Vasesadestatud süsinikkiust alumiiniumvahust sandwich-paneeli jõudlusnäitajad võrreldes tavapärase alumiiniumvahust sandwich-paneeliga

Alumiiniumvahust võileib(AFS) paneelidel on kombinatsioon struktuursetest ja funktsionaalsetest omadustest, nagu madal tihedus, kõrge eritugevus, soodne energia neeldumine, summutusvõime ja elektromagnetiline varjestus. Nende suurepäraste omaduste tõttu on AFS-il suur potentsiaal lennunduses, transpordis ja merenduses. Võrreldes vaevu metallvahtudega suudavad AFS-i välimised metallplaadid vahtu tõhusalt tihendada ja parandada selle igakülgseid mehaanilisi omadusi, nagu tõmbe- ja paindetugevus. Üldiselt valmistati AFS liimimismeetodil, mis hõlmab alumiiniumvahu kinnitamist tahkete metallpaneelide külge, kasutades epoksüvaigust liimi.

Kuigi liimimismeetod suurendab tõhusalt struktuurset summutamist, kaasnevad sellega piirangud, sealhulgas ringlussevõtu väljakutsed ja vastuvõtlikkus delaminatsiooni ebaõnnestumisele kõrgel temperatuuril või söövitavates tingimustes. Nende piirangute kõrvaldamiseks on tehtud ulatuslikke teadusuuringuid, et saavutada metallurgiline side paneeli ja südamikukihi vahel.

Praegu jagunevad AFS-i valdavad ettevalmistusmeetodid, mille eesmärk on saavutada metallurgiline sidumine, üldiselt kolme kategooriasse: keevitamine, sulavahutamine ja pakkimisvaltsimispulbermetallurgia meetod. Nende meetodite hulgas peetakse pakkimisvaltsimispulbermetallurgia meetodit pooride struktuuri kontrollimiseks ja madala temperatuuriga vahutamise saavutamiseks parimaks. Meie eelmine töö kasutas seda tehnoloogiat suuremate AFS-i valmistamiseks, millel on paremad paisumisomadused ja raku struktuur tööstuslikeks rakendusteks.

Kuid vahtsüdamiku suhteliselt madalate survemehaaniliste omaduste tõttu on AFS-i mehaanilise tugevuse paranemine piiratud, seega on vahtsüdamiku tugevuse edasine parandamine AFS-i jaoks ülioluline.

Praeguseks on levinud meetodid, mis parandavad survemehaanilisi omadusialumiinium vahton järgmised: pinnatöötlus, kuumtöötlemine ja tugevdamine osakeste, kiudude, legeerivate elementide jne lisamisega. Nende hulgas on madala tiheduse, kõrge elastsusmooduli ja suure kuvasuhtega lühikesed süsinikkiud pälvinud laialdast tähelepanu kui paljutõotavad tugevdusmaterjalid. Lisaks parandab süsinikkiudude pinna metalliseerimine galvaniseerimise või keemilise katmisega, näiteks vask- või nikeldamisega, veelgi süsinikkiudude märguvust alumiiniumsulatis ja väldib süsinikkiudude ja alumiiniumi sulatise vahelisi kahjulikke liidese reaktsioone. Lühikest süsinikkiudu kasutatakse nüüd laialdaselt alumiiniummaatrikskomposiitide tugevdamiseks.

Bhav Singhetal. segavalamise meetodil valmistatud vasega kaetud süsinikkiud tugevdatud alumiiniummaatrikskomposiidid. Muetal. valmistatud alumiiniummaatrikskomposiidid, mis on tugevdatud nikliga kaetud süsinikkiududega, kasutades kahe valtsvalu meetodit. Tulemused näitasid süsinikkiudude lisamisega komposiitide tõmbetugevuse olulist paranemist. Selle kohta on aga tehtud piiratud uuringuidtugevdatud alumiiniumvahugavasega kaetud süsinikkiududega. Caoetal. esmalt valmistati vaskkattega süsinikkiud tugevdatud alumiiniumvaht sulavahutamismeetodi abil. Tulemused näitavad, et 0,35 mahuprotsenti Cf võib stabiliseerida alumiiniumvahtu, vältides vedela kile purunemist, ja seda stabiilsem on vahule lisatud kiudude kogus. Muetal. näitas, et sulavahutamismeetodil valmistatud alumiiniumvahu summutusomadused paranesid oluliselt, lisades vt.

