1　引言

55号钢是一种常见的优质碳素结构钢，具有良好的综合性能，已被广泛应用于航空航天、电力、石油化工、船舶、机械和电子等行业^［1-3］。55号钢零件，如电梯轨道、曲轴、齿轮等，在服役过程中经常会承受各种冲击载荷和冲击磨损，尤其是在复杂环境下服役的零件，其表面可能还要承受侵蚀氧化、热软化及脱碳软化等^［4］，加速了工作表面的失效，导致零件的使用寿命缩短。硬度和耐磨性能是影响零件表面性能的关键指标，直接关系到运动系统的运行稳定性、安全性和使用寿命^［5-6］。因此，提高零件的表面硬度和耐磨性能以实现较长的使用寿命，具有重要的工程意义^［7］。热处理是改善零件表面硬度和耐磨性能的最常用方法^［8-9］。Wang等^［10］利用激光表面淬火技术得到了高于铸铁圆盘基体硬度4倍以上的表面，崔宸等^［11］采用传统热处理方式使Stellite-6钴基涂层硬度达到了未处理涂层的1.5倍。

目前，我国很多企业主要采用传统感应淬火技术对55号钢进行表面强化。传统感应淬火技术主要利用电磁感应在零件内部产生趋肤效应，加热零件表层，实现表面淬火的目的。该技术高输入、大范围加热的特点，不仅增大了能耗，还加剧了零件形变和零件表面的氧化程度，严重影响了零件的可靠性。为了获得优质的零件表面，研究人员提出了一种小形变、高效、高质量和节能环保的表面热处理技术——激光重熔与激光淬火技术^［12-14］。该技术通过激光与金属材料交互作用产生的热能改变材料内在的晶体结构和元素分布，从而达到改善零件表面性能的目的。该技术在高激光功率下的快速扫描可以提高加工效率，缩短生产周期。

近几年，国内外研究人员为了获得更加卓越的零件表面性能，对电磁感应复合激光淬火^［15-16］、水下激光淬火^［17］、超声波复合激光淬火^［18］以及激光重熔复合传统热处理^［19］等复合工艺进行了一系列研究，并取得了相应成果。虽然零件在辅助设备及复合工艺下获得了比单一工艺更加优异的表面性能，但却提高了生产成本，尤其是表面强化效率受到了极大限制。所查资料显示，目前对淬硬性较差的55号钢表面进行高功率、高扫描速度激光硬化的报道甚少。目前，大功率激光器已成为发展趋势，采用高功率激光束对55号钢进行表面强化，不仅可以提高工作效率，还有望提高其表面性能。但是，随着激光功率的增大，55号钢的表面状态会从激光淬火转变为激光重熔，而这二者对55号钢硬化效果的影响目前尚无定论。基于此，笔者采用高斯分布的多模激光束作为热源，对55号钢表面进行强化处理，对比研究激光重熔与激光淬火对55号钢的硬化效果。通过控制工艺参数得到了不同硬度和深度的硬化层，对比了激光重熔与激光淬火硬化效果的差异，进而研究了相应的微观组织演变和硬化机理，并分析了硬化层差异的原因，以期为55号钢表面激光重熔与激光淬火技术的应用提供参考。

2　材料和实验方法

2.1　材料

实验所用基材为55号导轨冷拉型钢，主要用于制造电梯轨道，其化学成分列于表1。先用电火花切割机将基材切割成外形轮廓为280 mm×22 mm×20 mm的试样，再用M250磨床对工作表面进行打磨（去除表面氧化层），而后用无水乙醇进行超声波清洗（去除基体表面的油渍和残存的氧化物等杂质），自然干燥后用无尘纸包裹，以备实验使用。

2.2　激光硬化实验

对试样进行激光辐照硬化处理，工作原理如图1所示。采用KUKA机械手搭接的20 kW光纤激光器对55号钢工作表面进行强化处理（选择14 mm×2 mm光斑），探究不同激光功率下，试样由表及里显微组织及硬度的变化规律。具体的激光工艺参数如表2所示。相邻激光辐照区域或激光辐照重叠区域会产生回火软化带，导致硬度下降^［20］，因此，激光加工路径之间要留有一定间隙（约为3~5 mm）。此外，为了减小基体温度的影响，每一道激光扫描完成后，将试样放置一定时间，直至基体温度降至室温后再进行下一道激光扫描。

