焊接工艺—不锈钢的焊接

会计学焊接工艺—不锈钢的焊接第1页/共117页本章讲述要点：慨述不锈钢的焊接性不锈钢的焊接工艺奥氏体不锈钢典型结构的焊接工艺异种钢焊接第2页/共117页不锈钢焊接接头的宏观照片第3页/共117页YAG-MAG激光电弧复合焊第4页/共117页第一节不锈钢及耐热钢的分类及特性一、不锈钢的基本定义不锈钢的定义原义型习惯型广义型仅指在无污染的大气环境中能够不生锈的钢指原义型含义不锈钢与能耐酸腐蚀的耐酸不锈钢的统称泛指耐蚀钢和耐热钢，统称为不锈钢StainlessSteels第5页/共117页不锈钢不锈钢是耐蚀和耐热高合金钢的统称。不锈钢通常含有Cr（wCr≥12%）、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第6页/共117页二、不锈钢及耐热钢的分类按主要化学成分分类铬锰氮不锈钢铬镍不锈钢铬不锈钢指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，可减少镍的含量如1Cr18Mn8Ni5N、1Cr18Mn6Ni5N第7页/共117页按用途分类超低碳Cr-Ni钢(如00Cr25Ni22Mo2、00Cr22Ni5Mo3N)等低碳Cr-Ni钢（如0Cr19Ni9、1Cr18Ni9Ti）高Cr钢（如1Cr13、2Cr13）不锈钢抗氧化钢热强钢高Cr钢（如1Cr17、1Cr25Si2）Cr-Ni钢如1Cr18Ni9Ti、1Cr16Ni25Mo6、4Cr25Ni20、4Cr25Ni34等Cr-Ni钢（如2Cr25Ni20、2Cr25Ni20Si2）以Cr12为基的多元合金化高Cr钢（如1Cr12MoWV）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℃，要求耐腐蚀，对强度要求不高。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℃。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℃。第8页/共117页按组织分类奥氏体钢铁素体钢马氏体钢铁素体－奥氏体双相钢18-8:0Cr19Ni9、1Cr18Ni9Ti(18-8Ti)25-20:2Cr25Ni20Si2、4Cr25Ni2025-35:0Cr21Ni32、4Cr25Ni35沉淀硬化钢1Cr17、1Cr25Si2000Cr30Mo2Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13及1Cr17Ni12、1Cr12MoWV00Cr18Ni5Mo3Si2、0Cr25Ni5Mo3N、00Cr22Ni5Mo3N0Cr17Ni4Cu4Nb，简称17-4PH0Cr17Ni7Al，简称17-7PH第9页/共117页按室温组织分类《GB/T20878-2007不锈钢和耐热钢牌号及化学成分》1)A型不锈钢：基体以面心立方晶体结构的奥氏体组织为主，无磁性，主要通过冷加工使其强化（并可能导致一定的磁性）的不锈钢。是在高铬不锈钢中添加适当的镍（镍的质量分数为8%～25%）而形成的具有奥氏体组织的不锈钢。它是应用最广的一类，以高Cr-Ni钢最为典型。（固溶态供货），综合性能最好18-8型：1Cr18Ni9Ti0Cr18Ni825-20型：2Cr25Ni20Si24Cr25Ni2025-35型：4Cr25Ni354Cr25Ni35Nb2)F型不锈钢：基体以体心立方晶体结构的铁素体组织为主，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的不锈钢。显微组织为铁素体，铬的质量分数在11.5%～32.0%范围。主要用作耐热钢（抗氧化钢），也用作耐蚀钢。铁素体钢以退火状态供货。常为耐蚀钢:1Cr17、1Cr25Si2、000Cr30Mo2第10页/共117页按室温组织分类3)M型不锈钢：基体为马氏体组织，有磁性，通过热处理可调整其力学性能的不锈钢。这类钢中铬的质量分数为11.5%～18.0%。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)A-F（双相）型不锈钢：基体兼有奥氏体和铁素体两相组织（其中较少相的含量一般大于15%），有磁性，可通过冷加工使其强化的不锈钢。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。这类钢具有极其优异的抗腐蚀性能。（固溶态供货），腐蚀性能最好18-5型：00Cr18Ni5Mo3Si2；22-5型:00Cr22Ni5Mo3N25-5型：0Cr25Ni5Mo3N；5)沉淀硬化型不锈钢：基体为奥氏体或马氏体组织，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。（时效处理态供货）M，A+M0Cr17Ni4Cu4Nb(17-4PH)；0Cr17Ni7Al(17-7PH)第11页/共117页第二节不锈钢的特性1.不锈钢的物理性能第12页/共117页一般地说，合金元素含量越多，热导率λ越小，而线膨胀系数α和电阻率μ越大。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。