CN108950429A - 一种预应力作用下抗阻尼衰减的Fe-Cr-Mo基合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种Fe‑Cr‑Mo基合金,以质量百分数计,包括以下组分:Cr 4.0%~12.0%、Mo 1.5%~4.0%、Si(0,3.5%]、Mn(0,3.5%]、Ni 0.1%~6.0%、Cu(0,2.5%]、Zr(0,1.0%]和余量为Fe;所述Fe‑Cr‑Mo基合金由合金坯料在真空条件下,经900~1200℃热处理后冷却得到。本发明的Fe‑Cr‑Mo基合金的阻尼性能由磁‑机械滞后机制和位错机制共同决定,在预应力作用下,该Fe‑Cr‑Mo基合金阻尼性能稳定,衰减幅度明显降低。
Description
技术领域
本发明涉及阻尼合金领域,尤其涉及一种预应力作用下抗阻尼衰减的Fe-Cr-Mo基合金及其制备方法和应用。
背景技术
随着工业的发展,机器运行过程中带来的振动和噪音问题越来越严重。一方面,振动和噪音会影响人们的身体和心理健康;另一方面,振动和噪音会影响机器的精度、使用寿命。目前,控制振动和噪声的方式主要有:***减振、结构减振、材料减振,其中材料减振是解决这类问题的根本途径。Fe-Cr-Mo基铸造铁磁性阻尼合金由于其具有高的阻尼性能、良好的力学性能、对振动频率不敏感、阻尼性能受温度影响较小、价格便宜等优点被广泛使用在船舶、潜水艇、飞机的重要零部件上。
但是传统Fe-Cr-Mo基铸造铁磁性阻尼合金在室温下为单相铁素体组织,其阻尼机制为磁—机械滞后型阻尼机制,即合金在交变振幅作用下,90°磁畴壁发生不可逆移动,从而将机械能转化为热能消耗掉。在工程实际应用中,Fe-Cr-Mo基阻尼合金通常制成支撑垫板、托架等支撑类零部件,支撑部件会受到来自被支撑物体恒定重力(即预应力)的影响。但是,在预应力的作用下,磁畴壁沿预应力加载方向重新排列形成饱和180°畴壁,使得磁畴壁无法耗能,导致阻尼性能明显下降。Fe-Cr-Mo基阻尼合金的阻尼性能会随着预应力的增大而明显降低,当预加载应力为40MPa时,其阻尼性能已经衰减85%。
发明内容
本发明提供了一种预应力作用下抗阻尼衰减的Fe-Cr-Mo基合金及其制备方法和应用。本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金在预应力作用下,阻尼性能稳定,衰减幅度明显降低。
本发明提供了一种Fe-Cr-Mo基合金,以质量百分数计,包括以下组分:
所述Fe-Cr-Mo基合金由合金坯料在真空条件下,经热处理后冷却得到;所述热处理的温度为900~1200℃;所述合金坯料的化学组成与Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
优选的,所述Fe-Cr-Mo基合金还包括以下组分:
本发明提供了上述技术方案所述Fe-Cr-Mo基合金的制备方法,包括以下步骤:
在真空条件下,将合金坯料经热处理后冷却得到;所述热处理的温度为900~1200℃;
所述合金坯料的化学组成与权利要求1或2中所述Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
优选的,所述热处理的时间为0.5~2h。
优选的,所述冷却的方式包括随炉冷却、空冷或者水淬。
优选的,当所述合金坯料包括Cr、Mo、Si、Ni、Cu、Fe、Zr和Mn时,所述合金坯料的制备方法包括以下步骤:
(1)将Cr、Mo、Si、Ni、Cu和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液;
(2)在氩气保护下,将所述步骤(1)得到的金属液和Zr对应组分的原料以及Mn对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液;
(3)将所述步骤(2)得到的合金液进行浇铸处理后冷却,得到合金坯料;
当所述合金坯料包括C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce、Hf、Fe、Zr和Mn时,所述合金坯料的制备方法包括以下步骤:
(a)将C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液;
(b)在氩气保护下,将所述步骤(a)得到的金属液和Zr对应组分的原料、Mn对应组分的原料以及Hf对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液;
(c)将所述步骤(b)得到的合金液进行浇铸处理后冷却,得到合金坯料。
优选的,所述步骤(1)和步骤(a)中真空精炼处理的温度独立地为1550~1650℃,真空精炼处理的时间独立地为10~15min。
优选的,所述步骤(2)和步骤(b)中精炼处理的时间独立地为1~3min。
优选的,所述步骤(3)和步骤(c)中浇铸处理的温度独立地为1550~1650℃。
