Značilnosti delovanja sendvič plošče iz aluminijeve pene iz ogljikovih vlaken, nanesenih z bakrom, v primerjavi z običajno sendvič ploščo iz aluminijeve pene

Sendvič iz aluminijeve pene(AFS) plošče imajo kombinacijo strukturnih in funkcionalnih lastnosti, kot so nizka gostota, visoka specifična trdnost, ugodna absorpcija energije, sposobnost dušenja in elektromagnetna zaščita. Zaradi teh odličnih lastnosti ima AFS velik potencial v letalstvu, transportu in pomorstvu. V primerjavi s komaj kovinskimi penami lahko zunanje kovinske plošče AFS učinkovito zaprejo peno in izboljšajo njene celovite mehanske lastnosti, kot sta natezna in upogibna trdnost. Na splošno je bil AFS izdelan z metodo lepljenja, ki vključuje pritrditev aluminijeve pene na trdne kovinske plošče z uporabo lepila iz epoksi smole.

Čeprav metoda lepljenja z lepilom učinkovito poveča strukturno dušenje, jo spremljajo omejitve, vključno z izzivi pri recikliranju in dovzetnostjo za odpoved delaminacije pri visokih temperaturah ali korozivnih pogojih. Da bi odpravili te omejitve, so bila obsežna raziskovalna prizadevanja namenjena doseganju metalurške vezi med ploščo in jedrno plastjo.

Trenutno so prevladujoče metode priprave za AFS, katerih cilj je doseganje metalurškega lepljenja, na splošno razvrščene v tri kategorije: varjenje, penjenje s talino in metalurška metoda praškastega valjanja. Med temi metodami velja, da je metoda metalurgije praškastega valjanja za pakiranje boljša za nadzor strukture por in doseganje nizkotemperaturnega penjenja. Naše prejšnje delo je uporabilo to tehnologijo za izdelavo AFS velikih velikosti z boljšimi lastnostmi raztezanja in celično strukturo za industrijske aplikacije.

Vendar pa je zaradi relativno nizkih tlačnih mehanskih lastnosti jedra iz pene izboljšanje mehanske trdnosti AFS omejeno, zato je nadaljnje izboljšanje trdnosti jedra iz pene ključnega pomena za AFS.

Do danes so poročali o običajnih metodah za izboljšanje tlačnih mehanskih lastnostialuminijevo penoso: površinska obdelava, toplotna obdelava in ojačitev z dodajanjem delcev, vlaken, legirnih elementov itd. Med njimi so kratka ogljikova vlakna z nizko gostoto, visokim modulom elastičnosti in velikim razmerjem stranic pritegnila veliko pozornost kot obetavni ojačitveni materiali. Poleg tega površinska metalizacija ogljikovih vlaken z galvanizacijo ali kemično prevleko, kot je bakrenje ali nikljanje, dodatno izboljša omočljivost ogljikovih vlaken v talini aluminija in prepreči škodljive medfazne reakcije med ogljikovimi vlakni in talino aluminija. Kratka ogljikova vlakna se zdaj pogosto uporabljajo za ojačitev kompozitov z aluminijevo matriko.

Bhav Singhetal. pripravljeni z bakrom prevlečeni kompoziti z ogljikovimi vlakni, ojačani z aluminijasto matriko, z metodo mešalnega litja. Muetal. izdelani kompoziti z aluminijasto matriko, ojačani z ogljikovimi vlakni, prevlečenimi z nikljem, z uporabo metode dvovaljnega litja. Rezultati so pokazali znatno povečanje natezne trdnosti kompozitov z dodatkom ogljikovih vlaken. Vendar so bile opravljene omejene raziskaveojačan s peno aluminijaz bakrenimi ogljikovimi vlakni. Caoetal. prva pripravljena z bakrom prevlečena aluminijeva pena, ojačana z ogljikovimi vlakni, po metodi penjenja iz taline. Rezultati kažejo, da lahko 0,35 vol % Cf stabilizira aluminijevo peno s preprečevanjem pretrganja tekočega filma in bolj ko je količina vlaken, dodanih peni, stabilnejša. Muetal. je pokazalo, da so se dušilne lastnosti aluminijeve pene, pripravljene po metodi penjenja iz taline, bistveno izboljšale z dodatkom Cf.

