即晶间腐蚀的部位稍稍离开焊缝的区域。
普通纯铁素体型不锈钢焊接接头的晶间腐蚀机理与奥氏体型不锈钢焊接接头晶间腐蚀的机理相同，即符合贫铬理论。铁素体型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，组织稳定，耐蚀性较好。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。加之晶界的碳、氮的浓度较高于晶内，故在晶界上沉淀出（Cr·Fe）23C6碳化物和Cr2N氮化物。由于铬的扩散速度慢，导致在晶界上出现贫铬固溶区，在腐蚀介质的作用下即会出现晶间腐蚀。由于铬在铁素体中的扩散比在奥氏体中快，故为了克服焊缝高温区的贫铬带，只需在700～900℃短时间保温，即可使过饱和的碳和氮能完全析出，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。
超高纯度高铬铁素体不锈钢也有产生晶间腐蚀的倾向。其腐蚀机理与奥氏体不锈钢晶间腐蚀一样，虽有多种说法，但仍可以被公认的贫铬理论来解释。
热处理对超高纯度高铬铁素体不锈钢（00Cr26Mo1）晶间腐蚀率的影响见表××-2。从表中可知，该钢从1100℃水淬与普通高铬铁素体不锈钢不同，腐蚀率很低，不产生晶间腐蚀，晶界上没有高铬碳、氮化物析出；而在1100℃空冷，腐蚀率很高，晶界上析出了大量的高铬碳、氮化物，有晶间腐蚀。经1100℃×30min水淬的试件，然后分别进行15min保温和900℃的水淬，晶界上均有高铬碳、氮化物析出，但腐蚀率比1100℃空冷低，且没有晶间腐蚀。说明晶界上析出的高铬碳、氮化物与晶间腐蚀没有相对关系。腐蚀介质为硫酸铁-硫酸溶液。
表××-2 热处理对超高纯度高铬铁素体钢腐蚀率的影响
试件 1 2 3 4 5 6 腐蚀率晶界上高铬碳、氮有无晶间μm／年 化物析出情况 腐蚀 22 1100℃×30min水淬 无 无 549 1100℃×30min空冷 大量析出 有 1100℃×30min水淬+900℃×15min水淬 36 集聚长大 无 1100℃×30min水淬+700℃×15min水淬 27 有 无 1100℃×30min水淬+600℃×15min水淬 282 有 有 1100℃×30min水淬+600℃×900min水淬 23 有 无 热处理 16
超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总含量不等，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，即在这个区时间之前的一段时间，即使在敏化临界温度区也不会产生晶间腐蚀。由此可知：超高纯度高铬铁素体不锈钢必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总的体积分数为106×10-6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、氮化物沉淀，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。C+N总含量的提高，不仅扩大了敏化临界温度的区域，同时临界敏化时间区也朝前移动，即形成晶间腐蚀的时间提前了。通常超高纯度高铬铁素体不锈钢在固溶状态下焊接，例如C+N总的质量分数为150×10-6的26Mo1钢的焊接接头，其晶间腐蚀发生在稍离焊缝的热影响区的敏化区。有资料提出，这类钢的C+N总的质量分数至少要低于60×10-6，才能避免敏化。
无论普通纯度高铬铁素体型不锈钢，还是超高纯度的铁素体型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，晶间腐蚀的倾向减少。铬含量的提高，自身的扩散速度加快，碳和氮扩散速度降低，总的效果是敏化区推向更长的时间和较低的温度，即高铬铁素体不锈钢引起晶间腐蚀的敏感性要低于低铬铁素体不锈钢。钼可以降低氮在高铬铁素体不锈钢的扩散速度，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，能优先于铬和碳、氮形成化合物，可避免贫铬区的形成。提高其抗晶间腐蚀能力。但要求钛的含量为碳和氮总含量的6～8倍，铌的含量为碳和氮总含量的8～11倍，才能达到效果。钛不仅可以改善焊接热影响区的晶间腐蚀倾向，同时还可以稳定铁素体，防止出现马氏体组织。
