雙相不銹鋼的焊縫金屬為鑄態(tài)組織，一次凝固相為單相鐵素體。高溫下鐵素體相中元素的高擴(kuò)散速率使其快速均勻化，易于消除凝固偏析。焊縫金屬?gòu)娜埸c(diǎn)冷卻至室溫，其高溫區(qū)的轉(zhuǎn)變與HAZ一樣，部分α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟?，兩相的平衡?shù)量和α／γ的大小對(duì)焊縫的抗裂紋能力、焊縫的力學(xué)性能和耐蝕性都有重要影響。表9.45列出了幾種雙相不銹鋼自熔焊時(shí)焊縫金屬的P、B值和奧氏體含量，可以看出，B值越大，奧氏體含量越小。

  在焊接線能量低時(shí)，焊縫金屬除間隙原子氮集中在γ相中外，其他幾種元素在α相和y相中的含量比值均接近于1。但在焊接線能量高時(shí)，由于鉻、鉬、鎳等元素有足夠的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，兩相中的合金元素含量有著明顯的差別。這表明隨焊接線能量的不同，兩相的成分和耐蝕性也相對(duì)變化，一般含氮的γ相的耐腐蝕性略高。

  焊接線能量還影響焊縫金屬中兩相的比例。焊接采用高線能量時(shí)，凝固組織中α相容易長(zhǎng)大，但其低的冷卻速率卻可以促使較多γ相的生成。采用低線能量焊接，其高的冷卻速率使γ相的生成量減少。

  雙相不銹鋼焊接時(shí)，可能發(fā)生三種類型的析出：鉻的氮化物Cr₂N、CrN的析出；二次奧氏體γ₂相的析出；金屬間化合物。相的析出。

  當(dāng)焊縫金屬中α相含量過(guò)高或?yàn)榧冭F素體時(shí)，很容易有氮化物的析出，尤其在靠近焊縫表面的部位，由于氮的損失，α相含量增加，氮化物更容易析出，有損焊縫金屬的耐蝕性。焊縫金屬若是健全的兩相組織，氮化物的析出量很少。因此，在填充金屬中提高鎳、氮元素的含量是增加焊縫金屬y相含量的有效方法。另外，在對(duì)厚壁件進(jìn)行焊接時(shí)，應(yīng)避免采用過(guò)低的線能量，以防純鐵素體晶粒區(qū)的生成而引起氮化物的析出。

  在氮含量高的超級(jí)雙相不銹鋼多層焊接時(shí)會(huì)出現(xiàn)γ₂相的析出，特別在先采用低的線能量，后續(xù)焊道又采用高的線能量時(shí)，部分α相會(huì)轉(zhuǎn)變成細(xì)小分散的γ₂相。這種γ₂相形成的溫度較低，約在800℃，其成分與一次奧氏體不同，其中的鉻、鉬、氮含量都低于一次奧氏體，尤其氮含量低很多。這種γ₂相和氮化物一樣會(huì)降低焊縫的耐腐蝕性。為抑制γ₂相的析出，可通過(guò)增加填充金屬的γ相含量控制焊縫金屬的α相含量，同時(shí)需注意線能量的控制，使其在第一焊道后即可得到最大的γ相轉(zhuǎn)變量和相對(duì)平衡的元素分配。

  焊接時(shí)采用較高的線能量和較低的冷卻速率有利于γ相的轉(zhuǎn)變，減少焊縫的α相含量，一般不常發(fā)現(xiàn)有。相的析出。但是線能量過(guò)高和冷卻速率過(guò)慢則有可能帶來(lái)金屬間化合物的析出。一般線能量范圍控制在0.5～2.0kJ／mm，γ相含量范圍控制在60％～70％。

 目前，雙相不銹鋼焊接時(shí)采用的填充材料一般都是在提高鎳（2％～4％）的基礎(chǔ)上，再加入與母材含量相當(dāng)?shù)牡?，控制焊縫金屬的y相含量為60％～70％。為防止焊縫表面區(qū)域因擴(kuò)散而損失氮，常在氬氣保護(hù)氣體中加入2％N。