不同冷却方式对17-4PH钢激光淬火的影响

于耀华

1. 上海第一机床厂有限公司 上海 201308 2. 清华大学 机械工程学院 北京 100084

不同冷却方式对17-4PH钢激光淬火的影响

于耀华1,2

1. 上海第一机床厂有限公司 上海 201308 2. 清华大学 机械工程学院 北京 100084

通过试验研究了不同冷却介质的连续处理、间断处理方式对17-4PH(0Cr17Ni4Cu4Nb)钢表面激光淬火强化处理过程中强化处理层参数(厚度、硬度等)的影响。结果表明，干冰间断处理方式使激光强化处理层参数相对稳定，可以满足生产要求。

17-4PH钢； 冷却方式； 激光淬火

1 研究背景

17-4PH不锈钢，即0Cr17Ni4Cu4Nb钢，是一种马氏体沉淀硬化不锈钢。从固溶处理温度快速冷却至室温时，组织转变为马氏体，再经过380～560℃ 时效处理，马氏体基体沉淀出富铜相，使强度进一步提高[1-2]。因14-7PH钢含碳量较低(≤0.05%)，钢中不出现碳化物，使合金元素大部分固溶于合金固溶体中，从而具有优良的耐蚀性，其耐腐蚀性和可焊性均优于普通马氏体不锈钢，接近于某些奥氏体不锈钢。与此同时，由于沉淀相富铜，其减振性能也很优良[3]。

激光强化处理是20世纪70年代发展起来的高新技术，并在近10年得到了迅速应用，现已成为高能束表面改性技术中的一种重要手段。激光强化处理一般可以分为激光淬火处理、激光合金化技术、激光熔覆及激光非晶化技术等，其中，激光淬火以高能密度激光束快速照射工件，使激光作用区的温度急剧上升，形成奥氏体。此时，工件基体仍处于冷态，与加热区之间有极大的温度梯度，因此，一旦停止激光照射，加热区因急冷而自冷淬火，从而达到改善金属表面性能的目的[4-7]。激光淬火的主要特点是： ① 激光没有惯性，可高速启动和停止，劳动生产率高；② 属局部处理方法，热处理形变小，操作方便灵活，适宜处理结构复杂、热处理后不易形变的零部件或大型零件；③ 零部件表面硬化层和硬化区域可被准确测定及控制，生产上重复性好，产品质量稳定；④ 零部件表面强化过程中不产生有害射线、磁场，属无污染处理技术；⑤ 零部件表面强化时属局部表层加热，能耗较小[8]。

基于上述特点，将激光淬火处理技术应用于17-4PH钢的表面强化处理，可以有效改善其表面性能，使工作表面具有较高的耐磨性和抗热疲劳性。目前该类钢的传统工艺强化处理，尤其是显微组织和强化性能方面的数据在文献中已有大量报道[9-13]，笔者则重点从不同的冷却方式(预处理方式)对厚度、硬度等激光强化处理层参数的影响方面进行试验分析与研究。

2 试验材料和方法

2.1 试验材料

表1 0Cr17Ni4Cu4Nb棒材化学成分

元素CSiMnPSNiCrMoCuNNb规定值≤0.07%≤1.00%≤1.00%≤0.04%≤0.03%3.00%～5.00%15.00%～17.50%—3.00%～4.00%—0.15%～0.45%实测值0.05%0.34%0.46%0.006%0.001%4.22%16.07%—3.61%—0.25%

表2 0Cr17Ni4Cu4Nb棒材力学性能

试验名称室温性能300℃高温性能内容抗拉强度Rm/MPa规定塑性延伸强度Rp0.2/MPa断后伸长率A断面收缩率Z冲击韧性值AK/(J·cm-2)洛氏硬度HRC抗拉强度Rm/MPa规定塑性延伸强度Rp0.2/MPa断后伸长率A断面收缩率Z冲击韧性值AK/(J·cm-2)洛氏硬度HRC规定值≥1176≥1080≥10%≥34%≥50≥39实测实测实测实测实测实测实测值1280124014.5%61.5%8442.2108397213.4%45.6%——

2.2 试验方法

试验采用的激光设备为Nd：YAG脉冲激光器，激光处理参数见表3。

表3 激光处理参数

项目数值脉冲电流/A180脉冲宽度/ms20脉冲频率/Hz4光斑搭接率40%道搭接率50%扫描速度/(mm·s-1)1.5透镜焦距/mm150离焦量/mm10(正离焦)

试验使用LECO公司的LM-247AT显微硬度计进行显微硬度测试，使用载荷100 g，加载时间15 s。

试验重点考查激光强化实施过程中不同冷却方式(间隔冷却和连续冷却)对激光强化处理层参数的影响。间隔冷却指在试样进行冰冷预处理的基础上，每道激光处理后均对试样进行再冷却。连续冷却指对试样进行冰冷预处理后，连续对试样进行3～4道激光处理。冷却手段和冷却方式见表4。

