基于滲流技術(shù)制備的新型CuAlNi/Al復(fù)合材料阻尼和力學(xué)行為

郝剛領(lǐng), 張江, 雷波, 王幸福, 許巧平, 王偉國, 王新福

( 1.延安大學(xué) 物理與電子信息學(xué)院，延安 716000；2.中國科學(xué)院固體物理研究所 材料物理重點實驗室，合肥 230031 )

隨著人類文明、現(xiàn)代工業(yè)、機(jī)械設(shè)施和武器裝備的快速發(fā)展，振動和噪聲問題日益突出，不僅惡化人和機(jī)器的工作環(huán)境，還將損壞設(shè)備，甚至造成災(zāi)難性后果[1]。高阻尼材料具有將彈性應(yīng)變能轉(zhuǎn)化為熱能的巨大潛力，可以在機(jī)械振動或波傳播過程中實現(xiàn)從源頭上減振降噪。采用高阻尼材料不僅可提高相關(guān)儀器和設(shè)備的可靠性和使用壽命，還將改善操作員的工作環(huán)境[2]。高阻尼材料獨特的吸能特征，使其具有日益增長的目標(biāo)需求和廣泛的應(yīng)用領(lǐng)域，因此，設(shè)計開發(fā)新型高效的阻尼材料就變得尤為重要[3-4]。Al 及其合金因其較低的成本和密度、高的比強(qiáng)度、良好的延展性和相對穩(wěn)定的物理化學(xué)性質(zhì)成為應(yīng)用最廣泛的有色金屬材料之一[5-6]。但Al 基合金阻尼能力較低，尤其在室溫附近，難以作為高阻尼材料直接使用[7]。此外，Al 合金相對較低的力學(xué)性能也在一定程度上限制了其應(yīng)用的拓展。因此，設(shè)計開發(fā)具有高阻尼能力和優(yōu)良力學(xué)性能的新型Al 基合金或復(fù)合材料就變得至關(guān)重要。

到目前為止，已有大量工作致力于Al 基合金阻尼能力提升的研究，金屬的合金化和微量元素添加是其方法之一。Wang 等[8]證實，稀土Yb 元素的微合金化為Al-10Zn 阻尼能力的提升提供了一種有效方法，與母合金Al-40Zn 相比，0.3Yb 的添加可使阻尼能力在300 K 時提高74.7%，這種提高可歸因于晶界和α+η 結(jié)構(gòu)密度的增加。此外，Sc 的添加并輔以熱軋可有效細(xì)化Al-35Zn 合金晶粒，實現(xiàn)阻尼能力的提升[9]。Zhang 等[10]實驗發(fā)現(xiàn)，粉末擠壓態(tài)Al-Zn 復(fù)合材料退火過程中，通過調(diào)控Al/Zn 擴(kuò)散程度和界面沉淀相的析出，可實現(xiàn)材料阻尼能力的提升，提升原因可通過Zn/Al 共晶層的形成來解釋。金屬的合金化或微量元素的微合金化可實現(xiàn)Al 合金阻尼能力的一定提升，但提升幅度有限。引入阻尼增強(qiáng)相制備Al基復(fù)合材料調(diào)控阻尼能力是另一種常用方法，增強(qiáng)相通常采用陶瓷顆粒或金屬間化合物，如Al2O3[11]、BaTiO3[12]、LiNbO3[13]、TiB2[14-15]、SiC[16]、TiAl3[17]、FeAl3[18]等。采用該類型阻尼增強(qiáng)相制備的Al 基復(fù)合材料，阻尼增強(qiáng)機(jī)制主要為低應(yīng)變振幅下的位錯阻尼和高應(yīng)變振幅下界面阻尼。然而，陶瓷型阻尼增強(qiáng)相的引入在一定程度上會弱化復(fù)合材料的力學(xué)性能，尤其是塑性和延展性。Yu等[19]通過在Al 孔洞中填充環(huán)氧樹脂制備了Al 基復(fù)合材料，實現(xiàn)了阻尼能力的顯著提升，但環(huán)氧樹脂較低的本征力學(xué)強(qiáng)度也限制了復(fù)合材料力學(xué)性能的提升。形狀記憶合金在馬氏體狀態(tài)或相變過程中，由于馬氏體孿晶界面、馬氏體/奧氏體之間界面的黏滯性滑移呈現(xiàn)出高的阻尼能力，進(jìn)而發(fā)展了一種新型多孔形狀記憶合金阻尼復(fù)合材料，引起了廣泛關(guān)注[20-23]。

