新型Acrylic/TiNi復(fù)合材料阻尼與力學(xué)性能研究

郝剛領(lǐng)，張 江，李育川，王幸福，雷 波，王偉國，王新福

(1 延安大學(xué) 物理與電子信息學(xué)院，陜西 延安 716000；2 中國科學(xué)院固體物理研究所 材料物理重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，合肥 230031)

隨著工業(yè)技術(shù)的快速發(fā)展，振動(dòng)和噪聲對(duì)人們生活、工作和健康影響愈加嚴(yán)重。阻尼材料能夠有效地將機(jī)械能轉(zhuǎn)化為熱能，從而降低振動(dòng)和噪聲[1-2]。然而，傳統(tǒng)阻尼材料已不能滿足日益增長的需求，開發(fā)綜合性能優(yōu)良的新型室溫高阻尼材料至關(guān)重要。在眾多阻尼材料中，形狀記憶合金由于熱彈性馬氏體相變、超彈性和獨(dú)特的形狀記憶效應(yīng)等性能而被廣泛研究[3-5]。此外，合金的多孔化可賦予材料更優(yōu)異的綜合性能，產(chǎn)生一類用途廣泛的功能-結(jié)構(gòu)一體化材料，實(shí)現(xiàn)在吸能、消音減振、生物材料等多領(lǐng)域的應(yīng)用[6]。TiNi形狀記憶合金除具有良好的力學(xué)性能還具有性能優(yōu)異的阻尼性能，在多種領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用。相應(yīng)的TiNi多孔材料因其高阻尼性能、多孔性、良好的生物相容性，常被用于高性能減振合金、組織修復(fù)和替代的生物醫(yī)學(xué)金屬材料[7-9]。研究概念發(fā)現(xiàn)，形狀記憶合金中引入孔隙結(jié)構(gòu)能夠顯著提高其阻尼性能，但降低了剛度和強(qiáng)度[10]。高分子聚合物因其黏彈性、分子鏈段間的摩擦和玻璃化轉(zhuǎn)變而具有比金屬材料高約一個(gè)數(shù)量級(jí)的阻尼性能[11-12]。然而，高分子聚合物力學(xué)性能較低，不能直接作為高阻尼材料應(yīng)用于實(shí)際工程結(jié)構(gòu)領(lǐng)域[13]。

基于多孔金屬材料獨(dú)特的多孔結(jié)構(gòu)，以高分子聚合物填充其孔隙制成高分子聚合物/金屬基復(fù)合材料，實(shí)現(xiàn)高分子聚合物與金屬基體在三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)中相互連接，形成貫穿整個(gè)微觀結(jié)構(gòu)的連續(xù)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，其結(jié)構(gòu)和性能可得到綜合提高。去除任何一個(gè)組成相，剩余的單相可形成獨(dú)立的多孔結(jié)構(gòu)，能獨(dú)立承受載荷。由于高分子聚合物/金屬基復(fù)合材料的互穿網(wǎng)絡(luò)連通結(jié)構(gòu)和各相間的協(xié)同作用，表現(xiàn)出更加優(yōu)異的功能特性[14-15]。近年來，許多研究者針對(duì)以形狀記憶合金為基體的復(fù)合材料開展了廣泛研究。Guo和Kato[16]以及Li的團(tuán)隊(duì)[17]以Mg作為阻尼增強(qiáng)相制備了Mg/TiNi復(fù)合材料。結(jié)果表明，Mg/TiNi復(fù)合材料相比TiNi形狀記憶合金具有更優(yōu)異的阻尼能力和力學(xué)性能。分析認(rèn)為，相比多孔材料，復(fù)合材料具有更好的物理連續(xù)性，因而具有良好的載荷傳遞能力，進(jìn)而表現(xiàn)出更高的力學(xué)性能。阻尼能力的提升歸因于Mg/TiNi界面的形成。Ji等[18]和Zheng等[19]采用浸泡法制備了聚氨酯/CuAlMn和聚苯乙烯/TiNiCu復(fù)合材料。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，阻尼增強(qiáng)相的填充增加了新的阻尼源，實(shí)現(xiàn)了多阻尼源有效疊加，阻尼能力得以顯著提升。力學(xué)性能的提升源于高分子聚合物對(duì)多孔形狀記憶合金孔壁變形和破碎的阻礙作用。

