Kupro-deponita karbonfibro aluminia ŝaŭma sandviĉpanelo-efikeckarakterizaĵoj kompare kun konvencia aluminia ŝaŭma sandviĉo-panelo

Aluminia ŝaŭma sandviĉo(AFS) paneloj havas kombinaĵon de strukturaj kaj funkciaj karakterizaĵoj kiel ekzemple malalta denseco, alta specifa forto, favora energia sorbado, malseketiga kapacito, kaj elektromagneta ŝirmado. Ĉi tiuj bonegaj propraĵoj igas AFS havi grandan potencialon en aerospaco, transportado kaj maraj kampoj. Kompare kun apenaŭ metalaj ŝaŭmoj, la eksteraj metalaj platoj de AFS povas efike sigeli la ŝaŭmon kaj plibonigi ĝiajn ampleksajn mekanikajn trajtojn, kiel streĉa kaj fleksa forto. Ĝenerale, la AFS estis fabrikita per glua ligo-metodo, kiu implicas alkroĉi la aluminian ŝaŭmon al solidaj metalaj paneloj uzante epoksian rezinan gluon.

Kvankam la adhesiva ligo-metodo efike plibonigas strukturan malseketiĝon, ĝi estas akompanata de limigoj, inkluzive de defioj en reciklado kaj malsaniĝemeco al delaminadfiasko sub alt-temperaturaj aŭ korodaj kondiĉoj. Por trakti tiujn limigojn, ampleksaj esplorklopodoj estis dediĉitaj al atingado de metalurgia ligo inter la panelo kaj la kerntavolo.

Nuntempe, la superregaj preparmetodoj por AFS celantaj atingi metalurgian ligon estas ĝenerale klasifikitaj en tri kategoriojn: veldado, fanda ŝaŭmado kaj pakado de ruliĝanta pulvormetalurgia metodo. Inter ĉi tiuj metodoj, la paka ruliĝanta pulvormetalurgia metodo estas rigardata kiel supera por kontroli poran strukturon kaj atingi malalt-temperaturan ŝaŭmon. Nia antaŭa laboro uzis ĉi tiun teknologion por fabriki grandgrandan AFS kun pli bonaj ekspansiaj propraĵoj kaj ĉela strukturo por industriaj aplikoj.

Tamen, pro la relative malaltaj kunpremaj mekanikaj propraĵoj de la ŝaŭmkerno, la plibonigo de la mekanika forto de la AFS estas limigita, do plia plibonigo de la forto de la ŝaŭmkerno estas decida por la AFS.

Ĝis nun, la komunaj metodoj raportis plibonigi la kunpremajn mekanikajn ecojn dealuminia ŝaŭmoestas jenaj: surfaca traktado, varmotraktado kaj plifortigo per aldono de partikloj, fibroj, alojaj elementoj, ktp. Inter ili, mallongaj karbonfibroj kun malalta denseco, alta elasta modulo kaj granda bildformato altiris larĝan atenton kiel promesplenaj plifortigaj materialoj. Plie, surfaca metalizado de karbonfibroj, per elektroteksado aŭ kemia tegaĵo kiel kuproteksado aŭ nikela tegaĵo, plu plibonigas la malsekecon de la karbonfibroj en la aluminiofandado kaj evitas malutilajn intervizaĝajn reagojn inter la karbonfibroj kaj la aluminiofandado. Mallonga karbonfibro nun estas vaste uzata por plifortikigi aluminiajn matricajn kunmetaĵojn.

Bhav Singhetal. preparitaj kuprkovritaj karbonfibroj plifortikigitaj aluminiaj matricaj kunmetaĵoj per stir casting metodo. Muetal. fabrikitaj aluminiaj matricaj kunmetaĵoj plifortikigitaj kun nikel-tegitaj karbonfibroj uzante la du-rulan gisadmetodon. La rezultoj montris signifan plibonigon en la tirstreĉo-rezisto de la kunmetaĵoj kun aldono de karbonfibroj. Tamen, estis limigita esplorado farita prialuminia ŝaŭmo plifortigitakun kuprotegitaj karbonfibroj. Caoetal. unue preparitaj kuprotegitaj karbonfibroj plifortigis aluminioŝaŭmon per la fanda ŝaŭma metodo. La rezultoj pruvas ke 0.35 vol% de Cf povas stabiligi la aluminian ŝaŭmon malhelpante likvan filmrompon, kaj ju pli la kvanto de fibroj aldonitaj al la ŝaŭmo estas pli stabila. Muetal. montris, ke la malseketiga propraĵoj de aluminia ŝaŭmo preparita per la fanda ŝaŭma metodo estis signife plibonigitaj kun la aldono de Cf.

