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(tuán)有限公司， 河南 鄭州 450016)

隧道掘進(jìn)機(jī)(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(shí)現(xiàn)破巖掘進(jìn)。作為TBM掘進(jìn)中與巖石直接接觸的部件，刀圈在強(qiáng)擠壓、高磨損、高沖擊的環(huán)境中運(yùn)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?jié)L刀刀圈具有良好的硬度、沖擊性能和耐磨性能非常關(guān)鍵[3]。

高碳H13鋼是在H13鋼基礎(chǔ)上提高C、Mn、V合金元素含量，開發(fā)獲得的TBM滾刀刀圈專用材料。高碳H13鋼合金元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(jìn)行球化退火處理。球化退火可以調(diào)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(zhǔn)備[4]。周健等[5]研究表明，適當(dāng)?shù)那蚧嘶鹛幚砜梢赃m當(dāng)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(xué)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(xì)化、碳化物分布均勻，具有更優(yōu)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(guān)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(jī)理并優(yōu)選最佳球化退火工藝具有重要意義。目前，關(guān)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(jìn)行系統(tǒng)研究，為高碳H13鋼的性能優(yōu)化提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為經(jīng)過正火處理的高碳H13鋼，其名義化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)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(jìn)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(jìn)行等溫處理，分別設(shè)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(jié)束后對試樣進(jìn)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

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(jìn)行組織觀察和性能檢測。利用EM-30AX+型電子顯微鏡進(jìn)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(jì)進(jìn)行硬度測試，試驗(yàn)力1471 N(150 kg)，加載時間5 s；采用PTM2302-C型金屬擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)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(yàn)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(yàn)機(jī)進(jìn)行干砂/橡膠輪磨粒磨損試驗(yàn)，載荷100 N，轉(zhuǎn)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(yàn)結(jié)果與分析

2.1 球化退火組織

圖1為高碳H13鋼經(jīng)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(xì)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(dāng)?shù)葴貢r間延長至3 h和4 h時，晶粒內(nèi)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(xì)小顆粒狀碳化物，為等溫處理階段的球化過程提供形核質(zhì)點(diǎn)[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(fā)生碳原子的偏聚，因此碳化物顆粒的長大先在界面處發(fā)生，后在晶內(nèi)發(fā)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(jìn)一步長大。顆粒狀碳化物的溶解度與其半徑的關(guān)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(zhì)量；R為氣體常數(shù)；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(fā)生擴(kuò)散，當(dāng)?shù)葴貢r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(jīng)不同等溫時間球化退火處理，進(jìn)一步進(jìn)行淬火+回火處理后的顯微組織。由圖2可知，經(jīng)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(dāng)?shù)葴貢r間為1 h時，淬回火處理后基體中的粒狀碳化物數(shù)量較少，且尺寸較小，這是因?yàn)榍蚧嘶鸷蠼M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(zhì)點(diǎn)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(shù)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(nèi)部的碳化物優(yōu)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(zhì)點(diǎn)，進(jìn)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(shù)量較多且尺寸較大，這是因?yàn)樵诖慊饡r，晶界處和晶粒內(nèi)部的碳化物未完全溶解，在回火過程中晶界間和晶粒內(nèi)部均有較多形核質(zhì)點(diǎn)。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(shù)量更多且尺寸相對較小，這是因?yàn)樵谇蚧嘶鸷笤摴に嚝@得的組織中碳化物數(shù)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(zhì)點(diǎn)更多。

2.3 球化退火+淬回火處理硬度

圖3為高碳H13鋼經(jīng)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(dāng)?shù)葴貢r間為3 h和4 h時，組織中碳化物尺寸較大、數(shù)量較多，合金元素對基體的固溶強(qiáng)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(zhǔn)解理斷裂為主，有準(zhǔn)解理面、淺韌窩、撕裂棱存在。當(dāng)球化退火等溫時間為1、3和4 h時，淺韌窩區(qū)域較多，撕裂棱長度較短，表明組織抵抗裂紋擴(kuò)展能力強(qiáng)，韌性較好。當(dāng)球化退火等溫時間為2 h時，準(zhǔn)解理面較多，斷口內(nèi)撕裂棱長度較長，表明組織抵抗裂紋擴(kuò)展能力弱，韌性較差。

組織中碳化物的數(shù)量、尺寸和分布均會對金屬材料的沖擊性能產(chǎn)生嚴(yán)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(qū)域應(yīng)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(fā)生應(yīng)力集中，導(dǎo)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(dāng)?shù)葴貢r間為3 h時，磨損量最小，為3.996 g，耐磨性最優(yōu)。

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(qiáng)韌基體上分布有優(yōu)質(zhì)的耐磨相可以使材料具有優(yōu)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(jié)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(dāng)?shù)葴貢r間為3 h和4 h時，晶界處和晶粒內(nèi)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(yōu)。

3) 通過調(diào)整球化退火等溫時間，可以調(diào)節(jié)高碳H13鋼中碳的存在形式，碳化物的數(shù)量、形態(tài)和分布。當(dāng)?shù)葴貢r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(shù)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。