四　建筑钢结构焊接裂纹定义、产生机理及其控制

随着建筑钢结构设计理念的进步，建筑钢结构以大跨度、大厚度、超高强钢材，夸张、新颖别致的结构体系不断出现，这类钢结构体系特殊而复杂，不可避免地出现一些特殊的接头形式，比如：十字和丁字焊接接头在复杂钢结构中的应用就是其中典型的接头形式。这些特殊结构的出现，使钢结构体系应力、应变状况复杂性增加，同时迫使焊接接头的钢板Z向受力技术要求提高，其目的是以此来防止产生层状撕裂的危险性。

在实践经验的积累过程中，经常发现具有抗层状撕裂能力的Z向性能钢材不能完全抵抗层状撕裂的事例，迫使我们对层状撕裂产生的机理重新思考，对层状撕裂裂纹种类重新认识，举一反三。因此，对建筑钢结构焊接裂纹产生机理及防止、施工工艺重新进行研究也就势在必行。

本节以建筑钢结构发生焊缝裂纹和处理层状撕裂的第一手资料和我们的研究心得，以及实践中的经验，详细阐述我们的基本观点，仅供同行参考。

（一）建筑钢结构焊接工程主要产生的裂纹种类

在焊接接头中，由于焊接所引起的各种裂纹，统称焊接裂纹。焊接裂纹在焊缝金属和热影响区中都可能产生，是焊接凝固冶金和固相冶金过程中产生最为危险的一种缺陷。焊接结构产生的破坏事故大部分都是由焊接裂纹所引起。

1.裂纹的危害

焊接裂纹种类繁多，产生的条件和原因各不相同。有些裂纹在焊后立即产生，有些焊后延续一段时间才产生，甚至在使用过程中，在一定外界条件诱发下才产生。裂纹既出现在焊缝和热影响区表面，也产生在其内部。它对焊接结构的危害有以下几种。

①减少了焊接接头的工作截面，因而降低了焊接结构的承载能力。

②构成了严重的应力集中。裂纹是片状缺陷，其边缘构成了非常尖锐的切口。具有高的应力集中，既降低结构的疲劳强度，又容易引发结构的脆性破坏。

③造成泄漏。用于承受高温高压的焊接锅炉或压力容器，用于盛装或输送有毒的、可燃的气体或液体的各种焊接储罐和管道等，若有穿透性裂纹，必然发生泄漏，在工程上是不允许的。

④表面裂纹能藏污纳垢，容易造成或加速结构的腐蚀。

⑤留下隐患，便结构变得不可靠。延迟裂纹产生得不定期性，以及微裂纹和内部裂纹易于漏检。漏检的裂纹即使很小，在一定条件下也会发生扩展，这些都增加了焊接结构在使用中的潜在危险。若无法监控，便成为极不安全的因素。

正是由于上述危害，从焊接工艺应用的早期（20世纪40年代）到近代，在国内外屡屡发生由于焊接裂纹引起重大事故。例如，焊接桥梁坍塌、大型海轮断裂、各种类型压力容器爆炸等。

2.焊接裂纹的分类及其特点

（1）焊接裂纹的分类

焊接裂纹可以从不同角度进行分类，这里仅从裂纹的分布形态及其产生机理两方面进行划分。

①按焊接裂纹的分布形态分布。在裂纹产生的区域上，有焊缝裂纹和热影响区裂纹；在相对于焊道的方向上，有纵向裂纹和横向裂纹。前者裂纹的走向与焊缝轴线平行，后者与焊缝轴线基本垂直。在裂纹的尺寸大小上，有宏观裂纹（通常肉眼可见）和微观裂纹；在裂纹的分布上，有表面裂纹、内部裂纹和弧坑（火口）裂纹；在相对于焊缝断面的位置上，有焊趾裂纹、根部裂纹、焊道下裂纹和层状撕裂等。

②按裂纹产生的机理分布。按裂纹产生机理分类能反映裂纹的成因和本质。现归纳成热裂纹（包括结晶裂纹、液化裂纹和多边化裂纹）、冷裂纹（包括延迟裂纹、淬硬脆化裂纹、低塑性裂纹）等。

（2）焊接裂纹的基本特点

每一类裂纹的主要特征、产生的温度区间、产生的位置、裂纹的走向见图1.36。

1—焊缝中的纵向裂纹与弧形裂纹（多为结晶裂纹、即热裂纹）；2—焊缝中的横向裂纹（多为延迟裂纹）；3—熔合区附近的横向裂纹（多为延迟裂纹）；4—焊缝根部裂纹（延迟裂纹、热应力裂纹）；5—近缝区根部裂纹（延迟裂纹）；6—焊趾处纵向裂纹（延迟裂纹）；7—焊趾处纵向裂纹（液化裂缝、再热裂纹）；8—焊道下裂纹（延迟裂纹、液化裂纹、高温低塑性裂纹、再热裂纹）；9—层状撕裂；a—纵向裂纹；b—横向裂纹；c—星形裂纹（a、b、c为弧坑裂纹）

3.美国国家标准ANSI/AASHTO/AWSD1.5—96对钢结构焊接裂纹明确的阐述

当局部应力超过材料极限时，除疲劳裂纹以外的焊缝和母材、裂纹就会在焊缝和母材中产生。裂纹通常与焊缝和母材中缺陷附近应力增大（有关），或者焊件设计引起的机械缺口附近的应力增大有关，高的残余应力经常存在，而氢脆常常是促使裂纹生成的重要原因，从本质上讲，与焊接有关的裂纹通常为脆性，裂纹边界处很少出现塑性变形。

裂纹可以分为冷裂纹和热裂纹，裂纹产生于高温。它们通常在金属熔点附近的温度，在金属凝固时形成。冷裂纹（有时称延迟裂纹或氢致裂纹）可能在焊接完成后的数小时甚至几个月才形成，通常与氢脆有关。冷裂纹既沿晶扩展，又穿晶扩展。根据裂纹的方向，它们又可分为纵向裂纹和横向裂纹。所有裂纹都是由拉应力引起，拉应力可以是残余应力、次级应力和作用应力的合力。裂纹的起始和扩展很大程度上受到有应力集中的缺陷存在的影响。

（1）纵向裂纹

当裂纹平行于焊缝轴线时，不管它是沿着焊缝的中心线，还是母材的热影响区内，都称为纵向裂纹。采用自动焊工艺的埋弧焊缝中的纵向裂纹常常与高的焊接速度有关，有时也会因焊缝金属成分的偏析或者不显露于焊缝表面的大量气孔而恶化。大厚度材料之间的小焊缝中的纵向裂纹往往是高冷却率和高拘束的结果（见图1.37）。

（2）横向裂纹

横向裂纹垂直于焊缝的轴线。它们可能位于焊缝金属、母材中，或两者都有。横向裂纹可能尺寸有限并完全包容在焊缝之中，也可能从焊缝金属扩展入邻近的热影响区，并进一步进入非热影响区的母材中。发源于焊缝金属的横向裂纹通常是纵向收缩应力作用于过分硬（脆）的焊缝金属的结果，发源于热影响区的横向裂纹通常是氢至裂纹（见图1.38）。

（3）弧坑裂纹

弧坑裂纹是形成于弧坑或凹陷处的裂纹，是由不恰当的熄弧引起的。弧坑裂纹是浅的热裂纹，虽然它们可能有其他形状，但通常形成多点的、星状的一簇裂纹（见图1.39）。

（4）沟式裂纹

沟式裂纹是纵向裂纹，通常位于焊道的中心，这些裂纹通常是（但并非都是）热裂纹（见图1.40）。

（5）焊趾裂纹

焊趾裂纹通常是冷裂纹。这些裂纹从拘束应力最大的焊趾起源和扩展。焊趾裂纹的启动近似垂直于母材表面，但更确切地是垂直于作用于该部位的拉伸应力，并按残余应力和母材粗糙度的不同，在母材中扩展至不同的深度（见图1.41）。

（6）根部裂纹

根部裂纹通常为焊缝根部的纵向裂纹，根部裂纹一般为冷裂纹（见图1.42）。

（7）焊道下和热影响区裂纹

焊道下和热影响区裂纹几乎总是形成于热影响区的冷裂纹。这些裂纹通常为短裂纹，但可能因连接而形成大得多的连续裂纹。焊道下和热影响区裂纹通常与集中了残余应力的焊缝边界连成一线。当有以下三个要素时，焊道下裂纹和所有其他氢致裂纹可以成为一个严重的问题：敏感的微观组织、高残余应力和氢。

（8）发纹

发纹这一术语是用来描述沿原奥氏体晶界的小到中等尺寸的间隙。这种缺陷常见电渣焊和气电焊焊缝。发纹也发生在其他焊缝中，但更容易在电渣焊缝中发现，因为它的原奥氏体晶粒尺寸大得多。当电渣焊缝承受高拘束并有氢存在时，发纹可能变成一个主要的问题。电渣焊和气电焊焊缝中的发纹通常被约束到焊缝的中心部分，该部分承受凝固时产生高的残余拉伸应力。

发纹既可能是热裂纹，也可能是冷裂纹，不过冷裂纹更为常见。微观发纹这一术语适用于那些非常细小以致必须经放大才能发觉的间隙。当间隙大到足以用肉眼看到，则使用宏观发纹这一术语。

尽管美国有关学者列举了上述裂纹8个种类（仅限于文字），对裂纹阐述详细，但仍然是不够全面。因为对建筑钢结构系统特别是中国目前建筑钢结构、桥梁、海洋石油钻井平台厚板、长焊缝的焊接接头的实际情况而言，上述分类只限于冷裂纹、热裂纹两大类，而人们最为关注的“层状撕裂”不在上述范围。

根据以上描述和实践经验，建筑钢结构焊接工程中，焊接裂纹的产生主要有三种形式：①复杂钢结构体系中的热裂纹；②冷裂纹；③厚板工程中的层状撕裂，见表1.29。

（二）建筑钢结构焊接热裂纹定义及其产生的机理

1.热裂纹的定义

在焊接过程中，焊缝和热影响区金属冷却到固相线附近的高温区时所产生的焊接裂纹称热裂纹。

焊接热裂纹可分成结晶裂纹、液化裂纹和多边化裂纹三类。

2.热裂纹分类及其基本特点

由于建筑钢结构形成系统复杂、实际运营条件和其他钢结构系统不完全相同，热裂纹出现的概率大得多，见表1.30。

（1）结晶裂纹

结晶裂纹又称凝固裂纹，是在焊缝凝固过程的后期所形成的裂纹。它是生产中最为常见的热裂纹之一。

①基本特征。

结晶裂纹只产生在焊缝中，多呈纵向分布在焊缝中心，也有呈弧形分布在焊缝中心线两侧，而且这些弧形裂纹与焊波呈垂直分布（见图1.43）。通常纵向裂纹较长、较深，而弧形裂纹较短、较浅，弧坑裂纹亦属结晶裂纹，它产生于焊缝收尾处。

这些结晶裂纹尽管形态、分布和走向有区别，但都有一个共同特点，即所有结晶裂纹都是沿一次结晶的晶界分布，特别是沿柱状晶的晶界分布。焊缝中心线两侧的弧形裂纹是在平行生长的柱状晶晶界上形成的。在焊缝中心线上的纵向裂纹恰好是处在从焊缝两侧生成的柱状晶的汇合面上。

多数结晶裂纹的断口上可以看到氧化的色彩，说明它是在高温下产生的。在扫面电镜下观察结晶裂纹的断口具有典型的沿晶开裂特征，断口晶粒表面圆滑。

②形成机理。

从焊接凝固冶金得知，焊缝结晶时先结晶部分较纯，后结晶的部分合杂质和合金化元素较多，这种结晶偏析造成了化学不均匀。随着柱状晶长大，杂质合金元素就不断被排斥到平行生长的柱状晶交界处或焊缝中心线处，它们与金属形成低熔相或共晶（例如钢中含有硫量偏高时，则生成FeS，便与铁形成熔点只有985℃的共晶Fe-FeS）。在结晶后期已凝固的晶粒相对较多时，这些残存在晶界处的低熔相尚未凝固，并呈液膜状态散布在晶粒表面，割断了一些晶粒之间的联系。在冷却收缩所引起的拉身应力作用下，这些远比晶粒脆弱的液态薄膜承受不了这种拉伸应力，就在晶粒边界处分离形成了结晶裂纹。图1.44是收缩应力作用下，在柱状晶界上和在焊缝中心处两侧柱状晶汇合面上形成结晶裂纹的示意图。

（2）液化裂纹

①基本特征。

在母材近缝区或多层焊的前一道因受热作用而液化的晶界上形成的焊接裂纹称液化裂纹。因是在高温下沿晶断裂，故是热裂纹之一。

与结晶裂纹不同，液化裂纹产生的位置是在母材近缝区或多层焊的前一焊道上，见图1.45。近缝区上的液化裂纹多发生在母材向焊缝凸进去部位，该处熔合线向焊缝侧凹进去而过热严重。液化裂纹多为微裂纹，尺寸很小，一般在0.5mm以下，个别达1mm，主要出现在合金元素较多的高强度钢、不锈和耐热合金的焊件中。

②形成机理。

液化裂纹形成机理在本质上与结晶裂纹相同，都是由于晶间有脆弱低熔相或共晶，在高温下承受不了力的作用而开裂。区别仅在于结晶裂纹是液态焊缝金属在凝固（或结晶）过程中形成的，而液化裂纹则是固态的母材受热循环的峰值温度作用下使晶间层重新熔化后形成的。因此，如果在母材近缝区上或多层焊的前一道上，其奥氏体晶界处有元素偏聚，或已形成低熔相或共晶，则在重新受热条件下，这些晶间物体便发生熔化。如果这时受到力的作用就很容易形成液化裂纹。

