双相不锈钢加工制造实用指南(1）
双相不锈钢的应用日益广泛，用户对这类不锈钢也越来越熟悉。本文围绕双相不锈钢应用的难点之一 — 加工和焊接，介绍了双相不锈钢的各种特性，给出了加工和焊接双相不锈钢的基本原则和实用信息。
内容包括：双相不锈钢的历史、化学成分、冶金学、耐腐蚀性能、力学性能、物理性能、技术条件、质量控制、切割、成形、焊接、应用等。
全文较长，将分几部分发表，欢迎关注！
1 引言
双相不锈钢是一类集优良的耐腐蚀、高强度和易于制造加工等诸多优异性能于一身的钢种。它们的物理性能介于奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢之间，但更接近于铁素体不锈钢和碳钢。双相不锈钢的耐氯化物点蚀和缝隙腐蚀能力与其铬、钼、钨和氮含量有关，可以类似于316不锈钢，也可高于海水用不锈钢如6％Mo奥氏体不锈钢。所有双相不锈钢耐氯化物应力腐蚀断裂的能力均明显强于300系列奥氏体不锈钢，而且其强度也大大高于奥氏体不锈钢，同时表现出良好的塑性和韧性。
双相不锈钢的制造加工与奥氏体不锈钢的制造加工有许多相似之处，但也有重要区别。双相不锈钢的高合金含量和高强度等要求在制造工艺上作某些改变。本文面向加工制造商和承担制造任务的最终用户，它提供了关于双相不锈钢加工制造的实用信息。本文假定读者已具备不锈钢的加工制作经验，因此，给出了双相不锈钢和300系列奥氏体不锈钢及碳钢之间的性能和加工工艺的对比数据。
双相不锈钢的加工制造不同于一般不锈钢，但并不困难。
2 双相不锈钢的历史
双相不锈钢已有近80年的历史，它是一种混合显微组织，奥氏体相和铁素体相大约各占一半。
早期的牌号是铬、镍和钼的合金。1930年在瑞典生产出第一批锻轧双相不锈钢并用于亚硫酸盐造纸工业。开发这些牌号是为了减少早期高碳奥氏体不锈钢的晶间腐蚀问题。1930年芬兰生产出双相不锈钢铸件，1936年，Uranus 50 的前身在法国获得专利。二战后，AISI 329型不锈钢成为公认的钢种并广泛用于硝酸装置的热交换器管道。3RE60是第一代专为提高耐氯化物应力腐蚀断裂（SCC）性能而研制的双相不锈钢牌号之一；后来，锻轧和铸造双相不锈钢牌号均用于各种加工工业的应用，包括容器、热交换器和泵。
第一代双相不锈钢有良好的性能表现，但在焊接状态下有局限性。焊缝的热影响区（HAZ）由于铁素体过多而韧性低，并且耐腐蚀性明显低于母材。这些局限性使第一代双相不锈钢的应用，仅限于非焊接状态下的一些特定应用。1968年不锈钢精炼工艺，即氩氧脱碳(AOD)的发明，使一系列新不锈钢钢种的产生成为可能。AOD所带来的诸多进步之一便是合金元素氮的刻意添加。双相不锈钢添加氮可以使焊接状态下HAZ的韧性和耐腐蚀性接近于母材的性能。随着奥氏体稳定性的提高，氮还降低了有害金属间相的形成速率。
含氮的双相不锈钢被称为第二代双相不锈钢。这一新的商品化进展始于70年代后期，正好与北海海上油气田的开发及市场对具有优异耐氯离子腐蚀性能、良好的制造加工性和高强度的不锈钢需求相吻合。2205成为第二代双相不锈钢的主要牌号并广泛用于海上石油平台集气管线和处理设施。由于这种钢的强度高，因此壁厚可减薄，可以减轻平台的重量，使这种不锈钢的应用有很大的吸引力。
如同奥氏体不锈钢一样，双相不锈钢是一类按腐蚀特性排列的钢种，腐蚀性能取决于它们的合金成分。双相不锈钢一直在不断发展，现代双相不锈钢可分为5种类型：
不添加钼的经济型双相不锈钢如2304；
标准双相不锈钢如2205，是主要的钢种，占双相钢用量的80%以上；
25Cr双相不锈钢如合金255，PREN值小于40*；
超级双相不锈钢（PREN值40～45）， 含25％～26%Cr，与含25%Cr双相不锈钢如2507相比，钼和氮的含量增加；
特超级双相不锈钢，PREN值超过45的高合金化双相不锈钢
* PREN = 点蚀当量数 = %Cr+3.3(%Mo+0.5%W)+16%N
表1 给出了第二代锻轧双相不锈钢和铸造双相不锈钢的化学成分，为便于比较，第一代双相不锈钢和常用奥氏体不锈钢也包括在其中。
表1 锻轧和铸造双相不锈钢的化学成分*（重量％）
* 最大值，除非指明范围或说明是最小值。
- 标准中未指明。
** 这一种钢最初没有添加氮，被认为是未加氮的第一代双相不锈钢。
3 化学成分和合金元素的作用
