UNSS32760雙相鋼具有高強(qiáng)度、良好的成型性、可鍛性、優(yōu)異的局部耐氟化物腐蝕性和晶間腐蝕性。目前已廣泛應(yīng)用于石油化工、化肥工業(yè)、電站煙氣脫硫設(shè)備和海水環(huán)境。UNSS32760雙相鋼合金化程度高，鋼錠宏觀收縮嚴(yán)重，塑性差。熱軋過程中工藝控制不當(dāng)，容易產(chǎn)生表面和邊緣裂紋。目前關(guān)于UNSS32760雙相鋼的研究主要集中在焊接工藝上，熱成型工藝的研究報告較少。本文通過熱模擬高溫拉伸實驗，結(jié)合鑄錠的粒度，制定了兩相比分析UNSS32760雙相鋼熱成形工藝帶來了理論參考。

中頻爐+實驗鋼冶煉AOD十電渣重熔，其化學(xué)成分見表1。

在鑄錠邊緣選擇15線切割法mm×15mm×20mm樣品；選擇表2加熱系統(tǒng)進(jìn)行高溫加熱，出爐后立即進(jìn)行水冷，拋光后選擇亞硫酸鈉硫酸溶液進(jìn)行腐蝕，在金相顯微鏡下觀察樣品組織，分析合金加熱過程中的比例和組織變化，確定實驗鋼的加熱系統(tǒng)。

選擇熱模擬試驗機(jī)進(jìn)行高溫拉伸試驗，樣品為鍛造。高溫拉伸:在非真空環(huán)境下，樣品將為10個樣品℃/s加熱到變形溫度后的速度為5min,隨后以5s―拉伸速度為1。不同溫度下的斷面收縮率和抗拉強(qiáng)度通過熱模擬拉伸實驗計算，以確定實驗鋼的最佳熱塑性溫度范圍。

為制定UNSS對于32760雙相鋼錠的熱軋工藝，需要研究晶粒度，兩相比例隨加熱溫度和時間的變化而變化。在金相顯微鏡下觀察樣品合金成分，結(jié)果如圖1所示。從圖1可以看出，樣品組織的粒度為0.5級上下，隨著加熱溫度的升高，粒度變化趨勢不明顯。主要原因是粒子生長的驅(qū)動力是粒子生長前后整體界面能力差，UNSS32760鑄錠原始晶體較大，粗晶體晶界較少，界面能力較低，顆粒生長能量不足，導(dǎo)致顆粒生長速度較慢。在原始狀態(tài)下，樣品組織中的鐵素體得分為51.0%,1.在第2節(jié)中，鐵素體在第3節(jié)試樣中的休分別為49.4%，58.7%，58.可見，隨著加熱溫度的升高，鐵素體含量呈上升趨勢。

UNSS32760雙相不銹鋼的熱塑性較差，因為奧氏體相和鐵素體相在熱加工過程中的變形行為不同。鐵素體變形時的軟化過程依賴于應(yīng)變時的動態(tài)恢復(fù)，奧氏體變形時的軟化過程是動態(tài)再結(jié)晶。由于兩相的軟化機(jī)制不同，在熱加工過程中，鐵素體一奧氏體雙相鋼中的不均勻應(yīng)力應(yīng)變分布容易造成相界形核裂紋和膨脹。與此同時，奧氏體的形態(tài)對應(yīng)變的分布有顯著的影響，鐵素體向等軸狀奧氏體的轉(zhuǎn)移比向板狀奧氏體的轉(zhuǎn)移更容易。所以，在一定比例的情況下，將奧氏體的形狀改為等軸或球形會在一定程度上提高雙相不銹鋼的熱塑性。在1120℃試樣組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù)為49.4%，與原始狀態(tài)相比略有下降，但奧氏體單位體積減小，板條奧氏體變細(xì)；1170℃試樣組織中鐵素體積分?jǐn)?shù)為58.鐵素體含量增加7%，奧氏體球化趨勢明顯；1200℃鐵素體體積分?jǐn)?shù)為58.9%，鐵素體含量進(jìn)一步增加，奧氏體逐漸被鐵素體分割，大部分球形分布在鐵素體基材上?？梢钥闯?，隨著加熱溫度的升高，鐵素體含量的增加，奧氏體球化趨勢明顯，鐵素體基材上分布有球形和局部板條，提高了熱塑性。因此,UNSS32760雙相不銹鋼熱加工時可以加熱l200℃即使在更高的溫度下，保溫也能在一定時間內(nèi)獲得更高的鐵含量，從而使奧氏體*球化，從而提高雙相不銹鋼的熱塑性，提高其熱加工成材率。