雙相不(bu)銹(xiu)鋼中α與(yu)γ兩相的(de)(de)(de)比例隨加熱(re)溫度的(de)(de)(de)升(sheng)高，鐵素體(ti)(ti)含量(liang)增加，奧氏體(ti)(ti)含量(liang)減(jian)少，加熱(re)溫度在1300℃以上時，將出現(xian)晶(jing)粒粗大的(de)(de)(de)單相鐵素體(ti)(ti)組織，它(ta)是不(bu)穩定的(de)(de)(de)。在隨后快(kuai)速(su)冷(leng)卻過程(cheng)中，鐵素體(ti)(ti)晶(jing)界將出現(xian)仿晶(jing)界型(xing)奧氏體(ti)(ti)，而在空冷(leng)時將出現(xian)呈魏(wei)氏組織形貌(mao)的(de)(de)(de)板(ban)條狀奧氏體(ti)(ti)。

 有時將鋼中呈現單一(yi)鐵素(su)體(ti)后，在低于出(chu)(chu)現單一(yi)鐵素(su)體(ti)的溫度下進行(xing)時效的過程中重新析出(chu)(chu)的奧氏(shi)體(ti)稱為二次奧氏(shi)體(ti)（secondary austenite）。

 二次奧氏(shi)體(ti)的形成速(su)率(lv)與(yu)等(deng)溫(wen)保溫(wen)的溫(wen)度(du)有關，在(zai)950～1000℃范圍內加熱數分(fen)鐘，δ→Y2轉變(bian)即可完成，達到平衡(heng)狀態繼(ji)續延(yan)長時間，轉變(bian)量不再增加；800℃時需要(yao)數十分(fen)鐘，而在(zai)700℃則需數小(xiao)時才能完成。

二(er)次(ci)奧(ao)氏體的形成機制隨形成溫度(du)的不(bu)同而不(bu)同：

 （1）25Cr-5Ni雙(shuang)相不(bu)銹(xiu)鋼(gang)經(jing)1300℃淬火后，在1200～650℃時效時，y2以較快的速率析出，優先在位錯上形(xing)核和長大(da)，在長大(da)階段(duan)γ2與(yu)母(mu)體α相遵循(xun)K-S關系。在高(gao)溫(wen)下形(xing)成的y2與(yu)周圍的α相相比有較高(gao)的鎳(nie)含(han)量和較低的鉻(ge)含(han)量，這(zhe)種轉變屬于擴散型轉變。

（2）在低溫300～650℃等溫時效(xiao)時形(xing)成的y2極為(wei)細(xi)小，具有一些馬氏體(ti)轉變的特征。這種馬氏體(ti)反應是(shi)等溫的，自1300℃高溫水淬是(shi)得不到的，其(qi)成分(fen)與(yu)α相沒有什么區別，這種轉變屬于非擴(kuo)散型轉變，遵循 Nishyama-Wasserman 取向關系。

（3）在600～800℃溫度范圍還可能發生共析反應α→σ＋Y2。反應的初始階段是在某些y／α相界的γ界面析出M₂₃C₆型碳化物，并與γ相維持一定的取向關系。M₂₃C₆型碳化物的析出導致其附近的α相內鉻的損失，促進轉變為Y2。這一新的Y2／α相界被M₂₃C₆型碳化物所釘扎，使相界發生褶皺。在褶皺的結點上，由于Y2相的長大，釋放出多余的鉻給附近的α相為。相的形核創造了條件。因此，M₂₃C₆型碳化物在Y2／α相界析出對。相的形成很關鍵。σ相一旦析出，α相內的鉻被吸收，鎳被釋放至鄰近區，促進了。相附近的貧鉻富鎳區形成y2相。這一轉變機制可表述為：α→M₂₃C₆＋Y2，α→σ＋Y2。