按公认的理论，这取决于一定的元素的显微偏析。与铁素体相比，奥氏体大口径厚壁管的特点是硅和磷在其中的溶解度小。当完全没有铁素体或其数量甚少时，硅和磷集中在由奥氏体凝固的区域内。因此出现沿晶界分布的显微编析层。在压应力影响下，显微裂纹易于在显微偏析层内形成。与这些元素相比，铁素体由于具有较高的溶解度，是吸收有害元素的“过滤器”。换句话说，为了避免热裂的产生，在焊接条件不利的情况下，一定数量的（一般为3～8%）铁素体是必要的。减少大口径厚壁管中的含氮量和降低C/Si比被认为是影响形成热裂的决定性因素。可以认为，减小完全焊透所需电流的强度，提高焊接时的冷却速度，可以大大降低形成裂纹的倾向。文献中指出，在焊接对裂纹敏感的钢时应该多么精细和谨慎地操作，拉施柯和C．B．拉施柯一阿瓦强Ⅱ．M．拉勃金和Ⅵ．M．弗鲁明以及B．Ⅵ．梅多瓦尔[27J认为，沿晶界形成少量的易熔共晶薄层是出现热裂的原因，当共晶层处于液态时，破坏开始发生。H．M．普罗霍罗夫认为此液态间层组织的存在并非必需，并断定焊接时的晶间破坏形成的可能性取决于下述因素：1）接近固液相线的合金脆性温度范围值；2）在某种合金的脆性温度范围内随着温度的降低，应力增长和变形发展的剧烈程度；3）在该脆性温度范围内的合金塑性。

B.A．莫夫昌[的关于在固液相线温度以下可能发生晶间破坏的假设是最能被人接受的，当低于固液相线温度时，焊缝是具有少许显微化学不均匀性和明显的物理不均匀性，即具有晶格缺陷的局部集聚的固溶体。由于大口径厚壁管熔融时的过热，形成了大量的原子空穴，引起不平衡状态结晶时晶格缺陷即缺位和位错的集聚。加热时的高温和热应力导致缺陷剧烈地再分配，并集聚在某些部位（特别是被夹杂物玷污的地方）。在这些地方可能出现超显微断裂。在拉应力作用下凝固时，这些超显微断裂可能转化成显徽裂纹，并出现在结晶前沿的表面上。因此，在这种裂纹中以及在柱状结晶中国定组分的有选择性的渗透开始了，裂纹的“萌发”并往宏观缺陷的转变也开始了。作者曾观测到，热裂首先在焊缝外表面发展，而在中心部分则较少。扩展的深度是不大的(0.2毫米以下)，原因在于焊缝结晶的特性：首先，结晶时夹杂物排出于外表面；其次，、在双相金属中裂纹停止扩展。因此，为了防止大口径厚壁管裂纹，应该有少量的双相组织，并且除去由夹杂物沽污的并有大量缺陷的焊缝上层。

影响热裂的发生和发展的还有其他因素，如气体。如上所述，我们曾在不同的气氛中进行过焊管试验。在混合气体中焊成的焊缝上发现了热裂，而在氩气中焊成的焊缝上却未曾发现。A组焊缝具有双相的碎细组织结构。在B组和B组焊缝中，即使是用金相磁性分析也未发现铁素体成分，焊缝组织是大的柱状结晶。在不酸洗的A和B组焊缝磨片上出现很明显的氮化物。http://www.gbt14976.com/Info/View.Asp?id=406