焊接结构课件5.docx

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焊接结构课件5

第三章P92钢焊接接头组织和力学性能研究

3.1试验内容及方法

3.1.1金相分析

（1）取样

从试板的横端面直接截取试样。

切出的试样包括焊缝热影响区两侧约5mm宽的母材。

取样时采用线切割，避免试样受热改变组织状态。

切好的试样要用砂轮倒角，以便于抛磨处理。

（2）砂纸磨制

将试样磨面依次在由粗到细的各号金相砂纸上磨光。

常用的砂纸号数有120#、200#、400#、600#、800#、1000#，号小者磨粒较粗，号大者较细。

磨制时砂纸应平铺于厚玻璃板上，左手按住砂纸，右手握住试样，使磨面朝下并与砂纸接触，在轻微压力作用下把试样向前推磨，用力要均匀，务求平稳，否则会使磨痕过深，且造成试样磨面的变形。

试样退回时不能与砂纸接触，这样“单程单向”地反复进行，直至磨面上旧的磨痕被去掉，新的磨痕均匀一致为止。

在调换下一号更细的砂纸时，应将试样上磨屑和砂粒清除干净，并转动90°角，使新、旧磨痕垂直。

（3）抛光

抛光的目的是为了去除金相磨面上因细磨而留下的磨痕，使之成为光滑、无痕的镜面。

本试验采用机械抛光。

机械抛光是在专用的抛光机上进行的，抛光液通常采用Al2O3、MgO或Cr2O3等细粉末（粒度约为0.3～1μm）在水中的悬浮液。

机械抛光就是靠极细的抛光粉末与磨面间产生相对磨削和液压作用来消除磨痕的。

操作时将试样磨面均匀地压在旋转的抛光盘上，并沿盘的边缘到中心不断作径向往复运动。

抛光时间一般为3～5min。

抛光后的试样，其磨面应光亮无痕，且石墨或夹杂物等不应抛掉或有曳尾现象。

这时，试样先用清水冲诜，再用无水酒精清洗磨面，最后用吹风机吹干。

（4）金相腐蚀及显微组织观察

把抛光后的试验浸蚀在腐蚀剂中，腐蚀剂为：

Fecl（5g）+Hcl（50ml）+H2O（100ml），浸蚀时间为3分30秒。

浸蚀完毕后，立即依次用清水和无水酒精冲洗，然后用吹风机吹干。

最后把制备好的金相试样在蔡司AXIOImagerA1M金相显微镜下进行观察并拍摄金相照片。

3.1.2扫描电镜试验

扫描电子显微镜主要用于各种材料的形貌组织观察，金属材料的断口分析和失效分析，以及能谱分析。

本实验中主要用它对P92钢焊接接头进行形貌组织观察。

扫描电子显微镜的型号为JSM-6460LV，其主要技术参数如下：

1）分辨率：

高真空模式：

3.0nm（30kv）；低真空模式：

4.0nm（30kv）

2）低真空度：

1-273Pa，高低真空切换。

3）样品台：

五轴马达驱动对中样品台。

样品移动范围：

Y：

100mmX：

125mmZ：

5-80mmT：

-10°~90°R：

360°

4）加速电压：

0.5kv~30kv；束流：

1Pa~1Ua

5）能谱仪：

分辨率：

MnKa峰的半高宽优于133ev。

分析元素：

Be4~U92。

3.1.3焊缝成分测试

辉光放电光谱分析是基于惰性气体在低气压下放电的原理而发展起来的光谱分析技术。

样品表面被激发出来的原子返回基态时发出具有特征波长的光谱。

