不锈钢耐热钢的焊接汇总

1、第三章 不锈钢、耐热钢焊接 第一节 不锈钢、耐热钢的类型和特性一、不锈钢及耐热钢类型（ 一 ） 定义对其含义有三种理解：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及耐酸腐蚀的耐酸不锈钢的统称。3. 广义型一一泛指耐蚀钢和耐热钢，统称为不锈钢.我们在此所说的不锈钢是指习惯型含义（gb4237-2007） , 即包括在大气及各种强腐蚀介质中具有耐蚀性能的钢。而耐热钢另有国标（gb42382007）规定。它是指具有高温热稳定性和热强性的一类钢。耐热钢及不锈钢的主要成分为cr、ni, 一般cr12%,才能在大气环境下不发生腐蚀，要耐酸腐蚀，则cr17%。增加cr

2、、ni含量，耐腐蚀及耐热性均可提高。所以本章所涉及的是cr系、cr-ni系铁基高合金钢，包括少数 cr-mn-n系节ni不锈钢，一般ni12%0（ 二 ） 分类1. 按用途分类 不锈钢（习惯型含义），主要用于有侵蚀性化学介质（包括大气）的工作环境中，要求钢材能耐腐蚀，对强度要求不高，工作温度一般不超过500。这类钢包括：高 cr 钢： 1cr13 2cr13低碳 cr-ni 钢： 0cr19ni9 1cr18ni9ti 0cr25ni20超低碳 cr-ni 钢（c 0.03%） : 00cr19ni11 00cr17ni14mo2耐蚀性要求更高的不锈钢，还要提纯，得到高纯不锈钢（c0.01 %

3、, s、p ti、nb等元素。00cr23ni4n钢是瑞典最先开发的一种低合金型双相不锈钢，不含铝，铭和锲的含量也较低。由于钢中wr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。0cr21ni5ti、1cr21ni5ti这两种钢是了为节锲，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）。典型的有 18-5 型、21-5 型、25-5 型,如 00cr18ni5mo3si2、0cr21ni5ti、1cr21ni5ti、 00cr25ni5mo2 1

4、cr18mn10ni5m。3矫。常以固溶状态供货。衷3t 典型纲号的主要化学组成示例（笳）钢号cmns3crn1ti其他flocrl ftnlllw”.源丸。如9.013.012,41.03 7.019.0mum5日。产）|一olcrltni(31t),1vlo16.018,012.016.00ccrz5njg2m02n(ai(jxfoli .5，00-4wk 5鸥.531 .522.sazg4cr35nis0(hk-4q)0.35(m5451,t51923.0zg5cre5nj35(hp)33刃370 i1 一ii! _zgjcr25ni35nbc36x)0*3 50.4e2,0027.03

5、2.0-55,01 一incoloys o3540耐点蚀试验方法有国标（ gb/t 18590-2001）3. 缝隙腐蚀缝隙腐蚀是金属构件缝隙处发生的斑点状或溃疡形宏观腐蚀坑，它是以腐蚀部位特征来命名的。常发生在垫圈、铆钉、螺钉连接接缝、搭接的焊接接头、阀座等处。由于缝隙处被腐蚀 产物所覆盖，以及介质扩散受到限制等原因，使该处的介质成分和浓度与整体有很大区别，于 是引起介质的电化学不均匀性而产生腐蚀。缝隙腐蚀和点蚀具有共同性质，耐点蚀的钢都能耐 缝隙腐蚀。因此也可用点蚀指数来衡量耐缝隙腐蚀倾向 。耐缝隙腐蚀试验方法有国标（gb/t 10127-2002）4. 晶间腐蚀晶间腐蚀起源于金属表面，沿

