磁场热处理对M2052合金阻尼性能的影响*

张思斌，江泽超，田青超，李传军，任忠鸣

(上海大学 省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室，上海 200444)

0 引 言

随着各种机械的功率、速度不断增加，振动造成的有害噪声也随之增长。振动与噪声影响产品的质量与寿命和人们的身心健康。控制振动和减少噪声已经成为亟待解决的工程问题[1]。因此，研究与发展兼有减振降噪的结构阻尼材料具有很大的应用价值。商用M2052合金比传统的Mn-Cu基阻尼合金具有较为优异的高阻尼性能，通常以热锻或热轧状态制备[2]。磁场作为一种新型的冷物理场在材料研究领域得到了日益广泛的应用。磁场能够将强大的磁化能量无接触地传递到材料的原子尺度，使得磁场材料科学已成为新的发展方向和研究热点。磁场热处理会改变材料的热力学状态，影响材料中原子和分子的排列、匹配、迁移等行为，从而影响材料的固态相变过程，进而使其微观组织发生改变，最终影响材料的性能[3]。外加磁场可以驱动马氏体间孪晶界或奥氏体—马氏体界面的运动[4]、磁畴壁的移动[5]，材料在磁场处理后使抗拉强度提高的同时，也能够较大幅度地提高延伸率[6]。因此在热处理过程中施加磁场，在磁场的诱导下，合金的阻尼性能可能会发生变化。本文通过固溶和时效过程中施加交变磁场，探究磁场下发生的固态相变对阻尼合金组织结构及性能的影响。

1 实 验

实验用的Mn-Cu基合金以锰(99.9%)、铜(99.9%)、工业纯铁和镍为原料，在氩气氛(气压为60 kPa)中感应熔炼制备组分为Mn-20Cu-5Ni-2Fe (at.%)的合金铸锭。在1 173 K的温度下，将铸锭锻造并热轧至厚度300×800×20 mm3的板材，从板材上线切割制备尺寸为1×10×60 mm3的试样5个，经机械抛光后消除表面应变，编号分别为1#、2#、3#、4#、5#，1#试样不施加0.1T磁场，以1 173 K保温30 min并水淬，2#施加0.1T磁场，以1 173 K保温30 min并水淬。3#～5#试样在电阻炉以1 173 K保温30 min并水淬(固溶)，随后在708 K保温6 h并空冷(时效)，固溶和时效两个过程以是否施加0.1T的交变磁场而得到不同的DMA试样，图1为交变磁场装置(频率为50 Hz)，热处理工艺如表1所示。固溶和时效结束后，均先将磁场恢复至0 T后再取出样品。将热处理后的样品在金相试样预磨机上打磨，去除热处理过程中产生的表面氧化层。

金相试样在机械抛光后，采用酒精、磷酸和甘油混合溶液(2∶1∶1)进行电解抛光，采用徕卡光学显微镜(DM6000型)拍摄观察金相组织。使用X射线衍射(XRD，D/MAX-rC型X射线衍射仪，在40 kV和100 mA下操作)，采用速度为1°/min的连续扫描模式鉴定相组成。用于XRD测量的样品均通过精抛光制备，以避免形成表面应变。用型号为WDW-100的拉伸设备检测材料的室温抗拉强度。拉伸速度为2 mm/min，取其平均值作为它的拉伸试验数值。采用动态机械分析仪(DMA)的双悬臂梁模式测量不同频率下内耗和储能模量(E)随温度的变化规律。将抛光后的样品分别以5 K/min的升温速率将其从143 K加热到523 K，应变振幅为5×10-5，振动频率分别为0.1、1和10 Hz。

