Kobberaflejret kulfiber sandwichpanel i aluminiumskums ydeevne sammenlignet med konventionelt sandwichpanel af aluminiumskum

Aluminium skum sandwich(AFS) paneler har en kombination af strukturelle og funktionelle egenskaber såsom lav tæthed, høj specifik styrke, gunstig energiabsorption, dæmpningskapacitet og elektromagnetisk afskærmning. Disse fremragende egenskaber gør, at AFS har et stort potentiale inden for rumfart, transport og marine områder. Sammenlignet med knapt metalskum kan de ydre metalliske plader af AFS effektivt forsegle skummet og forbedre dets omfattende mekaniske egenskaber, såsom træk- og bøjningsstyrke. Generelt blev AFS'en fremstillet ved klæbende bindingsmetode, som indebærer fastgørelse af aluminiumskummet til solide metalpaneler ved hjælp af epoxyharpiksklæbemiddel.

Selvom klæbemiddelmetoden effektivt forbedrer strukturel dæmpning, er den ledsaget af begrænsninger, herunder udfordringer med genanvendelse og modtagelighed for delamineringsfejl under høje temperaturer eller korrosive forhold. For at imødegå disse begrænsninger er omfattende forskningsindsatser blevet dedikeret til at opnå metallurgisk binding mellem panelet og kernelaget.

I øjeblikket er de fremherskende forberedelsesmetoder til AFS, der sigter mod at opnå metallurgisk binding, generelt klassificeret i tre kategorier: svejsning, smelteskumning og pakkevalsende pulvermetallurgimetode. Blandt disse metoder anses den pakkerullende pulvermetallurgimetode for at være overlegen til at kontrollere porestrukturen og opnå lavtemperaturskumning. Vores tidligere arbejde brugte denne teknologi til at fremstille store AFS med bedre ekspansionsegenskaber og cellulær struktur til industrielle applikationer.

På grund af skumkernens relativt lave trykmekaniske egenskaber er forbedringen af ​​den mekaniske styrke af AFS imidlertid begrænset, så yderligere forbedring af styrken af ​​skumkernen er afgørende for AFS.

Til dato er de almindelige metoder rapporteret til at forbedre de komprimerende mekaniske egenskaberaluminium skumer som følger: overfladebehandling, varmebehandling og forstærkning ved at tilføje partikler, fibre, legeringselementer osv. Blandt dem har korte kulfibre med lav densitet, højt elasticitetsmodul og stort aspektforhold tiltrukket sig bred opmærksomhed som lovende forstærkningsmaterialer. Ydermere forbedrer overflademetallisering af carbonfibre ved galvanisering eller kemisk plettering såsom kobberplettering eller nikkelplettering yderligere befugtningen af ​​carbonfibrene i aluminiumsmelten og undgår skadelige grænsefladereaktioner mellem carbonfibrene og aluminiumsmelten. Kort kulfiber er nu meget brugt til at forstærke aluminium matrix kompositter.

Bhav Singhetal. fremstillede kobberbelagte kulfibre forstærket aluminium matrix kompositter ved omrøring støbning metode. Muetal. fremstillede aluminium matrix-kompositter forstærket med nikkel-coatede kulfibre ved hjælp af to-valse støbemetoden. Resultaterne viste en signifikant forbedring af kompositmaterialernes trækstyrke ved tilsætning af kulfibre. Der har dog været begrænset forskning vedraluminiumskum forstærketmed kobberbelagte kulfibre. Caoetal. først fremstillede kobberbelagte kulfibre forstærket aluminiumskum gennem smelteskumningsmetoden. Resultaterne viser, at 0,35 vol% Cf kan stabilisere aluminiumskummet ved at forhindre væskefilmsprængning, og jo mere mængden af ​​fibre tilsat til skummet er mere stabil. Muetal. viste, at dæmpningsegenskaberne af aluminiumskum fremstillet ved smelteskumningsmetoden blev væsentligt forbedret med tilsætning af Jf.

Følgelig kan det konkluderes, at tilsætning af Cf kan være en effektiv strategi til samtidig at forbedre skummende stabilitet og mekaniske egenskaber afaluminium skum. Desuden har der ikke været rapporter om kobberbelagte kulfiberforstærkede sandwichpaneler af aluminiumskum fremstillet via pulvermetallurgimetoden, hvilket motiverer forskere til at udføre mere dybdegående undersøgelser på dette område.

