不锈钢耐热钢的焊接Word下载.docx
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Cr-Ni钢（2Cr25Ni20、2Cr25Ni20Si2）和高Cr钢（1Cr17、1Cr25Ti）。
③热强钢：
在高温下既能抗氧化又具有一定的高温强度。
工作温度可达600～800℃。
广泛应用的有：
Cr-Ni钢：
1Cr18Ni9Ti、4Cr25Ni20
多元合金化高Cr钢（以Cr12为基）：
1Cr12MoWV、2Cr12Ni2WMoV
通常将抗氧化钢和热强钢通称为耐热钢。
耐热钢分为F型、M型、A型和沉淀硬化型四大类。
需要说明的是，有不少不锈钢具有耐热性能，有人称其为“耐热不锈钢”，而耐热钢虽具有一定的耐蚀性，但由于其中一些钢Cr量不超过12％，而没有达到不锈钢规定的耐蚀要求，而不能称为不锈钢。
我国对耐热钢和不锈钢牌号方法无区分，所以不易区分，二者的主要区别是用途和使用环境条件不同。
注意不要混淆。
如1Cr18Ni9Ti即可作不锈钢，也可作耐热钢。
而25-20型的0Cr25Ni20、00Cr25Ni20或000Cr25Ni20是作不锈钢使用的，而提高含碳量的2Cr25Ni20、4Cr25Ni20只能做耐热钢。
2.按组织分类
①A钢：
Cr-NiA钢是最通用的钢种。
适当调整其合金成分可作不锈钢或耐热钢使用。
以Cr18Ni8为代表的系列，简称18-8钢；
以Cr25Ni20为代表的系列，简称25-20钢。
多以固溶状态供货。
②F钢：
这类钢含Cr量较高（17～30％），主要用作耐热钢（抗氧化钢），也可用作耐蚀钢。
如1Cr17、1Cr25Ni2、1Cr25Ti，多以退火状态供货。
③M钢：
M钢的Me主要以Cr为主。
以Cr13系列最为典型。
如1Cr13…4Cr13，以及1Cr17Ni2等主要用作不锈钢，以Cr12为基的多元合金化钢如1Cr12MoWV主要用作热强钢。
热处理对这类钢的力学性能影响很大，须根据要求供货（退火态、淬火回火态）。
④沉淀硬化钢：
均为经时效强化处理以析出硬化相的高强钢。
这类钢不仅具有较好的耐热性，而且有很高的强度。
其代表钢号为0Cr17Ni7Al（17-7PH），及0Cr17Ni4Cu4Nb（17-4PH），所以这类钢又常称为PH不锈钢。
⑤F-A双相钢：
这类钢具有F-A双相组织，故称为双相不锈钢。
在这类钢的固溶体中，铁素体相和奥氏体相各约占一半，一般较少相的含量至少也需要达到30%。
这类钢综合了奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的优点，具有良好的韧性，强度及优良的耐氯化物应力腐蚀性能。
与18-8钢相比，主要特点是提高Cr而较低Ni，同时添加Mo、N、Cu、Ti、Nb等元素。
00Cr23Ni4N钢是瑞典最先开发的一种低合金型双相不锈钢，不含钼，铬和镍的含量也较低。
由于钢中WCr为23%，有很好的耐孔蚀、缝隙腐蚀和均匀腐蚀的性能，可代替304L和316L等常用奥氏体不锈钢。
0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti这两种钢是了为节镍，分别代替0Cr18Ni9Ti和1Cr18Ni9Ti而设计的，但比后者具有更好的力学性能，尤其是强度更高（约为1Cr18Ni9Ti的2倍）。
典型的有18-5型、21-5型、25-5型，如00Cr18Ni5Mo3Si2、0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti、00Cr25Ni5Mo2、1Cr18Mn10Ni5Mo3N等。
