高碳马氏体不锈钢8Cr13MoV钢铸态组织及碳化物

工程科学学报，第38卷，第9期：1264-1269,2016年9月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.9:1264-1269,September 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.09.010:http://journals.ustb.edu.cn 高碳马氏体不锈钢8Cr13MoV钢铸态组织及碳化物 于文涛四，李晶，史成斌，朱勤天，宋惠东，石昌民 北京科技大学钢铁治金新技术国家重点实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:ywt82@163.com 摘要利用Thermo-Calc软件对8Crl3MoV马氏体不锈钢的凝固过程进行计算，利用光学显微镜、扫描电子显微镜和X射 线衍射分析仪对铸态组织和碳化物形貌以及类型进行观察与分析，利用Gleeble热模拟试验机测定材料的静态连续冷却转变 曲线.结果表明，8C13MoV在平衡凝固条件下组织为铁素体和MaC,型碳化物，而在实际的凝固条件下，组织为铁素体、马氏 体、残余奥氏体、M,C,型和M,C6型碳化物，由于偏析导致最终组织中碳化物以M,C,型为主，少量MC6以薄片或树枝状分布 在晶界上.由于较高的C和C含量，以0.1℃·s的冷却速率冷却时，奥氏体也会发生马氏体转变. 关键词马氏体不锈钢：显微组织：碳化物：凝固 分类号TG142.71 Microstructure and carbides of as-cast high carbon martensitic stainless steel 8Cr13MoV YU Wen-tao,LI Jing,SHI Cheng-bin,ZHU Qin-tian,SONG Hui-dong,SHI Chang-min State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:ywt82@163.com ABSTRACT The solidification process of 8Cr13MoV martensitic stainless steel was calculated by using Thermo-Calc software.The solidification microstructure,morphology and type of carbides were analyzed by optical microscopy,scanning electron microscopy and X-ray diffraction.The static continuous cooling transformation curve was measured by Gleeble thermal simulator.The results indicate that the microstructure of 8Cr13MoV includes ferrite and MaC under the equalized solidification condition,while ferrite,martensite, retained austenite,M,C and MaC in the practical solidification condition.The main carbides are MC,and a small number of Ma C with lamellar or dendritic morphology distribute on the grain boundaries,which can be attributed to element segregation.Because of high C and Cr contents,austenite can transform to martensite at a cooling rate of 0.IC.s. KEY WORDS martensitic stainless steel;microstructure:carbides;solidification 8Crl3MoV钢是近年开发的一种新型马氏体不锈 物的相成分、类型等对进一步掌握该钢种的强化机制， 钢，其具有硬度高和耐磨性好的优点，多应用于精 改善马氏体不锈钢的综合力学性能，具有十分重要的 密弹性储能元件、剃须刀片和高档医用刀剪材料B. 意义·本文主要研究该钢中各析出相的析出规律，为 由于该钢碳及铬元素含量较高，铬又是强碳化物形成 这类材料进一步研究提供必要的理论支持. 元素，在凝固过程中会析出大量的碳化物，碳化物在组 织中可以起到析出强化的作用，可以有效地提高基体 1实验材料与方法 硬度和耐磨性5，但如果控制不佳也会造成材料的 1.1实验材料 综合力学性能恶化®@，所以掌握该钢种中碳化物类 实验材料为真空感应炉治炼的8Cr13MoV,浇注到 型和析出规律尤为重要.可见，研究8Cl3MoV中碳化 铸铁模中，浇注温度为1520℃，直接空冷.采用Agilent 收稿日期：2015一11-20

