Ефективні характеристики сендвіч-панелі з піноалюмінієвого волокна, нанесеного мідним волокном, у порівнянні зі звичайною сендвіч-панеллю з піноалюмінію

Піноалюмінієвий сендвіч(AFS) панелі мають комбінацію структурних і функціональних характеристик, таких як низька щільність, висока питома міцність, сприятливе поглинання енергії, демпфіруюча здатність і електромагнітне екранування. Ці відмінні властивості роблять AFS великим потенціалом в аерокосмічній, транспортній та морській галузях. У порівнянні з ледь металевими пінопластами, зовнішні металеві пластини AFS можуть ефективно ущільнювати пінопласт і покращувати його комплексні механічні властивості, такі як міцність на розтягування та вигин. Як правило, AFS був виготовлений методом клейового склеювання, який передбачає прикріплення алюмінієвої піни до твердих металевих панелей за допомогою клею на основі епоксидної смоли.

Незважаючи на те, що метод адгезивного склеювання ефективно посилює структурну амортизацію, він супроводжується обмеженнями, включаючи проблеми з переробкою та сприйнятливість до розшарування під дією високих температур або корозійних умов. Щоб усунути ці обмеження, значні зусилля були спрямовані на досягнення металургійного зв’язку між панеллю та основним шаром.

В даний час переважні методи підготовки для AFS, спрямовані на досягнення металургійного з’єднання, загалом класифікуються на три категорії: зварювання, спінювання з розплаву та метод порошкової металургії для пакування. Серед цих методів метод порошкової металургії пакувальної прокатки вважається кращим для контролю структури пор і досягнення низькотемпературного спінювання. Наша попередня робота використовувала цю технологію для виготовлення AFS великого розміру з кращими властивостями розширення та комірчастою структурою для промислового застосування.

Однак через відносно низькі механічні властивості серцевини з пінопласту на стиснення покращення механічної міцності AFS є обмеженим, тому подальше підвищення міцності серцевини з пінопласту є вирішальним для AFS.

На сьогоднішній день відомо, що загальні методи покращують механічні властивості стисненняалюмінієва пінаце: обробка поверхні, термічна обробка та армування додаванням частинок, волокон, легуючих елементів тощо. Серед них широку увагу як перспективні армуючі матеріали привернули короткі вуглецеві волокна з низькою щільністю, високим модулем пружності та великим аспектним співвідношенням. Крім того, металізація поверхні вуглецевих волокон шляхом гальванічного або хімічного покриття, такого як обміднення або нікелювання, ще більше покращує змочуваність вуглецевих волокон у розплаві алюмінію та дозволяє уникнути шкідливих реакцій на поверхні між вуглецевими волокнами та розплавом алюмінію. Коротке вуглецеве волокно зараз широко використовується для армування алюмінієвих матричних композитів.

Бхав Сінгетал. підготовлені композити з алюмінієвою матрицею, покриті міддю, армовані вуглецевими волокнами методом лиття з перемішуванням. Muetal. виготовлені алюмінієві матричні композити, зміцнені вуглецевими волокнами з нікелевим покриттям методом двовалкового лиття. Результати продемонстрували значне підвищення міцності на розрив композитів з додаванням вуглецевих волокон. Проте було проведено обмежені дослідженняармований алюмінієвою піноюз вуглецевими волокнами з мідним покриттям. Каоетал. вперше підготував вуглецеве волокно з мідним покриттям, армовану алюмінієвою піною методом спінювання з розплаву. Результати демонструють, що 0,35 об.% Cf може стабілізувати алюмінієву піну, запобігаючи розриву рідкої плівки, і чим більша кількість волокон, доданих до піни, тим стабільніша. Muetal. показали, що амортизаційні властивості алюмінієвої піни, виготовленої методом спінювання з розплаву, значно покращилися з додаванням Cf.

