近年来，高锰钢由于其优异的强塑性匹配而获得了广泛关注，并被应用于汽车、液化天然气船以及油气开采等结构制造领域[1,2]；另一方面，由于其在一定的Mn含量范围内具有良好的阻尼性能，还被用于制造机器上的零部件，以降低振动和噪音；并且与Mn-Cu、Ni-Ti等阻尼合金相比，高锰钢的力学性能更好，成本更低[3,4,5]。因此，高锰钢是一种非常具有应用前景的结构/功能一体化的材料。

根据化学成分的不同，高锰钢在室温时的相组成可分为全奥氏体、奥氏体/ε-马氏体或奥氏体/ε-马氏体/α'-马氏体[6]。由于在室温时有奥氏体的存在，在变形过程中，因层错能的不同，奥氏体具有不同的塑性变形机制，例如当层错能SFE<20 mJ/m2时，以诱发ε-马氏体(或α'-马氏体)相变为主，发生相变诱导塑性(TRIP)效应；当SFE=20~50 mJ/m2时，以诱发奥氏体孪生变形为主，发生孪晶诱导塑性(TWIP)效应；当SFE>50 mJ/m2时，以位错滑移为主[7,8]。长期以来，在高锰钢的力学性能方面进行了大量研究，例如Fe-Mn-C系、Fe-Mn-Al-Si系等[9,10]。Lee等[11]研究了C含量对Fe-Mn-C系奥氏体钢力学性能的影响，指出C含量的增加能够同时提高强度和塑性，并且塑性变形机制由TRIP转变为TWIP机制。Seol等[12]研究了C含量对γ-奥氏体/ε-马氏体双相Fe-17Mn-C力学性能和变形过程中组织演变的影响，发现随着C含量的增加，抗拉强度增加，而延伸率则不断降低；同时C含量的增加，抑制了热诱发ε-马氏体的形成，但是促进了变形诱发ε-马氏体相变。另一方面，对高锰钢的阻尼性能也进行了广泛研究，例如溶质原子[13]、晶粒尺寸[14]、预变形[15,16]和热训练[4]等对阻尼性能的影响，其中Choi和De Cooman[17]指出0.01%的C含量便能够明显降低Fe-17Mn-C的阻尼性能。可见，C含量对高锰钢的相变过程、力学性能和阻尼性能有着复杂的影响。

在上述基础上，本工作设计了一种极低C含量的Fe-Mn合金，并采用间断拉伸的方法，系统分析了变形过程中的组织演变和加工硬化行为，及其对拉伸性能的影响，旨在对设计具有高阻尼和高强塑性的结构/功能一体化的Fe-Mn合金提供指导和参考。

实验所用材料为Fe-19Mn，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，%)。将冶炼所得的铸锭加热到1200 ℃保温2 h进行均匀化处理，并在850~1150 ℃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。将热轧后的板坯在950 ℃保温2 h进行固溶处理，并水冷至室温。

沿固溶态板坯的横向取样，加工成直径10 mm、长110 mm的拉伸试样，并在CMT5305电子万能试验机上进行室温单轴拉伸，应变速率10-3s-1；为了观察拉伸变形过程中的显微组织演变，对实验材料分别施加5%、10%、15%的变形量后，中断拉伸过程。

分别在固溶态板坯以及经不同变形量的拉伸试样上截取金相试样。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。将电解抛光后的试样在配备了电子背散射衍射(EBSD)探头的SUPRA 55场发射扫描电镜(SEM)上进行EBSD数据采集，扫描区域大小为100 μm×100 μm，扫描步长0.15 μm；使用HKL CHANNEL 5软件进行EBSD数据的后处理。采用D8 Advance X射线衍射仪(XRD)对固溶态及变形后试样进行物相定性和半定量分析，Co靶，波长λ=0.179026 nm。通过电火花切割的方式，在固溶态及变形后试样上切取0.3 mm厚的透射电镜(TEM)试样，并用砂纸研磨至约50 μm，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 ℃；在TECNAI G220 TEM和JEM 2100 TEM上观察样品显微组织，加速电压均为200 kV。

