Al(110)表面

Al(110)表面（精选3篇）

Al(110)表面 第1篇

由于铝的特性跟电导率、薄膜质量以及晶向等直接相关,所以氧分子在铝表面不论是发生物 理吸附还 是化学吸 附,在各种氧化反应中有着很重要的作用[1,2,3,4]。铝一旦暴露在大气环境中时,不可避免地会受到H2O、O2、CO2等其他气体分子影响[2],因此氧分子在铝表面的吸附已经引起许多学者的研究,氧分子或者氧原子和铝的相互作用已经在实验和理论方面被集中地研究很多年。张芳英等根据第一性原理的方法采用4个不同的初始吸附位置(平行位、倾斜45°、fcc位和顶位)研究了氧分子在Al(001)表面的吸附,提出氧分子的最佳吸附位是在平行位,并且氧分子在O2/Al(001)边界有两种吸附模型,这与氧分子在Al(001)表面的初始位置有关,当氧分子吸附在铝表面时,只会影响顶部两层铝原子,对第三层铝原子几乎没有影响[3]。除此之外,张芳英等还研究了Al(001)、(110)和(111)的表面能的密度泛函理论,表面能值跟表面下两原子层的S、P轨道上电荷面密度的重新分布有关,表面电荷面密度越高,表面能越低,并且P轨道平均面密度在第一和第二原子层的分布与S轨道的分布是不同的, 在Al(110)表面,顶部原子层的平均电荷面密度是最大的[4]。 雷小丽等依据密度泛函理论将氧分子吸附在Al(111)表面4个不同位置:平行顶位、垂直顶位、垂直桥位和倾斜45°,研究表明,最佳吸附位置是平行位。在吸附的过程中,大量电子从Al(111)表面转移到氧分子,并且氧分子发生了解离,解离后,氧原子稳定地吸附在Al(111)的fcc位[2]。

本研究主要解决O2在Al(110)表面不同初始位置中最佳吸附位置的选择,同时也希望为氧 化过程提 供动力学 机理,以解决在吸附物-金属表面的成键和断键问题。因此从利用基于密度泛函理论的第一性原理交换关联赝势的方法考虑多种计算的参数和细节开始,在3个重要的吸附位置上分析O2-Al的相互作用以及键长和键角的变化 ,并且在表面 -吸附物的分析中就轨道作用和电荷分布进行简短的讨论,分别用O2和Al在不同位置相应的态密度来研究吸附过程中电荷的转移,最后经过分析得出相应的结论[5]。

1计算模型与方法

采用CASTEP (Cambridge serial total energy package)[6,7]软件包和基 于广义梯 度近似 (GGA)交换关联 近似[8,9,10,11,12,13]的超软赝势的方法以计算和分析系统[14,15,16]。平面波截断能设置为700eV,晶格参数在多次测试后设为2×3× 1,真空层厚度沿着z轴方向为1.0nm。在该迭代过程中,考虑到布里渊区的周期性,设收敛精度为2.0×10-6eV/atom。

图1 清洁 Al(110)表面和3个不同初始吸附位置吸附后的:清洁 Al(110)表面(a);顶位(b);桥位(c);穴位(d) Fig.1 The structures of clean Al(110)surface and three different initial sites after adsorption:clean(a); top(b);bridge(c);hollow (d)

铝超晶胞模型为面心立方(fcc)结构[3],晶格常数在优化后为0.411nm,与实验值0.405nm相符合[3]。优化后铝的超晶胞模型如图1(a)所示,由2×2原胞组成,总共有4层原子,固定底部3层,顶层被弛豫。氧分子键长为0.1208nm, 氧原子和铝原子之间的键长为0.177nm[3]。图1(b)-(d) 和图2为吸附后3种初始吸附位置的结构:顶位、桥位和穴位。图2(a)中顶位指氧分子垂直吸附在铝原子的顶部,气体分子有1个最邻近铝原子;图2(b)中桥位指氧分子垂直吸附在2个铝原子的中间,氧分子有2个邻近的铝原子;图2(c) 中穴位指氧分子垂直的吸附在次表面铝原子的顶部,根据氧原子的垂直高度不同,有4个最邻近的铝原子[17]。

2结果与讨论

2.1O2在Al(110)表面不同吸附位置的吸附能和模型参数变化

从能量的角度出发,O2在铝表面的吸附能定义为吸附前后超晶胞总能量的差值,如式(1)所示[3]。

EAl.O2是吸附后超晶胞的总能量,EAl是吸附前铝超晶胞的能量,EO2是O2分子的总能量,N是晶胞中氧气分子的数目。

Al(110)表面吸附后原子层间距的变化由式(2)给出[17]:

式中:d0是吸附前初始原子层间距,i代表第i层,j表示第j层,dij是第i层和第j层之间的间距,结果如表1所示。

从表1中可以看出,O2分子吸附在Al(110)表面的过程中,在桥位上吸附能的绝对值是最大的,其次是顶位,穴位是最小的,因此,在桥位吸 附比在其 他位置的 吸附更为 容易。 同时,桥位上氧分子的键长吸附后比吸附前增加了0.0268 nm,顶位时吸附后键长增加了0.0118nm,穴位时吸附后增加了0.0245nm,由于占据反键轨道,所以键长全部拉伸。表1中,结合氧原子和相连的铝原子的距离d(O-Al)以及 Δd12和 Δd23,可以明显看到,3个位置中氧原子之间的距离都变大, Δd12发生了改变,但是 Δd23没有发生改变,说明氧分子之间发生了解离,并且表层原子和次表层原子之间相互影响,而次表层原子和第3层原子之间并没有发生相互作用,初步判断,是共价键的形成和相互作用的结果,当氧分子吸附在Al (110)表面时,氧分子只跟表层原子相互作用。当吸附在桥位时,由于氧原子之间距离增加了0.0268nm,经测量吸附后键角O-O-Al(114.78°)和键角Al-Al-O (24.63°)比吸附前键角O-O-Al(124.76°)和键角Al-Al-O(24.63°)小,这是因为与氧原子相连的2个铝原子由于带正电荷和Peierls畸变[18]产生了互相排斥作用。

2.2O2吸附在Al(110)表面的电荷密度分布

单电子的占据轨道与空轨道形成了延伸轨道电子,诱发了Al(110)表面的畸变。于是可以开始分析假设孤立氧分子中电子的数量,可以把O1-Al重叠布居 数的增加 主要归于Pz-Pz键布居数的增加。表2给出了O2吸附在顶部、桥位和穴位时,O-Al键的原子轨道重叠布居的具体变化。

从表2中可以发 现O1和Al的电荷分 布是桥位 > 顶位>穴位,说明在桥位,O1和Al之间的相互作用要强于顶位和穴位,这就意味着,氧分子和相连的铝原子之间的键的强度在桥位强于顶位和穴位。同时,O1和O2的电荷分布是顶位>穴位>桥位,说明共价键O1-O2在顶位、穴位和桥位的键能依次递减。

在桥位 (O2-Al1和O2-Al3)和穴位 (O1-Al1、O1-Al2、 O1-Al3和O1-Al4)可以观察到负的重叠布局,这是2个靠近平板系统相互作用最明显的特征[19]。也正如下讨论,通过占据轨道的重叠,电荷过渡态的混合在内部分子键形成起到了重要的导向作用。

笔者倾向于分析Pzm和O1受体轨道的相互作用。如表1键长数据所示,键长拉伸是由于反键轨道混合产生的电子导致的。加强固氧化物O2-1有更长的键长,进一步说明与 πg*的填充相一致。畸变是由于发生了泰勒效应[18]的简并度固态等价物而产生的。

表3是O2吸附在Al(110)表面的原子轨道电荷分布。 从表3中可以看出,氧原子的负电荷主要来自铝原子的电子的转移,电荷转移量在0.27~0.66之间,在吸附的过程中, 根据清洁铝表面和3个吸附位置中原子轨道电荷分布的比较,主要是氧原子2P轨道的电子和铝原子3S轨道发生了相互作用。

为了研究Al-O的成键和电子密度变化,计算了分子的电荷密度差。这个方法对描述由小系统组成的大系统很有用。

式中:ρO2on Al(110)表示系统中总的电荷密度,ρO2和ρAl(110)分别表示吸附物氧分子和清洁表面的电荷密度差。

图3展示了O2在Al(110)表面吸附时,顶位、桥位和穴位的电荷密度差图。在图3中,用黑色标记失去电子,用灰色标记得到电子,白色标记的区域表示电荷密度差几乎没有改变。为了更清晰地观察黑色和灰色区域,在本实验中隐藏了白色区域。从图3可以观察到,靠近氧原子的电子云为灰色,靠近被吸附的铝原子的电子云为黑色,2个原子电荷密度差越小,颜色也越浅。据此,可以得到在吸附的过程中,氧原子得到电子,铝原子失去电子,并且由于O2的吸附,表层铝原子上电子的转移比在次原子层电子的转移更为容易。在吸附过程中,大量电子从Al(110)表面转移到O2分子,在吸附后,氧原子和Al(110)面产生了强的化学吸附。在图3(b) 中桥位的电子云比其他2个位置的电子云面积大,即在桥位氧分子更容易吸附,这进一步证明了如表2所示的Al-O的键能在桥位时最强。

