Caractéristiques de performance du panneau sandwich en mousse d'aluminium et fibre de carbone déposée en cuivre par rapport au panneau sandwich en mousse d'aluminium conventionnel

Sandwich en mousse d'aluminiumLes panneaux AFS présentent une combinaison de caractéristiques structurelles et fonctionnelles, telles qu'une faible densité, une résistance spécifique élevée, une absorption d'énergie et une capacité d'amortissement optimales, ainsi qu'un blindage électromagnétique. Ces excellentes propriétés confèrent aux panneaux AFS un fort potentiel dans les secteurs de l'aérospatiale, des transports et de la marine. Comparés au métal nu, ils sont plus résistants.MousseLes plaques métalliques extérieures de l'AFS permettent d'assurer une étanchéité optimale de la mousse et d'améliorer ses propriétés mécaniques globales, telles que la résistance à la traction et à la flexion. En règle générale, l'AFS est fabriqué par collage, ce qui implique la fixation de la mousse d'aluminium sur des panneaux métalliques solides à l'aide d'une colle époxy.

Bien que la méthode de collage améliore efficacement l'amortissement structurel, elle présente des limites, notamment des difficultés de recyclage et une susceptibilité aux ruptures par délaminage à haute température ou en conditions corrosives. Pour remédier à ces limites, des recherches approfondies ont été menées pour obtenir une liaison métallurgique entre le panneau et la couche centrale.

Actuellement, les principales méthodes de préparation des AFS visant à obtenir une liaison métallurgique sont généralement classées en trois catégories : le soudage, le moussage par fusion et la métallurgie des poudres par laminage. Parmi ces méthodes, la métallurgie des poudres par laminage est considérée comme supérieure pour contrôler la structure des pores et obtenir un moussage à basse température. Nos travaux précédents ont utilisé cette technologie pour fabriquer des AFS de grande taille présentant de meilleures propriétés d'expansion et une structure cellulaire améliorée pour des applications industrielles.

Cependant, en raison des propriétés mécaniques de compression relativement faibles du noyau en mousse, l'amélioration de la résistance mécanique de l'AFS est limitée, de sorte qu'une amélioration supplémentaire de la résistance du noyau en mousse est cruciale pour l'AFS.

À ce jour, les méthodes courantes rapportées pour améliorer les propriétés mécaniques en compression desmousse d'aluminiumLes procédés de fabrication de ces matériaux sont les suivants : traitement de surface, traitement thermique et renforcement par ajout de particules, de fibres, d'éléments d'alliage, etc. Parmi ces procédés, les fibres de carbone courtes à faible densité, module d'élasticité élevé et grand rapport d'aspect ont suscité un vif intérêt en tant que matériaux de renforcement prometteurs. De plus, la métallisation de surface des fibres de carbone, par galvanoplastie ou par placage chimique, comme le cuivrage ou le nickelage, améliore encore leur mouillabilité dans l'aluminium fondu et évite les réactions interfaciales néfastes entre les fibres de carbone et l'aluminium fondu. Les fibres de carbone courtes sont désormais largement utilisées pour renforcer les composites à matrice aluminium.

Bhav Singhetal a préparé des composites à matrice aluminium renforcés de fibres de carbone cuivrées par coulée sous agitation. Muetal a fabriqué des composites à matrice aluminium renforcés de fibres de carbone nickelées par coulée à deux cylindres. Les résultats ont démontré une amélioration significative de la résistance à la traction des composites grâce à l'ajout de fibres de carbone. Cependant, les recherches sur ce sujet sont limitées.mousse d'aluminium renforcéeAvec des fibres de carbone cuivrées. Caoetal. a été le premier à préparer une mousse d'aluminium renforcée de fibres de carbone cuivrées par moussage à l'état fondu. Les résultats démontrent qu'une quantité de 0,35 % vol. de Cf. stabilise la mousse d'aluminium en empêchant la rupture du film liquide, et que plus la quantité de fibres ajoutée est importante, plus la mousse est stable. Muetal. a montré que les propriétés d'amortissement de la mousse d'aluminium préparée par moussage à l'état fondu étaient significativement améliorées par l'ajout de Cf.