Sekve, oni povas konkludi, ke la aldono de Cf povas esti efika strategio por samtempe plibonigi la ŝaŭman stabilecon kaj mekanikajn ecojn dealuminiaj ŝaŭmoj. Krome, ne estis raportoj pri kuprotegitaj karbonfibroj plifortigitaj aluminiaj ŝaŭmaj sandviĉpaneloj preparitaj per la pulvormetalurgia metodo, kiu instigas esploristojn fari pli profundajn studojn en ĉi tiu kampo.

Multaj studoj estis faritaj pri la nukleiga mekanismo kaj stabileco dealuminiaj ŝaŭmojkun aldono de plifortigaj fazoj. La diferencoj en pornombro kaj pormorfologio,

kiel ekzemple grandeco, distribuo, kaj formo, estas kutime atribuitaj al nucleation mekanismoj kaj stabileco. Heterogenaj nukleaj efikoj kaj oksidaj retaj stabiligaj mekanismoj en pulvormetalurgia sistemo estis ĝisfunde esploritaj. Kvaternaraj alojpulvoroj konsistantaj el Al-Si-Mg-Cu uzataj en ĉi tiu artikolo elmontris esceptajn ekspansio-rapidecojn kaj malaltajn ŝaŭmajn temperaturojn, kun solidustemperaturo de 507 ◦C kaj liquidus-temperaturo de 596 ◦C. Tamen, mankas esplorado pri la nukleiga mekanismo, stabileco kaj kunpremaj mekanikaj propraĵoj de pulvoraj kompaktaĵoj enhavantaj ĉi tiun specialan alojan komponadon, precipe kiam ili korpigas Cf. En antaŭaj verkoj, esploroj de nukleaj kaj stabiligaj mekanismoj estis ĉefe faritaj per ne-surlokaj metodoj, implikante la tomografian analizon de provaĵoj kiuj estis rapide malvarmetigitaj post ŝaŭma interrompo. Bedaŭrinde, submikrona bobelnukleado ĉefe okazas dum antaŭvarmiĝo kaj disetendiĝas rapide ene de tempintervaloj enhavantaj de 100 ms ĝis 1 s, ofte prezentante defiojn por realtempa observado. La moderna sinkrotrona radiado Rentgenfota bildiga tekniko posedas altan energion kaj spatiotemporan rezolucion, enkalkulante realtempan, surloke observadon de la nukleado kaj kreskoprocezo de aluminioŝaŭmoj ĉe altaj temperaturoj. Nuntempe, nur limigitaj esploristoj esploris la ŝaŭman kinetikon de Al-Si-Mg aloja pulvoro per sinkrotrona radiado. Ekzemple, García-Morenoetal. raportis signifajn dinamikajn fenomenojn en likva aluminioŝaŭmo, inkluzive de nukleado kaj kresko, bobelrearanĝo, likva retiro, aglomerado kaj filmrompo. Kamm et al. studis la nukleadon kaj kreskoprocezon de AlSi8Mg4-aluminia ŝaŭmo per sinkrotrona radiado. Iliaj trovoj indikis ke hidrogeno generita tra la putriĝo de adsorbatoj sur la surfaco de la metala pulvoro reprezentas alian signifan nukleigan mekanismon. Tamen, la interagado inter antaŭkomponentoj estas malsimpla, kaj la dinamiko de ŝaŭmado povas esti influita per ilia kunmetaĵo. Por kaj la Al-Si-Cu-Mg-pulvorsistemo kaj la Al-Si-Cu-Mg-pulvorsistemo kun aldonita Cf, kompreni kaj esplori la inicon kaj kreskon de metalŝaŭmo estas decidaj por la plia struktura evoluo de la ŝaŭmo por plibonigi trajtojn. por aplikoj.

En ĉi tiu laboro, Cf/AFS kaj AFS kun metalurgia intervizaĝa ligo estis preparitaj per la paka ruliĝanta pulvormetalurgia metodo. La vezikevoluo de Cf/AFS kaj AFS estis observita surloke per sinkrotrona radiado por riveli la mekanismon de Cf sur veziknukleado, kresko kaj fuzio, kaj stabileco. Krome, Cf/AFS kaj AFS estis ŝaŭmis je 620 ◦C dum 15 min en kamerforno. Poste, la pora grandeco distribuo, pora mikrostrukturo kaj kunpremaj mekanikaj trajtoj de la ŝaŭmitaj provaĵoj estis karakterizitaj kaj provitaj. Surbaze de la menciitaj studoj, la strukturo kaj kunprema forto de Cf/AFS kaj AFS estis sisteme taksitaj.

2. Materialoj kaj metodoj

2.1. Krudmaterialoj

Ses krudmaterialoj estis uzataj por prepari la AFS kaj Cf/AFS: Al-pulvoro (averaĝa grandeco: 45 μm, pureco> 99,70%), Si-pulvoro (averaĝa grandeco: 38 μm, pureco> 99,50%), Cu-pulvoro (averaĝa grandeco: 38 μm, pureco> 99,90%), Mg-pulvoro (averaĝa grandeco: 75 μm, pureco >99.70%), TiH2-pulvoro (averaĝa grandeco: 45 μm, pureco> 99.70%), kaj kupro-tegita karbonfibro (averaĝa grandeco: 1~2 mm, dikeco de kupro-tegita: 1.4 μm).

