60Si2Mn 钢的大功率半导体激光器表面硬化实验研究

闫岸如，辛立军，李亚杰，王智勇

（北京工业大学激光工程研究院，北京 100124）

高质量的钳具需保证其既有一定的韧性，又有较高的耐磨性。60Si2Mn 钢具有高强度、高疲劳极限和较好的塑性，常被用作钳具材料，在机械加工前对其进行热处理，硬度能达到34～40 HRC。为进一步提高钳具表面硬度和耐磨性，经常对其进行高频淬火、镀铬等，高频淬火后的硬度能达到50～54 HRC。经过这样处理的钳具，其表面易产生裂纹，而使用寿命却并未得到大幅提高。

激光已发展成为材料表面改性的重要手段之一，激光相变硬化可在不影响材料基体性能的前提下，提高表面的硬度和强度等性能。与大功率CO2激光器相比，大功率半导体激光器体积小、重量轻，光电转换效率高，波长范围为800～980 nm，具有较高的材料吸收率，且加工稳定性好，在金属材料表面处理领域具有独特的优势。本文使用自主研制的大功率半导体激光器，对钳具刃口部位进行表面相变硬化及微观组织与性能分析。

1 实验材料及方法

实验用虎口钳材料为60Si2Mn 钢，该材料的化学成分见表1。先对虎口钳进行调质热处理，表面硬度达到350～420 HV，并进行氧化发黑。实验采用高光束质量大功率半导体激光器，最大输出功率为3000 W，激光器的光束聚焦光斑呈1 mm×6 mm 的矩形分布，这种矩形分布的光斑是材料表面处理领域需要的理想光斑（图1）。由于聚焦后的光斑为非对称光斑，功率密度沿快轴和慢轴方向分布有很大差别，因此，在表面硬化过程中，沿光斑不同轴向的加工结果也有很大差别，实验先就此进行了分析对比。实验参数见表2。

表1 60Si2Mn 钢的化学成分组成

表2 沿不同轴向硬化的加工参数

图1 光斑的不同轴向

用金相显微镜对硬化层的组织进行观测。先在试样上选取所要观测的部位，用线切割机切下，然后在切下的试样上用不同型号的金相砂纸将观察面磨光后再抛光，即在金相显微镜下观察无划痕。为更好地显示金相组织，先用4 %硝酸酒精对观察面进行轻腐蚀，再用金相显微镜对相变硬化层、过渡层、受热影响的基体进行显微组织观测。之后用显微硬度计对金相试样进行硬度测量。

2 实验结果分析

2.1 扫描方向对比分析

由于半导体激光器光斑在快轴和慢轴方向上的能量密度分布有差异，所以沿不同轴扫描会得到不同的结果。

沿慢轴方向扫描的轨迹较窄，故能量分布较集中，单位时间内能注入材料内部更多的热量。但由于半导体激光器光束沿慢轴方向扫描时，作用于试样上每个点的时间为0.3 s，因此会造成虎口钳刃口部位的齿尖熔化。

沿快轴方向扫描时，作用于试样上每个点的时间为0.05 s，硬化层总体较浅，但能形成宽度较大的硬化层。

2.2 金相组织分析

经过微观组织观察与显微硬度分析，虎口钳刃口部位相变强化区域按组织特点和硬度分布，可由表及里分为相变硬化层、过渡层、受热影响的基体等（图2）。

图2 硬化区域形貌（100×）

2.2.1 相变硬化层

该区域的加热温度在Ac3以上[1]。在金相显微镜下观察，相变硬化层又可分为表层区和完全淬硬区。如图3 所示，表层区位于齿尖部位，即图中“白亮”区域。在金相显微镜下通过大量的视场观察发现，表层区组织为针状的马氏体和残余奥氏体。马氏体形态的变化是由相变形成的奥氏体晶粒大小和马氏体转变的冷却速度决定的。试样表层的细小针状马氏体是由于表层奥氏体晶粒较小且冷却速度极快所致[2]。由于激光直接照射在试样表面，使表面温度很高，造成局部区域脱碳，引起硬度降低，略低于完全淬硬区的硬度值。表层区平均深度约0.057 mm。