按建立的标准曲线，通过检测光强计算出样品中元素的含量。

主要用于均质或者经过表面处理的固体样品的元素分析。

本实验采用JY10000RF辉光光谱分析仪对P92钢焊缝进行化学成分测试：

3.1.4焊接接头显微硬度测试

显微硬度是微观组织的反映，其大小取决于材料在焊接热循环作用下的相变过程。

钢材淬硬倾向越大，越容易产生裂纹，实践中常以硬度值作为判别钢材淬硬程度的指标。

显微硬度试验采用HVS-1000型显微硬度计，测试条件为加载力1.96N，加载时间15秒。

硬度打点位置如图3.1所示，分别为盖面焊道1、中间焊道2、打底焊道3、、焊缝纵向4。

盖面焊道和打底焊道分别距焊缝上下表面2mm。

测量硬度的部位在母材、焊缝及热影响区。

测试时从焊缝区开始向母材每间隔0.5mm测一个硬度值。

图3.1硬度打点位置示意图

3.1.5焊接接头电化学腐蚀试验

恒电位仪以参比电极的电势为参照，通过控制工作电极的电势，在不同的电势下测得流过电极表面的电流值。

本试验采用273型恒电位仪对P92钢焊接接头进行电化学腐蚀测试。

参比电极为甘汞电极，辅助电极为铂电极，电解质为5%Nacl溶液。

试验温度为室温20.5℃。

用胶带粘住试样被测区域，最后用油漆反复包裹住试样上表面，待外层油漆干燥后取出胶带，避免了缝隙腐蚀和其它部分的干扰。

研究电极、参比电极、辅助电极的接法为：

研究电极（待测金属电极）与绿线连接，参比电极（饱和甘汞电极）与黄线连接，辅助电极（铂电极）与红线连接，如图3.2所示。

图3.2研究电极、参比电极、辅助电极的接法

仪器主要的技术参数：

频响范围：

10uh~1Mhz；稳定值：

10ppm/℃；幅值：

1%。

相角：

0.1°；恒电位槽压：

±100V。

极化电位：

±8V；极化电流：

±1A。

输入阻抗：

>1012

；扫描速率：

400V/s。

5210锁相放大器频率：

0.1Hz~100Khz；交流幅值：

±20mv。

3.2试验结果及分析

3.2.1P92焊接接头宏观金相分析

对于焊接结构，焊接产品，焊接接头的质量要求是多方面的，它包括接头性能、组织等内在要求，同时在外观形状尺寸精度、焊缝成型、表面及内部也不能有缺陷。

为了尽快地发现与解决问题，往往是先采用宏观分析，如有必要，再进行细致的显微分析。

宏观组织检查的主要内容是，观察焊接接头的各部组织宏观形态，如柱状晶，等轴晶，树枝晶的结构及分布，焊缝及热影响区的宽度，过热区的宽度，可以从中了解焊接工艺变动时，对热影响区宽度的影响，对钢的结晶组织的影响。

观察焊缝凝固过程形成的缺陷，如裂缝。

气孔、夹渣及母材的非金属夹杂物，或焊后热处理产生的各种缺陷。

通过宏观组织的检查、研究焊接头结晶过程小引起的成分偏析情况。

检查焊缝金属与母材的熔合情况，显露焊接接头的熔合线的位置[22]。

图13P92钢焊接接头宏观金相

采用50%HCL溶液作为侵蚀剂，把试样在65-75℃下加热煮3小时可显示宏观组织。

图3.3为焊接接头表面的宏观金相照片，从图中可以看到焊缝的结晶形态，由于采用的是多层焊，打底焊缝最初的柱状晶是从垂直于熔合线处的熔池壁联生长大，在焊缝中心交遇；而后层焊缝的柱状晶是从垂直于前层焊缝的表面联生长大，呈较明显的层状。

