奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究应用.doc

奥氏体不锈钢冷加工硬化研究王斯琦（辽宁工程技术大学材料科学与工程学院阜新）摘要：室温条件下采用简朴拉伸实验研究了奥氏体不锈钢薄板加工硬化规律与机理，组织分析成果表白：在室温条件下冷加工，形变过程中发生组织构造变化产生强化效应引起加工硬化，在观测到形变组织构造中，应变诱发马氏体、马氏体和形变孪晶对流变应力有明显影响，是奥氏体不锈钢这种低层错能面心立方构造合金具备较强加工硬化能力主线因素。核心词：冷加工工艺，加工硬化，奥氏体不锈钢，马氏体前言奥氏体不锈钢薄板是惯用冲压材料，该材料在冷加工过程中或冷加工完毕后来，因明显加工硬化和很高残存应力，冲压制品极易开裂，成为实际生产中普遍存在技术难题。从微观角度看，该合金变形时，滑移面及晶界上产生大量位错，致使点阵产生畸变。脆性碳化物等被破碎，并沿流变方向分布。形变量越大时，位错密度越高，内应力及点阵畸变越严重，使金属变形抗力和硬度随变形而增长，塑性指标减少，产生明显加工硬化现象。当加工硬化达一定限度时，如继续形变，便有开裂或脆断危险，其残存应力极易引起冲压制品自爆破裂，在环境氛围中，放置一段时间后，合金还会自动产生晶界开裂（普通称为“季裂”）。加工硬化是研究金属力学性能重要课题之一。通过研究奥氏体不锈钢薄板在外应力作用下形变过程及机理，理解各种内外因素对形变影响，不但对制定塑性加工工艺、分析和控制加工件质量是十分必要，并且对理解该材料力学性能、合理使用该材料、提高其性能、挖掘其应用潜力等都具备重要意义。在实际生产中，不论是消除残存应力还是使材料软化，对于不锈钢多工序冲压必要进行工序间软化退火（即中间退火），以消除内应力、减少硬度、恢复塑性，方能进行下一道加。因而，研究奥氏体不锈钢薄板加工硬化及退火软化不但具备明显实际意义，并且具备十分重要理论意义。奥氏体不锈钢材料奥氏体不锈钢依照奥氏体稳定性可分为两类，即稳态和亚稳态奥氏体不锈钢。稳态奥氏体不锈钢是指在大量变形后仍能保持奥氏体显微构造那些钢（如型不锈钢），而亚稳态奥氏体不锈钢是指当应变时容易转变为针状马氏体显微构造那些钢（如型不锈钢），这两类钢之间差别最佳阐明是两种钢应力一应变曲（如图）。其中型不锈钢为亚稳态奥氏体不锈钢代表，应变后开始马氏体转变，其应力一应变曲线上加工硬化率明显增长。与铁磁性铁素体及马氏体类不锈钢不同，奥氏体不锈钢是无磁性。不锈钢屈服强度经冷加工变形后可以从增长到。不锈钢能强化到这种限度，是由于在强烈冷变形时发生了奥氏体向马氏体转变，这样一来就导致不锈钢具备一定磁性。图稳定态和亚稳态奥氏体不锈钢应力一应变曲线铁、铬和镍是铬镍奥氏体不锈钢三大基本元素。通过重要合金元素铬和镍合理搭配，铁一铬一镍三元系和该三元系基本上加入其她元素所构成合金可以在室温下维持奥氏体不锈钢基体。但大某些惯用铬镍奥氏体不锈钢自高温奥氏体状态骤冷到室温所获得奥氏体基体都是亚稳定。当继续冷却到室温如下温度，或者在通过冷变形时，其中一某些或大某些奥氏体会变成马氏体组织，即发生马氏体转变。在型不锈钢（属于一型不锈钢，详细成分见表中，马氏体形成量随冷变形量加大而增多，奥氏体不锈钢中马氏体生成对其力学性能和冷成形性产生重要影响，同步也增强钢磁性。由于马氏体硬而脆，随着钢中马氏体量增长，其强度提高，塑性减少。在冷加工过程中，这种现象会增大产品开裂也许性。