淬火溫度對(duì)刀剪用M390粉末冶金不銹鋼組織和性能的影響

劉文彬， 喬龍陽(yáng)， 潘新宇， 程 格， 李愛(ài)娜， 裴新軍

(陽(yáng)江職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)電系， 廣東 陽(yáng)江 529566)

Cr13型不銹鋼具有較高的耐蝕性、強(qiáng)度和硬度，是目前在國(guó)內(nèi)，特別是在刀剪產(chǎn)業(yè)最常用的不銹鋼材料[1-2]。隨著市場(chǎng)對(duì)高品質(zhì)廚用刀具和戶外小刀性能及使用要求的日益提高，刀剪材料逐漸由低碳鋼向高碳高鉻鋼轉(zhuǎn)變[3]。

M390鋼是通過(guò)熱等靜壓工藝生產(chǎn)的馬氏體粉末冶金不銹鋼，與傳統(tǒng)熔鑄鋼材相比，該材料的碳含量與合金含量高，組織細(xì)小、成分均勻，克服了合金元素宏觀偏析及碳化物粗大的缺點(diǎn)，且鋼中夾雜物大量減少，具有耐磨、抗壓、韌性好、強(qiáng)度大、耐腐蝕等優(yōu)異性能，被稱為第三代粉末冶金材料[4-7]，廣泛應(yīng)用在注塑模具、電子芯片模具、閥體材料以及高品質(zhì)五金刀剪材料中[8-9]。

若讓M390鋼發(fā)揮出優(yōu)異的綜合性能，必須實(shí)施恰當(dāng)?shù)臒崽幚砉に?。目前?guó)內(nèi)針對(duì)M390粉末鋼的熱處理工藝研究鮮有報(bào)道。本文通過(guò)研究該鋼種的熱處理工藝獲得最佳的綜合性能，對(duì)開發(fā)高品質(zhì)粉末冶金五金刀剪材料和工模具鋼具有重要參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為進(jìn)口M390粉末冶金不銹鋼，原始狀態(tài)為退火態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示，具有高碳、高鉻和高合金含量等特點(diǎn)。將表1中各元素的含量輸入JMatProV7相圖模擬軟件[10-11]，計(jì)算得到M390鋼平衡態(tài)下的相圖，如圖1所示。可以看出，M390鋼在平衡態(tài)下的物相包括鐵素體和M23C6、M7C3、MC等碳化物，其中M7C3和M23C6由Cr、Fe、Mo、Mn、V及C構(gòu)成，MC碳化物由V、C、Mo及Cr組成，主要成分為VC。鐵素體開始向奧氏體轉(zhuǎn)變的溫度為870 ℃，固-液轉(zhuǎn)變溫度為1240 ℃，在此溫度區(qū)間M23C6和MC等碳化物隨著溫度升高，逐步溶入奧氏體中，而M7C3超過(guò)1240 ℃時(shí)才會(huì)溶解。文獻(xiàn)[12]指出，M390鋼中溶入基體的Cr元素超過(guò)13wt%，碳化物含量超過(guò)20vol%，包括2.5vol% 富V的MC碳化物和17.5vol%富Cr的M7C3碳化物。

表1 M390鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the M390 steel (mass fraction, %)

圖1 M390鋼在不同溫度下的平衡相(JMatProV7軟件計(jì)算結(jié)果)Fig.1 Equilibrium phases at different temperatures of the M390 steel (calculated by JMatProV7 software)

采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和XRD衍射儀等測(cè)試手段對(duì)M390鋼退火態(tài)原始試樣進(jìn)行表征，結(jié)果如圖2所示。由圖2(a)可以看出，M390鋼退火組織由鐵素體基體和大量細(xì)小、均勻彌散分布的球形碳化物顆粒組成，還能觀察到少量黑色氣孔(如圖2(b)所示)，尺度約為0.4 μm。使用Image Pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計(jì)碳化物尺寸分布，結(jié)果如圖2(c)所示，碳化物尺寸范圍在0.2～2.4 μm之間，數(shù)量為1670個(gè)/0.01 mm2，面積分?jǐn)?shù)為17.2%，平均尺寸約1.0 μm。將碳化物按照尺寸大小分成兩組，其中小顆粒組的平均尺寸約0.5 μm，大顆粒組的尺寸約1.1 μm，部分大顆粒發(fā)生粘連。經(jīng)測(cè)量，M390鋼退火態(tài)的硬度為268.5 HBW。由圖2(d)可見(jiàn)，退火態(tài)M390鋼的物相主要包括含鉻鐵素體以及M7C3、MC和M23C6等碳化物，其衍射峰根據(jù)Cr7C3、VC和Cr23C6標(biāo)定，與熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果一致。

