双相不锈钢知识

双相不锈钢相关参考资料 前前 言言 双相不锈钢做为一种特殊的不锈钢材料， 正在被日益广泛地 应用于压力容器等相关的设备中。 为使大家对这种特殊合金材料 有一初步了解，特整理这份资料以供参考。 由于水平有限，对一些问题理解的不透，可能有不确之处， 望提出意见。 资料的整理打印得到技术部、焊研所同仁的大力协助，在此 表示感谢。 编者 2005715 初稿 2006320 修定 目 录 1不锈钢概述 1.1 不锈的概念 1.2 不锈钢的分类及其用途 1.3 合金元素在不锈钢中的作用 2. 双相不锈钢概述 2.1 双相不锈钢的概念 2.2 双相不锈钢的特点 2.3 双相不锈钢的分类 2.4 常用双相不锈钢的化学成分 2.5 常用双相不锈钢的力学性能 2.6 常用双相不锈钢的其他性能 3. 双相不锈钢的焊接 3.1 双相不锈钢的焊接特点 3.2 焊接方法的选择 3.3 焊接材料的选用 3.4 焊接工艺要点 3.5 推荐的焊接工艺参数 4. 双相不锈钢的其他加工性能 4.1 热处理性能 4.2 冷热成型性能 4.3 胀管性能 5. 双相不锈钢的应用 5.1 保证双相不锈钢安全使用的条件和要求 5.2 双相不锈钢在各个领域中的应用 1. 不锈钢概述 1.1 不锈钢的概念 1.1.1 定义:凡在空气或各种气氛中，在水或各种酸、盐类的 水溶液中具有化学稳定性而不致氧化、生锈或受 到各种腐蚀的钢，均属于不锈钢。 简而言之，主加元素铬含量高于 12%，能使钢处 于钝化状态又具有不锈特性的钢称之为不锈钢。 1.1.2 通常所说的不锈钢实际上是不锈钢和耐酸钢的总称。 1.1.2.1 不锈钢：一般是指在大气、水等弱腐蚀介质中耐蚀 的钢。 1.1.2.2 耐酸钢：是指在酸、碱、盐等强腐蚀介质中耐蚀的 钢。 1.1.2.3 不锈钢不一定耐酸，而耐酸钢一般都具有良好的不 锈性能。 1.1.2.4 不锈钢和耐酸钢的共同点：含r 量都在 12%以上。 1.1.2.5 按照习惯叫法，下文中将不锈钢和耐酸钢统称为不 锈钢。 1.2 不锈钢的分类及其用途 1.2.1 按主要化学成份分: 铬不锈钢：如 0Cr13, 1Cr13, 1Cr17, 2Cr13 等 铬镍不锈钢：如 0Cr18Ni9， 1Cr18Ni9，0Cr18Ni10Ti 等。 铬镍钼不锈钢：如 0Cr17Ni12Mo2， 00Cr17Ni14Mo2， 0Cr18Ni12Mo2Ti 等。 铬锰氮不锈钢：如 0Cr17Mn14Mo2N（A4 钢）等。 1.2.2 按含碳量分: 高碳型：C0.15% 如 2Cr13, 3Cr13 等。 中碳型：0.08%C0.15% 如 1Cr13, 1Cr18Ni9 等。 低碳型：0.03%C0.08% 如 0Cr13, 0Cr18Ni9 等。 超低碳型： C0.03% 如 00Cr19Ni10, 00Cr17Ni14Mo2 等。 1.2.2 按金相组织分：可分为五类，见表 1。 表 1 组 织 类 型 钢 号 示 例 主 要 用 途 奥氏体不锈钢 0Cr18Ni9，1Cr18Ni9，0Cr18Ni10Ti， 0Cr17Ni12Mo2，0Cr18Ni12Mo2Ti， 00 Cr17Ni14Mo2， 0 Cr17Mn14Mo2N 在氧化性、中性以及弱还原 性介质中均具有良好的耐蚀 性，应用最为广泛 铁素体不锈钢 00Cr12，1Cr17，0Cr13Al 主要应用于腐蚀环境不十分 苛刻的场合，如室内装饰、 厨房设备、家用器具。主要 用它的不锈钢性能。 马氏体不锈钢 0Cr13，1Cr13，2Cr13 主要用于硬度、强度要求较 高而耐腐蚀性要求不太高得 场合，如量具、刀具、餐具 等。主要用它的不锈和高强 度。 铁素体-奥氏体 型不锈钢（双 相不锈钢） 0Cr26Ni5Mo2， 00Cr18Ni5Mo3Si2 韧性较好，强度较高，耐氯 化物应力腐蚀和抗点腐蚀能 力强。在石化领域、海水处 理设备中应用广泛。 沉淀硬化不锈钢 0Cr17Ni7Al， 0Cr17Ni4Cu4Nb 在不锈钢中添加硬化元素， 通过适当的热处理获得高强 度、高韧性并具有良好耐蚀 性。通常用作耐磨、耐蚀的 高强度结构件。如轴、齿轮、 螺栓等。 1.3 合金元素在不锈钢中的作用 1.3.1 各元素对组织的影响和作用 1.3.1.1 奥氏体形成元素：C、Ni、Mn、N 和 Cu，其中 C 和 N 作用 程度最大。 铁素体形成元素：Cr、Si、Mo、Ti、Nb、Ta、V、W 和 Al。 1.3.1.2 各元素折合成镍当量和铬当量对组织的影响程度可用当量 计算公式表示出来，见表 2。 （%） 表 2 组织关系图 Cr 当量 Ni 当量 Schaeffler 图 （塞弗勒图） =Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb =Ni+30C+0.5Mn Delong 图 （德隆图） = Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb =Ni+30C+30N+0.5Mn WRC 图 =Cr+Mo+0.7Nb =Ni+35C+20N+0.25Cu 1.3.1.3 各元素折合成镍当量和铬当量与组织之间的关系图。 Schaeffler 图（图 1） WEL 焊材标本 P500 图 11 Delong 图（图 2） WEL 焊材标本 P501 图 12 WRC-1992（FN）图 （图 3） WEL 焊材标本 P502 图 13 1.3.2 各元素对其他性能的影响，见表 3。 表 3 合金 元素 影 响 和 作 用 Cr 1）是不锈钢中最基本的合金元素。能提高合金的电极电位，且在钢 表面形成致密的Cr2O3钝性保护膜,使钢进入钝化状态，二者共同 作用提高了其抗腐蚀性能； 2）是提高钢抗氧化性最主要的元素， 故也是提高钢高温强度的主要 元素； 3）可以稳定+双相组织，防止热裂纹产生，在 18-8 钢中，希望 Cr/Ni=2.22.3 4）可以促使相的产生和长大。 Ni 1) 提高钢的高温强度和抗晶间腐蚀能力； 2) 易与 S、Si、Ti、Nb 等形成低熔点化合物，促使热裂纹产生。 Mo 1）提高钢的高温强度，改善耐腐蚀性能； 2）对防止热裂纹有良好的作用； 3）在 Ni-Cr-Mo 合金中会促使产生相。 Si 1) 在钢表面形成致密的SiO2氧化膜，提高了抗腐蚀性能； 2) 形成相，且会夺取 S 而有利于防止热裂纹。但在高 Ni 奥氏体 钢中， Si 会和 Ni 形成低熔点化合物， 故 Si 的增加对热裂纹有害； 3) 可促使相的产生和长大。 Ti 和 Nb 1) 是强烈碳化物形成元素,取代Cr而和C化合,降低晶间腐蚀的敏感 性.因此在 18-8Ti 和 18-8Nb 钢中要求 Ti5C 或 Nb8 C1.00%； 2) 细化晶粒。 C 1）与 Cr 形成碳化物，降低抗晶间腐蚀能力； 2）在 18-8 钢中，C 增加会加大热裂纹倾向，而在 25-20 纯奥氏体钢 中增加 C 可以提高抗热裂纹能力； 3）提高热强度。 Mn 形成 MnS 而减少热裂纹倾向。 N 1）细化晶粒； 2）在 18-8Ti 和 18-8Nb 钢中，N 会夺取 Ti 和 Nb 形成氮化物，从而 降低抗晶间腐蚀能力，同时会减少相而增大热裂纹倾向。 2. 双相不锈钢概述 2.1 双相不锈钢的概念 2.1.1 定义：所谓双相不锈钢是指金相组织由铁素体和奥氏体 两相组成的不锈钢。它在固溶组织中铁素体相和 奥氏体相约各占一半，一般较少相的含量至少也 要在 30%以上，这类不锈钢称之为铁素体-奥氏 体双相不锈钢。 2.1.2 一点说明：铁素体含量一般低于 10%，在奥氏体相的基 础上含一定量的铁素体相，金相组织为奥氏体- 铁素体双相组织，这种不锈钢不属于双相不锈钢 之列，一般仍称之为奥氏体不锈钢。 它之所以含一定量的铁素体相主要是为了防止 焊接热裂纹的产生。 2.2 双相不锈钢的性能特点 双相不锈钢将奥氏体不锈钢所具有的良好耐蚀性、优良的 塑韧性和焊接性与铁素体不锈钢所具有的较高强度和耐氯化物 应力腐蚀性能结合在一起，使之兼有铁素体不锈钢和奥氏体不 锈钢的优点。 2.2.1 组织特点：铁素体相和奥氏体相约各占 50%。 2.2.2 力学性能特点：综合力学性能好，不但有较高的屈服强度和 疲劳强度， 同时具有良好的韧性。 其屈服强度0.2可达 400 550Mpa，是普通 18-8 型奥氏体不锈钢（0.2205MPa）的 两倍，这样可以节约材料，降低设备制造成本。 2.2.2.1 具有较高屈服强度的机理 晶粒较细：两相的共同存在阻止了双相不锈钢的晶粒长 大。以同样加工方式，同尺寸钢材的双相不锈钢晶粒只有奥 氏体不锈钢晶粒的一半，而细晶粒钢由于晶界增多，在晶界 能够锁定位错，使之移动困难，从而使钢强化。 具体晶粒度对强度的影响可用 Petch-Hall 关系式表述： 0.2=0+K/D 式中：0,K为常数 D 为晶粒直径 合金元素的作用:Cr、Mo、N 等元素具有固溶强化作用。 相比例的影响：大量铁素体相的存在使双相不锈钢具有 较高的强度，且随着铁素体量的增加，其屈服强度也提高。 见图 4。 双相不锈钢一书 P77 图 4-13 2.2.2.2 具有良好韧性的原因：主要是奥氏体相的存在。 双相不锈钢中铁素体相占有较大的比例， 因此高铬铁素体不 锈钢所固有的相脆性、475脆性和高温晶粒长大脆性也会在 双相钢中有所反映。