1. 焊接接頭的晶間腐蝕
普通純鐵素體不銹鋼管焊接接頭，在焊接熱循環(huán)的作用下被加熱到950℃以上的溫度區(qū)域冷卻下來后，會顯現(xiàn)晶間腐蝕的傾向，然后在700～850℃進行短時間保溫退火處理，又可恢復其耐蝕性。所以，焊接接頭產(chǎn)生晶間腐蝕的位置是緊挨著焊縫的高溫區(qū)。而奧氏體不銹鋼管焊接接頭的晶間腐蝕是在最高溫度為600～1000℃的區(qū)域，即晶間腐蝕的部位稍稍離開焊縫的區(qū)域。
普通純鐵素體不銹鋼管焊接接頭的晶間腐蝕機理與奧氏體型不銹鋼焊接接頭晶間腐蝕的機理相同，均認為符合貧鉻理論。鐵素體不銹鋼管一般在退火狀態(tài)下焊接，其組織為固溶微量碳和氮的鐵素體及少量均勻分布的碳和氮的化合物，組織穩(wěn)定、耐蝕性較好。在受熱溫度高于950℃的金屬中，碳、氮的化合物逐步溶解到鐵素體相之中，得到碳、氮過飽和固溶體。由于碳、氮在鐵素體中的擴散速度比在奧氏體中快得多，在焊后冷卻過程中，甚至在淬火冷卻過程中，都來得及擴散到晶界區(qū)，加之晶界的碳、氮的濃度較高于晶內(nèi)，故在晶界上沉淀出（Cr．Fe）23C6碳化物和Cr2N氮化物。由于鉻的擴散速度慢，導致在晶界上出現(xiàn)貧鉻固溶區(qū)。在腐蝕介質(zhì)的作用下即會出現(xiàn)晶間腐蝕。由于鉻在鐵素體中的擴散比在奧氏體中快，故為了克服焊縫高溫區(qū)的貧鉻帶，只需在700～900℃短時間保溫，即可使過飽和的碳和氮完全結合為碳、氮化物析出，而且晶體內(nèi)的固溶鉻又來得及擴散補充到盆鉻區(qū)，從而恢復到原來的耐蝕性能。同理，在600℃較長時間保溫或焊接接頭自900℃以上緩慢冷卻，使碳、氮化物充分析出，達到或接近鋼材退火狀態(tài)下固溶的碳和氮含量的平衡值時，即能保持其耐蝕性。
2. 焊接接頭的脆化
普通純度鐵素體不銹鋼在焊接過程中，焊接接頭在焊接熱循環(huán)的作用下，如果在950℃以上停留時間過久，便會引起熱影響區(qū)晶粒急劇長大和碳、氮化合物沿晶界偏聚，可導致焊接接頭的塑性和韌性下降。在室溫條件下就可能出現(xiàn)脆裂，即為焊接接頭的脆化現(xiàn)象。這種粗大組織不能經(jīng)過熱處理進行細化，因此控制高溫停留時間是選定焊接參數(shù)的基本原則。
焊接接頭的脆化有下列幾種形式：
1. 高溫加熱引起的脆化
焊接接頭從1100℃以上溫度冷卻后，焊接熱影響區(qū)的室溫韌性變低，其脆化程度與合金元素碳和氮的含量有關。碳、氮含量越高，焊接熱影響區(qū)脆化程度就越嚴重。焊接接頭冷卻速度越快，其韌性下降值越多；如果空冷或緩冷，塑性將提高。
2. σ相脆化
普通純度鐵素體型不銹鋼（不論母材或焊縫）中w（Cr）＞21％時，若在520～820℃長期加熱，會出現(xiàn)一種又硬又脆的鐵與鉻的金屬間化合物FenCrm（HV高達800～1000）叫σ相σ相形成與焊縫金屬中的化學成分、組織、加熱溫度、保溫時間以及預先冷形變諸因素有關。預先冷形變可促進σ相形成的速度，且使σ相形成的溫度降低，同時還能降低鋼中形成σ相的最低臨界鉻含量［w（Cr）＜20％］。由于σ相的形成有賴于Cr、Fe等原子的擴散遷移，故形成速度較慢，所以對多數(shù)鋼材來說，焊接熱過程本身甚至通常的焊后熱處理，都不易造成明顯的σ相脆化。然而，對于長期工作于σ相形成溫度區(qū)的鐵素體型耐熱鋼的焊接高溫構件而言，則是必須重視的問題。一般認為800℃高溫時，σ相形成速度可能達到最高值，低于此溫度形成σ相速度減慢，且需要較長的時間。
3. 475℃脆性
當w（Cr）≥15.5％的普通純鐵素體型不銹鋼在溫度400～500℃長期加熱后，常常會出現(xiàn)強度升高，韌性下降的現(xiàn)象，稱之為475℃脆性。一般隨含鉻量提高而脆化的傾向嚴重。焊接接頭在焊接熱循環(huán)作用下，不可避免地要經(jīng)過該溫度區(qū)，特別當焊縫金屬和熱影響區(qū)在此溫度區(qū)停留時間較長時，均有產(chǎn)生475℃脆性的可能。該475℃脆性可通過700～800℃短時間加熱，緊接著進行水冷的處理來消除。
4. 局部馬氏體引起的脆化
大多數(shù)鐵素體型不銹鋼在室溫下能形成穩(wěn)定的鐵素體組織，但是，如果鋼或焊縫金屬中含鉻量偏于鐵素體區(qū)的下限或者碳和氮含量在允許范圍的上限時，可導致晶界在高溫時形成一些奧氏體，冷卻后轉變?yōu)轳R氏體組織，產(chǎn)生輕度脆化。退火處理可使馬氏體轉變?yōu)殍F素體組織。
