行业综述

双相不锈钢管性能控制的新途径
——亚稳界分解热处理(下)

何德孚 1 , 王晶滢 1,2

(1.上海久立工贸发展有限公司,上海200135;2.浙江德传管业有限公司,浙江 湖州313103)

摘 要: 475℃脆化限定了铁素体不锈钢钢管及双相不锈钢钢管只能在280℃以下温度服役,富Cr的α′铁素体析出并最终造成贫Cr的α″铁素体强度和硬度增加,但耐蚀性劣化是公认的事实。然而近期研究揭示,280~500℃短时时效并不损害双相不锈钢铁素体区的耐蚀性,这种称为亚稳界分解热处理的工艺可能成为既达到强化又优化耐蚀性的附加热处理方法。简要介绍了高Cr铁素体不锈钢的475℃脆化以及析出分解和亚稳界分解的本质区别,同时讨论了双相不锈钢亚稳界分解热处理的原理及其作为一种新型合金制造方法的应用。

关键词: 双相不锈钢管;高Cr铁素体;475℃脆化;析出(分解);亚稳界分解;耐蚀性;冷加工

(上接2018年第7期第5页)

3 双相不锈钢铁素体相中的亚稳界分解

相关研究表明,对于大多数铁素体而言,不锈钢析出分解是导致475℃脆化的主导过程。但是对双相不锈钢,除了低w(Cr+Mo)钢种,大多数钢种的 w(Cr+Mo)≥(25~30)%, 其铁素体相的w(Cr+Mo)≥(30~35)%, 表2所示为双相不锈钢中铁素体/奥氏体相化学成分偏析实测案例,因此出现SD的可能性极高,这已为近期许多研究所揭示 [14-17]

表2 双相不锈钢中铁素体/奥氏体相化学成分偏析实测案例

注:①分割比(partition coefficents)指同一元素在铁素体(δ)相和奥氏体(γ)相中所含质量百分比;其质量百分比>1表示偏析于δ相,百分比<1则表示偏析于γ相;
②所指方法本质相同,具体操作略有区别。

3.1 2205双相不锈钢

文献[14]对2205双相不锈钢475℃脆化特性进行了研究,得出了以下结论:

(1)475℃时效2~64 h时,其铁素体相均形成海绵状不规则但完全相互连接的α′+α″混合物,透射电镜(TEM)揭示的是典型的各向同性亚稳界组织。图5 [14] 为典型TEM照片,铁素体区为α′+α″混合物组织,但奥氏体区在时效后无任何变化;

(2)当时效时间从2 h依次增加为4 h、8 h、16 h、32 h和64 h时,可从TEM照片检测到α′+α″双相混合调制尺度从1.7 nm依次增加为2.5 nm、3.3 nm、4.2 nm、4.3 nm和5 nm,即呈逐渐粗化趋势,但形貌无本质改变,如图6 [14] 所示;

(3)300 kV场发射电子枪(FEG)及能谱系统分析(EDS)揭示, 经 475℃+64 h时效后 α′+α相中 Cr、 Mo、 Fe、 Ni、 Mn呈明显偏析分布; α′相中的w(Cr)、 w(Mo)和 w(Mn)分别高达 35%~45%、4.0%~6.0%和 2.5%~3.0%,且 w(Ni)、 w(Fe)仅为2.5%和 5.0%~6.0%; 相反, α 相中w(Cr)、 w(Mo)和 w(Mn)仅为 15%~18%、 2.0%~2.5%以及1.1%~1.9%, 而 w(Ni)、w(Fe)在 α 相中却高达 4.2%~5.8%和70%~75%,如图7 [14] 所示;

