Karakteristike performansi sendvič panela od aluminijske pjene od ugljičnih vlakana nanesenih bakrom u usporedbi s konvencionalnim sendvič panelom od aluminijske pjene

Sendvič od aluminijske pjene(AFS) ploče imaju kombinaciju strukturnih i funkcionalnih karakteristika kao što su niska gustoća, visoka specifična čvrstoća, povoljna apsorpcija energije, sposobnost prigušenja i elektromagnetska zaštita. Ova izvrsna svojstva čine AFS velikim potencijalom u zrakoplovstvu, transportu i pomorstvu. U usporedbi s jedva metalnim pjenama, vanjske metalne ploče AFS-a mogu učinkovito zatvoriti pjenu i poboljšati njezina sveobuhvatna mehanička svojstva, kao što su rastezna čvrstoća i čvrstoća na savijanje. Općenito, AFS je proizveden metodom lijepljenja, što podrazumijeva pričvršćivanje aluminijske pjene na čvrste metalne ploče pomoću ljepila na bazi epoksidne smole.

Iako metoda spajanja ljepilom učinkovito poboljšava strukturno prigušivanje, ona je popraćena ograničenjima, uključujući izazove u recikliranju i osjetljivost na otkazivanje delaminacije pri visokim temperaturama ili korozivnim uvjetima. Kako bi se riješila ova ograničenja, opsežni istraživački napori su posvećeni postizanju metalurškog povezivanja između ploče i temeljnog sloja.

Trenutno prevladavajuće metode pripreme za AFS s ciljem postizanja metalurškog lijepljenja općenito se klasificiraju u tri kategorije: zavarivanje, pjenjenje taljenjem i metoda metalurgije praha za pakiranje valjanja. Među tim metodama, metoda metalurgije praha za valjanje pakiranja smatra se superiornom za kontrolu strukture pora i postizanje pjenjenja pri niskim temperaturama. Naš prethodni rad koristio je ovu tehnologiju za izradu AFS-a velikih dimenzija s boljim svojstvima ekspanzije i staničnom strukturom za industrijske primjene.

Međutim, zbog relativno niskih tlačnih mehaničkih svojstava jezgre pjene, poboljšanje mehaničke čvrstoće AFS je ograničeno, tako da je daljnje poboljšanje čvrstoće jezgre pjene ključno za AFS.

Do danas su objavljene uobičajene metode za poboljšanje tlačnih mehaničkih svojstavaaluminijska pjenasu: površinska obrada, toplinska obrada i pojačanje dodavanjem čestica, vlakana, legirajućih elemenata, itd. Među njima su kratka ugljična vlakna niske gustoće, visokog modula elastičnosti i velikog omjera širine i visine privukla veliku pozornost kao obećavajući materijali za ojačanje. Štoviše, površinska metalizacija ugljičnih vlakana, galvaniziranjem ili kemijskim nanošenjem, kao što je nanošenje bakrom ili poniklavanjem, dodatno poboljšava sposobnost vlaženja ugljičnih vlakana u talini aluminija i izbjegava štetne reakcije na međupovršini između ugljičnih vlakana i taline aluminija. Kratka karbonska vlakna danas se naširoko koriste za ojačanje kompozita s aluminijskom matricom.

Bhav Singhetal. pripremljeni kompoziti s aluminijskom matricom presvučeni bakrom postupkom miješanog lijevanja. Muetal. izrađeni kompoziti s aluminijskom matricom ojačani karbonskim vlaknima presvučenim niklom metodom lijevanja u dva valjka. Rezultati su pokazali značajno povećanje vlačne čvrstoće kompozita s dodatkom ugljičnih vlakana. Međutim, provedena su ograničena istraživanjaojačan aluminijskom pjenoms ugljičnim vlaknima obloženim bakrom. Caoetal. prva pripremljena aluminijska pjena presvučena bakrom ojačana karbonskim vlaknima metodom pjenjenja taljenjem. Rezultati pokazuju da 0,35 vol% Cf može stabilizirati aluminijsku pjenu sprječavajući pucanje tekućeg filma, a što je veća količina vlakana dodanih pjeni to je stabilnija. Muetal. pokazalo je da su svojstva prigušivanja aluminijske pjene pripremljene metodom pjenjenja taline značajno poboljšana dodatkom Cf.

