純鐵表面原位合金化的研究.pdf

1、材料表面經(jīng)過表面機(jī)械研磨處理(surface mechanical attrition treatment，SMAT)后可形成具有一定厚度的納米擴(kuò)散層。在SMAT過程中鋼球以一定的頻率重復(fù)撞擊材料表面，從而使得材料表面發(fā)生塑性變形，表面產(chǎn)生大量應(yīng)力應(yīng)變能、非平衡晶界、晶體缺陷（空位、位錯(cuò)等），這些均可以促進(jìn)元素的擴(kuò)散。機(jī)械合金化(Mechanical Alloying，MA)技術(shù)是使兩種或者兩種以上粉體經(jīng)過高能球磨后實(shí)現(xiàn)元素合金化的方法

2、，其原理是粉體在經(jīng)過不斷的搓揉、破碎、焊合的作用后發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)而形成合金。本篇論文利用SMAT和MA兩種技術(shù)的特點(diǎn)，在材料進(jìn)行SMAT過程中添加不同的粉體，以期通過彈丸持續(xù)撞擊材料表面而在材料表面同時(shí)達(dá)到納米化和元素?cái)U(kuò)散合金化的效果，繼而在材料表面原位形成合金化。
　　本文在純鐵基體表面進(jìn)行SMAT時(shí)，依次添加Ni粉、Cr粉、Zn粉及Al粉，通過金相顯微鏡(OM)、X射線衍射儀(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)、能譜分析(EDS

3、)、輝光放電測試儀(GDS)、電化學(xué)工作站等材料分析檢測方法，對添加不同的粉體、不同的SMAT時(shí)間后純鐵的表面形貌、橫截面組織結(jié)構(gòu)、表面物相組成、表面耐蝕性等進(jìn)行探討分析，分析了添加元素與基體形成擴(kuò)散合金層的影響因素，最后從熱力學(xué)角度簡單計(jì)算了SAMT添加元素在基體上的擴(kuò)散系數(shù)。
　　得到的主要結(jié)論如下:
　　(1)純Fe/SMAT/Ni120min和200min后，得到表面晶粒尺寸分別為～25nm、～17nm及厚度分別為～

4、30μm、50～100μm的擴(kuò)散層，SMAT120min后擴(kuò)散層的成分為FeNi，SMAT200min后擴(kuò)散層的成分從表面到心部依次為Ni、FeNi3、FeNi、純Fe，對其耐蝕性能研究顯示SMAT后試樣的腐蝕電極電位有所提高，SMAT200min后試樣的耐蝕性比SMAT120min的佳，SMAT后擴(kuò)散系數(shù)增大。
　　(2)純Fe/SMAT/Cr120min后形成表面晶粒尺寸為～19.4nm、厚度為～50μm、成分為Fe(Cr)固

5、溶體的擴(kuò)散層，處理時(shí)間延長至240min時(shí)，形成的擴(kuò)散層厚度最高～110μm，表面晶粒細(xì)化至～12nm，試樣表面粗糙度隨著SMAT時(shí)間的延長而增大，表面存在未被Cr粉覆蓋的區(qū)域，對其耐蝕性能研究顯示，與SMAT120min和SMAT200min相比，表面去掉Cr層處理后可以提高試樣的腐蝕電極電位，SMAT后試樣耐蝕性有所下降，擴(kuò)散系數(shù)增大。
　　(3)純Fe/SMAT試樣添加不同粉體后擴(kuò)散機(jī)理為:相同之處在于當(dāng)粉體鑲嵌于基體表面后

6、，由于彈丸應(yīng)力作用粉體將焊合于基體表面，SMAT后表面高體積晶界及產(chǎn)生的缺陷為元素的短路擴(kuò)散提供通道;彈丸高速重復(fù)撞擊試樣表面使得試樣和粉體的表面不斷出現(xiàn)裸露新界面，粉體與基體Fe的焊合點(diǎn)增多;在SMAT過程中基體不斷吸收彈丸撞擊帶來的能量使得基體產(chǎn)生高應(yīng)變及高應(yīng)變能，從而降低了活性原子遷移能壘;最后彈丸碰撞產(chǎn)生的熱量和反應(yīng)放熱均能加快原子的擴(kuò)散，這是純鐵添加Ni粉和Cr粉機(jī)械研磨處理擴(kuò)散機(jī)理的相同之處，不同之處在于純Fe/SMAT/N

7、i原子擴(kuò)散與基體形成的是Fe-Ni系化合物，而純Fe/SMAT/Cr原子擴(kuò)散與基體形成的是Fe(Cr)固溶體，而且擴(kuò)散層的厚度也不盡相同。
　　(4)純Fe/SMAT/Zn不同處理時(shí)間試樣表面和純Fe/SMAT/Al120min試樣表面均未形成相應(yīng)的合金擴(kuò)散層或固溶體擴(kuò)散層，失敗的原因可歸結(jié)為:鋅粉和鋁粉質(zhì)地較軟，在SMAT過程中呈層片狀粘附在基體表面上，因此很難獲得足夠的活性原子與基體發(fā)生焊合繼而擴(kuò)散;純Fe/SMAT試樣形成擴(kuò)