但由于奥氏体相的存在，使其脆化倾向较铁 素体不锈钢要小，从而使双相不锈钢仍具有良好的韧性： 奥氏体相能抑制铁素体相中已产生的裂纹继续扩展； 碳、氮等元素在奥氏体相中溶解度高，在从高温冷却过程 中，不易析出碳化物、氮化物，从而使晶界脆化倾向减小； 奥氏体相的存在有利于阻止高温加热（如淬火）时铁素体 晶粒的长大，由于晶粒较细，故韧性好。 2.2.3 耐蚀性能特点 双相不锈钢对晶间腐蚀不敏感，有较好的耐点蚀性能，具有 优良的耐应力腐蚀性能，特别是在介质环境比较恶劣（如Cl-含量 较高）的条件下，其抗点蚀、缝隙腐蚀及腐蚀疲劳性能、磨损腐 蚀性能明显优于普通的Cr-Ni和Cr-Ni-Mo奥氏体不锈钢。 2.2.3.1 对晶间腐蚀不敏感的机理: 在双相不锈钢中的铁素体含Cr量较奥氏体中高的多， 而且铬 的扩散速度也比在奥氏体中快， 虽然在相界和晶界中析出Cr23C6时 消耗了铁素体中的部分铬，但很容易得到补偿，不易形成贫铬区， 因此双相不锈钢比含同样碳量的奥氏体不锈钢耐晶间腐蚀性能要 好。双相钢的焊接接头能轻易地通过ASTM A262 中的E 法（相当 于国标GB4334.5 H2SO4 -CuSO4-Cu法）晶间腐蚀试验。 2.2.3.2 具有良好的耐点蚀性能 点蚀是不锈钢最有害的腐蚀形态之一， 蚀孔往往又是应力腐 蚀裂纹和腐蚀疲劳裂纹的起始部位。 点蚀的机理 钢表面的钝化膜由于钢中存在的缺陷、夹杂和溶质等的不均 一性，使钝化膜在这些地方较为薄弱，在特定的腐蚀性溶液中该 处就容易被破坏，此处便成为活化的阳极，周围部分成为阴极， 形成电化学反应腐蚀作用。由于二者的面积比非常小，至使阳极 处电流密度很大，造成阳极处金属离子溶解加速，逐渐成许多直 径小于 1mm 的小孔和蚀坑，这就是点蚀。 点蚀的影响因素 材料因素 ) 合金元素的影响 （a） Cr：是形成钝化膜的主要元素，它不但可以保持钝化膜的 稳定，并能提高钝化膜破坏后的修复能力，使钢的再钝化 能力增强。当钢中 Cr 含量在 25%以上时，点蚀速度明显 下降。但 Cr 含量太高时（如达到 30%）反而对抗点蚀不 利。且增大钢的脆化倾向。所以一般双相不锈钢 Cr 含量 控制在 25%以下。 (b) Mo： 是显著提高双相不锈钢耐点蚀性能的重要元素。 它可以提 高钝化膜的稳定性。但当钢中 Mo 含量超过 3.5%时，会使 钢的脆化倾向大大增加。除非再辅以其他元素如氮的配 合，来维持较好的相平衡，才会即对抗点蚀有利，又不致 使脆性增加。 (c) Ni：主要作用是控制组织，使奥氏体相和铁素体相各占 50%左 右才会使钢得到最佳的耐点蚀性能。 (d) N：它显著影响 Cr、Mo 在两相中的分配，使 Cr、Mo 元素从 铁素体相向奥氏体转移，从而改善了奥氏体相的抗点蚀能 力，从而提高钢的抗点蚀能力。 2） 组织的影响： (a) 相比例的影响：点蚀仅产生在铁素体晶内的奥氏体相上。两相 比例对点蚀性能的影响主要与相中的合金元素的变化有关。要 保持适当的相比例；且加入 N 元素使奥氏体相中的 Cr、Mo 含 量增多就能改善和提高抗点蚀能力。 (b) 金属间相的影响： 金属间相中以相对双相钢的点蚀性能影响 最大。少量的即可恶化钢的抗点蚀能力。 3） 夹杂物的影响： 非金属夹杂物造成钢的不均一性。因此对点蚀有重大影响， 特别是 MnS 的影响最大。采用精炼技术来脱硫，使钢达到超低硫 钢，可以提高钢的抗点蚀性能。 环境因素： 溶解氧量、温度、PH值以及Cl-等破坏钝化膜的离子等都对抗 点蚀性能有影响。其中以Cl-影响最甚，也就是说在氯化物环境中 易发生点蚀。 抗点蚀性能的评定方法： 化学成分评估法： 在氯化物环境中影响点蚀的主要合金元素是 Cr、Mo 和 N。 这些元素与抗点蚀能力可以通过下述关系式来描述： PRE（PREN）=Cr%+3.3Mo%+16N% 式中 PRE（或称 PREN）称为点蚀指数（或称点蚀抗力当量值） PRE 值越高，说明钢的抗点蚀能力越强。 点蚀试验评定法-化学浸泡法 将试件浸泡在含有一定浓度的腐蚀性Cl-和氧化剂（一般为 Fe3+）的某一温度溶液中，经一段时间试验后，观察试样上点蚀情 况，如测量失重，测量小孔深度和数量等，以此评定钢的抗点蚀 性能。 试验标准： 中国：GB4334.7不锈钢三氯化铁腐蚀试验方法 美国：ASTM G48A 日本：JIS G0578 2.2.3.3 具有良好的耐缝隙腐蚀性能： 定义：缝隙腐蚀是在腐蚀介质中，金属和金属或非金属表面间 构成的非常狭窄的缝隙内产生的一种局部腐蚀现象， 称为缝隙腐蚀。 产生机理：由于缝隙处被腐蚀产物覆盖，且介质流动扩散受到 限制，使该处的介质成分和浓度与缝隙外有很大差 别，从而形成电位差，造成电化学腐蚀。它和点蚀形 成的机理差异在于缝隙腐蚀主要是介质的电化学不 均匀性引起的。 影响因素：基本上与点蚀的影响因素相同，特殊一点就是缝隙 的几何形状、尺寸、缝隙内外面积比等因素也对缝隙 腐蚀有影响。 评定方法： 以发生缝隙腐蚀的临界温度来衡量耐缝隙腐蚀的能力。