2.CO₂气体保护焊

细丝CO₂气体保护焊时，熔滴呈短路过渡。焊接过程中，焊丝末端的熔滴长大到一定的大小，和熔池表面接触，造成焊接回路短路、电弧熄灭。随后由于电磁挤压力和表面张力的作用，焊丝末端和熔池中间的“液桥”形成细颈，进而熔滴完全落入熔池，焊丝末端出现间隙，电弧又被重新引燃如图1熔滴过渡过程。而射流过渡如图2。

图1熔滴过渡过程图              2射流过渡形成机理示意图

在细丝CO₂气体保护焊时，焊接回路里串联可调电感。如果把焊接回路看成是纯电感电路，则熔滴过渡所引起的焊接电流值和电弧电压值的变化（见图3）。图上的不同曲线表示不同的熔滴过渡阶段的焊接电流值与电弧电压值的变化：a、b线代表“液桥”形成细颈的阶段；b、c线代表“液桥”断裂的瞬时；c、d、e曲线代表电弧燃烧和熔滴长大的阶段；e和f点代表熔滴接触熔池、造成焊接回路短路的瞬时。细丝CO2气体保护焊时，焊丝均速送给，电弧的静特性曲线是上升曲线。为了使电弧稳定燃烧，焊接电源应具有平直的外特性曲线。但是，如果焊接电源仅仅具有平直的外特性曲线是不够的，要保持滴正常过渡，减少金属飞溅，使焊接电源的动特性能够适应熔滴短路过渡的特点，焊接电源必须给焊接回路提供一定大小的电感。

图3熔滴过渡过程中焊接电流与焊接电压随时间变化示意图

图4焊接回路的等效电路

图4表示电源电压为U₀时焊接回路的等效电路图。U−R₀为电源电压为U₀时的外特性曲线。在“液桥”形成细颈的过程中，电弧电压与焊接电流分别由U_a、i_a增大到U_b及i_b，“液桥”断裂的同时，i_b还来不及发生变化，但电弧电压由U_b急剧增高到U_c。电弧在弧长为L₀时的列特性曲线为L₀线，电弧工作点c是i_b垂直线和L₀线的交点。“液桥”断裂后，由于表面张力的作用，液态金属分别向焊丝和熔池收缩，弧长由L₀急剧增长为L₂，工作点c相应地移到c′点，焊接电流则由i_c减小到i_c′。但在此期间，由于焊丝的继续送进，弧长由L₂缩短成L₁，进而缩短成L₀，然后在e处发生焊接回路的短路。

从以上分析可知，工作点c、c′、d及e处的电弧电压U_H均高于电源电压U₀，并且焊接电流在继续减小。电源电压U₀和电弧电压U_H的差值等于焊接回路的自感电势，即

若考虑熔滴过渡的一个周期，自感电势之和为零，所以电弧电压的平均弧压UHP等于电源电压，即

U_HP=U₀

相当于U_HP的电弧长度为L，于是，静特性曲线L与电源外特性曲线交于P点。

综上所述，可知细丝CO₂气体保护焊时，调节平均弧压U_HP主要靠调节电源电压U₀来实现，而调节焊接电压要先靠调节送丝速度来实现。

细丝CO₂气体保护焊时，焊接过程的稳定性受到许多因素的影响。熔滴短路过渡焊接时，应当特别重视对于焊接电源动特性的要求。衡量电源动特性的主要参数有焊接回路短路瞬间的电流增长速度di/ dt，短路电源的峰值I_max和“液桥”断裂后焊接电压的恢复速度du/ dt。Di/ dt的值过小使“液桥”不能迅速断裂，连续送进的焊丝会插入熔池，焊丝外伸部分长时间内保持很大的电流密度，焊丝便会红热软化而成段爆断，di/dt的值过大使短路电流增长太猛，熔滴和熔池金属会便发生强烈的飞溅。短路电流的峰值I_max应足够大，这样才有利于“液桥”迅速断裂及随后的电弧再燃。焊接电压的恢复速度du/dt应能保证在“液桥”断裂后，焊接电压恢复到25V的时间不超过0.05s。

实践证明，在熔滴短路过渡焊接时，平特性的焊接电源能获得较大的电流增长速度di/ dt及短路电流峰值I_max。

选用恰当的焊接规范参数和参数匹配，也是保证焊接过程稳定的重要因素。

焊接过程中熔滴的过渡情况，除凭借感性经验作粗略的判断以外，精确的直接观测是用高速摄影拍下焊接区的动态。其它如利用示波器显示电弧电压和焊接电流的变化特征，利用频率计记录熔滴过渡的频率等，也可以作为间接的判断。

3.埋弧焊

埋弧焊是电弧在焊剂层下燃烧的一种电弧方法。焊接时，颗粒状焊剂覆盖着焊丝和焊接处，电弧在密封的空穴里燃烧，熔融的焊剂膜可靠地保护电弧，使其免受大气的作用，并防止了液态金属的飞溅。它用裸焊丝作为电极和填充材料，电流的导入通过焊丝，而导入的位置十分接近焊接电弧。电弧的产生与焊条电弧焊一样。图5为埋弧焊示意图。

图5埋弧焊示意图

焊丝的伸出长度小，又为焊剂层所覆盖，故能对较细的焊丝采用大电流。埋弧焊时电流密度高达100-150A/mm²，同时，电弧热量集中，熔深大，因此埋弧焊具有高的生产率。焊接区周围有熔融的焊剂膜存在，以防止空气进入，熔渣和焊剂覆盖层使焊缝缓冷；高的焊速减小了热影响区的尺寸，故埋弧焊焊缝有良好的机械性能，缺陷较少。熔融的焊剂（也称熔渣）的冶金性能是决定焊接质量的重要因素之一。

埋弧焊时，焊剂的作用与焊条电弧焊的焊条药皮的作用相仿。但埋弧焊时金属对于气体的防护，比厚药皮焊条焊接更为完善，焊剂除供给性能良好的熔渣外，焊接过程中覆盖着焊接区，还有防止空气侵入焊接区，防止金属飞溅和避免弧光照射的作用。

自动化和半自动化操作使焊接规范参数稳定，焊缝的化学成分均匀，外观光滑，工人的劳动条件好，操作简单，易于掌握。埋弧焊时热量集中，杜绝了金属飞溅和蒸发时的热能损失和金属损失，又由于熔深大、焊件可不开剖口或少开剖口，减少了电能和金属的消耗。

当采用焊剂和焊丝一定时，埋弧焊焊缝的化学成分不仅随焊缝中基本金属与电极金属的比例的变化而改变，而且还会随着因不同的焊接规范引起焊剂熔化量变化而改变。增大电弧电压和减小焊接电流，都会使熔渣数量增加，从而加强液态焊剂与液态金属之间的相互作用。

⑴电弧能量参数对焊缝成形的影响

焊接电流（I）、电弧电压（U）和焊接速度（V_w）是决定焊缝成形的主要参数，生产中常把这三个参数定为自动焊的规范参数。

a.焊接电流（I）

焊接电流增加时，电弧的热功率和电弧力都增加。因此，熔池体积和弧坑深度都随电流增加而增加。

电流增加时，一方面是电弧截面略有增加导致熔宽增加；另一方面是电弧电压不变时弧长略有缩短，电弧挺度增加并潜入熔池，使电弧斑点扫描范围缩小，导致熔宽减小。在焊接电流较小时，随着焊接电流的增加，前一方面作用大些，所以熔宽略有增加。而在焊接电流较大时，随着焊接电流的增加，两个方面起的作用相差不多，因此，实际熔宽几乎保持不变。

电流增加时，焊丝熔化量增加。因此，焊缝余高也随之增加。

b.电弧电压（U）

其他条件不变时，电弧电压增大就意味着电弧长度的增加，使电弧斑点扫描范围扩大，导致熔宽增加。

从能量角度来看，是弧电压增加所带来的电弧功率提高，主要用于熔宽增加和弧柱的热量散失。电弧对熔池的作用力因熔宽增加而分散了，故熔深和增高都略有减小。

c.焊接速度（V_w）

焊接速度较小时，电弧力的作用方向几乎是垂直向下的。随着焊接速度增大，弧柱后倾，有利于熔池液体金属在电弧力作用下向尾部流动，使熔池底部暴露，因此熔深增加。

焊接速度较大时，随着焊速增加，从焊缝的热输入和热传导角度来看，焊缝的熔深和熔宽都要减小。

⑵电弧电压反馈自动调节系统

熔化极电弧焊时，为了维持弧长恒定以保持焊接规范参数值稳定，既可采用电弧自身调节系统，也可采用是弧电压反馈自动调节系统。

如果采用电弧电压反馈自动调节系统，当焊接过程中弧长发生波动而引起电弧电压变化时，将此变化量（或其一部分）反馈到自动调节系统的输入端，强制改变送丝速度，以消除弧长与电弧电压之间匹配的偏差，使之恢复到原来的稳定值。

