磷元素對Fe-Mn 阻尼合金性能影響研究

李江文 ，李大航，李 琳，侯華興，趙 剛

（1.鞍鋼集團(tuán)北京研究院,北京 102299；2.北京科技大學(xué)鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心,北京 100038；3.鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院,遼寧 鞍山 114000）

0 引言

阻尼合金是一種能夠?qū)C(jī)械能轉(zhuǎn)化為內(nèi)能耗散掉，從而降低振動的一類功能性材料。根據(jù)阻尼機(jī)制進(jìn)行分類，主要為位錯型、復(fù)相型、超塑性型、鐵磁型、孿晶型和Fe-Mn 基型[1]。其中，F(xiàn)e-Mn 基阻尼合金由于其阻尼性能好，強(qiáng)度高，成本低而備受重視，針對Fe-Mn 基阻尼合金的研究也越來越多。目前學(xué)者普遍認(rèn)為Fe-Mn 基阻尼合金的阻尼機(jī)制為阻尼源界面的運(yùn)動，阻尼源界面主要有4 種：ε 馬氏體內(nèi)的層錯界面、γ 奧氏體內(nèi)的層錯界面、ε/ε 界面、γ/ε 的界面[2?6]。黃姝珂等人[7?8]研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-Mn 合金阻尼性能隨應(yīng)變振幅的變化數(shù)據(jù)符合Shockley不全位錯脫釘內(nèi)耗模型，Shockley 不全位錯數(shù)量增加有利于Fe-Mn 合金的阻尼性能。王世宏等[9]研究了不同固溶溫度對Fe-19Mn 合金相變與阻尼性能的影響，發(fā)現(xiàn)合金的阻尼性能隨固溶溫度的變化主要受γ/ε 相界面的影響，γ 奧氏體中的層錯邊界對Fe-19Mn 合金的阻尼性能隨振幅的變化無明顯貢獻(xiàn)。

Fe-Mn 阻尼合金未能廣泛應(yīng)用的原因之一就是其耐蝕性能較差，耐蝕性能與阻尼性能具有一定的互斥性。有研究表明[10?11]，添加Cr、Ni 等耐蝕元素能夠有效提高Fe-Mn 阻尼合金的耐蝕性能，但這些元素在不同程度上對合金的阻尼性能有影響。如何提高Fe-Mn 阻尼合金耐蝕性能，且不損害其阻尼性能，仍是一個值得研究的問題。磷作為傳統(tǒng)耐蝕性元素，是提高鋼耐大氣腐蝕性能最有效的合金元素之一，磷在鋼中能夠均勻溶解，有助于在鋼表面形成致密的保護(hù)膜，使其內(nèi)部不被大氣腐蝕。通常在鋼中添加0.08%～0.015%的磷元素，能夠獲得最佳的耐大氣腐蝕性能[12]。筆者從耐蝕性合金元素添加角度出發(fā)，研究了磷元素、固溶溫度對于Fe-Mn 阻尼合金性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用阻尼合金在實(shí)驗(yàn)室真空感應(yīng)爐中進(jìn)行冶煉，冶煉后澆鑄為70 kg 的鑄錠，冶煉所得鑄錠的化學(xué)成分如表1 所示。

表1 試驗(yàn)用阻尼合金化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of the experimental damping alloy %

試驗(yàn)所用阻尼合金采用兩階段軋制工藝，將鑄錠加熱到1 200 ℃保溫2.5 h，在實(shí)驗(yàn)室軋機(jī)上軋至15 mm，一階段開軋溫度為1 050 ℃，二階段開軋溫度為950 ℃，軋后水冷至室溫。在軋板上取固溶熱處理試樣，參照前人對Fe-Mn 合金固溶熱處理的研究成果，將試樣分別在800、900、1 000 ℃保溫1 h 進(jìn)行固溶處理，隨后水冷至室溫。