常以固溶状态供货。
二、不锈钢及耐热钢特性
（一）不锈钢的耐蚀性能
不锈钢的耐蚀性是基于其钝化作用。
处于钝化状态的不锈钢基表面被致密的氧化膜所覆盖，这层氧化膜对内部金属起着保护作用，抑制金属的溶解，降低腐蚀速度。
Cr可以使钢具有高的钝化能力，因此Cr是不锈钢中最主要的Me。
在不同条件下，不锈钢可产生以下几种腐蚀：
1.均匀腐蚀：
即腐蚀面均匀分布在金属表面。
如果材料选择得当，一般危害不大。
在氧化性酸（如HNO3）中，不锈钢能形成稳定的钝化膜，所以不易产生均匀腐蚀；
在还原性酸（如H2SO4）中，只含Cr的M钢和F钢不耐腐蚀，而Cr-NiA钢则显示出良好的耐腐蚀性。
但在含Cl－的介质中，Cr-NiA钢也容易产生钝化层破坏。
如钢中含2－3％Mo，在各种酸中均有改善耐蚀性作用。
2.点蚀：
指发生在钢局部表面的腐蚀坑。
它可向钢的内部发展，甚至可造成穿孔。
点蚀易发生在Cl－或Br－环境下，关于其发生机理目前说法不一。
一般不锈钢耐点蚀性均不理想。
但降低C，提高Cr、Ni、Mo、Si、Cu，添加N都能提高耐点蚀性。
18-8Mo、25-20Mo钢均具有良好的耐点蚀性能。
钢的耐点蚀性能常用点蚀指数（PittingIndex）PI来衡量。
PI＝Cr+3.3Mo+（13～16）N
一般希望PI＞35～40
耐点蚀试验方法有国标（GB/T18590-2001）
3.缝隙腐蚀
缝隙腐蚀是金属构件缝隙处发生的斑点状或溃疡形宏观腐蚀坑，它是以腐蚀部位特征来命名的。
常发生在垫圈、铆钉、螺钉连接接缝、搭接的焊接接头、阀座等处。
由于缝隙处被腐蚀产物所覆盖，以及介质扩散受到限制等原因，使该处的介质成分和浓度与整体有很大区别，于是引起介质的电化学不均匀性而产生腐蚀。
缝隙腐蚀和点蚀具有共同性质，耐点蚀的钢都能耐缝隙腐蚀。
因此也可用点蚀指数来衡量耐缝隙腐蚀倾向。
耐缝隙腐蚀试验方法有国标（GB/T10127-2002）
4.晶间腐蚀
晶间腐蚀起源于金属表面，沿晶界深入金属内部的腐蚀现象，外观仍显金属光泽，但晶粒间彼此已失去联系，敲击时已无金属声音，钢质变脆，强度几乎丧生。
晶间腐蚀，多半与晶界贫Cr有关。
（1）A不锈钢的晶间腐蚀
18-8A钢，固溶处理后再经450～850℃加热（敏化处理），往往会发生晶间腐蚀，这种现象一般可用晶界“贫Cr”来解释。
室温时18-8钢中碳的溶解度小于0.02～0.03％。
如钢含碳量超过该数值，则固溶处理后，A为C所过饱和，呈不稳定状态，在再次加热时，超过溶解度的碳将向晶界扩散，并与Cr结合形成富Cr碳化物Cr23C6或（Cr，Fe）23C6沉淀于晶界，由于晶粒内部Cr的扩散速度较慢，所以在形成Cr的碳化物时，使晶界及其邻近区域产生贫Cr现象，当该区Cr含量降低到临界值12％以下时，就会发生明显的晶间腐蚀现象。
防止：
①钢中含有能形成稳定碳化物的元素Ti、Nb等，经稳定化处理（850℃×
2h）后，碳将优先与Nb、Ti结合，则不会形成Cr23C6就能避免缺Cr现象发生。
②若降低钢中碳含量，C≤0.02～0.03％（超低C），也不致析出Cr23C6、产生贫Cr。
③钢中含有一定的δ相，晶间腐蚀倾向也可显著减少（Cr23C6易在相界面δ一侧形成，δ相中Cr扩散快）。
另外，沿晶界析出σ相，P、Si等杂质沿晶界偏析也能导致晶间腐蚀。
（2）F不锈钢的晶间腐蚀
与Cr-NiA钢不同，高Cr铁素体钢从高温（925℃以上）急冷下来就有了晶间腐蚀倾向，再经650～850℃加热缓冷后便可消除。
这是由于碳在铁素体中溶解度比在A中小得多，易于沉淀，且C在F中扩散速度也比较大，从高温急冷过程中实际已形成Cr的碳化物，而出现贫Cr层。
