的电弧焊，但不包括铁素体不锈钢，并为相关铁素体钢种的焊接条件控制提供指导。

回火组织与过回火组织

在低于下临界转变温度的条件下再加热，可以使马氏体或贝氏体热影响区发生回火，而不会形成新的奥氏体区。碳会重新分布，过渡碳化物可能形成或发生变化，残余应力降低，硬度通常下降。与淬火状态的马氏体区域相比，所得组织可能具有更高的抗氢致开裂能力，但这种变化也可能降低强度。最终结果取决于原始组织组成、再加热温度、保温时间以及热循环次数。

因此，“回火热影响区”并不代表一种单一的显微组织。短时间且相对低温的循环可能只产生有限回火，而较高温度或重复热循环则可能导致碳化物显著粗化，并使析出强化作用减弱。“过回火”表示热暴露使材料性能降低到预定回火状态以下。在调质钢中，这种软化区可能成为局部强度最低区域。在耐蠕变钢中，再加热可能扰乱支撑长期强度的精细控制析出相分布。

Grade 91 说明了将软化自动视为有利现象所带来的危险。ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告指出，Grade 91 易在母材热影响区发生 IV 型开裂，尤其是在细晶区和两相临界区。热循环模拟显示，两相临界热影响区中的铁素体形成会降低高温抗拉强度。关键位置并不只是可见的粗晶区：反复通过两相临界区可能形成细晶、部分转变的组织，并导致不利的蠕变变形和损伤行为。后续焊道可能使部分马氏体回火，同时形成或扩大这一脆弱区域。

焊后热处理会在整个接头范围内增加另一个受控热循环。它可以使硬质转变产物回火并降低残余应力，但也可能促进碳化物或析出相发生变化，改变硬度梯度，并使再加热区域进一步发生性能劣化。因此，必须根据钢种、厚度、焊接工艺和服役条件规定 PWHT，而不能假定 PWHT 会消除热影响区之间的差异。

超马氏体不锈钢进一步说明了这一点，同时还涉及腐蚀影响。TWI 于 2002 年研究了这类钢的热影响区显微组织，并考察其与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道再加热以及 PWHT 的关系。后续焊道可以使新生成的马氏体回火，使先前形成的区域部分重新奥氏体化，或在狭窄的再加热带内形成混合组织。这些变化会影响铬的分配、碳化物形成、硬度、残余应力以及表面的电化学行为。较低的硬度可能降低某一种开裂倾向，但局部成分或相组成的变化也可能削弱耐腐蚀性，或在含氢服役环境下形成易发生破坏的路径。

为什么焊接横截面包含相互重叠的热历史

应将多道焊接头的横截面视为峰值温度和冷却路径的分布图。靠近某一道焊道的位置，金属可能已经熔化或完全重新奥氏体化。距离更远的位置可能达到晶粒长大温度范围、晶粒细化温度范围、两相临界温度范围，或仅达到回火温度。下一道焊接会使这些边界发生移动，并叠加另一组区域。这些区域呈曲线状、位置发生偏移，并且部分重合，而不是整齐地层层排列。

这种重叠会在多个尺度上造成性能不均匀性。快速冷却形成马氏体的区域硬度可能升高；马氏体发生回火的区域硬度可能下降；当后续热循环形成新的未回火转变产物时，硬度又可能再次发生变化。韧性取决于晶粒尺寸、相比例、转变部分中的碳含量以及局部残余应力，不能仅根据距焊缝的距离推断。开裂敏感性同样会随位置变化。ESDEP 将热影响区液化开裂、氢致开裂和再热开裂列为结构钢焊接性问题中的不同类型，而凝固开裂发生在焊缝金属中，层状撕裂则与厚度方向延性有关。再加热并不会使这些机制变得可以相互替代。

相同的空间梯度也控制着不锈钢焊缝中的腐蚀和服役开裂。再加热带在硬度、钝化膜稳定性、析出相数量以及拉应力方面可能不同于相邻金属。因此，金相检验和硬度测量路线应结合实际焊道顺序确定位置。在熔合边界处进行单点测量，可能会漏掉起主导作用的软化两相临界带、再加热马氏体带或过回火区域。

9. 91级钢与IV型开裂

91级钢是一个很有代表性的研究案例，因为其焊接性问题并不局限于可见的熔合边界。该钢是一种回火马氏体耐蠕变合金，通常称为 91级钢；用于管道时称为 P91，用于锅炉管时称为 T91。其铬含量约为9%，并添加钼、钒、铌和氮等元素。该钢在高温下的强度取决于细化的回火马氏体组织，以及其中的稳定析出物，尤其是碳氮化物和与长期回火相关的富铬碳化物群。

焊接会以一系列局部热循环取代这种经过精心形成的组织。紧邻熔合线的位置可能完全奥氏体化，并转变为粗大马氏体。再远一些的位置，其峰值温度可能使奥氏体细化，但不会产生相同程度的晶粒长大。更远的位置可能只有原始显微组织的一部分发生转变。因此，形成的是一个具有梯度的热影响区，而不是均一的带状区域。

2016年发布的ASM-EPRI 91级钢研究发现，母材热影响区，尤其是细晶区和临界区，易发生IV型开裂。这一区分十分重要。断裂表面可能位于焊缝附近，但靠近焊缝并不意味着熔合边界就是起控制作用的冶金位置。

91级钢热影响区中的细晶区和临界区

细晶热影响区形成于这样的区域：其峰值温度高于奥氏体转变温度范围，但温度不够高，或持续时间不够长，因而不会产生粗晶热影响区中出现的原奥氏体晶粒长大。焊接会使部分析出物溶解或重新分布，随后快速冷却形成新生马氏体。由于原奥氏体晶粒小于粗晶区中的晶粒，转变后的板条束和块状结构也有所不同。制造过程和服役期间的回火随后作用于这样一个区域，而该区域原有的析出物分布和晶粒几何形态已经受到扰动。

