金属超细晶表面机械处理技术研究进展

张子鹏，宋旭，李小强，韩凯，郭贵强，李勇，李东升

应用技术

金属超细晶表面机械处理技术研究进展

张子鹏，宋旭，李小强，韩凯，郭贵强，李勇，李东升

（北京航空航天大学 机械工程及自动化学院，北京 100191）

金属的组织和结构直接影响了其使用性能，为满足复杂服役环境对材料力学性能和表面性能的特殊需求，近年来金属表面机械处理技术快速发展，并得到了广泛利用。主要综述了表面机械压入式梯度变形、表面碾磨式梯度变形、表面滚压式梯度变形和表面组合式梯度变形工艺等典型金属表面机械处理技术。总结了各种具体工艺方法，及其得到的金属微观结构特点和性能变化，最后展望了金属表面机械处理技术的发展趋势，未来该技术的发展应面向大规模、产业化的生产应用，进一步研究多因素共同作用下的金属晶粒细化机制，实现大尺寸、内部微观结构可控的纳米材料的高效制备。

表面纳米化；梯度结构；强塑性变形；材料性能

纳米材料拥有许多优越的物理和化学性能，过去几十年来一直是科学热点。不同于一般的粗晶材料，纳米材料的晶粒被晶界分割得极其细小，大量的晶界和细小的晶粒使材料的性能从根本上发生了改变。纳米材料具有超高的强度、优异的耐磨性，以及低温高应变速率下的良好塑性成形性，这意味着纳米材料具有潜在的重要工程应用价值[1—3]。

目前制备纳米材料的方法包括金属蒸发冷凝-原位冷压成形法、非晶晶化法、化学/物理沉积法、机械研磨法和塑性变形法等[1]。强烈塑性变形法有制备工艺简单、不存在界面污染、孔隙类缺陷少等优点，因此得到了广泛研究和应用。

强烈塑性变形是制备超细晶及纳米结构金属材料的一种有效方法，目前已发展出多种晶粒细化的变形技术。根据不同技术的特点，可将其分为以下3类[2]：① 大应变量变形制备技术，如等通道挤压、高压扭转、累积叠轧等技术，应变量>10，应变速率<102s−1，其示意图如图1[3—5]所示；② 高应变速率变形制备技术，如动态塑性变形技术，采用高速落锤冲击，应变量<0.6，应变速率可达102～103s−1，如图2所示；③ 大应变梯度变形制备技术，如表面机械处理技术，表层应变梯度可达0.6 µm−1，应变速率可达103s−1，应变量约为10。

图1 大应变量变形制备技术示意

图2 动态塑性变形示意[2]

近年来，有关块体超细晶和纳米晶金属材料的研究已较为深入完善，由于在加工过程中引入了大量缺陷，导致其强度提升，塑性下降，强塑性匹配失衡，成为制约超细晶及纳米晶金属材料应用的重要因素。1999年卢柯等[6]提出表面纳米化的概念，应用表面机械处理技术在金属表面引入大塑性变形，形成梯度纳米结构，即通过在金属表面反复施加外载荷，使原始粗晶积累严重塑性变形，随距表面距离的增加，变形量、应变速率和应变梯度逐渐减小，形成梯度分布的微观结构，如图3[6]所示。金属经过表面机械处理过后，距表层距离越近，晶粒尺寸越小，呈梯度变化，最小晶粒尺寸可达纳米级。纳米梯度结构，包括纳米晶和超细晶，其层厚可达百微米级。相比大应变量变形制备技术，表面机械处理纳米化具有微观梯度结构，在保持塑性的同时，强度显著增加，解决了大应变量变形制备技术块体材料强度高但韧性下降的问题；相比动态塑性变形，表面机械处理采用常规表面机械处理方式即可实现，效率高、操作方便，具有良好的工业应用前景。

图3 金属表面梯度结构示意[6]