再次在650～850℃加热，可促使Cr的扩散均匀化，于是贫Cr层消失。
晶间腐蚀试验国标：
GB/T4334-2008金属和合金的腐蚀不锈钢晶间腐蚀试验方法。
5．应力腐蚀，也称应力腐蚀开裂（StressCorrosionCracking，简称SCC）
SCC是指材料在特定的腐蚀介质和拉应力作用下出现的低于强度极限的脆性开裂现象。
这种破坏的危害极大，往往是没有预兆的低应力脆性开裂。
据统计，在Cr-NiA钢的腐蚀破坏事故中，应力腐蚀均占50％以上，成为不锈钢生产和应用的主要问题。
影响应力腐蚀开裂有三大因素：
介质环境、拉应力和材料。
金属材料并非在任何介质中都产生SCC，它们之间有一定的匹配关系。
作为A不锈钢SCC的介质因素，最主要的是溶液中的Cl－浓度和氧含量的关系。
只有二者共存才能产生SCC。
作为材料因素，一般SCC均发生在合金中，纯金属一般不产生SCC。
在A不锈钢中增加Ni含量可提高抗SCC能力，而Nb、Ti、Mo、N等易引起SCC。
在A钢中增加F相含量也能增加抗SCC能力，但超过60％时又有所下降。
SCC的另一个重要特征是只在拉应力作用下才能产生，这些应力包括工作应力和内应力，其中主要是残余应力，它占80％左右。
所以消除残余应力是防止SCC最有效的措施之一。
关于SCC的机理认为是由电化学腐蚀和拉应力下金属局部的机械破坏共同作用的结果。
其试验有GB/T15970.1～9-（1995-2007）。
（二）耐热钢的高温性能
1．抗氧化性
若钢的表面可以形成一层致密的保护膜，则钢材就有很好的抗氧化性。
耐热钢中常用Cr、Al、Si等合金元素来提高钢材的抗氧化能力，这些元素可以形成致密而完整的氧化膜Al2O3、Cr2O3、SiO2。
一般在钢中加入Cr≥18％即可使钢在1000－1100℃耐氧化，加入Al3～4％可使钢在900℃耐氧化，加入Si2～3％可使钢在900～1000℃耐氧化。
2．热强性
所谓热强性是指在高温下长时间工作时，钢材对断裂的抗力（即持久强度），或在高温下长时间工作时，钢材对塑性变形的抗力（即蠕变强度）。
做为耐热钢，高温性能具有重要意义。
图3-2给出高温持久强度的试验结果。
可见，奥氏体钢具有优异的热强性能。
Ni量提高，热强性也随之提高。
提高钢的热强性主要有三条途径：
1固溶强化
把Mo、W固溶到钢材的基体中能提高热强性。
A基体比F基体的钢具有更高的热强性。
因此含Mo、W等的A热强钢得到广泛应用。
2第二相强化
强化相的熔点越高、化学成分和点阵结构越复杂，稳定性就越高。
对于常用的A热强钢，主要以MC、M6C或M23C6作为强化相。
因此为了提高热强性，希望适当提高C含量，并同时加入Nb、V、Ti等强碳化物形成元素。
3晶界强化
通过控制晶粒度（一般3～4级为好，过细塑性变形抗力降低，过粗脆性增大）。
加入B及Re等微量元素等方法强化晶界，以减少高温下晶界的滑动。
3．高温脆化
耐热钢在热加工过程中或高温下长期工作时可能产生脆化现象。
脆化有以下几种：
①M钢的回火脆性。
例如Cr13钢在550℃附近的回火脆性，这在焊接前后的热处理过程中应当引起注意。
②F钢的晶粒长大脆化。
由于F钢在加热时没有相变化发生，所以晶粒长大现象不可能通过热处理来改善。
③A钢析出相脆化。
在A钢晶界析出碳化物相造成脆化。
④475℃脆化。
主要出现在Cr＞15％的F钢中。
在350～550℃较长时间加热并缓冷，就可导致在常温时或负温时出现脆化现象。
因为在475℃附近最容易出现，所以称为475℃脆性。
含Cr量越高，脆化越严重。
对该脆性的产生机理，目前尚无统一认识，但都认为有新相析出。
已产生475℃脆性的钢，经过600～700℃加热、保温1h后空冷，可以恢复原有的性能。
