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文档简介
1、。304奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究王思琪(辽宁工程技术大学材料科学与工程学院,阜新123000)通过简单的室温拉伸试验,研究了304奥氏体不锈钢板材的加工硬化规律和机理。微观组织分析结果表明,变形过程中微观组织变化引起的强化效应导致加工硬化。应变诱发的-马氏体、-马氏体和形变孪晶对流变应力有明显影响,这是304奥氏体不锈钢具有低位错能面心立方结构合金强加工硬化能力的根本原因。关键词:冷加工工艺,加工硬化,304奥氏体不锈钢,马氏体0前言304奥氏体不锈钢板是一种常见的冲压材料。在冷加工过程中或冷加工后,冲压产品由于显著的加工硬化和较高的残余应力而容易开裂,这已成为实际生产中常见的技术问题。从
2、微观角度来看,当合金变形时,在滑动表面和晶界上产生大量位错,导致晶格畸变。脆性碳化物等被压碎并沿流变方向分布。变形量越大,位错密度越高,内应力和晶格畸变越严重,这使得金属的变形抗力和硬度随着变形量的增加而增加,塑性指数降低,导致明显的加工硬化现象。当加工硬化达到一定程度时,如果它继续变形,就有破裂或脆性断裂的危险。合金的残余应力容易导致冲压产品自毁和断裂。在环境大气中,合金放置一段时间后也会自动产生晶界裂纹(通常称为“季节性裂纹”)。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变形过程和机理,了解各种内外因素对变形的影响,不仅对制定塑性加工工艺、分析
3、和控制被加工零件的质量十分必要,而且对了解材料的力学性能、合理使用材料、改善材料性能、挖掘其应用潜力也具有重要意义。在实际生产中,无论是消除残余应力还是软化材料,对于不锈钢的多步冲压,软化退火(即中间退火)必须在消除内应力、降低硬度和恢复塑性的步骤之间进行,然后才能进行下一次添加。因此,研究304奥氏体不锈钢板的加工硬化和退火软化不仅具有明显的现实意义,而且具有非常重要的理论意义。1 304奥氏体不锈钢材料根据奥氏体的稳定性,奥氏体不锈钢可分为两类,即稳态和亚稳态奥氏体不锈钢。稳态奥氏体不锈钢是指那些在大量变形后仍能保持奥氏体微观结构的钢(如301型不锈钢),而亚稳态奥氏体不锈钢是指那些在应变
4、时容易转变成针状马氏体微观结构的钢(如304型不锈钢)。两种钢之间差异的最佳解释是两种钢的应力-应变曲线(如图1所示)。304型不锈钢是亚稳态奥氏体不锈钢的代表。应变后马氏体开始转变,应力-应变曲线上的加工硬化率显著增加。与铁磁性铁素体和马氏体不锈钢不同,奥氏体不锈钢是非磁性的。304不锈钢经45%冷加工变形后,屈服强度可从228兆帕提高到1375兆帕。304不锈钢可以被强化到这种程度,因为在强冷变形期间发生奥氏体到马氏体的转变,这导致不锈钢具有一定的磁性。图1稳定和亚稳定奥氏体不锈钢的应力-应变曲线铁、铬和镍是铬镍奥氏体不锈钢的三种基本元素。通过主要合金元素铬和镍的合理匹配,在铁-铬-镍三元
5、体系和三元体系中加入其他元素形成的合金能够在室温下保持奥氏体不锈钢基体。然而,最常用的铬镍奥氏体不锈钢在奥氏体基体中是亚稳态的,该奥氏体基体是通过从高温奥氏体状态淬火至室温而获得的。当冷却到室温以下或冷变形后,部分或大部分奥氏体将转变为马氏体结构,即马氏体转变将发生。在304不锈钢(18Cr-SiN不锈钢)中,具体成分如表1所示,马氏体的形成随着冷变形的增加而增加,奥氏体不锈钢中马氏体的形成对其机械性能和冷成形性有重要影响,并且还增强了钢的磁性能。马氏体是硬脆的,随着钢中马氏体含量的增加,其强度增加,塑性降低。在冷加工过程中,这种现象会增加产品开裂的可能性。表1 304奥氏体不锈钢的化学成分,
6、重量%C(最大值)Si(最大值)锰(最大值)P(最大值)S(最大值)倪(最大值)铬(最大值)0.081.002点0.0400.0308.00 18点10.5020点加工硬化2.1加工硬化曲线金属材料的加工硬化曲线是变形过程中宏观应力和应变之间关系的表示。由于晶界的存在,多晶体的加工硬化曲线不同于单晶。2.1.1单晶的工件硬化曲线单晶的加工硬化曲线通常分三个阶段出现。然而,由于晶体结构类型、晶体取向、杂质含量和变形条件的不同,每一阶段的长度是不同的,甚至某一阶段都不会出现。A.面心立方晶体面心立方晶体的加工硬化曲线明显表现为三个阶段,如图2所示。一、易滑移阶段:晶体中只有一套滑移系统被激活,平行
