第三章 不锈钢焊接 - 图文

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） 定义问题

不锈钢这一术语使用非常广泛，对其含义却可有三种理解[1]： （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（Stainless Steels）。 我国目前所谓不锈钢是指习惯型含义○，已有国家标准，其标准号为GB4237

一

－84；耐热钢钢板另有国家标准，其标准号为GB4238－84。不锈钢及耐热钢，其主要成分为Cr和Ni。一般Cr≥12﹪才能在大气环境下不发生锈蚀，如欲耐酸腐蚀，含Cr量不应低于17％。增加Ni或再高Cr含量，耐腐蚀性或耐热性均可提高。所以，本章涉及的是高合金钢，属Cr系和Cr-Ni系铁基合金，包括少数Cr-Mn-N系节Ni不锈钢，一般Ni≤35﹪，Cr≥12﹪。

（二）按用途分类

（1）不锈钢 （指习惯型含义）包括大气环境下及有浸蚀性化学介质中使用的钢，工作温度一般不超过500℃范围，要求耐腐蚀，对强度要求不高。

应用最广泛的有高Cr钢（如1Cr13、2Cr13）和低碳Cr-Ni钢（如0Cr19Ni9、1Cr18Ni9Ti）或超低碳○Cr-Ni钢（如00Cr25Ni22Mo2、00Cr22Ni5Mo3N等）。耐蚀性

二

要求高的尿素设备用不锈钢，常限定C≤0.02﹪，Cr≥17﹪，Ni≥13﹪，Mo≥2.2﹪。耐蚀性要求更高的不锈钢，还须提高纯度，如C≤0.01﹪，P≤0.01﹪，S≤0.01﹪，Si≤0.1﹪，即所谓高纯不锈钢，例如000Cr19Ni15，000Cr25Ni20[1]。

（2）抗氧化钢—在高温下具有抗氧化性能的钢，它对高温强度要求不高。工作温度可高达900～1100℃。常用的钢有高Cr钢（如1Cr17，1Cr25Si2）和Cr-Ni钢（如2Cr25Ni20、2Cr25Ni20Si2）。

（3）热强钢—在高温下既要有抗氧化能力，又要具有一定的高温强度，工作温度可高达600～800℃。广泛应用的是Cr-Ni钢（如1Cr18Ni9Ti、1Cr16Ni25Mo6、4Cr25Ni20、4Cr25Ni34等）。以Cr12为基的多元合金化高Cr钢（如1Cr12MoWV）也是重要的热强钢。

常将抗氧化钢和热强钢统称为耐热钢。其实一些不锈钢也可作为热强钢使用。而一些热强钢也可用作为不锈钢，可称为“耐热型”不锈钢。

由于我国是采用相同牌号表示法来标明钢号，有时很容易区分不锈钢和耐热

钢，注意不要混淆。例如，同一牌号1Cr18Ni9Ti既可做不锈钢，也可做热强钢。而简称25—20的Cr25Ni20，降低碳量的0Cr25Ni20或00Cr25Ni20、000Cr25Ni20是做不锈钢使用的，提高碳量的2Cr25Ni20或4Cr25Ni20只能做耐热钢。

（三）按组织分类

按空冷后室温来分类，是最古老、又是至今应用最广的最基本的分类方法。 （1）奥氏体钢 它是应用最广的一类，以高Cr-Ni钢最为典型。其中以Cr18Ni18为代表的系列简称18-8钢，如0Cr19Ni9、1Cr18Ni9Ti(18-8Ti)、1Cr18Mn8Ni5N、0Cr18Ni12Mo2Cu(18-8Mo)等；其中以Cr25Ni20为代表的系列，简称25-20钢，如2Cr25Ni20Si2、4Cr25Ni20（国外牌号HK-40）、00Cr25Ni22Mo2(25-20Mo)等。还有25-35为代表的系列㈠，如0Cr21Ni32（国外牌号Incoloy800）、 4Cr25Ni35（国外牌号HP）、4Cr25Ni35Nb（国外牌号为Manaurite36X）等。供货状态多为固溶处理态。

（2）铁素体钢 含Cr为17％～30％的高Cr钢属此。主要用作耐热钢（抗氧化钢），也用作耐蚀钢，如1Cr17、1Cr25Si2。高纯铁素体钢000Cr30Mo2（C+N﹤0.015％,C≤0.005％）仅用于耐蚀条件。铁素体钢以退火状态供货。

