淬火工藝對粉末冶金馬氏體不銹鋼組織與性能的影響

劉少尊，車洪艷，李 歐，梁 晨，桂 舜，王鐵軍

（中國鋼研科技集團有限公司 安泰科技股份有限公司，北京 100081）

目前，絕大多數(shù)低端刀具用鋼材已實現(xiàn)國產(chǎn)，但高端刀具材料嚴重依賴進口，尤其是粉末冶金材料。高品質(zhì)刀具的主要使用性能包括耐腐蝕性能、初始鋒利度與鋒利耐用度，要求其材料具備良好的耐腐蝕性以及碳化物分布彌散細小。因此，刀具鋼材通常采用高碳高鉻成分體系，碳起到固溶強化作用，鉻決定了鋼材的耐腐蝕性能，固溶鉻含量在10.5%以上時，可使鋼表面生成鈍化膜[1]。

鋼材耐磨性與鋼中碳化物的硬度、數(shù)量、尺寸、形貌和分布有密切的關(guān)系。碳化物通常可提高鋼的耐磨性，因此提高刀具的鋒利耐用度。Xu等[2]研究了不同碳化物類型對高速鋼耐磨性的影響。研究發(fā)現(xiàn)，由于MC硬度高于M6C和M2C，且分布均勻，因此耐磨性明顯優(yōu)于含另外兩種碳化物的鋼材。國內(nèi)外學者[3-5]研究發(fā)現(xiàn)，高速鋼中高硬度的一次碳化物在磨損過程中可以有效提高鋼材耐磨性。

但如果碳化物形成元素如C、Cr、Mo、V等含量過高，鋼中會形成粗大共晶碳化物，使鋼材韌性大幅降低，甚至失去熱變形能力。Kim等[6]研究發(fā)現(xiàn)，高鉻鑄鐵中粗大的一次碳化物由于硬度高、脆性大，極易斷裂并從基體脫落，惡化了其耐磨性和斷裂韌性；低鉻鑄鐵中，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的共晶碳化物雖然硬度相對較低，但提高了鑄鐵的耐磨性和韌性；Hwang等[7]研究了一次碳化物對高速鋼軋輥性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)，偏聚于晶界的粗大一次碳化物可以提高軋輥的硬度，但是明顯惡化了其斷裂韌性。馮寶萍等[8]研究發(fā)現(xiàn)，大尺寸的一次碳化物顯著降低了GCrl5軸承鋼的疲勞壽命。Zhi等[9]研究發(fā)現(xiàn)，高鉻鑄鐵中粗大的一次碳化物降低了其沖擊性能。

采用粉末冶金工藝可避免形成粗大共晶組織，顯著細化碳化物尺寸，得到細密均勻顯微組織，同時可突破熔煉-鑄鍛工藝的材料設(shè)計上限，制備更高碳與合金含量鋼種。通過熱等靜壓工藝固相燒結(jié)成型，燒結(jié)過程中無液相生成，可有效抑制碳化物長大，從而使其具有更加優(yōu)異的耐磨性、耐腐蝕性，與韌性配合，可大幅提高刀剪材料的鋒利耐用度。對于熔鑄工藝生產(chǎn)的刀剪用鋼的熱處理工藝，前人進行了大量研究，如5Cr15MoV、8Cr13MoV、9Cr18MoV鋼等[10-12]，但對于粉末冶金制備的超高碳不銹鋼，其熱處理工藝對顯微組織與性能影響還未進行系統(tǒng)研究。本文以粉末冶金工藝制備的超高碳高鉻含量ATPM-MS3粉末鋼為對象，通過淬火工藝調(diào)控碳化物種類、數(shù)量與尺寸分布，對材料組織演變規(guī)律和力學性能進行研究。

1 試驗材料與方法

ATPM-MS3粉末鋼（以下簡稱為試驗鋼）采用真空感應(yīng)惰性氣體氣霧化制備粉末，經(jīng)熱等靜壓技術(shù)壓制成錠材，主要化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）為1.9C、0.3Si、0.3Mn、20Cr、4V、0.7W，余量Fe。用排水法測量其密度為7.57 g/cm3。取標準沖擊和抗彎試樣，分別經(jīng)900、950、1000、1050、1100、1150、1200℃保溫0.5 h后，油淬冷卻后經(jīng)200℃回火3 h，按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》與YB/T 5349—2014《金屬材料 彎曲力學性能試驗方法》分別進行室溫無缺口沖擊與抗彎強度測試。經(jīng)上述淬火、回火后的金相試樣磨平、拋光后，用鹽酸酒精氯化鐵（質(zhì)量比5:5:1）溶液腐蝕組織，在FEI Quanta 650FEG型掃描電鏡上進行顯微組織觀察，采用帕納科Xpertmrd型X射線衍射儀測定其相組成，采用靶材為鈷靶。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

