304L無縫鋼管二輥斜軋穿孔裂紋的形成原因

王寶順，邵 羽，李 三，趙芳馨，沈紅英，朱新強

（浙江久立特材科技股份有限公司，湖州313000）

0 引 言

國內從20世紀60年代起就一直采用二輥斜軋穿孔工藝生產18－8型不銹鋼無縫管［1］，該工藝不僅可以用于不銹鋼管的生產，同樣也適合高合金（如高溫合金、耐蝕合金）鋼管的生產［2－3］。但是，在二輥斜軋穿孔工藝中，鋼坯質量、坯料加熱制度、工具設計、設備調整和操作等因素控制不佳時則容易產生廢品，如壁厚、內裂、內擦傷、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的φ202mm×23mm 304L（00Cr19Ni10）無縫鋼管為冷軋機組提供管坯，但是在一個批次的產品中，幾乎每根荒管內部沿軸向均零星出現了裂紋。裂紋特征就是荒管內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微裂紋，裂紋沿管坯軸向的長度大約數毫米，如圖1（a）所示。裂紋嚴重時，在整個圓周上發生金屬分層現象，如圖1（b）所示。為找到產生裂紋的原因，作者針對該批次內部出現裂紋的304L穿孔荒管，采用光學顯微鏡、熱力學計算軟件、定量金相、掃描電鏡等多種方法對荒管內部產生裂紋的原因進行了分析，為其后續生產提供指導和借鑒。

1 理化檢驗及熱力學計算結果

二輥斜軋熱穿孔工藝所用鋼坯由國內某特殊鋼廠提供，在出現裂紋的304L穿孔荒管管坯上鋸下一段長度約為40mm且包含裂紋的圓環，然后沿荒管軸向切下一塊寬度約為20mm的試樣，進行化學成分分析；利用Thermo－Calc熱力學計算軟件，以304L鋼坯的化學成分為基準，進行相平衡計算，確定鋼坯在不同溫度下的相組成；采用定量金相法計算304L鋼坯及穿孔荒管中δ鐵素體（δ相）的含量（面積分數），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，腐蝕時間約為10min；采用便攜式鐵素體測定儀對鐵素體含量進行測定，以便和定量金相計算結果進行對比；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 化學成分

從表1中可以看出，鋼坯和荒管的化學成分基本上一致。

表1 鋼坯及荒管的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical compositions of billet and pierced billet（mass）%

1.2 顯微組織

通常來說，二輥斜軋穿孔中荒管質量缺陷的產生既有內在原因（鋼坯的化學成分、夾雜物的種類及分布形態等），也有外部因素（坯料加熱溫度及制度、工模具等）。該304L無縫鋼管穿孔工藝中鋼坯的穿孔溫度為1 100～1 140℃，穿孔結束后立即水冷。在同樣的穿孔工藝下，對不同爐號、不同批次的鋼坯進行穿孔，均未發現穿孔裂紋，而只有一個爐號的鋼坯，共計30余支料幾乎每根荒管內部都出現了零星裂紋。由此推測，裂紋的起因很可能主要是由鋼坯質量所引起的。因此，對鋼坯及荒管的顯微組織進行分析。

從圖2中可以看出，在管坯軸向，沿晶界分布著大量細長條狀的黑色物質。通過定量金相計算知該細長條狀黑色物質面積分數為2%～3%。

從圖3中可以發現，沿軸向存在大量細微裂紋，局部裂紋寬度達0.1mm；同時沿晶界分布著大量的細長條狀物質，且大多數細微裂紋與細長條物質伴生。此外，根據能譜儀對細長條物質的分析，知其為貧鎳富鉻的相（26.2%鉻，3.6%鎳）。可見，穿孔荒管內部裂紋的出現與此細長條狀物質密切相關，如何確定并消除該物質對于提高穿孔荒管的質量具有十分重要的意義。

1.3 熱力學相計算

從圖4中可以看出，鋼液冷卻時首先從液相中析出體心立方（BCC）結構的δ相，在1 450℃左右發生包晶反應，液相全部轉變為δ相；當溫度繼續下降時，δ相中析出面心立方（FCC）結構的奧氏體相（γ相），在1 170℃左右δ相全部轉變為γ相；當溫度繼續下降到840～720℃時，從γ相中先后析出M23C6和σ相，溫度降到約680℃以下時，從γ相中析出BCC結構的α鐵素體相。根據304L的穿孔工藝可以判斷，M23C6、σ相和α相是不可能大量出現的。因此，細長條狀物質可能就是δ相。

2 分析與討論

通常來說，δ相的出現有兩種原因：一是鑄錠凝固時直接從液相中析出，在隨后的鑄錠開坯及熱加工過程中一直遺留在合金內部；二是由于鋼坯加熱溫度偏高且時間較長，導致從γ相中析出δ相。304L無縫鋼管穿孔工藝中，穿孔溫度為1 100～1 140℃，穿孔時間非常短，且穿孔結束后立即水冷。可見，穿孔工藝是不太可能導致δ相的產生。此外，在同樣的工藝下，其它爐號和批次的304L穿孔荒管內部均未發現裂紋。由此推斷，荒管內部的δ相應該是從鋼坯中遺傳下來的。