本文以CuAlNi 形狀記憶合金作為阻尼增強(qiáng)相，設(shè)計并制備了新型棗糕狀CuAlNi/Al 復(fù)合材料。制備過程主要包括CuAlNi 泡沫的粉末冶金制備和CuAlNi/Al 復(fù)合材料的負(fù)壓滲流制備。通過內(nèi)耗測試和壓縮力學(xué)性能試驗考察材料的阻尼能力和能量吸收性能，以期獲得一種阻尼能力和力學(xué)性能均有顯著提升的新型Al 基復(fù)合材料。

1 實驗材料及方法

1.1 材料制備

新型CuAlNi/Al 復(fù)合材料的制備過程如圖1所示。可以看到，純Al 復(fù)合材料的制備過程主要由兩個步驟組成。第一步是采用可溶除顆粒作為造孔劑，通過粉末冶金過程制備CuAlNi 泡沫，第二步是采用負(fù)壓滲流技術(shù)制備CuAlNi/Al 復(fù)合材料。Cu、Al 和Ni 粉末原料(純度99.9%)由上海麥克林生化科技有限公司提供，球形造孔劑尿素顆粒由國藥集團(tuán)化學(xué)試劑有限公司提供。Cu-27.5Al-3.5Ni(at%)泡沫的詳細(xì)制備過程由4 個階段組成，即粉末均混、壓實成型、尿素溶除和最終燒結(jié)。首先基于目標(biāo)樣品尺寸、孔隙率和孔徑，通過電子天平稱量Cu、Al、Ni 粉末和尿素顆粒，然后，進(jìn)行金屬粉末混合物的無球均混，該過程通過行星式球磨機(jī)(Pulverisette 6，F(xiàn)ritsch Germany)進(jìn)行，混料時間2 h，轉(zhuǎn)速100 r/min。混料過程中，為避免顆粒之間的團(tuán)聚，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5wt%的硬脂酸鈉?；炝贤瓿珊?，在無水酒精黏連作用下，將尿素顆粒加入粉末混合物中并進(jìn)行手動混合，直到混料均勻。第二步在工具鋼模具中進(jìn)行液壓成型，壓制壓力400 MPa，保壓時間2 min。尿素的溶除在流動的水中進(jìn)行，通過水的溶解過程可去除絕大部分尿素顆粒，形成多孔預(yù)制塊，殘留尿素顆粒的去除在真空干燥箱(ZK-1BS，天津市中環(huán)實驗電爐有限公司)中進(jìn)行，真空度10—1Pa，180℃保溫2 h，通過尿素的熔化/分解去除全部的殘留尿素。最后階段的燒結(jié)在高溫真空管式爐(CVD(G)-06，合肥日新高溫技術(shù)有限公司)中進(jìn)行，真空度10—4～10—3Pa，首先200℃、2 h，然后650℃、2 h，最后1 080℃、2 h，實現(xiàn)金屬顆粒間充分的固相擴(kuò)散反應(yīng)直至冶金結(jié)合。燒結(jié)完成后，CuAlNi泡沫樣品迅速取出進(jìn)行水淬。DSC 測試表明，泡沫逆馬氏體相變起始溫度As為85℃，終止溫度Af為133℃。

圖1 CuAlNi 泡沫和CuAlNi/Al 復(fù)合材料制備過程示意圖Fig.1 Illustration of preparation processing of CuAlNi foam and CuAlNi/Al composite

在室溫條件下通過負(fù)壓滲流技術(shù)制備CuAlNi/Al 復(fù)合材料。首先采用數(shù)控電火花線切割機(jī)(DK7732，蘇州中航長風(fēng)數(shù)控科技有限公司)對已制備的CuAlNi 泡沫進(jìn)行機(jī)械加工，以適應(yīng)內(nèi)徑為2 cm 的純銅金屬管型模具的尺寸要求，模具的內(nèi)壁無需特別處理，然后將CuAlNi 泡沫樣品嵌入模具中，模具的上端連接至橡膠管，橡膠管上端則與機(jī)械真空泵相連，并保持壓力5 Pa 左右。熔化純Al 并保持溫度800℃，接著將管型模具下端迅速插入Al 液中，并打開上端的真空蝶閥，上端形成負(fù)壓區(qū)，Al 液將在大氣壓的作用下迅速滲流到CuAlNi 泡沫孔隙中。滲流完成后，立即手持橡膠管，將管型模具從Al 液中提出，模具和CuAlNi/Al 復(fù)合材料同時進(jìn)行水冷，水冷后，機(jī)械切割得到復(fù)合材料。制備完成后，輔以超聲波振動通過丙酮進(jìn)行復(fù)合材料清洗，以光潔表面并去除各種污染物。最后，對樣品進(jìn)行機(jī)械加工以滿足宏微觀結(jié)構(gòu)觀察和性能測試對樣品尺寸的要求。

