纯钛以高比强度、低密度及良好的生物相容性等优点，被广泛应用于航空航天工业、海洋船舶、石油化工及生物医学等领域^[1]。作为重要结构件，传统钛材由于长期在苛刻的服役环境下工作，在使用过程中容易发生各种表面损伤，如表面磨损、腐蚀以及疲劳等，从而导致材料出现过早失效，因此提高纯钛的表面完整性和表面性能是提高其服役性能及使用寿命的关键^[2]。近年来，国内外科研工作者利用不同表面强化技术，如深滚（DP）^[3]、超声喷丸（USSP）^[4]、激光冲击（LSP）^[5]、表面机械研磨处理（SMAT）^[6]等，有效改善了钛材的微观组织及表面性能，延长了服役过程中的使用寿命。张聪惠等^[7]对工业纯钛进行表面机械研磨处理，研究了其在Hank’s人工模拟体液中的腐蚀行为，经表面机械研磨处理后表层的高密度晶界和位错为Ti⁴⁺提供了更多的扩散通道，表现出更稳定的钝化现象。Zhu等^[8]对工业纯钛进行超声喷丸，纯钛总塑性变形层可达261 µm，纳米层厚度可达100 µm。杨军永^[9]对工业纯钛进行高能喷丸，变形层可观察到大量孪晶，表面显微硬度提高了57%，这主要归因于显微组织细化与残余压应力。由此看出，以上表面强化处理技术确实能够从各方面提高纯钛的表面性能，但同时也存在着加工后试样表面粗糙度增大的问题。

表面超声滚压（ultrasonic surface rolling process，USRP）^[10]作为一种新型表面强化技术，通过采用低振幅的超声振动与外加静载荷相叠加的形式作用于金属表面，使试件表面发生剧烈塑性变形并产生一定厚度的纳米梯度变形层（GNS），同时获得光洁表面及良好的表面性能，可有效防止材料的过早失效。超声滚压目前广泛应用于各类金属，其设备简单、工艺时间短、可控性高，滚压后试件表面质量优良，获得的塑性变形层较深，可有效提高耐磨损性能^[11]、耐腐蚀性能^[12]和表面完整性^[13]等。Wang等^[14]研究表明超声滚压后选择性激光熔化成形Ti6Al4V合金的耐磨性显著提高，并归因于微观组织细化和残余压应力。Jelliti等^[15]研究了表面纳米化的TC4合金在Ringer's溶液中的腐蚀行为，结果表明试样表面产生了更致密度的钝化膜，从而提高了材料的耐蚀性。Liu等^[16]对Ti6Al4V钛合金进行了超声滚压处理，结果表明滚压后表面残余压应力最高可达930 MPa，残余应力场深度为530 μm。

目前采用各类表面强化技术改善纯钛表面性能的研究较多，但关于超声滚压的研究仍需完善，且报道大多数都以工业纯钛为研究对象，以TiH₂粉末为原料采用粉末冶金法制备的纯钛作为研究对象相对较少。目前，烧结纯钛无法达到全致密，表面存在少量均匀分布的孔隙，不利于其表面性能。本文采用TiH₂粉末烧结制备的纯钛为实验材料，通过超声滚压实现烧结纯钛表面致密化，并研究超声滚压对氢化钛烧结纯钛的微观组织演化、力学性能及表面性能的影响规律，对拓展超声滚压在钛材的应用提供了重要的现实意义。

1.   实验材料及方法

1.1   实验材料

实验采用平均粒径为48 μm的TiH₂粉末（图1（a）），在THP-60A油压机上压制成形，随后用卧式真空烧结炉1250 ℃脱氢烧结4 h后炉冷取出（图1（b）），所得方形样品尺寸为60 mm×12 mm×12 mm，相对密度为99.1%，再将所得烧结件车削为ϕ10 mm×60 mm的圆棒进行滚压处理（图1（c））。滚压实验采用HK30C超声表面加工装置，设备输出频率为30 kHz，滚压球为直径10 mm的WC硬质合金球，振幅为5 μm，滚压道次为3次，进给速度为0.1 mm/r，主轴转速为50 r/min。超声滚压实验采用静压力400 N和600 N作为实验变量，对比不同静压力对纯钛组织的影响，后续将试样命名为USRP-400 N及USRP-600 N。

