激光相变硬化的分析与讨论.docx
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激光相变硬化的分析与讨论
激光相变硬化
1激光相变理论
1.1激光相变与常规淬火的区别
根据钢的淬火原理：
将钢在固态下加热到临界温度Ac3或Ac1以上一定温度（50~100℃），并在该温度下保持一段时间以后大于临界速度的速度冷却得到马氏体（或下贝氏体）的热处理工艺叫做淬火，如图1中曲线2所示。
将钢加热到奥氏体转变临界温度（Ac3或Ac1）以上获得奥氏体组织，保温的目的是使组织充分奥氏体化，然后以大于临界淬火速度的冷却速度得到马氏体组织。
与常规淬火相比，激光淬火升温速度快，没有保温过程，达不到平衡时的均匀组织状态。
理想的淬火冷却过程如图2中曲线2所示：
650℃以上应当缓慢冷却，以尽量降低淬火热应力；650~400℃之间应快速冷却，以通过过冷奥氏体最不稳定区域，避免发生珠光体或贝氏体转变。
在400℃以下Ms点附近的温度区域，应当缓慢冷却以尽量减少马氏体转变时产生的组织应力。
这样可保证在获得马氏体组织条件下，减少淬火应力、避免工件产生变形或开裂。
激光淬火冷却的特点是停止加热的瞬间温度达到最高，随即以104~105℃/s冷却速度冷却，远大于淬火介质为盐水或碱水的最大冷却速度（2000℃/s和2830℃/s），根据冷却速度与时间的关系可以推断激光淬火冷却曲线在钢的理想淬火冷却曲线左侧，如图2中曲线1。
图3是铁碳合金相图热力学上近于平衡时的组织状态与温度及合金成分之间的关系。
用缓慢的加热速度升温使钢奥氏体化，可以达到接近平衡的程度。
奥氏体是由生成核和长大而生成的，碳化物的溶解及奥氏体晶粒的长大，均受到扩散过程的支配。
在激光加热过程中，当加热速度足够高时（大于400~500℃/s），钢铁中铁素体相α在某临界温度（约900℃）可发生马氏体型转变的逆转变，以切变方式瞬间生成与其成分相同的奥氏体相γ，即遵循非扩散型转变规律【9】。
由奥氏体形成动力学可知，随着钢中奥氏体温度的增加，奥氏体的形核率和长大速度均随之增加，因而激光快速加热条件下，奥氏体的形核极高。
1.2激光相变硬化的特点
1）激光相变硬化主要应用于表面处理，与其他表面处理方法相比，有以下特点：
（1）激光束能量密度高，对工件表面加热快，冷却快、淬硬层马氏体比较细，硬度比常规淬火高5%-20%。
（2）仅对工件表层少量金属加热，耗能少，几乎不发生热变形，工件变形极小．可以省去矫直及精磨等工序，便于进行精密件局部表面淬火。
（3）能进行内孔或沟槽的侧面及底部的淬火以及复杂工件表面局部淬火，而用其他方法很难解决。
（4）由于聚焦光束焦深相当大，可以容许工件表面有相当大的不平度，便于进行花键袖及齿轮的淬火。
（5）硬化深度和面积可以精密控制。
（6）激光淬火除薄件外一般均可自冷淬硬，不用油、水等淬火剂，无大害。
（7）工艺简单，淬火时间短，可以将淬火工序安排在流水线内。
2）激光淬火的缺点
（1）硬化深度受限制，一般在1mm以下，目前进行的开发研究已在增大深度方面初见成效，有报导可达3mm。
（2）由于金属对波长10.6μm的激光反射率很高，为增大对激光的吸收率，须作表面涂层或其他预处理。
2激光相变硬化温度场理论
利用高能量激光器对金属表面进行处理和应用已经有20多年历史了。
激光表面改性可以提高材料一定的使用寿命。
