喬麗學(xué)，余剛，董浩，曹睿，車洪艷，王鐵軍

(1.蘭州理工大學(xué) 有色金屬先進(jìn)加工與再利用省部共建國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,蘭州,730050；2.江西洪都航空工業(yè)集團(tuán)有限責(zé)任公司,南昌,330096；3.安泰科技股份有限公司,北京 100081；4.河北省熱等靜壓技術(shù)創(chuàng)新中心,涿州,072750)

0 序言

M390 作為粉末冶金制備的高碳高鉻馬氏體不銹鋼，具有高強(qiáng)度、高硬度及良好的耐腐蝕性、耐磨性，被廣泛應(yīng)用于高端刀具、模具鋼以及航空航天等領(lǐng)域[1].M390 高碳馬氏體不銹鋼在多數(shù)情況下需要與其他異種材料連接，形成完整的結(jié)構(gòu)件.M390 高碳馬氏體不銹鋼用作新型的高端刀具材料時(shí)，通常需要與304 奧氏體不銹鋼連接，簡化制備工藝，節(jié)約成本.

文中前期在使用鎳基焊絲ERNi-1 的情況下，采用冷金屬過渡焊接(CMT)成功實(shí)現(xiàn)了M390 高碳馬氏體不銹鋼與304 奧氏體不銹鋼異種金屬焊接，焊接接頭具有很高的抗拉強(qiáng)度和塑性.但面臨的問題是M390/304 焊接接頭的硬度低于高端刀具生產(chǎn)的要求，且焊接接頭未經(jīng)過熱處理時(shí)，焊縫和兩側(cè)熱影響區(qū)的界面位置存在應(yīng)力分布不均勻現(xiàn)象.故需要對M390/304 焊接接頭進(jìn)行熱處理，以此提高焊接接頭的硬度，改善焊接接頭的力學(xué)性能.

M390 是一種高碳馬氏體不銹鋼，而馬氏體不銹鋼的強(qiáng)度和韌性之間的平衡關(guān)系可以通過熱處理溫度和時(shí)間進(jìn)行調(diào)控[2-3].但M390 碳含量過高，淬火后焊接接頭的脆性明顯增加.通常情況下，利用殘余奧氏體組織的分布可以提高材料的韌性[4]，降低硬度.而且在應(yīng)力誘導(dǎo)的作用下，殘余奧氏體可以發(fā)生向馬氏體的相變，相變誘發(fā)塑性效應(yīng)(TRIP)，使得材料的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到提高.眾多學(xué)者[5-7]研究了對高碳馬氏體不銹鋼的熱處理，研究結(jié)果表明，淬火熱處理工藝中淬火溫度對試樣的微觀組織和力學(xué)性能有著決定性的作用.淬火溫度的變化影響殘余奧氏體的含量，以此來調(diào)節(jié)試樣的硬度.在淬火溫度較低時(shí)，碳化物未能完全溶解，奧氏體化后基體中碳元素含量少，Ms點(diǎn)升高，冷卻后試樣中馬氏體組織含量增加，殘余奧氏體組織含量下降；淬火溫度較高時(shí)，可以促使碳化物完全溶解，奧氏體化后基體中碳元素含量很高，Ms點(diǎn)降低，冷卻后試樣中馬氏體組織含量下降，殘余奧氏體組織含量升高.

試驗(yàn)主要通過改變淬火溫度和淬火介質(zhì)，探究焊接接頭中M390 側(cè)(M390 母材、M390 細(xì)晶區(qū)和M390 粗晶區(qū))的微觀組織演變，提高焊接接頭硬度的同時(shí)改善力學(xué)性能，并揭示不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭的斷裂機(jī)理.

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為M390 高碳馬氏體不銹鋼與304 奧氏體不銹鋼.M390 馬氏體不銹鋼與304 奧氏體不銹鋼的化學(xué)成分如表1 所示.在熱處理試驗(yàn)之前，利用冷金屬過渡技術(shù)(CMT)在填充鎳基焊絲ERNi-1 的情況下實(shí)現(xiàn)了M390 與304 的焊接，焊接工藝參數(shù)如表2 所示.