Sellest lähtuvalt võib järeldada, et Cf lisamine võib olla tõhus strateegia vahutamise stabiilsuse ja mehaaniliste omaduste samaaegseks parandamiseks.alumiiniumvahud. Lisaks ei ole teatatud pulbermetallurgia meetodil valmistatud vaskkattega süsinikkiuga tugevdatud alumiiniumvahust sandwich-paneelide kohta, mis motiveerib teadlasi selles valdkonnas põhjalikumaid uuringuid läbi viima.

Tuuma moodustumise mehhanismi ja stabiilsuse kohta on läbi viidud arvukalt uuringuidalumiiniumvahudtugevdavate faaside lisamisega. Pooride arvu ja morfoloogia erinevused,

nagu suurus, jaotus ja kuju, omistatakse tavaliselt tuuma tekkemehhanismidele ja stabiilsusele. Heterogeenseid tuumaefekte ja oksiidvõrgu stabiliseerimismehhanisme pulbermetallurgia süsteemis on põhjalikult uuritud. Selles artiklis kasutatud Al-Si-Mg-Cu-st koosnevatel kvaternaarsetel sulamipulbritel on olnud erakordne paisumiskiirus ja madal vahutamistemperatuur, mille tahke temperatuur on 507 ◦C ja vedeliktemperatuur 596 ◦C. Sellele vaatamata puuduvad uuringud seda konkreetset sulamikompositsiooni sisaldavate pulbertihendite tuuma moodustumise mehhanismi, stabiilsuse ja survemehaaniliste omaduste kohta, eriti kui need on lisatud. Varasemates töödes viidi tuuma moodustumise ja stabiliseerimismehhanismide uuringud läbi peamiselt mitte-in situ meetodite abil, mis hõlmasid vahutamise katkestamise järel kiiresti jahutatud proovide tomograafilist analüüsi. Kahjuks toimub submikroniliste mullide moodustumine peamiselt eelkäija kuumutamise ajal ja laieneb kiiresti ajavahemike jooksul 100 ms kuni 1 s, esitades sageli väljakutseid reaalajas vaatlemiseks. Kaasaegsel sünkrotronkiirgusega röntgenpilditehnikal on kõrge energia ja ajaruumiline eraldusvõime, mis võimaldab reaalajas ja in situ jälgida alumiiniumvahtude tuuma moodustumise ja kasvuprotsessi kõrgetel temperatuuridel. Praegu on ainult piiratud teadlased uurinud Al-Si-Mg sulami pulbri vahutamiskineetikat sünkrotronkiirguse abil. Näiteks García-Morenoetal. teatas olulistest dünaamilistest nähtustest vedelas alumiiniumvahus, sealhulgas tuuma moodustumine ja kasv, mullide ümberkorraldamine, vedeliku tagasitõmbumine, aglomeratsioon ja kile purunemine. Kamm jt. uuris AlSi8Mg4 alumiiniumvahu tuuma moodustumist ja kasvuprotsessi sünkrotronkiirguse abil. Nende leiud näitasid, et vesinik, mis tekib adsorbaatide lagunemisel metallipulbri pinnal, on veel üks oluline tuumamehhanism. Siiski on lähtekomponentide vaheline interaktsioon keeruline ja vahutamise dünaamikat võib mõjutada nende koostis. Nii Al-Si-Cu-Mg pulbrisüsteemi kui ka Al-Si-Cu-Mg pulbrisüsteemi puhul, millele on lisatud Cf, on metallvahu initsiatsiooni ja kasvu mõistmine ja uurimine ülioluline vahu edasiseks struktuurseks arendamiseks, et parandada omadusi. rakenduste jaoks.

Selles töös valmistati metallurgilise liidese sidemega Cf / AFS ja AFS pakkimisvaltsimispulbermetallurgia meetodil. Cf / AFS-i ja AFS-i mullide teket täheldati in situ sünkrotronkiirgusega, et paljastada Cf-i mehhanism mullide tuumastumisel, kasvul ja ühinemisel ning stabiilsusel. Lisaks vahustati Cf / AFS ja AFS temperatuuril 620 ◦ C 15 minutit kamberahjus. Seejärel iseloomustati ja testiti vahustatud proovide pooride suuruse jaotust, pooride mikrostruktuuri ja survemehaanilisi omadusi. Eelnimetatud uuringute põhjal hinnati süstemaatiliselt Cf/AFS-i ja AFS-i struktuuri ja survetugevust.

2. Materjalid ja meetodid

2.1. Tooraine

AFS-i ja Cf/AFS-i valmistamiseks kasutati kuut toorainet: Al-pulber (keskmine suurus: 45 μm, puhtus >99,70%), Si pulber (keskmine suurus: 38 μm, puhtus >99,50%), Cu pulber (keskmine suurus: 38 μm, puhtus >99,90%), Mg pulber (keskmine suurus: 75 μm, puhtus >99,70%), TiH2 pulber (keskmine suurus: 45 μm, puhtus > 99,70%) ja vasega kaetud süsinikkiud (keskmine suurus: 1～2 mm, vasega kaetud paksus: 1,4 μm).

