07Cr18Ni11Nb不銹鋼斜軋穿孔分層的原因

(湖州久立永興特種合金材料有限公司，湖州 313000)

0 引 言

07Cr18Ni11Nb不銹鋼(美標(biāo)牌號(hào)UNS S34709)屬于高碳含鈮Cr-Ni奧氏體不銹鋼，穩(wěn)定化元素鈮的加入使其具有優(yōu)良的耐酸堿腐蝕性能，廣泛應(yīng)用于鍋爐、發(fā)電、石油、化工等領(lǐng)域，主要用于制作熱強(qiáng)性要求較高的各類管道零件。

我國自20世紀(jì)60年代開始采用二輥斜軋穿孔工藝制備無縫管[1]。坯料由傾斜布置的、與軋制線成一定角度的雙錐形軋輥帶動(dòng)，沿縱軸旋轉(zhuǎn)前行，被置于軋輥間的穿孔頂頭強(qiáng)制穿孔后，再進(jìn)行壁厚縮減、外徑擴(kuò)大、長度延伸和進(jìn)一步的碾軋變形。二輥斜軋穿孔工藝具有較高的成材率和良好的經(jīng)濟(jì)性，適用于生產(chǎn)不銹鋼、高溫合金及耐蝕合金無縫管[2-5]。穿孔作為無縫管生產(chǎn)的第一道工序，直接影響成品管材的質(zhì)量。而穿孔毛管質(zhì)量的優(yōu)劣取決于管坯成分、加熱制度、模具設(shè)計(jì)、設(shè)備調(diào)整和操作等因素，若控制不當(dāng)，極易出現(xiàn)穿孔廢品。

某公司采用二輥斜軋穿孔工藝生產(chǎn)一批07Cr18Ni11Nb不銹鋼無縫管，在穿孔過程中圓鋼下料14支，其中3支毛管在隨后的超聲波探傷中出現(xiàn)缺陷信號(hào)，波形反射較強(qiáng)，并沿毛管軸向有一定延伸長度。因缺陷不在表面，無法通過打磨、拋光去除，導(dǎo)致鋼管報(bào)廢。該無縫管生產(chǎn)流程為管坯(直徑為247 mm的圓鋼)→剝皮→定尺下料→定心孔→裝爐加熱→穿孔毛管(φ250 mm×22 mm)→拋光→酸洗→探傷→冷軋成品管(φ168 mm×11 mm)。為指導(dǎo)后續(xù)生產(chǎn)，提高成材率，減少經(jīng)濟(jì)損失，作者對(duì)該批毛管內(nèi)部缺陷產(chǎn)生的原因進(jìn)行了分析。

1 理化檢驗(yàn)與結(jié)果

1.1 宏觀及微觀檢查

目視檢查發(fā)現(xiàn)，在毛管橫截面靠近內(nèi)壁處存在一條明顯的裂紋，如圖1所示。利用Axio Imager.M2m型光學(xué)顯微鏡進(jìn)一步分析可知，該裂紋沿毛管周向(橫截面)寬度達(dá)1.5 mm，沿軸向(縱截面)長度超過20 mm，為二維平面缺陷。

圖1 穿孔毛管裂紋宏觀及微觀形貌Fig.1 Macro (a) and micro (b-c) morphology of the crack in pierced pipe: (b) cross section and (c) longitudinal section

1.2 化學(xué)成分

按照ASTM A751-2014a，在毛管缺陷處取樣，采用Spcetro MAXx型直讀光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分分析。由表1可知，穿孔毛管與圓鋼化學(xué)成分基本一致，均符合GB/T 13296-2013對(duì)07Cr18Ni11Nb不銹鋼的要求。

表1 穿孔毛管及圓鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.3 晶粒度及非金屬夾雜物

在毛管缺陷處截取試樣，經(jīng)打磨、拋光后，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的草酸溶液進(jìn)行電解腐蝕，然后依據(jù)ASTM E112-2013對(duì)其晶粒度進(jìn)行評(píng)級(jí)。由圖2可知，穿孔后毛管晶粒度為7.5級(jí)，無異常粗大晶粒，而裂紋附近晶粒度達(dá)8.0級(jí)，且腐蝕顏色較深。按照ASTM E45-2013 A法進(jìn)行非金屬夾雜物評(píng)級(jí)，結(jié)果如表2所示，可見缺陷處A、B、C、D類夾雜物分布及尺寸均無明顯異常。