图1a为Fe-19Mn的工程应力-应变曲线。Fe-19Mn在拉伸变形过程中具有连续屈服的现象，其屈服强度和抗拉强度分别约为384和722 MPa，总延伸率约31%。在极低C含量下，Fe-19Mn仍然具有良好的强塑性匹配。图1b为真应力(σtrue)-应变(εtrue)曲线和加工硬化率(dσtrue/dεtrue)-真应变曲线。可以看出，随着真应变的增加，加工硬化率的变化分为3个阶段：阶段I，加工硬化率迅速下降；阶段II，加工硬化率的下降速率减缓；而阶段III，加工硬化率的下降速率又有所增加，直至断裂。真应力-应变曲线和加工硬化率曲线存在一个交点，对应的真应变即为缩颈前的最大均匀应变[18]，此时的最大均匀应变约为0.21，换算成工程应变，即均匀延伸率，约23.5%。

图2所示为固溶态试样的显微组织。室温下，Fe-19Mn主要由fccγ-奥氏体(黑色部分)和hcpε-马氏体(白色部分)组成。由于原奥氏体晶粒尺寸较大(约38 μm)，在一个奥氏体晶粒内同时形成了多个不同的ε-马氏体变体[19]，并且ε-马氏体板条在晶内呈平行四边形或梯形，或交叉呈三角形状分布；其中初生ε-马氏体板条贯穿整个原奥氏体晶粒，并且板条宽度较大；受初生ε-马氏体板条的影响，次生ε-马氏体在生长过程中与其发生碰撞，停止长大，导致次生ε-马氏体板条尺寸较小。

图3所示为固溶态试样显微组织的TEM像和选区电子衍射(SAED)花样。γ-奥氏体和ε-马氏体板条主要呈交替层状分布，并且两者之间符合S-N取向关系[20]，即：($\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{11}$)γ//(0002)ε，[$\mathrm{01}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}$]γ//[$\mathrm{11}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{2}}\mathrm{0}$]ε。此外，在γ-奥氏体中还存在大量的层错，如图3d箭头所示。

图4所示为Fe-19Mn在不同变形量时显微组织的EBSD表征。拉伸变形过程中，随着变形量的增加，ε-马氏体板条宽度逐渐增大；同时，在ε-马氏体板条上形成了α'-马氏体，并且随着变形量的增加，α'-马氏体逐渐增多，未发现在γ-奥氏体上直接形成α'-马氏体。可见，变形量在0~15%范围内，形变诱发α'-马氏体的形成是通过γ→ε→α'相变完成的，而非γ→α'相变。进一步观察发现，α'-马氏体主要在ε/ε晶界和γ/ε相界处形核(如图4c插图)，随后垂直于ε-马氏体板条，向其内部生长。当变形量较小时，形变诱发α'-马氏体呈条状；随着变形量的增加，其形貌逐渐转变为块状，并不断分割ε-马氏体板条，使其长度减小。在拉伸变形过程中，在ε-马氏体板条内还形成了新的ε-马氏体板条(如图4b插图中箭头所示)，由晶界取向差分析，形成的ε-马氏体板条与基体的取向差约86°，为{$\mathrm{10}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{2}$}<$\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{011}$>ε孪晶[12,21]。此外，γ-奥氏体中的孪晶数量随着变形量的增加而降低。

图5所示为γ-奥氏体、ε-马氏体和α'-马氏体中的晶界取向差分布图。γ-奥氏体中的小角度晶界密度随着变形量的增加而明显升高，60°左右的孪晶界的密度随着变形量的增加而降低。固溶态组织中的ε-马氏体中含有小角度晶界以及取向差在70°附近的大角度晶界，其代表不同ε-马氏体变体之间的取向差[22]；随着变形量的增加，ε-马氏体中的小角度晶界密度增加，同时由于ε-马氏体向α'-马氏体的转变，取向差约70°的大角度晶界密度逐渐减少；此外，在变形过程中，ε-马氏体中出现了取向差在85°~90°的大角度晶界，其密度随着变形量的增加而增加。变形诱发生成的α'-马氏体中含有大量的小角度晶界，并且其密度随着变形量的增加而增加。

