铸造技术
ＦＯＵＮＤＲＹＴＥＣＨＮｏＬｏＧＹ
Ｖ０１．２９ＮＯ．１１ＮＯＶ．２００８
・试验研究
Ｒｅｓｅａｒｃｈ・，
高锰钢加工硬化
严伟林ｌ’２，方
亮２，郑战光１
（１．广西大学机械工程学院，广西南宁５３０００４；２．西安交通大学金属材料强度国家重点实验室，陕西西安７１００４９）
摘要：利用传统的喷丸技术对高锰钢表面喷丸处理，研究材料袁层的组织结构特征。结果表明，纳米晶的演化，通过奥氏体粗晶内部位错增殖、湮灭和重组、位错缠结逐渐向位错胞过渡；应变量和应变速率的增加，诱发机械孪生，单系孪晶逐渐向多系孪晶过渡；同时多系孪晶之间的交割作用使晶粒尺寸不断细化；晶粒在位错运动和机械孪生的重复作用下，最终形成等轴状、取向呈随机分布的纳米晶组织。喷丸处理高锰钢表层明显强化。随层深减小，硬度急剧增加。高锰钢表层的加工硬化主要是由于晶粒细化、位错硬化和孪晶硬化，而与相变硬化无关。关键词：高锰钢｝喷丸；纳米晶；加工硬化
中圈分类号：ＴＧ２６９
文献标识码：Ａ文章绾号：１０００－８３６５（２００８）１１—１４６８—０５
ＷｏｒｋＨａｒｄｅｎｉｎｇ
（１．ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭｅｃｈａｎｉｃａｌ
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｇｕａｎｇｘｉ
ｏｆＨｉｇｈＭａｎｇａｎｅｓｅＳｔｅｅｌ
ＹＡＮＷｅＨｉｎｌ一，ＦＡＮＧＬｉａｎ９２，ＺＨＥＮＧＺｈａｎ－ｇｕａｎ９１
Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｎａｎｎｉｎｇ
Ｇｕａｎｇｘｉ５３０００４，Ｃｈｉｎａ；２．ＳｔａｔｅＫｅｙ
ＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＭｅｃｈａｎｉｃａｌＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ；Ｘｉ’８１１ＪｉａｏｔｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ；Ｘｉ’ａｎ７１００４９，Ｃｈｉｎａ）
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｗａｓｐｒｏｃｅｓｓｅｄｂｙｔｈｅｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ａｎｄｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｍｉＣｒｏＳｔｒｕｃｔｕｒｅｗａｓＣｈａｒａＣｔｅｒｉｚｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｉｓｅｖｏｌｖｅｄｂｙ
ｔｈｅ
ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｆｒｏｍｔｈｅ
ｃｏａｒｓｅ
ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｍｕｌｔｉｐｌｉｃａｔｉｏｎ，ａｎｎｉｈｉｌａｔｉｏｎａｎｄｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ，ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ
ｔａｎｇｌｅｉｎｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｏｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｃｅｌｌａｒ，ｔｈｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｆｒｏｍｍｅｃｈａｎｉｃａＩｔｗｉｎｎｉｎｇａｎｄ
ｓｉｎｇｌｅｔｗｉｎｉｎｄｕｃｅｄｂｙｔｈｅｉｎｃｒｅｍｅｎｔｏｆｓｔｒａｉｎａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅｔｏｍｕｌｔｉｐｌｅｔｗｉｎｓ，ａｎｄｔｈｅｐｒｏｇｒｅｓｓｉｖｅｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔｄｕｅｔｏｔｈｅｉｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎｒａｎｄｏｍ
ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ
ｉｓ
ｆｉｎａｌｌｙ
ａｍｏｎｇｍｕｌｔｉｐｌｅｔｗｉｎｓ．Ｆｉｎａｌｌｙｔｈｅｅｑｕａｉｘｅｄｎａｎｏｃｒｙｔａｌｗｉｔｈ
ｂｙ
ｔｈｅ
ａ
ｆｏｒｍｅｄ
ｒｅｐｅａｔａｂｌｅ
ｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｏｂｖｉｏｕｓｌｙａｆｔｅｒ
ｓｈｏｔ
ｏｎ
ｍｏｔｉｏｎａｎｄ
ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｔｗｉｎｎｉｎｇ．Ｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｈａｒｎｅｓｓｉｓｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄ
ｐｅｅｎｉｎｇ．Ｗｉｔｈ
ｄｅｃｒｅａｓｅｉｎｔｈｅｄｅｐｔｈ，ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｅｓｓｈａｒｐｌｙ．Ｔｈｅｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ
ｉｓ
ｍａｉｎｌｙ
ｃａｕｓｅｄ
ｂｙ
ｔｈｅ
ｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｈｉｇｈ
ｇｒａｉｎ
ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ，ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｈａｒｄｅｎｉｎｇ
ａｎｄｔｗｉｎｓ
ｈａｒｄｅｎｉｎｇ，ｗｈｉｃｈｉｓ
ｉｎｄｅｐｅｎｄｅｎｔ
ｏｆｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ．
Ｋｅｙｗｏｒｄｓ．Ｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅ；Ｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇ；Ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌ；Ｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇ
高锰钢的使用已有一百多年的历史，但从理论上解释高锰钢加工硬化现象还存在不少的疑点，至今还没有一种很完美、能得到各方面接受的理论来很好地解释高锰钢的加工硬化现象。曾经提出过较为合理的加工硬化机理有：变形引起ｅ或盯马氏体转变［１’２］、孪晶硬化［３】、位错硬化［４一］、动态应变时效［６］、孪晶＋Ｍｎ—Ｃ原子对造成的强烈不对称畸变［７］和Ｆｅ－Ｍｎ—Ｃ原子团硬化［８］。这些结果都是在拉伸或小能量冲击条件下
收稿日期：２００８－０７－２３；
修订日期：２００８－０９－１８
得到的。此外，文献［９～１１］的作者发现，在冲击磨损条件下，高锰钢表面能够形成纳米晶及非晶。在较高能量冲击下，高锰钢的加工硬化机理可能发生变化。本文旨在前人的研究基础上，观察高锰钢在喷丸条件下的变形过程，探讨其加工硬化本质。
１
实验方法
试验采用的高锰钢在１５０ｋｇ中频感应电炉内熔
炼，在达到一定的液态过热温度后出炉，浇注成Ｋｅｅｌ试块。化学成分础（％）为：１．１５
Ｃ、１２．５Ｍｎ、０．９０
基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目（批准号ｔ２００２ＡＡ３０２５０９）和
广西大学科研基金项目（批准号：Ｘ０７１０４４）
作者筒介：严伟林（１９６２一），广西苍梧县人，博士．主要从事材料加工
工程的教学和研究．
Ｅｎｍｌｌｙａｎｗｌｉｎ＠ｇｍａｉｌ．ｃｏｒｎ
ｌ
Ｓｉ、０．０５Ｓ、０．０９
Ｐ，其余为Ｆｅ及少量其它残存元素。
试样经１０５０℃加热保温２ｈ，水淬后获得单相奥氏体组织。晶粒尺寸大约１００～２００ｐ．ｍ。喷丸样品尺寸为４０
ｒｎｒｎＸ７５
ｍｍ，采用气动式Ｓ１７０Ｒ喷丸机进行
喷丸处理，喷丸工艺的主要参数为：空气压力０．１８
万方数据
《铸造技术｝１１／２００８
严伟林等：离锰钢加工硬化
ＭＰａ、直径０．２ｍｍ铸钢３０球型弹丸、喷射角８５。、喷射距离１３０ｍｍ、弹丸流量７ｋｇ／ｍｉｎ、喷丸处理时问
６０
ｍｉｎ。
采用ＸＰｅｒｔＭＰＤＲＲＯ
Ｘ射线衍射仪对样品表面的物相和结构进行分析，并利用Ｓｅｈｅｒｒｅｒ［１幻方程由衍射线的宽化值，近似计算晶粒尺寸。利用ＪＥＭ一２００ＣＸ透射电镜（ＴＥＭ）和ＪＥＭ－３０１０型高分辨透射电子显微镜（ＨＲＴＥＭ）观测样品喷丸表层的微观组织。用ＭＨ一５显微硬度测量仪测试样品的显微硬度，施加的载荷为０．４９Ｎ，加载时间为１０
ｓ，
２实验结果
图１为喷丸样品横截面光学显微组织照片。由图可见，表面以下约３０ｐｍ的深度范围内，变形的滑移线非常明显，说明已发生了严重的塑性变形。
图１喷丸样品的横截面组织
Ｆｉｇ．１
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌｍｉｅｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅｏｆｓａｍｐｌｅｓａｆｔｅｒｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇ
图２为喷丸处理前、后样品的Ｘ射线（ＸＲＤ）谱。组织仍为奥氏体，表明喷丸处理过程中没有发生马氏体转变。另外，喷丸样品的Ｂｒａｇｇ衍射峰发生明显宽化，原理上，Ｘ射线衍射峰宽化是由晶粒细化和微观应变增大所引起的［１引。扣除微应变影响，计算得出，表层平均晶粒尺寸为１１～１７ｎｍ。这里需要指出的是：Ｓｃｈｅｒｒｅｒ法计算值与实际值相比会有较大的误差。因Ｘ射线约有５ｐｍ的穿透深度，反映的是距所测表面一定深度内平均的微观结构尺寸；其次，塑性变形的非均匀性，也会影响到Ｓｃｈｅｒｒｅｒ法的精度。但作为
图２喷丸前后样品表面Ｘ射线衍射谱
Ｆｉｇ．２
ＸＲＤ
ｐａｔｔｅｒｎｓ
ｏｆｓａｍｐｌｅｓｂｅｆｏｒｅａｎｄａｆｔｅｒｓｈｏｔ
ｐ鲥赡
万方数据
一种定性的辅助方法，该法还是有一定的参考价值
的。
图３为喷丸样品的硬度沿厚度方向变化测量结
果。可以看出，喷丸处理后样品表面的硬度明显增大，并随着深度的增加而逐渐减小，与显微组织未发生变化的基体相比，样品表面硬度提高一倍以上。这种现象与传统的Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ［１３１关系一致，也与其他超细晶材料的力学性能研究结果相符ｎ引。
深度ｍｍ
图３喷丸样品的硬度随深度的变化
Ｆｉｇ．３
Ｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆｈａｒｄｎｅｓｓｗｉｔｈｄｅｐｔｈｆｒｏｍｔｈｅｓｕｌｌａｅｅｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅａｆｔｅｒｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇ
在外加载荷的作用下，在距离表面大约２００弘ｍ处奥氏体粗晶内首先产生大量的位错，且位锗分布局部不均匀，见图４。图５为在深度大约１３０ｐｍ深度处的ＴＥＭ像，位错密度随着应变和应变速率的增加而
