Характеристики на сандвич панел от алуминиева пяна с медни влакна в сравнение с конвенционалните сандвич панели от алуминиева пяна

Сандвич от алуминиева пяна(AFS) панелите имат комбинация от структурни и функционални характеристики като ниска плътност, висока специфична якост, благоприятно поглъщане на енергия, капацитет на затихване и електромагнитно екраниране. Тези отлични свойства правят AFS голям потенциал в аерокосмическата, транспортната и морската сфера. В сравнение с едва металната пяна, външните метални плочи на AFS могат ефективно да запечатат пяната и да подобрят нейните цялостни механични свойства, като якост на опън и огъване. Като цяло AFS е произведен чрез метод на залепване, който включва закрепване на алуминиевата пяна към твърди метални панели с помощта на лепило от епоксидна смола.

Въпреки че методът на адхезивно свързване ефективно подобрява структурното затихване, той е придружен от ограничения, включително предизвикателства при рециклирането и чувствителността към повреда при разслояване при висока температура или корозивни условия. За справяне с тези ограничения бяха положени обширни изследователски усилия за постигане на металургично свързване между панела и основния слой.

Понастоящем преобладаващите методи за подготовка за AFS, насочени към постигане на металургично свързване, обикновено се класифицират в три категории: заваряване, разпенване от стопилка и метод на прахова металургия за валцуване. Сред тези методи методът на праховата металургия за валцуване на опаковки се счита за превъзходен за контролиране на структурата на порите и постигане на нискотемпературно разпенване. Нашата предишна работа използваше тази технология за производство на AFS с големи размери с по-добри свойства на разширение и клетъчна структура за индустриални приложения.

Въпреки това, поради относително ниските механични свойства на натиск на сърцевината от пяна, подобряването на механичната якост на AFS е ограничено, така че по-нататъшното подобряване на якостта на сърцевината от пяна е от решаващо значение за AFS.

Към днешна дата се съобщава, че общите методи подобряват механичните свойства на натиск наалуминиева пянаса както следва: повърхностна обработка, термична обработка и подсилване чрез добавяне на частици, влакна, легиращи елементи и др. Сред тях къси въглеродни влакна с ниска плътност, висок модул на еластичност и голямо аспектно съотношение привлякоха широко внимание като обещаващи усилващи материали. Освен това, повърхностната метализация на въглеродните влакна чрез галванопластика или химическо покритие, като медно или никелово покритие, допълнително подобрява омокряемостта на въглеродните влакна в алуминиевата стопилка и избягва вредните межфазови реакции между въглеродните влакна и алуминиевата стопилка. Късите въглеродни влакна сега се използват широко за подсилване на алуминиеви матрични композити.

Бхав Сингхетал. подготвени покрити с мед въглеродни влакна подсилени алуминиеви матрични композити чрез метод на разбъркване. Муетал. изработени композитни материали от алуминиева матрица, подсилени с въглеродни влакна с покритие от никел, използвайки метода на леене с две ролки. Резултатите показват значително повишаване на якостта на опън на композитите с добавянето на въглеродни влакна. Има обаче ограничени изследвания, проведени върхуподсилен с алуминиева пянас въглеродни влакна с медно покритие. Caoetal. първата подготвена подсилена с мед въглеродни влакна алуминиева пяна чрез метода на разпенване чрез стопяване. Резултатите показват, че 0,35 vol% Cf може да стабилизира алуминиевата пяна чрез предотвратяване на разкъсването на течния филм и колкото повече количество влакна, добавени към пяната, е по-стабилно. Муетал. показаха, че амортизиращите свойства на алуминиевата пяна, получена чрез метода на разпенване от стопилка, са значително подобрени с добавянето на Cf.

Съответно може да се заключи, че добавянето на Cf може да бъде ефективна стратегия за едновременно подобряване на стабилността на пенообразуване и механичните свойства наалуминиеви пени. Освен това няма доклади за сандвич панели от алуминиева пяна, подсилени с медно покритие от въглеродни влакна, приготвени чрез метода на праховата металургия, което мотивира изследователите да извършват по-задълбочени проучвания в тази област.

