Прадукцыйнасць сэндвіч-панэлі з вугляроднага валакна з вугляроднага валакна ў параўнанні са звычайнай сэндвіч-панэллю з пенаалюмінія

Сэндвіч з алюмініевай пены(AFS) панэлі маюць камбінацыю структурных і функцыянальных характарыстык, такіх як нізкая шчыльнасць, высокая ўдзельная трываласць, спрыяльнае паглынанне энергіі, дэмпфуючая здольнасць і электрамагнітнае экранаванне. Гэтыя цудоўныя ўласцівасці робяць AFS вялікім патэнцыялам у аэракасмічнай, транспартнай і марской галінах. У параўнанні з ледзь металічнымі пенапластамі, вонкавыя металічныя пласціны AFS могуць эфектыўна герметызаваць пенапласт і палепшыць яго комплексныя механічныя ўласцівасці, такія як трываласць на расцяжэнне і выгіб. Як правіла, AFS быў выраблены метадам клею, які цягне за сабой прымацаванне алюмініевай пены да цвёрдых металічных панэляў з дапамогай эпаксіднага клею.

Нягледзячы на ​​тое, што метад склейвання клеем эфектыўна ўзмацняе дэмпфаванне канструкцыі, ён суправаджаецца абмежаваннямі, у тым ліку праблемамі пры перапрацоўцы і схільнасцю да разбурэння расслаення пры высокіх тэмпературах або каразійных умовах. Каб ліквідаваць гэтыя абмежаванні, былі накіраваны шырокія даследаванні на дасягненне металургічнага злучэння паміж панэллю і асноўным пластом.

У цяперашні час пераважныя метады падрыхтоўкі для AFS, накіраваныя на дасягненне металургічнага злучэння, звычайна класіфікуюцца на тры катэгорыі: зварка, успеньванне з расплаву і метад парашковай металургіі ўпакоўкі. Сярод гэтых метадаў метад парашковай металургіі ўпакоўкі расцэньваецца як лепшы для кантролю структуры пор і дасягнення нізкатэмпературнага ўспеньвання. Наша папярэдняя праца выкарыстоўвала гэтую тэхналогію для вырабу буйнагабарытных AFS з лепшымі ўласцівасцямі пашырэння і ячэістай структурай для прамысловага прымянення.

Аднак з-за адносна нізкіх механічных уласцівасцей стрыжня з пенапласту пры сціску паляпшэнне механічнай трываласці AFS абмежавана, таму далейшае павышэнне трываласці стрыжня з пенапласту мае вырашальнае значэнне для AFS.

На сённяшні дзень агульныя метады, як паведамляецца, паляпшаюць механічныя ўласцівасці пры сціскуалюмініевая пеназ'яўляюцца: апрацоўка паверхні, тэрмічная апрацоўка і армаванне шляхам дадання часціц, валокнаў, легіруючых элементаў і г.д. Сярод іх кароткія вугляродныя валакна з нізкай шчыльнасцю, высокім модулем пругкасці і вялікім суадносінамі бакоў прыцягнулі шырокую ўвагу як перспектыўныя армавальныя матэрыялы. Больш за тое, металізацыя паверхні вугляродных валокнаў шляхам гальванічнага або хімічнага пакрыцця, напрыклад меднення або нікелявання, яшчэ больш паляпшае змочвальнасць вугляродных валокнаў у расплаве алюмінія і дазваляе пазбегнуць шкодных рэакцый на паверхні паміж вугляроднымі валокнамі і расплавам алюмінія. Кароткае вугляроднае валакно ў цяперашні час шырока выкарыстоўваецца для армавання алюмініевых матрычных кампазітаў.

Бхав Сінгеталь. падрыхтаваны вугляродныя валокны з медным пакрыццём, армаваныя алюмініевай матрыцай, метадам ліцця з перамешваннем. Муэтал. выраблены алюмініевыя матрычныя кампазіты, армаваныя вугляроднымі валокнамі з нікеляваным пакрыццём метадам двухвалковага ліцця. Вынікі прадэманстравалі значнае павышэнне трываласці на разрыў кампазітаў з даданнем вугляродных валокнаў. Аднак было праведзена абмежаванае даследаваннеармаваны пенапласт алюмініемз меднымі вугляроднымі валокнамі. Кааэтал. упершыню падрыхтаваў вугляродныя валокны з медным пакрыццём з дапамогай метаду ўспеньвання з расплаву. Вынікі дэманструюць, што 0,35 аб.% Cf можа стабілізаваць алюмініевую пену, прадухіляючы разрыў вадкай плёнкі, і тым больш стабільнай будзе колькасць валокнаў, дададзеных у пену. Муэтал. паказалі, што дэмпфіруючыя ўласцівасці алюмініевай пены, прыгатаванай метадам успеньвання з расплаву, былі значна палепшаны з даданнем Cf.

