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分享：固溶温度对Fe-19Mn合金的γ→ε相变和阻尼性能的影响

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浏览：- 发布日期：2024-12-12 13:23:18【大中小】

王世宏, 李健,, 柴锋, 罗小兵, 杨才福, 苏航

钢铁研究总院工程用钢研究所北京 100081

摘要

采用动态机械分析仪(DMA)对Fe-19Mn合金经950~1100 ℃固溶处理后的的阻尼性能进行了测试，利用OM和TEM观察了显微组织的演变，利用XRD进行了物相分析和不同类型层错几率的计算。结果表明：经固溶处理的Fe-19Mn合金的阻尼性能随振幅的增加呈近似线性增加，且振幅小于临界振幅A' (A'≈30 μm)时的阻尼性能变化符合G-L位错模型，振幅高于A'时的阻尼性能变化与微塑性变形有关。随着固溶温度的升高，Fe-19Mn合金的阻尼性能降低，其中经950 ℃固溶处理后的阻尼性能最好。在不同的振幅范围内，其阻尼性能呈现不同的变化特征：当振幅小于等于170 μm时，阻尼性能呈指数形式降低，并且与ε-马氏体中的形变层错几率的变化趋势相似，此时Fe-19Mn合金的阻尼性能主要受ε-马氏体中的形变层错边界的影响；当振幅大于170 μm时，阻尼性能呈线性降低，并且与γ/ε相界面相对长度的变化趋势相似，此时Fe-19Mn合金的阻尼性能随固溶温度的变化主要受γ/ε相界面的影响。由γ-奥氏体中的层错观察可知，γ-奥氏体中的层错边界对Fe-19Mn合金的阻尼性能随振幅的变化无明显贡献。

关键词： Fe-Mn合金 ; 阻尼性能 ; γ→ε相变 ; 层错几率 ; γ/ε相界面

Fe-Mn合金由于其优异的力学性能和高阻尼性能，受到越来越多的关注，并被用于结构和车辆金属部件等的制造，是一种非常具有应用前景的高阻尼合金[1,2]。通过材料自身阻尼，Fe-Mn合金能够将外加机械振动能转化为热能而耗散，达到降低振动和噪声的目的，既可提高结构和零件的抗疲劳性能，又能改善工作和生活环境的舒适性[3]。并且，与Mn-Cu、Cu-Al-Ni等阻尼合金相比，Fe-Mn合金还具有制造成本低的优点[4,5]。

关于Fe-Mn合金的阻尼性能，目前已进行了较多的研究，例如合金元素[6,7]、热处理工艺[8,9]、冷变形[10,11]等因素对阻尼性能的影响，并指出Fe-Mn合金的阻尼性能主要受如下4种阻尼源的影响[12]，即γ-奥氏体中的层错边界、ε-马氏体中的层错边界、γ/ε相边界、ε/ε变体边界；在周期性应力的作用下，上述4种边界会在弹性范围内发生相对滑动，将振动能转化为热能并耗散，产生阻尼。国内黄姝珂等[10]则将上述4种边界的运动归结为不全位错的运动，通过层错几率计算以及Granato-Lücke (G-L)位错钉扎模型解释了Fe-Mn合金产生高阻尼性能的原因，但是所计算的ε-马氏体中的层错几率为形变层错和生长层错的复合层错几率。根据Warren[13]的分类，γ-奥氏体和ε-马氏体中的层错类型可以分为形变层错和生长层错，并且Kwon等[14]通过X射线衍射(XRD)对Fe-Mn基合金在冷变形过程中的层错几率进行计算，指出随着变形量的增加，ε-马氏体中的形变层错几率基本不变，而生长层错几率呈先增加后降低的变化趋势；Pramanik等[15]由透射电镜(TEM)也观察到ε-马氏体中的形变层错和生长层错在冷变形过程中发生了不同的转变。可见，冷变形过程对上述2种类型的层错几率(或2种类型层错)具有不同的影响。Fe-Mn合金经热轧后，通常需要进行固溶处理，才具有高阻尼性能和良好的塑韧性。然而，固溶温度对不同类型层错几率的影响，却鲜有文献报道。因此，有必要对其进行分析，并进一步判断不同类型层错边界是否对阻尼性能有不同的影响。

