不锈钢（SS）常按其微观组织分为五类：奥氏体、铁素体、马氏体、双相（铁素体-奥氏体）及沉淀硬化型。其中较常见的奥氏体不锈钢（ASS）、铁素体不锈钢（FSS）及马氏体不锈钢（MSS）均发现于20世纪初第一个十年。

最早的Fe-Cr-Ni体系相图于20世纪30年代初获得（见图1a），表明在900°C以上存在（铁素体+奥氏体）两相区。Bain与Griffith首次记录了Fe-Cr-Ni体系中一种脆性富铬相——即B相的存在。

图1a标示了该早期脆性B相的稳定性，现被界定为富铬金属间化合物四方σ相，通常存在于Fe-Cr-Ni相图中温度低于900°C的（铁素体+σ相）、（奥氏体+σ相）两相区及（铁素体+奥氏体+σ相）三相区。Fe-Cr-Ni体系中稳定的富铬α'相最早于20世纪50年代被观察到，其形成直接源于Fe-Cr体系在约550°C温度下存在的混溶间隙。

从20世纪30年代至60年代，陆续开发并生产了多种成分的双相不锈钢（DSS）。其中大部分DSS兼具优异的耐腐蚀性与高强度，但延展性与断裂韧性相对较低。

至20世纪60年代末，冶金学家已总结出优化DSS延展性与断裂韧性的两条重要经验：一是奥氏体与铁素体两相的理想比例约为50:50；二是存在一个对残余杂质与夹杂物最大含量施加更为严格的上限要求。

随着精炼工艺在工业上的应用，自20世纪70年代起，便能大规模生产夹杂物含量更低、碳、硫、氧及其他残余元素含量更低、且氮含量控制更精确的双相不锈钢部件。

如今，双相不锈钢展现出极为优异的力学性能与耐腐蚀性能组合（见图2a和b），但其制品在服役过程中仍可能遭遇多种失效形式。其中大多数失效均与双相不锈钢特有的相变行为、相稳定性及微观组织特征相关，这正是本文的研究范畴。

自20世纪70年代以来，双相不锈钢持续发展，已生产出大量具有复杂化学成分的商用合金（见表1），其中含有大量合金元素，如铬、镍、钼、氮、锰、钨和铜。

部分新型双相不锈钢合金化程度极高，因而被称为超级双相不锈钢（SDDD），以向用户传达其卓越性能，尤其是在耐点蚀方面。目前已有数十种商用双相不锈钢的化学成分，可进一步划分为以下三个子类。

该类加工态双相不锈钢（DSS）的价格范围为5.8至7.8美元/千克，屈服强度为460至620 MPa，断裂韧性为71至212 MPa·m¹/²，PREN值为24.5至45.7。

目前最常用的加工态双相不锈钢牌号（UNS S31803，见表1）在退火状态下于20°C表现出非常优异的力学性能组合：强度、延展性与韧性俱佳（屈服强度高于450 MPa，延伸率高于25%，夏比V型缺口吸收功达300 J）

在这些铸锭凝固过程中，会形成完全铁素体的微观组织（液相→液相+铁素体），而奥氏体相（定义为二次奥氏体）则通过固态相变（铁素体→铁素体+二次奥氏体）形成，见图1a。

二次奥氏体相的形核与长大发生在1250至600°C之间，其过程涉及部分铁素体相的分解（见图1a），其动力学行为在TTT图中表现为典型的C形曲线。

在1200至1050 °C温度区间对双相不锈钢进行热加工，可促进形成铁素体与奥氏体相比例明确的双相显微组织（见图1a）。

热加工后，需进行固溶退火热处理（温度范围为1000至1100 °C），以维持铁素体与奥氏体相的适当比例及形貌，从而获得所需的力学性能与耐腐蚀性能。

锻轧双相不锈钢通常以固溶退火态供货，其显微组织为双相结构，其中奥氏体相体积分数介于40%至60%之间。该显微组织呈现铁素体与奥氏体交替层片状形貌（见图3a和图3b，图中显示了铁素体/奥氏体相界面，但未显示铁素体晶界和奥氏体晶界）。

