Característiques de rendiment del panell sandvitx d'escuma d'alumini de fibra de carboni dipositada amb coure en comparació amb el panell sandvitx d'escuma d'alumini convencional

Sandvitx d'escuma d'aluminiEls panells (AFS) tenen una combinació de característiques estructurals i funcionals com ara baixa densitat, alta resistència específica, absorció d'energia favorable, capacitat d'amortiment i blindatge electromagnètic. Aquestes excel·lents propietats fan que AFS tingui un gran potencial en camps aeroespacials, de transport i marins. En comparació amb les escumes amb prou feines metàl·liques, les plaques metàl·liques exteriors d'AFS poden segellar eficaçment l'escuma i millorar les seves propietats mecàniques completes, com ara la resistència a la tracció i la flexió. En general, l'AFS es va fabricar mitjançant un mètode d'unió adhesiva, que consisteix a connectar l'escuma d'alumini a panells de metall sòlid mitjançant adhesiu de resina epoxi.

Tot i que el mètode d'unió adhesiva millora eficaçment l'amortiment estructural, va acompanyat de limitacions, com ara reptes en el reciclatge i la susceptibilitat a la fallada de la delaminació en condicions d'alta temperatura o corrosives. Per abordar aquestes limitacions, s'han dedicat amplis esforços d'investigació per aconseguir unió metal·lúrgica entre el panell i la capa central.

Actualment, els mètodes de preparació predominants per a AFS dirigits a aconseguir l'enllaç metal·lúrgic es classifiquen generalment en tres categories: mètode de soldadura, escuma de fusió i mètode de metal·lúrgia de pols de laminació d'embalatge. Entre aquests mètodes, el mètode de metal·lúrgia de pols de laminació d'embalatge es considera superior per controlar l'estructura dels porus i aconseguir l'escuma a baixa temperatura. El nostre treball anterior va utilitzar aquesta tecnologia per fabricar AFS de gran mida amb millors propietats d'expansió i estructura cel·lular per a aplicacions industrials.

Tanmateix, a causa de les propietats mecàniques de compressió relativament baixes del nucli d'escuma, la millora de la resistència mecànica de l'AFS és limitada, de manera que una millora addicional de la resistència del nucli d'escuma és crucial per a l'AFS.

Fins ara, els mètodes comuns reportats per millorar les propietats mecàniques de compressióescuma d'aluminisón els següents: tractament superficial, tractament tèrmic i reforç mitjançant l'addició de partícules, fibres, elements d'aliatge, etc. Entre ells, les fibres de carboni curtes amb baixa densitat, alt mòdul elàstic i gran relació d'aspecte han cridat l'atenció com a materials de reforç prometedors. A més, la metal·lització superficial de les fibres de carboni, mitjançant galvanoplastia o revestiment químic com ara el coure o el niquelat, millora encara més la humectabilitat de les fibres de carboni a la fosa d'alumini i evita reaccions interfacials nocives entre les fibres de carboni i la fosa d'alumini. Ara la fibra de carboni curta s'utilitza àmpliament per reforçar els compostos de matriu d'alumini.

Bhav Singhetal. Fibres de carboni recobertes de coure preparats, compostos de matriu d'alumini reforçat mitjançant el mètode de colada amb agitació. Muetal. Composites de matriu d'alumini fabricats reforçats amb fibres de carboni recobertes de níquel mitjançant el mètode de fosa de dos rotlles. Els resultats van demostrar una millora significativa en la resistència a la tracció dels compostos amb l'addició de fibres de carboni. No obstant això, hi ha hagut investigacions limitadesescuma d'alumini reforçadaamb fibres de carboni recobertes de coure. Caoetal. Les primeres fibres de carboni recobertes de coure preparades van reforçar l'escuma d'alumini mitjançant el mètode d'escuma de fusió. Els resultats demostren que el 0,35% vol de Cf pot estabilitzar l'escuma d'alumini evitant la ruptura de la pel·lícula líquida, i com més fibres afegides a l'escuma és més estable. Muetal. va demostrar que les propietats d'amortiment de l'escuma d'alumini preparada pel mètode d'escuma de fusió es van millorar significativament amb l'addició de Cf.

En conseqüència, es pot concloure que l'addició de Cf pot ser una estratègia eficaç per millorar simultàniament l'estabilitat de l'escuma i les propietats mecàniques deescumes d'alumini. A més, no hi ha hagut informes sobre panells sandvitx d'escuma d'alumini reforçats amb fibres de carboni xapades amb coure preparats mitjançant el mètode de la metal·lúrgia de pols, la qual cosa motiva els investigadors a dur a terme estudis més aprofundits en aquest camp.