2.2. Cf/AFS valmistamine

Pakkimisvaltsimise pulbermetallurgia meetodi skeem on näidatud jooniselJoonis 1. Segamisetapis valmistati kvaternaarse sulami AlSi6Mg4Cu4 pulber Al, Si, Cu ja Mg pulbritega vastavalt 86 massiprotsenti, 6 massiprotsenti, 4 massiprotsenti ja 4 massiprotsenti. Puhumisainena lisati 1 massiprotsenti oksüdeeritud TiH2 pulbrit (kuumtöötlemine õhus 1,5 tundi temperatuuril 470 ◦C), mis vabastab sulamistemperatuuril kiiresti H2, mis paisutab sula. Lisaks lisati tugevdavate faasidena 0,5 massiprotsenti süsinikkiude. Eelkõige, et suurendada märguvust ja vältida kahjulikke reaktsioone, nagu Al4C3 kiu-alumiiniumi sulamisliidesel vahutamise ajal, kaeti süsinikkiud galvaniseerimise teel vasega. Galvaniseerimise protsessi on kirjeldatud viidetes.Joonis 2näitab vasega kaetud süsinikkiude, mis on saadud elektrivaba plaadistamise protsessis. Kattel on ühtlane ja pidev kiu pinna katvus(Joonis 2(a)–(b)). Seejärel valmistati selles uuringus kasutatud erinevad sulamikompositsioonid, segades eelnimetatud pulbreid põhjalikult kolmemõõtmelises segistis koos Cf-ga ja ilma selleta. Ühtlaselt segatud pulber kapseldatakse suletud õõnsusse, millele järgneb külm- ja kuumvaltsimine.

Külmvaltsimise aste eemaldab tõhusalt õhu õõnsustest ja osakeste vahelistest ruumidest mitme läbimise ja väikeste süvendite kaudu. Kuumvaltsimise etapp tagab, et lähteaine saavutab suhtelise tiheduse, mis ületab 98%, läbi paneeli ja pulbri koosdeformatsiooni, mis hõlbustab järgnevat vahutamisprotsessi. Üksikasjalikud valtsimisprotsessi parameetrid on kirjeldatud viidetes. AFS ja Cf/AFS vahustavad lähteained saadakse ülalnimetatud protsessiga. Lõppkokkuvõttes kuumutati mõlemat vahustatavat lähteainet temperatuuril 620 °C 15 minutit, et valmistada Cf/AFS ja AFS proovid, mida kasutati pooride suuruse analüüsiks, mikrostruktuuri iseloomustamiseks ja survemehaaniliste omaduste testimiseks.

2.3. Iseloomustus ja katsemeetodid

2.3.1. Mikrostruktuuri iseloomustus

Cf / AFS ja AFS mikrostruktuuri morfoloogiat uuriti väljaemissiooni skaneeriva elektronmikroskoopia abil (SEM, Zeiss Ultra Plus). Erinevate faaside koostise tuvastamiseks vahustatud proovide rakuseintes kasutati energia hajutavat spektroskoopiat (EDS). Proovide pikisuunalised lõiked saadi vahustatud proovide lõikamisel elektrilaadimismasina (EDM, DK7745) abil. Pärast seda kaeti proovide pikisuunalised lõigud värviga ning seejärel lihviti ja poleeriti vastavalt 800- ja 1500-liivapaberiga. Lõppkokkuvõttes määrati poleeritud proovi ristlõike ekvivalentsed raku läbimõõdud (Dmean) pildianalüüsi tarkvara Image Pro Plus 6.0 abil.

Joonis 1.Pakkimisvaltsimise pulbermetallurgia meetodi skeem.

Joonis 2.SEM-pildid (a) vasega kaetud süsinikkiududest ja (b) näitavad suurendatud vaadet piirkonnast, mis on tähistatud punktis a punase ruuduga. Pildid (c) ja (d) on punkti A (b) EDS tulemused.

Joonis 3.Sünkrotronkiirguse katse seadistuse skemaatiline diagramm.