表1 M390 與304 的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical compositions of M390 and 304

表2 M390/304 CMT 焊接工藝參數(shù)Table 2 The welding process parameters of M390 and 304

1.2 試驗(yàn)方法

通過調(diào)控淬火溫度和淬火介質(zhì)，保持其他階段加熱溫度和加熱時(shí)間等條件不變，對M390/304 焊接接頭進(jìn)行熱處理，試驗(yàn)采用的熱處理工藝如表3 所示.

表3 M390/304 接頭的熱處理工藝參數(shù)Table 3 The heat treatment parameters of M390/304 joint

M390/304 焊接接頭熱處理工藝示意圖如圖1所示.由于M390 高碳馬氏體不銹鋼一側(cè)熱影響區(qū)脆性較大，所以并未從室溫直接加熱到淬火溫度，而是加熱到840 ℃進(jìn)行預(yù)熱處理，目的是降低快速加熱在試樣中產(chǎn)生的應(yīng)力，防止產(chǎn)生熱裂紋.

圖1 M390/304 焊接接頭的熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process of M390/304 welded joint

從不同熱處理工藝的焊接接頭中制備出金相試樣，經(jīng)過打磨和拋光后，利用稀釋王水(HNO3∶HCl∶H2O=1∶3∶3)對焊接接頭進(jìn)行腐蝕.腐蝕后的試樣用掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織觀察.利用INSTRON8801 試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，測量焊接接頭的抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率，并用SEM 分析其斷裂位置及斷裂原因.采用Wilson VH1102 顯微硬度機(jī)測量不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭的顯微硬度變化趨勢.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 M390/304 焊接接頭的硬度變化趨勢分析

M390/304 CMT 焊接接頭在不同熱處理工藝下的硬度分布如圖2 所示.在1 000 ℃油淬時(shí)，M390 側(cè)硬度最低，主要原因是淬火溫度在1 000 ℃時(shí)，淬火溫度與M390 的Acm(Acm=995 ℃)很接近，在完全奧氏體化后，碳化物只有少數(shù)溶解，而在冷卻的過程中會有部分碳化物析出，M390 側(cè)基體中碳含量下降.1 150 ℃空冷+500 ℃回火時(shí)，由于高溫回火處理，硬度也較低.而1 060 ℃油淬、1 150 ℃油淬、1 150 ℃水淬和1 150 ℃空冷等熱處理工藝下焊接接頭的硬度均滿足刀具鋼硬度的要求.從圖2 可以看出，M390 粗晶區(qū)和焊縫之間存在較大的硬度差，這主要是由兩個(gè)區(qū)域內(nèi)基體組織不同造成的，M390 粗晶區(qū)基體組織為馬氏體，而焊縫基體組織為奧氏體.焊縫和304 一側(cè)(304 熱影響區(qū)和304 母材)，在不同的熱處理工藝下，硬度基本保持不變，這表明在不同熱處理工藝下，焊縫和304 側(cè)的微觀組織并未發(fā)生太大的變化.隨著淬火溫度的升高，M390 側(cè)硬度逐漸增加.隨著冷卻速度的增加，M390 側(cè)硬度逐漸增加.硬度變化的原因?qū)⒔Y(jié)合圖3 中微觀組織進(jìn)一步分析.

