Charakterystyka działania płyt warstwowych z pianki aluminiowej z włókna węglowego z osadzoną miedzią w porównaniu do konwencjonalnych płyt warstwowych z pianki aluminiowej

Kanapka z pianki aluminiowejPanele (AFS) łączą w sobie cechy strukturalne i funkcjonalne, takie jak niska gęstość, wysoka wytrzymałość właściwa, korzystna absorpcja energii, zdolność tłumienia i ekranowanie elektromagnetyczne. Te doskonałe właściwości sprawiają, że AFS ma duży potencjał w lotnictwie, transporcie i żegludze. W porównaniu z ledwie metalowymiPianas, zewnętrzne metalowe płyty AFS mogą skutecznie uszczelnić piankę i poprawić jej kompleksowe właściwości mechaniczne, takie jak wytrzymałość na rozciąganie i zginanie. Ogólnie rzecz biorąc, AFS został wyprodukowany metodą klejenia, która polega na przymocowaniu pianki aluminiowej do litych paneli metalowych za pomocą kleju z żywicy epoksydowej.

Chociaż metoda klejenia skutecznie zwiększa tłumienie strukturalne, wiąże się z ograniczeniami, w tym wyzwaniami w recyklingu i podatnością na pękanie w wyniku rozwarstwienia w warunkach wysokiej temperatury lub korozji. Aby rozwiązać te ograniczenia, poświęcono rozległe wysiłki badawcze na osiągnięcie metalurgicznego wiązania między panelem a warstwą rdzenia.

Obecnie dominujące metody przygotowania AFS mające na celu osiągnięcie wiązania metalurgicznego są generalnie klasyfikowane do trzech kategorii: spawanie, spienianie w stanie stopionym i pakowanie metodą metalurgii proszków walcowanych. Spośród tych metod metoda metalurgii proszków walcowanych z pakowaniem jest uważana za lepszą do kontrolowania struktury porów i osiągania spieniania w niskiej temperaturze. W naszej poprzedniej pracy wykorzystaliśmy tę technologię do wytwarzania AFS o dużych rozmiarach z lepszymi właściwościami rozszerzalnościowymi i strukturą komórkową do zastosowań przemysłowych.

Jednakże ze względu na stosunkowo niskie właściwości mechaniczne ściskania rdzenia piankowego, poprawa wytrzymałości mechanicznej AFS jest ograniczona, dlatego dalsza poprawa wytrzymałości rdzenia piankowego ma kluczowe znaczenie dla AFS.

Do tej pory powszechnie znane metody poprawy właściwości mechanicznych ściskanychpianka aluminiowasą następujące: obróbka powierzchniowa, obróbka cieplna i wzmocnienie poprzez dodanie cząstek, włókien, elementów stopowych itp. Spośród nich krótkie włókna węglowe o niskiej gęstości, wysokim module sprężystości i dużym współczynniku kształtu przyciągnęły szeroką uwagę jako obiecujące materiały wzmacniające. Ponadto metalizacja powierzchni włókien węglowych poprzez galwanizację lub powlekanie chemiczne, takie jak miedziowanie lub niklowanie, dodatkowo poprawia zwilżalność włókien węglowych w stopionym aluminium i zapobiega szkodliwym reakcjom międzyfazowym między włóknami węglowymi a stopionym aluminium. Krótkie włókna węglowe są obecnie szeroko stosowane do wzmacniania kompozytów z matrycą aluminiową.

Bhav Singhetal. przygotował kompozyty z matrycą aluminiową wzmocnioną włóknami węglowymi pokrytymi miedzią metodą odlewania mieszanego. Muetal. wytworzył kompozyty z matrycą aluminiową wzmocnione włóknami węglowymi pokrytymi niklem metodą odlewania dwuwalcowego. Wyniki wykazały znaczną poprawę wytrzymałości na rozciąganie kompozytów dzięki dodaniu włókien węglowych. Jednakże przeprowadzono ograniczone badania na tematwzmocnione pianką aluminiowąz włóknami węglowymi pokrytymi miedzią. Caoetal. po raz pierwszy przygotowali włókna węglowe powlekane miedzią wzmocnione pianką aluminiową metodą spieniania w stanie stopionym. Wyniki pokazują, że 0,35% obj. Cf może stabilizować piankę aluminiową, zapobiegając pękaniu filmu ciekłego, a im większa ilość włókien dodana do pianki, tym jest ona bardziej stabilna. Muetal. wykazał, że właściwości tłumiące pianki aluminiowej przygotowanej metodą spieniania w stanie stopionym zostały znacząco poprawione dzięki dodaniu Cf.

