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S31603+Q345R不锈钢复合板的焊接 作者： 日期：2 个人收集整理 勿做商业用途S31603+Q345R不锈钢复合板焊接1. 钢板性能GB/T 208782007 不锈钢和耐热钢 牌号及化学成分序号统一数字代号新牌号旧牌号化学成分（质量分数）/%CSiMnPSNiCrMoNCu/39S31603022Cr17Ni12Mo200Cr17Ni14Mo20.0301.002。000。0450.03010.0014。0016。0018。002.003。00/GB/T 42372007 不锈钢热轧钢板和钢带GB/T 32802007 不锈钢冷轧钢板和钢带新牌号化学成分(质量分数)/%CSiMnPSNiCrMoNCu其他元素022Cr17Ni12Mo20.0300。752。000。0450。03010.0014。0016。0018。002。003。000.10/新牌号状态规定非比例延伸强度RP0.2/MPa抗拉强度Rm/MPa断后伸长率A/硬度值HBWHRBHV不小于不大于022Cr17Ni12Mo2固溶处理1704854021795220H1/4冷作硬化5158608/H1/2冷作硬化76010356/10%草酸浸蚀试验的判别新牌号试验状态硫酸硫酸铁腐蚀试验65硝酸腐蚀试验硫酸硫酸铜腐蚀试验022Cr17Ni12Mo2敏化处理沟状组织/沟状组织硫酸硫酸铁腐蚀试验的腐蚀减量新牌号试验状态腐蚀减量/g/(m2h)022Cr17Ni12Mo2敏化处理按供需双方协议硫酸-硫酸铜腐蚀试验后弯曲面状态新牌号试验状态试验后弯曲面状态022Cr17Ni12Mo2敏化处理不得有晶间腐蚀裂纹GB 245112009 承压设备用不锈钢钢板及钢带统一数字代号新牌号化学成分（质量分数）/%CSiMnPSNiCrMoNCu其他S31603022Cr17Ni12Mo20.0300。752.000。0350.02010.0014。0016。0018.002。003。000.10/新牌号各类型产品的最大厚度/mm规定非比例延伸强度RP0.2/MPa规定非比例延伸强度RP1.0/MPa抗拉强度Rm/MPa断后伸长率A/%硬度值HBWHRBHV不小于不大于022Cr17Ni12Mo2C81802604904021795220H14P80GB 713-2008 锅炉和压力容器用钢板第1号修改单牌号化学成分（质量分数）/CSiMnPSAlsQ345R0.200。551.201.600。0250.0100。020牌号交货状态钢板厚度/mm拉伸试验冲击试验弯曲试验抗拉强度Rm/(N/mm2）屈服强度Rel/(N/mm2）伸长率A/温度/冲击吸收能量KV2/J180b=2a不小于不小于Q345R热轧、控轧或正火31651064034521041d=2aNB/T 47002。1-2009 压力容器用爆炸焊接复合板 第1部分:不锈钢钢复合板面弯背弯GB 1502011 压力容器2. 焊接材料性能NB/T 47018。2-2011 承压设备用焊接材料订货技术条件 第2部分:钢焊条GB/T 983-2012 不锈钢焊条新型号旧型号牌号化学成分（质量分数）/%CSiMnPSNiCrMoCu其他元素E309LMo-16E309MoL16A0420。041。000。52.50。0300。02012。014.022。025。02.03.00。75除铁外0.5E316L16/A0220。041.000。52。50。0300.02011.014.017。020。02.03。00.75除铁外0。5E5015UH5E5015J5070。150.901。