明 智 姚芳萍 李金華

（遼寧工業(yè)大學機械工程與自動化學院，遼寧 錦州 121001）

H13 鋼因其良好的紅硬性、韌性以及淬透性，在模具生產(chǎn)中得到了廣泛的應用[1-2]。但由于模具服役環(huán)境惡劣，時常因為表面磨損嚴重或熱疲勞裂紋而引起模具失效，造成大量的資源浪費，提高了企業(yè)的生產(chǎn)成本[3-6]。模具失效通常從表面開始，所以提高模具的表面性能就變得尤為重要。表面改性技術可以顯著提升模具材料的物理性能和使用壽命[7-11]。激光表面改性技術作為目前研究的熱點之一，可分為激光淬火、激光熔凝、激光熔覆、激光合金化等，其中激光淬火工藝通過急熱急冷效應使自身材料組織演變來提升物理性能，在工業(yè)領域中得到了廣泛的應用[12-15]。

近年來，眾多學者和企業(yè)對激光表面淬火改性技術在生產(chǎn)中的應用展開了研究。Chen Z K 等[16]研究了40Cr 鋼激光淬火后的磨損性能，發(fā)現(xiàn)40Cr 鋼經(jīng)過激光淬火后表層相變區(qū)域硬度顯著提升，進而增強了表面抗沖擊磨損性能。王金川等[17]通過對32CrNi3MoVE 鋼表面制備淬火改性層，發(fā)現(xiàn)表層組織轉化為隱晶馬氏體，晶粒細化明顯，表層硬度和耐磨性能顯著提升。潘雪新等[18]對EA4T 車軸鋼進行激光淬火表面改性，發(fā)現(xiàn)隨著激光功率的提升和掃描速度的降低，相變深度均呈現(xiàn)遞增的趨勢，且相變區(qū)域顯微硬度顯著提升，約為基體的2 倍。Liu Y 等[19]通過制備不同激光功率下的Cr12MoV 鋼激光淬火硬化層，發(fā)現(xiàn)硬化層硬度值隨著激光功率的增加呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢。

目前，對于激光淬火的研究大多只考慮激光工藝參數(shù)對淬火改性層的影響，而未明確地界定在激光淬火工藝參數(shù)達到一定界限時將會產(chǎn)生的過燒熔凝現(xiàn)象。因此，本文以H13 模具鋼為研究對象，基于COMSOL 軟件，對H13 模具鋼表面的激光淬火過程進行有限元仿真分析，對表面溫度場的瞬時變化進行了模擬，遴選出合適的激光功率范圍，預測淬硬層深度，并以仿真分析作為指導，進行激光淬火實驗，分析激光淬火淬硬層的組織和性能變化規(guī)律，驗證仿真的準確性，得出H13 鋼激光淬火最優(yōu)工藝參數(shù)。

1 前處理及理論分析

1.1 有限元模型的建立

仿真所用實體模型為30 mm×40 mm×8 mm 的長方體，由于模型較為簡單，因此可以直接采用COMSOL中自帶的建模工具進行建模。有限元網(wǎng)格的劃分如圖1 所示，采用自由四面體分網(wǎng)。為了簡化計算量，只對激光輻射的淬火區(qū)域進行細密的網(wǎng)格劃分，最大單元尺寸為0.4 mm，最小單元尺寸為0.06 mm，對遠離激光輻射的區(qū)域采用較大的網(wǎng)格劃分。

圖1 有限元模型網(wǎng)格劃分

本次仿真模型中選取與實際加工時光斑能量分布特征一致的高斯熱源模型，同時為了有效進行激光淬火掃描過程溫度場的計算，在COMSOL 傳熱模塊下添加固體傳熱物理場接口，用以實現(xiàn)高斯熱源與幾何模型的耦合。高斯熱源模型及掃描路徑示意圖如圖2 所示，熱源起點坐標位置為(15,0,8)，并沿工件表面y軸方向做勻速進給，終點坐標位置為(15,40,8)。高斯熱源表達式為

