金屬超細晶表面機械處理技術研究進展

張子鵬，宋旭，李小強，韓凱，郭貴強，李勇，李東升

應用技術

金屬超細晶表面機械處理技術研究進展

張子鵬，宋旭，李小強，韓凱，郭貴強，李勇，李東升

（北京航空航天大學 機械工程及自動化學院，北京 100191）

金屬的組織和結構直接影響了其使用性能，為滿足復雜服役環境對材料力學性能和表面性能的特殊需求，近年來金屬表面機械處理技術快速發展，并得到了廣泛利用。主要綜述了表面機械壓入式梯度變形、表面碾磨式梯度變形、表面滾壓式梯度變形和表面組合式梯度變形工藝等典型金屬表面機械處理技術。總結了各種具體工藝方法，及其得到的金屬微觀結構特點和性能變化，最后展望了金屬表面機械處理技術的發展趨勢，未來該技術的發展應面向大規模、產業化的生產應用，進一步研究多因素共同作用下的金屬晶粒細化機制，實現大尺寸、內部微觀結構可控的納米材料的高效制備。

表面納米化；梯度結構；強塑性變形；材料性能

納米材料擁有許多優越的物理和化學性能，過去幾十年來一直是科學熱點。不同于一般的粗晶材料，納米材料的晶粒被晶界分割得極其細小，大量的晶界和細小的晶粒使材料的性能從根本上發生了改變。納米材料具有超高的強度、優異的耐磨性，以及低溫高應變速率下的良好塑性成形性，這意味著納米材料具有潛在的重要工程應用價值[1—3]。

目前制備納米材料的方法包括金屬蒸發冷凝-原位冷壓成形法、非晶晶化法、化學/物理沉積法、機械研磨法和塑性變形法等[1]。強烈塑性變形法有制備工藝簡單、不存在界面污染、孔隙類缺陷少等優點，因此得到了廣泛研究和應用。

強烈塑性變形是制備超細晶及納米結構金屬材料的一種有效方法，目前已發展出多種晶粒細化的變形技術。根據不同技術的特點，可將其分為以下3類[2]：① 大應變量變形制備技術，如等通道擠壓、高壓扭轉、累積疊軋等技術，應變量>10，應變速率<102s?1，其示意圖如圖1[3—5]所示；② 高應變速率變形制備技術，如動態塑性變形技術，采用高速落錘沖擊，應變量<0.6，應變速率可達102～103s?1，如圖2所示；③ 大應變梯度變形制備技術，如表面機械處理技術，表層應變梯度可達0.6 μm?1，應變速率可達103s?1，應變量約為10。

圖1 大應變量變形制備技術示意

圖2 動態塑性變形示意[2]

近年來，有關塊體超細晶和納米晶金屬材料的研究已較為深入完善，由于在加工過程中引入了大量缺陷，導致其強度提升，塑性下降，強塑性匹配失衡，成為制約超細晶及納米晶金屬材料應用的重要因素。1999年盧柯等[6]提出表面納米化的概念，應用表面機械處理技術在金屬表面引入大塑性變形，形成梯度納米結構，即通過在金屬表面反復施加外載荷，使原始粗晶積累嚴重塑性變形，隨距表面距離的增加，變形量、應變速率和應變梯度逐漸減小，形成梯度分布的微觀結構，如圖3[6]所示。金屬經過表面機械處理過后，距表層距離越近，晶粒尺寸越小，呈梯度變化，最小晶粒尺寸可達納米級。納米梯度結構，包括納米晶和超細晶，其層厚可達百微米級。相比大應變量變形制備技術，表面機械處理納米化具有微觀梯度結構，在保持塑性的同時，強度顯著增加，解決了大應變量變形制備技術塊體材料強度高但韌性下降的問題；相比動態塑性變形，表面機械處理采用常規表面機械處理方式即可實現，效率高、操作方便，具有良好的工業應用前景。

圖3 金屬表面梯度結構示意[6]

