淬火工艺对6Cr13马氏体不锈钢组织和性能的影响

李照国， 潘吉祥， 纪显彬， 魏海霞， 王 珂

(酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 钢铁研究院 不锈钢研究所, 甘肃 嘉峪关 735100)

马氏体不锈钢是一种典型的耐蚀钢种，可以通过热处理的方法来获得所需要的力学性能，通常被用来制造具有良好力学性能和具有一定耐腐蚀性能的零部件[1-5]。在热处理过程中存在碳化物的固溶以及析出，从而会影响其力学性能及耐腐蚀性能。对于高碳马氏体不锈钢，碳含量越高，其Ms点越低，残留奥氏体含量会增加，进而对其耐蚀性、耐磨性、硬度等均产生重要影响[6-7]。

6Cr13钢因具有较高的碳含量，退火态组织中碳化物弥散且细小，被广泛应用于手刮片、剃须刀等需要高硬度和耐磨性的零件。该材料在后续的热处理过程中如果工艺控制不当会对其淬硬性、耐磨性以及耐蚀性产生较大影响。目前对于其后续的热处理工艺及加工过程中的性能研究较少。本文研究了不同淬火温度对6Cr13钢组织和淬硬性的影响，为制定6Cr13钢的热处理工艺提供了试验和理论支持。

1 试验材料和方法

试验材料为某钢厂成品2 mm厚的6Cr13钢冷轧退火板，其成分和显微组织分别见表1和图1；将试样切割成尺寸为2 mm×50 mm×70 mm的样板，于箱式电阻炉中分别在950、1000、1050、1100、1150 ℃保温5 min，每一组试样分别采用空冷和水冷的方式进行冷却。

表1 6Cr13钢的化学成分(质量分数，%)

对不同状态的试样采用DMI3000M莱卡光学显微镜观察其显微组织，JSM5600LV扫描电镜观察高倍组织，利用D8-Advance X射线衍射仪分析物相组成。同时按照GB/T 230.1—2009《金属材料 洛氏硬度试验 第1部分:试验方法(A、B、C、D、E、F、G、H、K、N、T标尺)》，检测其洛氏硬度。

2 试验结果与分析

2.1 组织分析

如图1、2所示，冷轧退火板原始组织为铁素体和大量细小的碳化物，碳化物的颗粒尺寸不大于2 μm，晶粒度为12级左右。950 ℃淬火后的组织中存在碳化物的少量溶解，形成了碳化物和马氏体的混合组织，随着淬火温度的升高，碳化物溶解量增大，马氏体组织明显增多，且晶粒明显粗化，1150 ℃淬火后的组织中形成了大量不同位向的板条马氏体组织和残留奥氏体组织，少量的碳化物分布在基体中，理论上还有一定含量的孪晶针状马氏体组织；同时单从组织上来看，相同淬火温度的水冷与空冷试样的组织差异并不明显，组织内物相为马氏体+碳化物，较高淬火温度试样冷却后还会存在一定量的残留奥氏体。

图1 不同温度淬火、空冷后试验钢的显微组织(a)冷轧退火；(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 ℃

图2 不同温度淬火、水冷后试验钢的显微组织(a)冷轧退火；(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 淬火温度对力学性能的影响

如图3所示，该钢种无论水冷还是空冷条件下，均在1050 ℃时硬度达到最大值，空冷后达到62.6 HRC，在950 ℃时，水冷淬火硬度高于空冷，而其余淬火温度下，空冷硬度均高于水冷硬度；在1150 ℃时，硬度均下降明显，水冷后由最高点61.2 HRC下降到37.8 HRC，并且两种冷却发生对应硬度的差距由不到2 HRC增加到4.5 HRC。

图3 不同热处理制度下试验钢的硬度Fig.3 Hardness of the tested steel at different heat treatment processes

