張林偉，余玖明，張 旭，鄒 晉，陸德平，陸 磊

(1 江西省科學(xué)院 應(yīng)用物理研究所，南昌 330029;2 中國(guó)兵器工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)化研究所，北京 100089)

脈沖爆炸-等離子體技術(shù)處理對(duì)T8鋼表層組織和性能的影響

張林偉1，余玖明1，張 旭2，鄒 晉1，陸德平1，陸 磊1

(1 江西省科學(xué)院 應(yīng)用物理研究所，南昌 330029;2 中國(guó)兵器工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)化研究所，北京 100089)

采用脈沖爆炸-等離子體(PDP)技術(shù)對(duì)T8鋼進(jìn)行表面改性處理，電容分別為600，800，1000μF。采用SEM，XRD分析了PDP處理前后T8鋼的表層組織和相結(jié)構(gòu)的變化，利用顯微維氏硬度計(jì)和摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)研究了PDP處理前后T8鋼的顯微硬度和耐磨損性能的變化。結(jié)果表明：隨著電容的增加，T8鋼表面先發(fā)生光滑化，然后出現(xiàn)大量火山狀熔坑，熔坑的出現(xiàn)是由PDP的能量和材料本身的不均勻性造成的。PDP處理使T8鋼表面發(fā)生由馬氏體α′-Fe向奧氏體γ-Fe的轉(zhuǎn)變，并發(fā)生滲氮現(xiàn)象形成Fe3N。T8鋼改性層厚度隨著電容的增加而增加，當(dāng)電容為1000μF時(shí)，改性層平均厚度為68.27μm，其組織由柱狀組織和細(xì)化組織組成。隨著電容的減小，柱狀組織厚度也減小。PDP處理后T8鋼改性層顯微硬度提高約2倍，耐磨損性能也明顯改善，最高為基體的2.6倍。

脈沖等離子體；爆炸；T8鋼;表面改性

脈沖爆炸-等離子體(PDP)表面強(qiáng)化技術(shù)是烏克蘭國(guó)家科學(xué)院巴頓焊接研究所的科學(xué)家于20世紀(jì)90年代末研制成功的一種新型高效表面改性技術(shù)。該技術(shù)創(chuàng)造性地將氣體爆炸技術(shù)和等離子體技術(shù)相結(jié)合，利用氣體爆炸產(chǎn)物在同軸等離子槍內(nèi)放電電離所產(chǎn)生的高密度能量的等離子體進(jìn)行材料表面改性[1,2]。PDP技術(shù)處理金屬材料表面時(shí), 伴隨著一系列復(fù)雜的物理化學(xué)過(guò)程：(1)由于能量和動(dòng)量的快速傳遞，在極短時(shí)間內(nèi)引發(fā)基材局部溫度迅速升高和快速降低，加熱或冷卻速率可達(dá)108K/s[3]，使材料表面發(fā)生晶粒細(xì)化、晶體擇優(yōu)取向等變化，明顯提高材料表層的硬度、耐磨損和耐腐蝕等性能；(2)等離子體的撞擊將使基底表面局部形成高的壓應(yīng)力狀態(tài)[4]；(3)可引起離子注入效應(yīng)，注入的離子一部分來(lái)源于工作氣體(丙烷、氧氣、壓縮空氣)，另一部分來(lái)源于消耗電極(W，Mo，Ti等)[5,6]。與激光處理、電子束處理和常規(guī)離子注入技術(shù)相比，PDP表面強(qiáng)化技術(shù)具有能量利用率高、單次處理面積大、工藝簡(jiǎn)單容易控制等特點(diǎn)，還能把不同的金屬元素注入到材料表面形成微合金化效應(yīng)，是材料表面改性領(lǐng)域一項(xiàng)非常有應(yīng)用潛力的技術(shù)。