1 金屬表面機械處理工藝

根據表面梯度變形方式金屬表面機械處理工藝可分為以下3類[6]：表面機械壓入式梯度變形、表面碾磨式梯度變形、表面滾壓式梯度變形，如圖4[6]所示，還有一種表面組合式梯度變形方式是前三者變形方式的組合。以上變形方式都可在金屬表面實現梯度塑性變形，產生梯度納米結構。3種基礎變形工藝各有優劣：表面機械壓入式梯度變形工藝的優點是設備簡單，參數容易控制，能量高；表面納米化層及其影響層厚度大，缺點是制樣過程需要把樣品放在密閉腔體內，處理工件尺寸受限，主要應用在實驗室研究方面；表面碾磨式梯度變形工藝的優點是制樣表面粗糙度小，變形層厚度大，工作效率高，缺點是只能處理旋轉類工件，有待進一步優化研究；表面滾壓式梯度變形工藝優點是可對大尺寸板料進行平面處理，處理過后細化層均勻，深度大，表面質量好，缺點是不能處理棒材等旋轉類工件，適用范圍窄。

圖4 表面機械處理工藝分類[6]

1.1 表面壓入式梯度變形工藝

表面機械壓入式梯度變形是采用硬質壓頭或者彈丸反復多次壓入金屬表面，產生并積累塑性變形。金屬表面應變量和應變速率隨著表面深度的增加而梯度減小，累積應變量隨壓入次數的增加而增大。表面壓入式梯度變形工藝包括旋轉加速噴丸（Rotationally accelerated shot peening，RASP）、表面機械研磨（Surface mechnicalatition treatment，SMAT）、超聲噴丸（Ultrasonic shot peening，USSP）等技術。

RASP技術[7]是將彈丸用旋轉盤拋出沖擊試樣，彈丸直徑為1～8 mm，速度為5～80 m/s，沖擊方向近似垂直如圖5a[7—11]所示。SMAT技術[8]是將光滑的彈丸置于真空容器內，在震動發生器作用下沖擊試樣表面，如圖5b所示。因材料不同，彈丸直徑為1～10 mm，震動頻率為50～20 kHz，彈丸速度可達1～20 m/s。USSP[9]是將壓頭安裝在超聲發生器上使其上下震動，使材料發生塑性變形，超聲頻率為1～50 kHz，壓頭直徑為1～5 mm，如圖5c所示。

表面機械壓入式梯度變形工藝參數及結構特點如表1[7,10—13]所示。SMAT和USSP都包含震動頻率，但SMAT頻率較USSP遠小得多；RASP和SMAT都使用彈丸沖擊材料表面，其直徑為3～10 mm。以上工藝大都可以得到納米梯度結構，變形層厚度占比在10%以內。

圖5 表面機械壓入式梯度變形工藝示意[7—11]

表1 表面機械壓入式梯度變形工藝參數及結構特點

Tab.1 Surface mechanical press-in gradient deformation process parameters and structural characteristics

1.2 表面碾磨式梯度變形工藝

表面碾磨式梯度變形包括表面機械碾磨（Surface mechnical grinding treatment，SMGT）等技術，是在金屬表面壓入硬質壓頭，并使其與金屬發生相對移動產生滑動摩擦力，從而使金屬表面發生塑性變形。應變量和應變速率隨距離表面深度增加而梯度減小，累積應變量隨碾磨次數增加和預壓深度增大而增多。

SMGT技術[14]壓頭與試樣運動與車削加工類似，壓頭壓入試樣一定深度平動，同時試樣旋轉，實驗在冷卻或低溫（77 K）環境下進行，同時壓頭與試樣短時接觸，抑制了元素擴散，表面無污染，如圖6所示。SMGT表層應變速率可達104s?1，較SMAT大大提高。

圖6 SMGT示意[11]

