Kopparbelagda kolfiber sandwichpaneler av aluminiumskum prestandaegenskaper jämfört med konventionella sandwichpaneler av aluminiumskum

Aluminiumskum sandwich(AFS) paneler har en kombination av strukturella och funktionella egenskaper såsom låg densitet, hög specifik hållfasthet, gynnsam energiabsorption, dämpningskapacitet och elektromagnetisk skärmning. Dessa utmärkta egenskaper gör att AFS har stor potential inom flyg-, transport- och marina områden. Jämfört med knappt metallskum kan de yttre metallplattorna hos AFS effektivt täta skummet och förbättra dess omfattande mekaniska egenskaper, såsom drag- och böjhållfasthet. I allmänhet tillverkades AFS med limbindningsmetod, vilket innebär att aluminiumskummet fästs på solida metallpaneler med epoxihartslim.

Även om limbindningsmetoden effektivt förbättrar strukturell dämpning, åtföljs den av begränsningar, inklusive utmaningar i återvinning och känslighet för delamineringsfel under höga temperaturer eller korrosiva förhållanden. För att komma till rätta med dessa begränsningar har omfattande forskningsinsatser ägnats åt att uppnå metallurgisk bindning mellan panelen och kärnskiktet.

För närvarande klassificeras de dominerande beredningsmetoderna för AFS som syftar till att uppnå metallurgisk bindning i allmänhet i tre kategorier: svetsning, smältskumning och packningsvalspulvermetallurgisk metod. Bland dessa metoder anses packningsvalspulvermetallurgimetoden vara överlägsen för att kontrollera porstrukturen och uppnå lågtemperaturskumning. Vårt tidigare arbete använde denna teknik för att tillverka AFS i stor storlek med bättre expansionsegenskaper och cellulär struktur för industriella applikationer.

På grund av de relativt låga komprimerande mekaniska egenskaperna hos skumkärnan är förbättringen av den mekaniska hållfastheten hos AFS emellertid begränsad, så ytterligare förbättring av hållfastheten hos skumkärnan är avgörande för AFS.

Hittills har de vanliga metoderna rapporterats för att förbättra de komprimerande mekaniska egenskaperna hosaluminiumskumär följande: ytbehandling, värmebehandling och förstärkning genom att lägga till partiklar, fibrer, legeringselement, etc. Bland dem har korta kolfibrer med låg densitet, hög elasticitetsmodul och stort bildförhållande tilldragit sig stor uppmärksamhet som lovande förstärkningsmaterial. Ytmetallisering av kolfibrer, genom elektroplätering eller kemisk plätering såsom kopparplätering eller nickelplätering, förbättrar dessutom vätbarheten hos kolfibrerna i aluminiumsmältan och undviker skadliga gränsytereaktioner mellan kolfibrerna och aluminiumsmältan. Kort kolfiber används nu i stor utsträckning för att förstärka aluminiummatriskompositer.

Bhav Singhetal. preparerade kopparbelagda kolfibrer förstärkta aluminiummatriskompositer genom omröringsgjutningsmetod. Muetal. tillverkade aluminiummatriskompositer förstärkta med nickelbelagda kolfibrer med tvåvalsgjutningsmetoden. Resultaten visade en signifikant förbättring av kompositernas draghållfasthet med tillsats av kolfibrer. Det har dock gjorts begränsad forskning omaluminiumskum förstärktmed kopparbelagda kolfibrer. Caoetal. först preparerade kopparbelagda kolfibrer förstärkt aluminiumskum genom smältskumningsmetoden. Resultaten visar att 0,35 vol% Cf kan stabilisera aluminiumskummet genom att förhindra att vätskefilmen brister, och ju mer mängden fibrer som tillsätts till skummet är stabilare. Muetal. visade att dämpningsegenskaperna hos aluminiumskum framställt med smältskumningsmetoden förbättrades avsevärt med tillsatsen av Jfr.

Följaktligen kan man dra slutsatsen att tillsatsen av Cf kan vara en effektiv strategi för att samtidigt förbättra skumningsstabiliteten och de mekaniska egenskaperna hosaluminiumskum. Dessutom har det inte funnits några rapporter om kopparpläterade kolfiberförstärkta sandwichpaneler av aluminiumskum framställda med pulvermetallurgimetoden, vilket motiverar forskare att göra mer djupgående studier inom detta område.

