熱處理對(duì)TP304H/R102異種鋼焊接接頭組織和性能的影響

白鳳臣，馬文姝，于彥東，宋海江

(1.黑龍江職業(yè)學(xué)院，哈爾濱 150080；2.廣州城建職業(yè)學(xué)院，廣州 510925；3.哈爾濱理工大學(xué)，哈爾濱 150080)

0 前言

在大容量高參數(shù)電站鍋爐中，對(duì)于壁溫超過580 ℃的受熱面管件，大都選用蠕變強(qiáng)度和抗氧化性較高的奧氏體鉻鎳耐熱鋼(如TP304H，TP347H)；而對(duì)工作溫度低于580 ℃的管件，從經(jīng)濟(jì)角度一般采用鐵素體鉻鉬低合金耐熱鋼12Cr2MoWVTiB(簡稱“102鋼”或 “R102”)，12Cr1MoV等。這樣就形成了奧氏體鉻鎳鋼與鐵素體低合金鋼組成的異種鋼焊接接頭，TP304H+ R102異種鋼接頭就是其中最典型的一種。由于組成接頭的這兩類鋼物理性能差異較大，導(dǎo)致異種鋼接頭在高溫長期運(yùn)行中發(fā)生早期時(shí)效破壞現(xiàn)象。探究這一現(xiàn)象產(chǎn)生的機(jī)理，業(yè)界普遍認(rèn)為：組成異種鋼接頭的兩種金屬因熱膨脹系數(shù)差異而引起的熱應(yīng)力、材料間因蠕變強(qiáng)度不匹配及復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)和接頭在高溫環(huán)境下長期運(yùn)行所發(fā)生的碳遷移、碳化物沉淀等是發(fā)生上述現(xiàn)象的決定性原因。所以，現(xiàn)在普遍采用熱膨脹系數(shù)介于鐵素體鋼和奧氏體鋼之間且與C親和力較差的Ni基焊材(如INCONEL-82焊絲)進(jìn)行異種鋼焊接，以解決接頭過早失效問題，取得了較好效果。但在哪個(gè)因素對(duì)鎳基過渡異種鋼焊接接頭的失效起主導(dǎo)作用，鎳基過渡TP304H/R102異種鋼焊接接頭焊后是否需要熱處理問題上，目前尚無一致看法[1]。

文中針對(duì)國內(nèi)某發(fā)電廠500 MW發(fā)電機(jī)組鍋爐受熱面管系高溫段鉻鎳奧氏體耐熱鋼與國產(chǎn)鐵素體鉻鉬低合金鋼過渡焊接接頭早期失效問題，制定了專門的焊后熱處理制度和時(shí)效處理?xiàng)l件。通過對(duì)異種鋼接頭在焊態(tài)和熱處理狀態(tài)下碳遷移擴(kuò)散、組織與性能變化的比較試驗(yàn)，來分析在選定的填充材料和焊接工藝下，不同熱處理制度對(duì)接頭界面組織及力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)方法

1.1 焊接材料與焊接工藝

試驗(yàn)采用TP304H+R102母材組合形式，材料規(guī)格為φ60 mm×7.5 mm，經(jīng)稀釋率及應(yīng)力狀態(tài)比對(duì)試驗(yàn)分析，選定70 ° V形坡口(無鈍邊有1 mm間隙)的對(duì)接接頭(單面焊雙面成形)。為了保證異種鋼焊接過程的穩(wěn)定性, 管的對(duì)焊(接長)采用全自動(dòng)脈沖鎢極氬弧焊，固定管對(duì)接則采用全位置自動(dòng)鎢極氬弧焊(TIG)，填充材料選用鎳基焊絲INCONEL-82。母材及填充材料的化學(xué)成分見表1，母材力學(xué)性能、供貨狀態(tài)及金相組織見表2。

表1 母材及填充材料化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 試驗(yàn)鋼管的力學(xué)性能、供貨狀態(tài)及金相組織