Адпаведна, можна зрабіць выснову, што даданне Cf можа быць эфектыўнай стратэгіяй для адначасовага паляпшэння стабільнасці ўспеньвання і механічных уласцівасцейалюмініевыя пены. Акрамя таго, не было ніякіх паведамленняў аб сэндвіч-панэлях з пенапласту з медным пакрыццём з алюмінія, вырабленых метадам парашковай металургіі, што матывуе даследчыкаў праводзіць больш глыбокія даследаванні ў гэтай галіне.

Былі праведзены шматлікія даследаванні механізму зараджэння і стабільнасціалюмініевыя пеныз даданнем армавальных фаз. Адрозненні ў колькасці пор і марфалогіі пор,

такія як памер, размеркаванне і форма, звычайна прыпісваюць механізмам зараджэння і стабільнасці. Эфекты гетэрагеннай нуклеацыі і механізмы стабілізацыі аксіднай сеткі ў сістэме парашковай металургіі былі вычарпальна даследаваны. Парашкі чацвярцічнага сплаву, якія складаюцца з Al–Si–Mg–Cu, якія выкарыстоўваюцца ў гэтай працы, прадэманстравалі выключную хуткасць пашырэння і нізкія тэмпературы ўспеньвання з тэмпературай солідуса 507 ◦C і тэмпературай ліквідусу 596 ◦C. Тым не менш, недастаткова даследаванняў адносна механізму зараджэння, стабільнасці і механічных уласцівасцей пры сціску парашковых прэсаў, якія змяшчаюць гэты канкрэтны склад сплаву, асабліва пры ўключэнні Cf. У папярэдніх працах даследаванні механізмаў нуклеацыі і стабілізацыі ў асноўным праводзіліся метадамі не на месцы, уключаючы тамаграфічны аналіз узораў, якія былі хутка астуджаны пасля перапынення ўспеньвання. На жаль, зараджэнне субмікронных бурбалак у першую чаргу адбываецца падчас нагрэву папярэдніка і хутка пашыраецца ў інтэрвалах часу ад 100 мс да 1 с, што часта стварае праблемы для назірання ў рэальным часе. Сучасны метад рэнтгенаўскай візуалізацыі з сінхратронным выпраменьваннем валодае высокім энергетычным і прасторава-часавым разрозненнем, што дазваляе ў рэжыме рэальнага часу назіраць на месцы за працэсам зараджэння і росту алюмініевай пены пры павышаных тэмпературах. У цяперашні час толькі абмежаваныя даследчыкі даследавалі кінэтыку ўспеньвання парашка сплаву Al–Si–Mg з дапамогай сінхратроннага выпраменьвання. Напрыклад, García-Morenoetal. паведамілі пра значныя дынамічныя з'явы ў вадкай алюмініевай пене, у тым ліку зараджэнне і рост, перагрупоўку бурбалак, уцягванне вадкасці, агламерацыю і разрыў плёнкі. Камм і інш. вывучаў працэс зараджэння і росту алюмініевай пены AlSi8Mg4 з дапамогай сінхратроннага выпраменьвання. Іх высновы паказалі, што вадарод, які ўтвараецца пры раскладанні адсарбатаў на паверхні металічнага парашка, уяўляе сабой яшчэ адзін важны механізм зараджэння. Аднак узаемадзеянне паміж кампанентамі-папярэднікамі складанае, і на дынаміку ўспеньвання можа ўплываць іх склад. Як для парашковай сістэмы Al–Si–Cu–Mg, так і для парашковай сістэмы Al–Si–Cu–Mg з даданнем Cf, разуменне і вывучэнне ініцыяцыі і росту металічнай пены мае вырашальнае значэнне для далейшага структурнага развіцця пены для паляпшэння ўласцівасцей. для прыкладанняў.

У гэтай працы Cf/AFS і AFS з металургічным памежным злучэннем былі падрыхтаваны метадам парашковай металургіі ўпакоўкі. Эвалюцыя бурбалак Cf/AFS і AFS назіралася in situ з дапамогай сінхратроннага выпраменьвання, каб выявіць механізм Cf на зараджэнне, рост і зліццё бурбалак і стабільнасць. Акрамя таго, Cf/AFS і AFS ўспеньвалі пры 620 ◦C на працягу 15 хвілін у камернай печы. Пасля размеркаванне пор па памерах, мікраструктура пор і механічныя ўласцівасці пры сціску ўспененых узораў былі ахарактарызаваны і пратэставаны. На аснове вышэйзгаданых даследаванняў сістэматычна ацэньваліся структура і трываласць на сціск Cf/AFS і AFS.

2. Матэрыялы і метады

2.1. Сыравіна

Для падрыхтоўкі AFS і Cf/AFS было выкарыстана шэсць відаў сыравіны: парашок Al (сярэдні памер: 45 мкм, чысціня> 99,70%), парашок Si (сярэдні памер: 38 мкм, чысціня> 99,50%), парашок Cu (сярэдні памер: 38 мкм, чысціня >99,90%), парашок Mg (сярэдні памер: 75 мкм, чысціня >99,70%), парашок TiH2 (сярэдні памер: 45 мкм, чысціня >99,70%) і вугляроднае валакно з медным пакрыццём (сярэдні памер: 1～2 мм, таўшчыня меднага пакрыцця: 1,4 мкм).