表4 冰冷处理方法

冷却处理手段预冷却处理时间处理过程中冷却方式试样数量冰箱-20℃下保存2h间隔冷却4连续冷却4干冰干冰内保存5min间隔冷却4连续冷却4

3 试验结果与分析

3.1 激光强化层形貌特征

一般认为，聚焦激光束能量分布为高斯状态，即中心温度高，周边温度低，材料受激光辐照区域吸收能量不一致，导致激光强化层横截面为一个月牙形，如图1所示。

图1 激光单道强化金相图

实际激光强化处理过程中，通常采用脉冲激光束对工件进行连续处理，即激光强化层存在一定的搭接量，搭接处理激光强化层横截面如图2所示。

图2 激光50%搭接强化层金相图

此外，观察图1可以发现，月牙形激光强化层存在明显梯度，这是由于马氏体沉淀硬化不锈钢的激光熔化区与普通钢固溶有较大不同，即具有过热熔区、临界熔区、固溶区、高温时效区、低温时效区，如图3所示。

图3 激光辐照区域热影响结构图

结合图1和图3可见，过热熔区晶粒较大，残余奥氏体较多，硬度较低，通过基体预冷和高压气体强制冷却，可使熔区减小，当厚度低于0.1mm时即可通过后续精加工消除。在高温固溶区，虽然存在较多的残余奥氏体，但因为时间很短，晶粒不会有大的改变。在时效区，对于高于基体时效处理温度的高温时效区域而言，因沉淀相的数量与形态不会发生变化，所以其硬度不会改变；相反，对于低于基体时效处理温度的低温时效区域而言，有可能进一步增加一些细小沉淀相而使硬度提高。

3.2 激光强化层硬度分析

选取激光处理层最深处，从距表面约0.05mm处开始沿深度方向每隔0.05mm测量一次硬化层显微硬度,绘制固溶后的表层显微硬度分布曲线，如图4～图7所示。

图4 冰箱连续冷却硬度曲线

图5 干冰连续冷却硬度曲线

图6 冰箱间隔冷却硬度曲线

图7 干冰间隔冷却硬度曲线

经综合分析可以看到，激光强化层最高硬度并不在表面, 而是距表面一定深处，原因在于激光强化处理过程中，试样受激光辐照吸收光能转变为热能，并通过自身基体散热冷却，导致基体温度上升，连续的激光辐照处理造成基体表面温度不断升高，基体自身温度亦随之升高，散热效果不断降低，不仅降低17-4PH钢表面固溶速度，引起硬化相转变，还可能引起后道激光处理对相邻的已被激光处理的表面产生加热退火影响，导致强化层硬度达到峰值后逐步降低，并接近母材硬度。

图4和图5反映了连续冷却方式对激光强化有一定作用，但效果不佳，尤其是在工程实际需要的0～0.35mm深度范围内，硬度数据相对离散，主要是随着激光处理的连续进行，基体温度不断升高，降低了激光强化的效果。相较于连续冷却，无论是冰箱间隔冷却(图6)还是干冰间隔冷却(图7)，激光冷却层参数在0～0.35mm深度范围内有明显提高，一是硬度数据比较稳定，波动较小；二是硬度数值有明显提高，维氏硬度HV平均值从冰箱连续冷却方式的481.2、干冰连续冷却方式的455.3提高至冰箱间隔冷却方式的485.6、干冰间隔冷却方式的488.7。

进一步对比图6和图7发现，干冰间隔冷却方式的激光冷却层参数更趋稳定，强化层的维氏硬度HV可达480～520，且激光强化层与母材基体交界处硬度变化平缓, 无明显硬度梯度。

试验过程中还发现，干冰冷却效率较高，但成本也相对提升，从工程应用角度来说，不同冷却方式的性价比分析将是下一步工作的重点。

4 结论

(1) 17-4PH沉淀硬化不锈钢通过激光处理进行强化是可行的，通过处理可以获取0.40～0.50mm 厚的强化层。

(2) 激光强化处理是一种非均匀固溶时效处理方法，能够获得具有梯度过渡分布特性的强化层，但后道激光处理易对相邻的已处理表面产生退火影响，可通过加工时对工件的持续冷却来保证强化效果。

(3) 通过对比可得出，干冰间隔冷却降低样品表面的温度，需要尽量减小加工过程中样品的温升，保证马氏体转变所需的温度梯度，这样使强化处理效果最佳。

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Experimental study had been conducted to find the impacts of continuous processing of different cooling medium and intermittent treatments to hardening layer parameters(thickness, hardness, etc.) during surface hardening process of 17-4PH(0Cr17Ni4Cu4Nb) steel via laser hardening. The results prove that the intermittent treatment with carbon dioxide ice could achieve relative stable parameters on the layers quenched by laser and it can satisfy the production requirements.

17-4PH Steel； Cooling Method； Laser Hardening

2016年3月

于耀华(1983— )，男，硕士，工程师，主要从事核岛主设备控制棒驱动机构加工工艺技术工作， E-mail: yuyh3@shanghai-electric.com

TM93;TG156.91

B

1674-540X(2016)03-035-04