鐵素體(δ)/奧氏體(γ)雙相不銹鋼(Duplex stainless steel，簡稱DSS)獨特的組織特點使其兼具了奧氏體不銹鋼良好的塑韌性和耐局部腐蝕性能以及鐵素體不銹鋼的高強度和耐應力腐蝕性能，與奧氏體不銹鋼和鎳基合金相比還節約了我國的稀缺資源———鎳，在海洋工程、石油化工、核電等國家多個重點能源領域具有廣闊的應用前景。目前，我國鋼企自主生產的雙相不銹鋼已經達到了國際先進水平，為其規?；瘧锰峁┝顺浞直Ｕ稀?/span>

雙相不銹鋼的發展和應用推廣以焊接性的不斷改善為前提。美國20世紀40年代開發了以329鋼為代表的第一代雙相不銹鋼，由于該鋼種含有較高的Cr和Mo含量，因此具有良好的耐局部腐蝕性能。但是，329雙相不銹鋼的含碳量過高(≤0.1%)，焊接性較差，且焊接時容易形成過量的鐵素體，并且伴隨析出大量的碳化物，嚴重惡化其焊接接頭的耐局部腐蝕性能，因此難以作為焊接結構件被推廣應用。20世紀60年代中期瑞典為了提高耐氯化物應力腐蝕性能，利用電渣精煉(ESR)和真空電弧熔煉(VAR)技術開發了著名的第一代雙相不銹鋼的典型鋼種3RE60，由于含碳量較低(≤0.02%)，因此其焊接性得到了極大改善，可用作Ni含量較高的304/316系列奧氏體不銹鋼的替代鋼種。但3RE60焊接熱影響區依舊容易獲得單一的鐵素體組織，因而韌性低且耐局部腐蝕性能仍然不理想。20世紀70年代，隨著氬氧脫碳法(AOD)、真空吹氧脫碳法(VOD)等新型爐外精煉技術的開發，更易于冶煉出含碳量極低的鋼(0.01%～0.02%)，同時引入了非金屬奧氏體形成元素N，促使焊接過程中更多的奧氏體形成。根據石油工業對力學性能和耐局部腐蝕的要求，瑞典開發了新型的SAF2205第二代雙相不銹鋼，此鋼種已納入美國、法國、英國等國家的材料標準，比如UNS S31803/S32205。20世紀80年代后期，為了應對更加苛刻的服役環境，開發了耐局部腐蝕性能更加優異的第三代雙相不銹鋼，牌號有UNS S32750(SAF 2507)、S32550(UR52N+)、S32760(Zeron 100)等，含C量僅有0.01%～0.02%，含Mo高達4%，含N高達0.3%，鐵素體含量占比40%～45%，俗稱超級雙相不銹鋼(Super DSS，簡稱SDSS)。2006年，瑞典Sandvik公司在第三代雙相不銹鋼的基礎上公布了一種新的超級雙相不銹鋼SAF2906，其成分特點是含有更高的Cr含量(約29%左右)，耐局部腐蝕性能更強。

近期，王永霞等通過中頻感應電爐成功開發了含Cr量更高(32%左右)的0Cr32Ni7Mo3N超級雙相不銹鋼，并探究了其顯微組織和耐晶間腐蝕性能。此外，Ni金屬較為昂貴且價格波動較大，因而促進了節Ni型雙相不銹鋼的開發和研究，比如UNS S32101和S32304等，其成本較低且具有一定耐局部腐蝕性能。為了進一步提高節約型雙相不銹鋼的耐局部腐蝕性能，2010年成功開發了含Cr量更高的2404型雙相不銹鋼。因此，為了獲得良好耐局部腐蝕性能，同時兼顧成本，新型雙相不銹鋼的研究主要向高N、高Cr、高Mo而低Ni的趨勢發展。

雙相不銹鋼生產通常包括冶煉(煉鋼和澆鑄)和后加工兩個階段。煉鋼和澆鑄是決定其化學成分、質量的核心階段，而熱軋、冷軋、拔絲、熱處理、焊接等后加工工序往往決定其最終的使用性能。為了保證雙相不銹鋼具備優異的耐局部腐蝕性能，要求其冶煉和后加工處理后必須具有良好的組織特征，包括平衡的鐵素體/奧氏體兩相比例、兩相近似相等的耐腐蝕性能、無有害的二次相析出等。本文首先從鐵素體和奧氏體的相轉變機制、織構、相對取向關系、晶粒邊界特征、二次相等多個方面，論述了雙相不銹鋼組織的研究進展，然后綜述了雙相不銹鋼的耐局部腐蝕性能的研究現狀，最后提出了目前雙相不銹鋼研究存在的問題與展望。

