奥氏体不锈钢表面纳米化处理后渗硼

毕业设计（论文）外文翻译题目高强度合金钢超音速喷丸表面纳米化后低温渗硼专业材料化学班级材化122学生唐建指导教师葛利玲教授级高工2016年1高强度合金钢高速气体辅助喷丸产生表面纳米层低温渗硼H.P.Yang*,X.C.Wu,Y.A.Min,T.R.Wu,J.Z.Gui上海大学材料科学与工程学院，上海200072，中华人民共和国摘要高强度合金钢（AISIH13）经高速气体辅助喷丸（ABSP）产生表面纳米结构层，在580℃下进行4h热处理。生成了由Fe2B和FeB两相组成的厚度为4μm的连续涂层，并且渗硼层的纳米硬度高达20GPa。这些结果表明，循环变形和喷射与样品表面之间的角度表面层产生纳米晶粒的过程中发挥关键作用。通过使用ABSP作为前处理工艺，硼扩散和硼化物的成核速率可在纳米结构的表面层被显著地提高。此外，渗硼样品在熔融铝合金中的重量损失率与未处理的样品相比只有40％，其主要原因是，涂层可有效地防止基体与熔融铝合金直接接触。©保留2013ElsevierB.V.所有权利。文章信息文章历史：2013.2.26收到2013.4.15接受修订表格2013.4.23网络可获取关键词H13钢材表面纳米结构层高速气体辅助喷丸等离子体渗硼21.介绍AISIH13钢是广泛用于挤压模具以及压铸铝合金和许多其他金属工件的工具钢，有高的强度和韧性的合金钢。然而，这种模具钢常用在腐蚀性的环境，因此有必要采用表面处理技术，以改善其表面性质，如耐磨性、硬度和耐腐蚀性。渗硼技术在热化学表面处理方面引起广泛关注，因为相比于当前物理涂层工艺，渗硼层具有优良的对基材的附着力。渗硼工艺可以在固体，液体或气体介质中进行[1]。以往许多文献报道了用来在钢表面上制备硼化物层的渗硼技术[2-5]。然而，大多都有要求相对高的加工温度（750-950℃）或耗时的缺点，这对基体的机械性能有害并且造成工件的变形。对于H13钢，渗硼工序的一项关键要求是它必须在650℃温度以下进行，为了防止晶粒生长和碳化物的析出，保持它们的高强度和韧性。因此，在过去几十年，在较低温度下较短的时间内渗硼吸引了广泛显著的兴趣。等离子体渗硼预计能够加速硼原子扩散入钢中，由于该方法的性质。它被认为是能在较低的温度下完成[6,7]。然而，到目前为止，在低于650℃用等离子体渗硼形成钢表面硼化物层的报道是缺乏的。此外，很少有工作一直专注于等离子渗硼处理的H13模具钢的动态抗腐蚀性能的研究。众所周知的是化学热处理产生的硼化物层取决于渗硼条件和材料本身的性质。这两个因素被晶界和位错密度的强烈影响。由于大量的晶界和位错密度，硼原子的扩散动力可以被材料表面纳米结构层显著增强。已经提出了多种严重塑性变形的方法来产生纳米晶材料。在这些技术中，喷丸硬化工艺不仅可导致残余压应力，而且还能制备表层超细晶粒。纳米结构表面层可以通过使用气体辅助喷丸硬化（ABSP）在不锈钢[8]，低合金钢[9]，以及硅钢[10]中得到，该技术已经被广泛应用到材料处理中。但是到现在为止，通过这个方法在高强度合金钢表面产生纳米结构层尚未见报道。在这项研究中，低温下等离子渗硼在经过ABSP辅助处理的AISIH13钢进行。此外，对熔融铝合金的耐动态腐蚀性质进行了研究。32.实验2.1材料和喷丸处理在实验中使用的AISIH13钢的化学组成含有（重量％）0.42C，4.93Cr，1.40Mo，0.98Si，0.87V，0.30Mn，0.018P，0.005S和余量Fe组成。铁素体钢预处理是通过在1030℃淬火，在610℃回火两次，得到马氏体组织。样品的硬度为46-47HRC。ABSP之前，形状（60mm×60mm×4mm）样品进行镜面抛光。然后，将样品通过0.8毫米直径的铸钢丸流0.5MPa下处理六个循环变形，每个循环的时间为5分钟。喷射喷嘴和样品表面之间的角度是在70-90°的范围内。等离子渗硼处理小样品的尺寸为15mm×15mm×4mm，样品块体如上所述加工。