1-铜线圈；2-冷却循环水；3-电阻炉；4-试样；5-石英管；6-控温仪；7-调压器

表1 不同热处理工艺所获的DMA样品

2 结果与讨论

2.1 磁场对M2052合金固溶的影响

2.1.1 微观组织及结构

图2给出M2052合金分别在有无磁场固溶处理后的金相显微组织。可以看到1#和2#两种试样均存在孪晶组织，这表明该合金在即使不经过热弹性马氏体相变的情况下，反铁磁转变引起的晶格畸变同样可以诱发孪晶组织的形成。这种母相孪晶组织为长板条形状，横跨在整个晶粒内部，长度为晶粒大小所决定，宽度约为10～20 μm。

图2 固溶热处理条件下的显微组织

图3为固溶态合金有无磁场状态下的XRD图谱，由图3可知合金在固溶处理后均为γ相。图2(b)中2#试样磁场固溶后的特征衍射峰与1#的相比，(111)、(200)和(311)衍射峰强度变弱，(220)衍射峰强度稍微变大，但(111)和(200)依旧是主峰。一般来说， XRD衍射峰变宽意味着大量位错的形成。磁场热处理可增加XRD衍射峰的半高宽，提高合金的位错密度[8]。在固溶过程中施加磁场，高温顺磁母相转变为反铁磁相时，原子间距产生变化，进而引起晶格畸变，在组织内产生大量位错胞[9]。位错密度(r)可通过以下公式计算[10],

η=2etanθ

(1)

(2)

其中η为XRD峰形的半高宽，θ为衍射峰的位置角度的一半，e为有效微应变，ρ为位错密度，b为伯氏矢量，k为几何常数，面心立方结构的k值为16.1。

图4给出η与2tanθ的关系，呈线性特征，其斜率代表有效微应变。可知，无磁场固溶时的微应变为0.249%，而有磁场固溶时为0.402%，由此计算的位错密度分别为1.44×1015/m2和3.73×1015/m2。这说明固溶处理过程中，施加交变磁场可以有效提高M2052合金的位错密度，提高幅度较无磁场固溶合金约1.6倍。这可以由磁致塑性效应和位错增值机制来解释[11-12]。一方面，合金的位错具有顺磁性特征，由于磁致塑性效应，磁场就能够减小位错形核能，增加位错运动能力，而有助于位错密度的提高。另一方面，当M2052合金试样在交变磁场下进行热处理后，磁场提供给位错的驱动力足以克服由位错的线性张力所引起的恢复力，即所施加的磁场可以驱动Frank-Read位错源并引起位错增殖。因此，磁场固溶后合金的位错密度将会增加。

图3 1#与2#的XRD谱

图4 η与2tan θ的关系

2.1.2 DMA曲线特征

图5表示M2052合金进行有无磁场固溶处理后的DMA曲线及其dE/dT曲线，其中1#为无磁场固溶处理的试样，2#为有磁场固溶处理的试样，3#为磁场固溶后进行无磁场时效处理的试样。根据文献[13]，模量最低值所对应的温度为Tg，而模量对温度求导所得dE/dT的最大值所对应的温度为TN。从图5的DMA曲线可以看出，三个试样在220 K附近均存在略微凸起的低温内耗峰，低温峰随着频率的增大都向高温移动，符合频率对孪晶的弛豫作用规律，即该内耗峰为孪晶峰；不同的是3#的孪晶内耗峰值明显大于1#和2#。这是因为1#和2#只进行了固溶处理，没有进行时效处理，此时的马氏体相变点(TM)远低于反铁磁转变点(TN)，故1#和2#只发生反铁磁转变，而反铁磁转变引起的点阵畸变会诱发孪晶组织的形成，以这种方式来释放畸变能[14]。3#在固溶后进行了时效处理，在这一过程中合金发生了调幅分解，提高了富锰区的锰含量，从而使马氏体相变点(TM)升高，反铁磁转变引起的点阵畸变会诱发马氏体相变，继而形成马氏体孪晶，使得3#的孪晶峰值要明显高于1#和2#[15]。

