火力发电厂金属焊接手册第四篇第十七章第五节铁素体系不锈耐热钢的焊接 - 图文

《火力发电厂金属焊接手册》

第四篇 金属材料焊接

第十七章 铁素体耐热钢的焊接

第五节 铁素体系不锈耐热钢的焊接

目 录

《火力发电厂金属焊接手册》 ···························································································································· 2 第四篇 金属材料焊接 ········································································································································· 2 第十七章 铁素体耐热钢的焊接························································································································ 2 第五节 铁素体系不锈耐热钢的焊接··············································································································· 2 一、 铁素体系不锈耐热钢介绍·························································································································· 2 1、铁素体系不锈耐热钢概述····························································································································· 2 2、铁素体不锈钢牌号及其化学成分 ··············································································································· 4 3、铁素体不锈钢的相图与基本相···················································································································· 7 4、铁素体不锈钢性能与用途··························································································································· 11 二、铁素体不锈钢的焊接性 ······························································································································ 14 1、 铁素体型不锈钢的焊接特点 ················································································································ 15 2、铁素体型不锈钢焊接接头易出现的问题与其焊接性 ········································································· 15 2.1焊接接头的晶间腐蚀 ·································································································································· 15 2.2 焊接接头的脆化 ········································································································································ 17 三、铁素体不锈钢的焊接及焊后热处理工艺 ······························································································· 19 1、铁素体不锈钢的焊接工艺原则·················································································································· 19 2、铁素体不锈钢的焊接工艺··························································································································· 20 2.1 普通纯度高铬铁素体不锈钢焊接 ··········································································································· 20 2.2 超高纯度高铬铁素体不锈钢焊接 ··········································································································· 21 3、铁素体不锈钢的焊接方法··························································································································· 21 3.1 普通纯度铁素体型不锈钢焊接方法 ······································································································ 21 3. 2 超高纯度高铬铁素体型不锈钢焊接方法 ··························································································· 24 四、铁素体不锈钢与异种钢焊接以及焊接的典型构件 ············································································· 25 1、铁素体不锈钢与珠光体钢的焊接 ············································································································· 26 2、铁素体不锈钢与马氏体型不锈钢的焊接································································································ 27 3、典型构件焊接：铁素体型不锈钢（1Crl7）与碳钢（Q235）的电弧焊 ······································· 29

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第四篇 金属材料焊接

第十七章 铁素体耐热钢的焊接

第五节 铁素体系不锈耐热钢的焊接 一、 铁素体系不锈耐热钢介绍

1、铁素体系不锈耐热钢概述

不锈钢(stainless steel)和耐热钢（heat-resistins steel）均属特殊性能钢，它们在电力、化工、石油行业有着广泛的用途。不锈钢是以不锈、耐蚀性为主要特性，且铬含量至少为10.5％，碳含量最大不超过1.2％的钢；耐热钢是指在高温下具有良好的化学稳定性或较高强度的钢[1]。铁素体型不锈钢是含有足够的铬或铬加一些铁素体形成元素（如铝、钼、钛）的Fe-Cr-C三元合金，其中奥氏体形成元素，如碳和镍的含量比较低。该类钢与奥氏体型不锈钢一样，加热过程中不会发生相变，也不能热处理强化，其力学性能、耐腐蚀性能和焊接性均不如奥氏体型不锈钢。但其制造成本较低，抗氧化性较好，且具有较好的耐应力腐蚀性能。主要用于电力、化工、石油等行业制造耐氧化、耐腐蚀的设备，以及汽车工业和家用电器工业等。

金属的腐蚀形式有化学腐蚀和电化学腐蚀两种，前者是金属直接与周围介质发生化学反应，后者是金属在电解质溶液介质中由于本身各部分微区成分和电极电位的差异而产生不同区域的电位差，形成腐蚀原电池而引起的腐蚀。钢中的阳极区是组织中化学性较活泼的区域，例如晶界、塑性变形区、温度较高的区域等，相对应的晶内、未塑性变形区、温度较低的区域则为阴极区。显然钢的组织和化学成分不均匀会形成原电池，钢的电化学腐蚀也就是由于电化学不均匀性引起的。例如钢中碳化物、硫化物、夹杂物等第二相和基体，晶内和晶界都会产生电极电位差；变形和应力的不均匀分布也会造成各部分之间产生电极电位差。微阴极和微阳极电极电位差越大，阳极电流密度越大，钢的腐蚀速度越大。

提高钢的耐腐蚀性的方法很多，如常见的表面处理（镀金属、涂油漆等非金属层、电化学保护），改变腐蚀环境和介质等。但在高温高压和强腐蚀性介质中工作的钢，最根本的办法是利用合金化原理，即在钢中加入Cr、Ni、Si等能提高金属电极电位的元素，减少微电池数目。当Cr在加入铁中形成固溶体时，其电极电位的突变式提高符合

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“n/8规律”，即Cr与Fe的摩尔比rCr达12.5%（1/8）、25%（2/8），……时，铁的电极电位突然显著升高，腐蚀则跳跃式地显著减低。考虑到钢中的C和Cr形成的一系列碳化物会夺走基体中的一部分Cr，一般不锈钢中的含Cr量均在13%以上。

铁素体不锈钢（ferriticgrade stainless steel）是指含铬大于14％的低碳铬不锈钢、含铬大于27％的任何含碳量的铬不锈钢，以及在上述成分基础上再添加有钼、钛、铌、硅、铝、钨、钒等元素的不锈钢，化学成分中形成铁素体的元素占绝对优势，基体组织为铁素体。铁素体型不锈钢在加热和冷却过程中基本没有α?γ转变，基体以体心立方晶体结构的铁素体组织（α相）为主，有磁性，一般不能通过热处理硬化，但冷加工可使其轻微强化，退火及时效状态的组织中则可见到少量碳化物及金属间化合物。铁素体不锈钢除具有不锈性和耐一般腐蚀性能外，其耐氯化物应力腐蚀、耐点蚀，耐缝隙腐蚀等局部腐蚀性能优良是此类钢耐蚀性方面的主要特点。与Cr-Ni奥氏体不锈钢相比，铁素体不锈钢不含镍或仅含少量镍，因而是一种节镍不锈钢；铁素体不锈钢的强度高，而冷加工硬化倾向较低，导热系数为奥氏体不锈钢的1.3～1.5倍，线膨胀系数仅为Cr-Ni奥氏体不锈钢的60％～70％。铁素体不锈钢可根据钢中铬含量的不同大致分为Cr11％～15％，Cr16％～20％和Cr21％～30％三类。也可按照碳和氮的（C+N）总含量，将高铬铁素体不锈钢分为普通纯度高铬铁素体型不锈钢（其碳的质量分数为0.1％左右并含少量氮）和超高纯度高铬铁素体型不锈钢（C+N总的质量分数≤0.025％～0.035％）两个系列。

铁素体不锈钢主要有：0Cr13、1Cr14Si、1Cr17、0Cr17Ti、1Cr17Ti、1Cr17Mo2Ti、1Cr25Ti、1Cr28等。其实在不锈钢的分类中（图××-1），除了奥氏体类不锈钢和奥氏体-铁素体（双相）类不锈钢外，还有一类马氏体不锈钢（如1Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13、9Cr18等，其基体组织为马氏体，有磁性，可通过热处理调整其力学性能），从严格意义上讲，它们也应属于铁素体类不锈钢。因为实质上马氏体是碳在α-Fe（铁素体）中的过饱和固溶体，属铁素体的一种变形体，其体心立方晶格被固溶在其间的碳“挤”（晶格畸变）成了体心正方，二者的主要区别是能否通过热处理改变其力学性能（马氏体不锈钢能够通过热处理调整其力学性能）。在本章节中，我们还是尊重传统的分类，仅对铁素体不锈钢阐述，而把马氏体类不锈钢的焊接另作它述。

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图××-1 不锈钢类别的演化

2、铁素体不锈钢牌号及其化学成分

铁素体不锈钢的成分特点是含铬高，含碳量低，在加热和冷却过程中没有或很少有α?γ转变。铁素体型不锈钢的具体牌号可查阅有关国家标准。如GB3280-92（不锈钢冷轧钢板），GB4237-92（不锈钢热轧钢板），GB4239-91（不锈钢和耐热钢冷轧钢带）以及GB4238-92（耐热钢板（钢板及钢带标准规范））。最新的国标GB/TXXXX-XXXX《不锈钢和耐热钢牌号—化学成分》已在2006年4月由冶金工业信息标准研究院完成送审稿，并已在网上公布，其中的表3列出了铁素体类不锈钢和耐热钢牌号及其化学成分（见表××-1）；这里仅对其新旧钢号及化学成分特点作些简要说明。

新牌号08Cr13Al钢，即原牌号0Cr13（Al），是典型的铁素体不锈钢，在新牌号中，钢中的含碳量标明的更为准确具体。Al是在炼钢脱氧时加入的，做为脱氧剂，铝量适宜可使钢的脆性转变温度下移；当铝量高时（＞0.05％），则随铝量增加，钢的脆性转变温度提高。Al和Cr都是缩小和封闭γ相区的元素，即铁素体形成元素，可细化晶粒，对钢的晶界强化有贡献，能强烈抑制和推迟钢在回火过程中ε碳化物的生成和转变[3]。Al又是非碳化物形成元素，可固溶于α-Fe（铁素体）中或形成非金属夹杂物和金属间化合物（Al2O3、AlN、Ni3Al等），能形成与钢件表面牢固结合的Al2O3、Cr2O3等致密氧化膜，因而也是提高钢的抗氧化性能的重要元素。

新牌号08Cr11Ti（即原牌号0Cr11Ti）、新牌号08Cr11Ti、03Cr11Ti、03Cr11NbTi、03Cr12Ni等新钢种，由于加入了Ti和Nb强碳化物形成元素，它们会以离位析出的方式形成特殊碳化物。Ti会在钢中生成一种极稳定、结合力极强、细小且不易分解的碳化