TiNi形狀記憶合金的高阻尼性能與馬氏體相變(或逆相變)有關(guān)，起源于馬氏體-奧氏體界面、孿晶界面、層錯(cuò)以及基體位錯(cuò)的可逆滯后運(yùn)動(dòng)。從實(shí)際應(yīng)用的角度出發(fā)，室溫附近具有高阻尼能力和優(yōu)良吸能特性的TiNi合金更受應(yīng)用的期待。鑄態(tài)TiNi合金的逆馬氏體相變溫區(qū)在100 ℃左右，呈現(xiàn)高阻尼溫區(qū)遠(yuǎn)離室溫附近。探索新的制備工藝調(diào)制相變溫區(qū)至室溫附近成為一種新的挑戰(zhàn)。在本課題組前期工作中，采用粉末冶金技術(shù)制備了TiNi多孔材料，發(fā)現(xiàn)逆馬氏體相變溫區(qū)在0～75 ℃。基于此，本研究在TiNi多孔材料制備的基礎(chǔ)上，開展新型Acrylic/TiNi復(fù)合材料制備工藝的研究，探索TiNi多孔材料和復(fù)合材料的阻尼性能及其微觀機(jī)制，考察材料的力學(xué)和吸能特性，以期獲得室溫高阻尼高吸能的TiNi復(fù)合材料，為相關(guān)的應(yīng)用和開發(fā)提供思路。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

1.1 材料制備

實(shí)驗(yàn)選用純度99.99%的無規(guī)則Ti粉(粒徑20～25 μm)和純度99.8%的球形Ni粉(粒徑10～15 μm)為原料，以純度99%的球形尿素顆粒(粒徑0.5～2.0 mm)為造孔劑。采用“均混-壓制-脫溶-燒結(jié)”的四階段粉末冶金技術(shù)制備TiNi多孔形狀記憶合金。首先基于原子配比Ti50Ni50(原子比)完成粉體的稱重，再通過行星式高能球磨機(jī)實(shí)現(xiàn)粉體的無球均混，時(shí)間2 h，轉(zhuǎn)速200 r/min。均混完成后，采用電動(dòng)臺(tái)式壓片機(jī)(FYD-30)單軸壓制成型，壓力400 MPa,保壓時(shí)間1 min。尿素的脫溶在弱堿性水中進(jìn)行，首先浸泡時(shí)間12 h，實(shí)現(xiàn)尿素顆粒的絕大部分溶除，再在真空干燥箱中180 ℃保溫5 h實(shí)現(xiàn)尿素徹底去除。燒結(jié)在高溫真空氣氛管式爐(CVD(G)-06/4/1)中進(jìn)行，真空度10-4～10-3Pa。首先升溫至800 ℃保溫2 h，然后1100 ℃燒結(jié)2 h實(shí)現(xiàn)固相擴(kuò)散反應(yīng)的充分進(jìn)行。TiNi多孔材料制備的詳細(xì)流程與TiAl多孔材料類似，詳見文獻(xiàn)[20]。

采用直徑為2 mm的塑料模具進(jìn)行真空負(fù)壓滲流。首先通過數(shù)控電火花線切割(DK7732)進(jìn)行TiNi多孔材料的加工以適應(yīng)滲流模具尺寸，然后將TiNi多孔材料置于模具內(nèi)，模具的下端連接機(jī)械真空泵，保持負(fù)壓5 Pa。選用阻尼能力高且具有良好抗沖擊性和可塑性的Acrylic高分子材料作為阻尼增強(qiáng)相。依據(jù)質(zhì)量分?jǐn)?shù)1∶1稱重Acrylic固態(tài)粉末和液態(tài)固化劑并置于玻璃容器中溶解，持續(xù)攪拌2 min,實(shí)現(xiàn)固態(tài)粉末的充分溶解形成溶膠。將Acrylic溶膠傾倒于模具上端TiNi多孔材料之上，然后迅速打開下端的真空閥門，Acrylic溶膠將在大氣壓下瞬間滲流到三維連通的TiNi多孔基體中。滲流完成后室溫冷卻30 min實(shí)現(xiàn)Acrylic的完全凝固。最后取出樣品，采用金剛石切割成內(nèi)耗和力學(xué)測(cè)試所需尺寸的樣品。