图 1. 激光硬化实验工作原理图

Fig. 1. Working principle diagram of laser hardening experiments

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表 2. 激光工艺参数

Table 2. Laser technological parameters

Power bracket Serial number Laser power /kW Scanning speed /（mm·s-1） Surface shape Status Low power 1 1.6 5 Not melting 2 1.7 5 Not melting 3 1.75 5 Remelting 4 1.8 5 Remelting Middle power 5 1.9 9 Not melting 6 2.0 9 Remelting 7 2.05 9 Remelting 8 2.1 9 Remelting 9 2.2 9 Remelting 10 2.3 9 Remelting 11 2.2 5 Remelting 12 2.2 7 Remelting 13 2.2 11 Remelting 14 2.2 13 Not melting High power 15 3.5 20 Remelting 16 3.5 18 Remelting 17 3.5 16 Remelting 18 3.5 14 Remelting 19 3.5 12 Remelting 20 3.5 10 Remelting 21 3.5 8 Remelting

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2.3　表面裂纹检测和金相实验

激光相变硬化后进行表面裂纹检测和金相分析。利用液体的渗透现象、毛细作用和吸附原理观察硬化层表面是否产生裂纹。探伤时，先用无水乙醇和丙酮清洗待检测表面，接着将红色渗透剂喷涂在待测表面，着色8~10 min后清洗掉渗透剂，然后在检测区域喷涂显像剂，待显像剂干燥后观察白色区域是否显现红色条纹，以此来判断淬火表面是否有裂纹缺陷。对试样进行线切割、研磨、抛光（单喷射抛光机）后，用3%硝酸酒精溶液腐蚀5~11 s，然后利用光学显微镜观察硬化层次表层的微观形貌和组织致密性。需要说明的是，不同区域需要腐蚀不同时间：基体的腐蚀时间为9~11 s，淬硬层的腐蚀时间为7~8 s，重熔层的腐蚀时间为5~6 s。为了观察板条状马氏体和片状马氏体的组织结构，使用JSM-7001F扫描电镜在50 nm微距下对淬硬层进行电子衍射分析。

2.4　硬度检测及物相分析

采用能量色散X射线能谱仪（EDS）分析硬化层中的元素种类、元素含量及分布情况。由于表层会受到杂质元素的影响，因此采用DB Advace X-射线衍射仪（XRD）对试样的次表层进行物相分析，即：沿激光束扫描方向截取块体试样，然后用240目到1500目砂纸逐级打磨，之后用无水乙醇清洗（自干）、无尘纸轻微擦拭后，利用XRD分析淬火次表层的物相。在XRD分析时，加速电压为35 kV，电流为25 mA，阳极选用铜靶，扫描速度为2（°）/min，扫描角度范围为20°~90°。利用HVS-1000数字显微硬度计对硬化层进行显微硬度测试，选择载荷为1.96 N，保压时间为10 s；硬度测试从距离样品表层0.1 mm处开始，沿硬化层相变方向每隔50 μm获取硬化层横截面同一高度处6个点的硬度值，并将其平均值作为最终的硬度值，以展现硬化层更准确的硬度变化趋势。

3　实验结果与分析

3.1　激光辐照前55号钢的内部组织

图2给出了55号钢基体的微观形貌和XRD图谱。在金相显微镜下观察到基体的微观组织是由连续状分布的粒状碳化物和晶界光滑的白色铁素体混合形成的珠光体组织，如图2（a）所示。基体的物相如图2（b）所示，主要包括体心立方（BCC）结构的铁素体、面心立方（FCC）结构的Fe₃Si和Cr_xFe_y，同时可能还有Fe_0.25Mn_1.4C_0.6和Fe_0.4Mn_3.6C等碳化物，其中铁素体的衍射峰强最高，说明其结晶度最好，含量最高。与标准卡片相比，铁素体的衍射峰整体略微右移且晶面间距偏小。这可能是因为宏观残余压应力导致晶体晶界收缩产生了衍射峰峰位向高角度偏移现象。

图 2. 基体的金相组织和XRD图谱。（a）金相组织；（b）XRD图谱

Fig. 2. Metallurgical structure and XRD profile of the matrix. (a) Metallurgical structure; (b) XRD profile

