1 引言

316L奥氏体不锈钢具有良好的耐蚀性、可加工性和优异的力学性能,已被广泛应用于航空航天、汽车模具和电子电器等领域^[1-3]。然而,其在工作环境下往往会受到交变、冲击、振动等动载荷的作用,导致其表面受到了较大的疲劳作用和磨损腐蚀^[4-5]。已有研究表明,采用表面机械强化、表面热处理强化、表面化学热处理强化等传统的表面强化工艺对316L奥氏体不锈钢进行强化,会使其表面产生大量的残余拉应力,并使其表面发生高塑性应变,生成脆性马氏体,严重影响了316L奥氏体不锈钢的使用性能^[6-7]。

激光表面重熔(LSR)技术是近年来出现的一种新型的材料表面改性方法。该方法基于激光材料热力学及快速熔凝作用机理,利用一定能量密度和波长的激光束辐照工件表面(工件表面快速熔融后冷却重凝),达到改善表面性能的效果。该技术具有非接触柔性加工、不受材料限制、无工具消耗、可进行复杂曲面/选区或微区加工等特点^[8-10]。

西北工业大学的Lin等^[11]采用100 W光纤激光对Ni-30%Sn合金进行表面重熔,研究了规则共晶和异常共晶在快速凝固过程中的生长行为,结果发现,重熔后的表面组织主要由初生晶和细化的晶间板层共晶组成。Zhang等^[12]采用450 kW半导体激光器对Ti-35Nb-2Ta-3Zr合金进行表面重熔,探究了激光表面重熔工艺对合金微观结构演变和力学性能的影响,结果发现,激光重熔可使合金表面的硬度从165 HV提高到264 HV。Zhou等^[13]采用4.5 kW半导体激光器对激光熔覆铁基非晶复合涂层进行表面重熔,研究后发现,重熔表面的显微硬度和耐蚀性均得到了提高。Li等^[14]采用波长为1060 nm的纳秒脉冲光纤激光器对镁合金表面进行激光重熔,重熔后发现表面硬度提高了约45%以上,同时耐蚀性也得到了提高。Zhang等^[15]对316L正畸支架进行了表面重熔,结果发现其耐蚀性与激光功率有关。Chikarakara等^[16]采用1.5 kW CO₂脉冲激光器对AISI 316L不锈钢表面进行重熔,分析了高速激光重熔表面的微观组织形态。Zbigniew等^[17]研究了激光功率对激光重熔316L奥氏体不锈钢组织和性能的影响,结果表明,随着激光功率从0.7 kW增大到2.1 kW,不锈钢的孔隙率降低,硬度增加。

虽然人们针对激光表面重熔316L奥氏体不锈钢进行了大量研究,但面向小功率纳秒脉冲光纤激光器重熔AISI 316L奥氏体不锈钢组织和力学性能的研究还比较少。为了进一步建立AISI 316L奥氏体不锈钢组织、力学性能与激光表面重熔工艺参数之间的关系,本文采用纳秒脉冲光纤激光器对AISI 316L不锈钢基板进行表面重熔,分析了重熔前后的组织及力学性能。

2 试验材料与方法

2.1 试验材料及参数

试验基板选用经丙酮洗净并烘干的冷轧退火态奥氏体AISI 316L不锈钢,其尺寸为120 mm×50 mm×15 mm,成分如表1所示。试验前先将基板预热,然后采用波长为1064 nm的500 W纳秒脉冲光纤激光,在气体保护箱中(保护箱内氧气的体积分数低于10^-4)对基板进行表面重熔。其中,激光功率为120 W,光斑直径为80 μm,脉宽为100 ns,频率为200 kHz,光斑搭接率为45%,扫描速度为130 mm/s,扫描次数为5次,采用“弓”字形填充方式进行重熔。

2.2 试验方法

采用VK-X100型三维激光扫描共聚焦显微镜观察重熔前后的表面形貌。采用电火花线切割机将成形件切割成所需的标准金相试样,试样经打磨、抛光后用王水腐蚀,然后采用Axiovert 200 MAT金相显微镜观察试样的显微组织。

