摘要：对3种含碳量均为0.2%，且铬、钼和钒含量不同的钢事先经过不同的热处理后进行激光强化处理。根据显微硬度、位错密度、碳化物种类、大小和分布情况以及奥氏体晶粒大小来区分表层下面的激光影响区。通过系统地研究这些激光影响区内显微组织的变化，分别阐述其有效的强化机理并将其对材料强度和显微硬度的影响加以分类。

利用激光照射进行表面强化的技术在早期的工业生产中就已应用，过去主要研究的是激光强化后对材料疲劳性能和磨损性能的影响。在多数情况下，激光影响区只从宏观上的残余应力和硬度分布情况来区分，微观组织变化方面的研究工作是独立的。

因此，目前的工作主要是采用扫描电镜和透射电子显微分析方法（SEM和TEM）、显微硬度测试和 X 射线分析等方法对微观组织结构的变化进行准确分类，确定微观残余应力和位错密度，从而区分各种有效的强化机理，量化其对局部强度及显微硬度的影响。因此可以系统地评价材料处理状态和形成特殊碳化物合金元素的含量对强化程度的影响。

1 试验方案

本文研究了3个德国钢种，分别为：20MoCr4（材料牌号1.7321：0.21%C、0.47%Mo、0.73%Cr），20CrMoV13－5（牌号1.7779：0.24%C、0.62%Mo、3.04%Cr、0.564%V）和X20CrMoV12－1（牌号1.4922：0.20%C、0.89%Mo、11.10%Cr、0.26%V）。这些钢的碳含量相近，但是碳化物形成元素含量不同。在常态下和淬火后 600℃回火状态下研究20MoCr4低合金钢基体材料，在淬火后分别在300℃和600℃回火条件下研究20CrMoV13－5低合金钢和 X20CrMoV12－1高合金钢。

为了避免原材料对激光辐射效果的影响，采用如图1所示的特制试样。用温度可控的Nd:YAG激光器进行表面强化处理。激光脉冲1.2秒，试样表面平均温度控制在1200℃。在试样的较小的直径为 6mm 的圆柱体表面顶部进行激光扫描，其直径*与激光束直径相吻合，确保与圆柱轴平行方向的单向热传导，试样面积较大部位用来吸收热量。强化处理后，在激光影响区中形成不同的区域，如图 1 所示的放大部分。在上部*马氏体组织区域叫做强化区（HZ），由部分奥氏体组织、强化组织和在激光照射中没有转化为奥氏体的部分组成过渡区（TZ）。根据基体材料的处理状态，在过渡区下面，可能有一个热影响区（HAZ），zui下面是未受影响的基体材料区（BM）。

图1 激光强化试样图及激光影响区图解

利用 SEM 和 TEM 测试结果可知存在的碳化物情况以及激光照射所引起的变化，以此研究激光强化表面的情况。此外，沿纵向测量显微硬度，用透射电镜确定奥氏体晶粒的平均尺寸，用 X-ray 衍射仪分析激光影响区的不同厚度，用 Warren-Averbach-Analysis 和 Cohen equation 方法定量分析马氏体和铁素体中的位错密度。

2 显微组织特征

如图 2 所示的上半部分是 20MoCr4 在淬火后600℃ 回火和常态基体材料的激光影响区的硬度值分布情况。距表层1mm范围内，回火基体材料试样的硬度值基本保持不变。在这一部分激光影响区，即所谓的强化区内，材料*奥氏体化，冷却后变硬。过渡区硬度值急剧下降，在过渡区里，只有部分组织奥氏体化，随后变硬。接下来热影响区的硬度值又稍有回升。zui后，是约在距表面1.5mm处的未受影响的基体材料部分。从分散分步的硬度变化值可见，由于在铁素体-珠光体基材料中碳的不均质分布，导致常态基体材料的激光影响区内组织也不均匀。但在距表层0.5mm范围内，平均硬度值几乎不变。此区内材料*被奥氏体化，但由于除马氏体外，在其它相的自冷过程中，如贝氏体、铁素体和珠光体的形成导致仍存在碳的不均质分布情况。部分奥氏体化的过渡区是在距表层0.5-1.2mm内的范围，然后是常态的基体材料区，未发现热影响区。