2.3.2. In situ vahutamise vaatlused sünkrotronkiirgusega

Sünkrotronkiirguse katse seadistuse skemaatiline diagramm on visandatudJoonis 3. Katsed viidi läbi Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Pekingi kõrge energiafüüsika instituut, Hiina Teaduste Akadeemia, Hiina) valgusvihus 4W1A. Erinevalt tavapärasest neeldumis-kontrastkujutisest kasutatakse selles paberis faasikontrastset kujutist koos sünkrotronkiirguse valgusallikaga. See lähenemisviis käsitleb traditsioonilise absorptsioonkujutise piiranguid, mis on nõrgalt neelduvate ainete visualiseerimiseks ebaefektiivsed. Proovide vahutamisprotsess viidi läbi kohandatud vahustamisahjus, millel oli 15 mm × 15 mm ruudukujuline aken, mis oli paigutatud röntgenkiire suunaga risti. Joonisel 3 kujutatud proovi suurus on 15 mm × 15 mm × 2 mm. Proov asetatakse vahutavasse vormi, mis koosneb teatud arvust keraamilistest lehtedest. Kogu vahutamisprotsessi ajal võivad röntgenikiirgus proovi läbida ja jäädvustada laenguga seotud seadme (CCD) kaameraga. Valitud röntgenikiirguse allikas töötas intensiivsusega 20 Kev ja kogu vahutamisprotsessi põhjaliku jälgimise võimaldamiseks kasutati maksimaalset vaatamissuurust 7, 4 mm × 7, 4 mm.

Väärib märkimist, et vaadeldud proovid paigutati nii veeremissuuna kui ka tangentsiaalse suunaga risti. Nii 0,5 massiprotsenti Cf-i sisaldavate prekursorite kui ka 0,5 massiprotsenti Cf-ita sisaldavate prekursorite külgpaneelid eemaldati proovide mõlemalt küljelt EDM-i abil. Uuriti Cf mõju alumiiniumvahu vahuomadustele. Lisaks vahustati erineva koostisega prekursoreid samas kuumutusahjus eelseadistatud temperatuuril 620 ◦C.

2.3.3. Kompressiooni mehaaniliste omaduste katse

Survekehad lõigati EDM-iga silindrilisteks proovideks kõrgusega 23 mm ja läbimõõduga 20 mm ning suuruse mõju vältimiseks tagati, et igas suunas on vähemalt 10 täielikku poori. Kvaasistaatilised survetestid viidi läbi standardite ISO13314–2011 ja GB/T31930–2015 järgi, kasutades universaalset materjalitestimismasinat AG-XPLUS elektronidega, mille maksimaalne kandevõime on 100 KN. Iga rühma kohta testiti kolme proovi ja selles artiklis olevad survepinge-deformatsiooni kõverad esindavad kolme testitud proovi keskmisi tulemusi. Kõik katsed viidi läbi nihke kontrolli all, hoides toatemperatuuril konstantset ristpea kiirust 2 mm/min (mis vastab esialgsele deformatsioonikiirusele 10–3 s–1).

Joonis 4.Cf/AFS vahutamisprotsessi ajas arenenud sünkrotronkiirguse kujutised: a) vahustamata lähteaine t0 hetkel 380 ◦C; (b)–(c) elementaarse vase lahustumine ja II tüüpi tuuma moodustumine lähteaine sulamise ajal; (d)–(g) mullide heterogeensed tuuma moodustumise ja kasvuprotsessid; ja (h)–(i) mullide ühinemine ja purunemine.

3. Tulemused ja arutelu

3.1. In situ vahutav käitumine sünkrotronkiirguse all

3.1.1. Cf/AFS-i vahu teke

Joonis 4kuvab rea sünkrotronkiirguse pilte, mis kujutavad Cf/AFS-i vahutamisprotsessi. Cf/AFSi originaalpildid(Joonis 4 (a))püüti, kui maatriks oli tahkes olekus temperatuuril 380 ◦C ja see aeg määrati t0-ks. Võrreldes teiste eelkäija komponentidega, näib Cf valdavalt halli alumiiniumirikka maatriksi sees must. Selle põhjuseks võib olla kiupinna kõrge vasesisaldus, nagu näidatud jooniselJoonis 2(c)–(d), millel on prekursori teiste komponentidega võrreldes suurim suhteline aatommass. Veelgi enam, suurem osa Cf-idest on pigem hajutatud ja eraldatud, mitte kokku koondunud, nagu on näidatudJoon. 4(a). See tähendab, et 0,5 massiprotsendilise Cf lisamisega saab 3-tunnise segamisprotsessiga tõhusalt saavutada soovitud dispersioonioleku.

