分享：结构功能一体化高锰减振钢研究发展概况

陈礼清,1, 李兴2, 赵阳3, 王帅1, 冯阳1

钢铁材料是人类目前应用最广泛的金属结构材料，在今后相当长的时间内，仍将占据金属结构材料的主流。作为新一代结构材料的低成本高/超高强钢，在追求高强度和高塑韧性等指标的同时，也期望被赋予一定的功能特性，如耐蚀、不锈、无磁、减振、抗震、耐火等，最终实现钢铁材料的结构/功能一体化(具有功能化的钢铁结构材料)。在钢铁结构材料众多的功能化设计中，近年来，引人注目的是高锰减振钢板的研究、开发和利用，减振钢板的研究源于人们对环保意识的增强。

高锰钢的研究可以追溯到19世纪末期的Hadfield钢，在最近20年内该钢获得了更深入的研究并发现了一些新功能。研究[1]表明，在一定的合金成分和热处理制度下，低层错能的高锰钢中会产生大量的ε马氏体和层错；这种特殊的组织结构可以在材料受迫振动时产生内耗，从而获得减振降噪的效果。高锰钢的研究和开发及其新功能的发现，尤其是在合适的Mn含量时，该钢具有的阻尼特性，为机械零部件和建筑结构中减振降噪材料的研究和开发提供了一个新选择。一方面，通过合理的成分设计和工艺加工，这种高阻尼型钢铁结构材料符合低成本、适于量化生产以及满足高性能的要求，有望替代现在广泛使用的Mg系、Mn-Cu系等高成本减振材料[2~4]。另一方面，现代建筑、机械制造、汽车零部件和舰船的高速发展不仅对材料的力学性能，而且对其阻尼行为也提出了迫切需求。研究和开发具有高阻尼功能特性的钢铁结构材料，也是高性能钢铁材料研究和应用的发展趋势。因而，这种具有减振特性的钢铁结构/功能一体化材料无疑将具有广阔的应用前景。

尽管高锰减振钢在国内外被大量地研究，但是真正被投入商业化应用的还比较少，其中有许多关键问题亟待解决。结合国内外相关文献报道与本课题组多年的研究结果，本文将综述高锰减振钢中复杂的热/变形诱导相变行为、力学性能与加工硬化行为以及阻尼特性和机制等方面的研究情况，并对未来的研究和发展进行展望，以期为高锰减振钢的研究、开发和应用提供参考。

1 高锰减振钢的组织特征与相变行为

1.1 组织特征

根据Fe-Mn系二元合金相图(图1)，当Mn含量小于10% (质量分数，下同)时，Fe-Mn合金快速冷却后的室温组织主要为α'马氏体；当Mn含量在10%~14%时，从高温单相奥氏体冷却至室温时，除了α'马氏体以外，还会产生hcp结构的ε马氏体；当Mn含量在14%~27%时，室温组织为双相的奥氏体和ε马氏体，且在Mn含量为17%时，ε马氏体含量最高。可见，高锰钢中的Mn含量在某一范围内时，奥氏体中将产生一定量的热诱导ε马氏体，而ε马氏体的产生是高锰减振钢被赋予一定的阻尼特性并实现减振降噪的关键。

图1

图1   Fe-Mn二元合金相图

Fig.1   Phase diagram of Fe-Mn binary alloy

1.2 相变行为

高锰减振钢不仅在热处理时的相变较为复杂，而且，由于组织中含有2种亚稳态相(奥氏体和ε马氏体)，变形过程中还会发生多重相变诱发塑性(transformation-induced plasticity，TRIP)效应。除了变形诱导γ→ε和ε→α'相变，受组织稳定性和内应力等因素的影响，还可能发生γ→α'和ε→γ等相变[5~7]。在不同的变形阶段，多重TRIP效应直接影响变形时的加工硬化机制和最终力学性能。以下将对高锰钢中几种主要的热及变形诱导相变行为分别进行介绍。

(1) γ→ε相变行为

在fcc结构的奥氏体中，密排面上的原子通常以ABCABC…顺序进行排列。当奥氏体层错能较低时，在奥氏体的密排面上1个全位错会分解为2个Shockley不全位错。当1个不全位错在B和C层原子面通过时，C层原子面转到起初A层原子面位置，而A层原子面转到B层原子面位置，从而形成hcp晶体结构的原子排列方式(ABABAB…)[8]。在奥氏体中，六方ε马氏体的晶胚可通过不全位错在每隔2层密排面上的扩展运动产生；ε马氏体在形核时需要克服相变时体积改变产生的应变能和奥氏体与ε马氏体两相间的表面能，而奥氏体的层错能即为形成2个原子面厚度的六方结构所需要的能量大小。因此，高锰减振钢中ε马氏体相变与奥氏体的层错能密切相关。为了获得更多的热诱导ε马氏体，提高高锰钢的阻尼性能，必须在抑制α'马氏体相变的同时，进一步降低奥氏体在室温下的层错能，提高ε马氏体的开始转变温度(${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?}$)。在冷却过程中，合金的${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?}$ (℃)可由下式计算得到[9]：