图４喷丸样品距表面约２００／Ｊｍ深度的ＴＥＭ像
Ｆｉｇ—ｔｈｅＣｒｏｓｓｕｂｓ－ｓ。ｅ掣ｌ。Ｔ…ＥＭ‰ｉｍａｇｕｅ苗三三＝＝＝
。
ｐ。。ｎｉｎｇ
ｔ嘞ｔ。ｄ
ｓ－ｕｒｆａ。。
图５喷丸样品距表面１３０ｐｍ处ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．５
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ
ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ１３０ｐｍａｗａｙｆｒｏｍｓｈｏｔ
ｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄ
ｓｕｒｆａｃｅ
Ｖ０１．２９ＮＯ．１１
ＦＯＵＮＤＲＹＴＥＣＨＮｏＬｏＧＹ
ＮＯＶ．２００８
急剧增加，位错组态以位错缠结的形式存在，不同方向排列的位错相互交叉并形成不同的位错网格，位错分布仍然不均匀，在位错缠结区的位错密度很高，形成单向机械孪晶，这说明塑性变形以位错运动和机械孪生两种方式进行。图６为９０，ｕｒｎ深度处的ＴＥＭ像，由于应变和应变速率的进一步增加，不同孪晶系相互交割，将晶粒分割成旺微米至微米级的小块。
图６喷丸样品距表面９０ｂｔｍ处ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．６
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅｏｆ
。ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ９０ｂｔｍａｗａｙｆｒｏｍｓｈｏｔ
ｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
图７为大约６０ｐｍ深度处的ＴＥＭ像，由于应变和应变速率的进一步增加，位错组态已演变成位错胞。
图８为大约４０～５０ｂｔｍ深度处的ＴＥＭ像，在片层状
组织内部仍存在着大量的位错。图９为大约２０／ｘｍ深度处ＴＥＭ像和相应的选区电子衍射图，在极高的应变及应变速率条件下，等轴状纳米晶已形成。图１０为样品表面的ＴＥＭ像和相应的选区电子衍射图，晶粒尺寸细化至３～８ｎｍ，晶粒的大小非常均匀。ＳＡＥＤ表明纳米晶粒之间为大角度晶界。从ＴＥＭ像观察晶粒尺寸与Ｘ射线衍射宽化计算得到的平均晶粒尺寸之间存在一定差距，这主要是由于Ｘ射线衍射的结果为表面附近５ｔｔｍ厚度的平均信息，而ＴＥＭ像反映的是样品表面的晶粒。、
’图７喷丸样品距表面６０弘ｍ处ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．７
ｃｒｏｓｓ．ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ０ｆ
ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ６０弘ｍａｗａｙｆｒｏｍｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
万方数据
图８喷丸样品距表面约４０～５０ｐｍ深度的ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．８
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ
ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ４０～５０弘ｍａｗａｙｆｒｏｍ
ｓｈｏｔ
ｐｅｅｎｉｎｇ
ｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
图９喷丸样品距表面约２０弘ｍ深度的ＴＥＭ像
Ｒｇ・９
Ａｉｍ８９８５８‘８ｂ。ｕ‘
２０
ｂ。蕊ｇ‘“８ｌｄ。ｍ８：嘟。‘ｉ。蹦ＴＥＭｂｔｍ…８ｙ¨。ｍ
ｓｈ叭ｐｅｅｎ１“ｇ”ｅａ垤ｄ
８ｕｎａｃ８
图１０喷丸样品表面的ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．１０
Ａｂｒｉｇｈｔｆｉｅｌｄｃｒｏｓｓ—ｓｅｃｔｉｏｎａｌＴＥＭｉｍａｇｅｓｉｎｔｈｅ
ｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
讨论
在临近无应变基体的过渡层（见图４，层深２００
ｐｍ），
３
较少的应变量，首先导致了位错的增殖和滑移，当位错密度达到一定程度时，就会生湮灭和重组，形成位错缠
《铸造技术’１１／２００８严伟林等：高锰钢加工硬化
结，网状的位错缠结将晶粒分割成小块。随着应变量和应变速率的增加（图７，层深６０Ｕｒｎ），网状位错缠结不断吸收位错而逐渐演变成位错胞。位错墙可能通过
不断吸收位错而逐渐变薄。
此外，因为层错能较低的金属，其位错的扩展宽度较大，因而导致冷变形过程中不易发生交滑移，而且位错的滑移距离也比较短；而高层错能的金属，其位错在冷变形过程中易于交滑移。这种差异造成在冷变形状态下，金属的位错密度以及相应的储能随层错能的降低而升高。正是由于这种原因，高层错能金
属［１ｓ，１６３冷变形时借助大量的位错交滑移，在较低应
变量及应变速率下形成明显的胞状结构。而高锰钢层锗能较低，在应变及应变速率不太大的情况下，其胞状结构并不明显（图４和图５）。当应变及应变速率较大时，变形组织呈现明显的胞状结构（图７）。值得注意的是，位错胞内部仍存在着高密度的位错，可通过位错的湮灭和重组等与上述相同的过程使晶粒
继续细化。