圖2 M390/304 焊接接頭的硬度變化Fig.2 Hardness variation of M390/304 welded joints

圖3 焊接接頭不同區(qū)域的示意圖Fig.3 Schematic diagram of different areas of the welded joint

2.2 M390/304 焊接接頭的微觀組織演變

圖3 為M390/304 焊接接頭不同區(qū)域的示意圖.M390/304 焊接接頭可以分為M390 母材(M390BM)、M390 細(xì)晶區(qū)(FGHAZ)、M390 粗晶區(qū)(CGHAZ)、焊縫(WM)、304 熱影響區(qū)(304HAZ)和304 母材(304BM)等六個(gè)區(qū)域.圖4～ 圖8 為焊接接頭中M390 母材、M390 粗晶區(qū)和M390 細(xì)晶區(qū)等三個(gè)區(qū)域在不同熱處理工藝下的微觀組織演變.由于鎳基焊縫和304 側(cè)(304 熱影響區(qū)及304 母材)的熱穩(wěn)定性高，不同熱處理工藝下微觀組織并未發(fā)生改變[8-10]，從圖2 顯微硬度變化也可以得到驗(yàn)證，因此并未對焊縫、304 熱影響區(qū)和304 母材等三個(gè)區(qū)域的微觀組織做過多的研究.在1 000 ℃油淬時(shí)，由于淬火溫度過低，在奧氏體化過程中，碳化物很少發(fā)生溶解，但在冷卻的過程中碳化物明顯長大且有新的碳化物不斷析出，在M390 母材、M390 粗晶區(qū)和M390 細(xì)晶區(qū)中均呈現(xiàn)長條狀和細(xì)小的顆粒狀存在.碳化物的長大及新的碳化物析出，導(dǎo)致基體中的碳含量下降，這也是1 000 ℃油淬下M390 側(cè)硬度很低的主要原因.對比1 060 ℃油淬和1 150 ℃油淬的微觀組織可以看出，隨著淬火溫度升高，細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的碳化物由塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀沿晶界分布，且M390 母材中碳化物塊狀有明顯的長大現(xiàn)象.這表明隨著淬火溫度的升高，在奧氏體化的過程中，更多的碳化物向基體中發(fā)生溶解，在冷卻過程中沿晶界聚集長大.而碳化物向基體溶解，導(dǎo)致基體中碳元素含量增加，M390 側(cè)硬度增加.在1 150 ℃淬火，經(jīng)過完全奧氏體化過程，碳化物大部分溶解到基體中，在冷卻的過程中，奧氏體向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，基體中飽和的碳含量會促使碳化物不斷析出長大.采用油冷、水冷和空冷等不同淬火介質(zhì)時(shí)，隨著冷卻速度不斷減緩，碳化物由塊狀逐漸向長條狀轉(zhuǎn)變.在1 150 ℃水淬時(shí)，由于冷卻速度過快，導(dǎo)致碳化物沒有足夠的時(shí)間析出長大，碳化物在M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)等三個(gè)區(qū)域均呈現(xiàn)為塊狀.在1 150 ℃油淬時(shí)，冷卻速度減慢，碳化物不斷析出長大，在M390 母材中呈現(xiàn)塊狀，但明顯長大，在細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)中碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀.在1 150 ℃空冷時(shí)，冷卻速度進(jìn)一步減慢，在M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)等區(qū)域碳化物均轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀沿晶界分布.這表明隨著冷卻速度的減慢，碳化物逐漸長大，碳化物呈長條狀沿晶界析出，一方面使基體中碳含量降低，硬度下降；另一方面長條狀碳化物分布在晶界上比顆粒狀抵制裂紋擴(kuò)展的能力減弱，焊接接頭的性能下降.因此，淬火溫度和冷卻介質(zhì)均對焊接接頭的微觀組織有明顯的影響.

圖4 1 000 ℃油淬下M390/304 焊接接頭微觀組織演變Fig.4 Microstructure evolution of M390/304 welded joints after oil quenching at 1 000 ℃.(a) M390 BM;(b) FGHAZ;(c) CGHAZ

圖5 1 060 ℃油淬下M390/304 焊接接頭微觀組織演變Fig.5 Microstructure evolution of M390/304 welded joints after oil quenching at 1 060 ℃.(a) M390 BM;(b) FGHAZ;(c) CGHAZ