式中，wM 为M元素的质量分数(%)。由 式(1)可知，除Al和Si元素外，高锰减振钢中大部分合金元素都会使${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?}\mathrm{降低}$，抑制热诱导ε马氏体相变。

除了化学成分变化导致的层错能变化，高锰减振钢中ε马氏体相变与原始奥氏体晶粒尺寸以及塑性变形等因素密切相关。Takaki等[10]发现，当奥氏体晶粒尺寸减小时，ε马氏体相变需要克服额外的相变自由能差，奥氏体的层错能也会由此升高；冷却得到的热诱导ε马氏体含量和层错的数量随之降低。Jiang等[11]则认为，晶粒尺寸较小的奥氏体中低浓度的空位是ε马氏体相变受到抑制的本质原因。Wang等[12]和Liu等[13]研究了奥氏体热变形对高锰TRIP钢中ε马氏体相变行为影响时发现：经动态再结晶获得的新奥氏体晶粒尺寸小且奥氏体中位错密度高，热诱导ε马氏体相变比较困难；在仅发生动态回复的变形奥氏体中，奥氏体晶界比晶粒内部更容易发生热诱导ε马氏体相变。

图2[14]为在500℃时拉伸变形24%后Fe-17Mn-0.3Si高锰减振钢中ε马氏体的相变行为。可以看出，由于温变形时的平面软化作用，奥氏体在温变形的同时发生了平面滑移和交滑移；平面滑移主要发生在Schmid因子较高的奥氏体密排面上。在冷却过程中，由于平面滑移产生的变形带可以促进ε马氏体的形核，但位错的交滑移会对ε马氏体相变产生强烈的抑制作用。因此，奥氏体中ε马氏体的变体数量在温变形后减少。由于高锰减振钢中的奥氏体处于亚稳态，在室温变形过程中，累积的应变能会弥补奥氏体和ε马氏体两相间的自由能差，故γ→ε相变通常发生在变形的初期。有研究[6,15]表明，除残余奥氏体中的层错外，高锰减振钢中热诱导ε马氏体与奥氏体界面也是变形ε马氏体的有利形核点。由于变形诱导γ→ε相变的发生，奥氏体中热诱导ε马氏体板条会发生明显的宽化。

图2

图2   Fe-17Mn-0.3Si减振钢在温变形24%后的EBSD分析结果以及ε马氏体变体选择性相变机理[14]

Fig.2   ε-martensitic transformation mechanism in Fe-17Mn-0.3Si damping steel after 24% warm deformation[14]

(a) Schmid factor map of austenite (G1—original autenite grain 1, G2—original autenite grain 2)

(b) local disorientation map of austenite

(c) austenitic φ2 =?45° orientation distribution function (ODF) section for circular region in G1 (φ1, φ2, ?—Euler angles)

(d) schematic of intersection of (111) γ plane and (001) γ plane (yellow line)

(e) intersections of {111} γ planes and (001) γ plane (The solid lines P1/149° and P3/31° represent the intersection lines that {111} γ planes have a large Schmid factor, the angles between the two lines and rolling direction are 149° and 31°, respectively. The dashed lines P2/59° and P4/121° represent the intersection lines that {111} γ planes have a small Schmid factor, the angles between the two lines and tensile deformation direction are 59° and 121°, respectively)

(2) ε→α'相变行为

当Mn含量在10%~15%范围内时，ε马氏体的稳定性较低，高锰减振钢中产生的ε马氏体在冷却时可以进一步转变成α'马氏体[16~18]。由于α'马氏体相变时发生体积膨胀，不同取向的α'马氏体间会产生位错和重位点阵晶界，这些亚晶界可以降低相变导致的局部应力集中[18]。图3[19]为Fe-17Mn减振钢在不同程度拉伸变形时的ε→α'相变行为。可见，随着变形程度的增加，ε马氏体板条上的应变能不断累积，α'马氏体沿着ε马氏体的垂直方向发生长大。Zhang等[20]认为，hcp结构的ε马氏体晶格的(0001) ε 晶面在塑性变形过程中通过沿[1$\overline{\mathrm{1}}$00] ε 晶向的反方向移动a / 6[10$\overline{\mathrm{1}}$0] ε，将(0001) ε 晶面扭转为(110) α' 晶面，完成六方晶格向bcc晶格的转变。在变形过程中，α'马氏体主要在某一取向的ε马氏体与不同取向马氏体或变形带的相截处形核，并沿着ε马氏体板条宽度方向发生长大过程，直至在奥氏体和ε马氏体的界面截止。随着变形程度的继续增加，与ε马氏体相截的块状α'马氏体沿着板条长度方向继续长大。变形诱导α'马氏体相变不仅与ε马氏体稳定性相关，还受ε马氏体的尺寸和取向等因素影响。ε马氏体的Schmid因子和宽度越大，变形诱导ε→α'相变越容易发生。类似于热诱导ε→α'相变，变形诱导α'内部会产生大量的位错，在塑性变形过程中促进动态应变时效(dynamic strain aging，DSA)的发生[19]。