1 金属表面机械处理工艺

根据表面梯度变形方式金属表面机械处理工艺可分为以下3类[6]：表面机械压入式梯度变形、表面碾磨式梯度变形、表面滚压式梯度变形，如图4[6]所示，还有一种表面组合式梯度变形方式是前三者变形方式的组合。以上变形方式都可在金属表面实现梯度塑性变形，产生梯度纳米结构。3种基础变形工艺各有优劣：表面机械压入式梯度变形工艺的优点是设备简单，参数容易控制，能量高；表面纳米化层及其影响层厚度大，缺点是制样过程需要把样品放在密闭腔体内，处理工件尺寸受限，主要应用在实验室研究方面；表面碾磨式梯度变形工艺的优点是制样表面粗糙度小，变形层厚度大，工作效率高，缺点是只能处理旋转类工件，有待进一步优化研究；表面滚压式梯度变形工艺优点是可对大尺寸板料进行平面处理，处理过后细化层均匀，深度大，表面质量好，缺点是不能处理棒材等旋转类工件，适用范围窄。

图4 表面机械处理工艺分类[6]

1.1 表面压入式梯度变形工艺

表面机械压入式梯度变形是采用硬质压头或者弹丸反复多次压入金属表面，产生并积累塑性变形。金属表面应变量和应变速率随着表面深度的增加而梯度减小，累积应变量随压入次数的增加而增大。表面压入式梯度变形工艺包括旋转加速喷丸（Rotationally accelerated shot peening，RASP）、表面机械研磨（Surface mechnicalatition treatment，SMAT）、超声喷丸（Ultrasonic shot peening，USSP）等技术。

RASP技术[7]是将弹丸用旋转盘抛出冲击试样，弹丸直径为1～8 mm，速度为5～80 m/s，冲击方向近似垂直如图5a[7—11]所示。SMAT技术[8]是将光滑的弹丸置于真空容器内，在震动发生器作用下冲击试样表面，如图5b所示。因材料不同，弹丸直径为1～10 mm，震动频率为50～20 kHz，弹丸速度可达1～20 m/s。USSP[9]是将压头安装在超声发生器上使其上下震动，使材料发生塑性变形，超声频率为1～50 kHz，压头直径为1～5 mm，如图5c所示。

表面机械压入式梯度变形工艺参数及结构特点如表1[7,10—13]所示。SMAT和USSP都包含震动频率，但SMAT频率较USSP远小得多；RASP和SMAT都使用弹丸冲击材料表面，其直径为3～10 mm。以上工艺大都可以得到纳米梯度结构，变形层厚度占比在10%以内。

图5 表面机械压入式梯度变形工艺示意[7—11]

表1 表面机械压入式梯度变形工艺参数及结构特点

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

1.2 表面碾磨式梯度变形工艺

表面碾磨式梯度变形包括表面机械碾磨（Surface mechnical grinding treatment，SMGT）等技术，是在金属表面压入硬质压头，并使其与金属发生相对移动产生滑动摩擦力，从而使金属表面发生塑性变形。应变量和应变速率随距离表面深度增加而梯度减小，累积应变量随碾磨次数增加和预压深度增大而增多。

SMGT技术[14]压头与试样运动与车削加工类似，压头压入试样一定深度平动，同时试样旋转，实验在冷却或低温（77 K）环境下进行，同时压头与试样短时接触，抑制了元素扩散，表面无污染，如图6所示。SMGT表层应变速率可达104s−1，较SMAT大大提高。

图6 SMGT示意[11]

SMGT工艺参数如表2[14—21]所示，其单次下压量在30～60 µm，重复4～8次，则总下压量为100～300 µm。试样转速为300～3000 r/min，压头移动速率为0.1～ 10 mm/s，工具直径为1～8 mm，具体数值视不同要求而定。

经SMGT技术得到的纳米梯度结构特点如表3[14—17,20—21]所示，其最小晶粒尺寸为10～50 nm，纳米层厚度占试样厚度的0.04%～2%，塑性变形层厚度占试样厚度的2%～12%。

1.3 表面滚压式梯度变形工艺

表面滚压式梯度变形工艺是在金属表面压入硬质球型压头，并使其在金属表面滚动产生塑性变形的工艺。相比表面压入式和碾磨式梯度变形，表面滚压式梯度变形得到的材料细化层更均匀、表面更光滑。

