不銹鋼耐熱鋼的焊接(共28頁)

1、第三章 不銹鋼、耐熱鋼焊接(hnji)第一節(jié) 不銹鋼、耐熱鋼的類型(lixng)和特性一、不銹鋼及耐熱鋼類型(lixng)(一) 定義對(duì)其含義有三種理解：1. 原義型僅指在無污染的大氣環(huán)境中能夠不生銹的鋼。2. 習(xí)慣型指原義型含義不銹鋼及耐酸腐蝕的耐酸不銹鋼的統(tǒng)稱。3. 廣義型泛指耐蝕鋼和耐熱鋼，統(tǒng)稱為不銹鋼.我們?cè)诖怂f的不銹鋼是指習(xí)慣型含義（GB4237-2007）,即包括在大氣及各種強(qiáng)腐蝕介質(zhì)中具有耐蝕性能的鋼。而耐熱鋼另有國標(biāo)（GB4238-2007）規(guī)定。它是指具有高溫?zé)岱€(wěn)定性和熱強(qiáng)性的一類鋼。耐熱鋼及不銹鋼的主要成分為Cr、Ni，一般Cr12，才能在大氣環(huán)境下不發(fā)生腐蝕，要耐酸腐蝕

2、，則Cr17。增加Cr、Ni含量，耐腐蝕及耐熱性均可提高。所以本章所涉及的是Cr系、Cr-Ni系鐵基高合金鋼，包括少數(shù)Cr-Mn-N系節(jié)Ni不銹鋼,一般Ni35，Cr12。(二) 分類 1. 按用途分類 不銹鋼（習(xí)慣型含義），主要用于有侵蝕性化學(xué)介質(zhì)（包括大氣）的工作環(huán)境中，要求鋼材能耐腐蝕，對(duì)強(qiáng)度要求不高，工作溫度一般不超過500。這類鋼包括： 高Cr鋼：1Cr13 2Cr13 低碳Cr-Ni鋼：0Cr19Ni9 1Cr18Ni9Ti 0Cr25Ni20 超低碳Cr-Ni鋼（C0.03）：00Cr19Ni11 00Cr17Ni14Mo2 耐蝕性要求更高的不銹鋼，還要提純，得到高純不銹鋼（C0

3、.01，S、P0.01）如000Cr19Ni15 000Cr25Ni20 Cr-Mn-N鋼: 0Cr17Mn13Mo2N(作耐蝕鋼) 不銹鋼包括F型、M型、A型、A-F型和沉淀硬化型五類。 抗氧化鋼（熱穩(wěn)定鋼）：主要用于高溫下要求抗氧化工作環(huán)境。它對(duì)高溫強(qiáng)度要求不高，工作溫度可達(dá)9001100。常用的有：Cr-Ni鋼（2Cr25Ni20、2Cr25Ni20Si2）和高Cr鋼(1Cr17、1Cr25Ti)。 熱強(qiáng)鋼：在高溫下既能抗氧化又具有一定的高溫強(qiáng)度。工作溫度可達(dá)600800。廣泛應(yīng)用的有：Cr-Ni鋼：1Cr18Ni9Ti 、4Cr25Ni20多元合金化高Cr鋼（以Cr12為基）：1Cr1

4、2MoWV、2Cr12Ni2WMoV通常將抗氧化鋼和熱強(qiáng)鋼通稱為耐熱鋼。耐熱鋼分為F型、M型、A型和沉淀硬化型四大類。需要說明的是，有不少不銹鋼具有耐熱性能，有人稱其為“耐熱不銹鋼”，而耐熱鋼雖具有一定的耐蝕性，但由于其中一些鋼Cr量不超過12，而沒有達(dá)到不銹鋼規(guī)定的耐蝕要求，而不能稱為不銹鋼。我國對(duì)耐熱鋼和不銹鋼牌號(hào)方法無區(qū)分，所以不易區(qū)分，二者的主要區(qū)別是用途和使用環(huán)境條件不同。注意不要混淆。如1Cr18Ni9Ti即可作不銹鋼，也可作耐熱鋼。而25-20型的0Cr25Ni20、00Cr25Ni20或000Cr25Ni20是作不銹鋼使用的，而提高含碳量的2Cr25Ni20、4Cr25Ni20

5、只能做耐熱鋼。2. 按組織分類 A鋼：Cr-Ni A鋼是最通用的鋼種。適當(dāng)(shdng)調(diào)整其合金成分可作不銹鋼或耐熱鋼使用(shyng)。以Cr18Ni8為代表(dibio)的系列，簡(jiǎn)稱18-8鋼；以Cr25Ni20為代表的系列，簡(jiǎn)稱25-20鋼。多以固溶狀態(tài)供貨。 F鋼：這類鋼含Cr量較高（1730），主要用作耐熱鋼（抗氧化鋼），也可用作耐蝕鋼。如1Cr17、1Cr25Ni2、1Cr25Ti，多以退火狀態(tài)供貨。 M鋼：M鋼的Me主要以Cr為主。以Cr13系列最為典型。如1Cr13 4Cr13，以及1Cr17Ni2等主要用作不銹鋼，以Cr12為基的多元合金化鋼如1Cr12MoWV主要用作熱強(qiáng)

6、鋼。熱處理對(duì)這類鋼的力學(xué)性能影響很大，須根據(jù)要求供貨（退火態(tài)、淬火回火態(tài)）。 沉淀硬化鋼：均為經(jīng)時(shí)效強(qiáng)化處理以析出硬化相的高強(qiáng)鋼。這類鋼不僅具有較好的耐熱性，而且有很高的強(qiáng)度。其代表鋼號(hào)為0Cr17Ni7Al（17-7PH），及0Cr17Ni4Cu4Nb (17-4PH)，所以這類鋼又常稱為PH不銹鋼。 F-A雙相鋼：這類鋼具有F-A雙相組織，故稱為雙相不銹鋼。在這類鋼的固溶體中，鐵素體相和奧氏體相各約占一半，一般較少相的含量至少也需要達(dá)到30%。這類鋼綜合了奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的優(yōu)點(diǎn)，具有良好的韌性，強(qiáng)度及優(yōu)良的耐氯化物應(yīng)力腐蝕性能。與18-8鋼相比，主要特點(diǎn)是提高Cr而較低Ni，同時(shí)

7、添加Mo、N、Cu、Ti、Nb等元素。00Cr23Ni4N鋼是瑞典最先開發(fā)的一種低合金型雙相不銹鋼，不含鉬，鉻和鎳的含量也較低。由于鋼中WCr為23%，有很好的耐孔蝕、縫隙腐蝕和均勻腐蝕的性能，可代替304L和316L等常用奧氏體不銹鋼。0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti這兩種鋼是了為節(jié)鎳，分別代替0Cr18Ni9Ti和1Cr18Ni9Ti而設(shè)計(jì)的，但比后者具有更好的力學(xué)性能，尤其是強(qiáng)度更高（約為1Cr18Ni9Ti的2倍）。典型的有18-5型、21-5型、25-5型，如00Cr18Ni5Mo3Si2、0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti、00Cr25Ni5Mo2、1Cr18Mn

8、10Ni5Mo3N等。常以固溶狀態(tài)供貨。二、不銹鋼及耐熱鋼特性（一）不銹鋼的耐蝕性能不銹鋼的耐蝕性是基于(jy)其鈍化作用。處于鈍化狀態(tài)的不銹鋼基表面被致密(zhm)的氧化膜所覆蓋，這層氧化膜對(duì)內(nèi)部金屬起著保護(hù)作用(zuyng)，抑制金屬的溶解，降低腐蝕速度。Cr可以使鋼具有高的鈍化能力，因此Cr是不銹鋼中最主要的Me。在不同條件下，不銹鋼可產(chǎn)生以下幾種腐蝕：1. 均勻腐蝕：即腐蝕面均勻分布在金屬表面。如果材料選擇得當(dāng)，一般危害不大。在氧化性酸（如HNO3）中，不銹鋼能形成穩(wěn)定的鈍化膜，所以不易產(chǎn)生均勻腐蝕；在還原性酸（如H2SO4）中，只含Cr 的M鋼和F鋼不耐腐蝕，而Cr-Ni A鋼則顯示