1 雙相不銹鋼組織研究進展

1.1 鐵素體和奧氏體相轉變

鐵素體和奧氏體是雙相不銹鋼的兩個基本相?；诤辖鸪煞值牟煌p相不銹鋼的凝固方式主要有兩種 :一種是完全鐵素體凝固，比如UNS S32304雙相不銹鋼;另一種是鐵素體-奧氏體凝固，比如UNS S32205、S32550、S32750、S32760等。然而，無論是鐵素體凝固方式還是鐵素體-奧氏體凝固方式，鐵素體主要來自于液相的結晶過程，而奧氏體則主要產生于鐵素體固態相變。Tan等、Zhang等提出雙相不銹鋼耐點蝕性能與鐵素體/奧氏體兩相比例緊密相關。根據NACE MR 0175/ISO 15156標準，在石油和天然氣行業中雙相不銹鋼熔焊接頭的奧氏體含量應該維持在30%～70%。NORSOK M-601標準推薦雙相不銹鋼管道焊接接頭的奧氏體含量不應低于30%。此外，成型加工方法對鐵素體和奧氏體組織形貌具有顯著影響，軋制、拔絲后雙相不銹鋼鐵素體和奧氏體呈帶狀交替分布，而鑄造、焊接成型后的奧氏體在鐵素體基體內以分散且相互交割的形式分布，如圖1所示。

雙相不銹鋼經鑄造、軋制后，由于合金元素擴散較充分，鐵素體穩定化元素Cr和Mo明顯富集于鐵素體內，而奧氏體內顯著富集奧氏體穩定化元素Ni和N。但是，許多學者發現Ni、Mo等合金元素在電子束焊縫中的鐵素體和奧氏體內分配不顯著。本文作者研究表明枝晶偏析顯著影響Ni、Mo和Si元素在鐵素體和奧氏體內的正常固溶，但N元素的分布不受枝晶凝固的影響，而是優先在奧氏體內富集。

Westin等 在UNS S32101雙相不銹鋼鎢極氬弧焊縫中也發現了枝晶偏析的現象。因此，焊接過程可能致使雙相不銹鋼組織發生枝晶偏析而擾亂其在鐵素體和奧氏體內的正常固溶規律。

基于析出順序和形貌，奧氏體可分為兩種類型:一次奧氏體和二次奧氏體(#2)，且不同類型的奧氏體具有顯著的成分差異。鐵素體首先從高溫液相中析出，并在隨后的冷卻過程中轉變為一次奧氏體。一次奧氏體主要包括晶粒邊界奧氏體、魏氏奧氏體、晶粒內奧氏體和部分轉變奧氏體

 先凝固的鐵素體晶粒邊界處原子排列紊亂、能量高，是奧氏體優先的形核位置。晶粒邊界奧氏體不需要太大的溫度過冷即可形核，因此形成溫度高 。Kacar也指出邊界處自由能較高，奧氏體最先在鐵素體晶粒邊界處析出。隨著冷卻的進行，晶粒邊界奧氏體含量逐漸增加，邊界處可以利用的有益形核位置減少，新的晶核就會從邊界處以側板條形式向鐵素體晶粒內快速生長，稱之為魏氏奧氏體。如果冷卻速度過快，由于沒有充足的時間形核和長大，魏氏奧氏體形成就會被抑制。與晶粒邊界奧氏體和魏氏奧氏體相比，晶粒內奧氏體形成需要更大的溫度過冷作為驅動力，因此形成溫度更低。晶粒內奧氏體通常在鐵素體晶粒內富Ni和N元素而貧Cr和Mo元素的區域形核，且晶核長大主要由成分過冷控制，因此尺寸比較細小。此外，由于多層多道焊接再加熱或者是熱處理再加熱作用，在非平衡鐵素體內或鐵素體與一次奧氏體邊界處會析出#2，如圖2b所示?；讦?的析出位置，可將其分為晶粒間γ2和晶粒內γ2  。Nilsson等發現γ2與鐵素體基體滿足K-S取向關系，相鄰的γ2呈現孿晶特征。

1.2 鐵素體和奧氏體織構
大多數雙相不銹鋼制品由固溶處理的熱軋或冷軋板加工制造而成。它們的晶體織構主要來源于不同熱力學加工階段中的變形、再結晶以及鐵素體-奧氏體相變。