碳素工具鋼是目前工業(yè)領(lǐng)域生產(chǎn)實(shí)踐中應(yīng)用最廣泛的材料之一，對(duì)其進(jìn)行表面改性提高其使用壽命可大幅節(jié)約成本，降低能耗。T8鋼是一種典型的碳素工具鋼，目前工業(yè)上通常采用激光淬火/熔覆的方法對(duì)其進(jìn)行表面強(qiáng)化。激光表面強(qiáng)化技術(shù)具有能量集中，強(qiáng)化效果好等優(yōu)點(diǎn)，但同時(shí)存在能量轉(zhuǎn)換率低、束斑尺寸小、易發(fā)生能量反射等缺點(diǎn)[7,8]。從為T8鋼的工業(yè)應(yīng)用提供一種經(jīng)濟(jì)有效的表面改性新技術(shù)的角度出發(fā)，本工作利用PDP技術(shù)對(duì)T8鋼進(jìn)行表面強(qiáng)化改性，研究改性處理前后T8鋼表層組織和性能的變化規(guī)律，旨在探求T8鋼組織和性能變化的根本原因并提供合理的PDP表面改性參數(shù)。相關(guān)研究可為PDP技術(shù)在碳素工具鋼表面改性領(lǐng)域的應(yīng)用提供理論依據(jù)和技術(shù)支撐。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用基體材料為淬回火態(tài)的T8號(hào)鋼，其名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為： C 0.82，Si 0.244，Mn 0.344，P 0.011，S 0.012，Cr 0.09，余量Fe。樣品經(jīng)金相砂紙打磨至1000#，用無(wú)水乙醇在超聲波中清洗，烘干后備用。采用PDP技術(shù)對(duì)T8鋼樣品表面進(jìn)行改性處理，處理工藝參數(shù)如下：電壓為5kV，電容分別為600，800，1000μF，脈沖頻率為3Hz，丙烷流量為0.35m3/h，氧氣流量為1.4m3/h，處理距離為100mm。

利用HXS-1000A顯微維氏硬度計(jì)分析T8鋼改性處理前后的顯微硬度變化，載荷25g，加載時(shí)間10s。采用MMW-1A立式萬(wàn)能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)考察T8鋼的耐磨損性能變化，測(cè)試前試樣經(jīng)1500#砂紙打磨后再采用1.5μm的金剛石拋光液進(jìn)行拋光處理。實(shí)驗(yàn)采用球盤摩擦方式，摩擦副為直徑為6mm的ZrO2球，轉(zhuǎn)速200r/min，加載力150N，時(shí)間2h。T8鋼的磨損量采用稱重法，采用精度為0.1mg的電子分析天平稱量磨損實(shí)驗(yàn)前后的樣品質(zhì)量，結(jié)果取其差值。采用Bruker D8 focus型X射線衍射儀對(duì)T8鋼改性處理前后的物相變化進(jìn)行分析；采用附帶能譜儀(EDS)的FEI Quanta 200型掃描電鏡觀察T8鋼改性處理后的組織形貌和成分。采用專業(yè)圖像分析軟件Image-pro plus6.0測(cè)定改性層厚度。

2 結(jié)果與分析

2.1 相結(jié)構(gòu)及顯微結(jié)構(gòu)變化

圖1為T8鋼經(jīng)PDP處理后的表面形貌。為了研究電容對(duì)T8鋼表面形貌的影響，材料改性處理前經(jīng)金相砂紙打磨至1000#。可以看出，當(dāng)電容為600μF時(shí)，T8鋼表面的機(jī)械研磨劃痕僅部分熔化，較深的劃痕依然清晰可見(jiàn) (圖1(a))；當(dāng)電容為800μF時(shí)，機(jī)械研磨產(chǎn)生的劃痕基本消失，T8鋼表面變得非常光滑、平整，只在局部出現(xiàn)少量熔坑；當(dāng)電容增加到1000μF時(shí)，T8鋼表面出現(xiàn)大量火山口狀的熔坑，熔坑直徑為幾微米至一百多微米不等。上述現(xiàn)象表明，PDP處理T8鋼的過(guò)程中，材料表面的溫度達(dá)到或超過(guò)了其熔點(diǎn)，發(fā)生了重熔現(xiàn)象，導(dǎo)致了劃痕的消失和熔坑的出現(xiàn)。熔坑的出現(xiàn)導(dǎo)致T8鋼表面粗糙度增加，這在某些場(chǎng)合可能會(huì)對(duì)PDP技術(shù)的應(yīng)用帶來(lái)不利的影響。

圖1 PDP技術(shù)處理后T8鋼的表面形貌 (a)600μF；(b)800μF；(c)1000μFFig.1 Surface images of the T8 steel treated by PDP technology (a)600μF；(b)800μF；(c)1000μF