Många studier har utförts på kärnbildningsmekanismen och stabiliteten avaluminiumskummed tillägg av förstärkningsfaser. Skillnaderna i porantal och pormorfologi,

såsom storlek, fördelning och form, tillskrivs vanligtvis kärnbildningsmekanismer och stabilitet. Heterogena kärnbildningseffekter och oxidnätverksstabiliseringsmekanismer i pulvermetallurgisystem har uttömmande undersökts. Kvartära legeringspulver bestående av Al-Si-Mg-Cu som används i detta dokument har uppvisat exceptionella expansionshastigheter och låga skumningstemperaturer, med en solidustemperatur på 507 ◦C och en likvidustemperatur på 596 ◦C. Icke desto mindre finns det en brist på forskning angående kärnbildningsmekanismen, stabiliteten och kompressionsmekaniska egenskaper hos pulverpresskroppar som innehåller denna speciella legeringskomposition, särskilt när de införlivar Jfr. I tidigare arbeten utfördes undersökningar av kärnbildnings- och stabiliseringsmekanismer främst genom icke-in situ-metoder, som involverade tomografisk analys av prover som snabbt kyldes efter skumningsavbrott. Tyvärr sker submikron bubbelkärnbildning primärt under prekursoruppvärmning och expanderar snabbt inom tidsintervall som spänner från 100 ms till 1 s, vilket ofta innebär utmaningar för realtidsobservation. Den moderna synkrotronstrålningsröntgentekniken har hög energi och spatiotemporal upplösning, vilket möjliggör realtidsobservation in situ av kärnbildning och tillväxtprocess av aluminiumskum vid förhöjda temperaturer. För närvarande har endast begränsade forskare utforskat skumkinetiken hos Al-Si-Mg-legeringspulver genom synkrotronstrålning. Till exempel García-Morenoetal. rapporterade betydande dynamiska fenomen i flytande aluminiumskum, inklusive kärnbildning och tillväxt, bubbelomläggning, vätskeåterdragning, agglomeration och filmbrott. Kamm et al. studerade kärnbildning och tillväxtprocess av AlSi8Mg4 aluminiumskum genom synkrotronstrålning. Deras resultat visade att väte som genereras genom sönderdelning av adsorbater på metallpulvrets yta representerar en annan betydande kärnbildningsmekanism. Ändå är interaktionen mellan prekursorkomponenter intrikat, och dynamiken i skumning kan påverkas av deras sammansättning. För både Al–Si–Cu–Mg-pulversystemet och Al–Si–Cu–Mg-pulversystemet med tillagd Cf, är förståelse och utforskande av initieringen och tillväxten av metallskum avgörande för den vidare strukturella utvecklingen av skummet för att förbättra egenskaperna för ansökningar.

I detta arbete framställdes Cf/AFS och AFS med metallurgisk gränssnittsbindning med packningsvalspulvermetallurgimetoden. Bubblornas utveckling av Cf/AFS och AFS observerades in situ av synkrotronstrålning för att avslöja mekanismen för Cf på bubbelkärnbildning, tillväxt och sammanslagning och stabilitet. Dessutom skummades Cf/AFS och AFS vid 620 ◦C i 15 minuter i en kammarugn. Därefter karakteriserades och testades porstorleksfördelningen, pormikrostrukturen och de komprimerande mekaniska egenskaperna hos de skummade proverna. Baserat på de tidigare nämnda studierna utvärderades systematiskt strukturen och tryckhållfastheten hos Cf/AFS och AFS.

2. Material och metoder

2.1. Råvaror

Sex råmaterial användes för att förbereda AFS och Cf/AFS: Al-pulver (medelstorlek: 45 μm, renhet >99,70%), Si-pulver (medelstorlek: 38 μm, renhet >99,50%), Cu-pulver (medelstorlek: 38 μm, renhet >99,90 %), Mg-pulver (medelstorlek: 75 μm, renhet >99,70 %), TiH2-pulver (medelstorlek: 45 μm, renhet >99,70 %) och kopparbelagd kolfiber (medelstorlek: 1–2 mm, kopparbelagd tjocklek: 1,4 μm).