电弧电压反馈自动调节方法目前主要用于变速送丝并匹配陡降外特性焊接电源的粗丝埋弧焊。

a.电弧电压反馈自动调节弧长的基本原理

电弧电压反馈自动调节又称为均匀调节。当弧长波动而引起焊接规范偏离原来的稳定值时，是利用电弧电压作为反馈量，并通过一个专门的自动调节装置，强迫送丝速度发生变化。

图6电弧电压反馈自动调节系统的方框图

1——给定元件；2——比较环节；3——送丝电动机；

4——送丝机构；5——弧压反馈装置

例如：弧长增加，电弧电压就增大。通过反馈使送丝速度相应的增加，从而强迫使弧长恢复到原来的长度，以保持焊接规范参数稳定。

图6是电弧电压反馈自动调节系统的方框图。给定电压U_g的作用是使焊丝从焊件上回抽，反馈电压U_a的作用是使焊丝向焊件送丝。

焊接过程中，焊丝的送丝速度由电弧电压U_a和给定电压U_g之间的差值来决定。可用下式表示：

式中：V_f——送丝速度

R——电弧电压自动调节系统的放大系数（厘米/秒·伏），表示当电弧电压改变1伏时V_f的变化量。

焊接过程稳定进行时，送丝速度V_f与熔化速度V_m相等。即：

V_f= V_m

并且U_a—U_g保持恒定不变，自动调节系统不起作用。但是，当焊接过程受外界干扰引起弧长发生变化时，由图7可见，电弧电压U_a也就随着变化。

图7电弧电压调节静特性

因此，U_a—U_g的值就要发生变化。并引起送丝速度跟着改变。例如弧长增加，则U_a值增大，结果使V_f增大；反之，则V_f减小。通过这种调节V_f的方法，使弧长强迫恢复到原来的稳定值。

b.是弧电压反馈自动调节系统的静特性曲线

用带有电弧电压调节器的送丝系统进行自动电弧焊时，在稳定的工作状态下应有

联立后可求得：

式中：k_i——熔化速度随焊接电流而变化的系数，其值取决于焊丝电阻率、直径、干伸长度以及电流数值（厘米/秒·安）

k_u——熔化速度随电弧电压而变化的系数，其值取决于弧柱电位梯度、弧长的数值（厘米/秒·伏）

式1称为电弧电压反馈调节系统的静特性。它表示变速送丝自动电弧焊接过程中稳定电弧电压与焊接电流和给定控制量之间的关系，假定k、ki和ku为常数，则4-4式可看作一直线方程。并可求出

可见电弧电压调节系统静特性为一在电压坐标轴上有一截距U₀的直线（图8）。其斜率（tgβ）和截距大小将取决于k、k_i、k_u和U_g的数值。

（ⅰ）当K足够大时，tgβ——0，系统静特性为接近于平行电流坐标轴的直线，焊机结构不同或改变K时其斜率随之而变。

（ⅱ）其他条件不变时增加U_g，系统静特性平行上移；减小U_g，平等下移。

（ⅲ）其他条件不变时减小焊丝直径或增加焊丝伸出长度时，ki增加使tgβ增加。

（ⅳ）焊丝材料或保护条件不同时，静特性斜率也不同。

4.电阻焊

待焊件装配成搭接接头，并被压紧在两电极之间，利用电阻热熔化母材金属，使之熔化，形成焊点的连接方法，称之为电阻焊。电阻焊的基本原理符合焦耳热定律，即产生的热量Q由公式Q=I²Rt决定(I是通过金属焊件的电流，R是金属母材和接触面上的电阻，t是焊接时间)。

1）电阻焊焊接过程分析

电阻焊焊接过程,即是在热与机械力作用下形成焊点的过程。热作用使焊件贴合面母材金属熔化,机械力作用使焊接区产生必需的塑性变形,二者适当配合和共同作用是获得优质点焊接头的基本条件。基本点焊焊接循环由四个阶段组成(见图9)。

(1)预压阶段:从电极压力上升到焊接电流开始导通的时间。此阶段的特点为电极被加上一定的压力,焊接电流为零,其作用是在电极压力的作用下清除一部分接触表面的不平和氧化膜,为焊接电流的顺利通过和形成熔核做好准备。预压时间的设定应保证电极压力能达到满值并稳定,否则电极压力过低或不稳定就进入通电阶段,会产生飞溅或工件击穿现象。

(2)焊接阶段:焊接电流通过并产生熔核的时间。此阶段的特点为电极压力恒定,焊接电流恒定。其作用是在热力作用下获得需要的熔核尺寸。焊接时间由具体的工艺条件如焊件材料、焊件厚度、表面状态等确定,是形成熔核尺寸大小的关键因素之一。

(3)维持阶段:焊接电流切断,电极压力继续保持的时间。此阶段的特点为电极压力恒定,焊接电流为零,其作用是在电极压力作用下熔核凝固冷却结晶。维持时间应保证熔核完成凝固结晶过程。凝固过程时间很短,黑色金属薄件小于5周波。

电阻焊连接接头的形成过程：将焊件压紧在两电极之间，施加电极压力后，阻焊变压器向焊接区通过强大的焊接电流，在焊件接触面上形成的物理接触点随着通电加热的进行而逐渐扩大。塑变能与热能使接触点的原子不断激活，接触面逐渐消失。继续加热形成熔核，结合界面迅速消失。停止加热后，核心液态金属以自由能最低的熔核边界为晶核开始结晶，然后沿与散热相反方向不断以枝晶形式向中间延伸，直至生长的枝晶相互接触，获得牢固的金属键结合。

(4)休止阶段:电极提起到电极再次接触接缝的时间。只在连续自动点焊时起作用。点焊规范参数是实现优质焊接的重要条件。规范参数的选择主要取决于金属材料的性质、板厚及所用设备的特点。

图9基本点焊焊接循环示意图

2）影响电阻焊的主要焊接参数

工频交流点焊机应用普遍,其主要规范参数有焊接电流、焊接时间、电极压力及电极头端面尺寸。点焊时,各规范参数的影响是相互制约的。当电极材料、端面形状和尺寸选定以后,焊接规范的选择主要是考虑焊接电流、焊接时间及电极压力这三个参数。

（1）焊接电流

焊接电流是微型电阻焊中最具影响力的参数，由焦耳热定律可知，焊接过程的总热量与电流的平方成正比。一般而言，接头强度随着焊接电流的增加而增大，但过高的电流会软化热影响区，导致焊接飞截、电极粘连甚至损毁。电阻焊常用的焊接电源有工频或高频交流电、三相整流直流电、电容储能式电源和近年兴起的高频逆变电源等。通常采用焊接电流的均方根值来设置焊机参数和进行加工控制。由于“打火”现象常常在焊接过程的最初阶段发生，因此，在应用直流电源时采用具有上沿波形的焊接电流可以减少“打火”和电极粘连的发生。

（2）焊接时间

焊接时间与产热量成正比。由于焊件尺寸的差异，电阻焊应用的焊接时间通常为几十毫秒，更短的甚至只有几毫秒(如电容储能式电源)。由于热量向外传递和辐射损失，为使得焊接成功必须规定最小的焊接电流和焊接时间。如果焊接电流设置过小，单纯地延长焊接时间也无法形成接头。焊接电流超过某一临界值后，熔核开始出现并随时间的延长而增大，但如果焊接时间设置过长，亦会出现喷溅和电极粘连现象。

（3）电极压力

电极压力主要通过对接触面积和接触电阻的影响来作用电阻焊过程。在其他焊接条件不变的情况下，加大电极压力会使得两焊件实际接触面积增加，使接触电阻和电流密度减小，从而使熔核尺寸变小;但过小的电极压力会增大接触电阻使得热量急剧产生，导致喷溅甚至无法形核。常规电阻焊，通常电极压力大约1000-2000N，电阻点焊中熔核直径与电极头直径相当。

（4）表面镀层与表面粗糙度

焊件材料的表面状况对电阻焊过程和焊接质量也有重要影响。这些涂镀层不仅使焊接过程变得复杂，而且在实际生产中由于缺乏相应焊接规范的指导，使得焊接参数的选取更为困难。表面粗糙度也是电阻焊实施中应当严格控制的一个因素。

焊接电流和焊接时间要适当配合,当采用大焊接电流、短焊接时间参数时称硬规范,而采用小电流、长焊接时间参数时称软规范。

软规范的特点是加热平稳,焊点强度稳定,可减少冷裂倾向,一般用于焊机容量不大、控制精度不高的场合。但软规范易产生焊点压痕深、接头变形大、表面质量差、电极磨损快、生产效率低、能耗大等缺点。当软规范配以较低的电极压力时,可在一定程度上克服或减轻软规范的缺点。

硬规范的特点与软规范基本相反。为提高表面平整度和劳动生产效率,在设备容量和控制精度允许的条件下,点焊工艺偏向使用硬规范。采用硬规范点焊工艺,其耗能仅为软规范的2/3。

调节焊接电流、焊接时间配合成硬、软规范时，必须相应改变电极压力,因硬规范所使用的电极压力明显大于软规范的电极压力。焊接电流和电极压力要适当配合,这种配合以不产生喷溅为主要依据。电极压力选择过大会造成焊接区过宽,导致焊接质量不稳定。而电极压力不足时,加热速度会过快引起喷溅,使接头质量严重下降。

3）电阻焊的特点：

（1）优点：电阻焊时，熔核的形成，始终被塑性环包围，熔化金属与空气隔绝，冶金过程简单；加热时间短、热能量集中，故热影响区小，变形与应力也小，通常在焊后不必矫正和热处理；不需焊丝、焊条等填充金属，成本低；操作简单，易于实现机械化和自动化；生产效率高。

（2）缺点：缺乏可靠的无损检测方法；接头的抗拉强度和疲劳强度均较低；设备功率大，投入成本大，维修较困难。

4）电阻焊电源具有如下特点：

（1）由于电源对工件要提供瞬时大电流，因而要求电源二次电压低（固定式焊机不超过12V，分体悬挂式点焊机不超过24V）。回路阻抗小（一般在几微欧到几十微欧内）。

（2）功率大（变压器功率一般在几十到几百kVA，甚至可达上千kVA）。且具有较好的调节性能。调节方便，控制精确。

（3）工作不连续。电阻焊电源的负载持续率比一般弧焊电源低。

电阻焊机控制系统除能对电源的电流大小和通电时间进行精确控制外，对不同种类的焊机由于焊接要求的不同，其电源通电方式和电极压力的控制方式也应有所变化，控制系统能对其方式和变化进行精确地控制，以使被焊工件达到焊接工艺要求的目的。

5）电阻焊工艺要求

使用电阻焊时,应注意以下几点:

(1)焊前工件表面的清理。工件表面的氧化膜、油污和其它杂物增大了接触电阻,过厚的氧化皮可造成电流不通,在局部导通时,会因电流密度过大而产生飞溅和表面烧损。

(2)工件装配时一般采用夹钳夹紧定位或采用二氧化碳保护焊点固。装配间隙必须尽可能小,因为靠压力消除间隙将消耗一部分电极压力。间隙不均将引起电极压力波动,从而引起焊点强度波动,过大的间隙还会引起严重飞溅。

