摘要

对AISI P20模具和热加工模具钢进行激光表面淬火（LSQ），以改善其表面特性。该钢在三种不同的工艺参数条件下进行了处理。通过SEM、EDS和XRD分析研究了其微观结构、元素分布和残余应力。深入研究了激光能量密度对碳化物溶解/烧蚀和显微组织演变的影响。碳化物的溶解/烧蚀显著影响马氏体和残余奥氏体的形成，以及微观结构中元素和相的分布。对处理表面的研究和分析结果表明，LSQ处理显著改善了微观结构，消除了气孔或其他缺陷。此外，碳化物的溶解/烧蚀程度与激光能量密度密切相关。与Cr₇C₃相比，Cr₃C₂在较低的激光能量密度下更难溶解。因此，未完全溶解的Cr₃C₂会阻碍奥氏体的生长，降低奥氏体中的碳含量，导致低碳马氏体的形成。最高的激光能量密度（150 J/mm²）能够产生更精细的微观结构，并显著降低贫铬区和富铬区之间铬分布的不均匀性。

介绍

激光表面处理原理图。

作为一种典型的模具和热加工模具钢，AISI P20（3Cr2Mo）因其优良的韧性、硬度和综合性,而广泛应用于塑料模具和低熔点金属成型压铸模具中。AISI P20在预硬化条件下商用，硬度为30–36 HRC，可直接用于成型加工。模具使用寿命可达50万次。然而，模具通常会因表面退化而失效。当AISI P20用于塑料模具时，其温度范围为200–250°C。熔融塑料在高压下以高速流入模具型腔，导致型腔表面严重摩擦和磨损。此外，塑料熔化和分解产生的强腐蚀性气体和蒸汽（HCl、HF等）也会腐蚀模具表面。对AISI P20进行表面处理，以加强和硬化高达57–60 HRC的材料，可将使用寿命提高100万倍。在恶劣的使用条件下，需要仔细选择有效的处理工艺，以有效控制厚度、硬度、界面结合和耐环境能力。理想的工艺不仅保留了表面原有的化学成分，节约了后处理的生产成本，而且带来了巨大的经济效益。

激光表面淬火（LSQ）和激光熔化是可用的最佳替代方法之一，可以很好地克服传统表面强化工艺的缺点。与激光熔化相比，LSQ可以显著改善微结构和表面性能，而不会熔化或损坏基板。Telasang等人研究了LSQ和激光熔化对AISI H13微观结构和表面性能的影响，并报告了LSQ具有优异的耐腐蚀性和机械性能，屈服强度提高至1460 MPa。作者将整体改善归因于更好的界面特性和LSQ情况下低碳马氏体的形成。然而，晶界析出的脆性碳化物和激光熔化样品中存在的树枝状结构导致耐腐蚀性差和韧性不足。屈服强度也被发现为1310 MPa。因此，在严格环境下的良好性能引起了LSQ对不同钢的耐磨性和耐腐蚀性研究的极大兴趣，并取得了大量科学研究成果。

上图显示了通过共焦显微镜测量的激光处理后试样的表面形貌。平行表面波纹源于激光扫描整个样品表面。这种波纹是由于受辐照金属的熔化和再固化而形成的，是焊接和激光表面改性工艺的典型特征。(a)激光硬化表面3D形貌;(b)线剖面显示(a)中虚线沿线由于硬化轨道重叠而形成的峰和谷。

表面性能取决于LSQ处理表面淬火区的微观结构，其特征是相组成、初始碳化物的溶解和扩散、元素分布的均匀性和残余应力状态。Maharjan等人对AISI 4150进行了LSQ测试，以提高其耐腐蚀性，并报告称，在淬火表面形成含有Cr的均匀保护氧化层是一个关键因素，这导致处理后样品的耐腐蚀性提高了约3倍。

