各类高合金不锈钢的焊接性，可利用图8-13所示的组织相图作如下概括的描述。在奥氏体钢区域，共晶线以上因以奥氏体结晶，热裂纹倾向较高，在共晶线以下以δ铁素体结晶，对热裂纹不敏感。在双相组织区，钢在500～900℃温度范围内具有σ相脆变的倾向。在马氏体钢区，在400℃以下敏感于淬火裂纹，在铁素体铬钢区，当加热到1150℃以上温度时，钢具有晶粒长大倾向。

图8-13 用于评价高合金不锈钢焊接性的组织状态图

1.铁素体不锈钢的焊接性

铁素体高铬不锈钢的焊接特点是对高温热作用比较敏感，在焊接热影响区内容易形成粗晶区，从而降低了接头的塑性和韧性。在焊接厚板和高拘束度接头时，可能导致焊接裂纹。

在铁素体铬钢焊接时，为获得无裂纹且各项性能与母材相当的焊接接头，应从焊条选择和焊接工艺两方面解决好下列问题。

（1）焊接接头的耐蚀性 高温加热对不含稳定化元素的高铬铁素体不锈钢晶间腐蚀倾向的影响不同于铬镍奥氏体不锈钢。如果将高铬铁素体不锈钢加热到950℃以上再冷却，则其耐蚀性急剧下降，即产生敏化。而在700～850℃短时退火处理，耐蚀性就可恢复。铁素体不锈钢的焊接热影响区也会受到焊接高温加热的作用而产生敏化。在强氧化性酸中，会在近缝的高温区产生晶间腐蚀。

铁素体不锈钢一般以退火状态供货，其组织为固溶微量C和N的铁素体，以及少量均布的碳化物和氮化物，具有较高的耐蚀性。在加热温度低于900℃的焊接热影响区，组织较为稳定，不会产生碳、氮化合物的析出；而在高于900℃到1200℃的区域，碳、氮化合物大量溶解。冷却过程中，约在900℃以下的温度，过饱和的碳和氮以化合物的形式析出而引起贫铬现象。碳和氮在铁素体中扩散速度相当快，即使是急速冷却，也不能抑制碳化物和氮化物的析出，因而在紧靠熔合线的高温区产生了不同程度的敏化。

在高铬铁素体不锈钢中，碳和氮对钢材晶间腐蚀倾向的影响是等效的，在评定钢材和接头的耐蚀性时，应考虑其总含量的影响。为提高铁素体不锈钢的耐蚀性，应降低其碳、氮总含量。例如w（C＋N）＝1.8×10^－4的Cr28钢，可通过水淬阻止碳、氮化合物的析出而提高耐蚀性。如C＋N总含量超过了其在铬铁素体中的溶解度，且不含稳定化元素，则焊接热影响区的高温段将敏感于晶间腐蚀。

铁素体不锈钢中的Cr含量对钢的耐蚀性有明显的影响。随着铬含量的增加，其在铁素体中的扩散速度加快，而C和N的扩散速度相对降低；但随着Cr含量的增加，接头的塑性有所下降。

在铁素体铬不锈钢中，加入Ti或Nb等稳定化元素，能可靠地防止焊接热影响区的晶间腐蚀。Ti的加入量为C＋N总含量的6～8倍；Nb的加入量为C＋N总含量的8～11倍。这种稳定型铬不锈钢，从1150℃高温空冷或水冷，都能遏制对晶间腐蚀的敏感性。

在12Cr17钢中加入适量的钛，不但可改善焊接热影响区抗晶间腐蚀的性能，而且可稳定铁素体组织，防止马氏体的形成。

（2）焊接接头的塑性和韧性 铁素体高铬不锈钢具有高温热脆倾向。焊接接头被加热到1000℃以上的近缝区，冷却后塑性和韧性会明显降低。如将接头在760～800℃温度下退火处理，其韧性可得到部分恢复。这种高温热脆倾向主要与钢中的C＋N含量有关。对于铁素体不锈钢焊接接头，冷却速度越快，塑性越低。空冷或缓慢冷却，则塑性提高。如将铁素体不锈钢的w（C）降低到0.01％，w（N）降低到0.015％，则无论是快冷或空冷，钢材均具有较好的塑性，其伸长率可达到30％以上。

