38CrMoAl钢表面渗氮与激光淬火复合改性层的组织和性能及厚度预测

王天成; 王祎雪; 李九霄; 张宇航; 王颉闻; 唐丽娜

doi:10.11973/jxgccl210710

38CrMoAl钢表面渗氮与激光淬火复合改性层的组织和性能及厚度预测

1.
上海工程技术大学材料科学与工程学院,上海　201620
2.
上海航天设备制造总厂有限公司,上海　201100

详细信息

作者简介:
王天成（1997—）,男,黑龙江绥化人,硕士研究生

王祎雪: 导师：王雪副教授

中图分类号: TG161
计量
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出版历程
- 收稿日期: 2021-12-13
- 修回日期: 2022-11-09
- 刊出日期: 2024-09-19

Microstructure and Properties of Nitriding and Laser Quenching Composite Modified Layer on 38CrMoAl Steel Surface and Its Thickness Prediction

1.
School of Materials Science and Engineering, Shanghai University of Engineering Science, Shanghai 201620, China
2.
Shanghai Aerospace Equipments Manufacturer Co., Ltd., Shanghai 201100, China

摘要

摘要:
对38CrMoAl钢进行460 ℃渗氮8,16 h与激光淬火处理,研究了复合改性层的组织和性能；利用Matlab软件与Abaqus有限元软件对复合改性层的氮浓度分布场和激光淬火温度场进行数值模拟,预测不同工艺下复合改性层的厚度,并进行试验验证。结果表明：复合改性层表面组织为含过饱和氮的马氏体,次表面为淬火马氏体,同时复合改性层中还存在铁的氧化物(Fe₃O₄,FeO,Fe₂O₃)和铁的氮化物（ε-Fe_2-3N、γ'-Fe₄N）组成,且16 h渗氮+激光淬火得到氮化物的含量更多。不同工艺处理后复合改性层截面硬度分布曲线中存在平台区,16 h渗氮+激光淬火后复合改性层平台区的硬度为720 HV,比8 h渗氮+激光淬火的复合改性层高约100 HV；8,16 h渗氮+激光淬火后复合改性层的厚度分别为530, 590 μm。与8 h渗氮+激光淬火相比,16 h渗氮+激光淬火后复合改性层的稳定摩擦因数和磨损体积均较低,分别为0.293,1.012 mm³,耐磨性能较优。预测得到8,16 h渗氮+激光淬火后复合改性层的厚度分别为531,583 μm,相对误差小于3%,验证了预测方法的有效性。
- 38CrMoAl钢 /
- 离子渗氮 /
- 激光淬火 /
- 硬度 /
- 耐磨性能 /
- 改性层厚度
Abstract:
38CrMoAl steel was nitrided at 460 ℃ for 8 or 16 h and then laser quenched. The microstructure and properties of composite modified layer were studied. The nitrogen concentration distribution field and laser quenching temperature field of the composite modified layer were simulated by Matlab software and Abaqus finite element software, respectively. The thickness of the composite modified layer under different processes was predicted, and was verified by tests. The results show that the surface structure of the composite modified layer was composed of martensite containing susaturated nitrogen, and the subsurface consisted of quenched martensite. At the same time, there were iron oxides (Fe₃O₄, FeO, Fe₂O₃) and iron nitrides (ε-Fe_2-3N, γ´-Fe₄N) in the composite modified layer, and the content of nitrides under 16 h nitriding and laser quenching was more. There were platform zones in the section hardness distribution curves of composite modified layers under different processes. The hardness of the platform zone of the composite modified layer after 16 h nitriding and laser quenching was 720 HV, which was about 100 HV higher than that of the composite modified layer after 8 h nitriding and laser quenching. The thicknesses of the composite modified layer after 8, 16 h nitriding and laser quenching were 530, 590 μm, respectively. Compared with those after 8 h nitriding and laser quenching, the stable friction coefficient and wear volume of the composite modified layer after 16 h nitriding and laser quenching were lower, which were 0.293 and 1.012 mm³, respectively, and the wear resistance was better. The predicted thicknesses of the composite modified layer after 8,16 h nitriding and laser quenching were 531, 583 μm, respectively, and the relative error was less than 3%, which verified the effectiveness of the prediction method.
- 38CrMoAl steel /
- plasma nitriding /
- laser quenching /
- hardness /
- wear resistance /
- modified layer thickness