所有的铸铁、中碳钢和工具钢都可以进行激光硬化，提高它们的耐磨性和耐腐蚀性。
激光扫描工件时，零件表面极薄一层材料吸收辐射能，形成热源。
该热源向零件基体进行热传导，引起内部各点温度发生从低到高再到低的热循环过程。
随着光斑的移动，零件内部垂直于扫描速度方向的各截面依次经历热循环。
应用高斯能量方程【4】：
图3铁碳合金相图
式中T为温度，α为热扩散系数，qr为零件单位时间单位体积内所输入的热能，λ为零件热传导系数，t为时间。
M.F.Ashby，K.E.Easterling1984年对激光加工热影响区的温度进行了研究，提出了激光束中心下部温度变化的数学模型【7】。
应用该模型可以从理论上计算出激光硬化层的深度，为激光相变研究打下理论基础。
T0为零件最初温度，A为零件表面吸收率，P为激光功率，a为扩散系数（a=A/cρ），ρ为材料密度，c为比热，r为激光束半径，t0（t0=r2/4a）为扩散到半个激光带宽所需时间。
激光能量密度为W=（Aq/s）t，这里，s=πd2/4，s为激光区的面积，而t=d/v为激光作用时间，d为激光束直径，v为扫描速度。
其中α一热扩散系数，一般不是固定值，它取决于激光涂覆层、激光扫描速度、激光功率、加工材料化学成分等。
通过该公式可以计算出激光束中心下部不同深度的温度。
对连续加热和冷却速度可以用上式对时间进行求导得到：
上式中括号内的第一项代表加热速度，第二项代表冷却速度。
当材料表面的反射率为R时，表面吸收率A=（1-R）。
A是测量表面涂覆层及传递到材料中激光能量的一个重要参数，并且也是确定在激光硬化过程中产生相变的临界热量。
A一般不是常数，取决于表面涂覆层的类型、激光功率、扫描速度和被硬化材料的化学成分。
如果A值确定以后，就可以确定出激光硬化层深度，同时激光输入的辐射能也可以进行计算【8】：
式中s=πd2/4一激光处理区面积，t=d/v－激光作用材料表面时间，d一激光束直径，v－扫描速度。
而（AP/s）一激光处理表面的能量密度。
如果采用矩形光束，输入的能量密度可以写成:
式中d1和d2分别是激光束的宽度和长度。
对于矩形光斑激光输入的辐射能可按下式进行计算:
式中b一矩形光斑沿扫描速度方向的长度，v一扫描速度。
为了快速计算硬化层的深度，吴刚等人采用非稳态时热源解法，导出了描述激光淬火时内部热循环过程及快速估算硬化层深度xd的近似公式【9】：
式中q一激光功率密度，a－扩散系数，k一导热系数，v一扫描速度，b一扫描长度，θAc1=TAc1-T∞－对应于相变临界温升。
K.-K.Yoon，W.-B.Kim，S.-J.Na，采用有限元法对激光加工表面产生热流动、热应力和热变形进行分析。
对于热传导问题的有限元方程可以按如下方程写出【5】：
式中[C]一热传导矩阵，[K]一刚度矩阵，[F]一热载荷向量，[T]一节点温度向量。
利用有限元模型，可以把在激光束下面的网格划分的细一些，离激光束远的网格划分的较粗一些。
3影响激光硬化效果的因素
一般而言，激光表面相变硬化的指标有：
硬化深度、硬化宽度和硬度。
对具有组织遗传性的钢，硬化指标还有高温下奥氏体的晶粒度与分布。
影响上述硬化指标的参数，主要有:
（1）激光器的输出功率及零件表面的吸收率。
（2）光斑尺寸，它决定了硬化宽度的大小。
在聚焦镜已确定的条件下，光斑尺寸通过调节离焦量（或称散焦量）来改变。
离焦量定了，光斑大小也就确定了。
