王宇斌，王 勇，陳 旋，吳曉春?

1) 上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444 2) 省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444

由于對塑料產(chǎn)品尺寸精度的嚴格要求，預(yù)硬化處理已被廣泛用于大型塑料制件的模具的生產(chǎn)中，典型的熱處理方式為奧氏體化溫度淬火+回火，但是較大的體積導(dǎo)致其截面上同時存在回火馬氏體和貝氏體組織，組織不均勻?qū)︻A(yù)硬化塑料模具鋼的切削性能產(chǎn)生了較大的影響[1]. 據(jù)統(tǒng)計，模具鋼加工生產(chǎn)費用占據(jù)總費用的60%～70%[2]，因此，探索組織結(jié)構(gòu)對切削性能的影響十分迫切.

目前，針對組織特征如何影響切削性能已經(jīng)有了一定的研究成果[3-5]，章順虎[6]通過空冷得到組織為粒狀貝氏體的1CrMn2MoVTiB鋼，發(fā)現(xiàn)比調(diào)質(zhì)態(tài)的P20鋼具有更佳的刀具使用壽命.Hoseiny等[7]研究Nimax鋼時發(fā)現(xiàn)貝氏體組織比回火馬氏體組織具有更佳的切削性能. Hoseiny等[2]研究Impax HH鋼的貝氏體等溫淬火工藝，發(fā)現(xiàn)貝氏體組織比調(diào)質(zhì)態(tài)組織具有更好的切削性能.Huang等[8]、Xavior等[9]認為決定材料加工性能的主要因素是加工硬化率以及屈服強度. 但是，關(guān)于組織結(jié)構(gòu)對于切削性能的影響仍然沒有形成系統(tǒng)性的研究.

結(jié)合上述研究成果，選用大截面通用型塑料模具鋼718鋼作為研究對象，本文使用不同的熱處理工藝制備出具有回火馬氏體組織、下貝氏體組織以及粒狀貝氏體組織的718鋼，通過研究三種組織形態(tài)在不同轉(zhuǎn)速下切削力、粗糙度、加工硬化率、刀具壽命及磨損失效形式，為提高718切削性能提供熱處理工藝以及切削參數(shù)的參考.

1 實驗材料及方法

1.1 材料及熱處理工藝

本次實驗材料為718塑料模具鋼，其化學(xué)成分如下表1所示，為了研究顯微組織對機加工性能的影響，對尺寸為150 mm×100 mm×60 mm的工件進行了以下三種熱處理，如圖1所示，馬氏體組織的熱處理方式為880 ℃保溫30 min，出爐后油淬，在560 ℃回火2 h×2次；下貝氏體組織的熱處理方式為880 ℃保溫30 min，然后在310 ℃下等溫處理，鹽浴淬火保溫時間為5 h，隨后油冷至室溫，在560 ℃回火2 h；粒狀貝氏體組織的熱處理方式為880 ℃保溫30 min，在390 ℃等溫鹽浴，保溫5 h，油冷至室溫，在560 ℃下回火2 h.

表1 718鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of 718 steels%

圖1 三種組織的熱處理工藝曲線. LB—下貝氏體；GB—粒狀貝氏體；M—回火馬氏體Fig.1 Process curve of three microstructures: LB—Low bainite;GB—granular bainite; M—tempered mastensite

1.2 組織表征和機械性能測試

將熱處理后的試樣磨拋，使用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用光學(xué)顯微鏡（OM）和ZIESS SUPRA 40高分辨場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）對組織進行表征. 使用理學(xué)電機株式會社18KW D/MAX2500V+PC型XRD衍射儀分析其殘余奧氏體含量.

根據(jù)GB/T 228.1—2010以及GB/T 229—2007制作標(biāo)準試樣，使用萬能拉伸實驗機進行縱向拉伸性能測試. 使用上海恒一MH-3L型顯微硬度計進行硬度測試，載荷2 N，保壓10 s，測試每塊試樣的基體硬度以及機加工后表面顯微硬度，每個試樣進行10次測試，結(jié)果取平均值.