Kell t0+194s (nagu on nähaJoon. 4(b)), võib hallis alumiiniummaatriksis (tähistatud punase noolega) täheldada märkimisväärset arvu valgeid, peaaegu sfäärilisi mullid läbimõõduga 90 μm kuni 180 μm. Mullide arv kasvas jätkuvalt 46 sekundi jooksul, nagu on näidatudJoon. 4(c). Lisaks on maatriksis toimuv märkimisväärne muutus see, et Cu lahustumise initsieerimisel kipuvad Cf pinnale moodustuma mõned väikesed mullid (tähistatud punase punktiirkastiga). See nähtus on tõenäoliselt tingitud II tüüpi tuuma moodustumisest vaske sisaldavas pulbrikompaktis. On üldtunnustatud, et Cu lisamine vähendab oluliselt sulamite sulamistemperatuuri. Selle tulemuseks on vasepulbrit sisaldava pulbri prekursori üksikute pulbriosakeste lokaalne sulamine kuumutamise ajal, tekitades madalamatel temperatuuridel märkimisväärse koguse Al-Si-Mg-Cu kvaternaarset eutektilist sulamit. Kvaternaarne eutektiline sulamiskogum kipub olema sulami nõrk piirkond ja on rohkem altid tuuma tekkele. Selle tulemusena tekivad mullid tõenäolisemalt tuuma ja kasvavad vasega kaetud kiupinna lähedal. Lisaks põhjustab praegu maatriksis olev madal vedelfraktsioon TiH2 lagunemisel tekkivate gaaside hõlpsat kogunemist alumiiniummaatriksisse. II tüüpi tuumastamine võib tõhusalt vältida kogunenud gaasi, mis surub madala vedela fraktsiooniga maatriksi lahku ja levib läbi vedeliku pragusid, mille tulemuseks on vesiniku koguse tõsine kadu.

Joon. 4(d)näitab, et mullid algselt tuumastuvad ja kasvavad Cf piirkonnas, kui maatriks täielikult sulab, ning mullide asukohad vastavad kaduvale vasega kaetud kihile (tähistatud punase punktiirkastiga). On hästi teada, et sekundaarsete faaside lisamine suurendab heterogeensete nukleatsioonikohtade arvu, vähendades seeläbi energiabarjääri uute mullide tekkeks sulamissulamis. Samal ajal on tuuma moodustumise kiirus seotud heterogeense tuuma kogupindalaga ruumalaühiku kohta. Järelikult võib täheldada, et mullid tuumastuvad algselt kohtades, kus süsinikkiud asuvad, ja laienevad kogu süsinikkiu pikkuses. Sulamisfraktsiooni edasise suurenemisega tekib sealt jätkuvalt arvukalt uusi mullikesiJoon. 4(e)–4(g). Kuid mullide lokaliseeritud ühinemise ja purunemise kiirus on aeglane, mis näitab, et mullid on kõrge stabiilsusega. Ajavahemikul t0+426s suureneb mullide arv oluliselt ja

prekursori maht laieneb oluliselt(Joon. 4(h)). Lisaks on mullide ühinemine (tähistatud punase noolega), kus väikesed mullid imenduvad suuremate poolt Ostwaldi küpsemise tõttu, vältimatu protsess metallivahtude evolutsiooni käigus [40]. See küpsemisnähtus põhjustab ka väikese arvu suurte ja ebakorrapäraste mullide ilmumist (tähistatud punase noolegaJoon. 4(i)).

Joonis 5.Aja jooksul arenenud kujutised AFS-i vahutamisprotsessist erinevates etappides: a) sulamata lähteaine t0 hetkel 380 ◦C; b) elementaarse vase lahustumine ja II tüüpi tuuma moodustumine lähteaine sulamise ajal; c) mullide tuuma moodustumise ja kasvu protsessid; ja (d)–(f) mullide ühinemine ja purunemine.

3.1.2. AFS-i vahu evolutsioon

Joonisel 5 on kujutatud sünkrotronkiirguse kujutiste seeriat, mis illustreerivad AFS-i vahutamisprotsessi. Sarnaselt Cf/AFS-iga jäädvustati sünkrotroni kiirgusjärjestuse esialgne pilt, kui AFS oli tahkes faasis temperatuuril 380 ◦C (vt.Joon. 5(a)). Kui maatriksit kuumutatakse üle tahke aine temperatuuri, muutuvad selles nähtavaks väikesed valged mullidJoon. 5(b) ja (c), mis tuleneb TiH2 lagunemisest ja II tüüpi tuuma tekkest Cu-rikkas piirkonnas. Kuid tekkivate mullide arv ja nende jaotustihedusJoon. 5(c)on oluliselt madalam võrreldesJoon. 4(c). See viitab sellele, et Cf / AFS pakub tuuma moodustumise ajal rohkem kanaleid varajaseks gaasi vabanemiseks, vältides liigset pragude teket madala vedela fraktsiooniga alumiiniummaatriksis.

