Prestatiekenmerken van sandwichpanelen van kopergedeponeerd koolstofvezel-aluminiumschuim in vergelijking met conventionele sandwichpanelen van aluminiumschuim

Aluminium schuim sandwich(AFS)-panelen combineren structurele en functionele eigenschappen zoals een lage dichtheid, hoge specifieke sterkte, gunstige energieabsorptie, dempingsvermogen en elektromagnetische afscherming. Deze uitstekende eigenschappen maken AFS een groot potentieel in de lucht- en ruimtevaart, transport en maritieme sector. Vergeleken met nauwelijks metaalSchuimDe buitenste metalen platen van AFS kunnen het schuim effectief afdichten en de algehele mechanische eigenschappen ervan verbeteren, zoals trek- en buigsterkte. Over het algemeen wordt AFS vervaardigd met behulp van een lijmverbindingsmethode, waarbij het aluminiumschuim met epoxyharslijm aan massieve metalen panelen wordt bevestigd.

Hoewel de lijmverbindingsmethode de structurele demping effectief verbetert, kent deze ook beperkingen, waaronder uitdagingen bij recycling en de gevoeligheid voor delaminatiefalen bij hoge temperaturen of corrosie. Om deze beperkingen aan te pakken, is uitgebreid onderzoek gedaan naar het realiseren van een metallurgische verbinding tussen het paneel en de kernlaag.

De meest voorkomende bereidingsmethoden voor AFS gericht op het bereiken van metallurgische verbindingen worden momenteel over het algemeen ingedeeld in drie categorieën: lassen, smeltschuimen en poedermetallurgie met behulp van pakkingwalsen. Van deze methoden wordt de poedermetallurgie met pakkingwalsen als superieur beschouwd voor het beheersen van de poriënstructuur en het bereiken van schuimvorming bij lage temperaturen. In ons eerdere werk hebben we deze technologie gebruikt om AFS van groot formaat te produceren met betere expansie-eigenschappen en een betere celstructuur voor industriële toepassingen.

Echter, vanwege de relatief lage drukmechanische eigenschappen van de schuimkern, is de verbetering van de mechanische sterkte van het AFS beperkt. Daarom is verdere verbetering van de sterkte van de schuimkern cruciaal voor het AFS.

Tot nu toe zijn de gangbare methoden die zijn gerapporteerd voor het verbeteren van de drukmechanische eigenschappen vanaluminiumschuimzijn de volgende: oppervlaktebehandeling, warmtebehandeling en versterking door het toevoegen van deeltjes, vezels, legeringselementen, enz. Korte koolstofvezels met een lage dichtheid, hoge elasticiteitsmodulus en een grote aspectverhouding hebben brede aandacht getrokken als veelbelovende versterkingsmaterialen. Bovendien verbetert oppervlaktemetallisatie van koolstofvezels, door middel van galvaniseren of chemisch plateren zoals koperplating of nikkelplating, de bevochtigbaarheid van de koolstofvezels in de aluminiumsmelt verder en voorkomt schadelijke grensvlakreacties tussen de koolstofvezels en de aluminiumsmelt. Korte koolstofvezels worden tegenwoordig veel gebruikt om aluminiummatrixcomposieten te versterken.

Bhav Singhetal. vervaardigde met koper beklede koolstofvezels versterkte aluminium matrixcomposieten door middel van roergieten. Muetal. vervaardigde aluminium matrixcomposieten versterkt met nikkel beklede koolstofvezels door middel van de tweewalsgietmethode. De resultaten toonden een significante verbetering van de treksterkte van de composieten aan door de toevoeging van koolstofvezels. Er is echter beperkt onderzoek gedaan naaraluminiumschuim versterktMet koperen koolstofvezels. Caoetal. bereidde eerst koperen koolstofvezels versterkt aluminiumschuim door middel van de smeltschuimmethode. De resultaten tonen aan dat 0,35 vol% Cf het aluminiumschuim kan stabiliseren door scheuring van de vloeistoffilm te voorkomen, en hoe meer vezels aan het schuim worden toegevoegd, hoe stabieler het schuim is. Muetal. toonde aan dat de dempende eigenschappen van aluminiumschuim, bereid met de smeltschuimmethode, significant verbeterden door de toevoeging van Cf.

Op grond hiervan kan worden geconcludeerd dat de toevoeging van Cf een effectieve strategie kan zijn om tegelijkertijd de schuimstabiliteit en de mechanische eigenschappen vanaluminiumschuimenBovendien zijn er nog geen rapporten over met koper beklede koolstofvezels versterkte aluminium schuim sandwichpanelen die zijn vervaardigd via de poedermetallurgiemethode, wat onderzoekers motiveert om diepgaandere studies op dit gebied uit te voeren.