临界热影响区位于较低的峰值温度范围内。在焊接热循环期间，只有部分材料进入奥氏体区，其余部分保留回火91级钢组织。冷却时，新形成的奥氏体在未转变或仅部分回火的材料旁发生转变。这样会形成一种混合显微组织，其中硬度、碳分布、析出物状态和抗蠕变性能存在局部差异。因此，即使其硬度并未显示出该区域是热影响区中最显著的部分，临界区仍可能在力学上较弱。

TWI将常规钢热影响区的亚区描述为晶粒粗化区、晶粒细化区、部分转变区和回火区，并根据峰值温度及其与焊缝的距离进行分类。NIST针对管线钢热影响区采用了粗晶区、细晶区、临界区和过回火区等相关术语。这些标签在不同合金体系中并非完全可以互换，但其基本观点适用于91级钢：每个位置都记录着不同的热历史。

冷却过程同样重要。实际参数 Δt8/5 表示焊接区域从800 °C冷却至500 °C所需的时间。NIST的研究将Δt8/5与热输入、钢的化学成分、距焊缝的距离以及壁厚联系起来。这些变量会改变转变动力学以及焊接施加的回火程度。对91级钢热影响区的评估不能仅依据峰值温度。

TWI指出，热影响区显微组织和硬度主要取决于材料通过转变温度范围时的冷却速率、成分和淬硬性，以及原奥氏体晶粒尺寸。对于91级钢，这些变量共同决定局部区域是形成硬的新生马氏体、发生进一步回火，还是形成混合的临界区组织。硬度分布测量很有用，但并不能完整反映蠕变损伤或IV型开裂敏感性。

铁素体形成与高温强度

ASM-EPRI研究还考察了模拟的91级钢焊接热循环，并报告称，临界热影响区中的铁素体形成可能降低高温拉伸强度。这一观察结果为IV型问题提供了比“焊接会削弱热影响区”更为具体的冶金学基础。

与赋予91级钢高温强度的回火马氏体基体相比，铁素体更软，抗蠕变性能也更低。铁素体的形成可能伴随局部碳和合金元素的重新分布、析出物稳定性的变化，以及精细控制的板条马氏体结构的损失。在持续载荷作用下，变形可能集中于这一发生改变的区域。周围的焊缝金属、未受影响的母材以及较硬的热影响区则会施加约束，从而增加细晶区或临界区材料所承受的局部应力和应变。

因此，问题并不只是硬度不匹配。高温拉伸行为取决于显微组织抵抗塑性流动和蠕变的能力、析出物的演化、晶粒及亚晶结构，以及焊接接头中变形的分布。如果某一区域的抗蠕变性能因部分转变或铁素体形成而降低，即使测得的硬度处于中等水平，其长期强度仍可能较差。

这一发现不应被转化为普遍适用的寿命估算。焊接91级钢构件的响应取决于应力、温度、几何形状、焊接工艺、约束条件、焊后热处理、服役历史以及热影响区显微组织的实际分布。热循环模拟能够确立一种机制并识别易损区域，但其本身不能确定某一特定容器、管件或管道将在何时失效。

预热、道间控制和焊接热输入仍然十分重要，因为它们会影响热循环和转变行为。ISO 13916:2025规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量，但明确排除了焊后热处理温度的测量。这一区分对于91级钢相关工作十分重要：焊接温度控制和PWHT是相互关联的操作，但并非同一项测量要求。

为什么IV型失效属于母材热影响区问题

IV型开裂IV型开裂 一种与母材热影响区中细晶区和两相区的弱化相关的服役温度蠕变失效，尤其常见于91级钢。

IV型开裂通常与细晶区和临界区母材热影响区中的蠕变损伤有关。因此，将其描述为一般性的“焊接开裂”事件，或自动将其起因定位于熔合边界，都是具有误导性的。焊缝可能提供热扰动和接头几何条件，但易损显微组织通常是在邻近的母材中形成的。

在长期服役期间，空洞可能沿弱化热影响区中的晶界形核并长大。局部应变积累、晶界滑移和析出物变化会促进损伤发展。裂纹可能大致沿改变后的热影响区材料与强度较高的邻近区域之间的边界扩展，但其确切路径取决于应力状态、显微组织和制造历史。因此，检测必须覆盖母材热影响区，而不能只检查焊缝金属和熔合线。

这一机制不同于氢致开裂、凝固开裂、层状撕裂、液化开裂和再热开裂。ESDEP将热影响区液化开裂、氢致开裂和再热开裂列为结构钢主要焊接性问题中的一部分，但这些机制发生在不同的冶金条件和载荷条件下。IV型损伤主要是易损91级钢热影响区在服役温度下发生的蠕变问题。

因此，可靠的评估应将焊接工艺记录、PWHT历史、热循环信息、硬度和显微组织检查，与服役应力及温度数据结合起来。ASM-EPRI关于铁素体和高温拉伸强度降低的发现，有助于解释为什么应重点关注细晶区和临界区。但这并不能证明所有91级钢焊缝都具有相同的敏感性，也不能在缺乏构件特定证据的情况下支持固定的允许服役期限。

再次加热会增加另一层影响。后续焊道可能使先前形成的热影响区发生回火、部分转变或其他改变，而PWHT可能降低硬度，同时改变析出物和亚结构状态。其他合金中也会出现类似的空间效应：TWI在2002年关于超马氏体不锈钢焊缝的讨论，将热影响区显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道造成的再次加热以及PWHT联系起来。具体的材料失效机制会发生变化，但基本原则仍然不变：热影响区是由一系列局部热历史构成的区域集合，其服役行为必须分区进行评估。

10. 热影响区（HAZ）的腐蚀与环境辅助开裂

热影响区（HAZ）也是一个腐蚀变量。硬度测量可以识别出高度硬化的带状区域，但无法显示是否形成了富铬析出物、保护性合金元素是否发生偏析、局部铁素体与马氏体是否达到平衡，或焊接是否留下了拉伸残余应力。这些细节决定了腐蚀和环境辅助开裂行为。

因此，必须结合服役环境对热影响区进行评估。含氯化物的水、二氧化碳、硫化氢、溶解氧、酸性冷凝液和高温蒸汽会提出不同的要求。同一热循环在干燥大气环境中可能是可接受的，但在酸性生产环境中却可能不安全，因为在这种环境下，氢吸收和拉伸应力可能与易感微观组织共同作用。

