奧氏體不銹鋼盤管焊接接頭的微觀組織因其化學成分組成及含量的不同、凝固行為及隨后在固態時的相變方式的不同而有所差別。大量實驗研究表明，根據焊縫中Creq/Nieq的大小，其凝固行為大體可以分為以奧氏體為先析出相的模式和以鐵素體為先析出相的模式，按其在液態時是否發生共晶或包/共晶相變，又可將其細分為A型、AF型、FA型和F型四種。依據奧氏體不銹鋼盤管凝固時的先析出相及鐵素體的存在形態，凝固組織通常呈現為完全奧氏體、奧氏體與共晶鐵素體、奧氏體與骨架狀鐵素體、奧氏體與板條狀鐵素體、鐵素體與魏氏奧氏體等。圖4.1所示為奧氏體不銹鋼盤管的鉻鎳當量比與凝固模式和偽二元相圖的關系圖。

A型凝固模式及完全奧氏體組織

  完全奧氏體是鉻鎳含量比較低(Creq/Nieq<1.25)的合金液在極高冷卻速度的條件下凝固所得到的顯微組織。在凝固開始初期，奧氏體晶粒首先依附于未熔化母材的邊界處形核并快速向熔池中心長大。隨著合金液的進一步冷卻，由于固—液界面前沿的溫度梯度大，減弱了固液界面前沿的容質再分配程度，因而固相與液相的分界面始終保持為較平直的平面向液相推進，而在相鄰兩晶粒的側枝間隙中殘留有大量的液相，隨著溫度的逐步降低，雜質元素及不同元素間形成的化合物會在晶粒邊界處發生偏聚并析出，在較高溫度下這些元素在奧氏體中的擴散能力受到限制而被保留下來，形成明顯的偏析輪廓。其凝固模式示意圖如圖所示。

 AF型凝固模式及奧氏體與共晶鐵素體組織

  以奧氏體為初始析出相的凝固(1.25< Creq/Nieq<1.48)終了前，由于奧氏體生成元素被大量消耗、鐵素體生成元素在剩余液相合金及奧氏體晶粒間未凝固液相中偏聚，凝固過程轉而會發生一系列的共晶反應，并形成一定數量的鐵素體。這種凝固形式只是在合金液中有足夠的鐵素體形成元素（鉻的鉬）在亞晶界處偏聚的條件下才會發生。由于這種鐵素體富含有較多的鐵素體穩定元素Ni，能夠穩定存在，因此在隨后的冷卻過程中不會再繼續發生相變或分解而得以保留，而奧氏體晶粒呈現出方向性極強的樹枝狀或胞狀生長。最終形成室溫下奧氏體基體中分布少量共晶鐵素體的顯微組織。凝固模式示意圖如圖所示。

FA型凝固模式及骨架狀和板條狀鐵素體組織

  FA和F型凝固模式的初生相均為δ鐵素體。FA型凝固模式(1.48< Creq/Nieq<2.0)是以鐵素體為先析出相，在液相尚未完全凝固前，通過包-共晶反應形成了一定數量的奧氏體，分布在鐵素體凝固邊界，隨溫度的降低，大部分初生鐵素體通過固態相變轉變為奧氏體，余下的少量鐵素體則呈骨架狀或板條狀彌散分布于奧氏體基體中，共同構成最終的室溫組織。此外，對這種凝固模式，還可能出現合金液開始凝固之初，先析出初生鐵素體，之后隨著液相的減少，在凝固結束前奧氏體開始結晶，打斷初生鐵素體的生成而進入殘余熔融金屬液和初生鐵素體枝晶的間隙中，隨著凝固和相變在一個較窄的溫度范圍結束，最終形成奧氏體包裹著骨架狀或板條狀鐵素體的組織。凝固模式示意圖如圖所示。

