明 智 姚芳萍 李金華

（遼寧工業(yè)大學(xué)機(jī)械工程與自動(dòng)化學(xué)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(yīng)用[1-2]。但由于模具服役環(huán)境惡劣，時(shí)常因?yàn)楸砻婺p嚴(yán)重或熱疲勞裂紋而引起模具失效，造成大量的資源浪費(fèi)，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(shù)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(shù)作為目前研究的熱點(diǎn)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(yīng)使自身材料組織演變來提升物理性能，在工業(yè)領(lǐng)域中得到了廣泛的應(yīng)用[12-15]。

近年來，眾多學(xué)者和企業(yè)對(duì)激光表面淬火改性技術(shù)在生產(chǎn)中的應(yīng)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(jìn)而增強(qiáng)了表面抗沖擊磨損性能。王金川等[17]通過對(duì)32CrNi3MoVE 鋼表面制備淬火改性層，發(fā)現(xiàn)表層組織轉(zhuǎn)化為隱晶馬氏體，晶粒細(xì)化明顯，表層硬度和耐磨性能顯著提升。潘雪新等[18]對(duì)EA4T 車軸鋼進(jìn)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(shì)，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(shì)。

目前，對(duì)于激光淬火的研究大多只考慮激光工藝參數(shù)對(duì)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(dá)到一定界限時(shí)將會(huì)產(chǎn)生的過燒熔凝現(xiàn)象。因此，本文以H13 模具鋼為研究對(duì)象，基于COMSOL 軟件，對(duì)H13 模具鋼表面的激光淬火過程進(jìn)行有限元仿真分析，對(duì)表面溫度場(chǎng)的瞬時(shí)變化進(jìn)行了模擬，遴選出合適的激光功率范圍，預(yù)測(cè)淬硬層深度，并以仿真分析作為指導(dǎo)，進(jìn)行激光淬火實(shí)驗(yàn)，分析激光淬火淬硬層的組織和性能變化規(guī)律，驗(yàn)證仿真的準(zhǔn)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(shí)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(jìn)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(jì)算量，只對(duì)激光輻射的淬火區(qū)域進(jìn)行細(xì)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(duì)遠(yuǎn)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(shí)際加工時(shí)光斑能量分布特征一致的高斯熱源模型，同時(shí)為了有效進(jìn)行激光淬火掃描過程溫度場(chǎng)的計(jì)算，在COMSOL 傳熱模塊下添加固體傳熱物理場(chǎng)接口，用以實(shí)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(diǎn)坐標(biāo)位置為(15,0,8)，并沿工件表面y軸方向做勻速進(jìn)給，終點(diǎn)坐標(biāo)位置為(15,40,8)。高斯熱源表達(dá)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(shí)際實(shí)驗(yàn)時(shí)工件表面情況，設(shè)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(dá)式為

式中：v0為激光進(jìn)給速度；t為進(jìn)給時(shí)間。

模型建立后需要設(shè)置材料的熱物性參數(shù)。因?yàn)榛w材料在激光的快速加熱下溫度變化很大，導(dǎo)致不同溫度下的材料屬性不同，所以需要對(duì)材料的屬性進(jìn)行定義。因?yàn)镠13 鋼密度受溫度的影響不大，故可忽略溫度對(duì)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(shí)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(gè)掃描過程屬于固態(tài)相變過程。為和實(shí)際實(shí)驗(yàn)時(shí)各環(huán)境條件保持一致，初始溫度設(shè)置為20 ℃，并在仿真模型固體傳熱接口下添加熱傳導(dǎo)、熱對(duì)流和熱輻射3 種形式的邊界條件[20-21]。

熱傳導(dǎo)是以激光熱源作為邊界內(nèi)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(dǎo)熱系數(shù)，W/(m2·℃) ；?T為溫度偏導(dǎo)數(shù)。