Відповідно, можна зробити висновок, що додавання Cf може бути ефективною стратегією для одночасного покращення стабільності піноутворення та механічних властивостейалюмінієві піни. Крім того, не було повідомлень про сендвіч-панелі з пінопласту з мідним покриттям з вуглецевого волокна, виготовлені за допомогою методу порошкової металургії, що мотивує дослідників проводити більш глибокі дослідження в цій галузі.

Було проведено численні дослідження механізму зародження та стабільностіалюмінієві піниз додаванням армуючих фаз. Відмінності в кількості пор і морфології пор,

такі як розмір, розподіл і форма, зазвичай приписують механізмам зародження і стабільності. Ефекти гетерогенної нуклеації та механізми стабілізації оксидної сітки в системі порошкової металургії були вичерпно досліджені. Порошки четвертинного сплаву, що складаються з Al–Si–Mg–Cu, використані в цій статті, демонструють виняткову швидкість розширення та низьку температуру спінювання з температурою солідусу 507 ◦C і температурою ліквідусу 596 ◦C. Тим не менш, недостатньо досліджень щодо механізму зародження, стабільності та механічних властивостей пресування порошку, що містить цю конкретну композицію сплаву, особливо при включенні Cf. У попередніх роботах дослідження механізмів зародження та стабілізації в основному проводилися за допомогою методів не на місці, включаючи томографічний аналіз зразків, які швидко охолоджувалися після переривання спінювання. На жаль, зародження субмікронної бульбашки в основному відбувається під час нагрівання прекурсора та швидко розширюється в інтервалах часу від 100 мс до 1 с, що часто створює проблеми для спостереження в реальному часі. Сучасна техніка рентгенівського зображення із синхротронним випромінюванням має високу енергетичну та просторово-часову роздільну здатність, що дозволяє спостерігати в режимі реального часу на місці процес зародження та росту алюмінієвої піни при підвищених температурах. Наразі лише обмежена кількість дослідників досліджувала кінетику спінювання порошку сплаву Al–Si–Mg за допомогою синхротронного випромінювання. Наприклад, García-Morenoetal. повідомили про значні динамічні явища в рідкій алюмінієвій піні, включаючи зародження та зростання, перегрупування бульбашок, втягування рідини, агломерацію та розрив плівки. Камм та ін. досліджував процес зародження та росту алюмінієвої піни AlSi8Mg4 за допомогою синхротронного випромінювання. Їхні висновки показали, що водень, який утворюється в результаті розкладання адсорбатів на поверхні металевого порошку, є ще одним важливим механізмом зародження. Проте взаємодія між компонентами прекурсорів є складною, і на динаміку піноутворення може впливати їх склад. Як для порошкової системи Al–Si–Cu–Mg, так і для порошкової системи Al–Si–Cu–Mg з додаванням Cf, розуміння та дослідження ініціації та росту металевої піни має вирішальне значення для подальшого структурного розвитку піни для покращення властивостей. для додатків.

У цій роботі Cf/AFS та AFS з металургійним міжфазним зв’язуванням були виготовлені методом порошкової металургії пакування. Еволюцію бульбашок Cf/AFS і AFS спостерігали in situ за допомогою синхротронного випромінювання, щоб виявити механізм Cf на зародження, ріст і злиття бульбашок і стабільність. Крім того, Cf/AFS та AFS спінювали при 620 ◦C протягом 15 хв у камерній печі. Згодом було охарактеризовано та перевірено розподіл пор за розміром, мікроструктуру пор та механічні властивості спінених зразків при стисненні. На основі вищезазначених досліджень систематично оцінювали структуру та міцність на стиск Cf/AFS та AFS.

2. Матеріали та методи

2.1. Сировина

Для приготування AFS та Cf/AFS використовували шість сировинних матеріалів: порошок Al (середній розмір: 45 мкм, чистота >99,70%), порошок Si (середній розмір: 38 мкм, чистота >99,50%), порошок Cu (середній розмір: 38 мкм, чистота >99,90%), порошок Mg (середній розмір: 75 мкм, чистота >99,70%), порошок TiH2 (середній розмір: 45 мкм, чистота >99,70%) і вуглецеве волокно з мідним покриттям (середній розмір: 1～2 мм, товщина мідного покриття: 1,4 мкм).