圖2 穿孔毛管缺陷附近的顯微組織Fig.2 Microstructure near the defect of pierced pipe

表2 穿孔毛管缺陷附近非金屬夾雜物等級(jí)

1.4 微觀形貌及微區(qū)成分

采用Hitachi S-3400N型掃描電子顯微鏡背散射電子衍射(BSE)模式對(duì)不銹鋼毛管缺陷處進(jìn)行顯微觀察。由圖3可知：該缺陷開裂界面平直，無次生裂紋，初步判斷為分層；在分層缺陷附近分布著大量鏈狀和短棒狀白色析出相，其中鏈狀相最長可達(dá)300 μm，單個(gè)棒狀相長度超過20 μm。采用X-ACT型能譜儀(EDS)對(duì)含有該相的區(qū)域進(jìn)行元素面掃描定性分析。由圖4可知，該白色析出相富含鈮元素，鐵、鉻和鎳元素含量較少，由此判斷其為富鈮碳氮化物Nb(C, N)。

圖3 穿孔毛管缺陷附近BSE形貌Fig.3 BSE morphology near pierced pipe defect: (a ) chain-like precipitation and (b) rod-like precipitation

圖4 穿孔毛管析出相附近元素面掃描結(jié)果Fig.4 Surface scanning results of elements near precipitates of pierced pipe: (a) BSE morphology; (b) niobium;(c) chromium; (d) iron and (e) nickel

2 分層原因分析

2.1 碳氮化物偏析

07Cr18Ni11Nb不銹鋼中的鈮元素主要起穩(wěn)定化作用，其與碳、氮間隙原子具有較強(qiáng)的親和力，在退火過程中容易形成細(xì)小彌散的二次析出碳氮化物，這可以降低材料的晶間腐蝕傾向，同時(shí)提高材料強(qiáng)度。然而，在鋼錠熔煉凝固過程中，由于熔體微觀成分的不均勻性，各部分初凝點(diǎn)不盡相同。熔體以樹枝狀結(jié)晶方式凝固時(shí)，先凝固區(qū)域和后凝固區(qū)域中的元素含量便會(huì)存在偏差，形成枝晶偏析。通常原子序數(shù)在鋁之后的合金元素，如鉬、鉭、鈮、鈦、鉿、鋯等的偏析程度依次增加[6-7]。鋼錠尺寸越大，合金化程度越高，偏析敏感度則越高。一般枝晶干上主要元素含量較多，枝晶間則容易富集鈮、鋁、鈦等元素，且碳氮化物等析出相較多，晶粒尺寸較小，因此易發(fā)生腐蝕，故在金相檢驗(yàn)時(shí)，枝晶間表現(xiàn)為暗區(qū)，且晶粒相對(duì)較小，這與圖2顯微組織分析結(jié)果一致。

該批次07Cr18Ni11Nb不銹鋼熔煉時(shí)的電極直徑為350 mm，電渣鋼錠直徑為500 mm，較大的截面尺寸使得鋼錠在凝固過程中不可避免會(huì)發(fā)生枝晶偏析。鈮在鋼中偏析時(shí)通常以高硬的初生Nb(C,N)相形式出現(xiàn)(圖5)，其主要分布在枝晶間，尺寸通常較大(微米級(jí)以上)[8]。經(jīng)1 200 ℃固溶后，鋼中的枝晶偏析及初生Nb(C,N)相依然大量存在，說明該析出相很穩(wěn)定，很難通過固溶處理使其溶解。SUNDMAN等[9]研究發(fā)現(xiàn)，在07Cr18Ni11Nb不銹鋼中，20%(體積分?jǐn)?shù)，下同)的NbC以初生碳化物的形式出現(xiàn)，熔煉時(shí)該碳化物在1 360 ℃開始形成，降溫至550 ℃時(shí)基本結(jié)束；固溶溫度為1 000 ℃時(shí)，約85%的碳化物不會(huì)發(fā)生溶解而繼續(xù)留在基體中，固溶溫度為1 200 ℃時(shí)，約50%的碳化物會(huì)保留下來。由圖5(c)可以看出，經(jīng)熱鍛加工后，07Cr18Ni11Nb不銹鋼中的枝晶已基本消失，而初生Nb(C,N)偏析相依然存在，甚至在熱變形過程中出現(xiàn)聚集長大的趨勢，這進(jìn)一步說明初生Nb(C,N)相非常穩(wěn)定，不易通過熱處理或熱加工的方式消除，具有非常高的組織遺傳性。