即临界 缝隙腐蚀温度（以 CCT）表示。钢的 CCT（）值越高，说明 其耐缝隙腐蚀能力越强。 评定试验标准：化学浸泡法 美国：ASTM G48D 各合金元素对抗缝隙腐蚀的作用仍用 PRE 值衡量，把它做为缝 隙腐蚀指数（CCT 值） 。二者虽然数值有所差别，但可以看出 抗局部腐蚀能力的大小排列顺序。 2.2.3.4 具有优良的耐应力腐蚀性能。 在腐蚀破坏事故中，Cr-Ni 不锈钢的应力腐蚀占湿态腐蚀事例 的 50%，点蚀和缝隙腐蚀合占 20%，晶间腐蚀、均匀腐蚀和疲劳 腐蚀三种各占 10%左右。由此可见应力腐蚀的危害性。 定义：应力腐蚀是指在静拉应力与电化学介质的共同作用下， 因阳极溶解过程引起的开裂。 应力腐蚀产生的条件： 介质条件：对于奥氏体不锈钢最重要的是溶液中Cl-（氯离子） 浓度和氧含量二者共同作用， 易产生应力腐蚀开裂。 若Cl-浓度 高，而O2量很少或虽O2量很多而Cl-较少，均不产生应力腐蚀 裂纹。统计表明，当温度在 50以上，结构中缝隙以及流动 性不良等引起介质浓缩的部位均易发生应力腐蚀开裂。 应力条件：应力腐蚀只有在拉应力作用下才会产生，在压应力 下不会产生。消除残余应力是防止应力腐蚀的有效措施之一。 材料条件：一般情况下，纯金属不产生应力腐蚀。应力腐蚀只 发生在合金中。 双相不锈钢耐应力腐蚀的机理。 双相不锈钢的屈服强度比 18-8 型奥氏体不锈钢高， 因此在相同 的应力下，较难产生较大的滑移，表面钝化膜不易破裂，应力 腐蚀裂纹难以形成。换句话说，其产生应力腐蚀开裂的临界门 槛应力th值高，所以不易产生应力腐蚀。 钢中第二相（或相）的存在对应力腐蚀裂纹的扩展起机械 屏障和阻挡作用，从而大大延长了腐蚀裂纹的扩展期。 由于各元素组合的特点，耐点蚀能力比奥氏体不锈钢强，不易 形成点蚀，减少了以点蚀为起裂点的应力腐蚀裂纹源。 相对相能起到阴极防护作用,减轻了应力腐蚀开裂的倾向。 影响双相不锈钢耐应力腐蚀的因素： 相比例的影响： 例如对 SAF2205 双相不锈钢而言,当相为 40%,相为 60%时,其耐应力腐蚀性能最好。 化学成分： 合适的成分决定了合适的相比例,从而获得优良的抗应力腐 蚀性能。C和N对相比例的影响最大,这两个元素对耐总腐蚀是有 害的。为此双相钢的C量多为超低碳.即C0.03%,而含N量一般 在 0.2%左右。Mo和Cu对在MgCl2溶液中的应力腐蚀是有害的， 但在高温水中的应力腐蚀是有益的。Si对MgCl2、CaCl2介质中应 力腐蚀是有益的，但对高温水中应力腐蚀是有害的。 热处理的影响: 在 350550低温加热时可能产生 475脆性,在 600900 中温加热时会出现脆性的相。这二者都会降低耐应力腐蚀性 能。 最好的热处理方式为进行固溶化热处理。 如高于固溶化热处 理温度加热， 则会使单相铁素体晶粒粗大， 耐应力腐蚀性能大大 下降。 冷加工的影响： 冷加工变形将会恶化双相不锈钢的耐应力腐蚀性能。 尤其在 冷变形量为 2030%时，下降最严重。此时只有通过固溶处理来 恢复耐应力腐蚀性能。 环境因素： 1 温度：一般来说温度越高应力腐蚀开裂越快。 2 PH 值：对双相不锈钢的应力腐蚀开裂有显著影响。随着 PH 值下降,其耐应力腐蚀性能显著降低.如 SAF2205 钢,当 PH 值降到 3.5 以下时,其耐应力腐蚀开裂性能显著下降。 应力腐蚀试验方法 ： 恒载荷拉伸试验法：此法的应力腐蚀开裂判定标准是破裂时 间，或求得开裂的临界应力值。 化学浸泡法：中国的 GB4334.8 试验或美国的 ASTM G36-87 标准。 2.2.4 物理性能特点：与奥氏体不锈钢相比，导热系数大，线膨胀系 数小，冷加工时冷作加工硬化效应大。含低 Cr （18%）的双相不锈钢热加工温度范围比 18-8 型不锈钢宽，而含高 Cr（25%）的钢则比奥氏 体钢热加工困难。 由于仍有高 Cr 铁素体不锈钢 的各种加热脆性倾向，因此不宜在高于 300 的工作条件下使用。 2.2.5 焊接性能特点： 有良好的焊接性。与奥氏体不锈钢相比，有较 低的热裂倾向；与铁素体不锈钢相比，加热脆 化倾向较低，不会象铁素体不锈钢那样焊接时 热影响区由于晶粒严重粗化而使塑韧性大幅度 降低。即取二者之优点而避其二者的弱点。但 从反面理解，它同时也具有二者的弱点，只不 过程度较低。 一般焊接前不需要预热，焊后不需要热处理。 2.3 双相不锈钢的分类。 2.3.1 国际上普遍采用的双相不锈钢按其成分可分为四种类型：Cr18 型、Cr23 型（不含 Mo） 、Cr22 型（含 Mo） 、Cr25 型。 2.3.2 按抗点蚀当量值（PRE 值）分，可分为普通双相不锈钢和超级 双相不锈钢。当 PRE 值40 时，称为超级双相不锈钢。