超级奥氏体不锈钢（Super Austenitic Stainless Steel,简称SASS）拥有优异的耐腐蚀性能与综合力学性能,广泛应用于石油石化、核电火电、船舶制造及海洋工程等领域。随着我国高端装备制造业的发展,国内对SASS的需求量持续攀升,掌握其先进生产工艺技术就变得至关重要。近年来,我国在SASS的研发、生产、加工和应用方面取得了长足的进步,但是在生产过程中仍然存在中心偏析严重、铸坯热轧分层开裂频发、热处理工艺要求高、生产流程长、析出行为敏感等问题。为此,本文围绕SASS凝固组织、合金元素偏析、均匀化处理和热轧过程中合金元素再分配、热变形过程中流变行为及微观组织演变规律以及等温时效析出行为等进行了系统研究,取得如下主要研究成果:（1）分析了 SASS铸锭的凝固与合金元素偏析行为。铸锭凝固组织由粗大且不均匀的奥氏体枝晶及分布在枝晶间且富集Cr和Mo的共晶组织两相组成;Cr和Mo发生了严重的中心偏析和枝晶偏析,其中Mo偏析最为严重。在钢液凝固过程中,溶质原子不断从先结晶的固相排入后结晶的液相中,随着固/液界面前移,溶质原子不断向心部液相富集,形成中心偏析;当枝晶组织形成网络结构时,液相中溶质原子扩散受到一定影响,导致枝晶间最后凝固的液相中生成富含Cr和Mo的共晶组织。（2）分析并明确了亚快速凝固条件下SASS铸带坯的凝固与合金元素偏析行为。利用双辊薄带连铸试验机制备出铸带坯,其凝固冷却速率超过102℃·s-1,属于典型亚快速凝固过程。铸带坯凝固组织由细小均匀的奥氏体枝晶组成,在枝晶间没有观察到共晶组织;Cr和Mo不存在中心偏析,但存在枝晶偏析。双辊薄带连铸使钢液在极短时间内转变为固相,使得固/液界面前沿的溶质原子在液相中还未充分扩散便发生了凝固,阻碍了溶质原子不断向枝晶间液相和心部液相富集,从而消除了共晶组织和中心偏析。（3）定量确定了冷却速率对SASS凝固行为及组织的影响。随着冷却速率提高,结晶温度逐渐降低、枝晶间距逐渐减小、共晶组织体积分数逐渐减少、合金元素偏析系数逐渐向理想平衡状态靠近。基于上述实验结果,分别建立了结晶温度（TL→s）、二次枝晶间距（λ2）以及共晶组织体积分数（V）对冷却速率的依赖关系为TL→s=190×exp（-v/25）+1220、λ2=39×v-0.22以及V=3.12291×v-0.13511。采用这些公式可准确测算铸锭和铸带坯凝固过程中的冷却速率并预测凝固组织中的共晶组织体积分数。（4）研究并明确了高温均匀化处理过程中SASS铸锭和铸带坯凝固组织中合金元素的再分配规律。随着均匀化处理温度的升高和时间的延长,枝晶组织逐渐消融,合金元素逐渐扩散均匀。铸锭在1200℃均匀化处理480min后,共晶组织全部回溶于基体,此时偏析系数小于1.2,完成了均匀化。铸带坯在1150℃均匀化处理60 min或者在1200℃均匀化处理30 min后,原凝固组织中柱状晶完全转变为等轴晶,且偏析系数均小于1.2,完成了均匀化。由此可见,铸带坯在完成均匀化处理方面具有明显的优势。（5）揭示了 SASS连铸坯进行钢板热轧生产过程中显微带状组织（Microstructural Bandings,简称MSBs）的形成机理。从SASS锻坯上分层切割出表层部分（Surface Forged Billet,简称SFB）和中心层部分（Center Forged Billet,简称CFB）,然后进行相同的热轧变形后制备得到SFB热轧板和CFB热轧板。研究发现,锻坯未完全均匀化时形成的合金元素相对富集区和相对贫化区,经过热轧变形后被碾压拉长并保留在热轧板中,造成合金元素分布和组织的不均匀性,从而形成了 MSBs。由于SFB中偏析程度较轻,SFB热轧板中形成了少量MSBs且无析出相;CFB中偏析程度严重,CFB热轧板中形成了高密度的MSBs,且含有大量析出相。这些析出相是由未溶解的共晶组织直接转变而形成的大块连续分布的sigma相和热轧过程中合金元素分布不均匀+形变诱导析出而形成的细小sigma相组成。（6）研究了 SASS的高温热变形行为。观察到了绝热升温随应变速率的升高、变形温度的降低以及应变量的增加而不断升高的规律,使得等温变形转变为非等温变形,从而导致实验获得的流变应力曲线不能反映真实等温变形条件下的流变行为。在修正绝热升温和摩擦对流变应力曲线数据影响的基础上,建立了耦合应变量的Arrhenius本构模型,它具有良好的预测精度。在变形温度低于1050℃,应变速率高于1 s-1条件下观察到了再结晶体积分数随应变速率的升高而增加的反常现象。主要原因为高应变速率条件下产生的高形变储存能可降低再结晶温度,而绝热升温提高了变形温度,从而加速了再结晶晶粒的形核和长大。（7）测定了 SASS常规热轧板和铸带热轧板在等温时效过程中的析出规律。常规热轧板在时效过程中的主要析出相为sigma相和Laves相,sigma相的主要析出温度范围为625～1050℃,Laves相的主要析出温度范围为625～825℃。由此绘制的析出动力学曲线整体呈“C”型,鼻尖析出温度约为925℃,相应孕育时间在2min以内。铸带热轧板在时效过程中的析出相类型及析出温度范围与常规热轧板中的析出规律一致。但是,铸带热轧板中鼻尖析出温度约为950℃,相应孕育时间在4 min以内。因此,铸带热轧板中的析出行为滞后于常规热轧板中的析出行为。