重慶不銹鋼管基于先進高強度不銹鋼管的熱處理工藝，結合鋼管自身特點，研究分析了雙相不銹鋼管和高強度不銹鋼無縫管在熱處理過程中的組織演變和力學性能變化規律，開發了具有高強塑積的不銹鋼無縫管。結合內高壓成形和單向拉伸實驗，分析了試制鋼管在變形過程中的加工硬化行為與應力應變狀態的關系，并對裂紋萌生及擴展行為進行了討論。得到如下主要結論：

 1. 在雙相不銹鋼管的研究開發過程中，以300℃/s的速率對行不鋼管進行加熱，可以有效地抑制形變鐵素體發生回復，加熱溫度在700℃以上時，回復和再結晶幾乎同時完成，達到細化晶粒的目的。快速加熱條件下，實驗鋼管的相變點升高，兩相區上移，奧氏體形核和長大速率大幅增加，臨界退火溫度過高會造成奧氏體過分長大，過低則會使退火不充分，造成組織分布不均，二者相互制約。在鋼管成分確定條件下，存在良好的臨界退火溫度和馬氏體體積分數。本研究中，退火溫度為750℃時，馬氏體相的晶粒尺寸細小、分布均勻，體積分數約為40%，鐵素體完全等軸化。

 2. 雙相不銹鋼管過時效溫度由高溫到低溫的變化過程中，奧氏體相變的機制由擴散為主轉變為切變為主，隨著溫度的降低，相變最終組織由貝氏體變為馬氏體，馬氏體體積分數隨溫度的降低略有增加，良好力學性能出現在過時效溫度為200℃時。

 3. 在快速加熱條件下，不同的回火溫度對雙相鋼不銹管中的馬氏體分解和位錯回復會產生不同的影響。隨著溫度的升高，馬氏體分解產生的碳化物尺寸增加，馬氏體硬度下降，使延伸率增加。在300℃時產生回火脆性，延伸率異常降低；鐵素體內的可動位錯密度隨著溫度升高而降低，當回火溫度在200℃以上時，實驗鋼管拉伸曲線中出現屈服平臺，屈強比升高。

 4. 采用緩冷制度可得到取向附生鐵素體，從而提高實驗鋼管的延伸率。為保證鐵素體相變充分，需適當提高臨界區的退火溫度，但隨著溫度的升高，實驗鋼管中的貝氏體含量增加，晶粒尺寸較大，成形性能惡化。實驗結果表明，緩冷初始溫度為790℃時，鋼管中貝氏體含量較少，并且取向附生鐵素體相變充分，強塑積可達17828.5MPa。

 5. 將實驗不銹鋼無縫管加熱至550℃后空冷，使其初始組織中的大塊珠光體發生程度的分解，轉變為分散的滲碳體團。該初始組織經熱處理后得到的雙相鋼無縫管中，不存在貝氏體組織，成形性能進一步改善，實驗鋼管強塑積達20865MPa%。雙相不銹鋼管經冷彎異形管加工后，可制成方管，屈服強度略有提高，仍具有較低的屈強比，力學性能與Q460方管相近，而在成分設計上具有成本優勢。

 6. 在不銹鋼無縫管的研究開發過程中，適當增加不銹鋼無縫管的臨界退火時間和貝氏體區等溫時間，可以使碳原子擴散充分，一方面可以凈化鐵素體，另一方面可以使殘余奧氏體充分富碳，增加其體積分數和化學穩定性。將其應用于內高壓T形件成形時，殘余奧氏體在變形過程中發生的馬氏體相變與其所處的應力應變狀態和其在微觀組織中的分布位置有直接關系。處在軸向拉應力狀態下的殘余奧氏體比處在壓應力狀態下的更易于發生轉變，而鐵素體晶界處的殘余奧氏體比晶粒內部的更易于發生轉變。不銹鋼效應的發生是連續的，殘余奧氏體不會產生突發性的轉變，相變過程伴隨能量的吸收和位錯的增殖，釋放了變形應力并強化了鐵素體，從而提高了塑性。

 7. 不銹鋼無縫管在內高壓成形過程中的微裂紋是由夾雜物引起的，大尺寸裂紋是由多個微裂紋相互融合形成的。鐵素體邊界處的殘余奧氏體在變形過程中吸收了大量能量，使變形不易達到鐵素體內部，單個微裂紋的長大受到抑制。在裂紋擴展路徑上的殘余奧氏體，可以吸收裂紋端的能量發生相變，成為裂紋融合路徑上的障礙，從而阻礙大尺寸裂紋的形成，推遲了變形過程中破裂現象的產生。

 8. 不銹鋼無縫管在830℃臨界退火條件下，30秒為奧氏體中碳原子均勻化的臨界退火時間，臨界退火時間在30秒以上時形成的奧氏體在400℃貝氏體區等溫淬火后，可形成島狀組織，其中包含少量的塊狀殘余奧氏體晶粒。隨著兩相區保溫時間的增加，奧氏體的體積分數升高，奧氏體形核先在珠光體密集區域，其次為獨立的珠光體區域，后在彌散的碳化物區域。保溫時間為120秒時，鐵素體和奧氏體的體積分數達到平衡，增加至300秒時，終組織中出現薄膜狀殘余奧氏體，分布于鐵素體晶粒內部和貝氏體板條間。

 9. 將貝氏體區等溫淬火時間縮短，使不銹鋼無縫管最終組織中包含一些量的馬氏體晶粒，并誘發大量可動位錯，消除了拉伸過程中的屈服平臺，同時提高了強度。而增加等溫淬火的時間，則會造成屈服平臺產生，不利于鋼管的二次加工。

 10.采用研究開發的快速熱處理工藝試制的不銹鋼無縫管，具有高的初始加工硬化指數，并且由于薄膜狀殘余奧氏體具有高的機械穩定性，使加工硬化指數隨真應變的增加而降低的現象減弱，大幅降低了不銹鋼管二次加工時起皺的可能性。整個快速工藝過程所用時間僅為傳統工藝的1/3。