塑性变形调控不锈钢力学性能的研究开题报告
2020-04-22 19:14:47
1. 研究目的与意义（文献综述）
| 1.1奥氏体不锈钢概述及分类 奥氏体不锈钢是铬镍不锈钢的一种。奥氏体不锈钢含碳量很低，w(Cr)为17%~19%，w(Ni)为8%~11%，在室温下其组织为单相面心立方结构的奥氏体。典型的奥氏体不锈钢是18-8型不锈钢，如0Cr18Ni9、1Cr18Ni9等。 奥氏体不锈钢一般在1000℃以上进行固溶处理，借助于急速冷却可得到完全的奥氏体组织。奥氏体不锈钢具有良好的延展性和可加工性能。在常温状态下，一般表现为非磁性，但进行冷加工也显现出弱磁性，这是因为材料中生成铁磁性的α′-马氏体。 目前众多不锈钢品种中使用量最大的一类是铬镍奥氏体不锈钢，其中的代表钢种是至今仍在使用的第一代不锈钢Cr18Ni9。铬镍奥氏体不锈钢的综合性能较好，其具有良好的耐蚀性、韧性、塑性、强度、焊接性能以及加工性能。但是由于此类不锈钢添加了大量的镍，使得该钢价格较昂贵。 镍的价格昂贵，而我国的镍尤为稀缺，后来人们通过研究，制造了以锰和氮代替镍的新钢种，即铬锰氮奥氏体不锈钢。锰在奥氏体不锈钢中的作用与镍相似，但是锰对提高钢的耐蚀性作用有限。在添加了锰的奥氏体不锈钢中添加一定量的氮可以扩大奥氏体相区，提高奥氏体的强度，增强奥氏体不锈钢的耐蚀性。因此，在奥氏体不锈钢中添加锰和氮可以取代昂贵的镍元素，同时保证不牺牲不锈钢的力学性能和耐蚀性。 铬硅钼铜不锈钢是根据实际需要在Cr18Ni9奥氏体不锈钢中添加硅、钼、铜等元素形成的一类不锈钢的统称。奥氏体不锈钢中的硅可以提高不锈钢的耐蚀性，特别是对不锈钢耐氯化物腐蚀、耐腐蚀性强酸作用显著，它通过在不锈钢的表面形成一层含硅的氧化膜隔绝介质与不锈钢的接触来实现其耐蚀性。钼能提高不锈钢的耐点腐蚀和缝隙腐蚀的能力。不锈钢中的铜能增加不锈钢耐稀酸的能力，提高不锈钢的加工性能，降低不锈钢的加工硬化倾向。 奥氏体不锈钢具有良好的韧性、塑性、可加工性及耐腐蚀性，但是其强度很低，固溶处理后的奥氏体不锈钢屈服强度仅为220MPa[1]，显然不能满足结构材料的标准。因为奥氏体不锈钢在高温下不发生相变，所以不能通过热处理使其强化。但是，奥氏体不锈钢在变形中会发生应变诱导马氏体强化，可以有效地提高材料的强度、塑性和韧性，从而具备了很好的使用性能[2-4]。 1.2奥氏体不锈钢研究现状 （1）形变诱导马氏体相变 一定条件下，奥氏体不锈钢塑性变形时微观组织发生变化，由奥氏体向马氏体转变，这种由形变引起的马氏体称为形变诱导马氏体[5]。形变诱导马氏体相变会极大地改变不锈钢的组织和性能，使奥氏体不锈钢出现加工硬化和强度上升而塑性下降的现象。 董登超等人的研究表明[6]：形变后的奥氏体不锈钢发生相变，由面心立方的γ-奥氏体转变为体心立方的α′-马氏体和密排六方的ε-马氏体，且α′-马氏体伴随ε-马氏体的产生。G.Fourlaris等人的研究[1]说明，在冷轧变形中，奥氏体不锈钢的强化是通过奥氏体基质的加工硬化以及生成α′-马氏体与ε-马氏体实现的，亚稳态奥氏体不锈钢的奥氏体的相变模式为γ-奥氏体→ε-马氏体→α′-马氏体。韩豫等人的实验从磁性的角度研究了变形材料中α′-马氏体的含量。奥氏体相和ε-马氏体相没有磁性，而α′-马氏体具有铁磁性，他们利用奥氏体不锈钢铁磁体积分数的变化来反映变形过程中α′-马氏体体积分数变化情况，XRD测试分析材料中的ε-马氏体情况[7]。研究表明，应变强化后的奥氏体不锈钢中会形成单一的α′-马氏体。而Amar K. De等人的研究则证明在奥氏体不锈钢的应变初始阶段，与α′-马氏体相比，ε-马氏体形成量更大[8]。G.B.OLSON等人的研究证实，通过塑性变形，奥氏体不锈钢中产生剪切带、孪晶以及ε-马氏体，α′-马氏体在剪切面的交界处形核。随变形量的增加，ε-马氏体逐渐转变为α′-马氏体[9]。Paulo Maria de O. Silva等人也证明了301LN不锈钢塑性变形时会产生α′-马氏体，奥氏体减少，这种微观组织的变化改变了材料机械性能，增加了硬度、强度和流变应力，降低延展性和耐蚀性[10]。 （2）细晶强化 晶粒的大小会影响材料的性能，晶粒大小的影响是晶界影响的反应，因为晶界是位错运动的障碍。在一个晶粒内部，位错必须积累到一定的数量才能产生足够大的应力，使相邻晶粒的位错源产生相对运动，继而产生塑性变形。因而，减小晶粒尺寸将减少晶粒内位错团聚体的长度，阻碍位错的相对运动，使位错运动困难，并增加屈服强度。