图  1  TiH₂粉末显微形貌（a）和烧结纯钛（b）及车削圆棒（c）宏观形貌

Figure  1.  SEM image of TiH₂ powders (a) and the macro morphology of sintered pure titanium (b) and machined round (c)

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1.2   方法与表征

力学拉伸实验需将烧结纯钛加工成尺寸如图2所示的拉伸试棒，在指定滚压区域进行滚压处理。采用Instron-5565电子万能试验机进行室温拉伸实验，对比分析滚压前后拉伸性能，并通过扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）对其断口形貌进行观察。浸泡腐蚀实验主要将ϕ10 mm×10 mm的圆柱样品两端面抛光并清洗后干燥称重，浸泡在100 mL的4 mol/L的盐酸溶液中，每两天取出样品并更换溶液，清洗后干燥并称重。

图  2  滚压拉伸试样尺寸

Figure  2.  Dimension of the USRP tensile samples

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利用Leica DML5000光学显微镜（optical microscope，OM）观察滚压前后试样横截面金相组织，腐蚀液为Kroll试剂。采用电子背散射衍射（electron backscattered diffraction，EBSD）对试样晶粒尺寸及织构进行分析。使用透射电子显微镜（transmission electron microscopy，TEM）对变形层不同位置的微观组织进行更精确的表征。通过多位自动进样X射线衍射仪X’pert（X-ray diffraction，XRD）对滚压前后纯钛进行物相分析。采用HVS-1000型显微硬度测量仪（microhardness tester）进行表面硬度测量。利用3D光学轮廓仪（RTEC-instruments）进行表面粗糙度测量。

2.   结果与讨论

2.1   物相分析

图3为烧结样和滚压样表面的X射线衍射结果。从图中可以看出，原始烧结纯钛为单一的密排六方（HCP）结构。滚压后HCP-Ti的半高宽发生宽化，表明持续的滚压使表面发生晶粒细化并出现晶格畸变导致微观应变增加，滚压后纯钛（$ 10\overline 1 0 $）和（$ 10\overline 1 1 $）峰的强度显著降低，且在2θ约为41°和61°产生了新的峰。这主要与滚压时纯钛发生了密排六方向面心立方（FCC）的相转变有关，滚压时剧烈塑性变形产生的表面晶粒细化及应变增加会诱发密排六方结构的不稳定性，从而迫使其向结构稳定性更高的面心立方相转变^[17]；另一方面，在发生剧烈塑性变形时，除了位错滑移和孪生，相转变也有利于纯钛进一步适应塑性变形^[18−20]。

图  3  纯钛试样滚压前后X射线衍射图谱

Figure  3.  XRD patterns of the pure titanium samples before and after USRP

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2.2   微观组织演化

通过控制不同滚压静压力成功制备了不同厚度的塑性变形层，结果如图4所示。图4（a）为原始烧结纯钛的表面金相组织，主要由尺寸约为200 μm的等轴粗晶及均匀分布的圆形细小孔洞构成。图4（b）和图4（c）分别为400 N、600 N滚压所得试样横截面组织，对应的变形层厚度分别约为200 μm和300 μm，表明滚压力的增大加剧了试样表层的塑性变形和金属流动，使得塑性变形层厚度增加。从图4（c）中可以看出表层晶界发生明显弯曲拉长，但仅通过金相无法准确分辨具体晶界状况，而随距表面距离的增加，塑性变形程度逐渐减弱，晶界弯曲变形程度也逐渐减小，直至恢复为基体组织。在靠近基体处能明显观察到大量孪晶平行分割晶粒，而靠近表层处的孪晶交割程度严重，数量多也越细小，因此在塑性变形严重区域难以观察到。滚压时引发的金属流动使得塑性变形层内的孔洞缩小愈合，进而产生了一定厚度的表面致密层，有利于改善其表面性能。

图  4  纯钛试样滚压前后金相组织形貌：（a）原始纯钛样；（b）USRP-400 N；（c）USRP-600 N

Figure  4.  Microstructure of the pure titanium samples before and after USRP: (a) machined; (b) USRP-400 N; (c) USRP-600 N

