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核电管道用316LN不锈钢管材塑性成形晶粒细化

添加时间:2021-07-21


AP1000核电站主管道材料为316LN,锻造过程中必须保证产品的晶粒度要求,不能通过热处理细化晶粒。本文研究了316LN不锈钢管在单道次和多道次变形条件下的动态再结晶行为,得到了316LN不锈钢管在锻造过程中的晶粒细化标准。对于锻件,采用数值模拟和物理模拟相结合的方法,采用大圆角V型砧座和上下砧座宽度比不相同的比例,研究延伸过程中的应力应变分布规律和合理性。工艺参数来决定。能有效提高锻件变形区的等效应变和均匀分布,达到锻件变形均匀和晶粒细化的目的。该结果对核电主锻件工艺方案的优化具有理论参考价值。

核电建筑是输出核蒸汽供应系统核心热能的大型厚壁管道,是核电的关键组成部分。 AP1000核电主管线钢为316LN奥氏体不锈钢。由于这种钢在加热或冷却过程中不发生相变,因此不能通过热处理细化其晶粒。主管的锻造在满足最终产品的粒度要求(ASTM 2 或更精细的ASTM 4)方面起着关键作用[1-3]。目前,AP1000核电管道的研发正在国内外同步进行。核主管道的锻造成形包括镦粗、延伸、劈裂、倒圆等工序,核心工序是延伸。垂直V型砧拉伸法比没有曼内斯曼效应的锻造法(Mannesmannfect,no FM)和宽模重吹锻造法(WHF)更有效。上、下V砧拉制时压力机的吨位和锻件圆形截面的变形分布不对称,进一步有助于提高最终管坯产品的质量[4-5]。因此,本文提出了一种改进的上V砧和下V砧的砧座形状,并采用数值分析与下V砧相结合的方法,对大圆角V砧锻件的长宽进行了试验研究。物理模拟。为解决316LN不锈钢管锻造过程中晶粒细化和晶粒均匀的问题,该形状提高了锻件等效应变分布的可能性。

1 316LN不锈钢管动态再结晶行为及晶粒细化

动态再结晶是低层错能金属材料热塑性变形过程中的主要软化机制。 316LN不锈钢管是典型的低层合故障能钢,在再结晶温度线以上可发生动态再结晶。动态再结晶是产生和生长未变形的晶核而不是高位错密度的变形晶粒,形成再结晶晶粒的过程,在消除大量位错的同时,可以达到细化晶粒的目的。图1a显示了316LN不锈钢管原始样品在1100下的显微组织,图1b显示了316LN不锈钢管样品在1100和0.01应变速率下进行完全动态再结晶的显微组织s-1. 显示。

核主管道在锻造过程中的应变可高达0.01s-1。热力学模拟实验[6]显示了316LN不锈钢管完美的动态再结晶规律,即随着实际应变的增加,流动应力趋于稳态,临界真应变值为稳态应变。 s。实验结果表明,稳态应变s与Z参数之间存在关系s=0.153Z0.044。其中,Z为Zener-Hollomon参数,即温度补偿应变系数。 316LN不锈钢管动态再结晶后晶粒尺寸dDRX与Z参数的关系为dDRX=6.108106Z-0.392。根据上述公式,可计算出316LN不锈钢管在应变为0.01s-1时各温度下的稳态应变s和晶粒尺寸dDRX,如表1所示。

ASTM4级的晶粒尺寸约为80m,因此如果316LN不锈钢管在锻造过程中的实际应变大于各温度条件下的正常应变,则锻造后的晶粒尺寸可达到ASTM4或更高。好的。在锻造过程中,锻造温度逐渐降低。在本文中,我们通过热力学模拟实验研究了316LN 不锈钢管在多道次应变条件下的动态再结晶行为[7]。图2显示了316LN不锈钢管在不同应变温度梯度和0.01 s-1应变速率下双道次应变试样的微观结构。其中,T1、T2、1和2分别为第一道次和第二道次的应变温度和应变。切割线法计算得到的晶粒尺寸分别为(a) 50.5 m和(b) 23.8 m,满足晶粒尺寸要求。因此,如果锻造条件允许在10501200的高温区域,增加316LN不锈钢管在锻造时的变形量有助于充分实现动态再结晶和晶粒细化。

图3为316LN不锈钢管在双道次应变条件下的高温流变应力曲线。当温度梯度为1100~1050时,通道2的流变应力曲线未达到稳态,当稳态应变s>0.60,温度梯度为1200~1150时,流变应力曲线2通道达到稳态时,稳态应变s 约为0.58。因此,后续道次中动态再结晶的稳态转变值基本上不受初始道次的影响。在可锻温度9001050的低温区,316LN不锈钢管的变形抗力较大,实现完全动态再结晶所需的稳态变形值和压力机吨位较大。由于316LN不锈钢管综合考虑裂纹缺陷的预防、锻造设备条件和锻造加工性(利用锻造变形)难以实现完全动态再结晶,在高温区完全动态再结晶是主要的技术手段实现。综上所述,在316LN不锈钢管的锻造过程中,通过动态再结晶可以使晶粒细化。以1050完全动态再结晶为参考标准,锻造过程中的实际应变应大于0.655。考虑到降温系数,实际应变越大越好。在核主管道锻件锻造过程中,控制316LN不锈钢管的工艺条件使其产生完全的动态再结晶,提高锻件的塑性变形均匀性是解决316LN不锈钢管晶粒细化和晶粒均匀性的关键。