W związku z tym można stwierdzić, że dodatek Cf może być skuteczną strategią umożliwiającą jednoczesną poprawę stabilności spieniania i właściwości mechanicznychpianki aluminiowe. Ponadto nie opublikowano żadnych raportów na temat paneli warstwowych z pianki aluminiowej wzmocnionej włóknami węglowymi pokrytymi miedzią, przygotowanych metodą metalurgii proszków, co motywuje naukowców do przeprowadzenia bardziej dogłębnych badań w tej dziedzinie.

Przeprowadzono liczne badania nad mechanizmem nukleacji i stabilnościąpianki aluminiowez dodatkiem faz wzmacniających. Różnice w liczbie porów i morfologii porów,

takie jak rozmiar, rozkład i kształt, są zwykle przypisywane mechanizmom nukleacji i stabilności. Efekty heterogenicznej nukleacji i mechanizmy stabilizacji sieci tlenkowej w systemie metalurgii proszków zostały wyczerpująco zbadane. Proszki stopów czwartorzędowych składające się z Al–Si–Mg–Cu użyte w tym artykule wykazały wyjątkowe szybkości ekspansji i niskie temperatury spieniania, z temperaturą solidusu 507 ◦C i temperaturą likwidusu 596 ◦C. Niemniej jednak brakuje badań dotyczących mechanizmu nukleacji, stabilności i właściwości mechanicznych ściskania kompaktów proszkowych zawierających ten konkretny skład stopu, szczególnie w przypadku włączania Cf. W poprzednich pracach badania mechanizmów nukleacji i stabilizacji prowadzono głównie za pomocą metod niein situ, obejmujących analizę tomograficzną próbek, które zostały szybko schłodzone po przerwaniu spieniania. Niestety, submikronowe nukleacje pęcherzyków występują głównie podczas ogrzewania prekursora i szybko się rozszerzają w odstępach czasu od 100 ms do 1 s, co często stanowi wyzwanie dla obserwacji w czasie rzeczywistym. Nowoczesna technika obrazowania rentgenowskiego promieniowaniem synchrotronowym charakteryzuje się wysoką energią i rozdzielczością czasoprzestrzenną, umożliwiając obserwację w czasie rzeczywistym in situ procesu nukleacji i wzrostu pianek aluminiowych w podwyższonych temperaturach. Obecnie tylko nieliczni badacze zbadali kinetykę spieniania proszku stopu Al-Si-Mg za pomocą promieniowania synchrotronowego. Na przykład García-Moreno i in. zgłosili znaczące zjawiska dynamiczne w ciekłej piance aluminiowej, w tym nukleację i wzrost, przegrupowanie pęcherzyków, retrakcję cieczy, aglomerację i pękanie filmu. Kamm i in. badali proces nukleacji i wzrostu pianki aluminiowej AlSi8Mg4 za pomocą promieniowania synchrotronowego. Ich odkrycia wskazały, że wodór wytwarzany przez rozkład adsorbatów na powierzchni proszku metalu stanowi kolejny istotny mechanizm nukleacji. Jednak interakcja między składnikami prekursorowymi jest skomplikowana, a dynamika spieniania może być zależna od ich składu. Zarówno w przypadku układu proszkowego Al–Si–Cu–Mg, jak i układu proszkowego Al–Si–Cu–Mg z dodatkiem Cf, zrozumienie i zbadanie inicjacji i wzrostu pianki metalicznej ma kluczowe znaczenie dla dalszego rozwoju strukturalnego pianki w celu poprawy właściwości do zastosowań.

W tej pracy Cf/AFS i AFS z metalurgicznym wiązaniem międzyfazowym przygotowano metodą metalurgii proszków walcowanych z pakowaniem. Ewolucję pęcherzyków Cf/AFS i AFS obserwowano in situ za pomocą promieniowania synchrotronowego, aby ujawnić mechanizm Cf na nukleację pęcherzyków, wzrost i łączenie oraz stabilność. Ponadto Cf/AFS i AFS spieniano w temperaturze 620 ◦C przez 15 min w piecu komorowym. Następnie scharakteryzowano i przetestowano rozkład wielkości porów, mikrostrukturę porów i właściwości mechaniczne przy ściskaniu spienionych próbek. Na podstawie wyżej wymienionych badań systematycznie oceniano strukturę i wytrzymałość na ściskanie Cf/AFS i AFS.

2.Tworzywos i metody

2.1. Surowce

Do przygotowania AFS i Cf/AFS użyto sześciu surowców: proszku Al (średni rozmiar: 45 μm, czystość >99,70%), proszku Si (średni rozmiar: 38 μm, czystość >99,50%), proszku Cu (średni rozmiar: 38 μm, czystość >99,90%), proszku Mg (średni rozmiar: 75 μm, czystość >99,70%), proszku TiH2 (średni rozmiar: 45 μm, czystość >99,70%) oraz miedziowanego włókna węglowego (średni rozmiar: 1～2 mm, grubość miedziowanej powłoki: 1,4 μm).