2.2. Выраб Cf/AFS

Схема метаду парашковай металургіі ўпакоўкі пракаткі праілюстраванаМалюнак 1. На этапе змешвання быў падрыхтаваны парашок чацвярцічнага сплаву AlSi6Mg4Cu4 з парашкамі Al, Si, Cu і Mg у прапорцыях 86 мас.%, 6 мас.%, 4 мас.% і 4 мас.%, адпаведна. 1 мас.% парашка акісленага TiH2 (тэрмічная апрацоўка на паветры на працягу 1,5 гадзін пры 470 ◦C) быў дададзены ў якасці пенаўтваральніка, які хутка вызваляе H2 пры тэмпературы расплаву, пашыраючы расплав. Акрамя таго, 0,5 мас.% вугляродных валокнаў былі ўключаны ў якасці армавальных фаз. У прыватнасці, для павышэння змочваемасці і прадухілення шкодных рэакцый, такіх як Al4C3 на мяжы расплаўленага валакна і алюмінія падчас успеньвання, вугляродныя валокны пакрываліся меддзю з дапамогай гальванічнага пакрыцця. Працэс гальванічнага пакрыцця быў апісаны ў даведках.Малюнак 2паказвае пакрытыя меддзю вугляродныя валакна, атрыманыя метадам бесэлектролітычнага пакрыцця. Пакрыццё мае раўнамернае і бесперапыннае пакрыццё паверхні валакна(Мал. 2(a)–(b)). Пасля гэтага розныя кампазіцыі сплаваў, якія выкарыстоўваліся ў гэтым даследаванні, былі падрыхтаваны дбайным змешваннем вышэйзгаданых парашкоў з і без Cf у трохмерным змяшальніку на працягу 3 гадзін. Раўнамерна змешаны парашок інкапсулюецца ў герметычную паражніну з наступнай працэдурай халоднай і гарачай пракаткі.

Стадыя халоднай пракаткі эфектыўна выдаляе паветра з паражнін і прамежкаў паміж часціцамі праз серыю некалькіх праходаў і невялікіх паглыбленняў. Стадыя гарачай пракаткі гарантуе, што папярэднік дасягае адноснай шчыльнасці, якая перавышае 98%, дзякуючы сумеснай дэфармацыі панэлі і парашка, што палягчае наступны працэс успеньвання. Падрабязныя параметры працэсу пракаткі апісаны ў спасылках. Успеньвальныя прэкурсоры AFS і Cf/AFS атрымліваюцца з дапамогай вышэйзгаданага працэсу. У канчатковым рахунку абодва ўспеньвальных папярэдніка награвалі пры 620 ◦C на працягу 15 хвілін для вырабу ўзораў Cf/AFS і AFS, якія выкарыстоўваліся для аналізу памеру пор, характарыстык мікраструктуры і выпрабаванняў механічных уласцівасцей пры сціску.

2.3. Характарыстыка і метады выпрабаванняў

2.3.1. Мікраструктурная характарыстыка

Марфалогія мікраструктуры Cf/AFS і AFS была даследавана з дапамогай палявой эмісійнай сканіруючай электроннай мікраскапіі (SEM, Zeiss Ultra Plus). Энергадысперсійная спектраскапія (EDS) выкарыстоўвалася для ідэнтыфікацыі складу розных фаз у клеткавых сценках успененых узораў. Падоўжныя зрэзы ўзораў былі атрыманы шляхам разразання ўспененых узораў з дапамогай электраразраднай машыны (EDM, DK7745). Пасля гэтага падоўжныя зрэзы ўзораў былі пакрытыя фарбай, а затым адшліфаваны і адпаліраваны наждачнай паперай з пясчынкай 800 і 1500 адпаведна. У рэшце рэшт, эквівалентныя дыяметры ячэек (Dmean) папярочнага перасеку паліраванага ўзору былі вызначаны з дапамогай праграмнага забеспячэння для аналізу малюнкаў Image Pro Plus 6.0.

Малюнак 1.Схема ўпакоўкі пракаткі метадам парашковай металургіі.

Малюнак 2.СЭМ выявы (а) вугляродных валокнаў з медным пакрыццём і (б) паказвае павялічаны выгляд вобласці, пазначанай чырвоным квадратам у (а). Выявы (c) і (d) з'яўляюцца вынікамі EDS пункта A у (b).

Малюнак 3.Прынцыповая схема эксперыментальнай устаноўкі сінхратроннага выпраменьвання.