圖5 不同狀態(tài)07Cr18Ni11Nb鋼中初生Nb(C,N)相的BSE形貌Fig.5 BSE morphology of primary Nb(C,N) phase in 07Cr18Ni11Nb steel in different states: (a) as-cast;(b) after solid solution at 1 200 ℃ and (c) forged state

圖6 二輥斜軋穿孔管坯的變形強(qiáng)度分布Fig.6 Deformation strength distribution of pierced tube billet during double-cross piercing process: (a) U1 zone; (b) W zone and (c) 2U2 zone

2.2 穿孔過程中的附加拉應(yīng)力

由理化檢驗(yàn)結(jié)果可知，分層失效毛管的化學(xué)成分滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，非金屬夾雜物均無異常，晶粒也無明顯粗化。然而，其組織中分布著大量遺傳自鋼錠組織的、經(jīng)熱加工未充分破碎的鏈狀和短棒狀初生Nb(C,N)相。Nb(C,N)相中NbC的顯微硬度在23.5 GPa以上，NbN的顯微硬度約為14.3 GPa，而07Cr18Ni11Nb鋼基體的顯微硬度最大僅為210 MPa，因此在受外力作用時(shí)，兩者變形存在不協(xié)調(diào)性，相界面處會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中，使管坯的局部斷裂強(qiáng)度降低；該應(yīng)力集中區(qū)域在后續(xù)斜軋穿孔過程中，極易成為裂紋源，導(dǎo)致毛管開裂甚至分層。

二輥斜軋穿孔工藝是一種復(fù)雜的、不均勻的金屬變形過程，穿孔各階段變形區(qū)橫截面的強(qiáng)度沿直徑的分布規(guī)律可以用[(U1+W)+2U2]表示[10]。在開始階段，坯料表面首先與軋輥接觸而發(fā)生劇烈變形，形成表面細(xì)晶層，此時(shí)中心區(qū)域尚為粗晶區(qū)，變形強(qiáng)度沿直徑方向呈U形分布，即U1區(qū)，如圖6(a)所示。隨著壓下量的進(jìn)一步增加，和軋輥接觸的管坯外表層以及中心區(qū)域的變形量較大，而二者之間的過渡區(qū)域變形量較小，管坯外表面和中心晶粒得到細(xì)化，過渡區(qū)晶粒粗大，變形強(qiáng)度沿直徑方向呈W形分布，即W區(qū)，見圖6(b)。W區(qū)形態(tài)一直延續(xù)到坯料與穿孔頂頭接觸時(shí)，當(dāng)兩者接觸后，金屬流經(jīng)頂頭表面，受到頂頭的碾軋作用，晶粒進(jìn)一步細(xì)化，毛管孔腔內(nèi)壁形成細(xì)晶層，其與表面細(xì)晶層的過渡區(qū)域即毛管壁中間區(qū)域的變形量較小，晶粒尺寸較大，這樣在毛管直徑方向便存在兩個(gè)U形區(qū)，即2U2區(qū)，見圖6(c)。變形強(qiáng)度的分布是一種動(dòng)態(tài)概念，與碳鋼相比，高合金鋼通常U1區(qū)長，W區(qū)短，U2區(qū)的變形不均勻性較嚴(yán)重。