本发明还提供了上述技术方案所述Fe-Cr-Mo基合金或者上述技术方案所述制备方法制备得到的Fe-Cr-Mo基合金作为阻尼材料的应用。
本发明提供了一种Fe-Cr-Mo基合金,以质量百分数计,包括以下组分:Cr 4.0%~12.0%、Mo 1.5%~4.0%、Si(0,3.5%]、Mn(0,3.5%]、Ni 0.1%~6.0%、Cu(0,2.5%]、Zr(0,1.0%]和余量的Fe;所述Fe-Cr-Mo基合金由合金坯料经900~1200℃热处理后冷却得到;所述合金坯料的化学组成与Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
本发明通过控制合金元素的组成,以及对合金的热处理方式,使该Fe-Cr-Mo基合金在室温下具有铁素体和位错型马氏体双相组织;铁素体的阻尼机制为磁-机械滞后机制,即在交变振幅作用下,合金内部90°磁畴壁发生不可逆移动,从而将机械能转化为热能消耗掉;位错型马氏体的阻尼机制为位错机制,即合金中的位错被杂质原子、空位等弱钉扎,被第二相颗粒等强钉扎,其中弱钉扎的位错可以挣脱开,而强钉扎的位错不能挣脱开,在外加应力作用下,合金中的位错不断摆脱弱钉扎,仅被强钉扎束缚,在摆脱弱钉扎的过程中需要消耗能量,从而提高合金的阻尼性能。本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能由磁-机械滞后机制和位错机制共同决定,当Fe-Cr-Mo基合金在未受预加载应力(预应力)作用时,位错被空位、杂质原子弱钉扎,被第二相颗粒强钉扎,此时位错需要较大的应变振幅提供能量才能挣脱弱钉扎产生耗能,而当Fe-Cr-Mo基合金受到一定预加载应力作用时,位错脱钉扎所需能量减小,更容易发生脱钉扎,并且随着预加载应力的增大,位错脱钉扎所需能量进一步减小,此时在交变振幅的作用下,将会有大量的位错通过反复的脱钉扎-钉扎-脱钉扎进行耗能,同时铁素体中的90°磁畴壁发生不可逆移动也进行耗能,使在预加载应力作用下,Fe-Cr-Mo基合金仍具有较好的阻尼性能,解决了现有技术中Fe-Cr-Mo基合金随着预应力的增大而明显降低的问题。实施例结果表明,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金在预加载应力40MPa作用下的阻尼性能仅衰减12%,衰减幅度明显降低。
附图说明
图1为本发明实施例1制得的Fe-Cr-Mo基合金金相形貌图;
图2为本发明实施例1制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金扫描形貌图;
图3为本发明实施例1制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金阻尼性能随应变振幅变化的曲线;
图4为本发明实施例2制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金金相形貌图;
图5为本发明实施例2制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金扫描形貌图;
图6为本发明实施例2制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金阻尼性能随应变振幅变化的曲线;
图7为本发明对比例1制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金阻尼性能随应变振幅变化的曲线;
图8为本发明对比例1制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金金相形貌图。
具体实施方式
本发明提供了一种Fe-Cr-Mo基合金,以质量百分数计,包括以下组分:
所述Fe-Cr-Mo基合金由合金坯料在真空条件下,经热处理后冷却得到;所述热处理的温度为900~1200℃;所述合金坯料的化学组成与所述Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括4.0%~12.0%的Cr,优选为5.0%~10.0%,进一步优选为6.0%~9.0%,更优选为7.0%~8.0%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Cr,并将Cr的含量控制在上述范围内,有利于制备得到具有双相组织的Fe-Cr-Mo基合金。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括1.5%~4.0%的Mo,优选为2.0%~3.5%,进一步优选为2.5%~3.0%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Mo,并将Mo的含量控制在上述范围内,有利于提高合金的阻尼性能。