張 柯，劉 峰, 宮明明，楊根倉(cāng)

(西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072)

球磨法制備Fe-1%C納米晶及其熱穩(wěn)定性

張 柯，劉 峰, 宮明明，楊根倉(cāng)

(西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072)

采用機(jī)械球磨方法制備了Fe-1%C(摩爾分?jǐn)?shù))單相固溶體納米晶粉體材料，通過(guò)掃描電鏡(SEM)及X射線(xiàn)衍射儀(XRD)分析球磨時(shí)間對(duì)粉末形貌和晶粒尺寸的影響，應(yīng)用Scherrer公式得出平均晶粒尺寸與球磨時(shí)間的關(guān)系。結(jié)果表明：在球磨機(jī)主轉(zhuǎn)速為155 r/min條件下，球磨10 h時(shí)，得到Fe-C單相固溶體；球磨時(shí)間達(dá)到85 h以上時(shí)，合金粉末形貌及尺寸趨于穩(wěn)定，晶粒尺寸穩(wěn)定在8 nm左右。由于大量晶界以及微觀(guān)應(yīng)變的存在，獲得的Fe-C納米晶具有自發(fā)長(zhǎng)大趨勢(shì)。采用差熱分析(DSC)手段研究不同等溫條件下Fe-C納米晶的熱穩(wěn)定性，結(jié)合晶粒長(zhǎng)大熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)理論，求得晶界擴(kuò)散激活能及穩(wěn)定晶粒尺寸等參數(shù)，并分析討論 Fe-C納米晶的晶粒穩(wěn)定機(jī)制。

Fe-C合金；納米晶；穩(wěn)定性；機(jī)械球磨

Fe-C合金作為傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)材料被廣泛應(yīng)用于各領(lǐng)域，然而在某些特殊環(huán)境下，常規(guī)組織結(jié)構(gòu)的 Fe-C合金材料性能已經(jīng)難以滿(mǎn)足人們對(duì)材料的高使用性能要求。納米晶材料具有較小的晶粒尺寸和較大的比晶界面積，因而顯現(xiàn)出傳統(tǒng)材料所不及的優(yōu)異的力學(xué)和物理性能[1?2]，受到廣泛關(guān)注。采用機(jī)械球磨制備Fe-C合金納米晶粉體，結(jié)合后續(xù)燒結(jié)處理可以得到塊體納米晶材料，這為實(shí)現(xiàn)更加節(jié)能和節(jié)省工序手段獲得高性能材料提供新的方向。采用該方法 Ohsaki等[3?4]成功制備出強(qiáng)度達(dá)1 830 MPa的Fe-0.8%C(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金納米晶材料。

然而無(wú)論采用何種手段獲得的納米晶材料，由于內(nèi)部大量高能晶界的存在，使其處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，納米晶粒在后續(xù)處理和使用過(guò)程會(huì)長(zhǎng)大，納米晶晶粒穩(wěn)定性問(wèn)題也成為制約其應(yīng)用的一個(gè)關(guān)鍵因素。現(xiàn)有理論將晶粒穩(wěn)定性歸因于熱力學(xué)上溶質(zhì)偏析導(dǎo)致晶界能減小[5–8]和動(dòng)力學(xué)上的溶質(zhì)拖拽效應(yīng)[9–11]。對(duì)于給定的納米晶體系，其穩(wěn)定性機(jī)制需要通過(guò)實(shí)驗(yàn)和理論分析來(lái)確定。

DSC差熱分析手段可以較精確地定量反映出體系在升溫、降溫或等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程中的吸/放熱信息，可以用于晶粒長(zhǎng)大過(guò)程的研究。采用 DSC手段，MALOW 和 KOCH等[12]對(duì)純鐵納米晶的熱穩(wěn)定性進(jìn)行實(shí)驗(yàn)研究和分析，SILVA等[13]對(duì)電沉積 Ni-和 Co-基合金納米晶的熱穩(wěn)定性進(jìn)行實(shí)驗(yàn)研究和分析，盧柯等[14]對(duì)Ni-P納米晶的熱穩(wěn)定性進(jìn)行實(shí)驗(yàn)研究和分析。