图5 M2052合金有无磁场固溶试样的DMA曲线及其dE/dT曲线

由图5(a)和(b)可知，在固溶处理后，2#的内耗较1#的无明显变化，但其弹性模量较无磁场固溶处理的整体提高，这可以由前面2.1.1节所得的位错密度来解释。2#的位错密度大于1#的，故固溶处理时施加磁场可以提高材料的弹性模量。M2052合金作为一种反铁磁性材料，当反铁磁转变发生时，点阵失稳导致畸变，改变其对称，从而出现弹性模量随温度下降而降低的模量软化现象[16]。模量软化阶段的模量最小值与最大值之差为ΔE。由图5可知1#的ΔE约4 000 MPa；2#的ΔE最小，约2 000 MPa；而3#的ΔE最大，约20 000 MPa。ΔE的值与合金的化学成分、磁矩以及FCC晶格稳定性有关。2#进行磁场固溶处理后，在磁场作用下产生了比1#更多的位错，这些位错使2#的FCC晶格更难发生畸变，因此2#的ΔE比1#的更小。3#的ΔE比1#和2#的要大得多，这是因为3#经时效处理后提高了相变点TM，使得TM和TN更接近。试样发生反铁磁转变时产生的晶格畸变不仅诱发了孪晶组织的形成，还诱导了马氏体相变的产生，而马氏体相变本身就具有一种声学软模特征。当反铁磁转变与马氏体相变发生耦合时，3#的模量下降曲线变得更加陡峭，且ΔE也比1#和2#的更大[17]。

1#和2#两个试样模量软化阶段的起始温度基本相同，约375 K，而1#试样的Tg和TN分别为268 K和310 K，2#试样的Tg和TN分别为305和324 K，这说明在固溶处理时施加磁场可以提高M2052合金的Tg和TN。2#试样磁场固溶后，随着温度升高，其模量上升到最大值所需时间比1#的少，即磁性转变可以更快完成。这是因为固溶处理时合金为顺磁性，而位错芯中包含有顺磁中心，磁场固溶使合金的位错密度增加，即在固溶处理时施加磁场可以形成更多的顺磁中心[12]，合金的磁性转变就更容易发生，从而使Tg和TN提高。3#的Tg和TN相对于1#和2#的Tg和TN提高了很多，这是因为3#在时效处理时会发生调幅分解，提高富锰区的Mn含量，从而提高相变点TM，同时也会使Tg和TN得到提高，但特征温度提高的幅度不一样[18]。

图6 M2052合金有无磁场时效试样的DMA曲线及其dE/dT曲线

2.2 磁场对M2052合金时效的影响

2.2.1 DMA曲线特征

图6表示4#和5#试样的DMA曲线及其dE/dT曲线。在图6中，M2052合金经时效处理后，在0.1 Hz下的内耗曲线存在双峰，即孪晶峰与相变峰。相变峰对应的温度(TM)稍低于弹性模量最低值对应的温度(Tg)，孪晶峰出现在220 K附近，且孪晶峰会随着频率的增加而右移，逐渐与相变峰合并为单一内耗峰。从图6还可知，5#的内耗峰值要大于4#的峰值，5#在0.1 Hz的相变内耗峰值比4#高5×10-3，5#在0.1Hz的孪晶内耗峰值比4#高3×10-3，且5#的Tg和TN均稍高于4#的Tg和TN，这都与5#的磁场时效过程有关。在磁场下进行时效处理时，磁场对合金调幅分解的影响是通过控制原子的扩散来实现的，交变磁场可以提高金属中原子的扩散速率[19-20]。M2052合金的内耗峰值及其TM、Tg和TN都与Mn含量有着密切的关系，而时效过程显著影响着合金富锰区的Mn含量，Mn含量的提高不仅会导致合金的内耗增加，还会使TM、Tg和TN提高[18]。5#的内耗峰值大于4#的峰值，且其TM、Tg和TN都比4#的更高，这是5#在磁场时效后的富锰区Mn含量比4#高的结果。这说明，M2052合金在交变磁场条件下进行时效处理，可以提高Mn元素在调幅分解过程中的扩散速率。