圖2 退火態(tài)M390鋼的顯微組織(a, b)、碳化物尺寸分布(c)和物相組成(d)Fig.2 Microstructure(a,b), carbide size distribution(c) and phase composition(d) of the as-annealed M390 steel

1.2 試驗(yàn)方法

將退火態(tài)M390鋼置于臥式真空氣淬爐(HVGQ-334S)中進(jìn)行真空淬火，淬火溫度分別為1050、1080、1130和1180 ℃，保溫時(shí)間5～10 min，淬火介質(zhì)為N2，壓力0.5 MPa。淬火后再進(jìn)行230 ℃×2 h回火。從熱處理后的M390鋼上切取尺寸為5 mm×5 mm×35 mm 試樣，在100 t微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行抗彎強(qiáng)度測(cè)試；采用全自動(dòng)洛氏-表面洛氏-布氏-維氏硬度計(jì)測(cè)量試樣硬度，每個(gè)試樣測(cè)量5個(gè)點(diǎn)并取平均值；采用D/max-3C X射線衍射儀測(cè)量試樣物相；金相試樣經(jīng)磨制拋光后，采用10 g FeCl350 mL+HCl+50 mL 乙醇配比的溶液腐蝕1～2 s，然后在智能型倒置光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察，并用掃描電鏡觀察斷口和顯微結(jié)構(gòu)，利用Image Pro Plus 6.0軟件分析碳化物顆粒的分布和大?。挥肑MatPro V7軟件計(jì)算平衡相圖、物相組成和各相成分，為制定熱處理參數(shù)提供參考。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 不同淬火溫度下的物相組成

退火態(tài)M390鋼中的鐵素體經(jīng)加熱升溫轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，部分碳化物溶解到奧氏體中，再經(jīng)氣淬快速降溫，大部分過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，最后經(jīng)低溫回火后形成回火馬氏體，此過(guò)程中部分碳化物從馬氏體中析出，由于高合金元素和高碳造成馬氏體轉(zhuǎn)變溫度下降，導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變不徹底，鋼中有殘留奧氏體組織。圖3為M390鋼經(jīng)不同溫度淬火和回火后的XRD圖譜?？梢钥闯?，不同的淬火溫度下，回火后的物相都含有馬氏體、碳化物和殘留奧氏體。隨淬火溫度升高，物相組成和數(shù)量變化不大。碳化物種類與退火態(tài)類似，包括M7C3、M23C6和MC等。

圖3 不同溫度淬火及回火后M390鋼的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the M390 steel after quenching at different temperatures and tempering

2.2 不同淬火溫度對(duì)回火后顯微組織的影響

過(guò)高的淬火溫度會(huì)使晶界析出網(wǎng)狀碳化物或晶界局部熔化，造成晶界強(qiáng)度下降。根據(jù)模擬相圖(如圖1所示)，淬火溫度應(yīng)嚴(yán)控控制在1200 ℃以下。圖4為M390鋼經(jīng)不同溫度淬火和回火后的掃描電鏡照片，可以看出，顯微組織包括隱晶回火馬氏體、碳化物和殘留奧氏體。試樣腐蝕后的組織中殘留奧氏體與馬氏體均呈白色，兩者難以辨別[13]，可隱約看到原始奧氏體晶界(PAG，圖4中圓圈標(biāo)記處)和細(xì)小的碳化物，隨著淬火溫度的升高，部分碳化物的溶解削弱了其對(duì)晶界的釘扎作用，原奧氏體晶粒尺寸從14 μm增大到20 μm。未溶解的碳化物抑制了奧氏體晶界在淬火時(shí)的長(zhǎng)大，因此PAG隨淬火溫度升高而長(zhǎng)大的程度較小[14-15]。

圖4 不同溫度淬火及回火后M390鋼的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM images of the M390 steel after quenching at different temperatures and tempering(a) 1050 ℃; (b) 1080 ℃; (c) 1130 ℃; (d) 1180 ℃

