电火花加工对H13钢表面完整性及力学性能的影响

杨会凯,吴晓春,左鹏鹏

(1.上海大学材料科学与工程学院,省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室,上海 200444;2.上大鑫仑材料科技(广东)有限公司,肇庆 526105;3.江苏科技大学材料科学与工程学院,镇江 212100)

0 引 言

电火花加工(electrical discharge machining, EDM)技术以其高度的普适性和精准性得到越来越广泛的应用,该技术利用脉冲放电去除导电工件材料,并在工件和电极之间间隙内产生热能,使工件局部发生熔化、蒸发、电离,将部分熔化、蒸发材料用工作液淬灭冲洗,其余部分重铸在表面上,循环往复并最终实现加工成形[1]。由于电火花加工时电极不和工件直接接触,也消除了机械应力及振动等问题[2-3]。电火花加工技术常常用于加工高硬度、难切削的材料,如AISI H13、SKH54、P20和SUS440C等模具钢[4],无论导电材料强度、硬度如何,都可采用电火花加工技术加工出所需的高尺寸精度复杂形状[5]。

BAHGAT等[6]研究了峰值电流、脉冲宽度、电极材料对电火花加工H13钢材料去除率、电极磨损率和表面粗糙度的影响,发现峰值电流是影响材料去除率和电极磨损率最重要的因素。KHAN等[7]以电火花加工脉冲宽度、峰值电流和峰值电压为输入变量参数,以D3不锈钢材料去除率、工件磨损率和表面粗糙度为输出变量参数,计算得到最佳加工参数。MOHANTY等[8]研究发现,当峰值电流为1.40 A、脉冲宽度为200 μs时,电火花加工H13钢获得最佳的材料去除率,为12.254 mm3·min-1。SINGH等[9]研究发现,电火花加工AISI M42钢材料的去除率随着峰值电流和脉冲持续时间的延长而增大,峰值电流是主要影响因素。目前,研究多集中于电火花加工参数对材料去除率、电极磨损率等影响方面,有关电火花加工对待加工钢材表面显微组织、残余应力和力学性能影响的研究[10-14]却十分少。电火花加工是一个以热为主的过程,其温度高达8 000～12 000 ℃[15],对工件的表面质量有显著影响。加工表面质量通常以其表面完整性来评价,包括表面形貌、表面粗糙度、微裂纹、残余应力等特征[16]。

为此,作者对H13钢进行电火花加工,通过与磨削加工试样对比,研究了电火花加工对其微观形貌、物相组成、残余应力、显微硬度、冲击性能的影响,分析了其作用机理,以期为电火花加工在实际工程中更好应用提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为某钢厂生产的AISI H13压铸模具钢(4Cr5MoSiV1钢),淬回火热处理态,化学成分(质量分数/%)为0.38C,0.97Si,0.41Mn,5.43Cr,1.39Mo,1.03V,0.001S,0.008P,余Fe;硬度为46～48 HRC,显微组织如图1所示,由针状马氏体和少许碳化物组成,组织较为均匀。

图1 H13钢的显微组织Fig.1 Microstructure of H13 steel

使用ZNC450-EDM型电火花机进行电火花加工,设定加工参数为峰值电流10 A、峰值电压约220 V、脉冲宽度280 μs、脉冲间隔10 μs,尺寸为150 mm×25 mm×20 mm的铜电极作为正极,H13钢试样作为负极,高纯度合成电火花油为工作液。每次试验前需清除沉积物,保持工作面干净整洁。使用Zeiss Suqra-40型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察表面形貌和截面形貌,并用附带的能谱仪(EDS)分析微区成分。使用3KW D/MAX2200型X射线衍射仪进行物相分析,铜靶,Kα射线,连续性扫描,扫描范围为30°～110°,扫描速率为1 (°)·min-1,电压为40 kV,电流为40 mA。根据YB/T 5338—2006测定残余奥氏体体积分数,采集各个深度的XRD谱,选择奥氏体(200)、(220)和(311)以及马氏体(200)和(211)晶面的衍射峰计算衍射积分强度,残余奥氏体体积分数φγ的计算公式[17]如下:

(1)

式中:Iγ,Iα分别为奥氏体和马氏体的衍射积分强度,由jade软件算出;G为奥氏体和马氏体的结构因子之比;φc为碳化物的体积分数。

使用X-350A型X射线应力测定仪测试应力,管电压为20 kV,管电流为5 mA,扫描步长为0.1°,扫描范围为162°～151°,计数时间为0.5 s。使用便携式表面粗糙度测试仪测量表面粗糙度。使用HVS-1000型显微硬度计测量硬度分布,载荷为0.98 N,保载时间为10 s。根据GB/T 229—2020,采用ZBC2602-CE型冲击试验机进行冲击试验,冲击能量为600 J;使用无缺口冲击试样,先通过磨削加工制取尺寸为7.3 mm×10 mm×55 mm的长方体试样,然后部分试样进行表面电火花加工(10 mm×55 mm)使厚度减至7 mm,最终得到尺寸为7 mm×10 mm×55 mm的冲击试样。

