Эксплуатационные характеристики сэндвич-панели из вспененного алюминия с медным волокном по сравнению с обычной сэндвич-панелью из вспененного алюминия

Алюминиевый пенный сэндвич(AFS) панели имеют сочетание структурных и функциональных характеристик, таких как низкая плотность, высокая удельная прочность, благоприятное поглощение энергии, демпфирующая способность и электромагнитное экранирование. Эти превосходные свойства делают AFS очень перспективными в аэрокосмической, транспортной и морской областях. По сравнению с едва металлическимиМылоs, внешние металлические пластины AFS могут эффективно герметизировать пену и улучшить ее комплексные механические свойства, такие как прочность на растяжение и изгиб. Как правило, AFS изготавливается методом клеевого соединения, который подразумевает прикрепление алюминиевой пены к твердым металлическим панелям с помощью клея на основе эпоксидной смолы.

Хотя метод склеивания эффективно улучшает структурное демпфирование, он сопровождается ограничениями, включая проблемы с переработкой и подверженность расслоению при высоких температурах или коррозионных условиях. Для устранения этих ограничений были направлены обширные исследовательские усилия на достижение металлургического соединения между панелью и основным слоем.

В настоящее время преобладающие методы подготовки для AFS, направленные на достижение металлургической связи, обычно делятся на три категории: сварка, вспенивание расплава и метод порошковой металлургии с набивкой прокаткой. Среди этих методов метод порошковой металлургии с набивкой прокаткой считается лучшим для контроля структуры пор и достижения низкотемпературного вспенивания. В нашей предыдущей работе эта технология использовалась для изготовления крупногабаритных AFS с лучшими свойствами расширения и ячеистой структурой для промышленного применения.

Однако из-за относительно низких компрессионных механических свойств пенопластового сердечника возможности повышения механической прочности AFS ограничены, поэтому дальнейшее повышение прочности пенопластового сердечника имеет решающее значение для AFS.

На сегодняшний день известны общие методы улучшения механических свойств при сжатииалюминиевая пенаявляются следующие: поверхностная обработка, термическая обработка и армирование путем добавления частиц, волокон, легирующих элементов и т. д. Среди них короткие углеродные волокна с низкой плотностью, высоким модулем упругости и большим соотношением сторон привлекли широкое внимание как перспективные армирующие материалы. Более того, поверхностная металлизация углеродных волокон путем гальванопокрытия или химического покрытия, такого как меднение или никелирование, дополнительно улучшает смачиваемость углеродных волокон в алюминиевом расплаве и позволяет избежать вредных межфазных реакций между углеродными волокнами и алюминиевым расплавом. Короткое углеродное волокно в настоящее время широко используется для армирования алюминиевых матричных композитов.

Bhav Singhetal. подготовил алюминиевые матричные композиты с медным покрытием из углеродных волокон методом литья с перемешиванием. Muetal. изготовил алюминиевые матричные композиты, армированные никелированными углеродными волокнами методом двухвалкового литья. Результаты показали значительное повышение прочности композитов на растяжение при добавлении углеродных волокон. Однако было проведено ограниченное количество исследованийармированный алюминиевой пенойс углеродными волокнами, покрытыми медью. Caoetal. впервые приготовил армированные алюминиевой пеной углеродные волокна, покрытые медью, методом вспенивания расплава. Результаты показывают, что 0,35 об.% Cf может стабилизировать алюминиевую пену, предотвращая разрыв жидкой пленки, и чем больше количество волокон, добавленных в пену, тем она стабильнее. Muetal. показал, что демпфирующие свойства алюминиевой пены, полученной методом вспенивания расплава, были значительно улучшены при добавлении Cf.

Соответственно, можно сделать вывод, что добавление Cf может быть эффективной стратегией для одновременного улучшения стабильности пенообразования и механических свойствалюминиевая пена. Кроме того, не было сообщений о сэндвич-панелях из алюминиевой пены, армированных медным углеродным волокном, изготовленных методом порошковой металлургии, что мотивирует исследователей проводить более глубокие исследования в этой области.