與淬火態(tài)相比，ATPM-MS3粉末鋼經(jīng)低溫回火后，應(yīng)力有所降低，韌性提高，其顯微組織與相組成幾乎無變化。試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后的背散射電子像如圖1所示。背散射電子像可較好地反映不同原子序數(shù)的襯度，原子序數(shù)較大的元素亮度較高。由圖1可知試驗鋼在不同溫度淬火時，均由兩種不同種類碳化物組成，將其命名為碳化物1與碳化物2。碳化物1呈灰色，尺寸稍大，形狀不規(guī)則，隨淬火溫度升高體積分數(shù)有降低趨勢。試驗鋼經(jīng)900℃淬火后，其體積分數(shù)較多，部分連接在一起，部分呈條帶狀，隨淬火溫度升高，碳化物體積分數(shù)逐漸降低，碳化物連接情況有所減少，試驗鋼經(jīng)1150℃淬火后，其體積分數(shù)約為17%，尺寸約為2μm，均勻彌散分布于基體中。碳化物2呈黑色，說明其主要由原子序數(shù)較低元素組成，其尺寸較小，形狀接近球形，體積分數(shù)較小，隨淬火溫度升高體積分數(shù)與形貌變化不大，試驗鋼經(jīng)1150℃淬火后，其體積分數(shù)約為2%，尺寸約為0.5μm。

圖1 試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steel quenched at different temperatures and tempered at 200℃

試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后二次電子像如圖2所示。結(jié)果顯示，試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火后，均由基體相和碳化物組成。試驗鋼經(jīng)900℃淬火后，基體相為鐵素體（Ac1=930℃），硬度為30 HRC，與退火態(tài)硬度（27 HRC）差異不大。試驗鋼經(jīng)950～1050℃淬火后，基體相為鐵素體和馬氏體雙相，隨淬火溫度升高馬氏體相體積分數(shù)逐漸增大，說明試驗鋼在950～1050℃奧氏體化時基體相為奧氏體與鐵素體雙相組織，經(jīng)過淬火快速冷卻后，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，鐵素體無變化。試驗鋼經(jīng)1100℃以上淬火后，基體相中未見鐵素體，說明在1100℃保溫30 min材料已完全奧氏體化，淬火冷卻后形成馬氏體組織。試驗鋼經(jīng)1200℃淬火后，部分晶粒有所長大，少數(shù)原奧氏體晶粒尺寸大于10μm，經(jīng)腐蝕后馬氏體板條組織更加明顯，此外，還可見部分塊狀奧氏體組織。

圖2 試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的二次電子圖像Fig.2 Secondary electron images of the tested steel quenched at different temperatures and tempered at 200℃

試驗鋼經(jīng)1150℃淬火并200℃回火后，基體和碳化物能譜成分如表1所示，馬氏體基體中主要為Fe和Cr，碳化物1中鉻含量比較高，碳化物2中釩含量較高。

表1 試驗鋼經(jīng)1150℃淬火并200℃回火后不同部位的成分Table 1 Composition of different parts of the tested steel quenched at 1150℃and tempered at 200℃

2.2 相組成

試驗鋼經(jīng)900～1200℃淬火并200℃回火后的XRD圖譜如圖3所示，試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火后，碳化物主要由M7C3和少量MC相組成，結(jié)合SEM組織形貌照片以及EDS成分分析結(jié)果可知，碳化物1為M7C3，碳化物2為MC。試驗鋼在1050℃以下淬火時，由于鐵素體和馬氏體衍射峰角度高度重合，僅從衍射角度不能區(qū)分出鐵素體與馬氏體相。但與鐵素體相比，馬氏體位錯密度較大，晶格畸變較嚴重，導致馬氏體峰寬化較明顯。由圖3（b）可知，試驗鋼在900℃與950℃淬火時，BCC相衍射峰較窄，而在1000℃以上淬火時，BCC相衍射峰明顯寬化，也說明了試驗鋼在950℃以下淬火時基體相主要為鐵素體，在1000℃以上淬火時主要為馬氏體，這與掃描電鏡測試結(jié)果（見圖2）一致。隨著淬火溫度升高，碳化物衍射峰位置基本沒有變化，馬氏體峰位逐漸向低角方向偏移，奧氏體峰出現(xiàn)，且峰值強度隨著淬火溫度升高而增強。

