20Cr13馬氏體不銹鋼因具有高強(qiáng)度、高硬度、高韌性，耐腐蝕和不易氧化的良好的綜合力學(xué)性能，在刀具、醫(yī)療器械等諸多領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用。馬氏體不銹鋼在淬火后得到的是馬氏體組織，雖然具有了高強(qiáng)度的優(yōu)點(diǎn)，但由于馬氏體組織硬而脆，存在脆性大，沖擊韌性極差的問(wèn)題，且機(jī)械加工較為困難，因此，通常淬火后進(jìn)行回火處理以拓寬其應(yīng)用領(lǐng)域?；鼗鹛幚砟芙档筒牧系挠捕?，同時(shí)保持或提高韌性和耐磨性，從而使其具備良好的綜合力學(xué)性能，以滿足不同應(yīng)用場(chǎng)景的需求。因此，在使用20Cr13馬氏體不銹鋼之前，一般需要經(jīng)過(guò)“淬火+回火”的熱處理工藝來(lái)改善其性能，實(shí)現(xiàn)良好的強(qiáng)韌性匹配。
回火處理通常在100～700℃進(jìn)行。卜鐵偉等探究了熱處理對(duì)馬氏體不銹鋼組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)低溫回火時(shí)，材料具備較好的強(qiáng)度和硬度。鄧凡宇等探究了熱處理工藝對(duì)馬氏體不銹鋼6Cr15Mo組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)在150～250℃回火溫度下，可以獲得最佳的強(qiáng)韌性配合。Bongani 等探究了不同回火溫度對(duì)13wt%Cr馬氏體不銹鋼力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)550℃回火后的馬氏體不銹鋼在沖擊試驗(yàn)中表現(xiàn)出脆性的晶界斷裂，產(chǎn)生了回火脆性。李毅等探究了不同熱處理工藝對(duì)2Cr13 不銹鋼組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)回火溫度在580～600 ℃時(shí)，由于碳化物顆粒的聚集長(zhǎng)大和均勻彌散分布，回火索氏體中的α 相和碳化物尺寸相對(duì)較小，具備最佳的綜合力學(xué)性能。張興民等探究了回火溫度對(duì)2Cr13鋼組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)在600℃回火時(shí)，2Cr13鋼表現(xiàn)出最佳的綜合力學(xué)性能，這主要?dú)w因于固溶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的綜合作用。因此，合理的回火工藝能夠顯著提高材料的綜合力學(xué)性能。然而。如果回火工藝不當(dāng)，可能導(dǎo)致材料的沖擊韌性極差，甚至出現(xiàn)回火脆性及內(nèi)部微裂紋等缺陷，從而降低其綜合力學(xué)性能。
通過(guò)低溫、中溫和高溫回火處理，研究20Cr13馬氏體不銹鋼顯微組織和力學(xué)性能演變行為的影響。通過(guò)硬度測(cè)試、拉伸試驗(yàn)和沖擊試驗(yàn)測(cè)試材料的力學(xué)性能，并結(jié)合SEM 和XRD等微觀分析技術(shù)，分析材料的顯微組織及碳化物析出規(guī)律，確定材料綜合力學(xué)性能最優(yōu)的熱處理工藝窗口，為生產(chǎn)高強(qiáng)韌的刀具用20Cr13馬氏體不銹鋼提供理論依據(jù)。
01試驗(yàn)材料及方法
01試驗(yàn)材料及熱處理工藝
試驗(yàn)材料選用市場(chǎng)用20Cr13馬氏體不銹鋼，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。將500mm×150mm×1.5mm 的冷軋退火板材沿軋制方向取材，通過(guò)線切割機(jī)切成長(zhǎng)寬厚為110mm×40mm×1.5mm 的小板塊，隨后進(jìn)行熱處理。熱處理工藝流程如圖1所示。先進(jìn)行淬火處理， 將板塊在加熱至990℃的馬弗爐中保溫5min，保溫完成后立即放入水中冷卻至室溫，將淬火后的板塊分別在200、400和600℃的馬弗爐中回火保溫30min，保溫完成后取出空冷至室溫。