③影响因素与防治措施。

对结晶裂纹产生影响的因素同样对液化裂纹有影响，也同样有冶金因素和力学因素。

冶金方面主要是合金元素的影响，对于易出现液化裂纹的高强度钢、不锈钢和耐热合金的焊件，除硫、磷、碳的有害作用外，也有镍、铬和硼元素的影响。镍是这些钢的主加元素，但它既是强烈的奥氏体形成元素，可显著降低有害元素（硫、磷）的溶解度，引起偏析，又是易于许多元素形成低熔共晶的元素，故易于引起液化裂纹。铬的含量小时，没不良影响。如果含量高，则因不平衡的加热和冷却，在晶界可能产生偏析。如Ni-Cr共晶，熔点1340℃，也能增加热裂纹倾向；硼在铁和镍中的溶解度很小，但只要有微量的硼（如B=0.003％～0.005％），就能产生明显的晶界偏析。除能形成硼化物和硼碳化物外，还与铁、镍形成低熔共晶，如Fe-B为1149℃、Ni-B为1140℃或990℃。所以微量硼存在就可能引起液化裂纹。

力学方面主要决定于作用在近缝区处热循环的特点以及接头的刚性或拘束度等。具有陡变的温度梯度和能引起快速热应变的条件，是极易引起液化裂纹的。

防治液化裂纹的措施与防治结晶裂纹的一致。最主要的是尽可能降低母材金属中硫、磷、硅、硼等低熔共晶组成元素的含量。如果裂纹发生在多层焊的前一焊道上，则须严格控制焊接材料中上元素的含量。

在焊接工艺方面，不能随便加大焊接热输入，因为热输入越大，输入热量越多，晶界低熔相的熔化越严重，晶界处于液态的时间就越长，液化裂纹的倾向就越大。此外，要通过改变工艺参数区调整和控制焊缝形状，如埋弧焊和气体保护焊，往往因电流密度过大，易得到“蘑菇状”的焊缝，这种焊缝的熔合线呈凹陷状，凹进部位过热而易形成液化裂纹。

（3）多边化裂纹

①基本特征。

焊接时在金属多边化晶界上形成的一种热裂纹称为多边化裂纹。它是由于在高温时塑性很低而造成的，故又称高温低塑性裂纹。这种裂纹多发生在纯金属或单相奥氏体焊缝中，个别情况下也出现在热影响区中。其特点是：

a.在焊缝金属中裂纹的走向与一次结晶并不一致，常以任意方向贯穿于树枝状结晶中；

b.裂纹多发生在重复受热的多层焊层间金属及热影响区中，其位置并不靠近熔合区；

c.裂纹附近常伴随再结晶晶粒出现；

d.断口无明显的塑性变形痕迹，呈现高温低塑性开裂特征。

②形成机理。

多发生在焊缝中。焊缝金属结晶时在结晶前沿已凝固的晶粒中萌生出大量晶格缺陷（如空位和位错等），在快速冷却下，因不易扩散便以过饱和状态保留在焊缝金属中。在一定温度和应力条件下，晶格缺陷由高能部位向低能部位转化，即发生迁移和聚集，形成了二次边界，又叫多边化边界。对于母材热影响区，在焊接热循环作用下，由于热应变，金属中的畸变能增加，也会形成多边化边界。一般情况下，二次边界并不与一次结晶晶界重合，在焊后的冷却过程中，因其热塑性降低，在一定的应力状态下沿多边化的边界产生裂纹。所以，多边化裂纹的走向总是沿高温下点阵迁移形成的新晶界扩展。

3.建筑钢结构焊接工程热裂纹的产生及防止

国家体育场“鸟巢”钢结构焊接工程中，首先提出热裂纹是建筑钢结构概率最大缺陷的技术观点，引起了人们对建筑钢结构热裂纹的重视，纷纷投入一些精力，对建筑钢结构焊接工程产生热裂纹的机理进行分析研究，认为以下情况会导致热裂纹的发生。

（1）坡口形状：窄而深的坡口形式容易形成热裂纹

由于建筑钢结构焊接工程构件厚板、焊接工程量大、难度高，技术界十分重视坡口的设计。坡口小的优点是：焊缝截面积小，焊接熔敷金属减少，因而效率高，是人们追求的目标，但是，坡口过小，易形成窄而深的形式，焊缝成形系数偏小，影响一次结晶，容易产生区域偏析，在拘束应力大的前提下进而导致焊接热裂纹的产生，见图1.46。

加大坡口，虽然焊接量增加，但可以有效地防止热裂纹的产生。

如果坡口过大，不仅增加焊接工作量，而且焊缝的焊接残余应力也大大增加，这对钢结构体系初始应力的控制极其不利，同时也影响工程工期。

（2）焊缝冷却速度过快容易形成热裂纹

低温焊接条件下，焊缝的冷却速度较常温焊缝要快得多，直接后果是影响二次结晶的重要参数t8/5下降，随之出现淬硬组织，硬度增加，因此冷裂纹的敏感性也相应增加。

在结构拘束度很大的前提下，焊缝的冷却速度过快，极易增加焊缝一次结晶的区域偏析，在较强的拉应力场作用下，在焊缝中心发生结晶裂纹，是热裂纹的一种形式，冬季现场施工容易出现热裂纹，见图1.47。

除冬季气温低冷却速度快原因之外，图1.48焊接接头厚薄差距太大也是产生焊缝热裂纹的主要原因之一。

（3）焊缝两侧厚薄相差大容易产生热裂纹

焊缝两侧的厚薄差过大，特别在T形、十字形焊接接头中，特别容易出现热裂纹。

图1.49是T形焊缝热裂纹试验焊件，厚板为50mm，薄板为25mm，CO2粗丝（ф2.4mm），全熔透焊接。检测结果为两侧焊缝通长中心裂纹。

在T形全熔透焊接接头中，母材厚薄差距太大，造成焊缝两侧冷却速度的差距，形成了较大的温差拉应力场；致使焊缝金属冷却在固相线附近，来不及凝固而被拉开，形成热裂纹。

（4）焊缝受拉应力的影响，特别是在丁字十字接头三维应力状态下容易形成热裂纹

钢结构焊接接头中，T形、十字形、C形焊接接头，由于增加了热传导的方向，所形成的温度场属于三维热传导。那么，所形成的应力场也属于三轴应力场。在这种情况下，钢板的厚度不是关键因素，甚至可以忽略不计，相同厚度和不同厚度的薄板组成的T形、十字形、C形焊接节点都是三维热传导。

在相同或相似的工程中，中、薄板角焊缝的熔敷金属强度比对接焊缝熔敷金属高，有的几乎高一个级别；分析其原因，就是在相同或相似的环境和工艺条件下，角焊缝属于三维热传导，对接焊缝在板厚不超过临界板厚的条件下属二维热传导，热传导区别很大。因此，角焊缝熔敷金属强度较对接焊缝高，是因为角焊缝的冷却速度高于对接焊缝的原因所致，在这种焊接接头下，容易出现热裂纹，见图1.49。

（5）多层多道焊层间温度过高、稀释率过大有可能形成热裂纹

建筑钢结构厚板焊缝大多采用单V形带衬板的坡口形式，这是因为BOX结构特点所要求的，V形坡口的根部肯定是稀释率最大的地方，同时也是应力最集中的地方，在打底焊接结束后，每一层的焊肉全都对焊缝根部加载，致使根部质量极不稳定。所以降低稀释率是保证厚板焊缝质量的重要措施。

在同SMAW、GMAW、FCAW-G比较之后确认，以SMAW稀释率为最小。于是，在“鸟巢”钢结构焊接工程中，采用了SMAW打底、GMAW填充、FCAW-G盖面的工艺。此举还解决了CO2焊枪厚板打底困难的问题，发挥了三项技术各自的特长，焊缝不仅仅成形良好，而且一次合格率相当高。

在焊接低合金钢时，要充分注意：由于基本金属对焊缝的稀释率造成焊缝金属性能上的变化，这种变化同所焊材料的厚度成正比，只有在大厚度材料焊接时才显出这种性能的不均匀变化。

在焊接接头的设计中，在选用坡口形式、填充材料、焊接方法或焊接参数时也要充分考虑基本金属的稀释作用。例如在某些接头中，如果焊缝中的S、P含量已到一定数量就会发生结晶裂纹（热裂纹）。此时采用高稀释率的方法，如深V形坡口（窄而深、成形系数小于1）、高输入能量的焊接方法。随着焊接热输入量的增加，其基本金属的熔深增加，增大了熔合比，就极易出现热裂纹。因此在设计坡口尺寸时要特别注意这一点。

在异种材料的焊接中（“鸟巢”钢结构焊接工程中有GS20Mn5V+Q345GJD、Q345C的焊接），稀释率更是人们所关心的问题，此时有可能有两种材料产生不希望得到的有害的化合物。例如，采用具有垫板的对接接头时，应注意垫板的成分，因为它的有害成分对接头的稀释有可能导致焊缝中发生裂纹（同样如果采用铜垫板，应当注意施焊时材料不会因吸附了铜元素而脆化）。

（6）母材和焊材含S、P量超标、SAW焊剂碱度降低容易形成热裂纹

硫（S）：熔点118℃，缩小γ相区，因有FeS的形成，未能形成γ相圈。它在铁中溶解度很低，主要以硫化物形式存在。它是残存在钢中的有害元素之一，例如：在钢中产生严重偏析，恶化钢质。如以熔点较低的FeS形式存在，将导致钢的热脆现象。用于焊接的钢，硫含量偏高会产生SO2，使焊缝金属内形成气孔和疏松，导致热裂纹的产生。

磷（P）：熔点44℃，缩小γ相区，形成γ相圈。在α铁及γ铁中的最大溶解度分别为2.8％及0.25％。它在钢中不形成碳化物，但易造成严重偏析，容易形成焊缝裂纹，包括热裂纹。

在建筑钢结构埋弧焊（SAW）焊接工程中，经常发现因焊剂S、P含量超标，碱度降低而大面积出现热裂纹，见图1.50。

如图1.50所示，一旦焊剂S、P含量超标，其碱度多数是不达标的。由于SAW自动化程度、熔敷效率较高，所以产量较高。因此，焊接热裂纹会大面积出现不可避免，造成损失和质量隐患，危害极大。

（7）工程案例（一）

BH焊缝因焊剂S、P超标碱度降低产生热裂纹案例

SAW焊剂S、P超标，碱度低而在焊缝产生热裂纹是目前发现的主要形式。

2008年初，冬末春初，环境温度较低，某工厂在制作BH结构时，发现焊缝表面出现纵向裂纹，见图1.51～图1.53。由于SAW自动化程度和效率较高，裂纹出现的面积较大，返工处理效果极不理想，给BH结构制作工程带来很大影响。

该厂BH结构制作采用H10Mn2焊丝配合甲厂SJ10焊剂（相关手册、企业内定标准，SJ101碱度≥1.8）。焊缝为角焊缝，焊脚高度为8mm，在焊接工艺中未发现产生热裂纹的直接原因，焊接线能量控制良好，焊缝成形也不错。专家对裂纹分类分析后，确认为热裂纹。对于热裂纹产生原因，经过采用排除法试验，人们第一次怀疑焊剂S、P含量及焊剂的碱度；采样到哈尔滨“国家焊接质量检验中心”对甲厂JS101进行随机抽样检验，其结果证实了专家的怀疑，S、P含量超过国家相关标准，碱度≤1.3。于是马上改用乙厂SJ101，其焊剂碱度≥1.6。S、P含量达标且含量较低（见图1.54），所以BH焊缝热裂纹消失。经MT、UT检验，焊接质量良好。

图1.54为乙厂焊剂碱度检验报告照片，由于焊剂S、P含量较低，焊剂的碱度为1.6，虽然没有达标，但在最佳焊接线能量控制下，在拘束度不大的工程中，热裂纹能够得到有效的遏制。

（8）工程案例（二）

焊剂的碱度对焊缝裂纹的影响

因焊剂碱度偏低造成主焊缝出现裂纹情况是十分典型的，例如，某公司龙门SAW焊接流水线使用H10Mn2配合A厂SJ101焊剂对Q345材质的钢材的BH结构型钢进行焊接，多年的实践使用，焊接质量一直稳定，未曾发生过问题，但在2014年年底，在焊接腹板厚度为12mm、14mm H型钢时，主焊缝却出现裂纹。对此某公司对焊接材料、参数、焊丝焊剂的配比等进行了多项检查，排查原因，都未找到问题的根源，最终通过更换焊接材料，才确定因供应商供应的此批焊剂碱度偏低，造成焊缝裂纹。

①情况介绍。

某公司龙门SAW焊接流水线曾在2013年12月份，在焊接BH结构腹板厚度为12mm、14mm H形构件时，沿主焊缝长度方向，在焊缝的中部出现裂纹。用砂轮机对裂纹进行打磨，发现裂纹深度直至焊缝根部，见图1.55。

②排查原因焊接。

为搞清楚出现裂纹的构件发生在哪个班组、哪个焊工班次，对出现裂纹的构件进行了统计，统计结果显示，2个焊接班组，几乎所有的焊工在加工腹板规格为12mm、14mm的焊接H形构件时，都出现了裂纹。第一步我们排除了裂纹集中在某个人或某个班组上。

接着对焊工操作规范性进行了调查，对实际焊接时的电流、电压进行了测量，并核实焊接速度、焊接材料、焊丝直径是否符合技术部门制定的焊接工艺，结果显示焊接电流为700A，电压在35V左右，符合相关规范要求，同时其他焊接参数与设定的规范也吻合。