微观组织作为腐蚀变量

热影响区的微观组织会随着距熔合线距离的变化而连续改变，而不是在某个单一、清晰的界面处突变。TWI 将传统钢材的相关区域描述为粗晶区、细晶区、部分转变区和回火区，并根据峰值温度及其距焊缝的距离进行分类。美国国家标准与技术研究院（NIST）针对管线钢的处理采用了密切相关的术语：粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区。

每个区域都可能表现出不同的腐蚀响应。晶粒粗化会改变晶界的密度和性质；临界间加热会使原始组织发生部分转变，并可能在冷却后形成硬质、富碳的马氏体岛；回火则可能使强化相溶解或粗化，并改变局部电化学行为。对于不锈钢，重要变化可能包括富铬碳化物邻近区域的铬贫化、金属间相析出、δ铁素体的形成或溶解，以及马氏体和奥氏体的比例与化学成分变化。

控制性的热过程描述并不只是“焊接温度”。在相变温度范围内的冷却过程同样重要；Δt8/5——即从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间——是一个有用的焊接参数，适用于这两个温度代表相关相变区间的情况。NIST 指出，Δt8/5 取决于热输入、化学成分、距焊缝的距离和壁厚。因此，如果约束条件、厚度或热流不同，即使两个位置距焊缝的名义距离相同，也未必会形成相同的组织。

对于铁素体钢，TWI 认为，穿过相变区间的冷却速率、成分和淬硬性，以及先前奥氏体晶粒尺寸，是控制热影响区微观组织和硬度的主要因素。腐蚀评估还必须将局部化学成分、相分布和析出物状态纳入其中。硬质马氏体区域可能易受氢辅助开裂影响，而较软的过回火区域可能含有电偶性质不同的组织组分，或因析出物形成而失去耐腐蚀性。仅凭硬度无法可靠地推断上述任何一种状态。

区分腐蚀与开裂十分重要。全面金属损失、点蚀、晶间腐蚀和电偶腐蚀可能分别起始于不同的微观组织特征。焊缝余高、焊根、搭接处或缝隙也可能独立于热影响区整体硬度而造成电解质富集。因此，表面状态、氧化膜、焊渣清除情况和焊后清理必须与冶金学检查一并进行。

应力腐蚀开裂与硫化物应力开裂

应力腐蚀开裂（SCC）需要同时具备易感材料、适宜环境和拉伸应力。焊接可以通过残余应力提供后一个条件，而局部转变产物和析出物则可能提供第一个条件。所需的外加载荷不一定很大：焊缝附近的锁定拉伸应力即使在构件看似已达到尺寸稳定后，仍可能保持较高水平。

氯化物应力腐蚀开裂尤其容易受到温度、氯化物活度、电化学电位和局部钝化膜稳定性的影响。具有贫铬区域的不锈钢热影响区，可能无法在某些晶界处有效地重新钝化，从而使局部腐蚀发展为裂纹萌生位置。这种影响具有空间选择性，因此，显示出一个表面上均匀的热影响区的抛光横截面，可能掩盖热梯度范围内显著不同的开裂敏感性。

硫化物应力开裂（SSC）是一种与含水硫化氢服役环境相关的氢辅助失效机制。腐蚀过程中生成的氢进入钢材；随后，拉伸应力会促进易感微观组织中的裂纹萌生和扩展。在许多酸性服役评估中，高硬度是公认的警示信号，但硬度只是筛选指标，并不能完整反映其作用机制。开裂敏感性还取决于强度、夹杂物、先前奥氏体晶粒组织、转变产物、残余应力以及实际含 H₂S 的环境。

TWI 于 2002 年发表的超马氏体不锈钢研究具有参考价值，因为该研究将热影响区冶金学作为一个综合性的腐蚀与开裂问题加以处理。其研究范围将热影响区微观组织与腐蚀、SCC、SSC、后续焊道的再加热以及焊后热处理（PWHT）联系起来。超马氏体钢种以低碳马氏体基体以及铬和其他合金元素的添加为设计基础，但焊接可能造成马氏体回火程度、残余奥氏体或逆转奥氏体、铁素体和析出物数量的局部差异。这些差异会同时改变钝化腐蚀行为和氢辅助开裂响应。

因此，在接受焊接工艺之前，服役资格评定应首先确定环境作用机制。在适用于含 H₂S 环境下石油和天然气生产的情况下，ISO 15156 涉及材料选择和抗开裂性能；生产焊缝评估还可能要求在实际服役介质中进行试验。仅凭硬度图无法确立抗 SSC 性能，而在未受影响的母材上进行的腐蚀试验也不能代表热影响区的性能。

91 级钢在高温条件下体现了同一原则，不过其主要关注点是蠕变损伤，而不是水相 SSC。ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告称，91 级钢易在母材热影响区发生 IV 型开裂，尤其是在细晶区和临界间区。模拟热循环表明，临界间热影响区中的铁素体形成会降低高温抗拉强度。该实例进一步说明了一条更普遍的规律：即使焊缝金属和未受影响的母材分别满足各自要求，一个狭窄的、机械性能较弱的局部区域仍可能主导失效。

不锈钢中再加热与 PWHT 的影响

后续焊道并不只是增加金属；其热循环还会对先前形成的热影响区进行再加热。再加热区可能发生回火、部分重新奥氏体化、固溶处理，或暴露于促进碳化物、氮化物或金属间相析出的温度范围内。其最终状态取决于峰值温度、保温时间、冷却速率，以及后续焊道的数量和间距。

在超马氏体不锈钢中，再加热可以使硬质马氏体回火，并可能形成局部较软区域；而较高的再加热峰值则可能在冷却过程中生成新鲜的未回火马氏体。由此形成的带状区域，其腐蚀电位、硬度和氢敏感性可能不同于首道焊热影响区和母材。多道焊还可能改变奥氏体稳定性和相平衡，因此不能仅根据第一次热循环预测最终微观组织。

