Caracteristicile de performanță ale panoului sandwich din spumă de aluminiu din fibră de carbon depusă cu cupru în comparație cu panoul sandwich convențional din spumă de aluminiu

Sandviș din spumă de aluminiuPanourile (AFS) au o combinație de caracteristici structurale și funcționale, cum ar fi densitate scăzută, rezistență specifică ridicată, absorbție favorabilă de energie, capacitate de amortizare și ecranare electromagnetică. Aceste proprietăți excelente fac ca AFS să aibă un potențial mare în domeniul aerospațial, al transporturilor și al marinei. În comparație cu spumele abia metalice, plăcile metalice exterioare ale AFS pot etanșa eficient spuma și pot îmbunătăți proprietățile mecanice complete, cum ar fi rezistența la tracțiune și la încovoiere. În general, AFS a fost fabricat prin metoda de lipire cu adeziv, care presupune atașarea spumei de aluminiu pe panouri metalice solide folosind adeziv din rășină epoxidice.

Deși metoda de lipire cu adeziv îmbunătățește eficient amortizarea structurală, ea este însoțită de limitări, inclusiv provocări în reciclare și susceptibilitatea la eșecul delaminarii în condiții de temperatură ridicată sau corozive. Pentru a aborda aceste limitări, au fost dedicate eforturi extinse de cercetare pentru a realiza lipirea metalurgică între panou și stratul de miez.

În prezent, metodele predominante de preparare pentru AFS care vizează realizarea lipirii metalurgice sunt, în general, clasificate în trei categorii: sudare, spumare prin topire și metoda metalurgiei pulberilor de laminare de ambalare. Printre aceste metode, metoda de laminare a pulberilor de ambalare este considerată superioară pentru controlul structurii porilor și realizarea spumei la temperatură scăzută. Lucrările noastre anterioare au folosit această tehnologie pentru a fabrica AFS de dimensiuni mari, cu proprietăți de expansiune și structură celulară mai bune pentru aplicații industriale.

Cu toate acestea, datorită proprietăților mecanice de compresiune relativ scăzute ale miezului de spumă, îmbunătățirea rezistenței mecanice a AFS este limitată, astfel încât îmbunătățirea în continuare a rezistenței miezului de spumă este crucială pentru AFS.

Până în prezent, metodele comune raportate pentru a îmbunătăți proprietățile mecanice compresive alespumă de aluminiusunt următoarele: tratament de suprafață, tratament termic și armare prin adăugarea de particule, fibre, elemente de aliere etc. Printre acestea, fibrele scurte de carbon cu densitate scăzută, modul elastic ridicat și raport mare de aspect au atras atenția largă ca materiale de armare promițătoare. Mai mult, metalizarea suprafeței fibrelor de carbon, prin galvanizare sau placare chimică, cum ar fi placarea cu cupru sau placarea cu nichel, îmbunătățește în continuare umectarea fibrelor de carbon din topitura de aluminiu și evită reacțiile interfațiale dăunătoare dintre fibrele de carbon și topitura de aluminiu. Fibra de carbon scurtă este acum utilizată pe scară largă pentru a consolida compozitele cu matrice de aluminiu.

Bhav Singhetal. fibre de carbon acoperite cu cupru preparate compozite cu matrice de aluminiu ranforsate prin metoda de turnare prin agitare. Muetal. compozite din matrice de aluminiu fabricate armate cu fibre de carbon acoperite cu nichel folosind metoda de turnare cu două role. Rezultatele au demonstrat o îmbunătățire semnificativă a rezistenței la tracțiune a compozitelor prin adăugarea de fibre de carbon. Cu toate acestea, au fost limitate cercetări efectuate asupraspuma de aluminiu ranforsatcu fibre de carbon acoperite cu cupru. Caoetal. Fibre de carbon acoperite cu cupru au preparat mai întâi spumă de aluminiu întărită prin metoda de spumare prin topire. Rezultatele demonstrează că 0,35% vol de Cf poate stabiliza spuma de aluminiu prin prevenirea ruperii peliculei lichide și cu cât cantitatea de fibre adăugată spumei este mai stabilă. Muetal. a arătat că proprietățile de amortizare ale spumei de aluminiu preparate prin metoda de spumare prin topire au fost îmbunătățite semnificativ prin adăugarea de Cf.