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0. 引言

航空航天、高速列车、石油化工等领域中高端装备的迅速发展对基础零部件性能和零部件热处理与表面改性方法提出了更高的要求。传统渗氮处理的中碳合金钢很难在高速、重载的服役条件下满足服役寿命的需求,并且在周期性的交变载荷作用下常发生磨损和疲劳失效,疲劳裂纹多萌生于材料次表面渗氮层与基体界面处^[1]。因此,如何实现合金钢的深层强韧化是提高零部件服役寿命的关键。

渗氮与激光淬火复合改性工艺可提高改性层厚度,实现材料的深层强韧化。韩旻等^[2]研究发现,与单一渗氮处理相比,离子渗氮和激光淬火后38CrMoAl钢表面复合改性层的厚度更大,并且在激光淬火后原渗氮层中存在的部分相结构消失。席守谋等^[3-4]研究发现,与单一渗氮处理相比,先激光淬火后渗氮处理所得合金表面复合改性层的厚度和硬度均显著增加,而先渗氮后激光淬火处理的复合改性层厚度显著增加,但是硬度变化不大。赵宪等^[5]对W9Mo3Cr4V钢进行渗氮和激光淬火处理,发现激光淬火可使合金表面改性层的晶粒尺寸减小,并使缺陷和位错增加,氮元素更容易渗入材料内部,从而增大改性层厚度。改性层厚度的预测对于表面改性工艺的制定具有重要参考意义^[6-7],然而,目前有关渗氮与激光淬火复合改性厚度模拟的相关研究甚少。为此,作者对38CrMoAl钢进行不同工艺渗氮和激光淬火处理,研究复合改性层的组织和性能；利用Matlab软件与Abaqus有限元软件分别对渗氮与激光淬火后38CrMoAl钢表面氮浓度分布场和激光淬火温度场进行数值模拟,预测不同工艺下复合改性层的厚度,并进行试验验证,以期为材料表面改性提供技术支持。

1. 试样制备与试验方法

试验材料为38CrMoAl钢,化学成分如表1所示。对试验钢进行调质处理,调质工艺为940 °C×1 h淬火（油冷）+650 °C×30 min回火（油冷）。在调质处理后的试验钢（原始态试验钢）上截取直径为20 mm、厚度为6 mm的圆片试样,依次用240^#,400^#,800^#砂纸去除表面的铁锈。采用功率为50 kW的LDMC-50F型脉冲等离子体多元共渗装置进行离子渗氮处理,渗氮介质采用NH₃和CH₄混合气体,二者的流量分别为1.0 L·min⁻¹和0.1 L·min⁻¹,渗氮温度为460 °C,电压为800 V,炉内气体压力为220 Pa,渗氮时间为8,16 h。采用YLS-5000型激光加热成套设备对调质态试样与渗氮试样进行激光淬火处理,激光功率为1 kW,光斑直径为3 mm；为了获得最好的激光淬火效果且不出现熔融现象,经多次试验最终选取激光扫描速度为15 mm·s⁻¹。

表 1 38CrMoAl钢的化学成分

Table 1. Chemical composition of 38CrMoAl steel

元素	C	Cr	Mo	Al	Mn	Si	P	S	Fe
质量分数/%	0.4	1.52	0.22	1.08	0.81	0.2	≤0.035	≤0.035	余

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利用砂轮片切割机截取金相试样,经镶嵌、打磨、抛光,用体积分数4%的硝酸乙醇溶液腐蚀8 s后,用CMM-33E型光学显微镜观察截面显微组织。采用D/max-r B 型旋转阳极X射线衍射仪（XRD）对复合改性层物相组成进行分析,采用铜靶,K_α射线,工作电压为40 kV,工作电流为40 mA,扫描速率为8 （°）·min⁻¹,扫描范围为20°~90°。采用HV1000型维氏显微硬度计对试样截面硬度进行测试,载荷为0.98 N,保载时间为15 s,测试间距为50 μm,距表面相同距离处测3点取平均值。采用CFT-I型摩擦磨损试验机进行干摩擦磨损试验,试样尺寸为 ϕ20 mm×6 mm,对磨试样为 ϕ6 mm的WC球,硬度为2 700 HV,试验载荷为20 N,时间为1 800 s,转速为336 r·min⁻¹；试验结束后用MT-500型表面轮廓仪垂直于磨损痕迹方向对磨损面进行线性扫描,利用origin软件对试验数据进行非线性拟合,并求解积分面积,乘以磨损环的周长即得到磨损体积。