圖6 1 150 ℃油淬下M390/304 焊接接頭微觀組織演變Fig.6 Microstructure evolution of M390/304 welded joints after oil quenching at 1 150 ℃.(a) M390 BM;(b) FGHAZ;(c) CGHAZ

圖7 1 150 ℃水淬下M390/304 焊接接頭微觀組織演變Fig.7 Microstructure evolution of M390/304 welded joints after water quenching at 1 150 ℃.(a) M390 BM;(b) FGHAZ;(c) CGHAZ

圖8 1 150 ℃空淬下M390/304 焊接接頭微觀組織演變Fig.8 Microstructure evolution of M390/304 welded joints after air quenching at 1 150 ℃.(a) M390 BM;(b) FGHAZ;(c) CGHAZ

M390 高碳馬氏體不銹鋼中主要存在M23C6和M7C3兩種類型的碳化物[1].圖9 是不同熱處理工藝下M390 母材、M390 細(xì)晶區(qū)和M390 粗晶區(qū)的碳化物平均晶粒尺寸.與焊態(tài)中對應(yīng)區(qū)域的碳化物尺寸相比，1 150 ℃油淬和1 150 ℃空冷兩種熱處理工藝下，碳化物尺寸有明顯的長大，主要原因是在1 150 ℃淬火時(shí)，采用油冷和空冷兩類冷卻方式，冷卻速度較慢，且在1 150 ℃可以保證大部分碳化物溶解到基體中，在冷卻過程中，較慢的冷卻速度導(dǎo)致碳化物有足夠的時(shí)間析出長大.1 150 ℃水淬熱處理工藝下，由于淬火介質(zhì)為水冷，冷卻速度很快，導(dǎo)致溶解到基體中的碳化物來不及析出長大，因此1 150 ℃水淬熱處理工藝的M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的碳化物晶粒尺寸較小.在奧氏體化的過程中，碳化物向基體中溶解的比例與溫度相關(guān)[11-13]，在溫度高于Ac1時(shí)，M390/304 焊接接頭開始奧氏體化，M23C6在980 ℃基本可以完全溶解，但M7C3在1 100 ℃時(shí)才能大部分溶解到基體中[14-15]，且溫度升高，有利于促進(jìn)碳化物加速溶解.在完全奧氏體化后冷卻的過程中，M7C3首先在基體中析出，但M7C3處于不穩(wěn)定的狀態(tài)，會有部分發(fā)生溶解，隨著溫度降低到900 ℃以下時(shí)，M23C6開始析出，且M23C6很穩(wěn)定[16-17].因此，選擇1 150 ℃淬火可以保證奧氏體化過程中碳化物大量溶解到基體中.在1 000 ℃油淬熱處理工藝下，奧氏體化過程中只有少量的M23C6發(fā)生溶解，在冷卻過程中，未溶解的碳化物有一定程度的長大，導(dǎo)致M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)三個(gè)區(qū)域中碳化物平均尺寸增加.而在1 060 ℃油淬熱處理工藝下，隨著溫度的升高，溶解到基體中的碳化物比例增加，在冷卻過程中，析出的碳化物增加，但未溶解的碳化物減少，平均尺寸減小.綜上所述，淬火溫度和淬火介質(zhì)對M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的碳化物尺寸具有較大的影響.

圖9 不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭的碳化物演變Fig.9 Carbide evolution of M390/304 welded joints under different heat treatment processes

2.3 M390/304 焊接接頭的拉伸強(qiáng)度及斷裂位置分析

圖10 是M390/304 CMT 焊接接頭在不同熱處理工藝下的拉伸性能.與焊接態(tài)的拉伸性能相比，可以看出1 000 ℃油淬、1 150 ℃水淬和1 150 ℃空冷+500 ℃回火等熱處理工藝下焊接接頭的性能較好，但由于1 000 ℃油淬和1 150 ℃空冷 +500 ℃回火兩種熱處理工藝下焊接接頭的硬度低于刀具鋼所需硬度要求，因此M390/304 焊接接頭最佳熱處理工藝為1 150 ℃水淬.

