Fe基形状记忆合金是由Sato等^[1]在20世纪80年代首次发现的，它是继Ni-Ti基和Cu基形状记忆合金后的第三代形状记忆合金。该合金强度高、塑性好、易加工成型、耐蚀性好，尤其是其价格低廉，具有较强的工程应用潜力，近年来Fe基形状记忆合金受到了国内外学者的特别关注^{[2, 3, 4, 5, 6]}。然而，该合金形状记忆效应(Shape Memory Effect,SME)较差、形状回复率低，目前仅能应用在管道连接中。因此，人们一直设法采用各种手段，特别是热机械训练^{[7, 8, 9, 10]}以期提高其形状记忆效应，拓展应用范围。目前，对热机械训练过程中组织的变化情况进行报道的较少。本工作着重讨论热机械训练过程中合金组织的演变，分析马氏体和奥氏体在热机械训练前后的变化情况，探寻Fe-Mn-Si系形状记忆合金在热机械训练过程中记忆效应的内在机理。

实验材料为Fe-15.5Mn-5Si-9Cr-5Ni，Fe-15.5Mn-5Ni-5Al，Fe-15.5Mn-5Si-9Cr-5Ni-0.5Mo(质量分数／％，下同)，分别对应于试样1，2，3。经锻造后的铸件根据实验需求进行固溶处理，固溶温度为1173K，固溶时间为30min。固溶处理后，将试样加工成外径为48.12mm、内径为24.1mm、高为15.5mm的中空圆柱。热机械训练采用压缩法，先对试样进行约5%左右的预变形，去除载荷后在马弗炉中873K温度下进行15min退火处理。

合金的拉伸性能根据GB/T228—2002《金属材料室温拉伸试验方法》进行。形状回复率测量方法为：①将试样加工成实际产品的中空圆柱状的垫片，厚度为H₀；②在垫片的上下表面加压，产生一定量的变形，测量厚度H₁；③在600℃下退火后，测量厚度H₂。回复率η为

金相观察在LWD200-4C型金相显微镜上进行；将试样进行抛光后，用草酸(10g)+H₂O₂(20mL)+HF(20mL)+H₂O(10mL)腐蚀制成扫描试样，利用场发射扫描电镜Quanta 200 F观察；用线切割机在回复态及压缩态试样上截取0.8mm左右厚度的薄片，机械打磨至30～50μm，超声波清洗后用电解双喷法制成电镜样品，然后使用H-800型透射电子显微镜观测其内部结构；XRD实验在D/max2550VB3+/PC型衍射仪上进行。

图1为三种不同成分的Fe-Mn-Si系合金在不同周次热机械循环下的应变回复率。可见，三种合金的回复率均先随着训练次数的增加而增加(0.75%~1.95%)，而后随着训练次数的增加而降低(1.08%~1.95%)，训练三次后合金的可回复应变达到最大值(1.95%)。

	图1 应变回复率与训练次数的关系 Fig.1 Relationship of strain recovery rate and training cycles
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由Fe-Mn-Si形状记忆合金的记忆机理可知，合金产生记忆效应是由于应力诱发产生ε马氏体，加热后发生逆转变成为γ奥氏体，达到形状回复，产生形状记忆效应^{[11, 12]}。

图2为不同成分合金原始组织的金相显微形貌。三种试样的原始组织均为奥氏体组织，并在奥氏体上存在析出物。对比发现试样2合金析出的第二相尺寸大，且数量较多，在晶界和晶内均有大量的分布(图(b)2)。试样3合金析出物尺寸较小且分布较均匀(图2(c))。

	图2 Relationship of strain recovery rate and training cycles Fig.2 Metallographic microstructure of samples (a)sample 1;(b)sample 2;(c)sample 3
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Fe-Mn-Si基形状记忆合金的层错能很低，经过锻造工艺处理后，组织中很容易产生大量的层错，虽然在随后的固溶处理中，一些层错会在热的作用下消失，但仍能保留部分的层错。图3为试样1，2，3原始试样中的层错形貌。试样1中的奥氏体层错较试样2多且密集，有六层左右的层错宽度，如图3(a)所示。试样2中的奥氏体层错比较疏散，较短，有九层左右的层错，如图3(b)所示。试样3中奥氏体层错明显增多，不同于试样1层错方向单一，该试样在两个方向上分布有大量层错，且密度高，长度和宽度均较大。

	图3 试样组织中的层错 (a)试样1;(b)试样2;(c)试样3 Fig.3 Stacking fault in structure of samples (a)sample 1;(b)sample 2;(c)sample 3
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图4为试样1经过训练后组织中的奥氏体层错形貌。对比图3(b)可知，层错经训练后在长度方向上生长，马氏体形貌和层错形貌差别不大。但是，长大的马氏体片层遇到层错的阻碍时，应力只能通过激发新的马氏体片层来缓解。因为马氏体与层错的这种关系，使得大的马氏体片中存在着很多缺陷。

	图4 训练后试样1的组织结构 Fig.4 Structure of sample 1 after training
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图5为试样1合金训练前后的位错形貌。由图5(a)可知，训练前组织中存在的大多为单独的位错。经过多次训练后，晶粒内部位错的运动产生塑性变形。在变形时位错大量繁殖，由于位错间及位错与组织中预存的结构间交互作用可以部分抵消，因此在一定的变形范围内，经过变形处理的组织中，残留的位错形成了最终的组织形貌，包括由位错形成的亚晶界，位错墙以及单独的位错。图5(b)，(c)为经过五次和六次训练后位错的形貌，可以发现，大量位错发生缠结，且残留下很多位错墙。

