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不锈钢耐热钢的焊接


第三章

不锈钢、耐热钢焊接

第一节 不锈钢、耐热钢的类型和特性 一、不锈钢及耐热钢类型 (一) 定义 对其含义有三种理解: 1. 原义型――仅指在无污染的大气环境中能够不生锈的钢。 2. 习惯型――指原义型含义不锈钢及耐酸腐蚀的耐酸不锈钢的统称。 3. 广义型――泛指耐蚀钢和耐热钢,统称为不锈钢. 我们在此所说的不锈钢是指习惯型含义(GB4237-2007),即包括在大气及各种强腐蚀介质 中具有耐蚀性能的钢。而耐热钢另有国标(GB4238-2007)规定。它是指具有高温热稳定性和热 强性的一类钢。耐热钢及不锈钢的主要成分为 Cr、Ni,一般 Cr≥12%,才能在大气环境下不发 生腐蚀,要耐酸腐蚀,则 Cr>17%。增加 Cr、Ni 含量,耐腐蚀及耐热性均可提高。所以本章所 涉及的是 Cr 系、Cr-Ni 系铁基高合金钢,包括少数 Cr-Mn-N 系节 Ni 不锈钢,一般 Ni≤35%,Cr ≥12%。 (二) 分类 1. 按用途分类 ① 不锈钢(习惯型含义),主要用于有侵蚀性化学介质(包括大气)的工作环境中,要求 钢材能耐腐蚀,对强度要求不高,工作温度一般不超过 500℃。这类钢包括: 高 Cr 钢:1Cr13 2Cr13 低碳 Cr-Ni 钢:0Cr19Ni9 1Cr18Ni9Ti 0Cr25Ni20 超低碳 Cr-Ni 钢(C≤0.03%):00Cr19Ni11 00Cr17Ni14Mo2 耐蚀性要求更高的不锈钢,还要提纯,得到高纯不锈钢(C≤0.01%,S、P≤0.01%)如 000Cr19Ni15 000Cr25Ni20 Cr-Mn-N 钢: 0Cr17Mn13Mo2N(作耐蚀钢) 不锈钢包括 F 型、M 型、A 型、A-F 型和沉淀硬化型五类。 ② 抗氧化钢(热稳定钢):主要用于高温下要求抗氧化工作环境。它对高温强度要求不高, 工作温度可达 900~1100℃。 常用的有: Cr-Ni 钢 (2Cr25Ni20、 2Cr25Ni20Si2) 和高 Cr 钢(1Cr17、 1Cr25Ti)。 ③ 热强钢:在高温下既能抗氧化又具有一定的高温强度。工作温度可达 600~800℃。广泛 应用的有: Cr-Ni 钢:1Cr18Ni9Ti 、4Cr25Ni20 多元合金化高 Cr 钢(以 Cr12 为基):1Cr12MoWV、2Cr12Ni2WMoV 通常将抗氧化钢和热强钢通称为耐热钢。 耐热钢分为 F 型、 M 型、 A 型和沉淀硬化型四大类。 需要说明的是,有不少不锈钢具有耐热性能,有人称其为“耐热不锈钢”,而耐热钢虽具 有一定的耐蚀性,但由于其中一些钢 Cr 量不超过 12%,而没有达到不锈钢规定的耐蚀要求,而 不能称为不锈钢。 我国对耐热钢和不锈钢牌号方法无区分,所以不易区分,二者的主要区别是用途和使用环 境条件不同。注意不要混淆。如 1Cr18Ni9Ti 即可作不锈钢,也可作耐热钢。而 25-20 型的 0Cr25Ni20、00Cr25Ni20 或 000Cr25Ni20 是作不锈钢使用的,而提高含碳量的 2Cr25Ni20、 4Cr25Ni20 只能做耐热钢。 2. 按组织分类 ① A 钢:Cr-Ni A 钢是最通用的钢种。适当调整其合金成分可作不锈钢或耐热钢使用。以 Cr18Ni8 为代表的系列,简称 18-8 钢;以 Cr25Ni20 为代表的系列,简称 25-20 钢。多以固溶状 态供货。 ② F 钢:这类钢含 Cr 量较高(17~30%),主要用作耐热钢(抗氧化钢),也可用作耐蚀 钢。如 1Cr17、1Cr25Ni2、1Cr25Ti,多以退火状态供货。

③ M 钢: M 钢的 Me 主要以 Cr 为主。 以 Cr13 系列最为典型。 如 1Cr13 ? 4Cr13, 以及 1Cr17Ni2 等主要用作不锈钢,以 Cr12 为基的多元合金化钢如 1Cr12MoWV 主要用作热强钢。热处理对这类 钢的力学性能影响很大,须根据要求供货(退火态、淬火回火态)。 ④ 沉淀硬化钢:均为经时效强化处理以析出硬化相的高强钢。这类钢不仅具有较好的耐热 性,而且有很高的强度。其代表钢号为 0Cr17Ni7Al(17-7PH),及 0Cr17Ni4Cu4Nb (17-4PH), 所以这类钢又常称为 PH 不锈钢。 ⑤ F-A 双相钢:这类钢具有 F-A 双相组织,故称为双相不锈钢。在这类钢的固溶体中,铁 素体相和奥氏体相各约占一半, 一般较少相的含量至少也需要达到 30%。 这类钢综合了奥氏体不 锈钢和铁素体不锈钢的优点,具有良好的韧性,强度及优良的耐氯化物应力腐蚀性能。与 18-8 钢相比,主要特点是提高 Cr 而较低 Ni,同时添加 Mo、N、Cu、Ti、Nb 等元素。 00Cr23Ni4N 钢是瑞典最先开发的一种低合金型双相不锈钢, 不含钼, 铬和镍的含量也较低。 由于钢中 WCr 为 23%,有很好的耐孔蚀、缝隙腐蚀和均匀腐蚀的性能,可代替 304L 和 316L 等常 用奥氏体不锈钢。0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti 这两种钢是了为节镍,分别代替 0Cr18Ni9Ti 和 1Cr18Ni9Ti 而设计的,但比后者具有更好的力学性能,尤其是强度更高(约为 1Cr18Ni9Ti 的 2 倍)。 典型的有 18-5 型、21-5 型、25-5 型,如 00Cr18Ni5Mo3Si2、0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti、 00Cr25Ni5Mo2、1Cr18Mn10Ni5Mo3N 等。常以固溶状态供货。

二、不锈钢及耐热钢特性 (一)不锈钢的耐蚀性能 不锈钢的耐蚀性是基于其钝化作用。 处于钝化状态的不锈钢基表面被致密的氧化膜所覆盖, 这层氧化膜对内部金属起着保护作用,抑制金属的溶解,降低腐蚀速度。Cr 可以使钢具有高的 钝化能力,因此 Cr 是不锈钢中最主要的 Me。 在不同条件下,不锈钢可产生以下几种腐蚀: 1. 均匀腐蚀:即腐蚀面均匀分布在金属表面。如果材料选择得当,一般危害不大。在氧化 性酸 (如 HNO3) 中, 不锈钢能形成稳定的钝化膜, 所以不易产生均匀腐蚀; 在还原性酸 (如 H2SO4) 中,只含 Cr 的 M 钢和 F 钢不耐腐蚀,而 Cr-Ni A 钢则显示出良好的耐腐蚀性。但在含 Cl-的介 质中,Cr-Ni A 钢也容易产生钝化层破坏。如钢中含 2-3%Mo,在各种酸中均有改善耐蚀性作 用。 2. 点蚀:指发生在钢局部表面的腐蚀坑。它可向钢的内部发展,甚至可造成穿孔。点蚀易 发生在 Cl-或 Br-环境下,关于其发生机理目前说法不一。一般不锈钢耐点蚀性均不理想。但降

低 C,提高 Cr、Ni、Mo、Si、Cu,添加 N 都能提高耐点蚀性。18-8 Mo、25-20 Mo 钢均具有良好 的耐点蚀性能。钢的耐点蚀性能常用点蚀指数(Pitting Index)PI 来衡量。 PI=Cr+3.3Mo+(13~16)N 一般希望 PI >35~40 耐点蚀试验方法有国标(GB/T 18590-2001) 3. 缝隙腐蚀 缝隙腐蚀是金属构件缝隙处发生的斑点状或溃疡形宏观腐蚀坑,它是以腐蚀部位特征来命 名的。常发生在垫圈、铆钉、螺钉连接接缝、搭接的焊接接头、阀座等处。由于缝隙处被腐蚀 产物所覆盖,以及介质扩散受到限制等原因,使该处的介质成分和浓度与整体有很大区别,于 是引起介质的电化学不均匀性而产生腐蚀。缝隙腐蚀和点蚀具有共同性质,耐点蚀的钢都能耐 缝隙腐蚀。因此也可用点蚀指数来衡量耐缝隙腐蚀倾向。 耐缝隙腐蚀试验方法有国标(GB/T 10127-2002) 4. 晶间腐蚀 晶间腐蚀起源于金属表面,沿晶界深入金属内部的腐蚀现象,外观仍显金属光泽,但晶粒 间彼此已失去联系,敲击时已无金属声音,钢质变脆,强度几乎丧生。晶间腐蚀,多半与晶界 贫 Cr 有关。 (1)A 不锈钢的晶间腐蚀 18-8A 钢,固溶处理后再经 450~850℃加热(敏化处理),往往会发生晶间腐蚀,这种现 象一般可用晶界“贫 Cr”来解释。室温时 18-8 钢中碳的溶解度小于 0.02~0.03%。如钢含碳 量超过该数值,则固溶处理后,A 为 C 所过饱和,呈不稳定状态,在再次加热时,超过溶解度的 碳将向晶界扩散,并与 Cr 结合形成富 Cr 碳化物 Cr23C6 或(Cr,Fe)23C6 沉淀于晶界,由于晶粒内 部 Cr 的扩散速度较慢,所以在形成 Cr 的碳化物时,使晶界及其邻近区域产生贫 Cr 现象,当该 区 Cr 含量降低到临界值 12%以下时,就会发生明显的晶间腐蚀现象。防止:①钢中含有能形成 稳定碳化物的元素 Ti、Nb 等,经稳定化处理(850℃×2h)后,碳将优先与 Nb、Ti 结合,则不 会形成 Cr23C6 就能避免缺 Cr 现象发生。②若降低钢中碳含量,C≤0.02~0.03%(超低 C),也 不致析出 Cr23C6、产生贫 Cr。③钢中含有一定的δ 相,晶间腐蚀倾向也可显著减少(Cr23C6 易在相 界面δ 一侧形成,δ 相中 Cr 扩散快)。 另外,沿晶界析出 ζ 相,P、Si 等杂质沿晶界偏析也能导致晶间腐蚀。 (2)F 不锈钢的晶间腐蚀 与 Cr-Ni A 钢不同,高 Cr 铁素体钢从高温(925℃以上)急冷下来就有了晶间腐蚀倾向,再 经 650~850℃加热缓冷后便可消除。 这是由于碳在铁素体中溶解度比在 A 中小得多, 易于沉淀, 且 C 在 F 中扩散速度也比较大,从高温急冷过程中实际已形成 Cr 的碳化物,而出现贫 Cr 层。 再次在 650~850℃加热,可促使 Cr 的扩散均匀化,于是贫 Cr 层消失。 晶间腐蚀试验国标:GB/T 4334-2008 金属和合金的腐蚀 不锈钢晶间腐蚀试验方法。 5.应力腐蚀,也称应力腐蚀开裂(Stress Corrosion Cracking,简称 SCC) SCC 是指材料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。 这种 破坏的危害极大, 往往是没有预兆的低应力脆性开裂。 据统计, 在 Cr-NiA 钢的腐蚀破坏事故中, 应力腐蚀均占 50%以上,成为不锈钢生产和应用的主要问题。 影响应力腐蚀开裂有三大因素:介质环境、拉应力和材料。 金属材料并非在任何介质中都产生 SCC,它们之间有一定的匹配关系。作为 A 不锈钢 SCC 的 介质因素,最主要的是溶液中的 Cl-浓度和氧含量的关系。只有二者共存才能产生 SCC。作为材 料因素,一般 SCC 均发生在合金中,纯金属一般不产生 SCC。在 A 不锈钢中增加 Ni 含量可提高 抗 SCC 能力,而 Nb、Ti、Mo、N 等易引起 SCC。在 A 钢中增加 F 相含量也能增加抗 SCC 能力,但 超过 60%时又有所下降。SCC 的另一个重要特征是只在拉应力作用下才能产生,这些应力包括 工作应力和内应力,其中主要是残余应力,它占 80%左右。所以消除残余应力是防止 SCC 最有 效的措施之一。