工作报告了对LSQ工艺改性的AISI P20钢表面微观结构特征的综合分析。对碳化物的相组成、元素分布、残余应力和溶解/烧蚀进行了详细分析。深入研究了碳化物溶解/烧蚀对马氏体、残余奥氏体形成和元素分布的影响。阐明了碳化物溶解/烧蚀、元素分布、显微组织形成和残余应力之间的内在关系。这项工作对于改善LSQ的微观结构，实现组织与性能的合理匹配具有重要意义。

激光处理系统与激光表面淬火

实验中使用的激光治疗系统如图1所示。IPG YLS-4000光纤激光器产生的高斯光束波长为1070 nm，最大功率为4 kW。采用数字控制系统调整加工参数，控制KUKA KR30HA机械臂。将加工表面抛光的工件固定在平台上，通过控制机械臂分别采用不同的激光参数进行加工。

图1 激光处理系统。

结果和讨论

微观结构和相组成

LSQ改性钢表面在淬火层中有三个不同的区域：淬火区、中间区和热影响区。淬火区强化相、元素和相分布的详细分析对于工艺优化和性能改进非常重要。

未处理样品和所有三个LSQ处理样品的微观结构如图2所示。未处理钢的微观结构由回火索氏体组成（图2a）。微观结构还显示，铁素体上存在少量孔隙，这将严重影响AISI P20钢模具的使用寿命。从图2b–d可以清楚地看出，LSQ处理后孔隙被消除，处理后样品的微观结构显著改善。这可能是因为在加热过程中，由于晶格复合和元素扩散，形成了新的奥氏体晶粒。含气孔的铁素体相具有较高的相变能，促进了新奥氏体的形核和长大。这说明LSQ工艺有利于消除毛孔。

图2b，c显示，样品#1中初生奥氏体晶粒中分布的高碳含量PM比样品#2中的多，块状RA消失。试样#1在奥氏体化过程中形成的初生奥氏体晶粒隐约可见，晶粒也较大。冷却过程促进了初生奥氏体中PM的快速形核。在冷却速度和合金元素对Ms线的影响下，初生奥氏体中的PM之间仍存在一些未转化的RA。对于样品#1，激光功率和激光能量密度较高，这导致初生奥氏体晶粒粗化。

图2 未经处理的AISI P20钢和不同LSQ样品的EM显微照片：未经处理的钢、b#1、c#2、d#3。

对样品#1、#2和#3的比较表明，样品#3由粗糙的微观结构组成，均匀性差，含有更多的LM和一些块状RA，以集中和局部的方式分布（如图2d所示）。样品#3的高扫描速度也导致较低的激光加热温度，这导致初生奥氏体中的碳含量较低，并形成更多的LM。样品#3的激光功率和扫描速度较高（与样品#2相比），但激光能量密度相对较低，这减少了激光与基体的相互作用时间，提高了冷却速度。这种情况导致淬火区局部区域的温度分布和元素扩散不均匀。此外，奥氏体中的低碳和高冷却速率有助于在相变期间形成低碳马氏体，这也由XRD分析证实，如图3所示。

图3 未经处理的AISI P20钢和不同LSQ样品的XRD图谱。

除了详细的微观结构研究外，还对淬火区表面进行了XRD分析。通过比较未处理和LSQ样品之间的XRD峰和相关数据，可以明显看出未处理样品的微观结构包含铁素体、富铬碳化物M₇C₃和M₃C₂。LSQ样品的XRD结果与SEM观察到的相组成一致，包括马氏体、残余奥氏体和少量碳化物。然而，在样品#1和样品#3中没有检测到碳化物，这可能是因为几乎所有的碳化物都是在加热过程中由于高激光能量密度而溶解的。与未处理样品相比，LSQ样品的XRD峰显著加宽。

此外，峰的展宽还与加热/冷却过程中固态相变产生的晶格微应变变量有关。常规热处理的峰值展宽与激光热处理的峰值展宽相似。因此，可以得出结论，在相变过程中，马氏体（α-Fe）衍射峰的展宽主要是由显微组织细化引起的。