2 试验结果与讨论

2.1 表面形貌

由图2可见,电火花加工后H13钢表面出现熔融球状颗粒、陨石坑、孔洞、微裂纹等缺陷。在加工过程中,电极和H13钢之间的工作液被电流击穿,形成等离子通道产生高温,使H13钢表面蒸发熔融并发生溅射;在工作液的冲刷冷却下,熔融液滴迅速在表面凝固收缩形成颗粒,而重新凝固的熔融物质包围产生的凹陷就是陨石坑,是放电集中点[18]。孔洞是一种常见的体积型缺陷,常引起应力集中,其产生主要是因为工作液在高温下汽化或者在凝固收缩中掺杂了空气,这些气体被熔融金属包围,在凝固过程中由于气体在固体中的溶解度小于在液体中,容易逸出,而产生孔洞;此外,工作液具有高黏度和收缩作用,会阻碍放电区的气泡膨胀,使其不易排出。微裂纹一方面是因为加工过程中的冶金相变和热应力不均匀而产生的;另一方面是因为工作液在高温下裂解使得熔融金属渗碳,化学成分发生变化,导致其在冷却过程中与基体的收缩不同[19-20],加上此时放电区的不稳定,伴随着较大的冲击力,因此导致裂纹萌生并扩展[21]。

图2 电火花加工后H13钢表面SEM形貌Fig.2 SEM morphology of H13 steel surface after electrical discharge machining

试验测得磨削加工后、电火花加工后H13钢的表面粗糙度分别为0.313,9.147 μm,电火花加工后表面粗糙度较大。这是熔融颗粒、陨石坑、孔洞等缺陷造成的。

2.2 截面形貌

由图3可知:电火花加工后H13钢截面根据形貌特征不同可分为白亮层、热影响区、回火区和未受影响基体。白亮层是金属熔融再凝固形成的重铸层,难以被腐蚀,白亮层中存在柱状晶、柱状树枝晶、等轴晶、共晶组织等组织,是典型的非平衡凝固组织,且顶部区域等轴晶较多,中间区域晶系及其方向性较为混乱,出现了分布着细小颗粒状碳化物的奥氏体共晶组织,与热影响区交界处出现大量等轴晶和柱状晶,且部分柱状晶垂直于界面,沿最大温度梯度方向生长;紧邻白亮层的热影响区由于受到电火花加工热的影响而发生复杂的相变,马氏体板条分解回复,析出的渗碳体聚集球化, 形成粒状碳化物;回火区距离表面远,加工时温度较低,晶界明显,晶粒长大,马氏体粗化。根据凝固理论,枝晶晶粒生长取向和形状主要取决于温度梯度与凝固速率的比值。白亮层表面直接与工作液接触,凝固速率快,树枝晶、柱状晶生长受到抑制;由于采用喷嘴喷出工作液,白亮层中间区域不同位置的温度梯度和凝固速率差异很大,因此柱状晶和树枝晶生长方向明显无序;白亮层底部与基体相接,具有较大的温度梯度,这加快了基体与白亮层界面的传热速率,从而驱动固液界面向液相移动,形成了垂直于界面的柱状晶形态。

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

由图4可知:电火花加工后,H13钢出现从表面萌生并垂直向内扩展,终止于白亮层与热影响区界面的裂纹,这主要是因为凝固产生的高拉伸应力在表面限制较少,从而萌生裂纹并向内扩展;在白亮层内部也萌生了一些裂纹,裂纹平行于界面横向扩展,这主要是白亮层中的碳化物、夹杂物、孔洞引起的应力集中造成的;还有一些裂纹是从界面附近萌生,向表面扩展,并有向基体扩展的倾向,这主要是因为白亮层中大量的奥氏体与基体中的马氏体之间比容、收缩系数存在差异,在热收缩过程中,奥氏体处于拉伸状态,马氏体处于压缩状态,从而造成界面裂纹萌生与扩展[22]。

图4 电火花加工后H13钢截面裂纹Fig.4 Cross-ection cracks of H13 steel after electrical discharge machining

由图5可见:基体中碳元素质量分数为5.3%,白亮层中的为11.8%,升高了122.6%,这是因为工作液中的碳元素在高温下扩散进熔融金属中[23];此外,在截面存在铜元素,说明电极发生损失,其所含铜元素扩散进行试样内部;白亮层中发现一定的氧元素,这是掺杂了空气中的氧所致。

图5 电火花加工后H13钢截面碳元素线扫描结果和不同位置点扫描结果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 表面物相组成

由图6可见:电火花加工后H13钢的白亮层中除了有马氏体外,还出现了残余奥氏体和Fe3C、Fe7C3、(Cr,Fe)7C3、Fe0.3Mn2.7C等多种碳化物, 物相多且复杂。这是因为熔融金属中溶入了碳元素,与铁元素结合形成了碳化物,发生了重新合金化。