铁素体铬不锈钢还具有475℃脆性和σ相脆化的倾向。这种钢在650～850℃长时间加热时，部分铁素体可能转变为脆性的σ相，从而降低了钢材的韧性。焊接过程中高温区的短时加热不会促使σ相的形成。铁素体铬不锈钢在500℃左右温度下长时间加热，会出现475℃脆变。σ相是一种Fe-Cr金属间化合物，与在上述温度下长时间加热，铬的高速扩散而形成富铬区有关。而475℃脆变是σ相析出前期沉淀硬化的结果。

在铁素体铬不锈钢的焊接中，还应注意热影响区马氏体的局部形成。某些铁素体铬不锈钢，如12Cr17钢，虽然各合金元素在标准规定的范围之内，但当C、N含量偏上限时，可能导致奥氏体在高温区沿晶界形成，冷却后转变为马氏体，使接头的韧性下降。焊后退火处理可使这类马氏体转变为铁素体，并促使碳化物球化，改善了接头的塑性和韧性。

由此可见，为确保铁素体铬不锈钢焊接接头的质量，必须严格限制母材和焊缝金属中的C、N含量，避免过热；焊后进行适当的热处理，防止在敏化温度区间长时间地加热。

2.奥氏体铬镍不锈钢的焊接性

奥氏体铬镍不锈钢具有较好的塑性和韧性，无淬硬倾向。焊条电弧焊焊接的接头在焊后状态具有优良的综合力学性能。通常焊前不必预热，焊后无需热处理，焊接工艺较为简单。但奥氏体钢不发生二次相变，初生柱状晶体比较发达，故对焊接热裂纹比较敏感，尤其是采用高热输入焊接时，热裂问题更为突出。奥氏体铬镍不锈钢熔焊时，可能在焊缝金属和热影响区内发生组织和性能的变化，并由此引起接头耐蚀性的下降和热裂倾向。

（1）焊接接头的耐蚀性 奥氏体铬镍不锈钢焊接结构，绝大部分用于腐蚀介质工况，焊接接头的耐蚀性是考核接头工作可靠性最重要的质量指标。其焊接工艺的主要任务是确保接头的耐蚀性。各种奥氏体铬镍钢焊接时，在焊接高温的作用下，可能发生不利的冶金反应和组织变化，从而导致焊缝金属和热影响区耐蚀性的降低。

1）焊缝金属的晶间腐蚀。在不含稳定化元素的18-8型铬镍奥氏体钢中，碳化铬可能在500～900℃温度范围内析出。多层焊道焊接过程中的重复加热，就可能使碳化铬沿奥氏体晶界析出。由于碳的扩散速度比铬高，在碳化铬附近区域，会造成铬含量不足而形成贫铬区，因此经受重复加热的焊缝表面，如与腐蚀介质接触，就可能产生晶间腐蚀。主要的防止办法是采用w（C）≤0.03％的超低碳焊条，或以Nb稳定的奥氏体钢焊条。焊后将焊件进行固溶处理，也可取得相似的效果。但对于大型焊件，固溶处理较困难，且不很经济。

2）热影响区的晶间腐蚀。焊接热影响区存在一段敏感于碳化铬析出的区域，即被加热到500～900℃温度的区域。此区域的宽度和受高温作用的时间取决于所选用的焊接热输入和焊接顺序。防止热影响区晶间腐蚀的主要工艺措施是加速焊接区的冷却速度，尽量缩短热影响区在高温的停留时间。如焊件受结构所限，难以实施上述措施，则应在焊件的设计阶段，选用Ti或Nb稳定型奥氏体不锈钢，或超低碳不锈钢。

如前所述，在Nb或Ti稳定的奥氏体不锈钢焊接接头中，紧靠熔合线的过热区，在一些不利条件的作用下，可能出现所谓刀状腐蚀。防止这种腐蚀的最根本办法是选用超低碳稳定型奥氏体不锈钢，使NbC和TiC在近缝区内，即使被全部溶解，也不会导致碳的偏聚而形成碳化铬，从而保证了整个接头的耐蚀性。其次，可从接头设计和焊接顺序上采取相应措施，使与腐蚀介质接触的一面焊缝，不经受敏化温度的重复加热。图8-14示出一种双面焊接接头，最后焊接与腐蚀介质相接触的焊缝，可以防止接头产生刀状腐蚀。

