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激光強化鋼鐵表面顯微組織變化的分類-上海光學儀器一廠
摘要：對3種含碳量均為0.2%，且鉻、鉬和釩含量不同的鋼事先經過不同的熱處理后進行激光強化處理。根據顯微硬度、位錯密度、碳化物種類、大小和分布情況以及奧氏體晶粒大小來區分表層下面的激光影響區。通過系統地研究這些激光影響區內顯微組織的變化，分別闡述其有效的強化機理并將其對材料強度和顯微硬度的影響加以分類。
利用激光照射進行表面強化的技術在早期的工業生產中就已應用，過去主要研究的是激光強化后對材料疲勞性能和磨損性能的影響。在多數情況下，激光影響區只從宏觀上的殘余應力和硬度分布情況來區分，微觀組織變化方面的研究工作是獨立的。
因此，目前的工作主要是采用掃描電鏡和透射電子顯微分析方法（SEM和TEM）、顯微硬度測試和 X 射線分析等方法對微觀組織結構的變化進行準確分類，確定微觀殘余應力和位錯密度，從而區分各種有效的強化機理，量化其對局部強度及顯微硬度的影響。因此可以系統地評價材料處理狀態和形成特殊碳化物合金元素的含量對強化程度的影響。
1 試驗方案
本文研究了3個德國鋼種，分別為：20MoCr4（材料牌號1.7321：0.21%C、0.47%Mo、0.73%Cr），20CrMoV13－5（牌號1.7779：0.24%C、0.62%Mo、3.04%Cr、0.564%V）和X20CrMoV12－1（牌號1.4922：0.20%C、0.89%Mo、11.10%Cr、0.26%V）。這些鋼的碳含量相近，但是碳化物形成元素含量不同。在常態下和淬火后 600℃回火狀態下研究20MoCr4低合金鋼基體材料，在淬火后分別在300℃和600℃回火條件下研究20CrMoV13－5低合金鋼和 X20CrMoV12－1高合金鋼。
為了避免原材料對激光輻射效果的影響，采用如圖1所示的特制試樣。用溫度可控的Nd:YAG激光器進行表面強化處理。激光脈沖1.2秒，試樣表面平均溫度控制在1200℃。在試樣的較小的直徑為 6mm 的圓柱體表面頂部進行激光掃描，其直徑*與激光束直徑相吻合，確保與圓柱軸平行方向的單向熱傳導，試樣面積較大部位用來吸收熱量。強化處理后，在激光影響區中形成不同的區域，如圖 1 所示的放大部分。在上部*馬氏體組織區域叫做強化區（HZ），由部分奧氏體組織、強化組織和在激光照射中沒有轉化為奧氏體的部分組成過渡區（TZ）。根據基體材料的處理狀態，在過渡區下面，可能有一個熱影響區（HAZ），zui下面是未受影響的基體材料區（BM）。
圖1 激光強化試樣圖及激光影響區圖解
利用 SEM 和 TEM 測試結果可知存在的碳化物情況以及激光照射所引起的變化，以此研究激光強化表面的情況。此外，沿縱向測量顯微硬度，用透射電鏡確定奧氏體晶粒的平均尺寸，用 X-ray 衍射儀分析激光影響區的不同厚度，用 Warren-Averbach-Analysis 和 Cohen equation 方法定量分析馬氏體和鐵素體中的位錯密度。
2 顯微組織特征