由于晶界處能量較高，碳化物容易形核長(zhǎng)大，碳原子優(yōu)先吸附在缺陷較多的晶界碳化物質(zhì)點(diǎn)上[16]，原始M23C6碳化物溶入奧氏體，淬火及回火后大量均勻析出在原始晶界上，數(shù)量明顯多于晶內(nèi)[17-18]。由于高碳鋼碳化物尺寸、數(shù)量等因素對(duì)性能有著至關(guān)重要的影響，對(duì)不同淬火溫度的碳化物進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)分析，結(jié)果如圖5和表2所示?？梢钥闯?，隨著淬火溫度的升高，碳化物顆粒的尺寸增大，球化和多個(gè)顆粒連接在一起的程度不斷提高，單位面積的個(gè)數(shù)減少而所占面積分?jǐn)?shù)不斷提高，碳化物分布均勻性下降。根據(jù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果，淬火溫度為1180 ℃時(shí)碳化物的平均尺寸較1050 ℃時(shí)增大45.9%，數(shù)量減少32.7%，而面積分?jǐn)?shù)增加了95.4%，表明隨著淬火溫度的升高，合金元素和C的擴(kuò)散系數(shù)及形核驅(qū)動(dòng)力不斷提高，初生碳化物吸收周圍合金元素與C的能力增強(qiáng)，因而碳化物顆粒尺寸不斷增大，除部分碳化物溶入奧氏體外，其余保留在淬火和回火組織內(nèi)。同時(shí)淬火和回火產(chǎn)生大量超細(xì)二次碳化物(如圖4箭頭所示)，造成碳化物尺寸分布呈現(xiàn)雙峰特征，1050 ℃和1080 ℃下超細(xì)碳化物尺寸約0.4～0.5 μm，1130 ℃和1180 ℃下超細(xì)碳化物尺寸增大到0.6～0.8 μm。同時(shí)大顆粒碳化物的尺寸也隨著淬火溫度升高而向大尺寸方向偏移。1130和1180 ℃淬火時(shí)奧氏體中溶解的碳化物多于淬火和回火產(chǎn)生的二次顆粒，而1050和1080 ℃淬火時(shí)碳化物溶解少而析出較多，因此單位面積的碳化物數(shù)量在減少，但1130和1180 ℃淬火時(shí)晶粒長(zhǎng)大的程度高于數(shù)量減少的速度，碳化物所占面積快速增加。

圖5 不同溫度淬火及回火后M390鋼的碳化物分布Fig.5 Distribution of carbides in the M390 steel after quenching at different temperatures and tempering(a) 1050 ℃; (b) 1080 ℃; (c) 1130 ℃; (d) 1180 ℃

表2 不同溫度淬火及回火后M390鋼的碳化物分析

圖6為淬火溫度為1080 ℃時(shí)M390鋼的背散射SEM照片，與二次電子SEM照片不同，可以觀察到大量黑色球形小顆粒彌散分布在基體上。為了解其成分組成與其它碳化物的不同，分別對(duì)黑色顆粒(Z1)、灰色大顆粒(Z2)、淺色小顆粒(Z3)和基體(Z4)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如表3所示。可以看出，Z1處V含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其它區(qū)域，可以確定該碳化物是(V, M)C，Z2處的Cr含量高，而Z3處的C含量較低，表明其碳化物類型不同，Z4處的合金元素含量不高，為馬氏體基體。

圖6 1080 ℃淬火及回火后M390鋼的BSE照片F(xiàn)ig.6 BSE image of the M390 steel after quenching at 1080 ℃ and tempering

表3 圖6中各區(qū)域的能譜分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

2.3 不同淬火溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響

2.3.1 硬度

相對(duì)于傳統(tǒng)刀剪用鋼，粉末冶金不銹鋼的碳化物含量高，且彌散分布，保證了材料的高硬度。圖7為M390鋼經(jīng)不同溫度淬火和回火后的硬度，可以看出，不同淬火溫度下M390鋼的硬度都超過(guò)了56 HRC。淬火后的硬度隨著淬火溫度的升高先增加，并在1130 ℃時(shí)達(dá)到最大值(60.2 HRC)，隨后略有降低。而回火后的硬度均較淬火硬度有不同程度的回落，其中1050和1080 ℃淬火時(shí)分別下降2.2 HRC和2.0 HRC，1130 ℃ 淬火時(shí)下降了1.7 HRC，但仍為最大的回火硬度(58.5 HRC)，而1180 ℃淬火時(shí)下降了1.1 HRC。對(duì)比圖3可知，在一定溫度下，淬火溫度對(duì)殘留奧氏體的含量影響不大，因此1130和1180 ℃淬火時(shí)硬度較高的主要原因在于高溫固溶強(qiáng)化作用，使得回火馬氏體基體強(qiáng)度高。再者碳化物的數(shù)量雖然少，但其所占面積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于1050和1080 ℃淬火的試樣，雖然1050和1080 ℃淬火的合金中存在著大量細(xì)小的碳化物，起到釘扎晶界阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用，產(chǎn)生一定的沉淀強(qiáng)化[19]，但遠(yuǎn)不及高溫淬火時(shí)合金元素的固溶強(qiáng)化作用大。