En conséquence, on peut conclure que l’ajout de Cf peut être une stratégie efficace pour améliorer simultanément la stabilité au moussage et les propriétés mécaniques demousses d'aluminium. De plus, il n'existe aucun rapport sur les panneaux sandwich en mousse d'aluminium renforcés de fibres de carbone plaquées de cuivre préparés par la méthode de la métallurgie des poudres, ce qui incite les chercheurs à mener des études plus approfondies dans ce domaine.

De nombreuses études ont été menées sur le mécanisme de nucléation et la stabilité desmousses d'aluminiumavec l'ajout de phases renforçantes. Les différences de nombre et de morphologie des pores,

Français telles que la taille, la distribution et la forme, sont généralement attribuées aux mécanismes de nucléation et à la stabilité. Les effets de nucléation hétérogène et les mécanismes de stabilisation du réseau d'oxydes dans le système de métallurgie des poudres ont été étudiés de manière exhaustive. Les poudres d'alliage quaternaire composées d'Al–Si–Mg–Cu utilisées dans cet article ont montré des taux d'expansion exceptionnels et de faibles températures de moussage, avec une température de solidus de 507 ◦C et une température de liquidus de 596 ◦C. Néanmoins, il existe un manque de recherche concernant le mécanisme de nucléation, la stabilité et les propriétés mécaniques en compression des compacts de poudre contenant cette composition d'alliage particulière, en particulier lorsqu'ils incorporent du Cf. Dans des travaux antérieurs, les études sur les mécanismes de nucléation et de stabilisation ont été principalement menées par des méthodes non in situ, impliquant l'analyse tomographique d'échantillons qui ont été rapidement refroidis après l'interruption du moussage. Malheureusement, la nucléation de bulles submicroniques se produit principalement pendant le chauffage du précurseur et se dilate rapidement dans des intervalles de temps allant de 100 ms à 1 s, ce qui présente souvent des défis pour l'observation en temps réel. La technique moderne d'imagerie par rayons X par rayonnement synchrotron possède une haute énergie et une résolution spatio-temporelle, permettant l'observation in situ en temps réel du processus de nucléation et de croissance des mousses d'aluminium à températures élevées. Actuellement, seuls quelques chercheurs ont exploré la cinétique de moussage de la poudre d'alliage Al–Si–Mg par rayonnement synchrotron. Par exemple, García-Moreno et al. ont signalé des phénomènes dynamiques significatifs dans la mousse d'aluminium liquide, notamment la nucléation et la croissance, le réarrangement des bulles, la rétraction du liquide, l'agglomération et la rupture du film. Kamm et al. ont étudié le processus de nucléation et de croissance de la mousse d'aluminium AlSi8Mg4 par rayonnement synchrotron. Leurs résultats indiquent que l'hydrogène généré par la décomposition des adsorbats à la surface de la poudre métallique représente un autre mécanisme de nucléation important. Cependant, l'interaction entre les composants précurseurs est complexe, et la dynamique du moussage peut être influencée par leur composition. Pour le système de poudre Al–Si–Cu–Mg et le système de poudre Al–Si–Cu–Mg avec ajout de Cf, la compréhension et l'exploration de l'initiation et de la croissance de la mousse métallique sont cruciales pour le développement structurel ultérieur de la mousse afin d'améliorer les propriétés des applications.

Dans ce travail, du Cf/AFS et de l'AFS avec liaison interfaciale métallurgique ont été préparés par la méthode de la métallurgie des poudres par laminage et emballage. L'évolution des bulles de Cf/AFS et d'AFS a été observée in situ par rayonnement synchrotron pour révéler le mécanisme du Cf sur la nucléation, la croissance et la fusion des bulles, et la stabilité. De plus, du Cf/AFS et de l'AFS ont été moussés à 620 °C pendant 15 minutes dans un four à chambre. Par la suite, la distribution de la taille des pores, la microstructure des pores et les propriétés mécaniques en compression des échantillons moussés ont été caractérisées et testées. Sur la base des études susmentionnées, la structure et la résistance à la compression du Cf/AFS et de l'AFS ont été systématiquement évaluées.

2.Matériels et méthodes

2.1. Matières premières

Six matières premières ont été utilisées pour la préparation de l'AFS et du Cf/AFS : poudre d'Al (taille moyenne : 45 μm, pureté > 99,70 %), poudre de Si (taille moyenne : 38 μm, pureté > 99,50 %), poudre de Cu (taille moyenne : 38 μm, pureté > 99,90 %), poudre de Mg (taille moyenne : 75 μm, pureté > 99,70 %), poudre de TiH2 (taille moyenne : 45 μm, pureté > 99,70 %), et fibre de carbone revêtue de cuivre (taille moyenne : 1 à 2 mm, épaisseur du revêtement en cuivre : 1,4 μm).