（3）马氏体钢 Cr13系列最为典型，如1Cr13、2Cr13、3 Cr13、4 Cr13及1Cr17Ni12，常用做不锈钢。以Cr12为基的1Cr12MoWV之类马氏体钢，则用做热强钢。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）沉淀硬化钢 均为经时效强化处理以形成析出硬化相的高强钢，主要用做高强度不锈钢最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）。

（5）铁素体－奥氏体双相钢 钢中铁素体δ占60﹪～40﹪，奥氏体γ占40﹪～60﹪，故常称为双相不锈钢（Duplex Stainless Steels）。这类钢具有极其优异的抗腐蚀性能，是其他不锈钢所无法比拟的一种不锈钢。最典型的有18-5型、22-5型、25-5型，如00Cr18Ni5Mo3Si2、00Cr22Ni5Mo3N、0Cr25Ni5Mo3N、0Cr25Ni7Mo4WCuN。与18-8钢相比，主要特点是提高Cr而降低Ni，同时常添加Mo和N。这类双相不锈钢是以固溶处理态供货。

表3-1列出若干典型钢号。具体钢号的化学组成及性能可查阅有关手册，如参考文献〔1〕、〔8〕。

表3-1 典型钢号的主要化学组成示例 (﹪)

钢 号 00Cr19Ni11 1Cr18Ni9T

C ≤0.03 ≤0.12

Mn ≤2.0 ≤2.0

Si

Cr

Ni

Ti —

其 它 — —

≤1.0 18.0～20.0 9.0～13.0 ≤1.0 17.0～19.0

8.0～11.0 5（C-0.02）

～0.7

00Cr17Ni14Mo2(316L) 00Cr25Ni22Mo2N(310MoL) ZG4Cr25Ni20(HK-40) ZG5Cr25Ni35(HP) ZG4Cr25Ni35Nb(36X)

Incoloy800 00Cr25Ni5Mo2N

2Cr13

≤0.03 ≤0.02 0.35～0.45 0.35～0.75 0.35～0.45 ≤0.10 ≤0.03 0.16～0.24

≤2.0

≤1.0 16.0～18.0 12.0～16.0

— — — — —

Mo1.8～2.5 Mo1.9～2.3 N0.1～0.14

≤1.5 ≤2.0 ≤2.0 ≤1.5 ≤2.0 ≤0.8

≤1.75 23.0～27.0 19.0～22.0 ≤2.0 24.0～28.0 33.0～37.0 ≤2.0 24.0～27.0 32.0～35.0

— — Nb1.0～2.0

1.5～2.0 ≤0.4 24.5～25.5 21.5～22.5

≤1.0 19.0～23.0 30.0～35.0 0.15～0.60 Al0.15～0.60 ≤1.0 24.0～26.0 ≤0.6 12.0～14.0

5.0～8.0 —

— —

Mo1.5～2.5 N0.1～0.2

— Mo0.5～0.7

2Cr12WMoV 0.17～0.20 0.5～0.9 ≤0.5 11.0～13.0 0.4～0.8 — W0.7～1.1 V0.15～0.30

0Cr17Ni7Al(17-7PH) ≤0.09 ≤1.0 ≤1.0 16.0～18.0 6.5～7.5 — Al0.75～1.5

注：ZG—铸钢，所列均为离心铸管，属热强钠。

二、不锈钢及耐热钢特性 （一）不锈钢的耐蚀性能[1、47]

不锈钢的耐蚀性能是基于钝化作用。在不同条件下可产生几种不同的腐蚀形式。

1.均匀腐蚀 总体均匀腐蚀的现象。对于硝酸等氧化性酸，不锈钢能形成稳定的钝化层，不易产生均匀腐蚀。而对硫酸等还原性酸，只含Cr的马氏体钢和铁素体钢不耐腐蚀，而含Ni的Cr-Ni奥氏体钢则显示了良好的耐腐蚀性。但若在含氯离子（Cl-）的介质中，Cr-Ni钢也很容易发生钝化层破坏而发生腐蚀。如果钢中含Mo，在各种酸中均有改善耐蚀性的作用。双相不锈钢虽然是两相组织，由于相比例合适，并含足量的Cr、Mo，其耐蚀性与含Cr、Mo数量相当的Cr-Ni奥氏体不锈钢相近。马氏体钢不适于强腐蚀介质中使用。

