一種新型刀剪用含銅Cr17馬氏體不銹鋼的組織和硬度

季勇華 許萬劍 劉 威 彭 偉,3 徐德祥,3 韋習成,3

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444；2.國家不銹鋼制品質量監(jiān)督檢驗中心，江蘇 泰州 225721；3.上大新材料(泰州)研究院有限公司，江蘇 泰州 225500)

馬氏體不銹鋼因具有較高的強度、硬度和良好的耐磨、耐蝕等優(yōu)良性能，被廣泛應用于刀具、汽輪機葉片、閥門、軸承、結構件和耐磨件等[1-2]。目前，國內常用的刀剪用材料有45、65Mn、Cr13、Cr17和Cr18型鋼等[3-4]。Cr13型馬氏體不銹鋼具有較高的耐蝕性、高的強度和硬度，是國內最常用的刀剪材料，還常常被應用于閥座、閥門軸承及醫(yī)療器械等領域。但對于高檔、長壽命刀剪而言其硬度偏低，在使用過程中易發(fā)生卷刃等現象。

鑒于國內對高端刀剪用材料需求量的不斷增大，迫切需要研究能提高刀剪質量和使用壽命的高品質刀剪用材料，7Cr17Mo馬氏體不銹鋼就是其中的一種，是在傳統(tǒng)4Cr13馬氏體不銹鋼的基礎上增加碳含量提高鋼的硬度和耐磨性，同時添加一定量的鉻和鉬以提高鋼的耐腐蝕性而開發(fā)的新鋼種。7Cr17Mo馬氏體不銹鋼經適當熱處理后可以獲得良好的耐磨、耐沖擊和耐腐蝕性，因而得到了廣泛的應用[5-6]。

隨著科學的發(fā)展和人民生活水平的不斷提高，人們對健康的要求也越來越高。為了抑制和殺滅細菌，目前已研制出各種抗菌制品。根據以往的研究，添加銅元素是使不銹鋼具有抗菌性能的常用方法[7-8]。因此，本文以7Cr17Mo馬氏體不銹鋼為基礎，通過添加銅元素并結合適當的熱處理制備了具有良好抗菌性能的刀剪用材料。

1 試驗材料與方法

試驗鋼采用ZG-25真空感應爐熔煉，煉熔后去除鋼錠表面污物，再切削掉表面鋼渣后，進行熱鍛。始鍛溫度1 000～1 100 ℃，終鍛溫度700～800 ℃，鍛造成φ30 mm×600 mm的棒材，其成分如表1所示。棒材首先經900～1 150 ℃保溫10 min后淬火，隨后采用液氮進行-196 ℃×4 h的深冷處理，或進行400～600 ℃保溫4 h的時效處理。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數)

根據GB/T 230.1—2004，采用洛氏硬度計測量不同熱處理態(tài)試樣的硬度，試驗力為150 kg，測10個點取平均值。熱處理后試樣經磨制和機械拋光后用飽和苦味酸溶液腐蝕，再用KEYENCEVH-S1型光學顯微鏡觀察其組織形貌。用Rigaku D/max 2500型X射線衍射儀分析試樣的物相。利用JEOL JEM 2010F型透射電鏡(TEM/STEM)對鋼時效過程中析出物的種類及形貌進行分析。透射電鏡試樣制備步驟：將熱處理后的試樣線切割成0.5 mm厚的薄片，先預磨至約60 μm厚，再沖壓成φ3 mm的圓片；將圓片置于雙噴儀中裝有鉑絲的試樣夾中進行電解雙噴減薄直至穿孔。電解腐蝕液為20%(體積分數，下同)高氯酸+80%乙醇，用液氮冷卻，工作電壓35 V。

2 試驗結果與分析

2.1 熱力學模擬計算

采用Thermo-Calc軟件的TCFE7數據庫[9]計算得到平衡態(tài)不同碳含量的Cr17型馬氏體不銹鋼中相含量與溫度的關系，如圖1所示。首先從1 450 ℃液相析出高溫鐵素體，當溫度降到約1 380 ℃時，開始析出奧氏體，溫度繼續(xù)下降，奧氏體量逐漸增加；此外，在850～1 350 ℃有明顯的兩相共存。如圖1(a)所示，在碳的質量分數為0.15%的Cr17MoVCu3鋼中，在900～1 250 ℃，存在體積分數為30%～50%的鐵素體，在后續(xù)冷卻過程中，該相會保留到室溫，不符合組織設計要求。根據Thermo-Calc熱力學計算結果，隨著Cr17MoVCu3-xC鋼中碳含量的增加，在900～1 250 ℃鐵素體的相對含量逐漸減少。當碳的質量分數增加到5%以上時，在該溫度區(qū)間鐵素體基本消失，滿足組織設計要求。模擬還發(fā)現，隨著碳含量的增加，在900～1 200 ℃碳化物析出量逐漸增多，該碳化物一般為鉻的碳化物，其析出對鋼的耐腐蝕性能會產生不利影響。因此，本文選取碳的質量分數為0.5%的5Cr17Mo 0.8V0.12Cu3.0材料體系開展試驗研究，實際化學成分如表1所示。