Der er blevet udført talrige undersøgelser af nukleationsmekanismen og stabiliteten afaluminium skummed tilføjelse af forstærkende faser. Forskellene i poreantal og poremorfologi,

såsom størrelse, fordeling og form, tilskrives normalt nukleationsmekanismer og stabilitet. Heterogene nukleationseffekter og oxidnetværksstabiliseringsmekanismer i pulvermetallurgisystemer er blevet udtømmende undersøgt. Kvaternære legeringspulvere bestående af Al-Si-Mg-Cu anvendt i dette papir har udvist exceptionelle ekspansionshastigheder og lave skumtemperaturer med en solidus-temperatur på 507 ◦C og en liquidus-temperatur på 596 ◦C. Ikke desto mindre er der mangel på forskning vedrørende nukleationsmekanismen, stabiliteten og kompressionsmekaniske egenskaber af pulverpresser indeholdende denne særlige legeringssammensætning, især når de inkorporerer Jf. I tidligere værker blev undersøgelser af nukleations- og stabiliseringsmekanismer primært udført gennem ikke-in situ-metoder, der involverede tomografisk analyse af prøver, der blev hurtigt afkølet efter skumdannelsesafbrydelse. Desværre forekommer submikron boblekernedannelse primært under precursor-opvarmning og udvider sig hurtigt inden for tidsintervaller, der spænder fra 100 ms til 1 s, hvilket ofte giver udfordringer for realtidsobservation. Den moderne synkrotronstråling røntgenbilledteknik besidder høj energi og spatiotemporal opløsning, hvilket giver mulighed for real-time, in situ observation af kernedannelse og vækstprocessen af ​​aluminiumskum ved forhøjede temperaturer. I øjeblikket har kun begrænsede forskere udforsket skummende kinetik af Al-Si-Mg-legeringspulver ved synkrotronstråling. For eksempel García-Morenoetal. rapporterede betydelige dynamiske fænomener i flydende aluminiumskum, herunder nukleation og vækst, bobleomlejring, væsketilbagetrækning, agglomeration og filmbrud. Kamm et al. studerede kernedannelse og vækstprocessen af ​​AlSi8Mg4 aluminiumskum ved synkrotronstråling. Deres resultater indikerede, at brint genereret gennem nedbrydning af adsorbater på metalpulverets overflade repræsenterer en anden væsentlig nukleationsmekanisme. Alligevel er interaktionen mellem prækursorkomponenter indviklet, og dynamikken i skumdannelse kan påvirkes af deres sammensætning. For både Al-Si-Cu-Mg-pulversystemet og Al-Si-Cu-Mg-pulversystemet med tilføjet Cf, er forståelse og udforskning af initiering og vækst af metalskum afgørende for den videre strukturelle udvikling af skummet for at forbedre egenskaberne til ansøgninger.

I dette arbejde blev Cf/AFS og AFS med metallurgisk grænsefladebinding fremstillet ved hjælp af den pakkerullende pulvermetallurgimetode. Bobleudviklingen af ​​Cf/AFS og AFS blev observeret in situ ved synkrotronstråling for at afsløre mekanismen for Cf på boblekernedannelse, vækst og sammensmeltning og stabilitet. Derudover blev Cf/AFS og AFS opskummet ved 620 ◦C i 15 minutter i en kammerovn. Efterfølgende blev porestørrelsesfordelingen, poremikrostrukturen og kompressionsmekaniske egenskaber af de opskummede prøver karakteriseret og testet. Baseret på de førnævnte undersøgelser blev strukturen og trykstyrken af ​​Cf/AFS og AFS systematisk evalueret.

2. Materialer og metoder

2.1. Råvarer

Seks råmaterialer blev brugt til fremstilling af AFS og Cf/AFS: Al-pulver (gennemsnitlig størrelse: 45 μm, renhed >99,70%), Si-pulver (gennemsnitlig størrelse: 38 μm, renhed >99,50%), Cu-pulver (gennemsnitlig størrelse: 38 μm, renhed >99,90 %), Mg-pulver (gennemsnitlig størrelse: 75 μm, renhed >99,70%), TiH2-pulver (gennemsnitlig størrelse: 45 μm, renhed >99,70%) og kobberbelagt kulfiber (gennemsnitlig størrelse: 1-2 mm, tykkelse af kobberbelagt: 1,4 μm).

