碳化硅陶瓷飛秒激光加工表面物化特性及去除過(guò)程研究

摘要 硬脆材料超快激光加工可有效抑制加工損傷，是碳化硅陶瓷精密加工的重要手段。采用飛秒激光，在不同能量密度和脈沖數(shù)下對(duì)碳化硅陶瓷進(jìn)行加工，探究激光參數(shù)對(duì)其表面形貌特征、化學(xué)組分和微孔加工的影響，分析表面微觀結(jié)構(gòu)的演變規(guī)律和材料去除過(guò)程。結(jié)果表明：?jiǎn)蚊}沖加工碳化硅陶瓷表面形成沸騰區(qū)和熔化區(qū)，計(jì)算得到形成特征區(qū)的閾值能量分別為3.779、0.860 J/cm2；碳化硅陶瓷的去除過(guò)程是光熱作用和光化學(xué)作用先后作用的結(jié)果，在溫度較高的中心區(qū)域的作用機(jī)制是材料的蒸發(fā)作用，其他低溫區(qū)域則是材料的熱分解和氧化；微孔直徑和燒蝕深度隨著能量密度和脈沖數(shù)量的增大而增大。本研究從材料物理化學(xué)特性變化角度進(jìn)一步完善了碳化硅陶瓷飛秒激光加工機(jī)理，為碳化硅陶瓷零部件的精密無(wú)損傷加工應(yīng)用提供理論參考。

關(guān)鍵詞 碳化硅陶瓷；飛秒激光；燒蝕特征；去除過(guò)程；微孔

中圖分類(lèi)號(hào) TN249；TG74 文獻(xiàn)標(biāo)志碼 A

文章編號(hào) 1006-852X（2024）04-0508-10

DOI碼 10.13394/j.cnki.jgszz.2023.0088

收稿日期 2023-04-11 修回日期 2023-09-12

作為典型的難加工硬脆材料，碳化硅（SiC）陶瓷因其優(yōu)異的高溫機(jī)械強(qiáng)度、熱穩(wěn)定性、高導(dǎo)熱性、抗氧化性、耐化學(xué)腐蝕性及耐磨損性而被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)工業(yè)、石油化工、電子、光學(xué)、航空航天等諸多領(lǐng)域[1-3]。這些應(yīng)用需要高質(zhì)量且精密的微加工，但碳化硅陶瓷的加工過(guò)程存在效率低、工具磨損嚴(yán)重、表面質(zhì)量不佳等問(wèn)題[4-6]。超快激光憑借其峰值功率高、加工熱影響區(qū)小等特點(diǎn)，可有效平衡碳化硅陶瓷加工過(guò)程中效率和質(zhì)量問(wèn)題[7]，十分適合碳化硅陶瓷的精密加工。

當(dāng)前在碳化硅陶瓷的飛秒激光加工研究中，趙清亮等[8]采用飛秒激光脈沖加工SiC，發(fā)現(xiàn)隨著激光能量的升高，材料去除過(guò)程從弱燒蝕變?yōu)閺?qiáng)燒蝕；材料去除機(jī)理主要是熱汽化和爆炸。李衛(wèi)波[9]對(duì)碳化硅陶瓷材料開(kāi)展飛秒激光脈沖加工實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)加工過(guò)程中存在累加效應(yīng)；材料去除機(jī)理主要是表層材料的蒸發(fā)和光化學(xué)作用等共同作用。DONG等[10]采用飛秒激光對(duì)3C-SiC進(jìn)行脈沖加工試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)高激光能量時(shí)光熱作用使材料產(chǎn)生沸騰、氣化的物理現(xiàn)象，形成燒蝕、定向波紋、改性等3大特征區(qū)，并計(jì)算其相應(yīng)燒蝕閾值。李儉國(guó)[11]采用綠光飛秒激光對(duì)SiC進(jìn)行脈沖加工研究，發(fā)現(xiàn)激光作用下加工區(qū)域會(huì)產(chǎn)生周期為200～250 nm的粗條紋結(jié)構(gòu)和80 nm的細(xì)條紋結(jié)構(gòu)；在高能量密度下粗條紋會(huì)燒蝕出孔洞結(jié)構(gòu)，并在燒蝕區(qū)出現(xiàn)氧化現(xiàn)象。李曉宇等[12]通過(guò)建立飛秒激光加工碳化硅模型，發(fā)現(xiàn)增大功率密度和延長(zhǎng)加工時(shí)間能增大燒蝕凹坑的寬度和深度。王金舵[13]通過(guò)仿真研究超快激光與碳化硅的相互作用機(jī)制，發(fā)現(xiàn)脈寬不變的前提下材料的損傷閾值隨波長(zhǎng)延長(zhǎng)而增大。SHI等[14]研究了單脈沖飛秒激光燒蝕4H-SiC的結(jié)構(gòu)特征，發(fā)現(xiàn)在低能量密度下材料沒(méi)有發(fā)生結(jié)構(gòu)變化，而在高能量密度下，晶體材料結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變發(fā)生化學(xué)鍵斷裂，并計(jì)算得到了材料改性和結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的閾值能量。雖然針對(duì)碳化硅陶瓷飛秒激光加工的研究較多，但現(xiàn)有研究主要是對(duì)材料的激光燒蝕特性進(jìn)行闡述，結(jié)合燒蝕區(qū)域的成分分布和激光燒蝕機(jī)制分析材料具體的去除過(guò)程的相關(guān)研究仍然缺乏。