02微觀組織測(cè)試
采用光學(xué)顯微鏡（OM）觀察試樣的金相組織。金相試樣制備過(guò)程如下：先通過(guò)線切割切出尺寸為10mm×8mm 的試樣，再使用砂紙依次按照100#、200#、400#、800#、1500#、2000# 和3000# 進(jìn)行逐級(jí)打磨， 然后利用AP-2C 拋光機(jī)和2.5μm的研磨膏進(jìn)行機(jī)械拋光處理。完成拋光后，使用超聲波清洗機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行清洗，并用吹風(fēng)機(jī)進(jìn)行干燥。最后使用FeCl3鹽酸酒精溶液對(duì)拋光清洗干燥后的試樣進(jìn)行腐蝕處理。采用ZEISSULTRAPLUS 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察試樣的微觀組織，并通過(guò)X射線衍射儀（XRD）對(duì)試樣進(jìn)行物相分析。
03力學(xué)性能測(cè)試
按照ASTME8/E8M—13a 《金屬材料拉伸試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法》，采用線切割機(jī)沿軋制方向切取拉伸試樣，標(biāo)距為25mm，拉伸試樣的尺寸如圖2所示。
采用拉伸試驗(yàn)機(jī)（拉伸速率為1.5mm/min）檢測(cè)試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》，切割出尺寸為55mm×10mm×1.5mm的沖擊試樣，并在拉樣機(jī)上進(jìn)行V型開(kāi)口處理，采用半自動(dòng)擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)試樣的沖擊韌性。采用HVST-1000Z型觸摸屏顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行試樣的硬度測(cè)量。在完成力學(xué)性能測(cè)試后，利用線切割機(jī)對(duì)拉伸試樣和沖擊試樣的斷口進(jìn)行切割，隨后使用超聲波清洗機(jī)對(duì)斷口試樣進(jìn)行處理，以完成樣品的制備，最后采用SEM觀察拉伸斷口和沖擊斷口的形貌。
02試驗(yàn)結(jié)果及分析
01力學(xué)性能
圖3為20Cr13馬氏體不銹鋼力學(xué)性能隨回火溫度的變化。由圖3（b）、（c）可知，當(dāng)回火溫度從200℃升高到400℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度（Rm）和屈服強(qiáng)度（Rp0.2）下降較為緩慢，同時(shí)伸長(zhǎng)率（A）略微升高； 而當(dāng)回火溫度升高至600℃時(shí)，Rm和Rp0.2大幅降低，A則相對(duì)顯著提升，強(qiáng)塑積明顯下降。此外，應(yīng)力-應(yīng)變曲線（圖3（a））也直觀地顯示出明顯變化。圖3（d）為硬度和沖擊韌性變化趨勢(shì)。隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的硬度逐漸降低，表明軟化作用愈加明顯。這種軟化現(xiàn)象主要是由于回火過(guò)程中，碳和合金元素的擴(kuò)散增強(qiáng)，促進(jìn)了滲碳體的形成與聚集、內(nèi)應(yīng)力的降低、馬氏體的回復(fù)與再結(jié)晶，以及碳化物的大量析出，從而導(dǎo)致材料硬度的變化。隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的沖擊韌性呈先降低后增加的趨勢(shì)。從200℃時(shí)的24J/cm2降低至400℃時(shí)的12J/cm2，表明可能出現(xiàn)脆性斷裂，而當(dāng)溫度的升高至600℃時(shí)，沖擊韌性提升至50J/cm2，這表明材料可能轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂模式。
02討論與分析
2.2.1 XRD分析和計(jì)算