抗点蚀 当量值（或称点蚀指数） ，其计算公式为： PRE（PREN）=Cr%+3.3Mo%+16N% 2.3.3 常用的双相不锈钢类型及牌号（见表 4） 2.4.常用双相不锈钢的化学成分。 （见表 5） 2. 5 常用双相不锈钢的力学性能（见表 6） ： 表 6 硬度 材料牌号 钢材品种 0.2 （ MPa ） b （MPa） 4 （%） AKV （J） HB（HV） HRC 备注 3RE60 钢板 450 700 30* 150 （260） 26 *为5(下同) 钢板 400 600820 25* 100 （230） / SAF2304 外径25.4mm 钢管 450 690 25* / / / 壁厚20mm 钢管 450 680880 25* 100 （260） / SAF2205 锻件 410 680880 25* / （260） / 壁厚25.4mm 钢管 钢板 400 600 25 / 290 30.5 SA-240 SA-789 SA-790 UNS S31803 钢管 钢板 450 620 25 / 290 30.5 SA-790 UNS S32205 钢板 450 620 25 / 293 31 SA-240 UNS S32550 钢管 钢板 550 760 15 / 297 31.5 SA-240 SA-789 SA-790 钢板 485 690 20 / 290 / SA-240 UNS S31260 钢管 450 690 25 / 290 30.5 SA-789 SA-790 UNS S32750 钢管 钢板 550 800 15 / 310 32 SA-240 SA-789 SA-790 UNS S32760 钢管 钢板 550 750895 25 / 270 / SA-790 00Cr18Ni5Mo3Si2 钢板 390 590 18* / 277 / GB4237-92 钢板 390 590 20* / / 30 GB4237-920Cr26Ni5Mo2 钢管 390 590 18* / / / B13296-91 SUS 329J1 钢板 400 600 18 / / / JIS G4304 2.6 常用双相不锈钢的其他性能 2.6.1 物理性能 表 7 材料牌号 密度 （g/cm3） 比热值 （20） （J/Kg.） 热传导率 （100） （w/m.） 线膨胀系数 （20100） （10-6/） 3RE60 7.7 470 17 13.1 SAF2304 7.8 500 17 13.0 SAF2205 7.8 470 16 13.7 SAF2507 7.8 / 15 13.6 316L 7.9 500 16 16.0 碳钢 7.82 112 18.5 12.6 2.6.2 最小屈服强度比较： 图 5 (参考资料中的 P6 图 2) 2.6.3 冲击韧性比较 图 6 (参考资料 9 中 P6 的图 3) 2.6.4 高温性能和极限使用温度 材料牌号 2.6.4.1 高温性能 表 8 高温性能 高温性能 0.2 （Mpa） （不小于） 100 200 300 400 20 3RE60 370 330 320 310 450 SAF2304 330 290 260 / 400 SAF2205 370 330 310 / 450 SAF2507 450 400 / / 530 AISI 316 190 180 170 / 216 2.6.4.2 极限使用温度 双相不锈钢在 300以上温度环境下持续长时间后，材料的微观 组织会发生变化，因而导致韧性下降，抗蚀能力降低。所以德国 VdTUV 数据的极限使用温度为: SAF2304 280 SAF2205 280 SAF2507 250 对于压力容器应用领域，EN 标准（欧洲标准）将 250作为双 相不锈钢在设备中的极限使用温度。 2.6.5 耐蚀性能： 2.6.5.1 抗点蚀能力： 表 9 材料牌号 点蚀指数（PREN） 3RE60 29 SAF2304 24 SAF2205 35 SAF2507 43 AISI 316L 24 2.6.5.2 抗应力腐蚀开裂性能： 图 7 (参考资料 9 中 P10 的图 16) 图 7 NACF （美国腐蚀工程师协会） 制定的H2S应力腐蚀敏感度试验 NACF TM 0177 表明，即使在大大高于屈服强度的应力作用下，SAF2205 和SAF2507 也不开裂。 2.7 双相不锈钢的发展过程 双相不锈钢发展与应用开始于 20 世纪 30 年代， 至今已发展了三 代双相不锈钢。 2.7.1 第一代双相不锈钢 （1）以美国在 20 世纪 40 年代开发的 AISI329 钢为代表，含高 Cr、Mo，耐局部腐蚀性能好，但含碳量较高（C0.10%） ，焊接后其 接头耐腐蚀性和韧性都较差，使钢在应用上受到限制，只适用于铸锻 件。 （2）日本在美国 329 钢基础上降低了含碳量，开发了 SUS329J1 钢，可作为焊接用钢。 （3）60 年代中期，瑞典开发了著名的 3RE60 钢，特点是超低碳， 含 Cr 量为 18%。焊接及成型性能良好，使之成为第一代双相不锈钢 的代表钢种。 2.7.2 第二代双相不锈钢： （1） 20 世纪 80 年代瑞典先开发了不含 Mo 的超低碳型双相不锈钢。 代表钢种为 SAF2304 钢。 （2） 而后在第一代双相钢的基础上开发了含氮的超低碳型双相不锈 钢。典型钢种是瑞典开发的 SAF2205 钢，使双相钢应用范围很 广。 2.7.3 第三代双相不锈钢： 20 世纪 50 年代后期发展了超级双相不锈钢，其特点是含 碳量低 （0.03%） 含 Mo、 N 量高 （Mo 约为 4%， N 约为 0.3%） ； 钢中铁素体含量达到 4045%； 具有优良的抗点蚀能力， 其 PRE 值大于 40。代表钢种为 SAF2507 钢。 2.7.4 双相不锈钢在中国的发展情况： 20 世纪 70 年代中期，在分析研究国外双相不锈钢发展的 基础上开发了中国的双相不锈钢，到目前为止，主要有 00Cr18Ni5Mo3Si2 和 0Cr26Ni5Mo2、 00Cr25Ni5Mo3N 等几个牌 号。00Cr18Ni5Mo3Si2（GB4237-92）是在 3RE60 基础上开发 出来的。 而 0Cr26Ni5Mo2 （GB4237-92） 是在仿效日本 SUS329J1 钢研制而成。 3. 双相不锈钢的焊接 对于双相不锈钢而言，焊接是个极其重要的课题。可以这 样说，双相不锈钢能否充分发挥其优点而得到很好的应用，关 键在于焊接。为了掌握双相不锈钢的焊接技术，首先要了解焊 接对该钢的影响。即双相不锈钢的焊接特点。 3.1 双相不锈钢的焊接特点 3.1.1 双相不锈钢相图： 相图的意义：表示合金在加热或冷却过程中相组织的变化情 况。根据美国焊接研究委员会（WRC-1992）采用的 Cr、Ni 当量 比例绘制的 Fe-Cr-Ni 相图如图 7。 图中表示出了液态和固态的相区。 标明了常用双相不锈钢在图中所处的位置。 从图中可以看出，所有双相不锈钢从液相凝固后都是完全的铁 素体组织，这一组织一直保留至铁素体溶解度曲线的温度。只 有到更低的温度下部分铁素体才转变成奥氏体，形成铁素体加 奥氏体双相组织。 从图中还可以看出，随着 Creq/Nieq 比值增加，其铁素体溶解 度的温度急剧下降，并且形成单一的铁素体相的温度范围更 宽。 除成分影响相组织外，焊接热循环的参数，如加热速度、通过 两相区的冷却速度等也会影响相比例组织的变化。 3.1.2 焊接对双相不锈钢热影响区（HAZ）的影响 3.1.2.1 对相组织的影响 双相不锈钢焊接时其热影响区按承受焊接热循环峰值温度 的高低通常分为高温区（HTHAZ）和低温区（LTHAZ） 。低温区 基本上处于两相平衡区，问题不大；但高温区位于铁素体溶解度 曲线至固相线 （熔点） 这一温度范围。 该区在焊接热循环作用下， 组织和晶粒都发生了较大的变化。在焊接热循环加热段时，奥氏 体相（相）全部转变为铁素体相（相） ，且晶粒粗大；在焊 接热循环冷却阶段，高温区的铁素体相（相）向奥氏体相的转 变却是不平衡的。这次转变相对于加热时的转变，我们称为二次 转变。如果焊后冷却速度较快，将抑制的二次转变，使热 影响区高温区内的相比例失调，即多少。特别是当相大于 70%时，二次转变析出的相也变为针状和羽毛状，具有魏氏组 织的特征，导致力学性能及耐腐蚀性能大幅度下降；当焊后冷却 速度较慢时，则的二次转变较为充分，室温下即可得到相 比例较为合适的双相组织。因此，为了使 HAZ 冷却速度较慢， 使二次转变较为充分，适当提高焊接热输入量是必要的。 3.1.2.2 多层焊时的影响 由于多层焊时可使HTHAZ的组织再次承受了二次热循环的 加热，这样就在随后的冷却时会促使相的进一步转变，使 相比例得到较满意的比例。但这时要注意，由于多层焊时，表层 焊道的 HT HAZ 未受到二次热循环的作用，所以，此处往往得不 到满意的两相组织（即相只能达到 2030%） 。 3.1.2.3 焊接热输入的影响 焊接热输入较小时，其焊后冷却速度过快，会使多少， 得不到相比例满意的两相组织；若采用过大的焊接热输入时，则 会使热影响区的冷却速度过慢，这样就会使HAZ晶粒粗大，且会 导致金属间脆化相（即Cr23C6，CrN，Cr2N等碳化物，氮化物） 析出，使该区的韧塑性及抗蚀能力大幅度降低。如前所述，适当 的提高焊接热输入是最佳的选择。 热输入对相的影响相对而言是有限的，而多层焊对相组织的 改善却是明显的，但采用多层焊时，一般要求对焊接热输入加以 限制。 