1.2 微觀結(jié)構(gòu)表征及阻尼和力學(xué)性能測(cè)試

采用內(nèi)耗(IF,Q-1)來表征材料的阻尼能力。內(nèi)耗和相對(duì)動(dòng)力學(xué)模量(RDM)通過高溫多功能內(nèi)耗儀(MFIF-I)來進(jìn)行測(cè)量，內(nèi)耗儀主要包括倒扭擺、計(jì)算機(jī)控制部分、光路部分和真空裝置四個(gè)部分。萬能材料試驗(yàn)機(jī)(MTS Criterion Model 43)用來測(cè)試材料的準(zhǔn)靜態(tài)壓縮力學(xué)性能，樣品尺寸φ16 mm×16 mm，壓縮速率1.0 mm/min。為確保結(jié)果的準(zhǔn)確性和重復(fù)性，每種樣品測(cè)試三個(gè)以上。樣品的宏觀和微觀形貌分別通過光學(xué)數(shù)碼相機(jī)(200D Ⅱ)、臺(tái)式掃描電鏡(SH-4000M)和光學(xué)顯微鏡(DMI-3000M)來表征。此外，TiNi多孔材料的孔隙率P通過阿基米德定律計(jì)算得出：

(1)

式中：M和V分別表示多孔樣品的質(zhì)量和體積；ρ為相應(yīng)致密TiNi合金密度。取五次測(cè)量的平均值作為樣品的真實(shí)孔隙率。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀形貌

圖1顯示了孔隙率為76.6%的TiNi多孔材料和Acrylic體積分?jǐn)?shù)為76.4%的新型Acrylic/TiNi復(fù)合材料的形貌結(jié)構(gòu)。從圖1(a)，(d)可以發(fā)現(xiàn)，多孔TiNi合金具有分布均勻的三維網(wǎng)絡(luò)連通的孔隙結(jié)構(gòu)，孔徑大小和形狀基本保留了造孔劑原始大小和形狀。但平行于壓力方向，由于造孔劑球型尿素顆粒在壓制成型過程中相互擠壓，發(fā)生微變形，孔洞呈現(xiàn)出橢球狀，如圖1(a)所示。除毫米級(jí)孔隙外，材料孔壁上還彌散分布大量微米級(jí)孔洞，起源于固相擴(kuò)散反應(yīng)和Kirkendall效應(yīng)。此外，毫米級(jí)孔洞壁上還存留部分縫隙，這與尿素顆粒之間相互接觸的界面有關(guān)。不同種類的孔洞和孔隙可確保材料的通孔結(jié)構(gòu)。另外，孔壁上沒有出現(xiàn)離散單質(zhì)顆粒存在，表明Ti/Ni顆粒之間已經(jīng)形成了有效的冶金結(jié)合。圖1(b)，(c)為負(fù)壓滲流后，Acrylic/TiNi復(fù)合材料的原始形貌，可以發(fā)現(xiàn)，Acrylic溶膠穿透了整個(gè)TiNi多孔基體，已完全滲入TiNi多孔形狀記憶合金中，形成了結(jié)構(gòu)均勻的復(fù)合材料。此外，通過圖1(e)中可以發(fā)現(xiàn)，Acrylic/TiNi界面光滑，無明顯孔洞或裂紋，表明兩相結(jié)合良好，這有利于界面間的應(yīng)力傳遞和性能的穩(wěn)定[21-22]。

圖1 TiAl多孔材料和Acrylic/TiNi復(fù)合材料宏微觀形貌(a)TiNi多孔材料截面圖；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料截面圖；(c)Acrylic/TiNi復(fù)合材料宏觀形貌(負(fù)壓滲流后)；(d)TiNi多孔材料微觀結(jié)構(gòu)；(e)Acrylic/TiNi復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)Fig.1 Morphologies of TiNi porous materials and Acrylic/TiNi composites(a)cross section of TiNi porous material;(b)cross section of Acrylic/TiNi composites;(c)macroscopic morphology of Acrylic/TiNi composites (after infiltration);(d)microstructure of TiNi porous material;(e)microstructure of Acrylic/TiNi composites