SMGT工藝參數如表2[14—21]所示，其單次下壓量在30～60 μm，重復4～8次，則總下壓量為100～300 μm。試樣轉速為300～3000 r/min，壓頭移動速率為0.1～ 10 mm/s，工具直徑為1～8 mm，具體數值視不同要求而定。

經SMGT技術得到的納米梯度結構特點如表3[14—17,20—21]所示，其最小晶粒尺寸為10～50 nm，納米層厚度占試樣厚度的0.04%～2%，塑性變形層厚度占試樣厚度的2%～12%。

1.3 表面滾壓式梯度變形工藝

表面滾壓式梯度變形工藝是在金屬表面壓入硬質球型壓頭，并使其在金屬表面滾動產生塑性變形的工藝。相比表面壓入式和碾磨式梯度變形，表面滾壓式梯度變形得到的材料細化層更均勻、表面更光滑。

表面滾壓式梯度變形工藝包括表面機械滾壓（Surface mechnical rolling treatment，SMRT）[22—23]、高壓表面軋制（High pressure surface rolling，HPSR）[24]、表面深滾（Surface deep rolling，DR）[25]、快速多重旋轉碾壓法（Fast multiple rotation rolling，FMRR）[26]、平面滾壓（Plane rolling，PR）[27]等技術，如圖7[23—27]所示。

SMRT技術是將帶有滾珠的壓頭壓入試樣一定距離后，轉動試樣，同時平動壓頭，全程伴有油潤滑和冷卻，如圖7a所示。HPSR技術是將6個圓柱形滾針壓在主動轉動的圓盤狀試樣上，試樣旋轉帶動滾針轉動，如圖7b所示。DR技術是將嵌有若干個滾針的壓頭壓在試樣表面旋轉并移動，如圖7c所示。FMRR技術與DR技術類似，不同點在于壓頭上嵌的是滾珠，如圖7d所示。PR技術與FMRR技術同使用了多滾珠設計，但不同之處在于PR加工刀具內部設置了彈性組件，用于吸收異常摩擦功。

以上表面滾壓式梯度變形技術的工藝參數匯總見表4[23—32]。以工藝參數類型來看，表面滾壓式梯度變形技術以力/壓強或者下壓量使試樣發生塑性變形，以道次/持續時間控制塑性變形何時結束，其他與塑性變形程度相關的工藝參數還包括轉速、移動速率和滾珠/針直徑等。如表4所示，表面滾壓式梯度變形技術工藝參數類型和數值大致相同，具有高度的相似性，但在壓頭轉速和移動速度方面存在差異。

表2 SMGT工藝參數

Tab.2 SMGT process parameters

表3 SMGT處理后金屬納米梯度結構特點

Tab.3 Structural characteristics of metal nano-gradient after SMGT treatment

圖7 表面滾壓式梯度變形工藝示意[23—27]

表4 表面滾壓式梯度變形技術的工藝參數

Tab.4 Process parameters of surface rolling type gradient deformation technology

以上表面滾壓式梯度變形技術都可以得到納米梯度結構，其結構特點如表5[23,25—32]所示。表面滾壓式梯度變形技術可處理的材料廣泛，包括鋼、TC4和純金屬。最表層納米晶粒尺度大多可以達到納米級，整個變形層厚度一般在試樣原始厚度的5%以下。

1.4 表面組合式梯度變形工藝

表面組合式梯度變形方式是前三者變形方式的組合，包括超聲沖擊和軋制處理（Ultrasonic impacting and rolling treatment，UIRT）等工藝。

UIRT工藝如圖8所示，將超聲工具壓在試樣上，帶動壓頭沖擊旋轉的試樣，同時球形壓頭在試樣表面滾動。Xiaohui Zhao[33]對TC11進行了UIRT處理，其壓頭直徑為15 mm，試樣轉速為200 r/min，壓力為200 N，振幅為10 μm，處理3道次。處理后得到了納米梯度結構，嚴重塑性變形層厚度為70 μm，為試樣厚度的0.3%。Ni. Ao等[34]對TC4進行了UIRT處理，其壓力為900 N，工具轉速為150 r/min，進給速率為0.2 mm/r，超聲頻率為20 kHz，振幅為20 μm。UIRT后得到了納米梯度結構，最小晶粒尺寸約為55 nm，變形層厚度為310 μm，為試樣厚度的7%。

