No vara noklāta oglekļa šķiedras alumīnija putu sendvičpaneļa veiktspējas raksturlielumi salīdzinājumā ar parasto alumīnija putu sendvičpaneļu

Alumīnija putu sviestmaize(AFS) paneļiem ir strukturālu un funkcionālu īpašību kombinācija, piemēram, zems blīvums, augsta īpatnējā izturība, labvēlīga enerģijas absorbcija, slāpēšanas spēja un elektromagnētiskais ekranējums. Šīs lieliskās īpašības padara AFS lielu potenciālu kosmosa, transporta un jūras jomā. Salīdzinot ar tikko metāla putām, AFS ārējās metāla plāksnes var efektīvi noblīvēt putas un uzlabot tās visaptverošās mehāniskās īpašības, piemēram, stiepes un lieces izturību. Parasti AFS tika izgatavots ar līmēšanas metodi, kas ietver alumīnija putu piestiprināšanu cietiem metāla paneļiem, izmantojot epoksīdsveķu līmi.

Lai gan adhezīvās savienošanas metode efektīvi uzlabo strukturālo amortizāciju, tai ir pievienoti ierobežojumi, tostarp problēmas otrreizējā pārstrādē un uzņēmība pret atslāņošanās kļūmēm augstas temperatūras vai korozīvos apstākļos. Lai novērstu šos ierobežojumus, ir veikti plaši pētījumi, lai panāktu metalurģisko saikni starp paneli un pamata slāni.

Pašlaik dominējošās AFS sagatavošanas metodes, kuru mērķis ir panākt metalurģisko savienojumu, parasti tiek iedalītas trīs kategorijās: metināšana, kausējuma putošana un velmēšanas pulvermetalurģijas metode. Starp šīm metodēm iepakošanas velmēšanas pulvermetalurģijas metode tiek uzskatīta par labāku, lai kontrolētu poru struktūru un panāktu zemas temperatūras putošanu. Mūsu iepriekšējā darbā šī tehnoloģija tika izmantota, lai ražotu liela izmēra AFS ar labākām izplešanās īpašībām un šūnu struktūru rūpnieciskiem lietojumiem.

Tomēr putuplasta serdes salīdzinoši zemo spiedes mehānisko īpašību dēļ AFS mehāniskās stiprības uzlabošana ir ierobežota, tāpēc AFS ir ļoti svarīga turpmāka putuplasta serdes stiprības uzlabošana.

Līdz šim ir ziņots par izplatītākajām metodēm, lai uzlabotu spiedes mehāniskās īpašībasalumīnija putasir šādas: virsmas apstrāde, termiskā apstrāde un pastiprināšana, pievienojot daļiņas, šķiedras, leģējošus elementus utt. Tostarp īsās oglekļa šķiedras ar zemu blīvumu, augstu elastības moduli un lielu izmēru attiecību ir piesaistījušas plašu uzmanību kā daudzsološi pastiprinošie materiāli. Turklāt oglekļa šķiedru virsmas metalizācija, izmantojot galvanizāciju vai ķīmisku pārklājumu, piemēram, vara pārklājumu vai niķeļa pārklājumu, vēl vairāk uzlabo oglekļa šķiedru mitrināmību alumīnija kausējumā un novērš kaitīgas saskarnes reakcijas starp oglekļa šķiedrām un alumīnija kausējumu. Īsā oglekļa šķiedra tagad tiek plaši izmantota alumīnija matricas kompozītmateriālu pastiprināšanai.

Bhav Singhetal. sagatavoti ar varu pārklāti oglekļa šķiedras pastiprināti alumīnija matricas kompozītmateriāli ar maisīšanas metodi. Muetāls. izgatavoti alumīnija matricas kompozītmateriāli, kas pastiprināti ar niķeļa pārklājumu oglekļa šķiedrām, izmantojot divu ruļļu liešanas metodi. Rezultāti parādīja ievērojamu kompozītmateriālu stiepes izturības uzlabošanos, pievienojot oglekļa šķiedras. Tomēr ir veikti ierobežoti pētījumi parpastiprināta alumīnija putuplastaar vara pārklājumu oglekļa šķiedrām. Caoetal. vispirms tika sagatavotas ar vara pārklātas oglekļa šķiedras, armētas alumīnija putas, izmantojot kausējuma putošanas metodi. Rezultāti parāda, ka 0,35 tilpuma% Cf var stabilizēt alumīnija putas, novēršot šķidruma plēves plīsumu, un jo stabilāks ir putām pievienoto šķiedru daudzums. Muetāls. parādīja, ka alumīnija putu amortizācijas īpašības, kas sagatavotas ar kausējuma putošanas metodi, tika ievērojami uzlabotas, pievienojot sk.

