第4章 不锈钢及耐热钢的焊接

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1、第第4章章 不锈钢及耐热钢不锈钢及耐热钢的焊接的焊接 不锈钢是耐蚀和耐热高合金钢的统称。不锈钢通常含有Cr（ Cr12%）、Ni、Mn、Mo等元素，具有良好的耐腐蚀性、耐热性和较好的力学性能，适于制造要求耐腐蚀、抗氧化、耐高温和超低温的零部件和设备，应用十分广泛，其焊接具有特殊性。 不锈钢的定义 不锈钢是指能耐空气、水、酸、碱、盐及其溶液和其他腐蚀介质腐蚀的，具有高度化学稳定性的合金钢的总称，对其含义有以下三种理解： (1) 原义型 仅指在无污染的大气环境中能够不生锈的钢。 (2) 习惯型 指原义型含义不锈钢与能耐酸腐蚀的耐酸不锈钢的统称。 (3) 广义型 泛指耐蚀钢和耐热钢，统称为不锈钢 我

2、国目前所谓不锈钢是指习惯型含义。不锈钢及耐热钢的 主要成分为Cr和Ni。 1按主要化学成分分类(1) 铬不锈钢 指Cr的质量分数介于12%30%之间的不锈钢，其基本类型为Cr13型。(2) 铬镍不锈钢 指Cr的质量分数介于12%30%，Ni的质量分数介于6%12%和含其他少量元素的钢种，基本类型为Cr18Ni9钢。(3) 铬锰氮不锈钢 属于节镍型奥氏体不锈钢，化学成分中部分镍被锰、氮替代，可减少镍的含量。氮作为固溶强化元素，可提高奥氏体不锈钢的强度而并不显著损害钢的塑性和韧性，同时提高钢的耐腐蚀性能，特别是耐局部腐蚀，如晶间腐蚀、点腐蚀和缝隙腐蚀等。这类钢种如1Cr18Mn8Ni5N、1Cr1

3、8Mn6Ni5N等。2按用途分类3按组织分类 按空冷后室温来分类，是应用最广泛的分类方法。 Cr13系列最为典型 ，如1Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13及1Cr17Ni12，常用作不锈钢。热处理对马氏体钢力学性能影响很大，须根据要求规定供货状态，或者是退火态，或者是淬火回火态。 (4) 铁素体奥氏体双相钢 钢中铁素体占6040，奥氏体占4060，故常称为双相不锈钢。这类钢具有极其优异的抗腐蚀性能。 (5) 沉淀硬化钢 经时效强化处理以形成析出硬化相的高强钢，主要用作高强度不锈钢。典型的有马氏体沉淀硬化钢，如0Cr17Ni4Cu4Nb，简称17-4PH；半奥氏体（奥氏体马氏体）沉淀硬

4、化钢，如0Cr17Ni7Al，简称17-7PH。所以，也常称这类钢为PH不锈钢（Precipitation Hardening Stainless Steels）。 随着冶金技术的进步，上述五类钢种也得到较大发展，突出表现为陆续诞生超级奥氏体不锈钢、超级马氏体不锈钢、超级铁素体不锈钢、超级双相不锈钢以及马氏体时效不锈钢。1不锈钢的物理性能 不锈钢及耐热钢的物理性能与低碳钢有很大差异，如表4-1所示。组织状态同类的钢，其物理性能也基本相同。 n 一般地说，合金元素含量越多，热导率 越小，而线膨胀系数 和电阻率 越大。马氏体钢和铁素体钢的 约为低碳钢的1/2，其 与低碳钢大体相当。奥氏体钢的 约为

5、低碳钢的1/3，其 则比低碳钢大50%，并随着温度的升高，线膨胀系数的数值也相应地提高。由于奥氏体不锈钢这些特殊的物理性能，在焊接过程中会引起较大的焊接变形，特别是在异种金属焊接时，由于这两种材料的热导率和线膨胀系数有很大差异，会产生很大的残余应力，成为焊接接头产生裂纹的主要原因之一。 非奥氏体钢均显现磁性；奥氏体钢中只有25-20型及16-36型奥氏体钢不呈现磁性；18-8型奥氏体钢在退火状态下虽无磁性，在冷作条件能显示出强磁性。 2不锈钢的耐蚀性能 不锈钢的主要腐蚀形式有均匀腐蚀、点腐蚀、缝隙腐蚀和应力腐蚀等。 (3) 缝隙腐蚀 在电解液中，如在氯离子环境中，不锈钢间或与异物接触的表面间存

6、在间隙时，缝隙中溶液流动将发生迟滞现象，以至溶液局部Cl浓化，形成浓差电池，从而导致缝隙中不锈钢钝化膜吸附Cl而被局部破坏的现象称为缝隙腐蚀 (4) 晶间腐蚀 在晶粒边界附近发生的有选择性的腐蚀现象。受这种腐蚀的设备或零件，外观虽呈金属光泽，但因晶粒彼此间已失去联系，敲击时已无金属的声音，钢质变脆。晶间腐蚀多半与晶界层“贫铬”现象有联系。(5) 应力腐蚀 也称应力腐蚀开裂（Stress Corrosion Cracking，简称SCC），是指不锈钢在特定的腐蚀介质和拉应力作用下出现的低于强度极限的脆性开裂现象。不锈钢的应力腐蚀大部 分是由氯引起的。高浓度苛性碱、硫酸水溶液等也会引起应力腐蚀。3

7、不锈钢及耐热钢的高温性能 耐热性能是指高温下，既有抗氧化或耐气体介质腐蚀的性能即热稳定性，同时又有足够的强度即热强性。(1)高温性能 不锈钢表面形成的钝化膜不仅具有抗氧化和耐腐蚀的性能，而且还可提高使用温度。例如，当在某种标准评定的条件下，若单独应用铬来提高钢的耐氧化性，介质温度达到800时，则要求铬的质量分数需达到12%；而在950下耐氧化时，则要求铬的质量分数为20%；当铬的质量分数达到28%时，在1100也能抗氧化。(2) 合金化问题 耐热钢的高温性能中首先要保证抗氧化性能。为此钢中一般均含有Cr、Si或Al，可形成致密完整的氧化膜而防止继续发生氧化。 热强性是指在高温下长时间工作时对断

8、裂的抗力（持久强度），或在高温下长时间工作时抗塑性变形的能力（蠕变抗力）。为提高钢的热强性，其措施主要是： 1) 提高Ni量以稳定基体，利用Mo、W固溶强化，提高原子间结合力。 2) 形成稳定的第二相，主要是碳化物相（MC、M6C、或M23C6）。因此，为提高热强性希望适当提高碳含量（这一点恰好同不锈钢的要求相矛盾）。如能同时加入强碳化物形成元素Nb、Ti、V等就更有效。 3) 减少晶界和强化晶界，如控制晶粒度并加入微量硼或稀土等，如奥氏体钢0Cr15Ni26Ti2MoVB中添加 B 0.003%。(3) 高温脆化问题 耐热钢在热加工或长期工作中，可能产生脆化现象。除了Cr13钢在550附近的