Fe-19Mn变形后显微组织的TEM像和SAED花样如图6所示。图6a为经5%变形后显微组织的明场像，区域1和区域2的SAED花样分别如图6e和f所示，可知区域1处对应组织为γ-奥氏体，区域2处对应组织为ε-马氏体，γ-奥氏体和ε-马氏体呈交替层状分布；其中，在γ-奥氏体上分布有大量的显示层错衬度的结构，而在ε-马氏体的暗场像中，显示出亮的衬度(如图6a和b中箭头所示)，说明γ-奥氏体中的层错已转变成为ε-马氏体[23]。

图6c和d所示分别为试样经5%和10%变形后显微组织的TEM像。在ε-马氏体板条上都形成了一种新相；SAED分析表明，图6c中的新生成相为ε-马氏体，结合EBSD表征，新生成的ε-马氏体为{$\mathrm{10}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{2}$}<$\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{011}$>ε孪晶；图6d中的新生成相则为α'-马氏体，并且分别在γ/ε界面(如α'1)和ε/ε板条交叉处(如α'2)形成，说明上述2种位置均可成为α'-马氏体的形核位置[24,25]，该现象与EBSD的表征结果相一致。

图7所示为试样经10%变形后显微组织的TEM像及SAED花样。由TEM明场像观察可知，在γ-奥氏体中形成了具有一定宽度的ε-马氏体，如图7a箭头所示；然而，由ε-马氏体的暗场像观察可知，在平行的ε-马氏体板条之间夹着一层极薄的另一种相；通过圆圈处的SAED分析，明场像中所观察到的ε-马氏体板条为γ-奥氏体和ε-马氏体的两相组织，并且两者之间符合S-N取向关系。从TEM明场像中还可看出，在另一个ε-马氏体变体上同时形成了位错和α'-马氏体，并且在γ/ε界面处形成了位错塞积，如图7a中的方框区域所示。

图8所示为Fe-19Mn拉伸变形前后的XRD谱和各相体积分数随变形量的变化趋势。固溶态试样的组织主要由γ-奥氏体和ε-马氏体2相组成，未检测出α'-马氏体；当对其施加变形后，γ-奥氏体和ε-马氏体的含量发生了明显变化，同时形成了α'-马氏体，发生了变形诱导相变，并且随着变形量的增加，α'-马氏体的(110)晶面的衍射峰越来越明显，如图8b所示。当变形量为5%时，γ-奥氏体的体积分数由32%降至10%，ε-马氏体的体积分数由68%增至87%，并且形成了3%的α'-马氏体，此时主要发生了变形诱导γ→ε相变；当变形量>5%时，γ-奥氏体的体积分数无明显变化，而ε-马氏体的体积分数由87% (5%变形量)降至71% (15%变形量)，α'-马氏体的体积分数则由3% (5%变形量)增至20% (15%变形量)，此时主要发生了变形诱导ε→α'相变。

ε-马氏体的形核机制有极轴形核和层错形核[26]，其中层错形核机制得到研究者的广泛认可，因此ε-马氏体的形成与γ-奥氏体的层错能密切相关。γ-奥氏体的层错能可通过下式进行计算[27]：