2.2. Fabrikado de Cf/AFS

La skemo de la paka ruliĝanta pulvormetalurgia metodo estas ilustrita enFig. 1. Dum la miksa etapo, la kvaternara alojo AlSi6Mg4Cu4-pulvoro estis preparita, kun pulvoroj de Al, Si, Cu, kaj Mg en proporcioj de 86 pez%, 6 pez%, 4 pez% kaj 4 pez%, respektive. 1 wt% oksigenita TiH2-pulvoro (varmotraktado en aero dum 1.5 h je 470 ◦C) estis aldonita kiel blovanta agento kiu liberigas H2 rapide ĉe la fanda temperaturo vastigante la fandadon. Plie, 0.5 pez% de karbonfibroj estis korpigitaj kiel plifortikaj fazoj. Precipe, por plifortigi malsekigeblon kaj malhelpi damaĝajn reagojn kiel Al4C3 ĉe la fibro-aluminia fandita interfaco dum ŝaŭmado, karbonfibroj estis kuprotegitaj per electroplating. La electroplating procezo estis priskribita en Refs.Fig. 2montras la kuprotegitajn karbonfibrojn akiritajn per la senelektra tegprocezo. La tegaĵo havas unuforman kaj kontinuan kovradon de la fibra surfaco(Fig. 2 (a)–(b)). Poste, la malsamaj alojaj komponaĵoj uzataj en ĉi tiu studo estis preparitaj per ĝisfunde miksado de menciitaj pulvoroj kun kaj sen Cf en tridimensia miksilo dum 3 h. La unuforme miksita pulvoro estas enkapsuligita ene de sigelita kavaĵo, sekvita de malvarmaj kaj varmaj ruliĝantaj proceduroj.

La malvarma ruliĝanta stadio efike evakuas aeron de ene de la kavaĵoj kaj la intersticaj spacoj inter la partikloj tra serio de multoblaj enirpermesiloj kaj malgrandaj depresioj. La varma ruliĝanta etapo certigas, ke la antaŭulo atingas relativan densecon superantan 98% per la ko-deformado de la panelo kaj pulvoro, kiu faciligas la postan ŝaŭman procezon. Detalaj rulprocezaj parametroj estas priskribitaj en Refs. AFS kaj Cf/AFS ŝaŭmeblaj antaŭuloj estas akiritaj per la menciita procezo. Finfine, ambaŭ ŝaŭmeblaj antaŭuloj estis varmigitaj je 620 ◦C dum 15 min por fabriki Cf/AFS kaj AFS-specimenojn, kiuj estis uzataj por analizo de pora grandeco, mikrostruktura karakterizado kaj kunpremaj mekanikaj propraĵoj-testoj.

2.3. Karakterizado kaj testaj metodoj

2.3.1. Mikrostruktura karakterizado

La Mikrostruktura morfologio de la Cf/AFS kaj AFS estis esplorita per kampa emisio skananta elektronmikroskopio (SEM, Zeiss Ultra Plus). Energidisvastiga spektroskopio (EDS) estis uzita por identigi la kunmetaĵon de diversaj fazoj en la ĉelaj muroj de la ŝaŭmitaj provaĵoj. Longitudaj sekcioj de la specimenoj estis akiritaj tranĉante la ŝaŭmajn specimenojn uzante la elektro-malŝarĝan maŝinon (EDM, DK7745). Sekvante tion, la longitudaj sekcioj de la specimenoj estis kovritaj per farbo kaj tiam sablitaj kaj poluritaj uzante 800-granan kaj 1500-granan sablopaperon, respektive. Finfine, la ekvivalentaj ĉelaj diametroj (Dmean) de la polurita specimena sekco estis determinitaj per bildanaliza programaro, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Skemo de la paka ruliĝanta pulvormetalurgia metodo.

Fig. 2.SEM-bildoj de la () kuprotegitaj karbonfibroj, kaj (b) montras pligrandigitan vidon de la regiono markita per ruĝa kvadrato en (a). Bildoj (c) kaj (d) estas la EDS-rezultoj de la punkto A en (b).

Fig. 3.Skema diagramo de la sinkrotrona radiada eksperimenta aranĝo.