PWHT 会增加另一段有意施加的热历史。回火可以降低残余应力并软化未回火马氏体，从而减少一种开裂敏感性来源。但它也可能促进析出或铬的重新分布，进而改变钝化性能和局部腐蚀行为。因此，过度或控制不当的处理可能以一种风险换取另一种风险。正确的热处理循环取决于具体钢种，必须通过工艺评定、金相检验以及在服役要求下进行的环境试验加以验证。

温度测量要求不应与 PWHT 控制相混淆。ISO 13916:2025 规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量，但不包括焊后热处理温度的测量。PWHT 需要配备独立的仪器、温度记录和验收标准。对于不锈钢热影响区的评估，证据应将这些记录与相平衡、析出物、残余应力以及相关腐蚀或开裂试验联系起来，而不能止步于硬度测线。

11. HAZ 检验与性能表征

具有充分依据的 HAZ 检验应从焊缝横截面开始，而不是从硬度数值开始。HAZ 是受到焊接热影响但未发生熔化的母材，因此其边界很少表现为一条单一且清晰的界线。距熔合边界越远，峰值温度越低；同时，冷却速率也会随位置、板厚、接头约束、热输入和层间温度而变化。因此，最终形成的组织具有空间梯度。

因此，检验应按以下顺序进行：记录焊缝几何形状和焊接条件；显现熔合边界及各热影响区域；识别相、晶粒尺寸和转变产物；绘制焊缝区域的硬度分布；然后选择针对疑似服役失效的力学试验或开裂试验。断裂、泄漏或过早停机可能涉及 HAZ，但在确定裂纹路径和开裂机制之前，不应将其标记为“HAZ 开裂”。

宏观腐蚀、金相学与区域识别

首先取焊缝具有代表性的横向截面，并包括两侧未受影响的母材。记录板材或部件厚度、坡口几何形状、焊道数量及顺序、焊缝尺寸、焊接行进方向、预热温度、层间温度、热输入以及任何焊后热处理（PWHT）。这些细节为解释截面提供必要的热学背景。ISO 13916:2025 规定了熔焊过程中预热温度、层间温度和预热保持温度的测量方法；但不涵盖 PWHT 温度的测量。

完成截取、镶嵌和研磨后，宏观腐蚀可显现焊缝金属、熔合边界、熔深轮廓、未熔合、弧击以及热影响材料的大致宽度。腐蚀剂必须与合金和检验目的相匹配。宏观照片是分布图，而不是相鉴定方法。腐蚀对比度可能夸大或掩盖狭窄区域；此外，单个截面可能无法发现由焊枪角度、多道焊再热或邻近几何约束造成的不对称性。

正如 TWI 所述，传统钢材通常根据峰值温度及其距焊缝的距离划分为粗晶区、细晶区、部分转变区或临界间区，以及回火区或过回火区。NIST 关于管线钢的描述则采用粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区等术语。这些标签很有用，但并不代表普遍适用的物理边界。粗晶区的温度超过上部转变区的程度足以使奥氏体晶粒长大；细晶区在较低温度下发生奥氏体化；临界间区经历部分转变；过回火区则始终处于转变区以下，使原有的马氏体或贝氏体发生软化。

随后，金相检验应从熔合边界向外，在已知距离处逐步进行。光学显微镜可用于确定铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、夹杂物以及可见的晶粒尺寸变化。对于断口特征、碳化物分布和细小析出物，通常需要扫描电子显微镜。电子背散射衍射可测量晶体学织构、适用合金中的原始奥氏体重构，以及与变形或相变相关的局部取向差。若析出物粗化控制强度，例如 Grade 91 钢，则可能需要采用透射电子显微镜。

热历史比区域名称本身更为重要。正如 TWI 所述，铁素体钢 HAZ 的显微组织和硬度主要取决于转变区内的冷却速率、成分和淬透性，以及原始奥氏体晶粒尺寸。Δt8/5 是从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间；在这些温度适用的情况下，它是一项实用的描述参数。NIST 的一份管线钢报告将 Δt8/5 与热输入、化学成分、距焊缝的距离及壁厚联系起来。它并不是可直接套用于不同材料的常数。即使两个位置被划入同一名称的区域，只要其冷却路径不同，也可能形成不同的转变产物。

检验还应区分不同机制。氢致开裂通常在易感的硬质 HAZ 组织中，在拉伸约束和可扩散氢共同作用下发生。凝固裂纹则发生于焊缝金属凝固过程中。层状撕裂沿易感板材的厚度方向组织和夹杂物扩展，而液化裂纹涉及晶界或夹杂物附近的局部熔化。再热裂纹则在应力消除或服役暴露期间于易感合金中形成。ESDEP 将 HAZ 液化裂纹、氢致开裂和再热裂纹列为结构钢主要可焊性问题的一部分，但这一列表并不意味着每一种焊接不连续性都是 HAZ 裂纹。

硬度分布测绘与力学试验

只要报告所采用的方法和测点间距，硬度分布测绘就能将可见组织与局部响应联系起来。从未受影响的母材开始，穿过 HAZ、熔合边界和焊缝金属进行硬度测量；对于焊缝不对称或采用多道焊的情况，还应增加测线。应采用足够小的载荷和测点间距，以分辨狭窄的细晶区或临界间区，同时避免相邻压痕之间相互影响以及边缘效应。Vickers HV0.5 或 HV1 测量通常适用于实验室硬度分布图；必须说明所选硬度标尺，因为不同载荷下获得的数值并不能自动相互换算。

硬度测线可以定位过回火软化带、硬质马氏体区、软化的临界间区或异常局部峰值。它还可以揭示首道焊 HAZ 与后续焊道再热区域之间的差异。然而，硬度只是指标，并不能完成对材料性能的全面评估。硬质 HAZ 可能具有较差的抗氢致开裂能力，但单凭硬度无法确定断裂韧性、Charpy 冲击韧性、疲劳裂纹扩展性能、抗应力腐蚀开裂能力或服役寿命。相反，软化区可能会失去蠕变强度，却未必会成为氢致开裂的可能源区。

