304奧氏體不銹鋼冷加工硬化的研究

1、3 0 4奧氏體不銹鋼冷加工硬化的研究王斯琦工程技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院12 3 0 0 0 摘要：室溫條件下采用簡單拉伸實(shí)驗(yàn)研究了3 0 4奧氏體不銹鋼薄板的加工硬化規(guī)律與機(jī)理,組織分析結(jié)果說明： 在室溫條件下冷加工, 形變過程中發(fā)生的組織結(jié)構(gòu)變化產(chǎn)生的強(qiáng)化 效應(yīng)引起加工硬化, 在觀察到的形變組織結(jié)構(gòu)中, 應(yīng)變誘發(fā)“一馬氏體、 匯一馬氏體和形變 攣晶對(duì)流變應(yīng)力有明顯的影響, 是3 0 4奧氏體不銹鋼這種低層錯(cuò)能面心立方結(jié)構(gòu)合金具有 較強(qiáng)的加工硬化水平的根本原因.關(guān)鍵詞：冷加工工藝,加工硬化,3 0 4奧氏體不銹鋼,馬氏體0 前言3 0 4奧氏體不銹鋼薄板是常用的沖壓材料,該材料在冷加工過程

2、中或冷加 工完成以后,因顯著的加工硬化和很高的剩余應(yīng)力, 沖壓制品極易開裂,成為實(shí) 際生產(chǎn)中普遍存在的技術(shù)難題.從微觀角度看,該合金變形時(shí),滑移面及晶界上 產(chǎn)生大量位錯(cuò),致使點(diǎn)陣產(chǎn)生畸變.脆性的碳化物等被破碎,并沿流變方向分布. 形變量越大時(shí),位錯(cuò)密度越高,應(yīng)力及點(diǎn)陣畸變?cè)絿?yán)重,使金屬變形抗力和硬度 隨變形而增加,塑性指標(biāo)降低,產(chǎn)生明顯的加工硬化現(xiàn)象.當(dāng)加工硬化達(dá)一定程 度時(shí),如繼續(xù)形變,便有開裂或脆斷的危險(xiǎn),其剩余應(yīng)力極易引起沖壓制品自爆 破裂,在環(huán)境氣氛中,放置一段時(shí)間后,合金還會(huì)自動(dòng)產(chǎn)生品界開裂通常稱為“季裂.加工硬化是研究金屬力學(xué)性能的重要課題之一. 通過研究3 0 4奧氏體不銹 鋼薄

3、板在外應(yīng)力作用下的形變過程及機(jī)理, 了解各種外因素對(duì)形變的影響,不僅 對(duì)制定塑性加工工藝、分析和限制加工件的質(zhì)量是十分必要的,而且對(duì)了解該材 料的力學(xué)性能、合理使用該材料、提升其性能、挖掘其應(yīng)用潛力等都具有重要意 義.在實(shí)際生產(chǎn)中,不管是消除剩余應(yīng)力還是使材料軟化, 對(duì)于不銹鋼多工序沖 壓必須進(jìn)行工序間的軟化退火即中間退火,以消除應(yīng)力、降低硬度、恢復(fù)塑 性,方能進(jìn)行下一道加 工1 2.因此,研究3 0 4奧氏體不銹鋼薄板的加工硬化 及退火軟化不僅具有明顯的實(shí)際意義,而且具有十分重要的理論意義.13 0 4奧氏體不銹鋼材料奧氏體不銹鋼根據(jù)奧氏體的穩(wěn)定性可分為兩類,即穩(wěn)態(tài)和亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼.穩(wěn)態(tài)