2. 试验结果与讨论

2.1 显微组织和物相组成

由图1可以看出：38CrMoAl钢经过不同时间渗氮处理后,其表层渗氮层均由化合物层（白亮层）和扩散层组成,渗氮层中有针状氮化物生成,且渗氮16 h后的氮化物比渗氮8 h的氮化物多；经渗氮和激光淬火后的复合改性层呈现月牙形,这是由激光照射能量符合高斯函数分布所致,同时复合改性层表面组织为含过饱和氮的马氏体,次表面为淬火马氏体,原因在于随着层深的增加,复合改性层含氮量越来越低。经16 h渗氮再激光淬火的复合改性层厚度明显比经8 h渗氮再激光淬火的复合改性层大,这是因为16 h渗氮后组织中的氮含量更多,能发生奥氏体转变的相区随之扩大,所以激光淬火后得到的复合改性层厚度更大。

图 1 经不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层的截面显微组织

Figure 1. Microstructures of modified layer section on 38CrMoAl steel surface under different processes：(a) 460 ℃×8 h nitriding; (b) 460 ℃×16 h nitriding; (c) 460 ℃×8 h nitriding + laser quenching and (d) 460 ℃×16 h nitriding + laser quenching

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由图2可以看出,原始态38CrMoAl钢表面为α'-Fe单一相结构,经过8 h和16 h渗氮处理后会形成ε-Fe_2–3N和γ'-Fe₄N氮化物相,且渗氮16 h的氮化物衍射峰比渗氮8 h更强,说明渗氮16 h的表面氮含量更高。激光淬火后表面由α'-Fe相和铁的氧化物（Fe₃O₄、FeO、Fe₂O₃）组成。8 h或16 h渗氮+激光淬火得到的复合改性层中均形成铁的氧化物（Fe₃O₄、FeO、Fe₂O₃）和ε-Fe_2–3N、γ'-Fe₄N氮化物,且16 h渗氮+激光淬火得到的氮化物的衍射峰较强,说明此时复合改性层的氮含量更高。对比发现：激光淬火后ε-Fe_2–3N（111）面的衍射峰发生了偏移和宽化,说明晶粒发生细化；γ'-Fe₄N相的衍射峰强度降低,说明激光淬火导致γ'-Fe₄N氮化物相的分解。

图 2 原始态和经不同工艺处理后38CrMoAl钢表面的XRD谱

Figure 2. XRD patterns of 38CrMoAl steel surface in original state and under different processes: (a) in original state and after nitriding and (b) laser quenching and nitriding + laser quenching

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2.2 硬度和耐磨性能

由图3可知：激光淬火后38CrMoAl钢的表面硬度为600 HV,达到一定层深后硬度分布曲线中出现了平台区,平台区的平均硬度为600 HV左右；改性层硬度的平台分布相比梯度分布可更有效避免蛋壳效应。8 h渗氮+激光淬火后平台区的平均硬度约为620 HV,相比仅激光淬火后的增幅不大,氮固溶强化效果并不明显；16 h渗氮+激光淬火后表面硬度达到876 HV,平台区的平均硬度约为720 HV,说明氮的固溶强化效果显著。16 h渗氮+激光淬火的复合改性层厚度约为590 μm,相比于8 h渗氮+激光淬火的复合改性层（530 μm）增加了11.3%,相比于单一激光淬火的改性层（510 μm）增加了15.7%,相比于单一16 h渗氮层增加了210.5%。