6、晶界深入金属内部的腐蚀现象，外观仍显金属光泽，但晶粒间彼此已失去联系，敲击时已无金属声音，钢质变脆，强度几乎丧生。晶间腐蚀，多半与晶界 贫 cr 有关。（ 1） a 不锈钢的晶间腐蚀18-8a钢，固溶处理后再经450850c加热（敏化处理），往往会发生晶间腐蚀，这种现 象一般可用品界“贫cr”来解释。室温时18-8钢中碳的溶解度小于0.020.03 %。如钢含碳 量超过该数值，则固溶处理后，a为c所过饱和，呈不稳定状态，在再次加热时，超过溶解度的 碳将向晶界扩散，并与cr结合形成富cr碳化物cr23c6或（cr, fe）23g沉淀于晶界，由于晶粒内 部 cr 的扩散速度较慢，所以在形成cr 的

7、碳化物时，使晶界及其邻近区域产生贫cr 现象，当该区 cr 含量降低到临界值12以下时，就会发生明显的晶间腐蚀现象。 防止： 钢中含有能形成稳定碳化物的元素ti、nb等，经稳定化处理（850cx 2h）后，碳将优先与nb ti结合，则不 会形成c3。就能避免缺cr现象发生。若降低钢中碳含量，c v、ti等强碳化物形成元素。品界强化通过控制晶粒度（一般34级为好，过细塑性变形抗力降低，过粗脆性增大）。加入 b及 re等微量元素等方法强化晶界，以减少高温下晶界的滑动。3 .高温脆化耐热钢在热加工过程中或高温下长期工作时可能产生脆化现象。脆化有以下几种：m钢的回火脆性。例如cu3钢在550c附近的回

8、火脆性，这在焊接前后的热处理过程中 应当引起注意。f钢的晶粒长大脆化。由于f钢在加热时没有相变化发生，所以晶粒长大现象不可能通 过热处理来改善。a钢析出相脆化。在a钢晶界析出碳化物相造成脆化。475 c脆化。主要出现在cr15%的f钢中。在350550c较长时间加热并缓冷，就可 导致在常温时或负温时出现脆化现象。因为在 475c附近最容易出现，所以称为475c脆性。含 cr量越高，脆化越严重。对该脆性的产生机理，目前尚无统一认识，但都认为有新相析出。已 产生475c脆性的钢，经过600700c加热、保温1h后空冷，可以恢复原有的性能。相脆化。（7相是一种富cr的fecr金属间化合物，质硬而脆，

9、没有磁性。多半分布 在晶界，不但降低材料的6和ak,而且增大品间腐蚀倾向。一般在 500900c长时间力口热有禾ij 于（t相的形成。（t相可由6相产生6 一；也可由y直接产生（丫 一）。或由y转变而 成（丫 一 a 一），不过自6中形成更容易。提高钢中cr、mo si等6形成元素含量会促进（t相 析出，而ni、g n等因可减少6相而有减轻b相形成的作用。加热温度提高到超过 6相稳定 存在的上限温度时，相可以重新溶入固溶体中。18-8钢的上限温度在700c左右，25-20钢 wj在980c左右。（三）不锈钢、耐热钢的物理性能不锈钢及耐热钢的物理性能见表 3-2。组织状态相同的钢，它们的物理性能

10、也基本相同。然 而钢中me含量越高，导热性越差，钢的线胀系数和电阻率越大。不锈钢及耐热钢的物理性能与 低碳钢有较大的差异，例如，a钢的导热系数入约为低碳钢的1/3 ,线胀系数比低碳钢大50%, m钢和f钢的导热系数约为低碳钢的1/2 ,线胀系数与低碳钢大体相当。*5-2不就纲及耐热锯的物超性侵pcaap类蛰宙 号20cloot。l州p20ctj/te-t)m/3七)(ua/(cmjcm x)铁索库纲0cc137.花0.460.27io.a61|ctj5n7370*21ix豺马氏悔钢cr!37.7ac*0.259.957icris7.75oua0.2510,555ocrlsnhd30j0,5。a