根据上述调研，本工作以热轧Fe-19Mn合金为研究对象，对其进行不同温度固溶处理，测试了其阻尼性能；采用XRD测试了不同类型的层错几率，并在双束衍射条件下对γ-奥氏体和ε-马氏体中的层错进行了TEM表征，分析了固溶温度与不同类型层错几率，以及与阻尼性能之间的关系，明确了不同振幅范围内影响阻尼性能的主要因素。

1 实验方法

实验所用材料为Fe-19Mn合金，采用实验室50 kg真空感应炉进行冶炼，冶炼后的化学成分为Fe-0.0017C-18.86Mn-0.02Si-0.008S-0.005P (质量分数，%)。将铸锭加热到1200 ℃保温2 h进行均匀化处理，并在850~1150 ℃之间进行锻造，锻后空冷，所得锻坯的截面尺寸为110 mm×40 mm；随后将锻坯加热到1100 ℃保温1 h，在实验室轧机上轧制成厚度为12 mm的板坯，开轧温度为1050 ℃，终轧温度为850 ℃，轧后空冷至室温。

在热轧后的钢板上，沿横向分别制取阻尼测试试样、XRD试样和金相试样，并将上述试样在950~1100 ℃保温2 h进行固溶处理，随后水冷至室温。阻尼试样的尺寸为60 mm×8 mm×1 mm，阻尼性能测试在DMA/SDTA861e-动态机械分析仪上进行，阻尼值由tanδ进行表征(其中，δ为应变滞后于应力的相位角)。测试模式为双悬臂模式，分别测试了室温下的振幅谱和频率谱。

固溶处理后的试样经机械抛光后，先用10% (体积分数，下同)高氯酸酒精溶液进行电解抛光，再用1.2%偏重亚硫酸钾水溶液进行化学腐蚀，然后在MEF-4M型光学显微镜(OM)上进行金相组织观察。采用等效圆法测量了奥氏体晶粒尺寸。在固溶处理试样上，采用线切割的方式切取0.3 mm的透射电镜试样，先用砂纸研磨至50 μm左右，然后在10%高氯酸酒精溶液中进行双喷电解减薄，所用电流为50 mA，溶液温度约-20 ℃；显微组织的TEM观察在TECNAI G2 20型TEM上进行，加速电压为200 kV。采用D8 Advance X射线衍射仪(Co靶，入射波长λ=0.179026 nm)对不同温度固溶处理的试样进行物相分析和层错几率测定，扫描速率为0.02°/s。在热轧态钢板上制取了若干尺寸为直径3 mm、长10 mm的热膨胀试样，利用Formastor-F Ⅱ全自动相变仪获取了不同固溶温度下的热膨胀曲线，并采用切线法测定了γ→ε相变开始温度。

采用峰宽化法，分别计算了ε-马氏体的形变层错几率(α)和生长层错几率(β)，所用公式如下[13]：

? - ? = 3 ? \pm 1

(1)

l为偶数时，

?_{2 ?}^{0} = \frac{360}{π^{2}} t a n ? \frac{|?| ?^{2}}{?^{2}} (3 ? + 3 ?)

(2)

l为奇数时，

?_{2 ?}^{0} = \frac{360}{π^{2}} t a n ? \frac{|?| ?^{2}}{?^{2}} (3 ? + ?)

(3)

式中，h、k、l为Miller指数；Z为整数； $?_{2 ?}^{0}$ 为半峰宽(°)；θ为实测的各晶面的Bragg角；d为hkl的晶面间距；c为常数，c=2d002。

同样地，也分别计算了γ-奥氏体的α和β，其中α的计算采用峰位移法[13]：

Δ {(2 ?)}_{111} = 2 ?_{111} - 2 ?_{111}^{0} = \frac{90 \sqrt[]{3} ? t a n ?_{111}}{π^{2}} (+ \frac{1}{4})

(4)

Δ {(2 ?)}_{200} = 2 ?_{200} - 2 ?_{200}^{0} = \frac{90 \sqrt[]{3} ? t a n ?_{200}}{π^{2}} (- \frac{1}{2})

(5)

Δ (2 ?_{200} - 2 ?_{111}) = \frac{- 90 \sqrt[]{3} ?}{π^{2}} (\frac{t a n ?_{200}}{2} + \frac{t a n ?_{111}}{4})

(6)

式中， $?_{111}$ 和 $?_{200}$ 表示实测的各晶面的Bragg角， $?_{111}^{0}$ 和 $?_{200}^{0}$ 表示无层错时的Bragg角，其中，“+”表示有层错的 $2 ?_{111}$ 大于无层错的 $2 ?_{111}^{0}$ ，“-”表示有层错的 $2 ?_{200}$ 小于无层错的 $2 ?_{200}^{0}$ 。

γ-奥氏体的β的计算采用了峰不对称法[16]：

Δ C . G . {(° 2 ?)}_{111} = + 11 ? t a n ?_{111}

(7)

Δ C . G . {(° 2 ?)}_{200} = - 14.6 ? t a n ?_{200}

(8)

Δ C . G . {(° 2 ?)}_{111} - ? C . G . {(° 2 ?)}_{200} =

(11 t a n ?_{111} + 14.6 t a n ?_{200}) ?