Проведени са множество изследвания върху механизма на нуклеация и стабилността наалуминиеви пенис добавяне на подсилващи фази. Разликите в броя на порите и морфологията на порите,

като размер, разпределение и форма, обикновено се приписват на механизми на нуклеация и стабилност. Хетерогенните ефекти на нуклеация и механизмите за стабилизиране на оксидната мрежа в системата на праховата металургия са изчерпателно изследвани. Праховете от кватернерни сплави, състоящи се от Al–Si–Mg–Cu, използвани в тази статия, показват изключителни скорости на разширение и ниски температури на разпенване, с температура на солидус от 507 ◦C и температура на ликвидус от 596 ◦C. Въпреки това липсват изследвания по отношение на механизма на нуклеация, стабилността и компресионните механични свойства на праховите пресовани, съдържащи този конкретен състав на сплавта, особено когато се включва Cf. В предишни работи изследванията на механизмите за нуклеация и стабилизация се провеждат предимно чрез методи, които не са in situ, включващи томографски анализ на проби, които са бързо охладени след прекъсване на пенообразуването. За съжаление, образуването на субмикронни мехурчета възниква предимно по време на нагряване на прекурсора и се разширява бързо в рамките на интервали от време, обхващащи от 100 ms до 1 s, което често представлява предизвикателство за наблюдение в реално време. Модерната техника за рентгеново изобразяване със синхротронно лъчение притежава висока енергийна и пространствено-времева разделителна способност, което позволява наблюдение в реално време на място на процесите на зараждане и растеж на алуминиева пяна при повишени температури. Понастоящем само ограничен брой изследователи са изследвали кинетиката на разпенване на прах от сплав Al–Si–Mg чрез синхротронно лъчение. Например García-Morenoetal. съобщават за значителни динамични явления в течна алуминиева пяна, включително нуклеация и растеж, пренареждане на мехурчета, прибиране на течности, агломерация и разкъсване на филма. Kamm et al. изследва процеса на нуклеация и растеж на алуминиева пяна AlSi8Mg4 чрез синхротронно лъчение. Техните открития показват, че водородът, генериран чрез разлагането на адсорбати върху повърхността на металния прах, представлява друг важен механизъм на нуклеация. И все пак взаимодействието между прекурсорните компоненти е сложно и динамиката на разпенването може да бъде повлияна от техния състав. Както за системата на прах Al–Si–Cu–Mg, така и за системата на прах Al–Si–Cu–Mg с добавен Cf, разбирането и изследването на инициирането и растежа на металната пяна е от решаващо значение за по-нататъшното структурно развитие на пяната за подобряване на свойствата за приложения.

В тази работа Cf/AFS и AFS с металургично междинно свързване бяха получени чрез метода на праховата металургия на опаковане. Еволюцията на мехурчетата на Cf/AFS и AFS беше наблюдавана in situ чрез синхротронно лъчение, за да се разкрие механизмът на Cf върху нуклеацията на мехурчетата, растежа и сливането и стабилността. В допълнение, Cf/AFS и AFS се разпенват при 620 ◦C за 15 минути в камерна пещ. Впоследствие разпределението на размера на порите, микроструктурата на порите и механичните свойства на натиск на разпенените проби бяха характеризирани и тествани. Въз основа на гореспоменатите проучвания структурата и якостта на натиск на Cf/AFS и AFS бяха систематично оценени.

2. Материали и методи

2.1. Суровини

За приготвянето на AFS и Cf/AFS бяха използвани шест суровини: Al прах (среден размер: 45 μm, чистота >99,70%), Si прах (среден размер: 38 μm, чистота >99,50%), Cu прах (среден размер: 38 μm, чистота >99,90%), Mg прах (среден размер: 75 μm, чистота >99,70%), TiH2 прах (среден размер: 45 μm, чистота >99,70%) и въглеродни влакна с медно покритие (среден размер: 1～2 mm, дебелина на медното покритие: 1,4 μm).

