金属学报, 2020, 56(9): 1217-1226 DOI: 10.11900/0412.1961.2020.00005

固溶温度对Fe-19Mn合金的γε相变和阻尼性能的影响

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

Influence of Solution Temperature on γε Transformation and Damping Capacity of Fe-19Mn Alloy

WANG Shihong, LI Jian,, CHAI Feng, LUO Xiaobing, YANG Caifu, SU Hang

Department of Structure Steels, Central Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China

通讯作者: 李健,lijianzy@cisri.com.cn,主要从事高强韧船舶与海洋工程用钢研究

责任编辑: 毕淑娟

收稿日期: 2020-01-02   修回日期: 2020-04-21   网络出版日期: 2020-09-11

Corresponding authors: LI Jian, senior engineer, Tel: (010)62183600, E-mail:lijianzy@cisri.com.cn

Received: 2020-01-02   Revised: 2020-04-21   Online: 2020-09-11

作者简介 About authors

王世宏,男,1991年生,博士生

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 ; γε相变 ; 层错几率 ; γ/ε相界面

Abstract

Due to the high damping capacity and excellent mechanical properties, Fe-Mn alloy is considered to be a promising high damping alloy, and suitable for constructional and vehicle metal parts application, which can enhance the fatigue property of structures and metal parts, and also improve the working and living environment. It's generally accepted at present that damping capacity of Fe-Mn alloy is influenced by the stacking fault boundaries in γ-austenite and ε-martensite, γ/ε phase boundaries and ε/ε variant boundaries; another view is that boundaries of the above damping sources are made up of partial dislocations, so the damping capacity of Fe-Mn alloy is caused by the motion of partial dislocations, and interpreted by G-L dislocation pinning model and stacking fault probabilities calculation. But there is no distinction between the probabilities of different type stacking faults. Both deformation stacking fault and growth stacking fault can be formed in γ-austenite and ε-martensite, and the change of process parameters has different influence on them, which will lead to different changes of deformation and growth stacking fault probabilities. So it's necessary to analyze whether boundaries of different stacking fault types will have different effects on damping capacity of Fe-Mn alloy. Based on that, a hot-rolled Fe-19Mn alloy is prepared and then solution treated between 950~1100 ℃. Damping capacity is measured by dynamic mechanical analyzer (DMA). The microstructure evolution is observed by OM and TEM, and XRD is used to analyze phase constitution and to measure stacking fault probabilities. The results reveal that Fe-19Mn alloy shows amplitude-dependent damping capacity which almost linearly increases with amplitude, and frequency-independent damping capacity. From G-L plot, the variation of damping capacity below the critical amplitude A' (A'≈30 μm) is interpreted by G-L model, while it's associated with micro-plastic deformation when above A'. As the increase of solution treatment temperature, the damping capacity of Fe-19Mn decreases, and possesses the best performance at 950 ℃; furthermore, it shows different characteristics in different amplitude ranges: when the amplitude is lower than 170 μm, damping capacity decreases in exponential form, which changes similarily with deformation stacking fault probability in ε-martensite, so it can be considered the boundaries of deformation stacking fault as the main damping source; when the amplitude is higher than 170 μm, damping capacity decreases linearly, which changes similarily with the relative length of γ/ε phase boundary, so it can be considered γ/ε phase boundary as the main damping source. Based on TEM observation of stacking faults in γ-austenite, it can be inferred that stacking fault boundaries in γ-austenite have no obvious contribution to the change of damping capacity of Fe-19Mn with amplitude.