V skladu s tem lahko sklepamo, da je dodajanje Cf lahko učinkovita strategija za hkratno izboljšanje stabilnosti penjenja in mehanskih lastnostialuminijeve pene. Poleg tega ni bilo poročil o sendvič ploščah iz aluminijeve pene, ojačanih z bakrenimi ogljikovimi vlakni, pripravljenih po metodi praškaste metalurgije, kar motivira raziskovalce, da izvajajo bolj poglobljene študije na tem področju.

Izvedene so bile številne študije o mehanizmu nukleacije in stabilnostialuminijeve penez dodatkom ojačitvenih faz. Razlike v številu por in morfologiji por,

kot so velikost, porazdelitev in oblika, se običajno pripisujejo mehanizmom nukleacije in stabilnosti. Heterogeni učinki nukleacije in mehanizmi stabilizacije oksidne mreže v sistemu praškaste metalurgije so bili izčrpno raziskani. Praški kvartarnih zlitin, sestavljeni iz Al–Si–Mg–Cu, uporabljeni v tem dokumentu, so pokazali izjemne stopnje ekspanzije in nizke temperature penjenja, s temperaturo solidusa 507 ◦C in temperaturo likvidusa 596 ◦C. Kljub temu je premalo raziskav v zvezi z mehanizmom nukleacije, stabilnostjo in kompresijskimi mehanskimi lastnostmi prašnih kompaktov, ki vsebujejo to posebno sestavo zlitine, zlasti pri vključevanju Cf. V prejšnjih delih so raziskave mehanizmov nukleacije in stabilizacije potekale predvsem z metodami ne-in situ, ki so vključevale tomografsko analizo vzorcev, ki so bili po prekinitvi penjenja hitro ohlajeni. Na žalost se nukleacija submikronskih mehurčkov pojavi predvsem med segrevanjem prekurzorja in se hitro razširi v časovnih intervalih od 100 ms do 1 s, kar pogosto predstavlja izziv za opazovanje v realnem času. Sodobna tehnika rentgenskega slikanja s sinhrotronskim sevanjem ima visoko energijsko in prostorsko-časovno ločljivost, kar omogoča opazovanje procesa nukleacije in rasti aluminijevih pen v realnem času in situ pri povišanih temperaturah. Trenutno je le malo raziskovalcev raziskovalo kinetiko penjenja prahu zlitine Al–Si–Mg s sinhrotronskim sevanjem. Na primer García-Morenoetal. poročali o pomembnih dinamičnih pojavih v tekoči aluminijevi peni, vključno z nukleacijo in rastjo, preureditvijo mehurčkov, retrakcijo tekočine, aglomeracijo in zlomom filma. Kamm et al. proučevali proces nukleacije in rasti aluminijeve pene AlSi8Mg4 s sinhrotronskim sevanjem. Njihove ugotovitve so pokazale, da vodik, ki nastane z razgradnjo adsorbatov na površini kovinskega prahu, predstavlja še en pomemben mehanizem nukleacije. Vendar pa je interakcija med prekurzorskimi komponentami zapletena in na dinamiko penjenja lahko vpliva njihova sestava. Tako za praškasti sistem Al–Si–Cu–Mg kot za praškasti sistem Al–Si–Cu–Mg z dodanim Cf je razumevanje in raziskovanje nastanka in rasti kovinske pene ključnega pomena za nadaljnji strukturni razvoj pene za izboljšanje lastnosti za aplikacije.

V tem delu sta bila Cf/AFS in AFS z metalurško medfazno vezjo pripravljena z metodo metalurgije praškastega valjanja. Razvoj mehurčkov Cf/AFS in AFS je bil opazovan in situ s sinhrotronskim sevanjem, da bi razkrili mehanizem Cf na nukleacijo, rast in združitev mehurčkov ter stabilnost. Poleg tega smo Cf/AFS in AFS penili pri 620 ◦C 15 minut v komorni peči. Nato so bile karakterizirane in testirane porazdelitev velikosti por, mikrostruktura por in tlačne mehanske lastnosti penastih vzorcev. Na podlagi omenjenih študij smo sistematično ovrednotili strukturo in tlačno trdnost Cf/AFS in AFS.

2. Materiali in metode

2.1. Surovine

Za pripravo AFS in Cf/AFS je bilo uporabljenih šest surovin: Al prah (povprečna velikost: 45 μm, čistost >99,70 %), Si prah (povprečna velikost: 38 μm, čistost >99,50 %), Cu prah (povprečna velikost: 38 μm, čistost >99,90 %), Mg prah (povprečna velikost: 75 μm, čistost >99,70 %), prah TiH2 (povprečna velikost: 45 μm, čistost >99,70 %) in ogljikova vlakna, prevlečena z bakrom (povprečna velikost: 1～2 mm, debelina prevlečenega z bakrom: 1,4 μm).