在图 2 所示的下半部分是激光强化后，淬火、回火基材料中位错密度的分布情况。强化处理后，强化区的位错密度值基本稳定在约2×1011 cm-2，在过渡区数值降至2×109 cm-2。从此开始，热影响区的位错密度值达到平均值1010cm-2，与基体材料一致。

图2 两种不同基体状态20MoCr4试样激光影响区硬度和位错密度分布

另外，还研究了淬火回火基材料的碳化物种类及其分布的变化情况。如图3所示是强化区和基体材料的SEM显微照片，图中可见两种不同的碳化物。较多的板条状碳化物（I）是铁的碳化物（Fe3C），而球状碳化物（Ⅱ）是复合碳化物（Fe,M）3C，其中M为Cr,Mn或Mo，这两种碳化物均在退火过程中形成，且在强化区的显微照片中清晰可见，球状碳化物是基体材料保留下来的复合碳化物，而板条碳化物较在基体材料中分布更加弥散细小。

图3 20MoCr4淬火回火试样基体及强化区SEM照片

因此，可用激光对材料进行奥氏体化，从而形成碳化物，但激光处理会导致基体材料中渗碳体分解及随后冷却过程中的自退火。在强化区内小颗粒渗碳体均匀分布。由图4所示的距表层不同距离的TEM薄片试样确定球状碳化物大小及其分布情况。虽然对同一基体材料进行激光处理，但碳化物的大小发生了变化，基体材料碳化物尺寸平均值约为40nm。由于在奥氏体化过程中碳化物分解，在热影响区和过渡区中碳化物尺寸较粗大，而在强化区中尺寸减小，甚至在接近表层的强化区中*消失。

图4 20MoCr4 600℃回火试样激光影响区内球状碳化物平均尺寸分布情况

图5 20CrMoV13-5两种不同状态下基体材料试样激光影响区显微硬度和位错密度分布情况

20CrMoV13-5也是低合金钢，显微硬度和位错密度的分布如图5所示，淬火后300℃回火和600℃回火分布情况相似，但是与 20MoCr4 有所不同。随距表层距离增大，强化区硬度提高，而在过渡区开始减小，600℃下回火试样的热影响区更具说服力。在强化区内位错密度没有增加，约为2×1011cm-2，在两条曲线中清晰可见过渡区和热影响区。与显微硬度值相对应，300℃回火的基体材料的位错密度比600℃回火试样的要高。在SEM显微照片中也发现了两个工艺变量的相似之处，如图6所示。在图上半部的基体材料中区别出有三种不同类型的碳化物，较大的球状碳化物（I）是钒的碳化物，不受热处理影响，甚至在处理过程中可以直接保留下来；在晶粒内的小的板条状碳化物(II)和在晶粒边界聚集的碳化物(III)是铁的碳化物和铁的复合碳化物。如图6所示下部的强化区中没有在晶界聚集的碳化物。除了SEM显微照片中出现的几种碳化物外，在TEM观查中发现了第四种类型弥散分布的碳化物，如图7所示。根据形貌，认为这些是碳化钒，并在表层下的强化区中清晰可见。

图6 20CrMoV13-5淬火回火（300℃、600℃）两种试样基体材料区和强化区SEM照片

图7 20CrMoV13-5淬火600℃回火试样强化区SEM照片

研究的第三种钢是X20CrMoV12-1高合金钢。对基体材料采取两种不同的热处理(300℃和600℃回火)。与 20CrMoV13-5 的试样的结果相对比，这两种材料的显微硬度和位错密度不同，如图8所示。