Prema tome, može se zaključiti da dodavanje Cf može biti učinkovita strategija za istovremeno poboljšanje stabilnosti pjenjenja i mehaničkih svojstavaaluminijske pjene. Nadalje, nije bilo izvješća o sendvič panelima od aluminijske pjene ojačanim bakrenim ugljičnim vlaknima pripremljenim metodom metalurgije praha, što motivira istraživače da provedu dublja istraživanja u ovom području.

Provedene su brojne studije o mehanizmu nukleacije i stabilnostialuminijske pjeneuz dodatak faza za ojačavanje. Razlike u broju pora i morfologiji pora,

kao što su veličina, distribucija i oblik, obično se pripisuju mehanizmima nukleacije i stabilnosti. Učinci heterogene nukleacije i mehanizmi stabilizacije oksidne mreže u sustavu metalurgije praha iscrpno su istraženi. Prah kvartarne legure koji se sastoji od Al–Si–Mg–Cu korišten u ovom radu pokazao je iznimnu brzinu ekspanzije i niske temperature pjenjenja, s temperaturom solidusa od 507 ◦C i temperaturom likvidusa od 596 ◦C. Unatoč tome, nedostaju istraživanja koja se tiču ​​mehanizma nukleacije, stabilnosti i kompresijskih mehaničkih svojstava kompaktnih prahova koji sadrže ovaj poseban sastav legure, posebno kada uključuje Cf. U prethodnim radovima, istraživanja mehanizama nukleacije i stabilizacije prvenstveno su provedena nein situ metodama, uključujući tomografsku analizu uzoraka koji su brzo ohlađeni nakon prekida pjenjenja. Nažalost, nukleacija submikronskih mjehurića primarno se događa tijekom zagrijavanja prekursora i brzo se širi unutar vremenskih intervala koji se protežu od 100 ms do 1 s, što često predstavlja izazov za promatranje u stvarnom vremenu. Moderna tehnika snimanja X-zrakama sinkrotronskog zračenja posjeduje visoku energetsku i prostorno-vremensku rezoluciju, omogućujući promatranje procesa nukleacije i rasta aluminijevih pjena u stvarnom vremenu, in situ, na povišenim temperaturama. Trenutačno je samo ograničen broj istraživača istraživao kinetiku pjenjenja praha legure Al–Si–Mg sinkrotronskim zračenjem. Na primjer, García-Morenoetal. izvijestili su o značajnim dinamičkim fenomenima u tekućoj aluminijskoj pjeni, uključujući nukleaciju i rast, preraspodjelu mjehurića, retrakciju tekućine, aglomeraciju i pucanje filma. Kamm i sur. proučavao je proces nukleacije i rasta aluminijske pjene AlSi8Mg4 sinkrotronskim zračenjem. Njihova otkrića pokazala su da vodik koji nastaje razgradnjom adsorbata na površini metalnog praha predstavlja još jedan značajan mehanizam nukleacije. Ipak, interakcija među komponentama prekursora je zamršena, a na dinamiku pjenjenja može utjecati njihov sastav. I za praškasti sustav Al–Si–Cu–Mg i za praškasti sustav Al–Si–Cu–Mg s dodanim Cf, razumijevanje i istraživanje inicijacije i rasta metalne pjene ključno je za daljnji strukturni razvoj pjene radi poboljšanja svojstava. za aplikacije.

U ovom radu, Cf/AFS i AFS s metalurškim međufaznim spajanjem pripremljeni su metodom metalurgije praha za valjanje pakiranja. Evolucija mjehurića Cf/AFS i AFS promatrana je in situ pomoću sinkrotronskog zračenja kako bi se otkrio mehanizam Cf na nukleaciju, rast i spajanje mjehurića te stabilnost. Osim toga, Cf/AFS i AFS su zapjenjeni na 620 ◦C tijekom 15 minuta u komornoj peći. Potom su karakterizirani i ispitani razdioba veličine pora, mikrostruktura pora i tlačna mehanička svojstva pjenastih uzoraka. Na temelju navedenih istraživanja sustavno je procijenjena struktura i tlačna čvrstoća Cf/AFS i AFS.

2. Materijali i metode

2.1. Sirovine

Za pripremu AFS i Cf/AFS korišteno je šest sirovina: Al prah (prosječna veličina: 45 μm, čistoća >99,70%), Si prah (prosječna veličina: 38 μm, čistoća >99,50%), Cu prah (prosječna veličina: 38 μm, čistoća >99,90%), Mg prah (prosječna veličina: 75 μm, čistoća >99,70%), prah TiH2 (prosječna veličina: 45 μm, čistoća >99,70%) i ugljična vlakna presvučena bakrom (prosječna veličina: 1～2 mm, debljina presvučenog bakrom: 1,4 μm).

