在过去的25年中，最常见的双相不锈钢是称之为2205的合金，文献资料中几乎均是利用S31803的成分范围来描述这种合金的。但是S31803双相不锈钢氮含量最低为0.08%，实践证明，要在焊后条件下使热影响区和熔化区保持良好性能，这种水平的氮含量太低。在意识到这一问题后，ASTM自2000年始，利用S32205来定义2205。表中所示为S31803不锈钢和S32205不锈钢的成分范围。值得注意的是，与S31803相比，S32205不锈钢除了增加最低氮含量外，最低铬和钼含量也有所增加，已充分说明了氮对控制焊接过程中铁素体/奥氏体相平衡的重要性。

  图中所示为与S31803不锈钢成分符合，但与S32205不锈钢成分不符合的锻钢的显微组织和其铁素体相与奥氏体相之间的合金元素分布。对S32205不锈钢来说，0.12%的氮含量太低。在图中铁素体为较暗的灰色，而奥氏体几乎为白色。从图可看出，在铁素体相内，富含铬和钼，在奥氏体相内富含镍和氮。特别是铬在铁素体内的含量约为25%，在奥氏体内仅为20%，钼在铁素体内的含量约为3.5%，在奥氏体内钼含量仅为2.5%，同时，镍在奥氏体内的含量为7.5%，在铁素体内约为5%，氮在奥氏体内的含量约为0.3%，而在铁素体内为零。相的分布基本平衡。由于钢是热轧产品，组织呈条带状。

  图中所示为S31803不锈钢的自熔GTA焊缝的熔化区的显微组织和合金元素分布，该材料与图中内的材料相同。奥氏体在铁素体晶粒内分布不多，主要位于原铁素体晶界的薄层处。很难在铁素体和奥氏体之间分出铬、镍和钼的分布。人们很难在类似图中看出合金元素分布的图型。但是，氮的分布表明，铁素体晶界周围奥氏体片条内的氮的浓度要高于铁素体晶粒内的氮浓度。这可能是由于这些区域内的氮有足够的时间扩散到铁素体晶界上的奥氏体，造成奥氏体片旁边的区域实际上不含氮，见图所示。在铁素体晶粒内部，氮被阻挡，没有机会进入奥氏体，以氮化铬析出，清晰可见。对熔化区来说，大的铁素体晶粒和氮化铬析出物相组合对熔化区的韧性和耐腐蚀性能非常有害。

  实际上，如前所述，熔化区凝固的100%是铁素体。然后，在开始向奥氏体进行转变时，需要进行扩散。由于铬、镍和钼是置换元素，在固态中扩散相对较慢，所以，在正常焊接冷却条件下它们不能在铁素体和奥氏体之间取得平衡分配。但是，氮是间隙元素，其扩散速度比置换元素快100倍左右。结果，它有更多地进入奥氏体的能力，虽然并非如图中所示的成分完全进入。

 在含有0.12%氮的材料中，热影响区的最热部分的行为与焊缝金属相似。特别是它是由100%铁素体构成，然后在固态中部分转变成奥氏体。所以，它更倾向于形成大型铁素体晶粒和沿原先的铁素体晶界形成的奥氏体条片。虽然通过选用镍含量较高的填充金属来加速奥氏体的形成可对熔化区的成分进行控制，但对热影响区的控制不大。这样一来，为了达到最佳性能，在焊后结构中最好避免使用这种成分。

  图中所示为当2205合金氮含量高，满足了S31803和S32205的成分极限，其GTA熔化区的显微组织和合金元素的分布。由于图中焊缝金属的氮含量较高（氮含量为0.18%，与其相比，图中的氮含量为0.12%），显著地改变了焊后组织。特别是在图中可清楚看出形成的奥氏体多于形成的奥氏体，奥氏体分散穿过整个铁素体晶粒，而不是主要局限于铁素体晶界。与之前相比看不到氮化铬的析出。相反，所有的氮都进入了奥氏体，见图所示。而且在图中明显地在该区域可看出铬和钼的少量的分布，沿原铁素体晶界首先形成的奥氏体中铬和钼的含量要少于原铁素体晶粒。

 由于该试样的氮含量较高，就可能造成在比0.12%氮合金更高的温度开始形成奥氏体，而且，由于在较高的温度开始扩散和转变，钼和铬可能会扩散得更快，扩散的时间会更长。在图中还可看到，整个原铁素体晶粒上形成的奥氏体条片打碎了原来粗大的铁素体晶粒。随着原铁素体晶粒被内部奥氏体条片打成小晶粒，改进了韧性。而且由于没有氮化铬析出，改进了耐腐蚀性能。在热影响区的高温部分也是如此。这样一来，就可得出结论，图中氮含量较高的UNSS32205明显优于图中氮含量较低的UNS S31803。

因此，很明显，S31803不适于作为焊后状态用途的基本金属，应该使用S32205。在双相不锈钢中，S31803不是惟一的不适于用做焊接结构的基本金属。属于S32550成分的合金的情况也是如此。比较了UNSS32550与用于堆焊的UNSS32520的成分，其成分大体上相同，但是，S32520的最低氮含量要比S32550高，所以，很清楚，S32520更适用于焊后状态的用途。另外，也可使用S32550，但是，要把该钢种成分的氮含量控制在上限才行。