力学试验必须根据失效问题进行选择。Charpy V 形缺口试验用于评估规定温度下的缺口韧性，但其吸收能量并不等于平面应变断裂韧性。CT 或 SEN(B) 断裂韧性试样可用于在规定约束条件下研究裂纹起始和扩展。拉伸试样可揭示屈服强度、延性和强度失配情况，但常规试样可能会综合反映多个 HAZ 区域。弯曲试验可暴露严重未熔合、裂纹和延性问题。当循环载荷、长期高温或环境开裂控制性能时，则需要进行疲劳试验、蠕变试验和持续载荷开裂试验。

对于 Grade 91 这种回火马氏体耐蠕变钢，IV 型开裂与母材 HAZ 有关，尤其集中于细晶区和临界间区。ASM International 和 EPRI 于 2016 年发表的一项研究指出了这种易感性。体积拉伸试验或无法分辨狭窄软化区的硬度测量，可能会遗漏这一局部薄弱环节。检验应包括原始奥氏体晶粒组织、马氏体板条状态、碳化物和 MX 析出物的数量及分布、PWHT 状态，以及蠕变孔洞或裂纹的位置。

腐蚀评估同样不能仅依赖硬度。TWI 于 2002 年对超马氏体不锈钢焊缝的讨论，考察了 HAZ 显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂和硫化物应力开裂之间的关系，其中包括后续焊道再热和 PWHT 的影响。对于此类合金，局部相平衡、富铬钝化膜的稳定性、残余应力、氢暴露以及回火历史都可能控制其性能。

模拟 HAZ 热循环试验的解释

模拟 HAZ 试样通过对独立钢材试件施加受控热循环制备，通常使用 Gleeble 型热力模拟试验机。与真实焊缝中存在的空间重叠不同，这类试验可以一次研究一个变量，例如峰值温度、升温速率、Δt8/5、重复焊道再热或施加应变。所得显微组织可通过显微镜观察、硬度试验、拉伸试验、冲击试验、蠕变试验或开裂试验进行分析。

其价值取决于模拟条件与实际焊缝的匹配程度。单一峰值温度和 Δt8/5 无法再现完整的热梯度、多轴约束、氢分布、焊缝金属稀释或多次再热循环的顺序。试样尺寸也会改变热流。因此，模拟材料可能只代表 HAZ 内的一个位置，而不是整个 HAZ。

Grade 91 清楚地说明了这一局限性。模拟热循环表明，临界间 HAZ 中形成铁素体会降低高温拉伸强度，这有助于解释 IV 型损伤为何集中在该区域。该结果支持一种开裂机制，但其本身并不能预测焊接压力部件的服役寿命。实际焊缝还会受到残余应力、局部几何形状、化学偏析、先前热暴露以及 PWHT 变化等因素的影响。

最有力的解释应将模拟结果与实际焊缝证据进行对比：再现实测或计算得到的热循环，确认显微组织和硬度，然后测试与疑似失效相关的性能。硬度匹配是有用的验证，但不能证明韧性、抗裂性能、腐蚀行为或长期服役性能也相匹配。

12. 解读焊接标准与工艺评定

并非所有焊接标准都回答同一个问题。技术指南文件可能会建议预热、层间温度、线能量或氢控制措施。温度测量标准可能规定如何获取和记录这些温度。工艺评定标准则用于确定拟议的焊接工艺是否已在规定限值内证明能够获得可接受的性能。混淆这些功能会导致一种常见错误：把推荐的热控制措施或测得的温度当作某一种特定热影响区（HAZ）显微组织的证明。

HAZ 是一个具有空间梯度的区域，而不是均匀的带状区域。TWI 将常规钢的 HAZ 子区域描述为粗晶区、细晶区、部分转变区和回火区，并根据峰值温度以及距熔合边界的距离进行分类。NIST 关于管线钢的研究采用了相关术语：粗晶区、细晶区、两相区和过回火区。每个位置都可能经历不同的峰值温度、最大奥氏体晶粒尺寸、转变路径和冷却速率。

EN 1011-2 的规定内容

EN 1011-2，焊接——金属材料的焊接建议——第2部分：铁素体钢的电弧焊，是用于控制铁素体钢焊接性风险的指南。必须按其字面理解该标准的适用范围：它涵盖铁素体钢的电弧焊，但不包括铁素体不锈钢。它不是适用于所有钢材、焊接工艺或不锈钢 HAZ 的通用规则手册。

该文件将钢材成分、厚度、拘束、氢状态、线能量和预热与不良焊缝及 HAZ 状态的风险联系起来。其方法有助于确定预热和层间温度，以及控制与氢致开裂相关的冷却行为。碳当量方法可以指示淬硬性和敏感性，但不能替代经过评定的焊接工艺，也不能替代对焊接接头的直接检验。即使两种钢材具有相近的碳当量值，由于合金元素配比、先前加工过程、晶粒尺寸和转变动力学不同，它们仍可能形成不同的 HAZ 组织。

EN 1011-2 的实际价值在于将冶金学转化为焊接控制措施。较高的预热温度通常会降低冷却速度；改变线能量会改变热循环；氢控制则会减少可参与开裂的可扩散氢含量。但这些说法都不能预测每一个局部组织组分。当板厚、接头几何形状、电弧效率、焊接位置或距焊缝的距离发生变化时，相同的名义线能量可能产生不同的 Δt8/5 值。

Δt8/5 是 800 °C 至 500 °C 之间的冷却时间，但这一温度区间必须适用于所考虑的钢材及其转变过程。NIST 的管线钢报告将其与线能量、化学成分、距焊缝的距离和壁厚联系起来。这种关系为 WPS 变量与 HAZ 冶金学之间建立了有用的桥梁，但并不是通用的换算关系。必须结合钢材牌号和热循环，对测得或计算出的冷却时间进行解释。

该指南也不能被理解为对韧性、硬度或使用寿命的直接验收试验。正如 TWI 所解释的，铁素体钢 HAZ 的显微组织和硬度主要取决于转变区间内的冷却速率、钢材成分和淬硬性，以及原始奥氏体晶粒尺寸。对于具有淬硬倾向的钢材，较快的冷却可能增加硬质马氏体或贝氏体组织；较慢的冷却可能有利于形成较软的转变产物，但也可能使晶粒粗化或改变强度。可接受的平衡取决于设计规范和服役条件。

