304奥氏体不锈钢冷加工硬化及退火软化的研究.pdf

《304奥氏体不锈钢冷加工硬化及退火软化的研究.pdf》由会员分享，可在线阅读，更多相关《304奥氏体不锈钢冷加工硬化及退火软化的研究.pdf（74页珍藏版）》请在三一文库上搜索。

1、中南大学 硕士学位论文 304奥氏体不锈钢冷加工硬化及退火软化的研究 姓名：韩飞 申请学位级别：硕士 专业：材料加工工程 指导教师：彭大暑;林高用 20040530 中南大学硕士学位论文 摘要 不锈钢板材冲压制品易开裂是实际生产中普遍存在的技术难题。本 文针对湖南煤安仪器厂生产的3 0 4 奥氏体不锈钢冲压制品开裂的实际情 况，进行了较系统的实验研究，阐明了开裂的原因，探明了3 0 4 奥氏体不 锈钢的加工硬化及退火软化的规律与机理，为实际生产确定了一种较佳的 退火工艺方案。主要研究内容与结论如下： ( 1 ) 室温条件下采用简单拉伸实验研究了3 0 4 奥氏体不锈钢薄板的加 工硬化规律与机理

2、；根据描述精度和加工硬化率随应变的变化规律，3 0 4 不锈钢的冷加工硬化曲线可表示为：盯= 胎”叫” 组织分析结果表明：在室温条件下冷加工，形变过程中发生的组织结 构变化产生的强化效应引起加工硬化，在观察到的形变组织结构中，应变 诱发d 一马氏体、s 马氏体和形变孪晶对流变应力有明显的影响，是3 0 4 奥氏体不锈钢这种低层错能面心立方结构合金具有较强的加工硬化能力 的根本原因。 ( 2 ) 采用退火实验研究了该合金硬化后的软化规律和机理，确定了 其最佳的退火工艺参数。研究表明，对不同加工硬化程度的试样，在低温 状态( 1 0 0 4 8 0 ) 下退火后，力学性能基本不变，退火软化效果不明

3、显； 在高温状态( 8 5 0 1 0 5 0 ) 下退火3 m i n l O m i n ( 快冷) ，该合金退火软 化效果明显，显微组织和成形性能基本恢复到原始状态。综合考虑工件的 氧化和生产效率，确定了3 0 4 不锈钢经冷加工后的最佳退火工艺为：在 1 0 5 0 下光亮退火3m i n ，并在保护气氛下( 以1 8 0 分钟的速度) 快冷 至5 0 0 以下。 关键词：3 0 4 奥氏体不锈钢，加工硬化，退火软化，形变孪晶，应变诱发 马氏体 中南大学硕士学位论文 A B S T R A C T C r a c k m gf a i l u r ei sag r e a tt e c

4、 h n o l o g i c a lp r o b l e mi ns h e e tm e t a lf o 如A i n g o fs t a i n 】e s ss t e e l 1 抽ep e r s e mt 1 1 e s i s m v e s t i g a t e dak i n do fd e 印d r a w i n gp a r t o f3 0 4a u s t e n i t i cs t a i n l e s ss t e e ls h e e tm a d eb vH u n a nt h es a f eo fc o a lm i n e C o ，L

5、 t d ，a i m e dt op r e v e n tc r a c k i n gd u r i n gf 嘶n i n gp r o c e s s ，S y s t e m i ct e s t s w e r ec o n d u c t e dt os t u d ym el a wa n dm e c h a n i c so fw o r kh a r d e n i n ga J l d a n n e a l i n gs o f t e n i n g b e h a v i o r so f3 0 4a u s t e n i t i cs t a j n l e

6、 s s s t e e l ， a J l da r e a s o n a b l e蛐e a l i n g p r o c e d u r e w a S p u t f o n v a r d t h r o u 曲e x p e r i m e n t a l r e s e a r c h T h em a i nc o m e n t so fs t u e l va n dc o n c l u s i o n sa r ea sf o l l o w s ： n 、W o r kh a r d e n i n go f3 0 4a u s t e n i t i cs t

7、a i n l e s ss t e e lw a sr e s e a r c h e db y m e a n so f t e n s i l et e s t i n ga tr o o m t e m p e r a _ t u r e ；0 n 也eb a s i so f 也ep r e c i s i o nf o r d e s c r i p t i o na n dt h el a w o n c h a I l g ei nt h ew o r kh a r d e n i n gr a t ew i t l l t r I l es t r a i n ， t h e