本研究中，采用飛秒激光在不同能量密度和不同脈沖數(shù)下對(duì)碳化硅陶瓷進(jìn)行加工，分析了其表面形貌特征的演變機(jī)制和加工特性，研究了飛秒激光加工碳 化硅陶瓷的物化作用機(jī)制，揭示了飛秒激光加工碳化硅陶瓷的去除過(guò)程，為碳化硅陶瓷的精密無(wú)損傷加工應(yīng)用提供了理論參考。

1實(shí)驗(yàn)條件

1.1實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)選用無(wú)壓燒結(jié)碳化硅陶瓷，尺寸為50 mm×50 mm×1 mm，材料體積密度為3.1 g/cm3，彎曲強(qiáng)度為400 MPa，導(dǎo)熱系數(shù)為148 W·m?1·K?1。實(shí)驗(yàn)前將材料放入無(wú)水乙醇中超聲清洗20 min，以去除表面雜質(zhì)。

1.2實(shí)驗(yàn)設(shè)備與方案

實(shí)驗(yàn)在廣東工業(yè)大學(xué)自主研制的五軸激光復(fù)合加工機(jī)床上進(jìn)行。激光器為Pharos飛秒脈沖激光器（Light Conversion，立陶宛），波長(zhǎng)為1030 nm，脈寬為200 fs，重復(fù)頻率為50～200 kHz，光斑直徑為35 μm，激光脈沖能量呈高斯分布。

飛秒激光脈沖加工碳化硅陶瓷實(shí)驗(yàn)示意圖如圖1所示。在激光重復(fù)頻率100 kHz下，通過(guò)改變激光能量密度和脈沖數(shù)來(lái)進(jìn)行加工，實(shí)驗(yàn)重復(fù)5次。采用場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（Hitachi SU8220）觀測(cè)加工表面微觀形貌；采用配套能譜分析儀（EDS）對(duì)加工區(qū)域進(jìn)行成分分析；采用X射線(xiàn)光電子能譜儀（Escalab 250Xi）對(duì)材料加工前后的表面進(jìn)行化學(xué)組分檢測(cè)；采用場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡（JEM-2100F）檢測(cè)微結(jié)構(gòu)截面形貌；采用OLS4100激光共聚焦顯微鏡掃描脈沖加工所形成微孔的三維形貌，測(cè)量微孔的直徑和深度。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1飛秒激光脈沖加工碳化硅陶瓷形貌特征

2.1.1激光能量密度對(duì)燒蝕形貌的影響

圖2所示為碳化硅陶瓷在不同能量密度下單脈沖（1 pulse）加工的燒蝕形貌。當(dāng)激光作用于材料時(shí)，材料表面燒蝕形貌與激光能量密度密切相關(guān)。當(dāng)能量密度為3.54 J/cm2時(shí)，在加工區(qū)域觀察到材料在激光能量作用下輕微燒蝕損傷，材料發(fā)生熔化（圖2a中的A區(qū)），形成熔化特征區(qū)，同時(shí)觀察到其表面形成不清晰的條紋結(jié)構(gòu)。在能量密度為4.95 J/cm2時(shí)，激光能量升高使得材料吸收的能量增多，在中心加工區(qū)域產(chǎn)生局部的高溫，溫度達(dá)到材料的沸點(diǎn)，材料出現(xiàn)沸騰現(xiàn)象（圖2b中的B區(qū)），形成沸騰特征區(qū)。高斯激光的能量分布服從高斯分布，具有中心能量高、邊緣能量低的特點(diǎn)，因此邊緣區(qū)域材料發(fā)生熔化（圖2b中的A區(qū)），形成熔化特征區(qū)。在高斯激光束作用下材料表面形成沸騰、熔化兩個(gè)特征區(qū)。

圖3是碳化硅陶瓷飛秒激光燒蝕形成的特征區(qū)局部放大圖。如圖3b所示，沸騰區(qū)的主要形貌是材料重凝形成的微突起狀結(jié)構(gòu)和氣化作用形成的氣化坑。觀察圖3c和圖3d發(fā)現(xiàn)，與沸騰區(qū)不同，熔化區(qū)的表面形貌特征不明顯，只有表面局部出現(xiàn)不易觀察的周期條紋結(jié)構(gòu)。