熱對(duì)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(gè)側(cè)面及水平面上側(cè)的外部自然對(duì)流熱交換，其規(guī)律可用牛頓冷卻方程描述[23]：

式中：q1為對(duì)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(shí)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(cè)施加表面對(duì)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(shè)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(shè)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(dǎo)項(xiàng)；u為對(duì)流換熱系數(shù)；ρ、Cp為密度、恒壓熱容；?T為溫度偏導(dǎo)數(shù)；T為溫度場(chǎng)分布函數(shù)；t為傳熱時(shí)間；Q為內(nèi)熱源強(qiáng)度。

1.3 相變硬化層的界定

從金屬學(xué)的角度出發(fā)，在對(duì)H13 鋼進(jìn)行激光淬火時(shí)，要達(dá)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(diǎn)。由于基材受激光掃描輻射，瞬間溫升可達(dá)104～106℃/s，F(xiàn)arias D 等[24]認(rèn)為當(dāng)金屬材料溫升速度達(dá)到102℃/s 時(shí)，基材組織轉(zhuǎn)向奧氏體的相變溫度臨界點(diǎn)會(huì)相較于平衡狀態(tài)下有升高的趨勢(shì)，導(dǎo)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(diǎn)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(diǎn)為1 500 ℃。

2 仿真結(jié)果分析

2.1 激光淬火掃描過程

首先通過觀察不同時(shí)刻H13 鋼模型表面的溫度場(chǎng)形貌來判斷激光淬火掃描過程溫度場(chǎng)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(shí)的激光淬火掃描過程不同時(shí)刻溫度場(chǎng)分布云圖。

圖3 淬火過程不同時(shí)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(shí)刻的溫度分布呈現(xiàn)出入端低、中間穩(wěn)、出端高的趨勢(shì)。t=0.1 s 時(shí)，工件表層峰值溫度較低，此時(shí)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(dǎo)致峰值溫度較低。t=0.5 s、1 s、2 s、3 s 時(shí)，基體表面峰值溫度相差不大，處于較為穩(wěn)定的趨勢(shì)，這是因?yàn)榧す馐椛涔ぜ砻孀鰟蛩龠\(yùn)動(dòng)，工件通過自身熱傳導(dǎo)使光斑前方區(qū)域已經(jīng)吸收了部分熱能，即提前進(jìn)行了預(yù)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(shí)，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(duì)流傳熱速度較慢，引起熱量在出口端堆積導(dǎo)致的。

圖4 所示為沿激光掃描路徑截面處溫度場(chǎng)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(diǎn)，因此熱量從基材表面向內(nèi)部傳遞時(shí)，呈向下凹陷的“半月牙狀”，相變溫度線包裹以內(nèi)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(yù)測(cè)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(dǎo)致工件表面溫度場(chǎng)產(chǎn)生變化，受熱溫度不同進(jìn)而改變顯微組織結(jié)構(gòu)，影響基材激光淬火后的力學(xué)性能。在光斑直徑為4 mm、激光掃描速度10 mm/s 時(shí)，設(shè)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(duì)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(dāng)激光功率小于400 W 時(shí)，工件表面處于中間穩(wěn)態(tài)階段的峰值溫度較低，達(dá)不到H13 奧氏體化溫度，基材未發(fā)生組織結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，因此起不到相變硬化的效果；當(dāng)激光功率在400～600 W時(shí)，工件表面所處的峰值溫度達(dá)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(zhuǎn)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(xué)性能。但激光功率為400 W 時(shí)，因其表面峰值溫度僅高于H13 奧氏體化溫度22.8 ℃，導(dǎo)致層深方向上產(chǎn)生組織結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的區(qū)域較小，相變硬化效果不明顯。當(dāng)激光功率遞增至650 W 以上時(shí)，工件穩(wěn)態(tài)階段的峰值溫度已經(jīng)超過了H13 鋼的熔點(diǎn)，此時(shí)會(huì)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(dāng)激光功率在450～600 W 時(shí)較為合理。