從圖5中可以看出，沿著鋼坯軸向存在大量的細長條狀δ相。定量金相測定其體積分數為3%～4%。此外，通過便攜式鐵素體儀進行測定，結果也表明鐵素體含量（體積分數）約為3%左右。

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

根據上述分析，可以推斷上述細長條狀物質就是δ相。結合穿孔工藝，認為δ相的出現和鋼坯的冶煉密切相關。從表1可見，304L（00Cr19Ni10）鋼坯中鉬的質量分數約為0.11%，標準中是沒有此元素的；而鎳的質量分數只有8.14%，處于標準值的下限。鉬元素是鐵素體的形成元素，通常來說為了獲得穩定的奧氏體組織，在含鉬的鋼中必須適當提高鎳的含量，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，鑄錠凝固過程中，如果冷卻控制得不好，導致δ相來不及充分回溶到基體中，在后期加工中產生組織遺傳現象，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雜的、不均勻的金屬變形過程［10－13］，在穿孔變形區各階段橫截面的變形強度沿直徑分布的規律可以用［（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

在穿孔準備區，和軋輥接觸的管坯外表層變形劇烈，晶粒細化，靠近管坯中心的變形量小，晶粒粗大，變形強度沿直徑方向呈U形分布，即U1區。隨著直徑壓下量的增加，該區域延續這樣一個過程。當壓下量進一步增加時，和軋輥接觸的管坯外表層變形量大，同時中心區域變形量也很大，而在兩者之間的過渡區域變形量小，管坯內外表面晶粒得到細化，而過渡區晶粒粗大，變形強度沿直徑方向呈 W形分布，即W區。這種形態一直延續到穿孔頂頭鼻部，但是晶粒繼續細化，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，出現晶粒細化層。同時與頂頭接觸的荒管內表面的變形量也較大，出現晶粒細化層。但是，在荒管壁厚中間區變形較緩和，晶粒稍大。這樣，在頂頭一側，變形強度沿半徑方向呈U形分布，在直徑方向這樣的變形區有兩個，即2U2區［10－11］。

在這樣一種不均勻變形狀態下，外表層金屬變形劇烈，金屬必然要產生縱向、橫向和切向流動，同時發生扭轉，金屬趨向于周長增大和脹曲，從而在外表層變形區和壁厚中間過渡變形區產生附加拉應力和剪切應力［13］。當這種附加拉應力超過金屬的強度和塑性變形能力時，金屬就會產生開裂，這就是荒管外表層開裂的原因。外裂通常發生在U1區和U2區。在W區，金屬晶粒得到細化，當金屬流經頂頭表面時，受到頂頭碾軋作用，管坯內表面金屬發生劇烈變形，晶粒繼續細化。同時，金屬產生切向、縱向流動和扭轉。于是，在內表層和中間過渡區產生縱向、切向和橫向拉應力，金屬在碾軋過程中，當這種拉應力超過金屬的斷裂強度時，便會在內表層和中間層之間產生內裂紋，內裂紋通常在U2區產生［12］。

δ相是體心立方結構，而γ相是面心立方結構，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，當這兩相共存變形時，容易產生裂紋［9］。Venugopal等采用恒溫熱壓縮試驗研究304L鋼的熱加工性能時發現，高溫高速變形時容易產生δ相并導致合金高溫塑性降低，當變形溫度在1 200℃，應變速率在100s－1時，生成了約0.7%（體積分數）的δ相，導致加工失穩現象［14］產生；在厚壁管的斜軋穿孔過程中，由于變形過程不容易達到管壁的中心層，沿變形區產生雙鼓變形的應力狀態，所以此時中心層部位的拉應力和剪切應力急劇增大。在這種較高的拉應力狀態下，在中心層δ相和γ相界面上更容易產生裂紋現象，如圖7所示，甚至在整個圓周上產生金屬分層現象。

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，304L不銹鋼二輥斜軋穿孔工藝中的不均勻變形狀態、δ相的存在是產生裂紋的主要原因，而不均勻變形產生超過金屬斷裂強度的拉應力和切應力則是促進了裂紋產生。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量，盡量避免δ相的產生；同時，需要合理選擇穿孔工藝參數，如坯料加熱溫度、碾軋角、喂入角和軋輥轉速，盡量降低穿孔變形區的不均勻變形及其產生的附加拉應力。

3 結 論

（1）304L不銹鋼坯由于化學成分控制不佳，在鋼坯中產生了約3%（體積分數）的δ鐵素體相，穿孔時不均勻變形是開裂紋的主要原因。

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

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