激光能量密度的分布對(duì)特征區(qū)域的形成、形貌及表面質(zhì)量都具有重要的影響，所以對(duì)形成特征形貌區(qū)域所需的閾值能量進(jìn)行分析。

飛秒脈沖激光光束屬于高斯光束，在加工表面呈二維高斯分布F（x，y）[15]：

式中：F 0為光束中心的峰值能量密度，J/cm2；x、y分別為光束中的點(diǎn)到光束中心的距離；ω z為光斑半徑。

對(duì)于高斯光束，其能量密度分布滿(mǎn)足以下關(guān)系式：

根據(jù)式（2）、式（3）以及不同能量密度下各特征區(qū)域的半徑r，可以得到距離激光束中心為r的特征區(qū)的形成閾值能量F（r）。圖4所示是不同激光能量密度下飛秒激光單脈沖加工碳化硅陶瓷表面出現(xiàn)熔化、蒸發(fā)的閾值。由圖4可以發(fā)現(xiàn)激光能量密度的增大并不會(huì)改變形成特征區(qū)域的閾值能量，同時(shí)得到形成沸騰區(qū)、熔化區(qū)的蒸發(fā)閾值、熔化閾值分別為3.779、0.860 J/cm2。因此，當(dāng)能量密度超過(guò)蒸發(fā)閾值時(shí)，材料表面出現(xiàn)熔化、沸騰的熱作用現(xiàn)象（圖2）。

圖5所示是不同能量密度下的燒蝕形貌，此時(shí)脈沖數(shù)為20。圖5中，當(dāng)能量密度為3.54 J/cm2時(shí)，觀察到加工區(qū)域的材料在高斯激光束作用下形成條紋結(jié)構(gòu)。目前認(rèn)為形成條紋結(jié)構(gòu)的主要機(jī)理是激光誘導(dǎo)的表面 不穩(wěn)定性，即自組織機(jī)理[16]。根據(jù)條紋結(jié)構(gòu)的周期Λ和激光波長(zhǎng)λ的比值，可以將條紋結(jié)構(gòu)分為高頻條紋結(jié)構(gòu)（Λ≤λ/2）和低頻條紋結(jié)構(gòu)（λ/2lt;Λ≤λ）[17]，即粗條紋和細(xì)條紋結(jié)構(gòu)。在中心加工區(qū)域觀察到周期約為715 nm（約0.69 λ）的粗條紋結(jié)構(gòu)；在邊緣區(qū)域粗條紋結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)條紋結(jié)構(gòu)，細(xì)條紋結(jié)構(gòu)的周期約為208 nm（約0.20 λ）。說(shuō)明當(dāng)能量密度在熔化閾值和蒸發(fā)閾值之間時(shí)，材料表面會(huì)形成周期條紋結(jié)構(gòu)；而邊緣區(qū)域的細(xì)條紋結(jié)構(gòu)形成所需的激光能量低于粗條紋結(jié)構(gòu)。當(dāng)能量密度達(dá)到7.96 J/cm2時(shí)，觀察到中心區(qū)域的粗條紋結(jié)構(gòu)出現(xiàn)劇烈燒蝕的現(xiàn)象，形成排列不規(guī)則、形狀大小不一的孔洞結(jié)構(gòu)?？锥唇Y(jié)構(gòu)的產(chǎn)生同樣是由于氣化作用[18]。光斑中心的能量較高，中心區(qū)域材料在高激光能量下發(fā)生熱量聚集，溫度達(dá)到氣化條件，材料表面由于氣化劇烈沸騰而產(chǎn)生氣化物，材料以蒸發(fā)的形式去除，同時(shí)在氣化膨脹壓力的作用下，表面熔化的材料發(fā)生變形而形成氣化坑（氣孔）；與單脈沖加工時(shí)沸騰區(qū)氣化產(chǎn)生的氣化坑不同的是，多脈沖加工產(chǎn)生的氣化坑深度明顯更深，即孔洞結(jié)構(gòu)。

圖6是燒蝕形貌的局部放大圖。在燒蝕效應(yīng)下中心區(qū)域條紋結(jié)構(gòu)條紋間的邊界變得模糊，并氣化形成孔洞結(jié)構(gòu)（圖6c）；中間到邊緣區(qū)域則是從粗條紋結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為細(xì)條紋結(jié)構(gòu)（圖6b）。粗條紋過(guò)渡到細(xì)條紋的區(qū)域分界明顯；同時(shí)可以觀察到加工區(qū)域出現(xiàn)飛濺殘?jiān)练e和邊緣出現(xiàn)熔渣顆粒堆積的現(xiàn)象。殘?jiān)锏慕M成和質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為C 51.30%、Si 46.18%及O2.52%，與材料初始成分相似。其形成原因推測(cè)是燒蝕區(qū)域內(nèi)的材料在激光作用下會(huì)熔化和蒸發(fā)而形成材料碎屑，材料碎屑在氣化膨脹壓力和高溫的復(fù)雜環(huán)境作用下會(huì)向加工區(qū)域和邊緣飛濺，在加工區(qū)域冷凝形成殘?jiān)驮谶吘墔^(qū)域凝結(jié)形成堆積顆粒（圖6d）。