关于 SCC 的机理认为是由电化学 腐蚀和拉应力下金属局部的机械破坏 共同作用的结果。其试验有 GB/T 15970.1~9-(1995-2007)。 (二)耐热钢的高温性能 1.抗氧化性 若钢的表面可以形成一层致密的 保护膜,则钢材就有很好的抗氧化性。 耐热钢中常用 Cr、Al、Si 等合金元素 来提高钢材的抗氧化能力, 这些元素可 以形成致密而完整的氧化膜 Al2O3、 Cr2O3、SiO2。一般在钢中加入 Cr≥ 18% 即可使钢在 1000-1100℃耐氧化,加 入 Al 3~4%可使钢在 900℃耐氧化, 加入 Si2~3%可使钢在 900~1000℃ 耐氧化。 2.热强性 所谓热强性是指在高温下长时间 工作时, 钢材对断裂的抗力 (即持久强 度),或在高温下长时间工作时,钢材 对塑性变形的抗力(即蠕变强度)。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。提 高钢的热强性主要有三条途径: ① 固溶强化 把 Mo、W 固溶到钢材的基体中能提高热强性。A 基体比 F 基体的钢具有更高的热强性。因此 含 Mo、W 等的 A 热强钢得到广泛应用。 ② 第二相强化 强化相的熔点越高、化学成分和点阵结构越复杂,稳定性就越高。对于常用的 A 热强钢, 主要以 MC、 M6C 或 M23C6 作为强化相。因此为了提高热强性,希望适当提高 C 含量,并同时加入 Nb、V、Ti 等强碳化物形成元素。 ③ 晶界强化 通过控制晶粒度(一般 3~4 级为好,过细塑性变形抗力降低,过粗脆性增大)。加入 B 及 Re 等微量元素等方法强化晶界,以减少高温下晶界的滑动。 3.高温脆化 耐热钢在热加工过程中或高温下长期工作时可能产生脆化现象。脆化有以下几种: ① M 钢的回火脆性。例如 Cr13 钢在 550℃附近的回火脆性,这在焊接前后的热处理过程中 应当引起注意。 ② F 钢的晶粒长大脆化。由于 F 钢在加热时没有相变化发生,所以晶粒长大现象不可能通 过热处理来改善。 ③ A 钢析出相脆化。在 A 钢晶界析出碳化物相造成脆化。 ④ 475℃脆化。主要出现在 Cr>15%的 F 钢中。在 350~550℃较长时间加热并缓冷,就可 导致在常温时或负温时出现脆化现象。因为在 475℃附近最容易出现,所以称为 475℃脆性。含 Cr 量越高,脆化越严重。对该脆性的产生机理,目前尚无统一认识,但都认为有新相析出。已 产生 475℃脆性的钢,经过 600~700℃加热、保温 1h 后空冷,可以恢复原有的性能。 ⑤ ζ 相脆化。ζ 相是一种富 Cr 的 FeCr 金属间化合物,质硬而脆,没有磁性。多半分布 在晶界,不但降低材料的δ 和 ak,而且增大晶间腐蚀倾向。一般在 500~900℃长时间加热有利 于 ζ 相的形成。ζ 相可由δ 相产生δ →ζ ;也可由 γ 直接产生(γ →ζ )。或由 γ 转变而 成(γ →α →ζ ),不过自δ 中形成更容易。提高钢中 Cr、Mo、Si 等δ 形成元素含量会促进 ζ 相 析出,而 Ni、C、N 等因可减少δ 相而有减轻 ζ 相形成的作用。加热温度提高到超过 ζ 相稳定

存在的上限温度时,ζ 相可以重新溶入固溶体中。18-8 钢的上限温度在 700℃左右,25-20 钢 则在 980℃左右。 (三)不锈钢、耐热钢的物理性能 不锈钢及耐热钢的物理性能见表 3-2。组织状态相同的钢,它们的物理性能也基本相同。然 而钢中 Me 含量越高,导热性越差,钢的线胀系数和电阻率越大。不锈钢及耐热钢的物理性能与 低碳钢有较大的差异,例如,A 钢的导热系数 λ 约为低碳钢的 1/3,线胀系数比低碳钢大 50%, M 钢和 F 钢的导热系数约为低碳钢的 1/2,线胀系数与低碳钢大体相当。

第二节 奥氏体钢、双相钢焊接 一、奥氏体钢的焊接性分析 与其它类型的不锈钢相比,γ 钢是较易焊接的。它在焊接过程中不发生相变,对 H 脆不敏 感,接头在焊态下也有良好的塑性和韧性。焊接的主要问题是:焊接热裂纹、腐蚀及脆化。 (一)晶间腐蚀(以 18-8 钢为例) 接头可能在三个部位出现晶间腐蚀现象(图 3-3)。但在同一接头上不能同时看到三个不同 部位的晶间腐蚀,这主要取决于钢和焊缝的成分。敏化区腐蚀和熔合区腐蚀不会同时出现。敏 化区腐蚀出现在 HAZ 中峰值温度处于敏化加热温度区间的部位,只出现在不含稳定化元素又不 是超低碳的不锈钢中。熔合区腐蚀只出现在含稳定化元素的不锈钢中,呈窄而深的刀切形状, 所以称为刀状腐蚀,简称“刀蚀”。焊缝区的腐蚀,主要取决于焊接材料,在正常情况下,这 一问题解决得比较好。

1. 焊缝区晶间腐蚀 根据晶间腐蚀机理,为防止焊缝晶间腐蚀,应采取以下措施:①通过焊接材料,使焊接金 属成为超低碳情况,或者使其含有一定的稳定化元素 Nb、Ti,一般希望 Nb≥ 8C,Ti≥ 8.5C。但 含 Ti、Nb 的钢却会产生刀状腐蚀。②调整焊缝组织,使其含有一定量的δ 相 。

焊缝中δ 相的存在首先可以打乱单一 γ 柱状晶的方向性,不致形成连续的贫 Cr 层。其次 是δ 相富 Cr,有良好的供 Cr 条件,所以在两相交界处不易形成贫 Cr 层。对 γ 体不锈钢来说, 一般希望焊缝金属中δ 相数量为 4~12%为宜。但是,过量的δ 相存在时,会促使 ζ 相析出脆 化(在高温长期工作或多层焊时),而且有时会产生选择性腐蚀。例如在 H2SO4 或尿素之类介质 中,δ 相将优先腐蚀。 δ 相的数量可用金相法、 磁性法来 检测,也可用 Schaeffler 图来估算。 Schaeffler 焊接组织图是 1949 年根据 手工电弧焊的经验而制成的, 该图把室 温组织与 Creq 和 Nieq 所表示的焊缝成 分联系起来。 这样可根据化学成分在图 中查到应形成的组织, 而根据对组织的 要求可以确定对应的 Cr、Ni 当量,从 而进行焊接成分的调整。 Schaeffler 图只考虑了化学成分 对组织的影响, 并未考虑实际结晶条件 及 Me 存在的具体形态。所以利用 Schaeffler 图所估算的δ 相数量往往 同实测值不一致,其误差在±4%以上。尽管如此,这个图对于估计焊接组织还是有价值的。 舍夫勒组织图中没有记入 N 的影响, 所以在这方面有人进行了修正工作, 其中德龙 (Delong) 图被认为是有价值的改进,在 Nieq 计算中加入一项 30N,对于 Mn、N 强化的不锈钢,改进的舍 夫勒图中 Creq 和 Nieq 的计算做了相应的改变。 对 Mn、N 强化的不锈钢,有 1982 年提出的改进舍夫勒图,其 Creq 和 Nieq 的计算式如下;

2. 敏化区晶间腐蚀 当母材不含稳 定化元素或含碳量 较高时,经焊接热循 环的作用,就可能出 现敏化区。不过焊接 0Cr18Ni8HAZ晶间腐蚀 接头的敏化区并非 平 衡 加热 时 的 450 ~ 850 ℃,而是峰值温度 为 600 ~ 1000 ℃ 的 部 位。 因为焊接是快速连 续加热和冷却过程, 而 Cr 的碳化物的沉淀是 一个扩散过程, 为了充 分扩散需要一定的 “过 不锈钢刀状腐蚀形貌 热度”。 显然只有普通 18-8 钢才会有敏化区存在,18-8Ti、 18-8Nb 及超低碳的 18-8 钢则不易产生。为防止敏化区腐蚀,在焊接工艺上应采取小电流、大焊 速及强制冷却等措施,以减少 HAZ 处于敏化温度区的时间。 3.刀蚀 刀蚀只发生在含稳定化元素(Ti、Nb)的 γ 不锈钢的熔合区。开始腐蚀宽度不过 3~5 个 晶粒,逐步扩展可达 1~1.5mm, 严重时焊缝可整条发生剥落。

