0 引　言

喷丸、滚压已有近百年历史，21世纪初表面纳米化提出形变纳米晶，尺度比位错胞小，认为是一个新发现。为彰显此创新，将喷丸改名为SMAT，滚压为SMGT。《追溯历史评表面形变纳米化》指出表面纳米化确定晶粒大小时，用的是X线谱型分析^[1]。推导公式时还没有位错，物理模型不准确，现已很少用。纳米晶迎合纳米化潮流，又比位错胞通俗，兴起一番研究热。考察位错胞和纳米晶的测定方法及命名过程，才能分辨纳米晶和位错胞异同。纳米化减小晶粒提高屈服强度的准则是H-P关系，此关系仅为经验规律，提出时位错尚处于探索阶段，并无理论根据。近期试验显示此关系不适用于小错角的形变结构。

喷丸残余压应力抑制裂纹扩展、提高疲劳强度，在工程上起了很大作用。表面纳米化强调细化晶粒，提高屈服强度，以抑制疲劳裂纹萌生。由于在《Science》上发表，成为宣传亮点，但却没有试验事实证明此机理。实际上，达到纳米化的强变形必然伴随裂纹，疲劳中无裂纹萌生过程。相反，牺牲塑性换取强度的加工硬化有利于裂纹扩展。80%以上零部件失效源于疲劳，表面强化主要针对疲劳，澄清表面纳米化对疲劳作用至关重要。

1 形变结构命名及性能 1.1 位错胞和纳米晶描述同一结构

金属学对变形的描述为^[2]：晶体受载时晶粒内的微观区域激发滑移系，晶内各处开动的滑移系不同，滑移系数目也不同。晶粒内部的变形不能协调，发生碎化形成位错胞。胞和胞间的过渡带是高密度位错墙，位错组成的胞壁需协调两边变形，所以壁内含“几何必须位错”，如图1(b)所示。图1(a)是常规的晶界^[3]，只有原子尺度，两者有明显差别。疲劳时随往复变形次数增加，壁变薄示意如图2^[4]，可见壁厚有较大的变动幅度。

21世纪用电子背散射衍射EBSD后，原始晶粒和变形生成位错胞间关系更清晰，图3是纯铝变形前后比较，图4是变形后的错角分布几率^[5]，大角是原始晶粒间角度，小角是位错胞或亚晶间角，两者区分界限约为15°。

表面纳米化为了突出创新，强调纳米晶和公认的位错胞不同，用图5来区分位错胞/亚晶和形变纳米晶的晶粒^[6]。为此，应先区分晶粒和位错胞的区别。晶和胞的不同有两点，一是图1的晶界尺度，晶界只有原子尺度，而胞壁容纳众多位错，要厚得多。二是晶粒间为随机取向，可以是任意角度，位错胞间角度<15°。差别中并未包含尺度大小，故图5按尺度区分纳米晶和位错，与特征性不符。

为了探讨表面纳米化为何作此区分，应分析发现纳米晶时的测定方法，并和位错胞测定作比较。从两种试验方法可靠性，判断纳米晶和位错胞是否同一种结构，哪一个名称能更准确地表征此结构。

Rigney在1983年测定磨损铜表面，用的方法是透射电镜菊池线，不仅测定大小，也显示了错角，即图6标注在胞界上的数字^[7]。从坐标尺度可以看出，有些位错胞已达到纳米量级，当时还没有纳米一说，称为细化结构。关键的是在那个年代，已经认识到错角比大小重要，对错角作量化测定，而大小只是定性地称为细化。为了突出小错角有别于常规晶粒，定名位错胞，强调的就是错角，如图4中用Misorientation angle。

论文[8]在1999年测定超声喷丸铁表面，用的方法是TEM和X线谱型分析，得出的结果如图7^[8]。和1983年Rigney的图6比较，虽然都用了TEM但只以常规方法量了尺度，未用菊池线测错角。提出X线谱型法时，对形变结构的畸变了解不足。谱型是由晶粒大小和畸变两项加和而得，畸变不准，连带大小也不准确，20世纪末已经很少使用了。既然图7只显示尺度不包含错角，因此这个尺度可以是晶粒也可以是位错胞。表面纳米化按球磨中晶粒破碎，想象喷丸后的晶粒也和球磨一样，在图7中直接用Grain表示。论文[8]强调Nanocrystallization纳米晶化，就是把相干散射区当作纳米晶，而非公认的位错胞，迎合了21世纪初的纳米潮。