2.1.2脈沖數(shù)對(duì)燒蝕形貌的影響

圖7所示是飛秒激光能量密度為9.46 J/cm2下不同脈沖數(shù)加工碳化硅陶瓷的表面形貌。這時(shí)能量密度遠(yuǎn)大于蒸發(fā)閾值，材料表面沸騰現(xiàn)象明顯，觀察到材料燒蝕區(qū)域由于不同程度的氣化效應(yīng)而形成大小不一的孔洞結(jié)構(gòu)，同時(shí)觀察到表面殘?jiān)w濺。隨著脈沖數(shù)的增多，在多脈沖的累積沖擊下，中心加工區(qū)域的材料被不斷熔化和升華，使得微孔的深度不斷加深，加工過(guò)程中存在明顯的累積效應(yīng)。同時(shí)發(fā)現(xiàn)在中心加工區(qū)域，燒蝕面積從表面到底部逐漸減小，這是因?yàn)榧す饽芰砍矢咚狗植迹す馐行牡哪芰枯^高，燒蝕效應(yīng)更加強(qiáng)烈，產(chǎn)生的材料有效去除更多。

2.1.3微結(jié)構(gòu)截面觀察

為進(jìn)一步分析結(jié)構(gòu)的形態(tài)，對(duì)激光作用產(chǎn)生的細(xì)條紋、粗條紋微結(jié)構(gòu)（9.46 J/cm2，20 pulse）進(jìn)行透射觀察。圖8所示是微結(jié)構(gòu)的截面形貌，細(xì)條紋微結(jié)構(gòu)的截面為不規(guī)則、高低不一的長(zhǎng)條狀形貌，平均縱橫比為2.112；粗條紋微結(jié)構(gòu)截面則為波浪狀形貌，平均縱橫比為0.598；同時(shí)碳化硅陶瓷在激光作用后在截面會(huì)產(chǎn)生變質(zhì)層，細(xì)條紋微結(jié)構(gòu)表面的變質(zhì)層分布明顯是不均勻的（圖8b），而粗條紋微結(jié)構(gòu)表面的變質(zhì)層分布較為均 勻（圖8e）。同時(shí)發(fā)現(xiàn)細(xì)條紋、粗條紋結(jié)構(gòu)沿截面方向呈分層分布，且都以非晶態(tài)的形式存在，如圖9所示。

2.2加工區(qū)域成分分析

對(duì)加工后（9.46 J/cm2，20 pulse）的燒蝕區(qū)域成分進(jìn)行分析，其結(jié)果如圖10所示。材料初始表面由主要元素C、Si，少量的O以及雜質(zhì)元素組成，加工前存在O元素可能是由于碳化硅陶瓷在空氣中自然氧化[18]。與初始含量相比，激光作用后的區(qū)域2和區(qū)域3的O元素含量增多，區(qū)域3的O元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大了9.09個(gè)百分點(diǎn)，Si元素的增大了7.13個(gè)百分點(diǎn)，C元素的減小了15.33個(gè)百分點(diǎn)。這說(shuō)明飛秒激光在空氣環(huán)境中加工碳化硅陶瓷會(huì)發(fā)生氧化反應(yīng)，生成Si與C的氧化物，導(dǎo)致Si和C元素的不平衡去除。

觀察發(fā)現(xiàn)，材料燒蝕區(qū)域中心到邊緣的O元素含量呈遞增的趨勢(shì)，這與熱能在材料中的傳遞相關(guān)。激光作用時(shí)材料對(duì)激光能量的吸收取決于吸收系數(shù)、熱傳導(dǎo)寬度和熱傳導(dǎo)深度等特征參數(shù)[19]，激光能量沿著熱傳導(dǎo)方向遞減，進(jìn)而影響溫度的分布。在中心區(qū)域，材料吸收激光能量并將其轉(zhuǎn)換為熱能，從表層遞減傳導(dǎo)到材料內(nèi)部，表層材料迅速加熱到極高的溫度，材料分解和蒸發(fā)形成大量的氣體產(chǎn)物并引發(fā)相爆炸，材料向四周?chē)娚湫纬善帘涡?yīng)，空氣中的O元素?zé)o法接觸到內(nèi)部材料進(jìn)行氧化作用。在中間區(qū)域，熱能和傳導(dǎo)深度相應(yīng)減少，材料引發(fā)的相爆炸程度減弱，材料接觸到少量的O元素而發(fā)生氧化反應(yīng)，形成氧化物沉積在材料表面。在邊緣區(qū)域，溫度相對(duì)較低，材料以氧化作用為主，反應(yīng)生成的氧化物在表面凝結(jié)。因此，根據(jù)激光能量引起相爆炸程度的不同，材料燒蝕區(qū)域中心到邊緣的氧化反應(yīng)程度依次增強(qiáng)。

