核电主管道资料316LN不锈钢管塑性成形过程晶粒细化
ＡＰ１０００核电主管道资料为316LN，该钢种无法经过热处置细化晶粒，需在锻造过程中保证产品的晶粒度请求。该文研讨了316LN不锈钢管单道次和多道次变形条件下的动态再结晶行为，取得316LN不锈钢管在锻形成形中的晶粒细化判据；提出了上平下Ｖ砧的改良砧形，对锻件采用大圆角Ｖ砧以及上下不等砧宽比停止拔长，采用数值模仿和物理模仿相分离的办法，研讨了拔长过程应力应变散布规律，并肯定合理的工艺参数，有效地进步锻件变形区域的等效应变及平均散布，到达锻件变形平均和晶粒细化的目的。该结果对核电主管道锻造工艺计划优化具有理论参考价值。
核电主管道是核电蒸气供给系统输出堆芯热能的大型厚壁管道，属于核一级关键部件。ＡＰ１０００核电主管道用钢为奥氏体不锈钢，牌号为３１６ＬＮ。该钢种在加热或冷却的过程中没有相变，因而不能经过热处置细化晶粒。为了到达最终产品的晶粒度请求（ＡＳＴＭ２级或更细的ＡＳＴＭ４级），主管道的锻形成形起着关键的作用［１－３］。目前，国内外在同步停止ＡＰ１０００核电主管道的研制工作。核电主管道锻形成形包括镦粗、拔长、分料、整圆等工序，其关键工序是拔长。上平下Ｖ砧法拔长较无Ｍａｎｎｅｓｍａｎｎ效应的锻造（ｆｒｅｅｆｒｏｍＭａｎｎｅｓｍａｎｎｅｆｆｅｃｔ，ＦＭ）法和宽砧大压下量锻造（ｗｉｄｅｄｉｅｈｅａｖｙｂｌｏｗｆｏｒｇｉｎｇ，ＷＨＦ）法具有更高的拔长效率；较宽砧大压下量上下Ｖ砧（ＫＤ）法对压机的吨位请求低，且上平下Ｖ砧拔长时，锻件圆截面应变散布不对称，更有利于进步最终管坯产品的质量［４－５］。因而，本文提出上平下Ｖ砧的改良砧形，采用数值模仿和物理模仿相分离的办法，对锻件采用大圆角Ｖ砧以及上下不等砧宽比停止拔长的实验研讨，讨论经过改良砧形进步锻件等效应变散布的可能性，以处理316LN不锈钢管锻造过程晶粒细化和晶粒平均性问题。
１、316LN不锈钢管的动态再结晶行为与晶粒细化
低层错能的金属资料在热塑性变形过程中，动态再结晶是其主要的软化机制。316LN不锈钢管为典型低层错能钢，在再结晶温度线以上能够发作动态再结晶。动态再结晶是以无畸变的晶核生成、长大构成再结晶晶粒替代含有高位错密度的形变晶粒的过程，在消弭大量位错的同时能够到达细化晶粒的目的。图１ａ为１１００℃时，316LN不锈钢管原始试样显微组织；图１ｂ为１１００℃、应变速率为０．０１ｓ－１时，316LN不锈钢管发作完整动态再结晶的试样显微组织。
核电主管道锻造时应变速率可达０．０１ｓ－１量级。热力学模仿实验［６］得到了316LN不锈钢管发作完整动态再结晶的规律，即随着真实应变的增加，活动应力趋于稳态，其临界的真实应变值为稳态应变εｓ。依据实验结果，稳态应变εｓ和Ｚ参数之间存在以下关系：εｓ＝０．１５３Ｚ０．０４４。其中，Ｚ为Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数，即温度补偿应变速率因子。316LN不锈钢管发作动态再结晶后的晶粒尺寸ｄＤＲＸ与Ｚ参数之间的关系为ｄＤＲＸ＝６．１０８×１０６Ｚ－０．３９２。依据以上公式，能够计算取得316LN不锈钢管在应变速率为０．０１ｓ－１条件下，各个温度的稳态应变εｓ以及晶粒尺寸ｄＤＲＸ，如表１中所示。
