3%無取向硅鋼薄板的表面納米化結構與性能

莫成剛，劉 剛，劉金陽，武保林，左 良

(1.東北大學 研究院，沈陽 110819;2.沈陽航空航天大學 材料工程系，沈陽 110136)

3%無取向硅鋼薄板的表面納米化結構與性能

莫成剛1，劉 剛1，劉金陽2，武保林2，左 良1

(1.東北大學 研究院，沈陽 110819;2.沈陽航空航天大學 材料工程系，沈陽 110136)

為了探索金屬薄板表面納米化制備方法，本工作選取3%無取向硅鋼熱軋板進行表面機械研磨處理(SMAT)和異步軋制 (CSR)，研究深度方向結構和硬度的變化.結果表明:SMAT過程中，3%無取向硅鋼通過位錯的演變，在表面形成了等軸狀、尺寸約為10 nm的、取向呈隨機分布的納米晶，納米晶層厚度約為20 μm;SMAT樣品經過CSR后，表面的顯微組織基本不變，但納米晶層的厚度明顯減小;SMAT和CSR處理使表面硬度顯著提高 (約為85%).本工作表明，SMAT與CSR復合工藝可以制備大尺寸的、具有納米結構表層的金屬薄板.

3%無取向硅鋼;表面機械研磨處理;異步軋制;組織演變;硬度;納米結構表層

納米材料具有優(yōu)異的功能特性，而納米化已成為最大限度地開發(fā)材料性能潛力的有效途徑之一.自上世紀80年代以來，人們提出了多種納米材料制備方法，然而受嚴格的制備條件所限，現有的制備方法還難以獲得大尺寸的、實用的納米材料.實際應用中，金屬材料的疲勞、磨損和腐蝕等失穩(wěn)多始于表面，若在材料表面制備出一定厚度的納米晶組織，即實現表面納米化［1，2］，就可以利用納米晶的優(yōu)異功能特性提高材料表面和整體的性能.

近年來，表面納米化研究進展較快，人們相繼提出了多種表面納米化處理方法，例如表面機械研磨處理、超音速顆粒轟擊、超聲噴丸、氣動噴丸和超聲表面滾壓沖擊等［2～6］.經過上述方法處理后，金屬材料表面和整體的性能(如硬度、強度、疲勞、耐磨性和耐蝕性等)均得到了不同程度的提高［7～11］.然而，現有的方法多用于處理具有一定厚度的塊體材料，且由于彈丸的無序噴射，處理面普遍存在著粗糙度大的問題.對于工業(yè)上用量較大的金屬薄板/帶，還未見有效的表面納米化處理方法.

金屬薄板/帶是采用軋制技術生產的，若將表面納米化處理方法與軋制技術結合，即先對大厚度板材進行表面納米化處理，再對其進行冷軋，不僅有可能實現金屬薄板/帶的表面納米化，同時可以利用軋制來降低因表面納米化處理而增加的表面粗糙度.基于這種設想，本工作選取3%無取向硅鋼熱軋板進行表面納米化處理，再采用具有軋制壓力小、產品精度高的異步軋制對其進行冷軋，通過對板材不同深度的組織觀測和硬度分析，研究表層梯度結構的演變過程及其對性能的影響.

1 實驗材料與方法

實驗采用厚度為2.2 mm的3%無取向硅鋼熱軋板.將板材切割成100 mm×50 mm×2.2 mm的樣品，在真空狀態(tài)下對樣品進行表面機械研磨處理(SMAT)，其設備原理圖如圖1所示.在密封容器內放置球形彈丸，將樣品固定在上部，容器下部與振動裝置相連，工作時彈丸與樣品表面頻繁碰撞，使樣品碰撞點附近發(fā)生局部變形，頻繁碰撞累積的高應變可使材料表層細化至納米級.SMAT參數:彈丸直徑為8 mm，振動頻率為50 Hz，處理時間為1 h.用CSR對SMAT樣品進行冷軋，為了避免表層因剪切應力作用而產生不對稱織構，在軋制過程中保持相鄰道次之間剪切應力作用方向相反，主要參數為:速比1.28，軋制道次8次，壓下量89%，薄帶最終厚度0.24 mm.