3.1.3 焊接对焊缝金属组织的影响 3.1.3.1 对相组织的影响 对于双相不锈钢焊缝金属而言，是以单相凝固结晶，随着 温度的降低， 从凝固冷却这是一个速度较快的从组织转 变的不平衡过程。若冷却速度较快，即焊接热输入量较低时，则 转变的较少，使相较多而相较小；若热输入量高，即 冷却速度慢，虽然会促使较多的转变，可以得到足够数量 的奥氏体，但亦会使晶粒粗大，相和二次奥氏体（2）析出， 从而降低焊缝的耐腐蚀性能，韧性下降。因此，要选用合适的足 够高的热输入量和层间温度以保证冷却速度适中， 能够得到满意 数量的奥氏体相，而又不致降低耐腐蚀性能。 3.1.3.2 焊接对析出相的影响 双相钢焊接时，焊缝有可能发生三种类型的析出相，它们都 会降低耐腐蚀性能和韧性，这三种析出相分别是：1）铬的氮化 物（Cr2N，CrN） ；2）二次奥氏体（2） ；3）金属间脆化相（ 相等） 。特别是当Cr，Mo含量较高或双相钢中含Cu，W时，这种 转变和析出更加敏感。 （1）氮化物的析出： 当焊缝金属铁素体数量过多或为纯铁素体组织时， 很容易发 生氮化物的析出。这是由于高温时，氮在铁素体中溶解度增加， 在快速冷却时溶解度又下降的缘故；尤其在靠近焊缝表面的部 位，由于铁素体量较多，氮化物更易析出，这对焊缝金属的耐腐 蚀性有直接影响。若焊缝金属有合适的相比例，则氮化物的析出 量很少。 因此，为了避免氮化物的析出，应在填充金属中提高 Ni 和 N 元素的含量，以增加焊缝金属的奥氏体数量。另外应避免采用 过低的热输入量（特别是厚壁件焊接时） ，以防止因冷却速度过 快而生成纯铁素体晶粒，引起氮化物的析出。 （2）二次奥氏体的析出： 在含N量高（N为 0.3%）的超级双相钢（如SAF2507）多层 焊时有可能析出二次奥氏体。 这是因为当前一道焊道焊接时若热 输入较低时，转变的极不充分，而当后续焊道又采用较高 的热输入时，部分铁素体就会转变为细小分散的二次奥氏体（ 2） ，它的Cr，Mo，N含量都比一次奥氏体低，尤其是N量显著低 很多，它也和氮化物一样会降低焊缝的耐腐蚀性能。 为抑制2的析出，措施有二：增加填充金属的奥氏体形 成元素的含量，以控制焊缝金属的铁素体量；选择合适的热输 入量，避免根部焊道采用小热输入量焊接，尤其是当后续第二道 焊接时采用较大的热输入焊接时更要注意这点， 这样当第一道焊 后就可以使铁素体能较多地转变成奥氏体，在后续焊道再加热 时，2析出的就少。所以对多层焊时，开始的 23 道焊道焊接 热输入量的选择很重要，不要太小。 （3）相的析出： 当焊接热输入量过大时，冷却速度就会过慢，这样虽有利于 奥氏体的转变，使和相比例比较满意，但也造成金属间脆化 相（相）的析出。尤其是含 W，Cu 的超级双相不锈钢对高的 热输入量敏感。 3.1.4 综上所述，无论从焊缝角度考虑，还是从热影响区考虑，保持 相平衡，得到满意的相比例组织（通常希望焊缝金属的奥氏体量 控制在 6070%范围内） ，尽量减少析出相，是双相不锈钢焊接 的关键，要想达此目的，必须从以下几方面着手： 3.1.4.1 适当的提高焊接热输入量； 3.1.4.2 提高焊接材料中的 Ni 含量，一般焊材中的 Ni 量要比母材高 24%。 如果在提高 Ni 的基础上， 再加入与母材含量相当的 N （大约为 0.10.2%）则效果更佳； 3.1.4.3 在保护气体中加氮也是增加焊缝金属含 N 量的一种方法。此 种方法即使在双相钢焊接非常有经验的瑞典应用也不普遍。 3.1.5 由于双相钢中毕竟有较高的铁素体，当接头在 300500范围 内停留时间过长，也会发生 475脆化。另外，双相钢焊接存 在着氢致裂纹的危险，所以要严格控制焊缝中氢的来源。 3.2 焊接方法的选择： 3.2.1 应用最多是 SMAW 和 TIG 两种方法。 3.2.2 对于较厚板也可使用 FCAW，MIG 和 SAW 方法，但应限制使 用。 3.2.3 对于单面焊，进行根部焊道焊接时，强烈推荐使用 TIG 焊。 3.3 焊接材料的选用： 3.3.1 选择原则： 3.3.1.1 为了保持焊缝金属的相平衡，应在适当提高焊接材料的 Ni 含 量的基础上，再加入和母材含量相同的 N，以此控制焊缝金属 的奥氏体量达到 6070%。 一般焊材中的 Ni 量要比母材高 24%，而 N 含量与母材基本 相同。 3.3.1.2 若使用条件为非常苛刻的介质时，焊接 SAF2205 钢时，要求采 用 SAF2507 钢所使用的焊材。 3.3.1.3 凡双相钢与碳钢、奥氏体不锈钢、904L 钢等异种钢焊接时， 所使用的焊材与同种双相钢焊接时相同的焊材。 3.3.2 TIG，MIG 和 FCAW 焊时对保护气体的要求 3.3.2.1 TIG 和 MIG （1）采用纯 Ar 气； （2）采用 Ar+2%N 气，以防止焊缝表面区域因扩散而损失氮，对于 管道，封底焊道焊接时，可以防止根部焊道的铁素体化（背面也要气 体保护） 。