刀蚀的实质也是因 M23C6 沉淀而形成贫 Cr 层。 如图 18-8Ti 钢 (图 3-5) , 焊前为 1050~1150℃ 水淬固溶处理,M23C6 全部固溶,而大部分 C 与 Ti 形成游离的 TiC,因温度在 1150℃以下时 TiC 在钢中的溶解度很小。经过焊接后,焊态下的熔合区经历了 1200℃以上的过热作用,TiC 将发 生分解,溶入固溶体,温度越高,TiC 溶解度越大。TiC 溶解时,分解出来的碳原子将扦入到 γ 点阵间隙中,Ti 则占据 γ 点阵节点位置。在冷却时,碳原子将迅速向 γ 晶粒边界运动,Ti 则 因扩散困难而留在原地。因而碳将析集于晶界附近成为过饱和状态。如随后在经 450~850℃敏 化加热,碳原子优先扩散到晶界,与 Cr 形成 M23C6,从而出现晶界贫 Cr 层。越靠近熔合线,TiC 固溶量越多,M23C6 沉淀量越大,晶间腐蚀倾向越严重。由此可见“高温过热”和“中温敏化” 的相继作用是产生刀蚀的必要条件。 显然,普通 18-8 钢不应有刀蚀发生,超低 C 不锈钢也不会有刀蚀发生。 为了防止刀蚀: ①最好采用超低碳不锈钢, 含有稳定化元素的钢, 其含碳量希望小于 0.06%。 ②在焊接工艺上应减少近缝区过热。尽量采用小电流快焊速,尽量避免交叉焊缝,面向腐蚀介 质焊缝最后焊接,无法安排在最后焊时,应调整焊缝尺寸形状及焊接规范,使第二面焊缝所产 生的敏化温度区 (600~1000℃) 不落在第一面焊缝表面的过热区上。 ③稳定化处理, 850~900℃ ×2h 缓冷,可消除。 (二)应力腐蚀开裂 拉 应 力的 存 在是 SCC 的重要 条件。 而其中残余 应力 (特别是焊接 应力)所引起的 SCC 事 故 则 约 占 全部 SCC 破坏的 70%以上。 A 钢由 于导热性差、 线胀 系数大, 在约束焊 接变形时就可能残留较大的焊接应力, 所以 SCC 开裂是这类 钢焊接性中不易解决的问题。 实验表明, 焊接接头过热区对 SCC 最为敏感。 为防止应力腐蚀开裂,消除焊接残余应力最为重要。 残余应力消除程度与“回火参数”LMP 有关: 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。 关于 Me 的影响, 必须结合具体腐蚀介质来研究。 (三)点蚀 点蚀主要是由于材料表面钝化膜的局部破坏而 引起的,它常成为晶间腐蚀和应力腐蚀起源。所以 点蚀已越来越引起人们的重视。 A 钢焊接接头有点蚀 倾向,耐点蚀性优异的双相钢有时也会产生点蚀。 点蚀最易出现在焊缝中的不完全混合区,其化学成 分与母材相同,但都经历了熔化与凝固过程,应属 焊缝一部分。有时焊缝中心也会有点蚀产生。点蚀 指数越小的钢,点蚀倾向越大。 0Cr17Ni12Mo2不锈钢焊趾处的应力腐 为提高抗点蚀性能,应采取以下措施: 蚀 ① 减少 Cr、Mo 偏析,自熔焊时易形成偏析。如 γ 钢 Cr22Ni25Mo,在 TIG 焊时,使晶界界 Mo 与其晶轴 Mo 量之比(即偏析度)达 1.6,Cr 偏析度达 1.25;所以晶轴部位易产生点蚀。 ② 采取超合金化焊接材料, 即采用较母材更高 Cr、 Mo 含量的焊接材料。 由于提高 Ni 含量,

晶轴中 Cr、Mo 的负偏析显著减少,因此采用高 Ni 或 Ni 基合金焊丝是有利的。 图 3-8 是用临界点蚀温度 CPT(即能引起点蚀的最低加热温度)来评价耐点蚀性能的。 BM-00Cr20Ni18Mo6N0.2 CPT 65~70℃ A-00Cr23Ni24Mo8.4N0.29 Cr、Ni、Mo↑(超合金化) CPT 低于 BM B-00Cr22Ni62Mo8.5N0.11 Ni 基合金焊丝、接头 CPT 基本达 BM 水平 C-00Cr22Ni62Mo8.7Nb3.4 Ni 基合金 焊丝、接头 CPT 基本达 BM 水平 D-不填丝(自熔焊) CPT 45℃ E-00Cr19Ni13Mo3.7N0.03 CPT<25℃ 完全不能适应要求 结论:(1)为提高耐点蚀性能而不能进行自 熔焊; (2)焊接材料与母材必须“超合金化”匹 配; (3)必须考虑母材的稀释作用, 以保证足够的 合金含量;(4)提高 Ni 量有利于减少微观偏析, 必要时可考虑采用 Ni 基合金焊丝。 (四)奥氏体钢焊接接头热裂纹 γ 钢焊接时, 在焊缝及 HAZ 都有可能产生热 裂纹。最常见的是焊缝凝固裂纹(结晶裂纹), 有时也可出现近缝区液化裂纹。 含 Ni 量越高, 产 生热裂的倾向越大。 所以 25-20 钢比 18-8 钢具有 更大的热裂倾向。 1. 热裂纹产生的原因 与一般结构钢相比,Cr-Ni γ 钢焊接时有较 大的热裂倾向。其主要原因如下: ① 由于 γ 钢导热系数小和线胀系数大,在 焊接条件下,焊接接头必然形成较大的拉应力,而焊缝金属凝固期间存在较大拉应力是产生热 裂纹的必要条件。 ② γ 钢孪生结晶形成方向性强的柱状晶组织,利于有害杂质的偏析及晶间液态夹杂的形 成,易于促使产生凝固裂纹。 ③ γ 钢及焊缝的合金组成较复杂,不仅 S、P、Sn、Sb 可形成易熔液膜,溶解度有限的 Si、 Nb、B 也可能形成易熔共晶,如 Si 化物共晶、Nb 化物共晶。在高 Ni 稳定 γ 钢焊接时,Si、Nb 往往是产生热裂纹的重要原因之一。 2. 影响因素 (1)凝固模式(焊缝组织) 实验表明,与 γ +δ 双相组织焊缝相比,单相 γ 组织的焊缝对热裂纹更为敏感。因为δ 相 的存在打乱了单相 γ 组织的方向性,使晶粒相对细化,而且使低熔点夹层在晶界上的分布呈不 连续状。所以对防止热裂纹是有益的。通常用室温下焊缝中的δ 相数量来判断热裂倾向。但凝固 裂纹是产生于凝固过程的后期,用室温组织来考核凝固过程中的现象总有缺憾。必须联系凝固 模式来考虑才更合理。 所谓凝固模式是指以何种初生相(γ 或δ )开始结晶进行凝固过程,和以何种相完成凝固 过程。凝固裂纹与凝固过程有直接联系。以图 3-10 的 70%Fe-Cr-Ni 相图来分析凝固裂纹与凝 固过程的关系。

凝固模式有四种: F 模式:以δ 相完成整个凝固过程,合金① FA 模式:以δ 相开始结晶,以δ +γ 结束。例如合金② AF 模式:以 γ 相开始凝固,以 γ +δ 结束。例如合金③ A 模式:以 γ 相完成整个凝固过程。例如合金④ 焊缝凝固模式不同,凝固裂纹敏感性也不同。根据晶粒润湿理论,以 FA 模式抗凝固裂纹最 强,而 F 模式或 A 模式最差。所以对凝固模式的判断具有重要意义。 Cr-Ni γ 焊缝的结晶模式主要取决于焊缝金属的[Cr/Ni]eq,AF 与 FA 的分界大体相当于 [Cr/Ni]eq=1.5,如将这一界线标示于 Schaeffler 图上,则可将防止热裂所需室温δ 相数量与 凝固模式联系起来。图 3-11 为标有 AF/FA 界线的 Schaeffler 图。图 3-12 为 WRC(美国焊接科 学研究委员会)-1992 新焊缝组织图。图中将δ 相数量用“铁素体数目”FN 表示,是用磁性检 测仪测定的δ 相的读数。其值在不足 FN10 时,与δ %标示值相当,超过 FN10 后,FN 越来越大 于δ %值。 另外图中 Creq、 Nieq 的计算不同于 Schaeffler 图。 所以标示的 AF/FA 界线值[Cr/Ni]eq ﹤1.5,约为 1.4。(aa’线)

从以上二图可以看出,为了防止热裂,室温所需最少δ 相数量,对于不同 Creq 的 γ 钢焊缝 并不相同,Creq 越大,所需δ 相数量就越多。 须指出,有时焊缝金属并非以单一凝固模式进行凝固,可能一个局部区域是 AF 模式,而另 一个局部区域是 FA 模式。对于同一型号的焊条,由于成分波动范围可能较大,所以熔敷金属的 δ 相数量可能也有较大差异,因此抗热裂性能也有较大差异。 至于 HAZ 的液化裂纹,也与偏析液膜有关。同样也依赖于[Cr/Ni]eq 以及母材中杂质 S、P 等的含量。 由图 3-14 可以看出,焊接热影响区的热裂纹与母材纯度有重要关系。按舍夫勒图计算,在 [Cr/Ni]eq<1.5 时,应力求钢中杂质 P+S<0.01%,方可保证不产生热裂纹。最易产生液化裂 纹的部位是紧邻熔合线的过热区(1300~1450℃峰值温度范围),因为这个部位有利于出现偏析 液膜。 图 3-14 的结果再次表明,影响热裂倾向的关键是决定凝固模式的[Cr/Ni]eq 比值,而并非 室温δ 相数量。由此可知,18-8 系列奥氏体钢,因[Cr/Ni]eq 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[Cr/Ni]eq<1.5,含 Ni 量越高,其比值越小,热裂倾 向越大。

