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·