2.2. Izdelava Cf/AFS

Shema metode metalurgije prahu za valjanje pakiranja je prikazana vSlika 1. Med fazo mešanja smo pripravili prašek kvartarne zlitine AlSi6Mg4Cu4 s praški Al, Si, Cu in Mg v deležih 86 mas. %, 6 mas. %, 4 mas. % in 4 mas. %. 1 masni % oksidiranega prahu TiH2 (toplotna obdelava na zraku 1,5 ure pri 470 °C) je bil dodan kot sredstvo za razpenjanje, ki hitro sprošča H2 pri temperaturi taline in tako razširi talino. Poleg tega je bilo kot ojačitvene faze vključenih 0,5 mas.% ogljikovih vlaken. Zlasti za izboljšanje omočljivosti in preprečevanje škodljivih reakcij, kot je Al4C3 na meji taline vlaken-aluminij med penjenjem, so bila ogljikova vlakna pobakrena z galvanizacijo. Postopek galvanizacije je bil opisan v Ref.Slika 2prikazuje z bakrom prevlečena ogljikova vlakna, pridobljena s postopkom neelektričnega nanašanja. Prevleka enakomerno in neprekinjeno pokriva površino vlaken(Slika 2(a)–(b)). Nato so bile različne sestave zlitin, uporabljene v tej študiji, pripravljene s temeljitim mešanjem zgoraj omenjenih praškov z in brez Cf v tridimenzionalnem mešalniku 3 ure. Enakomerno zmešan prah je kapsuliran v zaprti votlini, čemur sledita postopek hladnega in vročega valjanja.

Stopnja hladnega valjanja učinkovito odvaja zrak iz votlin in intersticijskih prostorov med delci skozi niz večkratnih prehodov in majhnih vdolbin. Faza vročega valjanja zagotavlja, da prekurzor doseže relativno gostoto, ki presega 98 % s sodeformacijo plošče in prahu, kar olajša nadaljnji postopek penjenja. Podrobni parametri postopka valjanja so opisani v Ref. Prekurzorji AFS in Cf/AFS, ki se lahko penijo, so pridobljeni s prej omenjenim postopkom. Nazadnje sta bila oba penljiva prekurzorja segrevana pri 620 ◦C 15 minut, da smo izdelali vzorce Cf/AFS in AFS, ki so bili uporabljeni za analizo velikosti por, mikrostrukturno karakterizacijo in teste mehanskih lastnosti stiskanja.

2.3. Karakterizacija in preskusne metode

2.3.1. Mikrostrukturna karakterizacija

Morfologijo mikrostrukture Cf/AFS in AFS smo raziskali z vrstično elektronsko mikroskopijo z emisijami polja (SEM, Zeiss Ultra Plus). Za identifikacijo sestave različnih faz v celičnih stenah penastih vzorcev smo uporabili energijsko disperzijsko spektroskopijo (EDS). Vzdolžni prerezi vzorcev so bili pridobljeni z rezanjem penastih vzorcev z elektrorazelektritvenim strojem (EDM, DK7745). Po tem so bili vzdolžni deli vzorcev prevlečeni z barvo in nato brušeni in polirani z brusnim papirjem z zrnatostjo 800 oziroma 1500. Končno so bili ekvivalentni premeri celic (Dmean) prečnega prereza poliranega vzorca določeni s programsko opremo za analizo slike, Image Pro Plus 6.0.

Slika 1.Shema metode praškaste metalurgije za valjanje pakiranja.

Slika 2.Slike SEM (a) ogljikovih vlaken, prevlečenih z bakrom, in (b) prikazujejo povečan pogled na območje, označeno z rdečim kvadratom v (a). Sliki (c) in (d) sta EDS rezultata točke A v (b).

Slika 3.Shematski diagram postavitve eksperimenta s sinhrotronskim sevanjem.