9、回火脆性、高铬铁素体钢的晶粒长大脆化，以及奥氏体钢沿晶界析出碳化物所造成的脆化之外，值得注意的还有475脆性和相脆化。 475脆性主要出现在Cr的质量分数超过15%的铁素体钢中。在430480之间长期加热并缓冷，就可导致在常温时或负温时出现强度升高而韧性下降的现象，称之为475脆性。 相是Cr的质量分数约45%的典型FeCr金属间化合物，无磁性，硬而脆。在纯Fe-Cr合金中， Cr20即可产生相。当存在其他合金元素，特别是存在Mn、Si、Mo、W等时，会促使在较低Cr含量下即形成相，而且可以是三元组成 1Fe-Cr相图 图4-1是Fe-Cr二元合金状态图。铬是缩小奥氏体相区的元素，在其质量分数

10、约大于12%时，奥氏体相区完全消失。这就意味含Cr12%的合金不发生-转变，因而也不会发生晶粒细化和硬化。Cr是强铁素体形成元素，因此在整个的合金范围内，铁素体都可以从液体金属中析出。当含Cr量较高时，脆硬的相在约820从铁素体开始析出。相中Cr含量高，所以会发生脆化。由于相在晶界析出，消耗了基体中的大量铬，使抗蚀性下降。在低于600时，()铁素体偏析形成低Cr的铁素体和高Cr的铁素体，这就是我们所说的不锈钢的475脆化。 2Fe-Ni相图 图4-2为Fe-Ni二元合金状态图。与 Cr相反，Ni是强奥氏体形成元素。例如，当含 Ni5%时,金属 熔液就不再凝固为铁素体，而是形成奥氏体。铁素体的形

11、成被限制在一个很小的铁素体相区角上。随后再冷却到14001500时，铁素体又转变成奥氏体。这个转变是包晶反应。凝固形成的奥氏体相当稳定，但这一过程有时易于形成偏析 图4-1 Fe-Cr二元合金状态图 图4-2 Fe-Ni二元合金状态图3合金元素对相图的影响(1) 碳的影响 不锈钢中，碳首先和铬形成化合物，其次是铁。碳是强奥氏体化元素，会使相区增大，而相区减小。在723的纯铁中，碳在相中的溶解度是相中的40倍，可以认为不锈钢中的奥氏体晶粒对碳具有良好的溶解性。但是，由于铬元素具有强烈的形成M23C6碳化物倾向，即使是在碳含量很低的情况下也可以生成，使得碳在奥氏体中活性降低，不锈钢中碳的溶解度大大

12、降低。 碳还影响相的形成。增加碳含量将使碳化物含量增加，部分铬转变为M23C6高铬碳化物。因而基体中铬的含量减少，相析出减缓。从相图上看，相区缩小。(2) 氮的影响 氮是强奥氏体化元素。氮比碳在奥氏体铬镍不锈钢中的溶解度高得多，并随着铬含量的增加而快速增加，因此氮在奥氏体不锈钢中不易形成脆性析出相。(3) 钼的影响 同Cr元素一样，Mo也是铁素体形成元素。Mo对相区有强烈的缩小作用，C对相区有强烈的扩大作用，通过调整Cr、Mo、C的相对含量，就完全可以避免或保留一定量的铁素体。Mo的存在还会使相区的边界向高温区迁移。因此，含钼的铬不锈钢比不含钼的铬不锈钢转变成相的温度更高。 (4) 锰的影响

13、Mn是奥氏体形成元素，与Ni相似，会扩大相区，使-的转变向低温移动，使得奥氏体组织在室温下也很稳定，但其对奥氏体化的影响比镍弱。锰的影响有两方面：一是可以防止在奥氏体焊缝中的热裂纹；二是提高氮的溶解度。 奥氏体不锈钢是不锈钢中最重要的钢种，生产量和使用量约占不锈钢总产量及用量的70%，该类钢是一种十分优良的材料，有极好的抗腐蚀性和生物相容性，因而在化学工业、沿海、食品、生物医学、石油化工等领域中得到广泛应用。 常用的奥氏体型不锈钢根据其主要合金元素Cr、Ni的含量不同，可分为如下三类：(1) 18-8型奥氏体不锈钢 是应用最广泛的一类奥氏体不锈钢，也是奥氏体型不锈钢的基本钢种，其他奥氏体钢的钢

14、号都是根据不同使用要求而衍生出来的。(2) 18-12Mo型奥氏体不锈钢 这类钢中钼的质量分数一般为2%4%。由于Mo是缩小奥氏体相区的元素，为了固溶处理后得到单一的奥氏体相，在钢中Ni的质量分数要提高到10%以上 (3) 25-20型奥氏体不锈钢 这类钢铬、镍含量很高，具有很好的耐腐蚀性能和耐热性能。 1奥氏体不锈钢焊接接头的耐蚀性(1) 晶间腐蚀 18-8钢焊接接头有三个部位能出现晶间腐蚀现象，如图4-3所示。在同一个接头并不能同时看到这三种晶间腐蚀的出现，这取决于钢和焊缝的成分。出现敏化区腐蚀就不会有熔合区腐蚀。焊缝区的腐蚀主要决定于 图4-3 18-8钢焊接接头晶间腐蚀现象 焊接材料。

15、在正常情况下，现代技术水平可以保证焊缝区不会产生晶间腐蚀。1) 焊缝区晶间腐蚀 根据贫铬理论，为防止焊缝发生晶间腐蚀：一是通过焊接材料，使焊缝金属或者成为超低碳情况，或者含有足够的稳定化元素Nb（因Ti不易过渡到焊缝中而不采用Ti），一般希望Nb8 C或Nb1；二是调整焊缝成分以获得一定数量的铁素体（）相。 2）热影响区敏化区晶间腐蚀 所谓热影响区（HAZ）敏化区晶间腐蚀是指焊接热影响区中加热峰值温度处于敏化加热区间的部位（故称敏化区）所发生的晶间腐蚀。0Cr18Ni9钢热影响区敏化区晶间腐蚀如图4-5所示。显然只有18-8钢才会有敏化区存在，含Ti或Nb的18-8Ti或18-8Nb，以及超低

16、碳18-8钢不易有敏化区出现。对于C=0.05%和0Cr18Ni9不锈钢来说，Cr23C6的析出温度为600850，TiC的则高达1100， 如图4-6所示。可见，如果冷却速度快，铬碳化物就不会析出。为防止18-8钢敏化区腐蚀，在焊接工艺上应采取小热输入、快速焊过程，以减少处于敏化加热的时间。 3）刀状腐蚀 在熔合区产生的晶间腐蚀，有如刀削切口形式，故称为“刀状腐蚀”（Knife-line Corrosion），简称刀蚀，如图4-7所示。腐蚀区宽度初期不超过35个晶粒，逐步扩展到1.01.5mm。 图4-5 0Cr18Ni9钢热影响区敏化区晶间腐蚀 图4-6 Cr23C6、TiC的析出温度(2

