hccm水平連鑄bfe10-1-1鋼管冷軋工藝研究

hccm水平連鑄bfe10-1-1鋼管冷軋工藝研究

鐵粉銅具有較高的強度、良好的導(dǎo)熱性和良好的耐腐蝕性。鐵白銅管材作為冷凝管、熱交換器管等廣泛應(yīng)用于火電、船舶、海水淡化等領(lǐng)域。作為鐵白銅典型代表的BFe10-1-1(簡稱BFe10)管材,傳統(tǒng)生產(chǎn)方法采用“半連鑄實心鑄錠—熱擠壓管材—冷軋—拉拔”的工藝(簡稱擠軋拉拔法),由于冷軋/拉拔道次多,加上酸洗、中間退火等工藝,總加工工序多達20多個道次,導(dǎo)致工藝流程長、能耗高、成材率低、成本高等一系列問題?！八竭B鑄白銅管坯-內(nèi)外表面加工處理-行星軋制開坯-直拉或盤拉”(簡稱冷型連鑄軋拉法)是近年來開發(fā)的一種短流程新工藝,采用該工藝可高效生產(chǎn)大直徑、厚壁白銅管坯,成材率較傳統(tǒng)的擠軋拉拔法明顯提高,但白銅管普通水平連鑄(冷型連鑄)時存在兩個主要問題:一是管材內(nèi)外表面質(zhì)量較差,存在橘皮、褶皺、裂紋等表面缺陷,在后續(xù)加工前,須進行外表面銑面、內(nèi)表面采用鋼絲刷進行刷銑(拋光)處理,一方面增加了工序,降低了成材率,另一方面管坯內(nèi)表面缺陷往往難以有效消除,被帶入后續(xù)加工工序,影響產(chǎn)品的質(zhì)量;二是冷型連鑄管材組織具有發(fā)達的徑向柱狀晶組織,致密度較低,不利于后續(xù)的壁厚減薄、軸向延伸的冷加工成形(如軋制、拉拔)。采用連續(xù)定向凝固方法(熱型連鑄)制備小尺寸薄壁純銅或銅合金管材,然后根據(jù)需要進一步加工成精密細小管材,是一種有發(fā)展前景的短流程新工藝。采用熱型連鑄制備的小尺寸薄壁白銅管材具有接近鏡面級的表面質(zhì)量和沿軸向取向的連續(xù)柱狀晶組織,室溫拉伸伸長率達到49%,特別適合于采用盤拉、連拉等方法直接進行后續(xù)冷加工成形。熱型連鑄時,金屬的固液界面被控制在加熱鑄型(熱型)的出口附近,以建立沿拉坯方向的高溫度梯度,獲得沿軸向生長的單晶或連續(xù)柱狀晶組織。這一凝固特點導(dǎo)致熱型連鑄也存在兩個方面的問題:一是在連鑄速度較大或工藝參數(shù)波動時,鑄型出口處容易出現(xiàn)拉漏問題,因而工藝控制難度較大;二是由于受拉坯方向高溫度梯度要求的限制,連續(xù)定向凝固所制備的管材直徑較小(一般直徑小于40mm),壁厚較薄(小于2mm),連鑄速度較慢(小于30mm/min)。熱冷組合鑄型(Heating-coolingcombinedmold,簡稱HCCM)水平連鑄技術(shù)是一種管材連鑄新工藝,其特點如下:通過將加熱鑄型和冷卻鑄型組合在一起,構(gòu)成一個由加熱段(熱型段)和冷卻段(冷型段)組合而成的熱冷組合鑄型,可在熱型段和冷型段過渡區(qū)域內(nèi)建立沿拉坯方向的高溫度梯度,實現(xiàn)組織沿拉坯方向結(jié)晶生長,獲得沿軸向取向的柱狀晶組織。同時,由于金屬的固液界面位置可以在組合鑄型中一定范圍內(nèi)變化,不僅解決了熱型連鑄法易拉漏的問題,而且有利于增大連鑄管材的直徑、壁厚和連鑄速度,使其接近冷型連鑄的水平。研究結(jié)果表明,HCCM水平連鑄法可有效消除冷型連鑄管材中沿徑向發(fā)達的柱狀晶組織,獲得高軸向取向、高致密的柱狀晶組織;可完全消除橘皮、褶皺、裂紋等表面缺陷。采用HCCM水平連鑄制備管坯,然后直接進行冷加工成形,可大大縮短白銅管材傳統(tǒng)生產(chǎn)工藝流程,有利于提高成材率和降低生產(chǎn)成本,是一種具有重要發(fā)展前景的高效短流程工藝。