3.1 双相不锈钢的化学成分
一般认为，双相不锈钢的相平衡比例为30％～70%的铁素体比奥氏体时，可以获得良好的性能。但双相不锈钢常常被认为是铁素体和奥氏体大致各占一半，在目前的商品化生产中，为了获得最佳的韧性和加工特性，倾向于奥氏体的比例稍大一些。主要的合金元素尤其是铬、钼、氮和镍之间的相互作用是非常复杂的。为了获得稳定的有利于加工和制造的双相组织，必须注意使每种元素有适当的含量。
除了相平衡以外，有关双相不锈钢及其化学组成的第二个主要问题是温度升高时有害金属间相的形成。σ相和χ相在高铬、高钼不锈钢中形成，并优先在铁素体相内析出，氮的添加大大延迟了这些相的形成。因此在固溶体中保持足够量的氮非常重要。随着双相不锈钢制造经验的增加，控制窄的成分范围的重要性变得越来越明显。2205双相钢（UNS S31803，表1）最初设定的成分范围过宽，经验表明，为了得到最佳的耐腐蚀性能及避免金属间相的形成，S31803的铬、钼和氮含量应保持在含量范围的中上限，由此引出了成分范围较窄的改进型2205双相钢UNS S32205（表1）。S32205的成分就是今天商品化的2205双相不锈钢的典型成分。在本文中，除非另有说明，通常2205指的就是S32205。
3.2 双相不锈钢中合金元素的作用
以下简单介绍几个最重要的合金元素对双相不锈钢的力学性能、物理性能和腐蚀特性的影响。
铬：
钢中铬含量必须不低于10.5％才能形成稳定的含铬钝化膜保护钢不受大气腐蚀。不锈钢的耐蚀性随铬含量的增加而增加。铬是铁素体形成元素，钢中加铬可促使体心立方结构的铁素体形成。钢中铬含量较高时，需要加入更多的镍才能形成奥氏体或双相（铁素体－奥氏体）组织，较高的铬量也能促进金属间相的形成。奥氏体不锈钢铬含量至少为16％，双相不锈钢铬含量至少为20％。铬还能增加钢在高温下的抗氧化能力。铬的这一作用很重要，它影响热处理或焊接后氧化皮或回火色的形成和去除。双相不锈钢的酸洗和去除回火色要比奥氏体不锈钢困难。
钼：
钼与铬的协同作用能提高不锈钢的耐点蚀的能力。当不锈钢中铬含量至少为18％时，钼在含氯化物的环境中耐点蚀和缝隙腐蚀的能力是铬的三倍。钼是铁素体形成元素，同时也增大了不锈钢形成金属间相的倾向。因此，奥氏体不锈钢的钼含量通常小于约7.5％，双相不锈钢的钼含量小于4％。
氮：
氮提高奥氏体和双相不锈钢的耐点蚀和缝隙腐蚀的能力，它还能显著地提高钢的强度。事实上它是最有效的固溶强化元素和低成本合金元素。含氮双相不锈钢韧性的改善得益于其较高的奥氏体含量和金属间相含量的降低。氮并没有阻止金属间相的析出，但可推迟金属间相的形成，使得有足够的时间进行双相不锈钢的加工和制造。氮被添加到铬和钼含量高的高耐蚀性奥氏体和双相不锈钢中，以抵消它们形成σ相的倾向。
氮是强奥氏体形成元素，在奥氏体不锈钢中能代替部分镍。氮可降低层错能并提高奥氏体的加工硬化率。
它还通过固溶强化提高了奥氏体的强度。双相不锈钢一般都添加氮并调整镍含量以便获得适当的相平衡。铁素体形成元素铬和钼与奥氏体形成元素镍和氮相平衡才能获得双相组织。
镍：
镍是稳定奥氏体的元素，镍促使不锈钢的晶体结构从体心立方结构（铁素体）转化为面心立方结构（奥氏体）。铁素体不锈钢含极少的镍或不含镍，双相不锈钢含镍量为低至中等，如1.5%～7％，300系奥氏体不锈钢至少含有6％的镍（见图1、2）。添加镍延缓了奥氏体不锈钢中有害金属间相的形成，但是在双相不锈钢中镍的延缓作用远不如氮有效。面心立方结构使得奥氏体不锈钢具有极佳的韧性。双相不锈钢中有近一半是奥氏体组织，因此双相钢的韧性比铁素体不锈钢显著提高。
4 双相不锈钢的冶金学
Fe-Cr-Ni合金三元相图是双相不锈钢冶金行为的指路图。从铁含量为68％处的三元截面图（图3）可看出：这些合金以铁素体(a)凝固，当温度下降至1000℃（1832℉）左右时，部分铁素体转变成奥氏体(g)（取决于合金成分）。在更低温度下，处于平衡态的铁素体和奥氏体几乎没有进一步的改变。从图3还可看出增加氮的影响。从热力学观点看，因奥氏体是由铁素体转变而来的，合金不可能跳过奥氏体的平衡态。然而，当继续冷却至较低温度时，碳化物、氮化物、σ相以及其他金属间相都可能成为显微组织的成分。