Fe-C納米晶粉末材料在燒結(jié)和后續(xù)使用過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，從而減弱納米晶自身的優(yōu)異性能。因此，本文作者采用機(jī)械球磨法制備Fe-1%C (摩爾分?jǐn)?shù))合金單相固溶體納米晶，進(jìn)而采用DSC差熱分析手段對(duì)其熱穩(wěn)定性進(jìn)行實(shí)驗(yàn)研究；同時(shí)建立定量模型對(duì)等溫晶粒長(zhǎng)大過(guò)程熱量釋放 DSC曲線(xiàn)進(jìn)行描述，旨在為傳統(tǒng)Fe基合金納米晶制備及其在后續(xù)燒結(jié)及使用過(guò)程的穩(wěn)定化提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用原始金屬粉末為純度為99.99%(摩爾分?jǐn)?shù))的Fe粉，原始粒度小于74 μm；含C為99.85%(摩爾分?jǐn)?shù))的石墨粉，原始粒度小于 35 μm。球磨實(shí)驗(yàn)在KQM?X4Z/B型行星式四頭快速球磨機(jī)上進(jìn)行。選用不銹鋼罐和淬火不銹鋼球, 為防止球磨過(guò)程中粉末氧化，采用2XZ?1型真空泵反復(fù)抽真空3次，并充入高純Ar保護(hù)。

當(dāng)球磨機(jī)選定后，影響球磨效果的主要因素為球磨機(jī)轉(zhuǎn)速，球料比及球磨時(shí)間見(jiàn)文獻(xiàn)[15]。為了實(shí)現(xiàn)高的球磨效果，參照文獻(xiàn)[15?16]報(bào)道，球料比選擇為18.5:1，其中粒徑為10 mm、8 mm和5 mm的不銹鋼球的數(shù)量比為1:3:12。球磨機(jī)主轉(zhuǎn)速選擇為155 r/min，為防止球磨過(guò)程粉末溫度過(guò)高，每隔5～10 h停機(jī)冷卻并采樣，總球磨時(shí)間為100 h。對(duì)經(jīng)過(guò)不同球磨時(shí)間處理的粉末樣品進(jìn)行X 射線(xiàn)衍射(XRD)相結(jié)構(gòu)分析、掃描電鏡(SEM)形貌觀(guān)察。所用 X 射線(xiàn)衍射儀為D/max?2400 型, Cu 靶，Kα譜線(xiàn)(λα=0.154 1 nm)。應(yīng)用 Sherrer 公式求得粉末的平均晶粒尺寸, 計(jì)算時(shí)扣除儀器寬化、Kα2以及晶格畸變帶來(lái)的物理寬化效應(yīng)。粉末形貌觀(guān)測(cè)在 VEGAⅡXMH型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。樣品熱以及 DSC 熱穩(wěn)定性分析在NETZSCH?STA449C型差示掃描量熱儀上進(jìn)行，等溫加熱速率實(shí)驗(yàn)升溫速率分別選擇為 20 K/min和 40 K/min，溫度范圍為 100～700 ℃；中溫等溫實(shí)驗(yàn)等溫溫度分別選擇250、270、320、350和450 ℃；而高溫等溫溫度分別為500、530、600和630 ℃。為保證等溫實(shí)驗(yàn)過(guò)程控溫精度，達(dá)到等溫溫度之前的升溫速率為20 K/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 Fe-1%C納米晶粒尺寸及形貌隨球磨時(shí)間演化

圖1所示為 Fe和石墨機(jī)械混合粉體分別球磨5～100 h后合金粉末的SEM像。由圖1可見(jiàn)，在球磨初期，由于粉末樣品受到磨球的沖擊發(fā)生塑性變形，而此時(shí)顆粒內(nèi)部積累的內(nèi)應(yīng)力不大，不足以使其發(fā)生破碎，顆粒之間出現(xiàn)機(jī)械焊合(見(jiàn)圖1(a))；球磨5 h后的樣品(見(jiàn)圖 1(b))由于粉末顆粒之間及與磨球之間反復(fù)碰撞發(fā)生塑性形，逐漸失去原有粉末形狀，形成復(fù)合片層狀組織結(jié)構(gòu)，此時(shí)片層較為粗大，這與其他合金體系球磨實(shí)驗(yàn)觀(guān)測(cè)結(jié)果吻合[17]。隨球磨時(shí)間的延長(zhǎng)，由于顆粒內(nèi)部不斷累積的應(yīng)力及缺陷不斷加大，粗大層片顆粒破碎，形成小的顆粒，粉末粒度逐漸減小，直至顆粒破碎與機(jī)械焊合導(dǎo)致的顆粒增大之間實(shí)現(xiàn)平衡，顆粒尺寸將達(dá)到一個(gè)穩(wěn)定范圍。在本研究條件下，機(jī)械球磨85 h后(見(jiàn)圖1(b)和(h))，粉末粒度趨于穩(wěn)定(平均粒度約為 10 μm)。

