田春英， 董 紀， 王 軍， 張慧星， 馮天建， 劉曉凡

(1. 天津中德應用技術大學 機械工程學院， 天津 300350；2. 天津中德應用技術大學 航空航天學院， 天津 300350；3. 天津市信泰科技發(fā)展有限公司， 天津 300383)

馬氏體型不銹鋼具有通過淬火實現(xiàn)硬化的特性，不同回火溫度具有不同強韌性組合，因此可通過選擇馬氏體不銹鋼牌號及熱處理來得到較大范圍內不同的力學性能，通常情況下被用來制造具有良好力學性能和一定耐蝕性的零部件，如蒸汽輪機葉片、醫(yī)療器械、餐具、刀具、測量用具、彈簧等。馬氏體型不銹鋼典型牌號為Cr13型(如2Cr13、3Cr13、4Cr13)和7Cr17、9Cr18等，合金成分Cr>12%(質量分數(shù))提高鋼材電極電位進而提高其耐蝕性，碳含量增加使其強硬性和耐磨性顯著提高，但耐蝕性下降，所以C含量增加Cr含量也要隨之增加[1-2]。

5Cr15MoV鋼是近年來不銹鋼生產企業(yè)為提高刀具硬度及耐磨性研發(fā)出的中、高檔刀具用鋼，其是一種高碳高鉻并添加微量Mo、V合金元素的馬氏體不銹鋼，較傳統(tǒng)的Cr13型不銹鋼碳和鉻含量有所提高，而較7Cr17、9Cr18不銹鋼其碳和鉻含量均有所降低[3-4]。因此，5Cr15MoV鋼較Cr13系不銹鋼提高了硬度，較7Cr17、9Cr18不銹鋼降低了脆硬性。為了獲得工件所要求的性能，就要了解鋼在加熱和冷卻過程中的組織轉變規(guī)律，為優(yōu)化熱處理工藝參數(shù)提供理論依據(jù)。金永華[5]、Qin等[6]對5Cr15MoV鋼進行了大量的熱處理工藝研究并獲得了最佳工藝參數(shù)。

為了深入分析淬火溫度對組織的影響以及組織對硬度的影響，本文以球化退火態(tài)5Cr15MoV鋼為研究對象，對經(jīng)不同溫度淬火后馬氏體組織形態(tài)、晶粒尺寸、合金碳化物和殘留奧氏體含量及分布等方面進行分析討論，得出淬火溫度對組織和性能的影響規(guī)律，為5Cr15MoV鋼熱處理工藝的制定提供理論依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為球化退火態(tài)的5Cr15MoV鋼棒材，直徑為φ10 mm，主要化學成分如表1所示。由于合金元素Cr、Mo、V都是封閉奧氏體相區(qū)的元素，使鋼的共析點左移至含碳量小于0.5%的成分點處，所以5Cr15MoV鋼為過共析鋼。采用線切割將棒材切割為φ10 mm×25 mm的圓柱試樣，然后將試樣放入ZSX 1400型箱式熱處理爐進行加熱。試驗前，采用差熱分析方法(加熱速度為10 K/min)測定了試驗鋼的相變點。如圖1所示，試驗鋼的Ac1和 Accm點與其原始組織相關，球化退火態(tài)鋼的奧氏體化較空冷淬火態(tài)慢，這主要是因為空冷淬火態(tài)鋼在升溫過程中首先分解為微細粒狀珠光體，相界面多，加快了奧氏體的形核與長大，而球化退火態(tài)鋼相界面少，奧氏體化較慢。5Cr15MoV鋼淬火一般采用球化退火態(tài)鋼，圖1中球化退火態(tài)鋼的Ac1和Accm分別為660.09 ℃和1300.71 ℃。過共析鋼的淬火溫度一般選擇在Ac1～Accm之間，考慮鋼中含有Cr、Mo、V等強碳化物元素，為了促進碳化物溶解，空冷淬火加熱溫度要偏高。試驗淬火溫度分別為1000、1050、1100、1150和1200 ℃，到溫后保溫20 min空冷。淬火后試樣采用線切割將兩端各切2 mm舍去(氧化層)，然后切取φ10 mm×12 mm 試樣塊，一端采用200HRD-150洛氏硬度計對試驗鋼硬度進行檢測，另一端經(jīng)過磨制、拋光和腐蝕制備金相試樣，利用Zess Axio Observer光學顯微鏡(OM)觀察淬火后組織；再采用線切割切取φ10 mm×2 mm試樣，經(jīng)過磨制拋光后，通過電解拋光法去除試樣的表面應力，電解液采用體積分數(shù)為7%的高氯酸酒精溶液，利用SEM配備的電子背散射衍射(EBSD)裝置分析顯微組織的晶粒取向、相含量和晶粒大小等特征。

表1 球化退火態(tài)5Cr15MoV鋼的化學成分 (質量分數(shù)，%)