图 3 不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层的截面显微硬度分布曲线

Figure 3. Section microhardness distribution curves of modified layer on 38CrMoAl steel surface under different processes: (a) laser quenching and 8 h nitriding + laser quenching and (b) laser quenching and 16 h nitriding + laser quenching

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由图4可知,经激光淬火的38CrMoAl钢表面改性层的摩擦因数曲线在磨损7 min左右存在一个平台期,这是由于表面存在的铁氧化物在摩擦磨损过程中起到一定的润滑作用,随着磨损时间的延长,铁氧化物含量减少,摩擦因数逐渐趋于稳定。16 h渗氮层的稳定摩擦因数为0.469,明显小于8 h渗氮层（0.674）,这是因为该渗氮层中γ'-Fe₄N耐磨相更多；渗氮+激光淬火的复合改性层的稳定摩擦因数明显小于渗氮层；16 h渗氮+激光淬火的复合改性层的稳定摩擦因数最小,仅为0.293,这是由于该复合改性层中的氮化物含量较多,晶粒尺寸较细小。

图 4 不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层的摩擦因数曲线

Figure 4. Friction coefficient curves of modified layer on 38CrMoAl steel surface under different processes

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由图5可知,不同工艺处理的38CrMoAl钢磨损后的磨痕截面均为凹槽形状,其中纯渗氮层磨痕宽且深,再经激光淬火后,磨痕显著变浅。计算得到,460 °C×8 h渗氮、460 °C×16 h渗氮、460 °C×8 h渗氮+激光淬火、460 °C×16 h渗氮+激光淬火得到改性层的磨损体积分别为7.891,2.064,2.832,1.012 mm³。可见,460 °C×16 h渗氮+激光淬火得到复合改性层的磨损量最小,耐磨性最好。激光淬火可以提高38CrMoAl钢表面渗氮层的硬度,增加改性层的厚度,提高耐磨性能,且460 ℃×16 h渗氮+激光淬火后的硬度更高,厚度更厚,耐磨性更好。少量氮原子的渗入可使表层的共析温度从727 °C降至565 °C^[8],氮元素为奥氏体稳定元素,在相同激光淬火工艺下,渗氮层发生奥氏体转变,且氮元素越多,出现奥氏体转变的区域越大,在随后的冷却过程发生的马氏体相变越多,从而达到深层硬化的效果。

图 5 不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层磨痕轮廓曲线

Figure 5. Contour of wear scar of modified layer on 38CrMoAl steel surface under different processes

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3. 数值模拟

3.1 氮浓度场模拟

3.1.1 数学模型

根据离子体渗氮数学模型,氮在以等离子体的形式传质过程中的浓度计算公式^[9]为

ρ \frac{d C_{s}}{d t} = A - B C_{s}

(1)

式中：C_s为表面氮浓度；ρ为渗氮材料的密度；A为由各种前置反应决定的常数；B为由各种后置反应决定的常数。

由于渗氮过程的前置反应大于后置反应,B一般取0,则式（1）变为

\frac{d C_{s}}{d t} = \frac{A}{ρ}

(2)

氮在钢中的扩散过程满足菲克第二定律,即：

\frac{\partial C (x, t)}{\partial t} = D \frac{\partial^{2} C (x, t)}{\partial x^{2}}

(3)

式中：C(x,t)为t时刻距表面距离x的氮浓度；D为氮在α-Fe相中的扩散系数。

假设式（3）满足第二类边界条件,则

- D \frac{\partial C (x, t)}{\partial x} |_{x = 0} = \frac{\partial C_{s}}{\partial t} = \frac{A}{ρ}

(4)

假设渗氮工件为一个半无限体,总厚度为2h,则工件中间和两侧的渗氮情况一致,即中间位置（x=h）的氮通量为0,相应的表达式为

\frac{\partial C (x, t)}{\partial x} |_{x = h} = 0

(5)

原始工件中氮含量为0,因此初始氮浓度的公式为

C (x, t = 0) = 0

(6)

随着渗氮过程的进行,在t₁时刻材料表面氮达到在α相中的最大固溶度C_α,则

C (x = 0, t = t_{1}) = C_{α}

(7)

