晶間腐蝕是一種危險(xiǎn)的破壞形式。18-8型奧氏體不銹鋼管焊接接頭一般有3個(gè)部位會(huì)出現(xiàn)晶間腐蝕現(xiàn)象，如圖3-5所示。值得注意的是，在同一個(gè)接頭上并不能同時(shí)看到3種晶間腐蝕區(qū)，這取決于鋼的成分。
一、焊縫區(qū)晶間腐蝕
焊縫金屬產(chǎn)生晶間腐蝕一般有兩種情況：一是在焊態(tài)（即焊后未經(jīng)熱處理的狀態(tài)），已有鉻的碳化物的沉淀，因而形成貧鉻層，它容易出現(xiàn)在焊接線能量過大或多層焊的條件下；二是在焊態(tài)具有較好的耐蝕性，如果焊后經(jīng)受了敏化加熱的條件，同樣產(chǎn)生晶間腐蝕傾向。
在一般情況下，焊縫金屬中碳含量對(duì)晶間腐蝕作用相當(dāng)大。碳含量越高，晶間腐蝕傾向越大。因此為了防止晶間腐蝕應(yīng)盡量降低碳含量，常用超低碳焊條或焊絲。
除盡量降低焊縫金屬碳含量之外，還可以向焊縫金屬中添加一定量的穩(wěn)定化元素，如鈦、鈮等，焊縫金屬中碳含量越高時(shí)，添加穩(wěn)定化元素?cái)?shù)量相應(yīng)越多。因?yàn)榉€(wěn)定化元素鈦或鈮對(duì)氮也有很大的親和力，在焊縫中不僅與碳結(jié)合，也可與氮結(jié)合，鈦或鈮的數(shù)量適量時(shí)能夠穩(wěn)定地固定碳。研究表明：18-8Ti鋼及其焊接接頭，通過GB/T 4334標(biāo)準(zhǔn)中的試驗(yàn)方法X法、T法及陽極法試驗(yàn)，當(dāng)鈦含量下限符合wTi／（wc-0.02）≥8.5～9.5時(shí)耐腐蝕性能最好。
通常調(diào)整焊縫金屬組織，同樣可以改善焊縫金屬抗晶間腐蝕能力。單相奧氏體組織的焊縫金屬具有方向性強(qiáng)的柱狀晶特征，經(jīng)敏化處理后，如果出現(xiàn)貧鉻層可以貫穿于晶粒之間而能構(gòu)成腐蝕介質(zhì)的集中通道，因而具有較大的晶間腐蝕傾向，如圖3-6所示。若焊縫為γ＋δ雙相組織時(shí)，樹枝晶被打散，對(duì)腐蝕介質(zhì)不能構(gòu)成集中的腐蝕通道，可以降低晶間腐蝕傾向。另外δ相的鉻、碳化鉻含量高，可以優(yōu)先在8相內(nèi)部邊緣沉淀，而不致在γ晶粒的晶界形成貧鉻層，因此有δ相存在是有利的。
綜上所述，對(duì)于奧氏體不銹鋼管焊縫金屬，8相的數(shù)量為4％～12％比較適宜。實(shí)踐證明，5％左右的δ相可以獲得比較滿意的抗晶間腐蝕性能。
二、母材上敏化區(qū)晶間腐蝕
母材上敏化區(qū)（450～850℃）晶間腐蝕的原因，如同焊縫金屬晶間腐蝕，在母材不含穩(wěn)定化元素或碳含量較高時(shí)，經(jīng)過焊接熱循環(huán)的作用，有敏化區(qū)產(chǎn)生，但熱影響區(qū)的敏化區(qū)溫度范圍是600～1000℃。這是因?yàn)楹附邮且粋€(gè)快速的連續(xù)加熱過程，而鉻碳化物的沉淀是一個(gè)擴(kuò)散過程，這樣就需要有足夠的時(shí)間才能充分進(jìn)行擴(kuò)散，所以焊接時(shí)鉻碳化物的沉淀析出必然需要較大的過熱度。
因此，為防止在母材上產(chǎn)生敏化區(qū)腐蝕，選材料時(shí)，盡量降低鋼的碳含量或選含有適量的穩(wěn)定化元素的材料。制定工藝時(shí)，盡量減少熱影響區(qū)處于敏化溫度區(qū)間的時(shí)間、即采用小的焊接線能量或強(qiáng)制冷卻，以加快冷卻速度。