圖1 Cr17MoVCu-xC(x=0.15～0.55)馬氏體不銹鋼中相含量與溫度的關系

2.2 淬火態(tài)和淬火深冷態(tài)鋼的組織與硬度

圖2為試驗鋼在900～1 150 ℃保溫10 min水淬后的硬度。從圖2可以看出，當淬火溫度為900 ℃時，試樣硬度最高，約52.5 HRC。隨著淬火溫度從900 ℃升高到1 050 ℃，硬度緩慢下降到約49.5 HRC。隨著淬火溫度進一步升高到1 150 ℃，硬度急劇下降到約30.0 HRC。淬火后深冷處理試樣的硬度較淬火態(tài)的明顯升高。900～1 100 ℃淬火后深冷處理的試樣硬度約為58.0 HRC，較淬火態(tài)的提高約16%。1 150 ℃淬火后深冷處理的試樣硬度約55.0 HRC，基本能滿足刀剪用材料的硬度要求。

圖2 淬火態(tài)和淬火深冷態(tài)試樣的硬度

影響馬氏體不銹鋼淬火后硬度的主要因素是鋼的組織。一方面，在淬火過程中，部分奧氏體轉變?yōu)轳R氏體，另一部分奧氏體殘留至室溫也即殘留奧氏體。殘留奧氏體是一種硬度較低的軟相，會降低淬火鋼的硬度。另一方面，隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒粗化，使鋼淬火后的硬度降低。為了進一步探究深冷處理后硬度提高的原因，對淬火態(tài)和淬火深冷態(tài)試樣的組織進行了分析。

圖3為試驗鋼經1 000 ℃保溫10 min后水淬和淬火+深冷處理后的顯微組織。從圖3可以看出，試驗鋼淬火后原始奧氏體晶界清晰，主要為淬火板條馬氏體，較粗大。同一晶粒內存在不同取向的馬氏體板條束，構成板條簇。部分晶粒內發(fā)現有未發(fā)生馬氏體轉變的區(qū)域，即殘留奧氏體區(qū)，如圖3(a)中標記所示。試驗鋼淬火后深冷處理，原始奧氏體晶界仍較清晰，馬氏體呈致密的細短針狀，未發(fā)現明顯的殘留奧氏體。

圖3 試驗鋼經1 000 ℃保溫10 min后水淬(a)和淬火+深冷處理(b)后的顯微組織

圖4為試驗鋼經1 000 ℃保溫10 min后水淬和淬火+深冷處理后的XRD圖譜?？梢?，試驗鋼經1 000 ℃保溫10 min淬火后的組織主要由馬氏體和少量殘留奧氏體組成。經過深冷處理后，XRD圖譜中只有馬氏體衍射峰，殘留奧氏體峰消失，這與顯微組織的檢測結果一致。說明液氮中深冷處理促進了淬火態(tài)鋼中殘留奧氏體向馬氏體的轉變，是試驗鋼硬度提高的主要原因。

圖4 試驗鋼經1 000 ℃保溫10 min后水淬和淬火+深冷處理后的XRD圖譜

2.3 淬火時效態(tài)鋼的組織與硬度

圖5為試驗鋼從1 000 ℃保溫10 min水淬后于400～600 ℃時效處理4 h后的硬度。從圖5可以看出，在400～500 ℃時效處理后，試樣的硬度均高于55.0 HRC，較淬火態(tài)的明顯提高。但當時效溫度超過500 ℃后，硬度大幅度下降，從約56.0 HRC急劇下降到約40.0 HRC。

圖5 試驗鋼從1 000 ℃保溫10 min后水淬再經不同溫度時效處理4 h后的硬度

根據圖1的Thermo-Calc熱力學計算結果，試驗鋼在400～600 ℃會析出部分碳化物。圖6為試驗鋼從1 000 ℃保溫10 min水淬后于500 ℃時效處理4 h后的TEM形貌和選區(qū)電子衍射花樣。從圖6(a,b)可以看出，鋼基體中分布著球狀或橢球狀的析出物，尺寸細小，約10～30 nm。選區(qū)電子衍射分析發(fā)現，該區(qū)域內組織為馬氏體，析出物為納米級M23C6碳化物，如圖6(c)所示。

圖6 試驗鋼從1 000 ℃保溫10 min水淬后于500 ℃時效處理4 h后的TEM形貌和選區(qū)電子衍射花樣

利用EDS進行定量分析發(fā)現，該析出物是一種富Cr、富Fe型碳化物。說明淬火態(tài)試樣在500 ℃時效處理過程中，馬氏體中析出了納米級(Cr,Fe)23C6碳化物。析出物區(qū)域的STEM暗場像如圖7所示?？梢?，富Cr相的析出引起銅元素的貧化，也即(Cr, Fe)23C6型碳化物的析出抑制了富銅相的析出和長大。因此，納米級M23C6碳化物的析出可提高Cr17馬氏體不銹鋼的硬度。

圖7 500 ℃時效試樣中析出物區(qū)域的STEM暗場像

3 結論

(1)碳的質量分數為0.5%的5Cr17Mo-0.8V0.12Cu3.0試驗鋼淬火后的組織主要為馬氏體和少量殘留奧氏體。隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒粗化，鋼的硬度下降。

(2)淬火鋼在液氮中深冷處理促進了殘留奧氏體的轉變，顯著提高了鋼的硬度，基本穩(wěn)定在57.0 HRC左右，能夠滿足刀剪類工具的硬度要求。

(3)試驗鋼淬火和在400～500 ℃時效處理后，組織中析出了納米級M23C6碳化物，提高了鋼的硬度。