由于最初出现裂纹的时间为12月份，属于冬季，车间没有暖气，曾怀疑是环境温度过低造成焊接后的构件的焊缝区域冷却过快产生裂纹，于是采取预热举措，焊接前对待焊接的构件焊接区域进行预热，然后再进行焊接，并进行一定时间适当的保温举措，试验结果还是出现裂纹。同时，还进一步做了焊接试验，选择环境温度在10℃以上的时间进行了施焊试验，仍然出现裂纹，通过这一试验，排除了因车间环境温度过低造成的裂纹情况。

为尽快查出裂纹产生的根源，继续采用排除法，在焊接专家的指导下，又对龙门焊流水线上采用的焊丝牌号进行了调换，用H08MNA替代H10Mn2焊丝配合SJ101焊剂进行焊接试验，同样情况下的裂纹还是出现。同时某公司对施焊用的焊丝化学成分、熔敷金属也进行了测试，测试结果符合焊丝规范要求。

施焊用的焊剂都进行了烘培，排除了裂纹的产生是由于含水分偏高的可能。

最后，某公司更换了B焊剂供应厂家，焊剂牌号保持不变，仍然是SJ101；再次进行焊接试验，这次施焊的构件，所有厚度规格腹板的焊接H形钢主焊缝都没有出现裂纹。

终于，我们找到了问题所在。即同样牌号的焊剂，一家生产商（A厂）出现裂纹，另一家生产商（B厂）不出现裂纹，显而易见，可以明确断定，主焊缝裂纹的产生与这家生产商（A厂）供应的焊剂质量有关。

③焊剂质量检验与分析。

在解决主焊缝裂纹并确定了裂纹的产生与这家生产商供应的焊剂质量有关后，我们对该家生产商（A厂）的焊剂取样送至国家焊材检测中心——哈尔滨焊接研究所，检测了硫、磷杂质含量和焊剂的碱度值，检测结果如表1.31、表1.32所示。

我们将焊剂的检测结果与GB 12470—2003《埋弧焊用低合金钢焊丝和焊剂》焊材标准中要求的数据进行了对比，标准中对焊剂硫磷含量有详细的定量值，对碱度没有具体要求，SAW焊剂碱度值按下式计算。

计算结果：A厂焊剂碱度为0.9。对于SJ101焊剂，查阅了相关焊接手册等资料，找到了对焊剂碱度的要求，其值为1.8％，而目前焊剂的碱度检测结果只有0.9，明显偏低。

通过表1.32，以及碱度计算公式进行分析，如要降低焊剂降低碱度，势必要控制SiO2和Al2O3的用量，而某公司送检的焊剂中，SiO2和Al2O3的含量分别达到25.71％和31.28％，显然焊剂生产厂家就是通过增加这两种物质的用量，达到降低其他物质的添加，降低了焊剂的碱度，也直接降低焊剂厂家的生产成本。当减少的碱性物量超过一定程度时，就会对焊缝质量产生影响。

那么，为什么焊剂的碱度偏低对BH结构腹板厚度12mm、14mm的构件焊缝产生影响呢？这是由于BH结构12mm、14mm的腹板对应的焊脚高度分别为8.4mm和9.8mm，所以焊接时一般采用的单层单道焊接就能达到该焊脚高度。此时，焊缝的焊脚高度非常接近单层单道临界的标准要求，焊接线能量大，相应的熔池和热影响区较大，加上环境温度较低，焊缝冷却速度较快，容易产生结晶热裂纹，因此对焊剂的抗裂质量——碱度要求较高，如焊剂的碱度质量达不到要求，将进一步导致热裂纹的产生。

最后与焊剂A厂家进行了交涉，焊剂厂家技术人员承认此批供应的焊剂的碱度偏低。

④结语。

目前正在使用的焊剂国家标准，对焊剂碱度以及具体成分缺乏限定，仅仅限定了焊剂的硫磷含量，而将焊剂的性能通过熔敷金属以及具体焊接的工艺性能来进行检测。焊剂厂家的质量证明书上也没有关于焊剂碱度的明确要求。

验证熔敷金属性能时，还涉及焊丝和母材的相关因素，如果出现质量问题往往牵扯不清，无法直接判定是否是由于焊剂质量造成的。焊剂的工艺性能又存在偶然性较大的问题，无法定量地进行衡量，并且导致焊缝裂纹的因素非常多，寻查焊缝出现的裂纹根源，需要反复排查，不能立即确定是由哪一方引起的。相关标准中缺乏焊剂的碱度控制项目，对焊剂生产厂家缺少约束。

因此，为充分保证工程项目的焊接质量，笔者认为，应将焊剂的碱度控制项目增添至焊剂的国家标准中，将焊剂的碱度作为焊剂是否合格的重要指标进行考虑，且焊剂的碱度控制指标还要体现在焊剂生产厂家。

（9）试验研究：焊剂的成分对SAW焊缝性能的影响。

为了研究焊剂的成分对SAW焊缝性能的影响，有关学者进行了一系列的试验研究。

试验用母材为含铌微合金化钢板，板厚16mm，提供的焊剂质量证明书中，开X形坡口，每侧一道焊缝，焊丝直径为2.4mm；其化学成分见表1.33。

试验用的焊剂为熔炼焊剂，属CaF2-CaO-SiO2系。为了确定焊剂成分与焊缝含氧量的关系，进而研究含氧量对焊缝组织和韧性的影响，本试验采用多种型号的焊剂，所用焊剂成分见表1.34，焊接规范见表1.35。

①焊剂成分和氧含量对焊缝组织的影响。

随着焊剂成分中SiO2含量增加和CaO含量的减少，即随着焊剂减度的降低，焊缝氧的含量逐渐增加，焊缝中的含氧量的多少对焊缝组织有明显的影响。

当焊缝的Mn和Si的含量相接近，焊缝含氧量为350×10-6时，其组织为先共析铁素体和针状铁素体。先共析铁素体沿原奥氏体晶界呈连续分布或断续分布，并占整个组织20％～30％。

当焊缝中的含氧量降低到250×10-6时，其组织变得很细小，先共析铁素体已明显减少，针状铁素体占整个组织的90％以上。

当焊缝中的含氧量降低到107×10-6时，细小的针状铁素体不见了，取而代之的是细长且呈线状分布的板条铁素体，板条的长宽比接近于（10～12）:1。在铁素体板条之间有碳化物析出，这类组织应归类于上贝氏体。

上述结果表明：为尽可能多地得到针状铁素体组织，要使焊缝中的氧含量控制在一个合适的范围，对给定的CaF2-CaO-SiO2系焊剂而言，焊缝最佳含氧量为（200～250）×10-6，这可以得到90％以上的针状铁素体，焊缝的综合性能得到最佳保证。

②焊剂成分对焊缝韧性的影响。

在测定焊剂成分对焊缝的影响时，为了试验的可比性，获得准确的结论，试验技术要求各焊缝中硅的含量尽可能接近，故表1.34中的编号7、9因硅低于0.4％不予采用，12号焊缝因含氧量太高也不予采用。做冲击试验的试样取自大焊接线能量的第二道焊缝（见表1.35），以便冲击试焊完全取于同一道焊缝，由于焊缝的冷却速度较慢，组织变化不如小的焊接线能量（第一道焊缝）那么明显，但含氧量小于200×10-6时，针状铁素体减少，贝氏体增多是明显趋势。不同焊剂焊出的焊缝冲击吸收功上平台值及相当于100J的脆性转变温度见表1.36。

冲击吸收功上平台值与焊缝的含氧量有线性关系。随着焊缝含氧量的增加，上平台冲击吸收功逐渐减少，由于氧在体心立方晶格的铁中溶解度极小，所以室温下氧是以化合物夹杂的形式存在，如氧化物、硅酸盐、铝酸盐、硫氧化物等。因此，可将焊缝含氧量作为一个相关的参数对焊缝中的夹杂物进行估计。当然，从根本上讲，要进行比较还是接夹杂物的含量，尺寸和分布更为合适。

当焊缝中的含氧量为（200～300）×10-6时，可以得到最低的脆性转变温度和最高的上平台冲击吸收功。故对于给定渣系的焊剂，应控制其碱度，使焊缝中氧的含量处在上述最佳范围之中。

含氧量太低时（小于200×10-6），焊缝组织主要是板条铁素体，板条间有平行排列的碳化物分布，与这种组织对应的焊缝韧性是不高的。含氧量超过300×10-6之后，焊缝中组织针状铁素体减少，先共析铁素体增加，这种组织不利于提高韧性。含氧量为（200～250）×10-6时，焊缝中的针状铁素体为90％以上，这种组织对应着最好的韧性，这是某们研究焊接工艺的目标之一。

（10）埋弧焊剂的选用原则、使用注意事项及采购标准约定

①焊剂的选用原则。

a.焊接低碳钢时，一般选用高锰高硅焊剂。若采用含锰的焊丝，则应选择中锰低锰或无锰型焊剂。

b.焊接低合金高强钢时，可选择中锰中硅或低锰中硅等碱性焊剂。为得到更高的韧性，可选用碱度高的熔炼型或烧结型焊剂，尤以烧结型为宜。

c.焊接低温钢时，宜选择碱度较高的焊剖，以获得良好的低温韧性，若采用特制的烧结焊剂，它向焊缝中过渡Ti、B元素，可获得更优良的韧性。

d.耐热钢焊丝的合金含量较高时，宜选用扩散氢含量低的焊剂，以防止产生焊接裂纹。

e.焊接奥氏体等高合金钢时，应选用碱度较高的焊剂，以降低合金元素的烧损，故熔炼焊剂以无锰中硅高氟型为宜。

f.电渣焊用的焊剂有两类：一类是初期建立渣池用的焊剂，要求有良好的导电性能，多采用HJ170；另一类是正常焊接过程中使用的焊剂，主要采用HJ252和HJ360、HJ252的碱度稍高的焊剂，这些焊剂还可以用于低合金钢或高合金钢的焊接。

g.各焊剂与钢种的配套，可参见相关文献、手册内容。

②SAW焊剂使用注意事项。

为了有效防止热裂纹和各种焊接缺陷（缺欠），SAW焊剂必须保证以下性能。

a.焊缝金属具有符合要求的化学成分和力学性能。

b.电弧稳定燃烧，焊接冶金反应充分。

c.焊缝金属内不产生裂纹和气孔。

d.焊缝成形良好。

e.熔渣的脱渣性良好。

f.焊接过程有害气体析出最少。

③埋弧焊剂的采购质量标准约定。

某钢结构制作工厂和焊剂供应商“约法三章”，在工程实践中认真执行，有效地防止了这一类热裂纹的产生。

为此向建筑钢结构制作工厂推荐他们的成功经验，见《埋弧焊剂的采购质量标准约定》等三个企业标准文件，以供SAW焊接质量管理参考。

埋弧焊剂的采购质量标准约定

请按照以下埋弧焊剂质量要求提供相合适的埋弧焊剂价格，埋弧焊剂的质量必须确保埋弧焊剂的化学成分与表1.37、表1.38相同。SJ101合格标准见表1.37，HJ431合格标准见表1.38。

注：1.请按照表中标准值标注的化学成分提供埋弧焊焊剂。

2.请提供准确的产品出厂质量检验报告、炉批号、代表数量、生产日期。

3.颗粒度要求：颗粒度小于60目的不得大于5％，颗粒度大于10目的不应超过2％。

b.焊材HJ431（埋弧焊剂）质量标准。

注：1.请按照表中标准值标注的化学成分提供埋弧焊焊剂。

2.请提供准确的产品出厂质量检验报告、炉批号、代表数量、生产日期。

3.颗粒度要求：颗粒度小于40目的不得大于5％，颗粒度大于8目的不应超过2％。

双方约定：如有质量不符合本约定时，产品生产厂家负责所有相关赔偿。

a.焊材SJ101（埋弧焊剂）质量标准。

采购HJ431埋弧焊焊剂质量标准

HJ431配H08A（F4A2）焊剂质量标准必须满足国家标准GB/T 5293—1999《埋弧焊用碳钢焊丝和焊剂》。

具体标准数据如下。

a.焊剂颜色呈棕红色的玻璃状颗粒。

b.焊剂颗粒度要求：8～40目。

普通颗粒度

<0.450mm（40目）　　≤5％

>2.00mm（8目）　　　≤2％

c.焊剂含水量不大于0.10％。

d.焊剂中机械夹杂物的质量百分含量不大于0.30％。

e.焊剂中的硫含量≤0.060％，磷含量≤0.080％。

f.熔敷金属力学性能。

·熔敷金属拉伸试验标准。

抗拉强度σb：≥415MPa。

屈服强度σs：≥330MPa。

伸长率δs：≥22％。

·熔敷金属冲击试验标准。

试验温度：-20℃。

冲击吸收功：≥27J。

g.焊接工艺性能应达到：电弧非常稳定，焊接过程中无杂质，电弧柔和；脱渣容易会自动整块脱落；焊接时没有气孔、压坑出现；焊道与焊道之间、焊道与母材之间过渡平滑，焊缝金属与母材金属很好地融合在一起，无凹陷；焊道表面应非常平整光滑，无麻点，成形美观。

采购SJ101埋弧焊焊剂质量标准

SJ101配H10Mn2（F5A2）焊剂质量标准必须满足国家标准GB/T 5293—1999《埋弧焊用碳钢焊丝和焊剂》。

具体标准数据如下。

a.焊剂颜色呈浅灰色的球形颗粒。

b.焊剂颗粒度要求：10～60目。

普通颗粒度

<0.450mm（60目）　　≤5％

>2.00mm（10目）　　≤2％

c.焊剂含水量不大于0.10％。

d.焊剂中机械夹杂物的质量百分含量不大于0.30％。

e.焊剂中的硫含量不大于0.060％，磷含量不大于0.080％。

f.焊剂中的碱度值≥1.8。

g.熔敷金属力学性能。

·熔敷金属拉伸试验标准。

抗拉强度σb：≥480MPa。

屈服强度σs：≥400MPa。

伸长率δs：≥22％。

·熔敷金属冲击试验标准。

试验温度：-20℃。

冲击吸收功：≥27J。

h.焊接工艺性能应达到：电弧非常稳定，焊接过程中无杂质，电弧柔和；脱渣容易会自动整块脱落；焊接时没有气孔、压坑出现；焊道与焊道之间、焊道与母材之间过渡平滑，焊缝金属与母材金属很好地融合在一起，无凹陷；焊道表面应非常平整光滑，无麻点、毛刺整齐，成形美观。