În consecință, se poate concluziona că adăugarea de Cf poate fi o strategie eficientă pentru a îmbunătăți simultan stabilitatea spumei și proprietățile mecanice alespume de aluminiu. În plus, nu au existat rapoarte privind panourile sandwich din spumă de aluminiu ranforsată cu fibre de carbon placate cu cupru, preparate prin metoda metalurgiei pulberilor, ceea ce motivează cercetătorii să efectueze studii mai aprofundate în acest domeniu.

Au fost efectuate numeroase studii privind mecanismul de nucleare și stabilitateaspume de aluminiucu adăugarea de faze de armare. Diferențele în numărul de pori și morfologia porilor,

precum dimensiunea, distribuția și forma, sunt de obicei atribuite mecanismelor de nucleare și stabilității. Efectele eterogene de nucleare și mecanismele de stabilizare a rețelei de oxizi în sistemul de metalurgie a pulberilor au fost investigate exhaustiv. Pulberile de aliaj cuaternar constând din Al–Si–Mg–Cu utilizate în această lucrare au prezentat rate de expansiune excepționale și temperaturi scăzute de spumare, cu o temperatură solidus de 507 ◦C și o temperatură lichidus de 596 ◦C. Cu toate acestea, există o lipsă de cercetare cu privire la mecanismul de nucleare, stabilitatea și proprietățile mecanice compresive ale compactelor de pulbere care conțin această compoziție specială de aliaj, în special atunci când se încorporează Cf. În lucrările anterioare, investigațiile mecanismelor de nucleare și stabilizare au fost efectuate în primul rând prin metode non-in situ, implicând analiza tomografică a probelor care au fost răcite rapid după întreruperea spumării. Din păcate, nuclearea cu bule submicronice are loc în principal în timpul încălzirii precursoarelor și se extinde rapid în intervale de timp care se întind de la 100 ms la 1 s, prezentând adesea provocări pentru observarea în timp real. Tehnica modernă de imagistică cu raze X cu radiații sincrotron posedă o energie ridicată și o rezoluție spațio-temporală, permițând observarea în timp real, in situ, a procesului de nucleare și creștere a spumei de aluminiu la temperaturi ridicate. În prezent, doar puțini cercetători au explorat cinetica de spumare a pulberii de aliaj Al-Si-Mg prin radiația sincrotron. De exemplu, García-Morenoetal. au raportat fenomene dinamice semnificative în spuma lichidă de aluminiu, inclusiv nuclearea și creșterea, rearanjarea bulelor, retragerea lichidului, aglomerarea și ruperea peliculei. Kamm şi colab. a studiat procesul de nucleare și creștere a spumei de aluminiu AlSi8Mg4 prin radiație sincrotron. Descoperirile lor au indicat că hidrogenul generat prin descompunerea adsorbaților de pe suprafața pulberii metalice reprezintă un alt mecanism semnificativ de nucleare. Cu toate acestea, interacțiunea dintre componentele precursoare este complicată, iar dinamica spumării poate fi influențată de compoziția lor. Atât pentru sistemul de pulbere Al–Si–Cu–Mg, cât și pentru sistemul de pulbere Al–Si–Cu–Mg cu Cf adăugat, înțelegerea și explorarea inițierii și creșterii spumei metalice este crucială pentru dezvoltarea structurală ulterioară a spumei pentru a îmbunătăți proprietățile. pentru aplicații.

În această lucrare, Cf/AFS și AFS cu lipire interfacială metalurgică au fost preparate prin metoda metalurgiei pulberilor de laminare a ambalării. Evoluția bulelor Cf/AFS și AFS a fost observată in situ prin radiația sincrotron pentru a dezvălui mecanismul Cf privind nuclearea, creșterea și fuziunea bulelor și stabilitatea. În plus, Cf/AFS și AFS au fost spumate la 620 ◦ C timp de 15 minute într-un cuptor cu cameră. Ulterior, distribuția mărimii porilor, microstructura porilor și proprietățile mecanice de compresie ale probelor spumate au fost caracterizate și testate. Pe baza studiilor menționate mai sus, structura și rezistența la compresiune a Cf/AFS și AFS au fost evaluate sistematic.

2. Materiale și metode

2.1. Materii prime

Pentru prepararea AFS și Cf/AFS au fost utilizate șase materii prime: pulbere de Al (dimensiune medie: 45 μm, puritate >99,70%), pulbere de Si (dimensiune medie: 38 μm, puritate >99,50%), pulbere de Cu (dimensiune medie: 38 μm, puritate >99,90%), pulbere de Mg (dimensiune medie: 75 μm, puritate >99,70%), pulbere TiH2 (dimensiune medie: 45 μm, puritate >99,70%) și fibră de carbon acoperită cu cupru (dimensiune medie: 1~2 mm, grosimea stratului de cupru: 1,4 μm).