图3

图3   Fe-17Mn减振钢在拉伸变形5%和15%时ε→α'相变的TEM像[19]

Fig.3   TEM images showing ε→α' transformation in Fe-17Mn damping steel after 5% (a) and 15% (b) tensile deformations[19]

(3) ε→γ相变行为

有大量文献[19,21~23]报道，高锰减振钢中的热或变形诱导ε马氏体不仅可以在加热时逆转变成奥氏体，室温下的塑性变形也会促进ε马氏体的逆转变。如图4a[19]中的椭圆形区域和图4b[19]所示，Fe-15Mn减振钢在拉伸变形5%后，大量块状的α'马氏体之间产生了由ε马氏体逆转变得到的奥氏体，其取向不同于母相奥氏体。通过对拉伸变形进行时的原位透射电镜观察，Kwon等[21]在Fe-17Mn减振钢中也发现类似的相变过程，并且认为是由于α'马氏体相变时的体积膨胀产生的内应力所导致的ε马氏体逆转变。

图4

图4   Fe-15Mn和Fe-17Mn减振钢中观察到的变形诱导ε→γ相变[19]

Fig.4   Deformation-induced ε→γ transformation in Fe-15Mn and Fe-17Mn damping steels[19]

(a) austenitic orientation imaging map (OIM) in 5% deformed Fe-15Mn damping steel (Inset shows the standard inverse pole figure of austenite)

(b) EBSD phase map in 5% deformed Fe-15Mn damping steel (Red region denotes austenite, yellow region denotes ε-martensite, green region denotes α'-martensite. TD—transverse direction, RD—rolling direction)

(c) TEM image of 5% deformed Fe-17Mn damping steel (Inset shows the SAED pattern of γ phase)

高锰减振钢中存在的另一种特殊的变形诱导ε→γ相变如图4c[19]所示，Fe-17Mn减振钢中相变产生的板条状奥氏体与不同取向的ε马氏体相截，奥氏体周围并未观察到α'马氏体。Seol等[6,23]对不同C含量的高锰减振钢在不同应变速率下变形时的组织演变规律进行研究还发现，当含有奥氏体和ε马氏体双相的减振钢中的C含量较高，且变形时的应变速率较高时，拉伸变形的初期容易发生此种ε→γ相变，其具体的逆转变机制还有待进一步深入研究。

(4) γ→α'相变行为

由于高锰减振钢中奥氏体的稳定性较低，在冷却和变形过程中还可能发生奥氏体向α'马氏体的直接转变过程。对于Fe-15Mn、Fe-17Mn和Fe-19Mn 3种减振钢，由于Mn元素对奥氏体的稳定化作用，${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?\text{'}}$随着Mn含量的提高而降低，但${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?\text{'}}$随Mn含量提高而下降的速率比${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?}$更快。虽然当Mn含量约为15%时，${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?\text{'}}$即在室温以上，但是在温度降低到${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?\text{'}}$之前，奥氏体中发生的ε马氏体相变提高了奥氏体的稳定性，抑制了α'马氏体相变。因此，Fe-15Mn合金中未出现元素偏析的区域并不能发生γ→α'马氏体相变[19]。当Mn含量进一步降低时，${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?\text{'}}$和${?}_{\mathrm{s}}^{?\to ?}$这2个温度的差值进一步减小，钢中的ε马氏体板条间发生了如图5[19]中的γ→α'相变过程。与γ→ε相变类似，拉伸变形可以促进γ→α'相变过程。当拉伸变形量达到5%时，在Fe-15Mn和Fe-17Mn减振钢中均能观察到变形诱导γ→α'相变，变形后奥氏体中产生了许多小块状的α'马氏体组织。

图5

图5   Fe-15Mn减振钢中的热诱导γ→α'相变TEM像[19]

Fig.5   TEM image showing thermally induced γ→α' transformation in Fe-15Mn damping steel (SF—stacking fault)[19]

