不銹鋼管在不同的臨界區退火溫度條件下，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，體積分數所占比較很大，由于不銹鋼管的碳含量較低，故奧氏體內的碳濃度降低。由于碳原子的活動能力很強，且在奧氏體內部分布區域均勻，所以奧氏體內的貧碳區和富碳區的碳濃度相差不多，在緩冷過程中，貧碳區不易發生相變轉化為鐵素體，而且時間較短，所以在緩冷結束時，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。有文獻指出，在退火過程中，錳元素達到最終平衡的時間比碳元素要高出幾個數量級，錳通過鐵素體或沿鐵素體晶界的擴散都會導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部淬透性的差異，最終形成了如圖所示的貝氏體內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，兩相區奧氏體的含量降低，使各個奧氏體晶粒中的碳含量增加，內部的貧碳區和富碳區的碳濃度相差較大，貧碳區在緩冷過程中成為新生鐵素體的形核位置，產生了更多的取向附生鐵素體，而富碳區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，若繼續降低兩相區的退火溫度，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。圖中箭頭所示區域，在一個貝氏體晶粒內部，存在大量的小角度亞結構，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，在高應力狀態下，易在其內部萌生裂紋，并隨變形繼續擴展，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擴展產生阻礙，故最終貝氏體發生脆性斷裂。組織中存在貝氏體會影響雙相不銹鋼無縫管的成形性能，應盡量避免貝氏體的產生，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行摔制。