Kobberavsatt karbonfiber sandwichpanel med aluminiumskum ytelsesegenskaper sammenlignet med konvensjonelle sandwichpaneler av aluminiumskum

Aluminium skum sandwich(AFS) paneler har en kombinasjon av strukturelle og funksjonelle egenskaper som lav tetthet, høy spesifikk styrke, gunstig energiabsorpsjon, dempingskapasitet og elektromagnetisk skjerming. Disse utmerkede egenskapene gjør at AFS har et stort potensial innen romfart, transport og marine felt. Sammenlignet med knapt metallskum, kan de ytre metallplatene til AFS effektivt forsegle skummet og forbedre dets omfattende mekaniske egenskaper, som strekk- og bøyestyrke. Vanligvis ble AFS fremstilt ved limbindingsmetode, som innebærer å feste aluminiumskummet til solide metallpaneler ved bruk av epoksyharpikslim.

Selv om limbindingsmetoden effektivt forbedrer strukturell demping, er den ledsaget av begrensninger, inkludert utfordringer i resirkulering og mottakelighet for delamineringsfeil under høye temperaturer eller korrosive forhold. For å møte disse begrensningene, har omfattende forskningsinnsats blitt dedikert til å oppnå metallurgisk binding mellom panelet og kjernelaget.

For tiden er de dominerende forberedelsesmetodene for AFS rettet mot å oppnå metallurgisk binding generelt klassifisert i tre kategorier: sveising, smelteskum og pakkevalsende pulvermetallurgimetoden. Blant disse metodene anses den pakkerullende pulvermetallurgimetoden som overlegen for å kontrollere porestrukturen og oppnå lavtemperaturskumming. Vårt tidligere arbeid brukte denne teknologien til å fremstille store AFS med bedre ekspansjonsegenskaper og cellulær struktur for industrielle applikasjoner.

På grunn av de relativt lave mekaniske kompresjonsegenskapene til skumkjernen, er imidlertid forbedringen av den mekaniske styrken til AFS begrenset, så ytterligere forbedring av styrken til skumkjernen er avgjørende for AFS.

Til dags dato har de vanlige metodene rapportert for å forbedre de komprimerende mekaniske egenskapene tilaluminiumskumer som følger: overflatebehandling, varmebehandling og forsterkning ved å tilsette partikler, fibre, legeringselementer osv. Blant dem har korte karbonfibre med lav tetthet, høy elastisitetsmodul og stort sideforhold vakt stor oppmerksomhet som lovende forsterkende materialer. Dessuten forbedrer overflatemetallisering av karbonfibre, ved elektroplettering eller kjemisk plettering som kobberbelegg eller nikkelbelegg, fuktbarheten til karbonfibrene i aluminiumsmelten og unngår skadelige grensesnittreaksjoner mellom karbonfibrene og aluminiumsmelten. Kort karbonfiber er nå mye brukt for å forsterke aluminiumsmatrisekompositter.

Bhav Singhetal. tilberedte kobberbelagte karbonfibre forsterkede aluminiummatrisekompositter ved omrøringsstøpemetode. Muetal. produserte aluminiumsmatrisekompositter forsterket med nikkelbelagte karbonfibre ved bruk av to-vals støpemetoden. Resultatene viste en betydelig forbedring i strekkstyrken til komposittene med tilsetning av karbonfibre. Det har imidlertid vært begrenset forskning utført påaluminiumskum forsterketmed kobberbelagte karbonfibre. Caoetal. første forberedte kobberbelagte karbonfibre forsterket aluminiumskum gjennom smelteskummetoden. Resultatene viser at 0,35 vol% av Cf kan stabilisere aluminiumskummet ved å hindre væskefilmbrudd, og jo mer mengde fibre tilsatt til skummet er mer stabil. Muetal. viste at dempingsegenskapene til aluminiumskum fremstilt ved smelteskummetoden ble betydelig forbedret med tilsetning av Jfr.

Følgelig kan det konkluderes med at tilsetning av Cf kan være en effektiv strategi for samtidig å forbedre skummingsstabiliteten og de mekaniske egenskapene tilaluminiumskum. Videre har det ikke vært rapporter om kobberbelagte karbonfiberforsterkede sandwichpaneler av aluminiumskum fremstilt via pulvermetallurgimetoden, noe som motiverer forskere til å utføre mer dyptgående studier på dette feltet.

