双相不锈钢焊接实践

梁家柄

（佛山市华亮本生燃气设备有限公司 广东 佛山 528226）

摘要：针对双相不锈钢焊接的工艺，采用合适的焊接工艺，优化焊接接头的微观组织和化学成分达到双相不锈钢的使用性能。

关键词：双相不锈钢；焊接工艺

1.0 导言

奥氏体-铁素体双相不锈钢（DSS）是它的金相微观组织中同时具奥氏体和铁素体的不锈钢，理论上这两相分别各占50%，当然实际上，其中的一个相的组分不低于35%，也是可以接受的。由于具有这种微观组织和相应的化学成分，奥氏体-铁素体双相不锈钢与奥氏体不锈钢和铁素氏体不锈钢相比，具有较高的机械性能和优良的抗腐蚀能力。

所以，近年来它被广泛用于石油天然气、食品和饮料加工、生物医药、海水淡化、纸浆及造纸等行业的设备制造和管线工程中。在使用这种钢材的过程中，必然包含焊接工序，如何保证此种钢材的焊接接头（包括焊缝金属和热影响区）仍然具有与母材相同的机械性能和优良的耐蚀能力是焊接工作者面临的重要问题。只有通过采用合适的焊接工艺，优化焊接接头的微观组织和化学成分才能达到上述的要求。

在石油和炼油工业的许多工程应用中，双相不锈钢（DSS）是首选材料，它结合了铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢（SS）在正确焊接时的特性。如果焊接不当，形成有害金属间相的可能性会急剧增加，这可能导致灾难性的故障。当比较（DSS）和不锈钢时，DSS比奥氏体不锈钢更耐应力腐蚀开裂（SCC）；此外，（DSS）韧性通常优于铁素体不锈钢，但不如奥氏体不锈钢。

DSS是基于铁-铬-镍（Fe-Cr-Ni）体系的两相合金。这些材料的微观结构中通常包含大约等量的体心立方（bcc）铁素体相和面心立方（fcc）奥氏体相。有充分的证据表明，当铁素体与奥氏体的相平衡为50:50时，整个DSS焊件的耐蚀性和机械性能得以实现。然而，由于金属化学、焊接工艺和钢的热循环过程等诸多因素的作用，在焊接件中实现铁素体与奥氏体（ɑ 铁素体→γ 奥氏体）的50:50相平衡已被证明是困难的。经验和试验表明，当整个焊接件中保持35%至60%的铁素体含量时，DSS具有最佳的耐腐蚀性和机械性能。

2.0 焊缝金属

DSS对合金元素成分的变化非常敏感，特别是那些控制相平衡的元素，例如，控制铁素体形成元素的铬和钼；控制奥氏体形成元素的镍和氮。

DSS有三个基本类别：根据它们的抗点蚀当量（PREN）进行分组，可分为低合金、中合金和高合金或超双相不锈钢（SDSS）等级，最广泛使用的双相不锈钢是：2205+和SDSS等级的2507。

DSS优良的耐蚀性和机械性能归因于它含有足够的铬、镍、钼和氮，使得形成了铁素体与奥氏体的双相组织。DSS与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的镍含量相对较少，DSS依靠高铬和高钼的结合而获得良好的抗氯化物点蚀和缝隙腐蚀性能，这是一种经济有效的方法。

3.0 最佳的相平衡

在进行适当的焊接时，DSS的最终铁素体含量将决定焊件是否能满足工程对耐腐蚀性和机械性能的要求。铁素体的存在赋予DSS具有优越的抗氯化物应力腐蚀开裂性（CSCC）和高的机械强度。随着DSS中奥氏体含量的增加，机械强度将降低，耐蚀性和抗CSCC能力将提高。因此，铁素体含量的宽限值应规定在合理范围内，并应作为很重要的控制指标。当需要低温冲击性能时，必须小心控制铁素体含量。当铁素体含量超过约60%时，韧性和抗点蚀性能将显著降低。很多试验证明，铁素体含量低于35%时，可能会对韧性行为产生负面影响，并且由于凝固模式的改变，导致金属间相的偏析和析出，而令抗应力腐蚀能力降低。

双相不锈钢初始凝固时完全为铁素体，在随后冷却过程中，部分铁素体转变成奥氏体，如果冷却速度足够慢，则奥氏体得到充分转变，就可以达到理想的相平衡。同样重要的是，要在700-980℃的中间温度范围内足够快地冷却，以避免形成金属间相，例如Sigma等。