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括(0,3.5%]的Si,优选为0.1%~3.0%,进一步优选为0.5%~2.5%,更优选为1.0%~2.0%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Si,并将Si的含量控制在上述范围内,有利于提高金属流动性能。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括(0,3.5%]的Mn,优选为0.1%~3.0%,进一步优选为0.5%~2.5%,更优选为1.0%~2.0%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Mn,并将Mn的含量控制在上述范围内,有利于提高金属流动性能。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括0.1%~6.0%的Ni,优选为0.5%~5.5%,进一步优选为1.0%~5.0%,更优选为2.0%~4.0%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Ni,并将Ni的含量控制在上述范围内,有利于制备得到具有双相组织的Fe-Cr-Mo基合金。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括(0,2.5%]的Cu,优选为0.1%~2.5%,进一步优选为0.5%~2.0%,更优选为1.0%~1.5%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Cu,并将Cu的含量控制在上述范围内,有利于提高合金的阻尼性能。
以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括(0,1.0%]的Zr,优选为0.1%~1.0%,进一步优选为0.2%~0.8%,更优选为0.4%~0.6%。本发明在Fe-Cr-Mo基合金中添加Zr,并将Zr的含量控制在上述范围内,有利于提高合金的冲击韧性。
本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金包括余量的Fe。
在本发明中,所述Fe-Cr-Mo基合金由合金坯料在真空条件下,经热处理后冷却得到;所述热处理的温度为900~1200℃,优选为920~1180℃,进一步优选为950~1150℃。本发明在真空条件下,将合金坯料升温到900℃~1200℃时,合金进入奥氏体区,保温一段时间后进行冷却,奥氏体逐渐转变为马氏体,使得本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金为铁素体和马氏体双相组织。在本发明中,所述合金坯料的化学组成与上述技术方案所述Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。本发明对所述冷却的方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的即可。
本发明通过控制合金元素组成和热处理方式,使本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金在室温下具有铁素体和位错型马氏体双相组织;铁素体的阻尼机制为磁-机械滞后机制,即在交变振幅作用下,合金内部90°磁畴壁发生不可逆移动,从而将机械能转化为热能消耗掉;位错型马氏体的阻尼机制为位错机制,即合金中的位错被杂质原子、空位等弱钉扎,被第二相颗粒等强钉扎,其中弱钉扎的位错可以挣脱开,而强钉扎的位错不能挣脱开,在外加应力作用下,合金中的位错不断摆脱弱钉扎,仅被强钉扎束缚,在摆脱弱钉扎的过程中需要消耗能量,从而提高合金的阻尼性能。本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能由磁-机械滞后机制和位错机制共同决定,当Fe-Cr-Mo基合金在未受预加载应力作用时,位错被空位、杂质原子弱钉扎,被第二相颗粒强钉扎,此时位错需要较大的应变振幅提供能量才能挣脱弱钉扎产生耗能,而当Fe-Cr-Mo基合金受到一定预加载应力作用时,位错脱钉扎所需能量减小,更容易发生脱钉扎,并且随着预加载应力的增大,位错脱钉扎所需能量进一步减小,此时在交变振幅的作用下,将会有大量的位错通过反复的脱钉扎-钉扎-脱钉扎进行耗能,同时铁素体中的90°磁畴壁发生不可逆移动也进行耗能,使在预加载应力作用下,Fe-Cr-Mo基合金仍具有较好的阻尼性能,解决了现有技术中Fe-Cr-Mo基合金随着预应力的增大而明显降低的问题。
在本发明中,以质量百分含量计,所述Fe-Cr-Mo基合金优选包括(0,0.2%]的C,进一步优选为0.01%~0.15%,更优选为0.05%~0.1%。本发明优选在Fe-Cr-Mo基合金中添加C,并优选将C的含量控制在上述范围内,有利于细化Fe-Cr-Mo基合金的晶粒尺寸。