(2)化学成分 调整成分是控制焊缝性能(包括裂纹问题)的重要手段。但如何进行合金化,还未获得完 全有规律的认识。因为在合金系统中元素的作用与它单独存在时的作用往往不同,甚至相反。 a. 对于含 Ni 量小于 15%的 18-8γ 钢,加入 Me 使焊缝形成 γ +δ 双相组织,对提高焊缝 抗热裂性能最为有效。 b. 对于含 Ni 量大于 15%的 γ 钢,如以 γ +δ 双相组织来提高焊缝的抗裂性,则需相当数 量的δ 相才能满足要求。如 2Cr25Ni20Si2 钢,δ 相要在 25~30%才能起到防止热裂的效果。此 时势必要求在焊缝中加入较多的δ 化元素, 使焊缝与母材成分发生很大的差异, 在性能上两者就 难以匹配。 但如形成 γ +C1 或 γ +B1 双相组织 同样可提高其抗裂性能。为了获得 γ +C1,可 适当提高焊缝的含碳量。例如 Cr14Ni8W2Nb 钢焊缝,碳提高到 0.15%,使 Nb≈10C,限制 Si 量,使 Nb/Si≈4~8,可有效地消除热裂。 为了获得 γ +B1, 必须有足够数量的 B, 微量 B 就可偏析与 Fe、 Ni 形成低熔共晶 Fe-B(1149℃)、Ni-B(1140℃)。提高 B 量,易 熔共晶数量增多,反而细化了一次结晶组织, 而产生“愈合”作用,热裂倾向降低。如 2Cr25Ni20Si2 钢,加入 B 0.4~0.7%,含 Si 量高达 2.5~3.0%, 也无裂纹发生。 但含 B 量 不得大于 0.8~1.0%, 否则严重降低韧性而促 使冷裂。 c. 对于希望焊缝金属为单相 γ , 为了防 止热裂, 可适当提高 γ 化元素 Mn 含量。 使焊 缝金属在凝固期间为 FA 模式,而室温组织为 单一的 γ 相。 Mn 在 4~6%时有最小的裂纹倾 向性(图 3-15)。 d. 在不同的组织状态下,元素所起的作用会有所不同。如 18-8 钢和 25-20 钢合金化的方 向就有所不同。 以 Mn 为例,在 25-20 钢中 Mn 是有利的。但有 Cu 存在时,Mn 与 Cu 可互相促进偏析,而增 大热裂倾向。在 18-8 钢焊接时,加入 Mn 如不致使δ 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δ 相消失,抗裂性就会降低。又如 Si 在 18-8 钢中促使产生δ 相, 可提高抗裂性;而在 25-20 钢中 Si 则强烈偏析,产生热裂。 又如 S、P 是有害的,必须加以限制。但在 18-8 和 25-20 钢中的影响程度不一样,这是由 于 S、P 在δ -Fe 和 γ -Fe 中的溶解度不同所致。S 在δ -Fe 中的溶解度约为 γ -Fe 中的 10 倍。 S、P 在 Ni 中的溶解度均为 0,所以高镍 γ 钢中的 S、P 更易偏析。 (3)焊接工艺 为了减少热裂倾向,从工艺上应采取减少过热和降低应力的措施。 应尽量采用小的焊接热输入和小截面焊道,不应预热,并降低层间温度,以避免焊缝 HAZ 过热粗化,以致使偏析增大。 为了减小热输入,不应过分增大焊速,而应适当降低焊接电流。因为焊速增大,冷速也增 大,于是增大了凝固过程的不平衡性,凝固模式将逐次变化为 FA→AF→A,使热裂倾向增加。 (五)奥氏体钢焊缝的脆化 Cr-Ni 奥氏体钢用于不锈耐蚀条件时,通常都是在常温或不太高的温度(<350℃)条件下 工作。这时对焊接接头的要求主要是耐蚀性,对力学性能无特别要求。但如用于高温条件下, 如是耐热抗氧化钢,主要是防止氧化,对力学性能也无特殊要求。如是短时工作(小于几十小 时)的热强钢,则必须要求焊接接头与母材等强。如是长期工作(105 小时)的热强钢,则要求 接头在保证足够强度的同时,有足够的塑性和韧性。当用于低温条件下,要求接头具有合适的 低温韧性。

奥氏体钢焊缝脆化的原因主要有以下两种: 1.低温脆化 焊缝的组织形态对低温脆性影响很大(如下表)。 1Cr18Ni9Ti 焊缝组织对低温冲击韧性的影响 部位 组织 γ+δ γ γ akU(J/cm2) +20℃ -196℃ 121 178 280 46 157 230 C 0.08 0.15 Si 主要成分(%) Mn Cr 17.6 25.5 Ni 10.8 18.9 Ti 0.16 ----

焊缝 母材(固溶)

0.57 0.44 0.22 1.5

≤0.12 ≤1.0 ≤2.0 17~19 8~12 ≈0.7

为了满足低温韧性的要求,最好不采取 γ +δ 双相组织,即使是单相 γ 组织的焊缝冲击韧 性指标仍低于固溶处理的母材。 研究认为,焊缝中的δ 相因形貌不同,可具有相异的韧性水平。如超低碳 18-8 钢焊缝中的 δ 相,可以球状、蠕虫状和花边条状存在,而以蠕虫状居多数。它对抗热裂有利,但会造成脆 性断口形貌。如提高含 Cr 量(稍大于 20%),获得少量花边条状δ 相,其低温韧性会得到改善, 其值可达常温的 80%。 2. σ 相脆化 ζ 相脆化可出现在 500~900℃长期工作的 γ 钢 中,也可出现在 γ 钢连续多层焊的接头中,由于本 身硬而脆, 而易集中在晶界处, 因此它的产生使母材 和焊接接头塑、韧性急剧下降。一般由δ →ζ 比 γ →ζ 容易一些,且转变速度高好几倍。所以δ 化元素 Cr、Si、Mo、Nb 等均可促使其产生长大。而在稳定 γ 钢焊接时,为了克服高 Mo 的δ 化作用, 提高 γ 化 元素 Ni 和 N 十分有利。在高温加热过程中,如产生 塑性变形或施加应力,也可大大加速 ζ 相析出。如 图 3-16。 图 3-16 是一组试验结果。在低 N(图中 LN,N 为 0.02%)情况下,在图 3-16 中虚线上部区域是出现 ζ 相脆化区域,虚线以下区域无 ζ 相发生,这是 Cr22Ni-Fe-Mo-N 的 TIG 焊接情况。 如果母材含 Mo6% 和 Nil8%(B 点),若用同质焊丝 TIG 焊,焊缝将处 于ζ 相脆化状态。增高 N 量(图中 HN,N 为 0.1%~ 0.2%)时,ζ 相脆化区则移到实线以上区域,即ζ 相脆化减轻。此时母材虽已处于ζ 相脆比区边缘外, 若采用同质焊丝仍不能保证焊缝耐点蚀质量,而不得不采用异质焊丝,必须“超合金化”。如 将焊丝 Mo 量提高到 8.5%,从图 3-16 可见,即使在高 N(HN)条件下,焊丝 Ni 量也应超过 50%。 因为考虑到熔合比作用,所焊焊缝的成分应位于母材(点 B)与焊丝(点 f)的连线上。因此,如果 选用 Ni 基合金焊丝,若含 Ni62%,则必须控制熔合比小于 0.3 才可靠;如果熔合比比较大,焊 缝成分将有落入 ζ 相脆化区的危险,虽然选用了超合金化焊丝,仍难保证避免 ζ 相脆化。 防止措施:①调整焊缝金属合金成分,严格限制 Mo、Si、Nb,适当降低 Cr,并相应提高 Ni。 ②工艺方面,采取热输入量低的焊接方法,焊件避免在 600~850℃作焊后热处理。 已出现 ζ 相的焊件,可以加热到 1050~1100℃保温 1h 后水淬,可使绝大部分 ζ 相溶入 γ 体中,恢复性能。 二、奥氏体钢的焊接工艺特点

奥氏体不锈钢具有优良的焊接性,几乎所有熔焊方法和部分压焊方法都可以使用。但从经 济、技术等方面考虑,常采用焊条电弧焊、气体保护焊、埋弧焊及等离子弧焊等。 1.焊接材料选择 不锈钢及耐热钢用焊接材料主要有:药皮焊条、埋弧焊丝和焊剂、TIG 和 MIG 实芯焊丝以及药芯焊丝。其中由于药芯焊丝具有生产效率高,综合成本低,可自动化焊 接等优点,发展最快,有取代药皮焊条和实芯焊丝的趋势。在工业发达国家,药芯焊丝是不锈 钢焊接生产中用量最大的焊接材料。目前,除了渣量多的药芯焊丝外,也发展了渣量少的金属 芯焊丝。 焊接材料的选择首先决定于具体焊接方法的选择。在选择具体焊接材料时,至少应注意以 下几个问题。 1) 应坚持“适用性原则”。通常是根据不锈钢材质、具体用途和服役条件(工作温度、接 触介质),以及对焊缝金属的技术要求选用焊接材料,原则是使焊缝金属的成分与母材相同或 相近。 2) 根据所选各焊接材料的具体成分来确定是否适用,并应通过工艺评定试验加以验收,绝 不能只根据商品牌号或标准的名义成分就决定取舍。 3) 考虑具体应用的焊接方法和工艺参数可能造成的熔合比大小,即应考虑母材的稀释作 用,否则将难以保证焊缝金属的合金化程度。 4) 根据技术条件规定的全面焊接性要求来确定合金化程度,即是采用同质焊接材料,还是 超合金化焊接材料。 5) 不仅要重视焊缝金属合金系统,而且要注意具体合金成分在该合金系统中的作用;不仅 考虑使用性能要求,也要考虑防止焊接缺陷的工艺焊接性的要求。 2.焊接工艺要点 焊接不锈钢和耐热钢时,也同焊接其他材料一样,都有一定规程可以遵循。 (1) 合理选择焊接方法 不锈钢药芯焊丝电弧焊是焊接不锈钢的一种理想焊接方法。与焊 条电弧焊相比,采用药芯焊丝可将断续的生产过程变为连续的生产方式,从而减少了接头数目, 而且不锈钢药芯焊丝不存在发热和发红现象。与实芯焊丝电弧焊相比,药芯焊丝合金成分调整 方便,对钢材适应性强,焊接速度快,焊后无需酸洗、打磨及抛光。同埋弧焊相比,其热输入 远小于埋弧焊,焊接接头性能更好。 (2) 控制焊接热输入,避免接头产生过热现象 奥氏体钢热导率小,热量不易散失,一般 焊接所需的热输入比碳钢低 20%~30%。 (3) 接头设计的合理性应给以足够的重视 仅以坡口角度为例,采用奥氏体钢同质焊接材 料时,坡口角度取 60°(同一般结构钢的相同)是可行的;但如采用 Ni 基合金作为焊接材料, 由于熔融金属流动更为粘滞,坡口角度取 60°很容易发生熔合不良现象,其坡口角度一般均要 增大到 80°左右。 (4) 尽可能控制焊接工艺稳定以保证焊缝金属成分稳定 因为焊缝性能对化学成分的变动 有较大的敏感性,为保证焊缝成分稳定,必须保证熔合比稳定。 (5) 控制焊缝成形 表面成形是否光整,是否有易产生应力集中之处,均会影响到接头的 工作性能,尤其对耐点蚀和耐应力腐蚀开裂有重要影响。 (6) 防止焊件工作表面的污染 奥氏体不锈钢焊缝受到污染,其耐蚀性会变差。焊前应彻 底清除焊件表面的油脂、污渍、油漆等杂质,否则这些有机物在电弧高温作用下分解燃烧成气 体,引起焊缝产生气孔或增碳,从而降低耐蚀性。 为了保证不锈钢焊接质量,必须严格遵守技术规程和产品技术条件,并应因地制宜,灵活 地开展工作,全面综合考虑焊接质量、生产效率及经济效益。