(3)电极与工件的接触面积决定电流密度。随着电极的磨损和变形,接触面积增大,电流密度减小,焊点强度下降。电极端面尺寸必须合适,电极端面尺寸大,电流密度减小,熔核不能形成。电极端面尺寸小,会使熔核尺寸减小,甚至会因电流过于集中而烧损电极。电极头表面要光洁平整,电极表面不平,强大的电流在某些接触点上流过,会将电极烧熔喷溅,过早报废。

(4)一般要求点焊具有一定的强度,而强度取决于熔核直径和焊透率以及缺陷情况。

电阻焊接头质量的无损检验较为困难,因此,控制点焊工艺过程的各项规范参数非常重要,应严格按规范操作。点焊的破坏性检验可用撕破焊点实验粗略评估。优质焊点的标志是在撕开试样(保证没有环向裂纹)的一片上有圆孔,而另一片上有圆凸台。也可用强度实验进行测试。由于蒙皮要求表面平整,因此还要控制焊点的压坑深度。

6）电阻焊应用

电阻焊适合于构件多为薄钢板件的接缝或钢板与骨架的接缝。微型电阻焊可用于电子产品，马达末端，卤电灯的点焊。

电阻焊机的基本工作原理

电阻焊是以强大的电流通过被焊金属，利用被焊区电阻（主要是接触电阻）产生热量并施加压力的方法，将熔融的塑性状态金属挤压而焊合的一种焊接设备。焊接区所产生的热量可根据“焦尔定律”确定

式中i(t)为通过焊接区的瞬时电流值（单位：A）；R(t)为两电极间的总电阻，包括工件电阻与接触电阻（单位：Ω），是时间的函数；t为焊接电源流通时间（单位：s）。

以有效值表示，上式可简化为

Q=I²Rt

电阻焊机按其焊接方式的不同，一般有点焊机、凸焊机、缝焊机和对焊机等几种类型。采用的电源有工频、低频、直流冲击波、二次侧整流与电容储能等。

电阻焊机一般由供给焊接热能的阻焊变压器、二次电压调节机构、焊接回路、焊接电流通电时间和焊机操作程序的控制调节装置，以及对焊件施压、平紧或移动的机械传动装置等几部分组成。其控制装置图如图10所示。

图10电阻焊机控制装置图

5.应力腐蚀及实验原理

材料在应力和腐蚀环境的共同作用下引起的破坏叫应力腐蚀。这里需强调的是应力和腐蚀的共同作用。材料的应力腐蚀具有很鲜明的特点，应力腐蚀破坏特征，可以帮助我们识别破坏事故是否属于应力腐蚀，但一定要综合考虑，不能只根据某一点特征，便简单地下结论。

应力腐蚀开裂(Stress Corrosion Cracking (SCC) )简称应力腐蚀，是对SCC敏感的材料在环境和应力的同时作用下发生的脆性断裂。应力腐蚀开裂是危害性最大的局部腐蚀形态破坏形式之一，在腐蚀过程中，若有微裂纹形成，其扩展速度比其它类型的局部腐蚀速度要快几个数量级，应力腐蚀开裂是一种“灾难性的腐蚀”如桥梁坍塌，飞机失事，油罐爆炸，管道泄漏都造成了巨大的生命和财产损失。此外，如核电站，船只，锅炉，石油化工也都发生过应力腐蚀开裂的事故。

应力腐蚀开裂是一种亚临界裂纹生长现象，分为裂纹萌生、裂纹亚临界扩展和剩余截面最终过载断裂三个阶段。发生应力腐蚀时，环境的腐蚀性较弱，应力水平也低于材料的屈服强度，因此材料表面一般没有明显的腐蚀现象，材料也没有明显的塑性变形，加之应力腐蚀裂纹很纤细，很难被发现，从而易发生突发性的断裂，造成灾难性后果。工程实践表明，SCC是很常见的同时也是很危险的一种断裂失效模式。

1）材料应力腐蚀的特点

材料应力腐蚀引起的破坏，常有以下特点：

(1)造成应力腐蚀破坏的是静应力，远低于材料的屈服强度，而且一般是拉伸应力(近年来，也发现在不锈钢中可以有压应力引起)。最早发现的冷加工黄铜子弹壳在含有潮湿的氨气介质中的腐蚀破坏，就是由于冷加工造成的残留拉应力的结果。假如经过去应力退火，这种事故就可以避免。

这种拉应力的来源可以是：

a.工作状态下构件所承受的外加载荷形成的抗应力；

b.加工，制造，热处理引起的内应力；

c.装配，安装形成的内应力；

d.温差引起的热应力；

e.裂纹内因腐蚀产物的体积效应造成的楔入作用也能产生裂纹扩展所需要的应力。

(2)应力腐蚀造成的破坏，是脆性断裂，没有明显的塑性变形。

(3)一般认为纯金属不易发生应力腐蚀开裂，合金比纯金属更易发生应力腐蚀开裂。只有在特定的合金成分与特定的介质相组合时才会造成应力腐蚀。例如α黄铜只有在氨溶液中才会腐蚀破坏，而β黄铜在水中就能破裂。介质的特点是：可使金属或合金形成纯化膜，在介质中有破坏纯化膜完整性的离子存在。

表1列出了各种合金的应力腐蚀开裂的环境介质体系：

而且介质中的有害物质浓度往往很低，如大气中微量的H₂S和NH₃可分别引起钢和铜合金的应力腐蚀开裂。空气中少量的NH₃是鼻子嗅不到的，却能引起黄铜的氨脆。例如，19世纪下半叶，英军在印度生产的弹壳每到雨季就会发生破裂。由于不了解真正的原因，当时给了个不恰当的名字叫“季脆”（后来，了解到其真正的原因是：黄铜弹壳应力加上印度大气中含有微量NH₃，导致了弹壳的破裂）。又如，奥氏体不锈钢在含有几个ppm（10^-6）氯离子的高纯水中就会出现应力腐蚀开裂。再如，低碳钢在硝酸盐溶液中的“硝脆”，碳钢在强碱溶液中的“碱脆”都是给定材料和特定环境介质结合后发生的破坏。氯离子能引起不锈钢的应力腐蚀开裂，而硝酸根离子对不锈钢不起作用，反之，硝酸根离子能引起低碳钢的应力腐蚀开裂，而氯离子对低碳钢不起作用。

表1各种合金的应力腐蚀开裂的环境介质体系

(4)应力腐蚀开裂是材料在应力和环境介质共同作用下经过一段时间后，萌生裂纹，裂纹扩展到临界尺寸，此时由于裂纹尖端的应力强度因子K₁达到材料的断裂韧性K_1c，发生失稳断裂。即应力腐蚀开裂过程分为三个阶段：裂纹萌生，裂纹扩展，失稳断裂。

a.裂纹的萌生

裂纹源多在保护膜破裂处，而膜的破裂可能与金属受力时应力集中与应变集中有关，此外，金属中存在孔蚀，缝隙腐蚀，晶间腐蚀也往往是SCC裂纹萌生处。萌生期长短，少则几天，长达几年，几十年，主要取决于环境特征与应力大小。

b.裂纹扩展

应力腐蚀开裂的裂纹扩展过程有三种方式。应力腐蚀开裂裂纹的扩展速率da/dt与裂纹尖端的应力强度因子K_I的关系具有图11的三个阶段特征。在第一阶段da/dt随K_I降低而急剧减少。当K_I降到K_Iscc以下时应力腐蚀开裂裂纹不再扩展，因此K_Iscc时评定材料应力腐蚀开裂倾向的指标之一。在第二阶段，裂纹扩展与应力强度因子K_I大小无关，主要受介质控制。在这阶段裂纹出现宏观和微观分枝。但在宏观上，裂纹走向与应力方向是垂直的。第三阶段为失稳断裂，纯粹由力学因素K_I控制，da/dt随K_I增大迅速增加直至断裂。

图11应力腐蚀裂纹的da/dt-K_Ⅰ关系曲线

c.失稳断裂

由于裂纹扩展后，受力面积降低，使应力局部集中，裂纹急剧扩展，导致材料失稳断裂。

若通过实验测出某种材料在第二阶段的da/dt值及第二阶段结束时的KI值，就可估算出机件在应力腐蚀条件下的剩余寿命。

应力腐蚀的裂纹扩展速率一般在10^-9-10^-6m/s，有点像疲劳，是渐进缓慢的，这种亚临界的扩展状况一直达到某一临界尺寸，使剩余下的断面不能承受外载时，就突然发生断裂。

(5)应力腐蚀裂纹的传播途径常垂直于拉力轴。

(6)应力腐蚀破坏的断口，其颜色灰暗，表面常有腐蚀产物，而疲劳断口的表面，如果是新鲜断口常常较光滑，有光泽。应力腐蚀的主裂纹扩展时常有分枝。但不要形成绝对化的概念，应力腐蚀裂纹并不总是分枝的。应力腐蚀引起的断裂，一般为沿晶断裂，可以是穿晶断裂，也可以是晶间断裂。如果是穿晶断裂，其断口是解理或准解理的，其裂纹有似人字形或羽毛状的标记。

a.宏观形貌：与疲劳断口相似，有亚稳扩展区和最后瞬断区。由于SCC的发生需要腐蚀介质的参与，因此SCC裂纹多萌生于材料表面，裂纹源一般为局部腐蚀(比如点蚀或缝隙腐蚀)的蚀坑或其它类型的裂纹(如焊接和热处理裂纹)。SCC裂纹在宏观上是脆性的，即使原本韧性很好的材料发生SCC时也是脆性的，宏观上很少有塑性变形。微观上裂尖塑性变形很小，裂尖尖锐，导致很大的应力集中。许多SCC裂纹在宏观上分叉，裂纹平面与主应力基本垂直。与疲劳断裂相似，从裂纹亚临界扩展区尺寸与过载瞬断区尺寸的比例关系可以推测应力水平的高低。由于环境条件的变化或SCC和过载的交替进行，SCC断口上会出现海滩花样，应与疲劳区分开来。由于SCC断口常常由于腐蚀或介质污染而变色，这为区分SCC与疲劳提供了一条途径。