2.3.2. In-situ opazovanja penjenja s sinhrotronskim sevanjem

Shematski diagram poskusne postavitve sinhrotronskega sevanja je skiciranSlika 3. Poskusi so bili izvedeni na žarkovni liniji 4W1A Pekinškega obrata za sinhrotronsko sevanje (BSRF, Pekinški inštitut za fiziko visokih energij, Kitajska akademija znanosti, Kitajska). Za razliko od običajnega absorpcijsko-kontrastnega slikanja ta članek uporablja fazno kontrastno slikanje s svetlobnim virom sinhrotronskega sevanja. Ta pristop obravnava omejitve tradicionalnega absorpcijskega slikanja, ki je neučinkovito za vizualizacijo šibko absorbirajočih snovi. Postopek penjenja vzorcev je bil izveden v po meri oblikovani peči za penjenje, ki ima kvadratno okno 15 mm x 15 mm, postavljeno pravokotno na smer rentgenskega žarka. Velikost vzorca, kot je prikazano na sliki 3, meri 15 mm × 15 mm × 2 mm. Vzorec se postavi v kalup za penjenje, sestavljen iz določenega števila keramičnih plošč. Med postopkom penjenja lahko rentgenski žarki prehajajo skozi vzorec in jih zajame kamera naprave z nabojno sklopljeno napravo (CCD). Izbrani vir rentgenskih žarkov je deloval z intenzivnostjo 20 Kev, uporabljena pa je bila največja velikost gledanja 7, 4 mm × 7, 4 mm, da se omogoči celovito opazovanje celotnega procesa penjenja.

Omeniti velja, da so bili opazovani vzorci postavljeni pravokotno na smer kotaljenja in tangencialno smer. Tako prekurzorjem, ki vsebujejo 0,5 mas. % Cf, kot tistim brez 0,5 mas. % Cf so bile stranske plošče odstranjene z obeh strani vzorcev z uporabo EDM. Raziskovali smo vpliv Cf na lastnosti penjenja aluminijeve pene. Poleg tega so bili prekurzorji z različnimi sestavami penjeni v isti grelni peči pri vnaprej nastavljeni temperaturi 620 ◦C.

2.3.3. Preskus mehanskih lastnosti stiskanja

Kompresijski vzorci so bili z EDM razrezani v cilindrične vzorce z višino 23 mm in premerom 20 mm, pri čemer je bilo zagotovljeno, da vsaka smer vključuje vsaj 10 popolnih por, da se prepreči učinek velikosti. Kvazistatični kompresijski testi so bili izvedeni po standardih ISO13314–2011 in GB/T31930–2015 z uporabo univerzalnega stroja za testiranje materialov AG-XPLUS electronic z največjo nosilnostjo 100 KN. Za vsako skupino so bili testirani trije vzorci, krivulje tlačne napetosti in deformacije v tem prispevku pa predstavljajo povprečne rezultate, dobljene iz treh testiranih vzorcev. Vsi testi so bili izvedeni pod nadzorom premika, pri čemer je bila konstantna hitrost prečne glave 2 mm/min (kar ustreza začetni hitrosti deformacije 10-3 s-1) pri sobni temperaturi.

Slika 4.Časovno razvite slike sinhrotronskega sevanja procesa penjenja Cf/AFS: (a) nespenjen prekurzor pri t0 trenutku 380 ◦C; (b)–(c) raztapljanje elementarnega bakra in nukleacija tipa II med taljenjem prekurzorja; (d)–(g) heterogeni procesi nukleacije in rasti mehurčkov; in (h)–(i) zlivanje in pokanje mehurčkov.

3. Rezultati in razprava

3.1. In situ penjenje pod sinhrotronskim sevanjem

3.1.1. Razvoj pene Cf/AFS

Slika 4prikazuje niz slik sinhrotronskega sevanja, ki prikazujejo proces penjenja Cf/AFS. Izvirne slike Cf/AFS(Slika 4 (a))so bili zajeti, ko je bila matrika v trdnem stanju pri 380 ◦C, ta čas pa je bil nastavljen kot t0. V primerjavi z drugimi komponentami v predhodniku je Cf videti črn znotraj pretežno sive matrike, bogate z aluminijem. To je mogoče pripisati visoki vsebnosti bakra na površini vlaken, kot je prikazano vSlika 2(c)–(d), ki ima največjo relativno atomsko maso v primerjavi z drugimi komponentami prekurzorja. Poleg tega opazimo, da je večina Cf razpršenih in ločenih, ne pa združenih skupaj, kot je prikazano vSlika 4(a). To pomeni, da lahko z 0,5 mas. % dodatka Cf 3-urni postopek mešanja učinkovito doseže želeno stanje disperzije.