图3c展示了相应晶粒界面，从而有效评估轧制双相不锈钢中铁素体与奥氏体相的形态及晶粒尺寸。由于铁素体/奥氏体界面能低于铁素体及奥氏体各自的晶界能，热力学平衡促使形成典型的层状双相微观组织。

低碳双相不锈钢铸件的典型性能参数包括：价格介于7.59至11.1美元/千克之间，屈服强度为365至655 MPa，断裂韧性为51至150 MPa·m¹/²，耐点蚀当量（PREN）为30至40。

铁素体与奥氏体双相不锈钢铸件中有害相的形成取决于其凝固路径及冷却过程中铁素体在固态下的分解反应。一种表征低碳不锈钢（LCSS）凝固路径的方法是绘制Creq与Nieq的双变量图，该图可指示不锈钢凝固过程中最先形成的相（见图4a）。根据Creq与Nieq比值的不同，不锈钢存在四种基本凝固路径（见图4b）。

低碳双相不锈钢铸件通常呈现铁素体凝固模式，且不形成一次碳化物。然而，为提高耐点蚀当量（PREN）并稳定奥氏体而添加氮元素，可能改变其凝固路径。

在此意义上，Fe–25Cr–7Ni–1.5Mo–3W–xN双相不锈钢的凝固路径由铁素体模式（见图5a）转变为铁素体-奥氏体模式（见图5b）。这一转变源于氮添加量增加导致Creq/Nieq比值由1.95降至1.6（见图4a与4b）。

在此情况下，1.5Mo–3W–0.37N低碳双相不锈钢铸件（见图5b）的凝固始于一次铁素体枝晶的形成，随后在枝晶间发生奥氏体相的凝固。冷却过程中，奥氏体相向枝晶中心生长，残留少量枝晶内铁素体。

低碳双相不锈钢铸件的铸态微观组织需进行均匀化热处理，以溶解可能存在的有害相，并获得设计所要求的铁素体与奥氏体相比例（见图5c与5d）。该均匀化热处理可略微降低置换型溶质元素的偏析梯度，并调控最终微观组织中铁素体与奥氏体相的形态及比例。

此外，该热处理还可促进σ相、α′相及二次富铬碳化物相的溶解，这些相的析出程度取决于铸件的冷却速率（受铸型类型、浇注温度、铸造工艺及构件几何形状控制）。

例如，低碳双相不锈钢铸件可用于压水堆（PWR）核电站冷却系统主回路大型部件（如管道、弯头）的制造。在此特定应用中，可选用含20%铁素体的Y4331双相不锈钢铸件。经长期在290至320 °C温度区间长时间（超过10⁴小时）暴露后，此类低碳双相不锈钢铸件易因铁素体发生相分离而产生力学脆化，表现为富铬铁素体（α′相）与贫铬铁素体区域的形成（即475 °C脆化），见图6a与6b。

高碳双相不锈钢凝固过程中首先形成的相同样是铁素体（液相 → 液相 + 铁素体），其中铁素体稳定化元素为Cr、Mo、W和Si。凝固过程中，残余液相富集奥氏体稳定化元素（C、N、Ni、Mn和Cu），从而促进剩余液相中奥氏体相与富铬一次M23C6碳化物（M = Cr、Fe和Mo）的形成（液相 → 奥氏体 + M23C6），具体取决于双相不锈钢的化学成分。

高碳双相不锈钢铸件的凝固模式通常为铁素体-奥氏体+ M23C6模式（见图7a）。最终铸态微观组织由奥氏体、铁素体以及一次和二次富铬碳化物相组成（参见表1与图7b中的W. Nr. 1.4464型双相不锈钢）

铸态微观组织由一次铁素体相构成，其周围分布着共晶碳化物与奥氏体相组成的网络。部分更细小的二次碳化物可能在奥氏体相内部析出，而呈刻面块状的奥氏体相则可能在铁素体相内部先析出。

服役过程中施加机械应力时，一次碳化物可能成为裂纹将优先沿一次碳化物网络扩展（见图7c）。该网络无法通过传统热处理有效改性，因此必须严格控制合金元素成分与铸造工艺，以避免高碳双相不锈钢铸件发生失效。