工程科学学报，第 38 卷，第 9 期: 1264--1269，2016 年 9 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 9: 1264--1269，September 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 09． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn 高碳马氏体不锈钢 8Cr13MoV 钢铸态组织及碳化物 于文涛，李 晶，史成斌，朱勤天，宋惠东，石昌民 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083  通信作者，E-mail: ywt82@ 163． com 摘 要 利用 Thermo--Calc 软件对 8Cr13MoV 马氏体不锈钢的凝固过程进行计算，利用光学显微镜、扫描电子显微镜和 X 射 线衍射分析仪对铸态组织和碳化物形貌以及类型进行观察与分析，利用 Gleeble 热模拟试验机测定材料的静态连续冷却转变 曲线． 结果表明，8Cr13MoV 在平衡凝固条件下组织为铁素体和 M23C6型碳化物，而在实际的凝固条件下，组织为铁素体、马氏 体、残余奥氏体、M7C3型和 M23C6型碳化物，由于偏析导致最终组织中碳化物以 M7C3型为主，少量 M23C6以薄片或树枝状分布 在晶界上． 由于较高的 C 和 Cr 含量，以 0. 1 ℃·s － 1 的冷却速率冷却时，奥氏体也会发生马氏体转变． 关键词 马氏体不锈钢; 显微组织; 碳化物; 凝固 分类号 TG142. 71 Microstructure and carbides of as-cast high carbon martensitic stainless steel 8Cr13MoV YU Wen-tao ，LI Jing，SHI Cheng-bin，ZHU Qin-tian，SONG Hui-dong，SHI Chang-min State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: ywt82@ 163． com ABSTＲACT The solidification process of 8Cr13MoV martensitic stainless steel was calculated by using Thermo-Calc software． The solidification microstructure，morphology and type of carbides were analyzed by optical microscopy，scanning electron microscopy and X-ray diffraction． The static continuous cooling transformation curve was measured by Gleeble thermal simulator． The results indicate that the microstructure of 8Cr13MoV includes ferrite and M23C6 under the equalized solidification condition，while ferrite，martensite， retained austenite，M7C3 and M23C6 in the practical solidification condition． The main carbides are M7C3，and a small number of M23 C6 with lamellar or dendritic morphology distribute on the grain boundaries，which can be attributed to element segregation． Because of high C and Cr contents，austenite can transform to martensite at a cooling rate of 0. 1 ℃·s － 1 ． KEY WOＲDS martensitic stainless steel; microstructure; carbides; solidification 收稿日期: 2015--11--20 8Cr13MoV 钢是近年开发的一种新型马氏体不锈 钢［1--2］，其具有硬度高和耐磨性好的优点，多应用于精 密弹性储能元件、剃须刀片和高档医用刀剪材料［3--4］． 由于该钢碳及铬元素含量较高，铬又是强碳化物形成 元素，在凝固过程中会析出大量的碳化物，碳化物在组 织中可以起到析出强化的作用，可以有效地提高基体 硬度和耐磨性［5--7］，但如果控制不佳也会造成材料的 综合力学性能恶化［8--10］，所以掌握该钢种中碳化物类 型和析出规律尤为重要． 可见，研究 8Cr13MoV 中碳化 物的相成分、类型等对进一步掌握该钢种的强化机制， 改善马氏体不锈钢的综合力学性能，具有十分重要的 意义． 本文主要研究该钢中各析出相的析出规律，为 这类材料进一步研究提供必要的理论支持． 1 实验材料与方法 1. 1 实验材料 实验材料为真空感应炉冶炼的 8Cr13MoV，浇注到 铸铁模中，浇注温度为1520 ℃，直接空冷． 采用 Agilent

