電火花加工對H13鋼表面完整性及力學性能的影響

楊會凱,吳曉春,左鵬鵬

(1.上海大學材料科學與工程學院,省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室,上海 200444;2.上大鑫侖材料科技(廣東)有限公司,肇慶 526105;3.江蘇科技大學材料科學與工程學院,鎮江 212100)

0 引 言

電火花加工(electrical discharge machining, EDM)技術以其高度的普適性和精準性得到越來越廣泛的應用,該技術利用脈沖放電去除導電工件材料,并在工件和電極之間間隙內產生熱能,使工件局部發生熔化、蒸發、電離,將部分熔化、蒸發材料用工作液淬滅沖洗,其余部分重鑄在表面上,循環往復并最終實現加工成形[1]。由于電火花加工時電極不和工件直接接觸,也消除了機械應力及振動等問題[2-3]。電火花加工技術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],無論導電材料強度、硬度如何,都可采用電火花加工技術加工出所需的高尺寸精度復雜形狀[5]。

BAHGAT等[6]研究了峰值電流、脈沖寬度、電極材料對電火花加工H13鋼材料去除率、電極磨損率和表面粗糙度的影響,發現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,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,計算得到最佳加工參數。MOHANTY等[8]研究發現,當峰值電流為1.40 A、脈沖寬度為200 μs時,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]研究發現,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時間的延長而增大,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對材料去除率、電極磨損率等影響方面,有關電火花加工對待加工鋼材表面顯微組織、殘余應力和力學性能影響的研究[10-14]卻十分少。電火花加工是一個以熱為主的過程,其溫度高達8 000～12 000 ℃[15],對工件的表面質量有顯著影響。加工表面質量通常以其表面完整性來評價,包括表面形貌、表面粗糙度、微裂紋、殘余應力等特征[16]。

為此,作者對H13鋼進行電火花加工,通過與磨削加工試樣對比,研究了電火花加工對其微觀形貌、物相組成、殘余應力、顯微硬度、沖擊性能的影響,分析了其作用機理,以期為電火花加工在實際工程中更好應用提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為某鋼廠生產的AISI H13壓鑄模具鋼(4Cr5MoSiV1鋼),淬回火熱處理態,化學成分(質量分數/%)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型電火花機進行電火花加工,設定加工參數為峰值電流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鋼試樣作為負極,高純度合成電火花油為工作液。每次試驗前需清除沉積物,保持工作面干凈整潔。使用Zeiss Suqra-40型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察表面形貌和截面形貌,并用附帶的能譜儀(EDS)分析微區成分。使用3KW D/MAX2200型X射線衍射儀進行物相分析,銅靶,Kα射線,連續性掃描,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YB/T 5338—2006測定殘余奧氏體體積分數,采集各個深度的XRD譜,選擇奧氏體(200)、(220)和(311)以及馬氏體(200)和(211)晶面的衍射峰計算衍射積分強度,殘余奧氏體體積分數φγ的計算公式[17]如下:

(1)

式中:Iγ,Iα分別為奧氏體和馬氏體的衍射積分強度,由jade軟件算出;G為奧氏體和馬氏體的結構因子之比;φc為碳化物的體積分數。

使用X-350A型X射線應力測定儀測試應力,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°,計數時間為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型顯微硬度計測量硬度分布,載荷為0.98 N,保載時間為10 s。根據GB/T 229—2020,采用ZBC2602-CE型沖擊試驗機進行沖擊試驗,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 試驗結果與討論

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,形成等離子通道產生高溫,使H13鋼表面蒸發熔融并發生濺射;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包圍產生的凹陷就是隕石坑,是放電集中點[18]?？锥词且环N常見的體積型缺陷,常引起應力集中,其產生主要是因為工作液在高溫下汽化或者在凝固收縮中摻雜了空氣,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,而產生孔洞;此外,工作液具有高黏度和收縮作用,會阻礙放電區的氣泡膨脹,使其不易排出。微裂紋一方面是因為加工過程中的冶金相變和熱應力不均勻而產生的;另一方面是因為工作液在高溫下裂解使得熔融金屬滲碳,化學成分發生變化,導致其在冷卻過程中與基體的收縮不同[19-20],加上此時放電區的不穩定,伴隨著較大的沖擊力,因此導致裂紋萌生并擴展[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鋼截面根據形貌特征不同可分為白亮層、熱影響區、回火區和未受影響基體。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,且頂部區域等軸晶較多,中間區域晶系及其方向性較為混亂,出現了分布著細小顆粒狀碳化物的奧氏體共晶組織,與熱影響區交界處出現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由于受到電火花加工熱的影響而發生復雜的相變,馬氏體板條分解回復,析出的滲碳體聚集球化, 形成粒狀碳化物;回火區距離表面遠,加工時溫度較低,晶界明顯,晶粒長大,馬氏體粗化。根據凝固理論,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,從而驅動固液界面向液相移動,形成了垂直于界面的柱狀晶形態。

