西安雙相不鏽鋼焊接特點及注意事項：

西安雙相不鏽鋼在正常固溶處理(1020℃～1100℃加熱並水冷)後,鋼中含有大約50%～60%奧氏體和50%～40%鐵素體組織。隨著加熱溫度的提高，兩相比例變化並不明顯。

雙相不鏽鋼具有良好的低溫衝擊韌性，如20mm厚的板材橫向試樣在-80℃時衝擊吸收功可達100J以上。在大多數介質中其耐均勻腐蝕性能和耐點腐蝕性能均較好，但要注意，該類鋼在低於950℃熱處理時，由於σ相的析出，其耐應力腐蝕性能將顯著變壞。由於該鋼Cr當量與Ni當量比值適當，在高溫加熱後仍保留有較大量的一次奧氏體組織,又可使二次奧氏體在冷卻過程中生成,結果鋼中奧氏體相總量不低於30%～40%因而使鋼具有良好的耐晶間腐蝕性能。

另外，如前所述，在焊接這種鋼時裂紋傾向很低，不須預熱和焊後熱處理。由於母材中含有較高的N，焊接近縫區(qū)不會形成單相鐵素體區(qū)，奧氏體含量一般不低於30%。適用的焊接方法有鎢極氬弧焊和焊條電弧焊等，一般為了防止近縫區(qū)晶粒粗化，施焊時，應儘量使用低的線能量焊接。

影響因素

影響雙相不鏽鋼焊接質量的因素主要體現在以下幾方麵：

含N量影響

Gómez de Salazar JM等人研究了保護氣體中 N2的不同含量對雙相不鏽鋼性能的影響。結果表明，隨著混合氣體中 N2分壓 PN2的增加，焊縫中氮的質量分數ω(N)開始迅速增加，然後變化很小，焊縫中的鐵素體相含量φ(α)隨ω(N)增加呈線性下降，但φ(α)對抗拉強度和伸長率的影響與ω(N)的影響剛好相反。同樣的鐵素體相含量φ(α)，母材的抗拉強度和伸長率均高於焊縫。這是由於顯微組織的不同所造成的。雙相不鏽鋼焊縫金屬中含 N 量提高後可以改善接頭的衝擊韌性，這是由於增加了焊縫金屬中的γ相含量，以及減少了Cr2N 的析出。

熱輸入影響

與焊縫區(qū)不同，焊接時熱影響區(qū)的ω(N)是不會發(fā)生變化的，它就是母材的ω(N)，所以此時影響組織和性能的主要因素是焊接時的熱輸入。根據文獻 ，焊接時應選擇合適的線能量。焊接時如果熱輸入太大，焊縫熱影響區(qū)範圍增大，金相組織也趨於晶粒粗大、紊亂，造成脆化，主要表現為焊接接頭的塑性指標下降。如焊接熱輸入太小，造成淬硬組織並易產生裂紋，對HAZ的衝擊韌性同樣不利。此外，凡影響冷卻速度的因素都會影響到 HAZ 的衝擊韌性，如板厚、接頭形式等。

σ相脆化

國外文獻介紹了再熱引起的雙相不鏽鋼及其焊縫金屬的σ相脆化問題。母材和焊縫金屬的再熱過程中，先由α相形成細小的二次奧氏體γ*，然後析出σ相。結果表明，脆性開裂都發(fā)生於σ相以及基體與σ相的界麵處，對母材斷口觀察表明，在σ相周圍區(qū)域內都為韌窩，由於α相區(qū)寬，大量生成的σ相才會使韌性降低，然而在焊縫中α相區(qū)是細小的，斷口仍表現為脆性斷裂，隻要少量的σ相生成就足以引起焊縫金屬韌性的降低，因此，焊縫金屬中的σ相脆化傾向比母材要大得多。

氫致裂紋

雙相不鏽鋼焊接接頭的氫脆通常發(fā)生於α相，且氫脆的敏感性隨焊接時峰值溫度的升高而增加。其微觀組織的變化為：峰值溫度增加，γ相含量減少，α相含量增加，同時由α相邊界和內部析出的Cr2N 量增加，故極易發(fā)生氫脆。

應力腐蝕開裂

母材和焊縫金屬中的裂紋都起始於α/γ界麵的α相一側，並在α相內擴展。奧氏體（γ）由於其固有的低氫脆敏感性，因此，可起到阻擋裂紋擴展的作用。由於DSS 中含有一定量的奧氏體，所以其應力腐蝕開裂傾向性較小。

點蝕問題

耐點蝕是雙相不鏽鋼的一個重要特性，與其化學成分和微觀組織有著密切關係。點蝕一般產生於α/γ界麵，因此被認為是產生於γ相和α相之間的γ*相。這意味著γ*相中的含Cr量低於γ相。γ*相與γ相的成分不同，是由於γ* 相中 的Cr 和Mo含量低於初始γ相中的Cr、Mo含量。進一步研究表明，含N量較低的鋼，其點蝕電位對冷卻速度較為敏感。因此，在焊接含 N 量較低的雙相不鏽鋼時，對冷卻速度的控製要求更加嚴格。在雙相不鏽鋼焊接過程中，合理控製焊接線能量是獲得高質量雙相不鏽鋼接頭的關鍵。線能量過小，焊縫金屬及熱影響區(qū)的冷卻速度過快，奧氏體來不及析出，從而使組織中的鐵素體相含量增多；如線能量過大，儘管組織中能形成足量的奧氏體，但也會引起熱影響區(qū)內的鐵素體晶粒長大以及σ相等有害相的析出。一般情況下，焊條電弧焊（Shieded Metal Arc Welding，SMAW）、鎢極氬弧焊（Gas Tungsten Arc Welding，GTAW）、藥芯焊絲電弧焊（Flux-Cored WireArc Welding，FCAW）和等離子弧焊（Plasma Arc Welding，PAW）等焊接方法均可用於雙相不鏽鋼的焊接，且在焊前一般不需要采取預熱措施，焊後也不需進行熱處理。