1.2 熱處理制度的選擇

102鋼是多元合金復(fù)合強(qiáng)化的熱強(qiáng)鋼，是通過合金元素固溶及沉淀強(qiáng)化的復(fù)合作用來提高鋼材高溫持久強(qiáng)度的。而焊后熱處理能使合金碳化物充分沉淀強(qiáng)化，提高鋼材熱穩(wěn)定性。同時(shí)，可以通過焊后高溫回火改善熱影響區(qū)的組織，降低R102鋼的淬硬傾向。但焊后熱處理可能會(huì)導(dǎo)致碳從鉻鉬鐵素體低合金鋼(R102)側(cè)向鉻鎳奧氏體耐熱鋼(TP304H)焊縫金屬遷移擴(kuò)散，引起熔合線附近奧氏體鋼內(nèi)脆性相的轉(zhuǎn)化，降低該區(qū)域的韌性。因此，在制定熱處理制度時(shí)要兼顧到這兩個(gè)方面的變化。為此，文中選擇了770 ℃和740 ℃回火、保溫40 min兩種不同的熱處理規(guī)范進(jìn)行比較試驗(yàn)來分析焊后熱處理溫度和時(shí)間對(duì)異種鋼接頭低合金鋼側(cè)合金元素固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化及碳遷移行為的影響，以便確定最佳的熱處理制度[2-5]。為了獲得更有說服力的數(shù)據(jù)，還選取了與TP304+R102相近的另一種常用TP347H+R102異種鋼接頭，并進(jìn)行了相同熱處理制度下力學(xué)性能的比較試驗(yàn)。試驗(yàn)接頭組合形式及試樣狀態(tài)見表3。

表3 12Cr2MoWVTiB異種鋼接頭組合形式及試樣狀態(tài)

1.3 異種鋼接頭的高溫時(shí)效試驗(yàn)

為了分析熱處理后的異種鋼接頭在高溫時(shí)效狀態(tài)下組織和碳遷移情況，模擬了工作環(huán)境，對(duì)兩種熱處理(770 ℃和740 ℃回火)后的異種鋼接頭，在600 ℃溫度下分別進(jìn)行500 h，2 000 h，5 000 h時(shí)效試驗(yàn)，通過光學(xué)顯微鏡及掃描電鏡觀察不同時(shí)效狀態(tài)下接頭低合金鋼側(cè)熔合線的組織、顯微硬度(20 g載荷)及碳遷移變化情況。

從時(shí)效處理后的異種鋼接頭中截取沖擊試件，進(jìn)行沖擊韌性試驗(yàn)。試樣尺寸為55 mm×10 mm×5 mm，開V形缺口，缺口尖端在低合金鋼的熔合線上(實(shí)際是熔合線、焊縫、母材的平均值)。

1.4 異種鋼接頭的高溫持久強(qiáng)度試驗(yàn)

對(duì)經(jīng)各種不同熱處理的異種鋼接頭做板狀、棒狀試驗(yàn)，比較熱處理制度對(duì)接頭持久強(qiáng)度的影響。同時(shí)，通過比照運(yùn)行條件的管爆持久強(qiáng)度試驗(yàn)，對(duì)熱處理后的異種鋼接頭的高溫持久強(qiáng)度進(jìn)行比較。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 異種鋼接頭的力學(xué)性能

焊態(tài)及不同熱處理制度下異種鋼接頭常溫力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果見表4?？梢钥闯?，兩組異種鋼接頭，在相同的熱處理制度下，其接頭試樣的抗拉強(qiáng)度、沖擊韌性均高于熱處理前的指標(biāo)，且均隨著回火溫度升高而升高。焊縫正面、背面的彎曲性能良好，所有試樣側(cè)彎角度均合格。但在側(cè)彎試樣上靠近低合金鋼熔合線處出現(xiàn)凸臺(tái)，這是由于該處組織和成分不均勻，使異種鋼接頭中靠近低合金鋼側(cè)熔合線塑性比焊縫降低所致。

表4 異種鋼接頭不同熱處理制度下的常溫力學(xué)性能

硬度測(cè)試的結(jié)果也得出相似的結(jié)論。在焊態(tài)下，R102與TP304H組成的異種鋼接頭靠近低合金鋼側(cè)過熱區(qū)硬度可達(dá)300 HV以上，對(duì)應(yīng)的ak值有所降低，經(jīng)740 ℃，770 ℃回火后硬度下降，ak值略有上升。與R102同種鋼接頭焊態(tài)過熱區(qū)的硬度相比約下降100 HV。其原因在于焊縫金屬為鎳基合金時(shí)，熱影響區(qū)的組織應(yīng)力明顯降低所致。由此可見，無論接頭處于哪種狀態(tài)(焊態(tài)或兩種熱處理狀態(tài))，異種鋼接頭均具有符合要求的常溫力學(xué)性能。