Badji等報道了熱軋和固溶處理的雙相不銹鋼中的鐵素體織構主要由α-fiber=<110>RD組成，而奧氏體織構由軋制織構(Brass={011}<112>、Copper={112}<111>)和再結晶織構(Cube={001}<100>)組成，并且鐵素體織構強度明顯大于奧氏體。此外，與母材相比，高溫熱影響區中奧氏體的Brass={011}<112>取向織構發生轉移，而鐵素體的{100}〈011〉取向織構減小，但{110}<011>取向織構增強。Eghlimi等 [19] 也報道了熱軋態雙相不銹鋼中的鐵素體呈明顯的α-fiber=<110>RD織構分布，奧氏體的Cube織構表明熱軋過程中奧氏體已經發生了顯著的再結晶，但奧氏體的織構強度小于鐵素體。

宓小川等同樣認為鐵素體織構強度遠大于奧氏體，同時發現在1 000℃軋制時，鐵素體以形變織構和相變織構為主，隨著壓下率增大，鐵素體主要變為再結晶織構，而奧氏體則以形變織構為主。Badji等和Eghlimi等均認為雙相不銹鋼焊縫中鐵素體和奧氏體的織構不明顯。本文作者前期研究表明雙相不銹鋼高溫熱影響區和低溫熱影響區中鐵素體維持與母材相同的取向分布特征，但是焊縫中鐵素體織構消失。

1.3 鐵素體與奧氏體相對取向關系
Kurdjumov-Sachs(K-S)和Nishiyama-Wassermann(N-W)是兩類特殊的晶體學取向關系。符合K-S或N-W取向的邊界屬于共格或半共格界面。許婷等發現UNS S32304雙相不銹鋼經ε=2預先軋制變形后，γ析出相具有較強的織構，晶粒內取向差呈現以小角度晶界為主、孿晶界次之的晶界特征分布，這些晶粒與基體的取向關系滿足K-S、N-W和Bain關系。

Karlsson等研究表明晶粒邊界奧氏體的一側與鐵素體滿足K-S取向，另一側與鐵素體呈隨機取向，而大部分魏氏奧氏體與鐵素體符合K-S取向。此外，晶粒內奧氏體與鐵素體的取向關系與晶粒內奧氏體的尺寸有關。

Monlevade等也報道了晶粒邊界奧氏體至少與相鄰鐵素體的一側滿足K-S或N-W取向。Zhang等研究表明高溫熱影響區和焊縫金屬中不同類型的奧氏體與相鄰鐵素體的取向關系具有明顯的差異。Zou等指出隨著Ar保護氣中O2含量增加，焊縫中滿足K-S取向的晶粒內奧氏體也隨之增加。Karlsson等提出焊縫中不滿足K-S取向的隨機相間邊界含量與熱輸入有關，隨著熱輸入減小，隨機相間邊界的含量也隨之增加。

1.4 鐵素體和奧氏體晶粒邊界特征
       材料的晶粒邊界行為與晶粒邊界的晶體學結構特征緊密相關。與高能的晶粒邊界相比，低能的晶粒邊界具有更好的耐晶間退化性能。特殊晶粒邊界通常被定義為Σ≤29的重合位置點陣(Coincidence site lattice，簡稱CSL)邊界，這些邊界具有良好的耐腐蝕、開裂、滑移、偏析等特性。隨機晶粒邊界是指Σ>29的CSL邊界和不滿足CSL的大角度晶粒邊界。Michiuchi等采用優化的熱加工工藝(3%預應變+967℃固溶處理72 h)在316奧氏體不銹鋼中引入了大量的CSL邊界(86%)，顯著地提高了材料的耐晶間腐蝕性能。Shimada等采用預應變和固溶處理的方法在304奧氏體不銹鋼中引入了大量且均勻分布的CSL邊界，破壞了晶粒邊界的連續性，最終提高了耐晶間腐蝕性能。Lehockey等基于耐開裂的低Σ-CSL邊界提出了預測晶間應力腐蝕開裂的模型。Eghlimi等報道了熱軋態雙相不銹鋼中的奧氏體晶粒主要由小角度晶界和大角度晶界組成，而鐵素體晶粒主要由小角度晶界組成。CSL邊界主要分布于奧氏體晶粒之間，且主要為Σ3孿晶界，而鐵素體的CSL邊界含量較少。焊縫中鐵素體晶粒和奧氏體晶粒主要由小角度邊界組成，且含有極低含量的CSL邊界。Zhang等也指出特殊晶粒邊界主要分布于奧氏體晶粒之間，而鐵素體晶粒主要由隨機晶粒邊界構成。無論母材、熱影響區還是焊縫，奧氏體的特殊晶粒邊界主要由Σ3孿晶界組成。此外，母材和低溫熱影響區中特殊晶粒邊界的相對含量明顯高于高溫熱影響區和焊縫金屬。