Были проведены многочисленные исследования механизма зародышеобразования и стабильностиалюминиевая пенас добавлением армирующих фаз. Различия в количестве пор и морфологии пор,

такие как размер, распределение и форма, обычно приписываются механизмам зародышеобразования и стабильности. Гетерогенные эффекты зародышеобразования и механизмы стабилизации оксидной сети в системе порошковой металлургии были исчерпывающе исследованы. Порошки четверного сплава, состоящие из Al–Si–Mg–Cu, используемые в этой статье, показали исключительные скорости расширения и низкие температуры вспенивания с температурой солидуса 507 ◦C и температурой ликвидуса 596 ◦C. Тем не менее, наблюдается отсутствие исследований, касающихся механизма зародышеобразования, стабильности и механических свойств сжатия порошковых прессовок, содержащих этот конкретный состав сплава, особенно при включении Cf. В предыдущих работах исследования механизмов зародышеобразования и стабилизации в основном проводились с помощью методов не in situ, включая томографический анализ образцов, которые были быстро охлаждены после прерывания вспенивания. К сожалению, зарождение субмикронных пузырьков в основном происходит во время нагревания прекурсора и быстро расширяется в течение временных интервалов от 100 мс до 1 с, что часто создает проблемы для наблюдения в реальном времени. Современная техника рентгеновской визуализации с использованием синхротронного излучения обладает высоким энергетическим и пространственно-временным разрешением, что позволяет в реальном времени, на месте наблюдать за процессом зарождения и роста алюминиевых пен при повышенных температурах. В настоящее время только ограниченное число исследователей исследовали кинетику вспенивания порошка сплава Al–Si–Mg с помощью синхротронного излучения. Например, García-Moreno et al. сообщили о значительных динамических явлениях в жидкой алюминиевой пене, включая зарождение и рост, перегруппировку пузырьков, ретракцию жидкости, агломерацию и разрыв пленки. Kamm et al. изучали процесс зарождения и роста алюминиевой пены AlSi8Mg4 с помощью синхротронного излучения. Их выводы показали, что водород, образующийся при разложении адсорбатов на поверхности металлического порошка, представляет собой еще один значительный механизм зарождения. Тем не менее, взаимодействие между компонентами-предшественниками является сложным, и динамика вспенивания может зависеть от их состава. Как для порошковой системы Al–Si–Cu–Mg, так и для порошковой системы Al–Si–Cu–Mg с добавлением Cf, понимание и исследование инициирования и роста металлической пены имеет решающее значение для дальнейшего структурного развития пены с целью улучшения свойств для приложений.

В этой работе Cf/AFS и AFS с металлургическим межфазным соединением были приготовлены методом порошковой металлургии прокатки упаковки. Развитие пузырьков Cf/AFS и AFS наблюдалось in situ с помощью синхротронного излучения, чтобы выявить механизм Cf при зарождении, росте и слиянии пузырьков, а также стабильности. Кроме того, Cf/AFS и AFS были вспенены при 620 ◦C в течение 15 минут в камерной печи. Затем были охарактеризованы и испытаны распределение размеров пор, микроструктура пор и компрессионные механические свойства вспененных образцов. На основе вышеупомянутых исследований была систематически оценена структура и прочность на сжатие Cf/AFS и AFS.

2.Материали методы

2.1 Сырье

Для приготовления AFS и Cf/AFS использовались шесть видов сырья: порошок Al (средний размер: 45 мкм, чистота >99,70%), порошок Si (средний размер: 38 мкм, чистота >99,50%), порошок Cu (средний размер: 38 мкм, чистота >99,90%), порошок Mg (средний размер: 75 мкм, чистота >99,70%), порошок TiH2 (средний размер: 45 мкм, чистота >99,70%) и покрытое медью углеродное волокно (средний размер: 1～2 мм, толщина медного покрытия: 1,4 мкм).