17、) 应力腐蚀开裂（SCC） 1）腐蚀介质的影响 应力腐蚀的最大特点之一是腐蚀介质与材料组合上的选择性，在此特定组合之外不会产生应力腐蚀。如在Cl的环境中，18-8不锈钢的应力腐蚀不仅与溶液中Cl离子有关，而且还与其溶液中氧含量有关。 Cl离子浓度很高、氧含量较少或Cl离子浓度较低、氧含量较高时，均不会引起应力腐蚀。 2）焊接应力的作用 应力腐蚀开裂是应力和腐蚀介质共同作用的结果。由于低热导率及高热膨胀系数，不锈钢焊后常常产生较大的残余应力。应力腐蚀开裂的拉应力中，来源于焊接残余应力的超过30%，焊接拉应力越大，越易发生应力腐蚀开裂。在含氯化物介质中，引起奥氏体钢SCC的临界拉应力th，接近奥氏

18、体钢的屈服点s，即ths。在高温高压水中，引起奥氏体钢SCC的 图4-7 刀状腐蚀th远小于s。而在H2SO6介质中，由于晶间腐蚀领先，应力则起到了加速作用，此时可认为th0。典型的应力腐蚀裂纹如图4-10所示。 为防止应力腐蚀开裂，从根本上看，退火消除焊接残余应力最为重要。残余应力消除程度与“回火参数”LMP（Larson Miller Parameter）有关，即： LMP= (lg +20)10-3 （4-4） 式中 加热温度（）；保温时间（h）。 LMP越大，残余应力消除程度越大。如18-8Nb钢管，外径为。消除125mm，壁厚25mm，焊态时的焊接残余应力R =120MPa应力退火后

19、，LMP18时才开始使R降低；当LMP23时，R0。 图4-10 应力腐蚀裂纹 应指出，为消除应力，加热温度 的作用效果远大于加热保温时间 的作用。 3）合金元素的作用 应力腐蚀开裂大多发生在合金中，在晶界上的合金元素偏析引起合金晶间开裂是应力腐蚀的主要因素之一。对于焊缝金属，选择焊接材料具有重要意义。 综上所述，引起应力腐蚀开裂须具备三个条件：首先是金属在该环境中具有应力腐蚀开裂的倾向；其次是由这种材质组成的结构接触或处于选择性的腐蚀介质中；最后是有高于一定水平的拉应力。(3) 点蚀 奥氏体钢焊接接头有点蚀倾向，其实即使耐点蚀性优异的双相钢有时也会有点蚀产生。点蚀指数PI越小的钢，点蚀倾向越

20、大。最容易产生点蚀的部位是焊缝中的不完全混合区，其化学成分与母材相同，但却经历了熔化与凝固过程，应属焊缝的一部分。焊接材料选择不当时，焊缝中心部位也会有点蚀产生，其主要原因应归结为耐点蚀成分Cr与Mo的偏析。例如，奥氏体钢Cr22Ni25Mo中Mo的质量分数为3%12%，在钨极氩弧焊（TIG）时，枝晶晶界Mo量与其晶轴Mo量之比（即偏析度）达1.6，Cr偏析度达1.25。因而晶轴负偏析部位易于产生点蚀。总之，TIG自熔焊接所形成的焊缝均易形成点蚀，甚至填送同质焊丝时也是如此，仍不如母材。为提高耐点蚀性能，一方面须减少Cr、Mo的偏析；一方面采用较母材更高Cr、Mo含量的所谓“超合金化”焊接材料

21、（Overalloyed Filler Metal）。提高Ni含量，晶轴中Cr、Mo的负偏析 显著减少，因此采用高Ni焊丝应该有利。2热裂纹 奥氏体钢焊接时，在焊缝及近缝区都有产生裂纹的可能性，主要是热裂纹。最常见的是焊缝凝固裂纹。HAZ近缝区的热裂纹大多是所谓液化裂纹。在大厚度焊件中也有时见到焊道下裂纹 (1) 奥氏体钢焊接热裂纹的原因 与一般结构钢相比较，Cr-Ni奥氏体钢焊接时有较大热裂倾向，主要与下列特点有关：1) 奥氏体钢的热导率小和线膨胀系数大，在焊接局部加热和冷却条件下，接头在冷却过程中可形成较大的拉应力。焊缝金属凝固期间存在较大拉应力是产生热裂纹的必要条件。2) 奥氏体钢易于联

22、生结晶形成方向性强的柱状晶的焊缝组织，有利于有害杂质偏析，而促使形成晶间液膜，显然易于促使产生凝固裂纹。3) 奥氏体钢及焊缝的合金组成较复杂，不仅S、P、Sn、Sb之类杂质可形成易溶液膜，一些合金元素因溶解度有限（如Si、Nb），也能形成易溶共晶，如硅化物共晶、铌化物共晶。这样，焊缝及近缝区都可能产生热裂纹。(2) 凝固模式对热裂纹的影响 凝固裂纹最易产生于单相奥氏体（）组织的焊缝中，如果为双相组织，则不易于产生凝固裂纹，这已为实验所证实。通常用室温下焊缝中相数量来判断热裂倾向。如图4-13所示，室温铁素体数量由0%增至100%，热裂倾向与脆性温度区间（BTR）大小完全对应。 凝固裂纹产生于真

23、实固相线之上的凝固过程后期，用室温组织来考核凝固过程中的现象，总有缺憾，必须联系凝固模式（结晶模式）来进行考虑才更合理。图4-14为Fe-Cr-Ni三元合金一个70%Fe的伪二元相图。图中标出的虚线合金，其室温平衡组织为单相，实际冷却得到的室温组织可能含5%10%相。但凝固开始到结束都是单相相组织，只是在继续冷却时，由于发生相变，数量越来越少，在平衡条件下直至为零。 图4-13 凝固模式对热裂纹的影响 图4-14 Fe-Cr-Ni三元合金一个70%Fe的伪二元相图 所谓凝固模式，首先是指以何种初生相（或）开始结晶进行凝固过程，其次是指以何种相完成凝固过程。可有四种凝固模式：如图4-14中合金，

24、以相完成整个凝固过程，凝固模式以F表示；合金初生相为，但超过AB面后又依次发生包晶和共晶反应，即L+L+，这种凝固模式以FA表示；合金的初生相为，超过AC面后依次发生包晶和共晶反应，即L+L+，这种凝固模式则以AF表示；合金的初生相为，直到凝固结束不再发生变化，因此用A表示这种凝固模式。 晶粒润湿理论指出，偏析液膜能够润湿-、-界面，不能润湿-异相界面。以FA模式形成的铁素体呈蠕虫状，防碍枝晶支脉发展，构成理想的-界面，因而不会有热裂倾向。凝固裂纹与凝固模式有直接关系。单纯F或A 模式凝固时，只有-或-界面，所以会有热裂倾向。以AF模式凝固时，由于是通过包晶/共晶反应面形成+，这种共晶不足以构

25、成理想的-界面，所以仍然可以呈现液膜润湿现象，以至还会有一定的热裂倾向。 图4-17表明，影响热裂倾向的关键是决定凝固模式的Creq/Nieq比值，而并非室温相数量。由此可知，18-8系列奥氏体钢，因Creq/Nieq处于1.52.0之间，一般不会轻易发生热裂；而25-20系列奥氏体钢，因Creq/Nieq1.5，Ni含量越高，其比值越小，所以具有明显的热裂敏感性。(3) 化学成分对热裂纹的影响 调整成分归根结底还是通过组织发生作用。对于焊缝金属，调整化学成分是控制焊缝性能（包括裂纹问题）的重要手段。但如何进行冶金化，还未能获得完全有规律的认识。因为，任何钢种都是一个复杂的合金系统，某一元素单