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3.2　激光辐照对55号钢表面宏观形貌的影响

图3给出了不同功率、不同扫描速度下试样表面的宏观形貌。可看出，当功率为1.6、1.7、1.9 kW时，试样表层未熔，其他功率下试样都发生了不同程度的重熔，特别是在1.8、2.1、2.2、2.3 kW功率下，试样表层都发生了明显的重熔。值得注意的是，高激光功率比低激光功率具有更高的激光功率密度，易形成具有高表面张力的熔池，进而使得熔池内部产生Marangoni强对流，熔融材料从熔池边缘流向熔池中心^［21］，形成具有凸起的表面形貌，如表2所示。低功率熔池具有更小的表面张力和弱对流，因此1.8 kW和2.1 kW试样获得了更为平整的平面状表面形貌，如图3（e）、（h）所示，这为55号钢表面激光重熔硬化提供了实现途径。同时，这也是区分激光重熔与激光淬火的依据之一。

图 3. 不同参数下的表面宏观形貌。（a）基体表面；（b）1.6 kW，5 mm/s；（c）1.7 kW，5 mm/s；（d）1.75 kW，5 mm/s；（e）1.8 kW，5 mm/s；（f）1.9 kW，9 mm/s；（g）2.0 kW，9 mm/s；（h）2.1 kW，9 mm/s；（i）2.2 kW，9 mm/s；（j）2.3 kW，9 mm/s

Fig. 3. Surface macroscopic morphology under different parameters. (a) Matrix surface; (b) 1.6 kW, 5 mm/s; (c) 1.7 kW, 5 mm/s; (d) 1.75 kW, 5 mm/s; (e) 1.8 kW, 5 mm/s; (f) 1.9 kW, 9 mm/s; (g) 2.0 kW, 9 mm/s; (h) 2.1 kW, 9 mm/s; (i) 2.2 kW, 9 mm/s; (j) 2.3 kW, 9 mm/s

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从图4中可以看出，在低功率范围下，较慢的扫描速度增加了基体与激光束的交互时间，因此淬火面宽度随着功率增大而明显增大。这与张群莉^［22］利用COMSOL Multiphysics软件得到的42CrMo钢激光淬火温度场的演化结果一致。在中等功率下，较快的扫描速度减少了基体与激光束的交互时间，因此淬火面宽度无明显变化，但高激光功率下易形成更大的温度梯度和更快的热传导速率（与低激光功率下相比），快冷后获得的硬化层具有更高的硬度和更大的厚度。即，在中等功率范围内，淬火试样与重熔试样的硬化层厚度分别为621~709 μm和709~813 μm，这与截面显微硬度的测量结果一致，同时这也为大厚度硬化层的获得提供了有效途径。

图 4. 不同参数下淬火面宽度的变化以及部分截面的宏观形貌。（a）1.6 kW，5 mm/s；（b）1.7 kW，5 mm/s；（c）1.75 kW，5 mm/s；（d）1.8 kW，5 mm/s；（e）1.9 kW，9 mm/s；（f）2.0 kW，9 mm/s；（g）2.1 kW，9 mm/s；（h）1.9 kW，截面；（i）2.0 kW，截面；（j）2.1 kW，截面

Fig. 4. Change of quenching surface width and macroscopic morphology of partial cross-sections under different parameters. (a) 1.6 kW, 5 mm/s; (b) 1.7 kW, 5 mm/s; (c) 1.75 kW, 5 mm/s; (d) 1.8 kW, 5 mm/s; (e) 1.9 kW, 9 mm/s; (f) 2.0 kW, 9 mm/s; (g) 2.1 kW, 9 mm/s; (h) 1.9 kW, cross-section; (i) 2.0 kW, cross-section; (j) 2.1 kW, cross-section