S'han realitzat nombrosos estudis sobre el mecanisme de nucleació i l'estabilitat deescumes d'aluminiamb l'addició de fases de reforç. Les diferències en el nombre de porus i la morfologia dels porus,

com la mida, la distribució i la forma, solen atribuir-se als mecanismes de nucleació i a l'estabilitat. S'han investigat exhaustivament els efectes de nucleació heterogènia i els mecanismes d'estabilització de la xarxa d'òxids en el sistema de la metal·lúrgia de pols. Les pols d'aliatge quaternari que consisteixen en Al-Si-Mg-Cu utilitzats en aquest article han mostrat taxes d'expansió excepcionals i baixes temperatures d'escuma, amb una temperatura de sòlid de 507 ◦C i una temperatura de liquidus de 596 ◦C. No obstant això, hi ha una manca d'investigació sobre el mecanisme de nucleació, l'estabilitat i les propietats mecàniques de compressió dels compactes en pols que contenen aquesta composició d'aliatge particular, especialment quan s'incorporen Cf. En treballs anteriors, les investigacions dels mecanismes de nucleació i estabilització es van dur a terme principalment mitjançant mètodes no in situ, que implicaven l'anàlisi tomogràfica de mostres que es van refredar ràpidament després de la interrupció de l'escuma. Malauradament, la nucleació de bombolles submicròniques es produeix principalment durant l'escalfament del precursor i s'expandeix ràpidament en intervals de temps que van des de 100 ms fins a 1 s, sovint presentant reptes per a l'observació en temps real. La moderna tècnica d'imatge de raigs X per radiació de sincrotró posseeix una alta energia i una resolució espaciotemporal, que permet l'observació in situ en temps real del procés de nucleació i creixement de les escumes d'alumini a temperatures elevades. Actualment, només uns investigadors limitats han explorat la cinètica d'escuma de la pols d'aliatge Al–Si–Mg mitjançant radiació de sincrotró. Per exemple, García-Morenoetal. van informar fenòmens dinàmics significatius en l'escuma líquida d'alumini, incloent la nucleació i el creixement, la reordenació de bombolles, la retracció de líquids, l'aglomeració i la ruptura de la pel·lícula. Kamm et al. va estudiar el procés de nucleació i creixement de l'escuma d'alumini AlSi8Mg4 per radiació de sincrotró. Les seves troballes van indicar que l'hidrogen generat mitjançant la descomposició d'adsorbats a la superfície de la pols metàl·lica representa un altre mecanisme de nucleació important. No obstant això, la interacció entre els components precursors és complexa i la dinàmica de l'escuma es pot veure influenciada per la seva composició. Tant per al sistema de pols Al-Si-Cu-Mg com per al sistema de pols Al-Si-Cu-Mg amb Cf afegit, la comprensió i l'exploració de l'inici i el creixement de l'escuma metàl·lica és crucial per al desenvolupament estructural de l'escuma per millorar les propietats. per a aplicacions.

En aquest treball, es van preparar Cf/AFS i AFS amb unió interfacial metal·lúrgica mitjançant el mètode de metal·lúrgia de pols amb laminació d'embalatge. L'evolució de les bombolles de Cf/AFS i AFS es va observar in situ mitjançant radiació de sincrotró per revelar el mecanisme de Cf sobre la nucleació de bombolles, el creixement i la fusió i l'estabilitat. A més, Cf / AFS i AFS es van fer escuma a 620 ◦ C durant 15 min en un forn de cambra. Posteriorment, es van caracteritzar i provar la distribució de la mida dels porus, la microestructura dels porus i les propietats mecàniques de compressió de les mostres d'escuma. A partir dels estudis esmentats anteriorment, es va avaluar sistemàticament l'estructura i la resistència a la compressió de Cf/AFS i AFS.

2. Materials i mètodes

2.1. Matèries primeres

Es van utilitzar sis matèries primeres per preparar l'AFS i Cf/AFS: pols d'Al (mida mitjana: 45 μm, puresa> 99,70%), pols de Si (mida mitjana: 38 μm, puresa> 99,50%), pols de Cu (mida mitjana: 38 μm, puresa >99,90%), pols de Mg (mida mitjana: 75 μm, puresa >99,70%), pols de TiH2 (mida mitjana: 45 μm, puresa >99,70%) i fibra de carboni recoberta de coure (mida mitjana: 1~2 mm, gruix del recobert de coure: 1,4 μm).

