鄒　磊，武　穎，岑啟宏，2

(1 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650093；2 固體廢棄物資源化國(guó)家工程研究中心，昆明 650033)

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電脈沖處理對(duì)W6Mo5Cr4V2高速鋼的影響

鄒磊1，武穎1，岑啟宏1，2

(1 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650093；2 固體廢棄物資源化國(guó)家工程研究中心，昆明 650033)

研究電脈沖處理對(duì)鑄態(tài)W6Mo5Cr4V2高速鋼組織的影響及其機(jī)理，利用光學(xué)顯微鏡、XRD和EDS觀察成分和微觀組織的變化。結(jié)果表明：鑄態(tài)高速鋼的微觀組織主要由MC,M2C和M7C3碳化物和馬氏體、奧氏體、珠光體混合組成，碳化物在晶界處呈連續(xù)的網(wǎng)狀分布，存在部分魚骨狀共晶碳化物；經(jīng)過脈沖電流處理后，碳化物的物相種類未發(fā)生變化，但形態(tài)上由網(wǎng)狀趨向于斷裂，有明顯的孤立和球化趨勢(shì)，魚骨狀共晶碳化物消失，同時(shí)，碳化物含量減少，而基體中合金元素含量增加，基體的硬度提高。焦耳熱和電磁力偶合物理效應(yīng)是造成這些現(xiàn)象的主要機(jī)理。

脈沖電流；高速鋼；碳化物；硬度

高速鋼是當(dāng)今世界刀具鋼領(lǐng)域運(yùn)用最廣泛的金屬材料之一。面臨全球資源問題以及行業(yè)成本問題，高速鋼研究者力爭(zhēng)用最有效最經(jīng)濟(jì)的手段去提高其性能。作為常規(guī)工藝，稀土變質(zhì)處理能夠有效地消除高速鋼中的網(wǎng)狀硬質(zhì)相結(jié)構(gòu)，提高高速鋼的力學(xué)性能，工業(yè)中制備高速鋼的熱處理工序也能很好地消除網(wǎng)狀硬質(zhì)相，然而這些復(fù)雜的加工工藝使其成本大幅度提高，所以有必要去尋求簡(jiǎn)單有效的加工工藝。

近年來，電脈沖處理作為一種改善材料組織和性能的新技術(shù)，具有清潔、高效且成本低廉的優(yōu)點(diǎn)備受材料工作者的重視[1-3]。以往的研究表明，電脈沖處理技術(shù)作為一種金屬材料處理技術(shù)，可以控制金屬材料的凝固組織，細(xì)化晶粒，促進(jìn)金屬材料的位錯(cuò)和空位的形成與運(yùn)動(dòng)提高元素的擴(kuò)散能力，促進(jìn)金屬材料中硬質(zhì)相的均勻分布，還可以改善固體材料塑性加工、疲勞壽命、非晶納米化和金屬再結(jié)晶性能[4-9]。本工作對(duì)W6Mo5Cr4V2高速鋼施加電脈沖處理，以期達(dá)到改善其組織和性能的目的，重點(diǎn)研究電脈沖處理對(duì)W6Mo5Cr4V2高速鋼組織的影響及作用機(jī)理。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

熔煉采用中頻感應(yīng)熔煉爐，爐料為高速工具鋼，鋼液溫度升至1500℃時(shí)，經(jīng)0.15%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的鋁一次脫氧后，加入釩鐵、鎢鐵、鉻鐵和廢鋼等。待鋼水溫度升至1550～1600℃時(shí)，扒渣并插鋁二次脫氧，砂型澆鑄為φ180mm×180mm的圓棒狀試樣，澆注溫度為1500℃，用線切割機(jī)切割成8mm×8mm×180mm的試樣。測(cè)得試樣的化學(xué)成分如表1所示。

測(cè)出W6Mo5Cr4V2高速鋼的DSC曲線，再結(jié)合Fe-W-Cr-V系變溫截面圖分析判斷出該高速鋼材料的液相線溫度為1480.0℃，固相線溫度為1295.6℃。實(shí)驗(yàn)所用的脈沖電源峰值電壓為1600V、重復(fù)工作最高頻率為50Hz、脈沖寬度最大為100μs。取兩組試樣分別編號(hào)1和2，2組試樣在管式爐中緩慢加熱到1220℃，保溫10min后施加電脈沖3min，然后水淬。實(shí)驗(yàn)裝置如圖1所示，實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表2所示，電壓1400V，頻率30Hz，脈寬50μs,時(shí)間3min。作為對(duì)比實(shí)驗(yàn)，1組試樣也接好電極放入管式爐中進(jìn)行同樣的加熱和冷卻過程，但不施加電脈沖。

