通过热超声喷丸处理，高锰钢的微观结构随温度变化而演变，并且耐磨性能得到提升

《Journal of Materials Research and Technology》：Temperature-dependent microstructural evolution and wear resistance enhancement of high manganese steel via thermal ultrasonic shot peening

　　刘子豪|徐月川|朱文婷|卢月|梁浩|胡特|陈立清
天津科技大学机械工程学院，中国天津市泰达第13大道9号，300457

**摘要**
高锰钢因其优异的加工硬化效应而在恶劣的工作条件下得到广泛应用，但其非冲击/低冲击载荷下的耐磨性较差，严重限制了其使用寿命。为了解决这一问题，本文提出了热超声喷丸处理（USP）方法，并系统研究了在不同温度下高锰钢经过USP处理后的微观结构演变和力学性能变化，揭示了喷丸温度、微观结构与力学性能之间的关联。结果表明，高锰钢在热USP处理下的微观结构演变受到USP诱导的塑性变形与温度驱动的动态恢复/再结晶之间的竞争的影响。室温下的USP处理会在材料中引入高密度的位错和亚结构，而热USP处理则可以调控晶粒尺寸、低角度晶界和位错密度。在耐磨性方面，与未喷丸的试样相比，220°C和600°C下喷丸处理的试样体积损失分别减少了54%和55.5%；与25°C下喷丸处理的试样相比，体积损失分别减少了25%和27%。本研究建立了喷丸温度、微观结构与性能之间的定性关联，为提高高锰钢的耐磨性提供了新的方法，并为热USP的工程应用提供了理论基础和技术指导。

**1. 引言**
高锰奥氏体钢（以下简称高锰钢）由于其显著的加工硬化效应，在采矿和冶金设备、工程和建筑机械、铁路及运输设施等特殊工作条件下得到了广泛应用[1][2][3][4][5]。然而，它也存在一系列缺点，如室温下的切削性能极差、高温性能有限、焊接性不佳、低温韧性不足以及特别是在非冲击工作条件下的耐磨性极差，这些问题大大缩短了其使用寿命[6][7][8]。因此，提高高锰钢在非冲击或低冲击载荷条件下的耐磨性成为关键的研究方向之一。这对于扩大高锰钢的应用范围和降低其运营成本具有重要的科学意义和经济价值。在这种条件下，高锰钢无法通过动态加工硬化形成耐磨层。因此，通常采用成分优化、热处理强化和表面改性等传统方法来提高其耐磨性[9][10][11][12][13][14][15]。喷丸处理作为一种表面改性方法，被广泛用于金属的表面强化、微观结构细化、耐腐蚀性提升和耐磨性的增强[16]，并已成功应用于中高锰钢的表面硬化和耐磨性改进[17][18]。此外，研究人员通过喷丸处理显著提高了高锰钢的表面硬度和耐磨性[19][20][21]。与室温喷丸相比，热喷丸处理可以显著减少微裂纹、增加强化层的厚度、稳定微观结构，并提高高温软化抗力。与常规喷丸相比，超声喷丸（USP）利用高频超声振动实现非接触式精确冲击，具有更深的残余压应力、更低表面粗糙度、更低的能耗和污染以及更好的适应性，尤其适用于复杂和精密部件的局部强化[22][23][24]。然而，目前尚无关于高锰钢热喷丸处理的研究报道。

在本研究中，高锰钢分别接受了室温USP和热USP处理。采用了一系列先进的表征方法系统研究了喷丸温度对材料微观结构和力学性能的影响。结果表明，喷丸温度显著影响了高锰钢的表面硬度、耐磨性和冲击韧性。相应地，热USP在近表面区域引起了晶粒结构和位错等缺陷的显著变化。最终建立了喷丸温度、微观结构与力学性能之间的定性关联。本研究提出了一种提高高锰钢表面硬化和耐磨性的新方法，为热超声喷丸的应用提供了理论基础和技术指导。

