Výkonnostní charakteristiky sendvičového panelu z hliníkové pěny z uhlíkových vláken s nanesenou mědí ve srovnání s konvenčním sendvičovým panelem z hliníkové pěny

Hliníkový pěnový sendvičPanely (AFS) mají kombinaci strukturálních a funkčních charakteristik, jako je nízká hustota, vysoká měrná pevnost, příznivá absorpce energie, tlumicí kapacita a elektromagnetické stínění. Díky těmto vynikajícím vlastnostem má AFS velký potenciál v letectví, dopravě a námořních oblastech. Ve srovnání se sotva kovovými pěnami mohou vnější kovové desky AFS účinně utěsnit pěnu a zlepšit její komplexní mechanické vlastnosti, jako je pevnost v tahu a ohybu. Obecně byl AFS vyroben metodou lepení, což znamená připevnění hliníkové pěny k pevným kovovým panelům pomocí lepidla z epoxidové pryskyřice.

Ačkoli metoda lepení účinně zvyšuje strukturální tlumení, je doprovázena omezeními, včetně problémů s recyklací a náchylnosti k selhání delaminace za vysokých teplot nebo korozních podmínek. K vyřešení těchto omezení bylo věnováno rozsáhlé výzkumné úsilí dosažení metalurgického spojení mezi panelem a vrstvou jádra.

V současné době jsou převládající způsoby přípravy pro AFS zaměřené na dosažení metalurgického spojování obecně klasifikovány do tří kategorií: svařování, pěnění taveniny a metoda práškové metalurgie při válcování obalů. Mezi těmito metodami je metoda práškové metalurgie balicí válcování považována za lepší pro kontrolu struktury pórů a dosažení nízkoteplotního pěnění. Naše předchozí práce používala tuto technologii k výrobě AFS velkých rozměrů s lepšími expanzními vlastnostmi a buněčnou strukturou pro průmyslové aplikace.

Vzhledem k relativně nízkým tlakovým mechanickým vlastnostem pěnového jádra je však zlepšení mechanické pevnosti AFS omezené, takže další zlepšení pevnosti pěnového jádra je pro AFS klíčové.

K dnešnímu dni jsou běžné metody hlášeny ke zlepšení mechanických vlastností v tlakuhliníková pěnajsou následující: povrchová úprava, tepelné zpracování a vyztužení přidáním částic, vláken, legujících prvků atd. Mezi nimi krátká uhlíková vlákna s nízkou hustotou, vysokým modulem pružnosti a velkým poměrem stran přitáhla širokou pozornost jako slibné výztužné materiály. Kromě toho povrchová metalizace uhlíkových vláken galvanickým nebo chemickým pokovováním, jako je pokovování mědí nebo niklem, dále zlepšuje smáčivost uhlíkových vláken v hliníkové tavenině a zabraňuje škodlivým mezifázovým reakcím mezi uhlíkovými vlákny a hliníkovou taveninou. Krátké uhlíkové vlákno se nyní široce používá k vyztužení kompozitů s hliníkovou matricí.

Bhav Singhetal. připravené mědí potažené uhlíkovými vlákny vyztužené hliníkové matricové kompozity metodou lití za míchání. Muetal. vyrobené kompozity s hliníkovou matricí vyztužené uhlíkovými vlákny potaženými niklem metodou dvouválcového lití. Výsledky prokázaly významné zvýšení pevnosti v tahu kompozitů s přidáním uhlíkových vláken. Byl však proveden omezený výzkumvyztužená hliníkovou pěnous uhlíkovými vlákny potaženými mědí. Caoetal. nejprve připravila mědí potažená uhlíková vlákna vyztužená hliníkovou pěnou metodou tavného pěnění. Výsledky ukazují, že 0,35 % obj. Cf může stabilizovat hliníkovou pěnu tím, že brání protržení tekutého filmu, a čím více je množství vláken přidaných do pěny stabilnější. Muetal. ukázaly, že tlumicí vlastnosti hliníkové pěny připravené metodou napěnění taveniny byly významně zlepšeny přidáním Cf.

