Výkonnostné charakteristiky sendvičového panela z hliníkovej peny s nanesenou meďou v porovnaní s konvenčným sendvičovým panelom z hliníkovej peny

Sendvič z hliníkovej penyPanely (AFS) majú kombináciu štrukturálnych a funkčných charakteristík, ako je nízka hustota, vysoká špecifická pevnosť, priaznivá absorpcia energie, tlmiaca kapacita a elektromagnetické tienenie. Vďaka týmto vynikajúcim vlastnostiam má AFS veľký potenciál v letectve, doprave a námorných oblastiach. V porovnaní so sotva kovovými penami môžu vonkajšie kovové dosky AFS účinne utesniť penu a zlepšiť jej komplexné mechanické vlastnosti, ako je pevnosť v ťahu a ohybe. Vo všeobecnosti bol AFS vyrobený metódou lepenia, ktorá zahŕňa pripevnenie hliníkovej peny k pevným kovovým panelom pomocou lepidla z epoxidovej živice.

Hoci metóda lepenia účinne zvyšuje štrukturálne tlmenie, je sprevádzaná obmedzeniami vrátane problémov pri recyklácii a náchylnosti na zlyhanie delaminácie pri vysokej teplote alebo korozívnych podmienkach. Na riešenie týchto obmedzení sa venovalo rozsiahle výskumné úsilie dosiahnutiu metalurgického spojenia medzi panelom a jadrovou vrstvou.

V súčasnosti sú prevládajúce metódy prípravy pre AFS zamerané na dosiahnutie metalurgického spojenia vo všeobecnosti klasifikované do troch kategórií: zváranie, penenie taveniny a metóda práškovej metalurgie pri valcovaní obalov. Spomedzi týchto metód sa metóda práškovej metalurgie baliaceho valcovania považuje za lepšiu na kontrolu štruktúry pórov a dosiahnutie nízkoteplotného penenia. Naša predchádzajúca práca využívala túto technológiu na výrobu AFS veľkých rozmerov s lepšími expanznými vlastnosťami a bunkovou štruktúrou pre priemyselné aplikácie.

Avšak vzhľadom na relatívne nízke tlakové mechanické vlastnosti penového jadra je zlepšenie mechanickej pevnosti AFS obmedzené, takže ďalšie zlepšenie pevnosti penového jadra je pre AFS kľúčové.

K dnešnému dňu sa uvádza, že bežné metódy zlepšujú mechanické vlastnosti v tlakuhliníková penasú nasledovné: povrchová úprava, tepelné spracovanie a vystuženie pridaním častíc, vlákien, legujúcich prvkov atď. Medzi nimi krátke uhlíkové vlákna s nízkou hustotou, vysokým modulom pružnosti a veľkým pomerom strán pritiahli veľkú pozornosť ako sľubné výstužné materiály. Okrem toho povrchová metalizácia uhlíkových vlákien galvanickým alebo chemickým pokovovaním, ako je pokovovanie meďou alebo niklom, ďalej zlepšuje zmáčavosť uhlíkových vlákien v hliníkovej tavenine a zabraňuje škodlivým medzifázovým reakciám medzi uhlíkovými vláknami a hliníkovou taveninou. Krátke uhlíkové vlákna sa teraz široko používajú na vystuženie kompozitov s hliníkovou matricou.

Bhav Singhetal. pripravené meďou potiahnuté uhlíkové vlákna vystužené hliníkovou matricou kompozitov metódou miešania. Muetal. vyrobené kompozity s hliníkovou matricou vystužené uhlíkovými vláknami potiahnutými niklom metódou dvojvalcového odlievania. Výsledky preukázali významné zvýšenie pevnosti v ťahu kompozitov s pridaním uhlíkových vlákien. Uskutočnil sa však obmedzený výskumvystužená hliníkovou penous uhlíkovými vláknami potiahnutými meďou. Caoetal. najprv pripravená meďou potiahnutými uhlíkovými vláknami vystužená hliníkovou penou metódou tavného penenia. Výsledky demonštrujú, že 0,35 obj. % Cf môže stabilizovať hliníkovú penu tým, že zabráni pretrhnutiu tekutého filmu, a čím viac je množstvo vlákien pridaných do peny stabilnejšie. Muetal. ukázali, že tlmiace vlastnosti hliníkovej peny pripravenej metódou tavného penenia sa výrazne zlepšili pridaním Cf.