Tallrike studier har blitt utført på kjernedannelsesmekanismen og stabiliteten tilaluminiumskummed tillegg av forsterkende faser. Forskjellene i poretall og poremorfologi,

som størrelse, distribusjon og form, tilskrives vanligvis kjernedannelsesmekanismer og stabilitet. Heterogene nukleasjonseffekter og oksidnettverksstabiliseringsmekanismer i pulvermetallurgisystem har blitt grundig undersøkt. Kvaternære legeringspulvere bestående av Al-Si-Mg-Cu brukt i denne artikkelen har utvist eksepsjonelle ekspansjonshastigheter og lave skumtemperaturer, med en solidus-temperatur på 507 ◦C og en liquidus-temperatur på 596 ◦C. Ikke desto mindre er det mangel på forskning angående kjernedannelsesmekanismen, stabiliteten og kompressive mekaniske egenskaper til pulverpresser som inneholder denne spesielle legeringssammensetningen, spesielt når de inkorporerer Jf. I tidligere arbeider ble undersøkelser av kjernedannelse og stabiliseringsmekanismer primært utført gjennom ikke-in situ-metoder, som involverte tomografisk analyse av prøver som ble raskt avkjølt etter skummingsavbrudd. Dessverre oppstår submikron boblekjernedannelse primært under forløperoppvarming og ekspanderer raskt innen tidsintervaller som spenner fra 100 ms til 1 s, og gir ofte utfordringer for sanntidsobservasjon. Den moderne synkrotronstråling røntgenavbildningsteknikken har høy energi og spatiotemporal oppløsning, noe som muliggjør sanntids, in situ-observasjon av kjernedannelse og vekstprosessen til aluminiumskum ved forhøyede temperaturer. Foreløpig har bare begrensede forskere utforsket skummende kinetikk til Al-Si-Mg-legeringspulver ved synkrotronstråling. For eksempel García-Morenoetal. rapporterte betydelige dynamiske fenomener i flytende aluminiumskum, inkludert kjernedannelse og vekst, bobleomorganisering, væskeretraksjon, agglomerering og filmbrudd. Kamm et al. studerte kjernedannelse og vekstprosessen til AlSi8Mg4 aluminiumskum ved synkrotronstråling. Funnene deres indikerte at hydrogen generert gjennom dekomponering av adsorbater på metallpulverets overflate representerer en annen betydelig kjernedannelsesmekanisme. Likevel er interaksjonen mellom forløperkomponenter intrikat, og dynamikken til skumdannelse kan påvirkes av deres sammensetning. For både Al–Si–Cu–Mg-pulversystemet og Al–Si–Cu–Mg-pulversystemet med tilsatt Cf, er forståelse og utforskning av initiering og vekst av metallskum avgjørende for den videre strukturelle utviklingen av skummet for å forbedre egenskapene for søknader.

I dette arbeidet ble Cf/AFS og AFS med metallurgisk grensesnittbinding utarbeidet ved hjelp av pakkingsvalsepulvermetallurgimetoden. Bobleutviklingen av Cf/AFS og AFS ble observert in situ ved synkrotronstråling for å avsløre mekanismen til Cf på boblekjernedannelse, vekst og fusjon og stabilitet. I tillegg ble Cf/AFS og AFS skummet ved 620 ◦C i 15 minutter i en kammerovn. Deretter ble porestørrelsesfordelingen, poremikrostrukturen og de komprimerende mekaniske egenskapene til de skummede prøvene karakterisert og testet. Basert på de nevnte studiene ble strukturen og trykkstyrken til Cf/AFS og AFS systematisk evaluert.

2. Materialer og metoder

2.1. Råvarer

Seks råmaterialer ble brukt for å forberede AFS og Cf/AFS: Al-pulver (gjennomsnittlig størrelse: 45 μm, renhet >99,70%), Si-pulver (gjennomsnittlig størrelse: 38 μm, renhet >99,50%), Cu-pulver (gjennomsnittlig størrelse: 38 μm, renhet >99,90 %), Mg-pulver (gjennomsnittlig størrelse: 75 μm, renhet >99,70 %), TiH2-pulver (gjennomsnittlig størrelse: 45 μm, renhet >99,70 %) og kobberbelagt karbonfiber (gjennomsnittlig størrelse: 1–2 mm, tykkelse på kobberbelagt: 1,4 μm).