2.点蚀 常因Cl-的存在而使钝化层局部破坏以至形成腐蚀坑，甚至可以穿孔的腐蚀现象。如图3-1照片所示，称为点蚀或孔蚀(Pitting Corrosion)。目前有不同的说法，其中之一认为，Cl-吸附于表面钝化层，环绕Fe2+形成络合物，因Fe2+向溶液中溶解而造成腐蚀。18-8型不锈钢在温度不超过100℃的高浓度氯离子环境中，主要腐蚀形式就是点蚀。一般不锈钢耐点蚀性均不理想，提高Cr、Ni、Mo、Si、Cu有利于改善耐点蚀性能，超低碳对抗点蚀也有利。实用上，铁素体—奥氏体双相不锈钢具有优异的耐点蚀性，认为应归因于含有Cr和Mo[1]。所以，18-8Mo、25-20Mo钢均具有比较良好的耐点蚀性。添加氮也可提高耐点

蚀性能。综合上述，在判定不锈钢的耐点蚀性能时常采用“点蚀指数”（Pitting Index）PI来衡量[2]： PI=Cr+3.3Mo+（13～16）N

一般希望PI＞35～40。

Cr的有利作用在于形成稳定氧化膜。Mo的有利作用在于形成MoO42-离子，

a) b)

图3-1 18-8不锈钢点蚀形貌， ×86

a) 顶视图 b)纵剖面

吸附于表面活性点而阻止Cl-入侵；N的作用虽还无详尽了解，但知可与Mo协同作用，富集于表面膜中，使表面膜不易破坏。

耐点蚀试验方法有国家标准GB4334.7—84。

3.缝隙腐蚀 在氯离子环境中，如不锈钢装置中不锈钢间或与异物接触的表面间存在间隙时，缝隙中溶液流动将发生迟滞现象，以至溶液局部Cl-浓化，PH值随之降低。于是，缝隙中不锈钢表面钝化膜就易于吸附Cl-而被局部破坏，也就易于被腐蚀。这中腐蚀现象特称为缝隙腐蚀（crevise corrosion）。显然，可以认为，缝隙腐蚀时和点腐蚀具有共同性质的一种腐蚀现象。因此，能耐点腐蚀的钢都有耐缝隙腐蚀的性能。耐缝隙腐蚀试验方法有国家标准GB10127-88。

4.晶间腐蚀 在晶粒边界附近发生的有选择性的腐蚀现象。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。已证明，晶间腐蚀多半与晶界层“贫铬”现象有联系。

对于18-8奥氏体钢，固溶处理再经450～850℃加热（所谓敏化加热）会沿晶界沉淀出Cr23C6或（Fe，Cr）23C6（常写成M23C6），以至使晶界边界层含Cr量低于12﹪，即所谓“贫铬”。这种状态的不锈钢再放入化学介质中，将会沿晶界发生腐蚀。若钢中含碳量低于其溶解度，C≤0.015～0.03﹪（超低碳），就不致有Cr23C6析出，因而不会产生贫铬现象。如果钢中含有能形成稳定碳化物的元素Nb或Ti，并经稳定化处理（加热850℃×2h空冷），使之优先形成NbC或TiC，则不会再形成Cr23C6，也不会产生贫Cr现象。对于钢材，希望Nb≥10(C-0.015) ﹪、

Ti≥6(C-0.015)﹪[47]。

做为不锈钢，高Cr铁素体钢也有晶间腐蚀倾向，但与Cr-Ni奥氏体钢正相反，从高温（Cr17约为1100～1200℃，Cr25约为1000～1200℃）急冷下来时就产生了晶间腐蚀倾向；再经650～850℃加热缓冷以后反而消除了晶间腐蚀倾向。这是由于碳在铁素体中的溶解度比在奥氏体中小得多，易于沉淀，而且碳在铁素体中的扩散速度也比较大，在从高温急冷过程中实际已等于“敏化”而形成了Cr23C6，因而在晶界发生贫Cr现象。再次在650～850℃加热，相当于稳定化处理，由于促使Cr的扩散均匀化，于是贫Cr层消失。

有时也会见到未经敏化加热，未见Cr23C6析出，而呈现晶间腐蚀倾向的现象

[1]

。超低碳不锈钢也会有晶间腐蚀倾向[3]。上述这些都难以用贫铬理论说明。研

究认为[3]，是由于P、Si等杂质沿晶间偏析而导致晶间腐蚀，发现P在晶间偏析是晶内的100倍。Si则促进磷化物的形成。实际上，沿晶界沉淀第二相（如δ相、富Cr的α′相）也会增大晶间腐蚀倾向，为此必须开发高纯度不锈钢。