2.3.2. En-situaj ŝaŭmaj observoj per sinkrotrona radiado

La skema diagramo de la sinkrotrona radiada eksperimenta aranĝo estas skizita enenFig. 3. La eksperimentoj estis faritaj ĉe lumlinio 4W1A de la Pekina Sinkrotrona Radiado-Instalaĵo (BSRF, Pekina Instituto de Alta Energio-Fiziko, Ĉina Akademio de Sciencoj, Ĉinio). Male al konvencia sorb-kontrasta bildigo, tiu artikolo utiligas faz-kontrastan bildigon kun la Sinkrotrona Radiado-Lumfonto. Tiu aliro traktas la limigojn de tradicia sorbada bildigo, kiu estas neefika por bildigado de malforte absorbantaj substancoj. La ŝaŭma procezo de la specimenoj estis farita ene de laŭprojektita ŝaŭma forno, havante 15 mm je 15 mm kvadratan fenestron poziciigitan perpendikulare al la Rentgenfota radiodirekto. La specimena grandeco, kiel prezentita en Fig. 3, mezuras 15 mm × 15 mm × 2 mm. La specimeno estas metita en ŝaŭman ŝimon konsistantan el certa nombro da ceramikaj folioj. Dum la ŝaŭma procezo, Rentgenradioj povas trapasi la provaĵon kaj estas kaptitaj per ŝarg-kunliga aparato (CCD) fotilo. La elektita rentgenfonto funkciis kun intenseco de 20 Kev, kaj maksimuma rigarda grandeco de 7.4 mm × 7.4 mm estis utiligita por ebligi ampleksan observadon de la tuta ŝaŭma procezo.

Indas noti, ke la observitaj specimenoj estis poziciigitaj en maniero perpendikulara al kaj la ruliĝanta direkto kaj la tanĝanta direkto. Kaj la antaŭuloj enhavantaj 0.5 pez% Cf kaj tiuj sen 0.5 pez% Cf havis siajn flankajn panelojn forigitaj de ambaŭ flankoj de la provaĵoj uzante EDM. La efiko de Cf sur la ŝaŭmaj trajtoj de aluminia ŝaŭmo estis esplorita. Krome, la antaŭuloj kun malsamaj komponaĵoj estis ŝaŭmigitaj en la sama hejta forno ĉe antaŭfiksita temperaturo de 620 ◦C.

2.3.3. Testo de mekanikaj proprietoj de kunpremado

La kunpremaj specimenoj estis tranĉitaj en cilindrajn specimenojn kun alteco de 23 mm kaj diametro de 20 mm per EDM, kaj ĉiu direkto estis certigita inkluzivi almenaŭ 10 kompletajn porojn por eviti grandeco-efekton. Kvazaŭ-senmovaj kunpremaj testoj estis faritaj laŭ la normoj ISO13314-2011 kaj GB/T31930-2015, uzante AG-XPLUS-elektronan universalan materialan testmaŝinon kun maksimuma ŝarĝokapacito de 100 KN. Tri specimenoj estis testitaj por ĉiu grupo, kaj la kunpremaj streĉaj streĉaj kurboj en ĉi tiu artikolo reprezentas la averaĝajn rezultojn akiritajn de la tri testitaj specimenoj. Ĉiuj provoj estis faritaj sub kontrolo de movo, konservante konstantan trans-kapan rapidon de 2 mm/ min (korespondanta al komenca streĉiĝo de 10− 3 s− 1) ĉe ĉambra temperaturo.

Fig. 4.Temp-evoluitaj sinkrotronaj radiadbildoj de Cf/AFS ŝaŭma procezo: (a) neŝaŭma antaŭulo ĉe t0 momento de 380 ◦C; (b)–(c) dissolvo de elementa kupro kaj tipo II-nukleado dum antaŭfandado; (d)–(g) heterogenaj nukleaj kaj kreskoprocezoj de vezikoj; kaj (h)–(i) vezikoj kunfandiĝantaj kaj krevas.

3. Rezultoj kaj diskuto

3.1. En situ ŝaŭma konduto sub sinkrotrona radiado

3.1.1. Ŝaŭmevolucio de Cf/AFS

Fig. 4montras serion de sinkrotronradiadbildoj prezentantaj la ŝaŭman procezon de la Cf/AFS. La originaj bildoj de la Cf/AFS(Fig. 4 (a))estis kaptitaj kiam la matrico estis en la solida stato je 380 ◦C, kaj ĉi tiu tempo estis fiksita kiel t0. Kompare kun la aliaj komponentoj en la antaŭulo, Cf prezentiĝas nigra ene de la ĉefe griza alumini-riĉa matrico. Ĉi tio povas esti atribuita al la alta kupra enhavo sur la fibrosurfaco, kiel montriteFiguro 2(c)–(d), kiu havas la plej grandan relativan atommason komparite kun la aliaj komponentoj de la antaŭulo. Krome, la plimulto de Cf estas observita esti disigita kaj aparta, prefere ol kolektita kune, kiel elmontrite enFig. 4 (a). Ĉi tio implicas, ke kun 0.5 pez% aldono de Cf, 3 h-agitadprocezo povas efike atingi la deziratan staton de disperso.