Er zijn talrijke studies uitgevoerd naar het nucleatiemechanisme en de stabiliteit vanaluminiumschuimenmet de toevoeging van versterkende fasen. De verschillen in poriënaantal en poriënmorfologie,

Zoals grootte, distributie en vorm, worden meestal toegeschreven aan nucleatiemechanismen en stabiliteit. Heterogene nucleatie-effecten en stabilisatiemechanismen van het oxidenetwerk in poedermetallurgiesystemen zijn uitvoerig onderzocht. Quaternaire legeringspoeders bestaande uit Al–Si–Mg–Cu die in dit artikel worden gebruikt, hebben uitzonderlijke expansiesnelheden en lage schuimtemperaturen vertoond, met een solidustemperatuur van 507 °C en een liquidustemperatuur van 596 °C. Desalniettemin is er een gebrek aan onderzoek naar het nucleatiemechanisme, de stabiliteit en de compressieve mechanische eigenschappen van poedercompacten die deze specifieke legeringssamenstelling bevatten, met name wanneer Cf. is opgenomen. In eerdere werken werden nucleatie- en stabilisatiemechanismen voornamelijk onderzocht met behulp van niet-in-situ-methoden, waarbij tomografische analyse werd uitgevoerd van monsters die snel werden afgekoeld na onderbreking van de schuimvorming. Helaas vindt nucleatie van submicronbellen voornamelijk plaats tijdens het verhitten van precursors en breidt zich snel uit binnen tijdsintervallen van 100 ms tot 1 s, wat vaak uitdagingen oplevert voor realtime observatie. De moderne synchrotronstraling-röntgenbeeldvormingstechniek beschikt over een hoge energie en spatiotemporele resolutie, waardoor realtime, in situ observatie van het nucleatie- en groeiproces van aluminiumschuim bij verhoogde temperaturen mogelijk is. Momenteel hebben slechts een beperkt aantal onderzoekers de schuimkinetiek van Al-Si-Mg-legeringspoeder onderzocht met behulp van synchrotronstraling. García-Morenoetal rapporteerde bijvoorbeeld significante dynamische verschijnselen in vloeibaar aluminiumschuim, waaronder nucleatie en groei, herschikking van bellen, terugtrekking van vloeistof, agglomeratie en filmbreuk. Kamm et al. bestudeerden het nucleatie- en groeiproces van AlSi8Mg4-aluminiumschuim met behulp van synchrotronstraling. Hun bevindingen gaven aan dat waterstof, gegenereerd door de ontleding van adsorbaten op het oppervlak van het metaalpoeder, een ander belangrijk nucleatiemechanisme vertegenwoordigt. De interactie tussen precursorcomponenten is echter complex en de dynamiek van schuimvorming kan worden beïnvloed door hun samenstelling. Voor zowel het Al-Si-Cu-Mg-poedersysteem als het Al-Si-Cu-Mg-poedersysteem met toegevoegde Cf is het begrijpen en onderzoeken van de initiatie en groei van metaalschuim cruciaal voor de verdere structurele ontwikkeling van het schuim om de eigenschappen voor toepassingen te verbeteren.

In dit werk werden Cf/AFS en AFS met metallurgische grensvlakbindingen bereid met behulp van de poedermetallurgiemethode met walsen. De ontwikkeling van Cf/AFS en AFS-bellen werd in situ geobserveerd met behulp van synchrotronstraling om het mechanisme van Cf op de nucleatie, groei en fusie van bellen, en stabiliteit te onthullen. Daarnaast werden Cf/AFS en AFS gedurende 15 minuten geschuimd bij 620 °C in een oven. Vervolgens werden de poriegrootteverdeling, de poriemicrostructuur en de druksterkte van de geschuimde monsters gekarakteriseerd en getest. Op basis van de bovengenoemde studies werden de structuur en druksterkte van Cf/AFS en AFS systematisch geëvalueerd.

2.Materiaals en methoden

2.1. Grondstoffen

Voor het bereiden van de AFS en Cf/AFS werden zes grondstoffen gebruikt: Al-poeder (gemiddelde grootte: 45 μm, zuiverheid > 99,70%), Si-poeder (gemiddelde grootte: 38 μm, zuiverheid > 99,50%), Cu-poeder (gemiddelde grootte: 38 μm, zuiverheid > 99,90%), Mg-poeder (gemiddelde grootte: 75 μm, zuiverheid > 99,70%), TiH2-poeder (gemiddelde grootte: 45 μm, zuiverheid > 99,70%) en kopergecoate koolstofvezel (gemiddelde grootte: 1～2 mm, dikte van de kopercoating: 1,4 μm).