圖1　實(shí)驗(yàn)裝置示意圖Fig.1　Schematic diagram of experiment setup

表2　實(shí)驗(yàn)參數(shù)

2　結(jié)果與分析

2.1顯微組織分析

圖2(a)為未施加電脈沖試樣的微觀組織，晶界處分布著連續(xù)的網(wǎng)狀碳化物，晶界處有少量魚骨狀共晶碳化物。圖2(b)為施加電脈沖的微觀組織，網(wǎng)狀碳化物趨向于斷裂，有明顯的孤立和球化趨勢(shì)，魚骨狀共晶碳化物消失，碳化物的分布趨于均勻化。

在每組微觀組織上選取6個(gè)不同區(qū)域，利用Image-J軟件計(jì)算各區(qū)域的碳化物體積分?jǐn)?shù)，最后求各組平均值，結(jié)果顯示，未施加電脈沖處理的高速鋼中碳化物的體積分?jǐn)?shù)為13%，施加電脈沖處理的高速鋼中碳化物的體積分?jǐn)?shù)降低到8%，電脈沖處理使高速鋼中碳化物的含量減少。

2.2物相分析

圖3為W6Mo5Cr4V2高速鋼X射線衍射圖。由圖3可知，未施加電脈沖的高速鋼中硬質(zhì)相為MC，M2C和M7C3碳化物，電脈沖處理后高速鋼中硬質(zhì)相也為MC，M2C和M7C3碳化物，說明電脈沖處理對(duì)高速鋼中碳化物的物相種類沒有影響。利用EDS測(cè)出基體中W，Cr，Mo，V合金元素的含量，選取10個(gè)不同位置并計(jì)算其平均含量如表3所示。圖3(a)為未經(jīng)電脈沖處理的高速鋼基體中合金元素的平均含量以及總量，圖3(b)為經(jīng)電脈沖處理的高速鋼基體中合金元素的平均含量以及總量，經(jīng)電脈沖處理后，W6Mo5Cr4V2高速鋼基體中4種合金元素的含量都有不同程度的提高，合金元素的總量從10.26%提高到11.51%。消失的硬質(zhì)相中合金元素溶入基體，使得基體合金元素總含量升高。利用顯微硬度計(jì)在每個(gè)試樣基體上選取10個(gè)不同點(diǎn)測(cè)其顯微硬度，然后求平均值。結(jié)果顯示，未施加電脈沖的高速鋼基體顯微硬度為HV456，電脈沖處理后高速鋼基體硬度為HV568，電脈沖處理提高W6Mo5Cr4V2高速鋼基體的硬度。

圖3　X射線衍射圖　(a)未施加電脈沖；(b)施加電脈沖Fig.3　X-ray diffraction patterns　(a)untreated by electric current pulse；(b)treated by electric current pulse

NoCrMoVWTotal14.282.151.572.2610.2624.502.431.742.8411.51

2.3機(jī)理分析

W6Mo5Cr4V2高速鋼在凝固過程中發(fā)生以下反應(yīng)：初生奧氏體的第一次分解是在高速鋼的凝固階段。因?yàn)閂,W,Cr,Mo和C元素在奧氏體中的分配系數(shù)小于1，因此C和合金元素會(huì)從奧氏體中排出，并且奧氏體開始長(zhǎng)大，V的分配系數(shù)最小，被排出的V元素的量最多，因此在液相組成中V首先到達(dá)共晶成分。在殘余液相中發(fā)生共晶反應(yīng)生成奧氏體+MC共晶產(chǎn)物沿著初生奧氏體析出，伴隨著殘余液相中奧氏體+MC反應(yīng)的進(jìn)行，殘余液相中奧氏體的含量逐步減少，W和Mo的含量在增加。當(dāng)W+2Mo的含量達(dá)到33.5%時(shí)，共晶反應(yīng)奧氏體+M2C開始進(jìn)行，隨著共晶反應(yīng)奧氏體+M2C的進(jìn)行，殘余液相中W和Mo的含量減少，Cr的含量增加，當(dāng)Cr的含量接近20%時(shí)，有著豐富Cr元素的殘余液相開始發(fā)生共晶反應(yīng)生成奧氏體+M7C3[10]。