圖3 試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the tested steel quenched at different temperatures and tempered at 200℃

由布拉格方程2dhklsinθ=λ，取鈷靶的X射線特征波長0.179 021 nm，由BCC（110）和BCC（211）晶面對應(yīng)的衍射峰的平均位置，可得出不同淬火溫度下BCC相晶格常數(shù)，試驗鋼經(jīng)900、950、1000、1050、1100、1150℃淬火后，馬氏體晶格常數(shù)分別為0.2871、0.2871、0.2874、0.2874、0.2876、0.2878 nm，呈逐漸增大趨勢（見圖4）。Bhadeshia等[13]總結(jié)了馬氏體中晶格常數(shù)與溶質(zhì)成分之間的關(guān)系，馬氏體中間隙固溶元素C對晶格常數(shù)影響較大，置換固溶元素對晶格常數(shù)影響相對較小，說明隨淬火溫度升高，馬氏體中固溶C含量增大。

按GB/T 8362—1987《鋼中殘留奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》測定殘留奧氏體含量，馬氏體選用（200）、（211）兩晶面衍射線，奧氏體選用（200）、（220）兩晶面衍射線，碳化物體積分數(shù)參考掃描電鏡照片，經(jīng)過計算可得到不同淬火溫度下殘留奧氏體含量，試驗鋼經(jīng)1050、1100、1150、1200℃淬火后，殘留奧氏體體積分數(shù)分別為7.8%、14.1%、19.4%、35.0%。

2.3 力學性能

試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后的力學性能如圖4所示。試驗鋼在900℃淬火時，基體為鐵素體，鐵素體中幾乎不固溶碳，位錯密度較低，碳主要以碳化物形式存在，因此硬度較低，為30 HRC，此時韌性較高，沖擊吸收能量達到82 J；隨著淬火溫度升高，碳化物部分回溶于基體，試驗鋼在950～1050℃保溫30 min，在高溫下形成奧氏體+鐵素體組織，淬火后奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，形成馬氏體+鐵素體雙相組織。隨著淬火溫度升高，馬氏體體積分數(shù)增大，同時馬氏體中固溶碳增多，因此硬度和抗彎強度提高，但對韌性影響較大。當淬火溫度大于1100℃時，試驗鋼在高溫下基體相為奧氏體單相，隨著淬火溫度升高，淬火后形成的馬氏體中固溶碳與合金元素含量逐漸升高，導致馬氏體晶格常數(shù)變大，馬氏體固溶強化作用進一步增強，淬火后硬度也逐漸增大；同時，高溫下奧氏體中固溶碳與合金元素含量的增加也導致Ms點和Mf點下降，導致淬火后馬氏體轉(zhuǎn)變不完全，殘留奧氏體逐漸增多，直至1200℃淬火時殘留奧氏體體積分數(shù)為35%，導致硬度和抗彎強度下降，但韌性略有提高。

圖4 試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的晶格常數(shù)、殘留奧氏體含量（a）和力學性能（b）Fig.4 Lattice constant，retained austenite content（a）and mechanical properties（b）of the tested steel after quenching at different temperatures and tempering at 200℃

綜合碳化物的回溶與馬氏體中固溶元素以及殘留奧氏體變化，經(jīng)1150℃淬火并200℃回火后，硬度、沖擊吸收能量與抗彎強度匹配最佳，硬度為59 HRC，沖擊吸收能量為18.9 J，抗彎強度為3079 MPa。

3 結(jié)論

1）高碳鉻粉末冶金不銹鋼經(jīng)900～1200℃淬火并于200℃回火后，由碳化物與無序基體相組成。碳化物主要為M7C3，少部分為MC。隨淬火溫度升高，部分碳化物固溶于基體內(nèi)，碳化物體積分數(shù)減少，基體相由鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，固溶碳與合金元素含量升高，形成固溶強化，使硬度與抗彎強度升高。

2）試驗鋼經(jīng)1150℃淬火與低溫回火后，M7C3相體積分數(shù)為17%，平均尺寸為2μm，MC相體積分數(shù)為2%，平均尺寸為0.5μm，此時力學性能達到最佳，硬度為59 HRC，沖擊吸收能量為18.9 J，抗彎強度為3079 MPa。

3）試驗鋼經(jīng)1200℃淬火后，固溶于基體內(nèi)碳與合金元素含量進一步增多，導致Ms、Mf下降，淬火后形成大量殘留奧氏體，同時較高淬火溫度導致部分晶粒長大，硬度與抗彎強度下降。