2.2. Fremstilling av Cf/AFS

Skjemaet av metoden for pakking av rullende pulvermetallurgi er illustrert iFig. 1. Under blandingstrinnet ble det kvaternære legeringspulveret AlSi6Mg4Cu4 fremstilt, med pulvere av Al, Si, Cu og Mg i proporsjoner på henholdsvis 86 vekt%, 6 vekt%, 4 vekt% og 4 vekt%. 1 vekt% oksidert TiH2-pulver (varmebehandling i luft i 1,5 time ved 470 ◦C) ble tilsatt som et esemiddel som frigjør H2 raskt ved smeltetemperaturen og utvider smelten. I tillegg ble 0,5 vekt% karbonfibre inkorporert som forsterkende faser. Spesielt for å forbedre fuktbarheten og forhindre skadelige reaksjoner som Al4C3 ved fiber-aluminium-smeltegrensesnittet under skumming, ble karbonfibre kobberbelagt via galvanisering. Elektropletteringsprosessen ble beskrevet i ref.Fig. 2viser de kobberbelagte karbonfibrene oppnådd ved den strømløse pletteringsprosessen. Belegget har jevn og kontinuerlig dekning av fiberoverflaten(Fig. 2(a)–(b)). Deretter ble de forskjellige legeringssammensetningene brukt i denne studien fremstilt ved å blande de nevnte pulverene grundig med og uten Cf i en tredimensjonal mikser i 3 timer. Det jevnt blandede pulveret er innkapslet i et forseglet hulrom, etterfulgt av kald- og varmvalsingsprosedyrer.

Kaldvalsingstrinnet evakuerer effektivt luft fra hulrommene og mellomrommene mellom partiklene gjennom en serie med flere passeringer og små fordypninger. Varmvalsingstrinnet sikrer at forløperen oppnår en relativ tetthet som overstiger 98 % gjennom samdeformasjon av panelet og pulveret, noe som letter den påfølgende skummeprosessen. Detaljerte rulleprosessparametere er beskrevet i ref. AFS og Cf/AFS skumbare forløpere oppnås gjennom den nevnte prosessen. Til syvende og sist ble begge skumbare forløpere oppvarmet til 620 ◦C i 15 minutter for å fremstille Cf/AFS- og AFS-prøver, som ble brukt til porestørrelsesanalyse, mikrostrukturell karakterisering og tester av kompressive mekaniske egenskaper.

2.3. Karakterisering og testmetoder

2.3.1. Mikrostrukturell karakterisering

Mikrostrukturmorfologien til Cf/AFS og AFS ble undersøkt ved feltemisjonsskannende elektronmikroskopi (SEM, Zeiss Ultra Plus). Energidispersiv spektroskopi (EDS) ble brukt for å identifisere sammensetningen av ulike faser i celleveggene til de skummede prøvene. Lengdesnitt av prøvene ble oppnådd ved å kutte de skummede prøvene ved bruk av elektroutladningsmaskinen (EDM, DK7745). Etter dette ble prøvenes langsgående seksjoner belagt med maling og deretter slipt og polert med henholdsvis 800-korn og 1500-grit sandpapir. Til slutt ble de ekvivalente cellediametrene (Dmean) av det polerte prøvetverrsnittet bestemt ved bruk av bildeanalyseprogramvare, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Skjematisk av metoden for pakking av rullende pulvermetallurgi.

Fig. 2.SEM-bilder av (a) kobberbelagte karbonfibre, og (b) viser en forstørret visning av regionen markert med en rød firkant i (a). Bildene (c) og (d) er EDS-resultatene for punkt A i (b).

Fig. 3.Skjematisk diagram av synkrotronstrålingseksperimentoppsettet.