2.2. Wykonanie Cf/AFS

Schemat metody metalurgii proszków z walcowaniem pakowania przedstawiono na rysunkuRys. 1. Podczas etapu mieszania przygotowano proszek stopu czwartorzędowego AlSi6Mg4Cu4 z proszkami Al, Si, Cu i Mg w proporcjach odpowiednio 86% wag., 6% wag., 4% wag. i 4% wag. Dodano 1% wag. utlenionego proszku TiH2 (obróbka cieplna w powietrzu przez 1,5 h w temperaturze 470 ◦C) jako środka spieniającego, który szybko uwalnia H2 w temperaturze stopu, rozszerzając stop. Dodatkowo wprowadzono 0,5% wag. włókien węglowych jako fazy wzmacniające. Co godne uwagi, aby zwiększyć zwilżalność i zapobiec szkodliwym reakcjom, takim jak Al4C3 na granicy włókno-stop aluminium podczas spieniania, włókna węglowe pokryto miedzią poprzez galwanizację. Proces galwanizacji opisano w Refs.Rys. 2pokazuje włókna węglowe pokryte miedzią uzyskane w procesie galwanizacji bezprądowej. Powłoka ma równomierne i ciągłe pokrycie powierzchni włókna(Rys. 2(a)–(b)). Następnie różne składy stopów wykorzystane w tym badaniu przygotowano poprzez dokładne wymieszanie wyżej wymienionych proszków z i bez Cf w mieszalniku trójwymiarowym przez 3 godziny. Jednolicie wymieszany proszek jest kapsułkowany w szczelnej wnęce, a następnie poddawany procedurom walcowania na zimno i na gorąco.

Etap walcowania na zimno skutecznie usuwa powietrze z przestrzeni międzywęzłowych i przestrzeni międzycząsteczkowych między cząsteczkami poprzez szereg wielokrotnych przejść i małych zagłębień. Etap walcowania na gorąco zapewnia, że ​​prekursor osiąga gęstość względną przekraczającą 98% poprzez współodkształcenie panelu i proszku, co ułatwia późniejszy proces spieniania. Szczegółowe parametry procesu walcowania opisano w Refs. Prekursory spienialne AFS i Cf/AFS uzyskuje się poprzez wyżej wymieniony proces. Ostatecznie oba prekursory spienialne zostały podgrzane do 620 ◦C przez 15 min w celu wytworzenia próbek Cf/AFS i AFS, które zostały wykorzystane do analizy wielkości porów, charakterystyki mikrostrukturalnej i testów właściwości mechanicznych przy ściskaniu.

2.3. Charakterystyka i metody badań

2.3.1. Charakterystyka mikrostrukturalna

Morfologię mikrostruktury Cf/AFS i AFS badano za pomocą skaningowej mikroskopii elektronowej z emisją polową (SEM, Zeiss Ultra Plus). Spektroskopia dyspersyjna energii (EDS) została użyta do identyfikacji składu różnych faz w ścianach komórkowych spienionych próbek. Podłużne przekroje próbek uzyskano poprzez cięcie spienionych próbek za pomocą elektroerozyjnej maszyny (EDM, DK7745). Następnie podłużne przekroje próbek pokryto farbą, a następnie przeszlifowano i polerowano odpowiednio papierem ściernym o gradacji 800 i 1500. Ostatecznie równoważne średnice komórek (Dmean) wypolerowanego przekroju poprzecznego próbki określono za pomocą oprogramowania do analizy obrazu, Image Pro Plus 6.0.

Rys. 1.Schemat metody metalurgii proszków z walcowaniem.

Rys. 2.Obrazy SEM (a) włókien węglowych pokrytych miedzią i (b) pokazują powiększony widok obszaru oznaczonego czerwonym kwadratem w (a). Obrazy (c) i (d) to wyniki EDS punktu A w (b).

Rys. 3.Schematyczny diagram przedstawiający konfigurację eksperymentu z promieniowaniem synchrotronowym.