当然,这些是分子轨道间相互作用最引人注目的点。比较图3中的(a)和(b)的黑色区域时,可以看到,黑色电子云说明这些轨道只是部分填充轨道,这和O2接收来自于O1的电子是一致的。

O2电子云的轮廓除了尺寸不一样外都很相似,这对讨论键能很重要。然而,不同吸附位置O1的电子云轮廓结构展示了不同的个体特征。由于密立根 π键属性,在顶位O1的电子云轮廓像蜜蜂,在桥位,由于杂化轨道的主要属性,O1展示出了一种像船的结构,在穴位,O1的外形结构可以被考虑是像两片树叶的结构,可以考虑到是邻近效应的作用。氧分子在悬挂键的吸附原子和近邻原子之间起到桥梁作用。

2.3O2在Al(110)表面吸附时的态密度

为了进一步分析O2在Al(110)表面的吸附,计算了O2在Al(110)表面吸附的分波态密度(PDOS),如图4和图5所示。图4(a)是吸附前氧分子的态密度,图4(b)-(d)分别是氧分子吸附在顶位、桥位和穴位后的态密度。从图4中可以看出,在费米能 级附近,主要是由O2的P轨道贡献,在图4(a)中,电子峰在0eV处显示出 很强的活 性。 比较图4(b)-(d)和图4(a),发现有新的波产生,并且波峰向能量更低的位置移动,这说明吸附后有新键产生,并且系统比吸附之前更为稳定,在图4(c)中,波在-10~-5eV区域内与其他吸附位置相比展宽最多,这也满足之前显示的结果,桥位是最佳的吸附初始位置。由图4还可知,当电荷从金属表面转移到O1时,会减弱相互作用键,因此O2的解离属性增加, 这和之前所讨论的键长的结果增加是一致的。

图5(a)显示的是清洁Al(110)表面的态密度,图5(b)(d)分别是O2在Al(110)表面吸附后,整个系统在3个不同位置的态密度图。在图5(a)中,电子峰在-10~-5eV范围内,Al(110)表面主要是由Al的S轨道贡献。在图5(b)(d)中,电子峰向能量更低的位置移动,并且波峰展宽,这说明系统在吸附后比吸附前稳定,尤其是在桥位,电子峰向能量更低移动得更为明显,这也说明了在桥位吸附更为稳定。

在图5中,比较清洁铝表面和3个不同吸附位置的态密度图,清洁铝表面的反键区域(5~10eV)减少,同时,3个不同初始吸附位置的成键区域和非成键区域(0~10eV)增加。 比较显示在顶位、桥位和穴位的有效离域,尤其是在桥位,键由最大的费米面填充,暗示了由于强的泰勒畸变有同样的键形成。当然,态密度的形状也可以通过图3来说明,同样可以得到这些灰色区域轮廓的电子浓度表示电荷被接收。因此,不仅是费米面轮廓被拉伸,其斜率在电子态密度最高时最平缓。

在比较图4和图5分波态密度(PDOS)的不同时,可以清晰地得到O2分子和Al轨道的相互作用。波峰在低能量 -10eV以下时,主要是O2分子的2σu和1πu轨道相互作用, 2σu和1πu之间的能量差在顶位、桥位和穴位减少,这从表3中的电荷分布也可以很好地解释,2σu*失去电子,3σg得到电子,减少的能量差认为是 π*的填充引起O-O键减弱,导致O-O键之间距离拉伸[20]。顶位反键轨道的PDOS(图5(b)) 揭示了吸附物-表面之间的相互作用由于1πg*和Al(110)表面平行(图3(a)所示)而减少,这也解释了它具有较低的吸附能。在桥位,3σu*和πg*被填充,π清晰地展示发生了离域,这也解释了具有较高的吸附能的泰勒畸变(表3中Al1-2)。 穴位的PDOS图进一步支持我们的观点,由于4个系统原子 (Al1-4)一起相互作用,3σu*几乎被填满。尽管O2的PDOS在图4(c)、(d)中显示出相似的特征,但是在桥位的离域比在穴位的离域更强。

3结论

(1)O2在Al(110)表面的吸附能为:桥位>顶位>穴位, 桥位为最佳的吸附位。

(2)在吸附的过程中,氧分子被解离,表层的铝原子向氧原子移动。这使表层铝原子层与次表层铝原子层的距离增大,氧分子所带负电荷来自铝原子层的转移。在桥位,氧原子和表层铝原子的相互作用增强,而且,越靠近铝原子层,氧原子的键能越强。O1-O2在顶位、穴位和桥位的共价键依次减弱。