W6Mo5Cr4V2高速鋼是一種亞共晶結(jié)構(gòu)鋼，這些共晶結(jié)構(gòu)主要是網(wǎng)狀分布于晶界處的，并且W6Mo5Cr4V2高速鋼的微觀結(jié)構(gòu)是粗大的。因?yàn)槔鋮s速率比較快，所以高速鋼的基體主要是馬氏體、奧氏體和珠光體。通過XRD分析，W6Mo5Cr4V2高速鋼中的碳化物是MC，M2C和M7C3。W6Mo5Cr4V2高速鋼中的V元素主要分布在MC中，W和Mo元素主要分布在M2C中，Cr元素主要分布在M2C和M7C3中。

電脈沖在處理材料的過程中，存在大量有一定漂移速率的電子流與原子之間的沖擊力，通常與這種電子流運(yùn)動(dòng)相關(guān)的Joule熱能將被引入到材料中。高速鋼加熱到1220℃，保溫10min后，經(jīng)脈沖電流處理3min。脈沖電流在通過金屬體時(shí)，由于Joule熱效應(yīng)，金屬體迅速升溫[11]。

(1)

式中：J為電流密度峰值，A/m2；ρe為材料的電阻率，Ω·m；t為施加脈沖電流的時(shí)間，s；ρ為材料的密度，kg/m3；Cp為材料的比熱，J/(kg/℃)；d為脈沖電源的占空比。

(2)

其中電阻率為材料在513℃時(shí)測(cè)得的，隨著溫度的升高材料的電阻率逐漸升高，當(dāng)材料溫度達(dá)到1220℃時(shí)，材料的電阻率遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于0.81×10-6Ω·m，因此，材料的實(shí)際升溫ΔT也將遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于18.2℃。由于晶界處界面能最高，所以晶界處最先開始熔化。金屬體升溫后高速鋼中的MC，M2C和M7C3碳化物熔化量隨著溫度的升高而逐漸增加，M7C3碳化物形成溫度最低，將最先溶化，排出大量的Cr元素，M2C碳化物的形成溫度次之，隨著溫度的進(jìn)一步升高將開始熔化，排出大量的W和Mo元素，最先形成的MC碳化物的熔化溫度最高，最后熔化，排出一定量的V元素。

電脈沖誘發(fā)的能量將促進(jìn)原子的遷移，原子的擴(kuò)散系數(shù)D[12]:

(3)

式中：D0為擴(kuò)散常數(shù)；ΔG為擴(kuò)散激活能；k為玻爾茲曼常數(shù)；T為材料的溫度；施加脈沖電流將會(huì)改變擴(kuò)散激活能，ΔE為擴(kuò)散激活能的變化量。因?yàn)棣小于0，擴(kuò)散激活能降低，擴(kuò)散系數(shù)增加，熔化的碳化物排出的V，W，Mo和Cr合金元素有一部分?jǐn)U散至基體中。

電脈沖在材料體中產(chǎn)生電磁力，材料單位面積上的最大電磁力F[13]:

(4)

式中：μ0為真空電導(dǎo)率，4π×10-7H/m；I為通過試樣的平均電流，945A；a為試樣的有效半徑，4.5×10-3m。計(jì)算結(jié)果

(5)

電脈沖在材料中產(chǎn)生的電磁力將不斷作用材料內(nèi)部，高溫時(shí)碳化物的硬度較室溫時(shí)低很多。圖4為W6Mo5Cr4V2高速鋼的微觀組織圖。由圖4可知，未施加脈沖電流的試樣中連續(xù)的網(wǎng)狀碳化物相連處比較細(xì)小，魚骨狀共晶碳化物層片非常薄，在強(qiáng)大的電磁力不斷的作用下，這些薄弱區(qū)很容易斷裂，形成孤立的片狀碳化物。1220℃施加電脈沖，再加上焦耳熱的影響，材料將處于固液共存狀態(tài)。電脈沖在材料體中產(chǎn)生的電磁力在材料處于固液共存狀態(tài)時(shí)受到的阻力最小，作用效果最大，網(wǎng)狀碳化物進(jìn)一步被電磁力打斷。由于固相的電導(dǎo)率高于液相的電導(dǎo)率，所以電流優(yōu)先選擇固相為通道。電流通過未熔的片狀碳化物時(shí)，由于電流的焦耳熱效應(yīng)，片狀碳化物將會(huì)延邊角逐漸熔化而趨于圓整，排出的合金元素將會(huì)擴(kuò)散至基體中，未熔化完全的共晶碳化物將繼續(xù)處在晶界處，稱之為殘余碳化物。

圖4　W6Mo5Cr4V2高速鋼的微觀組織　(a)未施加電脈沖；(b)施加電脈沖Fig.4　Microstructure of W6Mo5Cr4V2 high speed steel(a)untreated by electric current pulse；(b)treated by electric current pulse