8、w o r kh a r d e n i n gc u e sf o rt l l ea l l o y sm a y b ee X p r e s s e da s ：盯= 胎”“2 h T h er e s u l t so fm i c r o s t m c t u r ea n a l y z i r 堰o f3 0 4a u s t e n i t i cs t a i n l e s ss t e e l s h o w e dt h a tw h e ni tw a sd e f o m l e d a tr o o mt e m p e m t u r e ，o b v i

9、o u sw o r k h a r d e n i n gw a sc a u s e db yt I l ec h a l l g e s i ns t m c t u r ed u r i n gd e f o m l a t i o n T h e s t r a i n i n d u c e d0 已m a r t e n s i t e ，一m a r t e n s h ea n dd e f b m a t i o nt w i n se n h a 】1 c ef l o w s t r e s so b v i o u s l y ，w h i c hi s 也em a

10、i nr e a s o nf o rt l l es t r o n gw o r kh a r d e n i n gi n F C Cm e t a l sa n da l l o y sw i ml o ws t a c k i n gf a u l te n e r g ya S3 0 4a u s t e n i t i c s t a i n l e s ss t e e l f 2 1T h er u l e sa n dm e c h a n i c so fs o f t e n i n gb e h a V i o ro fm i sa l l o y w e r e s

11、 t u d y e db yt h ea n n e a I i n gt e s t i n g ，a n dm e b e s tp a r 啦e t e r so ft h e 咖e a l i n g p r c e s sw e r ed e t e H n i n e d T h ef e s u l t sd e m o n s t r a t e d t h a tm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s c h a n g e ds l i g h t l ya R e r 锄e a l i n g a t1 0 wt e m p e r

12、 a t u r e ( 1 0 0 4 8 0 ) ，i n d i c a t i n g t h a tt h ee f 亿c t so fs o R e n i n gw a sn o to b v i o u sa tm i s 黜1 e a I i n gt e m p e r a t u r e ；i n c o n 汀a s t ，a n n e a l i n g a t h i g ht e m p e r a t u r e ( 8 5 0 1 0 5 0 ) f o r3 m 洫l O m i n a n dc o o l i n gr a p i d l y ，o b

13、 v i o u se H e c t so fs o f t e n i n gw a so b t a i n e d C o n s i d e r i n g t h eo x y g e n i z a t i o na n dl a b o re m c i e n c yo f 、v o r k p i e c em l l s c a l e ，i t c 觚b e c o n c l u d e dt h a tt h eb e s tp r o c e d I l r eo fa 肌e a l i n go f3 0 4a u s t e n i t i c s t a i

14、 n l e s s s t e e lc o 】dw o r 妇n gp a r t si s 蜊曲t 锄e a l i n ga t 1 0 5 0 五) r3 m i na 1 1 d r a p i d c o o l i n g ( t h ec o o l i n gs p e e d 1 8 0 m i n ) i nt 1 1 ep r o t e c t i V ea t m o s p h e r eu n t i lt h e t e m D e m t u r eb e J o w 5 0 0 K E YW o R D S ：3 0 4 a u S t e n i t

15、i cS t a i n l e s ss t e e l ，w o r kh a r d e n i n 舀s o f t e n i n g ， d e f 0 舢a t i o nt w i n l l i n 品s t r a i n - i n d u c e dm a r t e n s i t e I I 原创性声明 本人声明，所呈交的学位论文是本人在导师指导卜 进行的研究工作 及取得的研究成果。尽我所知，除了论文中特别加以标注和致谢的地方外， 论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也小包含为获得巾南 大学或其他单位的学位或证书而使用过的材料。与我共同1 _ 作的同志对本

16、 研究所作的贡献均已在在论文中作了明确的说明。 作者签名：日期：丝! 生年上月! 三日 关于学位论文使用授权说明 本人了解L f J 南大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校有权 保留学位论文，允许学位论文被查阅和借阅；学校可以公布学位论文的全 部或部分内容，可以采用复印、缩印或其它手段保存学位论文：学校可根 据国家或湖南省有关部门规定送交学位论文。 作者签名：盘! 导师签期：盟年为生口 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 第一章文献综述 前言 3 0 4 奥氏体不锈钢薄板是常用的冲压材料，该材料在冷加工过程中或冷加工完成 以后，因显著的加工硬化和很高的残余应力，冲压制品极易开裂，成为实

