淬火工藝對6Cr13馬氏體不銹鋼組織和性能的影響

李照國， 潘吉祥， 紀顯彬， 魏海霞， 王 珂

(酒鋼集團宏興鋼鐵股份有限公司 鋼鐵研究院 不銹鋼研究所, 甘肅 嘉峪關 735100)

馬氏體不銹鋼是一種典型的耐蝕鋼種，可以通過熱處理的方法來獲得所需要的力學性能，通常被用來制造具有良好力學性能和具有一定耐腐蝕性能的零部件[1-5]。在熱處理過程中存在碳化物的固溶以及析出，從而會影響其力學性能及耐腐蝕性能。對于高碳馬氏體不銹鋼，碳含量越高，其Ms點越低，殘留奧氏體含量會增加，進而對其耐蝕性、耐磨性、硬度等均產生重要影響[6-7]。

6Cr13鋼因具有較高的碳含量，退火態組織中碳化物彌散且細小，被廣泛應用于手刮片、剃須刀等需要高硬度和耐磨性的零件。該材料在后續的熱處理過程中如果工藝控制不當會對其淬硬性、耐磨性以及耐蝕性產生較大影響。目前對于其后續的熱處理工藝及加工過程中的性能研究較少。本文研究了不同淬火溫度對6Cr13鋼組織和淬硬性的影響，為制定6Cr13鋼的熱處理工藝提供了試驗和理論支持。

1 試驗材料和方法

試驗材料為某鋼廠成品2 mm厚的6Cr13鋼冷軋退火板，其成分和顯微組織分別見表1和圖1；將試樣切割成尺寸為2 mm×50 mm×70 mm的樣板，于箱式電阻爐中分別在950、1000、1050、1100、1150 ℃保溫5 min，每一組試樣分別采用空冷和水冷的方式進行冷卻。

表1 6Cr13鋼的化學成分(質量分數，%)

對不同狀態的試樣采用DMI3000M萊卡光學顯微鏡觀察其顯微組織，JSM5600LV掃描電鏡觀察高倍組織，利用D8-Advance X射線衍射儀分析物相組成。同時按照GB/T 230.1—2009《金屬材料 洛氏硬度試驗 第1部分:試驗方法(A、B、C、D、E、F、G、H、K、N、T標尺)》，檢測其洛氏硬度。

2 試驗結果與分析

2.1 組織分析

如圖1、2所示，冷軋退火板原始組織為鐵素體和大量細小的碳化物，碳化物的顆粒尺寸不大于2 μm，晶粒度為12級左右。950 ℃淬火后的組織中存在碳化物的少量溶解，形成了碳化物和馬氏體的混合組織，隨著淬火溫度的升高，碳化物溶解量增大，馬氏體組織明顯增多，且晶粒明顯粗化，1150 ℃淬火后的組織中形成了大量不同位向的板條馬氏體組織和殘留奧氏體組織，少量的碳化物分布在基體中，理論上還有一定含量的孿晶針狀馬氏體組織；同時單從組織上來看，相同淬火溫度的水冷與空冷試樣的組織差異并不明顯，組織內物相為馬氏體+碳化物，較高淬火溫度試樣冷卻后還會存在一定量的殘留奧氏體。

圖1 不同溫度淬火、空冷后試驗鋼的顯微組織(a)冷軋退火；(b)950 ℃；(c)1000 ℃；(d)1050 ℃；(e)1100 ℃；(f)1150 ℃Fig.1 Microstructure of the tested steel quenched at different temperatures and air-cooled(a) cold rolled and annealed； (b) 950 ℃； (c) 1000 ℃； (d) 1050 ℃； (e) 1100 ℃； (f) 1150 ℃

圖2 不同溫度淬火、水冷后試驗鋼的顯微組織(a)冷軋退火；(b)950 ℃；(c)1000 ℃；(d)1050 ℃；(e)1100 ℃；(f)1150 ℃Fig.2 Microstructure of the tested steel quenched at different temperatures and water-cooled(a) cold rolled and annealed； (b) 950 ℃； (c) 1000 ℃； (d) 1050 ℃； (e) 1100 ℃； (f) 1150 ℃

2.2 淬火溫度對力學性能的影響

如圖3所示，該鋼種無論水冷還是空冷條件下，均在1050 ℃時硬度達到最大值，空冷后達到62.6 HRC，在950 ℃時，水冷淬火硬度高于空冷，而其余淬火溫度下，空冷硬度均高于水冷硬度；在1150 ℃時，硬度均下降明顯，水冷后由最高點61.2 HRC下降到37.8 HRC，并且兩種冷卻發生對應硬度的差距由不到2 HRC增加到4.5 HRC。

圖3 不同熱處理制度下試驗鋼的硬度Fig.3 Hardness of the tested steel at different heat treatment processes