11、. 151772奥氏悻钢lcr9nl9ti0.500.1616.774o.is氏。74zcrasnizo-1014l4.4奥氏体钢0cr2jnul&川3fl，500蚂低隙的7,850,500.5913.q13第二节 奥氏体钢、双相钢焊接一、奥氏体钢的焊接性分析与其它类型的不锈钢相比，丫钢是较易焊接的。它在焊接过程中不发生相变，对h脆不敏感，接头在焊态下也有良好的塑性和韧性。焊接的主要问题是：焊接热裂纹、腐蚀及脆化。（一）晶间腐蚀（以18-8钢为例）接头可能在三个部位出现品间腐蚀现象 （图3-3）。但在同一接头上不能同时看到三个不同 部位的晶间腐蚀，这主要取决于钢和焊缝的成分。敏化区腐蚀和熔合区

12、腐蚀不会同时出现。敏化区腐蚀出现在ha峰值温度处于敏化加热温度区间的部位，只出现在不含稳定化元素又不 是超低碳的不锈钢中。熔合区腐蚀只出现在含稳定化元素的不锈钢中，呈窄而深的刀切形状， 所以称为刀状腐蚀，简称“刀蚀”。焊缝区的腐蚀，主要取决于焊接材料，在正常情况下，这 一问题解决得比较好。国”2 18小不锈钢焊接接头 可能出现晶间腐蚀的部位 口一煤缝区 匕一haz敏化区c 一熔g区1.焊缝区晶间腐蚀根据晶间腐蚀机理，为防止焊缝品间腐蚀，应采取以下措施：通过焊接材料，使焊接金 属成为超低碳情况，或者使其含有一定的稳定化元素nb ti , 一般希望nb 8c ti 8.5g但含ti、nb的钢却会产

13、生刀状腐蚀。调整焊缝组织，使其含有一定量的6相。焊缝中6相的存在首先可以打乱单一 t柱状晶的方向性，不致形成连续的贫 cr层。其次 是6相富cr,有良好的供cr条件，所以在两相交界处不易形成贫 cr层。对丫体不锈钢来说， 一般希望焊缝金属中6相数量为412%为宜。但是，过量的6相存在时，会促使 6相析出脆 化（在高温长期工作或多层焊时），而且有时会产生选择性腐蚀。例如在 hso或尿素之类介质中，6相将优先腐蚀。6相的数量可用金相法、磁性法来 检测，也可用schaeffler图来估算。 schaeffler焊接组织图是1949年根据 手工电弧焊的经验而制成的，该图把室 温组织与creq和nieq

14、所表示的焊缝成 分联系起来。这样可根据化学成分在图 中查到应形成的组织，而根据对组织的 要求可以确定对应的cr、ni当量，从 而进行焊接成分的调整。schaeffler图只考虑了化学成分 对组织的影响，并未考虑实际结晶条件 及me存在的具体形态。所以利用 schaeffler图所估算的6相数量往往 同实测值不一致，其误差在土 4%以上图4-4舍夫勒焊缝组织图（1949年）尽管如此，这个图对于估计焊接组织还是有价值的。舍夫勒组织图中没有记入 n的影响，所以在这方面有人进行了修正工作，其中德龙（delong） 图被认为是有价值的改进，在 nieq计算中加入一项30n,对于mr n强化的不锈钢，改进

15、的舍夫勒图中creq和nieq的计算做了相应的改变。对mr n强化的不锈钢，有1982年提出的改进舍夫勒图,6.g = cf+mo+ i*bsi+0*5nb+3a1+5vni“=ni+30c+ 0.87mn4-x（n0,045）+ 0 .3332.敏化区晶间腐蚀maj cwnf3 6wl图3-5 1e-8t i钢haz中碳化枷分布特征 （w1一埠堂wm辿界）当母材不含稳 定化元素或含碳量 较高时，经焊接热循 环的作用，就可能出 现敏化区。不过焊接 接头的敏化区并非 平衡加热时的450850 c,而是峰值温度 为6001000 c的部 位。因为焊接是快速连 续加热和冷却过程，而 cr的碳化物的沉