17、际生产中普 遍存在的技术难题。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。脆性的碳化物等被破碎，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加，塑性 指标( 6 和1 l r ) 降低，产生明显的加工硬化现象。当加工硬化达一定程度时，如继 续形变，便有开裂或脆断的危险，其残余应力极易引起冲压制品自爆破裂，在环境气 氛中，放置一段时间后，合金还会自动产生晶界开裂( 通常称为“季裂”) 。 加工硬化是研究金属力学性能的重要课题之一。通过研究3 0 4 奥氏体不锈钢薄板 在外应力作用下的形变过程及机理，了解各种

18、内外因素对形变的影响，不仅对制定塑 性加工工艺、分析和控制加工件的质量是十分必要的，而且对了解该材料的力学性能、 合理使用该材料、提高其性能、挖掘其应用潜力等都具有重要意义。在实际生产中， 不管是消除残余应力还是使材料软化，对于不锈钢多工序冲压必须进行工序间的软化 退火( 即中间退火) ，以消除内应力、降低硬度、恢复塑性，方能进行下一道加工“。 因此，研究3 0 4 奥氏体不锈钢薄板的加工硬化及退火软化不仅具有明显的实际意义， 而且具有十分重要的理论意义。 1 13 0 4 奥氏体不锈钢材料 奥氏体不锈钢根据奥氏体的稳定性可分为两类，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

19、后仍能保持奥氏体显微结构的那些钢( 如3 0 1 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结构的那些 钢( 如3 0 4 型不锈钢) ，这两类钢之间的差别的最好说明是两种钢的应力一应变曲线”1 ( 如图1 1 ) 。其中3 0 4 型不锈钢为亚稳态奥氏体不锈钢的代表，通常这类钢大约在1 0 1 5 应变后J 于始马氏体转变，其应力一应变曲线上加工硬化率显著的增加。 ! 重点兰里主兰竺兰皇L 一 一 篁= 雯壅堕堡姿 与铁磁性的铁素体及马氏体类不锈钢不同，奥氏体不锈钢是无磁性的。3 0 4 不锈 钢的屈服强度经4 5 冷加工变形后可以从2 2 8 M p a 增加

20、到1 3 7 5 M P a 。3 0 4 不锈钢能强化 到这种程度，是因为在强烈的冷变形时发生了奥氏体向马氏体的转变，这样一来就导 致不锈钢具有一定的磁性。 目 鲥 R 倒 掣 H 工程应变* 图1 1 稳定态和亚稳态奥氏体不锈钢的应力一应变曲线1 3 铁、铬和镍是铬镍奥氏体不锈钢的三大基础元素。通过主要合金元素铬和镍的合 理搭配，铁一铬一镍三元系和该三元系基础上加入其他元素所构成的合金可以在室温 下维持奥氏体不锈钢基体。但大部分常用铬镍奥氏体不锈钢自高温奥氏体状态骤冷到 室温所获得的奥氏体基体都是亚稳定的。当继续冷却到室温以下温度，或者在经过冷 变形时，其中一部分或大部分奥氏体会变成马氏体

21、组织，即发生马氏体转变。在3 0 4 型不锈钢( 属于1 8 C r 8 N i 型不锈钢，具体成分见表l 1 ) 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的生成对其力学性能和冷成形性产生重要影响， 同时也增强钢的磁性。由于马氏体硬而脆，随着钢中马氏体量的增加，其强度提高， 塑性降低。在冷加工过程中，这种现象会增大产品开裂的可能性。 表卜13 0 4 奥氏体不锈钢的化学成分，w t 1 2 板材拉深变形特点 2 童查兰塑主兰垡堡茎一堡二皇塑! ! ! i 查 1 ，2 ，1 基本原理 借助于设备的动力和模具的直接作用，使金属平板坯料外法兰部分缩小，变成立 体带底( 空心开口

