球化退火等温时间对高碳H13钢组织和性能的影响

2022-10-21郭志凯连明洋卓兴建曹培泽王超锋商秋月

金属热处理 2022年9期

郭志凯，连明洋，卓兴建，叶蕾，曹培泽，王超锋，商秋月

(中铁工程装备集团有限公司，河南郑州 450016)

隧道掘进机(Tunnel boring machine，TBM)是一种用于岩石隧道挖掘的特大型专用工程装备，通过固定在刀盘上的滚刀不断滚动挤压岩石实现破岩掘进。作为TBM掘进中与岩石直接接触的部件，刀圈在强挤压、高磨损、高冲击的环境中运行，消耗量大，更换频繁，增加施工成本，降低施工效率[1-2]。为保证TBM施工效益，使滚刀刀圈具有良好的硬度、冲击性能和耐磨性能非常关键[3]。

高碳H13钢是在H13钢基础上提高C、Mn、V合金元素含量，开发获得的TBM滚刀刀圈专用材料。高碳H13钢合金元素质量分数较高，C和Cr、Mo、V等易形成枝晶偏析，为了消除或减轻偏析对于刀圈性能的影响，使刀圈具有良好的综合性能，通常在刀圈制造过程中进行球化退火处理。球化退火可以调整钢中合金碳化物的尺寸和分布，为最终热处理做好组织准备[4]。周健等[5]研究表明，适当的球化退火处理可以适当提高碳化物尺寸、改善碳化物分布均匀性，相对于未退火试样，球化退火试样在淬回火后冲击性能得到显著提升。范学义等[6]指出合理的球化退火处理可以使合金钢在最终热处理后组织细化、碳化物分布均匀，具有更优的冲击性能和耐磨性能。作为改善高碳H13钢组织和性能的关键步骤，球化退火对于滚刀刀圈的服役寿命具有直接影响，因此研究球化退火机理并优选最佳球化退火工艺具有重要意义。目前，关于球化退火等温时间的研究较少，因此本文对高碳H13钢的球化退火等温时间进行系统研究，为高碳H13钢的性能优化提供数据支撑。

1 试验材料与方法

试验材料为经过正火处理的高碳H13钢，其名义化学成分如表1所示。试验钢正火后组织主要为马氏体和贝氏体，硬度为55.9 HRC。采用马弗炉对高碳H13钢试块进行热处理，热处理方案为加热到860 ℃保温2 h，随炉冷却到750 ℃进行等温处理，分别设定等温时间为1、2、3和4 h，随后炉冷到500 ℃出炉空冷。退火结束后对试样进行一次淬火和3次回火，淬火温度为1050 ℃，回火温度为515 ℃。

表1 高碳H13钢的名义化学成分(质量分数，%)

图1 不同等温时间球化退火处理后高碳H13钢的显微组织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+淬回火处理试块上切取试样进行组织观察和性能检测。利用EM-30AX+型电子显微镜进行显微组织观察，试样尺寸为10 mm×10 mm×15 mm，腐蚀剂为4%的硝酸酒精溶液；利用HR-150A型硬度计进行硬度测试，试验力1471 N(150 kg)，加载时间5 s；采用PTM2302-C型金属摆锤冲击试验机进行冲击性能检测，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，开U型缺口，冲击试验后采用EM-30AX+型电子显微镜观察冲击断口形貌；采用MLGS-225C型干湿砂橡胶轮式磨损试验机进行干砂/橡胶轮磨粒磨损试验，载荷100 N，转速为200 r/min，磨损时间30 min，试样尺寸为10 mm×25 mm×75 mm。

2 试验结果与分析

2.1 球化退火组织

图1为高碳H13钢经不同等温时间球化退火处理后的显微组织。由图1可知，高碳H13钢球化退火后的组织均为粒状珠光体。860 ℃×2 h+750 ℃×1 h 球化退火处理后，高碳H13钢基体上弥散分布着细小的粒状碳化物颗粒；随着等温时间的延长，高碳H13钢晶界处的碳化物颗粒明显长大；当等温时间延长至3 h和4 h时，晶粒内部和晶界处均分布着大尺寸的碳化物颗粒，其中等温时间为4 h时基体上分布的大尺寸碳化物相对较多，小尺寸碳化物颗粒相对较少。

球化退火奥氏体化阶段保温处理，使合金钢基体上分布大量细小颗粒状碳化物，为等温处理阶段的球化过程提供形核质点[7]。等温处理阶段温度为750 ℃，随着等温时间的延长，溶解在基体中的C不断析出，使碳化物的尺寸不断增加，其中界面处更易发生碳原子的偏聚，因此碳化物颗粒的长大先在界面处发生，后在晶内发生。基体中的C析出到一定程度后，延长保温时间，基体中的小颗粒碳化物溶解，大颗粒碳化物进一步长大。颗粒状碳化物的溶解度与其半径的关系可以用式(1)表示[8]：

(1)

式中：Cr为碳化物半径为r时的溶解度；C∞为碳化物颗粒半径为∞时的溶解度；M为碳化物的相对分子质量；R为气体常数；T为绝对温度；ρ为碳化物的密度；γ为碳化物和基体界面的单位面积界面能。从式(1)可知，碳化物颗粒的半径越小，其溶解度越大，因此随着等温时间延长，碳原子和合金元素原子均将由小颗粒碳化物向大颗粒碳化物处发生扩散，当等温时间为4 h时基体中分布的小尺寸碳化物颗粒减少，大尺寸碳化物颗粒增多。