2 模型构建与仿真方法

AP1000核主管道锻件的圆形截面直径D0在此拉拔工艺前约为2050mm。本文的实验研究基于上下V砧方法[8],其中下V砧的两个工作面采用大圆角过渡,分别改变下V砧的宽度比。砧座的砧座宽度比为零。 6平砧的砧宽为1230mm,V型砧的砧角采用生产实践中常用的120,如http://1287.cn。/4.为便于说明,实验结果所示坐标均以中心直径线为坐标原点,毛坯中心为原点,毛坯顶部为10,底部作为-10。 XZ平面的中心轴以边距中心为坐标原点,边距右边缘为10。左端是-10。数值模拟以Devorm3D软件为模拟平台,采用三维江苏塑性有限元模型,模拟毛坯尺寸与实际锻件尺寸为1:1的比例。为简化计算,提高计算精度和效率,我们根据对称条件,取单调的四分之一作为研究对象。高温锻造情况下,摩擦系数为0.4,油压机速度为20mm/s,减速率为16%,模拟材料模型通过以316LN钢为主管的实验测量.物理模拟采用纯度为99.99%的纯铅和锻造比大的锻件作为模拟材料[9]。根据模拟相似性标准,模拟试件与实际锻件的尺寸按1:33的比例构建。实验过程中,沿子午线切割试件,在截面上刻出网格线,试件用低熔点木材合金焊接,采用液压上下V砧法。试验机。实验中,上、下砧座均采用常温模具钢,使试件上下端面的摩擦满足与模拟条件相近的条件,控制以保证充分的内部再结晶。实验数据采用基于四节点等参元理论和欧拉大变形公式的坐标网格法处理[10]。

3.改进了上平下V砧形状和应变分布规律

在实际生产中,如果采用常规的上平下V型坯进行拉伸,则锻件下端不受限制,容易流入V型坯角部的缝隙。增加圆角半径后,这种流动趋势受到干扰,在锻件内部获得更多的压应力和等效应变。当大圆角半径R与毛坯半径R0之比在0.81.2之间时,等效应变分布可大大增加或改善。单调和V型砧最大等效应变峰值可以达到它们的最大值,如图5a所示。应避免锻造过程中的拉应力,因为它容易开裂,过渡圆角砧几何形状可以显着降低毛坯底部的拉应力,如图5b 所示。

增大上下V砧的砧宽比,增加了砧与坯料的接触面积,使坯料内部产生更大的压应力以防止开裂,同时也增加了压力机的负荷。受FM 方法和FM 顶部和底部V 砧拉伸长度方法的启发[11-12],在本文中,我们通过仅增加V 砧宽度比来增加毛坯内部等效应变的分布,从而使载荷幅值在印刷机更小。随着V砧宽比逐渐增大,坯料内部的等效应变也逐渐增大,当以V阶跃增大时,等效应变达到最大值,如如图6a所示。在应力状态分析中发现,V砧宽度的增加有利于消除中心拉应力,V砧宽度比大于0.9越大,压应力越大。毛坯的下半部分为4/5D0。下表面区域的拉伸应力增加更明显,如如图6b。因此,Vvil 宽度比必须小于0.9。上、下砧的宽度比为0.6和0.8的组合砧简称为0.6-0.8。如表2所示,当组合砧从0.8拉到0.8时,与组合砧0.6-0.6相比,最大应变增加了5.88%,当施加在上砧上的载荷需要增加26.13%时,组合砧为0.6~0.8,峰值应变增加7.65%,上砧负载增加8.63%。因此,如果上下部分的宽度比为拉伸长度,在提高中心直径等效应变的同时,仅增加上部载荷即可达到优化工艺的效果。

综上所述,锻件采用大圆V型砧,或采用不同砧宽比拉拔,可以增加或改善锻件中等效应变的分布。压下率为16%时,拉拔中心直径后,组合砧(大圆角半径比1.0,V砧宽比0.8)和普通砧形状(砧宽比0.6)改善效果变量峰值为0.400和0.340,即组合砧显着增加了空白截面的等效应变。为了验证通过数值分析实验得出的结论的准确性,分别对普通砧形和组合砧形伸长进行了物理模拟。经数据处理后,试样中心部位等效应变分布如图:如图7。对比表明,粘结砧可以显着增加试样中心等效应变的分布。当减少率恒定时,使用改进的粘合砧形状可以实现与数值模拟一致的更好的应变分布。在物理模拟实验的情况下,由于采用坐标网格法截取4节点网格,进行了常数近似,这会导致实验结果出现误差,但不影响应变分布规律的解释。


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