不锈钢加工工艺_图文_百度文库
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不锈钢加工工艺
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1.0小孔怎样车床加工
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尾座上卡上1.0的小钻头，直接钻就行了。如果你要求的比较精密，那就要找微型车床加工了。
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这么小的洞，车床不好加工
车床转数必需高1500以上每分。进刀要慢。还要急时排削。 心要细。 。。
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如何加工不锈钢零件小孔？
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你可能喜欢加工中心钻2mm孔，材料为316和304不锈钢，选用什么钻头比较合适，怎么设定转速和进给。_百度知道
加工中心钻2mm孔，材料为316和304不锈钢，选用什么钻头比较合适，怎么设定转速和进给。
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你好你是说选316 或304哪个好吗？304是最长用的钢种.316是第二个常用的.316各方面都胜过304的.选316比较好.316价格相对较高的.
仅供参考m3 s1800g0g90x0y0g98g83z-30q5r3
一般选小2～3C的钻头，看你的钻机和夹具精度。
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我们会通过消息、邮箱等方式尽快将举报结果通知您。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
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３０４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３０４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３０４奥氏体不锈钢薄板的加 工硬化规律与机理；根据描述精度和加工硬化率随应变的变化规律，３０４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３０４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（１００～４８０℃）下退火后，力学性能基本不变，退火软化效果不明显； 在高温状态（８５０℃～１０５０℃）下退火３ｍｉｎ～ｌＯｍｉｎ（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３０４不锈钢经冷加工后的最佳退火工艺为：在 １０５０℃下光亮退火３ ｍｉｎ，并在保护气氛下（以１８０℃／分钟的速度）快冷至５００℃以下。关键词：３０４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ＡＢＳＴＲＡＣＴＣｒａｃｋｍｇ ｆａｉｌｕｒｅ ｉｓａｇｒｅａｔ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ ｐｒｏｂｌｅｍ ｉｎ ｓｈｅｅｔ ｍｅｔａｌ ｆｏ如Ａｉｎｇａｏｆ ｓｔａｉｎ】ｅｓｓ ｓｔｅｅｌ．１抽ｅ ｐｅｒｓｅｍ ｔ１１ｅｓｉｓ．ｍｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ Ｃｏ，，Ｌｔｄ．，ａｉｍｅｄｗｅｒｅ ｃｏｎｄｕｃｔｅｄ ａｎｎｅａｌｉｎｇｋｉｎｄ ｏｆｄｅ印．ｄｒａｗｉｎｇＳｙｓｔｅｍｉｃ ｓｔｅｅｌ，ｐａｒｔｏｆ ３０４ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ｓｈｅｅｔ ｍａｄｅ ｂｖ Ｈｕｎａｎ ｔｈｅ ｓａｆｅ ｏｆ ｃｏａｌ ｍｉｎｅｔｏ ｐｒｅｖｅｎｔ ｃｒａｃｋｉｎｇ ｄｕｒｉｎｇｔｏｆ嘶ｎｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ，ｔｅｓｔｓｓｔｕｄｙ ｍｅ ｌａｗ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ｏｆ ｗｏｒｋ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ａＪｌｄ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｐｒｏｃｅｄｕｒｅｏｆ ３０４ ｗａＳｓｏｆｔｅｎｉｎｇａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｆｏｎｖａｒｄｓｔａｊｎｌｅｓｓａＪｌｄａｒｅａｓｏｎａｂｌｅ蛐ｅａｌｉｎｇｐｕｔｔｈｒｏｕ曲ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｅａｒｃｈ．Ｔｈｅ ｍａｉｎ ｃｏｍｅｎｔｓ ｏｆ ｓｔｕｅｌｖ ａｎｄ ｃｏｎｃｌｕｓｉｏｎｓａｒｅ ａｓｆｏｌｌｏｗｓ：ｎ、Ｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｏｆ ３０４ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ｗａｓ ｒｅｓｅａｒｃｈｅｄ ｂｙａｔｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒ ａ＿ｔｕｒｅ；０ｎ也ｅ ｂａｓｉｓ ｏｆ也ｅ ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ ｆｏｒ ｄｅｓｃｒｉｐｔｉｏｎ ａｎｄ ｔｈｅ ｌａｗ ｏｎ ｃｈａＩｌｇｅ ｉｎ ｔｈｅ ｗｏｒｋ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｒａｔｅ ｗｉｔｌｌ ｔｒＩｌｅ ｓｔｒａｉｎ， ｔｈｅ ｗｏｒｋ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｃｕⅣｅｓ ｆｏｒ ｔｌｌｅ ａｌｌｏｙｓ ｍａｙｂｅ ｅＸｐｒｅｓｓｅｄ ａｓ：盯＝胎”“２ｈ‘ｍｅａｎｓ ｏｆｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｓｔｉｎｇ Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｏｆ ｍｉｃｒｏｓｔｍｃｔｕｒｅ ａｎａｌｙｚｉｒ堰ｏｆ ３０４ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ｓｈｏｗｅｄ ｔｈａｔ ｗｈｅｎ ｉｔ ｗａｓ ｄｅｆｏｍｌｅｄａｔｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｍｔｕｒｅ，ｏｂｖｉｏｕｓ ｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｗａｓ ｃａｕｓｅｄ ｂｙ ｔＩｌｅ ｃｈａｌｌｇｅｓ ｉｎ ｓｔｍｃｔｕｒｅ ｄｕｒｉｎｇ ｄｅｆｏｍｌａｔｉｏｎ．Ｔｈｅ ｓｔｒａｉｎ―ｉｎｄｕｃｅｄ ０已．ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ，￡一ｍａｒｔｅｎｓｈｅ ａｎｄ ｄｅｆｂｍａｔｉｏｎ ｔｗｉｎｓ ｅｎｈａ】１ｃｅ ｆｌｏｗ ｏｂｖｉｏｕｓｌｙ，ｗｈｉｃｈ ｉｓ也ｅ ｍａｉｎ ＦＣＣ ｍｅｔａｌｓ ａｎｄ ａｌｌｏｙｓ ｗｉｍ ｌｏｗｓｔｒｅｓｓｒｅａｓｏｎｆｏｒ ｔｌｌｅ ｓｔｒｏｎｇ ｗｏｒｋ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｉｎ ｆａｕｌｔ ｅｎｅｒｇｙａＳｓｔａｃｋｉｎｇ３０４ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ．ｆ２１ Ｔｈｅ ｒｕｌｅｓ ａｎｄ 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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ＬｆＪ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３０４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１ｌｒ％）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３０４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３０４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。１．１３０４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３０１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３０４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３０４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１０～１５％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。３０４不锈钢的屈服强度经４５％冷加工变形后可以从２２８Ｍｐａ增加到１３７５ＭＰａ…。３０４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。鲥目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１３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组织，即发生马氏体转变。在３０４ 型不锈钢（属于１８Ｃｒ８Ｎｉ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１ ３０４奥氏体不锈钢的化学成分，ｗｔ％㈣１．２板材拉深变形特点２±童查兰塑主兰垡堡茎 １，２，１基本原理一堡二皇―塑！！！ｉ查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）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ｒｄ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，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…。叶队‘文。～图卜２拉深过程示意１２．２变形特点分析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！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２０％～３０％：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％～１０％左右（在细颈出现以前）。如图ｌ一４。（＋３０％）（＋％）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１ｌｒ％）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ｓｔｒｏｈ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ｓｍｊ ｔｈ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ｃｏｔｔｙｅｌｌ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、Ｌｏｍｅｒ―ｃｏｔｔｒｅｌｌ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ＩＩＩ．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。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１Ｉ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，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２０世纪３０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“…。Ｔａｙｌｏｒ在２０世纪３０ 年代首先提出平行位错理论：到５０、６０年代，以ｓｅｅｇｅｒ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。４０年代ｓｈｏｃｋｌｅｙ提出交割位错理论，５０年代，Ｂａｓｉｎｓｋｉ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６０、７０年代Ｈｉｒｓｃｈ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，Ｋｕｈｌ眦ｎｎ―Ｗｉｌｓｄ。ｒｆ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Ｉ机制。下面就影响较大的４种理论简要地进行概括总结，比较它们对加工硬化第１ 阶段的解释。１．３ ２１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１Ｉ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１Ｉ阶段向第１Ｉｌ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ＴＩ阶段硬化开始时，由于林位错滑移，原滑移系中的ＦｒａｎＫ―Ｒｅａｄ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。１．３．２．３ Ｈｉｒｓｃｈ理论这个理论基于一些实验结果以及第１Ｉ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，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Ｈｉｒｓｃｈ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。１．３．２．４Ｓｅｅｇｅｒ理论ｓｅｅｇｅｒ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Ｌｏｍｅｒ―ｃｏｔｔｒｅ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Ｌｏｍｅｒ―ｃｏｔｔｒｅｌ １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１Ｉ阶段过渡。此时，位错偶 越来越短，Ｌｏｍｅｒ―ｃｏｔｔｒｅｌｌ位错也越来越多，直到第１Ｉ阶段以这些位错偶， Ｌｏｍｅｒ―ｃｏｔｔｒｅｌｌ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＝兰苎堕堡堡在第１１１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，位错的数目会大量增加。