250.0250.0150.300.200.30/V 0.08说明单值表示最大值型号抗拉强度Rm/(MPa)屈服强度REl/(MPa)断后伸长率A/%纵向弯曲180，b=1030冲击E309LMo-16510/25d=40/E316L16490/25d=40/E5015UH549040020d=4054GB/T 983-1995 不锈钢焊条 附录A 焊条用途及熔敷金属的性能型号性能E309MoLXX通常用于焊接相同类型的不锈钢，也可以用于焊接在强腐蚀介质中使用的要求焊缝合金元素含量较高的不锈钢或用于异种钢的焊接。熔敷金属合金元素含量除含碳量低以外与E309Mo相同，熔敷金属含碳量低，因此焊缝抗晶间腐蚀能力较强。E316L-XX通常用于焊接0Cr17Ni12Mo2型不锈钢及相类似的合金。由于钼提高了焊缝的抗蠕变能力,因此也可以用于焊接在较高温度下使用的不锈钢。当焊缝金属存在连续或非连续网状铁素体和焊缝金属的铬钼比小于8.21，并且焊缝金属在腐蚀介质中时，焊缝金属可能会发生快速腐蚀。除含碳量较低外，熔敷金属合金元素含量与E316相同。由于含碳量低,因此在不含铌、钛等稳定剂时，也能抵抗因碳化物析出而产生的晶间腐蚀.通常用于焊接低碳含钼奥氏体钢。当焊缝金属含碳量限制在0。04%以下时,在绝大多数情况下都可以防止晶间腐蚀。高温强度不如E316H型焊条。EXXX16药皮类型16的焊条适用于交流或直流焊接。药皮可以是碱性的，也可以是钛型或钛钙型.为了在交流施焊时获得良好的电弧稳定性,这类焊条药皮中一般都含有易电离元素，如钾。直径不大于4。0mm的焊条可用于全位置焊接.YB/T 5092-2005 焊接用不锈钢丝新型号旧型号牌号化学成分（质量分数)/CSiMnPSNiCrMoCu其他元素H03Cr19Ni12Mo2H00Cr19Ni12Mo2ER316L0。0300。351.002。500.0300。03011.0014.0018。0020.002.003。000。75/H12Cr24Ni13H1Cr24Ni13ER3090.120。351。002.500。0300.03012。014.023.025.00.750。75/H12Cr24Ni13Mo2H1Cr24Ni13Mo2ER309Mo0.120.351。002.500。0300。03012.014.023.025。02.003。000。75/新型号用途H03Cr19Ni12Mo2除碳含量较低外，其它成分与H08Cr19Ni12Mo2相同，主要用于焊接超低碳含钼奥氏体不锈钢及合金。因为碳含量低，在不采用钛、铌等稳定化元素的条件下，焊缝具有良好的抗晶间腐蚀性能，但高温抗拉强度低于含钛、铌的焊缝。H12Cr24Ni13用于焊接成分相似的锻件和铸件，也可以用于不同种金属的焊接，如08Cr19Ni9不锈钢与碳钢的焊接；常用于08Cr19Ni9复合钢板的复层焊接,以及碳钢壳体内衬不锈钢薄板的焊接。H12Cr24Ni13Mo2除含2.03.0%钼外，其它成分与H12Cr24Ni13相同。因为钼能提高钢在含卤化物气氛中的抗点腐蚀能力，该焊丝主要用于钢材表面堆焊，作为H08Cr19Ni12Mo2或H08Cr19Ni14Mo3填充金属多层堆焊的第一层堆焊，以及在碳钢壳体中含钼不锈钢内衬的焊接、含钼不锈钢复合钢板与碳钢或08Cr19Ni9不锈钢的连接。3. 钢板焊接性3.1焊接性3.1.1物理特性奥氏体组织，显著的冷加工硬化性,电阻比碳钢大5倍,线膨胀系数比碳钢大50%,热导率为碳钢的1/2,在固溶退火状态，具有低的导磁率。铬、镍当量较低时，在冷加工变形量较大的情况下，会产生形变诱导马氏体，从而产生磁性。具有低的屈强比（4050）,伸长率、断面收缩率和低温冲击韧性均很高。结晶组织为面心立方，则其塑性和韧性比碳钢和低合金钢好,其低温缺口韧性非常好。其在高于538时的强度比碳钢和低合金钢高，而且保持良好的抗氧化性能，316型不锈钢在300系列不锈钢中，具有最高的应力-破断性能。3。1.2焊接特点奥氏体系复合钢板是指基层是珠光体钢，覆层是奥氏体不锈钢.其焊接性能主要取决于奥氏体钢的种类（物理性能、化学成分等)、接头形式及填充材料的种类.复合钢板的焊接工艺常用焊条电弧焊。