22、) 的零件的一种冲压成形方法，称之为拉深。不锈钢器皿拉深过程 图I 矗2 ，从图中能明显看出：其冲头与凹模有r 。与r d 的圆角，并非尖刃；拉深间隙c 一般稍大于原始材料厚度L 。 坯料可分三部分，第一部分是法兰部分，塑性变形在这里发生，故称为变形区( A 区) 。该区径向受拉应力，切向受压应力作用，如图之右边的小立方体示出了变形区的 应力、应变基本关系。第二部分是简壁部分，是已经过塑性变形阶段的已变形区，它 由平板毛坯部分转化而成。在后来的拉深过程中，这个已变形部分也起力的传递作用， 它把凸模的作用力传到平面法兰部分并使其内部产生足以引起拉深变形的径向拉应 力o ，该部分受单向拉应力作用，

23、称为传力区( B 区) 。第三部分是凸模与坯料始终 接触的底部，它承受着凸模的作用力并将力传给筒壁，起着传力作用。在整个拉深过 程中该部分基本上不产生或仅生产很小的塑性变形，故称为不变形区或弹性变形区( D 区) 。该部分在板面方向受双向拉深应力作用，而垂直板面方向可忽略不计。 12 2 变形特点分析 图卜2 拉深过程示意 金属圆坯料拉深成筒形件，由于金属塑性变形，多余的金属被压入转移到邻近的 矩形区中去了( 见图卜3 ) ，由此可见，在拉深过程中，法兰部分( 变形区) 最大应力 叶 队文。 ! 重查兰坠堂垡坚 竺二兰壅苎堡堕 为纬向( 切向) 压应力，最大应变也是该方向的压应变，料厚增加，且

24、壁部口边增厚 最大，当压边力不够时，这种切向压缩变形极易造成变形区起皱。相比之下，拉深时 经向( 径向) 的拉应力、拉应变也是必然存在的，且变形区以外的区域都会有某种程 度的变形发生，但变形量较小。 材料的厚度也发生变化。由实测和计算均表明：拉深时变形区材料的厚度是增加 的，以筒形件壁部上边缘处增加最大，增厚率可达2 0 3 0 ：在筒形件底部圆角区的 材料的厚度却有所减薄，且在刚进入直壁段的局部位置上板料厚度变的最小，减厚率 可达5 1 0 左右( 在细颈出现以前) 。如图l 一4 。 ( + 3 0 ) ( + ) 一6 ) ) 图l 一3 金属材料在冲压过程中的转移图卜4 拉深件厚度变化

25、例 12 3 深冲件的破裂现象 冲压加工中，由于变形过程中产生加工硬化，如进一步变形则会出现种种破裂现 象，如拉深过程中材料直接破裂，是由于加工中板料的应变超出了材料本身的成形极 限而发生局部化失稳和断裂所至如图l 一5 ( a ) 。零件破裂直接导致废品，因此它是拉 延加工中最应防止的问题。 亚稳定的奥氏体钢承受苛刻的压缩凸缘变形时，还会出现被称为时效开裂的滞后 破坏，它大多在成形后的l 2 同内出现，也有数月后发现的。其方向与深冲方向平 行，出现在器壁的深度方向，所以又称纵裂纹，如图卜5 ( b ) 所示，时效开裂带来的麻 烦和造成的损失也是不能不考虑的。采用具有不同舆氏体稳定度的不锈钢进

26、行深冲成 形，结果表明：越是不稳定的材料，越是以低的变形能产生马氏体，硬度也越高，自 然裂纹的极限值越低”1 。 引起拉深件时效开裂的原因主要有两方面：金属组织与残余应力。在金属组织方 面主要是金属中所含的氢的作用与影响。因此，脱氢处理对解决某些不锈钢等材料 拉深件的时效开裂问题是相当有效的；残余应力的影响问题，主要是由于拉深变形区 内毛坯变形不均匀性造成的。外层金属压缩变形量大，而内层小，变形不均匀。既成 4 王堡型垫塑坠竺型望垒塞一一一 苎= 皇苎堕堡堕 筒形件后筒壁每一个截面上内、外层存在不均匀变形。如果存在拉伸过程所引起的高 的残余应力，所有奥氏体钢在含氯化物的环境中都易发生应力腐蚀开

27、裂。这些裂纹最 可能发生在无凸缘零件的边缘上”7 。 ( a )( b ) 图卜5 冲压件成形中破裂现象 ( a ) 直接拉裂，b ) 时效开裂 从细观角度看：亚稳定的奥氏体钢在冷冲压加工中，诱导马氏体转变。而马氏 体相中的高密度位错，使滑移面及晶界上产生大量位错，致使点阵产生畸变。脆性的 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加，塑性指标( 6 和1 l r ) 降低( 加 工硬化现象) ”1 。根据微裂纹形核的位错理论：在绝大多数情况下，微裂纹的形核以 位错的发射、增殖和运动( 局部塑性变形) 为先导，是局部塑