（3）扫描速度（激光淬火激光束相对于工件的速度）。
（4）金属材料的热物理性能，如热传导率、热扩散率等。
（5）材料的化学成分。
（6）材料的原始热处理状态和组织状态。
工艺参数还可以通过热循环参数显示其影响。
在一定工艺参数的激光热源作用下，移动着的工件上的每一点都经历着一个升温、达到最高温度，然后降温的过程（保温阶段极短，可忽略），这一过程叫做热循环。
相变硬化区各点的热循环参数有:
加热速度、最高加热温度、保温时间、冷却速度。
3.1加热温度
热处理工作者对Fe-Fe3C状态图和常规热处理相变过程的基本原理都是很清楚的。
进行激光淬火时，材料的状态图仍然是重要的理论依据。
因为状态图决定了材料的加热温度范围。
不过，在激光这样快速的加热条件下，A1、A3和ACm线比常规加热的上移幅度要大得多，而且材料在更高的温度下几乎不会出现明显的晶粒长大现象，亦即不会因过热而使随后的淬火组织性能变坏。
因此，激光固态相变的加热温度范围可以宽得多。
在奥氏体区加热温度范围愈宽的钢，其激光表面固态相变硬化处理的温度愈易控制，工艺参数的实施也愈容易，处理的硬化层深度也可以更大些。
文献表明，碳钢的激光固态相变硬化加热温度范围以900℃~1200℃为宜。
这时零件表面的粗糙度不至改变，零件的淬硬层应是从最表面的1200℃至深处的900℃这一深度范围，加热温度虽大大超过常规淬火温度，但因加热时间极短，晶粒完全来不及长大（有组织遗传性现象出现时例外）。
3.2加热速度
激光能在百分之几秒至千分之几秒或更短的时间内，使零件表面附近加热处的温度迅速上升到1000℃以上，在加热到高温后，保温时间又极其短暂，因此加热条件与常规的加热方法有极大的区别。
对于共析钢，在常规加热速度条件下，钢加热至AC1以上时即形成奥氏体。
奥氏体的形成是通过形核及成长过程来实现的，其基本过程包括:
1）奥氏体晶核在铁素体与渗碳体相界面形成；2）奥氏体的长大；3）残余渗碳体的继续溶解；4）奥氏体的均匀化过程。
亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本类似，只不过增加了过剩相的转变和溶解的特点而己。
3.3冷却速度
图2为等温冷却转变C曲线（TTT图）和连续冷却转变C曲线（CCT图）的合并示意图。
其中abc曲线为过冷奥氏体向珠光休和贝氏进行等温转变的开始线，Ms为马氏体转变的开始线，a'b'c'为奥氏体向珠光体积贝氏体等温转变的终了线。
在abc线以左及Ms线以上为过冷奥氏体区（孕育区），若奥氏体从A1温度以上迅速冷却至Ms点以下等温，而不与abc线相遇，则不会转变成珠光体或贝氏体，只能转变成马氏体。
在连续冷却的条件下，由于过冷度较大，这使得过冷奥氏体的孕育期增长，C曲线
右移且形状有所改变，中温转变部分消失，如曲线updw所示（称CCT曲线），因此，实际淬火时，只要冷却速度不与updw曲线相遇，奥氏体即可全部转变成马氏体，若冷却速度曲线刚好与updw线相切，则此冷却速度称为马氏体转变的临界冷却速度。
要想得到全马氏体，冷却速度必须大于马氏体转变的临界速度。
常规淬火时的水淬冷却速度约为600℃/S。
激光加热淬火时，由于功率密度高，加热时间短，根据计算，激光淬火的冷却速度可达每秒数千度以上，比常规热处理的最大冷却速度高一个数量级。
因此，激光加热工件很易实现自淬火。
4激光淬火表面预处理