2.2. Fabricage van Cf/AFS

Het schema van de poedermetallurgiemethode met verpakkingswalsen wordt geïllustreerd inAfbeelding 1Tijdens de mengfase werd het quaternaire legeringspoeder AlSi6Mg4Cu4 bereid, met poeders van Al, Si, Cu en Mg in verhoudingen van respectievelijk 86 gew.%, 6 gew.%, 4 gew.% en 4 gew.%. 1 gew.% geoxideerd TiH₂-poeder (warmtebehandeling aan de lucht gedurende 1,5 uur bij 470 °C) werd toegevoegd als blaasmiddel, dat snel H₂ vrijgeeft bij de smelttemperatuur, waardoor de smelt uitzet. Daarnaast werd 0,5 gew.% koolstofvezels toegevoegd als versterkende fase. Om de bevochtigbaarheid te verbeteren en schadelijke reacties zoals Al₂C₂ aan het grensvlak van de vezel-aluminiumsmelt tijdens het schuimen te voorkomen, werden de koolstofvezels koper gecoat door middel van galvaniseren. Het galvaniseerproces werd beschreven in Ref.Afbeelding 2toont de met koper beklede koolstofvezels verkregen door het stroomloos platingproces. De coating heeft een uniforme en continue dekking van het vezeloppervlak.(Figuur 2(a)–(b))Vervolgens werden de verschillende legeringssamenstellingen die in deze studie werden gebruikt, bereid door de bovengenoemde poeders met en zonder Cf gedurende 3 uur grondig te mengen in een driedimensionale mixer. Het gelijkmatig gemengde poeder wordt ingekapseld in een afgesloten holte, gevolgd door koud- en warmwalsen.

De koudwalsfase verwijdert effectief lucht uit de holtes en de interstitiële ruimtes tussen de deeltjes door middel van een reeks van meerdere passages en kleine holtes. De warmwalsfase zorgt ervoor dat de precursor een relatieve dichtheid van meer dan 98% bereikt door de co-deformatie van het paneel en het poeder, wat het daaropvolgende schuimproces vergemakkelijkt. Gedetailleerde parameters van het walsproces worden beschreven in de referenties. AFS- en Cf/AFS-schuimbare precursors worden verkregen via het bovengenoemde proces. Uiteindelijk werden beide schuimbare precursors 15 minuten verhit tot 620 °C om Cf/AFS- en AFS-monsters te vervaardigen, die werden gebruikt voor poriegrootteanalyse, microstructurele karakterisering en testen van de compressieve mechanische eigenschappen.

2.3. Karakterisering en testmethoden

2.3.1. Microstructurele karakterisering

De microstructuurmorfologie van de Cf/AFS en AFS werd onderzocht met behulp van veldemissie-scanelektronenmicroscopie (SEM, Zeiss Ultra Plus). Energiedispersieve spectroscopie (EDS) werd gebruikt om de samenstelling van verschillende fasen in de celwanden van de geschuimde monsters te identificeren. Longitudinale doorsneden van de monsters werden verkregen door de geschuimde monsters te snijden met behulp van de elektro-ontladingsmachine (EDM, DK7745). Vervolgens werden de longitudinale doorsneden van de monsters gecoat met verf en vervolgens geschuurd en gepolijst met respectievelijk schuurpapier met korrel 800 en 1500. Uiteindelijk werden de equivalente celdiameters (Dmean) van de gepolijste monsterdoorsnede bepaald met behulp van beeldanalysesoftware Image Pro Plus 6.0.

Afbeelding 1.Schematische weergave van de poedermetallurgiemethode met behulp van walsen.

Afbeelding 2.SEM-beelden van (a) de koperbeklede koolstofvezels, en (b) tonen een vergrote weergave van het gebied gemarkeerd met een rood vierkant in (a). Afbeeldingen (c) en (d) tonen de EDS-resultaten van punt A in (b).

Afbeelding 3.Schematische weergave van de opstelling van het synchrotronstralingsexperiment.