圖4為不同回火溫度下20Cr13馬氏體不銹鋼的XRD圖譜。由圖4（a）可知，在不同溫度回火溫度下的20Cr13 馬氏體不銹鋼中均出現(xiàn)4個(gè)比較明顯的α 相衍射峰（BCC結(jié)構(gòu)），分別對(duì)應(yīng)于α（110）、α（200）、α （211）和α（220），其衍射角（2θ）分別為44.36°、64.73°、81.96°和98.49°。由于馬氏體和鐵素體的衍射峰的位置和強(qiáng)度非常接近，晶格常數(shù)相差僅為10-5～10-4。因此，僅通過(guò)XRD無(wú)法區(qū)分馬氏體不銹鋼在不同回火溫度后基體的差異，結(jié)合硬度測(cè)試結(jié)果表明：試驗(yàn)鋼在低溫回火時(shí)，試樣的主相是馬氏體，而在高溫回火時(shí)，主相轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。圖4（b）為在2θ為47°～53°的步長(zhǎng)范圍內(nèi)試驗(yàn)鋼析出碳化物的XRD 圖譜。在不同溫度回火溫度下均出現(xiàn)3個(gè)明顯的M23C6衍射峰。這些衍射峰分別對(duì)應(yīng)于M23C6（440）、M23C6（531）和M23C6（600），其衍射角2θ分別為48.60°、50.97°和51.78°。隨著回火溫度的升高，碳化物的衍射峰強(qiáng)度逐漸增強(qiáng)。在600℃高溫回火后， 試驗(yàn)鋼基體中析出了大量的M23C6碳化物， 導(dǎo)致其衍射峰強(qiáng)度明顯高于200℃低溫回火和400℃中溫回火。因此，隨著回火溫度的升高，由于碳化物的大量析出， 材料中M23C6碳化物的峰值強(qiáng)度不斷增強(qiáng)。
對(duì)XRD衍射峰的分析計(jì)算采用了Williamson-Hall 方法（式（1））和Scherrer 公式（式（2）），以評(píng)估計(jì)算晶格畸變和位錯(cuò)密度。
式中：βhkl為XRD測(cè)出的對(duì)應(yīng)區(qū)域的衍射半峰寬；θhkl為對(duì)應(yīng)峰值位置的衍射角；k為常數(shù)值（0.9）；λ為光源的波長(zhǎng)，取
為材料的晶格畸變；α為晶格常數(shù)。
不同回火溫度下的晶格畸變和位錯(cuò)密度見(jiàn)表2。隨著回火溫度的升高，材料的晶格畸變和位錯(cuò)密度均逐漸降低，這一變化意味著材料的強(qiáng)化機(jī)制發(fā)生變化，位錯(cuò)強(qiáng)化作用減弱，從而導(dǎo)致材料的硬度和強(qiáng)度會(huì)降低，同時(shí)延展性和韌性得到提升。
2.2.2 回火溫度對(duì)顯微組織的影響
圖5（a）～（c）為不同回火溫度下20Cr13 馬氏體不銹鋼的SEM 形貌。在200℃低溫回火后，淬火馬氏體開(kāi)始分解并轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體， 但板條馬氏體仍保持著淬火后的形貌特征（圖5（a）），晶粒輪廓清晰，且具有高硬度和高強(qiáng)度。對(duì)圖5（a）中A 點(diǎn)及基體進(jìn)行EDS能譜分析，表3為不同回火溫度下試驗(yàn)鋼中碳化物的成分。結(jié)果表明，該碳化物為富Cr的M23C6碳化物，這些現(xiàn)存的碳化物顆粒主要是在奧氏體化過(guò)程中未溶解的M23C6碳化物，淬火后仍留在馬氏體基體中， 并彌散分布于原始奧氏體晶界及其內(nèi)部。
隨著回火溫度的升高，材料中的合金碳化物開(kāi)始逐漸析出。當(dāng)回火溫度達(dá)到400℃時(shí)，組織中的馬氏體開(kāi)始向回火屈氏體轉(zhuǎn)變， 碳和合金元素的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，導(dǎo)致過(guò)飽和固溶體中的碳逐漸沉淀，并與合金元素Cr形成大量碳化物。由于元素?cái)U(kuò)散速度的影響，這些碳化物主要在能量較高的區(qū)域形成，即原奧氏體晶界或位錯(cuò)堆積處，因此，在晶界和馬氏體板條之間會(huì)出現(xiàn)細(xì)小的片狀或粒狀碳化物（圖5（b）中的白亮相），對(duì)圖5（b）中點(diǎn)B的粒狀碳化物進(jìn)行EDS 能譜分析，結(jié)果顯示其為富Cr的M23C6碳化物。