金属材料表面对激光辐射能量吸收能力主要取决于表面状态。
一般金属材料表面经过机械加工，表面粗糙度很小，其反射率可达80~90%，影响金属材料表面吸收光能的效率。
为了提高金属表面对激光的吸收效率，在激光硬化前要进行表面预处理。
表面预处理方法很多，包括磷化法、提高表面粗糙度、氧化法、喷涂料法、镀膜法等，其中最常用有以下几种：
1）黑色涂料法
用炭素墨汁或石墨－粘结剂混合物涂覆于零件表面，形成吸收膜，吸收率可达90%左右，对材料有一定的增碳作用。
这种方法可用于任何材料，也可进行局部涂覆，但涂层厚度不易控制，激光照射时会产生刺眼的亮光和烟雾，效果也不太稳定。
用黑色油漆涂于零件表面，涂层吸收率与炭素涂料相近，涂层附着力强。
便于涂覆且厚度均匀。
但激光照射时会产生烟雾和气味，不易清楚。
近年来美国多用一种牌号Krylonl602的黑漆，其主要成份为石墨粉和硅酸钠或硅酸钾，采用喷涂法，厚度10~20μm。
国内上海光机所研制了86-l型黑漆，已供应国内市场。
2）磷化法
磷化处理分高温磷化（90~98℃）中温磷化（55~70℃）和室温磷化（约25℃）。
在激光处理过程中，因材料不同，激光处理工艺不同，三种磷化工艺的表面预处理层（磷化膜）对激光的吸收率各不相同，一般认为高中温磷化的效果更好些。
缺点：
工艺复杂，设备投资大，废水处理费用高（污染），激光处理后粗糙度增加大。
通过磷化处理在工件表面形成一层磷酸盐：
磷酸锰、磷酸锌等，其中以磷酸锰最多。
后来发现磷酸盐膜经激光处理后在工件表面晶间出现微型纹，认为磷酸锰膜经激光处理后生成低熔点化合物会沿铁基合金晶界钻入几个晶粒深度，如图5所示，所以近年来磷化预处理已为其他方法所代替。
3）喷（刷）涂料法
涂料多种多样，而且还在不断地开发出新配方和新产品，大部分吸收率可达80%~98%以上，完全满足激光淬火的要求。
使用方法简单，操作方便，除可采用喷涂方法应用较大规模生产外，还可手工刷涂用于零星少量的临时加工与试验，且无需增加成套设备。
5激光相变硬化的发展概况
5.1激光相变硬化光束的优化
目前激光表面强化所用静态光束光斑可分为图5所示的4种典型光斑，其中A型光斑为线光斑，B型代表组合积分镜产生的大方光斑，C型光斑代表积分镜产生的小矩形光斑，D型光斑近似表示聚焦法产生的离焦光斑。
上述光斑尺寸与实际略有不同，除D型光板外，一般尺寸固定，不易调整。
目前我国生产的激光器功率均在万瓦以下，用于激光表面强化的CO2激光器多为2-5KW，适合使用产生线状光斑A，小矩形光斑C或聚焦光斑D的光束成型装置，其中聚焦透镜和反射聚焦镜是产生聚焦光斑的装置，其特点是容易调节、使用方便灵活，缺点是光斑内光强不均匀，离焦量越大光强不均匀越严重，并且单道处理加工效率低，也不能满足某些工件宽带处理的需要。
国产小矩形组合积分镜以用于生产，与聚焦光斑相比，光强均匀性、加工效率均有较大的提高，能实现10mm左右的宽带处理，但也存在不足，如光斑内光强不够均匀，抗较高功率（3KW以上）激光破坏能力较低。
通常在激光热处理时作用光束在材料表面形成截面为方形或矩形的均匀光斑是理想的，其淬火带截面形状如图6所示。
从准确控制激光作用区域的观点而言，具有整齐边界的光束无疑是一种较好的光束，但是实际应用中，如期望获得一个均匀的淬火带，事实上需要的是在作用光斑边沿有能量突起的光束。
1）激光宽带扫描转镜