本文作者以HCCM水平連鑄制備的軸向取向柱狀晶組織BFe10管為原料,研究合金管在冷軋加工過程中的組織、織構(gòu)和力學(xué)性能的變化。1實驗1.1連鑄管路宏觀組織實驗材料為BFe10鐵白銅合金,合金成分按標準成分中間值配比,熔煉后取樣進行化學(xué)成分分析,其結(jié)果如表1所列。HCCM水平連鑄的基本原理如圖1所示。合金在熔煉坩堝4中熔化后,經(jīng)導(dǎo)流管6進入保溫坩堝5中保溫;當保溫坩堝溫度與熱型段Ⅰ的溫度達到設(shè)定值后,開啟牽引機構(gòu)10進行管材連鑄成形。實驗時,可通過調(diào)整熔體溫度、熱型段加熱溫度、冷型段冷卻水流量和連鑄拉坯速度等參數(shù)控制管材的質(zhì)量。HCCM水平連鑄制備參數(shù)如下:熔化溫度1250℃,保溫溫度1250℃,熱型段采用感應(yīng)加熱方式,熱型段加熱溫度(熱型溫度)1200℃,冷型段冷卻水流量700L/h,連鑄拉坯速度80mm/min,連鑄管材尺寸d50mm×5mm。圖2所示為連鑄管材的宏觀形貌。由圖2(a)可知,連鑄管材的內(nèi)外表面光亮,無橘皮、微裂紋等表面缺陷,因而無需銑面可直接進行后續(xù)軋制;由圖2(b)可知,管材橫截面壁厚尺寸均勻;由圖2(c)可知,連鑄管材組織為明顯沿軸向取向生長的柱狀晶組織,枝晶主干方向與管材軸向存在一個小的角度,沿生長方向不完全連續(xù),一次枝晶主干間距為100~150μm。采用LD60型皮爾格三輥周期式冷軋機對管材進行軋制,軋制送進量4~15mm/次,雙行程次數(shù)75~85次/min,軋制過程中不進行中間退火。軋制管材的初始尺寸為d50mm×5mm,軋制制度如表2所列。1.2微觀組織的分析分別從表2所示總變形量為20%、40%、60%和80%的冷軋管材上截取長約150mm的管材試樣,采用線切割從所截取的管材試樣上取近軋制平面(TD-RD)試樣和縱截面(LS)試樣,取樣方法如圖3所示。試樣經(jīng)粗磨、細磨和拋光后,采用HNO340mL+CH3COOH40mL+H2O20mL混合溶液侵蝕以獲得微觀組織。采用LV150型光學(xué)金相顯微鏡進行金相分析;采用西門子D5000型X射線衍射儀進行冷軋管近軋制平面試樣的織構(gòu)分析,織構(gòu)測定時采用CuKα輻射,管電壓為35kV,管電流為28mA,測量{111}、{200}和{220}3張不完整極圖,掃測按同心圓步進方式進行,α為0°~70°,β為0°~360°,測量步長為5°,采用二步法計算ODF極圖,結(jié)果用恒φ2ODF截面圖表示。在HXD-1000T型維氏顯微硬度計上測量不同變形量冷軋管8點硬度,然后取平均值,載荷大小為49N,加載時間為15s;采用MTS萬能材料實驗機分析不同變形量冷軋管的力學(xué)性能,拉伸試樣加工及拉伸實驗參照GB/T228—2002《金屬材料室溫拉伸實驗》。2結(jié)果與分析2.1變形量對管材組織的影響白銅管材傳統(tǒng)生產(chǎn)的冷軋和冷拉拔工序中,當變形量達到60%左右時,為保證后續(xù)加工的順利進行,管材需進行中間退火,并且退火溫度較高(700~750℃)。圖4所示為未經(jīng)中間退火處理的不同變形量冷軋管照片。由圖4可知,連鑄管材不經(jīng)銑面可直接進行多道次冷軋,各道次軋后管材表面光亮,未產(chǎn)生裂紋、裂口、飛邊等缺陷,表明采用HCCM水平連鑄工藝制備的管材,無需中間退火,可實現(xiàn)多道次大變形量的冷軋變形,具有良好的冷加工性能。