2.3.2. In-situ skummende observasjoner ved synkrotronstråling

Det skjematiske diagrammet over synkrotronstrålingseksperimentoppsettet er skissertFig. 3. Eksperimentene ble utført ved strålelinje 4W1A i Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, Kina). I motsetning til konvensjonell absorpsjonskontrastavbildning, bruker denne artikkelen fasekontrastavbildning med Synchrotron Radiation Light Source. Denne tilnærmingen adresserer begrensningene ved tradisjonell absorpsjonsavbildning, som er ineffektiv for å visualisere svakt absorberende stoffer. Skumprosessen til prøvene ble utført i en spesialdesignet skummende ovn, med et 15 mm x 15 mm kvadratisk vindu plassert vinkelrett på røntgenstråleretningen. Prøvestørrelsen, som vist i fig. 3, måler 15 mm × 15 mm × 2 mm. Prøven legges i en skummende form bestående av et visst antall keramiske plater. Gjennom hele skumprosessen kan røntgenstråler passere gjennom prøven og fanges opp av et ladningskoblet enhet (CCD) kamera. Den valgte røntgenkilden opererte med en intensitet på 20 Kev, og en maksimal visningsstørrelse på 7,4 mm × 7,4 mm ble brukt for å muliggjøre omfattende observasjon av hele skummingsprosessen.

Det er verdt å merke seg at de observerte prøvene ble plassert på en måte vinkelrett på både rulleretningen og tangentiell retning. Både forløperne som inneholdt 0,5 vekt% Cf og de uten 0,5 vekt% Cf fikk sidepanelene fjernet fra begge sider av prøvene ved bruk av EDM. Effekten av Cf på skummingsegenskapene til aluminiumskum ble undersøkt. Videre ble forløperne med forskjellige sammensetninger skummet i samme oppvarmingsovn ved en forhåndsinnstilt temperatur på 620 ◦C.

2.3.3. Test av kompresjonsmekaniske egenskaper

Kompresjonsprøvene ble kuttet til sylindriske prøver med en høyde på 23 mm og en diameter på 20 mm med EDM, og hver retning ble sikret å inkludere minst 10 komplette porer for å unngå størrelseseffekt. Kvasi-statiske kompresjonstester ble utført i henhold til standardene ISO13314–2011 og GB/T31930–2015, ved bruk av en AG-XPLUS elektron universal materialtestmaskin med en maksimal lastekapasitet på 100 KN. Tre prøver ble testet for hver gruppe, og trykkspennings-tøyningskurvene i denne artikkelen representerer gjennomsnittsresultatene oppnådd fra de tre testede prøvene. Alle testene ble utført under forskyvningskontroll, og holdt en konstant krysshodehastighet på 2 mm/min (tilsvarende en initial tøyningshastighet på 10-3 s-1) ved romtemperatur.

Fig. 4.Tidsutviklede synkrotronstrålingsbilder av Cf/AFS-skummingsprosess: (a) uskummet forløper ved et øyeblikk på 380 ◦C; (b)–(c) oppløsning av elementært kobber og type II kjernedannelse under forløpersmelting; (d)–(g) heterogene kjernedannelse og vekstprosesser av bobler; og (h)–(i) bobler som smelter sammen og sprekker.

3. Resultater og diskusjon

3.1. In situ skummende oppførsel under synkrotronstråling

3.1.1. Skumutvikling av Cf/AFS

Fig. 4viser en serie synkrotronstrålingsbilder som viser skumprosessen til Cf/AFS. De originale bildene av Cf/AFS(Fig. 4 (a))ble fanget da matrisen var i fast tilstand ved 380 ◦C, og denne tiden ble satt til t0. Sammenlignet med de andre komponentene i forløperen, fremstår Cf som svart i den overveiende grå aluminiumsrike matrisen. Dette kan tilskrives det høye kobberinnholdet på fiberoverflaten, som vist iFig. 2(c)–(d), som har den største relative atommassen sammenlignet med de andre komponentene i forløperen. Dessuten observeres flertallet av Cf å være spredt og adskilt, snarere enn gruppert sammen, som vist iFig. 4(a). Dette innebærer at med en 0,5 vekt% tilsetning av Cf, kan en 3 timers røreprosess effektivt oppnå ønsket dispersjonstilstand.