固溶处理可以改善耐晶间腐蚀性能。为改善耐晶间腐蚀性能，应适当提高钢中铁素体化元素（Cr、Mo、Nb、Ti、Si等），同时降低奥氏体化元素（Ni、C、N）。如果奥氏体钢中能存在一定数量的铁素体相，晶间腐蚀倾向可显著减小。含有一定数量的δ相的双相不锈钢，在耐晶间腐蚀性能上优于单相奥氏体钢，这与存在均匀弥散分布的铁素体相有关。一般说来，奥氏体化元素多富集于γ相中，敏化加热时，富Cr碳化物最易形成于两相界面的相一侧，且因Ct在δ相中扩散快，Cr易均匀化，而不致形成贫铬层。δ相不多时，常以孤岛状被γ相包围。δ相增多时，由于同γ相共存而呈弥散状态，不能形成连续网状晶界。所以，即使出现局部贫Cr，也不致增大晶间腐蚀倾向。钼的作用在于使Cr的扩散速度更为增大，因而对耐蚀是有益的。

晶间腐蚀试验按照GB4334.1～GB4334.4—84及GB4334.5—90实施。 5.应力腐蚀 也称应力腐蚀开裂（Stress Corrosion Cracking，简称SCC）。对于一定的材料，应力腐蚀开裂是在拉应力与腐蚀介质两种因素共同作用下才能发生的现象。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。

Cr-Ni奥氏体不锈钢因氯化物引起的SCC主要属于伴随阳极溶解而产生的开裂，称为APC(Active Path Corrosion)。但在有较多δ相存在时，在高压加氢或含H2S的介质中也会产生就阴极氢脆开裂，即HEC（Hydrogen Embrittlement Cracking）。马氏体钢和铁素体钢更易产生HEC性质应力腐蚀。钢的硬度越高，越易产生HEC。

Cr-Ni奥氏体不锈钢耐氯化物SCC的性能，随Ni含量的提高而增大。所以，25-20钢比18-8钢具有好的耐SCC性能。含Mo钢对抗SCC不大有利，所以，

18-8Ti比18-8Mo具有高的抗SCC性能。

铁素体不锈钢比奥氏体不锈钢具有好的耐SCC的性能，但在Cr17或Cr25中添加少量Ni或Mo，会增大在42﹪MgCl2溶液中对SCC的敏感性。

双相不锈钢的SCC敏感性与两相的相比例有关，δ相为40﹪～50﹪时具有最好的耐SCC的性能。其原因有一种解释：（1）δ相屈服点高而可承受压应力；（2）δ相对于 相起阴极保护作用；（3）第二相δ对裂纹扩展有阻碍作用，但应力高时阻碍作用降低。

应力腐蚀试验按照GB4334.8—84实施。 （二）耐热钢的高温性能

1．高温性能变化特征 Cr或Cr-Ni耐热钢因热处理制度不同，在常温下可具有不同的性能。如退火状态的2Cr13钢其抗拉强度σb为630MPa，1038℃淬火＋320℃回火时σb达1750MPa，但伸长率只有8﹪，1Cr18Ni9Ti（18-8Ti）固溶处理状态σb仅为600MPa,但σb可高达55﹪。25-20钢的4Cr25Ni20，固溶处理后σb也只有650MPa, 则为45﹪。已知，奥氏体钢为面心立方晶体结构，因而无延脆转变现象，可做为低温钢使用于-196～-253℃的条件下。在低温时，钢的强度提高，如18-8Ti钢-196℃的σb达1350MPa，但σb仍达35﹪。问题是做为耐热钢,高温性能具有重要意义。图3-2给出高温持久强度的试验结果。可见，奥氏体钢具有优异的热强性能。Ni量提高，热强性也随之提高。

σ（MPa）

图3-2 持久强度的试验结果

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。

重要的是热强性，指在高温下长时工作时对断裂的抗力（持久强度），或在高温下长时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中就添加硼(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在550℃附近的回火脆性、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σ相脆化。

475℃ 脆性主要出现在Cr含量超过15﹪的铁素体钢中。在430～480℃之间长期加热并缓冷，就可导致在常温时或负温时出现脆化现象。目前对其机理认识不一致：一种说法是，在Fe-Cr合金系中以共析反应的方式时效沉淀，析出富Cr的α′相（体心立方结构）所致；也有的认为是析出了有序固溶体Fe3Cr或FeCr，这种新相的析出是产生475℃脆性的原因。杂质对475℃脆性有促进作用。所以，高纯度有利于抑制475℃脆性。已产生475℃脆性的钢，在600～700℃加热保温1h空冷，可以恢复原有性能。