圖10 M390/304 焊接接頭不同熱處理工藝的拉伸性能Fig.10 Tensile properties of M390/304 welded joints with different heat treatment processes.(a)Stress-strain curves;(b) Tensile strength and elongation

圖11 是淬火溫度和淬火介質(zhì)對焊接接頭抗拉強(qiáng)度和韌性的影響.從圖11a 中可以看出，在淬火介質(zhì)均為油淬時(shí)，隨著淬火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和延伸率均呈現(xiàn)出先下降后升高的趨勢.在1 000 ℃油淬時(shí)，由于淬火溫度較低，焊接接頭中微觀組織沒有發(fā)生太大變化，但經(jīng)過1 000 ℃熱處理，焊接接頭的應(yīng)力集中程度下降，組織和成分均勻性提高，因此抗拉強(qiáng)度高于焊態(tài)，但延伸率未發(fā)生變化.在1 060 ℃油淬時(shí)，淬火溫度較低，完全奧氏體化過程中部分碳化物溶解，基體組織中碳含量增加，焊接接頭脆性增加，因此力學(xué)性能明顯下降.但在1 150 ℃油淬時(shí)，淬火溫度較高，完全奧氏體化過程中可以保證大部分碳化物溶解，使得基體中碳含量增加，導(dǎo)致Ms點(diǎn)下降，在冷卻過程中，基體組織中有更多的殘余奧氏體組織形成，使得抗拉強(qiáng)度和延伸率均有一定增加.在圖11b 中，隨著冷卻速度的減小，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均呈現(xiàn)出下降的趨勢.在1 150 ℃水淬時(shí)，冷卻速度很快，焊接接頭中碳化物均為細(xì)小的顆粒狀存在，但在1 150 ℃油淬時(shí)，碳化物尺寸增加，細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)中碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀存在，這導(dǎo)致細(xì)小的碳化物對基體的固溶強(qiáng)化作用下降，在1 150 ℃空冷時(shí)，碳化物在M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)等區(qū)域內(nèi)均轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀存在.因此，在1 150 ℃淬火時(shí)，隨著冷卻速度的減小，焊接接頭的力學(xué)性能下降.

圖11 淬火溫度和冷卻介質(zhì)對M390/304 焊接接頭性能的影響Fig.11 Effect of quenching temperature and cooling medium on the properties of M390/304 welded joints.(a) Effect of quenching temperature on tensile strength and elongation;(b) Effect of quenching medium on tensile strength and elongation