電脈沖處理3min后切斷電源，然后水淬處理。由式(3)可知電脈沖對(duì)原子擴(kuò)散能力有很大的提高，水淬過程的初始階段雖然降溫很快，但是試樣中原子的擴(kuò)散能力并未完全消失，相比較未施加電脈沖的試樣水淬過程，其擴(kuò)散能力還是非常高的。碳化物的形成會(huì)優(yōu)先以殘余共晶碳化物為晶核異質(zhì)形核長(zhǎng)大，在相距較遠(yuǎn)的殘余碳化物之間的液相則會(huì)出現(xiàn)勻質(zhì)形核，勻質(zhì)形核和異質(zhì)形核的晶粒長(zhǎng)大后都是圓整且孤立的存在于晶界處，如圖4(b)所示。在形核長(zhǎng)大的過程中，電脈沖將在熔體中產(chǎn)生電遷移效應(yīng)，使晶界處的液相開始流動(dòng)，施加電脈沖的液態(tài)金屬的流動(dòng)將導(dǎo)致凝固過程中固液界面前沿溶質(zhì)分布發(fā)生變化，從而影響分配系數(shù)k0的變化[14]，k0的變化將對(duì)凝固組織產(chǎn)生很大影響，從而抑制了合金元素從初生奧氏體中排出，導(dǎo)致最終形成的共晶碳化物體積分?jǐn)?shù)降低，基體中的合金元素含量增加；電脈沖誘發(fā)的能量可以導(dǎo)致基體內(nèi)部原有的位錯(cuò)和位錯(cuò)群能量增加，從而促使位錯(cuò)和位錯(cuò)群運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致位錯(cuò)的塞積和位錯(cuò)組態(tài)的形成[15]，從而提高了基體的硬度。

電脈沖處理后，高速鋼中碳化物的形貌由沿晶界析出的網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變成圓整孤立的球狀。因?yàn)榫W(wǎng)狀碳化物把基體割裂比較嚴(yán)重，所以會(huì)導(dǎo)致試樣的力學(xué)性能非常差；當(dāng)受到外界變形力時(shí)，試樣內(nèi)的由形變引發(fā)的位錯(cuò)可以通過碳化物的間隙穿過晶界，從而將會(huì)提高材料的力學(xué)性能。

3　結(jié)論

(1)電脈沖處理使高速鋼組織中網(wǎng)狀碳化物趨向于斷裂，有明顯的孤立和球化趨勢(shì)，魚骨狀共晶碳化物消失。其作用機(jī)理主要是電脈沖在材料中產(chǎn)生的焦耳熱和電磁力偶合物理效應(yīng)。

(2)高速鋼經(jīng)過電脈沖處理后，顯微組織中的碳化物種類未發(fā)生變化，但碳化物含量減少，而基體中合金元素含量增加，固溶更多的合金元素使基體硬度從HV456提高到HV568。

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Influence of Electric Current Pulse Treatment on W6Mo5Cr4V2 High Speed Steel

ZOU Lei1,WU Ying1,CEN Qi-hong1,2

(1 School of Materials Science and Engineering,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093,China；2 National Engineering Research Center of Waste Resource Recovery,Kunming 650033,China)

The influence and mechanism of electric current pulse on the cast W6Mo5Cr4V2 high speed steel microstructure were studied. The changes of its composition and microstructure were observed by using optical microscopy, X-ray diffraction(XRD) and energy spectrum analysis(EDS). The results show that the microstructure of the cast HSS is mainly composed ofMC,M2C andM7C3eutectic carbides, martensite, austenite and pearlite. The carbides exhibit continuous network distribution along grain boundaries, and there are some herringbone-like eutectic carbides. After being treated by the electric current pulse，the carbides have no change, but appear differently, from the network carbide tending to fracture, and with obvious trend of isolation and spheroidizing, the herringbone-like eutectic carbides disappear, meanwhile, the content of the carbide decreases, the content of the alloy elements in the matrix increases, the hardness of the matrix is improved. Joule heat and electromagnetic force coupling physical effect are the main mechanism of these phenomena.

pulse current；high speed steel；carbide；hardness

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.02.004

TG142

A

1001-4381(2016)02-0023-05

國(guó)家自然科學(xué)基金面上項(xiàng)目(51171073)；高等學(xué)校博士學(xué)科點(diǎn)專項(xiàng)科研基金(20115314120002)

2014-06-13;

2015-07-30

岑啟宏(1976-)，男，副教授，主要從事耐磨材料的研究，聯(lián)系地址:云南省昆明市五華區(qū)學(xué)府路298號(hào)(650033)，E-mail:qhcen@126.com