图5 2205双相不锈钢475℃+2 h时效后的TEM照片

图6 2205双相不锈钢铁素体区经475℃不同时效时间后的TEM照片

(4)维氏显微硬度测定揭示475℃及500℃时效时间增加时,铁素体相的硬度均随时效时间增加而增加,但奥氏体区的显微硬度值基本不变。而且475℃时效比500℃时效硬化趋势更剧烈,这与高Cr铁素体钢475℃脆化规律基本相同,如图 8(a) [13-14] 所示。 值得注意的是, 图 8(a)中缺失475℃+2 h时效的硬度测定值,但500℃+2 h时效时HV 10 变化很小,揭示短时间时效硬化可能很有限。图8(b)揭示了随时效时间增加,2205不锈钢冲击韧性有显著变化。在0~2 h时效时,冲击功迅速减小;时效时间>2 h后冲击功逐渐减小,且趋于稳定。

图7 2205钢经475℃+64 h时效试样的纳米尺度电子探针获得的α′和α相元素含量

图8 2205钢时效时间对硬度和冲击功的影响

3.2 超级双相不锈钢S32750和S32760

文献[15]对两种超级双相不锈钢SD-A(即S32750)和SD-C(即S32760)经短时间400~475 ℃时效热处理后,所形成的铁素体相亚稳界组织的抗点蚀性能进行对比试验研究后发现:

图9 475℃时效时间对双相不锈钢SD-A、SD-C的CPT和硬度的影响

(1)只要475℃时效时间分别控制在8 h(SD-A)或10 h(SD-C)以下, 两者的耐点蚀性能经CPT(临界点蚀温度)测定证明,当温度超过上述时限,CPT开始下降。而两者的铁素体区维氏硬度值则总是随时效时间延长而增大,如图9 [15] 所示。所指CPT是按照ASTMG150标准方法执行的。

图10 双相不锈钢SD-A的DL-EPR曲线及SD-A和SD-C的敏化曲线

(2)用双环电化学极化激活电位法(DL-EPR)测定的I r /I a (如图10 [15] 所示)来表征敏化程度 [18] ,得出两钢种在400℃+500 h时效状态均未呈现敏化程度降低。在475℃时效,SD-A、SD-C分别在100 h或300 h敏化程度明显变化,如图10(c)和图10(d)所示。研究结果表明:①短时间475℃时效热处理可作为超级双相不锈钢的强化方法并提高其抗点蚀性能,但SD处理的时间必须按钢种成分严格限定;②SDSS的耐点蚀服役温度或可有条件地提高到300℃以上,500 h/300 h可以作为SDC/SD-A的400℃服役极限,但在475℃,100 h/300 h分别为SD-A/SD-C的服役时间极限;③SD-C的高温耐点蚀性能明显优于SD-A。试验钢种抗点蚀指数按PRE=Cr%+3.3(Mo%+0.5W%)+16N%计算,SD-A和SD-C的PRE分别为41.4和42.1,两者接近,但后者高温强度和抗点蚀性能均明显提高。原因为SD-C所含的W起了有益作用。

3.3 S39295/S32950超级双相不锈钢

文献对S39295(商品牌号7Moplus,早期的UNS为S32950)500℃时效特性进行了系统研究,图11 [16] 为500℃时效时间对S39295/S32950双相不锈钢铁素体/奥氏体区硬度和磁敏率的影响情况,可以得出以下结论:

(1)铁素体区硬度随时效时间增加而增加,奥氏体区硬度基本稳定,如图11(a)所示。

(2)由SD所生成α′相是顺磁性的,采用中科院物化所研制的AC磁导仪测定的AC磁敏率随时效时间增加呈逐步下降趋势,如图11(b)所示。

图11 500℃时效时间对S39295/S32950双相不锈钢铁素体/奥氏体区硬度和磁敏率的影响

(3)循环动态电极阳极极化试验即DL-EPR法表明:①500℃+48 h时效未造成E pit (点蚀电位)下降,但72 h后开始下降,120 h后则严重下降;②所测定极化曲线滞迟环的宽度也表明500℃+48 h以前呈减小趋势,但120 h以后则呈扩大趋势。说明48 h时效期之前,其抗点蚀性能未受到实际影响,并把原因归结为是Cr、Mo等有益元素的动态扩散起到修复E pit 的作用;③从试样的表面形态观察可见,5 h时效以后的试样表面已呈现点蚀迹象,因此认为,短时间SD处理时间应控制在5 h以内。