2.2 阻尼性能及其物理機(jī)制

圖2給出了TiNi多孔材料和復(fù)合材料內(nèi)耗IF與相對(duì)動(dòng)力學(xué)模量RDM隨溫度的變化關(guān)系，其中多孔材料孔隙率為76.6%，復(fù)合材料中Acrylic所占的體積分?jǐn)?shù)為76.4%，測(cè)量頻率1 Hz。為獲得內(nèi)耗峰的準(zhǔn)確峰位，進(jìn)行了背景內(nèi)耗扣除?？梢园l(fā)現(xiàn)在-50～200 ℃測(cè)量范圍內(nèi)，TiNi多孔材料中只有一個(gè)內(nèi)耗峰P1峰出現(xiàn)在30 ℃附近，復(fù)合材料在30 ℃和75 ℃附近各出現(xiàn)一個(gè)內(nèi)耗峰，即P1峰和P2峰。此外，伴隨著P1峰的出現(xiàn)，TiNi多孔材料RDM迅速下降出現(xiàn)一個(gè)模量低谷，但復(fù)合材料中RDM變化不明顯。隨著RDM的下降，P2峰出現(xiàn)模量最小值。內(nèi)耗峰的出現(xiàn)以及伴隨的模量低谷，表明了材料在測(cè)量的溫區(qū)內(nèi)發(fā)生了微觀結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變[23]。P2峰出現(xiàn)在復(fù)合材料中，多孔材料中無此內(nèi)耗峰，可以初步判斷P2峰的出現(xiàn)與升溫過程中Acrylic玻璃化轉(zhuǎn)變有關(guān)[24-25]。此外，可以發(fā)現(xiàn)在測(cè)量的整個(gè)溫域內(nèi)，TiNi復(fù)合材料的內(nèi)耗遠(yuǎn)高于相應(yīng)的多孔材料內(nèi)耗，尤其在0～100 ℃范圍內(nèi)。25 ℃室溫附近，復(fù)合材料內(nèi)耗值0.058遠(yuǎn)大于多孔材料的0.027，表明了TiNi復(fù)合材料具有優(yōu)越的室溫高阻尼能力。

圖2 內(nèi)耗和相對(duì)動(dòng)力學(xué)模量與溫度的依賴關(guān)系 (a)TiNi多孔材料；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料Fig.2 Dependence of IF and RDM on temperature (a)TiNi porous material;(b)Acrylic/TiNi composites

為進(jìn)一步明確P1和P2峰產(chǎn)生機(jī)制，圖3給出了TiNi多孔材料和復(fù)合材料內(nèi)耗與測(cè)量頻率的依賴關(guān)系。從圖3的a曲線可以發(fā)現(xiàn)，TiNi多孔材料的內(nèi)耗峰隨測(cè)量頻率增加而降低，但峰溫?zé)o明顯移動(dòng)。這與Zhao等[26]和Zhang等[27]報(bào)道的TiNi合金升溫過程中逆馬氏體相變內(nèi)耗峰規(guī)律一致。因此，可以確定TiNi多孔材料中P1峰的產(chǎn)生源于TiNi基體升溫過程中逆馬氏體相變。圖3的b曲線表明了TiNi復(fù)合材料中P1峰隨測(cè)量頻率的響應(yīng)規(guī)律與TiNi多孔材料相同，且峰溫一致。因此，復(fù)合材料中P1峰與多孔材料中P1峰有相同的起源。P2峰具有典型的弛豫特征，隨測(cè)量頻率增加，峰高升高，峰溫向高溫側(cè)移動(dòng)，峰寬加寬。這與聚合物玻璃化轉(zhuǎn)變內(nèi)耗峰的典型變化特征一致[15,24-25]。

圖3 TiNi多孔和復(fù)合材料內(nèi)耗與測(cè)量頻率的依賴關(guān)系Fig.3 Dependence of IF on measuring frequency for TiNi porous and composite materials