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物TiC；Nb与碳形成NbC或Nb4C3，在高温下也极为稳定，仅次于碳化钛，它们不但使钢中的有效碳含量和实际碳含量降低，从而在铬含量稍高于10.5％时即能形成铁素体不锈钢，而且这些细小弥散的特殊碳化物颗粒能使钢的强度和硬度显著提高；Ti还能提高钢的抗晶间腐蚀能力和改善焊接性。

新牌号03Cr12（即原牌号00Cr12），新牌号12Cr15（即原牌号1Cr15），基本化学成分与0Cr13相近，仅是和其性能有所不同。新牌号12Cr17（即原牌号1Cr17），新牌号Y12Cr17（即原牌号1Cr17），其中“Y”表示易切削钢，其中Mn含量较高，为1.25％，S含量≥0.15％。

新牌号03Cr18Ti（即原牌号00Cr17），是比0Cr13铬含量较高的超低碳铁素体不锈钢。

新牌号12Cr17Mo（即原1Cr17Mo）、新牌号12Cr17MoNb和03Cr18MoTi都加入了0.75~1.25％左右的钼，Mo在钢中存在于固溶体中，也可以形成碳化物。当钼含量较低时，与碳、铁形成复合渗碳体，当含量较高时，则形成其特殊碳化物，有利于热强性。

新牌号03Cr18Mo2NbTi（即原00Cr18Mo2），新牌号20Cr25N（即原2 Cr25N），新牌号01Cr27Mo（即原00Cr27Mo），新牌号01Cr30Mo2（即原0030Mo2），铌在周期表中和钒同族，因此性能与钒有较多相似之处。铌和钼在矿石中总是共生，在冶炼提取时难于分离，所以作为炼钢用的铁合金中，两者是并存的，铌与碳形成NbC或Nb4C3，在高温下极为稳定，仅次于碳化钛。低合金钢中加入少量的铌，对蠕变极限和持久强度有良好的影响，特别是钒与铌复合加入时，其效果更为明显。

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表××-1 铁素体类不锈钢和耐热钢牌号及其化学成分[1]

序号 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 新牌号 08Cr13Al 08Cr11Ti 03 Cr11Tia a03Cr11NbTi 03Cr12Nia 03Cr12 12Cr15 12Cr17a Y12Cr17 03Cr18Ti 12Cr17Mo 12Cr17MoNb 03Cr18MoTi aaC 0Cr13Al 0.08 0Cr11Ti 0.08 0.030 0.030 0.030 a原牌号 Si 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 0.75 1.00 1.00 1.00 Mn 1.00 1.00 1.00 1.00 1.50 1.00 1.00 1.00 1.25 1.00 1.00 1.00 1.00 P 0.040 0.040 0.040 0.040 S 0.030 0.030 0.030 0.020 0.040 0.015 0.040 0.040 0.040 0.040 0.040 0.040 0.040 0.030 0.030 0.030 ≥0.15 0.030 0.030 0.030 00 Cr12 0.030 1Cr15 0.12 a1Cr17 0.12 Y1Cr17 0.12 00Cr17 0.030 1Cr17Mo 0.12 0.12 0.025 a化学成分（质量分数），% Ni Cr Mo Cu b 11.50-14.50 - - b 10.50-11.75 - - b 10.50-11.75 - - b 10.50-11.70 - - 0.30- 10.50-12.50 - - 1.00 b 11.00-13.50 - - b 14.00-16.00 - - b 16.00-18.00 - - b 16.00-18.00 c - b 16.00-19.00 - - b 16.00-18.00 0.75-1.25 - b 16.00-18.00 0.75-1.25 - b 16.00-19.00 0.75-1.50 - N - - - 0.030 0.030 - - - - - - - 0.025 其它元素 Al 0.10 ~ 0.30 Ti 6C ~ 0.75 Ti 6C ~ 0.75 Ti+Nb:8(C+N)+0.08~0.75,Ti≥0.05 - - - - - Ti或Nb:0.10~1.00 - Nb:5C~0.80 Ti,Nb,Zr或其组合 8×(C+N) ~ 0.80 Ti0.10~0.60，Nb≥0.30+3C 0.040 0.030 03Cr18NbTi 0.030 1.00 1.00 0.040 0.015 b 17.50-18.50 - - - 03Cr18Mo2 00Cr18Mo2 0.025 1.00 1.00 0.040 0.030 1.00 17.50-19.50 1.75-2.50 - 0.035 (Ti+Nb):[0.20+4(C+N)]~0.80 NbTi 20Cr25Na 2 Cr25Na 0.12 1.00 1.50 0.040 0.030 b 23.00-27.00 - - 0.25 - 01Cr27Mo 00Cr27Mo 0.010 0.40 0.40 0.030 0.020 b 25.00-27.50 0.75-1.50 - 0.015 d 01Cr30Mo2 0030Mo2 0.010 0.40 0.40 0.030 0.020 b 28.50-32.00 1.50-2.50 - 0.015 d 注1：表中所列成分除标明范围或最小值外，其余均为最大值。 注2：钛、铌和锆可提高钢的稳定性。根据这些元素的原子数以及碳含量和氮含量，有下列等效性：Ti≌7/4Nb≌7/4Zr 注3：a、 耐热钢或作耐热钢使用。b、允许含有小于或等于0.60%。c、可以加入小于或等于0.60%。 d、允许含有小于或等于0.50%Ni，小于或等于0.20%Cu，但Ni+Cu的含量应小于或等于0.50%：根据需要，可加上表以外的合金元素。 6

微合金化基础理论的研究为现代冶金与钢的合金化技术应用注入了新的活力，这在新牌号的铁素体不锈钢中也得到了充分的体现。

近年来对微合金化元素，尤其是Nb、V、Ti及Al的溶解-析出行为的研究取得了显著的成果，这些元素的碳化物和氮化物的形成及其数量、尺寸、分布取决于冷却过程的形变温度和形变量，而加热过程中碳、氮化物的存在及其特性，表现在回火的二次硬化、正火的晶粒重结晶细化、焊接热循环作用下晶粒尺寸的控制等三个主要方面。

现代冶金技术和工艺技术的进步给设计和发展新钢种奠定了基础，原本只能在理论上幻想的材料，正逐步变为现实。比如，顶底复吹转炉冶炼，能够把钢的碳含量控制在0.02～0.03%，精炼的应用可生产出碳含量在0.002～0.003%，杂质含量达到＜0.001%S、＜0.003%P、＜0.003%N，2～3ppm［0］和＜1ppm［H］的洁净钢。而控温控轧技术的应用，对形变理论和加速冷却原理作了更深入的研究后，我们可以把多种强化机制（固溶强化、位错强化、晶粒细化与晶界强化、马氏体或贝氏体组织强化、焊接热循环作用以及在回火过程中，弥散质点析出的二次强化等等）在同一种新钢种中实现，创造了一系列500MPa级高强度钢和700MPa级（或700MPa以上级）的超高强度钢[4]。比如近年来用新的冶炼方法，通过真空或保护气氛精炼技术冶炼出超低碳和超低氮含量(C+N总的质量分数≤0.025％～0.035％)的超高纯度高铬铁素体不锈钢板，如00Cr18Mo2和00Cr27Mo等。它们无论在韧性、耐蚀性还是焊接性等方面均优于普通纯度铁素体不锈钢，是一个很有前途的钢种，并得到广泛的应用。

3、铁素体不锈钢的相图与基本相 3.1铁素体不锈钢的相图[2]

图××-2 为 Fe-Cr 二元合金的平衡相图。由于Fe、Cr 的原子半径分别为0.25 nm，0.256nm，二者非常接近，而电负性分别为 1.8 , 1.6 ，相差也不多，因此，它们可以形成连续固溶体。从图中可知：

① A5：铁的熔点因铬的加入而降低， Fe-Cr合金的最低熔点及其相应的化学成分分别为1505℃及22%Cr 。

② 铬是扩大α相区，缩小γ相区的铁素体形成元素，它可使γ相区缩小到

图××-2 Fe-Cr 二元相图

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850~1400℃的范围内。

③ A3 温度（α?γ）因铬量的增加而下降，铬提高到～8%时，转变温度降到极小值～850℃。铬量再提高，A3温度开始迅速上升，到12%～13%时，约达到1000℃。

④ A4 温度（δ?γ），纯铁约在1400℃。随铬量增加，转变温度下移，当铬量达12%～13％时，降至1000℃。在1000℃上下，转变温度线汇合而变成封闭的γ相区。当铬量大于12％～13％后，δ不再转变成γ相，从熔点到高温：Fe-Cr合金一直保持铁素体的组织结构。

⑤ 在γ与α相区间，有一个狭窄的α+γ的双相区，在此温度区间内，合金呈α+γ双相结构，但它们能否保持到室温，取决于冷却速度。

⑥ 当温度低于820℃时，高铬的Fe-Cr合金可形成金属间化合物σ相。 3.2 铁素体不锈钢中的相

铁素体不锈钢中的相主要有碳化物，氮化物，金属间相和马氏体相等。 （1）碳化物和氮化物

铁素体不锈钢中的碳化物主要是(Cr,Fe)23C6和(Cr,Fe)7C3。 铁素体不锈钢中的氮化物主要是CrN和Cr2N。

钢中的碳化物和氮化物对铁素体不锈钢的性能是有害的，突出地表现在对耐蚀性、韧性、缺口敏感性等的影响上。

研究表明，碳和氮在铁素体中的溶解度非常低。例如，在含铬26％的铁素体不锈钢中1093℃时，碳在钢中的溶解度为0.04％，而在927℃仅为0.004％，温度低于927℃,要降到0.004％以下；927℃以上时，氮在钢中的溶解度为0.023％，而在593℃仅为0.006％，因此，铁素体不锈钢在高温加热和在随后冷却的过程中，即使急冷，也常常难以防止碳化物和氮化物的析出。