圖2 高斯熱源模型及掃描路徑示意圖

式中：Flux為激光能量密度；A為吸收率，根據(jù)實際實驗時工件表面情況，設置為固定值0.6；P為激光功率；r為光斑半徑；為激光光斑所在工件表面的位置，其中x0為光斑中心所在工件表面x軸的位置，y0為光斑中心所在工件表面y軸的位置，其表達式為

式中：v0為激光進給速度；t為進給時間。

模型建立后需要設置材料的熱物性參數(shù)。因為基體材料在激光的快速加熱下溫度變化很大，導致不同溫度下的材料屬性不同，所以需要對材料的屬性進行定義。因為H13 鋼密度受溫度的影響不大，故可忽略溫度對密度的影響，取密度為恒值7 850 kg/m3。H13 鋼的熱物性參數(shù)見表1。

表1 H13 鋼的熱物性參數(shù)

1.2 邊界條件的建立

激光淬火掃描過程中溫度變化極大，屬于典型的瞬態(tài)熱分析過程，同時在加熱掃描的過程中決不允許掃描帶表面出現(xiàn)熔化現(xiàn)象，因此整個掃描過程屬于固態(tài)相變過程。為和實際實驗時各環(huán)境條件保持一致，初始溫度設置為20 ℃，并在仿真模型固體傳熱接口下添加熱傳導、熱對流和熱輻射3 種形式的邊界條件[20-21]。

熱傳導是以激光熱源作為邊界內向熱通量施加在工件上表面，主要依靠工件自身熱量由較高溫度區(qū)域向較低溫度區(qū)域傳輸，其規(guī)律可用傅里葉定律描述[22]：

式中：q為作用在H13 表面的熱流密度，W/m2；“-”表示傳熱方向由高溫向低溫傳輸；k為導熱系數(shù)，W/(m2·℃) ；?T為溫度偏導數(shù)。

熱對流的產(chǎn)生是工件受熱后與周圍空氣之間發(fā)生的熱交換，即施加垂直于工件XY平面的4 個側面及水平面上側的外部自然對流熱交換，其規(guī)律可用牛頓冷卻方程描述[23]：

式中：q1為對流熱流密度，W/m2；h為流體換熱系數(shù)，W/(m2·℃)；Text為固體外環(huán)境溫度；T為基材表面瞬時溫度。

熱輻射是通過基體材料向外發(fā)射電磁能的方式傳遞熱能，即在工件水平面上側施加表面對環(huán)境輻射，熱輻射的作用可按斯蒂芬-玻爾茲曼定律來描述：

式中：q2為熱輻射能，W/m2；表面設置為灰體，n=1；σ為斯蒂芬-波爾茲曼常數(shù)；ε為工件表面發(fā)射率，設置為0.7。

激光淬火掃描過程總傳熱微分方程為

式中：q為熱傳導項；u為對流換熱系數(shù)；ρ、Cp為密度、恒壓熱容；?T為溫度偏導數(shù)；T為溫度場分布函數(shù)；t為傳熱時間；Q為內熱源強度。

1.3 相變硬化層的界定

從金屬學的角度出發(fā)，在對H13 鋼進行激光淬火時，要達到馬氏體相變硬化的效果，其加熱溫度必須高于材料奧氏體相變溫度AC1，但不能高于材料自身的熔點。由于基材受激光掃描輻射，瞬間溫升可達104～106℃/s，F(xiàn)arias D 等[24]認為當金屬材料溫升速度達到102℃/s 時，基材組織轉向奧氏體的相變溫度臨界點會相較于平衡狀態(tài)下有升高的趨勢，導致其比傳統(tǒng)淬火條件下的理論值高50～200 ℃。平衡狀態(tài)下H13 鋼的奧氏體相變臨界溫度為860 ℃，熔點為1 350 ℃[25]，因此本文取激光淬火H13 鋼奧氏體相變臨界溫度為950 ℃，熔點為1 500 ℃。

2 仿真結果分析

2.1 激光淬火掃描過程

首先通過觀察不同時刻H13 鋼模型表面的溫度場形貌來判斷激光淬火掃描過程溫度場的狀態(tài)。圖3 所示為以激光功率600 W、掃描速度10 mm/s、光斑直徑4 mm 時的激光淬火掃描過程不同時刻溫度場分布云圖。

