022Cr19Ni10无缝不锈钢管的裂纹与钢坯及穿孔荒管之间的关系

1 理化检验及热力学计算结果

二辊斜轧热穿孔工艺所用钢坯由国内某不锈钢管厂提供，在出现裂纹的022Cr19Ni10穿孔荒管管坯上锯下一段长度约为40 mm且包含裂纹的圆环，然后沿荒管轴向切下一块宽度约为20 mm的试样，进行化学成分分析；利用热力学计算软件，以022Cr19Ni10钢坯的化学成分为基准，进行相平衡计算，确定钢坯在不同温度下的相组成；采用定量金相法计算022Cr19Ni10钢坯及穿孔荒管中δ铁素体（δ相）的含量（面积分数），δ相的腐蚀方法是将显示奥氏体中δ相的溶液煮沸，腐蚀时间约为10 min;采用便携式铁素体测定仪对铁素体含量进行测定，以便和定量金相计算结果进行对比；采用Hitachi-3400N型扫描电子显微镜(SEM)观察022Cr19Ni10钢坯及穿孔荒管的显微组织，用其附带的能谱仪分析物相组成。

1.1 显微组织

通常来说，二辊斜轧穿孔中荒管质量缺陷的产生既有内在原因（钢坯的化学成分、夹杂物的种类及分布形态等），也有外部因素（坯料加热温度及制度、工模具等）。该022Cr19Ni10无缝不锈钢管穿孔工艺中钢坯的穿孔温度为1 100～1 140℃，穿孔结束后立即水冷。在同样的穿孔工艺下，对不同炉号、不同批次的钢坯进行穿孔，均未发现穿孔裂纹，而只有一个炉号的钢坯，共计30余支料几乎每根荒管内部都出现了零星裂纹。由此推测，裂纹的起因很可能主要是由钢坯质量所引起的。因此，对钢坯及荒管的显微组织进行分析不锈钢换热管。

从图2中可以看出，在管坯轴向，沿晶界分布着大量细长条状的黑色物质。通过定量金相计算知该细长条状黑色物质面积分数为2%～3%。

从图3中可以发现，沿轴向存在大量细微裂纹，局部裂纹宽度达0.1 mm；同时沿晶界分布着大量的细长条状物质，且大多数细微裂纹与细长条物质伴生。此外，根据能谱仪对细长条物质的分析，知其为贫镍富铬的相（26.2%铬，3.6%镍）。可见，穿孔荒管内部裂纹的出现与此细长条状物质密切相关，如何确定并消除该物质对于提高穿孔荒管的质量具有十分重要的意义。

1.2 热力学相计算

钢液冷却时首先从液相中析出体心立方(BCC)结构的δ相，在1 450℃左右发生包晶反应，液相全部转变为δ相；当温度继续下降时，α相中析出面心立方(FCC)结构的奥氏体相（γ相），在1170℃左右α相全部转变为γ相；当温度继续下降到840～720℃时，从γ相中先后析出M23C6和α相，温度降到约680℃以下时，从γ相中析出BCC结构的。铁素体相。根据022Cr19Ni10的穿孔工艺可以判断，M23C6、δ相和α相是不可能大量出现的。因此，细长条状物质可能就是δ相。

2 分析与讨论

通常来说，δ相的出现有两种原因：一是铸锭凝固时直接从液相中析出，在随后的铸锭开坯及热加工过程中一直遗留在合金内部；二是由于钢坯加热温度偏高且时间较长，导致从γ相中析出δ相。022Cr19Ni10无缝不锈钢管穿孔工艺中，穿孔温度为1 1OO～1 140℃，穿孔时间非常短，且穿孔结束后立即水冷。可见，穿孔工艺是不太可能导致α相的产生。此外，在同样的工艺下，其它炉号和批次的022Cr19Ni10穿孔荒管内部均未发现裂纹。由此推断，荒管内部的δ相应该是从钢坯中遗传下来的。