2.2. Fabricació de Cf/AFS

L'esquema del mètode de la metal·lúrgia de pols de laminació d'embalatge s'il·lustra aFig. 1. Durant l'etapa de mescla, es va preparar la pols d'aliatge quaternari AlSi6Mg4Cu4, amb pols d'Al, Si, Cu i Mg en proporcions de 86% en pes, 6% en pes, 4% en pes i 4% en pes, respectivament. Es va afegir 1% en pes de pols de TiH2 oxidat (tractament tèrmic a l'aire durant 1,5 h a 470 ◦ C) com a agent de bufat que allibera H2 ràpidament a la temperatura de fusió expandint la fosa. A més, es va incorporar un 0,5% en pes de fibres de carboni com a fases de reforç. En particular, per millorar la humectabilitat i prevenir reaccions nocives com l'Al4C3 a la interfície de fusió fibra-alumini durant l'escuma, les fibres de carboni van ser recobertes de coure mitjançant galvanoplastia. El procés de galvanoplastia es va descriure a les refs.Fig. 2mostra les fibres de carboni recobertes de coure obtingudes pel procés de revestiment electroless. El recobriment té una cobertura uniforme i contínua de la superfície de la fibra(Fig. 2(a)–(b)). Posteriorment, les diferents composicions d'aliatge utilitzades en aquest estudi es van preparar barrejant a fons les pols esmentades amb i sense Cf en un mesclador tridimensional durant 3 h. La pols barrejada uniformement s'encapsula dins d'una cavitat segellada, seguida de procediments de laminació en fred i calent.

L'etapa de laminació en fred evacua eficaçment l'aire de dins de les cavitats i dels espais intersticials entre les partícules mitjançant una sèrie de passos múltiples i petites depressions. L'etapa de laminació en calent assegura que el precursor aconsegueix una densitat relativa superior al 98% mitjançant la codeformació del panell i la pols, la qual cosa facilita el procés d'escuma posterior. Els paràmetres detallats del procés de laminació es descriuen a les refs. Els precursors espumables AFS i Cf/AFS s'obtenen mitjançant el procés esmentat anteriorment. Finalment, els dos precursors espumables es van escalfar a 620 ◦ C durant 15 min per fabricar mostres de Cf / AFS i AFS, que es van utilitzar per a l'anàlisi de la mida dels porus, la caracterització microestructural i les proves de propietats mecàniques compressives.

2.3. Caracterització i mètodes d'assaig

2.3.1. Caracterització microestructural

La morfologia de la microestructura de Cf/AFS i AFS es va investigar mitjançant microscòpia electrònica d'escaneig d'emissió de camp (SEM, Zeiss Ultra Plus). Es va utilitzar l'espectroscòpia dispersiva d'energia (EDS) per identificar la composició de diverses fases a les parets cel·lulars de les mostres d'escuma. Les seccions longitudinals de les mostres es van obtenir tallant les mostres d'escuma mitjançant la màquina d'electrodescàrrega (EDM, DK7745). Després d'això, les seccions longitudinals dels exemplars es van recobrir amb pintura i després es van polir i polir amb paper de vidre de 800 i 1500, respectivament. Finalment, es van determinar els diàmetres cel·lulars equivalents (Dmean) de la secció transversal de la mostra polida mitjançant el programari d'anàlisi d'imatges, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Esquema del mètode de la metal·lúrgia de pols de laminació d'embalatge.

Fig. 2.Les imatges SEM de les (a) fibres de carboni recobertes de coure i (b) mostren una visió ampliada de la regió marcada per un quadrat vermell a (a). Les imatges (c) i (d) són els resultats EDS del punt A de (b).

Fig. 3.Diagrama esquemàtic de la configuració de l'experiment de radiació de sincrotró.