圖3 淬火過程不同時刻溫度分布云圖

從圖3 可以看出：激光淬火掃描過程不同時刻的溫度分布呈現(xiàn)出入端低、中間穩(wěn)、出端高的趨勢。t=0.1 s 時，工件表層峰值溫度較低，此時激光束剛開始與工件接觸，光束作用于基體上表面的區(qū)域較小，且基體自身開始加熱前恒處于室溫20 ℃，所以導致峰值溫度較低。t=0.5 s、1 s、2 s、3 s 時，基體表面峰值溫度相差不大，處于較為穩(wěn)定的趨勢，這是因為激光束輻射工件表面做勻速運動，工件通過自身熱傳導使光斑前方區(qū)域已經(jīng)吸收了部分熱能，即提前進行了預熱，從而使工件在后續(xù)加熱的過程中所處的熱環(huán)境相同。t=4 s 時，工件表面的峰值溫度急劇升高，這是出口端端面與空氣接觸，工件與空氣之間的對流傳熱速度較慢，引起熱量在出口端堆積導致的。

圖4 所示為沿激光掃描路徑截面處溫度場分布云圖，圖中黑色弧線為H13 鋼奧氏體相變臨界溫度線950 ℃。由于高斯光斑熱源呈中心高、四周低的特點，因此熱量從基材表面向內部傳遞時，呈向下凹陷的“半月牙狀”，相變溫度線包裹以內的區(qū)域即為淬硬層區(qū)域，從而可以根據(jù)相變溫度線來預測淬硬層深。

圖4 截面處溫度分布云圖

2.2 激光功率的選取

激光功率的不同導致工件表面溫度場產(chǎn)生變化，受熱溫度不同進而改變顯微組織結構，影響基材激光淬火后的力學性能。在光斑直徑為4 mm、激光掃描速度10 mm/s 時，設置激光功率在300～700 W之間依次遞增50 W，觀察不同激光功率對淬火掃描過程溫度的影響，選取最為適合的激光功率范圍。表2 為9 組不同激光功率中間穩(wěn)態(tài)階段2 s 處的表面峰值溫度分布。

表2 各組試樣表面溫度模擬數(shù)據(jù)

由表2 可知：當激光功率小于400 W 時，工件表面處于中間穩(wěn)態(tài)階段的峰值溫度較低，達不到H13 奧氏體化溫度，基材未發(fā)生組織結構轉變，因此起不到相變硬化的效果；當激光功率在400～600 W時，工件表面所處的峰值溫度達到H13 奧氏體相變臨界溫度950 ℃，使得一定層深方向的區(qū)域迅速發(fā)生奧氏體化，隨后急冷轉變?yōu)轳R氏體組織，產(chǎn)生相變硬化效果，改變基材自身力學性能。但激光功率為400 W 時，因其表面峰值溫度僅高于H13 奧氏體化溫度22.8 ℃，導致層深方向上產(chǎn)生組織結構轉變的區(qū)域較小，相變硬化效果不明顯。當激光功率遞增至650 W 以上時，工件穩(wěn)態(tài)階段的峰值溫度已經(jīng)超過了H13 鋼的熔點，此時會造成工件表面發(fā)生過燒熔凝現(xiàn)象，影響工件表面的平整度。因此當激光功率在450～600 W 時較為合理。

2.3 淬硬層深預測

圖5 所示為激光淬火中間穩(wěn)態(tài)階段2 s 時不同深度樣點分布示意圖，自點1 至點10，從表層開始依次向內遞增0.05 mm，根據(jù)樣點深度和950 ℃相變溫度線的位置關系來預測淬硬層深度。

圖5 深度節(jié)點示意圖

樣點1 至樣點10 在不同激光功率時的熱循環(huán)曲線如圖6 所示，其中ΔT表示淬火溫度范圍。由圖可知，不同激光功率時各樣點的峰值溫度均隨深度的增加而不斷遞減，但溫度變化趨勢大致相同，在各樣點周圍均產(chǎn)生了極大的溫度梯度，溫度呈現(xiàn)出驟升后又急速下降的分布趨勢，激光作用效果極快，符合激光淬火急熱急冷的特征。