此时组织内开始生成γ'-Fe₄N相,边界条件则转变为析出的氮化物层与氮的扩散层之间的边界关系。根据质量守恒原理,γ'-Fe₄N相与界面之间移动条件的控制方程为

D^{*} \frac{\partial C^{*} (x, t > t_{1})}{\partial x} |_{x = 0} ρ^{*} - D \frac{\partial C (x, t > t_{1})}{\partial x} |_{x = 0} ρ =

(C_{γ' / α} ρ^{*} - C_{α / γ'} ρ) (v_{S R} + \frac{\partial ζ}{\partial t})

(8)

式中：D^*,C^*分别为氮在γ'-Fe₄N相中的扩散系数和浓度；ρ^*为γ'-Fe₄N的密度；C_γ'/α为氮在α-Fe和γ'-Fe₄N相交界处γ'-Fe₄N相中的平衡浓度；C_α/γ'为氮在α-Fe相中的最大固溶度；v_SR为表面离子溅射速率；ζ为化合物层的厚度。

在渗氮过程中化合物层较薄,假定氮在化合物层中满足半正态分布,式（8）可变为

D^{*} \frac{C_{γ' / ζ} - C_{γ' / α}}{\partial ζ} |_{x = 0} ρ^{*} - D \frac{\partial C (x, t > t_{1})}{\partial x} |_{x = 0} ρ =

(C_{γ' / α} ρ^{*} - C_{α / γ'} ρ) (v_{S R} + \frac{\partial ζ}{\partial t})

(9)

当化合物层生成过程达到其临界条件时,则：

C (x = 0, t = t_{1}) = N_{α / γ'}

(10)

在渗氮过程中还要考虑氮化物的生成,38CrMoAl钢中的铝元素与氮元素具有强结合作用,与氮元素结合力强的合金元素会先与氮元素发生反应,直到合金元素消耗殆尽^[10]。当渗氮层中有MN型氮化物析出时,氮元素平衡浓度与合金元素浓度乘积一定大于该氮化物的平衡浓度K_MN。当与氮具有强结合力的合金元素的氮化物全部析出后,与氮具有次强结合力的合金元素的氮化物才开始析出。氮化物平衡浓度C_weak表达式为

\begin{array}{l} C_{w e a k} = C_{t o t} - C_{s t r} = C_{t o t} - \\ \frac{C_{tot} + \frac{M_{str}}{β} - \sqrt{{(C_{tot} + M_{str} β)}^{2} -4 \frac{C_{tot} M_{str} - K_{MN}}{β}}}{2} \end{array}

(11)

式中：C_tot为基体中的总氮浓度；M_str为强结合力合金元素浓度；C_str为与强结合力合金元素形成氮化物的总氮浓度；β为合金元素与氮的原子质量比。

参考文献[11],AlN平衡浓度K_AlN的表达式为

(12)

式中：R为气体常数；T为温度。

3.1.2 模拟结果

由Matlab软件计算得到38CrMoAl钢在460 °C下渗氮8 h和16 h后表层的氮质量分数分布如图6所示。由图6可以看出：随着距表面距离的增加,试验钢表层的氮质量分数逐渐降低至0；相比渗氮8 h的试验钢,渗氮16 h的试验钢表层氮质量分数更高,表面氮质量分数达到10.8%,渗氮层厚度也较大,约为290 μm。由于渗氮过程中表层氮质量分数最高,当达到α-Fe相中最大固溶度后,剩余氮原子会与基体中合金元素反应,从而形成化合物区。由于铝元素和氮元素具有强结合作用,表层中铝元素的固溶会导致氮元素的固溶能力加强,从而阻碍氮元素向内扩散。

图 6 模拟得到38CrMoAl钢在460 ℃渗氮不同时间后表层的氮质量分数分布曲线

Figure 6. Nitrogen mass fraction distribution curves of surface layer of 38CrMoAl steel after nitriding at 460 ℃ for different time intervals by simulation