4、奧氏體不銹鋼是指在大量變形后仍能保持奧氏體顯微結(jié)構(gòu)的那些鋼如3 0 13不銹鋼,而亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼是指當(dāng)應(yīng)變時(shí)容易轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體顯微結(jié)構(gòu) 的那些鋼如3 0 4型不銹鋼,這兩類鋼之間的差異的最好說明是兩種鋼的應(yīng) 力一應(yīng)變曲線如圖1.其中3 0 4型不銹鋼為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的代表, 應(yīng)變后開始馬氏體轉(zhuǎn)變,其應(yīng)力一應(yīng)變曲線上加工硬化率顯著的增加.與鐵磁性的鐵素體及馬氏體類不銹鋼不同, 奧氏體不銹鋼是無磁性的.3 0 4不銹鋼的 屈服強(qiáng)度經(jīng)4 5 %冷加工變形后可以從2 2 8 M a P增加到1 3 7 5 M a P . 3 0 4不銹鋼能強(qiáng)化到這種程度,是由于在強(qiáng)烈的冷變形時(shí)發(fā)生了奧氏體向

5、馬氏 體的轉(zhuǎn)變,這樣一來就導(dǎo)致不銹鋼具有一定的磁性.14.o o O O221096118®B2G.白6G9.0351之40*1_ 工 ,2 756010 己口304050SO70工程應(yīng)變第圖1穩(wěn)定態(tài)和亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的應(yīng)力一應(yīng)變曲線3鐵、銘和鍥是銘鍥奧氏體不銹鋼的三大根底元素.通過主要合金元素銘和鍥 的合理搭配,鐵一銘一鍥三元系和該三元系根底上參加其他元素所構(gòu)成的合金可 以在室溫下維持奧氏體不銹鋼基體.但大局部常用銘鍥奧氏體不銹鋼自高溫奧氏 體狀態(tài)驟冷到室溫所獲得的奧氏體基體都是亞穩(wěn)定的.當(dāng)繼續(xù)冷卻到室溫以下溫 度,或者在經(jīng)過冷變形時(shí),其中一局部或大局部奧氏體會(huì)變成馬氏體組織,

6、即發(fā) 生馬氏體轉(zhuǎn)變.在3 0 4型不銹鋼屬于1 8 C r - S i N型不銹鋼, 具體成分 見表1中,馬氏體形成量隨冷變形量加大而增多, 奧氏體不銹鋼中馬氏體的生成 對(duì)其力學(xué)性能和冷成形性產(chǎn)生重要影響, 同時(shí)也增強(qiáng)鋼的磁性.由于馬氏體硬而 脆,隨著鋼中馬氏體量的增加,其強(qiáng)度提升,塑性降低.在冷加工過程中,這種 現(xiàn)象會(huì)增大產(chǎn)品開裂的可能性.(max )、(max)1(max )：(m、：ax )(max )(max)(m ax )0 .081 .0 02 .0004 03 081 8.00010.500 0表13 0 4奧氏體不銹鋼的化學(xué)成分,w t %42加工硬化2 . 1加工硬化曲線金屬

7、材料的加工硬化曲線是形變過程中宏觀應(yīng)力與應(yīng)變關(guān)系的表征.由于晶界的存在,多晶體的加工硬化曲線與單晶體不同.2.1. 1單晶體的加工硬化曲線單晶體的加工硬化曲線通常出現(xiàn)三個(gè)階段. 但是,由于晶體結(jié)構(gòu)類型、晶體 取向、雜質(zhì)含量以及形變條件的不同,各階段的長短不同,甚至某一階段不出現(xiàn). A.面心立方晶體面心立方晶體的加工硬化曲線明顯呈現(xiàn)三個(gè)階段,如圖2.I .易滑移階段：晶體中只有一組滑移系啟動(dòng),在平行滑移面上位錯(cuò)移動(dòng)很 少受到其他位錯(cuò)干擾,可移動(dòng)相當(dāng)大的距離,并可能到達(dá)晶體外表,增殖出新位 錯(cuò),產(chǎn)生較大的應(yīng)變.在這一階段,位錯(cuò)滑移、增殖遇到的阻力很小,加工硬化 率很低.R .線形硬化階段：隨著次滑