這些碳化物的析出不僅阻止了位錯(cuò)的移動(dòng)，還通過(guò)沿晶界析出的碳化物增強(qiáng)了晶界強(qiáng)度，從而使得材料的硬度和強(qiáng)度降低較緩，但韌性卻達(dá)到了最低。隨著回火溫度升高至600℃時(shí)，組織中的馬氏體開(kāi)始向回火索氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體發(fā)生回復(fù)、合并和粗化，同時(shí)部分馬氏體發(fā)生再結(jié)晶，形成多邊形鐵素體。此時(shí)，C，Cr 元素的擴(kuò)散能力進(jìn)一步增強(qiáng)， 導(dǎo)致其在原奧氏體晶界處偏析，從而促使碳化物顆粒在晶界處聚集和生長(zhǎng)，并逐漸球化。這一過(guò)程導(dǎo)致原奧氏體晶界處出現(xiàn)大量粒狀碳化物和較大的球狀碳化物，對(duì)圖5（c）中點(diǎn)C 的碳化物進(jìn)行EDS能譜分析，結(jié)果顯示析出相為富Cr的M23C6碳化物， 這與XRD分析結(jié)果一致。雖然組織的轉(zhuǎn)變導(dǎo)致硬度和強(qiáng)度降低，但由于碳化物的彌散強(qiáng)化作用，沖擊韌性卻顯著提升。
圖5（d）為不同回火溫度下試樣的晶粒尺寸、碳化物含量及其大小變化。通過(guò)NanoMeasurer 測(cè)量不同回火溫度的晶粒尺寸， 結(jié)果顯示隨著回火溫度的升高，晶粒尺寸略微增加，這表明回火溫度對(duì)材料的晶粒大小影響不大。使用Image-ProPlus統(tǒng)計(jì)不同回火溫度下的碳化物含量及尺寸， 發(fā)現(xiàn)隨著回火溫度的升高，碳化物的含量逐漸增加，這與XRD的結(jié)果一致。碳化物的尺寸變化則表現(xiàn)為先降低后略微增加。這一現(xiàn)象是由于較大未溶解的M23C6型碳化物在升溫過(guò)程中逐漸溶解，同時(shí)細(xì)小碳化物的大量析出導(dǎo)致其尺寸顯著下降；而當(dāng)溫度繼續(xù)升高時(shí)，析出的碳化物開(kāi)始球化并長(zhǎng)大， 從而使得碳化物的尺寸略微增加。
2.2.3 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響
隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能發(fā)生了顯著變化，這種變化主要是受到顯微組織和析出相的影響。圖6 為不同回火溫度下20Cr13不銹鋼的沖擊斷口形貌和EDS分析。在200℃低溫回火過(guò)程中，由于Cr元素含量較高，使得材料具有較強(qiáng)的的回火穩(wěn)定性和抗回火軟化能力。溶入固溶體中的溶質(zhì)原子導(dǎo)致晶格畸變，增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，使滑移變得困難，從而使得材料保持較高的硬度和強(qiáng)度。在200℃低溫回火時(shí)，相對(duì)穩(wěn)定的微觀結(jié)構(gòu)和較少的碳化物析出，使得材料在沖擊過(guò)程中能夠吸收較大的能量，表現(xiàn)出良好的沖擊韌性。由圖6（a）可見(jiàn)，沖擊斷口呈現(xiàn)解理面與韌窩的混合模式，存在凹坑和微孔聚集，這些特性表明材料在失效前可能發(fā)生了塑性變形，從而展現(xiàn)出良好的韌性，形成韌性-脆性混合斷裂模式。
隨著回火溫度升高至400℃，碳原子開(kāi)始從過(guò)飽和的固溶體中析出，導(dǎo)致基體的碳含量降低，硬度略微下降。晶格畸變減小，板條馬氏體中的位錯(cuò)發(fā)生回復(fù)反應(yīng)，位錯(cuò)密度降低，且在受拉應(yīng)力作用時(shí)，板條馬氏體間析出的條狀或片狀碳化物的尖端會(huì)引起應(yīng)力集中，從而降低材料的強(qiáng)度。在400℃回火時(shí)，晶界處或板條間析出了脆性相，產(chǎn)生了回火脆性。