每道熔池宽而浅，柱状晶从底部向上生长，最后结晶时，杂质推向焊缝表面，从杂质分布来看，对焊缝比较有利。

其次从图中还可以观察到热影响区宽约为3-4mm，过热区宽1mm左右。

经过侵蚀的焊接接头焊缝金属与热影响区呈现清晰界限，焊缝金属与母材熔合良好，焊缝及热影响区表面无裂纹、未熔合、夹渣、弧坑、气孔，咬边等缺陷。

焊接热影响区的宽度可以通过经验公式进行理论计算，具体计算如下：

设焊接热影响区峰值温度为

，

计算公式如下：

（3.1）

式中：

：

峰值温度（℃）To：

预热温度（℃）

Tm：

材料的熔点（℃）1500ρ：

材料的密度，P92的密度是7850Kg/m3

c：

材料比热，790，J/Kg℃。

h：

焊板厚度（mm）

y：

距融合线距离（mm）

为焊接线能量（J/mm）

ρc=0.0062J/mm3℃，To=150℃，Tm=1500℃，h=10mm，E=1360J/mm=13600J/cm。

将数据带入（3.1）,

与y的关系如下：

Ty=10000/（1.9y+7.7）+200（3.2）

由公式3.2绘制出HAZ内的峰值温度分布曲线，如图14所示。

Ts：

熔点Tks：

粗化温度

图3.4HAZ内的峰值温度分布曲线

焊接材料的粗化温度为1100℃，Ac3约为920℃，Ac1约为840℃，从图14中可确定粗晶区宽度为1.8mm，细晶区宽度约为1.45mm，回火区宽度为0.9mm。

热影响区为4.15mm。

这与宏观晶相试验所得的结果一致。

3.2.2焊缝成分分析

采用JY10000RF辉光光谱分析仪对P92钢焊缝化学成分进行测试，测试结果如表7所示。

表3.1P92钢焊缝化学成分

C

Si

Mn

P

S

Cr

Mo

V

Ni

Nb

Co

W

B

N

0.06

0.28

1.01

0.006

0.002

9.49

0.22

0.27

0.51

0.03

1.33

1.76

0.0001

0.02

比较表3.1和表2.1可知，焊缝成分与母材相近，部分成分略有增减。

相比母材，焊缝不含铝、钛元素，且碳、钼、铌、硼含量均下降，特别是碳、钼含量降低较明显；其次焊缝中硅、锰、铬、钒、镍含量升高，其中锰、镍含量升幅较大；另外母材不含钴、氮元素，但焊缝中适量添加了两种元素。

研究表明：

当选用与母材成分完全相同的焊材焊接P92钢时，接头的韧性极差或蠕变强度并不能满足标准的最低要求,而且线能量越大,情况越严重。

这与母材的多元复合强化有关。

因此在设计焊缝成分时，从高温性能和材料焊接性出发，除了选用大致和母材相同的合金成分外，还需考虑焊缝含碳量，合金元素对接头性能的影响，具体设计如下：

（1）、锅炉过热器管道用钢除了满足热强性外，还需考虑到C含量对可焊性等工艺性能的影响，一般含C量过高，则使焊接性能变差。

另外，含C较高的钢在高温长期应力作用下加速了固溶体中合金元素的贫化过程和碳化物相显著聚集现象，从而降低钢的热强性，增加钢的脆性。

因此，P92钢的C含量控制在0.07~0.13%比较合适。

（2）、试验表明，600℃以下，随N含量增加，蠕变断裂强度增加。

但在650℃以上，情况却相反。

这主要是含N的沉淀物和基体结合力太强引起的。

当N>0.04%时，组织中有M2X（Cr2N），它是主要的二次硬化相之一，形态由针状、棒状到球状。

另外，在含V的钢中，随着N含量的增加，分布在δ铁素体与板条马氏体中的细小、弥散的VN数量增加。

而VN在焊后高温回火处理（PWHT）后过多地残留在基体中虽对蠕变断裂强度的提高有所帮助。

但会对焊缝韧性产生极为不利的影响。

因此应控制V、N、Nb等微合金化元素在规范允许的下限。

（3）镍、锰和钴是奥氏体稳定相，把它们加入到P92钢中是为了确保在奥氏体化过程中形成100%的奥氏体，从而保证在冷却时能得到100%的马氏体组织，以避免大量δ铁素体形成，损害焊缝韧性。