图12应力腐蚀断口的微观形貌

沿晶断口及腐蚀产物

SCC主裂纹或主断口附近常出现表面裂纹，这些表面裂纹基本平行于主断口，其机理也是SCC。在主断口上还会出现二次裂纹，因此，当主断口因腐蚀无法观察的情况下，可以打开表面裂纹或垂直于断口作剖面，也许可以发现SCC的特点。由于表面裂纹和二次裂纹没有打开，不受试样清洗的影响，裂缝里保存了在发生SCC时的介质成分，某些组分还可能被浓缩，因此，对裂缝里进行微区成分分析可以较好地了解当时介质的真实成分。

b.微观形貌：SCC裂纹在材料中的路径有沿晶，也有穿晶，还有混合的，取决于材料、热处理和环境。铝合金、低碳钢、高强钢和α黄铜等材料的SCC断口为沿晶的，而镁合金和γ不锈钢出现穿晶分叉的SCC裂纹。沿晶断口常被轻微腐蚀或被少量腐蚀产物覆盖，以致电镜下沿晶小刻面的平面不光滑、棱角不锐利，或者小刻面上有腐蚀坑，严重时小刻面上有腐蚀沟槽，即所谓“核桃纹”。用AC纸粘取断口表面的附着物后，可用电子探针、能谱或X射线荧光分析等进行成分分析，从中获取环境成分信息。穿晶断口呈现解理花样。由于腐蚀，断口上有时会出现“泥纹花样”，这实际是腐蚀产物干燥后的龟裂，应注意区分是断裂后断口的腐蚀还是在腐蚀和应力共同作用下的断裂，后者才是SCC。

2)材料应力腐蚀指标及测试方法

（1）应力腐蚀的指标如下：

a.开裂时间t_c及断裂时间t_f

金属材料在不同的应力状态下和不同的介质环境中的开裂或断裂时间；或者在一定应力状态下和一定的介质环境中，可以用应力腐蚀及环境氢脆断裂或开裂的时间来表示某种金属的应力腐蚀及环境氢脆的敏感性。一般来说，断裂或开裂时间越短，应力腐蚀破裂及环境氢脆的敏感性越大。

b.临界应力s_SCE

金属材料在特定的腐蚀环境中，应力水平越高，破裂时间越短；应力水平越低，破裂时间越长。如图13所示。原则上说，当应力水平低于某一数值时，不会发生应力腐蚀破裂。该应力为临界应力，它是评定应力腐蚀破裂敏感性的重要指标。

图13各种工业用不锈钢在MgCl₂介质中对应力腐蚀破裂的敏感性

c.破裂深度h_f

应力腐蚀破裂的敏感性，还可以用应力腐蚀裂纹的深度，或平均裂纹深度，或是最大裂纹深度来表示。在一定条件下，应力腐蚀裂纹深度越大，应力腐蚀破裂的敏感性也越大。

d.试样破裂百分比

用应力腐蚀试样在特定条件下发生破裂和未发生破裂的百分数来表示敏感性。

e.应力腐蚀破裂敏感系数

在特定条件下，把应力腐蚀破裂时间的倒数，称为破裂敏感系数。当破裂敏感系数越大时，材料的应力腐蚀敏感性也越大。

f.应力腐蚀破裂临界应力强度因子K_ISCC

K_ISCC系指在应力腐蚀破裂条件下的临界应力强度因子。当K<K_ISCC时，在应力作用下，材料或零件可以长期处于腐蚀环境中而不发生破坏。当K_ISCC<K<K_IC时，在腐蚀性环境和应力共同作用下，裂纹呈亚临界扩展，随着裂纹不断增长，裂纹尖端K值不断增大，达到K_1C时即发生断裂。当K>K_IC时，加上初始载荷后立即断裂。尽管初始K值不同，裂纹扩展速率和断裂时间也不同，但材料的最终破坏都是在K=K_IC时发生的。

K_ISCC的实用价值在于它可以预示材料在特定环境中抗应力腐蚀破裂的能力和使用寿命以及是否处于安全使用状态。K_ISCC可以实测得到，也可以通过计算方法求得。一般，通过理论方法求得K_ISCC十分麻烦，工程上多通过实测得到。

应该指出，高强度钢和钛合金都有一定的门槛值K_1SCC，但铝合金却没有明显的门槛值，其门槛值只能根据指定的试验时间而定。一般认为对于这类试验的时间至少要1000小时，使用这类K_1SCC数据时必须十分小心。特别是如果所设计的工程构件在腐蚀性环境中应用的时间比产生K_1SCC数据的试验时间长时，更要小心。

图14在沸腾的42％MgCl₂溶液中，18－8Ti不锈钢的电位－断裂时间关系

g.裂纹扩展速率da/dt及裂纹扩展速度v

应力腐蚀裂纹扩展速率da/dt，是评定金属材料应力腐蚀破裂敏感性的重要指标。一般来说，da/dt越大，材料的应力腐蚀敏感性也越大。已经产生应力腐蚀裂纹的典型的da/dt－K_I曲线如图11所示。

h.破裂电位范围和临界破裂电位

大量的例子表明，对于某一特定体系应力腐蚀破裂只发生于一定的电位以上，低于这个电位则不会发生，这个电位值称为应力腐蚀破裂临界电位。如图14所示。

早期对应力腐蚀开裂的研究是采用光滑试样，在特定介质中和不同应力下测定金属材料的滞后破坏时间。用这种方法已积累了大量的数据，对于了解应力腐蚀破坏问题起了一定作用。但还有很多不足之处，主要有：因数据分散，有时可能得出错误的结论；不能正确得出裂纹扩展速率的变化规律；费时，且不能用于工程设计。

现在对应力腐蚀的研究，都是采用预制裂纹的试样。将这种试样放在一定介质中，在恒定载荷下，测定由于裂纹扩展引起的应力强度因子K随时间的变化关系，据此得出材料的抗应力腐蚀特性。

（2）应力腐蚀的测试方法。

试样类型可以是光滑试样，缺口试样或预制裂纹试样。

测试方法主要有：

a.恒载荷法－－试验过程中载荷不变，最常用的是恒载荷拉伸试验和恒载荷的悬臂梁弯曲试验；

b.恒应变法－－试验过程中加一恒定的应变，最常用的是螺栓加载试验和三点弯曲试验；

c.K_ISCC及da/dt测定法；K_ISCC的测试方法一般采用缺口预制裂纹试样。根据开缺口及预制裂纹的情况可分为：单缺口预制裂纹试样；双缺口预制裂纹试样；表面预制裂纹试样；圆周预制裂纹试样等。

d.恒应力法，或称恒K_I法；

e.慢应变速率拉伸法。慢应变率法，又称恒应变率法，它是将拉伸试样放在特定的介质中，然后在慢应变率试验机上，用一定的、缓慢的应变速度进行拉伸试验，直到拉断。

一种是载荷恒定，使K_I不断增大的方法装置。另一种测定K_ISCC的方法是位移恒定，使K_I不断减少,用紧凑拉伸试样和螺栓加载。

这几种方法各有其优缺点。要适当选用合适的方法，或者多种方法共同试验，以免产生误差。

3）影响应力腐蚀的因素

（1）环境因素

奥氏体不锈钢对卤化物元素是十分敏感的；同样，一些铜合金对含氨的环境也是很敏感的。奥氏体不锈钢固然对氯化物产生应力腐蚀很敏感，但氯或卤素离子并不是唯一的决定因素，产生SCC还必须有氧存在。对加铌的18-8不锈钢研究发现，只要其中有百万分之几的氧就能和氯化物共同造成应力腐蚀。奥氏体不锈钢在沸腾的MgCl₂溶液中，只有氮浓度超过500*10^-6才产生SCC，而在氮浓度小于500*10^-6时，则不发生应力腐蚀。溶液的PH值对应力腐蚀的敏感性也有很大的影响。

（2）力学因素

产生应力腐蚀的应力主要是其中的静态部分，它可以是外加载荷或装配力引起的应力，也可以是构件在加工、热处理、焊接等过程中产生的内应力。不管来源如何，导致应力腐蚀开裂的应力必须有拉伸应力的成分，压缩应力是不会引起应力腐蚀开裂的。此外，这种应力通常是比较轻微的。如果不是在腐蚀环境中，这样小的应力是不会使构件发生机械性的破坏。构成破坏的应力值要根据材料、腐蚀介质等具体情况来确定。

（3）冶金因素

a.材料成份的影响；

b.材料组织的影响；

c.材料强度的影响。

影响应力腐蚀的各种因素之间的关系如图15所示。

图15影响应力腐蚀开裂因素

4）应力腐蚀机理及防止办法

应力腐蚀开裂现象很多，目前尚未有统一的见解，不同学派的观点从电

化学，断裂力学和物理冶金方面进行研究而强调了它们的作用，最基本的是滑移-溶解理论（或称钝化膜破坏理论）和氢脆理论。

(1)电化学理论

a.活性通道理论

该理论认为，在金属或合金中有一条易于腐蚀的基本上是连续的通道，沿着这条活性通道优先发生阳极溶解。活性通道可以是晶界，亚晶界或由于塑性变形引起的阳极区等。电化学腐蚀就沿着这条通道进行，形成很窄的裂缝裂纹，而外加应力使裂纹尖端发生应力集中，引起表面膜破裂，裸露的金属成为新的阳极，而裂纹两侧仍有保护膜为阴极，电解质靠毛细管作用渗入到裂纹尖端，使其在高电流密度下加速裂尖阳极溶解。该理论强调了在拉应力作用下保护膜的破裂与电化学活化溶解的联合作用。