表面滚压式梯度变形工艺包括表面机械滚压（Surface mechnical rolling treatment，SMRT）[22—23]、高压表面轧制（High pressure surface rolling，HPSR）[24]、表面深滚（Surface deep rolling，DR）[25]、快速多重旋转碾压法（Fast multiple rotation rolling，FMRR）[26]、平面滚压（Plane rolling，PR）[27]等技术，如图7[23—27]所示。

SMRT技术是将带有滚珠的压头压入试样一定距离后，转动试样，同时平动压头，全程伴有油润滑和冷却，如图7a所示。HPSR技术是将6个圆柱形滚针压在主动转动的圆盘状试样上，试样旋转带动滚针转动，如图7b所示。DR技术是将嵌有若干个滚针的压头压在试样表面旋转并移动，如图7c所示。FMRR技术与DR技术类似，不同点在于压头上嵌的是滚珠，如图7d所示。PR技术与FMRR技术同使用了多滚珠设计，但不同之处在于PR加工刀具内部设置了弹性组件，用于吸收异常摩擦功。

以上表面滚压式梯度变形技术的工艺参数汇总见表4[23—32]。以工艺参数类型来看，表面滚压式梯度变形技术以力/压强或者下压量使试样发生塑性变形，以道次/持续时间控制塑性变形何时结束，其他与塑性变形程度相关的工艺参数还包括转速、移动速率和滚珠/针直径等。如表4所示，表面滚压式梯度变形技术工艺参数类型和数值大致相同，具有高度的相似性，但在压头转速和移动速度方面存在差异。

表2 SMGT工艺参数

Tab.2 SMGT process parameters

表3 SMGT处理后金属纳米梯度结构特点

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

图7 表面滚压式梯度变形工艺示意[23—27]

表4 表面滚压式梯度变形技术的工艺参数

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

以上表面滚压式梯度变形技术都可以得到纳米梯度结构，其结构特点如表5[23,25—32]所示。表面滚压式梯度变形技术可处理的材料广泛，包括钢、TC4和纯金属。最表层纳米晶粒尺度大多可以达到纳米级，整个变形层厚度一般在试样原始厚度的5%以下。

1.4 表面组合式梯度变形工艺

表面组合式梯度变形方式是前三者变形方式的组合，包括超声冲击和轧制处理（Ultrasonic impacting and rolling treatment，UIRT）等工艺。

UIRT工艺如图8所示，将超声工具压在试样上，带动压头冲击旋转的试样，同时球形压头在试样表面滚动。Xiaohui Zhao[33]对TC11进行了UIRT处理，其压头直径为15 mm，试样转速为200 r/min，压力为200 N，振幅为10 µm，处理3道次。处理后得到了纳米梯度结构，严重塑性变形层厚度为70 µm，为试样厚度的0.3%。Ni. Ao等[34]对TC4进行了UIRT处理，其压力为900 N，工具转速为150 r/min，进给速率为0.2 mm/r，超声频率为20 kHz，振幅为20 µm。UIRT后得到了纳米梯度结构，最小晶粒尺寸约为55 nm，变形层厚度为310 µm，为试样厚度的7%。

图8 UIRT示意[30]

表5 表面滚压式梯度变形后材料的结构特点

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

2 金属表面机械处理后的性能

金属经过表面机械处理后得到纳米梯度结构，相比原始粗晶，其晶粒得到细化，同时微观结构又有梯度变化的趋势。结构决定性能，结构的改变势必引起性能的变化，如力学性能、粗糙度、摩擦磨损性能、热稳定性、扩散性能、化学活性等，综述如下。

2.1 强度和塑性

根据Hall-Petch关系，晶粒越小其强度越高。金属表面机械处理后得到纳米梯度结构，其强度显著提升，塑性下降不大。这是由于纳米梯度结构细化的晶粒减少了应变集中，同时心部粗晶保持了良好的塑性[20]。

Sina Shahrezaei[11]对SMAT前后纯铜以及不同温度退火后的SMAT纯铜进行了单向拉伸，结果如图9所示。SMAT处理后，屈服强度是原始材料的7.7倍，抗拉强度提升45%，但均匀伸长率下降98%。退火后，SMAT处理的纯铜强度下降，塑性提升。