利用LEICA－DMI5000M型金相顯微鏡觀測樣品橫截面組織，浸蝕劑為4%HNO3酒精溶液.用PertPro PW3040/60型X射線衍射(XRD)儀對樣品表面進行分析.用Philips－EM400透射電鏡(TEM)觀測SMAT和SMAT+CSR樣品不同深度的組織，TEM樣品的制備方法如下:由處理表面研磨至待測深度后，從背面研磨至30 μm厚度，再利用離子減薄法從背面進行單側減薄，直至樣品穿孔為止.

用MVK－H3顯微硬度儀測量SMAT和SMAT+CSR樣品硬度沿深度的分布，測量載荷為10 g，加載時間為10 s，每個深度隨機選取10～15個點進行測量，然后取平均值.

2 結果與討論

2.1 橫截面金相組織觀測

圖2為樣品橫截面金相組織.厚度為2.2 mm的3%無取向硅鋼熱軋板原始組織呈均勻的流線型.經過SMAT之后，樣品表面附近塑性變形明顯增加，并沿深度方向遞減.再經過壓下量為89%的CSR后，顯微組織仍呈流線型，但比較均勻.

2.2 表層XRD分析

圖3為樣品表面的XRD譜.原始樣品含有單一的α－Fe.經過SMAT后，衍射峰顯著寬化，這主要是由于晶粒尺寸減小和微觀應變增大所致;衍射峰的相對強度與粉末衍射卡片接近，說明表面的晶粒取向已呈隨機分布.SMAT樣品再經過CSR后，衍射峰寬度減小，同時200和112反射明顯增強，這主要是由于X射線具有一定的穿透深度，盡管表面已形成取向呈隨機分布的納米晶組織(見后續(xù)TEM觀測)，但表面以下卻出現了較強的{200}和{112}面織構.

2.3 不同深度組織TEM觀測

圖4為SMAT樣品距表面不同深度的TEM像及其對應的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣.經過SMAT后，表面形成了等軸狀納米晶，平均晶粒尺寸約為10 nm，SAED上均勻的衍射環(huán)表明納米晶具有隨機取向，見圖4(a);在10 μm深度，顯微組織為等軸狀納米晶，晶粒尺寸范圍在10～20 nm之間，SAED上均勻的衍射環(huán)表明納米晶取向為隨機分布，見圖4(b);在20 μm深度，晶粒尺寸為～100 nm，對應的SAED由不均勻衍射環(huán)組成，表明晶粒之間存在中等到大角度取向差，見圖4 (c).在40 μm深度，顯微組織為亞微晶/位錯胞，尺寸為～200 nm，SAED由拉長的衍射斑組成，表明亞微晶/位錯胞之間具有小角度取向差，見圖4 (d).

圖3 樣品表面的XRD譜Fig.3 XRD patterns of the surface layer of different samples

圖4 SMAT樣品不同深度的TEM像和SAED，Fig.4 TEM images and corresponding SAEDs of the SMAT sample in different deepth

圖5為SMAT+CSR樣品表面和10 μm深度的TEM像及其對應的SAED花樣.SMAT樣品經過CSR后，表面為等軸狀納米晶，晶粒尺寸介于10～20 nm，對應的SAED上為均勻的衍射環(huán)，表明納米晶具有隨機取向，見圖5(a);在10 μm深度，顯微組織為納米晶/亞微晶，晶粒尺寸為60～150 nm，對應的SAED由呈環(huán)狀的衍射斑組成，表明納米晶/亞微晶之間具有中等角度取向差，見圖5(b).

TEM觀測結果表明，SMAT可以在3%無取向硅鋼熱軋板中誘發(fā)表面納米化，在深度方向形成晶粒尺寸逐漸增大的梯度結構，其中納米晶層的厚度約為20 μm.圖4(c)的顯微組織中存在著高密度的位錯，由此可以確定晶粒細化是通過位錯運動實現的，這與工業(yè)純鐵完全相同［12］.

將圖4和5對比可以看出，SMAT樣品和SMAT+CSR樣品表面顯微組織基本相同;但在10 μm深度，SMAT樣品的晶粒尺寸為～20 nm，而SMAT+CSR樣品卻為60～150 nm，說明CSR可以使SMAT樣品表面納米晶組織保留下來，但會使梯度結構層的厚度減小，這一結果也可由表面XRD譜驗證.由圖3可見，SMAT樣品表面XRD衍射峰發(fā)生寬化，這主要歸因于晶粒尺寸減小和微觀應變增大.經過CSR后，盡管表面晶粒尺寸基本不變，但由于X射線具有一定的穿透深度，深度方向晶粒尺寸的急劇增大導致了衍射峰寬度的減小.