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3.3　激光辐照对55号钢微观组织的影响

图5给出了2.1 kW重熔试样截面的宏观形貌和EDS线扫描结果。激光重熔通过重新熔化、凝固、再结晶形成重熔层实现了元素间的重新组合和分布，重熔层下方是未熔化但达到相变温度点的材料通过快冷形成的淬火层。综合本文的EDS结果和微观组织可以发现重熔层中的合金含量和微观组织与淬火层存在差异^［23］，从而导致重熔层与其下方的淬火层存在分界线，如图5（b）所示，这也是区分激光重熔与激光淬火的依据之一，具体分析见下文。一些研究人员也发现激光重熔部分与未熔部分存在明显的分界线，且部分合金材料重熔部分与未熔部分的微观组织也可能存在明显差异^［24-25］。基于此，将激光重熔试样的相变硬化层分为重熔区（MZ）、淬硬区（HZ）、过渡区（TZ）和热影响区（AZ），并且热影响区与基体也有明显的分界线，如图5（c）所示。根据EDS线扫描分析结果，重熔区比淬硬区具有更高的碳含量，并且淬硬区中的碳含量要明显低于其他合金元素含量，而其他合金元素在重熔区与淬硬区的含量差异无明显变化。由此可知：碳原子在重熔区的扩散能力强于其在淬硬区的扩散能力，如图5（d）~（g）所示。这可能是由于重熔区的热量主要来自激光束而非热传导，从而促进了更多未熔碳化物的分解和合金元素的扩散。

图 5. 2.1 kW重熔试样截面的宏观形貌和EDS线扫描结果。（a）截面宏观形貌；（b）重熔分界线；（c）热影响区分界线；（d）碳元素分布；（e）锰元素分布；（f）铬元素分布；（e）硅元素分布

Fig. 5. Macroscopic appearance and EDS line scanning analysis of 2.1 kW remelted sample cross-section. (a) Macroscopic appearance of the sample cross-section; (b) remelting boundary; (c) dividing line of thermal impact zone; (d) element C distribution; (e) element Mn distribution; (f) element Cr distribution; (g) element Si distribution

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图6给出了1.9、2.0、2.1 kW试样次表层区域的金相组织。可看出，重熔区与淬硬区的微观组织主要由具有透镜状形态特征并以一定角度（60°或120°）^［26］相交的片状马氏体（PM）、呈条形排列且平行等长具有群体结构^［27］的板条状马氏体（LM）以及被马氏体条片胁迫而无法转变的块状残余奥氏体（RA）组成。值得注意的是，由于激光辐照的快热快冷特性，次表层区域的组织比原基体更精细，组织形态之间具有更为明显的晶界。同时，在次表层也没有观察到裂纹、孔隙等缺陷，表明重熔过程比较稳定。

图 6. 中等功率试样次表层的金相组织。（a）1.9 kW，9 mm/s；（b）2.0 kW，9 mm/s；（c）2.1 kW，9 mm/s

Fig. 6. Metallographic structure of the sample subsurface with medium power. (a) 1.9 kW, 9 mm/s; (b) 2.0 kW, 9 mm/s; (c) 2.1 kW, 9 mm/s

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此外，由于透射入材料的激光束随穿透距离的增加按指数规律递减，表层至下表层的温度梯度逐渐减小，因此试样中沿激光相变硬化方向的板条状马氏体和片状马氏体的致密度逐渐减弱，如图6（a）所示。当功率达到2.0 kW时，板条状马氏体和片状马氏体的致密度明显增大，如图6（b）所示。当功率增加到2.1 kW（超过临界功率^［28］）时，表层温度远高于A_C3（碳钢加热时的相变温度），材料由固态转为液态，固态材料的传热、传质转变成液态材料的传热、传质，形成了具有一定流动速度的熔体；在快冷过程中，形成的过冷奥氏体快速跨过孕育期转变成马氏体，从而获得了比淬硬区更均匀致密的板条状马氏体和片状马氏体，如图6（c）所示。根据XRD和EDS的分析结果，表层吸收的高热量还可以促进未熔碳化物的分解，促进锰等合金元素的扩散，为降低马氏体转变温度、改善材料的淬透性提供了可能。

图7给出了中等功率试样淬硬区中部的微观形貌。可看出，1.9 kW试样的微观组织细小且均匀，板条状马氏体比片状马氏体更加明显，而且组织中还广泛分布着被马氏体分割后形成的块状残余奥氏体，如图7（a）所示。然而，在马氏体边界依然可以观察到许多以灰白色球状颗粒形式存在的未熔碳化物，如图7（b）所示。杨振等^［29］在钢表面激光淬火的研究中也发现了相同的现象。当功率增大至2.0 kW时，微观组织明显粗化，且在马氏体边界依然可以观察到未熔碳化物颗粒，如图7（c）~(d)所示。当功率增大至2.1 kW时，片状马氏体含量明显增多，并且马氏体边界上几乎观察不到未熔碳化物颗粒，如图7（e）~（f）所示。这表明，在高激光功率下，热传导的热量可以促使组织中的碳化物和合金元素充分溶解和扩散，进而在急冷时获得高碳马氏体。

