摘 要：借助強(qiáng)度和硬度測(cè)量手段以及顯微組織觀察及EDS能譜分析，研究了奧氏體化溫度和時(shí)間、回火溫度對(duì)一種實(shí)驗(yàn)室冶煉的馬氏體不銹鋼的微觀組織和力學(xué)性能的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：奧氏體化溫度可以顯著影響材料的力學(xué)性能，當(dāng)奧氏體化工藝為1050 ℃-60 min時(shí)，材料的硬度最大（49HRC），抗拉強(qiáng)度最高（1800 MPa）。在回火溫度為400～500 ℃的范圍內(nèi)，回火溫度的升高導(dǎo)致了 M7C3 相的沉淀和二次硬化，使材料的硬度和抗拉強(qiáng)度輕微升高；當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高至 700 ℃時(shí)，M7C3碳化物發(fā)生粗化并部分地轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6碳化物，材料的硬度和抗拉強(qiáng)度明顯降低。試樣在200℃和700℃回火后的拉伸斷口表現(xiàn)出混合斷裂機(jī)理（脆性和韌性），而在500 ℃表現(xiàn)為韌性特征。該材料最佳的熱處理工藝為1050℃-60min 奧氏體化處理+500℃-60min 回火處理。
馬氏體不銹鋼由于其優(yōu)異的力學(xué)性能和耐腐蝕性能而廣泛應(yīng)用于制造組件。與其它不銹鋼不同的是， 馬氏體不銹鋼的性能可以隨著熱處理?xiàng)l件的改變而發(fā)生變化。因此，這些鋼通常被廣泛應(yīng)用于蒸汽發(fā)生器、壓力容器、混合器葉片、切割工具和海上石油開(kāi)采平臺(tái)等過(guò)熱或過(guò)冷的服役環(huán)境中[1-3]。在退火條件下， 馬氏體不銹鋼會(huì)產(chǎn)生一種含有球化碳化物的鐵素體基質(zhì)微觀結(jié)構(gòu)， 如果想完全得到馬氏體結(jié)構(gòu)而不產(chǎn)生鐵素體和殘余奧氏體， 完善的熱處理工藝是非常必要的[4-5]。
根據(jù)材料的化學(xué)成分和熱處理工藝，馬氏體不銹鋼主要由馬氏體、未溶解的碳化物、δ鐵素體等微觀組織構(gòu)成。因此，對(duì)于特定成分的鋼材料， 強(qiáng)度和耐腐蝕性完全取決于碳和奧氏體中其他合金元素的含量[6-7]。對(duì)含碳量超過(guò) 0.2wt%的中碳馬氏體不銹鋼，碳元素可以完全溶解于鐵素體基體中。但需要特別注意的是避免材料的晶粒粗化、 脫碳和過(guò)奧氏體化[5]。此外，殘余應(yīng)力的存在可明顯地降低力學(xué)性能和耐腐蝕性能。合理的熱處理工藝可以減少應(yīng)力和促進(jìn)碳化物的分解。馬氏體不銹鋼熱處理工藝選擇合適能夠獲得理想的顯微組織， 保證材料的優(yōu)良性能。
1 試驗(yàn)材料及分析方法
選用試驗(yàn)鋼在真空感應(yīng)爐中進(jìn)行生產(chǎn)， 材料的基本化學(xué)成分如表 1 所示。鋼坯的熱鍛 在 900～1000℃，然后在700℃時(shí)進(jìn)行退火處理，最后空冷至室溫。
將鋼坯沿縱向進(jìn)行切割至合適尺寸， 以用于熱處理試驗(yàn)。試樣的奧氏體化溫度選擇為 980、1015 和1050℃，奧氏體化時(shí)間為 30、60 和 120 min，然后在將鋼坯沿縱向進(jìn)行切割至合適尺寸， 以用于熱處理試驗(yàn)。試樣的奧氏體化溫度選擇為 980、1015 和1050℃，奧氏體化時(shí)間為30、60 和120min，然后在200～700 ℃之間進(jìn)行回火處理，回火時(shí)間為60min。將以上熱處理后的試樣進(jìn)行強(qiáng)度和硬度測(cè)量、顯微組織觀察及 EDS 能譜分析。
2 試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1 微觀組織觀察及 EDS 能譜分析
圖1所示為經(jīng)不同奧氏體化溫度處理的試樣光學(xué)顯微組織。試樣的奧氏體化溫度分別為 1050、1015和980 ℃，奧氏體化時(shí)間均為60min，然后統(tǒng)一在200℃下回火60min。從圖中可以看出，隨著奧氏體化溫度的升高， 試樣組織中的板條馬氏體比例顯著增多，980℃奧氏體化后材料組織中的馬氏體比例最低。將金相試樣放置在空氣中一周后出現(xiàn)了大量的腐蝕界面，說(shuō)明其耐蝕性顯著降低。為了保證馬氏體不銹鋼組織中的馬氏體含量， 選擇該材料的奧氏體化溫度為 1050℃。
圖2（a）～（c）為不同回火溫度處理后試樣的掃描電鏡組織。圖2（a1）～（c1）為其對(duì)應(yīng)的EDS能譜分析結(jié)果。試樣的回火溫度分別為 200、500 和700℃，回火時(shí)間均為60min，各試樣的奧氏體化工藝一致，均為 1050℃-60min。從圖 2 中可看出，200 、500和 700 ℃回火后試樣組織中的碳化物組成分別為M23C6、M7C3 和 M23C6，而且隨著回火溫度的升高，材料組織中的析出相數(shù)量明顯增多。
2.2 硬度測(cè)量及分析