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由于USRP-600 N试样变形层最为明显，取该试样进一步对变形层内微观组织及织构进行分析。USRP-600 N试样横截面电子背散射衍射表征如图5（a）所示，经滚压处理后所得塑性变形层可达400 μm并伴随晶粒明显破碎细化，且晶粒尺寸也呈现梯度变化，综合应变程度和组织变化可沿深度方向分为三个部分，依次为剧烈塑性变形层、低应变塑性变形层、粗晶基体层，命名为区域1、2、3。区域1塑性变形最为剧烈，所以晶粒细化效果最明显，存在大量的细化晶粒，同时由于此处残余应力过大，导致解析效果并不理想，仍需进一步对其微观组织进行分析；区域2距离表面已有一定距离，应变速率较小，由图5（b）可知该区域的晶粒内部存在高密度透镜状或片状孪晶，且这些孪晶取向与母晶并不相同，表明其为变形孪晶，这些变形孪晶通过平行或交割将原始粗晶有效分割成层片状，同时激发的少量二次孪晶（白色箭头所示）也有利于进一步细化晶粒，由此可知，当应变较低时，孪生为纯钛的主要塑性变形机制；区域3几乎没有塑性变形，主要为原始粗晶，但是靠近变形层的少量粗晶内部颜色不均，即晶粒内部也存在不同取向，表明滚压对变形层产生了较深的影响，使晶粒发生了较小的定向旋转^[21]。图5（c）为图5（a）区域各个基面的极图分布，由图可知，滚压使得纯钛在{0001}基面产生了较强的织构，极图中强度最高区域靠近极图边缘，最强织构强度为17.62。

图  5  USRP-600N试样电子背散射衍射图谱：（a）反极图；（b）红色框区域放大反极图；（c）极图和反极图

Figure  5.  EBSD maps of the USRP-600N samples: (a) inverse pole figure (IPF); (b) IPF in red area; (c) pole figure (PF) and IPF

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为进一步研究剧烈塑性变形层的微观机制，图6为距表面不同距离的组织明场像。图6（a）为距离表面300 μm处的组织明场像，由于此处应变速率已经超过纯钛孪生可维持塑性变形的能力，转而由位错主导完成塑性变形，而位错主要从界面处开始萌生，并随位错密度的增大逐渐发生缠绕堆积，因此从图中可观察到大量位错墙及位错缠结分布在晶界及孪晶界处，且出现少量垂直于界面的位错条带。图6（b）为距离表面150 μm处的组织明场像，随着位错密度进一步增加，垂直于界面的位错带持续增多，形成大量的位错胞，将组织分割成片状。图6（c）为距离表面50 μm处的组织明场像，应变速率增加使得晶粒进一步被位错分割为更加细小的块状晶粒，但晶界模糊且周围存在大量的位错缺陷表明晶界并不稳定，需转为更为稳定的大角度晶界，该区域的选区电子衍射花样连续环（图6（d））表明块状晶具有一定的取向差。图6（e）为最表面晶粒的明场像，由图可知该区域已经被细化为等轴状纳米晶，尺寸约为100 nm，选区电子衍射花样的连续环表明晶粒纳米化并呈现相对随机取向分布，图6（f）进一步表明表面纳米晶已经转为稳定的大角度晶界且具有明确的晶界界面。

图  6  剧烈塑性变形层组织透射电镜形貌：（a）距表面～300 μm处组织明场像；（b）距表面～150 μm处组织明场像；（c）距表面～50 μm处组织明场像；（d）距表面～50 μm处组织选区电子衍射；（e）最外表面组织高分辨形貌；（f）最外表面组织明场像

Figure  6.  TEM images of the severe plastic deformation layer: (a) bright field at 300 μm distance from the surface; (b) bright field at 150 μm distance from the surface; (c) bright field at 50 μm distance from the surface; (d) selected area electron diffraction (SAED) at 50 μm distance from the surface; (e) high-resolution TEM image of the surface; (f) bright field of the surface