2.3.2. Observacions d'escuma in situ per radiació de sincrotró

S'hi dibuixa el diagrama esquemàtic de la configuració de l'experiment de radiació de sincrotróFig. 3. Els experiments es van dur a terme a la línia de llum 4W1A de la instal·lació de radiació de sincrotró de Beijing (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Acadèmia Xinesa de Ciències, Xina). A diferència de les imatges convencionals d'absorció i contrast, aquest article utilitza imatges de contrast de fase amb la font de llum de radiació de sincrotró. Aquest enfocament aborda les limitacions de la imatge d'absorció tradicional, que és ineficaç per visualitzar substàncies d'absorció feble. El procés d'escuma de les mostres es va realitzar dins d'un forn d'escuma dissenyat a mida, amb una finestra quadrada de 15 mm per 15 mm posicionada perpendicularment a la direcció del feix de raigs X. La mida de la mostra, tal com es mostra a la figura 3, mesura 15 mm × 15 mm × 2 mm. La mostra es col·loca en un motlle d'escuma format per un nombre determinat de làmines ceràmiques. Durant tot el procés d'escuma, els raigs X poden travessar la mostra i són capturats per una càmera de dispositiu acoblat de càrrega (CCD). La font de raigs X escollida va funcionar a una intensitat de 20 Kev i es va utilitzar una mida màxima de visualització de 7,4 mm × 7,4 mm per permetre una observació completa de tot el procés d'escuma.

Val la pena assenyalar que les mostres observades es van situar de manera perpendicular tant a la direcció de rodament com a la direcció tangencial. Tant els precursors que contenien un 0,5% en pes de Cf com els que no tenien un 0,5% en pes de Cf van treure els seus panells laterals d'ambdós costats de les mostres mitjançant EDM. Es va investigar l'efecte de Cf sobre les característiques d'escuma de l'escuma d'alumini. A més, els precursors amb diferents composicions es van fer escuma en el mateix forn de calefacció a una temperatura predeterminada de 620 ◦ C.

2.3.3. Prova de propietats mecàniques de compressió

Les mostres de compressió es van tallar en mostres cilíndriques amb una alçada de 23 mm i un diàmetre de 20 mm mitjançant EDM, i es va assegurar que totes les direccions incloguessin almenys 10 porus complets per evitar l'efecte de mida. Les proves de compressió quasi estàtica es van realitzar seguint les normes ISO13314–2011 i GB/T31930–2015, utilitzant una màquina d'assaig de materials universals d'electrons AG-XPLUS amb una capacitat de càrrega màxima de 100 KN. Es van provar tres mostres per a cada grup i les corbes de tensió-deformació de compressió d'aquest article representen els resultats mitjans obtinguts de les tres mostres provades. Totes les proves es van realitzar sota control de desplaçament, mantenint una velocitat creuada constant de 2 mm/min (corresponent a una velocitat de tensió inicial de 10−3 s−1) a temperatura ambient.

Fig. 4.Imatges de radiació sincrotró evolucionades en el temps del procés d'escuma Cf/AFS: (a) precursor sense escuma al moment t0 de 380 ◦C; (b)–(c) dissolució de coure elemental i nucleació de tipus II durant la fusió del precursor; (d)–(g) processos heterogenis de nucleació i creixement de bombolles; i (h)–(i) bombolles que es fusionen i es trenquen.

3. Resultats i discussió

3.1. Comportament de l'escuma in situ sota radiació de sincrotró

3.1.1. Evolució de l'escuma de Cf/AFS

Fig. 4mostra una sèrie d'imatges de radiació de sincrotró que representen el procés d'escuma del Cf/AFS. Les imatges originals del Cf/AFS(Fig. 4 (a))es van capturar quan la matriu estava en estat sòlid a 380 ◦C, i aquest temps es va establir com a t0. En comparació amb els altres components del precursor, Cf apareix negre dins de la matriu rica en alumini predominantment gris. Això es pot atribuir a l'alt contingut de coure a la superfície de la fibra, tal com es mostra aFig. 2(c)–(d), que té la massa atòmica relativa més gran en comparació amb la resta de components del precursor. A més, s'observa que la majoria de Cf estan dispersos i separats, en lloc d'agrupar-se, tal com es mostra aFig. 4(a). Això implica que amb una addició del 0,5% en pes de Cf, un procés d'agitació de 3 hores pot assolir eficaçment l'estat de dispersió desitjat.