9、出良好的耐腐蝕性。但在含Cl的介質(zhì)中，Cr-Ni A鋼也容易產(chǎn)生鈍化層破壞。如鋼中含23Mo，在各種酸中均有改善耐蝕性作用。2. 點(diǎn)蝕：指發(fā)生在鋼局部表面的腐蝕坑。它可向鋼的內(nèi)部發(fā)展，甚至可造成穿孔。點(diǎn)蝕易發(fā)生在Cl或Br環(huán)境下，關(guān)于其發(fā)生機(jī)理目前說法不一。一般不銹鋼耐點(diǎn)蝕性均不理想。但降低C，提高Cr、Ni、Mo、Si、Cu，添加N都能提高耐點(diǎn)蝕性。18-8 Mo、25-20 Mo鋼均具有良好的耐點(diǎn)蝕性能。鋼的耐點(diǎn)蝕性能常用點(diǎn)蝕指數(shù)（Pitting Index）PI來衡量。PICr+3.3Mo+（1316）N一般希望PI 3540耐點(diǎn)蝕試驗(yàn)方法有國標(biāo)（GB/T 18590-2001）3. 縫

10、隙腐蝕縫隙腐蝕是金屬構(gòu)件縫隙處發(fā)生的斑點(diǎn)狀或潰瘍形宏觀腐蝕坑，它是以腐蝕部位特征來命名的。常發(fā)生在墊圈、鉚釘、螺釘連接接縫、搭接的焊接接頭、閥座等處。由于縫隙處被腐蝕產(chǎn)物所覆蓋，以及介質(zhì)擴(kuò)散受到限制等原因，使該處的介質(zhì)成分和濃度與整體有很大區(qū)別，于是引起介質(zhì)的電化學(xué)不均勻性而產(chǎn)生腐蝕?？p隙腐蝕和點(diǎn)蝕具有共同性質(zhì)，耐點(diǎn)蝕的鋼都能耐縫隙腐蝕。因此也可用點(diǎn)蝕指數(shù)來衡量耐縫隙腐蝕傾向。耐縫隙腐蝕試驗(yàn)方法有國標(biāo)（GB/T 10127-2002）4. 晶間腐蝕晶間腐蝕起源于金屬表面，沿晶界深入金屬內(nèi)部的腐蝕現(xiàn)象，外觀仍顯金屬光澤，但晶粒間彼此已失去聯(lián)系，敲擊時(shí)已無金屬聲音，鋼質(zhì)變脆，強(qiáng)度幾乎喪生。晶間腐蝕

11、，多半與晶界貧Cr有關(guān)。（1）A不銹鋼的晶間腐蝕18-8A鋼，固溶處理后再經(jīng)450850加熱（敏化處理），往往會(huì)發(fā)生晶間腐蝕，這種現(xiàn)象一般可用晶界“貧Cr”來解釋。室溫時(shí)18-8鋼中碳的溶解度小于0.020.03。如鋼含碳量超過該數(shù)值，則固溶處理后，A為C所過飽和，呈不穩(wěn)定狀態(tài)，在再次加熱時(shí)，超過溶解度的碳將向晶界擴(kuò)散，并與Cr結(jié)合形成富Cr碳化物Cr23C6或(Cr，F(xiàn)e)23C6沉淀于晶界，由于晶粒內(nèi)部Cr的擴(kuò)散速度較慢，所以在形成Cr的碳化物時(shí)，使晶界及其鄰近區(qū)域產(chǎn)生貧Cr現(xiàn)象，當(dāng)該區(qū)Cr含量降低到臨界值12以下時(shí)，就會(huì)發(fā)生明顯的晶間腐蝕現(xiàn)象。防止：鋼中含有能形成穩(wěn)定碳化物的元素Ti、N

12、b等，經(jīng)穩(wěn)定化處理（8502h）后，碳將優(yōu)先與Nb、Ti結(jié)合，則不會(huì)形成Cr23C6就能避免缺Cr現(xiàn)象發(fā)生。若降低鋼中碳含量，C0.020.03（超低C），也不致析出Cr23C6、產(chǎn)生貧Cr。鋼中含有一定的相，晶間腐蝕傾向也可顯著減少（Cr23C6易在相界面一側(cè)形成，相中Cr擴(kuò)散快）。 另外，沿晶界析出 相，P、Si等雜質(zhì)沿晶界偏析也能導(dǎo)致晶間腐蝕。（2）F不銹鋼的晶間腐蝕與Cr-Ni A鋼不同，高Cr鐵素體鋼從高溫（925以上）急冷下來就有了晶間腐蝕傾向，再經(jīng)650850加熱緩冷后便可消除。這是由于碳在鐵素體中溶解度比在A中小得多，易于沉淀，且C在F中擴(kuò)散速度也比較大，從高溫急冷過程中實(shí)際已

13、形成Cr的碳化物，而出現(xiàn)貧Cr層。再次在650850加熱，可促使Cr的擴(kuò)散均勻化，于是貧Cr層消失。晶間腐蝕(fsh)試驗(yàn)(shyn)國標(biāo)：GB/T 4334-2008金屬和合金的腐蝕 不銹鋼晶間腐蝕試驗(yàn)(shyn)方法。5應(yīng)力腐蝕，也稱應(yīng)力腐蝕開裂（Stress Corrosion Cracking，簡(jiǎn)稱SCC）SCC是指材料在特定的腐蝕介質(zhì)和拉應(yīng)力作用下出現(xiàn)的低于強(qiáng)度極限的脆性開裂現(xiàn)象。這種破壞的危害極大，往往是沒有預(yù)兆的低應(yīng)力脆性開裂。據(jù)統(tǒng)計(jì)，在Cr-NiA鋼的腐蝕破壞事故中，應(yīng)力腐蝕均占50以上，成為不銹鋼生產(chǎn)和應(yīng)用的主要問題。影響應(yīng)力腐蝕開裂有三大因素：介質(zhì)環(huán)境、拉應(yīng)力和材料。金屬材

14、料并非在任何介質(zhì)中都產(chǎn)生SCC，它們之間有一定的匹配關(guān)系。作為A不銹鋼SCC的介質(zhì)因素，最主要的是溶液中的Cl濃度和氧含量的關(guān)系。只有二者共存才能產(chǎn)生SCC。作為材料因素，一般SCC均發(fā)生在合金中，純金屬一般不產(chǎn)生SCC。在A不銹鋼中增加Ni含量可提高抗SCC能力，而Nb、Ti、Mo、N等易引起SCC。在A鋼中增加F相含量也能增加抗SCC能力，但超過60時(shí)又有所下降。SCC的另一個(gè)重要特征是只在拉應(yīng)力作用下才能產(chǎn)生，這些應(yīng)力包括工作應(yīng)力和內(nèi)應(yīng)力，其中主要是殘余應(yīng)力，它占80左右。所以消除殘余應(yīng)力是防止SCC最有效的措施之一。關(guān)于SCC的機(jī)理認(rèn)為是由電化學(xué)腐蝕和拉應(yīng)力下金屬局部的機(jī)械破壞共同作用

15、的結(jié)果。其試驗(yàn)有GB/T 15970.19-(1995-2007)。（二）耐熱鋼的高溫性能1抗氧化性若鋼的表面可以形成一層致密的保護(hù)膜，則鋼材就有很好的抗氧化性。耐熱鋼中常用Cr、Al、Si等合金元素來提高鋼材的抗氧化能力，這些元素可以形成致密而完整的氧化膜Al2O3、Cr2O3、SiO2。一般在鋼中加入Cr 18即可使鋼在10001100耐氧化，加入Al 34可使鋼在900耐氧化，加入Si23可使鋼在9001000耐氧化。2熱強(qiáng)性所謂熱強(qiáng)性是指在高溫下長(zhǎng)時(shí)間工作時(shí)，鋼材對(duì)斷裂的抗力（即持久強(qiáng)度），或在高溫下長(zhǎng)時(shí)間工作時(shí)，鋼材對(duì)塑性變形的抗力（即蠕變強(qiáng)度）。做為耐熱鋼，高溫性能具有重要意義。圖