5σ相脆化。
σ相是一种富Cr的FeCr金属间化合物，质硬而脆，没有磁性。
多半分布在晶界，不但降低材料的δ和ak，而且增大晶间腐蚀倾向。
一般在500～900℃长时间加热有利于σ相的形成。
σ相可由δ相产生δ→σ；
也可由γ直接产生（γ→σ）。
或由γ转变而成（γ→α→σ），不过自δ中形成更容易。
提高钢中Cr、Mo、Si等δ形成元素含量会促进σ相析出，而Ni、C、N等因可减少δ相而有减轻σ相形成的作用。
加热温度提高到超过σ相稳定存在的上限温度时，σ相可以重新溶入固溶体中。
18-8钢的上限温度在700℃左右，25-20钢则在980℃左右。
（三）不锈钢、耐热钢的物理性能
不锈钢及耐热钢的物理性能见表3-2。
组织状态相同的钢，它们的物理性能也基本相同。
然而钢中Me含量越高，导热性越差，钢的线胀系数和电阻率越大。
不锈钢及耐热钢的物理性能与低碳钢有较大的差异，例如，A钢的导热系数λ约为低碳钢的1/3，线胀系数比低碳钢大50％，M钢和F钢的导热系数约为低碳钢的1/2，线胀系数与低碳钢大体相当。
第二节奥氏体钢、双相钢焊接
一、奥氏体钢的焊接性分析
与其它类型的不锈钢相比，γ钢是较易焊接的。
它在焊接过程中不发生相变，对H脆不敏感，接头在焊态下也有良好的塑性和韧性。
焊接的主要问题是：
焊接热裂纹、腐蚀及脆化。
（一）晶间腐蚀（以18-8钢为例）
接头可能在三个部位出现晶间腐蚀现象（图3-3）。
但在同一接头上不能同时看到三个不同部位的晶间腐蚀，这主要取决于钢和焊缝的成分。
敏化区腐蚀和熔合区腐蚀不会同时出现。
敏化区腐蚀出现在HAZ中峰值温度处于敏化加热温度区间的部位，只出现在不含稳定化元素又不是超低碳的不锈钢中。
熔合区腐蚀只出现在含稳定化元素的不锈钢中，呈窄而深的刀切形状，所以称为刀状腐蚀，简称“刀蚀”。
焊缝区的腐蚀，主要取决于焊接材料，在正常情况下，这一问题解决得比较好。
1.焊缝区晶间腐蚀
根据晶间腐蚀机理，为防止焊缝晶间腐蚀，应采取以下措施：
①通过焊接材料，使焊接金属成为超低碳情况，或者使其含有一定的稳定化元素Nb、Ti，一般希望Nb≥8C，Ti≥8.5C。
但含Ti、Nb的钢却会产生刀状腐蚀。
②调整焊缝组织，使其含有一定量的δ相。
焊缝中δ相的存在首先可以打乱单一γ柱状晶的方向性，不致形成连续的贫Cr层。
其次是δ相富Cr，有良好的供Cr条件，所以在两相交界处不易形成贫Cr层。
对γ体不锈钢来说，一般希望焊缝金属中δ相数量为4～12％为宜。
但是，过量的δ相存在时，会促使σ相析出脆化（在高温长期工作或多层焊时），而且有时会产生选择性腐蚀。
例如在H2SO4或尿素之类介质中，δ相将优先腐蚀。
δ相的数量可用金相法、磁性法来检测，也可用Schaeffler图来估算。
Schaeffler焊接组织图是1949年根据手工电弧焊的经验而制成的，该图把室温组织与Creq和Nieq所表示的焊缝成分联系起来。
这样可根据化学成分在图中查到应形成的组织，而根据对组织的要求可以确定对应的Cr、Ni当量，从而进行焊接成分的调整。
Schaeffler图只考虑了化学成分对组织的影响，并未考虑实际结晶条件及Me存在的具体形态。
所以利用Schaeffler图所估算的δ相数量往往同实测值不一致，其误差在±
4％以上。
尽管如此，这个图对于估计焊接组织还是有价值的。
舍夫勒组织图中没有记入N的影响，所以在这方面有人进行了修正工作，其中德龙（Delong）图被认为是有价值的改进，在Nieq计算中加入一项30N，对于Mn、N强化的不锈钢，改进的舍夫勒图中Creq和Nieq的计算做了相应的改变。
对Mn、N强化的不锈钢，有1982年提出的改进舍夫勒图，其Creq和Nieq的计算式如下；