圖8 UIRT示意[30]

表5 表面滾壓式梯度變形后材料的結構特點

Tab.5 Structural characteristics of the material after surface rolling type gradient deformation

2 金屬表面機械處理后的性能

金屬經過表面機械處理后得到納米梯度結構，相比原始粗晶，其晶粒得到細化，同時微觀結構又有梯度變化的趨勢。結構決定性能，結構的改變勢必引起性能的變化，如力學性能、粗糙度、摩擦磨損性能、熱穩定性、擴散性能、化學活性等，綜述如下。

2.1 強度和塑性

根據Hall-Petch關系，晶粒越小其強度越高。金屬表面機械處理后得到納米梯度結構，其強度顯著提升，塑性下降不大。這是由于納米梯度結構細化的晶粒減少了應變集中，同時心部粗晶保持了良好的塑性[20]。

Sina Shahrezaei[11]對SMAT前后純銅以及不同溫度退火后的SMAT純銅進行了單向拉伸，結果如圖9所示。SMAT處理后，屈服強度是原始材料的7.7倍，抗拉強度提升45%，但均勻伸長率下降98%。退火后，SMAT處理的純銅強度下降，塑性提升。

圖9 純銅應力-應變曲線

T. H. Fang[15]對SMAT前后的純銅棒狀試樣進行了單向拉伸，結果如圖10所示。SMAT處理后，純銅屈服強度是原始材料的2倍，抗拉強度提高15%，均勻伸長率下降3%。SMAT后純銅的納米梯度結構層強度高，但塑性較差。

圖10 純銅應力-應變曲線

X. Zhou[20]對SMRT純銅的研究表明，常溫下其屈服強度、抗拉強度分別提高121%和6%，均勻伸長率下降4%，如圖11所示。在低溫下，屈服強度、抗拉強度分別提高138%和13%，均勻伸長率下降6%。SMRT處理對純銅屈服強度提高作用明顯，而對抗拉強度提升不大，但在低溫下抗拉強度得到較大提升。

H. W. Huang等[23]對SMRT處理前后的316L不銹鋼進行了單向拉伸，如圖12所示。SMRT-3和SMRT-6分別為直徑3 mm和6mm棒狀試樣。由圖12可見，SMRT-3屈服強度是原來的2.2倍，抗拉強度提升30%，均勻伸長率下降79%，斷裂伸長率下降74%。SMRT-6屈服強度是原來的1.5倍，抗拉強度提升15%，均勻伸長率下降55%，斷裂伸長率下降26%。

綜上，金屬經過表面機械處理后，強度大大提高，塑性下降，其屈服強度是原來的2～8倍，抗拉強度提高6%～35%，均勻伸長率下降4%～98%，因不同工藝條件而不同。

圖11 SMRT純銅和原始材料在300 K和77 K的應力-應變曲線

2.2 硬度

金屬表面機械處理后的硬度值符合Hall-Petch關系，距表面越近硬度值越高。硬度提高是細晶強化和應變強化的共同結果，納米材料中大量的晶界阻礙了位錯運動，位錯塞積，從而提高了材料硬度。因細晶強化和應變強化的同時存在，導致了變形層和硬化層厚度不同，硬化層厚度高于變形層。不同工藝和材料表面機械處理后得到的硬度值如表6[7—8,11,14—15,18,22—34]所示。

圖12 316L不銹鋼的應力-應變曲線

由表6可得，不同工藝處理的純銅表層硬度提升了20%～130%，純鎳表層硬度提升了70%～360%，鋼表層硬度提升了80%～320%，鈦合金表層硬度提升了30%～70%，鋁合金表層硬度提升了60%，其他純金屬表層硬度提升了80%～100%。可見，金屬表面機械處理后，其硬度值得到了不同程度的提升，有利于增強其耐磨性。