2.2. Виготовлення Cf/AFS

Схема порошкової металургії пакувальної прокатки проілюстрована вРис. 1. На стадії змішування був виготовлений порошок четвертинного сплаву AlSi6Mg4Cu4 з порошками Al, Si, Cu та Mg у пропорціях 86 мас.%, 6 мас.%, 4 мас.% та 4 мас.% відповідно. 1 мас.% окисленого порошку TiH2 (теплова обробка на повітрі протягом 1,5 годин при 470 ◦C) додавали як спінювач, який швидко вивільняв H2 при температурі розплаву, розширюючи розплав. Крім того, 0,5 мас.% вуглецевих волокон було включено як армуючі фази. Зокрема, щоб підвищити змочуваність і запобігти шкідливим реакціям, таким як Al4C3 на межі розплаву волокно-алюміній під час спінювання, вуглецеві волокна були покриті міддю за допомогою гальванічного покриття. Процес гальванічного покриття описано в роботах.Рис. 2показує покриті міддю вуглецеві волокна, отримані методом електрогальванічного покриття. Покриття має рівномірне і суцільне покриття поверхні волокна(Рис. 2(а)–(б)). Згодом різні композиції сплавів, які використовувалися в цьому дослідженні, готували шляхом ретельного змішування вищезазначених порошків з Cf і без нього в тривимірному змішувачі протягом 3 годин. Однорідно змішаний порошок інкапсулюється в герметичній порожнині з подальшою холодною та гарячою прокаткою.

Етап холодної прокатки ефективно видаляє повітря з порожнин і проміжних проміжків між частинками через серію кількох проходів і невеликих западин. Стадія гарячої прокатки гарантує, що попередник досягає відносної щільності понад 98% за рахунок спільної деформації панелі та порошку, що полегшує подальший процес спінювання. Детальні параметри процесу прокатки описані в роботах. Пінні попередники AFS і Cf/AFS отримують за допомогою вищезгаданого процесу. Зрештою, обидва спінені прекурсори нагрівали при 620 ◦C протягом 15 хвилин для виготовлення зразків Cf/AFS і AFS, які використовували для аналізу розміру пор, мікроструктурної характеристики та випробувань механічних властивостей стиснення.

2.3. Характеристика та методи випробувань

2.3.1. Мікроструктурна характеристика

Морфологію мікроструктури Cf/AFS і AFS досліджували за допомогою польової емісійної скануючої електронної мікроскопії (SEM, Zeiss Ultra Plus). Енергодисперсійна спектроскопія (EDS) була використана для визначення складу різних фаз у клітинних стінках спінених зразків. Поздовжні перерізи зразків отримували розрізанням спінених зразків за допомогою електророзрядної машини (EDM, DK7745). Після цього поздовжні зрізи зразків покривали фарбою, а потім відшліфували та полірували наждачним папером зернистістю 800 та 1500 відповідно. Зрештою, еквівалентні діаметри комірок (Dmean) поперечного перерізу полірованого зразка були визначені за допомогою програмного забезпечення для аналізу зображень Image Pro Plus 6.0.

Рис. 1.Схема пакувальної прокатки методом порошкової металургії.

Рис. 2.SEM-зображення (а) вуглецевих волокон, покритих міддю, і (b) показує збільшене зображення області, позначеної червоним квадратом у (a). Зображення (c) і (d) є результатами EDS для точки A в (b).

Рис. 3.Принципова схема експериментальної установки синхротронного випромінювання.