V souladu s tím lze dojít k závěru, že přidání Cf může být účinnou strategií pro současné zlepšení stability pěny a mechanických vlastnostíhliníkové pěny. Kromě toho neexistují žádné zprávy o poměděných uhlíkových vláknech vyztužených hliníkových pěnových sendvičových panelech připravených metodou práškové metalurgie, což motivuje výzkumníky k provádění hloubkových studií v této oblasti.

Byla provedena řada studií mechanismu nukleace a stabilityhliníkové pěnys přidáním výztužných fází. Rozdíly v počtu pórů a morfologii pórů,

jako je velikost, distribuce a tvar, jsou obvykle připisovány nukleačním mechanismům a stabilitě. Heterogenní nukleační efekty a mechanismy stabilizace oxidové sítě v systému práškové metalurgie byly vyčerpávajícím způsobem prozkoumány. Kvartérní slitinové prášky skládající se z Al–Si–Mg–Cu použité v tomto článku vykazovaly výjimečné rychlosti expanze a nízké teploty pěnění, s teplotou solidu 507 ◦C a teplotou likvidu 596 ◦C. Nicméně existuje nedostatek výzkumu týkajícího se nukleačního mechanismu, stability a mechanických vlastností práškových výlisků obsahujících toto konkrétní složení slitiny, zejména při začlenění Cf. V předchozích pracích bylo zkoumání nukleačních a stabilizačních mechanismů primárně prováděno metodami non-in situ, zahrnujícími tomografickou analýzu vzorků, které byly rychle ochlazeny po přerušení pěnění. Bohužel k nukleaci submikronové bubliny dochází primárně během zahřívání prekurzoru a rychle se rozšiřuje v časových intervalech od 100 ms do 1 s, což často představuje problémy pro pozorování v reálném čase. Moderní rentgenová zobrazovací technika synchrotronového záření má vysoké energetické a časoprostorové rozlišení, což umožňuje v reálném čase in situ pozorování nukleace a růstu hliníkových pěn při zvýšených teplotách. V současné době pouze omezení výzkumníci zkoumali kinetiku pěnění prášku slitiny Al–Si–Mg synchrotronovým zářením. Například García-Morenoetal. popsali významné dynamické jevy v kapalné hliníkové pěně, včetně nukleace a růstu, přeskupování bublin, stahování kapaliny, aglomerace a prasknutí filmu. Kamm a kol. studovali proces nukleace a růstu hliníkové pěny AlSi8Mg4 synchrotronovým zářením. Jejich zjištění ukázala, že vodík vznikající rozkladem adsorbátů na povrchu kovového prášku představuje další významný nukleační mechanismus. Přesto je interakce mezi prekurzorovými složkami složitá a dynamiku pěnění lze ovlivnit jejich složením. Jak pro práškový systém Al–Si–Cu–Mg, tak pro práškový systém Al–Si–Cu–Mg s přidaným Cf, je pochopení a prozkoumání iniciace a růstu kovové pěny klíčové pro další strukturální vývoj pěny za účelem zlepšení vlastností. pro aplikace.

V této práci byly Cf/AFS a AFS s metalurgickou mezifázovou vazbou připraveny metodou práškové metalurgie balícího válcování. Vývoj bublin Cf/AFS a AFS byl pozorován in situ synchrotronovým zářením, aby se odhalil mechanismus Cf na nukleaci bublin, růst a slučování a stabilitu. Kromě toho byly Cf/AFS a AFS napěněny při 620 ◦C po dobu 15 minut v komorové peci. Následně byla charakterizována a testována distribuce velikosti pórů, mikrostruktura pórů a tlakově mechanické vlastnosti napěněných vzorků. Na základě výše uvedených studií byla systematicky hodnocena struktura a pevnost v tlaku Cf/AFS a AFS.

2. Materiály a metody

2.1. Suroviny

Pro přípravu AFS a Cf/AFS bylo použito šest surovin: Al prášek (průměrná velikost: 45 μm, čistota >99,70 %), Si prášek (průměrná velikost: 38 μm, čistota >99,50 %), Cu prášek (průměrná velikost: 38 μm, čistota >99,90 %), Mg prášek (průměrná velikost: 75 μm, čistota >99,70 %), prášek TiH2 (průměrná velikost: 45 μm, čistota >99,70 %) a uhlíková vlákna potažená mědí (průměrná velikost: 1–2 mm, tloušťka poměděného povlaku: 1,4 μm).