2 高锰减振钢的力学性能与加工硬化行为

2.1 力学性能

高锰减振钢的力学性能研究一直受到国内外学者们的关注，尤其是Mn含量对合金力学性能的影响[24,25]。本课题组[19]通过热力学计算和实验观察研究发现，高锰减振钢中奥氏体和ε马氏体的稳定性随Mn含量的增加而大幅上升。在拉伸变形时，其主要的形变诱导相变过程为从ε→α'变为γ→ε相变，而力学性能与其中的相变有关。Tomota等[24]研究了Mn含量与高锰减振钢冲击韧性的关系，当Mn含量较低时，奥氏体和ε马氏体组织稳定性低，不同温度下的冲击功也较高；当Mn含量增加时，冲击变形时主要发生γ→ε相变，韧性随之降低。Seol等[6]发现，由于C是强烈的奥氏体和ε马氏体稳定化元素，随着C含量的增加，高锰减振钢在变形过程中的主要相变由ε→α'变为γ→ε，最终合金的强度在固溶强化和多重TRIP效应的共同作用下得到显著提高，但断后延伸率会因此降低。图6a给出了不同Mn含量热轧态高锰减振钢在室温拉伸变形时的工程应力-应变曲线，室温冲击功随Mn含量的变化情况如图6b所示。当Mn含量为15%时，由于钢中奥氏体和ε马氏体的稳定性很低，组织中Mn偏析区域在固溶处理时即产生了带状分布的α'马氏体，且在拉伸变形时发生大量的γ→ε和ε→α'等多重相变过程和动态应变时效，可将热轧高锰减振钢的强度提高至900 MPa以上，但稳定性过低的奥氏体和ε马氏体对其屈服强度和延伸率有显著影响，分别为293 MPa和18.3%。当Mn含量增加至17%时，减振钢在变形时γ→ε和ε→α'相变可相互协调变形，其塑性可得到最大程度发挥，断后延伸率最高，最终可达29.3%[19]。在室温冲击变形时，Fe-15Mn减振钢中的带状组织和Fe-19Mn减振钢中较高稳定性的奥氏体和ε马氏体都不利于韧性的发挥，Fe-17Mn减振钢的室温冲击功最为优异。加入Si元素后，由于固溶强化作用，Fe-17Mn合金的强韧性都有明显提升。针对含0.4%Nb的Fe-16.2Mn-0.034C减振钢，文献[26]报道了其热轧后在750~1050℃范围内退火的组织、力学性能和阻尼性能研究结果，发现退火温度增加导致阻尼性能改善，但强度下降；而950℃退火的部分再结晶样品则兼具高阻尼性和高强度，其原因是再结晶与未再结晶奥氏体相变产物分别贡献了阻尼和力学性能。

图6

图6   Fe-15Mn、Fe-17Mn、Fe-19Mn和Fe-17Mn-0.3Si减振钢的工程应力-应变曲线和冲击功

Fig.6   Engineering stress-strain curves (a) and impact energies (b) of Fe-15Mn, Fe-17Mn, Fe-19Mn, and Fe-17Mn-0.3Si damping steels

2.2 加工硬化行为

高锰减振钢的力学性能主要受组织中奥氏体和ε马氏体的稳定性影响，由于变形过程中发生的主要变形诱导相变行为不同，拉伸变形时，其加工硬化行为通常可以分为2个阶段。在含有奥氏体和ε马氏体双相的高锰减振钢中，冷却后残留的奥氏体属于软相，并且奥氏体和ε马氏体间的自由能差通常处于临界值，在塑性变形初期即可发生γ→ε相变[15,21]。除了残留奥氏体组织稳定性的影响，奥氏体的含量对第1阶段的加工硬化指数也有直接的影响。虽然变形诱导γ→ε相变可以提高加工硬化率，但奥氏体的致密度低于ε马氏体，变形诱导γ→ε相变时容易在ε马氏体界面产生微孔，可能会导致材料延伸率的降低[27,28]。在变形的第2阶段，应变能随着变形程度的增大而提高，亚稳态ε马氏体开始向α'马氏体转变。由于α'马氏体相变时发生体积膨胀，变形诱导ε→α'相变可以有效地释放局部应力集中，大幅提高拉伸变形时的加工硬化指数[19,29]。