V súlade s tým možno dospieť k záveru, že pridanie Cf môže byť účinnou stratégiou na súčasné zlepšenie stability penenia a mechanických vlastnostíhliníkové peny. Okrem toho neexistujú žiadne správy o sendvičových paneloch z hliníkovej peny vystužených pomedenými uhlíkovými vláknami pripravených metódou práškovej metalurgie, čo motivuje výskumníkov k vykonaniu hlbších štúdií v tejto oblasti.

Uskutočnilo sa množstvo štúdií o mechanizme nukleácie a stabilitehliníkové penys pridaním výstužných fáz. Rozdiely v počte pórov a morfológii pórov,

ako je veľkosť, distribúcia a tvar, sa zvyčajne pripisujú nukleačným mechanizmom a stabilite. Heterogénne nukleačné účinky a mechanizmy stabilizácie oxidovej siete v systéme práškovej metalurgie boli dôkladne preskúmané. Kvartérne zliatinové prášky pozostávajúce z Al–Si–Mg–Cu použité v tomto článku vykazovali výnimočné rýchlosti expanzie a nízke teploty penenia, s teplotou solidu 507 ◦C a teplotou likvidu 596 ◦C. Napriek tomu chýba výskum týkajúci sa nukleačného mechanizmu, stability a mechanických vlastností práškových výliskov obsahujúcich toto konkrétne zloženie zliatiny, najmä pri začlenení Cf. V predchádzajúcich prácach sa skúmanie nukleačných a stabilizačných mechanizmov primárne uskutočňovalo prostredníctvom metód non-in situ, zahŕňajúcich tomografickú analýzu vzoriek, ktoré boli rýchlo ochladené po prerušení penenia. Žiaľ, nukleácia submikrónových bublín sa vyskytuje predovšetkým počas zahrievania prekurzora a rýchlo sa rozširuje v časových intervaloch od 100 ms do 1 s, čo často predstavuje výzvy pre pozorovanie v reálnom čase. Moderná röntgenová zobrazovacia technika so synchrotrónovým žiarením má vysoké energetické a časopriestorové rozlíšenie, čo umožňuje in situ pozorovanie nukleácie a rastu hliníkových pien v reálnom čase pri zvýšených teplotách. V súčasnosti iba obmedzený výskumníci skúmali kinetiku penenia prášku zliatiny Al-Si-Mg synchrotrónovým žiarením. Napríklad García-Morenoetal. uviedli významné dynamické javy v tekutej hliníkovej pene, vrátane tvorby jadier a rastu, preskupenia bublín, stiahnutia kvapaliny, aglomerácie a prasknutia filmu. Kamm a kol. študoval proces nukleácie a rastu hliníkovej peny AlSi8Mg4 synchrotrónovým žiarením. Ich zistenia ukázali, že vodík generovaný rozkladom adsorbátov na povrchu kovového prášku predstavuje ďalší významný nukleačný mechanizmus. Napriek tomu je interakcia medzi prekurzorovými zložkami zložitá a dynamika penenia môže byť ovplyvnená ich zložením. Pre práškový systém Al–Si–Cu–Mg a práškový systém Al–Si–Cu–Mg s pridaným Cf je pochopenie a skúmanie iniciácie a rastu kovovej peny kľúčové pre ďalší štrukturálny vývoj peny na zlepšenie vlastností. pre aplikácie.

V tejto práci boli Cf/AFS a AFS s metalurgickou medzifázovou väzbou pripravené metódou práškovej metalurgie baliaceho valcovania. Vývoj bublín Cf/AFS a AFS bol pozorovaný in situ synchrotrónovým žiarením, aby sa odhalil mechanizmus Cf na nukleáciu bublín, rast a zlúčenie a stabilitu. Okrem toho boli Cf/AFS a AFS napenené pri 620 °C počas 15 minút v komorovej peci. Následne sa charakterizovala a testovala distribúcia veľkosti pórov, mikroštruktúra pórov a tlakové mechanické vlastnosti napenených vzoriek. Na základe vyššie uvedených štúdií bola systematicky hodnotená štruktúra a pevnosť v tlaku Cf/AFS a AFS.

2. Materiály a metódy

2.1. Suroviny

Na prípravu AFS a Cf/AFS sa použilo šesť surovín: Al prášok (priemerná veľkosť: 45 μm, čistota > 99,70 %), prášok Si (priemerná veľkosť: 38 μm, čistota > 99,50 %), Cu prášok (priemerná veľkosť: 38 μm, čistota >99,90 %), Mg prášok (priemerná veľkosť: 75 μm, čistota > 99,70 %), prášok TiH2 (priemerná veľkosť: 45 μm, čistota > 99,70 %) a uhlíkové vlákno potiahnuté meďou (priemerná veľkosť: 1–2 mm, hrúbka medeného povlaku: 1,4 μm).