（11）建筑钢结构焊接工程结晶热裂纹的防止方法

防止热裂纹的方法，除以上阐述的典型案例外，还必须从焊接工艺参数、预热、接头设计和焊接顺序等方面去防治结晶裂纹。

①合理的焊缝形状。

焊接接头形式不同，将影响到街头的受力状态、结晶条件和热的分布等，因而结晶裂纹的倾向也不同。

表面堆焊和熔深较浅的对接焊缝抗裂性较好，见图1.56（a）、（b）熔深较大的对接焊缝和角焊缝抗裂性能较差，见图1.56（c）～（f）。因为这些焊缝的收缩应力基本垂直于杂质聚集的结晶面，故其结晶裂纹的倾向大。

②采用合适的焊缝的成形系数。

式中　W——焊缝的宽度；

H——焊缝的深度。

结晶裂纹和焊缝的成形系数（即宽深比）有关，见图1.57。

一般来说，提高焊缝成形系数φ可以提高焊缝的抗裂性能。从图1.57中可以看出，当焊缝含碳量提高时，为防止裂纹，应相当提高宽深比。要避免采用φ<1的焊缝截面形状。

为了控制成形系数，必须合理调整焊接工艺参数。平焊时，焊缝成形系数随焊接电流增大而减少，随电弧电压的增大而增大。

焊接速度提高时，不仅焊缝成形系数减小，而且由于熔池形状改变，焊缝的柱状晶呈直线状，从熔池边缘垂直地向焊缝中心生长，最后在焊缝中心线上形成明显偏析层，增大了结晶裂纹倾向。

③预热和缓冷。

一般冷却速度升高，焊缝金属的应变速率也增大，容易产生热裂纹。为此，应采取预热缓冷措施以降低冷却速度。预热对于降低热裂纹倾向比较有效，因为预热改变了焊接热循环，能减慢冷却速度。

增加焊接热输入（线能量）也能降低冷却速度，但提高焊接热输入（线能量）却促使晶粒长大，增加偏析倾向，其防裂效果不明显，甚至适得其反。

（12）填满弧坑和衰减电流收弧

形成弧坑裂纹的主要原因是它比焊缝本体具有更大的冷却速度。因为它处在焊缝末尾，是液源和热源均被切断的位置。在工艺上填满弧坑和衰减电流收弧能减少弧坑裂纹。

（13）降低接头的刚度和拘束度

为了减少结晶过程的收缩应力，在接头设计和装焊顺序方面尽量降低接头的刚度和拘束度。

例如，设计上减小结构的板厚，合理地布置焊缝；在施工上合理安排构件的装配顺序和每道焊缝的焊接先后顺序，尽量避免每条焊缝有较大的收缩自由。

用单面埋弧自动焊焊长焊缝时，常产生终端裂纹，其原因与上述例子相似。通常长缝对接焊时，为了防止焊接过程因变形使装配间隙改变和保证焊缝终端的内在质量，焊前在终端处焊有引出板，见图1.58（a）。在这里引出板对焊件起着刚性拘束作用。焊后在焊件终端的焊缝上出现较大的横向拘束应力，导致产生终端裂纹。只需改变引出板的结构和尺寸，见图1.58（b），焊前在引出板两侧各开一条通槽，再用两段短焊缝连接在焊件终端上，构成弹性拘束，从而缓解了横向拘束应力，避免了焊终端开裂。

（14）正在使用SAW焊剂有利于防止热裂纹

a.使用前应将焊剂进行烘干，熔炼焊剂通常在250～300℃烘焙2h，烧结焊剂通常在300～400℃烘焙2h。

b.焊剂堆高影响焊缝外观和NDT合格率。单丝焊时，焊剂堆高通常为25～35mm；双丝纵列焊接时，焊剂堆高一般为30～45mm。

c.当反复使用焊剂时，焊剂中可能混入氧化铁和粉尘等物质，焊剂中的粒度分布也会改变。为保持焊剂的良好特性，应随时补加新的焊剂，且注意清除焊剂中混入的渣壳等杂物。

d.注意清除坡口上的锈、油等污物，以防止产生凹坑和气孔，从而产生裂纹。

e.采用直流电源时，一般均采用直流反接，即焊丝为正极。

（三）建筑钢结构焊接冷裂纹定义及其产生的机理

1.焊接冷裂纹的定义

焊接接头冷却到较低温度下（对于钢来说，在Ms温度以下）产生的焊接裂纹统称冷裂纹。

它是焊接中、高碳钢，低合金高强钢，某些超高强钢，工具钢，钛合金及铸铁等材料易出现的一种工艺缺陷。

2.焊接冷裂纹的分类及基本特点

焊接生产中，由于采用的钢种、焊接材料不同，结构的类型、刚度以及施工的条件不同，可能出现不同形态的冷裂纹，其主要裂纹分类和特点见表1.39。

（1）淬硬脆化裂纹

淬硬脆化裂纹又称淬火裂纹，一些淬硬倾向很大的钢种，焊接时即使没有氢的诱发，仅在拘束应力作用下就能导致开裂。焊接含碳较高的Ni-Cr-Mo钢、马氏体不锈钢、工具钢以及异种钢等都有可能出现这种裂纹。它完全是由于冷却时发生马氏体相变而脆化所造成的，与氢关系不大，基本上没有延迟现象。焊后常立即出现，在热影响区和焊缝上都可产生。

通常采用较高的预热温度，使用高韧性焊条，基本上可防止这类裂纹。

（2）低塑性脆化裂纹

它是某些塑性较低的材料，冷至低温时，由于收缩而引起的应变超过材料本身所具有的塑性储备或材质变脆而产生的裂纹。例如，铸铁补焊，堆焊硬质合金和焊接高铬合金时，就易出现这类裂纹。通常也是焊后立即产生，无延迟现象。

（3）延迟裂纹

焊后不立即出现，有一定孕育期（又叫潜伏期），具有延迟现象。它决定于钢种的淬硬倾向、焊接接头的应力状态和熔敷金属中的扩散氢含量。氢在这里起着非常特殊的作用，这类裂纹在生产中经常遇到，是本节重点介绍对象。延迟裂纹按其发生和分布位置的特征可分为三类。

①焊趾裂纹。

裂纹起源于母材与焊缝交界的焊趾处，并有明显应力集中的部位（如咬肉处）。裂纹从表面出发，往厚度的纵深方向扩展，止于近缝区粗晶部分的边缘，一般沿纵向发展，见图1.59。

②根部裂纹或称焊根裂纹。

裂纹起源于坡口的根部间隙处，视应力集中的位置与母材及焊接金属的强度水平的不同，裂纹可以起源于母材的近缝区金属，在近缝区中大体平行于熔合线扩展，或再进入焊缝金属中，也可以起源于焊缝金属的根部，在焊缝中扩展。

③焊道下裂纹。裂纹产生在靠近焊道之下的热影响区内部，距熔合线0.1～0.2mm处，该处常常是粗大马氏体组织。裂纹走向大体与熔合线平行，一般不显露于焊缝表面。

（4）部分冷裂纹图示

①建筑钢结构角焊缝发生冷裂纹的典型位置见图1.60。

②SMAW角焊缝焊趾裂纹见图1.61。

③氢致焊缝裂纹、HAZ氢致裂纹见图1.62。

3.冷裂纹的形成机理

（1）产生延迟裂纹的三个基本要素

生产实践与理论研究证明：氢含量、钢材的淬硬倾向、焊接接头的拘束应力状态是形成延迟裂纹的三大要素。这三大要素共同作用达到一定程度时，在焊接接头上就形成了冷裂纹。

对每一既定成分组合的母材和焊缝金属，其塑性储备是一定的。延迟裂纹产生有一个孕育期，这一期间的长短，取决于焊缝金属中扩散氢的含量与焊接接头所处的应力状态的交互作用。相应于某一应力状态，焊缝金属中含氢量越高，裂纹的孕育期越短，裂纹倾向就越大；反之，含氢量低，裂纹孕育期长，裂纹倾向就小。当应力状态恶劣时，拉应力不长的孕育期即有裂纹产生。决定延迟裂纹的产生与否，存在一个临界含氢量与临界应力值。当氢低于临界含氢量，只要拉应力低于强度极限，孕育期将无限长，实际上不会产生延迟裂纹；当拉应力低于临界值，孕育期也无限长，即使含氢量相当高，也不易产生延迟裂纹。

对于淬硬倾向低的钢材，它的塑性储备高，对应力集中不敏感，诱发裂纹所需的临界含氢量与临界应力值都高，所以延迟裂纹的孕育期长，裂纹倾向低。反之，对于淬硬倾向高的钢材，由于塑性变形能力低，金属容易在缺陷处产生应力集中。诱发延迟裂纹不仅所需的临界应力低，而且临界含氢量也低，所以裂纹倾向大。

（2）三大要素的作用

上面说明了三大要素之间的有机联系和相互影响，它们各自的作用则是以下几个方面。

①氢的作用。

氢是引起高强度钢焊接冷裂纹的重要因素之一，并具有延迟的特征。把由氢而引起的延迟裂纹称氢致裂纹。

氢在钢中分为残余的固溶氢和扩散氢，只有扩散氢对钢的焊接冷裂纹起直接影响。氢在形成冷裂纹过程中的作用与它下面的动态行为有关。

a.氢在焊缝中的溶解。

在焊接电弧的高温作用下，焊接材料中的水分，焊件坡口上的油污，铁锈以及空气中的水分，都会分解出氢原子或氢离子，并大量熔入焊接熔池中。从图1.63中可知，氢在钢中的溶解度随温度变化很大，并在凝固点发生突变。由于熔池体积小、冷却块，很快凝固，多余的氢来不及逸出，结构就以过饱和状态存在于焊缝中。

b.氢在焊接区的浓度扩散。

焊缝中过饱和状态的氢处于不稳定状态，在含量差的作用下会自发地向周围热影响区和大气中扩散。这种浓度扩散的速度与温度有关，温度很高时，氢很快从焊接接头扩散出去；温度很低时，氢的活动受抑制，因此都不会产生冷裂纹，只有在一定温度区间（-100～100℃），氢的作用才会显著，如果同时有敏感组织和应力存在，就会产生裂纹。

在预热条件下焊接时，由于在冷裂纹敏感温度区间之上停留时间（t100）较长，大部分氢已在高温下从焊接区逸出，降至较低温度时，残留的扩散氢不足以引起冷裂纹，这就是预热可防止冷裂纹的原因之一。

c.氢的组织诱导扩散。

氢在不同组织中的溶解度和扩散能力不同的（见图1.63）。在奥氏体（γ）中氢具有较大的溶解度，但扩散系数较小；在铁素体（α）中，氢却具有较小的溶解度和较大的扩散系数。

在焊接过程中，氢原子从焊缝向焊接热影响区扩散的情况如图1.64所示。通常，焊接高强度钢时，焊缝金属的含碳量总是控制在低于母材，因此焊缝金属在较高温度（TAF）下就产生相变。即由奥氏体（A）分解为铁素体（F）和珠光体（P）。此时，热影响区因含碳量较高，相变尚未进行，仍为奥氏体（A），当焊缝金属产生相变时，氢的溶解度会突然下降，而氢在铁素体、珠光体中具有较大的扩散系数（见表1.40）。因此氢将很快从焊缝向仍为奥氏体的热影响区金属扩散（见图1.64中的箭头）。奥氏体中的氢的扩散系数很小，却有较大的溶解能力，氢的进入就在熔合线附近形成富氢带。当热影响区金属进行相变（TAM）时，即奥氏体向马氏体（M）转变，氢以过饱和状态残存在马氏体中，促使该处金属进一步脆化从而，导致冷裂纹。

d.氢的应力诱导扩散。

氢在金属中的扩散还受到应力状态的影响，它有向三向拉应力区扩散的趋势。常在应力集中或缺口等有塑性应变的部位产生氢的局部聚集，使该处最早达到氢的临界含量，这就是氢的应力诱导扩散现象。应力梯度越大，氢的扩散驱动力也越大，也即应力对氢的诱导扩散作用越大。

综上所述，焊接接头金属中氢的扩散行为，从高温到低温受不同机理控制。在液相与固相并存时期存在着含量扩散。在焊后冷却过程中，不同温度范围存在着应力诱导扩散，以及在冷却转变时存在着组织诱导扩散。使氢向热影响区的熔合线附近，特别是向其中的应力集中部位扩散、聚集。当这些部位的氢含量达到一定的临界含量值时，就会诱发冷裂纹。氢的扩散有一定速度，聚集到临界含量就需要时间，这在宏观上表现为产生冷裂纹要有一定的潜伏期（孕育期），即冷裂纹具有延迟开裂的特征。

②组织作用。

钢材的淬硬倾向越大或马氏体数量越多，越容易产生冷裂纹。这是因马氏体是碳在α铁中的过饱和固溶体，它是一种硬脆组织，发生断裂只需消耗较低的能量。但是不同化学成分和形态的马氏体组织的冷裂敏感性不同，如果出现的是板条状低碳马氏体，则因其Ms点较高，转变后有自回火作用，它既有较高的强度又有足够的韧性，其抗裂性能优于含碳量较高的片状孪晶马氏体。孪晶马氏体不仅硬度很高，韧性也很差，对冷裂纹特别敏感。