如在充分退火 后的金属中，位错密度范围为ｌ ０６～１０８ｃｍ。。，而经过塑性变形之后，位错密度可达１０¨～ ｌＯ”ｃｍｌ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Ｂｕｈｌｅｒ和Ｓｃｈｗｅｎｋ“８１总结了塑性变形对一些金属位错密度的影响，结果却发现， ２０％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，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―――一一是晶界与第二相粒子强化的主要原因。１．３一笙二量壅堕堡堕３．２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Ｆｒａｎｋ～Ｒｅａｄ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０ｒｏｗａｎ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１０．！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， 或体积分数都能提高强度。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卜 移＜卜缝ｑ《图图卜８位错切过粒子示意图◇＜卜图卜７住错绕过第二相粒子示意图１．３．３４应变诱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，应变诱发马氏体相交是在Ｍ，和Ｍｄ之间发生的相变，相变驱动力由部分外应力提供“７’”１。常用的３０４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郡是觋稳定的奥氏体。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“…，这时候面心立方的舆氏体就变成体心 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 生的无扩散性相交，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，‘般在很快的时间内完成相变。 不锈钢中的马氏体一般有两种形态：一种是体心立方结构，是有磁性的“马氏体；另一种是密排六方结构，是无磁性的占马氏体相。口马氏体在一定范围内的形成中南大学硕上学位论文第一章丈献综述量随冷变形量增加和变形温度的降低而增多；对Ｎｉ―ｃｒ奥氏体不锈钢通过深冷加Ｔ｜Ｊ 以形成密排六方的ｓ马氏体以及体心立方的球马氏体，马氏体的形成对不锈钢的力学 性能和冷成形有重要的影响，由于马氏体硬而脆，使钢材的塑性降低，强度提高（屈 服强度上升得更明显），从而增大了变形阻力和产品开裂的可能性”…。如亚稳奥氏体 不锈钢ｌＣｒｌ８Ｎｊ９Ｔｉ室温冷加工中发生应变诱发，，斗口马氏体转变，强度明显提高。由于发生马氏体相变时基体要产生均匀的切变，由此可以想到，如外加应力（或 应变）则将有助于马氏体的形成。例如，当奥氏体处在Ｍ：点温度以上时不会产生马氏体，如进行冷加工．则就有可能发生加工诱导马氏体相变。通过冷加工能诱发马氏体 的最高温度称为Ｍｄ点。它一般要比Ｍｓ高””。＾ｆｄ＝４１３―４６２（Ｃ＋Ⅳ）一９．２研一８．１』Ⅵｈ―１３．７（）一９．５Ⅳｆ一１８．５＾ｄｏ（℃）（１一１）其中成分是重量百分比数，由（卜１）可以算出３０４型不锈钢的６ｆ【ｄ“５０℃。 这就表明，在室温３０４型不锈钢是奥氏体，但它是不稳定的，通过冷加工就可变成马氏体。实验表明”１，室温塑性变形２％就会生成六方的占马氏体，当变形量超过４％ 就会出现口马氏体。高硬度与高强度是马氏体的主要特征之一。应变诱发马氏体转变产生高加工硬化 基于四个原因：（１）相变强化，马氏体转变是以共格切变方式进行，使晶体内产生大 量的微观缺陷，如位错、孪晶及层错等，阻碍滑移，即亚结构引起的强化；应变诱发马氏体转变发生于Ｍ。以上，需外应力提供相变驱动力。为了使塑性形变和应变诱发相变得以进行，外应力必须增加，产生加工硬化。（２）应变诱发相变产物通常为薄片状， 相当于把基体分成若干区，阻止位错滑移，缩短位错运动的自由程，阻止随后塑性形 变进行，产生加工硬化。这种强化取决于应变诱发相变产物的性质，形态和数量。（３） 固溶强化，碳原子的溶入引起点阵畸变，形成一个碳原子为中心的应力场，此应力场 与马氏体的刃型位错发生交互作用而钉于Ｌ位错，阻碍了位错位错运动。使马氏体显著强化。（４）应变诱发马氏体参与形变需要增加应力。Ｌｕｄｗｉｇｓｏｎ和Ｂｅｒｇｅｒ””指出ＡＴｓＩ３叭型亚稳奥氏体不锈钢的加工硬化行为与应变诱发ｙ―ｄ马氏体转变有关，并把它引起的流变应力增量表示为：△仃＝Ｃ（删）ｇＱ为马氏体的强化指数，ｃ和Ｑ表示形成的ｄ一马氏体的强化效应。（卜２）其中：ｖＦＭ为指定应变下应变诱发口一马氏体体积分数，ｃ为马氏体的强度因子，低层错能面心立方结构金属与合金形变结构的研究表明，应变诱发甜一马氏体或￡一马氏体转变和孪生也是面心立方结构合金的形变方式，且明显取决于层错能。冷形变低层错能面心立方结构合金时，在很小形变量下全位错在｛１１１）面上分解为Ｓｈｏｃｋｌｅｙ半位错，并形成堆垛层错。在外应力作用下，如果与层错面相邻的｛１１ １｝而１２中南大学硕士学位论文第一章史献综述每隔一层沿｛１１ｌ｝面在ａ１２１】方向切变，可形成应变诱发Ｆ一马氏体；如果层错面…侧Ｕ１相邻的｛１ＩＩ｝面连续地在÷［１２Ｉ Ｊ方向上相对切变，即可形成形变孪晶。因此，对于低。层错面心立方结构合金，除了滑移外，应变诱发占一马氏体转变和孪生也产生塑性变形。 根据层错能的高低，它们可单独或同时发生。…。孪生形变后形成的形变孪晶作为形变结构也引起加工硬化。Ａｄｌｅｒ、０ｌｓｏｎ和ｏＷｅｎ”３’２”在研究Ｈａｄｆｉｅｌｄ钢的加工硬化时指 出，低应变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 位错运动的障碍组织位错运动而产生静态结构强化。Ｒｅｍｙ“”认为，堆积在孪晶界上的 滑移位错或孪生位错一般通过不适宜的位错反应合并成障碍孪生而引起强化效应。 因此，在研究和分析３０４不锈钢低层错能合金的加工硬化时还应当考虑应变诱 发口一马氏体、ｓ一马氏体和形变孪晶引起的加工硬化。１ ３４加工硬化曲线的数学模型 金属材料的加工硬化曲线表征在一定组织状态和形变条件下宏观应力随应变变化的规律，是理解材料成形特点的关键。加工硬化曲线通常借助单轴拉伸实验测定，获得的实验数据用某种数学模型进行拟合。为了数学上描述加工硬化曲线，不同的数学模型已经建立。广泛用于描述常用工程材料的加工硬化曲线的经验关系，即Ｌｕｄｗｉｋ关系，为：盯＝足ｓ”（卜３）其中，盯为真应力，ｓ为真应变，Ｋ为强度因子，ｎ为加工硬化指数。这意味着方程（卜３）适合描述中为直线，加工硬化指数ｄ（１ｎ盯）／ｄ（１ｎｓ）为常数，且方程（卜３）适合描述双对数坐标中为直线的加工硬化曲线。 实际上，不同材料、不同组织结构状态和不同形变条件下的加工硬化曲线在双 对数坐标中并不完全为直线，只有曲线的一部分可以近似看作为直线，即整个真应变范围内加工硬化指数不为常数，而是与应变有关的参数。Ｌｏｗ和Ｇａｒｏｆａｌｏ…３认为，１８―８型奥氏体不锈钢的加工硬化曲线在双对数坐标中呈上挠状，不能用方程（卜３）描述。 Ｍｏｎｅｙｃｏｍｂｅ弦１指出，在面心立方多晶体材料加工硬化指数随形变变量而变化。因此． 方程（１―３）只适合描述实际材料的加工硬化曲线在双对数坐标中似为直线的部分。 对于稳定的奥氏体钢（形变中不发生应变诱发，寸口或，一ｓ马氏体转变）和面 心立方金属与合会，加工硬化曲线的高应变部分在双对数坐标中近似为直线，可用方 程（卜３）描述，但低变时实际应力与方程（卜３）计算的应力与实际应力有偏差。 Ｌｕｄｗｉｇｓｏｎ”“认为，低应变时实际应力与方程（卜３）之差，（盯一足譬”）的对数是真中南大学硕士学位论文精一章丈献综述应变的线形函数，由此建立了描述稳定奥氏体钢和某些面心立方金属加工硬化曲线的 新数学模型：ｃｒ＝彪ｌ占“＋ｅｘｐ（?