大部分金属的屈服强度与晶粒大小的关系符合Hall-Petch公式[11]，即 σs=σ kd-1/2 (1.1) 式中 σ-位错在基体金属中运动的总阻力，取决于晶体结构和位错密度； k-滑移带顶部的应力集中系数 d-晶粒平均直径 不锈钢中的奥氏体经过冷轧等变形会转变为α′-马氏体，这些马氏体分散于奥氏体晶粒中。经过再结晶退火，α′-马氏体转变成新的奥氏体晶粒，起到细化晶粒的作用。 R.D.K.Misra等人的研究表明，冷轧奥氏体不锈钢退火时发生由马氏体到奥氏体相的回复过程：形变诱导马氏体转变为高位错密度的回复板条状奥氏体，同时形成位错胞结构并转化为具有缺陷的回复奥氏体结构。回复后的不锈钢强度下降，但延展性上升。冷轧压下量约为52%时，在一定条件下的退火可得到晶粒尺寸为200~300nm的奥氏体晶粒，增加退火温度会导致奥氏体晶粒生长到0.4~0.5μm[12]。 Eskandari等人的研究表明，301不锈钢经过冷轧和两次退火后形成了纳米晶或超细晶结构，提高了不锈钢的硬度和屈服强度，处理之后的301不锈钢屈服强度从固溶态的230~360MPa提高到了约1970MPa[13]。 （3） 形变强化 奥氏体不锈钢经过剧烈塑性变形，材料内部应变量达到很高水平，变形产生并储存了大量的位错，这也是引起强化的一个重要原因。金属在退火状态下位错密度很低，强烈变形之后位错密度可上升多个数量级。人们经过实验和总结，得出流变应力与位错密度有以下关系： τ=τ0 aGbρ (1.2) 低碳钢的形变强化是柯氏气团和位错增殖共同作用的结果。柯氏气团就是指碳原子对刃型位错产生“钉扎”效应，使位错运动受到阻力，开动变得困难的一种效应。这种理论可以用来解释低碳钢特殊屈服现象的产生：位错运动至柯氏气团处，继续运动受到阻碍，此时需要更大的应力来脱离气团，而脱离了气团之后，位错运动阻碍减小，此时所需的力也就减小 [14]。 Narutani的研究表明：奥氏体不锈钢的塑性变形过程中，马氏体的形成增加了位错的积聚，导致钢的加工硬化现象。由于转变时引入了高密度的位错，α′-马氏体具有比奥氏体高得多的位错密度。40%变形量的301不锈钢中，马氏体的位错密度为1.9×1016m-2，约是奥氏体相的10倍。这项研究证明了马氏体不但像平常认为的那样，本身作为位错滑移的障碍，还通过引入高密度的位错，且导致奥氏体相中位错密度的增加[15]。 |
2. 研究的基本内容与方案
| 2.1基本内容 1. 奥氏体不锈钢的冷轧工艺； 2.冷轧奥氏体不锈钢的退火工艺； 3.冷轧奥氏体不锈钢的微观组织； 4.退火的奥氏体不锈钢的微观组织； 5.冷轧奥氏体不锈钢的力学性能，包括显微硬度、拉伸性能。 6.退火的奥氏体不锈钢力学性能，包括显微硬度、拉伸性能。 2.2 研究目标 1.掌握奥氏体不锈钢的冷轧技术、保护气氛中退火方法； 2.掌握冷轧和退火奥氏体不锈钢的微观组织表征方法； 3.掌握冷轧和退火奥氏体不锈钢的显微硬度、拉伸性能测试方法； 2.3 技术方案 1.实验原材料选用一种商业化的奥氏体不锈钢，用线切割机床进行切割。。 2.将样品轧制，压下量分别为40%，60%，80%；将80%的样品分成两份，其中一份退火处理 3.用金相显微镜和XRD观察测试轧制态和退火态样品的微观组织。 4.用显微硬度计测量铸态、轧制态和退火态样品的维氏硬度。 5.用万能材料试验机测量铸态、轧制态和退火态样品的拉伸性能。 |
3. 研究计划与安排
| 第1-3周：查阅相关文献资料，完成英文翻译。明确研究内容，了解研究所需原料、仪器和设备。确定技术方案，并完成开题报告； 第4-6周：按照设计方案，进行奥氏体不锈钢的冷轧； 第7-8周：按照设计方案，进行冷轧奥氏体不锈钢的退火； 第9周：按照设计方案，进行冷轧奥氏体不锈钢的微观组织分析； 第10周：按照设计方案，进行冷轧奥氏体不锈钢退火后的微观组织分析； 第11－12周：按照设计方案，进行冷轧和退火奥氏体不锈钢的显微硬度、拉伸性能测试； 第13－14周：总结实验数据，完成并修改毕业论文。 第15周：论文答辩。 |
4. 参考文献（12篇以上）