奥氏体钢的λ约为低碳钢的1/3，其α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。第13页/共117页2.不锈钢的成分及力学性能 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 3-7常用不锈钢种的化学成分(质量分数，%)AISI牌号GB①CCrMoNi组织结构②17-4PH0Cr17Ni4Cu4Nb0.07max15.0-17.5-3.0-5.0PH4101Cr130.15max11.5-13.5--Mart4301Cr170.12max16.0-18.0--Ferr3040Cr18Ni90.08max18.0-20.0-8.0-10.5Aus304L00Cr18Ni110.03max18.0-20.0-8.0-12.0Aus3160Cr17Ni12Mo20.08max16.0-18.02.0-3.010.0-14.0Aus316L00Cr17Ni14Mo20.03max16.0-18.02.0-3.010.0-14.0Aus317L00Cr19Ni13Mo30.03max18.0-20.03.0-4.011.0-15.0Aus904L00Cr20Ni25Mo40.02max19.0-23.04.0-5.023.0-28.0Aus220500Cr22Ni5Mo30.03max21.0-23.02.5-3.54.5-6.5Dup2205N00Cr22Ni5Mo3N0.03max22.0-23.03.0-3.54.5-6.5Dup第14页/共117页一般常用不锈钢种退火后的最低力学性能AISI牌号GB①屈服强度Mpa抗拉强度Mpa伸长率，%17-4PH0Cr17Ni4Cu4Nb11721310104101Cr13207448224301Cr17207448223040Cr18Ni920751740304L00Cr18Ni11172483403160Cr17Ni12Mo220751740316L00Cr17Ni14Mo217248340317L00Cr19Ni13Mo320751740904L00Cr20Ni25Mo422049035220500Cr22Ni5Mo3450620252205N00Cr22Ni5Mo3N45062025第15页/共117页3.不锈钢的耐蚀性能应力腐蚀（SCC):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。晶间腐蚀：在晶粒边界附近发生的有选择性的腐蚀现象。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在间隙时，缝隙中不锈钢钝化膜吸附Cl－而被局部破坏的现象。点腐蚀（孔蚀或坑蚀）：金属材料表面大部分不腐蚀或腐蚀轻微，而分散发生的局部腐蚀均匀腐蚀：接触腐蚀介质的金属表面全部产生腐蚀的现象第16页/共117页(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。18-8奥氏体不锈钢在450～850℃加热（敏化加热）时，由于沿晶界沉淀出铬的碳化物Cr23C6，致使晶界边界层Cr低于12%，形成贫Cr区，在腐蚀介质中即可沿晶粒边界发生所谓晶间腐蚀(Inter-granularcorrosion)。现已证明，若钢中含碳量低于其溶解度，C<0.0155-0.03%,就不会析出Cr23C6，因而不会贫铬。钢中含碳量越高，晶间腐蚀倾向越大。若钢中存在碳化物稳定元素，如Ti、Nb等(常称为稳定化元素)，经稳定化处理（加热850℃*2h），优先形成NbC或TIC，因可限制Cr与C结合，而防止Cr的损失，故可提高抗晶间腐蚀性能。(5)应力腐蚀也称应力腐蚀开裂（StressCorrosionCracking，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。什么是敏化区？18-8钢型奥氏体不锈钢在450-850℃温度范围内加热后对晶间腐蚀最为敏感，通常把这一温度区间成为敏化温度区间，在此区间内加热的过程称为敏化过程。超低碳以及含Ti或Nb的奥氏体不锈钢不易有敏化区出现。第17页/共117页σ相脆化：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。Cr>20%即可产生一般在500～900℃长时加热有利于σ相的形成。多分布在晶界，降低韧性。475℃脆性：主要出现在Cr＞15%的铁素体钢中。430～480℃之间长期加热并缓冷，导致在常温时或负温时出现强度升高而韧性下降的现象。杂质有促进作用，高纯度可抑制。易产生的在600-700℃保温1h空冷可恢复。热强性：在高温下长时间工作时对断裂的抗力（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）。耐热性能：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。