（2）奥氏体钢焊接接头中的热裂纹 奥氏体铬镍钢焊条电弧焊时，按母材和焊缝金属的成分，在焊接接头中可能出现不同形式的热裂纹，并可分为结晶裂纹、液化裂纹和高温低塑性裂纹，如图8-15所示。

图8-14 防止接头刀状腐蚀的焊接次序

1—第一道焊缝不接触腐蚀介质

2—第二道焊缝接触腐蚀介质

图8-15 奥氏体铬镍钢焊接接头中的热裂纹形式

结晶裂纹是焊接熔池初次结晶过程中形成的，沿初次结晶晶界的裂纹。当焊接熔池尺寸较大时，多半沿焊缝结晶中心线产生。在焊缝末端的弧坑内，往往会出现放射形的结晶裂纹。

液化裂纹出现于紧靠熔合线的高温过热区，裂纹尺寸较小，一般肉眼不易发现。

高温低塑性裂纹是奥氏体钢焊缝金属在固相线以下温度连续冷却时，塑性急剧下降引起的晶界裂纹。

1）焊缝金属中的结晶裂纹。焊缝金属中结晶裂纹形成的原因可归结为以下几点：

①焊缝金属中低熔点共晶相的存在。按照合金初次结晶的规律，纯度较高的合金最先结晶，而低熔点共晶体则最后凝固。铬镍不锈钢焊缝金属中可能形成低熔点共晶的元素有：C、Si、S、P、Nb、Ni、Sn、Sb等。如焊缝金属中这些元素的含量较高，就可能在结晶后期以低熔点液膜的形式存在于奥氏体柱状晶体之间。当焊接熔池继续冷却而产生收缩时，被液膜分隔的晶体边界就会被拉开而形成宏观裂纹，其形成过程如图8-16所示。

②焊缝金属在结晶过程中经受应变的作用。如果焊缝金属在结晶过程中经受的应变速率高于低熔共晶体的凝固速度，就必然会产生裂纹；反之，将不会出现裂纹。

③焊接熔池初生晶体长大的方向。如果焊接熔池按照图8-17b、c所示的方式结晶，则低熔点液膜将被夹在正长大的柱状晶体之间，或夹在从两面相对增长的晶面之间。这样，正在结晶的焊缝金属初生柱状晶体，很容易被焊缝收缩应力拉开而形成裂纹。如果焊接熔池按图8-17a所示的方式结晶，则低熔点液膜将被正在长大的晶体推向熔池顶部，而不会嵌于柱状晶体之间。在这种情况下，即使焊缝的收缩应力较高，也不易产生结晶裂纹。

④奥氏体铬镍钢焊缝金属的结晶模式。奥氏体钢焊缝金属按合金成分的不同，可能有三种结晶模式：第一种是全奥氏体结晶模式；第二种是先奥氏体＋δ铁素体结晶模式，即先结晶形成奥氏体，然后在晶界处析出δ铁素体；第三种是先δ铁素体＋奥氏体结晶模式，即先析出δ铁素体，然后形成奥氏体＋δ铁素体组织。

图8-16 焊缝金属和熔合区结晶裂纹的形成过程

a）偏析膜液化 b）母材热裂纹 c）焊缝和母材中的热裂纹

T₁—晶体固相线温度 T₂—偏析膜固相线温度

图8-17 焊接熔池结晶方式对结晶裂纹形成的影响

a）共生结晶方式 b）、c）对生结晶方式

在这三种结晶模式中，按先δ铁素体＋奥氏体结晶模式结晶的焊缝金属，其抗结晶裂纹的能力最高；而按全奥氏体结晶模式结晶的焊缝金属，抗热裂性能最低。当焊缝金属按前一种模式结晶时，由于发生δ＋L→γ反应，产生晶界的迁移，原在枝晶边界偏聚的低熔点杂质，被γ相晶粒所包围，而δ铁素体对S、P、Si等偏析元素有较高的溶解度，大大降低了低熔点液膜的数量，从而提高了焊缝金属的抗热裂性。按先奥氏体＋δ铁素体模式结晶的焊缝金属中，δ铁素体在结晶后期，在奥氏体晶界上形成，产生了分隔低熔点液膜的作用，同时，δ铁素体也能固溶一定量的低熔点杂质元素，其抗热裂性优于按全奥氏体模式结晶的焊缝金属。