2.2 Изготовление Cf/AFS

Схема метода порошковой металлургии прокатки паковки представлена ​​на рисунке.Рис. 1. На этапе смешивания был приготовлен порошок четверного сплава AlSi6Mg4Cu4 с порошками Al, Si, Cu и Mg в пропорциях 86 мас.%, 6 мас.%, 4 мас.% и 4 мас.% соответственно. 1 мас.% окисленного порошка TiH2 (термическая обработка на воздухе в течение 1,5 ч при 470 ◦C) был добавлен в качестве вспенивающего агента, который быстро выделяет H2 при температуре расплава, расширяя расплав. Кроме того, 0,5 мас.% углеродных волокон были включены в качестве армирующих фаз. В частности, для повышения смачиваемости и предотвращения вредных реакций, таких как Al4C3, на границе раздела волокна и алюминиевого расплава во время вспенивания углеродные волокна были покрыты медью с помощью гальванопокрытия. Процесс гальванопокрытия был описан в работах.Рис. 2показаны покрытые медью углеродные волокна, полученные методом химического осаждения. Покрытие имеет равномерное и непрерывное покрытие поверхности волокна(Рис. 2(а)–(б)). Затем различные составы сплавов, использованные в этом исследовании, были приготовлены путем тщательного смешивания вышеупомянутых порошков с Cf и без него в трехмерном смесителе в течение 3 ч. Равномерно перемешанный порошок инкапсулируется в герметичную полость, после чего следуют процедуры холодной и горячей прокатки.

Стадия холодной прокатки эффективно удаляет воздух из полостей и междоузлий между частицами посредством серии многократных проходов и небольших углублений. Стадия горячей прокатки гарантирует, что прекурсор достигает относительной плотности, превышающей 98%, посредством совместной деформации панели и порошка, что облегчает последующий процесс вспенивания. Подробные параметры процесса прокатки описаны в ссылках. Вспениваемые прекурсоры AFS и Cf/AFS получаются посредством вышеупомянутого процесса. В конечном итоге оба вспениваемых прекурсора нагревали при 620 ◦C в течение 15 минут для изготовления образцов Cf/AFS и AFS, которые использовались для анализа размера пор, микроструктурной характеристики и испытаний механических свойств при сжатии.

2.3 Характеристика и методы испытаний

2.3.1 Микроструктурная характеристика

Микроструктурная морфология Cf/AFS и AFS была исследована с помощью полевой эмиссионной сканирующей электронной микроскопии (SEM, Zeiss Ultra Plus). Энергодисперсионная спектроскопия (EDS) использовалась для идентификации состава различных фаз в стенках ячеек вспененных образцов. Продольные сечения образцов были получены путем разрезания вспененных образцов с помощью электроэрозионного станка (EDM, DK7745). После этого продольные сечения образцов были покрыты краской, а затем отшлифованы и отполированы с использованием наждачной бумаги зернистостью 800 и 1500 соответственно. В конечном итоге эквивалентные диаметры ячеек (Dmean) поперечного сечения полированного образца были определены с помощью программного обеспечения для анализа изображений Image Pro Plus 6.0.

Рис. 1.Схема метода порошковой металлургии прокатки паковки.

Рис. 2.Снимки SEM (a) покрытых медью углеродных волокон, а (b) показывает увеличенный вид области, отмеченной красным квадратом на (a). Изображения (c) и (d) являются результатами EDS точки A на (b).

Рис. 3.Принципиальная схема экспериментальной установки по синхротронному излучению.