16、3-2給出高溫持久強(qiáng)度的試驗(yàn)結(jié)果。可見，奧氏體鋼具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性能。Ni量提高，熱強(qiáng)性也隨之提高。提高鋼的熱強(qiáng)性主要有三條途徑： 固溶強(qiáng)化把Mo、W固溶到鋼材的基體中能提高熱強(qiáng)性。A基體比F基體的鋼具有更高的熱強(qiáng)性。因此含Mo、W等的A熱強(qiáng)鋼得到廣泛應(yīng)用。第二相強(qiáng)化強(qiáng)化相的熔點(diǎn)越高、化學(xué)成分和點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)越復(fù)雜，穩(wěn)定性就越高。對(duì)于常用的A熱強(qiáng)鋼，主要以MC、 M6C或M23C6作為強(qiáng)化相。因此為了提高熱強(qiáng)性，希望適當(dāng)提高C含量，并同時(shí)加入Nb、V、Ti等強(qiáng)碳化物形成元素。晶界強(qiáng)化通過控制晶粒度（一般34級(jí)為好，過細(xì)塑性變形抗力降低，過粗脆性增大）。加入B及Re等微量元素等方法強(qiáng)化晶界，以減少高溫下

17、晶界的滑動(dòng)。3高溫(gown)脆化耐熱鋼在熱加工過程中或高溫下長(zhǎng)期工作時(shí)可能(knng)產(chǎn)生脆化現(xiàn)象。脆化有以下幾種： M鋼的回火(hu hu)脆性。例如Cr13鋼在550附近的回火脆性，這在焊接前后的熱處理過程中應(yīng)當(dāng)引起注意。 F鋼的晶粒長(zhǎng)大脆化。由于F鋼在加熱時(shí)沒有相變化發(fā)生，所以晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象不可能通過熱處理來改善。 A鋼析出相脆化。在A鋼晶界析出碳化物相造成脆化。 475脆化。主要出現(xiàn)在Cr15的F鋼中。在350550較長(zhǎng)時(shí)間加熱并緩冷，就可導(dǎo)致在常溫時(shí)或負(fù)溫時(shí)出現(xiàn)脆化現(xiàn)象。因?yàn)樵?75附近最容易出現(xiàn)，所以稱為475脆性。含Cr量越高，脆化越嚴(yán)重。對(duì)該脆性的產(chǎn)生機(jī)理，目前尚無統(tǒng)一認(rèn)識(shí)，但

18、都認(rèn)為有新相析出。已產(chǎn)生475脆性的鋼，經(jīng)過600700加熱、保溫1h后空冷，可以恢復(fù)原有的性能。 相脆化。 相是一種富Cr的FeCr金屬間化合物，質(zhì)硬而脆，沒有磁性。多半分布在晶界，不但降低材料的和ak，而且增大晶間腐蝕傾向。一般在500900長(zhǎng)時(shí)間加熱有利于 相的形成。 相可由相產(chǎn)生；也可由直接產(chǎn)生（ ）?；蛴赊D(zhuǎn)變而成（），不過自中形成更容易。提高鋼中Cr、Mo、Si等形成元素含量會(huì)促進(jìn) 相析出，而Ni、C、N等因可減少相而有減輕 相形成的作用。加熱溫度提高到超過 相穩(wěn)定存在的上限溫度時(shí)， 相可以重新溶入固溶體中。18-8鋼的上限溫度在700左右，25-20鋼則在980左右。（三）不銹鋼、

19、耐熱鋼的物理性能不銹鋼及耐熱鋼的物理性能見表3-2。組織狀態(tài)相同的鋼，它們的物理性能也基本相同。然而鋼中Me含量越高，導(dǎo)熱性越差，鋼的線脹系數(shù)和電阻率越大。不銹鋼及耐熱鋼的物理性能與低碳鋼有較大的差異，例如，A鋼的導(dǎo)熱系數(shù)約為低碳鋼的1/3，線脹系數(shù)比低碳鋼大50，M鋼和F鋼的導(dǎo)熱系數(shù)約為低碳鋼的1/2，線脹系數(shù)與低碳鋼大體相當(dāng)。第二節(jié) 奧氏體鋼、雙相鋼焊接一、奧氏體鋼的焊接性分析與其它類型的不銹鋼相比，鋼是較易焊接的。它在焊接過程中不發(fā)生相變，對(duì)H脆不敏感，接頭在焊態(tài)下也有良好的塑性和韌性。焊接的主要問題是：焊接熱裂紋、腐蝕及脆化。（一）晶間腐蝕（以18-8鋼為例）接頭可能(knng)在三個(gè)

20、部位出現(xiàn)晶間腐蝕現(xiàn)象（圖3-3）。但在同一接頭上不能同時(shí)看到三個(gè)不同(b tn)部位的晶間腐蝕(fsh)，這主要取決于鋼和焊縫的成分。敏化區(qū)腐蝕和熔合區(qū)腐蝕不會(huì)同時(shí)出現(xiàn)。敏化區(qū)腐蝕出現(xiàn)在HAZ中峰值溫度處于敏化加熱溫度區(qū)間的部位，只出現(xiàn)在不含穩(wěn)定化元素又不是超低碳的不銹鋼中。熔合區(qū)腐蝕只出現(xiàn)在含穩(wěn)定化元素的不銹鋼中，呈窄而深的刀切形狀，所以稱為刀狀腐蝕，簡(jiǎn)稱“刀蝕”。焊縫區(qū)的腐蝕，主要取決于焊接材料，在正常情況下，這一問題解決得比較好。1. 焊縫區(qū)晶間腐蝕根據(jù)晶間腐蝕機(jī)理，為防止焊縫晶間腐蝕，應(yīng)采取以下措施：通過焊接材料，使焊接金屬成為超低碳情況，或者使其含有一定的穩(wěn)定化元素Nb、Ti，一般希

21、望Nb 8C，Ti 8.5C。但含Ti、Nb的鋼卻會(huì)產(chǎn)生刀狀腐蝕。調(diào)整焊縫組織，使其含有一定量的相 。焊縫中相的存在首先可以打亂單一柱狀晶的方向性，不致形成連續(xù)的貧Cr層。其次是相富Cr，有良好的供Cr條件，所以在兩相交界處不易形成貧Cr層。對(duì)體不銹鋼來說，一般希望焊縫金屬中相數(shù)量為412為宜。但是，過量的相存在時(shí)，會(huì)促使相析出脆化（在高溫長(zhǎng)期工作或多層焊時(shí)），而且有時(shí)會(huì)產(chǎn)生選擇性腐蝕。例如在H2SO4或尿素之類介質(zhì)中，相將優(yōu)先腐蝕。相的數(shù)量可用金相法、磁性法來檢測(cè)，也可用Schaeffler圖來估算。Schaeffler焊接組織圖是1949年根據(jù)手工電弧焊的經(jīng)驗(yàn)而制成的，該圖把室溫組織與Cr

22、eq和Nieq所表示的焊縫成分聯(lián)系起來。這樣可根據(jù)化學(xué)成分在圖中查到應(yīng)形成的組織，而根據(jù)對(duì)組織的要求可以確定對(duì)應(yīng)的Cr、Ni當(dāng)量，從而進(jìn)行焊接成分的調(diào)整。Schaeffler圖只考慮了化學(xué)成分對(duì)組織的影響，并未考慮實(shí)際結(jié)晶條件及Me存在的具體形態(tài)。所以利用Schaeffler圖所估算的相數(shù)量往往同實(shí)測(cè)值不一致，其誤差在4以上。盡管如此，這個(gè)圖對(duì)于估計(jì)焊接組織還是有價(jià)值的。舍夫勒組織圖中沒有記入N的影響，所以在這方面有人進(jìn)行了修正工作，其中德龍（Delong）圖被認(rèn)為是有價(jià)值的改進(jìn)，在Nieq計(jì)算中加入一項(xiàng)30N，對(duì)于Mn、N強(qiáng)化的不銹鋼，改進(jìn)的舍夫勒?qǐng)D中Creq和Nieq的計(jì)算做了相應(yīng)的改變。