在軋板上，沿橫向取拉伸測試試樣、阻尼測試試樣、腐蝕試驗(yàn)試樣，沿縱向取沖擊測試試樣。拉伸測試試樣為M10×?5 mm 的圓棒，拉伸測試按照國標(biāo)GB/T228.1-2010 在萬能電子拉伸測試機(jī)上進(jìn)行，沖擊測試試樣尺寸為55 mm×10 mm×10 mm，板厚方向開V 槽，測試按國標(biāo)GB/T 229-2020 在擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。阻尼測試試樣尺寸為35 mm×1.2 mm×0.8 mm，阻尼測試在多功能內(nèi)耗儀（MFP-1000）上進(jìn)行，測試頻率為1 Hz，溫度為25 ℃；描述阻尼性能的常用參數(shù)有四種：對數(shù)衰減率δ、損耗因子tanφ、內(nèi)耗Q?1、比阻尼系數(shù)SDC，在實(shí)際應(yīng)用過程中，可以認(rèn)為它們之間的轉(zhuǎn)換關(guān)系為SDC=2δ=2πQ?1=2πtanφ。筆者在研究中采用對數(shù)衰減率δ來描述阻尼性能，測試阻尼合金阻尼性能隨應(yīng)變振幅的變化。模擬工業(yè)大氣環(huán)境電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)采用的設(shè)備是普林斯頓公司生產(chǎn)的PARSTAT 多通道電化學(xué)工作站，試驗(yàn)溶液為0.01 mol/L NaHSO3溶液。固溶處理后的試樣經(jīng)機(jī)械研磨拋光后，采用10%高氯酸酒精溶液進(jìn)行電解拋光，在場發(fā)射掃描電子顯微鏡上進(jìn)行EBSD 表征。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 相圖計算

采用Thermo-Calc 軟件對Fe-Mn-P 阻尼合金的平衡相圖進(jìn)行計算，計算結(jié)果如圖1 所示，隨著磷元素含量的增加，相圖中的液相線和固相線無變化，說明在Fe-Mn 二元阻尼合金中添加磷元素對阻尼合金的相變溫度及組織中的相比例無明顯影響。

圖1 Fe-Mn-P 阻尼合金平衡相圖Fig.1 Equilibrium phase diagram of Fe-Mn-P damping alloy

2.2 顯微組織

圖2 是經(jīng)不同固溶溫度處理后的阻尼合金EBSD-BC 形貌，通過圖2 可以看出，在固溶溫度為1 000 ℃時，阻尼合金奧氏體晶粒尺寸較大；不同固溶溫度狀態(tài)下，添加磷元素的Fe-Mn-P 阻尼合金奧氏體晶粒有較大不同，隨著固溶溫度的升高，奧氏體的晶粒尺寸逐漸長大。采用國標(biāo)GB/T 6394-2017中的直線截點(diǎn)法，統(tǒng)計了不同固溶溫度處理后阻尼合金的原奧氏體晶粒尺寸。在1 000 ℃固溶狀態(tài)下，F(xiàn)e-Mn 阻尼合金奧氏體晶粒尺寸為36.6 μm，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金為38.4 μm，添加磷元素對阻尼合金奧氏體晶粒尺寸影響很?。辉谔砑恿自氐腇e-Mn-P 阻尼合金中，隨著固溶溫度的降低，奧氏體晶粒尺寸從38.4 μm（1 000 ℃）逐漸減小到28 μm（900 ℃）和20.8 μm（800 ℃）。

圖2 經(jīng)不同溫度固溶處理后阻尼合金的EBSD-BC 圖Fig.2 EBSD-BC images of damping alloys after solution treatment at different temperatures

圖3 是經(jīng)不同溫度固溶處理后阻尼合金的EBSD-phase 圖，黃色相為ε 馬氏體，藍(lán)色相為γ 奧氏體，紅色相為α'馬氏體。經(jīng)固溶處理后，阻尼合金在室溫下的組織主要由γ 奧氏體（fcc 結(jié)構(gòu)）、ε 馬氏體（hcp 結(jié)構(gòu)）和α'馬氏體（bcc 結(jié)構(gòu)）組成，組織中ε馬氏體占絕大多數(shù)，其次是奧氏體，僅有少部分α'馬氏體。在1 000 ℃固溶處理后，添加磷元素的Fe-Mn-P 阻尼合金中的奧氏體和α'馬氏體含量略高于Fe-Mn 阻尼合金；隨著固溶溫度的升高，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金組織中的奧氏體先增加后降低，α'馬氏體在組織中的比例逐漸降低，在900 ℃時，奧氏體在組織中的比例最高。