奥氏体铬镍钢焊缝金属的结晶模式主要取决于它的铬当量与镍当量之比。当Cr_eq/Ni_eq的比值为1.47～1.58时，焊缝金属以先δ铁素体＋奥氏体的模式结晶；当Cr_eq/Ni_eq之比在1.14～1.24范围内时，则以全奥氏体模式结晶；当此比值处于中间值时，则以先奥氏体＋δ铁素体模式结晶。目前通用的铬、镍当量计算公式如下：

2）液化裂纹。液化裂纹起源于紧靠焊缝熔合线的母材，或前道焊缝被次层焊道加热到接近于熔点的高温热影响区。在这些部位，奥氏体晶体本身未熔化，而晶界的低熔点共晶则已完全熔化而形成液膜。当焊接熔池自液态冷却时，如果这些低熔点液膜未完全重新凝固之前，热影响区已受到较大的应变，就可能使晶界开裂。液膜的熔点（664～1190℃）越低，凝固的时间越长，则液化裂纹的倾向越高。另外，由焊接热输入决定的近缝区在高温停留的时间越长，产生裂纹的概率越高。图8-16b示出奥氏体铬镍钢焊接接头液化裂纹形成部位。从中可见，液化裂纹也可能与焊缝金属的枝晶间裂纹贯通成宏观裂纹。

奥氏体铬镍钢焊接接头的液化裂纹归因于母材晶间低熔点共晶物的存在。母材的C、S、P、Si的含量超标，或在标准规定范围的上限，就有出现液化裂纹的危险。全奥氏体钢，由于晶界杂质偏析严重，与其他类型的铬镍钢相比，液化裂纹的倾向较大。在多层多道焊缝中，如果焊缝金属内S、P、C等杂质含量较高，则液化裂纹也可能在重叠焊缝的交界处产生。

3）高温低塑性裂纹。奥氏体铬镍钢焊接接头中的高温低塑性裂纹，是在焊接熔池凝固后，焊缝和热影响区自固相线以下温度继续冷却时，晶界多边化过程中形成的晶间裂纹。在铬镍奥氏体钢焊缝金属中，晶界的多边化过程会加剧晶界和晶内的物理不均一性，使材料的高温塑性急剧下降，导致晶界在焊接应力的作用下开裂。高温低塑性裂纹多半产生于纯净度较低，晶界物理不均一性较严重的铬镍奥氏体钢焊缝金属中。

（3）焊接热裂纹的防止措施 为防止奥氏体铬镍钢焊接接头中的热裂纹，可从焊接冶金和焊接工艺两方面采取下列措施。

1）严格控制C、S、P、Si等杂质含量。奥氏体铬镍钢焊接接头中的热裂纹，无论是结晶裂纹、液化裂纹，还是高温低塑性裂纹，都是与材料本身所含的低熔点共晶体的偏聚以及晶界的物理和化学不均一性有关。因此防止热裂纹的根本措施是，严格控制不锈钢母材和焊条中C、S、P、Si等杂质含量，提高材料本身的纯净度。对于厚壁结构和拘束度较高的接头、母材和焊条熔敷金属中的S、P含量应限制在0.02％（质量分数）以下。

图8-18 奥氏体铬镍钢焊缝金属铁素体含量与裂纹率的关系

2）调整焊缝金属的合金成分。调整焊缝金属铬当量和镍当量，使其形成δ铁素体含量为3％～8％的奥氏体＋铁素体双相组织。图8-18示出焊缝金属中的铁素体含量与裂纹率的关系。从中可见，焊缝金属中铁素体的体积分数控制在6％～10％，可以获得无裂纹的焊缝。焊缝金属中的铁素体体积分数不宜大于10％。否则，焊缝金属在焊后的加热过程中，铁素体将转变成σ相而变脆。

铁素体含量适中的铬镍奥氏体钢焊缝金属合金成分的设计可以利用图8-19所示的WRC-1992高合金铬镍钢焊缝金属组织图。

图8-19 WRC-1992高合金铬镍钢焊缝金属组织图

A—奥氏体 AF—奥氏体-铁素体 FA—铁素体-奥氏体 F—铁素体

3）适当提高焊缝金属中的Mn含量。合金元素锰虽是一种奥氏体形成元素，但它对硫有较大的亲和力，并能与硫结合形成熔点较高的硫化锰，减少了焊接熔池中的低熔点共晶物，提高了焊缝金属的抗热裂性。

