超聲表面滾壓納米化技術(shù)研究現(xiàn)狀

唐洋洋，李林波，王超，方釗，毛維博

（1.西安建筑科技大學(xué)華清學(xué)院，西安 710055；2.西安建筑科技大學(xué)，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(qiáng)化工藝不僅能改善材料表面綜合使用性能，也可以促進(jìn)航空航天、高速列車、空中武器裝備的輕量化進(jìn)程，因此急需選擇合適的強(qiáng)化工藝，在實(shí)現(xiàn)細(xì)化晶粒和表面強(qiáng)化的同時(shí)，不僅使基體粗晶結(jié)構(gòu)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(shù)是國內(nèi)外表面有效強(qiáng)化熱點(diǎn)之一，常用表面納米技術(shù)包括表面沉積或涂層技術(shù)（物理氣相沉積PVD、化學(xué)氣相沉積CVD 和電解沉積等）、表面自納米化技術(shù)（機(jī)械處理法和熱力學(xué)法）和混合納米化技術(shù)（表層涂覆技術(shù)）[2]。表面沉積或涂層技術(shù)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(jié)構(gòu)（NS）和/或超細(xì)顆粒（UFG）結(jié)構(gòu)[3]，實(shí)現(xiàn)化學(xué)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(jìn)而獲得納米組織。

傳統(tǒng)表面納米技術(shù)多基于SPD，包括機(jī)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(qiáng)度、硬度，但粗糙度高且存在嚴(yán)重集中的應(yīng)力變形[9]。超聲技術(shù)的發(fā)展推動了傳統(tǒng)納米技術(shù)的發(fā)展，超聲表面滾壓（USRP）的出現(xiàn)有效解決了傳統(tǒng)方法的難題。USRP 具有SMAT、UIT 和低塑性拋光的優(yōu)點(diǎn)，并結(jié)合了超聲頻率振動和軋制的優(yōu)點(diǎn)[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(yīng)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(yù)定路線對材料表面進(jìn)行處理，工件移動時(shí)，摩擦阻力降低，一方面實(shí)現(xiàn)無屑拋光式“削峰填谷”[13]，另一方面實(shí)現(xiàn)難加工材料（如鈦合金等）的表面處理。同時(shí)，在USRP 過程中，可以避免薄壁構(gòu)件的變形，使其在工程應(yīng)用中具有突出的優(yōu)勢。同時(shí)，USRP 納米層中殘余壓應(yīng)力也降低了材料表層粗糙度，從而實(shí)現(xiàn)了粗糙度、強(qiáng)度和硬度的同時(shí)改善，具有低成本、方便、可工業(yè)化生產(chǎn)的特點(diǎn)。研究USRP 微觀結(jié)構(gòu)演化過程，包括晶體結(jié)構(gòu)、堆積故障能量（SFE）和加工工藝，可優(yōu)化NS 和/或UFG 結(jié)構(gòu)的作用[14]。這些機(jī)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(jī)制的研究較多，但晶粒細(xì)化機(jī)理和性能之間的聯(lián)系研究較少，所以工藝條件有待研究?；诖耍疚膶SRP 工藝參數(shù)、機(jī)理和材料性能進(jìn)行介紹，并簡單概述USRP 復(fù)合工藝現(xiàn)狀。

1 USRP 表面納米化的工藝參數(shù)和機(jī)理

如圖1 所示，USRP 是依據(jù)超聲波振動設(shè)計(jì)的高效精密無切屑加工技術(shù)，超聲波高頻電信號經(jīng)換能器轉(zhuǎn)換且隨著變幅桿放大后，以高頻機(jī)械振動的形式在沖擊頭上輸出，沖擊載荷擠壓工件表面產(chǎn)生SPD，既獲得納米表層結(jié)構(gòu)和殘余壓縮應(yīng)力，又獲得平整度高且耐腐蝕、耐磨性好的梯度納米結(jié)構(gòu)。