(2)金属间相

铁素体不锈钢中的金属间相主要有α＇相和σ相。

①α＇相 早期曾发现，铬含量＞15％的铁素体不锈钢在400～5O0℃范围内长时间保温会产生强烈的脆化，并使钢的强度硬度显著提高(图××-3)，这种现象一般称之为475℃脆化。现已研究确定，导致铁素体不锈钢475℃脆性的原因是α＇相的析出。α＇相是一种富铬相，含铬量可高达6l％～83％。含铁量为：37％～17.5％，尺寸为10～20nm左右，此相具有体心立方结构且无磁性，晶格常数为0.2877nm，介于铁与铬的晶

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格常数之间。图××-4系Fe-Cr合金中α＇相存在的相图，从相图中可以看出，α＇相的产生是由于520℃以下σ→α+α＇反应的结果。由于α＇相的析出较为缓慢，因此，从α＇及σ相在α相的溶解度线上加热所得到的单相α，既使在空冷条件下，也不会有α＇相的析出，只有随后在520℃以下时效。才会有α＇相沉淀而导致钢的脆化。当重新加热到550℃以上时，由于α＇的溶解，又会使钢的塑、韧性得到恢复。α＇还会使钢在硝酸中的耐蚀性下降。

图××-3 退火温度对Cr28铁素体不锈钢强度和韧性的影响

图××-4 低温时的Fe-Cr合金相图

②σ相 铁素体不锈钢在500～925℃温度范围内加热或停留时，同样会使钢产生严重脆化。研究表明，此种脆化的原因是由于σ相的析出。从图××-2的Fe-Cr二元相图中可以看出，Fe-Cr合金中有σ相的存在，而且σ相的铬量范围在42％～50％；α+σ相区的铬量＞20％。其存在温度为500～800℃。由于σ相是一种无磁且具有高硬度的脆性相，因而常常引起钢的韧性下降。由于σ相富铬，它们的析出又常常引起铬变化而使钢的耐蚀性下降。连续成网状的σ相较岛状者更为有害。

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在铁素体不锈钢中，除Fe、Cr外还含有其它元素，因此，σ相的行为要比Fe-Cr二元合金复杂。例如，当Fe-Cr合金中含有Mo、Si、Mn、Ni等元素时，可使σ相区向低铬浓度的方向移动。因此，工业生产的铁素体不锈钢不仅σ相的存在范围扩大，而且其沉淀速度也显著增加。研究已证实，含铬12％～16％的铁素体不锈钢经10000和76000小时时效已观察到了σ相，甚至工业生产的铁素体不锈钢在铬量低到10％左右仍位于α+σ相区内。

除σ相外，在含钼的高铬铁素体不锈钢中还发现有χ相（希腊字母χ读chi喜 ）存在。χ相同样是一种脆性相，因而显著降低钢的缺口韧性。研究表明，χ相中Mo、Cr元素的富集还高于σ相且其析出速度要较σ相为快。

需要指出的是，铁素体不锈钢中一旦出现σ相和χ相，可采用加热到它们的形成温度以上保温后急冷的办法来加以消除。

(3)马氏体

含碳0.06％以下，含铬l5％～18％的不锈钢和含碳0.08%以下, 含铬25％～30％的不锈钢，是两类最常见的铁素体不锈钢，统称高铬铁素体不锈钢。试验表明,含铬15％～18％的铁素体不锈钢，在900℃以下组织几乎完全是由纯铁素体的基体上与晶界和基体上析出的细小弥散的碳化物所组成（图××-5），但当高于900℃处理时，由于有奥氏体形成，因此在随后冷却时将有马氏体生成（图××-6中显微硬度压痕小的黑色区域），含铬25％的铁素体不锈钢（CO.08％）、其退火组织与15％～18％Cr钢相同，仅是碳化物比较粗大，但当高于950℃加热并水冷处理时，其马氏体的数量则很少。

铁素体不锈钢中马氏体的存在将显著提高钢的强度；而对屈服强度的影响，当马氏体＜15％～20％时，随马氏体量增加，屈服强度降低，马氏体量再高，则屈服强度进一步提高。研究表明，含铬～17％的铁素体不锈钢，当钢中C+N量＜0.03％时为纯铁素体组织；当C+N＞0.03％后，高温下则有α+γ双相结构；在随后冷却过程中，奥氏体会转变为马氏体，从而使钢的组织只有α+M双相结构又使钢的组织细化。随铁素体晶粒的细化，钢的脆性转变温度下移。

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图××-5 Cr17％不锈钢（430型)，788℃处理 ×100

图××-6 含碳0.08%的鉻17%不锈钢，1200℃水冷处理 ×540

4、铁素体不锈钢性能与用途

铁素体不锈钢因为含铬量高，耐腐蚀性能与抗氧化性能均比较好，特别是抗氯化物应力腐蚀（SCC）性能，超过奥氏体不锈钢。铁素体不锈钢的机械性能与工艺性能相对较差，多用于受力不大的耐酸结构及作抗氧化钢使用，因此在硝酸、氮肥和磷酸等工业被广泛地应用；也可作为高温下的抗氧化材料使用，例如目前在电力工业的现代电站的超临界机组中已逐步使用了新型铁素体系耐热不锈钢。

近年来，不锈钢在家庭用品，食品，化学工业，建筑材料和汽车工业的应用持续增长。由于镍价上涨等原因，世界上的许多不锈钢生产厂家为降低成本，都在寻求市场和用户能接受的质美价廉的产品。所以提高铁素体钢的生产和使用量已经成为这些生产厂家生存和发展的一个新思路。由于我国镍资源和不锈钢废钢资源的相对缺乏, 我们也在进行扩大铁素体和马氏体不锈钢的比重，进行不锈钢品种的结构调整。

铁素体不锈钢在抗氯化物和强酸性的条件下比奥氏体不锈钢具有更大的优势，强度也超过了奥氏体不锈钢，所以世界上家电行业、汽车制造业和以厨房为主的家用设施都正在广泛地使用铁素体不锈钢。例如家电行业广泛使用铁素体不锈钢制造洗衣机内桶、太阳能热水器、电冰箱的外壳；汽车制造业使用铁素体不锈钢制造汽车排汽系统；厨房等家用设施包括洗物池、台面、除烟罩等也在大量地使用铁素体不锈钢。

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虽然铁素体不锈钢有耐氯化物应力腐蚀、耐点蚀，节镍、导热系数高、线膨胀系数低等如此多的优点，但自它问世半个多世纪来，与奥氏体不锈钢相比，其用途与产量仍然比较低。究其原因主要是铁素体不锈钢，特别是Cr＞16％的铁素体不锈钢，存在一些缺点和不足，突出地表现在它们的室温、低温韧性差，缺口敏感性高，对晶间腐蚀比较敏感，而且这些缺点随铁素体不锈钢截面尺寸的增加，冷却速度的变慢和焊接的热影响而更加强烈地显示出来，因而长期困扰着铁素体不锈钢的发展和使用。我们应了解它们韧性低、脆性大的主要原因，并加以预防。

（1）晶粒粗大：由于铁素体不锈钢在加热和冷却过程中不发生相变，不能通过热处理来细化晶粒，如果高温加热、焊接或压力加工不当，例如温度超过850～900℃，晶粒就显著粗化。粗大晶粒会导致钢的冷脆性倾向增大，室温冲击韧性很低。

（2）475℃脆性：含Cr＞15%的高铬铁素体不锈钢在400～550℃范围内停留较长时间后，会导致室温脆化，强度升高，塑性、韧性几乎等于零。因为在475℃时脆化现象最严重，所以称为475℃脆性。引起475℃脆性是由于在加热时，铁素体内部的铬原子趋于有序化，形成富铬的铁素体（即α＇相：Cr≈80%，Fe≈20%）。富铬相也为体心立方晶格，但其点阵常数较大。富铬相与母相保持共格关系，在母相{100}晶面族上析出，造成较大的晶格畸变和内应力，同时使塑性变形所需要的滑移难以进行，易于产生挛晶，挛晶面成为解理断裂的形核地点，从而使铁素体不锈钢脆化，并降低其耐蚀性。

（3）σ相脆性：Cr含量超过15%的铁素体不锈钢，在520～820℃范围内长时间加热停留，从铁素体中析出金属间化合物FeCr，称为σ相。由于σ相的析出使得铁素体不锈钢变脆的现象称为σ相脆性。σ相具有复杂六方点阵，硬度很高（HRC＞68），脆性很大。析出时伴随着很大的体积变化，同时又经常沿晶界析出，因此引起钢的脆性。σ相的沿晶界析出还会造成贫铬区的出现，从而使不锈钢具有晶间腐蚀倾向，同时降低其抗氧化性能。

因此，发挥铁素体不锈钢“良好的抗局部腐蚀性能，特别是抗氯化物应力腐蚀(SCC)性能”的长处，研究并克服其“韧性低，脆性大”的短处，是金属与焊接研究工作者的长期任务。

自上世纪七十年代起,冶金材料专家就借鉴铌在钢中的固碳作用机制、铌在高强度低合金钢中晶粒细化和析出强化作用机制以及铌在耐热钢和高温合金中提高抗蠕变强度的机制等, 对铌在改善传统铁素体不锈钢的成型性(尤其是深冲性能)、耐蚀性、高温