1.2 結(jié)構(gòu)表征和性能測試

根據(jù)阿基米德定律，確定CuAlNi 泡沫孔隙率及CuAlNi/Al 復(fù)合材料中純Al 的體積分?jǐn)?shù)，并取5 次測量平均值作為樣品最終結(jié)構(gòu)參數(shù)。通過光學(xué)數(shù)碼相機(jī)(Canon EOS 200D II)觀察樣品宏觀形貌。通過臺式桌面掃描電子顯微鏡(SNE-3200M，韓國SEC 公司)觀察復(fù)合材料微觀形貌和界面結(jié)構(gòu)，觀察之前，首先對復(fù)合材料進(jìn)行砂紙逐級打磨和絨布拋光處理。材料的阻尼能力通過內(nèi)耗(IF)進(jìn)行表征，采用多功能內(nèi)耗儀(MFIF-I，中國科學(xué)院固體物理研究所)在強(qiáng)迫振動模式下進(jìn)行內(nèi)耗測量，樣品尺寸3 mm×1.2 mm×30 mm。內(nèi)耗儀主要由倒扭擺、計算機(jī)控制系統(tǒng)、光路部分和真空裝置組成，設(shè)備的構(gòu)造細(xì)節(jié)和工作原理詳見參考文獻(xiàn)[24]。 采用萬能材料試驗機(jī)(MTS Criterion Model 43，美特斯工業(yè)系統(tǒng)(中國)有限公司)進(jìn)行力學(xué)性能測試，試樣尺寸為直徑φ16 mm×16 mm，壓縮速率1 mm/min。

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 樣品組織分析

圖2 展示了尺寸為φ16 mm×20 mm 的CuAlNi泡沫和CuAlNi/Al 復(fù)合材料圓柱狀樣品，其中，CuAlNi 泡沫孔隙率84.9%，平均孔徑0.5、1.0 和1.5 mm，復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)69.7vol%。從圖中可清楚觀察到，孔洞均勻分布于CuAlNi 合金中，孔洞被純Al 成功取代填充后，形成了CuAlNi/Al 復(fù)合材料，表明了制備工藝的可行性。CuAlNi 泡沫和CuAlNi/Al 復(fù)合材料的宏觀截面形貌如圖3所示，球形孔洞清晰可見，良好移植了造孔劑尿素顆粒的原始形態(tài)，純Al 以連通狀或顆粒狀鑲嵌于CuAlNi，呈棗糕狀分布。CuAlNi 泡沫具有三維連通的開孔結(jié)構(gòu)，通過孔壁中大量微孔實現(xiàn)互連。純Al 完美嵌入到CuAlNi/Al復(fù)合材料中，形狀與CuAlNi 泡沫中的孔洞相似，通過直接接觸或孔壁中的Al 頸實現(xiàn)貫連。

圖2 (a) CuAlNi 泡沫；(b) CuAlNi/Al 復(fù)合材料Fig.2 (a) CuAlNi foams; (b) CuAlNi/Al composites

圖3 CuAlNi 泡沫((a1), (a2))和CuAlNi/Al 復(fù)合材料((b1), (b2))的宏觀形貌Fig.3 Macromorphologies of CuAlNi foam ((a1), (a2)) and CuAlNi/Al composite ((b1), (b2))