图 7. 中等功率试样淬硬区中部的SEM图。（a）（b）1.9 kW，9 mm/s；（c）（d）2.0 kW，9 mm/s；（e）（f）2.1 kW，9 mm/s

Fig. 7. SEM images of the middle of the intermediate power sample. (a)(b) 1.9 kW, 9 mm/s; (c)(d) 2.0 kW, 9 mm/s; (e)(f) 2.1 kW, 9 mm/s

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3.4　55号钢激光辐照后的XRD分析

图8给出了基体和1.6~2.1 kW试样次表层的XRD图谱。可以看出：激光辐照后，BCC结构的铁素体转变成了马氏体，同时，衍射峰的峰位、半峰全宽及峰强也发生了不同程度的变化，尤其是2.1 kW、9 mm/s试样，30°~40°和70°~80°之间的两个衍射峰消失，并且45.34°处的衍射峰峰强达到了最高。这表明激光功率达到2.1 kW时组织中具有更高的马氏体含量以及可能更少的未熔碳化物颗粒，这将进一步促进碳及合金元素的均匀分布。值得注意的是，在中等功率范围内，马氏体最强峰的峰位发生了明显偏移，即随激光功率增加该峰的峰位呈现出先减小后增大的变化趋势，同时晶格也发生了一定程度的畸变。在低功率范围内，该衍射峰也发生了相似的变化规律。这主要与激光快热快冷的特性有关，即加热扩大了奥氏体的固溶极限，促进了元素扩散，急冷时易固溶一些元素，其中部分元素又随相变固溶于马氏体。

图 8. 不同功率下次表层的XRD图谱。（a）1600~1800 W；（b）1900~2100 W

Fig. 8. XRD profiles of the next surface layer under different laser powers. (a) 1600-1800 W; (b) 1900-2100 W

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3.5　激光辐照对55号钢硬度的影响

利用正三边形拼接的均匀性，获得了不同试样表层的硬度均值，具体测量点如图9（a）所示。硬度测量值如图9（b）所示，可见：激光淬火试样与重熔试样获得的表面硬度范围分别为446~520 HV和480~613 HV，且不同激光功率范围内激光重熔试样比激光淬火试样具有更高的硬度，硬度最高分别可达605 HV（1.75 kW，5 mm/s）、595 HV（2.1 kW，9 mm/s）、613 HV（3.5 kW，10 mm/s），约为基体（210 HV）的3倍。然而，对于高功率、高扫描速度试样，受其热物理特性的影响，被高能激光束辐照的基体表面吸收的热能瞬时超过了其储存极限，尤其是在短的交互时间下，有限的热扩散速率和导热速率极易导致沿激光相变硬化方向的热扩散不足，形成低硬度的重熔表面，但硬度会随着交互时间的增加而增大，形成高硬度表面，从而为55号钢的高功率硬化研究提供了思路。

图 9. 试样表层硬度测量点示意图及硬度均值。（a）硬度测量点示意图；（b）表层硬度均值

Fig. 9. Schematic diagram of hardness measurement points and mean hardness. (a) Schematic diagram of hardness measurement points; (b) average surface hardness

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中等功率下横截面硬化层的硬度值如图10（a）~（b）所示。可见：在100~400 μm区间，硬度趋近于720 HV；在400~850 μm区间，硬度呈梯度分布，并随着深度的增加而逐渐降低，特别是2.1 kW试样，其重熔层比淬硬层的硬度更高，硬度最高可达755 HV。由于没有过度的显微硬度差异，这种不均匀和梯度的显微硬度分布有效阻止了硬化层与基体连接处的开裂^［30］。此外，硬度在不同激光功率下还表现出不同的波动幅度，并且波动幅度随着功率增加呈先减小后增大的变化趋势。这种现象可能是热传递的滞后性导致的，即表层迅速加热后与下表层形成了极高的温度梯度，使介于上下表层之间的次表层迅速升温，该区域先热后冷，组织相变不均匀，造成了硬度波动。

