铁素体不锈钢的焊接性分析

铁素体不锈钢分为普通铁素体不锈钢和高纯度铁素体不锈钢。

1）普通铁素体不锈钢包括以下几种：

①低铬铁素体不锈钢（w_Cr＝12％～14％），如022Cr12、06Cr13、06Cr13Al等。

②中铬铁素体不锈钢（w_Cr＝16％～18％），如022Cr18Ti、10Cr17Mo等；低Cr和中Cr钢，只有碳量低时才是铁素体组织。

③高铬铁素体不锈钢（w_Cr＝25％～30％），如16Cr25N、008Cr30Mo2等。

2）高纯度铁素体钢对钢中C＋N的含量限制很严，可有以下三种：

①w_C＋w_N≤0.035％～0.045％，如019Cr18Mo2等。

②w_C＋w_N≤0.03％，如019Cr19MoNbTi等。

③w_C＋w_N≤0.01％～0.015％，如008Cr27Mo、008Cr23Mo2等。

铁素体型不锈钢在室温下具有纯铁素体组织，塑性、韧性良好。由于铁素体的线胀系数较奥氏体的小，其焊接热裂纹和冷裂纹问题并不突出。通常情况下，铁素体型不锈钢不如奥氏体不锈钢容易焊，主要是指焊接过程中可能导致焊接接头的塑性、韧性降低即发生脆化的问题。铁素体不锈钢的耐蚀性及高温下长期服役可能出现的脆化是焊接过程中不可忽视的问题。高纯铁素体钢比普通铁素体钢的焊接性要好得多。

1.焊接接头的脆化

铁素体不锈钢的晶粒在900℃以上极易粗化；加热至475℃附近或自高温缓冷至475℃附近；在550～820℃温度区间停留（形成σ相）均使接头的塑性、韧性降低而脆化。因此，铁素体不锈钢焊接性的主要问题是如何在焊态使接头区保持足够的塑性和韧性。

（1）高温脆化 铁素体不锈钢焊接接头加热至950～1000℃以上后急冷至室温，焊接热影响区的塑性和韧性显著降低，称为“高温脆化”。其脆化程度与合金元素C和N的含量有关。C、N含量越高，焊接热影响区脆化程度越严重。焊接接头冷却速度越快，韧性下降值越多；如果空冷或缓冷，对塑性影响不大。这是由于快速冷却过程中，基体组织位错上析出细小分散的碳、氮化合物，阻碍位错运动，此时强度提高而塑性明显下降；缓冷时，位错上没有析出物，塑性不会降低。这种高温脆性十分有害，同时耐蚀性也显著降低。因此，减少C、N含量，对提高焊缝质量是有利的。出现高温脆性的焊接接头，若重新加热至750～850℃，可以恢复其塑性。

高温脆化是铁素体钢在高于0.7T_m（熔点）温度停留而发生的，这个温度区间远高于铁素体不锈钢推荐使用的温度，所以高温脆化一般是在热-机械加工和焊接过程中发生的。在高温停留引起的脆化受很多因素的影响，在本质上是成分和微观组织的影响，包括以下方面：

1）Cr和间隙原子（C、N、O）含量。图10-20示出高温停留时间对含有不同C、N含量的铁素体不锈钢冲击吸收能量的影响，当w_N＞0.02％时，冲击吸收能量明显下降。

图10-20 加热温度对不同N含量的Cr17铁素体不锈钢冲击吸收能量的影响

a）加热到815℃保温1h水淬 b）加热到1150℃保温1h水淬

2）晶粒尺寸。图10-21示出晶粒尺寸和间隙元素（w_C＋w_N）含量对Cr25铁素体钢冲击吸收能量的影响。由图10-21可知，对于高纯度的钢，随着其晶粒长大，韧性和塑性有很大的降低。

图10-21 晶粒尺寸和间隙元素含量对Cr25铁素体不锈钢冲击吸收能量的影响

（2）σ相脆化 普通铁素体不锈钢中w_Cr＞21％时，若在520～820℃之间长时间加热，即可析出σ相。σ相的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变形等因素有关。钢中促进铁素体化的元素（如Al、Si、Mo、Ti和Nb）均能强烈地增大产生σ相的倾向；Mn使高铬钢形成σ相所需的Cr含量降低；而C和N能稳定奥氏体相并与铬形成化合物，会使形成σ相所需的铬含量增加；Ni使形成σ相所需的温度提高。由于σ相的形成有赖于Cr、Fe等扩散迁移，故形成速度较慢。w_Cr＝17％的不锈钢只有在550℃回火1000h后才会开始析出σ相。当加入质量分数为2％的Mo时，σ相析出时间大为缩短，约在600℃回火200h后即可出现σ相。因此，对于长期工作于σ相形成温度区的铁素体不锈钢的焊接高温构件，必须引起足够的重视。(www.xing528.com)