2.3.2. In-situ schuimwaarnemingen door synchrotronstraling

Het schema van de opstelling van het synchrotronstralingsexperiment is geschetst inAfbeelding 3De experimenten werden uitgevoerd bij bundellijn 4W1A van de Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, China). In tegenstelling tot conventionele absorptiecontrastbeeldvorming maakt dit artikel gebruik van fasecontrastbeeldvorming met de Synchrotron Radiation Light Source. Deze aanpak pakt de beperkingen van traditionele absorptiebeeldvorming aan, die niet effectief is voor het visualiseren van zwak absorberende stoffen. Het schuimproces van de monsters werd uitgevoerd in een speciaal ontworpen schuimoven, met een vierkant venster van 15 mm bij 15 mm dat loodrecht op de richting van de röntgenbundel was geplaatst. De monstergrootte, zoals weergegeven in Afb. 3, bedraagt ​​15 mm × 15 mm × 2 mm. Het monster wordt in een schuimmal geplaatst die bestaat uit een bepaald aantal keramische platen. Gedurende het schuimproces kunnen röntgenstralen door het monster heen dringen en worden ze opgevangen door een CCD-camera (charge-coupled device). De gekozen röntgenbron werkte op een intensiteit van 20 KeV en een maximale kijkgrootte van 7,4 mm × 7,4 mm werd gebruikt om het volledige schuimproces uitgebreid te kunnen observeren.

Het is opmerkelijk dat de geobserveerde monsters loodrecht op zowel de rolrichting als de tangentiële richting werden gepositioneerd. Zowel de precursors met 0,5 gew.% Cf als die zonder 0,5 gew.% Cf werden aan beide zijden van de monsters verwijderd met behulp van EDM. Het effect van Cf op de schuimeigenschappen van aluminiumschuim werd onderzocht. Bovendien werden de precursors met verschillende samenstellingen in dezelfde oven geschuimd bij een vooraf ingestelde temperatuur van 620 °C.

2.3.3. Test op compressiemechanische eigenschappen

De drukmonsters werden door middel van EDM in cilindrische monsters gesneden met een hoogte van 23 mm en een diameter van 20 mm. Elke richting bevatte ten minste 10 volledige poriën om grootte-effecten te voorkomen. Quasi-statische drukproeven werden uitgevoerd volgens de normen ISO13314-2011 en GB/T31930-2015, met behulp van een AG-XPLUS elektronische universele materiaaltestmachine met een maximale belastbaarheid van 100 kN. Per groep werden drie monsters getest. De druk-spanning-rekcurven in dit artikel vertegenwoordigen de gemiddelde resultaten van de drie geteste monsters. Alle testen werden uitgevoerd onder verplaatsingsregeling, waarbij een constante kruiskopsnelheid van 2 mm/min (overeenkomend met een initiële reksnelheid van 10− 3 s− 1) bij kamertemperatuur werd gehandhaafd.

Afbeelding 4.Tijdgeëvolueerde synchrotronstralingbeelden van het Cf/AFS-schuimproces: (a) ongeschuimde precursor op het t0-moment van 380 ◦C; (b)–(c) oplossen van elementair koper en nucleatie van type II tijdens het smelten van de precursor; (d)–(g) heterogene nucleatie- en groeiprocessen van bellen; en (h)–(i) samensmelten en scheuren van bellen.

3. Resultaten en discussie

3.1. In-situ schuimgedrag onder synchrotronstraling

3.1.1. Schuimontwikkeling van Cf/AFS

Afbeelding 4toont een reeks synchrotronstralingsbeelden die het schuimproces van de Cf/AFS weergeven. De originele beelden van de Cf/AFS(Figuur 4 (a))werden opgevangen toen de matrix zich in de vaste toestand bevond bij 380 °C, en deze tijd werd ingesteld als t0. Vergeleken met de andere componenten in de precursor, lijkt Cf zwart binnen de overwegend grijze, aluminiumrijke matrix. Dit kan worden toegeschreven aan het hoge kopergehalte op het vezeloppervlak, zoals weergegeven inFiguur 2(c)–(d), die de grootste relatieve atomaire massa heeft in vergelijking met de andere componenten van de precursor. Bovendien wordt waargenomen dat de meeste Cf verspreid en afzonderlijk aanwezig zijn, in plaats van geclusterd, zoals blijkt uitAfbeelding 4(a)Dit houdt in dat met een toevoeging van 0,5 gew.% Cf, een 3 uur durend roerproces effectief de gewenste dispersietoestand kan bereiken.

