超聲表面滾壓納米化技術研究現狀

唐洋洋，李林波，王超，方釗，毛維博

（1.西安建筑科技大學華清學院，西安 710055；2.西安建筑科技大學，西安 710055）

金屬表面失效普遍存在，主要形式有腐蝕、磨損和疲勞等[1]。表面強化工藝不僅能改善材料表面綜合使用性能，也可以促進航空航天、高速列車、空中武器裝備的輕量化進程，因此急需選擇合適的強化工藝，在實現細化晶粒和表面強化的同時，不僅使基體粗晶結構仍保留原始塑性，還改善表面綜合性能，減少失效，并延長使用壽命。表面納米技術是國內外表面有效強化熱點之一，常用表面納米技術包括表面沉積或涂層技術（物理氣相沉積PVD、化學氣相沉積CVD 和電解沉積等）、表面自納米化技術（機械處理法和熱力學法）和混合納米化技術（表層涂覆技術）[2]。表面沉積或涂層技術中，納米層和基體間存在明顯界面。表面自納米化采用兩種非平衡處理手段：一種是利用劇烈的塑性變形（SPD），形成納米結構（NS）和/或超細顆粒（UFG）結構[3]，實現化學成分不變的納米梯度變形層[4]；另一種是通過增加過冷度來抑制晶粒增大速度，進而獲得納米組織。

傳統表面納米技術多基于SPD，包括機械研磨（SMAT）[5]、超聲沖擊處理（UIT）[6]、噴丸（SP）[7]、高能噴丸（HESP）等[8]。納米化后，材料表面雖具有較高的強度、硬度，但粗糙度高且存在嚴重集中的應力變形[9]。超聲技術的發展推動了傳統納米技術的發展，超聲表面滾壓（USRP）的出現有效解決了傳統方法的難題。USRP 具有SMAT、UIT 和低塑性拋光的優點，并結合了超聲頻率振動和軋制的優點[10]，其精確的控制有效地提高了金屬材料的表面完整性，且其殘余壓應力分布較深，提高了金屬材料的疲勞極限[11]、耐磨性以及微動疲勞壽命[12]。滾壓頭在靜載滾壓和超聲沖擊作用下，按照預定路線對材料表面進行處理，工件移動時，摩擦阻力降低，一方面實現無屑拋光式“削峰填谷”[13]，另一方面實現難加工材料（如鈦合金等）的表面處理。同時，在USRP 過程中，可以避免薄壁構件的變形，使其在工程應用中具有突出的優勢。同時，USRP 納米層中殘余壓應力也降低了材料表層粗糙度，從而實現了粗糙度、強度和硬度的同時改善，具有低成本、方便、可工業化生產的特點。研究USRP 微觀結構演化過程，包括晶體結構、堆積故障能量（SFE）和加工工藝，可優化NS 和/或UFG 結構的作用[14]。這些機制依賴于位錯滑移、變形孿晶、剪切帶、相變和元素重分布[15-16]。目前針對USRP 表層納米化機制的研究較多，但晶粒細化機理和性能之間的聯系研究較少，所以工藝條件有待研究。基于此，本文將對USRP 工藝參數、機理和材料性能進行介紹，并簡單概述USRP 復合工藝現狀。

1 USRP 表面納米化的工藝參數和機理

如圖1 所示，USRP 是依據超聲波振動設計的高效精密無切屑加工技術，超聲波高頻電信號經換能器轉換且隨著變幅桿放大后，以高頻機械振動的形式在沖擊頭上輸出，沖擊載荷擠壓工件表面產生SPD，既獲得納米表層結構和殘余壓縮應力，又獲得平整度高且耐腐蝕、耐磨性好的梯度納米結構。

圖1 USRP 工藝示意圖[17] Fig.1 Schematic diagram of the USRP process[17]

1.1 工藝因素

為了解USRP 設備工藝參數對表面性能的影響，分別從靜壓力、工作頭進給量、滾壓力幾個方面予以介紹。

1.1.1 靜壓力

試件表面受到靜荷載和動荷載雙重作用時，會通過空壓機施加靜荷載，其靜壓力正比于動態沖擊力，引起SPD 并穩定工作頭振動。靜壓力太低，金屬表面USRP 效果不明顯；靜壓力過高或超出工件極限時，工件表面起麟，甚至出現裂紋而折斷。張勝博等[18]對20CrMnTi 表層采用增幅0.02 MPa 的六種遞增壓力等級（0.1～0.2 MPa）進行USRP 處理，并分析樣品腐蝕的機理，發現在弱堿性腐蝕環境中，靜壓力增大，出現鈍化膜活化—再鈍化現象，隨USRP 壓力增大，表面腐蝕由亞穩態點蝕轉化為波紋狀局部腐蝕坑，且腐蝕在晶粒折疊界面處產生。隨著SPD 和表層殘余壓應力的增大，局部腐蝕坑明顯加深，導致產生疲勞裂紋的風險增大。