不锈钢及耐热钢的高温性能第18页/共117页第三节奥氏体不锈钢的焊接性一、奥氏体不锈钢的类型类型18-8型奥氏体不锈钢18-12Mo型奥氏体不锈钢为克服晶间腐蚀倾开发了1Cr18Ni9Ti和0Cr18Ni11Nb等主要牌号有1Cr18Ni9和0Cr18Ni925-20型奥氏体不锈钢超低碳18-8型不锈钢，如00Cr19Ni10等0Cr17Ni12Mo2、0Cr18Ni12Mo2Ti等牌号有0Cr25Ni20等第19页/共117页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。奥氏体不锈钢的类型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：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。第20页/共117页二、奥氏体不锈钢焊接性 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 奥氏体不锈钢焊接接头的耐蚀性热裂纹析出现象低温脆化第21页/共117页晶间腐蚀应力腐蚀开裂（SCC）热影响区敏化区晶间腐蚀焊缝区晶间腐蚀点蚀刀状腐蚀腐蚀介质的影响焊接应力的作用合金元素的作用奥氏体钢焊接接头有点蚀倾向，双相钢有时也会有点蚀产生。1．奥氏体不锈钢焊接接头的耐蚀性第22页/共117页(1)晶间腐蚀奥氏体不锈钢焊接接头，在腐蚀介质中工作一段时间可能局部发生沿晶界的腐蚀，一般称此腐蚀为晶间腐蚀。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。它发生的部位是在热循环峰值温度600～1000℃的热影响区，如图3-10a所示；也有的发生在焊缝金属上，如图3-10b所示；另一种晶间腐蚀发生在焊缝的熔合线轮廓外侧很狭窄的范围内，像刃状深入发展，故称之刀状腐蚀，如图3-10c所示，它是晶间腐蚀的一种特殊形式。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焊接材料。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。a)在母材金属上b)在焊缝上c)熔合线刀状腐蚀图3-10焊接接头的晶间腐蚀第23页/共117页18-8钢焊接接头晶间腐蚀现象图4-318-8不锈钢焊接接头可能出现晶间腐蚀的部位1—HAZ敏化区2—焊缝区3—熔合区第24页/共117页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wNb≥8wC或wNb≈1％；二是调整焊缝成分以获得一定数量的铁素体（δ）相。焊缝区晶间腐蚀第25页/共117页钝化敏华钝化：由于金属表面在腐蚀过程中生成的腐蚀产物（不锈钢的腐蚀产物中主要含有Cr2O3）很致密且能牢固地附着于金属表面，阻滞了腐蚀过程，出现了腐蚀速度降低的现象，叫钝化，金属在介质中处于钝化的状态叫钝态。依靠钝化而耐蚀的耐蚀金属如不锈钢等叫可钝化型金属。敏化：不锈钢材在冶金和制造过程中经受到热成形、焊接、热处理等温度超过300℃的热作工艺，使得在晶界析出了碳化铬、氮化铬、σ相和铬与其他金属间的化合物等高铬相，同时在晶界高铬相与晶粒邻近的狭长地区产生了贫铬区，使不锈钢产生与提高了晶间腐蚀敏感性，不锈钢的这种受热过程叫敏化。第26页/共117页固溶处理固溶处理(solutionheattreatment)：将不锈钢加热到适当高温，并保温足够时间，使可溶组分溶解进入基体中，通常以较快的速度冷却，可以使基体中析出的组分来不及析出，仍然过饱地固溶在基体中，这种热处理叫固溶处理。第27页/共117页碳化铬：不锈钢在300℃～950℃温度范围内可能在晶界析出碳化铬。最重要的碳化铬形式为(Cr、Fe)23C6或(Cr、Fe、Mo)23C6。其铬含量常达90%以上，大大高于不锈钢的平均铬含量。晶界碳化铬的析出是使晶界邻近的晶粒边缘产生贫铬区的最重要的原因。碳化铬的析出温度范围实际上就是使不锈钢产生与提高晶间腐蚀敏感性的主要敏化温度范围。在10%草酸法检验与沸腾65%硝酸法检验时，碳化铬可以被快速溶解。贫铬区：不锈钢在300℃以上的热过程中，晶粒边界会析出碳化铬、氮化铬、σ相与其他金属间化合物等铬含量高于甚至大大高于不锈钢平均铬含量的高铬相，致使晶界高铬相与晶粒外缘相邻接的狭长区域的铬含量大大下降，称为贫铬区。当热过程较短时，晶粒本体的铬原子来不及充分向贫铬区扩散补充，温度下降后，贫铬区得以保持。在以后接触到某些具有晶间腐蚀能力的介质时，贫铬区的溶解速度会大大超过晶粒本身。晶粒本身为钝化腐蚀时，贫铬区常常为活化腐蚀，因而会产生晶间会产生晶间腐蚀。不锈钢贫铬区的存在是不锈钢产生晶间腐蚀敏感性的最重要的原因之一。第28页/共117页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。奥氏体不锈钢长期加热而导致晶间腐蚀的敏化温度区为450～850℃。敏化的实质是，当处于该区的金属晶粒内部过饱和固溶的碳原子会逐步向晶粒边界扩散，与晶粒边界的铬原子结合而成碳化物(Cr•Fe)23C6，并沿晶界沉淀析出。由于铬原子的扩散速率比碳小得多，来不及补充形成碳化物所消耗的铬，使晶粒边界的铬含量低于耐蚀所需铬的极限值（WCr＜12%)，于是导致晶粒边缘贫铬而丧失了耐腐蚀能力，在腐蚀介质中工作一段时间后就会产生晶间腐蚀。