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强度等方面进行了许多研究。研究人员认为，铁素体不锈钢的这些缺点与钢中的间隙元素（能成为间隙原子的元素）含量有关，C、N等间隙元素是产生上述缺点的关键因素。因C、N含量的增加，铁素体不锈钢的冲击韧性将下降，脆性转变温度上移，钢的缺口敏感性、冷却速度效应和尺寸效应显著恶化。当把C、N总量降到150×10-6以下，即为超纯铁素体不锈钢时，钢的各种性能会有明显改善。超纯铁素体不锈钢中的Cr含量一般≤30%。Cu在铁素体不锈钢中的作用也越来越受到重视，它可提高钢的耐蚀性和冷加工性能。若要克服这些缺点，必须提高钢的精炼水平。

八十年代以后，随着AOD、VOD（包括SS-VOD，即强烈搅拌的VOD工艺。在大量生产中有可能最大限度的去除钢中的C和N。）和真空冶炼、连续电子束炉冶炼等炉外精练技术的发展和应用，才使得铁素体不锈钢有了大发展。研制生产出一系列含Mo的低C、N和超低C、N的新型铁素体不锈钢，即所谓高纯铁素体不锈钢。不但已能生产出低碳、氮、氧的高纯和超高纯铁素体不锈钢，从而使铁素体不锈钢的上述缺点和不足得到了一定程度的克服，而且进一步发展了许多新的可焊性能好，加工性优良的铁素体不锈钢，与此同时，原有的传统的铁素体不锈钢钢中碳（氮）含量也有了某种程度的降低。尤其是铌-钛双稳定化的现代铁素体不锈钢等新型铁素体不锈钢,它们具有非常优良的性能并且得到了广泛的应用。目前在电力工业的现代电站的超临界机组中，新型铁素体不锈钢已作为高温下的抗氧化材料与奥氏体不锈钢一起使用。

00Crl8Mo2（即新牌号03Cr18Mo2NbTi）就是其中的新型铁素体不锈钢之一，它不仅应用面广量大，而且成本价格也比较低廉。OOCrl8Mo2钢是在Crl7钢（ASl430）的基础上研制而成的。低的间隙元素含量和加入2％Mo提高了钢在还原性介质中的耐蚀能力；改善了钢的塑性和可焊性，进一步提高了钢的抗局部腐蚀性能。因此，OOCrl8Mo2钢在氧化性介质和还原性介质中都有好的耐蚀能力，它不仅抗局部腐蚀（点蚀、缝隙腐蚀），而且有非常优异的抗氯化物应力腐蚀（SCC）性能。此外，OOCrl8Mo2钢有良好的力学性能、热加工和冷成型性能、热学性能等。该钢可广泛用于石油化工、汽车制造、纺织、食品、厨房设备等工业部门。

在国外发达国家，如美国、日本和欧洲的不锈钢品种结构中，虽然奥氏体不锈钢依然占有较大的比例，但是，铁素体和马氏体不锈钢的比例已增长到30～40%，而我国铁素体和马氏体不锈钢所占总不锈钢品种的比例较小，仅为10%左右，发展潜力很大。我国对铁素体不锈钢的需求正在不断增长，主要体现在以下应用领域和市场：

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①现代汽车发动机排气系统大量使用铁素体不锈钢（含Nb的T409型铁素体不锈钢），这主要是因为铁素体不锈钢具有低的热膨胀系数而被应用。我国汽车工业正在迅速发展, 铁素体不锈钢的市场是很有前途的。

②电站用超临界温度铁素体系耐热不锈钢

提高火力发电厂效率的主要途径是提高蒸汽的参数，即提高蒸汽的压力和温度。这就要求钢有更好的高温强度和蠕变断裂强度，开发应用耐高温高压的新型钢是实现此目的的最佳途径。开发电站用超临界温度铁素体系耐热不锈钢，也是发展高效率的SC、USC火电机组的关键技术之一。除了目前世界发达国家已开发应用的新型铁素体系耐热钢和新型奥氏体系耐热钢等钢种之外，国外在新型超临界温度的耐热不锈钢的研究开发方面,已经做了很多工作,比如在铁素体系耐热不锈钢中加入铌，Nb是耐热钢不可缺少的合金化元素，对改善其综合性能很有利，已研制成HCM12A (12Cr-0.4Mo-2WCuVNb)等新钢种，我国在电站用超临界温度铁素体系耐热不锈钢研究方面，也开始了卓有成效的工作。

③建筑和装饰用耐大气腐蚀铁素体不锈钢

建筑和汽车工业是轻型结构材料的两大市场。不锈钢因其优良的力学性能，耐高温的防火性能（不锈钢结构性损坏前可承受最高温度达700℃以上），耐大气腐蚀性能及其比刚度与铝合金相当。这些优点，使不锈钢成为现代结构材料的理想选择。为进一步改善耐大气腐蚀性能，日本又开发了NSS447M1

（0.07C-30.2Cr-2.08Mo-0.17Nb-0.19Ti-0.09Al-0.012N）铁素体不锈钢。我们也可以借鉴国外先进经验，发展适合于我国沿海地区的耐大气腐蚀性新钢种。

④家用电器以及抗菌铁素体不锈钢

在家用电器方面，不锈钢正逐步取代普碳钢和塑料，并获得广泛使用。新的铁素体不锈钢SUS445M2（低C，N，22Cr-1.2Mo-Nb-Ti-Al），比SUS444具有更好的成型性、焊接性和焊接节点耐蚀性。

在不锈钢领域另一最新进展是抗菌铁素体不锈钢。很低C的17％Cr铁素体不锈钢中添加1.5%Cu和0.6%Nb，可抑制某种细菌生长。这种类型的不锈钢如430LX， 430JIL及444型铁素体不锈钢，已广泛应用于洗衣机，烘干机、冰箱、电炊具，餐具洗净机等厨房器具、金属加工厂和医疗设备等。

二、铁素体不锈钢的焊接性

通常来说，铁素体不锈钢的焊接性一般较差，尤其是对于普通纯度高铬铁素体不锈

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钢更是如此。其原因主要与铁素体型不锈钢在加热和冷却过程中基本没有α?γ转变，也不能利用热处理强化，钢的晶粒易于粗化有关。这类铁素体不锈钢对高温作用敏感，在焊接热循环作用下，存在着熔合线附近的热影响区的晶粒急剧长大（粗化）和碳、氮化物在晶界析出、集聚的问题，从而会降低焊接接头的塑性；同时还能引起晶间腐蚀及韧性的下降，造成高温脆化和475℃脆性，特别在焊接大刚度接头时若不采取措施则极易产生裂纹。

超高纯度高铬铁素体不锈钢则具有良好的焊接性，在焊接高温作用下引起的脆化不显著，焊接接头有良好的塑性和韧性，焊前不需要预热，焊后也不需要热处理，但仍有可能产生晶间腐蚀。这表明焊接中主要问题是如何控制焊接材料中碳和氮的含量，以及避免焊接材料表面和熔池表面的沾污。

1、 铁素体型不锈钢的焊接特点

铁素体型不锈钢一般都是在室温下具有纯铁素体组织，强度不算很高，塑性、韧性良好。若将其加热到高温，也有可能会出现少量的奥氏体组织(对含铬量较低的钢)或者根本不出现奥氏体组织，所以在焊接过程的热循环作用下有可能出现少量或者根本不出现马氏体组织。因此这类钢经焊接后不会出现强度显著下降或淬火硬化的问题，即使出现了少许马氏体组织也可以通过焊后热处理来解决。可以说这类钢焊接接头的室温强度不是焊接的主要矛盾；再由于其焊接热膨胀问题远比奥氏体型钢轻微，因而其焊接热裂纹和冷裂纹的问题也不很突出。通常所说的铁素体型不锈钢不如奥氏体型不锈钢好焊，主要是指焊接过程可能导致焊接接头的塑性、韧性降低即发生脆化的问题。同焊接其它品种不锈钢的目的一样，铁素体型不锈钢焊接的关键问题是如何保证接头具有相同于或相近于母材的耐腐蚀性，以及焊接接头在高温下长期服役有可能出现的逐渐脆化的问题。铁素体不锈钢的焊接特点就是要克服和解决这些问题，也就是我们将要重点分析和探讨的几个问题。

2、铁素体型不锈钢焊接接头易出现的问题与其焊接性 2.1焊接接头的晶间腐蚀

普通纯度高铬铁素体不锈钢焊接接头在焊接热循环的作用下，被加热到950℃以上温度的区域冷却下来时，有发生晶间腐蚀的倾向；而后若在700～850℃进行短时间保温退火处理，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着焊缝的高温区。而奥氏体型不锈钢焊接接头的晶间腐蚀区是在最高温度为600～1000℃的区域，

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即晶间腐蚀的部位稍稍离开焊缝的区域。

普通纯铁素体型不锈钢焊接接头的晶间腐蚀机理与奥氏体型不锈钢焊接接头晶间腐蚀的机理相同，即符合贫铬理论。铁素体型不锈钢一般在退火状态下焊接，其组织为固溶微量碳和氮的铁素体及少量均匀分布的碳和氮的化合物，组织稳定，耐蚀性较好。当焊接温度高于950℃时，碳、氮的化合物逐步溶解到铁素体相之中，得到碳、氮过饱和固溶体。由于碳、氮在铁素体中的扩散速度比在奥氏体中快得多，在焊后冷却过程中，甚至在淬火冷却过程中，都来得及扩散到晶界区。加之晶界的碳、氮的浓度较高于晶内，故在晶界上沉淀出（Cr·Fe）23C6碳化物和Cr2N氮化物。由于铬的扩散速度慢，导致在晶界上出现贫铬固溶区，在腐蚀介质的作用下即会出现晶间腐蚀。由于铬在铁素体中的扩散比在奥氏体中快，故为了克服焊缝高温区的贫铬带，只需在700～900℃短时间保温，即可使过饱和的碳和氮能完全析出，而铬又来得及补充到贫铬区，从而恢复到原来的耐蚀性。若在600℃较长时间保温或焊接接头自900℃以上缓慢冷却，使碳、氮化物充分析出，达到或接近钢材退火状态下固溶的碳和氮含量的平衡值时，仍能保持其耐蚀性。