2.3.2. Спостереження спінювання на місці за допомогою синхротронного випромінювання

Принципова схема експериментальної установки синхротронного випромінювання намальованаРис. 3. Експерименти проводилися на лінії променя 4W1A Пекінської установки синхротронного випромінювання (BSRF, Пекінський інститут фізики високих енергій Китайської академії наук, Китай). На відміну від звичайних абсорбційно-контрастних зображень, у цій статті використовується фазово-контрастне зображення за допомогою джерела світла синхротронного випромінювання. Цей підхід усуває обмеження традиційної абсорбційної візуалізації, яка є неефективною для візуалізації слабо поглинаючих речовин. Процес спінювання зразків виконувався в спеціально сконструйованій печі для спінювання, що має квадратне вікно розміром 15 мм на 15 мм, розташоване перпендикулярно до напрямку рентгенівського променя. Розмір зразка, як показано на рис. 3, має розміри 15 мм × 15 мм × 2 мм. Зразок поміщають у спінену форму, що складається з певної кількості керамічних листів. Протягом усього процесу спінювання рентгенівське випромінювання може проходити крізь зразок і захоплюватися камерою пристрою із зарядовим зв’язком (CCD). Вибране джерело рентгенівського випромінювання працювало з інтенсивністю 20 кев, і використовувався максимальний розмір огляду 7,4 мм × 7,4 мм, щоб забезпечити повне спостереження за всім процесом спінювання.

Варто зазначити, що спостережувані зразки були розташовані перпендикулярно як напрямку прокатки, так і тангенціальному напрямку. Обидва прекурсори, що містять 0,5 мас.% Cf, і ті, що не містять 0,5 мас.% Cf, мали бічні панелі, видалені з обох сторін зразків за допомогою EDM. Досліджено вплив Cf на характеристики піноутворення алюмінієвої піни. Крім того, прекурсори з різними композиціями були спінені в одній нагрівальній печі при заданій температурі 620 ◦C.

2.3.3. Випробування механічних властивостей стиснення

Зразки під тиском були розрізані на циліндричні зразки висотою 23 мм і діаметром 20 мм за допомогою EDM, і в кожному напрямку було забезпечено принаймні 10 повних пор, щоб уникнути ефекту розміру. Квазістатичні випробування на стиснення проводилися відповідно до стандартів ISO13314–2011 і GB/T31930–2015, використовуючи універсальну машину для випробування матеріалів AG-XPLUS з максимальною навантажувальною здатністю 100 кН. Для кожної групи було випробувано три зразки, і криві напруги-деформації стиску в цій статті представляють середні результати, отримані для трьох випробуваних зразків. Усі випробування проводили під контролем переміщення, підтримуючи постійну швидкість поперечної головки 2 мм/хв (що відповідає початковій швидкості деформації 10-3 с-1) при кімнатній температурі.

Рис. 4.Еволюція в часі зображень синхротронного випромінювання процесу спінювання Cf/AFS: (а) не спінений прекурсор у момент t0 380 ◦C; (b)–(c) розчинення елементарної міді та зародження ІІ типу під час плавлення прекурсора; (г)–(ж) гетерогенні процеси зародження та росту бульбашок; та (h)–(i) бульбашки зливаються та розриваються.

3. Результати та їх обговорення

3.1. Піноутворення in situ під впливом синхротронного випромінювання

3.1.1. Еволюція піни Cf/AFS

Рис. 4відображає серію зображень синхротронного випромінювання, що зображують процес спінювання Cf/AFS. Оригінальні зображення Cf/AFS(Рис. 4 (а))були захоплені, коли матриця була в твердому стані при 380 ◦C, і цей час було встановлено як t0. Порівняно з іншими компонентами прекурсора Cf виглядає чорним у переважно сірій матриці, багатої алюмінієм. Це можна пояснити високим вмістом міді на поверхні волокна, як показано наРис. 2(c)–(d), який має найбільшу відносну атомну масу порівняно з іншими компонентами прекурсора. Крім того, більшість Cf спостерігаються як розсіяні та окремі, а не згруповані разом, як показано наРис. 4(a). Це означає, що при додаванні 0,5 мас.% Cf процес перемішування протягом 3 годин може ефективно досягти бажаного стану дисперсії.