2.3 淬硬層深預(yù)測(cè)

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

圖5 深度節(jié)點(diǎn)示意圖

樣點(diǎn)1 至樣點(diǎn)10 在不同激光功率時(shí)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(shí)各樣點(diǎn)的峰值溫度均隨深度的增加而不斷遞減，但溫度變化趨勢(shì)大致相同，在各樣點(diǎn)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(shì)，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(shí)各樣點(diǎn)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(shí)，同一深度水平方向上各樣點(diǎn)的峰值溫度不同，導(dǎo)致各樣點(diǎn)間所處的淬火溫度范圍不同，淬硬層深度也不同。當(dāng)激光功率為最小值450 W 時(shí)，淬火溫度范圍ΔT為950～1 089.7 ℃；當(dāng)激光功率為最大值600 W時(shí)，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(diǎn)間達(dá)到950 ℃的范圍來預(yù)測(cè)淬硬層深，得出：激光功率為450 W 時(shí)，淬硬層深為0.13 mm；激光功率為500 W 時(shí)，淬硬層深為0.235 mm；激光功率為550 W 時(shí)，淬硬層深為0.35 mm；激光功率為600 W 時(shí)，淬硬層深為0.41 mm?？梢姶阌矊由钆c激光功率呈正比關(guān)系，隨著激光功率的增大，淬硬層深隨之增大。

3 實(shí)驗(yàn)方法和分析

3.1 實(shí)驗(yàn)方法

本次實(shí)驗(yàn)選材為H13 熱作模具鋼，其化學(xué)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(shí)驗(yàn)前依次使用500、800、1 000的砂紙對(duì)其進(jìn)行打磨，然后使用無水乙醇對(duì)表面進(jìn)行擦拭，去除表面污物。

本次實(shí)驗(yàn)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(duì)試件進(jìn)行淬火處理。實(shí)驗(yàn)采用的激光淬火設(shè)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(jī)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(jī)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(cè)。

3.2 激光功率對(duì)淬火形貌的影響

激光淬火表面質(zhì)量也是評(píng)估激光淬火效果的指標(biāo)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(zhì)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(shí)所有試樣的淬火掃描帶均呈現(xiàn)出不同程度的藍(lán)淬現(xiàn)象，且激光功率越高，淬火掃描帶藍(lán)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(shì)，因此在激光作用后，掃描帶中間發(fā)生藍(lán)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(dāng)激光功率達(dá)到650 W 時(shí)，因作用在工件表面的激光能量密度過高，導(dǎo)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(nèi)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(jié)果溫度場(chǎng)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(dāng)激光功率大小達(dá)到550 W 時(shí)，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(guān)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(guān)系，其中激光功率為最大值600 W 時(shí)，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(shí)，淬火區(qū)深度為162.18 μm，寬度為1 758.85 μm，可見激光功率對(duì)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(guān)系圖

3.3 激光功率對(duì)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(duì)淬火區(qū)深度和寬度影響較大，對(duì)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(shí)的SEM 組織圖進(jìn)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(nèi)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(duì)比基體組織（圖10d），可以發(fā)現(xiàn)相變硬化區(qū)組織細(xì)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(dá)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(dòng)，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(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的馬氏體組織。此外，在奧氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體相的過程中，由于基體自身的極熱極冷效應(yīng)，馬氏體形成的開始溫度有升高的趨勢(shì)，導(dǎo)致馬氏體的滑移臨界分切應(yīng)力比孿生臨界分切應(yīng)力低，故在相變過程中易形成高密度位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的馬氏體，位錯(cuò)強(qiáng)化作用明顯。同時(shí)，在相變硬化的過程中會(huì)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(qiáng)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(gè)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(nèi)擴(kuò)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(fù)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(duì)圖10a 中A點(diǎn)（馬氏體區(qū)域）和B點(diǎn)（碳化物區(qū)域）進(jìn)行能譜分析，各點(diǎn)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?yàn)榧す庀嘧冇不陨淼幕鼗瓞F(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(qiáng)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(diǎn)和B 點(diǎn)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(cè)量時(shí)截面上不同深度同一水平取3 個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)量后求平均值作為該水平的顯微硬度值。