尽管由成分确定的填充金属的铁素体百分比很重要，但在确定焊缝中的最终相平衡时，还有许多其他因素具有相同或更大的影响。只关注填充金属中的铁素体含量还是不够的。其他需要考虑的因素包括不正确的冷却速度、母材稀释（这可能会提高铁素体百分比）、不正确的弧长，或极低的热量输入（这会导致快速冷却和极高的铁素体含量）。因此，进行焊接工艺评定以找出最适合实际工况的焊接参数是得到最佳相平衡的最重要的措施。

近来氮在焊缝金属中的含量被认为影响焊缝金属相平衡的重要因素，它促进了奥氏体的形成。在双相不锈钢中，氮含量通常在0.15到0.18%之间，在超级双相不锈钢中，氮含量通常在0.22到0.28%之间。用氬气促护气体进行GTAW焊接时，氮会从熔池中流失，而使产生铁素体含量较多的铁素体，使焊接接头的耐蚀性能下降。所以，我们建议使用保护气体进行焊接的工艺，在保护气体中注入适量的氮气。

虽然母材和焊缝金属中通常会出现

30-65%的铁素体，热影响区中也会出现30-70%的铁素体，但经验表明，35-60%的铁素体可提供最佳结果。图1说明铁素体含量如何影响DSS材料的理论图。点划虚线表示在含氯化物的溶液中腐蚀速率与材料中铁素体百分比的关系。铁素体含量低于35%后，腐蚀速率显著上升，高于35%时腐蚀速率相对下降，铁素体含量在35~55%之间时，腐蚀速率可以接受，在50%时腐蚀速率最低。

蓝色实心曲线表示在环境温度下冲击能量与DSS中铁素体百分比的关系。冲击能量在较低的铁素体水平达到最大值，直到含有约60%的铁素体时，冲击能量开始显著降低。

图1：双相不锈钢的腐蚀速率及冲击能量与它的铁素体含量百分比的关系

（点划虑线是腐蚀速率曲线；蓝色线是冲击能量曲线）

4.0 析出的机理

DSS合金在大约1425℃开始，主要以铁素体的形式凝固，并通过固态反应在较低温度下部分转变为奥氏体。如果冷却速度很快，不少铁素体来不及转变为奥氏体，从而在室温下产生过多的铁素体相。因此，双相不锈钢焊缝的冷却速度必须足够慢，以允许约50%的铁素体转变为奥氏体，然而，冷却速度也须达到一定的程度，以防止形成金属间相和有害的显微组织或者奥氏体相含量过高，使得机械性能下降，所以合适地控制冷却速率是很重要的。

焊接不同截面尺寸或具有非常低热量输入的重型截面时，可能会出现不需要的相。高合金含量和铁素体基体的存在使得DSS容易脆化，并且由于在高温下长时间暴露而丧失机械性能，特别是韧性。

适当水平的氮会延迟Sigma的形成，但不能阻止它。研究表明，对于氮含量在0.14%到0.20%之间的2205合金，在870℃的可用温度下，大约有五分钟的暴露时间。形成的Sigma后会导致韧性和耐腐蚀性的显著损失。

图2 含铁量约为70%的Pseudo-binary Fe-Cr-Ni 相图

Alpha-prime是一种脆化相，在铬含量超过16%的铁素体不锈钢中形成，也在DSS的铁素体相中形成，当暴露在400℃至500℃的温度下，峰值脆化发生在475℃。这种现象通常被称为475℃脆化，并导致室温延展性和韧性的严重损失。在475℃下脆化的时间可以从含低氮量和大量铁素体的DSS的几分钟到含低铁素体和高氮量的合金的几小时不等。对于Alpha Primer 脆性而言，ASME规范将DSS限制在315℃的工作温度上限，而其他标准（如一些欧洲规范）将焊接合金2205限制在温度为250℃以下使用。中国承压设备有关规范亦规定双相不锈钢只能在250℃以下使用。