2.2. Izrada Cf/AFS

Shema metode metalurgije praha za valjanje pakiranja ilustrirana je uSlika 1. Tijekom faze miješanja pripremljen je prah kvartarne legure AlSi6Mg4Cu4, s prahovima Al, Si, Cu i Mg u udjelima od 86 tež.%, 6 tež.%, 4 tež.%, odnosno 4 tež.%. 1 tež.% oksidiranog TiH2 praha (toplinska obrada na zraku 1,5 h na 470 ◦C) dodan je kao sredstvo za ekspandiranje koje brzo otpušta H2 na temperaturi taljenja šireći talinu. Dodatno, 0,5 tež.% karbonskih vlakana ugrađeno je kao faze za pojačanje. Naime, kako bi se poboljšala sposobnost vlaženja i spriječile štetne reakcije poput Al4C3 na granici taline vlakna i aluminija tijekom pjenjenja, ugljična vlakna su presvučena bakrom putem galvanizacije. Proces galvanizacije opisan je u Ref.Slika 2prikazuje ugljična vlakna presvučena bakrom dobivena postupkom bezelektričnog presvlačenja. Premaz ima jednoliku i kontinuiranu pokrivenost površine vlakana(Sl. 2(a)–(b)). Nakon toga, različiti sastavi legura korišteni u ovoj studiji pripremljeni su temeljitim miješanjem gore spomenutih prahova sa i bez Cf u trodimenzionalnoj miješalici tijekom 3 sata. Ujednačeno izmiješan prah je inkapsuliran unutar zapečaćene šupljine, nakon čega slijede postupci hladnog i vrućeg valjanja.

Faza hladnog valjanja učinkovito evakuira zrak iz šupljina i međuprostora između čestica kroz niz višestrukih prolaza i malih udubljenja. Faza vrućeg valjanja osigurava da prethodnik postigne relativnu gustoću veću od 98% kroz ko-deformaciju ploče i praha, što olakšava kasniji proces pjenjenja. Detaljni parametri procesa valjanja opisani su u Ref. AFS i Cf/AFS pjenasti prekursori dobivaju se gore navedenim postupkom. Naposljetku, oba pjenasta prekursora zagrijavana su na 620 ◦C tijekom 15 minuta kako bi se proizveli Cf/AFS i AFS uzorci, koji su korišteni za analizu veličine pora, karakterizaciju mikrostrukture i testove kompresijskih mehaničkih svojstava.

2.3. Karakterizacija i metode ispitivanja

2.3.1. Mikrostrukturna karakterizacija

Morfologija mikrostrukture Cf/AFS i AFS istražena je skenirajućom elektronskom mikroskopijom s emisijom polja (SEM, Zeiss Ultra Plus). Energetska disperzivna spektroskopija (EDS) korištena je za identifikaciju sastava različitih faza u stjenkama stanica pjenastih uzoraka. Uzdužni presjeci uzoraka dobiveni su rezanjem pjenastih uzoraka uz pomoć stroja za elektropražnjenje (EDM, DK7745). Nakon toga, uzdužni presjeci uzoraka premazani su bojom, a zatim brušeni i polirani brusnim papirom granulacije 800 i 1500. U konačnici, ekvivalentni promjeri ćelija (Dmean) poprečnog presjeka poliranog uzorka određeni su pomoću softvera za analizu slike, Image Pro Plus 6.0.

Slika 1.Shema metode metalurgije praha za valjanje pakiranja.

Slika 2.SEM slike (a) ugljičnih vlakana obloženih bakrom, i (b) prikazuje uvećani pogled na područje označeno crvenim kvadratom u (a). Slike (c) i (d) su EDS rezultati točke A u (b).

Slika 3.Shematski dijagram eksperimentalne postavke sinkrotronskog zračenja.