圖11 激光功率對(duì)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(dāng)激光功率為450 W、500 W 時(shí)，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(dāng)激光功率為550 W、600 W 時(shí)，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(shì)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(dǎo)作用，深度方向上一定區(qū)域內(nèi)晶粒細(xì)化程度及固溶強(qiáng)度增強(qiáng)，且較為均勻，使得表層區(qū)域內(nèi)硬度變化趨勢(shì)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(dǎo)致溫度梯度減小，在組織相變的過程中晶粒有較長的時(shí)間生長，產(chǎn)生的晶粒大小相較于次表層略大，導(dǎo)致硬度偏低。各激光功率下隨著熱傳遞深度的不斷增加，細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化作用逐漸減弱，硬度值也隨之下降。不同激光功率時(shí)的硬度分布趨勢(shì)與圖6 中各節(jié)點(diǎn)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(duì)應(yīng)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(diǎn)對(duì)應(yīng)的硬度值也隨之下降?？梢娂す獯慊饻囟葓?chǎng)分布直接影響基材淬火區(qū)的力學(xué)性能。當(dāng)激光功率為600 W 時(shí)，峰值硬度達(dá)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(xiàn)[27]，通過馬氏體硬度與含碳量的關(guān)系式：

計(jì)算得出H13 鋼淬硬層與非淬硬層的分界點(diǎn)大約為400 HV0.3，因此450 W、500 W、550 W、600 W時(shí)對(duì)應(yīng)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(shí)驗(yàn)對(duì)于淬硬層深度的對(duì)比圖。

由圖12 可以看出：H13 鋼激光淬火后淬硬層實(shí)際值略微大于仿真值。當(dāng)激光功率為最小值450 W時(shí)，淬硬層實(shí)際值與仿真值存在0.01 mm 偏差；當(dāng)激光功率為最大值600 W 時(shí)，淬硬層實(shí)際值與仿真值存在0.04 mm 偏差。不同激光功率下淬硬層實(shí)際值與仿真值產(chǎn)生的微小誤差均在允許范圍之內(nèi)，且淬硬層深度均與激光功率大小呈正比關(guān)系。通過仿真與實(shí)驗(yàn)的對(duì)照，驗(yàn)證了仿真預(yù)測(cè)淬硬層深度的準(zhǔn)確性，在實(shí)際加工生產(chǎn)的過程中，避免了大量的重復(fù)實(shí)驗(yàn)。

4 結(jié)語

本文通過單一變量法，基于COMSOL 軟件對(duì)H13 鋼激光淬火溫度場(chǎng)進(jìn)行仿真分析，得出較為適合的激光功率范圍，再結(jié)合具體實(shí)驗(yàn)研究進(jìn)行驗(yàn)證對(duì)比，得出以下結(jié)論。

（1）仿真結(jié)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(shì)。激光功率的不同導(dǎo)致工件表面溫度場(chǎng)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(jié)構(gòu)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(diǎn)的熱循環(huán)曲線圖，預(yù)測(cè)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(jìn)行實(shí)驗(yàn)驗(yàn)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(lán)淬現(xiàn)象，當(dāng)功率范圍達(dá)到臨界點(diǎn)時(shí)會(huì)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(jié)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(qiáng)化機(jī)理主要有細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化，高密度位錯(cuò)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(shí)驗(yàn)的結(jié)合，驗(yàn)證了仿真預(yù)測(cè)淬硬層深度的準(zhǔn)確性。得出激光功率600 W 時(shí)淬火效果最佳，淬硬層深度可達(dá)0.41 mm，最高硬度為709.6 HV0.3，約為基體硬度的3 倍。