圖4 給出了CuAlNi/Al 復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)形貌。從不同倍數(shù)的顯微圖像中可以發(fā)現(xiàn)，CuAlNi 合金和純Al 之間形成了薄界面層，但界面層厚度并不完全均勻，這應(yīng)與CuAlNi 泡沫孔壁表面粗糙程度不同有關(guān)。此外，界面處可見微孔和細(xì)小縫隙存在，如圖4(c)和圖4(d)所示，CuAlNi 泡沫中孔洞未被純Al 完全填充，尤其是孔徑小于10 μm 的微孔，見圖4(d)和圖4(f)，但CuAlNi 合金孔壁中的大孔則可被純Al 填充，如孔徑大于100 μm 的微孔，如圖4(e)所示。CuAlNi/Al 復(fù)合材料中微孔、界面縫隙及少量閉孔的存在，也導(dǎo)致復(fù)合材料樣品并非完全致密。復(fù)合材料中純Al 的體積分?jǐn)?shù)與CuAlNi 泡沫孔隙率的依賴關(guān)系如圖5所示。顯然，由于Kirkendall 效應(yīng)，孔壁上產(chǎn)生了大量微孔，燒結(jié)后CuAlNi 泡沫的實際孔隙率大于理論孔隙率(生坯中尿素顆粒的體積分?jǐn)?shù))。采用復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)相對原始CuAlNi 泡沫孔隙率比值來表征純Al 的填充率，可以發(fā)現(xiàn)，填充率隨CuAlNi 泡沫孔隙率的增大而增加，如孔隙率74.3%時，填充率79.5%，而孔隙率87.7%時，填充率則上升到88.1%，這與高孔隙率CuAlNi 泡沫具有更高的三維開孔連通性和滲流通過性是一致的。

圖5 CuAlNi/Al 復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)與CuAlNi 泡沫真實孔隙率和理論孔隙率的依賴關(guān)系Fig.5 Dependence of Al volume percent in CuAlNi/Al composite on actual and theoretical porosity of CuAlNi foam

2.2 樣品的力學(xué)性能及形變機(jī)制

圖6 給出了CuAlNi/Al 復(fù)合材料和純Al 的壓縮應(yīng)力(σ)-應(yīng)變(ε)曲線，可以清晰看到，曲線分為兩類，分別如圖6(a)和圖6(b)所示。當(dāng)復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)超過59.5vol%時，壓縮曲線光滑，屬于第一類，反映了材料的塑性形變過程，復(fù)合材料和純Al 具有相似的壓縮特征，壓縮曲線首先經(jīng)歷最初的彈性區(qū)，隨后進(jìn)入致密化區(qū)域，壓縮應(yīng)力隨應(yīng)變的增加迅速上升，無明顯壓縮平臺區(qū)。除了在壓縮應(yīng)變極小的初始階段，相同應(yīng)變下，復(fù)合材料壓縮應(yīng)力均遠(yuǎn)高于純Al。此外，圖6(a)也表明了，只有當(dāng)CuAlNi/Al 復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)大于59.5vol%時，才能獲得與純Al 相似的壓縮力學(xué)特征。當(dāng)CuAlNi/Al 復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)低于52.2vol%時，壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線屬于第二類，復(fù)合材料具有和CuAlNi 泡沫相似的壓縮行為，應(yīng)力-應(yīng)變曲線由3 個部分組成，初始的彈性區(qū)，壓縮應(yīng)力隨應(yīng)變的增加迅速上升，出現(xiàn)上屈服點后，應(yīng)力急速下降，進(jìn)入壓縮平臺區(qū)，應(yīng)力呈現(xiàn)鋸齒狀波動，最后進(jìn)入致密化區(qū)域，壓縮應(yīng)力隨應(yīng)變的增加又迅速上升。圖6(b)插圖中給出了孔隙率為75.7%的CuAlNi 泡沫的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可見與第二類復(fù)合材料的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線基本一致，這也充分表明了，當(dāng)復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)較低時，材料具有明顯的脆性形變機(jī)制，呈現(xiàn)明顯的鋸齒狀應(yīng)力-應(yīng)變曲線和出現(xiàn)上屈服點，顯然區(qū)別于第一類CuAlNi/Al 復(fù)合材料。