2.3.2. На месцы ўспеньвання назіранняў сінхратроннага выпраменьвання

Прынцыповая схема эксперыментальнай устаноўкі сінхратроннага выпраменьвання намалявана на стМалюнак 3. Эксперыменты праводзіліся на лініі прамяня 4W1A Пекінскай устаноўкі сінхратроннага выпраменьвання (BSRF, Пекінскі інстытут фізікі высокіх энергій Кітайскай акадэміі навук, Кітай). У адрозненне ад звычайнай абсорбцыйна-кантрастнай візуалізацыі, у гэтай працы выкарыстоўваецца фазава-кантрастная візуалізацыя з дапамогай крыніцы святла сінхратроннага выпраменьвання. Гэты падыход ліквідуе абмежаванні традыцыйнай абсорбцыйнай візуалізацыі, якая неэфектыўная для візуалізацыі слаба паглынальных рэчываў. Працэс успеньвання ўзораў праводзіўся ў спецыяльна распрацаванай печы для ўспеньвання з квадратным акном памерам 15 на 15 мм, размешчаным перпендыкулярна кірунку рэнтгенаўскага прамяня. Памер выбаркі, як паказана на мал. 3, мае памеры 15 мм × 15 мм × 2 мм. Узор змяшчаюць у пенную форму, якая складаецца з пэўнай колькасці керамічных лістоў. На працягу ўсяго працэсу ўспеньвання рэнтгенаўскія прамяні могуць праходзіць праз узор і фіксавацца камерай прылады з зарадавай сувяззю (CCD). Выбраная крыніца рэнтгенаўскага выпраменьвання працавала пры інтэнсіўнасці 20 кэв, а максімальны памер прагляду 7,4 мм × 7,4 мм быў выкарыстаны для забеспячэння поўнага назірання за ўсім працэсам успеньвання.

Варта адзначыць, што назіраныя ўзоры былі размешчаны перпендыкулярна як кірунку качэння, так і тангенцыяльнаму кірунку. Як у прэкурсораў, якія змяшчаюць 0,5 мас.% Cf, так і без 0,5 мас.% Cf, выдалялі бакавыя панэлі з абодвух бакоў узораў пры дапамозе электроэрозионной дэструкцыі. Даследаваўся ўплыў Cf на характарыстыкі ўспеньвання алюмініевай пены. Акрамя таго, папярэднікі з розным складам былі ўспенены ў той жа награвальнай печы пры зададзенай тэмпературы 620 ◦C.

2.3.3. Выпрабаванне механічных уласцівасцяў сціску

Узоры для сціску былі разрэзаны на цыліндрычныя ўзоры вышынёй 23 мм і дыяметрам 20 мм з дапамогай электроэрозионной дыягностыкі, і кожны кірунак быў уключаны ў сябе не менш за 10 поўных пор, каб пазбегнуць эфекту памеру. Квазістатычныя выпрабаванні на сціск праводзіліся ў адпаведнасці са стандартамі ISO13314–2011 і GB/T31930–2015 з выкарыстаннем універсальнай машыны для выпрабаванняў матэрыялаў AG-XPLUS з максімальнай грузападымальнасцю 100 кН. Тры ўзоры былі выпрабаваныя для кожнай групы, і крывыя напружання-дэфармацыі пры сціску ў гэтым артыкуле ўяўляюць сярэднія вынікі, атрыманыя з трох выпрабаваных узораў. Усе выпрабаванні праводзіліся пад кантролем перамяшчэння, падтрымліваючы пастаянную хуткасць папярочнай галоўкі 2 мм/мін (што адпавядае пачатковай хуткасці дэфармацыі 10-3 с-1) пры пакаёвай тэмпературы.

Малюнак 4.Выявы сінхротроннага выпраменьвання, якія развіваюцца ў часе, працэсу ўспеньвання Cf/AFS: (а) неўспенены папярэднік у момант t0 380 ◦C; (b)–(c) растварэнне элементарнай медзі і зараджэнне тыпу II падчас плаўлення папярэдніка; (г)–(ж) неаднародныя працэсы зараджэння і росту бурбалак; і (h)–(i) зліццё і разрыў бурбалак.

3. Вынікі і абмеркаванне

3.1. Ўспеньванне на месцы пад дзеяннем сінхратроннага выпраменьвання

3.1.1. Эвалюцыя пены Cf/AFS

Малюнак 4адлюстроўвае серыю малюнкаў сінхратроннага выпраменьвання, якія адлюстроўваюць працэс успеньвання Cf/AFS. Арыгінальныя выявы Cf/AFS(Мал. 4 (а))былі зафіксаваны, калі матрыца была ў цвёрдым стане пры 380 ◦C, і гэты час быў усталяваны як t0. У параўнанні з іншымі кампанентамі папярэдніка, Cf выглядае чорным у пераважна шэрай матрыцы, багатай алюмініем. Гэта можна звязаць з высокім утрыманнем медзі на паверхні валакна, як паказана ўМал. 2(c)–(d), які мае найбольшую адносную атамную масу ў параўнанні з іншымі кампанентамі папярэдніка. Больш за тое, назіраецца, што большасць Cf дысперсныя і асобныя, а не згрупаваныя разам, як паказана наМал. 4 (а). Гэта азначае, што з даданнем 0,5 мас.% Cf працэс 3-гадзіннага мяшання можа эфектыўна дасягнуць патрэбнага стану дысперсіі.