图16应力腐蚀断裂机理简图

b.快速溶解理论

该理论认为活性通道可能起初是不存在的，而是合金表面的点蚀坑，沟等缺陷，由于应力集中形成裂纹，裂纹一旦形成，其尖端的应力集中很大，足以使其尖端发生塑性变形到一个塑性，该塑性具有很大的溶解速度。这种理论适用于自钝化金属，由于裂纹两侧钝化膜存在，更显示裂纹尖端的快速溶解，随着裂纹向前发展，裂纹两侧的金属重新发生钝化（再钝化），只有当裂纹中钝化膜的破裂和再纯化过程处于某种同步条件下才能使裂纹向前发展（如果钝化太快就不会产生裂纹进一步腐蚀，若再钝化太慢，裂纹尖端将变圆，形成活性较低的蚀孔。如图17所示。

c.膜破裂理论

该理论认为金属表面有一层保护膜（吸附膜，氧化膜，腐蚀产物膜），在应力作用下，被露头的滑移台阶撕破，使表面膜发生破裂（图18b）局部暴露出活性裸金属，发生阳极溶解，形成裂纹（图18c）。同时外部保护膜得到修补，对于自纯化金属裂纹两侧金属发生再纯化，这种再纯化一方面使裂纹扩展减慢，一方面阻止裂纹向横向发展，只有在应力作用下才能向前发展。

图17快速溶解理论模型

图18钝化膜破坏理论模型

d.闭塞电池理论

该理论是在活性通道理论的基础上发展起来的。腐蚀就先沿着这些活性通道进行，应力的作用在于将裂纹拉开，以免被腐蚀产物堵塞，但是闭塞电池理论认为，由于裂纹内出现闭塞电池而使腐蚀加速（这类似于缝隙腐蚀）即在裂纹内由于裂纹内金属想要发生水解：FeCl2+2H2O→Fe(OH)2+2HCl，使Ph值下降，甚至可能产生氢，外部氢扩散到金属内部引起脆化。闭塞电池作用是一个随催化腐蚀过程，在拉应力作用下使裂纹不断扩展直至断裂。

（2）应力吸附破裂理论

该理论认为由于环境中某些破坏性组分对金属表面内表面的吸附，削弱了金属原子间的结合力，在抗拉力作用下引起破裂。

（3）吸氢变脆理论

该理论是从一些塑性很好的合金在发生应力腐蚀开裂时具有脆性断裂的特征提出的（变脆是否由氢脆引起？）该理论认为裂纹的形成与发展主要与裂纹尖端氢被引入晶格有关，如奥氏体不锈钢在裂纹尖端，Cr阳极氧化生成CrO₃使其酸度增大。2Cr+3H2O→Cr2O3+6H++6e。当裂纹尖端的电位比氢的平衡电位负时，氢离子有可能在裂纹尖端被还原，变成吸附的氢原子，向金属内部扩展，从而形成氢脆。

由于氢和应力的共同作用，而导致金属材料产生脆性断裂的现象，称为氢脆断裂（简称氢脆）。

a.氢在金属中存在的形式：氢可以是金属内含的（冶炼和加工中带入的氢）；也可以是外来的（从环境中吸收的氢）。氢可以是固溶在金属中的间隙原子状的；也可以是分子状的存在于金属中的气泡中；也可以是以化学物（氢化物）存在于金属中。

b.氢脆可以按照不同方式分类。按照氢脆敏感性与应变速度的关系可分为两大类。第一类氢脆的敏感性随应变速度的增加而增加，其本质是在加载前材料内部已存在某种裂纹源，故加载后在应力作用下加快了裂纹的形成和扩展。第二类氢脆敏感性随应变速度的增加而降低，其本质是加载前材料内部并不存在裂纹源，加载后由于应力与氢的交互作用逐渐形成裂纹源，最终导致材料的脆性断裂。

c.氢致滞后断裂与应力腐蚀的关系：“相互促进”，发生阳极溶解，金属则开裂，

发生阴极吸氢，金属则滞后断裂。氢脆与应力腐蚀的关系如图19所示。

图19应力腐蚀（SCC）和氢脆（HE）的关系的示意图

5）防止应力腐蚀的方法：

由于应力腐蚀涉及到环境介质，应力，材料三个方面，因此防止应力腐蚀也应从这三方面入手。

a.合理选择金属材料：正确选材，选用K_ISCC较高的合金。选材应避免金属或合金在易发生应力腐蚀的环境中使用（见前面讲的表）如对于接触海水的热交换器采用普通低碳钢可能比不锈钢更好。减少材料中的杂质，提高纯度对减少应力腐蚀开裂也有好处。

b.环境：改善化学介质，采用电化学保护：使金属远离电化学腐蚀区域。一般采用阴极保护法，但高强度钢或其它氢脆敏感的材料不宜采用。采用涂层保护，主要是有机高分子涂层，如环氧树脂涂层，有机硅涂层，从而使金属表面和环境隔离开了，避免产生应力腐蚀。

c.力学因素：降低和消除应力。应力腐蚀开裂常发生在应力集中处，在结构设计时应减少应力集中。减少或消除机件中的残余拉应力，注意工艺措施。

6)焊接结构的应力腐蚀

金属构件在焊接时，焊接热源是移动的，焊接过程中的应力和变形是由焊接温度场引起的内变形和内应力，它们随温度场的变化而改变，所以金属构件在焊接后产生焊接残余应力其残余应力一般为拉力。焊接接头由于加热温度高，加热、冷却的瞬时性与局部性温度梯度大等特点，常导致组织的不均匀和晶粒粗大等缺陷。因此，对于焊接构件来讲，即使在无载荷情况下放置，只要存在适当的腐蚀介质，就有可能产生应力腐蚀裂纹。由于焊接接头属于非均质材料，是各种应力叠加的集中处，表面脆化层易剥落成为微缺陷区，是应力腐蚀的微裂纹源，所以其耐应力腐蚀开裂的能力远比相对均质的母材金属差得多。焊接结构应力腐蚀开裂在很大程度上决定于焊接过程中产生的残留氢和内应力。焊后残余应力根据其对焊缝的作用方向可分为纵向应力和横向应力。拉应力的存在及焊接接头的不均匀性是应力腐蚀开裂和扩展的条件。焊接过程中氢的侵入和第一类应力在金属焊接接头的应力腐蚀开裂过程中起了主要作用。拉应力越大，发生应力腐蚀开裂的时间越短。

钢制压力容器和其他焊接结构，由应力腐蚀导致的破坏现象相当普遍，造成的后果也很严重。而由焊接残余应力引起的应力腐蚀破坏事故占绝大多数，可达80％左右。并且绝大多数破坏是焊接热影响区中。另外，弧坑、打弧及电弧擦伤等部位发生在焊缝附近，特别是都会诱发应力腐蚀开裂。现场组装焊缝、未经消除应力处理的修补焊缝也是发生应力腐蚀开裂最严重的区域。显然，焊接残余应力和组装时的拘束应力提供应力腐蚀开裂的应力条件，而焊接缺陷又助长它的发生。

焊接接头的应力腐蚀敏感性与组织之间也有一定的关系。在焊接结构上，从金相组织分析可以看到母材、焊缝和热影响区。由于焊接瞬间温度高，温度差异大等特点，造成焊接接头组织粗大，组织不均匀。例如0Crl8Ni9Ti钢焊接接头(焊缝除外)各区的组织，除碳化物存在量有差异外，最大的区别在于奥氏体晶粒粗化的程度不同。金相分析表明，焊接接头各区的应力腐蚀裂纹都是以穿晶方式扩展的，晶粒大小可以直接影响断裂应力的大小，这可以用位错理论加以解释。在应力作用下，位错沿晶内扩展，当裂纹扩展进入一晶粒内时，裂纹尖端由于应力集中而产生较大的应力峰值，带动裂纹尖端附近的位错沿特定的滑移面运动，在宽度为的区域内，两相反符号的位错相向滑移，当运动到晶界时，就会在该处产生塞积。塞积的数量与晶粒直径成正比，当塞积数量达一定程度时，就会产生滑移。这样在裂纹尖端就会裸露出一段新鲜的金属，其表面发生腐蚀溶解，导致裂纹向前扩展。晶粒直径越大，位错塞积数量越多，产生的滑移阶梯尺寸也越大，裸露出来的新鲜金属就越多，腐蚀也越严重，应力腐蚀敏感性也加大。另一方面，裂纹通过晶界时，也要消耗一定能量。在弹性断裂场合，此能量值为4γs。(γs为表面能)。而对于粗晶粒，由于其晶界表面积远小干细晶粒，因此裂纹通过粗晶粒时所消耗的能量要远低于细晶组织。

a.焊接接头应力腐蚀因素

氢的影响氢是焊接时能和金属发生作用的最活泼的气体。氢在材料内缺陷处不断聚集，使缺陷内部氢气浓度和压力不断上升，当氢偏聚到一定程度，氢气压高于合金的屈服强度时，会使金属局部变形产生氢气泡，即“氢鼓泡”。氢气泡以塑性变形或解理的方式扩展。氢偏聚——氢气泡——气泡破裂——氢偏聚，形成裂纹并向前扩展。

硬化层宽度在管道焊接过程中，局部不均匀加热与冷却使母材、热影响区( HAZ )和焊缝之间的组织形态和性能发生了变化，HAZ的硬度升高，应力腐蚀开裂的临界应力降低。对不均匀性试样，由于力学不均匀性的影响，硬化层较窄的不均匀体，因裂纹尖端受硬化层两侧软区屈服的影响，将产生更大的塑性变形，从而产生更强的陷阱效应，使得氢向硬区金属中的扩散距离增加，扩散阻力更大，裂尖附近弹塑性交界处的氢聚集更为缓慢，裂尖金属产生足以导致裂纹扩展的脆化时间更长。

工作温度根据Parkins提出的评定准则，随着温度继续升高，无论母材还是焊缝，敏感电位区间都在扩大，在升到90℃时，焊缝的敏感电位区间为760～1140mV，母材的敏感电位区间为760 ~950 mV，焊缝的敏感电位区间比母材的宽，说明温度对敏感电位区问有影响。焊接过程使焊缝组织晶粒增大，晶界发生严重偏析，导致敏感电位区问进一步增大。

焊缝的合金元素含量低碳低合金钢焊缝金属的应力腐蚀，除受焊接工艺参数的影响外，很大程度上还受其自身显微组织的影响。例如，低合金高强度钢的应力腐蚀倾向大体按金相组织的排序而递增，即球状珠光体约500℃回火马氏体一层片状铁素体和珠光体——马氏体。试验结果证明，为了提高焊缝的抗应力腐蚀开裂能力，添加适量的合金元素来抑制先共析铁素体的析出和长大，使碳化物和焊缝中的夹杂物球化，细化晶粒，增加针状铁素体，可减少先共析铁素体，提高焊缝的抗应力腐蚀能力。