7、滑移面上的位错运动很少受到其他位错的干扰,可以移动相当大的距离,并可能到达晶体表面,增殖新的位错并产生较大的应变。在这一阶段,位错滑移和扩展的阻力非常小,加工硬化率非常低。二。线性硬化阶段:随着二次滑移和多滑移系统的开始,加工硬化进入线性硬化阶段。由于位错在交叉滑移系统中的相互作用,形成了切割顺序和洛美-科特林位错等障碍。位错密度迅速增加,形成栓塞群或缠结。位错不能越过这些障碍,并被限制在一定范围内,形成位错胞状结构。随着变形量的增加,晶胞尺寸减小,流变应力显著增加,加工硬化率非常高。图2单晶的剪切应力-应变曲线。抛物线硬化阶段:流变应力增加到一定程度后,滑移面上的位错绕过障碍物,通过交叉滑移
8、避免相互作用。同时,不同数量的位错也通过交叉滑移相互抵消,从而削弱了部分硬化效应,降低了加工硬化率。B.体心立方晶体在一定的纯度、温度、取向和应变率条件下,体心立方晶体产生三阶段加工硬化曲线。室温和低温变形时,体心立方晶体的位错结构与面心立方晶体的位错结构相似。表观屈服点通常存在于体心立方晶体的加工硬化曲线上,这与位错和微量间隙杂质原子之间的相互作用有关。只有当纯度相当高时,产率才会被消除。在低温下,滑移变形变得越来越困难,孪晶变形占据重要位置,相应地在加工硬化曲线上出现锯齿。由于体心立方晶体本身的结构特征,位错运动在低温下克服了大的比重瓶力,并且这种阻力在高温下容易克服,因此屈服强度低。此外
9、,间隙杂质原子对屈服应力有显著影响。C.紧密堆积的六方晶体六方晶体和面心立方晶体的紧密堆积非常紧密。塑性变形改变了堆垛顺序,形成堆垛层错。虽然在一定的取向、温度等实验条件下,致密六方晶体的加工硬化曲线也有三个阶段,但并不典型。其操作的第一阶段通常非常长,远远超过一些面心立方晶体和体心立方晶体,因此第二阶段在它能够完全发育之前就已经破裂。2.1.2晶体的加工硬化曲线事实上,大多数金属材料都是多晶的。当外力作用于多晶体时,不同取向的每个晶粒的应力不同,作用于每个晶粒滑移系的切削应力也因取向的不同而有很大差异,每个晶粒在不同的时间开始塑性变形。当处于不利方位的晶粒没有开始滑移时,处于有利方位的晶粒已
10、经滑移,不同方位晶粒的滑移系统也不同,因此滑移不能从一个晶粒直接延伸到另一个晶粒。然而,由于每个晶粒被其他晶粒包围,变形必须与相邻晶粒协调,否则,变形难以进行,甚至无法保持晶粒之间变形的连续性。随着多滑移的发展,大量位错聚集在固定位错前面,成为决定加工硬化速率的主要因素。与单晶相比,多晶体的加工硬化曲线没有出现第一阶段,但整体曲线较陡,加工硬化率较高。此外,由于晶界附近滑动的复杂性,多晶体的加工硬化也与晶粒尺寸有关。这在变形开始时尤其明显。达到一定程度后,细晶材料和粗晶材料逐渐一致。2.2加工硬化理论2.2.1林位错理论根据这一理论,位错基本上分布在主滑移面上,在加工硬化的第一阶段,几乎所有的
11、位错都是滑移位错。在第二阶段开始时,原滑移系中位错塞积引起的长程应力导致次级滑移系活化,导致大量森林位错。因为森林位错不会导致滑移,而是逐渐转化为细胞壁,形成细胞壁结构,这大大减少了位错滑移的平均自由程。由于位错密度的增加,胞状结构的尺寸减小,加工硬化率保持不变,但有一个较大的值。在从第二阶段到第三阶段的过程中,发生了大量的位错滑移,这使得位错的三维运动得以实现。结果,在第三阶段,固定位错的数量急剧减少,加工硬化率逐渐降低。2.2.2切割顺序理论在第二阶段硬化开始时,由于森林中的位错滑移,原始滑移系统中的弗兰克-里德源必须产生大量的切口。当位错源向相反方向移动时,所有的空位原子切口都变成空位切
12、口。割序理论充分解释了变形的稳定性。2.2.3赫什理论这个理论是基于一些实验结果和第二阶段的相关特征。据信:(1)在硬化的第一阶段结束时,在平行平面之间累积的滑动位错产生的应力和施加的应力的共同作用下,次级滑移系统上的剪切应力超过该系统的临界剪切应力,导致次级滑移系统的激活和复杂位错构型的形成。(2)在弹性相互作用下,新的滑移线被上述障碍物阻挡,并将阻碍后续的滑动。(3)位错源的启动是一个触发过程,在有利的内应力方向上被激活,直到倍增的位错反向应力停止位错源。(4)由任意变形时的位错源密度求解相应的流变应力。虽然hisrhc理论在定量分析上比较粗糙,但它在考虑上述四点的基础上对加工硬化曲线给出