于文涛等：高碳马氏体不锈钢8C13MoV钢铸态组织及碳化物 ·1265· 7000B电感耦合等离子质谱仪分析化学成分，具体见 衍射分析仪确定碳化物的类型.电解时将试样加工成 表1.取铸锭中心部分制成12mm×12mm金相试样， 中l5mm×60mm.电解液采用的配比是柠檬酸16g、盐 经过机械打磨和抛光后，采用FCl,盐酸乙醇溶液腐 酸40mL和甲醇500mL.电解时间为6h. 蚀，显微组织观察和能谱分析在BRUKEI MLA250型 1.4静态连续冷却转变曲线测定 扫描电子显微镜上进行.用HF酸双氧水溶液深腐蚀 将试样加工成4mm×l0mm的圆柱形试样，利 在扫描电子显微镜下观察碳化物的三维形貌.机械抛 用Gleeble.3500热模拟试验机进行测定静态连续冷却 光后的试样再经电解抛光进行X射线衍射分析确定 转变曲线，冷却速率分别设定为0.03、0.1、0.5、1、1.8、 相组成，X射线衍射分析仪型号为Rigaku DMax一RB. 3、5、10和20℃·s- 用Kalling试剂进行腐蚀，在Lica DM750P型光学显微 2 结果与分析 镜下观察辅助确定组织中各相类别 表18C13MoV钢的主要化学成分（质量分数） 2.1析出相随温度的变化 Table 1 Main chemical composition of 8Cr13MoV steel 利用Thermo-一Calc软件进行热力学计算，得到 Cr Mo Mn Si V Ni 8Crl3MoV的铁碳相图如图1(a)所示，图中虚线为其 0.77514.680.2130.4580.3330.1820.1570.0310.004 所对应的碳质量分数.可以看出该钢从液态到固相所 经历的所有相变过程.通过软件计算还得到各析出相 L.2 Thermo-Calc软件的热力学计算 随温度变化的数据和相应关系图，如图1(b)所示.结 为了研究钢中碳化物相的析出规律，在凝固温度 合相图分析可知凝固过程如下：温度1440℃以上钢为 范围内，用Thermo一Calc热力学软件进行凝固模拟计 全液相，温度低于1440℃开始析出高温铁素体(8一 算，得到碳化物相析出量随温度变化的情况和 Fe).1415℃时发生包晶反应(8铁素体+L→y-Fe), 8Crl3MoV平衡凝固相图.同时也计算得到C在液相 1400℃包晶反应结束，液相继续向奥氏体转变，1310℃时 中的偏析曲线和C偏析后各相析出随温度的变化 完全凝固为单一的奥氏体组织.温度降低到1240℃，奥氏 情况. 体中开始析出M,C3型碳化物，并在928℃碳化物 1.3钢中碳化物的电化学萃取 M,C3析出量达到峰值，随后M,C3向MaC6型碳化物 通过阳极电解的方法萃取钢中碳化物，用扫描电 转变，于760℃完全转变为MC6·同时，温度降到810 子显微镜对碳化物的形貌进行观察，并用扫描电镜所 ℃后奥氏体向α铁素体转变，最终凝固组织主要为 带的能谱仪确定碳化物成分.通过UItima IV型X射线 铁素体和M2,C6,质量分数分别为84.67%和12.97% 1800a 液相+铁素 液相 (b) 奥氏体 液相 1600 液相+奥氏体 100 铁素体 1400 奥氏体+M,C,+MnS 0 1200 铁素体+M,C+MzCw+MnS 60 1000 40 800 铁索 C.+Mns M.Co 600 20 M-Ca Mns 铁素体 400 00.51.01.5 2.02.53.03.54.04.55.0 200400 600 80010001200 140016001800 碳质量分数% 温度℃ 图18C13MoV热力学计算结果.(a)平衡相图：(b)各析出相质量分数随温度变化 Fig.1 Thermodynamic calculation results of 8Crl3MoV:(a)equilibrium phase diagram:(b)each phase amount as a function of temperature 一般来说，在Fe一C一Cr组成的三元合金中：低铬 2(a)所示，在光学显微镜下可以观察到三种组织，白 钢中碳化物为(Fe,Cr),C:中铬钢中出现(Cr,Fe),C,; 色的铁素体和一种暗灰色组织，后者上面还有片状的 高铬钢中碳化物为(Cr,Fe)aCs:而碳含量则影响铬钢 白色组织，颜色比铁素体要亮一些.试样的扫描电镜 a相中的铬含量u.根据文献D1]所得到Fe-C-Cr 照片可以明显观察到大块的碳化物与铁素体相接，如 三元相图，8Cl3MoV凝固组织由a相、M,C,和M2Cs 图2(b)中箭头所示 组成 用Kalling试剂对试样进行腐蚀，这种腐蚀剂可以 2.2显微组织 使铁素体染成黑色，马氏体变暗，而奥氏体不被腐蚀呈 试样经FCl,盐酸乙醇溶液腐蚀后，显微组织如图 白亮色，碳化物也不被腐蚀呈白色.腐蚀后的试样如

