脈沖-爆炸等離子體工藝對(duì)M2高速鋼表面改性的實(shí)驗(yàn)研究

余玖明，張林偉，曾衛(wèi)軍，陸 磊

(江西省科學(xué)院應(yīng)用物理研究所，江西 南昌 330096)

脈沖爆炸-等離子體技術(shù)是由巴頓焊接研究所Tyurin教授團(tuán)隊(duì)在上世紀(jì)90年代開發(fā)的一種脈沖等離子體表面改性技術(shù)[1-3]。該技術(shù)利用混合燃燒氣體燃燒爆炸和脈沖高壓放電的形式，結(jié)合電磁場(chǎng)的應(yīng)用，在脈沖等離子體槍內(nèi)形成一束高能量密度的脈沖等離子體射流，它的密度可達(dá)105～107W/cm2。當(dāng)脈沖等離子體射流作用于材料表面時(shí)，使材料表面獲得超高能量并伴隨著高能量粒子向基體內(nèi)部擴(kuò)散遷移,發(fā)生微合金化等物理化學(xué)過程，隨后在很短的時(shí)間內(nèi)降溫，達(dá)到一個(gè)快速淬火的效果，從而在材料表面微區(qū)形成組織均勻、致密的改性層，顯著提高材料表面的力學(xué)性能和物理性能等，有效地提高工件的使用壽命。該技術(shù)還具有能量轉(zhuǎn)換效率高、強(qiáng)化效率大(30 mm2/s)、不用進(jìn)行工件表面清洗和預(yù)處理等復(fù)雜的前處理工序、工藝簡(jiǎn)單穩(wěn)定等特點(diǎn)，有良好的工業(yè)化應(yīng)用前景。

由于高速鋼具有較高硬度、耐磨性及紅硬性能好等特點(diǎn)，在工業(yè)領(lǐng)域被廣泛地應(yīng)用，如高速鋼刀具、模具及精密零部件等。利用激光、強(qiáng)流脈沖電子束及離子束等表面強(qiáng)化技術(shù)來提高高速鋼刀、模具的表面性能是一種快速有效的方法[4-6]。本文利用PDT技術(shù)對(duì)高速鋼進(jìn)行表面強(qiáng)化改性，研究不同改性處理參數(shù)下高速鋼表層組織和性能的變化規(guī)律。相關(guān)研究可為PDT技術(shù)在高速工具鋼表面改性領(lǐng)域的應(yīng)用提供理論依據(jù)和技術(shù)支撐。

1 試驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用基體材料為M2高速鋼，其名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：5.94 W, 4.96 Mo, 4.14 Cr, 1.90 V, 0.87 C, 0.37 Mn, 0.23 Si, 余量Fe。試樣首先在1230 ℃下淬火，再經(jīng)過560 ℃回火3次，其洛氏硬度達(dá)到63 HRC。M2高速鋼用PDT技術(shù)進(jìn)行表面改性，處理工藝參數(shù)如下：電壓5 kV，電感20 μh，脈沖頻率2 HZ，混合燃燒氣體比例C3H8:O2:Air=1:5:5，電容為800 μF，噴槍與試樣間的距離(以下簡(jiǎn)稱距離)分別為H=30、50、70 mm，中心電極與噴嘴的距離為18 mm，消耗電極材料為W。

采用ADVANCE-D8 X射線衍射儀，分析處理前后試樣物相的變化；利用JSM-6701F型SEM和TEM觀察試樣改性處理前后的表面顯微組織和截面形貌，采用體積比為4%的硝酸酒精對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕；采用MMW-1A萬能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)考察高速鋼的耐磨損性能變化，采用球盤摩擦磨損方法，轉(zhuǎn)速為150 r/min，載荷為150 N，實(shí)驗(yàn)時(shí)間為60 min；采用HXD-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)量試樣截面硬度，載荷為25 g，加載時(shí)間為10 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 相結(jié)構(gòu)及顯微結(jié)構(gòu)的變化

圖1為PDT處理后M2高速鋼的截面組織形貌圖。從圖中可以看出，試樣經(jīng)過PDT處理后，在表面會(huì)形成與基體組織有明顯區(qū)別的亮白層，我們稱之為改性層。該改性層與基體之間的結(jié)合處組織均勻、致密，采用不同距離時(shí)其改性層平均厚度不同，隨著距離的增加，改性層厚度逐漸減小。這是因?yàn)楦男詫雍穸扰c脈沖等離子能量密度有關(guān)，能量越大，改性層厚度越厚，而脈沖等離子體的能量密度隨著處理距離的增加而減小。

