球化退火等溫時間對高碳H13鋼組織和性能的影響

郭志凱， 連明洋， 卓興建， 葉 蕾， 曹培澤， 王超鋒， 商秋月

(中鐵工程裝備集團有限公司， 河南 鄭州 450016)

隧道掘進機(Tunnel boring machine，TBM)是一種用于巖石隧道挖掘的特大型專用工程裝備，通過固定在刀盤上的滾刀不斷滾動擠壓巖石實現破巖掘進。作為TBM掘進中與巖石直接接觸的部件，刀圈在強擠壓、高磨損、高沖擊的環境中運行，消耗量大，更換頻繁，增加施工成本，降低施工效率[1-2]。為保證TBM施工效益，使滾刀刀圈具有良好的硬度、沖擊性能和耐磨性能非常關鍵[3]。

高碳H13鋼是在H13鋼基礎上提高C、Mn、V合金元素含量，開發獲得的TBM滾刀刀圈專用材料。高碳H13鋼合金元素質量分數較高，C和Cr、Mo、V等易形成枝晶偏析，為了消除或減輕偏析對于刀圈性能的影響，使刀圈具有良好的綜合性能，通常在刀圈制造過程中進行球化退火處理。球化退火可以調整鋼中合金碳化物的尺寸和分布，為最終熱處理做好組織準備[4]。周健等[5]研究表明，適當的球化退火處理可以適當提高碳化物尺寸、改善碳化物分布均勻性，相對于未退火試樣，球化退火試樣在淬回火后沖擊性能得到顯著提升。范學義等[6]指出合理的球化退火處理可以使合金鋼在最終熱處理后組織細化、碳化物分布均勻，具有更優的沖擊性能和耐磨性能。作為改善高碳H13鋼組織和性能的關鍵步驟，球化退火對于滾刀刀圈的服役壽命具有直接影響，因此研究球化退火機理并優選最佳球化退火工藝具有重要意義。目前，關于球化退火等溫時間的研究較少，因此本文對高碳H13鋼的球化退火等溫時間進行系統研究，為高碳H13鋼的性能優化提供數據支撐。

1 試驗材料與方法

試驗材料為經過正火處理的高碳H13鋼，其名義化學成分如表1所示。試驗鋼正火后組織主要為馬氏體和貝氏體，硬度為55.9 HRC。采用馬弗爐對高碳H13鋼試塊進行熱處理，熱處理方案為加熱到860 ℃保溫2 h，隨爐冷卻到750 ℃進行等溫處理，分別設定等溫時間為1、2、3和4 h，隨后爐冷到500 ℃出爐空冷。退火結束后對試樣進行一次淬火和3次回火，淬火溫度為1050 ℃，回火溫度為515 ℃。

表1 高碳H13鋼的名義化學成分(質量分數，%)

圖1 不同等溫時間球化退火處理后高碳H13鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time(a) 1 h； (b) 2 h； (c) 3 h； (d) 4 h

在球化退火和球化退火+淬回火處理試塊上切取試樣進行組織觀察和性能檢測。利用EM-30AX+型電子顯微鏡進行顯微組織觀察，試樣尺寸為10 mm×10 mm×15 mm，腐蝕劑為4%的硝酸酒精溶液；利用HR-150A型硬度計進行硬度測試，試驗力1471 N(150 kg)，加載時間5 s；采用PTM2302-C型金屬擺錘沖擊試驗機進行沖擊性能檢測，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，開U型缺口，沖擊試驗后采用EM-30AX+型電子顯微鏡觀察沖擊斷口形貌；采用MLGS-225C型干濕砂橡膠輪式磨損試驗機進行干砂/橡膠輪磨粒磨損試驗，載荷100 N，轉速為200 r/min，磨損時間30 min，試樣尺寸為10 mm×25 mm×75 mm。