冶金产品或制造加工中铁素体和奥氏体的相对数量取决于其化学成分和加热历史。如相图所显示，成分上较小的变化即会对两相的相对体积分数有较大影响。单独的铁素体形成元素和奥氏体形成元素在双相钢中也同样发挥作用。显微组织中的铁素体/奥氏体相平衡可通过如下的多变量线性回归来预测：
Creq = %Cr + 1.73 %Si + 0.88 %Mo
Nieq = %Ni + 24.55 %C + 21.75 %N + 0.4 %Cu
% 铁素体 = -20.93 + 4.01 Creq – 5.6 Nieq + 0.016 T
T（摄氏温度）是退火温度，1050-1150°C，元素含量为重量百分数（wt%）。
为达到使双相不锈钢具有理想相平衡的目的，主要通过调整铬、钼、镍和氮的含量，并控制好加热操作。然而，由于冷却速度决定了可转变成奥氏体的铁素体的数量，因此高温受热后的冷却速度将影响相平衡。因为快速冷却有利于保留铁素体，所以可能得到比平衡状态下更多的铁素体。例如，采用低热输入来焊接大截面的产品，会导致HAZ（热影响区）过量的铁素体。
氮的另一个有效作用是提高了从铁素体开始形成奥氏体的温度，见图3，它增加了铁素体转变为奥氏体的比例。因此，即使在相对快速的冷却条件下，奥氏体数量也几乎能达到平衡状态时的水平。对第二代双相不锈钢而言，这一效应可减少HAZ铁素体过量的问题。
因为σ相的形成温度低于冷却时铁素体转变成奥氏体的温度（图4），为避免冶金产品中出现σ相，可控制退火温度，确保钢从退火温度尽快淬火，防止冷却过程中形成σ相。所要求的冷却速度非常快，可使用水淬。在实际制造中，只有当焊接截面尺寸相差悬殊或以很低的热输入焊接厚截面时，才会遇到过度的冷却速度。
双相不锈钢中的α'相也是一个稳定相，它在低于525℃（950℉）的铁素体相中形成，其形成机制与全铁素体不锈钢中α'相相同。铁素体不锈钢长时间暴露在475℃（885℉）左右的温度后，其中的α'相会造成常温韧性的丧失，这就是所谓的475℃/885℉脆性。
在不锈钢中，氮作为一个合金元素意味着在焊缝的热影响区沿铁素体－铁素体晶界和奥氏体－铁素体相界可能出现氮化铬。如果它的数量很大，退火时贫铬区来不及补偿失去的铬的时候，氮化铬会对钢的耐蚀性产生不利影响。不过，由于较高的氮能促使奥氏体的形成，奥氏体对氮溶解度高，所以第二代双相不锈钢很少含有较大量的氮化铬。此外，第二代双相不锈钢碳含量都很低，因此，通常无需考虑碳化物的有害影响。
在某些温度下，有害的σ相、α'相以及碳化物和氮化物相在数分钟内即可形成。因此，加工和制造以及使用时的热处理必须要考虑相形成的反应动力学以保证获得所需要的耐蚀性和力学性能。现已开发的这些双相不锈钢牌号都力求有最好的耐蚀性和充分延迟析出反应，使加工制造得以顺利进行。
图5为2304、2205和2507双相不锈钢的等温析出图。碳化铬和氮化铬在析出温度开始析出的时间是相对较“慢”的1～2分钟。双相不锈钢比铁素体不锈钢或高合金奥氏体不锈钢析出要慢，部分原因是由于碳和氮元素在低镍奥氏体相中的溶解度高，以及氮对碳化物析出的延迟效应。因此，双相不锈钢牌号在冷却时抗敏化能力相对较强。这些牌号中碳化物和氮化物的形成动力学仅在一定程度上受到铬．钼及镍的影响，因此，所有含氮双相不锈钢牌号的析出动力学都与2205钢相似。
σ相和χ相析出的温度略高但是与碳化物和氮化物析出的时间大致相同。铬、钼和镍含量更高的双相不锈钢牌号的σ相和χ相析出比2205更快；低合金化牌号析出则较慢。图5中的虚线说明σ相和χ相在较高合金化的2507中开始形成的时间较早，而在2304中开始时间较晚。
α'相析出于铁素体相内，它使铁素体相硬化和脆化。幸而双相不锈钢中含有50％的奥氏体，这种硬化和脆化所带来的危害不象在全铁素体不锈钢中那么大。α'相析出造成韧性的损失（脆性）要慢于硬化的速度（图5）。由于发生脆化需要较长的时间，在加工制造时很少考虑α'相脆性问题。但材料的使用温度上限则受到α'相形成的制约 。
因为长时间高温下使用会使钢的室温韧性丧失，压力容器设计规范已确立了最大许用设计应力下的使用温度上限值。德国TüV规范区别对待了焊接和非焊接结构件，它的温度上限值比ASME锅炉和压力容器规范更保守。
压力容器设计规范中规定的各种双相不锈钢的温度限值见表2。
表3综合了双相不锈钢的一些重要析出反应和析出的温度极限。
（未完待续）