采用MHV-2000型显微硬度计进行硬度测试,加载载荷为1.96 N,加载时间为15 s;每个位置测量5次,取5次测量的平均值作为该位置处的显微硬度。采用CMT-4303型微机控制电子万能试验机进行单轴拉伸测试,板状拉伸试样(上下表面均进行了激光重熔)的厚度为1 mm,拉伸变形区的表面尺寸为30 mm×8 mm,拉伸速度为1.5 mm/min。采用CETR-UMT-2型摩擦磨损试验机以球盘往复磨损的方式进行耐磨性能测试,法向载荷为20 N,往复滑移距离为15 mm,频率为2 Hz,磨损时间为60 min;然后采用S4800型扫描电子显微镜(SEM)观察磨损表面的形貌。采用D/Max-2500 PC型X射线衍射仪(XRD)对重熔层进行物相分析,扫描速度为0.03 (°)/s,扫描角度为20°~100°。

3 分析与讨论

316L不锈钢重熔前后的共聚焦表面形貌如图1所示。原始表面为自由机械加工表面,高度差约为118.26 μm,如图1(a)所示,平均表面粗糙度R_a约为18.37 μm。经激光重熔后,316L不锈钢表面残留的机械加工条纹被去除,表面留有间距约为15 μm的激光重熔痕迹,表面高度差降至45.58 μm,如图1(b)所示,平均表面粗糙度R_a降至5.29 μm。这是由于表层金属快速熔化后形成微熔池,在重力和表面张力的作用下,微熔池产生了迁移^[14]。原始的粗糙表面凹凸不平,重熔后,熔融的合金从凸起的波峰位置流向凹下的波谷位置,使得表面粗糙度降低。

图 1. 316L不锈钢重熔前后的共聚焦表面形貌。 (a)重熔前;(b)重熔后

Fig. 1. Confocal surface morphologies of 316L stainless steel before and after remelting. (a) Before remelting; (b) after remelting

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激光重熔是一种快熔快冷的加工过程。激光重熔零件的表面性能取决于其凝固组织,而凝固组织又取决于局部凝固条件,即体系的物质和能量传递过程^[12]。因此,本文对重熔后的截面组织进行了分析,分析结果如图2所示。316L不锈钢的原始显微组织呈典型的等轴状奥氏体形貌。在激光重熔过程中,高密度激光使材料表层瞬间形成熔池,熔化层深度一般在毫米级以下^[15]。由图2(b)可以看出:重熔层的厚度约为(350±15) μm;重熔层组织致密,无气孔和裂纹,晶粒明显细化,与基体形成了良好的冶金结合;在重熔层与基体结合区形成了明显的热影响区(HAZ)。与熔池中的形核相比,熔池与基板界面处的形核过冷度最低,导致熔池在随后的冷却凝固过程呈现出典型的外延柱状生长特点。对于面心立方的奥氏体,其枝晶的择优生长方向是<100>^[18]。

图 2. 316L不锈钢重熔前后的显微组织。 (a)重熔前的显微组织;(b)重熔后的截面组织及其局部放大

Fig. 2. Microstructures of 316L stainless steel before and after remelting. (a) Microstructure of 316L stainless steel before remelting; (b) cross-section microstructure of 316L stainless steel after remelting and its partially enlarged images

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此外,从重熔层底部到表层,重熔组织可分为平面晶区(A区)、枝晶生长区(B区)和表面等轴晶区(C区)。重熔层的组织主要取决于温度梯度(G)与凝固速度(R)之比G/R^[19]。在熔池与基板界面处,温度梯度G最大,凝固速度R最小,因此该处具有很大的G/R值,凝固组织是以低速生长的平面晶,在底部外延组织还没有生长到表面时,熔池尾部沿水平方向生长的枝晶就已在该处凝结。随凝固前沿向表面推移,温度梯度G减小,凝固速度增大,导致G/R值减小,大部分平面晶沿着从熔池底部到表层的方向以多层、连续的方式生长,形成枝晶结构。重熔层表面的凝固速度最大,且熔融的合金液可通过表面散热形成细小的等轴晶。由重熔组织的局部放大图可以看出,从重熔层的底部到表层,枝晶间距逐渐变大,平均间距从11.34 μm 增大到15.67 μm。这主要是由于界面与扫描速度方向近似垂直,因此凝固速度在熔化方向(也就是枝晶生长方向)上的分量较小,而该处的温度梯度相对熔池底部明显降低,因而该处外延枝晶的间距相比其他部位有一定的增大^[16]。