介质的影响因素①介质的类型和浓度。许多研究资料表明，在不同类型的介质中，焊缝具有不同的抗应力腐蚀开裂能力。一般情况下，随着介质浓度的增加，管道焊缝的临界应力腐蚀开裂应力减小。②pH值。随着介质pH值的减小，H+的浓度增加，应力腐蚀开裂的几率增加。

b.控制焊缝应力腐蚀的方法

合金元素含量的控制添加合金元素为了提高钢的性能，可以采用添加Nb、Mo、Cr、V等合金元素的方法改善金属组织，避免粗大的碳化物形成（开裂易在这里产生），使之细化和均匀化。添加合金元素Nb可以细化材质的晶粒，采用低P、低Si的钢种，同时加入一定量的Mo，可以防止晶界偏析；Mo、Cr、Mn会降低C的扩散速度，改变表面电极电位，从而阻碍氢的扩散进入。Nb、V会和C形或碳化物，并使碳化物弥散分布。

降低有害元素的含量P、S、Si以及As、Sn、Pb、Bi元素具有很强的脆化晶界作用，含量应尽可能低。同时，MnS夹杂物是氢致裂纹的根源，P造成微观偏析，因此S、P的含量应更低。

焊接工艺的控制选用合适的焊接材料根据工作介质的不同，焊缝金属的化学成分和金相组织应尽可能与母材相一致，满足性能要求。选用合适的焊接工艺为防止应力腐蚀开裂，在焊接工艺方面应制订合适的焊接规范。过大的线能量会使晶粒粗化，也会大大增加应力腐蚀开裂的可能性。避免出现严重的热影响区(HAZ)硬化、晶粒长大和各种脆化及偏析等现象，同时降低构件的残余应力。例如，采用多层焊工艺，可使熔合区的应力腐蚀临界应力场强度因子大于焊缝应力腐蚀临界应力场强度因子。因为多层焊的下一道焊缝对上一道焊缝有热处理作用，上一道焊缝焊接时的熔合区也处于下一道焊缝的焊接热循环作用之下，使熔合区的粗大组织得以细化，从而提高了熔合区的抗应力腐蚀开裂能力。焊后热处理为消除焊缝的残余应力，可以采取焊后热处理等工艺措施，以提高其抗应力腐蚀开裂能力。

介质因素的控制降低介质浓度在可能的条件下，应采取有效措施，降低介质的浓度，以防止发生应力腐蚀开裂。

提高介质的pH值随着介质pH值的增大，钢的应力腐蚀开裂敏感性减小。当介质的pH值大于6时，钢的应力腐蚀开裂敏感性明显降低。

控制工作温度不同材料有不同的敏感电位区间。对于不同的钢材，发生应力腐蚀开裂时的上限温度和下限温度是不同的。

正确选材应力腐蚀的腐蚀介质随着材料种类的不同，其腐蚀程度也不同。防止和减轻腐蚀危害最常用的方法是针对特定腐蚀环境选择合适的金属材料。选材时应尽量采用耐应力腐蚀性好，价格适宜的金属与介质的组合。可能时也可选用非金属或非金属衬里保护。

合理的结构设计

a).在设计中，除了要考虑材料强度外，同时还要考虑耐腐蚀性。在设计压力容器、管道、槽及其他结构时，需要对壁厚增加腐蚀裕度。

b).在设计时应尽量避免和减小局部应力集中，尽可能使截面过渡平缓，应力分布均匀。可以采用流线型设计，将边、缝、孔等置于低应力区或压应力区。另外，避免在结构上产生缝隙、拐角和死角，因为这些部位容易引起介质溶液的浓缩而导致应力腐蚀破坏。

c).设计时，如果对槽、容器等采用焊接不用铆接，对施焊部位用连续焊而不用断续焊，则可以避免产生缝隙，增加结构抗应力腐蚀的能力。

d).设计槽及容器时，应考虑易于清洗和将液体排放干净。槽底与排液口应有坡度，使其放空后不至积留液体。设计中要防止有利于应力腐蚀的空气混入，如对于化工设备，特别要注意可能带进空气的搅拌器、液体进口和其他部位的设计。

e).避免不同金属接触以防止电偶腐蚀。全部体系尽量选用同类材料，或将不同材料之间绝缘。

f).换热操作中应避免局部过热点，设计时应保证有均匀的温度梯度。因为温度不均会引起局部过热和高腐蚀速率，过热点产生的应力会引起应力腐蚀破坏。

图20结构上的改进示例

综上所述，设计时要避免不均匀和多样性。不同的金属、气相空间、热和应力分布不均匀以及体系中各部位间的其他差别，都会引起腐蚀破坏。因此，设计时应努力使整个体系的所有条件尽可能地均匀一致。

c.消除和调节残余应力---方法

焊接和加工时的残余应力所引起的事故是应力腐蚀破坏事故总数的80％以上。所以在机械设计和施工时，应尽可能地减小残余应力，以防止应力腐蚀破坏事故的发生。

a)采用合理的施焊工艺降低残余应力，并在加工过程中避免由于装配不当等所造成的局部应力。

b)采用热处理方法减小或消除残余应力。对于一般焊接钢结构采用消除应力退火处理即可。

总之，热处理消除应力是一项有效的、普遍的防止应力腐蚀的措施，但是也有不便之处，尤其是对大型结构。另外一些复杂结构是由具有不同膨胀系数的不同材料组合成的，也不宜同时加热，对于这些结构可以采用局部热处理或利用感应加热处理等。

c)调节残余应力场使构件表面产生压应力。如果热处理消除残余应力实行起来很困难，可以采用喷钢丸等机械方法使构件表面造成压应力场，以提高构件抗应力腐蚀的能力。

6.组织分析

利用金相分析，可以了解电弧焊、氩弧焊、等不同焊接方法与其金相组织的关系和影响。可以了解典型焊接接头的显微组织的分布及其特征，了解焊接接头的焊缝区、熔合线、热影响区等不同金相组织产生的原理。也可以观察各种焊接接头的结晶组织方向，以及焊接接头中是否存在气孔、裂纹、夹渣、未焊透等缺陷。由于焊接接头各区经受了不同的热循环，所以各区组织不同。由于组织不同，导致机械性能变化，从中可以看出焊接接头组织分析是对机械性能鉴定不可缺的环节。

碳—锰系低合金钢焊缝中的晶界自由铁素体在1000℃开始形成，高温时铁素体呈块状，转变温度较低呈网状分布在奥氏体晶界处，其边缘圆钝，厚薄不均匀，铁素体网络也是由许多块状铁素体组成，因为增加过冷度或降低转变温度，使晶体自由铁素体成核率提高，形成许多块状铁素体，它们连续起来组成晶界铁素体网络，当形成温度更低时，棱角尖锐形似梳子状或锯齿状铁素体在局部地区形成，这里已经不是晶界自由铁素体，而是魏氏组织的一种，它是冷却速度较大，铁素体在奥氏体晶界所有部位形成，有的贯穿整个奥氏体晶粒，有些文献叫侧板条铁素体，例如低碳钢焊缝组织，如图21所示。

碳—锰系低合金钢焊缝中加入除Co、Al以外的其他合金元素，都会减少晶界自由铁素体。在过冷度较大条件下沿着奥氏体一定惯习面{111},析出来铁素体，称魏氏组织，魏氏组织铁素体是以切变机理形成在金相磨面上可以看出浮凸，可以在低碳钢焊缝粗晶区见到这种组织。例如图22所示。

由于焊接快速连续冷却及含碳量较少的低碳钢焊缝粗晶区是魏氏组织形成的有利条件。这种组织将降低焊接接头塑性及韧性，给焊接接头质量带来一定的影响，所以比较重要的焊接接头都需要对魏氏组织进行评定。

一般焊接易淬火钢时容易获得马氏体组织，马氏体组织是产生焊接冷裂纹的重要根源。为了避免马氏体产生，应掌握它的转变特点及组织形态具有十分重要的意义。

1.马氏体转变特点

钢加热到马氏体状态，以非常快的速度冷却下来，得到硬而脆的过饱和α—固溶体叫马氏体。马氏体转变是铁原子和碳原子都不能在扩散条件下进行，它是依靠切变机理进行转变造成原子不能扩散的主要原因。马氏体转变是在极冷的条件下进行，所以时间极短，原子来不及发生扩散从中可以看出马氏体，转变前后浓度不变，马氏体转变是晶体切变过程，在切变过程中完成晶格重构，由面心立晶格变成体心立方晶格，实际是位错运动过程。

2.马氏体组织形态

马氏体组织形态随钢中含碳量及合金元素多少主要分二种。

（1）板条马氏体

含碳量在0.04％～0.02％（wt％重量百分数）之间钢，淬火后能产生板条马氏体，在低碳钢和中碳合金钢焊缝及热影响区容易获得这种组织。在化学显微镜下观察板条马氏体晶体大约为0.5微米左右，呈宽条状，平行成束在奥氏体晶粒内，具有不同方位如图23所示：

焊接过程中产生的马氏体不具有典型形态，其原因为焊接过程中快速不均匀加热和快速连续不均匀冷却给焊接接头各区带来各种各样不同的物理和化学不均匀性，有宏观的不均匀性，也有微观的不均匀性。由此可见，焊接接头是存在着形式各种不同马氏体的可能性，马氏体经常与贝氏体及针状铁素体混合在一起很难分辨组织真实面貌。在电子显微镜下观察板条马氏体，每个条状马氏体都有位错有人称位错马氏体。

（2）片状马氏体

碳的含量大于0.6wt％高碳钢及含镍量较高的合金钢，淬火后容易获得片状马氏体，在光学显微镜下观察，片状马氏体呈针状或竹叶状，白色亮针就是马氏体，暗色为残余奥氏体，一经回火片状马氏体变黒针，残余奥氏体变白色，如图24所示。