焊接的关键问题均是合理地选择基层、过渡层和覆层的填充材料。由于基层与覆层母材、基层与覆层的焊接材料在成分及性能方面有较大的差异，焊接时稀释作用强烈，由于焊接接头中碳的迁移和合金元素的扩散，容易在基层一侧产生脱碳带，焊缝中心部位碳含量增加，而奥氏体钢侧的合金元素降低.使焊缝中奥氏体形成元素减少，碳含量增加，增大了结晶裂纹的倾向；焊接熔合区可能出现马氏体组织而导致硬度和脆性增加，有产生裂纹的危险；此外，由于基层与覆层的含铬量差别较大，促使碳向覆层迁移扩散,而在其交界的焊缝金属区域形成增碳层和脱碳层，加剧熔合区的脆化或另一侧热影响区的软化.脱碳带不仅是低温冲击韧性的低值区，而且往往是裂纹的起始和延展的区带，容易引起焊缝熔合线低温冲击韧性的降低并产生裂纹。奥氏体不锈钢具有优良的焊接性，对热裂纹有一定的敏感性，加工工艺不当，易产生焊接接头的脆化（475脆化、相和晶界析出碳化铬脆化或晶粒粗大）等，在一定介质条件的接触下，易产生腐蚀均匀腐蚀（表面）、局部腐蚀（晶间腐蚀、点腐蚀、缝隙腐蚀、应力腐蚀等）,以局部腐蚀严重(90%）。几乎所有的熔化焊接方法均可用于焊接奥氏体不锈钢，其焊接性受其对热裂纹的敏感性所支配,与具有面心立方结晶组织的其它单相合金相似。在焊接过程中，对于不同类型的奥氏体不锈钢，奥氏体从高温冷却到室温时，随着C、Cr、Ni、Mo含量的不同、金相组织转变的差异及稳定化元素Ti、Nb+Ta的变化，焊接材料与工艺的不同,焊接接头各部位可能出现下述一种或多种问题,在实际焊接工艺方法的选择及焊接材料的匹配方面应予以足够的重视。可根据熔合比,计算出焊缝金属的铬当量和镍当量，然后根据舍夫勒组织图，估算出焊缝的组织状态，如奥氏体不锈钢和低碳钢焊接,当稀释率小于13%时，焊缝金属可保持奥氏体铁素体组织；当熔入的低碳钢母材超过20%时，焊缝金属为奥氏体-马氏体组织，故由舍夫勒组织图可知，在焊接材料和焊接工艺不合适时，焊缝中必将出现马氏体组织，这在焊接时必须设法克服。WRC(1992）图为更有效地防止稀释和碳迁移等问题,在基层与覆层之间加焊隔离层，因此隔离层用焊接材料也是非常重要的。选择焊接材料时可遵循以下原则：(1). 覆层用焊接材料应保证熔敷金属的主要合金元素含量不低于覆层母材标准规定的下限值。(2). 对于有防止晶间腐蚀要求的焊接接头，还应保证熔敷金属中有一定含量的Nb、Ti等稳定元素或（C）不大于0.04。(3). 对于基层应按基层钢材的合金含量选用焊接材料，保证焊接接头的抗拉强度不低于基层母材标准规定的抗拉强度下限值。(4). 为补充基层对覆层造成的稀释，隔离层焊接材料最好采用铬镍含量高的焊条（如25Cr-13Mo型或25Cr20Ni型）.奥氏体不锈钢的热物理性能和组织特点决定了其焊接工艺特点.1）由于导热系数小而热膨胀系数大，焊接时易于产生较大的变形和焊接应力，因此应尽可能选用焊接能量集中的焊接方法.2）由于导热系数小，在同样的电流下，可比低合金钢得到较大的熔深。同时又由于电阻率大,也为了避免焊条发红，一般与同直径的碳钢或低合金钢焊条相比，焊接电流较小。纯奥氏体与超级奥氏体不锈钢,热裂纹敏感性较大,应严格控制焊接热输入。3）焊接材料通常采用同材质焊接材料。由于焊接材料中合金元素相对较高，其中有些元素如Ti、Nb、Cr、Al等极易氧化和烧损，焊接时应尽可能缩短电弧，且摆动幅度要限制。4)为提高焊缝的抗热裂性能和耐蚀性能，焊接时，要特别注意焊接区的清洁，避免有害元素渗入焊缝。5）奥氏不锈钢焊接时一般不需要预热及后热，为了防止焊接热裂纹的发生、焊缝和热影响区的晶粒长大及碳化物的析出,保证焊接接头的塑韧性与耐蚀性，应控制低的层间温度，一般不超过150。3。1.3焊接缺陷及对策3.1.3。1热裂纹可分为凝固、液化、高温失塑三大类.凝固裂纹多发生在焊缝区；液化裂纹多出现在靠近熔合线的近缝区，多层多道焊缝中层道间也可能出现;高温失塑裂纹通常发生在焊缝金属凝固结晶完了的高温区。