為進(jìn)一步理解壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線和形變機(jī)制，圖7 中給出了不同應(yīng)變下(2%～40%) 3 類樣品的原位壓縮圖像，其中圖7(a)對應(yīng)于Al 體積分?jǐn)?shù)59.9vol%的CuAlNi/Al 復(fù)合材料，圖7(b)對應(yīng)于純Al，圖7(c)對應(yīng)于孔隙率為75.7%的CuAlNi 泡沫。該系列圖像清晰反映了樣品壓縮過程中的形變過程、斷裂和破碎機(jī)制。純Al 屬于典型的塑性延展性金屬材料，壓縮過程中發(fā)生明顯的塑性形變，以橫向膨脹為主，無裂紋或破碎區(qū)出現(xiàn)。與純Al 相似，CuAlNi/Al 復(fù)合材料中由于大量純Al的填充，形變過程以塑性形變?yōu)橹?。但?fù)合材料并非完全致密，形變過程中與純Al 相比也有明顯的兩點區(qū)別，首先是當(dāng)應(yīng)變達(dá)到25%后，復(fù)合材料底部發(fā)生明顯的傾斜膨脹，并隨應(yīng)變的增加，傾斜膨脹進(jìn)一步增強(qiáng)，且裂紋和破碎區(qū)開始出現(xiàn)，尤其是當(dāng)應(yīng)變達(dá)到35%～40%時，裂紋和破碎區(qū)進(jìn)一步擴(kuò)展增殖，但數(shù)量相對有限。

圖7 不同應(yīng)變下原位壓縮圖像：(a) CuAlNi/Al 復(fù)合材料；(b) 純Al；(c) CuAlNi 泡沫Fig.7 In-situ compressive images at different strains: (a) CuAlNi/Al composite; (b) Pure Al; (c) CuAlNi foam

Al 體積分?jǐn)?shù)小于52.2vol%的復(fù)合材料與CuAlNi泡沫具有相似的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，選取CuAlNi 泡沫進(jìn)行形變過程的考察，結(jié)果如圖7(c)所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，在壓縮的起始階段，樣品處于彈性區(qū)，試樣保持完整，無裂紋和破碎區(qū)出現(xiàn)，當(dāng)應(yīng)力超過上屈服強(qiáng)度時，樣品發(fā)生局部膨脹，并伴隨著孔壁斷裂和裂紋的產(chǎn)生，樣品迅速松弛，應(yīng)力下降。進(jìn)一步增加應(yīng)變，破碎區(qū)將相互接觸，應(yīng)力重新上升，但隨著膨脹區(qū)和破碎區(qū)面積的進(jìn)一步增加，樣品再次松弛，應(yīng)力下降。整個壓縮過程，破碎和致密化反復(fù)發(fā)生，引起應(yīng)力交替上升和下降，應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)鋸齒狀波動。當(dāng)應(yīng)變達(dá)到30%以上時，樣品基本完全坍塌和破碎，破碎區(qū)相互擠壓，最后進(jìn)入致密化區(qū)域，應(yīng)力亦開始上升。

能量吸收能力(C)是表征材料能量吸收性能的一個重要參數(shù)，通常可根據(jù)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線通過下式計算獲得[25-26]：式中：σ 和ε 代表壓縮應(yīng)力和應(yīng)變，滿足σ=f(ε)；l是所考察的最大應(yīng)變。根據(jù)上式，容易理解，C的數(shù)值等于應(yīng)力-應(yīng)變曲線與ε 軸之間圍成的面積，相同應(yīng)變下，應(yīng)力越大，能量吸收能力越強(qiáng)。根據(jù)圖6(a)所示的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，計算了不同應(yīng)變下對應(yīng)的C值，計算結(jié)果如圖8所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，相同壓縮應(yīng)變下，由于CuAlNi/Al 復(fù)合材料具有較大的壓縮應(yīng)力，能量吸收能力遠(yuǎn)大于相應(yīng)的純Al。

圖8 CuAlNi/Al 復(fù)合材料的吸能能力Fig.8 Energy-absorption capacity C of CuAlNi/Al composites

復(fù)合材料壓縮過程的能量耗散(E)可以描述為4 部分的總和：

其中：Ea和Eb分別代表CuAlNi 合金和純Al 本身的形變產(chǎn)生的能量損耗；Ec是與CuAlNi 合金和純Al 之間兩相滑動摩擦有關(guān)的能量耗散。與純Al 相比，CuAlNi/Al 復(fù)合材料的E遠(yuǎn)優(yōu)于純Al，這與CuAlNi 合金較高的應(yīng)變能及CuAlNi 和純Al之間的界面在壓縮過程中的額外摩擦消耗能有關(guān)；Ed是與開孔中氣體的黏滯性流動和閉孔中不可壓縮氣體有關(guān)的能量耗散。