2.敏化区晶间腐蚀
当母材不含稳定化元素或含碳量较高时，经焊接热循环的作用，就可能出现敏化区。
不过焊接接头的敏化区并非平衡加热时的450～850℃，而是峰值温度为600～1000℃的部位。
因为焊接是快速连续加热和冷却过程，而Cr的碳化物的沉淀是一个扩散过程，为了充分扩散需要一定的“过热度”。
显然只有普通18-8钢才会有敏化区存在，18-8Ti、18-8Nb及超低碳的18-8钢则不易产生。
为防止敏化区腐蚀，在焊接工艺上应采取小电流、大焊速及强制冷却等措施，以减少HAZ处于敏化温度区的时间。
3．刀蚀
刀蚀只发生在含稳定化元素（Ti、Nb）的γ不锈钢的熔合区。
开始腐蚀宽度不过3～5个晶粒，逐步扩展可达1～1.5mm,严重时焊缝可整条发生剥落。
刀蚀的实质也是因M23C6沉淀而形成贫Cr层。
如图18-8Ti钢（图3-5），焊前为1050～1150℃水淬固溶处理，M23C6全部固溶，而大部分C与Ti形成游离的TiC，因温度在1150℃以下时TiC在钢中的溶解度很小。
经过焊接后，焊态下的熔合区经历了1200℃以上的过热作用，TiC将发生分解，溶入固溶体，温度越高，TiC溶解度越大。
TiC溶解时，分解出来的碳原子将扦入到γ点阵间隙中，Ti则占据γ点阵节点位置。
在冷却时，碳原子将迅速向γ晶粒边界运动，Ti则因扩散困难而留在原地。
因而碳将析集于晶界附近成为过饱和状态。
如随后在经450～850℃敏化加热，碳原子优先扩散到晶界，与Cr形成M23C6，从而出现晶界贫Cr层。
越靠近熔合线，TiC固溶量越多，M23C6沉淀量越大，晶间腐蚀倾向越严重。
由此可见“高温过热”和“中温敏化”的相继作用是产生刀蚀的必要条件。
显然，普通18-8钢不应有刀蚀发生，超低C不锈钢也不会有刀蚀发生。
为了防止刀蚀：
①最好采用超低碳不锈钢，含有稳定化元素的钢，其含碳量希望小于0.06％。
②在焊接工艺上应减少近缝区过热。
尽量采用小电流快焊速，尽量避免交叉焊缝，面向腐蚀介质焊缝最后焊接，无法安排在最后焊时，应调整焊缝尺寸形状及焊接规范，使第二面焊缝所产生的敏化温度区（600～1000℃）不落在第一面焊缝表面的过热区上。
③稳定化处理，850～900℃×
2h缓冷，可消除。
（二）应力腐蚀开裂
拉应力的存在是SCC的重要条件。
而其中残余应力（特别是焊接应力）所引起的SCC事故则约占全部SCC破坏的70％以上。
A钢由于导热性差、线胀系数大，在约束焊接变形时就可能残留较大的焊接应力，所以SCC开裂是这类钢焊接性中不易解决的问题。
实验表明，焊接接头过热区对SCC最为敏感。
为防止应力腐蚀开裂，消除焊接残余应力最为重要。
残余应力消除程度与“回火参数”LMP有关：
LMP＝T（lgt+20）×
10-3
式中T——加热温度（K）；
t——保温时间（h）。
LMP越大，残余应力消除程度越大。
0Cr17Ni12Mo2不锈钢焊趾处的应力腐蚀
关于Me的影响，必须结合具体腐蚀介质来研究。
（三）点蚀
点蚀主要是由于材料表面钝化膜的局部破坏而引起的，它常成为晶间腐蚀和应力腐蚀起源。
所以点蚀已越来越引起人们的重视。
A钢焊接接头有点蚀倾向，耐点蚀性优异的双相钢有时也会产生点蚀。
点蚀最易出现在焊缝中的不完全混合区，其化学成分与母材相同，但都经历了熔化与凝固过程，应属焊缝一部分。
有时焊缝中心也会有点蚀产生。
点蚀指数越小的钢，点蚀倾向越大。
为提高抗点蚀性能，应采取以下措施：
①减少Cr、Mo偏析，自熔焊时易形成偏析。
如γ钢Cr22Ni25Mo，在TIG焊时，使晶界界Mo与其晶轴Mo量之比（即偏析度）达1.6，Cr偏析度达1.25；
所以晶轴部位易产生点蚀。