16、淀是 一个扩散过程，为了充其creq和nieq的计算式如下;0cr18ni8hazfr 间腐蚀不锈钢刀状腐蚀形貌分扩散 热度”需要一定的“过显然只有普通18-8钢才会有敏化区存在,18-8ti、18-8nb及超低碳的18-8钢则不易产生为防止敏化区腐蚀，在焊接工艺上应采取小电流、 大焊速及强制冷却等措施，以减少 haz处于敏化温度区的时间。3.刀蚀刀蚀只发生在含稳定化元素（ti、nb）的丫不锈钢的熔合区。开始腐蚀宽度不过 35个 晶粒，逐步扩展可达11.5mm,严重时焊缝可整条发生剥落。刀蚀的实质也是因m23c沉淀而形成贫cr层。如图18-8ti钢（图3-5）,焊前为10501150c 水淬固

17、溶处理，m3g全部固溶，而大部分 c与ti形成游离的tic,因温度在1150c以下时tic 在钢中的溶解度很小。经过焊接后，焊态下的熔合区经历了1200c以上的过热作用，tic将发生分解，溶入固溶体，温度越高，tic溶解度越大。tic溶解时，分解出来的碳原子将打入到 t 点阵间隙中，ti则占据t点阵节点位置。在冷却时，碳原子将迅速向 t晶粒边界运动，ti则 散扩散困难而留在原地。因而碳将析集于晶界附近成为过饱和状态。如随后 在经450850c敏化加热，碳原子优先扩散到晶界，与 cr形成m3g,从而出现晶界贫cr层。越靠近熔合线，tic 固溶量越多，m3gs沉淀量越大，晶间腐蚀倾向越严重。由此可

18、见“高温过热”和“中温敏化”的相继作用是产生刀蚀的必要条件。显然，普通18-8钢不应有刀蚀发生，超低 c不锈钢也不会有刀蚀发生。为了防止刀蚀：最好采用超低碳不锈钢，含有稳定化元素的钢，其含碳量希望小于0.06%。在焊接工艺上应减少近缝区过热。尽量采用小电流快焊速，尽量避免交叉焊缝，面向腐蚀介 质焊缝最后焊接，无法安排在最后焊时，应调整焊缝尺寸形状及焊接规范，使第二面焊缝所产 生的敏化温度区（6001000c）不落在第一面焊缝表面的过热区上。 稳定化处理，850900c x2h缓冷，可消除。（二）应力腐蚀开裂拉应力的存 在是scc的重要 条件。而其中残余 应力（特别是焊接 应力）所引起的 scc

19、事故则约占 全部scc破坏的 70%以上。a钢由 于导热性差、线胀 系数大，在约束焊ki6-21第二面惇爨的，化区对刀技的整响心不产生刀恢丰b）产生刀鼓所以scc开裂是这类接变形时就可能残留较大的焊接应力 钢焊接性中不易解决的问题。 sccr为敏感。为防止应力腐蚀开裂，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有关：lm之 t（lgt+ 20）x10-3式中t 加热温度（k）;t 保温时间（h）。lm砒大，残余应力消除程度越大。关于me的影响，必须结合具体腐蚀介质来研究。（三）点蚀点蚀主要是由于材料表面钝化膜的局部破坏而 引起的，它常成为晶间腐蚀和应力腐蚀起源。所以 点蚀

20、已越来越引起人们的重视。a钢焊接接头有点蚀 倾向，耐点蚀性优异的双相钢有时也会产生点蚀。 点蚀最易出现在焊缝中的不完全混合区，其化学成分与母材相同，但都经历了熔化与凝固过程，应属 焊缝一部分。有时焊缝中心也会有点蚀产生。点蚀实验表明，焊接接头过热区对图3-t迷小铜管库接接第cc断裂时间与材料含碳髭的关系介成一费h匕冤水i臣第一口，又】后方波交变应力 保特*min/eycleecfrosjcn,费指数越小的钢，点蚀倾向越大0cu7ni12mo矫锈钢焊趾处的应力腐为提高抗点蚀性能，应采取以下措施： 减少cr、m姗析，自熔焊时易形成偏析。如一蚀一y钢cr22ni25mo,在tig焊时，使晶界界mo与