Je t0+194s (kiel vidite enFig. 4(b)), konsiderinda nombro da blankaj, preskaŭ sferaj vezikoj kun diametroj intervalantaj de 90 μm ĝis 180 μm povas esti observita en la griza aluminiomatrico (markita per la ruĝa sago). La nombro da vezikoj daŭre pliiĝis ene de 46 s, kiel montriteFig. 4 (c). Krome, alia rimarkinda ŝanĝo okazanta en la matrico estas ke kelkaj malgrandaj vezikoj tendencas formiĝi sur la surfaco de Cf kun la inico de Cu-malsolvoj (markitaj per la ruĝa punktita skatolo). Ĉi tiu fenomeno verŝajne estas atribuita al tipo II-nukleado okazanta ene de la kupro-enhava pulvorkompakto. Estas vaste agnoskite ke la aldono de Cu signife malpliigas la degeltemperaturon de alojoj. Tio rezultigas lokalizitan fandadon ĉirkaŭ individuaj pulvorpartikloj en la pulvorantaŭulo enhavanta kupran pulvoron dum la hejtado, generante grandan kvanton de Al-Si-Mg-Cu kvaternara eŭtektika fandado ĉe pli malaltaj temperaturoj. La kvaternara eŭtektika fandaĝejo tendencas esti malforta regiono en la alojo kaj estas pli ema al nukleado. Kiel rezulto, vezikoj pli verŝajne nukleiĝas kaj kreskas proksime de la kuprotegita sur la fibrosurfaco. Krome, la malalta likva frakcio en la matrico en tiu momento igas gasojn de la putriĝo de TiH2 facile akumuliĝi en la aluminiomatrico. Tipo II-nukleado povas efike eviti la amasigitan gason devigantan la malaltan likvan frakcian matricon dise kaj disvastigi fendojn tra la likvaĵo, rezultigante severan perdon de la kvanto de hidrogeno.

Fig. 4(d)montras ke la vezikoj komence nukleiĝas kaj kreskas sur la regiono de la Cf kiam la matrico tute fandiĝas, kaj la bobellokoj egalrilatas al la malaperanta kuprotegita tavolo (markita per la ruĝa punktita kesto). Estas bone establite ke la aldono de sekundaraj fazoj pliigas la nombron da heterogenaj nukleigejoj, tiel reduktante la energibarieron por la formado de novaj vezikoj ene de la alojfandado. Dume, nukleiga indico rilatas al la totala heterogena nuklea areo per unuovolumeno. Sekve, povas esti observite ke la vezikoj komence nukleas ĉe la lokoj kie karbonfibroj estas situantaj kaj disetendiĝas laŭ la longo de la karbonfibro. Kun plia pliiĝo en la fandita frakcio, multaj novaj vezikoj daŭre aperas elFiguro 4(e)–4(g). Tamen, la indico de lokalizita fuzio kaj krevo de la vezikoj estas malrapida, indikante ke la vezikoj posedas altan stabilecon. Ĉe t0+426s, la nombro da vezikoj signife pliiĝas, kaj

la antaŭvolumeno elmontras grandan vastiĝon(Fig. 4 (h)). Krome, la okazo de iu vezikkunfandado (markita per la ruĝa sago), kie malgrandaj vezikoj estas absorbitaj de pli grandaj pro Ostwald-maturiĝo, estas neevitebla procezo dum la evoluo de metalaj ŝaŭmoj [40]. Tiu maturiĝofenomeno ankaŭ rezultigas la aspekton de malmulto de grandaj kaj neregulaj vezikoj (markitaj per la ruĝa sago enFig. 4 (i)).

Fig. 5.Temp-evoluitaj bildoj de la ŝaŭma procezo de AFS en malsamaj stadioj: (a) nefandita antaŭulo ĉe t0 momento de 380 ◦C; (b) dissolvo de elementa kupro kaj tipo II-nukleado dum antaŭfandado; (c) nukleado kaj kreskoprocezoj de vezikoj; kaj (d)–(f) vezikoj kunfandiĝantaj kaj krevas.

3.1.2. Ŝaŭmevoluo de AFS

Fig. 5 montras serion de sinkrotronradiadbildoj ilustrantaj la ŝaŭman procezon de AFS. Simila al Cf/AFS, la komenca bildo por la sinkrotrona radiadsekvenco estis kaptita kiam AFS estis en la solida fazo je 380 ◦C (viduFig. 5 (a)). Kiam la matrico estas varmigita super la solidustemperaturo, malgrandaj blankaj vezikoj iĝas videblaj enenFig. 5 (b) kaj (c), rezultiĝante el la putriĝo de TiH2 kaj la okazo de tipo II-nukleado en la Cu-riĉa regiono. Tamen, la nombro da vezikoj generitaj kaj ilia distribua denseco enFig. 5(c)estas precipe pli malalta kompare kunFig. 4 (c). Tio indikas ke Cf/AFS disponigas pli da kanaloj por frua gasliberigo dum nukleado, malhelpante la troan formadon de fendetoj en aluminiomatrico kun malalta likva frakcio.

