不銹鋼管在不同的臨界區(qū)退火溫度條件下，奧氏體在鐵素體和珠光體界面的碳化物上形核并長大。為了使不銹鋼管的最終組織中保持一定的馬氏體含量，需要適當(dāng)提高臨界退火的溫度。而在退火溫度較高的情況下，由于碳的擴散能力非常強，奧氏體迅速長大，體積分?jǐn)?shù)所占比較很大，由于不銹鋼管的碳含量較低，故奧氏體內(nèi)的碳濃度降低。由于碳原子的活動能力很強，且在奧氏體內(nèi)部分布區(qū)域均勻，所以奧氏體內(nèi)的貧碳區(qū)和富碳區(qū)的碳濃度相差不多，在緩冷過程中，貧碳區(qū)不易發(fā)生相變轉(zhuǎn)化為鐵素體，而且時間較短，所以在緩冷結(jié)束時，仍存在大量的碳濃度較低的奧氏體晶粒。所以，在淬火過程中，受到淬透性的限制，奧氏體相變的產(chǎn)物為粗大的貝氏體，所以在臨界退火溫度為860℃時的組織以貝氏體為主。

   由于兩相區(qū)的保溫時間非常短，奧氏體形核與長大過程中的元素擴散都是以碳元素為主的，而錳元素的擴散則是非常有限的。有文獻(xiàn)指出，在退火過程中，錳元素達(dá)到最終平衡的時間比碳元素要高出幾個數(shù)量級，錳通過鐵素體或沿鐵素體晶界的擴散都會導(dǎo)致奧氏體粒子周圍形成高錳的邊圈，所以，在奧氏體中錳元素往往在其晶粒的邊界處濃度較高。緩冷初始溫度為820'C時的最終組織中，所產(chǎn)生的貝氏體具有馬氏體邊圈便證明了這一點，由于錳元素的分布不均，造成了奧氏體邊緣和內(nèi)部淬透性的差異，最終形成了如圖所示的貝氏體內(nèi)部和邊緣組織的差別。在退火溫度為790℃時，由于退火溫度較低，奧氏體長大速率降低，使最終組織中的粗大貝氏體含量降低，由于初始的奧氏體晶粒尺寸有所減小，其受淬透性的限制也隨之降低。同時，兩相區(qū)奧氏體的含量降低，使各個奧氏體晶粒中的碳含量增加，內(nèi)部的貧碳區(qū)和富碳區(qū)的碳濃度相差較大，貧碳區(qū)在緩冷過程中成為新生鐵素體的形核位置，產(chǎn)生了更多的取向附生鐵素體，而富碳區(qū)則在淬火過程中生成馬氏體島。緩冷過程需保證一定的時間，若繼續(xù)降低兩相區(qū)的退火溫度，則不能保證有足夠的緩冷時間，若保持原有的緩冷時間則有可能使奧氏體相變生成珠光體，而使雙相不銹鋼無縫管的力學(xué)性能惡化。

   在工藝條件下不銹鋼管的拉伸斷口形貌，由圖可見，斷口由小的韌窩和較大的解理面組成，圖中箭頭所示為解理小平面。對比圖所示的不銹鋼管EBSD掃描晶界分布圖可見，斷口中的解理面尺寸與貝氏體一個晶粒的尺寸相對應(yīng)。圖中箭頭所示區(qū)域，在一個貝氏體晶粒內(nèi)部，存在大量的小角度亞結(jié)構(gòu)，尺寸在51mm以上。在變形至一定程度時，由于貝氏體的硬度小于馬氏體，并且體積較大，在高應(yīng)力狀態(tài)下，易在其內(nèi)部萌生裂紋，并隨變形繼續(xù)擴展，裂紋擴展至晶界處時，尺寸大于鐵素體晶粒的尺寸，無法通過鐵素體的塑性變形來對裂紋的繼續(xù)擴展產(chǎn)生阻礙，故最終貝氏體發(fā)生脆性斷裂。組織中存在貝氏體會影響雙相不銹鋼無縫管的成形性能，應(yīng)盡量避免貝氏體的產(chǎn)生，但是在提高臨界退火溫度時，奧氏體的長大速率增加，不可避免地會造成貝氏體的牛成，因此，需要通過特殊的工藝對其長大速率進(jìn)行摔制。