У t0+194s (як відаць уМал. 4(b)), у шэрай алюмініевай матрыцы (пазначана чырвонай стрэлкай) можна назіраць значную колькасць белых, амаль сферычных бурбалак з дыяметрам ад 90 мкм да 180 мкм. Колькасць бурбалак працягвала павялічвацца на працягу 46 с, як паказана ўМал. 4(c). Акрамя таго, яшчэ адна вартая ўвагі змена, якая адбываецца ў матрыцы, заключаецца ў тым, што некаторыя невялікія бурбалкі, як правіла, утвараюцца на паверхні Cf з ініцыяцыяй растварэння Cu (пазначана чырвоным пункцірам). Верагодна, гэтая з'ява звязана з працэсам зараджэння зародкаў тыпу II, які адбываецца ўнутры медзезмяшчальнай парашковай кампактоўкі. Шырока прызнана, што даданне Cu значна зніжае тэмпературу плаўлення сплаваў. Гэта прыводзіць да лакалізаванага плаўлення вакол асобных часціц парашка ў папярэдніку парашка, які змяшчае парашок медзі, падчас працэсу награвання, утвараючы значную колькасць чацвярцічнага эўтэктычнага расплаву Al–Si–Mg–Cu пры больш нізкіх тэмпературах. Чацвярцічная эўтэктычная зона расплаву, як правіла, з'яўляецца слабай вобласцю ў сплаве і больш схільная да зараджэння. У выніку больш верагодна, што бурбалкі зараджаюцца і растуць побач з медным пакрыццём на паверхні валакна. Акрамя таго, нізкая доля вадкасці ў матрыцы ў гэты момант прыводзіць да таго, што газы ад раскладання TiH2 лёгка назапашваюцца ў алюмініевай матрыцы. Нуклеацыя тыпу II можа эфектыўна пазбегнуць назапашанага газу, які прымушае матрыцу з нізкай доляй вадкасці раз'яднацца і распаўсюджваць расколіны праз вадкасць, што прыводзіць да сур'ёзнай страты колькасці вадароду.

Мал. 4(d)паказвае, што бурбалкі першапачаткова зараджаюцца і растуць у вобласці Cf, калі матрыца цалкам растае, а размяшчэнне бурбалак адпавядае знікаючаму пласту з медным пакрыццём (пазначаным чырвоным пункцірам). Дакладна ўстаноўлена, што даданне другасных фаз павялічвае колькасць гетэрагенных сайтаў зараджэння, тым самым зніжаючы энергетычны бар'ер для адукацыі новых бурбалак у расплаве сплаву. Між тым, хуткасць нуклеацыі звязана з агульнай гетэрагеннай плошчай нуклеацыі на адзінку аб'ёму. Такім чынам, можна заўважыць, што бурбалкі першапачаткова зараджаюцца ў месцах размяшчэння вугляродных валокнаў і пашыраюцца па даўжыні вугляроднага валакна. Пры далейшым павелічэнні долі расплаву працягваюць з'яўляцца шматлікія новыя бурбалкіМал. 4(e)–4(g). Аднак хуткасць лакалізаванага зліцця і разрыву бурбалак павольная, што сведчыць аб высокай стабільнасці бурбалак. Пры t0+426s колькасць бурбалак значна ўзрастае, і

аб'ём папярэдніка дэманструе вялікае пашырэнне(Мал. 4(h)). Акрамя таго, узнікненне некаторага зліцця бурбалак (пазначана чырвонай стрэлкай), дзе маленькія бурбалкі паглынаюцца больш буйнымі з-за паспявання Оствальда, з'яўляецца непазбежным працэсам падчас эвалюцыі металічных пен [40]. Гэта з'ява паспявання таксама прыводзіць да з'яўлення невялікай колькасці вялікіх і няправільных бурбалак (пазначаных чырвонай стрэлкай уМал. 4(i)).

Малюнак 5.Эвалюцыянавалі ў часе выявы працэсу ўспеньвання AFS на розных этапах: (а) нерасплаўлены папярэднік у момант t0 380 ◦C; (б) растварэнне элементарнай медзі і зараджэнне тыпу II падчас плаўлення папярэдніка; (с) працэсы зараджэння і росту бурбалак; і (d)–(f) зліццё і разрыў бурбалак.

3.1.2. Пена эвалюцыя AFS

Мал. 5 дэманструе серыю здымкаў сінхратроннага выпраменьвання, якія ілюструюць працэс успеньвання AFS. Падобна да Cf/AFS, пачатковы малюнак для паслядоўнасці сінхратроннага выпраменьвання быў атрыманы, калі AFS знаходзіўся ў цвёрдай фазе пры 380 ◦C (гл.Мал. 5 (а)). Калі матрыца награваецца вышэй тэмпературы солідуса, у ёй становяцца бачныя маленькія белыя бурбалкіМал. 5(b) і (c), у выніку раскладання TiH2 і ўзнікнення нуклеацыі тыпу II у багатай Cu вобласці. Аднак колькасць утвораных бурбалак і іх шчыльнасць размеркавання ўМалюнак 5(c)прыкметна ніжэй у параўнанні зМал. 4(c). Гэта сведчыць аб тым, што Cf/AFS забяспечвае больш каналаў для ранняга вызвалення газу падчас зараджэння, прадухіляючы празмернае адукацыю расколін у алюмініевай матрыцы з нізкай доляй вадкасці.