2.2. Изработка на Cf/AFS

Схемата на метода за валцоване на прахова металургия е илюстрирана вФиг. 1. По време на етапа на смесване беше приготвен прахът от кватернерна сплав AlSi6Mg4Cu4 с прахове от Al, Si, Cu и Mg в съотношения съответно 86 wt%, 6 wt%, 4 wt% и 4 wt%. 1 тегл.% окислен TiH2 прах (топлинна обработка във въздуха за 1,5 часа при 470 ◦C) се добавя като разпенващ агент, който освобождава H2 бързо при температурата на стопилката, разширявайки стопилката. В допълнение, 0,5 тегл.% въглеродни влакна бяха включени като усилващи фази. По-специално, за да се подобри омокряемостта и да се предотвратят вредни реакции като Al4C3 на интерфейса на стопилката влакна-алуминий по време на разпенване, въглеродните влакна са покрити с мед чрез галванопластика. Процесът на галванопластика е описан в Ref.Фиг. 2показва покрити с мед въглеродни влакна, получени чрез процеса на безелектролитно покритие. Покритието има равномерно и непрекъснато покритие на повърхността на влакната(Фиг. 2(a)–(b)). Впоследствие различните състави на сплави, използвани в това изследване, бяха приготвени чрез старателно смесване на гореспоменатите прахове със и без Cf в триизмерен миксер в продължение на 3 часа. Равномерно смесеният прах се капсулира в запечатана кухина, последвано от процедури на студено и горещо валцуване.

Етапът на студено валцуване ефективно евакуира въздуха от вътрешността на кухините и междинните пространства между частиците чрез поредица от множество проходи и малки вдлъбнатини. Етапът на горещо валцуване гарантира, че прекурсорът постига относителна плътност над 98% чрез съвместна деформация на панела и праха, което улеснява последващия процес на разпенване. Подробни параметри на процеса на валцуване са описани в Ref. AFS и Cf/AFS пенливите прекурсори се получават чрез гореспоменатия процес. В крайна сметка и двата пенообразуващи се прекурсора се нагряват при 620 ◦C за 15 минути, за да се изработят образци Cf/AFS и AFS, които се използват за анализ на размера на порите, микроструктурна характеристика и тестове за механични свойства на натиск.

2.3. Охарактеризиране и методи за изпитване

2.3.1. Микроструктурна характеристика

Морфологията на микроструктурата на Cf/AFS и AFS беше изследвана чрез полево-емисионна сканираща електронна микроскопия (SEM, Zeiss Ultra Plus). Енергийно дисперсионната спектроскопия (EDS) беше използвана за идентифициране на състава на различни фази в клетъчните стени на разпенените проби. Надлъжни разрези на пробите бяха получени чрез рязане на разпенените образци с помощта на електроразрядна машина (EDM, DK7745). След това надлъжните разрези на образците бяха покрити с боя и след това шлифовани и полирани с помощта на шкурка с песъчинки 800 и 1500, съответно. В крайна сметка, еквивалентните диаметри на клетката (Dmean) на напречното сечение на полирания образец бяха определени с помощта на софтуер за анализ на изображения, Image Pro Plus 6.0.

Фиг. 1.Схема на метода на праховата металургия за валцоване на опаковката.

Фиг. 2.SEM изображения на (a) покрити с мед въглеродни влакна и (b) показва увеличен изглед на региона, маркиран с червен квадрат в (a). Изображения (c) и (d) са резултатите от EDS на точка A в (b).

Фиг. 3.Схематична диаграма на експерименталната установка за синхротронно лъчение.

2.3.2. Наблюдения на разпенване на място чрез синхротронно лъчение

Схематичната диаграма на експерименталната настройка на синхротронното лъчение е скициранаФиг. 3. Експериментите бяха проведени на лъчева линия 4W1A на съоръжението за синхротронно излъчване в Пекин (BSRF, Пекински институт по физика на високите енергии, Китайската академия на науките, Китай). За разлика от конвенционалните абсорбционно-контрастни изображения, тази статия използва фазово-контрастни изображения със синхротронен източник на светлина. Този подход е насочен към ограниченията на традиционното абсорбционно изобразяване, което е неефективно за визуализиране на слабо абсорбиращи вещества. Процесът на разпенване на образците беше извършен в специално проектирана пещ за разпенване, включваща квадратен прозорец с размери 15 mm на 15 mm, разположен перпендикулярно на посоката на рентгеновия лъч. Размерът на пробата, както е показано на фиг. 3, е с размери 15 mm × 15 mm × 2 mm. Пробата се поставя в разпенена форма, състояща се от определен брой керамични листове. По време на процеса на разпенване рентгеновите лъчи могат да преминат през пробата и да бъдат уловени от камера със зарядно свързано устройство (CCD). Избраният източник на рентгенови лъчи работи при интензитет от 20 Kev и е използван максимален размер на гледане от 7, 4 mm × 7, 4 mm, за да се даде възможност за цялостно наблюдение на целия процес на разпенване.