(3)O2吸附在Al(110)的过程中的主要是氧原子的2P轨道和铝原子的3S轨道的相互作用,并且之间产生了强的化学作用。在吸附后,系统比吸附前更为稳定。

(4)氧分子吸附在Al(110)表面上3个吸附位置的电荷数据表明,相比于桥位,顶位和穴位为O2提供电子较少,并且在桥位铝原子接收来自O1的电子,O2在顶位和穴位比在桥位上更容易发生解离,其原有电荷转移给1πg导致O-O键长拉伸。O2的彻底解离总是伴随着高的3σu轨道的占据,当1πg部分填充,O-O键被拉伸,3σu能量会减少,开始与铝原子相互作用,将会进一步拉伸O-O键,甚至断裂。然而,超过5eV时,铝的态密度与O2分子的态密度没有重叠区,即没有共振态,因此没有发生有效的化学相互作用。

摘要：采用密度泛函理论中广义梯度近似(GGA)计算方法对比分析了O2分子在Al(110)面3个不同吸附位(顶位、桥位和穴位)的吸附性质,通过吸附能的比较,桥位的吸附能高于顶位和穴位,是最佳的吸附位。吸附质的态密度、吸附物O2分子轨道电荷分布的变化以及金属表面原子轨道电荷分布的变化揭示了吸附过程中电荷的转移趋势。计算结果表明,通过分析吸附质的原子轨道电荷分布和电子态密度,发现O2在Al(110)表面吸附的过程中,主要是O原子的2P轨道和Al的3S轨道的电子相互作用,并展示出较强的化学吸附。

Al(110)表面 第2篇

40Cr钢是机械制造业使用最广泛的钢之一,调质处理后具有良好的综合力学性能、良好的低温冲击韧性和低的缺口敏感性,适于制作齿轮、塑料模具等。然而复杂、恶劣的工作条件常常使得该模具钢产生磨损超差,从而影响了成型产品的表面精度,缩短了模具的服役寿命。现行的常规电镀、电刷镀、热堆积焊等表面修复技术存在结合力弱、修复层组织不致密、热硬性不足等问题[1,2,3]。

在工件表面涂上一薄层材料,用强流脉冲电子束照射,使表面涂覆层熔化,基体材料的表面薄层也微熔,即可形成表面局部区域的冶炼,得到新的合金,从而达到表面合金化的目的。电子束合金化是涂覆的金属粉末与基体金属之间的重新冶炼过程,涂覆层与基体钢之间可形成原子冶金结合,合金的附着性较好。在金属的表面进行Al合金化,能够引起钝化效应,大大提高零件的表面耐腐蚀能力,但是其摩擦磨损性能决定着工件的寿命及Al膜所能维持的时间,如果能在提高40Cr材料表面耐蚀性能的同时,进一步提高其摩擦磨损性能,对40Cr在齿轮等零件,特别是一些海洋工程用钢中的应用具有比较重要的意义[4,5,6]。

乌克兰的Pogrebnjak等着重研究了强流脉冲电子束对材料结构的影响,以及表面合金化对不同材料表面性能的提高作用。他们采用电子束蒸镀金属薄膜与HCPEB后处理结合的方法在纯铁表面实现了钽、钼、铬、铝等元素的合金化,同时提高了纯铁的耐磨性和耐腐蚀性[7]。在45钢表面用WC/Co+TiC进行电子束合金化后,WC/Co合金化层的耐磨性比常规淬火提高了52倍。Ni、Cr粉末合金层的耐磨性为常规处理的2~7倍[8]。VT3-1合金上经过电子束热处理的铬涂镀层与45钢配磨面之间的摩擦系数降低到了0.06~0.07。相比之下,原始覆层的摩擦系数和无电镀层的钛合金的摩擦系数则分别为0.18~0.20和0.35~0.70。经过电子束加热处理后,覆层的结合强度可容许单位负荷增高3~5倍,并在无润滑试验时可达到10~12MPa,钛合金机件由于其耐磨损性得到提高,使用寿命可以延长1~2个数量级[9,10]。

本研究对40Cr表面电子束Al合金化前后样品的摩擦性能进行实验和分析。

1 实验

1.1 试样准备

材料为40Cr合金钢(组成为w(C)=0.40%,w(Si)=0.23%,w(Mn)=0.7%,w(Cr)=0.8%,w(Ni)0.30%),原始样件的材料热处理工艺为850℃淬火80min,620℃回火60h,最后表面抛光。实验中材料电子束合金化样品的预镀膜层厚度均为2μm,镀膜方式为磁控溅射,镀膜材料为纯Al。