У t0+194s (як видно зРис. 4(b)), значну кількість білих, майже сферичних бульбашок з діаметром від 90 мкм до 180 мкм можна спостерігати в сірій алюмінієвій матриці (позначено червоною стрілкою). Кількість бульбашок продовжувала збільшуватися протягом 46 с, як показано наРис. 4(c). Крім того, ще одна примітна зміна, яка відбувається в матриці, полягає в тому, що деякі маленькі бульбашки мають тенденцію утворюватися на поверхні Cf з ініціацією розчинення Cu (позначено червоною пунктирною рамкою). Це явище, ймовірно, пояснюється зародженням типу II, що відбувається в порошковій пресі, що містить мідь. Загальновідомо, що додавання Cu значно знижує температуру плавлення сплавів. Це призводить до локалізованого плавлення навколо окремих частинок порошку в попереднику порошку, що містить мідний порошок, під час процесу нагрівання, утворюючи значну кількість четвертинного евтектичного розплаву Al–Si–Mg–Cu за нижчих температур. Четвертинна евтектична купа розплаву, як правило, є слабкою областю в сплаві та більш схильна до зародження. Як наслідок, бульбашки з більшою ймовірністю зароджуються та ростуть поблизу покритої міддю поверхні волокна. Крім того, низька частка рідини в матриці в цей момент призводить до того, що гази від розкладання TiH2 легко накопичуються в алюмінієвій матриці. Зародження типу II може ефективно уникнути накопиченого газу, який змушує матрицю з низьким вмістом рідкої фракції розшаровуватися та розповсюджувати тріщини через рідину, що призводить до значної втрати кількості водню.

Рис. 4(d)показано, що бульбашки спочатку зароджуються і ростуть на ділянці Cf, коли матриця повністю плавиться, а розташування бульбашок відповідає зникаючому шару з мідним покриттям (позначеному червоною пунктирною рамкою). Добре встановлено, що додавання вторинних фаз збільшує кількість гетерогенних центрів зародження, тим самим зменшуючи енергетичний бар’єр для утворення нових бульбашок у розплаві сплаву. Між тим, швидкість нуклеації пов'язана із загальною неоднорідною площею нуклеації на одиницю об'єму. Отже, можна спостерігати, що бульбашки спочатку зароджуються в місцях розташування вуглецевих волокон і розширюються вздовж вуглецевого волокна. З подальшим збільшенням частки розплаву продовжують виходити численні нові бульбашкиРис. 4(e)–4(g). Однак швидкість локального злиття та розриву бульбашок повільна, що вказує на те, що бульбашки мають високу стабільність. При t0+426s кількість бульбашок значно зростає, і

об'єм прекурсора демонструє велике розширення(Рис. 4(h)). Крім того, злиття бульбашок (позначене червоною стрілкою), де маленькі бульбашки поглинаються більшими внаслідок дозрівання Оствальда, є неминучим процесом під час еволюції металевих пін [40]. Це явище дозрівання також призводить до появи невеликої кількості великих і неправильних бульбашок (позначених червоною стрілкою вРис. 4(i)).

Рис. 5.Еволюція в часі зображень процесу спінювання AFS на різних стадіях: (а) нерозплавлений прекурсор у момент t0 380 ◦C; (b) розчинення елементарної міді та зародження ІІ типу під час плавлення прекурсора; (c) процеси зародження та росту бульбашок; і (d)–(f) злиття і розрив бульбашок.

3.1.2. Піна еволюція AFS

5 демонструє серію зображень синхротронного випромінювання, що ілюструє процес спінювання AFS. Подібно до Cf/AFS, початкове зображення для послідовності синхротронного випромінювання було отримано, коли AFS перебував у твердій фазі при 380 ◦C (див.Рис. 5(а)). Коли матриця нагрівається вище температури солідусу, в ній стають видимими маленькі білі бульбашкиРис. 5(b) і (c), що є результатом розкладання TiH2 і виникнення нуклеації типу II в багатій на Cu області. Однак кількість утворених бульбашок і щільність їх розподілу вРис. 5(c)значно нижчий порівняно зРис. 4(c). Це свідчить про те, що Cf/AFS забезпечує більше каналів для раннього виділення газу під час зародження, запобігаючи надмірному утворенню тріщин в алюмінієвій матриці з низькою часткою рідини.