| [1] G. Fourlaris, T. Gladman. Microscopical Characterisation ofMartensite Formation in a Metastable Austenitic Stainless Steel [J]. J PHYS.IV FRANCE, 1997, 7:423-428. [2] T.S. Byun,N. Hashimoto, K. Farrell. Temperature dependence of strain hardening andplastic instability behaviors in austenitic stainless steels[J]. Acta Materialia,2004,52 (2004) 3889–3899. [3] J. #321;uksza,M. Ruminski, W. Ratuszek, et al. Texture evolution and variations of α-phasevolume fraction in cold-rolled AISI 301 steel strip[J]. Journal of MaterialsProcessing Technology，2016, 177：555-560. [4] 刘伟，李强，焦德志. 冷轧301L奥氏体不锈钢的变形和应变硬化行为[J]. 金属学报，2008，44（7）775-780. [5] 徐耀祖. 马氏体相变与马氏体(第2版)[M]. 北京：科学出版社，1999：690-699 [6] 董登超，张珂，吴园园，等. 304L不锈钢形变诱导马氏体的X射线衍射分析[J]. 中国测试， 2014，40（6）31-34. [7] 韩豫, 陈学东, 刘全坤, 等. 奥氏体不锈钢应变强化工艺及性能研究[J]. 2012, 48(2)87-92 [8] Amar K.De, David C. Murdock , Martin C. Mataya, et al. Quantitative measurement ofdeformation-induced martensite in 304 stainless steel by X-raydiffraction[J]. Scripta Materialia, 2004, 50: 1445–1449. [9] G.B.Olson,Morris Cohen. A mechanism for the strain-induced nucleation of martensitictransformations[J]. Journal of the Less-Common Metals, 1972, 28: 107-118. [10] PauloMaria de O.Silva, Hamilton Ferreira G.de Abreu, Victor Hugo C.de Albuquerque,et al. Cold deformation effect on the microstructures and mechanicalproperties of AISI 301LN and 316L stainless steels[J]. Materials and Design,2011, 32: 605–614. [11] 束德林. 工程材料力学性能(第2版)[M]. 北京: 机械工业出版社,2007: 12-13 [12] R.D.K.Misra, S.Nayak, P.K.C.Venkatasurya, et al.Nanograined/Ultrafine-Grained Structure and Tensile Deformation Behavior ofShear Phase Reversion-Induced 301 Austenitic Stainless Steel[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2014, 14A: 2162-2174. [13] M.Eskandari, A.Najafizadeh, A.Kermanpur, et al. Potentialapplication of nanocrystalline 301 austenitic stainless steel in lightweightvehicle structures[J]. Materials and Design, 2009, 30: 3869-3872. [14] 石徳珂. 材料科学基础(第2版)[M]. 西安：西安交通大学出版社, 2003: 341-345. [15] TetsuNarutari. Effect of Deformation-Induced Martensitic Transformation on thePlastic Behavior of Metastable Austenitic Stainless Steel[J]. MaterialsTransactions, JIM, 1989, 30(1):33-45. |