除了位错滑移，机械孪生是另一种塑性变形方式。在通常的情况下，高层错能的金属塑性变形主要通过位错滑移。然而，随着层错能的减小，发生孪生变形的临界剪切应力会下降，尤其是在高应变速率或低温条件下［１７１。高锰钢在应变和应变速率稍大的表面附近，也存在孪生变形（图５、图６和图８）。机械孪生一般只发生在晶体学取向不适合位错运动的晶粒中，在通常情况下，机械孪生变形的主要作用是调整晶粒取向。随着应变和应变速率的增加位错密度不断增加，当位错滑移及交滑移受阻，特别是当晶体相对于外力的取向不利于滑移时，则产生应力集中，当应力集中达到发生孪生变形的临界剪切应力时，将通过Ｓｈｏｃｋｌｅｙ不全位错（１／６＜１１２＞）运动形成机械孪晶［１８‘。机械孪生可以沿某一方向也可沿多方向发生。对于多晶材料，在其它条件相同的情况下，决定孪生方式的主要因素是晶粒的取向，值得注意的是，在片层状组织内部仍存在着大量的位错，这种位错运动和机械孪生的相互协调发展的方式与具有高或低层错能的金属明显不同。当孪晶通过取向的调整而适合位错运动时，内部仍会产生大量位错，这种孪生的进一步细化将沿用位错运动的模式。若孪晶经过取向的调整仍然不适合位错运动，就会继续发生机械孪生，使孪晶的厚度减小，取向改变，直至适合位错运动为止。在特殊情况下，如果孪晶经过反复孪生变形后，其取向仍不适合位错运动，交叉孪晶将晶粒分割成亚微米至微米级的四边形小块。
万方数据
因此，在喷丸条件下，高锰钢奥氏体晶粒是通过位错运动和孪生变形逐步细化。文献［９～１１］的作者发现高锰钢表面形成纳米晶及非晶结构。本文作者认为，非晶的形成有可能是由于热作用的原因。由于其高能接触加载是连续重复施加，样品表面因局部严重塑性变形而发热，有可能使接触点的局部温度达到高锰钢的液相线而局部熔化（因为加载越大，温升越大，且高锰钢的导热系数较低），随之而来的急冷导致非晶结构的形成。然而，本工作没发现非晶结构（ＸＲＤ和ＴＥＭ结果），传统喷丸技术属于冷加工工艺，表层发生冷塑性变形，即通常在再结晶温度以下的塑性变形［１９。，因此，局部的发热不会达到熔化的程度，且晶粒细化到几纳米时，由于变形困难，晶粒难以继续细化，随后弹丸的撞击只能使表层晶粒逐渐细化，且由于充分的塑性变形和微裂纹扩展而使材料逐渐脱落，不会形成非晶结构了。
金属强化主要有固溶强化、相变强化、形变强化和细晶强化。固溶强化来源于溶质原子与位错的长程和短程交互作用，相变强化来源于材料中相成分的变化、结构的变化和有序度的变化，形变强化来源于晶粒内部位错之间的相互作用，细晶强化来源于晶界对位错的阻碍作用。这几种强化机制对显微硬度的提高有一定的贡献。本试验的样品不存在引入其它元素，固溶强化可以忽略。喷丸样品没有发现马氏体产生，相变强化的贡献也不予考虑。因此可以确定样品硬度显著提高主要是由于表层晶粒细化和位错密度的增加。晶粒大小的影响是晶界影响的反映，由于晶界是位错运动的障碍，在一个晶粒内部，必须塞积数量足够的位错才能提供必要的应力，使相邻的晶粒中的位错源开动并产生宏观可见的塑性变形。而晶粒尺寸的减小将会增加位错运动的障碍，减少晶粒内位错塞积群的长度，导致强度和硬度提高。
Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ关系是建立在位错塞积理论基础上经过大量试验的证实，总结出来的多晶材料的屈服应力（或硬度）与晶粒尺寸的关系［１３３
吒一％－－Ｉ－ｋｄ一１肛
（１）
式中％——０．２％屈服应力；
氏——移动单个位错所需的克服点阵摩擦的
力；
志——常数；
ｄ——平均晶粒尺寸。
当位错密度ＪＤ的增加导致屈服应力增加时，屈服应力可用Ｂａｉｌｅｙ—Ｈｉｒｓｈ公式口ｏ］表示
ｃｒｙ一嘞＋洲胆
（２）
Ｖ０１．２９ＮＯ．１１
ＦＯＵＮＤＲＹＴＥＣＨＮＯＬｏＧＹ
ＮＯＶ．２００８
式中口——常数；
乒——剪切模量；
６一Ｂｕｒｇｅｒｓ矢量模。
由方程（１）、（２）及样品组织与硬度的对应关系可看出，晶粒沿样品的厚度方向逐渐增大，而硬度逐渐减小，这与Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ关系一致，也与其它超细晶材料的力学性能研究结果相符。因此，高锰钢喷丸表层组织强化的微观机制是由于弹丸的撞击使表层引入的塑性变形导致晶粒细化，位错密度增大，从而使其硬度和屈服强度随之增大。喷丸处理后表层硬度的提高主要归因于晶粒细化和位错硬化效应共同作用的结果。当然，孪晶硬化对硬度增加也起一定的作用。此外，在喷丸过程中弹丸流撞击在高锰钢表面，使其表面发生强烈塑性变形导致加工硬化，弹丸流的撞击改变了表面的残余应力状态和分布，在高锰钢表层和亚表层产生很大的残余压应力，喷丸产生的压应力也是强化机理的重要因素，表层组织形变强化和残余压应力值增大的综合作用使样品表面硬度增加。４结论
（１）利用传统喷丸处理工艺可以在高锰钢上获得一定厚度的纳米晶结构表层。由表面到约２０肛ｍ深度形成纳米晶，在２０～１００ｐｍ范围内，显微组织由位错胞、高密度形变孪晶和高密度位错组成，在ｉ００～４００弘ｍ范围内，属于过渡区域。
（２）奥氏体粗晶内部通过位错增殖、湮灭和重组，位错缠结逐渐向位错胞过渡。应变量和应变速率的增加诱发机械孪生，单系孪晶逐渐向多系孪晶过渡。孪晶调整晶粒的取向，使塑性变形以位错方式进行，同时多系孪晶之间的交害！ｌ作用可以把晶粒尺寸不断细化，孪晶系的增多与多重孪晶重复强度的增大导致晶粒尺寸进一步减小。晶粒在位错运动和机械孪生的重复作用下，最终形成等轴状、取向呈随机分布的纳米晶组织。
（３）喷丸处理高锰钢表层明显强化。随层深的减小硬度急剧增加。样品表层的加工硬化主要是由于晶粒细化、位错硬化和孪晶硬化，而与相变硬化无关。
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［１０３
ＰｅｔｒｏｖＹｕ
Ｎ，ＧａｖｒｉｌｊｕｋＶＧ，ＢｅｒｎｓＨ，ｅｔａｌ。Ｓｕｒｆａｃｅ
ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ
ｏｆ
ｓｔａｉｎｌｅｓｓａｎｄＨａｄｆｉｅｌｄ
ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｉｍｐａｃｔ
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［１１３
ＧａｖｒｉｌｊｕｋＶＧ，ＴｙｓｈｃｈｅｎｋｏＡＩ，ＲａｚｕｍｏｖＯＮ，ｅｔａ１．