為進(jìn)一步明確加工過(guò)程中化學(xué)反應(yīng)引起成分變化的情況，對(duì)中間區(qū)域（區(qū)域2）進(jìn)行XPS分析。圖11分別是未加工表面和激光加工后（9.46 J/cm2，20 pulse）表面的C1s、O1s和Si2p譜圖。在C1s譜圖中，C元素主要以C?C、C?Si、C?O?C和O?C=O鍵的形式存在，未加工表面的O元素主要以C?O?C和O?C=O鍵的形式存在。飛秒激光加工后的表面仍然存在這4種鍵，但增加了C=O鍵，C?Si鍵的強(qiáng)度輕微下降。在O1s譜圖中，O元素主要以Si?O和C?O 512金剛石與磨料磨具工程總第262期鍵的形式存在，加工后Si?O鍵的含量明顯增加。在Si2p譜圖中，Si元素主要以Si?Si、Si?O、Si 4 C 4-x O 2和Si?C鍵的形式存在，其中，Si 4 C 4-x O 2氧化物是碳化硅陶瓷長(zhǎng)時(shí)間暴露在空氣中而形成的界面氧化物[20]。Si?C鍵在激光作用下斷裂，加工后強(qiáng)度下降，而Si?O鍵強(qiáng)度顯著增加；同時(shí)在激光加工后的譜圖中仍存在Si?C鍵，這說(shuō)明飛秒激光加工后的材料表面氧化并不完全。因此，飛秒激光加工碳化硅陶瓷時(shí)，空氣中的O元素會(huì)與材料等離子體的C、Si等正離子接觸，進(jìn)而發(fā)生氧化反應(yīng)；其中，Si轉(zhuǎn)化為SiO 2在材料表面重新凝結(jié)，C氧化生成的CO、CO 2直接以氣體的形式離開(kāi)材料表面。

2.3材料去除過(guò)程

根據(jù)上述結(jié)果，對(duì)飛秒激光加工碳化硅陶瓷的去除過(guò)程進(jìn)行分析。飛秒激光與材料相互作用的燒蝕機(jī)制主要是熱熔化、熱氣化和相爆炸，除此之外，過(guò)程中還會(huì)產(chǎn)生化學(xué)反應(yīng)。如圖12所示，材料在光熱作用和光化學(xué)作用的先后作用下完成材料的去除。加工過(guò)程主要包括以下階段：加工初始階段，激光束照射到材料表面時(shí)，加工區(qū)域材料通過(guò)多光子形式吸收激光能量，材料變質(zhì)層溫度上升致使內(nèi)部原子運(yùn)動(dòng)加速；當(dāng)溫度升高至材料沸點(diǎn)時(shí)，材料出現(xiàn)沸騰現(xiàn)象并產(chǎn)生大量的 氣體產(chǎn)物，同時(shí)形成材料等離子體（圖12a）。隨著激光能量的繼續(xù)吸收，加工區(qū)域材料氣化作用更加強(qiáng)烈，內(nèi)部形成真空態(tài)的空穴，此時(shí)由于氣體產(chǎn)物的屏蔽作用，空氣中的O元素?zé)o法與材料接觸進(jìn)行反應(yīng)（圖12b）。隨后在高溫下材料發(fā)生相爆炸，材料等離子體向外噴射擴(kuò)散，這時(shí)空氣中的O元素進(jìn)入材料等離子體內(nèi)部，與材料中的C、Si等正離子結(jié)合反應(yīng)，形成氧化物，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)材料的去除（圖12c）；由于高斯激光能量的加工區(qū)域中心到邊緣的能量和溫度分布不均勻，中心加工區(qū)域相爆炸程度較強(qiáng)，空氣中的O元素?zé)o法進(jìn)入材料內(nèi)部；而相爆炸在邊緣區(qū)域相應(yīng)減弱而產(chǎn)生氧化反應(yīng)。同時(shí)，中心加工區(qū)域的材料碎片在相爆炸的高溫高壓作用下向四周?chē)娚?，落到邊緣區(qū)域凝結(jié)，造成熔渣顆粒堆積；部分碎片直接在加工區(qū)域冷卻形成殘?jiān)?/p>