26、独作用和其他元素共存时发生的作用，往往不尽相同，甚至可能相反。 图4-17 热裂倾向1）Mn的影响 在单相奥氏体钢中Mn的作用有利，但若同时存在Cu时，Mn与Cu可以相互促进偏析，晶界易于出现偏析液膜而增大热裂倾向。2）S、P的影响 硫、磷在焊接奥氏体钢时极易形成低熔点化合物，增加焊接接头的热裂倾向。磷容易在焊缝中形成低熔点磷化物，增加热裂敏感性，而硫则容易在焊接热影响区形成低熔点硫化物而增加热裂敏感性。在焊缝中，硫对热裂的敏感性比磷弱，这是因为在焊缝中硫能形成MnS，并且离散地分布在焊缝中。在热影响区中，硫比磷对裂纹敏感性更强，这是因为硫比磷的扩散速度快，更容易在晶界偏析。焊缝中硫、磷的最高

27、质量分数应限制在0.015%以内。 3）Si的影响 Si是铁素体形成元素，焊缝中Si4%之后，碳的活动能力增加，形成碳化物或碳氮化合物，因此，为了提高抗晶间腐蚀能力，必须使焊缝中C不超过0.02%。 Si在18-8钢中有利于促使产生相，可提高抗裂性，可不必过分限制；但在25-20钢中，Si的偏析强烈，易引起热裂。 4）铌的影响 铌可与磷、铬及锰一起形成低熔点磷化物，而与硅、铬和锰则可形成低熔点硫化物氧化物杂质。铌在晶粒边界富集，可形成富铌、镍的低熔点相，其结晶温度甚至低于1160。含铌的低熔点相在铁素体和奥氏体中的溶解度不同，从而对热裂影响不同。5）钛的影响 钛也可以形成低熔点相，如在1340

28、 时，焊缝中就可以形成钛碳氮化物的低熔点相。含钛低熔点相的形成对抗裂性的影响不如铌的明显，因为钛与氧有强的结和力，因此钛通常不用于焊缝金属的稳定化，而是用于钢的稳定化。钛主要是对母材及热影响区的液化裂纹的形成有影响。6）碳的影响 碳对于热裂敏感性的影响仅在一次结晶为奥氏体的单相奥氏体化的焊缝金属中，碳对热裂敏感性的影响很复杂，还取决于合金成分。 7）硼的影响 硼是对抗热裂性影响最坏的元素。高温时硼在在奥氏体中的溶解度非常低，只有0.005%，硼与铁、镍都能形成低熔点共晶。因此，要限制焊缝中的硼含量。 总之，凡是溶解度小而能偏析形成易熔共晶的成分，都可能引起热裂纹的产生。凡可无限固溶的成分（如C

29、u在Ni中）或溶解度大的成分（如Mo、W、V），都不会引起热裂。奥氏体钢焊缝， 提高Ni含量时，热裂倾向会增大；而提高Cr含量，对热裂不发生明显影响。在含Ni量低的奥氏体钢加Cu时，焊缝热裂倾向也会增大。凡促使出现A或AF凝固模式的元素，该元素必会增大焊缝的热裂倾向。 (4) 焊接工艺的影响 在合金成分一定的条件下，焊接工艺对是否会产生热裂纹也有一定影响。 为避免焊缝枝晶粗大和过热区晶粒粗化，以致增大偏析程度，应尽量采用小焊接热输入快速焊工艺，而且不应预热，并降低层间温度。不过，为了减小焊接热输入，不应过分增大焊接速度，而应适当降低焊接电流。增大焊接电流，焊接热裂纹的产生倾向也随之增大。过分提

30、高焊接速度，焊接时反而更易产生热裂纹。这是因为随着焊接速度增大，冷却速度也要增大，于是增大了凝固过程的不平衡性，凝固模式将逐次变化为FAAFA，相当于图4-14 中 点向右移动，因此热裂倾向增大。3. 析出现象 在不锈钢中，相通常只有在铬的质量分数大于16%时才会析出，由于铬有很高的扩散性，相在铁素体中的析出比奥氏体中的快。的转变速度与相的合金化程度有关，而不单是相的数量。凡铁素体化元素均加强转变，即被Cr、Mo等浓化了的相易于转变析出相。 相是指一种脆硬而无磁性的金属间化合物相，具有变成分和复杂的晶体结构。相的析出使材料的韧性降低，硬度增加。有时还增加了材料的腐蚀敏感性。相的产生，是或是。

31、4低温脆化 为了满足低温韧性要求，有时采用18-8钢，焊缝组织希望是单一相，成为完全面心立方结构，尽量避免出现相。相的存在，总是恶化低温韧性，表4-2即是一例。虽然单相焊缝低温韧性比较好，但仍不如固溶处理后的1Cr18Ni9Ti钢母材，例如ku(196)230J/cm2， ku(20)280J/cm2。其实“铸态”焊缝中的相因形貌不同，可以具有相异的韧性水平。 奥氏体不锈钢具有优良的焊接性，几乎所有熔焊方法和部分压焊方法都可以使用。但从经济、技术性等方面考虑，常采用焊条电弧焊、气体保护焊、埋弧焊及等离子弧焊等。1焊接材料选择不锈钢及耐热钢用焊接材料主要有：药皮焊条、埋弧焊丝和焊剂、TIG和MI

32、G实芯焊丝以及药芯焊丝。其中由于药芯焊丝具有生产效率高，综合成本低，可自动化焊接等优点，发展最快，有取代药皮焊条 和实芯焊丝的趋势。在工业发达国家，药芯焊丝是不锈钢焊接生产中用量最大的焊接材料。目前，除了渣量多的药芯焊丝外，也发展了渣量少的金属芯焊丝。 焊接材料的选择首先决定于具体焊接方法的选择。在选择具体焊接材料时，至少应注意以下几个问题。 1) 应坚持“适用性原则”。通常是根据不锈钢材质、具体用途和使用服役条件（工作温度、接触介质），以及对焊缝金属的技术要求选用焊接材料，原则是使焊缝金属的成分与母材相同或相近。 2) 根据所选各焊接材料的具体成分来确定是否适用，并应通过工艺评定试验加以验收

33、，绝不能只根据商品牌号或标准的名义成分就决定取舍。 3) 考虑具体应用的焊接方法和工艺参数可能造成的熔合比大小，即应考虑母材的稀释作用，否则将难以保证焊缝金属的合金化程度。 4) 根据技术条件规定的全面焊接性要求来确定合金化程度，即是采用同质焊接材料，还是超合金化焊接材料。 5) 不仅要重视焊缝金属合金系统，而且要注意具体合金成分在该合金系统中的作用；不仅考虑使用性能要求，也要考虑防止焊接缺陷的工艺焊接性的要求。2焊接工艺要点 焊接不锈钢和耐热钢时，也同焊接其他材料一样，都有一定规程可以遵循。 (1) 合理选择焊接方法 不锈钢药芯焊丝电弧焊是焊接不锈钢的一种理想焊接方法。与焊条电弧焊相比，采用