Attiecīgi var secināt, ka Cf pievienošana var būt efektīva stratēģija, lai vienlaikus uzlabotu putošanas stabilitāti un mehāniskās īpašības.alumīnija putas. Turklāt nav saņemti ziņojumi par vara pārklājuma oglekļa šķiedru pastiprinātiem alumīnija putu sendvičpaneļiem, kas sagatavoti, izmantojot pulvermetalurģijas metodi, kas motivē pētniekus veikt padziļinātus pētījumus šajā jomā.

Ir veikti daudzi pētījumi par kodolu veidošanās mehānismu un stabilitātialumīnija putaspievienojot pastiprinošās fāzes. Poru skaita un poru morfoloģijas atšķirības,

piemēram, izmērs, sadalījums un forma, parasti tiek attiecināti uz kodolu veidošanās mehānismiem un stabilitāti. Neviendabīgi kodolu veidošanās efekti un oksīdu tīkla stabilizācijas mehānismi pulvermetalurģijas sistēmā ir pilnībā izpētīti. Šajā rakstā izmantotajiem kvartāra sakausējuma pulveriem, kas sastāv no Al-Si-Mg-Cu, ir bijuši izcili izplešanās ātrumi un zemas putošanas temperatūras ar cietības temperatūru 507 ◦C un šķidruma temperatūru 596 ◦C. Neskatoties uz to, trūkst pētījumu par kodolu veidošanās mehānismu, stabilitāti un spiedes mehāniskajām īpašībām pulvera kompaktiem, kas satur šo konkrēto sakausējuma sastāvu, jo īpaši, ja tajā ir iekļauta sk. Iepriekšējos darbos kodolu veidošanās un stabilizācijas mehānismu pētījumi galvenokārt tika veikti, izmantojot ne-in situ metodes, ietverot tomogrāfisko analīzi paraugiem, kas tika ātri atdzesēti pēc putošanas pārtraukuma. Diemžēl submikronu burbuļu veidošanās galvenokārt notiek prekursoru sildīšanas laikā un strauji izplešas laika intervālos no 100 ms līdz 1 s, kas bieži rada problēmas reāllaika novērošanai. Mūsdienu sinhrotronā starojuma rentgena attēlveidošanas tehnikai ir augsta enerģijas un telpiskā izšķirtspēja, kas ļauj reāllaikā, in situ novērot alumīnija putu kodolu veidošanās un augšanas procesu paaugstinātā temperatūrā. Pašlaik tikai ierobežoti pētnieki ir izpētījuši Al-Si-Mg sakausējuma pulvera putošanas kinētiku ar sinhrotronu starojumu. Piemēram, García-Morenoetal. ziņoja par nozīmīgām dinamiskām parādībām šķidrās alumīnija putās, tostarp kodolu veidošanos un augšanu, burbuļu pārkārtošanos, šķidruma ievilkšanu, aglomerāciju un plēves plīsumu. Kamm et al. pētīja AlSi8Mg4 alumīnija putu veidošanās un augšanas procesu ar sinhrotronu starojumu. Viņu atklājumi liecināja, ka ūdeņradis, kas rodas, sadaloties adsorbātiem uz metāla pulvera virsmas, ir vēl viens nozīmīgs kodēšanas mehānisms. Tomēr mijiedarbība starp prekursoru komponentiem ir sarežģīta, un putošanas dinamiku var ietekmēt to sastāvs. Gan Al-Si-Cu-Mg pulvera sistēmai, gan Al-Si-Cu-Mg pulvera sistēmai ar pievienotu Cf metāla putu veidošanās un augšanas izpratne un izpēte ir ļoti svarīga putu turpmākai struktūras attīstībai, lai uzlabotu īpašības. pieteikumiem.

Šajā darbā ar iepakošanas velmēšanas pulvermetalurģijas metodi tika sagatavoti Cf/AFS un AFS ar metalurģisko saskarnes savienojumu. Cf / AFS un AFS burbuļu evolūcija tika novērota in situ ar sinhrotronu starojumu, lai atklātu Cf mehānismu burbuļu kodolveidošanai, augšanai un saplūšanai, kā arī stabilitātei. Turklāt Cf / AFS un AFS tika putoti 620 ◦ C temperatūrā 15 minūtes kameras krāsnī. Pēc tam tika raksturots un pārbaudīts putoto paraugu poru izmēra sadalījums, poru mikrostruktūra un spiedes mehāniskās īpašības. Pamatojoties uz iepriekšminētajiem pētījumiem, tika sistemātiski novērtēta Cf/AFS un AFS struktūra un spiedes izturība.