21、其晶轴mo量之比（即偏析度）达1.6, cr偏析度达1.25;所以晶轴部位易产生点蚀 采取超合金化焊接材料，即采用较母材更高cr、mo量的焊接材料。由于提高ni含量,cr、ni、mot （超合金化）ni基合金焊丝、ni 基合金cpt低于bm接头 cpt本达bmzk平口惺隆推舆0熔雅金麓图3-8 不同焊丝tig焊时的cpt驰fec13+g.q5mhe1, 2处侵）a 0 qcr 23ni24mo3.4n0 24b t qcr2 泗轮,5n0 * 1c -qocr22nic2moe l7nb3,4d一不填空e-oocrianiismog, 7n0.q3晶轴中cr、mo的负偏析显著减少，因此采用高

22、ni或ni基合金焊丝是有利的图3-8是用临界点蚀温度cpt（即能引起点蚀的最低加热温度）来评价耐点蚀性能的 bm-00cr20ni18mo6n0.2 cpt 6570 ca 00cr23ni24mo8.4n0.29b 00cr22ni62mo8.5n0.11c- 00cr22ni62mo8.7nb3.4焊丝、接头cpt8本达bmc平d不填丝（自熔焊）cpt 45 ce 00cu9ni13mo3.7n0.03 cpt 25c 完全不能适应要求结论：（1）为提高耐点蚀性能而不能进行自 熔焊；（2）焊接材料与母材必须“超合金化”匹 配；（3）必须考虑母材的稀释作用，以保证足够的 合金含量；（4）提高

23、ni量有利于减少微观偏析， 必要时可考虑采用ni基合金焊丝。（四）奥氏体钢焊接接头热裂纹y钢焊接时，在焊缝及haz都有可能产生热 裂纹。最常见的是焊缝凝固裂纹（结晶裂纹），有时也可出现近缝区液化裂纹。 含ni量越高，产 生热裂的倾向越大。所以25-20钢比18-8钢具有 更大的热裂倾向。1 .热裂纹产生的原因与一般结构钢相比，cr-ni t钢焊接时有较 大的热裂倾向。其主要原因如下：由于丫钢导热系数小和线胀系数大，在焊接条件下，焊接接头必然形成较大的拉应力，而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。t钢学生结晶形成方向性强的柱状晶组织，利于有害杂质的偏析及晶间液态夹杂的形 成，易

24、于促使产生凝固裂纹。t钢及焊缝的合金组成较复杂，不仅s、p、sn、sb可形成易熔液膜，溶解度有限的si、 nb b也可能形成易熔共晶，如si化物共晶、nb化物共晶。在高ni稳定丫钢焊接时，si、nb 往往是产生热裂纹的重要原因之一。2 .影响因素（1）凝固模式（焊缝组织）实验表明，与丫 +6双相组织焊缝相比，单相 t组织的焊缝对热裂纹更为敏感。因为 6相 的存在打乱了单相t组织的方向性，使晶粒相对细化，而且使低熔点夹层在晶界上的分布呈不 连续状。所以对防止热裂纹是有益的。通常用室温下焊缝中的6相数量来判断热裂倾向。但凝固 裂纹是产生于凝固过程的后期，用室温组织来考核凝固过程中的现象总有缺憾。必

25、须联系凝固 模式来考虑才更合理。所谓凝固模式是指以何种初生相（丫或“开始结晶进行凝固过程，和以何种相完成凝固 过程。凝固裂纹与凝固过程有直接联系。以图 3-10的70%fe-cr-ni相图来分析凝固裂纹与凝 固过程的关系。，图294相含届;对热裂倾向的影响皿】（trans-vflrestraintii）tcl一裂税息长htr脆性温度区间藏周模式cvw 1020卸图37。前验ficbni物二元相图 （图中标出凝固模式）凝固模式有四种：f模式：以6相完成整个凝固过程，合金fa模式：以6相开始结晶，以6 + 丫结束。例如合金af模式：以t相开始凝固，以丫+6结束。例如合金a模式：以t相完成整个凝固过

