劉子利, 沈 平, 周桂斌, 劉希琴, 劉伯路

(南京航空航天大學材料科學與技術學院,南京 210016）

Zr含量對Mg-Zr粉末冶金阻尼合金材料性能的影響

劉子利, 沈 平, 周桂斌, 劉希琴, 劉伯路

(南京航空航天大學材料科學與技術學院,南京 210016）

采用粉末冶金法制備了Mg-x%Zr阻尼合金(x=0.6,1.5,2.5,5,質量分數,下同）,通過三點彎曲測試和DMA技術等手段研究了Zr含量對Mg-Zr合金的組織、力學性能和阻尼性能的影響。結果表明,隨著Zr含量增加,組織演變?yōu)闂l帶狀結構,同時在晶界及晶內出現點狀顆粒,晶粒更加細化。Mg-x%Zr阻尼合金的致密度、硬度、抗彎強度隨著Zr含量增加而提高,Zr含量為2.5%的合金的致密度、抗彎強度和顯微硬度達到最大值。在頻率5Hz,應變振幅6×10-5的測試條件下,Mg-5%Zr合金的阻尼性能最好,阻尼值tanφ達到0.084,Mg-1.5%Zr次之,Mg-2.5%Zr合金的阻尼性能最差。在27～100℃的溫度范圍內,Mg-x%Zr合金阻尼性能隨溫度升高而緩慢提高,在高于100℃后,合金阻尼性能隨溫度的升高迅速增加,并在160℃出現阻尼峰。Mg-1.5%Zr合金的阻尼峰溫度隨頻率增大而升高,呈現出弛豫型阻尼特征。

Mg-Zr阻尼合金;Zr;粉末冶金;力學性能;阻尼性能

隨著汽車、電子以及航空領域對降低產品自重、能耗和減振降噪性能要求的提高,高性能阻尼合金開始成為人們研究的熱點,研制兼具高阻尼、高強度的功能結構一體化材料已經成為阻尼合金發(fā)展的一個重要方向[1,2]。鎂基阻尼合金具有其他合金不可比擬的高比強度、高電磁屏蔽性、易切削加工和抗輻射等突出優(yōu)點[3,4],日益受到國內外材料學者的關注。Mg-Zr系阻尼合金是傳統(tǒng)的鎂基阻尼合金,主要用于航空、航天、國防等尖端領域。自 K1X1-F(含Zr質量分數為0.6%）阻尼合金及其改進型合金K1-A問世以來,其良好的阻尼性能和鑄造性能日益受到業(yè)內人士的關注。由于鎂合金屬于密排六方晶體結構,只有四個獨立的滑移系,所以塑性變形能力較差。Zr元素的加入不僅可以細化合金晶粒,改善塑性變形能力;同時增多的晶界使Mg-Zr合金具有較高的阻尼性能[5]。然而,目前對此合金系的制備多集中于采用鑄造的方法,如何在保持阻尼鎂合金的高阻尼性能的前提下,改善其力學性能是擴大其應用范圍的關鍵。粉末冶金法的突出優(yōu)點在于可以任意改變不同成分合金粉末的配比,從而獲得不同固溶度的材料,且合金元素在基體中分布均勻,因此是一種很有研究價值的制備手段。本工作運用粉末冶金中的機械合金化方法制備Mg-Zr阻尼合金,并研究了Zr含量對Mg-Zr粉末冶金阻尼合金組織、材料力學性能和阻尼性能的影響。

1 實驗

實驗采用平均粒度為74 μ m的鎂粉和鋯粉(純度均大于99.0%）為原料,按比例Mg-0.6Zr,Mg-1.5Zr,Mg-2.5Zr和 Mg-5.0Zr(質量分數,下同 ）配制Mg-Zr粉末冶金阻尼合金。將配好的原料裝入氬氣保護的不銹鋼球磨罐中,設定球料比為15:1,轉速為280r/min,球磨時間為10h。然后,采用DY-30型壓片試驗機上將球磨后的粉料過篩至74 μ m后,放入自制雙向壓制模具內壓制試樣,壓制壓力為300MPa,保壓2min,壓坯尺寸為6.5mm ×6.5mm ×39.0mm。試樣在0.5%SF6+CO2的混合氣體保護下燒結,燒結溫度為550℃,保溫時間5h。

采用HXS-1000A型顯微維氏硬度計測試硬度(2N,15s）。燒結試樣采用光學金相顯微鏡觀察顯微組織。Mg-Zr合金燒結體的密度采用阿基米德法按照GB3850-1983(致密燒結金屬材料與硬質合金密度測試方法）標準測量。抗彎強度 σbb采用SANS-CMT5105萬能試驗機上測試,試樣尺寸為6.5mm×6.5mm×39mm。阻尼性能采用單懸臂梁式242C(NETZSCH）型動態(tài)熱機械分析儀(Dynamic Mechanical Analyzer,DMA）測試,試樣尺寸為35mm ×5mm×1mm,公差為 ±0.05mm。阻尼測試條件為:升溫速率5℃/min,溫度范圍27～275℃,頻率5Hz,應變振幅6×10-5。對Mg-1.5Zr合金在變頻(1Hz,5Hz,10Hz,20Hz）下的阻尼-溫度譜進行測量。