2. Materiāli un metodes

2.1. Izejvielas

AFS un Cf/AFS pagatavošanai tika izmantotas sešas izejvielas: Al pulveris (vidējais izmērs: 45 μm, tīrība >99,70%), Si pulveris (vidējais izmērs: 38 μm, tīrība >99,50%), Cu pulveris (vidējais izmērs: 38 μm, tīrība >99,90%), Mg pulveris (vidējais izmērs: 75 μm, tīrība >99,70%), TiH2 pulveris (vidējais izmērs: 45 μm, tīrība > 99,70%) un ar varu pārklāta oglekļa šķiedra (vidējais izmērs: 1～2 mm, ar vara pārklājuma biezums: 1,4 μm).

2.2. Cf/AFS izgatavošana

Iepakojuma velmēšanas pulvermetalurģijas metodes shēma ir parādīta attēlā1. att. Sajaukšanas posmā tika sagatavots kvartāra sakausējuma AlSi6Mg4Cu4 pulveris ar Al, Si, Cu un Mg pulveriem attiecīgi 86 masas%, 6 masas%, 4 masas% un 4 masas%. Kā putu līdzeklis tika pievienots 1 masas % oksidēts TiH2 pulveris (termiskā apstrāde gaisā 1,5 h 470 ◦C temperatūrā), kas kausēšanas temperatūrā ātri izdala H2, paplašinot kausējumu. Turklāt 0,5 masas% oglekļa šķiedras tika iekļautas kā pastiprinošās fāzes. Jo īpaši, lai uzlabotu mitrināmību un novērstu kaitīgas reakcijas, piemēram, Al4C3 šķiedru un alumīnija kausējuma saskarnē putošanas laikā, oglekļa šķiedras tika pārklātas ar varu, izmantojot galvanizāciju. Galvanizācijas process tika aprakstīts Refs.2. attparāda ar varu pārklātās oglekļa šķiedras, kas iegūtas bezelektroniskās pārklāšanas procesā. Pārklājumam ir vienmērīgs un nepārtraukts šķiedras virsmas pārklājums(2. att. a)–(b)). Pēc tam šajā pētījumā izmantotās dažādās sakausējumu kompozīcijas tika sagatavotas, rūpīgi sajaucot iepriekš minētos pulverus ar un bez Cf trīsdimensiju maisītājā 3 stundas. Vienmērīgi sajauktais pulveris tiek iekapsulēts noslēgtā dobumā, kam seko aukstās un karstās velmēšanas procedūras.

Aukstās velmēšanas stadija efektīvi izvada gaisu no dobumiem un intersticiālajām atstarpēm starp daļiņām, izmantojot virkni vairāku gājienu un nelielu padziļinājumu. Karstās velmēšanas stadija nodrošina, ka prekursors sasniedz relatīvo blīvumu, kas pārsniedz 98%, izmantojot paneļa un pulvera deformāciju, kas atvieglo turpmāko putošanas procesu. Detalizēti velmēšanas procesa parametri ir aprakstīti Refs. AFS un Cf/AFS putojamie prekursori tiek iegūti, izmantojot iepriekš minēto procesu. Galu galā abi putojamie prekursori tika uzkarsēti 620 ◦ C temperatūrā 15 minūtes, lai izgatavotu Cf/AFS un AFS paraugus, kurus izmantoja poru izmēra analīzei, mikrostruktūras raksturošanai un spiedes mehānisko īpašību testiem.

2.3. Raksturojums un pārbaudes metodes

2.3.1. Mikrostruktūras raksturojums

Cf/AFS un AFS mikrostruktūras morfoloģija tika pētīta ar lauka emisijas skenēšanas elektronu mikroskopiju (SEM, Zeiss Ultra Plus). Enerģijas dispersijas spektroskopija (EDS) tika izmantota, lai noteiktu dažādu fāžu sastāvu putoto paraugu šūnu sienās. Paraugu garengriezumi tika iegūti, sagriežot putotos paraugus, izmantojot elektroizlādes mašīnu (EDM, DK7745). Pēc tam paraugu gareniskās sekcijas tika pārklātas ar krāsu un pēc tam noslīpētas un pulētas, izmantojot attiecīgi 800 un 1500 smilšpapīru. Galu galā pulētā parauga šķērsgriezuma ekvivalentie šūnu diametri (Dmean) tika noteikti, izmantojot attēlu analīzes programmatūru Image Pro Plus 6.0.

1. att.Blīvēšanas velmēšanas pulvermetalurģijas metodes shēma.

2. att.SEM attēli no (a) ar varu pārklātajām oglekļa šķiedrām un (b) parāda palielinātu skatu uz reģionu, kas atzīmēts ar sarkanu kvadrātu (a). Attēli (c) un (d) ir EDS rezultāti no punkta A (b).

3. att.Sinhrotrona starojuma eksperimenta iestatīšanas shematiskā diagramma.