Заслужава да се отбележи, че наблюдаваните проби са разположени по начин, перпендикулярен както на посоката на търкаляне, така и на тангенциалната посока. Както прекурсорите, съдържащи 0,5 тегл.% Cf, така и тези без 0,5 тегл.% Cf имат своите странични панели, отстранени от двете страни на пробите с помощта на EDM. Изследван е ефектът на Cf върху пенообразуващите характеристики на алуминиевата пяна. Освен това прекурсорите с различни състави се разпенват в една и съща нагревателна пещ при предварително зададена температура от 620 ◦C.

2.3.3. Тест за механични свойства на компресия

Образците за компресия бяха нарязани на цилиндрични образци с височина 23 mm и диаметър 20 mm чрез EDM и всяка посока беше осигурена да включва най-малко 10 пълни пори, за да се избегне ефектът на размера. Квазистатичните тестове за компресия бяха проведени съгласно стандартите ISO13314–2011 и GB/T31930–2015, като се използва AG-XPLUS електронна универсална машина за изпитване на материали с максимален капацитет на натоварване от 100 KN. Три проби бяха тествани за всяка група и кривите напрежение-деформация на натиск в тази статия представляват средните резултати, получени от трите тествани проби. Всички тестове бяха извършени под контрол на изместването, като се поддържаше постоянна скорост на напречната глава от 2 mm/min (съответстваща на начална скорост на деформация от 10-3 s-1) при стайна температура.

Фиг. 4.Развити във времето изображения на синхротронно лъчение на Cf/AFS процес на разпенване: (a) неразпенен прекурсор в t0 момент от 380 ◦C; (b)–(c) разтваряне на елементарна мед и нуклеация тип II по време на топенето на прекурсора; (d)–(g) хетерогенни процеси на зараждане и растеж на мехурчета; и (h)–(i) сливане и разкъсване на мехурчета.

3. Резултати и обсъждане

3.1. Разпенване на място при синхротронно лъчение

3.1.1. Еволюция на пяната на Cf/AFS

Фиг. 4показва серия от изображения на синхротронно лъчение, изобразяващи процеса на разпенване на Cf/AFS. Оригиналните изображения на Cf/AFS(Фиг. 4 (а))бяха уловени, когато матрицата беше в твърдо състояние при 380 ◦C и това време беше зададено като t0. В сравнение с другите компоненти в прекурсора, Cf изглежда черен в преобладаващо сивата матрица, богата на алуминий. Това може да се дължи на високото съдържание на мед на повърхността на влакната, както е показано вФиг. 2(c)–(d), който има най-голямата относителна атомна маса в сравнение с другите компоненти на прекурсора. Освен това се наблюдава, че по-голямата част от Cf са разпръснати и разделени, вместо групирани заедно, както е показано вФиг. 4(а). Това означава, че с 0,5 тегл.% добавяне на Cf, 3-часов процес на разбъркване може ефективно да постигне желаното състояние на дисперсия.