**2. 实验**
**2.1. 材料和热处理**
将名义化学成分的原材料在真空感应炉中熔化，得到尺寸为200mm×200mm×100mm的坯料，去除表面氧化皮和夹杂物后进行热锻造，然后空冷至室温。随后将坯料加热至1080°C并保持2小时，再进行水淬至室温。最后通过线切割加工至55mm×10mm×10mm的尺寸，并通过喷砂处理制备样品。最终样品的实际化学组成为Fe-0.91%C-12.51%Mn-0.81%Si-1.98%Cr（均为质量百分比），P和S元素的含量分别低于0.0006%和0.009%。材料熔化和热处理的详细步骤可参考我们之前的研究[25]。

**2.2. 超声波喷丸处理（USP）**
如图1所示，对制备好的高锰钢板进行了超声喷丸处理。为了实现热USP处理，在工作台上安装了感应加热装置。使用的超声换能器频率为20 kHz（型号：YZ-HJDY2000，中国宜真电子科技有限公司）。喷丸介质选用了直径1 mm、总质量为10 g的铸钢丸。在设备的稳定振幅范围内采用30 μm的振幅，覆盖率控制在100%以上。感应加热板的温度通过热电偶进行控制，待处理的样品固定在加热台上。为了研究加热温度的影响，分别设置了25°C、220°C、380°C和600°C的温度。所有样品的USP处理时间为10分钟。根据相应的加热温度对样品进行标记，未喷丸的样品标记为“未喷丸”。

**2.3. 表征**
样品按照标准金相程序制备用于SEM和EBSD分析。首先将样品固定在热固性树脂中以固定位置并保护边缘，然后使用400目、800目、1200目和2000目的砂纸逐步研磨表面，再用0.5-1 μm的金刚石抛光膏抛光至无划痕，并能清晰区分喷丸层和基体。所有样品的去除厚度保持一致，为30 μm，以确保观察到的数据对应于相同的表面下深度。最后，将样品在4%的硝酸溶液中化学蚀刻5-10秒以暴露微观结构特征。微观结构分析使用场发射扫描电子显微镜（FESEM，Gemini 300，德国Zeiss）配合电子背散射衍射（EBSD）系统（EDAX Symmetry，英国Oxford Instruments）进行，操作电压为20 kV。SEM观察使用另一台场发射扫描电子显微镜（SU8600，日本Hitachi），加速电压为5 kV。相鉴定通过X射线衍射（XRD）完成，使用D8 Advance衍射仪（Bruker，德国）和Cu Kα射线（λ = 0.15406 nm）。衍射图案在2θ范围40°至100°内以2.5°/min的扫描速率收集。

对于硬度测量，首先使用800至1200目的砂纸对样品进行研磨，以仅去除喷丸造成的明显凸点，保留大部分变形表面层，确保硬度读数准确反映加工硬化区的特性。随后用1-3 μm的金刚石抛光膏在绒布上抛光表面，直至无可见划痕。为了评估喷丸层下的硬度梯度，用400-1200目的砂纸逐步研磨处理面，再用0.5-1 μm的金刚石抛光膏在绒布上抛光，直至去除所有研磨痕迹。使用维氏硬度计在500 gf（≈ 4.9 N）的载荷下、15 s的保持时间下获取深度依赖的微观硬度曲线。每个指定深度的硬度值代表五个不同压痕的平均值。冲击试验使用带有力-时间数据采集系统的摆式冲击试验机（型号SANS-ZBC2452-C，MTS，深圳）进行。采用标准Charpy V-notch（CVN）冲击试样，尺寸为55mm×10mm×10mm。断裂样品的断裂表面随后使用上述Hitachi SU8600场发射扫描电子显微镜进行观察。

往复滑动磨损实验按照ASTM G133-22标准（线性往复球-平面滑动磨损的标准测试方法）在UMT-TriboLab摩擦计（Bruker，美国Billerica）上进行。为了消除表面粗糙度的影响，所有样品的测试表面在实验前都进行了研磨和抛光处理，以保持相似的粗糙度水平。作为对磨球使用直径6 mm、硬度为1700 HV的氮化硅（Si3N4）球。所有试验在干燥、室温条件下进行，参数如下：恒定载荷100 N、行程长度5 mm、频率5 Hz、总时间30 min。磨损体积通过三维轮廓仪（GT-X，Bruker，德国）分析磨损痕迹的三维形貌来确定。