Ｋ２＋”２占）（１―４）其中，Ｋｔ、ｎ－、Ｋ２和ｎｚ为常数。Ｋ。和ｎ。的意义与方程（１―３）中相同。当占：Ｏ时ｅｘｐ（Ｋｚ）相当于观测的比例极限。该模型是以ｓ―Ｋ，ｓ“的对数是真应变ｓ的线形函数为基础，但有的稳定奥氏体的加工硬化曲线并不满足这个条件㈣。方程（卜４）通过 分段拟合确定常数Ｋ、、ｎ、、Ｋ：和ｎ：。对于同一加工硬化曲线，选择按仃＝Ｋｓ”的应变范围不同，Ｋ，、ｎ。、Ｋ。、ｎ：会有不同的值，且在两段曲线衔接处附近会产生较大的误差。 周维贤”““１分析了现有的描述加工硬化曲线的数学模型，并在数学上证明了方程：口＝ｄｎ＋Ｋ￡。 （１―５）是适合于描述双对数坐标中明显上扰的加工硬化曲线，其中口。为弹性极限。在双对数坐标中，材料的加工硬化曲线有的是上挠的，有的是下挠的，有的是兼有上挠和下挠的。各数学模型均有一定使用范围。Ｔｉａｎｘｉｎｇ和ｚｈａｎｇ Ｙａｎｓｈｅｎｇ。１用单轴拉伸实验研究了稳定的奥氏体钢３１６Ｌ、Ｆｅ一２５Ｃｒ一２２Ｎｉ、Ｆｅ一２１ｃｒ一９Ｍｎ一９Ｎｉ和Ｆｅ一２３Ｍｎ一４Ａｌ一５Ｃｒ―Ｏ．３Ｃ的塑性流变行为。通过非 线性参数估计，这些的加工硬化曲线可描述为：盯＝量ｓ＾州２¨５ （１―６）对于不同的结构状态和形变条件，常数Ｋ、ｎ，和ｎ。有不同的值。与方程（卜４） 和（卜５）相比，由方程（卜６）得到的加工硬化指数，ｄ（１ｎ仃）／ｄ（１ｎｇ），表达式 简单，且与和（卜５）相比，由方程（卜６）得到的加工硬化指数，ｄ（１ｎ盯）／ｄ（１ｎｓ）， 表达式简单，且与应变有关。加工硬化率ｄ盯／出，表征流变应力随应交变化的速率。对给定材料，在一定结构状态和形变条件下的加工硬化率可由描述加工硬化曲线的数学模型得到：（，盯／（据＝世ｌ’＾ｓ’一‘＋疗２ ｅｘｐ（足２＋胛２占） （１―７）ｄ盯／出：局ｚｓ“ｄ．矿／ｄ占＝Ｋ（聆Ｉ＋２以２ １ｎ占）占”１―１＋“２“。（卜８）（１ ９）一般来说，在连续拉伸形变中，塑性形变开始阶段加工硬化率随着应变增加迅 速降低，然后缓慢降低。为了合理地描述加工硬化曲线，即同时描述流变应力和加工硬化率随应变变化的规律，必须认真选择恰当的数学模型。三壁堕量塑型兰兰兰堕．一苎二：皇壅堕堡垄综上所述，对研究加工硬化问题的研究已有较长的历史，己形成了较为成熟的 加工硬化理论，建立了不同的数学模型描述不同金属材料的加工硬化曲线，以反映塑 性形变的特点。１．４３０４奥氏体不锈钢的热处理为了提高３０４奥氏体不锈钢的冷加工性能，防止该种钢在加工过程中产生开裂，使加工硬化得到软化，以便进一步变形，以及要得到好的耐腐蚀性，必须对该不锈钢的成品或半成品进行适当的热处理，常用的热处理方法有固溶热处理和消除应力热处理‘３“。１．４．１固溶热处理奥氏体钢没有相变点，当经冷变形奥氏体钢被升温到高温，在奥氏体发生再结晶 的同时，使（Ｆｅ，Ｃｒ）。。ｃ。．。相充分分解固溶；依靠快冷，能把碳呈固溶状态的奥 氏体保持到常温，可在室温下获得单相的奥氏体组织，获得碳及台金元素在Ｙ一铁中 的过饱和固溶体，即过饱和合金奥氏体；如果随后缓冷至溶解度曲线以下时，将从奥 氏体中析出（Ｆｅ，Ｃｒ）。。ｃ。，冷到虚线以下时将发生奥氏体一铁索体转变，则钢在室温下的组织为：奥氏体＋铁索体＋（Ｆｅ，ｃｒ）：。ｃ。，如图１―９；这就是进行淬火的操作 的结果，但因为奥氏体是软的，即用快冷方法也使不锈钢软化，所以不叫淬火，而称 之为固溶处理。’＋Ｙ’－二比．蛩浩口丁Ｙ＿―－：巧ｒ玉键Ｊ挲Ｙ１’‘、’■Ｃ＋ｄ．一ｌ‘、 、‘ｌ台碳量ｃｔ）图卜９３０４奥氏体不锈钢相图的垂直截面㈣对于３０４奥氏体不锈钢，在１２００℃时碳的溶解度为Ｏ．３４％，ＩｏｏＯ℃时为０．１８％， 因此３０４不锈钢含碳在Ｏ．０８％以下（通常是０．０６～Ｏ．０７％）时，碳全部固溶于Ｙ体中中南大学硕士学位论文第一章文献综述（如图ｌ一１０）。碳含量是溶解的碳含量而不是球状碳含量，对应变强化指数。有决定性的影响，如图１一１１”…。―－一一、‘＼｝６图１―１０ Ｆｅ―Ｎ卜ｃｒ合金的碳溶解度曲线图卜１１ ｎ值随溶解碳含量的变化３０４不锈钢的加热温度是ｌＯｌ０～１１５０℃，固溶处理的温度不宜过高，以免因温度 过高使钢中析出６铁素体和引起钢的晶粒粗化，另一方面固溶处理温度过高还会增加 钢的晶间腐蚀敏感性。 对于冷冲压中的薄件，固溶热处理中，如缓慢升温，在中间温度时碳化物会充分 析出，为了将其固溶就要耗费很长时间。因此，最好直接装入预先升温到固溶温度的 炉子中进行保温为好。对于像深冲加工件那样各部分变形量不同，局部变形量小的工 件，就因当选择在下限温度退火，下限温度只用于变形程度大而又均匀的冷作件。所 以深冲用薄钢板，考虑到加工会使表面变得粗糙，因此要求晶粒度达到７～８级（既约为Ｏ．０３５ｍｍ左右），如出现粗大晶粒组织，无论是从延伸率和脆性方面，还是从加工后的表面粗糙度方面来考虑，都是不利的。而且晶粒的长大与材料热处理前的冷加工变形量有关，当冷加工变形量约为５％时，加热后就产生非常粗大的晶粒。因此对于冷加工变形量、退火温度及保温时间都必须加以考虑（如图卜１２）。如用１０１５℃经２分钟左右即可。而保温时间过长，会使晶粒增长过快。所以对冷作的奥氏体钢退火时，最好迅速加热到１０５０～１１５０℃，再次温度保持很短时问（对薄板只须２～３ｍｉｎ）即可完成。ｑ，２４００“１６００ 喾８００１２００一ｌ５０赵希。图卜１ ２。朝变形量（＊）３０４不锈钢的再结晶状态图ｌ：述加热固溶的碳化物如从固溶化温度缓慢冷却，便在冷却过程中析出而发生敏１６中南大学硕士学位论文第一蛊丈献综述化，所以冷却速度也是重要的，如果冷却不适当，好不容易固溶了的碳化物就会再析出而使钢的材质恶化，往往有时甚至还不如不进行热处理的材质。碳析出的原冈是， 碳原子的原子半径小，超过固溶极限的碳不能存在于奥氏体晶体内，而沿晶界析出。 但是只有这一部分碳是不稳定的，所以便于其周围基体的Ｃｒ化合成碳化铬Ｃ％ｃ。而稳定 化。既碳化物沿晶界可能连续析出。因为ｃｒ。。ｃ。中含有一部分Ｆｅ，所以可写成（Ｆｅ，ｃｒ） ：。ｃ。。按重量％计算，ｃ约与十倍的ｃｒ生成碳化物，因而晶界附近由于ｃ的析出而贫ｃｒ，由于Ｃｒ的原子半径大，很难扩散到这种贫Ｃｒ层中，因而产生贫ｃｒ现象。这种状态叫做 敏化。这种敏化通常是在固溶处理后，再在５００～８５０℃加热～定时间而产生的，这是由 于ｃ的析出、ｃｒ的迁移都需要能量的缘故。在５００℃以下即使经相当长时间的加热，因为能量不够也不能发生敏化，再如在８５０℃以上温度加热，就会固溶，固不宜在（５００～ ８５０℃）温度范围内对不锈钢进行热处理。敏化和时间的关系图叫ＴＴｓ曲线，即时间一温度一敏化曲线，如图卜１３，被曲线所包围的范围即敏化范围。由图可知，对于含碳Ｏ．０７％的３０４奥氏体不锈钢，在７００ ℃经４，５分钟即可敏化。固溶温度越高，冷却过程中热效应就越强，所以有必要快速冷却。通过ＴＴｓ曲线“鼻子”部位的冷却速度是最重要的问题，如冷却稍慢，就会进入等温保温的敏化范围内而造成同样的热影响。因此，热处理后的冷却速度必须保证不至于产生敏化热效应。冷却速度可说是越快越好，但也存在由于热应变而引起的变形（甚至水冷有淬裂的危险）和残余应力的增大以及快冷方法上的问题。所以应根据材料的尺寸和形状， 适当地选用静止空冷、吹风冷却、蒸气冷却、喷水冷却或水中冷却。一 ｐ 一划 娜 鲁 蒋保温时闻（ｈ）图卜１ ３不同舍碳量（％）的奥氏体不锈钢的ＴＴＳ曲线一般：ｊ０４不锈钢在现场冷却时，用眼观察若是３分钟以内变黑就适宜，这就是美国现行作业标准。超过３分钟仍为红色时就说明冷却速度不够，据此可以判定敏化。 固溶热处理的另一个问题是金属表层氧化。奥氏体钢在１０５０℃的高温退火形成的中南大学硕士学位论文第一盎文献综述氧化皮不易去除。ｃｒ的氧化物以ｃｒＯ―ｃｒ：Ｏ，一ｃｒ０，顺序进行氧化，氧化程度轻微的氧 化皮（ｃｒ以ＣｒＯ存在），现场称为蓝鳞（ｂｌｕｅｓｃａｌｅ）的淡蓝色氧化皮。如果形成氧化程度轻严重的氧化皮，厚度达２５０Ａ以上时，则在酸洗去除时非常困难，以至使得 氧化皮的基体金属受到相当的破坏才能去掉。即令用特种酸洗液将其消除了，在干净 的表面也会留下一些灰色粘性沉淀物，往往用手彳’能擦掉。故在控制气氛中退火免除事后酸洗的必要性是值得提倡的。“”‘。１，４．