Меншу кількість ділянок зародження AFS і вищу ймовірність аномального росту бульбашок порівняно з Cf/AFS можна спостерігати зРис. 5(d)–(f). Еволюція бульбашок AFS є нерегулярною, і їхні розміри демонструють значні коливання через співіснування як бульбашок мікрометрового розміру, так і великих бульбашок аномально міліметрового розміру (позначених червоною стрілкою). Крім того, ця нестабільність і неоднорідність під час раннього процесу зародження може призвести до значних відмінностей у кінцевій структурі пор і механічних властивостях між AFS і Cf/AFS.

3.2. Аналіз макроструктури

Щоб дослідити відмінності в макроскопічній морфології пор і діаметрі пор між AFS і Cf/AFS, дві сендвіч-структури були підготовлені в лабораторних умовах при температурі спінювання 620 ◦C протягом 15 хв. Макроструктури та розподіл клітин за розміром AFS і Cf/AFS показано наМал. 6. Порівняння вертикальних розрізів двох зразків сендвіч-структур показує, що піни Cf/AFS мають більш дрібні клітини та менше дефектів, таких як розриви або злиття клітин (див.Рис. 6 (b)). Навпаки, як показано вРис. 6(a), AFS демонструє погану однорідність пор із наявністю деяких аномально великих пор. Між тим, еквівалентний діаметр пор для AFS і Cf/AFS становив 2,9 ± 0,2 мм і 1,9 ± 0,1 мм відповідно, що свідчить про те, що діаметр пор був додатково уточнений додаванням Cf (див.Рис. 6(c) і (d)).

На розвиток структури пор впливають два конкурентні механізми: розкладання TiH2 та злиття та розрив піни. Розкладання TiH2 сприяє збільшенню кількості зароджень, пористості та швидкості розширення, тоді як злиття та розрив бульбашок зменшує кількість пор і збільшує діаметр пор. Зменшення подій злиття та розриву бульбашок сприяє отриманню кращої клітинної структури. Отже, висока стабільність піни необхідна для підтримки однорідності структури пор під час процесу спінювання. Для Cf/AFS додавання Cf значно покращує змочуваність волокон розплавом алюмінію. Подібно до повідомленої алюмінієвої піни, армованої Cf [44], виготовленої методом спінювання з розплаву, додавання Cf стабілізує алюмінієву піну, запобігаючи розриву клітинної стінки та зменшуючи агломерацію. Водночас Cf може створювати сітчасту структуру в клітинній стінці, яка створює силу розділення та запобігає розриву бульбашок, таким чином покращуючи структуру клітини, стабільність піни та рівномірність розподілу пор.

3.3. Мікроструктурна характеристика

Рис. 7(a)показана мікроструктура клітинної стінки після спінювання за допомогою AFS. Як повідомляється для пінопласту зі сплаву AlSi6Cu4Mg4, у сплаві присутні евтектичні Al–Si, Mg2Si, Al2Cu та Al5Cu2Mg8Si6, що узгоджується з результатами аналізу EDS уРис. 7(b). Ці крихкі фази знижують механічні властивості алюмінієвої піни, послаблюючи стінку пор або діючи як джерело тріщин під час деформації. Таким чином, підвищення механічних властивостей стінки пор шляхом додавання зміцнюючих фаз є життєздатною та ефективною стратегією.

Для Cf/AFS це можна спостерігати зРис. 7(c) і (d)що Cf розподіляється всередині клітинної стінки або на краю клітинної стінки, що вказує на відмінну змочуваність Cf розплавом алюмінію. Крім того, це помітно (дивРис. 7(d)), що незначна кількість виділеної фази Al2Cu утворюється на межі розділу між волокнами та розплавом алюмінію. Це явище сприяє досягненню міцного зв'язку між волокнами і матрицею. Прогресування цієї реакції дифузії можна інтуїтивно спостерігати вРис. 4(a)–(c). Зауважте, що виділена фаза не повністю оточує вуглецеві волокна, і стан і кількість цього розподілу є корисними для Cf/AFS. На основі дослідження Lv та ін. на композиційних матеріалах з алюмінієвою матрицею, армованим Cf, було продемонстровано, що відповідна кількість виділеної фази може впливати на міцність міжфазного зв’язку та регулювати її.