1.2 电子束合金化

齿轮脉冲电子束表面处理采用俄罗斯科学院西伯利亚分院强电流研究所生产的“RITM-2M”电子束实验装置,工艺参数如表1所示。

1.3 性能测试方案

采用PME Olympus Tokyo光学显微镜和JSM-6460LV扫描电镜观察样品的表面形貌。采用TR300粗糙度形状测量仪测量样品表面粗糙度,表面处理方式分别为未抛光处理和抛光处理,分别探讨不同粗糙度样品经过电子束处理后粗糙度的变化。采用HX-1000显微硬度测试机测试样品截面硬度,硬度计压头的直径为40μm,试验参数如表2所示,第一个测试点选在距离样品表面25μm处。

摩擦磨损试验在HSR-2M摩擦磨损仪上进行,每个样品表面做2次微摩擦实验,测出样品的总失重,并对比材料表面磨痕宽度,试验参数如表3所示。

2 结果及分析

模具在使用过程中,材料的表面粗糙度、表层硬度及耐磨性影响着模具的质量及寿命,因此本研究在考察40Cr表面电子束Al合金化前后样品摩擦性能的同时,也分析讨论了材料表面粗糙度、硬度及其对摩擦性能的影响[11,12]。

2.1 表面粗糙度

40Cr样品表面形貌如图1所示,可以看出40Cr样品经Al镀膜电子束处理后表面熔坑现象明显,有明显的熔化现象。

为探讨不同粗糙度样品经电子束处理后粗糙度的变化,本研究测试并分析了未抛光样品及抛光处理样品经电子束处理后粗糙度的变化情况,发现两种样品存在明显差异。通过粗糙度测试仪测得的各40Cr样品粗糙度如图2所示。40Cr未抛光样品粗糙度为0.499μm,经电子束照射后粗糙度为0.449μm,粗糙度有所降低,这是由于电子束照射使样品表面原有的机械划痕重熔,划痕现象得到明显改善,从而使得样品表面粗糙度降低。而40Cr抛光后的样品粗糙度为0.086μm,经电子束照射后粗糙度为0.294μm,粗糙度明显升高,这是由于样品抛光后表面已经很光滑,经电子束照射后样品表面产生大量熔坑,此时熔坑成为影响样品表面粗糙度的主导因素,样品表面凹凸不平的熔坑使表面粗糙度明显升高。可以看出,电子束表面处理对粗糙度不同的样品产生不同影响:对于表面光滑的材料,电子束照射会使其表面粗糙度升高;对于表面粗糙的材料,电子束照射会使其表面粗糙度降低。

从理论上说,电子束在材料表面的照射作用使其发生快速熔化。微观上,熔化金属从表面的高峰处快速流向洼地,有利于降低金属材料表面的粗糙度;但电子束照射同时会引起金属液体飞溅,出现火山坑,导致金属表面粗糙度升高。电子束照射后材料表面粗糙度的变化是以上两个过程此消彼长的综合结果[13]。

2.2 截面硬度

截面硬度试验的原始样品均经过抛光预处理,合金化样品合金预涂覆厚度均为2μm,各样品截面硬度测试结果如图3所示,40Cr原始样品硬度在260~360HV范围内波动。经电子束照射处理后,样品不同深度处的硬度均得到明显提高。电子束Al合金化样品的截面硬度在距表面85μm处达到最大值,约为387HV,相对于同深度处原始样品的硬度(359.7HV)提高了7.6%。

2.3 微摩擦磨损

衡量摩擦磨损的指标主要有摩擦磨损过程中的摩擦系数和磨损失重。微摩擦磨损所选样品均经过抛光预处理,试验所得的完整摩擦系数-时间关系曲线是一条连续波动的曲线,为了能更明确地反映出试验趋势,将试验所得的摩擦系数-时间曲线图每间隔1min取1个点。考虑到试验初期摩擦运动并不稳定,舍去0~1min的摩擦系数数据,将所取的点连成摩擦系数-时间关系图,如图4所示。

从图4可以看出,原始样品在整个摩擦过程中,摩擦系数较稳定,在0.59~0.63范围内波动;经电子束Al合金化的样品在摩擦初期摩擦系数维持在一个较稳定的状态,此时摩擦系数约为0.22,在微摩擦磨损进行到6min时摩擦系数出现突变,由0.22陡增至最大值0.74,摩擦系数突变后,其值与原始样品的摩擦系数相当。磨损量如表4所示,40Cr电子束Al合金化样品经摩擦磨损后失重有所减小,磨损量为原来的59%,材料的抗磨损性能得到较大提高。