需要注意的是：合金化程度较高的双相不锈钢，即超级双相不锈钢，如2507，它析出的风险更高。

Pseudo-Binary 相图（图2）是DSS金相特性的路线图，可用于推断发生析出反应和其他特征与温度的关系（见表1）。

表1：双相不锈钢（DSS）典型的析出温度范围

5.0 双相不锈钢的焊接

双相不锈钢很很容易通过所有普通的电弧焊接方法进行焊接。理想情况下，焊接双相不锈钢的目的是使焊接金属和热影响区具有与母材相同的机械性能和耐腐蚀性。通常，首先要确保所订购和接收的双相不锈钢母材具有合符标准要求的化学成分，并处于正常的供货状态。如果所接收的母材含氮量低或含有少量的有害相，则可能无法对其进行焊接并获得令人满意的机械性能和耐腐蚀能力。另外，如果铬的氮化物和金属间化合物在焊件的热影响区过份析出，焊接热影响区性能则显著劣化，则不可能用焊后热处理方法去除这些氮化物和金属间化合物，唯一的补救措施是只能切去焊缝和热影响区，并重新焊接。

因此建议对每种焊接工况都进行包括最终铁素体含量测定、冲击功及耐腐蚀试验的焊接工艺评定，以得到合格的工艺评定报告，采用合适的焊接坡口、填充金属、焊接输入热、层间温度、保护气体组成等焊接参数指导实际焊接施工。

5.1 焊接接头

焊接接头设计的选择应符合以下准则：

与316L钢相比，双相不锈钢流动性差，其焊接溶深小，这会降低焊接速度，所以它需要有较大的坡口角度，稍大的根部间隙和较小的钝边高度。

1.它应该很容易实现充分焊透。

2. 应方便于焊工观察熔渣形成和熔池状况。

3. 应提供足够的背衬气体保护，以避免对耐腐蚀性或机械性能有害的根部缺陷。

4. 应避免过度的横向摆动和较宽的熔池，以防止过高的热输入和高应力。

5. 应避免极低的热输入和快速淬火，以防止热影响区中铁素体含量过高。

6. 尽量用机械方法制备焊接坡口，如果用等离子或激光切割方式制造坡口，则应用机械方式把进行焊接的表面磨削掉2mm。

5.2 选用合适的填充金属

为保证焊缝的金相组织得到理想比例的奥氏体相，选用的焊接填充金属的化学成分一般要求与母材相似，且要求镍含量要比母材的镍含量要高3-5%。但镍含量亦不能太高，以防止双相不锈钢熔敷金属中奥氏体相含量过高，而铁素体含量偏低，致降低了它的机械性能。此外，填充金属中含有氮是有好处的，氮是奥氏体形成元素，希望在双相不锈钢熔敷金属中含有0.14-o.20%的氮。

5.3 保护气体

为了补充气体保护焊的熔池中氮的流失，建议在保护气体中加入氮气。应注意的是：焊接DSS和SDSS的保护气体中的氮含量与母材中的氮含量是不同的、对于含有0.16%氮的DSS，其焊接保护气体应含有1.0-1.2%的氮气；对于含有0.25%氮的SDSS，其焊接保护气体应含有2.0-2.5%的氮气。但是也需注意的是，如果保护气体中的氮气比例超过建议值，则保护气体中的氮气分压超过熔池中的分压，熔池中的氮气水平将升高，这将会导致产生富含奥氏体的焊缝金属，会降低了焊缝金属的机械强度。另外，如果液态焊接熔池中的氮含量超过氮在固化焊缝金属中的溶解度的极限，则“多余”的氮将试图在固化时从熔池中逸出，这可能是在保护气体含氮量大于2%的情况下，对双相不锈钢进行GTAW焊接时观察到有气孔的实际原因。

在保护气体中加入一定比例的氦气，可通过增加电弧电压以产生更热的电弧，保护气体中氦气的最佳比例为20-40%，从而可以提高焊速约20%，实则上变成提高了焊接生产力。

5.4 输入热和层间温度

输入热显著影响冷却速率，从而导致导决定最终的焊缝金相组织。过低的热量输入通常做成快速冷却，会导致焊缝主要为铁素体，或者会做成不能完全焊透。通常，适度低预热（低于75°C)结合适当的输入热可以实现最佳的相平衡，而不会形成过多的铁素体。相反，高热量输入会导致缓慢的冷却速度，又会让HAZ暴露在815-925ͦC的临界温度范围内，从而增加在焊缝和HAZ中形成金属间化合物等析出物的风险。选择具有适当中间冷却速率的热输入，该冷却速率有利于高温下奥氏体的再形成，并延缓低温下Sigma的形成。对于DSS，在0.5-2.5kj/mm范围内的相对较低的热输入，以及对于SDSS，0.2-1.5kj/mm范围内的输入热已被实践证明是恰当的。