图9 纯铜应力-应变曲线

T. H. Fang[15]对SMAT前后的纯铜棒状试样进行了单向拉伸，结果如图10所示。SMAT处理后，纯铜屈服强度是原始材料的2倍，抗拉强度提高15%，均匀伸长率下降3%。SMAT后纯铜的纳米梯度结构层强度高，但塑性较差。

图10 纯铜应力-应变曲线

X. Zhou[20]对SMRT纯铜的研究表明，常温下其屈服强度、抗拉强度分别提高121%和6%，均匀伸长率下降4%，如图11所示。在低温下，屈服强度、抗拉强度分别提高138%和13%，均匀伸长率下降6%。SMRT处理对纯铜屈服强度提高作用明显，而对抗拉强度提升不大，但在低温下抗拉强度得到较大提升。

H. W. Huang等[23]对SMRT处理前后的316L不锈钢进行了单向拉伸，如图12所示。SMRT-3和SMRT-6分别为直径3 mm和6mm棒状试样。由图12可见，SMRT-3屈服强度是原来的2.2倍，抗拉强度提升30%，均匀伸长率下降79%，断裂伸长率下降74%。SMRT-6屈服强度是原来的1.5倍，抗拉强度提升15%，均匀伸长率下降55%，断裂伸长率下降26%。

综上，金属经过表面机械处理后，强度大大提高，塑性下降，其屈服强度是原来的2～8倍，抗拉强度提高6%～35%，均匀伸长率下降4%～98%，因不同工艺条件而不同。

图11 SMRT纯铜和原始材料在300 K和77 K的应力-应变曲线

2.2 硬度

金属表面机械处理后的硬度值符合Hall-Petch关系，距表面越近硬度值越高。硬度提高是细晶强化和应变强化的共同结果，纳米材料中大量的晶界阻碍了位错运动，位错塞积，从而提高了材料硬度。因细晶强化和应变强化的同时存在，导致了变形层和硬化层厚度不同，硬化层厚度高于变形层。不同工艺和材料表面机械处理后得到的硬度值如表6[7—8,11,14—15,18,22—34]所示。

图12 316L不锈钢的应力-应变曲线

由表6可得，不同工艺处理的纯铜表层硬度提升了20%～130%，纯镍表层硬度提升了70%～360%，钢表层硬度提升了80%～320%，钛合金表层硬度提升了30%～70%，铝合金表层硬度提升了60%，其他纯金属表层硬度提升了80%～100%。可见，金属表面机械处理后，其硬度值得到了不同程度的提升，有利于增强其耐磨性。

表6 不同工艺和材料表面机械处理后得到的硬度值

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

2.3 残余压应力

金属表面机械处理后，在其表面引入了残余压应力。H. W. Huang等[23]经SMRT处理的316L不锈钢残余压应力达1250 MPa。黄卓笑等[30]测量了表面深滚处理后纯镍的残余应力场，最大残余压应力约为200 MPa，残余压应力层可达400 µm，占厚度7%。Xiao Li等[34]测量了不同压下量DR后纯镍的残余应力，最大残余压应力约为180 MPa，残余压应力层可达450 µm，占厚度8%。Xiaohui Zhao[33]UIRT处理的TC11参与压应力层厚度为200 µm，占厚度比0.8%，最大残余压应力为898 MPa，出现在40 µm深度处。金属表面机械处理引入的残余压应力，可抑制裂纹的产生和发展，提高金属疲劳性能。