2.2. Fabrication de Cf/AFS

Le schéma de la méthode de laminage des poudres par emballage est illustré dansFig. 1Français . Au cours de l'étape de mélange, la poudre d'alliage quaternaire AlSi6Mg4Cu4 a été préparée, avec des poudres d'Al, Si, Cu et Mg dans des proportions de 86 % en poids, 6 %, 4 % en poids et 4 % en poids, respectivement. 1 % en poids de poudre de TiH2 oxydé (traitement thermique à l'air pendant 1,5 h à 470 ◦C) a été ajouté comme agent gonflant qui libère H2 rapidement à la température de fusion, dilatant la masse fondue. De plus, 0,5 % en poids de fibres de carbone ont été incorporées comme phases de renforcement. Notamment, pour améliorer la mouillabilité et empêcher les réactions nocives comme Al4C3 à l'interface fibre-aluminium fondu pendant le moussage, les fibres de carbone ont été cuivrées par galvanoplastie. Le processus de galvanoplastie a été décrit dans les références.Fig. 2Fibres de carbone cuivrées obtenues par placage chimique. Le revêtement recouvre la surface de la fibre de manière uniforme et continue.(Fig. 2(a)–(b)). Par la suite, les différentes compositions d'alliages utilisées dans cette étude ont été préparées en mélangeant soigneusement les poudres susmentionnées avec et sans Cf dans un mélangeur tridimensionnel pendant 3 heures. La poudre uniformément mélangée est encapsulée dans une cavité scellée, suivie de procédures de laminage à froid et à chaud.

L'étape de laminage à froid évacue efficacement l'air des cavités et des espaces interstitiels entre les particules grâce à une série de passes multiples et de petites dépressions. L'étape de laminage à chaud garantit que le précurseur atteint une densité relative supérieure à 98 % grâce à la co-déformation du panneau et de la poudre, ce qui facilite le processus de moussage ultérieur. Les paramètres détaillés du processus de laminage sont décrits dans les références 100 et 110. Les précurseurs moussables AFS et Cf/AFS sont obtenus par le procédé susmentionné. Enfin, les deux précurseurs moussables ont été chauffés à 620 °C pendant 15 minutes pour fabriquer des échantillons Cf/AFS et AFS, qui ont été utilisés pour l'analyse de la taille des pores, la caractérisation microstructurale et les essais de propriétés mécaniques en compression.

2.3. Caractérisation et méthodes d'essai

2.3.1. Caractérisation microstructurale

La morphologie microstructurale des Cf/AFS et AFS a été étudiée par microscopie électronique à balayage à émission de champ (MEB, Zeiss Ultra Plus). La spectroscopie dispersive en énergie (EDS) a permis d'identifier la composition des différentes phases des parois cellulaires des échantillons expansés. Des coupes longitudinales ont été réalisées en découpant les échantillons expansés à l'aide d'une machine à électroérosion (EDM, DK7745). Les coupes longitudinales des échantillons ont ensuite été peintes, puis poncées et polies avec du papier de verre de grain 800 et 1500, respectivement. Enfin, les diamètres cellulaires équivalents (Dmean) de la section transversale de l'échantillon poli ont été déterminés à l'aide du logiciel d'analyse d'images Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Schéma de la méthode de laminage des poudres par emballage.

Fig. 2.Les images MEB des fibres de carbone cuivrées (a) et (b) montrent une vue agrandie de la zone marquée d'un carré rouge en (a). Les images (c) et (d) sont les résultats EDS du point A en (b).

Fig. 3.Schéma de principe du dispositif d'expérimentation de rayonnement synchrotron.