Mn和Ni含量超过基体金属上限时能够显著改善接头韧性，可适当增加Ni含量，但超过1.0%的Ni会加快析出相的粗化，降低钢的蠕变断裂强度。

因此，Ni不超过1%，最好是0.2~0.8%之间。

它从而了长期蠕变强度。

Mn对碳化物粗化的作用与镍相似，能约束δ铁素体相的形成并促进M23C6析出，但超过1.5%的Mn会减弱氧化抗力及脆性抗力性能。

因此，Mn含量一般控制在1.5%另外，过量的Co使钢的延展性降低且引起产品成本增加。

因此Co最好控制在2.1%以下。

（4）在高Cr钢中Cr的作用主要有三：

一是提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性能；二是固溶于基体中起固溶强化作用；三是形成M7C3和M23C6起沉淀强化作用。

P92钢中含9%Cr可以提高基体的再结晶温度,这样有利于固溶强化作用的发挥；Fujita等人研究了Cr含量在3～15%变化时Cr-2Mo-V-Nb钢的持久强度和显微组织，发现含Cr9~10%的钢回火抗力最高，因而大大降低了基体的回复速率。

这有助于位错强化作用的发挥。

综合考虑上述韧性、强度、固溶强化与位错强化等因素，P92钢中Cr的最佳含量为9%。

（5）硅（Si）是有害元素，促进Laves相的形成且由于晶界偏析使钢的韧度降低。

在生产钢时添加Si作为脱氧剂，Si元素可改进抗氧化性和耐高温腐蚀性。

然而，过度添加能引起蠕变脆裂和粗糙度降低，因此Si含量不超过0.15%。

另外，B的晶界强化效果显著，但对接头韧性恶化也较严重，其含量也应控制在基体金属下限左右。

综上所述，该焊缝成分满足设计要求。

3.2.3P92焊接接头显微组织分析

焊接接头由母材、热影响区和焊缝组成。

焊接热影响区与母材虽然是同样化学成分，同一材料，但是由于焊接热循环的作用，热影响区形成连续变化的梯度组织区域。

焊缝组织是另外一种组织状态，它属于焊接熔化金属快速结晶的铸态组织，此铸态组织在连续冷却过程中还要进行二次转变。

（1）.母材组织分析

P92耐热钢母材的供货状态供货状态为正火加回火,组织为回火马氏体，其显微组织和SEM组织如图3.5、3.6所示。

图3.5母材显微组织500x图3.6母材SEM照片

由图可以看出母材的原始组织为回火马氏体和部分回火索氏体。

母材金属由于合金元素含量高、淬透性强，在1050℃正火+760℃回火后获得低碳马氏体。

经焊后热处理后，部分马氏体由于碳的扩散形成回火索氏体，并仍保留了部分马氏体。

因此，其光学显微组织仍具备部分板条马氏体的形态特征；板条马氏体束呈60度等腰三角形排列分布，且具有一定的方向性，而且在晶界和晶内可观察到均匀析出的碳化物。

（2）.焊缝组织分析

焊缝的组织分析主要是研究焊缝的一次结晶组织和二次结晶组织，一次组织是熔化液体金属中经形核和长大完成结晶时的高温组织形态；二次组织是室温焊缝的微观组织形态，当高温奥氏体连续冷却进行相变过程中，焊缝高温组织还要转变为低温组织，这一般称之为固态相变组织，也称为二次结晶组织或者显微组织[22]。

熔化金属的结晶直接影响焊缝金属的组织，对焊缝性能起重要的作用，焊接过程中的许多缺陷，如气孔、夹杂、偏析，尤其是裂纹等也都是在熔化结晶过程中产生，因此研究焊缝熔化金属的结晶特点及结晶组织的控制具有重要意义。

