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    核電主管道資料316LN不銹鋼管塑性成形過程晶粒細化

    關鍵詞:316LN不銹鋼管 來源:管理員 發布時間:2019-11-20

    核電主管道資料316LN不銹鋼管塑性成形過程晶粒細化

    AP1000核電主管道資料為316LN,該鋼種無法經過熱處置細化晶粒,需在鍛造過程中保證產品的晶粒度請求。該文研討了316LN不銹鋼管單道次和多道次變形條件下的動態再結晶行為,取得316LN不銹鋼管在鍛形成形中的晶粒細化判據;提出了上平下V砧的改良砧形,對鍛件采用大圓角V砧以及上下不等砧寬比停止拔長,采用數值模仿和物理模仿相分離的辦法,研討了拔長過程應力應變散布規律,并肯定合理的工藝參數,有效地進步鍛件變形區域的等效應變及平均散布,到達鍛件變形平均和晶粒細化的目的。該結果對核電主管道鍛造工藝計劃優化具有理論參考價值。

    核電主管道是核電蒸氣供給系統輸出堆芯熱能的大型厚壁管道,屬于核一級關鍵部件。AP1000核電主管道用鋼為奧氏體不銹鋼,牌號為316LN。該鋼種在加熱或冷卻的過程中沒有相變,因而不能經過熱處置細化晶粒。為了到達最終產品的晶粒度請求(ASTM2級或更細的ASTM4級),主管道的鍛形成形起著關鍵的作用[1-3]。目前,國內外在同步停止AP1000核電主管道的研制工作。核電主管道鍛形成形包括鐓粗、拔長、分料、整圓等工序,其關鍵工序是拔長。上平下V砧法拔長較無Mannesmann效應的鍛造(freefromMannesmanneffect,FM)法和寬砧大壓下量鍛造(widedieheavyblowforging,WHF)法具有更高的拔長效率;較寬砧大壓下量上下V砧(KD)法對壓機的噸位請求低,且上平下V砧拔長時,鍛件圓截面應變散布不對稱,更有利于進步最終管坯產品的質量[4-5]。因而,本文提出上平下V砧的改良砧形,采用數值模仿和物理模仿相分離的辦法,對鍛件采用大圓角V砧以及上下不等砧寬比停止拔長的實驗研討,討論經過改良砧形進步鍛件等效應變散布的可能性,以處理316LN不銹鋼管鍛造過程晶粒細化和晶粒平均性問題。

    1、316LN不銹鋼管的動態再結晶行為與晶粒細化

    低層錯能的金屬資料在熱塑性變形過程中,動態再結晶是其主要的軟化機制。316LN不銹鋼管為典型低層錯能鋼,在再結晶溫度線以上能夠發作動態再結晶。動態再結晶是以無畸變的晶核生成、長大構成再結晶晶粒替代含有高位錯密度的形變晶粒的過程,在消弭大量位錯的同時能夠到達細化晶粒的目的。圖1a為1100℃時,316LN不銹鋼管原始試樣顯微組織;圖1b為1100℃、應變速率為0.01s-1時,316LN不銹鋼管發作完整動態再結晶的試樣顯微組織。

    核電主管道鍛造時應變速率可達0.01s-1量級。熱力學模仿實驗[6]得到了316LN不銹鋼管發作完整動態再結晶的規律,即隨著真實應變的增加,活動應力趨于穩態,其臨界的真實應變值為穩態應變εs。依據實驗結果,穩態應變εs和Z參數之間存在以下關系:εs=0.153Z0.044。其中,Z為Zener-Hollomon參數,即溫度補償應變速率因子。316LN不銹鋼管發作動態再結晶后的晶粒尺寸dDRX與Z參數之間的關系為dDRX=6.108×106Z-0.392。依據以上公式,能夠計算取得316LN不銹鋼管在應變速率為0.01s-1條件下,各個溫度的穩態應變εs以及晶粒尺寸dDRX,如表1中所示。

    ASTM4級的晶粒大小大約為80μm,因而在鍛造的過程中,假如能保證每個溫度條件下,316LN不銹鋼管的真實應變大于穩態應變,則鍛造后的晶粒尺寸能夠到達ASTM4級或更細。在鍛造的過程中,鍛件溫度是逐步降低的。本文經過熱力學模仿實驗[7],研討了316LN不銹鋼管多道次變形條件下的動態再結晶行為。圖2中為316LN不銹鋼管在不同變形溫度梯度、應變速率為0.01s-1條件下的雙道次變形試樣顯微組織。其中:T1,T2,ε1和ε2分別為第1、2道次的變形溫度和應變量。用截線法計算得到其晶粒尺寸分別為(a)50.5μm和(b)23.8μm,滿足晶粒度請求。因而,在1050~1200℃的高溫區,在鍛造條件允許的狀況下,增大316LN不銹鋼管鍛造時的變形量,有利于保證動態再結晶的充沛發作和晶粒細化。

    圖3中為316LN不銹鋼管雙道次變形條件下的高溫活動應力曲線。溫度梯度1100~1050℃時,道次2的活動應力曲線沒有到達穩態,其穩態應變εs>0.60;溫度梯度1200~1150℃時,道次2的活動應力曲線曾經到達穩態,其穩態應變εs約為0.58。因而,后續道次發作動態再結晶的穩態應變值根本上不受初始道次的影響。在可鍛溫度的低溫區900~1050℃時,316LN不銹鋼管的變形抗力比擬大,到達完整動態再結晶所需的穩態應變值和壓機噸位也比擬大,316LN不銹鋼管很難到達完整動態再結晶,思索預防裂紋缺陷的萌發、鍛造設備條件和鍛造可操作性(采用單一變形量),因而316LN不銹鋼管鍛造過程高溫區完整動態再結晶是完成晶粒細化的主要技術手腕。綜上所述,在316LN不銹鋼管的鍛造過程中,經過動態再結晶能夠細化晶粒。假如以1050℃發作完整動態再結晶為參考規范,則鍛造過程中的真實應變應大于0.655。思索到溫度降低的要素,真實應變越大越好。核電主管道鍛件鍛造過程中,控制316LN不銹鋼管產生完整動態再結晶的工藝條件,并進步鍛件塑性變形的平均性,是處理316LN不銹鋼管晶粒細化和晶粒平均性的關鍵。

