超级双相不锈钢是相对于一般双相钢来说的，尽管没有严格的定义，但通常认为超级双相不锈钢是点蚀指数大于40的双相钢，这就需要添加更多的Cr、Mo和N元素。超级双相钢由铁素体相加奥氏体相两相组织构成，晶粒相互交叉，习惯上称α+γ双相钢，多以奥氏体为基体，并含有不小于30%的铁素体，最理想的是两相各占约50%的双相不锈钢。
由于超级双相钢具有α+γ双相组织结构，使其兼有奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的特点，保留了铁素体不锈钢导热系数高、线膨胀系数小、良好的塑性等特性；与合金含量相当的奥氏体不锈钢相比，耐晶间腐蚀、耐应力腐蚀、耐腐蚀疲劳等性能有明显的提高。除此之外，超级双相钢的强度、硬度均比铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢高，其耐磨蚀性也大为提高。超级双相钢比普通双相钢耐蚀性更好，主要是合金含量提高，带来点蚀系数提高。
超级双相钢在近300~1000℃温度区间，会形成大量的不受欢迎的二次有害相，有害相既有奥氏体不锈钢中常见的σ、M7C3、M23C6等析出相，还有可能析出Cr2N、CrN、χ、R、π、α′相等，不但对超级双相钢耐腐蚀性能带来不利影响，而且使材料韧性明显降低，甚至完全失去塑性，其中危害最大的是σ相。σ相中含有较高的铬、钼元素，如果双相钢中析出σ相，必然在σ相周围形成了贫钼、铬区，该区域的存在成为孔蚀的敏感点，腐蚀就沿贫铬区向纵深发展形成蚁穴形孔蚀[1]。超级双相钢在氯化物介质中的应力腐蚀开裂一般是由孔蚀引起的，因此σ相地析出导致钢对应力腐蚀敏感。根据贫铬理论机理，贫铬区的存在也降低了超级双相钢材料的耐晶间腐蚀性能。
上图是超级双相钢在800~1200℃不同温度下加热，保温30min，水淬，铁素体相α 含量变化及σ相的析出量之间的关系。从图中可以看出，当热处理温度为900℃时，铁素体α 相约为23%，σ相约为9.2%；当热处理温度上升到1080~1200℃，铁素体α相上升到45%~52%，σ相降为0；当热处理温度在1200℃以上，铁素体α 相明显提高并超过50%，σ相为0。
下图所示为超级双相钢在不同加热温度，保温时间为30min，冷却方式为水淬的热处理对力学性能的影响。从图中可以看出，当热处理温度为850~900℃时，抗拉强度约为945~955MPa，屈服强度约为650~660MPa，硬度(HRC)基本上处于32~32.6之间，断后伸长率约为9%~10%；当热处理温度上升到1010~1150℃时，抗拉强度降低到830~880MPa，屈服强度降低到595~618MPa，硬度(HRC)降低到22~26.3，断后伸长率上升到37%~40%。
、加热温度对力学性能的影响
综上所述，在850~900℃温度区间热处理，σ相会大量析出，材料强度、硬度(HRC)最高，断后延伸率最低，即塑韧性最低。
σ相析出温度及溶解温度也随化学成分不同有一定的变化，特别是超级双相钢比普通双相钢产生有害相析出时间更短，温度范围更宽。即使固溶温度达到1020℃，钢中依然可以析出约3.2%的σ相，造成了钢冲击韧性的降低，此时，钢的延伸率仍然达到约26%。相对于延伸率，双相不锈钢的冲击韧性对σ相更加敏感，由图3可知，温度在1020℃后略微降低，Akv值急剧下降。材料随 Cr、Mo含量提高，σ相完全溶解温度越高。从图中可知，超级双相钢材料σ相的完全溶解温度在1040℃以上。
不同温度下σ相地析出
超级双相钢在850~900℃出现短暂停留就会有σ相析出，甚至1min就会有σ相析出。从图可看出，超级双相钢在这个温度区间停留几分钟就造成材料冲击韧性急剧的从150J降到27J。由此可见，热处理出炉时间越短越好。
不同双相钢冲击韧性从>150降到27J脆化的时间和温度曲线[4]
由上述分析可见，在正常热处理温度范围内，温度高低影响铁素体和奥氏体的两相比例，冷却速率影响σ相的析出量，要消除σ相的析出，材料从出炉到入水时间应控制在1min内，这既难控制也容易被忽略，亦是制造过程出现问题较多的环节。为获得综合机械性能较高及耐蚀性好的材料，需从以下几个方面控制：加热至σ相完全溶解的温度1040℃以上，不宜超过1200℃，因为温度过高后易造成铁素体相比例偏高；保温一段时间，从炉内取出即刻水淬至260℃以下，严格控制在σ相析出的敏感区(850~950℃)停留的时间；最佳最终固溶处理温度范围为1040~1120℃。