Malpli nombro da AFS-nukleigejoj kaj pli alta probableco de nenormala vezikkresko kompare kun Cf/AFS povas esti observitaj deFiguro 5(d)–(f). La evoluo de AFS-vezikoj estas neregula, kaj iliaj grandecoj elmontras larĝajn fluktuojn pro la kunekzisto de kaj mikrometro-grandaj vezikoj kaj nenormale milimetraj grandaj vezikoj (markitaj per la ruĝa sago). Krome, ĉi tiu malstabileco kaj malhomogeneco dum la frua nukleigprocezo povas rezultigi signifajn diferencojn en la fina porstrukturo kaj mekanikaj trajtoj inter AFS kaj Cf/AFS.

3.2. Makrostruktura analizo

Por esplori la diferencojn en makroskopa pora morfologio kaj pora diametro inter AFS kaj Cf/AFS, du sandviĉaj strukturoj estis preparitaj sub laboratoriokondiĉoj ĉe ŝaŭma temperaturo de 620 ◦C dum 15 min. La makrostrukturoj kaj ĉelgrandecdistribuo de AFS kaj Cf/AFS estas montritaj enenFig. 6. La komparo de vertikalaj sekcioj de la du sandviĉaj strukturprovaĵoj rivelas ke la Cf/AFS-ŝaŭmoj havas pli bonajn ĉelojn kaj malpli difektojn kiel ekzemple rompo aŭ kunfandado de ĉeloj (viduFig. 6 (b)). Male, kiel montrite enFig. 6 (a), la AFS elmontras malbonan porhomogenecon kun la ĉeesto de kelkaj nenormale grandaj poroj. Dume, la ekvivalenta pordiametro por AFS kaj Cf/AFS estis 2.9 ± 0.2 mm kaj 1.9 ± 0.1 mm, respektive, sugestante ke la pordiametro estis plue rafinita per la aldono de Cf (viduFig. 6 (c) kaj (d)).

La evoluo de la porstrukturo estas influita per du konkurencivaj mekanismoj: la putriĝo de TiH2 kaj la kunfandado kaj krevo de la ŝaŭmo. La putriĝo de TiH2 kontribuas al la pliiĝo en la nombro da nukleado, poreco kaj ekspansiorapideco, dum la kunfandiĝo kaj rompo de vezikoj malpliigas la nombron da poroj kaj pliigas la diametron de la poroj. La redukto de vezikaj kunfandiĝo kaj krevokazaĵoj kontribuas al akirado de pli bona ĉela strukturo. Tial, la alta stabileco de la ŝaŭmo estas necesa por konservi la homogenecon de la porstrukturo dum la ŝaŭma procezo. Por Cf/AFS, la aldono de Cf multe plibonigas la malsekigeblon de la fibroj kun la aluminiofandado. Simila al la raportita Cf plifortikigita aluminioŝaŭmo [44] preparita per la fanda ŝaŭma metodo, la aldono de Cf stabiligas la aluminioŝaŭmon malhelpante ĉelmuron rompon kaj reduktante aglomeradon. Dume, Cf povas krei retsimilan strukturon en la ĉela muro, kiu generas apartigforton kaj malhelpas la rompon de vezikoj, tiel, plibonigante la ĉelan strukturon, ŝaŭman stabilecon kaj unuformecon de la pora distribuo.

3.3. Mikrostruktura karakterizado

Fig. 7(a)montras la mikrostrukturon de la ĉela muro post ŝaŭmado kun AFS. Kiel raportite por AlSi6Cu4Mg4 alojŝaŭmoj, eŭtektika Al-Si, Mg2Si, Al2Cu, kaj Al5Cu2Mg8Si6, ĉeestas en la alojo, kio kongruas kun la rezultoj akiritaj de EDS-analizo enFig. 7(b). Tiuj fragilaj fazoj malpliigas la mekanikajn trajtojn de la aluminia ŝaŭmo malfortigante la pormuron aŭ funkciante kiel fonto de fendetoj dum deformado. Sekve, plifortigi la mekanikajn trajtojn de la pormuro per aldono de plifortigaj fazoj estas realigebla kaj efika strategio.

Por Cf/AFS, ĝi povas esti observita deFig. 7(c) kaj (d)ke la Cf estas distribuita ene de la ĉela muro aŭ ĉe la rando de la ĉela muro, indikante ke Cf havas bonegan malsekigeblon kun la aluminiofandado. Krome, ĝi estas videbla (vidu alFig. 7(d)) ke negrava kvanto de la precipita fazo Al2Cu formiĝas ĉe la interfaco inter la fibroj kaj la aluminiofandado. Ĉi tiu fenomeno kontribuas al atingi fortan ligon inter la fibroj kaj la matrico. La progresado de tiu difuzreago povas esti intuicie observita enFiguro 4(a)–(c). Notu ke, la precipita fazo ne tute ĉirkaŭas la karbonfibrojn, kaj la stato kaj kvanto de tiu distribuo estas utilaj por Cf/AFS. Surbaze de la studo de Lv et al, sur Cf plifortikigitaj aluminiaj matricaj kunmetitaj materialoj, estis pruvite, ke la taŭga kvanto de precipita fazo povas influi kaj reguligi la interfacan ligan forton.