(9)

式中， $Δ C . G . (° 2 ?)$ 表示相应衍射面的衍射峰重心与衍射峰峰顶所对应角度(即衍射角)的差值。

2 实验结果

2.1 阻尼性能

图1所示为振幅(A)和频率(f)的变化对固溶处理后的Fe-19Mn合金阻尼性能的影响。随着振幅的增加，Fe-19Mn合金经不同固溶温度处理后的阻尼性能均呈近似线性增加，其中，当固溶温度为950 ℃，频率为50 Hz时，随着振幅增加至200 μm，tanδ由0.003提高至0.032 (图1a)，提高了约91%；随着频率的增加，阻尼性能先升高后降低，例如当固溶温度为950 ℃，振幅为50 μm时，随着频率的增加，tanδ由0.0122增加至0.0127，提高了约4%，当频率达50 Hz时tanδ又降至0.0104，降低约15%。与振幅的影响相比，频率的变化对阻尼性能的影响较小。

图1

图1 振幅(A)和频率(f)变化对Fe-19Mn合金阻尼性能的影响

Fig.1 Influence of amplitude (a) and frequency (b) on damping capacity of Fe-19Mn alloy (A—amplitude, f—frequency, δ—phase lag angle, tanδ—damping value)

图2为相同振幅和频率下，固溶温度的变化对Fe-19Mn合金阻尼性能的影响。在不同的振幅范围内，阻尼性能随固溶温度的变化呈现出不同的变化趋势：当振幅小于等于170 μm时，随着固溶温度的升高，阻尼性能以近似指数的形式先快速降低，然后缓慢降低(图2a)；当振幅大于170 μm时，阻尼性能以近似线性的形式降低(图2b)。在测试振幅范围内，经950 ℃固溶处理的试样均表现出最优的阻尼性能；其中，当振幅和频率分别为200 μm和50 Hz时，Fe-19Mn合金的tanδ由950 ℃时的0.032降低到1100 ℃时的0.027，降低约16%。

图2

图2 固溶温度对不同振幅范围内Fe-19Mn合金阻尼性能的影响

(a) equal to and below 170 μm；(b) above 170 μm

Fig.2 The influence of solution temperature on damping capacity of Fe-19Mn alloy in different A ranges (f=50 Hz)

2.2 显微组织

图3为Fe-19Mn合金经不同温度固溶处理后的显微组织。经固溶处理后，Fe-19Mn合金在室温下主要由fcc结构的γ-奥氏体(黑色部分)和hcp结构的ε-马氏体(白色部分)组成，其中ε-马氏体板条在晶内呈平行状，或交叉呈三角形状分布，γ-奥氏体则分布在ε-马氏体板条之间(图3a)；并且随着固溶温度的升高，ε-马氏体板条的长度和宽度均增大。采用等效圆方法[5]对ε-马氏体板条的尺寸进行了定量统计，结果如图4a所示。当固溶温度由950 ℃升高到1100 ℃，ε-马氏体板条的尺寸由1.5 μm增加到2.1 μm。此外，对γ/ε相界面相对长度(即单位面积内的界面长度)进行了分析，如图4b所示。由图可知，随着固溶温度的升高，γ/ε相界面相对长度呈线性减小，并且与振幅大于170 μm时的阻尼性能随固溶温度的变化规律相似。

图3

图3 不同固溶温度下的Fe-19Mn合金显微组织的OM像

(a) 950 ℃；(b) 1000 ℃；(c) 1050 ℃；(d) 1100 ℃

Fig.3 OM images of microstructures of Fe-19Mn alloy under different solution temperatures

图4

图4 固溶温度对ε-马氏体板条尺寸和γ/ε相界面相对长度的影响

Fig.4 The influence of solution temperature on ε-mar-tensite plate size (a) and relative length of γ/ε interface (b)