2.2. Výroba Cf/AFS

Schéma metody práškové metalurgie válcování těsnění je znázorněno naObr. 1. Během fáze míchání byl připraven prášek kvartérní slitiny AlSi6Mg4Cu4 s prášky Al, Si, Cu a Mg v podílech 86 % hmotn., 6 % hmotn., 4 % hmotn. a 4 % hmotn. 1 % hmotn. oxidovaného prášku TiH2 (tepelné zpracování na vzduchu po dobu 1,5 h při 470 °C) bylo přidáno jako nadouvadlo, které rychle uvolňuje H2 při teplotě taveniny expandující taveninu. Kromě toho bylo 0,5 % hmotn. uhlíkových vláken začleněno jako vyztužující fáze. Zejména pro zvýšení smáčivosti a zabránění škodlivým reakcím, jako je Al4C3 na rozhraní tavenina vlákna a hliníku během pěnění, byla uhlíková vlákna potažena mědí pomocí galvanického pokovování. Proces galvanického pokovování byl popsán v Ref.Obr. 2ukazuje uhlíková vlákna potažená mědí získaná procesem bezproudového pokovování. Povlak má rovnoměrné a souvislé pokrytí povrchu vlákna(Obr. 2(a)–(b)). Následně byly různé slitinové kompozice použité v této studii připraveny důkladným mícháním výše uvedených prášků s a bez Cf v trojrozměrném mixéru po dobu 3 hodin. Rovnoměrně promíchaný prášek je zapouzdřen v utěsněné dutině a následuje válcování za studena a za tepla.

Stupeň válcování za studena účinně odsává vzduch z dutin a intersticiálních prostorů mezi částicemi prostřednictvím řady několika průchodů a malých prohlubní. Fáze válcování za tepla zajišťuje, že prekurzor dosáhne relativní hustoty přesahující 98 % prostřednictvím společné deformace panelu a prášku, což usnadňuje následný proces pěnění. Podrobné parametry procesu válcování jsou popsány v Ref. Výše uvedeným způsobem se získávají zpěnitelné prekurzory AFS a Cf/AFS. Nakonec byly oba zpěnitelné prekurzory zahřívány na 620 ◦C po dobu 15 minut, aby se vyrobily vzorky Cf/AFS a AFS, které byly použity pro analýzu velikosti pórů, mikrostrukturální charakterizaci a testy mechanických vlastností v tlaku.

2.3. Charakterizace a zkušební metody

2.3.1. Mikrostrukturní charakterizace

Morfologie mikrostruktury Cf/AFS a AFS byla zkoumána polní emisní rastrovací elektronovou mikroskopií (SEM, Zeiss Ultra Plus). K identifikaci složení různých fází v buněčných stěnách napěněných vzorků byla použita energeticky disperzní spektroskopie (EDS). Podélné řezy vzorků byly získány řezáním napěněných vzorků pomocí elektrovybíjecího stroje (EDM, DK7745). Poté byly podélné řezy vzorků potaženy barvou a poté obroušeny a vyleštěny brusným papírem o zrnitosti 800 a 1500. Nakonec byly ekvivalentní průměry buněk (Dmean) leštěného průřezu vzorku stanoveny pomocí softwaru pro analýzu obrazu, Image Pro Plus 6.0.

Obr. 1Schéma metody práškové metalurgie válcování obalů.

Obr. 2SEM snímky (a) uhlíkových vláken potažených mědí a (b) ukazují zvětšený pohled na oblast označenou červeným čtvercem v (a). Obrázky (c) a (d) jsou výsledky EDS bodu A v (b).

Obr.Schéma uspořádání experimentu synchrotronového záření.