2.2. Fremstilling af Cf/AFS

Skemaet for pakningsvalsende pulvermetallurgi-metoden er illustreret iFig. 1. Under blandingstrinnet blev det kvaternære legering AlSi6Mg4Cu4-pulver fremstillet med pulvere af Al, Si, Cu og Mg i forhold på henholdsvis 86 vægt%, 6 vægt%, 4 vægt% og 4 vægt%. 1 vægt% oxideret TiH2-pulver (varmebehandling i luft i 1,5 time ved 470 ◦C) blev tilsat som et blæsemiddel, der frigiver H2 hurtigt ved smeltetemperaturen, hvilket udvider smelten. Derudover blev 0,5 vægt% kulfibre inkorporeret som forstærkende faser. Især for at øge befugtningsevnen og forhindre skadelige reaktioner som Al4C3 ved fiber-aluminium-smeltegrænsefladen under opskumning, blev kulfibre kobberbelagt via galvanisering. Elektropletteringsprocessen blev beskrevet i Refs.Fig. 2viser de kobberbelagte kulfibre opnået ved den strømløse pletteringsproces. Belægningen har ensartet og kontinuerlig dækning af fiberoverfladen(Fig. 2(a)–(b)). Efterfølgende blev de forskellige legeringssammensætninger anvendt i denne undersøgelse fremstillet ved grundigt at blande førnævnte pulvere med og uden Cf i en tredimensionel mixer i 3 timer. Det ensartet blandede pulver er indkapslet i et forseglet hulrum, efterfulgt af kold- og varmvalsningsprocedurer.

Koldvalsningstrinnet evakuerer effektivt luft inde fra hulrummene og mellemrummene mellem partiklerne gennem en række flere passager og små fordybninger. Varmvalsningstrinnet sikrer, at forstadiet opnår en relativ densitet, der overstiger 98% gennem co-deformation af panelet og pulveret, hvilket letter den efterfølgende opskumningsproces. Detaljerede valseprocesparametre er beskrevet i Refs. AFS og Cf/AFS skumbare prækursorer opnås gennem den førnævnte proces. I sidste ende blev begge skumbare prækursorer opvarmet til 620 ◦C i 15 minutter for at fremstille Cf/AFS- og AFS-prøver, som blev brugt til porestørrelsesanalyse, mikrostrukturel karakterisering og test af kompressionsmekaniske egenskaber.

2.3. Karakterisering og testmetoder

2.3.1. Mikrostrukturel karakterisering

Mikrostrukturmorfologien af ​​Cf/AFS og AFS blev undersøgt ved feltemissionsscanningselektronmikroskopi (SEM, Zeiss Ultra Plus). Energidispersiv spektroskopi (EDS) blev brugt til at identificere sammensætningen af ​​forskellige faser i cellevæggene af de opskummede prøver. Længdesnit af prøverne blev opnået ved at skære de opskummede prøver ved hjælp af elektroafladningsmaskinen (EDM, DK7745). Herefter blev prøvernes længdesnit belagt med maling og derefter slebet og poleret med henholdsvis 800-korn og 1500-grit sandpapir. I sidste ende blev de ækvivalente cellediametre (Dmean) af det polerede prøvetværsnit bestemt ved hjælp af billedanalysesoftware, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Skematisk af metoden til pakning af rullende pulvermetallurgi.

Fig. 2.SEM-billeder af (a) de kobberbelagte kulfibre og (b) viser en forstørret visning af området markeret med en rød firkant i (a). Billederne (c) og (d) er EDS-resultaterne af punktet A i (b).

Fig. 3.Skematisk diagram af synkrotronstrålingsforsøgsopsætningen.