Op t0+194s (zoals gezien inAfbeelding 4(b)), is een aanzienlijk aantal witte, bijna bolvormige bellen met diameters variërend van 90 μm tot 180 μm te zien in de grijze aluminiummatrix (aangegeven met de rode pijl). Het aantal bellen bleef binnen 46 seconden toenemen, zoals weergegeven inAfbeelding 4(c). Daarnaast vindt er een andere opmerkelijke verandering plaats in de matrix: er vormen zich kleine belletjes op het oppervlak van Cf bij het initiëren van Cu-oplossingen (aangegeven met het rood gestippelde kader). Dit fenomeen wordt waarschijnlijk toegeschreven aan type II-nucleatie die plaatsvindt in het koperhoudende poedercompact. Het is algemeen bekend dat de toevoeging van Cu de smelttemperatuur van legeringen aanzienlijk verlaagt. Dit resulteert in lokaal smelten rond individuele poederdeeltjes in de poederprecursor die koperpoeder bevat tijdens het verhittingsproces, waardoor bij lagere temperaturen een aanzienlijke hoeveelheid quaternaire eutectische Al–Si–Mg–Cu-smelt ontstaat. De quaternaire eutectische smeltpoel is meestal een zwakke zone in de legering en is gevoeliger voor nucleatie. Hierdoor is de kans groter dat belletjes nucleëren en groeien nabij de kopercoating op het vezeloppervlak. Bovendien zorgt de lage vloeistoffractie in de matrix er op dit moment voor dat gassen afkomstig van de ontleding van TiH₂ zich gemakkelijk ophopen in de aluminiummatrix. Met nucleatie van type II kan effectief worden voorkomen dat het opgehoopte gas de matrix met een laag vloeistoffractiegehalte uit elkaar drijft en scheuren in de vloeistof veroorzaakt, wat tot ernstig verlies van de hoeveelheid waterstof zou leiden.

Afbeelding 4(d)toont aan dat de bellen aanvankelijk nucleëren en groeien in het gebied van de Cf naarmate de matrix volledig smelt, en de locaties van de bellen corresponderen met de verdwijnende koperlaag (aangegeven met het rode stippellijn). Het is algemeen bekend dat de toevoeging van secundaire fasen het aantal heterogene nucleatieplaatsen verhoogt, waardoor de energiebarrière voor de vorming van nieuwe bellen in de legeringsmelt wordt verlaagd. De nucleatiesnelheid is gerelateerd aan het totale heterogene nucleatieoppervlak per volume-eenheid. Bijgevolg kan worden waargenomen dat de bellen aanvankelijk nucleëren op de plaatsen waar koolstofvezels zich bevinden en zich uitbreiden over de lengte van de koolstofvezel. Met een verdere toename van de smeltfractie blijven talloze nieuwe bellen ontstaan.Figuur 4(e)–4(g)De snelheid van lokale fusie en breuk van de bellen is echter laag, wat aangeeft dat de bellen een hoge stabiliteit bezitten. Bij t0+426s neemt het aantal bellen aanzienlijk toe, en

het voorlopervolume vertoont een grote expansie(Figuur 4(h))Bovendien is het optreden van enige samensmelting van bellen (aangegeven met de rode pijl), waarbij kleine bellen door grotere worden geabsorbeerd als gevolg van Ostwald-rijping, een onvermijdelijk proces tijdens de evolutie van metaalschuim [40]. Dit rijpingsverschijnsel resulteert ook in het verschijnen van een klein aantal grote en onregelmatige bellen (aangegeven met de rode pijl inAfbeelding 4(i)).

Afbeelding 5.Tijdgeëvolueerde afbeeldingen van het schuimproces van AFS in verschillende stadia: (a) ongesmolten precursor op het moment t0 van 380 ◦C; (b) oplossen van elementair koper en nucleatie van type II tijdens het smelten van de precursor; (c) nucleatie- en groeiprocessen van bellen; en (d)–(f) samensmelten en scheuren van bellen.

3.1.2. Schuimontwikkeling van AFS

Figuur 5 toont een reeks synchrotronstralingsbeelden die het schuimproces van AFS illustreren. Net als bij Cf/AFS werd de eerste opname voor de synchrotronstralingssequentie gemaakt toen AFS zich in de vaste fase bevond bij 380 °C (zieAfbeelding 5(a)). Wanneer de matrix boven de solidustemperatuur wordt verhit, worden kleine witte belletjes zichtbaar inFiguur 5(b) en (c), als gevolg van de ontleding van TiH2 en het optreden van type II nucleatie in het Cu-rijke gebied. Het aantal gegenereerde bellen en hun distributiedichtheid inAfbeelding 5(c)is aanzienlijk lager vergeleken metAfbeelding 4(c)Dit suggereert dat Cf/AFS meer kanalen biedt voor vroegtijdige gasafgifte tijdens nucleatie, waardoor de overmatige vorming van scheuren in de aluminiummatrix met een lage vloeistoffractie wordt voorkomen.