经大量试验获得各种组织对冷裂纹的敏感性由小到大排列的如下顺序：

铁素体（F）—珠光体（P）—下贝氏体（BL）—低碳马氏体（ML）—上贝氏体（Bu）—粒状贝氏体（Bg）—岛状M-A组元—高碳孪晶马氏体（Mu）。

冷裂纹常起源于热影响区的粗晶区域，这是由于晶粒粗大，能显著降低相变温度，同时也使晶界上偏析物增多，因而使该区冷裂倾向增大。此外，在淬硬组织中具有更多的晶格缺陷，如空位、位错等。在应力作用下这些缺陷会发生移动和聚集，当它们汇集到一定尺寸，就会形成裂纹源，并进一步扩展宏观裂纹。

因此，组织对冷裂纹敏感性的影响可归结为：粗大孪晶马氏体的形成，晶界夹杂物的聚集以及高的晶格缺陷密度均促使冷裂纹倾向增大。

③应力作用。

焊接接头的应力状态是引起冷裂纹的直接原因，而且还影响到氢的分布，加剧氢的不利影响。焊接接头的应力状态是由热应力、组织应力和拘束应力叠加的结果。

a.热应力。

是由焊接不均匀加热及冷却过程中产生的。在接头上不同位置的热应力其方向与大小是随焊接热循环而变化，加热时的应力是由局部金属膨胀所引起，冷却时则因局部金属收缩所引起。冷后在接头上留存着残余应力。它的大小及分布决定于母材和填充金属的热物理性质、温度场以及结构的刚度等，其最大值可达母材的屈服点σs。

b.组织应力。

又叫相变应力，是金属发生局部相变而引起。高强度钢奥氏体分解时，析出铁素体、珠光体、马氏体等组织，由于它们具有不同的膨胀系数（见表1.41），引起了局部体积变化，从而产生组织应力。

c.拘束应力。

这里指的是接头受到外部刚性拘束，焊接收缩不自由而引起的应力，它的大小与结构的厚度和拘束度等有关。图1.65表示了接头的拘束度与拘束应力的关系。从图中看出，在弹性范围内，拘束应力和拘束度成正比。也可把热应力和组织应力看成是内拘束应力，因为都是焊件内部自相制衡而产生的应力，它们和外拘束应力共同对冷裂纹的形成发生影响。

（3）三大要素综合影响的评定

在实际焊接中需要有反映材料淬硬组织（或化学成分）、扩散氢和应力三大要素同时对冷裂纹发生影响的定量关系。国内外学者通过大量插销试验，建立了临界断裂应力计算公式，这些公式较好地反映了这三大要素之间的联系和对冷裂纹的影响，还可用此临界断裂应力作为是否产生冷裂纹的判据。如果能通过试验或计算得出实际焊接结构（如船舶、桥梁、压力容器等）焊接接头得拘束应力σ，就可以计算出的临界断裂应力作比较：当σcr>σ时，不裂。

①冷裂纹倾向的判据。

如何根据焊接结构的材料、结构和工艺特点去判断其冷裂纹倾向或其敏感性，是焊接工作者最关心的问题，因为它是评定金属材料焊接性的重要依据。

许多学者根据生产经验和各自试验研究的结果，总结出许多用于评估金属材料冷裂倾向的判据。这些判据中有的强调某主要方面的影响因素，因而使用起来较为简便，但往往不够全面；有些判据则综合考虑多种因素，能较全面地反映实际情况，但应用和计算较为复杂。无论哪一种判据都是在一定范围内适用。

与材料化学成分有关的判据：

主要从材料淬硬程度方面去评定其冷裂倾向，因为钢材的淬硬倾向越大，越容易产生冷裂纹。

a.碳当量CE。

根据钢材化学成分与焊接热影响区淬硬性的关系，把钢中和合金元素（包括碳）的含量，按其作用换算成碳的相当含量（以碳的作用系数为1）作为粗略地评定钢材的冷裂倾向的一种参考指标。有各种碳当量计算的经验公式。

国际焊接学会（IIW）推荐的公式：

此式适用于高强度（σb=500～900MPa级）非调质高强度钢。当CEIIW<0.45％时，厚度在25mm以内的钢板焊接时不预热，也不裂。

美国焊接学会（AWS）提出的公式：

此式适用于低碳钢和低合金高强钢，其化学成分范围（质量分数）：C<0.6％，Mn<1.6％，Ni<3.3％，Cr<1.0％，Mo<0.6％，Cu=0.5％～1.0％，P=0.05％～0.15％。一般认为板厚在25mm以内CEAWS<0.4％。可不预热，焊接也不裂。

日本JIS及WES推荐的公式：

此式适用于强度σb=500～1000MPa级低碳调质低合金钢，其化学成分范围（质量分数）C<0.2％，Si<0.55％，Mn<1.5％，Cn<0.5％，Ni<2.5％，Cr<1.25％，Mo<0.7％，V<0.1％，B<0.006％。认为CEWES<0.46％可不预热，焊接也不裂。

b.焊接热影响区CCT图临界冷却时间。

在热影响区熔合线附近从800℃冷至500℃开始出现铁素体组织的临界时间可以作为焊接热影响区冷裂倾向的判据，即

可能产生冷裂。

c.与接头含氢量有关的判据。

延迟裂纹与接头中的含氢量关系极大。高强度钢焊接接头中的含氢量越多，则裂纹倾向越大。当由于氢的扩散、聚集，使接头中局部地区的含氢量达到某一数值而产生裂纹时，此含氢量即为产生冷裂纹的临界含氢量［H］Cr。

临界含氢量［H］Cr与钢的化学成分、刚度、预热温度以及接头的冷却条件等有关，图1.66是钢的碳当量与临界含氢量的关系。临界含氢量随着钢种碳当量提高而减小。

当实际热影响区的含氢量［H］大于或等于［H］Cr时，就可能产生冷裂纹。

②与接头拘束度有关的判据

a.临界拘束度RCr。

对接接头的拘束度R随板厚δ增加而增大，随拘束距离L的增大而减小。当拘束度增大到某一数值时，接头出现裂纹，此时的R值称临界拘束度RCr。焊接接头的临界拘束度RCr。焊接接头的临界拘束度RCr值越大，说明该接头的冷裂敏感性越小，如果实际结构的拘束度为R，则不产生冷裂纹的条件为：

RCr>R

从表1.42中可以看出：随着钢种强度级别提高，其临界拘束度降低，产生冷裂纹的倾向大。实际结构焊接接头拘束度见表1.43。

注：黑体字位置参数，建筑钢结构类似结构可作参考。

b.临界拘束应力σcr。

焊接接头冷却过程中开始产生冷裂纹的拘束应力称临界拘束应力σcr。它可以采用各种冷裂纹试验方法（如TRC、RRC和插销试验等）定量地测定出来。也可用经验公式进行计算。

焊接接头实际的拘束应力σ可通过试验或按它与拘束度R的关系来确定，即

σ>mR　　（1.30）

式中，m为转换系数，它与钢材的热物理性能、接头结构特点、工艺条件有关，对于低合金高强度钢焊条电弧焊时，m=（3～5）×10-2。

当σcr>σ时不裂。

③综合性判据。

冷裂纹的产生实际上是钢材的化学成分、接头的扩散氢含量及接头拘束度三方面的因素综合作用的结果。前面所述，通过插销试验得出断裂应力σcr，即属于综合性判据。这里介绍另一种综合性判据。

日本伊滕等人对强度σb=500～1000MPa的钢种进行大量斜y形坡口裂纹试验，建立了这三方面与根部裂纹敏感性的关系式，即

式中　Pc，Pw——裂纹敏感性指数；

Pcm——裂纹敏感性系数，又称钢材合金因素的碳当量，％。

［H］——JIS测氢法熔敷金属扩散氢含量，mL/100g；

δ——板厚，mm；

R——拘束度，N/（mm·mm），可按表1.43查找。

公式的适用范围：C=0.07％～0.22％，Si<0.60％，Mn=0.40％～1.40％，Cr<1.20％，Cu<0.50％，Ni<1.20％，Mo<0.70％，V<0.12％，B<0.005％，Ti<0.05％，Nb<0.04％，δ=19～50mm，［H］=1.0～5.0mL/100g。

如果某钢种产生冷裂纹的敏感指数为Pcr，则可作为冷裂纹向判据。即：

Pc（或Pw）<Pcr不裂。

（4）防止冷裂纹的措施

相对焊接热裂纹而言，在建筑钢结构焊接工程中，冷裂纹的概率较小，这是因为人们对冷裂纹技术实质的认识要深刻和准确。因此，重视程度也较高。此外、除SAW之外，建筑钢结构焊接工程中大量采用GMAW，有效地防止了冷裂纹的产生，从应用技术理论上讲，控制冷裂纹主要是对影响冷裂纹的三大要素进行控制，如改善接头组织、消除一切氢的来源和尽可能降低焊接应力。常用措施主要是控制母材的化学成分，合理选用焊接材料和严格控制焊接工艺，必要时采用焊后热处理等。

①控制母材的化学成分。

从设计上首先应选用抗冷裂性能好的钢材，把好进料关。尽量选择碳当量CE或冷裂纹敏感系数Pcm小的钢材，因为钢种的CE或Pcm越高，淬硬倾向越大，产生冷裂纹的可能性越大。碳是对冷裂纹倾向影响最大的元素，所以近年来各国都在致力于发展低碳、多元合金化的新钢种。如发展了一些无裂纹钢（CF钢），这些钢具有良好的焊接性，对中、厚板的焊接也无需预热。

②合理选择和使用焊接材料。

其主要目的是：减少氢的来源，改善焊缝金属的塑性和韧性。

选用低氢和超低氢焊接材料。碱性焊条每百克熔敷金属中的扩散氢含量仅几毫克，而酸性焊条可高达几十毫克，所以碱性焊条的抗冷裂纹性能大大优于酸性焊条。对于重要的低合金高强度钢结构的焊接，原则上都应选用碱性焊条。

（四）建筑钢结构层状撕裂定义、种类、产生机理及防止措施

1.层状撕裂的定义

在焊接接头设计不合理或错误和焊缝质量差的前提下，在焊接过程中钢板厚度方向受到较大的拉伸应力，就有可能在钢板内部出现沿钢板轧制方向具有阶梯状的裂纹，这种裂纹称层状撕裂。

钢板越厚、钢板内部的非金属夹杂物越多、拉伸应力越大，焊缝表面质量越差，产生层状撕裂的危险性越大。

美国国家ANSI/AASHTO/AWSD1.5—96标准认为：层状撕裂是在邻近热影响区的母材中略呈阶梯状的分离，典型的情况是由焊接热诱发的收缩应力引起。

层状撕裂是短距离横向（厚度方向）的高应力引起断裂的一种形式，它可以扩展很长距离，层状撕裂大致行于轧制产品的表面，通常发源于同一平面条状非金属夹杂物，具有高度撕裂发生率的母材区域。这些夹杂物往往是承受高残余应力的母材区域中的硫化锰。断裂往往从一个层状平面扩展至另一个层状平面，这是沿着大致垂直于轧制表面路线的剪切作用所造成。氢会加剧层状撕裂，因此可以看作是氢致裂纹的一种形式。低硫钢材和硫的形态受到控制的钢材改善了抗层状撕裂的性能。

层状撕裂不发生在焊缝上，只产生HAZ或母材金属内部，一般钢材的表面难以发现。由焊趾或焊根冷裂纹诱发的层状撕裂有可能在这些部位显露于金属表面，从焊接接头断面可以看出，层状撕裂和其他裂纹明显区别是呈阶梯状形态，裂纹是由基本平行于轧制表面，较易识别，见图1.67。

层状撕裂之所以危险，主要在它的隐蔽性、破坏性。外观上没有任何迹象，现有的NDT技术难以发现。即使发现了，修复起来也很困难，且成本很高。

层状撕裂在焊接过程中即可形成，也可以在焊接结束后启裂和扩展，甚至还可以延迟至使用期间才见到层状撕裂，具有延迟破坏的性质。更为严重的是，发生层状撕裂的结构多为大型厚壁结构，如海洋石油平台、核反应堆压力容器、潜艇外壳等，在建筑钢结构焊接工程中是保证整个结构安全运营的受力焊接接头。这些焊接接头因层状撕裂造成的事故是灾难性的。日本阪神、美国洛杉矶大地震的钢结构倒塌灾难元凶之一就是层状撕裂。

层状撕裂的另外一种危险性是很难处理断根。当结构运营过程中，应力状态发生改变，特别是应力突然变大时，仍然可能再次发生层状撕裂。对此，所有焊接技术工作者应当引起高度的重视。

层状撕裂与钢种的强度级别关系不大，主要由两大方面的因素来决定；其一，钢材承受较强的拉伸应力。其二，主要与钢中夹杂物数量及分布状态有关（夹杂物如果为平均夹杂物，容易产生层状撕裂，这同夹杂物的化学成分关系不太，因为任何化学成分的非金属夹杂物承受拉伸应力的能力远比母材差得多）。当沿钢的轧制方向有较多的MnS时，层状撕裂才以阶梯状态出现。如果是以硅酸盐夹杂出现，则常呈直线状。若以Al2O3夹杂为主，则呈不规则的阶梯状。

在工程实践中，采用Z-15的Q345GJC厚度为60mm经UT检测无非金属夹杂物的优质钢板，抵抗不了十字焊接接头的强大拉伸应力而产生层状撕裂的事实，十分明确地表明强大拉伸应力场是产生层状撕裂的最根本原因。