(4)温室条件IM HCL 72 h浸入试验表明,500℃+148 h时效试样铁素体相的腐蚀比未时效试样更为严重,并认为是α′+α″相构成了电化学腐蚀造成的。

(5)长时间开路电位测定表明,500℃+148 h时效试样的24 h OCP明显不同于未时效试样(如图12 [16] 所示),因此推定,时效产生的钝化膜稳定性明显提高。

图12 S39295(7Moplus)双相不锈钢500℃+148 h时效和未时效试样开路电位对比

(6)空泡磨蚀试验结果表明,500℃+5 h时效试样的积累失重量都低于未时效试样(如图13 [16] 所示)。文献[16]这一结果将另文详述。根据文献[19],该试验应是按ASTM G32或G73设计的,图14 [19] 为两种此类试验装置设计实例。澳门大学科技学院进行的此项研究及所涉钢种值得石油钢管行业关注,因采油及集输过程中应用的双相不锈钢管特别是弯曲区段很可能遭受此类腐蚀 [20]

3.4 冷加工对2570热挤压双相不锈钢管475℃时效特征的影响

文献[17]从2507热挤压双相不锈钢管中取样后作15%冷加工,然后进行500℃+3 h及500℃+48 h时效并跟未经冷加工的时效试样对比,发现冷加工会影响铁素体相中σ→α′+α的相分离,具有以下规律:

图13 500℃时效时间对S39295/S32950双相不锈钢空泡磨蚀试验累计失重的影响及对比

图14 空泡磨蚀试验装置的两种设计实例

(1)显微硬度测定揭示,经15%冷加工试样在450℃和500℃时效过程均比未经冷加工试样具有更剧烈的硬化倾向,且450℃比500℃时效更剧烈(如图15 [17] 所示)。但在时效初期,尤其25 h以前这一影响并不明显,在500℃时效条件下甚至是软化的。文献[17]似未对此给予充分关注;

图15 未冷加工与15%冷加工样品450℃、500℃时效硬化特征对比

(2)TEM分析揭示,形变而未经时效样品中位错密度比未经形变及时效样品中高得多,因此呈现更高的初始硬度;

(3)未经形变试样作500℃+3 h短期时效,试样可见少量纳米尺度α′粒子,但在铁素体、奥氏体相界附近3 μm区域未见α′粒子,确认所发生相变为析出分解模式,但未经形变的450℃+240 h长期时效样品则完全是典型的SD模式;

(4)经15%形变的500℃+3 h或500℃+48 h时效试样TEM检测均呈现SD模式。

瑞士Sandvik材料技术中心发表的该项试验结果说明,在双相不锈钢管制造过程中必须十分注意冷加工对其铁素体区微观组织和性能的影响。实际也说明,全球最著名的双相不锈钢管制造商早已从SD模式或纳米尺度上关注控制钢管性能的问题。

4 讨 论

4.1 SD是一种重要的相变模式

SD与NG的理论区分已有漫长的历程 [7-10] ,其实际重要性却只在近期才得以逐渐扩大 [22-24] 。虽然至今对其认识并非完全统一或完善,但目前无论是狭义的金属和合金固态相变理论,或者包含液、固及液-固态相变的广义理论都已把SD列为基本的一种相变模式(如图16 [21-22] 所示)。对SD认识迟缓的原因可能是:

(1)SD只有在溶质浓度达到足够高时才会发生,最早发现这一相变模式并深入探索的是针对Cu-Ni合金 [21-24] 。20%~30%或许是个临界的浓度界限,双相不锈钢的铁素体相Cr+Mo含量正落在这一范围内,因此对SD十分敏感。说明高合金双相不锈钢加工和对性能的深入探索必然或必须涉及这一领域;

图16 相变模式分类

(2)SD相变组织是纳米尺度的,只有电镜技术的发展才打开了对其深入研究的途径;

(3)SD的充分理解涉及深奥的热力学及统计力学理论 [6-12] ,因此传统的(金属)材料学科专业教学体系需要进一步加深基础理论教学,使材料研究人员得心应手。

4.2 亚稳界合金(S合金)