為了進(jìn)一步明確T8鋼表面熔坑的產(chǎn)生機(jī)制，本研究對(duì)熔坑內(nèi)外(見(jiàn)圖1(c)中標(biāo)記處)進(jìn)行了EDS微區(qū)成分分析，結(jié)果如圖2所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，熔坑內(nèi)的Fe元素含量減少， 而O，W元素含量增加。在產(chǎn)生高速、高能量密度的等離子體的過(guò)程中，由于尖端放電部分電極元素W也將進(jìn)入等離子體。圖2所示的熔坑中心處的O和W 元素含量高于熔坑外的現(xiàn)象間接說(shuō)明了等離子體能量分布的不均勻性。熔坑的形成原因如下：一方面PDP技術(shù)處理材料的過(guò)程是一個(gè)能量注入的過(guò)程，且能量的分布是不均勻的。其他參數(shù)不變時(shí)，等離子體的能量隨著電容的增加而增加，當(dāng)?shù)入x子體的能量達(dá)到臨界值時(shí)，與能量密度較高區(qū)域接觸的材料表面首先熔化。從金屬材料本身而言，熱處理狀態(tài)、元素分布和相結(jié)構(gòu)等都將導(dǎo)致微區(qū)成分的不均勻性。在高能量密度等離子體的作用下，熔點(diǎn)相對(duì)較低的區(qū)域?qū)⑹紫缺蝗刍?；另一方面，PDP技術(shù)產(chǎn)生的等離子體具有極高的速率(最高可達(dá)6000m/s)，如此高速率的等離子體到達(dá)材料表面時(shí)，材料熔化的區(qū)域受到等離子體的沖擊作用將離開(kāi)原來(lái)的位置，從而在材料表面形成火山口狀的熔坑。

圖2 T8鋼表面熔坑內(nèi)外的EDS微區(qū)分析結(jié)果 (a)熔坑內(nèi)部；(b)熔坑外部Fig.2 EDS results on the surface of T8 steel inside and outside the crater (a)inside the crater;(b)outside the crater

圖3為PDP技術(shù)處理前后T8鋼的表層的XRD圖譜。T8鋼原始基體為體心立方結(jié)構(gòu)的馬氏體α′-Fe相。經(jīng)PDP技術(shù)處理后，材料表層除α′-Fe相外，還出現(xiàn)了殘余奧氏體γ-Fe相和Fe3N相。隨著電容的增加， Fe3N相的衍射強(qiáng)度逐漸增加，表明其相對(duì)含量也逐漸增加。此外，隨著電容的增加，α′-Fe峰衍射強(qiáng)度逐漸降低，而寬化程度增加。α′-Fe峰的寬化說(shuō)明PDP處理導(dǎo)致材料表層晶粒細(xì)化或在其表面引入了較大微觀應(yīng)變[9，10]，具體原因有待進(jìn)一步確定。T8鋼表層中奧氏體γ-Fe的出現(xiàn)與PDP技術(shù)在試樣表面產(chǎn)生的快速加熱和冷卻效果有關(guān)，類似的結(jié)果在其他材料的高能束表面處理工藝中也有報(bào)道[11,12]。在PDP處理過(guò)程中，高能量密度的等離子體足以使工作氣體中的氮?dú)獍l(fā)生電離并滲入材料內(nèi)部形成Fe3N，其過(guò)程與工業(yè)領(lǐng)域常用的滲氮技術(shù)類似。不同之處在于，本研究所采用的PDP技術(shù)可在大氣氛圍下實(shí)現(xiàn)材料表面的快速滲氮過(guò)程，這在工業(yè)領(lǐng)域是十分有應(yīng)用潛力的。

圖3 PDP技術(shù)處理前后T8鋼表面的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns on surface of T8 steels before and after treated by PDP