表6 不同工藝和材料表面機械處理后得到的硬度值

Tab.6 Hardness values obtained after mechanical treatment of different processes and material surfaces

2.3 殘余壓應力

金屬表面機械處理后，在其表面引入了殘余壓應力。H. W. Huang等[23]經SMRT處理的316L不銹鋼殘余壓應力達1250 MPa。黃卓笑等[30]測量了表面深滾處理后純鎳的殘余應力場，最大殘余壓應力約為200 MPa，殘余壓應力層可達400 μm，占厚度7%。Xiao Li等[34]測量了不同壓下量DR后純鎳的殘余應力，最大殘余壓應力約為180 MPa，殘余壓應力層可達450 μm，占厚度8%。Xiaohui Zhao[33]UIRT處理的TC11參與壓應力層厚度為200 μm，占厚度比0.8%，最大殘余壓應力為898 MPa，出現在40 μm深度處。金屬表面機械處理引入的殘余壓應力，可抑制裂紋的產生和發展，提高金屬疲勞性能。

2.4 疲勞性能

金屬表面機械處理后可以得到納米梯度結構，其納米表層通過降低應變集中，抑制了裂紋的萌生，容納了顯著的塑性應變波動，從而增強了疲勞性能[35]；同時，在表面機械處理過程中引入了殘余壓應力，也有助于提高材料疲勞性能。H. W. Huang等[20]對經SMRT處理的316L不銹鋼進行了拉壓疲勞測試，經SMRT處理后，其疲勞極限由180 MPa提升至420 MPa；在103周次的疲勞壽命下，疲勞強度增加了50%。Xiaohui Zhao[33]對UIRT處理的TC11進行了高周疲勞測試，其疲勞強度提高19.3%。Erfan Maleki[36]對經過SP處理的316L進行了高周疲勞測試，在3×106周次的疲勞壽命下疲勞強度增加了60%。Conghui Zhang等[37]對工業純鋯經過45 min的USSP預處理后發現，預處理樣品比原始樣品疲勞壽命高11.2%，且加載應力越低，USST預處理所提供的疲勞壽命改善越明顯。Liucheng Zhou[38]等對鎳基合金進行激光噴丸后對樣品進行了高溫疲勞測試，發現表面處理樣品比原始樣品疲勞壽命提高了3.79倍，這是由于表面納米化處理抑制了材料在高溫下的氧化作用，進而抑制了裂紋的形核和擴展。

2.5 粗糙度

金屬表面機械處理后，不同工藝對表面粗糙度的影響不同。SP后鈦合金粗糙度由0.02 μm提升至0.63 μm[10]。SMGT后Al2024由0.28 μm降低為0.14 μm[17]。SMGT處理的IF鋼由0.47 μm下降至0.27 μm[18]。UIRT處理的TC11粗糙度由1.7 μm下降至0.11 μm[33]。UIRT處理后TC4表面粗糙度由3.12 μm降至0.57 μm[34]。UIRT處理后純鈦棒材的粗糙度由0.867 μm降至0.026 μm[39]。

一般來說，表面機械壓入式梯度變形工藝由于彈丸沖擊的隨機性，處理后表面粗糙度下降，而其他變形方式壓頭軌跡可控，表面粗糙度相對較高。表面粗糙度的改善有利于摩擦磨損性能的提高。

