在快速連續(xù)退火條件下，通過回火和緩冷組合的工藝制度，可以有效的提高雙相鋼無縫管的成形性能，但由于提高了兩相區(qū)的退火溫度，使最終組織中出現(xiàn)了貝氏體組織。為避免在雙相鋼無縫管的最終組織中出現(xiàn)貝氏體組織而惡化塑性，需要對(duì)兩相區(qū)中的奧氏體的長(zhǎng)大行為進(jìn)行控制。

 冷拔鋼管的初始組織相較于冷軋鋼板的初始組織，其變形量較小，鐵素體沿拉拔方向被拉長(zhǎng)，而珠光體則基本保持其原始狀態(tài)，片層間距較小，如圖所示。在兩相區(qū)臨界退火過程中的非常短的保溫時(shí)間內(nèi)，奧氏體的長(zhǎng)大主要是受碳元素?cái)U(kuò)散影響的，擴(kuò)散路徑是沿著珠光體．奧氏體交界面，擴(kuò)散距離約等于珠光體的片層間距，并且首先沿著鐵素體的品界長(zhǎng)大。

 浙江至德鋼業(yè)有限公司將雙相不銹鋼管加熱至550℃后空冷，得到了如圖所示的微觀組織，圖中箭頭所指的區(qū)域?yàn)樵楣怏w區(qū)域?？梢?，珠光體發(fā)生了分解，大塊珠光體區(qū)域分解為若干小的滲碳體群，部分珠光體發(fā)生了球化，并且在該溫度下，．鐵索體回復(fù)作用不明顯，不會(huì)影響兩相區(qū)中的鐵素體再結(jié)晶行為。．在該預(yù)加熱處理?xiàng)l件下得到的組織，一方面增加了奧氏體的形核點(diǎn)，達(dá)到細(xì)化奧氏體的目的：另一方面，增加了碳元素的擴(kuò)散距離，一定程度上抑制了奧氏體的過分長(zhǎng)大。

  雙相不銹鋼管經(jīng)過550℃預(yù)加熱處理，后續(xù)的連續(xù)退火工藝與D-III相同，定義其為工藝D-IV。熱處理后的微觀組織如圖所示，可見細(xì)小的馬氏體島均勻分布在鐵素體基體上，體積分?jǐn)?shù)在40%左右。對(duì)比圖可見，在較大的原珠光體區(qū)域，經(jīng)過連續(xù)退火后，生成了許多馬氏體小島，而并非大塊的貝氏體。與工藝D-III相比，經(jīng)過預(yù)加熱處理后的實(shí)驗(yàn)鋼管的組織中消除了大塊貝氏體區(qū)域，并且馬氏體島分布均勻，對(duì)于塑性會(huì)產(chǎn)生積極的影響。而由于兩相區(qū)奧氏體的體積減小，使緩冷過程中的駁向附生鐵素體的形貌與工藝D-III有所區(qū)別，但是其含量相差不大，如圖中箭頭所示，不會(huì)使塑性降低。可見，在不同的初始組織條件下，兩相區(qū)奧氏體的形核和長(zhǎng)大行為不同，使最終組織中的馬氏體相的形態(tài)和分布發(fā)生變化，從而影響實(shí)驗(yàn)鋼管的成形性能。

  經(jīng)工藝D.III和D-IV連續(xù)退火工藝后的實(shí)驗(yàn)鋼管的拉伸性能曲線如圖所示，可見兩種工藝條件下，實(shí)驗(yàn)鋼管均呈現(xiàn)連續(xù)屈服的狀態(tài)，而經(jīng)過預(yù)加熱處理的鋼管的均勻延伸率有了明顯的提高，但強(qiáng)度基本沒有發(fā)生變化。成形性能優(yōu)化后的力學(xué)性能如表所示，由表可見，經(jīng)工藝D-IV熱處理后的鋼管屈服強(qiáng)度有明顯的下降，強(qiáng)度仍達(dá)到了975MPa，屈強(qiáng)比降低，表現(xiàn)出了良好的加工硬化性能，n值達(dá)到了0.30。這是由于鋼中的馬氏體的晶粒數(shù)量較工藝D-III提高較多，馬氏體相變誘發(fā)的可動(dòng)位錯(cuò)數(shù)量有了一定的提高，加之消除了貝氏體組織的存在，使屈服強(qiáng)度降低較多，而馬氏體整體的體積分?jǐn)?shù)變化不大，故抗拉強(qiáng)度變化不大。