2.3.2. In-situ promatranja pjenjenja sinkrotronskim zračenjem

Shematski dijagram eksperimentalne postavke sinkrotronskog zračenja skiciran je uSlika 3. Eksperimenti su provedeni na liniji snopa 4W1A Pekinškog postrojenja za sinkrotronsko zračenje (BSRF, Pekinški institut za fiziku visokih energija, Kineska akademija znanosti, Kina). Za razliku od konvencionalnog oslikavanja apsorpcijskim kontrastom, ovaj rad koristi oslikavanje faznog kontrasta s izvorom svjetla sinkrotronskog zračenja. Ovaj pristup rješava ograničenja tradicionalnog apsorpcijskog snimanja, koje je neučinkovito za vizualizaciju slabo apsorbirajućih tvari. Proces pjenjenja uzoraka izveden je u posebno dizajniranoj peći za pjenjenje, s kvadratnim prozorom od 15 mm x 15 mm postavljenim okomito na smjer snopa X-zraka. Veličina uzorka, kao što je prikazano na slici 3, iznosi 15 mm × 15 mm × 2 mm. Uzorak se stavlja u kalup za pjenjenje koji se sastoji od određenog broja keramičkih ploča. Tijekom cijelog procesa stvaranja pjene, X-zrake mogu proći kroz uzorak i hvata ih kamera uređaja s spregnutim nabojem (CCD). Odabrani izvor X-zraka radio je pri intenzitetu od 20 Kev, a maksimalna veličina gledanja od 7,4 mm × 7,4 mm korištena je kako bi se omogućilo sveobuhvatno promatranje cijelog procesa pjenjenja.

Vrijedno je napomenuti da su promatrani uzorci postavljeni okomito i na smjer kotrljanja i na tangencijalni smjer. I prekursorima koji sadrže 0,5 wt% Cf i onima bez 0,5 wt% Cf uklonjene su bočne ploče s obje strane uzoraka pomoću EDM-a. Istraživan je učinak Cf na karakteristike pjenjenja aluminijske pjene. Nadalje, prekursori s različitim sastavima zapjenjeni su u istoj peći za grijanje na prethodno postavljenoj temperaturi od 620 ◦C.

2.3.3. Ispitivanje mehaničkih svojstava kompresije

Uzorci za kompresiju izrezani su u cilindrične uzorke visine 23 mm i promjera 20 mm pomoću EDM-a, a osigurano je da svaki smjer uključuje najmanje 10 potpunih pora kako bi se izbjegao učinak veličine. Kvazistatička ispitivanja kompresije provedena su u skladu sa standardima ISO13314–2011 i GB/T31930–2015, korištenjem univerzalnog uređaja za ispitivanje materijala AG-XPLUS electron s maksimalnim opterećenjem od 100 KN. Ispitana su tri uzorka za svaku skupinu, a krivulje tlačnog naprezanja i deformacije u ovom radu predstavljaju prosječne rezultate dobivene od tri ispitana uzorka. Sva su ispitivanja provedena pod kontrolom pomaka, održavajući konstantnu brzinu poprečne glave od 2 mm/min (što odgovara početnoj brzini deformacije od 10−3 s−1) na sobnoj temperaturi.

Slika 4.Vremenski evoluirane slike sinkrotronskog zračenja Cf/AFS procesa pjenjenja: (a) nepjenjeni prekursor u trenutku t0 od 380 ◦C; (b)–(c) otapanje elementarnog bakra i nukleacija tipa II tijekom taljenja prekursora; (d)–(g) heterogeni procesi nukleacije i rasta mjehurića; i (h)–(i) spajanje i pucanje mjehurića.

3. Rezultati i rasprava

3.1. In situ ponašanje pjenjenja pod sinkrotronskim zračenjem

3.1.1. Evolucija pjene Cf/AFS

Slika 4prikazuje niz slika sinkrotronskog zračenja koje prikazuju proces pjenjenja Cf/AFS. Izvorne slike Cf/AFS-a(Sl. 4 (a))su uhvaćeni kada je matrica bila u čvrstom stanju na 380 ◦C, a ovo vrijeme je postavljeno kao t0. U usporedbi s drugim komponentama u prethodniku, Cf se čini crnim unutar pretežno sive matrice bogate aluminijem. To se može pripisati visokom sadržaju bakra na površini vlakana, kao što je prikazano uSlika 2(c)–(d), koji ima najveću relativnu atomsku masu u usporedbi s ostalim komponentama prekursora. Štoviše, uočeno je da je većina Cf raspršena i odvojena, a ne grupirana zajedno, kao što je prikazano naSlika 4(a). To implicira da uz 0,5 wt% dodatka Cf, proces miješanja od 3 sata može učinkovito postići željeno stanje disperzije.