２除应力处理主要是作为一种消除内应力的退火，使加工硬化后的金属一方面基本上保留加工 硬化状态的硬度和强度，同时使内应力消除，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提 高腐蚀性。奥氏体不锈钢在２００～４００℃加热时便已开始应力松弛，用４３０～４８０℃缓 冷的热处理方式，保温时间在３０分钟左右，其残余应力是不能完全消除的，但能消 除局部集中的应力。１．５本文研究内容及意义１５．１课题来源本课题来源于中南大学与湖南煤矿安全仪器厂的一项技术合作项目。潮南煤矿安 全仪器厂在开发新的煤矿用自救器产品时，采用日本进口的３０４奥氏体不锈钢材料制 造自救器下外壳，该零件的成形过程包括三次拉深、切边、整形压平和翻边等六道工 序。由ｆ在冲压成形过程中产生加工硬化，导致在生产过程中直接发生丌裂，或产生 滞后开裂，成品率不到２０％。实际产品的成形缺陷见图卜１４，（ａ）、（ｂ）为二次拉深后的起皱和开裂缺陷，（ｃ）、（ｄ）和（ｅ）为成形过程中的直接开裂现象，（ｆ）为滞后开裂。目前国内尚无此不锈钢产品，但德、美、日等国已能批量生产。厂方希望通过技 术研究与改进，最终使该零件的成品率达到９５％以上。我们主要从两个方面开展研究： （１）改进成形工艺和模具，包括润滑剂的选择或配制；（２）通过对原材料力学性能 与组织的分析，制定适当的中间退火制度，并对加工硬化和退火软化的规律进行理论 解释。本文主要对后者进行研究。中南大学颈上学位论＿空＝第一章文献综述图卜１４冲压制品由于加工硬化产生的缺胳１５．２研究内容本文主要开展了以下…些研究工作： （１）加工硬化规律研究。本文采用单向拉伸实验分析３０４奥氏体不锈钢薄板材 料室温加工硬化规律，通过非线形参数估计方法选择适当的数学模型描述它的加工硬 化曲线： （２）加工硬化机理的研究。利用透射电子显微镜（ＴＥＭ）分析，从微观角度来 分析分析冷加工对３０４奥氏体不锈钢组织结构的影响，重点研究冷加工引起形变孪晶、 马氏体相变和位错增殖对加工硬化的影响； （３）制定奥氏体不锈钢薄板冲压加工中间退火工艺，确定最佳退火温度和时间， 以达到最好的软化效果，消除冲压加工引起的加工硬化： （４）观察各种热处理工艺中，试样表面的氧化情况，包括氧化层形貌、厚度分 析，由此确定热处理过程的保护措施。１．５．３工艺流程根据以上构想，拟订了本研究工作所采用的工艺技术路线如图卜ｊ５所示。１９中南大学颁ｆ学位论文第一章文献综述图卜１５工艺技术路线中南大学硕士学位论文第二章试验材料及试验过程第二章试验材料及试验过程为了深入探讨由于形变及形变后热处理雨引起的３０４奥氏体不锈钢的组织和结构及性能的变化，本文准备采用金相显微镜、ｘ射线衍射仪、扫描电镜、透射电镜、显微硬度计、拉伸试验机等来研究不锈钢在加工硬化和退火软化过程中的组织与性能的 变化规律及机理。２．１实验材料及样品制备本研究工作采用日本进口的３０４奥氏体不锈钢薄板，其化学成分见表卜ｌ，加工成如图２ ｌ的标准薄片拉伸试样。¨＿――、正～、上――二ｒ――一一―――■］掣蚓?一割蔓？刮。一――薏１―――一 一一，一１―广一ｉ＿工ｒ］一＼――ｊ二 Ｌ――――――――――――――－“ｊ！―――～――――――――．．』Ｉ｜图２―１３０４奥氏体不锈钢薄板标准拉伸试样２．２实验方法２．２．１加工硬化实验根据冲压变形特点，冲压过程板材不同部位变形程度不同，厚度变化是不均匀的， 见文献综述１．２．２，实测冲压各道次产品剖面厚度，与之相符。为了模拟其变形及硬 化特点，本文采取的方式为：在ＬＪ一５０００Ａ型机械式拉力试验机上以３ｍｍ／ｍｉ ｎ的速度将制备的试样拉伸至不同预变形量（１５％、２５％、４０％、６０％）后卸载；在各种条件下取中南大学硕士学位论文第二章试验材料及试验过程样进行金相分析、ｘ一射线衍射分析、透射电镜分析、马氏体相变量分析、维氏硬度分析、力学性能分析。２．２．２中间退火软化实验将有一定预变形量的试样和厂家提供的半成品，利用普通热处理炉和光亮退火炉（保温时有气体保护，防试样表面氧化），采取不同热处理制度（低温、高温）进 行软化退火，退火温度避开敏化温度范围５００℃～８５０℃（见文献综述１．４．１），退火工 艺路线见图２―２：普通热处理炉中退火后无特殊说明均为空冷；光亮退火是退火时采取炉膛内充氢气防止试样表面氧化的热处理制度。光亮退火的冷却采取两种方式，即油冷和在有气体（氢气）保护的水循环套中快冷（注：空冷、油冷和在保护气氛中快 速冷却的冷却速度相差不多，目的主要为比较试样表面氧化程度），本文中如无特殊 说明光亮退火冷却均采用在保护气氛中冷却的方式。具体工艺见图２―２、表２一ｌ、表２―２、表２―３、表２―４，对热处理后的预拉伸试样进行力学性能分析、金相组织观察、 扫描电镜分析、透射电镜分析、维氏硬度测量；对热处理后的冲压后半成品进行成品率统计：图２―２预拉伸件和冲压后半成品的退火工艺路线 表２一ｌ预形变量１５％的３０４不锈钢退火工艺试验号Ａ―ｌＡ一２ ３３０ ３５Ａ一３ ４９０ ３５Ａ一４ ８５０１５Ａ一５ １０５０３退火温度／℃ 保温时间／ｍｉｎ不退火注：不经标注的冷却方式为空冷，标注为‘气’表示在保护气氛（Ｈｚ）中退火和冷却，下同。！壹查兰堡主兰丝丝奎一一簦三墨』塑墅生坠墨苎！！！！里表２―２预形变量２５％的３０４不锈钢退火工艺 ｌ试验号Ｂ―ｌＢ～２Ｂ一３ ９５０Ｂ一４Ｂ一５Ｂ～６Ｂ一７退火温度／℃ 保温时间／ｍｉｎ不退火９００１０５０１０５０１０５０１０５０１０（气）８（气）１（气）３（气）３（缓冷）５（气）表２―３预形变量４ ０％的３０４不锈钢退火工艺 Ｉ 试验号 『退火温度／℃保温时间／ｍｉｎＣ一１ Ｃ～２ １００ ３５ Ｃ一３ ２００ ３５ Ｃ一４ ３００３５Ｃ一５ ４００ ３５Ｃ一６Ｃ ７ １０５０ ３不退火９００ １０表２―４冲压第一道次后的半成品的退火工艺批次 退火温度／℃０～ｌ Ｏ一２ ４９０３５Ｄ一３１０５０不退火保温时间／ｍｉｎ３（气）２．２．３检测方法与条件２．２．３．１金相分析实验试样为ｌｃｒｌ８Ｎｉ９Ｔｉ不锈钢，将制取的变形量为Ｏ，１５，２５，４０，６０％和经各种 热处理制度的试样，试样取自拉伸试样均匀形变部分的纵剖面，尺寸为１０×１０×０．５姗，用ｘＱ一２型金相镶嵌机在１９０℃，加压制成胶木粉镶嵌试样。经３２０～１０００。砂纸依次打磨后，在Ｐ―Ｉ型抛光机（上海电机专用机械厂产）上，用ｗ２５的金刚石研磨膏抛光，然后用氯化铁盐酸水溶液（ＦｅＣｌ，：５９：盐酸：５０ ｍ１；水：１００ｍ１）于常温侵蚀３～５秒．制成金相分析试样。 实验仪器采用ＰＯＬＹＶＡＲ～ＭＥＴ ＩＩ型金相显微镜。２．２．３．２Ｘ一射线衍射分析在ｘ射线衍射仪上对不同状态的拉伸样进行实验，试样取自拉伸试样均匀形变部 分的纵剖面，根据ｘＲＤ图谱分析有无应变诱发马氏体相产生，实验仪器为Ｄ／ＭＡｘ―ＲＡ 旋转靶衍射仪，实验所用的ｘ射线为ｃｕＫ。辐射，管压＝３６ｋＶ，管流２３０Ｉ【ＩＡ，步宽＝０．０３度。２２．３．３扫描电镜分析中南大学硕士学位论史第二章试验材料及试验过程采用ＫＹＫＹ―Ａｍｒａｙ２８００型扫描电镜（ｓＥＭ）观测试样在不同热处理制度下基体表面 氧化层形貌，并利用该ＳＥＭ系统中的Ｆｉｎｄｅｒ １０００型能谱仪（ＥＤＳ）对基体表面氧化 层成分进行定性分析。２．２．３．４透射电镜分析 电镜薄膜试样取自拉伸试样均匀形变部分的横剖面，依次用３００４、４００。、６０∥、８００４、 ｌｏｏＯ。水砂纸在流动的水流下将上述薄片打磨至Ｏ．２ｍｍ厚，经手工研磨减薄至Ｏ．１ｍ，并尽可能消除大划痕，冲剪成中３唧圆片后在ＭＰＴ―ＩＩ型双喷仪上用６％Ｈｃｌ ０４酒精电解液中进行双喷减薄获得０．２ｕ ｍ左右薄区的薄膜样品，双喷电压为７５ｖ，电流为５０ＩＩｌＡ， 用液氮冷却，温度控制在一２５℃，喷好的样品经酒精清洗后用滤纸包好放入干燥器中保存，并尽快进行透射电镜分析，以２００ ＫＶ加速电压在Ｈ一８００透射电子显微镜（ＴＥＭ） 上观察塑性变形及其后的热处理对３０４奥氏体不锈钢微观组织结构的影响。 ２．２．３．５马氏体相变量分析将上述预拉伸试样进行马氏体相变量检测，采用ＴｓＪ―ｌＡ型铁索体测量仪。２．２３．