23、0Cr18Ni8HAZ晶間腐蝕對(duì)Mn、N強(qiáng)化的不銹鋼，有1982年提出的改進(jìn)舍夫勒?qǐng)D，其Creq和Nieq的計(jì)算式如下；2. 敏化區(qū)晶間腐蝕(fsh)不銹鋼刀狀腐蝕形貌當(dāng)母材不含穩(wěn)定化元素或含碳量較高時(shí)，經(jīng)焊接熱循環(huán)的作用，就可能出現(xiàn)敏化區(qū)。不過(bgu)焊接接頭的敏化區(qū)并非平衡加熱時(shí)的450850，而是峰值(fn zh)溫度為6001000的部位。因?yàn)楹附邮强焖龠B續(xù)加熱和冷卻過程，而Cr的碳化物的沉淀是一個(gè)擴(kuò)散過程，為了充分?jǐn)U散需要一定的“過熱度”。顯然只有普通18-8鋼才會(huì)有敏化區(qū)存在，18-8Ti、18-8Nb及超低碳的18-8鋼則不易產(chǎn)生。為防止敏化區(qū)腐蝕，在焊接工藝上應(yīng)采取小電流、大

24、焊速及強(qiáng)制冷卻等措施，以減少HAZ處于敏化溫度區(qū)的時(shí)間。3刀蝕刀蝕只發(fā)生在含穩(wěn)定化元素（Ti、Nb）的不銹鋼的熔合區(qū)。開始腐蝕寬度不過35個(gè)晶粒，逐步擴(kuò)展可達(dá)11.5mm, 嚴(yán)重時(shí)焊縫可整條發(fā)生剝落。刀蝕的實(shí)質(zhì)也是因M23C6沉淀而形成貧Cr層。如圖18-8Ti鋼（圖3-5），焊前為10501150水淬固溶處理，M23C6全部固溶，而大部分C與Ti形成游離的TiC，因溫度在1150以下時(shí)TiC在鋼中的溶解度很小。經(jīng)過焊接后，焊態(tài)下的熔合區(qū)經(jīng)歷了1200以上的過熱作用，TiC將發(fā)生分解，溶入固溶體，溫度越高，TiC溶解度越大。TiC溶解時(shí)，分解出來的碳原子將扦入到點(diǎn)陣間隙中，Ti則占據(jù)點(diǎn)陣節(jié)點(diǎn)位

25、置。在冷卻時(shí)，碳原子將迅速向晶粒邊界運(yùn)動(dòng)，Ti則因擴(kuò)散困難而留在原地。因而碳將析集于晶界附近成為過飽和狀態(tài)。如隨后在經(jīng)450850敏化加熱，碳原子優(yōu)先擴(kuò)散到晶界，與Cr形成M23C6，從而出現(xiàn)晶界貧Cr層。越靠近熔合線，TiC固溶量越多，M23C6 沉淀量越大，晶間腐蝕傾向越嚴(yán)重。由此可見“高溫過熱”和“中溫敏化”的相繼作用是產(chǎn)生刀蝕的必要條件。顯然，普通18-8鋼不應(yīng)有刀蝕發(fā)生，超低C不銹鋼也不會(huì)有刀蝕發(fā)生。為了防止刀蝕：最好采用超低碳不銹鋼，含有穩(wěn)定化元素的鋼，其含碳量希望小于0.06。在焊接工藝上應(yīng)減少近縫區(qū)過熱。盡量采用小電流快焊速，盡量避免交叉焊縫，面向腐蝕介質(zhì)焊縫最后焊接，無法安排

26、在最后焊時(shí)，應(yīng)調(diào)整焊縫尺寸形狀及焊接規(guī)范，使第二面焊縫所產(chǎn)生的敏化溫度區(qū)（6001000）不落在第一面焊縫表面的過熱區(qū)上。穩(wěn)定化處理，8509002h緩冷，可消除。（二）應(yīng)力腐蝕開裂拉應(yīng)力的存在是SCC的重要條件。而其中殘余應(yīng)力（特別是焊接應(yīng)力）所引起的SCC事故則約占全部SCC破壞的70以上。A鋼由于導(dǎo)熱性差、線脹系數(shù)大，在約束焊接變形時(shí)就可能殘留較大(jio d)的焊接應(yīng)力，所以SCC開裂是這類鋼焊接性中不易解決的問題。實(shí)驗(yàn)表明，焊接接頭過熱區(qū)對(duì)SCC最為敏感。為防止應(yīng)力腐蝕(fsh)開裂，消除焊接殘余應(yīng)力最為重要。殘余應(yīng)力消除程度與“回火參數(shù)”LMP有關(guān)：LMPT(lgt+20)10-3

27、式中 T加熱(ji r)溫度(K)； t保溫時(shí)間(h)。LMP越大，殘余應(yīng)力消除程度越大。0Cr17Ni12Mo2不銹鋼焊趾處的應(yīng)力腐蝕關(guān)于Me的影響，必須結(jié)合具體腐蝕介質(zhì)來研究。（三）點(diǎn)蝕點(diǎn)蝕主要是由于材料表面鈍化膜的局部破壞而引起的，它常成為晶間腐蝕和應(yīng)力腐蝕起源。所以點(diǎn)蝕已越來越引起人們的重視。A鋼焊接接頭有點(diǎn)蝕傾向，耐點(diǎn)蝕性優(yōu)異的雙相鋼有時(shí)也會(huì)產(chǎn)生點(diǎn)蝕。點(diǎn)蝕最易出現(xiàn)在焊縫中的不完全混合區(qū)，其化學(xué)成分與母材相同，但都經(jīng)歷了熔化與凝固過程，應(yīng)屬焊縫一部分。有時(shí)焊縫中心也會(huì)有點(diǎn)蝕產(chǎn)生。點(diǎn)蝕指數(shù)越小的鋼，點(diǎn)蝕傾向越大。為提高抗點(diǎn)蝕性能，應(yīng)采取以下措施： 減少Cr、Mo偏析，自熔焊時(shí)易形成偏析。

28、如鋼Cr22Ni25Mo，在TIG焊時(shí)，使晶界界Mo與其晶軸Mo量之比（即偏析度）達(dá)1.6，Cr偏析度達(dá)1.25；所以晶軸部位易產(chǎn)生點(diǎn)蝕。 采取超合金化焊接材料，即采用較母材更高Cr、Mo含量的焊接材料。由于提高Ni含量，晶軸中Cr、Mo的負(fù)偏析顯著減少，因此采用高Ni或Ni基合金焊絲是有利的。圖3-8是用臨界點(diǎn)蝕溫度CPT（即能引起點(diǎn)蝕的最低加熱溫度）來評(píng)價(jià)耐點(diǎn)蝕性能的。BM-00Cr20Ni18Mo6N0.2 CPT 6570A00Cr23Ni24Mo8.4N0.29 Cr、Ni、Mo（超合金化） CPT低于BMB00Cr22Ni62Mo8.5N0.11 Ni基合金焊絲、接頭CPT基本達(dá)B

29、M水平C00Cr22Ni62Mo8.7Nb3.4 Ni基合金焊絲、接頭(ji tu)CPT基本達(dá)BM水平(shupng)D不填絲（自熔焊(rn hn)） CPT 45E00Cr19Ni13Mo3.7N0.03 CPT25 完全不能適應(yīng)要求結(jié)論：(1)為提高耐點(diǎn)蝕性能而不能進(jìn)行自熔焊；（2）焊接材料與母材必須“超合金化”匹配；(3)必須考慮母材的稀釋作用，以保證足夠的合金含量；(4)提高Ni量有利于減少微觀偏析，必要時(shí)可考慮采用Ni基合金焊絲。（四）奧氏體鋼焊接接頭熱裂紋鋼焊接時(shí)，在焊縫及HAZ都有可能產(chǎn)生熱裂紋。最常見的是焊縫凝固裂紋（結(jié)晶裂紋），有時(shí)也可出現(xiàn)近縫區(qū)液化裂紋。含Ni量越高，產(chǎn)生

30、熱裂的傾向越大。所以25-20鋼比18-8鋼具有更大的熱裂傾向。熱裂紋產(chǎn)生的原因與一般結(jié)構(gòu)鋼相比，Cr-Ni 鋼焊接時(shí)有較大的熱裂傾向。其主要原因如下： 由于鋼導(dǎo)熱系數(shù)小和線脹系數(shù)大，在焊接條件下，焊接接頭必然形成較大的拉應(yīng)力，而焊縫金屬凝固期間存在較大拉應(yīng)力是產(chǎn)生熱裂紋的必要條件。 鋼孿生結(jié)晶形成方向性強(qiáng)的柱狀晶組織，利于有害雜質(zhì)的偏析及晶間液態(tài)夾雜的形成，易于促使產(chǎn)生凝固裂紋。 鋼及焊縫的合金組成較復(fù)雜，不僅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穩(wěn)定鋼焊接時(shí)，Si、Nb往往是產(chǎn)生熱裂紋的重要原因之一。影響因素（