2.2. Fabricarea Cf/AFS

Schema metodei de metalurgie a pulberilor de laminare a ambalării este ilustrată înFig. 1. În timpul etapei de amestecare, a fost preparată pulberea de aliaj cuaternar AlSi6Mg4Cu4, cu pulberi de Al, Si, Cu și Mg în proporții de 86% în greutate, 6% în greutate, 4% în greutate și, respectiv, 4% în greutate. 1% în greutate pulbere de TiH2 oxidată (tratament termic în aer timp de 1,5 ore la 470 °C) a fost adăugată ca agent de expandare care eliberează rapid H2 la temperatura de topire, extinzând topitura. În plus, 0,5% în greutate fibre de carbon au fost încorporate ca faze de armare. În special, pentru a îmbunătăți umecbilitatea și a preveni reacțiile dăunătoare precum Al4C3 la interfața topiturii fibră-aluminiu în timpul spumării, fibrele de carbon au fost acoperite cu cupru prin galvanizare. Procesul de galvanizare a fost descris în ref.Fig. 2prezintă fibrele de carbon acoperite cu cupru obținute prin procesul de placare electroless. Acoperirea are o acoperire uniformă și continuă a suprafeței fibrei(Fig. 2(a)–(b)). Ulterior, diferitele compoziții de aliaj utilizate în acest studiu au fost preparate prin amestecarea temeinică a pulberilor menționate mai sus cu și fără Cf într-un mixer tridimensional timp de 3 ore. Pulberea amestecată uniform este încapsulată într-o cavitate etanșă, urmată de proceduri de laminare la rece și la cald.

Etapa de laminare la rece evacuează eficient aerul din interiorul cavităților și din spațiile interstițiale dintre particule printr-o serie de treceri multiple și depresiuni mici. Etapa de laminare la cald asigură că precursorul atinge o densitate relativă care depășește 98% prin co-deformarea panoului și a pulberii, ceea ce facilitează procesul de spumare ulterior. Parametrii detaliați ai procesului de laminare sunt descriși în Ref. Precursorii spumabili AFS și Cf/AFS sunt obținuți prin procedeul menționat mai sus. În cele din urmă, ambii precursori spumabili au fost încălziți la 620 ◦ C timp de 15 minute pentru a fabrica specimene Cf/AFS și AFS, care au fost utilizate pentru analiza mărimii porilor, caracterizarea microstructurală și testele de proprietăți mecanice compresive.

2.3. Caracterizare și metode de testare

2.3.1. Caracterizare microstructurală

Morfologia microstructurii Cf/AFS și AFS au fost investigate prin microscopie electronică cu scanare cu emisie de câmp (SEM, Zeiss Ultra Plus). Spectroscopia cu dispersie de energie (EDS) a fost utilizată pentru a identifica compoziția diferitelor faze din pereții celulari ai probelor spumate. Secțiunile longitudinale ale probelor au fost obținute prin tăierea probelor spumate folosind mașina de electrodescărcare (EDM, DK7745). După aceasta, secțiunile longitudinale ale specimenelor au fost acoperite cu vopsea și apoi șlefuite și lustruite cu șmirghel cu granulație 800 și, respectiv, cu granulație 1500. În cele din urmă, diametrele echivalente ale celulei (Dmean) ale secțiunii transversale a specimenului lustruit au fost determinate folosind software-ul de analiză a imaginii, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Schema metodei de laminare a împachetarii metalurgiei pulberilor.

Fig. 2.Imaginile SEM ale (a) fibrelor de carbon acoperite cu cupru și (b) arată o vedere mărită a regiunii marcate de un pătrat roșu în (a). Imaginile (c) și (d) sunt rezultatele EDS de la punctul A din (b).

Fig. 3.Schema schematică a configurației experimentului cu radiația sincrotron.