2.3.2. Obserwacje pienienia in situ za pomocą promieniowania synchrotronowego

Schematyczny diagram konfiguracji eksperymentu z promieniowaniem synchrotronowym przedstawiono na rysunkuRys. 3Eksperymenty przeprowadzono na linii wiązki 4W1A w Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, Chiny). W przeciwieństwie do konwencjonalnego obrazowania absorpcyjno-kontrastowego, w niniejszym artykule wykorzystano obrazowanie fazowo-kontrastowe ze źródłem światła promieniowania synchrotronowego. Takie podejście rozwiązuje ograniczenia tradycyjnego obrazowania absorpcyjnego, które jest nieskuteczne w przypadku wizualizacji substancji słabo absorbujących. Proces spieniania próbek przeprowadzono w specjalnie zaprojektowanym piecu spieniającym, wyposażonym w kwadratowe okno o wymiarach 15 mm na 15 mm ustawione prostopadle do kierunku wiązki promieni rentgenowskich. Rozmiar próbki, przedstawiony na rys. 3, wynosi 15 mm × 15 mm × 2 mm. Próbkę umieszczono w formie spieniającej składającej się z określonej liczby arkuszy ceramicznych. Podczas procesu spieniania promienie rentgenowskie mogą przechodzić przez próbkę i są rejestrowane przez kamerę z układem CCD (charge-coupled device). Wybrane źródło promieni rentgenowskich działało z intensywnością 20 Kev, a maksymalny rozmiar obserwacji wynosił 7,4 mm × 7,4 mm, co pozwoliło na kompleksową obserwację całego procesu spieniania.

Warto zauważyć, że obserwowane próbki były ustawione prostopadle do kierunku walcowania i kierunku stycznego. Zarówno prekursory zawierające 0,5% wag. Cf, jak i te bez 0,5% wag. Cf miały usunięte boczne panele z obu stron próbek za pomocą EDM. Zbadano wpływ Cf na właściwości spieniania pianki aluminiowej. Ponadto prekursory o różnym składzie były spieniane w tym samym piecu grzewczym w ustawionej temperaturze 620 ◦C.

2.3.3. Badanie właściwości mechanicznych ściskania

Próbki ściskane pocięto na cylindryczne próbki o wysokości 23 mm i średnicy 20 mm metodą EDM, a każdy kierunek został tak dobrany, aby zawierał co najmniej 10 kompletnych porów, aby uniknąć wpływu wielkości. Quasi-statyczne testy ściskania przeprowadzono zgodnie z normami ISO13314–2011 i GB/T31930–2015, przy użyciu uniwersalnej maszyny do badania materiałów AG-XPLUS o maksymalnej nośności 100 kN. Dla każdej grupy przetestowano trzy próbki, a krzywe naprężenia-odkształcenia ściskające w tym artykule przedstawiają średnie wyniki uzyskane z trzech testowanych próbek. Wszystkie testy przeprowadzono pod kontrolą przemieszczenia, utrzymując stałą prędkość głowicy poprzecznej 2 mm/min (odpowiadającą początkowej szybkości odkształcenia 10− 3 s− 1) w temperaturze pokojowej.

Rys. 4.Obrazy promieniowania synchrotronowego ewoluujące w czasie przedstawiające proces spieniania Cf/AFS: (a) niespieniony prekursor w chwili t0 wynoszącej 380 °C; (b)–(c) rozpuszczanie pierwiastkowej miedzi i nukleacja typu II podczas topienia prekursora; (d)–(g) niejednorodne procesy nukleacji i wzrostu pęcherzyków; oraz (h)–(i) łączenie się i pękanie pęcherzyków.

3. Wyniki i dyskusja

3.1. Zachowanie się piany in situ pod wpływem promieniowania synchrotronowego

3.1.1. Ewolucja piany Cf/AFS

Rys. 4wyświetla serię obrazów promieniowania synchrotronowego przedstawiających proces spieniania Cf/AFS. Oryginalne obrazy Cf/AFS(Rys. 4 (a))zostały uchwycone, gdy matryca była w stanie stałym w temperaturze 380 ◦C, a ten czas został ustawiony jako t0. W porównaniu do innych składników w prekursorze, Cf wydaje się czarny w przeważająco szarej, bogatej w aluminium matrycy. Można to przypisać wysokiej zawartości miedzi na powierzchni włókna, jak pokazano naRys. 2(c)–(d), który ma największą względną masę atomową w porównaniu do innych składników prekursora. Co więcej, większość Cf jest rozproszona i oddzielona, ​​a nie skupiona razem, jak pokazano naRys. 4(a)Oznacza to, że przy dodaniu 0,5% wag. Cf, 3-godzinny proces mieszania może skutecznie osiągnąć pożądany stan dyspersji.