26、程。例如合金焊缝凝固模式不同，凝固裂纹敏感性也不同。根据晶粒润湿理论，以fa模式抗凝固裂纹最强，而f模式或a模式最差。所以对凝固模式的判断具有重要意义。cr-ni t焊缝的结晶模式主要取决于焊缝金属的cr/nieq , af与fa的分界大体相当于 cr/nieq = 1.5 ,如将这一界线标示于schaeffler图上，则可将防止热裂所需室温 6相数量与 凝固模式联系起来。图3-11为标有af/fa界线的schaeffler图。图3-12为wrc美国焊接科 学研究委员会）1992新焊缝组织图。图中将6相数量用“铁素体数目 fn表示，是用磁性检 测仪测定的6相的读数。其值在不足fn10时，与6

27、%标示值相当，超过fn10后，fn越来越大 于6 %值。另外图中creq、nieq的计算不同于schaeffler图。所以标示的af/fa界线值cr/nieq 1.5,约为 1.4。（aa 线）is u 圆 杜 世 以 2 相 羽 胃 北 卿=c r+电+1,5$计3附a口南 + 无！一品工 jz图3-14焊接热能响区热裂纹 与cr”/nm的关系口的却川饰af/fa殿的舍夫舞b押如，璐酊72 wrc-1的辨割家国（跷；n力近1啊b.上。的虱1限n。/，；从以上二图可以看出，为了防止热裂，室温所需最少6相数量，对于不同creq的丫钢焊缝 并不相同，creq越大，所需6相数量就越多。须指出，有时焊

28、缝金属并非以单一凝固模式进行凝固，可能一个局部区域是af模式，而另一个局部区域是fa模式。对于同一型号的焊条，由于成分波动范围可能较大，所以熔敷金属的 6相数量可能也有较大差异，因此抗热裂性能也有较大差异。至于haz勺液化裂纹，也与偏析液月m有关。同样也依赖于 cr/nieq以及母材中杂质s p 等的含量。由图3-14可以看出，焊接热影响区的热裂纹与母材纯度有重要关系。按舍夫勒图计算，在 cr/nieq 1.5时，应力求钢中杂质 p+s0.01%,方可保证不产生热裂纹。最易产生液化裂 纹的部位是紧邻熔合线的过热区（13001450c峰值温度范围），因为这个部位有利于出现偏析 液膜。图3-14的

29、结果再次表明，影响热裂倾向的关键是决定凝固模式的 cr/nieq比值，而并非 室温6相数量。由此可知，18-8系列奥氏体钢，因cr/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cr/nieq 1.5,含ni量越高，其比值越小，热裂倾 向越大。（2）化学成分调整成分是控制焊缝性能（包括裂纹问题）的重要手段。但如何进行合金化，还未获得完 全有规律的认识。因为在合金系统中元素的作用与它单独存在时的作用往往不同，甚至相反。a.对于含ni量小于15%的18-8 丫钢，加入me使焊缝形成丫 + 6双相组织，对提高焊缝 抗热裂性能最为有效。b.对于含ni量大于15%的

30、t钢，如以丫 +6双相组织来提高焊缝的抗裂性，则需相当数 量的6相才能满足要求。2c 2cr25ni20si2钢，6相要在2530%才能起到防止热裂的效果。止匕 时势必要求在焊缝中加入较多的6化元素，使焊缝与母材成分发生很大的差异，在性能上两者就 难以匹配。但如形成丫+c或t +b双相组织 同样可提高其抗裂性能。为了获得 丫+c,可 适当提高焊缝的含碳量。例如 cr14ni8w2nb 钢焊缝，碳提高到0.15%,使nb- 10c,限制 si量，使nb/si=48,可有效地消除热裂。 为了获得t +b,必须有足够数量的b,微量b 就可偏析与fe、ni形成低熔共晶 fe-b（1149c）、ni-b

