.58 北京科技大学学报 第35卷 2.3316L不锈钢加工硬化机制及特点 左右时，由图5(d)和(e)可知，孪晶界面出现了大 金属材料在变形过程中产生加工硬化的主要 量的剪切带，Ferreira等o认为这种剪切带的形成 机制有位错强化、晶界强化、第二相粒子强化、相 是形变诱导马氏体相变的必要前骤，并且这些剪切 变强化以及形变李晶强化等.由于不同变形量 带的交叉处即是α'马氏体形核的位置.图9是变形 的微观组织都出现了变形带和孪晶，本文以变形量 量为30%和40%试样的X射线衍射图谱.由两图可 为40%的试样进行深入研究其加工硬化机制及特 以看到，在这两个变形量下，部分奥氏体组织确实 点.从图4可以看到，316L不锈钢在连续压缩形 发生了a'马氏体相变.图10是透射电镜下观察到 变中，真应力一直随着变形量的增大而增大，而加的马氏体.由图可知，在弱加工硬化阶段，虽然加工 工硬化率6逐渐减小，如图4中的C曲线所示. 硬化率有所降低，但其流变应力依旧是增加的，这 根据加工硬化率以及流动应力的变化规律，可以 主要是由于形变诱导马氏体相变增强了加工硬化， 把316L不锈钢的加工硬化曲线分为三个阶段，这 三个阶段大致对应流变应力的三个部分（如2.1所 述)，分别是强加工硬化阶段、稳加工硬化阶段和弱 加工硬化阶段.在强加工硬化阶段，由于刚开始变 形，真应变较小，加工硬化率日数值非常大，但随 着变形的继续，加工硬化率开始逐渐下降，但其值 都在2800MPa以上，在整个阶段，其加工硬化的 主要机制为位错.图6为10%变形量试样在透射电 镜下观察到的位错.由图可以看出，变形开始时，位 50 nm 错开始滑移，而晶体中存在的固溶原子等大量缺陷 阻碍了位错运动，即发生位错的钉扎、位错缠结以 图6316L不锈钢变形10%后试样中位错的透射电镜像 及位错和其他缺陷发生交互作用.随着变形量的增 Fig.6 TEM image of dislocations in 316L stainless stccl un 大，位错大量增殖，阻碍作用越来越强，因此加工 der the 10%deformation 硬化积累越来越多，表现在真应力-应变曲线上即 为真应力增加非常快，但其加工硬化率0是逐渐下 降的.当位错的滑移运动阻力急剧增加时，孪生变 11i)N (220M 形开始启动1-12).316L不锈钢的层错能较低，约 (000 为64MJm-2,其孪晶面是最密排面{111}面，若 (111)Mn 111) 在一定体积内每层{111}面对于邻层原子面切变一 220 个1习位移矢量，则此部分体积在方位上即与基 100n画 体互成孪晶关系.当孪生变形发生后，改变了晶体 图7316L不锈钢变形20%后试样中孪晶的透射电镜像(a)、 电子衍射花样及其标定(b) 位向，使位向有利的滑移系得以进行，由于孪晶强 Fig.7 TEM image (a),clectron diffraction pattern and its 化的持续性以及范围较大，因此在图5不同的变形 calibration (b)of twins in 316L stainless stcel nnder the 20% 量试样中都看到了大量的滑移带和剪切带的生成 deformation Remy3l认为，堆积在孪晶界上的滑移位错或孪生 (b) 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，此外形变孪晶间还产生位错 亚结构和位错胞状组织，也产生强化作用，使流变 应力增加.图7和8所示分别为316L不锈钢在变形 量为20%试样中孪晶和层错的透射电镜像.由两图 可知，在稳加工硬化阶段，316L不锈钢的流变应力 100 nm 持续增加的原因主要是由形变孪晶、层错、晶界及 图8316L不锈钢变形20%后试样中层错的透射电镜像(a)、 孪晶界附近位错塞积以及位错胞等引起的，这些机 电子衍射花样及标定() Fig.8 TEM image (a).electron diffraction pattern and its 制引起的加工硬化的增量均与应变有关，随着应变 calibration (b)of stacking faults in 316L,stainless steel under 的增加而增大.