Меншая колькасць месцаў зараджэння AFS і больш высокая верагоднасць анамальнага росту бурбалак у параўнанні з Cf/AFS можна назіраць зМал. 5(d)–(f). Эвалюцыя бурбалак AFS нерэгулярная, і іх памеры дэманструюць шырокія ваганні з-за суіснавання як бурбалак мікраметровага памеру, так і вялікіх бурбалак анамальна міліметровага памеру (пазначаныя чырвонай стрэлкай). Больш за тое, гэтая нестабільнасць і неаднароднасць падчас ранняга працэсу нуклеацыі можа прывесці да істотных адрозненняў у канчатковай структуры пор і механічных уласцівасцях паміж AFS і Cf/AFS.

3.2. Аналіз макраструктуры

Каб даследаваць адрозненні ў макраскапічнай марфалогіі пор і дыяметры пор паміж AFS і Cf/AFS, дзве сэндвіч-структуры былі падрыхтаваны ў лабараторных умовах пры тэмпературы ўспеньвання 620 ◦C на працягу 15 хвілін. Макраструктуры і размеркаванне клетак AFS і Cf/AFS па памеры паказаны ўМалюнак 6. Параўнанне вертыкальных разрэзаў двух узораў сэндвіч-канструкцый паказвае, што пены Cf/AFS маюць больш дробныя вочкі і менш дэфектаў, такіх як разрыў або зліццё вочак (гл.Мал. 6 (b)). Наадварот, як паказана ўМал. 6 (а), AFS дэманструе дрэнную аднастайнасць пор з прысутнасцю некаторых анамальна вялікіх пор. Між тым, эквівалентны дыяметр пор для AFS і Cf/AFS быў 2,9 ± 0,2 мм і 1,9 ± 0,1 мм адпаведна, што сведчыць аб тым, што дыяметр пор быў дадаткова ўдакладнены за кошт дадання Cf (гл.Мал. 6(c) і (d)).

Эвалюцыя структуры пор знаходзіцца пад уплывам двух канкурэнтных механізмаў: раскладання TiH2 і зліцця і разрыву пены. Раскладанне TiH2 спрыяе павелічэнню колькасці зараджэнняў, сітаватасці і хуткасці пашырэння, у той час як зліццё і разрыў бурбалак памяншае колькасць пор і павялічвае дыяметр пор. Памяншэнне зліцця і разрыву бурбалак спрыяе атрыманню лепшай клеткавай структуры. Такім чынам, высокая стабільнасць пены неабходная для падтрымання аднастайнасці структуры пор падчас працэсу ўспеньвання. Для Cf/AFS даданне Cf значна паляпшае змочвальнасць валокнаў расплавам алюмінія. Падобна да апублікаванай Cf армаванай алюмініевай пены [44], прыгатаванай метадам успеньвання з расплаву, даданне Cf стабілізуе алюмініевую пену, прадухіляючы разрыў клеткавай сценкі і памяншаючы агламерацыю. Між тым, Cf можа ствараць сеткападобную структуру ў клеткавай сценцы, якая стварае сілу аддзялення і прадухіляе разрыў бурбалак, такім чынам, паляпшаючы структуру клеткі, стабільнасць пены і раўнамернасць размеркавання пор.

3.3. Мікраструктурная характарыстыка

Мал. 7 (а)паказвае мікраструктуру клеткавай сценкі пасля ўспеньвання AFS. Як паведамлялася для пенапласту AlSi6Cu4Mg4, у сплаве прысутнічае эўтэктычны Al–Si, Mg2Si, Al2Cu і Al5Cu2Mg8Si6, што адпавядае высновам, атрыманым у выніку аналізу EDS уМал. 7(b). Гэтыя крохкія фазы зніжаюць механічныя ўласцівасці алюмініевай пены, аслабляючы сценку пары або дзейнічаючы як крыніца расколін падчас дэфармацыі. Такім чынам, паляпшэнне механічных уласцівасцяў сценкі пары шляхам дадання ўзмацняльных фаз з'яўляецца жыццяздольнай і эфектыўнай стратэгіяй.

Для Cf/AFS гэта можна назіраць зМал. 7(c) і (г)што Cf размяркоўваецца ўнутры клеткавай сценкі або на краі клеткавай сценкі, што паказвае на выдатную змочвальнасць Cf расплавам алюмінія. Акрамя таго, гэта прыкметна (глМал. 7(d)), што нязначная колькасць асаджанай фазы Al2Cu утвараецца на мяжы паміж валокнамі і расплавам алюмінія. Гэта з'ява спрыяе дасягненню трывалай сувязі паміж валокнамі і матрыцай. Прагрэсаванне гэтай рэакцыі дыфузіі можна інтуітыўна назіраць уМал. 4(a)–(c). Звярніце ўвагу, што асаджаная фаза не цалкам атачае вугляродныя валокны, і стан і колькасць гэтага размеркавання з'яўляюцца карыснымі для Cf/AFS. На аснове даследавання Lv і іншых кампазітных матэрыялаў з алюмініевай матрыцай, армаванай Cf, было прадэманстравана, што адпаведная колькасць асаджанай фазы можа ўплываць і рэгуляваць трываласць міжфазнай сувязі.