三、双相不锈钢的焊接性分析 双相不锈钢具有良好的耐应力腐蚀、耐点腐蚀、耐缝隙腐蚀及耐晶间腐蚀性能。与纯奥氏 体不锈钢相比,双相不锈钢焊后具有较低的热裂倾向;与纯铁素体不锈钢相比,焊后具有较低 的脆化倾向,且焊接热影响区粗化程度也较低,因而具有良好的焊接性。但双相不锈钢中因有 较大比例铁素体存在,而铁素体钢所固有的脆化倾向,如 475℃脆性,ζ 相析出脆化和晶粒粗化 依然存在,只是因奥氏体的平衡作用而获得一定缓解,因此,焊接时仍应引起注意。 双相不锈钢焊接的最大特点是焊接热循环对焊接接头组织的影响。无论焊缝或是焊接 HAZ 都会有相变发生,因此,焊接的关键是要使焊缝金属和焊接热影响区均保持有适量的铁素体和 奥氏体的组织。 (一)双相钢焊接冶金特性 铁素体-奥氏体不锈钢是最典型的双相不锈钢,也是近十几年来发展最快的不锈钢种,兼有 奥氏体钢和铁素体钢的优点,已得到广泛应用。 1. 凝固过程 为考察双相钢焊接冶金特点,可参考图 3-17 为 60%Fe-Cr-Ni 合金伪二元相图。设合金名 义成分为 C0,以 Cr30%-Ni10%做为双相钢代表成分。从 Creq、Nieq 考虑,这一合金大体相当 25-5 型双相钢。 显然, 这一合金是以 F 凝固模式进行凝固的, 无γ 相出现, 凝固刚结束为单相δ 组织(图 3-17 中 b~c 间)。继续冷却就会进入γ +δ 两相区(由 c 开始),奥氏体γ 优先形成于铁素体δ 的晶粒 边界以及亚晶界。这样的部位可以富集有稳定奥氏体的元素(Ni、Mn、Cu、N、C)。在平衡条件 下,冷却过程中可以不断发生δ →γ 相变,但由伪二元相图可以推断.在室温时肯定会保留有 相当数量的δ 相,即成为γ +δ 两相组织。

图 3-17

60%Fe-Cr-Ni 的伪二元相图

2. 焊缝金属的组织转变 事实上,所有双相不锈钢从液相凝固后都是完全的铁素体组织,这一组织一直保留至铁素 体溶解度曲线的温度,只有在更低的温度下部分铁素体才转变成奥氏体,形成奥氏体-铁素体双 相组织。 对于焊缝而言,经历了上述的熔化-凝固-冷却相变的全过程。但焊接是不平衡的过程, 冷却中δ →γ 的转变是不可能完全的。因此,室温所得到的二次奥氏体γ 相的数量比平衡时要 少得多。也就是说,同样成分的焊缝和母材,焊缝中γ 相要比母材少得多。例如 Cr22Ni5Mo3N 自溶焊焊缝γ 相只有 30%,而母材原始γ 相为 50%。采用同质焊丝的结果也大体相同。对于 22-5、25-5 型双相钢,焊缝 Ni 量提高到 7.0%~8.5%(N 为 0.13%~0.14%),可保证焊缝γ 相达 40%~60%。所以,对于双相钢焊缝应当用奥氏体化元素(Ni、N)进行“超合金化”为宜。 焊后进行短时固溶处理能有一些改善效果,即可增多一些γ 相,这说明,未能充分转变的 δ 还可再进行δ →γ 转变。可以相信,多次焊接热循环,应能增多一些焊缝中γ 相数量。焊接 时如能适当缓慢冷却,给予δ →γ 转变以机会,降低转变的不平衡性,也应有一定好处。 3. 焊接 HAZ 的组织转变 对于焊接热影响区,在焊接热循环作用下,不仅有冷却相变过程,还有加热相变过程。母 材成材后均经固溶处理,合金 C0(图 3-17)升温加热达到 1100℃左右(点 d)时,可以获得数量 上几乎均等的δ 与γ ,急冷后可将这一相比例固定下来。焊接时的加热过程,使得整个热影响 区受到不同峰值温度的作用,如图 3-18 所示。最高温度接近钢的固相线(此处为 1410℃)。但 只有在加热温度超过原固熔处理温度的区间(图 3-18 中的点 d 以上的近缝区域),才会发生明 显的组织变化。一般情况下,峰值低于固溶处理温度的加热区,无显著的组织变化,δ 相虽有 些增多,但γ 与δ 两相比例变化不大。通常下也不会见到析出相,如ζ 相。超过固溶处理温度 的高温区(图 3-18 的 d-c 区间),会发生晶粒长大和γ 相数量明显减少,但仍保持扎制态的条 状组织形貌。紧邻熔合线的加热区(相当图 3-18 的 c-b 区间),γ 相将全部溶入δ 相中,成为 粗大的单相等轴δ 组织。这种δ 相在冷却下来时可转变形成γ 相,但已无扎制方向而呈羽毛状, 有时具有魏氏体组织特征。因焊接冷却过程造成不平衡的相变,室温所得到的γ 相数量在近缝 区常具有低值。这一γ 相最少的区域宽度决定于图 3-17 中 b-c 区间大小。 为使 HAZ 中δ →γ 转变较为完全,也应适当增大热输入,或进行多层焊。 除相图外,还可利用各种线性关系来判定双相不锈钢焊接 HAZ 和焊缝金属的组织特性。母 材成分或 Creq、Nieq 对 HAZ 能否形成“健全”的δ -γ 两相组织有重要影响。所谓“健全”组 织是指不存在γ -γ 或δ -δ 相界。可用当量指数 B 来衡量: B=Creq-Nieq-11.6 (4-6)

其中

Creq=Cr+Mo+1.5Si(%); Nieq=Ni+0.5Mn+30(N+C)(%)。 B≤7 时 HAZ 可获得“健全”的δ /γ 双相组织。单层焊时虽然 B<7,过热区的γ 相仅在部 分δ 晶界上析出,未形成“健全”的δ +γ 组织,性能不理想。多层焊时,B≤7 是可行的。母材 原始相比例δ /γ 为接近 50/50 时,B≤4 可以获得理想的效果。 (二)双相钢接头的耐蚀性 双相不锈钢,正常焊接条件下,焊接接头的耐蚀性一般不会有问题。它具有优异的耐点蚀 性和耐氯化物应力腐蚀开裂性能, 晶间腐蚀抗力也不低于母材, 但抗 H2S 应力腐蚀开裂性能较差。 表 3-4 给出的是一组试验数据。

1. 耐点蚀性能 点蚀指数 PI=Cr+3Mo+16N 双相不锈钢中含有 Cr、Mo、N 等元素,可使 PI 值增大,明 显地降低点蚀速率, 尤其 N 的作用更为明显, PI 中 N 的系数可以 增大到 30。此外,增大焊接热输入,可提高 HAZ 中的γ 相数量, 也有利于提高耐点蚀性能。 图 3-19 的结果表明,焊接热输入增大,点蚀失重量 mL 降低, 即有利于改善耐点蚀性能。 点蚀指数 PI 为 32.1 的母材远不如 PI 为 34.1 的母材。 在含 N 较高的双相钢中, N 可更明显地降低点蚀 速率,因此,PI 中 N 的系数可以增大到 30。 当热影响区δ /γ 相比例失调,使致δ 相增多而γ 相减少, 出现δ -δ 相界时,常会在这种相界上有析出相存在,如 Cr2N、 CrN 以及 Cr23C6 等,也可能出现ζ 相(氮化物常居主要地位)。 有 Cr2N、CrN 析出的δ -δ 相界面常有点蚀发生,其 部位是紧邻熔合线的过热区。因 N 是奥氏体化元素, 在δ 相中溶解度有限,易呈过饱和状态,并易与 Cr 结合沉淀析出。δ 相越多,越易形成 Cr2N 之类析出 相。而 Cr2N 等的析出,使其周围便会形成贫铬层, 导致沿此部位优先发生腐蚀,并常可形成蚀孔。 当γ 相增多时,N 可向γ 相扩散溶解,而减少氮 化物的形成。因此,不存在δ -δ 界面的健全的δ / γ 两相组织,应具有良好的耐蚀性。从这一点出发, 适当提高 Ni 量,以控制当量指数 B 是有意义的。N 量提高固然可以降低 B 值, 但如 Creq 与 Nieq 匹配不 当时,有可能促使氮化物析出,反而有害。 焊接热输入增大、 缓冷, 可而使γ 相转变充分一 些,增多一些γ 相;另外,慢冷还可使 Cr 能扩散充 分一些,“贫铬层”有可能消失,对防止点蚀有利。 2. 耐应力腐蚀性能 与奥氏体不锈钢相比,双相不锈钢具有强度高, 对晶间腐蚀不敏感和较好的耐点腐蚀和耐缝隙腐蚀