相對(duì)于致密材料，多孔金屬材料具有較高的阻尼能力已被廣泛證實(shí)。對(duì)于TiNi多孔材料，除了本身較高的本征阻尼能力外，材料還具有較高的瞬態(tài)內(nèi)耗，這源于內(nèi)耗測(cè)試過程中，材料本身逆馬氏體相變溫區(qū)為0～75 ℃，使其在室溫附近具有較高的阻尼能力。此外，通過圖4(a)可以發(fā)現(xiàn)，TiNi多孔材料的內(nèi)耗具有明顯的孔隙率依賴性，當(dāng)孔隙率大于75%時(shí)，P1峰隨孔隙率的增大而降低，但峰溫基本保持不變。這可以通過孔隙率增加導(dǎo)致TiNi多孔基體減少，相應(yīng)的阻尼源以及逆馬氏體相變對(duì)內(nèi)耗的貢獻(xiàn)減少來理解[26]。圖4(b)給出了TiNi復(fù)合材料內(nèi)耗與孔隙率的依賴關(guān)系，可以發(fā)現(xiàn)，隨增強(qiáng)相Acrylic體積分?jǐn)?shù)的增加，P1和P2內(nèi)耗峰升高，阻尼增大，峰位保持不變。這與隨增強(qiáng)相Acrylic體積分?jǐn)?shù)增大，導(dǎo)致高分子鏈段數(shù)量增多，鏈段間的摩擦耗能升高有關(guān)。此外，Acrylic滲入后，在Acrylic增強(qiáng)相和TiNi多孔基體間形成大量界面，這種界面是一種弱結(jié)合界面。在內(nèi)耗測(cè)試的交變應(yīng)力下，界面易發(fā)生微滑移而實(shí)現(xiàn)能量大量耗散，導(dǎo)致阻尼能力進(jìn)一步升高。Acrylic/TiN作為一種復(fù)合材料，其整體的物理性能與單一組分的物理性能緊密耦合。根據(jù)界面阻尼方程[17]，TiNi復(fù)合材料的內(nèi)耗Q-1可表示為：

圖4 內(nèi)耗與孔隙率的依賴關(guān)系 (a)TiNi多孔材料；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料Fig.4 Dependence of porosity on internal friction (a)TiNi porous material;(b)Acrylic/TiNi composites

(2)

(3)

式中：μ表示界面摩擦因數(shù)；k1和VP分別表示界面上的徑向應(yīng)力集中系數(shù)和增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)。從式(2)，(3)可以明顯看出，TiNi復(fù)合材料的阻尼性能與Acrylic增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)正相關(guān)，這與圖4(b)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果是一致的。圖5給出了內(nèi)耗對(duì)孔徑的依賴關(guān)系，可以發(fā)現(xiàn)，在孔隙率相同的情況下，孔徑對(duì)TiNi多孔材料內(nèi)耗無明顯影響，這意味著，在TiNi多孔基體相同的情況下，多孔基體比表面的大小對(duì)內(nèi)耗的影響幾乎沒有體現(xiàn)，這源于逆馬氏體相變對(duì)瞬態(tài)內(nèi)耗的貢獻(xiàn)遠(yuǎn)大于多孔材料界面對(duì)內(nèi)耗的影響，如圖5(a)所示。圖5(b)給出的TiNi復(fù)合材料與孔徑的依賴關(guān)系則表明了孔徑對(duì)內(nèi)耗有明顯的影響，尤其是P2峰。可以發(fā)現(xiàn)，隨孔徑的增大，P2峰升高且向高溫方向移動(dòng)。分析認(rèn)為，在Acrylic增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)相同的情況下，孔徑增大，則Acrylic單胞體積增大，高分子鏈段增長，增加了高分子鏈段間摩擦耗能對(duì)內(nèi)耗的貢獻(xiàn)，內(nèi)耗升高。此外，高分子鏈段增長也導(dǎo)致解凍所需激活能增加，進(jìn)而需要更高的溫度，因而，P2峰向高溫方向移動(dòng)。

圖5 內(nèi)耗與孔徑的依賴關(guān)系 (a)TiNi多孔材料；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料Fig.5 Dependence of pore size on internal friction (a)TiNi porous material;(b)Acrylic/TiNi composites

