·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·