圖4為電容為1000μF時(shí)T8鋼的截面形貌和三種電容條件下T8鋼的斷口形貌。當(dāng)電容為1000μF時(shí)，在T8鋼表面出現(xiàn)一層與基體有明顯區(qū)別的組織(改性層)，結(jié)合圖1可知該層組織是PDP技術(shù)處理過(guò)程中材料的熔融層經(jīng)快速凝固形成的。測(cè)量結(jié)果表明該層平均厚度為68.27μm。當(dāng)電容為800μF和600μF，改性層厚度分別為33.89μm和16.71μm，樣品截面形貌與圖4(a)類似，故文中未給出。顯然，隨著電容的增加，放電能量也隨之增加，材料表面的改性層厚度也增加。從試樣斷口形貌(圖4(b))可以看出，當(dāng)電容為1000μF時(shí)，改性層可分為兩種組織，即靠近樣品表面的柱狀組織(厚約26μm)和靠近母材的細(xì)化組織(厚約42μm)。而當(dāng)電容為800μF時(shí)，改性層組織除靠近樣品表面有一層厚約1～2μm的柱狀組織，其余都為細(xì)化組織。當(dāng)電容為600μF時(shí)，改性層全部為細(xì)化組織，未發(fā)現(xiàn)柱狀組織。根據(jù)成分過(guò)冷理論[13], T8鋼熔凝層的組織形態(tài)受熔體中的成分過(guò)冷度的影響，即溫度梯度G和結(jié)晶速率R的比值越小，形成等軸晶的概率越大，G/R越大，形成柱狀晶的概率越大。T8鋼表層材料熔凝過(guò)程中，當(dāng)熔池中溶質(zhì)元素濃度一定時(shí)，熔池底部的結(jié)晶速率R稍小于熔池表面的結(jié)晶速率，而受外加冷卻的影響熔池表面的溫度梯度G遠(yuǎn)大于熔池底部的溫度梯度。因此，隨著距熔池表面距離的增加，G/R逐漸減小，成分過(guò)冷度增大，即在熔池表面，G/R值最大，組織形態(tài)為柱狀晶，且沿?zé)崃鞣较蚺帕?，而靠近熔池底部的G/R值較小，組織為細(xì)小的等軸晶。隨著電容的降低，等離子體能量也降低，材料表層滿足柱狀晶形成條件的區(qū)域相應(yīng)也越來(lái)越薄(圖4)。

圖4 不同電容處理時(shí)T8鋼的截面及斷口組織 (a)C=1000μF,截面;(b)C=1000μF,斷口;(c)C=800μF,斷口;(d)C=600μF,斷口Fig.4 Cross-section and fracture micrographs of T8 steel treated by PDP technology with different capacities(a)C=1000μF, cross-section;(b)C=1000μF,fracture;(c)C=800μF,fracture;(d)C=600μF,fracture

2.2 表層硬度變化

圖5為PDP處理后T8鋼的顯微硬度隨距離樣品表面深度的變化情況。圖中每個(gè)點(diǎn)的結(jié)果為5次測(cè)量數(shù)據(jù)的平均值。由圖可見(jiàn)，當(dāng)電容為1000μF時(shí)，經(jīng)PDP改性處理后T8鋼表層硬度在65μm范圍內(nèi)約為基體硬度的2倍。在距樣品表面25μm的范圍內(nèi)顯微硬度稍低，在距樣品表面25～60μm的范圍內(nèi)顯微硬度又稍有提高，這和圖4(b)所示的組織是相對(duì)應(yīng)的。根據(jù)霍爾-佩奇(Hall-Petch)公式：

(1)

式中：σy為材料的屈服強(qiáng)度，通?？捎蔑@微硬度HV替代;σ0表示移動(dòng)單個(gè)位錯(cuò)產(chǎn)生的晶格摩擦阻力;ky為常數(shù);d為平均晶粒直徑，

圖5 不同電容處理時(shí)材料的顯微硬度隨距表面距離的變化曲線Fig.5 Microhardness against distance form surface of T8 steel treated by PDP technology with different capacities