2.4 疲劳性能

金属表面机械处理后可以得到纳米梯度结构，其纳米表层通过降低应变集中，抑制了裂纹的萌生，容纳了显著的塑性应变波动，从而增强了疲劳性能[35]；同时，在表面机械处理过程中引入了残余压应力，也有助于提高材料疲劳性能。H. W. Huang等[20]对经SMRT处理的316L不锈钢进行了拉压疲劳测试，经SMRT处理后，其疲劳极限由180 MPa提升至420 MPa；在103周次的疲劳寿命下，疲劳强度增加了50%。Xiaohui Zhao[33]对UIRT处理的TC11进行了高周疲劳测试，其疲劳强度提高19.3%。Erfan Maleki[36]对经过SP处理的316L进行了高周疲劳测试，在3×106周次的疲劳寿命下疲劳强度增加了60%。Conghui Zhang等[37]对工业纯锆经过45 min的USSP预处理后发现，预处理样品比原始样品疲劳寿命高11.2%，且加载应力越低，USST预处理所提供的疲劳寿命改善越明显。Liucheng Zhou[38]等对镍基合金进行激光喷丸后对样品进行了高温疲劳测试，发现表面处理样品比原始样品疲劳寿命提高了3.79倍，这是由于表面纳米化处理抑制了材料在高温下的氧化作用，进而抑制了裂纹的形核和扩展。

2.5 粗糙度

金属表面机械处理后，不同工艺对表面粗糙度的影响不同。SP后钛合金粗糙度由0.02 µm提升至0.63 µm[10]。SMGT后Al2024由0.28 µm降低为0.14 µm[17]。SMGT处理的IF钢由0.47 µm下降至0.27 µm[18]。UIRT处理的TC11粗糙度由1.7 µm下降至0.11 µm[33]。UIRT处理后TC4表面粗糙度由3.12 µm降至0.57 µm[34]。UIRT处理后纯钛棒材的粗糙度由0.867 µm降至0.026 µm[39]。

一般来说，表面机械压入式梯度变形工艺由于弹丸冲击的随机性，处理后表面粗糙度下降，而其他变形方式压头轨迹可控，表面粗糙度相对较高。表面粗糙度的改善有利于摩擦磨损性能的提高。

2.6 摩擦磨损性能

金属表面机械处理后，摩擦磨损性能随粗糙度的下降而提升[40]。袁俊瑞等[27]对PR处理后的纯铜进行了干摩擦试验，磨痕SEM如图13所示。可见PR处理后，磨痕光滑无粘附。这是由于梯度纳米结构硬度较高，不易软化，并随温度升高而与摩擦副焊合，减少了粘着的发生，磨痕光滑，摩擦因数较小。P. F. Wang等[29]对SMGT后的AISI316L低应变钢进行了干摩擦和油润滑摩擦试验，开始一段循环内SMGT处理后的试样摩擦因数较低，之后两者趋于一致并保持稳定，如图14所示。Yaping Wang等[32]对FMRR处理的纯钛进行了摩擦试验，滑动速度为0.1 m/s时，FMRR处理后的表面动摩擦因数由1.1降至0.6，且磨痕较窄，如图14所示。SMGT处理的IF钢摩擦因数下降了约19%，磨损体积下降70%[18]。

图13 PR处理纯铜的干摩擦磨痕形貌

图14 50 N，5 Hz，1 mm行程下的摩擦因数

2.7 热稳定性

晶粒细化提高了金属综合性能，但纳米晶具有粗化的趋势，有的甚至在常温下就开始长大，严重影响其性能[41]，因此，晶粒细化金属的热稳定性研究具有重要意义。SMAT处理的TC4在550 ℃[12]下具有热稳定性。SMGT处理的纯镍在443 ℃下具有热稳定性[23]。DR处理的TC4纳米结构在700 ℃具有良好的热稳定性，高于TC4服役温度（400 ℃）[24]。DR处理后纯镍的纳米结构在300 ℃内具有热稳定性[31]。SMRT处理后的Ti-Nb无间隙原子钢在500 ℃下具有热稳定性[28]。Y. Wu等[42]利用原位电子背散射衍射（EBSD）研究了经过SMAT处理的316L不锈钢的热稳定性，发现直到720 ℃都没有明显的微观结构变化，纳米晶粒具有良好的热稳定性。由此可见，金属表面机械处理后的纳米梯度结构在一定温度下具有热稳定性，可满足使用需求。

