高能喷丸法制备工业纯铁表面纳米晶的研究

高能喷丸法制备工业纯铁表面纳米晶的研究

纳米材料的准备一直是纳米领域的研究热点和难点。虽然发展了多种纳米材料的制备手段,其制备技术也取得了很大进步,但是,受制备工艺复杂、成本高、材料外形尺寸小、内部孔洞和污染等因素的影响,整体的、具有纳米级粒度的金属材料至今难以获得。因此,如何采用更为简单、低成本的手段制备含缺陷少的纳米材料成为该领域的追求目标。近年来,采用表面机械研磨处理(Surfacemechanicalattritiontreatment,SMAT)成为一种纳米材料制备新方法,采用该方法获得的纳米晶样品,表层一定深度内的晶粒粒径在100nm以内,且具有纳米、亚微米和变形晶粒层逐渐过渡的梯度结构和无污染、无孔洞等特点。由于SMAT法所制备的纳米材料具有上述特点,所以存在许多潜在的应用价值,目前已在扩散焊接、表面合金化以及渗氮等方面取得了一定应用。采用SMAT法已成功实现多种金属及合金表面自纳米化[6,7,8,9,10,11,12,13]。在用SMAT法制备纳米材料时,超声喷丸(Ultrasonicshotpeening,USSP)法得到较多应用,而高能喷丸(Highenergyshotpeening,HESP)法应用较少。虽然有人用USSP实现了纯铁的表面自纳米化,但目前还未见利用HESP法实现纯铁表面自纳米化的报道。本文作者采用HESP法在工业纯铁表面获得一定厚度的剧烈塑性变形层,通过对这层剧烈塑性变形层的组织结构及性能进行分析与表征,确认在纯铁表面得到的是有一定厚度的纳米晶层,实现了工业纯铁的表面自纳米化。1实验材料和方法1.1hesp过程高能喷丸处理原理图见图1。本文所用被喷材料为冷轧工业纯铁,喷丸前材料组织为等轴状α-铁(见图2)。试验时,将其加工成直径×高为10mm×20mm圆柱形。HESP过程的主要工艺参数为:所用弹丸为直径1mm的铸铁,喷丸时空气压力为0.6MPa,喷枪距离试样表面5cm。喷丸主要工艺流程为:试样断面磨平→抛光→有机溶剂清洗→喷丸。根据HESP的原理,当其他参数一定时,剧烈变形层的厚度只取决于喷丸时间。为了研究喷丸时间与变形层厚度的关系,结合文献的研究结果,喷丸时间取1,3,5,6,7,8,9,10,12和14min。1.2变形层厚度、分布及显微硬度的测量首先采用OLYMPUS-GX41型金相显微镜对喷丸过后的变形层进行观察,通过金相显微镜对喷丸所产生的剧烈塑性变形层的厚度、分布及形貌等进行观察,同时对不同喷丸时间得到的变形层厚度进行测量,以观察变形层厚度与时间的关系。此外,利用HV-1000G型显微硬度计对变形层从表面到基体范围内显微硬度进行测量。利用VegaTescan扫描电子显微镜对剧烈塑性变形层的形貌进行进一步观察,用D/MAX-1400型X线衍射仪对不同喷丸时间得到的剧烈变形层和原始试样进行分析。2结果与讨论2.1东南角缘代喷丸时间的影响从图2可以看出,采用HESP的方法在工业纯铁表面形成了一层剧烈的塑性变形层,从表面往基体延伸的过程中,变形层的变形程度越来越小,整个剧烈塑性变形层具有3个明显的特征:最外层已看不出晶界,整个变形层连成一片(纳米晶区);中间是条纹状的剧烈变形层,条纹之间有明显的界面(亚微米区);第3层是剧烈变形层和基体的过渡带,晶粒变长(变形晶粒区)。3个晶粒区之间仍然连成一片,之间无明显界面;整个剧烈变形层与基体之间虽然存在过渡带,但也无明显界面。图3所示为剧烈塑性变形层与喷丸时间的关系。从图3可以看出:随着喷丸时间的增加,剧烈塑性变形层的厚度不断增加,但是喷丸6min以后,增加的幅度非常小;喷丸10min以后,剧烈变形层的厚度基本不发生变化。之所以剧烈变形层的厚度不再增加。