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(shè)備工藝參數(shù)對表面性能的影響，分別從靜壓力、工作頭進(jìn)給量、滾壓力幾個(gè)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(shí)，會通過空壓機(jī)施加靜荷載，其靜壓力正比于動態(tài)沖擊力，引起SPD 并穩(wěn)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(shí)，工件表面起麟，甚至出現(xiàn)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(jìn)行USRP 處理，并分析樣品腐蝕的機(jī)理，發(fā)現(xiàn)在弱堿性腐蝕環(huán)境中，靜壓力增大，出現(xiàn)鈍化膜活化—再鈍化現(xiàn)象，隨USRP 壓力增大，表面腐蝕由亞穩(wěn)態(tài)點(diǎn)蝕轉(zhuǎn)化為波紋狀局部腐蝕坑，且腐蝕在晶粒折疊界面處產(chǎn)生。隨著SPD 和表層殘余壓應(yīng)力的增大，局部腐蝕坑明顯加深，導(dǎo)致產(chǎn)生疲勞裂紋的風(fēng)險(xiǎn)增大。

1.1.2 進(jìn)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(dāng)靜壓力為375 N、振幅為15 μm 時(shí)，分析三種進(jìn)給量對晶粒尺寸的影響。晶粒尺寸從外向內(nèi)逐漸變大，并隨著進(jìn)給量增大，細(xì)化層深度減少。進(jìn)給量大小決定工件加工時(shí)局部連續(xù)性和均勻性：進(jìn)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(yùn)動和晶界產(chǎn)生不明顯，納米化效果降低；進(jìn)給量過小，引起生產(chǎn)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(shù)。李鳳琴[20]通過ABAQUS 軟件，建立TC4 表層超聲滾壓殘余應(yīng)力三維有限元模型，并對比分析了仿真結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果。由于滾壓力增大和滾壓頭溫度升高，殘余應(yīng)力先增加、后減小，600 N 時(shí)達(dá)到峰值。滾壓力過大，導(dǎo)致減摩作用減弱，材料表面容易損傷而不能平穩(wěn)實(shí)現(xiàn)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(shí)，表面粗糙度達(dá)到最小；滾壓力超過800 N 后，表面出現(xiàn)損傷并產(chǎn)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(jìn)晶粒細(xì)化，當(dāng)滾壓力達(dá)到1000 N 時(shí)，晶粒細(xì)化程度越來越明顯，在滾壓力和動態(tài)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(jié)。滾壓力增加后，晶粒細(xì)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(shù)和沖擊頭振幅也影響細(xì)化效果。USRP 沖擊頭隨車床轉(zhuǎn)動時(shí)，單位面積下工件表面沖擊的次數(shù)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(jìn)速度（mm/r），S 是沖擊頭轉(zhuǎn)速（r/min）[21]。振動頻率f 正比于單位面積表面沖擊次數(shù)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(shí)沖擊力[22]，影響工件頭穩(wěn)定性，增大塑性變形，實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化，但振幅一直增大，工件頭和材料無法實(shí)現(xiàn)接觸，會影響細(xì)化效果。

1.2 USRP 表層晶粒細(xì)化研究

納米化機(jī)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(chǎn)生不同方向的SPD，USRP 引起晶體缺陷（例如孿晶、位錯等）反復(fù)地湮滅與再生。高位錯能以“位錯分割”方法細(xì)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(xì)化晶粒；中等層錯能的材料如密排六方結(jié)構(gòu)（hcp），在嚴(yán)重SPD 下，發(fā)生位錯滑移，并同時(shí)產(chǎn)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(xì)化層深度可達(dá)200 μm，納米層厚度（幾十微米內(nèi)）與SPD 變性層一致。

USRP 處理時(shí)，金屬或合金承受空壓機(jī)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(nèi)高能位錯經(jīng)移動、交錯、纏結(jié)和重新排列等行為[26]，形成位錯壁（DWs）或位錯纏結(jié)（DTs），崎變能升高，引起高能位錯集聚，促進(jìn)晶界增加，DWs 或DTs 隨后通過位錯湮沒和重排，轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚Ы?，DWs 或DTs 在內(nèi)部重復(fù)形成，達(dá)到納米化。