Ved t0+194s (som vist iFig. 4(b)), kan et betydelig antall hvite, nesten sfæriske bobler med diametre fra 90 μm til 180 μm observeres i den grå aluminiumsmatrisen (merket med den røde pilen). Antall bobler fortsatte å øke innen 46 s, som vist iFig. 4(c). I tillegg er en annen bemerkelsesverdig endring som finner sted i matrisen at noen små bobler har en tendens til å danne seg på overflaten av Cf med initiering av Cu-oppløsninger (merket med den røde stiplede boksen). Dette fenomenet tilskrives sannsynligvis type II kjernedannelse som forekommer i den kobberholdige pulverpressen. Det er allment anerkjent at tilsetning av Cu reduserer smeltetemperaturen til legeringer betydelig. Dette resulterer i lokalisert smelting rundt individuelle pulverpartikler i pulverforløperen som inneholder kobberpulver under oppvarmingsprosessen, og genererer en betydelig mengde Al-Si-Mg-Cu kvartær eutektisk smelte ved lavere temperaturer. Det kvartære eutektiske smeltebadet har en tendens til å være et svakt område i legeringen og er mer utsatt for kjernedannelse. Som et resultat er det mer sannsynlig at bobler vil danne kjerne og vokse nær det kobberbelagte på fiberoverflaten. Videre fører den lave væskefraksjonen i matrisen i dette øyeblikk til at gasser fra dekomponeringen av TiH2 lett akkumuleres i aluminiummatrisen. Type II kjernedannelse kan effektivt unngå at den akkumulerte gassen tvinger matrisen med lav væskefraksjon fra hverandre og forplanter sprekker gjennom væsken, noe som resulterer i alvorlig tap av mengden hydrogen.

Fig. 4(d)viser at boblene til å begynne med kjernener seg og vokser på området til Cf når matrisen smelter fullstendig, og bobleplasseringene tilsvarer det forsvinnende kobberbelagte laget (merket med den røde stiplede boksen). Det er veletablert at tilsetning av sekundærfaser øker antallet heterogene kjernedannelsessteder, og reduserer dermed energibarrieren for dannelse av nye bobler i legeringssmelten. I mellomtiden er kjernedannelseshastigheten relatert til det totale heterogene kjernedannelsesarealet per volumenhet. Følgelig kan det observeres at boblene til å begynne med kjernener seg på stedene der karbonfibre er lokalisert og utvider seg langs karbonfiberens lengde. Med en ytterligere økning i smeltefraksjonen fortsetter det å komme ut mange nye bobler fraFig. 4(e)–4(g). Imidlertid er hastigheten for lokalisert sammenslåing og brudd av boblene langsom, noe som indikerer at boblene har høy stabilitet. Ved t0+426s øker antall bobler betydelig, og

forløpervolumet viser stor ekspansjon(Fig. 4(h)). Videre er forekomsten av noen boblesammensmelting (merket med den røde pilen), hvor små bobler absorberes av større på grunn av Ostwald-modning, en uunngåelig prosess under utviklingen av metallskum [40]. Dette modningsfenomenet resulterer også i at det vises et lite antall store og uregelmessige bobler (merket med den røde pilen iFig. 4(i)).

Fig. 5.Tidsutviklede bilder av skummingsprosessen til AFS i forskjellige stadier: (a) usmeltet forløper ved et øyeblikk på 380 ◦C; (b) oppløsning av elementært kobber og type II kjernedannelse under forløpersmelting; (c) kjernedannelse og vekstprosesser av bobler; og (d)–(f) bobler som smelter sammen og sprekker.

3.1.2. Skumutvikling av AFS

Fig. 5 viser en serie synkrotronstrålingsbilder som illustrerer skummingsprosessen til AFS. I likhet med Cf/AFS ble det første bildet for synkrotronstrålingssekvensen tatt når AFS var i fast fase ved 380 ◦C (seFig. 5(a)). Når matrisen varmes opp over solidus-temperaturen, blir små hvite bobler synlige iFig. 5(b) og (c), som er et resultat av dekomponering av TiH2 og forekomsten av type II kjernedannelse i den Cu-rike regionen. Imidlertid er antallet bobler generert og deres distribusjonstetthet iFig. 5(c)er betydelig lavere sammenlignet medFig. 4(c). Dette antyder at Cf/AFS gir flere kanaler for tidlig gassfrigjøring under kjernedannelse, og forhindrer overdreven dannelse av sprekker i aluminiumsmatrise med lav væskefraksjon.