**3. 结果**
制备样品的X射线衍射图如图2所示。在2θ = 43.7°、45.1°、50.8°、61.5°、74.9°、90.2°和96.3°处观察到明显的衍射峰。根据标准衍射卡片JCPDS No. 31-0619，第一个、第三个、第五个、第六个和第七个衍射峰分别对应于奥氏体的（111）、（200）、（220）、（311）和（222）晶面[14][18]。值得注意的是，在600°C下喷丸处理的样品中，在2θ = 45.1°的位置检测到对应于α'-马氏体晶面的衍射峰（第二个峰）。这与文献报道一致，即表面冲击下可以形成应变诱导的α'-马氏体[26][27][28]。从该衍射峰的强度可以推断α'-马氏体的比例极小，这也可能与我们在样品制备过程中首先研磨和抛光去除了30 μm厚的表面层有关。第四个衍射峰可能归因于锭材制备过程中的元素偏聚形成的金属间化合物。同时，仔细观察发现，与未喷丸样品相比，室温喷丸处理的样品中奥氏体的（111）和（200）晶面的衍射峰发生了一定程度的右移，表明奥氏体晶格中引入了压应力。但由于未喷丸样品处于淬火状态，无法确定室温喷丸处理中引入的压应力大小。而在热喷丸处理的样品中，这两个晶面的衍射峰向较低角度移动，表明在加热条件下由于晶粒恢复或再结晶作用，压应力得到了不同程度的释放。

**图3a**展示了不同温度下USP处理后高锰钢的微观硬度随距离表面变化的情况。所有样品的微观硬度随距离表面增加而降低。室温下喷丸处理的样品在230 μm深度处的微观硬度开始降至未喷丸样品的波动范围内，表明该样品的硬化层深度约为230 μm。这一硬化层厚度与现有文献报道的100-300 μm一致[23][29]。相比之下，220°C、380°C和600°C下喷丸处理的样品硬化层厚度分别为175 μm、75 μm和200 μm。因此，随着温度的升高，硬化层的厚度最初会减小，然后又会增加。图3b显示了制备样品的表面硬度。在室温下喷丸处理的样品表面硬度高达623 HV，与未经喷丸处理的样品的平均值235 HV相比，增加了1.65倍。这个值略低于经过60分钟空气喷丸处理的高锰钢的表面显微硬度[30]。随着喷丸处理温度的升高，样品的表面硬度先减小后增加，在600°C时达到588 HV。下载：下载高分辨率图像（290KB）下载：下载全尺寸图像

图3. 不同深度下制备样品的显微硬度演变。

图4a展示了制备样品的摩擦系数随时间变化的曲线。在磨合阶段，所有样品的摩擦系数从大约0.1迅速上升。这是因为随着表面粗糙度的峰值逐渐被磨平，实际接触面积增加了。摩擦测试开始后大约200秒，达到了稳定摩擦阶段。下载：下载高分辨率图像（701KB）下载：下载全尺寸图像

图4. 制备样品的摩擦学性能：(a) 摩擦系数随时间的变化，(b) 不同样品之间的稳态摩擦系数比较，(c) 样品上的磨损痕迹的横截面轮廓，(d) 磨损痕迹的平均深度，以及(e) 不同样品的体积损失。未经喷丸处理的样品的摩擦系数在0.6到0.7之间波动；在所有样品中，它的摩擦系数最高。经过喷丸处理后，所有样品的摩擦系数都有不同程度的降低。其中，在220°C下喷丸处理的样品的摩擦系数最低，稳定在0.4到0.45之间。值得注意的是，未经喷丸处理的样品和在600°C下喷丸处理的样品的摩擦系数都出现了突然波动，如虚线框所示。前者的波动可能与磨损碎片的积累和脱落有关，而后者的波动可能是由于粘着断裂和不均匀的塑性变形造成的。图4b展示了稳定阶段制备样品的摩擦系数变化情况。如上所述，与未经喷丸处理的样品相比，喷丸处理后的样品的摩擦系数都有不同程度的降低。其中，在220°C下喷丸处理的样品的摩擦系数最小。随着喷丸处理温度的升高，摩擦系数呈现出“波浪状”趋势：先减小，然后增加，再减小。这种变化趋势与图3b所示的表面硬度变化趋势完全相反。