2.3.2. In-situ skummende observationer ved synkrotronstråling

Det skematiske diagram af synkrotronstrålingseksperimentopstillingen er skitseret iFig. 3. Eksperimenterne blev udført ved beamline 4W1A i Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, Kina). I modsætning til konventionel absorptionskontrastbilleddannelse anvender dette papir fasekontrastbilleddannelse med Synchrotron Radiation Light Source. Denne tilgang adresserer begrænsningerne ved traditionel absorptionsbilleddannelse, som er ineffektiv til at visualisere svagt absorberende stoffer. Opskumningsprocessen af ​​prøverne blev udført i en specialdesignet opskumningsovn med et 15 mm gange 15 mm kvadratisk vindue placeret vinkelret på røntgenstråleretningen. Prøvestørrelsen, som afbildet i fig. 3, måler 15 mm × 15 mm × 2 mm. Prøven anbringes i en skumform bestående af et vist antal keramiske plader. Under hele skumningsprocessen kan røntgenstråler passere gennem prøven og opfanges af et charge-coupled device (CCD) kamera. Den valgte røntgenkilde fungerede ved en intensitet på 20 Kev, og en maksimal visningsstørrelse på 7,4 mm × 7,4 mm blev anvendt for at muliggøre omfattende observation af hele skumningsprocessen.

Det er værd at bemærke, at de observerede prøver blev placeret på en måde vinkelret på både rulleretningen og den tangentielle retning. Både precursorerne indeholdende 0,5 vægt% Cf og dem uden 0,5 vægt% Cf fik deres sidepaneler fjernet fra begge sider af prøverne under anvendelse af EDM. Effekten af ​​Cf på skumningsegenskaberne af aluminiumskum blev undersøgt. Ydermere blev prækursorerne med forskellige sammensætninger opskummet i den samme varmeovn ved en forudindstillet temperatur på 620 ◦C.

2.3.3. Test af kompressionsmekaniske egenskaber

Kompressionsprøverne blev skåret i cylindriske prøver med en højde på 23 mm og en diameter på 20 mm ved hjælp af EDM, og hver retning blev sikret at omfatte mindst 10 komplette porer for at undgå størrelseseffekt. Kvasi-statiske kompressionstests blev udført efter standarderne ISO13314–2011 og GB/T31930–2015, ved brug af en AG-XPLUS elektron universal materialetestmaskine med en maksimal belastningskapacitet på 100 KN. Tre prøver blev testet for hver gruppe, og trykspændings-belastningskurverne i dette papir repræsenterer de gennemsnitlige resultater opnået fra de tre testede prøver. Alle tests blev udført under forskydningskontrol, idet der blev holdt en konstant krydshovedhastighed på 2 mm/min (svarende til en indledende belastningshastighed på 10-3 s-1) ved stuetemperatur.

Fig. 4.Tidsudviklede synkrotronstrålingsbilleder af Cf/AFS-opskumningsproces: (a) uopskummet prækursor ved et øjeblik på 380 ◦C; (b)-(c) opløsning af elementært kobber og type II-kernedannelse under precursor-smeltning; (d)–(g) heterogene nukleerings- og vækstprocesser af bobler; og (h)–(i) bobler smelter sammen og brister.

3. Resultater og diskussion

3.1. In situ skummende adfærd under synkrotronstråling

3.1.1. Skumudvikling af Cf/AFS

Fig. 4viser en række synkrotronstrålingsbilleder, der viser skumningsprocessen af ​​Cf/AFS. De originale billeder af Cf/AFS(Fig. 4 (a))blev fanget, da matrixen var i fast tilstand ved 380 ◦C, og denne tid blev sat til t0. Sammenlignet med de andre komponenter i precursoren, ser Cf sort ud i den overvejende grå aluminiumrige matrix. Dette kan tilskrives det høje kobberindhold på fiberoverfladen, som vist iFig. 2(c)–(d), som har den største relative atommasse sammenlignet med de andre komponenter i forstadiet. Desuden observeres størstedelen af ​​Cf at være spredt og adskilt snarere end klynget sammen, som vist iFig. 4(a). Dette indebærer, at med en 0,5 vægt% tilsætning af Cf, kan en 3 timers omrøringsproces effektivt opnå den ønskede dispersionstilstand.

