摘 要：借助強度和硬度測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間、回火溫度對一種實驗室冶煉的馬氏體不銹鋼的微觀組織和力學性能的影響。實驗結果表明：奧氏體化溫度可以顯著影響材料的力學性能，當奧氏體化工藝為1050 ℃-60 min時，材料的硬度最大（49HRC），抗拉強度最高（1800 MPa）。在回火溫度為400～500 ℃的范圍內，回火溫度的升高導致了 M7C3 相的沉淀和二次硬化，使材料的硬度和抗拉強度輕微升高；當回火溫度進一步升高至 700 ℃時，M7C3碳化物發(fā)生粗化并部分地轉變?yōu)镸23C6碳化物，材料的硬度和抗拉強度明顯降低。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)異的力學性能和耐腐蝕性能而廣泛應用于制造組件。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條件的改變而發(fā)生變化。因此，這些鋼通常被廣泛應用于蒸汽發(fā)生器、壓力容器、混合器葉片、切割工具和海上石油開采平臺等過熱或過冷的服役環(huán)境中[1-3]。在退火條件下， 馬氏體不銹鋼會產(chǎn)生一種含有球化碳化物的鐵素體基質微觀結構， 如果想完全得到馬氏體結構而不產(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成。因此，對于特定成分的鋼材料， 強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]。對含碳量超過 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、 脫碳和過奧氏體化[5]。此外，殘余應力的存在可明顯地降低力學性能和耐腐蝕性能。合理的熱處理工藝可以減少應力和促進碳化物的分解。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 試驗材料及分析方法
選用試驗鋼在真空感應爐中進行生產(chǎn)， 材料的基本化學成分如表 1 所示。鋼坯的熱鍛 在 900～1000℃，然后在700℃時進行退火處理，最后空冷至室溫。
將鋼坯沿縱向進行切割至合適尺寸， 以用于熱處理試驗。試樣的奧氏體化溫度選擇為 980、1015 和1050℃，奧氏體化時間為 30、60 和 120 min，然后在將鋼坯沿縱向進行切割至合適尺寸， 以用于熱處理試驗。試樣的奧氏體化溫度選擇為 980、1015 和1050℃，奧氏體化時間為30、60 和120min，然后在200～700 ℃之間進行回火處理，回火時間為60min。將以上熱處理后的試樣進行強度和硬度測量、顯微組織觀察及 EDS 能譜分析。
2 試驗結果與分析
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）為其對應的EDS能譜分析結果。試樣的回火溫度分別為 200、500 和700℃，回火時間均為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 硬度測量及分析
圖 3 所示為不同奧氏體化工藝對試樣硬度的影響，各試樣的回火工藝均為 200℃-60min。從圖中可看出，當奧氏體化溫度為1050℃、奧氏體化時間不超過 60min 時，試樣可以獲得最大的硬度。對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]。當馬氏體相中的合金元素含量越高、殘余奧氏體越少時，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，因此可以促進材料硬度的提高。但奧氏體化時間過長，會導致材料晶粒的異常長大，材料的強硬度異常惡化。
保持試樣的奧氏體化工藝一定 （1050 ℃-60min），當試樣經(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，當試樣的回火溫度為 200～400℃時，試樣的硬度值輕微下降；在400～500℃回火溫度內，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的M7C3碳化物的形成有關。在500～700℃的回火溫度范圍內，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碳化物開始粗化并部分轉變?yōu)镸23C6碳化物。
2.3 強度測量及斷口觀察
圖 5 為 不 同 奧 氏 體 化 溫 度 下 的 應 力-應 變 曲線。奧氏體溫度分別為 980、1015 和 1050℃，奧氏體化時間為 60 min， 奧 氏體化后均 在 200 ℃保 溫 60min 進行回火處理。從圖中可看出，隨著奧氏體化溫度的升高，其抗拉強度會有所升高但變化不明顯。在1050℃時，其抗拉強度達到 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相，其抗拉強度會升高，但是在這個溫度范圍內淬火， 中等大小的奧氏體晶粒長大，又會降低其抗拉強度。所以總的抗拉強度會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），當試樣經(jīng) 200～700℃回火 60min 后拉伸強度和屈服強度隨回火溫度的變化如圖 6 所示。從圖中可以看出，當回火溫度從 200℃提高到 400℃時，強度輕微降低；當回火溫度從 400℃升高至 500℃范圍內，材料的強度由于二次強化而出現(xiàn)一定的增加；隨著回火溫度進一步升高至 700℃，材料的強度顯著惡化。材料強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。當回火溫度為 500℃時，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，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 / 碳化物界面。
綜合以上檢測數(shù)據(jù)，對該材料而言，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，綜合力學性能最佳。
3 結論
（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，抗拉強度升高，硬度升高。當回火工藝保持200 ℃-60min一定時， 材料經(jīng)1050℃奧氏體化 60 min 后具備最高的抗拉強度（1800MPa）和硬度（49HRC）。
（2）當回火溫度為 400～500℃時，材料的洛氏硬度和抗拉強度由于M7C3 碳化物的析出和二次強化輕微升高；當回火溫度進一步升高至 700℃，M7C3碳化物發(fā)生軟化開始粗化并部分地轉變?yōu)镸23C6 碳化物，材料的洛氏硬度和抗拉強度明顯降低。
（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；當回火溫 度為500℃時，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，既能保證材料的強度、硬度又具有一定的韌性特征，綜合力學性能最佳。
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