2.3.2. In situ putošanās novērojumi ar sinhrotronu starojumu

Sinhrotrona starojuma eksperimenta iestatīšanas shematiskā diagramma ir ieskicēta3. att. Eksperimenti tika veikti Pekinas Sinhrotrona starojuma iekārtas staru līnijā 4W1A (BSRF, Pekinas Augstas enerģijas fizikas institūts, Ķīnas Zinātņu akadēmija, Ķīna). Atšķirībā no parastās absorbcijas kontrasta attēlveidošanas, šajā dokumentā tiek izmantota fāzes kontrasta attēlveidošana ar sinhrotrona starojuma gaismas avotu. Šī pieeja novērš tradicionālās absorbcijas attēlveidošanas ierobežojumus, kas ir neefektīvi vāji absorbējošu vielu vizualizēšanai. Paraugu putošanas process tika veikts pēc pasūtījuma izveidotā putošanas krāsnī, kurā bija 15 mm x 15 mm kvadrātveida logs, kas novietots perpendikulāri rentgenstaru staru virzienam. Parauga izmērs, kā parādīts 3. attēlā, ir 15 mm × 15 mm × 2 mm. Paraugu ievieto putojošā veidnē, kas sastāv no noteikta skaita keramikas loksnēm. Visā putošanas procesā rentgena stari var iziet cauri paraugam, un tos uztver ar uzlādes savienotas ierīces (CCD) kameru. Izvēlētais rentgenstaru avots darbojās ar 20 Kev intensitāti, un tika izmantots maksimālais skatīšanās izmērs 7, 4 mm × 7, 4 mm, lai varētu visaptveroši novērot visu putošanas procesu.

Ir vērts atzīmēt, ka novērotie paraugi tika novietoti perpendikulāri gan rites virzienam, gan tangenciālajam virzienam. Gan prekursoriem, kas satur 0,5 masas% Cf, gan tiem, kuriem nav 0,5 svara% Cf, sānu paneļi tika noņemti no abām paraugu pusēm, izmantojot EDM. Tika pētīta Cf ietekme uz alumīnija putu putošanas īpašībām. Turklāt prekursori ar dažādu sastāvu tika putoti tajā pašā karsēšanas krāsnī iepriekš iestatītā 620 ◦C temperatūrā.

2.3.3. Kompresijas mehānisko īpašību pārbaude

Kompresijas paraugi tika sagriezti cilindriskos paraugos ar 23 mm augstumu un 20 mm diametru ar EDM, un katrā virzienā tika nodrošināts vismaz 10 pilnīgas poras, lai izvairītos no izmēra ietekmes. Kvazistatiskās kompresijas testi tika veikti, ievērojot standartus ISO13314–2011 un GB/T31930–2015, izmantojot AG-XPLUS elektronu universālo materiālu testēšanas iekārtu ar maksimālo kravnesību 100 KN. Katrai grupai tika pārbaudīti trīs paraugi, un spiedes sprieguma-deformācijas līknes šajā rakstā atspoguļo vidējos rezultātus, kas iegūti no trim pārbaudītajiem paraugiem. Visi testi tika veikti ar pārvietojuma kontroli, uzturot nemainīgu šķērsgalvas ātrumu 2 mm/min (atbilst sākotnējam deformācijas ātrumam 10–3 s–1) istabas temperatūrā.

4. att.Cf/AFS putošanas procesa sinhrotronu starojuma attēli laika gaitā: a) neputots prekursors t0 momentā 380 ◦C; (b)–(c) elementārā vara izšķīšana un II tipa kodolu veidošanās prekursoru kušanas laikā; (d)–(g) neviendabīgi burbuļu veidošanās un augšanas procesi; un (h)–(i) burbuļi saplūst un plīst.

3. Rezultāti un diskusija

3.1. In situ putošana sinhrotrona starojuma ietekmē

3.1.1. Cf/AFS putu veidošanās

4. attparāda virkni sinhrotronu starojuma attēlu, kas attēlo Cf / AFS putošanas procesu. Cf/AFS oriģinālie attēli(4. att. (a))tika uzņemti, kad matrica bija cietā stāvoklī 380 ◦C temperatūrā, un šis laiks tika iestatīts kā t0. Salīdzinot ar citiem prekursora komponentiem, pārsvarā pelēkajā ar alumīniju bagātajā matricā Cf ir melns. To var saistīt ar augsto vara saturu uz šķiedras virsmas, kā parādīts attēlā2. att. c)–(d), kam ir lielākā relatīvā atomu masa salīdzinājumā ar citām prekursora sastāvdaļām. Turklāt tiek novērots, ka lielākā daļa Cf ir izkliedēti un atsevišķi, nevis sagrupēti kopā, kā parādīts4. att. (a). Tas nozīmē, ka, pievienojot 0,5 masas% Cf, 3 stundu maisīšanas process var efektīvi sasniegt vēlamo dispersijas stāvokli.