2.8 扩散性能

晶界和位错是扩散的通道，二者在表面机械处理得到的纳米结构中大量存在，促进了扩散[43]。Lei Shi等[44]利用SFPB对低碳合金钢进行预处理后渗碳，与未进行预处理的试样进行对比发现，渗碳层厚度增加近20%。郝瑞[45]通过UIRT对6063铝合金进行表面纳米化处理，将经过UIRT处理的扩散焊试样与未经过UIRT处理的扩散焊试样进行对比，表面纳米化接头在加热温度为560 ℃时，接头抗拉强度达到最大值为51.8 MPa，表面纳米化固相扩散焊接头在加热温度为520 ℃时，接头抗拉强度达到最大值为127.36 MPa，约为同种热处理条件下母材抗拉强度的92.8%。同等渗氮层厚度下，SMAT处理的TC4较原始材料所需温度下降200 K[12]。SMRT处理的Ti-Nb无间隙原子钢，镀层中的Cr扩散率是晶格扩散率的5倍[28]。HESP后的TC11/TiAl扩散连接的扩散层厚度增加了33%，最大剪切强度增加至285 MPa，增加了6%，达到最大剪切强度所需温度下降50 K[36]。Chun Li等[46]利用SMAT对TA2钛合金板进行2 h表面纳米化预处理后，得到约200 nm厚的纳米晶体层，可在650 ℃的超低温度下实现Ti和Zr的扩散键合，键合温度比标准扩散键合方法低约100 ℃，接头处剪切强度提高约112.9%。

根据阿伦尼乌斯公式：

=0exp(/)

式中：为扩散系数（m2/s）；0为关于温度的常数（m2/s）；为原子扩散激活能（J/mol）；为气体常数（8.31 J/(mol·K)）；为热力学温度（K）。纳米结构吉布斯自由能高，降低了从而提升了。扩散性能的提高在金属表面涂层中将发挥巨大作用，可提升其涂层厚度、降低镀层温度等。

2.9 化学活性

纳米结构的晶界和高密度位错提供了大量的自由能和形核位置，提高了其化学活性。如图15a—b为未经过表面处理的TC4钛合金在等离子体电子氧化（Plasma electrolytic oxidation，PEO）处理后得到的剖面细观图像，图15c—d为同种材料在PEO前经过UIRT预处理的图像。对比发现，对TC4在UIRT预处理后再进行PEO处理，氧化过程会得到促进，得到的涂层相较未处理的表面厚1 µm，整体微孔和裂纹也较少[34]。

3 金属表面机械处理晶粒细化原理

金属表面机械处理晶粒细化原理首先与金属本身晶体结构、堆垛层错能（Stacking fault energy，SFE）有关[47—49]，一般来说，低SEF金属的晶粒细化机制以机械孪生为主，高SEF金属则以位错滑移为主；其次与变形条件（温度、应变速率、应变梯度等[8,10]）有关，低温和高应变速率会促使变形向孪生机制发展[20]；最后，合金中的晶粒细化还受不同相之间的相互影响[37]。

3.1 晶体结构和SFE对晶粒细化的影响

Fe是高SFE的体心立方（Body-centered cubic，BCC）结构金属，变形机制以位错滑移为主[8]，如图16所示。随应变积累，产生位错，形成位错墙（Dense dislocation walls，DDWs）和位错缠结（Dislocation tangles，DTs）分割原始粗晶；应变继续积累，DDWs和DTs形成低取向差的亚晶界；最后，经过连续动态变形，亚晶界转变为新的晶界，从而细化了晶粒。这个过程一直循环进行，直到位错生成和湮灭速率相等，晶粒细化达到最大程度，晶粒尺寸到达最低极限。纯镍[30]、45#钢[26]、Al2024[17]的变形机制与上述一致。

图15 PEO横截面形貌

图16 高SEF的体心立方结构金属变形过程

Cu是中SFE的FCC结构金属，相比BCC结构，其滑移系更多。变形开始时形成位错胞（Dislocation cells，DCs），DCs组成网络分割粗晶；随后DCs转变为亚晶界分割了晶粒；最后，随应变积累，亚晶界转变为晶界，晶粒得到细化。