U t0+194s (kao što se vidi uSlika 4(b)), znatan broj bijelih, gotovo sferičnih mjehurića promjera u rasponu od 90 μm do 180 μm može se uočiti u sivoj aluminijskoj matrici (označenoj crvenom strelicom). Broj mjehurića nastavio je rasti unutar 46 s, kao što je prikazano uSlika 4(c). Osim toga, još jedna značajna promjena koja se događa u matrici je da se neki mali mjehurići nastoje stvoriti na površini Cf s inicijacijom otapanja Cu (označeno crvenim točkastim okvirom). Ovaj se fenomen vjerojatno pripisuje nukleaciji tipa II koja se događa unutar zbijenog praha koji sadrži bakar. Opće je poznato da dodatak Cu značajno smanjuje temperaturu taljenja legura. To rezultira lokaliziranim taljenjem oko pojedinačnih čestica praha u praškastom prekursoru koji sadrži bakreni prah tijekom procesa zagrijavanja, stvarajući znatnu količinu Al–Si–Mg–Cu kvarterne eutektičke taline na nižim temperaturama. Kvartarna eutektička talina obično je slaba regija u leguri i sklonija je nukleaciji. Kao rezultat toga, vjerojatnije je da će mjehurići nukleirati i rasti u blizini površine presvučene bakrom na površini vlakana. Nadalje, mali udio tekućine u matrici u ovom trenutku uzrokuje lako nakupljanje plinova iz razgradnje TiH2 u aluminijskoj matrici. Nukleacija tipa II može učinkovito izbjeći akumulirani plin koji tjera matricu niske frakcije tekućine da se odvoji i širenje pukotina kroz tekućinu, što rezultira velikim gubitkom količine vodika.

Slika 4(d)prikazuje mjehuriće koji u početku nukleiraju i rastu na području Cf kako se matrica u potpunosti topi, a lokacije mjehurića odgovaraju sloju obloženom bakrom koji nestaje (označeno crvenim točkastim okvirom). Dobro je utvrđeno da dodavanje sekundarnih faza povećava broj heterogenih nukleacijskih mjesta, čime se smanjuje energetska barijera za stvaranje novih mjehurića unutar taline legure. U međuvremenu, brzina nukleacije povezana je s ukupnom heterogenom površinom nukleacije po jedinici volumena. Posljedično, može se uočiti da mjehurići u početku nukleiraju na mjestima gdje se nalaze karbonska vlakna i šire se duž duljine karbonskih vlakana. Daljnjim povećanjem udjela taline nastavljaju izlaziti brojni novi mjehurićiSl. 4(e)–4(g). Međutim, stopa lokalnog spajanja i pucanja mjehurića je spora, što ukazuje da mjehurići posjeduju visoku stabilnost. U t0+426s, broj mjehurića značajno raste, i

prethodni volumen pokazuje veliku ekspanziju(Sl. 4(h)). Nadalje, pojava nekog spajanja mjehurića (označeno crvenom strelicom), gdje male mjehuriće apsorbiraju veći zbog Ostwaldovog sazrijevanja, neizbježan je proces tijekom evolucije metalnih pjena [40]. Ovaj fenomen sazrijevanja također rezultira pojavom malog broja velikih i nepravilnih mjehurića (označenih crvenom strelicom uSlika 4(i)).

Slika 5.Vremenski evoluirane slike procesa pjenjenja AFS-a u različitim fazama: (a) neotopljeni prekursor u trenutku t0 od 380 ◦C; (b) otapanje elementarnog bakra i nukleacija tipa II tijekom taljenja prekursora; (c) procesi nukleacije i rasta mjehurića; i (d)–(f) spajanje i pucanje mjehurića.

3.1.2. Evolucija pjene AFS-a

Slika 5 prikazuje niz slika sinkrotronskog zračenja koje ilustriraju proces pjenjenja AFS-a. Slično Cf/AFS, početna slika za niz sinkrotronskog zračenja snimljena je kada je AFS bio u čvrstoj fazi na 380 ◦C (vidiSlika 5(a)). Kada se matrica zagrije iznad temperature solidusa, mali bijeli mjehurići postaju vidljiviSlika 5(b) i (c), što je rezultat razgradnje TiH2 i pojave nukleacije tipa II u području bogatom Cu. Međutim, broj generiranih mjehurića i njihova gustoća distribucije uSlika 5(c)je znatno niža u usporedbi sSlika 4(c). Ovo sugerira da Cf/AFS pruža više kanala za rano oslobađanje plina tijekom nukleacije, sprječavajući pretjerano stvaranje pukotina u aluminijskoj matrici s malim udjelom tekućine.