2.2. Tillverkning av Cf/AFS

Schemat för packningsvalspulvermetallurgimetoden illustreras iFig. 1. Under blandningssteget framställdes det kvartära legeringspulvret AlSi6Mg4Cu4, med pulver av Al, Si, Cu och Mg i proportioner av 86 viktprocent, 6 viktprocent, 4 viktprocent respektive 4 viktprocent. 1 viktprocent oxiderat TiH2-pulver (värmebehandling i luft under 1,5 h vid 470 ◦C) tillsattes som ett jäsmedel som släpper H2 snabbt vid smälttemperaturen och expanderar smältan. Dessutom införlivades 0,5 viktprocent kolfibrer som förstärkningsfaser. För att förbättra vätbarheten och förhindra skadliga reaktioner som Al4C3 vid fiber-aluminiumsmältgränsytan under skumning kopparbelagdes kolfibrer via elektroplätering. Elektropläteringsprocessen beskrevs i Refs.Fig. 2visar de kopparbelagda kolfibrerna som erhålls genom den strömlösa pläteringsprocessen. Beläggningen har enhetlig och kontinuerlig täckning av fiberytan(Fig. 2(a)–(b)). Därefter framställdes de olika legeringskompositionerna som användes i denna studie genom att noggrant blanda ovannämnda pulver med och utan Cf i en tredimensionell bländare under 3 timmar. Det enhetligt blandade pulvret är inkapslat i en förseglad hålighet, följt av kall- och varmvalsningsprocedurer.

Kallvalsningssteget evakuerar effektivt luft inifrån hålrummen och mellanrummen mellan partiklarna genom en serie av flera passager och små fördjupningar. Varmvalsningssteget säkerställer att prekursorn uppnår en relativ densitet som överstiger 98 % genom samdeformation av panelen och pulvret, vilket underlättar den efterföljande skumningsprocessen. Detaljerade valsningsprocessparametrar beskrivs i Refs. AFS- och Cf/AFS-skumbara prekursorer erhålls genom den tidigare nämnda processen. Slutligen värmdes båda skumbara prekursorerna vid 620 ◦C i 15 minuter för att tillverka Cf/AFS- och AFS-prover, som användes för porstorleksanalys, mikrostrukturell karakterisering och tester av kompressionsmekaniska egenskaper.

2.3. Karakterisering och testmetoder

2.3.1. Mikrostrukturell karakterisering

Mikrostrukturmorfologin för Cf/AFS och AFS undersöktes med fältemissionsskanningselektronmikroskopi (SEM, Zeiss Ultra Plus). Energidispersiv spektroskopi (EDS) användes för att identifiera sammansättningen av olika faser i cellväggarna i de skummade proverna. Longitudinella sektioner av proverna erhölls genom att skära de skummade proverna med användning av elektrourladdningsmaskinen (EDM, DK7745). Därefter belades provernas längsgående sektioner med färg och sedan slipades och polerades med 800-korn respektive 1500-grit sandpapper. Till slut bestämdes de ekvivalenta celldiametrarna (Dmean) för det polerade provets tvärsnitt med hjälp av bildanalysmjukvara, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Schematisk metod för packningsvalspulvermetallurgi.

Fig. 2.SEM-bilder av (a) de kopparbelagda kolfibrerna och (b) visar en förstorad vy av området markerat med en röd fyrkant i (a). Bilder (c) och (d) är EDS-resultaten för punkt A i (b).

Fig. 3.Schematiskt diagram över synkrotronstrålningsexperimentuppställningen.