焊接接头及热影响区产生的片状马氏体往往与板条马氏体、贝氏体混合在一起，片状马氏体很难腐蚀，打显微硬度证明它是马氏体（HV450-700）在电子显微镜下观察片状马氏体有大量孪晶，有人称孪晶马氏体。

图25马氏体的硬度与含碳量之间关系

图26奥氏体晶粒粗细及马氏体领域大小（直径d）对含2％C马氏体屈服强度的影响

3.马氏体的力学性能

马氏体的力学性能主要取决于含碳量及组织形态。（包括亚结构特点，原奥氏体晶粒大小）。如图25：

图26表示马氏体的硬度随含碳量的增加而增加。低碳马氏体硬度较低，高碳马氏体硬度较高，含碳量低于0.3%的马氏体主要靠固溶强化，因低碳马氏体的亚结构存在许多位错，过饱和固溶体的碳聚集在位错周围，起着钉扎位错的作用。使位错难于运动，马氏体呈现强化。随着马氏体的强度外，原奥氏体晶粒粗细和马氏体领域的大小对马氏体的强度也有一定影响。原奥氏体晶粒愈细，马氏体领域小，马氏体强度高。

4.马氏体的韧性

高碳马氏体硬度很高，但极脆，淬火时，无法测出抗拉强度淬火后的高碳马氏体工件，一拉就断，若不及时回火，还会自行开裂，说明高碳马氏体几乎没有韧性，其主要原因是亚结构孪晶所存在。

低碳马氏体具有相当的强度和良好的塑性和韧性特点。特别是低碳马氏体的M_s点较高，常呈现自回火现象，过饱和的碳在马氏体条内偏聚成弥散析出，具有较高的强度，又保持良好的韧性。随含碳量增加，马氏体孪晶成分增加，韧性迅速恶化。所以对焊接结构用钢来说，希望含碳量低一些，一般不超过0.2％，含碳量低的钢，临界冷却速度较高，不容易形成马氏体，即使形成低碳马氏体，组织并不脆，裂纹敏感性不大。对于含碳量较高的焊接结构件，必须采取预热工艺措施，以避免形成马氏体组织。

焊接热影响区组织

焊接结构从热处理特性分析，可以分为两类，一类为低碳钢含合金元素很少的某些低合金钢如16Mn、A₃钢等称不易淬火钢；另一类含碳量较高或含合金元素较多的钢如30CrMnSi、45钢等称易淬火钢。

1.不易淬火钢热影响区组织划分

以A₃钢为例，根据焊接热影响区组织特点及温度可分为四个区。

（1）熔合区

加热温度处于固相线和液相线之间（1400℃以上）焊接时，此区温度处于局部熔化状态，组织晶粒十分粗大，化学成分及组织成分都不均匀，冷却后的组织为过热组织，这个区域很狭，对于焊接接头的强度，塑性都有很大的影响，在许多情况下熔合线附近是产生裂纹和局部脆性破坏的根源。

（2）粗晶区

加热温度范围在1100℃～1300℃，由于加热温度高，奥氏体晶粒发生严重长大，冷却后得到粗大的过热组织。称过热区。它的塑性及韧性差，硬度高。

（3）细晶区

焊接时加热温度在910℃～1300℃之间，加热时铁素体和珠光体全部转变为奥氏体发生金属重结晶，由于加热温度稍高于910℃时，奥氏体晶粒还未长大，冷却后得到细小的珠光体和铁素体相当热处理正火组织，称正火区或相变重结区。

（4）部分相变区（不完全重结晶区）

加热温度范围为A_C1～A_C3，对于20钢的温度约为750～900℃，加热时，钢中的珠光体和部分铁素体转变为晶粒比较细小的奥氏体，但仍然保留部分铁素体。以后冷却时奥氏体转变为细小的铁素体和珠光体（称为重结晶区）而未溶入奥氏体的铁素体不发生转变晶粒比较粗大，（称不完全重结晶区）因而冷却后的组织晶粒大小极不均匀，并保留原组织中的带状组织。

2.易淬火钢热影响区组织

这类钢如中碳钢（40、45）。

低碳调质钢（σs450～1000MPa）和中碳（0.25～0.45％C）调质钢等。这类钢由于含碳量较高或含有较多的合金元素，具有较高的淬透性，容易获得马氏体组织。

易淬火钢影响区组织划分：

（1）在加热超过A_C3以上的温度区（相当不易淬火钢的过热区＋正火区）由于淬透性高，焊后冷却时容易获得淬火组织，称淬火区。

（2）加热到A_C1～A_C3温度之间的热影响区，在快速加热中铁素体几乎不发生变化，而珠光体转变为奥氏体，随后快速冷却过程中，这部分奥氏体发生了马氏体转变，原来铁素体保持不变，最后形成马氏体＋铁素体，称不完全淬火区。

金相试样制备技术

1.试样切取部位

一般试样的部位根据材料的特点及检验的要求而定。选取试样的部位必须有代表性，它能代表被检验材料的组织特点，例如焊接接头试样的选取是焊接热影响区，一位焊接热影响区经受不同焊接热循环各区组织具有各自组织特征，选取这个部位有利分析和讨论。

2.试样切取方法

试样切取方法可以用手锯、机锯、电火花及线切割。用锯截取试样时，应不断用油或乳化液来浇湿试样，它可以避免锯齿过快磨损减少摩擦热。因为摩擦热会影响组织改变，例如高碳钢试样在截取时（焊接接头）受热不应高于149℃，低碳钢焊接接头不能高于66℃，对于铝合金焊接接头和铜合金焊接接头试样，由于材质较软，无论是锯或者是剪的时候距观察面要有一定的距离然后通过磨光抛光或除去因截取时引起的变形层，如果用砂轮切割机在截取试样的过程中不允许金属温度升高而影响观察组织。

3.试样的尺寸

试样的尺寸一般根据试件的板厚，焊接方法及检验的要求而定。试样尺寸太小，无论磨制还是抛光都很困难，试样太大，不便于握持和观察，一般焊件试样尺寸为整个焊缝截面和两边的热影响区，热影响区每边留出5～10毫米。如图27所示：

4.试样镶嵌方法

一般试样太小，试样板材太薄，手持试样在磨制时，有一定困难，有色金属因材质较软，在磨制时都需要镶嵌，但必须注意被磨制的试样和镶嵌的材质在硬度和耐磨度必须相近，若硬度和耐磨度差别太大，将磨制及抛光出来的试样不够平坦，影响观察效果。

一般镶嵌方法是在镶嵌机上用酚醛树脂，聚氯乙稀来镶嵌试样，也有环氧树脂灌试样。也可以用钢板制成夹子用螺钉将几片试样穿起来。用螺钉穿起来的试样夹，它的缺点是，试样与试样之间的夹缝有可能嵌入磨料粉或者在腐蚀试样时，有留腐蚀液当试样干燥后有可能渗出污染物影响观察效果。

5.试样磨制

通过磨制可以去除在截取试样或镶嵌试样过程中造成的表面机械损伤并获得平整表面。

磨制分为以下几个步骤

（1）粗磨

将截取下来的试样可用锉刀或砂轮切割机磨平，粗磨时压力不能过大，压力过大将造成磨痕深，在表层产生很厚的金属变形层，增加细抛光时的困难。

（2）细磨

经过粗砂纸磨的试样放在玻璃板上，依次在各号砂纸上（180、240、400、600、800、1000目）磨去粗磨划痕，把表面金属变形深度减到最小。每更换一次砂纸时试样磨制方向应转动45～90℃，将上一道砂纸磨痕去除，但不能马上更换下一道砂纸，因为这时磨痕虽然去除，但变形层没有去除，应继续延长一倍磨制时间，只有这样才能有效的逐步减少磨痕直至光亮为止。

（3）机械抛光

钢及合金钢都含有一定量的碳及合金元素，由于材质较硬，不需要镶嵌直接用砂纸磨光后，选用三氧化二铬做抛光粉进一步消除在磨制过程中遗留下来的残痕，但在抛光过程中产生新的抛光层。

但与磨制时产生的损伤层相比小得多，为了很好的消除这些损伤层，需用手工鹿皮抛光。

表2各种钢及焊接接头的显微组织的化学腐蚀剂

（4）手工鹿皮抛光

手工鹿皮抛光采用氧化镁做抛光磨料，它的粒度细而均匀，外形锐利，它非常适合做铝镁软合金抛光。目前生产的氧化镁纯度不够，抛光时将氧化镁过滤后使用效果好。另外也可以用金刚石喷雾研磨剂抛光。

（5）焊接接头组织显示

金属内部组织不一样，对于化学腐蚀剂敏感程度也不一样，所以金属组织经腐蚀后，呈现高低不平的表面，使金属组织有明显衬度。在显微镜下能认辨其各种组织形态特征，以下为焊接常用化学腐蚀剂。