三、刀蝕
刀蝕與焊縫金屬晶間腐蝕產(chǎn)生條件不同，刀蝕只發(fā)生在含穩(wěn)定化元素的奧氏體不銹鋼管接頭的過熱區(qū)中，并且緊鄰焊縫（含熔合區(qū)），腐蝕區(qū)寬度最大可達(dá)1.0～1.5mm，具有晶間破壞性質(zhì)。
超低碳奧氏體不銹鋼一般無刀蝕現(xiàn)象。刀蝕是焊接接頭出現(xiàn)的一種特殊形式的晶間腐蝕，也是和鉻的碳化物（M23C6）的沉淀有密切關(guān)系的。如圖3-7所示，從整個(gè)熱影響區(qū)碳化物分布情況看，發(fā)生刀蝕的部位正是M23C6（Cr23C6）沉淀最顯著的部位。其產(chǎn)生原因應(yīng)從高溫過熱和中溫敏化兩個(gè)順序作用的熱過程所引起的變化來分析。
奧氏體鋼供貨狀態(tài)一般為固溶處理。以碳含量小于0.08％的18-8Ti鋼為例，一般經(jīng)1050～1150℃水淬固溶。這種鋼中少部分碳（約0.02％）和極少量的鈦溶入固溶體，其余大部分碳與鈦結(jié)合成為游離的TiC，因?yàn)闇囟仍?150℃以下時(shí)TiC在鋼中的溶解度是很小的，如圖3-8所示，若有少數(shù)碳同鉻結(jié)合成Cr23C6時(shí)，在固溶處理時(shí)必須全部溶入固溶體。但是焊接時(shí)，在溫度超過1200℃的過熱區(qū)中，首先TiC可以不斷地向奧氏體中溶解而形成固溶體。峰值溫度越高，TiC的固溶量越多。這時(shí)在過熱區(qū)中只有少量大塊的TiC和TiN不能發(fā)生固溶，TiC溶解時(shí)，分離出來的碳原子將插入到奧氏體點(diǎn)陣間隙中，而鈦則占據(jù)奧氏體點(diǎn)陣節(jié)點(diǎn)的空缺位置。隨后冷卻時(shí)，由于高溫下碳原子極為活躍，比鈦的擴(kuò)散能力強(qiáng)，碳原子將趨向奧氏體晶粒邊界擴(kuò)散移動(dòng)，鈦則來不及擴(kuò)散而仍保留在奧氏體點(diǎn)陣節(jié)點(diǎn)上。因此，碳析出后集中于晶界附近成為過飽和狀態(tài)。若隨后再經(jīng)450～850℃中溫敏化加熱，碳原子可以優(yōu)先以很快的速度向晶粒邊界擴(kuò)散，使晶界更富集碳。此時(shí)，鉻的擴(kuò)散雖不如碳快，但比鈦的擴(kuò)散要快，因而易于在晶界附近形成鉻化物Cr23C6的沉淀。TiC固溶量越多的部位，Cr23C6的沉淀量越大，這個(gè)部位的晶間腐蝕傾向顯得越嚴(yán)重。即刀蝕區(qū)和鉻碳化物Cr23C6的沉淀分布是一致的，因而表面為近縫區(qū)刀狀腐蝕。由此可見，高溫過熱和中溫敏化的敏化順序加熱是產(chǎn)生刀蝕的必要條件。
為防止產(chǎn)生刀蝕，通常采用超低碳不銹鋼。有穩(wěn)定化元素的不銹鋼管，碳含量應(yīng)小于0.06％。在焊接工藝上，要減少近縫區(qū)過熱，要避免焊接時(shí)產(chǎn)生中溫敏化的加熱作用。如面向腐蝕介質(zhì)的焊縫最后焊接，盡可能避免交叉焊縫，減少焊縫的接頭等。雙面焊縫中接觸腐蝕介質(zhì)的第1面焊縫無法安排在最后焊接時(shí)，應(yīng)調(diào)整焊縫尺寸形狀及焊接規(guī)范；使第2面焊縫產(chǎn)生的敏化溫度區(qū)（600～1000℃）不落在第1面焊縫的過熱區(qū)上，如圖3-9（a）所示，否則，出現(xiàn)如圖3-9（b）的情況時(shí)就會(huì)產(chǎn)生刀蝕。也可應(yīng)用焊后穩(wěn)定化處理改善抗刀蝕。