13、了定量的解释,也对加工硬化后晶体中位错结构的不均匀性给出了一定的解释。2.2.4西格理论Seeger认为变形后的位错分布具有一定的方向性,晶体的加工硬化主要来自位错间的长程弹性相互作用,其中以原滑移系中的位错相互作用为主。在面心立方金属加工硬化的第一个加工阶段,首先原始滑移面上的位错按照上述一种或两种机制产生位错对,共轭滑移系中的位错形成洛美-科特雷尔位错,但这一阶段硬化主要来自单个位错之间的长程应力场。因此,位错对或洛美-科特雷尔位错不能形成有效的滑移屏障。随着变形的增加,次级滑移系统被激活,第一阶段过渡到第二阶段。此时,位错对越来越短,洛美-科顿位错也越来越多,直到这些位错对形成有效的位错
14、塞堵,第二阶段洛美-科顿位错为核心。随着变形的继续增加,位错塞的应力场足以防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。在第三阶段,由于局部应力的增加,产生大量的横向滑移,导致滑移带及其破碎,加工硬化率也降低。2.3加工硬化机制2.3.1位错强化在晶体塑性变形过程中,位错的传播、运动、阻碍和断裂决定了不同晶体结构金属材料的加工硬化特性。在变形过程中,位错的数量将大大增加。在变形过程中,应不断产生新的位错,即晶体中存在位错增殖的位错源。然而,BHULER和SHCWENK总结了塑性变形对某些金属位错密度的影响,发现20%以内的塑性变形不会显著增加晶体的位错密度。晶体中的位错是由相
15、变和塑性变形引起的。钻头密度越高,抗变形能力越强。切割顺序、位错偶极子、小位错圈和空位都是位错连续运动的阻力。晶体的滑移实际上是位错沿着滑移面的连续运动。当滑移面上的位错与森林位错发生弹性相互作用时,通过位错反应形成新的位错线,弹性能相应降低。在多滑移的情况下,由于滑移面的相交,在不同滑移面上移动的位错将不可避免地相遇并相互传递。此外,在滑移面上移动的位错也将被传递到最初以不同角度穿透滑移面的位错。由于位错传递,一方面位错线的长度增加;另一方面,可能形成难以移动的固定切割步骤,这成为随后位错移动的障碍并导致位错缠结,这是多滑移加工硬化的大效果的主要原因。当位错移动时,除了输送,还可能发生堵塞。
16、在剪应力的作用下,弗兰克-瑞德位错源产生的大量位错沿滑移面移动。如果它们遇到障碍(固定位错、晶界等。),引导位错将被阻挡在障碍物前面,随后的位错将被阻挡。结果,将形成位错的平面塞群,并且将在障碍物前面引起高度的应力集中。位错的堆叠群将在位错源上产生力。堆垛层错越多,反作用力越大。直到这个力和施加的剪切应力,位错源将停止发射位错。只有当外力进一步增加时,位错源才会重新开始。这进一步说明了。阻碍位错运动可以提高材料的强度,这是大多数强化方法的本质。位错强化本身对金属材料的强度有很大贡献,它的重要作用远远不止于此。位错运动也是强化晶界和第二相粒子的主要原因。2.3.2晶界强化晶界是位错运动的最大障碍
17、之一,也是位错聚集的地方。晶界两侧原子的取向不同。一个晶粒中的滑移带不能通过晶界延伸到相邻晶粒。要产生滑移变形,必须从它自己的位错源开始。在外部应力的作用下,晶界上的位错可能进入晶体,即晶界向晶体中发射位错。因此,晶界是多晶材料塑性变形的一个重要位错源,尤其是在没有弗兰克-里德源的情况下。晶界的主要作用是阻碍位错运动。晶粒尺寸越细,晶界越多,防止位错滑移的效果越大,屈服强度越高。2.3.3第二相粒子强化大多数实用的高强度合金含有第二相粒子,并且最强的强化效果是第二相粒子尺寸小并且高度分散在基体中。这些第二相粒子通常是金属间化合物、碳化物和氮化物,并且比基体硬得多。多相合金的塑性变形取决于基体的
18、性质,也取决于第二相颗粒本身的塑性、加工硬化性质、尺寸、形状、数量和分布。它还包括两相之间的晶体匹配、界面能、界面结合等。当移动的位错遇到不可变形的粒子时,它被粒子阻挡,位错线根据奥罗万机制绕着它弯曲。随着外部应力的增加,位错线受阻部分的弯曲将更剧烈地开裂,并在粒子的两侧相遇。符号位错将相互抵消,形成围绕粒子的位错环,剩下的位错线在粒子上移动。如图3所示,很明显,以这种方式的位错运动受到很大的阻力,并且每个位错穿过粒子,留下位错环,这产生对位错源的反向应力。因此,当变形继续时,必须增加应力以克服这种反向应力,流变应力迅速增加。减小颗粒尺寸或增加体积分数可以改善颗粒强化效果。如图4所示,当切割可变形的第二相粒子时,位错将与基体一起变形。强化效果主要取决于颗粒本身的性质以及颗粒和基体之间的关系。这种机制非常复杂,并且因合金而异。主要功能如下:(1)粒子的结构往往不同于基
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