劉少尊，車(chē)洪艷，李 歐，梁 晨，桂 舜，王鐵軍

（中國(guó)鋼研科技集團(tuán)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(shí)現(xiàn)國(guó)產(chǎn)，但高端刀具材料嚴(yán)重依賴進(jìn)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(xì)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(qiáng)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(shí)，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?？商岣咪摰哪湍バ?，因此提高刀具的鋒利耐用度。Xu等[2]研究了不同碳化物類(lèi)型對(duì)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(guó)內(nèi)外學(xué)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(guò)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(guò)高，鋼中會(huì)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(duì)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(duì)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(xì)化碳化物尺寸，得到細(xì)密均勻顯微組織，同時(shí)可突破熔煉-鑄鍛工藝的材料設(shè)計(jì)上限，制備更高碳與合金含量鋼種。通過(guò)熱等靜壓工藝固相燒結(jié)成型，燒結(jié)過(guò)程中無(wú)液相生成，可有效抑制碳化物長(zhǎng)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(duì)于熔鑄工藝生產(chǎn)的刀剪用鋼的熱處理工藝，前人進(jìn)行了大量研究，如5Cr15MoV、8Cr13MoV、9Cr18MoV鋼等[10-12]，但對(duì)于粉末冶金制備的超高碳不銹鋼，其熱處理工藝對(duì)顯微組織與性能影響還未進(jìn)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(duì)象，通過(guò)淬火工藝調(diào)控碳化物種類(lèi)、數(shù)量與尺寸分布，對(duì)材料組織演變規(guī)律和力學(xué)性能進(jìn)行研究。

1 試驗(yàn)材料與方法

ATPM-MS3粉末鋼（以下簡(jiǎn)稱(chēng)為試驗(yàn)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(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為1.9C、0.3Si、0.3Mn、20Cr、4V、0.7W，余量Fe。用排水法測(cè)量其密度為7.57 g/cm3。取標(biāo)準(zhǔn)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(yàn)方法》與YB/T 5349—2014《金屬材料 彎曲力學(xué)性能試驗(yàn)方法》分別進(jìn)行室溫?zé)o缺口沖擊與抗彎強(qiáng)度測(cè)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(jìn)行顯微組織觀察，采用帕納科Xpertmrd型X射線衍射儀測(cè)定其相組成，采用靶材為鈷靶。

2 試驗(yàn)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(wú)變化。試驗(yàn)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(yàn)鋼在不同溫度淬火時(shí)，均由兩種不同種類(lèi)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?jǐn)?shù)有降低趨勢(shì)。試驗(yàn)鋼經(jīng)900℃淬火后，其體積分?jǐn)?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?jǐn)?shù)逐漸降低，碳化物連接情況有所減少，試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火后，其體積分?jǐn)?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(shuō)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?jǐn)?shù)較小，隨淬火溫度升高體積分?jǐn)?shù)與形貌變化不大，試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火后，其體積分?jǐn)?shù)約為2%，尺寸約為0.5μm。

圖1 試驗(yàn)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(yàn)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(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火后，均由基體相和碳化物組成。試驗(yàn)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(yàn)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?jǐn)?shù)逐漸增大，說(shuō)明試驗(yàn)鋼在950～1050℃奧氏體化時(shí)基體相為奧氏體與鐵素體雙相組織，經(jīng)過(guò)淬火快速冷卻后，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，鐵素體無(wú)變化。試驗(yàn)鋼經(jīng)1100℃以上淬火后，基體相中未見(jiàn)鐵素體，說(shuō)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(yàn)鋼經(jīng)1200℃淬火后，部分晶粒有所長(zhǎng)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(jiàn)部分塊狀?yuàn)W氏體組織。

圖2 試驗(yàn)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(yàn)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(yàn)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(yàn)鋼經(jīng)900～1200℃淬火并200℃回火后的XRD圖譜如圖3所示，試驗(yàn)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(yàn)鋼在1050℃以下淬火時(shí)，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(cuò)密度較大，晶格畸變較嚴(yán)重，導(dǎo)致馬氏體峰寬化較明顯。由圖3（b）可知，試驗(yàn)鋼在900℃與950℃淬火時(shí)，BCC相衍射峰較窄，而在1000℃以上淬火時(shí)，BCC相衍射峰明顯寬化，也說(shuō)明了試驗(yàn)鋼在950℃以下淬火時(shí)基體相主要為鐵素體，在1000℃以上淬火時(shí)主要為馬氏體，這與掃描電鏡測(cè)試結(jié)果（見(jiàn)圖2）一致。隨著淬火溫度升高，碳化物衍射峰位置基本沒(méi)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(qiáng)度隨著淬火溫度升高而增強(qiáng)。

圖3 試驗(yàn)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(zhǎng)0.179 021 nm，由BCC（110）和BCC（211）晶面對(duì)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(yàn)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(shì)（見(jiàn)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(duì)晶格常數(shù)影響較大，置換固溶元素對(duì)晶格常數(shù)影響相對(duì)較小，說(shuō)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(cè)定 X射線衍射儀法》測(cè)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?jǐn)?shù)參考掃描電鏡照片，經(jīng)過(guò)計(jì)算可得到不同淬火溫度下殘留奧氏體含量，試驗(yàn)鋼經(jīng)1050、1100、1150、1200℃淬火后，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為7.8%、14.1%、19.4%、35.0%。

2.3 力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后的力學(xué)性能如圖4所示。試驗(yàn)鋼在900℃淬火時(shí)，基體為鐵素體，鐵素體中幾乎不固溶碳，位錯(cuò)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(shí)韌性較高，沖擊吸收能量達(dá)到82 J；隨著淬火溫度升高，碳化物部分回溶于基體，試驗(yàn)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?jǐn)?shù)增大，同時(shí)馬氏體中固溶碳增多，因此硬度和抗彎強(qiáng)度提高，但對(duì)韌性影響較大。當(dāng)淬火溫度大于1100℃時(shí)，試驗(yàn)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(dǎo)致馬氏體晶格常數(shù)變大，馬氏體固溶強(qiáng)化作用進(jìn)一步增強(qiáng)，淬火后硬度也逐漸增大；同時(shí)，高溫下奧氏體中固溶碳與合金元素含量的增加也導(dǎo)致Ms點(diǎn)和Mf點(diǎn)下降，導(dǎo)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(shí)殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為35%，導(dǎo)致硬度和抗彎強(qiáng)度下降，但韌性略有提高。

圖4 試驗(yàn)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(xué)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(qiáng)度匹配最佳，硬度為59 HRC，沖擊吸收能量為18.9 J，抗彎強(qiáng)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(wú)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?jǐn)?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(qiáng)化，使硬度與抗彎強(qiáng)度升高。

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

3）試驗(yàn)鋼經(jīng)1200℃淬火后，固溶于基體內(nèi)碳與合金元素含量進(jìn)一步增多，導(dǎo)致Ms、Mf下降，淬火后形成大量殘留奧氏體，同時(shí)較高淬火溫度導(dǎo)致部分晶粒長(zhǎng)大，硬度與抗彎強(qiáng)度下降。