圖12 是M390/304 焊接接頭在不同熱處理工藝下的宏觀斷口.圖13 是M390/304 焊接接頭在不同熱處理工藝下的微觀斷口.在1 000 ℃油淬、1 060 ℃油淬和1 150 ℃油淬工藝，焊接接頭的斷裂類型為脆性斷裂，在1 150 ℃水淬、1 150 ℃空冷和1 150 ℃空冷+500 ℃回火工藝，焊接接頭的斷裂類型為韌性斷裂.斷裂類型的不同，主要是由于焊接接頭中微觀組織演變導(dǎo)致的.結(jié)合圖14 和表4 不同熱處理工藝下焊接接頭斷裂位置的分析，在1 000 ℃油淬時(shí)，斷裂發(fā)生在粗晶區(qū)和焊縫之間的界面位置，在經(jīng)過淬火處理后，焊縫中成分和組織的均勻性得到了改善，而M390 粗晶區(qū)和焊縫之間存在著巨大的硬度差距，這表明在焊縫和粗晶區(qū)界面附近具有很大的應(yīng)力分布不均勻現(xiàn)象，而粗晶區(qū)經(jīng)過淬火處理后，基體中馬氏體組織含量增加，脆性增大，焊縫為鎳基合金，熱處理過程中微觀組織并未發(fā)生變化.在1 060 ℃油淬時(shí)，焊縫和粗晶區(qū)之間的硬度差增大，同樣由于界面位置處應(yīng)力分布不均勻而發(fā)生斷裂.在1 150 ℃油淬時(shí)，粗晶區(qū)和焊縫之間的硬度差進(jìn)一步增大，斷裂發(fā)生在界面位置.在1 000 ℃油淬、1 060 ℃油淬和1 150 ℃油淬，焊接接頭均呈現(xiàn)出脆性斷裂，主要原因是粗晶區(qū)和焊縫界面位置的基體中馬氏體含量高，脆性較大形成的.在1 150 ℃水淬時(shí)，焊縫和粗晶區(qū)之間硬度差距很大，斷裂在界面位置.但由于1 150 ℃水冷時(shí)，冷卻速度很大，導(dǎo)致粗晶區(qū)碳化物尺寸細(xì)小，強(qiáng)化作用明顯，首先在焊縫和粗晶區(qū)之間開裂并未直接發(fā)生脆斷，而是通過焊縫的不斷變形，最終發(fā)生韌性斷裂.在1 150 ℃空冷時(shí)，由于冷卻速度很慢，奧氏體化過程中粗晶區(qū)中大量碳化物溶解，促使Ms點(diǎn)下降，基體中形成的殘余奧氏體含量增加，粗晶區(qū)和焊縫之間的界面處韌性增加，斷裂最終發(fā)生在焊縫位置.在1 150 ℃空冷+500 ℃回火時(shí)，M390 側(cè)的硬度僅小于1 000 ℃油淬時(shí)，這表明在高溫回火的過程中粗晶區(qū)硬度下降，在粗晶區(qū)和焊縫之間出現(xiàn)撕裂，斷口呈現(xiàn)出韌性斷裂.

圖12 不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭的宏觀斷口分析Fig.12 Macro-fracture analysis of M390/304 welded joints under different heat treatment processes

圖13 不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭的微觀斷口分析Fig.13 Micro-fracture analysis of M390/304 welded joints under different heat treatment processes

圖14 不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭宏觀斷裂位置分析Fig.14 Analysis of macroscopic fracture position of M390/304 welded joints under different heat treatment processes

表4 不同熱處理工藝下M390/304 焊接接頭斷裂位置分析Table 4 Analysis of fracture position of M390/304 welded joints under different heat treatment processes

3 結(jié)論

(1) 1 060 ℃油淬、1 150 ℃油淬、1 150 ℃水淬和1 150 ℃空冷等熱處理工藝下M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的硬度高于600 HV0.5，焊接接頭的硬度滿足高端刀具生產(chǎn)的要求.

(2) 淬火溫度和淬火介質(zhì)對M390 母材、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的碳化物形貌和尺寸有較大的影響.淬火溫度升高，碳化物形貌由塊狀向長條狀轉(zhuǎn)變.淬火時(shí)，冷卻速度減小，碳化物由塊狀向長條狀轉(zhuǎn)變.淬火溫度較低時(shí)，碳化物溶解到基體中的比例較低，冷卻過程中未溶解的碳化物有一定程度的長大.淬火溫度升高時(shí)，奧氏體化過程中，碳化物溶解到基體中的比例不斷增加，碳化物由冷卻過程中析出長大形成，未溶解的碳化物不斷減少，此時(shí)析出的碳化物尺寸大小取決于冷卻速度，冷卻速度越快，析出的碳化物則來不及長大，因此，在采用水冷時(shí)，碳化物尺寸明顯減小.

(3) 1 150 ℃水淬熱處理工藝為M390/304 焊接接頭的最佳熱處理工藝，對應(yīng)焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率為502 MPa 和20.8%，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別是焊態(tài)的98%和95%.隨著淬火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均呈現(xiàn)出先下降后升高的趨勢.冷卻速度減小，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率逐漸下降.最佳熱處理工藝下斷裂為韌性斷裂，斷裂位置在M390 粗晶區(qū)和焊縫的界面，在此界面上存在較大的硬度差異.