2.3.2. In-situ pozorování pěnění synchrotronovým zářením

Je načrtnut schematický diagram uspořádání experimentu synchrotronového zářeníObr. Experimenty byly prováděny na paprsku 4W1A Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, China). Na rozdíl od konvenčního zobrazování s absorpčním kontrastem tento papír využívá zobrazování s fázovým kontrastem se světelným zdrojem synchrotronového záření. Tento přístup řeší omezení tradičního absorpčního zobrazování, které je pro vizualizaci slabě absorbujících látek neúčinné. Proces zpěňování vzorků byl proveden v na zakázku navržené zpěňovací peci s čtvercovým oknem o rozměrech 15 mm x 15 mm umístěným kolmo ke směru paprsku rentgenového záření. Velikost vzorku, jak je znázorněna na obr. 3, měří 15 mm x 15 mm x 2 mm. Vzorek se umístí do pěnové formy sestávající z určitého počtu keramických desek. Během procesu pěnění mohou rentgenové paprsky procházet vzorkem a jsou zachycovány kamerou CCD (charge-coupled device). Zvolený zdroj rentgenového záření pracoval s intenzitou 20 Kev a byla použita maximální zobrazovací velikost 7,4 mm × 7,4 mm, aby bylo možné komplexně pozorovat celý proces pěnění.

Stojí za zmínku, že pozorované vzorky byly umístěny způsobem kolmým jak ke směru válcování, tak ke směru tečnosti. Jak prekurzory obsahující 0,5 % hmotn. Cf, tak prekurzory bez 0,5 % hmotn. Cf měly boční panely odstraněny z obou stran vzorků pomocí EDM. Byl zkoumán účinek Cf na charakteristiky pěnění hliníkové pěny. Dále byly prekurzory s různým složením napěněny ve stejné ohřívací peci při předem nastavené teplotě 620 ◦C.

2.3.3. Zkouška kompresních mechanických vlastností

Kompresní vzorky byly nařezány na válcové vzorky o výšce 23 mm a průměru 20 mm pomocí EDM a každý směr byl zajištěn tak, aby zahrnoval alespoň 10 úplných pórů, aby se zabránilo efektu velikosti. Kvazistatické kompresní testy byly provedeny podle norem ISO13314–2011 a GB/T31930–2015 s použitím elektronového univerzálního stroje na zkoušení materiálů AG-XPLUS s maximální nosností 100 kN. Pro každou skupinu byly testovány tři vzorky a křivky tlak-deformace v tomto článku představují průměrné výsledky získané ze tří testovaných vzorků. Všechny testy byly prováděny pod kontrolou posuvu, udržováním konstantní rychlosti křížové hlavy 2 mm/min (odpovídající počáteční rychlosti deformace 10− 3 s− 1) při pokojové teplotě.

Obr.Časově vyvinuté snímky synchrotronového záření procesu zpěňování Cf/AFS: (a) nenapěněný prekurzor v momentu t0 380 ◦C; (b)– (c) rozpouštění elementární mědi a nukleace typu II během tavení prekurzoru; (d)– (g) procesy heterogenní nukleace a růstu bublin; a (h)–(i) bubliny splývají a praskají.

3. Výsledky a diskuse

3.1. Chování pěnění in situ při synchrotronovém záření

3.1.1. Vývoj pěny Cf/AFS

Obrzobrazuje sérii snímků synchrotronového záření znázorňujících proces pěnění Cf/AFS. Původní snímky Cf/AFS(Obr. 4 (a))byly zachyceny, když byla matrice v pevném stavu při 380 ◦C, a tato doba byla nastavena jako t0. Ve srovnání s ostatními složkami v prekurzoru se Cf jeví jako černá v převážně šedé matrici bohaté na hliník. To lze přičíst vysokému obsahu mědi na povrchu vlákna, jak je znázorněno naObr. 2(c)–(d), který má největší relativní atomovou hmotnost ve srovnání s ostatními složkami prekurzoru. Navíc bylo pozorováno, že většina Cf je rozptýlená a oddělená, spíše než seskupená dohromady, jak je ukázáno vObr. 4(a). To znamená, že s přídavkem 0,5 % hmotn. Cf může proces míchání po dobu 3 hodin účinně dosáhnout požadovaného stavu disperze.