    2模型的構建及模仿辦法

    AP1000核電主管道鍛件主拔長工藝前鍛件圓截面直徑D0尺寸約為2050mm。本文的實驗研討樹立在上平下V砧法的根底上[8],將下V砧兩工作面采用大圓角過渡以及單獨改動下V砧的砧寬比;上砧為砧寬比為0.6的平砧,即砧寬為1230mm,V砧砧角采用消費實踐中普遍運用的120°,如圖4中所示。為了敘說便當,實驗結果顯現的坐標設置為:中心徑線以坯料中心為坐標原點,坯料上端為10,下端為-10;XZ面的中心軸線以坯料中心為坐標原點,坯料右端為10,坯料左端為-10。數值模仿運用Deform3D軟件作為模仿平臺,采用三維剛塑性有限元模型,模仿坯料尺寸與真實鍛件尺寸按1∶1的比例停止結構。為簡化計算、進步計算精度和效率,依據對稱性條件,取鍛件的1/4作為研討對象。在高溫鍛造狀況下摩擦因子?。埃?,水壓機速率設定為20mm/s,壓下率為16%,模仿資料模型由主管道用鋼316LN經過實驗測得。物理模仿采用純度為99.99%經過大鍛比鍛造的純鉛作為模仿資料[9]。依據模仿類似性原則,模仿試件尺寸與真實鍛件按1∶33的比例結構。實驗時將試件沿子午面剖開并在截面上刻劃柵線,采用低熔點Wood合金將試件焊合,在液壓實驗機上停止上平下V砧法拔長實驗。實驗中上下砧采用室溫模具鋼以確保試樣上下端面摩擦契合模仿類似條件,在實驗中控制應變速率ε·≤10-4s-1,保證試樣內部再結晶停止充沛,無硬化現象?;谒墓濣c等參數單元理論和Euler大變形公式,采用坐標網格法對實驗數據停止處置[10]。

    3上平下V砧改良砧形及變形散布規律

    實踐消費中,運用傳統上平下V砧拔長時,鍛件下端沒有約束,易向V砧砧角間隙處活動。加大圓角半徑后,這一活動的趨向遭到障礙,鍛件內部會取得更多的壓應力和等效應變。當大圓角半徑R與坯料半徑R0比值在0.8~1.2之間時,能顯著增加或改善等效應變的散布;其中比值為1時,即半徑相等時,鍛件與V砧接觸面積最大,其等效應變峰值可到達最大值,見圖5a。在鍛造的過程中,拉應力容易產生裂紋,應該防止,過渡圓角砧形能顯著減小坯料下半局部的拉應力,見圖5b。

    增大上平下V砧的砧寬比,能夠增加砧子與坯料的接觸面積,使坯料內部取得更多的壓應力,預防裂紋的產生,但是也增大了壓機載荷。由FM法和FM上下V砧拔長法[11-12]得到啟示,本文僅增大V砧砧寬比,在增大坯料內部等效應變散布的同時,以求到達壓機載荷增大的幅度較小。當V砧砧寬比逐步增大時,坯料內部等效應變也是逐步增大;當V砧增大為V臺時,等效應變到達最大值,如圖6a所示。從應力狀態剖析,V砧砧寬的增大有利于消弭中心拉應力,且砧寬比越大壓應力越大;但當V砧砧寬比大于0.9時,坯料下半局部4/5D0至下外表區域拉應力增大較為明顯,如圖6b所示。因而,V砧砧寬比應小于0.9。將上下砧寬比分別為0.6和0.8的組合砧簡記為0.6—0.8。如表2中所示,與組合砧0.6—0.6相比擬,組合砧0.8—0.8拔長時,應變峰值增大5.88%,上砧載荷需增加26.13%;組合砧0.6—0.8拔長時,應變峰值增大7.65%,上砧載荷增大8.63%。因而,采用上下不等砧寬比拔長時,在改善了中心徑線等效應變的同時,上砧載荷只要較小幅度的增大,到達了優化工藝的效果。

    綜上所述,對鍛件采用大圓角V砧或上下不等砧寬比拔長,均能夠增加或改善鍛件等效應變散布。當壓下率為16%時,改良組合砧(大圓角半徑比值1.0、V砧砧寬比0.8)與普通砧形(砧寬比0.6)拔長后中心徑線等效應變峰值分別為0.400和0.340,即組合砧顯著增大了坯料截面的等效應變。為了考證數值模仿實驗得到結論的正確性,分別停止了普通砧形以及組合砧形拔長的物理模仿。經過數據處置后,試樣的中心截面等效應變散布如圖7中所示。比擬可知,組合砧能夠顯著增大試件中心的等效應變散布。在壓下率不變的狀況下,采用改良的組合砧形,能夠取得更好的應變散布狀態,這和數值模仿得出了分歧的結論。關于物理模仿實驗,由于采用坐標網格法停止四節點網格的截取,停止了一定的近似,因而實驗結果會有誤差,但這不影響對變形散布規律的剖析。

    4改良砧形連砧翻轉拔長工藝對晶粒細化的作用

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