Малюнак 6.Вертыкальныя разрэзы рэпрэзентатыўнай выбаркі (а) AFS і (b) Cf/AFS. Графікі залежнасці эквівалентнага дыяметра ад долі плошчы, якія адпавядаюць (a) і (b), намаляваны ў (c) і (d) адпаведна. Суцэльная бесперапынная лінія ў (c) і (d) уяўляе логарифмическую норму. Рэгрэсія (R2) уяўляе адпаведнасць.

Малюнак 7.СЭМ выявы (а) і (б) паказваюць адпаведныя мікраструктурыМалюнак 6(а) AFS іМалюнак 6(b) Cf/AFS, адпаведна, акрамя таго,Малюнак 7(b) і (d) паказваюць лакалізаваныя павелічэнніМалюнак 7(а) і (с) адпаведна.

3.4. Механізм стабілізацыі Cf пены Al–Si–Mg–Cu

На аснове вышэйзгаданага аналізу схематычнае адлюстраванне механізму ўспеньвання для Cf/AFS і AFS прыведзена ўМал. 8. Значныя адрозненні паміж Cf/AFS і AFS на стадыі нуклеацыі, росту бурбалкі і стадыі зліцця, а таксама на стадыі паступовага зацвярдзення, як паказана ўМал. 8 (а) і (б).

Малюнак 8.Прынцыповая дыяграма Cf/AFS і паводзін успеньвання AFS: (a) Cf/AFS; і (b) AFS.

На стадыі зараджэння пены са сплаву AlSi6Cu4Mg4 бурбалкі, як правіла, зараджаюцца ў вадкай чацвярцічнай эўтэктыцы, якая атачае часціцы медзі, а не зараджаюцца ў месцы, дзе знаходзяцца часціцы TiH2. Гэты тып нуклеацыі ў самай слабой вобласці папярэдніка (тып нуклеацыі II) забяспечвае больш каналаў выхаду для газаў, якія вылучаюцца пры раскладанні TiH2, пазбягаючы назапашвання газаў і выклікаючы распаўсюджванне расколін у расплаве алюмінія. Даданне пакрытых меддзю вугляродных валокнаў, відаць, яшчэ больш стварае больш каналаў для вызвалення H2. Аднак, паколькі ў расплаве алюмінія на гэтай стадыі няма дастатковай вадкай фракцыі, такім маленькім бурбалкам складана мець дастатковую крыніцу H2, каб працягваць расці. У выніку гэтыя маленькія бурбалкі разрываюцца ў расплаве пры павышэнні тэмпературы. Калі папярэднік цалкам расплавіцца, Н2, які вылучаецца ў выніку бурнай рэакцыі дэгідравання TiH2, будзе зараджацца і хутка расці ў залежнасці ад кропкі зараджэння. Cf забяспечвае мноства гетэрагенных сайтаў нуклеацыі для генерацыі бурбалак, якія значна павялічваюць хуткасць нуклеацыі. Адначасова прысутнасць Cf эфектыўна інгібіруе кантакт і зліццё першасных бурбалак і дазваляе пазбегнуць адукацыі анамальна вялікіх бурбалак.

На стадыі росту і зліцця бурбалак даданне Cf значна паляпшае стабільнасць пены. Прычына ў тым, што Cf і расплаў алюмінія маюць добрую змочвальнасць, і валакна могуць быць лёгка захоплены паміж дзвюма межамі газу і вадкасці для фарміравання сеткавай структуры (як паказана наМал. 7(c)). Калі вадкая плёнка вытанчаецца, валакна могуць ствараць аддзяляльны ціск, каб супрацьстаяць адсмоктванню ад мяжы плато, прадухіляючы такім чынам вадкую плёнку ад разрыву. Такім чынам, Cf/AFS патрабуе больш доўгага часу ўспеньвання ў параўнанні з AFS, з больш высокай стабільнасцю, якая можа падтрымліваць аднастайнасць структуры пор падчас эвалюцыі пены.

Падчас стадыі павольнага зацвярдзення бурбалкі ў Cf/AFS больш не растуць, і валакна ўкараняюцца ў клеткавую сценку (пазначана чырвоным пункцірам). Такое ўтрыманне валокнаў прадухіляе паглынанне дробных бурбалак больш буйнымі, як гэта відаць пры паспяванні Оствальда, і перашкаджае разрыву клеткавай сценкі з-за пашырэння застывання. У выніку Cf/AFS мае больш аднастайную структуру пор і менш дэфектаў пор у параўнанні з AFS.