第29页/共117页0Cr18Ni9钢热影响区敏化区晶间腐蚀第30页/共117页图3-11晶间腐蚀贫铬理论示意图图3-1200Cr20Ni10γ-α晶界上Cr23C6沉淀项析出500x2x00Cr20Ni10不锈钢带极埋弧堆焊后530℃保温50小时，发现γ-α晶界上有Cr23C6沉淀，如图3-12所示，照片中沿铁素体周边的黑点棒状物，经电子衍射分析(XRD)证实是Cr23C6。焊缝上的晶间腐蚀通常都只是在多道多层焊的情况下出现。前一焊道金属受到后面焊道的热影响而处于敏化温度的区带，可能出现晶间贫铬而不耐腐蚀，这就是目前解释18-8型不锈钢焊接接头晶间腐蚀的主要理论依据。第31页/共117页3）刀状腐蚀定义：在熔合区产生的晶间腐蚀，如刀削切口形式，故称为刀状腐蚀。腐蚀区宽度初期不超过3～5个晶粒，逐步扩展到1.0～1.5mm。发生部位：只发生在含Ti或Bb的18-8和18-8钢的熔合区。在焊缝的焊趾启裂,沿着焊缝熔合线向板厚度方向深入，并慢慢地向母材金属和焊缝金属发展。实质：与M23C6沉淀形成贫铬层有关。必要条件：一般发生在焊后再次在敏化区间加热时，即高温过热和中温敏化的相继作用。第32页/共117页图4-7刀状腐蚀第33页/共117页(2)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的第34页/共117页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。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（LarsonMillerParameter）有关，即：LMP=T(lgt+20)×10-3（4-4）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。消除Ф125mm，壁厚25mm，焊态时的焊接残余应力σR=120MPa应力退火后，LMP≥18时才开始使σR降低；当LMP≈23时，σR≈0。第35页/共117页0Cr17Ni12Mo2不锈钢焊趾处的应力腐蚀裂纹10×第36页/共117页应指出，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。应力腐蚀三个条件：环境选择性的腐蚀介质拉应力第37页/共117页(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：须减少Cr、Mo的析；一方面采用较母材更高Cr、Mo含量的所谓“超合金化”焊接材一方面料（OveralloyedFillerMetal）。提高Ni含量，晶轴中Cr、Mo的负偏析显著减少。第38页/共117页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。图3-800Cr20Ni10Nb奥氏体焊缝的结晶裂纹图3-9含硼304钢HAZ晶界液化裂纹第39页/共117页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（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4-13所示，室温δ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。第40页/共117页凝固裂纹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。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。第41页/共117页凝固模式对热裂纹的影响第42页/共117页图4-14Fe-Cr-Ni三元合金一个70%Fe的伪二元相图第43页/共117页凝固裂纹与凝固模式直接相关。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4-14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。晶粒润湿理论指出，偏析液膜能够润湿γ-γ、δ-δ界面，不能润湿γ-δ异相界面。以FA模式形成的δ铁素体呈蠕虫状，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。凝固裂纹与凝固模式有直接关系。单纯F或A第44页/共117页模式凝固时，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δ相数量。由此可知，18-8系列奥氏体钢，因Creq/Nieq处于1.5～2.0之间，一般不会轻易发生热裂；而25-20系列奥氏体钢，因Creq/Nieq＜1.5，Ni含量越高，其比值越小，所以具有明显的热裂敏感性。第45页/共117页图热裂倾向关键是Creq/Nieq比值，而并非室温δ相数量。18-8系列奥氏体钢，因Creq/Nieq处于1.5～2.0之间，一般不会轻易发生热裂。而25-20系列奥氏体钢，因Creq/Nieq＜1.5，Ni含量越高，其比值越小，所以具有明显的热裂敏感性。