Мал. 6.Вертикальні розрізи репрезентативної вибірки (a) AFS та (b) Cf/AFS. Графіки залежності еквівалентного діаметра від частки площі, що відповідають (a) і (b), зображені на (c) і (d) відповідно. Суцільна безперервна лінія в (c) і (d) представляє логарифмічно нормальну посадку. Регресія (R2) представляє відповідність.

Рис. 7.SEM зображення (a) і (b) показують відповідні мікроструктуриМал. 6(a) AFS іМал. 6(b) Cf/AFS, відповідно, крім того,Рис. 7(b) і (d) показують локалізовані збільшенняРис. 7(а) і (в) відповідно.

3.4. Механізм Cf стабілізації піни Al–Si–Mg–Cu

Базуючись на вищезгаданому аналізі, схематичне зображення механізму піноутворення для Cf/AFS і AFS узагальнено вРис. 8. Значні відмінності між Cf/AFS і AFS на стадії зародження, росту бульбашок і стадії злиття, а також стадії поступового затвердіння, як показано наРис. 8(a) і (b).

Рис. 8.Схематична діаграма поведінки піноутворення Cf/AFS і AFS: (a) Cf/AFS; та (b) AFS.

На стадії зародження пін зі сплаву AlSi6Cu4Mg4 бульбашки, як правило, зароджуються в рідкій четвертинній евтектиці, що оточує частинки міді, а не зароджуються в місці розташування частинок TiH2. Цей тип зародження в найслабшій області прекурсора (зародження типу II) забезпечує більше каналів виходу для газів, що вивільняються при розкладанні TiH2, уникаючи накопичення газів і викликаючи поширення тріщин у розплаві алюмінію. Додавання покритих міддю вуглецевих волокон, очевидно, додатково створює більше каналів для вивільнення H2. Однак, оскільки розплав алюмінію не має достатньої рідкої фракції на цій стадії, таким маленьким бульбашкам важко мати достатнє джерело H2 для продовження зростання. У результаті ці маленькі бульбашки розриваються в розплаві під час підвищення температури. Коли попередник повністю розплавиться, Н2, що виділяється в результаті бурхливої ​​реакції дегідрування TiH2, зароджуватиметься і швидко зростатиме залежно від точки зародження. Cf забезпечує численні гетерогенні центри зародження для генерації бульбашок, що значно збільшує швидкість зародження. Одночасно присутність Cf ефективно пригнічує контакт і злиття первинних бульбашок і запобігає утворенню аномально великих бульбашок.

Під час росту та злиття бульбашок додавання Cf значно покращує стабільність піни. Причина полягає в тому, що Cf і розплав алюмінію мають хорошу змочуваність, і волокна можуть бути легко захоплені між двома межами розділу газ-рідина для формування мережевої структури (як показано наРис. 7(c)). Коли рідка плівка тоншає, волокна можуть створювати тиск розділення, щоб протистояти всмоктуванню з межі плато, таким чином запобігаючи розриву рідкої плівки. Отже, Cf/AFS потребує більш тривалого часу спінювання порівняно з AFS, з вищою стабільністю, яка може підтримувати однорідність структури пор під час еволюції піни.

Під час стадії повільного затвердіння бульбашки в Cf/AFS більше не ростуть, а волокна вбудовані в клітинну стінку (позначено червоною пунктирною рамкою). Це утримання волокон запобігає поглинанню маленьких бульбашок більшими, як це видно при дозріванні Оствальда, і перешкоджає розриву клітинної стінки внаслідок розширення затвердіння. В результаті Cf/AFS демонструє більш однорідну структуру пор і менше дефектів пор порівняно з AFS.