1.1.2 進給量

徐少可[19]采用Defrom-2D 軟件建立42CrMo 軸承套圈有限元仿真模型，當靜壓力為375 N、振幅為15 μm 時，分析三種進給量對晶粒尺寸的影響。晶粒尺寸從外向內逐漸變大，并隨著進給量增大，細化層深度減少。進給量大小決定工件加工時局部連續性和均勻性：進給量大，則超聲沖擊下，沖擊頭沿車床軌道滑動增加，工件表面沖擊力越不均勻，引起工件表面變形不充分，位錯運動和晶界產生不明顯，納米化效果降低；進給量過小，引起生產效率降低和加工成本增大。

1.1.3 滾壓力

滾壓力是對表層特性影響最大的工藝參數。李鳳琴[20]通過ABAQUS 軟件，建立TC4 表層超聲滾壓殘余應力三維有限元模型，并對比分析了仿真結果和實驗結果。由于滾壓力增大和滾壓頭溫度升高，殘余應力先增加、后減小，600 N 時達到峰值。滾壓力過大，導致減摩作用減弱，材料表面容易損傷而不能平穩實現USRP 工藝，表面粗糙度增加；滾壓力太小，滾壓效果不明顯。在滾壓力600 N 時，表面粗糙度達到最小；滾壓力超過800 N 后，表面出現損傷并產生裂紋。從圖2 可以看出，隨滾壓力的增大，塑性變形的特征越來越明顯，塑性變形促進晶粒細化，當滾壓力達到1000 N 時，晶粒細化程度越來越明顯，在滾壓力和動態沖擊力作用下，塑性變形量增加，位錯密度增大且形成較多的位錯墻和位錯盤結。滾壓力增加后，晶粒細化，表面硬度和硬化程度也隨之升高。

1.1.4 其他因素

此外，沖擊次數和沖擊頭振幅也影響細化效果。USRP 沖擊頭隨車床轉動時，單位面積下工件表面沖擊的次數為：

圖2 不同超聲滾壓力下塑性變形的金相組織圖 Fig.2 Metallographic structure diagram of plastic deformation under different ultrasonic burnishing pressure: a) matrix

式中，V 是行進速度（mm/r），S 是沖擊頭轉速（r/min）[21]。振動頻率f 正比于單位面積表面沖擊次數N，增大頻率可提高USRP 處理能力。沖擊頭振幅增大也可顯著提高瞬時沖擊力[22]，影響工件頭穩定性，增大塑性變形，實現晶粒細化，但振幅一直增大，工件頭和材料無法實現接觸，會影響細化效果。

1.2 USRP 表層晶粒細化研究

納米化機制在各種金屬和合金中得到了廣泛的研究，包括 Fe[23]、不銹鋼[24]、Al[25]、Mg[26]、Ti[27]及其合金等。金屬表面粗晶組織產生不同方向的SPD，USRP 引起晶體缺陷（例如孿晶、位錯等）反復地湮滅與再生。高位錯能以“位錯分割”方法細化晶粒至納米量級；層錯能低的材料主要以馬氏體分割和孿生方法細化晶粒；中等層錯能的材料如密排六方結構（hcp），在嚴重SPD 下，發生位錯滑移，并同時產生晶粒孿生。納米化后的材料由表及里分層，如圖3b 所示，晶粒細化層深度可達200 μm，納米層厚度（幾十微米內）與SPD 變性層一致。

USRP 處理時，金屬或合金承受空壓機施加的一定靜載荷和高頻率沖擊頭下的超聲振動與滾壓力，原始粗晶內高能位錯經移動、交錯、纏結和重新排列等行為[26]，形成位錯壁（DWs）或位錯纏結（DTs），崎變能升高，引起高能位錯集聚，促進晶界增加，DWs 或DTs 隨后通過位錯湮沒和重排，轉變為亞晶界，DWs 或DTs 在內部重復形成，達到納米化。