目前适用于高功率激光和金属材料大面积表面强化的激光宽带扫描转镜已在许多工厂、学校和科研单位得到应用，是主要的实现激光光斑的光束优化装置，其工作原理如图7所示。
激光光束1入射到抛物聚焦镜组2，聚焦反射到反射镜3，经转镜4反射到工件的所在的x’o’y’坐标平面上形成聚焦点光斑，转镜为多面正棱台镜，聚焦点光斑在x’o’y’坐标平面上完成一次扫描。
工件与扫描线光斑在y’轴方向按工艺要求的速度作相对运动，配合相应工艺措施，实现激光宽度表面强化处理（激
光淬火、熔凝、熔覆、合金化等）。
因线光斑有一定宽度（1mm左右），工作中扫描线光斑扫过工件表面任一位置需要一定时间，相当于在同一位置重复若干次扫描（50-500次，对应工件运动速度20mm/s与2mm/s之间）。
激光转镜扫描光斑形状（图8）与图3中A型光斑相近，激光转镜扫描光斑在扫描方向的能量密度是均匀的。
但转镜宽带激光加热过程是不连续的，在预覆合金粉末激光熔覆时由于热惯性作用可以获得近似连续的熔覆过程，但是当采用同步送粉方式进行熔覆时，由于激光斑点与运动的粉末作用的不连续性，粉末的利用率低，且振镜和转镜结构复杂，使用不方便。
另外，依靠合金粉末自重落点可控性差．难以获得高质量的熔覆层。
2）积分镜
美国、德国等工业化国家已有10~30kW高功率激光器，多半采用20mm×20mm方形光斑方案，光束变换器件为组合镜、积分镜或机械电磁振镜。
组合镜又称积分镜，是用小的方形或矩形钼镜片，镶嵌在凹球面镜上。
在平行光的作用下，每块小镜片都向焦点处反射一束矩形光束，互相叠加而成近似均匀的矩形光斑。
美国Spawr光学研究公司生产的组合镜如图9，由32片组成，每片12.7×12.7mm，装在一个直径为101.6mm的球面镜上，球面镜焦距为635mm。
光斑只能在一个平面上相重叠。
如果照射到的小镜片数为N，则均匀度取决于1/N。
典型使用情况为照射25块，均匀度约为土4%，实际上约为土10%。
在特殊情况下也可达土1%。
但小镜片的边缘要产生衍射和干涉，会影响到光斑的均匀度。
用组合镜可以调节光斑尺寸，在入射光略为收敛时，可以得到较小的光斑。
在入射光呈发散时则可在更远处得到较大的光斑。
国内上海光机所也研制了组合镜，已在国内得到应用。
3）带式积分镜
带式积分镜的设计原理是在与球面或非球面（如抛物面、椭圆面、双曲面等）反射聚焦镜的回转方向相垂直的方向上采用多带反射斜面代替曲面。
这样，经反射后，矩形焦斑的一个边的长度由反射斜面的长度决定，另一个边的长度由离焦得到。
图10带式积分镜（聚焦反射）设计原理图
图10为抛物面形带式积分镜光路设计原理图【40】。
抛物面与入射激光束呈45°夹角，在抛物面中心点O，入射激光束与出射激光束的夹角为90°，而抛物面的焦点在F处，焦距为f，则F点的坐标为F（F/2，0）。
采用直线段替代抛物面弧线后，各直线段分别将激光束反射到抛物面聚焦焦点处形成长度为a的线段CD，也就是所设计的矩形焦斑的长边。
直线段AB与抛物线相外切，由于切点O’在抛物线上，经该点的光线将被反射到焦点上，而焦点在线段CD的中心，根据反射原理，切点O’又是直线段AB的中心。
根据以上原理所设计的带式积分镜及其变换效果如图11所示。
可以看出，在焦点附近，经带式积分镜变换后，可以将圆形光束变换为矩形分布，矩形内光束强度分布较均匀。
这将促进激光热处理、淬火处理时厚度的均匀性，处理后的边界清晰，可以避免被处理表面存在显著的过渡区，减小重叠部分的回火区。