试样等离子体处理之前进行乙醇和丙酮中超声波清洗。2.2等离子体处理等离子体渗硼系统主要包括真空室并配备了电力和气流控制单元。加载小样品后，它是通过520V直流电压下Ar和H2的气体混合物直接溅射清洁。同时，真空腔室的温度以2℃/min的加热速度升高到580℃。BF3以一定的流速送入真空室。气体的组成为BF3（3％体积％）中，Ar（37％体积％）和H2（60％体积％）。在我们的实验中，总压力一直保持650和700Pa之间4小时。施加在样品上的电压大约为550V.2.3动态侵蚀测量等离子体渗硼处理在10mm直径和60mm长尺寸圆筒状的样品进行，这试样是在动态侵蚀测量试验中使用。这些样品与未处理的样品进行比较。H13钢广泛用于铝合金压铸形成，其对于熔融铝合金动态耐侵蚀性是很重要的。ADC12铝合金是一种被广泛应用于工业生产中的压铸铝。为了研究渗硼样品和未经处理的那些样品在熔融铝合金的动态耐侵蚀性的性能，在动态侵蚀测量中用ADC12铝合金。ADC12铝合金的化学组成为（重量％）：2.13Cu，0.87Fe，10.72Si，0.31Mg，0.36Mn，0.85Zn，0.054To，0.054Ni，0.056P，0.037Sn4和余量为铝。适当量的ADC12铝合金放入氧化铝坩埚中加热。当熔体周围温度稳定在700℃，渗硼样品和未处理样品被轴对称地保持浸入熔融铝合金中，由直流电动机驱动旋转。旋转轴以120RPM速度旋转。用于动态腐蚀试验系统的实验设置示意图示如图.1。侵蚀研究分别进行5，10，15和30分钟。测量的重量损失率之前，试样表面上存在的铝用NaOH溶液漂洗彻底除去水洗后试样在烘箱中60℃下干燥4小时。图1.用于动态腐蚀试验系统实验装置示意图：1渗硼样品，2未处理的样品，3石墨套，4ADC12铝合金熔体，5热电偶，6氧化铝坩埚，7盐浴炉，8转速的控制系统9电动机。2.4表征分别用JSM-6301F的扫描型电子显微镜（SEM）和一个场发射透射电子显微镜（TEMJEM-2010F），观察通过ABSP得到的变形层和纳米结构的特性。样品的晶体结构通过RigakuD/Max-RBX射线衍射表征，通过使用CuKα辐射和次级光束石墨单色光。纳米压痕技术试验的硬度梯度测试，通过使用具有约200nm的尖端半径的Berkovich金刚石压头的Triboindenter原位纳米力学测试系统进行。53.结果与讨论3.1纳米结构表面层的特性由ABSP处理的样品的横截面的SEM图像为图2（a）。可以看出，一个塑性变形层（10微米）存在于该处理过的表面层，它是由一个红-红线表示，其中的微观结构形态不同于于基体。变形层有着相对黑色的区域与基体之间的界限并不明显。在表层下的区域，是加工硬化区域，其特征是有细长晶粒边界。图2（b）显示了一个典型的最上层的统计学分布的内部晶粒尺寸的明场TEM图像。绝大多数晶粒的尺寸为5~15纳米。选定区域电子衍射（SAED）图案中显示如图2（c）。它表明，微观结构的特征是具有随机晶体取向的超细等轴晶粒。强衍射环对应多晶的α-Fe。这些映像也可被理解为奥氏体（311）。这表明在严重的塑性变形的纳米结构表面层α-γ转变可在室温下进行，由于形成过饱和纳米晶粒铁素体并且有压应力作用于纳米晶粒晶界[11]。没有可碳化物衍射环检测到，这可能是由于该碳化物可能被破碎成超细粒子太小而不能被检测到。另外，它们溶解在被很多小球重复冲击过程中经受非常大的应变和应变率而产生超细铁素体基体的最表面[12]。图2（d）所示为顶表面层的高分辨图像。有一个细长的晶粒（由虚线表示）短轴〜20nm，其中包含一个亚晶界。它包含若干边缘位错。细长晶粒可能是变形增加进一步细化。由ABSP产生纳米晶体表面层具有相当的重要性，因为ABSP是一种流行的工业工艺。根据此前报道[13]，也有一些必要的和合适的变形条件来产生金属材料纳米结构表面层。首先，产生纳米晶粒结构的最小量必须应力被认为是7-8，具体则取决于形变技术和选用的材料。