34、药芯焊丝可将断续的生产过程变为连续的生产方式，从而减少了接头数目，而且不锈钢药芯焊丝不存在发热和发红现象。与实芯焊丝电弧焊相比，药芯焊丝合金成分调整方便，对钢材适应性强，焊接速度快，焊后无需酸洗、打磨及抛光。同埋弧焊相比，其热输入远小于埋弧焊，焊接接头性能更好。 (2) 控制焊接参数，避免接头产生过热现象 奥氏钢热导率小，热量不易散失，一般焊接所需的热输入比碳钢低20%30%。 (3) 接头设计的合理性应给以足够的重视 仅以坡口角度为例，采用奥氏体钢同质焊接材料时，坡口角度取60 （同一般结构钢的相同）是可行的；但如采用Ni基合金作为焊接材料，由于熔融金属流动更为粘滞，坡口角度取60很容易发生

35、熔合不良现象。Ni基合金的坡口角度一般均要增大到80左右。(4) 尽可能控制焊接工艺稳定以保证焊缝金属成分稳定 因为焊缝性能对化学成分的变动有较大的敏感性，为保证焊缝成分稳定，必须保证熔合比稳定。(5) 控制焊缝成形 表面成形是否光整，是否有易产生应力集中之处，均会影响到接头的工作性能，尤其对耐点蚀和耐应力腐蚀开裂有重要影响。 (6) 防止焊件工作表面的污染 奥氏体不锈钢焊缝受到污染，其耐蚀性会变差。焊前应彻底清除焊件表面的油脂、污渍、油漆等杂质，否则这些有机物在电弧高温作用下分解燃烧成气体，引起焊缝产生气孔或增碳，从而降低耐蚀性。 为了保证不锈钢焊接质量，必须严格遵守技术规程和产品技术条件，

36、并应因地制宜，灵活地开展工作，全面综合考虑焊接质量、生产效率及经济效益。1铁素体不锈钢的类型(1) 普通铁素体钢 包括：1) 低Cr（Cr=1214）钢，如00Cr12、0Cr13、0Cr13Al等；2) 中Cr（Cr=1618）钢，如0Cr17Ti、1Cr17Mo等；低Cr和中Cr钢，只有碳量低时才是铁素体组织。3) 高Cr（Cr=2530）钢，如1Cr25Ti、1Cr28等。(2) 高纯度铁素体钢 钢中CN的含量限制很严，可有以下三种：1) CN0.0350.045，如00Cr18Mo2等。2) CN0.03%，如00Cr18Mo2Ti等。3) CN0.01%0.015，如000Cr18M

37、o2Ti、000Cr26Mo1、000Cr30Mo2等。2焊接性分析 铁素体型不锈钢一般都是在室温下具有纯铁素体组织，塑性、韧性良好。由于铁素体的线膨胀系数较奥氏体的小，其焊接热裂纹和冷裂纹的问题并不突出。通常说，铁素体型不锈钢不如奥氏体不锈钢的好焊，主要是指焊接过程中可能导致焊接接头的塑性、韧性降低即发生脆化的问题。此外，铁素体不锈钢的耐蚀性及高温下长期服役可能出现的脆化也是焊接过程中不可忽视的问题。高纯铁素体钢比普通铁素体钢的焊接性要好得多。(1)焊接接头的晶间腐蚀 碳的质量分数为0.05%0.1%的普通铁素体铬钢发生腐蚀的条件和奥氏体铬-镍钢稍有不同。从900 C以上快速冷却，铁素体铬不

38、锈钢对腐蚀很敏感，但经过650800C的回火后，又可恢复其耐蚀性。所以，焊接接头产生晶间腐蚀的位置是紧挨焊缝的高温区。(2) 焊接接头的脆化 铁素体不锈钢的晶粒在900以上极易粗化；加热至475附近或自高温缓冷至475附近；在550820温度区间停留（形成）相均使接头的塑性、韧性降低而脆化。 1) 高温脆性 铁素体不锈钢焊接接头加热至9501000以上后急冷至室温，焊接热影响区的塑性和韧性显著降低，称为“高温脆性”。其脆化程度与合金元素碳和氮的含量有关。碳、氮含量越高，焊接热影响区脆化程度就越严重。焊接接头冷却速度越快，其韧性下降值越多；如果空冷或缓冷，则对塑性影响不大。 2) 相脆化 普通纯

39、度铁素体不锈钢中Cr21%时，若在520820之间长时间加热，即可析出相。相的形成与焊缝金属中的化学成分、组织、加热温度、保温时间以及预先冷变形等因素有关。钢中促进铁素体形成的元素如铝、硅、钼、钛和铌均能强烈地增大产生相的倾向；锰能使高铬钢形成相所需铬的含量降低；而碳和氮能稳定奥氏体相并能与铬形成化合物，会使形成相所需铬含量增加。镍能使形成相所需温度提高。由于相的形成有赖于Cr、Fe等原子的扩散迁移，故形成速度较慢。Cr=17%的钢只有在550回火1000h后才会开始析出相。当加入2%的Mo时，相析出时间大为缩短，约在600回火200h后即可出现相。因此，对于长期工作于相形成温度区的铁素体型耐

40、热钢的焊接高温构件而言，必须引起足够的重视。 3) 475脆化 Cr15%的普通纯度铁素体不锈钢在400500长期加热后，即可出现475脆性。随着铬含量的增加，脆化的倾向加重。焊接接头在焊接热循环的作用下，不可避免地要经过此温度区间，特别是当焊缝和热影响区在此温度停留时间较长时，均有产生475脆性的可能。475脆化可通过焊后热处理消除。 普通纯度铁素体钢焊接接头韧性较低，主要是由于单相铁素体钢易于晶粒粗化，热影响区和焊缝容易形成脆性马氏体，还有可能出现475脆性。1焊接方法 普通纯度铁素体钢的焊接方法通常可采用焊条电弧焊、药芯焊丝电弧焊、熔化极气体保护焊、钨极氩弧焊和埋弧焊。无论采用何种焊接方

41、法，都应以控制热输入为目的，以抑制焊接区的 铁素体晶粒过分长大。工艺上可采取多层多道快速焊，强制冷却焊缝的方法，如通氩或冷却水等。超高纯度铁素体钢的焊接方法有氩弧焊、等离子弧焊和真空电子束焊。采用这些方法的目的主要是净化熔池表面，防止沾污。2焊接材料的选择 在焊接铁素体不锈钢及其与异种钢焊接时填充金属主要有三类：同质铁素体型、奥氏体型和镍基合金。 采用同质焊接材料时，焊缝与母材金属有相同的颜色和形貌，相同的线膨胀系数和大体相似的耐蚀性，但焊缝金属呈粗大的铁素体钢组织，韧性较差。为了改善性能，应尽量限制杂质含量，提高其纯度，同时进行合理的合金化。3低温预热及焊后热处理 铁素体不锈钢在室温的韧性本