2 試驗結果與分析

2.1 球化退火組織

圖1為高碳H13鋼經不同等溫時間球化退火處理后的顯微組織。由圖1可知，高碳H13鋼球化退火后的組織均為粒狀珠光體。860 ℃×2 h+750 ℃×1 h 球化退火處理后，高碳H13鋼基體上彌散分布著細小的粒狀碳化物顆粒；隨著等溫時間的延長，高碳H13鋼晶界處的碳化物顆粒明顯長大；當等溫時間延長至3 h和4 h時，晶粒內部和晶界處均分布著大尺寸的碳化物顆粒，其中等溫時間為4 h時基體上分布的大尺寸碳化物相對較多，小尺寸碳化物顆粒相對較少。

球化退火奧氏體化階段保溫處理，使合金鋼基體上分布大量細小顆粒狀碳化物，為等溫處理階段的球化過程提供形核質點[7]。等溫處理階段溫度為750 ℃，隨著等溫時間的延長，溶解在基體中的C不斷析出，使碳化物的尺寸不斷增加，其中界面處更易發生碳原子的偏聚，因此碳化物顆粒的長大先在界面處發生，后在晶內發生?；w中的C析出到一定程度后，延長保溫時間，基體中的小顆粒碳化物溶解，大顆粒碳化物進一步長大。顆粒狀碳化物的溶解度與其半徑的關系可以用式(1)表示[8]：

(1)

式中：Cr為碳化物半徑為r時的溶解度；C∞為碳化物顆粒半徑為∞時的溶解度；M為碳化物的相對分子質量；R為氣體常數；T為絕對溫度；ρ為碳化物的密度；γ為碳化物和基體界面的單位面積界面能。從式(1)可知，碳化物顆粒的半徑越小，其溶解度越大，因此隨著等溫時間延長，碳原子和合金元素原子均將由小顆粒碳化物向大顆粒碳化物處發生擴散，當等溫時間為4 h時基體中分布的小尺寸碳化物顆粒減少，大尺寸碳化物顆粒增多。

圖2 不同等溫時間球化退火+淬回火處理后高碳H13鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered(a) 1 h； (b) 2 h； (c) 3 h； (d) 4 h

2.2 球化退火+淬回火處理組織

圖2為高碳H13鋼經不同等溫時間球化退火處理，進一步進行淬火+回火處理后的顯微組織。由圖2可知，經過淬回火處理，高碳H13鋼的組織主要為回火馬氏體+粒狀碳化物。由于等溫時間的不同，致使淬回火處理后組織存在明顯不同，當等溫時間為1 h時，淬回火處理后基體中的粒狀碳化物數量較少，且尺寸較小，這是因為球化退火后組織中碳化物尺寸較小，淬火時碳化物基本完全溶解，在回火時形核質點較少。等溫時間為2 h時，淬回火處理后基體中的粒狀碳化物數量相對較多，且在晶界處存在較多碳化物；在淬火加熱時晶粒內部的碳化物優先溶解[9]，由圖1(b)可知，球化退火后晶界處存在大尺寸碳化物，淬火后晶界處的碳化物未完全溶解，在回火時作為形核質點，進一步長大，致使淬回火處理后晶界處存在較多碳化物。等溫時間為3 h和4 h時，淬回火處理后基體中的粒狀碳化物數量較多且尺寸較大，這是因為在淬火時，晶界處和晶粒內部的碳化物未完全溶解，在回火過程中晶界間和晶粒內部均有較多形核質點。對比等溫時間為3 h和4 h淬回火處理后的碳化物分布，等溫時間為3 h的試樣在淬回火后獲得的碳化物顆粒數量更多且尺寸相對較小，這是因為在球化退火后該工藝獲得的組織中碳化物數量較多，在淬火時未溶解的碳化物顆粒更多，回火時的形核質點更多。

2.3 球化退火+淬回火處理硬度

圖3為高碳H13鋼經不同等溫時間球化退火處理+淬回火處理后的硬度。由圖3可知，等溫時間為1 h和2 h時，高碳H13鋼硬度較高，分別為56.7和56.8 HRC；隨著球化退火等溫時間的延長，硬度逐漸降低，等溫時間為3、4 h的試樣硬度分別為55.4和54.6 HRC。由圖2也可看出，當等溫時間為3 h和4 h時，組織中碳化物尺寸較大、數量較多，合金元素對基體的固溶強化作用降低，因此材料硬度降低。