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依据Fe-C-N三元相图^[12],氮元素可降低奥氏体转变温度,因此随着氮元素的渗入,奥氏体转变区域增大,在渗氮处理后的激光淬火过程中,表层发生马氏体相变的区域增大。为预测复合改性层厚度,需求出奥氏体转变温度随层深变化的规律。可通过对氮含量分布进行换算,求出不同渗氮时间下该合金钢表层到心部不同位置上的A_c1（加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度）。假设表层碳质量分数恒定为0.4%,对A_c1进行回归处理^[13],得到当氮的质量分数大于0.094 81时,A_c1为577 ℃,当氮的质量分数小于0.094 81时,A_c1随氮含量变化关系为

(13)

式中：w(N)为氮的质量分数。

根据上述A_c1与氮含量的关系,得到不同工艺处理后38CrMoAl钢的A_c1随距表面距离的变化曲线。由图7可以看出,经过460 °C渗氮8,16 h后,渗氮层的A_c1显著降低,在距表面距离大于600 μm后,由于氮质量分数极低,因此A_c1与未渗氮试样相重合。

图 7 模拟得到不同工艺下38CrMoAl钢的A_c1随距表面距离的变化曲线

Figure 7. Curves of A_c1 vs distance from surface of 38CrMoAl steel under different processes by simulation

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3.2 激光淬火温度场模拟

利用Abaqus有限元软件对38CrMoAl钢激光淬火过程中的温度场进行模拟。移动热源采用高斯面能源分布,采用热-力耦合模型求解瞬态激光淬火温度分布。采用非线性瞬态热传导方程计算激光淬火温度场^[14],其表达式为

\begin{array}{l} ρ c_{p} \frac{\partial T}{\partial t} = \frac{\partial}{\partial x} (λ_{x} \frac{\partial T}{\partial x}) + \frac{\partial}{\partial y} (λ_{y} \frac{\partial T}{\partial y}) + \\ \frac{\partial}{\partial z} (λ_{z} \frac{\partial T}{\partial z}) + q_{r} + q_{L} \end{array}

(14)

式中：c_p为定压比热容；λ_x,λ_y,λ_z分别为材料在x,y,z方向上的导热系数；q_r为激光辐照能量；q_L为相变潜热。

分布在xOy面上高斯面能源功率密度q（r）的表达式为

q (r) = q_{m a x} e x p (- 3 \frac{r^{2}}{R^{2}})

(15)

q_{m a x} = \frac{3 Q}{π R^{2}}

(16)

r^{2} =(x - v t - x_{0})^{2} + (y - y_{0})

(17)

式中：q_max为激光最大功率密度；r为激光束斑径向位置；R为激光束斑半径；Q为激光能量；v为扫描速度；x₀,y₀分别为笛卡尔坐标系下束斑中心位置。

试样所有表面都存在辐射,底面的传热方式为热传导,除底面外的其他5个面均为热对流,热对流过程的热流密度表达式为

q' =- (λ_{x} \frac{\partial T}{\partial x} + λ_{y} \frac{\partial T}{\partial y} + λ_{z} \frac{\partial T}{\partial z}) h (T' - T_{\infty})

(18)

式中：q′为热流密度；h为换热系数；T′为材料表面温度；T_∞为环境温度。

利用Abaqus有限元模拟软件建立三维模型,材料热物性参数^[8]为密度0.007 85 g·mm⁻³,弹性模量213.89 GPa,泊松比0.291,导热系数0.044 W·mm⁻¹·K⁻¹,比热容0.46 J·g⁻¹·K⁻¹。激光淬火参数与试验参数一致,激光面积为9 mm²。设置单元类型为热力耦合C3D8T,划分网格数量为5 000。由图8可以看出,在激光淬火过程中,38CrMoAl钢表面温度高达1 350 °C,随着距表面距离的增加,温度递减。当温度降低至奥氏体开始转变温度时,对应的深度即为改性层厚度。对比图7和图8可知,激光淬火后38CrMoAl钢改性层的厚度为469 μm,而8 h渗氮+激光淬火和16 h渗氮+激光淬火得到复合改性层的厚度分别可达到531,583 μm,预测结果与试验结果基本吻合,相对误差小于3%,验证了预测方法的有效性。

图 8 模拟得到38CrMoAl钢在激光淬火过程中表层温度随距表面距离的变化曲线

Figure 8. Surface layer temperature vs distance from surface curve of 38CrMoAl steel during laser quenching by simulation