7.焊接性的评价

1) 碳当量法

a.国际焊接学会推荐CE

碳当量是把钢中的合金元素(包括碳)的含量，按其作用换算成碳的相对含量。国际焊接学会推荐的碳当量(CE)公式为：

式中，w(C)、w(Mn)等－碳、锰等相应成分的质量分数(%)。

图28焊接性与碳当量的关系

当CE<0.4％时，钢材的塑性良好，淬硬倾向不明显，焊接性良好。在一般的焊接技术条件下，焊接接头不会产生裂纹，但对厚大件或在低温下焊接，应考虑预热；当CE在0.4～0.6％时，钢材的塑性下降，淬硬倾向逐渐增加，焊接性较差。焊前工件需适当预热，焊后注意缓冷，才能防止裂纹；当CE>0.6％时，钢材的塑性变差。淬硬倾向和冷裂倾向大，焊接性更差。工件必须预热到较高的温度，要采取减少焊接应力和防止开裂的技术措施，焊后还要进行适当的热处理。

b.美国焊接学会推荐Ceq

2）冷裂纹敏感系数法冷裂纹敏感系数的其计算式为：

式中P_W－冷裂纹敏感系数；h－板厚；[H]－100g焊缝金属扩散氢的含量(mL)。

冷裂纹敏感系数越大，则产生冷裂纹的可能性越大，焊接性越差。

表3焊接性与焊接条件

3)低碳钢的焊接

低碳钢的CE小于0.4％，塑性好，一般没有淬硬倾向，对焊接热过程不敏感，焊接性良好。

4)中、高碳钢的焊接

中碳钢的CE一般为0.4％～0.6％，随着CE的增加，焊接性能逐渐变差。高碳钢的CE一般大于0.6％，焊接性能更差，这类钢的焊接—般只用于修补工作。为了保证中、高碳钢焊件焊后不产生裂纹，并具有良好的力学性能，通常采取以下技术措施：

a.焊前预热、焊后缓冷焊前预热和焊后缓冷的主要目的是减小焊接前后的温差，降低冷却速度，减少焊接应力，从而防止焊接裂纹的产生。预热温度取决于焊件的含碳量、焊件的厚度、焊条类型和焊接规范。

b.尽量选用抗裂性好的碱性低氢焊条，也可选用比母材强度等级低一些的焊条，以提高焊缝的塑性。当不能预热时，也可采用塑性好、抗裂性好的不锈钢焊条。

c.选择合适的焊接方法和规范，降低焊件冷却速度。

5)普通低合金钢的焊接

屈服强度294～392MPa的普通低合金钢，其CE大多小于0.4%，焊接性能接近低碳钢。焊缝及热影响区的淬硬倾向比低碳钢稍大。常温下焊接，不用复杂的技术措施，便可获得优质的焊接接头。当施焊环境温度较低或焊件厚度、刚度较大时，则应采取预热措施，预热温度应根据工件厚度和环境湿度进行考虑。焊接16Mn钢的预热条件如表4所示。

强度等级较高的低合金钢，其CE=0.4~0.6%，有一定的淬硬倾向，焊接性较差。应采取的技术措施是：

尽可能选用低氢型焊条或使用碱度高的焊剂配合适当的焊丝；按规范对焊条进行烘干，仔细清理焊件坡口附近的油、锈、污物、防止氢进入焊接区；焊前预热，一般预热温度超过150℃；焊后应及时进行热处理以消除内应力。

首先用被焊材料加工成如图所式的试样，坡口才用机械切削加工。然后把两端各60mm范围内先用焊缝固定，焊接时要注意防止角变形和未焊透。固定焊缝为双面焊接，要保证填满。

表4焊接16Mn钢的预热条件

图29斜Y形坡口焊接裂纹试验用试样形状及尺寸

图30试样上裂纹长度计算

a)表面裂纹；b)根部裂纹；c)端面裂纹

试验焊缝采用手弧焊或自动送进焊条电弧焊，但要注意焊接时引弧、熄弧方式并应离开拘束焊缝2～3mm。试验焊缝可在各种不同温度下施焊，焊后静止24h再检测和解刨。焊接工艺参数为：焊条直径4mm，焊接电流170±10A，电弧电压24±2V，焊接速度150±10mm/min。检测裂纹可用肉眼和放大镜来观察焊接接头的表面和断面上是否存在裂纹，并用下述方法分别计算出表面裂纹率，试样上裂纹长度。

表面裂纹率：

中C_f—表面裂纹率（%）；

∑L_f—表面裂纹长度之和（mm）；

L—试验焊缝长度

根部裂纹率：试样先经着色检验，然后拉断或弯断。

式中Cr—根部裂纹率（%）；

∑Lr根部裂纹长度之和（mm）；

断面裂纹率：

在试验焊缝上切下4～6块试片，检查5个断面上的裂纹深度。

式中C_S—断面裂纹率（%）

∑H_S—5个断面上裂纹深度之和

∑H—5个断面焊缝最小厚度之合（mm）。

如果保持焊接规范不变而采用不同的预热温度进行试验时，可以测的防止冷裂纹的临界预热温度，以此作为冷裂纹敏感性的指标之一。

斜y坡口对接裂纹试验的特点：

接头拘束度大，根部尖角又有应力集中，因此认为试验中表面裂纹率小于20%，则用于生产就是安全的。斜y坡口对接裂纹试验一般用于评价打底焊缝及其热影响区冷裂纹倾向。而对于焊缝金属则用直角坡口对接裂纹试验。其实验方法及程序同斜y坡口。

8.性能分析

1）硬度：硬度是衡量金属材料软硬程度的一种性能。

（a）布氏硬度：用符号HB表示，布氏硬度试验是施加一定的载荷(P)，将直径为D的钢球压入被测金属表面保持一定时间后，测出金属表面的压痕面积(S)，单位压痕面积上所承受的平均压力（P/S）的大小定义为材料的硬度值，单位为kg·f/mm²，但一般不标出单位。当压头为硬质合金球时，用符号HBW表示，适合于布氏硬度值为450～650的材料；当压头为淬火球时，用符号HBS表示，适合于布氏硬度值低于450的材料。布氏硬度的试验规范列于表5。

表5布氏硬度的试验规范

(b)洛氏硬度：用符号HR表示，洛氏硬度是以被测金属表面的压痕深度来表示材料的硬度值，规定每0.002mm为一个硬度单位。洛氏硬度试验所用的压头为圆锥角α=120°的金刚石圆锥体或直径D=1.588mm的淬火钢球。常用的有HRA、HRB和HRC三种，这三种洛氏硬度的压头、载荷和使用范围列于表6。在一定条件下，1HRC≈10HB。洛氏硬度法适用于各种软硬不同和薄厚不一试样的硬度。

表6洛氏硬度的试验规范

(c)维氏硬度：用符号HV表示，维氏硬度的试验原理与布氏硬度相同，也是根据压痕单位面积所承受的载荷来计算硬度值，一般不标出单位。维氏硬度试验的压头是两相对面间夹角α=136°的金刚石四棱锥体。维氏硬度的表示方法为：“硬度值+HV+载荷/保持时间，当保持时间为10～15s时可不标注。使用于较软的铸铁、铜合金和铝合金等。维氏硬度法适用于各种软硬不同，特别适合薄层试样的硬度。

(d)显微硬度：用符号HV表示，显微硬度也称显微维氏硬度，其表示方法为：“硬度值+HV+载荷/保持时间，当保持时间为10～15s时可不标注。显微硬度试验用于测定金属组成相（晶粒、夹杂物等）或微区域的硬度。

焊接热影响区最高硬度模拟试验的相似原理

在低合金高强钢焊后冷却过程中，在热影响区中可能出现低塑性的脆硬组织，在焊缝扩散氢含量较高和接头拘束度较大时易产生氢致冷裂纹，一般可采用组织的硬度值来表征其脆硬倾向。

材料的碳当量是决定热影响区淬硬倾向的主要因素。碳当量越高，材料淬硬倾向越大。焊接时热影响区过热区在800－500℃区间的冷却时间（一般用t_8/5表示）是另一个重要参数。该冷却速度越大，则热影响区的淬硬程度越高。焊接方法、板厚、接头形式、焊接规范、预热温度决定了t_8/5的大小。

焊接接头中，热影响区的硬度值最高。一般用热影响区的最高硬度来衡量淬硬程度的高低。不同强度级别的结构钢热影响区有不同的最高硬度允许值。国际焊接学会（IIW）提出的钢的焊接冷裂纹倾向的临界硬度（HV）值为350。根部裂纹开裂的临界硬度（HV）值为330。

焊接热影响区最高硬度的测量一般应按国标GB－4675.5-84规定的试验方法来进行。采用平焊位置在试板表面堆焊一道焊道。经至少12小时的放置后，采用机械方法垂直切割焊缝的中部，并在此断面上取硬度测量的试样。检测面经研磨、腐蚀后，显示焊缝及熔合线，如图31所示，在熔合线底部切线上，每隔0.5mm进行载荷为10Kg的维氏硬度的测定，切点及两侧的各7个点作为硬度的测定点。熔合线底部切线上的温度分布（见图31）是：切点附近温度高，随着与该点距离的增加，温度逐渐下降。该切线上的硬度分布一般也呈现类似的分布规律。

图31实际HAZ硬度测试线及温度分布示意图

试样经模拟试验及经一段时间放置后，沿长度方向，每隔1mm进行载荷为10Kg的维氏硬度的测定（采用其它形式的硬度测试时，需将测试结果转换为维氏硬度值），中心点及两侧的各3个点作为硬度的测定点，从中确定最高硬度值。

另外，将所测得的焊接热影响区最高硬度值与国际焊接学会（IIW）提出的钢的焊接冷裂纹倾向的临界硬度（HV）值和根部裂纹开裂的临界硬度（HV）值相比较，评价试验材料焊接冷裂纹的倾向。

焊接接头硬度焊接接头包括为焊缝，热影响区，母材，如图32所示。

图33焊接热影响区的硬度分布

图34不同强度级别的钢焊接接头硬度分布

当焊接材料确定之后，其组织与性能是否能达到符合要求的组织与性能指标，这将是焊接质量的关键。焊接过程是在焊接热循环的作用下进行，而焊接热影响区组织变化是及其复杂的。当影响区晶粒粗大时随之硬度值也在增大其突然上升塑性下降，离熔合区稍远硬度值迅速降低。而高强钢热影响区的硬度分布比低碳钢还高。这是由于钢中含碳量及合金元素增加。随之峰值也在增加。如图33、图34所示。因为热影响区的高硬度是焊接造成焊接冷裂纹的必要条件。因此测定焊接热影响区的硬度是及其重要的。影响区硬度测定方法，可按国际焊接学会规定。

2）单向静拉伸的力学性能：通过拉伸试验可以揭示金属材料在静载荷作用下常见的三种失效形式，即过量弹性变形、塑性变形和断裂，可以标定出金属材料的最基本力学性能指标，如屈服强度(σ_0.2)、抗拉强度(σ_b)、伸长率(δ)和断面收缩率(ψ)。

图35拉伸焊接试样

3)冲击韧性：缺口冲击试样是U缺口（称梅氏试样）和V缺口（称夏氏试样）。尺寸为10×10×55mm或是10×5×55mm，测量脆性材料的冲击韧性时，常采用无缺口冲击试样。