裂纹类型形成时间基本特征被焊材料分布部位及裂纹走向热裂纹结晶裂纹(凝固裂纹）在固相线温度以上稍高的温度，凝固前固液状态下沿晶间开裂，晶界有液膜，开口裂纹断口有氧化色彩杂质较多的碳钢、低中合金钢、奥氏体钢、镍基合金及铝在焊缝中，沿纵向轴向分布，沿晶界方向呈人字形，在弧坑中沿各方向或呈星形，裂纹走向沿奥氏体晶界开裂液化裂纹固相线以下稍低温度，也可为结晶裂纹的延续沿晶间开裂，晶间有液化，断口有共晶凝固现象含S、P、C较多的镍铬高强钢、奥氏体钢、镍基合金热影响区粗大奥氏体晶粒的晶界，在熔合区中发展，多层焊的前一层焊缝中，沿晶界开裂失延裂纹及多边化裂纹再结晶温度TR附近表面较平整，有塑性变形痕迹，沿奥氏体晶界形成和扩展，无液膜纯金属及单相奥氏体合金纯金属或单相合金焊缝中,少量在热影响区,多层焊前一层焊缝中，沿奥氏体晶界开裂产生基本原因：导热系数小、线膨胀系数大,焊接接头高温停留时间较长,焊缝金属及近缝区在高温承受较高的拉伸应力与拉伸应变.在焊缝中联生结晶形成方向性很强的粗大柱状晶组织，在凝固结晶过程中，一些杂质元素及合金元素，如S、P、Sn、Sb、Si、B、Nb易于在晶间形成低熔点的液态膜,因此造成焊接凝固裂纹；对于奥氏体不锈钢母材，当上述杂质元素的含量较高时，将易产生近缝区的液化裂纹。高温凝固模式和高温结晶组织对热裂纹敏感性的影响。当奥氏体的室温组织中含有少量的铁素体时（312)，其热裂纹敏感性显著降低。凝固模式有：A；AF；FA。A模式热裂纹敏感性较高（根据晶粒润湿理论，在结晶过程中形成的依棉液态膜能够润湿界面，而难以润湿-界面,因此A模式形成的的纯奥氏体组织具有较高的热裂纹敏感性）;FA模式抗热裂纹性能优良（先析出的铁素体打乱了奥氏体柱状晶的方向，而且形成了偏析液态膜难以润湿-界面，因此具有优良的抗热裂纹性能.与此同时，先析铁系体还能较高地溶解S、P、Sn等杂质，降低了凝固液体中的杂质含量，进而提高了抗热裂纹的性能。以AF凝固模式形成的奥氏体+铁素体组织，铁素体在凝固结晶的后期产生，可以阻止粗大奥氏体柱状晶的长大，有分隔残液的作用，同时也可较多溶解杂质元素，因此此模式形成的A+F组织也具有低的热裂纹敏感性.除其他因素外，铁素体含量与焊缝金属成分存在一定关系。铁素体含量可以通过调整铁素体形成元素（如Cr、Si、V、Ti、Mo）与奥氏体形成元素（如C、Ni、N）的比率来确定。1) 铁素体的作用在奥氏体不锈钢焊件中，铁素体最重要的作用是降低某些不锈钢焊缝的热裂纹倾向.铁素体含量的下限要求对于避免产生裂纹是必要的，当低熔杂质元素（特别是硫、磷）含量很低时,奥氏体不锈钢焊缝金属抗热裂纹性能有所提高。通常热裂纹受凝固模式影响。最终的铁素体含量和形式取决于结晶过程和随后的固体状态。热裂纹的敏感性按照以下凝固模式的顺序降低：单相奥氏体、初生奥氏体、混合型和单相铁素体、初生铁素体。虽然铁素体和凝固模式都主要取决于化学成分.在FA凝固模式下，初始铁素体向奥氏体转变，产生双相组织，大大增加了相的边界数量，在此边界可能分布有低熔点组合物，从而使焊缝金属中微裂的可能进一步减小。至少要3FN（铁素体数为3）的铁素体含量可消除用E308、E308L、E316、E316L奥氏体填充金属所熔敷的焊缝金属中的微裂.E309中需要4FN，E318中为5FN，在E347中为6FN。铁素体含量超过一定限制，可能会降低力学性能.为了控制热脆性,要求焊缝金属中的铁素体约为410%。过量的铁素体在高温下放置过程中可导致脆化。某些填充金属可能得到太高的铁素体含量，特别是高铬低镍型，312型。铁素体含量超过一定限制，可能会降低某些焊缝熔敷层在热的、氧化性酸中的耐腐蚀性能.添加钼的18Cr12Ni奥氏体填充金属，如E316、E317、E318型，在焊态条件下对某些介质的抗腐蚀性能不好。存在局限于对铁素体的腐蚀时，可在焊后对接头退火，或者是采用不产生铁素体的焊缝金属的成分。2) 成分和组织间的关系焊缝中铁素体含量一般用磁性检测仪进行测量，测量结果用铁素体数（FN）表示。由于成分和组织是相关联的,即铁素体元素(铬当量)和奥氏体元素（镍当量）,因此铁素体含量也可以通过相图进行估算。