2.3.2. Observations in situ du moussage par rayonnement synchrotron

Le schéma de principe de l'installation expérimentale de rayonnement synchrotron est esquissé dansFig. 3Les expériences ont été menées sur la ligne de faisceau 4W1A de l'installation de rayonnement synchrotron de Pékin (BSRF, Institut de physique des hautes énergies de Pékin, Académie chinoise des sciences, Chine). Contrairement à l'imagerie par contraste d'absorption conventionnelle, cet article utilise l'imagerie par contraste de phase avec la source de lumière à rayonnement synchrotron. Cette approche permet de pallier les limites de l'imagerie d'absorption traditionnelle, inefficace pour visualiser les substances faiblement absorbantes. Le processus de moussage des échantillons a été réalisé dans un four de moussage sur mesure, doté d'une fenêtre carrée de 15 mm x 15 mm positionnée perpendiculairement à la direction du faisceau de rayons X. La taille de l'échantillon, comme illustré à la figure 3, mesure 15 mm × 15 mm × 2 mm. L'échantillon est placé dans un moule de moussage constitué d'un certain nombre de feuilles de céramique. Tout au long du processus de moussage, les rayons X peuvent traverser l'échantillon et sont capturés par une caméra à dispositif à couplage de charge (CCD). La source de rayons X choisie fonctionnait à une intensité de 20 Kev et une taille de visualisation maximale de 7,4 mm × 7,4 mm a été utilisée pour permettre une observation complète de l'ensemble du processus de moussage.

Il convient de noter que les échantillons observés étaient positionnés perpendiculairement à la direction de laminage et à la direction tangentielle. Les panneaux latéraux des précurseurs contenant 0,5 % en poids de Cf et ceux n'en contenant pas 0,5 % en poids ont été retirés des deux côtés des échantillons par électroérosion. L'effet du Cf sur les caractéristiques de moussage de la mousse d'aluminium a été étudié. De plus, les précurseurs de compositions différentes ont été moussés dans le même four de chauffage à une température prédéfinie de 620 °C.

2.3.3. Essai de propriétés mécaniques en compression

Français Les échantillons de compression ont été découpés en échantillons cylindriques d'une hauteur de 23 mm et d'un diamètre de 20 mm par EDM, et chaque direction a été assurée d'inclure au moins 10 pores complets pour éviter l'effet de taille. Des essais de compression quasi statique ont été réalisés conformément aux normes ISO13314–2011 et GB/T31930–2015, à l'aide d'une machine d'essai de matériaux universelle à électrons AG-XPLUS d'une capacité de charge maximale de 100 KN. Trois échantillons ont été testés pour chaque groupe, et les courbes contrainte-déformation en compression de cet article représentent les résultats moyens obtenus à partir des trois échantillons testés. Tous les essais ont été réalisés sous contrôle de déplacement, en maintenant une vitesse de traverse constante de 2 mm/min (correspondant à une vitesse de déformation initiale de 10− 3 s− 1) à température ambiante.

Fig. 4.Images de rayonnement synchrotron évoluées dans le temps du processus de moussage Cf/AFS : (a) précurseur non moussé à l'instant t0 de 380 ◦C ; (b)–(c) dissolution du cuivre élémentaire et nucléation de type II pendant la fusion du précurseur ; (d)–(g) processus hétérogènes de nucléation et de croissance des bulles ; et (h)–(i) fusion et rupture des bulles.

3. Résultats et discussion

3.1. Comportement moussant in situ sous rayonnement synchrotron

3.1.1. Évolution de la mousse de Cf/AFS

Fig. 4présente une série d'images de rayonnement synchrotron illustrant le processus de moussage du Cf/AFS. Les images originales du Cf/AFS(Fig. 4 (a))ont été capturés lorsque la matrice était à l'état solide à 380 °C, et ce temps a été fixé à t0. Comparé aux autres composants du précurseur, le Cf apparaît noir au sein de la matrice riche en aluminium, à dominante grise. Ceci peut être attribué à la forte teneur en cuivre à la surface de la fibre, comme illustré sur la figure 1.Fig. 2(c)–(d), qui possède la masse atomique relative la plus élevée par rapport aux autres composants du précurseur. De plus, la majorité des Cf sont dispersés et séparés, plutôt que regroupés, comme le montre la figure 1.Fig. 4(a)Cela implique qu'avec un ajout de 0,5 % en poids de Cf, un processus d'agitation de 3 heures peut effectivement atteindre l'état de dispersion souhaité.