结合前面的结果进行分析,当样品受电子束照射后,表面粗糙度会增加,这对材料的微摩擦磨损性能起到一定的负面作用,而同时样品表面硬度也有所增加,又对材料的微摩擦磨损性能起到正面作用。从实验结果可以看出,材料的微摩擦磨损性能有所提高,说明表面硬度的升高对材料的微摩擦磨损性能起主导作用[14,15]。

图5为40Cr样品的磨痕图,可以看出,原始样品磨痕较宽,为0.405mm,电子束Al合金化样品磨痕宽度为0.319mm,说明40Cr电子束Al合金化样品的微摩擦磨损性能好于原始样品。这与摩擦系数-时间曲线及磨损量所反映的结果相符[16]。

3 结论

(1)40Cr未抛光样品表面粗糙度为0.499μm,经电子束照射后粗糙度为0.449μm。而40Cr抛光样品表面粗糙度为0.086μm,经电子束照射后粗糙度为0.294μm,粗糙度明显升高。

(2)40Cr原始样品硬度在260~360HV范围内波动。经电子束照射处理后样品硬度均有所提高,在距表面85μm处硬度达到最大值,约为387HV。

Al(110)表面 第3篇

超声冲击处理最初是一种旨在改善焊接接头疲劳性能的 技术,在国内外 得到了较 快的发展 和应用[11,12,13,14,15,16,17]。近年来,超声冲击处理技术已由单纯的焊后处理开始向改善金属工件表面和次表面性能[18,19,20,21],即超声滚压处理,提高工件的耐蚀性能、耐磨性能及抗疲劳性能的方向发展。研究表明,超声滚压处理金属表面的过程中,在其表面引入了残余压应力、造成晶粒细化乃至纳米化[21]并提高了表面硬度。以上这些表面改性都为提高工件的耐蚀、耐磨以及疲劳性能作出了贡献。

本研究的目的在于使用超声滚压处理的方法,通过超声滚压球与Al2O3粉末和基体金属不断地高速撞击,将Al2O3嵌入基体Ti-6Al-4V合金中,形成一层Al2O3薄膜,以提高基体金属表面的耐磨耐蚀性能,同时基体金属与薄膜结合处具有超声滚压处理后的特性,如残余压应力层等,进一步提高表面改性效果。

1实验材料与方法

实验所用设备为天津天东恒科技发展有限公司生产的超声滚压设备。超声滚压处理原理如图1所示。 实验时,将超声滚压枪安装在立式铣床上,对其施加一定静压力,并实现超声滚压枪自动行走。超声滚压球材质为GCr15,直径为15mm。超声换能器输出端振幅为20μm,静压力为100N,滚压枪移 动速率为185mm/min,滚压3遍,前两遍滚 压枪步进 量为0.6mm,第三遍步进量为0.4mm,使用压缩空气冷却。 处理试样分为两组:1)超声滚压前,在工件表面附着一层粒度为1μm的Al2O3粉末;2)无Al2O3粉末。

实验所需材料为板状退火轧制 态Ti-6Al-4V合金,其抗拉强度为1043MPa,屈服强度为1036MPa,工件尺寸为150mm×30mm×3mm。表面和截面形貌、 微观组织及能谱(EDS)通过S4800扫描电子显微镜测得。X射线衍射图谱和残余应力利用D/max 2500V/ PC X射线衍射仪测量,测试点位于试块中心点。采用电解抛光逐层剥除法测定残余应力沿板厚度方向的分布曲线,并对测量值进行修正。电解抛光液为5%高氯酸+95%冰醋酸,电解电压30V。表面三维轮廓及粗糙度由NT9300光学干涉 仪测量。 采用MHV2000显微硬度仪测量硬度。

2结果与讨论

2.1超声滚压制Al2O3膜层的显微结构及成分分析

图2为加入Al2O3粉末超声滚压前后Ti-6Al-4V合金的扫描电镜照片及其元素分析。由图2(a)可见, 超声滚压处理前Ti-6Al-4V合金表面凹凸起伏均匀, 且Al和V含量符合Ti-6Al-4V合金中规定的比例。 由于试样表面有轻 微氧化,故成分中 有一定的O元素。由图2(b)可以看出,经加入Al2O3粉末超声滚压处理后,凹凸起伏被压平,表面变得光滑。图2(c)为 (b)图的局部放大图。从图中可以看到,试样表面已形成一层不同于金属表面的膜层。其中亦可看到微裂纹和孔洞。经加入Al2O3粉末超声滚压处理后试样的元素成分如图2(b)所示,可见表层中V元素比例相对于Ti没有变化,Al和O元素比例大幅增加,并新增了Fe元素。其中增加的Al元素和O元素来自超声滚压时加入的Al2O3粉末,Fe元素来自 超声滚压 球的损耗。