2.2 異種鋼接頭在焊態(tài)及回火狀態(tài)下的組織及碳遷移

對(duì)TP304H+R102異種鋼接頭在各種狀態(tài)(焊態(tài)和熱處理狀態(tài))下的金相組織進(jìn)行試驗(yàn)觀察，其結(jié)果表明：在焊后狀態(tài)下，異種鋼接頭R102鋼側(cè)熱影響區(qū)組織為粒狀貝氏體，經(jīng)(740 ℃，770 ℃)回火后組織為回火貝氏體，焊縫組織為胞晶樹枝狀γ-固溶體+碳化物。常溫下無論是焊態(tài)還是兩種熱處理狀態(tài)，焊縫和低合金鋼R102側(cè)熔合線內(nèi)金相圖片均未見碳遷移現(xiàn)象，從掃描電鏡能譜分析證明碳遷移很少，增碳、脫碳趨勢(shì)不明顯。TP304H不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)組織在各種狀態(tài)下均為奧氏體+少量鐵素體。這說明由于TIG能量密度高、焊接速度快，形成熔池的時(shí)間短，冷卻迅速，導(dǎo)致焊接過程中碳由低合金母材(R102)側(cè)向不銹鋼(TP304H)焊縫中擴(kuò)散的時(shí)間短，碳遷移量少。

2.3 異種鋼接頭在高溫時(shí)效后的組織及碳遷移

對(duì)經(jīng)高溫時(shí)效處理后的焊態(tài)、兩種不同焊后熱處理狀態(tài)下的接頭試樣進(jìn)行金相組織及掃描電鏡觀察，分析異種鋼接頭從熔合線到母材的組織變化；并利用能譜分析測(cè)量R102側(cè)熔合線附近的碳含量，繪制出不同時(shí)效狀態(tài)下熔合線附近的碳含量分布趨勢(shì)曲線(簡稱碳分布趨勢(shì)線)，并進(jìn)行碳遷移情況比對(duì)分析。由于低合金鐵素體鋼側(cè)熔合線和熱影響區(qū)是接頭的薄弱環(huán)節(jié)，因此，文中將著重對(duì)該區(qū)域的組織及碳遷移情況進(jìn)行分析研究。

2.3.1600 ℃×500 h高溫時(shí)效后接頭顯微組織和碳遷移

通過金相組織觀察可知，在600 ℃×500 h時(shí)效后，無論接頭處于何種狀態(tài)(焊態(tài)或熱處理狀態(tài))，接頭中102鋼側(cè)熱影響區(qū)組織均為貝氏體。TP304H不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)組織均為奧氏體+碳化物。僅在低合金鋼側(cè)熔合線中焊縫枝晶間開始有少量彌散的碳化物析出。可見，在短時(shí)時(shí)效條件下，異種鋼接頭組織狀態(tài)并沒有因?yàn)楹笐B(tài)及焊后熱處理溫度變化而發(fā)生明顯變化。

從600 ℃×500 h高溫時(shí)效后的碳分布趨勢(shì)曲線圖1可以看出，增脫碳趨勢(shì)變化不明顯。在焊縫一側(cè)，距離熔合線5～10 μm的區(qū)域?yàn)樵鎏紖^(qū)，其碳含量最高值為19個(gè)計(jì)數(shù)單位，增碳區(qū)寬度較小。在低合金鋼母材一側(cè)，距離熔合線30～40 μm的區(qū)域?yàn)槊撎紖^(qū)，其碳含量最低值為12個(gè)計(jì)數(shù)單位。由此可見，短時(shí)間的高溫時(shí)效雖已出現(xiàn)了碳遷移，但是增碳區(qū)和脫碳區(qū)范圍比較小，說明短時(shí)間的高溫時(shí)效使碳來不及向更遠(yuǎn)處遷移。