但在保护气体中加氮的做法即使在双相钢焊接非常有经验 的瑞典应用也不普遍。 3.3.2.2 FCAW： 一般采用Ar+20%CO2或 100%CO2气。 3.3.3 焊条和焊丝的选用： 3.3.3.1 焊材牌号的选用 表 10 22%Cr 双相钢焊材 25%Cr 超级双相钢焊材 焊材种类 牌 号 AWS 标准号 牌 号 AWS 标准号 2293LR A54 E2209-16 25104LR A54 E2553-16 SMAW 焊条 2293LB A54 E2209-15 25104LB A54 E2553-15 TIG MIG 焊丝 SAW 2283L A59 ER2209 25104L A59 ER2553 FCAW 焊丝 2293LT A522 E2209T1-4 E2209T0-4 适用 被焊材料 SAF2205 SAF2304 UNS S31803 UNS S32205 UR35N UR45N 等 SAF2507 UNS S32750，UNS S32760 UNS S32550 UR47N UR52N+等 注： SMAW焊条电弧焊 TIG钨极氩弧焊 MIG熔化极氩弧焊 SAW埋弧焊 FCAW药芯焊丝电弧焊 焊材牌号后面的符号： LR钛型酸性焊条 LB碱性焊条 L焊丝 LT药芯焊丝 各种焊材牌号均为瑞典山特维克公司焊材牌号 3.3.3.2 典型焊材牌号的熔敷金属成分： （%） 表 11 种类 牌号或型号 C Si Mn P S Cr Ni Mo N Cu AWS A5.4 E2209 0.04 0.90 0.5 2.0 / / 21.5 23.5 8.5 10.5 2.5 3.5 0.08 0.20 0.75 2293LR 0.025 1.0 0.8 0.03 0.025 22 9 3 0.12 / 焊条 2293LB 0.04 0.90 0.8 0.03 0.025 22 9 3 0.15 / AWS A5.4 E2553 0.06 1.0 0.5 1.5 / / 24.0 27.0 6.5 8.5 2.9 3.9 0.10 0.25 1.5 2.5 25104LR 0.03 0.5 0.7 0.03 0.025 25 9.5 4.0 0.25 / 25104LB 0.04 0.5 1.0 0.03 0.025 25 9.5 4.0 0.25 / AWS A5.4 E2209 0.03 0.90 0.5 2.0 / / 21.5 23.5 8.5 10.5 2.5 3.5 0.08 0.20 0.75 2283L 0.03 0.5 1.6 0.020 0.015 23 9 3.2 0.16 / AWS A59 ER2553 0.04 1.0 1.5/ / 24.0 27.0 4.5 6.5 2.9 3.9 0.10 0.25 1.5 2.5 实芯焊 丝（TIG MIG用） 25104L 0.020 0.3 0.4 0.020 0.015 25 9.5 4.0 0.25 / FCAW 焊丝 2293LT 0.03 0.5 1.5 0.030 0.030 23 9.5 3.1 0.16 / 34 双相钢焊接工艺要点： 3.4.1 严格控制好焊接热输入量是关键。 热输入过高或过低均不利，最好控制在 515KJ/cm。 在此建议，TIG 打底焊采用纯 Ar 气保护时，焊缝金属含 N 量 大约损失 20%，为使保证得到合适的奥氏体量，应比填充焊道的热输 入量稍微提高一点，以减缓冷速，增加奥氏体量。在修补焊时，应避 免采用低的热输入值。对于厚板（15mm 时）应使用上限的热输 入值，在较薄板焊接时，应使用下限的热输入值。 3.4.2 予热：通常不作要求。只有当材料温度低于 5或材料不干燥 时，才需予热。予热至 20左右即可。 3.4.3 层间温度：最高控制在 150， 这点要求对 SAF2507 尤为重要。 3.4.4 尽量采用多道多层焊。 3.4.5 坡口要求：为保证得到合适的全焊透焊缝，应使用比普通不锈 钢稍宽的根部间隙和稍大的坡口角度。 一般要求 b=24mm， =70 80。 3.4.6 双相钢 TIG 焊时需要采用填充金属，不推荐自熔焊。 3.4.7 要绝对避免十分快速的冷却。 3.5 推荐的焊接工艺参数 3.5.1 瑞典山特维克公司推荐的焊接参数 表 12 母材牌号 热输入量（KJ/cm） 层间温度（） SAF2304 525 250 SAF2205 525 250 SAF2507 215 150 3.5.2 焊接实例推荐的焊接工艺参数 3.5.2.1 母材：SAF2205 3.5.2.2 管道环缝尺寸：16813 mm 3.5.2.3 坡口尺寸： 单V型坡口=60根部间隙b=2mm钝边P=2mm。 3.5.2.4 工艺方法：封底焊