σ相是FeCr金属间化合物，无磁性，硬而脆。在纯Fe-Cr合金中，Cr＞20％即可产生σ相。当存在其他合金元素，特别是存在Mn、Si、Mo、W等时，会促使在较低含Cr量下即形成σ相,而且可以是三元组成，如FeCrMo。Ni、C、N因可减少δ相而有减轻σ相形成的作用。因为最容易发生???。高Cr-Ni奥氏体钢，如25-20也可发生γ→σ。σ相硬度高达68HRC以上，而且多半分布在晶界，显著降低韧性。

（三）不锈钢、耐热钢的物理性能

不锈钢及耐热钢的物理性能与低碳钢有很大差异，如表3-2所示。组织状态同类的钢，其物理性能也基本相同。一般看来，合金元素含量越多，导热系数λ越小，而膨胀系数α和电阻率μ越大。总的看来，奥氏体钢的λ约为低碳钢的1/3，其α则比低碳钢大50﹪。马氏体钢和铁素体钢的λ约为低碳钢的1/2，其α与低碳钢大体相当。各类钢的比热容c及密度ρ差别不太大。

此外，非奥氏体钢均显现磁性；但奥氏体钢中只有25-20型奥氏体钢确实不呈现磁性；18-8型奥氏体钢在退火状态下虽无磁性，在冷作条件还能显示出强磁

性。

表3-2 不锈钢及耐热钢的物理性能 ρ

类型

钢号

20℃

c 0～100℃

λ ℃ (J/(cm·s℃))

0.27 0.21 0.25 0.25 0.15 0.16 0.16 0.14 0.11 0.59

α ℃ (μm/(m·℃))

10.8 10.4 9.9 10.3 16.9 16.7 16.0 14.4 14.2 13.0

μ ℃ (μΩ/(cm2·cm-1))

61 67 57 55 72 74 74 78 99 13

（g/cm3） (J/(g·℃))

铁素体钢 马氏体钢 18-8型奥氏体钢 25-20型奥氏体钢

0Cr13 4Cr25N 1Cr13 2Cr13 0Cr19Ni10 1Cr18Ni9Ti 1Cr18Ni12Mo2 2Cr25Ni20 0Cr21Ni32

7.75 7.47 7.75 7.75 8.03 8.03 8.03 8.03 8.03 7.86

0.46 0.50 0.46 0.46 0.50 0.50 0.50 0.50 0.50 0.50

低碳钢

第二节 奥氏体钢、双相钢焊接

奥氏体钢焊接性分析是本章须重点掌握的内容。铁素体-奥氏体双相钢是近十几年来得到讯速发展和应用的新型不锈钢，也应给予重视。焊接性分析的主要目的，在于为正确选择焊接材料和制定焊接工艺提供基本概念。

下面着重讨论三个问题：焊接接头耐蚀性、焊接接头热裂纹及焊接接头脆化。 一、奥氏体钢焊接接头耐蚀性 （一）晶间腐蚀

有代表性的18-8钢焊接接头，有三个部位能出现晶间腐蚀现象，如图3-3所示。但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。肯定讲，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焊接材料。在正常情况下，现代技术水平已可以完全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：

图3-3 18-8不锈钢焊接接头可能出现晶间腐

蚀的部位

a—焊缝区 b—HAZ敏化区 c—熔合区

第一，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Nb≥8C或Nb≈1％（GB983－85）；第二，调整焊缝成分以获得一定数量的铁素体（δ）相。

如果母材不是超低碳不锈钢，采用超低碳焊接材料未必可靠，因为熔合比的作用会使母材向焊缝增碳。

尿素设备用不锈钢的熔敷金属必须限制为超低碳，且不允许出现δ相，而为“全奥氏体组织”。[1]

缝焊中δ相的有利作用：其一，可打乱单一γ相柱状晶的方向性，不致形成连续贫Cr层；其二，δ相富Cr，有良好的供Cr条件，可减少γ晶粒形成贫Cr层。因此，常希望焊缝中存在4﹪～12﹪的δ相。过量σ相存在，多层焊时易促使形成σ相，且不利于高温工作。钢，如含Mo的18-8钢，焊缝最好不存δ相，否则易产生δ相选择腐蚀。

为获得δ相，焊缝成分必然不会与母材完全相同，一般须适当提高铁素体化元素的含量，或者说提高Creq/Nieq的比值。Creq称为铬当量，为把每一铁素体化元素，按其铁素体化的强烈程度

