Características de rendemento do panel sándwich de escuma de aluminio de fibra de carbono depositado en cobre en comparación co panel sándwich de escuma de aluminio convencional

Sándwich de espuma de aluminioOs paneis (AFS) teñen unha combinación de características estruturais e funcionais, como baixa densidade, alta resistencia específica, absorción de enerxía favorable, capacidade de amortiguamento e apantallamento electromagnético. Estas excelentes propiedades fan que AFS teña un gran potencial en campos aeroespaciais, de transporte e mariños. En comparación coas escumas apenas metálicas, as placas metálicas exteriores de AFS poden selar eficazmente a escuma e mellorar as súas propiedades mecánicas completas, como a resistencia á tracción e á flexión. Xeralmente, o AFS foi fabricado mediante un método de unión adhesiva, que implica unir a escuma de aluminio a paneis de metal sólido usando adhesivo de resina epoxi.

Aínda que o método de unión adhesiva mellora efectivamente o amortecemento estrutural, vai acompañado de limitacións, incluíndo desafíos na reciclaxe e susceptibilidade ao fallo de delaminación en condicións de alta temperatura ou corrosivas. Para abordar estas limitacións, dedicáronse amplos esforzos de investigación para conseguir unión metalúrxica entre o panel e a capa central.

Actualmente, os métodos de preparación predominantes para AFS destinados a lograr unión metalúrxica clasifícanse xeralmente en tres categorías: método de soldadura, escuma por fusión e método de metalurxia de po de laminación de embalaxe. Entre estes métodos, o método de metalurxia do po de laminación de embalaxe considérase superior para controlar a estrutura dos poros e lograr a formación de escuma a baixa temperatura. O noso traballo anterior empregou esta tecnoloxía para fabricar AFS de gran tamaño con mellores propiedades de expansión e estrutura celular para aplicacións industriais.

Non obstante, debido ás propiedades mecánicas de compresión relativamente baixas do núcleo de escuma, a mellora da resistencia mecánica do AFS é limitada, polo que a mellora da resistencia do núcleo de escuma é crucial para o AFS.

Ata a data, os métodos comúns informaron para mellorar as propiedades mecánicas de compresión deescuma de aluminioson os seguintes: tratamento superficial, tratamento térmico e reforzo mediante a adición de partículas, fibras, elementos de aliaxe, etc. Entre elas, as fibras de carbono curtas con baixa densidade, alto módulo elástico e gran relación de aspecto chamaron gran atención como materiais de reforzo prometedores. Ademais, a metalización superficial das fibras de carbono, mediante galvanoplastia ou recubrimento químico, como o cobre ou o niquelado, mellora aínda máis a moxabilidade das fibras de carbono na fusión de aluminio e evita reaccións interfaciais prexudiciais entre as fibras de carbono e a fusión de aluminio. A fibra de carbono curta agora úsase amplamente para reforzar os compostos de matriz de aluminio.

Bhav Singhetal. Fibras de carbono recubertas de cobre preparados compostos de matriz de aluminio reforzado por método de fundición en agitación. Muetal. composites de matriz de aluminio fabricados reforzados con fibras de carbono revestidas de níquel mediante o método de fundición de dous rolos. Os resultados demostraron unha mellora significativa na resistencia á tracción dos compostos coa adición de fibras de carbono. Non obstante, a investigación foi limitadaespuma de aluminio reforzadacon fibras de carbono recubertas de cobre. Caoetal. Primeiro preparou fibras de carbono recubertas de cobre escuma de aluminio reforzada a través do método de espuma de fusión. Os resultados demostran que o 0,35% vol de Cf pode estabilizar a escuma de aluminio evitando a ruptura da película líquida, e canto máis a cantidade de fibras engadidas á escuma é máis estable. Muetal. mostrou que as propiedades de amortiguamento da escuma de aluminio preparada polo método de escuma por fusión melloraron significativamente coa adición de Cf.