Et færre antall AFS-kjernedannelsessteder og en høyere sannsynlighet for unormal boblevekst sammenlignet med Cf/AFS kan observeres fraFig. 5(d)–(f). Utviklingen av AFS-bobler er uregelmessig, og størrelsene deres viser store svingninger på grunn av sameksistensen av både mikrometerstore bobler og unormalt millimeterstore store bobler (merket med den røde pilen). Dessuten kan denne ustabiliteten og inhomogeniteten under den tidlige kjernedannelsesprosessen resultere i betydelige forskjeller i den endelige porestrukturen og mekaniske egenskaper mellom AFS og Cf/AFS.

3.2. Makrostrukturanalyse

For å undersøke forskjellene i makroskopisk poremorfologi og porediameter mellom AFS og Cf/AFS, ble to sandwichstrukturer forberedt under laboratorieforhold ved en skumtemperatur på 620 ◦C i 15 minutter. Makrostrukturene og cellestørrelsesfordelingen til AFS og Cf/AFS er vist iFig. 6. Sammenligningen av vertikale seksjoner av de to sandwichstrukturprøvene avslører at Cf/AFS-skum har finere celler og mindre defekter som brudd eller sammenslåing av celler (seFig. 6 (b)). Tvert imot, som vist iFig. 6(a), viser AFS dårlig porehomogenitet med tilstedeværelsen av noen unormalt store porer. I mellomtiden var den ekvivalente porediameteren for AFS og Cf/AFS henholdsvis 2,9 ± 0,2 mm og 1,9 ± 0,1 mm, noe som tyder på at porediameteren ble ytterligere forfinet ved tilsetning av Cf (seFig. 6(c) og (d)).

Utviklingen av porestrukturen påvirkes av to konkurrerende mekanismer: dekomponeringen av TiH2 og sammenslåingen og bruddet av skummet. Nedbrytningen av TiH2 bidrar til økningen i antall kjernedannelse, porøsitet og ekspansjonshastighet, mens sammenslåing og brudd av bobler reduserer antall porer og øker diameteren til porene. Reduksjonen av boblesammenslåing og bruddhendelser bidrar til å oppnå en bedre cellulær struktur. Derfor er den høye stabiliteten til skummet nødvendig for å opprettholde homogeniteten til porestrukturen under skummeprosessen. For Cf/AFS forbedrer tilsetningen av Cf fuktbarheten til fibrene med aluminiumsmelten. I likhet med det rapporterte Cf-forsterkede aluminiumskummet [44] fremstilt ved smelteskummetoden, stabiliserer tilsetningen av Cf aluminiumskummet ved å hindre celleveggbrudd og redusere agglomerering. I mellomtiden kan Cf skape en nettlignende struktur i celleveggen, som genererer en separasjonskraft og forhindrer brudd på bobler, og dermed forbedre cellestrukturen, skumstabiliteten og jevnheten av porefordelingen.

3.3. Mikrostrukturell karakterisering

Fig. 7(a)viser mikrostrukturen til celleveggen etter skumming med AFS. Som rapportert for AlSi6Cu4Mg4 legeringsskum, er eutektisk Al–Si, Mg2Si, Al2Cu og Al5Cu2Mg8Si6 til stede i legeringen, noe som er i samsvar med funnene oppnådd fra EDS-analyse iFig. 7(b). Disse sprø fasene reduserer de mekaniske egenskapene til aluminiumskummet ved å svekke poreveggen eller fungere som en kilde til sprekker under deformasjon. Derfor er det en levedyktig og effektiv strategi å forbedre de mekaniske egenskapene til poreveggen gjennom tillegg av forsterkende faser.

For Cf/AFS kan det observeres fraFig. 7(c) og (d)at Cf er fordelt inne i celleveggen eller ved kanten av celleveggen, noe som indikerer at Cf har utmerket fuktbarhet med aluminiumsmelten. Videre er det merkbart (seFig. 7(d)) at en mindre mengde av den utfelte fase Al2Cu dannes ved grenseflaten mellom fibrene og aluminiumsmelten. Dette fenomenet bidrar til å oppnå en sterk binding mellom fibrene og matrisen. Progresjonen av denne diffusjonsreaksjonen kan observeres intuitivt iFig. 4(a)–(c). Merk at den utfelte fasen ikke omgir karbonfibrene fullstendig, og tilstanden og mengden av denne fordelingen er fordelaktig for Cf/AFS. Basert på studiet av Lv et al, på Cf forsterkede aluminiummatrise komposittmaterialer, ble det demonstrert at passende mengde utfelt fase kan påvirke og regulere grenseflatebindingsstyrken.