  凝固初期，鐵素體中因鉻元素大量富集而優先析出，鎳元素則擴散到周圍金屬液中，從而出現鐵素體枝晶中心富鉻而貧鎳的情形。奧氏體在鐵素體邊界處形核并通過消耗初生鐵素體而不斷長大，鎳、碳等強奧氏體生成元素隨著奧氏體的大量生成而不斷被消耗，出現貧化。直至液相完全凝固為固相，冷卻到較低溫度時此過程被阻斷，而形成穩定的組織形態。此外，金屬液中的溶質原子易在初生鐵素體枝晶的側枝根部聚集，抑制側枝的生長，在流動金屬液的持續沖刷下，側枝根部逐漸變細直至發生頸縮而斷裂，從主干上脫落進入到液相中，隨著凝固過程的進行，最終轉變為奧氏體晶粒。枝晶中心的鐵素體在相變結束時，未能完全轉變為奧氏體而被保留下來。即就是說，骨架狀鐵素體組織是枝晶狀鐵素體不完全相變的產物。而若在凝固初期，奧氏體就包裹著緊密排列的初生鐵素體形成團簇狀的兩相共生組織，則在隨后的降溫過程中，由于鐵素體的結晶難度增大，使得液相通過全奧氏體凝固模式直接凝固形成奧氏體。在固態相變時，因受到擴散條件的限制，鐵素體向奧氏體轉變的長程擴散受阻，轉而進行緊密排列的板條形態鐵素體間的短程擴散。隨著奧氏體生成元素鎳、碳等的消耗，部分初生鐵素體轉變成奧氏體。在這種情形下，鐵素體與奧氏體滿足一定的位相關系，鐵素體在發生相變的同時，會沿著奧氏體的晶面轉變成樹枝狀或平行狀。當溫度降低到一定程度時，鐵素體向奧氏體的轉變被完全阻止，而剩余的鐵素體則會保留初始形態至室溫，形成常見的奧氏體基體上分布著平行或纏結呈網狀的板條鐵素體組織。

F型凝固模式及組織

 對鉻鎳含量高(2.0< Creq/Nieq)的合金液，以較大的冷卻速度凝固的過程中，由于冷卻速度快、液相的停留時間短，初生鐵素體來不及通過合金元素的擴散實現向奧氏體的轉變，合金液從凝固開始至完全凝固結束，其組織均為δ鐵素體。之后當合金溫度降至鐵素體固溶溫度以下時，δ鐵素體在固態下將發生相變，向奧氏體轉變。奧氏體首先在鐵素體的邊界處形核長大。而且隨著鉻—鎳含量比和冷卻速度的增大，呈現出奧氏體的形成數量依次減少、鐵素體的含量增大。在中等或相對高的冷卻速度條件下，合金元素通過鐵素體形成擴散通道進行一定程度的擴散，一部分鐵素體將向奧氏體轉變，另一方面，鐵素體較多的鐵素體轉變成奧氏體，同時殘留的穩定鐵素體則針狀形態存在于奧氏體形成的網絡狀基體中。最終形成室溫下的連續奧氏體與鐵素體的混合組織。若以很高的冷卻速度凝固時，因相變溫度偏低、冷卻速度大，合金元素原子的擴散能力受到極大限制，使得相變僅能在很小范圍內發生，僅有少量的鐵素體發生相變轉變為奧氏體。待冷卻至室溫時，形成沿鐵素體晶界分布的魏氏體狀奧氏體和晶界奧氏體組織。其凝固模式示意圖如圖所示。對于上述以奧氏體為先析出相的凝固方式而言，一方面因在凝固過程中由于奧氏體晶粒間夾有部分液相，易出現硫和磷等有害元素的大量富集，增大凝固裂紋及熱裂的產生傾向，液相因受枝晶的阻隔，凝固時無法得到及時的補充而出現收縮裂紋等；另一方面，雜質的偏析、裂紋的存在、粗大的晶粒，不僅會降低奧氏體不銹鋼盤管的機械性能，同時還對其耐腐蝕的性能產生極大的影響。對于一般的鑄件，可通過后續熱處理或其他手段予以消除；但對于奧氏體不銹鋼盤管的焊接接頭，由于多數情形下不便于進行熱處理，從而會嚴重影響到接頭的性能，因此焊接奧氏體不銹鋼盤管時應采取相應的措施避免予以避免。

  以鐵素體為先析出相的凝固模式，由于初生鐵素體打亂了單一奧氏體晶柱生長時強烈的方向性，形成較復雜的兩相組織，可有效阻止奧氏體晶界處形成貧鉻層，減輕晶間腐蝕的程度；并且鐵素體是富鉻相，在后續奧氏體相變過程中可通過快速擴散向晶粒提供充足的鉻原子，從而減少奧氏體晶粒內部貧鉻層的數量，提升晶粒耐腐蝕的能力。同時，鐵素體的存在也可大大減少焊接熱裂紋及晶間偏析的形成傾向，因而從焊接冶金的角度來說，通過適當調整焊縫的化學成分配比，促使奧氏體不銹鋼盤管焊縫熔池金屬冷卻時以鐵素體為先析出相的模式凝固，即能提升接頭的力學性能，又能得到耐腐蝕能力好的焊縫組織。