SD处理不仅可以改善和控制双相不锈钢等高合金性能,而且已发展成为一种新型合金生产途径 [23-24]

4.2.1 SD处理的3个步骤

文献[23]指出SD处理可以归纳为以下3个步骤:①加热到某一临界温度T c 以上做均质化处理以形成单相固溶体;②快速淬冷到室温,保持过冷而过饱和的单相固溶组织状态;③再加热到T c 以下某一温度开始这一亚稳界反应并保持足够长时间以完成亚稳界分解。

4.2.2 S合金

用上述方法已生产出各种高强、抗疲劳、长寿命、高可靠性、高抗擦伤、抗磨蚀、抗高温应力释放材料,并在油气工业及航天等工业部门得到实际应用 [23-24] 。文献[22]指出SD已在永磁材料生产中成功用于高矫顽磁力材料,也是生产Cu-Cr-Co系和Fe-Cr-Co系新材料及纳米材料的重要手段。

4.2.3 SD处理和S合金的特点

目前为止,SD处理及S合金的特点可能尚未完全得到确认和一致的认识。表3 [23] 列出了1960年就从Cu-Ni-Cr系合金得出的SD和NG相分离的某些特征差异 [23] 。以下是现存文献中归纳的SD处理及S合金的特点 [11,23]

(1)成核生长析出(NG)相分离往往以母相中夹杂物等晶界缺陷处为萌生地,其分布和大小都是随机的,成分和晶体结构可能有所不同。SD则总是与母相具有相同的晶格结构,只是成分有差异,因此不会因析出造成的微观阳极和阴极而劣化耐蚀性。

(2)NG需要提供活化能并超过特定势垒,生成随机杂乱分布及互不关连的新相区。SD的产物为成分调制的海绵状组织,均匀性良好且不受截面尺度影响。

(3)SD成分随时间连续变化。NG一旦成核,则成分不会有大的变化。

(4)SD、NG及弥散硬化几乎可以获得完全一致的强度值。但NG因有成核势垒的影响,截面尺寸决定的淬冷速度可能使其强化作用受到截面尺度的明显影响,SD则完全不受截面厚度或淬冷速度的影响。

(5)在正常温度下应用的SD合金不会有过度时效或再结晶,而NG硬化合金则可能存在一个缓慢但有限的过度时效趋势。

表3 NG和SD相分离的某些特征差异

4.3 温度和形变是SD的控制条件

理论和实践都已证明,合金成分确定以后,时效温度和形变量都是SD的基本控制条件 [7-10,13-17] ,时效时间则更为重要。

4.3.1 时效温度的影响

图17 时效温度对合金固态分解模式的影响

时效温度的影响显著,如图17所示。图17中,a区、b区分别为SD和NG模式,当X 1 成分合金过饱和、过冷固溶体在T 2 温度时效时将呈现NG分解模式,但在T 2 温度以下时则呈SD模式。但对X 2 合金,则在T 1 、T 2 温度时均为SD模式。

实际上对某一合金系,图17这样的曲线并不很容易获得。因此实际合金X 1 、X 2 或时效温度T 1 、T 2 的实际范围都只能通过试验加以评估。

4.3.2 形变的影响

形变的影响较为隐蔽,相变即固溶体所受压力或应力产生的应变。文献[7]早已从应变能角度给出它对SD的影响。文献[25]给出了更为明确的热力学基本方程的微分形式,即

式中:u m ——组成物的克分子内能;

T——组成物的温度;

S m ——组成物的克分子熵(molar entyopy);

P——组成物的压力;

V m ——组成物的克分子体积;

μ i 、x i ——分解后生成的第c相的化学势和克分子份额;

ε ij 、σ ij ——应变和应力分量。

因此从理论上讲,亦可由共切线方法从合金的体积Hemhots自由能—应变曲线图中求得 [25] ,问题是这类曲线的获得更不容易。实际中也只能像文献[17]这样的实测方法来探索形变对SD的影响,显然其难度和工作量更大。需要注意以下几点:

(1)晶格结构决定的方向和各向异性,即ε ij 、σ ij 会有明显差异,使相变对SD的影响显得十分复杂。

(2)形变对SD的影响综合反映在材料的加工硬化特征中,使双相不锈钢的加工硬化特性比奥氏体及铁素体不锈钢更为复杂。文献中可以查到一些针对铁素体或奥氏体钢加工硬化特征的实测研究及理论建模 [26-28] ,但是针对双相不锈钢的研究还很少见。2017年1月14日,国家标准化委员会(以下简称国标委)印发的强制性标准整合精简结论中提出包含GB5310—2008标准在内的13项强制性无缝钢管国家标准转化为推荐性国家标准的决定 [29] 无疑是十分正确和必要的。它不仅纠正了某些业内人士及设计人员长期以来所持有的不区分钢种和制造条件的无缝管先天的优越论,给焊管制造业带来了更为平等的竞争条件。同时也提醒焊管和无缝管制造业必须像关注材质的焊接性一样更加重视材质的塑性形变性能,特别是其加工硬化特性。

(3)整体(冷辊)轧制翅片管是一种冷凝器、蒸发器等高效换热器用管材,其中铜和铜合金轧制翅片管(ASTM B/ASME SB359标准)已有60年应用历史。但不锈钢整体轧制翅片管至今尚不成熟,原因是不锈钢与铜合金的加工硬化特征和形变过程中相变差异颇大(对此笔者已有另文专述)。ASTM早在2000年就颁布了A1012不锈钢整体轧制翅片管标准,这一包含了几乎所有奥氏体、铁素体、双相不锈钢种的标准(见表4)迄今未被ASME确认而列入其BPVC选材标准原因可能亦在于此。正以很高的价格向国内推销此类翅片管产品的美国高性能管材(HPT)公司提供的产品技术数据中 [30] 虽已包含8种奥氏体、4种铁素体和2种双相不锈钢翅片管(见表5)。对比表4和表5可见:①总共只有14个不锈钢种有整体轧制翅片管的产品,远低于表4所列钢种数;②A1012迄今仍是缺乏实践基础的不成熟标准,表4所列标准均要求在固溶退火或退火态供货使用,而A1012却指明是冷加工状态使用的,这对抗蚀的不锈钢管无疑是个大忌;③联想1985年颁布、1996年删除ASTM A851《不退火奥氏体高频焊管》标准曾经误导过我国不锈钢焊管发展历程的惨痛教训(原上海治金局曾在1985年花高价从美国引进又废置此类高速不锈钢焊管机组一例),对于未被ASME BPVC纳入选材标准的ASTM管材标准必须谨慎地考查其颁布背景。虽然总体上要认识ASTM标准的先进性,但标准作为一种工具必须看到它总是为其国家整体利益服务的,为了美国的商业甚至战略利益,ASTM出现的这种现象,我国内行业人士应有警惕,以免入其圈套。

表4 ASTM A1012整体轧制不锈钢翅片管所包含钢种汇总 ①③

续表

注:①据IHS(全球标准网电子版)—2017-12版汇总,钢种牌号用红字表示的为不重复钢种,黑字为重复钢种;
②A268/A268M-10(R16)中注明, 商品牌号TP446-1和TP446-2同属UNS S44600, 但TP446-2中w(C)≤0.12%, w(Ni)≤0.75%, 其余化学成分范围均相同;
③除去重复钢种,可统计出版所列钢种总数为134种,其中奥氏体82种,铁素体27种,双相25种;
④除A269/A269M以外,表中所列其他标准均有对应的ASME SA标准。