ＡＳＴＭ４级的晶粒大小大约为８０μｍ，因而在锻造的过程中，假如能保证每个温度条件下，316LN不锈钢管的真实应变大于稳态应变，则锻造后的晶粒尺寸能够到达ＡＳＴＭ４级或更细。在锻造的过程中，锻件温度是逐步降低的。本文经过热力学模仿实验［７］，研讨了316LN不锈钢管多道次变形条件下的动态再结晶行为。图２中为316LN不锈钢管在不同变形温度梯度、应变速率为０．０１ｓ－１条件下的双道次变形试样显微组织。其中：Ｔ１，Ｔ２，ε１和ε２分别为第１、２道次的变形温度和应变量。用截线法计算得到其晶粒尺寸分别为（ａ）５０．５μｍ和（ｂ）２３．８μｍ，满足晶粒度请求。因而，在１０５０～１２００℃的高温区，在锻造条件允许的状况下，增大316LN不锈钢管锻造时的变形量，有利于保证动态再结晶的充沛发作和晶粒细化。
图３中为316LN不锈钢管双道次变形条件下的高温活动应力曲线。温度梯度１１００～１０５０℃时，道次２的活动应力曲线没有到达稳态，其稳态应变εｓ＞０．６０；温度梯度１２００～１１５０℃时，道次２的活动应力曲线曾经到达稳态，其稳态应变εｓ约为０．５８。因而，后续道次发作动态再结晶的稳态应变值根本上不受初始道次的影响。在可锻温度的低温区９００～１０５０℃时，316LN不锈钢管的变形抗力比拟大，到达完整动态再结晶所需的稳态应变值和压机吨位也比拟大，316LN不锈钢管很难到达完整动态再结晶，思索预防裂纹缺陷的萌发、锻造设备条件和锻造可操作性（采用单一变形量），因而316LN不锈钢管锻造过程高温区完整动态再结晶是完成晶粒细化的主要技术手腕。综上所述，在316LN不锈钢管的锻造过程中，经过动态再结晶能够细化晶粒。假如以１０５０℃发作完整动态再结晶为参考规范，则锻造过程中的真实应变应大于０．６５５。思索到温度降低的要素，真实应变越大越好。核电主管道锻件锻造过程中，控制316LN不锈钢管产生完整动态再结晶的工艺条件，并进步锻件塑性变形的平均性，是处理316LN不锈钢管晶粒细化和晶粒平均性的关键。
２模型的构建及模仿办法
ＡＰ１０００核电主管道锻件主拔长工艺前锻件圆截面直径Ｄ０尺寸约为２０５０ｍｍ。本文的实验研讨树立在上平下Ｖ砧法的根底上［８］，将下Ｖ砧两工作面采用大圆角过渡以及单独改动下Ｖ砧的砧宽比；上砧为砧宽比为０．６的平砧，即砧宽为１２３０ｍｍ，Ｖ砧砧角采用消费实践中普遍运用的１２０°，如图４中所示。为了叙说便当，实验结果显现的坐标设置为：中心径线以坯料中心为坐标原点，坯料上端为１０，下端为－１０；ＸＺ面的中心轴线以坯料中心为坐标原点，坯料右端为１０，坯料左端为－１０。数值模仿运用Ｄｅｆｏｒｍ３Ｄ软件作为模仿平台，采用三维刚塑性有限元模型，模仿坯料尺寸与真实锻件尺寸按１∶１的比例停止结构。为简化计算、进步计算精度和效率，依据对称性条件，取锻件的１／４作为研讨对象。在高温锻造状况下摩擦因子取０．４，水压机速率设定为２０ｍｍ／ｓ，压下率为１６％，模仿资料模型由主管道用钢３１６ＬＮ经过实验测得。物理模仿采用纯度为９９．