比较同一种结构两种测定结果。TEM菊池线重点在错角，不仅定量而且有分布值。表面纳米化突出大小达到纳米，没有角度信息。从大小比较，电镜和X线的原理不同，参与容积也不同，X线法还有很大误差，测定值必然有差别。退一步，纳米晶和位错胞的大小即使有不同，也不可能出现图5的清晰分界。图6虽是个例，也明确否定图5中位错胞必须大于1 μm的专断。表面纳米化的X线谱型法不能测定角度，只有一个尺度参量。既然大小在同一量级，又不比较错角，纳米晶只能是位错胞的一个新潮名称。实际上，大小并不重要，关键还在错角，将于后面讨论。

仓促提出的新名称难以纳入原有体系，遂出现一种结构两个名称、不同大小的局面。不了解前人研究成果，缺乏形变结构的正确认识，又将自己在图5中认为等同的位错胞/亚晶分开，在图8中定义为位错胞大于亚晶^[9]。本是一种结构，却越分越成浑水。

近年来，可能为了应对纳米晶角度不够大的质疑，表面纳米化在加大错角上作了很多努力。经表面滚压，先用EBSD的图9显示错角的存在^[10]。但EBSD测定变形的纳米尺度(<100 nm)结构时，难以获得错角的定量值。一直到2015年才重复了30年前图6用的TEM菊池线法^[11]。滚压Ni的显微结构图10和挤压铝的图3相似，图11中210 μm深度处错角分布和图4相近，即仿效挤压的组织结构。多次重载滚压，推动位错胞转动，提高了大错角几率。图11显示越近表面，大错角几率越高，错角分布可以达到和常规晶粒相近，即晶和胞的两点区别中实现了一点。还有一点是晶界尺度，滚压后是否能达到图1左的常规晶界，还缺乏证明。

到此，也反过来证明，当年创新命名的纳米晶是小错角，属位错胞，不是纳米晶。

前人完全知道转动位错胞可以增大错角。1983年文[7]的图12显示铜表面滑动摩擦100圈后，位错胞转动角沿深度变化。当年作为摩擦磨损研究，转角增加越大表示磨损越严重。当然不会以损伤严重的表面状态为追求目标，更不会用损伤形成的纳米晶作为新发现。摩擦学中强化的含义是阻止位错胞转动，恰和表面纳米化相反。实际上，损伤和强化本来是矛盾的两方面。设想1983年判定为滚压损伤报废的钢轨，到2015年拿出来说，表面是纳米晶，表层是梯度结构，有极大的应用前景。

1.2 形变结构的力学性能

提高错角，调整结构，其目的当然是提高性能。由于无法单独试验表面形变层的力学性能，借助等径弯曲挤压(ECAP)，获得和形变表层类同的整体材料。图13是等径弯曲挤压示意，冷状态下多次挤压获得的结构和喷丸、滚压的表层类似。文[12]研究了等径挤压铝的性能，图14是不同挤压次数铝的错角分布。挤压次数增加，应变量加大，大错角晶界增多，和图11由内向表的变化规律相同。随挤压次数增加，强度、塑性同时提高，如图15，也和滚压Ni图16大角晶界增加，塑性提高相符。但ECAP铝随强度、塑性提高，疲劳寿命反下降，如表1所示。

前面提到大小错角的区分界限约为15°，从物质连续性看，<15°时相邻晶粒可以靠位错的连续过渡来维系。也就是说两个不同空间取向的邻近晶粒，在过渡带上排布“几何必须位错”可以保持连续性。取向差超过15°再增大，就不能靠位错过渡维系。冷状态无法通过扩散补充物质，达到一定程度后就发生开裂、剥落。强滚压表面或磨损表面出现的磨屑，就是位错胞转动过大后的剥落，是连续性破坏的直观证明。

错角转动过大，连续性破坏，疲劳性能下降，静载指标却上升，是由于疲劳断裂和一次加载断不同。一次加载在断裂前经过塑性阶段，金属的加工硬化特性使其在薄弱处强化，损伤转移到其他部位进行。即使存在微裂纹，由于强化和损伤转移，强度、塑性仍可继续升高。疲劳载荷在弹性范围内，没有一次加载断的塑性阶段，也就没有加工强化。一旦出现裂纹，裂尖出现应力集中，驱动裂纹继续扩展，因而对裂纹、夹杂十分敏感。