À t0+194s (comme vu dansFig. 4(b)), un nombre considérable de bulles blanches, presque sphériques, de diamètres compris entre 90 et 180 μm, peuvent être observées dans la matrice d'aluminium grise (indiquée par la flèche rouge). Le nombre de bulles a continué d'augmenter en 46 s, comme le montre la figure 1.Fig. 4(c). De plus, un autre changement notable se produit dans la matrice : de petites bulles ont tendance à se former à la surface du Cf avec l’initiation des dissolutions du Cu (indiquées par le cadre pointillé rouge). Ce phénomène est probablement attribué à la nucléation de type II se produisant dans le compact de poudre contenant du cuivre. Il est largement reconnu que l’ajout de Cu diminue considérablement la température de fusion des alliages. Il en résulte une fusion localisée autour des particules de poudre individuelles dans le précurseur de poudre contenant de la poudre de cuivre pendant le processus de chauffage, générant une quantité substantielle de fusion eutectique quaternaire Al–Si–Mg–Cu à basse température. Le bain de fusion eutectique quaternaire tend à être une zone fragile de l’alliage et est plus sujet à la nucléation. Par conséquent, les bulles sont plus susceptibles de se nucléer et de croître près du revêtement de cuivre à la surface de la fibre. De plus, la faible fraction liquide dans la matrice à ce moment facilite l’accumulation des gaz issus de la décomposition du TiH2 dans la matrice d’aluminium. La nucléation de type II peut efficacement éviter que le gaz accumulé ne force la matrice à faible fraction liquide à se séparer et ne propage des fissures à travers le liquide, entraînant une perte importante de la quantité d'hydrogène.

Fig. 4(d)La figure 1 montre que les bulles se nucléent et croissent initialement dans la région du Cf, lors de la fusion complète de la matrice. L'emplacement des bulles correspond à la disparition de la couche cuivrée (indiquée par le cadre pointillé rouge). Il est bien établi que l'ajout de phases secondaires augmente le nombre de sites de nucléation hétérogènes, réduisant ainsi la barrière énergétique à la formation de nouvelles bulles dans l'alliage fondu. Parallèlement, la vitesse de nucléation est liée à la surface totale de nucléation hétérogène par unité de volume. Par conséquent, on observe que les bulles se nucléent initialement aux emplacements des fibres de carbone et se dilatent le long de ces dernières. Avec l'augmentation de la fraction fondue, de nombreuses nouvelles bulles continuent d'émerger.Fig. 4(e)–4(g)Cependant, la vitesse de fusion et de rupture localisées des bulles est lente, ce qui indique une grande stabilité des bulles. À t0+426 s, le nombre de bulles augmente significativement, et

le volume précurseur présente une grande expansion(Fig. 4(h)). De plus, l'apparition de fusions de bulles (marquées par la flèche rouge), où les petites bulles sont absorbées par les plus grandes en raison de la maturation d'Ostwald, est un processus inévitable au cours de l'évolution des mousses métalliques [40]. Ce phénomène de maturation entraîne également l'apparition d'un petit nombre de bulles larges et irrégulières (marquées par la flèche rouge dansFig. 4(i)).

Fig. 5.Images évolutives dans le temps du processus de moussage de l'AFS à différentes étapes : (a) précurseur non fondu à l'instant t0 de 380 ◦C ; (b) dissolution du cuivre élémentaire et nucléation de type II pendant la fusion du précurseur ; (c) processus de nucléation et de croissance des bulles ; et (d)–(f) fusion et rupture des bulles.

3.1.2. Évolution de la mousse d'AFS

La figure 5 présente une série d'images de rayonnement synchrotron illustrant le processus de moussage de l'AFS. Comme pour le Cf/AFS, l'image initiale de la séquence de rayonnement synchrotron a été capturée lorsque l'AFS était en phase solide à 380 °C (voirFig. 5(a)). Lorsque la matrice est chauffée au-dessus de la température du solidus, de petites bulles blanches deviennent visibles dansFig. 5(b) et (c), résultant de la décomposition du TiH2 et de l'apparition d'une nucléation de type II dans la région riche en Cu. Cependant, le nombre de bulles générées et leur densité de distribution dansFig. 5(c)est nettement inférieur àFig. 4(c). Cela suggère que Cf/AFS fournit davantage de canaux pour la libération précoce de gaz pendant la nucléation, empêchant la formation excessive de fissures dans la matrice d'aluminium à faible fraction liquide.