于文涛等: 高碳马氏体不锈钢 8Cr13MoV 钢铸态组织及碳化物 7000 B 电感耦合等离子质谱仪分析化学成分，具体见 表 1． 取铸锭中心部分制成 12 mm × 12 mm 金相试样， 经过机械打磨和抛光后，采用 FeCl3 盐酸乙醇溶液腐 蚀，显微组织观察和能谱分析在 BＲUKEI MLA250 型 扫描电子显微镜上进行． 用 HF 酸双氧水溶液深腐蚀 在扫描电子显微镜下观察碳化物的三维形貌． 机械抛 光后的试样再经电解抛光进行 X 射线衍射分析确定 相组成，X 射线衍射分析仪型号为 Ｒigaku DMAX --ＲB． 用 Kalling 试剂进行腐蚀，在 Lica DM750P 型光学显微 镜下观察辅助确定组织中各相类别． 表 1 8Cr13MoV 钢的主要化学成分( 质量分数) Table 1 Main chemical composition of 8Cr13MoV steel % C Cr Mo Mn Si V Ni P S 0. 775 14. 68 0. 213 0. 458 0. 333 0. 182 0. 157 0. 031 0. 004 1. 2 Thermo--Calc 软件的热力学计算 为了研究钢中碳化物相的析出规律，在凝固温度 范围内，用 Thermo--Calc 热力学软件进行凝固模拟计 算，得到碳化物相析出量随温度变化的情 况 和 8Cr13MoV 平衡凝固相图． 同时也计算得到 C 在液相 中的偏 析 曲 线 和 C 偏析后各相析出随温度的变化 情况． 1. 3 钢中碳化物的电化学萃取 通过阳极电解的方法萃取钢中碳化物，用扫描电 子显微镜对碳化物的形貌进行观察，并用扫描电镜所 带的能谱仪确定碳化物成分． 通过 UItima Ⅳ型 X 射线 衍射分析仪确定碳化物的类型． 电解时将试样加工成 15 mm × 60 mm． 电解液采用的配比是柠檬酸 16 g、盐 酸 40 mL 和甲醇 500 mL． 电解时间为 6 h． 1. 4 静态连续冷却转变曲线测定 将试样加工成 4 mm × 10 mm 的圆柱形试样，利 用 Gleeble3500 热模拟试验机进行测定静态连续冷却 转变曲线，冷却速率分别设定为 0. 03、0. 1、0. 5、1、1. 8、 3、5、10 和 20 ℃·s － 1 ． 2 结果与分析 2. 1 析出相随温度的变化 利用 Thermo--Calc 软件进行热力学计算，得 到 8Cr13MoV 的铁碳相图如图 1( a) 所示，图中虚线为其 所对应的碳质量分数． 可以看出该钢从液态到固相所 经历的所有相变过程． 通过软件计算还得到各析出相 随温度变化的数据和相应关系图，如图 1( b) 所示． 结 合相图分析可知凝固过程如下: 温度 1440 ℃ 以上钢为 全液相，温度低于 1440 ℃ 开始析出高温 铁 素 体( δ-- Fe) ． 1415 ℃时发生包晶反应( δ 铁素体 + L→γ--Fe) ， 1400 ℃包晶反应结束，液相继续向奥氏体转变，1310 ℃时 完全凝固为单一的奥氏体组织． 温度降低到1240℃，奥氏 体中 开 始 析 出 M7C3 型 碳 化 物，并 在 928 ℃ 碳 化 物 M7C3 析出量达到峰值，随后 M7C3 向 M23 C6 型碳化物 转变，于 760 ℃完全转变为 M23C6 ． 同时，温度降到 810 ℃后奥氏体向 α 铁素体转变，最终凝固组织主要为 α 铁素体和 M23C6，质量分数分别为 84. 67% 和 12. 97% ． 图 1 8Cr13MoV 热力学计算结果 . ( a) 平衡相图; ( b) 各析出相质量分数随温度变化 Fig． 1 Thermodynamic calculation results of 8Cr13MoV: ( a) equilibrium phase diagram; ( b) each phase amount as a function of temperature 一般来说，在 Fe--C--Cr 组成的三元合金中: 低铬 钢中碳化物为( Fe，Cr) 3C; 中铬钢中出现( Cr，Fe) 7 C3 ; 高铬钢中碳化物为( Cr，Fe) 23C6 ; 而碳含量则影响铬钢 α 相中的铬含量［11］． 根据文献［11］所得到 Fe--C--Cr 三元相图，8Cr13MoV 凝固组织由 α 相、M7 C3和 M23 C6 组成． 2. 2 显微组织 试样经 FeCl3盐酸乙醇溶液腐蚀后，显微组织如图 2( a) 所示，在光学显微镜下可以观察到三种组织，白 色的铁素体和一种暗灰色组织，后者上面还有片状的 白色组织，颜色比铁素体要亮一些． 试样的扫描电镜 照片可以明显观察到大块的碳化物与铁素体相接，如 图 2( b) 中箭头所示． 用 Kalling 试剂对试样进行腐蚀，这种腐蚀剂可以 使铁素体染成黑色，马氏体变暗，而奥氏体不被腐蚀呈 白亮色，碳化物也不被腐蚀呈白色． 腐蚀后的试样如 ·1265·

·1266 工程科学学报，第38卷，第9期 残余奥氏体 碳化物 马氏体 酒 100um 50 um 正100um 图28Cl3MoV试样显微组织照片.(a)光学显微镜金相：(b)扫描电镜照片：(c)Kaig腐蚀剂腐蚀光学显微镜金相 Fig.2 Microstructures of 8Cr13MoV:(a)OM microstructure:(b)SEM microstructure:(c)metallograph of samples etched by Kalling etchant 图2(c)所示.通过与光学显微镜照片对比，光学显微 2500 镜下暗灰色即为马氏体组织，而上面的白色组织就是 ◆ △CrC 残留奥氏体.与扫描电镜照片对比可以看出，白色碳 2000 ■Cr2fr43MnC, ·(Gr1Fr4pmC6 化物呈不连续网状分布在晶界位置 2.3物相分析 81500 2.3.1试样的物相分析 试样处理后进行X射线衍射分析，结果与金相观 察相符.