表奥氏体不锈钢化学成分，（）（）（）（）（）（）（）加工硬化加工硬化曲线金属材料加工硬化曲线是形变过程中宏观应力与应变关系表征。由于晶界存在，多晶体加工硬化曲线与单晶体不同。单晶体加工硬化曲线单晶体加工硬化曲线普通浮现三个阶段。但是，由于晶体构造类型、晶体取向、杂质含量以及形变条件不同，各阶段长短不同，甚至某一阶段不浮现。面心立方晶体面心立方晶体加工硬化曲线明显呈现三个阶段，如图。易滑移阶段：晶体中只有一组滑移系启动，在平行滑移面上位错移动很少受到其她位错干扰，可移动相称大距离，并也许达到晶体表面，增殖出新位错，产生较大应变。在这一阶段，位错滑移、增殖遇到阻力很小，加工硬化率很低。线形硬化阶段：随着次滑移和多滑移系启动，加工硬化进入线形硬化阶段。由于相交滑移系上位错交互使用，形成割阶、位错等障碍，位错密度迅速增长，形成塞积群或缠结，位错不能越过这些障碍而被限制在一定范畴内，形成位错胞状组织。随着形变量增长，胞尺寸不断减小，流变应力明显提高，加工硬化率很大。图单晶体切应力一切应变曲线抛物线硬化阶段：流变应力增大到一定限度后来，滑移面上位错借交滑移而绕过障碍，避免与发生交互作用。同步，异号螺位错还通过交滑移彼此抵消，从而使一某些硬化作用削弱，加工硬化率减少。体心立方晶体在一定纯度、温度、取向和应变速率条件下，体心立方晶体才产生有明显三阶段加工硬化曲线。室温和低温形变时，体心立方晶体位错构造和面心立方晶体相似。在体心立方晶体加工硬化曲线上常有明显屈服点存在，这与位错和微量间隙杂质原子交互作用关于。只有在纯度相称高状况下，屈服才会消除。在低温时，滑移形变越来越困难，孪生形变占有重要地位，相应在加工硬化曲线上浮现锯齿状。由于体心立方晶体自身构造特点，在低温时位错运动克服较大派纳力：高温时易克服这一阻力，因而屈服强度较低。此外，间隙杂质原子对屈服应力产生明显影响。密排六方晶体密排六方晶体和面心立方晶体密排方式非常接近，塑性形变使堆垛顺序变化，形成堆垛层错。虽然在一定取向、温度和其她实验条件下，密徘六方晶体加工硬化曲线也有三个阶段，但并不典型。它第工阶段普通很长，远远超过某些面心立方晶体和体心立方晶体，以至于第阶段还没来得及充分发展就已经断裂。晶体加工硬化曲线事实上，绝大某些金属材料是多晶体。当外力作用于多晶体时，取向不同各晶粒所受应力不同，而作用在各晶粒滑移系上分切应力也因取向不同相差很大，各晶粒不同步开始塑性形变。当处在不利取向晶粒还没开始滑移时，处在有利取向晶粒已经滑移，并且不同取向晶粒滑移系取向也不同，故滑移不也许从一种晶粒直接延伸到另一种晶粒中。但是，由于每个晶粒都处在其她晶粒包围中，形变必然与邻近晶粒互相协调配合，否则，形变难以进行，甚至不能保持晶粒间变形持续性。随着多滑移进行，大量位错塞积在不动位错前，成为决定加工硬化率重要因素。与单晶体相比，多晶体加工硬化曲线不浮现第工阶段，而整条曲线更陡，加工硬化率更高。此外，由于邻近晶界区滑移复杂性，多晶体加工硬化还与晶粒大小关于。在形变开始阶段尤为明显，达到某种限度后，细晶材料和粗晶材料逐渐一致。加工硬化理论林位错理论这一理论以为，在加工硬化第阶段，位错基本上分布在主滑移面上，几乎都是可滑移位错。第阶段开始时，原滑移系中位错塞积产生长程应力导致次滑移系激活，产生大量林位错。由于林位错对滑移没有贡献，而是逐渐向胞壁转化，导致胞壁构造浮现，使位错对滑移平均自由程大为减小。