对激光熔敷可提高熔敷层的均匀性，提高粉末的利用率；对激光喷涂和喷粉焊接，也可提高粉末的利用率，提高喷涂和焊接的质量。
5.2激光淬火快速摆动法
快速摆动光束是用快速摆动的方法，将点热源拉宽成为线热源，并配合工件在与摆动方向相垂直的
图11带式积分镜（聚焦反射）设计原理图
方向内的移动，而得到一个宽的均匀的硬化带，如图12所示。
摆动频率不能太低，否则一个点上的温度波动太大，甚至会达到熔化而使表面受到破坏。
快速摆动有以下三种方法：
1）机械振镜
用机械方法使反射镜振动。
受惯性影响，振动频率不可能很高。
在光束摆到尽头折返时有速度为零的一瞬，因而宽带两侧受热较多。
2）电磁振镜
用电磁方法使反射镜摆动，在美国使用较多，常用两个振镜分别在x，y方向摆动，而得到矩形光斑。
频率690Hz。
3）光学转镜
宽带激光淬火或熔覆的光学转镜，用聚焦的收敛光束经转轴倾斜45°的多面反射镜反射后形成扇形光束，调节与工件的距离便可调节淬火的宽度。
由于光学转镜是靠反射而得到光束的摆动，光束没有惯性，可以达到很高的摆动频率。
5.3激光相变硬化的强化机理和组织
激光快凝具有高温度梯度、高凝固速度、高冷却速度等独特加工条件。
微结构形成过程不同与常规。
例如，高凝固速度会造成液固转变时原子迁移的显著动力学效应，直接结果是凝固相不确定即存在相选择问题。
另一重要问题则涉及到晶粒形成过程。
在常规凝固加工时，不存在熔池壁，优先晶粒形态为等轴晶。
此时，单位体积的晶粒数N与形核率I,长大速度V之间关系为:
N=0.9（I/V）3/4。
一般来说，提高冷速可同时增加I和V，但I的增加幅度更大，故晶粒随冷却速度加快而细化。
但在激光重熔时，界面处初生相无需形核，晶粒的优先形态为外延柱状晶。
在激光合金化和熔覆时，如果新核心也是依靠熔池壁而形核，那么优先形态也为柱状晶。
这两种柱状晶可通称为界面生长柱状晶。
熔池中晶粒形成过程就是非界面生长晶粒与界面生长柱状晶的竞争过程。
如果温度梯度G满足：
图12用快速摆动光束进行表面激光淬火示意图
时，出现非界面生长晶粒，晶粒细化，否则为界面生长柱状晶，晶粒不细化。
式中N0为单位体积内的异质核心数，△TN为临界形核过冷度，△Tc为界面前沿过冷度，其值为（VC0/A）1/2，C0为合金含量,A为常数。
显然晶粒是否细化与形核剂数量、形核过冷度、凝固速度、合金浓度相关，而不是仅取决于冷却速度。
从上式可以看出，激光快凝存在很多不利于晶粒细化的条件。
首先，高冷速往往伴随着高温度梯度，而高温度梯度促使界面生长柱状晶的形成；其次，高温度梯度意味着熔池的高度过热，而过热会使形核剂数量减少，这也会促使界面生长柱状晶的形成。
如图11所示。
通常所说的激光快凝组织细化是指晶粒亚组织细化而非晶粒细化，二者不能混谈。
在晶粒没有细化的情况下，亚组织细化在提高强韧性方面发挥重要作用。
蒲万林【22】对七种碳素钢激光淬火组织性能进行了研究，通过对10#钢、20#钢、35#钢、45#钢,60#钢、T2钢和T8A钢淬火区的全面组织分析，认为碳素钢激光淬火的组织变化存在以下规律：
（1）淬火组织为马氏体；
（2）原珠光体转换为奥氏体，铁素体部分转变为奥氏体，在冷却过程中奥氏体转变为马氏体；
（3）共析钢位于AC3以上区域的奥氏体均匀化较好，AC3附近奥氏体成份均匀化不够，处于ACl~AC3区域内基本上只有珠光体转变奥氏体，但奥氏化不充分，共析钢奥氏体均匀化比较充分；