如图3所示，衍射图谱显示组织存在马氏体 500 和奥氏体，碳化物的衍射峰值相对较低，在图中没有标 出.8Crl3MoV中C和Cr元素大大提高材料的淬透 102030405060708090100110 性，即使在空冷状态下奥氏体也可发生马氏体转变，而 20/e) 马氏体转变并不完全，还有部分残留奥氏体存在 图4碳化物粉末的X射线衍射图谱 14000 Fig.4 XRD pattern of the carbides powder △奥氏体 12000 ·马氏体 布在晶界位置，将碳化物和晶界局部进行放大如图5 10000 所示.从图5(a)中碳化物的形貌判断，该碳化物即为 8000 一次碳化物M,C,与奥氏体以共晶的生长方式直接从 液相中析出.图5()中除一次碳化物外，还有沿晶界 6000 呈薄片状的析出物，它与一次碳化物相连，但形貌却不 4000 同.经能谱仪分析，该析出物成分接近一次碳化物，但 2000 与一次碳化物比较，C含量较低.将试样采用深侵的 A 0- 方法腐蚀后，扫描电镜照片如6(a)所示.一次碳化物 1020 30 40 5060 708090100 20) 内部有大量成簇状的棒形碳化物组成，棒形碳化物之 图3试样X射线衍射图谱 间存在间隙，实际上这些碳化物是与奥氏体以共晶的 Fig.3 XRD pattern of the steel 形式生长，间隙中的基体组织已经被腐蚀掉.图中白 框内的碳化物与一次碳化物相连，呈薄片状或树枝状， 2.3.2碳化物的物相分析 而该处表面基体被腐蚀掉，正是晶界位置.将另一处 将电解萃取得到的碳化物粉末进行X射线衍射 晶界位置放大，如图6(b)所示，可以明显观察到晶界 分析，经过标定得到结果如图4所示.碳化物有M,C, 面上生长的树枝状的碳化物，而且极其纤薄.这种树 和M,C,两种类型.从衍射峰的强度判断，碳化物主要 枝状的形态符合MC,型二次碳化物特征，而这种特 以M,C,为主.按照平衡凝固计算，最终凝固组织中只 征在正常腐蚀状态下无法观察到. 有M,C,型碳化物：但根据文献1]，8Cl3MoV钢种 取少量碳化物粉末采用扫描电镜观察，结果如图 成分所对应的碳化物应为M,C,和MC6·这与本次实 7所示.碳化物的形貌更加立体，整体形貌呈骨骼状， 验结果相吻合 内部由大量短棒状碳化物构成，有少量薄片状的与之 2.4碳化物的形貌及分析 相连或单独存在，碳化物个体尺寸多在20m以上，个 图2(b)中观察到碳化物呈不完全闭合的网状分 别达到60um.这种大尺寸的碳化物在后续的加工和

工程科学学报，第 38 卷，第 9 期 图 2 8Cr13MoV 试样显微组织照片 . ( a) 光学显微镜金相; ( b) 扫描电镜照片; ( c) Kalling 腐蚀剂腐蚀光学显微镜金相 Fig． 2 Microstructures of 8Cr13MoV: ( a) OM microstructure; ( b) SEM microstructure; ( c) metallograph of samples etched by Kalling etchant 图 2( c) 所示． 通过与光学显微镜照片对比，光学显微 镜下暗灰色即为马氏体组织，而上面的白色组织就是 残留奥氏体． 与扫描电镜照片对比可以看出，白色碳 化物呈不连续网状分布在晶界位置． 2. 3 物相分析 2. 3. 1 试样的物相分析 试样处理后进行 X 射线衍射分析，结果与金相观 察相符． 如图 3 所示，衍射图谱显示组织存在马氏体 和奥氏体，碳化物的衍射峰值相对较低，在图中没有标 出． 8Cr13MoV 中 C 和 Cr 元素大大提高材料的淬透 性，即使在空冷状态下奥氏体也可发生马氏体转变，而 马氏体转变并不完全，还有部分残留奥氏体存在． 图 3 试样 X 射线衍射图谱 Fig． 3 XＲD pattern of the steel 2. 3. 2 碳化物的物相分析 将电解萃取得到的碳化物粉末进行 X 射线衍射 分析，经过标定得到结果如图 4 所示． 碳化物有 M7C3 和 M23C6两种类型． 从衍射峰的强度判断，碳化物主要 以 M7C3为主． 按照平衡凝固计算，最终凝固组织中只 有 M23C6型碳化物; 但根据文献［11］，8Cr13MoV 钢种 成分所对应的碳化物应为 M7C3和 M23C6 ． 这与本次实 验结果相吻合． 2. 4 碳化物的形貌及分析 图 2( b) 中观察到碳化物呈不完全闭合的网状分 图 4 碳化物粉末的 X 射线衍射图谱 Fig． 4 XＲD pattern of the carbides powder 布在晶界位置，将碳化物和晶界局部进行放大如图 5 所示． 从图 5( a) 中碳化物的形貌判断，该碳化物即为 一次碳化物 M7C3，与奥氏体以共晶的生长方式直接从 液相中析出． 图 5( b) 中除一次碳化物外，还有沿晶界 呈薄片状的析出物，它与一次碳化物相连，但形貌却不 同． 经能谱仪分析，该析出物成分接近一次碳化物，但 与一次碳化物比较，Cr 含量较低． 将试样采用深侵的 方法腐蚀后，扫描电镜照片如 6( a) 所示． 一次碳化物 内部有大量成簇状的棒形碳化物组成，棒形碳化物之 间存在间隙，实际上这些碳化物是与奥氏体以共晶的 形式生长，间隙中的基体组织已经被腐蚀掉． 图中白 框内的碳化物与一次碳化物相连，呈薄片状或树枝状， 而该处表面基体被腐蚀掉，正是晶界位置． 将另一处 晶界位置放大，如图 6( b) 所示，可以明显观察到晶界 面上生长的树枝状的碳化物，而且极其纤薄． 这种树 枝状的形态符合 M23 C6 型二次碳化物特征，而这种特 征在正常腐蚀状态下无法观察到． 取少量碳化物粉末采用扫描电镜观察，结果如图 7 所示． 碳化物的形貌更加立体，整体形貌呈骨骼状， 内部由大量短棒状碳化物构成，有少量薄片状的与之 相连或单独存在，碳化物个体尺寸多在 20 μm 以上，个 别达到 60 μm． 这种大尺寸的碳化物在后续的加工和 ·1266·