A t0+194s (com es veu aFig. 4(b)), es pot observar un nombre considerable de bombolles blanques, gairebé esfèriques, amb diàmetres que oscil·len entre 90 μm i 180 μm a la matriu d'alumini gris (marcada amb la fletxa vermella). El nombre de bombolles va continuar augmentant en 46 s, tal com es mostra aFig. 4(c). A més, un altre canvi destacable que té lloc a la matriu és que algunes petites bombolles tendeixen a formar-se a la superfície de Cf amb l'inici de les dissolucions de Cu (marcades amb el quadre de punts vermells). Aquest fenomen probablement s'atribueix a la nucleació de tipus II que es produeix dins del compacte de pols que conté coure. És àmpliament reconegut que l'addició de Cu disminueix significativament la temperatura de fusió dels aliatges. Això provoca una fusió localitzada al voltant de partícules de pols individuals en el precursor de pols que conté pols de coure durant el procés d'escalfament, generant una quantitat substancial de fosa eutèctica quaternària Al-Si-Mg-Cu a temperatures més baixes. La piscina fosa eutèctica quaternari tendeix a ser una regió feble de l'aliatge i és més propensa a la nucleació. Com a resultat, és més probable que les bombolles es nuclein i creixin a prop del recobert de coure a la superfície de la fibra. A més, la baixa fracció líquida de la matriu en aquest moment fa que els gasos de la descomposició de TiH2 s'acumulin fàcilment a la matriu d'alumini. La nucleació de tipus II pot evitar eficaçment que el gas acumulat obligui a separar la matriu de fracció líquida baixa i propagui esquerdes a través del líquid, donant lloc a una pèrdua severa de la quantitat d'hidrogen.

Fig. 4(d)mostra que les bombolles es nucleen i creixen inicialment a la regió del Cf a mesura que la matriu es fon completament, i les ubicacions de les bombolles corresponen a la capa recoberta de coure que desapareix (marcada amb el quadre de punts vermells). Està ben establert que l'addició de fases secundàries augmenta el nombre de llocs de nucleació heterogenis, reduint així la barrera energètica per a la formació de noves bombolles dins de l'aliatge fos. Mentrestant, la taxa de nucleació està relacionada amb l'àrea de nucleació heterogènia total per unitat de volum. En conseqüència, es pot observar que les bombolles es nucleen inicialment als llocs on es troben les fibres de carboni i s'expandeixen al llarg de la fibra de carboni. Amb un nou augment de la fracció de fosa, continuen sorgint nombroses noves bombollesFig. 4(e)–4(g). Tanmateix, la velocitat de fusió i ruptura localitzada de les bombolles és lenta, cosa que indica que les bombolles tenen una alta estabilitat. A t0+426s, el nombre de bombolles augmenta significativament i

el volum precursor presenta una gran expansió(Fig. 4(h)). A més, l'aparició d'alguna fusió de bombolles (marcada amb la fletxa vermella), on les bombolles petites són absorbides per les més grans a causa de la maduració d'Ostwald, és un procés inevitable durant l'evolució de les escumes metàl·liques [40]. Aquest fenomen de maduració també provoca l'aparició d'un petit nombre de bombolles grans i irregulars (marcades amb la fletxa vermella aFig. 4(i)).

Fig. 5.Imatges evolucionades en el temps del procés d'escuma de l'AFS en diferents etapes: (a) precursor no fos al moment t0 de 380 ◦C; (b) dissolució de coure elemental i nucleació de tipus II durant la fusió del precursor; (c) processos de nucleació i creixement de les bombolles; i (d)–(f) les bombolles que es fusionen i es trenquen.

3.1.2. Evolució de l'escuma de l'AFS

La figura 5 mostra una sèrie d'imatges de radiació de sincrotró que il·lustren el procés d'escuma de l'AFS. De manera similar a Cf/AFS, la imatge inicial de la seqüència de radiació de sincrotró es va capturar quan l'AFS estava en fase sòlida a 380 ◦C (vegeuFig. 5(a)). Quan la matriu s'escalfa per sobre de la temperatura del sòlid, es fan visibles petites bombolles blanquesFig. 5 (b) i (c), resultant de la descomposició de TiH2 i l'aparició de la nucleació de tipus II a la regió rica en Cu. Tanmateix, el nombre de bombolles generades i la seva densitat de distribucióFig. 5(c)és notablement inferior en comparació ambFig. 4(c). Això suggereix que Cf/AFS proporciona més canals per a l'alliberament primerenc de gas durant la nucleació, evitant la formació excessiva d'esquerdes a la matriu d'alumini amb una fracció líquida baixa.