En consecuencia, pódese concluír que a adición de Cf pode ser unha estratexia eficaz para mellorar simultaneamente a estabilidade da espuma e as propiedades mecánicas doespumas de aluminio. Ademais, non houbo informes sobre paneis sándwich de espuma de aluminio reforzado con fibras de carbono revestidos de cobre preparados mediante o método de pulvimetalurxia, o que motiva aos investigadores a realizar estudos máis profundos neste campo.

Realizáronse numerosos estudos sobre o mecanismo de nucleación e a estabilidade deespumas de aluminiocoa adición de fases de reforzo. As diferenzas no número de poros e na morfoloxía dos poros,

tales como tamaño, distribución e forma, adoitan atribúense aos mecanismos de nucleación e á estabilidade. Os efectos de nucleación heteroxénea e os mecanismos de estabilización da rede de óxidos no sistema de pulvimetalurxia foron investigados exhaustivamente. Os po de aliaxe cuaternario que consisten en Al–Si–Mg–Cu utilizados neste traballo mostraron taxas de expansión excepcionais e baixas temperaturas de espuma, cunha temperatura de solidus de 507 ◦C e unha temperatura de liquidus de 596 ◦C. Non obstante, hai unha falta de investigación sobre o mecanismo de nucleación, a estabilidade e as propiedades mecánicas de compresión dos compactos en po que conteñen esta composición de aliaxe particular, especialmente cando se incorporan Cf. En traballos anteriores, as investigacións dos mecanismos de nucleación e estabilización realizáronse principalmente mediante métodos non in situ, que implicaron a análise tomográfica de mostras que se arrefriaron rapidamente tras a interrupción da formación de escuma. Desafortunadamente, a nucleación de burbullas submicrónicas ocorre principalmente durante o quecemento do precursor e expándese rapidamente en intervalos de tempo que van de 100 ms a 1 s, o que adoita presentar desafíos para a observación en tempo real. A moderna técnica de imaxe de raios X de radiación de sincrotrón posúe unha alta enerxía e resolución espazo-temporal, o que permite a observación in situ en tempo real do proceso de nucleación e crecemento das escumas de aluminio a temperaturas elevadas. Actualmente, só uns investigadores limitados exploraron a cinética de espuma do po de aliaxe Al–Si–Mg mediante a radiación de sincrotrón. Por exemplo, García-Morenoetal. informou de fenómenos dinámicos significativos na escuma líquida de aluminio, incluíndo nucleación e crecemento, reordenación de burbullas, retracción do líquido, aglomeración e ruptura da película. Kamm et al. estudou o proceso de nucleación e crecemento da escuma de aluminio AlSi8Mg4 por radiación de sincrotrón. Os seus descubrimentos indicaron que o hidróxeno xerado pola descomposición de adsorbatos na superficie do po metálico representa outro mecanismo de nucleación importante. Porén, a interacción entre os compoñentes precursores é complexa e a dinámica da formación de escuma pode verse influenciada pola súa composición. Tanto para o sistema de po Al-Si-Cu-Mg como para o sistema de po de Al-Si-Cu-Mg con Cf engadido, comprender e explorar o inicio e o crecemento da escuma metálica é crucial para o desenvolvemento estrutural da escuma para mellorar as propiedades. para aplicacións.

Neste traballo preparáronse Cf/AFS e AFS con unión interfacial metalúrxica mediante o método de metalurxia de po de laminación de envasado. A evolución das burbullas de Cf/AFS e AFS observouse in situ mediante radiación de sincrotrón para revelar o mecanismo de Cf na nucleación, crecemento e fusión de burbullas e estabilidade. Ademais, Cf/AFS e AFS foron espumados a 620 ◦ C durante 15 min nun forno de cámara. Posteriormente, caracterizáronse e probáronse a distribución do tamaño dos poros, a microestrutura dos poros e as propiedades mecánicas de compresión das mostras de escuma. A partir dos estudos mencionados, avaliáronse sistemáticamente a estrutura e a resistencia a compresión de Cf/AFS e AFS.