2.4脈沖加工微孔直徑與燒蝕深度

由上述結(jié)果可知，脈沖加工時(shí)，碳化硅陶瓷在飛秒激光作用下會(huì)形成微孔。為了研究微孔的材料去除情況，對(duì)比了不同參數(shù)下微孔的直徑和燒蝕深度。圖13為能量密度和脈沖數(shù)對(duì)微孔直徑的影響規(guī)律，圖14為能量密度和脈沖數(shù)對(duì)微孔燒蝕深度的影響規(guī)律。

由圖13可知：隨著能量密度的升高，微孔加工直徑增大。這是因?yàn)榧す饽芰棵芏仍礁撸す饽芰康臒醾鲗?dǎo)寬度越大，單位面積材料吸收的能量增多，加工區(qū)域的燒蝕范圍擴(kuò)大；而當(dāng)能量密度＞9.46 J/cm2時(shí)，能量密度對(duì)微孔直徑的影響減弱，可能是由于激光束呈高斯分布，激光束范圍內(nèi)的能量全部達(dá)到材料的蒸發(fā)閾值，對(duì)材料的去除趨于穩(wěn)定。同時(shí)發(fā)現(xiàn)微孔直徑隨著脈沖數(shù)的增多而增大。這主要是因?yàn)槊}沖數(shù)的增多可以增加單位時(shí)間內(nèi)材料吸收的能量，進(jìn)而擴(kuò)大材料的燒蝕范圍；但由于光斑直徑的限制，在脈沖數(shù)超過(guò)50后微孔直徑增大速度變緩。

由圖14可知：隨著激光能量密度升高、脈沖數(shù)增多，燒蝕深度逐漸增大。這是因?yàn)榧す饽芰棵芏壬吆兔}沖數(shù)增多都會(huì)增加材料的有效吸收能量，相應(yīng)加工區(qū)域溫度升高、熱傳導(dǎo)深度增大，材料被熔化、分解和蒸發(fā)，材料有效去除體積增大，進(jìn)而增大材料的燒蝕深度。

3結(jié)論

對(duì)飛秒激光脈沖加工碳化硅陶瓷表面的微觀結(jié)構(gòu) 及其演化規(guī)律進(jìn)行了分析，并結(jié)合燒蝕區(qū)域化學(xué)組分的變化，討論了材料的去除過(guò)程。主要研究結(jié)論如下：

（1）單脈沖加工時(shí)，高斯光束作用下燒蝕區(qū)域形成沸騰和熔化兩個(gè)特征區(qū)，并計(jì)算得到形成特征區(qū)域的蒸發(fā)閾值、熔化閾值分別為3.779、0.860 J/cm2。

（2）燒蝕區(qū)域的溫度從激光束中心到邊緣區(qū)域遞減，高溫區(qū)域材料的去除機(jī)制主要是基體的直接蒸發(fā)，低溫區(qū)域則是材料的熱分解和氧化反應(yīng)，因此多脈沖加工時(shí)從中心到邊緣的微觀結(jié)構(gòu)的空間分布呈現(xiàn)非均勻特征。

（3）飛秒激光加工碳化硅陶瓷的去除過(guò)程是材料吸收能量，內(nèi)部溫升引起原子運(yùn)動(dòng)加速，能量繼續(xù)增大致使材料等離子體發(fā)生相爆炸并向外噴射，空氣中的O元素進(jìn)入材料內(nèi)部進(jìn)行化學(xué)反應(yīng)，進(jìn)而完成材料的去除。

（4）隨著激光能量密度升高和脈沖數(shù)增多，微孔直徑和燒蝕深度呈增大的趨勢(shì)；在能量密度為9.46J/cm2，脈沖數(shù)為50后，微孔直徑變化趨于平緩。

參考文獻(xiàn)：

［1］李辰冉，謝志鵬，康國(guó)興，等.國(guó)內(nèi)外碳化硅陶瓷材料研究與應(yīng)用進(jìn)展[J].硅酸鹽通報(bào)，2020，39（5）：1353-1370.LI Chenran，XIE Zhipeng，KANG Guoxing，et al.Research and application progress of SiC ceramics：A review[J].Bulletin of the Chinese Ceramic Society，2020，39（5）：1353-1370.

［2］WILLANDER M，F(xiàn)RIESEL M，WAHAB Q，et al.Silicon carbide and diamond for high temperature device applications[J].Journal of Materials Science：Materials in Electronics，2006，17：1-25.

［3］NASLAIN R，GUETTE A，REBILLAT F，et al.Boron-bearing species in ceramic matrix composites for long-term aerospace applications[J].Journal of Solid State Chemistry，2004，177（2）：449-456.

［4］AMSELLEM W，SARVESTANI HY，PANKOV V，et al.Deep precision machining of SiC ceramics by picosecond laser ablation[J].Ceramics International，2023，49（6）：9592-9606.

［5］GOEL S.The current understanding on the diamond machining of silicon carbide[J].Journal of Physics D：Applied Physics，2014，47（24）：243001.