如圖 2 所示的上半部分是 20MoCr4 在淬火后600℃ 回火和常態基體材料的激光影響區的硬度值分布情況。距表層1mm范圍內，回火基體材料試樣的硬度值基本保持不變。在這一部分激光影響區，即所謂的強化區內，材料*奧氏體化，冷卻后變硬。過渡區硬度值急劇下降，在過渡區里，只有部分組織奧氏體化，隨后變硬。接下來熱影響區的硬度值又稍有回升。zui后，是約在距表面1.5mm處的未受影響的基體材料部分。從分散分步的硬度變化值可見，由于在鐵素體-珠光體基材料中碳的不均質分布，導致常態基體材料的激光影響區內組織也不均勻。但在距表層0.5mm范圍內，平均硬度值幾乎不變。此區內材料*被奧氏體化，但由于除馬氏體外，在其它相的自冷過程中，如貝氏體、鐵素體和珠光體的形成導致仍存在碳的不均質分布情況。部分奧氏體化的過渡區是在距表層0.5-1.2mm內的范圍，然后是常態的基體材料區，未發現熱影響區。
在圖 2 所示的下半部分是激光強化后，淬火、回火基材料中位錯密度的分布情況。強化處理后，強化區的位錯密度值基本穩定在約2×1011 cm-2，在過渡區數值降至2×109 cm-2。從此開始，熱影響區的位錯密度值達到平均值1010cm-2，與基體材料一致。
圖2 兩種不同基體狀態20MoCr4試樣激光影響區硬度和位錯密度分布
另外，還研究了淬火回火基材料的碳化物種類及其分布的變化情況。如圖3所示是強化區和基體材料的SEM顯微照片，圖中可見兩種不同的碳化物。較多的板條狀碳化物（I）是鐵的碳化物（Fe3C），而球狀碳化物（Ⅱ）是復合碳化物（Fe,M）3C，其中M為Cr,Mn或Mo，這兩種碳化物均在退火過程中形成，且在強化區的顯微照片中清晰可見，球狀碳化物是基體材料保留下來的復合碳化物，而板條碳化物較在基體材料中分布更加彌散細小。
圖3 20MoCr4淬火回火試樣基體及強化區SEM照片
因此，可用激光對材料進行奧氏體化，從而形成碳化物，但激光處理會導致基體材料中滲碳體分解及隨后冷卻過程中的自退火。在強化區內小顆粒滲碳體均勻分布。由圖4所示的距表層不同距離的TEM薄片試樣確定球狀碳化物大小及其分布情況。雖然對同一基體材料進行激光處理，但碳化物的大小發生了變化，基體材料碳化物尺寸平均值約為40nm。由于在奧氏體化過程中碳化物分解，在熱影響區和過渡區中碳化物尺寸較粗大，而在強化區中尺寸減小，甚至在接近表層的強化區中*消失。
圖4 20MoCr4 600℃回火試樣激光影響區內球狀碳化物平均尺寸分布情況
圖5 20CrMoV13-5兩種不同狀態下基體材料試樣激光影響區顯微硬度和位錯密度分布情況
20CrMoV13-5也是低合金鋼，顯微硬度和位錯密度的分布如圖5所示，淬火后300℃回火和600℃回火分布情況相似，但是與 20MoCr4 有所不同。隨距表層距離增大，強化區硬度提高，而在過渡區開始減小，600℃下回火試樣的熱影響區更具說服力。在強化區內位錯密度沒有增加，約為2×1011cm-2，在兩條曲線中清晰可見過渡區和熱影響區。與顯微硬度值相對應，300℃回火的基體材料的位錯密度比600℃回火試樣的要高。在SEM顯微照片中也發現了兩個工藝變量的相似之處，如圖6所示。在圖上半部的基體材料中區別出有三種不同類型的碳化物，較大的球狀碳化物（I）是釩的碳化物，不受熱處理影響，甚至在處理過程中可以直接保留下來；在晶粒內的小的板條狀碳化物(II)和在晶粒邊界聚集的碳化物(III)是鐵的碳化物和鐵的復合碳化物。如圖6所示下部的強化區中沒有在晶界聚集的碳化物。除了SEM顯微照片中出現的幾種碳化物外，在TEM觀查中發現了第四種類型彌散分布的碳化物，如圖7所示。根據形貌，認為這些是碳化釩，并在表層下的強化區中清晰可見。
圖6 20CrMoV13-5淬火回火（300℃、600℃）兩種試樣基體材料區和強化區SEM照片
圖7 20CrMoV13-5淬火600℃回火試樣強化區SEM照片