ISO 13916:2025 的测量内容

ISO 13916:2025 的功能范围更窄，也更为明确。该标准规定了熔化焊过程中预热温度、层间温度和预热保持温度的测量要求。它不包括焊后热处理温度的测量。这一排除条款十分重要：用于预热控制的热电偶布置或红外测量读数，不能自动证明 PWHT 循环满足规定的温度、保温时间或沿厚度方向的均匀性要求。

该标准通过明确测量的温度以及焊接过程中如何实施测量，帮助提高温度记录的可比性。在工艺评定中，这有助于证明焊工或焊接操作工遵守了规定的热控制措施。但它不能测量 HAZ 硬度，不能识别粗晶区，不能在每个接头中直接确定 Δt8/5，也不能揭示服役期间是否会发生 IV 型开裂。

因此，测量位置属于工程判断的一部分。熔合边界以外某处的表面温度，可能无法代表狭窄 HAZ 区域的热历史。同样，层间温度读数记录的是下一道焊道施焊前的状态，并不是该焊道产生的完整峰值温度历史。后续焊道的再加热可能使先前的 HAZ 材料回火、细化或发生部分转变。在超马氏体不锈钢焊缝中，TWI 于 2002 年开展的研究考察了 HAZ 显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道再加热以及 PWHT 之间的关系。热记录与金相结果相关，但二者不能相互替代。

将工艺变量与 HAZ 验收联系起来

工艺评定将可控制的变量与已证明的接头性能联系起来。WPS 确定钢材牌号、厚度范围、接头形式、焊接工艺、焊接材料、预热、层间温度、线能量或焊接速度限值、保护条件以及任何 PWHT 要求。随后，评定记录对实际使用的数值和所实施的试验进行记录。在适用的评定体系下，例如 ISO 15614-1 焊接工艺试验标准，超出允许范围的变更可能要求重新进行工艺评定，而不能非正式地假定 HAZ 将保持等效状态。

验收必须与所控制的失效机制相对应。硬度试验可以识别过硬的 HAZ，并支持氢致开裂控制，但仅凭硬度不能证明断裂韧性足够。拉伸试验和弯曲试验评价的是接头性能的不同方面。夏比冲击试验取样于规定的位置和温度；它不能代表 HAZ 的每一个子区域。宏观检验可以揭示熔合情况、几何形状和可见缺陷，而无损检测则用于发现通过金相检验可能无法观察到的不连续性。

区分不同的开裂机制至关重要。ESDEP 将 HAZ 液化开裂、氢致开裂和再热开裂列为结构钢主要焊接性问题的一部分；凝固开裂发生在焊缝金属中，而层状撕裂则与沿厚度方向的变形以及对夹杂物敏感的母材有关。将所有指示都称为“HAZ 开裂”，会掩盖相应的控制重点。氢致开裂需要关注氢、淬硬性、拘束和冷却过程。再热开裂涉及易感显微组织在消除应力处理或服役暴露期间发生的开裂。液化开裂则涉及 HAZ 内的局部熔化。

91级钢说明了为什么工艺评定不能停留在名义预热值上。ASM International 和 EPRI 于 2016 年报告指出，91级钢易在母材 HAZ 中发生 IV 型开裂，尤其是在细晶区和两相区。模拟热循环还表明，两相 HAZ 中形成铁素体会降低高温抗拉强度。当控制规范明确指出存在此类风险时，即使某项工艺满足温度和外观要求，仍可能需要进行有针对性的硬度、韧性、金相或蠕变服役评价。

因此，正确的解读应当是分层的：EN 1011-2 提供铁素体钢焊接建议，ISO 13916:2025 控制熔化焊过程中规定温度的测量，而工艺评定标准则在一系列重要变量范围内规定已证实的验收要求。引用这些标准时，均不应超出其适用范围。可靠的工艺评定应将测得的热控制数据作为证据，然后针对实际 HAZ、制造工艺和服役条件，对相关性能进行试验。

13. 用于热影响区诊断的实用冶金框架

从材料、焊接工艺和热历史入手

可靠的热影响区诊断应在显微镜检查之前开始。首先确定产品规范、钢级、炉批号、厚度、交货状态，以及此前是否进行过焊接或热处理。“碳钢”这一信息远远不够：ASTM A516 Grade 70、API 5L X65、EN 10025-2 S355J2、ASTM A387 Grade 91 和调质合金钢，在相同电弧作用下可能形成截然不同的热影响区组织。记录钢板或钢管的取向、对偏析敏感的区域、成形历史，以及原材料是否经过正火、淬火加回火、热机械处理，或制造后回火。

随后应重建焊接记录。确定所采用的工艺——SMAW、GMAW、FCAW、GTAW、SAW 或其他工艺——以及焊材分类、极性、电流、电压、焊接速度、焊道尺寸、电弧效率、接头几何形状、焊道顺序和道间温度。预热、道间热处理、拘束条件和环境暴露情况也应纳入同一份记录。EN 1011-2 为铁素体钢的电弧焊提供指导；其适用范围不包括铁素体不锈钢，因此在未核实适用性的情况下，不得将其中的建议直接用于这些材料。ISO 13916:2025 规定了熔焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法，但未规定焊后热处理温度的测量方法。

核心问题并不只是焊缝达到过多高的温度，而是每个位置经历了怎样的热循环。热影响区是未发生熔化、但受到焊接热改变的固态金属。靠近熔合边界处，峰值温度可能形成粗大的原奥氏体晶粒组织；距离更远的区域经历较低的峰值温度，可能发生晶粒细化、原始组织的部分转变，或使已经硬化的组织或调质状态发生回火。TWI 根据峰值温度和距焊缝的距离，将传统钢的热影响区划分为粗晶区、细晶区、部分转变区或临界间区，以及回火区。NIST 对管线钢热影响区采用了密切相关的术语：粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区。