圖1 500 h時(shí)效后的碳分布趨勢(shì)線

2.3.2600 ℃×2 000 h高溫時(shí)效后接頭顯微組織和碳遷移

經(jīng)770 ℃回火的異種鋼接頭在600 ℃×2 000 h高溫時(shí)效后，通過電鏡金相組織觀察可知，鎳基焊縫組織為胞狀樹枝晶γ-固溶體及分布于晶界的第二相質(zhì)點(diǎn)；掃描電鏡金相分析發(fā)現(xiàn)，析出相為Nb的碳化物，同時(shí)溶入部分Cr，Ni，F(xiàn)e小質(zhì)點(diǎn)，能譜分析Nb的含量達(dá)到52.49%，Si含量較高。由此可見，由于時(shí)效時(shí)間的增加，焊縫中出現(xiàn)了一定量的Nb的碳化物析出相及第二相粒子中的質(zhì)點(diǎn)等微組織變化，這些變化將隨著時(shí)效時(shí)間的增加而逐步顯現(xiàn)出來。并對(duì)焊縫硬度、塑性及韌性等力學(xué)性能產(chǎn)生影響。

從600 ℃×2 000 h高溫時(shí)效后的碳分布趨勢(shì)曲線圖2可以看出，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，增碳、脫碳趨勢(shì)變化較明顯，熔合線兩側(cè)碳含量梯度明顯加大。增碳峰值增加到31個(gè)計(jì)數(shù)單位，高于600 ℃×500 h高溫時(shí)效的最高值，增碳區(qū)寬度亦有所增加。在低合金鋼母材一側(cè)的脫碳區(qū)，其脫碳最低值與600 ℃×500 h高溫時(shí)效狀態(tài)的最低值相差不多，但脫碳區(qū)寬度增加。

圖2 2 000 h時(shí)效后的碳分布趨勢(shì)線

2.3.3600 ℃×5 000 h高溫時(shí)效后接頭顯微組織和碳遷移

經(jīng)770 ℃回火的TP304H+R102異種鋼接頭在600 ℃×5 000 h高溫時(shí)效后，對(duì)R102側(cè)熔合線附近的金相組織進(jìn)行試驗(yàn)觀察可見，熔合線靠近R102低合金鋼側(cè)組織為回火貝氏體，無明顯脫碳區(qū)；靠近焊縫側(cè)組織為枝狀胞晶γ-固溶體，與未經(jīng)高溫時(shí)效處理前的組織基本一致。但隨著時(shí)效時(shí)間的增長，碳的遷移情況有了變化，在近熔合界面局部焊縫枝晶晶界有少量的碳化物析出、集聚，晶界變寬。

經(jīng)740 ℃回火的TP304H+R102異種鋼接頭，在600 ℃下時(shí)效5 000 h后，靠近低合金鋼側(cè)熔合界面處有一窄條碳化物聚集帶。熔合線焊縫枝晶間碳化物聚集量比770 ℃回火5 000 h時(shí)效狀態(tài)下的要多。同時(shí)，碳化物沿樹枝晶界向焊縫側(cè)擴(kuò)散的區(qū)域也比770 ℃回火狀態(tài)的寬。因此，僅從碳遷移的角度比較可見，經(jīng)770 ℃回火后的接頭組織在工作溫度下長時(shí)時(shí)效后比740 ℃回火的接頭組織穩(wěn)定。這一結(jié)果與實(shí)際測(cè)得的碳含量情況一致。

隨著時(shí)效時(shí)間的增長，焊態(tài)下試樣在R102 低合金鋼側(cè)熱影響區(qū)晶界和晶內(nèi)均有碳化物析出，熔合線界面亦有碳化物析出和聚集，碳化物在熔合線界面局部呈鏈狀。

在600 ℃×5 000 h高溫時(shí)效后，對(duì)比焊態(tài)及兩種不同溫度熱處理狀態(tài)下的顯微組織發(fā)現(xiàn)，770 ℃回火狀態(tài)下R102側(cè)熔合線附近析出的碳化物比另外兩種狀態(tài)(焊態(tài)及740 ℃回火狀態(tài))下量要少，且分布較彌散。其原因在于R102屬于多元合金復(fù)合強(qiáng)化的熱強(qiáng)鋼。鋼中含有Ti，V等強(qiáng)烈碳化物形成元素，在770 ℃回火過程中，這些元素與碳形成穩(wěn)定的碳化物，而且難以聚集長大，呈細(xì)小、彌散分布。從而減少了碳向奧氏體側(cè)的遷移。