对不同固溶温度下的奥氏体晶粒尺寸进行了统计，并测量了相应的γ→ε相变开始温度( $?_{s}^{? \to ?}$ )，结果如图5所示。当固溶温度由950 ℃升高到1100 ℃，奥氏体晶粒尺寸呈近似线性增加，由38 μm增加到56 μm；而 $?_{s}^{? \to ?}$ 仅由156 ℃提高到159 ℃，基本保持不变。奥氏体晶粒尺寸的增大对Fe-19Mn合金 $?_{s}^{? \to ?}$ 无明显影响[17]。

图5

图5 奥氏体晶粒尺寸和γ→ε相变开始温度( $?_{s}^{? \to ?}$ )随固溶温度的变化

Fig.5 Variations of austenite grain size and $?_{s}^{? \to ?}$ with solution temperature ( $?_{s}^{? \to ?}$ —starting temperature of γ→ε transformation)

图6所示为1100 ℃固溶处理后的显微组织的明、暗场像和选区电子衍射(SAED)谱。由图6b和c的暗场像可知，图6a中的衬度较亮的组织为ε-马氏体，衬度较暗的组织为γ-奥氏体，二者呈交替层状分布，结合图6f，二者之间具有S-N取向关系[18]，即( $\bar{1} 11$ )γ∥(0002)ε、[ $01 \bar{1}$ ]γ∥[ $11 \bar{2} 0$ ]ε。

图6

图6 1100 ℃固溶处理试样的TEM像和选区电子衍射(SAED)谱

Fig.6 Bright-field TEM image of γ-austenite and ε-martensite (a), dark-field images of γ-austenite (b) and ε-martensite (c) of 1100 ℃ solution treated sample, and corresponding selected area electron diffraction (SAED) patterns for areas A~C in Fig.6a (d~f)

图7为950和1050 ℃固溶处理试样的γ-奥氏体中层错在双束条件下的明、暗场像及SAED谱，所用的衍射矢量分别为g= $\bar{2} 00$ 和g=200。经950 ℃固溶处理后，γ-奥氏体内存在着大量的层错(图7a和b)，并主要沿[110]和[ $\bar{1} 10$ ] 2个方向分布，层错之间相互交错；当经1050 ℃固溶处理后，γ-奥氏体内的层错具有相似的分布状态(图7d和e)。

图7

图7 γ-奥氏体中层错在双束条件下的TEM像及SAED谱

Fig.7 Bright-field (a, d) and dark-field (b, e) TEM images of stacking faults in γ-austenite of 950 ℃ (a, b) and 1050 ℃ (d, e) solution treated sample under two-beam condition, and corresponding SAED patterns for circle areas A (c) and B (f) in Figs.7a and d, respectively

图8为950 ℃固溶处理试样的ε-马氏体中层错在双束条件下的明场像，所用的衍射矢量为g= $01 \bar{1} 2$ ，分别观察了3个不同尺寸的ε-马氏体板条内的层错分布。由图8a可知，在一个宽度约0.2 μm的ε-马氏体板条内分布着大量的呈条纹状的层错，具有很高的层错密度，并且层错条纹相互平行；同时，从该ε-马氏体板条的衍射斑点(图8d)可知，沿着[0002]方向的衍射斑点出现了由于层错导致的“拖尾”现象(箭头处streaking所示)，说明在ε-马氏体板条中观察到的层错为基面层错[19]。图8b和c分别为宽度约0.7和1.2 μm的ε-马氏体板条内的层错分布，与图8a相比，ε-马氏体板条内的层错密度明显降低，并且ε-马氏体板条宽度越大，层错密度越低。

图8

图8 950 ℃固溶处理试样的ε-马氏体中层错的双束明场像

Fig.8 Bright-field TEM images of stacking faults in ε-martensite with different plate thickness under two-beam condition (a~c), and corresponding SAED patterns for ε-martensite in Fig.7a (d), and for ε-martensite in Figs.7b and c (e),respectively

2.3 XRD物相分析和层错几率计算

图9为固溶处理后的Fe-19Mn合金的XRD谱和各相体积分数随固溶温度的变化趋势。经不同温度固溶处理后，Fe-19Mn合金均主要由ε-马氏体和γ-奥氏体2相组成(图9a)。对各相体积分数进行了定量分析，随着固溶温度的升高，ε-马氏体含量在71.3%~75.4%之间变化，γ-奥氏体的含量在24.6%~28.7%之间变化。随着固溶温度的升高，2者含量基本保持不变(图9b)。