如图4所示，对不同淬火温度以及冷却方式下试样进行XRD分析，根据YB/T 5338—2019《钢中奥氏体定量测定 X射线衍射仪法》和全谱拟合物相定量分析方法[8]计算出所有试样的残留奥氏体含量和Cr23C6的含量，并发现具有明显的规律。在XRD图谱中可以看到，冷轧退火板的主要物相为铁素体和Cr23C6，其中Cr23C6的含量达到13%左右，且未发现奥氏体相衍射峰；随着淬火温度的升高，Cr23C6的含量逐步降低，在1050 ℃之后其含量降低明显，在1150 ℃时其含量不足1%，同时水冷与空冷的相同温度对应含量几乎没有差异。残留奥氏体含量在950 ℃时几乎没有，在1000 ℃以上时，随着淬火温度的升高，其含量逐步增加，在1150 ℃时含量达到最大，均在15%以上，同时水冷的残留奥氏体含量明显高于空冷的含量，在1150 ℃含量差距达到20%左右。

图4 试验钢不同热处理状态下的X射线衍射图(a)和残留奥氏体及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

通过JMatPro对该钢种进行平衡态相图模拟，如图5所示，其As温度为780 ℃，奥氏体化温度为805～1340 ℃，M23C6理论上平衡态开始析出温度或全部溶解温度为905 ℃，M7C3析出温度为805～1170 ℃，且在905 ℃平衡态时析出量最大。

图5 JMatPro计算所得不同温度下6Cr13钢的平衡相组成Fig.5 JMatPro calculated equilibrium phase composition of the 6Cr13 steel at different temperatures

2.3 分析讨论

结合显微组织、力学性能、相组成以及XRD物相分析可知，冷轧退火板中主要相为铁素体和Cr23C6，在不同淬火温度下，该二次碳化物Cr23C6发生了缓慢溶解，虽然理论上平衡态相图在905 ℃就可以完全溶解，但是950～1150 ℃淬火保温5 min后，二次碳化物Cr23C6含量不同，并没有完全溶解到基体中。但随着淬火温度的升高，其含量逐步降低，在1050 ℃之后溶解速率加速，同时碳化物加速溶解后，其对晶界的钉扎作用开始减弱，原子扩散速度加速，晶粒明显开始长大，该温度可以认为是其晶粒长大和碳化物溶解的动力学临界温度。

结合硬度分析可知，950 ℃时水冷硬度高于空冷硬度，该温度下碳化物溶解量不足3%，并且没有残留奥氏体的情况下，奥氏体基体中固溶碳原子含量并不高，该淬火温度下组织对应的Ms点较高，水冷快速冷却的条件下相变驱动力较大，形成马氏体的含量略高[9]。但是随着淬火温度的升高，奥氏体基体中固溶碳原子含量增加，对应的Ms点降低，奥氏体稳定性增加，水冷冷却过程中，残留奥氏体含量增加，导致1000 ℃及以上温度的淬火硬度均低于空冷硬度，且随着淬火温度的增加，不同冷却方式的残留奥氏体含量差距越来越明显，淬火硬度与之对应差距明显增大，与低碳马氏体不锈钢的冷却方式不一致导致的结果相反。同时两种冷却方式均在1050 ℃下淬火时，硬度均达到最大值，为后续加工刀具开刃保证了高的硬度进而保证了锋利度，但是随着淬火温度的升高硬度反而降低，除残留奥氏体的含量增加影响硬度外，也与在1050 ℃之后对应的显微组织中晶粒的开始长大粗化有关，两种因素共同作用导致其硬度开始下降；同时在1050 ℃淬火后，在高硬度的基体组织中具有8%的球状碳化物Cr23C6和1%的残留奥氏体，非常有利于刀具后续耐磨性和锋利度，因此1050 ℃空冷为最理想的淬火工艺。

3 结论

1) 随着淬火温度的升高，碳化物残留量逐步减少，在1050 ℃后固溶度加大，到1150 ℃时其含量不足0.5%。

2) 晶粒在1050 ℃之后开始快速长大，残留奥氏体含量增大，导致在1050 ℃淬火硬度达到最大值，之后开始降低，在1150 ℃降低最为明显。

3) 950 ℃淬火时该钢种的水冷硬度高于空冷，而之后的温度下空冷硬度高于水冷，与低碳马氏体不锈钢的不同冷却方式下的规律不一致。

4) 1050 ℃空冷可以获得较高的淬火硬度和较低的残留奥氏体含量，同时具有8%的碳化物含量，具有获得较好的耐磨性和较高的锋利度的条件。