Un nombre réduit de sites de nucléation AFS et une probabilité plus élevée de croissance anormale des bulles par rapport à Cf/AFS peuvent être observés à partir deFig. 5(d)–(f)L'évolution des bulles d'AFS est irrégulière et leurs tailles présentent d'importantes fluctuations en raison de la coexistence de bulles micrométriques et de bulles anormalement grosses, de taille millimétrique (indiquées par la flèche rouge). De plus, cette instabilité et cette hétérogénéité au cours du processus de nucléation précoce peuvent entraîner des différences significatives dans la structure finale des pores et les propriétés mécaniques entre l'AFS et le Cf/AFS.

3.2. Analyse de la macrostructure

Afin d'étudier les différences de morphologie et de diamètre des pores macroscopiques entre l'AFS et le Cf/AFS, deux structures sandwich ont été préparées en laboratoire à une température de moussage de 620 °C pendant 15 minutes. Les macrostructures et la distribution de la taille des cellules de l'AFS et du Cf/AFS sont présentées dansFig. 6. La comparaison des sections verticales des deux échantillons de structures sandwich révèle que les mousses Cf/AFS ont des cellules plus fines et moins de défauts tels que la rupture ou la fusion des cellules (voirFig. 6 (b)). Au contraire, comme le montreFig. 6(a)L'AFS présente une faible homogénéité des pores, avec la présence de pores anormalement grands. Par ailleurs, le diamètre équivalent des pores pour l'AFS et le Cf/AFS était respectivement de 2,9 ± 0,2 mm et de 1,9 ± 0,1 mm, ce qui suggère que le diamètre des pores a été affiné par l'ajout de Cf (voirFig. 6(c) et (d)).

L'évolution de la structure des pores est influencée par deux mécanismes compétitifs : la décomposition du TiH2 et la fusion et la rupture de la mousse. La décomposition du TiH2 contribue à l'augmentation du nombre de nucléations, de la porosité et du taux d'expansion, tandis que la fusion et la rupture des bulles diminuent le nombre de pores et augmentent leur diamètre. La réduction des événements de fusion et de rupture des bulles contribue à l'obtention d'une meilleure structure cellulaire. Par conséquent, la grande stabilité de la mousse est nécessaire pour maintenir l'homogénéité de la structure des pores pendant le processus de moussage. Pour le Cf/AFS, l'ajout de Cf améliore considérablement la mouillabilité des fibres avec l'aluminium fondu. Similaire à la mousse d'aluminium renforcée au Cf [44] préparée par la méthode de moussage à l'état fondu, l'ajout de Cf stabilise la mousse d'aluminium en empêchant la rupture des parois cellulaires et en réduisant l'agglomération. Pendant ce temps, le Cf peut créer une structure en forme de filet dans la paroi cellulaire, qui génère une force de séparation et empêche la rupture des bulles, améliorant ainsi la structure cellulaire, la stabilité de la mousse et l'uniformité de la distribution des pores.

3.3. Caractérisation microstructurale

Fig. 7(a)montre la microstructure de la paroi cellulaire après moussage avec AFS. Comme indiqué pour les mousses d'alliage AlSi6Cu4Mg4, les eutectiques Al–Si, Mg2Si, Al2Cu et Al5Cu2Mg8Si6 sont présents dans l'alliage, ce qui concorde avec les résultats obtenus par analyse EDS dansFig. 7(b)Ces phases cassantes diminuent les propriétés mécaniques de la mousse d'aluminium en fragilisant la paroi des pores ou en agissant comme source de fissures lors de la déformation. Par conséquent, l'amélioration des propriétés mécaniques de la paroi des pores par l'ajout de phases de renforcement constitue une stratégie viable et efficace.

Pour Cf/AFS, on peut l'observer à partir deFig. 7(c) et (d)que le Cf est réparti à l'intérieur ou en bordure de la paroi cellulaire, ce qui indique une excellente mouillabilité du Cf avec l'aluminium fondu. De plus, il est remarquable (voirFig. 7(d)) qu'une faible quantité de la phase précipitée Al₂Cu se forme à l'interface entre les fibres et l'aluminium fondu. Ce phénomène contribue à la formation d'une liaison solide entre les fibres et la matrice. La progression de cette réaction de diffusion peut être observée intuitivement dansFig. 4(a)–(c)Il est à noter que la phase précipitée n'entoure pas complètement les fibres de carbone, et que l'état et la quantité de cette distribution sont bénéfiques pour le Cf/AFS. L'étude de Lv et al. sur les matériaux composites à matrice aluminium renforcée au Cf a démontré qu'une quantité appropriée de phase précipitée peut influencer et réguler la résistance de la liaison interfaciale.

