激光淬火hl-600无氦横流co

激光淬火hl-600无氦横流co

15.c.结构。主要用于生产滚动轴承、滚珠、轴套、焊接和芯的设备。由于工作环境差，工作环境的抗疲劳动性能、抗磨蚀性和耐腐蚀性往往不能满足实际生产的需要。激光淬火具有能量密度高、加热时间短、可表面局部淬火、易控制,畸变小等优点,激光淬火处理的主要目的是获得淬硬组织以改善表面性能。本试验研究希望找到合理的激光淬火工艺提高工件表面耐磨性和耐蚀性,为以后的生产提供实验依据。1显微组织和耐久性基体材料采用球化退火态GCr15钢,在试样待处理表面涂覆增吸收涂料,厚度约10μm,使材料表面对激光的吸收率达到95%。采用线切割方法制备试样,尺寸为15mm×10mm×10mm,其化学成分(wt%)为:0.95~1.05C、0.20~0.40Mn、0.15~0.35Si、1.30~1.60Cr、≤0.020S、≤0.027P,余量为Fe。采用HL-1500无氦横流CO2激光加工机对试样进行激光扫描,工艺参数为:扫描速度V=6mm·s-1,光斑直径D=4mm,离焦量H=270mm,激光功率P=550,650,750,850,950和1050W。采用SSX-550型扫描电子显微镜(SEM)和XJL-02A立式金相显微镜(OM)观察不同工艺参数下的试样显微组织;采用DMH-2LS努氏显微硬度计在0.98N载荷下加载15s,测定相变硬化层及基体的显微硬度,从距试样表面0.1mm处开始,沿深度方向,每隔0.1mm测量一次,平行测量3点取平均值做为该深度的硬度值,一直测量至基体部分;采用ML-10滑动摩擦磨损试验机进行室温干滑动磨损试验,磨损试样尺寸为10mm×10mm×10mm,对磨材料使用360号水磨砂纸,磨损试验参数为:法向载荷14.7N,转盘转速400r/min,同时指针以20mm/s沿标尺径向移动,移动时间20s,移动距离400mm,相对滑动速度为0.942m/s,试样在砂纸上的滑动总行程为18.84m,用精度为0.1mg的FA1104N型电子天平称取试样及标样的磨损量,试验时以基体试样为对比试样,以相对耐磨性εw(εw=标样磨损量/试样磨损量)作为评价耐磨性的指标,εw越大,表明材料耐磨性越好。用环氧树脂将试样的非激光加工面密封,露出相变硬化层表面,采用ZF-3恒电位仪,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),辅助电极为铂(Pt)电极,浸入浓度为0.5mol/L的H2SO4溶液中测试电流电压,然后绘制试样的阳极极化曲线。2试验结果与分析2.1激光加热条件下的sem形貌分析GCr15钢在功率P=1050W下激光淬火后的低倍宏观形貌及显微组织如图1所示。图1(a)为GCr15钢激光淬火试样的低倍OM照片,从下到上分为三个区域,月牙区域内为相变硬化区,交界处为过渡区,月牙区域外面为基体。图1(b)为相变硬化区的SEM形貌照片,主要由细小针状马氏体和少量球状碳化物组成。这是由于激光快速加热条件下,钢的过热度极大,造成相变驱动力ΔGα→γ很大,从而使奥氏体的形核数目剧增,同时弥散分布的碳化物阻止了奥氏体晶粒的长大,使得奥氏体晶粒超细化。超细化的奥氏体在马氏体相变作用下,必然转变成细小的马氏体组织。另一方面,在快速加热条件下奥氏体区域内出现极大的碳含量分布的不均匀性,使得奥氏体中含碳量相似的微观区域的尺寸减小,各微区域的马氏体开始形成温度,即Ms点的差异明显增大。这就造成了对激光相变硬化马氏体切变量的限制,使马氏体晶体在相当高的约束条件下形成,最终导致马氏体晶体难以生长而细化。图1(c)为过渡区的SEM形貌照片,主要由马氏体、残留奥氏体、铁素体和碳化物组成。这是由于过渡区的温度梯度相对较小,碳原子的扩散和迁移不明显,铁素体向奥氏体转变和碳化物的溶解都不充分,晶粒较相变硬化区粗大,是未达到完全奥氏体化的结果。