1.3 切削性能測試

本次銑削實驗采用的是立式機床（HARDINCE VMC-1000II），最大功率5.5 kW，主軸轉(zhuǎn)速8000 r·min-1.刀具為整體硬質(zhì)合金4刃平頭立銑刀，國產(chǎn)GU26UF，直徑8 mm，TiAlN涂層，加工參數(shù)如表2所示，參數(shù)選擇根據(jù)機器額定功率而定. 使用YDCB-III05三向壓電測力系統(tǒng)測試銑削過程中的x、y、z方向的銑削力，量程0～1000 N，分辨率1 N，重復(fù)性＜±1%，采樣頻率100 Hz.

根據(jù)鈍磨標(biāo)準將后刀面的平均磨損量VB=0.3 mm做為評價刀具壽命的標(biāo)準，使用超鏡深顯微鏡對后刀面背吃刀量的1/2處進行觀察，測量磨損尺寸，使用掃描電子顯微鏡SEM觀察后刀面磨損類型，使用能譜儀EDS對后刀面進行掃描，觀察元素分布，研究不同刀具的磨損情況.

表 2 機加工參數(shù)Table 2 Cutting conditions

使用BRUKER contour GT-K光學(xué)輪廓儀測量試樣表面粗糙度并進行3D形貌的創(chuàng)建.

2 實驗分析

2.1 顯微組織及性能

圖2（a）和2（b）為下貝氏體組織的顯微組織圖，可以觀察到存在貝氏體及少量馬氏體組織，貝氏體板條上分布著條形碳化物，如箭頭所指，與板條角度呈55°～60°，這是下貝氏體的典型特征，碳化物長度通常從幾十納米至1 μm不等，為滲碳體型碳化物[10]. 圖2（c）為粒狀貝氏體組織的顯微組織圖，基體上分布的馬氏體/奧氏體（M/A）島尺寸較小，如圖2（c）中箭頭所指，可以發(fā)現(xiàn)M/A島呈分解狀態(tài)，這是由于等溫?zé)崽幚砑由匣鼗鸬拈L時間保溫導(dǎo)致，在其他低合金鋼中也存在M/A島的受熱分解現(xiàn)象，且鐵素體邊界上形成的碳化物會形成裂紋萌生源，對韌性造成一定的影響[11-12]. 圖2（d）中的M/A島上分布著少量細小碳化物.

經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理得到的試樣組織為回火馬氏體，如圖2（e）所示，可以看見明顯的馬氏體板條結(jié)構(gòu)，且板條之間呈60°位向關(guān)系. 圖2（f）中可以發(fā)現(xiàn)在馬氏體板條間分布著小尺寸碳化物，且數(shù)量明顯多于板條內(nèi)碳化物. 小尺寸碳化物析出于板條之間，對位錯團簇具有釘扎作用，產(chǎn)生較好的析出強化作用，因此馬氏體組織具有最佳的屈服強度及抗拉強度[10]. 相較于圖2（b）和2（c），調(diào)質(zhì)處理后的組織明顯更加細密，較小的晶粒有利于在變形過程中減少應(yīng)力集中，使得變形較為均勻，因此有較好的延伸率.

圖2 三種試樣的組織圖. （a）下貝氏體試樣；（b）下貝氏體板條；（c）粒狀貝氏體試樣；（d） M/A島；（e）馬氏體組織；（f）馬氏體板條及板條間碳化物Fig.2 Three different microstructures: (a) low bainite; (b) low bainite lath; (c) granular bainite; (d) M/A island; (e) martensite; (f) martensite lath and interlath carbides

如表3所示，粒狀貝氏體組織強度雖然較差，但是具有最佳的延伸率及斷面收縮率，由圖2（c）和2（d）可以發(fā)現(xiàn)粒狀貝氏體基體中大尺寸M/A島形狀不規(guī)則且間隔較遠，塊狀鐵素體基體導(dǎo)致機械性能不穩(wěn)定，但是其上的小尺寸M/A島分布均勻，且形狀近似球形，局部均勻的組織對于抑制連續(xù)裂紋的形成具有較大的幫助，細小分散的M/A島可以有效抑制應(yīng)變局部化[13]，從而提高均勻延伸率.