圖1 5Cr15MoV 鋼的DSC曲線

2 試驗結果與分析

2.1 淬火溫度對組織的影響

淬火目的是為了獲得具有高強硬度的馬氏體組織，工件在淬火工藝階段獲得理想的組織與性能是回火狀態(tài)應用時具有所需性能的前提和保障。因5Cr15MoV鋼中含有的Cr、Mo、V元素均會使鋼的C曲線右移，尤其是Cr約15%的高含量使鋼的淬透性得到很大提高，閆寒等[7]測試得知即使在0.1 ℃/s冷速下仍有大量馬氏體轉變，因此本試驗鋼可在空氣中冷卻淬火，淬火應力小。淬火溫度對于組織的晶粒尺寸、分布狀態(tài)、含量等有著較大的影響，進而影響材料的性能。

試驗鋼原始顯微組織和經(jīng)不同溫度淬火后的顯微組織如圖2所示。圖2(a)所示原始組織為球化退火態(tài)的粒狀珠光體，在鐵素體基體上分布著以M23C6為主的合金碳化物，碳化物形狀近似球形，尺寸以0.5～2.0 μm 范圍內為主，且分布狀態(tài)既有在原奧氏體晶粒內部的隨機分布，又有在晶界呈網(wǎng)串狀分布[8-9]。圖2(b～f)為不同溫度淬火后的顯微組織，可以看出組織有顯著的區(qū)別。在1000、1050 ℃較低溫度下淬火時，由于淬火時奧氏體晶粒細小和保留了較多的未溶碳化物，所以得到光學顯微鏡下觀察不到隱晶馬氏體以及在其上分布較多的未溶碳化物，如圖2(b, c)所示。與圖2(a)相比，尺寸較小的碳化物已基本溶解，圖2(c)與圖2(b)相比，由于淬火溫度較高，碳化物溶解的量更多，而且大尺寸碳化物也變小，殘留碳化物仍然呈網(wǎng)串狀分布，且更加清晰。當淬火溫度升高至1100 ℃時，碳化物顆粒絕大部分已溶解，只有原來很少量較大尺寸的碳化物部分溶解后以很小碳化物形式殘留下來，同時原奧氏體晶界和馬氏體板條塊可見，而且在原奧氏體晶界處出現(xiàn)大量的殘留奧氏體，如圖2(d)所示。在1100 ℃保溫20 min時，大量碳化物基本溶解，在原尺寸較大碳化物處的局部奧氏體中合金元素含量顯著增高，尤其是碳元素，從而使試驗鋼的C曲線右移，增大過冷奧氏體穩(wěn)定性，進而使其馬氏體轉變溫度降低，因此殘留奧氏體的量增大。隨著淬火溫度進一步升高至1150 ℃，可以發(fā)現(xiàn)原奧氏體晶界和馬氏體板條組織更加清晰，組織明顯長大，而且碳化物殘留量進一步減少，殘留奧氏體的含量也減少。隨著淬火溫度升高，碳化物的溶解速度進一步加快。碳元素的擴散速度隨著淬火溫度升高顯著增加[10]，使奧氏體中局部碳濃度高的部分能夠向其他部分擴散，使奧氏體局部碳含量高的面積減小，所以殘留奧氏體的量減少。淬火溫度升高至1200 ℃時，碳化物已全部溶解消失，奧氏體中碳元素擴散能力進一步增強，未見大塊殘留奧氏體，原奧氏體晶界和板條馬氏體組織清晰可見，且組織進一步長大。

圖2 不同溫度淬火后試驗鋼的顯微組織

淬火溫度是影響奧氏體晶粒大小的顯著因素，而奧氏體晶粒大小對試驗鋼熱處理后的組織和性能影響極大。在板條馬氏體組織中每一個馬氏體板條為一個單晶體，其立體形態(tài)為扁條狀，很多近于平行排列的細長板條組成板條束[11]，通過EBSD表征的IPF圖可以顯示每個馬氏體晶粒的取向。圖3為淬火溫度為1050 ℃和1200 ℃時EBSD表征的試驗鋼IPF與晶界圖。從圖3可以看出，1200 ℃較1050 ℃淬火獲得的組織明顯粗大。眾所周知，晶粒的大小可以用單位體積內晶粒的數(shù)目來表示，數(shù)目越多，晶粒越細。根據(jù)體視學原理，如果截面積相同，晶粒數(shù)目越多即說明晶粒越細小。因此，在試樣中心部位隨機選取3個視野，統(tǒng)計晶粒的平均數(shù)目。

圖3 不同溫度淬火后試驗鋼EBSD表征的IPF與晶界圖

圖4為不同淬火溫度相同截面積內晶粒數(shù)目統(tǒng)計圖。從圖4可以看出，淬火溫度越高，晶粒數(shù)目越少，說明晶粒越粗大，尤其是板條馬氏體晶粒數(shù)目。