图9

图9 固溶态试样的XRD谱和各相含量随固溶温度的变化

Fig.9 XRD spectra (a) and phase fractions (b) of samples treated in different solution temperatures

分别对γ-奥氏体和ε-马氏体的α和β进行了计算，结果如图10所示。随固溶温度的升高，γ-奥氏体中的α和β (图10a)和ε-马氏体中的β (图10b)均呈先降低后升高的变化趋势，而ε-马氏体中的α则具有近似指数形式减小的趋势(图10b)，并且与振幅小于等于170 μm时的阻尼性能随固溶温度的变化规律相似。

图10

图10 固溶温度对γ-奥氏体中和ε-马氏体中的层错几率的影响

Fig.10 The influence of solution temperature on stacking fault probabilities in γ-austenite (a) and ε-martensite (b) (α—deformation fault probab-ility, β—growth fault probability)

3 分析讨论

3.1 Fe-19Mn合金在冷却过程中的γ→ε相变

Fe-Mn合金在固态相变时，随着Mn含量(wMn，质量分数)的变化，在冷却过程中有如下的相变过程[20]：当7.5%≤wMn≤13%时，将发生γ→ε→α'相变；当13%≤wMn≤32%时，将发生γ→ε相变，ε→α'相变被抑制；若Mn含量继续增加，将无相变发生，室温下为单相γ-奥氏体状态。因此，Fe-19Mn合金在冷却过程中主要以γ→ε相变为主。目前普遍认为ε-马氏体是依靠γ-奥氏体中的层错形核，并且通过Shockley不全位错的扩展而长大，所以γ→ε相变与γ-奥氏体的层错能密切相关[21]。Olson和Cohen[22]在研究γ→ε相变时提出ε-马氏体的相变驱动力( $Δ ?^{? \to ?}$ )与γ-奥氏体的层错能(Γ)具有如下关系：

? = ? ? (Δ ?^{? \to ?} + ?_{s t r a i n}) + 2 ?

(10)

其中， $Δ ?^{? \to ?}$ 的计算公式如下[23]：

Δ ?^{? \to ?} = Δ ?_{c h}^{? \to ?} + Δ ?_{m a g}^{? \to ?} + Δ ?_{e x}

(11)

式中，n表示能够作为ε-马氏体临界形核核心的层错的原子层数量，为8~10个，当n=2时，表示厚度为2个原子层的内禀层错；ρ为(111)γ面的原子密度，并且 $? = \frac{4}{\sqrt[]{3} ?_{0}^{2} ?}$ (其中， $?_{0}$ 为γ-奥氏体的晶格常数，N为Avogadro常数)； $Δ ?_{c h}^{? \to ε}$ 、 $Δ ?_{m a g}^{? \to ε}$ 和 $Δ ?_{e x}$ 分别为化学成分、磁性转变以及晶粒尺寸引起的Gibbs自由能变化， $Δ ?_{c h}^{? \to ε}$ 和 $Δ ?_{m a g}^{? \to ε}$ 的计算参考文献[1]， $Δ ?_{e x}$ 由 $Δ ?_{e x} = 170.06 e x p (- ? / 18.55)$ 计算[24] (其中，D为奥氏体晶粒尺寸，μm)； $?_{s t r a i n}$ 为γ→ε相变引起的共格应变能，计算时取37 J/mol； $?$ 为γ-奥氏体和ε-马氏体之间的界面能，计算时取16 mJ/m2[23]。

图11a为奥氏体晶粒尺寸变化对室温下γ-奥氏体的层错能(n=2)的影响。Fe-19Mn合金经固溶处理后，随着固溶温度的升高，虽然奥氏体晶粒发生了长大，但不同晶粒尺寸的γ-奥氏体的层错能变化不大，为10~11 mJ/m2。较低的层错能利于γ-奥氏体中的全位错分解为不全位错，并扩展形成层错，为γ→ε相变提供形核核心，使得Fe-19Mn合金在冷却时以γ→ε相变为主，形成大量的ε-马氏体。

图11

图11 奥氏体晶粒尺寸对γ-奥氏体层错能(Γ)和相变驱动力( $Δ ?^{? \to ?}$ )的影响

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Fig.11 The influence of austenite grain size (Dγ) on stacking fault energy (Γ) of γ-austenite (a) and driving force ( $Δ ?^{? \to ?}$ ) (b)