的能力,其中优良的耐应力腐蚀是开发这种钢的主要目的。其耐应力腐蚀机理主要有以下几点: 1) 双相不锈钢的屈服强度比 18-8 型不锈钢高,即产生表面滑移所需的应力水平较高,在 相同的腐蚀环境中,由于双相不锈钢的表面膜因表面滑移而破坏所需的应力较大,即应力腐蚀 裂纹难以形成。 2) 双相不锈钢中一般含有较高的铬、 钼合金元素, 而加入这些元素都可延长孔蚀的孕育期, 使不锈钢具有较好的耐点腐蚀性能,不会由于点腐蚀而发展成为应力腐蚀;而 18-8 型不锈钢中 不含钼或很少含钼,其含铬量也不是很高,所以其耐点腐蚀能力较差,由点腐蚀扩展成孔蚀, 成为应力腐蚀的起始点而导致应力腐蚀裂纹的延伸。 3) 双相不锈钢的两个相的腐蚀电极电位不同,裂纹在不同相中和在相界的扩展机制不同, 其中必有对裂纹扩展起阻止或抑制作用的阶段,此时应力腐蚀裂纹发展极慢。 4) 双相不锈钢中,第二相的存在对裂纹的扩展起机械屏障作用,延长了裂纹的扩展期。此 外,两个相的晶体形面取向差异,使扩展中的裂纹频繁改变方向,从而大大延长了应力腐蚀裂 纹的扩展期。 尽管双相不锈钢对 Cl-介质有优异的耐 SCC 性能和耐点蚀性能, 但因δ 相的存在, 却具有较 大的 H2S 应力腐蚀开裂倾向。H2S 引起的 SCC 在室温拉伸应力作用下就能发生(氯化物 SCC 的产 生温度超过 50℃),且 SCC 均起始于 HAZ 的点蚀坑底,并穿过δ 相。 3.耐晶间腐蚀性能 双相不锈钢与奥氏体不锈钢一样也会发生晶间腐蚀,均与贫铬有关,只是发生晶间腐蚀的 情况不同。 如 00Cr18Ni5Mo3Si2 双相不锈钢在 650~850℃进行敏化加热处理不会出现晶间腐蚀。 当敏化加热到 1200~1400℃时,空冷的试样无晶间腐蚀现象,但水冷时则有轻微的晶间腐蚀倾 向,这是由于加热到 1200℃以上时,铁素体晶粒急剧长大,奥氏体数量随加热温度的升高而迅 速减少。到 1300℃以上温度时,钢内只有单一的铁素体组织且为过热的粗大晶粒,水冷后,粗 大的铁素体晶粒被保留下来,在δ -δ 相界面容易析出铬的氮化物,如 Cr2N 等,在其周围形成 贫铬层,导致晶间腐蚀。 总之,双相不锈钢焊接接头具有优异的耐点蚀性和耐氯化物应力腐蚀开裂性能,晶间腐蚀 抗力也不低于母材,但抗 H2S 应力腐蚀开裂性能较差。接头耐蚀性最不良的部位是近缝区,主要 不是因γ 相本身减少,而是因析出第二相(主要是铬的氮化物)形成了“贫铬”层所致。 改善耐蚀性的措施:①应控制母材相比例,以获得“健全”的δ /γ 双相组织。焊缝金属采 用“超合金化”焊接材料,主要是增加 Ni 和 N。②适当提高热输入,或采取小热输入进行多层 焊。 (三)焊接接头的脆化问题 δ /γ 双相钢因δ 的存在,也就存在铁素体钢固有的脆化倾向,如 475℃脆性、ζ 相脆化及 晶粒粗化脆化。但因有γ 相与之平衡,又大大缓解了这些脆化作用,正常条件下焊接接头的室 温力学性能,均可满足技术条件规定的使用要求。焊缝 金属强度可与母材基本一致,塑性和韧性也可与母材相 匹配。 对于 18-5 型、 22-5 型、 25-5 型双相钢的焊接接头, 铬氮化物的析出对 HAZ 韧性影响很大。 当γ 相的数量 Vγ <30%时,氮化物越多,HAZ 韧性越低下。己知 Vγ 越少, 氮化物析出也越明显。所以归根结底,HAZ 韧性是受δ →γ 相转变支配的。不仅γ 相的数量有影响,γ 相本身 形态也有一定影响。呈魏氏组织特征的γ 相对低温韧性 更为不利。 因此, 双相钢 HAZ 应避免出现氮化物析出相, 并应避免过热而形成魏氏组织特征的γ 。 (四)双相钢焊接接头的抗裂性 一般双相不锈钢δ 相高达 50%左右, 必是 F 凝固模 式, 本应有一定热裂倾向, 因为枝晶间液膜很易润湿δ δ 晶界。但工业中应用双相钢的现场经验表明,这类钢 种是不易产生热裂纹的,完全可与 18-8 系列钢相比拟。

可再看一研究结果,如图 3-20 所示。图中对比了四个钢种的焊缝,两个双相钢(Nol、No2) 和两个普通 18-8 奥氏体钢(No3、No4),各钢成分列于图 3-20 的附表。其中,工业实用双相钢 No1(FN60),其焊缝热裂倾向比 18-8 钢 No4(FN5)的大,而比 l8-8 钢 No3(FN0)的小,居中间地 位。No2 为试验性双相钢(FN80)的焊缝热裂倾向,与 18-8 钢(FN5)相当,而比双相钢 Nol(FN60) 小。双相钢和 FN5 的奥氏体钢均未有 HAZ 热裂纹。 在高应变时,双相不锈钢热裂倾向会增大,这表明实际生产中如果接头的拘束度过大,会 有产生热裂纹的倾向,值得注意。 通常所用的焊接方法(SMAW、TIG、MIG)在现场施工时,焊缝凝固产生的应变水平一般不超 过 2%,如果考察应变ε ≤2%的情况,应认为双相不锈钢的抗裂性能应是满意的。含 Cu1.7% 的双相不锈钢之所以还具有稍大的热裂倾向,研究证明是形成了含 Cu、P 的复杂组成的液膜所 致。Cu 在 Fe 中最大溶解度只有 8%,可形成易熔共晶,共晶温度为 1094℃。所以,Cu 在低 Ni 的双相钢焊缝中易偏析成晶间液膜,润湿δ -δ 而界,从而增大热裂倾向。看来,除非必要,为 保证抗裂性,一般双相钢中以不添加 Cu 为宜。 一般情况下很少见到冷裂纹,除非在高氢气氛中焊接时才会发现氢致裂纹。δ 相越多(> 70%),产生冷裂纹的倾向越大。这是因为氢在δ 中溶解度小,扩散氢量就会多起来,所以,在 高氢条件下,δ 相过多的 HAZ 和焊缝都可能产生冷裂纹。 总之,双相不锈钢具有满意的抗裂性,除非含 Cu 或 S、P 失控。除非高氢,冷裂纹也不会 成为问题。

四、双相不锈钢的焊接工艺特点 1.焊接方法 除电渣焊外,基本上所有的熔焊方法都可以用来焊接奥氏体-铁素体双相不锈钢。常用的方 法为焊条电弧焊及钨极氩弧焊。药芯焊丝由于熔敷效率高,也已在双相不锈钢焊接领域得到越 来越多的应用。埋弧焊可用于双相不锈钢厚板的焊接,但问题是稀释率大,应用不多。 2.焊接材料 采用奥氏体相占比例大的焊接材料,来提高焊缝金属中奥氏体相的比例,对提高焊缝金属 的塑性、韧性和耐蚀性均是有益的。对于含氮的双相不锈钢和超级双相不锈钢的焊接材料,通 常采用比母材高的镍含量和母材相同的含氮量,以保证焊缝金属有足够的奥氏体量。一般来说, 通过调整焊缝化学成分,双相钢均能获得令人满意的焊接性。 3.焊接工艺措施 (1) 控制热输入 双相钢要求在焊接时遵守一定的焊接工艺,其目的一方面是为了避免焊 后由于冷速过快而在 HAZ 产生过多的δ ,另一方面是为了避免冷速过慢在 HAZ 形成过多粗大的 晶粒和氮化铬沉淀。 如果通过适当的工艺措施, 将焊缝和 HAZ 不同部位的δ 含量控制在 70%以下, 则双相钢焊缝的抗裂性会相当好。 但当δ 含量超过 70%时, 在焊接应力很大的情况下会出现氢致 冷裂纹。为避免焊缝中 Ni 含量下降过多,必须阻止 Ni 含量低的母材过多稀释。否则,δ 含量 增加会对焊缝腐蚀抗力、韧性和抗裂能力产生不良影响。 焊接时,焊缝和 HAZ 的冷却时间 t12/8 不能太短。应根据材料的厚度,选择合适的冷却速度。 焊接厚板时,应采用较高的热输入;焊接薄板时,尤其是板厚小于 5mm 时,应采用较低的焊接 热输入。 (2) 多层多道焊 采用多层多道焊时,后续焊道对前层焊道有热处理作用,焊缝金属中的 δ 进一步转变成奥氏体,成为奥氏体占优势的两相组织,毗邻焊缝的焊接热影响区组织中的奥 氏体相也增多,从而使焊接接头的组织和性能得到改善。

(3) 焊接顺序及工艺焊缝 与奥氏体不锈钢焊缝相反,接触腐蚀介质的焊缝要先焊,使最 后一道焊缝移至非接触介质的一面。其目的是利用后道焊缝对先焊焊缝进行一次热处理,使先 焊焊缝及其 HAZ 的单相δ 组织部分转变为奥氏体组织。 如果要求接触介质的焊缝必须最后施焊,则可在焊接终了时,在焊缝表面再施以一层工艺 焊缝,便可对表面焊缝及其邻近的焊接热影响区进行所谓的热处理。工艺焊缝可在焊后经加工 去除。如果附加工艺焊缝有困难,在制定焊接工艺时,尽可能考虑使最后一层焊缝处于非工作 介质面上。

第三节

铁素体钢及马氏体钢焊接

一、铁素体钢焊接 F 不锈钢是具有足够的 Cr,或加一些 F 形成元素(如 Mo、Al、Ti)的 Fe-Cr-C 合金,其中 A 形成元素(如 C、Ni)含量低。它包括普通 F 钢(0Cr13、0Cr13Al、1Cr17、1Cr17 Mo、1Cr25Ti、 1Cr28)和高纯 F 钢(主要限制了钢中的 C+N(≤0.045%,0.015%)含量,如 00Cr18Mo2、 00Cr18Mo2Ti、000Cr30Mo2、000Cr18Mo2Ti)两类。 这类钢在熔点以下加热无相变,所以不能热处理强化。其力学性能、耐腐蚀性能以及包括 焊接性能在内的工艺性能都不如 A 钢。但它的成本低,抗氧化性能较好,而且比 Cr-Ni 奥氏体 钢具有更优越的抗 SCC 能力。所以获得了比较广泛的应用。 (一) 铁素体钢的焊接性 这类钢焊接时的主要问题是晶间腐蚀和脆化。 1. 高 Cr 铁素体钢的晶间腐蚀