圖6 不同激光功率時各樣點的溫度曲線圖

淬火溫度范圍ΔT間接表征淬硬層深，在深度上淬火溫度需滿足H13 鋼淬火區(qū)溫度需求，即950～1 500 ℃。從圖6 中可以看出，不同激光功率時，同一深度水平方向上各樣點的峰值溫度不同，導致各樣點間所處的淬火溫度范圍不同，淬硬層深度也不同。當激光功率為最小值450 W 時，淬火溫度范圍ΔT為950～1 089.7 ℃；當激光功率為最大值600 W時，淬火溫度范圍ΔT為950～1 435.6 ℃，因此選取的激光功率均滿足H13 鋼激光淬火溫度需求。根據(jù)各樣點間達到950 ℃的范圍來預測淬硬層深，得出：激光功率為450 W 時，淬硬層深為0.13 mm；激光功率為500 W 時，淬硬層深為0.235 mm；激光功率為550 W 時，淬硬層深為0.35 mm；激光功率為600 W 時，淬硬層深為0.41 mm。可見淬硬層深與激光功率呈正比關系，隨著激光功率的增大，淬硬層深隨之增大。

3 實驗方法和分析

3.1 實驗方法

本次實驗選材為H13 熱作模具鋼，其化學成分見表3。

因H13 鋼表面粗糙有輕微劃痕，為了保證淬火過程的精確性，在實驗前依次使用500、800、1 000的砂紙對其進行打磨，然后使用無水乙醇對表面進行擦拭，去除表面污物。

本次實驗所采用單一變量法，控制激光掃描速度、光斑半徑不變，在不同激光功率下對試件進行淬火處理。實驗采用的激光淬火設備為YLK-3000光纖激光器，淬火參數(shù)與仿真過程一致（表2）。

淬火完成后，采用線切割機將試樣沿著淬火區(qū)中間截面位置切開，鑲嵌后用砂紙打磨，再使用拋光機將試樣截面處打磨光滑，保證無劃痕，最后采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕45 s 后將表面吹干待測。

3.2 激光功率對淬火形貌的影響

激光淬火表面質量也是評估激光淬火效果的指標之一。其中，激光工藝參數(shù)（激光功率、掃描速度、光斑直徑）作為直接影響淬火效果的重要因素，直接決定了激光淬火后的表面質量。圖7 所示為不同激光功率下H13 鋼淬火后的表面形貌。從圖中可以看出，不同功率時所有試樣的淬火掃描帶均呈現(xiàn)出不同程度的藍淬現(xiàn)象，且激光功率越高，淬火掃描帶藍淬現(xiàn)象越明顯。由于圓形光斑能量分布近似于高斯函數(shù)，呈現(xiàn)出中心高、四周低的分布趨勢，因此在激光作用后，掃描帶中間發(fā)生藍淬現(xiàn)象的即為相變硬化區(qū)域，各掃描帶邊緣發(fā)黑的區(qū)域即為熱影響區(qū)域。但當激光功率達到650 W 時，因作用在工件表面的激光能量密度過高，導致H13 鋼淬火掃描帶上出現(xiàn)明顯的融化和凹坑（圖7 中箭頭所指），工件表面平整度受損。

圖7 不同激光功率下H13 鋼激光淬火后的表面形貌

不同激光功率下各試件截面淬火區(qū)微觀形貌如圖8 所示，弧線包裹以內的區(qū)域即為淬火區(qū)。從圖中可以看出，試樣經(jīng)激光淬火后沿截面深度方向上呈現(xiàn)出“半月牙狀”形態(tài)，與仿真結果溫度場截面分布類似。淬火區(qū)面積大小隨著激光功率的升高而增大，但當激光功率大小達到550 W 時，淬火區(qū)最表層產(chǎn)生了一層極薄的光亮層，這是由于作用在H13 鋼表層的能量密度過大而產(chǎn)生的表層過熱區(qū)，并未出現(xiàn)過燒熔凝現(xiàn)象。

圖8 不同激光功率中間截面處淬火區(qū)形貌圖

圖9 所示為激光功率與淬火區(qū)的深度和寬度關系圖。由圖可知，增大激光功率能夠有效地提高淬火區(qū)的深度和寬度，呈現(xiàn)出非線性遞增的關系，其中激光功率為最大值600 W 時，淬火區(qū)深度為531.27 μm，寬度為3 072.25 μm，激光功率為最小值450 W 時，淬火區(qū)深度為162.18 μm，寬度為1 758.85 μm，可見激光功率對淬火區(qū)的寬度影響更大。