2.3.2. In-situ skumningsobservationer genom synkrotronstrålning

Det schematiska diagrammet över synkrotronstrålningsexperimentuppställningen skissas inFig. 3. Experimenten utfördes vid strållinje 4W1A i Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, Kina). Till skillnad från konventionell absorptionskontrastavbildning, använder detta papper faskontrastavbildning med Synchrotron Radiation Light Source. Detta tillvägagångssätt tar itu med begränsningarna hos traditionell absorptionsavbildning, som är ineffektiv för att visualisera svagt absorberande ämnen. Skumningsprocessen av proverna utfördes i en specialdesignad skumugn, med ett 15 mm gånger 15 mm kvadratiskt fönster placerat vinkelrätt mot röntgenstrålens riktning. Provstorleken, som visas i fig. 3, mäter 15 mm × 15 mm × 2 mm. Provet placeras i en skumform som består av ett visst antal keramiska ark. Under hela skumningsprocessen kan röntgenstrålar passera genom provet och fångas av en laddningskopplad enhet (CCD) kamera. Den valda röntgenkällan arbetade med en intensitet av 20 Kev, och en maximal betraktningsstorlek på 7,4 mm × 7,4 mm användes för att möjliggöra omfattande observation av hela skumningsprocessen.

Det är värt att notera att de observerade proverna var placerade på ett sätt vinkelrätt mot både rullriktningen och tangentiell riktning. Både prekursorerna innehållande 0,5 viktprocent Cf och de utan 0,5 viktprocent Cf hade sina sidopaneler avlägsnade från båda sidor av proven med användning av EDM. Effekten av Cf på skumningsegenskaperna hos aluminiumskum undersöktes. Vidare skummades prekursorerna med olika sammansättning i samma värmeugn vid en förinställd temperatur på 620 ◦C.

2.3.3. Test av kompressionsmekaniska egenskaper

Kompressionsproverna skars till cylindriska prover med en höjd av 23 mm och en diameter av 20 mm med EDM, och varje riktning säkerställdes att inkludera minst 10 fullständiga porer för att undvika storlekseffekt. Kvasistatiska kompressionstester utfördes enligt standarderna ISO13314–2011 och GB/T31930–2015, med en AG-XPLUS elektron universal materialtestmaskin med en maximal lastkapacitet på 100 KN. Tre prover testades för varje grupp, och tryckspännings-töjningskurvorna i detta dokument representerar de genomsnittliga resultaten som erhållits från de tre testade proverna. Alla tester utfördes under förskjutningskontroll och bibehöll en konstant tvärhuvudhastighet på 2 mm/min (motsvarande en initial töjningshastighet på 10-3 s-1) vid rumstemperatur.

Fig. 4.Tidsutvecklade synkrotronstrålningsbilder av Cf/AFS-skumningsprocess: (a) oskummad prekursor vid ett ögonblick av 380 ◦C; (b)–(c) upplösning av elementär koppar och typ II kärnbildning under prekursorsmältning; (d)–(g) heterogena kärnbildnings- och tillväxtprocesser av bubblor; och (h)–(i) bubblor smälter samman och spricker.

3. Resultat och diskussion

3.1. In situ skumningsbeteende under synkrotronstrålning

3.1.1. Skumutveckling av Cf/AFS

Fig. 4visar en serie synkrotronstrålningsbilder som visar skumningsprocessen för Cf/AFS. Originalbilderna av Cf/AFS(Fig. 4 (a))fångades när matrisen var i fast tillstånd vid 380 ◦C, och denna tid sattes till t0. Jämfört med de andra komponenterna i prekursorn ser Cf ut som svart i den övervägande gråa aluminiumrika matrisen. Detta kan tillskrivas den höga kopparhalten på fiberytan, som visas iFig. 2(c)–(d), som har den största relativa atommassan jämfört med prekursorns andra komponenter. Dessutom observeras majoriteten av Cf vara dispergerade och separerade, snarare än klustrade tillsammans, som visas iFig. 4(a). Detta innebär att med en 0,5 viktprocent tillsats av Cf kan en 3 timmar lång omrörningsprocess effektivt uppnå det önskade dispersionstillståndet.

