電火花加工對(duì)H13鋼表面完整性及力學(xué)性能的影響

楊會(huì)凱,吳曉春,左鵬鵬

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,上海 200444;2.上大鑫侖材料科技(廣東)有限公司,肇慶 526105;3.江蘇科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,鎮(zhèn)江 212100)

0 引 言

電火花加工(electrical discharge machining, EDM)技術(shù)以其高度的普適性和精準(zhǔn)性得到越來越廣泛的應(yīng)用,該技術(shù)利用脈沖放電去除導(dǎo)電工件材料,并在工件和電極之間間隙內(nèi)產(chǎn)生熱能,使工件局部發(fā)生熔化、蒸發(fā)、電離,將部分熔化、蒸發(fā)材料用工作液淬滅沖洗,其余部分重鑄在表面上,循環(huán)往復(fù)并最終實(shí)現(xiàn)加工成形[1]。由于電火花加工時(shí)電極不和工件直接接觸,也消除了機(jī)械應(yīng)力及振動(dòng)等問題[2-3]。電火花加工技術(shù)常常用于加工高硬度、難切削的材料,如AISI H13、SKH54、P20和SUS440C等模具鋼[4],無論導(dǎo)電材料強(qiáng)度、硬度如何,都可采用電火花加工技術(shù)加工出所需的高尺寸精度復(fù)雜形狀[5]。

BAHGAT等[6]研究了峰值電流、脈沖寬度、電極材料對(duì)電火花加工H13鋼材料去除率、電極磨損率和表面粗糙度的影響,發(fā)現(xiàn)峰值電流是影響材料去除率和電極磨損率最重要的因素。KHAN等[7]以電火花加工脈沖寬度、峰值電流和峰值電壓為輸入變量參數(shù),以D3不銹鋼材料去除率、工件磨損率和表面粗糙度為輸出變量參數(shù),計(jì)算得到最佳加工參數(shù)。MOHANTY等[8]研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)峰值電流為1.40 A、脈沖寬度為200 μs時(shí),電火花加工H13鋼獲得最佳的材料去除率,為12.254 mm3·min-1。SINGH等[9]研究發(fā)現(xiàn),電火花加工AISI M42鋼材料的去除率隨著峰值電流和脈沖持續(xù)時(shí)間的延長而增大,峰值電流是主要影響因素。目前,研究多集中于電火花加工參數(shù)對(duì)材料去除率、電極磨損率等影響方面,有關(guān)電火花加工對(duì)待加工鋼材表面顯微組織、殘余應(yīng)力和力學(xué)性能影響的研究[10-14]卻十分少。電火花加工是一個(gè)以熱為主的過程,其溫度高達(dá)8 000～12 000 ℃[15],對(duì)工件的表面質(zhì)量有顯著影響。加工表面質(zhì)量通常以其表面完整性來評(píng)價(jià),包括表面形貌、表面粗糙度、微裂紋、殘余應(yīng)力等特征[16]。

為此,作者對(duì)H13鋼進(jìn)行電火花加工,通過與磨削加工試樣對(duì)比,研究了電火花加工對(duì)其微觀形貌、物相組成、殘余應(yīng)力、顯微硬度、沖擊性能的影響,分析了其作用機(jī)理,以期為電火花加工在實(shí)際工程中更好應(yīng)用提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某鋼廠生產(chǎn)的AISI H13壓鑄模具鋼(4Cr5MoSiV1鋼),淬回火熱處理態(tài),化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.38C,0.97Si,0.41Mn,5.43Cr,1.39Mo,1.03V,0.001S,0.008P,余Fe;硬度為46～48 HRC,顯微組織如圖1所示,由針狀馬氏體和少許碳化物組成,組織較為均勻。

圖1 H13鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of H13 steel

使用ZNC450-EDM型電火花機(jī)進(jìn)行電火花加工,設(shè)定加工參數(shù)為峰值電流10 A、峰值電壓約220 V、脈沖寬度280 μs、脈沖間隔10 μs,尺寸為150 mm×25 mm×20 mm的銅電極作為正極,H13鋼試樣作為負(fù)極,高純度合成電火花油為工作液。每次試驗(yàn)前需清除沉積物,保持工作面干凈整潔。使用Zeiss Suqra-40型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察表面形貌和截面形貌,并用附帶的能譜儀(EDS)分析微區(qū)成分。使用3KW D/MAX2200型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析,銅靶,Kα射線,連續(xù)性掃描,掃描范圍為30°～110°,掃描速率為1 (°)·min-1,電壓為40 kV,電流為40 mA。根據(jù)YB/T 5338—2006測定殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù),采集各個(gè)深度的XRD譜,選擇奧氏體(200)、(220)和(311)以及馬氏體(200)和(211)晶面的衍射峰計(jì)算衍射積分強(qiáng)度,殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)φγ的計(jì)算公式[17]如下:

(1)

式中:Iγ,Iα分別為奧氏體和馬氏體的衍射積分強(qiáng)度,由jade軟件算出;G為奧氏體和馬氏體的結(jié)構(gòu)因子之比;φc為碳化物的體積分?jǐn)?shù)。

使用X-350A型X射線應(yīng)力測定儀測試應(yīng)力,管電壓為20 kV,管電流為5 mA,掃描步長為0.1°,掃描范圍為162°～151°,計(jì)數(shù)時(shí)間為0.5 s。使用便攜式表面粗糙度測試儀測量表面粗糙度。使用HVS-1000型顯微硬度計(jì)測量硬度分布,載荷為0.98 N,保載時(shí)間為10 s。根據(jù)GB/T 229—2020,采用ZBC2602-CE型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn),沖擊能量為600 J;使用無缺口沖擊試樣,先通過磨削加工制取尺寸為7.3 mm×10 mm×55 mm的長方體試樣,然后部分試樣進(jìn)行表面電火花加工(10 mm×55 mm)使厚度減至7 mm,最終得到尺寸為7 mm×10 mm×55 mm的沖擊試樣。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 表面形貌

由圖2可見,電火花加工后H13鋼表面出現(xiàn)熔融球狀顆粒、隕石坑、孔洞、微裂紋等缺陷。在加工過程中,電極和H13鋼之間的工作液被電流擊穿,形成等離子通道產(chǎn)生高溫,使H13鋼表面蒸發(fā)熔融并發(fā)生濺射;在工作液的沖刷冷卻下,熔融液滴迅速在表面凝固收縮形成顆粒,而重新凝固的熔融物質(zhì)包圍產(chǎn)生的凹陷就是隕石坑,是放電集中點(diǎn)[18]。孔洞是一種常見的體積型缺陷,常引起應(yīng)力集中,其產(chǎn)生主要是因?yàn)楣ぷ饕涸诟邷叵缕蛘咴谀淌湛s中摻雜了空氣,這些氣體被熔融金屬包圍,在凝固過程中由于氣體在固體中的溶解度小于在液體中,容易逸出,而產(chǎn)生孔洞;此外,工作液具有高黏度和收縮作用,會(huì)阻礙放電區(qū)的氣泡膨脹,使其不易排出。微裂紋一方面是因?yàn)榧庸み^程中的冶金相變和熱應(yīng)力不均勻而產(chǎn)生的;另一方面是因?yàn)楣ぷ饕涸诟邷叵铝呀馐沟萌廴诮饘贊B碳,化學(xué)成分發(fā)生變化,導(dǎo)致其在冷卻過程中與基體的收縮不同[19-20],加上此時(shí)放電區(qū)的不穩(wěn)定,伴隨著較大的沖擊力,因此導(dǎo)致裂紋萌生并擴(kuò)展[21]。

圖2 電火花加工后H13鋼表面SEM形貌Fig.2 SEM morphology of H13 steel surface after electrical discharge machining

試驗(yàn)測得磨削加工后、電火花加工后H13鋼的表面粗糙度分別為0.313,9.147 μm,電火花加工后表面粗糙度較大。這是熔融顆粒、隕石坑、孔洞等缺陷造成的。

2.2 截面形貌

由圖3可知:電火花加工后H13鋼截面根據(jù)形貌特征不同可分為白亮層、熱影響區(qū)、回火區(qū)和未受影響基體。白亮層是金屬熔融再凝固形成的重鑄層,難以被腐蝕,白亮層中存在柱狀晶、柱狀樹枝晶、等軸晶、共晶組織等組織,是典型的非平衡凝固組織,且頂部區(qū)域等軸晶較多,中間區(qū)域晶系及其方向性較為混亂,出現(xiàn)了分布著細(xì)小顆粒狀碳化物的奧氏體共晶組織,與熱影響區(qū)交界處出現(xiàn)大量等軸晶和柱狀晶,且部分柱狀晶垂直于界面,沿最大溫度梯度方向生長;緊鄰白亮層的熱影響區(qū)由于受到電火花加工熱的影響而發(fā)生復(fù)雜的相變,馬氏體板條分解回復(fù),析出的滲碳體聚集球化, 形成粒狀碳化物;回火區(qū)距離表面遠(yuǎn),加工時(shí)溫度較低,晶界明顯,晶粒長大,馬氏體粗化。根據(jù)凝固理論,枝晶晶粒生長取向和形狀主要取決于溫度梯度與凝固速率的比值。白亮層表面直接與工作液接觸,凝固速率快,樹枝晶、柱狀晶生長受到抑制;由于采用噴嘴噴出工作液,白亮層中間區(qū)域不同位置的溫度梯度和凝固速率差異很大,因此柱狀晶和樹枝晶生長方向明顯無序;白亮層底部與基體相接,具有較大的溫度梯度,這加快了基體與白亮層界面的傳熱速率,從而驅(qū)動(dòng)固液界面向液相移動(dòng),形成了垂直于界面的柱狀晶形態(tài)。

