對于雙相不銹鋼管中的馬氏體，不同的回火溫度對其內部亞結構有不同的影響，主要表現在析出碳化物的尺寸和分布上。對于雙相不銹鋼管中的鐵素體晶粒，淬火過程中由于馬氏體交叉引起的體積膨脹導致鐵素體大量位錯，回火過程中位錯也發生變化。
圖3.2為實驗用雙相不銹鋼管在不同回火溫度下的金相照片和掃描顯微組織。A、B和C中所示的回火溫度分別為400、300和200。在金相照片中，鐵素體為白色，馬氏體為黑色。與三種回火溫度下實驗鋼管的金相組織相比，雙相不銹鋼管中的馬氏體體積分數達到50%左右，因為淬火方向增加了更多的馬氏體形核點。適用于兩相區至室溫，同時調質工工作。該工藝對馬氏體體積分數影響不大，如圖3.2（a）、（c）、（e）所示。然而，當回火溫度為400℃時，組織中的白色區域略有增加。這主要是由于回火溫度越高，馬氏體分解速度越快，使回火后的馬氏體組織部分呈現鐵素體形態，如圖3.2（b）F9F所示，當回火溫度為400℃時，雙相不銹鋼的掃描形態不銹鋼管顯示，原始馬氏體島區有較大的分解程度，而馬氏體沒有島狀分布，而是在原始馬氏體區有碳化物彌散形態。
對比實驗鋼管在200～300℃回火溫度下的掃描照片，可以看出回火后仍能保持原來的馬氏體島狀形態，隨著回火溫度的升高，馬氏體分解程度增加。當然。板條亞結構在200℃的馬氏體中仍然可見，碳化物的排列有一定的趨勢。碳化物沿馬氏體板條的方向排列，而在300℃回火溫度下，馬氏體中的碳化物呈彌散分布的趨勢。可以看出，在回火過程中，馬氏體分解，碳化物開始沿馬氏體板條分布。隨著回火溫度的升高，碳化物呈89%的分散分布。
圖3.3是不同回火溫度下實驗用雙相不銹鋼管微觀結構的透射照片。可見，在200℃的回火溫度下，馬氏體島開始分解，板條界面不清晰，部分細小碳化物析出，但仍保留著密度較高的位錯。如圖3.3（b）所示，碳化物以薄片或薄膜的形式出現在板界面，這是由于碳原子在碳化物形成前發生折疊。當回火溫度上升到300℃時，如圖所示。3.3（c）和（d），原始馬氏體島區出現高密度的細小析出物，呈粒狀或薄膜狀。在同一取向板內，它們沿原馬氏體板的方向排列，趨于整體分散。馬氏體中的高密度位錯基本消失，這些碳化物的析出物在位錯處形核，但在短的保溫時間內未觀察到粗化現象。
當回火溫度為400℃時，很難觀察到原始馬氏體島的板條組織。碳化物尺寸明顯增大，顆粒碳化物直徑增大，出現球化現象，薄膜碳化物長度和直徑增大。當馬氏體的島狀組織消失，鋼中的低碳相A增加時，馬氏體和鐵素體相A中的碳含量基本相同，馬氏體的硬度大大降低，這將大大降低強度，但有利于塑性。
雙相不銹鋼管廠家在拉伸過程中的連續屈服狀態與鐵素體中大量可移動位錯有關。在回火過程中，位錯的分布和形態會發生一定程度的變化，這將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中，由于體積收縮會產生一定的位錯，馬氏體相變也會在鐵素體中引起大量位錯。兩個位錯的糾纏將導致一些細胞或細胞形狀的位錯。網狀結構如圖3.4（a）中的箭頭所示。鐵素體中的大部分可移動位錯在400℃回火時消失，而交錯位錯細胞結構仍存在于鐵素體中，如圖3.4中的箭頭所示。這將使試驗鋼管在變形初期的錯位不易滑動，從而導致試驗鋼管屈服強度的提高。可移動位錯的消失與較高的回火溫度有關。當回火溫度為200℃時，位錯形態如圖3.4（c）、（d）中的箭頭所示。在鐵素體與回火馬氏體的相界處仍存在大量的可移動位錯。在回火過程中，位錯被重新排列成均勻的結構。與高溫回火的實驗鋼管相比，該條件下的實驗鋼管更容易屈服。回火溫度的設置將臨界退火溫度設置為750°C，以確保鐵素體能夠完全再結晶并產生尺寸約為2個頭的等軸鐵素體晶粒。包括回火系統在內的連續退火工藝示意圖如圖3.1所示。回火溫度分別設置為400、300和200度。兩相區保溫時間為10s，回火時間為20s，兩相區升溫速率為300c/s，兩相區保溫后直接淬火至室溫，淬火速率為80c/s，回火升溫速率為200c/s，空氣-回火后冷卻至室溫。