折合成相当若干铬元素后的总和。Nieq称为镍当量，为把每一奥氏体化元素折合成相当若干镍元素后的总和。已知Creq及Nieq即可确定焊缝金属的室温组织。图3-4时应用最广的焊缝组织图，是舍夫勒（Schaeffler）最早于1949年根据手工电弧焊条件所确定的，所以又称“舍夫勒图”。这种组织图把室温组织与Creq和Nieq所表示的焊缝成分联系起来。为了考虑氮的影响，Nieq应计入N的作用，曾提出几个改进的组织图，其中如德龙图㈠，在Nieq计算中考虑N而加进一项30N。而对Mn、N强化的不锈钢，有1982年提出的改进舍夫勒图[5]，其Nieq（%）和Creq（%）的计算式如下：

Nieq(％)=Ni+30C+0.5Mn 在尿素之类介质中工作的不锈

Creq(％)=Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb

图3-4 舍夫勒焊缝组织图（1949年）

Creq?Cr?Mo?1.5Si?0.5Nb?3Al?5VNieq?Ni?30C?0.87Mn?K?N?0.045??0.33Cu

式中，K与N量有关：N＝0.0%～0.20%时，K＝30；N＝0.21%～0.25%时，K＝22；N＝0.26%～0.35%时，K＝20。

应该注意，上述焊缝组织图只是针对一般手弧焊条件下考虑化学成分的影响。如果实验结晶条件变化，例如焊接方法不同或冷却速度增大，将会是另一种

样子。冷却速度增大时，A+F区域将显著减小，δ相含量δ0%线向右下方偏移，δ100%线则向左上方偏移，这意味着易于获得单相A或单相F组织。

2.HAZ敏化区晶间腐蚀 所谓HAZ敏化区晶间腐蚀（weld decay）, 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。不过对于C0.1%的18-8钢的热影响区，发生敏化的区间并非平衡加热时450～850℃，而是有一个过热度，可达600～1000℃。因为焊接是快速加热和冷却的过程，而铬碳化物沉淀是一个扩散过程，为足够扩散需要一定的“过热度”。

显然只有普通18-8钢（0Cr19Ni9）才会有敏化区存在，含Ti或Nb的18-8Ti或18-8Nb，以及超低碳18-8钢，不易有敏化区出现。为防止18-8钢敏化区腐蚀，在焊接工艺上应采取快速过程，以减少处于敏化加热的时间。 3.刀口腐蚀○

一

在熔合区产生的晶间腐蚀，有如刀削切口形式（参见[46]）,故称

为“刀口腐蚀”（Knife-line corrosion）。腐蚀区宽度初期不超过3～5个晶粒，逐步扩展到1.0～1.5mm（一般电弧焊）。

刀口腐蚀只发生在含Nb或Ti的18-8Nb和18-8Ti钢的熔合区。其实质也是因M23C6沉淀而形成贫Cr层有关

[42]

。以18-8Ti为例，如图3-5a所示，

焊前为1050～1150℃水淬固溶处理态，M23C6全部固溶，TiC则呈现沉淀游离态（因TiC在固溶处理时大部分不能固溶）。经过焊接后，在焊态下的熔合区，由于经历了1200℃以上的高温过热作用，发生的变化是TiC将大部分固溶，峰值温度越高，TiC固溶量越大（图3-5b）。TiC溶解时分离出来的碳原子插入到奥氏体点阵间隙中，Ti则占据奥氏体点阵节点空缺位置。冷却时，活泼的碳原子趋向奥氏体，晶粒周边运动，Ti来不及扩散而保留在原地。

因而碳将析集于晶界附近而成为过饱和状态，这一点已为示踪原子C14自射线照相所证实。这种状态如再经450～850℃中温敏化加热，如图3-5c所示，将发生M23C6沉淀，与之相对应地形成了晶界贫Cr区（图3-5c的影线区域）。越靠近熔合线，贫Cr越严重，因此可形成“刀口腐蚀”。显然，高温过热和中温敏化相继作用，是刀口腐蚀的必要条件，但不含Ti或Nb的18-8钢不应有刀口腐蚀发生。超低碳不锈钢不但不发生敏化区腐蚀，也不会有刀口腐蚀。

图3-5 18－8钢HAZ中碳化物分布特征

（WI－焊缝WM边界）

18-8Ti和18-8Nb钢，最好控制C﹤0.06%。焊接时尽量减少过热，如尽量避免交叉焊缝和采用小线能量。面向腐蚀介质的一面无法放在最后施焊时，应调整焊缝尺寸和焊接工艺参数，使另一面焊缝焊接时所产生的实际敏化加热热影响区不落在第一面的表面过热区上。