文[11]中滚压Ni显示和ECAP铝相似的结构和静载性能，由于是表层，无法单独测定疲劳，以ECAP铝的疲劳性能作代表。根据表1不同疲劳寿命的挤压次数，对应图14的错角分布，再和图11比较，可推断从210 μm到80 μm处疲劳寿命急剧下降。喷丸最重要的目的是提高疲劳性能，调整结构反致疲劳性能下降，调整何为？

1.3 H-P关系的适用性

H-P关系反映位错运动和晶界关系。分析位错穿过不同大小晶粒和错角时的应力、应变，可了解此关系适用于何种状态。图17是疲劳裂纹尖端在第一个晶粒引发位错，向第二个晶粒传播时，晶界附近的应变分布^[13]。两个晶粒间为小角晶界时，应变分布连续，相应位错分布也连续，说明位错易于穿过小角晶界。

如果是大角晶界，文[14]钛中位错在晶界受阻的应力分布如图18。位错塞积在晶界，应力升高，达到的微观应力甚至可以超过宏观屈服强度。由于位错不能越过图19的中间晶界面，只能靠激发邻近晶粒的另一个滑移系，才能使变形继续转播。

文[15]研究了铝中位错穿过纳米晶界的临界应力σ和晶粒大小、位向错角的关系。位错虽可穿过小角晶界，但随错角增大，阻力增加如图20，却和大小关系不大，图21，再次证实错角比大小重要。位错穿过小错角晶界，阻力随错角增大。不能穿过大角晶界，阻力突变式升高，这个现象显示出常规晶界对屈服强度的作用。

H-P关系是金属的屈服强度和晶粒直径的平方根成反比，晶粒越细，强度越高。纳米化可以将细化推到极致，表面变形又是成本较低的方法。表面纳米化论著中，强调细化到纳米的理由时，必定以H-P关系作理论依据。

考察此关系的来源，是1951—1953年工厂实用材料中归纳出的规律。由于位错尚处于起步、探索阶段，只能泛论及位错在晶界受阻，并无理论模型。当时的统计数据来自常规的大角晶界，不可能纳入变形结构等特殊情况。当晶粒减小至纳米时，质疑晶界占比例大，是否还适用，仍然是对大角晶粒而言。也即H-P关系从未脱离铸锻材料、常规晶粒这个范围。有了图21的研究结果，才明确显示，H-P关系不适用于小错角晶粒。

位错运动解释此现象为：因为位错不能穿过大角晶界，晶粒越小，晶界越多，位错运动受阻越严重，屈服强度相应越高；如果是小角晶界，位错可以穿过，晶粒大小对强度没有影响，H-P关系自然不适用。对小错角而言，强变形也提高硬度、强度，但不是因为晶界增多，而是由于加工硬化的位错密度增加。

既然形变结构的大小不影响强度，表面纳米化的理论依据就不存在。

2 表面形变的微裂纹损伤

上文讨论到表面纳米化为实现纳米晶增大错角，引入裂纹破坏了连续性。如果不是增大错角的强喷，而是工厂常用的喷丸强度，远低于滚压，是否有裂纹？也即需要探讨出现裂纹的喷丸强度阈值是多少。如果没有裂纹，疲劳时才有萌生阶段。已经存在裂纹，就没有抑制萌生问题。两者在疲劳设计上有完全不同的思路。

先介绍强化层损伤的试验结果，再讨论对疲劳性能影响。

2.1 喷丸表面微裂纹

丸粒在金属表面打击的过程如图22示意^[16]，丸粒将金属材料打出飞边，飞边在反复轟击下折叠。由于金属表面存在氧化、吸附等杂质，折叠材料不可能愈合，必然形成微裂纹。实际剖面如图23^[17]。

塑性好的材料出现折叠，高硬度的脆性材料则为微裂纹。图24是45碳钢Q(淬火)，T473 (200 ℃回火)和T673 (400 ℃回火)喷丸的表面和剖面。淬火Q和200 ℃回火两者硬度大于600 HV，用34 μm微粒只需在0.5 MPa喷10秒即可见明显微裂纹^[18]。

出现微裂纹的多少显然和喷丸强度有关，45钢喷丸微裂纹出现几率和喷丸强度的关系如图25^[19]。参照工程中最常用弹簧的喷丸强度为0.40~0.50 mmA，在工程上0.15 mmA属低强度，远低于纳米化要求的强喷。即使如此，微裂纹的平均值也达到33.67 μm。

