表面納米化是否生成納米晶

何家文

(西安交通大學材料學院，西安 710049)

0 引 言

21世紀初提出的表面納米化，主要論點是高強度噴丸、滾壓后生成納米晶，根據Hall-Petch關系，晶粒越細強度越高，可以延緩裂紋萌生，提高疲勞強度。無論是噴丸、滾壓處理工藝，亦或是摩擦磨損，本質上都是加工硬化，用塑性換強度。金屬材料服役性能的基本準則，是根據工況適當調節強度和塑性以實現優化。即使是如軸承等以硬度為主的耐磨件，也需有一定塑性才能提高壽命,表面納米化的強度越高越好是違反這個原則的。就組織結構而言，噴丸、滾壓或摩擦磨損都屬于冷加工，形成的組織結構相似。摩擦磨損是人類最初接觸到的載荷形式，遠早于拉壓彎扭，20世紀已進行過大量研究。表面納米化的文章從不提摩擦磨損的研究結果，卻在21世紀初納米化風興起時，以金屬材料較少使用的納米化這個名稱作為其創新之處。噴丸是實用性極強的加工工藝，但迄今沒有一款產品是按照表面納米化的要求進行生產的。除工程實踐已經對表面納米化作出判斷外，還有必要從金屬學原理對其進行分析，才能對其有一個全面認識。

1 摩擦學組織結構研究成果

20世紀七八十年代對摩擦磨損的組織結構進行了系統研究。1986年1篇總結前10 a摩擦磨損組織結構的文章明確指出，表面變形得到的是位錯胞或亞晶[1]。當年用銅塊和鐵環作相對摩擦，在速度1 cm·s-1、載荷66 N下滑動12 m后得到的組織如圖1所示。銅塊表層晶粒在相對滑動中變形生成位錯胞,深度8 μm處的位錯胞呈現沿滑動方向拉長的形態，深度15 μm處的趨于等軸狀。當時已經得出明確結論：摩擦磨損的冷加工表面，除保留下來的原始晶界外，組織結構就是位錯胞。

ABDULSTAAR等[2]采用電子背散射衍射(EBSD)觀察純鋁變形結構，如圖2所示。純鋁變形時先在原始鋁晶粒內生成纏結的高能位錯，隨后自發轉化成穩定的低能位錯胞。原始晶界和新生位錯胞間最顯著的差別是錯角，即相鄰兩個晶粒或位錯胞間的位向差。圖3是純鋁變形后表層的錯角分布概率，可見存在明顯的分界：少量原始晶粒的錯角均大于15°，大量新生成的位錯胞錯角小于15°，亦即可以用15°來區分位錯胞和原始晶粒。應注意，15°只是多數金屬獲得的經驗值，不同金屬可能在此數值上下變動。

圖1 與鐵環摩擦后銅塊形變層組織以及深度8，15 μm處的位錯胞形態[1]

圖2 純鋁變形層的微觀結構變化及其示意[2]

圖3 純鋁變形表面的錯角分布概率[2]

2 表面納米化對納米晶生成的誤解

圖4 表面納米化提出的納米晶形成示意[3]

表面納米化描述納米晶的形成過程如圖4[3]所示，位錯從纏結到形成位錯胞，再在位錯胞壁生核成長為納米晶，所以納米晶比位錯胞小，兩者關系如圖5[4]中小尺度部分所示。圖5中大尺度部分，比胞大的晶是原始晶粒。這種胞比晶小又比晶大的不自洽現象，并沒有在電鏡觀察中得到證實，21世紀的電鏡照片(圖1)中沒有出現比位錯胞小的納米晶。從金屬學原理分析，圖4前3個小圖所示的生成位錯胞或亞晶的過程是正確的，但其后在位錯胞壁處形核進行動態再結晶(DRX)是不可能的。動態再結晶指一邊加工一邊再結晶，靜態再結晶是加工后再結晶。只要是再結晶，無論形核或長大都需要原子進行長程擴散，這要在再結晶溫度以上進行。冷加工不可能有長程遷移，也就不會發生動態再結晶，只可能發生回復?；貜褪俏诲e在其可動范圍內做的降低能量的短程移動，例如從纏結到形成位錯胞，或胞內位錯向胞壁移動之類。圖6[5]給出了常規噴丸(覆蓋率200%)和強噴丸(覆蓋率1 300%)下的組織結構差異，當噴丸覆蓋率由200%變成1 300%時，位錯由纏結變為位錯胞，這就是在噴丸過程中發生了動態回復導致的，其組織和圖1(a)中的相似，完全沒有再結晶的痕跡。此外，圖5夸大了位錯胞的尺度，傳播納米晶比位錯胞小的觀點，而這是不符合事實的。

圖5 表面納米化提出的胞和晶的尺寸[4]

圖6 不同覆蓋率噴丸后高強低合金鋼的表層組織[5]

圖7 鎳晶粒和晶界形貌[6]

位錯胞和晶粒的不同在20世紀已經作了明確表述。通常由鑄造、退火或再結晶得到的為常規晶粒，其晶界如圖7[6]所示，晶界很窄，只有一兩個原子厚度，相鄰兩側晶粒的取向差大于15°。冷加工變形生成的位錯胞壁和常規晶界顯然不同，如圖8[7]所示，胞壁中含有很多位錯，故松散且厚，厚度比常規晶界厚度大3～4個數量級，甚至和位錯胞的尺寸不相上下。形成這種結構的原因可以認為是：當兩側的位錯胞取向差小于15°時，有可能通過胞壁中的位錯分布協調兩側取向差，使其保持連續過渡；當兩側取向差大于15°時，就超出協調范圍，成為常規晶界。