Ved t0+194s (som set iFig. 4(b)), kan et betydeligt antal hvide, næsten sfæriske bobler med diametre fra 90 μm til 180 μm observeres i den grå aluminiumsmatrix (markeret med den røde pil). Antallet af bobler fortsatte med at stige inden for 46 s, som vist iFig. 4(c). Derudover er en anden bemærkelsesværdig ændring, der finder sted i matricen, at nogle små bobler har tendens til at dannes på overfladen af ​​Cf med initieringen af ​​Cu-opløsninger (markeret med den røde stiplede boks). Dette fænomen tilskrives sandsynligvis type II-kernedannelse, der forekommer i den kobberholdige pulverkompakt. Det er almindeligt anerkendt, at tilsætning af Cu sænker smeltetemperaturen for legeringer betydeligt. Dette resulterer i lokaliseret smeltning omkring individuelle pulverpartikler i pulverprecursoren indeholdende kobberpulver under opvarmningsprocessen, hvilket genererer en betydelig mængde Al-Si-Mg-Cu kvartær eutektisk smelte ved lavere temperaturer. Den kvartære eutektiske smeltepool har tendens til at være et svagt område i legeringen og er mere tilbøjelig til kernedannelse. Som et resultat er der større sandsynlighed for, at bobler kernedannelse og vokser nær det kobberbelagte på fiberoverfladen. Endvidere bevirker den lave væskefraktion i matrixen i dette øjeblik, at gasser fra nedbrydningen af ​​TiH2 let akkumuleres i aluminiumsmatrixen. Type II-kernedannelse kan effektivt undgå, at den akkumulerede gas tvinger matrixen med lav væskefraktion fra hinanden og udbreder revner gennem væsken, hvilket resulterer i alvorligt tab af mængden af ​​brint.

Fig. 4(d)viser boblerne oprindeligt kerne og vokse på området af Cf'en, når matrixen smelter fuldstændigt, og bobleplaceringerne svarer til det forsvindende kobberbelagte lag (markeret med den røde stiplede boks). Det er veletableret, at tilføjelsen af ​​sekundære faser øger antallet af heterogene nukleationssteder, hvorved energibarrieren for dannelsen af ​​nye bobler i legeringssmelten reduceres. I mellemtiden er kernedannelseshastigheden relateret til det totale heterogene kernedannelsesareal pr. volumenenhed. Som følge heraf kan det observeres, at boblerne indledningsvis danner kerne på de steder, hvor kulfibre er placeret og udvider sig langs kulfiberens længde. Med en yderligere stigning i smeltefraktionen fortsætter der med at dukke talrige nye bobler op fraFig. 4(e)–4(g). Imidlertid er hastigheden af ​​lokaliseret sammensmeltning og brud af boblerne langsom, hvilket indikerer, at boblerne har høj stabilitet. Ved t0+426s øges antallet af bobler betydeligt, og

precursorvolumenet udviser stor ekspansion(Fig. 4(h)). Ydermere er forekomsten af ​​nogle boblesammensmeltninger (markeret med den røde pil), hvor små bobler absorberes af større på grund af Ostwald-modning, en uundgåelig proces under udviklingen af ​​metalskum [40]. Dette modningsfænomen resulterer også i fremkomsten af ​​et lille antal store og uregelmæssige bobler (markeret med den røde pil iFig. 4(i)).

Fig. 5.Tidsudviklede billeder af skumningsprocessen af ​​AFS på forskellige stadier: (a) usmeltet prækursor ved et øjeblik på 380 ◦C; (b) opløsning af elementært kobber og type II-kernedannelse under precursorsmeltning; (c) nukleations- og vækstprocesser af bobler; og (d)–(f) bobler smelter sammen og brister.

3.1.2. Skumudvikling af AFS

Fig. 5 viser en række synkrotronstrålingsbilleder, der illustrerer skumdannelsesprocessen af ​​AFS. I lighed med Cf/AFS blev det indledende billede for synkrotronstrålingssekvensen fanget, når AFS var i fast fase ved 380 ◦C (seFig. 5(a)). Når matrixen opvarmes over solidus-temperaturen, bliver små hvide bobler synlige iFig. 5(b) og (c), som er et resultat af nedbrydningen af ​​TiH2 og forekomsten af ​​type II-kernedannelse i den Cu-rige region. Imidlertid er antallet af genererede bobler og deres fordelingstæthed iFig. 5(c)er markant lavere i forhold tilFig. 4(c). Dette tyder på, at Cf/AFS giver flere kanaler til tidlig gasfrigivelse under kernedannelse, hvilket forhindrer overdreven dannelse af revner i aluminiumsmatrix med lav væskefraktion.

Et færre antal AFS-kernedannelsessteder og en højere sandsynlighed for unormal boblevækst sammenlignet med Cf/AFS kan observeres fraFig. 5(d)–(f). Udviklingen af ​​AFS-bobler er uregelmæssig, og deres størrelser udviser store udsving på grund af sameksistensen af ​​både mikrometerstore bobler og unormalt millimeterstore store bobler (markeret med den røde pil). Desuden kan denne ustabilitet og inhomogenitet under den tidlige nukleeringsproces resultere i betydelige forskelle i den endelige porestruktur og mekaniske egenskaber mellem AFS og Cf/AFS.