При t0+194s (както се вижда вФиг. 4(b)), значителен брой бели, почти сферични мехурчета с диаметри, вариращи от 90 μm до 180 μm, могат да се наблюдават в сивата алуминиева матрица (маркирана с червената стрелка). Броят на мехурчетата продължи да нараства в рамките на 46 s, както е показано вФиг. 4(c). В допълнение, друга забележителна промяна, настъпваща в матрицата, е, че някои малки мехурчета са склонни да се образуват на повърхността на Cf с инициирането на разтварянето на Cu (маркирано с червена пунктирана кутия). Това явление вероятно се приписва на нуклеация тип II, възникваща в съдържащата мед прахообразна пресова. Широко признато е, че добавянето на Cu значително намалява температурата на топене на сплавите. Това води до локализирано топене около отделни прахови частици в прахообразния прекурсор, съдържащ меден прах по време на процеса на нагряване, генерирайки значително количество кватернерна евтектична стопилка Al–Si–Mg–Cu при по-ниски температури. Кватернерният евтектичен басейн от стопилка има тенденция да бъде слаба област в сплавта и е по-податлив на нуклеация. В резултат на това е по-вероятно мехурчетата да се образуват и да растат близо до медното покритие на повърхността на влакното. Освен това ниската течна фракция в матрицата в този момент кара газовете от разлагането на TiH2 лесно да се натрупват в алуминиевата матрица. Нуклеацията от тип II може ефективно да избегне натрупания газ, който принуждава матрицата с ниска течна фракция да се раздели и разпространява пукнатини през течността, което води до сериозна загуба на количеството водород.

Фиг. 4(d)показва, че мехурчетата първоначално се зараждат и растат в областта на Cf, докато матрицата се стопи напълно, а местата на мехурчетата съответстват на изчезващия слой с медно покритие (маркиран с червената пунктирана кутия). Добре установено е, че добавянето на вторични фази увеличава броя на хетерогенните места на нуклеация, като по този начин намалява енергийната бариера за образуването на нови мехурчета в стопилката на сплавта. Междувременно скоростта на нуклеация е свързана с общата хетерогенна площ на нуклеация на единица обем. Следователно може да се наблюдава, че мехурчетата първоначално се зараждат на местата, където са разположени въглеродните влакна, и се разширяват по дължината на въглеродните влакна. С по-нататъшно увеличаване на фракцията на стопилката продължават да излизат множество нови мехурчетаФиг. 4(e)–4(g). Скоростта на локализирано сливане и разкъсване на мехурчетата обаче е бавна, което показва, че мехурчетата притежават висока стабилност. При t0+426s броят на мехурчетата се увеличава значително и

обемът на прекурсора показва голямо разширение(Фиг. 4(h)). Освен това, появата на известно сливане на мехурчета (маркирано с червена стрелка), където малките мехурчета се абсорбират от по-големи поради узряването на Оствалд, е неизбежен процес по време на еволюцията на металните пени [40]. Този феномен на узряване също води до появата на малък брой големи и неправилни мехурчета (маркирани с червената стрелка вФиг. 4(i)).

Фиг. 5.Развити във времето изображения на процеса на разпенване на AFS на различни етапи: (а) неразтопен прекурсор в t0 момент от 380 ◦C; б) разтваряне на елементарна мед и нуклеация тип II по време на топенето на прекурсора; в) процеси на зараждане и растеж на мехурчета; и (d)–(f) сливане и разкъсване на мехурчета.

3.1.2. Еволюция на пяната на AFS

Фиг. 5 демонстрира серия от изображения на синхротронно лъчение, илюстриращи процеса на разпенване на AFS. Подобно на Cf/AFS, първоначалното изображение за последователността на синхротронно излъчване беше заснето, когато AFS беше в твърда фаза при 380 ◦C (вж.Фиг. 5(а)). Когато матрицата се нагрее над температурата на солидус, в нея се виждат малки бели мехурчетаФиг. 5(b) и (c), в резултат на разлагането на TiH2 и появата на нуклеация тип II в богатата на Cu област. Въпреки това, броят на генерираните мехурчета и тяхната плътност на разпространение вФиг. 5(c)е значително по-нисък в сравнение сФиг. 4(c). Това предполага, че Cf/AFS осигурява повече канали за ранно освобождаване на газ по време на нуклеация, предотвратявайки прекомерното образуване на пукнатини в алуминиевата матрица с ниска течна фракция.

