双相不锈钢由奥氏体和铁素体两相平衡组织组成,具有优良的耐腐蚀性、焊接性和高强度等特点,被广泛应用于造纸、核电、海洋工程以及建筑等领域。采用廉价奥氏体稳定化元素Mn可代替大部分昂贵Ni元素来稳定奥氏体相,也能提高N在钢中的溶解度,以获得两相平衡组织。由于双相不锈钢的两相晶体结构和层错能不同,以Mn代Ni后会改变两相的层错能,且Mn相对Ni在高温变形时稳定奥氏体相能力不同。故Mn含量添加会影响两相的变形机制,使得高温拉伸过程中其相对单相钢的热变形行为更为复杂。因此,本文通过控制添加不同梯度Mn含量实验钢,并对比相同Cr含量奥氏体不锈钢,采用热模拟方法研究了不同Mn含量添加节Ni型双相不锈钢的高温拉伸力学性能、热塑性以及亚显微结构演变的影响。可对其高温加工及力学性能提供理论依据,并对于指导其拉拔生产工艺具有较大意义。主要结论如下:1.随着变形温度的升高,不同Mn含量实验钢的加工硬化速率、峰值应力和峰值应变都随之减小。拉伸变形后不同Mn含量实验钢近断口的铁素体相和奥氏体相均有一定程度细化,近断口处的铁素体相变得细长,铁素体相的晶粒较小。拉伸变形后5.8%Mn含量实验钢相对于3.1%Mn和9.0%Mn实验钢的铁素体相更细长,晶粒更细小。2.在0.005-1和0.05-1拉伸条件下,350℃～500℃变形时Mn含量对加工硬化率影响较小,而650℃～950℃变形时Mn含量增加对加工硬化率影响较大,但在1050℃变形时不同Mn含量实验钢均发生了动态再结晶。Mn含量由3.1%增加至5.8%降低了双相不锈钢的峰值应变,但是过高的9.0%Mn实验钢会略微增加其峰值应变,不利于在较小应变量下发生动态再结晶。3.在相同的应变速率下(0.005 s-1和0.05 s-1),不同Mn含量实验钢在变形温度为350℃～800℃时,延伸率随温度的增加下降幅度较大,变形温度大于800℃时,延伸率有所增加。在相同的变形温度下,不同Mn含量实验钢的延伸率随着应变速率的增加而降低。在应变速率为0.005 s-1和0.05 s-1变形条件下,3.1%Mn～9.0%Mn实验钢在800℃变形时,均有σ析出相的形成,一定程度上降低塑性。在相同的热变形条件下,5.8%Mn含量实验钢的延伸率最大,塑性最好;当Mn含量增至9.0%时,延伸率有所降低。0.08%Mn-3.4%Ni奥氏体不锈钢在较低的变形温度（350℃～800℃）条件下的延伸率高于3.1%Mn实验钢,但低于5.8%Mn和9.0%Mn实验钢。4.在0.005 s-1和0.05 s-1拉伸时,在较低变形温度时（350℃～500℃）,变形温度的升高使不同Mn含量实验钢抗拉强度的降幅较大,在较高变形温度时（650℃～1050℃）,变形温度的升高使抗拉强度的降幅较小。在相同的变形温度下,应变速率由0.005 s-1升高至0.05 s-1时,3.1%Mn和5.8%Mn实验钢的抗拉强度有所增加,而对9.0%Mn实验钢和0.08%Mn-3.4%Ni实验钢的抗拉强度影响不大。不同Mn含量实验钢在相同的变形条件下,Mn含量由3.1%增加至5.8%有效提高了实验钢的抗拉强度,但是过高的9.0%Mn含量的添加会导致抗拉强度出现一定的降低。5.不同Mn含量实验钢的断口形貌均为塑性较好的韧性断裂。Mn含量由3.1%增加至5.8%,等轴韧窝变深而均匀,而高9.0%Mn实验钢的韧窝和第二相颗粒较大,塑性一定程度上降低。不同Mn含量实验钢中的第二相颗粒主要为（（Cr,Mn）O）的复合氧化物,Mn含量由3.1%Mn增加至9.0%Mn时,氧化物夹杂的数量未明显增加,但平均尺寸变大,是高9.0%Mn含量导致塑性下降的一个主要的原因。6.5.8%Mn和9.0%Mn实验钢在0.005 s-1应变速率下,变形温度由350℃升高至650℃时,大角度晶界有一定程度的降低导致裂纹易扩展,塑性有所下降。在相同的变形条件下,5.8%Mn实验钢大角度晶界所占比例以及Σ3孪晶数量要高于9.0%Mn实验钢,导致5.8%Mn实验钢的塑性更好。7.不同Mn含量条件下,在0.005 s-1/350℃变形条件下,变形组织主要受奥氏体相位错结构组织演变的影响,且高密度位错主要出现在奥氏体相。5.8%较高Mn添加时,存在着大量的位错胞和孪晶,位错胞亚结构有利于大晶粒的分割和分解,使晶粒得到细化,塑性较好。而对于3.1%Mn添加试样中,存在着大量的位错缠结和少量的孪晶,塑性有所降低。对于9.0%高Mn添加试样,主要为大量的位错胞及形变带组成,带内有高密度的位错区,是塑性低于5.8%Mn实验钢的原因。