2.2. Výroba Cf/AFS

Schéma spôsobu práškovej metalurgie pri valcovaní obalov je znázornená vObr. Počas fázy miešania sa pripravil prášok kvartérnej zliatiny AlSi6Mg4Cu4 s práškami Al, Si, Cu a Mg v pomeroch 86 % hmotn., 6 % hmotn., 4 % hmotn. a 4 % hmotn. 1 % hmotn. oxidovaného prášku TiH2 (tepelné spracovanie na vzduchu počas 1,5 hodiny pri 470 °C) sa pridalo ako nadúvadlo, ktoré rýchlo uvoľňuje H2 pri teplote taveniny expandujúcej taveninu. Okrem toho bolo začlenených 0,5 % hmotn. uhlíkových vlákien ako výstužné fázy. Najmä na zvýšenie zmáčavosti a zabránenie škodlivým reakciám, ako je Al4C3 na rozhraní vlákna-hliník počas penenia, boli uhlíkové vlákna potiahnuté meďou prostredníctvom galvanického pokovovania. Proces elektrolytického pokovovania bol opísaný v ref.Obrznázorňuje uhlíkové vlákna potiahnuté meďou získané procesom bezprúdového pokovovania. Povlak má rovnomerné a súvislé pokrytie povrchu vlákna(Obr. 2(a)–(b)). Následne boli rôzne zliatinové kompozície použité v tejto štúdii pripravené dôkladným zmiešaním vyššie uvedených práškov s a bez Cf v trojrozmernom mixéri počas 3 hodín. Rovnomerne premiešaný prášok sa zapuzdrí do utesnenej dutiny, po čom nasleduje valcovanie za studena a za tepla.

Stupeň valcovania za studena účinne odvádza vzduch z dutín a intersticiálnych priestorov medzi časticami sériou viacerých prechodov a malých priehlbín. Fáza valcovania za tepla zabezpečuje, že prekurzor dosiahne relatívnu hustotu presahujúcu 98 % prostredníctvom spoločnej deformácie panelu a prášku, čo uľahčuje následný proces penenia. Podrobné parametre procesu valcovania sú opísané v č. Speniteľné prekurzory AFS a Cf/AFS sa získavajú vyššie uvedeným spôsobom. Nakoniec sa oba speniteľné prekurzory zahrievali pri 620 ◦C počas 15 minút, aby sa vyrobili vzorky Cf / AFS a AFS, ktoré sa použili na analýzu veľkosti pórov, mikroštrukturálnu charakterizáciu a testy mechanických vlastností v tlaku.

2.3. Charakterizácia a skúšobné metódy

2.3.1. Mikroštrukturálna charakterizácia

Morfológia mikroštruktúry Cf/AFS a AFS bola skúmaná pomocou skenovacej elektrónovej mikroskopie s emisiou poľa (SEM, Zeiss Ultra Plus). Na identifikáciu zloženia rôznych fáz v bunkových stenách napenených vzoriek sa použila energeticky disperzná spektroskopia (EDS). Pozdĺžne rezy vzoriek sa získali rezaním napenených vzoriek pomocou elektrovybíjacieho stroja (EDM, DK7745). Potom boli pozdĺžne rezy vzoriek natreté farbou a potom brúsené a vyleštené brúsnym papierom so zrnitosťou 800 a 1500. Nakoniec boli ekvivalentné priemery buniek (Dmean) lešteného prierezu vzorky určené pomocou softvéru na analýzu obrazu, Image Pro Plus 6.0.

Obr.Schéma spôsobu práškovej metalurgie valcovaním obalov.

Obr.SEM snímky (a) uhlíkových vlákien potiahnutých meďou a (b) ukazujú zväčšený pohľad na oblasť označenú červeným štvorcom v (a). Obrázky (c) a (d) sú výsledky EDS bodu A v (b).

Obr.Schematický diagram usporiadania experimentu so synchrotrónovým žiarením.