相比之下，貝氏體組織強度和塑形都低于馬氏體，但是足以滿足塑料模具鋼的性能需求，且由于718鋼可以在較寬的冷速范圍內(nèi)形成硬度均勻的貝氏體組織[14-15]，因此貝氏體組織是大尺寸預(yù)硬態(tài)鋼最佳的使用態(tài)組織. 三種試樣的殘余奧氏體含量如表3所示，貝氏體組織具有較高的殘余奧氏體含量，馬氏體組織由于淬火時冷速較快，其殘奧含量也較低.

2.2 加工硬化現(xiàn)象

通常使用兩個參數(shù)來表征加工硬化現(xiàn)象，加工硬化率k和加工硬化指數(shù)n，公式如下，S為加工表面硬度，Su為初始硬度. 加工硬化指數(shù)表示材料變形時的均勻程度.

圖3為不同組織分別在切削速度為125，145以及165 m·min-1的加工硬化率，可以發(fā)現(xiàn)隨著切削速度的上升，三種試樣的加工硬化率均有所下降，因為轉(zhuǎn)速的增加提高了加工速率，切削速度越大，材料塑形變形速度越大，減少了第一變形區(qū)的材料厚度，工件表面發(fā)生了細晶強化現(xiàn)象，其屈服極限得到了提高，材料塑形變形程度隨之下降. 同時，隨著切削速度的增加，刀具后刀面與工件第三變形區(qū)接觸時間縮短，進而弱化了刀具對材料的加工硬化的影響，多種因素結(jié)合下導(dǎo)致加工硬化率在一定轉(zhuǎn)速范圍內(nèi)隨著主軸轉(zhuǎn)速的提高而減小[16].同時，增大轉(zhuǎn)速可以使刀刃中的切屑及時排除，一定程度上減少了積屑瘤的產(chǎn)生，提高了刀具和材料間的配合，使得加工溫度降低，有效減小加工硬化程度，同時提高表面質(zhì)量[17]. 隨著轉(zhuǎn)速的繼續(xù)上升，切削溫度上升，加快了位錯的增殖和遷移，導(dǎo)致下貝氏體和粒狀貝氏體試樣加工硬化率有所上升，而馬氏體試樣加工硬化率持續(xù)下降，因為當(dāng)合金鋼的形變位錯密度到達極致導(dǎo)致位錯無法增殖時，形變能量會通過轉(zhuǎn)化成熱量釋放，較高的溫度引起了加工軟化現(xiàn)象[18]，因此馬氏體組織自身較高的位錯密度使得其相較于下貝氏體和粒狀貝氏體更容易到達位錯密度的臨界值.

當(dāng)三種試樣處于相同轉(zhuǎn)速下時，下貝氏體及粒狀貝氏體試樣的加工硬化率較高，這與其較高的殘奧含量及較低的屈服強度有關(guān)，因為殘余奧氏體的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變是導(dǎo)致加工硬化的主要原因之一[10]. 下貝氏體試樣的殘余奧氏體含量低于粒狀貝氏體試樣，但是加工硬化率較高，這可能是因為組織基體中析出物的形態(tài)與數(shù)量不同所致，如圖2（b）所示，下貝氏體板條上分布著大量碳化物，有相關(guān)研究表明預(yù)硬態(tài)718鋼在560 ℃回火時的組織中碳化物種類主要為(Fe,Cr)3C和(Fe,Cr)23C6型，相較于圖2（c）粒狀貝氏體中的(Fe,Cr)3C型碳化物（粗箭頭處），大尺寸碳化物被認為具有更好的阻礙位錯開動與滑移的作用[19-20]，因此粒狀貝氏體試樣的加工硬化率低于下貝氏體試樣.