圖3 電火花加工后H13鋼的截面形貌Fig.3 Cross-section morphology of H13 steel after electrical discharge machining: (a) integral and (b) white bright layer

由圖4可知:電火花加工后,H13鋼出現(xiàn)從表面萌生并垂直向內(nèi)擴(kuò)展,終止于白亮層與熱影響區(qū)界面的裂紋,這主要是因?yàn)槟坍a(chǎn)生的高拉伸應(yīng)力在表面限制較少,從而萌生裂紋并向內(nèi)擴(kuò)展;在白亮層內(nèi)部也萌生了一些裂紋,裂紋平行于界面橫向擴(kuò)展,這主要是白亮層中的碳化物、夾雜物、孔洞引起的應(yīng)力集中造成的;還有一些裂紋是從界面附近萌生,向表面擴(kuò)展,并有向基體擴(kuò)展的傾向,這主要是因?yàn)榘琢翆又写罅康膴W氏體與基體中的馬氏體之間比容、收縮系數(shù)存在差異,在熱收縮過程中,奧氏體處于拉伸狀態(tài),馬氏體處于壓縮狀態(tài),從而造成界面裂紋萌生與擴(kuò)展[22]。

圖4 電火花加工后H13鋼截面裂紋Fig.4 Cross-ection cracks of H13 steel after electrical discharge machining

由圖5可見:基體中碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5.3%,白亮層中的為11.8%,升高了122.6%,這是因?yàn)楣ぷ饕褐械奶荚卦诟邷叵聰U(kuò)散進(jìn)熔融金屬中[23];此外,在截面存在銅元素,說明電極發(fā)生損失,其所含銅元素?cái)U(kuò)散進(jìn)行試樣內(nèi)部;白亮層中發(fā)現(xiàn)一定的氧元素,這是摻雜了空氣中的氧所致。

圖5 電火花加工后H13鋼截面碳元素線掃描結(jié)果和不同位置點(diǎn)掃描結(jié)果Fig.5 Carbon line scan result (a) and point scan results at different locations (b-e) of H13 steel after electrical discharge machining

2.3 表面物相組成

由圖6可見:電火花加工后H13鋼的白亮層中除了有馬氏體外,還出現(xiàn)了殘余奧氏體和Fe3C、Fe7C3、(Cr,Fe)7C3、Fe0.3Mn2.7C等多種碳化物, 物相多且復(fù)雜。這是因?yàn)槿廴诮饘僦腥苋肓颂荚?與鐵元素結(jié)合形成了碳化物,發(fā)生了重新合金化。

圖6 電火花加工后H13鋼表面白亮層的XRD譜Fig.6 XRD patterns of white layer of H13 steel surface after electrical discharge machining

由圖7可見:H13鋼表面白亮層的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)大于基體水平,這一方面是因?yàn)椴黄胶饽淌沟脢W氏體轉(zhuǎn)化不完全,另一方面是因?yàn)榘琢翆釉诟邷叵氯苋肓溯^多的碳元素,增強(qiáng)了奧氏體穩(wěn)定性,因此使得更多奧氏體得以保留。白亮層中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨著距表面距離的增加先升高后降低。這是因?yàn)榘琢翆颖砻嬷苯优c工作液接觸,溫度低、冷速快,碳含量少,所以殘余奧氏體含量少;隨著深度增加,冷速降低,根據(jù)凝固原理,最后凝固位置的碳含量最高,因此殘余奧氏體含量增加。

圖7 電火花加工后H13鋼截面殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)Fig.7 Volume fraction of residual austenite on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.4 殘余應(yīng)力

由圖8可見:電火花加工后H13鋼表層呈現(xiàn)較高的殘余拉應(yīng)力,隨著距表面距離增加,殘余應(yīng)力先增大,最大值位于次表面,為575 MPa,后又慢慢減小,與文獻(xiàn)[24-25]一致。這是因?yàn)樵陔娀鸹庸r(shí),熔融金屬與工作液和與基體接觸處均被迅速淬滅,出現(xiàn)兩個(gè)固液界面且彼此靠近,中間保持液相,當(dāng)兩個(gè)固液界面相遇時(shí),這種異質(zhì)的結(jié)合應(yīng)力更大,因此殘余應(yīng)力最大值出現(xiàn)在次表面[26]。