圖7 不同溫度淬火及回火后M390鋼的硬度Fig.7 Hardness of the M390 steel after quenching at different temperatures and tempering

2.3.2 抗彎強(qiáng)度

抗彎強(qiáng)度一般用來(lái)表征脆性材料的強(qiáng)度，它是材料的拉伸強(qiáng)度、壓縮強(qiáng)度、塑性和韌性等的綜合性能體現(xiàn)，且受氣孔、夾雜、裂紋等缺陷的強(qiáng)烈影響，直接反映了材料制備的工藝水平。圖8為M390鋼經(jīng)不同溫度淬火和回火后的抗彎強(qiáng)度，對(duì)應(yīng)的斷口形貌如圖9 所示。由圖8可以看出，淬火溫度對(duì)M390鋼的抗彎強(qiáng)度影響很小，1050、1080和1130 ℃淬火時(shí)的抗彎強(qiáng)度都高于4000 MPa，而1180 ℃為3930 MPa，但數(shù)值波動(dòng)性明顯好于1130 ℃淬火。由此可見(jiàn)M390鋼經(jīng)過(guò)淬火和回火后，均勻分布的細(xì)小碳化物起到第二相強(qiáng)化作用，有效抑制裂紋的擴(kuò)展，提高基體材料的變形能力，具有良好的強(qiáng)韌性配合，抗彎強(qiáng)度呈現(xiàn)很高的數(shù)值[20]。這也反映出熱等靜壓粉末冶金不銹鋼材料致密、缺陷少和性能穩(wěn)定的優(yōu)點(diǎn)。

圖8 不同溫度淬火及回火后M390鋼的抗彎強(qiáng)度Fig.8 Flexural strength of the M390 steel after quenching at different temperatures and tempering

圖9 不同溫度淬火及回火后M390鋼的彎曲斷口形貌Fig.9 Bending fracture morphologies of the M390 steel after quenching at different temperatures and tempering(a) 1050 ℃; (b) 1080 ℃; (c) 1130 ℃; (d) 1180 ℃

由圖9可以看出，不同溫度淬火和回火后M390鋼的斷裂機(jī)制都為韌性斷裂，由碳化物和韌窩組成，碳化物顆粒呈球形分布在韌窩上，尺寸大多小于2 μm。不同淬火溫度下的韌窩差別較小，鮮有解理面和穿晶斷裂。隨著淬火溫度的升高，韌窩深度有所增大。另外，在1130 ℃淬火的斷口上發(fā)現(xiàn)少量裂紋缺陷，反映在抗彎強(qiáng)度上表現(xiàn)為數(shù)值波動(dòng)幅度增大，存在較大裂紋缺陷的試樣抗彎強(qiáng)度明顯下降。

綜合以上顯微組織和力學(xué)性能的綜合分析，1130～1180 ℃真空氣淬+200 ℃低溫回火是刀剪用M390鋼的最佳熱處理工藝。

3 結(jié)論

1) 進(jìn)口M390粉末冶金不銹鋼的退火組織包括鐵素體基體和大量細(xì)小、均勻彌散分布的球形M7C3、MC等碳化物顆粒，碳化物平均尺寸約為1.0 μm。根據(jù)計(jì)算所得相圖，鐵素體開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度為870 ℃，固液轉(zhuǎn)變溫度為1240 ℃，因此淬火溫度要控制在1200 ℃以下。

2) M390鋼淬火和回火后的組織包括隱晶回火馬氏體、多種碳化物和殘留奧氏體。隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒尺寸和碳化物尺寸不斷長(zhǎng)大，碳化物顆粒球化和多顆粒粘連接在一起的程度加大，單位面積的碳化物顆粒數(shù)量減少而所占面積分?jǐn)?shù)提高，碳化物分布均勻性降低。不同形狀、尺度和顏色襯度的碳化物內(nèi)部所含合金成分有較大差異。

3) 隨著淬火溫度的升高，M390鋼淬火后的硬度逐漸增加，1130 ℃時(shí)達(dá)到60.2 HRC，為最大值，隨后略有降低?；鼗鸷蟮挠捕染^淬火硬度有不同程度的回落，下降幅度不超過(guò)2 HRC，1130 ℃淬火試樣的回火硬度最高，為58.5 HRC。

4) 淬火溫度對(duì)M390鋼淬火和回火后的抗彎強(qiáng)度影響很小，均接近或大于4000 MPa，具有良好的強(qiáng)韌性匹配。彎曲斷口呈現(xiàn)韌性斷裂特征，由開裂的碳化物和韌窩組成，隨著淬火溫度升高，韌窩深度增加。

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