残余应力

LSQ工艺能够改变内应力状态并强化表面。应力分布也显著影响耐腐蚀性和耐磨性。LSQ处理表面强化层中纵向和横向残余应力的分布如图4所示。未处理表面上的初始应力为压缩应力，测量应力的平均值为 −48.7MPa。在表面加工过程中，接收材料中的压缩应力会产生。在LSQ处理表面的强化层上测量残余应力，发现残余应力本质上是压缩的，并且显著增加（平均值：-225.1 MPa）。值得注意的是，本工作中使用的平顶激光器在光束横截面上具有均匀的能量分布。

图4 AISI P20钢LSQ表面残余应力分布。

在加热过程中，大量碳原子扩散到奥氏体中，导致面心立方（FCC）结构变形；在随后的淬火过程中，马氏体相变将晶格从FCC转变为体心立方（BCC），从而在已经扭曲的晶格中产生高体积应力，并产生显著的压应力。激光能量密度的增加了C原子的扩散（相关晶格畸变也增加），进而增加了压缩残余应力。此外，除了晶格畸变外，激光能量密度的增加也促进了马氏体的形成，这也增加了残余应力。XRD分析也证实了这一点。表面上的压缩残余应力有效地减少了疲劳裂纹，并提高了处理表面的疲劳和耐腐蚀性。

元素分布

LSQ过程通常在很短的时间内完成。因此，合金元素通常没有足够的时间均匀扩散，导致不同区域的浓度波动。这引起了人们对微观结构和表面性能均匀性的关注。图5显示了未经处理和LSQ处理的AISI P20钢在不同激光能量密度下的EDS结果。着重分析了C和Cr的两个关键元素。C的分布表明了微观结构的均匀性，并区分了可见的马氏体类型。同样，铬的分布表明贫铬或富铬的微观结构区域，从而定义了耐腐蚀性能的评估。

图5 未经处理的AISI P20钢和LSQ样品的SEM和EDS图谱扫描数据：a未经处理的钢、b#1、c#2、d#3。

从图5a可以明显看出，未经处理的钢中，Cr和C的浓度变化很大，出现在铁素体边界上。未处理钢的显微组织由回火索氏体组成，C和Cr主要以碳化物形式存在。LSQ过程中的激光加热导致元素（C和Cr）扩散/溶解/重新分布，浓度波动趋于均匀（图5b-d）。样本#2与样本#1的比较表明，样本#1中C的分布更加均匀（图5b）。在较高的激光能量密度、较高的温度和较低的扫描速度的作用下，几乎所有的碳化物都溶解了。这些因素还增加了C的扩散速率，延长了有效扩散时间，并导致C的均匀分布。

结合点分析发现，样品#1中RA的碳含量在所有样品中最高，为1.7%（A点）。这表明，在奥氏体化过程中，更多的C原子扩散到奥氏体中并保留下来。固溶体中的碳原子数量较低，仅为1.1%（B点）。发现样品#3中的碳分布与未经处理的钢相似，碳浓度波动较大，分布较差（见图5d）。大多数C原子位于被LM包围的RA体和边界上。这是因为高扫描速度导致C的扩散不足，并显著影响微观结构的均匀性。LSQ后，发现铬的分布更加均匀，这有助于减少因大量贫铬区域的存在而导致的局部腐蚀。因此，LSQ处理可以显著提高模具钢的耐蚀性。

碳化物烧蚀与组织演变

碳化物烧蚀

碳化物的溶解/烧蚀对C的扩散和分布有显著影响。当激光功率较低时，淬火区可能会残留一些未完全溶解的碳化物。图6显示了试样#2中分布在淬火区的两种不同形状碳化物的高倍SEM显微照片。EDS点分析数据和XRD结果可以确认块状碳化物（如图6a所示）为Cr₇C₃。棒状或椭圆形碳化物被确定为Cr₃C₂（如图6b所示）。很明显，碳化物边界处存在不规则的烧蚀层和因烧蚀而破碎和剥落的颗粒（图6a）。