（4）当含碳量小于0.3%时，只有当晶粒度小于7级时，才能获得理想的淬火效果5mm。
5.4激光相变硬化的复合工艺
激光热处理和常规热处理相结合。
长春光机学院【24】对18Cr2Ni4WA钢先进行渗碳处理，使碳呈现梯度分布，然后进行激光相变处理。
在复合处理作用下，硬化层分成三个区:
第一区为表层完全淬硬区，其最表面为针状马氏体十渗碳体十残留奥氏体，次表面为针状马氏体+板条马氏体+残留奥氏体；第二层为过渡层，由马氏体+回火析出碳化物组成；第三区为高温回火区，由回火索氏体组成。
英国的LTRI研究所开发了激光淬硬技术和其它材料处理技术的多种不同的组合方式，如:
激光塑性变形淬理、激光超声淬硬、在液氮中进行激光淬硬等：
（1）激光塑性变形淬硬（LPDH）结合两种工艺于一体一激光淬硬和热塑变形淬硬。
此类结合优点如下:
第一，可获得带有特殊结构的激光淬硬层;第二，可获得有利于提高疲劳强度和抗磨损性能的可确保的综合应力。
材料的塑性变形是在表面激光照射过程中由滚轴引起的。
从对该工艺进行的研究和对获得结果的分析中得出以下两点结论:
1）LPDH是一种在提高机床部件疲劳强度和耐磨损性方面很有前景的方法；2）与激光淬硬相比，LPDH的显微硬度要高1500MPa，其淬硬层深度要深100-200μm。
（2）激光超声淬硬（LUSH）将激光照射与在超声频率下的振动塑性变形结合起来。
这种结合可使显微硬度提高3000~4000MPa，其表面形貌也因此类处理得以改善。
（3）在液氮中进行激光液硬（LHLN）。
在该工艺中，由于较大的温度梯度可改善照射区的热交换，
并可产生使氮能更好地渗透到基体材料中的条件，使被处理材料的显微硬度显著提高，如表1所示。
5.5新型激光吸收涂料
表1列出钢的各种表面吸收层对CO2激光的反射率的典型值，由表可知，单纯用机械的方法将表面打毛，效果不是十分理想。
表1钢的各种表面吸收层对CO2激光的反射率的典型值【20】
表面层
砂纸打磨（1μm）
喷砂
（19μm）
喷砂
（50μm）
氧化
石墨
二硫化钼
高温油漆
磷化处理
反射率（%）
92．7
31．8
21．8
10．5
22．7
10．0
2~3
23
近年来，美国多采用一种牌号为Krylon1602的黑漆作为涂层材料，其主要成分为石墨粉和硅酸钠或硅酸钾。
国内上海光机所研制的86－Ⅰ型黑漆已有产品供应，但激光热处理后的剩余涂层不易清除。
1982年，上海光机所苏宝嫆等【21】实验发现氧化锆涂层的吸收率可达84.3%~90.1%。
1983年，日本日立公司的MasanisaInagaki等【23】实验了几种氧化物，认为云母粉和石墨粉的效果最好。
一般而言，喷（刷）涂料法中采用的涂料一般由骨料、粘合剂、稀释剂组成，某些涂料还加有少量添加剂。
已报道的可用作骨料的材料有石墨、碳黑、活性碳、碳酸锰、磷酸锌、刚玉粉、SiO2粉、磷酸锰铁、磷酸镁、Al2O3粉、Fe2S3及一些金属氧化物。
现有的关于涂料研究方面的报道，多集中在对涂料应用性能方面的研究，而从材料的光谱特性出发对涂料进行研究则尚未见有公开报道。
滑石粉（其主要成分为含水硅酸镁）是一种较为理想的骨料，配以
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