2.6 摩擦磨損性能

金屬表面機械處理后，摩擦磨損性能隨粗糙度的下降而提升[40]。袁俊瑞等[27]對PR處理后的純銅進行了干摩擦試驗，磨痕SEM如圖13所示。可見PR處理后，磨痕光滑無粘附。這是由于梯度納米結構硬度較高，不易軟化，并隨溫度升高而與摩擦副焊合，減少了粘著的發生，磨痕光滑，摩擦因數較小。P. F. Wang等[29]對SMGT后的AISI316L低應變鋼進行了干摩擦和油潤滑摩擦試驗，開始一段循環內SMGT處理后的試樣摩擦因數較低，之后兩者趨于一致并保持穩定，如圖14所示。Yaping Wang等[32]對FMRR處理的純鈦進行了摩擦試驗，滑動速度為0.1 m/s時，FMRR處理后的表面動摩擦因數由1.1降至0.6，且磨痕較窄，如圖14所示。SMGT處理的IF鋼摩擦因數下降了約19%，磨損體積下降70%[18]。

圖13 PR處理純銅的干摩擦磨痕形貌

圖14 50 N，5 Hz，1 mm行程下的摩擦因數

2.7 熱穩定性

晶粒細化提高了金屬綜合性能，但納米晶具有粗化的趨勢，有的甚至在常溫下就開始長大，嚴重影響其性能[41]，因此，晶粒細化金屬的熱穩定性研究具有重要意義。SMAT處理的TC4在550 ℃[12]下具有熱穩定性。SMGT處理的純鎳在443 ℃下具有熱穩定性[23]。DR處理的TC4納米結構在700 ℃具有良好的熱穩定性，高于TC4服役溫度（400 ℃）[24]。DR處理后純鎳的納米結構在300 ℃內具有熱穩定性[31]。SMRT處理后的Ti-Nb無間隙原子鋼在500 ℃下具有熱穩定性[28]。Y. Wu等[42]利用原位電子背散射衍射（EBSD）研究了經過SMAT處理的316L不銹鋼的熱穩定性，發現直到720 ℃都沒有明顯的微觀結構變化，納米晶粒具有良好的熱穩定性。由此可見，金屬表面機械處理后的納米梯度結構在一定溫度下具有熱穩定性，可滿足使用需求。

2.8 擴散性能

晶界和位錯是擴散的通道，二者在表面機械處理得到的納米結構中大量存在，促進了擴散[43]。Lei Shi等[44]利用SFPB對低碳合金鋼進行預處理后滲碳，與未進行預處理的試樣進行對比發現，滲碳層厚度增加近20%。郝瑞[45]通過UIRT對6063鋁合金進行表面納米化處理，將經過UIRT處理的擴散焊試樣與未經過UIRT處理的擴散焊試樣進行對比，表面納米化接頭在加熱溫度為560 ℃時，接頭抗拉強度達到最大值為51.8 MPa，表面納米化固相擴散焊接頭在加熱溫度為520 ℃時，接頭抗拉強度達到最大值為127.36 MPa，約為同種熱處理條件下母材抗拉強度的92.8%。同等滲氮層厚度下，SMAT處理的TC4較原始材料所需溫度下降200 K[12]。SMRT處理的Ti-Nb無間隙原子鋼，鍍層中的Cr擴散率是晶格擴散率的5倍[28]。HESP后的TC11/TiAl擴散連接的擴散層厚度增加了33%，最大剪切強度增加至285 MPa，增加了6%，達到最大剪切強度所需溫度下降50 K[36]。Chun Li等[46]利用SMAT對TA2鈦合金板進行2 h表面納米化預處理后，得到約200 nm厚的納米晶體層，可在650 ℃的超低溫度下實現Ti和Zr的擴散鍵合，鍵合溫度比標準擴散鍵合方法低約100 ℃，接頭處剪切強度提高約112.9%。

根據阿倫尼烏斯公式：

=0exp(/)

式中：為擴散系數（m2/s）；0為關于溫度的常數（m2/s）；為原子擴散激活能（J/mol）；為氣體常數（8.31 J/(mol·K)）；為熱力學溫度（K）。納米結構吉布斯自由能高，降低了從而提升了。擴散性能的提高在金屬表面涂層中將發揮巨大作用，可提升其涂層厚度、降低鍍層溫度等。