对不同奥氏体晶粒尺寸下的 $Δ ?^{? \to ?}$ 随温度的变化进行了计算，结果如图11b所示。随着温度的降低， $Δ ?^{? \to ?}$ 逐渐减小，并且当温度低于某一值时， $Δ ?^{? \to ?}$ 变为负值，此时将会发生γ→ε相变；该温度可认为是γ→ε相变的平衡温度。当奥氏体晶粒由38 μm增加到56 μm时，该平衡温度约由160 ℃升高到164 ℃，变化十分微小，基本保持不变，并且与实测相变点的变化规律一致；而ε-马氏体的含量与 $?_{s}^{? \to ?}$ 点密切相关[25]，因此从不同温度冷却至室温后，ε-马氏体的含量基本相同。由于奥氏体晶粒尺寸较大，在一个晶粒内将形成最多4种ε-马氏体变体，以降低γ→ε相变引起的局部应变，利于相变过程的继续进行；并且不同ε-马氏体变体与γ-奥氏体之间符合S-N取向关系。当ε-马氏体板条形核后，奥氏体晶界、孪晶界和已形成的ε-马氏体板条等均会阻碍其长大[21]；随着奥氏体晶粒尺寸的增大，ε-马氏体板条在长大过程中所受到的阻碍将会减小，所形成的ε-马氏体板条尺寸将有所增加。γ→ε相变时，由于ε-马氏体依靠γ-奥氏体中的层错不断地形成和堆叠形核，从而很容易在形成的ε-马氏体板条中仍保留fcc结构的原子层堆叠序列，形成ε-马氏体的层错；另一方面，由于相变应力的作用，也会在ε-马氏体中诱发层错，使得在形成的ε-马氏体中含有较多的层错亚结构[26,27]。

3.2 固溶温度对Fe-19Mn合金阻尼性能的影响机理

由Fe-Mn合金的阻尼机理可知，Fe-Mn合金的阻尼性能主要与γ-奥氏体中的层错边界、ε-马氏体中的层错边界、γ/ε相界面、ε/ε变体边界的运动，即不全位错的运动有关，并且符合G-L位错钉扎模型[12,28]。根据G-L模型，Fe-Mn合金与振幅有关的阻尼( $?_{H}$ )可由下式表示[3]：

?_{H} = \frac{?_{1}}{?} e x p (\frac{- ?_{2}}{?})

(12)

?_{1} = \frac{?_{0} ?_{B} ?_{N}^{3}}{6 ? ? ?_{C}^{2}}

(13)

?_{2} = \frac{?_{B}}{? ? ?_{C}}

(14)

式中， $?_{0}$ 为位错密度， $?_{B}$ 为弱钉扎点(如溶质原子)对位错的钉扎力， $?_{N}$ 为强钉扎点间位错线的长度， $?_{C}$ 为弱钉扎点间位错线的长度， $?$ 为弹性模量， $?$ 为位错的Burgers矢量模， $?$ 为应变振幅(本工作中用振幅 $?$ 代替)。由式(11)作出 $l n (?_{H} \times ?)$ 与 $?^{- 1}$ 的关系图，即Fe-19Mn合金的G-L图，如图12所示。当振幅小于等于临界振幅(A')时(A'≈30 μm)时， $l n (?_{H} \times ?)$ 与 $?^{- 1}$ 具有很好的线性关系，Fe-19Mn合金的阻尼性能随振幅的变化规律符合G-L位错钉扎模型，位错在外加循环应力的作用下发生弓出以及从弱钉扎点处的脱钉，消耗能量，产生阻尼；当振幅大于A'时， $l n (?_{H} \times ?)$ 与 $?^{- 1}$ 偏离此线性关系，此时Fe-19Mn合金阻尼性能的产生与微塑性变形有关，局部区域的位错将挣脱强钉扎点的钉扎，发生不可逆运动，产生阻尼[29]。

图12

图12 Fe-19Mn合金的G-L图

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Fig.12 G-L plot of Fe-19Mn alloy (δH—damping, A'—critical amplitude )