對(duì)于 Fe和石墨機(jī)械混合粉末以及不同球磨時(shí)間后的合金粉末樣品進(jìn)行XRD 分析，其結(jié)果如圖2所示。由圖2可看出，當(dāng)球磨時(shí)間超過(guò)10 h以后，體系中已經(jīng)只存在單相固溶體。應(yīng)用Sherrer公式對(duì)平均晶粒尺寸進(jìn)行計(jì)算，得出晶粒尺寸隨球磨時(shí)間演化如圖3所示。由圖3可以看出，本研究條件下經(jīng)過(guò)85 h球磨后，樣品晶粒尺寸趨于穩(wěn)定。

球磨過(guò)程穩(wěn)定尺寸納米晶的形成過(guò)程如下：外部施加大應(yīng)變作用下，粉末內(nèi)部大量高能缺陷產(chǎn)生，并移動(dòng)、堆積形成晶界；同時(shí)，一部分缺陷通過(guò)運(yùn)動(dòng)，變形，晶粒長(zhǎng)大得到釋放，兩者平衡時(shí)晶粒尺寸達(dá)到穩(wěn)定。在機(jī)械球磨過(guò)程中，由于合金化元素(沿缺陷)擴(kuò)散均勻所需時(shí)間小于晶粒尺寸達(dá)到穩(wěn)定時(shí)間，因此先形成單相固溶體；隨后固溶體晶粒不斷細(xì)化，直至達(dá)到穩(wěn)定尺寸。

圖1 不同球磨時(shí)間下Fe-C合金粉末顆粒SEM像Fig.1 SEM images of Fe-C powders after milled for different times

圖2 不同球磨時(shí)間下Fe-C合金粉末的XRD譜Fig.2 XRD patterns of Fe-C alloy powder after milled for different times: (a) Original Fe and C powders; (b) Milled alloy powder

圖3 Fe-C合金晶粒尺寸隨球磨時(shí)間的變化Fig.3 Dependence of mean grain size for Fe-C alloy powder on milling time

3 Fe-1%C納米晶的熱穩(wěn)定性

3.1 納米晶長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)理論

晶粒長(zhǎng)大是晶界在驅(qū)動(dòng)力作用下的遷移過(guò)程，類(lèi)似于肥皂泡的膨脹，進(jìn)而得出晶粒長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)公式，即晶粒長(zhǎng)大速率V隨時(shí)間變化關(guān)系[18?19]：

式中：D為平均晶粒尺寸；t為時(shí)間；M =M0exp[Q/(RT)]為晶界遷移率，其中Q為晶界擴(kuò)散激活；T為溫度；P為晶界遷移或晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力。

考慮溶質(zhì)拖拽對(duì)晶界移動(dòng)性以及雜質(zhì)顆粒的釘扎作用，結(jié)合晶界遷移驅(qū)動(dòng)力的表達(dá)式可以得出[19]，

式中：σ為晶界能；n為生長(zhǎng)指數(shù)；α和β為模型參數(shù)，均為常數(shù)。

若忽略溶質(zhì)拖拽及釘扎等效應(yīng)影響，則有[12]

當(dāng)n=2時(shí)，可以采用晶粒長(zhǎng)大經(jīng)典拋物線(xiàn)公式[9]：

式中：D0為初始晶粒尺寸。

3.2 納米晶長(zhǎng)大熱力學(xué)理論

晶粒長(zhǎng)大過(guò)程的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力，即晶界能 σ，可由熱力學(xué)理論求得[5?8,20]。將Gibbs等溫吸附公式與正規(guī)稀溶體化學(xué)勢(shì)表達(dá)式結(jié)合，得出合金晶界能表達(dá)式[5–7]

式中：Γb為晶界溶質(zhì)過(guò)剩量，而 Γb0為其飽和值；T為溫度； x0為平均成分；σ0為純組元晶界能；Vm為摩爾體積；ΔHs為偏析焓。

忽略位形熵對(duì)晶界能的影響，結(jié)合溶質(zhì)守恒條件，可以得出[8,20]

式中：σ1=σ0?ΔHsx0δρ；σ2=ΔHsx0ρ/6，其中 ρ為晶界密度；δ為晶界厚度。

對(duì)于多晶體系其總的晶界焓可以由下式求得[12, 21]