当母材和焊条已经选定，则可以采取下列工艺措施提高焊缝金属的抗裂性。

1）合理设计坡口形状和尺寸，规定合适的接头装配间隙，改善焊缝的成形，并降低母材在焊缝金属中的比率。

2）正确调整焊接参数，适当提高电弧电压和焊接速度，降低焊接电流，以增大焊缝成形系数，形成向上共生结晶的焊缝形状。(www.daowen.com)

3）减小焊接热输入，控制层间温度，外加强制冷却，以提高焊缝金属初次结晶的速度，减弱焊缝金属晶间偏析的程度。

3.奥氏体-铁素体双相不锈钢的焊接性

奥氏体-铁素体双相不锈钢的焊接性主要涉及焊缝金属的结晶裂纹、氢致裂纹和中温脆变等问题。

（1）焊缝金属的结晶裂纹 如上节所述，高合金铬镍不锈钢焊缝金属的结晶裂纹倾向主要取决于其合金成分。即铬镍当量之比Cr_eq/Ni_eq，图8-20示出铬镍不锈钢焊缝金属的结晶裂纹敏感性与Cr_eq/Ni_eq比值的关系。从中可见，当Cr_eq/Ni_eq＝1.5时，焊缝金属的裂纹敏感性最低。奥氏体-铁素体双相不锈钢由于存在近一半的铁素体，与全奥氏体钢相比，其抗热裂性要高得多。但在高拘束度的焊接接头中或焊缝金属的纯净度较低时，也可能出现结晶裂纹。

（2）氢致裂纹 原则上可以认为，奥氏体-铁素体双相不锈钢焊缝金属对氢致裂纹是不敏感的。但在焊接工程上，双相不锈钢焊接接头曾多次出现过因氢致裂纹酿成的结构破坏，这归因于焊缝金属内高的氢含量和不利的显微组织。实际生产经验证明，当焊缝金属的氢含量和拘束应力达到一定水平时，铁素体体积分数高于60％的组织，对氢致裂纹敏感。为防止这种裂纹的形成，应建立低氢的焊接环境。

在奥氏体-铁素体双相不锈钢中，消除氢致裂纹的根本办法是控制焊缝金属内铁素体含量。当组织内存在足够数量的奥氏体时，则会形成网状奥氏体组织。这样，不仅是晶界，而且在铁素体晶粒内部，都限制了氢的扩散。大大降低了氢致裂纹倾向。

图8-20 铬镍不锈钢焊缝金属结晶裂纹的 敏感性与Cr_eq/Ni_eq之间的关系

（3）中温脆变 奥氏体-铁素体双相不锈钢，由于Cr和Mo含量较高，当经受一定温度范围的加热时，会沉淀各种金属间相，如图8-21所示。这些金属间相有损于钢的塑性、韧性和耐蚀性。

1）α相脆变。α相脆变也称475℃脆变。在某些双相不锈钢焊接接头中，例如Cr22型双相不锈钢焊缝金属和热影响区，当经受475～500℃温度范围的加热时，其韧性急剧下降。特别是当焊缝金属显微组织失去相平衡时，这种脆变现象更为严重。

图8-21 双相铬镍不锈钢中各种金属间相的沉淀与加热温度的关系

Cr25型双相不锈钢，由于其氮含量较高，奥氏体相比例增大，减弱了焊接热影响区α相脆变倾向。但长时间在475～500℃温度区间加热（10h以上），仍难避免α相的脆变。为保持焊接接头具有足够的韧性，应严格控制焊接热输入、层间温度和焊后热处理的加热温度及保温时间。

2）σ相脆变。由图8-21所示的曲线可见，双相不锈钢及其焊接接头在更高的温度范围内（570～850℃）加热时，将形成各种更复杂的金属间相，其中最主要的是σ相，即FeCr金属间化合物。图8-21中的C形曲线还说明，这些金属间化合物在800～850℃温度区间形成速度最快。在1000℃以上，再度溶解。