Vid t0+194s (som ses iFig. 4(b)), kan ett stort antal vita, nästan sfäriska bubblor med diametrar från 90 μm till 180 μm observeras i den grå aluminiummatrisen (markerad med den röda pilen). Antalet bubblor fortsatte att öka inom 46 sekunder, som visas iFig. 4(c). Dessutom är en annan anmärkningsvärd förändring som äger rum i matrisen att några små bubblor tenderar att bildas på ytan av Cf med initieringen av Cu-upplösningar (markerade med den röda prickade rutan). Detta fenomen tillskrivs sannolikt typ II kärnbildning som förekommer i den kopparhaltiga pulverpresskroppen. Det är allmänt erkänt att tillsatsen av Cu avsevärt minskar smälttemperaturen för legeringar. Detta resulterar i lokal smältning runt enskilda pulverpartiklar i pulverprekursorn som innehåller kopparpulver under upphettningsprocessen, vilket genererar en betydande mängd Al-Si-Mg-Cu kvartär eutektisk smälta vid lägre temperaturer. Den kvartära eutektiska smältpoolen tenderar att vara ett svagt område i legeringen och är mer benäget att bilda kärnor. Som ett resultat är det mer sannolikt att bubblor bildar kärnor och växer nära den kopparbelagda fiberytan. Dessutom orsakar den låga flytande fraktionen i matrisen i detta ögonblick att gaser från sönderdelningen av TiH2 lätt ackumuleras i aluminiummatrisen. Typ II kärnbildning kan effektivt undvika att den ackumulerade gasen tvingar isär matrisen med låg vätskefraktion och sprider sprickor genom vätskan, vilket resulterar i allvarlig förlust av mängden väte.

Fig. 4(d)visar bubblorna initialt bilda kärnor och växa på området för Cf när matrisen helt smälter, och bubblornas placeringar motsvarar det försvinnande kopparbelagda lagret (markerat med den röda prickade rutan). Det är väletablerat att tillsatsen av sekundära faser ökar antalet heterogena kärnbildningsställen, och därigenom minskar energibarriären för bildandet av nya bubblor i legeringssmältan. Under tiden är kärnbildningshastigheten relaterad till den totala heterogena kärnbildningsarean per volymenhet. Följaktligen kan det observeras att bubblorna initialt bildar kärnor på de platser där kolfibrer är belägna och expanderar längs kolfiberns längd. Med en ytterligare ökning av smältfraktionen fortsätter många nya bubblor att dyka upp urFig. 4(e)–4(g). Hastigheten för lokal sammanslagning och sprängning av bubblorna är emellertid långsam, vilket indikerar att bubblorna har hög stabilitet. Vid t0+426s ökar antalet bubblor avsevärt, och

prekursorvolymen uppvisar stor expansion(Fig. 4(h)). Dessutom är förekomsten av vissa bubblor som smälter samman (markerade med den röda pilen), där små bubblor absorberas av större på grund av Ostwald-mognad, en oundviklig process under utvecklingen av metallskum [40]. Detta mognadsfenomen resulterar också i uppkomsten av ett litet antal stora och oregelbundna bubblor (markerade med den röda pilen iFig. 4(i)).

Fig. 5.Tidsutvecklade bilder av skumningsprocessen av AFS i olika stadier: (a) osmält prekursor vid ett ögonblick av 380 ◦C; (b) upplösning av elementär koppar och typ II kärnbildning under prekursorsmältning; (c) kärnbildning och tillväxtprocesser av bubblor. och (d)–(f) bubblor smälter samman och spricker.

3.1.2. Skumutveckling av AFS

Fig. 5 visar en serie synkrotronstrålningsbilder som illustrerar skumningsprocessen för AFS. I likhet med Cf/AFS, togs den initiala bilden för synkrotronstrålningssekvensen när AFS var i fast fas vid 380 ◦C (seFig. 5(a)). När matrisen värms upp över solidustemperaturen blir små vita bubblor synliga iFig. 5(b) och (c), som är ett resultat av sönderdelningen av TiH2 och förekomsten av typ II kärnbildning i den Cu-rika regionen. Men antalet bubblor som genereras och deras distributionstäthet iFig. 5(c)är märkbart lägre jämfört medFig. 4(c). Detta tyder på att Cf/AFS tillhandahåller fler kanaler för tidig gasfrisättning under kärnbildning, vilket förhindrar överdriven bildning av sprickor i aluminiummatris med låg vätskefraktion.

Ett färre antal AFS-kärnbildningsställen och en högre sannolikhet för onormal bubbeltillväxt jämfört med Cf/AFS kan observeras frånFig. 5(d)–(f). Utvecklingen av AFS-bubblor är oregelbunden, och deras storlekar uppvisar stora fluktuationer på grund av samexistensen av både mikrometerstora bubblor och onormalt millimeterstora stora bubblor (markerade med den röda pilen). Dessutom kan denna instabilitet och inhomogenitet under den tidiga kärnbildningsprocessen resultera i betydande skillnader i den slutliga porstrukturen och mekaniska egenskaper mellan AFS och Cf/AFS.