Pie t0+194s (kā redzams4. att. b), pelēkajā alumīnija matricā (apzīmēts ar sarkanu bultiņu) var novērot ievērojamu skaitu baltu, gandrīz sfērisku burbuļu ar diametru no 90 μm līdz 180 μm. Burbuļu skaits turpināja palielināties 46 s, kā parādīts attēlā4. att. c. Turklāt vēl viena ievērības cienīga matricā notiekošā izmaiņa ir tā, ka uz Cf virsmas mēdz veidoties daži mazi burbuļi, sākoties Cu izšķīdināšanai (atzīmēti ar sarkanu punktētu lodziņu). Šī parādība, visticamāk, ir saistīta ar II tipa kodolu veidošanos, kas notiek vara saturošā pulvera kompaktā. Ir plaši atzīts, ka Cu pievienošana ievērojami samazina sakausējumu kušanas temperatūru. Tas izraisa lokālu kušanu ap atsevišķām pulvera daļiņām pulvera prekursorā, kas satur vara pulveri, sildīšanas procesā, radot ievērojamu daudzumu Al-Si-Mg-Cu ceturkšņa eitektiskā kausējuma zemākā temperatūrā. Kvartārā eitektiskā kausējuma baseins mēdz būt vājš sakausējuma reģions, un tas ir vairāk pakļauts kodolu veidošanai. Rezultātā burbuļi, visticamāk, veidosies kodoli un aug pie šķiedras virsmas ar vara pārklājumu. Turklāt zemā šķidruma frakcija matricā šobrīd liek TiH2 sadalīšanās rezultātā iegūtajām gāzēm viegli uzkrāties alumīnija matricā. II tipa kodināšana var efektīvi izvairīties no uzkrātās gāzes, kas izspiež zemas šķidruma frakcijas matricu un izplata plaisas caur šķidrumu, kā rezultātā tiek nopietni zaudēts ūdeņraža daudzums.

4. att. dparāda, ka burbuļi sākotnēji veido kodolu un aug Cf apgabalā, kad matrica pilnībā izkūst, un burbuļu atrašanās vietas atbilst pazūdošajam ar vara pārklājumu slānim (apzīmēts ar sarkanu punktētu lodziņu). Ir vispāratzīts, ka sekundāro fāžu pievienošana palielina neviendabīgo kodolu veidošanās vietu skaitu, tādējādi samazinot enerģijas barjeru jaunu burbuļu veidošanai sakausējuma kausējumā. Tikmēr nukleācijas ātrums ir saistīts ar kopējo neviendabīgo kodolu laukumu tilpuma vienībā. Līdz ar to var novērot, ka burbuļi sākotnēji veido kodolu vietās, kur atrodas oglekļa šķiedras, un izplešas visā oglekļa šķiedras garumā. Turpinot palielināt kausējuma frakciju, no tā turpina parādīties daudzi jauni burbuļi4. att. e)–4(g). Tomēr burbuļu lokalizētas saplūšanas un plīsuma ātrums ir lēns, norādot, ka burbuļiem ir augsta stabilitāte. Pie t0+426s burbuļu skaits ievērojami palielinās, un

prekursora tilpums uzrāda lielu izplešanos(4. att. h)). Turklāt dažu burbuļu saplūšana (apzīmēta ar sarkanu bultiņu), kad mazos burbuļus absorbē lielāki, Ostvalda nobriešanas dēļ, ir neizbēgams process metālisko putu evolūcijas laikā [40]. Šīs nobriešanas parādības rezultātā parādās arī neliels skaits lielu un neregulāru burbuļu (apzīmēti ar sarkanu bultiņu4. att. i)).

5. att.Laika gaitā attīstījušies AFS putošanas procesa attēli dažādos posmos: a) neizkusis prekursors t0 momentā 380 ◦C; b) elementārā vara izšķīšana un II tipa kodolu veidošanās prekursoru kušanas laikā; c) burbuļu veidošanās un augšanas procesi; un (d)–(f) burbuļi saplūst un plīst.

3.1.2. AFS putu evolūcija

5. attēlā parādīta sinhrotronu starojuma attēlu sērija, kas ilustrē AFS putošanas procesu. Līdzīgi kā Cf/AFS, sinhrotrona starojuma secības sākotnējais attēls tika uzņemts, kad AFS bija cietā fāzē pie 380 ◦C (sk.5. att. (a)). Kad matrica tiek uzkarsēta virs cietības temperatūras, tajā kļūst redzami mazi balti burbuļi5. att. b) un (c), kas izriet no TiH2 sadalīšanās un II tipa kodolu veidošanās ar Cu bagātajā reģionā. Tomēr radīto burbuļu skaits un to sadalījuma blīvums iekšā5. att. cir ievērojami zemāks, salīdzinot ar4. att. c. Tas liek domāt, ka Cf / AFS nodrošina vairāk kanālu agrīnai gāzes izdalīšanai kodola veidošanās laikā, novēršot pārmērīgu plaisu veidošanos alumīnija matricā ar zemu šķidruma frakciju.