(二) 应力腐蚀开裂

1．焊接应力的作用 焊接接头应力腐蚀开裂是焊接性中最不易解决的问题之一。如在化工设备破坏事故中，不锈钢的SCC超过60%，其次是点腐蚀约占20%以上，晶间腐蚀

只占5%左右。而应力腐蚀开裂的拉应力，来源于焊接残余应力的超过30%。焊接拉应力越大，越易发生SCC。图3-6照片为一SCC典型实例。

在含氯化物介质中，引起奥氏体钢SCC的临界拉应力σth，接近奥氏体

钢的屈服点σs，即σth≈σs。在高温高压水中，引起奥氏体钢SCC的σth远小于σs。而在H2SχO6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σth≈0。

一般说来，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

LMP=T(lgt+20)×10-3

式中 Ｔ——加热温度（Ｋ）；

ｔ——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Ф125mm，壁厚25mm，焊态时的焊接残余应力σR=120Mpa。消除应力退火后，LMP≥18时才开始使σR降低；当LMP≈23时，σR≈0。

必须提出，为消除应力，加热温度T的作用效果远大于加热保温时间t的作2．合金成分的作用 材质与介质有一定的匹配性，才会发生SCC。对于焊用。

缝金属，选择焊接材料具有重要意义。从组织上看，焊缝中含有一定数量的δ相有利于提高氯化物介质中的耐SCC性能，但却不利于防止HEC型的SCC，因而在高温水或高压加氢的条件下工作就有可能有问题。应该如何进行合金化，尚待进一步研究。已积累的资料表明，在氯化物介质中，提高Ni有利。Si能使氧化膜致密，因而是有利的；加Mo则会降低Si的作用。但如果SCC的根源是点蚀重要。残余应力消除程度与“回火参数”LMP（Larson Miller Parameter）有关：

图3-6 硫酸浓缩釜管板面上的SCC形貌

坑，则因Mo有利于防止点蚀，则会提高耐SCC性能。超低碳有利于提高抗应力腐蚀开裂性能，如图3-7所示。

（三）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。但含Mo钢耐点蚀性能比不含Mo的要好，如18-8Mo就比18-8耐点蚀性能好[4]。现已几乎将点蚀视为首要问题，因为点蚀更难控制，并常成为应力腐蚀的裂源。点蚀指数PI越小的钢，点蚀倾向越大。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中含Mo量为3%～12%，在钨极氩弧焊（TIG）焊时，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（matching filler metal）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（overalloyed filler metal）。已知，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。图3-8的试验很可以说明问题[9]。常采用所谓“临界点蚀温度”CPT（Critical Pitting

图3-8 不同焊丝TIG焊时的CPT[9]

(6tC13+0.05NHCl，24h浸) A－00Cr23Ni24Mo8.4N0.29 B－00Cr22Ni62Mo8.5N0.11 C－00Cr22Ni62Mo8.7Nb3.4 D－不填丝

E－00Cr19Ni13Mo3.7N0.03 图3-7 18－8钢管焊接接头SCC

断裂时间与材料含碳量的关系

介质－288℃纯水；应力－ζ0.2×1.36方波交变应力，保持75min/cycle（引自corrosion，36（1980）299）

Temperature）来评价耐点蚀性能。能引起点蚀的最低加热温度，称为CPT。

图3-8中所用母材为00Cr20Ni18Mo6No2。除了D为自熔TIG焊，其余均为填丝TIG焊。从图3-8可见，除了采用B、C两种Ni基合金焊丝，其余情况下焊接接头的CPT值均低于母材的CPT值（为65～70℃）。自熔焊接的接头，其CPT刚刚达到45℃。A的情况，Mo、Ni、Cr均提高含量，虽已成为“超合金化”匹配，但仍达不到母材的水平。标准不锈钢焊丝ER317L（即00Cr19Ni13Mo3.7N0.03）完全不能适应要求。

由此可以得出结论：（1）为提高耐点蚀性能而不能进行自熔焊接；（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。

二、奥氏体钢焊接接头热裂纹

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中近缝区的热裂纹多半是所谓液化裂纹。在大厚度焊件中也有时见到焊道下裂纹，如18-8Nb钢焊接，常起因于高拘束应变引起的NbC析出。

实践表明，25-20型奥氏体钢比18-8型奥氏体钢具有更大的焊接热裂纹倾向，且迄今还未有十分有效的解决措施，是焊接性中重要难题之一。

(一) 奥氏体钢焊接热裂的基本原因

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）奥氏体钢的导热系数小和膨胀系数大，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。在高Ni稳定奥氏体钢焊接时，Si、Nb往往是产生热裂纹的重要原因之一。18-8Nb奥氏体钢近缝区液化裂纹就与含Nb有关。