从图5中可以看出，沿着钢坯轴向存在大量的细长条状δ相。定量金相测定其体积分数为3%～4%。此外，通过便携式铁素体仪进行测定，结果也表明铁素体含量（体积分数）约为3%左右。

根据上述分析，可以推断上述细长条状物质就是δ相。结合穿孔工艺，认为α相的出现和钢坯的冶炼密切相关。从表1可见，022Cr19Ni10(00Cr19Ni10)钢坯中钼的质量分数约为0.11%，标准中是没育此元素的；而镍的质量分数只有8.14%，处于标准值的下限。钼元素是铁素体的形成元素，通常来说为了获得稳定的奥氏体组织，在含钼的钢中必须适当提高镍的含量，以平衡钼的作用。因此，在此低镍含钼的022Cr19Ni10钢坯中，如果铬、钼元素存在偏析则更容易形成δ相。此外，铸锭凝固过程中，如果冷却控制得不好，导致δ相来不及充分回溶到基体中，在后期加工中产生组织遗传现象，从而影响到钢坯的热加工性能。

二辊斜轧穿孔是一种复杂的、不均匀的金属变形过程，在穿孔变形区各阶段横截面的变形强度沿直径分布的规律可以用[(U1+W)+2U2]表示，如图6所示。

在穿孔准备区，和轧辊接触的管坯外表层变形剧烈，晶粒细化，靠近管坯中心的变形量小，晶粒粗大，变形强度沿直径方向呈U形分布，即U1区。随着直径压下量的增加，该区域延续这样一个过程。当压下量进一步增加时，和轧辊接触的管坯外表层变形量大，同时中心区域变形量也很大，而在两者之间的过渡区域变形量小，管坯内外表面晶粒得到细化，而过渡区晶粒粗大，变形强度沿直径方向呈W形分布，即W区。这种形态一直延续到穿孔顶头鼻部，但是晶粒继续细化，同一横截面上晶粒尺寸差别逐渐缩小。在穿孔段和碾轧段，与轧辊接触的外表面变形量大，出现晶粒细化层。同时与顶头接触的荒管内表面的变形量也较大，出现晶粒细化层。但是，在荒管壁厚中间区变形较缓和，晶粒稍大。这样，在顶头一侧，变形强度沿半径方向呈U形分布，在直径方向这样的变形区有两个，即2U2区。

在这样一种不均匀变形状态下，外表层金属变形剧烈，金属必然要产生纵向、横向和切向流动，同时发生扭转，金属趋向于周长增大和胀曲，从而在外表层变形区和壁厚中间过渡变形区产生附加拉应力和剪切应力。当这种附加拉应力超过金属的强度和塑性变形能力时，金属就会产生开裂，这就是荒管外表层开裂的原因。外裂通常发生在U1区和U2区。在W区，金属晶粒得到细化，当金属流经顶头表面时，受到顶头碾轧作用，管坯内表面金属发生剧烈变形，晶粒继续细化。同时，金属产生切向、纵向流动和扭转。于是，在内表层和中间过渡区产生纵向、切向和横向拉应力，金属在碾轧过程中，当这种拉应力超过金属的断裂强度时，便会在内表层和中间层之间产生内裂纹，内裂纹通常在U区产生。

δ相是体心立方结构，而γ相是面心立方结构，两者的变形能力不一致，特别是两者相界面的热塑性低于γ相基体的，当这两相共存变形时，容易产生裂纹。采用恒温热压缩试验研究022Cr19Ni10钢的热加工性能时发现，高温高速变形时容易产生δ相并导致合金高温塑性降低，当变形温度在1 200℃，应变速率在100 s-1时，生成了约0.7%（体积分数）的δ相，导致加工失稳现象产生；在厚壁管的斜轧穿孔过程中，由于变形过程不容易达到管壁的中心层，沿变形区产生双鼓变形的应力状态，所以此时中心层部位的拉应力和剪切应力急剧增大。在这种较高的拉应力状态下，在中心层δ相和γ相界面上更容易产生裂纹现象，如图7所示，甚至在整个圆周上产生金属分层现象。