式中，ρ为(111)γ面的原子密度，并且$?\text{=}\frac{\mathrm{4}}{\sqrt[]{\mathrm{3}}{?}_{\mathrm{0}}^{\mathrm{2}}?}$，其中${?}_{\mathrm{0}}$为γ-奥氏体的晶格常数，N为Avogadro常数；$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{c}\mathrm{h}}^{?\text{→}\mathrm{\epsilon }}$、$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{g}}^{?\text{→}\mathrm{\epsilon }}$和$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}\mathrm{x}}$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；${?}_{\mathrm{s}\mathrm{t}\mathrm{r}\mathrm{a}\mathrm{i}\mathrm{n}}$为γ→ε相变引起的共格应变能，σ为γ-奥氏体和ε-马氏体之间的界面能。$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{c}\mathrm{h}}^{?\text{→}\mathrm{\epsilon }}$和$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{g}}^{?\text{→}\mathrm{\epsilon }}$的计算参考文献[28]；$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}\mathrm{x}}$由$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}\mathrm{x}}$=170.06exp(-d/18.55)计算[19]，其中d为奥氏体晶粒尺寸；${?}_{\mathrm{s}\mathrm{t}\mathrm{r}\mathrm{a}\mathrm{i}\mathrm{n}}$和σ分别取37 J/mol和16 mJ/m2 [27]；由实验得知，固溶态试样的奥氏体晶粒尺寸约38 μm。将上述参数带入层错能公式，计算得Fe-19Mn在室温下的γ-奥氏体层错能SFE=7.5 mJ/m2。由于层错能很低，γ-奥氏体中的全位错很容易分解成2个不全位错，并发生扩展形成层错，为γ→ε相变提供形核核心，促进γ→ε相变的发生。Takaki等[19]指出，当奥氏体晶粒尺寸>30 μm时，会在γ-奥氏体晶内按照S-N取向关系同时形成4种ε-马氏体变体，以降低γ/ε界面处的共格应变能，保证相变过程的顺利进行；同一个奥氏体晶内形成的不同变体之间相互交叉。Fe-Mn合金在冷却时的相变过程随Mn含量的不同而发生如下变化[29]：当Mn含量在7.5%~13%范围内，将发生γ→ε→α'相变；当Mn含量在13%~32%范围内，将发生γ→ε相变，ε→α'相变被抑制。由于马氏体相变结束温度(Mf)低于室温，室温下仍存在一定量的残余γ-奥氏体，使得Fe-19Mn在室温下由γ-奥氏体和ε-马氏体2相组成。

由于γ-奥氏体的层错能较低，当在室温下对其施加变形时，将会发生变形诱导γ→ε相变[7,8]。变形过程中，通过层错形核机制，γ-奥氏体中的层错转变为ε-马氏体。当变形量为10%时，由TEM观察表明，在γ-奥氏体中形成了具有一定宽度的γ/ε片层状交替组织。Kikuchi等[30]研究表明，该片层状组织的形成是由于变形过程中，在已形成的ε-马氏体板条附近的γ-奥氏体发生继续相变，形成新的ε-马氏体板条，使得在ε-马氏体板条之间始终有γ-奥氏体存在；随后ε-马氏体板条发生聚合、粗化，完成ε-马氏体板条宽度的增加。当变形量>5%时，γ-奥氏体的含量无明显变化，这是由于在变形过程中，γ-奥氏体发生γ→ε相变的同时，还发生了位错滑移，导致其位错密度随着变形量的增加而增加，阻碍了相变位错的运动，抑制了γ→ε相变过程[31]。此外，γ-奥氏体中的孪晶界随着变形量的增加而减少，一方面是由于孪晶界能够作为ε-马氏体的形核核心，另一方面是由于孪晶界与ε-马氏体发生碰撞，导致其发生扭曲，取向差偏离60°而引起的[32]。

Walter在1931~1935年的一系列著作中指出ε-马氏体可能为γ→α'相变的“过渡相”[29]，Cina[33]则通过较系统的实验，在Fe-Mn系合金中进一步证实了上述观点，并且当改变Mn含量或施加变形时，其将进一步转变成α'-马氏体。随着变形量的增加，在γ/ε界面和ε/ε界面处发生位错塞积，形成局部应力集中区域，导致α'-马氏体在该处形核[12]；形核后的α'-马氏体将垂直于ε-马氏体板条，并向其内部长大。