在一定温度或应变速率下，α'马氏体内部产生的高密度位错还可以促进DSA过程，导致拉伸变形时产生PLC (Portevin-Le Chatelier)效应，这也会对高锰减振钢的加工硬化过程产生直接的影响[19,30]。为了定性对比分析多重TRIP效应、孪晶诱导塑性(twinning induced plasticity，TWIP)效应、DSA、位错滑移(dislocation slip，DS)等因素对高锰减振钢加工硬化行为的影响，对Fe-17Mn-0.3Si减振钢在不同温度下的拉伸性能进行了分析[31]。图7[31]为拉伸变形时的工程应力(θ)-应变(σ)和lnθ-lnσ曲线，两阶段变形时的加工硬化指数为拟合直线的斜率。结合对不同温度下拉伸变形后的组织表征结果可得，升高变形温度时，奥氏体和ε马氏体的稳定性提高，变形时的锯齿状波动随着温度的升高和变形程度的增大逐渐从A型变为C型[32]。通过调节奥氏体和ε马氏体的稳定性，获得了各种因素加工硬化行为的影响规律，结果如表1[31]所示。塑性变形过程中，高锰减振钢中的ε→α'相变、TWIP效应和DSA对加工硬化指数的提升作用最为显著。在ε马氏体向奥氏体开始和结束转变温度区间进行拉伸变形可以促进ε→γ的逆转变，变形时的加工硬化指数和断后延伸率均较低。

图7

图7   不同温度下Fe-17Mn-0.3Si减振钢的工程应力-应变和lnθ-lnσ曲线[31]

Fig.7   Engineering stress-strain (θ-σ) (a) and lnθ-lnσ (b) curves of Fe-17Mn-0.3Si damping steel at different temperatures[31] (Lines in Fig.7b are the fitting lines of lnθ-lnσ)

表1   不同温度下影响Fe-17Mn-0.3Si减振钢加工硬化行为的主要因素[31]

Table 1  Main factors affecting work hardening behavior of Fe-17Mn-0.3Si damping steel at different temperatures[31]

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3 高锰减振钢的阻尼性能与机理

3.1 阻尼性能

3.1.1 合金成分对阻尼性能的影响

高锰钢真正成为一种减振材料的研究是在19世纪90年代后期。Lee等[1]对高锰减振钢的初步研究结果表明，当合金中含有大量的ε马氏体组织时，其将具有一定的阻尼特性。图8为不同Mn含量Fe-Mn减振钢的阻尼性能。可见，虽然Fe-15Mn减振钢的层错能较低，但冷却时产生了带状分布的α'马氏体，因此阻尼性能与Fe-17Mn减振钢相差不大。当Mn含量继续增加时，奥氏体的层错能降低，热诱导ε马氏体含量减少，阻尼性能降低。在高锰减振钢中加入适量的Si、Cr、Co等合金元素均可以降低层错能，但这些间隙原子产生的晶格畸变也会对阻尼性能产生不利影响，减振钢阻尼性能与这些合金元素含量关系密切[33~35]。例如，Huang等[33]在高锰减振钢中加入1.5%的Si元素后，奥氏体中的层错几率降低，但由于Si元素的添加导致晶格畸变，合金中不全位错发生解钉运动的临界应变增大，最终的阻尼性能也会下降。在合金中加入Cr元素时，耐腐蚀性增强，但阻尼性能降低[34]。Jun等[35]研究了在Fe-23Mn减振钢中加入0~3.5%的Co元素后的阻尼性能，结果表明，随着Co含量的增加，组织中热诱导马氏体的含量增加，合金的阻尼性能也得到了提高。

图8

图8   Fe-15Mn、Fe-17Mn和Fe-19Mn高锰减振钢的应变振幅-对数衰减率曲线

Fig.8   Strain amplitude-δ curves of Fe-15Mn, Fe-17Mn, and Fe-19Mn damping steels (δ—logarithmic decrement)

高锰减振钢中C不仅会提高奥氏体的层错能，在组织缺陷处偏聚的C原子还会阻碍不全位错的移动，合金的阻尼性能随着C含量增加而快速下降[36]。Kim等[37]则通过Ti微合金化，固定了间隙C原子，在一定程度上减小了C原子的不利影响。但是，Sawaguchi等[38,39]在Fe-17Mn减振钢中加入少量Nb元素时发现，虽然NbC析出可以促进ε马氏体相变，但是过饱和置换固溶的Nb原子会显著降低合金在室温下的阻尼性能，这是由于Nb与Fe的晶格常数相差较大，置换固溶产生的晶格畸变钉扎了不全位错，导致了阻尼源活动性的降低。在微量稀土元素的作用下，Fe-17.5Mn减振钢马氏体数量多、板条较细薄，单位体积内界面面积增加，导致振动时的阻尼性能显著提高[40]。