６维氏硬度分析 用砂纸将试样表面的氧化皮去掉，并将表面打磨成Ｖ９的光洁度，将样品在｝ｌＡｖ―１０Ａ型低负荷维氏硬度计上进行维氏硬度测试，硬度测量过程中负载为４ｋｇ，加载时间为２０ｓ，每个样品测量三个数据，取平均值。 ２．２．３．７力学性能分析 将经不同热处理后的预拉伸样重新标定标距后，在ＣＳＳ一４４１００电子万能试验机上 进行拉伸实验，比较其力学性能。中南大学硕士学位论文第三荜３０４奥氏体不锈钢冷加工嫒化的研究第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究奥氏体不锈钢加工硬化行为的研究是近５０年来的重要课题。在冷形变过程中， 奥氏体不锈钢以不同的形变方式进行塑性变形，主要取决于其成分和形变温度。直到 １９４０年，人们才认识到３０１型（１７Ｃｒ一７Ｎｉ）奥氏体不锈钢在室温形变过程中发生应变诱发马氏体转变。奥氏体不锈钢中应变诱发马氏体形成与层错能有关，这增加了形变 方式的复杂性。３１０型（２５Ｃｒ一２０Ｎｉ）不锈钢中应变诱发马氏体转变被抑制。在６０、７０年代。更稳定的奥氏体不锈钢的形变机制也引起了广泛注意。 在塑性形变过程中，应变诱发马氏体转变显著地影响亚稳奥氏体不锈钢的力学 性能，提高强度、韧性和成型性，具有工程用价值。Ｌｕｄｗｉｇｓｏｎ和Ｂｅｒｇｅｒ”“认为，Ｃ和Ｎ对３０ｌ型不锈钢的塑性影响很大，这些间隙元素的加入使奥氏体和由它产生的应变诱发口一马氏体强化。考虑到奥氏体的应变硬化以及口一马氏体的数量和强度，推倒 了拉伸流变应力和应变之间的关系，并认为其强度的提高与高强度的应变诱发口一马 氏体形成量有直接关系。奥氏体和马氏体之间界面的弹性相互作用能作为有效的位错 源，马氏体的形成对位错增殖，即对奥氏体的加工硬化起作用。 Ｆａｎｇ和Ｄａｈｌ””指出，应变诱发马氏体转变与塑性形变的均匀性和稳定性有关。 应变诱发马氏体转变开始于不均匀形变。Ｌｌｅｗｌｌｙｎ””认为，对于亚稳奥氏体不锈钢， 应变诱发马氏体在Ｍ：和Ｍｄ之间形成。进一步降低温度，低应变时迅速形成应变诱发ｓ一 马氏体，对流变应力的贡献比对加工硬化率更大。在奥氏体不锈钢形变过程中，发生 应变诱发ｙ。占马氏体转变的同时，常常伴随着应变诱发，－＋口马氏体转变，有时难 以确定究竟是应变诱发ｙ＿占马氏体转变还是应变诱发ｙ?ａ马氏体转变影响其性能 变化。Ｎａｒｕｔａｎｉ”６’发现，应变诱发ｙ＿口马氏体转变时引入大量位错，应变诱发口一 马氏体作为滑移位错的障碍使大量位错在奥氏体中堆积，位错密度增加，加工硬化提 高。这与透射电镜观察到的应变诱发口一马氏体形成使位错密度增加一致。石德珂和 杨桂应“７１观察到低层错能的１ｃｒｌ８Ｎｉ９Ｔｉ奥氏体不锈钢形变过程中有大量的形变孪晶 形成。形变孪晶在彼此相交穿越时，或是重复以前的滑移，或直接穿过孪晶界形成新 的形变孪晶。基体中的位错缠结成胞状，形变量越大，形成的胞状组织越明显。 在稳定奥氏体不锈钢中，加工硬化率比流变应力增加更快‘“１。ｓｏｕｓａｎ和Ｄｃｇｅｌ】ａｉｘ””认为，在奥氏体不锈钢３１６Ｌ和３１６ＬＮ中塑性形变开始阶段以单滑移和晶界滑移为特点。随着形变程度的增加，位错密度增加，出现多滑移。在形变程度高时主堕查兰堡±兰焦堕生一一兰三垦！坚墨垦堡至堡塑堡塑三堡些塑塑窒多滑移占优势，位错亚结构对可移动位错产生长程应力。ＥＩ Ｄａｎａｆｍｌ指出，层错能只 对孪生临界切应力产生间接影响，位错密度和均匀滑移距离是直接影响孪生Ｉ临界切应 力的主要因素。在冷加工过程中，奥氏体不锈钢将产生明显的加工硬化现象。总之，奥氏体坷ｉ 锈钢的加工硬化是应变诱发口一或ｓ一马氏体或形变挛晶、位错共同作用的结果。除了以上这些因素外．在沉淀强化型奥氏体不锈钢中，第二相粒子也对加工硬化产生熏要影响啪删。本章采用单向拉伸方法研究３０４奥氏体不锈钢室温形变特点和加工硬化机理。３．１冷加工量对３０４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３一ｌ、图３一ｌ。表３一ｌ不同预变形量时３０４奥氏体不锈钢力学性能的影响实验 号１变形 量ｅＯ １５ ２０ ２５４０Ｏ０ ｚ／瓣ａ２６９．４ｏｈ／褥ａ断后伸长率６／％６３４４（ｏ ｎ／ｏ ｂ）×１００ ３８．２ ６８．４ ７３．７８２．７ＨＶ １７６．７ ２６５．１ ２８０．４ ３００．３３３４．Ｏ７０５．２ ８５６．８ ８５８．５ ９１９．０ １０２３．Ｏ２ ３４５８５．８６３３．１４０３９ ２２７６０．３９８１．４５８９．９中南大学硕士学位论文第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究０ １．ｘ＾。ｂ、ｂ）享、ｂ图３―１预变形量对３０４奥氏体不锈钢力学性能的影响（ａ）仃ｏ ２、ｏ ｂ与形变量的关系，（ｂ）ＨＶ、６、ｏ ｏ ２／ｏｂ与形变量的关系由表３―１、图３一ｌ可知，随着预变形量的增加屈服强度ｏ。和抗拉强度ｏ。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ｏ。。／ｏ。也随之增加，这说明试样可成形性也会随 着冷变形量的增加而降低。３．２加工硬化曲线的数学描述加工硬化曲线表征拉伸形变过程中真应力随真应变的变化规律。在通常的拉伸试 验中，试样的横断面连续减小，由拉伸试验记录的负荷一伸长（拉伸曲线）只能求出工程应力和工程应变。根据体积不变条件，通过下述关系（这里设工程应力为盯’，工程应变为￡’１：盯＝一（１十ｓ’）（３一１）（３―２）ｓ＝Ｉｎ（１＋ｓ’）可由工程应力盯’和工程应变占’求出真应力。和真应变ｅ。由实验记录的拉伸曲线求出３０４奥氏体不锈钢的加工硬化曲线如图３～２所示。在双对数坐标中３０４奥氏体不锈钢的加工硬化曲线呈现明显上挠状，如图３―３，说明此曲线不能用方程（卜３）描述。 利用Ｏｒｉｇｉｎ６．Ｏ图形处理软件中的Ｇａｕｓｓ―Ｎｅｗｔｏｎ方法，按方程（卜４）～（卜６）来对３０４不锈钢的加工硬化曲线进行拟合，通过非线性参数估计得到方程（卜４）～（卜６）的各个参数和最大偏差Ｄ＿。，分别列于表３―２、３―３、３―４。中南大学硕七学位论文第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究门乱要ｂ［Ｉ＝世憾真应变￡图３―２３０４奥氏体不锈钢的加工硬化曲线图３―３双对数坐标中的３０４奥氏体不锈钢的加工硬化曲线的形状表３＿２盯＝世ｌ占１＋ｅｘｐ（Ｋ２＋聆２ｓ）的参数和最大描述偏差Ｄ－。，表３３盯＝ｃｒ０＋肪”的参数和最大描述偏差Ｄ－ｌ，中南大学硕七学位论文第三蕈３０４舆氏体不锈钢冷加工硬化的研究表３―４玎＝Ｋｇ”“ｚ…的参数和最大描述偏差Ｄ。，比较三个方程的最大描述偏差表明，３０４奥氏体不锈钢的加工硬化曲线可用方程 （１―６）描述，即：仃＝１２６９．３１扩６２１删ｏｍ７ｈ５（＾铲疗）３．３冷加工对３０４奥氏体不锈钢组织结构和性能的影响３．３．１冷加工对３０４奥氏体不锈钢形变孪晶的影响一般认为，对于具有面心立方结构的金属来说，在通常的塑性变形过程中，变形 主要以滑移为主，孪生并不是其主要的变形方式，仅在极低温度（４―７８Ｋ）或快冷形 变时，位错的滑移运动阻力急剧增加，才能观察到孪晶“５…。谈育煦ｍ１的研究发现， １ｃｒｌ８Ｎｉ９Ｔｉ不锈钢在拉伸变形量高达１０％以上时，才开始出现孪晶。通常认为孪生变 形对总的应变量贡献是不大的，据计算ｚｎ、№等的孪生变形对晶体变形的总贡献只 有７％，但孪生变形之后改变了晶体位向，使位向有利的滑移系得以进行滑移，但据 Ａ１、Ｆｅ等单晶资料，其孪生变形对总变形的贡献可达４０％““。对低层错能的面心立方 结构的不锈钢，由于层错能大小反映了交滑移的难易程度，层错带宽，交滑移困难， 在难于进行交滑移的情况下，孪晶对变形的总贡献是比较大的，随着变形量的加大， 孪晶的体积分数增加，两者有线性关系”“。 实际上当应变速率很高时，低层错能合金的变形过程部分地可通过孪生切变来完 成。奥氏体的孪晶面是最密排面｛１１１）面，若在一定体积内每层｛１ｌｌ｝面对于邻层原子１面切变一个二ｆ１１２］位移矢量，则此部分体积在方位上即与基体互成孪晶关系ｏ…。因此６显微变形孪晶是通过孪生方式进行的，并以此来协调塑性变形。 ３０４奥氏体不锈钢经不同变形量后的显微组织见图３―４。由图３―４（ａ）可见，变 形前的３０４奥氏体不锈钢的组织为单相奥氏体，基本上为均匀细小的等轴晶，部分为 退火孪晶。