Võrreldes Cf/AFS-iga võib täheldada vähem AFS-i nukleatsioonikohti ja suuremat ebanormaalse mullide kasvu tõenäosust.Joonis 5(d)–(f). AFS-mullide areng on ebaregulaarne ja nende suurused kõikuvad nii mikromeetri suuruste mullide kui ka ebanormaalselt millimeetri suuruste suurte mullide (tähistatud punase noolega) kooseksisteerimise tõttu. Veelgi enam, see ebastabiilsus ja ebahomogeensus varase nukleatsiooniprotsessi ajal võib põhjustada olulisi erinevusi lõplikus pooride struktuuris ja mehaanilistes omadustes AFS-i ja Cf / AFS-i vahel.

3.2. Makrostruktuuri analüüs

AFS-i ja Cf/AFS-i makroskoopiliste pooride morfoloogia ja pooride läbimõõdu erinevuste uurimiseks valmistati laboritingimustes 15 minuti jooksul vahutamistemperatuuril 620 ◦C kaks sandwich-struktuuri. AFS-i ja Cf / AFS-i makrostruktuurid ja rakkude suuruse jaotus on näidatudJoonis 6. Kahe sandwich-struktuuri proovi vertikaalsete osade võrdlemisel selgub, et Cf/AFS-vahtudel on peenemad rakud ja vähem defekte, nagu rakkude purunemine või ühinemine (vt.Joon. 6 (b)). Vastupidi, nagu näidatudJoon. 6(a), on AFS-il pooride halb homogeensus ja mõned ebanormaalselt suured poorid. Samal ajal oli AFS-i ja Cf/AFS-i ekvivalentne pooride läbimõõt vastavalt 2,9 ± 0,2 mm ja 1,9 ± 0,1 mm, mis viitab sellele, et pooride läbimõõtu täpsustati Cf lisamisega (vtJoonis 6(c) ja (d)).

Pooride struktuuri arengut mõjutavad kaks konkureerivat mehhanismi: TiH2 lagunemine ning vahu ühinemine ja purunemine. TiH2 lagunemine aitab kaasa tuumade moodustumise, poorsuse ja paisumiskiiruse suurenemisele, samal ajal kui mullide ühinemine ja purunemine vähendab pooride arvu ja suurendab pooride läbimõõtu. Mullide ühinemise ja purunemise sündmuste vähendamine aitab kaasa parema rakustruktuuri saavutamisele. Seega on vahu kõrge stabiilsus vajalik pooride struktuuri homogeensuse säilitamiseks vahutamisprotsessi ajal. Cf/AFS-i puhul parandab Cf-i lisamine oluliselt kiudude märguvust alumiiniumsulamiga. Sarnaselt teatatud Cf tugevdatud alumiiniumvahuga [44], mis on valmistatud sulavahutamismeetodil, stabiliseerib Cf lisamine alumiiniumvahu, vältides rakuseina purunemist ja vähendades aglomeratsiooni. Samal ajal võib Cf luua rakuseinas võrgutaolise struktuuri, mis tekitab eraldusjõu ja hoiab ära mullide purunemise, parandades seega raku struktuuri, vahu stabiilsust ja pooride jaotuse ühtlust.

3.3. Mikrostruktuuri iseloomustus

Joon. 7(a)näitab rakuseina mikrostruktuuri pärast AFS-iga vahustamist. Nagu AlSi6Cu4Mg4 sulamivahtude puhul on teatatud, on sulamis eutektilisi Al-Si, Mg2Si, Al2Cu ja Al5Cu2Mg8Si6, mis on kooskõlas EDS-i analüüsi tulemustega.Joon. 7(b). Need rabedad faasid vähendavad alumiiniumvahu mehaanilisi omadusi, nõrgestades pooride seina või toimides deformatsiooni ajal pragude allikana. Seetõttu on pooride seina mehaaniliste omaduste parandamine tugevdavate faaside lisamise kaudu elujõuline ja tõhus strateegia.

Cf/AFS-i puhul saab seda jälgida alatesJoon. 7(c) ja (d)et Cf jaotub rakuseina sees või rakuseina servas, mis näitab, et Cf-il on alumiiniumsulamiga suurepärane märguvus. Lisaks on see märgatav (vtJoon. 7(d)), et väike kogus sadestunud faasi Al2Cu moodustub kiudude ja alumiiniumsulami vahelisel liidesel. See nähtus aitab kaasa tugeva sideme saavutamisele kiudude ja maatriksi vahel. Selle difusioonireaktsiooni progresseerumist saab intuitiivselt jälgidaJoon. 4(a)–(c). Pange tähele, et sadestunud faas ei ümbritse süsinikkiude täielikult ning selle jaotuse olek ja kogus on Cf / AFS-i jaoks kasulikud. Tuginedes Lv jt uuringule Cf tugevdatud alumiiniummaatriksiga komposiitmaterjalide kohta, näidati, et sobiv kogus sadestunud faasi võib mõjutada ja reguleerida liidese sideme tugevust.