2.3.2. Observații in situ de spumare prin radiație sincrotron

Diagrama schematică a configurației experimentului cu radiația sincrotron este schițată înFig. 3. Experimentele au fost efectuate la linia de radiație 4W1A a Facilității de radiații sincrotron din Beijing (BSRF, Institutul de Fizică a Energiei înalte din Beijing, Academia Chineză de Științe, China). Spre deosebire de imagistica convențională de absorbție-contrast, această lucrare utilizează imagistica cu contrast de fază cu sursa de lumină cu radiații sincrotron. Această abordare abordează limitările imagistică tradițională cu absorbție, care este ineficientă pentru vizualizarea substanțelor cu absorbție slabă. Procesul de spumare a specimenelor a fost efectuat într-un cuptor de spumare proiectat la comandă, având o fereastră pătrată de 15 mm pe 15 mm poziționată perpendicular pe direcția fasciculului de raze X. Mărimea eșantionului, așa cum este prezentată în Fig. 3, măsoară 15 mm × 15 mm × 2 mm. Proba este plasată într-o matriță de spumă formată dintr-un anumit număr de foi ceramice. Pe tot parcursul procesului de spumare, razele X pot trece prin eșantion și sunt captate de o cameră cu dispozitiv cuplat cu încărcare (CCD). Sursa de raze X aleasă a funcționat la o intensitate de 20 Kev și a fost utilizată o dimensiune maximă de vizualizare de 7,4 mm × 7,4 mm pentru a permite observarea completă a întregului proces de spumare.

Este de remarcat faptul că probele observate au fost poziționate într-o manieră perpendiculară atât pe direcția de rulare, cât și pe direcția tangențială. Atât precursorii care conțineau 0,5% în greutate Cf, cât și cei fără 0,5% în greutate Cf au avut panourile lor laterale îndepărtate de pe ambele părți ale probelor folosind EDM. A fost investigat efectul Cf asupra caracteristicilor de spumare ale spumei de aluminiu. În plus, precursorii cu compoziții diferite au fost spumați în același cuptor de încălzire la o temperatură prestabilită de 620 ◦C.

2.3.3. Test de proprietăți mecanice de compresie

Probele de compresie au fost tăiate în epruvete cilindrice cu o înălțime de 23 mm și un diametru de 20 mm prin EDM și s-a asigurat că fiecare direcție include cel puțin 10 pori completi pentru a evita efectul de dimensiune. Testele de compresie cvasi-statică au fost efectuate conform standardelor ISO13314–2011 și GB/T31930–2015, utilizând o mașină universală de testare a materialelor cu electroni AG-XPLUS cu o capacitate de încărcare maximă de 100 KN. Au fost testate trei eșantioane pentru fiecare grup, iar curbele efort-deformare la compresiune din această lucrare reprezintă rezultatele medii obținute din cele trei probe testate. Toate testele au fost efectuate sub controlul deplasării, menținând o viteză constantă a capului transversal de 2 mm/min (corespunzând unei rate inițiale de deformare de 10−3 s−1) la temperatura camerei.

Fig. 4.Imagini cu radiații sincrotron evoluate în timp ale procesului de spumare Cf/AFS: (a) precursor nespumat la momentul t0 de 380 ◦C; (b)–(c) dizolvarea cuprului elementar și nuclearea de tip II în timpul topirii precursorilor; (d)–(g) procesele eterogene de nucleare și creștere a bulelor; și (h)–(i) fuziunea și ruperea bulelor.

3. Rezultate și discuții

3.1. Comportament de spumare in situ sub radiația sincrotron

3.1.1. Evoluția spumei Cf/AFS

Fig. 4afișează o serie de imagini cu radiații sincrotron care descriu procesul de spumare al Cf/AFS. Imaginile originale ale Cf/AFS(Fig. 4 (a))au fost capturate când matricea era în stare solidă la 380 ◦C, iar acest timp a fost setat ca t0. În comparație cu celelalte componente din precursor, Cf apare negru în matricea bogată în aluminiu predominant gri. Acest lucru poate fi atribuit conținutului ridicat de cupru de pe suprafața fibrei, așa cum se arată înFig. 2(c)–(d), care are cea mai mare masă atomică relativă în comparație cu celelalte componente ale precursorului. În plus, se observă că majoritatea Cf sunt dispersate și separate, mai degrabă decât grupate împreună, așa cum se arată înFig. 4(a). Aceasta implică faptul că, cu o adăugare de 0,5% în greutate de Cf, un proces de agitare de 3 ore poate atinge în mod eficient starea dorită de dispersie.