2.3 力學(xué)性能及其吸能特性

孔隙率是多孔金屬材料重要參數(shù)之一，材料物理和力學(xué)性能與孔隙率密切相關(guān)[28-29]。圖6給出了TiNi多孔材料和復(fù)合材料分別對(duì)應(yīng)不同孔隙率和不同Acrylic體積分?jǐn)?shù)的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，TiNi復(fù)合材料區(qū)別于一般的致密材料，它具有和TiNi多孔材料相似的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，即由彈性區(qū)、平臺(tái)區(qū)和致密化區(qū)組成。TiNi多孔材料具有明顯的上屈服強(qiáng)度點(diǎn)，在應(yīng)變?yōu)?%左右時(shí)，材料即發(fā)生明顯的屈服，TiNi多孔基體開始發(fā)生孔洞變形、裂紋產(chǎn)生和孔壁的坍塌，導(dǎo)致壓縮應(yīng)力急劇下降，隨后持續(xù)的壓縮過程中，材料碎片被壓縮在一起，應(yīng)力重新增大，直至新的裂紋形成和孔壁斷裂，碎片和基體再次分離，應(yīng)力松弛下降。整個(gè)平臺(tái)區(qū)，應(yīng)力的上升和下降交替進(jìn)行，導(dǎo)致壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)明顯的鋸齒狀波動(dòng)，表明了TiNi多孔材料典型的脆性屬性，這種宏觀脆性與合金的多孔化有關(guān)，而材料內(nèi)部的形變和破壞機(jī)制仍然屬于彈塑性[30]。當(dāng)孔壁完全破裂，由于碎塊的持續(xù)壓實(shí)，壓縮進(jìn)入致密化區(qū)。TiNi復(fù)合材料壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線在平臺(tái)區(qū)明顯光滑于TiNi多孔材料，相同應(yīng)變下，由于復(fù)合材料中Acrylic相的滲入，壓縮應(yīng)力遠(yuǎn)高于多孔材料。應(yīng)變30%以下，以塑性變形為主，曲線無明顯鋸齒狀波動(dòng)，隨著應(yīng)變的增加，鋸齒狀波動(dòng)開始出現(xiàn)，但壓縮應(yīng)力僅呈現(xiàn)微弱下降直至最后進(jìn)入致密化區(qū)域。

圖6 壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線 (a)TiNi多孔材料；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料Fig.6 Compressive stress-strain curves (a)TiNi porous material;(b)Acrylic/TiNi composites