1）.焊缝一次结晶组织分析[24]

焊接熔池的结晶形态主要取决于液相的成分过冷程度，随着成分过冷程度的增加，依次出现平面晶、胞状晶、胞状树枝晶、树枝晶和等轴晶等结晶形态。

成分过冷度与熔池溶质含量、结晶速度成正比，与温度梯度成反比。

在实际焊缝中，由于化学成分、板厚、接头形式不同，不一定出现全部的结晶形态。

焊缝金属的凝固结晶过程是通过形核和长大的机制进行的。

焊缝金属结晶时分自发形核与非自发形核。

自发生核是液态金属完全均匀一致，没有外来固相参与下的凝固，液相内自己靠能量涨落形成固相核心称为自发生核。

非自发生核，是液相中存在现成固相表面从现成表面长成新相称为非自发形核。

其中非自发形核起主要作用。

焊接熔池的结晶过程一般是从熔池的边界开始的，非自发晶核就依附在半熔化的母材晶粒表面上，一般情况下，以柱状晶的形式由半熔化的母材晶粒向焊缝中心成长，而且成长的取向与母材的晶粒相同，从而形成所谓的联生结晶。

所以焊缝金属晶粒是和熔合线附近母材晶粒保持同一晶轴，过热区晶粒越粗大，焊缝中联生柱状晶也较粗大，过热区粗晶大小就是焊缝技状晶大小的楷模。

尽管结晶总是从半熔化的母材晶粒开始联生成长，但不同的方向上成长的趋势不同，只有最优结晶取向与温度梯度最大的方向（即散热最快的方向，亦是熔池边界的垂直方向）相一致的晶粒才有可能持续生长。

因此每个晶粒都是在不断竞争中成长的。

所以熔池结晶表现出联生结晶和竞争成长的特点。

总体而言焊缝凝固组织的最大特点就是表现为各种形态的柱状晶。

但在焊缝凝固后期，熔池中心能自发形核产生新的晶粒，并长大形成等轴晶。

所以焊缝中的凝固结晶组织主要有柱状晶和等轴晶两类。

图3.7为焊缝柱状晶组织，3.8为熔合线交界处的金相照片，熔合线右边为焊缝区一次组织，可以看出P92钢靠近熔合线处焊缝凝固组织为柱状晶，它是由先共析铁素体勾画出来的，这种柱状晶在母材的部分熔化区晶粒表面连生长大、晶体成长方向垂直于熔池金属与母材金属的分界面。

图3.7、焊缝柱状晶图3.8焊缝与熔合区交界柱状晶

图3..9焊缝柱状晶SEM照片图3.10焊缝等轴晶

熔池内部温度梯度较小，熔池内部存在未熔化的悬浮质点，如通过焊接材料加入的一定量的高熔点金属元素（Mo、V、Ti、Nb等）而得到，熔池内部晶粒不受其他散热条件的影响，在非自发形核的作用下，它们可以自由成长，形成等轴晶。

如图3.10所示。

从熔池边界到焊缝内部，成分过冷程度增大，结晶形态依次转变为柱状晶、柱状晶与等轴晶过渡区、等轴晶。

2）焊缝二次显微组织分析

随着连续冷却过程的进行，焊缝金属凝固形成的一次组织将逐步发生相变，形成二次组织。

在P92焊接时，可以通过合金元素成分来预测焊缝金属的组织和性能，本文利用卡霍夫斯基预测图对焊缝组织进行预测[25]，见图22。

图22卡霍夫斯基预测图

卡霍夫斯基预测图中铬、镍当量公式如下：

Creq=1WCr+1.5WSi+1WMo+3.5WTi+1WV

Nieq=1WNi+30WC+0.5WMn+30WN

经计算可知：

ASTM标准中Creq的最大值和最小值分别是9.33、11.55，Nieq的最大值和最小值分别是：

3.49、5.14，选用的焊丝（TGS-12CRS）的Creq为11.725，Nieq为3.8，采用的焊条（CR-12S）的Creq为11.75，Nieq为4.4。

