圖 1不同變形量熱軋前后試驗合金的XRD譜及各相含量與熱軋變形量的關系
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)
0. 引言
機械振動及噪聲會帶來機械結構損壞、壽命縮短、加工精度降低以及生活工作環境變差等問題,甚至會對人體造成傷害[1]。阻尼材料可以將機械振動能轉化為熱能耗散,有效降低機械振動及噪聲[2]。在金屬阻尼材料中,Fe-Mn合金由于制造成本低、阻尼性能和力學性能較好等優勢,近年來受到越來越廣泛的關注[3]。
Fe-Mn合金的阻尼源包括ε馬氏體中層錯界面、ε馬氏體變體界面、ε馬氏體/γ奧氏體界面、γ奧氏體中層錯界面,其阻尼效果通過上述4種界面的相對滑動,即內摩擦使機械振動能轉化成熱能而實現[4]。現有研究表明,合金中的元素種類及含量[5–8]、熱處理工藝參數（熱處理溫度[9]、保溫時間[10]）、冷變形[8,11-13]等均會對Fe-Mn合金的4種界面產生影響,從而影響其阻尼性能。對于冷變形,WANG等[11]研究發現,冷變形量低于10%時,隨著冷變形量的增大Fe-17Mn合金的阻尼性能表現出先提升后下降的趨勢。HUANG等[12]研究認為：較小的冷變形量使Fe-19.35Mn合金的層錯幾率增加,從而提升其阻尼性能；較大的冷變形量使合金中ε馬氏體和層錯相互交割,增加了不全位錯運動（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,金屬材料可能會出現硬化和脆化等現象。相比之下,對材料進行熱變形處理可以改善塑性,釋放應力,提高力學性能。但有關熱變形對合金顯微組織和阻尼性能的影響卻鮮有報道。
為此,作者對退火態Fe-18Mn合金進行不同變形量的熱軋,研究了熱軋變形量對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化提供參考。
1. 試樣制備與試驗方法
試驗材料為Fe-18Mn合金,主要化學成分（質量分數/%）為18.21Mn,0.002C,余Fe。合金采用真空感應爐熔煉,在1150℃下熱鍛成截面尺寸為40mm×40mm的長棒。對長棒進行900℃×4h的退火處理,爐冷,再在二輥軋機中進行熱軋,軋制前在900℃保溫20min,熱軋變形量分別為5%,11%,16%和22%。
采用Bruker D8ADVANCE型X射線衍射儀（XRD）分析物相組成,銅靶,Kα射線,工作電壓為40kV,電流為40mA,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0.2μm,掃描范圍為100μm×80μm,數據分析處理軟件為AZtecCrystal。試樣經機械研磨、粒徑1μm金剛石懸浮液拋光、粒徑0.03μm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ε馬氏體中的缺陷進行精細觀察。制取尺寸為35.0mm×8.0mm×0.7mm的試樣,采用TA Q850型動態熱機械分析儀測試熱軋后試驗合金的阻尼因子,采用振幅掃描,應變幅在0.01%~0.10%,測試頻率為1Hz,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. 試驗結果與討論
2.1 熱軋變形量對顯微組織的影響
由圖1可見：不同變形量熱軋前后試驗合金均主要由ε馬氏體、α´馬氏體和奧氏體組成；熱軋前退火態（熱軋變形量為0）試驗鋼中,ε馬氏體、α´馬氏體和奧氏體的體積分數分別為82.9%,7.2%,9.9%；熱軋后當變形量增加至5%時,ε馬氏體體積分數增加至約93.6%,奧氏體體積分數減小至約2.3%,α´馬氏體體積分數未發生明顯變化；隨熱軋變形量繼續增加,三相含量均未發生明顯變化,當熱軋變形量為22%時,ε馬氏體、α´馬氏體和奧氏體的體積分數分別為93.9%,5.0%,1.1%。
由圖2可見：退火態及5%變形量熱軋后試驗合金均主要由片層狀ε馬氏體構成,變形量為5%熱軋后還出現了局部全位錯滑移特征（箭頭所示）；隨熱軋變形量增加,顯微組織表現出細化趨勢,變形量為22%時合金中局部出現類胞狀結構（箭頭所示）。
圖 2退火態和不同變形量熱軋后試驗合金的顯微組織
Figure 2.Microstructures of test alloy annealed (a) and after hot rolling with different deformations (b–e)