在塑性變形過程中，高應變和應變速率下，TC4兩相鈦合金中的部分β 密排六方hcp-Ti 晶粒轉變為α面心立方fcc-Ti 晶粒。對于hcp-Ti 晶粒，位錯滑移變 形主導微觀結構變化；對hcp 轉化得到的fcc，孿晶占主導優勢。圖3 為TC4 的USRP 過程：1）hcp 晶粒在USRP 條件下形成DTs 和DWs（如圖3a 中A11），并隨應變和應變速率逐漸增加，DTs 和DWs 不斷吸收位錯，形成亞晶界（SGBs），粗晶變細長片狀，如圖3a 中A12 所示；2）片層通過縱向分裂和橫向分解，變為薄層，如圖3a 中A13 所示；3）薄片被細化（通過縱向分裂和橫向擊穿），形成大致等軸的納米顆粒，如圖3a 中A14 所示。

此外，因hcp-Ti 晶粒位錯積累引起的應力集中，使部分hcp-Ti 晶粒轉變為fcc-Ti 晶粒。孿晶初始將fcc-Ti 晶粒分成雙基體薄片，如圖3a 中A21。應變和其速率增加，使fcc-Ti 被分割成小塊，如圖3a 中A22、A23，在孿晶相交與孿晶位錯相互作用下，細化至大致等軸晶，如圖3a 中A24。此外，hcp 晶粒的細化與相變有關，包括 hcp-fcc 相變可生成大角度晶界（HAGBs）、相界（PBs），附近應變或應力不相容，孿晶界TBs 阻礙位錯運動，并引起位錯累積[29]。王婷等[30]發現40Cr 經USRP 表面納米化處理后，材料表面SPD 變形增加，表層晶粒位錯數目增大，并產生大量位錯盤結，內部形成胞狀組織，SPD 繼續增加，引起胞狀組織向亞晶界的轉變，最終逐漸發展為新的晶粒。該結果與“位錯分割”過程相吻合。通過研究鑄鋁、40Cr 和45#高層錯能金屬的USRP 處理試樣，發現材料納米化是動態沖擊力反復作用的結果，在滑移、位錯增加-再生-消失、位錯墻和纏結共同作用下，表面粗晶粒晶界的位錯運動增加，并促進亞晶界生成，亞晶界吸收位錯而逐漸納米化[31-32]。可以推測，部分亞晶界由塑性變形轉化而來，45 鋼金屬表面平均晶粒尺寸約50 nm，表層晶粒的細化程度是原始結構的近800 倍，說明表面塑性變形為引起納米化的主要原因。

圖3 USRP 工藝晶粒細化方式和基體晶層[28] Fig.3 Grain refinement method and matrix layer in USRP process[28]: a) “dislocation segmentation” method of TC4 surface nanocrystallization; b) matrix crystal layer distribution after surface nanocrystallization

2 對材料性能的影響

2.1 表面粗糙度和殘余應力

Bozdana[33]對TC4 工件采用多種表面強化工藝，發現USRP 工藝可以利用較低的靜壓力實現材料表面性能和綜合使用能力的提升，擴大應用領域。在經典Hall-Petc 理論中，材料的硬度和強度正比于晶粒尺寸D?1/2，塑性變形因晶粒位錯而產生加工硬化，從而提高金屬硬度和變形抗力。周長明[34]對鋁合金7075 進行了USRP 實驗，建立了動荷載-應力應變-晶粒結構模型。材料金屬基體表面生成20 nm 梯度納米結構，并隨著振幅增大，晶粒滑移增大，粗糙度增加。靜壓力增大，晶粒尺寸逐漸減小，由于過大靜壓力破壞表面，粗糙度Ra 先降后增，最低為0.02。晶粒變小， 使表面顯微硬度較基體最高可提高156%，但靜壓力增加過大，材料表面受損，引起腐蝕量先減后增。

USRP 不僅能提高材料表面性能，還可以修復老舊零件表面損傷。鈦合金在循環載荷作用下容易產生裂紋，壽命降低。李禮[35]對TC4 基體進行USRP 處理，如圖4 所示，線性缺口在加工后基本被填平，實現“削峰填谷”無切削作用，老舊零件表面粗糙度Ra 顯著減小到0.11，消除了因表面裂紋萌生的缺陷，改善了疲勞性能和材料壽命。