2. Materiais e métodos

2.1. Materias primas

Para a preparación do AFS e Cf/AFS utilizáronse seis materias primas: po de Al (tamaño medio: 45 μm, pureza > 99,70 %), po de Si (tamaño medio: 38 μm, pureza > 99,50 %), po de Cu (tamaño medio: 38 μm, pureza > 99,90 %), Mg en po (tamaño medio: 75 μm, pureza > 99,70%), TiH2 en po (tamaño medio: 45 μm, pureza > 99,70 %) e fibra de carbono recuberta de cobre (tamaño medio: 1~2 mm, espesor do revestimento de cobre: ​​1,4 μm).

2.2. Fabricación de Cf/AFS

O esquema do método de laminación de po de metalurxia de envasado está ilustrado enFig. 1. Durante a fase de mestura, preparouse a aliaxe cuaternaria en po AlSi6Mg4Cu4, con po de Al, Si, Cu e Mg en proporcións de 86% en peso, 6% en peso, 4% en peso e 4% en peso, respectivamente. Engadiuse un 1% en peso de po de TiH2 oxidado (tratamento térmico no aire durante 1,5 h a 470 ◦ C) como axente de expansión que libera H2 rapidamente á temperatura de fusión expandindo a masa fundida. Ademais, incorporouse un 0,5% en peso de fibras de carbono como fases de reforzo. En particular, para mellorar a humectabilidade e evitar reaccións nocivas como o Al4C3 na interface de fusión fibra-aluminio durante a formación de escuma, as fibras de carbono foron recubertas de cobre mediante galvanoplastia. O proceso de galvanoplastia foi descrito en Refs.Fig. 2mostra as fibras de carbono recubertas de cobre obtidas polo proceso de galvanoplastia. O revestimento ten unha cobertura uniforme e continua da superficie da fibra(Fig. 2(a)–(b)). Posteriormente, as diferentes composicións de aliaxes utilizadas neste estudo foron preparadas mesturando completamente os pos mencionados con e sen Cf nun mesturador tridimensional durante 3 h. O po mesturado uniformemente está encapsulado nunha cavidade selada, seguido de procedementos de laminación en frío e en quente.

A etapa de laminación en frío evacua eficazmente o aire do interior das cavidades e dos espazos intersticiais entre as partículas a través dunha serie de múltiples pasadas e pequenas depresións. A etapa de laminación en quente garante que o precursor alcance unha densidade relativa superior ao 98% mediante a codeformación do panel e do po, o que facilita o proceso de espumación posterior. Os parámetros detallados do proceso de laminación descríbense nas ref. Os precursores espumables AFS e Cf/AFS obtéñense mediante o proceso mencionado anteriormente. Finalmente, ambos os precursores espumables quentáronse a 620 ◦ C durante 15 min para fabricar mostras de Cf/AFS e AFS, que se utilizaron para a análise do tamaño dos poros, a caracterización microestrutural e as probas de propiedades mecánicas de compresión.

2.3. Caracterización e métodos de proba

2.3.1. Caracterización microestrutural

A morfoloxía da microestrutura do Cf/AFS e AFS investigouse mediante microscopía electrónica de varrido por emisión de campo (SEM, Zeiss Ultra Plus). Utilizouse a espectroscopia de dispersión de enerxía (EDS) para identificar a composición de varias fases nas paredes celulares das mostras espumosas. Obtivéronse seccións lonxitudinais das mostras cortando as mostras espumadas mediante a máquina de electrodescarga (EDM, DK7745). Despois disto, as seccións lonxitudinais dos exemplares foron recubertas con pintura e despois lixadas e pulidas con papel de lixa de grano 800 e grana 1500, respectivamente. Finalmente, os diámetros celulares equivalentes (Dmean) da sección transversal da mostra pulida determináronse mediante o software de análise de imaxes, Image Pro Plus 6.0.

Fig. 1.Esquema do método de pulvimetalurxia de laminación de envases.

Fig. 2.As imaxes SEM das (a) fibras de carbono recubertas de cobre e (b) mostran unha vista ampliada da rexión marcada por un cadrado vermello en (a). As imaxes (c) e (d) son os resultados EDS do punto A en (b).

Fig. 3.Diagrama esquemático da configuración do experimento de radiación de sincrotrón.