圖2為三種不同處理距離工藝下PDT處理后試樣的表面形貌。所有試樣在PDT處理前都經(jīng)過相同的打磨工序，最后采用1000#砂紙打磨來消除較深的機(jī)械劃痕。從圖中可以看出，經(jīng)PDT處理后，試樣表面出現(xiàn)比較明顯的變化，當(dāng)距離較大時(shí)，試樣表面有一部分劃痕被熔化，但較深的劃痕依然明顯可見，如圖2(a)所示；隨著距離的減小，試樣表面較深的劃痕也逐漸被熔化，表面變得光滑、平整，當(dāng)H=50 mm時(shí)，試樣表面劃痕消失并在局部出現(xiàn)微小熔坑；當(dāng)距離繼續(xù)減小到30 mm時(shí)，試樣表面發(fā)生重熔現(xiàn)象，在表面還觀察到了直徑不一的火山口狀熔坑，熔坑直徑從幾微米到幾十微米不等。上述現(xiàn)象表明，PDT處理M2試樣的過程中，材料表面溫度快速升高并使得表面發(fā)生了重熔現(xiàn)象，導(dǎo)致了劃痕的消失，試樣表面在周期性的爆炸沖擊作用下產(chǎn)生熔坑。熔坑的出現(xiàn)使得M2試樣表面粗糙度增加，這在某些場(chǎng)合可能會(huì)對(duì)PDT技術(shù)的應(yīng)用帶來不利的影響。

(a)30 mm；(b)50 mm；(c)70 mm

(a)70 mm;(b)50 mm;(c)30 mm

圖3為基體及不同距離處理后M2鋼表面物相的XRD圖譜。由圖可以看出，原始試樣主要由回火馬氏體α′-Fe和MC相(M主要為W和Cr)組成。經(jīng)PDT處理后，試樣表面仍然出現(xiàn)了馬氏體α′-Fe相，隨著距離的減小，α′-Fe相的衍射峰強(qiáng)度逐漸降低，這說明α′-Fe相的含量隨著距離的減小而減少；另外，試樣表面除了具有α′-Fe相還具有殘余奧氏體γ-Fe相，說明試樣經(jīng)PDT處理后表層出現(xiàn)了α′-Fe相向γ-Fe相的相轉(zhuǎn)變，且殘余奧氏體γ-Fe的衍射峰強(qiáng)度隨著距離的減小而逐漸增強(qiáng)，同時(shí)碳化物衍射峰強(qiáng)度也隨著距離的減小而減弱。試樣表層發(fā)生馬氏體相到奧氏體相的轉(zhuǎn)變過程是由于在PDT處理后試樣先后經(jīng)歷了快速加熱及快速冷卻的過程，表面層碳化物衍射峰的減少，表明試樣在快速加熱的過程中，表層碳化物擴(kuò)散、溶解于馬氏體和殘余奧氏體中，而在快速冷卻的過程中，高溫態(tài)的液相奧氏體保留到了常溫狀態(tài)，碳化物還沒有來得及析出就被固溶在奧氏體里面，類似的結(jié)果在其他材料的高能束表面處理工藝中也有報(bào)道[7-9]。另外，隨著距離的減小，試樣表層α′-Fe相主峰逐漸變寬，說明在PDT的爆炸沖擊作用下產(chǎn)生大量位錯(cuò)使得試樣表面引入較大的微觀應(yīng)變。

利用透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)未處理試樣及距離H=30 mm PDT處理后的試樣進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)分析，圖4是PDT處理前后試樣表層的透射電鏡照片。由圖4(a)可以看出，原始試樣中主要由回火馬氏體和碳化物組成。其中含量少但顆粒尺寸較大的為一次回火產(chǎn)生的碳化物，同時(shí)還存在較多、尺寸偏小的三次回火產(chǎn)生的碳化物。由圖4(b)可示，經(jīng)PDT處理后，表層碳化物的含量大大降低了，且未觀察到尺寸較大的碳化物顆粒。這主要是由于PDT處理過程中，試樣表面經(jīng)歷一個(gè)快速淬火的過程，表層的碳化物受熱后迅速溶解擴(kuò)散，而在快速冷卻過程中，由于冷卻速度非?？焓沟锰蓟锏奈龀鰰r(shí)間大大縮短，固溶在液相奧氏體中的碳化物來不及析出，從而造成碳化物數(shù)量減少，從而起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用，為試樣表面硬度的增加做出貢獻(xiàn)。

圖3 未處理及不同距離工藝下M2高速鋼表面的XRD圖譜

(a)基體；(b)改性層

2.2 顯微硬度

圖5為不同距離下PDT處理后M2高速鋼截面顯微硬度隨距表面深度的變化曲線。圖中每個(gè)硬度的數(shù)據(jù)均為5次測(cè)量后的平均值。從圖中我們可以看出，經(jīng)PDT處理后，在30 μm內(nèi)硬度值高于基體的硬度值，且隨著距離的減小，峰值逐漸增大，當(dāng)處理距離為30 mm時(shí)，硬度峰值最大為971 HV0.025。在30 μm外，隨著距離表面的深度增加，硬度逐漸降低并趨于平穩(wěn)達(dá)到基體硬度。這與圖3 XRD和圖4 TEM微組織分析結(jié)果是相對(duì)應(yīng)的。根據(jù)根據(jù)霍爾-佩奇(Hall-Petch)公式：

式中：σy為材料的屈服強(qiáng)度，通常可用顯微硬度HV替代；σ0表示移動(dòng)單個(gè)位錯(cuò)產(chǎn)生的晶格摩擦阻力；ky為常數(shù)；d為平均晶粒直徑。