42、就很低，如图4-19所示，且易形成高温脆化，在一定条件下可能产生裂纹。通过预热，使焊接接头处于富有韧性的状态下焊接，能有效地防止裂纹的产生。但是，焊接热循环又会使焊接接头近缝区的晶粒急剧长大粗化，从而引起脆化。因此，预热温度的选择要慎重，一般控制在100200，随着母材金属中铬含量的提高，预热温度可相应提高。但预热温度过高，又会使焊接接头过热而脆硬。 此外，铁素体不锈钢的晶粒在900以上极易粗化且难以消除，因为热处理工艺无法细化铁素体晶粒。因此，焊接时应尽量采取小的热输入和较快的冷却速度；多层焊时，还应严格控制层间温度。 马氏体型不锈钢主要是Fe-Cr-C三元合金，这类钢中高温下存在的奥氏体在

43、不太慢的冷却条件下会发生奥氏体到马氏体的转变，属于淬硬组织的钢种。与其他类型的不锈钢相比，马氏体型不锈钢具有较高的强度和硬度，但耐蚀性和焊接性要差一些。 1马氏体不锈钢的类型(1) Cr13系钢 通常所说的马氏体钢大多指这一类钢，如1Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13。这类钢经高温加热后空冷就可淬硬，一般均经调制处理。(2) 热强马氏体钢 是以Cr12为基进行多元复合合金化的马氏体钢，如 2Cr12WMoV、2Cr12MoV、2Cr12Ni3MoV。高温加热后空冷也可淬硬。 因此，热强马氏体钢的淬硬倾向会更大一些，一般均经过调制处理。 (3) 超低碳复相马氏体钢 这是一种新型马氏体高

44、强钢。其成分特点是，钢的含碳量 C降低到0.05以下并添加Ni（ Ni=4%7%），此外也可能含有少量Mo、Ti或Si。典型的钢种如0.01C-13Cr-7Ni-3Si、0.03C-12.5Cr-4Ni-0.3Ti、0.03C-12.5Cr-5.3Ni-0.3Mo。这几种钢均经淬火及超微细复相组织回火处理，可获得高强度和高韧性。这种钢也可在淬火状态下使用，因为低碳马氏体组织并无硬脆性 这类钢的特性与析出硬化马氏体钢很相似，淬火形成的马氏体不会导致硬化，如图4-20曲线3所示。 应指出，无论析出硬化马氏体钢或析出硬化半奥氏体钢，都无淬硬倾向，不需预热，采用同质焊接材料或奥氏体焊接材料，都能顺利地

45、获得满意的焊接接头，但焊后均须经适当地热处理。 图4-20 淬火与硬度的关系2焊接性分析 超低碳复相马氏体钢无淬硬倾向，并具有较高的塑性和韧性。常见马氏体钢均有脆硬倾向，含碳量越高，脆硬倾向越大。因此，首先遇到的问题是含碳量较高的马氏体钢淬硬性导致的冷裂纹的问题和脆化问题。(1) 焊接接头的冷裂纹 马氏体型不锈钢铬的质量分数在12%以上，同时还匹配适量的碳和镍，以提高其淬硬性和淬透性，这种钢具有一定的耐均匀腐蚀性能。铬本身能增加钢的奥氏体稳定性，即奥氏体分解曲线右移，加入碳、镍后，经固溶再空冷也会发生马氏体转变。因此，马氏体型不锈钢焊缝和热影响区焊后状态的组织为硬脆的马氏体组织。马氏体型不锈钢

46、导热性较碳钢差，焊后残余应力较大，如果焊接接头刚度又大或焊接过程中含氢量又较高，当从高温直接冷至120100以下时，很容易产生冷裂纹。(2) 焊接接头的硬化现象 Cr13类马氏体不锈钢以及Cr12系列的热强钢，可以在退火状态或淬火状态下进行焊接。无论焊前原始状态如何，冷却速度较快时，近缝区必会出现硬化现象，形成粗大马氏体的硬化区。在冷却速度较小时（例如1Cr13的冷却速度小于10/s），近缝区会出现粗大的铁素体，塑性和韧性也明显下降。所以，焊接时冷却速度的控制是一个难题。 马氏体不锈钢常用的焊接方法主要有焊条电弧焊、埋弧焊及熔化极气体保护焊，相应的焊接材料也主要为焊条、实芯焊丝及药芯焊丝等。焊

47、接时，主要以控制热输入及冷却速度为主。1焊接材料的选择 最好采用同质填充金属来焊接马氏体钢，但焊后焊缝和热影响区将会硬化变脆，有很高的裂 纹倾向。因此，应考虑合理的合金化，如添加少量Ti、Al、N、Nb等以细化晶粒，降低淬硬性。例如，Nb=0.8的焊缝可具有微细的单相铁素体组织。焊态或焊后热处理均可获得比较满意的性能。也可通过焊前预热，焊后缓冷及热处理来改善接头的性能。 焊接构件不能进行预热或不便进行热处理时，可采用奥氏体不锈钢焊接材料。焊后焊缝金属组织为奥氏体组织，具有较高的塑性和韧性，松弛焊接应力，并能溶入较多的固溶氢，降低接头形成冷裂纹的倾向。但焊缝为奥氏体组织，焊缝强度不可能与母材相匹

48、配。另外，奥氏体焊缝与母材比较，在物理、化学、冶金的性能上都存在很大差异，有时反而可能出现破坏事故。例如，在循环温度工作时，由于焊缝与母材膨胀系数不同，在熔合区产生切应力，能导致接头过早破坏。采用奥氏体焊接材料时，必须考虑母材稀释的影响。 对于热强型马氏体钢，最希望焊缝成分接近母材，并且在调整成分时不出现相，而应为均一的微细马氏体组织。相不利于韧性。 1Cr12WMoV之类的马氏体热强钢，主要成分为铁素体化元素（Mo、Nb、W、V），因此，为保证获得均一的马氏体组织，必须用奥氏体化元素加以平衡，即应有适量的C、Mn、N、Ni。1Cr2WMoV钢碳的质量分数规定在0.170.20之间，如焊缝C降

49、至0.090.15，组织中就会出现较大量的块状和网状的相（也会有碳化物），使韧性急剧降低，也不利于抗蠕变的性能。若适当提高碳的质量分数（不大于0.19），同时添加Ti，减少Cr，情况会有所好转。在调整成分时应注意马氏体点Ms的变化所带来的影响。由于合金化使Ms降低越大，冷裂敏感性就越大，并会产生较多残余奥氏体，对力学性能不利。 超低碳复相马氏体钢宜采用同质焊接材料，但焊后如不经超微细复相化处理，则强韧性难以达到母材的水平。2焊前预热和焊后热处理 采用同质焊缝焊接马氏体不锈钢时，为防止焊接接头形成冷裂纹，宜采取预热措施。预热温度的选择与材料厚度、填充金属种类、焊接方法和构件的拘束度有关，其中与碳