圖3 經(jīng)不同溫度固溶處理后阻尼合金的EBSD-Phase 圖Fig.3 EBSD-phase images of damping alloys after solution treatment at different temperatures

進(jìn)一步表征阻尼合金的顯微組織結(jié)構(gòu)，采用EBSD 數(shù)據(jù)處理軟件對阻尼合金的界面密度進(jìn)行統(tǒng)計，圖4 是經(jīng)不同溫度固溶處理后Fe-Mn-P 阻尼合金的界面密度，統(tǒng)計的界面為ε/ε、ε/γ、γ/γ 及這三種界面的總和。經(jīng)固溶處理后，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金組織中γ/γ 界面密度很低，最高僅為0.01 μm?1，ε/ε 和ε/γ 界面密度較高。隨固溶溫度升高，ε/ε 界面密度先減小后增加，ε/γ 界面密度先增加后減小；當(dāng)固溶溫度為900 ℃時，此時組織中的奧氏體比例較高，ε/ε 界面密度最低，ε/γ 界面密度最高。

圖4 經(jīng)不同溫度固溶處理后Fe-Mn-P 阻尼合金的界面密度Fig.4 Interfacial density of Fe-Mn-P damping alloy after solution treatment at different temperatures

2.3 力學(xué)性能

表2 是經(jīng)不同固溶溫度處理后阻尼合金的拉伸及沖擊性能，在1 000 ℃固溶處理后，添加磷元素的阻尼合金屈服強(qiáng)度提高了24 MPa，抗拉強(qiáng)度提高了55 MPa。斷后伸長率降低了3.5 個百分點(diǎn)；?20 ℃低溫沖擊吸收功顯著降低，僅為16 J。隨固溶溫度的升高，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都逐漸降低，斷后伸長率、?20 ℃低溫沖擊吸收功得到一定的提高。

表2 經(jīng)不同固溶溫度處理后阻尼合金力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of damping alloys treated at different solution temperatures

2.4 阻尼性能

圖5 是經(jīng)不同溫度固溶處理后阻尼合金阻尼性能隨應(yīng)變振幅的變化，隨著應(yīng)變振幅的增加，阻尼合金經(jīng)不同溫度固溶后的阻尼性能均呈現(xiàn)增大的趨勢。當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.10%時，在1 000 ℃固溶溫度下，F(xiàn)e-Mn 二元阻尼合金對數(shù)衰減率為0.017，添加磷元素的Fe-Mn 阻尼合金對數(shù)衰減率為0.012，阻尼性能出現(xiàn)大幅降低，降低了29.41%。對Fe-Mn-P 阻尼合金而言，隨固溶溫度的升高，阻尼性能下降，當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.10%時，在900 ℃和1 000 ℃固溶狀態(tài)下，阻尼合金對數(shù)衰減率均為0.012，在800 ℃固溶狀態(tài)下，阻尼性能最佳，對數(shù)衰減率為0.016。

圖5 經(jīng)不同溫度固溶處理后合金阻尼性能隨應(yīng)變振幅的變化Fig.5 Variation of damping properties of alloys with strain amplitude after solution treatment at different temperatures

2.5 耐蝕性能

對Fe-Mn 和Fe-Mn-P 阻尼合金的耐腐蝕性能進(jìn)行評價，圖6 是阻尼合金在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)結(jié)果。從圖6 可以看出，在Fe-Mn的基礎(chǔ)上添加磷元素，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金的自腐蝕電位升高，材料的自腐蝕電位越高，其失去電子、被腐蝕的傾向性越低；交流阻抗譜半徑變大，交流阻抗譜的半徑表征材料表面的活性，半徑越大表示其表面活性越低。