圖5所示為不同變形量冷軋后管材的宏觀組織。由圖5可知,隨著變形量的增加,晶粒直徑逐漸變小,當變形量達到80%時,晶粒變得細長且晶界難以辨認。圖6所示為不同變形量冷軋后管材的高倍金相組織。由圖6可知,隨著變形量的增加,晶粒內(nèi)一次枝晶主干間距逐漸減小,由圖2(c)鑄態(tài)的100~150μm減小到圖6(c)所示變形量為60%時的10~20μm,并且由于軋輥的碾壓,枝晶主干以及枝晶臂從尖銳到扁平直至模糊不清;在60%變形量下,由于位錯之間的相互作用,出現(xiàn)局部剪切變形,形成剪切帶(Shearband),枝晶主干發(fā)生彎曲,如圖6(e)所示。由圖6(d)可知,當變形量為80%時,冷軋管中呈現(xiàn)明顯的“波浪”型層狀形變組織,晶界和枝晶難以分辨。由圖6(f)可以觀察到層狀組織寬度為5~10μm。隨變形量的增加,管材晶?！八榛背砂麎K,碎化的各區(qū)域主要由稠密位錯墻分隔開,隨著形變的進行,稠密位錯墻分裂成平行的位錯墻,稱為顯微帶;在中等應(yīng)變量時,局部切變使冷軋管縱截面存在的顯微帶受干擾形成S形,這些局部切變區(qū)域稱為剪切帶;在較大應(yīng)變量時,變形組織內(nèi)現(xiàn)有剪切帶之間有更多的剪切帶形成,而被剪切帶切動形成的臺階在能量上是不穩(wěn)定的,為了降低能量,這些臺階會逐漸變直,最后形成冷軋管的層狀組織。2.2面心方向非均一性變形方式對最終冷卻效果的影響圖7所示為連鑄態(tài)管材的晶粒取向分布函數(shù)(ODF)恒φ2截面圖。通過ODF圖計算可得,其織構(gòu)中的主要取向為{012}uf0e1621uf0f1,取向密度水平為7級,表明HCCM水平連鑄制備的管材具有很強的鑄造織構(gòu)。圖8所示為不同變形量冷軋管的晶粒取向分布函數(shù)(ODF)圖。隨著變形量的增加,冷軋管的初始織構(gòu)經(jīng)過渡型織構(gòu)先轉(zhuǎn)向不穩(wěn)定取向區(qū)(離散區(qū)),而后轉(zhuǎn)向穩(wěn)定取向區(qū)(聚集區(qū))。通過計算圖8中所示不同變形量冷軋軋管的取向分布函數(shù)圖中φ2=0o或45o取向密度極大值時晶粒的取向可知,過渡型織構(gòu)分別是20%變形量對應(yīng)的主要取向{012}uf0e1100uf0f1和40%時的{057}uf0e1372uf0f1,由于管材初始組織雖具有較強的織構(gòu),但存在不均勻性,因此,在0~40%變形量內(nèi),晶粒轉(zhuǎn)動較為復(fù)雜;當變形量為60%時,冷軋管大部分晶粒已轉(zhuǎn)向不穩(wěn)定取向區(qū)內(nèi)的立方取向Cube{001}uf0e1100uf0f1上,而高斯取向G{011}uf0e1100uf0f1相對于立方取向位于聚集區(qū)內(nèi),因此,當變形量達到80%時晶粒大部分轉(zhuǎn)到高斯取向上,取向變化軌跡如圖9所示。由于BFe10合金中的Cu和Ni無限互溶,形成單一的固溶體,其晶體點陣結(jié)構(gòu)屬于面心立方(FCC),因此,符合FCC多晶體冷軋取向變化的一般規(guī)律:面心立方金屬的最終穩(wěn)定取向為β取向線或β線上的B取向點,高層錯能面心立方金屬軋制變形時的穩(wěn)定取向是一條線(β線),而低層錯能面心立方金屬軋制變形基本的穩(wěn)定取向只是一個取向點(B(黃銅)取向{011}uf0e1211uf0f1)。