超高纯度高铬铁素体不锈钢也有产生晶间腐蚀的倾向。其腐蚀机理与奥氏体不锈钢晶间腐蚀一样，虽有多种说法，但仍可以被公认的贫铬理论来解释。

热处理对超高纯度高铬铁素体不锈钢（00Cr26Mo1）晶间腐蚀率的影响见表××-2。从表中可知，该钢从1100℃水淬与普通高铬铁素体不锈钢不同，腐蚀率很低，不产生晶间腐蚀，晶界上没有高铬碳、氮化物析出；而在1100℃空冷，腐蚀率很高，晶界上析出了大量的高铬碳、氮化物，有晶间腐蚀。经1100℃×30min水淬的试件，然后分别进行15min保温和900℃的水淬，晶界上均有高铬碳、氮化物析出，但腐蚀率比1100℃空冷低，且没有晶间腐蚀。说明晶界上析出的高铬碳、氮化物与晶间腐蚀没有相对关系。腐蚀介质为硫酸铁-硫酸溶液。

表××-2 热处理对超高纯度高铬铁素体钢腐蚀率的影响

试件 1 2 3 4 5 6 腐蚀率晶界上高铬碳、氮有无晶间μm／年 化物析出情况 腐蚀 22 1100℃×30min水淬 无 无 549 1100℃×30min空冷 大量析出 有 1100℃×30min水淬+900℃×15min水淬 36 集聚长大 无 1100℃×30min水淬+700℃×15min水淬 27 有 无 1100℃×30min水淬+600℃×15min水淬 282 有 有 1100℃×30min水淬+600℃×900min水淬 23 有 无 热处理 16

超高纯度高铬铁素体不锈钢主要化学成分有Cr、Mo和C、N。其中C+N总含量不等，都存在一个晶间腐蚀的敏化临界温度区，即超过或低于此区域不会产生晶间腐蚀。同时还有一个临界敏化时间区，即在这个区时间之前的一段时间，即使在敏化临界温度区也不会产生晶间腐蚀。由此可知：超高纯度高铬铁素体不锈钢必须满足既在敏化临界温度区，又在临界敏化时间区内才有可能产生晶间腐蚀。例如C+N总的体积分数为106×10-6的26Cr合金，其敏化临界温度区为475～600℃。由于C+N总含量很低，在600℃以上温度，晶界上没有足够能引起贫铬和增加腐蚀率的富铬碳、氮化物沉淀，又由于其离开临界敏化时间区很远，该合金由950℃和1100℃水淬或空冷，虽说冷却过程中都经过敏化临界温度，但仍可保持良好的耐蚀性。C+N总含量的提高，不仅扩大了敏化临界温度的区域，同时临界敏化时间区也朝前移动，即形成晶间腐蚀的时间提前了。通常超高纯度高铬铁素体不锈钢在固溶状态下焊接，例如C+N总的质量分数为150×10-6的26Mo1钢的焊接接头，其晶间腐蚀发生在稍离焊缝的热影响区的敏化区。有资料提出，这类钢的C+N总的质量分数至少要低于60×10-6，才能避免敏化。

无论普通纯度高铬铁素体型不锈钢，还是超高纯度的铁素体型不锈钢焊接接头的晶间腐蚀倾向都与其合金元素的含量有关。随着钢中碳和氮的总含量降低，晶间腐蚀的倾向减少。铬含量的提高，自身的扩散速度加快，碳和氮扩散速度降低，总的效果是敏化区推向更长的时间和较低的温度，即高铬铁素体不锈钢引起晶间腐蚀的敏感性要低于低铬铁素体不锈钢。钼可以降低氮在高铬铁素体不锈钢的扩散速度，有助于临界敏化时间向后移动较长的时间，因此含有钼的高铬铁素体不锈钢具有较高的抗敏化性能。合金元素钛和铌为稳定化元素，能优先于铬和碳、氮形成化合物，可避免贫铬区的形成。提高其抗晶间腐蚀能力。但要求钛的含量为碳和氮总含量的6～8倍，铌的含量为碳和氮总含量的8～11倍，才能达到效果。钛不仅可以改善焊接热影响区的晶间腐蚀倾向，同时还可以稳定铁素体，防止出现马氏体组织。

2.2 焊接接头的脆化

普通纯度高铬铁素体不锈钢在焊接过程中，焊接接头在焊接热循环的作用下，如果在950℃以上停留时间过久，便会引起热影响区晶粒急剧长大和碳、氮化物沿晶界偏聚，可导致焊接接头的塑性和韧性下降。当焊接构件的刚度有足够大时，在室温条件下就可能出现脆裂，即为焊接接头的脆化现象。这种粗大组织不能够经过热处理进行细化。因此控制高温停留时间是选定焊接参数的基本原则。

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① 高温加热引起的脆性。焊接接头从1100℃以上温度冷却后，焊接热影响区的室温韧性变低，其脆化程度与合金元素碳和氮的含量有关。碳、氮含量愈高，焊接热影响区脆化程度就愈严重。焊接接头冷却速度愈快，其韧性下降值愈多；如果空冷或缓冷，塑性将提高。其原因在于快速冷却过程中。基体位错上出现了细小分散的析出物，阻碍位错运动，此时强度提高了而塑性和韧性则明显降低；在慢冷过程中，位错上没有析出物，所以塑性不会降低。

② σ相脆性。普通纯度铁素体型不锈钢（不论母材或焊缝）中ωCr>21%时，若在520～820℃之间长期加热，会出现一种又硬又脆的铁与铬的金属间化合物FenCrm(HV高达800～1000)即σ相。σ相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形变诸因素有关。金属中有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σ相的倾向；锰能使高铬钢形成σ相所需铬的含量降低；而碳和氮的作用则相反，使形成σ相所需铬含量提高，这是由于它们能稳定奥氏体相并能与铬形成其化合物之故，从而减低了铁素体中铬的含量。镍能使形成σ相所需温度提高。预先冷形变可促进σ相形成的速度，且使σ相形成的温度降低，同时还能降低钢中形成σ相的最低临界铬含量(ωCr<21%)。由于σ相的形成有赖于Cr、Fe等原子的扩散迁移，故形成速度较慢，所以对多数钢材来说，焊接热过程本身甚至通常的焊后热处理，都不易造成明显的σ相脆化。然而，对于长期工作于σ相形成温度区的铁素体型耐热钢的焊接高温构件而言，则是必须重视的问题。一般认为800℃高温时，σ相形成速度可能达到最高值，低于此温度形成σ相速度减慢，需要较长的时间。

③ 475℃脆性。当ωCr≥15.5％的普通纯度铁素体型不锈钢在温度400～500℃长期加热后，常常会出现强度升高韧性下降的现象，称之为475℃脆性。一般随含铬量提高而脆化的倾向严重。该现象在马氏体型不锈钢和半奥氏体沉淀硬化不锈钢中亦偶有发生，但均没有铁素体型不锈钢那样明显。若铁素体型不锈钢中ωCr在14％左右，在此温度区间长时间运行，亦会对475℃脆性产生敏感。工作构件在600～400℃范围运行后，冷却速度小于10℃／s时，也可产生脆化；且冷却速度愈慢，脆化愈严重。ωCr＜12％的铁素体型不锈钢，可避免脆化的形成。焊接接头在焊接热循环作用下，不可避免地要经过该温度区，特别当焊缝金属和热影响区在此温度区停留时间较长时，均有产生475℃脆性的可能。该475℃脆性可通过700～800℃短时间加热，紧接着进行水冷的处理来消除。

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④ 局部马氏体引起的脆性。大多数铁素体型不锈钢在室温下能形成稳定的铁素体组织。但是，如果钢或焊缝金属中含铬量偏于铁素体区的下限或者碳和氮含量在允许范围的上限时，可导致高温在晶界形成一些奥氏体，冷却后转变为马氏体组织，产生轻度脆化。退火处理可使马氏体转变为铁素体组织。

通过以上分析我们对铁素体型不锈钢的焊接性以及焊接接头易出现问题之特点有了一定的了解。普通纯度的铁素体不锈钢焊接性一般较差，超高纯度高铬铁素体不锈钢则具有良好的焊接性，其中碳和氮的含量是起关键作用的因素，通过碳和氮在焊接热循环作用下的析出行为，决定着焊接接头的晶间腐蚀和脆化倾向。铁素体型不锈钢0Cr13的焊接性良好，当碳的含量增加逐渐成为1Cr13、2Cr13、3Cr13等Cr13系列马氏体不锈钢时，其焊接性就越来越差，该类铬不锈钢焊后硬化倾向大，易产生裂纹，可采用同类型的铬不锈钢焊条（G202、G207）焊接，必须进行300℃以上预热，焊后700℃左右的回火缓冷处理，以提高焊缝塑性和韧性。相对而言，Cr17类不锈钢除了增加铬含量改善耐蚀性外，还为改善焊接性而适量加入稳定性元素钛、铌、钼等，其可焊性就比Cr13类好得多（如0Cr17Ti、1Cr17Mo2Ti等），它们可采用同类型铬不锈钢焊条（G302、G307）焊接，焊前进行100～200℃预热，焊后进行800℃左右的回火处理，以提高焊缝的塑性。

总之铁素体不锈钢的焊接性因牌号不同而各异，制定具体焊接工艺时，要充分考虑它们在焊接过程中可能出现的晶间腐蚀和焊接接头脆化的问题，采取相应的措施。

三、铁素体不锈钢的焊接及焊后热处理工艺 1、铁素体不锈钢的焊接工艺原则

为了克服普通纯高铬铁素体型不锈钢在焊接过程中出现的晶间腐蚀和焊接接头脆化而引起的冷裂纹，在焊接工艺上应采取以下措施：

（1）焊前预热。预热温度为100～200℃左右，目的在于使被焊材料处于韧性较好的状态和降低焊接接头的应力。随着钢中铬的含量提高，预热温度也相应提高。

（2）焊后热处理。焊后对焊接接头区域要进行750～800℃退火处理，使过饱和碳和氮完全析出，铬来得及补充到贫铬区，以恢复其耐蚀性；同时也可改善焊接接头的塑性。值得注意的是，退火后应快冷，以防止475℃脆性产生。