退一步，即使喷丸不出现微裂纹，丸坑总不可避免。疲劳载荷下，裂纹在坑边引发。图26是12Cr喷丸表面深74 μm的坑经疲劳后，显示坑边引发裂纹，用剥层法显示此裂纹沿深度分布情况^[20]。

疲劳理论描述裂纹萌生过程为：先发生挤入挤出如图27，形成驻留滑移带，再萌生出裂纹。提高强度的目的就是增加挤入挤出阻力，延缓萌生。如果表面已存在微裂纹，疲劳裂纹无需萌生阶段，可以直接在微裂纹上延续、扩展。由于低强度喷丸也难免裂纹，因而表面纳米化认为的延迟裂纹萌生，拿不出实验事实。

2.2 滚压表面裂纹

表面纳米化在2008年的文[21]中用Novel这个词强调滚压(SMGT)是他们的创新。实际上，国内1990即有论文“低碳钢滚压过程中的强化和损伤”^[22]。作为实用工艺，二战期间已广泛应用，十堰汽车厂1997年滚压曲轴已投入生产。SMGT直译是表面机械磨削处理，即把滚压说成磨削。继纳米晶后，再次表现出不究既往，勇于更名的创新。国际喷丸学会为了和轧制区分，用的是深滚(Deep rolling)。

滚压和轴承、钢轨工况相似，属接触疲劳损伤，裂纹形式如图28^[23]。接触应力低时裂纹在表面，接触应力增加，裂纹转移向表下，如图29。零件工作时的裂纹是在弹性载荷长期运转出现的，弹性载荷在卸载后没有残余变形。表面进行滚压强化时，压头周边有塑性变形隆起，像硬度测试一样，压强要大得多。理论上，只有发生塑性变形才可能形成残余应力。要求变形层或残余压应力越深，滚压力也就越大。

疲劳寿命消耗过程也是损伤积累过程或裂纹扩展过程，寿命越短即损伤越严重。图30是锰钢接触疲劳应变幅和寿命曲线^[24]，塑性载荷和弹性载荷的交点约数万次，即高塑性变形滚压几周就达到疲劳寿命。滚压强化和喷丸相同也有覆盖率问题，例如滚压10周，按消耗寿命，可以估算积累损伤在破坏的总损伤中所占比例。此外接触疲劳裂纹对夹杂物十分敏感。有人设计不同夹杂物分布，计算对接触疲劳寿命影响，如图31^[25]。增加一个夹杂物疲劳寿命相差近一个量级，大大加速裂纹扩展。

滚压的应用受零件形状限制，远不如喷丸普及，尚未见像喷丸图23那样作剖面裂纹直接观察。但其应变量和硬化层深度远大于喷丸，再加不可避免的夹杂物和微观缺陷，难以排除微裂纹存在。

3 表面纳米化对疲劳作用

表面纳米化提高疲劳强度在《Science》的解释是^[26]：纳米尺度结构提高变形抗力，可以抑制表面裂纹的萌生，心部保持粗大晶粒，延缓裂纹扩展，二者结合显著提高疲劳性能。但此论点虽反复宣传，却没有实验证实。

力学上，有、无裂纹属原则性问题。无裂纹属连续体，提高屈服强度，可增加裂纹萌生阻力。如果是裂纹体，提高塑性才能抑制裂纹扩展。这是因为裂纹尖端有应力集中，提高塑性可以降低应力集中，减缓扩展。加工硬化是以塑性换强度，强度提高、塑性降低使裂纹扩展门槛值急剧下降，如图32^[27]。

3.1 应变硬化降低疲劳寿命

文[28]研究了喷丸试样疲劳裂纹的萌生和扩展。12Cr马氏体不锈钢HRC48-52，选择两种喷丸强度：13 A的T0和04 A的T1，相应的残余应力分布如图33^[29]。T0相当于图26的0.13 mmA，属低强度喷丸，而T1更低。当疲劳载荷的应变量为0.69%时，裂纹扩展如图34。T0在疲劳前已存在裂纹，由于残余压应力大，早期扩展慢；磨削表面原无裂纹，一旦出现，由于无压应力抑制作用，即快速扩展；T1喷丸强度很低，介于T0和磨削态之间。探测到裂纹前的疲劳周次，也可以认为是萌生阶段。换句话说，喷丸表面也可能像T1那样有裂纹萌生阶段，提高屈服强度确实可延缓裂纹萌生。关键在于不产生裂纹的喷丸强度阈值很低。