图4c展示了摩擦测试过程中形成的磨损痕迹的3D轮廓。经过喷丸处理后，磨损痕迹的最大深度和宽度都明显减小，特别是在600°C下喷丸处理的样品中。图4d提供了磨损痕迹的平均深度，表明其变化与摩擦系数的变化一致。图4e显示了体积损失值，其变化趋势与之前提到的摩擦系数和平均深度的变化一致。值得注意的是，与未经喷丸处理的样品相比，220°C和600°C下喷丸处理的样品的体积损失分别减少了54%和55.5%。与室温下喷丸处理的样品相比，也分别减少了25%和27%。因此，可以确认喷丸处理显著提高了高锰钢的耐磨性，而且热喷丸处理的改进效果更为明显。

图5a-e展示了摩擦和磨损测试后未经喷丸处理的样品以及在不同温度下喷丸处理的样品的表面形态。如图5a所示，观察到了细小的犁沟（用绿色箭头标出）和表面分层（用橙色框突出显示）。这些特征是高锰钢在摩擦过程中由于微犁削和塑性变形引起的剥落现象的微观表现，对应于这种环境下的“加工硬化伴随表面塑性变形”的典型磨损行为。对于室温下喷丸处理的样品（图5b），犁沟和分层仍然清晰可见。磨损机制被识别为磨料磨损和剥落磨损的结合形式。对于200°C下喷丸处理的样品（图5c），观察到间距较密的定向犁沟。沟槽边缘伴有轻微的塑性变形突起，没有观察到分层堆积或大的剥落坑。相应的磨损机制是细磨料颗粒定向的犁削磨损。对于380°C下喷丸处理的样品（图5d），除了少量的犁沟外，还可以观察到周期性的波浪状塑性流动层。这一特征是由往复摩擦下表面材料的反复塑性流动和堆积形成的规则波动。对于600°C下喷丸处理的样品（图5e），表面出现了不规则的塑性变形突起和散落的剥落坑。突起的边缘呈碎片状，反映了严重塑性变形后表面材料的离散剥落。磨损机制被识别为磨料犁削和塑性变形引起的剥落的结合形式。上述分析准确解释了未经喷丸处理的样品和600°C下喷丸处理的样品摩擦系数突然变化的原因。同时，对220°C下喷丸处理的样品表面进行了元素线扫描（图5f），相应的元素分布显示在图5g中。线的前半部分富集了O和Si元素，而后半部分富集了Fe、Mn和Cr元素。这表明线的左半部分对应于含有Si和O的氧化物磨损产物，而右半部分主要由高锰钢基体组成。磨损机制是塑性变形、氧化磨损和表面剥落的复合形式。

图5. 摩擦测试后制备样品的表面形态：(a) 未经喷丸处理的样品，(b) 25°C，(c) 220°C，(d) 380°C，(e) 600°C，以及(f, g) 220°C下喷丸处理样品表面的线性元素分布。

图6a展示了制备样品的仪器化冲击曲线。喷丸处理降低了峰值冲击载荷、峰值载荷下的位移和总吸收的冲击能量。此外，随着喷丸处理温度的升高，这些值逐渐减小，表明韧性整体呈下降趋势。图6b显示了不同样品的裂纹起始能量（CIE）和裂纹扩展能量（CPE）。未经喷丸处理的样品表现出极高的CPE比例，表明其韧性主要依赖于裂纹扩展阶段的能量耗散，并具有很强的裂纹扩展抗力。相比之下，喷丸处理（特别是热喷丸处理）降低了CIE和CPE，其中CPE的降低更为明显。这是因为热喷丸处理倾向于诱导表面晶粒的恢复和再结晶，削弱了强化效果并引入了微缺陷，最终降低了材料的承载能力和裂纹抗力。

