奧氏體不銹鋼冷加工硬化的研究

1、奧氏體不銹鋼冷加工硬化的研究王斯琦（遼寧工程技術大學材料科學與工程學院阜新）摘要：室溫條件下采用簡單拉伸實驗研究了奧氏體不銹鋼薄板的加工硬化規(guī)律與機理，組織分析結果表明：在室溫條件下冷加工，形變過程中發(fā)生的組織結構變化產(chǎn)生的強化效應引起加工硬化，在觀察到的形變組織結構中，應變誘發(fā)馬氏體、馬氏體和形變孿晶對流變應力有明顯的影響，是奧氏體不銹鋼這種低層錯能面心立方結構合金具有較強的加工硬化能力的根本原因。關鍵詞：冷加工工藝，加工硬化，奧氏體不銹鋼，馬氏體前言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中或冷加工完成以后，因顯著的加工硬化和很高的殘余應力，沖壓制品極易開裂，成為實際生產(chǎn)中普遍

2、存在的技術難題。從微觀角度看，該合金變形時，滑移面及晶界上產(chǎn)生大量位錯，致使點陣產(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，位錯密度越高，內(nèi)應力及點陣畸變越嚴重，使金屬變形抗力和硬度隨變形而增加，塑性指標降低，產(chǎn)生明顯的加工硬化現(xiàn)象。當加工硬化達一定程度時，如繼續(xù)形變，便有開裂或脆斷的危險，其殘余應力極易引起沖壓制品自爆破裂，在環(huán)境氣氛中，放置一段時間后，合金還會自動產(chǎn)生晶界開裂（通常稱為“季裂”）。加工硬化是研究金屬力學性能的重要課題之一。通過研究奧氏體不銹鋼薄板在外應力作用下的形變過程及機理，了解各種內(nèi)外因素對形變的影響，不僅對制定塑性加工工藝、分析和控制加工件的質(zhì)量是

3、十分必要的，而且對了解該材料的力學性能、合理使用該材料、提高其性能、挖掘其應用潛力等都具有重要意義。在實際生產(chǎn)中，不管是消除殘余應力還是使材料軟化，對于不銹鋼多工序沖壓必須進行工序間的軟化退火（即中間退火），以消除內(nèi)應力、降低硬度、恢復塑性，方能進行下一道加。因此，研究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際意義，而且具有十分重要的理論意義。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)奧氏體不銹鋼是指在大量變形后仍能保持奧氏體顯微結構的那些鋼（如型不銹鋼），而亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼是指當應變時容易轉變?yōu)獒槧铖R氏體顯微結構的那些鋼（如型不銹

4、鋼），這兩類鋼之間的差別的最好說明是兩種鋼的應力一應變曲（如圖）。其中型不銹鋼為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的代表，應變后開始馬氏體轉變，其應力一應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。不銹鋼的屈服強度經(jīng)冷加工變形后可以從增加到。不銹鋼能強化到這種程度，是因為在強烈的冷變形時發(fā)生了奧氏體向馬氏體的轉變，這樣一來就導致不銹鋼具有一定的磁性。圖穩(wěn)定態(tài)和亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的應力一應變曲線鐵、鉻和鎳是鉻鎳奧氏體不銹鋼的三大基礎元素。通過主要合金元素鉻和鎳的合理搭配，鐵一鉻一鎳三元系和該三元系基礎上加入其他元素所構成的合金可以在室溫下維持奧氏體不銹鋼基體。但大

5、部分常用鉻鎳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。當繼續(xù)冷卻到室溫以下溫度，或者在經(jīng)過冷變形時，其中一部分或大部分奧氏體會變成馬氏體組織，即發(fā)生馬氏體轉變。在型不銹鋼（屬于一型不銹鋼，具體成分見表中，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其力學性能和冷成形性產(chǎn)生重要影響，同時也增強鋼的磁性。由于馬氏體硬而脆，隨著鋼中馬氏體量的增加，其強度提高，塑性降低。在冷加工過程中，這種現(xiàn)象會增大產(chǎn)品開裂的可能性。表奧氏體不銹鋼的化學成分，（）（）（）（）（）（）（）加工硬化加工硬化曲線金屬材料的加工硬化曲線是形變過程中宏觀應力與應變關系的表征。由于晶

6、界的存在，多晶體的加工硬化曲線與單晶體不同。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)三個階段。但是，由于晶體結構類型、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)。面心立方晶體面心立方晶體的加工硬化曲線明顯呈現(xiàn)三個階段，如圖。易滑移階段：晶體中只有一組滑移系啟動，在平行滑移面上位錯移動很少受到其他位錯干擾，可移動相當大的距離，并可能達到晶體表面，增殖出新位錯，產(chǎn)生較大的應變。在這一階段，位錯滑移、增殖遇到的阻力很小，加工硬化率很低。線形硬化階段：隨著次滑移和多滑移系啟動，加工硬化進入線形硬化階段。由于相交滑移系上位錯的交互使用，形成割階、位錯等障礙，位錯密