图6 LSQ层和碳化物的高放大率。

局部区域的高倍SEM可有效用于分析每个样品淬火区的未溶解碳化物（见图7）。对于用较低激光功率处理的样品#2，在淬火区观察到未溶解的碳化物，其中大多数是具有高热稳定性的棒状Cr₃C₂（如图7b所示）。样品#1经过最高激光能量密度处理（如图7a所示），淬火区没有任何未溶解碳化物的痕迹。可以推断，由于高热量输入和长时间的相互作用，几乎所有的Cr₇C₃和Cr₃C₂都完全溶解。对图7c的观察表明，样品#3中存在更多不规则形状的未溶解碳化物，尤其是存在大块形状的Cr₇C₃。

图7不同样品淬火区的高倍SEM：a#1、b#2、c#3。

微观结构演化

图8显示了在不同激光能量密度下处理的淬火区的微观结构演变。在处理过程中，高能激光束的照射使未处理表面迅速升温，当温度超过Ac1时，奥氏体的形核开始于铁素体和碳化物（回火索氏体）的界面。在转变过程中，碳原子通过扩散不断溶解到奥氏体中，促进了奥氏体的生长。扩散和溶解是一个随时间和温度变化的过程，LSQ参数的不同组合会产生不同作用时间和温度的条件。因此，不同的热输入和相互作用时间会导致淬火区的微观结构差异很大。在不同工艺参数下，LSQ处理产生了未溶解碳化物、转化马氏体类型、RA数量和碳含量的变化(如图8所示)。

图8不同LSQ样品淬火区组织演变示意图。

SEM和EDS结果显示，一些未溶解的碳化物的存在限制了奥氏体晶粒的生长，并促进了低碳含量的微细LM的形成。此外，如果淬火过程中的冷却速度低于临界冷却速度，则会保留一些未转变的奥氏体。对于试样#1，激光能量密度最高，碳化物完全溶解，发生完全奥氏体转变。这导致冷却后形成大量高碳PM。然而，样品#3在最低激光能量密度下处理（扫描速度最高）。在此条件下，显微组织中观察到少量未溶解的碳化物。较低的温度和较高的激光扫描速度导致元素扩散不均匀。

激光表面淬火的机理包括马氏体强化、残余奥氏体固溶强化、晶粒细化强化和残余应力强化等。主要机理取决于相组成、相分布和相尺寸。研究结果表明，转变相中未溶解的碳化物有利于提高耐磨性，但多相组织中的相界面增加了腐蚀敏感性，降低了耐蚀性。

结论

1.LSQ能有效消除原AISI P20钢表面的气孔等缺陷。PM、LM、RA和一些未溶解的碳化物是淬火区组织的主要成分。较高的激光能量密度有利于获得均匀致密的显微组织，有利于高碳马氏体的形成和块状RA和碳化物的消除。

2.化合物Cr7C3和Cr3C2是LSQ样品淬火区的主要碳化物。Cr3C2具有较好的热稳定性，在较低的激光能量密度照射下较难溶解和烧蚀，未溶解的Cr3C2会阻碍奥氏体的生长，促进低碳马氏体的形成。当激光能量密度达到150J/mm2时，几乎所有的碳化物都溶解，元素在所有样品中分布最均匀。

3.LSQ能均匀分布残余压应力，细化淬火区组织。当激光能量密度达到150J/mm2时，残余压缩应力最大，平均值约为-280.5MPa。

来源：Effects of laser energy density on carbide dissolution, element distribution and microstructure evolution of AISI P20 steel after laser surface quenching，The International Journal of Advanced Manufacturing Technology，doi.org/10.1007/s00170-021-08378-4

参考文献：Chen J-Y,Conlon K, Xue L, Rogge R (2010) Experimental study of residual stresses in laser clad AISI P20 tool steel on pre-hardened wrought P20 substrate. Mater SciEng, A 527:7265–7273. https://doi.org/10.1016/j.msea.2010.07.098