50、含量关系最大。例如，简单成分的Cr13钢，C0.1%时可以不预热；C=0.1%0.2%，应预热到260缓冷；C=0.2%0.5%，也可以预热到260，但焊后应及时退火。 马氏体型不锈钢的预热温度不宜过高，否则将使奥氏体晶粒粗大，并且随冷却速度降低，还会形成粗大铁素体加晶界碳化物组织，使焊接接头塑性和强度均有所下降。 焊后热处理的目的是降低焊缝和热影响区硬度、改善其塑性和韧性，同时减少焊接残余应力。焊后热处理必须严格控制焊件的温度：焊件焊后不可随意从焊接温度直接升温进行回火热处理。这是因为焊接过程中形成的奥氏体尚未完全转变成马氏体，如果立即升温到回火，奥氏体会发生珠光体转变，或者碳化物沿奥氏体晶

51、界沉淀，产生粗大铁素体加碳化物组织，从而严重地降低焊接接头的韧性，而且对耐蚀性也不利。如果焊接接头焊后空冷到室温后再进行热处理，则马氏体不锈钢会出现空气淬硬倾向，造成常温塑性降低，并且在常温下残留的奥氏体将继续转变为马氏体组织，使焊接接头变得又硬又脆，组织应力也随之增大；若再加上扩散氢的聚集，焊接接头就有可能产生冷裂纹。正确的方法是：回火 前使焊件适当冷却，让焊缝和热影响区的奥氏体基本分解为马氏体组织。 双相不锈钢是在固溶体中铁素体相和奥氏体相各约占一半，一般较少相的含量至少也需要达到30%的不锈钢。这类钢综合了奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的优点，具有良好的韧性，强度及优良的耐氯化物应力腐蚀性能

52、。1低合金型双相不锈钢 00Cr23Ni4N钢是瑞典最先开发的一种低合金型的双相不锈钢，不含钼，铬和镍的含量也较低。由于钢中Cr为23%，有很好的耐孔蚀、缝隙腐蚀和均匀腐蚀的性能，可代替304L和316L等常用奥氏体不锈钢。 2中合金型双相不锈钢 典型的中合金型不锈钢有0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti。这两种钢是了为节镍，分别代替0Cr18Ni9Ti和1Cr18Ni9Ti而设计的，但比后者具有更好的力学性能， 尤其是强度更高（约为1Cr18Ni9Ti的2倍）。 1耐应力腐蚀性能 与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢具有强度高，对晶间腐蚀不敏感和较好的耐点腐蚀和耐缝隙腐蚀的能力，其中优良的耐

53、应力腐蚀是开发这种钢的主要目的。其耐应力腐蚀机理主要有以下几点： 1) 双相不锈钢的屈服强度比18-8型不锈钢高，即产生表面滑移所需的应力水平较高，在相同的腐蚀环境中，由于双相不锈钢的表面膜因表面滑移而破坏的应力较大，即应力腐蚀裂纹难以形成。 2) 双相不锈钢中一般含有较高的铬、钼合金元素，而加入这些元素都可延长孔蚀的孕育期，使不锈钢具有较好的耐点腐蚀性能，不会由于点腐蚀而发展成为应力腐蚀；而18-8型不锈钢中不含钼或很少含钼，其含铬量也不是很高，所以其耐点腐蚀能力较差，由点腐蚀扩展成孔蚀，成为应力腐蚀的起始点而导致应力腐蚀裂纹的延伸。 3) 双相不锈钢的两个相的腐蚀电极电位不同，裂纹在不同相

54、中和在相界的扩展机制不同，其中必有对裂纹扩展起阻止或抑制作用的阶段，此时应力腐蚀裂纹发展极慢。 4) 双相不锈钢中，第二相的存在对裂纹的扩展起机械屏障作用，延长了裂纹的扩展期。此外，两个相的晶体形面取向差异，使扩展中的裂纹频繁改变方向，从而大大延长了应力腐蚀裂纹的扩展期。 2耐晶间腐蚀性能 双相不锈钢与奥氏体不锈钢一样也会发生晶间腐蚀，均与贫铬有关，只是发生晶间腐蚀的情况不同。如00Cr18Ni5Mo3Si2双相不锈钢在650850进行敏化加热处理不会出现晶间腐蚀。当敏化加热到12001400时，空冷的试样无晶间腐蚀现象，但空冷时则有轻微的晶间腐蚀倾向，这是由于加热到1200以上时，铁素体晶粒

55、急剧长大，奥氏体数量随加热温度的升高而迅速减少。到1300以上温度时，钢内只有单一的铁素体组织且为过热的粗大晶粒，水冷后，粗大的铁素体晶粒被保留下来，在-相界面容易析出铬的 氮化物，如Cr2N等，在其周围形成贫铬层，导致晶间腐蚀。3耐点蚀性能 双相不锈钢中含有Cr、Mo、N等元素，可使PI值增大，明显地降低点蚀速率，尤其N的作用更为明显，PI中N的系数可以增大到30。此外，增大焊接热输入，可提高HAZ中的相数量，也有利于提高耐点蚀性能。 与纯奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢焊后具有较低的热裂倾向；与纯铁素体不锈钢相比，焊后具有较低的脆化倾向，且焊接热影响区粗化程度也较低，因而具有良好的焊接性。但双

56、相不锈钢中因有较大比例铁素体存在，而铁素体钢所固有的脆化倾向，如475脆性，相析出脆化和晶粒粗化依然存在，只是因奥氏体的平衡作用而 获得一定缓解，焊接时，仍应引起注意。选用合适的焊接材料不会发生焊接热裂纹和冷裂纹；双相不锈钢具有良好的耐应力腐蚀性能、耐点腐蚀性能、耐缝隙腐蚀性能及耐晶间腐蚀性能。 双相不锈钢焊接的最大特点是焊接热循环对焊接接头组织的影响。无论焊缝或是焊接HAZ都会有相变发生，因此，焊接的关键是要使焊缝金属和焊接热影响区均保持有适量的铁素体和奥氏体的组织。 (1) 焊缝金属的组织转变 事实上所有双相不锈钢从液相凝固后都是完全的铁素体组织，这一组织一直保留至铁素体溶解度曲线的温度，

57、只有在更低的温度下部分铁素体才转变成奥氏体，形成奥氏体铁素体双相组织。(2) 焊接热影响区的组织转变 焊接加热过程，使得整个热影响区受到不同峰值温度的作用，如图4-26所示。最高温度接近钢的固相线（此处为1410）。但只有在加热温度超过原固熔处理温度的区间（图4-26中的点 以上的近缝区域），才会发生明显的组织变化。一般情况下，峰值低于固溶处理温度的加热区，无显著的组织变化，相虽有些增多，但与两相比例变化不大。通常下也不会见到析出相，如相。超过固溶处理温度的高温区（图4-26的 - 区间），会发生晶粒长大和相数量明显减少，但仍保持扎制态的条状组织形貌。紧邻熔合线的加热区，相当图4-26的 -