为了将CrNi奥氏体不锈钢的化学成分与结晶模式及金相组织密切联系起来，并用于评估焊缝金属的热裂纹敏感性,明确防止焊接热裂纹的材料冶金措施，通过焊接时快速冷却形成的不锈钢的焊缝组织与合金元素的铬当量（Creq）和镍当量（Nieq)值的关系图，可以看出，奥氏体不锈钢及其焊缝金属，当室温组织中含有少量的铁素体时(4%12），其凝固模式基本为FA,能有效防止焊接热裂纹。熔敷状态下焊缝金属的显微组织取决于它的成分和结晶速度。碳和氮在稳定奥氏体作用中的有效性各比镍大约30倍，添加少量的钛可以提高熔敷金属铁素体含量达几个铁素体数.3) 焊接条件的影响焊缝金属的铁素体含量由焊缝金属化学成分的决定,它主要受焊接材料、母材的稀释、焊接条件影响。化学成分中影响最大的是氮和氮，氮和铬的改变可明显影响铁素体含量。高电弧电压（电弧过长）可造成焊缝金属氮污染，并且造成铬氧化损失，使焊缝中铁素体含量远低于规定值。其他的因素是通过药皮中的氧化物减少铬含量（可用Nb、Ti除氧稳定），或者是从二氧化碳中增加碳含量.很高的热输入也可以产生一定的影响，特别是对双相钢的影响。当未经稀释的焊缝金属中的铁素体含量与制造厂出具的质量证明不相符时，可能是由上述中的一种或者多种因素造成的。一般要求母材稀释率低于40。受母材稀释高的焊道可能已改变了铁素体含量，从一焊缝到另一焊缝，以及在同一焊缝中从根部到表面就可能存在铁素体含量的显著差别。要特别注意根部焊道中对稀释的影响.如产品管了焊缝中，按工艺合格值检查全部焊缝，近50至少相差2FN。因为在母材和填充金属之间标称成分上一般是有差别的,熔深和焊道形状的轻微变化，使稀释率变化,可以使熔敷金属的成分和性能产生明显的变化.熔敷金属中铁素体含量随着：(1). 电弧电压的升高（拉长电弧）而急剧下降。焊接电压是影响铁素体含量的主要因素。(N和Cr的影响）(2). 随着焊接电流的提高而降低。(3). 随着冷却速度的加快而有所提高，随着层间温度的升高而有所降低。(4). 焊接角度对熔敷金属中铁素体含量有一定影响。4) 热处理的影响固溶处理能显著减少铁素体含量。5) 焊接热裂纹的控制主要从控制焊缝金属成分和调整焊接工艺两方面进行控制.1）。控制焊缝金属成分其中最关键的是针对某一成分母材，选择合适的焊接材料，防止裂纹产生。(1). 成分控制中还有一个极为重要的问题是限制有害杂质的含量.对于各种材料，均需严格限制硫、磷含量,同时适当提高（Mn)/(S）或(Mn）3/（S)的比值。(2). 结构钢焊缝中的（C）最好限制小于0。10%，不要超过0.12。由于磷难以用冶金反应来控制,只能限制其来源.(3). 对于不同材料,还有些各不相同的有害杂质.例如，对单相的奥氏体钢或合金的焊缝金属，硅是非常有害的杂质，铌也促使热裂，因为硅与铌均可形成低熔点共晶。但在+双相焊缝中，硅或铌作为铁素体化元素，反而有利于改善抗裂性。单相奥氏体钢的焊缝中的锰可改善抗裂性,但有铜存在时，锰与铜相互促使偏析加强,大大增加结晶裂纹倾向。2).调整焊接工艺(1). 限制熔池过热。过热易促使热裂，应降低热输入。小线能量能减小晶粒度和降低应变量，减小结晶裂纹倾向，同时缩小固相近缝区的热裂敏感区CSZ的大小，从而减小整个焊接接头热裂倾向。(2). 控制成形系数.焊缝成形系数越小，热裂纹倾向越小(与低合金钢相反）。凸面焊缝比凹面焊缝热裂纹倾向小，但不能避免在焊根出现裂纹的可能。“梨形”断面焊道中易产生热裂纹。(3). 降低焊接电流，减小熔合比。(4). 控制装配间隙、改进装配质量,降低拘束度.3。1.3。2焊缝金属的低温脆化为了满足低温韧性的要求，焊缝组织通常希望获得单一的奥氏体组织,避免铁素体的存在,而恶化低温韧性。3。1.3.3 475脆性（相脆化）475脆性指铬的质量分数大于15%并含有较多铁素体相的不锈钢，在350550温度范围内长时间停留或缓冷出现的一种脆化现象，并使钢的强度、硬度显著提高，由于这种脆化现象在475左右最敏感,故称475脆性。