Een kleiner aantal AFS-nucleatieplaatsen en een hogere waarschijnlijkheid van abnormale belgroei vergeleken met Cf/AFS kunnen worden waargenomen vanuitFiguur 5(d)–(f)De evolutie van AFS-bellen is onregelmatig en hun groottes vertonen grote schommelingen als gevolg van het naast elkaar bestaan ​​van zowel micrometergrote bellen als abnormaal grote bellen van enkele millimeters (aangegeven met de rode pijl). Bovendien kunnen deze instabiliteit en inhomogeniteit tijdens het vroege nucleatieproces leiden tot aanzienlijke verschillen in de uiteindelijke poriestructuur en mechanische eigenschappen tussen AFS en Cf/AFS.

3.2. Macrostructuuranalyse

Om de verschillen in macroscopische poriemorfologie en poriediameter tussen AFS en Cf/AFS te onderzoeken, werden twee sandwichstructuren bereid onder laboratoriumomstandigheden bij een schuimtemperatuur van 620 °C gedurende 15 minuten. De macrostructuren en celgrootteverdeling van AFS en Cf/AFS worden weergegeven inAfbeelding 6Uit de vergelijking van verticale doorsneden van de twee sandwichstructuurmonsters blijkt dat de Cf/AFS-schuimen fijnere cellen hebben en minder defecten zoals breuk of samensmelting van cellen (zieAfbeelding 6 (b)). In tegendeel, zoals blijkt uitAfbeelding 6(a)De AFS vertoont een slechte poriehomogeniteit met de aanwezigheid van enkele abnormaal grote poriën. De equivalente poriediameter voor AFS en Cf/AFS was respectievelijk 2,9 ± 0,2 mm en 1,9 ± 0,1 mm, wat suggereert dat de poriediameter verder verfijnd werd door de toevoeging van Cf (zieFiguur 6(c) en (d)).

De evolutie van de poriestructuur wordt beïnvloed door twee competitieve mechanismen: de ontleding van TiH2 en het samensmelten en scheuren van het schuim. De ontleding van TiH2 draagt ​​bij aan de toename van het aantal nucleatie, porositeit en expansiesnelheid, terwijl het samensmelten en scheuren van bellen het aantal poriën vermindert en de diameter van de poriën vergroot. De vermindering van het samensmelten en scheuren van bellen draagt ​​bij aan het verkrijgen van een betere celstructuur. Daarom is de hoge stabiliteit van het schuim noodzakelijk om de homogeniteit van de poriestructuur te behouden tijdens het schuimproces. Voor Cf/AFS verbetert de toevoeging van Cf de bevochtigbaarheid van de vezels met het gesmolten aluminium aanzienlijk. Vergelijkbaar met het gerapporteerde Cf-versterkte aluminiumschuim [44] dat is bereid met de smeltschuimmethode, stabiliseert de toevoeging van Cf het aluminiumschuim door scheuring van de celwand te voorkomen en agglomeratie te verminderen. Cf kan bovendien een netstructuur in de celwand creëren, die een scheidingskracht genereert en het scheuren van bellen voorkomt. Hierdoor worden de celstructuur, de stabiliteit van het schuim en de uniformiteit van de poriënverdeling verbeterd.

3.3. Microstructurele karakterisering

Afbeelding 7(a)toont de microstructuur van de celwand na schuimen met AFS. Zoals gerapporteerd voor AlSi6Cu4Mg4-legeringsschuimen, zijn eutectische Al-Si, Mg2Si, Al2Cu en Al5Cu2Mg8Si6 aanwezig in de legering, wat overeenkomt met de bevindingen verkregen uit EDS-analyse inAfbeelding 7(b)Deze brosse fasen verminderen de mechanische eigenschappen van het aluminiumschuim door de poriënwand te verzwakken of door scheuren te veroorzaken tijdens vervorming. Het verbeteren van de mechanische eigenschappen van de poriënwand door het toevoegen van versterkende fasen is daarom een ​​haalbare en effectieve strategie.

Voor Cf/AFS kan dit worden waargenomen vanuitAfbeelding 7(c) en (d)dat de Cf zich binnen de celwand of aan de rand ervan bevindt, wat aangeeft dat Cf uitstekend bevochtigbaar is met de aluminiumsmelt. Verder is het opvallend (zieAfbeelding 7(d)) dat een kleine hoeveelheid van de neergeslagen fase Al2Cu zich vormt op het grensvlak tussen de vezels en de aluminiumsmelt. Dit fenomeen draagt ​​bij aan het bereiken van een sterke binding tussen de vezels en de matrix. Het verloop van deze diffusiereactie kan intuïtief worden waargenomen inFiguur 4(a)–(c)Merk op dat de neergeslagen fase de koolstofvezels niet volledig omhult, en dat de toestand en de hoeveelheid van deze verdeling gunstig zijn voor Cf/AFS. Op basis van de studie van Lv et al., naar Cf-versterkte aluminium matrixcomposietmaterialen, werd aangetoond dat de juiste hoeveelheid neergeslagen fase de grensvlakbindingssterkte kan beïnvloeden en reguleren.