8、移和多滑移系啟動(dòng),加工硬化進(jìn)入線形硬化階 段.由于相交滑移系上位錯(cuò)的交互使用, 形成割階、Lome rCot t r e n位錯(cuò)等障礙,位錯(cuò)密度迅速增加,形成塞積群或纏結(jié),位錯(cuò)不能越過這些障礙 而被限制在一定圍,形成位錯(cuò)胞狀組織.隨著形變量增加,胞的尺寸不斷減小, 流變應(yīng)力顯著提升,加工硬化率很大.切丁丁, 4圖2單晶體的切應(yīng)力一切應(yīng)變曲線田.拋物線硬化階段：流變應(yīng)力增大到一定程度以后,滑移面上的位錯(cuò)借交 滑移而繞過障礙,防止與發(fā)生交互作用.同時(shí),異號(hào)螺位錯(cuò)還通過交滑移彼此抵 消,從而使一局部硬化作用減弱,加工硬化率降低.B .體心立方晶體5在一定純度、溫度、取向和應(yīng)變速率條件下,體心立方晶體

9、才產(chǎn)生有明顯三 階段的加工硬化曲線.室溫和低溫形變時(shí),體心立方晶體的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和面心立方晶體相似.在體心 立方晶體的加工硬化曲線上常有明顯的屈服點(diǎn)存在, 這與位錯(cuò)和微量間隙雜質(zhì)原 子交互作用有關(guān).只有在純度相當(dāng)高的情況下,屈服才會(huì)消除.在低溫時(shí),滑移 形變?cè)絹碓嚼щy,學(xué)生形變占有重要地位,相應(yīng)的在加工硬化曲線上出現(xiàn)鋸齒狀.由于體心立方晶體自身的結(jié)構(gòu)特點(diǎn),在低溫時(shí)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)克服較大的派納力： 高溫時(shí)易克服這一阻力,因而屈服強(qiáng)度較低.另外,間隙雜質(zhì)原子對(duì)屈服應(yīng)力產(chǎn) 生顯著影響.C.密排六方晶體6密排六方晶體和面心立方晶體的密排方式非常接近,塑性形變使堆垛順序改 變,形成堆垛層錯(cuò).雖然在一定的取向、溫度

10、和其他實(shí)驗(yàn)條件下,密徘六方晶體 的加工硬化曲線也有三個(gè)階段,但并不典型.它的第工階段通常很長,遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過 某些面心立方晶體和體心立方晶體,以至于第n階段還沒來得及充分開展就已經(jīng) 斷裂.2.1.2晶體的加工硬化曲線實(shí)際上,絕大局部金屬材料是多晶體.當(dāng)外力作用于多晶體時(shí),取向不同的 各晶粒所受應(yīng)力不同,而作用在各晶?；葡瞪系姆智袘?yīng)力也因取向不同相差很 大,各晶粒不同時(shí)開始塑性形變.當(dāng)處于不利取向的晶粒還沒開始滑移時(shí), 處于 有利取向的晶粒已經(jīng)滑移,而且不同取向晶粒的滑移系取向也不同, 故滑移不可 能從一個(gè)晶粒直接延伸到另一個(gè)晶粒中. 但是,由于每個(gè)晶粒都處于其他晶粒的 包圍中,形變必然與鄰近晶粒相

11、互協(xié)調(diào)配合,否那么,形變難以進(jìn)行,甚至不能保 持晶粒間變形的連續(xù)性.隨著多滑移的進(jìn)行,大量位錯(cuò)塞積在不動(dòng)位錯(cuò)前,成為 決定加工硬化率的主要因素.與單晶體相比,多晶體的加工硬化曲線不出現(xiàn)第工階段,而整條曲線更陡,加工硬化率更高5.此外,由于鄰近晶界區(qū)滑移的復(fù)雜性,多晶體的加工硬化還 與晶粒大小有關(guān).在形變開始階段尤為明顯,到達(dá)某種程度后,細(xì)晶材料和粗晶 材料逐漸一致.2 . 2加工硬化理論2.2.1林位錯(cuò)理論這一理論認(rèn)為,在加工硬化的第I階段,位錯(cuò)根本上分布在主滑移面上,幾 乎都是可滑移位錯(cuò).第R階段開始時(shí),原滑移系中位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的長程應(yīng)力導(dǎo)致 次滑移系激活,產(chǎn)生大量林位錯(cuò).由于林位錯(cuò)對(duì)滑移沒有