La t0+194s (după cum se vede înFig. 4(b)), un număr considerabil de bule albe, aproape sferice, cu diametre cuprinse între 90 μm și 180 μm pot fi observate în matricea de aluminiu gri (marcată cu săgeata roșie). Numărul de bule a continuat să crească în 46 de secunde, așa cum se arată înFig. 4(c). În plus, o altă schimbare demnă de remarcat care are loc în matrice este că unele bule mici tind să se formeze pe suprafața Cf odată cu inițierea dizolvărilor Cu (marcate cu caseta punctată roșie). Acest fenomen este probabil atribuit nucleării de tip II care are loc în compactul de pulbere care conține cupru. Este larg recunoscut faptul că adăugarea de Cu scade semnificativ temperatura de topire a aliajelor. Acest lucru are ca rezultat topirea localizată în jurul particulelor individuale de pulbere din precursorul de pulbere care conține pulbere de cupru în timpul procesului de încălzire, generând o cantitate substanțială de topitură eutectică cuaternară Al-Si-Mg-Cu la temperaturi mai scăzute. Baza de topitură eutectică cuaternară tinde să fie o regiune slabă în aliaj și este mai predispusă la nucleare. Ca rezultat, este mai probabil ca bulele să se nucleeze și să crească în apropierea stratului de cupru de pe suprafața fibrei. Mai mult, fracția lichidă scăzută din matrice în acest moment face ca gazele din descompunerea TiH2 să se acumuleze ușor în matricea de aluminiu. Nuclearea de tip II poate evita în mod eficient ca gazul acumulat să forțeze matricea cu fracții lichide scăzute și propagarea fisurilor prin lichid, ducând la pierderea severă a cantității de hidrogen.

Fig. 4(d)arată că bulele se nucleează și cresc inițial pe regiunea Cf pe măsură ce matricea se topește în întregime, iar locațiile bulelor corespund stratului acoperit cu cupru care dispare (marcat cu caseta punctată roșie). Este bine stabilit că adăugarea de faze secundare crește numărul de situsuri de nucleare eterogene, reducând astfel bariera energetică pentru formarea de noi bule în topitura aliajului. Între timp, rata de nucleare este legată de suprafața totală de nucleare eterogenă pe unitate de volum. În consecință, se poate observa că bulele se nucleează inițial în locurile unde sunt situate fibrele de carbon și se extind pe lungimea fibrei de carbon. Odată cu o creștere suplimentară a fracției de topire, din care continuă să iasă numeroase bule noiFig. 4(e)–4(g). Cu toate acestea, rata de fuziune localizată și ruptură a bulelor este lentă, ceea ce indică faptul că bulele posedă o stabilitate ridicată. La t0+426s, numărul de bule crește semnificativ și

volumul precursorului prezintă o expansiune mare(Fig. 4(h)). Mai mult, apariția unor contopiri de bule (marcate cu săgeata roșie), unde bulele mici sunt absorbite de altele mai mari datorită maturării Ostwald, este un proces inevitabil în timpul evoluției spumei metalice [40]. Acest fenomen de maturare are ca rezultat și apariția unui număr mic de bule mari și neregulate (marcate cu săgeata roșie înFig. 4(i)).

Fig. 5.Imagini evoluate în timp ale procesului de spumare al AFS în diferite etape: (a) precursor netopit la momentul t0 de 380 ◦C; (b) dizolvarea cuprului elementar și nuclearea de tip II în timpul topirii precursorilor; (c) procesele de nucleare și creștere a bulelor; și (d)–(f) fuziunea și ruperea bulelor.

3.1.2. Evoluția spumei AFS

Fig. 5 demonstrează o serie de imagini cu radiații sincrotron care ilustrează procesul de spumare al AFS. Similar cu Cf/AFS, imaginea inițială pentru secvența de radiații sincrotron a fost capturată atunci când AFS era în fază solidă la 380 ◦C (veziFig. 5(a)). Când matricea este încălzită peste temperatura solidus, mici bule albe devin vizibile în interiorFig. 5(b) și (c), rezultat din descompunerea TiH2 și apariția nucleării de tip II în regiunea bogată în Cu. Cu toate acestea, numărul de bule generate și densitatea de distribuție a acestora înFig. 5(c)este considerabil mai mic comparativ cuFig. 4(c). Acest lucru sugerează că Cf/AFS oferă mai multe canale pentru eliberarea timpurie a gazului în timpul nucleării, prevenind formarea excesivă a fisurilor în matricea de aluminiu cu fracție lichidă scăzută.