	图5 训练前后的位错变化 (a)训练前;(b)五次训练后;(c)六次训练后 Fig.5 The change of dislocation before and after training (a)before training;(b)after five times training;(c)after six times training
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Fe-Mn-Si形状记忆效应主要来源于马氏体的转变这一点已经得到公认。在训练之前，试样3的金相形貌如图6(a)所示，组织中几乎不存在马氏体。在训练过程中，合金在外力的作用下(室温加载至5%的应变后卸载)，组织中产生了大量的马氏体，并且一部分互相交错，如图6(b)所示。除了应力诱发的大量马氏体，奥氏体组织在应力的作用下发生变形也产生了马氏体。合金在回复之后，马氏体在退火的作用下回复到奥氏体相，而晶粒在应力作用下的变形却是无法改变的。图6(c)为样品3的三次训练退火后显微组织，可以看到组织中的晶粒比较细小，含有的马氏体较少，大多为奥氏体，说明经过退火后马氏体向奥氏体发生了转变。

	图6 不同训练阶段试样3的金相显微组织(a)训练前;(b)应力加载后；(c)三次训练后 Fig.6 Metallographic microstructure of sample 3 with different conditions (a)before training；(b)after stress loading;(c)after three times training
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图7为试样3训练前后的XRD图谱。可知，训练前马氏体峰几乎不存在，说明组织中不存在马氏体；受力后，马氏体峰升高，奥氏体峰降低，组织中产生了大量的马氏体，也有少量奥氏体发生了转变。退火后，马氏体峰又降低，说明马氏体发生了逆转变。

	图7 试样3在不同状态下的XRD图谱 Fig.7 XRD patterns of sample 3 with different conditions
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图8是预变形量为5%的试样3经一次热机械训练后的扫描电镜形貌。可见，训练后合金中的应力诱发ε马氏体分布比较均匀，相互平行，交叉现象较少，同时，晶体中的马氏体呈现ε马氏体区域择优取向，即在一个区域内仅存在一种取向的应力诱发ε马氏体，呈现出热机械训练后应力诱发ε马氏体的典型特征^{[13, 14, 15]}，如图8所示，一个大的晶粒被分割成取向不同的两个区域，在每个区域中，都有一种占绝对主导位相的马氏体片存在，而且几乎不存在其他位相的马氏体。

	图8 试样3经一次训练后的扫描电镜显微形貌 Fig.8 SEM image of sample 3 after a training
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热机械训练实际上是应力诱发γ→ε马氏体相变及逆相变过程的重复。其降低了应力诱发马氏体相变的临界应力，使应力诱发马氏体相变容易进行，从而增加应力诱发马氏体的数量。热机械训练同时也增加了塑性变形的临界应力，减少了不可逆塑性变形，还使晶体内缺陷密度增加，这些晶体缺陷可作为ε马氏体的核胚，使ε马氏体转变量增加^{[16, 17, 18]}。然而，过多的训练会导致永久应变的累积增加，还可能出现α′马氏体，从而阻碍形状记忆效应的提高，所以当训练次数进一步增加时，形状记忆效应趋于稳定甚至降低。经过六次训练后应变回复性能下降，主要是因为经过大量的变形，在同等的退火条件下位错密度大量增加，经过退火处理后，奥氏体组织中有大量的位错保留下来，图9是试样3(Fe-Mn-Si-Cr-Ni-Mo合金)经过六次训练后的透射电镜(TEM)照片。可见，合金基体上发生了严重的位错缠结。这些缠结的位错在加热过程中无法消失，是不可恢复的永久性缺陷，它们一方面钉扎住母相，使其不易产生ε马氏体，另一方面,阻碍了已产生的ε马氏体发生逆相变。

	图9 经过六次训练后试样3的透射电镜照片 Fig.9 TEM image of sample 3 after six times training
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综上所述，训练次数的增加主要在以下两个方面影响合金的相对形状回复率：(1)随着训练次数的增加，应力诱发马氏体所需的应力不断降低。这是因为在热机械循环中新引进了一些晶格缺陷，使Shockley不全位错和层错的密度增加。这些晶格缺陷可以作为后来形成的应力诱发马氏体的形核中心，这样在动力学上对γ→ε马氏体转变有利，所以可以在较小的外加应力下发生转变。(2)随着训练次数的增加，晶体中的马氏体呈现ε马氏体区域择优取向，即随训练次数的增加晶粒往往分成单独的几个区域，在每个区域中，都有一种占绝对主导位相的马氏体片存在，而且几乎不存在别的其他位相的马氏体。

(1)热机械训练是应力诱发γ→ε马氏体相变及其逆相变过程的重复，训练前组织中几乎不含马氏体，组织中存在奥氏体层错。应力加载后，组织中出现大量的马氏体，奥氏体层错在长度方向上生长，且经过多次训练后合金中的应力诱发ε马氏体分布比较均匀，相互平行，交叉现象较少，同时晶体中的马氏体呈现ε马氏体区域择优取向。

(2)过多(五次以上)的热机械训练后，组织中含有大量的位错，还可能出现α′马氏体，且合金基体上发生了严重的位错缠结，这对应力诱发γ→ε马氏体相变及其逆相变不利，从而影响合金的记忆性能。