2.3.2. Observacións de espumación in situ mediante radiación de sincrotrón

O diagrama esquemático da configuración do experimento de radiación de sincrotrón está esbozadoFig. 3. Os experimentos realizáronse na liña de luz 4W1A da Instalación de Radiación Sincrotrón de Pequín (BSRF, Instituto de Física de Altas Enerxías de Pequín, Academia Chinesa de Ciencias, China). A diferenza da imaxe de contraste de absorción convencional, este traballo utiliza imaxes de contraste de fase coa fonte de luz de radiación de sincrotrón. Este enfoque aborda as limitacións da imaxe de absorción tradicional, que é ineficaz para visualizar substancias de absorción débil. O proceso de formación de escuma dos exemplares realizouse nun forno de escuma deseñado a medida, cunha ventá cadrada de 15 mm por 15 mm situada perpendicularmente á dirección do feixe de raios X. O tamaño da mostra, como se representa na figura 3, mide 15 mm × 15 mm × 2 mm. A mostra colócase nun molde de escuma formado por un determinado número de follas cerámicas. Durante todo o proceso de formación de escuma, os raios X poden atravesar a mostra e son capturados por unha cámara CCD (charge-coupled device). A fonte de raios X elixida funcionou cunha intensidade de 20 Kev e empregouse un tamaño de visualización máximo de 7,4 mm × 7,4 mm para permitir unha observación completa de todo o proceso de formación de escuma.

Cabe sinalar que as mostras observadas situáronse de forma perpendicular tanto á dirección de rodadura como á tanxencial. Tanto os precursores que conteñen 0,5% en peso de Cf como aqueles sen 0,5% en peso de Cf retiráronse os seus paneis laterais de ambos os dous lados das mostras mediante EDM. Investigouse o efecto de Cf sobre as características de espuma da escuma de aluminio. Ademais, os precursores con diferentes composicións foron espumados no mesmo forno de calefacción a unha temperatura preestablecida de 620 ◦C.

2.3.3. Ensaio de propiedades mecánicas de compresión

As mostras de compresión cortáronse en mostras cilíndricas cunha altura de 23 mm e un diámetro de 20 mm mediante EDM, e asegurouse que cada dirección incluía polo menos 10 poros completos para evitar o efecto de tamaño. Realizáronse probas de compresión cuasi estática seguindo os estándares ISO13314–2011 e GB/T31930–2015, utilizando unha máquina de proba de materiais electróns universal AG-XPLUS cunha capacidade de carga máxima de 100 KN. Probáronse tres mostras para cada grupo, e as curvas de tensión-deformación de compresión deste traballo representan os resultados medios obtidos das tres mostras probadas. Todas as probas realizáronse baixo control de desprazamento, mantendo unha velocidade de cruce constante de 2 mm/min (correspondente a unha taxa de tensión inicial de 10−3 s−1) a temperatura ambiente.

Fig. 4.Imaxes de radiación de sincrotrón evolucionadas no tempo do proceso de formación de escuma Cf/AFS: (a) precursor sen escuma no momento t0 de 380 ◦C; (b)–(c) disolución de cobre elemental e nucleación de tipo II durante a fusión do precursor; (d)–(g) procesos heteroxéneos de nucleación e crecemento de burbullas; e (h)–(i) fusión e ruptura de burbullas.

3. Resultados e discusión

3.1. Comportamento de espumación in situ baixo radiación de sincrotrón

3.1.1. Evolución da espuma de Cf/AFS

Fig. 4mostra unha serie de imaxes de radiación de sincrotrón que representan o proceso de formación de escuma do Cf/AFS. As imaxes orixinais do Cf/AFS(Fig. 4 (a))foron capturados cando a matriz estaba en estado sólido a 380 ◦C, e esta vez estableceuse como t0. En comparación cos outros compoñentes do precursor, Cf aparece negro dentro da matriz predominantemente gris rica en aluminio. Isto pódese atribuír ao alto contido de cobre na superficie da fibra, como se mostra enFig. 2(c)–(d), que ten a maior masa atómica relativa en comparación cos outros compoñentes do precursor. Ademais, obsérvase que a maioría dos Cf están dispersos e separados, en lugar de agruparse, como se mostra enImaxe 4 (a). Isto implica que cunha adición de 0,5% en peso de Cf, un proceso de axitación de 3 h pode acadar efectivamente o estado de dispersión desexado.