從600 ℃×5 000 h高溫時(shí)效后的碳分布趨勢(shì)曲線圖3可以看出，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，碳遷移量繼續(xù)增加，靠近熔合界面約30 μm的焊縫內(nèi)增碳峰值達(dá)到32個(gè)計(jì)數(shù)單位，增碳區(qū)寬度繼續(xù)增大。在低合金鋼母材一側(cè)的脫碳區(qū)距離熔合線大約150 μm的區(qū)域，含碳量達(dá)到最低谷值為14 個(gè)計(jì)數(shù)單位以下，峰值、谷值相差約30個(gè)計(jì)數(shù)單位。

圖3 5 000 h效后的碳分布趨勢(shì)線

通過能譜分析可見，經(jīng)過高溫長時(shí)時(shí)效后的接頭增脫碳趨勢(shì)與其金相組織變化有對(duì)應(yīng)關(guān)系，同時(shí)該區(qū)域的硬度與增碳趨勢(shì)也有很好的對(duì)應(yīng)關(guān)系。

從高溫時(shí)效對(duì)接頭組織變化及碳遷移影響的測(cè)試結(jié)果可以看出：高溫時(shí)效時(shí)間的增加促進(jìn)了碳的擴(kuò)散，由低合金耐熱鋼一側(cè)向奧氏體不銹鋼焊縫一側(cè)擴(kuò)散的碳總量增加，脫碳區(qū)中最低含碳量的變化較小，但脫碳區(qū)的寬度增加。增碳區(qū)中增加的碳仍聚集在熔合線附近，并沒有向遠(yuǎn)處遷移，致使在熔合線附近碳含量達(dá)到峰值。高溫時(shí)效和合金元素的變化促使組織變化，在5 000 h高溫時(shí)效后接頭組織仍沒有明顯變化，但靠近熔合界面局部焊縫枝晶間有少量的碳化物析出并集聚。這說明在高溫下，由于碳的擴(kuò)散，在低合金鋼一側(cè)距離熔合線90～150 μm的區(qū)域內(nèi)形成了脫碳層。同時(shí)由于碳的遷移，在焊縫側(cè)距熔合線10～50 μm區(qū)域內(nèi)形成了增碳層[6-7]。

2.4 異種鋼接頭高溫時(shí)效后的硬度分布

對(duì)經(jīng)770 ℃回火后的TP304H+R102異種鋼接頭，分別在600 ℃下時(shí)效500 h，2 000 h，5 000 h，測(cè)定其不同時(shí)效狀態(tài)下的顯微硬度，測(cè)定結(jié)果如圖4所示。

圖4 不同熱處理及時(shí)效狀態(tài)的顯微硬度

由圖4可見，在熔合線附近焊縫側(cè)和母材側(cè)出現(xiàn)了硬度梯度。在長時(shí)高溫時(shí)效后異種鋼接頭R102側(cè)靠熔合線附近，500 h時(shí)效硬度增高不明顯。但隨著時(shí)效時(shí)間的增長，硬度明顯提高，至5 000 h時(shí)效后，距離熔合線50 μm處出現(xiàn)硬度峰值，但硬度曲線總體變化較平緩。經(jīng)對(duì)比圖3與圖4可見，熔合線附近的碳遷移趨勢(shì)與硬度分布有很好的對(duì)應(yīng)關(guān)系。

2.5 異種鋼接頭高溫時(shí)效后的沖擊韌性

異種鋼接頭高溫時(shí)效后的沖擊試驗(yàn)數(shù)據(jù)值見表5。對(duì)比表5和表4可見，TP304H+R102和TP347H+R102異種鋼接頭經(jīng)過兩種不同溫度的熱處理后，其時(shí)效后的沖擊韌性與未經(jīng)時(shí)效處理前的沖擊韌性相比發(fā)生較大變化。這說明高溫時(shí)效對(duì)異種鋼接頭的組織和碳遷移均產(chǎn)生一定的影響，且這種影響隨著時(shí)效時(shí)間的延長而加劇，最終導(dǎo)致接頭力學(xué)性能的變化。