Fig. 6.Vertikalaj sekcioj de reprezenta specimeno (a) AFS kaj (b) Cf/AFS. La ekvivalenta diametro kontraŭ areaj frakciaj intrigoj egalrilatantaj al (a) kaj (b) estas prezentitaj en (c) kaj (d), respektive. La solida kontinua linio en (c) kaj (d) reprezentas la log-normalan kongruon. Regreso (R2 ) reprezentas la bonecon de taŭgeco.

Fig. 7.SEM-bildoj (a) kaj (b) montras la mikrostrukturojn respondajn alFig. 6(a) AFS kajFig. 6(b) Cf/AFS, respektive, krome,Fig. 7(b) kaj (d) montras lokalizitajn pligrandigojn deFig. 7(a) kaj (c), respektive.

3.4. Mekanismo de Cf stabiliganta Al-Si-Mg-Cu ŝaŭmon

Surbaze de la supre menciita analizo, skema reprezentado de la ŝaŭma mekanismo por Cf/AFS kaj AFS estas resumita enFig. 8. La signifaj diferencoj inter Cf/AFS kaj AFS en la nuklea stadio, vezikkresko kaj kunfandado, kaj la laŭpaŝa solidiĝostadio, kiel ilustrite enFig. 8 (a) kaj (b).

Fig. 8.Skema diagramo de Cf/AFS kaj AFS ŝaŭma konduto: (a) Cf/AFS; kaj (b) AFS.

En la nukleigstadio de AlSi6Cu4Mg4 alojŝaŭmoj, vezikoj tendencas nuklei ene de la likva kvaternara eŭtektiko ĉirkaŭante la kupropartiklojn, prefere ol nuklei ĉe la loko de la TiH2-partikloj. Ĉi tiu speco de nukleado en la plej malforta regiono de la antaŭulo (tipo II nukleado) disponigas pli da fuĝkanaloj por la gasoj liberigitaj per TiH2 putriĝo, evitante la amasiĝon de gasoj kaj igante fendojn disvastigi en la aluminiofandado. La aldono de kuprotegitaj karbonfibroj ŝajne plu kreas pli da kanaloj por liberigi H2. Tamen, ĉar la aluminia fandado havas neniun sufiĉan likvan frakcion en tiu stadio, estas malfacile por tiaj malgrandaj vezikoj havi sufiĉan fonton de H2 por daŭre kreski. Kiel rezulto, tiuj malgrandaj vezikoj krevas ene de la fandado kiam la temperaturo altiĝas. Kiam la antaŭulo estas tute fandita, la H2 liberigita de la perforta dehidrogena reago de TiH2 nukleiĝos kaj kreskos rapide surbaze de la nukleigpunkto. La Cf disponigas multajn heterogenajn nukleigejojn por la generacio de vezikoj, kiuj tre pliigas la nukleadprocentojn. Samtempe, la ĉeesto de Cf efike malhelpas la kontakton kaj fuzion de la primaraj vezikoj kaj evitas la formadon de anomalie grandaj vezikoj.

Dum la kresko kaj kunfanda stadio de la vezikoj, la aldono de Cf signife plibonigas la ŝaŭman stabilecon. La kialo estas ke Cf kaj aluminiofandado havas bonan malsekecon, kaj la fibroj povas esti facile kaptitaj inter la du gas-likvaj interfacoj por formi retan strukturon (kiel montrite enFig. 7(c)). Ĉar la likva filmo estas maldensigita, la fibroj povas generi apartigpremon por rezisti suĉon de la altebenaĵlimo, tiel malhelpante la likvan filmon krevi. Do Cf/AFS bezonas pli longan ŝaŭman tempon kompare kun AFS, kun pli alta stabileco kiu povas konservi la unuformecon de la pora strukturo dum la evoluo de la ŝaŭmo.

Dum la malrapida solidiĝostadio, vezikoj en Cf/AFS jam ne kreskas kaj la fibroj estas enigitaj ene de la ĉela muro (markita per la ruĝa punktita kesto). Tiu reteno de fibroj malhelpas la sorbadon de malgrandaj vezikoj de pli grandaj, kiel vidite en Ostwald-maturiĝo, kaj malhelpas ĉelmuron rompon pro solidigvastiĝo. Kiel rezulto, Cf/AFS elmontras pli homogenan porstrukturon kaj pli malmultajn pordifektojn komparite kun AFS.