双相不锈钢铸件（尤其是含更高Cr和Mo含量的超级双相不锈钢）的大尺寸和/或厚截面部件，也可能因在约475 °C温度下形成富铬α′ 相而出现一定程度的脆化。该类双相不锈钢适用于对机械性能、耐腐蚀性和耐磨性要求较高的工况，例如泵用磨损件、船舶制造、阀体等。

图8a为Fe-Cr-Ni-Mo-C体系的示意性伪二元相图，标示了双相不锈钢中稳定相的形成，例如σ相、α′相、一次及二次铬系碳化物以及铬系氮化物相，其形成条件为不同（加工或服役条件）。富钼-铬的χ相为亚稳相，会转变为σ相。这些脆性且稳定的相中铬含量远高于双相不锈钢微观结构中的奥氏体相与铁素体相，导致其周围邻近区域发生铬贫化，从而局部降低微观结构的耐腐蚀性及部件的断裂韧性。

因此，双相不锈钢部件的用户与制造商应充分意识到：加工（焊接与铸造）及服役过程中的热暴露，可能严重损害其力学性能、耐腐蚀性能、冲击性能及部件服役寿命。

图8b展示了一幅示意性的TTT图，标出了双相不锈钢中多种第二相（如σ相、χ相、MC及CrN相）在950至570 °C温度区间内析出的温度范围与动力学行为。

例如，σ相可通过铁素体相的共析分解（铁素体→σ相+三次奥氏体）形成，其形成速率峰值出现在800至850 °C之间。然而，σ相从铁素体相中形核与长大十分常见，目前对其形成机理尚无统一共识。

σ相的形成可在不到一小时内消耗大部分铁素体相（参见图9与图10），从而急剧降低双相不锈钢的断裂韧性（参见图11）与耐腐蚀性。

σ相析出无疑是对锻造双相不锈钢力学性能最具危害性的因素[。σ相对双相不锈钢耐腐蚀性造成的有害影响已通过多种试验予以评估，包括全面腐蚀（参见图12a）、点蚀电位、缝隙腐蚀、晶间腐蚀及应力腐蚀试验

表2对比了SAF 2205双相不锈钢与AISI 316L奥氏体不锈钢（ASS）及AISI 446铁素体不锈钢（FSS）的主要性能，后两者化学成分分别与锻造双相不锈钢中铁素体相和奥氏体相相近。

双相不锈钢展现出更优的力学性能、冲击性能及耐腐蚀性能。但其成本、加工工艺及服役温度范围（限定于−60至300 °C之间）存在一定局限性。高强度、高韧性、宽泛的耐腐蚀性及良好焊接性等优异综合性能，使其应用前景广阔。然而，其高强度在成形性与切削加工性方面可能成为劣势，因其高强度常伴随比奥氏体不锈钢更低的延性。此外，双相不锈钢在加工及微观组织控制方面的冶金学更为复杂，因而其零部件制造难度更大，热处理与焊接工艺技术要求也更高。

除其他类型的环境诱发损伤（如全面腐蚀、局部点蚀与缝隙腐蚀、选择性腐蚀）外，双相不锈钢（DSS）还易发生氢脆（HE）和应力腐蚀开裂（SCC）。氢脆可能发生在油气工业等环境中，主要原因在于其中含有HS。在此类环境中，氢通过井下将生产油管与碳钢套管耦合而产生。氢一旦进入双相不锈钢，便会导致其延性和韧性下降，而这种下降程度与所引入氢的浓度密切相关

另一种氢生成途径是阴极保护，例如海水环境中双相不锈钢管道所采用的阴极保护。阴极极化试验已证实阴极保护可导致氢脆。图16展示了典型的在碱性硫化物环境中已观察到双相不锈钢的氢脆现象，该环境具有高氢逸度。

双相不锈钢发生氢脆的主要原因是其双相微观结构中存在体心立方铁素体相。面心立方奥氏体相比铁素体相抗氢脆能力明显更强，但并非完全免疫。因此，双相不锈钢（DSS）和超级双相不锈钢（SDD）均表现出氢脆敏感性，可能导致服役过程中的失效。

在存在外加应力或残余应力及氢的条件下，双相不锈钢（DSS）可能对氢致应力开裂（HISC）——在充氢条件下——以及氢致应力腐蚀开裂（HESCC）——铁素体-奥氏体钢的整体充氢在阴极极化下进行得非常缓慢——敏感。裂纹优先在铁素体相中形核并扩展，因为该相更易发生氢脆，从而在铁素体相中形成穿晶脆性裂纹。