Fig. 6.Vertikale deler av representativt utvalg (a) AFS og (b) Cf/AFS. Ekvivalent diameter versus arealfraksjonsplott tilsvarende (a) og (b) er avbildet i henholdsvis (c) og (d). Den heltrukne kontinuerlige linjen i (c) og (d) representerer log-normal passform. Regresjon (R2 ) representerer god passform.

Fig. 7.SEM-bilder (a) og (b) viser mikrostrukturene som tilsvarerFig. 6(a) AFS ogFig. 6(b) jf. henholdsvis AFS, videre,Fig. 7(b) og (d) viser lokaliserte forstørrelser avFig. 7henholdsvis (a) og (c).

3.4. Mekanisme for Cf-stabiliserende Al-Si-Mg-Cu-skum

Basert på den ovennevnte analysen er en skjematisk fremstilling av skummemekanismen for Cf/AFS og AFS oppsummert iFig. 8. De betydelige forskjellene mellom Cf/AFS og AFS i nukleasjonsstadiet, boblevekst og sammenslåingsstadiet, og det gradvise størkningsstadiet, som illustrert iFig. 8(a) og (b).

Fig. 8.Skjematisk diagram av Cf/AFS og AFS skummende oppførsel: (a) Cf/AFS; og (b) AFS.

I kjernedannelsesstadiet til AlSi6Cu4Mg4-legeringsskum har bobler en tendens til å danne kjerne i det flytende kvartære eutektikken som omgir kobberpartiklene, i stedet for å danne kjerne på stedet for TiH2-partiklene. Denne typen kjernedannelse i det svakeste området av forløperen (type II kjernedannelse) gir flere rømningskanaler for gassene som frigjøres ved TiH2-nedbrytning, og unngår akkumulering av gasser og forårsaker at sprekker forplanter seg i aluminiumsmelten. Tilsetningen av kobberbelagte karbonfibre skaper tilsynelatende ytterligere flere kanaler for å frigjøre H2. Men siden aluminiumsmelten ikke har tilstrekkelig væskefraksjon på dette stadiet, er det vanskelig for slike små bobler å ha en tilstrekkelig kilde til H2 til å fortsette å vokse. Som et resultat sprekker disse små boblene i smelten når temperaturen stiger. Når forløperen er fullstendig smeltet, vil H2 som frigjøres fra den voldsomme dehydrogeneringsreaksjonen til TiH2, danne kjerne og vokse raskt basert på kjernedannelsespunktet. Cf gir mange heterogene kjernedannelsessteder for generering av bobler, noe som øker kjernedannelseshastighetene betraktelig. Samtidig hemmer tilstedeværelsen av Cf effektivt kontakten og sammenslåingen av primærboblene og unngår dannelsen av unormalt store bobler.

Under vekst- og sammensmeltingsstadiet av boblene forbedrer tilsetningen av Cf skumstabiliteten betydelig. Årsaken er at Cf og aluminiumsmelte har god fuktbarhet, og fibrene kan lett fanges mellom de to gass-væske-grensesnittene for å danne en nettverksstruktur (som vist iFig. 7(c)). Når væskefilmen tynnes ut, kan fibrene generere et separasjonstrykk for å motstå sug fra platågrensen, og dermed forhindre at væskefilmen brister. Så Cf/AFS trenger lengre skummingstid sammenlignet med AFS, med høyere stabilitet som kan opprettholde jevnheten til porestrukturen under utviklingen av skummet.

Under det langsomme størkningsstadiet vokser ikke lenger bobler i Cf/AFS og fibrene er innebygd i celleveggen (merket med den røde stiplede boksen). Denne retensjonen av fibre forhindrer absorpsjon av små bobler av større, som sett i Ostwald-modning, og hemmer celleveggbrudd på grunn av størkningsekspansjon. Som et resultat viser Cf/AFS en mer homogen porestruktur og færre porefeil sammenlignet med AFS.