圖6 阻尼合金在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中電化學(xué)腐蝕試驗(yàn): (a)自腐蝕電位;(b)交流阻抗譜Fig.6 Electrochemical corrosion test of damping alloy in simulated industrial atmosphere: (a) self-corrosion potential and(b) AC impedance spectra

3 分析與討論

3.1 磷元素添加對阻尼合金性能的影響

磷元素在鋼中常以置換原子形式存在，是一種非常有效的固溶強(qiáng)化元素，P 元素的固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量常用公式（1）進(jìn)行計算[13]：

其中，σs為屈服強(qiáng)度，MPa；K 為比例系數(shù)，為470；[P]為處于固溶態(tài)的磷的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，%。若成功固溶0.08%的磷元素，鋼的屈服強(qiáng)度可提升37.6 MPa。本文中添加0.079%的磷元素，阻尼合金的屈服強(qiáng)度提高值為24 MPa，根據(jù)理論計算，磷元素并未完全固溶，大約有0.03%磷元素不是以固溶態(tài)存在于阻尼合金組織中。磷元素的化學(xué)活動能力較低，在凝固時期，一般不與其他元素形成化合物，具有較大的偏聚傾向，同時Mn 元素與P 元素之間的交互作用系數(shù)遠(yuǎn)大于0，促進(jìn)磷元素的偏聚[14]，因此磷在鋼中容易在奧氏體晶界處偏聚，在奧氏體晶界的偏聚會減弱晶界上原子的結(jié)合力，從而造成鋼的脆性斷裂[15]。Takayama 研究了磷元素偏聚對鋼中韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響，隨著磷元素的偏聚，鋼中韌脆轉(zhuǎn)變溫度逐漸升高[16]。試驗(yàn)鋼中添加的磷元素有大量未以固溶態(tài)存在，且試驗(yàn)鋼中的Mn 元素含量高，與磷元素交互作用更提高了磷元素在晶界的偏聚，進(jìn)而降低試驗(yàn)鋼的低溫韌性。

阻尼合金組織中的晶格畸變和空位缺陷會惡化其阻尼性能[17]，磷元素的原子半徑為0.109 nm，F(xiàn)e原子半徑為0.124 nm，磷元素以置換固溶的形式存在于組織中，會產(chǎn)生較大的晶格畸變和許多的空位缺陷等，不利于阻尼合金的阻尼性能；而磷元素在阻尼合金晶界處大量偏聚，降低了由原子置換而造成的晶格畸變，最大限度地減小了對阻尼性能的影響，但固溶在組織中的磷元素仍顯著地降低了阻尼合金的阻尼性能，因此在1 000 ℃固溶狀態(tài)下，添加磷元素的阻尼合金的阻尼性能遠(yuǎn)低于Fe-Mn 二元阻尼合金。有研究表明，在模擬表面蝕孔的閉塞腐蝕中，含磷鋼會形成金屬鹽，降低腐蝕區(qū)域的腐蝕速度[18]，磷元素的添加提高了Fe-Mn-P 阻尼合金的自腐蝕電位，自腐蝕電位越高，阻尼合金耐大氣腐蝕能力越好；增大了交流阻抗譜的半徑，降低阻尼合金表面活性，有利于提高阻尼合金的耐大氣腐蝕性能。

3.2 固溶熱處理溫度對阻尼性能的影響

Fe-Mn 阻尼合金在冷卻過程中會發(fā)生γ→ε→α'的固態(tài)相變，隨著Mn 元素含量的提高，ε→α'相變受到抑制，相變以γ→ε 為主，組織主要為γ 和ε 相。Young-Kook Lee 等[19]在研究中提出，阻尼性能與γ和ε 在組織中的體積分?jǐn)?shù)關(guān)系如式（2）所示：