圖5 SMAT+CSR樣品不同深度的TEM像和SAEDFig.5 TEM images and corresponding SAEDs of the SMAT+CSR sample in different deepth

2.4 硬度沿深度的分布

圖6為顯微硬度沿深度的變化.經過SMAT和SMAT+CSR處理后，樣品表面硬度均明顯增加(分別522 HV和505 HV)，與處理前的樣品相比，表面硬度提高約85%;隨著深度的增加，硬度逐漸減小，從而形成了梯度變化層，其中SMAT樣品梯度層厚度約為120 μm，而SMAT+CSR樣品約為80 μm.

將組織與硬度進行對比可以看出，SMAT樣品CSR前后的表面硬度接近，這主要是由于SMAT樣品表面組織并未因CSR而發(fā)生明顯的變化.值得注意的是，SMAT樣品經過壓下量為89%的CSR后，其梯度結構層厚度(約為120 μm)并未按比例減小至約10 μm，而是達到80 μm左右，表明CSR過程中，在軋制力使板材發(fā)生整體晶粒細化的基礎上，因軋輥轉速不同而產生的沿深度方向遞減的剪切應力可以使板材表面附近晶粒發(fā)生進一步的細化，從而形成梯度結構.表面硬度的提高與晶粒細化和加工硬化有關.大量單相材料表面納米化研究表明，硬度與d－1/2(d為晶粒尺寸)之間滿足Hall－Petch關系［2，6，7］，因此具有單一α－Fe相的3%無取向硅鋼表面硬度的提高主要可歸因于晶粒細化.

本工作表明，將SMAT與CSR結合可以使大尺寸的金屬薄板/帶實現表面納米化.其潛在的應用價值主要體現在兩方面:其一是利用表面組織優(yōu)化提高金屬薄板/帶表面和整體的性能，其二是實現低溫化學處理，例如由SMAT/CSR制備的3%無取向硅鋼薄板可以使?jié)B硅溫度由～1 200℃降低到～650℃，滲劑中腐蝕性較強的鹵化物(作為催化劑)含量(質量分數)由～35%降低至～3%［13］.

圖6 顯微硬度沿深度的變化Fig.6 Hardness variation along depth of the samples

3 結論

(1)3%無取向硅鋼經過SMAT后可以實現表面納米化，在表面形成等軸狀、尺寸約為10 nm的、取向呈隨機分布的納米晶組織，納米晶層厚度約為20 μm.

(2)SMAT樣品經過CSR后，表面的顯微組織基本不變，但納米晶層的厚度明顯減小.

(3)SMAT和CSR使表面硬度顯著提高(約為85%).

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Characterization and property of nanostructured surface layer of 3%non－oriented silicon steel thin sheet

MO Cheng-gang1，LIU Gang1，LIU Jin-yang2，WU Bao-lin2，ZUO Liang1

(1.Research Academy，Northeastern University，Shenyang 110819，China.2.Department of Materials Engineering，Shenyang Aerospace University，Shenyang 110136，China.)

In order to synthesize nanostructuraed surface layer on thin metal sheet，a 3%non－oriented silicon steel was selected to be treated by means of surface mechanical attrition treatment(SMAT)followed by cross－shear rolling (CSR).The microstructural evolution and hardness variation along the depth was investigated by using different techniques.Experimental evidences show that:after the SMAT，equiaxed nanocrystallines with random orientations can be obtained in the surface layer due to the dislocation activities，where the grain size is about 10 nm，and the thickness of the nanostructured surface layer is about 20 μm;After the CSR，the microstructure in the top surface layer remains unchanged，however the thickness of the nanostructured surface layer reduces significantly;The microhardness of top nanostructured surface layer is enhanced obviously compared with that of the untreated sample.This work shows that it is available to synthesize nanostructured surface layer on large－dimensional thin sheet of the metallic materials by using the SMAT followed by the CSR.

3% non－oriented silicon steel;surface mechanical attrition treatment;cross－shear rolling; microstructural evolution;microhardness;nanostructured surface layer

TG 142.71

A

1671-6620(2012)01-0043-04

2011-10.

國家自然科學基金資助 (No.50571095).

莫成剛 (1978—)，男，東北大學博士生，E－mail:mo_cg119@126.com;劉剛 (1963—)，男，東北大學教授，E－mail:gliu@mail.neu.edu.cn.