图3 表层区组织形态（500×）

表层区向内为完全淬硬区，如图4 所示的白色区域。由于激光强化材料表面被快速加热和冷却，组织转变是在极大过热度和过冷度的非平衡组织转变下进行的，晶粒的形核率大大提高，短时间内完成相变过程；同时，瞬时的快速自冷却又使奥氏体来不及长大，而获得超细的晶粒和相变组织，因此，强化层组织非常细小，呈微细针状，位错密度较高。此外，激光快速加热，使得碳不能完成扩散均匀化，在奥氏体向马氏体的转变中，出现高碳马氏体，致使硬度提高。

图4 过渡区组织形态（500×）

2.2.2 过渡层

相变硬化层与基体之间存在一个过渡层，处于强化层边沿，呈窄带状，加热温度在Ac1～Ac3之间，温度梯度相对较小，作用时间较短，原子的扩散和迁移更不明显，铁素体向奥氏体转变和碳化物的溶解都不充分，未达到完全奥氏体化，相变不充分，晶粒也较粗大，自冷却后的组织含有少量马氏体，基体原始组织针状索氏体和未溶碳化物。

2.2.3 受热影响的基体组织

第3 层是受热影响的基体组织（图5）。加热温度在Ac1以下，原始组织发生轻微回火转变，得到粗大的回火索氏体。

图5 基体组织形态（1000×）

2.3 显微硬度分析

从齿尖部位沿深度方向的硬度值分布见表3和图6。可看出，经过表面相变硬化后，最外层硬度为773.9 HV0.1，次表层具有极高的硬度值，最高可达955 HV0.1，比基体硬度（400 HV0.1）提高约2～2.5 倍，硬化层硬度值随着距表面距离的增加而下降，在过渡区附近硬度值迅速下降[3]，最后是原始基体的硬度400 HV。相变硬化层比基体硬度高约500 HV，这是因为高能量密度的激光光束与材料相互作用过程中，试样表面快速加热和冷却，形成极大的温度梯度，过热度大，相变驱动力很大，奥氏体形核数目急剧增加，晶粒的形核率大大提高；奥氏体化时间较短，晶粒来不及长大，组织非常细小，可获得超细晶粒；激光快速加热，使得碳不能完成扩散均匀化，在奥氏体向马氏体的转变中，出现高碳马氏体，致使硬度提高。在以上因素的作用下，造成相变硬化区和基体之间的过渡区极薄，硬度急剧下降至原始硬度，形成极大的落差。

激光热处理后完全淬硬层晶粒细化，马氏体的位错密度高，是获得超高硬度的主要原因。

表3 齿尖部位沿深度方向的显微硬度

图6 HV 硬度梯度曲线

3 结论

（1）大功率半导体激光器表面硬化时，沿快轴和慢轴硬化效果不同。沿慢轴方向扫描的轨迹较窄，硬化层较深，虎口钳刃口部位的齿尖熔化；沿快轴方向扫描时，硬化层总体较浅，但可形成宽度较大的硬化层。

（2）60Si2Mn 激光表面硬化区域可分为相变硬化层、过渡层和受热影响基体区三部分。相变硬化层中的表层组织为保持针状形态的索氏体，平均深度约0.057 mm，低于完全淬硬层，完全淬硬层的硬度极高，组织为细化的马氏体和碳化物。过渡层为极薄的窄带状，组织含有少量马氏体，针状索氏体和未溶碳化物。基体组织受热发生轻微回火转变，得到粗大回火索氏体。

（3）60Si2Mn 经过表面相变硬化后，表层区（最外层）硬度为773.9 HV，完全淬硬层（次表层）具有极高的硬度值，最高可达955 HV，比基体硬度提高约2～2.5 倍，硬化层硬度值随着距表面距离的增加而降低，在过渡层附近硬度值急剧下降，最后是原始基体的硬度400 HV。

[1]关振中.激光加工工艺手册[M].北京：中国计量出版社，1998.

[2]刘丽，吴东江，庄娟，等.30CrMnSiA 钢激光相变硬化层组织[J].金属热处理，2003，28（8）：17－19.

[3]熊剑.国外热处理新技术[M].北京：冶金工业出版社，1996.