Joonis 6.Tüüpilise valimi vertikaalsed lõigud a) AFS ja b) Cf/AFS. Punktidele (a) ja (b) vastavad ekvivalentdiameetri ja pindala murdosa graafikud on kujutatud vastavalt (c) ja (d). Pidev pidev joon punktides (c) ja (d) tähistab logaritmilist normaalset sobivust. Regressioon (R2 ) tähistab sobivuse headust.

Joonis 7.SEM-pildid (a) ja (b) näitavad mikrostruktuure, mis vastavadJoonis 6a) AFS jaJoonis 6b) Cf/AFS, lisaksJoonis 7(b) ja (d) näitavad lokaliseeritud suurendusiJoonis 7(a) ja (c).

3.4. Cf stabiliseeriva Al-Si-Mg-Cu vahu mehhanism

Ülalnimetatud analüüsi põhjal on Cf/AFS-i ja AFS-i vahutamismehhanismi skemaatiline esitus kokku võetudJoonis 8. Olulised erinevused Cf/AFS-i ja AFS-i vahel nukleatsioonifaasis, mullide kasvus ja ühinemisetapis ning järkjärgulises tahkumisetapis, nagu on näidatud jooniselJoonis 8(a) ja (b).

Joonis 8.Cf/AFS ja AFS vahutamiskäitumise skemaatiline diagramm: (a) Cf/AFS; ja (b) AFS.

AlSi6Cu4Mg4 sulamivahtude tuumastumisetapis kipuvad mullid vaseosakesi ümbritsevas vedelas kvaternaarses eutektikas tuumastuma, selle asemel, et TiH2 osakeste asukohas tuumastuda. Seda tüüpi tuumastumine prekursori nõrgimas piirkonnas (II tüüpi tuumastumine) pakub TiH2 lagunemisel vabanevatele gaasidele rohkem väljapääsukanaleid, vältides gaaside kogunemist ja põhjustades pragude levimist alumiiniumi sulatis. Vasega kaetud süsinikkiudude lisamine loob ilmselt veelgi rohkem kanaleid H2 vabastamiseks. Kuna aga selles etapis ei ole alumiiniumsulamal piisavalt vedelat fraktsiooni, on sellistel väikestel mullidel raske omada piisavat H2 allikat, et jätkata kasvamist. Selle tulemusena purunevad need väikesed mullid sulatis temperatuuri tõustes. Kui prekursor on täielikult sulanud, moodustub TiH2 ägedast dehüdrogeenimisreaktsioonist vabanev H2 tuuma ja kasvab kiiresti tuumapunktist lähtuvalt. Cf pakub mullide tekitamiseks arvukalt heterogeenseid tuumasaite, mis suurendavad oluliselt tuumade moodustumise kiirust. Samal ajal pärsib Cf olemasolu tõhusalt primaarsete mullide kokkupuudet ja ühinemist ning väldib anomaalselt suurte mullide teket.

Mullide kasvu- ja ühinemisfaasis parandab Cf lisamine oluliselt vahu stabiilsust. Põhjus on selles, et Cf ja alumiiniumsulam on hea märgutavusega ning kiud võivad kergesti jääda kahe gaasi-vedeliku liidese vahele, moodustades võrgustruktuuri (nagu on näidatud jooniselJoon. 7(c)). Vedeliku kile hõrenemisel võivad kiud tekitada eraldussurvet, mis takistab tasandiku piirilt imemist, vältides seega vedelikukile purunemist. Seega vajab Cf/AFS pikemat vahutamisaega võrreldes AFS-iga, millel on suurem stabiilsus, mis suudab vahu tekkimise ajal säilitada pooride struktuuri ühtluse.

Aeglase tahkumisetapi ajal ei kasva Cf/AFS-i mullid enam ja kiud kinnituvad rakuseina sisse (tähistatud punase punktiirkastiga). See kiudude kinnipidamine takistab väikeste mullide imendumist suurematesse, nagu on näha Ostwaldi küpsemisel, ja pärsib rakuseina purunemist tahkestumise laienemise tõttu. Selle tulemusena on Cf / AFS-il AFS-iga võrreldes homogeensem pooride struktuur ja vähem pooride defekte.