2.9 化學活性

納米結構的晶界和高密度位錯提供了大量的自由能和形核位置，提高了其化學活性。如圖15a—b為未經過表面處理的TC4鈦合金在等離子體電子氧化（Plasma electrolytic oxidation，PEO）處理后得到的剖面細觀圖像，圖15c—d為同種材料在PEO前經過UIRT預處理的圖像。對比發現，對TC4在UIRT預處理后再進行PEO處理，氧化過程會得到促進，得到的涂層相較未處理的表面厚1 μm，整體微孔和裂紋也較少[34]。

3 金屬表面機械處理晶粒細化原理

金屬表面機械處理晶粒細化原理首先與金屬本身晶體結構、堆垛層錯能（Stacking fault energy，SFE）有關[47—49]，一般來說，低SEF金屬的晶粒細化機制以機械孿生為主，高SEF金屬則以位錯滑移為主；其次與變形條件（溫度、應變速率、應變梯度等[8,10]）有關，低溫和高應變速率會促使變形向孿生機制發展[20]；最后，合金中的晶粒細化還受不同相之間的相互影響[37]。

3.1 晶體結構和SFE對晶粒細化的影響

Fe是高SFE的體心立方（Body-centered cubic，BCC）結構金屬，變形機制以位錯滑移為主[8]，如圖16所示。隨應變積累，產生位錯，形成位錯墻（Dense dislocation walls，DDWs）和位錯纏結（Dislocation tangles，DTs）分割原始粗晶；應變繼續積累，DDWs和DTs形成低取向差的亞晶界；最后，經過連續動態變形，亞晶界轉變為新的晶界，從而細化了晶粒。這個過程一直循環進行，直到位錯生成和湮滅速率相等，晶粒細化達到最大程度，晶粒尺寸到達最低極限。純鎳[30]、45#鋼[26]、Al2024[17]的變形機制與上述一致。

圖15 PEO橫截面形貌

圖16 高SEF的體心立方結構金屬變形過程

Cu是中SFE的FCC結構金屬，相比BCC結構，其滑移系更多。變形開始時形成位錯胞（Dislocation cells，DCs），DCs組成網絡分割粗晶；隨后DCs轉變為亞晶界分割了晶粒；最后，隨應變積累，亞晶界轉變為晶界，晶粒得到細化。

AISI 304低應變鋼是低SEF的面心立方（Face- centered cubic，FCC）結構金屬，其變形過程如下[8]。隨應變積累，規則的位錯陣列和孿晶出現在（1 1 1）晶面；然后，不同晶面的孿晶相互交錯分割晶粒，發生馬氏體相變；最后，孿晶交錯和馬氏體相變分割的晶粒轉動，增大取向差，形成新的晶粒。純鈦是密排六方（Hexagonal closepacked，HCP）結構金屬，其晶粒細化過程如圖17所示[13]。變形開始時，大量位錯隨孿晶產生，相互交錯的孿晶阻礙了位錯運動，導致高密度位錯墻和位錯纏結形成并分割孿晶，如圖17a所示；隨變形進行，孿晶界和孿晶內部位錯重新排列成相互交接的邊界，如圖17b所示；變形進一步進行，這些邊界與位錯以積累、湮滅和晶轉的形式相互反應，邊界方向性增加，大角度晶界和亞晶界開始形成，如圖17c所示。變形繼續進行，大角度晶界和亞晶界轉變為晶界，從而細化了晶粒，如圖17d所示。這個過程一直循環進行，直到位錯生成和湮滅速率相等，晶粒細化達到最大程度，晶粒尺寸到達最低極限。

3.2 變形條件對晶粒細化的影響

溫度和應變速率對晶粒細化的影響以Zener- Hollomon（）指數描述。

圖17 低SEF的面心立方結構金屬變形過程

研究發現應變梯度對晶粒細化也有重要作用[13]。應變梯度和幾何必需位錯密度成正比，應變梯度越大晶粒越細。SMGT處理的純鎳中，由于大應變梯度和高應變速率，形成了厚度為20 nm的納米層片結構，比通常獲得的極限尺寸大大減小。