2.2 焊接接头的脆化
普通纯度高铬铁素体不锈钢在焊接过程中，焊接接头在焊接热循环的作用下，如果在950℃以上停留时间过久，便会引起热影响区晶粒急剧长大和碳、氮化物沿晶界偏聚，可导致焊接接头的塑性和韧性下降。当焊接构件的刚度有足够大时，在室温条件下就可能出现脆裂，即为焊接接头的脆化现象。这种粗大组织不能够经过热处理进行细化。因此控制高温停留时间是选定焊接参数的基本原则。
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① 高温加热引起的脆性。焊接接头从1100℃以上温度冷却后，焊接热影响区的室温韧性变低，其脆化程度与合金元素碳和氮的含量有关。碳、氮含量愈高，焊接热影响区脆化程度就愈严重。焊接接头冷却速度愈快，其韧性下降值愈多；如果空冷或缓冷，塑性将提高。其原因在于快速冷却过程中。基体位错上出现了细小分散的析出物，阻碍位错运动，此时强度提高了而塑性和韧性则明显降低；在慢冷过程中，位错上没有析出物，所以塑性不会降低。
② σ相脆性。普通纯度铁素体型不锈钢（不论母材或焊缝）中ωCr>21%时，若在520～820℃之间长期加热，会出现一种又硬又脆的铁与铬的金属间化合物FenCrm(HV高达800～1000)即σ相。σ相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形变诸因素有关。金属中有促进铁素体形成的元素如铝、硅、钼、钛和铌均能强烈地增大产生σ相的倾向；锰能使高铬钢形成σ相所需铬的含量降低；而碳和氮的作用则相反，使形成σ相所需铬含量提高，这是由于它们能稳定奥氏体相并能与铬形成其化合物之故，从而减低了铁素体中铬的含量。镍能使形成σ相所需温度提高。预先冷形变可促进σ相形成的速度，且使σ相形成的温度降低，同时还能降低钢中形成σ相的最低临界铬含量(ωCr<21%)。由于σ相的形成有赖于Cr、Fe等原子的扩散迁移，故形成速度较慢，所以对多数钢材来说，焊接热过程本身甚至通常的焊后热处理，都不易造成明显的σ相脆化。然而，对于长期工作于σ相形成温度区的铁素体型耐热钢的焊接高温构件而言，则是必须重视的问题。一般认为800℃高温时，σ相形成速度可能达到最高值，低于此温度形成σ相速度减慢，需要较长的时间。
③ 475℃脆性。当ωCr≥15.5％的普通纯度铁素体型不锈钢在温度400～500℃长期加热后，常常会出现强度升高韧性下降的现象，称之为475℃脆性。一般随含铬量提高而脆化的倾向严重。该现象在马氏体型不锈钢和半奥氏体沉淀硬化不锈钢中亦偶有发生，但均没有铁素体型不锈钢那样明显。若铁素体型不锈钢中ωCr在14％左右，在此温度区间长时间运行，亦会对475℃脆性产生敏感。工作构件在600～400℃范围运行后，冷却速度小于10℃／s时，也可产生脆化；且冷却速度愈慢，脆化愈严重。ωCr＜12％的铁素体型不锈钢，可避免脆化的形成。焊接接头在焊接热循环作用下，不可避免地要经过该温度区，特别当焊缝金属和热影响区在此温度区停留时间较长时，均有产生475℃脆性的可能。该475℃脆性可通过700～800℃短时间加热，紧接着进行水冷的处理来消除。
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④ 局部马氏体引起的脆性。大多数铁素体型不锈钢在室温下能形成稳定的铁素体组织。但是，如果钢或焊缝金属中含铬量偏于铁素体区的下限或者碳和氮含量在允许范围的上限时，可导致高温在晶界形成一些奥氏体，冷却后转变为马氏体组织，产生轻度脆化。退火处理可使马氏体转变为铁素体组织。