2.3.2 Наблюдения за пенообразованием in situ с помощью синхротронного излучения

Принципиальная схема экспериментальной установки синхротронного излучения представлена ​​на рисунке.Рис. 3. Эксперименты проводились на линии пучка 4W1A Пекинского центра синхротронного излучения (BSRF, Пекинский институт физики высоких энергий, Китайская академия наук, Китай). В отличие от традиционной абсорбционно-контрастной визуализации, в этой статье используется фазово-контрастная визуализация с источником света синхротронного излучения. Этот подход устраняет ограничения традиционной абсорбционной визуализации, которая неэффективна для визуализации слабо поглощающих веществ. Процесс вспенивания образцов проводился в специально спроектированной печи для вспенивания с квадратным окном размером 15 мм на 15 мм, расположенным перпендикулярно направлению рентгеновского пучка. Размер образца, как показано на рис. 3, составляет 15 мм × 15 мм × 2 мм. Образец помещается в форму для вспенивания, состоящую из определенного количества керамических листов. На протяжении всего процесса вспенивания рентгеновские лучи могут проходить через образец и улавливаться камерой с зарядовой связью (ПЗС). Выбранный источник рентгеновского излучения работал с интенсивностью 20 кэВ, а максимальный размер поля зрения составлял 7,4 мм × 7,4 мм, что позволяло всесторонне наблюдать весь процесс вспенивания.

Стоит отметить, что наблюдаемые образцы располагались перпендикулярно как направлению прокатки, так и тангенциальному направлению. Как прекурсоры, содержащие 0,5 мас.% Cf, так и те, которые не содержали 0,5 мас.% Cf, имели боковые панели, удаленные с обеих сторон образцов с помощью электроэрозионной обработки. Было исследовано влияние Cf на характеристики вспенивания алюминиевой пены. Кроме того, прекурсоры с различным составом вспенивались в одной и той же нагревательной печи при заданной температуре 620 ◦C.

2.3.3 Испытание механических свойств при сжатии

Образцы для сжатия разрезали на цилиндрические образцы высотой 23 мм и диаметром 20 мм с помощью электроэрозионной обработки, и каждое направление включало не менее 10 полных пор, чтобы избежать эффекта размера. Квазистатические испытания на сжатие проводились в соответствии со стандартами ISO13314–2011 и GB/T31930–2015 с использованием универсальной электронной испытательной машины для материалов AG-XPLUS с максимальной грузоподъемностью 100 кН. Для каждой группы было испытано по три образца, и кривые деформации сжатия в этой статье представляют собой средние результаты, полученные для трех испытанных образцов. Все испытания проводились под контролем смещения, поддерживая постоянную скорость траверсы 2 мм/мин (что соответствует начальной скорости деформации 10−3 с−1) при комнатной температуре.

Рис. 4.Развернутые во времени изображения процесса вспенивания Cf/AFS, полученные с помощью синхротронного излучения: (a) невспененный прекурсор в момент t0 при 380 ◦C; (b)–(c) растворение элементарной меди и зародышеобразование типа II во время плавления прекурсора; (d)–(g) гетерогенные процессы зародышеобразования и роста пузырьков; и (h)–(i) слияние и разрыв пузырьков.

3. Результаты и обсуждение

3.1. Поведение вспенивания in situ под действием синхротронного излучения

3.1.1. Образование пены Cf/AFS

Рис. 4демонстрирует серию изображений синхротронного излучения, иллюстрирующих процесс вспенивания Cf/AFS. Оригинальные изображения Cf/AFS(рис. 4 (а))были захвачены, когда матрица находилась в твердом состоянии при 380 ◦C, и это время было установлено как t0. По сравнению с другими компонентами в прекурсоре, Cf выглядит черным в преимущественно серой богатой алюминием матрице. Это может быть связано с высоким содержанием меди на поверхности волокна, как показано наРис. 2(в)–(г), который имеет наибольшую относительную атомную массу по сравнению с другими компонентами предшественника. Более того, большинство Cf, как наблюдалось, были рассеяны и разделены, а не сгруппированы вместе, как показано вРис. 4(а)Это означает, что при добавлении 0,5 мас.% Cf процесс перемешивания в течение 3 ч может эффективно обеспечить желаемое состояние дисперсии.