随着形变量的增加，晶粒的变形程度、组织缺陷也随着增加，明显看出品 粒沿流动方向逐渐拉长，形变孪晶数目增加。其中图３―４（ｂ）是变形量为１５％时的显 微组织，可见３０４钢的晶粒中没有出现明显可见的形变迹象，可能是由于晶粒取向不中南大学硕士学位论文第三章３０４奥氏体币锈钢冷加＝【硬化的研究同和形变不均匀引起的。图３―４３０４不锈钢在室温条件下拉伸到不同形变量的金相组织（ａ）Ｅ＝０％， （ｂ）￡＝１５％，（ｃ）５＝２５％， （ｄ）Ｅ＝４０％合金受单轴拉伸受力作用时，与应力轴成４５。夹角的滑移面上的分切应力首先达 到临界值，因而沿此面上的滑移系首先开动。奥氏体不锈钢的层错能比较低，位错以 平面滑移方式进行。拉伸变形后，沿｛１１１）面形成许多相互平行或交叉的细条束，其 数量随晶粒尺寸增大而增大。随变形量的增加，位错密度增加，并沿｛１１１｝面形成应 变诱发形变孪晶。 用透射电镜进行观察，图３―５、图３―６、图３―７、图３―８分别为３０４奥氏体不锈钢 形变１５％、２５％、４０％、６０％后的显微组织形貌。从图３―５（ａ），（ｂ）、图３―６（ａ），（ｂ） 可观察到大量的呈条状或“投射状”的形变孪晶；图３―７（ａ）和图３―８（ａ）箭头所示为形变孪晶，选区电子衍射谱及衍射谱诠释见图３―７（ｅ），（ｆ），证明是孪晶组织。变形过程中产生的形变孪晶影响不锈钢的变形行为“…，随应变增加，形变孪晶构成有 力的位错障碍，先形成的形变孪晶和位错束阻碍位错运动和阻碍其它｛１１１）形变孪晶 形成，滑移位错和孪生位错通过能量上不适当的位错反应交滑移成障碍孪生”…，与中南大学硕士学位论文第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究后形成的形变孪晶和运动位错产生交互作用，沿两个不同｛１１Ｉ）面形成形变孪晶。从 图３―７（ｂ）可以看出位错在形变孪晶处塞积；易滑移的位错引起应力集中，从图３―７ （ｃ）可以看出这种应力集中使形变孪晶弯曲：从图３―６（ｃ）和图３～７（ｄ）可以看出 新形成的形变孪晶穿过原有的形变孪晶使之错开，作者观察到两组孪晶相交并互相越过时，位错直接越过孪晶界面，继续形成新的孪晶，这证明了位错可直接越过孪晶界面。应变增加，位错不断增殖，形变孪晶与位错间的交互作用导致位错运动受阻，从 而使加工硬化率增加““。 奥氏体不锈钢在室温拉伸过程中产生形变孪晶，其数量随应变量增加而增多。 形变孪晶把奥氏体基体分成许多小区，形变孪晶界作为随后位错运动的障碍，这类似 于晶粒细化的强化方式。““”３。图３―５３０４不锈钢形变１５％形成的形变孪晶（ＴＥＭ）中南大学硕士学位论文第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究图３―６３０４不锈钢形变２５％形成的形变孪晶ｃｒＥ吣中南大学硕士学位沦文第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究ｆｏ警－＿尚Ｌ簧。、弋―扩．｛¨ｍ 让。ｊ“ ●（卜一■ｏ～■｛ 、一１１１Ｔ２００Ｔ【ｕｗ】●＝ｔ叭ｌ】［ｕｗ】Ｔ＝［１ｒ１］图３―７３０４不锈钢形变４０％形成的形变孪晶（ＴＥＭ）（ａ―ｄ），及其选区电子衍射花样（ｅ）衍射花样诠释（ｆ）图３―８３０４不锈钢形变６０Ｘ形成的形变孪晶（ＴＥＭ）３．３．２冷加工对３０４奥氏体不锈钢马氏体相变的影晌基于奥氏体的稳定性，奥氏体不锈钢可分为两组：稳态的奥氏体不锈钢和亚稳奥 氏体不锈钢”“。３０４奥氏体钢是一种亚稳态臾氏体不锈钢，根据３０４奥氏体钢的化学 成分，其热处理制度＋一般是高温奥氏体化（固溶处理）及快速冷却（水淬），此时所 得的组织是过饱和的奥氏体。这种奥氏体组织是不稳定的，有可能部分转变为马氏体。 冈此冷变形或低温下都可能导致过饱和奥氏体的部分转变。对于以３０４为代表的哑稳 态疑氏体不锈钢，通过深冷、形变或充氢均能使部分奥氏体组织转变成马氏体”２。５”。三塑翌塑堕坠竺兰垡笙兰Ｌ笙三兰！竖墨垦堡尘堡塑堡塑三堡些塑！窒在发生渗氢作用时…１，氢首先扩散到金属材料缺陷如晶界相界、非金属夹杂物等处， 当氢原子积累超过其溶解Ｃｎ时，便会生成氢分子，以分子形式存在于金属的内部。如果存在应力（形变），就会生成氢――应变铁素体，即口马氏体。Ａ．ｃｔｇａｄａ…等人研 究认为，奥氏体不锈钢在室温或液氮气氛下经扎制或拉伸变形，即冷加工后，部分奥氏体组织会转变为口～马氏体组织。 众所周知，亚稳态奥氏体不锈钢材料在设备的加工制造过程中，需要经过冷扎、 冷拔、冷弯、平整及矫正等冷加工工艺，它会发生形变，从而促进部分奥氏体组织转 变为马氏体组织，即发生马氏体相变““６“，主要形成板条状口一马氏体””。但是，目 前关于冷加工与马氏体相变的系统研究报道很少，甚至一些文献指出３０４不锈钢冷加 工中不产生马氏体。“：而且，在工业生产中，马氏体相变的产生情况如何？相变量～ 般又是多少呢？ 本文作者在前人的研究成果基础上，主要从理论和实验两个方面，进一步研究马 氏体相变的可能性、相变产生的条件等问题，从而为后面研究马氏体相变对材料性能 的影响提供理论基础。３．３２．１形变与马氏体相变 马氏体相交是位移式的，因此对弹性应力和塑性应交是敏感的““。在含２７％至３５％（原子）Ｎｉ的铁镍合金中，＾ＩＳ温度随镍含量的增加而降低。当一个给定合金冷却到低 于Ｍｓ温度时，将转变为马氏体。但是在重新加热到更高温度时，马氏体又可能转变回 奥氏体，如果使奥氏体经受剧烈的塑性形变，则在冷却对．转变温度Ｍｓ会上升到较高 的温度乩，即通过冷加工能诱发产生马氏体相的最高温度。这就意味着对于在№点会 开始自发形核进行转变的奥氏体，通过塑性形变可以使形核在更高的温度下发生。反 之，如果奥氏体在Ｍｄ以上进行塑性形变，则马氏体不会形核，因为在这个相对来说较 高的温度下驱动力太小。但是，如果经过塑性形变的奥氏体冷却到低温时，则会转变 为马氏体。研究表明…１，当冷却到液氮温度时，随着奥氏体塑性形变的增加，马氏体 量也增加。这意昧着塑性形变在奥氏体上产生了新的形核位置，因此塑性形变量增加 时，奥氏体发生的转变也就更多。然而，当塑性形变量再加大时，冷却到液氮温度后 形成的马氏体量反而减少，这是由于剧烈的塑性形变使奥氏体的组织发生畸变，从而 干扰了马氏体的长大过程。 ３．３．２．２拉伸变形量与马氏体相变量的关系 马氏体转变符合一般相变的规律，遵循相变的热力学条件。马氏体相变的驱动 力为新相与母相的化学自由能差。马氏体相变有其固定的转变开始温度Ｍ；点，即奥氏 体在冷却时自发转变为马氏体的温度，只有当环境温度Ｔ≤Ｍ。时才能发生马氏体相变。 由丁：发生马氏体相变时，基体要产生均匀切变，外加应力（或应变）将有助于马氏体的形成。通过冷加工能诱发产生马氏体相的最高温度为池点，它一般比１．１。和镍当量！堕茎主！！生兰些堡塞ｗ、．来说明““““１，公式如下：墨三兰！！！墨垦竺至堡塑堡塑三塑些竺竺窒Ｍｓ（℃）＝４１．７×［１４．６一ｗ（Ｃｒ）ｊ十５．６×［８．９一ｗ（Ｎｉ）］十３３．３×［１．３３一ｗ（￣ｆｎ）ｊ ＋２７．８×［Ｏ．４７一ｗ（ｓｉ）］＋１６６６．７×［Ｏ．０６８一ｗ（ｃ）一ｗ（Ｎ）］一１７．８Ｗｗ．（％）：ｗ（Ｎｉ）＋Ｏ．６５（Ｃｒ）＋Ｏ．９８ｗ（Ｍｏ）＋１．０５ｗ（Ｍｎ）十０．３５ｗ（Ｓｉ）＋１２．６ｗ（Ｃ） ＋Ｏ．０３（Ｔ ３００）一２．３ｌｇ［１００／（１００―Ｒ）ｊ一２．９ （３ ４） （３―３）式中：Ｔ一温度（Ｋ）Ｒ―变形量（％）ｗ一质量分数（％）根据（３―３）式计算得出本研究中所用３０４不锈钢的Ｍ；为一１４８．６℃，这说明温度在 一１４８．６℃以上时，不发生变形的３０４不锈钢是稳定的。根据报导，镍当量在２５．５％～ ２６．０％之间．Ｏｃｒｌ８Ｎｉ９在室温下塑性变形不能诱发马氏体相变，但是，镍当量在２０．５％～ ２５．５％之间时，室温下变形就能诱发马氏体相变，镍当量愈低马氏体含量则愈多。利用 以上公式（３―４）对室温未变形的３０４不锈钢计算，得出镍当量的值为１９．Ｏ％，说明室温 变形时，可以产生马氏体相变，即室温下３０４不锈钢为亚稳态。 为了检验室温（＋２５℃）条件下拉伸形变中３０４奥氏体不锈钢是否发生应变诱发 ｙ斗口和ｙ斗Ｆ马氏体转变，对室温下不同预变形量的试样均匀形变部分纵剖面进行 ｘ一射线衍射分析。