3.5. Mekaniske egenskaper

Trykkspennings-tøyningskurvene for Cf/AFS og AFS med nesten samme porøsitet (henholdsvis 83,2 % og 81,4 %) er presentert iFig. 9(a). Den trykkspennings-tøynings-kurven viser en distinkt tre-trinns karakteristikk, som omfatter den lineære elastiske regionen, platåregionen og fortettingsregionen. Trykkflytegrensen til AFS og Cf/AFS var henholdsvis 8,44 MPa og 11,87 MPa. Trykkflytestyrken til Cf/AFS ble økt med 40,6 % sammenlignet med AFS. I mellomtiden er energiabsorpsjonskapasiteten til Cf/AFS bedre enn for AFS ved samme belastning, som vist iFig. 9(b). Energiabsorpsjonskapasiteten til AFS og Cf/AFS er henholdsvis ca. 3,3 MJ/m3 og 6,1 MJ/m3. Energiabsorpsjonskapasiteten til Cf/AFS er forbedret med 84,8 % sammenlignet med AFS.

Fig. 9.Kompressive stress-tog-kurver og energiabsorpsjonskapasitetskurver for Cf/AFS og AFS: (a) trykk-stress-tog-kurver; (b) kurver for energiabsorpsjonskapasitet.

Innlemmelsen av Cf forbedret de mekaniske egenskapene til skumkjernen betydelig. Det er velkjent at de mekaniske egenskapene tilaluminiumskumer nært knyttet til porestrukturen og de mekaniske egenskapene til avstiveren. Makrostrukturell analyse indikerte at tilsetningen av Cf raffinerte porestørrelsen, forbedret porefordeling og reduserte porefeil. I likhet med funnene til Sasikumar et al. og Yangetal. liten porediameter og smal porefordeling er mer fordelaktig for å forbedre trykkstyrken og energiabsorpsjonseffektiviteten. Dessuten er effekten av mikrostruktur på de mekaniske egenskapene til skummet hovedsakelig på grunn av Cf innebygd i poreveggene til skummet. Diffusjonen og oppløsningen av det kobberbelagte av karbonfibrene i aluminiumsmatrisen kan oppnå en fastere grensesnittbinding mellom fibrene og aluminiumsmatrisen, noe som bidrar til lastoverføring. Karbonfiberen med høy modul stiftet i poreveggen kan begrense deformasjonen av poreveggen under kompresjonsbelastning og forbedre bæreevnen. Alle disse faktorene favoriserer Cf/AFS for å oppnå høyere flytegrense og energiabsorpsjonskapasitet sammenlignet med AFS.

4. Konklusjoner

Cf/AFS og AFS ble utarbeidet ved hjelp av den pakkerullende pulvermetallurgimetoden i dette arbeidet. Skumoppførselen til Cf/AFS og AFS ble dynamisk observert gjennom synkrotronstråling til

undersøke påvirkningen av Cf på boblekjernedannelse og vekst. I tillegg ble Cf på poremorfologien, porefordelingen og kompresjonsegenskapene til aluminiumskum grundig analysert. Hovedkonklusjonene er som følger:

(1) Synkrotronstråling in situ-observasjoner avslører at både Cf/AFS- og AFS-skummingsprosesser viser tre forskjellige stadier: boblekjernedannelse, boblevekst og sammenslåing, og størkning.

Sammenlignet med AFS viser skumprosessen til Cf/AFS høyere stabilitet og bobleuniformitet. AFS er mer utsatt for å danne unormalt store og grove porer under poreutviklingsprosessen. I tillegg tilskrives ulikheten den heterogene kjernedannelseseffekten til Cf, som forhindrer bobleveggbrudd og reduserer koalescens samtidig som kjernedannelseshastigheten økes.

(2) Tilsetningen av 0,5 vekt% Cf forfiner den ekvivalente porediameteren fra 2,9 ± 0,2 mm til 1,9 ± 0,1 mm, noe som reduserer grove poredefekter betydelig. Samtidig avslører mikrostrukturen god fuktbarhet av Cf, som er fordelt langs poreveggen og gass-faststoff-grensesnittet, og dermed forbedre skumstabiliteten.

(3) Sammenlignet med AFS økte trykkflytestyrken og energiabsorpsjonskapasiteten til Cf/AFS med henholdsvis ca. 40,6 % og 84,8 %. Funnene i denne studien kan gi ideer for forsterkning av sandwichpaneler av aluminiumskum med metallurgiske bindingsgrensesnitt som har potensial for ingeniørapplikasjoner innen bil- og romfartsindustrien.

Artikkel fra Journal of Materials Research and Technology