為了獲得較大的激光硬化表面，通常采用激光淬火帶搭接的方法，后續掃描將在鄰近的已硬化帶造成回火軟化區，致使強化效果減弱，搭接量控制不當會導致淬火裂紋形成。為了實現無軟化區較大面積的激光淬火，需用寬帶束掃描系統，采用快速擺動光束的方法，實現低功率、慢速掃描激光淬火。因此，激光淬火后所獲淬硬區結構和硬度分布將有新的特點。
試驗用材料的40Cr鋼，原始狀態為調質。激光淬火樣品尺寸為45mm×45mm×10mm。選用三組樣品。經表面磷化處理后，采用CGJ-Ⅲ型激光熱處理寬帶掃描轉鏡(轉速為2000r/min)，在CGJ-93型5kW數控CO2激光處理系統上進行寬帶激光淬火。實用功率皆為3kW，掃描速度分別70、90和110mm/min，掃描寬度為20mm，處理后的樣品沿淬硬層方向每隔0.3mm切5個薄片。在MTP-1型電解儀上制成透射電鏡樣品，在日立H-800透射電鏡上進行組織結構觀察，操作電壓為200kV。顯微硬度測試在∏MT-3型顯微硬度計上進行，載荷50g，加載時間15s。
圖1為40Cr鋼在掃描速度為70mm/min時硬化表層的顯微組織。在透射電鏡下大量不同視場的觀察發現，馬氏體的板條界較平直，內部存在大量纏結位錯。在某些板條內還存在平行排列的微細孿晶(圖2)，對孿晶區進行選區電子衍射，經常出現相同的衍射花樣，電子衍射分析表明，孿晶界面為{112}，屬相變孿晶。在板條馬氏體上進行多處選區電子衍射分析，利用某一衍射斑點進行暗場成像，經常能顯示馬氏體板條間存在長條狀組織。這種長條狀組織和報道的薄膜狀殘余奧氏體形態吻合[1]。圖3a)是板條馬氏體明場像。圖3b)是與圖3a)相對應的暗場像(成像斑點是奧氏體的{111}A)，圖3b)中的條狀亮區是殘余奧氏體。這些奧氏體不連續地分布在馬氏體板條之間。
圖1 板條馬氏體和纏結位錯(70mm/min)
圖2 相變孿晶
圖3 殘余奧氏體
隨著距表面距離的增加，出現針狀馬氏體。而且隨著層深的增加，板條馬氏體縮短變粗，板條內部出現亞晶塊，位錯密度明顯減少(圖4)。距表面距離的進一步增加，在局部地區出現回火析出碳化物(圖5)。
圖4 距表面0.3mm (a)和0.6mm (b)處馬氏體TEM顯微組織
圖5 距表面0.9mm處顯微組織
與未硬化區交界的狹小區域內加熱溫度低于Ac1線高溫區，原始組織將發生高溫回火轉變，生成回火索氏體組織。 根據以上分析硬化層可分為三層。第一層為完全淬硬層，由馬氏體加殘余奧氏體所組成。 這一層與激光束作用時間最長，加熱溫度最高，加之原始調質組織成分比較均勻，加熱后形成的成分均一的奧氏體在急速冷卻時形成含碳較低的板條馬氏體組織。較深部位加熱溫度較低，但仍有較大的過熱度，只是由于碳在奧氏體中擴散不充分，致使快速冷卻后形成低碳馬氏體和高碳馬氏體混合組織。第二層為過渡層，該區加熱溫度位于AC1~AC3之間，溫度梯度小，作用時間短，鐵素體向奧氏體轉變和滲碳體溶解均不充分，冷卻后形成馬氏體+鐵素體+滲碳體混合組織;第三層為原始組織高溫回火區。
圖6是顯微硬度沿激光淬火區層深分布曲線。在激光快速加熱和高速冷卻過程中，晶體缺陷密度激增，導致硬化層具有較高的硬度，最大值達780HV0.05。由于激光加熱相變完成時間短，奧氏體成分不均勻，致使在隨后快速冷卻中形成高碳馬氏體和低碳馬氏體，使硬化層的硬度值隨掃描速度而發生不同程度的波動。過渡層由馬氏體和α基體上分布的碳化物組成，硬度陡降，至高溫回火區降到最低值。由圖6可見，隨著掃描速度的增加，硬化層硬度略有提高。這主要是由于晶粒細化和殘余奧氏體減少產生的有利影響超過了因馬氏體含碳量降低而造成的負面影響。
圖6 不同掃描速度下顯微硬度沿硬化層深的分布
實驗所采用的CGJ-Ⅲ型激光熱處理寬帶掃描轉鏡，是利用光學轉鏡反射使光速快速擺動，把點光源拉寬成線熱源。有文獻對線形光源在金屬材料表面產生的溫度場進行的數值模擬顯示，激光光斑前沿材料表面有一預熱區，由于熱傳導激光光斑的后沿溫度分布形成一個“尾巴”。對于功率密度呈高斯分布的熱源，其能量主要集中在光斑中心。能量密度分布的上述差異，決定了在輸出功率相同的條件下線形光源的掃描速度應比圓形光源慢。因而經線形光源處理的樣品內部碳元素擴散比較充分，垂直于掃描方向的淬火層組織分布比較均勻，硬度沿硬化層深分布也比較均勻，波動幅度較少。但線形光源前沿預熱區的存在增加了材料表面對激光的吸收率，使得沿掃描方向溫度變化較大，晶粒易于粗化，這可通過連續改變掃描速度加以修正。此外，由于線形光斑后沿“尾巴”的存在，冷卻速度較慢，增加了淬火層中的殘余奧氏體含量。前期對40Cr鋼進行線形光源和圓形光源激光淬火實驗證明了這一點。值得注意的是，激光淬火層中殘余奧氏體可以在經受塑性變形后轉變成馬氏體，有利于被處理材料耐磨性的提高。
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