Un număr mai mic de situsuri de nucleare AFS și o probabilitate mai mare de creștere anormală a bulelor în comparație cu Cf/AFS pot fi observate dinFig. 5(d)–(f). Evoluția bulelor AFS este neregulată, iar dimensiunile lor prezintă fluctuații largi datorită coexistenței atât a bulelor de dimensiuni micrometrice, cât și a bulelor mari de dimensiuni anormal de milimetrice (marcate cu săgeata roșie). Mai mult, această instabilitate și neomogenitate în timpul procesului de nucleare timpurie poate duce la diferențe semnificative în structura porilor finale și proprietățile mecanice între AFS și Cf/AFS.

3.2. Analiza macrostructurii

Pentru a investiga diferențele de morfologie macroscopică a porilor și diametrul porilor dintre AFS și Cf/AFS, două structuri sandwich au fost preparate în condiții de laborator la o temperatură de spumare de 620 ◦ C timp de 15 minute. Macrostructurile și distribuția dimensiunii celulelor AFS și Cf/AFS sunt prezentate înFig. 6. Compararea secțiunilor verticale ale celor două probe de structuri sandwich arată că spumele Cf/AFS au celule mai fine și mai puține defecte, cum ar fi ruptura sau îmbinarea celulelor (veziFig. 6 (b)). Dimpotrivă, așa cum se arată înFig. 6(a), AFS prezintă o omogenitate slabă a porilor cu prezența unor pori anormal de mari. Între timp, diametrul echivalent al porilor pentru AFS și Cf/AFS a fost de 2,9 ± 0,2 mm și, respectiv, 1,9 ± 0,1 mm, ceea ce sugerează că diametrul porilor a fost rafinat în continuare prin adăugarea de Cf (veziFig. 6(c) și (d)).

Evoluția structurii porilor este influențată de două mecanisme competitive: descompunerea TiH2 și fuziunea și ruperea spumei. Descompunerea TiH2 contribuie la creșterea numărului de nucleare, porozitate și viteză de expansiune, în timp ce fuziunea și ruperea bulelor scade numărul de pori și mărește diametrul porilor. Reducerea evenimentelor de fuziune și ruptură a bulelor contribuie la obținerea unei structuri celulare mai bune. Prin urmare, stabilitatea ridicată a spumei este necesară pentru a menține omogenitatea structurii porilor în timpul procesului de spumare. Pentru Cf/AFS, adăugarea de Cf îmbunătățește foarte mult umecbilitatea fibrelor cu topitura de aluminiu. Similar cu spuma de aluminiu armată cu Cf raportată [44] preparată prin metoda de spumare prin topire, adăugarea de Cf stabilizează spuma de aluminiu prin prevenirea rupturii peretelui celular și reducerea aglomerației. Între timp, Cf poate crea o structură asemănătoare rețelei în peretele celular, care generează o forță de separare și previne ruperea bulelor, îmbunătățind astfel structura celulei, stabilitatea spumei și uniformitatea distribuției porilor.

3.3. Caracterizare microstructurală

Fig. 7(a)arată microstructura peretelui celular după spumare cu AFS. După cum s-a raportat pentru spumele de aliaj AlSi6Cu4Mg4, eutectice Al–Si, Mg2Si, Al2Cu și Al5Cu2Mg8Si6 sunt prezente în aliaj, ceea ce este în acord cu constatările obținute din analiza EDS înFig. 7(b). Aceste faze fragile scad proprietățile mecanice ale spumei de aluminiu prin slăbirea peretelui porilor sau acționând ca o sursă de fisuri în timpul deformării. Prin urmare, îmbunătățirea proprietăților mecanice ale peretelui porilor prin adăugarea de faze de armare este o strategie viabilă și eficientă.

Pentru Cf/AFS, se poate observa dinFig. 7(c) și (d)că Cf este distribuit în interiorul peretelui celular sau la marginea peretelui celular, ceea ce indică că Cf are o umectabilitate excelentă cu topitura de aluminiu. În plus, este vizibil (veziFig. 7(d)) că o cantitate minoră din faza precipitată Al2Cu se formează la interfața dintre fibre și topitura de aluminiu. Acest fenomen contribuie la realizarea unei legături puternice între fibre și matrice. Progresia acestei reacții de difuzie poate fi observată intuitiv înFig. 4(a)–(c). Rețineți că, faza precipitată nu înconjoară complet fibrele de carbon, iar starea și cantitatea acestei distribuții sunt benefice pentru Cf/AFS. Pe baza studiului lui Lv et al, pe materialele compozite cu matrice de aluminiu armat Cf, s-a demonstrat că cantitatea adecvată de fază precipitată poate influența și regla rezistența legăturii interfațale.