圖 3 所示為不同奧氏體化工藝對(duì)試樣硬度的影響，各試樣的回火工藝均為 200℃-60min。從圖中可看出，當(dāng)奧氏體化溫度為1050℃、奧氏體化時(shí)間不超過(guò) 60min 時(shí)，試樣可以獲得最大的硬度。對(duì)于馬氏體不銹鋼而言，硬度是由馬氏體板條在組織中的分布所決定的[3]。當(dāng)馬氏體相中的合金元素含量越高、殘余奧氏體越少時(shí)，材料的硬度越高。奧氏體化溫度的提高可以改善合金元素的均勻性、 減少殘余奧氏體的含量，因此可以促進(jìn)材料硬度的提高。但奧氏體化時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，會(huì)導(dǎo)致材料晶粒的異常長(zhǎng)大，材料的強(qiáng)硬度異常惡化。
保持試樣的奧氏體化工藝一定 （1050 ℃-60min），當(dāng)試樣經(jīng)200～700℃回火60min后，各試樣的硬度如圖4所示。從圖4中可看出，當(dāng)試樣的回火溫度為 200～400℃時(shí)，試樣的硬度值輕微下降；在400～500℃回火溫度內(nèi)，材料的硬度小幅度提高，這可以歸因于二次硬化現(xiàn)象，通常與馬氏體板條內(nèi)的M7C3碳化物的形成有關(guān)。在500～700℃的回火溫度范圍內(nèi)，材料的硬度大幅度下降，這種軟化行為的發(fā)生是由于材料組織中的M7C3碳化物開(kāi)始粗化并部分轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6碳化物。
2.3 強(qiáng)度測(cè)量及斷口觀察
圖 5 為 不 同 奧 氏 體 化 溫 度 下 的 應(yīng) 力-應(yīng) 變 曲線。奧氏體溫度分別為 980、1015 和 1050℃，奧氏體化時(shí)間為 60 min， 奧 氏體化后均 在 200 ℃保 溫 60min 進(jìn)行回火處理。從圖中可看出，隨著奧氏體化溫度的升高，其抗拉強(qiáng)度會(huì)有所升高但變化不明顯。在1050℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到 1800 MPa；這 主要是由于隨著奧氏體溫度的升高， 板條馬氏體的數(shù)量明顯增多，板條馬氏體屬于硬質(zhì)相，其抗拉強(qiáng)度會(huì)升高，但是在這個(gè)溫度范圍內(nèi)淬火， 中等大小的奧氏體晶粒長(zhǎng)大，又會(huì)降低其抗拉強(qiáng)度。所以總的抗拉強(qiáng)度會(huì)升高但變化并不是很大。
保持試樣的奧氏體化工藝 一 定 （1050℃-60min），當(dāng)試樣經(jīng) 200～700℃回火 60min 后拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨回火溫度的變化如圖 6 所示。從圖中可以看出，當(dāng)回火溫度從 200℃提高到 400℃時(shí)，強(qiáng)度輕微降低；當(dāng)回火溫度從 400℃升高至 500℃范圍內(nèi)，材料的強(qiáng)度由于二次強(qiáng)化而出現(xiàn)一定的增加；隨著回火溫度進(jìn)一步升高至 700℃，材料的強(qiáng)度顯著惡化。材料強(qiáng)度隨回火溫度的變化與硬度變化規(guī)律一致。
經(jīng)不同回火溫度處理后試樣拉伸斷口 SEM 照片如圖 7 所示。當(dāng)回火溫度為 500℃時(shí)，試樣的斷口出現(xiàn)了明顯的塑性變形，其斷口形貌呈韌窩狀。而回火溫度為 200和 700℃時(shí)，僅在少量微孔中發(fā)現(xiàn)了韌窩，絕大部分呈現(xiàn)出河流花樣。而事實(shí)上，200和 700℃回火溫度下的試樣均為混合斷裂，斷裂面主要表現(xiàn)為河流狀斷裂或是含有少量纖維狀韌性區(qū)域的脆性混合斷裂，韌窩狀主要存在于基質(zhì) / 碳化物界面。
綜合以上檢測(cè)數(shù)據(jù)，對(duì)該材料而言，最佳的熱處理工藝為 1050℃-60 min 奧氏體化處理+500℃-60min 回火處理。該熱處理工藝既能保證材料的強(qiáng)硬度和組織中的馬氏體含量，具有一定的韌性特征，綜合力學(xué)性能最佳。
3 結(jié)論
（1）隨著奧氏體溫度的升高， 試樣組織中板條馬氏體數(shù)量明顯增多，抗拉強(qiáng)度升高，硬度升高。當(dāng)回火工藝保持200 ℃-60min一定時(shí)， 材料經(jīng)1050℃奧氏體化 60 min 后具備最高的抗拉強(qiáng)度（1800MPa）和硬度（49HRC）。
（2）當(dāng)回火溫度為 400～500℃時(shí)，材料的洛氏硬度和抗拉強(qiáng)度由于M7C3 碳化物的析出和二次強(qiáng)化輕微升高；當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高至 700℃，M7C3碳化物發(fā)生軟化開(kāi)始粗化并部分地轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6 碳化物，材料的洛氏硬度和抗拉強(qiáng)度明顯降低。
（3）200和700℃回火溫度下的試樣均為混合斷裂，斷裂面主要表現(xiàn)為河流狀斷裂或是含有少量纖維狀韌性區(qū)域的脆性混合斷裂；當(dāng)回火溫 度為500℃時(shí)，試樣的斷口出現(xiàn)了明顯的塑性變形，其斷口形貌呈韌窩狀。
（4）該材料最佳的熱處理工藝為1050 ℃-60min 奧氏體化處理+500℃-60min 回火處理，既能保證材料的強(qiáng)度、硬度又具有一定的韌性特征，綜合力學(xué)性能最佳。
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