研究[34]指出，基于Swift方程修正的Crussard-Jaoul (C-J)方法能够反映不同变形阶段的硬化特征。图9所示为基于Swift方程修正得到的C-J法加工硬化曲线。根据斜率的不同，Fe-19Mn在变形过程中呈现出3个阶段的加工硬化行为。在阶段Ⅰ的硬化过程中，即真应变小于0.04时，结合XRD定量分析结果，此时主要发生了γ→ε相变，大量的γ-奥氏体转变成了ε-马氏体，而该硬化阶段的斜率却基本保持不变；在阶段Ⅱ的硬化过程中，即真应变在0.04~0.18范围时，此时主要发生了ε→α'相变，当真应变为0.14时，α'-马氏体的含量增加至20%，同时该硬化阶段的斜率有所增加，大于阶段Ⅰ的斜率，加工硬化效应比阶段Ⅰ明显。可见，Fe-19Mn在变形过程中，ε→α'相变比γ→ε相变具有更强的加工硬化能力。而Kwon等[35]则认为γ→ε相变的加工硬化能力更强。上述现象的出现，一方面是因为该实验用合金中的C含量(低于0.002%)与Kwon等的研究中所用的合金的C含量(0.02%)相差较大，而Choi和De Cooman[17]指出C在Fe-Mn合金中的固溶强化增量可达4967 MPa/1%C，因此Fe-19Mn中的C的固溶强化效果较弱，使得ε-马氏体的强度较低，从而加工硬化效果不明显；另一方面是由于变形过程中，随着应变量的增加，ε-马氏体板条不断粗化，进一步降低了其加工硬化效果。当进入阶段II硬化过程时，发生了ε→α'相变，形成了大量的α'-马氏体。由于α'-马氏体比ε-马氏体具有更高的强度和硬度，并且在α'-马氏体和ε-马氏体的界面处会产生位错塞积(如图7a方框区域所示)，能够更有效地阻碍位错运动，提高了塑性变形抗力，使得ε→α'相变具有更强的加工硬化能力。当真应变超过0.18时，进入阶段Ⅲ的硬化过程，此时均匀塑性变形过程将结束，并发生缩颈，导致塑性失稳。

在变形过程中，除了发生ε→α'相变，ε-马氏体板条上还形成了位错(如图7a所示)，以及{$\mathrm{10}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{2}$}<$\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{011}$>ε孪晶(如图4b插图中箭头和图6c所示)。hcp结构的金属在塑性变形过程中，会发生位错的基面滑移以及棱柱面滑移，但是二者所能提供的独立滑移系非常少(基面和棱柱面各有2个独立滑移系)，因此，为了满足塑性变形过程的应变协调，孪生变形将起重要作用，并且只有当基面滑移和棱柱面滑移均被激活后，才会发生孪生变形[36,37]。由图5b可知，85°~90°取向差的大角度晶界密度随着变形量的增加而增加，即{$\mathrm{10}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{2}$}<$\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{011}$>ε孪晶不断增加，以满足ε-马氏体在变形过程中的应变协调，从而利于塑性变形的进行。

变形过程中的γ→ε和ε→α'相变的双重TRIP效应、γ-奥氏体/ε-马氏体/α'-马氏体中的位错滑移，以及ε-马氏体的孪生，使得Fe-19Mn在具有较高强度的同时，还能具有良好的塑性。

(1) Fe-19Mn在拉伸变形过程中呈现出连续屈服的现象，其屈服强度和抗拉强度分别约为384和722 MPa，均匀延伸率约23.5%，总延伸率约31%，具有良好的强塑性匹配。

(2) 拉伸变形时，当变形量<5%，主要发生γ→ε相变；当变形量>5%，主要发生ε→α'相变，并且α'-马氏体主要在γ/ε相界和ε/ε晶界处形核。

(3)ε→α'相变比γ→ε相变具有更高的加工硬化能力，这主要是由于Fe-19Mn的C含量很低，固溶强化效果弱，导致ε-马氏体的强度低，而α'-马氏体的强度和硬度高于ε-马氏体，能够更有效地阻碍位错运动所引起的。

(4) 变形过程中，ε-马氏体除了发生位错滑移，还形成了{$\mathrm{10}\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{2}$}<$\stackrel{\text{?}}{\mathrm{1}}\mathrm{011}$>ε孪晶，以满足ε-马氏体在变形过程中的应变协调，利于塑性变形的进行。