2.3.2. In-situ pozorovania penenia synchrotrónovým žiarením

Schematický diagram usporiadania experimentu so synchrotrónovým žiarením je načrtnutýObr. Experimenty sa uskutočňovali na lúči 4W1A zariadenia pre synchrotrónové žiarenie v Pekingu (BSRF, Pekinský inštitút fyziky vysokých energií, Čínska akadémia vied, Čína). Na rozdiel od konvenčného zobrazovania s absorpčným kontrastom tento papier využíva zobrazovanie s fázovým kontrastom so svetelným zdrojom synchrotrónového žiarenia. Tento prístup rieši obmedzenia tradičného absorpčného zobrazovania, ktoré je neúčinné na vizualizáciu slabo absorbujúcich látok. Proces napenenia vzoriek sa uskutočňoval v na mieru navrhnutej penovej peci, ktorá obsahovala štvorcové okno s rozmermi 15 mm x 15 mm umiestnené kolmo na smer rôntgenového lúča. Veľkosť vzorky, ako je znázornená na obr. 3, meria 15 mm x 15 mm x 2 mm. Vzorka sa umiestni do penovej formy pozostávajúcej z určitého počtu keramických plátov. Počas procesu penenia môžu röntgenové lúče prechádzať cez vzorku a sú zachytené kamerou so zariadením s nábojovou väzbou (CCD). Zvolený röntgenový zdroj pracoval s intenzitou 20 Kev a bola použitá maximálna zobrazovacia veľkosť 7, 4 mm x 7, 4 mm, aby sa umožnilo komplexné pozorovanie celého procesu penenia.

Stojí za zmienku, že pozorované vzorky boli umiestnené spôsobom kolmým na smer valcovania aj tangenciálny smer. Prekurzory obsahujúce 0,5 % hmotn. Cf a prekurzory bez 0,5 % hmotn. Cf mali bočné panely odstránené z oboch strán vzoriek pomocou EDM. Skúmal sa vplyv Cf na charakteristiky penenia hliníkovej peny. Okrem toho boli prekurzory s rôznym zložením napenené v rovnakej ohrievacej peci pri vopred nastavenej teplote 620 ◦C.

2.3.3. Skúška kompresných mechanických vlastností

Kompresné vzorky boli narezané na valcové vzorky s výškou 23 mm a priemerom 20 mm pomocou EDM a každý smer bol zaistený tak, aby obsahoval aspoň 10 úplných pórov, aby sa zabránilo efektu veľkosti. Kvázistatické kompresné testy sa uskutočnili podľa noriem ISO13314–2011 a GB/T31930–2015 s použitím elektrónového univerzálneho testovacieho stroja na materiály AG-XPLUS s maximálnou nosnosťou 100 kN. Pre každú skupinu boli testované tri vzorky a krivky tlakovej deformácie v tomto článku predstavujú priemerné výsledky získané z troch testovaných vzoriek. Všetky testy sa uskutočňovali pod kontrolou posunu, udržiavaním konštantnej rýchlosti krížovej hlavy 2 mm/min (zodpovedajúcej počiatočnej rýchlosti deformácie 10-3 s-1) pri izbovej teplote.

Obr.Časovo vyvinuté snímky synchrotrónového žiarenia procesu penenia Cf/AFS: a) nenapenený prekurzor v momente t0 380 ◦C; (b)– (c) rozpúšťanie elementárnej medi a nukleácia typu II počas tavenia prekurzora; (d)– (g) heterogénne procesy tvorby jadier a rastu bublín; a (h)– (i) splývanie a praskanie bublín.

3. Výsledky a diskusia

3.1. Penenie in situ pri synchrotrónovom žiarení

3.1.1. Vývoj peny Cf/AFS

Obrzobrazuje sériu snímok synchrotrónového žiarenia zobrazujúcich proces penenia Cf/AFS. Pôvodné obrázky Cf/AFS(Obr. 4 (a))boli zachytené, keď bola matrica v pevnom stave pri 380 ◦C a tento čas bol nastavený ako t0. V porovnaní s ostatnými zložkami v prekurzore sa Cf javí ako čierny v prevažne sivej matrici bohatej na hliník. To možno pripísať vysokému obsahu medi na povrchu vlákna, ako je znázornené na obrObr. 2(c)–(d), ktorý má najväčšiu relatívnu atómovú hmotnosť v porovnaní s ostatnými zložkami prekurzora. Okrem toho sa pozoruje, že väčšina Cf je rozptýlená a oddelená, a nie zhlukovaná, ako je znázornené vObr. 4(a). To znamená, že s prídavkom 0,5 % hmotn. Cf môže 3-hodinový proces miešania účinne dosiahnuť požadovaný stav disperzie.