图7展示了制备样品冲击断裂中裂纹起始区域的形态。未经喷丸处理的样品的断裂表面呈现出均匀且细腻的凹陷结构，伴有空洞，这是典型韧性断裂的特征[33]。25°C下喷丸处理的样品仍然主要表现出凹陷，尽管均匀性略有降低，韧性特征也有所减弱。随着温度的升高，断裂表面逐渐从凹陷和撕裂棱纹转变为稀疏的凹陷和不规则的撕裂棱纹，最终变为以撕裂为主的粗糙形态。这反映了韧性断裂特性的持续降低和半韧性-脆性混合断裂特征的增强，对应于材料塑性和冲击韧性的逐步下降。

图8展示了制备样品冲击断裂中裂纹扩展区域的形态。对于未经喷丸处理的样品（图8a和b），观察到连续且细腻的韧性撕裂棱纹以及凹陷结构，扩展路径呈曲折状，代表了高韧性下的典型塑性扩展特征。25°C下喷丸处理的样品仍然主要表现出韧性撕裂，尽管均匀性略有降低（图8c）。相比之下，220°C下喷丸处理的样品显示出韧性撕裂和局部解理的混合特征，扩展路径的曲折性降低（图8d和e）。380°C和600°C下喷丸处理的样品的扩展区域逐渐转变为以解理/准解理为主，撕裂棱纹稀疏，扩展路径平坦，最终呈现出以脆性为主的扩展形态（图8f-i）。这种演变反映了随着喷丸处理温度的升高，材料塑性和裂纹扩展抗力的持续下降。

图9展示了制备样品的逆极图（IPF），清楚地展示了不同温度下喷丸处理对高锰钢微观结构的影响。未经处理的样品由粗大且随机取向的原始晶粒组成，没有明显的变形或纹理特征（图9a）。在室温下喷丸处理后，由于严重的冷塑性变形，在原始晶粒内部形成了大量的亚结构；由此产生的条纹状取向梯度对应于亚结构的取向差异（图9b）。在横截面（图9c）中，靠近上部的区域观察到更多的亚结构，表明该温度下的喷丸处理引起的变形层具有一定深度。对于220°C下喷丸处理的表面，条纹状取向梯度减弱，这归因于中低温下少量动态恢复引起的亚晶粒取向差异的轻微调整（图9d）。在380°C时，喷丸处理表面的亚结构数量进一步减少，晶粒略有长大，这是由于变形、动态恢复和少量动态再结晶的共同作用——部分位错被消除，亚晶粒合并（图9e）。然而，对于600°C下喷丸处理的表面，晶粒显著细化；这是因为该温度处于高锰钢的动态再结晶范围内，再结晶主导了微观结构的演变，最终导致晶粒细化（图9f）。

图10展示了制备样品的KAM（晶核平均错位）图，这些图清楚地展示了不同温度下喷丸处理对高锰钢微观结构的影响。未经处理的样品由粗大且随机取向的原始晶粒组成，没有明显的变形或纹理特征（图9a）。在室温下喷丸处理后，由于严重的冷塑性变形，在原始晶粒内部形成了大量的亚结构；由此产生的条纹状取向梯度对应于亚结构的取向差异（图9b）。在横截面（图9c）中，靠近上部的区域观察到更多的亚结构，表明该温度下的喷丸处理引起的变形层具有一定深度。对于220°C下喷丸处理的表面，条纹状取向梯度减弱，这归因于中低温下少量动态恢复引起的亚晶粒取向差异的轻微调整（图9d）。在380°C时，喷丸处理表面的亚结构数量进一步减少，晶粒略有长大，这是由于变形、动态恢复和少量动态再结晶的共同作用——部分位错被消除，亚晶粒合并（图9e）。然而，对于600°C下喷丸处理的表面，晶粒显著细化；这是因为该温度处于高锰钢的动态再结晶范围内，再结晶主导了微观结构的演变，最终导致晶粒细化（图9f）。