圖8 銅中位錯胞和胞壁形貌[7]

另一個問題是20世紀既然重視錯角，為什么不區分位錯胞和納米晶，而都稱為位錯胞。其原因可能是：位錯胞或納米晶間的錯角都是空間分布，一個位錯胞或納米晶在周邊有很多近鄰。如果有一兩個近鄰間的相互錯角小于15°，另幾個又大于15°，就難以界定此處是位錯胞還是納米晶，故15°只具統計學意義，不宜用于區分個體組織。此外，未強調納米晶，也可能和20世紀的金屬研究很少涉及納米有關，但這也給表面納米化形成納米晶學說帶來了機遇。

3 關鍵參數在于錯角

圖9 摩擦裝置轉動不同周后銅變形層的組織結構[8]

應該強調的是20世紀并未注重位錯胞的尺度是否是納米量級，而是更注重其錯角大小。在沒有EBSD技術的條件下，研究人員花費很大精力用菊池線測定了位錯胞間的錯角。圖9[8]中線上的數字就是相鄰組織間的方位錯角。圖9(a)為摩擦轉動1周后的組織狀態，相當于正常噴丸強化的組織結構；圖9(b)為摩擦轉動100周后的，相當于嚴重磨損組織[8]。圖10[8]為圖9中銅外表層的放大形貌，從摩擦轉動1周增加到100周，位錯胞的大小沒有變化。實際上，加工變形使表面納米化是個偽命題，因為用砂紙輕輕打磨至強力噴丸程度，形變組織的尺度就能達到納米級。圖10也表明，提高變形量，其組織特征的改變不在尺度而在錯角。圖10(b)中的錯角超過15°，按圖3的分類，這時才可以認為形變組織為納米晶。

圖10 圖9中最外表層組織放大

圖11 相對滑動時銅表層的轉動[1]

錯角隨變形強度增加而增大是由于滾壓或摩擦磨損時，表層出現轉動(見圖11[1])所致。噴丸時丸粒從不同方向射入，隨著噴丸強度提高轉動角也會增大。圖12[1]給出了圖9中摩擦轉動次數由1周增加到100周時，表層材料相對于y軸的轉動角度最大值從80°提高到160°的實例。表面納米化提出的高能或高強度噴丸，就是試圖通過強噴丸以增大轉動角，從而獲得納米晶，實現Hall-Petch關系。

圖13 不同厚度位錯胞壁對位錯的阻力隨錯角的變化[9]

圖14 沿滑移帶方向晶界對位錯的阻力隨距晶界距離的變化[10]

20世紀為什么重視錯角而不論位錯胞大小，是因為二者對力學性能有著不同的影響。圖13[9]給出了位錯穿過厚度d為40～80 nm位錯胞壁的阻力，可見阻力只和胞間錯角有關而與胞的大小無關。晶界對位錯的阻力不同，位錯可以穿過胞壁但無法穿過晶界，只能在晶界處塞積，如圖14[10]所示。當聚集的力可以啟動相鄰晶粒的另一個滑移系時，變形才繼續向前傳播，因此晶界對變形造成很大阻力。晶粒越小，晶界越多，位錯阻力越大，強度越高，這也就是Hall-Petch關系的機理。

圖15 鎳滾壓后的錯角分布[11]

4 表面生成納米晶屬嚴重磨損態

圖4中的納米晶形成機理與實際不符，當然不可能用試驗證明。為了獲得大錯角的納米晶，對鎳進行高強度滾壓處理，由EBSD獲得的錯角分布如圖15[11]所示。大于15°的錯角達到80.9%，可以說是形成了納米晶。但是冷作硬化一向是強化伴隨損傷的，在這樣的滾壓強度下形成的損傷也必須和以往摩擦磨損試驗結果進行比較。圖16(a)是圖9中銅經摩擦轉動100周的切應變分布，圖16(b)是高強度滾壓鎳的切應變分布，切應變是指圖17中的剪切變形角γ，用弧度表示。經100周轉動的銅和高強度滾壓鎳的表面切應變分別為10.0 rad和57.6 rad。前文已經說明，經100周轉動的銅已處于嚴重磨損狀態。高強度滾壓鎳的表面切應變是銅的5.76倍，表面將生成大量磨屑。因此，SMAT追求表面達到納米晶，獲得的卻是嚴重磨損的材料。

圖16 銅摩擦轉動100周和鎳滾壓后的表層切應變分布

圖17 切應變表述

5 結束語

(1) 20多a前磨損表面的組織結構研究已達到很高水平，僅從總結性文獻[1]就可以發現：表面納米化的觀點并無創新性。

(2) 強變形使表面達到納米化是個偽命題，因為只要變形，組織都會細化到納米級，變形程度對組織大小沒有影響。

(3) 表面納米化強調的是納米尺度，但力學性能研究表明位錯胞大小對性能無影響，關鍵參數是其錯角。

(4) 表面納米化聲稱利用Hall-Petch關系進行強化，因此必須獲得納米晶；但其形成納米晶的表面是嚴重磨損表面。

(5) 將噴丸改名為SMAT以標榜其創新性，但20 a來無一款產品應用于生產。