2.层状撕裂产生机理及种类

最主要的是钢材中非金属夹杂物的种类、数量及形态分布。任何非金属夹杂的变形能力都小于基本金属，它与金属的结合力也远小于金属本身的强度。因此，在拉伸应力的作用下，夹杂物破裂和其他金属分离，从而形成层状撕裂。

层状撕裂敏感性不仅与夹杂物的特性有关，而且同母材本身的延性、韧性有关。氢不是造成层状撕裂的直接原因，但它容易形成冷裂纹，再由冷裂纹诱发成层状撕裂。

影响钢材的基本延性、韧性的因素较多，有组织状态、应变时效和氢脆作用等。组织状态可用碳当量来衡量。组织硬脆会增大层状撕裂的敏感性。钢的Pcm（化学冷裂纹系数）越大，层状撕裂敏感系数PL越大。

PL=Pcm+HD/60+HD/7000　　（1.34）

PL=Pcm+HD/60+6S　　（1.35）

式中　Pcm——钢的冷裂纹敏感系数（化学冷裂纹系数）；

HD——焊缝初始扩散氢含量；

S——钢的含硫量。

（HD）氢和层状撕裂的关系，目前在焊接界有两种基本观点：其一，层状撕裂和氢含量有关，认为只要氢含量小于3×10-6，硫量小于0.015％，钢就有良好的抗裂能力。其二，层状撕裂与氢无关，它直接由夹杂物引起，在焊后冷却到300℃左右时启裂。但扩展过程可以与氢有关，因为层状撕裂具有氢脆引起的延迟裂纹的特征。因此焊后如果能及时在250℃进行2h的去氢处理一定有好处。

目前这两种观点在工程实践中都能得到承认，因为没有本质上的区别。

对于远离HAZ的层状撕裂，氢的作用显然是难以体现，相反，起源于焊根或焊趾的层状撕裂，特别是从焊根裂纹和焊趾裂纹为启裂源的层状撕裂，氢的作用是首要的。这一点同美国标准基本一致。

母材是轧制的，轧制的道次越多，轧制比越大，轧制的温度越低，母材性能越好。薄板比厚板好，因此厚板容易产生层状撕裂，而薄板只有在拉伸应力场十分强大的前提下，因钢材的各向异性，才有可能产生层状撕裂。

凡是导致沿板厚方向（即Z向）产生拉伸应力的各种因素，都能促成层状撕裂。如结构的拘束应力、焊接应力和载荷引起的应力等。这些应力越大，越容易产生层状撕裂。

层状撕裂经常出现在十字焊接接头，T形接头和角接接头次之。对接接头很少出现。但在焊趾和焊根处，由于冷裂纹的诱导，也会出现层状撕裂，见图1.68、表1.44。

3.预防为主是防止层状撕裂产生的主要技术措施

美国家标准AWSD1.1/D1.1M：2006《钢结构焊接规范》C-2.6.3承受厚度方向荷载的母材中对防止层状撕裂条款中有明确的阐述。

轧制通过钢材以生产用于钢结构的型材和板材，会使母材在不同的正交方向上具有不同的力学性能。这使得设计者、细节拟定者有必要认识到，潜在地存在着层状结构和层状撕裂的危险而影响完工接头的完整性，特别当涉及厚的母材时。

层状结构不因焊接而产生。它们是钢材制造方法带来的。当层状平面平行于应力场，即纵向和横向产生应力时，通常不影响母材的强度。在传递厚度方向力的T形和角接接头情况下，层状结构会影响母材的能力。

如果发生层状撕裂，通常是高的拘束条件下大的焊缝金属熔敷量的结果。当焊缝尺寸小于3/4～1in（20～25mm）时，很少出现层状撕裂。层状撕裂很少发生于角焊缝情况。没有对热固化焊缝金属的收缩予以拘束就不会发生层状撕裂。然而，在大的焊缝里，熔敷于焊缝根部区域已凝固的初始焊道，会对其后续熔敷焊道拉伸收缩应变产生一个内在的刚性毗连区域。

由于层状撕裂因凝固的焊缝金属的收缩而引起，而这种收缩被迫在一个短的度量长度内去适应局部的平衡收缩拘束力，所以，母材中的单位厚度方向的应变能够大于屈服点应变许多倍，层状撕裂可能因此而产生。能产生层状撕裂的局部应变是在制作过程中冷却时发生，并且成为在结构使用期限内强加于接头附近母材的最恶劣的条件。由于接头内部或其极靠近处的压缩和拉伸应力是自平衡的，并且由于与施加的设计应力有关的应变只是那些与焊缝收缩有关的应变的小小一部分，所以施加的载荷不会引起层状撕裂。不过，如果焊接已经引发了层状撕裂，则业已存在的层状撕裂可能扩展。

T形和角接接头的设计和细节制定决定了是会增加或降低层状撕裂潜在危险的条件，并且导致焊件制作是一直向前运行，还是困难的进行，甚至实际上不可能进行。因此，对作业组、设计者、细节制订者、制造者和焊工的所有成员的每一部分予以关注，对于将层状撕裂的潜在危险降至最低限度，是必要的。

规范不规定确定的规则来保证不出现层状撕裂，因此，本条文说明只打算提供对起因的理解，并且提供发生的可能性降到最低程度的手段方面的指导。试验和经验已经证实下述的预防措施最大程度地降低撕裂的危险。

①母材厚度和焊缝尺寸应充分满足设计要求。然而，宁可在低于规范许用应力的基础上设计接头，也不作一种保守设计，从而导致拘束增大，焊缝尺寸和收缩应变增大。因此，这种习惯性做法增加，而非减少层状撕裂的潜在危险。

②当焊接大的T形和角接接头时，采用低氢型焊条（丝）。对于引发层状撕裂而言，并不认为吸收氢是主要起因，但任何情况下，在大的接头（纵向、横向或厚度方向），采用低氢焊条（丝）将氢致裂纹的倾向降到最低程度都是良好习惯。采用非低氢焊条（丝）可能会引起麻烦。

③试验和经验已经证实，接头装配之前，在母材要受到厚度方向应力的面上预先堆焊一层厚度为1/8～3/16in（3～5mm）的焊道，可以减少层状撕裂的可能性。这种预先堆焊层，在最剧烈的焊缝收缩应变的部位，提供了具有铸造晶粒组织的韧性焊缝金属，从而取代纤维状的各向异性的轧制钢材晶粒组织。

④在大的接头中，按照如下情况安排焊道，即在母材表面熔敷的焊道产生厚度方向应力之前，建立母材在纵向方向上承受应力的表面。这一程序使得焊缝收缩的重要部分在没有拘束的情况下发生。

⑤角接接头中，在做得到的地方，接头制备时应在承受厚度方向应力的母材上削斜而形成这样的结果：焊缝金属熔合于母材的平面，与母材厚度平面形成可行的最大角度。

⑥双面V形和双面单边削斜接头需要的熔激量，大大少于单面V形和单面单边削斜的接头。因此，焊缝的收缩量大约减少一半。只要可行，采用这样的接头可能会有帮助。

⑦在包括不同厚度母材的几种接头的焊件中，较大的接头应先焊，以使可能涉及最大焊缝收缩量的焊接熔敷金属，可以在可能是最低约束条件下完成。较小的接头，虽然在较高的约束条件下焊接，但只有少量的焊缝收缩。

⑧在大焊缝要将厚度方向的应力传递给一些部件的区域，应在布置对进行检查，以保证接头焊缝的收缩不在预先存在层状结构或大的夹杂物的母材上施加厚度方向的应变（见ASTMA578）。

⑨已证明对中间焊道进行适当锤击，可减少层状撕裂的潜在危险。不应当锤击根部焊道，以免在根部焊道内可能产生裂纹，这种裂纹可能未被觉察并继而穿过接头扩展，应当使用圆端工具以足够的力量锤击中间焊道，使得焊道表面产生塑性变形，并将拉伸残余应力变为压缩残余应力，但不应过分用力而引起表面开裂或交叠，不应锤击盖面焊道。

⑩避免使用过强度填充金属。

当可行时，使用低硫（S<0.006％）母材或者已改进厚度方向性能的母材。

接头已冷却到环境温度后，应当使用RT或UT检查关键接头。

如果检查出微小的不连续性，工程师应作仔细评估：这些不连续性能否保留不予修补，而不危及使用时的适用性和结构完整性。刨槽和修补焊接将会增加额外的加热和冷却循环，并且在拘束条件下的焊缝收缩很可能比接头原来焊接条件下更恶劣。修补操作可能导致更为有害的情况。

当确定层状撕裂并且认为修补可行时，在没有首先检查WPS和检查验明这种不满意后果的原因之前，不应作手修补。一份特定的WPS或者对接头细节的更改，也许是必要的。

不可否认，AWSD1.1条文说明中的论述十分有价值，特别在处理层状撕裂的细节上阐述很清楚，这是难能可贵的。但是，就操作性而言，尚有不足之处，为此，进行以下分析。

①抓好焊接接头坡口设计关。

焊接坡口的设计关系到拉伸应力场的强弱，是影响层状撕裂的关键因素，甚至可以说，成败在此一举。从力学的观点分析，钢板一侧受力，产生层状撕裂的可能性远比两侧受力的概率小得多。截面积小的焊接坡口，产生层状撕裂的可能性远比截面积大的坡口小得多。焊缝少的焊接接头，产生层状撕裂厂的可能性比焊缝多的焊接接头要小得多。钢板内部的十字焊接接头，产生层状撕裂的可能性远比在钢板端部小得多，见图1.69。

GB 50661—2011《钢结构焊接规范》较为全面地提出从设计角度上防止层状撕裂的方法，在焊接接头和坡口的设计中，成功的因素完全服从于焊接应用技术理论，焊缝截面积的大小决定拉伸应力场的强弱，拉伸应力场的作用点会直接影响层状撕裂的产生，这就是结构设计和深化设计所必须遵循的原则。

②抓好设计选材关。

在焊接接头及坡口设计确定的前提下，焊接接头母材的选择至关重要，母材的优劣对层状撕裂的产生有十分重大的影响，主要有以下几个方面。

a.钢材的断面收缩量фZ对层状撕裂的影响。

·фZ≤10％，在低度拘束度的T形接头（H型钢）有可能产生层状撕裂。

·фZ≤15％，在中等拘束的接头，如箱形梁柱，含有一些层状撕裂的倾向。

·фZ≤20％，只有在高拘束度接头（如节点板）时，有一定层状撕裂倾向。

·фZ≤25％，在合理接头中，一般都不会产生层状撕裂。

夹杂物的成分不是影响层状撕裂的主要因素，关键在于夹杂物的形态、数量及其分布特征。只要有片状夹杂物，都可能导致层状撕裂。

b.母材性能的影响。

层状撕裂敏感性不仅与夹杂物的特性有关，而且同母材本身的延性、韧性有关。低碳钢层状撕裂的根本原因是夹杂物，因为Pcm和Ceq都很小，对氢脆不敏感，层状撕裂敏感系数，主要取决于夹杂物的总长（L）或含硫量。

c.接头形成方式的影响。

焊接接头形式决定焊接接头的焊接拉应力场的大小，实际上就是出现层状撕裂危险性的大小，因此，首先应判断产生层状撕裂危险性的大小，按以下方面进行。

层状撕裂因接头形式的影响经验公式：

LTR=INF（A）+INF（B）+INF（B）+INF（C）+INF（D）+INF（E）（1.36）

LTR（Lamellar Tearing Risk的缩写）意思为：层状撕裂的危险性。

INF（Influencer的缩写），意思为：“影响”，后面的A、B、C、D、E表示某因素X的影响。

LTR为正值时，表示具有大的层状撕裂危险，其值越大，危险性越大；当LTR为负值时，表示具有抵抗层状撕裂的性能，且绝对值越大，抗层状撕裂的性能越好表1.45。

在接头形式一定时，焊接工艺对层状撕裂有一定影响，但层状撕裂主要取决于钢材的材质。LTR值确认之后，设计应按表1.46选择钢材。

③采用最佳焊接工艺。

防止层状撕裂的产生，除正确的设计之外，必须有合理的焊接工艺作保证。防止由冷裂纹引发的层状撕裂，可以采取防止冷裂纹相同的技术措施。如适当预热、控制层间温度、后热消氢处理等，对防止层状撕裂均有一定作用。但建筑钢结构有其特殊的地方，那就是构件的截面不同，防止层状撕裂的方法也不同。

a.深化设计时，严把设计关，特别是焊接接头形式、坡口设计和构件加工精度指标要严格控制，从根本上消除层状撕裂出现的必要条件。

b.优选钢材、焊材和供货商，在关键部位合理应用抗层状撕裂的优质Z向钢，并在加工前严格进行钢材Z向性能复检和UT探伤复查，从而保证接头抗层状撕裂能力，从材料品质上消除层状撕裂出现的充分条件。

c.厚板火焰切割前预热，火焰切割后切割断面检查。提高坡口以及易产生层状撕裂面的加工精度，消除材料表面的微小应力集中点和硬化组织，从根本上杜绝层状撕裂出现的诱发因素。

预热最好采取远红外电加热装置以获得准确的预热温度，防止附加应力的产生。

d.采用特殊的焊接工艺。

采用合理科学的焊接顺序，尽量减少焊接应力。

预热和后热，尽量减少和释放应力。

选择高效、大熔敷、深熔的减少焊接次数的低氢焊接方法和低氢型焊材，并严格遵守操作要领，焊材强度适中，有足够的韧性，由此提高接头抗裂能力。

采用非常规的道间消除应力方法，比如锤击、打渣等行之有效的方法。

后热结束后，用砂轮把焊缝的余高磨去一层，此举的目的是释放部分应力，消除应力集中点，消除焊缝表面的硬组织，彻底消除产生层状撕裂的一切环境条件。

4.工程案例

建筑钢结构典型节点防层状撕裂研究（焊接专项试验）

（1）典型节点防层状撕裂研究焊接专项试验内容

a.典型节点防层状撕裂研究焊接专项试验目的：

研究产生层状撕裂的“必要、充分”条件，改进焊接接点形式的设计，解决工程中的难题，防止层状撕裂的产生。

b.典型节点防层状撕裂研究焊接专项试验内容：

专项试验的焊接方法为GMAW-CO2，焊接工艺为多层多道焊，试件完成后对试件进行UT、MT、拉伸、冲击、弯曲试验。通过UT和MT检测结果合格，研究钢板板厚为20mm的翼缘板焊后出现层状撕裂基本情况。