图6 电火花加工后H13钢表面白亮层的XRD谱Fig.6 XRD patterns of white layer of H13 steel surface after electrical discharge machining

由图7可见:H13钢表面白亮层的残余奥氏体体积分数大于基体水平,这一方面是因为不平衡凝固使得奥氏体转化不完全,另一方面是因为白亮层在高温下溶入了较多的碳元素,增强了奥氏体稳定性,因此使得更多奥氏体得以保留。白亮层中残余奥氏体体积分数随着距表面距离的增加先升高后降低。这是因为白亮层表面直接与工作液接触,温度低、冷速快,碳含量少,所以残余奥氏体含量少;随着深度增加,冷速降低,根据凝固原理,最后凝固位置的碳含量最高,因此残余奥氏体含量增加。

图7 电火花加工后H13钢截面残余奥氏体体积分数Fig.7 Volume fraction of residual austenite on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.4 残余应力

由图8可见:电火花加工后H13钢表层呈现较高的残余拉应力,随着距表面距离增加,残余应力先增大,最大值位于次表面,为575 MPa,后又慢慢减小,与文献[24-25]一致。这是因为在电火花加工时,熔融金属与工作液和与基体接触处均被迅速淬灭,出现两个固液界面且彼此靠近,中间保持液相,当两个固液界面相遇时,这种异质的结合应力更大,因此残余应力最大值出现在次表面[26]。

图8 电火花加工后H13钢截面残余应力分布Fig.8 Residual stress distribution on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.5 硬度分布

由图9可见:电火花加工后H13钢的显微硬度随着距表面距离的增加先增大,在界面附近达到最大,为647.3 HV,后降低,最后趋于平稳。在电火花加工中,工作液中的碳元素向熔融金属中扩散,使得白亮层碳元素增多, 而马氏体钢的硬度主要取决于其碳含量,所以白亮层硬度高于基体[27-28]。

图9 电火花加工后H13钢截面显微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution on cross-section of H13 steel after electrical discharge machining

2.6 冲击性能

电火花加工后H13钢的冲击功(154 J)比磨削加工后的冲击功(239 J)下降了35.56%。这是因为电火花加工后H13钢表面白亮层组织不均匀,且碳含量增加, 形成了大量碳化物,并残留大量奥氏体,破坏了与基体材料的连贯性[29],降低了塑性和强度[30],造成冲击功下降[26]。冲击功主要由裂纹形成功和裂纹扩展功构成[31]。而电火花加工表面有大量陨石坑、颗粒,微裂纹等缺陷,裂纹易在缺陷处萌生,造成裂纹形成功下降,从而使冲击功下降。

由图10可见:电火花加工和磨削加工H13钢冲击试样断口均出现大量撕裂棱,还有韧窝、解理面、大尺寸剥离面,均为准解理断裂,说明电火花加工试样和磨削加工试样在冲击断裂中期没有区别。剥离面是由于不规则形状的碳化物与基体的结合较弱,易于剥落而形成的[32]。

图10 电火花加工和磨削加工H13钢的冲击断口形貌Fig.10 Impact fracture morphology of H13 steel after electrical discharge machining (a) or grinding machining (b)

由图11可知:裂纹从表面萌生、扩展、最终导致试样被冲断,白亮层与热影响区界面处断口大致分为3个区域,白亮层敏感区、脆性断裂区和韧性断裂区。白亮层表面的颗粒、陨石坑、微裂纹等缺陷成为冲击断裂的启裂点, 受到冲击时裂纹在这些启裂点处迅速萌生和扩展,最终导致试样断裂;裂纹源附近的断口呈脆性特征,有大量的撕裂棱、解理面和剥离面;裂纹扩展到基体内部之后呈韧性断裂特征,断口出现大量的韧窝。

图11 电火花加工后H13钢白亮层与热影响区界面处断口形貌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 结 论

(1) 电火花加工后H13钢表面出现熔融颗粒、陨石坑、孔洞、微裂纹等缺陷,其截面分为白亮层、热影响区、回火区和基体;白亮层中存在柱状晶、柱状树枝晶、等轴晶、共晶组织等典型非平衡凝固组织;热影响区马氏体没有基本的板条形态,渗碳体聚集球化,形成粒状碳化物;回火区晶界明显,晶粒长大,马氏体粗化。

(2) 电火花加工后H13钢白亮层显微组织包括马氏体、残余奥氏体、Fe3C、Fe7C3、(Cr,Fe)7C3、Fe0.3Mn2.7C等,相比基体,碳元素和残余奥氏体含量增加。

(3) 电火花加工后H13钢表层残余应力和显微硬度均高于基体,并且随着距表面距离增加均先增大后减小,最大分别为575 MPa,647.3 HV。

(4) 电火花加工后H13钢的冲击功(154 J)比磨削加工后的冲击功(239 J)下降了35.56%,冲击断口均出现大量撕裂棱,还有韧窝、解理面、大尺寸剥离面,均为准解理断裂。