其中，δc為總的阻尼性能；δε為ε 馬氏體的阻尼性能；δγ為γ 奧氏體的阻尼性能；fε為組織中ε 馬氏體的體積分?jǐn)?shù),%。該理論是建立在γ 奧氏體和ε 馬氏體內(nèi)的組織結(jié)構(gòu)是相同的，且未將γ 奧氏體/ε 馬氏體的界面對阻尼性能的影響考慮在內(nèi)。定量化表征Fe-Mn-P 阻尼合金組織中各相所占的比例，圖7 是經(jīng)不同固溶處理后Fe-Mn-P 阻尼合金中各相的比例，經(jīng)900 ℃固溶處理后，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金中的γ 奧氏體含量最高，ε 馬氏體含量最低。隨固溶溫度的升高，組織中的α'馬氏體含量逐漸下降。Fe-Mn-P 阻尼合金的阻尼性能與組織中相比例沒有表現(xiàn)出顯著的關(guān)聯(lián)。

圖7 經(jīng)不同固溶溫度處理后Fe-Mn-P 阻尼合金各相比例Fig.7 Various phase ratios of Fe-Mn-P damping alloys treated at different solution temperatures

經(jīng)不同固溶溫度處理后，阻尼合金的組織結(jié)構(gòu)發(fā)生著顯著的變化，阻尼合金組織中的奧氏體板條的形成是由于ε 馬氏體沿長度發(fā)生長大，直到遇到晶界、孿晶界或先形成的其他ε 馬氏體，受到其阻礙而停止[20]，呈板條狀的ε 馬氏體將未轉(zhuǎn)變的奧氏體分割成細(xì)小的板條，奧氏體板條附近多為ε 馬氏體板條，與奧氏體板條相接觸較少，因此當(dāng)組織中奧氏體比例較低時，組織中γ/γ 界面密度很低，對Fe-Mn-P 的阻尼性能影響很小。隨著固溶溫度的升高，阻尼合金奧氏體晶粒尺寸逐漸增大，對組織中γ 奧氏體和ε 馬氏體的平均有效晶粒尺寸進(jìn)行了統(tǒng)計，隨著固溶溫度的升高，F(xiàn)e-Mn-P 阻尼合金的平均有效晶粒尺寸也逐漸增大，從3.3 μm（800 ℃）增加到3.9 μm（1 000 ℃）。有研究發(fā)現(xiàn)[21]，具有較小晶粒尺寸的組織有利于Fe-Mn 阻尼合金的阻尼性能；結(jié)合不同溫度固溶處理后阻尼合金的界面密度可以得出，組織中的ε/ε 界面密度與ε 馬氏體在組織中所占比例和組織形態(tài)有著密切的關(guān)聯(lián)，更多的細(xì)小ε 馬氏體板條，ε/ε 界面密度越高。ε/γ 界面密度與組織中奧氏體所占比例關(guān)系更為密切，較高的奧氏體含量才能具有較高的ε/γ 界面密度。Fe-Mn 阻尼合金阻尼性能主要源于組織中各類可動界面的往復(fù)運(yùn)動[3,6]，在Fe-Mn-P 阻尼合金中，800 ℃固溶狀態(tài)下，具有最高ε/ε 和ε/γ 界面密度總和，阻尼性能最佳；因此在Fe-Mn-P 阻尼合金中，ε/ε 界面、ε/γ 界面密度是阻尼性能的重要影響因素，γ/γ 界面密度較低，與阻尼性能無顯著關(guān)聯(lián)。

4 結(jié)論

1) 在Fe-Mn 阻尼合金中添加磷元素，磷元素容易在晶界處偏聚，極大地?fù)p害了阻尼合金的低溫韌性，同時磷元素的置換固溶提高了晶格畸變和空位缺陷，降低了阻尼合金的阻尼性能。

2) 固溶溫度為800～1 000 ℃時，隨著固溶溫度的升高，F(xiàn)e-Mn-P 合金的阻尼性能有所降低。界面密度與阻尼性能呈正相關(guān)，ε/ε 和ε/γ 界面密度是影響阻尼性能的重要因素。

3) 磷元素的添加可以提高阻尼合金的自腐蝕電位，有利于阻尼合金的耐腐蝕性能。