在双相不锈钢熔焊接头中，总是存在一次或多次被加热到570～1000℃温度区间的区域。在这些区域，可能形成σ相或其他金属间化合物。在Cr22型双相不锈钢焊接接头中，在焊态下金属间相的形成通常是不明显的。在Cr25型双相不锈钢中，金属间相的形成要快得多。在这种钢的焊接接头中，即使在焊态下，要完全避免这些相的形成几乎是不可能的。但其局限于间断的微小区域，因此对焊接接头性能的影响不大。

某些双相不锈钢焊件，特别是铸钢件焊接接头，一般要求焊后热处理，以优化其显微组织。按ASTM A240和890标准的规定，对于锻造和铸造双相不锈钢，要求在1040℃最低温度下热处理，紧接着水淬。但在确定焊件的加热温度时，必须考虑焊条中较高的镍含量，因为在双相不锈钢中，镍含量的增加将提高σ相稳定的最高温度，如图8-22所示。

图8-22 镍含量对σ相稳定温度的影响

采用w（Ni）＝8％～10％的焊条焊接的Cr22型和Cr25型双相不锈钢焊缝金属中，曾发现大量的σ相。在1040℃热处理后，其伸长率仅为4％。在某些高镍双相不锈钢中，在1095℃温度下热处理后，仍可发现σ相。经1120～1150℃高温热处理后，才能完全消除σ相。

从耐蚀性方面考虑，为消除σ相的高温热处理并不可取。由于双相不锈钢中的铁素体溶解了大量氮气，采用1120～1150℃水淬，可能导致某些氮化物沉淀而降低耐蚀性和力学性能。为避免这种后果，可以采取分步热处理工艺，即将焊件加热到1150℃保温一段时间，以溶解所有的σ相，接着炉冷至1040℃，保温2h后淬火。这种分步热处理的原理是：加热过程中形成的σ相在1050℃被完全溶解，而冷却到1040℃时，σ相必须先成核。但在该温度下，σ相成核的速度是很缓慢的。这样在σ相成核之前加以淬火，可使焊缝金属具有高的塑性和韧性。

在实际的焊接工程中，上述热处理工艺过于复杂，且不经济。一种合理的解决方案是：选用对σ相脆变不敏感的双相不锈钢焊条，控制焊缝金属中的铁素体体积分数不超过50％。

此外，还应注意双相不锈钢熔焊接头紧靠熔合线的高温带（1150～1400℃）具有晶粒长大的倾向，并且发生γ→δ相变，使γ相减少，δ相增多。如焊后接头的冷却速度较快，则δ→γ的二次相变将被抑制，使高温热影响区的相比例失调。当δ铁素体的体积分数大于70％时，二次相变的γ奥氏体可能变为针状和羽毛状，具有魏氏组织的特征，导致力学性能和耐蚀性的下降。如焊接接头冷却速度较慢，使δ→γ的二次相变较充分，最终形成相比例较合适的双相组织。因此双相不锈钢焊接时，确定焊接热输入的原则是使接头冷却速度适中，以保证焊接热影响区形成比例恰当的双相组织。

4.马氏体不锈钢的焊接性

图8-23示出12Cr13马氏体不锈钢连续冷却转变图。由图示曲线可知，马氏体不锈钢具有较高的空淬倾向，焊缝和热影响区组织，在焊态下通常为硬而脆的马氏体。钢的含碳量越高，淬硬倾向越大。当焊缝金属的氢含量较高，且接头拘束应力较大时，很容易产生氢致冷裂纹。防止这种裂纹的形成，是马氏体不锈钢焊接中的首要任务。

其次，从图8-24所示的不锈钢舍夫勒组织图的（阴影线区）可知，各种标准型马氏体不锈钢的组织，大多在M及M＋F相区的交界处。当接头的冷却速度较低时，近缝区和焊缝金属会形成粗大的铁素体及沿晶界析出的碳化物，使接头的塑性和韧性明显降低。为解决这一问题，通常选用加入少量Nb、Ti、Al等合金元素的同质焊条，以细化焊缝金属的晶粒，提高其塑性和韧性。

综上所述，马氏体不锈钢焊接时，首先应选用低氢型焊条，建立低氢的焊接环境，尽可能降低焊缝金属的氢含量。其次是必须高温预热，并保持层间温度。这样不仅可降低焊接接头的冷却速度和热影响区的硬度，而且有利于减少焊缝金属的氢含量，并使已形成的马氏体组织经受某种程度的回火作用。为保证接头的力学性能，焊后需作适当的热处理。与其他类型的不锈钢相比，马氏体不锈钢的焊接工艺较为复杂。