3.1.2 加工工艺对阻尼性能的影响

除了优化成分设计，通过工艺调控，增加高锰减振钢中主要阻尼源ε马氏体含量得到国内外研究者的广泛关注。常用提高ε马氏体含量的工艺方法包括提高冷却速率、降低材料冷却温度以及热循环等方法，但是由此导致材料内部空位、位错等缺陷密度的提高可能会对阻尼性能产生不利影响。例如，在低温和深冷处理时，奥氏体的层错能降低，相变得到的ε马氏体含量通常会有显著增加；但急冷过程会导致组织中空位浓度的升高，不利于阻尼性能的发挥[41]。本课题组[42]通过对比淬火和空冷处理后的Fe-19Mn减振钢的阻尼性能发现，虽然淬火处理后ε马氏体含量增加，但是原始奥氏体晶粒尺寸增大，合金的阻尼性能与空冷处理时相差不大。Lee等[43]研究了深冷处理和热循环工艺对Fe-17Mn减振钢阻尼性能的影响，发现2种工艺都增加了ε马氏体的含量。但是，在热循环工艺下，阻尼性能却随着ε马氏体的含量增加逐渐降低，这主要是由于在热循环过程中奥氏体和ε马氏体内引入了高密度位错，阻碍了阻尼源的运动，阻尼性能降低。Watanabe等[44]利用高温下的弯曲变形+热循环处理，增加了组织中热诱导ε马氏体含量的同时得到了更多有利于阻尼性能发挥的ε马氏体变体，使Fe-20Mn减振钢的阻尼性能得到了大幅度提升。

图9为不同塑性变形程度下Fe-19Mn减振钢的阻尼性能。拉伸变形时，变形诱导γ→ε相变提高了组织中ε马氏体的含量。拉伸变形5%时，阻尼源数量增多，高应变振幅下的阻尼性能与未变形相比也大幅提高。拉伸变形程度增大到15%后，Fe-19Mn减振钢中发生了较多的变形诱导ε→α'相变，在ε马氏体板条上产生的α'马氏体会变成不全位错运动的强钉扎点，变形产生位错也会限制不全位错的解钉运动。尽管当应变振幅为0.06%时，Fe-19Mn减振钢的阻尼性能与变形5%时基本一致，但是当应变振幅继续增大时，拉伸变形15%后的阻尼性能比变形5%时低。

图9

图9   未变形和拉伸变形5%、15%后Fe-19Mn减振钢的应变振幅-对数衰减率曲线

Fig.9   Strain amplitude-δ curves of Fe-19Mn damping steel after 0, 5%, and 15% tensile deformations

在不同加工工艺条件下，高锰减振钢中空位和间隙原子的数量和位置等发生变化时，阻尼性能也会产生较大的差异。Jun等[45]在40~100℃下对不同C含量的高锰减振钢在时效处理后的阻尼性能进行研究发现，虽然时效可以降低组织中的空位浓度，但时效时间延长会导致间隙C原子向不全位错处大量偏聚，钉扎不全位错，使阻尼性能大幅度降低。Wen等[46]研究了冷却速率和时效时间对高锰减振钢阻尼性能的影响，由于炉冷和淬火+短时间时效处理后组织中空位浓度降低，C原子也未发生大量偏聚，合金的阻尼性能在热处理后明显提高。经过淬火处理时，合金组织中的空位浓度较高。常规时效处理15 min时，空位浓度降低，阻尼性能提高；当时效时间延长时，间隙C原子向不全位错处大量偏聚，阻尼性能降低。空冷处理后，组织中空位浓度较低，时效时间隙原子的偏聚对阻尼性能的不利影响占主导作用，随着时效时间延长，阻尼性能降低。

为了减小空位和间隙原子对阻尼性能的不利影响，图10a[47]给出了2种在ε马氏体开始转变温度控制时效处理的工艺，Fe-19Mn减振钢在固溶处理后先冷却至ε马氏体开始转变温度附近时效24 h后再淬火冷却至室温。控制时效处理后的阻尼性能如图10b[47]所示，在ε马氏体开始转变温度以上控制时效时，空位浓度减小的同时避免了间隙C原子的偏聚。与直接淬火处理相比，合金在低应变振幅下的阻尼性能显著提高。在稍低于ε马氏体开始转变温度时效时，组织中空位浓度减小，奥氏体中大量的间隙C原子还被预先引入到缺陷处。由于C还是强烈的奥氏体稳定化元素，时效处理后，热诱导ε马氏体含量增加，大应变振幅下的阻尼性能提高。

图10

图10   Fe-19Mn减振钢控制时效处理时的工艺路线图和处理前后的应变振幅-对数衰减率曲线[47]

Fig.10   Schematic of the controlled aging process (a) and strain amplitude-δ curves (b) of Fe-19Mn damping steel before and after controlled aging[47] (Ms—ε-martensite transformation start temperature )