12、奉獻(xiàn),而是逐步向胞壁 轉(zhuǎn)化,導(dǎo)致胞壁結(jié)構(gòu)出現(xiàn),使位錯(cuò)對(duì)滑移的平均自由程大為減小. 由于位錯(cuò)密度 升高,胞狀組織尺寸減小,加工硬化率保持不變但數(shù)值較大. 在第R階段向第田 階段的過程中,出現(xiàn)大量位錯(cuò)交滑移,使位錯(cuò)三維運(yùn)動(dòng)得以實(shí)現(xiàn).因而,不可動(dòng) 位錯(cuò)數(shù)量驟減,第田階段加工硬化率逐漸減小.2.2.2割階理論第R階段硬化開始時(shí),由于林位錯(cuò)滑移,原滑移系中的F r a nK Re a d源 必然要產(chǎn)生大量割階.在位錯(cuò)源反向運(yùn)動(dòng)時(shí),所有間隙原子割階都變成空位割階. 割階理論對(duì)形變穩(wěn)定性進(jìn)行了充分解釋.2 . 2 . 3 Hirsch 理論這個(gè)理論基于一些實(shí)驗(yàn)結(jié)果以及第R階段的有關(guān)特點(diǎn),認(rèn)為： 1 硬化第I

13、階 段末,在塞積于平行面間的滑移位錯(cuò)產(chǎn)生的應(yīng)力與外加應(yīng)力共同作用下, 次滑移 系上分切應(yīng)力超過該系統(tǒng)的臨界切應(yīng)力,導(dǎo)致次滑移系激活,形成復(fù)雜的位錯(cuò)組 態(tài).2在彈性交互作用下,新滑移線受阻于上述障礙,并對(duì)以后的滑移起阻 礙作用.3位錯(cuò)源的啟動(dòng)是一個(gè)觸發(fā)過程,并在應(yīng)力有利的方向激活,直到 增殖出的位錯(cuò)反向應(yīng)力使位錯(cuò)源停止為止.4 由任一形變量時(shí)的位錯(cuò)源密度 求解相應(yīng)的流變應(yīng)力.盡管H 1 s r h c理論定量比擬粗糙, 但在考慮上述4點(diǎn)的根底上對(duì)加工硬 化曲線做了定量的解釋,同時(shí)還對(duì)加工硬化后晶體中位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的不均勻性給予一 定的說明.2.2.4 Seeger 理論S e e g e r認(rèn)為,形變

14、后位錯(cuò)的分布有一定的取向,晶體的加工硬化根本 來自位錯(cuò)問的長程彈性交互作用,其中又以原滑移系中位錯(cuò)的交互作用為主. 在 面心立方結(jié)構(gòu)金屬加工硬化的第工階段,首先是原滑移面上的位錯(cuò)按前述某一種 或兩種機(jī)制產(chǎn)生位錯(cuò)偶以及共扼滑移系中的位錯(cuò)形成L ome r-Co t t r e 1 1位錯(cuò),但這一階段硬化主要來自單個(gè)位錯(cuò)問的長程應(yīng)力場.因此,位錯(cuò)偶或Lomcr Cott 6rli位錯(cuò)沒有形成滑移的有效障礙. 隨著形變?cè)?加,次滑移系被激活,第I階段向第R階段過渡.此時(shí),位錯(cuò)偶越來越短,L o m e r - C o t t e r n位錯(cuò)也越來越多, 直到第H階段以這些位錯(cuò)偶,L o m e r-

15、C o t t r e n位錯(cuò)為核心形成位錯(cuò)塞積的有效障礙.隨著形變繼續(xù)增 加,位錯(cuò)塞積的應(yīng)力場足以阻止相鄰滑移面上的位錯(cuò)滑移,使滑移線越來越短, 位錯(cuò)密度越來越大.在第田階段,由于局部應(yīng)力增加促使大量交滑移進(jìn)行, 出現(xiàn) 滑移帶及其碎化,加工硬化率也隨之降低.2 . 3加工硬化機(jī)理2.3.1 位錯(cuò)強(qiáng)化晶體塑性形變時(shí),位錯(cuò)的增殖、運(yùn)動(dòng)、受阻以及掙脫障礙的情況決定不同品 體結(jié)構(gòu)金屬材料加工硬化的特點(diǎn). 在變形過程中,位錯(cuò)的數(shù)目會(huì)大量增加.在變 形過程中應(yīng)不斷有新位錯(cuò)產(chǎn)生,即晶體存在增殖位錯(cuò)的位錯(cuò)源.但B h u 1 c r 和S h c w c n k總結(jié)了塑性變形對(duì)一些金屬位錯(cuò)密度的影響,結(jié)果卻