28、性变形发展到临界状态 的必然结果。目前，有关微裂纹形核的位错理论主要有位错塞积形成微裂纹和位错反 应形成微裂纹两种。属于位错塞积形成微裂纹的s t r o h 理论”认为，对于金属材料， 一H 发生局部塑性变形，则位错增殖和运动有可能使它们塞积于障碍处( 晶界、第二 相或不动位错) ，当塞积位错的数目足够大时塞积群前端的应力集中就有可能等于原 子键合力，从而就会导致裂纹形核，而s m jt h 理论“则认为，在塞积群顶端可形成和 塞积群共面的裂纹。属于位错反应形成微裂纹的c o t t y e l l 理论认为，刃型位错缺少 半个原子面，当同一滑移面上的m 个同号刃型位锚合并在一起时，就会在下

29、方形成一 个尖劈形的微裂纹。即当加工硬化达一定程度时，钢材如继续形变，便有开裂或脆断 的危险。 1 3 加工硬化 1 ，3 1 加工硬化曲线 金属材料的加工硬化曲线是形变过程中宏观应力与应变关系的表征。由于晶界的 存在，多晶体的加工硬化曲线与单晶体不同。 中南大学硕士学位论文 第一章文献综进 1 3 1 1 单晶体的加工硬化曲线 单晶体的加工硬化曲线通常出现三个阶段。但是，由于晶体结构类型、晶体取向、 杂质含量以及形变条件的不同，各阶段的长短不同，甚至某一阶段不出现。 A 面心立方晶体 面心立方晶体的加工硬化曲线明显呈现三个阶段，如图卜6 。 I 易滑移阶段：晶体中只有一组滑移系启动在平行滑移

30、面上位错移动很少受 到其他位错干扰，可移动相当大的距离，并可能达到晶体表面，增殖出新位错，产生 较大的应变。在这一阶段，位错滑移、增殖遇到的阻力很小，加工硬化率很低。 II 线形硬化阶段：髓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的交互使用，形成割阶、L o m e r c o t t r e l l 位错等障碍，位错密 度迅速增加，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围内，形 成位错胞状组织。随着形变量增加，胞的尺寸不断减小，流变应力显著提高，加工硬 化率很大。 惦应变一 图卜6 单晶体的切应力一切应变曲线 I II 抛物线硬化阶段：流变应力

31、增大到一定程度以后，滑移面上的位错借交滑 移而绕过障碍，避免与发生交互作用。同时，异号螺位错还通过交滑移彼此抵消，从 而使一部分硬化作用减弱，加工硬化率降低。 B 体心立方晶体“ 在定纯度、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 的加工硬化曲线。 室温和低温形变时，体心立方晶体的位错结构和面心立方晶体相似。在体一心立方 晶体的加1 = 硬化曲线上常有明显的屈服点存在，这与位错和微量间隙杂质原子交互作 用有关。只有在纯度相当高的情况下，屈服l 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，相应的在加工硬化曲线上出现锯齿状。 由于体心立方晶体自身的结构特点，在低

32、温时位错运动克服较大的派纳力：高温 6 中南大学硕士学位论文第一章文献练述 时易克服这阻力，因而屈服强度较低。另外，间隙杂质原子对屈服应力产生显著影 响。 C 密排六方晶体“” 密排六方晶体和面心立方晶体的密排方式非常接近，塑性形变使堆垛顺序改变， 形成堆垛层错。虽然在一定的取向、温度和其他实验条件下，密徘六方晶体的加工硬 化曲线也有三个阶段，但并不典型。它的第1 阶段通常很长，远远超过某些面心立方 晶体和体心立方晶体，以至于第1 I 阶段还没来得及充分发展就已经断裂。 1 3 1 2 多晶体的加工硬化曲线 实际上，绝大部分金属材料是多晶体。当外力作用于多晶体时，取向不同的各晶 粒所受应力不同