7、度迅速增加，形成塞積群或纏結，位錯不能越過這些障礙而被限制在一定范圍內(nèi)，形成位錯胞狀組織。隨著形變量增加，胞的尺寸不斷減小，流變應力顯著提高，加工硬化率很大。圖單晶體的切應力一切應變曲線拋物線硬化階段：流變應力增大到一定程度以后，滑移面上的位錯借交滑移而繞過障礙，避免與發(fā)生交互作用。同時，異號螺位錯還通過交滑移彼此抵消，從而使一部分硬化作用減弱，加工硬化率降低。體心立方晶體在一定純度、溫度、取向和應變速率條件下，體心立方晶體才產(chǎn)生有明顯三階段的加工硬化曲線。室溫和低溫形變時，體心立方晶體的位錯結構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存在，這與位錯和微量間隙雜質(zhì)原子

8、交互作用有關。只有在純度相當高的情況下，屈服才會消除。在低溫時，滑移形變越來越困難，孿生形變占有重要地位，相應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構特點，在低溫時位錯運動克服較大的派納力：高溫時易克服這一阻力，因而屈服強度較低。另外，間隙雜質(zhì)原子對屈服應力產(chǎn)生顯著影響。密排六方晶體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。雖然在一定的取向、溫度和其他實驗條件下，密徘六方晶體的加工硬化曲線也有三個階段，但并不典型。它的第工階段通常很長，遠遠超過某些面心立方晶體和體心立方晶體，以至于第階段還沒來得及充分發(fā)展就已經(jīng)斷裂。晶體的加工硬化曲線實

9、際上，絕大部分金屬材料是多晶體。當外力作用于多晶體時，取向不同的各晶粒所受應力不同，而作用在各晶?；葡瞪系姆智袘σ惨蛉∠虿煌嗖詈艽?，各晶粒不同時開始塑性形變。當處于不利取向的晶粒還沒開始滑移時，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晶粒直接延伸到另一個晶粒中。但是，由于每個晶粒都處于其他晶粒的包圍中，形變必然與鄰近晶粒相互協(xié)調(diào)配合，否則，形變難以進行，甚至不能保持晶粒間變形的連續(xù)性。隨著多滑移的進行，大量位錯塞積在不動位錯前，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。此外，由

10、于鄰近晶界區(qū)滑移的復雜性，多晶體的加工硬化還與晶粒大小有關。在形變開始階段尤為明顯，達到某種程度后，細晶材料和粗晶材料逐漸一致。加工硬化理論林位錯理論這一理論認為，在加工硬化的第階段，位錯基本上分布在主滑移面上，幾乎都是可滑移位錯。第階段開始時，原滑移系中位錯塞積產(chǎn)生的長程應力導致次滑移系激活，產(chǎn)生大量林位錯。因為林位錯對滑移沒有貢獻，而是逐步向胞壁轉化，導致胞壁結構出現(xiàn)，使位錯對滑移的平均自由程大為減小。由于位錯密度升高，胞狀組織尺寸減小，加工硬化率保持不變但數(shù)值較大。在第階段向第階段的過程中，出現(xiàn)大量位錯交滑移，使位錯三維運動得以實現(xiàn)。因而，不可動位錯數(shù)量驟減，第階段加工硬化率逐漸減小。割

11、階理論第階段硬化開始時，由于林位錯滑移，原滑移系中的一源必然要產(chǎn)生大量割階。在位錯源反向運動時，所有間隙原子割階都變成空位割階。割階理論對形變穩(wěn)定性進行了充分解釋。理論這個理論基于一些實驗結果以及第階段的有關特點，認為：（）硬化第階段末，在塞積于平行面間的滑移位錯產(chǎn)生的應力與外加應力共同作用下，次滑移系上分切應力超過該系統(tǒng)的臨界切應力，導致次滑移系激活，形成復雜的位錯組態(tài)。（）在彈性交互作用下，新滑移線受阻于上述障礙，并對以后的滑移起阻礙作用。（）位錯源的啟動是一個觸發(fā)過程，并在內(nèi)應力有利的方向激活，直到增殖出的位錯反向應力使位錯源停止為止。（）由任一形變量時的位錯源密度求解相應的流變應力。盡