第46页/共117页(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。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、磷的最高质量分数应限制在0.015%以内。第47页/共117页3）Si的影响Si是铁素体形成元素，焊缝中wSi>4%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wC不超过0.02%。Si在18-8钢中有利于促使产生δ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℃第48页/共117页时，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Cu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，第49页/共117页提高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FA→AF→A，相当于图4-14中A点向右移动，因此热裂倾向增大。第50页/共117页3.析出现象一些含镍量不是特别高的奥氏体不锈钢，为了提高焊缝抗热裂性而 设计 领导形象设计圆作业设计ao工艺污水处理厂设计附属工程施工组织设计清扫机器人结构设计 的体积分数为3％～5％或更高的铁素体组织的焊缝，在650～850℃高温持续服役的过程中会发生σ相的脆变。在不锈钢中，σ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，σ相在铁素体中的析出比奥氏体中的快。δ→σ的转变速度与δ相的合金化程度有关，而不单是δ相的数量。凡铁素体化元素均加强δ→σ转变，即被Cr、Mo等浓化了的δ相易于转变析出σ相。σ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。σ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。σ相的产生，是δ→σ或是γ→σ。不同钢号析出σ相的敏感温度区不同。例如，0Cr25Ni20奥氏体不锈钢，在温度低于800℃时，σ相析出缓慢；当温度高于900℃时，σ相就不会析出。对于18-8型不锈钢当温度超过850℃时，σ相就不会析出。含镍量很高的稳定纯奥氏体不锈钢很少发生σ相的脆变或者说σ相脆化程度轻，可以长时间工作。第51页/共117页σ相：σ相为不锈钢中常见的金属间化合物相，名义成分为FeCr，实际成分为(FeNi)x(CrMo)y。在铁素体相中较容易析出。σ相的铬含量为42%～50%，比不锈钢的平均铬含量高。属高铬相，因而σ相在晶界析出时也可使邻近的晶粒边缘产生贫铬区。但σ相在晶界的析出对晶间腐蚀敏感性的影响常更体现在σ相本身的快速溶解。对于晶间腐蚀的作用而言，一般将σ相分为两类，一类为从含钼不锈钢中产生的σ相，为金相可见的σ相；另一类为由含钛的稳定化不锈钢中产生的σ相，为金相不可见σ相。在沸腾65%硝酸法这样氧化性很强的溶液中，两类σ相可产生过钝化的快速溶解。在沸腾的50%硫酸+硫酸铁法检验溶液中，介质的氧化性稍弱，含钛的稳定化不锈钢中产生的σ相可在其中快速溶解，而含钼不锈钢钢产生的σ相不能在其中快速溶解。在沸腾的16%硫酸+硫酸铜（+铜屑）法这样弱氧化性的介质中，σ相不能产生快速溶解。第52页/共117页第53页/共117页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γ相，成为完全面心立方结构，尽量避免出现δ相。δ相的存在，总是恶化低温韧性，表4-2即是一例。虽然单相γ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aku(－196℃)≈230J/cm2，aku(20℃)≈280J/cm2。其实“铸态”焊缝中的δ相因形貌不同，可以具有相异的韧性水平。第54页/共117页Ⅳ、低温脆化为满足低温韧性要求，WM组织希望是单一γ相，成为完全面心立方结构，尽量避免出现δ相。δ相的存在，总是恶化低温韧性。其实“铸态”焊缝中的δ相因形貌不同，可以具有相异的韧性水平。超低碳18-8钢焊缝中通常可能见到三种形态的δ相:球状、蠕虫状和花边条状(LacyFerrite)，而以蠕虫状居多数。恰恰是蠕虫状会造成脆性断口形貌，但蠕虫状对抗热裂有利。从低温韧性的角度考虑，希望稍稍提高Cr含量(对于18-8钢可将Cr的质量分数提高到稍微超过20%)，以获得少量花边条状δ相，低温韧性会得到改善，其值可达到常温时数值的80%。在这种情况下，焊缝中有少量δ相是可以容许的。第55页/共117页第四节奥氏体不锈钢的焊接工艺特点1.焊接材料选择应注意的问题应坚持“适用性原则”根据所选各焊接材料的具体成分来确定是否适用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根据技术条件规定的全面焊接性要求来确定合金化程度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第56页/共117页2.