31、（1140 c）。提高 b量，易 熔共晶数量增多，反而细化了一次结晶组织， 而产生“愈合”作用，热裂倾向降低。如 2cr25ni20si2 钢,加入 b 0.40.7%,含 si 量高达2.53.0%,也无裂纹发生。但含b量不得大于0.81.0%,否则严重降低韧性而促。.5使冷裂。c.对于希望焊缝金属为单相 丫，为了防 止热裂，可适当提高t化元素mn含量。使焊 缝金属在凝固期间为fa模式，而室温组织为 单一的丫相。mn在46%时有最小的裂纹倾图a15 mn对舞-20前焊最热裂纹的影响向性（图3-15）。d.在不同的组织状态下，元素所起的作用会有所不同。如 18-8钢和25-20钢合金化的方 向

32、就有所不同。以mn为例，在25-20钢中mn是有利的。但有cu存在时，mnt cu可互相促进偏析，而增 大热裂倾向。在18-8钢焊接时，加入mn如不致使6相消失，mn的加入有利于控制s的有害作 用，可改善抗裂性。但如使6相消失，抗裂性就会降低。又如 si在18-8钢中促使产生6相， 可提高抗裂性；而在25-20钢中si则强烈偏析，产生热裂。又如s、p是有害的，必须加以限制。但在 18-8和25-20钢中的影响程度不一样，这是由 于s、p在6-fe和丫-fe中的溶解度不同所致。s在6-fe中的溶解度约为丫-fe中的10倍。 s p在ni中的溶解度均为0,所以高锲t钢中的& p更易偏析。（3）焊接

33、工艺为了减少热裂倾向，从工艺上应采取减少过热和降低应力的措施。应尽量采用小的焊接热输入和小截面焊道，不应预热，并降低层间温度，以避免焊缝 haz 过热粗化，以致使偏析增大。为了减小热输入，不应过分增大焊速，而应适当降低焊接电流。因为焊速增大，冷速也增 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fzala,使热裂倾向增加。（五）奥氏体钢焊缝的脆化cr-ni奥氏体钢用于不锈耐蚀条件时，通常都是在常温或不太高的温度（350 c）条件下工作。这时对焊接接头的要求主要是耐蚀性，对力学性能无特别要求。但如用于高温条件下， 如是耐热抗氧化钢，主要是防止氧化，对力学性能也无特殊要求。如是短时工作（

34、小于几十小 时）的热强钢，则必须要求焊接接头与母材等强。如是长期工作（105小时）的热强钢，则要求接头在保证足够强度的同时，有足够的塑性和韧性。当用于低温条件下，要求接头具有合适的 低温韧性。奥氏体钢焊缝脆化的原因主要有以下两种:1 .低温脆化焊缝的组织形态对低温脆性影响很大（如下表）1cr18ni9ti焊缝组织对低温冲击韧性的影响部位组织%u (j/cm2)主要成分（）+20 c-196 ccsimncrniti焊缝y + 5121460.080.570.4417.610.80.16y1781570.150.221.525.518.9母材（固溶）y2802300.12：1.c2.017198

35、12= 0.7为了满足低温韧性的要求，最好不采取 丫 +6双相组织，即使是单相t组织的焊缝冲击韧 性指标仍低于固溶处理的母材。研究认为，焊缝中的6相因形貌不同，可具有相异的韧性水平。如超低碳 18-8钢焊缝中的 6相，可以球状、蠕虫状和花边条状存在，而以蠕虫状居多数。它对抗热裂有利，但会造成脆 性断口形貌。如提高含cr量（稍大于20%）,获得少量花边条状6相，其低温韧性会得到改善， 其值可达常温的80%。2.6相脆化6相脆化可出现在500900c长期工作的t钢 中，也可出现在t钢连续多层焊的接头中，由于本 身硬而脆，而易集中在晶界处，因此它的产生使母材 和焊接接头塑、韧性急剧下降。一般由 6一