在本发明中,以质量百分含量计,所述Fe-Cr-Mo基合金优选包括0.05%~1.5%的Nb,进一步优选为0.1%~1.0%,更优选为0.2%~0.8%,更进一步优选为0.4%~0.6%。本发明优选在Fe-Cr-Mo基合金中添加Nb,并优选将Nb的含量控制在上述范围内,有利于在Fe-Cr-Mo基合金中形成足够的第二相颗粒,为位错提供充足的钉扎源。
在本发明中,以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金优选包括(0,0.5%]的Ce,进一步优选为0.1%~0.5%,更优选为0.2%~0.4%。本发明优选在Fe-Cr-Mo基合金中添加Ce,并优选将Ce的含量控制在上述范围内,有利于细化Fe-Cr-Mo基合金的晶粒尺寸。
在本发明中,以质量百分含量计,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金优选包括0.05%~1.0%的Hf,进一步优选为0.1%~1.0%,更优选为0.2%~0.8%,更进一步优选为0.4%~0.6%。本发明优选在Fe-Cr-Mo基合金中添加Hf,并优选将Hf的含量控制在上述范围内,有利于降低磁-机械滞后阻尼对应变振幅的敏感性。由于磁-机械滞后机制产生的阻尼对应变振幅敏感,随着应变振幅的增加,由磁-机械滞后阻尼机制产生的阻尼性能会迅速增加达到峰值,随后会迅速大幅度下降。本发明优选添加Hf元素,有利于降低磁-机械滞后型阻尼对应变振幅的敏感性,从而保证该合金在较大应变振幅下也具有高的阻尼性能。
本发明提供了上述技术方案所述Fe-Cr-Mo基合金的制备方法,包括以下步骤:
在真空条件下,将合金坯料进行热处理后冷却,得到Fe-Cr-Mo基合金;所述热处理的温度为900~1200℃;所述合金坯料的化学组成与上述技术方案所述Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
在本发明中,当所述合金坯料包括Cr、Mo、Si、Ni、Cu、Fe、Zr和Mn时,所述合金坯料的制备方法优选包括以下步骤:
(1)将Cr、Mo、Si、Ni、Cu和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液;
(2)在氩气保护下,将所述步骤(1)得到的金属液和Zr对应组分的原料以及Mn对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液;
(3)将所述步骤(2)得到的合金液进行浇铸处理后冷却,得到合金坯料。
在本发明中,所述原料如无特别说明,均为市售商品。在本发明的实施例中,所述Cr、Mo、Si、Ni、Cu、Zr、Mn和Fe对应组分的原料具体为对应Cr、Mo、Si、Ni、Cu、Zr、Mn和Fe的纯金属,所述纯金属的纯度以质量百分数计≥99.9%。
本发明将Cr、Mo、Si、Ni、Cu和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液。
在本发明中,所述真空精炼处理的温度优选为1550~1650℃,进一步优选为1580~1620℃;所述真空精炼处理的时间优选为10~15min,进一步优选为11~14min,更优选为12~13min。本发明对所述真空精炼处理的具体实施方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的精炼方式即可。
在本发明中,所述真空精炼处理的真空度优选为10-2~10-3Pa。
得到金属液后,本发明在氩气保护下,将金属液和Zr对应组分的原料以及Mn对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液。
在本发明中,所述氩气的压力优选为0.005~0.01MPa。本发明优选在氩气保护下对金属液、Zr和Mn进行精炼处理,有利于保护Mn不被氧化。
在本发明中,所述精炼处理的温度优选为1550~1650℃,进一步优选为1580~1620℃;所述精炼处理的时间优选为1~3min,进一步优选为1.5~2.5min。本发明优选将对应Cr、Mo、Si、Ni、Cu和Fe的原料进行真空精炼处理后,然后再加入对应Zr和Mn的原料进行精炼处理,有利于使含量较少的Zr能够与其它原料充分混合,同时有利于避免低沸点的Mn挥发掉。
当所述合金坯料包括C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce、Hf、Fe、Zr和Mn时,所述合金坯料的制备方法优选包括以下步骤:
(a)将C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液;
