孫建春，盛光敏，王越田，盧昊，韓靖

(1. 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶，400044；2. 重慶科技學(xué)院 冶金與材料工程學(xué)院，重慶，401331)

工業(yè)純鐵表面自納米化及其表征

孫建春1,2，盛光敏1，王越田1，盧昊1，韓靖1

(1. 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶，400044；2. 重慶科技學(xué)院 冶金與材料工程學(xué)院，重慶，401331)

利用高能噴丸(High energy shot peening, HESP)法在工業(yè)純鐵的表面獲得一定厚度的納米晶層，實(shí)現(xiàn)工業(yè)純鐵表面自納米化。通過金相顯微鏡觀測(cè)、掃描電子顯微鏡分析、顯微硬度測(cè)試以及X線衍射計(jì)算分析，對(duì)工業(yè)純鐵表面自納米化層的組織結(jié)構(gòu)和性能進(jìn)行研究分析。研究結(jié)果表明：采用HESP方法實(shí)現(xiàn)工業(yè)純鐵表面納米化的主要工藝參數(shù)是：噴丸彈丸為直徑1 mm的鑄鐵，噴丸壓力為0.6 MPa，噴槍距離試樣表面為5 cm，所獲得的納米晶的厚度隨著噴丸時(shí)間的增加而增加；劇烈變形層由于晶粒得到了細(xì)化，其顯微硬度大大提高，在距噴丸面10 μm處，其顯微硬度(HV)達(dá)到296.6，隨著距噴丸面距離的增加，劇烈變形層的硬度不斷減??；只要噴丸1 min，即可在工業(yè)純鐵表面獲得平均晶粒粒徑為68.4 nm、微觀畸變?yōu)?.050%的納米晶層；隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒粒徑越來越小，而微觀應(yīng)變?cè)絹碓酱?；噴?4 min可在工業(yè)純鐵表面獲得平均晶粒粒徑為28.5 nm、微觀畸變?yōu)?.175%的納米晶層。

工業(yè)純鐵；自納米化；表征

納米材料的制備一直是納米領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)，也是研究難點(diǎn)。雖然發(fā)展了多種納米材料的制備手段，其制備技術(shù)也取得了很大進(jìn)步，但是，受制備工藝復(fù)雜、成本高、材料外形尺寸小、內(nèi)部孔洞和污染等因素的影響，整體的、具有納米級(jí)粒度的金屬材料至今難以獲得[1?4]。因此，如何采用更為簡(jiǎn)單、低成本的手段制備含缺陷少的納米材料成為該領(lǐng)域的追求目標(biāo)。近年來，采用表面機(jī)械研磨處理(Surface mechanical attrition treatment, SMAT)成為一種納米材料制備新方法，采用該方法獲得的納米晶樣品，表層一定深度內(nèi)的晶粒粒徑在100 nm以內(nèi)，且具有納米、亞微米和變形晶粒層逐漸過渡的梯度結(jié)構(gòu)和無污染、無孔洞等特點(diǎn)[5?9]。由于 SMAT法所制備的納米材料具有上述特點(diǎn)，所以存在許多潛在的應(yīng)用價(jià)值，目前已在擴(kuò)散焊接、表面合金化以及滲氮等方面取得了一定應(yīng)用[10?13]。采用 SMAT法已成功實(shí)現(xiàn)多種金屬及合金表面自納米化[6?13]。在用 SMAT法制備納米材料時(shí)，超聲噴丸(Ultrasonic shot peening, USSP)法得到較多應(yīng)用，而高能噴丸(High energy shot peening, HESP)法應(yīng)用較少。雖然有人用USSP實(shí)現(xiàn)了純鐵的表面自納米化[14?15]，但目前還未見利用HESP法實(shí)現(xiàn)純鐵表面自納米化的報(bào)道。本文作者采用HESP法在工業(yè)純鐵表面獲得一定厚度的劇烈塑性變形層，通過對(duì)這層劇烈塑性變形層的組織結(jié)構(gòu)及性能進(jìn)行分析與表征，確認(rèn)在純鐵表面得到的是有一定厚度的納米晶層，實(shí)現(xiàn)了工業(yè)純鐵的表面自納米化。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 純鐵自納米化工藝