通过以上分析我们对铁素体型不锈钢的焊接性以及焊接接头易出现问题之特点有了一定的了解。普通纯度的铁素体不锈钢焊接性一般较差，超高纯度高铬铁素体不锈钢则具有良好的焊接性，其中碳和氮的含量是起关键作用的因素，通过碳和氮在焊接热循环作用下的析出行为，决定着焊接接头的晶间腐蚀和脆化倾向。铁素体型不锈钢0Cr13的焊接性良好，当碳的含量增加逐渐成为1Cr13、2Cr13、3Cr13等Cr13系列马氏体不锈钢时，其焊接性就越来越差，该类铬不锈钢焊后硬化倾向大，易产生裂纹，可采用同类型的铬不锈钢焊条（G202、G207）焊接，必须进行300℃以上预热，焊后700℃左右的回火缓冷处理，以提高焊缝塑性和韧性。相对而言，Cr17类不锈钢除了增加铬含量改善耐蚀性外，还为改善焊接性而适量加入稳定性元素钛、铌、钼等，其可焊性就比Cr13类好得多（如0Cr17Ti、1Cr17Mo2Ti等），它们可采用同类型铬不锈钢焊条（G302、G307）焊接，焊前进行100～200℃预热，焊后进行800℃左右的回火处理，以提高焊缝的塑性。
总之铁素体不锈钢的焊接性因牌号不同而各异，制定具体焊接工艺时，要充分考虑它们在焊接过程中可能出现的晶间腐蚀和焊接接头脆化的问题，采取相应的措施。
三、铁素体不锈钢的焊接及焊后热处理工艺 1、铁素体不锈钢的焊接工艺原则
为了克服普通纯高铬铁素体型不锈钢在焊接过程中出现的晶间腐蚀和焊接接头脆化而引起的冷裂纹，在焊接工艺上应采取以下措施：
（1）焊前预热。预热温度为100～200℃左右，目的在于使被焊材料处于韧性较好的状态和降低焊接接头的应力。随着钢中铬的含量提高，预热温度也相应提高。
（2）焊后热处理。焊后对焊接接头区域要进行750～800℃退火处理，使过饱和碳和氮完全析出，铬来得及补充到贫铬区，以恢复其耐蚀性；同时也可改善焊接接头的塑性。值得注意的是，退火后应快冷，以防止475℃脆性产生。
（3）采用小的热输入。在焊接过程中，应采用小的热输入进行施焊，以减少高温脆化和475℃脆性的影响。
当选用的焊接材料与母材金属的化学成分相当时，必须按上述工艺措施进行。如选
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用奥氏体不锈钢焊接材料，则可免除焊前预热和焊后热处理，但对于不含稳定化元素的铁素体型不锈钢焊接接头来说，热影响区的粗晶脆化和晶间腐蚀问题不会因填充材料改变而变化。奥氏体或奥氏体-铁素体焊缝金属基本上与铁素体型不锈钢母材等强度；但在某些腐蚀介质中，这种异质焊接接头的耐蚀性可能低于同质的接头。
超高纯高铬铁素体型不锈钢板厚小于5mm时焊前可不预热，焊后不必进行热处理，焊接接头仍可保持足够的韧性，耐腐蚀性也好。焊接工艺的要点是使焊缝金属中碳加氮的含量不高于母材中的含量，首先焊接材料必须满足这一要求。焊接方法应选择高能量的等离子弧焊和真空电子束焊。要求焊接材料不得污染；焊接熔池、焊缝背面都要有效保护，防止空气的侵入。除采用小的热输入进行焊接外，焊缝背面可用惰性气体保护，并最好采用通氩水冷铜垫板，以减少过热，增加冷却速度，多层焊时层间温度要控制在100℃左右。
2、铁素体不锈钢的焊接工艺 2.1 普通纯度高铬铁素体不锈钢焊接
（1）要进行低温预热。普通纯度高铬铁素体不锈钢在室温时韧性较低，焊接时焊接接头易形成高温脆化，在一定条件下可能产生裂纹。通过预热，使焊接接头处于富有韧性的状态下施焊，能有效地防止裂纹的产生。但是，预热温度又不能过高，那样焊接时的热循环又会使焊接接头近缝区的晶粒急剧长大粗化，使焊接接头过热而引起脆化。为此，预热温度的选择要慎重，一般控制在100～200℃，随着母材金属中含铬量的提高，预热温度可相应的提高一些。
（2）慎重选择焊接材料。能够焊前预热或焊后进行热处理的焊接构件，可选用与母材金属相同化学成分的焊接材料；对于不能够预热或焊后不能进行热处理的焊接构件，应选用奥氏体不锈钢焊接材料，以保证焊缝具有良好的塑性和韧性。当采用同质的焊接材料时，焊缝金属呈粗大的铁素体组织，韧性很差。通过焊后热处理，焊接接头的塑性可以得到改善，韧性略有提高。
（3）防止475℃脆性。475℃脆性是高铬铁素体不锈钢焊接时的主要问题之一。杂质对475℃脆性有促进作用，因此，需提高母材金属和熔敷金属的纯度，缩短铁素体不锈钢焊接接头在这个温度区间的停留时间，以防止475℃脆性的产生。一旦出现475℃脆性，可以在600℃以上温度短时间加热，再以较快的速度冷却，给予消除。
（4）焊后热处理。对于同质材料焊成的铁素体不锈钢焊接接头，热处理的目的是
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