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对于层错能较高且滑移系较少的纯钛而言，在室温塑性变形时，需借助位错滑移和孪生协同作用完成塑性变形从而细化晶粒，纯钛滚压过程中晶粒细化机制可分为以下四个阶段：（1）应变较小时，纯钛主要通过孪生产生的多系孪晶相互平行或交割将组织分割为层片状结构；（2）当应变超过既定值，位错运动在纯钛变形机制中起主导作用，位错从孪晶界或晶界萌生随后急剧增加，逐渐形成相互交割的高密度位错墙和位错缠结并堆积在晶界或孪晶界附近；（3）大量垂直于界面的位错条带以及位错胞的产生将组织进一步横向切割成片状，并通过位错的堆积、重组、湮灭最终形成具有一定取向差的块状晶^[22]；（4）应变程度继续增大，位错密度持续增加，块状晶将进一步被分割，最终细化成随机取向的等轴纳米晶。

2.3   表面硬度梯度变化

图7为滚压后硬度沿厚度方向的梯度变化。从图中可以看出，经400 N和600 N滚压后表面硬度从原始的HV_0.005 208分别提高至HV_0.005 273和HV_0.005 283，表面硬度的提高与晶粒细化和加工硬化有关。随着距表层距离的增加，塑性变形程度逐渐降低，加工硬化和晶粒细化程度减小，使得滚压之后硬度值出现梯度变化，从表面到基体分别出现约200 μm和300 μm的硬度梯度层，硬度值随距表面距离的增加而逐渐减小。USRP-600 N产生的硬度层整体硬度及厚度高于USRP-400 N，表明静压力的增大有利于表面硬度及变形层整体强度的提高。滚压时试样表层的塑性变形程度由静压力与超声冲击共同作用，静压力增大使得总体输出能量增大，因此加剧了塑性变形层的加工硬化和晶粒细化程度，达到提高最表面硬度和变形层整体硬度梯度的效果。

图  7  纯钛试样滚压前后表面显微硬度随表层深度变化

Figure  7.  Microhardness distributions of the pure titanium samples before and after USRP as a function of surface depths

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2.4   表面粗糙度变化

图8为滚压前后试样的表面形貌、三维轮廓和二维轮廓图。由图8（a）可知，原始样经过车削后表面存在明显的车削痕迹、氧化痕迹及少量孔洞，表面粗糙度（Ra）为0.15 μm。图8（b）和图8（c）分别为USRP-400 N和USRP-600 N滚试样的柱面形貌及3D轮廓图，试样经400 N和600 N滚压后车削痕迹消失，表面光洁度明显提高，且滚压后表面孔洞也出现一定的愈合，表面粗糙度（Ra）均显著降低至约0.02 μm。这主要得益于超声滚压过程中静压力与高频冲击共同作用引发的剧烈表面金属流动，将车削痕迹填平并愈合了少量表面缺陷。此外，由于在400 N的静压力下试样表面已经得到了良好的光洁度，静压力增大而表面光洁度并未出现明显变化，反而因塑性变形程度较大引发了少量表面堆积现象，如图8（c-1）所示。

图  8  滚压前后试样表面金相形貌、三维和二维轮廓图：（a）原始纯钛样；（b）USRP-400 N；（c）USRP-600 N

Figure  8.  OM images, 3D contour images, and 2D contour images of the pure titanium samples before and after USRP: (a) machined; (b) USRP-400 N sample; (c) USRP-600 N sample

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2.5   力学性能研究

图9为滚压加工前后试样的应力应变曲线。由图可知，原始纯钛与USRP-600 N的抗拉强度分别为483.68 MPa和640.57 MPa，屈服强度分别为380.40 MPa和485.29 MPa，延伸率分别为31.55%和16.59%，滚压后抗拉强度和屈服强度分别提高了32.43%和27.57%，延伸率下降47.41%。由此可见，滚压产生的梯度变形层对于试样宏观力学性能有较大影响。通过第2.2节的分析可知，经滚压处理后，试样表层形成了梯度变化的显微组织且组织发生了明显的细化，由Hall-Petch公式可知，晶粒细化可有效提高材料的强度。与此同时，试样塑性变形层存在的高密度位错及形变孪晶等晶体缺陷引发了较为严重的加工硬化，进一步提高了试样的强度，而较强的加工硬化也是导致试样整体塑性下降的原因。