3.2. Makrostrukturanalys

För att undersöka skillnaderna i makroskopisk pormorfologi och pordiameter mellan AFS och Cf/AFS framställdes två sandwichstrukturer under laboratorieförhållanden vid en skumningstemperatur på 620 ◦C under 15 minuter. Makrostrukturerna och cellstorleksfördelningen för AFS och Cf/AFS visas iFig. 6. Jämförelsen av vertikala sektioner av de två sandwichstrukturproverna avslöjar att Cf/AFS-skum har finare celler och färre defekter som bristning eller sammanslagning av celler (seFig. 6 (b)). Tvärtom, som visas iFig. 6(a)AFS uppvisar dålig porhomogenitet med närvaron av några onormalt stora porer. Samtidigt var den ekvivalenta pordiametern för AFS och Cf/AFS 2,9 ± 0,2 mm respektive 1,9 ± 0,1 mm, vilket tyder på att pordiametern förfinades ytterligare genom tillägget av Cf (seFig. 6(c) och (d)).

Utvecklingen av porstrukturen påverkas av två konkurrensmekanismer: sönderdelningen av TiH2 och sammansmältningen och bristningen av skummet. Nedbrytningen av TiH2 bidrar till ökningen av antalet kärnbildning, porositet och expansionshastighet, medan sammanslagning och sprängning av bubblor minskar antalet porer och ökar porernas diameter. Minskningen av bubbelsammanslagningar och rupturhändelser bidrar till att erhålla en bättre cellstruktur. Följaktligen är skummets höga stabilitet nödvändig för att upprätthålla homogeniteten hos porstrukturen under skumningsprocessen. För Cf/AFS förbättrar tillsatsen av Cf kraftigt vätbarheten hos fibrerna med aluminiumsmältan. I likhet med det rapporterade Cf-förstärkta aluminiumskummet [44] framställt med smältskumningsmetoden, stabiliserar tillsatsen av Cf aluminiumskummet genom att förhindra cellväggsbrott och minska agglomeration. Samtidigt kan Cf skapa en nätliknande struktur i cellväggen, som genererar en separationskraft och förhindrar sprängning av bubblor, vilket förbättrar cellstrukturen, skumstabiliteten och jämnheten i porfördelningen.

3.3. Mikrostrukturell karakterisering

Fig. 7(a)visar cellväggens mikrostruktur efter skumning med AFS. Som rapporterats för AlSi6Cu4Mg4-legeringsskum, finns eutektiskt Al-Si, Mg2Si, Al2Cu och Al5Cu2Mg8Si6 i legeringen, vilket överensstämmer med resultaten från EDS-analys iFig. 7(b). Dessa spröda faser minskar de mekaniska egenskaperna hos aluminiumskummet genom att försvaga porväggen eller fungera som en källa till sprickor under deformation. Att förbättra de mekaniska egenskaperna hos porväggen genom tillägg av förstärkningsfaser är därför en genomförbar och effektiv strategi.

För Cf/AFS kan det observeras frånFig. 7(c) och (d)att Cf är fördelat inuti cellväggen eller vid kanten av cellväggen, vilket indikerar att Cf har utmärkt vätbarhet med aluminiumsmältan. Dessutom märks det (seFig. 7(d)) att en mindre mängd av den utfällda fasen Al2Cu bildas vid gränsytan mellan fibrerna och aluminiumsmältan. Detta fenomen bidrar till att uppnå en stark bindning mellan fibrerna och matrisen. Utvecklingen av denna diffusionsreaktion kan intuitivt observeras iFig. 4(a)–(c). Observera att den utfällda fasen inte helt omger kolfibrerna, och tillståndet och mängden av denna fördelning är fördelaktigt för Cf/AFS. Baserat på studien av Lv et al, på Cf förstärkta aluminiummatriskompositmaterial, visades det att den lämpliga mängden utfälld fas kan påverka och reglera gränsytbindningsstyrkan.