3.5. Механічныя ўласцівасці

Крывыя напружання-дэфармацыі пры сціску для Cf/AFS і AFS з амаль аднолькавай сітаватасцю (83,2% і 81,4% адпаведна) прадстаўлены ўМал. 9 (а). Крывая напружання-дэфармацыі пры сціску паказвае выразную трохступеністую характарыстыку, якая ўключае лінейна-пругкую вобласць, вобласць плато і вобласць ушчыльнення. Мяжа цякучасці пры сціску AFS і Cf/AFS складала 8,44 МПа і 11,87 МПа адпаведна. Мяжа цякучасці пры сціску Cf/AFS была павялічана на 40,6% у параўнанні з AFS. Між тым, здольнасць паглынання энергіі Cf/AFS лепш, чым здольнасць AFS пры той жа дэфармацыі, як паказана ўМал. 9(b). Энергапаглынальная здольнасць AFS і Cf/AFS складае каля 3,3 МДж/м3 і 6,1 МДж/м3 адпаведна. Энергапаглынальная здольнасць Cf/AFS палепшана на 84,8% у параўнанні з AFS.

Мал. 9.Крывыя напружання сціску і здольнасці паглынання энергіі Cf/AFS і AFS: (а) крывыя напружання сціску; (б) крывыя здольнасці паглынання энергіі.

Уключэнне Cf значна палепшыла механічныя ўласцівасці асяродку з пенапласту. Агульнавядома, што механічныя ўласцівасці сталюмініевая пенацесна звязаны са структурай пор і механічнымі ўласцівасцямі стойкі. Макраструктурны аналіз паказаў, што даданне Cf удакладніла памер пор, палепшыла размеркаванне пор і скараціла колькасць дэфектаў пор. Падобна высновам Sasikumar et al. і Янгетал. малы дыяметр пор і вузкае размеркаванне пор больш карысныя для павышэння трываласці на сціск і эфектыўнасці паглынання энергіі. Больш за тое, уплыў мікраструктуры на механічныя ўласцівасці пенапласту ў асноўным звязаны з Cf, убудаваным у сценкі пор пенапласту. Дыфузія і растварэнне меднага пакрыцця вугляродных валокнаў у алюмініевай матрыцы можа дасягнуць больш трывалай міжфазнай сувязі паміж валокнамі і алюмініевай матрыцай, што спрыяе перадачы нагрузкі. Высокамодульнае вугляроднае валакно, замацаванае ў сценцы пары, можа абмежаваць дэфармацыю сценкі пары пад нагрузкай сціску і палепшыць апорную здольнасць. Усе гэтыя фактары спрыяюць дасягненню Cf/AFS больш высокай мяжы цякучасці і здольнасці паглынання энергіі ў параўнанні з AFS.

4. Высновы

У гэтай працы Cf/AFS і AFS былі падрыхтаваны метадам парашковай металургіі ўпакоўкі. Паводзіны ўспеньвання Cf/AFS і AFS дынамічна назіраліся праз сінхратроннае выпраменьванне

даследаваць уплыў Cf на зараджэнне і рост бурбалкі. Акрамя таго, Cf на марфалогію пор, размеркаванне пор і ўласцівасці сціску алюмініевай пены быў старанна прааналізаваны. Асноўныя высновы наступныя:

(1) Назіранні за сінхратронным выпраменьваннем in situ паказваюць, што працэсы ўспеньвання Cf/AFS і AFS дэманструюць тры розныя стадыі: зараджэнне бурбалак, рост і зліццё бурбалак і зацвярдзенне.

У параўнанні з AFS, працэс успеньвання Cf/AFS дэманструе больш высокую стабільнасць і аднастайнасць бурбалак. AFS больш схільны да адукацыі анамальна вялікіх і грубых пор у працэсе эвалюцыі пор. Акрамя таго, неадпаведнасць тлумачыцца гетэрагенным эфектам нуклеацыі Cf, які прадухіляе разрыў сценкі бурбалкі і памяншае зліццё, адначасова павялічваючы хуткасць нуклеацыі.

(2) Даданне 0,5 мас.% Cf памяншае эквівалентны дыяметр пор з 2,9 ± 0,2 мм да 1,9 ± 0,1 мм, значна памяншаючы грубыя дэфекты пор. Адначасова мікраструктура дэманструе добрую змочвальнасць Cf, які размяркоўваецца ўздоўж сценкі пары і межы газ-цвёрдае рэчыва, тым самым павышаючы стабільнасць пены.

(3) У параўнанні з AFS мяжа цякучасці пры сціску і здольнасць да паглынання энергіі Cf/AFS павялічыліся прыблізна на 40,6% і 84,8% адпаведна. Высновы гэтага даследавання могуць даць ідэі для ўзмацнення сэндвіч-панэляў з пена алюмінію з інтэрфейсам металургічнага злучэння, якія маюць патэнцыял для інжынернага прымянення ў галіне аўтамабільнай і аэракасмічнай прамысловасці.

Артыкул з Journal of Materials Research and Technology...