焊接工艺要点合理选择焊接方法控制焊接参数，避免接头产生过热现象接头设计的合理性应给以足够的重视尽可能控制焊接工艺稳定以保证焊缝金属成分稳定控制焊缝成形防止焊件工作表面的污染第57页/共117页(1)防止奥氏体不锈钢焊接热裂纹的措施1)冶金措施①在焊缝金属中增添一定数量的铁素体组织，使焊缝成为奥氏体-δ铁素体（5%）双相组织，能有效地防止焊缝热裂纹的产生。当不允许出现双相组织时，进行合理合金化，即适当增加Mn，C,N②控制焊缝金属中的铬镍比，对于18-8型不锈钢来说，当焊接材料的铬镍比小于1.61时，就易产生热裂纹；而铬镍比达到2.3～3.2时，就可以防止热裂纹的产生。③焊缝金属中严格限制硼、硫、磷、硒等有害元素的含量，以防止热裂纹的产生。对于不允许存在铁素体的纯奥氏体焊缝，可以加入适当的锰，少许的碳、氮，同时减少硅的含量。§3奥氏体不锈钢的焊接工艺要点第58页/共117页§3奥氏体不锈钢的焊接工艺要点2)工艺措施①采用适当的焊接坡口或焊接方法，使母材金属在焊缝金属中所占的分量减少(即小的熔合比)。同时，在焊接材料中加入抗裂元素，控制有害杂质硫、磷的含量，使焊接材料的化学成分优于母材金属，以防止热裂纹的产生。②尽量选用低氢型焊条和无氧焊剂。焊接参数应选用小的热输入(即小电流快速焊)。在多层焊时，要等前一层焊缝冷却后再焊接次一层焊缝，层间温度不宜高，以避免焊缝过热。施焊过程中焊条不允许摆动，采用窄焊缝的操作技能。③选择合理的焊接结构、焊接接头形式和焊接顺序，尽量减少焊接应力，可以减少热裂纹的产生。在焊接过程结束和中途断弧前，收弧要慢且要设法填满弧坑，以防止弧坑裂纹的形成。第59页/共117页§3奥氏体不锈钢的焊接工艺要点(2)防止σ相产生的措施为了防止奥氏体不锈钢焊缝金属形成σ相的脆化问题，应采取下列措施：选择焊接材料时不能只考虑防止热裂纹而选用使焊缝出现多量的铁素体组织严格限制焊接材料中加速σ相形成的元素如钼、硅、铌等，适当降低铬含量和提高镍含量应选用热输入小的焊接方法，避免焊件在600～850℃温度区的焊后热处理，减少或避免在此温度的停留时间，从而防止σ相脆化的产生。第60页/共117页§3奥氏体不锈钢的焊接工艺要点(3)防止焊接接头产生晶间腐蚀1)防止焊接接头晶间腐蚀的工艺措施①选用适当的焊接方法采用小的线能量，让焊接接头尽可能地缩短在敏化温度区段停留时间。对于薄件、小型而规则的焊接接头，选用高能量的真空电子束焊或等离子弧焊最为有利；对于中等厚度的板材的焊缝，可采用熔化极自动或半自动气体保护焊来施焊；而大厚度的板材的焊接选用埋弧焊较为理想；气焊不宜应用，钨极氩弧焊不够理想，焊条电弧焊为常用的焊接方法。②工艺参数制定的原理以在焊接熔池停留时间最短为宗旨。在保证焊缝质量的前提下，用小的焊接电流、最快的焊接速度。第61页/共117页§3奥氏体不锈钢的焊接工艺要点③操作方面尽量采用窄焊缝、多道多层焊，每一道焊缝或每一层焊缝焊后，要等焊接处冷却到室温后再进行次一道或次一层焊；在施焊过程中不允许摆动操作；对于管壁较厚而管径又较小的炉管，先用氩弧焊不加填充材料进行封底焊，在可能的条件下管内可通氩气保护；对于接触腐蚀介质的焊缝，最好最后施焊，以减少接触介质焊缝的受热次数。④)强制焊接区快速冷却对于有规则的焊缝，焊缝背面可用纯铜垫，在纯铜垫上可以通水通保护气。对于不规则的长焊缝，可以一面施焊一面用水冷却(浇)焊缝，这样可起到减少晶间腐蚀作用的倾向。⑤进行稳定化处理或固溶处理稳定化处理的实质是将加钛或铌的奥氏体不锈钢置于850～930℃保温一段时间，使铬从碳化铬中释放出来，即用钛或铌将碳固定结合；同时铬在此温度下有足够时间进行扩散，使晶界的铬均匀化，不致产生铬的碳化物从而避免了贫铬区的产生。第62页/共117页§3奥氏体不锈钢的焊接工艺要点2)防止焊缝晶间腐蚀的冶金措施①使焊缝金属具有奥氏体-铁素体双相组织，其δ铁素体的体积分数应为5％-12％。在此范围，不仅能提高焊缝金属抗晶间腐蚀能力和抗应力腐蚀能力，同时还能提高焊缝金属抗热裂纹性能。不过对于高温下服役的焊接接头,应注意铁素体含量增多而导致σ相脆化的发生。②在焊缝金属中加入比铬更容易与碳结合的稳定化元素，如钛、铌、钽和锆等。这些元素可以充分地将碳化铬的铬置换出来，消除了晶界的贫铬地带，从而改善了抗腐蚀性能。③降低焊缝金属中的含碳量，达到低于碳在18-8型不锈钢中室温溶解极限值以下，使碳不可能与铬生成铬的碳化物，从而从根本上消除晶界的贫铬区。焊缝金属中碳含量小于0.03％时，会大大提高焊缝金属的抗晶间腐蚀能力。第63页/共117页(4)防止刀状腐蚀的措施①采用超低碳的18-8型不锈钢材和相应的超低碳18-8型不锈钢焊接材料，可以克服刀状腐蚀。例如在焊接00Cr21Nil0钢材时，选用焊条E308L(即E00-19-10)或焊丝H00Cr21Nil0进行焊接时，其焊缝金属含碳量＜0.03％，可以防止刀状腐蚀的发生。②减少近缝区过热选用小的线能量，减少过热区的高温停留时间。焊接时应选用小的焊接电流，快速焊，窄焊缝，施焊时不允许摆动。焊接过程中或焊后采用强制冷却的方法，使焊缝快速冷却。③采用合理的焊接参数和工艺可采用的工艺措施为，接触腐蚀介质的焊缝最后进行施焊，无法最后施焊时，应调整焊接参数，使后焊焊缝的敏化区不要与第一面焊缝表面的过热区重合。