对重熔层横截面的显微硬度(图3)进行分析后发现:从基板到热影响区再到重熔层,硬度分布曲线呈逐渐增大的趋势,但在表层有稍许下降;基板的平均显微硬度约为225 HV,重熔层的平均显微硬度约为388 HV。重熔后,在高的冷却速率和温度梯度下,熔融的合金液快速凝固形成了晶粒细小的平面晶区(A区)、枝晶生长区(B区)和表面等轴晶区(C区)。距表层越远,冷却速率越小,组织中的位错密度越低,硬度越低^[12]。然而,当激光照射到316L基板上时,表层聚集着大量的能量,316L基板由表向里迅速熔化,由于最表层温度过高导致钢中的碳、硅等元素被烧损,固溶强化效果减弱,因此表层的硬度略有下降^[16-17]。

图 3. 显微硬度分布曲线

Fig. 3. Microhardness distribution curve

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图4(a)为激光重熔前后316L不锈钢的的应力-应变曲线,可见:激光重熔后,拉伸强度得到了明显提高,抗拉强度从重熔前的580 MPa提高到了重熔后的710 MPa,但延伸率降低了8.5%。这是由于激光重熔导致的晶粒细化可以提高组织中晶界的占比,而晶界是位错运动的有力障碍,拉伸变形时的抗拉强度因为细晶强化作用而得到提高。然而,激光重熔后的快速冷却过程会导致重熔层内部产生高密度位错,并且重熔层与基体界面会产生一定的内应力,因此拉伸变形时的延伸率下降,塑性降低。观察图4(b)、(c)可以发现,重熔后,拉伸断口上的韧窝消失,且出现了典型的解理平面和细小的裂纹。

图 4. 拉伸性能及断口形貌。(a)应力-应变曲线;(b)原始试样的断口形貌;(c)激光重熔试样的断口形貌

Fig. 4. Tensile properties and fracture morphology. (a) Stress-strain curves; (b) fracture morphology of the original specimen; (c) fracture morphology of laser remelting specimen

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为了进一步研究激光重熔试样的表面性能,本文进行了摩擦磨损试验。激光重熔前后316L不锈钢的磨损深度对比如图5(a)所示,可见:在几乎同等宽度的磨损程度下,原始试样的磨损深度最大,达到了16.34 μm;激光重熔后,由于表面硬度增大,磨损深度降低至约7.25 μm。激光重熔前后316L不锈钢磨损后的表面形貌如图5(b)、(c)所示。由图5(b)可见:原始试样的磨损面凹凸不平,出现了大量的梨沟和层状剥离带,并带有少量磨损颗粒,磨痕边缘出现了剪切作用导致的塑性变形;此外,局部区域在磨损过程中产生了黏着,在反复摩擦作用下,黏着部位开裂,导致表面磨损较为严重。重熔后,试样表面硬度提高,试样表面没有立即被破坏。在磨损过程中,前期脱落的微纳米颗粒在摩擦过程中起到了“微纳滚珠”的作用,将“滑动摩擦”部分转变为“滚动摩擦”,避免了金属摩擦表面的直接接触,能够很好地抵抗塑性形变,并起到了支撑作用。因此,激光重熔试样表面的磨损形貌更加平整,如图5(c)所示。

图 5. 摩擦磨损实验结果。(a)磨损深度;(b)原始试样的磨损形貌;(c)激光重熔试样的磨损形貌

Fig. 5. Friction and wear experiment. (a) Wear depth; (b) wear morphology of original specimen; (c) wear morphology of laser remelting specimen

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重熔层的物相分析结果如图6所示,与文献[ 20-21]中原始316L基板的XRD图谱对比后可以看出,重熔层的物相基本没有发生改变,这与文献[ 17]的研究结果一致,但(111)与(200)处的峰值强度增大了,这说明重熔后的晶粒取向发生了较大改变。

图 6. 重熔层的XRD图谱

Fig. 6. XRD pattern of remelting layer

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4 结论

在316L不锈钢表面进行激光重熔,研究了重熔层的组织与力学性能,结果表明:激光重熔可使316L不锈钢的表面粗糙度R_a由18.37 μm降低到5.29 μm;从重熔层底部到表层,组织可分为平面晶区、枝晶生长区和表面等轴晶区,平均枝晶间距从底部的11.34 μm增大到表层的15.67 μm;激光重熔后,抗拉强度从原始基板的580 MPa提高到710 MPa,但延伸率降低了8.5%,平均显微硬度从225 HV增大到388 HV,磨损深度从16.34 μm降低到7.25 μm。