一是馬氏體的分解，使得組織轉(zhuǎn)變?yōu)橛蛇^(guò)飽和的馬氏體和粒狀碳化物組成的回火屈氏體，過(guò)飽和的碳在晶界處沉淀析出形成脆性的碳化物薄層；二是在回火過(guò)程中，Cr和Ni元素在馬氏體板條間及原奧氏體晶界處偏析， 同時(shí)促使其他雜質(zhì)元素在碳化物界面附近和原奧氏體晶界處偏聚，降低了晶界的強(qiáng)度。這進(jìn)一步促進(jìn)了裂紋的萌生并導(dǎo)致材料的脆性，使得沖擊韌性急劇降低。由圖6（b）可知，斷口出現(xiàn)少量的韌窩和大片的解理面，并發(fā)現(xiàn)裂紋的存在，在裂紋處可見(jiàn)球狀碳化物（圖6（b）中的B點(diǎn)），對(duì)其進(jìn)行EDS能譜分析（圖6（d）），結(jié)果表明該碳化物為富Cr 的M23C6型碳化物。碳化物的存在破壞了基體的連續(xù)性，引起裂紋擴(kuò)展，從而降低了材料的沖擊韌性，因此斷口呈現(xiàn)為準(zhǔn)解理與韌窩的混合型斷口，表現(xiàn)出脆性斷裂模式。
隨著回火溫度升高至600℃，馬氏體已完全分解，板條馬氏體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，形成多邊形鐵素體。此時(shí)，元素的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，形成了Cr、Fe的合金碳化物。這些碳化物不斷在板條馬氏體間及原始奧氏體晶界聚集、長(zhǎng)大，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐?，均勻彌散分布在鐵素體基體上，最終，基體由硬度較低，塑性較好的鐵素體和在拉伸過(guò)程中不會(huì)引起應(yīng)力集中的粒狀碳化物組成的回火索氏體組織，其強(qiáng)度和硬度大幅下降。晶格畸變的顯著降低及基體組織的回復(fù)再結(jié)晶，導(dǎo)致馬氏體基體組織軟化，對(duì)抗拉強(qiáng)度影響較大，因此，抗拉強(qiáng)度的下降幅度高于屈服強(qiáng)度的下降幅度。隨著回火溫度的升高，相變強(qiáng)化和碳化物析出強(qiáng)化等產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力逐漸消除；馬氏體的分解使其形成更穩(wěn)定的鐵素體組織；碳化物的球化也改善了脆化界面狀況，組織中的微觀缺陷逐漸減少，位錯(cuò)的重新排列和湮滅導(dǎo)致位錯(cuò)密度的降低，進(jìn)一步提高了材料的塑性和韌性。由圖6（c）可見(jiàn)，斷口形貌細(xì)化，呈現(xiàn)纖維狀，并存在大量的細(xì)小韌窩，分布密集且均勻，同時(shí)伴有少量解理面，這表明材料表現(xiàn)出以韌性為主導(dǎo)的混合斷裂模式，顯示出良好的韌性。
03結(jié)論
（1）20Cr13馬氏體不銹鋼經(jīng)990℃×5min淬火+（200～600）℃×30min回火后的組織分別為回火馬氏體、回火屈氏體、回火索氏體和碳化物。隨著回火溫度的升高，材料的硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸降低，而伸長(zhǎng)率略有提升。然而，沖擊韌性在回火溫度升高的過(guò)程中先降低后又升高。
（2）回火溫度對(duì)20Cr13馬氏體不銹鋼的微觀組織影響顯著。隨著回火溫度的升高，馬氏體組織逐漸轉(zhuǎn)變成回火屈氏體和回火索氏體，碳化物開(kāi)始大量析出，其形狀由粒狀或片狀逐漸轉(zhuǎn)變成粗化和球化，并且逐漸長(zhǎng)大。
（3）在200～600℃回火后，20Cr13馬氏體不銹鋼的沖擊斷口經(jīng)歷了從韌性-脆性混合斷裂模式到脆性斷裂模式，再到韌性斷裂模式的轉(zhuǎn)變。影響這一變化的主要因素：一是馬氏體的分解與回復(fù)；二是碳化物的析出；三是雜質(zhì)元素的偏聚。
（4）考慮到刀具對(duì)材料強(qiáng)韌性的要求，在990℃×5min水淬+200℃×30 min回火處理下，20Cr13馬氏體不銹鋼展現(xiàn)出最佳強(qiáng)韌性組合：其硬度為515HV、抗拉強(qiáng)度為1763MPa、屈服強(qiáng)度為1380MPa、伸長(zhǎng)率為7.96%、沖擊韌性為24J/cm2。
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