0.   引言

機(jī)械振動(dòng)及噪聲會(huì)帶來機(jī)械結(jié)構(gòu)損壞、壽命縮短、加工精度降低以及生活工作環(huán)境變差等問題,甚至?xí)?duì)人體造成傷害[1]。阻尼材料可以將機(jī)械振動(dòng)能轉(zhuǎn)化為熱能耗散,有效降低機(jī)械振動(dòng)及噪聲[2]。在金屬阻尼材料中,Fe-Mn合金由于制造成本低、阻尼性能和力學(xué)性能較好等優(yōu)勢,近年來受到越來越廣泛的關(guān)注[3]。 

Fe-Mn合金的阻尼源包括ε馬氏體中層錯(cuò)界面、ε馬氏體變體界面、ε馬氏體/γ奧氏體界面、γ奧氏體中層錯(cuò)界面,其阻尼效果通過上述4種界面的相對(duì)滑動(dòng),即內(nèi)摩擦使機(jī)械振動(dòng)能轉(zhuǎn)化成熱能而實(shí)現(xiàn)[4]?，F(xiàn)有研究表明,合金中的元素種類及含量[5–8]、熱處理工藝參數(shù)（熱處理溫度[9]、保溫時(shí)間[10]）、冷變形[8,11-13]等均會(huì)對(duì)Fe-Mn合金的4種界面產(chǎn)生影響,從而影響其阻尼性能。對(duì)于冷變形,WANG等[11]研究發(fā)現(xiàn),冷變形量低于10%時(shí),隨著冷變形量的增大Fe-17Mn合金的阻尼性能表現(xiàn)出先提升后下降的趨勢。HUANG等[12]研究認(rèn)為：較小的冷變形量使Fe-19.35Mn合金的層錯(cuò)幾率增加,從而提升其阻尼性能；較大的冷變形量使合金中ε馬氏體和層錯(cuò)相互交割,增加了不全位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)（脫釘）的難度,從而降低了合金的阻尼性能。但在冷變形過程中,金屬材料可能會(huì)出現(xiàn)硬化和脆化等現(xiàn)象。相比之下,對(duì)材料進(jìn)行熱變形處理可以改善塑性,釋放應(yīng)力,提高力學(xué)性能。但有關(guān)熱變形對(duì)合金顯微組織和阻尼性能的影響卻鮮有報(bào)道。 

為此,作者對(duì)退火態(tài)Fe-18Mn合金進(jìn)行不同變形量的熱軋,研究了熱軋變形量對(duì)顯微組織和阻尼性能的影響,以期為Fe-Mn彈性阻尼合金加工工藝的制訂和優(yōu)化提供參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為Fe-18Mn合金,主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為18.21Mn,0.002C,余Fe。合金采用真空感應(yīng)爐熔煉,在1 150 ℃下熱鍛成截面尺寸為40 mm×40 mm的長棒。對(duì)長棒進(jìn)行900 ℃×4 h的退火處理,爐冷,再在二輥軋機(jī)中進(jìn)行熱軋,軋制前在900 ℃保溫20 min,熱軋變形量分別為5%,11%,16%和22%。 

采用Bruker D8 ADVANCE型X射線衍射儀（XRD）分析物相組成,銅靶,Kα射線,工作電壓為40 kV,電流為40 mA,掃描步長為0.03°,掃描范圍在40°~100°；采用Rietveld精修法分析相含量,分析軟件為MAUD。采用Tescan Mira 3 XH型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織,采用電子通道襯度成像（ECCI）和電子背散射衍射（EBSD）模式分析晶界取向,觀察面平行于軋制方向（RD）,垂直于橫向方向（TD）,EBSD掃描步長為0.2 μm,掃描范圍為100 μm×80 μm,數(shù)據(jù)分析處理軟件為AZtecCrystal。試樣經(jīng)機(jī)械研磨、粒徑1 μm金剛石懸浮液拋光、粒徑0.03 μm二氧化硅懸浮液拋光后,采用JEOL JEM-2100F型透射電子顯微鏡（TEM）對(duì)ε馬氏體中的缺陷進(jìn)行精細(xì)觀察。制取尺寸為35.0 mm×8.0 mm×0.7 mm的試樣,采用TA Q850型動(dòng)態(tài)熱機(jī)械分析儀測試熱軋后試驗(yàn)合金的阻尼因子,采用振幅掃描,應(yīng)變幅在0.01%~0.10%,測試頻率為1 Hz,測試溫度為室溫,試樣長度方向與軋制方向保持一致,試樣厚度方向與法向方向（ND）保持一致。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   熱軋變形量對(duì)顯微組織的影響