如圖4所示，對不同淬火溫度以及冷卻方式下試樣進行XRD分析，根據YB/T 5338—2019《鋼中奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》和全譜擬合物相定量分析方法[8]計算出所有試樣的殘留奧氏體含量和Cr23C6的含量，并發現具有明顯的規律。在XRD圖譜中可以看到，冷軋退火板的主要物相為鐵素體和Cr23C6，其中Cr23C6的含量達到13%左右，且未發現奧氏體相衍射峰；隨著淬火溫度的升高，Cr23C6的含量逐步降低，在1050 ℃之后其含量降低明顯，在1150 ℃時其含量不足1%，同時水冷與空冷的相同溫度對應含量幾乎沒有差異。殘留奧氏體含量在950 ℃時幾乎沒有，在1000 ℃以上時，隨著淬火溫度的升高，其含量逐步增加，在1150 ℃時含量達到最大，均在15%以上，同時水冷的殘留奧氏體含量明顯高于空冷的含量，在1150 ℃含量差距達到20%左右。

圖4 試驗鋼不同熱處理狀態下的X射線衍射圖(a)和殘留奧氏體及Cr23C6含量(b)Fig.4 X-ray diffraction patterns(a) and contents of retained austenite and Cr23C6(b) of the tested steel at different heat treatment states

通過JMatPro對該鋼種進行平衡態相圖模擬，如圖5所示，其As溫度為780 ℃，奧氏體化溫度為805～1340 ℃，M23C6理論上平衡態開始析出溫度或全部溶解溫度為905 ℃，M7C3析出溫度為805～1170 ℃，且在905 ℃平衡態時析出量最大。

圖5 JMatPro計算所得不同溫度下6Cr13鋼的平衡相組成Fig.5 JMatPro calculated equilibrium phase composition of the 6Cr13 steel at different temperatures

2.3 分析討論

結合顯微組織、力學性能、相組成以及XRD物相分析可知，冷軋退火板中主要相為鐵素體和Cr23C6，在不同淬火溫度下，該二次碳化物Cr23C6發生了緩慢溶解，雖然理論上平衡態相圖在905 ℃就可以完全溶解，但是950～1150 ℃淬火保溫5 min后，二次碳化物Cr23C6含量不同，并沒有完全溶解到基體中。但隨著淬火溫度的升高，其含量逐步降低，在1050 ℃之后溶解速率加速，同時碳化物加速溶解后，其對晶界的釘扎作用開始減弱，原子擴散速度加速，晶粒明顯開始長大，該溫度可以認為是其晶粒長大和碳化物溶解的動力學臨界溫度。

結合硬度分析可知，950 ℃時水冷硬度高于空冷硬度，該溫度下碳化物溶解量不足3%，并且沒有殘留奧氏體的情況下，奧氏體基體中固溶碳原子含量并不高，該淬火溫度下組織對應的Ms點較高，水冷快速冷卻的條件下相變驅動力較大，形成馬氏體的含量略高[9]。但是隨著淬火溫度的升高，奧氏體基體中固溶碳原子含量增加，對應的Ms點降低，奧氏體穩定性增加，水冷冷卻過程中，殘留奧氏體含量增加，導致1000 ℃及以上溫度的淬火硬度均低于空冷硬度，且隨著淬火溫度的增加，不同冷卻方式的殘留奧氏體含量差距越來越明顯，淬火硬度與之對應差距明顯增大，與低碳馬氏體不銹鋼的冷卻方式不一致導致的結果相反。同時兩種冷卻方式均在1050 ℃下淬火時，硬度均達到最大值，為后續加工刀具開刃保證了高的硬度進而保證了鋒利度，但是隨著淬火溫度的升高硬度反而降低，除殘留奧氏體的含量增加影響硬度外，也與在1050 ℃之后對應的顯微組織中晶粒的開始長大粗化有關，兩種因素共同作用導致其硬度開始下降；同時在1050 ℃淬火后，在高硬度的基體組織中具有8%的球狀碳化物Cr23C6和1%的殘留奧氏體，非常有利于刀具后續耐磨性和鋒利度，因此1050 ℃空冷為最理想的淬火工藝。

3 結論

1) 隨著淬火溫度的升高，碳化物殘留量逐步減少，在1050 ℃后固溶度加大，到1150 ℃時其含量不足0.5%。

2) 晶粒在1050 ℃之后開始快速長大，殘留奧氏體含量增大，導致在1050 ℃淬火硬度達到最大值，之后開始降低，在1150 ℃降低最為明顯。

3) 950 ℃淬火時該鋼種的水冷硬度高于空冷，而之后的溫度下空冷硬度高于水冷，與低碳馬氏體不銹鋼的不同冷卻方式下的規律不一致。

4) 1050 ℃空冷可以獲得較高的淬火硬度和較低的殘留奧氏體含量，同時具有8%的碳化物含量，具有獲得較好的耐磨性和較高的鋒利度的條件。