Fig. 6.Vertikala sektioner av representativt urval (a) AFS och (b) Cf/AFS. Den ekvivalenta diametern mot arean fraktioner motsvarande (a) och (b) är avbildade i (c) respektive (d). Den heldragna kontinuerliga linjen i (c) och (d) representerar den log-normala passningen. Regression (R2 ) representerar den goda passformen.

Fig. 7.SEM-bilder (a) och (b) visar mikrostrukturerna som motsvararFig. 6(a) AFS ochFig. 6(b) Jfr/AFS, respektive, vidare,Fig. 7(b) och (d) visar lokaliserade förstoringar avFig. 7(a) respektive (c).

3.4. Mekanism för Cf-stabiliserande Al–Si–Mg–Cu-skum

Baserat på ovan nämnda analys sammanfattas en schematisk representation av skumningsmekanismen för Cf/AFS och AFS iFig. 8. De signifikanta skillnaderna mellan Cf/AFS och AFS i kärnbildningsstadiet, bubbeltillväxt och sammansmältningsstadiet och det gradvisa stelningsstadiet, som illustreras iFig. 8(a) och (b).

Fig. 8.Schematiskt diagram av Cf/AFS och AFS skumningsbeteende: (a) Cf/AFS; och (b) AFS.

I kärnbildningsstadiet av AlSi6Cu4Mg4-legeringsskum tenderar bubblor att bilda kärnor i den flytande kvartära eutektiken som omger kopparpartiklarna, snarare än att bilda kärnor vid platsen för TiH2-partiklarna. Denna typ av kärnbildning i det svagaste området av prekursorn (typ II kärnbildning) ger fler flyktkanaler för de gaser som frigörs genom TiH2-nedbrytning, vilket undviker ansamling av gaser och orsakar sprickor att fortplanta sig i aluminiumsmältan. Tillsatsen av kopparbelagda kolfibrer skapar tydligen ytterligare fler kanaler för att frigöra H2. Eftersom aluminiumsmältan inte har någon tillräcklig flytande fraktion i detta skede är det emellertid svårt för sådana små bubblor att ha en tillräcklig källa till H2 för att fortsätta växa. Som ett resultat spricker dessa små bubblor i smältan när temperaturen stiger. När prekursorn är fullständigt smält kommer H2 som frigörs från den våldsamma dehydreringsreaktionen av TiH2 att bilda kärnor och växa snabbt baserat på kärnbildningspunkten. Cf tillhandahåller många heterogena kärnbildningsställen för generering av bubblor, vilket kraftigt ökar kärnbildningshastigheterna. Samtidigt hämmar närvaron av Cf effektivt kontakten och sammansmältningen av de primära bubblorna och undviker bildandet av anomalt stora bubblor.

Under bubblornas tillväxt- och sammanslagningsstadium förbättrar tillsatsen av Cf skumstabiliteten avsevärt. Anledningen är att Cf och aluminiumsmälta har god vätbarhet, och fibrerna kan lätt fångas mellan de två gas-vätskegränssnitten för att bilda en nätverksstruktur (som visas iFig. 7(c)). När vätskefilmen tunnas ut kan fibrerna generera ett separationstryck för att motstå sug från platågränsen, vilket förhindrar vätskefilmen från att spricka. Så Cf/AFS behöver längre skumningstid jämfört med AFS, med högre stabilitet som kan bibehålla likformigheten i porstrukturen under skummets utveckling.

Under det långsamma stelningsstadiet växer bubblor i Cf/AFS inte längre och fibrerna är inbäddade i cellväggen (markerade med den röda prickade rutan). Denna kvarhållning av fibrer förhindrar absorption av små bubblor av större, som ses i Ostwald-mognad, och hämmar cellväggsbrott på grund av stelningsexpansion. Som ett resultat uppvisar Cf/AFS en mer homogen porstruktur och färre pordefekter jämfört med AFS.