為充分理解TiNi多孔材料和復(fù)合材料的形變機(jī)制，圖7給出了TiNi多孔材料(孔隙率80.2%)和復(fù)合材料(Acrylic體積分?jǐn)?shù)79.6%)單軸壓縮過程中，不同應(yīng)變量下樣品斷裂和破壞演變的宏觀形貌圖，其中壓縮方向如圖中箭頭所示。從圖7(a)中可以發(fā)現(xiàn)，應(yīng)變量為2%～5%時(shí)，材料處在壓縮彈性區(qū)，多孔試樣保持完整，無明顯斷裂和破壞。當(dāng)壓縮應(yīng)力超過屈服強(qiáng)度，應(yīng)變量達(dá)到10%～15%時(shí)，試樣首先發(fā)生局部膨脹，并伴隨孔壁斷裂和破碎，隨后應(yīng)力迅速松弛下降。隨著應(yīng)變繼續(xù)增加，斷裂破碎的碎片相互接觸，壓縮應(yīng)力重新增大，加劇了膨脹區(qū)孔壁的斷裂和破碎，如圖中紅色區(qū)域所示，促使壓縮應(yīng)力再次松弛下降。隨著應(yīng)變的持續(xù)增加，應(yīng)變量達(dá)到20%和25%時(shí)，膨脹區(qū)和破碎區(qū)擴(kuò)展增大。整個(gè)壓縮過程中試樣局部膨脹和破碎反復(fù)發(fā)生，導(dǎo)致壓縮應(yīng)力不斷上下波動(dòng)，使得應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)鋸齒狀波動(dòng)。此外，還可發(fā)現(xiàn)，應(yīng)變量為15%～40%時(shí)，壓縮試樣周圍有許多坍塌碎片和破碎顆粒，這源于材料基體脆性，導(dǎo)致坍塌破碎以爆炸式進(jìn)行。當(dāng)應(yīng)變達(dá)到30%及以上時(shí)，試樣整體發(fā)生大面積坍塌破碎。隨著壓縮持續(xù)進(jìn)行，試樣孔洞完全坍塌破碎，碎片緊密接觸，從而進(jìn)入壓縮致密化階段。圖7(b)給出了TiNi復(fù)合材料的形變過程，可以發(fā)現(xiàn)，在彈性區(qū)，試樣無明顯變化。當(dāng)應(yīng)變量達(dá)到10%～15%后，壓縮應(yīng)力超過屈服強(qiáng)度應(yīng)力，壓縮進(jìn)入平臺(tái)區(qū)，在此階段，復(fù)合材料的壓縮行為明顯區(qū)別于TiNi多孔合金，壓縮應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾泳徛龃?，表現(xiàn)出一定的塑性。同時(shí)，試樣開始發(fā)生側(cè)向膨脹，且隨應(yīng)變?cè)黾觽?cè)向膨脹越明顯。隨著壓縮應(yīng)變繼續(xù)增加，應(yīng)變量達(dá)到20%～30%時(shí)，試樣基體骨架開始產(chǎn)生裂紋，見圖中紅色區(qū)域，但壓縮應(yīng)力并未立即松弛下降，反而繼續(xù)緩慢增加。可以發(fā)現(xiàn)，在應(yīng)變小于30%的壓縮平臺(tái)區(qū)，試樣以側(cè)向膨脹為主，裂紋數(shù)量有限，這源于TiNi基體和Acrylic增強(qiáng)相之間的相互補(bǔ)償和耦合，也是TiNi復(fù)合材料壓縮曲線相對(duì)光滑的原因。隨后壓縮應(yīng)變量進(jìn)一步增加，達(dá)到35%～40%時(shí)，基體骨架裂紋增大，同時(shí)Acrylic也開始產(chǎn)生裂紋，導(dǎo)致壓縮應(yīng)力逐漸松弛下降。隨著壓縮繼續(xù)進(jìn)行，基體和Acrylic的裂紋繼續(xù)增大。但由于基體骨架與Acrylic相互貫穿，在壓縮應(yīng)力作用下，Acrylic發(fā)生側(cè)向膨脹阻礙基體骨架的斷裂，所以明顯區(qū)別于脆性材料的爆炸式坍塌破碎，導(dǎo)致壓縮應(yīng)力無明顯鋸齒狀波動(dòng)。隨后應(yīng)變繼續(xù)增加，壓縮進(jìn)入致密化階段。

圖7 不同壓縮應(yīng)變量下樣品宏觀形貌(a)TiNi多孔材料；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料Fig.7 Macroscopic morphologyies with different compressive deformation(a)TiNi porous material;(b)Acrylic/TiNi composites

能量吸收能力(C)和能量吸收效率(E)是反映材料吸能特性的兩個(gè)重要參數(shù)，可以根據(jù)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，根據(jù)以下兩個(gè)函數(shù)計(jì)算得出[6,31]：

(4)

(5)

式中：σ和ε分別表示壓縮應(yīng)力和應(yīng)變；l為最大應(yīng)變;σmax為位移ε后的最大壓縮應(yīng)力?；趫D6所示的TiNi多孔和復(fù)合材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，計(jì)算得到了不同應(yīng)變下TiNi多孔和復(fù)合材料的吸能能力，如圖8所示。可以發(fā)現(xiàn)，在TiNi多孔材料孔隙率和復(fù)合材料增強(qiáng)相Acrylic體積分?jǐn)?shù)相同情況下，在相同的應(yīng)變下，復(fù)合材料的吸能能力遠(yuǎn)大于TiNi多孔材料的吸能能力，這源于復(fù)合材料具有較高的屈服強(qiáng)度和光滑的平臺(tái)應(yīng)力。此外，還可發(fā)現(xiàn)吸能能力隨TiNi多孔材料孔隙率的增大或復(fù)合材料Acrylic增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的增加而降低。通常認(rèn)為，多孔材料總的能量耗損E由四部分組成[32]：

圖8 不同應(yīng)變下材料吸能能力(a)TiNi多孔材料；(b)Acrylic/TiNi復(fù)合材料Fig.8 Energy-absorption capacity with different strains(a)TiNi porous material;(b)Acrylic/TiNi composites

E=Ed+Ef+Ev+Ec

(6)