图3为超声滚压前后试样的XRD图谱。由图3可知,经超声滚压处理后,试样的衍射峰变宽,这与很多学者之前关于超声滚压等机械表面处理所得到内部位错密度增 加乃至晶 粒细化等 结果的表 现一致[21]。 同时,超声滚压处理后的衍射峰向左偏移,表面试样内部存在一定的残余压应力。关于残余压应力,将在后文中重点予以介绍。除了衍射峰的宽化和偏移外,还可以明显地看到超声滚压处理后的试样表面出现了新的物相,即Al2O3。这说明附着在试样表面的Al2O3粉末经超声滚压处理后,已进入了试样表层,且含量比例可观。

图4所示为加入Al2O3粉末超声滚压处理后试样截面的扫描电镜照片及线能谱。由图4(a)可以看出在试样表层出现一层7μm左右厚的灰色区域,经能谱分析可知其中含有大量的Al元素,结合图3的XRD图谱 ,可知其中 含Al物相为Al2O3。同时 ,灰色区域也含有与Al含量相当的Ti元素。这说明灰色部分并不是单纯的Al2O3,而是Al2O3与基体表面经超声滚压球高频高速撞击而形成的混合物。由图4(b)可知, 在灰色区域与基体之间存在1μm左右的过 渡区域。 由此再向试样内部,可见结合处附近的基体金属发生塑性变形。这是由于超声滚压处理时,超声滚压球所携带的动能被试样以冲击波的形式吸收并传入试样内部,当此冲击波产生的应力大于金属材料的Hogoniu弹性极限时,塑性变形即可发生,晶粒内部亦会产生大量位错。随着超声滚压的进行,位错开始滑移、堆积, 形成位错墙,发生位错缠结,并形成很多不规则的位错胞[21,22],进而晶粒细化;距表层越 远,受超声滚 压影响越小,晶粒变形程度也越小。由图4(a)可看出A处白色颗粒不同于 基体塑性 变形的白 色长条,经能谱分析得知其 成分主要 为Al和O,说明部分Al2O3粉末已在超声滚压球高频高速的撞击过程中被嵌入基体内部。Al2O3膜层致密 程度不一,表层较为 致密,而与基体结合 处则能看 到裂纹。这是由于 超声滚压处理中没 有加热过 程,即处理中 没有材料 大范围的融化,但在高速 撞击过程 中被撞击 部位会产 生微小的高温区域,所以膜层区域是Al2O3与基体材料的混合物。

图2 加入 Al2O3粉末超声滚压前后试样表面的扫描电镜照片及元素分析 ( a )滚压前 ;( b )滚压后 ;( c )图2 ( b )的放大图 Fig.2 Surface morphologies and components of samples before and after USRP with Al 2 O 3 ( a ) before USRP ;( b ) after USRP ;( c ) the larger version of figure 2 ( b )

2.2超声滚压制Al2O3膜层的表面形貌及力学性能

图5所示为超声滚压处理前后试样的3D表面轮廓。由图5(a)可见,原始表面凹坑明显、尖锐,表面粗糙度为3.44μm。经超声滚压处理后,试样表面起伏平缓,无明显尖锐凹坑,加入Al2O3粉末的试样表面粗糙度为1.74μm,降低至超声滚压处理前的50%;未加入Al2O3粉末的试样表面粗糙度为1.57μm,降低至超声滚压处理前的46%。这是由于超声滚压处理过程中,滚压球在换能器输出端和试样之间充分振动,其所携带的动能随 着与试样 的高速撞 击,使试样表 层发生塑性变形[23]。随着滚压 球对试样 的连续撞 击, 表观上讲,试样表面 尖锐的高 低起伏也 就随之被 压平。由以上结果可 以看出,在超声滚 压处理过 程中加入Al2O3粉末没有对改善表面粗 糙度的效 果产生较大影响。

