王寶順，邵 羽，李 三，趙芳馨，沈紅英，朱新強(qiáng)

（浙江久立特材科技股份有限公司，湖州313000）

0 引 言

國(guó)內(nèi)從20世紀(jì)60年代起就一直采用二輥斜軋穿孔工藝生產(chǎn)18－8型不銹鋼無(wú)縫管［1］，該工藝不僅可以用于不銹鋼管的生產(chǎn)，同樣也適合高合金（如高溫合金、耐蝕合金）鋼管的生產(chǎn)［2－3］。但是，在二輥斜軋穿孔工藝中，鋼坯質(zhì)量、坯料加熱制度、工具設(shè)計(jì)、設(shè)備調(diào)整和操作等因素控制不佳時(shí)則容易產(chǎn)生廢品，如壁厚、內(nèi)裂、內(nèi)擦傷、外裂和外表劃傷等［4－7］。浙江久立特材科技股份有限公司采用二輥斜軋穿孔工藝生產(chǎn)的φ202mm×23mm 304L（00Cr19Ni10）無(wú)縫鋼管為冷軋機(jī)組提供管坯，但是在一個(gè)批次的產(chǎn)品中，幾乎每根荒管內(nèi)部沿軸向均零星出現(xiàn)了裂紋。裂紋特征就是荒管內(nèi)表面和外表面基本上完整，但是管坯橫截面上沿圓周方向零星分布細(xì)微裂紋，裂紋沿管坯軸向的長(zhǎng)度大約數(shù)毫米，如圖1（a）所示。裂紋嚴(yán)重時(shí)，在整個(gè)圓周上發(fā)生金屬分層現(xiàn)象，如圖1（b）所示。為找到產(chǎn)生裂紋的原因，作者針對(duì)該批次內(nèi)部出現(xiàn)裂紋的304L穿孔荒管，采用光學(xué)顯微鏡、熱力學(xué)計(jì)算軟件、定量金相、掃描電鏡等多種方法對(duì)荒管內(nèi)部產(chǎn)生裂紋的原因進(jìn)行了分析，為其后續(xù)生產(chǎn)提供指導(dǎo)和借鑒。

1 理化檢驗(yàn)及熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果

二輥斜軋熱穿孔工藝所用鋼坯由國(guó)內(nèi)某特殊鋼廠提供，在出現(xiàn)裂紋的304L穿孔荒管管坯上鋸下一段長(zhǎng)度約為40mm且包含裂紋的圓環(huán)，然后沿荒管軸向切下一塊寬度約為20mm的試樣，進(jìn)行化學(xué)成分分析；利用Thermo－Calc熱力學(xué)計(jì)算軟件，以304L鋼坯的化學(xué)成分為基準(zhǔn)，進(jìn)行相平衡計(jì)算，確定鋼坯在不同溫度下的相組成；采用定量金相法計(jì)算304L鋼坯及穿孔荒管中δ鐵素體（δ相）的含量（面積分?jǐn)?shù)），δ相的腐蝕方法是將顯示奧氏體中δ相的溶液（4g NaOH 、4g KMnO4和100mL H2O的混合溶液）煮沸，腐蝕時(shí)間約為10min；采用便攜式鐵素體測(cè)定儀對(duì)鐵素體含量進(jìn)行測(cè)定，以便和定量金相計(jì)算結(jié)果進(jìn)行對(duì)比；采用Hitachi－3400N型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察304L鋼坯及穿孔荒管的顯微組織，用其附帶的能譜儀分析物相組成。

1.1 化學(xué)成分

從表1中可以看出，鋼坯和荒管的化學(xué)成分基本上一致。

表1 鋼坯及荒管的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical compositions of billet and pierced billet（mass）%