Es pot observar un nombre menor de llocs de nucleació d'AFS i una major probabilitat de creixement anormal de bombolles en comparació amb Cf/AFS a partir deFig. 5(d)–(f). L'evolució de les bombolles AFS és irregular i les seves mides presenten àmplies fluctuacions a causa de la coexistència de bombolles de mida micròmetre i bombolles grans de mida anormalment mil·límetre (marcades amb la fletxa vermella). A més, aquesta inestabilitat i inhomogeneïtat durant el procés de nucleació primerenc poden donar lloc a diferències significatives en l'estructura final dels porus i les propietats mecàniques entre AFS i Cf/AFS.

3.2. Anàlisi de macroestructura

Per investigar les diferències en la morfologia macroscòpica dels porus i el diàmetre de porus entre AFS i Cf/AFS, es van preparar dues estructures sandvitx en condicions de laboratori a una temperatura d'escuma de 620 ◦ C durant 15 min. Les macroestructures i la distribució de la mida cel·lular d'AFS i Cf/AFS es mostren aFig. 6. La comparació de seccions verticals de les dues mostres d'estructures sandvitx revela que les escumes Cf/AFS tenen cèl·lules més fines i menys defectes com la ruptura o la fusió de cèl·lules (vegeuFig. 6 (b)). Al contrari, com es mostra aFig. 6(a), l'AFS presenta una mala homogeneïtat dels porus amb la presència d'alguns porus anormalment grans. Mentrestant, el diàmetre de porus equivalent per a AFS i Cf/AFS va ser de 2,9 ± 0,2 mm i 1,9 ± 0,1 mm, respectivament, cosa que suggereix que el diàmetre de porus es va perfeccionar encara més mitjançant l'addició de Cf (vegeuFig. 6 (c) i (d)).

L'evolució de l'estructura del porus està influenciada per dos mecanismes competitius: la descomposició de TiH2 i la fusió i ruptura de l'escuma. La descomposició de TiH2 contribueix a l'augment del nombre de nucleació, porositat i velocitat d'expansió, mentre que la fusió i ruptura de les bombolles disminueix el nombre de porus i augmenta el diàmetre dels porus. La reducció dels esdeveniments de fusió i ruptura de bombolles contribueix a obtenir una millor estructura cel·lular. Per tant, l'alta estabilitat de l'escuma és necessària per mantenir l'homogeneïtat de l'estructura dels porus durant el procés d'escuma. Per a Cf/AFS, l'addició de Cf millora molt la humectabilitat de les fibres amb la fosa d'alumini. De manera semblant a l'escuma d'alumini reforçada Cf informada [44] preparada pel mètode d'escuma fosa, l'addició de Cf estabilitza l'escuma d'alumini evitant la ruptura de la paret cel·lular i reduint l'aglomeració. Mentrestant, Cf pot crear una estructura similar a la xarxa a la paret cel·lular, que genera una força de separació i evita la ruptura de les bombolles, millorant així l'estructura cel·lular, l'estabilitat de l'escuma i la uniformitat de la distribució dels porus.

3.3. Caracterització microestructural

Fig. 7(a)mostra la microestructura de la paret cel·lular després de l'escuma amb AFS. Tal com s'ha informat per a les escumes d'aliatge AlSi6Cu4Mg4, l'aliatge eutèctic Al-Si, Mg2Si, Al2Cu i Al5Cu2Mg8Si6 està present a l'aliatge, cosa que està d'acord amb les troballes obtingudes de l'anàlisi EDS aFig. 7(b). Aquestes fases trencadisses disminueixen les propietats mecàniques de l'escuma d'alumini debilitant la paret dels porus o actuant com a font d'esquerdes durant la deformació. Per tant, millorar les propietats mecàniques de la paret del porus mitjançant l'addició de fases de reforç és una estratègia viable i eficaç.

Per a Cf/AFS, es pot observar des deFig. 7(c) i (d)que el Cf es distribueix dins de la paret cel·lular o a la vora de la paret cel·lular, cosa que indica que Cf té una excel·lent humectabilitat amb la fosa d'alumini. A més, es nota (consulteuFig. 7(d)) que es forma una petita quantitat de la fase precipitada Al2Cu a la interfície entre les fibres i la fosa d'alumini. Aquest fenomen contribueix a aconseguir un fort enllaç entre les fibres i la matriu. La progressió d'aquesta reacció de difusió es pot observar intuïtivament aFig. 4(a)–(c). Tingueu en compte que la fase precipitada no envolta completament les fibres de carboni i l'estat i la quantitat d'aquesta distribució són beneficiosos per a Cf/AFS. A partir de l'estudi de Lv et al, sobre materials compostos de matriu d'alumini reforçat amb Cf, es va demostrar que la quantitat adequada de fase precipitada pot influir i regular la força de l'enllaç interfacial.