在塑性變形過程中，高應(yīng)變和應(yīng)變速率下，TC4兩相鈦合金中的部分β 密排六方hcp-Ti 晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)棣撩嫘牧⒎絝cc-Ti 晶粒。對于hcp-Ti 晶粒，位錯滑移變 形主導(dǎo)微觀結(jié)構(gòu)變化；對hcp 轉(zhuǎn)化得到的fcc，孿晶占主導(dǎo)優(yōu)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(yīng)變和應(yīng)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(xì)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?yōu)楸樱鐖D3a 中A13 所示；3）薄片被細(xì)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(yīng)力集中，使部分hcp-Ti 晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)閒cc-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(yīng)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(xì)化至大致等軸晶，如圖3a 中A24。此外，hcp 晶粒的細(xì)化與相變有關(guān)，包括 hcp-fcc 相變可生成大角度晶界（HAGBs）、相界（PBs），附近應(yīng)變或應(yīng)力不相容，孿晶界TBs 阻礙位錯運(yùn)動，并引起位錯累積[29]。王婷等[30]發(fā)現(xiàn)40Cr 經(jīng)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(shù)目增大，并產(chǎn)生大量位錯盤結(jié)，內(nèi)部形成胞狀組織，SPD 繼續(xù)增加，引起胞狀組織向亞晶界的轉(zhuǎn)變，最終逐漸發(fā)展為新的晶粒。該結(jié)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(fā)現(xiàn)材料納米化是動態(tài)沖擊力反復(fù)作用的結(jié)果，在滑移、位錯增加-再生-消失、位錯墻和纏結(jié)共同作用下，表面粗晶粒晶界的位錯運(yùn)動增加，并促進(jìn)亞晶界生成，亞晶界吸收位錯而逐漸納米化[31-32]?？梢酝茰y，部分亞晶界由塑性變形轉(zhuǎn)化而來，45 鋼金屬表面平均晶粒尺寸約50 nm，表層晶粒的細(xì)化程度是原始結(jié)構(gòu)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(xì)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(yīng)力

Bozdana[33]對TC4 工件采用多種表面強(qiáng)化工藝，發(fā)現(xiàn)USRP 工藝可以利用較低的靜壓力實(shí)現(xiàn)材料表面性能和綜合使用能力的提升，擴(kuò)大應(yīng)用領(lǐng)域。在經(jīng)典Hall-Petc 理論中，材料的硬度和強(qiáng)度正比于晶粒尺寸D?1/2，塑性變形因晶粒位錯而產(chǎn)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(jìn)行了USRP 實(shí)驗(yàn)，建立了動荷載-應(yīng)力應(yīng)變-晶粒結(jié)構(gòu)模型。材料金屬基體表面生成20 nm 梯度納米結(jié)構(gòu)，并隨著振幅增大，晶?；圃龃?，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(fù)老舊零件表面損傷。鈦合金在循環(huán)載荷作用下容易產(chǎn)生裂紋，壽命降低。李禮[35]對TC4 基體進(jìn)行USRP 處理，如圖4 所示，線性缺口在加工后基本被填平，實(shí)現(xiàn)“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(shù)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(jié)果表明，40Cr 表層強(qiáng)度、硬度都顯著提高，往復(fù)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(yōu)于3 次處理。經(jīng)納米壓痕實(shí)驗(yàn)推算，加工次數(shù)小范圍內(nèi)增加將提高表面殘余應(yīng)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(kuò)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(kuò)散通道，增加了富集位點(diǎn)數(shù)量，此外，由于較低的擴(kuò)散活化能（即擴(kuò)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(yùn)動均有所增加。高位錯密度作為快速通道，加速了原子擴(kuò)散，增強(qiáng)了擴(kuò)散動力學(xué)，提高了化學(xué)反應(yīng)活性。例如，在SPD 鋼中，Cr 的有效擴(kuò)散率比退火后的粗晶樣品高4 個(gè)數(shù)量級。傳統(tǒng)的滲氮工藝溫度高達(dá)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(jìn)程，反之會相應(yīng)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(shí)間下，35CrMo 和40Cr低合金鋼USRP 前后滲氮層的尺寸，發(fā)現(xiàn)未經(jīng)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(jié)構(gòu)的形成提高了材料表面活性，USRP 加工處理促進(jìn)滲氮過程順利進(jìn)行，且增加時(shí)長，效果越顯著。

