304奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究

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1、奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究王斯琦（辽宁工程技术大学材料科学与工程学院阜新）摘要：室温条件下采用简单拉伸实验研究了奥氏体不锈钢薄板的加工硬化规律与机理，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，应变诱发马氏体、马氏体和形变孪晶对流变应力有明显的影响，是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。关键词：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，成为实际生产中普遍

2、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

3、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。因此，研究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。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后仍能保持奥氏体显微结构的那些钢（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结构的那些钢（如型不锈

4、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（如图）。其中型不锈钢为亚稳态奥氏体不锈钢的代表，应变后开始马氏体转变，其应力一应变曲线上加工硬化率显著的增加。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。不锈钢的屈服强度经冷加工变形后可以从增加到。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。图稳定态和亚稳态奥氏体不锈钢的应力一应变曲线铁、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

5、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组织，即发生马氏体转变。在型不锈钢（属于一型不锈钢，具体成分见表中，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。表奥氏体不锈钢的化学成分，（）（）（）（）（）（）（）加工硬化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

6、界的存在，多晶体的加工硬化曲线与单晶体不同。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。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。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。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的交互使用，形成割阶、位错等障碍，位错密

7、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。图单晶体的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。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。在体心立方晶体的加工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

8、交互作用有关。只有在纯度相当高的情况下，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，在低温时位错运动克服较大的派纳力：高温时易克服这一阻力，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。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。它的第工阶段通常很长，远远超过某些面心立方晶体和体心立方晶体，以至于第阶段还没来得及充分发展就已经断裂。晶体的加工硬化曲线实

9、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，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工阶段，而整条曲线更陡，加工硬化率更高。此外，由

10、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。加工硬化理论林位错理论这一理论认为，在加工硬化的第阶段，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。在第阶段向第阶段的过程中，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，第阶段加工硬化率逐渐减小。割

11、阶理论第阶段硬化开始时，由于林位错滑移，原滑移系中的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。理论这个理论基于一些实验结果以及第阶段的有关特点，认为：（）硬化第阶段末，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。（）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。（）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，直到增殖出的位错反向应力使位错源停止为止。（）由任一形变量时的位错源密度求解相应的流变应力。尽

12、管理论定量比较粗糙，但在考虑上述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。理论认为，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工阶段，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扼滑移系中的位错形成位错，但这一阶段硬化主要来自单个位错间的长程应力场。因此，位错偶或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

13、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。在第阶段，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。加工硬化机理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，位错的数目会大量增加。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。但和总结了塑性变形对一些金属位错密度的影响，结果却发现，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，位密度越高，形变的阻力越强，割阶，位错偶极，小位错圈

14、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，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

15、，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，位错源就会停止发射位错。只有进一步增加外力，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。位错运动也是晶界与第二相粒子强化的主要原因。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，一个晶粒中的滑移带不能穿过晶界延

16、伸到相邻晶粒，产生滑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。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间化合物，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

17、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，位错线按机制围绕它发生弯曲。随着外应力增加，位错线受阻部分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。如图所示，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形变，如图，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

18、要有几方面的作用：（）粒子结构往往与基体不同，当位错切过粒子时，必然造成滑移面上原子排列的错配，要增加做功。（）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。（）每个位错切过粒子都形成宽度为的表面台阶，即增加了粒子与基体间的界面面积，这需要相应的能量。（）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。（）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。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

19、发相变强化马氏体相变实际上是一种没有扩散的、点阵畸变式的组织转变，它的切变分量和最终的形状变化，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的相变，相变驱动力来自冷却时的自由能变化，应变诱发马氏体相变是在和之间发生的相变，相变驱动力由部分外应力提供。常用的奥氏体不锈钢自高温状态骤冷到室温，所获的基体组织大多都是亚稳定的奥氏体。当继续冷到更低温度或经冷形变时，其中部分奥氏体会发生马氏体转变，这时候面心立方的奥氏体就变成体心立方（或密排六方）的马氏体，并与原奥氏体保持共格，以切变方式在极短时间内发生的无扩散性相变

20、，即相变不需要原子的扩散，而是通过类似于机械孪生的切变方式产生的。新相（马氏体）和母相（奥氏体）共格，因而（马氏体）能以极快的速度长大，一般在很快的时间内完成相变。奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究冷加工量对奥氏体不锈钢加工硬化的影响预加工变形量对试样力学性能的影响见表、图。表不同预变形量对奥氏体不锈钢力学性能的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的影响由表、图可知，随着预变形量的增加屈服强度。，和抗拉强度。均逐步提高，硬度值也随着增加，产生了明显的加工硬化，而塑性随之下降。同时也可清楚看出：随着变形量的增加，试样的屈强比。、也随之增加，这说明试样可成形性也会随着冷变形量的增加

21、而降低。奥氏体不锈钢冲压加工硬化机理的探讨奥氏体不锈钢在形变过程中不同程度地出现层错、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。以往的研究表明，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的体积分数随应变抛物线形地增加，位错塞积和位错胞状组织胞壁中的位错密度也随应变增加，但位错胞状组织尺寸减小。这些形变组织结构对加工硬化均有贡献。晶界和形变孪晶附近的位错塞积、位错胞状组织产生的强化效应人所共知。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，一旦形成就会产生结构强化效应而对加工硬化有贡献。形变孪晶的形成相当于细化晶粒，无疑会增加流变应力。、

22、和在研究钢的加工硬化时指出，低应变时孪生作为形变方式起软化作用，增加塑性；在随后的形变中形变孪晶作为位错运动的障碍阻止位错运动而产生静态结构强化。认为，堆积在孪晶界上的滑移或孪生位错一般通过能量上不适宜的位错反应合并成障碍孪生，引起强化效应。形变孪晶间还产生位错亚结构和位错胞状组织。作为晶体缺陷，面心立方结构中的层错为两个原子层厚的六角密排结构，也能阻碍位错运动而产生强化。在奥氏体不锈钢的形变结构中已观察到层错与位错交互作用的组态，如图所示，层错所引起的流变应力增量只出现在形变初期，并迅速被形变孪晶产生的强化效应所取代。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，马氏体相变伴随有很小

23、的自发形变，这里所谓的自发形变是指由于相变本身使奥氏体基体发生的塑性形变，这个形变的大小，取决于马氏体相变时产生的弹性畸变以及奥氏体的弹性限度，虽然新生成的马氏体需消耗一定的应变能，即产生相变软化，但这时能量降低不会很大。板条马氏体晶体内的亚结构主要是高密度位错，应变诱发马氏体产生的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，这部分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小区，在随后的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

24、温条件下经拉伸后形成的高密度位错（）对于奥氏体不锈钢这种有较低的层错能的合金，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，流变应力增加，这两者的形成把晶粒分为若干的区域，片层间产生位错塞积，缩短位错运动自由程，产生明显的强化效应。应变诱发马氏体和形变孪晶的强化效应、。、。，随应变诱发马氏体、马氏体和形变孪晶的体积分数增加而增大。在随后的形变中，这两种强化效应与。、。：。和的综合作用明显使流变应力增加。可见对奥氏体不锈钢来说，冷加工引起的加工硬化，贡献最大的是应变诱发。马氏体、马氏体和形变孪晶产生的流变应力增量。参考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，：，：胡德林金属学及热处理，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。金属热处理学报，：