В момент времени t0+194с (как показано наРис. 4(б)), в серой алюминиевой матрице (отмечено красной стрелкой) можно наблюдать значительное количество белых, почти сферических пузырьков диаметром от 90 мкм до 180 мкм. Количество пузырьков продолжало увеличиваться в течение 46 с, как показано наРис. 4(с). Кроме того, еще одним примечательным изменением, происходящим в матрице, является то, что некоторые небольшие пузырьки имеют тенденцию образовываться на поверхности Cf с началом растворения Cu (отмечено красным пунктирным полем). Это явление, вероятно, приписывается зародышеобразованию типа II, происходящему внутри порошковой прессовки, содержащей медь. Широко признано, что добавление Cu значительно снижает температуру плавления сплавов. Это приводит к локализованному плавлению вокруг отдельных частиц порошка в порошковом прекурсоре, содержащем медный порошок, во время процесса нагрева, генерируя значительное количество четверного эвтектического расплава Al–Si–Mg–Cu при более низких температурах. Четвертичный эвтектический расплав имеет тенденцию быть слабой областью в сплаве и более склонен к зародышеобразованию. В результате пузырьки с большей вероятностью зарождаются и растут вблизи покрытой медью поверхности волокна. Кроме того, низкая доля жидкости в матрице в этот момент приводит к тому, что газы от разложения TiH2 легко накапливаются в алюминиевой матрице. Зародышеобразование типа II позволяет эффективно избежать скопления газа, который разъединяет матрицу с низкой долей жидкости и способствует распространению трещин в жидкости, что приводит к значительной потере водорода.

Рис. 4(г)показывает, что пузырьки изначально зарождаются и растут в области Cf, когда матрица полностью плавится, а местоположения пузырьков соответствуют исчезающему слою медного покрытия (отмечено красным пунктирным квадратом). Хорошо известно, что добавление вторичных фаз увеличивает количество гетерогенных центров зародышеобразования, тем самым снижая энергетический барьер для образования новых пузырьков в расплаве сплава. Между тем, скорость зародышеобразования связана с общей гетерогенной площадью зародышеобразования на единицу объема. Следовательно, можно наблюдать, что пузырьки изначально зарождаются в местах, где расположены углеродные волокна, и расширяются по длине углеродного волокна. С дальнейшим увеличением доли расплава многочисленные новые пузырьки продолжают появляться изРис. 4(д)–4(ж). Однако скорость локализованного слияния и разрыва пузырьков низкая, что указывает на то, что пузырьки обладают высокой стабильностью. При t0+426s количество пузырьков значительно увеличивается, и

объем прекурсора демонстрирует большое расширение(Рис. 4(з)). Кроме того, возникновение некоторого слияния пузырьков (отмечено красной стрелкой), где мелкие пузырьки поглощаются более крупными из-за созревания Оствальда, является неизбежным процессом в ходе эволюции металлических пен [40]. Это явление созревания также приводит к появлению небольшого количества крупных и нерегулярных пузырьков (отмечено красной стрелкой наРис. 4(и)).

Рис. 5.Развернутые во времени изображения процесса вспенивания AFS на разных стадиях: (a) нерасплавленный прекурсор в момент t0 380 ◦C; (b) растворение элементарной меди и зародышеобразование типа II во время плавления прекурсора; (c) процессы зародышеобразования и роста пузырьков; и (d)–(f) слияние и разрыв пузырьков.

3.1.2.Пенообразование AFS

Рис. 5 демонстрирует серию изображений синхротронного излучения, иллюстрирующих процесс вспенивания AFS. Подобно Cf/AFS, начальное изображение для последовательности синхротронного излучения было получено, когда AFS находился в твердой фазе при 380 ◦C (см.Рис. 5(а)). Когда матрица нагревается выше температуры солидуса, в ней становятся видны маленькие белые пузырьки.Рис. 5(б) и (в), в результате разложения TiH2 и возникновения зародышеобразования типа II в области, богатой Cu. Однако количество образующихся пузырьков и плотность их распределения вРис. 5(с)заметно ниже по сравнению сРис. 4(с)Это говорит о том, что Cf/AFS обеспечивает больше каналов для раннего выделения газа во время зародышеобразования, предотвращая чрезмерное образование трещин в алюминиевой матрице с низкой долей жидкости.