En t0+194s (como se ve enImaxe 4(b)), na matriz de aluminio gris (marcada coa frecha vermella) pódese observar un número considerable de burbullas brancas, case esféricas, con diámetros que oscilan entre 90 μm e 180 μm. O número de burbullas continuou aumentando en 46 s, como se mostra enImaxe 4(c). Ademais, outro cambio salientable que se produce na matriz é que algunhas pequenas burbullas tenden a formarse na superficie de Cf co inicio das disolucións de Cu (marcadas coa caixa de puntos vermellos). Este fenómeno é probable que se atribúa á nucleación de tipo II que ocorre dentro do compacto de po que contén cobre. Coñécese amplamente que a adición de Cu diminúe significativamente a temperatura de fusión das aliaxes. Isto dá lugar a unha fusión localizada ao redor de partículas individuais de po no precursor de po que contén po de cobre durante o proceso de quentamento, xerando unha cantidade substancial de fusión eutéctica cuaternaria de Al-Si-Mg-Cu a temperaturas máis baixas. A piscina de fusión eutéctica cuaternaria tende a ser unha rexión débil na aliaxe e é máis propensa á nucleación. Como resultado, as burbullas teñen máis probabilidades de nuclearse e crecer preto do recuberto de cobre na superficie da fibra. Ademais, a baixa fracción líquida na matriz neste momento fai que os gases da descomposición do TiH2 se acumulen facilmente na matriz de aluminio. A nucleación tipo II pode evitar eficazmente que o gas acumulado obligue a separación da matriz de fracción líquida baixa e propague gretas a través do líquido, o que provoca unha grave perda da cantidade de hidróxeno.

Imaxe 4(d)mostra que as burbullas se nuclean inicialmente e crecen na rexión do Cf mentres a matriz se funde completamente, e as localizacións das burbullas corresponden á capa recuberta de cobre que desaparece (marcada coa caixa de puntos vermellos). Está ben establecido que a adición de fases secundarias aumenta o número de sitios de nucleación heteroxéneos, reducindo así a barreira enerxética para a formación de novas burbullas dentro do fundido da aliaxe. Mentres tanto, a taxa de nucleación está relacionada coa área total de nucleación heteroxénea por unidade de volume. En consecuencia, pódese observar que as burbullas se nuclean inicialmente nos sitios onde están situadas as fibras de carbono e se expanden ao longo da lonxitude da fibra de carbono. Cun novo aumento da fracción de fusión, continúan xurdindo numerosas burbullas novasFig. 4(e)–4(g). Non obstante, a taxa de fusión localizada e ruptura das burbullas é lenta, o que indica que as burbullas posúen unha alta estabilidade. En t0+426s, o número de burbullas aumenta significativamente e

o volume do precursor presenta unha gran expansión(Imaxe 4(h)). Ademais, a aparición dalgunha fusión de burbullas (marcada coa frecha vermella), onde as pequenas burbullas son absorbidas por outras máis grandes debido á maduración de Ostwald, é un proceso inevitable durante a evolución das escumas metálicas [40]. Este fenómeno de maduración tamén provoca a aparición dun pequeno número de burbullas grandes e irregulares (marcadas coa frecha vermella enImaxe 4 (i)).

Fig. 5.Imaxes evolucionadas no tempo do proceso de formación de escuma de AFS en diferentes etapas: (a) precursor non fundido no momento t0 de 380 ◦C; (b) disolución de cobre elemental e nucleación de tipo II durante a fusión do precursor; (c) procesos de nucleación e crecemento das burbullas; e (d)–(f) fusión e ruptura de burbullas.