［6］QU S，GONG Y，YANG Y，et al.Surface topography and roughness of silicon carbide ceramic matrix composites[J].Ceramics International，2018，44（12）：14742-14753.

［7］LIN Q，F(xiàn)AN ZJ，WANG W，et al.The effect of spot overlap ratio on femtosecond laser planarization processing of SiC ceramics[J].Opticsamp;Laser Technology，2020，129：106270.

［8］趙清亮，姜濤，董志偉，等.飛秒激光加工SiC的燒蝕閾值及材料去除機(jī)理[J].機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2010，46（21）：172-177.ZHAO Qingliang，JIANG Tao，DONG Zhiwei，et al.Ablation threshold and material removal mechanisms of SiC processed by femtosecond laser[J].Journal of Mechanical Engineering，2010，46（21）：172-177.

［9］李衛(wèi)波.飛秒激光拋光碳化硅陶瓷材料的工藝過(guò)程研究[D].哈爾濱：哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2011.LI Weibo.Research on femtosecond laser purse polishing of silicon carbide ceramic material[D].Harbin：Harbin Institute of Technology，2010.

［10］DONG YY，MOLIAN P.Femtosecond pulsed laser ablation of 3CSiC thin film on silicon[J].Applied Physics A，2003，77：839-846.

［11］李儉國(guó).超快激光誘導(dǎo)碳化硅表面改性機(jī)理研究[D].廣州：廣東工業(yè)大學(xué)，2020.LI Jianguo.Study on mechanism of ultra-fast laser induced modification of silicon carbide[D].Guangzhou：Guangdong University of Technology，2020.

［12］李曉宇，孫會(huì)來(lái)，趙方方，等.飛秒激光加工SiC模型參數(shù)優(yōu)化設(shè)計(jì)研究[J].激光與紅外，2016，46（8）：948-952.LI Xiaoyu，SUN Huilai，ZHAO Fangfang，et al.Research on parameters optimization design of femtosecond laser machining SiC model[J].Laseramp;Infrared，2016，46（8）：948-952.

［13］王金舵.超短脈沖激光與碳化硅相互作用研究[J].科技創(chuàng)新與應(yīng)用，2022，12（22）：79-82+86.WANG Jinduo.A study of the interaction between ultrashort pulse laser and silicon carbide[J].Technology Innovation and Application，2022，12（22）：79-82+86.

［14］SHI H，SONG Q，HOU Y，et al.Investigation of structural transformation and residual stress under single femtosecond laser pulse irradiation of4H–SiC[J].Ceramics International，2022，48（17）：24276-24282.

［15］?EMAITIS A，GAIDYS M，BRIKAS M，et al.Advanced laser scanning for highly-efficient ablation and ultrafast surface structuring：Experiment and model[J].Scientific Reports，2018，8（1）：17376.

［16］ VARLAMOVA O，COSTACHE F，REIF J，et al.Self-organized pattern formation upon femtosecond laser ablation by circularly polarized light[J].Applied Surface Science，2006，252（13）：4702-4706.

［17］HIKAGE H，NOSAKA N，MATSUO S.High-spatial-frequency periodic surface structures on steel substrate induced by subnanosecond laser pulses[J].Applied Physics Express，2017，10（11）：112701.

［18］ZHANG Q，WANG C，LIU Y，et al.Picosecond laser machining of deep holes in silicon infiltrated silicon carbide ceramics[J].Journal of Wuhan University of Technology-Mater.Sci.Ed.，2015，30（3）：437-441.

［19］READY JF.Effects due to absorption of laser radiation[J].Journal of Applied Physics，1965，36（2）：462-468.

［20］DENG H，UEDA M，YANANURA K.Characterization of 4H-SiC（0001）surface processed by plasma-assisted polishing[J].International Journal of Advanced Manufacturing Technology，2014，72：156-159.

作者簡(jiǎn)介

通信作者：王成勇，男，1964年生，博士、教授、博士生導(dǎo)師。主要研究方向：難加工材料加工、生物組織加工與醫(yī)療器械研究。

E-mail：cywang@gdut.edu.cn

（編輯：趙興昊）

Physical and chemical characterization of the surface and removal process of silicon carbide ceramics by femtosecond laser processing

XU Dongqu1，2，WANG Chengyong 1，2，DU Cezhi 1，2，DING Feng 1，2，HU Xiaoyue 1，2

（1.School of Electromechanical Engineering，Guangdong University of Technology，Guangzhou 510006，China）

（2.State Key Laboratory for High Performance Tools，Guangdong University of Technology，Guangzhou 510006，China）

