不锈钢焊接性与工艺要点

不锈钢按金相组织不同而划分的五种类型中，因化学成分、金相组织结构及物理性能的差异，其熔焊焊接性各有其特殊性。

1.奥氏体型不锈钢的焊接性

奥氏体型不锈钢由于塑性较好，且不可淬硬，因此与马氏体型或铁素体型不锈钢比较，有较好的焊接性。奥氏体型不锈钢是实际应用最广的不锈钢，以其含高铬、高镍为其特征。除了Cr-18-Ni8及Cr25-Ni20类型外，还有一种所谓超级奥氏体型不锈钢。超级奥氏体型不锈钢的化学成分介于普通奥氏体型不锈钢和镍基合金之间，含有较高的Mo、N、Cu等合金元素，超低含碳量，以提高奥氏体组织的稳定性、耐蚀性，特别是提高耐氯离子（Cl-）应力腐蚀破坏的能力。该类型奥氏体型不锈钢的金相组织为典型的纯奥氏体。目前，国内尚无此类钢的标准，但已经在国内各种制造业（化工、造纸等设备制造）中有实际应用。

奥氏体型不锈钢熔焊的主要问题有热裂纹、接头脆化及耐蚀性降低。其中耐蚀性指的是焊接接头耐晶间腐蚀、应力腐蚀及点状腐蚀的能力。

（1）热裂纹 热裂纹产生的原因如下：

1）热导率小，线胀系数大，焊接过程会产生较大的拉应力，而焊缝结晶期间拉应力的存在是产生热裂纹的必要条件。

2）方向性强的柱状结晶，易造成有害杂质的偏析，促使形成晶间液态间层，成为导致拉裂的薄弱环节。

3）除了P、S、Sn、Sb等杂质外，一些合金元素如B、Si、Nb等因溶解度有限，也会形成低熔共晶。

在接头材质一定的条件下，焊接工艺的选择是避免发生热裂纹的唯一途径。焊接工艺选择，包括两个方面：其一是选择铬当量（Cr_eq）与镍当量（Ni_eq）比值（Cr_eq/Ni_eq）较大的焊接材料，即焊缝金属中添加铁素体形成与稳定元素，尽量使焊缝冷却后在室温形成含有少量铁素体的F+A组织。一般使φ（F）（含量）占3%～12%时，基本上可以阻隔有害杂质及某些合金元素的偏析聚集，以免形成低熔共晶。

其二是选择较小的焊接热输入、不预热、降低层间温度等。小热输入是降低焊接电流，而非增大焊接速度。过分提高焊接速度会使冷却速度加快，会增加焊缝凝固过程不平衡。希望焊缝结晶时先析出铁素体，随后发生包晶和共晶反应，凝固过程结束后的组织为奥氏体+铁素体，这种结晶模式称做FA凝固模式。FA结晶模式由于铁素体的提前析出，打乱了奥氏体柱状结晶的方向，而且形成的偏析液态膜难以润湿γ+δ的界面，同时分析出的δ铁素体还能较高地溶解S、P、Sn等杂质。因此，具有理想的抗热裂纹性能；如果结晶过程先析出奥氏体，随后发生包晶和共晶反应，凝固过程结束后的组织为奥氏体+铁素体，则这种结晶模式称做AF模式，AF模式的焊缝也具有较好的抗裂性能，因为铁素体在结晶后期析出，可以阻止粗大奥氏体柱状晶粒的长大，有分割残液的作用，同时也可以较多溶解有害元素P、S、Sn等；如果焊接参数选择不当，可能会出现先析出奥氏体组织，凝固过程结束后的组织为纯奥氏体的所谓A型结晶模式，这种A型结晶模式的焊缝金属具有较大的热裂纹敏感性。

焊接工艺选择（焊接材料及焊接参数）的目的是不希望焊缝金属组织成为纯奥氏体的A模式，而是希望结晶过程能够向着有利于避免热裂纹发生的方向发展。

（2）接头脆化 接头脆化有以下两种情况：

1）焊缝金属的低温脆化，焊缝金属的脆化只有在低温时才会发生，因此低温用钢为满足低温塑韧性的要求，希望焊缝金属组织应当是单一的奥氏体组织。虽然δ铁素体的存在可以避免热裂纹的产生，但却会恶化低温用不锈钢的低温韧性而发生焊缝脆化。