式中：g為形狀因子。

聯(lián)立以上式(4)、(6)和(7)，可以得出晶粒長(zhǎng)大過(guò)程體系焓變與時(shí)間的關(guān)系式：

或者由式(3)、(6)和(7)， 可以得出焓變速率與焓變的關(guān)系式：

以及晶粒尺寸與焓變關(guān)系式，

應(yīng)用式(8)～(10)對(duì)等溫晶粒長(zhǎng)大過(guò)程實(shí)際放熱曲線(xiàn)進(jìn)行擬合，可以得出偏析焓、晶界遷移率等參數(shù)，進(jìn)而獲知晶粒長(zhǎng)大過(guò)程的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)機(jī)制。

迄今為止，還沒(méi)有聽(tīng)到任何一個(gè)企業(yè)愿意把自己的研發(fā)知識(shí)、經(jīng)驗(yàn)技巧以及產(chǎn)品的數(shù)字化模型，放在“別人家”的工業(yè)互聯(lián)網(wǎng)平臺(tái)上。小企業(yè)因?yàn)閾?dān)心技術(shù)泄露而不敢做，大企業(yè)因?yàn)閾?dān)心知識(shí)產(chǎn)權(quán)而干脆自己開(kāi)發(fā)平臺(tái)。

3.3 Fe-1%C納米晶晶粒長(zhǎng)大DSC熱分析結(jié)果

同一球磨條件下獲得的粉末試樣，在每個(gè)設(shè)定溫度程序下的DSC實(shí)驗(yàn)分別進(jìn)行兩個(gè)循環(huán)，并將第二次作為基線(xiàn)扣除(消除可逆轉(zhuǎn)變的影響)。等加熱速率DSC曲線(xiàn)結(jié)果如圖4(a)所示，曲線(xiàn)上存在3個(gè)較顯著的放熱峰，這與純鐵納米晶 DSC曲線(xiàn)類(lèi)似[12]。低溫200 ℃以下峰對(duì)應(yīng)于顆粒內(nèi)部應(yīng)力的釋放[22]；中溫(450 ℃)和高溫(600 ℃)兩個(gè)峰對(duì)應(yīng)兩次明顯的晶粒長(zhǎng)大過(guò)程[12]。等溫DSC熱分析實(shí)驗(yàn)時(shí)，粉末樣品首先在200 ℃等溫一段時(shí)間以消除應(yīng)力釋放引起的放熱對(duì)晶粒長(zhǎng)大放熱信號(hào)的影響，然后快速將樣品升溫至等溫溫度保溫30 min，得出等溫放熱曲線(xiàn)如圖4(b)和(c)所示。由中溫等溫DSC曲線(xiàn)可以看出，等溫初期，放熱顯著，而等溫時(shí)間10 min后，DSC曲線(xiàn)變得平直，幾乎無(wú)放熱信號(hào)(見(jiàn)圖4(b))；而高溫等溫DSC曲線(xiàn)上始終無(wú)明顯放熱(見(jiàn)圖4(c))，這表明中溫等溫實(shí)驗(yàn)，隨時(shí)間增加晶粒長(zhǎng)大直至穩(wěn)定(等溫過(guò)程存在放熱)；而高溫等溫段晶粒不發(fā)生長(zhǎng)大(即等溫階段幾乎不出現(xiàn)放熱)，由此可以推測(cè)中溫和高溫下晶粒長(zhǎng)大機(jī)制應(yīng)有所不同，而具體長(zhǎng)大機(jī)制有待進(jìn)一步研究。

應(yīng)用式(9)對(duì)中溫(270～450 ℃)等溫階段DSC放熱曲線(xiàn)(即dH/dt—t關(guān)系)進(jìn)行擬合，擬合參數(shù)見(jiàn)表1，擬合結(jié)果如圖5所示?？梢钥闯?，對(duì)于3組中溫等溫DSC曲線(xiàn)，式(9)可以較好與其吻合。結(jié)合擬合結(jié)果，由式(10)可以求得不同等溫溫度下晶粒尺寸隨等溫時(shí)間變化關(guān)系，如圖 6所示。應(yīng)用晶界移動(dòng)性表達(dá)式M=M0exp(Q/RT)對(duì)求得的 M 進(jìn)行擬合(見(jiàn)圖 7)，可以得到晶界擴(kuò)散激活能Q=147.6 kJ/mol。