通过拉伸试验，研究试件断裂位置，证明拉伸试验是否合格，硬度和冲击性能是否良好。

通过背弯试验研究塑性储备，在一定的剪力和弯矩下出现脆断。

对于以上试验结果情况原因分析，从工艺上优化焊接接头坡口形式，保证焊接接头的综合机械性能，防止层状撕裂的发生。

（2）焊接专项试验阐述的基本观点

多数观点认为，造成层状撕裂的根本原因在于，钢材在轧制过程中，轧成平行于轧向的带状夹杂物，造成钢板板厚方向受力薄弱，在板厚上存在拉应力时，容易出现层状撕裂，其实这种说法欠妥，这往往造成部分设计人员在设计节点时，倾向于选择Z向性能好的钢材，而往往忽视结构的优化，这样，未能从根本上消除钢板产生层状撕裂的可能性。

要防止层状撕裂，首先是要避免或大幅减少钢板厚度上Z向受力，这才是设计和工艺人员的首要着重点，其次在关键部位合理应用抗层状撕裂的优质Z向钢。

随着近些年建筑钢结构发展趋势，建筑造型标新立异，结构形式复杂化，在一些结构的焊接接头中，板厚方向承受焊缝收缩拉应力在所难免，故如何在结构设计和构件制作工艺方面采取相应的措施，防止层状撕裂的发生，这对于钢结构加工制作是一项十分重要的任务。

在GB 50661—2011《钢结构焊接规范》中，明确规定“在T形、十字形及角接接头设计中，当翼缘板厚度不小于20mm时，应避免或减少使母材板厚方向承受较大的焊接收缩应力”，同时提供了多种防层状撕裂的节点、选材和工艺措施，把板厚为20mm作为防止层状撕裂的临界板厚，这是值得商榷的。

（3）典型工程案例（错误节点）分析

用某个工程的一个典型的错误节点形式进行防层状撕裂分析。

如图1.70所示，焊接节点的钢板材质为Q345B，其中翼缘板板厚为20mm，两侧腹板为35mm，在实际工程中，按图1.70坡口形式焊接时，翼缘板会在板厚方向产生较大的焊接收缩应力，进而在翼缘板端头出现层状撕裂，见图1.71。

在很多关于层状撕裂的论述中，由于把产生层状撕裂的“必要”和“充分”条件混淆，对图1.71节点中翼缘板厚度≤20mm的接头判断为不产生层状撕裂的节点。事实上，在很多工程当中，层状撕裂出现在母材板厚中有较多片状夹杂的厚板结构中，板厚为20mm的钢板出现的概率较小，因此，容易判断失误，得出不准确甚至是不正确的结论；

如图1.70所示，在T形焊接接头中，焊缝截面积增大，形成强大的拉应力场时，产生层状撕裂的危险性进一步增大。图1.70节点两侧腹板板厚均大于翼缘板，焊接收缩产生的拉应力较大，在构件安装完后，应力重新分布，在板厚Z向有较大拉应力及拘束度情况下出现层状撕裂有很大的可能性。事实正是如此，层状撕裂出现在翼缘板端头。

如果根据GB 50661—2011《钢结构焊接规范》，为防止层状撕裂，节点可以按图1.72进行优化。

但是，以上节点优化后，未能从根本上减少焊缝熔敷金属填充量，同时焊缝收缩应力大小、方向均无变化，结构体系的观感要求也不允许，故以上节点优化不是最佳选择。

为了解决工程上的这一难题，揭示事物的本质，同时为了结构设计的安全，在另外工程节点构件制作前，专门针对以上节点形式作了相应的工艺评定试验，通过UT、MT、拉伸、冲击、硬度、弯曲试验来验证接头性能的可靠性，同时对试验结果进行原因分析，从工艺上优化焊接接头坡口形式，保证焊接接头的综合力学性能，防止层状撕裂的发生。

（4）研究工作的试验步骤及内容

①母材及焊材。

a.钢板材质为Q345B，其力学性能要求如表1.47所示。

b.GMAW-CO2的焊丝为CHW-50C6，型号为ER50-6，其熔敷金属力学性能要求如表1.48所示。

②坡口形式及焊接位置。

焊接位置为平焊，坡口形式如图1.73、图1.74所示。

③焊接参数。

焊接参数如表1.49所示。

④焊接过程。

为了使试件焊后应力较大，试板采取工装固定，焊接时采取两侧坡口交错轮流施焊，增加整体拘束度，焊接方法为多层多道焊，焊接过程如图1.75～图1.78所示。

（5）检测

根据GB 50661—2011《钢结构焊接规范》要求，本接头参考十字形接头进行检验，具体试验如表1.50所示。

①MT探伤，见图1.79、图1.80。

经检查后，板厚为20mm的翼缘板表面和焊缝表面均未出现裂纹。

②UT探伤，见图1.81、图1.82。

经过UT探伤，焊缝及板厚为20mm的翼缘板均无裂纹、气孔、夹杂等缺陷。

③宏观全相（见图1.83）。

经观察，焊缝区和热影响区均无微小裂纹、气孔、夹杂等缺陷，但也可以从图1.83中看到，在翼缘板中间存在一条黑线，这是钢板在轧制过程中成分偏析造成的原因。

④拉伸试验（见图1.84、图1.85、表1.51）。

根据拉伸试验结果，断口位置均在板厚为35mm的钢板母材上，中间板厚为20mm的钢板未出现裂纹。说明此接头在翼缘板板厚方向存在正向拉应力情况下，满足结构要求。

⑤冲击试验（见图1.86、图1.87、表1.52）。

根据试验结果，焊缝和热影响区的冲击性能良好。

⑥硬度试验（见图1.88、图1.89）。

从图1.89可以看出，热影响区处硬度最高，且HV10小于350，说明无马氏体生成。

⑦背弯试验（见图1.90～图1.93）。

从图1.90～图1.93中可以看到，背弯时，板厚20mm的翼缘板中间出现层状撕裂，试件脆断。

根据静定结构计算，试件破坏时F=100kN，其他L=220mm，A=1225mm2，可以得出：

中心剪力　　

剪切应力　　

中心弯矩　　

从计算结果可以知道，剪切应力数值远远小于焊缝及两侧母材的屈服强度。

（6）分析与结论

试验研究工作较全面，所得出的结果正确。

①以上接头形式采用多层多道焊，焊后经过UT、MT探伤合格，接头焊缝符合全熔透一级焊缝要求，同时板厚为20mm的翼缘板焊后未出现层状撕裂。

②拉伸试验证实：图1.72所示节点在正向拉应力没有同焊缝残余应力叠加，在这种情况下，中间板厚为20mm的翼缘板不会出现层状撕裂。

③冲击试验证实：图1.72节点焊缝的冲击性能良好。

④硬度试验证实：图1.72节点焊缝无马氏体生成。

⑤背弯试验证实：图1.72节点板厚为20mm的翼缘板从板厚中心出现裂纹，直接脆断。

这是因为钢板轧制导致成分偏析，使板厚中心区域为受力薄弱区，背弯所产生的附加应力和焊缝的收缩应力叠加所致。裂纹为层状撕裂，通过计算，翼缘板承受剪切应力远远小于焊缝及两侧母材屈服强度。分析认为，在工程中，具有此种节点形式的构件安装完成后，当此处焊缝表面出现正弯矩和剪应力时，出现层状撕裂的可能性非常大。

试件和工程的情况不完全一致是有道理的，主要原因是工程的边界条件和试件边界条件不一致。也就是说，工程实际拘束力远远大于试件，焊接所形成的拉应力场也远远大于试件，产生层状撕裂的必要条件更充分，所以出现层状撕裂。而试件处于自由状态，没有附加应力，所以焊接完成后没有出现层状撕裂。但是，由于焊接接头设计错误，实际上，本次试验所用试件也处于产生层状撕裂的临界，背弯试验只增加一点力量（40.8MPa），立刻产生层状撕裂。试验结果充分说明了试验试件已经处于产生层状撕裂的危险阶段。

试验同时表明：强大的拉伸应力场是产生层状撕裂的最根本原因。

（7）优化节点的实施与建议

针对以上情况，把图1.70的焊接接头按图1.94进行优化。

在工程实体中，采用图1.94的焊接接头形式，收到了很好的效果，在杜绝层状撕裂产生的同时，满足建筑钢结构观感质量的需求。经过图1.94节点优化后，翼缘板板厚方向的受力明显大幅度减小，大部分剪力和弯矩由焊缝承受，在制作时，此焊接工艺优化完全可以保证此接头的综合力学性能。

为了进一步提高优化后焊接接头的可操作性，同国际接轨，建议图1.70节点按图1.95的步骤进行优化。

5.建筑钢结构层状撕裂处理技术

由于建筑钢结构焊接工程点多面广，层状撕裂防不胜防，在个别工程也有层状撕裂的现象出现。在长期和层状撕裂作斗争的过程中，制定了处理层状撕裂的基本原则。

①首先，应用UT、MT、PT探明层状撕裂产生的部位、深度，不漏过任何已经出现的层状撕裂裂纹。

②必须采用机械钻孔的工艺对所有层状撕裂裂纹的两端钻止裂孔，钻孔直径8～10mm，钻孔深度在UT检测深度的基础上加约3mm，裂纹较长的中部可以增加钻孔数量，此举的目的是破坏由于焊缝收缩形成的强大拉伸应力场。

③钻孔完成后，对处理表面预热80℃，然后进行气刨，气刨深度以钻孔深度为准，同时必须刨除层状撕裂裂纹两端各50mm的完好金属。

④对刨削的坡口进行打磨，应用MT或PT检测。如果存在裂纹，还必须刨除打磨，直到裂纹消除为止。

⑤采用低强配比应用抗裂性能好的低氢型焊条进行多层多道焊，采用合理的焊接工艺，尽量减少焊缝的截面积，确定合理的（T0）。

⑥焊接完成后，进行去氢处理（250～300℃，保温1h）。

整个过程有两个关键：

其一，千万不能在钻止裂孔前用碳弧气刨直接刨削层状撕裂裂纹，否则气刨的高温给拉伸应力场补充能量，促使层状撕裂裂纹向纵深扩展，扩展趋势和扩展实际直到拉伸应力基本消除为止，给处理工作带来困难。在实践中，有的单位深受其害，几乎让焊接接头报废，见图1.96。

其二，最好采用超低氢型焊条，采用低强配比，增加处理部位的抗裂能力。

其余各条均很重要，切切不可偏废。

6.工程案例（一）

厚板T形接头层状撕裂修补技术

（1）概况

某公司承做的某超高层工程中，Y形节点上、下连接外框钢柱，四周与外框钢梁相连，节点单重为13t，长度为4.816m，截面尺寸为ф1000mm×30mm，中间拉板板厚t=40mm，此构件为承重受力节点，材质采用Q345B、Q345B-Z15。节点两相贯支管通过中间拉板进行焊接连接，按照设计要求，两支管靠近主管约700mm范围拉板边缘采用齐平相贯口方式连接。在实际焊接过程中，因拉板端部拘束应力应力较大，拉板局部产生了层状撕裂（见图1.97～图1.99）。

（2）修补工艺技术

层状撕裂缺陷的产生是多方面的诱导因素所造成的，对于产生缺陷的焊接结构，主要从接头形式、焊接方法及工艺措施等方面进行结构的修复。

①裂纹的检测。

必须先对缺陷部位进行检测，确定层状撕裂产生的具体部位、深浅程度以及外延扩展等情况，不漏过任何部分。通过检测人员在支管管径内侧贴近拉板部位用直探头进行UT检测，确定其扩展深度<30mm，且长度在500mm左右。

②止裂孔加工。

采用机械钻孔的工艺方法对所有产生层状撕裂裂纹的两端钻止裂孔，孔径大小为ф8～10mm，钻孔深度在UT检测深度的基础上加3～5mm，对于裂纹连续或较长的，则需在中部增加自裂孔的数量，以达到破坏因焊缝收缩形成的强大拉应力场。

③修复焊接接头的优化。

在GB 50661—2011《钢结构焊接规范》中，明确规定了在T形接头设计中，板厚方向承受接收缩应力的问题，同时也提供了多种防层状撕裂的节点、选材和工艺措施。根据本节点在接头形式进行设计时，为充分考虑到拉板在焊接时承受收缩应力的问题。故在进行缺陷修补时，应将齐平相贯口的接头形式更改为内凹式焊接接头（见图1.100）。

④缺陷金属的去除。

考虑到裂纹深度较浅，要求钻孔完成后对表面进行预热（80℃左右），用气刨进行缺陷金属的刨除，去除缺陷的深度以止裂孔的深度为准，同时去除裂纹两端各30mm左右的完好金属。然后采用打磨机对刨削的坡口进行打磨处理（见图1.101、图1.102）。

⑤裂纹的检测和处理。

缺陷金属去除完毕后，应用PT或MT对坡口表面进行检测。若还存在裂纹则必须对其部位进行刨削后打磨，直到裂纹消除为止，如图1.103～图1.105所示。

⑥缺陷处理焊接技术。

缺陷部位的焊接应采用组合焊接方法进行，即打底焊接应为稀释率低、焊接线能量小、抗裂性能好且选用低强配比等综合性能较佳的SMAW焊接方法，填充和盖面采用GMAW-CO2气体保护焊进行焊接。