31、1）凝固模式（焊縫組織）實(shí)驗(yàn)表明，與+雙相組織焊縫相比，單相組織的焊縫對(duì)熱裂紋更為敏感。因?yàn)橄嗟拇嬖诖騺y了單相組織的方向性，使晶粒相對(duì)細(xì)化，而且使低熔點(diǎn)夾層在晶界上的分布呈不連續(xù)狀。所以對(duì)防止熱裂紋是有益的。通常用室溫下焊縫中的相數(shù)量來判斷熱裂傾向。但凝固裂紋是產(chǎn)生于凝固過程的后期，用室溫組織來考核凝固過程中的現(xiàn)象總有缺憾。必須聯(lián)系凝固模式來考慮才更合理。所謂凝固模式是指以何種初生相（或）開始結(jié)晶進(jìn)行凝固過程，和以何種相完成凝固過程。凝固裂紋與凝固過程有直接聯(lián)系。以圖3-10的70Fe-Cr-Ni相圖來分析凝固裂紋與凝固過程的關(guān)系。凝固模式(msh)有四種：F模式(msh)：以相完成整個(gè)凝固過

32、程(guchng)，合金FA模式：以相開始結(jié)晶，以+結(jié)束。例如合金AF模式：以相開始凝固，以+結(jié)束。例如合金A模式：以相完成整個(gè)凝固過程。例如合金焊縫凝固模式不同，凝固裂紋敏感性也不同。根據(jù)晶粒潤(rùn)濕理論，以FA模式抗凝固裂紋最強(qiáng)，而F模式或A模式最差。所以對(duì)凝固模式的判斷具有重要意義。Cr-Ni 焊縫的結(jié)晶模式主要取決于焊縫金屬的Cr/Nieq，AF與FA的分界大體相當(dāng)于Cr/Nieq1.5，如將這一界線標(biāo)示于Schaeffler圖上，則可將防止熱裂所需室溫相數(shù)量與凝固模式聯(lián)系起來。圖3-11為標(biāo)有AF/FA界線的Schaeffler圖。圖3-12為WRC（美國焊接科學(xué)研究委員會(huì)）1992新焊

33、縫組織圖。圖中將相數(shù)量用“鐵素體數(shù)目”FN表示，是用磁性檢測(cè)儀測(cè)定的相的讀數(shù)。其值在不足FN10時(shí)，與標(biāo)示值相當(dāng)，超過FN10后，F(xiàn)N越來越大于值。另外圖中Creq、Nieq的計(jì)算不同于Schaeffler圖。所以標(biāo)示的AF/FA界線值Cr/Nieq1.5，約為1.4。（aa線）從以上(yshng)二圖可以看出，為了防止熱裂，室溫所需最少相數(shù)量(shling)，對(duì)于不同Creq的鋼焊縫(hn fn)并不相同，Creq越大，所需相數(shù)量就越多。須指出，有時(shí)焊縫金屬并非以單一凝固模式進(jìn)行凝固，可能一個(gè)局部區(qū)域是AF模式，而另一個(gè)局部區(qū)域是FA模式。對(duì)于同一型號(hào)的焊條，由于成分波動(dòng)范圍可能較大，所以熔

34、敷金屬的相數(shù)量可能也有較大差異，因此抗熱裂性能也有較大差異。至于HAZ的液化裂紋，也與偏析液膜有關(guān)。同樣也依賴于Cr/Nieq以及母材中雜質(zhì)S、P等的含量。由圖3-14可以看出，焊接熱影響區(qū)的熱裂紋與母材純度有重要關(guān)系。按舍夫勒?qǐng)D計(jì)算，在Cr/Nieq1.5時(shí)，應(yīng)力求鋼中雜質(zhì)P+S0.01，方可保證不產(chǎn)生熱裂紋。最易產(chǎn)生液化裂紋的部位是緊鄰熔合線的過熱區(qū)(13001450峰值溫度范圍)，因?yàn)檫@個(gè)部位有利于出現(xiàn)偏析液膜。圖3-14的結(jié)果再次表明，影響熱裂傾向的關(guān)鍵是決定凝固模式的Cr/Nieq比值，而并非室溫相數(shù)量。由此可知，18-8系列奧氏體鋼，因Cr/Nieq處于1.52.0之間，一般不會(huì)輕

35、易發(fā)生熱裂；而25-20系列奧氏體鋼，因Cr/Nieq1.5，含Ni量越高，其比值越小，熱裂傾向越大。（2）化學(xué)成分調(diào)整成分是控制焊縫性能（包括裂紋問題）的重要手段。但如何進(jìn)行合金化，還未獲得完全有規(guī)律的認(rèn)識(shí)。因?yàn)樵诤辖鹣到y(tǒng)中元素的作用與它單獨(dú)(dnd)存在時(shí)的作用往往不同，甚至相反。a. 對(duì)于(duy)含Ni量小于15的18-8鋼，加入(jir)Me使焊縫形成雙相組織，對(duì)提高焊縫抗熱裂性能最為有效。b. 對(duì)于含Ni量大于15的鋼，如以+雙相組織來提高焊縫的抗裂性，則需相當(dāng)數(shù)量的相才能滿足要求。如2Cr25Ni20Si2鋼，相要在2530才能起到防止熱裂的效果。此時(shí)勢(shì)必要求在焊縫中加入較多的化

36、元素，使焊縫與母材成分發(fā)生很大的差異，在性能上兩者就難以匹配。但如形成+C1或B1雙相組織同樣可提高其抗裂性能。為了獲得+C1，可適當(dāng)提高焊縫的含碳量。例如Cr14Ni8W2Nb鋼焊縫，碳提高到0.15，使Nb10C，限制Si量，使Nb/Si48，可有效地消除熱裂。為了獲得+B1，必須有足夠數(shù)量的B，微量B就可偏析與Fe、 Ni形成低熔共晶Fe-B(1149)、Ni-B(1140)。提高B量，易熔共晶數(shù)量增多，反而細(xì)化了一次結(jié)晶組織，而產(chǎn)生“愈合”作用，熱裂傾向降低。如2Cr25Ni20Si2鋼，加入B 0.40.7，含Si量高達(dá)2.53.0，也無裂紋發(fā)生。但含B量不得大于0.81.0，否則嚴(yán)

37、重降低韌性而促使冷裂。c. 對(duì)于希望焊縫金屬為單相，為了防止熱裂，可適當(dāng)提高化元素Mn含量。使焊縫金屬在凝固期間為FA模式，而室溫組織為單一的相。Mn在46時(shí)有最小的裂紋傾向性（圖3-15）。d. 在不同的組織狀態(tài)下，元素所起的作用會(huì)有所不同。如18-8鋼和25-20鋼合金化的方向就有所不同。以Mn為例，在25-20鋼中Mn是有利的。但有Cu存在時(shí)，Mn與Cu可互相促進(jìn)偏析，而增大熱裂傾向。在18-8鋼焊接時(shí)，加入Mn如不致使相消失，Mn的加入有利于控制S的有害作用，可改善抗裂性。但如使相消失，抗裂性就會(huì)降低。又如Si在18-8鋼中促使產(chǎn)生相，可提高抗裂性；而在25-20鋼中Si則強(qiáng)烈偏析，產(chǎn)

38、生熱裂。又如S、P是有害的，必須加以限制。但在18-8和25-20鋼中的影響程度不一樣，這是由于S、P在-Fe和-Fe中的溶解度不同所致。S在-Fe中的溶解度約為-Fe 中的10倍。S、P在Ni中的溶解度均為0，所以高鎳鋼中的S、P更易偏析。（3）焊接工藝為了減少熱裂傾向，從工藝上應(yīng)采取減少過熱和降低應(yīng)力的措施。應(yīng)盡量采用小的焊接熱輸入和小截面焊道，不應(yīng)預(yù)熱，并降低層間溫度，以避免焊縫HAZ過熱粗化，以致使偏析增大。為了減小熱輸入，不應(yīng)過分增大焊速，而應(yīng)適當(dāng)降低焊接電流。因?yàn)楹杆僭龃?，冷速也增大，于是增大了凝固過程的不平衡性，凝固模式將逐次變化為FAAFA，使熱裂傾向增加。（五）奧氏體鋼焊縫(