然而，双相组织中的奥氏体相可能通过延性撕裂失效，并作为物理屏障，阻止脆性裂纹在铁素体相中进一步扩展。当双相不锈钢部件在阴极极化条件下使用时，其对HESCC的敏感性显著升高。

3至表6汇总了文献中报道的主要双相不锈钢（DSS）零部件失效分析案例。其中大多数失效发生于焊接接头区域，包括热影响区（HAZ）或熔合区。此外，近50%的失效涉及有害相（通常为σ相）析出。

同时，大量失效由显微组织中铁素体与奥氏体相比例失衡所引发。腐蚀此类失效（见表3）通常始于局部腐蚀机制（如点蚀或选择性腐蚀）的作用。

该腐蚀机制可由有害相（富铬碳化物及σ相）析出以及铁素体相与奥氏体相比例失衡所诱发。在某一案例中，微生物诱导腐蚀（MIC）的发生源于热影响区（HAZ）中富氮奥氏体相的选择性腐蚀（见图17）。

所选DSS构件环境辅助失效案例见表4。其中一例中，热影响区（HAZ）内奥氏体/铁素体界面处析出σ相，促发了应力腐蚀开裂，其扩展路径优先沿奥氏体/铁素体界面及奥氏体相进行（见图18a）。

另一例中，DSS铸件中σ相的析出，促使硫化物应力开裂沿奥氏体/铁素体界面及铁素体相扩展（见图18b）。所选DSS零部件力学脆化失效案例见表5。

所有案例均涉及有害相（通常为热影响区中的σ相）析出，或焊缝金属中铁素体相与奥氏体相比例失衡。其中一例失效起源于焊缝金属的快速凝固与冷却过程，导致熔合区铁素体相含量过高，从而诱发柱状晶间开裂，并最终造成反应堆在水压试验中发生脆性断裂（见图19）。

另有一例中，疲劳裂纹萌生于热影响区（HAZ），系因该区域奥氏体相比例偏高且显微组织中析出σ相所致，进而导致构件发生脆性断裂（见图20a与20b）。

其他类型的DSS零部件失效见表6。例如，某一案例中，疲劳裂纹萌生于DSS铸件的缩松孔隙处，导致疲劳裂纹扩展形貌异常，主要呈现脆性特征（据作者所述，对应于铁素体晶粒）；其余区域则被作者识别为疲劳条带（可能对应于奥氏体晶粒）（见图21a）。该断口形貌解释与DSS钢中典型的疲劳条带（见图21b）不符，提示可能存在腐蚀-疲劳作用（见图21c）

1、DSS兼具高强度、高韧性、宽泛的耐腐蚀性及良好的可焊性，为其应用拓展提供了良好前景。

2、 与奥氏体不锈钢（ASS）和铁素体不锈钢（FSS）相比，DSS具有更优的力学性能、冲击性能及耐腐蚀性能。然而，其成本、加工难度及服役温度范围（限定在-50°C至300°C之间）等方面仍存在若干关键限制。

3、DSS在加工与显微组织控制方面的冶金学比奥氏体不锈钢（ASS）和铁素体不锈钢（FSS）更为复杂，因此DSS零部件更难制造，其热处理与焊接在技术上也更具挑战性。

4、DSS产品在服役过程中可能发生多种类型失效，其中大多数失效均与DSS特有的相变行为、相稳定性及显微组织特征密切相关。

5、除一般腐蚀、局部点蚀与缝隙腐蚀、选择性腐蚀等环境诱发损伤外，双相不锈钢（DSS）亦易发生氢致开裂（HE）和应力腐蚀开裂（SCC）。

6、所选DSS零部件失效案例表明，约50%的失效涉及有害相（通常为σ相）的析出；另有相当数量的失效则由显微组织中铁素体相与奥氏体相比例失衡所引发。

7、 双相不锈钢（DSS）零部件的用户与制造商应充分认识到：加工过程（焊接与铸造）及服役过程中所经历的热暴露，可能显著危害DSS构件的力学性能、耐腐蚀性能、冲击性能及服役寿命。