3.5. Mehaanilised omadused

Peaaegu sama poorsusega (vastavalt 83,2% ja 81,4%) Cf/AFS-i ja AFS-i survepinge-deformatsiooni kõverad on esitatud jooniselJoon. 9(a). Survepinge-deformatsiooni kõveral on selge kolmeastmeline omadus, mis hõlmab lineaarset elastset piirkonda, platoopiirkonda ja tihenduspiirkonda. AFS-i ja Cf/AFS-i survevoolavuspiir oli vastavalt 8,44 MPa ja 11,87 MPa. Cf/AFS-i survevoolupiiri suurendati AFS-iga võrreldes 40,6%. Samal ajal on Cf / AFS-i energia neeldumisvõime parem kui AFS-i sama tüve korral, nagu on näidatudJoon. 9(b). AFS ja Cf/AFS energia neeldumisvõime on vastavalt umbes 3,3 MJ/m3 ja 6,1 MJ/m3. Cf/AFS-i energia neeldumisvõime on võrreldes AFS-iga paranenud 84,8%.

Joonis 9.Cf/AFS-i ja AFS-i survepingete ja energia neeldumisvõime kõverad: (a) survepinge-treeningu kõverad; b) energia neeldumisvõime kõverad.

Cf lisamine parandas oluliselt vahtsüdamiku mehaanilisi omadusi. On hästi teada, et mehaanilised omadusedalumiinium vahton tihedalt seotud pooride struktuuri ja tugiposti mehaaniliste omadustega. Makrostruktuurianalüüs näitas, et Cf lisamine täpsustas pooride suurust, parandas pooride jaotumist ja vähendas pooride defekte. Sarnaselt Sasikumari jt leidudele. ja Yangetal. Väike pooride läbimõõt ja kitsas pooride jaotus on survetugevuse ja energia neeldumise tõhususe suurendamiseks kasulikumad. Veelgi enam, mikrostruktuuri mõju vahu mehaanilistele omadustele on peamiselt tingitud vahu pooride seintesse sisestatud Cf-st. Alumiiniummaatriksis süsinikkiudude vasega kaetud difusioon ja lahustumine võib saavutada kiudude ja alumiiniummaatriksi vahel tugevama liidese, mis aitab kaasa koormuse ülekandmisele. Poori seina klammerdatud kõrge mooduliga süsinikkiud võib piirata pooride seina deformeerumist survekoormuse all ja parandada kandevõimet. Kõik need tegurid soodustavad Cf/AFS-i, et saavutada suurem voolavuspiir ja energia neeldumisvõime võrreldes AFS-iga.

4. Järeldused

Selles töös valmistati Cf / AFS ja AFS pakkimisvaltsimispulbermetallurgia meetodil. Cf / AFS ja AFS vahutavat käitumist jälgiti dünaamiliselt sünkrotronkiirguse kaudu

uurige Cf mõju mullide tuuma moodustumisele ja kasvule. Lisaks analüüsiti põhjalikult Vt alumiiniumvahtude pooride morfoloogia, pooride jaotuse ja kokkusurumisomaduste kohta. Peamised järeldused on järgmised:

(1) Sünkrotronkiirguse in situ vaatlused näitavad, et nii Cf / AFS kui ka AFS vahutamisprotsessidel on kolm erinevat etappi: mullide tuuma moodustumine, mullide kasv ja ühinemine ning tahkumine.

Võrreldes AFS-iga näitab Cf / AFS-i vahutamisprotsess suuremat stabiilsust ja mullide ühtlust. AFS-il on pooride evolutsiooni käigus kalduvus moodustada ebanormaalselt suuri ja jämedaid poore. Lisaks on erinevus tingitud Cf heterogeensest tuumaefektist, mis hoiab ära mullide seina rebenemise ja vähendab ühinemist, suurendades samal ajal tuuma moodustumise kiirust.

(2) 0,5 massiprotsenti Cf lisamine viimistleb samaväärse pooride läbimõõdu 2,9 ± 0,2 mm-lt 1,9 ± 0,1 mm-le, vähendades oluliselt jämedate pooride defekte. Samal ajal näitab mikrostruktuur Cf-i head märguvust, mis jaotub piki pooride seina ja gaasi-tahke liidest, suurendades sellega vahu stabiilsust.

(3) Võrreldes AFS-iga suurenesid Cf/AFS-i surve voolavuspiir ja energia neeldumisvõime vastavalt ligikaudu 40,6% ja 84,8%. Selle uuringu tulemused võivad anda ideid alumiiniumvahust sandwich-paneelide tugevdamiseks metallurgiliste liidestega, millel on potentsiaali insenerirakenduste jaoks auto- ja kosmosetööstuses.

Artikkel ajakirjast Journal of Materials Research and Technology