应估算冷却历史，而不能仅根据距离推断。在适用情况下，Δt8/5——从 800 °C 冷却至 500 °C 所需的时间——可用于比较不同焊缝和不同位置。NIST 的管线钢报告将 Δt8/5 与热输入、钢材化学成分、距焊缝的距离以及壁厚联系起来。较短的冷却时间可能促使淬硬性钢形成马氏体或贝氏体；较长的冷却时间则可能使铁素体、珠光体或回火反应得以发生。因此，即使名义热输入相同，薄板、厚壁管和高拘束接头也可能形成不同的组织。

区分开裂、软化、硬化和腐蚀证据

在确定失效机制之前，应先绘制受影响区域。使用宏观腐蚀的横截面确定熔合边界并估算热影响区宽度，然后对穿过裂纹、邻近未受影响母材、焊缝金属以及相关情况下的多个焊道进行磨制、抛光和腐蚀后的显微检查。硬度测量线应在多个距离和多个方向上穿过熔合边界。硬度峰值可能表明存在马氏体区或贝氏体区，但不能证明发生了氢致开裂。相反，软化带可能表示临界间转变、回火或过回火，而不一定是失效起源。

TWI 指出，热影响区显微组织和硬度主要取决于转变温度范围内的冷却速率、成分和淬硬性，以及原奥氏体晶粒尺寸。这些变量必须结合起来分析。即使硬度适中，粗晶区也可能具有较差的韧性。细晶区或临界间区可能硬度较低，却会在蠕变载荷下发生破坏。针对 Grade 91，ASM International 和 EPRI 于 2016 年发表的研究指出，IV 型开裂发生在母材热影响区，尤其是细晶区和临界间区。模拟热循环显示，临界间热影响区中的铁素体形成会降低高温抗拉强度。仅凭硬度分布无法识别这一机制。

应根据裂纹位置、形貌、发生时间和载荷对裂纹进行分类。凝固裂纹发生在焊缝金属中，形成于最后的液相凝固过程中；它并不自动属于热影响区裂纹。液化裂纹形成于焊接或再热期间，熔合边界处或其附近的局部组成物发生部分液化时。氢致开裂通常需要同时具备可扩散氢、易感的硬质显微组织、拉应力或拘束条件，并且裂纹往往会延迟形成。层状撕裂与厚度方向应变以及母材板中 elongated inclusions 导致的低延性有关，而不是一般意义上的“硬质热影响区”。再热裂纹则发生于焊后加热或服役暴露期间的易感合金钢中。ESDEP 将热影响区液化裂纹、氢致开裂和再热裂纹列为结构钢主要的焊接性问题。

腐蚀证据需要单独检查。应确定电解质、温度、电位、污染物、阴极保护状态以及残余应力或施加应力。狭窄的热影响区带可能在相平衡、碳化物分布、硬度或钝化膜响应方面不同于焊缝金属和母材。在超马氏体不锈钢焊缝中，TWI 于 2002 年开展的研究考察了热影响区显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道再热以及 PWHT 之间的关系。后续焊道产生的热循环可能使先前形成的热影响区发生回火、再奥氏体化或其他改变；PWHT 可以降低硬度，同时改变碳化物析出和局部腐蚀响应。

从观察到的区域推导出有依据的机制

应分阶段从观察结果推进到作用机制。首先，在经过测量的横截面上标出裂纹、腐蚀坑、软化带或断裂起源的位置。其次，将该位置与峰值温度对应的分区以及硬度联系起来。第三，利用光学显微镜、SEM，并在必要时结合 EBSD、X 射线衍射或透射电子显微镜鉴定相。对于 Grade 91 及其他耐蠕变钢中的碳化物，可能需要采用碳萃取复型或分析方法进行检查。断口学检查应确定断裂属于解理、准解理、韧性微孔聚合、沿晶断裂还是环境助长断裂。

接下来，应检验相关的促成条件。若提出氢致开裂假设，应测量或记录焊材烘干情况、可扩散氢含量、预热、延迟开裂时间、拘束条件和硬度；氢充装试验或受控延迟开裂试验可提供对比依据。对于液化裂纹或凝固裂纹，应检查部分熔化的晶界和发生偏析的组成物。对于层状撕裂，应检查夹杂物形貌和厚度方向延性。对于再热裂纹或 IV 型裂纹，应再现热暴露和服役应力，然后将其蠕变或应力断裂行为与未受影响材料进行比较。

最后，应采用能够推翻拟议解释的试验。可以重复进行硬度测绘，开展微区化学分析，将匹配的试样暴露于服役环境中，或在受控的 Δt8/5 和再热条件下再现焊接热循环。可见裂纹只能证明存在不连续性，不能证明其成因。硬度峰值只能证明局部响应，不能证明失效模式。具有充分依据的诊断，应当将材料状态、热历史、空间分布上的显微组织、载荷和环境联系起来，并经受针对性试验的检验。

14. 综合：为什么热影响区冶金学决定焊接钢的性能

热影响区作为空间梯度材料

热影响区（HAZ）并不是具有单一可预测组织的单一材料带。它是指受到焊接热作用但未发生熔化的母材区域，其状态会随着距熔合边界距离的变化而连续改变。峰值温度、处于该温度的时间、冷却速率、原始显微组织以及再热过程，共同决定每个微小体积单元所经历的热历史。因此，相距仅几毫米的两个位置可能具有不同的相组成、晶粒尺寸和残余应力。

对于传统钢材，TWI根据峰值温度和距焊缝的距离，将热影响区划分为粗晶区、细晶区、部分转变区和回火区。粗晶区最靠近熔合边界，其温度足以导致奥氏体晶粒长大。粗大的原始奥氏体晶粒可能促进不利转变产物的形成并降低冲击韧性，尤其是在冷却足够快、形成硬质贝氏体或马氏体的情况下。距离焊缝更远的细晶区在较低的峰值温度下发生奥氏体化，通常形成较小的原始奥氏体晶粒。这种细化可能改善韧性，但并不能消除化学成分或冷却速率的影响。