16、發(fā)現(xiàn), 2 0 %以的塑性變形并不顯著增加晶體的位錯(cuò)密度.晶體中的位錯(cuò)由相變和塑性形變引起,位密度越高,形變的阻力越強(qiáng),割階, 位錯(cuò)偶極,小位錯(cuò)圈和空位都是位錯(cuò)繼續(xù)運(yùn)動(dòng)的阻力. 晶體的滑移實(shí)際上是源源不斷的位錯(cuò)沿著滑移面的運(yùn)動(dòng),當(dāng)滑移面上的位錯(cuò)和林位錯(cuò)發(fā)生彈性交互作用 時(shí),通過位錯(cuò)反響形成新的位錯(cuò)線,彈性能隨之降低.在多滑移時(shí),由于各滑移 面相交,因而在不同滑移面上運(yùn)動(dòng)著的位錯(cuò)也就必然相遇,發(fā)生相互交割.止匕外,在滑移面上運(yùn)動(dòng)著的位錯(cuò)還要與晶體中原有的以不同角度穿透滑移面的位錯(cuò)相 交割.位錯(cuò)交割的結(jié)果是一方面增加了位錯(cuò)線的長度,另一方面還可能形成一種 難以運(yùn)動(dòng)的固定割階,成為后續(xù)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙

17、,造成位錯(cuò)纏結(jié),這是多滑移加 工硬化效果較大的主要原因 網(wǎng).位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí),除發(fā)生交割外,還可能產(chǎn)生塞積.在切應(yīng)力作用下,弗蘭克一 瑞德位錯(cuò)源所產(chǎn)生的大量位錯(cuò)沿滑移面運(yùn)動(dòng),如果遇上障礙物固定位錯(cuò)、晶界等,領(lǐng)先位錯(cuò)會(huì)在障礙物前被阻止,后續(xù)位錯(cuò)被堵塞起來,結(jié)果形成位錯(cuò)的平 面塞積群,并在障礙物前引起高度的應(yīng)力集中. 位錯(cuò)的塞積群會(huì)對(duì)位錯(cuò)源產(chǎn)生作 用力,塞積位錯(cuò)越多,反作用力越大,直到這種作用力與外加切應(yīng)力時(shí),位錯(cuò)源 就會(huì)停止發(fā)射位錯(cuò).只有進(jìn)一步增加外力,位錯(cuò)源才會(huì)重新開動(dòng).這進(jìn)一步說明 了.對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙能夠提升材料的強(qiáng)度,這是絕大多數(shù)強(qiáng)化方法的實(shí)質(zhì)網(wǎng).位錯(cuò)強(qiáng)化本身對(duì)金屬材料強(qiáng)度的奉獻(xiàn)很大,其重要作

18、用遠(yuǎn)不止于此.位錯(cuò)運(yùn) 動(dòng)也是晶界與第二相粒子強(qiáng)化的主要原因.2.3.2 晶界強(qiáng)化品界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的最大障礙之一,是位錯(cuò)塞積的場所.晶界兩側(cè)的原子排列 取向不同,一個(gè)晶粒中的滑移帶不能穿過晶界延伸到相鄰晶粒,產(chǎn)生滑移形變必 須啟動(dòng)自身的位錯(cuò)源.在外應(yīng)力的作用下,可能使晶界上的位錯(cuò)進(jìn)入晶,即晶界 向晶發(fā)射位錯(cuò).所以,品界是多晶體材料塑性形變的重要位錯(cuò)源, 尤其在缺少F rank-Rea d源的情況所起的作用更大.品界的主要作用是阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng).晶粒越細(xì),晶界越多,阻礙位錯(cuò)滑移的作 用越大,屈服強(qiáng)度越高.2.3.3 第二相粒子強(qiáng)化大多數(shù)實(shí)際應(yīng)用的高強(qiáng)度合金都含有第二相粒子, 強(qiáng)化效果最強(qiáng)的是第二相 質(zhì)點(diǎn)