2.3 耐腐蝕性能

Zhang[39]研究發(fā)現(xiàn)，17-4PH 不銹鋼經(jīng)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(fā)現(xiàn)，Z5CND16-4 馬氏體經(jīng)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(chǎn)生結(jié)構(gòu)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(jìn)行四點(diǎn)彎曲應(yīng)力腐蝕對比試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)USRP 處理后，腐蝕速率降低且微裂紋總數(shù)較少，應(yīng)力腐蝕裂紋較窄且擴(kuò)展方向與應(yīng)力方向垂直。晶粒細(xì)化后，表面粗糙度增大，腐蝕速率降低，膜層更為致密，從而進(jìn)一步抑制腐蝕向內(nèi)進(jìn)行。殘余應(yīng)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(jīng)腐蝕后的表面粗糙，且存在較多大孔隙，USRP 處理后的表面經(jīng)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(jīng)過USRP 處理后，耐蝕性因殘余應(yīng)力和晶界數(shù)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?yàn)榧{米層降低了疲勞裂紋產(chǎn)生的概率，基體的原始晶粒限制疲勞裂紋的發(fā)展。USRP 改善微動疲勞（FF）性能的機(jī)理可以歸結(jié)為殘余壓應(yīng)力、梯度納米結(jié)構(gòu)（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(yīng)力是決定FF 行為的主要因素，因?yàn)闅堄鄩簯?yīng)力對FF裂紋的萌生和過早擴(kuò)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(kuò)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(qiáng)度碳鋼螺紋根部，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)試樣抗疲勞性能相較于傳統(tǒng)滾壓提高了7 倍。

任學(xué)沖[46]對高速重載列車車軸用鋼EA4T 試樣進(jìn)行了USRP 處理，實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，處理后，因SPD不協(xié)調(diào)，在表層產(chǎn)生大量有益壓應(yīng)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(qiáng)度和硬度也同步提升。TC4試樣分別經(jīng)電脈沖（EP）、機(jī)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(wěn)定，且疲勞強(qiáng)度（應(yīng)力比R=?1，加載頻率為5 Hz）為600 MPa，材料的壽命提高了2 個(gè)數(shù)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(jī)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(jù)經(jīng)典的Archard 磨損定律，材料耐磨性正比于磨損表面的硬度，高強(qiáng)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(shí)導(dǎo)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(shù)和磨損量，基體表面粗糙度降低。殘余應(yīng)力保護(hù)了材料表面，此外，加工無屑化過程不會產(chǎn)生大尺寸磨粒，USRP 后，顯微硬度和殘余壓應(yīng)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(jìn)行表面納米處理后，利用高溫材料摩擦磨損機(jī)理，研究經(jīng)USRP 處理后2219 鉆桿的摩擦磨損性能。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，2219 鋁合金表層實(shí)現(xiàn)了納米化。未經(jīng)USRP處理試樣隨著SPD 增加，出現(xiàn)了嚴(yán)重粘著磨損和磨粒磨損，摩擦系數(shù)變大；USRP 試樣生成的硬質(zhì)塑性強(qiáng)化層使得同溫度下粘著現(xiàn)象削弱，摩擦系數(shù)較低，并且在試驗(yàn)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(yīng)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(yán)重，URSP 處理增加了沖擊接觸力，降低了摩擦系數(shù)和磨損量，提高了耐磨性。

3 USRP 復(fù)合表面處理

3.1 USRP+PN 復(fù)合處理

等離子滲氮（PN）技術(shù)優(yōu)點(diǎn)為氮擴(kuò)散速率快、節(jié)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(yōu)于常規(guī)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(xué)反應(yīng)活性增加，并加速滲氮反應(yīng)進(jìn)行，降低滲氮過程溫度和時(shí)間。

佘丁順[50]對純鈦TA2 進(jìn)行USRP+PN 復(fù)合處理，在基體表面形成了200 μm 的梯度強(qiáng)化層，TiNx硬質(zhì)相的生成使表面硬度高達(dá)1840HV，耐磨性明顯改善，表面光滑，平均摩擦系數(shù)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(shè)定為850 ℃時(shí)，滲層表現(xiàn)出最優(yōu)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(fā)現(xiàn)，滲氮層厚度達(dá)20 μm，組織結(jié)構(gòu)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(jīng)USRP 處理材料的2.88 倍，摩擦系數(shù)降低0.04，顯微硬度和耐磨性是未經(jīng)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(jié)構(gòu)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(fù)合處理鈦合金TC4與靜電紡絲納米纖維膜引導(dǎo)骨再生能力，結(jié)果表明，表面粗糙度最大達(dá)到268 nm，因?yàn)闈B氮層TiN 和Ti2N含氮基團(tuán)與成骨細(xì)胞外基質(zhì)透明質(zhì)烷的吸附作用，USRP+PN 處理后，TC4 具有優(yōu)秀的生物相容性與成骨性能，滲氮層促進(jìn)成骨細(xì)胞吸附及分化，但體液下磨損機(jī)理和細(xì)胞粘附分化機(jī)理還有待深入研究。