33、，而作用在各晶粒滑移系上的分切应力也因取向不同相差很大，各晶 粒不同时开始塑性形变。当处于不利取向的晶粒还没开始滑移时，处于有利取向的晶 粒已经滑移，而且不同取向晶粒的滑移系取向也不同，故滑移不可能从一个晶粒直接 延伸到另一个晶粒中。但是，由于每个晶粒都处于其他晶粒的包围中，形变必然与邻 近晶粒相互协调配合，否则，形变难以进行，甚至不能保持晶粒间变形的连续性。随 着多滑移的进行，大量位错塞积在不动位错前，成为决定加工硬化率的主要因素。 与单晶体相比多晶体的加工硬化曲线不出现第1 阶段，而整条皓线更陡，加工 硬化率更高“。此外，由于邻近晶界区滑移的复杂性，多晶体的加工硬化还与晶粒大 小有关。在形

34、变开始阶段尤为明显，达到某种程度后，细晶材料和粗晶材料逐渐一致。 1 3 2 加工硬化理论 自2 0 世纪3 0 年代以来，先后提出的加工硬化理论达数十种之多。随着实验结果 的日益丰富，理论的主要轮廓渐渐明朗。 按照增加流变应力的机制，加工硬化理论分为两个学派“。T a y l o r 在2 0 世纪3 0 年代首先提出平行位错理论：到5 0 、6 0 年代，以s e e g e r 为首的斯图加特学派对其进 行了全面发展，建立了比较完整的理论。在这一理论中，主滑移面上的平行位错所产 生的长程应力场对加工硬化起到主要作用，故称之为长程应力场理论。4 0 年代 s h o c k l e y 提

35、出交割位错理论，5 0 年代，B a s i n s k i 将其大力发展。在这一理论中，与 宅滑移面交割的林位错对加工硬化起主导作用，也称为林位错理论。在6 0 、7 0 年代 H ir s c h 理论有较大影响。这个理论试图确定形变后位错组态的演变过程，认为平行位 错和交割位错均对加工硬化起作用。此外，K u h l 眦n n W i l s d 。r f 提出的网络长度理论 认为，流变应力由位错源的网络长度决定“。 加工硬化理论主要阐述各阶段位错结构的演变行为以及各阶段流变应力增加的 ! 堕奎兰! 坠兰垡笙塞 笙二皇兰塾堡望 机制。下面就影响较大的4 种理论简要地进行概括总结，比较它们

36、对加工硬化第1I 阶段的解释。 1 321 林位错理论 这一理论认为，在加工硬化的第1 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1 I 阶段开始时，原滑移系中位错塞积产生的长程应力导致次滑移 系激活，产生大量林位错。因为林位错对滑移没有贡献，而是逐步向胞壁转化，导致 胞壁结构出现，使位错对滑移的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1 I 阶段向第1 I l 阶段的过程中 出现大量位错交滑移，使位错三维运动得以实现。因而，不可动位错数量骤减，第f 阶段加工硬化率逐渐减小。 1 32 2 割阶理论 第T I 阶段硬化开始时，

37、由于林位错滑移，原滑移系中的F r a n K R e a d 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。 1 3 2 3H ir s c h 理论 这个理论基于一些实验结果以及第1 I 阶段的有关特点，认为：( 1 ) 硬化第1 阶 段末，在塞积于平行面间的滑移位错产生的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的临界切应力，导致次滑移系激活，形成复杂的位错组态。( 2 ) 在弹性交互作用下，新滑移线受阻于上述障碍，并对以后的滑移起阻碍作用。( 3 ) 位 错源的启动是一个触发过程，并在内应力有利的方向激活

38、，直到增殖出的位错反向应 力使位错源停止为止。( 4 ) 由任一形变量时的位错源密度求解相应的流变应力。 尽管H i r s c h 理论定量比较粗糙，但在考虑上述4 点的基础上对加工硬化曲线做 了定量的解释，同时还对加工硬化后晶体中位错结构的不均匀性给予一定的说明。 1 3 2 4S e e g e r 理论 s e e g e r 认为，形变后位错的分布有一定的取向，晶体的加工硬化基本来自位错间 的长程弹性交互作用，其中又以原滑移系中位错的交互作用为主。在面心立方结构金 属加工硬化的第l 阶段，首先是原滑移面上的位错按前述某一种或两种机制产生位错 偶以及共轭滑移系中的位错形成L o m e