Pri t0+194s (kot je razvidno izSlika 4(b)), je v sivi aluminijasti matrici (označeno z rdečo puščico) mogoče opaziti precejšnje število belih, skoraj sferičnih mehurčkov s premeri od 90 μm do 180 μm. Število mehurčkov se je v 46 s še naprej povečevalo, kot je prikazano vSlika 4(c). Poleg tega je še ena omembe vredna sprememba, ki se dogaja v matrici, ta, da se nekateri majhni mehurčki nagibajo k oblikovanju na površini Cf z začetkom raztapljanja Cu (označeno z rdečim pikčastim poljem). Ta pojav se verjetno pripisuje nukleaciji tipa II, ki se pojavi v kompaktu prahu, ki vsebuje baker. Splošno znano je, da dodatek Cu bistveno zniža temperaturo taljenja zlitin. Posledica tega je lokalizirano taljenje okoli posameznih delcev prahu v predhodniku prahu, ki vsebuje bakrov prah med postopkom segrevanja, kar ustvarja znatno količino kvarterne evtektične taline Al–Si–Mg–Cu pri nižjih temperaturah. Kvartarni evtektični bazen taline je ponavadi šibko območje v zlitini in je bolj nagnjen k nukleaciji. Posledično obstaja večja verjetnost, da bodo mehurčki nukleirali in rasli v bližini pobakrene površine na površini vlaken. Poleg tega nizka tekoča frakcija v matrici v tem trenutku povzroči, da se plini iz razgradnje TiH2 zlahka kopičijo v aluminijevi matrici. Nukleacija tipa II se lahko učinkovito izogne ​​nakopičenemu plinu, ki sili matriko z nizko tekočo frakcijo narazen in širjenju razpok skozi tekočino, kar povzroči veliko izgubo količine vodika.

Slika 4(d)kaže, da se mehurčki na začetku nukleirajo in rastejo na območju Cf, ko se matriks popolnoma stopi, lokacije mehurčkov pa ustrezajo izginjajoči plasti, prevlečeni z bakrom (označeno z rdečim pikčastim poljem). Dobro ugotovljeno je, da dodatek sekundarnih faz poveča število heterogenih nukleacijskih mest in s tem zmanjša energijsko oviro za nastanek novih mehurčkov v talini zlitine. Medtem je hitrost nukleacije povezana s celotno heterogeno nukleacijsko površino na enoto volumna. Posledično je mogoče opaziti, da se mehurčki sprva nukleirajo na mestih, kjer se nahajajo ogljikova vlakna, in se razširijo po dolžini ogljikovih vlaken. Z nadaljnjim povečevanjem deleža taline se še naprej pojavljajo številni novi mehurčkiSlika 4(e)–4(g). Vendar pa je stopnja lokaliziranega združevanja in razpoka mehurčkov počasna, kar kaže, da imajo mehurčki visoko stabilnost. Pri t0+426s se število mehurčkov znatno poveča in

prostornina predhodnika se močno poveča(Slika 4(h)). Poleg tega je pojav nekaterih združitev mehurčkov (označen z rdečo puščico), kjer majhne mehurčke absorbirajo večji zaradi Ostwaldovega zorenja, neizogiben proces med razvojem kovinskih pen [40]. Posledica tega pojava zorenja je tudi pojav majhnega števila velikih in nepravilnih mehurčkov (označenih z rdečo puščico vSlika 4(i)).

Slika 5.Časovno razvite slike procesa penjenja AFS na različnih stopnjah: (a) nestaljeni prekurzor pri t0 trenutku 380 ◦C; (b) raztapljanje elementarnega bakra in nukleacija tipa II med taljenjem prekurzorja; (c) procesi nukleacije in rasti mehurčkov; in (d)–(f) mehurčki, ki se združijo in počijo.

3.1.2. Razvoj pene AFS

Slika 5 prikazuje niz slik sinhrotronskega sevanja, ki ponazarjajo proces penjenja AFS. Podobno kot pri Cf/AFS je bila začetna slika za zaporedje sinhrotronskega sevanja zajeta, ko je bil AFS v trdni fazi pri 380 ◦C (glejSlika 5(a)). Ko se matrika segreje nad temperaturo solidusa, postanejo v njej vidni majhni beli mehurčkiSl. 5(b) in (c), ki je posledica razgradnje TiH2 in pojava nukleacije tipa II v območju, bogatem s Cu. Vendar število ustvarjenih mehurčkov in njihova gostota porazdelitve vSlika 5(c)je v primerjavi zSlika 4(c). To nakazuje, da Cf/AFS zagotavlja več kanalov za zgodnje sproščanje plina med nukleacijo, kar preprečuje prekomerno nastajanje razpok v aluminijevi matrici z nizko tekočo frakcijo.