（3）采用小的热输入。在焊接过程中，应采用小的热输入进行施焊，以减少高温脆化和475℃脆性的影响。

当选用的焊接材料与母材金属的化学成分相当时，必须按上述工艺措施进行。如选

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用奥氏体不锈钢焊接材料，则可免除焊前预热和焊后热处理，但对于不含稳定化元素的铁素体型不锈钢焊接接头来说，热影响区的粗晶脆化和晶间腐蚀问题不会因填充材料改变而变化。奥氏体或奥氏体-铁素体焊缝金属基本上与铁素体型不锈钢母材等强度；但在某些腐蚀介质中，这种异质焊接接头的耐蚀性可能低于同质的接头。

超高纯高铬铁素体型不锈钢板厚小于5mm时焊前可不预热，焊后不必进行热处理，焊接接头仍可保持足够的韧性，耐腐蚀性也好。焊接工艺的要点是使焊缝金属中碳加氮的含量不高于母材中的含量，首先焊接材料必须满足这一要求。焊接方法应选择高能量的等离子弧焊和真空电子束焊。要求焊接材料不得污染；焊接熔池、焊缝背面都要有效保护，防止空气的侵入。除采用小的热输入进行焊接外，焊缝背面可用惰性气体保护，并最好采用通氩水冷铜垫板，以减少过热，增加冷却速度，多层焊时层间温度要控制在100℃左右。

2、铁素体不锈钢的焊接工艺 2.1 普通纯度高铬铁素体不锈钢焊接

（1）要进行低温预热。普通纯度高铬铁素体不锈钢在室温时韧性较低，焊接时焊接接头易形成高温脆化，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施焊，能有效地防止裂纹的产生。但是，预热温度又不能过高，那样焊接时的热循环又会使焊接接头近缝区的晶粒急剧长大粗化，使焊接接头过热而引起脆化。为此，预热温度的选择要慎重，一般控制在100～200℃，随着母材金属中含铬量的提高，预热温度可相应的提高一些。

（2）慎重选择焊接材料。能够焊前预热或焊后进行热处理的焊接构件，可选用与母材金属相同化学成分的焊接材料；对于不能够预热或焊后不能进行热处理的焊接构件，应选用奥氏体不锈钢焊接材料，以保证焊缝具有良好的塑性和韧性。当采用同质的焊接材料时，焊缝金属呈粗大的铁素体组织，韧性很差。通过焊后热处理，焊接接头的塑性可以得到改善，韧性略有提高。

（3）防止475℃脆性。475℃脆性是高铬铁素体不锈钢焊接时的主要问题之一。杂质对475℃脆性有促进作用，因此，需提高母材金属和熔敷金属的纯度，缩短铁素体不锈钢焊接接头在这个温度区间的停留时间，以防止475℃脆性的产生。一旦出现475℃脆性，可以在600℃以上温度短时间加热，再以较快的速度冷却，给予消除。

（4）焊后热处理。对于同质材料焊成的铁素体不锈钢焊接接头，热处理的目的是

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使焊接接头组织均匀化，从而提高其塑性及耐蚀性。焊后热处理温度为750～800℃，是一般回火温度，实际上是空冷的退火处理。

2.2 超高纯度高铬铁素体不锈钢焊接

超高纯度高铬铁素体不锈钢焊接，主要是严格控制碳、氮含量和防止晶间腐蚀。选用与母材金属化学成分相同的焊接材料焊接时，要严格保护好焊接熔池，防止空气中氮气侵入熔池而增加焊缝金属中氮和碳的总含量，导致晶间腐蚀的产生。

选用与母材金属化学成分不同的焊接材料焊接时，更要严格控制焊接材料中的碳、氮含量和提高铬元素含量，以提高焊接接头抗腐蚀能力。同样对焊接材料和熔池的表面净化，也是提高焊接接头抗腐蚀性能的一项重要的工艺手段。

3、铁素体不锈钢的焊接方法

3.1 普通纯度铁素体型不锈钢焊接方法

普通纯度铁素体不锈钢的焊接方法通常采用焊条电弧焊、钨极氩弧焊、熔化极气体保护焊和埋弧焊等。

（1）焊条电弧焊。填充金属主要分两类：一类为同质的铁素体型焊条；另一类为异质的奥氏体型（或镍基合金）焊条。

用同质焊条焊成的焊缝其优点是：焊缝与母材金属有一样颜色和形貌，相同的线膨胀系数和大体相似的耐蚀性，但抗裂性不高。用异质奥氏体焊条所焊成的焊缝具有很好的塑性，应用较多，但要控制好母材金属对奥氏体焊缝的稀释。需要指出的是，用异质焊条施焊不能防止热影响区的晶粒长大和焊缝形成马氏体组织，而且焊缝与母材金属的色泽也不相同。

表××-3列出了焊接普通纯度铁素体型不锈钢常用同质和异质焊条的型号和牌号。

表××-3 焊接普通纯度铁素体不锈钢常用焊条

母材钢号 Cr7 Cr17Ti Cr17 Cr17Ti Crl7Mo2Ti Cr25Ti Cr28 Cr28Ti

对焊接接头性能的要求 耐硝酸及耐热 提高焊缝塑性 抗氧化性 型号 E430 E316 E309 焊 条 预热及热处理温度／℃ 牌号 合金系统 预热100～200℃焊后G302 Crl7 750～800回火 A207 18-12Mo2 A307 25-13 不预热 焊后不热处理 不预热 焊后760～780回火 不预热 焊后不热处理 E310 提高焊缝塑性 E310Mo A402 25-20 A412 25-20Mo2 21

普通纯度铁素体不锈钢用焊条电弧焊进行对接平焊时，坡口形式及焊接工艺参数见表××-4。从表中可以看出，采用小的热输入为的是抑制焊接区的铁素体晶粒过分长大。施焊时尽量减少焊缝截面，不要连续多道施焊，要待前一道焊缝冷却到预热温度时，再焊下一道焊缝。

表××-4 焊条电弧焊焊接普通纯度铁素体不锈钢对接平焊的焊接参数

板厚 /mm 坡口 形式 焊条直层焊接电流 焊接速度v 径 坡口角 间隙 钝边 数 I／A ／(mm/min) φ／b/mm p/mm α/(°) mm 坡口尺寸 2 1 1 2 1 2 2 2 2 6 9 12 16 22 32

备注 2 3 0～1 2 0～1 2 3 2 3 4 2 0 4 2 0 4 2 0 4 2 0 4 2 — 4 2 — — — — — — — 2 2 — 2 3 — 2 4 — 2 6 — 2 — — 2 — — — — — — — — — 75 80 60 75 80 60 75 80 60 75 80 60 75 — 45 45 40～60 80～110 60～80 140～160 100～140 100～140 2.5 反面挑焊根 3.2 垫板 2.5 — 3.2 反面挑焊根 4 垫板 3.2 3.2 反面挑焊根 4 垫板 3.2 — 3.2,4 反面挑焊根 4,5 垫板 3.2,4 — 4 反面挑焊根 4,5 垫板 3.2,4 — 4,5 反面挑焊根 4,5 垫板 3.2,4 — 80～110 100～140 110～150 150～200 90～110 140～160 80～110 120～140 120～150 140～180 90～110 140～180 90～140 160～180 140～180 140～150 90～140 140～160 130～140 140～160 140～180 140～160 90～140 140～160 140～180 120～180 140～180 120～160 90～140 130～160 5 4 2 3 4 3 4 5 4 4 7 6 7 7 9 10 140～180 120～180 4,5 反面挑焊根 140～180 110～160 4,5 垫板 90～180 110～160 3.2,4,5 — 140～180 130～180 4,5 反面挑焊根 160～200 110～170 5 垫板 90～180 110～160 3.2,4,5 — 160～200 140～170 5 反面挑焊根 14 — — 22

用相同材质焊条对1Cr17、Cr30钢进行对接接头施焊，其焊接接头力学性能见表××-5。

表××-5 相同材质焊接接头力学性能

钢号 1Cr17 00Cr30Mo2 钢号 1Cr17 00Cr30Mo2 焊缝化学成分(质量分数，％) C Si Mn Cr Ni 14～16 0.08 0.3~0.5 0.4~0.8 0.25 0.07 0.5 0.25 30 0.25 力学性能 热处理 σb／MPa σs／MPa δ5／(％) ψ／(％) aku (J／cm2) 706 627 60 焊后状态 脆性断口 637 451 18 48 80 650℃退火 554 焊后状态 ─ ─ ─ ─ 564 650℃退火 ─ ─ ─ ─ Ti 0.25 弯曲角(°) ─ ─ 10～15 40～50 （2）其它焊接方法。美国AWSA5.22-80中规定了焊接普通纯铁素体不锈钢用药芯焊丝的熔敷金属成分，见表××-6。

美国AWSA5.9-81中，规定了焊接普通纯铁素体不锈钢埋弧焊、熔化极和钨极氩弧焊焊丝的熔敷金属化学成分见表××-7。从表中可以看出，ER26-1是一种纯度很高的埋弧焊焊丝，但在埋弧焊施焊过程中，由于焊剂的影响，其焊缝金属的纯度有可能会降低。

表××-6 普通纯度铁素体不锈钢焊接用药芯焊丝的熔敷金属成分(％)