19、尺寸不大,高度彌散分布在基體中.這些第二相粒子往往是金屬間化合物, 碳化物和氮化物,且比基體硬得多.多相合金的塑性形變?nèi)Q于基體的性質(zhì), 也 取決于第二相粒子本身的塑性、加工硬化性質(zhì)、以及尺寸大小、形狀、數(shù)量和分布；還包括兩相之間的晶體學(xué)匹配情況、界面能、界面結(jié)合等.運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與不可變形粒子相遇時(shí), 受到粒子的阻擋,位錯(cuò)線按.rowan 機(jī)制圍繞它發(fā)生彎曲.隨著外應(yīng)力增加,位錯(cuò)線受阻局部彎曲更劇裂在粒子兩側(cè) 相遇,正負(fù)號(hào)位錯(cuò)彼此抵消,形成包圍粒子的位錯(cuò)環(huán)留下,位錯(cuò)線的其余局部越 過粒子繼續(xù)運(yùn)動(dòng).如圖3所示,顯然,位錯(cuò)按這種方式運(yùn)動(dòng)受到的阻力很大,而 且每個(gè)位錯(cuò)經(jīng)過粒子時(shí)都要留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán), 這個(gè)

20、環(huán)對(duì)位錯(cuò)源產(chǎn)生反向應(yīng)力.因 此,繼續(xù)形變時(shí)必須增加應(yīng)力以克服此反向應(yīng)力, 流變應(yīng)力迅速提升.減小粒子 尺寸或增加體積分?jǐn)?shù)都能提升粒子強(qiáng)化效應(yīng).位錯(cuò)切過可變形第二相粒子時(shí)將和基體一起形變,如圖4,強(qiáng)化作用主要取 決于粒子本身的性質(zhì)及其與基體間的關(guān)系, 機(jī)制很復(fù)雜,且因合金而異.主要有 幾方面的作用：1粒子結(jié)構(gòu)往往與基體不同,當(dāng)位錯(cuò)切過粒子時(shí),必然造成 滑移面上原子排列的錯(cuò)配,要增加做功.2假設(shè)粒子是有序結(jié)構(gòu),位錯(cuò)切過粒 子時(shí)將在滑移面上產(chǎn)生反向疇界,反向疇界能高于粒子與基體間的界面能.3 每個(gè)位錯(cuò)切過粒子都形成寬度為b的外表臺(tái)階,即增加了粒子與基體間的界面面 積,這需要相應(yīng)的能量.4粒子周圍的彈

21、性應(yīng)力場與位錯(cuò)發(fā)生交互作用,對(duì) 位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有阻礙作用.5 粒子的彈性模量與基體不同引起位錯(cuò)能量與線力變 化,假設(shè)粒子的彈性模量高于基體,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)就要受阻.在這些因素的綜合作用下, 合金強(qiáng)度得以提升.增大可變形微粒尺寸或體積分?jǐn)?shù)都能提升強(qiáng)度.圖3位錯(cuò)繞過第二相粒子示意圖圖4位錯(cuò)切過粒子示意圖2.3.4 應(yīng)變誘發(fā)相變強(qiáng)化馬氏體相變實(shí)際上是一種沒有擴(kuò)散的、 點(diǎn)陣畸變式的組織轉(zhuǎn)變,它的切變分量和最終的形狀變化,應(yīng)當(dāng)足以使轉(zhuǎn)變過程中動(dòng)力學(xué)及形態(tài)受應(yīng)變能限制.馬氏 體相變分為熱誘發(fā)馬氏體相變和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變. 熱誘發(fā)馬氏體相變是冷卻 過程中自發(fā)的相變,相變驅(qū)動(dòng)力來自冷卻時(shí)的自由能變化, 應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相