2.3 切削力

為了比較切削過程中三種試樣的切削力，獲取穩(wěn)定切削過程中力的最大值，使用如下公式計算不同轉(zhuǎn)速下的總切削力，F(xiàn)x、Fy、Fz分別為作用于刀具上的進給方向的力，切削面上垂直于進給方向的力以及刀具垂直于平面的軸向力.

圖4為不同試樣分別在轉(zhuǎn)速為125，145以及165 m·min-1的總切削力，當(dāng)轉(zhuǎn)速由125增加至145 m·min-1時，下貝氏體試樣和馬氏體試樣的切削力呈現(xiàn)出相同的上升趨勢，隨著轉(zhuǎn)速的提高，材料加工過程中的應(yīng)變及應(yīng)變速率增加，切削阻力增大，因此總切削力會在一定范圍內(nèi)上升. 粒狀貝氏體試樣的切削力變化不大，因為隨著切削速度提升至145 m·min-1，加工溫度上升，粒狀貝氏體試樣發(fā)生了受熱軟化現(xiàn)象，切削力基本保持不變. 當(dāng)切削速度上升至165 m·min-1，受熱軟化作用明顯，流動應(yīng)力減小，第一變形區(qū)的剪切角增大，因此切削力減小[21]，如圖4可見粒狀貝氏體試樣的切削力下降非常明顯.

表 3 三種試樣的力學(xué)性能及殘余奧氏體含量Table 3 Mechanical properties and retained austenite of three samples

圖3 不同轉(zhuǎn)速時三種試樣的加工硬化率Fig.3 Work hardening ratio of three specimens at different cutting speeds

圖4 不同轉(zhuǎn)速時三種試樣的總切削力Fig.4 Cutting forces of three specimens at different cutting speeds

通常認為材料的屈服強度越高，第一剪切區(qū)中切屑與基體不易分離，切削過程的切削力越大. 如表4所示，馬氏體試樣的屈服強度高于下貝氏體試樣，但是下貝氏體試樣的加工硬化程度較高，因此其切削力較高. 在加工過程中，熱軟化與加工硬化的作用孰強孰弱取決于加工參數(shù)的選擇. 如圖3所示，盡管粒狀貝氏體試樣的加工硬化率高于馬氏體試樣，其切削力卻弱于馬氏體試樣，因為切削力的測量是在機加工的高溫工況下進行的，而加工硬化則是在室溫下的數(shù)據(jù)，這與之前的結(jié)論并不矛盾.

2.4 刀具壽命與磨損機制

圖5為三種組織分別在切削速度為125，145以及165 m·min-1時的刀具后刀面磨損寬度曲線，隨著切削速度的增加，刀具壽命逐漸縮短. 如下圖可見，曲線有一個明顯的臺階形狀的變化，這表明試樣在機加工過程中后刀面磨損經(jīng)歷的三個階段，即初始磨損階段、穩(wěn)定磨損階段和急劇磨損階段.

圖5 不同切削速度時三種試樣的后刀面磨損寬度曲線. （a） 125 m·min-1；（b） 145 m·min-1；（c） 165 m·min-1Fig.5 Maximum flank wear of three specimens at different cutting speeds: (a) 125 m·min-1; (b) 145 m·min-1; (c) 165 m·min-1

當(dāng)切削速度為125 m·min-1時，下貝氏體試樣的刀具使用壽命比馬氏體試樣長約30%，低轉(zhuǎn)速下加工溫度低，此時加工軟化效果不明顯，馬氏體組織較大的屈服強度導(dǎo)致其切削力較大. 當(dāng)轉(zhuǎn)速上升至145 m·min-1時，下貝氏體試樣的刀具壽命較馬氏體試樣長約40%. 當(dāng)轉(zhuǎn)速為165 m·min-1時，發(fā)生了加工軟化現(xiàn)象，較低的切削力導(dǎo)致馬氏體試樣的刀具壽命較長. 章順虎[6]研究切削線速度約為75 m·min-1時貝氏體組織的刀具使用壽命比馬氏體組織長約14%. 當(dāng)線速度為110 m·min-1時，貝氏體組織的刀具使用壽命為馬氏體組織的2倍左右[7]. 當(dāng)轉(zhuǎn)速更高時，Hoseiny等[2]同樣發(fā)現(xiàn)了加工回火馬氏體組織的刀具磨損量較小,壽命相較于貝氏體組織提高約40%. 結(jié)合本次實驗數(shù)據(jù)，可以發(fā)現(xiàn)當(dāng)隨著切削速度的提高，馬氏體組織的切削性能逐漸提升并在切削速度為145～165 m·min-1時超過貝氏體組織，綜合考慮各種因素，可認為在合理加工參數(shù)范圍內(nèi)，下貝氏體組織具有最佳的刀具使用壽命.