3.2 阻尼机理

3.2.1 G-L位错阻尼模型

通过不同组织状态下的阻尼性能对比，Lee等[1]认为，高锰减振钢中的ε马氏体、奥氏体和两相间的界面移动对阻尼性能的贡献比例分别为83%、14%和3%。Huang等[48,49]对Fe-Mn减振合金的阻尼机理进行了较为系统的探究，结果表明，在加工和热处理后，层错能很低的奥氏体中会产生大量的热诱导ε马氏体和层错。据此他们认为，高锰减振钢组织中ε马氏体和层错界面的不全位错才是其内部阻尼源，并利用Granato-Lücke (G-L)位错阻尼模型[50,51]对其阻尼机理进行了解释。

如图11所示，杂质原子和空位等缺陷在热处理后沿着组织中不全位错线长度方向分布。应变振幅较小时，钉扎点间的位错发生弓出运动。此时，位错线受到杂质原子一个黏性的拖拽力，位错的往复运动会消耗部分的振动能，材料的阻尼性能与振幅无关，与温度和频率有关，属于黏弹性阻尼。具体的计算公式为[50]：

图11

图11   高锰减振钢中不全位错在受迫振动时运动过程示意图

Fig.11   Schematics of movement of partial dislocations in Fe-Mn damping alloy during vibration

(a) before vibration

(b) bowing out (LC—distance between weak pinning points, LN—distance between strong pinning points)

(c) unpinning

式中，δL为低应变振幅下的对数衰减率，ρ为发生弓出运动的位错密度，FB为弱钉扎点对位错的钉扎力，LC为弱钉扎点间的距离，E为弹性模量，b为Burgers矢量模，Ω为位错的取向参数，ν为Poisson比。在低应变振幅下，阻尼性能主要与弱钉扎点间的距离和发生往复运动的位错密度相关。组织中空位、间隙原子等钉扎点的数量较少时，弱钉扎点间的距离较大，材料的阻尼性能也因此得到提高。

应变振幅增大时，位错线开始摆脱弱钉扎点的钉扎而发生解钉运动，产生了与频率无关而与应变振幅相关的滞弹性阻尼。此时，高锰减振钢将产生与频率无关而与应变振幅相关的滞弹性阻尼。不考虑位错方向的影响时，弱钉扎点对位错的钉扎力(FB)可由下式计算得到[50]：

式中，μ为剪切模量，ω为杂质原子与母相原子半径的相对差。

忽略附近的杂质原子在位错线发生解钉运动时的阻碍作用，位错线运动的平均距离$(\overline{?})$可以表示为[50]：

式中，σ是施加的应力，LN为强钉扎点间的距离。一个应力循环过程中，能量密度的减小为σbLN$\overline{?}$。在一个长位错线上施加一个应力时，位错线发生解钉的几率等同于原位错线上将产生一个新的位错段。根据Koehler位错理论[52]，某段位错从l增加到l + dl的几率为(LN / L2)exp(-l / L)dl (其中L为位错线平均长度)，钉扎点对位错线施加的应力为σbl / 2。当应力从σ增加到σ + dσ，位错线发生解钉运动的几率P(σ)dσ可由下式计算得到[50]：

由滞弹性阻尼导致的对数衰减率(δh)为[50]：

式中，σ0为应力振荡时的振幅。由于2FB远大于σ0bl，上式可以简化为：

式中，A为应变振幅；C1和C2为高应变振幅下与阻尼性能相关的常数，当C2越小且C1越大时，材料的阻尼性能越高。在高应变振幅下，Fe-Mn减振合金的阻尼性能与有效位错线的数量和长度密切相关；淬火空位、间隙原子和变形位错等微观缺陷对阻尼性能也有较大的影响。

3.2.2 阻尼源形成机理

虽然大量实验结果均表明，高锰减振钢在不同应变振幅下的阻尼性能符合位错阻尼模型，但是其组织内高密度阻尼源的形成机理仍不明确。最近，Galindo-Nava等[53]采用热力学计算和实验手段对低层错能奥氏体钢中ε马氏体形成和长大机制给出了新解释：热/变形诱导ε马氏体的宽化并非其界面不全位错的直接扩展，而是纳米级的ε马氏体晶胚不断重叠的过程，具体的相变过程如图12a~e[47]所示。在冷却或变形过程中，奥氏体中的1个全位错分解成为2个不全位错，不全位错的运动产生了宽度为r的堆垛层错。当奥氏体中形成ε马氏体的临界分切应力较小时，层错在每隔一个原子面上进行堆叠，形成一个hcp结构的ε马氏体晶胚。当一个堆垛层错形成时，临界的层错也容易被激活，以相同的过程形成另一个ε马氏体晶胚，依次完成热或变形诱导ε马氏体的宽化。N个宽度为r的ε马氏体晶胚叠加后，ε马氏体的宽度为Nr。由于每个ε马氏体晶胚界面均由重叠的不全位错构成，故除马氏体板条界面外，所有ε马氏体板条内都含有大量不全位错墙，为高锰减振钢提供了大量阻尼源。