由圖1可見：不同變形量熱軋前后試驗(yàn)合金均主要由ε馬氏體、α´馬氏體和奧氏體組成；熱軋前退火態(tài)（熱軋變形量為0）試驗(yàn)鋼中,ε馬氏體、α´馬氏體和奧氏體的體積分?jǐn)?shù)分別為82.9%,7.2%,9.9%；熱軋后當(dāng)變形量增加至5%時(shí),ε馬氏體體積分?jǐn)?shù)增加至約93.6%,奧氏體體積分?jǐn)?shù)減小至約2.3%,α´馬氏體體積分?jǐn)?shù)未發(fā)生明顯變化；隨熱軋變形量繼續(xù)增加,三相含量均未發(fā)生明顯變化,當(dāng)熱軋變形量為22%時(shí),ε馬氏體、α´馬氏體和奧氏體的體積分?jǐn)?shù)分別為93.9%,5.0%,1.1%。 

圖  1  不同變形量熱軋前后試驗(yàn)合金的XRD譜及各相含量與熱軋變形量的關(guān)系

Figure  1.  XRD spectra of test alloy before and after hot rolling with different deformations (a) and relationship between each phase content and hot rolling deformation (b)

由圖2可見：退火態(tài)及5%變形量熱軋后試驗(yàn)合金均主要由片層狀ε馬氏體構(gòu)成,變形量為5%熱軋后還出現(xiàn)了局部全位錯(cuò)滑移特征（箭頭所示）；隨熱軋變形量增加,顯微組織表現(xiàn)出細(xì)化趨勢,變形量為22%時(shí)合金中局部出現(xiàn)類胞狀結(jié)構(gòu)（箭頭所示）。 

圖  2  退火態(tài)和不同變形量熱軋后試驗(yàn)合金的顯微組織

Figure  2.  Microstructures of test alloy annealed (a) and after hot rolling with different deformations (b–e)

由圖3可見：退火態(tài)試驗(yàn)合金主要由ε馬氏體構(gòu)成,其間分布著相當(dāng)數(shù)量的片層狀?yuàn)W氏體；變形量為5%,22%熱軋后試驗(yàn)合金中奧氏體含量顯著降低,且分布著寬度為30~40 μm的長條型α´馬氏體區(qū)域,相比之下,變形量為22%時(shí)的α´馬氏體更加細(xì)小。統(tǒng)計(jì)可得,5%變形量熱軋后ε馬氏體晶粒尺寸約為3.3 μm,接近于未熱軋退火態(tài)（3.5 μm）,變形量為22%時(shí)ε馬氏體平均晶粒尺寸減小至約2.5 μm。細(xì)小多變體ε馬氏體和α´馬氏體的形成是熱軋細(xì)化顯微組織的主要原因。 

圖  3  退火態(tài)和不同變形量熱軋后試驗(yàn)合金的取向分布

Figure  3.  Orientation distribution of test alloy annealed (a–b) and after hot rolling with different deformations (c–f): (a, c, e) inverse pole figure and (b, d, f) phase diagram

由圖4可見：未熱軋退火態(tài)試驗(yàn)合金的局部應(yīng)變主要集中在ε馬氏體變體界面附近,奧氏體/ε馬氏體界面處無明顯的應(yīng)變集中,內(nèi)核平均取向差（KAM）約為0.92°；熱軋后當(dāng)變形量為5%時(shí),局部應(yīng)變?nèi)匀恢饕杏讦篷R氏體變體界面附近,但相比于熱軋前顯著降低,KAM約為0.55°；當(dāng)熱軋變形量為22%時(shí),局部應(yīng)變分布在ε馬氏體變體界面和ε馬氏體內(nèi)部,且高于熱軋前,KAM約為1.34°。 

圖  4  退火態(tài)和不同變形量熱軋后試驗(yàn)合金的局部應(yīng)變分布和KAM分布

Figure  4.  Local strain distribution (a–c) and KAM distribution (d) of test alloy annealed (a) and after hot rolling with different deformations (b–d)

對(duì)于ε馬氏體,母相重構(gòu)采用S-N關(guān)系,即{111}γ//{0001}ε和{−101}γ//{11-20}ε；對(duì)于α´馬氏體,母相重構(gòu)采用K-S關(guān)系,即{111}γ//{011}α´和{−101}γ//{−1-11}α´。由圖5可見：重構(gòu)后,5%變形量熱軋前后合金的微觀結(jié)構(gòu)較為接近,主要為較粗的奧氏體晶粒和奧氏體孿晶,當(dāng)變形量增至22%時(shí)出現(xiàn)較多的細(xì)小奧氏體晶粒。 