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鋼出現從表面萌生并垂直向內擴展,終止于白亮層與熱影響區界面的裂紋,這主要是因為凝固產生的高拉伸應力在表面限制較少,從而萌生裂紋并向內擴展;在白亮層內部也萌生了一些裂紋,裂紋平行于界面橫向擴展,這主要是白亮層中的碳化物、夾雜物、孔洞引起的應力集中造成的;還有一些裂紋是從界面附近萌生,向表面擴展,并有向基體擴展的傾向,這主要是因為白亮層中大量的奧氏體與基體中的馬氏體之間比容、收縮系數存在差異,在熱收縮過程中,奧氏體處于拉伸狀態,馬氏體處于壓縮狀態,從而造成界面裂紋萌生與擴展[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:基體中碳元素質量分數為5.3%,白亮層中的為11.8%,升高了122.6%,這是因為工作液中的碳元素在高溫下擴散進熔融金屬中[23];此外,在截面存在銅元素,說明電極發生損失,其所含銅元素擴散進行試樣內部;白亮層中發現一定的氧元素,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果和不同位置點掃描結果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, 物相多且復雜。這是因為熔融金屬中溶入了碳元素,與鐵元素結合形成了碳化物,發生了重新合金化。

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數大于基體水平,這一方面是因為不平衡凝固使得奧氏體轉化不完全,另一方面是因為白亮層在高溫下溶入了較多的碳元素,增強了奧氏體穩定性,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數隨著距表面距離的增加先升高后降低。這是因為白亮層表面直接與工作液接觸,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數Fig.7 Volume fraction of residual austenite on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.4 殘余應力

由圖8可見:電火花加工后H13鋼表層呈現較高的殘余拉應力,隨著距表面距離增加,殘余應力先增大,最大值位于次表面,為575 MPa,后又慢慢減小,與文獻[24-25]一致。這是因為在電火花加工時,熔融金屬與工作液和與基體接觸處均被迅速淬滅,出現兩個固液界面且彼此靠近,中間保持液相,當兩個固液界面相遇時,這種異質的結合應力更大,因此殘余應力最大值出現在次表面[26]。

圖8 電火花加工后H13鋼截面殘余應力分布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,在界面附近達到最大,為647.3 HV,后降低,最后趨于平穩。在電火花加工中,工作液中的碳元素向熔融金屬中擴散,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%。這是因為電火花加工后H13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展功構成[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大量撕裂棱,還有韌窩、解理面、大尺寸剝離面,均為準解理斷裂,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別。剝離面是由于不規則形狀的碳化物與基體的結合較弱,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、擴展、最終導致試樣被沖斷,白亮層與熱影響區界面處斷口大致分為3個區域,白亮層敏感區、脆性斷裂區和韌性斷裂區。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, 受到沖擊時裂紋在這些啟裂點處迅速萌生和擴展,最終導致試樣斷裂;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;裂紋擴展到基體內部之后呈韌性斷裂特征,斷口出現大量的韌窩。

圖11 電火花加工后H13鋼白亮層與熱影響區界面處斷口形貌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 論

(1) 電火花加工后H13鋼表面出現熔融顆粒、隕石坑、孔洞、微裂紋等缺陷,其截面分為白亮層、熱影響區、回火區和基體;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;熱影響區馬氏體沒有基本的板條形態,滲碳體聚集球化,形成粒狀碳化物;回火區晶界明顯,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%,沖擊斷口均出現大量撕裂棱,還有韌窩、解理面、大尺寸剝離面,均為準解理斷裂。