V t0+194s (jak je vidět vObr. 4(b)), v šedé hliníkové matrici (označené červenou šipkou) lze pozorovat značné množství bílých, téměř kulovitých bublin s průměry od 90 μm do 180 μm. Počet bublin se dále zvyšoval během 46 s, jak je znázorněno na obrázkuObr. 4(c). Kromě toho další pozoruhodnou změnou probíhající v matrici je to, že některé malé bublinky mají tendenci se tvořit na povrchu Cf se zahájením rozpouštění Cu (označeno červeným tečkovaným rámečkem). Tento jev je pravděpodobně přisuzován nukleaci typu II, ke které dochází v práškovém výlisku obsahujícím měď. Je široce uznáváno, že přídavek Cu významně snižuje teplotu tavení slitin. To má za následek lokalizované tavení kolem jednotlivých částic prášku v práškovém prekurzoru obsahujícím měděný prášek během procesu zahřívání, což vytváří podstatné množství kvartérní eutektické taveniny Al–Si–Mg–Cu při nižších teplotách. Kvartérní eutektická tavenina má tendenci být slabou oblastí ve slitině a je náchylnější k nukleaci. Výsledkem je, že bubliny s větší pravděpodobností nukleují a rostou v blízkosti měděného povlaku na povrchu vlákna. Kromě toho nízká kapalná frakce v matrici v tomto okamžiku způsobuje, že se plyny z rozkladu TiH2 snadno hromadí v hliníkové matrici. Nukleace typu II může účinně zabránit tomu, že nahromaděný plyn roztlačí matrici s nízkou kapalnou frakcí a rozšíří trhliny kapalinou, což má za následek velkou ztrátu množství vodíku.

Obr. 4(d)ukazuje, že bubliny zpočátku nukleují a rostou v oblasti Cf, jak se matrice zcela roztaví, a umístění bublin odpovídá mizející vrstvě potažené mědí (označeno červeným tečkovaným rámečkem). Je dobře známo, že přidání sekundárních fází zvyšuje počet heterogenních nukleačních míst, čímž se snižuje energetická bariéra pro tvorbu nových bublin v tavenině slitiny. Mezitím rychlost nukleace souvisí s celkovou heterogenní nukleační plochou na jednotku objemu. V důsledku toho lze pozorovat, že bubliny zpočátku nukleují v místech, kde se nacházejí uhlíková vlákna, a expandují po délce uhlíkového vlákna. S dalším nárůstem frakce taveniny se stále objevují četné nové bublinyObr. 4(e)–4(g). Rychlost lokalizovaného slučování a praskání bublin je však pomalá, což naznačuje, že bubliny mají vysokou stabilitu. Při t0+426s se počet bublin výrazně zvyšuje a

objem prekurzoru vykazuje velkou expanzi(Obr. 4(h)). Navíc výskyt určitého slučování bublin (označeno červenou šipkou), kdy jsou malé bublinky absorbovány většími v důsledku Ostwaldova zrání, je nevyhnutelný proces během vývoje kovových pěn [40]. Tento jev zrání má také za následek výskyt malého počtu velkých a nepravidelných bublin (označených červenou šipkou vObr. 4(i)).

Obr.Časově se vyvíjející obrazy procesu pěnění AFS v různých fázích: (a) neroztavený prekurzor v okamžiku t0 380 ◦C; (b) rozpouštění elementární mědi a nukleace typu II během tavení prekurzoru; (c) procesy nukleace a růstu bublin; a (d)–(f) bubliny splývají a praskají.

3.1.2. Evoluce pěny AFS

Obr. 5 ukazuje sérii snímků synchrotronového záření ilustrujících proces pěnění AFS. Podobně jako u Cf/AFS byl počáteční snímek sekvence synchrotronového záření zachycen, když byl AFS v pevné fázi při 380 ◦C (vizObr. 5(a)). Když se matrice zahřeje nad teplotu solidu, objeví se v ní malé bílé bublinkyObr. 5(b) a (c), vyplývající z rozkladu TiH2 a výskytu nukleace typu II v oblasti bohaté na Cu. Nicméně počet vytvořených bublin a hustota jejich distribuce vObr. 5(c)je výrazně nižší ve srovnání sObr. 4(c). To naznačuje, že Cf/AFS poskytuje více kanálů pro předčasné uvolňování plynu během nukleace, což zabraňuje nadměrné tvorbě trhlin v hliníkové matrici s nízkou kapalnou frakcí.