Manjše število mest nukleacije AFS in večja verjetnost nenormalne rasti mehurčkov v primerjavi s Cf/AFS je mogoče opaziti priSlika 5(d)–(f). Razvoj mehurčkov AFS je nepravilen in njihove velikosti kažejo velika nihanja zaradi soobstoja tako mikrometrskih mehurčkov kot nenormalno milimetrskih velikih mehurčkov (označenih z rdečo puščico). Poleg tega lahko ta nestabilnost in nehomogenost med zgodnjim procesom nukleacije povzroči pomembne razlike v končni strukturi por in mehanskih lastnostih med AFS in Cf/AFS.

3.2. Analiza makrostrukture

Da bi raziskali razlike v makroskopski morfologiji por in premeru por med AFS in Cf/AFS, sta bili v laboratorijskih pogojih pripravljeni dve sendvič strukturi pri temperaturi penjenja 620 ◦C 15 minut. Makrostrukture in porazdelitev velikosti celic AFS in Cf/AFS so prikazane vSlika 6. Primerjava navpičnih odsekov dveh vzorcev sendvič struktur razkrije, da imajo pene Cf/AFS drobnejše celice in manj napak, kot je razpok ali zlitje celic (glejSlika 6 (b)). Nasprotno, kot je prikazano vSlika 6(a), AFS kaže slabo homogenost por s prisotnostjo nekaterih nenormalno velikih por. Medtem je bil ekvivalentni premer por za AFS in Cf/AFS 2,9 ± 0,2 mm oziroma 1,9 ± 0,1 mm, kar kaže, da je bil premer por dodatno izboljšan z dodatkom Cf (glejSl. 6(c) in (d)).

Na razvoj strukture por vplivata dva konkurenčna mehanizma: razgradnja TiH2 ter spajanje in lomljenje pene. Razpad TiH2 prispeva k povečanju števila nukleacij, poroznosti in hitrosti ekspanzije, medtem ko združevanje in pokanje mehurčkov zmanjša število por in poveča premer por. Zmanjšanje zlitja in poka mehurčkov prispeva k boljši celični strukturi. Zato je visoka stabilnost pene potrebna za ohranjanje homogenosti strukture por med postopkom penjenja. Za Cf/AFS dodatek Cf močno izboljša omočljivost vlaken z aluminijevo talino. Podobno kot poročana aluminijasta pena, ojačana s Cf [44], pripravljena z metodo penjenja iz taline, dodatek Cf stabilizira aluminijasto peno s preprečevanjem lomljenja celične stene in zmanjšanjem aglomeracije. Medtem lahko Cf ustvari mrežasto strukturo v celični steni, ki ustvarja ločitveno silo in preprečuje pokanje mehurčkov, s čimer izboljša celično strukturo, stabilnost pene in enakomernost porazdelitve por.

3.3. Mikrostrukturna karakterizacija

Slika 7(a)prikazuje mikrostrukturo celične stene po penjenju z AFS. Kot je navedeno za pene iz zlitine AlSi6Cu4Mg4, so v zlitini prisotni evtektični Al–Si, Mg2Si, Al2Cu in Al5Cu2Mg8Si6, kar je v skladu z ugotovitvami, pridobljenimi z analizo EDS vSlika 7(b). Te krhke faze zmanjšajo mehanske lastnosti aluminijeve pene tako, da oslabijo steno por ali delujejo kot vir razpok med deformacijo. Zato je izboljšanje mehanskih lastnosti stene por z dodajanjem ojačitvenih faz izvedljiva in učinkovita strategija.

Za Cf/AFS je mogoče opazovati izSlika 7(c) in (d)da je Cf porazdeljen znotraj celične stene ali na robu celične stene, kar kaže, da ima Cf odlično omočljivost z aluminijevo talino. Poleg tega je opazno (glejSlika 7(d)), da se manjša količina izločene faze Al2Cu tvori na meji med vlakni in talino aluminija. Ta pojav prispeva k doseganju močne vezi med vlakni in matrico. Napredovanje te difuzijske reakcije je mogoče intuitivno opazovati vSlika 4(a)–(c). Upoštevajte, da oborjena faza ne obdaja popolnoma ogljikovih vlaken, stanje in količina te porazdelitve pa sta koristna za Cf/AFS. Na podlagi študije Lv et al, na kompozitnih materialih z aluminijevo matriko, ojačenih s Cf, je bilo dokazano, da lahko ustrezna količina izločene faze vpliva in uravnava trdnost medfazne vezi.