加工次數也影響著材料表面彈性模量和硬度。劉宇[36]采用USRP 處理40Cr，結果表明，40Cr 表層強度、硬度都顯著提高，往復加工3 次后，納米表層硬度為3.588 GPa，加工6 次的納米表層硬度為3.857 GPa，性能優于3 次處理。經納米壓痕實驗推算，加工次數小范圍內增加將提高表面殘余應力。

圖4 線形缺口USRP 處理前后的截面形貌 Fig.4 Cross section morphology of linear notch before (a) and after (b) USRP treatment

2.2 擴散性能

USRP 表面梯度納米化使材料存在大量缺陷和晶界，高晶界密度提供了短路擴散通道，增加了富集位點數量，此外，由于較低的擴散活化能（即擴散通道[37]），原子在位錯過程中的遷移速度較快，位錯密度和位錯運動均有所增加。高位錯密度作為快速通道，加速了原子擴散，增強了擴散動力學，提高了化學反應活性。例如，在SPD 鋼中，Cr 的有效擴散率比退火后的粗晶樣品高4 個數量級。傳統的滲氮工藝溫度高達500 ℃，影響了基體性能，USRP 為滲氮過程提供了快速通道，并降低了滲氮溫度，較低的粗糙度不會抑制滲氮進程，反之會相應地提高材料表面原子滲入能力。王偉[38]用金相顯微鏡分別測量不同時間下，35CrMo 和40Cr低合金鋼USRP 前后滲氮層的尺寸，發現未經USRP處理，35CrMo、40Cr 氣體滲氮2 h 后滲氮層厚度分別為100、150 μm，滲氮10 h 后，滲氮層厚度分別為130、200 μm；USRP 處理后，35CrMo、40Cr 滲氮層厚度分別為200、175 μm（2 h）和450、450 μm（10 h）。由此可知，SPD 引起表面存在大量位錯缺陷，納米結構的形成提高了材料表面活性，USRP 加工處理促進滲氮過程順利進行，且增加時長，效果越顯著。

2.3 耐腐蝕性能

Zhang[39]研究發現，17-4PH 不銹鋼經USRP 處理后，表面粗糙度降低是引起耐蝕性明顯上升的主要原因。黃海威[40]研究發現，Z5CND16-4 馬氏體經USRP處理后，其表面納米晶界的大量存在加速了Cr 等成分在納米層的快速富集，因此產生結構極其致密的納米鈍化膜，材料抗蝕能力提高。

USRP 處理消除了表層組織的不均勻性和微觀缺陷，提高了材料耐腐蝕性能。尹宇[41]分別對X80 焊接接頭USRP 處理和未處理試樣進行四點彎曲應力腐蝕對比試驗，發現USRP 處理后，腐蝕速率降低且微裂紋總數較少，應力腐蝕裂紋較窄且擴展方向與應力方向垂直。晶粒細化后，表面粗糙度增大，腐蝕速率降低，膜層更為致密，從而進一步抑制腐蝕向內進行。殘余應力使金屬表面沿晶腐蝕的速率減小。從圖5 可以看出，非USRP 處理Cu-10Ni 合金經腐蝕后的表面粗糙，且存在較多大孔隙，USRP 處理后的表面經腐蝕后比較光滑[42]。如圖6 所示，隨著深度的增加，耐蝕性降低，經過USRP 處理后，耐蝕性因殘余應力和晶界數目的增加而得到有效提高[42]。

圖5 Cu-10Ni 的SEM 腐蝕形貌 Fig.5 SEM corrosion morphology of Cu-10Ni alloy: a) before USRP; b) after USRP

圖6 USRP 處理的Cu-10Ni 合金在3.5%NaCl 溶液中的極化曲線和阻抗圖 Fig.6 Polarization curves and impedance diagrams of USRP treated Cu-10Ni alloy in 3.5% NaCl solution

2.4 抗疲勞性能

USRP 不僅處理成本低、工作效率高，且能極大地改善材料抗疲勞性能，主要是因為納米層降低了疲勞裂紋產生的概率，基體的原始晶粒限制疲勞裂紋的發展。USRP 改善微動疲勞（FF）性能的機理可以歸結為殘余壓應力、梯度納米結構（GNS）表面層、表面加工硬化和表面粗化的綜合作用。其中，殘余壓應力是決定FF 行為的主要因素，因為殘余壓應力對FF裂紋的萌生和過早擴展有抑制作用[43]，其存在可以有效提高金屬材料的疲勞裂紋擴展抗力[45]和微動磨損抗力[44]。Cheng 等人[45]采用 USRP 工藝處理AerMer100 高強度碳鋼螺紋根部，實驗發現試樣抗疲勞性能相較于傳統滾壓提高了7 倍。