在不同振幅范围内，阻尼性能随着固溶温度的升高呈现出不同的变化趋势：当振幅小于等于170 μm时，阻尼性能呈近似指数形式降低。由组织观察可知，固溶温度越高，ε-马氏体板条尺寸越大，而ε-马氏体板条内的层错密度越低(图8)；由于层错的边界即为不全位错，因此层错密度减少，会导致不全位错的密度降低，根据G-L模型，此时在外力作用下，能够参与弓出或脱钉运动的不全位错密度降低，使得Fe-19Mn合金的阻尼性能降低，并且其变化趋势与ε-马氏体中的形变层错几率的变化相似。可以推测，在该振幅范围内，Fe-19Mn合金的阻尼性能主要受到ε-马氏体中的形变层错的边界影响。当振幅高于170 μm时，Fe-19Mn合金的阻尼性能随着固溶温度的升高，将呈线性降低的趋势，并与γ/ε相界面相对长度的变化规律相似。马应良和葛庭燧[30]指出，由于马氏体相变的新、旧相之间的界面具有共格性，即γ/ε相界面具有共格性，该共格界面的应力感生运动将引起内耗，产生阻尼。Yang等[31]通过高分辨透射电镜(HRTEM)观察得出γ/ε相界面分布着不同Burgers矢量的不全位错，因此该界面的运动也可视为不全位错的运动。此时随着振幅的增加，所施加的循环应力增大，将会诱发γ/ε相界面发生运动[32]。然而，随着固溶温度的增加，ε-马氏体尺寸增大，γ/ε相界面相对长度呈线性减小，使不全位错的密度降低，从而可参与强脱钉过程的不全位错密度降低，导致Fe-19Mn合金的阻尼性能降低。由于在该振幅范围内，Fe-19Mn合金的阻尼性能与γ/ε相界面相对长度具有相似的变化规律，可以推测，此时Fe-19Mn合金的阻尼性能主要受γ/ε相界面影响。

经不同温度固溶处理的试样中，γ-奥氏体内均存在着较多的层错，并沿着不同的方向分布，层错交错分布(图7)，因此构成层错边界的不全位错之间容易发生交互作用，使其在循环外力的作用下很难发生弓出或脱钉，产生的阻尼很小[30]。Jee等[33]和De等[34]对Fe-Mn基合金的阻尼性能的研究中指出，当室温下的组织仅为单相γ-奥氏体和其内部的层错时，合金的阻尼性能不随振幅的变化而变化，并保持在较低的阻尼值范围；当γ-奥氏体和ε-马氏体两相共存时，阻尼性能会随着振幅的增加而增加。可见，γ-奥氏体中的层错边界对Fe-19Mn合金在不同振幅下的阻尼性能无明显贡献。

4 结论

(1) Fe-19Mn合金的阻尼性能随着振幅的增加呈近似线性增加，并且当振幅小于等于临界振幅A' (A'≈30 μm)时，阻尼性能随振幅的变化符合G-L位错模型；当振幅大于A'时，阻尼性能随振幅的变化与微塑性变形有关。

(2) 固溶温度为950~1100 ℃时，随着固溶温度的升高，Fe-19Mn合金的阻尼性能降低，经950 ℃固溶处理后的阻尼性能最好。

(3) 随着固溶温度升高，ε-马氏体板条尺寸增加，一方面降低了ε-马氏体板条内的层错密度，导致可参与弱脱钉的不全位错密度降低，使得振幅小于等于170 μm时的阻尼性能呈指数形式降低，并且和ε-马氏体中的形变层错几率变化趋势相似，此时ε-马氏体中的形变层错边界为主要阻尼源。

(4) 另一方面，由于固溶温度升高，ε-马氏体板条尺寸增加，减小了γ/ε相界面相对长度，降低了可参与强脱钉的不全位错的密度，使得振幅大于170 μm时的阻尼性能呈线性降低，并且和γ/ε相界面相对长度变化趋势相似，此时γ/ε相界面为主要阻尼源。

(5) 由于γ-奥氏体中的层错边界相互交错，在外力作用下很难发生运动而产生阻尼，因此对Fe-19Mn合金的阻尼性能随振幅的变化无明显贡献。

来源--金属学报

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分享：固溶温度对Fe-19Mn合金的γ→ε相变和阻尼性能的影响

1 实验方法

2 实验结果

2.1 阻尼性能

图1

图2

2.2 显微组织

图3

图4

图5

图6

图7

图8

2.3 XRD物相分析和层错几率计算

图9

图10

3 分析讨论

3.1 Fe-19Mn合金在冷却过程中的γ→ε相变

图11

3.2 固溶温度对Fe-19Mn合金阻尼性能的影响机理

图12

4 结论

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