2）接对σ相脆化，σ相是一种脆而硬的金属间化合物。一般在晶界形成。γ相和δ相均可能发生σ相转变，并与温度有极大关系。如25-20型（06Cr25Ni20）奥氏体型不锈钢焊缝，析出σ相的温度为800～900℃，18-8型钢则低于850℃，在奥氏体+铁素体型双相组织的焊缝中，当δ铁素体体积分数（含量）较高时，如果超过12%，δ向σ的转变速度大大超过γ向σ的转变速度，造成焊缝金属明显脆化。σ相的脆化还与奥氏体不锈钢的合金过程有关，Cr、Mo具有明显的σ化作用，提高奥氏体化合金元素Ni的含量，是防止σ相脆化的有效措施。

防止接头σ相脆化的焊接工艺要点如下：

1）适当控制焊缝中铁素体的含量，焊缝金属铁素体所占比例增大，虽然对防止产生热裂纹有利，但会增加σ相脆化的敏感性，在相互矛盾的情况下，焊缝中铁素体的体积分数应控制在3%～8%。

2）严格控制焊接材料（焊丝、焊剂、焊条药皮等）中的Mo、Si、Nb等σ相形成元素。适当降低Cr、增加Ni。

3）选择低热输入的焊接方法，并适当控制焊接热输入，不预热，控制层间温度不得过高，以减少高温停留时间。

4）避免在600～850℃温度区间进行焊后热处理，接头也不能在此温度区间长期工作，这点对耐热不锈钢尤为重要。

（3）晶间腐蚀及其防止的工艺要点 焊接接头的耐蚀性是指焊缝及热影响区的耐晶间腐蚀、应力腐蚀开裂（SCC）和点蚀的能力。

晶间腐蚀是在腐蚀介质的作用下，起源于金属表面沿晶界深入到金属内部的选择性的腐蚀现象。晶间腐蚀会导致晶粒间的结合力丧失，材料强度会几乎消失变脆，敲击时已无金属声，在低应力下即发生破坏。

不锈钢发生间接腐蚀的原因是，因为熔焊时焊缝金属重熔及接头的局部不均匀加热而引起的焊缝及热影响区的金属材料发生局部的“贫铬”现象。沿晶界析出了铬的碳化物，铬元素阻止了金属离子的作用，遭到了破坏，这就是公认的所谓“贫铬”理论解释。当局部区域的含铬量降低到钝化的极限w（Cr）=12.5%以下时，在腐蚀环境中就会发生晶间腐蚀现象。

18-8型奥氏体不锈钢经固溶处理后（供货状态）在敏化温度范围加热，沉淀出铬的碳化物，使晶间w（Cr）低于12.5%，这个敏化温度区间为450～850℃，尤其600～800℃最为敏感。图2-2是18-8型不锈钢可能出现晶间腐蚀的部位。

图2-2 18-8型不锈钢焊接性基体可能出现晶间腐蚀的部位

1—焊缝区 2—HAZ敏化区 3—熔合区（靠近熔合线的过热区）

除了“贫铬”理论外，P、S等杂质沿晶界发生的偏析也会导致晶间腐蚀，这是在未经敏化区加热也未发生碳化铬析出产生的晶间腐蚀。沿晶界析出含富铬的σ相，也会导致晶间腐蚀发生。图2-4中的三种晶间腐蚀部位，在同一接头上不会同时发生。对于焊缝区的晶间腐蚀，如果钢的含碳量低于其溶解度，w（C）≤0.015%～0.03%，即所谓超低碳，则不会有碳化铬的析出，不会产生所谓的“贫铬”现象。如果钢中含有能形成稳定碳化物的元素Nb或Ti，并经稳定化处理（850℃×2h空冷）使之优先形成碳化铌（NbC）或碳化钛（TiC）也可避免碳化铬的产生。因此，防止焊缝区发生晶间腐蚀的工艺要点是：

1）在母材为超低碳奥氏体型不锈钢的情况下，必须选用超低碳焊接材料，使焊缝也成为超低碳。

2）选用含有Nb或Ti稳定化元素的焊接材料。

3）选用合适的焊接材料，使焊缝金属形成含有一定量δ铁素体的双相组织，δ铁素体的体积分数一般应控制在4%～12%之间。

对于热影响区敏化区（600～1000℃）的晶间腐蚀（图2-2中的2区）只有普通18-8型不锈钢才会发生，而含Nb、Ni的18-8型不锈钢或超低碳不锈钢不会出现敏化区晶间腐蚀。对于普通18-8型不锈钢敏化区晶间腐蚀防止措施除了上述三条外，还要求采用较小的热输入，加快冷却速度，并不在敏化区停留过长时间的办法来避免。