由于位错密度升高，胞状组织尺寸减小，加工硬化率保持不变但数值较大。在第阶段向第阶段过程中，浮现大量位错交滑移，使位错三维运动得以实现。因而，不可动位错数量骤减，第阶段加工硬化率逐渐减小。割阶理论第阶段硬化开始时，由于林位错滑移，原滑移系中一源必然要产生大量割阶。在位错源反向运动时，所有间隙原子割阶都变成空位割阶。割阶理论对形变稳定性进行了充分解释。理论这个理论基于某些实验成果以及第阶段关于特点，以为：（）硬化第阶段末，在塞积于平行面间滑移位错产生应力与外加应力共同作用下，次滑移系上分切应力超过该系统临界切应力，导致次滑移系激活，形成复杂位错组态。（）在弹性交互作用下，新滑移线受阻于上述障碍，并对后来滑移起阻碍作用。（）位错源启动是一种触发过程，并在内应力有利方向激活，直到增殖出位错反向应力使位错源停止为止。（）由任一形变量时位错源密度求解相应流变应力。尽管理论定量比较粗糙，但在考虑上述点基本上对加工硬化曲线做了定量解释，同步还对加工硬化后晶体中位错构造不均匀性予以一定阐明。理论以为，形变后位错分布有一定取向，晶体加工硬化基本来自位错间长程弹性交互作用，其中又以原滑移系中位错交互作用为主。在面心立方构造金属加工硬化第工阶段，一方面是原滑移面上位错按前述某一种或两种机制产生位错偶以及共扼滑移系中位错形成位错，但这一阶段硬化重要来自单个位错间长程应力场。因而，位错偶或位错没有形成滑移有效障碍。随着形变增长，次滑移系被激活，第阶段向第阶段过渡。此时，位错偶越来越短，位错也越来越多，直到第阶段以这些位错偶，位错为核心形成位错塞积有效障碍。随着形变继续增长，位错塞积应力场足以制止相邻滑移面上位错滑移，使滑移线越来越短，位错密度越来越大。在第阶段，由于局部应力增长促使大量交滑移进行，浮现滑移带及其碎化，加工硬化率也随之减少。加工硬化机理位错强化晶体塑性形变时，位错增殖、运动、受阻以及挣脱障碍状况决定不同晶体构造金属材料加工硬化特点。在变形过程中，位错数目会大量增长。在变形过程中应不断有新位错产生，即晶体存在增殖位错位错源。但和总结了塑性变形对某些金属位错密度影响，成果却发现，以内塑性变形并不明显增长晶体位错密度。晶体中位错由相变和塑性形变引起，位密度越高，形变阻力越强，割阶，位错偶极，小位错圈和空位都是位错继续运动阻力。晶体滑移事实上是源源不断位错沿着滑移面运动，当滑移面上位错和林位错发生弹性交互作用时，通过位错反映形成新位错线，弹性能随之减少。在多滑移时，由于各滑移面相交，因而在不同滑移面上运动着位错也就必然相遇，发生互相交割。此外，在滑移面上运动着位错还要与晶体中原有以不同角度穿透滑移面位错相交割。位错交割成果是一方面增长了位错线长度，另一方面还也许形成一种难以运动固定割阶，成为后续位错运动障碍，导致位错缠结，这是多滑移加工硬化效果较大重要因素。位错运动时，除发生交割外，还也许产生塞积。在切应力作用下，弗兰克一瑞德位错源所产生大量位错沿滑移面运动，如果遇上障碍物（固定位错、晶界等），领先位错会在障碍物前被制止，后续位错被堵塞起来，成果形成位错平面塞积群，并在障碍物前引起高度应力集中。位错塞积群会对位错源产生作用力，塞积位错越多，反作用力越大，直到这种作用力与外加切应力时，位错源就会停止发射位错。只有进一步增长外力，位错源才会重新开动。这进一步阐明了。对位错运动阻碍可以提高材料强度，这是绝大多数强化办法实质。