39、hn fn)的脆化Cr-Ni奧氏體鋼用于不銹耐蝕條件時(shí)，通常都是在常溫(chngwn)或不太高的溫度（350）條件下工作。這時(shí)對(duì)焊接接頭(ji tu)的要求主要是耐蝕性，對(duì)力學(xué)性能無特別要求。但如用于高溫條件下，如是耐熱抗氧化鋼，主要是防止氧化，對(duì)力學(xué)性能也無特殊要求。如是短時(shí)工作（小于幾十小時(shí)）的熱強(qiáng)鋼，則必須要求焊接接頭與母材等強(qiáng)。如是長(zhǎng)期工作（105小時(shí)）的熱強(qiáng)鋼，則要求接頭在保證足夠強(qiáng)度的同時(shí)，有足夠的塑性和韌性。當(dāng)用于低溫條件下，要求接頭具有合適的低溫韌性。奧氏體鋼焊縫脆化的原因主要有以下兩種：1低溫脆化焊縫的組織形態(tài)對(duì)低溫脆性影響很大（如下表）。1Cr18Ni9Ti焊縫組織對(duì)低溫沖

40、擊韌性的影響部位組織akU（J/cm2）主要成分（）+20-196CSiMnCrNiTi焊縫+121460.080.570.4417.610.80.161781570.150.221.525.518.9-母材（固溶）2802300.121.02.017198120.7為了滿足低溫韌性的要求，最好不采取+雙相組織，即使是單相組織的焊縫沖擊韌性指標(biāo)仍低于固溶處理的母材。研究認(rèn)為，焊縫中的相因形貌不同，可具有相異的韌性水平。如超低碳18-8鋼焊縫中的相，可以球狀、蠕蟲狀和花邊條狀存在，而以蠕蟲狀居多數(shù)。它對(duì)抗熱裂有利，但會(huì)造成脆性斷口形貌。如提高含Cr量（稍大于20），獲得少量花邊條狀相，其低溫韌性

41、會(huì)得到改善，其值可達(dá)常溫的80。2. 相脆化相脆化可出現(xiàn)在500900長(zhǎng)期工作的鋼中，也可出現(xiàn)在鋼連續(xù)多層焊的接頭中，由于本身硬而脆，而易集中在晶界處，因此它的產(chǎn)生使母材和焊接接頭塑、韌性急劇下降。一般由比 容易一些，且轉(zhuǎn)變速度高好幾倍。所以 化元素Cr、Si、Mo、Nb等均可促使其產(chǎn)生長(zhǎng)大。而在穩(wěn)定鋼焊接時(shí)，為了克服高M(jìn)o的 化作用，提高 化元素Ni和N十分有利。在高溫加熱過程中，如產(chǎn)生塑性變形或施加應(yīng)力，也可大大加速相析出。如圖3-16。圖3-16是一組試驗(yàn)結(jié)果。在低N(圖中LN，N為0.02)情況下，在圖3-16中虛線上部區(qū)域是出現(xiàn)相脆化區(qū)域，虛線以下區(qū)域無相發(fā)生，這是Cr22Ni-Fe

42、-Mo-N的TIG焊接情況。如果母材含Mo6和Nil8（B點(diǎn)），若用同質(zhì)焊絲TIG焊，焊縫將處于相脆化狀態(tài)。增高N量(圖中HN，N為0.10.2)時(shí)，相脆化區(qū)則移到實(shí)線以上區(qū)域，即相脆化減輕。此時(shí)母材雖已處于相脆比區(qū)邊緣外，若采用同質(zhì)焊絲仍不能保證焊縫耐點(diǎn)蝕質(zhì)量，而不得不采用異質(zhì)焊絲，必須“超合金化”。如將焊絲Mo量提高到8.5，從圖3-16可見，即使在高N(HN)條件下，焊絲Ni量也應(yīng)超過50。因?yàn)榭紤]到熔合比作用，所焊焊縫的成分應(yīng)位于母材(點(diǎn)B)與焊絲(點(diǎn)f)的連線上。因此，如果選用Ni基合金焊絲，若含Ni62，則必須控制熔合比小于0.3才可靠；如果熔合比比較大，焊縫成分將有落入相脆化區(qū)的

43、危險(xiǎn)，雖然選用了超合金化焊絲，仍難保證避免相脆化。防止(fngzh)措施：調(diào)整焊縫金屬合金成分，嚴(yán)格限制Mo、Si、Nb，適當(dāng)降低Cr，并相應(yīng)(xingyng)提高Ni。工藝方面(fngmin)，采取熱輸入量低的焊接方法，焊件避免在600850作焊后熱處理。已出現(xiàn)相的焊件，可以加熱到10501100保溫1h后水淬，可使絕大部分相溶入體中，恢復(fù)性能。二、奧氏體鋼的焊接工藝特點(diǎn)奧氏體不銹鋼具有優(yōu)良的焊接性，幾乎所有熔焊方法和部分壓焊方法都可以使用。但從經(jīng)濟(jì)、技術(shù)等方面考慮，常采用焊條電弧焊、氣體保護(hù)焊、埋弧焊及等離子弧焊等。1焊接材料選擇 不銹鋼及耐熱鋼用焊接材料主要有：藥皮焊條、埋弧焊絲和焊劑、

44、TIG和MIG實(shí)芯焊絲以及藥芯焊絲。其中由于藥芯焊絲具有生產(chǎn)效率高，綜合成本低，可自動(dòng)化焊接等優(yōu)點(diǎn)，發(fā)展最快，有取代藥皮焊條和實(shí)芯焊絲的趨勢(shì)。在工業(yè)發(fā)達(dá)國家，藥芯焊絲是不銹鋼焊接生產(chǎn)中用量最大的焊接材料。目前，除了渣量多的藥芯焊絲外，也發(fā)展了渣量少的金屬芯焊絲。焊接材料的選擇首先決定于具體焊接方法的選擇。在選擇具體焊接材料時(shí)，至少應(yīng)注意以下幾個(gè)問題。1) 應(yīng)堅(jiān)持“適用性原則”。通常是根據(jù)不銹鋼材質(zhì)、具體用途和服役條件（工作溫度、接觸介質(zhì)），以及對(duì)焊縫金屬的技術(shù)要求選用焊接材料，原則是使焊縫金屬的成分與母材相同或相近。 2) 根據(jù)所選各焊接材料的具體成分來確定是否適用，并應(yīng)通過工藝評(píng)定試驗(yàn)加以驗(yàn)

45、收，絕不能只根據(jù)商品牌號(hào)或標(biāo)準(zhǔn)的名義成分就決定取舍。3) 考慮具體應(yīng)用的焊接方法和工藝參數(shù)可能造成的熔合比大小，即應(yīng)考慮母材的稀釋作用，否則將難以保證焊縫金屬的合金化程度。4) 根據(jù)技術(shù)條件規(guī)定的全面焊接性要求來確定合金化程度，即是采用同質(zhì)焊接材料，還是超合金化焊接材料。5) 不僅要重視焊縫金屬合金系統(tǒng)，而且要注意具體合金成分在該合金系統(tǒng)中的作用；不僅考慮使用性能要求，也要考慮防止焊接缺陷的工藝焊接性的要求。2焊接工藝要點(diǎn)焊接不銹鋼和耐熱鋼時(shí)，也同焊接其他材料一樣，都有一定規(guī)程可以遵循。(1) 合理選擇焊接方法 不銹鋼藥芯焊絲電弧焊是焊接不銹鋼的一種理想焊接方法。與焊條電弧焊相比，采用藥芯焊絲

46、可將斷續(xù)的生產(chǎn)過程變?yōu)檫B續(xù)的生產(chǎn)方式，從而減少了接頭數(shù)目，而且不銹鋼藥芯焊絲不存在發(fā)熱和發(fā)紅現(xiàn)象。與實(shí)芯焊絲電弧焊相比，藥芯焊絲合金成分調(diào)整方便，對(duì)鋼材適應(yīng)性強(qiáng)，焊接速度快，焊后無需酸洗、打磨及拋光。同埋弧焊相比，其熱輸入遠(yuǎn)小于埋弧焊，焊接接頭性能更好。(2) 控制焊接熱輸入，避免接頭產(chǎn)生過熱現(xiàn)象 奧氏體鋼熱導(dǎo)率小，熱量不易散失，一般焊接所需的熱輸入比碳鋼低20%30%。 (3) 接頭設(shè)計(jì)的合理性應(yīng)給以足夠的重視 僅以坡口角度為例，采用奧氏體鋼同質(zhì)焊接材料時(shí)，坡口角度取60（同一般結(jié)構(gòu)鋼的相同）是可行的；但如采用Ni基合金作為焊接材料，由于熔融金屬流動(dòng)更為粘滯，坡口角度取60很容易發(fā)生熔合不良