式中：Ed，Ef，Ev和Ec分別表示材料形變過程中基體變形產(chǎn)生的能量損耗、孔壁接觸滑移時(shí)摩擦產(chǎn)生的能量損耗、孔隙中流體的黏滯性流動(dòng)產(chǎn)生的能量損耗和閉孔中不可壓縮氣體產(chǎn)生的損耗。顯然，Ed和Ef對(duì)E的貢獻(xiàn)最大，而Ev和Ec的貢獻(xiàn)較小，這源于TiNi多孔材料的高通孔性以及孔隙內(nèi)無黏滯性流體流動(dòng)。對(duì)于TiNi基體和Acrylic增強(qiáng)相構(gòu)成的TiNi復(fù)合材料，相應(yīng)能量損耗E可表示為：

E=Ed+Ea+Ef

(6)

式中：Ed，Ea和Ef分別表示TiNi基體和Acrylic形變產(chǎn)生的能量損耗，以及兩相界面滑移時(shí)摩擦產(chǎn)生的能量損耗。TiNi復(fù)合材料中由于存在增強(qiáng)相Acrylic和界面摩擦耗能，所以吸能能力遠(yuǎn)高于相應(yīng)的TiNi多孔材料。

圖9給出了TiNi多孔材料和復(fù)合材料的能量吸收效率?？梢园l(fā)現(xiàn)，在壓縮平臺(tái)區(qū)，兩種材料都具有大于60%的吸能效率，表現(xiàn)出優(yōu)良的吸能特性。TiNi多孔材料的吸能效率曲線具有明顯的波動(dòng)性，這與壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線鋸齒狀波動(dòng)是一致的。TiNi復(fù)合材料的吸能效率隨應(yīng)變的增加先增大后減小，但無明顯波動(dòng)性，這與復(fù)合材料相對(duì)光滑的壓縮平臺(tái)區(qū)有關(guān)。一般來講，多孔金屬材料由于壓縮平臺(tái)區(qū)的存在，表現(xiàn)出較高的吸能效率。但對(duì)于Acrylic/TiNi這種致密復(fù)合材料，卻表現(xiàn)出高于TiNi多孔材料的吸能效率，尤其在應(yīng)變15%≤ε≤65%之間，復(fù)合材料的吸能效率均大于70%，最高甚至達(dá)到85%，遠(yuǎn)超相應(yīng)的TiNi多孔材料。所以，從能量吸收角度考慮，相比TiNi多孔材料，Acrylic/TiNi復(fù)合材料表現(xiàn)出更優(yōu)異的吸能效率和更高的吸能能力。

圖9 TiNi多孔和復(fù)合材料吸能效率Fig.9 Energy-absorption efficiency of TiNi porous and composites

3 結(jié)論

(1)基于“均混+壓制+脫溶+燒結(jié)”的四階段粉末冶金技術(shù)成功制備了三維通孔TiNi多孔材料。并以TiNi多孔材料為基體，采用真空負(fù)壓滲流技術(shù)實(shí)現(xiàn)了新型Acrylic/TiNi復(fù)合材料的制備。

(2)在Acrylic/TiNi復(fù)合材料內(nèi)耗-溫度譜中出現(xiàn)了兩個(gè)典型內(nèi)耗峰，分析認(rèn)為，低溫峰P1峰起源于逆馬氏體相變，高溫峰P2峰與Acrylic高分子材料的玻璃化轉(zhuǎn)變有關(guān)。復(fù)合材料在0～100 ℃溫域，尤其在室溫附近，表現(xiàn)出優(yōu)異的阻尼能力，遠(yuǎn)超相應(yīng)的TiNi多孔材料，阻尼能力的提高除與Acrylic的高本征阻尼有關(guān)，還與TiNi多孔基體和Acrylic相之間新增的大量界面阻尼有關(guān)。

(3)TiNi復(fù)合材料在應(yīng)力-應(yīng)變曲線中呈現(xiàn)出光滑且寬廣的壓縮平臺(tái)區(qū)，表現(xiàn)出比TiNi多孔材料更大的吸能能力且具有相近的吸能效率，這種吸能特性的綜合提高除與復(fù)合材料較高的屈服強(qiáng)度和壓縮應(yīng)力有關(guān)外，還與壓縮過程中TiNi多孔基體和Acrylic填充物之間相互補(bǔ)償和耦合有關(guān)。