UNSS32760双相钢轧制工艺

UNSS32760双相钢具有高强度、良好的成型性、可锻性、优异的局部耐氟化物腐蚀性和晶间腐蚀性。目前已广泛应用于石油化工、化肥工业、电站烟气脱硫设备和海水环境。UNSS32760双相钢合金化程度高，钢锭宏观收缩严重，塑性差。热轧过程中工艺控制不当，容易产生表面和边缘裂纹。目前关于UNSS32760双相钢的研究主要集中在焊接工艺上，热成型工艺的研究报告较少。本文通过热模拟高温拉伸实验，结合铸锭的粒度，制定了两相比分析UNSS32760双相钢热成形工艺带来了理论参考。

中频炉+实验钢冶炼AOD十电渣重熔，其化学成分见表1。

在铸锭边缘选择15线切割法mm×15mm×20mm样品；选择表2加热系统进行高温加热，出炉后立即进行水冷，抛光后选择亚硫酸钠硫酸溶液进行腐蚀，在金相显微镜下观察样品组织，分析合金加热过程中的比例和组织变化，确定实验钢的加热系统。

选择热模拟试验机进行高温拉伸试验，样品为锻造。高温拉伸:在非真空环境下，样品将为10个样品℃/s加热到变形温度后的速度为5min,随后以5s―拉伸速度为1。不同温度下的断面收缩率和抗拉强度通过热模拟拉伸实验计算，以确定实验钢的最佳热塑性温度范围。

为制定UNSS对于32760双相钢锭的热轧工艺，需要研究晶粒度，两相比例随加热温度和时间的变化而变化。在金相显微镜下观察样品合金成分，结果如图1所示。从图1可以看出，样品组织的粒度为0.5级上下，随着加热温度的升高，粒度变化趋势不明显。主要原因是粒子生长的驱动力是粒子生长前后整体界面能力差，UNSS32760铸锭原始晶体较大，粗晶体晶界较少，界面能力较低，颗粒生长能量不足，导致颗粒生长速度较慢。在原始状态下，样品组织中的铁素体得分为51.0%,1.在第2节中，铁素体在第3节试样中的休分别为49.4%，58.7%，58.可见，随着加热温度的升高，铁素体含量呈上升趋势。

UNSS32760双相不锈钢的热塑性较差，因为奥氏体相和铁素体相在热加工过程中的变形行为不同。铁素体变形时的软化过程依赖于应变时的动态恢复，奥氏体变形时的软化过程是动态再结晶。由于两相的软化机制不同，在热加工过程中，铁素体一奥氏体双相钢中的不均匀应力应变分布容易造成相界形核裂纹和膨胀。与此同时，奥氏体的形态对应变的分布有显著的影响，铁素体向等轴状奥氏体的转移比向板状奥氏体的转移更容易。所以，在一定比例的情况下，将奥氏体的形状改为等轴或球形会在一定程度上提高双相不锈钢的热塑性。在1120℃试样组织中铁素体体积分数为49.4%，与原始状态相比略有下降，但奥氏体单位体积减小，板条奥氏体变细；1170℃试样组织中铁素体积分数为58.铁素体含量增加7%，奥氏体球化趋势明显；1200℃铁素体体积分数为58.9%，铁素体含量进一步增加，奥氏体逐渐被铁素体分割，大部分球形分布在铁素体基材上。可以看出，随着加热温度的升高，铁素体含量的增加，奥氏体球化趋势明显，铁素体基材上分布有球形和局部板条，提高了热塑性。因此,UNSS32760双相不锈钢热加工时可以加热l200℃即使在更高的温度下，保温也能在一定时间内获得更高的铁含量，从而使奥氏体*球化，从而提高双相不锈钢的热塑性，提高其热加工成材率。