Меньшее количество очагов зарождения AFS и более высокая вероятность аномального роста пузырьков по сравнению с Cf/AFS можно наблюдать изРис. 5(г)–(е). Эволюция пузырьков AFS нерегулярна, и их размеры демонстрируют широкие колебания из-за сосуществования как пузырьков микрометрового размера, так и аномально больших пузырьков миллиметрового размера (отмечено красной стрелкой). Более того, эта нестабильность и неоднородность в процессе раннего зародышеобразования может привести к значительным различиям в конечной структуре пор и механических свойствах между AFS и Cf/AFS.

3.2 Анализ макроструктуры

Для исследования различий в макроскопической морфологии пор и диаметре пор между AFS и Cf/AFS были подготовлены две сэндвич-структуры в лабораторных условиях при температуре вспенивания 620 ◦C в течение 15 мин. Макроструктуры и распределение размеров ячеек AFS и Cf/AFS показаны наРис. 6. Сравнение вертикальных сечений двух образцов сэндвич-структур показывает, что пены Cf/AFS имеют более мелкие ячейки и меньше дефектов, таких как разрыв или слияние ячеек (см.Рис. 6 (б)). Напротив, как показано вРис. 6(а), AFS демонстрирует плохую однородность пор с наличием некоторых аномально больших пор. Между тем, эквивалентный диаметр пор для AFS и Cf/AFS составил 2,9 ± 0,2 мм и 1,9 ± 0,1 мм соответственно, что предполагает, что диаметр пор был дополнительно улучшен добавлением Cf (см.Рис. 6(c) и (d)).

На эволюцию структуры пор влияют два конкурирующих механизма: разложение TiH2 и слияние и разрыв пены. Разложение TiH2 способствует увеличению числа зародышеобразования, пористости и скорости расширения, в то время как слияние и разрыв пузырьков уменьшает число пор и увеличивает их диаметр. Уменьшение событий слияния и разрыва пузырьков способствует получению лучшей ячеистой структуры. Следовательно, высокая стабильность пены необходима для поддержания однородности структуры пор в процессе вспенивания. Для Cf/AFS добавление Cf значительно улучшает смачиваемость волокон алюминиевым расплавом. Подобно описанной алюминиевой пене, армированной Cf [44], полученной методом вспенивания расплава, добавление Cf стабилизирует алюминиевую пену, предотвращая разрыв клеточной стенки и уменьшая агломерацию. Между тем, Cf может создавать сетчатую структуру в стенке ячейки, которая создает разделяющую силу и предотвращает разрыв пузырьков, тем самым улучшая структуру ячейки, стабильность пены и равномерность распределения пор.

3.3 Микроструктурная характеристика

Рис. 7(а)показывает микроструктуру стенки ячейки после вспенивания с AFS. Как сообщалось для пены сплава AlSi6Cu4Mg4, эвтектика Al–Si, Mg2Si, Al2Cu и Al5Cu2Mg8Si6 присутствуют в сплаве, что согласуется с результатами, полученными из анализа EDS вРис. 7(б). Эти хрупкие фазы снижают механические свойства алюминиевой пены, ослабляя стенки пор или выступая источником трещин при деформации. Поэтому улучшение механических свойств стенок пор путем добавления армирующих фаз является жизнеспособной и эффективной стратегией.

Для Cf/AFS это можно наблюдать изРис. 7(с) и (г)что Cf распределен внутри стенки ячейки или на краю стенки ячейки, указывая на то, что Cf имеет отличную смачиваемость расплавом алюминия. Кроме того, заметно (см.Рис. 7(г)) что небольшое количество выделенной фазы Al2Cu образуется на границе между волокнами и алюминиевым расплавом. Это явление способствует достижению прочной связи между волокнами и матрицей. Прогрессирование этой диффузионной реакции можно наглядно наблюдать вРис. 4(а)–(в). Обратите внимание, что осажденная фаза не полностью окружает углеродные волокна, а состояние и количество этого распределения выгодны для Cf/AFS. На основе исследования Lv et al, посвященного композитным материалам с алюминиевой матрицей, армированным Cf, было показано, что соответствующее количество осажденной фазы может влиять на прочность межфазной связи и регулировать ее.