2.3 樣品的阻尼性能及物理機(jī)制

圖9 給出了CuAlNi/Al 復(fù)合材料和純Al 在連續(xù)升溫過程中的內(nèi)耗-溫度譜，溫度范圍從室溫至300℃，測量頻率0.5、1.0、2.0 和4.0 Hz，升溫速率2℃/min，復(fù)合材料中純Al 體積分?jǐn)?shù)為59.1vol%?？梢园l(fā)現(xiàn)，溫度譜出現(xiàn)一個典型內(nèi)耗峰，隨測量頻率的增加峰高降低，峰溫?zé)o明顯測量頻率依賴性，呈現(xiàn)出典型相變內(nèi)耗峰特征，起源于熱彈性馬氏體逆相變，在前期工作中已進(jìn)行報道[27]。通過圖9 還可發(fā)現(xiàn)，整個測量溫區(qū)內(nèi)，CuAlNi/Al 復(fù)合材料的阻尼能力都遠(yuǎn)大于純Al 的阻尼能力。在1.0 Hz 測量頻率下，室溫附近(25℃)復(fù)合材料內(nèi)耗值達(dá)到0.021，相應(yīng)的純Al 僅為0.0034，復(fù)合材料阻尼能力是純Al 的近6 倍，充分反映了CuAlNi 形狀記憶合金阻尼增強(qiáng)相的引入可極大提高純Al 的阻尼能力。復(fù)合材料呈現(xiàn)的高阻尼能力，將極大有助于機(jī)械領(lǐng)域的減振降噪，在工業(yè)和軍事領(lǐng)域相關(guān)設(shè)備中有廣闊的應(yīng)用前景。此外，復(fù)合材料阻尼能力還具有明顯的升溫速率依賴性，如圖10所示，隨升溫速率的增加，內(nèi)耗值和內(nèi)耗峰峰高均顯著增加，其變化特征與Cu基形狀記憶合金一致[28]。圖11 給出了CuAlNi/Al復(fù)合材料和CuAlNi 泡沫的內(nèi)耗比較，其中CuAlNi泡沫的孔隙率為69.5%，可以發(fā)現(xiàn)，在室溫附近，復(fù)合材料的阻尼能力要遠(yuǎn)大于泡沫材料的阻尼能力，內(nèi)耗峰峰溫的差異應(yīng)與水淬溫度不同有關(guān)。

圖9 內(nèi)耗(IF)-溫度譜：(a) CuAlNi/Al 復(fù)合材料；(b) 純AlFig.9 Internal friction (IF)-temperatur spectra: (a) CuAlNi/Al composite; (b) Pure Al

圖10 CuAlNi/Al 復(fù)合材料內(nèi)耗與升溫速率依賴關(guān)系Fig.10 Dependence of internal friction of CuAlNi/Al composite on heating rate

圖11 CuAlNi/Al 復(fù)合材料與CuAlNi 泡沫內(nèi)耗比較Fig.11 Comparison of internal friction of CuAlNi/Al composite and CuAlNi foam

CuAlNi/Al 復(fù)合材料可認(rèn)為由4 部分組成，CuAlNi 形狀記憶合金、純Al、CuAlNi 和純Al 之間界面及復(fù)合材料中殘留微孔。CuAlNi 形狀記憶合金作為阻尼增強(qiáng)相，因其馬氏體/奧氏體、母體/馬氏體和孿晶界面間的摩擦耗能，本身具有較高的本征阻尼能力[29-30]，但這并不是復(fù)合材料阻尼能力提升的唯一原因。CuAlNi 和純Al 間的界面阻尼及與殘留微孔相關(guān)的附加阻尼也對復(fù)合材料阻尼能力有重大貢獻(xiàn)。