于文涛等：高碳马氏体不锈钢8Cl3MoV钢铸态组织及碳化物 ·1267· a 元素质量分数% 11.48 Fe 27.28 55.71 Mn 1.17 Mo 0.55 1.69 Fe Mo 104m 5 6 10 能量eV 元素质量分数% C 5.43 Fe 36.62 Cr 48.21 Mn 1.17 Mo Fe 131 10m Mo 56 78910 能量eV 图5用FCL,腐蚀的碳化物扫描电镜照片及能谱分析图.(a)一次碳化物：(b)二次碳化物 Fig.5 SEM images and EDS spectra of carbides revealed by FeCl:(a)primary carbide:(b)secondary carbide (a) (b) 10 um 图6HF酸侵蚀后试样中碳化物的扫描电镜照片 Fig.6 SEM images of carbides in samples revealed by HF acid 热处理过程中都很难被消除，容易导致成品的力学性 Gleeble热模拟试验机测得静态连续冷却转变曲线如 能恶化@.深腐蚀下树枝状的碳化物没有被发现，可 图8所示.即使以0.1℃·s的速度冷却，仍会发生马 能是过于纤薄，在电解萃取过程中没有被保留下来，这 氏体转变，所以在空冷状态下是会有大量马氏体生成 种碳化物一般是可以通过热处理工艺加以控制的 的；但这种转变并不完全，会有部分残留奥氏体被保留 2.5分析与讨论 下来.此外，通过测量静态连续冷却转变曲线还得到 根据软件计算得到相图，在平衡凝固条件下， 8Crl3MoV的Ac1点和Ac_点温度分别为841℃和892 8Crl3MoV最终凝固组织应为铁素体和MaC,型碳化 ℃，这是制定材料热加工和热处理工艺的重要参考数 物，而实际的凝固组织除铁素体外，还有马氏体和残余 据.材料在加热过程中，A©，点温度之前碳化物主要以 奥氏体.较高的C含量降低了奥氏体向铁素体的转 析出为主，当达到该点温度以后，碳化物开始向奥氏体 变速度，提高了材料的淬透性，使奥氏体转变曲线明显 中溶解.在高合金材料淬火热处理工艺中，为了提高 右移，大幅降低了钢的淬火临界冷却速度四.利用 碳化物的溶解速度，加热温度一般会大幅高于Ac。点

于文涛等: 高碳马氏体不锈钢 8Cr13MoV 钢铸态组织及碳化物 图 5 用 FeCl3腐蚀的碳化物扫描电镜照片及能谱分析图 . ( a) 一次碳化物; ( b) 二次碳化物 Fig． 5 SEM images and EDS spectra of carbides revealed by FeCl3 : ( a) primary carbide; ( b) secondary carbide 图 6 HF 酸侵蚀后试样中碳化物的扫描电镜照片 Fig． 6 SEM images of carbides in samples revealed by HF acid 热处理过程中都很难被消除，容易导致成品的力学性 能恶化［10］． 深腐蚀下树枝状的碳化物没有被发现，可 能是过于纤薄，在电解萃取过程中没有被保留下来，这 种碳化物一般是可以通过热处理工艺加以控制的． 2. 5 分析与讨论 根据软 件 计 算 得 到 相 图，在 平 衡 凝 固 条 件 下， 8Cr13MoV 最终凝固组织应为铁素体和 M23 C6 型碳化 物，而实际的凝固组织除铁素体外，还有马氏体和残余 奥氏体． 较高的 Cr 含量降低了奥氏体向铁素体的转 变速度，提高了材料的淬透性，使奥氏体转变曲线明显 右移，大幅降低了钢的淬火临界冷却速度［12］． 利用 Gleeble 热模拟试验机测得静态连续冷却转变曲线如 图 8 所示． 即使以 0. 1 ℃·s － 1 的速度冷却，仍会发生马 氏体转变，所以在空冷状态下是会有大量马氏体生成 的; 但这种转变并不完全，会有部分残留奥氏体被保留 下来． 此外，通过测量静态连续冷却转变曲线还得到 8Cr13MoV 的 Ac1点和 Acm点温度分别为 841 ℃ 和 892 ℃，这是制定材料热加工和热处理工艺的重要参考数 据． 材料在加热过程中，Ac1点温度之前碳化物主要以 析出为主，当达到该点温度以后，碳化物开始向奥氏体 中溶解． 在高合金材料淬火热处理工艺中，为了提高 碳化物的溶解速度，加热温度一般会大幅高于 Acm点 ·1267·