临界间区，即部分转变区，被加热至下临界温度和上临界温度之间。其原始组织只有一部分转变为奥氏体。冷却时，转变后的部分可能比周围材料更硬，而未转变的铁素体或回火组织则保留不同的强度和延性。距离焊缝更远的回火区或过回火区，可能发生软化、析出物粗化，或在未完全奥氏体化的情况下丧失析出强化作用。

美国国家标准与技术研究院针对管线钢的描述采用了相关术语：粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区。这些名称有助于确定热历史，但并不是性能分类。起控制作用的变量是完整的热循环，尤其是转变温度区间内的冷却过程。TWI指出，热影响区的显微组织和硬度主要取决于该区间内的冷却速率、钢的化学成分和淬硬性，以及原始奥氏体晶粒尺寸。对于铁素体钢，实用参数 Δt8/5——从800 °C冷却至500 °C所需的时间——通常用于描述热循环的这一部分。NIST提醒，Δt8/5取决于热输入、化学成分、距焊缝的距离和壁厚。它是一个有用的描述参数，但不能普遍替代热循环测量。

强度、韧性、延性与耐腐蚀性之间的权衡

焊接接头可以满足抗拉强度要求，但其中的热影响区仍可能控制失效。快速冷却可能通过形成马氏体或硬质贝氏体组织而产生较高硬度，在提高局部强度的同时，当存在可扩散氢和拘束时，也会增加氢致开裂的敏感性。较慢的冷却可以降低硬度和氢致开裂风险，但过大的热输入或长时间处于高温可能导致晶粒长大、热影响区软化或韧性降低。预热会改变冷却循环，但其本身并不能保证形成安全的显微组织。

强度和韧性还会通过晶粒尺寸及转变产物相互制约。细晶粒通常有助于提高抗脆性断裂能力，而粗晶粒可能提高韧脆转变温度。软化的临界间区或过回火区可以通过较高的局部延性来容纳应变，但在拉伸载荷或循环变形下，也可能成为最薄弱的截面。对于耐蠕变钢，问题更加严重，因为析出物分布和亚晶结构的细微变化就可能决定长期强度。

Grade 91说明了为什么“热影响区更硬”这样的笼统说法是不充分的。ASM International和EPRI于2016年发布的会议论文指出，IV型开裂发生在母材热影响区，尤其是在细晶区和临界间区。模拟热循环表明，临界间热影响区内铁素体的形成可能降低高温抗拉强度。因此，失效位置并不只是与最高温度区域有关，而是与部分转变、蠕变组织弱化、应力和服役温度的特定组合有关。

不同的开裂机制也必须加以区分。ESDEP将热影响区液化开裂、氢致开裂和再热开裂列为结构钢焊接性问题中的主要类型。凝固开裂发生在焊缝金属凝固过程中，但邻近热影响区的液化可能涉及低熔点组分或富析出物晶界。层状撕裂主要由易感钢板中含有拉长夹杂物时产生的厚度方向应变所导致，不能与氢致开裂混为一谈。再热开裂则发生在消除应力处理或服役过程中，是易感显微组织与残余应力相互作用的结果。将所有焊接不连续性都称为“热影响区开裂”，会掩盖所需采取的具体预防方法。

腐蚀又增加了一个层面。热影响区的组织转变可能造成局部电偶差异、贫铬区或受析出物影响的区域、硬度梯度以及残余拉应力。在超马氏体不锈钢焊缝中，TWI于2002年开展的研究考察了热影响区显微组织与腐蚀、应力腐蚀开裂、硫化物应力开裂、后续焊道的再热以及焊后热处理（PWHT）之间的关系。后续焊道可能使一个区域发生回火，同时使另一个区域重新加热至临界间状态。PWHT可以降低残余应力并使硬质组织回火，但也可能改变析出行为和腐蚀响应。服役环境——包括氯化物、含硫生产流体、氢、温度和外加载荷——决定哪一种弱点会成为决定性因素。

合理的热影响区评估必须回答的问题

可信的评估应从实际焊接工艺入手，而不是从笼统的热影响区宽度入手。EN 1011-2涵盖铁素体钢的电弧焊，但不包括铁素体不锈钢，并为热输入、预热和氢控制提供相关指导。ISO 13916:2025规定了熔化焊过程中预热温度、道间温度和预热保持温度的测量方法；该标准不涵盖PWHT温度测量。这些界限之所以重要，是因为记录的温度控制与实际实施的PWHT属于两类不同的证据。

金相检验应确定熔合边界，并识别各个热影响子区、晶粒尺寸和转变产物。硬度分布测量应穿过焊缝金属、粗晶区、细晶区、临界间区和过回火区，而不应只报告一个热影响区硬度值。韧性试验必须代表关键位置和服役温度；同时，拉伸、蠕变或弯曲试验应考虑软化区和钢板的各向异性性能。热循环估算应说明热输入、厚度、化学成分、拘束条件以及Δt8/5的假设。

最终判断必须将组织与失效机制及环境联系起来。应当提出以下问题：

• 评估的是哪个热影响区分区？它相对于熔合边界位于何处？
• 在第一次热循环以及再热过程中发生了什么转变？
• 硬度分布是否表明存在马氏体、贝氏体、回火、软化或局部不匹配？
• 在规定的服役温度和加载速率下，韧性是否足够？
• 哪种开裂机制具有可信性：氢致开裂、液化开裂、凝固开裂、层状撕裂、再热开裂还是IV型开裂？
• 热影响区将承受何种腐蚀、氢、氯化物或硫化物暴露？
• 哪一项适用标准、工艺评定和测量方法决定验收要求？

热影响区的行为是化学成分、原始显微组织、热循环、拘束、再热和服役环境共同作用的结果。没有任何单一的热影响区名称能够预测焊接钢的性能。

参考文献

1. [1]ASM International, Electric Power Research Institute. Grade 91 Type IV cracking and simulated HAZ thermal cycles. ASM International and EPRI proceedings, 2016. https://www.asminternational.org/
2. [2]TWI. Supermartensitic stainless-steel weld HAZ microstructures and environmental cracking. TWI study, 2002. https://www.twi-global.com/