表5 HPT公司细纹(Fine-Fin®)整体轧制翅片管产品分类

注:①本表据文[30]译出并重新编排。细纹(Fine-Fin)是HPT公司翅片的注册商标。其产品型号以每英寸细纹数和翅高标示特征区分;30FPI为每英寸30外翅纹,余类推。6.7.8型为带内翅的;从给出的翅高值可见:细纹数越高,翅高值越低。原表中所注合金牌号均为商品牌号,对应UNS编号见注②。
②不同材质的翅纹数及翅高是不一样的。铁素体不锈钢、碳钢、Cu-Ni合金、蒙耐尔合金都可以获得最大翅高1.245 mm,翅纹数则最低; 奥氏体不锈钢、 N06600(600)、 N06625(625)、 N08800(800)、 N08825(825)合金、 双相不锈钢 2205、 7Moplus只能获得0.889 mm翅高,对应翅纹数为28FPI,钛、锆可以获得0.813 mm、0.660 mm、0.559 mm三种翅高,对应翅纹数则依和6%Mo 不锈钢 N08367(AL6XN)次增大镍基合金 N10276(C-276)、 N06030(G-30)、 N10665(C-22)、 N08020(20Nb-3)可以获得0.660 mm和0.813 mm二种翅高及对应的二种翅纹数。这可能都是和材料的冷加工特征有关。
③按照我国及大多数国家的定义,表中序号2中的N08800(800),序号4中的6%Mo不锈钢N08376(AL6XN),序号7中的N08020(20Nb-3)都是高镍奥氏体不锈钢,对比表4可见所列钢种都已包含在ASTM1012所列母管相应标准中。

4.4 粗化影响有待深入研究

跟其他热处理过程一样,SD也会发生晶粒粗化。图6及图18~图20 [31] 的实测结果都可说明这一点。文献[30]则试图建立SD的粗化理论。图18~图20的测定结果表明,获得某一尺度粒子所需时间与时效温度成反比(如图20所示): L n (t-t o )=K/T, 式中K为反比系数。对于获得46 nm SD粒子的Cu-30Ni-5Cr合金和44 nm SD粒子的Cu-45Ni-15Cr合金 K 值为 218 kJ/mol和 261 kJ/mol。为了获得某个特定尺度的SD处理,尽可能选择亚稳界临界温度T c 以下的温度(图17),以便用最短的SD时间达到目的。控制SD处理的温度和时间就是为了控制SD形成微观组织的粒子尺度。但控制了粒子尺度就不会影响耐蚀性甚至优化耐蚀性,这是否与其相界的性质有关,有待深入研究。

图18 时效温度和时间对Cu-Ni-Cr合金SD成分调制波长的影响

图19 不同时效温度时Cu-Ni-Cr合金SD粒子尺寸和成分调制波长相关性

图20 时效温度对Cu-Ni-Cr合金SD粒子所需时间的影响

5 小结和建议

(1)475℃脆化,即高Cr铁素体不锈钢在280~520℃长时间时效会造成其相分离而析出富Cr的α′铁素体和周围贫Cr而富Fe的α″铁素体,使其硬度和强度提高,然而塑性、韧性和耐蚀性均降低的设想是限定铁素体不锈钢、双相不锈钢钢管在280℃或300℃以下温度服役的依据。

(2)传统Fe-Cr合金二元相图中均简单地用475℃上一条α′析出相界表征475℃脆化,并用NG笼统或含糊地解释475℃脆化。近期研究揭示双相不锈钢铁素体分解为α′+α″相的过程存在另一种完全不同的热力学模式—亚稳界分解(SD),这一相变模式无需成核临界势垒,却可自发形成微观组织十分细小均匀的双相结构,既可达到硬化强化作用,又可适度改善和控制耐蚀性能。

(3)溶质浓度足够高的合金,通常溶质浓度要达到(20~30)%以上才能发生亚稳界分解。它的形成通过溶质的“爬坡”扩散,而析出分解则是通过溶质“下坡”扩散。理论上推定形成这一扩散过程,动态特征区分的动力是固溶合金在不同时效温度条件下自由能随成分变动的二阶导数值小于或大于零。这一理论认识不仅使亚稳界分解处理成为合金强化的新途径,而且已经发展成为超高强、耐蚀等新型合金生产方法。

(4)2205、2507和7Moplus等常用双相不锈钢铁素体的实际 w(Cr+Mo)>(25~30)%, 经固溶处理形成的亚稳组织经450~500℃时效处理会以亚稳界分解模式生成 α′+α″相。