2 實驗結果與討論

2.1 Zr含量對Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料顯微組織的影響

圖1為不同Zr含量的鎂粉球磨后的XRD圖譜,圖2為采用球磨后的粉末所得的四種Mg-Zr粉末冶金材料的合金顯微組織形貌。Mg-0.6%Zr合金均為多邊形塊狀單相 α-Mg組織,無化合物出現。當Zr含量為1.5%時,組織呈現出細條狀結構,同時晶界及晶內出現點狀顆粒,晶粒更加細化。隨著Zr含量增加,合金組織的流線型更加明顯。Zr含量達到5.0%時組織演變?yōu)榫鶆虻臈l帶狀,并出現了彌散分布的黑色Zr顆粒相(圖1d）。

圖1 不同Zr含量的鎂粉球磨后的XRD圖譜Fig.1 The XRD pattern of Mg powders with different Zr content after ball-milling

圖2 Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料的金相組織Fig.2 Microstructures of Mg-x%Zr PM damping alloys(a）0.6%Zr;(b）1.5%Zr;(c）2.5%Zr;(d）5%Zr

在包晶溫度下,Zr在Mg中的固溶度僅為0.58%。但經過機械合金化后,遠超過其固溶度的Zr可以完全固溶于Mg中,形成了過飽和固溶體。在機械合金化過程中,粉末顆粒經歷了反復的斷裂、冷焊、再斷裂的動態(tài)過程,顆粒中生成并積蓄了高密度的空位、位錯、亞晶界等缺陷[6],這些為溶質快速擴散提供了網絡通道,致使晶格點陣中的內應力增加,降低位錯處的應變場能,從而降低整個體系自由能,使Zr在Mg中的固溶度增大。同時,粉末顆粒在球磨過程中不斷細化,形成許多晶界、亞晶界和新鮮表面,它們具有很高的界面能,為降低體系自由能,Zr原子偏聚在晶界、亞晶界及自由表面處,形成 “亞互溶”。Mg的熔點為648.8℃,在550℃下的燒結屬于固相燒結,顆粒中生成并積蓄了高密度的空位、位錯、亞晶界等缺陷,促進了Mg原子的擴散。鎂晶粒內的固溶的Zr原子阻礙了粉末冶金燒結時合金晶粒的長大,從而細化了合金組織[7]。

2.2 Zr含量對Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料性能的影響

表1為Mg-Zr阻尼合金550℃燒結5h的密度?？梢钥闯?在實驗范圍內Mg-Zr粉末冶金材料的密度隨著含Zr量的提高而增大,當含Zr量達到2.5%時,材料的致密度達到最大值,進一步提高含Zr量,材料的致密度下降。圖3為Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料的硬度和抗彎強度。當Zr含量低于2.5%時,材料的顯微硬度HV和抗彎強度 σbb隨著Zr含量的增加而升高。但當Zr含量超過2.5%時,合金的HV和 σbb反而降低,但 Mg-5%Zr的HV和 σbb仍優(yōu)于Mg-0.6%Zr。由于粉末球磨后各種缺陷的大量引入,相當于提供了許多快速擴散的通道,使原子的擴散激活能降低,擴散系數增大。在燒結時,這些缺陷所形成的網絡與孔隙相互交錯,使燒結頸附近和孔隙表面的過剩空位很容易通過這些缺陷形成的網絡進行擴散[6],從而促進合金的燒結致密度,降低孔隙率。通過圖2顯微組織分析可知,隨Zr含量的增加,合金組織在細化的同時更加均勻化。晶粒細化、合金致密度的提高是合金力學性能提高的重要因素,同時晶內細小彌散的Zr原子質點阻礙了合金變形時的位錯運動,改善了合金的韌性[7]。但是,隨Zr含量的進一步增加,在均勻細長的條帶狀組織中開始出現黑色Zr質點相,Zr原子偏聚在晶界、亞晶界及自由表面處阻礙了燒結頸附件粉末間的熔合,降低了粉末冶金材料的致密度,導致Mg-5%Zr合金力學性能下降。

表1 Mg-Zr阻尼合金550℃燒結5h的密度Table 1 The Density of Mg-Zr damping alloy sintered at 550℃,5h

圖3 Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料的硬度和抗彎強度Fig.3 The micro-hardness and bending strength of Mg-x%Zr PM damping alloys