475脆性主要发生在高铬铁素体钢、含较多铁素体的奥氏体不锈钢，及其焊缝中，含铁素体越多，脆化倾向越严重。发生475脆性后，可以通过重新加热至590650,保温15h后快冷予以消除。相是一种无磁且具有高硬度的脆性富铬金属间化合物,相的名义成分是Fe、Cr，但实际上由于Ni、Mo等原子参与析出，该相的实际成分应为(FeNi）x(CrMo)y.铬与铁的质量分数分别达到80和20%,主要析集于柱状晶的晶界，含Cr量可高达6182%,含铁量为37%17。5%，尺寸为1020nm，此相具有体心立方结构且无磁性，晶格常数为0.2877nm,介于铁与铬的晶格常数之间。由于相富Cr，还会富Mo、Si，因而在其周围常常会出现贫Cr(或MO、Si）区，或由于相本身的选择性溶解而降低钢的耐蚀性。在奥氏体焊缝中,相相均可发生相转变，当铁素体含量超过12时，的转变将非常显著,造成焊缝金属的明显脆化。相析出的脆化还与奥氏体不锈钢中合金化程度相关,Cr、Mo具有明显的化作用，而Cr、Mo等合金元素含量较高的超级奥氏体不锈钢，易析出相。提高奥氏体化合金元素Ni含量,防止Ni在焊接过程中的降低，可有效抑制它们的化作用，是防止焊接接头脆化的有效冶金措施。产生475脆性的原因是相的析出。该富铬相在母相晶面族上及位错处的析出且与母相仍保持共格关系，导致发生晶格畸变，产生很大的内应力使滑移堆以进行，易于产生孪晶。孪晶面会形成解理断裂的形核点，从而导致脆化，使常温及负温时的冲击初度严重下降（高温时不降），并使钢的耐蚀性显著降低。下图是Fe-Cr合金中相存在的相图,从相图中可以看出，相的产生是由于520以下+反应的结果。由于相析出较为缓慢，因此，从相在相的溶解度线以上加热所得到的单相，即使在空冷的条件下，也不会有相的析出。只有在520以下长时间保温，相才会析出，从而导致钢的脆化.一般来说，不锈钢相经过固溶处理，或加热到相形成温度（550以上）以上保温一段时间，使相溶解到基体中,然后快冷却，可以有效地防止相析出，使钢的塑性、韧性得到恢复。一般认为相直接产生于铁素体相，则铁素体形成元素会促进铁素体含量增加，也就促进相析出，也就增加475脆性的敏感性.3.1。3.5均匀(表面）腐蚀耐酸铬不锈钢的最低含铬为12.5，如要求抗高浓度酸的腐蚀则必需使铬含量达到第二个相应突变值，即铬的摩尔分数为25或更高。铬不锈钢在氧化性介质中容易先在表面形成富铬氧化膜的钝化作用，对氧化性酸、大气有较好耐均匀腐蚀性,但对非氧化性酸（稀硫酸、醋酸）的耐腐蚀性不好.3。1.3。6晶间腐蚀根据不锈钢及其焊缝金属化学成分、所采用的焊接工艺方法，焊接接头可能在三个部位出现晶间腐蚀,包括焊缝的晶间腐蚀、紧靠熔合线的过热区“刀蚀”及热影响区敏化温度区的晶间腐蚀。对于焊缝金属，根据贫铬理论，在晶界上析出碳化铬,造成贫铬的晶界是晶间腐蚀的主要原因。在腐蚀介质中，导致晶间腐蚀的原因：1）碳化铬析出：在500800温度区间敏化时，过饱和固溶的碳向晶粒间界的扩散比铬的扩散的快，在晶界附近和铬结合成（Cr、Fe）23C6的碳化物并在晶界沉淀析出,形成了晶粒边界附近区域的贫铬现象。当该区铬含量降低到钝化所需的极限（Cr=12。5%）以下时，在腐蚀环境中就会加速该区发生晶间腐蚀.熔化焊接时,熔合线附近由于过热，大部分碳化物被溶解。当第二次加热到敏化温度区（或多层焊或热处理）时,主要沿晶界析出了铬的碳化物，由此引起晶间腐蚀.防止措施：采用超低碳(C0.03%)以下或更低或加Ti、Nb等稳定化元素Nb或Ti的质量分数为(810)（C）1。0%的母材和填充金属；调整相比例，使之含有412%的铁素体;固溶处理（10101120)；采用稳定化处理使晶内铬扩散均匀化以消除局部贫铬现象；焊接采用较小的焊接热输入,加快冷却速度。2)相析出:某些超低碳含钼奥氏体不锈钢，如316L在敏化温度区间在晶界析出相，在沸腾的65硝酸溶液中可发现，相析出引起的晶间腐蚀。