Pri t0+194s (ako je vidieť vObr. 4(b)), v sivej hliníkovej matrici (označené červenou šípkou) je možné pozorovať značné množstvo bielych, takmer guľovitých bublín s priemermi od 90 μm do 180 μm. Počet bublín sa naďalej zvyšoval v priebehu 46 s, ako je znázornené na obrázkuObr. 4(c). Okrem toho ďalšou pozoruhodnou zmenou, ktorá prebieha v matrici, je to, že niektoré malé bubliny majú tendenciu vytvárať sa na povrchu Cf s iniciáciou rozpúšťania Cu (označené červeným bodkovaným rámčekom). Tento jav sa pravdepodobne pripisuje nukleácii typu II, ktorá sa vyskytuje v práškovom výlisku obsahujúcom meď. Je všeobecne známe, že pridanie Cu výrazne znižuje teplotu topenia zliatin. Výsledkom je lokalizované topenie okolo jednotlivých práškových častíc v práškovom prekurzore obsahujúcom medený prášok počas procesu zahrievania, čím sa pri nižších teplotách vytvára značné množstvo kvartérnej eutektickej taveniny Al-Si-Mg-Cu. Kvartérna eutektická tavenina má tendenciu byť slabou oblasťou v zliatine a je náchylnejšia na nukleáciu. Výsledkom je, že bubliny s väčšou pravdepodobnosťou nukleujú a rastú v blízkosti medeného povlaku na povrchu vlákna. Okrem toho nízka kvapalná frakcia v matrici v tomto okamihu spôsobuje, že plyny z rozkladu TiH2 sa ľahko hromadia v hliníkovej matrici. Nukleácia typu II môže účinne zabrániť tomu, aby nahromadený plyn roztláčal matricu s nízkou kvapalnou frakciou a šíril trhliny cez kvapalinu, čo má za následok veľkú stratu množstva vodíka.

Obr. 4(d)ukazuje, že bubliny spočiatku nukleujú a rastú v oblasti Cf, keď sa matrica úplne roztopí, a miesta bublín zodpovedajú miznúcej vrstve pokrytej meďou (označené červeným bodkovaným rámčekom). Je dobre známe, že pridanie sekundárnych fáz zvyšuje počet heterogénnych nukleačných miest, čím sa znižuje energetická bariéra pre tvorbu nových bublín v tavenine zliatiny. Medzitým rýchlosť nukleácie súvisí s celkovou heterogénnou nukleačnou plochou na jednotku objemu. V dôsledku toho je možné pozorovať, že bubliny spočiatku nukleujú v miestach, kde sa nachádzajú uhlíkové vlákna, a expandujú po dĺžke uhlíkového vlákna. S ďalším zvyšovaním frakcie taveniny stále vystupujú početné nové bublinyObr. 4(e)–4(g). Rýchlosť lokalizovaného spájania a prasknutia bublín je však pomalá, čo naznačuje, že bubliny majú vysokú stabilitu. Pri t0+426s sa počet bublín výrazne zvyšuje a

objem prekurzora vykazuje veľkú expanziu(Obr. 4(h)). Okrem toho výskyt určitého splývania bublín (označené červenou šípkou), kde sú malé bubliny absorbované väčšími v dôsledku Ostwaldovho zrenia, je nevyhnutným procesom počas vývoja kovových pien [40]. Tento jav zrenia má za následok aj výskyt malého počtu veľkých a nepravidelných bublín (označených červenou šípkou vObr. 4(i)).

Obr.Časovo vyvinuté obrazy procesu penenia AFS v rôznych štádiách: (a) neroztopený prekurzor v momente t0 pri 380 ◦C; (b) rozpustenie elementárnej medi a nukleácia typu II počas tavenia prekurzora; c) procesy tvorby jadier a rastu bublín; a (d)–(f) splývanie a praskanie bublín.

3.1.2. Evolúcia peny AFS

Obr. 5 znázorňuje sériu snímok synchrotrónového žiarenia ilustrujúcich proces penenia AFS. Podobne ako v prípade Cf/AFS bol počiatočný obraz sekvencie synchrotrónového žiarenia zachytený, keď bol AFS v pevnej fáze pri 380 ◦C (pozriObr. 5(a)). Keď sa matrica zahreje nad teplotu solidu, stanú sa v nej viditeľné malé biele bublinkyObr. 5(b) a (c), vyplývajúce z rozkladu TiH2 a výskytu nukleácie typu II v oblasti bohatej na Cu. Avšak počet vytvorených bublín a ich hustota distribúcie vObr. 5(c)je výrazne nižšia v porovnaní sObr. 4(c). To naznačuje, že Cf / AFS poskytuje viac kanálov na skoré uvoľňovanie plynu počas nukleácie, čím zabraňuje nadmernej tvorbe trhlín v hliníkovej matrici s nízkou kvapalnou frakciou.