3.2. Makrostrukturanalyse

For at undersøge forskellene i makroskopisk poremorfologi og porediameter mellem AFS og Cf/AFS blev to sandwichstrukturer fremstillet under laboratorieforhold ved en skumtemperatur på 620 ◦C i 15 min. Makrostrukturerne og cellestørrelsesfordelingen af ​​AFS og Cf/AFS er vist iFig. 6. Sammenligningen af ​​lodrette sektioner af de to sandwichstrukturprøver afslører, at Cf/AFS-skummet har finere celler og færre defekter såsom brud eller sammensmeltning af celler (seFig. 6 (b)). Tværtimod, som vist iFig. 6(a), udviser AFS dårlig porehomogenitet med tilstedeværelsen af ​​nogle unormalt store porer. I mellemtiden var den ækvivalente porediameter for AFS og Cf/AFS henholdsvis 2,9 ± 0,2 mm og 1,9 ± 0,1 mm, hvilket tyder på, at porediameteren blev yderligere forfinet ved tilføjelse af Cf (seFig. 6(c) og (d)).

Udviklingen af ​​porestrukturen er påvirket af to konkurrerende mekanismer: nedbrydningen af ​​TiH2 og sammensmeltningen og brud af skummet. Nedbrydningen af ​​TiH2 bidrager til stigningen i antallet af kernedannelse, porøsitet og ekspansionshastighed, mens sammensmeltningen og brud af bobler reducerer antallet af porer og øger porernes diameter. Reduktionen af ​​boblesammensmeltning og brudhændelser bidrager til at opnå en bedre cellulær struktur. Derfor er den høje stabilitet af skummet nødvendig for at opretholde homogeniteten af ​​porestrukturen under opskumningsprocessen. For Cf/AFS forbedrer tilsætningen af ​​Cf fibrenes befugtningsevne i høj grad med aluminiumsmelten. I lighed med det rapporterede Cf-forstærkede aluminiumskum [44] fremstillet ved smelteskumningsmetoden, stabiliserer tilsætningen af ​​Cf aluminiumskummet ved at forhindre cellevægsbrud og reducere agglomeration. I mellemtiden kan Cf skabe en netlignende struktur i cellevæggen, som genererer en adskillelseskraft og forhindrer brud på bobler, hvilket forbedrer cellestrukturen, skumstabiliteten og ensartetheden af ​​porefordelingen.

3.3. Mikrostrukturel karakterisering

Fig. 7(a)viser cellevæggens mikrostruktur efter opskumning med AFS. Som rapporteret for AlSi6Cu4Mg4 legeringsskum er eutektisk Al-Si, Mg2Si, Al2Cu og Al5Cu2Mg8Si6 til stede i legeringen, hvilket er i overensstemmelse med resultaterne opnået fra EDS-analyse iFig. 7(b). Disse sprøde faser reducerer aluminiumskummets mekaniske egenskaber ved at svække porevæggen eller fungere som en kilde til revner under deformation. Derfor er det en levedygtig og effektiv strategi at forbedre porevæggens mekaniske egenskaber gennem tilføjelse af forstærkningsfaser.

For Cf/AFS kan det iagttages fraFig. 7(c) og (d)at Cf er fordelt inde i cellevæggen eller ved kanten af ​​cellevæggen, hvilket indikerer, at Cf har fremragende befugtningsevne med aluminiumsmelten. Desuden er det bemærkelsesværdigt (seFig. 7(d)) at en mindre mængde af den udfældede fase Al2Cu dannes ved grænsefladen mellem fibrene og aluminiumsmelten. Dette fænomen bidrager til at opnå en stærk binding mellem fibrene og matrixen. Progressionen af ​​denne diffusionsreaktion kan intuitivt observeres iFig. 4(a)–(c). Bemærk, at den udfældede fase ikke fuldstændigt omgiver kulfibrene, og tilstanden og mængden af ​​denne fordeling er gavnlig for Cf/AFS. Baseret på undersøgelsen af ​​Lv et al, på Cf forstærkede aluminium matrix kompositmaterialer, blev det demonstreret, at den passende mængde udfældet fase kan påvirke og regulere grænsefladebindingsstyrken.