位错强化自身对金属材料强度贡献很大，其重要作用远不止于此。位错运动也是晶界与第二相粒子强化重要因素。晶界强化晶界是位错运动最大障碍之一，是位错塞积场合。晶界两侧原子排列取向不同，一种晶粒中滑移带不能穿过晶界延伸到相邻晶粒，产生滑移形变必要启动自身位错源。在外应力作用下，也许使晶界上位错进入晶内，即晶界向晶内发射位错。因此，晶界是多晶体材料塑性形变重要位错源，特别在缺少源状况所起作用更大。晶界重要作用是阻碍位错运动。晶粒越细，晶界越多，阻碍位错滑移作用越大，屈服强度越高。第二相粒子强化大多数实际应用高强度合金都具有第二相粒子，强化效果最强是第二相质点尺寸不大，高度弥散分布在基体中。这些第二相粒子往往是金属间化合物，碳化物和氮化物，且比基体硬得多。多相合金塑性形变取决于基体性质，也取决于第二相粒子自身塑性、加工硬化性质、以及尺寸大小、形状、数量和分布；还涉及两相之间晶体学匹配状况、界面能、界面结合等。运动位错与不可变形粒子相遇时，受到粒子阻挡，位错线按机制环绕它发生弯曲。随着外应力增长，位错线受阻某些弯曲更剧裂在粒子两侧相遇，正负号位错彼此抵消，形成包围粒子位错环留下，位错线别的某些越过粒子继续运动。如图所示，显然，位错按这种方式运动受到阻力很大，并且每个位错通过粒子时都要留下一种位错环，这个环对位错源产生反向应力。因而，继续形变时必要增长应力以克服此反向应力，流变应力迅速提高。减小粒子尺寸或增长体积分数都能提高粒子强化效应。位错切过可变形第二相粒子时将和基体一起形变，如图，强化作用重要取决于粒子自身性质及其与基体间关系，机制很复杂，且因合金而异。重要有几方面作用：（）粒子构造往往与基体不同，当位错切过粒子时，必然导致滑移面上原子排列错配，要增长做功。（）若粒子是有序构造，位错切过粒子时将在滑移面上产生反向畴界，反向畴界能高于粒子与基体间界面能。（）每个位错切过粒子都形成宽度为表面台阶，即增长了粒子与基体间界面面积，这需要相应能量。（）粒子周边弹性应力场与位错发生交互作用，对位错运动有阻碍作用。（）粒子弹性模量与基体不同引起位错能量与线张力变化，若粒子弹性模量高于基体，位错运动就要受阻。在这些因素综合伙用下，合金强度得以提高。增大可变形微粒尺寸或体积分数都能提高强度。图位错绕过第二相粒子示意图图位错切过粒子示意图应变诱发相变强化马氏体相变事实上是一种没有扩散、点阵畸变式组织转变，它切变分量和最后形状变化，应当足以使转变过程中动力学及形态受应变能控制。马氏体相变分为热诱发马氏体相变和应变诱发马氏体相变。热诱发马氏体相变是冷却过程中自发相变，相变驱动力来自冷却时自由能变化，应变诱发马氏体相变是在和之间发生相变，相变驱动力由某些外应力提供。惯用奥氏体不锈钢自高温状态骤冷到室温，所获基体组织大多都是亚稳定奥氏体。当继续冷到更低温度或经冷形变时，其中某些奥氏体会发生马氏体转变，这时候面心立方奥氏体就变成体心立方（或密排六方）马氏体，并与原奥氏体保持共格，以切变方式在极短时间内发生无扩散性相变，即相变不需要原子扩散，而是通过类似于机械孪生切变方式产生。新相（马氏体）和母相（奥氏体）共格，因而（马氏体）能以极迅速度长大，普通在不久时间内完毕相变。奥氏体不锈钢冷加工硬化研究冷加工量对奥氏体不锈钢加工硬化影响预加工变形量对试样力学性能影响见表、图。表不同预变形量对奥氏体不锈钢力学性能影响实验号变形量断后伸长率图预变形量对奥氏体不锈钢力学性能影响由表、图可知，随着预变形量增长屈服强度。