圖4 納米晶Fe-C合金等加熱速率及等溫DSC曲線(xiàn)Fig.4 DSC curves of as-milled (100h) nanocrystalline Fe-C powder: (a) At heating rate of 20 K/min; (b) Isothermal curve at 250 ℃ for 30 min; (c) Isothermal curve at 600 ℃ for 30 min

圖5 應(yīng)用式(9)對(duì)不同等溫溫度下焓變速率與焓變實(shí)驗(yàn)結(jié)果的擬合Fig.5 Fitting experimental curves of dH/dt and H at different isothermal temperatures according to equation (9): (a) 320 ℃;(b) 350 ℃; (c) 450 ℃

將得到的晶界擴(kuò)散激活能與相關(guān)文獻(xiàn)[12,23?24]對(duì)比，發(fā)現(xiàn)略有差異，這可以歸因于文獻(xiàn)中給出的是純鐵納米晶結(jié)果，考慮到C原子的溶入，向晶界偏析會(huì)降低晶界能，增大了晶界擴(kuò)散激活能。生長(zhǎng)指數(shù)n的取值與長(zhǎng)大機(jī)制有關(guān)，為n=2時(shí)符合拋物生長(zhǎng)，即晶界能驅(qū)動(dòng)的晶粒長(zhǎng)大[9]，而 n的變化是不同溫度下長(zhǎng)大機(jī)制差異引起的。這與純Fe納米晶長(zhǎng)大類(lèi)似，只是后者的長(zhǎng)大機(jī)制與晶粒尺寸相關(guān)[24]。擬合得出的偏析焓偏大，一方面，由于晶界能(見(jiàn)式(6))中忽略了位形熵一項(xiàng)的貢獻(xiàn)，同時(shí)將其余可能的晶粒尺寸穩(wěn)定因素均歸結(jié)于晶界能的減??；另一方面，模型采用的晶界能表達(dá)式基于正規(guī)稀溶液熱力學(xué)，而 C(間隙原子)與Fe形成固溶體與理想正規(guī)稀溶體有所差別，這會(huì)造成擬合結(jié)果與真實(shí)值的偏差。

表1 采用式(9)擬合不同等溫溫度下DSC曲線(xiàn)的參數(shù)及誤差Table 1 Parameters and errors of DSC curves fitted by equation (9) at different isothermal temperatures

圖6 應(yīng)用式(10)結(jié)合擬合結(jié)果求得的晶粒尺寸與等溫時(shí)間關(guān)系Fig.6 Relationship between D and t at different isothermal temperatures according to equation (10): (a) 320 ℃; (b) 350 ℃;(c) 450 ℃

圖7 晶界遷移率與溫度之間的Arrhenius關(guān)系Fig.7 Arrhenius relationship between grain-boundary mobility and temperature

3.4 Fe-1%C納米晶熱穩(wěn)定性機(jī)制分析

納米晶晶粒長(zhǎng)大是一個(gè)受熱力學(xué)參數(shù)控制的動(dòng)力學(xué)過(guò)程[25]，因此納米晶晶粒的穩(wěn)定性分析需要考慮晶粒長(zhǎng)大的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)機(jī)制兩方面因素[20,25]。熱力學(xué)上晶粒長(zhǎng)大減緩(停止)可歸結(jié)為驅(qū)動(dòng)力的減小(消失)；而動(dòng)力學(xué)上晶界移動(dòng)性的減小會(huì)減緩晶粒長(zhǎng)大，有利于晶粒穩(wěn)定，但是它無(wú)法解釋穩(wěn)定晶粒的存在(即晶粒停止長(zhǎng)大)。

通過(guò)對(duì)等加熱速率及不同溫度下等溫 DSC曲線(xiàn)分析可以看出，隨著溫度的升高，一方面晶界遷移率M急劇增大，符合隨溫度指數(shù)變化關(guān)系(見(jiàn)圖7)，即溫度升高增加了晶界移動(dòng)性，因此高溫使晶粒尺寸更快趨于其穩(wěn)定值；另一方面溫度升高，穩(wěn)定晶粒尺寸Dmax增大[13]，使得Fe-C納米晶的穩(wěn)定性降低。

