在双相钢生产过程中，在冷却过程中加入过时效过程，相比直接淬火至室温能够减小淬火应力的产生，但是两相区生成的奥氏体晶粒在不同的等温相变过程中，由于冷速和温度的不同，会导致组织和性能的变化。在双相钢不锈钢管快速退火工艺中的不同过时效制度实验中，临界区产生的奥氏体在等温淬火的过程中的相变机制发生了较大的变化，进而微观组织发生了非常大的变化。在高温区域的相变方式以扩散相变为主，过时效过程中，马氏体发生了朗冒火并有一定的铁素体生成。而随着温度的降低，相变机制转化为切变机制，这与过冷度增加所提供的相变驱动力随之增加有关。而临界区生成的奥氏体，在淬火至300℃的过程中，几乎都以切变的方式相变成为贝氏体，并且产生了一定的长大现象，该过程中没有铁素体的生成。淬火温度为200℃的等温相变，提供了更大的过冷度和相变驱动力，形成了更多的马氏体晶核，所以原奥氏体中的高碳区以切变的形式生成了岛状的马氏体，马氏体呈现板条或孪晶亚结构与其碳含量有直接的关系。而马氏体体积分数的增加也证明了，在该制度下铁素体的生成量非常少，扩散相变几乎不存在。原奥氏体晶粒在400℃过时效条件下，相变形成了一部分铁素体和类似于上贝氏体的组织，在300℃时则全部转化为下贝氏体组织，而在200℃时，原奥氏体晶粒中的贫碳区相变为铁素体组织，而富碳区则相变为细小的马氏体岛。所以，过时效温度降低的过程，是相变方式由扩散向切变转变的过程，200℃的过时效温度更适于双相钢无缝管的生产。

  由于贝氏体的硬度要小于马氏体，所以在以贝氏体为主的工艺中的实验钢管强度低于工艺。而在工艺中，由扩散相变生成的类似粒状贝氏体的第二相组织的硬度也小于马氏体的硬度，并且铁素体的体积分数更高，所以其强度也小于工艺的强度。由于碳化物的存在，使位错的初始滑移受到了一定的阻碍，所以工艺I中的屈服强度较高。工艺中不存在碳化物，屈服强度发生了大幅度的降低，但是由于组织中的铁素体体积分数的下降，导致塑性降低，最终造成了屈服和抗拉强度都较低的结果。而工艺中，马氏体体积分数增加使强度提高，同时诱发了更多的可动位错，使屈服强度降低，两者相互作用，最终屈服强度较工艺I没有发生改变。坚韧的马氏体岛提供了更高的加工硬化性能，延缓了实验钢管颈缩发生的时间，使工艺条件下的延伸率略有提高。

  扩口性能与双相不锈钢管延伸率具有相关性，实验钢管的塑性在不同的变形条件下变化规律相似，这与微观组织密切相关。双相钢的高加工硬化率使其在变形过程中具有良好的塑性，而这取决于其铁素体和马氏体双相组织的特性。铁素体中具有高密度的分布不均匀的位错，这为间隙原子扩散提供了一些特殊的“环境”和“条件”，而强韧的马氏体可以提高双相钢的强度。

 浙江宏盛特钢有限公司以研究微合金化低碳钢在加热和冷却过程中的相变行为为基础，在以中频感应加热为核心的快速连续退火实验机上，进行了双相钢无缝管生产工艺的开发，获得了具有高强度的双相钢不锈管，得到实验结论如下：

   1.  快速加热条件下，双相不锈钢管的相交点升高，两相区上移。通过300℃的快速加热可以有效的抑制形变铁素体的回复，加热温度在700℃以上时，回复和再结晶几乎同时完成，达到细化晶粒的目的。

  2. 双相不锈钢管中的马氏体体积分数随临界区退火温度的升高而增加，在退火温度为750℃时，马氏体相的晶粒尺寸和分布都达到了充分均匀化，并且在此温度下的铁素体晶粒完成了充分的退火，力学性能最佳。

 3. 双相不锈钢管过时效温度由高温到低温的变化过程中，奥氏体相变的机制由扩散为主转变为切变为主，随着温度的降低，相变最终组织由贝氏体变为马氏体，马氏体体积分数随温度的降低而略有增加，最佳力学性能出现在过时效温度为200℃时。

    浙江宏盛特钢有限公司在上述研究中的双相不锈钢管在达到1000MPa以上强度的同时，延伸率也受到了影响，均在15%以下，对塑性要求较高的成形过程来说，性能有一定的局限性。通过优化工艺窗口，使双相不锈钢管具有良好的强度和塑性的匹配的综合性能，将在下一章中进行详细的研究。