22、變 是在M s和M d之間發(fā)生的相變,相變驅(qū)動(dòng)力由局部外應(yīng)力提供8'9.常用的30 4奧氏體不銹鋼自高溫狀態(tài)驟冷到室溫, 所獲的基體組織大多都是亞穩(wěn)定的奧 氏體.當(dāng)繼續(xù)冷到更低溫度或經(jīng)冷形變時(shí),其中局部奧氏體會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變 10,這時(shí)候面心立方的奧氏體就變成體心立方或密排六方的馬氏體,并與 原奧氏體保持共格,以切變方式在極短時(shí)間發(fā)生的無擴(kuò)散性相變,即相變不需要 原子的擴(kuò)散,而是通過類似于機(jī)械學(xué)生的切變方式產(chǎn)生的.新相馬氏體和母 相奧氏體共格,因而馬氏體能以極快的速度長大,一般在很快的時(shí)間完 成相變.33 0 4奧氏體不銹鋼冷加工硬化的研究3 . 1冷加工量對(duì)3 0 4奧氏體不銹鋼加工

23、硬化的影響預(yù)加工變形量對(duì)試樣力學(xué)性能的影響見表2、圖5.表2不同預(yù)變形量對(duì)3 0 4奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的影響H V1026705.26331 79.48.26 . 721 558856.84462 65.88.45 . 132 063858.54072 83.13.70 . 442 5769 1 9.03983 00.32.70 . 354 09 81 0 22 283 31.43.09.94 . 01000oX c史3408.300280260 >240工22 口2001S0160圖5預(yù)變形量對(duì)3 0 4奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的影響由表2、圖4可知,隨著預(yù)變形量的增加屈服強(qiáng)度.,2和抗

24、拉強(qiáng)度.均逐 步提升,硬度值也隨著增加,產(chǎn)生了明顯的加工硬化,而塑性隨之下降.同時(shí)也 可清楚看出：隨著變形量的增加,試樣的屈強(qiáng)比.2/.、也隨之增加,這說 明試樣可成形性也會(huì)隨著冷變形量的增加而降低.3.23 0 4奧氏體不銹鋼沖壓加工硬化機(jī)理的探討304奧氏體不銹鋼在形變過程中不同程度地出現(xiàn)層錯(cuò)、形變乎晶、應(yīng)變誘發(fā)馬氏體,并在晶界與退火孚晶附近形成位錯(cuò)塞積和位錯(cuò)胞狀組織.以往的研究11 15說明,在形變亞穩(wěn)和穩(wěn)定奧氏體合金中應(yīng)變誘發(fā)馬氏體和/或形變孚晶的體 積分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變拋物線形地增加,位錯(cuò)塞積和位錯(cuò)胞狀組織胞壁中的位錯(cuò)密度也隨 應(yīng)變?cè)黾?但位錯(cuò)胞狀組織尺寸減小.這些形變組織結(jié)構(gòu)對(duì)加工硬化均有

25、奉獻(xiàn). 晶界和形變孚晶附近的位錯(cuò)塞積、位錯(cuò)胞狀組織產(chǎn)生的強(qiáng)化效應(yīng)人所共知.盡管應(yīng)變誘發(fā)馬氏體和形變孚晶形成時(shí)產(chǎn)生相變應(yīng)變和孚生切變,一旦形成就會(huì)產(chǎn)生結(jié)構(gòu)強(qiáng)化效應(yīng)而對(duì)加工硬化有奉獻(xiàn). 形變孚晶的形成相當(dāng)于細(xì)化晶粒,無疑會(huì)增 加流變應(yīng)力.Adic r、01 son 和 Owen15在研究 Hadfield鋼的加工硬化時(shí)指出,低應(yīng)變時(shí)乎生作為形變方式起軟化作用, 增加塑性；在隨 后的形變中形變李晶作為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而產(chǎn)生靜態(tài)結(jié)構(gòu)強(qiáng)化.Remy 11認(rèn)為,堆積在李晶界上的滑移或李生位錯(cuò)一般通過能量上不適宜的位 錯(cuò)反響合并成障礙李生,引起強(qiáng)化效應(yīng).形變乎晶間還產(chǎn)生位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)和位錯(cuò)胞 狀組織.