Var novērot mazāku AFS kodolu veidošanās vietu skaitu un lielāku patoloģisku burbuļu augšanas varbūtību, salīdzinot ar Cf/AFS.5. att. d)–(f). AFS burbuļu attīstība ir neregulāra, un to izmēriem ir lielas svārstības, jo līdzās pastāv gan mikrometru izmēra burbuļi, gan neparasti milimetru lieli burbuļi (apzīmēti ar sarkanu bultiņu). Turklāt šī nestabilitāte un neviendabīgums agrīnā kodolēšanas procesa laikā var izraisīt būtiskas atšķirības galīgajā poru struktūrā un mehāniskajās īpašībās starp AFS un Cf / AFS.

3.2. Makrostruktūras analīze

Lai izpētītu atšķirības makroskopisko poru morfoloģijā un poru diametrā starp AFS un Cf/AFS, laboratorijas apstākļos 620 ◦C putošanas temperatūrā 15 minūtes tika sagatavotas divas sviestmaižu struktūras. AFS un Cf / AFS makrostruktūras un šūnu lieluma sadalījums ir parādīts6. att. Salīdzinot abu sviestmaižu struktūru paraugu vertikālās sekcijas, atklājas, ka Cf/AFS putām ir smalkākas šūnas un mazāk defektu, piemēram, šūnu plīsums vai saplūšana (sk.6. att. (b)). Gluži pretēji, kā parādīts6. att. (a), AFS uzrāda vāju poru viendabīgumu ar dažu neparasti lielu poru klātbūtni. Tikmēr ekvivalentais poru diametrs AFS un Cf/AFS bija attiecīgi 2,9 ± 0,2 mm un 1,9 ± 0,1 mm, kas liecina, ka poru diametrs tika vēl vairāk uzlabots, pievienojot Cf (sk.6. att. (c) un (d)).

Poru struktūras attīstību ietekmē divi konkurējoši mehānismi: TiH2 sadalīšanās un putu saplūšana un plīsums. TiH2 sadalīšanās veicina kodolu veidošanās, porainības un izplešanās ātruma palielināšanos, savukārt burbuļu saplūšana un plīsums samazina poru skaitu un palielina poru diametru. Burbuļu saplūšanas un plīsuma gadījumu samazināšana palīdz iegūt labāku šūnu struktūru. Tādējādi putu augstā stabilitāte ir nepieciešama, lai saglabātu poru struktūras viendabīgumu putošanas procesā. Cf/AFS gadījumā Cf pievienošana ievērojami uzlabo šķiedru mitrināmību ar alumīnija kausējumu. Līdzīgi kā ziņotajām Cf pastiprinātajām alumīnija putām [44], kas sagatavotas ar kausējuma putošanas metodi, Cf pievienošana stabilizē alumīnija putas, novēršot šūnu sienas plīsumu un samazinot aglomerāciju. Tikmēr Cf var izveidot tīklam līdzīgu struktūru šūnas sieniņā, kas rada atdalīšanas spēku un novērš burbuļu plīsumu, tādējādi uzlabojot šūnu struktūru, putu stabilitāti un poru sadalījuma vienmērīgumu.

3.3. Mikrostruktūras raksturojums

7. att. (a)parāda šūnu sienas mikrostruktūru pēc putošanas ar AFS. Kā ziņots par AlSi6Cu4Mg4 sakausējuma putām, sakausējumā ir eitektiskais Al-Si, Mg2Si, Al2Cu un Al5Cu2Mg8Si6, kas saskan ar konstatējumiem, kas iegūti EDS analīzē7. att. b. Šīs trauslās fāzes samazina alumīnija putu mehāniskās īpašības, vājinot poru sienu vai darbojoties kā plaisu avots deformācijas laikā. Tāpēc poru sienas mehānisko īpašību uzlabošana, pievienojot pastiprinošas fāzes, ir dzīvotspējīga un efektīva stratēģija.

Attiecībā uz Cf/AFS to var novērot no7. att. c un (d)ka Cf ir sadalīts šūnas sienā vai šūnas sienas malā, norādot, ka Cf ir lieliska mitrināmība ar alumīnija kausējumu. Turklāt tas ir pamanāms (skat7. att. d), ka neliels daudzums nogulsnētās fāzes Al2Cu veidojas saskarnē starp šķiedrām un alumīnija kausējumu. Šī parādība veicina spēcīgas saiknes panākšanu starp šķiedrām un matricu. Šīs difūzijas reakcijas progresēšanu var intuitīvi novērot4. att. a)–(c). Ņemiet vērā, ka nogulsnētā fāze pilnībā neapņem oglekļa šķiedras, un šī sadalījuma stāvoklis un apjoms ir labvēlīgs Cf / AFS. Pamatojoties uz Lv et al pētījumu, uz Cf pastiprinātas alumīnija matricas kompozītmateriāliem, tika pierādīts, ka atbilstošs nogulsnētās fāzes daudzums var ietekmēt un regulēt saskarnes saites stiprību.