圖4分別為Mg-0.6%Zr和Mg-2.5%Zr合金的抗彎強度斷口形貌,可以看出兩種合金均以沿晶脆性斷裂為主。與Mg-0.6%Zr合金相比,Mg-2.5%Zr合金斷口中具有大量的韌窩和沿晶斷裂面,這是因為其晶粒組織更細所致。

2.2 Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金的阻尼性能

圖5為Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金在溫度范圍為27～275℃內的阻尼(損耗因子 tanφ）-溫度譜。由圖可知,Mg-x%Zr合金的內耗值均隨測量溫度的升高而增加。根據阻尼值的整體分布情況認為,Mg-5.0%Zr合金的阻尼性能最好,其 tanφ達0.084,Mg-1.5%Zr次之,Mg-2.5%Zr合金的阻尼性能最差。這是由于Mg-5%Zr組織中存在大量Zr質點相夾雜物,引起合金宏觀組織的非均勻性,使得加載時合金處于一種復雜的應力應變狀態(tài),同時,在夾雜物的周圍會出現局部的應力集中,產生所謂的“應力屈服”,故使可動的位錯密度即阻尼源增加,從而使阻尼性能得到增強;另一方面,由于缺陷增多,使界面粘性滑動強于位錯的釘扎作用,故阻尼性能得到改善。力學性能最好的Mg-2.5%Zr合金平均阻尼性能最差,這是由于該成分合金在晶粒細化的同時晶界增多,位錯釘扎作用增強,從而使可動位錯減少,故阻尼性能下降。

在27～100℃的溫度范圍內,Mg-x%Zr合金阻尼性能隨溫度升高而緩慢提高,除Mg-2.5Zr合金阻尼值較低外,其它三種合金阻尼性能相差無幾。在高于100℃后,隨溫度的升高,合金阻尼性能迅速增加,并在160℃左右出現阻尼峰。位錯是鎂合金中最常見的一種阻尼源,室溫下的原子滑動一般不超過一個原子半徑,在高溫下這種滑動加大,并導致產生粘彈性應變。由于原子這種滑動是可逆的,外力去除后又可恢復原位,故宏觀上表現為振動能量的耗散。在室溫下,鎂合金的阻尼來源于位錯在應力作用的“弓出”運動而消耗的振動能量;隨著溫度的升高,晶界處釘扎點慢慢松動,晶界的粘性滑動耗散能量成為鎂合金的另一個阻尼源[8]。據此,可以認為在溫度低于100℃時,實驗合金的阻尼主要來源于位錯和界面阻尼,其中位錯起主導作用。根據GL理論[9,10],Mg-Zr合金中可動位錯密度高,釘扎點少,且隨溫度升高,晶界面滑動開動,兩者作用疊加的結果導致合金在160℃左右出現一個明顯的阻尼內耗峰。在高于100℃之后,四種合金的阻尼都迅速增大,這是因為隨溫度升高,鎂基體的滑移面增多,導致可動位錯數量大大增加,所以在此高溫區(qū)域內合金的阻尼源又由位錯運動占主導轉變以位錯運動與界面粘性滑動聯合作用為主[11],即高溫區(qū)域的阻尼機制為位錯運動和晶界粘性滑動機制。

圖4 Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料的斷口形貌Fig.4 SEM images of Mg-x%Zr PM damping alloys(a）Mg-0.6%Zr;(b）Mg-2.5%Zr

圖5 Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金的阻尼-溫度譜Fig.5 Evolution of damping capacity with temperature for Mg-x%Zr PM damping alloys

圖6為Mg-1.5%Zr合金在振幅6×10-5m,頻率為1 Hz,5 Hz,10 Hz和20Hz下的阻尼-溫度譜。從圖中可以看出,在相同的頻率和應變振幅條件下(10Hz,6×10-5）,Mg-1.5%Zr粉末冶金阻尼合金的阻尼性能遠好于鑄造Mg-0.6Zr阻尼合金(其值在0.01附近）[12]。與鑄造Mg-Zr阻尼合金相比,粉末冶金Mg-Zr阻尼合金具有更好的阻尼性能的原因在于:晶界處集聚的Zr原子排列處于亞穩(wěn)態(tài),從而使位錯更容易脫釘;另一方面,粉末冶金材料的空隙處加載時處于一種復雜的應力應變狀態(tài),同時孔壁周圍出現局部應力集中,導致位錯密度增加,阻尼性能改善[13,14]。隨著頻率的增大,阻尼峰的出現溫度被推遲。在頻率為1Hz時,合金中阻尼峰出現溫度在164℃,在20Hz時,峰值溫度已經推遲到200.7℃。根據阻尼峰位置隨頻率變化的關系,合金阻尼峰屬于馳豫阻尼峰[15]。