Manji broj AFS mjesta nukleacije i veća vjerojatnost abnormalnog rasta mjehurića u usporedbi s Cf/AFS može se uočiti izSlika 5(d)–(f). Evolucija AFS mjehurića je nepravilna, a njihove veličine pokazuju velike fluktuacije zbog koegzistencije i mjehurića veličine mikrometra i velikih mjehurića nenormalno veličine milimetra (označenih crvenom strelicom). Štoviše, ova nestabilnost i nehomogenost tijekom ranog procesa nukleacije može rezultirati značajnim razlikama u konačnoj strukturi pora i mehaničkim svojstvima između AFS i Cf/AFS.

3.2. Analiza makrostrukture

Kako bi se istražile razlike u makroskopskoj morfologiji pora i promjeru pora između AFS i Cf/AFS, pripremljene su dvije sendvič strukture u laboratorijskim uvjetima pri temperaturi pjenjenja od 620 ◦C tijekom 15 minuta. Makrostrukture i raspodjela veličine stanica AFS i Cf/AFS prikazani su uSlika 6. Usporedba okomitih presjeka dvaju uzoraka sendvič strukture otkriva da Cf/AFS pjene imaju finije stanice i manje nedostataka kao što su puknuće ili spajanje stanica (vidiSl. 6 (b)). Naprotiv, kao što je prikazano uSlika 6(a), AFS pokazuje lošu homogenost pora uz prisutnost nekih abnormalno velikih pora. U međuvremenu, ekvivalentni promjer pora za AFS i Cf/AFS iznosio je 2,9 ± 0,2 mm odnosno 1,9 ± 0,1 mm, što sugerira da je promjer pora dodatno pročišćen dodatkom Cf (vidiSlika 6(c) i (d)).

Na evoluciju strukture pora utječu dva kompetitivna mehanizma: razgradnja TiH2 te spajanje i pucanje pjene. Razgradnja TiH2 pridonosi povećanju broja nukleacija, poroznosti i brzini ekspanzije, dok spajanje i pucanje mjehurića smanjuje broj pora i povećava promjer pora. Smanjenje događaja spajanja i pucanja mjehurića doprinosi dobivanju bolje stanične strukture. Stoga je visoka stabilnost pjene neophodna za održavanje homogenosti strukture pora tijekom procesa pjenjenja. Za Cf/AFS, dodatak Cf uvelike poboljšava sposobnost vlaženja vlakana talinom aluminija. Slično objavljenoj Cf ojačanoj aluminijskoj pjeni [44] pripremljenoj metodom taljenja pjenjenja, dodavanje Cf stabilizira aluminijsku pjenu sprječavajući pucanje stanične stijenke i smanjujući aglomeraciju. U međuvremenu, Cf može stvoriti strukturu sličnu mreži u staničnoj stijenci, koja stvara silu razdvajanja i sprječava pucanje mjehurića, čime se poboljšava struktura stanice, stabilnost pjene i ujednačenost raspodjele pora.

3.3. Mikrostrukturna karakterizacija

Slika 7(a)prikazuje mikrostrukturu stanične stijenke nakon pjenjenja s AFS-om. Kao što je navedeno za pjene legure AlSi6Cu4Mg4, eutektički Al–Si, Mg2Si, Al2Cu i Al5Cu2Mg8Si6 prisutni su u leguri, što je u skladu s nalazima dobivenim EDS analizom uSlika 7(b). Ove krte faze smanjuju mehanička svojstva aluminijske pjene slabljenjem stijenke pora ili djelovanjem kao izvor pukotina tijekom deformacije. Stoga je poboljšanje mehaničkih svojstava stijenke pora dodavanjem faza za pojačavanje održiva i učinkovita strategija.

Za Cf/AFS, može se promatrati izSlika 7(c) i (d)da je Cf raspoređen unutar stanične stijenke ili na rubu stanične stijenke, što ukazuje da Cf ima izvrsnu sposobnost vlaženja s aluminijskom talinom. Nadalje, uočljivo je (vidjetiSlika 7(d)) da se manja količina istaložene faze Al2Cu formira na granici između vlakana i taline aluminija. Ovaj fenomen doprinosi postizanju jake veze između vlakana i matrice. Napredovanje ove reakcije difuzije može se intuitivno promatrati uSlika 4(a)–(c). Imajte na umu da istaložena faza ne okružuje u potpunosti ugljična vlakna, a stanje i količina ove raspodjele su korisni za Cf/AFS. Na temelju studije Lv i suradnika, na kompozitnim materijalima s ojačanom aluminijskom matricom Cf, pokazano je da odgovarajuća količina istaložene faze može utjecati i regulirati međufaznu čvrstoću veze.