图8 不同状态下X20CrMoV12-1试样激光影响区硬度计位错密度分布

300℃处理时，接近表面的半强化区的显微硬度和位错密度几乎不变，而600℃处理试样几乎从表面开始随着深度增大，硬度和位错密度减小。在转变过渡区内两处理工艺试样的硬度和位错密度值均进一步减小。300℃回火试样有明显的热影响区，而600℃试样的基体材料几乎不受影响，因此没有热影响区。如图9所示可见两种基体材料中的碳化物形貌也明显不同。在SEM显微照片中可见，300℃回火试样中仅有一种碳化物(I)。由于第二种碳化物在500℃以上形成，因此这些碳化物应该是渗碳体和铁的复合碳化物。在600℃回火材料中有二次碳化物出现，并发现在晶粒内的较小的M7C3碳化物(II)，还有聚集的M23C6束(III)。由图9可见，在两种处理工艺下，强化区的碳化物形貌明显发生变化，自退火产生的碳化物很难辨别。通过对SEM显微照片的图像分析可确定激光影响区中的碳化物尺寸和碳化物密度。图10所示的是两种工艺试样碳化物分布情况，600℃处理试样中只有M23C6碳化物。在热影响区中碳化物的尺寸zui大。在强化区中越接近试样表面，碳化物尺寸和密度越小。从 300℃回火处理试样可明显地看出尺寸减少地更明显。600℃回火试样中二次碳化物更稳定，因此接近表面的强化区中仅有四分之一是游离碳化物。300℃基体材料中的碳化物分解更迅速，而且有一半接近表面的强化区充满游离碳化物。这些发现与图8中所显示的显微硬度和位错密度的稳定状态、大小一致。由此可看出，碳化物和显微组织结构参数关系非常密切，下面将对其进行讨论。

图9 X20CrMoV12-1不同淬火回火试样基体区及强化区SEM照片

当碳化物本身对材料强度影响很大时，由于碳含量在基体中发生变化，碳化物的分解就会产生更大的影响。为了说明材料强度或显微硬度的影响，现画图说明，如图11所示，分别说明显微硬度对强化机理的影响。基体材料中的位错强化（Rdisl）和析出强化(Rcarbides) 两种强化较明显。对低碳钢的研究发现，位错强化占主要地位，尤其是在淬火、回火条件下。由于退火效应，当zui高温度达到T*an软化温度时，将产生碳化物粗化、碳化物重组或位错消失。这里，接近T*an的温度是在激光照射脉冲期间原材料的影响与上述热处理中的退火温度影响相同的温度。在接近表面时，zui高温度增大，温度首先达到Ac1。在位于Ac1和Ac3之间的zui高温度区，奥氏体化百分数和随后的强化区域增大。在强化区中，位错密度随着马氏体强化的增加而加大，根据形成的奥氏体中的碳含量决定位错强化的百分数。根据基体中碳含量，可能有相对较小部分的固溶强化(Rss)。一般来说，合金元素的影响比碳的影响小。基体材料中由于碳化物分解使析出强化(Rcarbides)减小，而在自退火中形成碳化物而导致析出强化(Rself annealed carbides)有可能增加。其中zui重要一部分仍是位错强化。当基体材料中碳化物在zui高温度达到Ac,cd (cd: 碳化物分解)开始分解时，基体中碳含量停止增加，显微硬度不再发生变化。由于接近表面处，zui高温度增大，碳化物分解抵消，仍然可能存在合金成分的不均匀性，基体温度在Ac,hom以上组织达到均匀化。

用图12可证明这一图解在钢铁研究中已得到很好的应用。在图的上方，显示的是20MoCr4两个工艺变量下的情况。首先讨论600℃变量时的情况。图2所示的热影响区是由图4中的碳化物粗化、重组及位错消失所引起的。在强化过程中，由于自退火使得强化区内碳含量趋于稳定，大多数碳以碳化物形式存在。因此，没有固溶强化产生，并且与碳含量相结合的位错强化量也保持不变，如图2下方所示。一般认为，基体材料中碳化物析出强化的影响与自退火过程中形成碳化物的影响很小。另外，两种碳化物的量和分布上的变化可以互相抵消。所以，从图 2 中的显微硬度值分布情况可以得出强化区的整体强度基本保持不变。除在图12中可以看到显微硬度曲线分布以外，常态基体材料并无真正的热影响区。这是因为在激光强化自退火过程中碳含量和随后位错密度不发生变化的原因，致使在过渡区的显微硬度增加之后，平均值始终保持不变，这里，碳化物的强化效应同样很小。