3.2 USRP 與高能離子注滲技術(shù)復(fù)合處理

高能離子注滲技術(shù)（HEII）利用高速離子轟擊預(yù)滲入元素（Ni、Cr、Al、W、Mo、Ti、Nb）靶材，溢出的預(yù)滲元素與被鍍金屬實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，從而改善材料性能。USRP 預(yù)處理促進(jìn)了高能離子注滲的效果，縮短了注滲的時(shí)間。聶大文[52]采用USRP+HEII 對316L 進(jìn)行復(fù)合處理，表面硬度相較單獨(dú)HEII 處理試樣提高了 57.8%（494HV），注滲層厚度相較單獨(dú)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(qiáng)度，同時(shí)在一定表面深度內(nèi)預(yù)制壓應(yīng)力，降低裂紋的產(chǎn)生。USRP+HEII 處理后，高轉(zhuǎn)速下未出現(xiàn)疲勞磨損，氧化磨損為主要的磨損機(jī)制，但在較高載荷下卻出現(xiàn)疲勞磨損，這是因?yàn)榧{米化結(jié)構(gòu)使裂紋數(shù)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(fù)合處理

表面加熱輔助USRP 工藝由于致密的位錯密度和纏結(jié)，產(chǎn)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(jìn)行處理，并分析材料表面性能，研究得到USRP 最佳工藝參數(shù)為：頻率30 kHz，負(fù)載900 N，振幅10 μm。加熱輔助溫度為160 ℃時(shí)，塑性變形層厚度最大，硬化深度高達(dá)250 μm，實(shí)現(xiàn)了表層納米化，表面粗糙度達(dá)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(fā)現(xiàn)加熱輔助USRP 試樣具有較寬的衍射峰，表明工藝實(shí)現(xiàn)了晶粒細(xì)化和應(yīng)變強(qiáng)化。為進(jìn)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(jìn)行深入研究。但若未經(jīng)冷加工強(qiáng)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(jī)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(yīng)用

經(jīng)過電脈沖electropulsing(EP)-USRP 后，晶粒隨機(jī)取向的等軸晶明顯細(xì)化，多數(shù)位錯被晶界吸收。EP-USRP 比傳統(tǒng)的USRP 具有更完整的納米結(jié)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(yīng)和非熱效應(yīng)的作用，位錯遷移率有了明顯的提高，從而導(dǎo)致了更高的應(yīng)變和位錯密度，亞晶粒進(jìn)一步動態(tài)再結(jié)晶，直至新平衡。因此，EP-USRP 是一種很有前途的加工技術(shù)，可以獲得優(yōu)異的表面力學(xué)性能，加速工業(yè)純鈦中納米晶的形成。

柳陽等[55]突破傳統(tǒng)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(qū)域，過渡區(qū)域存在殘余壓應(yīng)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(yīng)力低于單獨(dú)USRP 試樣，為?687 MPa，同時(shí)生成了表面納米化和高表面硬度Al2O3薄膜。

4 總結(jié)與展望

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

2）增加USRP 微觀結(jié)構(gòu)特征影響機(jī)理研究，研究USRP 工藝參數(shù)和材料性能的關(guān)系，制備表面厚度大且粗糙度低的納米梯度結(jié)構(gòu)晶層，并對USRP 工藝條件制定實(shí)際應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)。

3）加快USRP 復(fù)合工藝的發(fā)展，如滲氮技術(shù)、超聲強(qiáng)化技術(shù)、生物覆膜、激光加熱、3D 打印技術(shù)輔助USRP 復(fù)合處理技術(shù)。