BFe10合金的層錯能隨著Ni含量的增加而增高(Cu層錯能為40mJ/m2、Ni層錯能為250mJ/m2),并且軋后管材組織中未見明顯孿生現(xiàn)象,表明BFe10合金的變形機制以位錯滑移為主。具有相同變形機制的合金在冷變形中表現(xiàn)出相同的規(guī)律,即管材初始織構(gòu)對最終軋制織構(gòu)有一定影響。具有初始織構(gòu)的BFe10管材在冷軋變形量達到80%時,主要取向仍為α線上的G取向,這表明初始織構(gòu)對軋制織構(gòu)的演變具有很大的影響。由圖9可知,B取向相對于G取向位于聚集區(qū)內(nèi),因此G取向是一個亞穩(wěn)取向,而有B取向的晶粒都有穩(wěn)定性,許多晶粒取向盡管在小變形量時流向G取向,但隨變形量的增大又逐漸沿α線流向B取向,因此可以預(yù)見,具有初始織構(gòu)的BFe10管材在變形量大于80%下變形時,管材織構(gòu)將由G取向沿α線轉(zhuǎn)到β取向線的B織構(gòu)上。2.3變形量對u2004應(yīng)力面的影響圖10所示為不同變形量冷軋后管材的力學(xué)性能。由圖10可知,隨著變形量的增加,冷軋管材的抗拉強度呈直線上升趨勢,由鑄態(tài)時的234MPa增加至80%變形量時的372MPa;伸長率在變形量0~20%范圍內(nèi)下降較快,當變形量大于20%后變化較慢。鑄態(tài)管材的伸長率為46.5%,20%變形量時降至19.8%,當變形量超過60%,伸長率變化較小,維持在13%左右。圖11所示為不同變形量冷軋管材的硬度。由圖11可知,鑄態(tài)管坯的維氏硬度為70HV,在變形量0~20%范圍內(nèi)硬度上升較快,當變形量達到20%時,硬度迅速增加到121HV,其后,隨著變形量的增加,硬度增加較慢;當變形量從20%增加到80%時,硬度從121HV增加至152HV。從變形量對冷軋管材的力學(xué)性能以及硬度影響的結(jié)果分析可知,BFe10鑄態(tài)管材在冷加工過程同樣表現(xiàn)出明顯的加工硬化特征,在0~20%變形量內(nèi),伸長率下降和硬度上升都較快,因此,在制定軋制制度時,第一道次的加工量應(yīng)小于20%,以避免加工硬化速率過快對管材冷加工造成的不利影響。由變形量80%冷軋后管材伸長率仍大于10%,且管材的織構(gòu)仍未達到穩(wěn)定狀態(tài)可知,BFe10管材經(jīng)80%變形量冷軋加工后,仍具有后續(xù)冷加工的能力。因此,將80%變形量冷軋管進行了后續(xù)冷拉拔,不同變形量冷拉管材形貌如圖12所示。尺寸為d32mm×1.5mm的冷軋管材無需退火處理,經(jīng)9道次拉拔(平均延伸系數(shù)1.43)至d5mm×0.4mm,冷拉管表面質(zhì)量良好,表明軸向取向的BFe10白銅管材具有優(yōu)良的冷加工性能。3變形量對裂解晶體織構(gòu)的影響1)采用HCCM水平連鑄制備的BFe10管材冷加工性能優(yōu)良,無需銑面等處理,可直接用于冷軋加工,經(jīng)累積變形量80%冷軋后,管材表面質(zhì)量良好,軋制過程中未產(chǎn)生裂紋、裂口和飛邊等缺陷。2)在冷軋加工過程中,隨著變形量的不斷增加,晶粒沿軋向逐漸變得細長,晶粒內(nèi)一次枝晶主干間距逐漸減小,從鑄態(tài)的100~200μm變化到變形量60%時的10~20μm。當變形量達到60%時,組織中可觀察到明顯的剪切帶;當變形量達到80%時,組織呈波浪狀,枝晶和晶