3.1.2. Evolución da espuma de AFS

A figura 5 mostra unha serie de imaxes de radiación de sincrotrón que ilustran o proceso de formación de escuma da AFS. Do mesmo xeito que Cf/AFS, a imaxe inicial para a secuencia de radiación de sincrotrón foi capturada cando AFS estaba en fase sólida a 380 ◦C (verImaxe 5 (a)). Cando a matriz se quenta por encima da temperatura de solidus, fanse visibles pequenas burbullas brancasFig. 5 (b) e (c), resultante da descomposición de TiH2 e da aparición da nucleación de tipo II na rexión rica en Cu. Non obstante, o número de burbullas xeradas e a súa densidade de distribución enImaxe 5(c)é notablemente menor en comparación conImaxe 4(c). Isto suxire que Cf/AFS proporciona máis canles para a liberación precoz de gas durante a nucleación, evitando a formación excesiva de gretas na matriz de aluminio con baixa fracción líquida.

Pódese observar un número menor de sitios de nucleación de AFS e unha maior probabilidade de crecemento anormal de burbullas en comparación con Cf/AFS.Fig. 5(d)–(f). A evolución das burbullas AFS é irregular, e os seus tamaños presentan grandes flutuacións debido á coexistencia de burbullas de tamaño micrómetro e burbullas grandes de tamaño anormalmente milimétrico (marcadas coa frecha vermella). Ademais, esta inestabilidade e falta de homoxeneidade durante o proceso de nucleación precoz poden producir diferenzas significativas na estrutura final dos poros e nas propiedades mecánicas entre AFS e Cf/AFS.

3.2. Análise da macroestrutura

Para investigar as diferenzas na morfoloxía macroscópica dos poros e no diámetro dos poros entre AFS e Cf/AFS, preparáronse dúas estruturas sándwich en condicións de laboratorio a unha temperatura de escuma de 620 ◦ C durante 15 min. As macroestruturas e a distribución do tamaño celular de AFS e Cf/AFS móstranse enFig. 6. A comparación das seccións verticais das dúas mostras de estruturas sándwich revela que as espumas Cf/AFS teñen células máis finas e menos defectos como rotura ou fusión de células (verImaxe 6 (b)). Pola contra, como se mostra enImaxe 6 (a), o AFS presenta unha pobre homoxeneidade dos poros coa presenza dalgúns poros anormalmente grandes. Mentres tanto, o diámetro de poro equivalente para AFS e Cf/AFS foi de 2,9 ± 0,2 mm e 1,9 ± 0,1 mm, respectivamente, o que suxire que o diámetro de poro foi refinado aínda máis coa adición de Cf (verFig. 6 (c) e (d)).

A evolución da estrutura dos poros está influenciada por dous mecanismos competitivos: a descomposición do TiH2 e a fusión e ruptura da escuma. A descomposición de TiH2 contribúe ao aumento do número de nucleación, a porosidade e a taxa de expansión, mentres que a fusión e a ruptura das burbullas diminúe o número de poros e aumenta o diámetro dos poros. A redución dos eventos de fusión e ruptura de burbullas contribúe a obter unha mellor estrutura celular. Polo tanto, a alta estabilidade da escuma é necesaria para manter a homoxeneidade da estrutura dos poros durante o proceso de escuma. Para Cf/AFS, a adición de Cf mellora moito a moxabilidade das fibras coa masa fundida de aluminio. Do mesmo xeito que a escuma de aluminio reforzada con Cf [44] descrita, preparada polo método de escuma por fusión, a adición de Cf estabiliza a escuma de aluminio evitando a ruptura da parede celular e reducindo a aglomeración. Mentres tanto, Cf pode crear unha estrutura de rede na parede celular, que xera unha forza de separación e evita a ruptura de burbullas, mellorando así a estrutura celular, a estabilidade da escuma e a uniformidade da distribución dos poros.

3.3. Caracterización microestrutural

Imaxe 7 (a)mostra a microestrutura da parede celular despois da espuma con AFS. Segundo se informou para as espumas de aliaxe AlSi6Cu4Mg4, a aliaxe está presente na aliaxe eutéctica Al–Si, Mg2Si, Mg2Si, Al2Cu e Al5Cu2Mg8Si6, o que está de acordo cos resultados obtidos da análise EDS enImaxe 7 (b). Estas fases fráxiles diminúen as propiedades mecánicas da escuma de aluminio ao debilitar a parede do poro ou ao actuar como fonte de fendas durante a deformación. Polo tanto, mellorar as propiedades mecánicas da parede do poro mediante a adición de fases de reforzo é unha estratexia viable e eficaz.

