双相不锈钢2101在焊接时不可避免地要经历高温循环，对焊接接头处理不当很容易生成沉淀相析出，并使相比例失衡。因此需须通过合适的焊后热处理防止焊接接头性能大幅下降。

对DSS 2101的普通对焊接头（V型坡口，坡口角度60°，钝边4mm;焊条材料为国标牌号的E2209-16,其铁素体含量为38-45%），经1050 °C固溶处理30min后的形貌如图10所示。其中白亮的为铁素体相，深色区域为奥氏体相。就图（a）中的基材而言，铁素体相呈带状均匀分布在奥氏体相中；而固溶后的焊接接头晶粒则更为细小。经铁素体分析仪得出的焊接接头处铁素体含量为46.5%.

　　图 10 1050 °C固溶处理30min后母材、热影响区和焊缝显微组织：

　　（a） 母材；（b） 热影响区；（c） 焊缝

　　对DSS 2101平板多层多道对焊（V型坡口，坡口角度60°，钝边5mm,根部间隙为2mm;以等离子弧焊打底，用手工电弧焊填充和盖面，具体的焊接参数如表2所示。

　　表 2 2101焊接工艺参数

　　表 3 不同时效处理30min后DSS 2101焊接接头冲击功

图 11 DSS 2101焊接接头在不同敏化温度处理后的冲击吸收功变化曲线

对焊后的焊板（先做1050 °C -30 min的固溶处理，再切割不同区域进行敏化处理）的焊接接头加以研究，可以发现在不同温度下敏化处理后进行Charpy冲击试验，焊缝和热影响区的冲击吸收功均在700 °C时显著下降，其具体实验结果如表3和图11所示。比较表中的数据可以发现，固溶处理后的接头具有很高的冲击吸收功，焊缝和热影响区的冲击吸收功都大于100 J;随着时效温度的升高，焊缝和热影响区的冲击吸收功变化趋势一致，先是急剧下降，并在700 °C附近达到最低值，而后又随着温度的上升而恢复了冲击韧性；当900°C时焊接接头时的冲击吸收功与500 °C时相仿。整个变化曲线在500-900 °C温度区间内以700 °C为轴呈对称态势，而在虚线标出的635-700 °C的温度区间，焊缝严重脆化而不能满足实际生产制造中的要求，需特别注意。

　　应用pH=1.3、质量百分比约为6%的酸性FeCl3溶液对上述条件敏化过后的焊接接头进行耐蚀性能的测试，在室温下浸泡24 h后的失重数值如表4所示。与焊接接头冲击韧性变化规律类似地，平均腐蚀率也呈现出先上升，到700 °C附近时达到最高值，再随着温度升高而快速下降的变化趋势，且700 °C时的腐蚀率明显高于其他敏化温度下的值。浸泡实验后的形貌如图12所示。从图中可以看出，固溶态样品耐蚀性能良好，几乎没有蚀孔；600 °C敏化后蚀坑开始增多，且稳态蚀坑的尺寸逐渐增大；700 °C敏化后，样品表面弥散分布着大量的腐蚀坑，有些蚀孔在稳态扩展的过程中甚至连接到一起；800 °C时细小蚀孔基本不出现，较大的蚀坑沿晶界分布较多，并呈断续线状分布；最终在900 °C敏化后蚀坑数量又进一步减少，只存在着一些微米尺寸量级的小蚀坑。以上试样的形貌特点进一步证实了DSS 2101焊接接头在700 °C敏化后的耐蚀性能下降最多。

　　表 4 FeCl3溶液浸泡2101焊接接头的平均腐蚀率

　　图 12 DSS 2101焊接接头经FeCl3溶液浸泡测试后的形貌：

　　（a） 固溶态；（b） 500 °C -30 min;（c） 600 °C -30 min;（d） 700 °C -30 min;

　　（e） 800 °C -30 min;（f） 900 °C -30 min

针对于700 °C这一敏感温度做进一步探究，首先从铁素体含量的变化入手，其结果如表5所示。整体而言，焊缝区相比于热影响区而言，对该温度下恒温时效处理更为敏感，表现为在30 min以内敏化过程中铁素体含量下降更为剧烈。其次对DSS 2101焊缝组织在该温度下敏化不同时长的形貌进行观察，其结果如图13所示。从图可以看出，固溶态下，奥氏体呈长条状分布在铁素体中，组织中几乎没有析出产生；敏化10 min后，有极少量析出物呈点状或细条状分布在铁素基体、两相相界或铁素体晶界处；敏化30 min后，条状析出物大量产生且变得粗长，沿相界呈断续的网状结构；最终，敏化60 min的样品内大量的条状沉淀相交汇成网格状并向铁素体内部生长，且在铁素体内部大面积出现细小析出物。综合上述结果及已有研究，认为DSS 2101焊缝在700 °C等温时效的主要析出相为Cr2N和少量Cr23C6,其形成主要是靠合金元素的置换扩散及其在铁素体、奥氏体两相中的重新分配来实现的。

　　表 5 时效时间对焊接接头微观组织的影响

图 13 700°C敏化处理不同时长对DSS 2101焊缝组织微观形貌的影响：

　　（a）母材；（b） 10 min;（c） 30 min;（d） 60 min

室温下测试焊接接头在3.5wt% NaCl溶液中的动电位极化曲线，其结果如图14和图15所示。由图可知，固溶态的接头组织有明显的钝化区，对应的腐蚀电流为5×10-6A,钝化电位区间为-100~95 mV,证明钝化膜在这个范围内较为完整。随着外加电位的提高，钝化区腐蚀电流密度开始波动，当腐烛电位超过100 mV后电流迅速上升。固溶态下只有从自腐蚀电位可以比较出热影响区的耐蚀性应优于焊缝区，而针对敏化样品而言，接头的耐蚀能力随着时效时间的延长明显下降。敏化10 min后接头仍有一定的钝化保护，其钝化区的腐蚀电流密度与固溶态相当；而当敏化时长超过30 min后，接头试样的钝化电流密度急剧上升。这可能与沉淀相的大量析出使得材料表面钝化膜完整性遭到破坏所致。由于无法形成有效的钝化区，腐蚀电流明显高于固溶态，且时效时间越长，腐蚀倾向越大。

　　图 14 1050 °C固溶处理30 min的DSS 2101样品焊缝和HAZ区的极化曲线

　　图 15 700 °C时效处理不同时长的DSS 2101样品焊缝和HAZ区的极化曲线：

　　（a） 焊缝；（b） HAZ