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ＴａｏＮ
Ｒ，ＷａｎｇｚＢ，ＴｏｎｇＷＰ，ｅｔａ１．Ａｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ
ｏｆｓｕｒｆａｃｅｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｉｎＦｅｉｎｄｕｃｅｄ
ｂｙ
ｓｕｒｆａｃｅ
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铸造技术
ＦＯＵＮＤＲＹＴＥＣＨＮｏＬｏＧＹ
Ｖ０１．２９ＮＯ．１１ＮＯＶ．２００８
・试验研究
Ｒｅｓｅａｒｃｈ・，
高锰钢加工硬化
严伟林ｌ’２，方
亮２，郑战光１
（１．广西大学机械工程学院，广西南宁５３０００４；２．西安交通大学金属材料强度国家重点实验室，陕西西安７１００４９）
摘要：利用传统的喷丸技术对高锰钢表面喷丸处理，研究材料袁层的组织结构特征。结果表明，纳米晶的演化，通过奥氏体粗晶内部位错增殖、湮灭和重组、位错缠结逐渐向位错胞过渡；应变量和应变速率的增加，诱发机械孪生，单系孪晶逐渐向多系孪晶过渡；同时多系孪晶之间的交割作用使晶粒尺寸不断细化；晶粒在位错运动和机械孪生的重复作用下，最终形成等轴状、取向呈随机分布的纳米晶组织。喷丸处理高锰钢表层明显强化。随层深减小，硬度急剧增加。高锰钢表层的加工硬化主要是由于晶粒细化、位错硬化和孪晶硬化，而与相变硬化无关。关键词：高锰钢｝喷丸；纳米晶；加工硬化
中圈分类号：ＴＧ２６９
文献标识码：Ａ文章绾号：１０００－８３６５（２００８）１１—１４６８—０５
ＷｏｒｋＨａｒｄｅｎｉｎｇ
（１．ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭｅｃｈａｎｉｃａｌ
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｇｕａｎｇｘｉ
ｏｆＨｉｇｈＭａｎｇａｎｅｓｅＳｔｅｅｌ
ＹＡＮＷｅＨｉｎｌ一，ＦＡＮＧＬｉａｎ９２，ＺＨＥＮＧＺｈａｎ－ｇｕａｎ９１
Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｎａｎｎｉｎｇ
Ｇｕａｎｇｘｉ５３０００４，Ｃｈｉｎａ；２．ＳｔａｔｅＫｅｙ
ＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＭｅｃｈａｎｉｃａｌＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ；Ｘｉ’８１１ＪｉａｏｔｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ；Ｘｉ’ａｎ７１００４９，Ｃｈｉｎａ）
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｗａｓｐｒｏｃｅｓｓｅｄｂｙｔｈｅｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ａｎｄｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｍｉＣｒｏＳｔｒｕｃｔｕｒｅｗａｓＣｈａｒａＣｔｅｒｉｚｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｉｓｅｖｏｌｖｅｄｂｙ
ｔｈｅ
ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｆｒｏｍｔｈｅ
ｃｏａｒｓｅ
ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｍｕｌｔｉｐｌｉｃａｔｉｏｎ，ａｎｎｉｈｉｌａｔｉｏｎａｎｄｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ，ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ
ｔａｎｇｌｅｉｎｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｏｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｃｅｌｌａｒ，ｔｈｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｆｒｏｍｍｅｃｈａｎｉｃａＩｔｗｉｎｎｉｎｇａｎｄ
ｓｉｎｇｌｅｔｗｉｎｉｎｄｕｃｅｄｂｙｔｈｅｉｎｃｒｅｍｅｎｔｏｆｓｔｒａｉｎａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅｔｏｍｕｌｔｉｐｌｅｔｗｉｎｓ，ａｎｄｔｈｅｐｒｏｇｒｅｓｓｉｖｅｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔｄｕｅｔｏｔｈｅｉｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎｒａｎｄｏｍ
ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ
ｉｓ
ｆｉｎａｌｌｙ
ａｍｏｎｇｍｕｌｔｉｐｌｅｔｗｉｎｓ．Ｆｉｎａｌｌｙｔｈｅｅｑｕａｉｘｅｄｎａｎｏｃｒｙｔａｌｗｉｔｈ
ｂｙ
ｔｈｅ
ａ
ｆｏｒｍｅｄ
ｒｅｐｅａｔａｂｌｅ
ｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｏｂｖｉｏｕｓｌｙａｆｔｅｒ
ｓｈｏｔ
ｏｎ
ｍｏｔｉｏｎａｎｄ
ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｔｗｉｎｎｉｎｇ．Ｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｈａｒｎｅｓｓｉｓｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄ
ｐｅｅｎｉｎｇ．Ｗｉｔｈ
ｄｅｃｒｅａｓｅｉｎｔｈｅｄｅｐｔｈ，ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｅｓｓｈａｒｐｌｙ．Ｔｈｅｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ
ｉｓ
ｍａｉｎｌｙ
ｃａｕｓｅｄ
ｂｙ
ｔｈｅ
ｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｈｉｇｈ
ｇｒａｉｎ
ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ，ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｈａｒｄｅｎｉｎｇ
ａｎｄｔｗｉｎｓ
ｈａｒｄｅｎｉｎｇ，ｗｈｉｃｈｉｓ
ｉｎｄｅｐｅｎｄｅｎｔ
ｏｆｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ．
Ｋｅｙｗｏｒｄｓ．Ｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅ；Ｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇ；Ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌ；Ｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇ
高锰钢的使用已有一百多年的历史，但从理论上解释高锰钢加工硬化现象还存在不少的疑点，至今还没有一种很完美、能得到各方面接受的理论来很好地解释高锰钢的加工硬化现象。曾经提出过较为合理的加工硬化机理有：变形引起ｅ或盯马氏体转变［１’２］、孪晶硬化［３】、位错硬化［４一］、动态应变时效［６］、孪晶＋Ｍｎ—Ｃ原子对造成的强烈不对称畸变［７］和Ｆｅ－Ｍｎ—Ｃ原子团硬化［８］。这些结果都是在拉伸或小能量冲击条件下
收稿日期：２００８－０７－２３；
修订日期：２００８－０９－１８
得到的。此外，文献［９～１１］的作者发现，在冲击磨损条件下，高锰钢表面能够形成纳米晶及非晶。在较高能量冲击下，高锰钢的加工硬化机理可能发生变化。本文旨在前人的研究基础上，观察高锰钢在喷丸条件下的变形过程，探讨其加工硬化本质。
１
实验方法
试验采用的高锰钢在１５０ｋｇ中频感应电炉内熔
炼，在达到一定的液态过热温度后出炉，浇注成Ｋｅｅｌ试块。化学成分础（％）为：１．１５
Ｃ、１２．５Ｍｎ、０．９０
基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目（批准号ｔ２００２ＡＡ３０２５０９）和
广西大学科研基金项目（批准号：Ｘ０７１０４４）
作者筒介：严伟林（１９６２一），广西苍梧县人，博士．主要从事材料加工
工程的教学和研究．
Ｅｎｍｌｌｙａｎｗｌｉｎ＠ｇｍａｉｌ．ｃｏｒｎ
ｌ
Ｓｉ、０．０５Ｓ、０．０９
Ｐ，其余为Ｆｅ及少量其它残存元素。
试样经１０５０℃加热保温２ｈ，水淬后获得单相奥氏体组织。晶粒尺寸大约１００～２００ｐ．ｍ。喷丸样品尺寸为４０
ｒｎｒｎＸ７５
ｍｍ，采用气动式Ｓ１７０Ｒ喷丸机进行
喷丸处理，喷丸工艺的主要参数为：空气压力０．１８
万方数据
《铸造技术｝１１／２００８
严伟林等：离锰钢加工硬化
ＭＰａ、直径０．２ｍｍ铸钢３０球型弹丸、喷射角８５。、喷射距离１３０ｍｍ、弹丸流量７ｋｇ／ｍｉｎ、喷丸处理时问
６０
ｍｉｎ。
采用ＸＰｅｒｔＭＰＤＲＲＯ
Ｘ射线衍射仪对样品表面的物相和结构进行分析，并利用Ｓｅｈｅｒｒｅｒ［１幻方程由衍射线的宽化值，近似计算晶粒尺寸。利用ＪＥＭ一２００ＣＸ透射电镜（ＴＥＭ）和ＪＥＭ－３０１０型高分辨透射电子显微镜（ＨＲＴＥＭ）观测样品喷丸表层的微观组织。用ＭＨ一５显微硬度测量仪测试样品的显微硬度，施加的载荷为０．４９Ｎ，加载时间为１０
ｓ，
２实验结果
图１为喷丸样品横截面光学显微组织照片。由图可见，表面以下约３０ｐｍ的深度范围内，变形的滑移线非常明显，说明已发生了严重的塑性变形。
图１喷丸样品的横截面组织
Ｆｉｇ．１
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌｍｉｅｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅｏｆｓａｍｐｌｅｓａｆｔｅｒｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇ
图２为喷丸处理前、后样品的Ｘ射线（ＸＲＤ）谱。组织仍为奥氏体，表明喷丸处理过程中没有发生马氏体转变。另外，喷丸样品的Ｂｒａｇｇ衍射峰发生明显宽化，原理上，Ｘ射线衍射峰宽化是由晶粒细化和微观应变增大所引起的［１引。扣除微应变影响，计算得出，表层平均晶粒尺寸为１１～１７ｎｍ。这里需要指出的是：Ｓｃｈｅｒｒｅｒ法计算值与实际值相比会有较大的误差。因Ｘ射线约有５ｐｍ的穿透深度，反映的是距所测表面一定深度内平均的微观结构尺寸；其次，塑性变形的非均匀性，也会影响到Ｓｃｈｅｒｒｅｒ法的精度。但作为
图２喷丸前后样品表面Ｘ射线衍射谱
Ｆｉｇ．２
ＸＲＤ
ｐａｔｔｅｒｎｓ
ｏｆｓａｍｐｌｅｓｂｅｆｏｒｅａｎｄａｆｔｅｒｓｈｏｔ
ｐ鲥赡
万方数据
一种定性的辅助方法，该法还是有一定的参考价值
的。
图３为喷丸样品的硬度沿厚度方向变化测量结
果。可以看出，喷丸处理后样品表面的硬度明显增大，并随着深度的增加而逐渐减小，与显微组织未发生变化的基体相比，样品表面硬度提高一倍以上。这种现象与传统的Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ［１３１关系一致，也与其他超细晶材料的力学性能研究结果相符ｎ引。
深度ｍｍ