Fig. 6.Lodrette udsnit af repræsentativ prøve (a) AFS og (b) Jf./AFS. Den ækvivalente diameter versus arealfraktionsplot svarende til (a) og (b) er afbildet i henholdsvis (c) og (d). Den ubrudte linie i (c) og (d) repræsenterer den log-normale pasform. Regression (R2 ) repræsenterer den gode pasform.

Fig. 7.SEM-billeder (a) og (b) viser mikrostrukturerne svarende tilFig. 6(a) AFS ogFig. 6(b) Jf. henholdsvis AFS, endvidere,Fig. 7(b) og (d) viser lokaliserede forstørrelser afFig. 7henholdsvis (a) og (c).

3.4. Mekanisme for Cf-stabiliserende Al-Si-Mg-Cu-skum

På baggrund af ovennævnte analyse er en skematisk fremstilling af skummemekanismen for Cf/AFS og AFS opsummeret iFig. 8. De væsentlige forskelle mellem Cf/AFS og AFS i nukleationsstadiet, boblevækst og fusionsstadiet og det gradvise størkningsstadium, som illustreret iFig. 8(a) og (b).

Fig. 8.Skematisk diagram af Cf/AFS og AFS skummende adfærd: (a) Cf/AFS; og (b) AFS.

I kernedannelsesstadiet af AlSi6Cu4Mg4-legeringsskum har bobler en tendens til at danne kerne i det flydende kvaternære eutektikum, der omgiver kobberpartiklerne, snarere end at danne kerne ved TiH2-partiklernes placering. Denne type kernedannelse i det svageste område af precursoren (type II-kernedannelse) giver flere flugtkanaler for de gasser, der frigives ved TiH2-nedbrydning, hvilket undgår ophobning af gasser og forårsager, at revner udbreder sig i aluminiumsmelten. Tilføjelsen af ​​kobberbelagte kulfibre skaber tilsyneladende yderligere flere kanaler til frigivelse af H2. Men da aluminiumsmelten ikke har tilstrækkelig væskefraktion på dette trin, er det vanskeligt for så små bobler at have en tilstrækkelig kilde til H2 til at fortsætte med at vokse. Som et resultat brister disse små bobler i smelten, når temperaturen stiger. Når forstadiet er fuldstændigt smeltet, vil H2 frigivet fra den voldsomme dehydrogeneringsreaktion af TiH2 kernedannelse og vokse hurtigt baseret på kernedannelsespunktet. Cf'en tilvejebringer adskillige heterogene kernedannelsessteder til dannelse af bobler, hvilket i høj grad øger kernedannelseshastighederne. Samtidig hæmmer tilstedeværelsen af ​​Cf effektivt kontakten og sammensmeltningen af ​​de primære bobler og undgår dannelsen af ​​unormalt store bobler.

Under boblernes vækst- og sammensmeltningsstadium forbedrer tilsætningen af ​​Cf skumstabiliteten betydeligt. Årsagen er, at Cf og aluminiumsmelte har god befugtningsevne, og fibrene kan let fanges mellem de to gas-væske-grænseflader for at danne en netværksstruktur (som vist iFig. 7(c)). Efterhånden som væskefilmen fortyndes, kan fibrene generere et separationstryk for at modstå sugning fra plateaugrænsen og dermed forhindre væskefilmen i at briste. Så Cf/AFS har brug for længere skumningstid sammenlignet med AFS, med højere stabilitet, der kan opretholde ensartetheden af ​​porestrukturen under udviklingen af ​​skummet.

Under det langsomme størkningsstadium vokser bobler i Cf/AFS ikke længere, og fibrene er indlejret i cellevæggen (markeret med den røde stiplede boks). Denne tilbageholdelse af fibre forhindrer absorption af små bobler af større, som det ses ved Ostwald-modning, og hæmmer cellevægsbrud på grund af størkningsudvidelse. Som et resultat udviser Cf/AFS en mere homogen porestruktur og færre poredefekter sammenlignet med AFS.