Рис. 6.Вертикальные сечения репрезентативной выборки (a) AFS и (b) Cf/AFS. Графики эквивалентного диаметра против доли площади, соответствующие (a) и (b), изображены на (c) и (d) соответственно. Сплошная непрерывная линия на (c) и (d) представляет логарифмически нормальное соответствие. Регрессия (R2) представляет качество соответствия.

Рис. 7.Снимки СЭМ (а) и (б) показывают микроструктуры, соответствующиеРис. 6(а) АФС иРис. 6(б) Cf/AFS, соответственно, кроме того,Рис. 7(b) и (d) показывают локальные увеличенияРис. 7(а) и (с) соответственно.

3.4 Механизм стабилизации пены Al–Si–Mg–Cu под действием Cf

На основе вышеприведенного анализа схематическое изображение механизма пенообразования для Cf/AFS и AFS представлено вРис. 8. Значительные различия между Cf/AFS и AFS на стадии зародышеобразования, роста пузырьков и стадии слияния, а также на стадии постепенного затвердевания, как показано наРис. 8(а) и (б).

Рис. 8.Схематическая диаграмма поведения пенообразования Cf/AFS и AFS: (a) Cf/AFS; и (b) AFS.

На стадии зародышеобразования вспененных сплавов AlSi6Cu4Mg4 пузырьки имеют тенденцию зарождаться внутри жидкой четверной эвтектики, окружающей частицы меди, а не зарождаться в месте расположения частиц TiH2. Этот тип зародышеобразования в самой слабой области прекурсора (зародышеобразование типа II) обеспечивает больше каналов выхода для газов, выделяющихся при разложении TiH2, избегая накопления газов и вызывая распространение трещин в алюминиевом расплаве. Добавление покрытых медью углеродных волокон, по-видимому, дополнительно создает больше каналов для высвобождения H2. Однако, поскольку на этой стадии в алюминиевом расплаве нет достаточной жидкой фракции, таким маленьким пузырькам трудно иметь достаточный источник H2 для продолжения роста. В результате эти маленькие пузырьки разрываются внутри расплава по мере повышения температуры. Когда прекурсор полностью расплавлен, H2, выделяющийся в результате бурной реакции дегидрирования TiH2, будет зарождаться и быстро расти в зависимости от точки зародышеобразования. Cf обеспечивает многочисленные гетерогенные центры зародышеобразования для образования пузырьков, что значительно увеличивает скорость зародышеобразования. Одновременно присутствие Cf эффективно подавляет контакт и слияние первичных пузырьков и предотвращает образование аномально больших пузырьков.

На этапе роста и слияния пузырьков добавление Cf значительно улучшает стабильность пены. Причина в том, что Cf и расплав алюминия обладают хорошей смачиваемостью, и волокна могут быть легко захвачены между двумя границами раздела газ-жидкость, образуя сетчатую структуру (как показано наРис. 7(с)). По мере истончения жидкой пленки волокна могут создавать разделительное давление, чтобы противостоять всасыванию с границы плато, тем самым предотвращая разрыв жидкой пленки. Таким образом, Cf/AFS требует более длительного времени вспенивания по сравнению с AFS, с более высокой стабильностью, которая может поддерживать однородность структуры пор во время эволюции пены.

На этапе медленного затвердевания пузырьки в Cf/AFS больше не растут, а волокна внедряются в клеточную стенку (отмечено красным пунктирным квадратом). Такое удержание волокон предотвращает поглощение мелких пузырьков более крупными, как это видно при созревании Оствальда, и препятствует разрыву клеточной стенки из-за расширения при затвердевании. В результате Cf/AFS демонстрирует более однородную структуру пор и меньше дефектов пор по сравнению с AFS.