Afbeelding 6.Verticale doorsneden van representatieve monsters (a) AFS en (b) Cf/AFS. De grafieken van de equivalente diameter versus oppervlaktefractie die corresponderen met (a) en (b) zijn respectievelijk weergegeven in (c) en (d). De ononderbroken, doorlopende lijn in (c) en (d) geeft de lognormale fit weer. Regressie (R2) geeft de goodness of fit weer.

Afbeelding 7.SEM-beelden (a) en (b) tonen de microstructuren die overeenkomen metAfbeelding 6(a) AFS enAfbeelding 6(b) Cf/AFS, respectievelijk, verder,Afbeelding 7(b) en (d) tonen gelokaliseerde vergrotingen vanAfbeelding 7(a) en (c), respectievelijk.

3.4. Mechanisme van Cf-stabilisatie van Al–Si–Mg–Cu-schuim

Op basis van de bovengenoemde analyse wordt een schematische weergave van het schuimmechanisme voor Cf/AFS en AFS samengevat inAfbeelding 8De significante verschillen tussen Cf/AFS en AFS in de nucleatiefase, de groei van bellen en de samenvoegingsfase, en de geleidelijke stollingsfase, zoals geïllustreerd inFiguur 8(a) en (b).

Afbeelding 8.Schematisch diagram van Cf/AFS- en AFS-schuimgedrag: (a) Cf/AFS; en (b) AFS.

In de nucleatiefase van AlSi6Cu4Mg4-legeringsschuimen hebben belletjes de neiging om te nucleëren in het vloeibare quaternaire eutecticum rondom de koperdeeltjes, in plaats van te nucleëren ter plaatse van de TiH2-deeltjes. Dit type nucleatie in het zwakste deel van de precursor (type II nucleatie) biedt meer ontsnappingskanalen voor de gassen die vrijkomen bij de ontleding van TiH2, waardoor de ophoping van gassen en de voortplanting van scheuren in de aluminiumsmelt wordt voorkomen. De toevoeging van koperbeklede koolstofvezels creëert blijkbaar nog meer kanalen voor het vrijkomen van H2. Omdat de aluminiumsmelt in deze fase echter onvoldoende vloeibare fractie heeft, is het voor dergelijke kleine belletjes moeilijk om een ​​voldoende bron van H2 te hebben om te blijven groeien. Als gevolg hiervan scheuren deze kleine belletjes in de smelt naarmate de temperatuur stijgt. Wanneer de precursor volledig is gesmolten, zal de H2 die vrijkomt bij de heftige dehydrogeneringsreactie van TiH2 nucleëren en snel groeien, afhankelijk van het nucleatiepunt. De Cf biedt talrijke heterogene nucleatieplaatsen voor het genereren van belletjes, wat de nucleatiesnelheid aanzienlijk verhoogt. Tegelijkertijd verhindert de aanwezigheid van Cf effectief het contact en de samensmelting van de primaire bellen en voorkomt het de vorming van abnormaal grote bellen.

Tijdens de groei- en fusiefase van de bellen verbetert de toevoeging van Cf de schuimstabiliteit aanzienlijk. Dit komt doordat Cf en aluminiumsmelt goed bevochtigbaar zijn en de vezels gemakkelijk tussen de twee gas-vloeistofgrensvlakken kunnen worden vastgezet om een ​​netwerkstructuur te vormen (zoals weergegeven inAfbeelding 7(c)). Naarmate de vloeistoffilm dunner wordt, kunnen de vezels een scheidingsdruk genereren om de zuiging van de plateaugrens te weerstaan, waardoor scheuring van de vloeistoffilm wordt voorkomen. Cf/AFS heeft dus een langere schuimtijd nodig dan AFS, met een hogere stabiliteit die de uniformiteit van de poriënstructuur tijdens de schuimontwikkeling kan behouden.

Tijdens de langzame stollingsfase groeien de belletjes in Cf/AFS niet meer en worden de vezels in de celwand ingebed (aangegeven met het rode stippellijntje). Deze retentie van vezels voorkomt de absorptie van kleine belletjes door grotere, zoals te zien is bij Ostwald-rijping, en voorkomt celwandbreuk door stollingsexpansie. Hierdoor vertoont Cf/AFS een homogenere poriënstructuur en minder poriedefecten in vergelijking met AFS.