3)晶界吸附：不锈钢中杂质P在晶界吸附是引起硝酸溶液中产生晶间腐蚀的原因.4）稳定化元素高温溶解：含钛和含铌奥氏体不锈钢焊后在敏化温度加热处理，再放入强氧化性的硝酸溶液中工作，将在熔合线上出现很窄区域的选择性腐蚀，常称为“刀状腐蚀”。 3.1。3。7点蚀及缝隙腐蚀由腐蚀区产生“闭塞电池腐蚀”(OCC）作用所致。由于材料表面钝化膜的局部破坏引起。材料Ea值越正（阳极电位越高），耐点蚀能力越好：介质中,CL-的浓度越低，越不容易引起点蚀；增加材料的均匀性,即减少夹杂物(特别是硫夹杂物）、晶界析出物（晶间碳化物或相等）以及提高钝化膜的稳定性，如降低碳含量,增加铬和钼以及镍含量等都能提高抗点蚀力。现在超低碳高铬镍含钼奥氏体不锈钢有较高的耐点蚀性能。 由于连接处的缝隙被腐蚀产物覆盖以及介质扩散受到限制等原因，该处的介质成分和浓度与整体有很大差别，形成了“闭塞电池腐蚀”的作用。和点蚀形成机理有差异之点在于缝隙腐蚀主要是介质的电化学不均匀引起的。3.1。3.8应力腐蚀断裂(SCC）在一定静拉伸应力与一定温度条件下的特定电化学介质共同作用下，因阳极溶解过程引起的断裂。分为应力腐蚀、氢脆和腐蚀疲劳。氢脆是在静拉力与电化学介质作用下，由于阴极吸氢而引起断裂。腐蚀疲劳的应力，不仅是静拉应力，更主要地是交变的周期性的拉-拉、拉-压的动态应力。产生因素：冷热加工产生的残余拉应力、焊接接头的组织变化、酸洗处理不当、在母材上随意打弧、焊接接头设计不合理造成应力集中、腐蚀介质的局部浓度提高等。特定条件如下：1）介质条件。腐蚀介质与材料的组合上有选择性。奥氏体不锈钢的介质因素，主要是溶液中CL-离子的浓度和氧含量的关系.CL-离子和O2两者共存并且浓度与量都较高时，才会产生应力腐蚀,这种现象常称为氧脆。温度多在50以上.结构中缝隙以及流动性不良等引起介质浓缩部位均发生应力腐蚀断裂。2）应力条件。在拉应力作用下才能产生。主要是冷、热加工过程中的残余应力，所以消除残余应力是防止应力腐蚀最有效措施之一。合理设计焊接接头，避免腐蚀介质在焊接接头部位聚集,降低或消除焊接接头的应力集中.尽量降低焊接残余应力，在工艺方法上合理布置焊道顺序，如采用分段退步焊。采取一些消应力措施，如焊后完全退火、焊后锤击或喷丸等。3）材料条件。一般纯金属不产生应力腐蚀，均发生在合金中。在晶界上的合金元素偏析是引起合金的晶间型开裂的应力腐蚀的重要原因.一般提高晶体堆垛层错能的元素（如Ni、C)能提高奥氏体不锈钢应力腐蚀能力，降低堆垛层错能的元素（如Nb、Ti、Mo、N）容易引起应力腐蚀。在奥氏体钢中增加铁素体含量时，也能增加抗应力腐蚀的能力，当铁素体超过60时，又有所下降。合理选择母材与焊接材料，如在高浓度氯化物介质中，超级奥氏体不锈钢就显示出明显的耐应力腐蚀能力.在选择焊接材料时，为了保证焊缝金属的耐应力腐蚀性能，通常采用超合金化的焊接材料,即焊缝金属中的耐蚀合金元素（Cr、Mo、Ni等）含量高于母材。4）表面质量。采用合理工艺方法保证焊接接头部位光滑洁净，焊接飞溅物,电弧擦伤等往往是腐蚀开始的部位,也是导致应力腐蚀发生的根源，因此，焊接接头的外在质量也是至关重要.断裂部位和形貌特征:一般出现在近介质表面，从表面开始向内部扩展，点蚀是裂纹的根源,一般没有总体均匀腐蚀。裂纹通常表现为穿晶扩展，裂纹整体为树枝状,宏观裂纹较平直，常常有分枝、花纹和龟裂。微观裂纹一般有分枝特征,裂纹尖端较锐利，根部较宽，且常起源于点蚀坑底和表面，有沿晶、穿晶与混合型的裂纹。断口形貌一般无显著的塑性变形，宏观断口粗糙，多呈结晶状、层片状、放射状和山口形貌.微观断口穿晶型为准解理断裂、有河流（河川）花样、山形、扇形花样、鱼骨状花样、羽毛状花样、流水状花样、及伴有腐蚀产物的泥状龟裂花样以及石块状堆积花样等，有撕裂岭，有二次裂纹或表面蚀坑。沿晶型呈冰糖块状花样。4. 焊接工艺评定TSG R0004-2009 固定式压力容器安全技术监察规程GB/T 13148-2008 不锈钢复合钢板焊接技术要求焊接工艺参数:根据焊缝具体情况、技术要求、焊接方法及焊接工艺评定的参数，自行确定，原则上应采用较小的焊接线能量，避免焊件的过热。