尽量采用单面单层焊，在双面单层焊时，建议接触介质的背面焊缝的焊接 规范 编程规范下载gsp规范下载钢格栅规范下载警徽规范下载建设厅规范下载 要比正面焊缝大。焊后矫正，采用冷矫方法进行。④对抗晶间腐蚀和抗刀状腐蚀性能要求高的焊件，进行焊后的稳定化处理或固溶处理。第64页/共117页为发挥稳定剂的作用，一般固然处理的温度高于Cr23C6的溶解度而低于稳定剂的溶解度。如C%=0.08%的18-8Ti钢的处理温度为1050-1150℃，此时钢中的Cr23C6全部溶入固溶体，大部分的C与Ti结合形成TiC，这种处理即稳定化处理。稳定化处理焊接时，过热区的峰值温度达1200以上，钢种的TiC溶入A，分解出的C在冷却过程中偏聚在晶界呈过饱和状态，而Ti则因扩散能力比C低而刘在晶内。当接头在敏化温度加热时，过饱和的C以Cr23C6形式析出。腐蚀机理第65页/共117页稳定化处理(stabilizationheattreatment)：将稳定化不锈钢加热到高温（一般为850℃-930℃），并保温足够时间（如2h），使已在钢中加入的比较充分地从基体中析出，以碳化钛、碳化铌等碳化物的形式沉淀于晶粒边界，使加入稳定化元素要起的稳定碳的作用得以较充分地发挥。稳定化处理的工艺条件为：将工件加热到850-930℃，保温足够长的时间，空冷。第66页/共117页(5)防止应力腐蚀断裂的措施解决应力腐蚀断裂纹的理想途径是从材料着手，通常是在查明环境的条件下选择最优的结构材料，同时必须采取措施控制工作应力，降低或消除各种残余应力，隔离腐蚀介质或加缓蚀剂等各种手段。焊接奥氏体不锈钢生产工艺还应注意以下几方面：①由于导热系数小而线膨胀系数大，自由状态下焊接时易产生较大的焊接变形。为此，应选用焊接能量集中的方法，并以机械化快速焊为好。应推广气体保护焊。CO2焊时焊缝有渗碳现象，虽不宜于耐蚀条件，却能使热强性能有所提高。一般均采用同质填充金属，以避免铬的碳化物相的沉淀.②焊接材料的选择，不能只考虑焊接工艺性(如保证焊缝外观成型)，而应注意到焊缝成分的要求，以保证抗晶间腐蚀性能及抗热裂性能。§奥氏体不锈钢的焊接工艺要点第67页/共117页§奥氏体不锈钢的焊接工艺要点③由于电阻率大、导热系数小奥氏体钢焊丝的熔化系数比结构钢大的多。自动焊时焊丝伸出长度要短一些，焊丝直径为2～3毫米时，伸出长度不应超过20～30毫米；为了避免焊条尾部发红，奥氏体钢焊条长度也要比结构钢焊条短一些。④由于奥氏体钢的导热系数小，在同样的焊接电流下可获得比结构钢大的熔深。为了获得一定尺寸的焊缝，同时为了防止过热，焊接电流应比普通低合金钢时小10%～20%，并且倾向采用细直径焊丝。⑤焊丝或焊条芯中所含Ti、Nb、Cr、Al等元素对氧有很大亲和力，为防止合金元素不必要的烧损，应尽量缩短焊接电弧，并以不做摆动而直线前进为好。为保证焊缝成分稳定，必须保证稳定的熔合比(除非填充金属与母材具有完全相同的成分)。因为奥氏体焊缝性能对化学成分的变动有较大的敏感性,所以应设法保证焊接工艺参数的稳定。第68页/共117页（补充）奥氏体-铁素体双相不锈钢的焊接1奥氏体-铁素体双相不锈钢的类型中合金型双相不锈钢低合金型双相不锈钢高合金双相不锈钢超级双相不锈钢00Cr25Ni6Mo2N00Cr25Ni7Mo3WcuN0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti00Cr18Ni5Mo3Si200Cr23Ni4N钢00Cr22NI5Mo3N00Cr25Ni7Mo4N00Cr25Ni6.5Mo3.5CuN第69页/共117页§2铁素体+奥氏体双相不锈钢的焊接§1）F+A双相不锈钢的焊接特点铁素体+奥氏体(A+F)双相不锈钢由奥氏体相γ和铁素体相α所组成，它综合了单相铁素体不锈钢和单相奥氏体不锈钢的优点，具有较高的力学性能，较高的韧度，良好的可焊性及优良的抗腐蚀性能。当前发展的有Cr18、Cr21和Cr25型。γ相的存在，降低了高铬铁素体不锈钢的脆性，防止了晶粒长大倾向，提高了韧性和可焊性；α相的存在，提高了奥氏体不锈钢的室温强度，尤其是屈服强度，α相还提高导热系数，降低线膨胀系数和焊接热裂倾向，同时大大提高钢的耐应力腐蚀开裂性，还可改善耐点蚀等性能。F+A双相不锈钢镍含量比奥氏体不锈钢少，对世界储量口趋缺乏的镍含量有着积极的作用。在综合成本方面，双相不锈钢比奥氏体不锈钢更具竞争力。第70页/共117页§1F+A双相不锈钢的焊接特点(1)F+A双相不锈钢σ相析出脆化σ相析出主要在δ相中进行，形成温度约为500～900℃，σ相含Cr约为45%，如果σ相中含较多的Mo时，既提高σ相稳定存在温度区，又能加速σ相的析出过程。高铬双相不锈钢焊接时容易产生σ相析出脆化现象。(2)F+A双相不锈钢焊接接头的氢致裂纹F+A双相钢凝固结晶时为单相铁素体，在一般的拘束条件下，焊缝金属的热裂敏感性很小，当δ/Υ适当时，冷裂纹敏感性也较低，当拘束度较大及焊缝金属含氢量较高时，会出现焊接氢致裂纹的危险。第71页/共117页§1.F+A双相不锈钢的焊接特点从图3-13得到对应于两种焊条不出现裂纹的临界扩散氢的质量分数分别为34×10-4%和25×10-4%。