由于雙相不銹鋼具有雙相結(jié)構(gòu)，與奧氏體不銹鋼相比較，焊接熱裂敏感性小；與鐵素體不銹鋼相比較，焊后熱影響區(qū)的脆化傾向也較低，因此，雙相不銹鋼管具有較好的焊接性。

  但是，雙相不銹鋼管焊接主要是要控制焊后熱影響區(qū)具有適宜的相比例，防止熔合線和焊縫熱影響區(qū)出現(xiàn)單相鐵素體組織而導(dǎo)致的雙相不銹鋼管性能的下降和優(yōu)良特性的喪失。對于高鉻、鉬、氮高合金雙相不銹鋼，也要防止σ相、 相和x Cr₂N、CrN等的析出帶來的不良影響。為此，焊接用雙相不銹鋼管，焊前母材相比例的控制、焊接時的峰值溫度和冷卻速度以及焊接線能量的大小等均需予以注意。

  圖6.14系第一代雙相不銹鋼管00Cr26Ni6Ti由于熱處理溫度不同，鋼中γ相量的變化，對鋼的力學(xué)性能和耐應(yīng)力腐蝕性能的影響。可以看出，隨熱處理溫度升高，當(dāng)鋼中γ相量＜20％后，隨鋼中γ量的進(jìn)一步減少（即鐵素體量的增多），鋼的韌性顯著下降，耐應(yīng)力腐蝕性能顯著降低。到1200℃以上呈現(xiàn)單相鐵素體組織后，鋼的韌性和耐應(yīng)力腐蝕性能實際上是含鎳的純鐵素體不銹鋼的性能，不僅韌性低，耐應(yīng)力腐蝕性能差，而且對晶間腐蝕也很敏感。此種由于溫度的影響和雙相不銹鋼中相比例的變化導(dǎo)致的性能改變，在雙相不銹鋼管焊接過程中，同樣會顯現(xiàn)出來。

  圖6.14 不同溫度熱處理后，鋼中相比例（γ相量）對00Cr26Ni6Ti雙相鋼性能的影響

  圖6.15和圖6.16系另一種第一代雙相不銹鋼管SUS 329J1（0Cr26Ni5Mo2）實際焊后熱影響區(qū)γ相量的變化及熱模擬試驗再現(xiàn)加熱溫度和冷卻條件對此鋼α相量和沖擊韌性的影響，從圖 6-15 可看出，焊后熱影響區(qū)γ相量（γ2 魏氏組織）顯著減少,近熔合線區(qū)可低于5%;從圖6.16可知,加熱溫度提高,鐵素體量增加,焊后高溫冷卻過程中,冷卻越快,二次奧氏體(ya)的形成量也越少,鋼的韌性也越低。

  綜上所述,在雙相不銹鋼管焊接過程中,其熱影響區(qū)的變化可以簡單描述為:受溫度的影響,熱影響區(qū)中奧氏體大量減少,鐵素體大量增加以及鐵素體晶粒的長大,在焊縫熔合線及其附近的高溫區(qū)會呈現(xiàn)晶粒較粗大的單相鐵素體組織。而在焊后冷卻過程中,隨冷卻速度和母材初始相比例的不同,自高溫鐵素體轉(zhuǎn)變而來的奧氏體(稱二次奧氏體),即Y20量也有所不同。冷卻快,熔合線及其附近微區(qū)的單相鐵素體還會保持到室溫,形成含鎳的純鐵素體組織,從而導(dǎo)致各種性能的下降;冷卻較慢,則會有較多的二次奧氏體(y2)產(chǎn)生,從而使得焊縫熱影響區(qū)呈現(xiàn)具有不同a/y相比例的雙相區(qū)。雖然與未經(jīng)焊接熱影響區(qū)的母材相比,近熔合線熱影響區(qū)性能也會有所下降,但仍可保持雙相不銹鋼的優(yōu)良特性。當(dāng)然,冷卻速度也要控制適當(dāng),特別是要防止冷卻過慢而引起的碳、氮化物大量析出和x。等脆性相沉淀帶來的危害。

  圖6.17系雙相不銹鋼的組織圖和焊后熱影響區(qū)的組織變化圖,可以較圓滿地解釋上述雙相不銹鋼焊后熱影響區(qū)所遇到的現(xiàn)象。

  克服第一代雙相不銹鋼管焊接性的不足,即防止焊后單相鐵素體的形成,并希望焊后獲得盡量多的奧氏體(y2)和滿意的熱影響區(qū)性能,一是向鋼中加氮并使母材具有a/γ近于1的雙相結(jié)構(gòu),二是焊接工藝的控制(包括線能量和多層焊時層間溫度的控制以及焊接材料的選擇)。

  實踐表明,由于氮的加入,第二代和第三代(超級)雙相不銹鋼以及經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼,在母材固溶態(tài)a和γ的相比例控制在50%比50%即1:1的前提下,采取適宜的焊接工藝,完全可以防止焊后熔合線和熱影響區(qū)單相鐵素體的形成,并獲得滿意的焊接接頭的性能。

  表6.6列出了相比例對不同含氮量的25Cr6.5Ni3MoN 鋼焊接熱模擬試樣和母材耐蝕性的影響,顯然,當(dāng)母材的相比例a/γ近于70/30時,HAZ1近于單相鐵素體,HAZ2也僅5%~7%的Y,鋼的晶間腐蝕敏感性增加,點蝕速率提高;當(dāng)母材的相比例a/γ近于50/50時,HAZ1含有7%~35%的γ,HAZ2有15%~40%的γ,此時則可以獲得滿意的耐晶間腐蝕和耐點蝕腐蝕性能。

  需要指出，雙相不銹鋼管焊后熱影響區(qū)的相比例已不是固溶態(tài)比較理想的 a/γ近于1/1，而是隨鋼的牌號、鉻當(dāng)量／鎳當(dāng)量、焊前母材的熱處理溫度和焊接工藝等的不同，可能在90／10～70／30之間波動。