高能噴丸處理原理圖見圖 1。本文所用被噴材料為冷軋工業(yè)純鐵，噴丸前材料組織為等軸狀α-鐵(見圖2)。試驗(yàn)時(shí)，將其加工成直徑×高為10 mm×20 mm圓柱形。HESP過程的主要工藝參數(shù)為：所用彈丸為直徑1 mm的鑄鐵，噴丸時(shí)空氣壓力為0.6 MPa，噴槍距離試樣表面5 cm。噴丸主要工藝流程為：試樣斷面磨平→拋光→有機(jī)溶劑清洗→噴丸。根據(jù)HESP的原理，當(dāng)其他參數(shù)一定時(shí)，劇烈變形層的厚度只取決于噴丸時(shí)間。為了研究噴丸時(shí)間與變形層厚度的關(guān)系，結(jié)合文獻(xiàn)[8]的研究結(jié)果，噴丸時(shí)間取1，3，5，6，7，8，9，10，12 和 14 min。

1.2 自納米化層的表征

圖1 高能噴丸處理原理圖Fig.1 Schematic illustration of HESP treatment set-up

首先采用OLYMPUS?GX41型金相顯微鏡對(duì)噴丸過后的變形層進(jìn)行觀察，通過金相顯微鏡對(duì)噴丸所產(chǎn)生的劇烈塑性變形層的厚度、分布及形貌等進(jìn)行觀察，同時(shí)對(duì)不同噴丸時(shí)間得到的變形層厚度進(jìn)行測(cè)量，以觀察變形層厚度與時(shí)間的關(guān)系。此外，利用HV?1000G型顯微硬度計(jì)對(duì)變形層從表面到基體范圍內(nèi)顯微硬度進(jìn)行測(cè)量。利用Vega Tescan掃描電子顯微鏡對(duì)劇烈塑性變形層的形貌進(jìn)行進(jìn)一步觀察，用D/MAX?1400型X線衍射儀對(duì)不同噴丸時(shí)間得到的劇烈變形層和原始試樣進(jìn)行分析。

圖2 劇烈塑性變形層形貌Fig.2 Microstructure of sever plastic deformed layer

2 結(jié)果與討論

2.1 變形層厚度與時(shí)間的關(guān)系

從圖2可以看出，采用HESP的方法在工業(yè)純鐵表面形成了一層劇烈的塑性變形層，從表面往基體延伸的過程中，變形層的變形程度越來越小，整個(gè)劇烈塑性變形層具有3個(gè)明顯的特征：最外層已看不出晶界，整個(gè)變形層連成一片(納米晶區(qū))；中間是條紋狀的劇烈變形層，條紋之間有明顯的界面(亞微米區(qū))；第3層是劇烈變形層和基體的過渡帶，晶粒變長(zhǎng)(變形晶粒區(qū))。3個(gè)晶粒區(qū)之間仍然連成一片，之間無明顯界面；整個(gè)劇烈變形層與基體之間雖然存在過渡帶，但也無明顯界面。

圖3所示為劇烈塑性變形層與噴丸時(shí)間的關(guān)系。從圖3可以看出：隨著噴丸時(shí)間的增加，劇烈塑性變形層的厚度不斷增加，但是噴丸6 min以后，增加的幅度非常??；噴丸10 min以后，劇烈變形層的厚度基本不發(fā)生變化。之所以劇烈變形層的厚度不再增加。其原因主要有2個(gè)：一是在不斷噴丸過程中，塑性變形不斷進(jìn)行，產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象，進(jìn)一步塑性變形受到一定阻礙；二是純鐵具有良好塑性，受到高能噴丸作用，金屬不斷往兩邊流動(dòng)，產(chǎn)生的劇烈變形層無法停留在試樣表面，而是流向試樣邊緣。這2個(gè)原因互相作用，導(dǎo)致工業(yè)純鐵的劇烈變形層并不是隨噴丸時(shí)間增加而不斷變厚，正是這個(gè)原因，導(dǎo)致純鐵劇烈變形層厚度小于采用同樣制備方法得到的不銹鋼和鈦合金劇烈變形層的厚度[6,11]。