По-малък брой места на нуклеация на AFS и по-висока вероятност от анормален растеж на мехурчета в сравнение с Cf/AFS могат да се наблюдават отФиг. 5(d)–(f). Еволюцията на мехурчетата AFS е неравномерна и техните размери показват големи колебания поради съвместното съществуване както на мехурчета с размер на микрометър, така и на големи мехурчета с необичаен милиметър (маркирани с червената стрелка). Освен това, тази нестабилност и нехомогенност по време на ранния процес на нуклеация може да доведе до значителни разлики в крайната структура на порите и механичните свойства между AFS и Cf / AFS.

3.2. Анализ на макроструктурата

За да се изследват разликите в макроскопичната морфология на порите и диаметъра на порите между AFS и Cf / AFS, две сандвич структури бяха приготвени при лабораторни условия при температура на разпенване от 620 ◦C за 15 минути. Макроструктурите и разпределението на размера на клетките на AFS и Cf / AFS са показани вФиг. 6. Сравнението на вертикалните разрези на двете проби от сандвич структури разкрива, че пените Cf/AFS имат по-фини клетки и по-малко дефекти като разкъсване или сливане на клетки (вж.Фиг. 6 (b)). Напротив, както е показано вФиг. 6(а), AFS показва лоша хомогенност на порите с наличието на някои необичайно големи пори. Междувременно, еквивалентният диаметър на порите за AFS и Cf/AFS е съответно 2,9 ± 0,2 mm и 1,9 ± 0,1 mm, което предполага, че диаметърът на порите е допълнително усъвършенстван чрез добавянето на Cf (вж.Фиг. 6(c) и (d)).

Развитието на структурата на порите се влияе от два конкурентни механизма: разлагането на TiH2 и сливането и разкъсването на пяната. Разграждането на TiH2 допринася за увеличаване на броя на нуклеациите, порьозността и скоростта на разширение, докато сливането и разкъсването на мехурчетата намалява броя на порите и увеличава диаметъра на порите. Намаляването на случаите на сливане и разкъсване на мехурчета допринася за получаване на по-добра клетъчна структура. Следователно, високата стабилност на пяната е необходима, за да се поддържа хомогенността на структурата на порите по време на процеса на разпенване. За Cf/AFS добавянето на Cf значително подобрява омокряемостта на влакната с алуминиевата стопилка. Подобно на докладваната подсилена с Cf алуминиева пяна [44], приготвена чрез метода на разпенване от стопилка, добавянето на Cf стабилизира алуминиевата пяна чрез предотвратяване на разкъсването на клетъчната стена и намаляване на агломерацията. Междувременно Cf може да създаде мрежеста структура в клетъчната стена, която генерира сила на разделяне и предотвратява разкъсването на мехурчетата, като по този начин подобрява клетъчната структура, стабилността на пяната и равномерността на разпределението на порите.

3.3. Микроструктурна характеристика

Фиг. 7(а)показва микроструктурата на клетъчната стена след разпенване с AFS. Както се съобщава за пени от сплав AlSi6Cu4Mg4, в сплавта присъстват евтектични Al–Si, Mg2Si, Al2Cu и Al5Cu2Mg8Si6, което е в съответствие с констатациите, получени от EDS анализ вФиг. 7(b). Тези крехки фази намаляват механичните свойства на алуминиевата пяна, като отслабват стената на порите или действат като източник на пукнатини по време на деформация. Следователно, подобряването на механичните свойства на стената на порите чрез добавяне на усилващи фази е жизнеспособна и ефективна стратегия.

За Cf/AFS може да се наблюдава отФиг. 7(c) и (d)че Cf е разпределен вътре в клетъчната стена или по ръба на клетъчната стена, което показва, че Cf има отлична омокряемост с алуминиевата стопилка. Освен това е забележимо (вижФиг. 7(d)), че малко количество от утаената фаза Al2Cu се образува на границата между влакната и алуминиевата стопилка. Това явление допринася за постигане на силна връзка между влакната и матрицата. Прогресията на тази реакция на дифузия може да се наблюдава интуитивно вФиг. 4(a)–(c). Имайте предвид, че утаената фаза не обгражда напълно въглеродните влакна и състоянието и количеството на това разпределение са полезни за Cf/AFS. Въз основа на проучването на Lv et al, върху Cf подсилени композитни материали с алуминиева матрица, беше демонстрирано, че подходящото количество утаена фаза може да повлияе и регулира силата на междуфазната връзка.