高 Cr 铁素体钢晶间腐蚀的产生机理与 A 钢基本相同,但其产生的条件和区域与 A 钢却有所 不同。 由于 C 在 F 中的溶解度远小于在 A 中的溶解度,且在 F 中扩散速度也较大,所以在 F 晶界 更容易形成 Cr 碳化合物而造成贫 Cr 层。即使在快冷条件下,也易出现晶间腐蚀现象。因此高 Cr F 钢从高温(1000℃以上)急冷下来就有了晶间腐蚀倾向。其位置往往在接头熔合线附近。 如果对其在 650~850℃加热缓冷,可使 Cr 向晶界处扩散均匀化,消除贫 Cr 层。故这种退火处 理可提高钢的耐蚀性。 提高钢中 Nb、Ti 等稳定化元素含量可有效地提高钢的耐蚀性。 2. 铁素体钢接头的脆化 F 钢存在粗晶脆化,475℃脆化和 ζ 相析出三种脆化现象。(也有高温析出 C、N 化物的脆 化) F 钢焊接时,由于没有二次相变过程,所以焊缝及近缝区的晶粒长大比较严重,其长大的程 度与加热的最高温度和停留时间相关。一旦粗化,无法用热处理的方法来改善。粗化的结果使 接头的韧性下降而脆化,很容易在此处形成裂纹。 475℃脆性是 F 钢的重要问题之一。当钢在 350~550℃长时间加热或缓冷时易出现。Cr 及 杂质含量越高,这种脆化越严重。 在 500~900℃长期加热,会产生 ζ 相析出脆化(过程进行较慢)。对焊后状态影响不大。 (二)铁素体钢的焊接工艺特点(普通 F 钢) 1.焊接材料的选择 焊接材料可以是和母材成分相近的铁素体型, 也可以是异质的奥氏体型。采用同质焊接材料时, 焊缝呈粗大的 F 组织,韧性很差。为了改善性能, 应尽量限制杂质含量,提高其纯度,同时进行合理 的合金化,如加入 Ti、Nb 等细化晶粒元素。当不 易进行预热或焊后热处理时, 可采用普通 A 钢焊接 材料。 2.预热 普通 F 钢室温韧性很低, 为了提高接头的韧性, 改善其抗裂性,一般焊前应采取低温预热,T0 一般 希望在 150℃以下,且随母材 Cr 含量的提高而增 加。因为过高的预热温度可能会促使粗晶粒脆化和 475℃脆性。 3.焊接规范 焊接时,为了减少晶粒长大,应选用小电流、快焊速的小热输入,并注意不要连续焊接时 间过长。多层焊时应把层间温度控制在略低于预热温度范围。 4.焊后热处理 对 F 钢焊后进行 650~850℃的热处理是很重要的。一般是空冷退火处理。这种处理除了不 能使已经粗化的晶粒重新细化之外,对恢复 F 钢的耐 蚀性和力学性能总是有益的,可使接头组织均匀化, 提高塑性和耐蚀性。 在 900℃以上加热水淬可消除 ζ 相脆化, 并可使 F 组织均一化;在 600~700℃加热保温后空冷可消除 475℃脆化。 超高纯高铬 F 钢,接头有很好的δ 、ak,不需预热 和焊后热处理,可采用同质或 γ 焊材氩弧焊,同时要 防止焊接过程污染,以免增加焊缝 C、N、O 水平。 二、马氏体钢的焊接 (一)马氏体钢的类型 1. 普通 Cr13 钢 通常所说的 M 钢大多指这一类。 如 1Cr13、 2Cr13、

4Cr13。经高温加热后空冷就可淬硬,一般均经调质处理。主要用作不锈钢,但耐蚀性随含碳量 增加而明显下降。 2. 热强 M 钢 以 Cr12 为基的多元复合金化 M 钢。如 1Cr12WMoV、1Cr12Ni3MoV、2Cr12MoV 等。经高 温加热后可空冷淬硬,一般均经调质处理。由于 W、Mo、V 的加入,可用于高温,所以主要用 作热强钢。Cr9 系――9Cr1MoVNbN 3. 超低碳复相 M 钢 超低碳复相 M 钢是一种新型 M 高强钢。其成分特点是,含碳量低 C﹤0.05%,含 Ni 量 4~ 7%及少量 Mo、Ti 或 Si。典型钢种有:0.01C-13Cr-7Ni-3Si,0.03C-12.5Cr-4Ni-0.3 Ti, 0.03C-12.5Cr-5.3Ni-0.3Mo。这种钢经淬火回火处理后,得到 M+γ’(逆转变 γ)复相组织,从而 获得高强度、高韧性,如表 3-6 所示。也可在淬火状态下使用,因为得到的低碳 M 并无脆化性。

含 Ni4%以上的超低碳合金钢淬火后形成低碳 M,经回火加热至 As(低于 AC1)以上时, 发生 M→γ’的逆转变。As 为逆变开始温度。因为并非在 AC1 以上发生转变形成的 γ ,也不同于 残余 γ,所以将其称为 γ’(逆转变 γ)。γ’富 C 富 Ni,因而很稳定。冷至-196℃也不会发生 M 转 变(除非经冷作变形),为韧性相。因回火后得到超细化的 M+γ’组织,所以称之为“超低碳复 相 M 钢”。 这类钢的特性与析出硬化 M 钢很相似,淬火形成的 M 不会导致硬化,如图 3-23 曲线 3 所 示。 (二)马氏体钢的焊接性 除超低碳复相 M 钢外(无淬硬倾向,具有较高的δ、Ak,且对焊接热循环不敏感,宜采用 同质焊材,焊后超微细复相化处理),常见 M 钢的焊接性与调质的低、中合金钢类似。主要问 题是冷裂纹和脆化。 材料的淬硬性是产生冷裂纹的根本原因之一, M 钢在空冷条件下即可淬硬。 母材含碳量越高, 焊件厚度越大以及焊接接头拘束度越大,则冷裂倾向越大。 另外,M 钢的导热性差,焊接时的残余应力较大,再加上 H 的作用,就很容易产生冷裂纹。 M 钢具有较大的晶粒粗化倾向。由于成分的特点,使得 多数 M 钢的组织处于 Schaeffler 图上 M 和 M+F 的边界上。 在冷速较小时, 近缝区就会出现粗大的 F 和碳化物组织, 使 钢的塑性、韧性显著下降;如冷速较大时,产生粗大的 M 组织,也使塑性、韧性下降。 此外,M 钢具有回火脆性,这也是在焊接过程及焊接前 后热处理时应注意的问题。 由于 M 钢是热处理强化钢,因此,HAZ 出现软化的问题 同样存在。图 3-24 所示。 (三)马氏体钢的焊接工艺特点 各种焊接方法均能焊接 M 钢。 调质低、 中合金结构钢的 焊接原则也适应于 M 钢焊接。 为了获得优质的焊接接头, 以 下两点还须注意: 1. 焊接材料的选择 为了保证使用性能的要求,焊缝成分应力求接近母材成分(这时焊缝和 HAZ 会同时硬化变 脆,为防止冷裂,常需预热和焊后热处理)。为防止冷裂纹也可采用 A 钢焊缝,但这时焊缝强

度低于母材,而且由于接头材质不均匀,焊缝与母材的膨胀系数也不相同,在循环温度下工作 时,在熔合区产生的切应力可能导致焊接接头的提前破坏。 对于简单的 Cr13 马氏体钢,焊缝成分一般都与母材基本相同,但必须限制 S、P 均不大于 0.015%,Si 不大于 0.3%。因为 Si 在 M 钢焊缝中能促使形成粗大的 F。焊缝中存在少量的 Ti、 N、Al、Nb 等可以细化晶粒并降低钢的淬硬倾向。如采用 CO2 焊,焊丝中应添加 Ti、Mn 加强脱 氧。如 2Cr13 钢用 H08Cr14MnTi 焊丝。 对于 M 热强钢,应使焊缝成分接近于母材。在调整焊缝成分时,必须保证焊缝不出现一次 F 相,以防损害焊缝性能。M 热强钢的主要成分多为 Mo、Nb、W、V 等 F 形成元素,为保证焊缝成 分为均一的 M,必须要加入适量的 C、Ni、Mn、N 等 A 形成元素,以平衡较多的 F 化元素,以免 出现块状或网状的 F 组织,降低其韧性。在调整化学成分时还应注意 M 点 Ms 变化带来的影响。 Ms 点越低,对冷裂越敏感,也易产生较多的残余 γ ,对力学性能不利。增加 C、Mn 含量,可显 著降低 Ms 点。 2. 焊前预热及焊后热处理 预热是防止冷裂纹的重要措施,钢的淬硬倾向及拘束度越大,所要求的预热温度越高,一 般为 150~400℃(具体似钢种、板厚、拘束度而定)。过高的预热温度,在接头中会引起晶界 碳化物沉淀和形成 F,对韧性不利。尤其是焊缝含碳量偏低时,对焊缝影响更大。这是因为易形 成粗大 F 组织,且仅通过高温回火不能得到改善,必须进行调质处理才能解决。例如对 1Cr12WMoV(F11)钢, 薄壁结构采用 150℃预热即可, 当厚度大于 25mm 时, 则需预热 300~400℃。 焊后热处理是改善性能的又一重要措施,M 钢一般在调质状态下焊接,因此,焊后只需回火 处理,其温度低于母材调质的回火温度。对于高温使用的焊接结构,常采用较高的 Tm,对于耐 蚀的结构,应进行较低温度的消应力退火。多元合金化的 M 钢,不允许焊后立即回火,而是在 焊后冷却到一定温度下稍做保温(100~150℃×0.5~1h),然后立即升温进行回火处理,因为 在焊接过程中 A 尚未完全转变,如果焊后立即回火,就会发生 γ →P 转变和碳化物沿 γ 晶界沉 淀,这种组织是很脆的;但如果等冷却到室温后再进行回火,就有产生冷裂纹的危险。 M 钢焊接时应适当提高焊接热输入,以减小冷裂倾向。但必须防止晶粒粗化现象。 第四节 珠光体钢与奥氏体钢的焊接 本节涉及的是异种钢焊接问题。 异种钢焊接较同种钢焊接要复杂得多, 而且结合形式也较多 (P-M、F-M、P-A,钢与有色金属、异种有色金属。接头:不同母材连接、相同母材而焊缝不同、 复合金属板)。本节仅就 P 钢(包括 C 钢、低合金结构钢、Cr-Mo 珠光体耐热钢等)与 A 钢焊接 加以讨论。 一、P 钢与 A 钢的焊接性分析 由于 P 钢与 A 钢的化学成分及热性能的差异大,焊接这两种钢组成的接头时,主要的特殊 问题是母材对焊缝的稀释作用,在毗邻 P 钢一侧的熔合区形成过渡层和扩散层,以及焊接接头 中的应力分布状态。 (一) 焊缝成分的稀释 P 钢与 A 钢组成接头时,焊缝金属由两种不同类型的母材金属及填充金属熔合而成。由于 P 钢母材的合金元素种类及含量都较 A 钢母材少,所以对整个焊缝金属而言,它具有冲淡焊缝金 属合金组成的作用,即所谓的稀释作用。其结果会造成焊缝中 A 形成元素含量不足,以至引起 焊缝中出现 M 组织,从而使接头质量低劣,甚至引起裂纹。 焊缝的成分和组织与填充金属成分和熔合比有关。所以可依靠高合金焊接材料的选用和适 当控制熔合比,来控制 P 钢对焊缝的稀释率。根据母材和填充金属成分及熔合比,利用 Schaeffler 图可较直观地估算出焊缝金属的成分和组织类型。 以低碳钢与 18-8 钢为例说明。 1. 在 Schaeffler 图上找出低碳钢和 18-8 钢当量成分的对应点 m、s,在不加填充金属时, 如二侧母材的熔化数量相等,这时焊缝的成分和组织应为 m、s 连线的中点 a,其组织为 100%M, 显然不会要求。