圖  5  退火態(tài)和不同變形量熱軋后試驗(yàn)合金的奧氏體母相重構(gòu)圖

Figure  5.  Austenitic parent phase reconstruction map of test alloy annealed (a–b) and after hot rolling of different deformations (c–f): (a, c, e) inverse pole figure and (b, d, f) phase diagram

由圖6可見：當(dāng)熱軋變形量為5%時(shí),ε馬氏體中存在大量的位錯(cuò)和層錯(cuò),在部分位錯(cuò)密集的ε馬氏體中出現(xiàn)位錯(cuò)纏結(jié),而層錯(cuò)分布較少,在層錯(cuò)密集的ε馬氏體中位錯(cuò)分布較少；奧氏體內(nèi)部主要以層錯(cuò)為主。 

圖  6  5%變形量熱軋后試驗(yàn)合金的TEM形貌

Figure  6.  TEM morphology of test alloy after hot rolling with deformation of 5%: (a) large visual field; (b) partial enlarged view; (c) austenite bright field image; (d) austenite dark field image; (e) ε martensite bright field image and (f) ε martensite dark field image

2.2   熱軋變形量對(duì)阻尼性能的影響

由圖7可見：退火態(tài)和不同變形量熱軋后試驗(yàn)合金的阻尼因子均隨應(yīng)變幅增加先顯著增大,當(dāng)應(yīng)變幅大于0.04%時(shí)增大速率放緩,振幅效應(yīng)明顯減弱；隨熱軋變形量增加,阻尼因子呈下降趨勢,且下降速率隨應(yīng)變幅增加而增大。 

圖  7  退火態(tài)和不同變形量熱軋后試驗(yàn)合金的阻尼因子隨應(yīng)變幅的變化曲線

Figure  7.  Variation curve of damping factors vs strain amplitude of test alloy annealed and after hot rolling with different deformations

相比熱軋前,5%變形量下熱軋后ε馬氏體晶粒尺寸減小,含量增加,這使得ε馬氏體變體界面增加,而22%變形量熱軋后試驗(yàn)合金在冷卻過程中（馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度以上）發(fā)生奧氏體再結(jié)晶,使得相變后的ε馬氏體顯著細(xì)化,從而進(jìn)一步增加了ε馬氏體變體界面。同時(shí),熱軋會(huì)促進(jìn)奧氏體向ε馬氏體轉(zhuǎn)變,使殘余奧氏體含量降低,ε馬氏體/γ奧氏體界面顯著減少。此外,退火態(tài)試驗(yàn)鋼的ε馬氏體中包含有大量層錯(cuò)且位錯(cuò)密度較低,進(jìn)行熱軋時(shí)ε馬氏體中的位錯(cuò)增加,但層錯(cuò)受到抑制,增加熱軋變形量則會(huì)進(jìn)一步提高位錯(cuò)密度（表現(xiàn)為位錯(cuò)胞的出現(xiàn)）。ε馬氏體中層錯(cuò)界面對(duì)阻尼性能的貢獻(xiàn)大于ε馬氏體變體界面。對(duì)于α´馬氏體含量,因其在退火和熱軋過程中均未發(fā)生變化,故不作為阻尼性能的影響因素。總的來說,5%變形量熱軋后,ε馬氏體層錯(cuò)、奧氏體層錯(cuò)和ε馬氏體/γ奧氏體界面的貢獻(xiàn)降低是阻尼性能相比于退火態(tài)降低的主要原因；當(dāng)熱軋變形量從5%增加至22%后,ε馬氏體中層錯(cuò)的貢獻(xiàn)降低是阻尼性能進(jìn)一步降低的原因之一。 

3.   結(jié)論

（1）熱軋前后Fe-18Mn合金均主要由ε馬氏體、α'馬氏體和奧氏體組成,但熱軋后更多奧氏體向ε馬氏體轉(zhuǎn)變,使得奧氏體含量減小,ε馬氏體含量增加,且三相含量隨變形量增加未發(fā)生明顯變化。 

（2）隨著熱軋變形量增加,Fe-18Mn合金阻尼性能降低。5%變形量熱軋后,ε馬氏體層錯(cuò)、奧氏體層錯(cuò)和ε馬氏體/γ奧氏體界面的貢獻(xiàn)降低是阻尼性能相比于熱軋前降低的主要原因；當(dāng)熱軋變形量從5%增加至22%后,ε馬氏體中層錯(cuò)的貢獻(xiàn)降低是阻尼性能進(jìn)一步降低的原因之一。

文章來源——材料與測試網(wǎng)