研究的第三種鋼是X20CrMoV12-1高合金鋼。對基體材料采取兩種不同的熱處理(300℃和600℃回火)。與 20CrMoV13-5 的試樣的結果相對比，這兩種材料的顯微硬度和位錯密度不同，如圖8所示。
圖8 不同狀態下X20CrMoV12-1試樣激光影響區硬度計位錯密度分布
300℃處理時，接近表面的半強化區的顯微硬度和位錯密度幾乎不變，而600℃處理試樣幾乎從表面開始隨著深度增大，硬度和位錯密度減小。在轉變過渡區內兩處理工藝試樣的硬度和位錯密度值均進一步減小。300℃回火試樣有明顯的熱影響區，而600℃試樣的基體材料幾乎不受影響，因此沒有熱影響區。如圖9所示可見兩種基體材料中的碳化物形貌也明顯不同。在SEM顯微照片中可見，300℃回火試樣中僅有一種碳化物(I)。由于第二種碳化物在500℃以上形成，因此這些碳化物應該是滲碳體和鐵的復合碳化物。在600℃回火材料中有二次碳化物出現，并發現在晶粒內的較小的M7C3碳化物(II)，還有聚集的M23C6束(III)。由圖9可見，在兩種處理工藝下，強化區的碳化物形貌明顯發生變化，自退火產生的碳化物很難辨別。通過對SEM顯微照片的圖像分析可確定激光影響區中的碳化物尺寸和碳化物密度。圖10所示的是兩種工藝試樣碳化物分布情況，600℃處理試樣中只有M23C6碳化物。在熱影響區中碳化物的尺寸zui大。在強化區中越接近試樣表面，碳化物尺寸和密度越小。從 300℃回火處理試樣可明顯地看出尺寸減少地更明顯。600℃回火試樣中二次碳化物更穩定，因此接近表面的強化區中僅有四分之一是游離碳化物。300℃基體材料中的碳化物分解更迅速，而且有一半接近表面的強化區充滿游離碳化物。這些發現與圖8中所顯示的顯微硬度和位錯密度的穩定狀態、大小一致。由此可看出，碳化物和顯微組織結構參數關系非常密切，下面將對其進行討論。
圖9 X20CrMoV12-1不同淬火回火試樣基體區及強化區SEM照片
當碳化物本身對材料強度影響很大時，由于碳含量在基體中發生變化，碳化物的分解就會產生更大的影響。為了說明材料強度或顯微硬度的影響，現畫圖說明，如圖11所示，分別說明顯微硬度對強化機理的影響。基體材料中的位錯強化（Rdisl）和析出強化(Rcarbides) 兩種強化較明顯。對低碳鋼的研究發現，位錯強化占主要地位，尤其是在淬火、回火條件下。由于退火效應，當zui高溫度達到T*an軟化溫度時，將產生碳化物粗化、碳化物重組或位錯消失。這里，接近T*an的溫度是在激光照射脈沖期間原材料的影響與上述熱處理中的退火溫度影響相同的溫度。在接近表面時，zui高溫度增大，溫度首先達到Ac1。在位于Ac1和Ac3之間的zui高溫度區，奧氏體化百分數和隨后的強化區域增大。在強化區中，位錯密度隨著馬氏體強化的增加而加大，根據形成的奧氏體中的碳含量決定位錯強化的百分數。根據基體中碳含量，可能有相對較小部分的固溶強化(Rss)。一般來說，合金元素的影響比碳的影響小。基體材料中由于碳化物分解使析出強化(Rcarbides)減小，而在自退火中形成碳化物而導致析出強化(Rself annealed carbides)有可能增加。其中zui重要一部分仍是位錯強化。當基體材料中碳化物在zui高溫度達到Ac,cd (cd: 碳化物分解)開始分解時，基體中碳含量停止增加，顯微硬度不再發生變化。由于接近表面處，zui高溫度增大，碳化物分解抵消，仍然可能存在合金成分的不均勻性，基體溫度在Ac,hom以上組織達到均勻化。