36、6比丫 一容易一些，且转变速度高好几倍。所以6化元素 cr、si、mo nb等均可促使其产生长大。而在稳定 y钢焊接时，为了克服高mo的6化作用，提高丫化 元素ni和n十分有利。在高温加热过程中，如产生 塑性变形或施加应力，也可大大加速6相析出。如图 3-16。图3-16是一组试验结果。在低n（图中ln, n为 0.02 %）情况下，在图3-16中虚线上部区域是出现 （7相脆化区域，虚线以下区域无 （7相发生，这是 cr22ni-fe- mo-n的tig焊接情况。如果母材含mo既 和nil8 % （b点），若用同质焊丝tig焊，焊缝将处 于6相脆化状态。增高n量（图中hn n为0.1% 0.2

37、 %）时，6相脆化区则移到实线以上区域，即（7 相脆化减轻。此时母材虽已处于 6相脆比区边缘外，3-16 cr22ni-fe-mo-n4j ni、mo, n对。陇化的影喇（据笫改给）若采用同质焊丝仍不能保证焊缝耐点蚀质量，而不得不采用异质焊丝，必须“超合金化”。如 将焊丝mo量提高到8.5%,从图3-16可见，即使在高n（hn涤件下，焊丝ni量也应超过50% 因为考虑到熔合比作用，所焊焊缝的成分应位于母材 （点b）与焊丝（点f）的连线上。因此，如果 选用ni基合金焊丝，若含ni62%,则必须控制熔合比小于0.3才可靠；如果熔合比比较大，焊 缝成分将有落入 相脆化区的危险，虽然选用了超合金化焊丝

38、，仍难保证避免相脆化。防止措施：调整焊缝金属合金成分，严格限制mo si、nb,适当降低cr,并相应提高ni 工艺方面，采取热输入量低的焊接方法，焊件避免在600850c作焊后热处理。已出现（7相的焊件，可以加热到10501100c保温1h后水淬，可使绝大部分（t相溶入 丫体中，恢复性能。二、奥氏体钢的焊接工艺特点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mig实芯焊丝以及药芯焊丝。其中由于药芯焊丝具有生产

39、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，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

40、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

41、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) 控制焊接热输入，避免接头产生过热现象 奥氏体钢热导率小，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很容易发生熔合不良现象，其坡口角度一般均要增大到 80左右。(4) 尽可能控制

42、 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，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。u 工

43、力 0 +u3七5u 一流：匚咐 7+mo+l.5却图扣打焊健组物用_!_各不同焊接林耕成信变动范围”三、双相不锈钢的焊接性分析双相不锈钢具有良好的耐应力腐蚀、耐点腐蚀、耐缝隙腐蚀及耐晶间腐蚀性能。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475c脆性，b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，因此，焊接时仍应引起注意。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

44、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。（一）双相钢焊接冶金特性铁素体-奥氏体不锈钢是最典型的双相不锈钢，也是近十几年来发展最快的不锈钢种，兼有 奥氏体钢和铁素体钢的优点，已得到广泛应用。1 .凝固过程为考察双相钢焊接冶金特点，可参考图 3-17为60%fe-cr-ni合金伪二元相图。设合金名 义成分为g,以cr30%-ni10 %做为双相钢代表成分。从 creq、nieq考虑，这一合金大体相当 25-5型双相钢。显然，这一合金是以f凝固模式进行凝固的，无丫相出现，凝固刚结束为单相6组织（图3-17 中bc问）。继续冷却

45、就会进入丫+ 6两相区（由c开始），奥氏体丫优先形成于铁素体6的晶粒 边界以及亚晶界。这样的部位可以富集有稳定奥氏体的元素（ni、mr cuk n、c）。在平衡条件下，冷却过程中可以不断发生6一丫相变，但由伪二元相图可以推断.在室温时肯定会保留有 相当数量的6相，即成为丫+6两相组织。1600l2520151050%(%)wni(%)图3-17 60 %fe-cr-ni的伪二元相图2 .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，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。对于焊缝而言，经历了