6. att.Reprezentatīvā parauga vertikālās sekcijas (a) AFS un (b) Cf/AFS. Ekvivalentais diametrs pret laukuma daļu, kas atbilst (a) un (b), ir attēlots attiecīgi (c) un (d). Nepārtrauktā līnija c) un d) apzīmē logaritmisko normālo pielāgošanu. Regresija (R2 ) atspoguļo piemērotību.

7. att.SEM attēli (a) un (b) parāda mikrostruktūras, kas atbilst6. atta) AFS un6. attb) attiecīgi Cf/AFS, turklāt7. att(b) un (d) parāda lokalizētu palielinājumu7. att(a) un (c) attiecīgi.

3.4. Cf stabilizējošo Al-Si-Mg-Cu putu mehānisms

Pamatojoties uz iepriekš minēto analīzi, shematisks Cf/AFS un AFS putošanas mehānisma attēlojums ir apkopots8. att. Būtiskās atšķirības starp Cf/AFS un AFS nukleācijas stadijā, burbuļu augšanas un saplūšanas stadijā, kā arī pakāpeniskās sacietēšanas stadijā, kā parādīts attēlā8. att. a) un (b).

8. att.Cf/AFS un AFS putošanas uzvedības shematiskā diagramma: (a) Cf/AFS; un b) AFS.

AlSi6Cu4Mg4 sakausējuma putu kodolu veidošanās stadijā burbuļi mēdz veidoties kodolā šķidrajā kvartārajā eitektikā, kas ieskauj vara daļiņas, nevis veido kodolu TiH2 daļiņu atrašanās vietā. Šāda veida kodēšana prekursora vājākajā reģionā (II tipa kodēšana) nodrošina vairāk evakuācijas kanālu gāzēm, kas izdalās TiH2 sadalīšanās rezultātā, izvairoties no gāzu uzkrāšanās un izraisot plaisu izplatīšanos alumīnija kausējumā. Ar varu pārklātu oglekļa šķiedru pievienošana acīmredzot vēl vairāk rada kanālus H2 izdalīšanai. Tomēr, tā kā alumīnija kausējumam šajā posmā nav pietiekamas šķidrās frakcijas, šādiem maziem burbuļiem ir grūti nodrošināt pietiekamu H2 avotu, lai turpinātu augt. Rezultātā šie mazie burbuļi plīst kausējuma iekšpusē, temperatūrai paaugstinoties. Kad prekursors ir pilnībā izkusis, H2, kas izdalās no TiH2 vardarbīgās dehidrogenēšanas reakcijas, veidos kodolu un strauji pieaugs, pamatojoties uz kodola veidošanās punktu. Cf nodrošina daudzas neviendabīgas kodēšanas vietas burbuļu ģenerēšanai, kas ievērojami palielina kodola veidošanās ātrumu. Vienlaikus Cf klātbūtne efektīvi kavē primāro burbuļu kontaktu un saplūšanu un novērš anomāli lielu burbuļu veidošanos.

Burbuļu augšanas un saplūšanas stadijā Cf pievienošana būtiski uzlabo putu stabilitāti. Iemesls ir tāds, ka Cf un alumīnija kausējumam ir laba mitrināmība, un šķiedras var viegli iesprostot starp divām gāzes un šķidruma saskarnēm, veidojot tīkla struktūru (kā parādīts7. att. c). Kad šķidruma plēve tiek atšķaidīta, šķiedras var radīt atdalīšanas spiedienu, lai pretotos sūkšanai no plato robežas, tādējādi novēršot šķidruma plēves plīsumu. Tāpēc Cf/AFS ir nepieciešams ilgāks putošanas laiks, salīdzinot ar AFS, ar lielāku stabilitāti, kas var saglabāt poru struktūras viendabīgumu putu veidošanās laikā.

Lēnās sacietēšanas stadijā burbuļi Cf/AFS vairs neaug, un šķiedras ir iestrādātas šūnas sieniņā (atzīmētas ar sarkanu punktētu lodziņu). Šāda šķiedru aizture neļauj absorbēt mazos burbuļus lielākiem, kā tas redzams Ostvalda nogatavināšanā, un kavē šūnu sienas plīsumu sacietēšanas paplašināšanās dēļ. Tā rezultātā Cf / AFS ir viendabīgāka poru struktūra un mazāk poru defektu, salīdzinot ar AFS.