图12

图12   高锰减振钢中ε马氏体形核长大过程示意图[47]以及内部晶胞结构的TEM像

Fig.12   Sketch maps showing the nucleation and growth of ε-martensite in high-Mn damping steel[47] and the TEM image of interial cell structure

(a) partial dislocation (b) stacking fault (r—width of stacking fault)

(c) embryo of ε-martensite (l—length of embryo, t—thickness of embryo)

(d) stacking of embryos (W—width of embryo, N—number of embryo)

(e) ε-martensite (f) TEM image of ε-martensite

近年来，本课题组[47]对ε马氏体的形核、长大和晶胚的尺寸等方面也进行了一定的研究。结果表明，在高温拉伸变形过程中会促进在ε马氏体晶胚界面处产生链状分布的纳米级析出物，使ε马氏体晶胚更加清晰(图12f)，间接测量得到ε马氏体晶胚的宽度约为18 nm。因此，高锰减振钢中宽度较大的ε马氏体板条中含有大量的纳米级ε马氏体晶胚，ε马氏体板条的宽化并不是每隔一层原子面上层错的扩展，而是纳米级ε马氏体不断的重叠；ε马氏体板条界不仅由不全位错构成，而且ε马氏体板条内部含有大量相互平行的位错墙。在受迫振动时，高锰减振钢中ε马氏体内部大量相互平行的不全位错墙为其减振降噪提供了大量阻尼源。

4 总结与展望

本文主要对高锰减振钢在各种加工条件下存在的复杂热/变形诱导相变行为、力学性能以及阻尼性能和机理等方面的研究情况进行了综述。由于高锰减振钢较低的层错能，塑性加工及热处理后组织中会产生hcp结构的ε马氏体。变形过程中，亚稳态的ε马氏体和残留奥氏体导致多重TRIP效应，直接影响高锰减振钢的力学性能；ε马氏体和残留奥氏体稳定性的协同调控是实现强度和塑性同时提升的关键。阻尼性能方面，一方面，通过优化合金成分和加工工艺提高减振钢中阻尼源数量，对于增强阻尼性能具有重要意义；另一方面，更需要着重考虑位错、空位、间隙原子等缺陷对材料受迫振动时阻尼源活动性的不利影响。

目前，高锰减振钢已在小范围内获得应用，如韩国将其用于楼层间隔音，可以减小噪音13 dB以上，地板厚度减小的同时，施工工期也相应缩短。采用高锰减振钢制备的新型雪橇，其强度比铝材提高2.5倍，且具有优异的减振和耐冲击性能。鞍山钢铁集团有限公司等成功研制生产了4~100 mm厚的Fe-17Mn减振钢，主要应用于船舶和机械设备等领域的减振降噪[54]。可以预计，随着国民经济的快速发展以及人们生活质量的不断提升，作为典型的结构功能一体化钢铁材料，高锰减振钢必将获得大规模的研究、开发和应用。

虽然国内外研究者们在高锰减振钢板的合金化和加工工艺方面开展了大量的工作，但是对合金元素在加工和变形过程中的作用及其对阻尼性能的影响和机制方面，仍然缺乏必要的基础研究。尽管高锰减振钢抗拉强度、延伸率和冲击韧性均较为优异，但由于其组织中含有亚稳态奥氏体和ε马氏体，合金成分或加工工艺有微小改变时也会对变形时的相变行为和最终力学性能产生较大影响。因此，有必要在合金成分设计和加工工艺优化的基础上，建立合理的热力学模型，实现奥氏体和ε马氏体稳定性的最优控制，保证复杂环境下的服役要求。为弥补阻尼性能提升时的强度损失，迫切需要依靠如析出强化等新的强化手段进一步提高高锰减振钢的强韧性，这对于高性能高锰减振钢的设计具有重要的实际价值。

此外，通过调节成分和工艺，减小微观缺陷对不全位错钉扎作用，高锰减振钢的阻尼性能还有很大的提升空间。从热力学角度入手，分析ε马氏体板条内部纳米级晶胚尺寸对阻尼性能影响的研究相对较少，这也是影响组织中不全位错密度和最终阻尼性能的关键因素。因此，在不牺牲高锰减振钢力学性能的基础上，如何最大限度地提高其阻尼性能是一项具有重要意义的研究课题。