Fig. 6.Secțiuni verticale ale eșantionului reprezentativ (a) AFS și (b) Cf/AFS. Diametrul echivalent în funcție de fracția de suprafață corespunzătoare la (a) și (b) sunt reprezentate în (c) și respectiv (d). Linia continuă continuă din (c) și (d) reprezintă potrivirea log-normală. Regresia (R2 ) reprezintă bunătatea potrivirii.

Fig. 7.Imaginile SEM (a) și (b) arată microstructurile corespunzătoareFig. 6(a) AFS șiFig. 6(b) Cf/AFS, respectiv, în plus,Fig. 7(b) și (d) arată măriri localizate aleFig. 7(a) și, respectiv, (c).

3.4. Mecanismul spumei de stabilizare a Cf Al–Si–Mg–Cu

Pe baza analizei menționate mai sus, o reprezentare schematică a mecanismului de spumare pentru Cf/AFS și AFS este rezumată înFig. 8. Diferențele semnificative dintre Cf/AFS și AFS în stadiul de nucleare, creșterea bulelor și etapa de fuziune și etapa de solidificare treptată, așa cum este ilustrat înFig. 8(a) și (b).

Fig. 8.Diagrama schematică a comportamentului de spumare Cf/AFS și AFS: (a) Cf/AFS; și (b) AFS.

În etapa de nucleare a spumelor de aliaj de AlSi6Cu4Mg4, bulele tind să se nucleeze în eutecticul cuaternar lichid care înconjoară particulele de cupru, mai degrabă decât să se nucleeze la locul particulelor de TiH2. Acest tip de nucleare în regiunea cea mai slabă a precursorului (nuclearea de tip II) asigură mai multe canale de evacuare pentru gazele eliberate prin descompunerea TiH2, evitând acumularea gazelor și provocând propagarea fisurilor în topitura de aluminiu. Adăugarea de fibre de carbon acoperite cu cupru aparent creează în continuare mai multe canale pentru eliberarea H2. Cu toate acestea, deoarece topitura de aluminiu nu are o fracție lichidă suficientă în această etapă, este dificil pentru astfel de bule mici să aibă o sursă suficientă de H2 pentru a continua să crească. Ca rezultat, aceste bule mici se rup în topitură pe măsură ce temperatura crește. Când precursorul este complet topit, H2 eliberat din reacția violentă de dehidrogenare a TiH2 se va nuclea și crește rapid pe baza punctului de nucleare. Cf oferă numeroase situsuri de nucleare eterogene pentru generarea de bule, care cresc foarte mult ratele de nucleare. Simultan, prezența Cf inhibă efectiv contactul și fuziunea bulelor primare și evită formarea de bule anormal de mari.

În timpul etapei de creștere și fuziune a bulelor, adăugarea de Cf îmbunătățește semnificativ stabilitatea spumei. Motivul este că Cf și topitura de aluminiu au o bună umectabilitate, iar fibrele pot fi ușor prinse între cele două interfețe gaz-lichid pentru a forma o structură de rețea (așa cum se arată înFig. 7(c)). Pe măsură ce filmul lichid este subțiat, fibrele pot genera o presiune de separare pentru a rezista la aspirația de la limita platoului, prevenind astfel ruperea filmului lichid. Deci Cf/AFS are nevoie de un timp de spumare mai lung în comparație cu AFS, cu o stabilitate mai mare care poate menține uniformitatea structurii porilor în timpul evoluției spumei.

În timpul etapei de solidificare lentă, bulele din Cf/AFS nu mai cresc și fibrele sunt încorporate în peretele celular (marcate cu caseta punctată roșie). Această reținere a fibrelor previne absorbția bulelor mici de către cele mai mari, așa cum se observă la maturarea Ostwald, și inhibă ruperea peretelui celular din cauza expansiunii de solidificare. Ca rezultat, Cf/AFS prezintă o structură a porilor mai omogenă și mai puține defecte ale porilor în comparație cu AFS.