3.5. Mehāniskās īpašības

Spiedes sprieguma un deformācijas līknes Cf/AFS un AFS ar gandrīz tādu pašu porainību (attiecīgi 83,2% un 81,4%) ir parādītas9. att. (a). Spiedes sprieguma-deformācijas līknei ir izteikts trīspakāpju raksturlielums, kas ietver lineāro elastīgo reģionu, plato reģionu un blīvuma apgabalu. AFS un Cf/AFS spiedes tecēšanas robeža bija attiecīgi 8,44 MPa un 11,87 MPa. Cf/AFS spiedes tecēšanas robeža tika palielināta par 40,6%, salīdzinot ar AFS. Tikmēr Cf / AFS enerģijas absorbcijas spēja ir labāka nekā AFS tajā pašā celmā, kā parādīts9. att. b. AFS un Cf/AFS enerģijas absorbcijas spējas ir attiecīgi aptuveni 3,3 MJ/m3 un 6,1 MJ/m3. Cf/AFS enerģijas absorbcijas spēja ir uzlabota par 84,8%, salīdzinot ar AFS.

9. att.Cf/AFS un AFS spiedes sprieguma-vilciena līknes un enerģijas absorbcijas jaudas līknes: a) spiedes sprieguma-vilciena līknes; b) enerģijas absorbcijas spējas līknes.

Cf iekļaušana ievērojami uzlaboja putu serdes mehāniskās īpašības. Ir labi zināms, ka mehāniskās īpašībasalumīnija putasir cieši saistīti ar poru struktūru un statņu mehāniskajām īpašībām. Makrostrukturālā analīze liecināja, ka Cf pievienošana uzlaboja poru izmēru, uzlaboja poru sadalījumu un samazināja poru defektus. Līdzīgi kā Sasikumar et al. un Jangetāls. mazs poru diametrs un šaurs poru sadalījums ir izdevīgāki, lai uzlabotu spiedes izturību un enerģijas absorbcijas efektivitāti. Turklāt mikrostruktūras ietekme uz putu mehāniskajām īpašībām galvenokārt ir saistīta ar Cf, kas iestrādāts putu poru sieniņās. Ar varu pārklāto oglekļa šķiedru difūzija un izšķīdināšana alumīnija matricā var panākt stingrāku saskarnes saikni starp šķiedrām un alumīnija matricu, kas veicina slodzes pārnesi. Augsta moduļa oglekļa šķiedra, kas iestiprināta poru sieniņā, var ierobežot poru sienas deformāciju saspiešanas slodzes apstākļos un uzlabot nestspēju. Visi šie faktori veicina Cf/AFS, lai sasniegtu augstāku tecēšanas robežu un enerģijas absorbcijas spēju salīdzinājumā ar AFS.

4. Secinājumi

Šajā darbā Cf/AFS un AFS tika sagatavoti ar iepakošanas velmēšanas pulvermetalurģijas metodi. Cf / AFS un AFS putošanās tika dinamiski novērota, izmantojot sinhrotronu starojumu līdz

izpētīt Cf ietekmi uz burbuļa kodolu veidošanos un augšanu. Turklāt tika rūpīgi analizēta alumīnija putu poru morfoloģija, poru sadalījums un saspiešanas īpašības. Galvenie secinājumi ir šādi:

(1) Sinhrotrona starojuma in situ novērojumi atklāj, ka gan Cf / AFS, gan AFS putošanas procesiem ir trīs atšķirīgi posmi: burbuļu veidošanās, burbuļu augšana un saplūšana, kā arī sacietēšana.

Salīdzinot ar AFS, Cf/AFS putošanas process demonstrē augstāku stabilitāti un burbuļu viendabīgumu. AFS ir vairāk pakļauta neparasti lielu un rupju poru veidošanai poru evolūcijas procesā. Turklāt atšķirība ir saistīta ar Cf neviendabīgo kodolu veidošanās efektu, kas novērš burbuļu sienas plīsumu un samazina saplūšanu, vienlaikus palielinot kodola veidošanās ātrumu.

(2) Pievienojot 0,5 masas % Cf, tiek uzlabots līdzvērtīgo poru diametrs no 2,9 ± 0,2 mm līdz 1,9 ± 0,1 mm, ievērojami samazinot rupjo poru defektus. Vienlaikus mikrostruktūra atklāj labu Cf mitrināmību, kas ir sadalīta gar poru sienu un gāzes-cieto saskarni, tādējādi uzlabojot putu stabilitāti.

(3) Salīdzinot ar AFS, Cf/AFS spiedes tecēšanas robeža un enerģijas absorbcijas spēja palielinājās attiecīgi par aptuveni 40,6% un 84,8%. Šī pētījuma rezultāti var sniegt idejas alumīnija putu sendvičpaneļu pastiprināšanai ar metalurģiskas savienošanas saskarnēm, kurām ir potenciāls inženierijas pielietojumam automobiļu un kosmosa rūpniecības jomā.

Raksts no Journal of Material Research and Technology