其次，纳米结构的表面层可以在0.5〜104s-1的应变速率范围内产生。高应变率有利于获得具有大的取向差的随机取向细晶粒。其他重要因素包括低温变形和多向变形。低变形温度减慢自扩散，并延缓晶粒恢复动力。多方向的变形激活多滑移系并增加错位相互作用频率，这导致发展为细晶粒。基于以上的讨论，按照我们的ABSP实验参数，纳米晶体的表面层上可以高强度合金钢制成。应当注意的是，循6环变形和喷射喷嘴与样品表面之间的角度在产生纳米晶粒这个过程中发挥关键作用。前者抑制回复是由于在应力间隔期间冷却，后者是需要的以便促进晶粒的重新细化过程。3.2XRD测定ABSP处理和未处理的样品表面顶部XRD图案如图3（a）。显然观察到的α-Fe的衍射峰是马氏体的微观结构。它表明通过ABSP处理的样品衍射峰比未处理的稍微更宽，这表明细晶和微应变存在于表层。等离子体渗硼处理的样品的XRD图像给出在图3（b）。很明显FeB和Fe2B两相被检测到。另外，α-Fe的三个衍射峰出现在图案中，由于硼化物层的厚度不足够厚以完全掩盖基质的衍射峰，因为XRD的测量结果可以表明表层的结构信息大约是10μm厚[14]。此外FeB的（002）衍射峰强度比自身的其他特征峰强得多这表明FeB相的生长表现出（002）择优取向[15]。3.3.渗硼层的组织和硬度用等离子体渗硼处理的样品的横截面的SEM微观结构显示在图4（a）。可以看出，表面上有连续的硼化物层，约4微米厚。通常，涂层在基材的形态表现出牙样生长，无论是FeB（正交），也不论是Fe2B（四方）都具有立方晶体的对称性[15]。扩散在这些相是各向异性的性质。然而，在我们的实验结果，渗硼层的齿样生长并不明显。实际上，该衬底的化学组成在硼化物层的生长扮演着重要的角色。合金元素，如钼，钒，铬，镍，抑制涂层的生长动力。它们趋向于在带状硼化物的顶端聚集并大大减少此区域的活性硼原子通量[16]。H13钢拥有相对高的金元素的量，在其上的硼化物层不具有明显的牙齿状的形态。加工硬化区域正好相邻硼化物层（由虚线表示）它的微观结构与ABSP处理的样品并没有显示明显的区别，表明渗硼处理期间在加工硬化区域并没有发生明显的重结晶。当高温渗硼工艺相比，有趣的是发现FeB和Fe2B之间没有明显的边界。它可能两个硼化物的混合组成。7如图3所示，（a）原始样品（A）和由ABSP处理的样品的XRD图谱（b）有纳米化层的样品在580℃等离子体渗硼处理4小时图.4.（a）用等离子体渗硼处理的样品的横截面的典型SEM图像，和（b）相应的硬度纳米压痕试验的梯度83.4硼化物层的形成机制在等离子体渗硼的过程中，附近的阴极，高能量碰撞产生了一系列的各种诱发或游离状态化学成分[17]。可以认为BF3减少是由分子和原子态进行。活性硼可以吸附在样品的表面并扩散进基体。在初始阶段，硼原子可以固溶进马氏体基体中。当在样品表面吸附的硼浓度CadsB高到足够形成FeB，FeB和Fe2B相都生成并生长。如果硼的浓度范围CupFe2B＜CadsB＜ClowFeB（CupFe2B是Fe2B相的硼浓度上限，ClowFeB是FeB相的硼浓度下限）只有Fe2B相生成。通过与活跃硼原子反应，Fe2B相可变换FeB相。等离子渗硼整个过程可表示如下：1.BF3+3/2H2→B（活性）+3HF和BF3+3H（活性）→B（活性）+3HF;2.如果是CadsB0.5(at%)，B（吸附）+铁→FeB;如果0.33bCadsBb0.5(at%)B（吸附）+2Fe→Fe2B;3.硼原子经化学势驱动跳跃过FeB或Fe2B晶格;4.如果FeB相首先出现在样品表面，2FeB→Fe2B+B；如果Fe2B相首先出现在样品表面，Fe2B+B→2FeB；5.在Fe2B/Fe界面2Fe+B→Fe2B。由ABSP处理后，H13钢的等离子渗硼温度可以降低到580℃，这是比常规处理温度低约300至400℃。这种现象类似于以前的一些研究成果[18-20]。它应该被关注，这种策略可以提供在提高工程材料的性能的表面化学处理的一般途径。这种好优良