1.2 顯微組織

通常來(lái)說(shuō)，二輥斜軋穿孔中荒管質(zhì)量缺陷的產(chǎn)生既有內(nèi)在原因（鋼坯的化學(xué)成分、夾雜物的種類(lèi)及分布形態(tài)等），也有外部因素（坯料加熱溫度及制度、工模具等）。該304L無(wú)縫鋼管穿孔工藝中鋼坯的穿孔溫度為1 100～1 140℃，穿孔結(jié)束后立即水冷。在同樣的穿孔工藝下，對(duì)不同爐號(hào)、不同批次的鋼坯進(jìn)行穿孔，均未發(fā)現(xiàn)穿孔裂紋，而只有一個(gè)爐號(hào)的鋼坯，共計(jì)30余支料幾乎每根荒管內(nèi)部都出現(xiàn)了零星裂紋。由此推測(cè)，裂紋的起因很可能主要是由鋼坯質(zhì)量所引起的。因此，對(duì)鋼坯及荒管的顯微組織進(jìn)行分析。

從圖2中可以看出，在管坯軸向，沿晶界分布著大量細(xì)長(zhǎng)條狀的黑色物質(zhì)。通過(guò)定量金相計(jì)算知該細(xì)長(zhǎng)條狀黑色物質(zhì)面積分?jǐn)?shù)為2%～3%。

從圖3中可以發(fā)現(xiàn)，沿軸向存在大量細(xì)微裂紋，局部裂紋寬度達(dá)0.1mm；同時(shí)沿晶界分布著大量的細(xì)長(zhǎng)條狀物質(zhì)，且大多數(shù)細(xì)微裂紋與細(xì)長(zhǎng)條物質(zhì)伴生。此外，根據(jù)能譜儀對(duì)細(xì)長(zhǎng)條物質(zhì)的分析，知其為貧鎳富鉻的相（26.2%鉻，3.6%鎳）?？梢?jiàn)，穿孔荒管內(nèi)部裂紋的出現(xiàn)與此細(xì)長(zhǎng)條狀物質(zhì)密切相關(guān)，如何確定并消除該物質(zhì)對(duì)于提高穿孔荒管的質(zhì)量具有十分重要的意義。

1.3 熱力學(xué)相計(jì)算

從圖4中可以看出，鋼液冷卻時(shí)首先從液相中析出體心立方（BCC）結(jié)構(gòu)的δ相，在1 450℃左右發(fā)生包晶反應(yīng)，液相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣南?；?dāng)溫度繼續(xù)下降時(shí)，δ相中析出面心立方（FCC）結(jié)構(gòu)的奧氏體相（γ相），在1 170℃左右δ相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟啵划?dāng)溫度繼續(xù)下降到840～720℃時(shí)，從γ相中先后析出M23C6和σ相，溫度降到約680℃以下時(shí)，從γ相中析出BCC結(jié)構(gòu)的α鐵素體相。根據(jù)304L的穿孔工藝可以判斷，M23C6、σ相和α相是不可能大量出現(xiàn)的。因此，細(xì)長(zhǎng)條狀物質(zhì)可能就是δ相。

2 分析與討論

通常來(lái)說(shuō)，δ相的出現(xiàn)有兩種原因：一是鑄錠凝固時(shí)直接從液相中析出，在隨后的鑄錠開(kāi)坯及熱加工過(guò)程中一直遺留在合金內(nèi)部；二是由于鋼坯加熱溫度偏高且時(shí)間較長(zhǎng)，導(dǎo)致從γ相中析出δ相。304L無(wú)縫鋼管穿孔工藝中，穿孔溫度為1 100～1 140℃，穿孔時(shí)間非常短，且穿孔結(jié)束后立即水冷?？梢?jiàn)，穿孔工藝是不太可能導(dǎo)致δ相的產(chǎn)生。此外，在同樣的工藝下，其它爐號(hào)和批次的304L穿孔荒管內(nèi)部均未發(fā)現(xiàn)裂紋。由此推斷，荒管內(nèi)部的δ相應(yīng)該是從鋼坯中遺傳下來(lái)的。

從圖5中可以看出，沿著鋼坯軸向存在大量的細(xì)長(zhǎng)條狀δ相。定量金相測(cè)定其體積分?jǐn)?shù)為3%～4%。此外，通過(guò)便攜式鐵素體儀進(jìn)行測(cè)定，結(jié)果也表明鐵素體含量（體積分?jǐn)?shù)）約為3%左右。