圖9 激光功率與淬火區(qū)深度、寬度關系圖

3.3 激光功率對淬火層組織及顯微硬度的影響

圖10 所示為激光功率600 W 淬火后的SEM 組織圖。由于激光功率對淬火區(qū)深度和寬度影響較大，對淬火區(qū)組織影響較小，形成的組織差異不大，故選取600 W 時的SEM 組織圖進行分析。

圖10 激光淬火區(qū)SEM 組織圖

從圖10 中可以看出，H13 鋼在激光淬火后，沿工件內部方向自上而下根據(jù)組織相變程度，可依次分為相變硬化區(qū)、過渡區(qū)和基體。圖10a 所示為相變硬化區(qū)，主要由板條狀馬氏體、針狀馬氏體和大量的碳化物顆粒組成。對比基體組織（圖10d），可以發(fā)現(xiàn)相變硬化區(qū)組織細化程度明顯，這是由于基體表層受到激光熱輻射作用，表層溫度驟升，瞬間達到AC3以上，碳及合金元素固溶到奧氏體中，奧氏體化程度高，隨著激光熱源的移動，表層與處于冷態(tài)的基體產(chǎn)生較大的過冷度，表層溫度驟降，使得奧氏體在馬氏體的相變過程中來不及長大就轉變?yōu)榧毿〉鸟R氏體組織。此外，在奧氏體相轉變?yōu)轳R氏體相的過程中，由于基體自身的極熱極冷效應，馬氏體形成的開始溫度有升高的趨勢，導致馬氏體的滑移臨界分切應力比孿生臨界分切應力低，故在相變過程中易形成高密度位錯結構的馬氏體，位錯強化作用明顯。同時，在相變硬化的過程中會發(fā)生自回火現(xiàn)象，使碳化物析出，大量的顆粒狀碳化物位于馬氏體基體上，造成彌散強化作用[26]。

圖10b 所示為相變硬化區(qū)與過渡區(qū)的混合區(qū)域圖，可以看出兩個區(qū)域間根據(jù)組織晶粒大小存在明顯的分界。由于隨著熱傳遞深度的增加，溫度在過渡區(qū)內擴散方向不穩(wěn)定，相較于相變硬化區(qū)，此區(qū)域溫度下降明顯，受熱溫度一般在AC1～AC3，奧氏體化不充分，形成的組織復雜程度高，主要由板條狀馬氏體、殘余奧氏體、未熔鐵素體和碳化物顆粒組成，如圖10c 所示。圖10d 所示為基體組織，由鐵素體和球狀珠光體組成，符合退火態(tài)H13 鋼的組織特征。

對圖10a 中A點（馬氏體區(qū)域）和B點（碳化物區(qū)域）進行能譜分析，各點元素組成見表4。從表中可以看出，激光淬火后生成的馬氏體組織及碳化物顆粒中C 元素、Cr 元素含量有了顯著提升，說明在激光硬化的過程中，碳原子及合金元素更多的固溶到了奧氏體中，在隨后馬氏體相變作用下，生成了高含碳量及合金元素的馬氏體組織，又因為激光相變硬化自身的回火現(xiàn)象，碳及合金元素沿著晶界方向析出，生成了新的碳化物顆粒。因此，激光淬火固溶強化作用明顯，馬氏體和碳化物是顯著提升H13 鋼物理性能的主要因素。

表4 能譜中A 點和B 點的成分含量（%）

圖11 所示為不同激光功率下H13 鋼沿淬火區(qū)截面上不同深度的硬度分布情況。測量時截面上不同深度同一水平取3 個點進行測量后求平均值作為該水平的顯微硬度值。