Cr Ni Mo AWS型号 C E430T-x 0.10 15.0～18.0 0.60 0.5 E430T-3 0.10 15.0～18.0 0.60 0.5 E×××T-G 注：1.字尾x表示气体保护或自保护焊接。

2.无成分数据的，由供需双方协商。

表××-7 普通纯度铁素体型不锈钢埋弧焊及气体保护焊

Mn 1.2 1.2 Si 1.0 1.0 P 0.04 0.04 S 0.03 0.03 Cu 0.5 0.5 的焊丝熔敷金属成分 (％)

Cr Ni Mo Mn AWS型号 C ER430 0.10 15.0～17.0 0.60 0.75 0.60 ER26-1 0.10 25.0～27.0 0.3 0.75～1.50 0.40 Si 0.50 0.40 P 0.03 0.02 S 0.03 0.02 Cu 0.75 0.20 注：1．ER430为美国的气体保护焊焊丝，相当于我国H1Cr17(GB4242—84)焊丝； 2．ER26-1为美国的埋弧焊焊丝。

（3）操作要点 焊接过程中，尽量减少焊接接头在高温的停留时间，有助于焊接接头的热影响区铁素体组织的晶粒不致很快长大，从而提高焊接接头的塑性。可采取焊后强制的冷却方法来减少高温脆化和475℃脆化，防止裂纹的形成。

1）无论采用何种焊接方法，都应采用小的热输入的焊接参数，选用小直径的焊接

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材料。

2）采用窄焊缝技术和快的焊接速度进行多层多道焊接时，不允许进行摆动焊接。 3）多层焊时，要严格控制层间温度在150℃左右，不宜连续施焊。

4）采用强制冷却焊缝的方法，以减少焊接接头的高温脆化和475℃脆性，同时还可以减少焊接接头的热影响区过热。其方法是通氩冷却或通水冷却铜垫板等。

3.2 超高纯度高铬铁素体型不锈钢焊接方法

超高纯度高铬铁素体不锈钢熔焊的方法有氩弧焊、等离子弧焊和真空电子束焊。采用这些焊接方法主要目的是使焊接熔池能得到良好的保护，净化焊接熔池表面，不受沾污。

采用的工艺措施：

（1）增加熔池保护，如采用双层气体保护，用气体透镜，增大喷嘴直径，适当增大氩气流量；或者采取在焊枪后面加保护气拖罩的办法，延长焊接熔池的保护时间。

（2）焊接时要采用提前送氩气，滞后停气的焊接设备，使焊缝始末端均在有效气体保护范围内。

（3）提高氩气纯度，用高纯度氩气进行施焊，以减少氮和氧的含量，提高焊缝金属的净化程度。

（4）提高焊工操作技能，填充焊丝时不允许焊丝末端离开保护区。

（5）焊缝背面要通氩气保护，最好采用通氩的水冷铜垫板，减少过热，增加冷却速度。

（6）尽量减小热输入，多层焊时控制层间温度低于100℃。

表××-8和表××-9为某厂批量生产的厚度为6mm热轧00Cr26Mo1板材与焊丝的化学成分和焊接接头与板材的力学性能。

表××-8 00Cr26Mo1钢和焊丝的化学成分(％)

类别 板材 焊丝 C 0.004 0.002 Cr 26.27 26.7 Mo 1.09 1.11 Si 0.18 0.17 Mn 0.011 0.024 Ni 0.11 0.11 Cu 0.027 0.024 S 0.014 0.015 P 0.012 0.016 N O 0.011 0.018 0.013 0.018 表××-9 00Cr26Mo1钢板与焊接接头的力学性能 类别 板材 纵向 横向 焊接接头 σb /MPa 509.6 507.6 517.4 σs /MPa 406.7 400.8 433.2 ψ ／(％) 76.5 78.2 — δ / (％) ─ ─ 18.6 aku akv 弯曲角(°) 22(J／cm) (J／cm) 166.6 38 180 101.9 13.3 180 57.8 180 ─

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四、铁素体不锈钢与异种钢焊接以及焊接的典型构件

作为焊接结构材料，铁素体不锈钢与其它金属材料一样，不可避免地会遇到异种钢焊接的问题。

异种金属焊接特别在制造蒸汽锅炉、汽轮机和燃气轮机、原子能反应堆的部、组件中用得最多。例如，燃气轮机的各部位的工作温度不同，其叶轮的外圆周工作温度在600℃以上，需要用高合金耐热钢制造；而叶轮中心部位的工作温度大大低于此温度，选用合金结构钢来制造就可以满足要求。采用两种性能、成分有差异的金属材料焊成的复合结构，充分发挥各自特长，就可以节省大量耐热钢材料获得可观的经济效益。在石油化工行业中，许多接触高温、腐蚀介质的容器、管道，其内壁要求承受高温和腐蚀介质的浸蚀，而置于空气中的支承部件则可用碳钢或低合金钢材料，将这些异种金属焊接成复合结构，可使各种材料做到物尽其用。还有许多大型铸、锻件和轧制作及用于制造原子能、石油化工设备和矿山机械的零件，要求零件表面具有耐蚀和耐磨性能。其实只要在其工作表面堆焊一层耐蚀、耐磨的高合金钢材料，就能达到这—目的，这也是异种金属焊接接头的一种形式。

常用于异种钢焊接结构的材料见表××-10。

表××-10 常用于异种钢焊接结构的材料

组织类型 类别 I Ⅱ 珠光体钢 Ⅲ Ⅳ 钢 号 低碳钢：Q195、Q215、Q235、Q255、08、10、15、20、25、破冰船用低温钢、锅炉钢20g、22g 中碳钢和低合金钢；Q275、15Mn、20Mn、25Mn、30Mn2、30、14MnNb、09Mn2、15Mn2，18MnSi、27SiMn、15Cr、20Cr．30Cr、10Mn2、20CrMnTi、20CrV 造潜艇用特殊低合金钢AK25①、AK17①、AK28①、AJl5① 高强度中碳钢和低合金钢：35、40、45、50、55、35Mn、45Mn、50Mn、40Cr、45Cr、50Cr、35Mn2、40Mn2、45Mn2、50Mn2、30CrMnTi、40CrMn、45CrMn、35CrMn、40CrV、25CrMnSi、30CrMnSi、35CrMnSiA 铬钼热稳定钢：15CrMo、30CrMo、35CrMo、38CrMoAlA、12CrMo、20CrMo 铬钼钒、铬钼钨热稳定钢：20Cr3MoWVA、12Cr1MoV、25CrMoV 高铬不锈钢：0Cr13、Cr14、1Cr13、2Cr13、3Cr13 高铬耐酸耐热钢：Cr17、Cr17Ti、Cr25、1Cr28、1Cr17Ni2 ①①高铬热强钢： 1Cr11MoVNb、1Cr12WNiMoV、1Cr11MoV 奥氏体耐酸钢：00Cr18Ni10、0Cr18Ni9、1Cr18Ni9、2Cr18Ni9、 0Cr18Ni9Ti、1Cr18Ni9Ti、1Cr18Ni11Nb、Cr18Ni12Mo2Ti、1Cr18Ni12Mo3Ti 25

Ⅴ Ⅵ 铁素体、铁Ⅶ 素体-马氏Ⅷ 体钢 Ⅸ 奥氏体、奥氏体-Ⅹ

铁素体钢 Ⅺ 奥氏体高强度耐酸钢：0Cr18Nil2TiV、Cr18Ni22W2Ti2 奥氏体耐热钢： 0Cr23Ni18、 Cr18Ni18、 Cr23Ni13、 Ⅻ 0Cr20Ni14Si2、Cr20Ni14Si2 ⅩⅢ 奥氏体热强钢；4Cr14Ni14W2Mo、Cr16Ni15Mo3Nb① ①①铁素体-奥氏体高强度耐酸钢：0Cr21Ni5Ti、0Cr21Ni6Mo2Ti、 ⅩⅣ 1Cr22Ni5Ti① ① 为原苏联钢号，下同。 1、铁素体不锈钢与珠光体钢的焊接

在焊接构件中，常会遇到铁素体型不锈钢与珠光体类碳素钢的焊接，它是人们较为关注的一类异种钢焊接。铁素体型不锈钢以铬为主要合金元素，有的还含有铝、钼等合金元素。生产中应用较多的铁素体型不锈钢钢号有1Cr17、1Cr17Mo、0Cr13Al等。

铁素体型不锈钢与碳素钢相比，在化学成分上有较高的铬和其它合金元素。在施焊过程中由于热循环的作用，在铁素体不锈钢一侧的热影响区会引起晶粒长大，造成脆化。随着钢中铬含量的增加，高温停留时间延长，焊接接头的脆化倾向会更严重，碳素钢一侧焊缝的不均匀混合区，由合金元素的浓度来决定，可能出现硬脆的马氏体组织，导致塑性和韧性下降，有裂纹倾向。因此，这两种钢的焊接性较差。

为了实现这两种金属的优质焊接，在焊接工艺上应采取如下的必要措施： （1）对于含铬量较低的铁素体型不锈钢，焊接以前在其待焊处一侧可用E5015-B1或E5015-B2焊条堆焊一层过渡层。堆焊以前必须预热，预热温度为200～300℃。然后再用E4315、E4316或E5015焊条将过渡层与碳素钢焊成一体。含铬最高（ωCr≥17％）的铁素体型不锈钢与碳素钢焊接时，为了防止焊缝产生热裂纹，可以采用奥氏体不锈钢焊接材料进行施焊，一般情况可以不预热，如果需要预热，预热温度为150～200℃。