图2-2中的3区的“刀蚀”，即刀口状晶间腐蚀，只发生在18-8Nb或18-8Ti钢的熔合区，这是因为NbC或TiC在高温1200℃以上，C、Nb、Ti大量被固溶于奥氏体晶内，冷却时碳原子向晶间扩散和聚集，而Nb、Ti则来不及扩散，造成晶界析出碳化铬。高温过热及其随后的中温敏化相继作用是造成“刀蚀”的必要条件，一定量C、Nb、Ti的存在是造成“刀蚀”的充分条件。防止“刀蚀”的工艺要点同样是减少含碳量，减小过热采用低热输入焊接并杜绝交叉焊缝的设计。

（4）应力腐蚀开裂（SCC）及其防止 应力腐蚀开裂（英文缩写为SCC）是一种无塑性变形的脆断形式，是一种危险的突然破坏。在化工设备的事故中不锈钢的60%以上属于不锈钢SCC，SCC也是最为复杂和难以解决的问题。其产生外部因素是残余拉应力，内因是接头金属内部组织的变化，或一定的材质及与介质的匹配，包括腐蚀介质局部浓度突然增高等难以认知的原因。SCC的金相特征是裂纹从表面向内部扩展，点蚀往往是裂纹的根源。裂纹常常表现为穿晶扩散，裂纹的尖端常出现分支，裂纹整体呈现树枝状。避免发生SCC脆断的工艺措施要点如下：

1）正确地选择母材，如果接头工作在高浓度氯化物介质中，超级奥氏体不锈钢就会显示出其明显的抗应力腐蚀能力。

2）采用含Cr、Mo、Ni等耐蚀合金元素，高于母材的焊接材料，可使焊缝金属耐应力腐蚀性能提高。

3）尽量减少接头的应力集中，接头的外在焊接缺陷如咬边、电弧擦伤等往往成为导致发生SCC的根源之一，接头部位光滑、洁净的外在质量至关重要。

4）采用适当的方法消除残余应力，如焊后低温退火、振动、锤击和喷丸等。

5）合理设计接头，避免介质在接头部位聚集。

（5）点蚀及其防止 点蚀是点状腐蚀现象，它是最难控制的腐蚀行为。往往是SCC发生的根源之一，点蚀是金属材料表面产生的尺寸小于1.0mm的穿孔性或蚀坑性宏观腐蚀，这是由于金属表面钝化膜局部破坏而引发的。大多数奥氏体型不锈钢有点蚀倾向，最易发生的部位是焊缝中不完全熔合区，其化学成分虽然与母材相同，但经历了熔化与凝固过程。产生原因可能是耐点蚀元素Cr和Mo的偏析。

防止点蚀的工艺要点为：

1）避免采用TIG焊的自熔焊接法，即使填丝为同质材料，仍不如母材耐点蚀。

2）采用比母材Cr、Mo、Ni含量更高的焊接材料，必要时采用镍基焊丝。

（6）奥氏体型不锈钢的焊接材料 奥氏体型不锈钢的焊接通常采用与母材化学成分相似的焊接材料，即要求按“等成分原则”选择焊接材料，以满足奥氏体型不锈钢接头的耐蚀性等使用性能。填充金属的选择主要考虑所获得熔敷金属的金相组织，焊缝中的主要组成相是γ相、δ相和碳化物。根据不同的焊接方法，常用奥氏体型不锈钢推荐选用的焊接材料见表2-12。表中不锈钢的牌号有些是1992年的旧标准牌号，与新标准牌号的对照请见表2-9，或见GB/T20878—2007标准。

表2-12 常用奥氏体型不锈钢推荐选用的焊接材料（摘自GB/T983—2012）

2.马氏体型不锈钢的焊接性

（1）类型

1）Cr13型马氏体不锈钢，其性能及用途见表2-10。

2）低碳马氏体型不锈钢，包括超低碳马氏体型不锈钢。

3）超级马氏体型不锈钢。表2-13是常用低碳及超级马氏体型不锈钢的化学成分。(www.xing528.com)

Cr13型不锈钢主要作为具有一般耐蚀性的不锈钢使用。随着含碳量的增加，强度、硬度增高，塑性、韧性下降，焊接性越差。作为焊接用钢，w（C）一般不超过0.15%。以Cr12为基础的马氏体型不锈钢，因加入Ni、Mo、W、V等合金元素，除了具有一定的耐蚀性外，还具有较高的高温强度及高温抗氧化能力，属于耐热型不锈钢（热强钢），焊接性也很差。