当变形量进一步增加到真应变0.27 the 20%deformation北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 不锈钢加工硬化机制及特点 金属材 料在变形过程 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 、相 变强化 以及形变孪晶强化等 脚 由于不 同变形量 的微观组织都出现 了变形带和孪晶, 本文以变形量 为 努的试样进行深入研究其加工硬化机 制及特 点 从 图 可以看 到, 不锈钢在连续压缩形 变 中, 真应力一直随着变形量的增大而增大, 而加 工硬化率 口逐渐 减小, 如图 中的 曲线所示 根据加工硬化率 以及流动应力的变化规律 , 可 以 把 不锈钢 的加工硬化 曲线分为三个阶段 , 这 三个 阶段大致对应流变应力的三个部分 如 所 述 , 分别是强加工硬化阶段 、稳加工硬化阶段和弱 加工硬化阶段 在强加工硬化阶段, 由于刚开始变 形 , 真应变较小, 加工硬化率 乡数值非常大 , 但随 着变形的继续, 加工硬化率开始逐渐下降, 但其值 都在 以上 , 在整个阶段, 其加工硬化 的 主要机制为位错 图 为 变形量试样在透射 电 镜下观察到的位错 由图可 以看出, 变形开始时 , 位 错开始滑移 , 而晶体 中存在的固溶原子等大量缺陷 阻碍 了位错运动 , 即发生位错的钉扎 、位错缠结 以 及位错和其他缺陷发生交互作用 随着变形量的增 大 , 位错大量增殖 , 阻碍 作用越来越强, 因此加工 硬化积累越来越 多, 表现在真应力一应变 曲线上 即 为真应力增加非常快 , 但其加工硬化率 是逐渐下 降的 当位错的滑移运动 阻力急剧增加时, 孪生变 形开始启动 “一`“ 不锈钢 的层错能较低 , 约 为 人 ·, 一“, 其孪 晶面是最密排面 面, 若 在一定体积 内每层 面对 于邻层原子面切变 一 个体互成 “ 孪 “位晶关移矢系量、当 , 孪贝生 “此变部形分发体积生后在方, 改位变 上 了 “口与晶体基 位向, 使位 向有利的滑移系得以进行 , 由于孪晶强 化 的持续性 以及范围较大, 因此在图 不同的变形 量试样中都看到了大量 的滑移带和剪切带的生成 户 阵“ 认为 , 堆积在孪 晶界上的滑移位错或孪生 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 , 此外形变孪晶间还产生位错 亚结构和位错胞状组织, 也产生强化作用 , 使流变 应力增加 图 和 所示分别为 不锈钢在变形 量为 试样 中孪晶和层错的透射电镜像 由两图 可知, 在稳加工硬化阶段 , 不锈钢的流变应力 持续增加的原因主要是由形变孪晶 、层错 、晶界及 孪晶界附近位错塞积 以及位错胞等 引起的, 这些机 制引起 的加工硬化的增量均与应变有关, 随着应变 的增加而增大 当变形量进一步增加到真应变 左右时, 由图 和 可知, 孪 晶界而 出现 了大 量的剪切带, 等网 认为这种剪切带的形成 是形变诱导马氏体相变的必要前骤 , 并且这些剪切 带的交叉处即是 澎 马氏体形核的位置 图 `是变形 量为 男和 试样的 射线衍射图谱 由两图可 以看到 , 在这两个变形量下 , 部分奥 氏体组织确实 发生 了 口 马氏体相变 图 是透射 电镜下观察到 的马氏体 由图可知, 在弱加工硬化阶段 , 虽然加工 硬化率有所降低, 但其流变应力依 旧是增加 的, 这 主要是由于形变诱导马氏体相变增 强了加工硬化 图 · 不锈钢变形 侃后试样中位错的透射电镜像 一一扎 ,一、 一 弓 二 、 一 `·、、 、戈、 一一 〔 。卫 况 , 图 不锈钢变形 后试样中孪晶的透射电镜像 、 电子衍射花样及其标定 人丁 , 。 , 〔、 , 、〔沈川 〕、 。, 、, 」、 〕 , 弓〔 、 奋 , 、、 。·· , , 。、 〕沉 ` 夕,姗气、 了沪司,、叻 巍 图 不锈 凳 钢变形 后试样中层错的透射电镜像 、 电子衍射花样及标定 · 入 。 、、 〔 。 、 介 、〔沈。。, 、二 , 〔 凭 、, 、 弓 二 , , 、·、、 、 、、。、 ,川 、、,· 〔 , `