图３喷丸样品的硬度随深度的变化
Ｆｉｇ．３
Ｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆｈａｒｄｎｅｓｓｗｉｔｈｄｅｐｔｈｆｒｏｍｔｈｅｓｕｌｌａｅｅｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅａｆｔｅｒｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇ
在外加载荷的作用下，在距离表面大约２００弘ｍ处奥氏体粗晶内首先产生大量的位错，且位锗分布局部不均匀，见图４。图５为在深度大约１３０ｐｍ深度处的ＴＥＭ像，位错密度随着应变和应变速率的增加而
图４喷丸样品距表面约２００／Ｊｍ深度的ＴＥＭ像
Ｆｉｇ—ｔｈｅＣｒｏｓｓｕｂｓ－ｓ。ｅ掣ｌ。Ｔ…ＥＭ‰ｉｍａｇｕｅ苗三三＝＝＝
。
ｐ。。ｎｉｎｇ
ｔ嘞ｔ。ｄ
ｓ－ｕｒｆａ。。
图５喷丸样品距表面１３０ｐｍ处ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．５
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ
ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ１３０ｐｍａｗａｙｆｒｏｍｓｈｏｔ
ｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄ
ｓｕｒｆａｃｅ
Ｖ０１．２９ＮＯ．１１
ＦＯＵＮＤＲＹＴＥＣＨＮｏＬｏＧＹ
ＮＯＶ．２００８
急剧增加，位错组态以位错缠结的形式存在，不同方向排列的位错相互交叉并形成不同的位错网格，位错分布仍然不均匀，在位错缠结区的位错密度很高，形成单向机械孪晶，这说明塑性变形以位错运动和机械孪生两种方式进行。图６为９０，ｕｒｎ深度处的ＴＥＭ像，由于应变和应变速率的进一步增加，不同孪晶系相互交割，将晶粒分割成旺微米至微米级的小块。
图６喷丸样品距表面９０ｂｔｍ处ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．６
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅｏｆ
。ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ９０ｂｔｍａｗａｙｆｒｏｍｓｈｏｔ
ｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
图７为大约６０ｐｍ深度处的ＴＥＭ像，由于应变和应变速率的进一步增加，位错组态已演变成位错胞。
图８为大约４０～５０ｂｔｍ深度处的ＴＥＭ像，在片层状
组织内部仍存在着大量的位错。图９为大约２０／ｘｍ深度处ＴＥＭ像和相应的选区电子衍射图，在极高的应变及应变速率条件下，等轴状纳米晶已形成。图１０为样品表面的ＴＥＭ像和相应的选区电子衍射图，晶粒尺寸细化至３～８ｎｍ，晶粒的大小非常均匀。ＳＡＥＤ表明纳米晶粒之间为大角度晶界。从ＴＥＭ像观察晶粒尺寸与Ｘ射线衍射宽化计算得到的平均晶粒尺寸之间存在一定差距，这主要是由于Ｘ射线衍射的结果为表面附近５ｔｔｍ厚度的平均信息，而ＴＥＭ像反映的是样品表面的晶粒。、
’图７喷丸样品距表面６０弘ｍ处ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．７
ｃｒｏｓｓ．ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ０ｆ
ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ６０弘ｍａｗａｙｆｒｏｍｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
万方数据
图８喷丸样品距表面约４０～５０ｐｍ深度的ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．８
Ｃｒｏｓｓ－ｓｅｃｔｉｏｎａｌ
ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ
ｔｈｅｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆａｂｏｕｔ４０～５０弘ｍａｗａｙｆｒｏｍ
ｓｈｏｔ
ｐｅｅｎｉｎｇ
ｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
图９喷丸样品距表面约２０弘ｍ深度的ＴＥＭ像
Ｒｇ・９
Ａｉｍ８９８５８‘８ｂ。ｕ‘
２０
ｂ。蕊ｇ‘“８ｌｄ。ｍ８：嘟。‘ｉ。蹦ＴＥＭｂｔｍ…８ｙ¨。ｍ
ｓｈ叭ｐｅｅｎ１“ｇ”ｅａ垤ｄ
８ｕｎａｃ８
图１０喷丸样品表面的ＴＥＭ像
Ｆｉｇ．１０
Ａｂｒｉｇｈｔｆｉｅｌｄｃｒｏｓｓ—ｓｅｃｔｉｏｎａｌＴＥＭｉｍａｇｅｓｉｎｔｈｅ
ｓｈｏｔｐｅｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｅｄｓｕｒｆａｃｅ
讨论
在临近无应变基体的过渡层（见图４，层深２００
ｐｍ），
３
较少的应变量，首先导致了位错的增殖和滑移，当位错密度达到一定程度时，就会生湮灭和重组，形成位错缠
《铸造技术’１１／２００８严伟林等：高锰钢加工硬化
结，网状的位错缠结将晶粒分割成小块。随着应变量和应变速率的增加（图７，层深６０Ｕｒｎ），网状位错缠结不断吸收位错而逐渐演变成位错胞。位错墙可能通过
不断吸收位错而逐渐变薄。
此外，因为层错能较低的金属，其位错的扩展宽度较大，因而导致冷变形过程中不易发生交滑移，而且位错的滑移距离也比较短；而高层错能的金属，其位错在冷变形过程中易于交滑移。这种差异造成在冷变形状态下，金属的位错密度以及相应的储能随层错能的降低而升高。正是由于这种原因，高层错能金
属［１ｓ，１６３冷变形时借助大量的位错交滑移，在较低应
