对于双相不锈钢管中的马氏体，不同的回火温度对其内部亚结构有不同的影响，主要表现在析出碳化物的尺寸和分布上。对于双相不锈钢管中的铁素体晶粒，淬火过程中由于马氏体交叉引起的体积膨胀导致铁素体大量位错，回火过程中位错也发生变化。

图3.2为实验用双相不锈钢管在不同回火温度下的金相照片和扫描显微组织。A、B和C中所示的回火温度分别为400、300和200。在金相照片中，铁素体为白色，马氏体为黑色。与三种回火温度下实验钢管的金相组织相比，双相不锈钢管中的马氏体体积分数达到50%左右，因为淬火方向增加了更多的马氏体形核点。适用于两相区至室温，同时调质工工作。该工艺对马氏体体积分数影响不大，如图3.2（a）、（c）、（e）所示。然而，当回火温度为400℃时，组织中的白色区域略有增加。这主要是由于回火温度越高，马氏体分解速度越快，使回火后的马氏体组织部分呈现铁素体形态，如图3.2（b）F9F所示，当回火温度为400℃时，双相不锈钢的扫描形态不锈钢管显示，原始马氏体岛区有较大的分解程度，而马氏体没有岛状分布，而是在原始马氏体区有碳化物弥散形态。

对比实验钢管在200～300℃回火温度下的扫描照片，可以看出回火后仍能保持原来的马氏体岛状形态，随着回火温度的升高，马氏体分解程度增加。当然。板条亚结构在200℃的马氏体中仍然可见，碳化物的排列有一定的趋势。碳化物沿马氏体板条的方向排列，而在300℃回火温度下，马氏体中的碳化物呈弥散分布的趋势。可以看出，在回火过程中，马氏体分解，碳化物开始沿马氏体板条分布。随着回火温度的升高，碳化物呈89%的分散分布。

图3.3是不同回火温度下实验用双相不锈钢管微观结构的透射照片。可见，在200℃的回火温度下，马氏体岛开始分解，板条界面不清晰，部分细小碳化物析出，但仍保留着密度较高的位错。如图3.3（b）所示，碳化物以薄片或薄膜的形式出现在板界面，这是由于碳原子在碳化物形成前发生折叠。当回火温度上升到300℃时，如图所示。3.3（c）和（d），原始马氏体岛区出现高密度的细小析出物，呈粒状或薄膜状。在同一取向板内，它们沿原马氏体板的方向排列，趋于整体分散。马氏体中的高密度位错基本消失，这些碳化物的析出物在位错处形核，但在短的保温时间内未观察到粗化现象。

当回火温度为400℃时，很难观察到原始马氏体岛的板条组织。碳化物尺寸明显增大，颗粒碳化物直径增大，出现球化现象，薄膜碳化物长度和直径增大。当马氏体的岛状组织消失，钢中的低碳相A增加时，马氏体和铁素体相A中的碳含量基本相同，马氏体的硬度大大降低，这将大大降低强度，但有利于塑性。

双相 家在拉伸过程中的连续屈服状态与铁素体中大量可移动位错有关。在回火过程中，位错的分布和形态会发生一定程度的变化，这将影响实验钢管的力学性能。在750℃临界退火后直接淬火至室温得到的双相不锈钢管中，由于体积收缩会产生一定的位错，马氏体相变也会在铁素体中引起大量位错。两个位错的纠缠将导致一些细胞或细胞形状的位错。网状结构如图3.4（a）中的箭头所示。铁素体中的大部分可移动位错在400℃回火时消失，而交错位错细胞结构仍存在于铁素体中，如图3.4中的箭头所示。这将使试验钢管在变形初期的错位不易滑动，从而导致试验钢管屈服强度的提高。可移动位错的消失与较高的回火温度有关。当回火温度为200℃时，位错形态如图3.4（c）、（d）中的箭头所示。在铁素体与回火马氏体的相界处仍存在大量的可移动位错。在回火过程中，位错被重新排列成均匀的结构。与高温回火的实验钢管相比，该条件下的实验钢管更容易屈服。回火温度的设置将临界退火温度设置为750°C，以确保铁素体能够完全再结晶并产生尺寸约为2个头的等轴铁素体晶粒。包括回火系统在内的连续退火工艺示意图如图3.1所示。回火温度分别设置为400、300和200度。两相区保温时间为10s，回火时间为20s，两相区升温速率为300c/s，两相区保温后直接淬火至室温，淬火速率为80c/s，回火升温速率为200c/s，空气-回火后冷却至室温。