3.5. Mekanikaj propraĵoj

La kunpremaj streĉo-streĉaj kurboj por Cf/AFS kaj AFS kun preskaŭ la sama poreco (83.2% kaj 81.4%, respektive) estas prezentitaj enFig. 9 (a). La kunprema streĉo-streĉiĝkurbo montras klaran trietapan karakterizaĵon, konsistante el la linia elasta regiono, la altebenaĵregiono, kaj la densigregiono. La kunprema rendimento-forto de AFS kaj Cf/AFS estis 8.44 MPa kaj 11.87 MPa, respektive. La kunprema rendimento-forto de Cf/AFS estis pliigita je 40.6% kompare kun AFS. Dume, la energisorbadkapacito de Cf/AFS estas pli bona ol tiu de AFS ĉe la sama streĉo, kiel montrite enFig. 9(b). La energisorbadkapacitoj de AFS kaj Cf/AFS estas proksimume 3.3 MJ/m3 kaj 6.1 MJ/m3, respektive. La energisorbadkapacito de Cf/AFS estas plibonigita je 84.8% kompare kun AFS.

Fig. 9.Kunpremaj stres-trajnaj kurboj kaj energisorbadkapacitkurboj de Cf/AFS kaj AFS: (a) kunpremaj stres-trajnaj kurboj; (b) kurboj de energio-sorbada kapacito.

La aliĝo de Cf signife plibonigis la mekanikajn trajtojn de la ŝaŭma kerno. Estas konate, ke la mekanikaj propraĵoj dealuminia ŝaŭmoestas proksime rilataj al la porstrukturo kaj apogmekanikaj trajtoj. Makrostruktura analizo indikis ke la aldono de Cf rafinis la porgrandecon, plibonigis pordistribuon, kaj reduktis pordifektojn. Simile al la trovoj de Sasikumar et al. kaj Yangetal. malgranda pora diametro kaj mallarĝa pora distribuo estas pli utilaj por plibonigi la kunpreman forton kaj energian absorban efikecon. Krome, la efiko de mikrostrukturo sur la mekanikaj trajtoj de la ŝaŭmo estas plejparte pro la Cf enigita en la pormuroj de la ŝaŭmo. La disvastigo kaj dissolvo de la kuprokovrita de la karbonfibroj en la aluminiomatrico povas atingi pli firman interfacan ligon inter la fibroj kaj la aluminiomatrico, kiu kontribuas al ŝarĝotranslokigo. La alta modula karbonfibro agrafita en la pora muro povas limigi la deformadon de la pora muro sub kunprema ŝarĝo kaj plibonigi la ŝarĝan kapaciton. Ĉiuj ĉi tiuj faktoroj favoras Cf/AFS por atingi pli altan rendimentan forton kaj energian sorbadkapaciton kompare kun AFS.

4. Konkludoj

La Cf/AFS kaj AFS estis preparitaj per la paka ruliĝanta pulvormetalurgia metodo en ĉi tiu laboro. La ŝaŭma konduto de Cf/AFS kaj AFS estis dinamike observita tra sinkrotrona radiado al

esploru la influon de Cf sur la bobelnukleado kaj kresko. Krome, Cf pri la pormorfologio, pordistribuo, kaj kunpremaj trajtoj de aluminioŝaŭmoj estis ĝisfunde analizitaj. La ĉefaj konkludoj estas kiel sekvas:

(1) Observaĵoj surloke de sinkrotrona radiado malkaŝas, ke ambaŭ ŝaŭmaj procezoj Cf/ AFS kaj AFS prezentas tri apartajn stadiojn: bobelnukleado, vezikkresko kaj fuzio, kaj solidiĝo.

Kompare al AFS, la ŝaŭma procezo de Cf/AFS montras pli altan stabilecon kaj bobelunuformecon. AFS estas pli ema al formado de nenormale grandaj kaj krudaj poroj dum la pora evoluprocezo. Plie, la malegaleco ricevas al la heterogena nuklea efiko de Cf, kiu malhelpas bobelmuron kaj reduktas kunfluon pliigante la nukleigan indicon.

(2) La aldono de 0.5 wt.% Cf rafinas la ekvivalentan poran diametron de 2.9 ± 0.2 mm ĝis 1.9 ± 0.1 mm, signife reduktante krudajn porajn difektojn. Samtempe, la mikrostrukturo rivelas bonan malsekecon de Cf, kiu estas distribuita laŭ la pormuro kaj gas-solida interfaco, tiel plibonigante ŝaŭmstabilecon.

(3) Kompare kun AFS, la kunprema rendimento-forto kaj energia sorba kapablo de la Cf / AFS pliiĝis je proksimume 40.6% kaj 84.8%, respektive. La trovoj de ĉi tiu studo povas provizi ideojn por la plifortikigo de aluminiaj ŝaŭmaj sandviĉpaneloj kun metalurgiaj ligaj interfacoj, kiuj havas la potencialon por inĝenieraj aplikoj en la kampo de aŭtomobilaj kaj aerospacaj industrioj.

Artikolo de Journal of Materials Research and Technology