（2）焊接参数选用小的热输入，施焊过程中焊条、焊枪不作横向摆动，以窄焊缝为宜。

（3）多层焊时，待前道焊缝冷却到预热温度后再焊下一道焊缝，层间温度控制在100℃最好。如果层间温度过高，会出现焊缝在高温停留时间过长，而造成严重脆化。

（4）对于大厚度或刚度较大的焊接结构，要设计合理的焊接接头和坡口形式，希望焊后变形量小，焊接应力亦小。每道焊缝或每层焊缝焊接完毕后可用小锤轻轻锤击焊缝周围，以利于释放焊接应力。

（5）焊后应及时进行回火处理，以使焊缝组织均匀化，提高焊缝的塑性和耐蚀性。回火处理温度为750℃以下。

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铁素体型不锈钢与珠光体钢焊接可采用焊条电弧焊、CO2气体保护焊和埋弧焊等方法。焊条电弧焊焊接时，选用的焊条、预热温度和焊后热处理温度见表××-11。

表××-11 铁素体型不锈钢与珠光体钢焊接时焊条、预热和焊后热处理温度的选择

钢材 组合 焊条型号 焊前预热焊后热处／℃ 理／℃ 备 注 E5503-B1 E5515-B1 300～400 650～680 工作温度在350℃以下，焊后必须立即回火 Ⅰ十Ⅶ E5515-B2 E309 150～200 焊后无法进行热处理时采用 不回火 焊件不耐晶间腐蚀，不能受冲击载荷，不能用于浸蚀Ⅰ＋Ⅷ E309 不预热 性液体介质 E5503-B1 E5515-B1 300～400 650～680 工作温度在350℃以下，焊后必须立即回火 Ⅱ＋Ⅶ E5515-B2 E309 150～200 焊后无法进行热处理时采用 焊件不耐晶间腐蚀，不能受冲击载荷，不能用于浸蚀Ⅱ＋Ⅷ E309 不预热 不回火 性液体介质，焊后无法进行热处理时采用 Ⅲ＋Ⅶ E16-25Mo6N 150～200 焊后无法进行热处理时采用，工作温度在350℃以下 焊缝不耐晶间腐蚀，不能在浸蚀性液体介质中使用。E16-25Mo6N 不预热 焊后无法进行热处理时采用 Ⅲ＋Ⅷ 不回火 工件在浸蚀性液体介质中工作时，将E316焊条堆焊E316 不预热 在E16-25Mo6N焊缝表面，以便与浸蚀性液体接触，保护E16-25Mo6N的焊缝 E5503-B1 Ⅳ＋Ⅶ 300～400 620～660 工作温度在350℃以下，焊后必须立即进行回火 E5515-B1 焊缝不耐晶间腐蚀，不能在浸蚀性液体介质中使用，Ⅳ＋Ⅷ E309 250～300 不回火 工作温度不得超过350℃ Ⅴ＋Ⅶ E5515-B2 300～400 680～720 工作温度在350℃以下，焊后立即进行回火 不预热或焊缝不耐晶间腐蚀，不能在浸蚀性液体介质中使用，Ⅴ＋Ⅷ E309 不回火 150～200 不能承受冲击载荷 工作温度不能超过540℃，内部焊缝用E5515-B2焊E5515-B2 Ⅵ＋Ⅶ 300～400 720～750 接，而焊缝的表面层用E5515-B2-V覆盖，焊后必须E5515-B2V 立即回火 焊缝不耐晶间腐蚀，不得在浸蚀性液体介质中使用，Ⅵ＋Ⅷ E309 150～200 不回火 不能承受冲击载荷，工作温度在500℃以下 注：钢材组合见表××-10。

2、铁素体不锈钢与马氏体型不锈钢的焊接 （1）焊接特点

铁素体型不锈钢与马氏体型不锈钢的焊接与其它异种金属焊接时一样，在焊接金属熔池中和结晶过程中会发生合金元素的扩散和碳的迁移，对焊接接头热影响区的性能很不利。在马氏体型不锈钢焊缝一侧的热影响区形成低塑性组织；而在铁素体型不锈钢焊缝一侧则晶粒长大过快，使冲击韧性严重降低。因此，在焊接工艺中必须采取措施防止

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马氏体型不锈钢焊接接头的近缝区由于塑性太低而产生裂纹，同时又要考虑因铁素体型不锈钢焊接接头的热影响区冲击韧性值降低太多，而使焊接结构遭到破坏的问题。

（2）焊接工艺

① 焊接方法的选择。这两类钢焊接时通常采用焊条电弧焊，也可以采用气体保护电弧焊。

② 焊接材料的选择。焊接这两类钢时，可选用与铁素体型不锈钢化学成分相近的E410、E410NiMo和E430焊条；也可以选用与马氏体型不锈钢化学成分相近的E11MoVNi和E11MoVNiW焊条。气体保护焊时，可选H1Cr23焊丝；也可选用与这两类材料之一成分相同的焊丝或剪切板料作为填充金属。

采用奥氏体不锈钢焊条焊接时，焊缝金属可获得奥氏体组织，对防止裂纹是有利的，焊前还可不必预热。但它的不足之处，奥氏体不锈钢焊缝强度大大低于这两类钢，不能与母材金属等效；同时在进行焊后热处理时，在马氏体型不锈钢焊缝一侧肯定会发生碳的迁移，同时奥氏体不锈钢焊缝的线膨胀系数比马氏体型不锈钢大50％，使马氏体型不锈钢一侧焊缝的组织产生很大的内应力，为形成冷裂纹创造了条件。所以奥氏体不锈钢焊接材料的应用受到限制，只有在焊接结构无法进行热处理，焊接构件又不承受冲击载荷的作用仅受静载荷力，且焊接构件不承受很大压力的情况下，才能选用此类焊接材料。

焊接这两类钢时，除了使用奥氏体不锈钢焊接材料可以不预热外，选用其它焊接材料施焊前必须进行预热，预热温度主要考虑马氏体型不锈钢的焊接性以马氏体型不锈钢焊的预热温度。预热温度过高，对铁素体型不锈钢不利，会使铁素体型不锈钢焊缝一侧出现过热或晶粒粗化而降低其力学性能。

③ 焊接参数的选择。在焊接参数的选择方面，要考虑到这两类钢各有不同的要求：铁素体型不锈钢焊接，要求用小的热输入，而马氏体型不锈钢焊接时要求大的热输入，两者很难兼顾。所以这两类钢焊接之前，必须在保证焊接接头不产生裂纹的前提下，对焊接参数进行调整，根据结构使用情况，制定出一个主要满足—种类型钢焊接的焊接参数。

④ 焊后热处理。这两类钢焊接后要进行回火处理，回火处理程序按马氏体型不锈钢焊件进行，即冷却到100～150℃，保温0.5～1h 后再进行回火处理，温度控制在750℃以下。

有关铁素体型不锈钢与马氏体型不锈钢焊接时，焊接材料与热处理参数的选择见表

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××-12。

表××-12 铁素体型不锈钢与马氏体型不锈钢焊接材料与热处理参数的选择

钢材组合 Ⅶ＋Ⅷ Ⅶ+Ⅸ 焊接材料 E410；H1Cr23 E309；H1Cr24Ni13 E410 E11MoVNi；E1lMoVNiW E309 E430 E11MoVNi; E11MoVNiW E309Mo 预热温度／℃ 200～300 不预热 350～400 不预热 350～400 回火温度／℃ 700～740 不回火 700～740 不回火 700～740 不预热 备 注 焊后保温缓冷后，立即回火处理 焊后保温缓冷后，立即回火处理 不回火 Ⅷ+Ⅸ 注：钢材组合见表××-10

3、典型构件焊接：铁素体型不锈钢（1Crl7）与碳钢（Q235）的电弧焊 （1）焊接接头形式的选择

这两种钢焊接结构的焊接接头尽量采用对接接头，避免采用T形接头，尽量选用对接焊缝形式。

（2）焊接坡口的选择

通常采用V形坡口，其坡口尺寸见图××-7。由于铁素体型不锈钢液体金属的流动性比奥氏体型不锈钢差，为了保证充分焊透，坡口间隙要大一些，通常为2～2.5mm。

图××-7 铁素体不锈钢与碳钢接头的坡口形式

1—1Cr17钢 2—Q235钢

（3）焊接方法的选择

这两种钢的焊接方法可采用焊条电弧焊、埋弧焊、CO2气体保护焊和氩弧焊等，其焊接材料、焊前预热和焊后热处理参数的选择，见表××-13。

表××-13 1Cr17钢与Q235钢的焊接方法和焊后热处理参数的选择 焊接方法 焊条电弧焊 埋弧焊

焊条型号 E5515-B1 E5515-B2-VW ES515-B2-V 焊接材料 焊丝牌号 H10CrMoA(焊剂HJ431) 29

预热温度 ／℃ 不预热 不预热 焊后热处理 ／℃ 680～700回火 650～700回火 CO2气体保护焊 氩弧焊 H08CrMoVA(焊剂HJ431） H08CrNi2MoA H08CrMoVA ψCO2气体(纯度)99.8％ H08CrNi2MoA H08CrMoVA ψAr气体纯度99.8％ 不预热 650～680回火或 680～700回火 680～700回火 不预热 （4）焊接工艺

铁素体型不锈钢与碳钢焊接时，为了防止铁素体型不锈钢焊缝一侧晶粒粗大，产生脆化和裂纹，在焊接工艺上应采取下列措施：

① 选用小的热输入，小的焊接电流，较快的焊接速度；

② 采用短弧焊，电弧稍倾向碳钢母材金属侧，使两母材金属受热均匀一致； ③ 多层焊，待前一层焊缝冷却到室温后再焊下一道焊缝； ④ 焊后进行缓冷。

参考文献：

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准研究院起草，国家质量监督检验检疫总局待发布 （2006.4送审待批稿） [2]《不锈钢》陆世英等编著（原子能出版社——特殊钢丛书《不锈钢》卷），原子能

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特编辑出版

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研究院，攀枝花 617000)

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本文来源：https://www.bwwdw.com/article/irkw.html