Menší počet nukleačních míst AFS a vyšší pravděpodobnost abnormálního růstu bublin ve srovnání s Cf/AFS lze pozorovat zObr. 5(d)–(f). Vývoj AFS bublin je nepravidelný a jejich velikosti vykazují velké výkyvy v důsledku koexistence jak mikrometrových bublin, tak abnormálně milimetrových velkých bublin (označeno červenou šipkou). Navíc tato nestabilita a nehomogenita během raného nukleačního procesu může vést k významným rozdílům ve finální struktuře pórů a mechanických vlastnostech mezi AFS a Cf/AFS.

3.2. Analýza makrostruktury

Pro zkoumání rozdílů v makroskopické morfologii pórů a průměru pórů mezi AFS a Cf/AFS byly v laboratorních podmínkách připraveny dvě sendvičové struktury při teplotě pěnění 620 ◦C po dobu 15 min. Makrostruktury a distribuce velikosti buněk AFS a Cf/AFS jsou uvedeny vObr. Porovnání vertikálních řezů dvou vzorků sendvičových struktur ukazuje, že pěny Cf/AFS mají jemnější buňky a méně defektů, jako je prasknutí nebo splynutí buněk (viz.Obr. 6 (b)). Naopak, jak je ukázáno vObr. 6(a)AFS vykazuje špatnou homogenitu pórů s přítomností některých abnormálně velkých pórů. Mezitím ekvivalentní průměr pórů pro AFS a Cf/AFS byl 2,9 ± 0,2 mm, respektive 1,9 ± 0,1 mm, což naznačuje, že průměr pórů byl dále zpřesněn přidáním Cf (vizObr. 6(c) a (d)).

Vývoj struktury pórů je ovlivněn dvěma konkurenčními mechanismy: rozkladem TiH2 a splynutím a prasknutím pěny. Rozklad TiH2 přispívá ke zvýšení počtu nukleací, pórovitosti a rychlosti expanze, zatímco slučování a praskání bublin snižuje počet pórů a zvětšuje průměr pórů. Snížení slučování a praskání bublin přispívá k získání lepší buněčné struktury. Vysoká stabilita pěny je tedy nezbytná pro udržení homogenity struktury pórů během procesu pěnění. U Cf/AFS přídavek Cf výrazně zlepšuje smáčivost vláken taveninou hliníku. Podobně jako u uváděné Cf vyztužené hliníkové pěny [44] připravené metodou tavného pěnění, přidání Cf stabilizuje hliníkovou pěnu tím, že zabraňuje prasknutí buněčné stěny a snižuje aglomeraci. Mezitím Cf může vytvořit síťovitou strukturu v buněčné stěně, která generuje separační sílu a zabraňuje prasknutí bublin, čímž zlepšuje buněčnou strukturu, stabilitu pěny a rovnoměrnost distribuce pórů.

3.3. Mikrostrukturní charakterizace

Obr. 7(a)ukazuje mikrostrukturu buněčné stěny po napěnění pomocí AFS. Jak bylo uvedeno pro pěny ze slitiny AlSi6Cu4Mg4, ve slitině jsou přítomny eutektické Al–Si, Mg2Si, Al2Cu a Al5Cu2Mg8Si6, což je v souladu se zjištěními získanými z analýzy EDS vObr. 7(b). Tyto křehké fáze snižují mechanické vlastnosti hliníkové pěny oslabením stěny pórů nebo působí jako zdroj trhlin při deformaci. Zlepšení mechanických vlastností stěny pórů přidáním výztužných fází je proto životaschopnou a účinnou strategií.

U Cf/AFS lze pozorovat zObr. 7(c) a (d)že Cf je distribuován uvnitř buněčné stěny nebo na okraji buněčné stěny, což naznačuje, že Cf má vynikající smáčivost hliníkovou taveninou. Navíc je to patrné (vizObr. 7(d)), že se na rozhraní mezi vlákny a hliníkovou taveninou tvoří menší množství vysrážené fáze Al2Cu. Tento jev přispívá k dosažení pevné vazby mezi vlákny a matricí. Průběh této difúzní reakce lze intuitivně pozorovat vObr. 4(a)–(c). Všimněte si, že vysrážená fáze zcela neobklopuje uhlíková vlákna a stav a množství této distribuce jsou výhodné pro Cf/AFS. Na základě studie Lv et al na kompozitních materiálech s hliníkovou matricí vyztuženou Cf bylo prokázáno, že vhodné množství vysrážené fáze může ovlivnit a regulovat pevnost mezifázové vazby.