(b)在氩气保护下,将所述步骤(a)得到的金属液和Zr对应组分的原料、Mn对应组分的原料以及Hf对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液;
(c)将所述步骤(b)得到的合金液进行浇铸处理后冷却,得到合金坯料。
在本发明中,所述原料如无特别说明,均为市售商品。在本发明的实施例中,Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Zr、Ce、Hf、Fe、Zr和Mn对应组分的原料具体为对应Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce、Hf、Fe、Zr和Mn的纯金属,所述纯金属的纯度以质量百分数计≥99.9%。在本发明中,C的原料具体为石墨,所述石墨的纯度优选≥99.9%。
本发明将C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液。
在本发明中,所述真空精炼处理的温度优选为1550~1650℃,进一步优选为1580~1620℃;所述真空精炼处理的时间优选为10~15min,进一步优选为11~14min,更优选为12~13min。本发明对所述真空精炼处理的具体实施方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的精炼方式即可。
在本发明中,所述真空精炼处理的真空度优选为10-2~10-3Pa。
得到金属液后,本发明在氩气保护下,将金属液和Zr对应组分的原料、Mn对应组分的原料以及Hf对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液。
在本发明中,所述氩气的压力优选为0.005~0.01MPa。本发明优选在氩气保护下对金属液、Zr、Mn和Hf进行精炼处理,有利于保护Mn不被氧化。
在本发明中,所述精炼处理的温度优选为1550~1650℃,进一步优选为1580~1620℃;所述精炼处理的时间优选为1~3min,进一步优选为1.5~2.5min。本发明优选将对应C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce和Fe的原料进行真空精炼处理后,然后再加入对应Zr、Mn和Hf的原料进行精炼处理,有利于使含量较少的Zr、Hf能够与其它原料充分混合,同时有利于避免低沸点的Mn挥发掉。
得到合金液后,本发明将所述合金液进行浇铸处理,得到浇铸件。在本发明中,所述浇铸处理的温度优选为1550~1650℃,进一步优选为1580~1620℃。本发明对所述浇铸处理的具体实施方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的即可。
得到浇铸件后,本发明对所述浇铸件进行冷却处理,得到合金坯料。
在本发明中,所述冷却的方式优选为空冷。本发明优选采用空冷的冷却方式,使实验操作更方便。
得到合金坯料后,本发明将所述合金坯料在真空条件下,进行热处理,得到Fe-Cr-Mo基合金前驱体。
在本发明中,所述热处理的温度为900~1200℃,优选为920~1180℃,进一步优选为950~1150℃。本发明优选将热处理的温度控制在上述范围内,使本发明所述方法制备得到的Fe-Cr-Mo基合金具有铁素体和马氏体双相组织。在本发明中,所述热处理的时间优选为0.5~2h,进一步优选为1.0~1.5h。
在本发明中,所述真空条件的真空度优选为10-2~10-3Pa。
得到Fe-Cr-Mo基合金前驱体后,本发明将所述Fe-Cr-Mo基合金前驱体进行冷却处理,得到Fe-Cr-Mo基合金。
本发明对冷却处理的具体实施方式没有特别限制,优选包括随炉冷却、空冷或者水淬。
本发明还提供了上述技术方案所述Fe-Cr-Mo基合金或者上述技术方案所述制备方法制备得到的Fe-Cr-Mo基合金作为阻尼材料的应用。
下面将结合本发明中的实施例,对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。
实施例1
一种Fe-Cr-Mo基合金,该合金的成分按照质量百分比为:84.95%Fe,10.0%Cr,2.5%Mo,0.5%Si,0.5%Mn,1.0%Ni,0.05%Zr,0.5%Cu。该合金的制备方法为:将原料84.95%工业纯铁,10.0%金属铬,2.5%工业纯钼,0.5%结晶硅,1.0%电解镍,0.5%紫铜加入坩埚中,抽真空至真空度为10-2Pa,加料紧实,在1550℃真空精炼10min,然后通入氩气,氩气压力为0.005MPa,加入0.1%海绵锆,再加入0.5%电解锰,在1550℃继续精炼1min,得到合金液;在1550℃下将合金液带电浇铸,冷却后得到合金坯料;在真空度为10-2Pa,900℃下对合金坯料进行热处理1.0h,冷却后得到Fe-Cr-Mo基合金。
对Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能进行测试,测试方法为:DMA(动态热机械分析)的三点弯曲模式,测量不同预应力下,阻尼性能(即内耗Q-1)随应变振幅0~1×10-4的变化,测量条件:室温、频率1HZ。测试结果为:合金在预加载应力16MPa下,内耗Q-1可达到0.049;合金在预加载应力24MPa下,内耗Q-1可达到0.047;合金在预加载应力32MPa下,内耗Q-1可达到0.046;合金在预加载应力40MPa下,内耗Q-1可达到0.043。合金在预加载应力40MPa作用下的阻尼性能仅衰减12%。
图1为实施例1制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的金相形貌图。图2为实施例1制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的扫描电镜图。图1和图2说明本发明实施例1提供的Fe-Cr-Mo基合金中存在铁素体和马氏体双相组织,其中马氏体为团状。图3为实施例1制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能随应变振幅变化的曲线,由图3可知本发明实施例提供的Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能在预应力下,衰减幅度较小。
实施例2
一种Fe-Cr-Mo基合金,该合金的成分按照质量百分比为:84.15%Fe,10.0%Cr,2.5%Mo,0.5%Si,0.5%Mn,1.0%Ni,0.05%Zr,0.5%Cu,0.1%C,0.5%Nb,0.1%Ce,0.1%Hf。该合金的制备方法为:将84.15%工业纯铁,10.0%金属铬,2.5%工业纯钼,0.5%结晶硅,1.0%电解镍,0.5%紫铜,0.1%石墨,0.5%金属铌,0.1%金属铈加入坩埚中,加料紧实,抽真空至真空度为10-2Pa,1600℃下真空精炼12min,然后通入氩气,氩气压力为0.01MPa,加入0.1%海绵锆,再加入0.5%电解锰和0.1%金属铪,1600℃继续精炼2min,得到合金液;在1600℃下将合金液带电浇铸,冷却后得到合金坯料;在真空度为10-2Pa,950℃下对合金坯料进行热处理1.5h,冷却后得到Fe-Cr-Mo基合金。
对Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能进行测试,测试结果为:合金在预加载应力16MPa下,内耗Q-1可达到0.05;合金在预加载应力24MPa下,内耗Q-1可达到0.046;合金在预加载应力32MPa下,内耗Q-1可达到0.042。合金在预加载应力32MPa作用下的阻尼性能仅衰减16%。
图4为实施例2制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的金相形貌图,图5为实施例2制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的扫描电镜图。图4和图5说明本发明实施例2提供的Fe-Cr-Mo基合金中存在铁素体和马氏体双相组织,其中马氏体为团状,与实施例1中马氏体含量相比,实施例2中马氏体含量增多。图6为实施例2制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能随应变振幅变化的曲线,由图6可知本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能在预应力作用下,衰减幅度较小。
对比例1
一种传统Fe-Cr-Mo基阻尼合金,该合金的成分按照质量百分比为:80.35%Fe,15.0%Cr,2.5%Mo,0.5%Si,0.5%Mn,1%Ni,0.1%Zr,0.05%Hf。该合金的制备方法为:将80.35%工业纯铁,15.0%金属铬,2.5%工业纯钼,0.5%结晶硅,1%电解镍加入坩埚中,加料紧实,抽真空至真空度为10-2Pa,1650℃下真空精炼12min,然后通入氩气,氩气压力为0.005MPa,加入0.1%海绵锆,0.05%金属铪和0.5%电解锰,在1650℃下继续精炼1min,得到合金液;在1650℃下将金属液带电浇铸,冷却后得到合金坯料;在真空度为10-2Pa,1000℃下对合金坯料进行热处理1.0h,冷却后得到Fe-Cr-Mo基合金。
对Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能进行测试,测试结果为:合金在预加载应力6MPa下,内耗Q-1可达到0.048;合金在预加载应力12MPa下,内耗Q-1可达到0.045;合金在预加载应力24MPa下,内耗Q-1可达到0.026。合金在预加载应力24MPa作用下的阻尼性能衰减46%。