Fig. 6.Seccions verticals de mostra representativa (a) AFS i (b) Cf/AFS. Els diagrames de fracció de diàmetre equivalent en funció de l'àrea corresponents a (a) i (b) es representen a (c) i (d), respectivament. La línia contínua sòlida a (c) i (d) representa l'ajust log-normal. La regressió (R2) representa la bondat de l'ajust.

Fig. 7.Les imatges SEM (a) i (b) mostren les microestructures corresponentsFig. 6(a) AFS iFig. 6(b) Cf/AFS, respectivament, a més,Fig. 7(b) i (d) mostren augments localitzats deFig. 7(a) i (c), respectivament.

3.4. Mecanisme de Cf estabilitzador d'escuma Al–Si–Mg–Cu

A partir de l'anàlisi esmentada anteriorment, es resumeix una representació esquemàtica del mecanisme d'escuma per a Cf/AFS i AFS aFig. 8. Les diferències significatives entre Cf/AFS i AFS en l'etapa de nucleació, creixement de la bombolla i etapa de fusió, i l'etapa de solidificació gradual, tal com s'il·lustra aFig. 8 (a) i (b).

Fig. 8.Diagrama esquemàtic del comportament d'escuma Cf/AFS i AFS: (a) Cf/AFS; i (b) AFS.

En l'etapa de nucleació de les escumes d'aliatge AlSi6Cu4Mg4, les bombolles tendeixen a nuclear-se dins de l'eutèctic quaternari líquid que envolta les partícules de coure, en lloc de nuclear-se a la ubicació de les partícules de TiH2. Aquest tipus de nucleació a la regió més feble del precursor (nucleació tipus II) proporciona més canals d'escapament als gasos alliberats per la descomposició del TiH2, evitant l'acumulació de gasos i provocant la propagació d'esquerdes a la fosa d'alumini. L'addició de fibres de carboni recobertes de coure aparentment crea encara més canals per alliberar H2. Tanmateix, com que la fosa d'alumini no té una fracció líquida suficient en aquesta etapa, és difícil que les bombolles tan petites tinguin una font suficient d'H2 per continuar creixent. Com a resultat, aquestes petites bombolles es trenquen dins de la fosa a mesura que augmenta la temperatura. Quan el precursor es fon completament, l'H2 alliberat de la violenta reacció de deshidrogenació del TiH2 es nuclearà i creixerà ràpidament en funció del punt de nucleació. El Cf proporciona nombrosos llocs de nucleació heterogenis per a la generació de bombolles, que augmenten molt les taxes de nucleació. Simultàniament, la presència de Cf inhibeix eficaçment el contacte i la fusió de les bombolles primàries i evita la formació de bombolles anormalment grans.

Durant l'etapa de creixement i fusió de les bombolles, l'addició de Cf millora significativament l'estabilitat de l'escuma. El motiu és que el Cf i la fosa d'alumini tenen una bona humectabilitat, i les fibres es poden atrapar fàcilment entre les dues interfícies gas-líquid per formar una estructura de xarxa (com es mostra aFig. 7(c)). A mesura que la pel·lícula líquida s'aprima, les fibres poden generar una pressió de separació per resistir la succió des del límit de l'altiplà, evitant així que la pel·lícula líquida es trenqui. Per tant, Cf/AFS necessita un temps d'escuma més llarg en comparació amb l'AFS, amb una major estabilitat que pugui mantenir la uniformitat de l'estructura del porus durant l'evolució de l'escuma.

Durant l'etapa de solidificació lenta, les bombolles de Cf/AFS ja no creixen i les fibres estan incrustades dins de la paret cel·lular (marcades amb la caixa de punts vermells). Aquesta retenció de fibres impedeix l'absorció de bombolles petites per part de les més grans, com es veu en la maduració d'Ostwald, i inhibeix la ruptura de la paret cel·lular a causa de l'expansió de la solidificació. Com a resultat, Cf/AFS presenta una estructura de porus més homogènia i menys defectes de porus en comparació amb AFS.