预热和消氢处理：焊前对焊道正、反面进行80～100℃预热处理，焊后对焊道进行250～300℃消氢处理1h左右。

⑦应用SMAW控制AV值焊接技术。

采用SMAW焊接方法成功解决焊道深而窄且GMAW伸出干丝过长影响焊接质量的矛盾，提高打底焊缝成形质量。此外，采用SMAW焊接方法配J506+ф4.0mm焊条，控制AV≥0.6，以实现大电流、薄焊道、多层多道的焊接技术。不仅焊缝稀释率相对较低，且焊缝抗裂性能较好，焊缝质量稳定，对提高焊缝金属的综合指标十分有利（见图1.106）。

⑧低强隔离焊打底技术。

在拉板坡口表面运用SMAW焊接方法进行隔离焊打底。此方法可利用隔离焊缝优越的延性，承受拉板厚度方向焊接拉应力的作用，从而减轻对轧制层的作用，提高焊接接头抗层状撕裂的性能（见图1.107、图1.108），具体焊接工艺参数如表1.53所示。

⑨多层多道错位焊接技术。

填充焊和盖面焊缝采用多层多道错位焊接方法，此方法不仅对焊缝和热影响区组织都具有一定的改善作用，且降低了焊接拘束度，使内应力得到均匀分布。排除施焊时，因母材的拘束力大产生凝固裂纹，进而引起再次产生层状撕裂现象。此外，在起弧和收弧时，要求每道焊缝接头应错开25～50mm，起弧应采用回焊手法，熄弧应填满弧坑，采用此焊接方法时严禁摆动焊接（见图1.109～图1.111），具体焊接工艺参数如表1.54所示。

（3）结语

通过具体的工程实例，从层状撕裂缺陷的处理方法入手，阐明了焊接结构中层状撕裂的修补技术，尤其是缺陷的检验定位、焊接方法的选择及应用，都对裂纹的扩展产生着重要的影响。此外，本文的焊接修补技术在工程中也得到了成功的应用，可以作为工程中处理相同或类似问题的技术借鉴。

7.工程案例（二）

宝钢二号高炉炉顶法兰层状撕裂的修复与控制

说明：

《宝钢二号高炉炉顶法兰层状撕裂的修复与控制》是20年前的一份有价值的技术论文，代表了当时对层状撕裂产生机理和处理技术的较高水平。本节对该论文作了摘抄，但忠实于原文，文献中对层状撕裂的处理原则就是当时的“会议纪要”，一字不差，可能同现在对层状撕裂的认识有一定差距。特此说明。

宝钢二号高炉炉顶法兰层状撕裂的修复与控制

宝钢二号高炉是一座国产化95％的世界级特大型高炉，其中采用卢森堡PW公司的中心串罐无料钟设备。炉顶法兰除承受500t左右的设备重量外，还要抵抗旋转布料器所产生的巨大扭力，同时也要经受焦煤、矿石的冲击载荷，工作环境相当恶劣，因此，技术上对法兰的要求非常高，不允许有一丝裂纹出现，更不允许撕裂。

宝钢二号高炉基于这一特定要求在设计上采取了相应措施，法兰是用BB502钢δ=60mm的钢板加工制作而成的，详见表1.55和表1.56。

从上表可知，BB502钢的化学成分中P、S含量低，力学性能好，有足够的强度和抗裂能力，设计者采用BB502钢作为炉顶法兰材料是正确的。然而在复杂的结构中，要保证焊接接头的综合指标，材料只是一个方面的因素，通常和设计、焊接工艺、接头所处的工位密切相关，涉及一系列复杂因素。二号高炉炉顶法兰出现的层状撕裂的原因就是十分复杂的。

炉顶法兰的焊接过程中没有任何问题发生，可是在工程完毕不到24h，法兰内表面出现了层状撕裂，为了方便阐述，我们把现场的情况抽象为图1.112。

如图1.112所示，用磁粉探伤发现层状撕裂纹长度占周长总数的10.5％，从当时的趋势上看有进一步发展的可能，除此之外，相继发现了80多条细小裂纹（遍布内径周长），数量逐步增多。在层状撕裂的部位，采用超声波测厚仪定位，共测七点。分别是：21mm，20mm，19mm，16mm，19mm，16mm，26mm；平均值为19.6mm，

层状撕裂的出现使现场工程技术人员感到问题十分棘手。对于出现的层状撕裂，有人认为主要是由于钢板内部存在分层夹杂物（沿轧制方向），在焊接是产生垂直于轧制方向的应力，致使在热影响区或稍远的地方产生台阶式层状开裂。也有人认为是焊工的责任。笔者认为，第一种说法虽不确切，但尚有一定道理。第二种说法不正确，完全可以肯定地说，炉顶法兰层状撕裂的出现不是焊工的原因，焊工只承担缺陷，比如飞溅、电弧擦伤、气孔、夹渣、未焊透等缺陷的责任，而层状撕裂绝不是以上焊接常规缺陷所造成的。那么，确切的原因是什么呢？

炉顶法兰层状撕裂主要由设计不合理造成，直接原因是拘束力过大，焊缝没有收缩的余地，因此造成极大的拉应力场，而应力的作用点就是法兰内径表面应力集中点。从图1.112可以看出，炉顶法兰处于上下两组焊缝的夹击之中，两组焊缝的焊接量都相当大。法兰的下方是4063m3高炉壳本体下，当时法兰上端为自由端，可以自由收缩，因而残余应力相对较小。当焊接完成之后，炉体和法兰为一整体，刚性相当大。法兰的上方是近1m高δ=60mm的圆柱形齿轮座，其刚性也非常大，那么上焊缝焊接收缩量不可能在这两方面得到，也就是说，产生的强大的应力就作用在法兰上。这是形成层状撕裂的主要原因。

如果在强大的拉应力下，法兰本身有足够的强度抵抗，那么也可能不会出现层状撕裂。而法兰具有足够的强度必须具备两个条件：其一，材料本身有足够的强度；其二，加工质量良好，表面不存在应力集中点。就其加工精度而言，宝钢二号高炉炉顶法兰是用切割的方式进行的，表面部分凹凸不平，应力集中点很多。根据切割BB502钢材经验，BB502钢的表面还有可能出现因加工受热而产生的微裂纹，于是形成了产生层状撕裂的充分条件，这是原因之二。

对BB502钢材而言，也没有完全抵抗层状撕裂的能力，主要有两点不足：其一，化学成分。通常同钢种而不同规格的板材其化学成分都不一样，从可焊性出发，板材的厚度越大，其碳当量应越低，然而，BB502钢任何规格板材的化学成分都差不多，因此影响了厚板的焊接性能。在工程实践中，焊工普遍反应δ=30mm以下的板材可焊性好、焊接质量好；而δ=30mm以上厚板的板材情况就发生了变化，感到焊接质量难以保证。再者裂纹敏感性强，容易出现微裂纹可能同含Nb量过多有关。其二，轧制工艺不适当。层状撕裂的出现同轧制工艺密切相关，由于缺乏第一手资料，只能初步推断轧制温度控制不好，削弱了BB502钢抗层状撕裂的能力。

由于二号高炉炉顶法兰处于十分特殊的环境，不能照搬常规工艺。据了解，从工艺简单出发，焊接顺序是先外而后内，内焊缝采用碳弧气刨刨根。

全套工艺照常规无可非议，问题出在什么地方呢？是出在焊接顺序上，这是法兰焊接接头的设计所决定的。

前文讲过，焊缝的上下没有收缩余量，在这种情况下应尽量减少焊缝的拉应力，而减少拉应力唯一有效的途径就是减少焊缝截面积，特别要减少内焊缝的截面积，因为内焊缝焊接收缩应力是造成层状撕裂的直接原因。

众所周知，在对接焊缝中，焊缝收缩量的大小同焊缝的有效截面积成正比。

F=0.2AN/δ　　（1.37）

式中　AN——焊缝有效截面积；

F——收缩量；

δ——材料的厚度。

在高约束条件下，焊缝收缩量将转化成为拉应力，两者成正比。这个道理适用于宝钢二号高炉炉顶法兰真正撕裂原因的解释。在焊接过程中，内焊缝经过气刨以后，其有效裁面积可以达到整个焊缝的3/5～2/3，也就是说，内焊缝的截面积比外焊缝大，产生的拉应力也比外焊缝大。

设其拉应力的增加部分正好突破临界点，那么这就是较主要的原因。倘若所产生的拉应力不足以破坏结构，那么，因增加截面积而增加的拉应力加速了层状撕裂的形成，不可否认，这是形成层状撕裂的又一原因，可以认为是次要原因。

内焊缝所产生的拉应力是产生层状撕裂的主要应力的观点可以从裂纹的位置上得到证实。如图1.113所示，从下向上看，裂纹超过了钢板的中心线，处在整个板厚的2/3左右，就是有利的论据，可以肯定地说：出现层状撕裂主要是设计造成的，其他原因均为次要原因。需要指出的是，焊接接头设计之所以不合理，其主要原因是服从高炉整体设计的需要，因此，摆在我们专门从事高炉建设队伍面前的是一个十分复杂的施工技术问题。

根据以上分析，宝钢二号高炉炉顶法兰层状撕裂难题也就迎刃而解了。

①炉顶法兰撕裂范围进行全线碳弧气刨，气刨深度经放大镜目测无裂纹存在为止，在正式气刨之前，可在较大裂纹两端钻孔，以防止裂纹扩展。

②气刨结束并经确认后，用T426（或T427）、ф4mm焊条进行补焊，焊接中，层间温度不要太高，焊速要慢，坚持道道打渣，以减少焊接应力。

③预热及后热温度为180℃，后热2h，采用电加热方式。

为了确保万无一失，在工程实践中为防止补焊造成新的层状撕裂，加刨一道应力释放槽。通过以上措施。最后获得成功。

从处理的原则上看，上述处理方法成功的诀窍在：一是尽量减少焊接应力；二是尽量释放应力。

焊接接头的设计应当服从高炉的整体设计，局部应当服从全局。二号高炉炉顶法兰焊接接头的设计是不合理的。然而宝钢三号高炉同样采用了与二号高炉完全一样的接头形式。既然设计上不可能提出防止方法，那么，防止层状撕裂出现的全部希望只有寄托在改进焊接工艺这唯一的出路上，从这个意义上讲，从事冶金建设的工程技术人员责任重大。

根据层状撕裂产生的原因分析，提出我们近期的几点研究设想，供同行探讨和参考。

由于BB502钢对裂纹的十分敏感，用它作为炉顶法兰的材料不是十分理想。制作炉顶法兰的材质应当是抗层状撕裂能力强的新钢种。宝钢三号高炉采用BB503钢为炉壳材质，就是针对BB502钢不足而重新研究的新钢种，比BB502钢的性能要好。当然还有比BB503更好的钢种。总之，采用抗层状撕裂强的钢种为炉顶法兰的材料是防止产生层状撕裂的根本方法。

从目前大型法兰加工的方式上看，切割是一种比较实际的方法，因此炉顶法兰允许切割加工。对炉顶法兰而论，需要提出精加工的要求，特别是法兰内表面，其目的是防止内表面产生应力集中点，破坏层状撕裂产生的环境条件。

实践经验证明，特殊的接头形式必须采用特殊的焊接工艺，否则难以获得理想的质量。针对炉顶法兰的特殊接头形式，我们研究出一种新的焊接工艺，具体内容如下。

a.焊接顺序。

把先外后内的焊接顺序改为先内→气刨外焊缝→后外→再内→再外的焊接顺序。即：先焊内焊缝的一半（1/2）；然后外焊缝进行气刨；后外指气刨后接着焊完外焊缝的一半（1/2）；然后再焊完内焊缝留下的一半；最后焊完外焊缝的一半。在这套工艺中，关键在焊内焊缝留下的一半时应严格控制焊接线能量，线能量越小越好。同时控制层间温度。还要监视外焊缝焊肉是否出现缺陷。这种焊接顺序的主要目的是尽量减少内焊缝的截面积，使外焊缝形成大面，从而降低内焊缝因焊接收缩产生的拉应力，达到保证焊接质量的目的。

这种方式也有比较突出的缺点，主要是增加了操作上的困难。特别是给预热、外焊缝的气刨带来了困难。但从保证质量的观点出发，应当执行这种方法。

b.预热和后热。

首先确定预热方式和温度，对炉顶法兰而言，最好的方式是伴随预热。其温度的确定原则是控制t8/5，以热影响区晶粒不粗大为原则，从而提高母材的抗裂能力。后热的原则同预热温度，时间在2h以上，也可以稍高于预热温度。其目的是去氢，防止氢致裂纹。

c.选择低氢型焊条，并严格遵守操作要领。

焊条性能应当强度适中，有足够的韧性，由此提高熔敷金属的抗裂能力。

d.采用非常规的消除应力方法。

比如锤击、打渣等行之有效的方法。

e.后热结束后用砂轮把焊缝的加强高磨去一层，同时磨削内圈表面焊缝。

此举的目的是释放部分应力，消除应力集中点，消除焊缝表面的硬淬组织，彻底消除产生层状撕裂的一切环境条件。

采用特殊的焊接工艺，防止层状撕裂的产生，可以通过我们的自身努力来实现，因此我们着重研究了前文所介绍的特殊工艺，在研究中，也得到了曾乐同志的帮助和指导。需要说明的是防止炉顶法兰层状撕裂的根本方法，效果最好的方法是修改焊接接头。在接头设计不合理的情况下，仅仅用焊接工艺来保证质量是有相当难度的。这不仅是焊接方法的问题，还涉及十分复杂的条件和因素。