由圖3可見：退火態試驗合金主要由ε馬氏體構成,其間分布著相當數量的片層狀奧氏體；變形量為5%,22%熱軋后試驗合金中奧氏體含量顯著降低,且分布著寬度為30~40μm的長條型α´馬氏體區域,相比之下,變形量為22%時的α´馬氏體更加細小。統計可得,5%變形量熱軋后ε馬氏體晶粒尺寸約為3.3μm,接近于未熱軋退火態（3.5μm）,變形量為22%時ε馬氏體平均晶粒尺寸減小至約2.5μm。細小多變體ε馬氏體和α´馬氏體的形成是熱軋細化顯微組織的主要原因。
圖 3退火態和不同變形量熱軋后試驗合金的取向分布
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：未熱軋退火態試驗合金的局部應變主要集中在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變集中,內核平均取向差（KAM）約為0.92°；熱軋后當變形量為5%時,局部應變仍然主要集中于ε馬氏體變體界面附近,但相比于熱軋前顯著降低,KAM約為0.55°；當熱軋變形量為22%時,局部應變分布在ε馬氏體變體界面和ε馬氏體內部,且高于熱軋前,KAM約為1.34°。
圖 4退火態和不同變形量熱軋后試驗合金的局部應變分布和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)
對于ε馬氏體,母相重構采用S-N關系,即{111}γ//{0001}ε和{−101}γ//{11-20}ε；對于α´馬氏體,母相重構采用K-S關系,即{111}γ//{011}α´和{−101}γ//{−1-11}α´。由圖5可見：重構后,5%變形量熱軋前后合金的微觀結構較為接近,主要為較粗的奧氏體晶粒和奧氏體孿晶,當變形量增至22%時出現較多的細小奧氏體晶粒。
圖 5退火態和不同變形量熱軋后試驗合金的奧氏體母相重構圖
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：當熱軋變形量為5%時,ε馬氏體中存在大量的位錯和層錯,在部分位錯密集的ε馬氏體中出現位錯纏結,而層錯分布較少,在層錯密集的ε馬氏體中位錯分布較少；奧氏體內部主要以層錯為主。
圖 65%變形量熱軋后試驗合金的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 熱軋變形量對阻尼性能的影響
由圖7可見：退火態和不同變形量熱軋后試驗合金的阻尼因子均隨應變幅增加先顯著增大,當應變幅大于0.04%時增大速率放緩,振幅效應明顯減弱；隨熱軋變形量增加,阻尼因子呈下降趨勢,且下降速率隨應變幅增加而增大。
圖 7退火態和不同變形量熱軋后試驗合金的阻尼因子隨應變幅的變化曲線
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%變形量熱軋后試驗合金在冷卻過程中（馬氏體轉變起始溫度以上）發生奧氏體再結晶,使得相變后的ε馬氏體顯著細化,從而進一步增加了ε馬氏體變體界面。同時,熱軋會促進奧氏體向ε馬氏體轉變,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,退火態試驗鋼的ε馬氏體中包含有大量層錯且位錯密度較低,進行熱軋時ε馬氏體中的位錯增加,但層錯受到抑制,增加熱軋變形量則會進一步提高位錯密度（表現為位錯胞的出現）。ε馬氏體中層錯界面對阻尼性能的貢獻大于ε馬氏體變體界面。對于α´馬氏體含量,因其在退火和熱軋過程中均未發生變化,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、奧氏體層錯和ε馬氏體/γ奧氏體界面的貢獻降低是阻尼性能相比于退火態降低的主要原因；當熱軋變形量從5%增加至22%后,ε馬氏體中層錯的貢獻降低是阻尼性能進一步降低的原因之一。
3. 結論
（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、奧氏體層錯和ε馬氏體/γ奧氏體界面的貢獻降低是阻尼性能相比于熱軋前降低的主要原因；當熱軋變形量從5%增加至22%后,ε馬氏體中層錯的貢獻降低是阻尼性能進一步降低的原因之一。
文章來源——材料與測試網