(二) 热裂纹与凝固模式

凝固裂纹最易产生于单相奥氏体（γ）组织的焊缝中，如果为γ＋δ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δ相数量来判断热裂倾向。如图3-9所示[11]，室温δ相数量由0%增至100%，热裂倾向与脆性

温度区间BRT大小完全对应。实际上，考察凝固偏析和晶粒尺寸变化相对应，这说明用室温δ相数量做判据，是 可以说明问题的。

但凝固裂纹是产生于真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

[12]

。图3-9也列出有相应的凝固模式。为

了说明，兹引用图3-10，是Fe-Cr-Ni三元合金一个70t的伪二元相图。图3-10中标出的虚线①合金，其室温平衡组织为单相γ，实际冷却得到的室温组织可能含5%～10%δ相。但凝固开始到结束都是单相δ相组织，只是在继续冷却时，由于发生δ→γ相变，δ数量越来越少，在平衡条件下直至为零。

已证明，凝固裂纹与凝固模式有直接关系。所谓凝固模式，首先是指以何种初生相（γ或δ）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3-10中合金①，以δ相完成整个凝固过程，凝固模式以F表示；合金②初生相为δ，但超过AB面后又依次发生包晶和共晶反应，即L+δ→L+δ+γ→δ+γ，这种凝固模式以FA表示；合金③的初生相为γ，超过AC面后依次发生包晶和共晶反应，即L+γ→L+γ+δ→γ+δ，这种凝固模式则以AF表示；合金④的初生相为γ，直到凝固结束不再发生变化，因此用A表示这种凝固模式。

由晶粒润湿理论指明

[18]

图 3-9 δ相含量对热裂倾向的影响[11]

(Trans-Varestraint试验)

TCL－裂纹总长 BTR－脆性温度区间

，偏析液膜能

图3-10 70％Fe-Cr-Ni伪二元相图

（图中标出凝固模式）

够润湿γ-γ、δ-δ界面，不能润湿γ-δ异相

界面。以FA模式形成的δ相呈蠕虫状，防碍γ枝晶支脉发展，构成理想的γ-δ界面，因而不会有热裂倾向。单纯F或A模式凝固时，只有γ-γ或δ-δ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γ+δ，这种共晶δ不足以构成理想的γ-δ界面，所以仍然可以呈现液膜润湿现象，以致还会有一定的热裂倾向。

显然，AF与FA的分界具有重要意义。由图3-10可知，这个界线应通过点A（实为共晶线）[12

、13]

。据文献[13]、[14]、[18]、[20]，按舍夫勒图Creq、Nieq

的计算，这个界线大体相当Creq/Nieq≈1.5。如将这一界线标于舍夫勒图上，则可将防止热裂所需室温δ相数量与凝固模式AF/FA界线联系起来。图3-11为标有AF/FA界线的舍夫勒焊缝组织图。

Nieq(％)=Ni+30C+0.5Mn Creq(％)=Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb

图3-11 标有AF/FA界限的舍夫勒图

西威尔（Siewert）等人1988年和1992年先后发表了标有凝固模式的新焊缝组织图，值得重视，如图3-12即为WRC-1992新焊缝组织图。图中将δ相数量

Nieq(％)=Ni+35C+20N+0.25Cu

CreqNieq=1.5

Creq(％)=Cr+Mo+0.7Nb

图3-12 WRC-1992焊缝组织图[6]

(适用：Mn≤10%,Mo≤3%,Si≤1%,N≤0.2%)

用从基体一侧开始焊接的方案，待覆层部分焊接时，可以采取铲根方式，也可以与预加工方式来处理，如图3-32及图3-33所示。

基体与覆层可分为选用各自适用的焊接材料来焊接。关键是接近覆层的过渡部分，必须考虑基体材料的稀释作用，应选用Cr、Ni含量足够的奥氏体填充金属来焊接过渡部分，以免出现硬脆组织。

若复合钢的基体较薄时，也可用奥氏体填充金属焊接复合钢的全厚度。此时，更须考虑基体材料的稀释作用，另外，这种方式不太经济。

最后指出，若复合钢与奥氏体不锈钢焊接时，可以完全按图3-30所示的方式进行焊接施工，即在复合钢的破口面上进行隔离层堆焊，然后在与不锈钢焊接。

图 3-33 复合钢的覆层预加工焊接程序

a) 破口面和加工后的覆层 b) 装配后 c) 从A面焊接，B面上焊缝没磨光 d) 由B面堆焊

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