σ相是非铁磁性的，主要由δ铁素体转变形成。也就是说，σ相在δ铁素体中析出比在奥氏体中析出快得多，铁素体中Cr更容易扩散而促使σ相析出。可以通过磁性铁素体测试仪来检测δ铁素体含量（或σ相的相对含量）。图10-22是不同焊缝在500～1100℃退火10h空冷后，析出的金属间相对δ铁素体转变和脆化的影响。其中图10-22a是未经稳定化处理的焊缝金属（1和2）和经过Nb稳定化处理的焊缝金属（3和4）。试验母材的化学成分和铁素体数量见表10-6。作为对比，表10-7是用电子探针显微分析测定的1～4号焊缝金属中δ铁素体和奥氏体组织中Cr、Ni的含量。与焊缝金属的成分相比，δ铁素体富铬贫镍，而奥氏体中情况则相反。

表10-6图10-22中1～8号焊缝金属的化学成分和δ铁素体数量

图10-22 不锈钢焊缝金属在500～1100℃×10h退火后空冷对δ铁素体转变和脆化的影响

a）Cr-Ni焊缝金属 b）Cr-Ni-Mo焊缝金属

表10-7图10-22中1～4号焊缝金属中的Cr、Ni含量和δ铁素体数量

从图10-22a可见，进行600～900℃×10h退火后，从δ铁素体中析出σ相会造成韧性降低，含Nb的焊缝金属（3和4）韧性降低明显。δ铁素体向σ相的转变与焊缝韧性的降低大致成比例。随着δ铁素体转变为σ相，韧性下降。σ相含量3％～4％（体积分数）就足以使奥氏体焊缝金属脆化。在900℃退火后，只有少量δ铁素体转化为σ相，在该温度下σ相析出速率明显降低。在950℃左右，σ相和δ铁素体在奥氏体中开始重新溶解。

图10-22b示出含铁素体（5和6）和全部奥氏体（7和8）Cr-Ni-Mo焊缝金属σ相的析出情况，随着Mo的加入，σ相析出范围扩展到高温区。在无Mo焊缝中，950℃时不再析出σ相，而含Mo质量分数为2.5％的焊缝中，在1000～1050℃其σ相才停止析出。所以含Mo焊缝比不含Mo焊缝金属的固溶退火温度高。Cr含量和δ铁素体含量最高的焊缝（6）表现出最严重的脆化趋势，在600℃就开始脆化。含Cr 18.5％、Mo 2.2％（质量分数）的全部奥氏体焊缝金属（7）经过10h退火后，没有发生脆化，因为它没有δ铁素体。奥氏体中析出σ相需要相当长的时间，例如750℃×250h后，σ相才开始从奥氏体组织中析出，2000h以后析出停止，同时冲击吸收能量降低50％。

（3）475℃脆化475℃脆化是由铁素体中偏析引起的，偏析相是富铁和富铬的顺磁性成分，含Cr的质量分数约为80％。产生脆化的时间和温度受铁素体化元素的影响。w_Cr＞15％的普通铁素体不锈钢在400～500℃长期加热后，即可出现475℃脆化。随着铬含量的增加，475℃脆化的倾向增大，对铁素体不锈钢的力学性能有很大的影响，如硬度、强度增加，而塑性、韧性下降。焊接接头在焊接热循环的作用下，不可避免地要经过此温度区间，特别是当焊缝和热影响区在此温度停留时间较长时，均有产生475℃脆化的可能。475℃脆化可通过焊后热处理消除。

通过硬度试验可以测定475℃脆化过程。图10-23a示出经过300～600℃、500h退火处理后Cr含量对硬度变化的影响。可以看出，Cr的质量分数为16.3％的铁素体不锈钢，硬度没有增加，但随着Cr含量增加，在500h退火后硬度增高。图10-23b是Cr的质量分数为26％～30％的铁素体钢退火时间对硬度的影响，硬度增加得很缓慢。图10-23c是铁素体-奥氏体双相钢的特性，脆化只发生在δ铁素体中。

2.焊接接头的晶间腐蚀

图10-23 退火温度和Cr含量对475℃脆化的影响

a）Fe-Cr合金 b）w_Cr＝26％～30％钢 c）铁素体-奥氏体双相钢

碳的质量分数为0.05％～0.1％的普通铁素体铬钢发生腐蚀的条件和奥氏体铬-镍钢稍有不同。从900℃以上快速冷却，铁素体铬不锈钢对腐蚀很敏感，但经过650～800℃的回火后，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焊缝的高温区。

普通铁素体不锈钢焊接接头的晶间腐蚀机理与奥氏体不锈钢相同，符合贫铬理论。铁素体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。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。加之晶界处碳、氮的浓度高于晶内，故在晶界上沉淀出（Cr，Fe）23C₆碳化物和Cr₂ N氮化物。由于铬的扩散速度慢，导致在晶界上出现贫铬区。在腐蚀介质的作用下即可出现晶间腐蚀。由于铬在铁素体中的扩散比在奥氏体中的快，故为了克服焊缝高温区的贫铬带，只需650～800℃短时间保温，即可使过饱和的碳和氮完全析出，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。

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总的质量分数不等，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，即在这个时间区之前的一段时间，即使在敏化临界温度也不会产生晶间腐蚀。因此，高纯度高铬铁素体不锈钢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总的质量分数为0.0106％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化物、氧化物沉淀；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。

无论普通铁素体不锈钢还是高纯度铁素体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，晶间腐蚀倾向减小。钼可以降低氮在高铬铁素体不锈钢中的扩散速度，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，能优先与铬和碳、氮形成化合物，避免贫铬区的形成。