图 10. 中等功率下横截面硬化层的硬度均值。（a）硬度均值；（b）2.1 kW试样截面不同区域的硬度均值

Fig. 10. Mean hardness of the cross-section hardened layer at medium power. (a) Mean hardness; (b) mean hardness of different areas of 2.1 kW sample cross-section

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对比图10和图9可以发现不同试样的截面与表层存在明显的硬度差异，而且硬度差异随着功率增加而减小，尤其是1.9 kW、9 mm/s试样，其硬度差值高达230 HV。这将有利于提高基体表层的轴向承压能力，为改善表面的轴向摩擦损伤提供了可能。

3.6　激光辐照55号钢的硬化机理

激光重熔与激光淬火技术是一个热力学与动力学、传热与传质以及激光与材料交互等综合作用的过程，既与基体的表面粗糙度、热物理特性、组织类型有关，又与激光器类型、激光束模式有关。激光工艺参数决定着激光束与基体的交互时间，控制着温度梯度的形成，进而影响着淬硬层的硬度和深度。具体的硬化机理如图11所示。在保证试样表面具有一定粗糙度和清洁度的条件下，激光束采用与被硬化表面垂直的入射角对试样表面进行辐照（如图1所示），以减小激光束偏振对吸收率的影响。特别地，对于垂直偏振光，随着入射角增大，材料对激光的吸收率持续下降^［31］，大幅降低了基体与激光束的交互效果，从而导致淬硬层厚度减小。米炫霖^［32］在2738模具钢的工业机器人激光淬火工艺研究中发现：当激光束入射角发生变化时，表面硬度出现了以光束中心为界的两边不对称现象，并且淬硬层深度也有减小的趋势；当入射角度偏移超过8°后，淬硬层深度会有25%~49%的减小。激光淬火时，固态交互产生的热量仅使基体发生固态的传热与传质，在不完全破坏金属晶体结构的同时实现原子的重新分布和部分碳化物的分解［如图11（b）所示］，从而在急冷时获得更加细小均匀的组织结构。而激光重熔时，在激光与材料的交互作用下，高功率激光束使原子从低能态转变为高能态，促使晶界上的不稳定原子最先脱离原晶体成为游离态；表层吸收的能量越多，原子的扩散能力越强，当超过比容阈值时，原晶体分解，同时也加速了基体碳化物的溶解，使重熔层富集更多的碳原子和合金原子［如图11（c）所示］，进而在急冷时内部大量直径不一的高能原子瞬时转变成低能原子，固溶于晶体空位或间隙，发生固溶相变，即奥氏体快速转变为马氏体，得到致密的马氏体组织［如图11（d）所示］，从而获得比淬火更高的硬度均值。

图 11. 硬化机理示意图。（a）激光辐照前的组织示意图；（b）激光淬火时的组织变化；（c）激光重熔时的组织变化；（d）冷却后的组织变化

Fig. 11. Schematic diagrams of the hardening mechanism. (a) Schematic diagram of the microstructure before laser irradiation; (b) microstructure changes during the laser quenching; (c) microstructure changes during the laser remelting; (d) microstructure changes after cooling

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4　结论

本文主要研究了55号钢经激光重熔与激光淬火后的组织、表面与截面硬度、硬化层深度及硬化机理，得到的主要结论如下：

1）激光淬火试样的表面硬度范围为446~520 HV，硬化层深度为621~709 μm，横截面最高硬度为720 HV。虽然淬火获得了较好的硬化效果，但硬化层微观组织中依然可见未熔碳化物颗粒，这会限制高硬度硬化层的获得。

2）激光重熔试样的表面硬度范围为480~613 HV，硬化层深度为709~813 μm，横截面最高硬度为755 HV。此外，随着功率增加，重熔试样中的碳化物颗粒得以充分溶解和扩散，形成了更多晶界光滑的组织，尤其是重熔层具有更高的碳原子含量，获得了更高的硬度。

3）淬火试样与重熔试样的微观组织均由片状马氏体、板条状马氏体、残余奥氏体及一些未熔碳化物组成，但重熔试样具有更均匀致密的微观组织、更多的马氏体和更少的未熔碳化物，而且无孔隙、裂纹等缺陷，硬化效果更好。