Abstract Objectives：Silicon carbide ceramics，as atypical hard and brittle material，are difficult to process，with challenges such as low efficiency，significant tool wear，and poor surface quality during processing.Ultrafast laser pro-cessing can effectively inhibit the processing damage，which is an important method for the precision processing of sil-icon carbide ceramics.However，existing research on femtosecond laser processing of silicon carbide primarily focuses on the laser ablation characteristics of the material.The specific removal process of the material，in relation to the com-position distribution and laser ablation mechanism，is still lacking in the relevant research.This paper analyzes the mi-crostructure of the surface of silicon carbide ceramics processed by femtosecond laser pulses and its evolution law.It re-veals the material removal process by examining the changes in chemical components in the ablation area，further im-proving the femtosecond laser processing mechanism of silicon carbide ceramics from the perspective of changes in ma-terial's physicochemical properties.Methods：Under the premise of afixed laser repetition frequency，the silicon carbide ceramics were processed by varying the laser energy density and the number of pulses.The changes in the physical and chemical properties of silicon carbide were observed and analyzed.A field emission scanning electron microscope was used to observe the microscopic morphology of the processed surface，while amatching energy spectrum analyzer was used to analyze the composition of the processed area.Additionally，X-ray photoelectron spectroscopy was employed to detect the chemical components of the surface before and after processing.A field emission transmission electron micro-scope was used to detect the cross-sectional morphology of the microstructure.An OLS4100 confocal laser microscope was used to scan the three-dimensional morphology of the micropores formed by the pulsed processing，measuring the diameter and depth of the micropores.The diameter and depth of the micropores were measured.Results：It was found that when femtosecond laser processing silicon carbide ceramics with asingle pulse at low energy density，the surface of the processed ceramic was slightly ablated，forming amelting characteristic zone.At high energy density，localized high temperatures were generated in the central processed area，reaching the boiling point of the material，leading to the boil-ing of the material and the formation of aboiling characteristic zone.Simultaneously，due to the relatively lower energy in the edge area，the material melted，forming amelting characteristic zone.The surface morphology of the boiling re-gion mainly consisted of gasification pits and micro-projectile structures formed by gasification，while the morphology of the melting region was not obvious，with the local appearance of unclear contours of aperiodic stripe structure.Us-ing the radius of the feature area and the Gaussian laser intensity function，the evaporation and melting thresholds for the formation of the boiling and melting zones were calculated to be 3.779 J/cm2 and 0.860 J/cm 2，respectively.Under the influence of multi-pulse laser processing，the morphology of the processed area was primarily striped when the laser en-ergy was between the melting and evaporation thresholds，with coarse stripe structures in the central area and fine stripe structures in the edge area.The center region produced coarse streaks，and fine streaks were produced in the edge re-gion.When the laser energy exceeded the evaporation threshold，the central region's structural appeared as ahole struc-ture formed by vaporization，followed by the formation of concentric coarse and fine stripe structures extending to the edge region.As the laser energy density and the number of pulses increased，the micropore diameter and ablation depth exhibited an increasing trend，with the micropore diameter leveling off after an energy density of 9.46 J/cm2 and 50pulses.Phase explosion performed ashielding effect on oxygen and material oxidation reactions;due to the decreasing distribution of laser energy and temperature from the center to the edge of the laser beam，the extent of the phase explo-sion decreased.In the central region，oxygen in the air did not center the material，while in the middle to the edge re-gions，exposure to oxygen increased，resulting in an increasing trend in oxygen content from the center to the edge.Meanwhile，through transmission and compositional analysis，it was found that the material subjected to laser action produced ametamorphic layer in the depth direction，showing adistribution pattern of an oxide layer-C-rich layer-silic-on carbide matrix.Conclusions：This article investigates the ablation mechanism of silicon carbide ceramics processed by femtosecond laser.In terms of the removal process，laser removal of silicon carbide ceramics is aprocess in which photothermal and photochemical effects act sequentially.The laser beam irradiates the surface of the material，and the absorbed energy causes an internal temperature rise，accelerating atomic movement.As the energy continues to increase，it leads to aplasma phase explosion of the material，which jets outward，allowing oxygen from the air to react chemically within the material，completing the removal process.In terms of pulse processing，two characteristic regions，boiling and melting，are formed in the ablation region under the action of aGaussian beam when processing with a single pulse.The evaporation threshold and the melting threshold of the characteristic region are 3.779 J/cm2 and 0.860J/cm2，respectively.During multi-pulse processing，when the laser energy is between the melting and the boiling thresholds，the generation of structural defects in the hole structure can be avoided.The temperature of the ablation re-gion decreases from the center of the laser beam to the edge region.In the high-temperature area，the material removal mechanism is primarily direct evaporation of the matrix，while in the low-temperature region，it is the thermal decom-position of the material and the oxidation reaction.This results in the formation of microstructures in the ablation re-gion that are consistent from the center to the edge during multi-pulse processing.

Key words SiC ceramics；femtosecond laser；ablation characteristics；removal process；micropores