②采取超合金化焊接材料，即采用较母材更高Cr、Mo含量的焊接材料。
由于提高Ni含量，晶轴中Cr、Mo的负偏析显著减少，因此采用高Ni或Ni基合金焊丝是有利的。
图3-8是用临界点蚀温度CPT（即能引起点蚀的最低加热温度）来评价耐点蚀性能的。
BM-00Cr20Ni18Mo6N0.2CPT65~70℃
A－00Cr23Ni24Mo8.4N0.29Cr、Ni、Mo↑（超合金化）CPT低于BM
B－00Cr22Ni62Mo8.5N0.11Ni基合金焊丝、接头CPT基本达BM水平
C－00Cr22Ni62Mo8.7Nb3.4Ni基合金焊丝、接头CPT基本达BM水平
D－不填丝（自熔焊）CPT45℃
E－00Cr19Ni13Mo3.7N0.03CPT＜25℃完全不能适应要求
结论：
（1）为提高耐点蚀性能而不能进行自熔焊；
（2）焊接材料与母材必须“超合金化”匹配；
（3）必须考虑母材的稀释作用，以保证足够的合金含量；
（4）提高Ni量有利于减少微观偏析，必要时可考虑采用Ni基合金焊丝。
（四）奥氏体钢焊接接头热裂纹
γ钢焊接时，在焊缝及HAZ都有可能产生热裂纹。
最常见的是焊缝凝固裂纹（结晶裂纹），有时也可出现近缝区液化裂纹。
含Ni量越高，产生热裂的倾向越大。
所以25-20钢比18-8钢具有更大的热裂倾向。
1.热裂纹产生的原因
与一般结构钢相比，Cr-Niγ钢焊接时有较大的热裂倾向。
其主要原因如下：
①由于γ钢导热系数小和线胀系数大，在焊接条件下，焊接接头必然形成较大的拉应力，而焊缝金属凝固期间存在较大拉应力是产生热裂纹的必要条件。
②γ钢孪生结晶形成方向性强的柱状晶组织，利于有害杂质的偏析及晶间液态夹杂的形成，易于促使产生凝固裂纹。
③γ钢及焊缝的合金组成较复杂，不仅S、P、Sn、Sb可形成易熔液膜，溶解度有限的Si、Nb、B也可能形成易熔共晶，如Si化物共晶、Nb化物共晶。
在高Ni稳定γ钢焊接时，Si、Nb往往是产生热裂纹的重要原因之一。
2.影响因素
（1）凝固模式（焊缝组织）
实验表明，与γ+δ双相组织焊缝相比，单相γ组织的焊缝对热裂纹更为敏感。
因为δ相的存在打乱了单相γ组织的方向性，使晶粒相对细化，而且使低熔点夹层在晶界上的分布呈不连续状。
所以对防止热裂纹是有益的。
通常用室温下焊缝中的δ相数量来判断热裂倾向。
但凝固裂纹是产生于凝固过程的后期，用室温组织来考核凝固过程中的现象总有缺憾。
必须联系凝固模式来考虑才更合理。
所谓凝固模式是指以何种初生相（γ或δ）开始结晶进行凝固过程，和以何种相完成凝固过程。
凝固裂纹与凝固过程有直接联系。
以图3-10的70％Fe-Cr-Ni相图来分析凝固裂纹与凝固过程的关系。
凝固模式有四种：
F模式：
以δ相完成整个凝固过程，合金①
FA模式：
以δ相开始结晶，以δ+γ结束。
例如合金②
AF模式：
以γ相开始凝固，以γ+δ结束。
例如合金③
A模式：
以γ相完成整个凝固过程。
例如合金④
焊缝凝固模式不同，凝固裂纹敏感性也不同。
根据晶粒润湿理论，以FA模式抗凝固裂纹最强，而F模式或A模式最差。
所以对凝固模式的判断具有重要意义。
Cr-Niγ焊缝的结晶模式主要取决于焊缝金属的[Cr/Ni]eq，AF与FA的分界大体相当于[Cr/Ni]eq＝1.5，如将这一界线标示于Schaeffler图上，则可将防止热裂所需室温δ相数量与凝固模式联系起来。
图3-11为标有AF/FA界线的Schaeffler图。
图3-12为WRC（美国焊接科学研究委员会）－1992新焊缝组织图。
图中将δ相数量用“铁素体数目”FN表示，是用磁性检测仪测定的
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