圖3 劇烈變形層厚度與噴丸時(shí)間的關(guān)系Fig.3 Relationship between thickness of sever plastic deformed layer and shot time

2.2 變形層形貌與晶粒粒徑

圖4所示為劇烈塑性變形層的SEM照片。從圖4可以看出噴丸使得工業(yè)純鐵的晶粒發(fā)生了非常劇烈的變形，呈溝壑狀，已無明顯晶界。在劇烈變形層內(nèi)沒有出現(xiàn)較大粒徑孔洞。

圖5所示為噴丸6 min試樣的XRD圖譜。從圖5可以看出：噴丸6 min試樣較原始試樣的衍射峰發(fā)生了明顯的寬化。衍射峰發(fā)生寬化的原因主要有3個(gè)，即試驗(yàn)條件、晶粒細(xì)化以及微觀畸變等。當(dāng)材料內(nèi)部同時(shí)存在晶粒細(xì)化和微觀畸變時(shí)，實(shí)際衍射線形的半高寬與材料的晶粒粒徑和微觀畸變滿足下式[16]：

圖4 劇烈變形層的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM images of sever plastic deformed layer

圖5 噴丸6 min和原始樣的XRD譜Fig.5 XRD patterns of pre-shoted and as-shoted iron

式中：K為晶體形狀因素，使用半高寬時(shí)取0.89，使用積分寬時(shí)取0.94；λ為入射波長(zhǎng)，取Cu靶Kα1，波長(zhǎng)λ＝0.154 056 nm；θ為布拉格角；W(s)=WHMD?WI為物理加寬線形的半高寬；WHMD為實(shí)際衍射線形的半高寬；WI為儀器加寬值；D為去卷積參數(shù)。

圖6 噴丸6 min試樣晶粒粒徑和微觀應(yīng)變計(jì)算結(jié)果Fig.6 Grain size and micro-strain of plastic deformed layer

用同樣的方法對(duì)噴丸1，9和14 min的劇烈變形層XRD結(jié)果進(jìn)行計(jì)算，計(jì)算結(jié)果見表1。從表1可以看出：采用高能噴丸法，只要噴丸1 min即可在工業(yè)純鐵表面獲得納米晶；但隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒粒徑越來越小，而微觀應(yīng)變?cè)絹碓酱?。文獻(xiàn)[14?15]采用超聲噴丸 60 min在純鐵表面獲得平均晶粒粒徑為12 nm，微觀應(yīng)變?yōu)?.12%的自納米化層，晶粒粒徑要比由本文方法所得的小。主要原因在于：這2種方法都屬于SMAT法，都是通過使材料發(fā)生劇烈變形來細(xì)化晶粒，因此，只有當(dāng)變形量積累到一定程度時(shí)晶粒才能被細(xì)化到納米尺度，積累的塑性變形量越大，晶粒越細(xì)小，表1所示結(jié)果正好驗(yàn)證了這一點(diǎn)。雖然高能噴丸彈丸的能量高于超聲噴丸的能量，但噴丸時(shí)間較短，所以，積累的塑性變形量小于采用超聲噴丸過程的塑性變形量，故晶粒粒徑較由超聲噴丸法所得的晶粒大，這是2種方法的主要區(qū)別。

表1 噴丸面的晶粒粒徑和微觀應(yīng)變計(jì)算結(jié)果Table 1 Mean grain size and microstrain on shoted surface