Menší počet nukleačných miest AFS a vyššiu pravdepodobnosť abnormálneho rastu bublín v porovnaní s Cf/AFS možno pozorovať zObr. 5(d)–(f). Vývoj bublín AFS je nepravidelný a ich veľkosti vykazujú veľké výkyvy v dôsledku koexistencie mikrometrových bublín a abnormálne milimetrových veľkých bublín (označené červenou šípkou). Okrem toho táto nestabilita a nehomogenita počas skorého nukleačného procesu môže viesť k významným rozdielom v konečnej štruktúre pórov a mechanických vlastnostiach medzi AFS a Cf / AFS.

3.2. Analýza makroštruktúry

Na skúmanie rozdielov v makroskopickej morfológii pórov a priemere pórov medzi AFS a Cf/AFS boli pripravené dve sendvičové štruktúry v laboratórnych podmienkach pri teplote penenia 620 ◦C počas 15 minút. Makroštruktúry a distribúcia veľkosti buniek AFS a Cf / AFS sú znázornené vObr. Porovnanie vertikálnych rezov dvoch vzoriek sendvičových štruktúr ukazuje, že peny Cf/AFS majú jemnejšie bunky a menej defektov, ako je prasknutie alebo splynutie buniek (pozriObr. 6 (b)). Naopak, ako je uvedené vObr. 6(a), AFS vykazuje zlú homogenitu pórov s prítomnosťou niektorých abnormálne veľkých pórov. Medzitým ekvivalentný priemer pórov pre AFS a Cf/AFS bol 2,9 ± 0,2 mm a 1,9 ± 0,1 mm, čo naznačuje, že priemer pórov bol ďalej upravený pridaním Cf (pozriObr. 6(c) a (d)).

Vývoj štruktúry pórov je ovplyvnený dvoma konkurenčnými mechanizmami: rozkladom TiH2 a spájaním a prasknutím peny. Rozklad TiH2 prispieva k zvýšeniu počtu nukleácií, pórovitosti a rýchlosti expanzie, zatiaľ čo splývanie a praskanie bublín znižuje počet pórov a zväčšuje priemer pórov. Zníženie splývania a prasknutia bublín prispieva k získaniu lepšej bunkovej štruktúry. Vysoká stabilita peny je teda potrebná na udržanie homogenity štruktúry pórov počas procesu penenia. V prípade Cf/AFS pridanie Cf výrazne zlepšuje zmáčavosť vlákien hliníkovou taveninou. Podobne ako uvádzaná hliníková pena vystužená Cf [44] pripravená metódou penenia taveniny, pridanie Cf stabilizuje hliníkovú penu tým, že zabraňuje prasknutiu bunkovej steny a znižuje aglomeráciu. Medzitým môže Cf vytvoriť sieťovú štruktúru v bunkovej stene, ktorá vytvára separačnú silu a zabraňuje prasknutiu bublín, čím zlepšuje bunkovú štruktúru, stabilitu peny a rovnomernosť distribúcie pórov.

3.3. Mikroštrukturálna charakterizácia

Obr. 7(a)ukazuje mikroštruktúru bunkovej steny po napenení AFS. Ako bolo uvedené pre zliatinové peny AlSi6Cu4Mg4, v zliatine sú prítomné eutektické Al-Si, Mg2Si, Al2Cu a Al5Cu2Mg8Si6, čo je v súlade so zisteniami získanými z analýzy EDS v r.Obr. 7(b). Tieto krehké fázy znižujú mechanické vlastnosti hliníkovej peny oslabením steny pórov alebo pôsobia ako zdroj trhlín pri deformácii. Preto je zlepšenie mechanických vlastností steny pórov pridaním výstužných fáz životaschopnou a účinnou stratégiou.

Pre Cf/AFS to možno pozorovať zObr. 7(c) a (d)že Cf je distribuovaný vo vnútri bunkovej steny alebo na okraji bunkovej steny, čo naznačuje, že Cf má vynikajúcu zmáčavosť hliníkovou taveninou. Okrem toho je to viditeľné (pozriObr. 7(d)), že na rozhraní medzi vláknami a taveninou hliníka sa tvorí menšie množstvo vyzrážanej fázy Al2Cu. Tento jav prispieva k dosiahnutiu pevnej väzby medzi vláknami a matricou. Progresiu tejto difúznej reakcie možno intuitívne pozorovať vObr. 4(a)–(c). Všimnite si, že vyzrážaná fáza úplne neobklopuje uhlíkové vlákna a stav a množstvo tejto distribúcie sú prospešné pre Cf / AFS. Na základe štúdie Lv et al na kompozitných materiáloch s hliníkovou matricou vystuženou Cf sa preukázalo, že vhodné množstvo vyzrážanej fázy môže ovplyvniť a regulovať pevnosť medzifázovej väzby.