焊缝δ相的体积分数对氢致裂纹敏感性影响甚大，当δ相的体积分数低于50%时，焊缝金属对氢致裂纹不敏感，当δ相的体积分数超过50%后，随着δ相的增加，氢致裂纹敏感性会显著增加。图3-13裂纹率与扩散氢质量分数的关系第72页/共117页1.F+A双相不锈钢的焊接特点(3)F+A双相不锈钢焊接接头的应力腐蚀开裂氢脆应力腐蚀开裂是焊接F+A双相不锈钢时焊接接头较易发生的应力腐蚀开裂。氢脆应力腐蚀开裂的产生起始于δ/Υ界的δ相侧，并在δ相内扩展。奥氏体具有较低氢脆敏感性，可以起到阻挡裂纹扩展的作用，焊缝金属中氢脆应力腐蚀开裂敏感性高是由于对裂纹起阻挡作用的Υ相在焊缝中受到了抑制。第73页/共117页§1.F+A双相不锈钢的焊接特点(4)F+A双相不锈钢焊接接头的点蚀耐点蚀也是不锈钢的一个特性，它与成分和组织有着密切关系。在固溶状态下，(1200℃，水淬)δ相保持不变时，当双相钢中Fe含量大于60%时，δ+Υ双相的点蚀电位基本处于纯δ相与纯Υ相之间。当双相钢中Fe含量小于60%时，纯δ相、纯Υ相和双相合金的点蚀电位基本相同，此时，点蚀对δ相含量的敏感性很小，因此焊接条件变化时对点蚀影响不大。第74页/共117页§2.焊接方法及焊接材料(1)焊接方法焊条电弧焊、钨极氩弧焊、熔化极气体保护焊、埋弧焊、电子束焊等方法都可用于焊接F+A双相不锈钢。焊条电弧焊灵活方便，可以实现全位置焊接，是焊接F+A双相不锈钢常用的方法。钨极氩弧焊(TIG)焊接质量优良，广泛用于管道打底焊及薄壁管道的焊接。焊接含N量为0.16%的双相钢时，应在Ar中加入1.0%～1.2%N2,对于典型的含N量为0.25%的超级双相钢，在Ar气中则加入2.0%～2.5%N2气。在焊接单面焊根部焊道时，通常采用Ar+N2混合气体的钨极气体保护焊。第75页/共117页§2.焊接方法及焊接材料表无填充材料的单道TIG焊时焊缝金属中δ相含量钢号N%焊缝金属δ%母材金属δ%UR45N6756760.130.40.4904342454233无填充材料的TIG焊焊接含氮量高的F+A双相钢(N为0.4%)时，焊缝中δ相的含量才能满足要求。电子束焊适用于焊接含N量高的F+A双相钢。采用电子束焊接时，焊接过程奥氏体化元素N的损失无法通过填充材料进行补充，从而引起焊缝金属中Υ相的严重不足，使组织性能恶化。通常情况下应该避免不加填充材料的电子束焊。第76页/共117页(2)焊接材料的选择为确保双相不锈钢焊缝和热影响区的韧性、塑性和耐蚀性，最重要的是确保接头的组织具有20%以上的奥氏体。为此焊材的镍含量要高于母材的含量。为确保在熔合线处的奥氏体相量，对于母材中的氮含量也应具有足够值，例如2205双相不锈钢应在0.15%以上。§2.焊接方法及焊接材料第77页/共117页1)焊条的选择对于焊条电弧焊，根据耐腐蚀性、接头韧性的要求及焊接位置，可选用酸性和碱性焊条。采用酸性焊条时，脱渣优良，焊缝光滑，接头成形美观，但焊缝金属的冲击韧性较低为了防止焊接气孔及焊接氢致裂纹需严格控制焊条中的氢含量；当焊缝金属要求具有较高的冲击韧性并需进行全位置焊接时，应采用碱性焊条根部打底焊时，通常采用碱性焊条；当对焊缝金属的耐腐蚀性能有特殊要求时，还应采用超级双相钢成分的碱性焊条。§2.焊接方法及焊接材料第78页/共117页2)焊丝的选择对于实心气体保护焊焊丝，在保证焊缝金属具有良好耐腐蚀性与力学性能的同时，应注意焊接工艺性能。对于药芯焊丝，当要求焊缝光滑，成形美观时，可采用金红石型或钛一钙型药芯焊丝；当要求较高的冲击韧性或在较大的拘束条件下焊接时，宜采用碱度较高的药芯焊丝。对于埋弧焊焊丝，宜采用直径较小的焊丝，实现中小焊接规范下的多层多道焊，以防止焊接热影响区及焊缝金属的脆化，并且应采用配套的碱性焊剂。§2.焊接方法及焊接材料第79页/共117页§3.F+A双相不锈钢的焊接工艺对双相钢的焊接性起决定性作用的因素是铁素体和奥氏体的相比例，目前运用最广泛的是2205双相不锈钢。一般热影响区达到30%以上的奥氏体即可认为达到了符合要求的相比例，如图3－14所示。图3-142205焊缝及HAZ组织100x第80页/共117页§3F+A双相不锈钢的焊接工艺(1)焊接热循环的控制与奥氏体钢相比，双相不锈钢具有导热性好，热膨胀系数低的特点，因此不会产生很大的残余应力，具有更高的抵抗热裂纹的能力，可以采用较大线能量焊接，最大的层间温度在150℃。当焊接量很大时，应合理地安排焊接顺序以保证焊层之间有足够的时间冷却。焊接热循环的最高温度和快速冷却可促使双相不锈钢组织铁素体化，由于δ铁素体含量的增加导致了冲击韧性和耐蚀性降低，可以采用增加氮含量以稳定奥氏体组织和促使从δ铁素体中析出奥氏体的方法，来改善双相不锈钢的焊接性。2205双相不锈钢在焊接过程中，最为突出的问题也是热循环对焊接接头微观组织及其塑韧性和抗腐蚀性的影响。第81页/共117页(2)焊前预热与奥氏体不锈钢的焊接相比，F+A双相不锈钢的焊接对污染更敏感，特别是对湿气和水分。任何类型的油污、油脂和水分等污染会影响材料的抗腐蚀性及力学性能，因此在焊接前要对材料严格清理。双相不锈钢的焊接接头形式应预先经过很好的准备，焊接坡口最好采用机械加工，不宜采用砂轮打磨的方法，要避免坡口表面粗糙与间隙不均匀。通常情况下，双相不锈钢的焊接不采用预热，因为预热会降低焊接热影响区的冷却速度。如果焊缝的冷却速度太快，使得焊接热影响区的铁素体含量增加太大时，采