圖4 不同溫度淬火后試驗鋼相同截面積內晶粒數(shù)目統(tǒng)計

殘留奧氏體是淬火未能轉變成馬氏體而保留到室溫的奧氏體，是所有可淬火硬化鋼中普遍存在的一種顯微組織，鋼中存在過量的殘留奧氏體勢必會降低鋼件的淬火硬度、強度、耐磨性和疲勞強度等性能。殘留奧氏體主要以兩種不同形態(tài)存在：一種為分布于馬氏體板條間的薄膜狀，另一種為分布于原奧氏體晶界附近和馬氏體板條束邊界的塊狀，后者具有更大的晶粒尺寸[12]。雖然EBSD測試所得的殘留奧氏體含量明顯低于XRD測試所得的含量，但其有利于分析塊狀殘留奧氏體的分布情況[13]。

不同淬火溫度下試驗鋼EBSD分析結果如圖5所示，殘留奧氏體與合金碳化物M23C6均為面心立方晶體結構，用綠色表示，二者的區(qū)別主要體現(xiàn)在形態(tài)上，殘留奧氏體為不規(guī)則塊狀，合金碳化物M23C6為球狀；板條馬氏體用藍色表示。當在1000、1050 ℃較低溫度下淬火時，綠色組織主要為未溶M23C6碳化物，個體形狀以球狀為主，多呈串狀分布在原奧氏體晶界處。因為淬火溫度升高，圖5(b)較圖5(a)未溶碳化物量減少。當淬火溫度升高至1100 ℃時，球狀碳化物絕大部分已溶解，在原奧氏體晶界處和馬氏體板條間出現(xiàn)大量不規(guī)則塊狀的殘留奧氏體，如圖5(c)所示。因為在1100 ℃加熱保溫時，絕大部分碳化物剛剛溶解，奧氏體中碳及合金元素處于局部濃度極高階段，因此殘留奧氏體的含量較高。隨著淬火溫度進一步升高到1150 ℃時，可以看出由于合金元素的擴散能力增強，殘留奧氏體的含量減少，如圖5(d)所示。當淬火溫度升高至1200 ℃時，碳化物已全部溶解，可以看出由于合金元素的擴散能力進一步增強，殘留奧氏體的量也進一步減少，如圖5(e)所示。圖5(f)為圖5(c) 中殘留奧氏體的晶體學取向，可以看出，在同一馬氏體板條束區(qū)域內的殘留奧氏體的晶體學取向基本一致。

圖5 不同溫度淬火后試驗鋼EBSD照片(a～e)與殘奧IPF圖(f)

圖6為不同溫度淬火后試驗鋼中殘留奧氏體與殘留碳化物的含量，圖5中綠色相含量先升高后降低，圖6中淬火溫度為1000、1050 ℃時主要體現(xiàn)的是殘留碳化物的含量，淬火溫度為1100～1200 ℃以殘留奧氏體含量為主。

圖6 不同溫度淬火后試驗鋼中殘留奧氏體與未溶碳化物統(tǒng)計

2.2 淬火溫度對硬度的影響

馬氏體不銹鋼可以通過熱處理工藝調整其力學性能，獲得較高的強韌性。淬火溫度是熱處理工藝中非常重要的參數(shù)，對材料硬度有著顯著影響，圖7為試驗鋼在不同溫度淬火后硬度的變化情況。從圖7可以看出，隨著淬火溫度的升高，試驗鋼的硬度先上升后下降，在淬火溫度為1000 ℃時試驗鋼硬度值為59.1 HRC，淬火溫度為1050 ℃時，硬度值達到最大值60.8 HRC，淬火溫度為1100 ℃時緩慢降至58.8 HRC，之后隨著淬火溫度升高硬度下降較快，淬火溫度為1150 ℃和1200 ℃時，硬度分別為47.7 HRC和41.5 HRC。

圖7 不同溫度淬火后試驗鋼的硬度

3 結論

1) 球化退火態(tài)5Cr15MoV鋼在1000～1200 ℃范圍內淬火后，組織主要為板條馬氏體+未溶碳化物+殘留奧氏體。隨著淬火溫度升高，馬氏體晶粒尺寸逐漸增大，碳化物M23C6逐漸溶解直至消失，殘留奧氏體的含量先增多后減少。當淬火溫度為1000和1050 ℃時，組織以隱晶馬氏體+未溶碳化物為主，當淬火溫度為1100～1200 ℃時，組織以板條馬氏體和殘留奧氏體為主。

2) 隨著淬火溫度升高，試驗鋼硬度呈先上升后下降的規(guī)律，下降十分明顯。試驗鋼硬度主要是馬氏體的含碳量、晶粒尺寸、殘留奧氏體含量和碳化物M23C6含量多方面因素綜合作用的結果，試驗鋼在1050 ℃淬火時硬度達到最大值60.8 HRC。