Fig. 6.Sections verticales des échantillons représentatifs (a) AFS et (b) Cf/AFS. Les courbes de diamètre équivalent en fonction de la fraction de surface correspondant aux points (a) et (b) sont représentées respectivement en (c) et (d). La ligne continue continue en (c) et (d) représente l'ajustement log-normal. La régression (R²) représente la qualité de l'ajustement.

Fig. 7.Les images SEM (a) et (b) montrent les microstructures correspondant àFig. 6(a) AFS etFig. 6(b) Cf/AFS, respectivement, en outre,Fig. 7(b) et (d) montrent des grossissements localisés deFig. 7(a) et (c), respectivement.

3.4. Mécanisme de stabilisation de la mousse Al–Si–Mg–Cu par le Cf

Sur la base de l'analyse mentionnée ci-dessus, une représentation schématique du mécanisme de moussage pour Cf/AFS et AFS est résumée dansFig. 8. Les différences significatives entre Cf/AFS et AFS dans l'étape de nucléation, la croissance des bulles et l'étape de fusion, ainsi que l'étape de solidification progressive, comme illustré dansFig. 8(a) et (b).

Fig. 8.Diagramme schématique du comportement moussant du Cf/AFS et de l'AFS : (a) Cf/AFS ; et (b) AFS.

Lors de la phase de nucléation des mousses d'alliage AlSi6Cu4Mg4, les bulles ont tendance à se nucléer dans l'eutectique quaternaire liquide entourant les particules de cuivre, plutôt qu'à l'emplacement des particules de TiH2. Ce type de nucléation, dans la zone la plus fragile du précurseur (nucléation de type II), offre davantage de canaux d'échappement aux gaz libérés par la décomposition du TiH2, évitant ainsi leur accumulation et la propagation de fissures dans l'aluminium fondu. L'ajout de fibres de carbone cuivrées semble créer davantage de canaux pour la libération de H2. Cependant, la fraction liquide de l'aluminium fondu étant insuffisante à ce stade, il est difficile pour ces petites bulles de disposer d'une source de H2 suffisante pour poursuivre leur croissance. Par conséquent, ces petites bulles éclatent dans le bain lorsque la température augmente. Une fois le précurseur complètement fondu, l'H2 libéré par la violente réaction de déshydrogénation du TiH2 se nuclée et croît rapidement en fonction du point de nucléation. Le Cf offre de nombreux sites de nucléation hétérogènes pour la génération de bulles, ce qui augmente considérablement les taux de nucléation. Simultanément, la présence de Cf inhibe efficacement le contact et la fusion des bulles primaires et évite la formation de bulles anormalement grosses.

Durant la phase de croissance et de fusion des bulles, l'ajout de Cf améliore significativement la stabilité de la mousse. En effet, le Cf et l'aluminium fondu présentent une bonne mouillabilité, et les fibres peuvent facilement être piégées entre les deux interfaces gaz-liquide pour former une structure en réseau (comme illustré dans la figure 1).Fig. 7(c)). À mesure que le film liquide s'amincit, les fibres peuvent générer une pression de séparation pour résister à l'aspiration depuis la limite du plateau, empêchant ainsi la rupture du film liquide. Le Cf/AFS nécessite donc un temps de moussage plus long que l'AFS, avec une stabilité supérieure permettant de maintenir l'uniformité de la structure des pores pendant l'évolution de la mousse.

Durant la phase de solidification lente, les bulles du Cf/AFS cessent de croître et les fibres sont intégrées à la paroi cellulaire (indiquées par le cadre rouge en pointillés). Cette rétention des fibres empêche l'absorption des petites bulles par les plus grosses, comme observé lors de la maturation d'Ostwald, et inhibe la rupture de la paroi cellulaire due à l'expansion de la solidification. Par conséquent, le Cf/AFS présente une structure poreuse plus homogène et moins de défauts poreux que l'AFS.