W czasie t0+194s (jak widać wRys. 4(b)), w szarej matrycy aluminiowej (oznaczonej czerwoną strzałką) można zaobserwować znaczną liczbę białych, prawie kulistych pęcherzyków o średnicach od 90 μm do 180 μm. Liczba pęcherzyków nadal wzrastała w ciągu 46 s, jak pokazano naRyc. 4(c). Ponadto inną godną uwagi zmianą zachodzącą w matrycy jest to, że niektóre małe pęcherzyki mają tendencję do tworzenia się na powierzchni Cf wraz z inicjacją rozpuszczania Cu (oznaczone czerwonym kropkowanym polem). Zjawisko to jest prawdopodobnie przypisywane nukleacji typu II występującej w kompakcie proszkowym zawierającym miedź. Powszechnie wiadomo, że dodanie Cu znacznie obniża temperaturę topnienia stopów. Powoduje to lokalne topienie wokół pojedynczych cząstek proszku w prekursorze proszku zawierającym proszek miedziany podczas procesu nagrzewania, generując znaczną ilość stopu eutektycznego czwartorzędowego Al–Si–Mg–Cu w niższych temperaturach. Jezioro stopu eutektycznego czwartorzędowego ma tendencję do bycia słabym obszarem w stopie i jest bardziej podatne na nukleację. W rezultacie pęcherzyki mają większą tendencję do nukleacji i wzrostu w pobliżu miedzianej powłoki na powierzchni włókna. Ponadto niska frakcja cieczy w matrycy w tym momencie powoduje, że gazy z rozkładu TiH2 łatwo gromadzą się w matrycy aluminiowej. Zarodkowanie typu II pozwala skutecznie zapobiec rozrywaniu się matrycy o niskiej frakcji ciekłej przez nagromadzony gaz i rozprzestrzenianiu się pęknięć w cieczy, co prowadzi do poważnej utraty wodoru.

Rys. 4(d)pokazuje, że pęcherzyki początkowo nukleują i rosną w obszarze Cf, gdy matryca całkowicie się topi, a lokalizacje pęcherzyków odpowiadają zanikającej warstwie pokrytej miedzią (oznaczonej czerwonym kropkowanym polem). Jest dobrze znane, że dodanie faz wtórnych zwiększa liczbę miejsc nukleacji heterogenicznej, zmniejszając tym samym barierę energetyczną dla tworzenia nowych pęcherzyków w stopie stopu. Tymczasem szybkość nukleacji jest związana z całkowitą powierzchnią nukleacji heterogenicznej na jednostkę objętości. W konsekwencji można zaobserwować, że pęcherzyki początkowo nukleują w miejscach, w których znajdują się włókna węglowe i rozszerzają się wzdłuż długości włókna węglowego. Wraz z dalszym wzrostem frakcji stopu, liczne nowe pęcherzyki nadal wyłaniają się zRyc. 4(e)–4(g). Jednak tempo lokalnego łączenia się i pękania pęcherzyków jest powolne, co wskazuje, że pęcherzyki posiadają dużą stabilność. W czasie t0+426s liczba pęcherzyków znacznie wzrasta, a

objętość prekursora wykazuje dużą ekspansję(Rys. 4(h)). Ponadto występowanie łączenia się pęcherzyków (oznaczone czerwoną strzałką), gdzie małe pęcherzyki są absorbowane przez większe w wyniku dojrzewania Ostwalda, jest nieuniknionym procesem podczas ewolucji pian metalicznych [40]. To zjawisko dojrzewania powoduje również pojawienie się niewielkiej liczby dużych i nieregularnych pęcherzyków (oznaczonych czerwoną strzałką wRyc. 4(i)).

Rys. 5.Obrazy ewolucji w czasie procesu spieniania AFS na różnych etapach: (a) niestopiony prekursor w chwili t0 wynoszącej 380 °C; (b) rozpuszczanie pierwiastkowej miedzi i nukleacja typu II podczas topienia prekursora; (c) procesy nukleacji i wzrostu pęcherzyków; oraz (d)–(f) łączenie się i pękanie pęcherzyków.

3.1.2. Ewolucja piany AFS

Rys. 5 przedstawia serię obrazów promieniowania synchrotronowego ilustrujących proces spieniania AFS. Podobnie jak w przypadku Cf/AFS, początkowy obraz sekwencji promieniowania synchrotronowego został uchwycony, gdy AFS znajdował się w fazie stałej w temperaturze 380 ◦C (patrzRys. 5(a)). Gdy matryca zostanie podgrzana powyżej temperatury solidusu, w materiale zaczynają być widoczne małe, białe pęcherzyki.Rys. 5(b) i (c), wynikające z rozkładu TiH2 i wystąpienia nukleacji typu II w regionie bogatym w Cu. Jednak liczba wytworzonych pęcherzyków i gęstość ich rozmieszczenia wRyc. 5(c)jest zauważalnie niższy w porównaniu doRyc. 4(c)Sugeruje to, że Cf/AFS zapewnia więcej kanałów do wczesnego uwalniania gazu podczas nukleacji, zapobiegając nadmiernemu tworzeniu się pęknięć w matrycy aluminiowej o niskiej frakcji ciekłej.