任學沖[46]對高速重載列車車軸用鋼EA4T 試樣進行了USRP 處理，實驗數據表明，處理后，因SPD不協調，在表層產生大量有益壓應力，形成低表面粗糙度，使EA4T 的疲勞極限由352 MPa 提高到401 MPa。除此之外，表層強度和硬度也同步提升。TC4試樣分別經電脈沖（EP）、機械研磨（SMAT）和超聲滾壓（USRP/UNSM）表面處理后，疲勞壽命曲線如圖7 所示。USRP 處理后，材料疲勞壽命最穩定，且疲勞強度（應力比R=?1，加載頻率為5 Hz）為600 MPa，材料的壽命提高了2 個數量級，且材料表層粗糙度降低[47]。

圖7 常溫下電解拋光、表面機械研磨和超聲滾壓處理后的TC4 的疲勞壽命曲線[48] Fig7 S-N fatigue curves for EP, SMAT and USRP/UNSM processed TC4 at normal temperature[48]

2.5 耐磨損性能

依據經典的Archard 磨損定律，材料耐磨性正比于磨損表面的硬度，高強度和高硬度的納米化表面降低了磨粒壓入材料的深度，同時導致磨損量也下降。與基體相比，URSP 處理增加了沖擊接觸力，降低了摩擦系數和磨損量，基體表面粗糙度降低。殘余應力保護了材料表面，此外，加工無屑化過程不會產生大尺寸磨粒，USRP 后，顯微硬度和殘余壓應力增加。這些變化都可以很好地提高試樣的疲勞壽命和耐磨性，因此USRP 處理后，材料耐磨損性能有了很大提高。

梁健[49]對2219 美國變形鋁鉆桿采用USRP 進行表面納米處理后，利用高溫材料摩擦磨損機理，研究經USRP 處理后2219 鉆桿的摩擦磨損性能。實驗結果表明，2219 鋁合金表層實現了納米化。未經USRP處理試樣隨著SPD 增加，出現了嚴重粘著磨損和磨粒磨損，摩擦系數變大；USRP 試樣生成的硬質塑性強化層使得同溫度下粘著現象削弱，摩擦系數較低，并且在試驗過程中，隨著溫度的升高，表面平均摩擦因子和磨損率逐步增大。

因此，USRP 工藝提高了材料的顯微硬度和殘余壓應力，沖擊速度和滑動速度越高，試樣的沖擊能吸收越大，磨損和材料損失越嚴重，URSP 處理增加了沖擊接觸力，降低了摩擦系數和磨損量，提高了耐磨性。

3 USRP 復合表面處理

3.1 USRP+PN 復合處理

等離子滲氮（PN）技術優點為氮擴散速率快、節約資源、滲氮層組織脆性較低、污染少、處理工件變形程度較小等，且PN 處理試樣的耐磨性能和抗腐蝕能力優于常規滲碳和氣體滲氮試樣，但成骨相容性有待研究。劇烈SPD 引起材料表面化學反應活性增加，并加速滲氮反應進行，降低滲氮過程溫度和時間。

佘丁順[50]對純鈦TA2 進行USRP+PN 復合處理，在基體表面形成了200 μm 的梯度強化層，TiNx硬質相的生成使表面硬度高達1840HV，耐磨性明顯改善，表面光滑，平均摩擦系數為0.58。由于滲氮溫度過高，容易降低抗裂紋能力，滲氮溫度設定為850 ℃時，滲層表現出最優的耐磨性能和減摩性能。

向文華[51]對316L 不銹鋼USRP+PN 處理后發現，滲氮層厚度達20 μm，組織結構致密，表面耐磨性得到提高，且USRP 處理材料表面平均滲氮量是未經USRP 處理材料的2.88 倍，摩擦系數降低0.04，顯微硬度和耐磨性是未經USRP 處理滲氮層的1.15 倍和2.76 倍，表面耐磨性能較好，表面的催滲效能提高。