用圖12可證明這一圖解在鋼鐵研究中已得到很好的應用。在圖的上方，顯示的是20MoCr4兩個工藝變量下的情況。首先討論600℃變量時的情況。圖2所示的熱影響區是由圖4中的碳化物粗化、重組及位錯消失所引起的。在強化過程中，由于自退火使得強化區內碳含量趨于穩定，大多數碳以碳化物形式存在。因此，沒有固溶強化產生，并且與碳含量相結合的位錯強化量也保持不變，如圖2下方所示。一般認為，基體材料中碳化物析出強化的影響與自退火過程中形成碳化物的影響很小。另外，兩種碳化物的量和分布上的變化可以互相抵消。所以，從圖 2 中的顯微硬度值分布情況可以得出強化區的整體強度基本保持不變。除在圖12中可以看到顯微硬度曲線分布以外，常態基體材料并無真正的熱影響區。這是因為在激光強化自退火過程中碳含量和隨后位錯密度不發生變化的原因，致使在過渡區的顯微硬度增加之后，平均值始終保持不變，這里，碳化物的強化效應同樣很小。
圖10 兩種不同基體狀態的X20CrMoV12-1試樣激光影響區碳化物平均尺寸和碳化物密度分布
3 討論
圖11 影響激光影響區顯微硬度值的不同強化機理示意圖
與20MoCr4相比，20CrMoV13-5的兩種工藝情況有不同的顯微硬度分布曲線，并且當位錯密度不變時，隨著距表面距離的縮短，強化區的顯微硬度也在減小，如圖5所示，用圖12可以解釋這種現象。從20MoCr4鋼淬火和回火的基體材料強化區中碳化物組織結構的相似性，這表明它們的影響不變。*重要的變化是前面圖7中的細小、彌散分中可見，由于有自退火過程碳含量基本保持不變，因此，強化區的位錯密度也恒定。圖6還揭示了在基體材料中和布的碳化釩的分解，其在自退火過程中無類似的替代物。由于這些碳化物分布較密，成為位錯的主要障礙。因此，隨著距表面距離的縮短，碳化物的分解無疑導致了基體強度和顯微硬度的降低。
第三種鋼X20CrMoV12-1又有不同的特性。圖8中明顯可見，在兩個工藝下的強化區里，離表面距離越近位置的位錯密度及顯微硬度越大。如圖10中所討論的一樣，兩個變量下的zui大值應與二次碳化物的分解緊密地在一起。在高合金鋼中，由于馬氏體低的起始溫度，自退火被抑制。也就是表明基體中的碳含量隨著碳化物的分解量的增加而增加，因此均與碳含量密切相關的固溶強化和位錯強化增加，如圖12所示。當zui后碳化物被分解完，碳含量保持穩定，而且顯微硬度也趨于不變。
目前尚未討論晶粒尺寸對強化作用導致晶界強化所產生的影響，但圖13中考慮了20MoCr4的淬火回火后奧氏體平均晶粒尺寸與距離表面距離之間的相對關系。由于zui高溫度的升高，相對地接近表面處晶粒尺寸必然增大。晶粒尺寸的增大會引起晶界強化效應降低。這種情況下強化機制與顯微硬度有關，且隨晶粒尺寸增大而降低，而根據圖2和12，其它的機制（位錯強化和沉淀強化）保持不變。但是，在強化區的顯微硬度是穩定的，如圖2所示，因此，晶界強化的影響是可以忽略不計的。
圖12 所研究鋼種不同強化機理示意圖
圖13 20MoCr4淬火回火試樣奧氏體平均晶粒尺寸分布
4 結束語
分別對這3個不同鋼種20MoCr4(1.7721), 20CrMoV13-5(1.7779)和X20CrMov12-1(1.4922)的常規處理和淬火、回火狀態下進行同樣的激光強化。通過掃描電鏡和透射電鏡、顯微硬度測試儀和X光線形剖面分析方法，根據顯微硬度，位錯密度，碳化物種類、大小和分布情況以及奧氏體顆粒大小來區分接近表面層的激光影響區情況。通過對激光強化區顯微組織變化的系統研究，可以區分有效的強化機制，并可以對位錯密度、不同種類的碳化物和固溶碳原子分別對材料強度和硬度的影響進行分類。
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