圖6為下貝氏體組織在切削速度為145 m·min-1時的刀具前刀面和后刀面的SEM磨損形貌，圖6（c）中的區(qū)域分別為I區(qū)—刀具基體，II區(qū)—刀具涂層，III—材料黏附層，圖6（a）中可以發(fā)現(xiàn)前刀面上存在少量的黏附層，圖6（b）中觀察到刀具表面的溝壑形貌以及大塊的黏附物，對黏附物點A1進行EDS能譜分析，發(fā)現(xiàn)為Fe系氧化物. 在穩(wěn)定磨損階段，部分黏附層可以起到隔熱與降低摩擦的作用，進而提高刀具的壽命，但是在急劇磨損階段，較大的加工沖擊力導(dǎo)致黏附層逐漸脫落，并帶走薄弱涂層，這可能導(dǎo)致粘著磨損，從而降低了刀具壽命. 在I區(qū)刀具基體中可以發(fā)現(xiàn)刀具磨損區(qū)域存在一些垂直于切削刃的凹槽，這是磨粒磨損的典型特征，主要原因是由于材料中的硬質(zhì)顆粒或者切屑劃傷了切削刃[22].

圖6（d）為圖6（c）中L1線的能譜線掃描結(jié)果，在I區(qū)域和II區(qū)域的交界處，Al含量低于Ti，這表明Al2O3層在切削過程中優(yōu)先形成，在Al2O3層剝離后，涂層中的TiN發(fā)揮切削作用. III區(qū)域與II區(qū)域交界處可以觀察到O和Fe含量逐漸提高，因為在切削過程中Fe會在基體材料與涂層間發(fā)生擴散，并在高溫下形成Fe的氧化物覆蓋在刀具表面，減弱了刀具的機械強度，加快刀具磨損. 從II區(qū)可以發(fā)現(xiàn)較高的Al含量，Al元在切削過程中形成Al2O3化合物，具有防止氧化，提高刀具壽命的作用，而Fe的擴散行為則會使刀具容易發(fā)生擴散磨損及氧化粘著磨損[23-24].

圖6 下貝氏體組織在切削一定時間后的刀具磨損狀態(tài). （a,b）前刀面磨損圖；（c）后刀面磨損圖；（d） L1線的能譜圖Fig.6 Tool wear of low bainite specimens after cutting for a certain time: (a,b) wear of rake face; (c) wear of flank face; (d) EDS analysis in L1 line