当然，输入热本身并不能完全决定冷却速度，还要考虑焊件的厚度及层间温度等其他因素。

层间温度是后续焊道（焊条或焊枪的每个通道）沉积的温度。对于双相不锈钢合金，层间温度的适当控制限制了焊件的热循环，并控制了焊缝金属的微观结构发展。在某些情况下冷却到120°C以下，可防止过热，从而形成金属间相。双相钢的等级越高（例如，超级双相钢），其对焊接过程中的热输入越敏感。在关键路径焊缝上，保持较窄的范围（较高的起始温度和较低的层间温度）可导致更均匀的微观结构，并将多焊道焊缝引起的晶粒结构问题降至最低。

在整个焊接操作过程中，DSS合金的最大建议层间温度不应超过200 ℃，SDSS合金的最大建议层间温度不应超过150 ℃。

过高的层间温度会导致根部区域的脆化和低冲击值。

表2 推荐的热输入值

表3 推荐的最高层间温度（℃）

图3

超级双相不锈钢S32750的CCT图

图3 突出显示不同冷却速度对有害的金属中间相析出的影响；蓝线是快速冷却曲线；红线是慢速冷却曲线。

太高的输入热将会做成太低的冷却速率，这样析出有害相的风险就较高；而太高低的输入热将会做成太高的冷却速率，这样金属组织中的铁素体含量又过高，使得耐蚀能力下降，并且与含铁素体的不锈钢一样，低温脆性的问题又趋于严重。因此必须对高的输入热和最高层间温度加以控制。

5.5 热影响区（HAZ）和它性能劣化的原因

热影响区是焊接接头的一部分，在焊接过程中它受到多次热循环的作用，它的金相组织及性能因而发生了改变。当然都希望热影响区的性能可以与焊缝组织或母材相一致。但是对双相不锈钢的焊接接头来说，热影响区是最薄弱的区域，它的性能劣化的可能性相对较高。对于焊缝金属，可以通过使用镍含量比母材镍含量多3-5的填充金属，和在保护气体中加入2%左右的氦气的措施，以及采用合适的输入热和层间温度，使焊缝金属达到较好的相平衡状态。而使填充金属达到与母材一致的性能。

但是对热影响区来说，情况就复杂得多。其一是：当熔合线附近的热影响区被加热到接近熔点的温度时，其组织的铁素体含量接近100%，如果这时被急速冷却的话，奥氏体相只有很少。氮化物不能充分溶于铁素体中，氮化物就析出于熔合线附近；其二是：在过大的输入热或过高的层间温度施焊时，由于冷却速度过小，很多时会在离熔合线稍远的700-1000℃的区域（即低温热影响区段）产生以Sigma相为主的金属间相的析出，这都造成热影响区性能劣化　

为了抑制铬氮化物和金属间相的析出，应该针对每一个焊接工况进行焊接工艺评定，要求对焊评试样必须进行以下几项的试验：铁素体含量测定、冲击试验和耐点蚀试验，找出最合理的参数，严格控制输入热和层间温度，以合适的热循环方式进行施焊，尽量抑制制热影响区的劣化。

6.0 铁素体含量的测定

铁素体含量的测定一般有两种基本方法：金相法和磁学法，前者常是破坏性的，后者是非破坏性的，以“铁素体数”（FN）表示结果。比较著名的铁素体测定仪是FERITSCOPE FMP30 铁素体含量测定仪，它直接点触测点测定该点的铁素体含量。

7.0 参考文献

1. AWS D10.18M/D10.18：2018 《Guide for welding Ferritic/Austenitic Duplex stainless steel piping and tubing》

2. ISO 8249:2018 《Welding — Determination of Ferrite Number (FN) in austenitic and duplex ferritic-austenitic Cr-Ni stainless steel weld metals.》

3. NB/T 20277-2014 《A240(S32101)双相不锈钢焊接规范》

4. 〔日本製鉄技報 第416号〕（2020） 《省合金二相ステンレス鋼シリーズ》

5. ASTM A923 - 14 《Standard Test Methods for Detecting Detrimental Intermetallic Phase in Duplex Austenitic/Ferritic Stainless Steels》

6. 《Duplex stainless steel welding best practiess》