超级马氏体型不锈钢是近年来国外研制的一种新型马氏体不锈钢，其成分特点是超低碳和低氮，w（Ni）控制在4%～7%的范围内，还加入了少量的Mo、Ti、Si、Cu等合金元素。这类钢具有高强度、高韧性及良好的耐蚀性（耐汽蚀、耐磨等）及良好的焊接性。

（2）焊接性特点与工艺要点 不同类型的马氏体型不锈钢主要由于含碳量的不同而焊接性差别很大。

1）Cr13型普通马氏体不锈钢和以Cr12为基础的热强型马氏体型不锈钢属于焊接性较差的类型。Cr13型马氏体不锈钢一般经调质处理，金相组织为马氏体，随着回火温度的不同，马氏体的强度、硬度及韧塑性可以在较大范围内调整，以满足不同的使用要求。图2-3为12Cr13型不锈钢的等温组织转变图。

表2-13 常用低碳及超级马氏体型不锈钢的化学成分

（续）

注：1.表中的单值为最大值。

2.其他钢种的P、S的质量分数不大于0.03%。

由图2-3可知，高温奥氏体冷却到室温时，即使是空冷，也能转变为马氏体，表现出了明显的淬硬倾向，焊接是一个快速加热与快速冷却的不平衡冶金过程。因此，Cr13型不锈钢的焊缝及热影响区焊后自然为硬而脆的高碳马氏体，含碳量越高，硬而脆的倾向就越大，当拘束度越大（如厚壁结构）或含氢量较高时，极易导致冷裂纹的发生。因此，冷裂纹和脆化问题是Cr13型（包括Cr12为基础的热强钢）马氏体型不锈钢的焊接性特征。

图2-3 12Cr13型不锈钢的等温组织转变图

化学成分（质量分数）：C0.11%、Mn0.44%、Si0.37%、Ni0.16%、Cr12.2%

A—奥氏体 F—铁素体 C—碳化物 Ms—马氏体开始转变温度

华氏温度℉为非法定计量单位其与摄氏温度℃的核算为：，下同

为避免冷裂纹脆断的发生，Cr13型普通马氏体型不锈钢焊接时，应采用如下工艺要点：

①采用与母材相同的焊接材料，并在焊接材料中加入少量的Nb、Ti、、Al等合金元素，以细化焊缝晶粒，提高焊缝金属的韧性、塑性。同时，焊前预热（100～350℃），含碳量越高预热温度应越高，焊后进行热处理（回火和完全退火）。焊后热处理之前甚至可采取后热措施，防止氢致裂纹的发生。

②在含碳量较高的Cr13型不锈钢或者焊前预热、焊后热处理难以实施，以及拘束度较大的接头，焊接材料的选择可以按低强度匹配原则，采用奥氏体型焊接材料，以提高焊缝金属的韧性、塑性，而牺牲部分强度。但由于奥氏体组织或以奥氏体组织为主体的焊缝金属的热物理性能及力学性能，与母材的差异导致残余应力对接头的使用产生不利影响时，可根据接头性能的要求进行严格的工艺评定，对必要的常用镍基焊接材料，为使焊缝与母材的线胀系数接近，应尽量降低其残余应力。

2）低碳及超级马氏体型不锈钢的焊接性良好，可以按等强度原则选择与母材同质的焊接材料，一般不需要预热或低温预热，但需要进行焊后热处理以保证接头的韧性、塑性。如果接头拘束度大，或者焊前预热及焊后热处理无法实施，也只能采用低强度匹配原则，选用超低碳奥氏体型焊接材料。表2-14是马氏体型不锈钢常用焊接材料及焊接工艺方法。表2-15是各种焊接方法焊接不锈钢的适用性。表2-14中的某些焊接材料（焊丝）的牌号是旧标准，注意新旧标准对照。

表2-14 马氏体不锈钢的常用焊接材料及焊接工艺方法

①表中H06Cr17Ni12Mo2焊丝为新牌号，括号内为旧牌号，下同。

表2-15 各种焊接方法焊接不锈钢的适用性

（续）

3.铁素体型不锈钢的焊接性

铁素体型不锈钢的合金元素也是以高铬为主的高铬不锈钢，不含镍，某些钢种添加有Mo、Ti、Al、Si等合金元素。普通型铁素体不锈钢和普通型马氏体不锈钢虽然都属于高铬不锈钢，其区别在于普通型铁素体型不锈钢的含碳量比马氏体型的低，属于低碳高铬不锈钢。室温组织为铁素体。铁素体型不锈钢分为普通型与高纯型（高纯度高铬型）两大类。