由圖2可知，試樣經(jīng)PDT處理后只是表面發(fā)生重熔，幾何尺寸幾乎無變化。根據(jù)霍爾-佩奇公式，顯微硬度與晶粒尺寸成反比例關(guān)系。由于脈沖等離子體作用于高速鋼的表面時(shí)，高能量密度等離子體及爆炸沖擊波作用于試樣表面，使得試樣表面的晶粒相較于基體組織要小，在細(xì)晶強(qiáng)化的作用下，試樣表面的硬度得以增大。除細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)硬度提高的貢獻(xiàn)外，還有以下幾點(diǎn)原因：(1)試樣表面經(jīng)過PDT作用后會(huì)發(fā)生明顯的塑性變形，產(chǎn)生大量的位錯(cuò)等缺陷，缺陷在表面應(yīng)力與沖擊應(yīng)力的驅(qū)動(dòng)下發(fā)生移動(dòng)而重新分布，形成穩(wěn)定的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，最終得到了較深層的硬化；(2)由于高能粒子流的沖擊作用下產(chǎn)生應(yīng)力波，當(dāng)試樣表面的應(yīng)力區(qū)中的應(yīng)力大于材料屈服強(qiáng)度時(shí)，就會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)，使材料硬度明顯提高。據(jù)文獻(xiàn)[10-11]報(bào)道，PDT處理后材料表層產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力可達(dá)1 GPa。

圖5 不同距離PDT處理后M2鋼顯微硬度隨試樣表面深度的變化曲線

圖6 不同距離PDT處理后M2高速鋼的磨損失重

2.3 耐磨損性能

圖6為基體及不同距離PDT處理后M2環(huán)試樣的磨損失重量。由圖中可以看出，經(jīng)PDT處理后，磨損質(zhì)量相較于基體都減小了，說明試樣經(jīng)PDT處理后其耐磨損性能是提高的，且磨損質(zhì)量隨著距離的減小而逐漸減小，相應(yīng)的耐磨損性能逐漸提升，當(dāng)距離H=30 mm時(shí)，其磨損質(zhì)量相較于基體降低2.48倍，耐磨損性能提高到未經(jīng)處理時(shí)的2.48倍。

圖7為為基體試樣和不同距離處理后試樣表面摩擦磨損后的磨痕形貌圖。由圖可以看出，基體的磨痕寬度為2.18 mm，隨著距離的減小，試樣表面的磨痕寬度逐漸變窄，當(dāng)距離H=30 mm時(shí)，試樣的磨痕寬度最小，為1.04 mm，說明其耐磨性最好。從圖7(a)可以看出，未經(jīng)PDT處理試樣表面磨損較嚴(yán)重，主要以粘著磨損為主，磨損表面存在明顯的犁溝，具有磨粒磨損的典型特征，在磨坑內(nèi)分布著大量的剝落坑以及白亮片層，白亮層區(qū)域是由于摩擦生熱造成的氧化；據(jù)文獻(xiàn)[12]可知，氧化物的出現(xiàn)可以降低摩擦系數(shù)。圖8(b)為距離70 mm時(shí)處理后試樣的表面磨損形貌，與未處理試樣相比，其粘著磨損減弱。隨距離的減小，粘著磨損區(qū)逐漸消失，材料表面出現(xiàn)了明顯的犁溝和塑性流動(dòng)，犁溝的形成可能是由于PDT處理后，碳化物細(xì)化，在磨損過程更易從基體中發(fā)生脫落造成。

(a)基體；(b)70 mm；(c)50 mm；(d)30 mm

3 結(jié)論

1)當(dāng)距離從70 mm減小到30 mm時(shí)，脈沖爆炸-等離子技術(shù)處理導(dǎo)致了M2高速鋼表面光滑化，在距離H=30 mm時(shí)，試樣表面發(fā)生重熔現(xiàn)象，在表面還觀察到了直徑不一的火山口狀熔坑，熔坑直徑從幾微米到幾十微米不等，這是由于PDT處理過程中能量周期性導(dǎo)致表面熱不穩(wěn)定性造成的。

2)經(jīng)PDT技術(shù)處理后，M2高速鋼表面改性層內(nèi)發(fā)生了馬氏體向奧氏體的相轉(zhuǎn)變過程，隨著距離的減小，奧氏體γ-Fe含量增加，碳化物的含量逐漸減小。試樣表層α′-Fe相主峰逐漸變寬，說明在PDT的爆炸沖擊作用下產(chǎn)生大量位錯(cuò)使得試樣表面引入較大的微觀應(yīng)變。

3)隨著距離的減小，M2高速鋼改性層厚度也增加，改性層組織致密、厚度均勻；表面耐磨性得到了明顯的改善，其表面磨痕寬度、磨損質(zhì)量均低于基體試樣。當(dāng)距離H=30 mm時(shí)，耐磨性最好，處理后試樣的耐磨性提高約為未經(jīng)處理時(shí)的2.48倍。