58、区间，相将全部溶入相中，成为粗大的单相等轴组织。这种相在冷却下来时可转变形成相，但已无扎制方向而呈羽毛状，有时具有魏氏体组织特征。因焊接冷却过程造成不平衡的相变，室温所得到的相数量在近缝区常具有 图4-25 相区域宽度 图4-26 峰值温度对热影响区的影响 低值。这一相最少的区域宽度决定于图4-25中区间大小。 除相图外，还可利用各种线性关系来判定双相不锈钢焊接HAZ和焊缝金属的组织特性。母材成分或Creq、Nieq对HAZ能否形成“健全”的-两相组织有重要影响。所谓“健全”组织是指不存在-或-相界。可用当量指数 来衡量： = CreqNieq 11.6 （4-6） 其中 Creq =Cr+M

59、o+1.5Si（%）； Nieq =Ni+0.5Mn+30（N+C）（%）。 单层焊时虽然B7，过热区的相仅在部分晶界上析出，未形成“健全”的组织，性能不理想。多层焊时， 7是可行的。母材原始相比例/为接近50/50时， 4可以获得理想的效果。 双相不锈钢焊接时，有可能发生三种类型的析出，即铬的氮化物（如Cr2N、CrN）、二次奥氏体（2）及金属间相（如相等）。 当焊缝金属铁素体数量过多或为纯铁素体组织时，很容易有氮化物的析出，这与在高温时，氮在铁素体中的溶解度高，而快速冷时溶解度又下降有关。尤其是在焊缝近表面，由于氮的损失，使铁素体量增加，氮化物更易析出。焊缝若是健全的两相组织，氮化物的析出

60、量很少。因此，为了增加焊缝金属的奥氏体数量，可在填充金属中提高镍、氮元素的含量。另外，若采用大的热输入焊接，也可防止纯铁素体晶粒的生成而引起的氮化物的析出。当热影响区/相比例失调，致使相增多而相减少，出现-相界时，也会在这种相界上有析出相存在，如Cr2N、CrN以及Cr23C6等，也可能出现相。氮化物常居主要地位。 在含氮量高的超级双相不锈钢多层焊时会出现二次奥氏体的析出。特别是前道焊缝采用低热输入而后续焊缝采用大热输入焊接时，部分会转变成细小分散的二次奥氏体2，这种2也和氮化物一样会降低焊缝的耐腐蚀性能，尤其以表面析出影响更大。 一般来说，采用较高的热输入和较低的冷却速度有利于奥氏体的转变，

61、减少焊缝金属的铁素体量，但是热输入过高或冷却速度过慢又会带来金属间相的析出问题。通常双相不锈钢焊缝金属不会发现有相析出，但在焊接材料或热输入选用不合理时，也有可能出现相。1焊接方法 除电渣焊外，基本上所有的熔焊方法都可以用来焊接奥氏体-铁素体双相不锈钢。常用的方法为焊条电弧焊及钨极氩弧焊。药芯焊丝由于熔敷效 率高，也已在双相不锈钢焊接领域得到越来越多的应用。埋弧焊可用于双相不锈钢厚板的焊接，但问题是稀释率大，应用不多。2焊接材料 采用奥氏体相占比例大的焊接材料，来提高焊接金属中奥氏体相的比例，对提高焊缝金属的塑性、韧性和耐蚀性均是有益的。对于含氮的双相不锈钢和超级双相不锈钢的焊接材料，通常采用

62、比母材高的镍含量和母材相同的含氮量，以保证焊缝金属有足够的奥氏体量。一般来说，通过调整焊缝化学成分，双相钢均能获得令人满意的焊接性。 焊接时，焊缝和热影响区的冷却时间12/8不能太短。应根据材料的厚度，选择合适的冷却速度，如图4-28所示。焊接厚板时，应采用较高的热输入；焊接薄板时，尤其是板厚小于5mm时，应采用较低的焊接热输入。 图4-28材料厚度与冷却时间的关系3焊接工艺措施(1) 控制热输入 双相钢要求在焊接时遵守一定的焊接工艺，其目的一方面是为了避免焊后由于冷速过快而在热影响区产生过多的铁素体，另一方面是为了避免冷速过慢在热影响区形成过多粗大的晶粒和氮化铬沉淀。如果通过适当的工艺措施，

63、将焊缝和热影响区不同部位的铁素体含量控制在70%以下，则双相钢焊缝的抗裂性会相当好。但当铁素体含量超过70%时，在焊接应力很大的情况下会出现氢致冷裂纹。为避免焊缝中Ni含量下降过多，必须阻止Ni含量低的母材过多稀释。否则，铁素体含量增加会对焊缝腐蚀抗力、韧性和抗裂能力产生不良影响。 焊接时，焊缝和热影响区的冷却时间12/8不能太短。应根据材料的厚度，选择合适的冷却速度，如图4-28所示。焊接厚板时，应采用较高的热输入；焊接薄板时，尤其是板厚小于5mm时，应采用较低的焊接热输入。(2) 多层多道焊 采用多层多道焊时，后续焊道对前层焊道有热处理作用，焊缝金属中的铁素体进一步转变成奥氏体，成为奥氏体

64、占优势的两相组织，毗邻焊缝的焊接热影响区组织中的奥氏体相也增多，从而使焊接接头的组织和性能得到改善。(3) 焊接顺序及工艺焊缝 与奥氏体不锈钢焊缝相反，接触腐蚀介质的焊缝要先焊，使最后一道焊缝移至非接触介质的一面。其目的是利用后道焊缝对先焊焊缝进行一次热处理，使先焊焊缝及其热影响区的单相铁素体组织部分转变为奥氏体组织。 如果要求接触介质的焊缝必须最后施焊，则可在焊接终了时，在焊缝表面再施以一层工艺焊缝，便可对表面焊缝及其邻近的焊接热影响区进行所谓的热处理。工艺焊缝可在焊后经加工去除。如果附加工艺焊缝有困难，在制定焊接工艺时，尽可能考虑使最后一层焊缝处于非工作介质面上。 1. 不锈钢焊接时，为什

65、么要控制焊缝中的含碳量？如何控制焊缝中的含碳量？2. 为什么18-8奥氏体不锈钢焊缝中要求含有一定数量的铁素体组织？通过什么途径控制焊缝中的铁素体含量？3. 18-8不锈钢焊接接头区域在哪些部位可能产生晶间腐蚀，是由于什么原因造成的？如何防止？4. 简述奥氏体不锈钢产生热裂纹的原因？在母材和焊缝合金成分一定的条件下，焊接时应采取何种工艺措施防止热裂纹？5. 奥氏体钢焊接时为什么常采用“超合金化”焊接材料？6. 铁素体不锈钢焊接中容易出现什么问题？焊条电弧焊和气体保护焊时如何选择焊接材料？在焊接工艺上有什么特点？7. 何谓“脆化”现象？铁素体不锈钢焊接时有哪些脆化现象，各发生在什么温度区域？如何避免？8. 马氏体不锈钢焊接中容易出现什么问题，在焊接材料的选用和工艺上有什么特点？制定焊接工艺时应采取哪些措施？9. 双相不锈钢的成分和性能有何特点？与一般奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的焊接性有何不同？在焊接工艺上有什么特点？10. 从双相不锈钢组织转变的角度出发，分析焊缝中的Ni含量为什么比母材要高及焊接热循环对焊接接头组织、性能的影响？