Obr.Vertikální řezy reprezentativního vzorku (a) AFS a (b) Cf/AFS. Grafy ekvivalentního průměru versus plošná frakce odpovídající (a) a (b) jsou znázorněny v (c) a (d), v daném pořadí. Plná spojitá čára v (c) a (d) představuje logaritmicko-normální proložení. Regrese (R2 ) představuje dobrou shodu.

Obr. 7SEM snímky (a) a (b) ukazují mikrostruktury odpovídajícíObr(a) AFS aObrb) Cf/AFS, v tomto pořadí, dále,Obr. 7(b) a (d) ukazují lokalizovaná zvětšeníObr. 7a) a c).

3.4. Mechanismus Cf stabilizace Al–Si–Mg–Cu pěny

Na základě výše uvedené analýzy je schematické znázornění mechanismu pěnění pro Cf/AFS a AFS shrnuto vObr. 8. Významné rozdíly mezi Cf/AFS a AFS ve fázi nukleace, růstu bublin a fázi slučování a ve fázi postupného tuhnutí, jak je znázorněno naObr. 8(a) a (b).

Obr. 8Schematický diagram chování při pěnění Cf/AFS a AFS: (a) Cf/AFS; a (b) AFS.

Ve fázi nukleace pěn slitiny AlSi6Cu4Mg4 mají bubliny tendenci nukleovat v kapalném kvartérním eutektiku obklopujícím částice mědi, spíše než nukleovat v místě částic TiH2. Tento typ nukleace v nejslabší oblasti prekurzoru (nukleace typu II) poskytuje více únikových kanálů pro plyny uvolněné rozkladem TiH2, čímž se zabrání hromadění plynů a způsobí šíření trhlin v tavenině hliníku. Přidání uhlíkových vláken potažených mědí zřejmě dále vytváří více kanálů pro uvolňování H2. Protože však hliníková tavenina nemá v této fázi dostatečný kapalný podíl, je obtížné pro takové malé bublinky mít dostatečný zdroj H2, aby dále rostly. Výsledkem je, že tyto malé bublinky praskají v tavenině, když teplota stoupá. Když je prekurzor zcela roztaven, H2 uvolněný z prudké dehydrogenační reakce TiH2 bude nukleovat a rychle růst v závislosti na bodu nukleace. Cf poskytuje četná heterogenní nukleační místa pro generování bublin, které značně zvyšují rychlost nukleace. Současně přítomnost Cf účinně inhibuje kontakt a slučování primárních bublin a zabraňuje tvorbě anomálně velkých bublin.

Během fáze růstu a slučování bublin přidání Cf výrazně zlepšuje stabilitu pěny. Důvodem je, že Cf a tavenina hliníku mají dobrou smáčivost a vlákna lze snadno zachytit mezi dvěma rozhraními plyn-kapalina a vytvořit síťovou strukturu (jak je znázorněno naObr. 7(c)). Jak se kapalný film ztenčuje, vlákna mohou vytvářet separační tlak, aby odolala sání z hranice plató, čímž se zabrání prasknutí tekutého filmu. Takže Cf/AFS potřebuje delší dobu pěnění ve srovnání s AFS, s vyšší stabilitou, která dokáže udržet jednotnost struktury pórů během vývoje pěny.

Během fáze pomalého tuhnutí již bubliny v Cf/AFS nerostou a vlákna jsou zapuštěna do buněčné stěny (označeno červeným tečkovaným rámečkem). Tato retence vláken zabraňuje absorpci malých bublinek většími, jak je vidět při Ostwaldově zrání, a inhibuje prasknutí buněčné stěny v důsledku tuhnutí. Výsledkem je, že Cf/AFS vykazuje homogennější strukturu pórů a méně defektů pórů ve srovnání s AFS.