26、作為晶體缺陷,面心立方結(jié)構(gòu)中的層錯(cuò)為兩個(gè)原子層厚的六角密排結(jié)構(gòu), 也能阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而產(chǎn)生強(qiáng)化.在奧氏體不銹鋼的形變結(jié)構(gòu)中已觀察到層錯(cuò)與位 錯(cuò)交互作用的組態(tài),如圖6所示,層錯(cuò)所引起的流變應(yīng)力增量只出現(xiàn)在形變初期, 并迅速被形變乎晶產(chǎn)生的強(qiáng)化效應(yīng)所取代. 亞穩(wěn)3 0 4奧氏體不銹鋼室溫冷加工 中發(fā)生應(yīng)變誘發(fā)Y-a、 丫-匯馬氏體轉(zhuǎn)變,馬氏體相變伴隨有很小的自發(fā)形變, 這里所謂的自發(fā)形變是指由于相變本身使奧氏體基體發(fā)生的塑性形變, 這個(gè) 形變的大小,取決于馬氏體相變時(shí)產(chǎn)生的彈性畸變以及奧氏體的彈性限度,雖然新生成的馬氏體需消耗一定的應(yīng)變能,即產(chǎn)生相變軟化,但這時(shí)能量降低不會(huì)很大16.板條馬氏體晶體的

27、亞結(jié)構(gòu)主要是高密度位錯(cuò),應(yīng)變誘發(fā)馬氏體產(chǎn)生的 強(qiáng)化效應(yīng)基于如下三點(diǎn)：1在M s M d溫度間形成應(yīng)變誘發(fā).a 馬氏體 和匯一馬氏體需要外應(yīng)力提供相變驅(qū)動(dòng)力, 這局部外應(yīng)力隨形變中基體不斷強(qiáng)化 而提升；2應(yīng)變誘發(fā)a馬氏體和匯一馬氏體自身發(fā)生塑性形變需要應(yīng)力；3 應(yīng)變誘發(fā)a 馬氏體和匯一馬氏體將基體晶粒分為假設(shè)干小區(qū),在隨后的形變中應(yīng)變誘發(fā)a 馬氏體和匯一馬氏體片間形成位錯(cuò)塞積,縮短位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)自由 程.圖63 0 4不銹鋼在室溫條件下經(jīng)匯=1 5 %拉伸后形成的高密度位錯(cuò)ETM對(duì)于3 0 4奧氏體不銹鋼這種有較低的層錯(cuò)能的合金,形變初期,層錯(cuò)形成最多,隨著形變進(jìn)行,應(yīng)變誘發(fā).a馬氏體、三一馬氏體和形

28、變李晶不斷形成, 流變應(yīng)力增加,這兩者的形成把晶粒分為假設(shè)干的區(qū)域, 片層間產(chǎn)生位錯(cuò)塞積,縮 短位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)自由程,產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化效應(yīng).應(yīng)變誘發(fā)馬氏體和形變孚晶的強(qiáng)化效 應(yīng)、A 5.、八.T,隨應(yīng)變誘發(fā)a馬氏體、：E 馬氏體和形變李晶的體 積分?jǐn)?shù)增加而增大.在隨后的形變中,這兩種強(qiáng)化效應(yīng)與Ao.、Ao : 0和o c的綜合作用明顯使流變應(yīng)力增加. 可見對(duì)3 0 4奧氏體不銹鋼來說, 冷加工 引起的加工硬化,奉獻(xiàn)最大的是應(yīng)變誘發(fā).a馬氏體、三一馬氏體和形變李晶 產(chǎn)生的流變應(yīng)力增量.參考文獻(xiàn)1 盧險(xiǎn)峰.沖壓工藝磨具學(xué),機(jī)械工業(yè),1998: 4572 2 唐納德美等編.不銹鋼手冊(cè).：機(jī)械,1 9 8 7: 4 7 9 3T. Angel, J. I. S. I, 1954: 165 4陸世英等著.不銹鋼.：原子能,1 9 9 5: 2 7 6 5 U祥,錢苗根.金屬學(xué),科學(xué)技術(shù),1980: 292301 6 余宗森,田中卓.金