2.3.1 CuAlNi 合金與純Al 間弱結(jié)合界面耗能

由于CuAlNi 泡沫巨大的比表面積，復(fù)合材料中CuAlNi 合金和純Al 之間存在極大密度的界面。相比Cu 基形狀記憶合金，純Al 具有更高的熱收縮系數(shù)，當(dāng)液態(tài)Al 從800℃冷卻至室溫時，將呈現(xiàn)更大的收縮性，此外，純Al 在空氣中易氧化，表面上形成一層Al2O3，阻止了Al 液和CuAlNi 合金之間的冶金結(jié)合，因而在目前的制備工藝，可以確認(rèn)CuAlNi 合金和純Al 之間界面屬于弱結(jié)合界面。內(nèi)耗測試時，在周期性外力作用下，弱結(jié)合界面將發(fā)生黏滯性微滑移有效耗散振動能量。界面密度和界面的可動性是影響界面阻尼的兩個重要參數(shù)，而界面的可動性和遷移率則與CuAlNi合金和純Al 兩相間彈性模量的差異有關(guān)，在外部應(yīng)力施加下，CuAlNi 合金和純Al 將呈現(xiàn)出不同的應(yīng)變響應(yīng)，失配的應(yīng)變不僅會誘發(fā)界面區(qū)微塑性形變，還將促進(jìn)CuAlNi 合金和純Al 間界面的滑移。因此，CuAlNi 合金和純Al 間弱結(jié)合界面是主要阻尼源之一。

對于弱結(jié)合界面，當(dāng)界面處的剪切應(yīng)力足以克服摩擦阻力時，界面將發(fā)生黏滯性滑移，界面處滑動導(dǎo)致的摩擦能量耗散可成為阻尼的主要來源[31]。采用界面滑移模型可以理解弱結(jié)合界面對CuAlNi/Al 復(fù)合材料整體阻尼能力的影響[32]。根據(jù)該模型，弱結(jié)合界面對阻尼的貢獻(xiàn)Qint可表示為

其中：C是校正系數(shù)；μ是增強(qiáng)相與金屬基體之間的摩擦系數(shù)；Vp是第二相體積分?jǐn)?shù)；k是界面處徑向應(yīng)力集中系數(shù)。

式中，σr和σ0分別表示界面處徑向應(yīng)力和施加的應(yīng)力振幅。式(3)清楚表明，弱結(jié)合界面引入的阻尼不僅與增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)有關(guān)，還與界面性質(zhì)密切相關(guān)。

2.3.2 復(fù)合材料中與殘留微孔相關(guān)的附加耗能

如前所述，CuAlNi/Al 復(fù)合材料并非完全致密，增強(qiáng)相CuAlNi 合金中仍有大量殘留微孔分布，且界面處有縫隙存在。內(nèi)耗測試時，在周期性循環(huán)應(yīng)力作用下，孔洞和界面縫隙周圍的應(yīng)力和應(yīng)變分布并不均勻，將發(fā)生一定程度的膨脹和畸變，施加的應(yīng)變能將耗散為熱能[33]。此外，缺陷區(qū)不均勻的應(yīng)變分布，將使其周圍原子發(fā)生重排，這種響應(yīng)是黏滯性的，將誘發(fā)黏彈性應(yīng)變和能量耗散產(chǎn)生附加阻尼，促使阻尼能力進(jìn)一步提高[34]。

3 結(jié) 論

(1) 采用CuAlNi 形狀記憶合金作為阻尼增強(qiáng)相，設(shè)計并制備了新型棗糕狀CuAlNi/Al 復(fù)合材料。整個制備過程主要由兩個步驟組成，首先基于造孔劑顆粒的空間占位和溶除，通過粉末冶金工藝成功制備了CuAlNi 泡沫，在此基礎(chǔ)上，基于真空負(fù)壓滲流技術(shù)實現(xiàn)了CuAlNi/Al 復(fù)合材料的制備。宏微觀結(jié)構(gòu)觀察表明，復(fù)合材料結(jié)構(gòu)均勻，CuAlNi 泡沫中的孔洞被純Al 取代和填充。

(2) CuAlNi/Al 復(fù)合材料呈現(xiàn)出優(yōu)異的阻尼能力，遠(yuǎn)高于相應(yīng)的純Al 基體，尤其在室溫附近，甚至達(dá)到純Al 的6 倍。分析表明，復(fù)合材料阻尼能力的提高除與CuAlNi 形狀記憶合金高本征阻尼能力有關(guān)，還與CuAlNi 合金與純Al 間引入的弱結(jié)合界面的摩擦耗能有關(guān)，此外，殘留微孔和界面處縫隙也為阻尼能力的進(jìn)一步提高提供了附加阻尼源。(3) 當(dāng)純Al 體積分?jǐn)?shù)大于59.5vol%時，CuAlNi/Al 復(fù)合材料具有與純Al 相似的壓縮特性和形變過程，但呈現(xiàn)更高的壓縮應(yīng)力和能量吸收能力。