复层焊接道间温度应不高于100.晶间腐蚀倾向试验：按GB/T 4334.5规定的方法进行试验和评定.金相试验：可按GB/T 13305规定进行。HG/T 20581-2011 钢制化工容器材料选用规定HG/T 20584-2011 钢制化工容器制造技术要求5. 过程控制要点项目要求作用焊条直径小直径。成形好，防止咬边。焊条型号EXXX-16型药皮焊条.EXXX-15型药皮能获得较大的熔深，EXXX16型药皮能获得较光滑的表面。对于窄坡口焊接和平焊位置以外的其它位置的焊接常用EXXX15型焊条，EXXX-16型一般用于焊缝盖面。EXXX15型药皮在焊接熔池中产生较低的氧势能，从而在冶金上产生比较清洁的焊缝金属。电流电压应该遵循焊条制造厂家推荐的电流和电压范围.一般来说,奥氏体不锈钢焊条的电流范围，比相同规格的碳钢焊条的低1015%。在保证良好熔合的条件下，尽量采用直流反接、小电流、短弧施焊.为了获得好的熔敷效率，避免焊条或焊缝金属过热，防止咬边及较大应力与变形产生，降低母材稀释率，改善铁素体含量，避免产生热裂纹。减少焊条烧损。熔敷效率在正常的电流和电压下熔敷效率约75。焊条头的损失可以在710范围内变化，与车间的实际条件及焊条直径有关。焊接摆动横焊不允许摆动，其它焊接位置在焊接过程中直线运条,不推荐采取焊条摆动。若摆动，其宽度不得超过焊芯直径的2.5倍。为了获得最佳的质量,防止过热、咬边.焊层厚度焊缝金属的每一焊层的厚度不应超过5mm.多层多道焊.以避免焊缝中缺陷。焊接顺序应先焊基层钢板焊缝，然后焊隔离层焊缝,最后焊覆层钢板焊缝.为提高复合钢板焊接接头的力学性能和耐腐蚀性能。焊接坡口可预先将接头附近的覆层钢板加工掉一部分。为了防止奥氏体钢混入第一道基层焊缝金属中.焊前清理清理油（溶剂法)、锈、碳、氧化膜。专用不锈钢丝刷、砂轮机.表面污染物（如油、锈、碳、氧化膜)对不锈钢焊缝的影响程度,比对碳钢和低合金钢焊缝大。碳污染对不锈钢的冶金特性、抗腐蚀性能或二者会有不良影响，必须防止从表面污染物中溶入碳或夹入碳颗粒。防气孔.过程清理清理熔渣。专用不锈钢丝刷、不锈钢刨锤、砂轮机。用作不锈钢焊条的药皮及所形成的熔渣，含有使来自焊缝金属的铬和镍氧化物熔解的氟化物。在一些使用介质中工在高温下使用过程中，这些氟化物可能变成对不锈钢的强烈腐蚀剂，加速裂隙和点状腐蚀，并导致应力腐蚀裂纹。焊件在焊后热处理或高温使用之前,应该通过铲或刷将不锈钢全部表面（包括焊缝根部)上的所有熔渣彻底清除掉.如果焊件的设计不可能达到焊缝的背面，不应采用手工电弧焊来焊接根部焊道。应采用熔化极气体保护焊、钨极气体保护焊或等离子弧焊代替.氧化铬是一种特别难熔的物质，要在高于不锈钢的熔化温度下才可熔化,氟化物是在焊接过程中用于去除氧化铬最有效的介质。在不锈钢焊条的药皮中和不锈钢埋弧焊焊剂中使用钙和钠的氟化物。焊条烘干、保存和使用按厂家要求。防气孔。预热、道间温度不预热，道间温度不大于100为了避免晶间腐蚀.加快焊缝金属冷却速度，改善铁素体含量，防止焊接热裂纹的发生和热影响区的晶粒长大以及碳化物析出，保证焊接接头的塑韧性与耐蚀性。铁素体含量至少要3FN（铁素体数为3）的铁素体含量，为了控制热脆性，要求焊缝金属中的铁素体约为410%。过量的铁素体在高温下放置过程中可导致脆化。过量铁素体可能降低某些焊缝熔敷层在热的、氧化性酸中的抗腐蚀性能。填充金属一般熔敷金属的成分应与母材成分接近匹配.填充金属的合金含量应高于母材，但最后的焊缝金属的铁素体含量应是针对腐蚀或高温用途而考虑的。为所要求的用途提供的焊缝金属具有合适的抗腐蚀性能或机械性能，或二者兼具，可以采用另外一些奥氏体不锈钢填充金属来焊接。某些填充金属可能得到太高的铁素体含量，特别是高铬低镍型，312型。其它见不锈钢复合板球形储罐施工验收规范（征求意见稿）第8章.焊接HG/T 205842011 钢制