文獻(xiàn)[12, 23?24]對(duì)純鐵納米晶熱穩(wěn)定性進(jìn)行研究，通過(guò)對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)溶質(zhì)原子C溶入后，F(xiàn)e-C合金納米晶熱穩(wěn)定性與純鐵納米晶有所差異。等溫階段，隨時(shí)間增加，晶粒長(zhǎng)大，直至達(dá)到穩(wěn)定(無(wú)放熱)。晶粒長(zhǎng)大過(guò)程，溶質(zhì)向晶界偏析降低晶界能(晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力)[6?7,25]，晶粒長(zhǎng)大受阻。對(duì)實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行擬合得出晶界擴(kuò)散激活能 Q=147.6 kJ/mol，與文獻(xiàn)[12]給出的純Fe納米晶晶粒長(zhǎng)大激活能(125 kJ/mol)接近，表明Fe-C納米晶的晶粒長(zhǎng)大仍是由晶界擴(kuò)散所控制；同時(shí)，也表明溶質(zhì)原子C的加入增加大了晶粒長(zhǎng)大的激活能，有利于晶粒穩(wěn)定。文獻(xiàn)[12]給出，純鐵納米晶經(jīng)350、400、450 ℃等溫退火后，穩(wěn)定晶粒尺寸Dmax分別為15.7、17.1、21.4 nm(初始晶粒尺寸為8 nm左右)；文獻(xiàn)[23]給出，純鐵納米晶在300、350、400 ℃等溫退火后，Dmax分別為12.6、13.9、23.9 nm(初始晶粒尺寸為10 nm左右)，均高于本實(shí)驗(yàn)結(jié)果擬合得到的穩(wěn)定晶粒尺寸，進(jìn)一步表明C原子的加入提高納米晶的熱力學(xué)穩(wěn)定性。

4 結(jié)論

1) 采用機(jī)械球磨方法制備了Fe-1%C納米晶單相固溶體合金粉末；采用 SEM，XRD分析手段研究顆粒形貌尺寸，平均晶粒隨球磨時(shí)間演化，球磨時(shí)間達(dá)到85 h后，顆粒尺寸和晶粒尺寸均趨于穩(wěn)定。

2) 采用DSC熱分析手段對(duì)納米晶粒穩(wěn)定性進(jìn)行實(shí)驗(yàn)研究，通過(guò)對(duì)晶粒長(zhǎng)大過(guò)程DSC放熱曲線(xiàn)進(jìn)行擬合，得出偏析焓和晶界擴(kuò)散激活能等參數(shù)。

3) 結(jié)合晶粒長(zhǎng)大熱、動(dòng)力學(xué)分析得出，F(xiàn)e-1%C納米晶晶粒穩(wěn)定機(jī)制為溶質(zhì)原子偏析導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大激活能增大，同時(shí)長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力(晶界能)減小。而溫度升高會(huì)增大晶界遷移率和穩(wěn)定晶粒尺寸，不利于晶粒穩(wěn)定。

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Preparation of Fe-1%C nanocrystalline by mechanical milling and its thermal stability

ZHANG Ke, LIU Feng, GONG Ming-ming, YANG Gen-cang
(State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China)

The particles of Fe-1%C (mole fraction) alloy with the single phase solid solution nanocrystalline were produced by mechanical milling. The influences of milling time on the particles morphologies and the grain size were investigated by scanning electron microscopy (SEM) and X-ray diffractometry (XRD). Applying Scherrer formula, the average grain size, furthermore, the grain size evolution with the milling time, was obtained. The results show that the single phase solid solution has already been achieved after 10 h milling. Both the particles morphologies and the grain size become stable after milling over 85 h, and the final grain size is about 8 nm. The Fe-C nanocrystallines have the tendency of growing up resulting in the large amount of grain boundaries and micro-strain among them. The thermal stability of Fe-C nanocrystalline at different temperatures was investigated by isothermal differential scanning calorimetry (DSC) technology. Combining with the thermodynamics and kinetics of grain growth, the active energy of grain boundary diffusion and the stable grain size were calculated, and the stable mechanism of Fe-C nanocrystalline was discussed.

Fe-C alloy; nanocrystalline; thermal stability; mechanical milling

TG111.5，TF123.21

A

1004-0609(2011)06-1396-08

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50771084)；新世紀(jì)杰出人才基金資助項(xiàng)目(NCET-05-870)；111引智工程資助項(xiàng)目(B08040)；霍英東青年教師基金資助項(xiàng)目(111502)；凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自由研究基金資助項(xiàng)目(09-QZ-2008，24-TZ-2009)；西北工業(yè)大學(xué)基礎(chǔ)研究基金資助項(xiàng)目(CJ200801)

2010-11-18；

2011-03-25

劉 峰，教授；電話(huà)：029-88460374；E-mail: liufeng@nwpu.edu.cn

(編輯 李艷紅)