39、 r c o t t r e 儿位错，但这一阶段硬化主要来自单 个位错问的长程应力场。因此，位错偶或L o m e r c o t t r e l1 位错没有形成滑移的有效 障碍。随着形变增加，次滑移系被激活，第1 阶段向第1 I 阶段过渡。此时，位错偶 越来越短，L o m e r c o t t r e l l 位错也越来越多，直到第1 I 阶段以这些位错偶， L o m e r c o t t r e l l 位错为核心形成位错塞积的有效障碍。随着形变继续增加，位错塞积 的应力场足以阻止相邻滑移面上的位错滑移，使滑移线越来越短，位错密度越来越大。 g ! 堕查兰堡圭兰垡堕塞一一 墨= 兰

40、苎堕堡堡 在第1 1 1 阶段，由于局部应力增加促使大量交滑移进行，出现滑移带及其碎化，加工 硬化率也随之降低。 1 3 3 加工硬化机理 一般，纯金属强度都很低。加工硬化可以提高材料的强度，但这并不是任何条 件下都适用，因为这以牺牲部分塑性和韧性为代价，有一定局限性。 金属材料中产生加工硬化的主要机制有位错强化、晶界强化、第二相粒子强化和 应变诱发相变强化等“”“。实际上，强化并不是由单一机制所决定，多数情况下是 几种机制综合作用的结果。 1 3 3 1 位错强化 晶体塑性形变时，位错的增殖、运动、受阻以及挣脱障碍的情况决定不同晶体结 构金属材料加工硬化的特点。在变形过程中，位错的数目会大量

41、增加。如在充分退火 后的金属中，位错密度范围为l0 6 1 0 8 c m 。，而经过塑性变形之后，位错密度可达1 0 l O ”c m l 这说明，在变形过程中应不断有新位错产生，即晶体存在增殖位错的位错源 “。但B u h l e r 和S c h w e n k “8 1 总结了塑性变形对一些金属位错密度的影响，结果却发现， 2 0 以内的塑性变形并不显著增加晶体的位错密度。 晶体中的位错由相变和塑性形变引起，位密度越离，形变的阻力越强，割阶，位 错偶极，小位错圈和空位都是位错继续运动的阻力。晶体的滑移实际上是源源不断的 位错沿着滑移面的运动，当滑移面上的位错和林位错发生弹性交互作用时，

42、通过位错 反应形成新的位错线，弹性能随之降低。在多滑移时，由于各滑移面相交，因而在不 同滑移面上运动着的位错也就必然相遇，发生相互交割。此外，在滑移面上运动着的 位错还要与晶体中原有的以不同角度穿透滑移面的位错相交割。位错交割的结果是一 方面增加了位错线的长度，另一方面还可能形成一种难以运动的固定割阶成为后续 位错运动的障碍，造成位错缠结，这是多滑移加工硬化效果较大的主要原因“”。 位错运动时，除发生交割外，还可能产生塞积。在切应力作用下，弗兰克一瑞 德位错源所产生的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阻止，后续位错被堵塞起来，结果形成位错的平

43、面塞积群， 并在障碍物前引起高度的应力集中。位错的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，位锗源就会停止发射位错。 只有进步增加外力，位错源才会重新开动。这进一步说明了。对位错运动的阻碍能 够提高材料的强度，这是绝大多数强化方法的实质”。 位错强化本身对金属材料强度的贡献很大，其重要作用远不止于此。位错运动也 9 ! 堡型望墅坠竺型墅竺墨一一 一笙二量壅堕堡堕 是晶界与第二相粒子强化的主要原因。 1 33 2 晶界强化 晶界是位错运动的最大障碍之一，是位错塞积的场所。晶界两侧的原子排列取向 不同，个晶粒中的滑移带不能穿过晶界延伸到相邻晶粒，产生滑

44、移形变必须启动自 身的位错源。在外应力的作用下，可能使晶界上的位错进入晶内，即晶界向晶内发射 位错，所以，晶界是多晶体材料塑性形变的重要位错源，尤其在缺少F r a n k R e a d 源 的情况所起的作用更大。 晶界的主要作用是阻碍位错运动。晶粒越细，晶界越多，阻碍位错滑移的作用越 大，屈服强度越高。 晶界强化分为直接和间接强化。直接强化涉及到晶界与滑移位错的交互作用，包 括三方面：( 1 ) 晶界具有短程应力场，阻碍位错进入或穿过晶界。( 2 ) 滑移位错穿过 晶界时，柏氏矢量发生变化，形成晶界位错。若形成的晶暴位错没有从滑移带与晶界 相交处移开，将引起反向应力，阻碍继续滑移，形成沿晶