图10 两种不同基体状态的X20CrMoV12-1试样激光影响区碳化物平均尺寸和碳化物密度分布

3 讨论

图11 影响激光影响区显微硬度值的不同强化机理示意图

与20MoCr4相比，20CrMoV13-5的两种工艺情况有不同的显微硬度分布曲线，并且当位错密度不变时，随着距表面距离的缩短，强化区的显微硬度也在减小，如图5所示，用图12可以解释这种现象。从20MoCr4钢淬火和回火的基体材料强化区中碳化物组织结构的相似性，这表明它们的影响不变。*重要的变化是前面图7中的细小、弥散分中可见，由于有自退火过程碳含量基本保持不变，因此，强化区的位错密度也恒定。图6还揭示了在基体材料中和布的碳化钒的分解，其在自退火过程中无类似的替代物。由于这些碳化物分布较密，成为位错的主要障碍。因此，随着距表面距离的缩短，碳化物的分解无疑导致了基体强度和显微硬度的降低。

第三种钢X20CrMoV12-1又有不同的特性。图8中明显可见，在两个工艺下的强化区里，离表面距离越近位置的位错密度及显微硬度越大。如图10中所讨论的一样，两个变量下的zui大值应与二次碳化物的分解紧密地在一起。在高合金钢中，由于马氏体低的起始温度，自退火被抑制。也就是表明基体中的碳含量随着碳化物的分解量的增加而增加，因此均与碳含量密切相关的固溶强化和位错强化增加，如图12所示。当zui后碳化物被分解完，碳含量保持稳定，而且显微硬度也趋于不变。

目前尚未讨论晶粒尺寸对强化作用导致晶界强化所产生的影响，但图13中考虑了20MoCr4的淬火回火后奥氏体平均晶粒尺寸与距离表面距离之间的相对关系。由于zui高温度的升高，相对地接近表面处晶粒尺寸必然增大。晶粒尺寸的增大会引起晶界强化效应降低。这种情况下强化机制与显微硬度有关，且随晶粒尺寸增大而降低，而根据图2和12，其它的机制（位错强化和沉淀强化）保持不变。但是，在强化区的显微硬度是稳定的，如图2所示，因此，晶界强化的影响是可以忽略不计的。

图12 所研究钢种不同强化机理示意图

图13 20MoCr4淬火回火试样奥氏体平均晶粒尺寸分布

4 结束语

分别对这3个不同钢种20MoCr4(1.7721), 20CrMoV13-5(1.7779)和X20CrMov12-1(1.4922)的常规处理和淬火、回火状态下进行同样的激光强化。通过扫描电镜和透射电镜、显微硬度测试仪和X光线形剖面分析方法，根据显微硬度，位错密度，碳化物种类、大小和分布情况以及奥氏体颗粒大小来区分接近表面层的激光影响区情况。通过对激光强化区显微组织变化的系统研究，可以区分有效的强化机制，并可以对位错密度、不同种类的碳化物和固溶碳原子分别对材料强度和硬度的影响进行分类。

更多信息请点击下方，直接可打开:www.gx1953。。ｃｏｍ

金相材料类|

• 金相显微镜|金相切割机|金相镶嵌机|金相抛光机|金相预磨机|金相磨抛机|硬度计|粗糙度仪|

生命科学类|

• 体视（解剖）显微镜|生物显微镜|荧光显微镜|偏光显微镜|相称显微镜|暗视场显微镜|

计量检测类

• 工具显微镜|读数显微镜|测量显微镜|工具显微镜|测量投影仪|影像测量仪|立式光学计
• 干涉显微镜|平行光管|自准直仪|光切法显微镜|