W porównaniu z Cf/AFS można zaobserwować mniejszą liczbę miejsc nukleacji AFS i większe prawdopodobieństwo nieprawidłowego wzrostu pęcherzyków.Rys. 5(d)–(f). Ewolucja pęcherzyków AFS jest nieregularna, a ich rozmiary wykazują duże wahania ze względu na współistnienie pęcherzyków o rozmiarach mikrometrów i nienormalnie dużych pęcherzyków o rozmiarach milimetrów (oznaczonych czerwoną strzałką). Co więcej, ta niestabilność i niejednorodność podczas wczesnego procesu nukleacji może skutkować znacznymi różnicami w ostatecznej strukturze porów i właściwościach mechanicznych między AFS i Cf/AFS.

3.2. Analiza makrostrukturalna

Aby zbadać różnice w makroskopowej morfologii porów i średnicy porów pomiędzy AFS i Cf/AFS, przygotowano dwie struktury kanapkowe w warunkach laboratoryjnych w temperaturze spieniania 620 ◦C przez 15 min. Makrostruktury i rozkład wielkości komórek AFS i Cf/AFS przedstawiono naRys. 6Porównanie pionowych przekrojów dwóch próbek struktur kanapkowych ujawnia, że ​​pianki Cf/AFS mają drobniejsze komórki i mniej defektów, takich jak pęknięcia lub łączenie się komórek (patrzRys. 6 (b)). Wręcz przeciwnie, jak pokazano wRys. 6(a), AFS wykazuje słabą jednorodność porów z obecnością niektórych nienormalnie dużych porów. Tymczasem równoważna średnica porów dla AFS i Cf/AFS wynosiła odpowiednio 2,9 ± 0,2 mm i 1,9 ± 0,1 mm, co sugeruje, że średnica porów została dodatkowo udoskonalona przez dodanie Cf (patrzRys. 6(c) i (d)).

Na ewolucję struktury porów wpływają dwa mechanizmy konkurencyjne: rozkład TiH2 oraz scalanie i pękanie pianki. Rozkład TiH2 przyczynia się do wzrostu liczby nukleacji, porowatości i szybkości ekspansji, podczas gdy scalanie i pękanie pęcherzyków zmniejsza liczbę porów i zwiększa średnicę porów. Zmniejszenie zdarzeń scalania i pękania pęcherzyków przyczynia się do uzyskania lepszej struktury komórkowej. Stąd wysoka stabilność pianki jest konieczna do utrzymania jednorodności struktury porów podczas procesu spieniania. W przypadku Cf/AFS dodatek Cf znacznie poprawia zwilżalność włókien stopionym aluminium. Podobnie jak w przypadku zgłoszonej pianki aluminiowej wzmocnionej Cf [44] przygotowanej metodą spieniania stopionego, dodatek Cf stabilizuje piankę aluminiową, zapobiegając pękaniu ścianek komórkowych i zmniejszając aglomerację. Jednocześnie Cf może tworzyć w ścianie komórkowej strukturę przypominającą siatkę, która generuje siłę rozdzielającą i zapobiega pękaniu pęcherzyków, poprawiając w ten sposób strukturę komórkową, stabilność piany i jednorodność rozkładu porów.

3.3. Charakterystyka mikrostrukturalna

Ryc. 7(a)pokazuje mikrostrukturę ściany komórkowej po spienieniu za pomocą AFS. Jak podano dla pianek stopowych AlSi6Cu4Mg4, w stopie obecne są eutektyczne Al–Si, Mg2Si, Al2Cu i Al5Cu2Mg8Si6, co jest zgodne z wynikami uzyskanymi z analizy EDS wRyc. 7(b). Te kruche fazy obniżają właściwości mechaniczne pianki aluminiowej, osłabiając ściankę porów lub działając jako źródło pęknięć podczas deformacji. Dlatego też poprawa właściwości mechanicznych ścianki porów poprzez dodanie faz wzmacniających jest wykonalną i skuteczną strategią.

W przypadku Cf/AFS można to zaobserwować zRyc. 7(c) i (d)że Cf jest rozprowadzany wewnątrz ściany komórkowej lub na krawędzi ściany komórkowej, co wskazuje, że Cf ma doskonałą zwilżalność stopionym aluminium. Ponadto jest zauważalne (patrzRyc. 7(d)) że niewielka ilość wytrąconej fazy Al2Cu tworzy się na styku włókien i stopu aluminium. Zjawisko to przyczynia się do uzyskania silnego wiązania między włóknami i matrycą. Postęp tej reakcji dyfuzyjnej można intuicyjnie obserwować wRys. 4(a)–(c). Należy zauważyć, że faza wytrącona nie otacza całkowicie włókien węglowych, a stan i ilość tego rozkładu są korzystne dla Cf/AFS. Na podstawie badania Lv et al., dotyczącego materiałów kompozytowych z matrycą aluminiową wzmocnioną Cf, wykazano, że odpowiednia ilość fazy wytrąconej może wpływać na wytrzymałość wiązania międzyfazowego i ją regulować.