变量及应变速率下形成明显的胞状结构。而高锰钢层锗能较低，在应变及应变速率不太大的情况下，其胞状结构并不明显（图４和图５）。当应变及应变速率较大时，变形组织呈现明显的胞状结构（图７）。值得注意的是，位错胞内部仍存在着高密度的位错，可通过位错的湮灭和重组等与上述相同的过程使晶粒
继续细化。
除了位错滑移，机械孪生是另一种塑性变形方式。在通常的情况下，高层错能的金属塑性变形主要通过位错滑移。然而，随着层错能的减小，发生孪生变形的临界剪切应力会下降，尤其是在高应变速率或低温条件下［１７１。高锰钢在应变和应变速率稍大的表面附近，也存在孪生变形（图５、图６和图８）。机械孪生一般只发生在晶体学取向不适合位错运动的晶粒中，在通常情况下，机械孪生变形的主要作用是调整晶粒取向。随着应变和应变速率的增加位错密度不断增加，当位错滑移及交滑移受阻，特别是当晶体相对于外力的取向不利于滑移时，则产生应力集中，当应力集中达到发生孪生变形的临界剪切应力时，将通过Ｓｈｏｃｋｌｅｙ不全位错（１／６＜１１２＞）运动形成机械孪晶［１８‘。机械孪生可以沿某一方向也可沿多方向发生。对于多晶材料，在其它条件相同的情况下，决定孪生方式的主要因素是晶粒的取向，值得注意的是，在片层状组织内部仍存在着大量的位错，这种位错运动和机械孪生的相互协调发展的方式与具有高或低层错能的金属明显不同。当孪晶通过取向的调整而适合位错运动时，内部仍会产生大量位错，这种孪生的进一步细化将沿用位错运动的模式。若孪晶经过取向的调整仍然不适合位错运动，就会继续发生机械孪生，使孪晶的厚度减小，取向改变，直至适合位错运动为止。在特殊情况下，如果孪晶经过反复孪生变形后，其取向仍不适合位错运动，交叉孪晶将晶粒分割成亚微米至微米级的四边形小块。
万方数据
因此，在喷丸条件下，高锰钢奥氏体晶粒是通过位错运动和孪生变形逐步细化。文献［９～１１］的作者发现高锰钢表面形成纳米晶及非晶结构。本文作者认为，非晶的形成有可能是由于热作用的原因。由于其高能接触加载是连续重复施加，样品表面因局部严重塑性变形而发热，有可能使接触点的局部温度达到高锰钢的液相线而局部熔化（因为加载越大，温升越大，且高锰钢的导热系数较低），随之而来的急冷导致非晶结构的形成。然而，本工作没发现非晶结构（ＸＲＤ和ＴＥＭ结果），传统喷丸技术属于冷加工工艺，表层发生冷塑性变形，即通常在再结晶温度以下的塑性变形［１９。，因此，局部的发热不会达到熔化的程度，且晶粒细化到几纳米时，由于变形困难，晶粒难以继续细化，随后弹丸的撞击只能使表层晶粒逐渐细化，且由于充分的塑性变形和微裂纹扩展而使材料逐渐脱落，不会形成非晶结构了。
金属强化主要有固溶强化、相变强化、形变强化和细晶强化。固溶强化来源于溶质原子与位错的长程和短程交互作用，相变强化来源于材料中相成分的变化、结构的变化和有序度的变化，形变强化来源于晶粒内部位错之间的相互作用，细晶强化来源于晶界对位错的阻碍作用。这几种强化机制对显微硬度的提高有一定的贡献。本试验的样品不存在引入其它元素，固溶强化可以忽略。喷丸样品没有发现马氏体产生，相变强化的贡献也不予考虑。因此可以确定样品硬度显著提高主要是由于表层晶粒细化和位错密度的增加。晶粒大小的影响是晶界影响的反映，由于晶界是位错运动的障碍，在一个晶粒内部，必须塞积数量足够的位错才能提供必要的应力，使相邻的晶粒中的位错源开动并产生宏观可见的塑性变形。而晶粒尺寸的减小将会增加位错运动的障碍，减少晶粒内位错塞积群的长度，导致强度和硬度提高。
Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ关系是建立在位错塞积理论基础上经过大量试验的证实，总结出来的多晶材料的屈服应力（或硬度）与晶粒尺寸的关系［１３３
吒一％－－Ｉ－ｋｄ一１肛
（１）
式中％——０．２％屈服应力；
氏——移动单个位错所需的克服点阵摩擦的
力；
志——常数；
ｄ——平均晶粒尺寸。
当位错密度ＪＤ的增加导致屈服应力增加时，屈服应力可用Ｂａｉｌｅｙ—Ｈｉｒｓｈ公式口ｏ］表示
ｃｒｙ一嘞＋洲胆
（２）
Ｖ０１．２９ＮＯ．１１
ＦＯＵＮＤＲＹＴＥＣＨＮＯＬｏＧＹ
ＮＯＶ．２００８
式中口——常数；
乒——剪切模量；
６一Ｂｕｒｇｅｒｓ矢量模。
由方程（１）、（２）及样品组织与硬度的对应关系可看出，晶粒沿样品的厚度方向逐渐增大，而硬度逐渐减小，这与Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ关系一致，也与其它超细晶材料的力学性能研究结果相符。因此，高锰钢喷丸表层组织强化的微观机制是由于弹丸的撞击使表层引入的塑性变形导致晶粒细化，位错密度增大，从而使其硬度和屈服强度随之增大。喷丸处理后表层硬度的提高主要归因于晶粒细化和位错硬化效应共同作用的结果。当然，孪晶硬化对硬度增加也起一定的作用。此外，在喷丸过程中弹丸流撞击在高锰钢表面，使其表面发生强烈塑性变形导致加工硬化，弹丸流的撞击改变了表面的残余应力状态和分布，在高锰钢表层和亚表层产生很大的残余压应力，喷丸产生的压应力也是强化机理的重要因素，表层组织形变强化和残余压应力值增大的综合作用使样品表面硬度增加。４结论
（１）利用传统喷丸处理工艺可以在高锰钢上获得一定厚度的纳米晶结构表层。由表面到约２０肛ｍ深度形成纳米晶，在２０～１００ｐｍ范围内，显微组织由位错胞、高密度形变孪晶和高密度位错组成，在ｉ００～４００弘ｍ范围内，属于过渡区域。
（２）奥氏体粗晶内部通过位错增殖、湮灭和重组，位错缠结逐渐向位错胞过渡。应变量和应变速率的增加诱发机械孪生，单系孪晶逐渐向多系孪晶过渡。孪晶调整晶粒的取向，使塑性变形以位错方式进行，同时多系孪晶之间的交害！ｌ作用可以把晶粒尺寸不断细化，孪晶系的增多与多重孪晶重复强度的增大导致晶粒尺寸进一步减小。晶粒在位错运动和机械孪生的重复作用下，最终形成等轴状、取向呈随机分布的纳米晶组织。
（３）喷丸处理高锰钢表层明显强化。随层深的减小硬度急剧增加。样品表层的加工硬化主要是由于晶粒细化、位错硬化和孪晶硬化，而与相变硬化无关。
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