3.5. Propietats mecàniques

Les corbes de tensió-deformació de compressió per a Cf/AFS i AFS amb gairebé la mateixa porositat (83,2% i 81,4%, respectivament) es presenten aFig. 9(a). La corba de tensió-deformació de compressió mostra una característica diferent de tres etapes, que inclou la regió elàstica lineal, la regió de l'altiplà i la regió de densificació. La resistència a la compressió d'AFS i Cf/AFS va ser de 8, 44 MPa i 11, 87 MPa, respectivament. La resistència a la compressió de Cf / AFS es va incrementar un 40, 6% en comparació amb AFS. Mentrestant, la capacitat d'absorció d'energia de Cf/AFS és millor que la d'AFS a la mateixa tensió, tal com es mostra aFig. 9(b). Les capacitats d'absorció d'energia d'AFS i Cf/AFS són d'uns 3,3 MJ/m3 i 6,1 MJ/m3, respectivament. La capacitat d'absorció d'energia de Cf/AFS millora un 84,8% en comparació amb AFS.

Fig. 9.Corbes de tensió-tren de compressió i corbes de capacitat d'absorció d'energia de Cf/AFS i AFS: (a) corbes de tensió-tren de compressió; (b) corbes de capacitat d'absorció d'energia.

La incorporació de Cf va millorar significativament les propietats mecàniques del nucli d'escuma. És ben sabut que les propietats mecàniques deescuma d'aluminiestan estretament relacionats amb l'estructura dels porus i les propietats mecàniques del puntal. L'anàlisi macroestructural va indicar que l'addició de Cf va perfeccionar la mida dels porus, va millorar la distribució dels porus i va reduir els defectes dels porus. Similar a les troballes de Sasikumar et al. i Yangetal. El diàmetre de porus petit i la distribució de porus estreta són més beneficiosos per millorar la resistència a la compressió i l'eficiència d'absorció d'energia. A més, l'efecte de la microestructura sobre les propietats mecàniques de l'escuma es deu principalment al Cf incrustat a les parets dels porus de l'escuma. La difusió i dissolució del recobriment de coure de les fibres de carboni a la matriu d'alumini pot aconseguir un enllaç interfacial més ferm entre les fibres i la matriu d'alumini, que contribueix a la transferència de càrrega. La fibra de carboni d'alt mòdul grapada a la paret del porus pot limitar la deformació de la paret del porus sota càrrega de compressió i millorar la capacitat de càrrega. Tots aquests factors afavoreixen que Cf/AFS assoleixi un límit elàstic i una capacitat d'absorció d'energia superiors a l'AFS.

4. Conclusions

El Cf/AFS i l'AFS es van preparar mitjançant el mètode de la metal·lúrgia de pols de laminació d'embalatge en aquest treball. El comportament d'escuma de Cf/AFS i AFS es va observar dinàmicament mitjançant la radiació de sincrotró a

investigar la influència de Cf en la nucleació i el creixement de la bombolla. A més, es va analitzar a fons la Cf sobre la morfologia dels porus, la distribució dels porus i les propietats de compressió de les escumes d'alumini. Les principals conclusions són les següents:

(1) Les observacions in situ de la radiació de sincrotró revelen que tant els processos d'escuma Cf / AFS com AFS presenten tres etapes diferents: nucleació de bombolles, creixement i fusió de bombolles i solidificació.

En comparació amb AFS, el procés d'escuma de Cf/AFS demostra una major estabilitat i uniformitat de la bombolla. L'AFS és més propens a formar porus anormalment grans i gruixuts durant el procés d'evolució dels porus. A més, la disparitat s'atribueix a l'efecte de nucleació heterogeni de Cf, que evita la ruptura de la paret de la bombolla i redueix la coalescència alhora que augmenta la taxa de nucleació.

(2) L'addició d'un 0,5% en pes de Cf refina el diàmetre de porus equivalent de 2,9 ± 0,2 mm a 1,9 ± 0,1 mm, reduint significativament els defectes de porus gruixuts. Simultàniament, la microestructura revela una bona humectabilitat de Cf, que es distribueix al llarg de la paret del porus i la interfície gas-sòlid, millorant així l'estabilitat de l'escuma.

(3) En comparació amb l'AFS, la resistència a la compressió i la capacitat d'absorció d'energia del Cf/AFS van augmentar aproximadament un 40,6% i un 84,8%, respectivament. Els resultats d'aquest estudi poden proporcionar idees per al reforç de panells sandvitx d'escuma d'alumini amb interfícies d'enllaç metal·lúrgic que tenen el potencial per a aplicacions d'enginyeria en el camp de les indústries de l'automoció i l'aeroespacial.

Article del Journal of Materials Research and Technology