在上述不均勻變形狀態(tài)下，始終與軋輥接觸的外表層金屬變形劇烈，隨著軋輥的帶動(dòng)，金屬會(huì)向切向、縱向流動(dòng)并發(fā)生扭轉(zhuǎn)，趨向于使毛管周長增長和鼓脹。于是坯料/毛管的外表層與中心層交界處產(chǎn)生切向、縱向和徑向附加拉應(yīng)力。在后續(xù)進(jìn)行碾軋變形時(shí)，若該附加拉應(yīng)力超過金屬的斷裂強(qiáng)度或裂紋源處的最大承載應(yīng)力，金屬就會(huì)發(fā)生開裂，形成外分層。外分層發(fā)生在坯料與軋輥接觸的U1區(qū)或U2區(qū)。當(dāng)坯料與穿孔頂頭接觸時(shí)，金屬組織受頂頭碾軋作用而發(fā)生細(xì)化。這部分金屬在劇烈塑性變形作用下必然要向切向和縱向流動(dòng)并發(fā)生扭轉(zhuǎn)，于是在毛管腔內(nèi)表面和中間層過渡區(qū)域產(chǎn)生切向、縱向和徑向附加拉應(yīng)力，由應(yīng)力引發(fā)的金屬開裂會(huì)形成內(nèi)分層；內(nèi)分層發(fā)生在U2區(qū)。外分層與內(nèi)分層是相對(duì)概念，分層缺陷通?？拷芡獗砻婊騼?nèi)表面并深入到皮下一定深度。

2.3 穿孔過程中的工藝因素

二輥斜軋穿孔過程中的主要工藝參數(shù)為坯料加熱制度、軋輥轉(zhuǎn)速、送進(jìn)角和碾軋角等。其對(duì)07Cr18Ni11Nb不銹鋼管穿孔分層的影響如下。

(1) 加熱制度。07Cr18Ni11Nb不銹鋼屬于熱強(qiáng)鋼，其熱塑性變形溫度范圍窄、高溫變形抗力大、低溫?zé)釋?dǎo)率低。因此，在斜軋穿孔前進(jìn)行加熱時(shí)，若在低溫段(小于850 ℃)加熱過快，坯料易產(chǎn)生裂紋；若在高溫段(1 100～1 200 ℃)保溫時(shí)間過長，晶粒會(huì)發(fā)生粗化，導(dǎo)致其熱塑性變差，進(jìn)一步增加斜軋變形抗力，并且坯料在高溫段易析出δ鐵素體，造成毛管內(nèi)表面開裂、折疊等缺陷[11]。此外，對(duì)于大尺寸坯料，若翻鋼不及時(shí)，其橫截面沿直徑方向的溫度分布不均勻，也會(huì)加劇分層或開裂傾向。

(2) 軋輥轉(zhuǎn)速。較低的軋輥轉(zhuǎn)速有利于減小頂頭的軸向阻力，使坯料中心發(fā)生均勻塑性變形，促進(jìn)孔腔的形成。隨著軋輥轉(zhuǎn)速的提高，坯料形成孔腔的臨界變形量提高，而毛管出現(xiàn)分層缺陷的臨界變形量降低，不利于穿孔變形的進(jìn)行。同時(shí)，軋輥轉(zhuǎn)速?zèng)Q定了穿孔速度，穿孔速度越快，材料因變形產(chǎn)生的溫升也越大，且不易控制[12]，這對(duì)于07Cr18Ni11Nb不銹鋼穿孔變形是十分不利的。雖然穿孔速度快可以提高生產(chǎn)效率，但分層缺陷未解決之前，談產(chǎn)量是毫無意義的，特別是對(duì)07Cr18Ni11Nb不銹鋼等高附加值材料而言。目前，同樣穿孔規(guī)格的普通304奧氏體不銹鋼在進(jìn)行二輥斜軋穿孔時(shí)的軋輥轉(zhuǎn)速一般控制在300～400 r·min-1，而該批次07Cr18Ni11Nb不銹鋼的在400 r·min-1左右，作為比普通304不銹鋼熱強(qiáng)性更高的鋼種，該轉(zhuǎn)速顯然略高。