将计算的值对应卡霍夫斯基预测图可知：

焊缝在没有进行焊后热处理的情况下均落于图中马氏体和铁素体的组织区域。

由于焊缝在焊接完成后还进行了焊后热处理过程，所以焊缝最终组织为回火马氏体及少量铁素体。

焊缝金相显微组织如图3-4（a）所示。

其组织形貌与母材的基体组织相似，但由于焊缝金属不具备母材金属的控轧控冷及形变热处理工艺，且经受焊接高温作用，其晶粒较两侧HAZ粗大。

同时由于熔池边缘液态金属温度低、流动性差，且受到的机械搅拌作用较弱，形成了滞流层，致使焊缝中部与边缘的化学成分存在较大的差别，因此在焊缝不同区域，其显微组织有一定的差异。

图23焊缝区SEM照片

在SMAW焊缝结晶方向上，大量马氏体板条的位向与结晶方向一致，且板条长度也大于其他方向上的板条。

其次，SEM观察发现在马氏体基体存在有弥散分布的点状析出物。

如图23所示，在焊缝的局部区域还观察到了极少量的δ铁素体存在。

P92钢中Cr、M。

、V、Nb等铁素体形成元素较多，若焊缝与母材的化学成分相同，那么在焊缝冷却凝固过程中很容易形成δ铁素体，δ铁素体严重降低焊缝韧性。

为了防止P92钢焊缝形成δ铁素体，保证焊缝金属得到单一的回火马氏体组织，可通过控制铬当量得到[20]，铬当量公式是美国CE公司提出的：

Creq=Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb+9Ti+12Al-40C-30N-4Ni-2Mn-1Cu

当Creq≤10时，不会出现δ-Fe；

当Creq≥12时，出现δ-Fe；Creq值越高，δ-Fe的含量越高；

当10

代入焊缝化学成分，如表6所示，

求得Creq=Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb+9Ti+12Al-40C-30N-4Ni-2Mn-1Cu