47、現(xiàn)象，其坡口角度一般均要增大到80左右。(4) 盡可能控制(kngzh)焊接(hnji)工藝穩(wěn)定以保證(bozhng)焊縫金屬成分穩(wěn)定 因?yàn)楹缚p性能對(duì)化學(xué)成分的變動(dòng)有較大的敏感性，為保證焊縫成分穩(wěn)定，必須保證熔合比穩(wěn)定。(5) 控制焊縫成形 表面成形是否光整，是否有易產(chǎn)生應(yīng)力集中之處，均會(huì)影響到接頭的工作性能，尤其對(duì)耐點(diǎn)蝕和耐應(yīng)力腐蝕開裂有重要影響。 (6) 防止焊件工作表面的污染 奧氏體不銹鋼焊縫受到污染，其耐蝕性會(huì)變差。焊前應(yīng)徹底清除焊件表面的油脂、污漬、油漆等雜質(zhì)，否則這些有機(jī)物在電弧高溫作用下分解燃燒成氣體，引起焊縫產(chǎn)生氣孔或增碳，從而降低耐蝕性。 為了保證不銹鋼焊接質(zhì)量，必須嚴(yán)格遵守

48、技術(shù)規(guī)程和產(chǎn)品技術(shù)條件，并應(yīng)因地制宜，靈活地開展工作，全面綜合考慮焊接質(zhì)量、生產(chǎn)效率及經(jīng)濟(jì)效益。三、雙相不銹鋼的焊接性分析雙相不銹鋼具有良好的耐應(yīng)力腐蝕、耐點(diǎn)腐蝕、耐縫隙腐蝕及耐晶間腐蝕性能。與純奧氏體不銹鋼相比，雙相不銹鋼焊后具有較低的熱裂傾向；與純鐵素體不銹鋼相比，焊后具有較低的脆化傾向，且焊接熱影響區(qū)粗化程度也較低，因而具有良好的焊接性。但雙相不銹鋼中因有較大比例鐵素體存在，而鐵素體鋼所固有的脆化傾向，如475脆性，相析出脆化和晶粒粗化依然存在，只是因奧氏體的平衡作用而獲得一定緩解，因此，焊接時(shí)仍應(yīng)引起注意。雙相不銹鋼焊接的最大特點(diǎn)是焊接熱循環(huán)對(duì)焊接接頭組織的影響。無論焊縫或是焊接HAZ

49、都會(huì)有相變發(fā)生，因此，焊接的關(guān)鍵是要使焊縫金屬和焊接熱影響區(qū)均保持有適量的鐵素體和奧氏體的組織。(一)雙相鋼焊接冶金特性鐵素體-奧氏體不銹鋼是最典型的雙相不銹鋼，也是近十幾年來發(fā)展最快的不銹鋼種，兼有奧氏體鋼和鐵素體鋼的優(yōu)點(diǎn)，已得到廣泛應(yīng)用。1. 凝固(nngg)過程為考察(koch)雙相鋼焊接(hnji)冶金特點(diǎn)，可參考圖3-17為60Fe-Cr-Ni合金偽二元相圖。設(shè)合金名義成分為C0，以Cr30-Ni10做為雙相鋼代表成分。從Creq、Nieq考慮，這一合金大體相當(dāng)25-5型雙相鋼。顯然，這一合金是以F凝固模式進(jìn)行凝固的，無相出現(xiàn)，凝固剛結(jié)束為單相組織(圖3-17中bc間)。繼續(xù)冷卻就會(huì)

50、進(jìn)入+兩相區(qū)(由c開始)，奧氏體優(yōu)先形成于鐵素體的晶粒邊界以及亞晶界。這樣的部位可以富集有穩(wěn)定奧氏體的元素(Ni、Mn、Cu、N、C)。在平衡條件下，冷卻過程中可以不斷發(fā)生相變，但由偽二元相圖可以推斷在室溫時(shí)肯定會(huì)保留有相當(dāng)數(shù)量的相，即成為+兩相組織。圖3-17 60Fe-Cr-Ni的偽二元相圖2. 焊縫金屬的組織轉(zhuǎn)變事實(shí)上，所有雙相不銹鋼從液相凝固后都是完全的鐵素體組織，這一組織一直保留至鐵素體溶解度曲線的溫度，只有在更低的溫度下部分鐵素體才轉(zhuǎn)變成奧氏體，形成奧氏體-鐵素體雙相組織。對(duì)于焊縫而言，經(jīng)歷了上述的熔化凝固冷卻相變的全過程。但焊接是不平衡的過程，冷卻中的轉(zhuǎn)變是不可能完全的。因此，室

51、溫所得到的二次奧氏體相的數(shù)量比平衡時(shí)要少得多。也就是說，同樣成分的焊縫和母材，焊縫中相要比母材少得多。例如Cr22Ni5Mo3N自溶焊焊縫相只有30，而母材原始相為50。采用同質(zhì)焊絲的結(jié)果也大體相同。對(duì)于22-5、25-5型雙相鋼，焊縫Ni量提高到7.08.5(N為0.130.14)，可保證焊縫相達(dá)4060。所以，對(duì)于雙相鋼焊縫應(yīng)當(dāng)用奧氏體化元素(Ni、N)進(jìn)行“超合金化”為宜。焊后進(jìn)行短時(shí)固溶處理能有一些改善效果，即可增多一些相，這說明，未能充分轉(zhuǎn)變的還可再進(jìn)行轉(zhuǎn)變。可以相信，多次焊接熱循環(huán)，應(yīng)能增多一些焊縫中相數(shù)量。焊接時(shí)如能適當(dāng)緩慢冷卻，給予轉(zhuǎn)變以機(jī)會(huì)，降低轉(zhuǎn)變的不平衡性，也應(yīng)有一定好處

52、。3. 焊接HAZ的組織轉(zhuǎn)變對(duì)于焊接熱影響區(qū)，在焊接熱循環(huán)作用下，不僅有冷卻相變過程，還有加熱相變過程。母材成材后均經(jīng)固溶處理，合金C0（圖3-17）升溫加熱達(dá)到1100左右(點(diǎn)d)時(shí)，可以獲得數(shù)量上幾乎均等的與，急冷后可將這一相比例固定下來。焊接時(shí)的加熱過程，使得整個(gè)熱影響區(qū)受到不同峰值溫度的作用，如圖3-18所示。最高溫度接近鋼的固相線（此處為1410）。但只有在加熱溫度超過原固熔處理溫度的區(qū)間（圖3-18中的點(diǎn)d以上的近縫區(qū)域），才會(huì)發(fā)生明顯的組織變化。一般情況下，峰值低于固溶處理溫度的加熱區(qū)，無顯著的組織變化，相雖有些增多，但與兩相比例變化不大。通常下也不會(huì)見到析出相，如相。超過固溶處

53、理溫度的高溫區(qū)（圖3-18的d-c區(qū)間），會(huì)發(fā)生晶粒長(zhǎng)大和相數(shù)量明顯減少，但仍保持扎制態(tài)的條狀組織形貌。緊鄰熔合線的加熱區(qū)（相當(dāng)圖3-18的c-b區(qū)間），相將全部溶入相中，成為粗大的單相等軸組織。這種相在冷卻下來時(shí)可轉(zhuǎn)變形成相，但已無扎制方向而呈羽毛狀，有時(shí)具有魏氏體組織特征。因焊接冷卻過程造成不平衡的相變，室溫所得到的相數(shù)量在近縫區(qū)常具有低值。這一相最少的區(qū)域?qū)挾葲Q定于圖3-17中b-c區(qū)間大小。為使HAZ中轉(zhuǎn)變較為完全(wnqun)，也應(yīng)適當(dāng)增大熱輸入(shr)，或進(jìn)行(jnxng)多層焊。除相圖外，還可利用各種線性關(guān)系來判定雙相不銹鋼焊接HAZ和焊縫金屬的組織特性。母材成分或Creq、N