图8-23 12Cr13马氏体不锈钢连续冷却转变图

A—奥氏体 C—碳化物 P—珠光体 M—马氏体

图8-24 在舍夫勒组织图中马氏体不锈钢原始组织相区

为将这种成本相对较低的马氏体不锈钢用于大型结构工程，例如海底油气输送管线、海上采油平台、大型水轮机和压水管道等，近期已研制出多种焊接性良好的超级马氏体不锈钢。其主要特点是将碳的质量分数降低到0.02％以下，以形成“软”的低碳马氏体。这种新型低碳马氏体不锈钢与标准型马氏体不锈钢相比，具有较高的抗氢致裂纹的能力。在某些情况下，焊接接头在焊态下具有符合要求的力学性能。

为补偿碳含量降低而丧失的强度性能，在钢中加入合金元素镍，促使奥氏体的形成，并提高钢的可淬性。为改善其耐蚀性，还加入了合金元素钼和铜。同时严格控制S、P、O、N等有害杂质的含量，使钢的纯净度达到相当高的等级，由此极大地改善了钢的焊接性。目前已在各类焊接结构中得到实际应用的超级马氏体不锈钢典型化学成分列于表8-24。

表8-24 新型超级马氏体不锈钢的典型化学成分

这些超级马氏体钢的力学性能与标准型马氏体不锈钢相当。在淬火＋回火状态下，其最低屈服强度为600～760MPa，抗拉强度为750～900MPa。伸长率18％～25％。焊态下接头的最高硬度不超过300HV。在一般的情况下，焊前不必预热，焊后也无需热处理。如接头壁厚超过20mm，应作100℃低温预热和短时的焊后热处理。

由于大多数超级马氏体不锈钢的抗拉强度高于800MPa，当构件接头壁厚大于50mm时，其拘束应力很高，加剧了对氢致裂纹的敏感性。为防止这种裂纹的形成，必须选用超低氢型焊条，保持低氢的焊接环境，并对焊件进行适当的预热。

5.沉淀硬化不锈钢的焊接性

沉淀硬化不锈钢的特点是通过特殊的热处理获得高强度，同时还保持良好的耐蚀性。为使焊接接头达到与母材相当的力学性能，必须严格控制显微组织和热处理状态。在沉淀硬化马氏体和半奥氏体不锈钢中，大多数是以铁素体凝固，并在凝固结束后形成全铁素体，或铁素体及奥氏体混合组织。在高温下，大部分铁素体转变为奥氏体。当冷却至室温时，奥氏体全部或部分转变为马氏体。如这种转变基本结束，则形成马氏体沉淀硬化不锈钢；如果此转变大部分未完成，还残留大量的奥氏体，则成为半奥氏体沉淀硬化不锈钢。在这两种钢中，在组织内通常还残留某些高温铁素体。

在奥氏体钢中，这种在冷却过程中的组织转变要简单得多。在凝固结束时，显微组织为全奥氏体；当冷却至室温时，这种奥氏体仍保持稳定。由于未发生铁素体→奥氏体和奥氏体→马氏体转变，在焊缝金属的显微组织中，通常不会出现亚组织，而是相当明显的一次结晶组织。

沉淀硬化不锈钢绝大多数是在固溶处理状态、沉淀硬化之前进行焊接。在这种状态下，马氏体沉淀硬化不锈钢虽然硬度较高，但仍有一定的塑性。半奥氏体和奥氏体沉淀硬化不锈钢则硬度较低，且塑性很好。由于焊缝金属冷却速度快，在焊态下的焊缝金属内，一般不会发生沉淀。因此其显微组织和性能不同于固溶状态的母材。为提高接头的强度性能，需要作强化处理。对于马氏体沉淀硬化不锈钢，焊后在480～620℃温度范围内作一次焊后热处理，使马氏体回火，并促进沉淀硬化。应当注意，在高于540℃温度下焊后热处理，焊缝金属组织内可能会重新形成某些奥氏体。