12、管理論定量比較粗糙，但在考慮上述點的基礎上對加工硬化曲線做了定量的解釋，同時還對加工硬化后晶體中位錯結構的不均勻性給予一定的說明。理論認為，形變后位錯的分布有一定的取向，晶體的加工硬化基本來自位錯間的長程彈性交互作用，其中又以原滑移系中位錯的交互作用為主。在面心立方結構金屬加工硬化的第工階段，首先是原滑移面上的位錯按前述某一種或兩種機制產(chǎn)生位錯偶以及共扼滑移系中的位錯形成位錯，但這一階段硬化主要來自單個位錯間的長程應力場。因此，位錯偶或位錯沒有形成滑移的有效障礙。隨著形變增加，次滑移系被激活，第階段向第階段過渡。此時，位錯偶越來越短，位錯也越來越多，直到第階段以這些位錯偶，位錯為核心形成位錯塞

13、積的有效障礙。隨著形變繼續(xù)增加，位錯塞積的應力場足以阻止相鄰滑移面上的位錯滑移，使滑移線越來越短，位錯密度越來越大。在第階段，由于局部應力增加促使大量交滑移進行，出現(xiàn)滑移帶及其碎化，加工硬化率也隨之降低。加工硬化機理位錯強化晶體塑性形變時，位錯的增殖、運動、受阻以及掙脫障礙的情況決定不同晶體結構金屬材料加工硬化的特點。在變形過程中，位錯的數(shù)目會大量增加。在變形過程中應不斷有新位錯產(chǎn)生，即晶體存在增殖位錯的位錯源。但和總結了塑性變形對一些金屬位錯密度的影響，結果卻發(fā)現(xiàn)，以內(nèi)的塑性變形并不顯著增加晶體的位錯密度。晶體中的位錯由相變和塑性形變引起，位密度越高，形變的阻力越強，割階，位錯偶極，小位錯圈

14、和空位都是位錯繼續(xù)運動的阻力。晶體的滑移實際上是源源不斷的位錯沿著滑移面的運動，當滑移面上的位錯和林位錯發(fā)生彈性交互作用時，通過位錯反應形成新的位錯線，彈性能隨之降低。在多滑移時，由于各滑移面相交，因而在不同滑移面上運動著的位錯也就必然相遇，發(fā)生相互交割。此外，在滑移面上運動著的位錯還要與晶體中原有的以不同角度穿透滑移面的位錯相交割。位錯交割的結果是一方面增加了位錯線的長度，另一方面還可能形成一種難以運動的固定割階，成為后續(xù)位錯運動的障礙，造成位錯纏結，這是多滑移加工硬化效果較大的主要原因。位錯運動時，除發(fā)生交割外，還可能產(chǎn)生塞積。在切應力作用下，弗蘭克一瑞德位錯源所產(chǎn)生的大量位錯沿滑移面運動

15、，如果遇上障礙物（固定位錯、晶界等），領先位錯會在障礙物前被阻止，后續(xù)位錯被堵塞起來，結果形成位錯的平面塞積群，并在障礙物前引起高度的應力集中。位錯的塞積群會對位錯源產(chǎn)生作用力，塞積位錯越多，反作用力越大，直到這種作用力與外加切應力時，位錯源就會停止發(fā)射位錯。只有進一步增加外力，位錯源才會重新開動。這進一步說明了。對位錯運動的阻礙能夠提高材料的強度，這是絕大多數(shù)強化方法的實質(zhì)。位錯強化本身對金屬材料強度的貢獻很大，其重要作用遠不止于此。位錯運動也是晶界與第二相粒子強化的主要原因。晶界強化晶界是位錯運動的最大障礙之一，是位錯塞積的場所。晶界兩側的原子排列取向不同，一個晶粒中的滑移帶不能穿過晶界延

16、伸到相鄰晶粒，產(chǎn)生滑移形變必須啟動自身的位錯源。在外應力的作用下，可能使晶界上的位錯進入晶內(nèi)，即晶界向晶內(nèi)發(fā)射位錯。所以，晶界是多晶體材料塑性形變的重要位錯源，尤其在缺少源的情況所起的作用更大。晶界的主要作用是阻礙位錯運動。晶粒越細，晶界越多，阻礙位錯滑移的作用越大，屈服強度越高。第二相粒子強化大多數(shù)實際應用的高強度合金都含有第二相粒子，強化效果最強的是第二相質(zhì)點尺寸不大，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匹

17、配情況、界面能、界面結合等。運動位錯與不可變形粒子相遇時，受到粒子的阻擋，位錯線按機制圍繞它發(fā)生彎曲。隨著外應力增加，位錯線受阻部分彎曲更劇裂在粒子兩側相遇，正負號位錯彼此抵消，形成包圍粒子的位錯環(huán)留下，位錯線的其余部分越過粒子繼續(xù)運動。如圖所示，顯然，位錯按這種方式運動受到的阻力很大，而且每個位錯經(jīng)過粒子時都要留下一個位錯環(huán)，這個環(huán)對位錯源產(chǎn)生反向應力。因此，繼續(xù)形變時必須增加應力以克服此反向應力，流變應力迅速提高。減小粒子尺寸或增加體積分數(shù)都能提高粒子強化效應。位錯切過可變形第二相粒子時將和基體一起形變，如圖，強化作用主要取決于粒子本身的性質(zhì)及其與基體間的關系，機制很復雜，且因合金而異。主