KAM（晶核平均错位）是EBSD分析中的一个关键参数，用于量化和可视化材料的局部微观变形和应变状态。它通过晶格取向的微小变化直观地揭示了晶体缺陷（主要是位错）的信息[1]、[8]、[32]。图10展示了制备样品的KAM图和相应的曲线。这些图直观地展示了不同喷丸处理温度下高锰钢的晶内缺陷（局部取向梯度）的变化。未经喷丸处理的样品表现出最低的KAM，对应于最少的晶内缺陷。室温下喷丸处理通过冷变形引入了大量的孪晶和位错，导致晶内错位显著增加，从而使KAM显著升高。在220°C下的热超声波冲击处理（Thermal USP）通过动态恢复部分缓解了缺陷，但晶界角（KAM）仍保持相对较高的水平。相比之下，在380°C下进行冲击处理时的动态再结晶显著消除了缺陷，导致KAM显著降低。尽管在600°C下的超声波冲击处理通过再结晶细化了晶粒，但细晶粒内部的亚结构积累了低角度位错，导致平均KAM值反弹。总体而言，这些趋势反映了超声波冲击处理温度如何通过调节变形-再结晶行为来控制高锰钢的晶内缺陷密度。

图10. 处理后试样的KAM图：(a) 未冲击样品，(b) 25°C样品表面，(c) 25°C样品截面，(d) 220°C样品表面，(e) 380°C样品表面，(f) 600°C样品表面，以及(g) KAM分布。低角度晶界（LAGBs）可以反映材料在塑性变形后的位错有序程度，指示其在变形或热处理过程中的微观结构演变，从而有助于分析材料结构细化和机械强化之间的关联机制[33][34]。图11显示了在不同超声波冲击温度下高锰钢的LAGBs图。未冲击样品中的LAGBs非常少，占比最低。室温下的超声波冲击处理通过冷变形引入了大量亚结构，导致LAGBs密集分布并占比最高。220°C下的热超声波冲击处理由于动态恢复略微减少了这一比例，而在380°C下的动态再结晶显著减少了LAGBs，使其比例大幅下降。600°C下的再结晶在细晶粒内部产生的亚结构再次导致LAGBs比例上升。这些观察结果与图10中的KAM分析结论完全一致。

图11. 处理后试样的低角度晶界（LAGBs）图：(a) 未冲击样品，(b) 25°C，(c) 220°C，(d) 380°C，(e) 600°C，以及(f) LAGBs的比例。

图12a和b展示了在220°C下经过超声波冲击处理的样品的TEM图像，清晰地显示了高锰钢经过超声波冲击处理后的表面微观结构。在图12a中，可以观察到大量高密度的变形孪晶（用红色箭头标出），其层状厚度为几十纳米，这些孪晶是在超声波冲击引起的严重塑性变形过程中形成的。同时，细小的沉淀物或马氏体岛屿分散在基体中，表现出典型的纳米晶/超细晶强化特征。在图12b中，微观结构由交织且高度弯曲的层状结构组成，这些结构更可能是应力诱导的马氏体板或孪晶层，位错密度相对较低，表明材料表层的变形机制以强烈的孪晶变形为主。图12c-e展示了在600°C下经过超声波冲击处理的样品的TEM图像。在图12c中，表层中的密集且平行的变形孪晶带表明剪切变形主导了塑性变形行为。在图12d中，宽度约为250纳米的变形带呈现出由纳米孪晶、位错胞和动态恢复的亚晶组成的纳米复合结构。同时，右上角的选择区域电子衍射（SAED）图案显示了面心立方（FCC）奥氏体晶格以及额外的超结构条纹，证实了{111}变形孪晶和堆垛缺陷的存在。图12e展示了高锰钢表面的分层纳米结构，包括：(i) 对应于FCC奥氏体基体中纳米孪晶的清晰{111}晶格条纹；(ii) 由高密度位错和堆垛缺陷引起的局部晶格畸变和条纹不连续性；以及(iii) 在600°C超声冲击处理过程中发生动态恢复的区域，缺陷密度降低。晶粒尺寸处于纳米级别，通常小于10-20纳米。图12f显示了几何必要位错（GND）密度随超声波冲击温度的变化趋势。与未冲击状态相比，所有温度下高锰钢表层的GND密度显著增加，整体趋势为“增加—略微减少—显著增加”。在600°C的高冲击温度下，GND密度达到约51 × 10^14 m^-2的峰值，表明材料在高温下的塑性大大增强，超声波冲击引入的塑性变形更为充分，从而导致位错大量增殖。