(5)试验证明,短时间450~500℃高温时效处理可使S32750、S32760及S32950等双相不锈钢在增加硬度和强度的同时,不损害耐蚀性甚至优化耐点蚀性能。因此双相不锈钢管在固溶处理后附加亚稳界处理是一种优化其使用性能的新途径,值得国内双相不锈钢管制造商关注。

(6)冷加工或塑性变形会通过压力或应力改变合金的能量状态,同温度及时效时间一样,对合金的亚稳界相变过程产生影响。研究考察冷加工对双相不锈钢性能影响时必须考虑形变对铁素体亚稳界分解的作用。

(7)亚稳界分解所形成的微观组织虽有均匀细小的特征,但理论和试验均已证实,随着时效时间得增加晶粒有粗化趋势。因此,无论是双相不锈钢的亚稳界处理或亚稳界合金生产过程,都必须依据合金成分精确控制时效温度和时效时间,而且目前只能通过试验决定时效温度和时间,说明其机理尚待进一步揭示。

(8)ASTM A1012《整体轧制不锈钢翅片管》标准包含了几乎所有奥氏体、铁素体和双相不锈钢管和焊管总共134个钢种为母管的冷辊轧翅片管制造。这些母管的化学成分、力学性能,特别是冷加工硬化特性差异很大,迄今市场上能找到的仅涉14个不锈钢钢种,说明这是一项尚缺少足够实践基础的不成熟标准。回顾1985年颁布、1996年删除的ASTM A851标准及其对我国不锈钢焊管生产发展的误导,对未得到ASME BPVC确认列为压力容器选材标准的此类ASTM标准应多几分思考。

(9)美标从未公布过整体轧制翅片管的尺度参数,近期HPT公司为推销产品而提供的技术数据说明此类翅片管的翅片高度仅为0.60~1.25 mm,主要依靠细密螺纹获得足够的表面积/体积比,以提高热效率。根据材质的化学成分和冷加工硬化特征分别选取不同的翅高和细纹密度可能十分重要,奥氏体不锈钢、双相不锈钢翅片管的翅片高度不超过0.9 mm,铁素体不锈钢翅片管的翅片高则可以达到1.24 mm,说明依据材质选取翅片尺度十分重要。

(10)国标委2017年发布的13项强制性无缝钢管标准转化为技术参考标准这一决定,为焊管和无缝管制造行业创造了更为平等的竞争条件,同时也提示焊管及无缝管制造商都必须像重视焊接性一样,密切关注以材质加工硬化特征为核心的材质可成形性对制造质量可能带来的影响。

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HE Defu 1 ,WANG Jingying 1,2
(1.Shanghai Jiuli Industrial and Trade Development Co.,Ltd.,Shanghai 200135,China;2.Zhejiang Detrans Piping Co.,Ltd.,Huzhou 313103,Zhejiang,China)

Abstract: Ferrite stainless steel pipe and ferrite-austenite duplex stainless steel pipe could only service under 280℃because of embrittlement at 475 ℃,It was a fact generally recognized that Cr-rich α′-ferrite precipitation finely resulted in increasing strength and hardness and decreasing corrosion resistance of Cr-depleted α″-ferrite.However recent investigation revealed that the short-term aging heat treatments at 280~500℃may not decrease the corrosion resistance of duplex stainless steels ferrite region,and it was called spinodal decomposition heat treatment that would be a new additional treatment method to improve strength and hardness and optimize corrosion resistance.The essential difference between Cr-rich ferrite stainless steel embrittlement at 475℃,precipitation decomposition and spinodal decomposition were introduced,and the principle of spinodal decomposition and the application as a manufacturing method for new alloys had also been discussed.

Key words: duplex stainless steel pipe;high Cr ferrite;embrittlement at 475℃;precipitation;spinodal decomposition;corrosion resistance;cold working

A New Way for Duplex Stainless Steel Pipe Performance Control—Spinodal Decomposition Heat Treatment(Ⅱ)

DOI: 10.19291/j.cnki.1001-3938.2018.08.001

文献标识码: A

作者简介: 何德孚,男,上海交通大学教授,上海久立焊管研究所所长。

中图分类号: TG151

收稿日期: 2018-03-19

编辑:黄蔚莉