2.3 變形層顯微硬度

圖7所示為顯微硬度(HV)與從表面到基體的距離之間的關(guān)系。從圖7可以看出：在最外層由于是一層納米晶，其顯微硬度非常高，隨著距離表面的距離增加，晶粒粒徑不斷增大，變形層的顯微硬度不斷降低。由于表面形成了一層納米晶，在距表面10 μm，硬度達(dá)到了296.6左右。導(dǎo)致顯微硬度增加的原因主要是晶粒細(xì)化和加工硬化(形變強(qiáng)化)。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系可知：晶粒細(xì)化會(huì)導(dǎo)致材料強(qiáng)化，使材料的顯微硬度提高。當(dāng)材料受到外力作用發(fā)生塑性變形時(shí)，位錯(cuò)要沿著某個(gè)滑移面運(yùn)動(dòng)，當(dāng)運(yùn)動(dòng)至晶界受阻便塞集起來，從而造成應(yīng)力集中，導(dǎo)致材料強(qiáng)度硬度提高。由于純鐵表面被納米化，晶粒大大細(xì)化，導(dǎo)致晶界數(shù)量激增，所以，其硬度有大幅度提高。

圖7 自納米化層的顯微硬度與距表面距離的關(guān)系Fig.7 Relationship between microhardness of self-nanocrystalline layer and distance

3 結(jié)論

(1) 采用本文噴丸工藝，即用彈丸為直徑1 mm的鑄鐵，噴丸壓力0.6 MPa，噴槍距離試樣表面5 cm，可以在工業(yè)純鐵表面形成一定厚度的納米晶。噴丸 6 min可得到厚度為120 μm的劇烈變形層；進(jìn)一步增加噴丸時(shí)間，劇烈變形層厚度增加量較小。

(2) 劇烈變形層由于晶粒得到了細(xì)化，其顯微硬度大大提高。在距噴丸面10 μm處，其硬度達(dá)到296.6；隨著距噴丸面距離的增加，劇烈變形層的顯微硬度呈梯度減小。

(3) 采用本文噴丸工藝，只要噴丸1 min，即可在工業(yè)純鐵表面獲得平均晶粒粒徑為68.4 nm、微觀畸變?yōu)?.050%的納米晶層；隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒粒徑越來越小，而微觀應(yīng)變?cè)絹碓酱?；噴?4 min可在工業(yè)純鐵表面獲得平均晶粒粒徑為28.5 nm、微觀畸變?yōu)?.175%的納米晶層。

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(編輯 楊幼平)

Surface self-nanocrystallization of commercial iron and its characterization

SUN Jian-chun1,2, SHENG Guang-min1, WANG Yue-tian1, LU Hao1, HAN Jing1

(1. College of Materials Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400044, China;2. College of Metallurgy and Materials Engineering, Chongqing University of Science and Technology,Chongqing 401331, China)

The commercial iron was successfully surface nanocrystallizated with high energy shot peening (HESP)method. The performance and microstructure of self-surface nanocrystalline layer on the commercial iron were studied and analyzed through microscope observation, scanning electron microscopy (SEM) analysis, microhardness test and X-ray diffraction (XRD) analysis. The results indicate that a nanocrystalline layer of commercial iron can be obtained by HESP method with the following parameters: with 1 mm diameter cast iron shotting ball, 0.6 MPa shotting press and 5 cm distance between the air shotting gun and the sample. The thickness of the nanocrystalline layer increases with the shotting time. And the microhardness (HV) of the nanocrystalline Fe is 296.6 because of containing nano-sized grains.After 1 min shotting, a nanocrystalline layer with the average grain size of 68.4 nm and microstrain of 0.050% is prepared on the commercial iron. While shotting after 14 min, a nanocrystalline layer with the average grain size of 28.5 nm and microstrain of 0.175% is prepared on the commercial iron.

commercial iron; self-nanocrystallization; characterization

TG142.71

A

1672?7207(2011)01?0062?05

2010?01?05；

2010?04?28

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50675234)

孫建春(1977?)，男，江蘇淮安人，博士研究生，講師，從事材料表面改性及納米材料研究；電話：023-65023714；E-mail: kwensun@163.com