图12. 在(a, b) 220°C，(c, d, e) 600°C下经过超声波冲击处理的样品的TEM图像，以及(f) 样品中GND密度的变化趋势。

4. 讨论
高锰钢的微观结构演变受到超声波冲击处理的塑性变形效应与温度诱导的动态恢复/再结晶效应之间的竞争控制。随着温度的升高，其演变过程分为三个阶段，如图13所示。

图13. 不同温度下高锰钢在超声冲击处理下的微观结构演变。
未冲击的高锰钢处于稳定的奥氏体状态，没有塑性变形引入的缺陷。晶粒保持粗晶结构，内部缺陷（如位错和孪晶）的密度极低。第一阶段是在室温下的超声波冲击处理，主要由变形主导。高锰钢的塑性变形主要是冷加工硬化。超声波冲击的高频冲击引起严重的塑性变形，导致位错迅速增殖，这些位错无法通过热运动消除。这形成了高密度的位错缠结、孪晶和亚晶界[18][21][26][30]。低角度晶界（LAGBs）的密集分布是位错有序的直接体现；压缩应力的引入导致奥氏体晶格畸变，使XRD峰发生右移。在220°C下的超声波冲击处理中，由于该温度接近高锰钢动态恢复的起始温度，少量动态恢复伴随塑性变形过程：一些位错通过滑移和攀移被消除或重组，亚晶界取向差异得到调整。然而，由于温度相对较低，恢复程度有限，没有明显的再结晶发生。应力释放减轻了晶格畸变，使XRD峰发生左移，但缺陷密度仍保持较高水平，维持了一定的加工硬化效应。这与现有研究的结论完全一致[24]。
第二阶段是在380°C下的超声波冲击处理，此时动态恢复和少量动态再结晶协同作用：大量位错被消除，亚晶界合并形成高角度晶界，一些亚结构消失；少量再结晶导致晶粒轻微生长，显著减少了变形引入的缺陷并减弱了强化效应；应力释放程度最大，晶格恢复到接近平衡状态，XRD峰位移幅度最大。高锰钢在中高温下的动态恢复和动态再结晶已在相关研究中得到广泛研究，只是它们发生在比超声冲击处理更高的温度下[35]。
第三阶段是在600°C下的超声波冲击处理，此时再结晶主导了微观结构演变：严重的塑性变形为再结晶提供了足够的驱动力，其形核速率远超过晶粒生长速率，导致显著的晶粒细化。由于再结晶后的二次变形，大量低角度位错在细晶粒内部积累，导致KAM值和GND密度反弹。在应变诱导下形成少量α'-马氏体；尽管其含量极低，但对性能的贡献较小。再结晶过程完全释放了变形引起的压缩应力，XRD峰恢复到未冲击样品的状态。高锰钢在高温变形下可以经历完全的动态再结晶并实现晶粒细化，这与现有研究的结论完全一致[36]。此外，晶粒细化强化可以显著提高抗切削和耐磨性，这一点已通过我们的硬度测试和摩擦磨损测试数据得到证实。
微观结构通过缺陷密度、晶粒尺寸和磨损/断裂机制精确调节了高锰钢的耐磨性和冲击韧性，形成了明确的定性关联。耐磨性的核心在于硬度和表层稳定性之间的协同效应：在220°C下的超声波冲击处理中，动态恢复产生了适度的缺陷密度，导致表面形成定向的细小犁形磨损，没有明显的剥落现象，达到了最佳稳定性；在600°C下，以再结晶为主的显著晶粒细化大大提高了抗切削性，两种温度共同实现了最佳的耐磨性。相比之下，室温下的超声波冲击处理倾向于由于高密度缺陷容易聚集形成微裂纹而导致剥落磨损，而在380°C下的再结晶降低了硬度并引起了周期性塑性流动磨损，导致两种情况下的耐磨性都较差。
冲击韧性与缺陷密度呈负相关，与韧性断裂的比例呈正相关：未冲击样品的缺陷极少，表现出典型的韧性断裂和最佳韧性。随着温度的升高，缺陷的演变伴随着断裂机制的逐渐转变——室温下为半韧性断裂，220°C下为韧性-脆性混合断裂，380°C下为韧性-脆性断裂，600°C下由于细晶粒中的高密度缺陷加速了裂纹起始，导致韧性降至最低。先前的研究表明，冲击处理引入的表面缺陷和细晶结构降低了裂纹扩展阻力[37]。随着温度的升高，缺陷演变和脆性特征变得更加明显，韧性呈现出下降趋势，这与本研究的冲击测试结果一致。
在热超声波冲击处理（USP）下，高锰钢表层残余应力的演变受到超声波冲击引起的塑性变形和温度驱动的动态恢复/动态再结晶的共同控制，表现出明显的温度依赖性。室温下的超声波冲击处理通过强烈的冷塑性变形导致奥氏体晶格畸变，并引入高幅度的残余压缩应力。在220°C下，动态恢复略微消除了晶格畸变，导致残余压缩应力略有释放，但仍保持较高应力水平。在380°C下，动态恢复和少量动态再结晶的协同作用导致残余压缩应力显著释放。在600°C下，完全的动态再结晶发生，残余压缩应力几乎完全释放。室温下的高残余压缩应力提高了表面硬度和变形抗力，但容易导致应力集中和剥落。220°C下的适度应力稳定了微观结构，限制了剥落，提供了最佳的耐磨稳定性。在600°C下，尽管残余应力完全释放，晶粒细化强化占主导，赋予钢材优异的抗切削磨损性能。