2. 把 a 看作待焊母材,具有 a 成分的母材与填充金属熔合后构成焊缝金属。如选用焊条 E1-23-13-15(A307)或 E2-26-21-15(A407)作填充材料,其对应成分点为 f 和 f’,则焊缝金属 的组成应落在 af 和 af’连线上。其组成百分比决定于熔合比。af’连线处于 M、M+A、A 区, 对焊缝抗裂不利,故相应于 f’成分的焊条 A407 不宜采用。在 af 连线上 d 点是分界点。ad 段 处于 M、M+A 和 A 区,而 df 段处于 A+F 双相组织区,是较为理想的焊缝组织,故可采用 A307 焊条,但要控制熔合比在 0.3 以下,使焊缝组织处于 df 段。如焊条金属也为 18-8 型(s 点), 则焊缝金属的组成必在 as 连线上,只有熔合比小于 0.15 时,方可避免焊缝出现 M 组织。 可见,正确选择超合金化的焊材和适当控制熔合化,才能使异种钢焊接时的焊缝成分合理。 应当指出:P 钢和 A 钢焊接时,由于电弧偏吹现象的存在,P 钢的熔化量要大一些,图中 a 点的位置要左移一些。因此熔合比的限制就要更严格一些。 另外,在采用 A307 焊条时,熔合比也不可过小,否则焊缝组成靠近 f 点,使组织中的δ 相 偏多,易导致 ζ 相脆化。因此多层焊时,除了第一层打底焊道外,其余焊层可用 Cr、Ni 含量低 的焊条施焊,如 E0-19-10-15(A102)也许就可适应。 (二) 凝固过渡层的形成 以上提到的焊缝化学成分是指焊缝中间部位的平均成分。在靠近焊缝边界(熔合线)处, 由于焊缝和 P 母材的成分差异很大,而且施焊时熔化的填充金属和母材在熔池内部及边缘的混 合程度不同,所以在熔池靠近焊缝边界很窄范围内存在一个“不完全混合区”。其特征是化学 不均匀性很大,明显有成分浓度梯度存在。母材与填充金属成分差异越大,不完全混合区越明 显,浓度梯度越显著。因为这种成分上的过渡变化区是熔池凝固特征造成的,故称为凝固过渡 层。过渡层宽度一般为 0.2~0.6mm,它的宽度与结晶条件有关,增大焊接电流会使过渡层宽度 减小。 另外,越接近 P 钢一侧的熔合线,P 钢的稀释作用越强烈,过渡层中的 Cr、Ni 量也越少, 过渡层将为 M 或 M+A 组织,从而出现了脆性组织过渡层(有时也称为 M 脆性过渡层)。一般提 高焊缝中含 Ni 量,对减小脆化层宽度和脆化程度是有利的。

(三) 碳迁移过渡层的形成 异种钢在焊接过程中(特别是多层焊时),或焊后接头在热处理及高温运行过程中,P 钢一 侧的 C 越过异相界面向高合金焊缝中迁移,从而在界面两侧形成脱碳层和增碳层,总称为碳迁 移过渡层。由此造成的性能变化,对接头十分有害,易在此部位造成破坏。 产生碳迁移的原因: ①碳在钢中的扩散能力强,较其它 Me 大 104~106。 ②碳在 α -Fe 中的扩散系数比在 γ -Fe 中大。 ③碳在液态铁中的溶解度大,在固态铁中的溶解度小。 ④碳在 γ -Fe 中的溶解度大,在 α -Fe 中的溶解度小。 ⑤γ 焊缝中含有较高的碳化物形成元素(Cr、Mo、V、Ti 等)。 减小碳迁移过渡层的措施: ① 采用稳定 P 钢作母材,母材中含强碳化物形成元素,能把碳固定在稳定碳化物中。 ② 向焊缝中添加增大 C 活度系数的元素(如 Ni、Si),可减小迁移过渡层。 -3 ③ 从 C 扩散迁移角度看, 异种钢焊后不宜进行热处理。 回火参数 LMP=T(tgt+20)×10 越大, 脱碳层及增碳层宽度也越大。

(四) 残余应力的形成 异种钢焊接时,由于两种钢的线胀系数相差很大(γ 钢比 P 钢大 20~30%),这样,焊后 会出现较大的残余应力,而且这种应力不能通过焊后热处理来消除。 图 3-29 为异种钢接头熔 合区附近的焊接残余应力特征。焊态时,为 γ 焊缝承受拉应力,P 母材受压应力。焊后回火只 能使残余应力重新分布,而分布特征不变。

异种钢接头在高温下运行时也会产生 很大的热应力。特别是在循环温度下工作 时,接头受交变热应力作用,而在 P 钢一侧 熔合区中产生热疲劳裂纹,沿脱碳层扩展, 导致接头在短期内破坏。 为了减小热应力的 影响, 在结构设计上就应使异种钢接头避开 温度交变剧烈的区域, 或选择线胀系数介于 P 钢与 A 钢之间的合金作焊接材料,以减轻 热应力的产生。 为避免母材金属的稀释作用引起焊缝 金属的脆化,P 钢与 A 钢焊接时一般都选择 Cr-Ni 奥氏体钢填充金属,形成 A(有时还 有少量 F)焊缝组织。这样凝固过渡层和碳 迁移过渡层就只在 P 钢母材一侧的熔合线附 近形成, 因此这里就是整个接头的最薄弱部 位。 尽管二过渡层的产生部位相同,但二者的成因和影响是不同的。产生凝固过渡层的根源是 母材对焊缝的稀释作用。而碳迁移的原因是熔合线两侧金属对 C 的溶解度和亲和力存在着差别 所致。凝固过渡层是在焊缝凝固过程中快速形成的。而碳迁移过渡层只有在已焊成的接头经受 热处理保温或长期高温工作时,才能逐渐形成。 二、异种钢焊接工艺措施 (一)隔离层堆焊法 1. 一般的堆焊层:在 P 钢坡口面上先堆一层 25-13 型之类的 A 金属隔离层。使最易出现 问题的那部分焊缝在拘束度极小的情况下完成。 隔离层堆焊完成并经检验后, A 钢与隔离层间的 连接,就成了 A 之间的焊接,只要选用适当的 A 钢填充金属和普通工艺进行焊接。 应避免在 A 钢上先熔敷 P 钢隔离层,因为这样可导致形成脆硬的 M 组织焊缝。 2. 防止碳迁移的堆焊层:先在 P 钢的坡口面上用 V、Nb、 Ti 等含量较高的焊条堆焊第一隔离层, 然后用适当的 A 焊条堆焊 第二隔离层。如 2.25Cr1Mo 与 1Cr18 Ni9Ti 异种接头,先用 2.25Cr1MoNb 焊条在 P 钢坡口面上堆第一隔离层,然后用 A 钢焊 条再堆第二隔离层。 (二)直接施焊法 利用高合金焊接材料直接施焊异种钢接头, 应设法尽量减小 P 钢母材在焊缝中的比例,如采用小电流、高焊速,采用细焊条 或细焊丝,厚板开 U 形坡口等。多层焊时的根部焊缝应选用 A 能 力强的填充材料。 (三)“过渡段”的利用 1. 防止碳迁移的过渡段。选用含 V、Nb、Ti 量较高的一般 P 钢作为过渡段,分别与 P 钢和 A 钢连接,与 A 钢的连接可选用 隔离层堆焊法或直接施焊法。 2. 简化工地施工的过渡段。在车间有利条件下,先焊成一 个短的 P 钢与 A 钢异质接头过渡段(或在 P 钢母材一端焊一个短的 A 钢过渡段),在工地上只 进行同质接头的施焊。 三、复合钢的焊接特点 复合钢板是以复合轧制法在 P 钢板基础上覆以其它金属或合金板层的双金属板,常见复合 钢板为不锈钢,Cr18Ni9Ti,Cr18Ni2Mo2Ti 或 Cr23Ni28Mo3Cu3Ti 等,主要满足腐蚀性能要求, 厚度一般为总厚度的 10~20%,通常处于容器内侧。P 钢板一般较厚,用以满足强度和刚度要 求。

复合钢结构的焊接施工有两种方式:①先从基体一侧开始焊。②先从覆层一侧开始焊,其 坡口形式如图 3-31。

一般采用先焊基体后焊覆层的施焊方式,焊接覆层可采用铲根焊覆层或预加工焊覆层。图 3-32 及图 3-33 所示。

焊接材料:基体与覆层可分别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 A 填充金属。 若复合钢的基体较薄时,可采用与覆层成分相近的填充金属焊接整个接头。


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