圖8 電火花加工后H13鋼截面殘余應(yīng)力分布Fig.8 Residual stress distribution on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.5 硬度分布

由圖9可見:電火花加工后H13鋼的顯微硬度隨著距表面距離的增加先增大,在界面附近達(dá)到最大,為647.3 HV,后降低,最后趨于平穩(wěn)。在電火花加工中,工作液中的碳元素向熔融金屬中擴(kuò)散,使得白亮層碳元素增多, 而馬氏體鋼的硬度主要取決于其碳含量,所以白亮層硬度高于基體[27-28]。

圖9 電火花加工后H13鋼截面顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.6 沖擊性能

電火花加工后H13鋼的沖擊功(154 J)比磨削加工后的沖擊功(239 J)下降了35.56%。這是因?yàn)殡娀鸹庸ず驢13鋼表面白亮層組織不均勻,且碳含量增加, 形成了大量碳化物,并殘留大量奧氏體,破壞了與基體材料的連貫性[29],降低了塑性和強(qiáng)度[30],造成沖擊功下降[26]。沖擊功主要由裂紋形成功和裂紋擴(kuò)展功構(gòu)成[31]。而電火花加工表面有大量隕石坑、顆粒,微裂紋等缺陷,裂紋易在缺陷處萌生,造成裂紋形成功下降,從而使沖擊功下降。

由圖10可見:電火花加工和磨削加工H13鋼沖擊試樣斷口均出現(xiàn)大量撕裂棱,還有韌窩、解理面、大尺寸剝離面,均為準(zhǔn)解理斷裂,說明電火花加工試樣和磨削加工試樣在沖擊斷裂中期沒有區(qū)別。剝離面是由于不規(guī)則形狀的碳化物與基體的結(jié)合較弱,易于剝落而形成的[32]。

圖10 電火花加工和磨削加工H13鋼的沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphology of H13 steel after electrical discharge machining (a) or grinding machining (b)

由圖11可知:裂紋從表面萌生、擴(kuò)展、最終導(dǎo)致試樣被沖斷,白亮層與熱影響區(qū)界面處斷口大致分為3個(gè)區(qū)域,白亮層敏感區(qū)、脆性斷裂區(qū)和韌性斷裂區(qū)。白亮層表面的顆粒、隕石坑、微裂紋等缺陷成為沖擊斷裂的啟裂點(diǎn), 受到?jīng)_擊時(shí)裂紋在這些啟裂點(diǎn)處迅速萌生和擴(kuò)展,最終導(dǎo)致試樣斷裂;裂紋源附近的斷口呈脆性特征,有大量的撕裂棱、解理面和剝離面;裂紋擴(kuò)展到基體內(nèi)部之后呈韌性斷裂特征,斷口出現(xiàn)大量的韌窩。

圖11 電火花加工后H13鋼白亮層與熱影響區(qū)界面處斷口形貌Fig.11 White bright layer and heat affected zone interface fracture morphology of H13 steel after electrical discharge machining: (a) at low magnification; (b) brittle fracture zone at high magnification and (c) ductile fracture zone at high magnification

3 結(jié) 論

(1) 電火花加工后H13鋼表面出現(xiàn)熔融顆粒、隕石坑、孔洞、微裂紋等缺陷,其截面分為白亮層、熱影響區(qū)、回火區(qū)和基體;白亮層中存在柱狀晶、柱狀樹枝晶、等軸晶、共晶組織等典型非平衡凝固組織;熱影響區(qū)馬氏體沒有基本的板條形態(tài),滲碳體聚集球化,形成粒狀碳化物;回火區(qū)晶界明顯,晶粒長大,馬氏體粗化。

(2) 電火花加工后H13鋼白亮層顯微組織包括馬氏體、殘余奧氏體、Fe3C、Fe7C3、(Cr,Fe)7C3、Fe0.3Mn2.7C等,相比基體,碳元素和殘余奧氏體含量增加。

(3) 電火花加工后H13鋼表層殘余應(yīng)力和顯微硬度均高于基體,并且隨著距表面距離增加均先增大后減小,最大分別為575 MPa,647.3 HV。

(4) 電火花加工后H13鋼的沖擊功(154 J)比磨削加工后的沖擊功(239 J)下降了35.56%,沖擊斷口均出現(xiàn)大量撕裂棱,還有韌窩、解理面、大尺寸剝離面,均為準(zhǔn)解理斷裂。