1.5 二次相
       在熔煉、焊接過程中，雙相不銹鋼會析出金屬間化合物($、%等)、氮化物(Cr2N和Cr N)以及碳化物(M23C6和M7C3)等二次相，這些組織變化會嚴重惡化其韌性和耐局部腐蝕性能。另外，在多層多道焊接過程中，過度鐵素體化的亞穩態組織被再次加熱后會析出貧Cr和Mo元素的γ2，同樣會降低焊接接頭的耐局部腐蝕性能 。由于現代雙相不銹鋼的含碳量已經成功控制在較低的水平(<0.03%)，焊接接頭中碳化物析出基本被抑制，由碳化物析出引發的雙相不銹鋼性能惡化已不再是關注焦點。此外，通過優化焊接工藝和選用匹配的焊材，焊接過程中σ和%相的析出也基本被抑制。

Cr2N和γ2是現代雙相不銹鋼焊接過程中極易析出的兩種二次相，會嚴重惡化焊接接頭的耐局部腐蝕性能。Ramirez等采用熱模擬技術從晶體結構和邊界特征的角度研究了Cr2N的析出行為，指出Cr2N傾向于在滿足特定取向關系的γ/δ或δ/δ半共格界面處析出。Liang等指出Cr2N優先在γ/δ相間邊界處析出。Zhang等研究表明實際焊接過程中析出的氮化物為六方結構的Cr2N，主要分布于鐵素體晶粒內、鐵素體晶粒邊界以及δ/γ2相間邊界。Cr2N析出致使相鄰鐵素體形成貧Cr區，進而引發局部腐蝕。但最近Erazmus-Vignal等提出了新見解，他們認為Cr2N析出不會導致貧Cr區形成，局部腐蝕的產生是由Cr2N溶解形成縫隙并進一步加速腐蝕而導致的。因此，Cr2N析出行為及其對點蝕的影響機理仍然存在較大爭議，有待進一步研究。

      此外，目前業界對γ2的析出機制也尚不明確。Liu等提出γ2的析出機制與溫度有關，高溫下γ2析出服從位移機制，而在較低的溫度下以擴散機制為主。Garzón等研究了熱循環對UNS S32304雙相不銹鋼中γ2的析出動力學和化學成分的影響，在1 050℃再加熱時γ2含量達到最大值，并且γ2的元素分布與再加熱溫度有關。當再加熱溫度高于1 110℃時，γ2外層富Cr和N元素而心部貧Cr和N元素，但再加熱溫度低于1 000℃時，γ2內的元素分布比較均勻。Nilsson等研究表明，γ2的Cr、Mo和N含量低于一次奧氏體，因此更容易產生點蝕。此外，γ2與鐵素體滿足K-S取向關系，相鄰的γ2呈現孿晶特征。γ2的形成還與其他二次相的析出行為緊密相關。Ramirez等、Nowacki等、Badji等、Zhang等 、Lee等 和Yang等認為鐵素體通過共析轉變可分解為γ2和Cr2N、M23C6、σ或χ相。Zhang等從微區成分偏析的角度出發，闡述了γ2與Cr2N的協助析出行為。Cr2N的析出消耗了周圍鐵素體中的Cr原子，并致使Ni原子在Cr2N與鐵素體邊界處富集，從而為γ2析出創造成分條件，同時Cr2N能充當γ2的異質形核基質。另外，γ2在向鐵素體生長過程中消耗了鐵素體中的Ni原子，并促使Cr原子在鐵素體與γ2邊界處富集，這種成分偏析促使Cr2N在鐵素體與γ2邊界處再次析出。Ramirez等研究發現固溶處理可促使成分均勻化而消除γ2。向紅亮等同樣指出當固溶溫度由1 000℃升至1 050℃時，NSSC 2120雙相不銹鋼中長條、針狀的γ2轉變為鐵素體，從而提高了其抗拉強度和耐蝕性。