·1268· 工程科学学报，第38卷，第9期 1000 ∠Acm=892℃ 800 Ac1=841℃ 曲线从 600 左到右 400 马氏体转变区 200 10 100 1000 10000100000 时间/s 图88Cr13MoV静态连续冷却转变曲线 20 um Fig.8 Static continuous cooling transformation curves of 8Cr13 MoV 图7电解萃取碳化物电镜照片 相成分则沿液相线向共晶点移动，最后到达共晶点发 Fig.7 SEM image of the carbide powder extracted by electrolysis 生共晶反应(L→M,C,+y).利用Thermo-Cale计算凝 温度，但由于温度过高会使晶粒长大速度增加，所以要 固过程中C元素的偏析情况，如图9(a)所示，C元素 综合考虑加热时间和加热温度两个因素网 在液相中偏析质量分数可达到2%以上.到C达到这 图1(a)显示，M,C,型碳化物并非直接从液相中析 一值时，即使C没有偏析，也可从液相中直接共晶析 出，而是由奥氏体中析出的.然而，从显微组织中可以 出M,C3型碳化物，如图9(b)所示.随着温度的降低， 看到，只有少部分M,C3是镶嵌在基体中的，更多的 M,C,型碳化物要向M,C,型转变，但在非平衡条件下， M,C,型碳化物是以共晶生长的形态分布在晶界周围， 冷却速度较快，大尺寸的共晶M,C,来不及完全转变. 这是由凝固过程中偏析所导致的.8Cl3MoV属于过 只有晶界上呈薄片状的M,C型碳化物（从奥氏体中析 共析合金，凝固时先析出初生奥氏体，由于成分偏析， 出)或晶内析出的小颗粒M,C,型碳化物才有可能转变 当凝固前沿液相中碳质量分数达到1%左右时，液相 为MC6· 成分即符合亚共晶合金.奥氏体继续在液相中析出， (a b) 液相 M-Ca 100 奥氏体 MaCo 铁素体 6 80 / 5 60 3 40 M-Ca 奥氏体 液相 20 11 一铁秦休 900 40060080010001200 140016001800 00 400 60080010001200140016001800 温度℃ 温度℃ 图98Cl3MoV的性质图.(a)各相中C随温度变化关系：(b)C为2%时各析出相质量分数随温度变化关系 Fig.9 Property diagrams of 8Crl3MoV:(a)carbon content in each phase as a function of temperature:(b)phase content as a function of tempera- ture when the carbon content is 2% 主，立体结构呈骨骼状，呈不连续网状分布在晶界周 3结论 围.这种碳化物由偏析导致，尺寸多在20μm,质地硬 (1)根据Thermo-一Calc软件计算，8Crl3MoV平衡 而脆，易导致成品力学性能恶化.MC,型碳化物呈薄 凝固组织为铁素体和M,C。型碳化物，而实际凝固组 片状或树枝状分布在晶界面上，只有在深腐蚀情况下 织则由铁素体、马氏体、残余奥氏体、M,C,型和MC。 才能观察到立体形貌，部分极其纤薄，这种二次碳化物 型碳化物组成. 一般可以通过热处理工艺进行控制. (2)由于较高的C和Cr含量，8Crl3MoV在即使 参考文献 在0.1℃·s的冷却速率下仍然可以发生马氏体 [1]Zhu Q T,Li J,Shi C B,et al.Effect of remelting on carbides in 转变. 8Cr13MoV martensitic stainless steel.Int J Miner Metall Mater, (3)8Cr13MoV中碳化物以M,C,型一次碳化物为 2015,22(11):1149

工程科学学报，第 38 卷，第 9 期 图 7 电解萃取碳化物电镜照片 Fig． 7 SEM image of the carbide powder extracted by electrolysis 温度，但由于温度过高会使晶粒长大速度增加，所以要 综合考虑加热时间和加热温度两个因素［2］． 图 1( a) 显示，M7C3型碳化物并非直接从液相中析 出，而是由奥氏体中析出的． 然而，从显微组织中可以 看到，只有少 部 分 M7 C3 是 镶 嵌 在 基 体 中 的，更 多 的 M7C3型碳化物是以共晶生长的形态分布在晶界周围， 这是由凝固过程中偏析所导致的． 8Cr13MoV 属于过 共析合金，凝固时先析出初生奥氏体，由于成分偏析， 当凝固前沿液相中碳质量分数达到 1% 左右时，液相 成分即符合亚共晶合金． 奥氏体继续在液相中析出， 液 图 8 8Cr13MoV 静态连续冷却转变曲线 Fig． 8 Static continuous cooling transformation curves of 8Cr13MoV 相成分则沿液相线向共晶点移动，最后到达共晶点发 生共晶反应( L→M7C3 + γ) ． 利用 Thermo--Calc 计算凝 固过程中 C 元素的偏析情况，如图 9( a) 所示，C 元素 在液相中偏析质量分数可达到 2% 以上． 到 C 达到这 一值时，即使 Cr 没有偏析，也可从液相中直接共晶析 出 M7C3型碳化物，如图 9( b) 所示． 随着温度的降低， M7C3型碳化物要向 M23C6型转变，但在非平衡条件下， 冷却速度较快，大尺寸的共晶 M7 C3来不及完全转变． 只有晶界上呈薄片状的 M7C3型碳化物( 从奥氏体中析 出) 或晶内析出的小颗粒 M7C3型碳化物才有可能转变 为 M23C6 ． 图 9 8Cr13MoV 的性质图 . ( a) 各相中 C 随温度变化关系; ( b) C 为 2% 时各析出相质量分数随温度变化关系 Fig． 