雙相不銹鋼中的奧氏體形成與長大是受擴散控制的過程，在退火的短時保溫過程中，碳的擴散在該過程中占主導(dǎo)地位。加熱至臨界區(qū)時，奧氏體首先在鐵素體和珠光體的交界面形核，在實驗中的溫度下，形核過程是瞬時完成的，奧氏體很快就進(jìn)入長大狀態(tài)。奧氏體的長大過程中，碳擴散的路徑是沿著珠光體一奧氏體的交界面進(jìn)行的，珠光體的溶解速度非常迅速，這與珠光體的片層間距較小有關(guān)，并且隨著溫度的升高，擴散速率會迅速增加，甚至以幾個數(shù)量級的倍數(shù)增加。

    雙相不銹鋼退火溫度較低時，奧氏體的長大通常是沿著鐵素體的晶界長大，方向平行于鐵素體的晶界。所以，在圖中，可以觀察到在臨界退火溫度較低時(710℃、730℃)，組織中出現(xiàn)了帶狀組織。奧氏體長大方式與碳元素的擴散方式有很大關(guān)系，在溫度較低時質(zhì)量傳遞多于晶界擴散的方式進(jìn)行，而溫度升高后，質(zhì)量傳遞多于體擴散的方式進(jìn)行。而垂直于晶界的長大速率受體擴散控制，平行于晶界的長大速率受晶界擴散的控制。所以，在低溫狀態(tài)下，奧氏體優(yōu)先選擇平行于晶界的長大方式，造成了帶狀組織和奧氏體尺寸不均的現(xiàn)象。這種非對稱的長大方式，與晶界擴散和體擴散的激活能有直接的關(guān)系，提高臨界退火溫度，可以提供更高的擴散激活能，所以在750℃和780℃時，組織中的帶狀組織得到消除，并且馬氏體島尺寸基本一致，并呈均勻分布。

    雙相不銹鋼快速加熱是為了能夠得到細(xì)化鐵素體和奧氏體的目的。以非?？斓乃俣燃訜岬絻上鄥^(qū)，會增加奧氏體的形核點，加熱溫度升高，碳和合金元素的擴散速率提高，可以加速奧氏體的形成過程，在實驗結(jié)果中也看到了奧氏體呈均勻彌散的分布。而對于鐵素體，通過快速加熱所預(yù)期的是要充分的抑制回復(fù)的過程，為再結(jié)晶提供更多的能量。但在低溫條件下，鐵素體內(nèi)部仍然有一部分因回復(fù)而產(chǎn)生的亞晶組織，這一定程度上抑制了晶粒的細(xì)化，并且在變形的過程中會使位錯的滑移受到影響，在退火溫度為710℃時的拉伸曲線上出現(xiàn)了小的屈服平臺，與鐵素體中存在的亞結(jié)構(gòu)有一定的關(guān)系。

    馬氏體的體積分?jǐn)?shù)隨溫度升高而增大，該變化趨勢在710℃~750℃條件下變化趨勢較為平穩(wěn)，但是在780℃時有很大的增加。在臨界退火溫度為780℃條件下，珠光體的溶解速率是730℃的103倍，考慮到快速加熱時的兩相區(qū)上移，這與本實驗中的結(jié)果吻合，即在780℃時，奧氏體的長大速率有了非常大的升高，即使在非常短的保溫時間內(nèi)，仍然能夠大幅度提升馬氏體的體積分?jǐn)?shù)。對應(yīng)實驗鋼管的加工硬化指數(shù)的變化趨勢也可以看出，710℃~750℃時的刀值變化平穩(wěn)，而到780℃時下降非常明顯。

    加工硬化能力下降與馬氏體的形態(tài)和結(jié)構(gòu)有關(guān)系。在實驗鋼管碳的成分含量一定的條件下，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)越高，則馬氏體中的碳含量越低。由圖可見，750℃臨界退火條件下生成的馬氏體大多為板條馬氏體，板條間距較小，內(nèi)部可見大量的位錯亞結(jié)構(gòu)，并可見少量的高碳馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶。退火溫度升高至780℃時，馬氏體的晶粒尺寸增大，內(nèi)部結(jié)構(gòu)都為板條結(jié)構(gòu)，板條間距明顯增大。拉伸試驗的結(jié)果通常是雙相鋼中各相變形特性和各相之間的相互作用的綜合反應(yīng)，與鐵素體和馬氏體的變形特性和各相之間的變形相容性有關(guān)。馬氏體體積分?jǐn)?shù)的增加必然會是實驗鋼管的強度有所提高，但是通過觀察可發(fā)現(xiàn)780℃時的拉伸曲線在較高的應(yīng)力下才體現(xiàn)出了加工硬化的現(xiàn)象，而其他工藝下的實驗鋼管則在較小的應(yīng)力下便呈現(xiàn)了較明顯的加工硬化行為。所以，溫度的升高降低了實驗鋼管在初始屈服時的流變應(yīng)力敏感性，而含碳量較少的馬氏體硬度較小，使加工硬化過程不充分時就發(fā)生了斷裂，從而降低了實驗鋼管的加工硬化性能。另外，結(jié)合得好的馬氏體-鐵素體相界會使微孔的產(chǎn)生和聚集發(fā)生困難，推遲頸縮的發(fā)生，從而提高雙相不銹鋼鋼的加工硬化性能。對比圖可見退火溫度為750℃的實驗鋼管中馬氏體的晶界較圓滑，從而降低了相界處的應(yīng)力集中，這也是其表現(xiàn)出良好的加工硬化能力的原因之一。