图6所示为超声滚压处理后试样的表面显微硬度。由图6可见,加入Al2O3粉末超声滚压处理后试样的表 面硬度平 均值从初 始的HV278,提高到HV550,提高了98%;相对于单纯超声滚压处理后的试样提高了68%。加入Al2O3粉末后超声滚压处理大幅提高了试样的表面硬度是因为表面经超声滚压处理,Al2O3嵌入到在基体表层所致。从图6中还可以看到,经加入Al2O3粉末超声滚压处理后试样的表面显微硬度有很大波动。这是由于对于显微硬度测试, 为保证测量精度,压痕不应小于20μm;又因为压头角度为136°,为保证压痕深度20μm以上,压头压入试样的深度则大于4μm。本实验中超声滚压处理后试样表层的Al2O3薄膜最薄处接近5μm,此处的显微硬度受超声滚压 处理后的 基体影响 很大,故相比于 均值HV550会下降很多,但由于基体受超声滚压处理后存在晶粒细化,硬度亦会升高,所以此处硬度仍保持在HV400以上。对于表面显微硬度为HV650的测试点,是因为此处Al2O3薄膜厚度较大,Al2O3对此处显微硬度的贡献更大。这说明了膜层具有一定的连续性,但厚度并不均匀。由于超声 滚压处理 过程中,滚压球在超声换能 器输出端 和工件之 间高速撞 击,这个过程虽然有超声换能器输出端振幅和超声滚压静压力可对其进 行控制,但仍无法 精确控制 超声滚压 球的撞击,即相邻撞 击之间的 时间间隔 和撞击时 超声滚压球的速率在一定范围 内都是随 机的[11],即造成了制备的Al2O3薄膜厚度 有一定程 度的波动。 另一方面,超声滚压 球撞击工 件的频率 一般高于3kHz[24],与它对应 的超声滚 压枪移动 速率为185mm/min,相当于1mm的区域有 至少1000次撞击。故Al2O3薄膜是连续性。

由图7可见,未经超声滚压处理的试样,由于机械加工的原因,表面存在较小且较浅的残余应力场。经超声滚 压处理的 试样,压缩残余 应力最大 值为 -799MPa,且处于试 样表面,压缩应力 层深度为520μm左右。而加入Al2O3粉末经超声滚压处理的试样,压缩残余应力最大值为-687MPa,同样处于试样表面,压缩应力层深度为420μm左右。这说明在加入Al2O3粉末后进行超声滚压处理会略微降低单纯超声滚压处理对试样残余压应力场的作用,但前者的残余压应力场仍然非常可观。表面残余压应力场的形成是由于在超声滚压处理过程中,超声滚压球在换能器输出端和试样之间充分振动,超声滚压球携带着大量的动量。当超声滚压球撞击试样时,其所携带的动量被试样以冲击波的形式吸收并传入试样内部,当此冲击波产生的应力大于金属材料的Hogoniu弹性极限时, 发生塑性变形[21,23],而弹性变 形在超声 滚压处理 过后,部分转化为残余应力。

3结论

(1)在Ti-6Al-4V合金表面附着一层Al2O3粉末对其进行超声滚压处理,可在基体Ti-6Al-4V合金表面形成一层7μm左右的Al2O3膜层,并存在1μm左右的过渡区域。

(2)经加入Al2O3粉末的超声滚压处理,大幅提高了试样的表面硬度,平均值达到了HV550。相对于原始状态的HV278,提高了98%;相对于单纯超声滚压处理后试样的HV327,提高了68%。

(3)经加入Al2O3粉末的超声滚压处理和单纯超声滚压处理,试样表面粗糙度由原始的3.44μm分别降低至1.74μm和1.57μm,降低了50%左右;表面残余应力场与单纯超声滚压处理造成的残余应力场相比,略微有些 降低,最大压应 力由 -799MPa降为 -687MPa,均位于最表层,残余压应力深度由520μm降为420μm。

(4)加入Al2O3粉末的超声滚压处理后的试样,即利用表面Al2O3的加入进一步提高其表面硬度,又保留了超声滚压处理的效果。

摘要：运用超声滚压处理(USRP)的方法,在Ti-6Al-4V合金表面制得一层Al2O3薄膜。利用SEM、XRD、光学干涉仪及显微硬度计分析了超声滚压处理后试样表面层的微观组织和性能。结果表明:加入Al2O3粉末进行USRP后可以在基体金属表面形成厚度约为7μm的Al2O3膜层,且结合处基体金属存在残余压应力和塑性变形。相对于母材,处理后试样表面粗糙度降低50%,表面硬度提高98%。同时,处理后试样表面层存在残余压应力场,最大压应力值为-687MPa,位于最表层,残余压应力深度为420μm。加入Al2O3粉末的USRP后的试样,既利用表面Al2O3的加入进一步提高其表面硬度,同时保留了USRP的优势。