由圖4可知粒狀貝氏體在切削速度為165 m·min-1時具有最小的切削力，但是相同加工時間內(nèi)后刀面磨損寬度大于回火馬氏體. 為了探究其原因，使用掃描電鏡觀察刀具顯微結(jié)構(gòu). 圖7為回火馬氏體組織和粒狀貝氏體組織在轉(zhuǎn)速為165 m·min-1時的刀具后刀面磨損圖，磨損寬度均在70～80 μm左右，觀察可見圖7（b）中III區(qū)域的氧化附著層更厚，刀具前刀面區(qū)域（紅色框內(nèi)）同樣可以發(fā)現(xiàn)該現(xiàn)象，加工粒狀貝氏體組織的刀具的I區(qū)域與II區(qū)域的涂層交界處的平整度不如下貝氏體組織的刀具，因為材料與刀具的黏附作用會加重刀具涂層的剝離，不規(guī)則的黏附層使涂層變得坑洼. 通常加工硬化程度越高，切削溫度會越高，材料與刀具之間的結(jié)合力越大，但是切削過程中粒狀貝氏體組織受熱軟化嚴重，因此盡管在該轉(zhuǎn)速下其加工硬化率低，仍具有較厚的氧化黏附層，這也解釋了在該轉(zhuǎn)速下其切削力較低但是刀具壽命較短. 使用體積分數(shù)為50%的濃鹽酸溶液長時間浸泡刀具以去除表面的材料，使用能譜進行面掃描，圖8為實驗結(jié)果，W元素來自刀具，F(xiàn)e元素則來自試樣，可以發(fā)現(xiàn)加工粒狀貝氏體組織的刀具上黏附材料最多，而加工下貝氏體組織的刀具上黏附材料最少.

2.5 表面粗糙度

圖7 不同試樣在轉(zhuǎn)速為165 m·min-1時的刀具后刀面磨損圖. （a）回火馬氏體；（b）粒狀貝氏體Fig.7 Flank wear of different samples in cutting speed of 165 m·min-1:(a) tempered martensite; (b) grain bainite

圖9為三種組織在切削速度為145 m·min-1時加工20 min后的表面形貌，圖9（d）為粒狀貝氏體試樣的3D形貌，可以觀察到波峰波谷隨著銑削紋路不斷擴展，圖中紅色處是由于切削過程形成的邊緣堆積現(xiàn)象所致. 圖9（b）中可以明顯看到加工表面由于刀具黏附或者磨損而產(chǎn)生了背脊紋路[25].回火馬氏體試樣、粒狀貝氏體試樣以及下貝氏體試樣的表面粗糙度Ra分別為0.545、1.763和1.041 μm，馬氏體組織具有最佳的表面粗糙度.

在切削速度為145 m·min-1時，盡管粒狀貝氏體試樣的切削力低于回火馬氏體試樣，同時刀具壽命長約15%，但是較厚的刀具黏著層對表面質(zhì)量產(chǎn)生了較大的影響，粒狀貝氏體試樣粗糙度約為馬氏體試樣的三倍，綜合考慮之下認為回火馬氏體組織的切削性能優(yōu)于粒狀貝氏體.

3 結(jié)論

圖8 三種試樣在轉(zhuǎn)速為145 m·min-1下切削20 min后的刀具后刀面EDS元素分布圖. （a）回火馬氏體；（b）粒狀貝氏體；（c）下貝氏體Fig.8 EDS element mapping of cutting tool uesd for milling of three specimens for 20 min at the cutting speed of 145 m·min-1: (a) tempered martensite;(b) grain bainite; (c) low bainite

圖9 三種試樣切削20 min后表面宏觀形貌. （a）回火馬氏體；（b）粒狀貝氏體；（c）下貝氏體；（d）粒狀貝氏體3D形貌Fig.9 Milling surface of three specimens for 20 min at the cutting speed of 145 m·min-1: (a) tempered martensite; (b) grain bainite; (c) low bainite;(d) 3D morphology of grain bainite

（1）當(dāng)切削速度低于145 m·min-1時，貝氏體組織類型比回火馬氏體組織更易切削，切削貝氏體組織比切削回火馬氏體組織的刀具使用壽命高30%～40%. 當(dāng)切削速度高于165 m·min-1時，回火馬氏體組織比貝氏體組織更易切削.

（2）馬氏體組織具有最佳的切削表面粗糙度.粒狀貝氏體組織切削加工表面由于嚴重的刀具黏附現(xiàn)象而出現(xiàn)背脊紋路，影響了粗糙度.

（3）綜合考慮之下，三種組織的綜合切削性能從高到低排序為：下貝氏體組織、馬氏體組織、粒狀貝氏體組織. 采用300 ℃等溫淬火工藝可以有效提升718塑料模具鋼的綜合切削性能.