=10.75

计算结果在10

因此P92钢焊缝可能出现δ铁素体。

（3）熔合区

熔合区是从母材到焊缝金属的过渡部分。

温度处于固相线与液相线温度之间，金属晶粒边界熔化，局部晶粒熔化，造成晶粒极其粗大而晶界和晶内化学成分和组织极不均匀，焊后冷却形成过热组织。

熔合区显微组织为回火马氏体，如图25所示。

观察图24可知：

这个区域很狭小，并与过热区粗大组织相连的。

熔合是焊接接头的薄弱区域，往往是产生脆性破坏裂缝的发源地，这里产生的微裂缝即可向焊缝扩展又可能向过热区（热影响区）扩展。

图24热影响区和熔合区交界处500x图25熔合区500x

（4）热影响区组织分析

金属材料在焊接过程中，因受焊接热循环的作用，在靠近焊缝处的母材组织发生变化，引起机械性能的改变，这个区域称为焊接热影响区。

由于受到焊接热循环作用，热影响区呈现连续变化的梯度组织。

为了详细研究焊接热影响区的组织特征，人为地把这极狭窄的焊接热影响区组织又划分成几个特征区域。

根据钢种的不同，划分的区域也不同。

P92钢属于易淬火钢，焊前经过了正火+回火处理，焊后经过了焊后热处理。

可把热影响区分为完全淬火区和不完全淬火区（包含软化区）、回火区三部分。

1）完全淬火区

完全淬火区是指焊接热影响区中峰值温度达到AC3以上的区域，它包括了相当于不易淬硬钢的过热区和正火区两部分。

由于该区域内的所有金属在加热过程中都经过了奥氏体化，因而在焊接快速冷却后将形成淬火组织。

完全淬火区中相当于过热区的部分，由于晶粒严重长大以及奥氏体均质化程度高而增大了淬火倾向，易形成粗大的马氏体，此区域也称为淬火粗晶区。

完全淬火区中相当于不易淬火钢的正火区，P92钢属于易淬火钢种，由于含碳量较高和合金元素的作用，淬透性强[17]。

一旦加热温度超过Ac3组织全部奥氏体化，冷却后形成淬火组织，此区的组织特点是晶粒细小，组织均匀，力学性能较好，又称为淬火细晶区。

2）不完全淬火区

不完全淬火区是指焊接热影响区中峰值温度处于AC1~AC3之间的区域，它相当于不易淬火钢的不完全重结晶区。

该区域一部分晶粒经过淬火处理形成细小晶粒，而另一部分始终未经受淬火处理，晶粒较为粗大。

该区域的主要组织特征是晶粒大小不一、分布不均。

因为该区域只有部分组织奥氏体化，而且由于在Ac1以上温度停留时间较短，奥氏体成分均匀化不充分，碳化物不能充分溶解，形成的奥氏体成分低于平衡成分，冷却时，未饱和的奥氏体在温度下分解，使该区组织为未溶解的铁素体、碳化物和奥氏体分解产物。

这种混合组织对延性变形的抗力非常小，因此该区域出现硬度和强度的下降，即高强钢焊接中的软化区。

3）回火区

由于P92钢焊前经过了正火加回火处理，焊后经过了热处理。

因此热影响区中存在回火区，此区域的峰值温度低于Ac1但高于原来调质处理的回火温度。

回火区内组织和性能的变化程度取决于焊前调质状态的回火温度，该回火温度越低，热影响区中的回火区越大，组织和性能变化越大。

总体而言，P92钢热影响区各区的微观组织差别不大，这是由于接头在焊接后进行了热处理，该处理使热影响区各区的组织趋于均匀化。

但热影响区组织形态还是有一定的差别。

P92钢热影响区在焊接时经历了一次类似正火的热处理，由于P92钢淬透性很强，在正火处理后，各区均形成低碳马氏体。

又由于焊接非平衡加热和冷却过程进行的速度很快，此时形成的组织为含有过饱和碳原子的马氏体，使HZA的硬度和强度都增加。

而随后热影响区再经历的高温回火热处理与正火连用，则相当于对热影响区进行了一次调质处理。

此时部分马氏体由于受热作用将发生回复，即在马氏体形成过程中来不及扩散的碳获得足够的动力使饱和的碳脱溶，从而发生马氏体向铁素体的转变，同时脱溶扩散的碳与附近的合金元素形成碳化物分布在晶界。

因此焊后热处理以后，HAZ各区的组织均主要为回火马氏体组织及部分铁素体板条间分布有碳化物的回火索氏体，如图26-30所示，其形态仍部分保留了马氏体的板条状，只是各区的晶粒大小以及马氏体的回复程度稍不同。

其次，热影响区的突出特征表现为热影响区范围狭窄，即使易出现粗晶的熔合区和过热区晶粒均明显细化，且细晶热影响区明显加宽，这除了与采用的热输入较小有关外，还由于P92钢母材金属含有较多细化晶粒的合金元素，如V、Nb、Cr、Mo等，这些均为强碳化物形成元素，在焊接条件下，由于加热速度快，高温停留时间短，不是充分溶解在奥氏体中，而是以碳化物的形式在晶界析出，阻碍晶界向外扩张迁移，从而细化晶粒；同时，该钢种采用多层多道焊时，后续焊道对先前焊道的重熔和回火作用使先焊焊道热影响区冷却后获得的粗晶组织细化。

图26粗晶区500x图27粗晶区SEM照片

图28细晶区500x图29细晶区SEM照片

图30不完全淬火区500x

3.2.4P92焊接接头显微硬度分析

P92钢打底层、中间层、盖面层及焊缝纵向的显微硬度分布曲线如图31、32所示。

图31P