圖6 不同頻率下Mg-1.5%Zr粉末冶金阻尼合金材料的阻尼-溫度譜Fig.6 Damping capacity as a function of temperature for Mg-1.5%Zr PM damping alloys under varied frequency

對于熱激活馳豫過程,馳豫時間 τ滿足阿瑞紐斯(Arrhenius）關系[16]:

式中 τ0為前置因子,H為位錯運動激活能,k為波耳茨曼常數。阻尼峰弛豫時間滿足:

ω=2π f為角頻率,τp為阻尼峰馳豫時間。

根據圖6所示的變頻條件下Mg-1.5%Zr的阻尼峰溫度曲線關系,可以求出 ln(2 π f）與1000/T的Arrhenius關系擬合直線(圖7）。擬合結果進一步驗證了該阻尼峰為熱激活馳豫過程[17]。由圖7直線的斜率可以得出H=1.35eV,略低于純鎂晶界激活能1.38eV,這可能是由于隨著溫度的升高,雜質原子及固溶原子的擴散變得相對容易,減少了對晶界的釘扎作用,晶界的粘滯性滑移增多,所以阻尼隨溫度的升高而增大。當溫度繼續(xù)升高到170～200℃左右時,晶界甩脫雜質原子及固溶原子的釘扎,粘滯性滑移急劇增多,出現阻尼峰,從而導致Mg-1.5%Zr合金的晶界激活能略低于純鎂的晶界激活能。

圖7 Mg-1.5%Zr粉末冶金阻尼合金的Arrhenius關系擬合Fig.7 Arrhenius plots of Mg-1.5%Zr PM damping alloy

3 結論

(1）采用粉末冶金法制備Mg-Zr阻尼合金,隨著Zr含量增加,組織演變?yōu)闂l帶狀結構,同時在晶界及晶內出現點狀顆粒,晶粒更加細化。

(2）Mg-x%Zr粉末冶金阻尼合金材料的致密度、硬度、抗彎強度隨著Zr含量增加而提高,當Zr含量達到2.5%時,致密度、抗彎強度和顯微硬度達到最大值,進一步提高Zr含量時合金的致密度和力學性能降低。

(3）在頻率5Hz,應變振幅6×10-5條件下,Mg-5%Zr合金的阻尼性能最好,阻尼值 tan φ達到0.084,Mg-1.5%Zr次之,Mg-2.5%Zr合金的阻尼性能最差。Mg-1.5%Zr粉末冶金材料的阻尼性能遠比鑄造Mg-0.6%Zr合金好。在27～100℃的溫度范圍內,Mg-x%Zr合金阻尼性能隨溫度升高而緩慢提高,在高于100℃后,合金阻尼性能隨溫度的升高迅速增加,并在160℃左右出現阻尼峰。Mg-1.5%Zr合金的阻尼峰溫度隨頻率增大而升高,呈現出弛豫型阻尼特征。

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Effects of Zr Contents on Properties of Mg-Zr PM Damping Alloys

LIU Zi-li, SHEN Ping, ZHOU Gui-bin, LIU Xi-qin, LIU Bo-lu
(Nanjing University of Aeronautics and Astronautics,Nanjing 210016,China）

Mg-x/%Zr damping alloys(x=0.6,1.5,2.5,5,mass fraction/%the same below）were prepared by PM(powder metallurgy）technology,and effects of Zr contents on microstructure,mechanical properties and damping capacities of Mg-x%Zr damping alloys were researched by three-point bending test and DMA,etc.The results show that the microstructure become into strip-shaped morphology,more granular particles appear in the grain boundaries or inside grains,and the grains are more refined with the increase of Zr additions.Relative density,micro-hardness and bending strength of the Mg-xZr damping alloys increase with increasing addition of Zr,and reach the maximum value with Zr addition of 2.5%.Under the testing conditions of 5 Hz frequency and6×10-5strain amplitude,Mg-5%Zr alloy exhibits the highest damping capacity with tanφvalue reaches to 0.084,the Mg-1.5%Zr alloy is next,and Mg-2.5%Zr alloy has the worst damping capacity.The damping capacities of Mg-xZr alloys increase slowly with the temperature from 27℃to 100℃,and increase rapidly above 100℃.The damping peaks appear at temperature of 160℃.The temperature of the damping peak of Mg-1.5%Zr alloy increases with increasing frequencies,showing the characteristic of relaxation damping.

Mg-Zr damping alloys;Zr;powder metallurgy;mechanical properties;damping capacities

10.3969/j.issn.1005-5053.2011.5.003

TG146.2;TG146.4

A

1005-5053(2011）05-00012-06

2010-11-12;

2011-06-13

江蘇省科技支撐計劃項目(BE2010103）;江蘇省自然科學基金(BK2009577）;常熟市工業(yè)攻關項目(CC200913）

劉子利(1968—）,男,博士,副教授,(E-mail）zililiu@sohu.com。