生物表面結構的改變可改善生物相容性，但工藝成本高。任柯[1]研究了USRP+PN 復合處理鈦合金TC4與靜電紡絲納米纖維膜引導骨再生能力，結果表明，表面粗糙度最大達到268 nm，因為滲氮層TiN 和Ti2N含氮基團與成骨細胞外基質透明質烷的吸附作用，USRP+PN 處理后，TC4 具有優秀的生物相容性與成骨性能，滲氮層促進成骨細胞吸附及分化，但體液下磨損機理和細胞粘附分化機理還有待深入研究。

3.2 USRP 與高能離子注滲技術復合處理

高能離子注滲技術（HEII）利用高速離子轟擊預滲入元素（Ni、Cr、Al、W、Mo、Ti、Nb）靶材，溢出的預滲元素與被鍍金屬實現冶金結合，從而改善材料性能。USRP 預處理促進了高能離子注滲的效果，縮短了注滲的時間。聶大文[52]采用USRP+HEII 對316L 進行復合處理，表面硬度相較單獨HEII 處理試樣提高了 57.8%（494HV），注滲層厚度相較單獨HEII 處理試樣提高了近1 倍（100 μm）。USRP 處理使梯度納米層阻礙位錯移動，提高基體強度，同時在一定表面深度內預制壓應力，降低裂紋的產生。USRP+HEII 處理后，高轉速下未出現疲勞磨損，氧化磨損為主要的磨損機制，但在較高載荷下卻出現疲勞磨損，這是因為納米化結構使裂紋數量降低，提高了材料的耐磨性能和疲勞性能。

3.3 表面加熱輔助USRP 復合處理

表面加熱輔助USRP 工藝由于致密的位錯密度和纏結，產生了更高的顯微硬度和更深的硬化深度以及更厚的表面改性層，高拉伸和抗疲勞性能隨之提高。李剛[53]對熱等靜壓（HIP）TC4 采用表面加熱輔助USRP 工藝進行處理，并分析材料表面性能，研究得到USRP 最佳工藝參數為：頻率30 kHz，負載900 N，振幅10 μm。加熱輔助溫度為160 ℃時，塑性變形層厚度最大，硬化深度高達250 μm，實現了表層納米化，表面粗糙度達0.13 μm；140 ℃加熱輔助USRP工藝處理后，耐微動磨損性能最好，XRD 分析發現加熱輔助USRP 試樣具有較寬的衍射峰，表明工藝實現了晶粒細化和應變強化。為進一步提升性能，可以研究微弧氧化工藝或激光加熱輔助USRP，對材料拉伸和疲勞性能進行深入研究。但若未經冷加工強化，材料表面顯微硬度較低，且增加了低溫加熱引起的變形機制，這些因素加劇了USRP 軋制試樣在低溫下的摩擦磨損行為。

3.4 其他工藝應用

經過電脈沖electropulsing(EP)-USRP 后，晶粒隨機取向的等軸晶明顯細化，多數位錯被晶界吸收。EP-USRP 比傳統的USRP 具有更完整的納米結晶過程[54]，在最佳條件下，由于等離子體電脈沖能量和超聲振動能量的熱效應和非熱效應的作用，位錯遷移率有了明顯的提高，從而導致了更高的應變和位錯密度，亞晶粒進一步動態再結晶，直至新平衡。因此，EP-USRP 是一種很有前途的加工技術，可以獲得優異的表面力學性能，加速工業純鈦中納米晶的形成。

柳陽等[55]突破傳統制膜工藝，在TC4 表面加入Al2O3粉末，利用USRP 制備了7 μm 厚度的Al2O3納米薄膜和1 μm 厚的過渡區域，過渡區域存在殘余壓應力和塑性變形，處理后的TC4 相較于普通超聲滾壓試樣，其粗糙度降低一半，硬度比未處理基體提高了98%，殘余最大壓應力低于單獨USRP 試樣，為?687 MPa，同時生成了表面納米化和高表面硬度Al2O3薄膜。

4 總結與展望

1）USRP 技術有待對中低層錯能SPD 引起的納米化機理形成系統理論，裂紋萌生和擴展動力學模型需要深入探討。處理形狀復雜零件時，加工工藝存在局限性，且疲勞失效和耐磨損性機理還需進一步深入研究。

2）增加USRP 微觀結構特征影響機理研究，研究USRP 工藝參數和材料性能的關系，制備表面厚度大且粗糙度低的納米梯度結構晶層，并對USRP 工藝條件制定實際應用標準。

3）加快USRP 復合工藝的發展，如滲氮技術、超聲強化技術、生物覆膜、激光加熱、3D 打印技術輔助USRP 復合處理技術。