Slika 6.Vertikalni presjeci reprezentativnog uzorka (a) AFS i (b) Cf/AFS. Ekvivalentni dijagrami udjela promjera u odnosu na površinu koji odgovaraju (a) i (b) prikazani su u (c) odnosno (d). Puna kontinuirana linija u (c) i (d) predstavlja logaritamsko normalno pristajanje. Regresija (R2) predstavlja dobro pristajanje.

Slika 7.SEM slike (a) i (b) prikazuju mikrostrukture koje odgovarajuSlika 6(a) AFS iSlika 6(b) Cf/AFS, nadalje,Slika 7(b) i (d) prikazuju lokalizirana povećanjaSlika 7(a) odnosno (c).

3.4. Mehanizam Cf stabilizacije Al–Si–Mg–Cu pjene

Na temelju gore navedene analize, shematski prikaz mehanizma pjenjenja za Cf/AFS i AFS sažet je uSlika 8. Značajne razlike između Cf/AFS i AFS u fazi nukleacije, rastu mjehurića i fazi spajanja i fazi postupnog skrućivanja, kao što je ilustrirano uSlika 8(a) i (b).

Slika 8.Shematski dijagram ponašanja pjenjenja Cf/AFS i AFS: (a) Cf/AFS; i (b) AFS.

U fazi nukleacije pjena od legure AlSi6Cu4Mg4, mjehurići imaju tendenciju nukleacije unutar tekućeg kvaternarnog eutektika koji okružuje čestice bakra, umjesto da nukleiraju na mjestu čestica TiH2. Ova vrsta nukleacije u najslabijem području prekursora (nukleacija tipa II) osigurava više izlaznih kanala za plinove oslobođene razgradnjom TiH2, izbjegavajući nakupljanje plinova i izazivanje širenja pukotina u talini aluminija. Dodatak ugljičnih vlakana obloženih bakrom očito dodatno stvara više kanala za otpuštanje H2. Međutim, budući da talina aluminija nema dovoljno tekuće frakcije u ovoj fazi, teško je da tako mali mjehurići imaju dovoljan izvor H2 da nastave rasti. Kao rezultat toga, ti mali mjehurići pucaju unutar taline kako temperatura raste. Kada se prekursor potpuno otopi, H2 oslobođen iz burne reakcije dehidrogenacije TiH2 će nukleirati i brzo rasti na temelju točke nukleacije. Cf osigurava brojna heterogena mjesta nukleacije za stvaranje mjehurića, što uvelike povećava stopu nukleacije. Istovremeno, prisutnost Cf učinkovito inhibira kontakt i spajanje primarnih mjehurića i izbjegava stvaranje anomalno velikih mjehurića.

Tijekom faze rasta i spajanja mjehurića, dodavanje Cf značajno poboljšava stabilnost pjene. Razlog je taj što Cf i talina aluminija imaju dobru sposobnost vlaženja, a vlakna se mogu lako uhvatiti između dva sučelja plin-tekućina kako bi formirala mrežnu strukturu (kao što je prikazano naSlika 7(c)). Kako se tekući film stanji, vlakna mogu stvoriti pritisak odvajanja kako bi se oduprla usisu s granice platoa, čime se sprječava pucanje tekućeg filma. Dakle, Cf/AFS treba dulje vrijeme pjenjenja u usporedbi s AFS-om, s većom stabilnošću koja može održati ujednačenost strukture pora tijekom razvoja pjene.

Tijekom spore faze skrućivanja, mjehurići u Cf/AFS više ne rastu i vlakna su ugrađena unutar stanične stijenke (označeno crvenim točkastim okvirom). Ovo zadržavanje vlakana sprječava apsorpciju malih mjehurića od strane većih, kao što se vidi u Ostwaldovom sazrijevanju, i inhibira pucanje stanične stijenke uslijed širenja skrućivanja. Kao rezultat toga, Cf/AFS pokazuje homogeniju strukturu pora i manje nedostataka pora u usporedbi s AFS.