圖3 不同等溫時間球化退火+淬回火 處理后高碳H13鋼的硬度Fig.3 Hardness of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered

2.4 球化退火+淬回火處理沖擊性能

圖4為不同等溫時間球化退火處理+淬回火處理后高碳H13鋼的沖擊吸收能量。由圖4可知，隨著球化退火等溫時間的延長，淬回火處理后試樣的沖擊吸收能量先降低后升高，等溫時間為2 h時試樣沖擊吸收能量最低，為6.30 J，等溫時間為4 h時試樣沖擊吸收能量最高，為10.01 J。

圖5 不同等溫時間球化退火+淬回火處理后高碳H13鋼的沖擊斷口形貌Fig.5 Impact fracture morphologies of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered(a) 1 h； (b) 2 h； (c) 3 h； (d) 4 h

圖4 不同等溫時間球化退火+淬回火 處理后高碳H13鋼的沖擊吸收能量Fig.4 Impact absorbed energy of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered

圖5為不同等溫時間球化退火+淬回火處理高碳H13鋼的沖擊斷口形貌。由圖5可知，高碳H13鋼的斷口形貌以準解理斷裂為主，有準解理面、淺韌窩、撕裂棱存在。當球化退火等溫時間為1、3和4 h時，淺韌窩區域較多，撕裂棱長度較短，表明組織抵抗裂紋擴展能力強，韌性較好。當球化退火等溫時間為2 h時，準解理面較多，斷口內撕裂棱長度較長，表明組織抵抗裂紋擴展能力弱，韌性較差。

組織中碳化物的數量、尺寸和分布均會對金屬材料的沖擊性能產生嚴重影響，若碳化物分布在馬氏體的條界、束界或晶界，在斷裂過程中將會造成碳化物周圍位錯塞積，局部區域應力集中，形成二次裂紋或微孔，使材料韌性顯著下降[10-11]。由圖2(b)可知，球化退火等溫時間為2 h，淬回火處理后試樣晶界處存在較多沿馬氏體條界、束界分布的條狀和粒狀碳化物，在沖擊斷裂過程中，碳化物周圍易發生應力集中，導致試樣沖擊吸收能量顯著降低。

2.5 球化退火+淬回火處理耐磨性

圖6為不同等溫時間球化退火+淬回火處理后高碳H13鋼的磨損量。由圖6可知，隨著球化退火等溫時間的延長，在淬回火處理后試樣的磨損量先降低后升高，當等溫時間為3 h時，磨損量最小，為3.996 g，耐磨性最優。

圖6 不同等溫時間球化退火+淬回火處理后 高碳H13鋼的磨損量Fig.6 Wear loss of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered

高強韌基體上分布有優質的耐磨相可以使材料具有優異的耐磨性能[12]。由圖2(c)可知，等溫時間為3 h 的高碳H13鋼淬回火處理后，一方面基體上彌散分布著高硬度的碳化物，可以抵抗磨損；另一方面基體具有較高的硬度和韌性，既可以使自身更好地抵抗磨損，又可以為粒狀碳化物提供有效支撐。因此球化退火工藝為860 ℃×2 h+750 ℃×3 h的高碳H13鋼在淬回火處理后具有良好的耐磨性。

3 結論

1) 隨著等溫時間延長，球化退火后的高碳H13鋼中碳化物顆粒尺寸逐漸增大，當等溫時間為3 h和4 h時，晶界處和晶粒內部均存在大尺寸的碳化物顆粒。

2) 在淬回火處理后，隨著球化退火過程中等溫時間的延長，高碳H13鋼的硬度先升高后降低，在等溫時間為2 h時硬度最高；高碳H13鋼的沖擊吸收能量先降低后升高，在等溫時間為2 h時沖擊性能最差；高碳H13鋼的磨損量先降低后升高，在等溫時間為3 h時磨損量最小，耐磨性最優。

3) 通過調整球化退火等溫時間，可以調節高碳H13鋼中碳的存在形式，碳化物的數量、形態和分布。當等溫時間為3 h時，淬回火處理后高碳H13鋼中的碳化物彌散分布、數量較多、尺寸較大，從而具有較高的硬度、較好的沖擊性能及良好的耐磨性能。