54、ieq對(duì)HAZ能否形成“健全”的-兩相組織有重要影響。所謂“健全”組織是指不存在-或-相界?？捎卯?dāng)量指數(shù)B來衡量：B=Creq-Nieq-11.6 （4-6）其中 Creq=Cr+Mo+1.5Si(%)； Nieq=Ni+0.5Mn+30(N+C)（%）。B7時(shí)HAZ可獲得“健全”的/雙相組織。單層焊時(shí)雖然B7，過熱區(qū)的相僅在部分晶界上析出，未形成“健全”的+組織，性能不理想。多層焊時(shí)，B7是可行的。母材原始相比例/為接近50/50時(shí)，B4可以獲得理想的效果。（二）雙相鋼接頭的耐蝕性雙相不銹鋼，正常焊接條件下，焊接接頭的耐蝕性一般不會(huì)有問題。它具有優(yōu)異的耐點(diǎn)蝕性和耐氯化物應(yīng)力腐蝕開裂性能，晶間

55、腐蝕抗力也不低于母材，但抗H2S應(yīng)力腐蝕開裂性能較差。表3-4給出的是一組試驗(yàn)數(shù)據(jù)。1. 耐點(diǎn)蝕性能點(diǎn)蝕指數(shù)PI=Cr+3Mo+16N雙相不銹鋼中含有Cr、Mo、N等元素，可使PI值增大，明顯地降低點(diǎn)蝕速率，尤其N的作用更為明顯，PI中N的系數(shù)可以增大到30。此外，增大焊接熱輸入，可提高HAZ中的相數(shù)量，也有利于提高耐點(diǎn)蝕性能。圖3-19的結(jié)果表明，焊接熱輸入增大，點(diǎn)蝕失重量mL降低，即有利于改善耐點(diǎn)蝕性能。點(diǎn)蝕指數(shù)PI為32.1的母材遠(yuǎn)不如PI為34.1的母材。在含N較高的雙相鋼中，N可更明顯地降低點(diǎn)蝕速率，因此，PI中N的系數(shù)可以增大到30。當(dāng)熱影響區(qū)/相比例失調(diào)，使致相增多而相減少，出現(xiàn)

56、-相界時(shí)，常會(huì)在這種相界上有析出相存在，如Cr2N、CrN以及Cr23C6等，也可能出現(xiàn)相（氮化物常居主要地位）。有Cr2N、CrN析出的-相界面常有點(diǎn)蝕發(fā)生，其部位是緊鄰熔合線的過熱區(qū)。因N是奧氏體化元素，在相中溶解度有限，易呈過飽和狀態(tài)，并易與Cr結(jié)合沉淀析出。相越多，越易形成Cr2N之類析出相。而Cr2N等的析出，使其周圍便會(huì)形成貧鉻層，導(dǎo)致沿此部位優(yōu)先發(fā)生腐蝕，并?？尚纬晌g孔。當(dāng)相增多(zn du)時(shí)，N可向相擴(kuò)散(kusn)溶解，而減少氮化物的形成。因此，不存在-界面(jimin)的健全的/兩相組織，應(yīng)具有良好的耐蝕性。從這一點(diǎn)出發(fā)，適當(dāng)提高Ni量，以控制當(dāng)量指數(shù)B是有意義的。N量提

57、高固然可以降低B值，但如Creq與Nieq匹配不當(dāng)時(shí)，有可能促使氮化物析出，反而有害。焊接熱輸入增大、緩冷，可而使相轉(zhuǎn)變充分一些，增多一些相；另外，慢冷還可使Cr能擴(kuò)散充分一些，“貧鉻層”有可能消失，對(duì)防止點(diǎn)蝕有利。2. 耐應(yīng)力腐蝕性能與奧氏體不銹鋼相比，雙相不銹鋼具有強(qiáng)度高，對(duì)晶間腐蝕不敏感和較好的耐點(diǎn)腐蝕和耐縫隙腐蝕的能力，其中優(yōu)良的耐應(yīng)力腐蝕是開發(fā)這種鋼的主要目的。其耐應(yīng)力腐蝕機(jī)理主要有以下幾點(diǎn)：1) 雙相不銹鋼的屈服強(qiáng)度比18-8型不銹鋼高，即產(chǎn)生表面滑移所需的應(yīng)力水平較高，在相同的腐蝕環(huán)境中，由于雙相不銹鋼的表面膜因表面滑移而破壞所需的應(yīng)力較大，即應(yīng)力腐蝕裂紋難以形成。2) 雙相不銹

58、鋼中一般含有較高的鉻、鉬合金元素，而加入這些元素都可延長(zhǎng)孔蝕的孕育期，使不銹鋼具有較好的耐點(diǎn)腐蝕性能，不會(huì)由于點(diǎn)腐蝕而發(fā)展成為應(yīng)力腐蝕；而18-8型不銹鋼中不含鉬或很少含鉬，其含鉻量也不是很高，所以其耐點(diǎn)腐蝕能力較差，由點(diǎn)腐蝕擴(kuò)展成孔蝕，成為應(yīng)力腐蝕的起始點(diǎn)而導(dǎo)致應(yīng)力腐蝕裂紋的延伸。3) 雙相不銹鋼的兩個(gè)相的腐蝕電極電位不同，裂紋在不同相中和在相界的擴(kuò)展機(jī)制不同，其中必有對(duì)裂紋擴(kuò)展起阻止或抑制作用的階段，此時(shí)應(yīng)力腐蝕裂紋發(fā)展極慢。4) 雙相不銹鋼中，第二相的存在對(duì)裂紋的擴(kuò)展起機(jī)械屏障作用，延長(zhǎng)了裂紋的擴(kuò)展期。此外，兩個(gè)相的晶體形面取向差異，使擴(kuò)展中的裂紋頻繁改變方向，從而大大延長(zhǎng)了應(yīng)力腐蝕裂紋

59、的擴(kuò)展期。盡管雙相不銹鋼對(duì)Cl介質(zhì)有優(yōu)異的耐SCC性能和耐點(diǎn)蝕性能，但因相的存在，卻具有較大的H2S應(yīng)力腐蝕開裂傾向。H2S引起的SCC在室溫拉伸應(yīng)力作用下就能發(fā)生（氯化物SCC的產(chǎn)生溫度超過50），且SCC均起始于HAZ的點(diǎn)蝕坑底，并穿過相。3耐晶間腐蝕性能雙相不銹鋼與奧氏體不銹鋼一樣也會(huì)發(fā)生晶間腐蝕，均與貧鉻有關(guān)，只是發(fā)生晶間腐蝕的情況不同。如00Cr18Ni5Mo3Si2雙相不銹鋼在650850進(jìn)行敏化加熱處理不會(huì)出現(xiàn)晶間腐蝕。當(dāng)敏化加熱到12001400時(shí)，空冷的試樣無晶間腐蝕現(xiàn)象，但水冷時(shí)則有輕微的晶間腐蝕傾向，這是由于加熱到1200以上時(shí)，鐵素體晶粒急劇長(zhǎng)大，奧氏體數(shù)量隨加熱溫度的

60、升高而迅速減少。到1300以上溫度時(shí)，鋼內(nèi)只有單一的鐵素體組織且為過熱的粗大晶粒，水冷后，粗大的鐵素體晶粒被保留下來，在-相界面容易析出鉻的氮化物，如Cr2N等，在其周圍形成貧鉻層，導(dǎo)致晶間腐蝕?？傊p相不銹鋼焊接接頭具有優(yōu)異的耐點(diǎn)蝕性和耐氯化物應(yīng)力腐蝕開裂性能，晶間腐蝕抗力也不低于母材，但抗H2S應(yīng)力腐蝕開裂性能較差。接頭耐蝕性最不良的部位是近縫區(qū)，主要不是因相本身減少，而是因析出第二相(主要是鉻的氮化物)形成了“貧鉻”層所致。改善耐蝕性的措施：應(yīng)控制母材相比例，以獲得“健全”的/雙相組織。焊縫金屬采用“超合金化”焊接材料，主要是增加Ni和N。適當(dāng)提高熱輸入，或采取小熱輸入進(jìn)行多層焊。（三