圖11 激光功率對H13 鋼截面顯微硬度的分布情況

從圖11 中可以看出，H13 鋼在激光淬火后，淬火區(qū)硬度值相較于基體顯著提升，且隨著激光功率的增加，淬火區(qū)截面硬度也隨之增加。當激光功率為450 W、500 W 時，峰值硬度出現(xiàn)在最表層后，沿著深度方向呈梯度遞減。但當激光功率為550 W、600 W 時，最表層硬度相較于次表層略低，且表層區(qū)域硬度變化趨勢平緩。這是由于隨著激光功率的提升，作用在H13 鋼表面的能量密度升高，隨著熱傳導作用，深度方向上一定區(qū)域內晶粒細化程度及固溶強度增強，且較為均勻，使得表層區(qū)域內硬度變化趨勢平緩；但激光功率的升高直接使最表層區(qū)域受激光熱量的輸入增大，導致溫度梯度減小，在組織相變的過程中晶粒有較長的時間生長，產(chǎn)生的晶粒大小相較于次表層略大，導致硬度偏低。各激光功率下隨著熱傳遞深度的不斷增加，細晶強化、固溶強化作用逐漸減弱，硬度值也隨之下降。不同激光功率時的硬度分布趨勢與圖6 中各節(jié)點的受熱溫度相吻合，同一深度水平方向上，受熱溫度越高，其對應的硬度值越高。且深度方向上隨著受熱溫度的不斷降低，各節(jié)點對應的硬度值也隨之下降?？梢娂す獯慊饻囟葓龇植贾苯佑绊懟拇慊饏^(qū)的力學性能。當激光功率為600 W 時，峰值硬度達到最高為709.6 HV0.3，約為基材硬度240 HV0.3的3 倍。

根據(jù)文獻[27]，通過馬氏體硬度與含碳量的關系式：

計算得出H13 鋼淬硬層與非淬硬層的分界點大約為400 HV0.3，因此450 W、500 W、550 W、600 W時對應的淬硬層深約為0.14 mm、0.25 mm、0.37 mm、0.45 mm。

圖12 所示為仿真和實驗對于淬硬層深度的對比圖。

由圖12 可以看出：H13 鋼激光淬火后淬硬層實際值略微大于仿真值。當激光功率為最小值450 W時，淬硬層實際值與仿真值存在0.01 mm 偏差；當激光功率為最大值600 W 時，淬硬層實際值與仿真值存在0.04 mm 偏差。不同激光功率下淬硬層實際值與仿真值產(chǎn)生的微小誤差均在允許范圍之內，且淬硬層深度均與激光功率大小呈正比關系。通過仿真與實驗的對照，驗證了仿真預測淬硬層深度的準確性，在實際加工生產(chǎn)的過程中，避免了大量的重復實驗。

4 結語

本文通過單一變量法，基于COMSOL 軟件對H13 鋼激光淬火溫度場進行仿真分析，得出較為適合的激光功率范圍，再結合具體實驗研究進行驗證對比，得出以下結論。

（1）仿真結果表明：激光淬火掃描過程呈現(xiàn)入端低、中間穩(wěn)、出端高的分布趨勢。激光功率的不同導致工件表面溫度場產(chǎn)生變化，不同的受熱溫度使層深方向產(chǎn)生顯微組織結構變化的區(qū)域不同，遴選出符合激光淬火的參數(shù)為450～600 W。根據(jù)深度方向上各節(jié)點的熱循環(huán)曲線圖，預測淬硬層深度，淬硬層深度隨著激光功率增大而遞增。

（2）基于仿真分析得到的激光功率值進行實驗驗證，分析發(fā)現(xiàn)：激光淬火后宏觀形貌上呈現(xiàn)出不同程度的藍淬現(xiàn)象，當功率范圍達到臨界點時會產(chǎn)生過燒熔凝，影響工件表面平整度。淬火區(qū)的截面形貌呈現(xiàn)出“半月牙狀”和仿真結果基本一致，且淬火區(qū)深度和寬度與激光功率呈正比。激光淬火強化機理主要有細晶強化、固溶強化和位錯強化，高密度位錯的馬氏體和碳化物是顯著提升H13 鋼物理性能的主要因素。

（3）通過仿真與實驗的結合，驗證了仿真預測淬硬層深度的準確性。得出激光功率600 W 時淬火效果最佳，淬硬層深度可達0.41 mm，最高硬度為709.6 HV0.3，約為基體硬度的3 倍。