圖5 304L鋼坯中的δ相Fig.5 δphase in 304Lsteel billet

根據(jù)上述分析，可以推斷上述細(xì)長(zhǎng)條狀物質(zhì)就是δ相。結(jié)合穿孔工藝，認(rèn)為δ相的出現(xiàn)和鋼坯的冶煉密切相關(guān)。從表1可見(jiàn)，304L（00Cr19Ni10）鋼坯中鉬的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.11%，標(biāo)準(zhǔn)中是沒(méi)有此元素的；而鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)只有8.14%，處于標(biāo)準(zhǔn)值的下限。鉬元素是鐵素體的形成元素，通常來(lái)說(shuō)為了獲得穩(wěn)定的奧氏體組織，在含鉬的鋼中必須適當(dāng)提高鎳的含量，以平衡鉬的作用。因此，在此低鎳含鉬的304L鋼坯中，如果鉻、鉬元素存在偏析則更容易形成δ相。此外，鑄錠凝固過(guò)程中，如果冷卻控制得不好，導(dǎo)致δ相來(lái)不及充分回溶到基體中，在后期加工中產(chǎn)生組織遺傳現(xiàn)象，從而影響到鋼坯的熱加工性能［8－9］。

二輥斜軋穿孔是一種復(fù)雜的、不均勻的金屬變形過(guò)程［10－13］，在穿孔變形區(qū)各階段橫截面的變形強(qiáng)度沿直徑分布的規(guī)律可以用［（U1＋W）＋2U2］表示，如圖6所示。

圖6 二輥斜軋穿孔管坯的變形分布［11］Fig.6 Deformation distribution of pierced billet during double－cross piercing process

在穿孔準(zhǔn)備區(qū)，和軋輥接觸的管坯外表層變形劇烈，晶粒細(xì)化，靠近管坯中心的變形量小，晶粒粗大，變形強(qiáng)度沿直徑方向呈U形分布，即U1區(qū)。隨著直徑壓下量的增加，該區(qū)域延續(xù)這樣一個(gè)過(guò)程。當(dāng)壓下量進(jìn)一步增加時(shí)，和軋輥接觸的管坯外表層變形量大，同時(shí)中心區(qū)域變形量也很大，而在兩者之間的過(guò)渡區(qū)域變形量小，管坯內(nèi)外表面晶粒得到細(xì)化，而過(guò)渡區(qū)晶粒粗大，變形強(qiáng)度沿直徑方向呈 W形分布，即W區(qū)。這種形態(tài)一直延續(xù)到穿孔頂頭鼻部，但是晶粒繼續(xù)細(xì)化，同一橫截面上晶粒尺寸差別逐漸縮小。在穿孔段和碾軋段，與軋輥接觸的外表面變形量大，出現(xiàn)晶粒細(xì)化層。同時(shí)與頂頭接觸的荒管內(nèi)表面的變形量也較大，出現(xiàn)晶粒細(xì)化層。但是，在荒管壁厚中間區(qū)變形較緩和，晶粒稍大。這樣，在頂頭一側(cè)，變形強(qiáng)度沿半徑方向呈U形分布，在直徑方向這樣的變形區(qū)有兩個(gè)，即2U2區(qū)［10－11］。