Obr.Vertikálne rezy reprezentatívnej vzorky (a) AFS a (b) Cf/AFS. Grafy ekvivalentného priemeru versus plošná frakcia zodpovedajúce (a) a (b) sú znázornené v (c) a (d), v tomto poradí. Plná súvislá čiara v (c) a (d) predstavuje logaritmicko-normálne prispôsobenie. Regresia (R2) predstavuje dobrú zhodu.

Obr. 7.SEM snímky (a) a (b) ukazujú mikroštruktúry zodpovedajúceObra) AFS aObrb) Cf/AFS, v uvedenom poradí, ďalej,Obr. 7(b) a (d) zobrazujú lokalizované zväčšeniaObr. 7a) a c).

3.4. Mechanizmus Cf stabilizácie Al–Si–Mg–Cu peny

Na základe vyššie uvedenej analýzy je schematické znázornenie mechanizmu penenia pre Cf/AFS a AFS zhrnuté vObr. 8. Významné rozdiely medzi Cf/AFS a AFS v štádiu nukleácie, raste bublín a štádiu zlučovania a v štádiu postupného tuhnutia, ako je znázornené naObr. 8(a) a (b).

Obr. 8.Schematický diagram správania pri penení Cf/AFS a AFS: (a) Cf/AFS; a (b) AFS.

V štádiu nukleácie pien zliatiny AlSi6Cu4Mg4 majú bubliny tendenciu nukleovať sa v kvapalnom kvartérnom eutektiku obklopujúcom častice medi, a nie nukleovať v mieste častíc TiH2. Tento typ nukleácie v najslabšej oblasti prekurzora (nukleácia typu II) poskytuje viac únikových kanálov pre plyny uvoľňované rozkladom TiH2, čím sa zabraňuje hromadeniu plynov a spôsobuje šírenie trhlín v tavenine hliníka. Pridanie uhlíkových vlákien potiahnutých meďou zrejme ďalej vytvára viac kanálov na uvoľňovanie H2. Avšak, keďže hliníková tavenina nemá v tomto štádiu dostatočnú kvapalnú frakciu, je ťažké, aby takéto malé bublinky mali dostatočný zdroj H2 na ďalší rast. Výsledkom je, že tieto malé bublinky prasknú v tavenine, keď teplota stúpa. Keď sa prekurzor úplne roztopí, H2 uvoľnený z prudkej dehydrogenačnej reakcie TiH2 bude nukleovať a rýchlo rásť na základe nukleačného bodu. Cf poskytuje množstvo heterogénnych nukleačných miest na vytváranie bublín, ktoré výrazne zvyšujú rýchlosť nukleácie. Súčasne prítomnosť Cf účinne inhibuje kontakt a zlúčenie primárnych bublín a zabraňuje tvorbe anomálne veľkých bublín.

Počas fázy rastu a spájania bublín pridanie Cf výrazne zlepšuje stabilitu peny. Dôvodom je, že Cf a tavenina hliníka majú dobrú zmáčavosť a vlákna sa dajú ľahko zachytiť medzi dvoma rozhraniami plyn-kvapalina, aby vytvorili sieťovú štruktúru (ako je znázornené na obr.Obr. 7(c)). Keď sa tekutý film stenčuje, vlákna môžu vytvárať separačný tlak, aby odolali nasávaniu z hranice plató, čím sa zabráni prasknutiu tekutého filmu. Takže Cf/AFS potrebuje dlhší čas penenia v porovnaní s AFS, s vyššou stabilitou, ktorá dokáže zachovať jednotnosť štruktúry pórov počas vývoja peny.

Počas fázy pomalého tuhnutia už bubliny v Cf/AFS nerastú a vlákna sú zapustené do bunkovej steny (označené červeným bodkovaným rámčekom). Toto zadržiavanie vlákien zabraňuje absorpcii malých bublín väčšími, ako je vidieť pri Ostwaldovom zrení, a inhibuje prasknutie bunkovej steny v dôsledku expanzie tuhnutia. Výsledkom je, že Cf/AFS vykazuje homogénnejšiu štruktúru pórov a menej defektov pórov v porovnaní s AFS.