Slika 6.Navpični prerezi reprezentativnega vzorca (a) AFS in (b) Cf/AFS. Ploščici ekvivalentnega premera glede na delež površine, ki ustrezata (a) in (b), sta prikazani v (c) oziroma (d). Polna neprekinjena črta v (c) in (d) predstavlja logaritemsko normalno prileganje. Regresija (R2) predstavlja ustreznost.

Slika 7.Slike SEM (a) in (b) prikazujejo mikrostrukture, ki ustrezajoSlika 6(a) AFS inSlika 6(b) poleg tega Cf/AFS,Slika 7(b) in (d) prikazujeta lokalizirane povečaveSlika 7(a) oziroma (c).

3.4. Mehanizem Cf stabilizacijske pene Al–Si–Mg–Cu

Na podlagi zgoraj omenjene analize je shematski prikaz mehanizma penjenja za Cf/AFS in AFS povzet vSlika 8. Pomembne razlike med Cf/AFS in AFS v fazi nukleacije, rasti mehurčkov in stopnji spajanja ter stopnji postopnega strjevanja, kot je prikazano vSl. 8(a) in (b).

Slika 8.Shematski diagram obnašanja Cf/AFS in AFS pri penjenju: (a) Cf/AFS; in (b) AFS.

V fazi nukleacije pen iz zlitine AlSi6Cu4Mg4 se mehurčki nagibajo k nukleaciji znotraj tekoče kvaterne evtektike, ki obdaja bakrene delce, namesto da nukleirajo na lokaciji delcev TiH2. Ta vrsta nukleacije v najšibkejšem območju prekurzorja (nukleacija tipa II) zagotavlja več izhodnih kanalov za pline, ki se sproščajo pri razgradnji TiH2, s čimer se izogne ​​kopičenju plinov in povzroči širjenje razpok v talini aluminija. Dodatek ogljikovih vlaken, prevlečenih z bakrom, očitno dodatno ustvarja več kanalov za sproščanje H2. Ker pa talina aluminija na tej stopnji nima zadostne tekoče frakcije, je za tako majhne mehurčke težko imeti zadosten vir H2 za nadaljnjo rast. Posledično ti majhni mehurčki počijo v talini, ko se temperatura dvigne. Ko je prekurzor popolnoma stopljen, bo H2, ki se sprosti iz burne reakcije dehidrogeniranja TiH2, nukleiral in hitro rasel glede na točko nukleacije. Cf zagotavlja številna heterogena nukleacijska mesta za nastanek mehurčkov, ki močno povečajo stopnje nukleacije. Hkrati prisotnost Cf učinkovito zavira stik in zlitje primarnih mehurčkov in preprečuje nastanek nenormalno velikih mehurčkov.

V fazi rasti in spajanja mehurčkov dodatek Cf znatno izboljša stabilnost pene. Razlog je v tem, da imata Cf in talina aluminija dobro omočljivost, vlakna pa se zlahka ujamejo med dvema vmesnikoma plin-tekočina, da tvorijo mrežno strukturo (kot je prikazano naSlika 7(c)). Ko se film tekočine stanjša, lahko vlakna ustvarijo ločevalni tlak, da se uprejo sesanju z meje platoja in tako preprečijo, da bi film tekočine počil. Tako Cf/AFS potrebuje daljši čas penjenja v primerjavi z AFS, z večjo stabilnostjo, ki lahko ohranja enakomernost strukture por med razvojem pene.

V fazi počasnega strjevanja mehurčki v Cf/AFS ne rastejo več in vlakna so vdelana v celično steno (označeno z rdečim črtkanim poljem). To zadrževanje vlaken preprečuje absorpcijo majhnih mehurčkov s strani večjih, kot je razvidno pri Ostwaldovem zorenju, in zavira pretrganje celične stene zaradi širjenja strjevanja. Posledično ima Cf/AFS bolj homogeno strukturo por in manj napak v porah v primerjavi z AFS.