在這樣一種不均勻變形狀態(tài)下，外表層金屬變形劇烈，金屬必然要產(chǎn)生縱向、橫向和切向流動(dòng)，同時(shí)發(fā)生扭轉(zhuǎn)，金屬趨向于周長(zhǎng)增大和脹曲，從而在外表層變形區(qū)和壁厚中間過(guò)渡變形區(qū)產(chǎn)生附加拉應(yīng)力和剪切應(yīng)力［13］。當(dāng)這種附加拉應(yīng)力超過(guò)金屬的強(qiáng)度和塑性變形能力時(shí)，金屬就會(huì)產(chǎn)生開(kāi)裂，這就是荒管外表層開(kāi)裂的原因。外裂通常發(fā)生在U1區(qū)和U2區(qū)。在W區(qū)，金屬晶粒得到細(xì)化，當(dāng)金屬流經(jīng)頂頭表面時(shí)，受到頂頭碾軋作用，管坯內(nèi)表面金屬發(fā)生劇烈變形，晶粒繼續(xù)細(xì)化。同時(shí)，金屬產(chǎn)生切向、縱向流動(dòng)和扭轉(zhuǎn)。于是，在內(nèi)表層和中間過(guò)渡區(qū)產(chǎn)生縱向、切向和橫向拉應(yīng)力，金屬在碾軋過(guò)程中，當(dāng)這種拉應(yīng)力超過(guò)金屬的斷裂強(qiáng)度時(shí)，便會(huì)在內(nèi)表層和中間層之間產(chǎn)生內(nèi)裂紋，內(nèi)裂紋通常在U2區(qū)產(chǎn)生［12］。

δ相是體心立方結(jié)構(gòu)，而γ相是面心立方結(jié)構(gòu)，兩者的變形能力不一致，特別是兩者相界面的熱塑性低于γ相基體的，當(dāng)這兩相共存變形時(shí)，容易產(chǎn)生裂紋［9］。Venugopal等采用恒溫?zé)釅嚎s試驗(yàn)研究304L鋼的熱加工性能時(shí)發(fā)現(xiàn)，高溫高速變形時(shí)容易產(chǎn)生δ相并導(dǎo)致合金高溫塑性降低，當(dāng)變形溫度在1 200℃，應(yīng)變速率在100s－1時(shí)，生成了約0.7%（體積分?jǐn)?shù)）的δ相，導(dǎo)致加工失穩(wěn)現(xiàn)象［14］產(chǎn)生；在厚壁管的斜軋穿孔過(guò)程中，由于變形過(guò)程不容易達(dá)到管壁的中心層，沿變形區(qū)產(chǎn)生雙鼓變形的應(yīng)力狀態(tài)，所以此時(shí)中心層部位的拉應(yīng)力和剪切應(yīng)力急劇增大。在這種較高的拉應(yīng)力狀態(tài)下，在中心層δ相和γ相界面上更容易產(chǎn)生裂紋現(xiàn)象，如圖7所示，甚至在整個(gè)圓周上產(chǎn)生金屬分層現(xiàn)象。

圖7 304L鋼穿孔荒管裂紋SEM形貌Fig.7 SEM morphology of cracks in the pierced billet of 304Lsteel

綜上可見(jiàn)，304L不銹鋼二輥斜軋穿孔工藝中的不均勻變形狀態(tài)、δ相的存在是產(chǎn)生裂紋的主要原因，而不均勻變形產(chǎn)生超過(guò)金屬斷裂強(qiáng)度的拉應(yīng)力和切應(yīng)力則是促進(jìn)了裂紋產(chǎn)生。因此，在奧氏體不銹鋼厚壁管的二輥斜軋穿孔中，首先需要控制原料的質(zhì)量，盡量避免δ相的產(chǎn)生；同時(shí)，需要合理選擇穿孔工藝參數(shù)，如坯料加熱溫度、碾軋角、喂入角和軋輥轉(zhuǎn)速，盡量降低穿孔變形區(qū)的不均勻變形及其產(chǎn)生的附加拉應(yīng)力。

3 結(jié) 論

（1）304L不銹鋼坯由于化學(xué)成分控制不佳，在鋼坯中產(chǎn)生了約3%（體積分?jǐn)?shù)）的δ鐵素體相，穿孔時(shí)不均勻變形是開(kāi)裂紋的主要原因。

（2）304L不銹鋼二輥斜軋熱穿孔過(guò)程中，變形強(qiáng)度沿橫截面方向分布不均勻，δ相與γ相變形能力不一致，在兩相的界面產(chǎn)生高于金屬斷裂強(qiáng)度的拉應(yīng)力和切應(yīng)力，從而促進(jìn)微裂紋形成并擴(kuò)展。

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