18、要有幾方面的作用：（）粒子結構往往與基體不同，當位錯切過粒子時，必然造成滑移面上原子排列的錯配，要增加做功。（）若粒子是有序結構，位錯切過粒子時將在滑移面上產(chǎn)生反向疇界，反向疇界能高于粒子與基體間的界面能。（）每個位錯切過粒子都形成寬度為的表面臺階，即增加了粒子與基體間的界面面積，這需要相應的能量。（）粒子周圍的彈性應力場與位錯發(fā)生交互作用，對位錯運動有阻礙作用。（）粒子的彈性模量與基體不同引起位錯能量與線張力變化，若粒子的彈性模量高于基體，位錯運動就要受阻。在這些因素的綜合作用下，合金強度得以提高。增大可變形微粒尺寸或體積分數(shù)都能提高強度。圖位錯繞過第二相粒子示意圖圖位錯切過粒子示意圖應變誘

19、發(fā)相變強化馬氏體相變實際上是一種沒有擴散的、點陣畸變式的組織轉變，它的切變分量和最終的形狀變化，應當足以使轉變過程中動力學及形態(tài)受應變能控制。馬氏體相變分為熱誘發(fā)馬氏體相變和應變誘發(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，相變驅動力來自冷卻時的自由能變化，應變誘發(fā)馬氏體相變是在和之間發(fā)生的相變，相變驅動力由部分外應力提供。常用的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。當繼續(xù)冷到更低溫度或經(jīng)冷形變時，其中部分奧氏體會發(fā)生馬氏體轉變，這時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間內(nèi)發(fā)生的無擴散性相變

20、，即相變不需要原子的擴散，而是通過類似于機械孿生的切變方式產(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，一般在很快的時間內(nèi)完成相變。奧氏體不銹鋼冷加工硬化的研究冷加工量對奧氏體不銹鋼加工硬化的影響預加工變形量對試樣力學性能的影響見表、圖。表不同預變形量對奧氏體不銹鋼力學性能的影響實驗號變形量斷后伸長率圖預變形量對奧氏體不銹鋼力學性能的影響由表、圖可知，隨著預變形量的增加屈服強度。，和抗拉強度。均逐步提高，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。同時也可清楚看出：隨著變形量的增加，試樣的屈強比。、也隨之增加，這說明試樣可成形性也會隨著冷變形量的增加

21、而降低。奧氏體不銹鋼沖壓加工硬化機理的探討奧氏體不銹鋼在形變過程中不同程度地出現(xiàn)層錯、形變孿晶、應變誘發(fā)馬氏體，并在晶界與退火孿晶附近形成位錯塞積和位錯胞狀組織。以往的研究表明，在形變亞穩(wěn)和穩(wěn)定奧氏體合金中應變誘發(fā)馬氏體和或形變孿晶的體積分數(shù)隨應變拋物線形地增加，位錯塞積和位錯胞狀組織胞壁中的位錯密度也隨應變增加，但位錯胞狀組織尺寸減小。這些形變組織結構對加工硬化均有貢獻。晶界和形變孿晶附近的位錯塞積、位錯胞狀組織產(chǎn)生的強化效應人所共知。盡管應變誘發(fā)馬氏體和形變孿晶形成時產(chǎn)生相變應變和孿生切變，一旦形成就會產(chǎn)生結構強化效應而對加工硬化有貢獻。形變孿晶的形成相當于細化晶粒，無疑會增加流變應力。、

22、和在研究鋼的加工硬化時指出，低應變時孿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孿晶作為位錯運動的障礙阻止位錯運動而產(chǎn)生靜態(tài)結構強化。認為，堆積在孿晶界上的滑移或孿生位錯一般通過能量上不適宜的位錯反應合并成障礙孿生，引起強化效應。形變孿晶間還產(chǎn)生位錯亞結構和位錯胞狀組織。作為晶體缺陷，面心立方結構中的層錯為兩個原子層厚的六角密排結構，也能阻礙位錯運動而產(chǎn)生強化。在奧氏體不銹鋼的形變結構中已觀察到層錯與位錯交互作用的組態(tài)，如圖所示，層錯所引起的流變應力增量只出現(xiàn)在形變初期，并迅速被形變孿晶產(chǎn)生的強化效應所取代。亞穩(wěn)奧氏體不銹鋼室溫冷加工中發(fā)生應變誘發(fā)、馬氏體轉變，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，這個形變