普通型铁素体不锈钢按含铬量的不同，又可分为低铬、中铬、高铬三种。要指出的是这里的低铬、中铬及高铬是在w（Cr）为12%～30%范围内划分的三个阶段的相对值，与铁素体型不锈钢是低碳高铬不锈钢的说法是不一样的。低铬铁素体型不锈钢的w（Cr）为12%～14%，如06Cr12、06Cr13Al等；中铬的w（Cr）为16%～18%，如10Cr17Mo、06Cr17Mo、06Cr18Mo等；高铬w（Cr）为25%～30%，如008Cr27Mo、008Cr30Mo2等。

高纯度高铬铁素体型不锈钢严格控制了钢中的C+N的含量，因为影响晶间腐蚀敏感性的元素不仅是碳，氮也起到了关键的作用。按C+N含量的不同可分为如下三个档：

其一为w（C+N）≤0.035%～0.045%，如019Cr19Mo2NbTi（003Cr18Mo2）。

其二为w（C+N）≤0.030%，如03Cr18Mo2Ti。

其三为w（C+N）≤0.010%～0.015%，如008Cr30Mo2（00Cr30Mo2）等。

新标准中实际上未规范旧标准中含碳量为三个零（000）的不锈钢。

（1）普通型铁素体不锈钢的焊接性特点 高温脆性和晶间腐蚀是普通型铁素体不锈钢焊接时出现的主要问题。通常情况下，将普通铁素体不锈钢加热到950～1000℃以上，然后急冷到室温，则会产生塑性和韧性（缺口韧性）急剧下降的所谓“高温脆性”。熔焊时，靠近熔合线的过热区温度超过1000℃的区域，晶粒急剧长大，使该区发生“高温脆性”也是必然的。高温脆性是产生冷裂纹和脆断的根源。高温脆性产生的原因是碳、氮化合物在晶界上的析出所致。

晶间腐蚀也是普通型铁素体不锈钢焊接遇到的问题之一。原因与奥氏体型不锈钢晶间腐蚀的“贫铬理论”一样，在其特定的温度区，富铬的碳化物（碳化铬）和氮化物（氮化铬）在晶界和晶内位错析出，使晶粒边沿发生普通铁素体“贫铬”而造成晶间敏化。

普通型铁素体不锈钢的熔焊工艺要点如下：

1）焊前预热，预热温度在100～150℃范围内，预热可使母材在具有较好塑性、韧性的条件下焊接，含铬量越高，预热温度相应提高。

2）采用小的热输入，焊接过程电弧不摆动，不连续施焊，多层多道焊时控制层间温度在150℃以上，但不可过高。

3）焊后进行热处理，退火温度为750～800℃，退火过程中铬重新均匀化，碳化物及氮化物球化，使晶间敏化消失，并防止高温脆化的发生。

4）焊接材料的选择有几种方案：其一是同质材料，如对应Cr16～Cr18型铁素体不锈钢的G302（E430-16）、G307（E430-15）焊条及H12Cr17焊丝；其二是奥氏体型焊接材料，此时可不进行焊前预热及焊后热处理。对应Cr25～Cr30型铁素体不锈钢的焊条、焊丝为Cr25-Ni13型及Cr25-Ni20型超低碳焊条及焊丝；对应Cr16～Cr18型铁素体不锈钢的有022Cr19-Ni10型、Cr18Ni12Mo型超低碳焊条和焊丝。

（2）高纯度型高铬铁素体不锈钢的焊接性特点

对于C、N、O等间隙元素含量极低的超高纯度型高铬铁素体不锈钢，高温脆化不明显，接头具有很好的塑性、韧性，焊前无须预热，焊后无须热处理。在同种钢焊接时，尚无标准化的焊接材料。由于间隙元素含量已经很低，所以焊接工艺要点是防止接头区的污染，来保证焊接接头的塑性、韧性及耐蚀性。要点为：

1）尽量减小热输入，多层多道焊时层间温度低于100℃，并采用快冷措施。

2）增加熔池保护，TIG焊或MIG焊时氩气的纯度要高，流量适当增大，最好双层保护，要附加拖罩且在背面用通氩气的铜垫板进行保护和加速冷却。

3）填丝防止高温端离开保护区。

4）焊接方法选择见表2-15。