3.5. Proprietăți mecanice

Curbele efort-deformare la compresiune pentru Cf/AFS și AFS cu aproape aceeași porozitate (83,2% și respectiv 81,4%) sunt prezentate înFig. 9(a). Curba efort-deformare la compresiune prezintă o caracteristică distinctă în trei etape, cuprinzând regiunea elastică liniară, regiunea platoului și regiunea de densificare. Limita de curgere la compresiune a AFS și Cf/AFS a fost de 8,44 MPa și, respectiv, 11,87 MPa. Limita de curgere la compresiune a Cf/AFS a fost crescută cu 40,6% comparativ cu AFS. Între timp, capacitatea de absorbție a energiei a Cf/AFS este mai bună decât cea a AFS la aceeași tensiune, așa cum se arată înFig. 9(b). Capacitățile de absorbție a energiei AFS și Cf/AFS sunt de aproximativ 3,3 MJ/m3 și, respectiv, 6,1 MJ/m3. Capacitatea de absorbție a energiei a Cf/AFS este îmbunătățită cu 84,8% comparativ cu AFS.

Fig. 9.Curbele tensiunii de compresiune și curbelor capacității de absorbție a energiei ale Cf/AFS și AFS: (a) curbe ale efortului de compresiune; (b) curbele de capacitate de absorbție a energiei.

Încorporarea Cf a îmbunătățit semnificativ proprietățile mecanice ale miezului de spumă. Este bine cunoscut faptul că proprietățile mecanice alespumă de aluminiusunt strâns legate de structura porilor și proprietățile mecanice ale lăturilor. Analiza macrostructurală a indicat că adăugarea de Cf a rafinat dimensiunea porilor, a îmbunătățit distribuția porilor și a redus defectele porilor. Similar cu constatările lui Sasikumar et al. și Yangetal. diametrul mic al porilor și distribuția îngustă a porilor sunt mai benefice pentru a îmbunătăți rezistența la compresiune și eficiența absorbției de energie. Mai mult, efectul microstructurii asupra proprietăților mecanice ale spumei se datorează în principal Cf înglobat în pereții porilor spumei. Difuzia și dizolvarea fibrelor de carbon acoperite cu cupru din matricea de aluminiu pot realiza o legătură interfacială mai fermă între fibre și matricea de aluminiu, ceea ce contribuie la transferul sarcinii. Fibra de carbon cu modul mare capsată în peretele porului poate limita deformarea peretelui porilor sub sarcină de compresie și poate îmbunătăți capacitatea portantă. Toți acești factori favorizează Cf/AFS pentru a obține o limită de curgere și o capacitate de absorbție a energiei mai mari în comparație cu AFS.

4. Concluzii

În această lucrare, Cf/AFS și AFS au fost preparate prin metoda metalurgiei pulberilor de laminare a ambalării. Comportamentul de spumare al Cf/AFS și AFS a fost observat dinamic prin radiația sincrotronă la

investigați influența Cf asupra nucleării și creșterii bulelor. În plus, Cf privind morfologia porilor, distribuția porilor și proprietățile de compresie ale spumei de aluminiu a fost analizată în detaliu. Principalele concluzii sunt următoarele:

(1) Observațiile in situ ale radiației sincrotron arată că atât procesele de spumare Cf/AFS, cât și AFS prezintă trei etape distincte: nuclearea bulelor, creșterea și fuziunea bulelor și solidificarea.

În comparație cu AFS, procesul de spumare al Cf/AFS demonstrează o stabilitate mai mare și uniformitate a bulelor. AFS este mai predispus la formarea de pori anormal de mari și grosieri în timpul procesului de evoluție a porilor. În plus, diferența este atribuită efectului de nucleare eterogen al Cf, care previne ruperea peretelui bulelor și reduce coalescența în timp ce crește rata de nucleare.

(2) Adăugarea a 0,5% în greutate Cf rafinează diametrul echivalent al porilor de la 2,9 ± 0,2 mm la 1,9 ± 0,1 mm, reducând semnificativ defectele grosiere ale porilor. Simultan, microstructura dezvăluie o bună umectabilitate a Cf, care este distribuită de-a lungul peretelui porilor și a interfeței gaz-solid, sporind astfel stabilitatea spumei.

(3) Comparativ cu AFS, limita de curgere la compresiune și capacitatea de absorbție a energiei a Cf/AFS au crescut cu aproximativ 40,6% și, respectiv, 84,8%. Concluziile acestui studiu pot oferi idei pentru întărirea panourilor sandwich din spumă de aluminiu cu interfețe de legare metalurgică care au potențial pentru aplicații de inginerie în domeniul industriilor auto și aerospațiale.

Articol din Journal of Materials Research and Technology