Rys. 6.Pionowe przekroje reprezentatywnej próbki (a) AFS i (b) Cf/AFS. Wykresy średnicy równoważnej w stosunku do ułamka powierzchni odpowiadające (a) i (b) są przedstawione odpowiednio na (c) i (d). Ciągła linia ciągła na (c) i (d) przedstawia dopasowanie logarytmiczno-normalne. Regresja (R2 ) przedstawia dobroć dopasowania.

Rys. 7.Obrazy SEM (a) i (b) pokazują mikrostruktury odpowiadająceRys. 6(a) AFS iRys. 6(b) Cf/AFS, odpowiednio, ponadto,Ryc. 7(b) i (d) pokazują lokalne powiększeniaRyc. 7(a) i (c) odpowiednio.

3.4. Mechanizm stabilizowania pianki Al–Si–Mg–Cu przez Cf

W oparciu o powyższą analizę przedstawiono schematyczną reprezentację mechanizmu spieniania dla Cf/AFS i AFS.Rys. 8Istotne różnice między Cf/AFS i AFS w fazie nukleacji, wzrostu pęcherzyków i łączenia oraz w fazie stopniowego krzepnięcia, jak pokazano na rysunkuRys. 8(a) i (b).

Rys. 8.Schematyczny diagram Cf/AFS i zachowania się AFS podczas pienienia: (a) Cf/AFS; i (b) AFS.

Na etapie nukleacji pianek stopowych AlSi6Cu4Mg4 pęcherzyki mają tendencję do nukleacji w ciekłej eutektyce czwartorzędowej otaczającej cząstki miedzi, a nie w miejscu występowania cząstek TiH2. Ten typ nukleacji w najsłabszym obszarze prekursora (nukleacja typu II) zapewnia więcej kanałów ucieczki dla gazów uwalnianych przez rozkład TiH2, zapobiegając gromadzeniu się gazów i powodując rozprzestrzenianie się pęknięć w stopie aluminium. Dodanie włókien węglowych pokrytych miedzią najwyraźniej dodatkowo tworzy więcej kanałów do uwalniania H2. Jednak ponieważ stop aluminium nie ma wystarczającej frakcji ciekłej na tym etapie, trudno jest, aby takie małe pęcherzyki miały wystarczające źródło H2, aby nadal rosnąć. W rezultacie te małe pęcherzyki pękają w stopie wraz ze wzrostem temperatury. Gdy prekursor zostanie całkowicie stopiony, H2 uwolniony z gwałtownej reakcji dehydrogenacji TiH2 będzie nukleował i szybko rósł w zależności od punktu nukleacji. Cf zapewnia liczne heterogeniczne miejsca nukleacji do generowania pęcherzyków, co znacznie zwiększa szybkość nukleacji. Jednocześnie obecność Cf skutecznie hamuje kontakt i łączenie się pęcherzyków pierwotnych i zapobiega tworzeniu się anomalnie dużych pęcherzyków.

Podczas etapu wzrostu i łączenia się pęcherzyków, dodanie Cf znacząco poprawia stabilność piany. Powodem jest to, że Cf i stopione aluminium mają dobrą zwilżalność, a włókna mogą być łatwo uwięzione pomiędzy dwoma interfejsami gaz-ciecz, tworząc strukturę sieciową (jak pokazano naRyc. 7(c)). W miarę jak film cieczy jest rozrzedzony, włókna mogą generować ciśnienie rozdzielające, aby przeciwstawić się ssaniu z granicy plateau, zapobiegając w ten sposób pęknięciu filmu cieczy. Tak więc Cf/AFS wymaga dłuższego czasu spieniania w porównaniu do AFS, przy większej stabilności, która może utrzymać jednolitość struktury porów podczas ewolucji piany.

Podczas etapu powolnego krzepnięcia pęcherzyki w Cf/AFS nie rosną już, a włókna są osadzone w ścianie komórkowej (oznaczone czerwonym kropkowanym polem). To zatrzymanie włókien zapobiega wchłanianiu małych pęcherzyków przez większe, jak widać w dojrzewaniu Ostwalda, i hamuje pękanie ściany komórkowej z powodu ekspansji krzepnięcia. W rezultacie Cf/AFS wykazuje bardziej jednorodną strukturę porów i mniej defektów porów w porównaniu z AFS.

