图7为SDSS 2507母材与900 °C时效不同时间的微观组织SEM形貌图，从图7a中可以看出母材由交错排列的颜色较深的铁素体相与颜色相对较浅的奥氏体两相构成，没有任何析出相。然而，900 °C时效10 min后，就可以清晰地观察四相构成的微观组织，包括α，γ，σ，γ。按照颜色深浅，最亮的为χ相，较亮的为σ相，较暗的为α，最暗的腐刻最深的为γ，σ相和χ相在铁素体和奥氏体相界处析出，且σ相和χ相共存析出（图7b）。相比σ相的析出，χ相的析出动力学更快，所以在10 min就看到较多的χ相相析出。α→σ+γ2随着敏化时间增加，铁素体的含量越来越少，σ相越来越多。经过4h敏化处理后，铁素体相几乎完全分解，χ相也消失了，微观组织由σ相和γ相两相构成，χ相消失是由于转变为σ相缘故（图7b）。当敏化时间继续增加到10 h和24 h,也只有σ相和γ相，可能存在Cr2N析出，由于晶粒太小在SEM的背散射图观察不到（图7g和图7h）。这里需要说明的是尽管有存在二次奥氏体相γ2（铁素体相分解而成）析出，然而在实际的SEM背散射图像中并未能区分开来，与原始奥氏体相混在一起。

　　图 7 双相不锈钢2507母材及900 °C时效不同时间试样的微观组织形貌a.母材； b. 10min; c. 30min; d.1h; e.2h; f.4h; g.10h; h.24h.

在中温过程（400-1000 °C）之间，铁素体相发生等温共析分解，形成富Cr的一相，如σ、γ、Cr2N等与贫Cr的二次奥氏体相γ2.以 σ相的析出为例说明等温共析反应过程。σ相的析出分形核与长大两个过程，由热力学驱动力与元素扩散控制。σ相富替代元素Cr、Mo,由于铁素体相元素的扩散速率快较奥氏体快及Cr、Mo含量较奥氏体高，所以σ相在铁素体晶界及铁素体与奥氏体相界处成核析出。在σ相析出的继续，铁素体形成元素Cr和Mo从铁素体相扩散到σ相，铁素体本身由于缺乏铁素体稳定元素而转变奥氏体相，这种奥氏体相由于Cr和Mo的含量原始奥氏体相低，Ni和Mn的含量较原始奥氏体相高，称为二次奥氏体相γ2.

由于二次奥氏体相Cr含量较低，且分布在铁素体相与奥氏体相界的位置，类似于奥氏体相由于Cr23C6在晶界处析出形成贫铬区，成为腐蚀优先发生的区域，存在晶间腐蚀敏感性或点蚀优先萌生与发展的位置。然而与奥氏体不锈钢Cr23C6析出形成的贫铬区不同是二次奥氏体相的Cr含量较高，并未低于12%,耐蚀性较奥氏体不锈钢的贫铬区强，因此奥氏体不锈钢晶间腐蚀电化学快速评价方法双环电化学再活化法DLEPR的测试条件，并不适用双相不锈钢σ相析出形成的贫铬区带来的晶间腐蚀敏感性评价，需要经过建立适用于双相不锈钢的晶间腐蚀敏感性评价方法。

　　图 8 使用优化条件测试2507在900 °C敏化不同时间后DLEPR曲线（2.0 M H2SO4+1.5 M HCl, 扫描速率1.5 mV/s,温度为30 °C）

应用优化的2507晶间腐蚀敏感性DLEPR条件评价900oC敏化不同时间的2507晶间腐蚀敏感性如图8,Ra随着敏化时间的关系如图9所示。随着敏化时间增加，晶间腐蚀敏感度Ra值逐渐增加，当时效时间为4h,Ra值达到最大值17%.继续增加敏化时间增加到10h,Ra下降为15%,当敏化时间达到实验最大敏化时间24h,晶间腐蚀敏感性Ra稍有增加到15.5%.DLEPR测试后典型的形貌图如图 3-73所示。从图中可以看出母材不存在晶间腐蚀，经过10min敏化处理后由于少量的σ，χ， DLEPR测试后在晶界与相界处存在轻度的晶间腐蚀，对应的Ra为2%.随敏化时间的增加，越来越多的铁素体相转变为σ相与二次奥氏体相（图10）。在4h时，铁素体相全部分解为σ相与二次奥氏体相，二次奥氏体相含量达到最大值，晶间腐蚀敏感性Ra达到最大值17%,腐蚀后的形貌可以清晰看出在相界处腐蚀非常严重，蚀沟更深更宽。当敏化时间继续增加，由于铁素体相已100%分解，不存在更多的二次奥氏体相析出γ2,晶间腐蚀敏感性应该保持不变，然而由于临近原始奥氏体γ中Cr元素扩散到γ2内，部分修复了晶间腐蚀抗力，Ra值略有下降至15%左右，腐蚀程度稍有缓解。

　　图 9 2507 晶间腐蚀敏感性Ra随时效时间的关系

　　图 10 SDSS 2507敏化试样DLEPR测试后典型形貌图 （a）母材， （b）900 °C-30 min, （c） 900 °C-4 h, （d） 900 °C-24 h