3.5. Mekaniske egenskaber

Trykspændings-tøjningskurverne for Cf/AFS og AFS med næsten samme porøsitet (henholdsvis 83,2 % og 81,4 %) er præsenteret iFig. 9(a). Kompressionsspændings-strain-kurven viser en distinkt tretrinskarakteristik, der omfatter det lineære elastiske område, plateauområdet og fortætningsområdet. Trykflydestyrken for AFS og Cf/AFS var henholdsvis 8,44 MPa og 11,87 MPa. Trykflydestyrken for Cf/AFS blev øget med 40,6 % sammenlignet med AFS. I mellemtiden er energiabsorptionskapaciteten for Cf/AFS bedre end for AFS ved samme belastning, som vist iFig. 9(b). Energiabsorptionskapaciteten for AFS og Cf/AFS er henholdsvis ca. 3,3 MJ/m3 og 6,1 MJ/m3. Energiabsorptionskapaciteten for Cf/AFS er forbedret med 84,8 % sammenlignet med AFS.

Fig. 9.Kompressionsspændingstogkurver og energiabsorptionskapacitetskurver for Cf/AFS og AFS: (a) Trykspændingstogkurver; (b) kurver for energiabsorptionskapacitet.

Inkorporeringen af ​​Cf forbedrede væsentligt de mekaniske egenskaber af skumkernen. Det er velkendt, at de mekaniske egenskaber vedaluminium skumer tæt forbundet med porestrukturen og stiverens mekaniske egenskaber. Makrostrukturel analyse indikerede, at tilsætningen af ​​Cf forfinede porestørrelsen, forbedrede porefordelingen og reducerede poredefekter. Svarende til resultaterne af Sasikumar et al. og Yangetal. lille porediameter og snæver porefordeling er mere fordelagtige for at forbedre trykstyrken og energiabsorptionseffektiviteten. Desuden skyldes mikrostrukturens virkning på skummets mekaniske egenskaber hovedsageligt Cf'et indlejret i skummets porevægge. Diffusionen og opløsningen af ​​det kobberbelagte af kulfibrene i aluminiumsmatrixen kan opnå en fastere grænsefladebinding mellem fibrene og aluminiumsmatrixen, hvilket bidrager til belastningsoverførsel. Kulfiberen med høj modul, der er hæftet i porevæggen, kan begrænse deformationen af ​​porevæggen under kompressionsbelastning og forbedre den bærende kapacitet. Alle disse faktorer favoriserer Cf/AFS for at opnå højere flydespænding og energiabsorptionskapacitet sammenlignet med AFS.

4. Konklusioner

Cf/AFS og AFS blev udarbejdet ved hjælp af den pakkerullende pulvermetallurgimetode i dette arbejde. Skumopførselen af ​​Cf/AFS og AFS blev dynamisk observeret gennem synkrotronstråling til

undersøge indflydelsen af ​​Cf på boblekernedannelse og vækst. Derudover blev Cf om poremorfologi, porefordeling og kompressionsegenskaber af aluminiumskum grundigt analyseret. Hovedkonklusionerne er som følger:

(1) Synkrotronstråling in situ-observationer afslører, at både Cf/AFS- og AFS-skumningsprocesser udviser tre adskilte stadier: boblekernedannelse, boblevækst og sammensmeltning og størkning.

I sammenligning med AFS viser skumningsprocessen af ​​Cf/AFS højere stabilitet og bobleensartethed. AFS er mere tilbøjelig til at danne unormalt store og grove porer under poreudviklingsprocessen. Derudover tilskrives forskellen den heterogene kernedannelseseffekt af Cf, som forhindrer boblevægsbrud og reducerer sammensmeltning, mens kernedannelseshastigheden øges.

(2) Tilsætningen af ​​0,5 vægt% Cf forfiner den ækvivalente porediameter fra 2,9 ± 0,2 mm til 1,9 ± 0,1 mm, hvilket signifikant reducerer grove poredefekter. Samtidig afslører mikrostrukturen god fugtbarhed af Cf, som er fordelt langs porevæggen og gas-faststof-grænsefladen, hvorved skumstabiliteten forbedres.

(3) Sammenlignet med AFS steg Cf/AFS's trykflydestyrke og energioptagelseskapacitet med henholdsvis ca. 40,6 % og 84,8 %. Resultaterne af denne undersøgelse kan give ideer til forstærkning af aluminiumskumsandwichpaneler med metallurgiske bindingsgrænseflader, der har potentiale til tekniske applikationer inden for bil- og rumfartsindustrien.

Artikel fra Journal of Materials Research and Technology