3.5 Механические свойства

Кривые сжатия-напряжения для Cf/AFS и AFS с почти одинаковой пористостью (83,2% и 81,4% соответственно) представлены на рис.Рис. 9(а). Кривая сжатия-напряжения-деформации демонстрирует отчетливую трехступенчатую характеристику, включающую линейную упругую область, область плато и область уплотнения. Предел текучести при сжатии AFS и Cf/AFS составил 8,44 МПа и 11,87 МПа соответственно. Предел текучести при сжатии Cf/AFS был увеличен на 40,6% по сравнению с AFS. Между тем, способность поглощения энергии Cf/AFS лучше, чем у AFS при той же деформации, как показано наРис. 9(б). Энергопоглощающая способность AFS и Cf/AFS составляет около 3,3 МДж/м3 и 6,1 МДж/м3 соответственно. Энергопоглощающая способность Cf/AFS улучшена на 84,8% по сравнению с AFS.

Рис. 9.Кривые сжатия-напряжения-подвижки и кривые способности поглощения энергии Cf/AFS и AFS: (a) кривые сжатия-напряжения-подвижки; (b) кривые способности поглощения энергии.

Включение Cf значительно улучшило механические свойства пенопластового сердечника. Хорошо известно, что механические свойстваалюминиевая пенатесно связаны со структурой пор и механическими свойствами стойки. Макроструктурный анализ показал, что добавление Cf измельчает размер пор, улучшает распределение пор и уменьшает дефекты пор. Подобно выводам Сасикумара и др. и Янгетала, малый диаметр пор и узкое распределение пор более выгодны для повышения прочности на сжатие и эффективности поглощения энергии. Более того, влияние микроструктуры на механические свойства пены в основном обусловлено Cf, внедренным в стенки пор пены. Диффузия и растворение медного покрытия углеродных волокон в алюминиевой матрице может обеспечить более прочную межфазную связь между волокнами и алюминиевой матрицей, что способствует передаче нагрузки. Высокомодульное углеродное волокно, скрепленное в стенке пор, может ограничить деформацию стенки пор под нагрузкой сжатия и улучшить несущую способность. Все эти факторы благоприятствуют Cf/AFS для достижения более высокого предела текучести и способности поглощения энергии по сравнению с AFS.

4. Выводы

В этой работе Cf/AFS и AFS были подготовлены методом порошковой металлургии с прокаткой упаковки. Поведение пенообразования Cf/AFS и AFS динамически наблюдалось с помощью синхротронного излучения

исследовать влияние Cf на зарождение и рост пузырьков. Кроме того, Cf на морфологию пор, распределение пор и компрессионные свойства алюминиевых пен было тщательно проанализировано. Основные выводы следующие:

(1) Наблюдения за синхротронным излучением in situ показывают, что процессы вспенивания Cf/AFS и AFS включают три отдельные стадии: зарождение пузырьков, рост и слияние пузырьков и затвердевание.

По сравнению с AFS, процесс вспенивания Cf/AFS демонстрирует более высокую стабильность и однородность пузырьков. AFS более склонен к образованию аномально больших и грубых пор в процессе развития пор. Кроме того, эта разница объясняется эффектом гетерогенного зародышеобразования Cf, который предотвращает разрыв стенки пузырька и снижает коалесценцию, одновременно увеличивая скорость зародышеобразования.

(2) Добавление 0,5 мас.% Cf измельчает эквивалентный диаметр пор с 2,9 ± 0,2 мм до 1,9 ± 0,1 мм, значительно уменьшая грубые дефекты пор. Одновременно микроструктура показывает хорошую смачиваемость Cf, который распределяется вдоль стенки пор и интерфейса газ-твердое тело, тем самым повышая стабильность пены.

(3) По сравнению с AFS предел текучести при сжатии и способность поглощения энергии Cf/AFS увеличились примерно на 40,6% и 84,8% соответственно. Результаты этого исследования могут предоставить идеи для армирования сэндвич-панелей из алюминиевой пены с металлургическими связующими интерфейсами, которые имеют потенциал для инженерных приложений в области автомобильной и аэрокосмической промышленности.

Статья из журнала «Исследования и технологии материалов»