3.5. Propriétés mécaniques

Les courbes contrainte-déformation en compression pour Cf/AFS et AFS avec presque la même porosité (83,2 % et 81,4 %, respectivement) sont présentées dansFig. 9(a)La courbe contrainte-déformation en compression présente une caractéristique distincte en trois étapes : la zone élastique linéaire, la zone de plateau et la zone de densification. Les limites d'élasticité en compression de l'AFS et du Cf/AFS étaient respectivement de 8,44 MPa et de 11,87 MPa. La limite d'élasticité en compression du Cf/AFS a augmenté de 40,6 % par rapport à celle de l'AFS. Par ailleurs, la capacité d'absorption d'énergie du Cf/AFS est supérieure à celle de l'AFS à déformation égale, comme le montre la figure.Fig. 9(b)Les capacités d'absorption d'énergie de l'AFS et du Cf/AFS sont respectivement d'environ 3,3 MJ/m3 et 6,1 MJ/m3. La capacité d'absorption d'énergie du Cf/AFS est améliorée de 84,8 % par rapport à celle de l'AFS.

Fig. 9.Courbes de train de contraintes de compression et courbes de capacité d'absorption d'énergie de Cf/AFS et AFS : (a) courbes de train de contraintes de compression ; (b) courbes de capacité d'absorption d'énergie.

L'incorporation de Cf a considérablement amélioré les propriétés mécaniques du noyau en mousse. Il est bien connu que les propriétés mécaniques demousse d'aluminiumsont étroitement liés à la structure des pores et aux propriétés mécaniques des entretoises. L'analyse macrostructurale a indiqué que l'ajout de Cf affinait la taille des pores, améliorait leur distribution et réduisait les défauts de pores. Similaires aux conclusions de Sasikumar et al. et Yangetal, un petit diamètre de pores et une distribution étroite des pores sont plus bénéfiques pour améliorer la résistance à la compression et l'efficacité d'absorption d'énergie. De plus, l'effet de la microstructure sur les propriétés mécaniques de la mousse est principalement dû au Cf intégré dans les parois des pores de la mousse. La diffusion et la dissolution du revêtement en cuivre des fibres de carbone dans la matrice d'aluminium peuvent permettre une liaison interfaciale plus ferme entre les fibres et la matrice d'aluminium, ce qui contribue au transfert de charge. La fibre de carbone à module élevé agrafée dans la paroi des pores peut limiter la déformation de la paroi des pores sous charge de compression et améliorer la capacité portante. Tous ces facteurs favorisent l'utilisation de Cf/AFS pour atteindre une limite d'élasticité et une capacité d'absorption d'énergie supérieures à celles de l'AFS.

4. Conclusions

Dans ce travail, les Cf/AFS et AFS ont été préparés par la méthode de la métallurgie des poudres par laminage et garnissage. Le comportement moussant des Cf/AFS et AFS a été observé dynamiquement par rayonnement synchrotron.

Nous avons étudié l'influence du Cf sur la nucléation et la croissance des bulles. De plus, l'influence du Cf sur la morphologie et la distribution des pores, ainsi que sur les propriétés de compression des mousses d'aluminium, a été analysée en profondeur. Les principales conclusions sont les suivantes :

(1) Les observations in situ par rayonnement synchrotron révèlent que les processus de moussage Cf/AFS et AFS présentent trois étapes distinctes : la nucléation des bulles, la croissance et la fusion des bulles et la solidification.

Comparé à l'AFS, le processus de moussage du Cf/AFS présente une stabilité et une uniformité des bulles supérieures. L'AFS est plus susceptible de former des pores anormalement grands et grossiers lors de l'évolution des pores. De plus, cette disparité est attribuée à l'effet de nucléation hétérogène du Cf, qui prévient la rupture des parois des bulles et réduit la coalescence tout en augmentant le taux de nucléation.

(2) L'ajout de 0,5 % en poids de Cf affine le diamètre équivalent des pores de 2,9 ± 0,2 mm à 1,9 ± 0,1 mm, réduisant ainsi considérablement les défauts de pores grossiers. Simultanément, la microstructure révèle une bonne mouillabilité du Cf, qui est réparti le long de la paroi des pores et de l'interface gaz-solide, améliorant ainsi la stabilité de la mousse.

(3) Comparées à l'AFS, la limite d'élasticité en compression et la capacité d'absorption d'énergie du Cf/AFS ont augmenté respectivement d'environ 40,6 % et 84,8 %. Les résultats de cette étude peuvent fournir des pistes pour le renforcement des panneaux sandwich en mousse d'aluminium avec des interfaces de liaison métallurgique, susceptibles de trouver des applications techniques dans les secteurs de l'automobile et de l'aérospatiale.

Article du Journal of Materials Research and Technology