3.5. Mekaniska egenskaper

Tryckspännings-töjningskurvorna för Cf/AFS och AFS med nästan samma porositet (83,2 % respektive 81,4 %) presenteras iFig. 9(a). Kompressionsspänning-töjningskurvan uppvisar en distinkt trestegskarakteristik, innefattande den linjära elastiska regionen, platåregionen och förtätningsregionen. Kompressionssträckgränsen för AFS och Cf/AFS var 8,44 MPa respektive 11,87 MPa. Kompressionssträckgränsen för Cf/AFS ökade med 40,6 % jämfört med AFS. Samtidigt är energiabsorptionskapaciteten för Cf/AFS bättre än den för AFS vid samma belastning, som visas iFig. 9(b). Energiupptagningsförmågan för AFS och Cf/AFS är cirka 3,3 MJ/m3 respektive 6,1 MJ/m3. Energiupptagningsförmågan för Cf/AFS förbättras med 84,8 % jämfört med AFS.

Fig. 9.Kompressiva spänningstågkurvor och energiabsorptionskapacitetskurvor för Cf/AFS och AFS: (a) Kompressiva spänningstågkurvor. (b) Kurvor för energiabsorptionskapacitet.

Införlivandet av Cf förbättrade avsevärt de mekaniska egenskaperna hos skumkärnan. Det är välkänt att de mekaniska egenskaperna hosaluminiumskumär nära besläktade med porstrukturen och strävans mekaniska egenskaper. Makrostrukturell analys indikerade att tillsatsen av Cf förfinade porstorleken, förbättrade porfördelningen och minskade pordefekter. I likhet med fynden av Sasikumar et al. och Yangetal. liten pordiameter och smal porfördelning är mer fördelaktigt för att förbättra tryckhållfastheten och energiabsorptionseffektiviteten. Dessutom beror effekten av mikrostruktur på skummets mekaniska egenskaper huvudsakligen på Cf inbäddad i skummets porväggar. Diffusionen och upplösningen av de kopparbelagda kolfibrerna i aluminiummatrisen kan åstadkomma en fastare gränsytebindning mellan fibrerna och aluminiummatrisen, vilket bidrar till lastöverföring. Kolfibern med hög modul som är häftad i porväggen kan begränsa deformationen av porväggen under kompressionsbelastning och förbättra den bärande förmågan. Alla dessa faktorer gynnar Cf/AFS för att uppnå högre sträckgräns och energiupptagningsförmåga jämfört med AFS.

4. Slutsatser

Cf/AFS och AFS framställdes med packningsvalspulvermetallurgimetoden i detta arbete. Skumbeteendet hos Cf/AFS och AFS observerades dynamiskt genom synkrotronstrålning till

undersöka inverkan av Cf på bubblans kärnbildning och tillväxt. Dessutom analyserades Cf på pormorfologi, porfördelning och kompressionsegenskaper hos aluminiumskum noggrant. De viktigaste slutsatserna är följande:

(1) Synkrotronstrålning in situ-observationer avslöjar att både Cf/AFS- och AFS-skumningsprocesser uppvisar tre distinkta stadier: bubbelkärnbildning, bubbeltillväxt och sammanslagning och stelning.

I jämförelse med AFS visar skumningsprocessen av Cf/AFS högre stabilitet och bubbellikformighet. AFS är mer benäget att bilda onormalt stora och grova porer under porevolutionsprocessen. Dessutom tillskrivs skillnaden den heterogena kärnbildningseffekten av Cf, som förhindrar bubbelväggsbrott och minskar koalescens samtidigt som kärnbildningshastigheten ökar.

(2) Tillsatsen av 0,5 viktprocent Cf förfinar den ekvivalenta pordiametern från 2,9 ± 0,2 mm till 1,9 ± 0,1 mm, vilket signifikant reducerar grova pordefekter. Samtidigt avslöjar mikrostrukturen god vätbarhet av Cf, som är fördelad längs porväggen och gas-fast gränssnitt, vilket förbättrar skumstabiliteten.

(3) Jämfört med AFS ökade trycksträckgränsen och energiupptagningsförmågan för Cf/AFS med cirka 40,6 % respektive 84,8 %. Resultaten av denna studie kan ge idéer för förstärkning av sandwichpaneler av aluminiumskum med metallurgiska bindningsgränssnitt som har potential för tekniska tillämpningar inom fordons- och flygindustrin.

Artikel från Journal of Materials Research and Technology