3.5. Mechanické vlastnosti

Křivky tlakového napětí-deformace pro Cf/AFS a AFS s téměř stejnou pórovitostí (83,2 %, resp. 81,4 %) jsou uvedeny vObr. 9(a). Křivka tlakové napětí-deformace vykazuje zřetelnou třístupňovou charakteristiku, zahrnující lineární elastickou oblast, plató oblast a oblast zhuštění. Mez kluzu AFS v tlaku byla 8,44 MPa a Cf/AFS 11,87 MPa. Mez kluzu Cf/AFS v tlaku byla zvýšena o 40,6 % ve srovnání s AFS. Mezitím je kapacita absorpce energie Cf/AFS lepší než kapacita AFS při stejném napětí, jak je ukázáno naObr. 9(b). Absorpční kapacita AFS a Cf/AFS je asi 3,3 MJ/m3 a 6,1 MJ/m3. Kapacita absorpce energie Cf/AFS se zlepšila o 84,8 % ve srovnání s AFS.

Obr. 9Křivky deformace tlakem a křivky absorpce energie Cf/AFS a AFS: a) křivky deformace tlakem; b) křivky kapacity absorpce energie.

Začlenění Cf výrazně zlepšilo mechanické vlastnosti pěnového jádra. Je dobře známo, že mechanické vlastnostihliníková pěnaúzce souvisí se strukturou pórů a mechanickými vlastnostmi vzpěry. Makrostrukturální analýza ukázala, že přidání Cf zjemnilo velikost pórů, zlepšilo distribuci pórů a snížilo defekty pórů. Podobně jako zjištění Sasikumar et al. a Yangetal. malý průměr pórů a úzká distribuce pórů jsou výhodnější pro zvýšení pevnosti v tlaku a účinnosti absorpce energie. Navíc vliv mikrostruktury na mechanické vlastnosti pěny je způsoben hlavně Cf uloženým ve stěnách pórů pěny. Difúzí a rozpuštěním poměděných uhlíkových vláken v hliníkové matrici lze dosáhnout pevnější mezifázové vazby mezi vlákny a hliníkovou matricí, což přispívá k přenosu zatížení. Vysokomodulové uhlíkové vlákno sešívané ve stěně pórů může omezit deformaci stěny pórů při zatížení tlakem a zlepšit nosnost. Všechny tyto faktory upřednostňují Cf/AFS pro dosažení vyšší meze kluzu a kapacity absorpce energie ve srovnání s AFS.

4. Závěry

V této práci byly Cf/AFS a AFS připraveny metodou práškové metalurgie práškového válcování. Pěnivé chování Cf/AFS a AFS bylo dynamicky pozorováno prostřednictvím synchrotronového záření

zkoumat vliv Cf na nukleaci a růst bublin. Kromě toho byl důkladně analyzován Cf týkající se morfologie pórů, distribuce pórů a kompresních vlastností hliníkových pěn. Hlavní závěry jsou následující:

(1) Pozorování synchrotronového záření in situ odhalují, že jak Cf/AFS, tak AFS zpěňovací procesy vykazují tři odlišné fáze: nukleaci bublin, růst bublin a jejich spojování a tuhnutí.

Ve srovnání s AFS vykazuje proces pěnění Cf/AFS vyšší stabilitu a rovnoměrnost bublin. AFS je náchylnější k tvorbě abnormálně velkých a hrubých pórů během procesu vývoje pórů. Kromě toho je tento rozdíl přičítán heterogennímu nukleačnímu efektu Cf, který zabraňuje prasknutí stěny bubliny a snižuje koalescenci a zároveň zvyšuje rychlost nukleace.

(2) Přidáním 0,5 hmotn. % Cf se zjemní ekvivalentní průměr pórů z 2,9 ± 0,2 mm na 1,9 ± 0,1 mm, čímž se významně sníží hrubé defekty pórů. Současně mikrostruktura odhaluje dobrou smáčitelnost Cf, který je distribuován podél stěny pórů a rozhraní plyn-pevná látka, čímž se zvyšuje stabilita pěny.

(3) Ve srovnání s AFS se mez kluzu v tlaku a kapacita absorpce energie u Cf/AFS zvýšily přibližně o 40,6 % a 84,8 %. Výsledky této studie mohou poskytnout nápady pro vyztužení hliníkových pěnových sendvičových panelů s metalurgickými spojovacími rozhraními, které mají potenciál pro inženýrské aplikace v oblasti automobilového a leteckého průmyslu.

Článek z Journal of Materials Research and Technology