Keywords: Fe-Mn alloy ; damping capacity ; γε transformation ; stacking fault probability ; γ/ε interface

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本文引用格式

王世宏, 李健, 柴锋, 罗小兵, 杨才福, 苏航. 固溶温度对Fe-19Mn合金的γε相变和阻尼性能的影响. 金属学报[J], 2020, 56(9): 1217-1226 DOI:10.11900/0412.1961.2020.00005

WANG Shihong, LI Jian, CHAI Feng, LUO Xiaobing, YANG Caifu, SU Hang. Influence of Solution Temperature on γε Transformation and Damping Capacity of Fe-19Mn Alloy. Acta Metallurgica Sinica[J], 2020, 56(9): 1217-1226 DOI:10.11900/0412.1961.2020.00005

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γε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]

h-k=3Z±1

l为偶数时,

B2θ0=360π2tanθld2c23α+3β

l为奇数时,

B2θ0=360π2tanθld2c23α+β

式中,hkl为Miller指数;Z为整数;B2θ0为半峰宽(°);θ为实测的各晶面的Bragg角;dhkl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αβ,其中α的计算采用峰位移法[13]

Δ2θ111=2θ111-2θ1110=903αtanθ111π2+14
Δ2θ200=2θ200-2θ2000=903αtanθ200π2-12
Δ2θ200-2θ111=-903απ2tanθ2002+tanθ1114 

式中,θ111θ200表示实测的各晶面的Bragg角,θ1110θ2000表示无层错时的Bragg角,其中,“+”表示有层错的2θ111大于无层错的2θ1110,“-”表示有层错的2θ200小于无层错的2θ2000

γ-奥氏体的β的计算采用了峰不对称法[16]

ΔC.G.°2θ111=+11βtanθ111
ΔC.G.°2θ200=-14.6βtanθ200
ΔC.G.°2θ111-C.G.°2θ200=
(11tanθ111+14.6tanθ200)β

式中,ΔC.G.°2θ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]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γε相变开始温度(Msγε),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Msγε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Msγε无明显影响[17]

图5

图5   奥氏体晶粒尺寸和γε相变开始温度(Msγε)随固溶温度的变化

Fig.5   Variations of austenite grain size and Msγε with solution temperature (Msγε—starting temperature of γε 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(1¯11)γ∥(0002)ε、[011¯]γ∥[112¯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=2¯00g=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[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=011¯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αβ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αβ (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γε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γεα'相变;当13%≤wMn≤32%时,将发生γε相变,εα'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γε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γε相变与γ-奥氏体的层错能密切相关[21]。Olson和Cohen[22]在研究γε相变时提出ε-马氏体的相变驱动力(ΔGγε)γ-奥氏体的层错能(Γ)具有如下关系:

Γ=nρΔGγε+Estrain+2σ

其中,ΔGγε的计算公式如下[23]

ΔGγε=ΔGchγε+ΔGmagγε+ΔGex

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ρ=43a02N (其中,a0γ-奥氏体的晶格常数,N为Avogadro常数);ΔGchγεΔGmagγεΔGex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,ΔGchγεΔGmagγε的计算参考文献[1],ΔGexΔGex=170.06exp(-D/18.55)计算[24] (其中,D为奥氏体晶粒尺寸,μm);Estrainγε相变引起的共格应变能,计算时取37 J/mol;σγ-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γε相变提供形核核心,使得Fe-19Mn合金在冷却时以γε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(ΔGγε)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 (ΔGγε) (b)


对不同奥氏体晶粒尺寸下的ΔGγε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,ΔGγε逐渐减小,并且当温度低于某一值时,ΔGγε变为负值,此时将会发生γε相变;该温度可认为是γε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Msγε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γε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。γε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(δH)可由下式表示[3]

δH=C1εexp-C2ε
C1=ρ0FBLN36bELC2
C2=FBbELC

式中,ρ0为位错密度,FB为弱钉扎点(如溶质原子)对位错的钉扎力,LN为强钉扎点间位错线的长度,LC为弱钉扎点间位错线的长度,E为弹性模量,b为位错的Burgers矢量模,ε为应变振幅(本工作中用振幅A代替)。由式(11)作出lnδH×AA-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,lnδH×AA-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,lnδH×AA-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。

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