3.5. Механічні властивості

На рис.Рис. 9(a). Крива напруга-деформація стиску має чітку триступеневу характеристику, що включає лінійну пружну область, плато та область ущільнення. Межа текучості при стиску AFS та Cf/AFS становила 8,44 МПа та 11,87 МПа відповідно. Межа текучості при стиску Cf/AFS була збільшена на 40,6% порівняно з AFS. Між тим, здатність до поглинання енергії Cf/AFS краща, ніж здатність AFS при тій самій деформації, як показано наРис. 9(b). Енергопоглинаюча здатність AFS і Cf/AFS становить близько 3,3 МДж/м3 і 6,1 МДж/м3 відповідно. Енергопоглинаюча здатність Cf/AFS покращена на 84,8% порівняно з AFS.

Рис. 9.Криві напруги від стиснення та криві здатності до поглинання енергії Cf/AFS і AFS: (a) криві напруги від стиснення; (b) криві ємності поглинання енергії.

Додавання Cf значно покращило механічні властивості пінопластової серцевини. Загальновідомо, що механічні властивості оалюмінієва пінатісно пов'язані зі структурою пор і механічними властивостями стійки. Макроструктурний аналіз показав, що додавання Cf зменшує розмір пор, покращує розподіл пор і зменшує дефекти пор. Подібно до висновків Sasikumar et al. і Янгетал. малий діаметр пор і вузький розподіл пор є більш корисними для підвищення міцності на стиск і ефективності поглинання енергії. Крім того, вплив мікроструктури на механічні властивості піни в основному зумовлений Cf, вбудованим у стінки пор піни. Дифузія та розчинення покритих міддю вуглецевих волокон в алюмінієвій матриці може досягти міцнішого міжфазного зв’язку між волокнами та алюмінієвою матрицею, що сприяє передачі навантаження. Високомодульне вуглецеве волокно, закріплене в стінці пор, може обмежити деформацію стінки пор під навантаженням на стиснення та покращити несучу здатність. Усі ці фактори сприяють досягненню Cf/AFS вищої межі текучості та здатності до поглинання енергії порівняно з AFS.

4. Висновки

У цій роботі Cf/AFS і AFS були виготовлені методом порошкової металургії пакування. Піноутворення Cf/AFS і AFS динамічно спостерігали за допомогою синхротронного випромінювання

дослідити вплив Cf на зародження та ріст бульбашок. Крім того, було ретельно проаналізовано Cf на морфологію пор, розподіл пор і властивості стиснення алюмінієвих пін. Основні висновки такі:

(1) Спостереження синхротронного випромінювання на місці показують, що процеси спінювання Cf/AFS і AFS демонструють три чіткі стадії: зародження бульбашок, зростання та злиття бульбашок і затвердіння.

У порівнянні з AFS, процес спінювання Cf/AFS демонструє вищу стабільність і однорідність бульбашок. AFS більш схильний до утворення аномально великих і грубих пор під час процесу еволюції пор. Крім того, невідповідність пояснюється гетерогенним ефектом нуклеації Cf, який запобігає розриву стінки бульбашки та зменшує коалесценцію, одночасно збільшуючи швидкість нуклеації.

(2) Додавання 0,5 мас.% Cf покращує еквівалентний діаметр пор з 2,9 ± 0,2 мм до 1,9 ± 0,1 мм, значно зменшуючи грубі дефекти пор. Одночасно мікроструктура демонструє хорошу змочуваність Cf, який розподіляється вздовж стінки пор і межі між газом і твердою речовиною, тим самим підвищуючи стабільність піни.

(3) Порівняно з AFS межа текучості при стиску та здатність до поглинання енергії Cf/AFS зросла приблизно на 40,6% і 84,8% відповідно. Результати цього дослідження можуть надати ідеї для зміцнення сендвіч-панелей з піноалюмінієвої піни за допомогою металургійних зв’язків, які мають потенціал для інженерного застосування в галузі автомобільної та аерокосмічної промисловості.

Стаття з Journal of Materials Research and Technology