由上式可見(jiàn)，材料的晶粒大小與其顯微硬度成反比關(guān)系。T8鋼改性層柱狀區(qū)的晶粒較組織細(xì)化區(qū)的大，對(duì)應(yīng)的顯微硬度就稍低。除組織細(xì)化對(duì)改性層顯微硬度提高的貢獻(xiàn)外，T8鋼表層顯微硬度提高還有以下幾方面原因：(1)材料表層快速凝固形成的組織中位錯(cuò)密度較高；(2)材料表層發(fā)生的滲氮作用形成了Fe3N硬質(zhì)相；(3)強(qiáng)化處理后，T8鋼表層產(chǎn)生了較大的宏觀殘余壓應(yīng)力。據(jù)文獻(xiàn)[4]報(bào)道，PDP處理后，材料表層產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力可達(dá)1GPa。從圖中還可以發(fā)現(xiàn)，隨著電容的增大，材料表層硬化區(qū)的深度也相應(yīng)增大，硬化區(qū)顯微硬度值也增大。在氣體流量一定的情況下，氣體爆炸產(chǎn)生的能量也一定。若電容增加，則兩電極間氣體的放電能量和形成的離子數(shù)量都增加，最終形成的等離子體能量密度也增加。當(dāng)?shù)入x子體作用于材料表面時(shí)，更高能量密度的等離子體將導(dǎo)致材料表面熔化層加厚，經(jīng)快速凝固后形成更深的硬化區(qū)。如前所述，電容增加，等離子體的能量密度也增加，導(dǎo)致材料表層組織中的位錯(cuò)密度更高，殘余壓應(yīng)力也越大，在組織細(xì)化的共同作用下材料表層的顯微硬度也越高。當(dāng)然，電容不是越大越好，電容太大容易導(dǎo)致材料表面出現(xiàn)裂紋，影響材料的整體性能。

2.3 耐磨損性能變化

圖6為PDP技術(shù)處理后T8鋼的磨損失重結(jié)果。由圖可見(jiàn)，PDP技術(shù)處理后T8鋼的耐磨損性能明顯提高，且隨著電容的增加，耐磨損性能提高越明顯。當(dāng)電容為1000μF時(shí)，T8鋼的耐磨損性能為基體的2.6倍。圖7為T8鋼摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后的表面形貌圖。由圖可見(jiàn)，原始T8鋼磨損表面存在明顯的犁溝，具有磨粒磨損的典型特征，同時(shí)磨損表面還可見(jiàn)明顯的黏著痕跡，這說(shuō)明材料表面主要發(fā)生了磨粒磨損，同時(shí)伴隨著黏著磨損。電容為800μF和600μF時(shí)，T8鋼的磨損表面與電容為1000μF時(shí)無(wú)明顯區(qū)別，均無(wú)明顯犁溝和塑性變形痕跡，故文中未給出。磨粒來(lái)源于由磨損導(dǎo)致的摩擦副表面間的金屬磨屑。由于原始材料硬度較低(約400 HV0.025)，抵抗塑性變形能力較差，當(dāng)硬質(zhì)粒子受切向力作用在摩擦表面產(chǎn)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)時(shí)，在材料表面形成較深的犁溝，造成較大的磨損量。在電容為1000μF條件下強(qiáng)化處理后， T8鋼的磨損表面無(wú)明顯犁溝和塑性變形痕跡，黏著磨損痕跡也明顯減輕，相應(yīng)的其磨損失重也減小(圖6)。

圖6 脈沖爆炸-等離子體技術(shù)處理前后T8鋼的磨損失重Fig.6 Wear mass loss of T8 steel treated by PDP technology

圖7 T8鋼摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后表面形貌圖 (a)原始材料；(b)電容為1000μF時(shí)處理的T8鋼Fig.7 Micrographs of worn surfaces of T8 steel after wear tests (a)substrate;(b)T8 steel treated by PDP technology with capacity of 1000μF

從圖6中還可以發(fā)現(xiàn)，電容不同的情況下T8鋼的耐磨損性能也存在一定的差異，其磨損量與材料顯微硬度有較好的對(duì)應(yīng)關(guān)系，總體規(guī)律表現(xiàn)為隨著材料硬度的增加，磨損量逐漸降低。金屬材料的耐磨性與其硬度模量比(H/E)有較好的對(duì)應(yīng)關(guān)系[14]。H/E比值越大說(shuō)明材料裂紋萌生的極限應(yīng)力越大，對(duì)應(yīng)的材料的耐磨損性能越優(yōu)異。然而，彈性模量E是對(duì)材料組織不敏感的參數(shù)。因此，在合適的范圍內(nèi)材料的硬度越高，越有利于其耐磨損性能的提高。經(jīng)PDP技術(shù)處理后，T8鋼的顯微硬度隨著電容的增加而增加，耐磨損性能也對(duì)應(yīng)提高。另一方面，材料的耐磨損性能還與其韌性有較大的關(guān)系。材料硬度增加，脆性就會(huì)增加，裂紋容易萌生和擴(kuò)展，導(dǎo)致耐磨損性能降低。因此，在不過(guò)多降低材料硬度的前提下，適當(dāng)增加其韌性，也有利于材料耐磨損性能提高。經(jīng)PDP強(qiáng)化處理后，T8鋼表層中出現(xiàn)了硬度相對(duì)較低的奧氏體γ-Fe和硬度較高的馬氏體α′-Fe的復(fù)合結(jié)構(gòu)，這種軟-硬結(jié)合的復(fù)合結(jié)構(gòu)有利于材料韌性的提高；另一方面，與基體相比，T8鋼表層組織發(fā)生了明顯的細(xì)化，這也有利于提高材料的韌性，減少磨損表面發(fā)生脆性斷裂的概率，提高材料的耐磨損性能。