5. 结论
本研究首次将热超声波冲击处理（USP）应用于高锰钢的表面改性，系统研究了冲击温度对其微观结构和性能的影响，填补了关于高锰钢热USP处理的研究空白。
高锰钢在热USP下表现出三阶段温度依赖性响应：在25°C和220°C下，塑性变形占主导，形成高密度位错、孪晶和亚结构；在380°C下，动态恢复和少量动态再结晶占主导，减少了缺陷密度并导致晶粒轻微生长；在600°C下，动态再结晶占主导，导致显著的晶粒细化，并伴随少量应变诱导的α'-马氏体形成。
热超声波冲击处理显著提高了高锰钢的耐磨性。在220°C和600°C下处理的样品表现出最佳的耐磨性，磨损体积损失分别比未冲击样品减少了54%和55.5%。220°C下的改进归因于适度的缺陷密度和稳定的摩擦行为；600°C下的改进归因于再结晶引起的晶粒细化强化，提高了抗切削性。
高锰钢的冲击韧性随冲击温度的升高而降低。未冲击样品表现出最佳的韧性。热处理USP（Thermal USP）导致断裂模式从韧性型转变为韧性-脆性混合型，最终变为脆性主导型，这一过程与微观结构缺陷的积累以及韧性特性的减弱密切相关。本研究建立了喷丸温度、微观结构和机械性能之间的定性关联。所提出的热处理USP技术为提高高锰钢在非冲击/低冲击条件下的耐磨性提供了新的策略，对于扩展其工程应用范围和降低使用成本具有重要意义。未引用的参考文献[31]。

CRediT作者贡献声明：
刘志豪（Zihao Liu）：实验研究、数据分析。
徐月川（Yuechuan Xu）：方法论研究、数据分析。
朱文婷（Wenting Zhu）：概念构建、数据分析、初稿撰写、审稿与编辑。
郝亮（Liang Hao）：实验研究、数据分析、审稿与编辑。
卢悦（Yue Lu）：实验研究。
胡哲（Te Hu）：实验研究、数据管理、数据可视化、软件开发。
陈立青（Li Qing Chen）：数据分析与方法论研究。

利益冲突声明：
作者声明不存在利益冲突。

数据可用性：
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