浙江至德鋼業(yè)有限公司技術人員發(fā)現(xiàn)，對于雙相不銹鋼管中的馬氏體，不同的回火溫度可對其內部分亞結構造成不同的影響，主要體現(xiàn)在析出碳化物的尺寸和分布上。而對于雙相不銹鋼管中的鐵素體晶粒，由于在淬火過程中馬氏體相交產(chǎn)生的體積膨脹，使鐵素體內誘發(fā)了大量位錯，在回火過程中，位錯也產(chǎn)生了一定的變化。圖為不同回火溫度下實驗雙相不銹鋼管微觀組織的金相照片和掃描微觀組織，a、b、c所示回火溫度分別為400℃、300℃和200℃。在金相照片中，鐵素體呈白色，馬氏體呈黑色，對比三個回火溫度下實驗鋼管的金相組織可見，由于在兩相區(qū)直接淬火至室溫使組織中增加了更多的馬氏體形核點，使雙相不銹鋼管中馬氏體的體積分數(shù)達到了50%左右，而回火工藝對馬氏體的體積分數(shù)影響不大，如圖所示。但當回火溫度為400℃時，組織中的白色區(qū)域稍有增加，這主要是由于回火溫度較高，馬氏體分解較快，使馬氏體回火組織部分呈現(xiàn)出了類似于鐵素體的形貌。當回火溫度為400℃時，由實驗雙相不銹鋼管的掃描形貌可知，原馬氏體島區(qū)域產(chǎn)生了較大程度的分解，馬氏體基本不具有島狀輪廓，而是在原馬氏體區(qū)域呈碳化物彌散分布的形貌。

  對比回火溫度為200℃和300℃時實驗鋼管的掃描照片可見，經(jīng)過回火后，馬氏體仍能保持原有的島狀輪廓，并且隨著溫度的升高，馬氏體的分解程度增加。在200℃時，馬氏體中仍可見板條亞結構，碳化物的排列也具有一定的趨向性，為沿著馬氏體板條的方向排列，而回火溫度為300℃時的馬氏體內部的碳化物則有呈現(xiàn)彌散分布的趨勢。由此可見，馬氏體在回火過程中發(fā)生分解，碳化物開始沿馬氏體板條方向分布，隨著回火溫度的升高，碳化物呈現(xiàn)彌散分布的狀態(tài)。圖為不同回火溫度下實驗雙相不銹鋼管微觀組織的透射照片。可見，在回火溫度為200℃時，馬氏體島開始產(chǎn)生分解，板條界面不明晰，有部分細小的碳化物析出，但仍保留內部較高密度的位錯。由圖可見，碳化物的析出位置在板條界面上，以薄片狀或薄膜狀的形式存在，這是由于在滲碳體形成前，碳原子發(fā)生折聚。當回火溫度升高至300℃時，如圖所示，在原馬氏體島區(qū)域出現(xiàn)了高密度的細小沉淀相，呈現(xiàn)粒狀或薄膜狀，在同一取向板條內，沿著原馬氏體板條方向排列，而在整體上更趨向于彌散化。馬氏體內的高密度位錯基本消失，這些碳化物沉淀相基本都是在位錯位置形核，但是在較短的保溫時間下，未見粗化的現(xiàn)象。

  在回火溫度為400℃時，組織中基本觀察不到原馬氏體島內的板條結構，碳化物的尺寸發(fā)生了明顯的長大，粒狀碳化物的直徑增加，產(chǎn)生了球化，薄膜狀碳化物的長度和直徑均有所增加。馬氏體島狀組織消失，鋼中的低碳a相增加，此時的馬氏體和鐵素體兩種a相中的碳含量基本相同，馬氏體的硬度發(fā)生大幅的下降，這對對強度會有較大的降低，但對塑性有益。     雙相不銹鋼管在拉伸過程中可以呈現(xiàn)連續(xù)屈服的狀態(tài)與其鐵素體內部大量的可動位錯有關。而在回火過程中，位錯的分布與形態(tài)也會發(fā)生一定的變化，從而影響實驗鋼管的力學性能。在750℃臨界退火后直接淬火至室溫得到的雙相不銹鋼管組織中，由于體積收縮會保留一定的淬火殘余應力，從而導致一些位錯的產(chǎn)生，而馬氏體相變也會誘發(fā)鐵素體內大量的位錯，兩種位錯相互纏結則會造成一些位錯的胞狀或網(wǎng)狀結構，如圖中箭頭所示。在400℃回火時，鐵素體內部的可動位錯大部分消失，而相互纏結的位錯胞狀結構等仍存在于鐵素體中，如圖中箭頭所示。這將會使實驗鋼管在變形的初期，位錯不易滑動，從而導致實驗鋼管屈服強度增加。

  可動位錯的消失與回火溫度較高有關，當回火溫度為200℃時的位錯形態(tài)如圖中箭頭所示，可以觀察到，在鐵素體和回火馬氏體的相界處，仍存在大量的可動位錯組織，在回火的作用下，位錯重新排列為均勻的組態(tài)，與高溫回火的實驗鋼管相比較，在該條件下的實驗鋼管更易于屈服。將臨界退火溫度設定為750℃，以保證鐵素體可以充分的完成再結晶，生成等軸鐵素體晶粒，尺寸在2岬左右。包含回火制度的連續(xù)退火工藝的示意圖，回火溫度分別設定為400℃、300℃和200℃。在兩相區(qū)保溫時間為10秒，回火時間為20秒。加熱至兩相區(qū)的加熱速率為300℃/秒，兩相區(qū)保溫后直接淬火至室溫，淬火速率為80℃/秒;回火的加熱速率為200℃/秒，回火后空冷至室溫。