衍射谱上出现口一马氏体和ｓ一马氏体的衍射峰，如图３―９，说明在 形变过程中发生了应变诱发，寸口和ｙ岭占马氏体转变，且环境温度低于Ｍｄ温度。如 图３―１０，在室温（＋２５℃）条件下拉伸，３０４不锈钢马氏体相变量均随着拉伸变形量的 增加而增大，这是因为在同一环境温度下，随着拉伸变形量的增加，３０４不锈钢的镍当 量ｗ。越来越低，形变诱发马氏体相的含量因而随之增加，从图３―９，也可以看出变形 量≤２５％时３０４奥氏体不锈钢在室温下变形马氏体相变量增大的较为缓慢，而变形量 大于２５％时马氏体含量增加较快。！生型苎竺里苎兰篁堡生一墨三童！！！墨垦堡至堡塑堡塑三堡些塑翌窒∞Ｑ．ｏ∞Ｑ－ｏ∞ｏ图３―９３０４不锈钢拉仲试样均匀形变部分的ｘ一射线衍射谱ｆｂ）￡＝２５％，（８）￡＝１ ５％，（ｃ）￡。４０呸，（ｄ）ｅ＝６０强中南大学硕士学位论文第三章３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究‘２一孚一芒血ｌｕｏ 旦茹ｃ∞七毋：００１０２０３０加Ｓｔ悖Ｉｃｈ ｓｔｒａｉｎ（％）图３一ｌ ０３０４不锈钢拉伸变形量与马氏体相变量的关系３．３．２．３马氏体相变的组织分析 金相显微镜观察的结果证实３０４奥氏体不锈钢冷变形后产生了马氏体相变。图 ３―４（ａ）是未经任何变形的３０４奥氏体不锈钢的显微组织，其基体均为奥氏体，晶粒中 不均匀地分布着退火孪晶，从图没有看见马氏体的迹象。图３―４（ｂ），（ｃ）和（ｄ）分 别是３０４奥氏体不锈钢在室温条件下拉伸变形１５％、２５％、４０％后的金相显微组织， 可以看出，试样板条状组织为马氏体组织，随着变形量增大，产生的板条状组织增多， 形变孪晶数量增加。通常，这种马氏体是由许多相互平行的板条组成一个板条束，一 个奥氏体晶粒可转变成３～５个板条束。一个柬常常又由若干块组成，块内的板条均 具有相同的取向，也有束内不存在块的情况。不管怎样，马氏体板条是构成束或块的 最基本单元，每一板条均为一单晶。取向相同的相邻板条之间的晶界为小角度晶界， 而块界与束界则为大危度晶界…１。 在Ｆｅ―ｃ合金中，碳对马氏体形态及内部亚结构的影响最为明显，碳含量在Ｏ．３％以下的马氏体基本上为板条状．此外，钢中加入合金元素，对马氏体的形态也有影响．凡缩小奥氏体相区的合金元素促使形变板条状向片状转化“１。由于本研究中所用的 ３０４不锈钢的碳含量为Ｏ．０８％，在Ｏ．３９６以下，而且加入的Ｃｒ、Ｓｊ合金元素与Ｆｅ相互作 用，使得Ｆｅ～Ｃ相图中奥氏体区缩小，因而通过形变诱发产生的马氏体组织基本上为 板条状。 为进一步验证冷加工可能诱发马氏体相变，利用透射电镜（ＴＥＭ）分析３０４奥氏 体不锈钢冷加工前后微观组织变化。冷加工前，即变形量为０％的３０４奥氏体不锈钢的 显微组织如图３―１１（ａ）所示，从图中可以看出，此时３０４不锈钢中不存在马氏体组 织，视野中仅仅发现一些稀薄的位错线。图３―１ｌ（ａ）的选区衍射结果如图３一ｌｌ（ｂ）中南大学硕士学位论丈第三章３０４奥氏体不锈钢持加工硬化的研究所示，由３一１１（ｃ）衍射谱诠释可知，该基体为面心立方晶格，即奥氏体组织。以拉 伸变形为例，图３一１２、图３―１３分别显示了３０４在室温条件下经不同程度变形后的显 微组织。图３―１２（ａ），（ｂ）分别是变形１５％的３０４奥氏体不锈钢试样中出现的网状 马氏体组织：图３一ｌ ３是经不同程度变形后３０４奥氏体不锈钢试样中出现的板条马氏 体组织，其中图３一１３（ｂ），（ｃ）箭头所指为应变诱发ｄ一马氏体，这些片状组织沿晶 界向晶内生长，在孪晶带上形成４…。由此说明了３０４奥氏体不锈钢经拉伸变形，诱发 产生了口一马氏体和￡一马氏体。在不锈钢中观察到的马氏体多数为口一马氏体，与通常 的位错型板条马氏体一样，从图３一１２（ｃ）中除了部分网格状的占一马氏体存在外，还 可以发现在大量的板条状口一马氏体中，这是形变，，奥氏体转变口一马氏体的中间相。 图３～１３（ｆ）是３０４不锈钢在室温条件下拉伸变形１５％后组织的晶格衍射谱，由３一１３ （ｇ）衍射谱诠释可知，该基体为体心立方晶格，为马氏体组织，表明奥氏体中产生 了马氏体相。Ｃ４２０３３１２矗２２五２３ｉｌ４２０图３―１１原始３０４不镑钢组织（ＴＥＭ）和选区电子衍射斑及其诠释中南大学硕士学位论文第三章３０４奥氏体币锈钢冷加工硬化的研究图３―１２３０４不锈钢在室温条件下经不同程度拉伸后形成的应变诱发６一马氏体（ＴＥＭ）（ａ）（ｂ）￡＝１５％，（ｃ）￡－２５％中南丈学硕士学位论文第三章３０４奥氏体不锈钢拎加丁硬化的研究图３一ｌ ３ ３０４不锈钢在室温条件下经不同程度牡伸后形成的应变诱发。【一马氏体和电子衍射斑（ＴＥＭ） （ａ）Ｅ：１ ５％。（ｂ）Ｅ＝４０％，（ｃ）（ｄ）Ｅ＝６０％，【ｅ）选区电子衍射谱，（ｆ）衍射谱诠释尽管３０４奥氏体不锈钢室温条件下冷加工中是否产生应变诱发马氏体很有争议，但本实验证明３０４奥氏体不锈钢室温条件下冷加工中能产生应变诱发口一马氏体和ｓ一 马氏体。从拍摄的多张变形孪晶与马氏体的形貌，发现两者十分相似－证明这些形变诱发马氏体均优先在奥氏体的变形孪晶上形成。在冷加工条件下发生的形变诱发马氏 体相变是硬度升高及产生较高残余应力的主要原因之一跚“。３．３３冷加工对３０４奥氏体不锈钢位错增殖的影响上一节的研究表明，在一定条件下，冷加工会引起亚稳态奥氏体不锈钢（如３０４、４０中南人学硕七学位论文第兰章３０４舆氏体不锈钢冷加Ｔ硬化的研究３２１）部分奥氏体组织转变成马氏体组织，马氏体转变符合～般相变的规律，遵循相 变的热力学条件，马氏体相交的驱动力为新相与母相的化学能之差。在拉伸形变的过 程中，给体系增加的自由能可以克服两相转变的自由能之差，从而导致材料组织结构 的变化，如变形时提供的机械驱动力与化学驱动力迭加后达到相变驱动力时，则会产 生应变诱发马氏体。由于材料在形变的过程中，会产生大量的位错、层错等聚集有较 高的自由能，促成相变过程中的形核，应变诱发马氏体在高密度位错区形核并长大，所以板条马氏体晶体内的亚结构主要是高密度位错。所以应当指出，对不稳定型的奥氏体不锈钢，用冷加工方法引入马氏体相的同时，也会使其位错密度升高。Ｈａｎｎｉｎｅｎ”… 认为：亚稳态奥氏体不锈钢在发生塑性变形时会产生位错，最初的位错先形成位错堆， 然后，位错堆会发展成为具有占一马氏体结构的微观束状物，接着，在。马氏体束状组 织的交接处，口一马氏体相开始形成。 本工作在上一节仔细研究了冷加工引起３０４不锈钢马氏体褶变的基础上，主要利 用透射电子显微镜，从微观角度来分析冷加工对错位这一微观缺陷增殖的影响，从而 为因冷加工而引起的位错增殖对加工硬化的影响提供理论基础。 ３．３．３．１冷加工引起３０４奥氏体不锈钢位错增殖 位错属于一种在两个方向上尺寸很小，而在一个方向上尺寸很大的线缺陷。图 ３一１４是３０４奥式体不锈钢在室温条件下经不同程度拉伸后的薄膜透射电镜组织。图 ３―１４（ａ）中材料未发生塑性变形，此时位错稀少，密度很低；图３―１４（ｂ）和（ｃ） 形变量１５％下的位错组态；图３―１４（ｄ）和（ｅ）分别为形变量２５％、６０％下位错组态。 由图可见，随着变形量的增加，奥氏体基体内的位错密度随之增大，在晶界处形成位 错塞积，位错与位错之间相互缠绕、交割，交互作用明显；在高密度区域，又形成了层错（见图１４（ｃ）箭头所指），而层错对进一步的塑性变形成为一种阻力，一方面是层错出现相当于一个界面，溶质原子和层错之间会有作用力存在，当溶质原子和层错 作用，使层错能降低，将发生溶质原子向层错的富集，形成了所谓铃木气团，从而对基 体产生强化；最终大量位错聚集成密集位错壁，组态经由位错缠结发展到位错胞，位错线出现许多位错胞，胞壁上有大量位错，形成了以其分割的变形亚晶或变形胞，最终发育成完整清晰的位错胞（如图１４（ｅ）所示），这种位错胞状组织出现晶界和形变 孪晶界附近，是奥氏体不锈钢变形严重时的典型组态。 可见，外加应力对位错缺陷的产生起到了促进作用。这是因为晶体塑性变形的主 要方式是滑移，而滑移是通过位错滑移实现的，在滑移的过程中产生了位错的增殖，结果表层内部的位错密度急刷增加，正是这些高密度的位错，使晶体滑移受阻，材料产生加工硬化。在形变量小的情况下，滑移带数量少，产生的位错密度小，不足以产 生很大