喷丸强度可以用Almen强度或应变值表征。图35是T0和T1自表面向内的应变分布。表面应变值<0.15%的T1可以认为喷丸强度低于阈值，没有微裂纹，疲劳时需要萌生阶段。文[11]滚压Ni的应变分布如图36，指明其表面值最高达58%。滚压应变值比T0高几个数量级，是否有微裂纹，当自明。

工程上较少测应变，喷丸强度往往借用残余应力分布来判断。图33中硬度在HRC50左右的T1喷丸后，残余压应力值在约0.15 mm处降为0，此分布对应一定的喷丸强度。低于这个喷丸强度，可假设为没有微裂纹。

按逻辑分析，无试验验证前，可以做表面纳米化延缓裂纹萌生的假设。有了文[28]的试验结果，一种可能的选择是，滚压获得大错角纳米晶的同时，或者使表面应变值保持在T1喷丸的0.15%以下，或者使0.15 mm处残余应力降为0。另一种选择是用实验数据证明文[28]的结果有误，滚压表面裂纹有不同的阈值，疲劳时仍需裂纹萌生。如果这两方面都无法实现，就应该承认，纳米化抑制疲劳裂纹萌生的假设不成立。

图37是用弹塑性计算T0喷丸前后以及应变硬化和残余压应力对裂纹扩展的驱动作用^[28]。结果显示喷丸比未喷的裂纹驱动力下降，喷丸中的应变硬化因素提高裂纹驱动力；残余压应力降低驱动力。应变硬化提高裂纹驱动力，符合公认的图32规律，也说明表面纳米化的提高硬度对疲劳有害。

另一个分离喷丸中不同因素作用的实验，用聚焦离子束FIB在中碳钢表面制造0.05 mm人为裂纹^[30]。旋转弯曲疲劳结果表明，喷丸和未喷得到的疲劳限相同，如图38。中碳钢无诱发马氏体，喷丸的主要影响因素为：表面粗糙度，组织强化，残余应力。预制裂纹即和粗糙度无关。既然裂纹已经存在，也没有延缓裂纹萌生的作用。再次证明残余应力起主导作用的结论是正确的。

3.2 表面纳米化疲劳实验存在问题

现有表面纳米化的疲劳实验，将表面强化对疲劳的作用都归于纳米化，却没有单一纳米化因素的试验结果。残余应力对疲劳作用的研究远早于纳米化，且已公认对疲劳起主导作用。只有排除残余应力因素，才能确定表面纳米化作用。文[31]选择316不锈钢作试验，结果如图39。此类不锈钢既有形变诱发马氏体又属热强钢，抗残余应力松弛能力很强。无论疲劳载荷还是加热，残余应力松弛都比一般钢慢，经一定温度加热或较高载荷的疲劳中都能发挥作用。未分离残余应力因素，图39将疲劳性能提高推为纳米结构贡献，难有说服力，更不能证明延缓裂纹萌生的机理。

此外，316某一种处理状态的高周和低周疲劳强度都提高，且成平行线延伸到千次以下，图39。材料强度的一般规律是低周疲劳以塑性为主，高周疲劳则要求强度。同一种材料处理成不同强度和塑性时，疲劳曲线在低周会有交叉，故图39可靠性存疑。文[28]的材料12Cr和图39的316相近，疲劳结果如图40。喷丸强度越高，斜率越大，近万次即有交叉。该文认为残余应力分布及松弛对裂纹扩展的影响，才是疲劳性能的控制因素。

4 结　语

创新命名的纳米晶不限错角，和位错胞同尺度，只是位错胞的新潮名称。滚压后增大错角的纳米晶虽和位错胞不同，却成为磨损中损伤严重的结构。

表面纳米化的准则H-P关系属经验规律，无理论基础。表面形变层的位错胞属小角晶界，不服从H-P关系，表面纳米化的理论依据不成立。

达到纳米化的强变形伴随微裂纹损伤，疲劳时不存在裂纹萌生阶段，表面纳米化追求强度牺牲了塑性，反而加速裂纹扩展。

表面纳米化在静载性能上可能找到某些长处，但喷丸的主要贡献在疲劳。疲劳占零部件失效80%以上，若有害无益，应予关注、警示，勿再贻误他人。