图  9  滚压前后纯钛试样拉伸曲线

Figure  9.  Tensile curves of the pure titanium samples before and after USRP

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原始烧结样和USRP-600 N试样拉伸断口形貌如图10所示，其中图10（a）和10（b）分别为滚压前后断口宏观形貌，滚压前试样宏观形貌表现为典型的韧性断裂，而滚压后在试样外围出现了一定厚度的塑性变形层（区域1）。对区域1边沿进行放大，如图（c）所示，试样芯部和梯度变形层区域都存在韧窝，表明该试样总体表现为韧性断裂。图10（d）和图10（e）为区域2和3的放大图，分别取自断口的边沿及芯部区域，边沿变形层中韧窝较小较浅，且有解理断裂趋势，而试样芯部区域的韧窝较大较深，韧窝尺寸可达10 μm，表现为典型的韧性断裂特征，表明芯部塑性优于该变形层。滚压后纯钛总体塑性降低的主要原因是变形层的塑性下降，这主要是由于梯度变形层的晶界和位错缺陷密度较高引发了较强的加工硬化，且表层的纳米晶抑制了位错滑移^[23]，使得表层塑性变形不完全，断口形貌有解离断裂趋势，而芯部晶体缺陷较少且粗晶组织具有良好的塑性变形能力，呈现出良好的韧性断裂。滚压后的纯钛通过塑性变形层的细晶和加工硬化提高其强度，而通过芯部粗晶维持了优良的塑性变形能力，从而使得滚压纯钛获得了较好的强度与塑性匹配。

图  10  滚压前后纯钛试样断口形貌：（a）原始纯钛样；（b）USRP-600 N处理样；（c）区域1；（d）区域2；（e）区域3

Figure  10.  Fracture morphology of the pure titanium samples before and after USRP: (a) machined; (b) USRP-600 N sample; (c) region 1; (d) region 2; (e) region 3

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2.6   耐腐蚀性能研究

图11为滚压前后腐蚀失重率随时间的变化，由图可知，随浸泡时间的延长，滚压前后试样的失重率出现显著差距，原始样失重率不断增加，而USRP-400 N试样在浸泡时间内失重率并未出现明显变化，表明滚压样品并未出现明显腐蚀现象。浸泡八天后原始样的失重率为5.9 mg·cm^‒2，滚压样失重率仅为0.08 mg·cm^‒2。

图  11  滚压前后腐蚀失重率随时间变化

Figure  11.  Weight loss of the pure titanium samples before and after USRP with immersion time

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图12为滚压前后纯钛浸泡腐蚀8天后的表面形貌。由图可知，原始样表面出现的较多腐蚀坑，滚压样未出现明显腐蚀痕迹。传统腐蚀理论表明，晶界是腐蚀的活性区，细化晶粒会增加晶界数目，引起表面活性增高，加重腐蚀趋势^[24]。但是纯钛表面在溶液中会生成氧化膜从而引发钝化现象，而滚压后的试样表面晶粒细化，晶界的增多有利于加速表面钝化膜的形成，而滚压引入的残余压应力也使得表面钝化膜更加致密；另一方面，滚压显著减低了纯钛的表面粗糙度，两方面的协同作用提高了材料的耐腐蚀性。

图  12  滚压前后纯钛试样试样浸泡实验表面腐蚀形貌：（a）原始纯钛样；（b）USRP处理样

Figure  12.  Surface corrosion morphology of the pure titanium samples after immersion test: (a) machined; (b) USRP

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3.   结论

（1）氢化钛烧结纯钛经超声滚压后晶粒组织呈梯度变化，按应变速率可将其分为剧烈塑性变形层、低应变塑性变形层及粗晶基体层，晶粒组织依次为片状组织、层片状组织及等轴粗晶组织。最表面晶粒为等轴纳米晶，尺寸约100 nm，塑性变形层厚度约为400 μm。

（2）滚压后纯钛硬度值随距表面距离的增大逐渐减小，硬度梯度层约300 μm。滚压后表面粗糙度显著降低，从0.15 μm降低至0.02 μm。滚压后抗拉强度和屈服强度为640 MPa、485 MPa，分别提高了32%和27%，但延伸率有所下降，断口形貌总体仍表现为韧性断裂。滚压后的纯钛耐腐蚀性能显著提高。