９９％经过大锻比锻造的纯铅作为模仿资料［９］。依据模仿类似性原则，模仿试件尺寸与真实锻件按１∶３３的比例结构。实验时将试件沿子午面剖开并在截面上刻划栅线，采用低熔点Ｗｏｏｄ合金将试件焊合，在液压实验机上停止上平下Ｖ砧法拔长实验。实验中上下砧采用室温模具钢以确保试样上下端面摩擦契合模仿类似条件，在实验中控制应变速率ε·≤１０－４ｓ－１，保证试样内部再结晶停止充沛，无硬化现象。基于四节点等参数单元理论和Ｅｕｌｅｒ大变形公式，采用坐标网格法对实验数据停止处置［１０］。
３上平下Ｖ砧改良砧形及变形散布规律
实践消费中，运用传统上平下Ｖ砧拔长时，锻件下端没有约束，易向Ｖ砧砧角间隙处活动。加大圆角半径后，这一活动的趋向遭到障碍，锻件内部会取得更多的压应力和等效应变。当大圆角半径Ｒ与坯料半径Ｒ０比值在０．８～１．２之间时，能显著增加或改善等效应变的散布；其中比值为１时，即半径相等时，锻件与Ｖ砧接触面积最大，其等效应变峰值可到达最大值，见图５ａ。在锻造的过程中，拉应力容易产生裂纹，应该防止，过渡圆角砧形能显著减小坯料下半局部的拉应力，见图５ｂ。
增大上平下Ｖ砧的砧宽比，能够增加砧子与坯料的接触面积，使坯料内部取得更多的压应力，预防裂纹的产生，但是也增大了压机载荷。由ＦＭ法和ＦＭ上下Ｖ砧拔长法［１１－１２］得到启示，本文仅增大Ｖ砧砧宽比，在增大坯料内部等效应变散布的同时，以求到达压机载荷增大的幅度较小。当Ｖ砧砧宽比逐步增大时，坯料内部等效应变也是逐步增大；当Ｖ砧增大为Ｖ台时，等效应变到达最大值，如图６ａ所示。从应力状态剖析，Ｖ砧砧宽的增大有利于消弭中心拉应力，且砧宽比越大压应力越大；但当Ｖ砧砧宽比大于０．９时，坯料下半局部４／５Ｄ０至下外表区域拉应力增大较为明显，如图６ｂ所示。因而，Ｖ砧砧宽比应小于０．９。将上下砧宽比分别为０．６和０．８的组合砧简记为０．６—０．８。如表２中所示，与组合砧０．６—０．６相比拟，组合砧０．８—０．８拔长时，应变峰值增大５．８８％，上砧载荷需增加２６．１３％；组合砧０．６—０．８拔长时，应变峰值增大７．６５％，上砧载荷增大８．６３％。因而，采用上下不等砧宽比拔长时，在改善了中心径线等效应变的同时，上砧载荷只要较小幅度的增大，到达了优化工艺的效果。
综上所述，对锻件采用大圆角Ｖ砧或上下不等砧宽比拔长，均能够增加或改善锻件等效应变散布。当压下率为１６％时，改良组合砧（大圆角半径比值１．０、Ｖ砧砧宽比０．８）与普通砧形（砧宽比０．６）拔长后中心径线等效应变峰值分别为０．４００和０．３４０，即组合砧显著增大了坯料截面的等效应变。为了考证数值模仿实验得到结论的正确性，分别停止了普通砧形以及组合砧形拔长的物理模仿。经过数据处置后，试样的中心截面等效应变散布如图７中所示。比拟可知，组合砧能够显著增大试件中心的等效应变散布。在压下率不变的状况下，采用改良的组合砧形，能够取得更好的应变散布状态，这和数值模仿得出了分歧的结论。关于物理模仿实验，由于采用坐标网格法停止四节点网格的截取，停止了一定的近似，因而实验结果会有误差，但这不影响对变形散布规律的剖析。
４改良砧形连砧翻转拔长工艺对晶粒细化的作用