对于半奥氏体沉淀硬化不锈钢，由于在焊态下焊缝组织内可能存在大量的稳定奥氏体，通常要求作调整热处理，促使碳化物在高温下沉淀，并使奥氏体的稳定性降低。当从调整处理温度冷却时，奥氏体转变为马氏体。在较低的温度（730～760℃）调整处理后，所有的奥氏体实际上都发生了转变；而在较高的温度（930～955℃）调整处理，冷却至室温后，可能残留某些奥氏体。在这种情况下，需采取冷冻处理，以使奥氏体转变成马氏体。

奥氏体沉淀硬化不锈钢可在700～750℃温度范围内沉淀硬化。因为奥氏体相当稳定，在上述温度下或冷却到室温时，显微组织不会发生变化，而是被γ相（Ni₃Ti）沉淀而强化。

如果沉淀硬化不锈钢在焊前处于固溶状态，并在焊后作完整的硬化处理，则焊缝的强度相当接近于母材，塑性略有下降。如果焊接时，母材已处于完全硬化状态，则很容易产生裂纹。马氏体和半奥氏体沉淀硬化不锈钢时效到最高强度后，塑性相当低，焊接收缩应变的作用，足以在焊缝周围诱发裂纹。奥氏体沉淀硬化不锈钢，在完全硬化状态，塑性虽高一些，但焊缝金属的裂纹更为严重。因此在任何情况下，最好避免在全硬化状态下焊接沉淀硬化不锈钢。

沉淀硬化不锈钢可以在轻度的过时效状态下焊接。在这种情况下，钢具有较高的塑性，但焊接接头不可能时效到全硬化状态，除非焊后再作固溶处理，并重新进行时效。这反而使焊接工艺更加复杂化。

沉淀硬化不锈钢焊接接头的力学性能，还取决于焊缝金属的显微组织。对于马氏体和半奥氏体沉淀硬化不锈钢，焊缝金属中过量的残留铁素体可能降低塑性和韧性。通常要求铁素体的体积分数控制在10％以下。这可以根据图8-19所示的WRC_-1992组织图，通过调整焊缝金属的合金成分来实现。另外，残留奥氏体的存在也将降低接头的强度。

马氏体沉淀硬化不锈钢焊接接头的力学性能与焊后热处理温度的关系示于图8-25和图8-26。图示曲线表明，为了使强度和韧度之间达到较好的平衡，要求在较高的温度范围内（550～600℃）进行焊后热处理。

沉淀硬化不锈钢由于碳含量较低，从焊接冶金观点来评价，其焊接性较好。但在厚壁高拘束度焊接接头中，还是存在裂纹的危险。图8-27示出厚50mm美国17-4pH马氏体沉淀硬化不锈钢焊接接头热影响区裂纹，其特点是沿条状铁素体生成。在美国A·286型奥氏体沉淀硬化不锈钢焊接接头中曾发现图8-28所示的液化裂纹，其大多分布于高温热影响区，部分裂纹是由莱氏体相（Lavesphase）熔化形成的。

图8-25 美国13-8Mo型沉淀硬化马氏体不锈钢及焊缝金属的屈服强度与时效温度的关系

注：1klbf/in²＝6894.76kPa。

图8-26 美国13-8Mo型沉淀硬化马氏体不锈钢及焊缝金属的V形缺口冲击吸收能量与时效温度的关系

注：1ft·lbf＝1.3558J。

综上所述，沉淀硬化不锈钢焊接时，应选用适当的焊接热输入，控制层间温度，建立低氢的焊接环境，并特别注意正确制定焊后热处理的温度。为消除奥氏体沉淀硬化不锈钢焊接接头中的结晶裂纹、液化裂纹和低塑性裂纹，最根本的办法是从钢的冶炼中采取措施，降低硫、磷、硅等杂质含量，提高钢的纯净度。目前已研制出超低碳级奥氏体沉淀硬化不锈钢，其S、P的质量分数低于0.010％、Si的质量分数低于0.10％合金系列为15-30Cr-Ni-Mo-Ti-Al，基本上解决了上述高温裂纹问题。

对于大多数沉淀硬化不锈钢，在固溶状态下焊接时，焊接性良好，焊前不必预热。

图8-27 美国17-4pH马氏体沉淀硬化不锈钢厚壁接头中热影响区裂纹

图8-28 美国A-286型奥氏体沉淀硬化不锈钢焊接接头中的液化裂纹

a）热影响区的晶间裂纹 b）由莱氏相引起的裂纹