3.5. Mechanické vlastnosti

Krivky tlakovej deformácie pre Cf/AFS a AFS s takmer rovnakou pórovitosťou (83,2 %, resp. 81,4 %) sú uvedené vObr. 9(a). Krivka tlakové napätie-deformácia vykazuje zreteľnú trojstupňovú charakteristiku, ktorá zahŕňa lineárnu elastickú oblasť, plató oblasť a oblasť zahustenia. Medza klzu AFS a Cf/AFS bola 8,44 MPa a 11,87 MPa. Medza klzu Cf/AFS v tlaku sa zvýšila o 40,6 % v porovnaní s AFS. Medzitým je kapacita absorpcie energie Cf / AFS lepšia ako kapacita AFS pri rovnakom namáhaní, ako je znázornené naObr. 9(b). Kapacita absorpcie energie AFS a Cf/AFS je približne 3,3 MJ/m3 a 6,1 MJ/m3. Kapacita absorpcie energie Cf/AFS sa zlepšila o 84,8 % v porovnaní s AFS.

Obr. 9.Krivky deformácie v tlaku a krivky kapacity absorpcie energie Cf/AFS a AFS: a) krivky deformácie v tlaku; b) krivky kapacity absorpcie energie.

Začlenenie Cf výrazne zlepšilo mechanické vlastnosti penového jadra. Je dobre známe, že mechanické vlastnostihliníková penaúzko súvisia so štruktúrou pórov a mechanickými vlastnosťami vzpery. Makroštrukturálna analýza ukázala, že pridanie Cf zlepšilo veľkosť pórov, zlepšilo distribúciu pórov a znížilo defekty pórov. Podobne ako v zisteniach Sasikumara et al. a Yangetal. malý priemer pórov a úzka distribúcia pórov sú výhodnejšie na zvýšenie pevnosti v tlaku a účinnosti absorpcie energie. Okrem toho vplyv mikroštruktúry na mechanické vlastnosti peny je spôsobený hlavne Cf uloženým v stenách pórov peny. Difúzia a rozpúšťanie pomedených uhlíkových vlákien v hliníkovej matrici môže dosiahnuť pevnejšiu medzifázovú väzbu medzi vláknami a hliníkovou matricou, čo prispieva k prenosu zaťaženia. Vysokomodulové uhlíkové vlákno zošité v stene pórov môže obmedziť deformáciu steny pórov pri zaťažení tlakom a zlepšiť nosnosť. Všetky tieto faktory uprednostňujú Cf/AFS na dosiahnutie vyššej medze klzu a kapacity absorpcie energie v porovnaní s AFS.

4. Závery

V tejto práci boli Cf/AFS a AFS pripravené metódou práškovej metalurgie baliaceho valcovania. Penenie Cf/AFS a AFS sa dynamicky pozorovalo prostredníctvom synchrotrónového žiarenia

skúmať vplyv Cf na nukleáciu a rast bublín. Okrem toho sa dôkladne analyzovalo Cf týkajúce sa morfológie pórov, distribúcie pórov a kompresných vlastností hliníkových pien. Hlavné závery sú nasledovné:

(1) Pozorovania synchrotrónového žiarenia in situ odhaľujú, že procesy penenia Cf / AFS aj AFS vykazujú tri odlišné štádiá: nukleácia bublín, rast a zlúčenie bublín a tuhnutie.

V porovnaní s AFS proces penenia Cf/AFS vykazuje vyššiu stabilitu a rovnomernosť bublín. AFS je náchylnejší na vytváranie abnormálne veľkých a hrubých pórov počas procesu vývoja pórov. Okrem toho sa tento rozdiel pripisuje heterogénnemu nukleačnému účinku Cf, ktorý zabraňuje prasknutiu steny bublín a znižuje koalescenciu, pričom zvyšuje rýchlosť nukleácie.

(2) Pridaním 0,5 % hmotn. Cf sa zjemní ekvivalentný priemer pórov z 2,9 ± 0,2 mm na 1,9 ± 0,1 mm, čím sa výrazne znížia hrubé defekty pórov. Súčasne mikroštruktúra odhaľuje dobrú zmáčavosť Cf, ktorý je distribuovaný pozdĺž steny pórov a rozhrania plyn-tuhá látka, čím sa zvyšuje stabilita peny.

(3) V porovnaní s AFS sa medza klzu v tlaku a kapacita absorpcie energie Cf/AFS zvýšila približne o 40,6 % a 84,8 %. Zistenia tejto štúdie môžu poskytnúť nápady na vystuženie hliníkových penových sendvičových panelov s metalurgickými spojovacími rozhraniami, ktoré majú potenciál pre inžinierske aplikácie v oblasti automobilového a leteckého priemyslu.

Článok z Journal of Materials Research and Technology