3.5. Właściwości mechaniczne

Krzywe naprężenia-odkształcenia ściskającego dla Cf/AFS i AFS o prawie takiej samej porowatości (odpowiednio 83,2% i 81,4%) przedstawiono na rysunku.Ryc. 9(a). Krzywa naprężenia-odkształcenia ściskającego wykazuje wyraźną charakterystykę trzyetapową, obejmującą obszar sprężystości liniowej, obszar plateau i obszar zagęszczania. Wytrzymałość na ściskanie AFS i Cf/AFS wynosiła odpowiednio 8,44 MPa i 11,87 MPa. Wytrzymałość na ściskanie Cf/AFS wzrosła o 40,6% w porównaniu z AFS. Tymczasem zdolność pochłaniania energii Cf/AFS jest lepsza niż AFS przy tym samym odkształceniu, jak pokazano naRyc. 9(b). Zdolność pochłaniania energii przez AFS i Cf/AFS wynosi odpowiednio około 3,3 MJ/m3 i 6,1 MJ/m3. Zdolność pochłaniania energii przez Cf/AFS jest poprawiona o 84,8% w porównaniu z AFS.

Rys. 9.Krzywe naprężeń ściskających i krzywe zdolności pochłaniania energii Cf/AFS i AFS: (a) krzywe naprężeń ściskających; (b) krzywe zdolności pochłaniania energii.

Wprowadzenie Cf znacznie poprawiło właściwości mechaniczne rdzenia piankowego. Wiadomo, że właściwości mechanicznepianka aluminiowasą ściśle związane ze strukturą porów i właściwościami mechanicznymi rozpórek. Analiza makrostrukturalna wykazała, że ​​dodanie Cf poprawiło rozmiar porów, poprawiło rozkład porów i zmniejszyło defekty porów. Podobnie jak w ustaleniach Sasikumara i in. oraz Yangetal, mała średnica porów i wąski rozkład porów są bardziej korzystne dla zwiększenia wytrzymałości na ściskanie i wydajności pochłaniania energii. Ponadto wpływ mikrostruktury na właściwości mechaniczne pianki wynika głównie z Cf osadzonego w ściankach porów pianki. Dyfuzja i rozpuszczenie miedzianych włókien węglowych w matrycy aluminiowej może osiągnąć mocniejsze wiązanie międzyfazowe między włóknami a matrycą aluminiową, co przyczynia się do przenoszenia obciążeń. Wysokomodułowe włókno węglowe zszyte w ściance porów może ograniczyć odkształcenie ścianki porów pod obciążeniem ściskającym i poprawić nośność. Wszystkie te czynniki sprzyjają Cf/AFS w celu osiągnięcia wyższej granicy plastyczności i zdolności pochłaniania energii w porównaniu z AFS.

4. Wnioski

W tej pracy Cf/AFS i AFS przygotowano metodą metalurgii proszków walcowanych. Zachowanie spieniania Cf/AFS i AFS obserwowano dynamicznie za pomocą promieniowania synchrotronowego, aby

zbadać wpływ Cf na nukleację i wzrost pęcherzyków. Ponadto, Cf na morfologię porów, rozkład porów i właściwości kompresji pianek aluminiowych został dokładnie przeanalizowany. Główne wnioski są następujące:

(1) Obserwacje in situ za pomocą promieniowania synchrotronowego ujawniają, że zarówno proces spieniania Cf/AFS, jak i AFS obejmują trzy odrębne etapy: nukleację pęcherzyków, wzrost i łączenie się pęcherzyków oraz krzepnięcie.

W porównaniu do AFS, proces spieniania Cf/AFS wykazuje większą stabilność i jednorodność pęcherzyków. AFS jest bardziej podatny na tworzenie nienormalnie dużych i grubych porów podczas procesu ewolucji porów. Ponadto, dysproporcja ta jest przypisywana heterogenicznemu efektowi nukleacji Cf, który zapobiega pękaniu ścian pęcherzyków i zmniejsza koalescencję, jednocześnie zwiększając szybkość nukleacji.

(2) Dodanie 0,5% wag. Cf udoskonala równoważną średnicę porów z 2,9 ± 0,2 mm do 1,9 ± 0,1 mm, znacznie redukując grube wady porów. Jednocześnie mikrostruktura ujawnia dobrą zwilżalność Cf, który jest rozprowadzany wzdłuż ścianki porów i granicy gaz-ciało stałe, zwiększając tym samym stabilność piany.

(3) W porównaniu z AFS, wytrzymałość na ściskanie i zdolność pochłaniania energii Cf/AFS wzrosły odpowiednio o około 40,6% i 84,8%. Wyniki tego badania mogą dostarczyć pomysłów na wzmocnienie płyt warstwowych z pianki aluminiowej z interfejsami wiązania metalurgicznego, które mają potencjał do zastosowań inżynieryjnych w przemyśle motoryzacyjnym i lotniczym.

Artykuł z czasopisma Journal of Materials Research and Technology