图7为对比例1制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金阻尼性能随应变振幅变化的曲线,由图7可知对比例1提供的Fe-Cr-Mo基合金对预应力敏感,随着预应力增加,Fe-Cr-Mo基合金的阻尼性能明显下降。图8为本发明对比例1制得的Fe-Cr-Mo基阻尼合金金相形貌图,由图8可知,对比例1制备得到的Fe-Cr-Mo基合金为传统单相铁素体结构。
对实施例1制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率、冲击韧性、盐雾腐蚀性能进行测试,测试结果如表1所示。
表1实施例1制备得到的Fe-Cr-Mo基合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率、冲击韧性、盐雾腐蚀性能
由表1可知,本发明得到的Fe-Cr-Mo基合金强度高,并且韧性良好,还耐腐蚀。
由以上实施例可知,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金在预加载应力作用下,能够有效地降低阻尼性能的衰减,在预加载应力40MPa作用下的阻尼性能仅衰减12%。另外,本发明提供的Fe-Cr-Mo基合金具有较好的力学性能较好,屈服强度Rp 0.2为330MPa、抗拉强度Rm为378MPa、延伸率A5为24%、冲击韧性AKu值为213J、盐雾腐蚀性能表明试验时间240小时后,合金减重0.0033g。
以上所述仅是本发明的优选实施方式,应当指出,对于本技术领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明原理的前提下,还可以做出若干改进和润饰,这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种Fe-Cr-Mo基合金,以质量百分数计,包括以下组分:
所述Fe-Cr-Mo基合金由合金坯料在真空条件下,经热处理后冷却得到;所述热处理的温度为900~1200℃;所述合金坯料的化学组成与Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
2.根据权利要求1所述的Fe-Cr-Mo基合金,其特征在于,所述Fe-Cr-Mo基合金还包括以下组分:
3.权利要求1或2所述Fe-Cr-Mo基合金的制备方法,包括以下步骤:
在真空条件下,将合金坯料经热处理后冷却得到;所述热处理的温度为900~1200℃;
所述合金坯料的化学组成与权利要求1或2所述Fe-Cr-Mo基合金的组分组成一致。
4.根据权利要求3所述的制备方法,其特征在于,所述热处理的时间为0.5~2h。
5.根据权利要求3或4所述的制备方法,其特征在于,所述冷却的方式包括随炉冷却、空冷或者水淬。
6.根据权利要求3所述的制备方法,其特征在于,
当所述合金坯料包括Cr、Mo、Si、Ni、Cu、Fe、Zr和Mn时,所述合金坯料的制备方法包括以下步骤:
(1)将Cr、Mo、Si、Ni、Cu和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液;
(2)在氩气保护下,将所述步骤(1)得到的金属液和Zr对应组分的原料以及Mn对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液;
(3)将所述步骤(2)得到的合金液进行浇铸处理后冷却,得到合金坯料;
当所述合金坯料包括C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce、Hf、Fe、Zr和Mn时,所述合金坯料的制备方法包括以下步骤:
(a)将C、Cr、Mo、Si、Ni、Nb、Cu、Ce和Fe对应组分的原料进行真空精炼处理,得到金属液;
(b)在氩气保护下,将所述步骤(a)得到的金属液和Zr对应组分的原料、Mn对应组分的原料以及Hf对应组分的原料混合,进行精炼处理后冷却,得到合金液;
(c)将所述步骤(b)得到的合金液进行浇铸处理后冷却,得到合金坯料。
7.根据权利要求6所述的制备方法,其特征在于,所述步骤(1)和步骤(a)中真空精炼处理的温度独立地为1550~1650℃,真空精炼处理的时间独立地为10~15min。
8.根据权利要求6或7所述的制备方法,其特征在于,所述步骤(2)和步骤(b)中精炼处理的时间独立地为1~3min。
9.根据权利要求6所述的制备方法,其特征在于,所述步骤(3)和步骤(c)中浇铸处理的温度独立地为1550~1650℃。
10.权利要求1或2所述Fe-Cr-Mo基合金或者权利要求3~9任一项所述制备方法制备得到的Fe-Cr-Mo基合金作为阻尼材料的应用。
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---|---|---|---|---|