图1(d)为基体的SEM形貌照片,经球化退火后的GCr15钢,其组织为呈球状小颗粒的碳化物均匀分布在铁素体基体上。2.2显微硬度与激光功率的关系激光淬火试样的显微硬度曲线如图2所示,硬度值由表及里呈阶梯状分布,表层具有最高硬度,而硬化层到基体硬度值则急剧下降。这是因为在高能量密度的激光作用下,马氏体及其亚结构的超细化以及晶体缺陷和点阵畸变的大幅度增加,导致激光淬火层的高硬度380~900HK,同时碳化物的溶解使马氏体具有超高含碳量,且表层组织最细小致密,即使有少量的未溶碳化物,也是超细化的,起到了细晶强化作用,从而使硬度值大大提高。与基体硬度170~260HK相比,表层硬度值提高了2.2~3.5倍。结合显微组织分析,试样被加热时,近表面层不同程度地超过Ac3,淬火时具有足够的冷却速度而转变为马氏体组织,属于完全淬火的硬化层,故显微硬度值最高;其内层加热到Ac1和Ac3之间,淬火后转变为马氏体+铁素体组织,属于不完全淬火的过渡层,故显微硬度值略低;心部基体层的加热温度低于Ac1,故保持原始组织,因此硬度无明显变化,呈水平线分布。图2所示的另一特点是,随着激光功率的增加,试样淬硬层的深度逐渐增大,从0.2mm增大到0.7mm,这是因为光斑直径和扫描速度一定时,试样表面的最大加热时间也是恒定的。当激光功率增大时,光斑的平均功率密度增加,金属表面吸收的能量也增大,使得表面温度进一步提高,经过金属基体的快速热传递,金属表层下处于相变温度Ac1以上的区域增大,从而导致硬化层深度增加。当功率达到1050W时,硬度的提高和淬硬层深度的增大趋于平稳,说明功率对硬化层深度的影响已经达到接近平衡状态。2.3加热后细胞的色度相对耐磨性εw越大,材料的耐磨性越好。不同功率激光淬火试样的相对耐磨性如图3所示,经过激光淬火后,试样的相对耐磨性都比基体有所提高,且功率越大,εw越大。这是因为激光加热时温度很高,使得大量碳化物溶入奥氏体,于是奥氏体中Cr、C含量大幅度提高,高含量的Cr、C会降低Ms点,生成细小马氏体组织;同时快速加热后的瞬间奥氏体化,使奥氏体晶粒来不及长大,造成奥氏体晶粒的明显细化,细化的奥氏体晶粒在发生马氏体转变时,必然转变成细小的马氏体组织,因此耐磨性要比基体高。结合图2可以看出,耐磨性与表面硬度有一定的对应关系,试样的表面硬度越高,耐磨性越好。当功率达到1050W时,试样的表面硬度最高,耐磨性最好,与基体相比,εw提高了3倍多。2.4激光退火试样的腐蚀过程采用ZF-3恒电位仪,在浓度为0.5mol/L的稀H2SO4溶液中测得激光淬火层的阳极极化曲线,如图4所示。可见,经过激光淬火处理后,试样的致钝电流密度ipp和维钝电流密度ip比基体显著降低,致钝电位Epp和初始稳定钝化电位Ep也向负方向移动,稳定钝化区范围也有所增宽,以上特点说明激光淬火试样的活性溶解速度远远小于基体,比基体更容易钝化,且钝化后的稳定性更好。金属处在钝化状态时,其腐蚀率非常低,比活化态时的腐蚀速率减小104~108数量级,因而激光淬火处理后试样的耐蚀性显著提高。这是由于腐蚀体系中的金属表面形成了一层极薄的钝化膜,它是一层具有很高电阻的半导体氧化膜或者是气体等物质的吸附膜。从图4还可以看到,当电位增高到960mV时,试样重新开始阳极溶解,产生了过钝化区。此时铬以六价离子状态进入溶液:从而使钝化膜破坏,使试样发生过钝化溶解。电位继续增高,出现了二次钝化区,即第二次出现随电位增大而电流变化甚微的区域。且激光淬火试样的二次钝化区的耐蚀性仍然比基体好。这是由于随着反应继续进行,H2SO4溶液中H+离子的电迁移作用引起电极表面附近溶液的pH值增大,金属在pH值大的溶液中更容易钝化。普拉扎克认为二次钝化现象和表面上形成尖晶石型的复杂氧化物有关,这种尖晶石的成分可能为FeⅡ(FeⅢ,CrⅢ)2O4。3过渡区的碳化物和铁素体碳化物组织特征1)GCr15钢的激光淬火硬化层由相变