AISI 304低应变钢是低SEF的面心立方（Face- centered cubic，FCC）结构金属，其变形过程如下[8]。随应变积累，规则的位错阵列和孪晶出现在（1 1 1）晶面；然后，不同晶面的孪晶相互交错分割晶粒，发生马氏体相变；最后，孪晶交错和马氏体相变分割的晶粒转动，增大取向差，形成新的晶粒。纯钛是密排六方（Hexagonal closepacked，HCP）结构金属，其晶粒细化过程如图17所示[13]。变形开始时，大量位错随孪晶产生，相互交错的孪晶阻碍了位错运动，导致高密度位错墙和位错缠结形成并分割孪晶，如图17a所示；随变形进行，孪晶界和孪晶内部位错重新排列成相互交接的边界，如图17b所示；变形进一步进行，这些边界与位错以积累、湮灭和晶转的形式相互反应，边界方向性增加，大角度晶界和亚晶界开始形成，如图17c所示。变形继续进行，大角度晶界和亚晶界转变为晶界，从而细化了晶粒，如图17d所示。这个过程一直循环进行，直到位错生成和湮灭速率相等，晶粒细化达到最大程度，晶粒尺寸到达最低极限。

3.2 变形条件对晶粒细化的影响

温度和应变速率对晶粒细化的影响以Zener- Hollomon（）指数描述。

图17 低SEF的面心立方结构金属变形过程

研究发现应变梯度对晶粒细化也有重要作用[13]。应变梯度和几何必需位错密度成正比，应变梯度越大晶粒越细。SMGT处理的纯镍中，由于大应变梯度和高应变速率，形成了厚度为20 nm的纳米层片结构，比通常获得的极限尺寸大大减小。

3.3 合金中的晶粒细化原理

合金中的细化机制还受不同相之间的相互影响[37]。合金中的第二相粒子可以促进晶粒细化，第二相粒子作为障碍物，驱动了位错的产生和积累[20]。TC4中相为HCP结构，SFE高达300 mJ/m2，相为BCC结构，在表面机械处理纳米化过程中，两相协调变形。变形开始时，相首先以位错机制细化；变形到一定程度后，相开始细化，其机制不是孪晶，仍然是位错机制[37]。Y. G. Liu[50]研究了HESP表面处理TC4钛合金过程中相晶粒的细化机制，即表面剧烈塑性变形首先产生大量的位错缠结、位错带以及少数单系统张力孪晶，然后将原始晶粒细分为细长的超细晶，然后将其横向分解成等轴超细晶，并逐渐用锥形位错滑移取代了孪晶，随后，大多数具有HCP结构的等轴UFG超细晶都要进行晶体旋转，以转变为随机取向的等轴纳米晶粒。Ni. AO等[51]研究了经过UIRT处理的TC4钛合金中相的纳米晶化机理，发现相的梯度纳米结构主要是通过位错活动形成的，而没有发生形变孪晶，位错首先在相的相界处产生，在相中发生高密度的位错。然后通过纵向分裂和横向击穿，将粗大的晶粒逐渐转变为等轴纳米晶粒，这些晶粒是由位错滑移、纠缠、堆积和重排产生的。此外，随着应变的增加，纳米晶粒将通过位错活动进一步细化。

综上，金属表面机械变形晶粒细化受多重因素的影响，包括金属本身晶体结构和堆垛层错能，还包括变形条件如温度、应变速率、应变梯度等，此外还受不同相之间的相互影响，是一个多因素参与的复杂过程。

4 结语

利用塑性变形制备纳米材料已成为被广泛关注的途径，得到了充分的发展，但在变形技术和细晶机理方面仍面临着巨大的挑战。在变形技术方面，发展制备大尺寸纳米材料的新技术，进一步提高变形速率和变形梯度，实现可以控制微观结构的制备是一个重大的命题。在变形机理方面，研究多重因素影响下的金属晶粒细化机制，掌握其细化规律，对可控制备的新技术发展具有重要意义。以上挑战会为塑性变形制备纳米材料带来新的发展机遇。

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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

中国博士后科学基金（2020TQ0025）

张子鹏（1996—），男，硕士生，主要研究方向为碾压工艺与扩散连接工艺。

李小强（1979—），男，博士，副教授，主要研究方向为薄壁件数控成形工艺与装备。