Фиг. 6.Вертикални разрези на представителна извадка (a) AFS и (b) Cf/AFS. Графиките на еквивалентния диаметър спрямо част от площта, съответстващи на (a) и (b), са изобразени съответно в (c) и (d). Плътната непрекъсната линия в (c) и (d) представлява логаритмично нормално напасване. Регресията (R2 ) представлява съответствието.

Фиг. 7.SEM изображения (a) и (b) показват микроструктурите, съответстващи наФиг. 6а) AFS иФиг. 6(b) Cf/AFS, съответно, освен това,Фиг. 7(b) и (d) показват локализирани увеличения наФиг. 7(a) и (c), съответно.

3.4. Механизъм на Cf стабилизираща Al–Si–Mg–Cu пяна

Въз основа на гореспоменатия анализ, схематично представяне на механизма на разпенване за Cf/AFS и AFS е обобщено вФиг. 8. Значителните разлики между Cf/AFS и AFS в етапа на нуклеация, растеж на мехурчета и етап на сливане и етап на постепенно втвърдяване, както е илюстрирано вФиг. 8(a) и (b).

Фиг. 8.Схематична диаграма на пенообразуването на Cf/AFS и AFS: а) Cf/AFS; и (б) AFS.

В етапа на нуклеация на пяна от сплав AlSi6Cu4Mg4 мехурчетата са склонни да нуклеират в течната кватернерна евтектика, заобикаляща медните частици, вместо да нуклеират на мястото на TiH2 частиците. Този тип нуклеация в най-слабата област на прекурсора (тип II нуклеация) осигурява повече изходни канали за газовете, освободени от разлагането на TiH2, избягвайки натрупването на газове и причинявайки разпространение на пукнатини в алуминиевата стопилка. Добавянето на покрити с мед въглеродни влакна очевидно допълнително създава повече канали за освобождаване на H2. Въпреки това, тъй като алуминиевата стопилка няма достатъчно течна фракция на този етап, за такива малки мехурчета е трудно да имат достатъчен източник на H2, за да продължат да растат. В резултат на това тези малки мехурчета се разкъсват в стопилката с повишаване на температурата. Когато прекурсорът е напълно разтопен, H2, освободен от бурната реакция на дехидрогениране на TiH2, ще нуклеира и ще расте бързо въз основа на точката на нуклеация. Cf осигурява множество хетерогенни места на нуклеация за генериране на мехурчета, които значително увеличават скоростите на нуклеация. Едновременно с това присъствието на Cf ефективно инхибира контакта и сливането на първичните мехурчета и избягва образуването на аномално големи мехурчета.

По време на етапа на растеж и сливане на мехурчетата добавянето на Cf значително подобрява стабилността на пяната. Причината е, че Cf и алуминиевата стопилка имат добра омокряемост и влакната могат лесно да бъдат уловени между двата интерфейса газ-течност, за да образуват мрежова структура (както е показано вФиг. 7(c)). Тъй като течният филм се изтънява, влакната могат да генерират налягане на разделяне, за да устоят на засмукването от границата на платото, като по този начин предотвратяват разкъсването на течния филм. Така че Cf/AFS се нуждае от по-дълго време за разпенване в сравнение с AFS, с по-висока стабилност, която може да поддържа еднородността на структурата на порите по време на еволюцията на пяната.

По време на етапа на бавно втвърдяване, мехурчетата в Cf/AFS вече не растат и влакната са вградени в клетъчната стена (маркирани с червена пунктирана кутия). Това задържане на влакна предотвратява абсорбцията на малки мехурчета от по-големи, както се вижда при узряването на Ostwald, и инхибира разкъсването на клетъчната стена поради разширяване на втвърдяването. В резултат на това Cf/AFS показва по-хомогенна структура на порите и по-малко дефекти на порите в сравнение с AFS.