9 Property diagrams of 8Cr13MoV: ( a) carbon content in each phase as a function of temperature; ( b) phase content as a function of tempera￾ture when the carbon content is 2% 3 结论 ( 1) 根据 Thermo--Calc 软件计算，8Cr13MoV 平衡 凝固组织为铁素体和 M23 C6型碳化物，而实际凝固组 织则由铁素体、马氏体、残余奥氏体、M7 C3型和 M23 C6 型碳化物组成． ( 2) 由于较高的 C 和 Cr 含量，8Cr13MoV 在即使 在 0. 1 ℃·s － 1 的冷却速率下仍然可以发生马氏体 转变． ( 3) 8Cr13MoV 中碳化物以 M7C3型一次碳化物为 主，立体结构呈骨骼状，呈不连续网状分布在晶界周 围． 这种碳化物由偏析导致，尺寸多在 20 μm，质地硬 而脆，易导致成品力学性能恶化． M23C6型碳化物呈薄 片状或树枝状分布在晶界面上，只有在深腐蚀情况下 才能观察到立体形貌，部分极其纤薄，这种二次碳化物 一般可以通过热处理工艺进行控制． 参 考 文 献 ［1］ Zhu Q T，Li J，Shi C B，et al． Effect of remelting on carbides in 8Cr13MoV martensitic stainless steel． Int J Miner Metall Mater， 2015，22( 11) : 1149 ·1268·

于文涛等：高碳马氏体不锈钢8C13MoV钢铸态组织及碳化物 ·1269· 2]Zhu QT,Li J,Shi C B,et al.Effect of quenching process on the [8]Song Z L,Du X D,Chen Y Q,et al.Microstructure and impact microstructure and hardness of high-carbon martensitic stainless toughness of 7Cr17Mo martensitic stainless steel.Trans Mater Heat steel.J Mater Eng Perform,2015,24(11)4313 Tret,2011(5):95 Mesa D H,Toro A.Sinatora A,et al.The effect of testing tem- (宋自力，杜晓东，陈翌庆，等.7C17Mo马氏体不锈钢组织和 perature on corrosion-erosion resistance of martensitic stainless 冲击韧性.材料热处理学报，2011(5)：95) steels.Wear,2003,255(16):139 ]Zhou X F,Fang F,Li G,et al.Morphology and properties of 4]Verhoeven J D.Pendray A H,Clark H F.Wear tests of steel M2 C eutectic carbides in AISI M2.IS/J Int,2010,50(8):1151 knife blades.Wear,2008,265(78)1093 [10]Chumanoy V I,Chumanoy I V.Control of the carbide structure 5]Wu X J,Xing J D.Fu HC,et al.Effect of titanium on the mor- of tool steel during electroslag remelting:Part I.Russ Metall, phology of primary MC3 carbides in hypereutectic high chromium 2011(6):515 white iron.Mater Sci Eng A,2007,457(12):180 [11]Xiao J M.The Metallography of Stainless Steel.2nd Ed.Beijing: [6]Elias C N,Da Costa Viana C S.Effect of ausforming on micro- Metallurgical Industry Press,2006 structure and hardness of AlSI H-3 tool steel modified with niobi- (肖纪美.不锈钢的金属学问题.2版.北京：治金工业出版 um.Mater Sci Technol,1992,8(9):785 社，2006) Mirzace M,Momeni A,Keshmiri H,et al.Effect of Titanium and 012]Li Y K.Metal Material Science.Beijing:Beijing Institute of Niobium on modifying the microstructure of cast K100 tool steel. Technology Press,2006 Metall Mater Trans B,2014,45(6):2304 (李云凯.金属材料学.北京：北京理工大学出版社，2006)

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