，和抗拉强度。均逐渐提高，硬度值也随着增长，产生了明显加工硬化，而塑性随之下降。同步也可清晰看出：随着变形量增长，试样屈强比。、也随之增长，这阐明试样可成形性也会随着冷变形量增长而减少。奥氏体不锈钢冲压加工硬化机理探讨奥氏体不锈钢在形变过程中不同限度地浮现层错、形变孪晶、应变诱发马氏体，并在晶界与退火孪晶附近形成位错塞积和位错胞状组织。以往研究表白，在形变亚稳和稳定奥氏体合金中应变诱发马氏体和或形变孪晶体积分数随应变抛物线形地增长，位错塞积和位错胞状组织胞壁中位错密度也随应变增长，但位错胞状组织尺寸减小。这些形变组织构造对加工硬化均有贡献。晶界和形变孪晶附近位错塞积、位错胞状组织产生强化效应人所共知。尽管应变诱发马氏体和形变孪晶形成时产生相变应变和孪生切变，一旦形成就会产生构造强化效应而对加工硬化有贡献。形变孪晶形成相称于细化晶粒，无疑会增长流变应力。、和在研究钢加工硬化时指出，低应变时孪生作为形变方式起软化作用，增长塑性；在随后形变中形变孪晶作为位错运动障碍制止位错运动而产生静态构造强化。以为，堆积在孪晶界上滑移或孪生位错普通通过能量上不适当位错反映合并成障碍孪生，引起强化效应。形变孪晶间还产生位错亚构造和位错胞状组织。作为晶体缺陷，面心立方构造中层错为两个原子层厚六角密排构造，也能阻碍位错运动而产生强化。在奥氏体不锈钢形变构造中已观测到层错与位错交互作用组态，如图所示，层错所引起流变应力增量只出当前形变初期，并迅速被形变孪晶产生强化效应所取代。亚稳奥氏体不锈钢室温冷加工中发生应变诱发、马氏体转变，马氏体相变随着有很小自发形变，这里所谓自发形变是指由于相变自身使奥氏体基体发生塑性形变，这个形变大小，取决于马氏体相变时产生弹性畸变以及奥氏体弹性限度，虽然新生成马氏体需消耗一定应变能，即产生相变软化，但这时能量减少不会很大。板条马氏体晶体内亚构造重要是高密度位错，应变诱发马氏体产生强化效应基于如下三点：（）在温度间形成应变诱发。马氏体和马氏体需要外应力提供相变驱动力，这某些外应力随形变中基体不断强化而提高；（）应变诱发马氏体和马氏体自身发生塑性形变需要应力；（）应变诱发马氏体和马氏体将基体晶粒分为若干社区，在随后形变中应变诱发马氏体和马氏体片间形成位错塞积，缩短位错运动自由程。图不锈钢在室温条件下经拉伸后形成高密度位错（）对于奥氏体不锈钢这种有较低层错能合金，形变初期，层错形成最多，随着形变进行，应变诱发。马氏体、马氏体和形变孪晶不断形成，流变应力增长，这两者形成把晶粒分为若干区域，片层间产生位错塞积，缩短位错运动自由程，产生明显强化效应。应变诱发马氏体和形变孪晶强化效应、。、。，随应变诱发马氏体、马氏体和形变孪晶体积分数增长而增大。在随后形变中，这两种强化效应与。、。：。和综合伙用明显使流变应力增长。可见对奥氏体不锈钢来说，冷加工引起加工硬化，贡献最大是应变诱发。马氏体、马氏体和形变孪晶产生流变应力增量。参照文献卢险峰冲压工艺磨具学，机械工业出版社，：唐纳德（美）等编不锈钢手册北京：机械出版社，：，：陆世英等著不锈钢北京：原子能出版社，：胡赓祥，钱苗根金属学，上海科学技术出版社，：余宗森，田中卓金属物理，冶金工业出版社，：，：胡德林金属学及热解决，第一版，西安：西北工业大学出版社，徐祖耀马氏体相变与马氏体，科学出版社，：，：，：，：，：，：，：马如章，王世亮。铁锰合金中马氏体相变。金属热解决学报，：