3.5. Механични свойства

Кривите напрежение-деформация на натиск за Cf/AFS и AFS с почти същата порьозност (съответно 83,2% и 81,4%) са представени вФиг. 9(а). Кривата напрежение-деформация при натиск показва отчетлива тристепенна характеристика, включваща линейно еластична област, област на плато и област на уплътняване. Границите на провлачване при натиск на AFS и Cf/AFS бяха съответно 8,44 MPa и 11,87 MPa. Границата на провлачване при натиск на Cf/AFS е увеличена с 40,6% в сравнение с AFS. Междувременно капацитетът за абсорбиране на енергия на Cf/AFS е по-добър от този на AFS при същия щам, както е показано вФиг. 9(b). Енергийният капацитет на AFS и Cf/AFS е съответно около 3,3 MJ/m3 и 6,1 MJ/m3. Енергийният капацитет на Cf/AFS е подобрен с 84,8% в сравнение с AFS.

Фиг. 9.Криви на напрежението на натиск и кривите на капацитета за поглъщане на енергия на Cf/AFS и AFS: а) криви на напрежение на натиск; б) криви на капацитета за поглъщане на енергия.

Включването на Cf значително подобрява механичните свойства на ядрото от пяна. Добре известно е, че механичните свойства наалуминиева пянаса тясно свързани със структурата на порите и механичните свойства на подпорите. Макроструктурният анализ показва, че добавянето на Cf прецизира размера на порите, подобрява разпределението на порите и намалява дефектите на порите. Подобно на откритията на Sasikumar et al. и Янгетал. малкият диаметър на порите и тясното разпределение на порите са по-полезни за повишаване на якостта на натиск и ефективността на абсорбция на енергия. Освен това ефектът на микроструктурата върху механичните свойства на пяната се дължи главно на Cf, вграден в стените на порите на пяната. Дифузията и разтварянето на медното покритие на въглеродните влакна в алуминиевата матрица може да постигне по-здрава междинна връзка между влакната и алуминиевата матрица, което допринася за прехвърлянето на натоварването. Въглеродните влакна с висок модул, закрепени в стената на порите, могат да ограничат деформацията на стената на порите при натоварване на натиск и да подобрят капацитета за носене на натоварване. Всички тези фактори благоприятстват Cf/AFS да постигне по-висока граница на провлачване и капацитет за поглъщане на енергия в сравнение с AFS.

4. Изводи

Cf/AFS и AFS са получени чрез метода на праховата металургия за валцуване на опаковки в тази работа. Поведението на разпенване на Cf/AFS и AFS се наблюдава динамично чрез синхротронно излъчване

изследвайте влиянието на Cf върху нуклеацията и растежа на мехурчетата. В допълнение, Cf върху морфологията на порите, разпределението на порите и свойствата на компресия на алуминиевите пени беше задълбочено анализиран. Основните изводи са следните:

(1) Наблюденията на място на синхротронно лъчение разкриват, че както Cf/AFS, така и процесите на разпенване на AFS показват три различни етапа: зараждане на мехурчета, растеж и сливане на мехурчета и втвърдяване.

В сравнение с AFS, процесът на разпенване на Cf/AFS демонстрира по-висока стабилност и равномерност на мехурчетата. AFS е по-склонен към образуване на необичайно големи и груби пори по време на процеса на развитие на порите. Освен това несъответствието се дължи на хетерогенния нуклеационен ефект на Cf, който предотвратява разкъсването на стената на мехурчетата и намалява коалесценцията, като същевременно увеличава скоростта на нуклеация.

(2) Добавянето на 0,5 тегл.% Cf пречиства еквивалентния диаметър на порите от 2,9 ± 0,2 mm до 1,9 ± 0,1 mm, като значително намалява дефектите на грубите пори. Едновременно с това микроструктурата разкрива добра омокряемост на Cf, който се разпределя по стената на порите и интерфейса газ-твърдо вещество, като по този начин повишава стабилността на пяната.

(3) В сравнение с AFS, границата на провлачване при натиск и капацитетът за поглъщане на енергия на Cf/AFS се увеличават съответно с приблизително 40,6% и 84,8%. Констатациите от това проучване могат да предоставят идеи за подсилване на сандвич панели от алуминиева пяна с металургични свързващи интерфейси, които имат потенциал за инженерни приложения в областта на автомобилната и космическата индустрия.

Статия от Journal of Materials Research and Technology