眾所周知，異相共存是容易形成微電池并加速腐蝕的，雙相不銹鋼也不例外。但存在許多影響因素，并非在所有情況和介質(zhì)條件下均會(huì)發(fā)生。雙相不銹鋼因含有較高的鉻和一定量的鎳、鉬、銅等元素，在一定溫度下，鋼中固溶的元素在兩相間的分布將達(dá)到相應(yīng)的平衡，而且還與相比例等有關(guān)。雙相不銹鋼的耐蝕性，主要取決于鈍化元素的含量及其在兩相中的分配。如果兩相在一定條件的介質(zhì)中均產(chǎn)生鈍化，便可避免發(fā)生相選擇性腐蝕。一般來說，雙相不銹鋼的耐腐蝕性能，大體同含鉻、鉬量相當(dāng)?shù)母咩t鐵素體型或鉻鎳奧氏體型不銹鋼接近，并受相比例所左右；其耐晶間腐蝕性能優(yōu)于上述單相組織的不銹鋼，具有更好的抗敏化性能；抗應(yīng)力腐蝕性能，在低應(yīng)力條件下比普通18-8類奧氏體不銹鋼優(yōu)良。這是雙相不銹鋼受到重視和廣泛應(yīng)用的重要原因。某些雙相不銹鋼具有良好的耐點(diǎn)腐蝕等性能，這是因?yàn)楹懈叩你t、鉬等元素之故，而非來源于雙相組織的因素。但雙相不銹鋼所具有的良好抗應(yīng)力腐蝕和抗敏化性能，則直接同雙相組織結(jié)構(gòu)的敏感性相關(guān)。其腐蝕機(jī)理簡(jiǎn)述如下：

1. 雙相不銹鋼的晶間腐蝕

  奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼比碳含量相當(dāng)?shù)膴W氏體不銹鋼晶間腐蝕敏感性低的原因，同存在一定數(shù)量的最好是均勻彌散分布的鐵素體相有關(guān)。一般來說，奧氏體形成元素，如碳等多富集于y相中；而鐵素體形成元素，如鉻、鉬等則富集于α相中。當(dāng)敏化加熱時(shí)，富鉻碳化物最易于在兩相界面α相一側(cè)形核，從而大大減少了沿奧氏體晶粒之間界碳化物的析出（不僅形成速度慢且因數(shù)量很少，難以構(gòu)成連續(xù)網(wǎng)狀）。鉻在鐵素體相中不僅因富集含量高，而且擴(kuò)散速度比在奧氏體中快得多，均不易產(chǎn)生貧鉻或有利于迅速補(bǔ)充而消除易遭受腐蝕的貧鉻區(qū)。當(dāng)鐵素體量不大時(shí)，α相以孤島狀被奧氏體晶粒所包圍。即使被腐蝕也因相互未能連接成網(wǎng)絡(luò)不致造成更大的危險(xiǎn)。隨著彌散鐵素體量的增加，晶界總面積提高（相對(duì)降低了晶界碳化物析出濃度）和鐵素體相界及其內(nèi)側(cè)能夠吸收更多的碳化物，當(dāng)達(dá)到一定的極限α相含量以上時(shí)，可以消除晶間腐蝕傾向。因此，控制適宜的兩相比例，防止α相的聚集長大和采取正確的熱處理是十分重要的。過多的鐵素體相，甚至形成連續(xù)網(wǎng)絡(luò)，或轉(zhuǎn)變?yōu)棣蚁嗷騲相（取決于鉬含量）則是十分有害的。在強(qiáng)氧化性介質(zhì)中，會(huì)發(fā)生選擇性晶間腐蝕。

2. 雙相不銹鋼的應(yīng)力腐蝕

  雙相不銹鋼耐應(yīng)力腐蝕性能，隨鐵素體含量的增加而提高。其α和γ相的最佳平衡比例，隨鋼種（成分、熱處理）和介質(zhì)等條件不同而異。一般來說，如廣泛使用的60年代瑞典投產(chǎn)的Sandvik 3RE60（相當(dāng)我國00Cr18Ni5Mo3Si2及其改進(jìn)型）抗應(yīng)力腐蝕不銹鋼，1975年以前資料，最佳a(bǔ)相占60％，1975年后改為50％。國內(nèi)外多數(shù)實(shí)用的耐應(yīng)力腐蝕不銹鋼屬于鐵素體-奧氏體類型。過高的鐵素體含量，會(huì)使高鉻鐵素體不銹鋼固有的缺點(diǎn)更趨明顯化。

  雙相不銹鋼耐氯化物應(yīng)力腐蝕性能與普通18-8奧氏體不銹鋼相比，只有在低應(yīng)力下才顯示出一定的優(yōu)越性。在高應(yīng)力作用下則區(qū)別不大或基本相同。

  對(duì)雙相不銹鋼耐應(yīng)力腐蝕特點(diǎn)可以做出以下解釋：

    a. 雙相不銹鋼具有比普通奧氏體不銹鋼更高的屈服強(qiáng)度；

    b. 第二相的存在對(duì)裂紋擴(kuò)展有機(jī)械阻礙作用。如裂紋起源于奧氏體基體，一旦擴(kuò)展至α相，在低應(yīng)力作用下，鐵素體內(nèi)難以產(chǎn)生滑移，裂紋擴(kuò)展被阻止，而在高應(yīng)力作用下，裂紋容易貫穿鐵素體相，失去阻礙效果；

   c. α相電位相對(duì)于y相較負(fù)，為陽極，對(duì)奧氏體起了電化學(xué)陰極保護(hù)作用等。還有多種解釋，目前尚未統(tǒng)一。