45、界的位错塞积。( 3 ) 滑移位 错进入晶界，分解成晶界位错或与晶界位错发生位错反应。 间接强化由晶界存在的潜在强化效应引起：一是次滑移引起强化。晶界的存在引 起弹性应变不匹配和塑性应变不匹配两种效应，在晶界附近引起多滑移。由于弹性应 变不匹配效应在主滑移前引起次滑移，对随后的主滑移构成林位错加工硬化机制。塑 性应变不匹配易激发晶界位错源使之放出位错而导致晶界附近迅速加工硬化。二是晶 粒之间取向差引起强化。相邻晶粒取向不同，引起两者主滑移系取向因子出现差异。 在外力作用下，某晶粒开始滑移时，相邻晶粒内的主滑移系难以同时启动，说明晶 界的存在使运动位错组态受到破坏，引起强化。 晶粒中往往还存在亚

46、晶粒，有些亚晶界由界面能较低的小角度晶界组成。在些 退火合金中，亚晶对材料产生显著的影响。 1 3 ，3 ，3 第二相粒子强化 大多数实际应用的高强度合金都含有第二相粒子，强化效果最强的是第二相质点 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问化合物，碳化物和 氮化物，且比基体硬得多。多相合金的塑性形变取决于基体的性质，也取决于第二相 粒子本身的塑性、加工硬化性质、以及尺寸大小、形状、数量和分布：还包括两相之 间的晶体学匹配情况、界面能、界面结合等。 运动位错与不可变形粒子相遇时，受到粒子的阻挡，位错线按0 r o w a n 机制围绕 它发生弯曲。随着外应力增加，位错线受阻部分

47、弯曲更剧裂在粒子两侧相遇，正负号 位错彼此抵消。形成包围粒子的位错环留下，位错线的其余部分越过粒子继续运动。 如卜7 所示，显然，位错按这种方式运动受到的阻力很大，而且每个位错经过粒子时 都要留下一个位错环，这个环对位错源产生反向应力。因此，继续形变时必须增加应 1 0 ! 亘查堂堕圭堂生堡皇 一釜二兰苎堕堡堕 力以克服此反向应力，流变应力迅速提高。减小粒子尺寸或增加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彤变，如图卜8 ，强化作用主要取决 于粒子本身的性质及其与基体间的关系机制很复杂，且因合金而异。主要有几方面 的作用：( 1 ) 粒子结构往往与基体不同，当位

48、错切过粒子时，必然造成滑移面上原子 排列的错配，要增加做功。( 2 ) 若粒子是有序结构，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的界面能。( 3 ) 每个位错切过粒子都形成 宽度为b 的表面台阶，即增加了粒子与基体间的界面面积，这需要相应的能量。( 4 ) 粒子周围的弹性应力场与位错发生交互作用，对位错运动有阻碍作用。( 5 ) 粒子的弹 性模量与基体不同引起位错能量与线张力变化，若粒子的弹性模量高于基体，位错 运动就要受阻。在这些因素的综合作用下，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。 卜 移 1 8 0 m i n ) 的退火制度能使材

49、料完全软化，显微组织和成形性能基本恢 复到原始状态，经该工艺退火后的冲压工序间半成品，最终成品率达到9 7 。 3 ，经无保护气氛的低温退火( 2 0 0 4 9 0 ) 试样表面发生一定程度的氧化；高温退 火时生成的氧化皮很厚且分布不均匀，难以清洗。所以高温下退火必须采用光 亮退火( 保温冷却都在高纯度的氢气保护下进行) 。 ! 堕墨兰堡圭兰堡堡墨 兰墨兰笙笙 第五章结论 本文首先采用单轴拉伸试验测定了3 0 4 奥氏体不锈钢的加工硬化曲线，确定了描 述加工硬化曲线的数学表达式，用金相、x 一射线衍射和透射电子显微分析研究了该合 金的冷加工形变组织结构变化，讨论这些组织结构变化对加工硬化的影硫：通过研究 退火时合金的组织结构变化规律，及其对力学性能的影响，制定了合理的中间软化退 火r ：艺，并应用于实际冲压生产。得到的主要结论如下： 1 3 0 4 奥氏体不锈钢在室温条件下通过不同程度的冷加工，变形抗力和硬度随变形