3 結(jié)論

(1)當(dāng)電容從600μF增加到800μF時(shí)，PDP技術(shù)處理導(dǎo)致了T8鋼表面光滑化，當(dāng)電容增加到1000μF時(shí)，T8鋼表面出現(xiàn)大量直徑從幾微米至一百多微米的火山狀熔坑，熔坑的出現(xiàn)是由等離子體能量和材料本身的不均勻性導(dǎo)致的。

(2)經(jīng)PDP技術(shù)處理后，T8鋼表層發(fā)生馬氏體α′-Fe向奧氏體γ-Fe的轉(zhuǎn)變，同時(shí)還發(fā)生了滲氮現(xiàn)象出現(xiàn)Fe3N相。

(3)隨著電容的增加，T8鋼改性層厚度也增加。當(dāng)電容為1000μF時(shí)，改性層平均厚度為68.27μm，此時(shí)改性層組織由柱狀組織和細(xì)化組織組成。隨著電容的減小，柱狀組織厚度逐漸減小。

(4)經(jīng)PDP技術(shù)處理后，T8鋼改性層顯微硬度提高約2倍，耐磨損性能也明顯改善，當(dāng)電容為1000μF時(shí)，T8鋼顯微硬度最高為877HV0.025，耐磨損性能為基體的2.6倍。

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(本文責(zé)編：解 宏)

Effect of Pulse Detonation-plasma Technology Treatment on Structure of Surface Layer and Performance of T8 Steel

ZHANG Lin-wei1,YU Jiu-ming1,ZHANG Xu2,ZOU Jin1,LU De-ping1,LU Lei1

(1 Institute of Applied Physics,Jiangxi Academy of Science,Nanchang 330029,China；2 China Ordnance Industrial Standardization Research Institute,Beijing 100089,China)

T8 steel was carried out surface modification treatment by pulse detonation-plasma(PDP) technology with the capacity of 600, 800, 1000μF respectively. The microstructure and phase structure of T8 steel before and after PDP treatment were analyzed by using XRD and SEM. The microhardness and wear resistance before and after treatment were investigated by microhardness tester and wear tester. The results show that the surface smoothing occur first, and then the craters are formed. The craters are caused by the inhomogeneity of PDT energy and the material itself. PDP treatment makes the surface layer of T8 steel changed from martensite α′-Fe to austenite γ-Fe, and the Fe3N is formed due to nitriding phenomenon. The thickness of modified layer is increased with the increasing of the capacity. When the capacity is 1000μF,the average thickness of modified layer is 68.27μm and it composes of columnar and fine grain structure. The thickness of columnar structure is decreased with the decreasing of the capacity. The microhardness is improved by a factor of about 2, and the wear resistance is also obviously increased. The maximum wear resistance is 2.6 times of the matrix.

pulse plasma;detonation;T8 steel;surface modification

江西省科技計(jì)劃項(xiàng)目(20151BBB50264,20151BDH80002);江西省重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(20161BBH80061);江西省自然科學(xué)基金(20161BAB216147);江西省對(duì)外科技合作計(jì)劃(2015BDH80002)

陸磊(1967-)，男，研究員，碩士，從事金屬材料表面改性技術(shù)研究與應(yīng)用，聯(lián)系地址：江西省南昌市上坊路382號(hào)創(chuàng)新大樓江西省科學(xué)院物理研究所302張林偉轉(zhuǎn)(330029)，E-mail:lllulei@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000999

TG174.442

A

1001-4381(2017)05-0100-06