表5 不同熱處理制度下異種鋼接頭時(shí)效后的沖擊韌性

試驗(yàn)結(jié)果證明：在600 ℃×500 h的短時(shí)時(shí)效狀態(tài)下，低合金鋼一側(cè)和焊縫一側(cè)碳遷移和硬度梯度變化不明顯(圖1、圖4)，接頭的淬硬傾向降低，接頭區(qū)域拘束應(yīng)力得以釋放，使得接頭的塑性和沖擊韌性有所提高。但當(dāng)時(shí)效時(shí)間增加到2 000 h和5 000 h時(shí),低合金鋼一側(cè)和焊縫一側(cè)硬度梯度明顯增大，靠近熔合線的焊縫一側(cè)硬度也隨之增加。這是由于時(shí)效時(shí)間的增加促進(jìn)了碳的遷移，造成焊縫一側(cè)碳化物聚集，致使該區(qū)域脆硬性提高，接頭的塑性和沖擊韌性降低，但沖擊值仍能滿足使用要求。同時(shí)，碳的脫離又使該區(qū)域鐵素體比例增加，導(dǎo)致該區(qū)域組織發(fā)生退化，這在一定程度上降低了低合金鋼一側(cè)的硬度。然而，對(duì)于整個(gè)接頭而言，局部塑性的提高對(duì)整個(gè)接頭沖擊韌性的提高沒有實(shí)質(zhì)性意義，最終還會(huì)導(dǎo)致異種鋼接頭整體沖擊韌性的降低[8-9]。

2.6 異種鋼接頭的高溫持久強(qiáng)度試驗(yàn)結(jié)果分析

TP304H+R102異種鋼接頭經(jīng)770 ℃回火后600 ℃管爆持久強(qiáng)度為119 MPa，157 MPa低應(yīng)力試樣已掛裝7 586 h尚未爆破。由此推算，管爆持久強(qiáng)度試驗(yàn)時(shí)試樣的受力條件較接近運(yùn)行工況。同時(shí)，異種接頭管爆試樣斷裂點(diǎn)均發(fā)生在遠(yuǎn)離焊縫的TP304H母材側(cè)，管爆試驗(yàn)的持久強(qiáng)度高于試驗(yàn)用R102母材的持久強(qiáng)度。由此可見，熱處理制度對(duì)異種鋼接頭持久強(qiáng)度的影響較大[9-10]。

通常認(rèn)為，異種鋼接頭的碳遷移隨熱處理溫度的增高而加劇。但這一結(jié)論并不具有普遍性。該試驗(yàn)結(jié)果證明，只有合金元素含量較低(特別是碳化物穩(wěn)定元素少)的熱強(qiáng)鋼與奧氏體鋼組成的異種鋼接頭才具有上述傾向。而R102屬于多元合金復(fù)合強(qiáng)化的熱強(qiáng)鋼，鋼中含有多種碳化物形成元素(如Ti，V等)和改善晶界強(qiáng)度元素(如B，Mo，W等)，在高溫下(如770 ℃)能夠形成更穩(wěn)定的碳化物，有效阻止碳向奧氏體側(cè)的遷移。因此，其與TP304H組成的異種鋼接頭，在相同的時(shí)效條件(600 ℃×5 000 h)下，770 ℃回火后的組織比740 ℃回火組織更為穩(wěn)定，持久強(qiáng)度也更高，接頭各區(qū)硬度、沖擊韌性、碳遷移和碳化物的聚集等方面都具有優(yōu)勢(shì)。

3 結(jié)論

(1)焊后熱處理對(duì)消除異種鋼接頭的淬硬傾向起到了積極作用。

(2)異種鋼接頭的常溫、高溫性能及組織穩(wěn)定性試驗(yàn)證明，TP304H+R102異種鋼焊接接頭焊后770 ℃回火為最佳熱處理溫度。

(3)焊后熱處理對(duì)異種鋼焊接接頭的高溫性能不一定有害，在合適的熱處理制度下，反而提高了低合金耐熱鋼穩(wěn)定性，減少了碳遷移，使高溫持久強(qiáng)度得到保證。

(4)異種鋼焊接接頭熱處理后，隨著高溫時(shí)效時(shí)間的增加，由低合金鋼一側(cè)向不銹鋼焊縫一側(cè)碳的擴(kuò)散量增加，在選擇焊后時(shí)效時(shí)間時(shí)必須注意這種變化的影響。