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4. 结论

（1）渗氮+激光淬火得到复合改性层呈月牙形,表面组织为含过饱和氮的马氏体,次表面为淬火马氏体,同时复合改性层中还存在铁的氧化物（Fe₃O₄,FeO,Fe₂O₃）和铁的氮化物（ε-Fe_2-3N、γ'-Fe₄N）,且16 h渗氮+激光淬火得到的氮化物含量更多。

（2）不同工艺处理后试样截面硬度分布曲线出现平台区,16 h渗氮+激光淬火后复合改性层平台区的硬度为720 HV,比8 h渗氮+激光淬火的复合改性层高约100 HV,比仅激光淬火的改性层高约120 HV。与8 h渗氮+激光淬火相比,16 h渗氮+激光淬火后复合改性层的稳定摩擦因数和磨损体积均较低,分别为0.293,1.012 mm³,耐磨性能较优。

（3）预测得到激光淬火、8 h渗氮+激光淬火和16 h渗氮+激光淬火后改性层的厚度分别为469,531,583 μm,硬度试验得到改性层的厚度分别为510,530,590 μm,二者的相对误差小于3%,验证了预测方法的有效性；渗氮后进行激光淬火可以提高渗氮层的厚度。

图 1 经不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层的截面显微组织

Figure 1. Microstructures of modified layer section on 38CrMoAl steel surface under different processes：(a) 460 ℃×8 h nitriding; (b) 460 ℃×16 h nitriding; (c) 460 ℃×8 h nitriding + laser quenching and (d) 460 ℃×16 h nitriding + laser quenching

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图 2 原始态和经不同工艺处理后38CrMoAl钢表面的XRD谱

Figure 2. XRD patterns of 38CrMoAl steel surface in original state and under different processes: (a) in original state and after nitriding and (b) laser quenching and nitriding + laser quenching

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图 3 不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层的截面显微硬度分布曲线

Figure 3. Section microhardness distribution curves of modified layer on 38CrMoAl steel surface under different processes: (a) laser quenching and 8 h nitriding + laser quenching and (b) laser quenching and 16 h nitriding + laser quenching

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图 4 不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层的摩擦因数曲线

Figure 4. Friction coefficient curves of modified layer on 38CrMoAl steel surface under different processes

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图 5 不同工艺处理后38CrMoAl钢表面改性层磨痕轮廓曲线

Figure 5. Contour of wear scar of modified layer on 38CrMoAl steel surface under different processes

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图 6 模拟得到38CrMoAl钢在460 ℃渗氮不同时间后表层的氮质量分数分布曲线

Figure 6. Nitrogen mass fraction distribution curves of surface layer of 38CrMoAl steel after nitriding at 460 ℃ for different time intervals by simulation

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图 7 模拟得到不同工艺下38CrMoAl钢的A_c1随距表面距离的变化曲线

Figure 7. Curves of A_c1 vs distance from surface of 38CrMoAl steel under different processes by simulation

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图 8 模拟得到38CrMoAl钢在激光淬火过程中表层温度随距表面距离的变化曲线

Figure 8. Surface layer temperature vs distance from surface curve of 38CrMoAl steel during laser quenching by simulation

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表 1 38CrMoAl钢的化学成分

Table 1 Chemical composition of 38CrMoAl steel

元素 C Cr Mo Al Mn Si P S Fe

质量分数/% 0.4 1.52 0.22 1.08 0.81 0.2 ≤0.035 ≤0.035 余

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图(8) / 表(1)

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0. 引言
1. 试样制备与试验方法
2. 试验结果与讨论
2.1 显微组织和物相组成
2.2 硬度和耐磨性能
3. 数值模拟
3.1 氮浓度场模拟
3.1.1 数学模型
3.1.2 模拟结果
3.2 激光淬火温度场模拟
4. 结论

38CrMoAl钢表面渗氮与激光淬火复合改性层的组织和性能及厚度预测

作者简介: 王天成（1997—）,男,黑龙江绥化人,硕士研究生 王祎雪: 导师：王雪副教授

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