其原因主要有2个:一是在不断喷丸过程中,塑性变形不断进行,产生加工硬化现象,进一步塑性变形受到一定阻碍;二是纯铁具有良好塑性,受到高能喷丸作用,金属不断往两边流动,产生的剧烈变形层无法停留在试样表面,而是流向试样边缘。这2个原因互相作用,导致工业纯铁的剧烈变形层并不是随喷丸时间增加而不断变厚,正是这个原因,导致纯铁剧烈变形层厚度小于采用同样制备方法得到的不锈钢和钛合金剧烈变形层的厚度。2.2晶粒粒径和微观畸变图4所示为剧烈塑性变形层的SEM照片。从图4可以看出喷丸使得工业纯铁的晶粒发生了非常剧烈的变形,呈沟壑状,已无明显晶界。在剧烈变形层内没有出现较大粒径孔洞。图5所示为喷丸6min试样的XRD图谱。从图5可以看出:喷丸6min试样较原始试样的衍射峰发生了明显的宽化。衍射峰发生宽化的原因主要有3个,即试验条件、晶粒细化以及微观畸变等。当材料内部同时存在晶粒细化和微观畸变时,实际衍射线形的半高宽与材料的晶粒粒径和微观畸变满足下式:式中:K为晶体形状因素,使用半高宽时取0.89,使用积分宽时取0.94;λ为入射波长,取Cu靶Kα1,波长λ=0.154056nm;θ为布拉格角;W(s)=WHMD-WI为物理加宽线形的半高宽;WHMD为实际衍射线形的半高宽;WI为仪器加宽值;D为去卷积参数。因此,利用最小二乘法拟合出曲线,由该直线的斜率和截距即可求得平均晶粒粒径和微观畸变。图6所示为利用JADE软件对喷丸6min剧烈变形层晶粒粒径和微观畸变的计算结果,直线的斜率即为平均晶粒粒径,平均晶粒粒径为43.9nm;截距即为微观畸变,剧烈变形层的微观畸变为0.0652%。根据计算结果,喷丸6min可在工业纯铁表面获得一定厚度的纳米晶层。用同样的方法对喷丸1,9和14min的剧烈变形层XRD结果进行计算,计算结果见表1。从表1可以看出:采用高能喷丸法,只要喷丸1min即可在工业纯铁表面获得纳米晶;但随着喷丸时间的延长,晶粒粒径越来越小,而微观应变越来越大。文献[14-15]采用超声喷丸60min在纯铁表面获得平均晶粒粒径为12nm,微观应变为0.12%的自纳米化层,晶粒粒径要比由本文方法所得的小。主要原因在于:这2种方法都属于SMAT法,都是通过使材料发生剧烈变形来细化晶粒,因此,只有当变形量积累到一定程度时晶粒才能被细化到纳米尺度,积累的塑性变形量越大,晶粒越细小,表1所示结果正好验证了这一点。虽然高能喷丸弹丸的能量高于超声喷丸的能量,但喷丸时间较短,所以,积累的塑性变形量小于采用超声喷丸过程的塑性变形量,故晶粒粒径较由超声喷丸法所得的晶粒大,这是2种方法的主要区别。2.3显微硬度的增加图7所示为显微硬度(HV)与从表面到基体的距离之间的关系。从图7可以看出:在最外层由于是一层纳米晶,其显微硬度非常高,随着距离表面的距离增加,晶粒粒径不断增大,变形层的显微硬度不断降低。由于表面形成了一层纳米晶,在距表面10μm,硬度达到了296.6左右。导致显微硬度增加的原因主要是晶粒细化和加工硬化(形变强化)。根据Hall-Petch关系可知:晶粒细化会导致材料强化,使材料的显微硬度提高。当材料受到外力作用发生塑性变形时,位错要沿着某个滑移面运动,当运动至晶界受阻便塞集起来,从而造成应力集中,导致材料强度硬度提高。由于纯铁表面被纳米化,晶粒大大细化,导致晶界数量激增,所以,其硬度有大幅度提高。3微观变形法提高纳米晶层的硬度(1)采用本文喷丸工艺,即用弹丸为直径1mm的铸铁,喷丸压力0.6MPa,喷枪距离试样表面5cm,可以在工业纯铁表面形成一定厚度的纳米晶。喷丸6min可得到厚度为120μm的剧烈变形层;进一步增加喷丸时间,剧烈变形层厚度增加量较小。(2)剧烈变形层由于晶粒得到了细化,其显微硬度大大提高。在距喷丸面10μm处,其硬度达到296.6;随着距喷丸