CN112029988A (zh) * | 2020-09-03 | 2020-12-04 | 成都科宁达材料有限公司 | 一种提高Fe-Cr-Mo基阻尼合金阻尼性能的方法 |
Citations (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5273118A (en) * | 1975-12-17 | 1977-06-18 | Toshiba Corp | Periodic-damping alloy |
JPS54127822A (en) * | 1978-03-29 | 1979-10-04 | Nisshin Steel Co Ltd | Anti vibration steel having high frequency attenuation capability |
JPS558414A (en) * | 1978-06-30 | 1980-01-22 | Toshiba Corp | Damping alloy |
JPS5529329A (en) * | 1978-08-23 | 1980-03-01 | Tokyo Shibaura Electric Co | Golffiron head |
JPS5635753A (en) * | 1980-07-15 | 1981-04-08 | Toshiba Corp | Medical appliance |
JPH036354A (ja) * | 1989-06-02 | 1991-01-11 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法 |
CN102534386A (zh) * | 2010-12-09 | 2012-07-04 | 中国科学院金属研究所 | 一种耐蚀高阻尼Fe-Cr-Mo-Cu合金及其制备方法 |
CN105401097A (zh) * | 2015-11-28 | 2016-03-16 | 四川大学 | 一种高韧性铸造Fe-Cr-Mo基高阻尼合金及其制备方法 |
CN107923015A (zh) * | 2015-08-17 | 2018-04-17 | 日新制钢株式会社 | 减振性铁素体系不锈钢材及制造方法 |
-
2018
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Patent Citations (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5273118A (en) * | 1975-12-17 | 1977-06-18 | Toshiba Corp | Periodic-damping alloy |
JPS54127822A (en) * | 1978-03-29 | 1979-10-04 | Nisshin Steel Co Ltd | Anti vibration steel having high frequency attenuation capability |
JPS558414A (en) * | 1978-06-30 | 1980-01-22 | Toshiba Corp | Damping alloy |
JPS5529329A (en) * | 1978-08-23 | 1980-03-01 | Tokyo Shibaura Electric Co | Golffiron head |
JPS5635753A (en) * | 1980-07-15 | 1981-04-08 | Toshiba Corp | Medical appliance |
JPH036354A (ja) * | 1989-06-02 | 1991-01-11 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法 |
CN102534386A (zh) * | 2010-12-09 | 2012-07-04 | 中国科学院金属研究所 | 一种耐蚀高阻尼Fe-Cr-Mo-Cu合金及其制备方法 |
CN107923015A (zh) * | 2015-08-17 | 2018-04-17 | 日新制钢株式会社 | 减振性铁素体系不锈钢材及制造方法 |
CN105401097A (zh) * | 2015-11-28 | 2016-03-16 | 四川大学 | 一种高韧性铸造Fe-Cr-Mo基高阻尼合金及其制备方法 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112029988A (zh) * | 2020-09-03 | 2020-12-04 | 成都科宁达材料有限公司 | 一种提高Fe-Cr-Mo基阻尼合金阻尼性能的方法 |
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