2.2.2 力学性能

图7给出了M2052合金时效处理后的晶粒大小及抗拉强度。3#、4#、5#试样的晶粒大小分别约为58、82和70 μm，3#和5#的晶粒尺寸要明显小于4#中的晶粒。由拉伸实验测得4#试样的抗拉强度仅为435 MPa，3#和5#试样的抗拉强度分别为457和462 MPa，两者的抗拉强度相当，但都比4#的强度高出约25 MPa。可见无论是固溶还是时效处理，施加交变磁场都可达到细晶强化的作用，进而提高合金的抗拉强度。磁场时效处理实现细化晶粒是由于磁场有利于Cu原子扩散。Cu原子可以占据缺陷位置，使缺陷逐渐减少，同时释放的能量转移到新相形核，从而降低了新相的形核能，进而提高形核率[21]。另外，由于交变磁场可产生磁致收缩效应[22]，此效应引起的组织运动在磁场固溶处理时可抑制晶核长大，从而细化晶粒。

图7 M2052合金时效处理后的晶粒大小与抗拉强度

2.2.3 拉伸断口

M2052合金拉伸断口的纵截面如图8所示，拉伸后晶粒明显伸长，晶界出现不同程度的扭曲，且趋于拉伸方向排列。从图8左下角插图中可以看出，晶粒内部出现流线型带状形貌的变形孪晶组织。随着拉伸的进行，孪晶密度将趋于饱和，进一步变形，孪晶数量急剧减少，所以不同位置处的变形孪晶分布不均匀，有的位置稀少，有的位置集中。图9(a)给出拉伸试样的组织形貌，在晶粒内同样看到流线型的滑移组织。随着晶粒间及孪晶间的滑移变形，MnCu合金的孪晶应力通常低于50 MPa，低孪晶应力意味着高的孪晶界迁移率[23]。在拉伸应变过程，有利于应力取向的新孪晶会形核长大，不利取向的孪晶变体则逐渐消失，这就是孪晶-去孪晶现象。孪晶-去孪晶的过程通常伴随着高密度位错的增殖[24]。图9(b)为沿拉伸方向的反极图，可见其拉伸变形后表现为较强的[111]取向和微弱的[001]取向，随着应变的逐渐增加，[111]和[001] 在孪晶-去孪晶过程沿拉伸方向逐步形成。拉伸断口形貌如图10所示，其断口是典型的韧性断裂形貌。图10(a)为断口心部位置，存在许多尺寸和深度不等的圆形或椭圆形韧窝。图10(b)为图10(a)中虚线框内的放大形貌，韧窝内存在许多台阶状形貌，如图中箭头所示，宽度约为5 μm，这可能是去孪晶过程中产生的二次孪晶。

图8 5#拉伸试样的纵截面图

图9 5#拉伸试样的组织形貌和反极图

图10 5#拉伸试样的断口形貌

3 结 论

(1)由于磁致塑性效应和位错增值机制，固溶处理时施加交变磁场可以提高M2052合金的位错密度。无磁场固溶时的位错密度约为1.44×1015/m2，磁场固溶后的位错密度约为3.73×1015/m2，磁场固溶提高了合金的弹性模量，且位错构成的顺磁中心使合金的Tg和TN得到提高。

(2)磁场时效可以提高M2052合金的相变点，并使内耗峰值得到提高。磁场时效合金在0.1 Hz的相变内耗峰值比无磁场时效合金的高5×10-3，磁场时效合金在0.1 Hz的孪晶内耗峰值比无磁场时效合金的高3×10-3。

(3)在固溶和时效处理时施加磁场都可以实现晶粒的细化。M2052合金未施加磁场热处理时的抗拉强度仅为435 MPa；磁场固溶和磁场时效后的抗拉强度分别为457和462 MPa。都比未施加磁场热处理合金的强度高出约25 MPa。

(4)拉伸过程中存在孪晶-去孪晶过程，合金沿拉伸方向形成较强的[111]取向和微弱的[001]取向。