图2 不同等温时间球化退火+淬回火处理后高碳H13钢的显微组织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+淬回火处理组织

图2为高碳H13钢经不同等温时间球化退火处理，进一步进行淬火+回火处理后的显微组织。由图2可知，经过淬回火处理，高碳H13钢的组织主要为回火马氏体+粒状碳化物。由于等温时间的不同，致使淬回火处理后组织存在明显不同，当等温时间为1 h时，淬回火处理后基体中的粒状碳化物数量较少，且尺寸较小，这是因为球化退火后组织中碳化物尺寸较小，淬火时碳化物基本完全溶解，在回火时形核质点较少。等温时间为2 h时，淬回火处理后基体中的粒状碳化物数量相对较多，且在晶界处存在较多碳化物；在淬火加热时晶粒内部的碳化物优先溶解[9]，由图1(b)可知，球化退火后晶界处存在大尺寸碳化物，淬火后晶界处的碳化物未完全溶解，在回火时作为形核质点，进一步长大，致使淬回火处理后晶界处存在较多碳化物。等温时间为3 h和4 h时，淬回火处理后基体中的粒状碳化物数量较多且尺寸较大，这是因为在淬火时，晶界处和晶粒内部的碳化物未完全溶解，在回火过程中晶界间和晶粒内部均有较多形核质点。对比等温时间为3 h和4 h淬回火处理后的碳化物分布，等温时间为3 h的试样在淬回火后获得的碳化物颗粒数量更多且尺寸相对较小，这是因为在球化退火后该工艺获得的组织中碳化物数量较多，在淬火时未溶解的碳化物颗粒更多，回火时的形核质点更多。

2.3 球化退火+淬回火处理硬度

图3为高碳H13钢经不同等温时间球化退火处理+淬回火处理后的硬度。由图3可知，等温时间为1 h和2 h时，高碳H13钢硬度较高，分别为56.7和56.8 HRC；随着球化退火等温时间的延长，硬度逐渐降低，等温时间为3、4 h的试样硬度分别为55.4和54.6 HRC。由图2也可看出，当等温时间为3 h和4 h时，组织中碳化物尺寸较大、数量较多，合金元素对基体的固溶强化作用降低，因此材料硬度降低。

图3 不同等温时间球化退火+淬回火处理后高碳H13钢的硬度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+淬回火处理冲击性能

图4为不同等温时间球化退火处理+淬回火处理后高碳H13钢的冲击吸收能量。由图4可知，随着球化退火等温时间的延长，淬回火处理后试样的冲击吸收能量先降低后升高，等温时间为2 h时试样冲击吸收能量最低，为6.30 J，等温时间为4 h时试样冲击吸收能量最高，为10.01 J。

图5 不同等温时间球化退火+淬回火处理后高碳H13钢的冲击断口形貌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

图4 不同等温时间球化退火+淬回火处理后高碳H13钢的冲击吸收能量Fig.4 Impact absorbed energy of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered

图5为不同等温时间球化退火+淬回火处理高碳H13钢的冲击断口形貌。由图5可知，高碳H13钢的断口形貌以准解理断裂为主，有准解理面、浅韧窝、撕裂棱存在。当球化退火等温时间为1、3和4 h时，浅韧窝区域较多，撕裂棱长度较短，表明组织抵抗裂纹扩展能力强，韧性较好。当球化退火等温时间为2 h时，准解理面较多，断口内撕裂棱长度较长，表明组织抵抗裂纹扩展能力弱，韧性较差。

组织中碳化物的数量、尺寸和分布均会对金属材料的冲击性能产生严重影响，若碳化物分布在马氏体的条界、束界或晶界，在断裂过程中将会造成碳化物周围位错塞积，局部区域应力集中，形成二次裂纹或微孔，使材料韧性显著下降[10-11]。由图2(b)可知，球化退火等温时间为2 h，淬回火处理后试样晶界处存在较多沿马氏体条界、束界分布的条状和粒状碳化物，在冲击断裂过程中，碳化物周围易发生应力集中，导致试样冲击吸收能量显著降低。

2.5 球化退火+淬回火处理耐磨性

图6为不同等温时间球化退火+淬回火处理后高碳H13钢的磨损量。由图6可知，随着球化退火等温时间的延长，在淬回火处理后试样的磨损量先降低后升高，当等温时间为3 h时，磨损量最小，为3.996 g，耐磨性最优。

图6 不同等温时间球化退火+淬回火处理后高碳H13钢的磨损量Fig.6 Wear loss of the high carbon H13 steel spheroidizing annealed for different isothermal time and then quenched and tempered

高强韧基体上分布有优质的耐磨相可以使材料具有优异的耐磨性能[12]。由图2(c)可知，等温时间为3 h 的高碳H13钢淬回火处理后，一方面基体上弥散分布着高硬度的碳化物，可以抵抗磨损；另一方面基体具有较高的硬度和韧性，既可以使自身更好地抵抗磨损，又可以为粒状碳化物提供有效支撑。因此球化退火工艺为860 ℃×2 h+750 ℃×3 h的高碳H13钢在淬回火处理后具有良好的耐磨性。