3.5. Mehanske lastnosti

Krivulje tlačne napetosti in deformacije za Cf/AFS in AFS s skoraj enako poroznostjo (83,2 % oziroma 81,4 %) so predstavljene vSlika 9(a). Krivulja tlačne napetosti in deformacije prikazuje izrazito tristopenjsko karakteristiko, ki obsega linearno elastično območje, območje platoja in območje zgostitve. Tlačna meja tečenja AFS in Cf/AFS je bila 8,44 MPa oziroma 11,87 MPa. Tlačna meja tečenja Cf/AFS se je povečala za 40,6 % v primerjavi z AFS. Medtem pa je zmogljivost absorpcije energije Cf/AFS boljša kot pri AFS pri istem sevu, kot je prikazano vSlika 9(b). Zmogljivosti absorpcije energije AFS in Cf/AFS so približno 3,3 MJ/m3 oziroma 6,1 MJ/m3. Zmogljivost absorpcije energije Cf/AFS je izboljšana za 84,8 % v primerjavi z AFS.

Slika 9.Krivulje niza tlačnih napetosti in krivulje absorpcijske sposobnosti Cf/AFS in AFS: (a) krivulje niza tlačnih napetosti; (b) krivulje zmogljivosti absorpcije energije.

Vključitev Cf je znatno izboljšala mehanske lastnosti penastega jedra. Dobro je znano, da mehanske lastnostialuminijevo penoso tesno povezani s strukturo por in mehanskimi lastnostmi opornika. Makrostrukturna analiza je pokazala, da je dodatek Cf izboljšal velikost por, izboljšal porazdelitev por in zmanjšal napake v porah. Podobno kot ugotovitve Sasikumar et al. in Yangetal. majhen premer por in ozka porazdelitev por sta bolj koristna za povečanje tlačne trdnosti in učinkovitosti absorpcije energije. Poleg tega je učinek mikrostrukture na mehanske lastnosti pene predvsem posledica Cf, vgrajenega v stene por pene. Difuzija in raztapljanje pobakrenih ogljikovih vlaken v aluminijasti matrici lahko dosežeta trdnejšo medfazno vez med vlakni in aluminijasto matrico, kar prispeva k prenosu obremenitve. Ogljikova vlakna z visokim modulom, spenjana v steno por, lahko omejijo deformacijo stene por pod kompresijsko obremenitvijo in izboljšajo nosilnost. Vsi ti dejavniki dajejo prednost Cf/AFS, da doseže večjo mejo tečenja in sposobnost absorpcije energije v primerjavi z AFS.

4. Sklepi

Cf/AFS in AFS sta bila v tem delu pripravljena z metodo praškaste metalurgije za pakiranje. Obnašanje penjenja Cf/AFS in AFS je bilo dinamično opazovano s sinhrotronskim sevanjem

raziskati vpliv Cf na nukleacijo in rast mehurčkov. Poleg tega je bil temeljito analiziran Cf na morfologijo por, porazdelitev por in kompresijske lastnosti aluminijevih pen. Glavni sklepi so naslednji:

(1) Opazovanja sinhrotronskega sevanja in situ razkrivajo, da imata tako Cf/AFS kot proces penjenja AFS tri različne stopnje: nukleacijo mehurčkov, rast in združitev mehurčkov ter strjevanje.

V primerjavi z AFS ima postopek penjenja Cf/AFS večjo stabilnost in enakomernost mehurčkov. AFS je bolj nagnjen k oblikovanju nenormalno velikih in grobih por med procesom evolucije por. Poleg tega je razlika pripisana heterogenemu nukleacijskemu učinku Cf, ki preprečuje razpok stene mehurčka in zmanjša koalescenco, hkrati pa poveča hitrost nukleacije.

(2) Dodatek 0,5 mas. % Cf izboljša ekvivalentni premer por z 2,9 ± 0,2 mm na 1,9 ± 0,1 mm, kar bistveno zmanjša grobe napake por. Hkrati mikrostruktura razkriva dobro omočljivost Cf, ki je porazdeljen vzdolž stene por in vmesnika plin-trdna snov, s čimer se poveča stabilnost pene.

(3) V primerjavi z AFS sta se tlačna meja tečenja in sposobnost absorpcije energije Cf/AFS povečala za približno 40,6 % oziroma 84,8 %. Ugotovitve te študije lahko ponudijo ideje za ojačitev sendvič plošč iz aluminijeve pene z metalurškimi veznimi vmesniki, ki imajo potencial za inženirske aplikacije na področju avtomobilske in vesoljske industrije.

Članek iz Journal of Materials Research and Technology