3.5. Mehanička svojstva

Krivulje tlačnog naprezanja i deformacije za Cf/AFS i AFS s gotovo istom poroznošću (83,2% odnosno 81,4%) prikazane su uSlika 9(a). Krivulja tlačnog naprezanja i deformacije pokazuje jasnu trostupanjsku karakteristiku, koja se sastoji od linearno elastičnog područja, područja platoa i područja zgušnjavanja. Tlačna čvrstoća tečenja AFS i Cf/AFS bila je 8,44 MPa odnosno 11,87 MPa. Tlačna čvrstoća tečenja Cf/AFS povećana je za 40,6% u usporedbi s AFS. U međuvremenu, kapacitet apsorpcije energije Cf/AFS bolji je od AFS-a pri istom naprezanju, kao što je prikazano uSlika 9(b). Kapaciteti apsorpcije energije AFS i Cf/AFS su oko 3,3 MJ/m3 odnosno 6,1 MJ/m3. Kapacitet apsorpcije energije Cf/AFS-a poboljšan je za 84,8% u usporedbi s AFS-om.

Slika 9.Krivulje niza tlačnih naprezanja i krivulje kapaciteta apsorpcije energije za Cf/AFS i AFS: (a) krivulje niza tlačnih naprezanja; (b) krivulje kapaciteta apsorpcije energije.

Ugradnja Cf značajno je poboljšala mehanička svojstva jezgre pjene. Dobro je poznato da mehanička svojstvaaluminijska pjenausko su povezani sa strukturom pora i mehaničkim svojstvima podupirača. Makrostrukturna analiza pokazala je da je dodatak Cf pročistio veličinu pora, poboljšao distribuciju pora i smanjio defekte pora. Slično nalazima Sasikumar et al. i Yangetal. mali promjer pora i uska raspodjela pora su korisniji za povećanje tlačne čvrstoće i učinkovitosti apsorpcije energije. Štoviše, učinak mikrostrukture na mehanička svojstva pjene uglavnom je posljedica Cf ugrađenog u stijenke pora pjene. Difuzijom i otapanjem ugljičnih vlakana presvučenih bakrom u aluminijskoj matrici može se postići čvršća međupovršinska veza između vlakana i aluminijske matrice, što doprinosi prijenosu opterećenja. Ugljična vlakna visokog modula spojena u stijenku pora mogu ograničiti deformaciju stijenke pora pod opterećenjem kompresije i poboljšati kapacitet nosivosti. Svi ovi čimbenici pogoduju Cf/AFS-u za postizanje veće granice razvlačenja i kapaciteta apsorpcije energije u usporedbi s AFS-om.

4. Zaključci

Cf/AFS i AFS su u ovom radu pripremljeni metodom metalurgije praha za pakiranje. Ponašanje pjenjenja Cf/AFS i AFS je dinamički promatrano kroz sinkrotronsko zračenje

istražiti utjecaj Cf na nukleaciju i rast mjehurića. Osim toga, temeljito je analiziran Cf na morfologiju pora, distribuciju pora i tlačna svojstva aluminijskih pjena. Glavni zaključci su sljedeći:

(1) Promatranja sinkrotronskog zračenja in situ otkrivaju da procesi Cf/AFS i AFS pjenjenja pokazuju tri različite faze: nukleaciju mjehurića, rast i spajanje mjehurića i skrućivanje.

U usporedbi s AFS-om, proces pjenjenja kod Cf/AFS pokazuje veću stabilnost i ujednačenost mjehurića. AFS je skloniji stvaranju abnormalno velikih i grubih pora tijekom procesa evolucije pora. Dodatno, disparitet se pripisuje heterogenom nukleacijskom učinku Cf, koji sprječava pucanje stijenke mjehurića i smanjuje koalescenciju dok povećava brzinu nukleacije.

(2) Dodatak 0,5 wt.% Cf pročišćava ekvivalentni promjer pora s 2,9 ± 0,2 mm na 1,9 ± 0,1 mm, značajno smanjujući defekte grubih pora. Istodobno, mikrostruktura otkriva dobru sposobnost vlaženja Cf, koji je raspoređen duž stijenke pora i sučelja plin-krutina, čime se povećava stabilnost pjene.

(3) U usporedbi s AFS-om, tlačna granica tečenja i kapacitet apsorpcije energije Cf/AFS-a porasli su za približno 40,6% odnosno 84,8%. Nalazi ove studije mogu pružiti ideje za ojačanje sendvič panela od aluminijske pjene s metalurškim veznim sučeljima koja imaju potencijal za inženjersku primjenu u području automobilske i zrakoplovne industrije.

Članak iz Journal of Materials Research and Technology