3.3 合金中的晶粒細化原理

合金中的細化機制還受不同相之間的相互影響[37]。合金中的第二相粒子可以促進晶粒細化，第二相粒子作為障礙物，驅動了位錯的產生和積累[20]。TC4中相為HCP結構，SFE高達300 mJ/m2，相為BCC結構，在表面機械處理納米化過程中，兩相協調變形。變形開始時，相首先以位錯機制細化；變形到一定程度后，相開始細化，其機制不是孿晶，仍然是位錯機制[37]。Y. G. Liu[50]研究了HESP表面處理TC4鈦合金過程中相晶粒的細化機制，即表面劇烈塑性變形首先產生大量的位錯纏結、位錯帶以及少數單系統張力孿晶，然后將原始晶粒細分為細長的超細晶，然后將其橫向分解成等軸超細晶，并逐漸用錐形位錯滑移取代了孿晶，隨后，大多數具有HCP結構的等軸UFG超細晶都要進行晶體旋轉，以轉變為隨機取向的等軸納米晶粒。Ni. AO等[51]研究了經過UIRT處理的TC4鈦合金中相的納米晶化機理，發現相的梯度納米結構主要是通過位錯活動形成的，而沒有發生形變孿晶，位錯首先在相的相界處產生，在相中發生高密度的位錯。然后通過縱向分裂和橫向擊穿，將粗大的晶粒逐漸轉變為等軸納米晶粒，這些晶粒是由位錯滑移、糾纏、堆積和重排產生的。此外，隨著應變的增加，納米晶粒將通過位錯活動進一步細化。

綜上，金屬表面機械變形晶粒細化受多重因素的影響，包括金屬本身晶體結構和堆垛層錯能，還包括變形條件如溫度、應變速率、應變梯度等，此外還受不同相之間的相互影響，是一個多因素參與的復雜過程。

4 結語

利用塑性變形制備納米材料已成為被廣泛關注的途徑，得到了充分的發展，但在變形技術和細晶機理方面仍面臨著巨大的挑戰。在變形技術方面，發展制備大尺寸納米材料的新技術，進一步提高變形速率和變形梯度，實現可以控制微觀結構的制備是一個重大的命題。在變形機理方面，研究多重因素影響下的金屬晶粒細化機制，掌握其細化規律，對可控制備的新技術發展具有重要意義。以上挑戰會為塑性變形制備納米材料帶來新的發展機遇。

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Research Progress of Metal Surface Mechanical Treatment Technology

ZHANG Zi-peng, SONG Xu, LI Xiao-qiang, HAN Kai, GUO Gui-qiang, LI Yong, LI Dong-sheng

(School of Mechanical Engineering and Automation, Beihang University, Beijing 100191, China)

This paper introduces the metal surface mechanical treatment technology, including surface mechanical press-in gradient deformation, surface grinding gradient deformation, surface rolling gradient deformation and surface combined gradient deformation processes. Various specific process methods and the metal microstructure characteristics and property changes are summarized, and finally the development trend of metal surface mechanical treatment technology is prospected. The future development of this technology should be oriented toward large-scale, industrial production applications, further research on the mechanism of metal grain refinement under the joint action of multiple factors, and realize the efficient preparation of nanomaterials with large size and controllable internal microstructure.

surface nanocyrstallization; gradient nanostructures; severe plastic deformation (spd); material properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2021.04.024

TG306；TG146

A

1674-6457(2021)04-0159-13

2021-03-27

中國博士后科學基金（2020TQ0025）

張子鵬（1996—），男，碩士生，主要研究方向為碾壓工藝與擴散連接工藝。

李小強（1979—），男，博士，副教授，主要研究方向為薄壁件數控成形工藝與裝備。