3.5. Mechanische eigenschappen

De drukspanning-rekcurven voor Cf/AFS en AFS met vrijwel dezelfde porositeit (respectievelijk 83,2% en 81,4%) worden weergegeven inAfbeelding 9(a)De drukspanning-rekcurve vertoont een duidelijke drietrapskarakteristiek, bestaande uit het lineair elastische gebied, het plateaugebied en het verdichtingsgebied. De druksterkte van AFS en Cf/AFS bedroeg respectievelijk 8,44 MPa en 11,87 MPa. De druksterkte van Cf/AFS was met 40,6% toegenomen ten opzichte van AFS. Tegelijkertijd is het energieabsorptievermogen van Cf/AFS beter dan dat van AFS bij dezelfde rek, zoals blijkt uitAfbeelding 9(b)De energieabsorptiecapaciteit van AFS en Cf/AFS bedraagt ​​respectievelijk ongeveer 3,3 MJ/m³ en 6,1 MJ/m³. De energieabsorptiecapaciteit van Cf/AFS is met 84,8% verbeterd ten opzichte van AFS.

Afbeelding 9.Drukspanning-treincurven en energie-absorptiecapaciteitscurven van Cf/AFS en AFS: (a) drukspanning-treincurven; (b) energie-absorptiecapaciteitscurven.

De toevoeging van Cf verbeterde de mechanische eigenschappen van de schuimkern aanzienlijk. Het is bekend dat de mechanische eigenschappen vanaluminiumschuimzijn nauw verwant aan de poriestructuur en de mechanische eigenschappen van de stut. Macrostructurele analyse gaf aan dat de toevoeging van Cf de poriegrootte verfijnt, de porieverdeling verbetert en poriedefecten vermindert. Vergelijkbaar met de bevindingen van Sasikumar et al. en Yangetal zijn een kleine poriediameter en een smalle porieverdeling gunstiger voor het verbeteren van de druksterkte en energie-absorptie-efficiëntie. Bovendien is het effect van de microstructuur op de mechanische eigenschappen van het schuim voornamelijk te wijten aan de Cf die is ingebed in de poriewanden van het schuim. De diffusie en oplossing van de koperen coating van de koolstofvezels in de aluminiummatrix kan een stevigere grensvlakbinding tussen de vezels en de aluminiummatrix bereiken, wat bijdraagt ​​aan de belastingsoverdracht. De koolstofvezel met hoge modulus die in de poriewand is geniet, kan de vervorming van de poriewand onder drukbelasting beperken en het draagvermogen verbeteren. Al deze factoren bevorderen dat Cf/AFS een hogere vloeigrens en energie-absorptiecapaciteit bereikt in vergelijking met AFS.

4. Conclusies

De Cf/AFS en AFS werden in dit werk bereid met behulp van de poedermetallurgiemethode met rollende pakking. Het schuimgedrag van Cf/AFS en AFS werd dynamisch waargenomen met behulp van synchrotronstraling.

Onderzoek naar de invloed van Cf op de nucleatie en groei van bellen. Daarnaast werd Cf op de poriemorfologie, porieverdeling en compressie-eigenschappen van aluminiumschuim grondig geanalyseerd. De belangrijkste conclusies zijn als volgt:

(1) Uit synchrotronstraling in situ-waarnemingen blijkt dat zowel Cf/AFS- als AFS-schuimprocessen drie verschillende stadia kennen: nucleatie van bellen, groei en fusie van bellen, en stolling.

In vergelijking met AFS vertoont het schuimproces van Cf/AFS een hogere stabiliteit en gelijkmatigheid van de bellen. AFS is gevoeliger voor de vorming van abnormaal grote en grove poriën tijdens de poriënontwikkeling. Bovendien wordt het verschil toegeschreven aan het heterogene nucleatie-effect van Cf, dat breuk van de bellenwand voorkomt en coalescentie vermindert, terwijl de nucleatiesnelheid toeneemt.

(2) De toevoeging van 0,5 gew.% Cf verfijnt de equivalente poriediameter van 2,9 ± 0,2 mm naar 1,9 ± 0,1 mm, waardoor grove poriedefecten aanzienlijk worden verminderd. Tegelijkertijd vertoont de microstructuur een goede bevochtigbaarheid van Cf, dat zich verspreidt over de poriewand en het gas-vaste grensvlak, waardoor de schuimstabiliteit wordt verbeterd.

(3) Vergeleken met AFS namen de druksterkte en het energieabsorptievermogen van de Cf/AFS met respectievelijk circa 40,6% en 84,8% toe. De bevindingen van deze studie kunnen ideeën opleveren voor de versterking van aluminium sandwichpanelen met metallurgische verbindingsinterfaces, die potentieel interessant zijn voor technische toepassingen in de automobiel- en lucht- en ruimtevaartindustrie.

Artikel uit Journal of Materials Research and Technology