(3) 碾軋角和送進(jìn)角。碾軋角是指二輥斜軋穿孔機(jī)軋輥的出口錐角，送進(jìn)角指軋輥軸線與穿孔方向在水平面投影的夾角，也稱喂入角、前進(jìn)角、咬入角等[13-14]。田黨[15]指出：要消除分層缺陷，需要碾軋角和送進(jìn)角的合理匹配；對(duì)于一定成分的合金，其存在一個(gè)臨界碾軋角，當(dāng)碾軋角大于該臨界碾軋角時(shí)，毛管的分層缺陷才能消除。但錐形輥穿孔機(jī)的碾軋角受到轉(zhuǎn)鼓、牌坊空間、天車、廠房高度等的限制，是不能隨意調(diào)整的。在固定碾軋角下，對(duì)于不同規(guī)格的07Cr18Ni11Nb不銹鋼坯料及毛管，尋求合適的送進(jìn)角還需匹配軋輥轉(zhuǎn)速等作系統(tǒng)性研究。

綜上所述，07Cr18Ni11Nb不銹鋼斜軋穿孔時(shí)發(fā)生分層缺陷是穿孔過程中的非均勻變形和初生Nb(C,N)偏析相共同作用的結(jié)果。受軋輥?zhàn)饔枚谂髁?毛管外表層和中心層過渡區(qū)域引入的附加拉應(yīng)力和由頂頭作用而在毛管腔內(nèi)表層和中間層過渡區(qū)引入的附加拉應(yīng)力是分層缺陷產(chǎn)生的必要條件。該失效07Cr18Ni11Nb不銹鋼毛管坯料中存在的鏈狀和棒狀初生Nb(C,N)偏析相與奧氏體基體的非協(xié)調(diào)變形進(jìn)一步降低了分層缺陷出現(xiàn)的門檻，較低的附加拉應(yīng)力即可引起管坯金屬的開裂或分層。同時(shí)，管坯加熱制度、穿孔軋輥轉(zhuǎn)速、碾軋角和送進(jìn)角等參數(shù)之間的匹配也是影響穿孔毛管質(zhì)量的重要因素。

3 結(jié)論及建議

(1) 該07Cr18Ni11Nb不銹鋼中存在鏈狀和棒狀初生Nb(C,N)偏析相，在斜軋穿孔過程中，其與奧氏體基體變形不協(xié)調(diào)，在界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中，造成管坯局部斷裂強(qiáng)度降低；同時(shí)坯料/毛管變形強(qiáng)度沿橫截面分布不均勻，過渡區(qū)域存在附加拉應(yīng)力。兩者的共同作用導(dǎo)致毛管出現(xiàn)裂紋，裂紋在后續(xù)碾軋過程中不斷擴(kuò)展，最終導(dǎo)致分層。

(2) 穿孔工藝參數(shù)如坯料加熱制度、軋輥轉(zhuǎn)速、送進(jìn)角和碾轉(zhuǎn)角等匹配不當(dāng)，會(huì)進(jìn)一步加劇坯料/毛管沿截面的非均勻變形，引起分層。

(3) 建議在滿足產(chǎn)品要求的條件下，將07Cr18Ni11Nb鋼中碳、鈮元素含量控制在范圍下限，并盡量降低氮元素含量。同時(shí)改進(jìn)電渣重熔工藝，降低熔速，改善鑄錠凝固條件，減小鈮元素的偏析，從源頭上減少初生Nb(C,N)相。此外，要根據(jù)坯料情況合理調(diào)整穿孔工藝參數(shù)，如坯料低溫段緩慢加熱、高溫段快速加熱，在現(xiàn)有基礎(chǔ)上適當(dāng)降低軋輥轉(zhuǎn)速，尋找軋輥碾軋角、送進(jìn)角和軋輥轉(zhuǎn)速等參數(shù)的合理匹配，以降低非均勻變形引起的附加拉應(yīng)力。