Para Cf/AFS, pódese observar desdeImaxe 7(c) e (d)que o Cf distribúese dentro da parede celular ou no bordo da parede celular, o que indica que Cf ten unha excelente mollabilidade coa masa fundida de aluminio. Ademais, é perceptible (consulteImaxe 7 (d)) que se forma unha pequena cantidade da fase precipitada Al2Cu na interface entre as fibras e a masa fundida de aluminio. Este fenómeno contribúe a conseguir unha forte unión entre as fibras e a matriz. A progresión desta reacción de difusión pódese observar intuitivamente enFig. 4 (a)-(c). Teña en conta que, a fase precipitada non rodea completamente as fibras de carbono, e o estado e a cantidade desta distribución son beneficiosos para Cf/AFS. Baseándose no estudo de Lv et al, sobre materiais compostos de matriz de aluminio reforzada con Cf, demostrouse que a cantidade adecuada de fase precipitada pode influír e regular a resistencia da unión interfacial.

Fig. 6.Seccións verticais da mostra representativa (a) AFS e (b) Cf/AFS. As gráficas de fracción de diámetro equivalente en función de área correspondentes a (a) e (b) represéntanse en (c) e (d), respectivamente. A liña continua continua en (c) e (d) representa o axuste logarítmico normal. A regresión (R2) representa a bondade do axuste.

Fig. 7.As imaxes SEM (a) e (b) mostran as microestruturas correspondentesFig. 6(a) AFS eFig. 6(b) Cf/AFS, respectivamente, ademais,Fig. 7(b) e (d) mostran aumentos localizados deFig. 7(a) e (c), respectivamente.

3.4. Mecanismo da escuma estabilizadora de Cf Al–Si–Mg–Cu

Con base na análise mencionada anteriormente, unha representación esquemática do mecanismo de espuma para Cf/AFS e AFS resúmese enFig. 8. As diferenzas significativas entre Cf/AFS e AFS na etapa de nucleación, crecemento da burbulla e etapa de fusión, e na etapa de solidificación gradual, como se ilustra enFig. 8 (a) e (b).

Fig. 8.Diagrama esquemático do comportamento de espuma Cf/AFS e AFS: (a) Cf/AFS; e (b) AFS.

Na fase de nucleación das espumas de aliaxe AlSi6Cu4Mg4, as burbullas tenden a nuclearse dentro do eutéctico cuaternario líquido que rodea as partículas de cobre, en lugar de nuclearse no lugar das partículas de TiH2. Este tipo de nucleación na rexión máis débil do precursor (nucleación tipo II) proporciona máis canles de escape para os gases liberados pola descomposición do TiH2, evitando a acumulación de gases e provocando a propagación de gretas na fusión do aluminio. A adición de fibras de carbono revestidas de cobre aparentemente crea máis canles para liberar H2. Non obstante, dado que o fundido de aluminio non ten unha fracción líquida suficiente nesta fase, é difícil que as burbullas tan pequenas teñan unha fonte suficiente de H2 para seguir crecendo. Como resultado, estas pequenas burbullas rompen dentro do fundido a medida que aumenta a temperatura. Cando o precursor está completamente derretido, o H2 liberado pola reacción violenta de deshidroxenación do TiH2 nuclearase e crecerá rapidamente en función do punto de nucleación. O Cf proporciona numerosos sitios de nucleación heteroxéneos para a xeración de burbullas, o que aumenta moito as taxas de nucleación. Simultaneamente, a presenza de Cf inhibe eficazmente o contacto e a fusión das burbullas primarias e evita a formación de burbullas anormalmente grandes.

Durante a fase de crecemento e fusión das burbullas, a adición de Cf mellora significativamente a estabilidade da escuma. O motivo é que o Cf e o fundido de aluminio teñen unha boa moxabilidade, e as fibras poden atraparse facilmente entre as dúas interfaces gas-líquido para formar unha estrutura de rede (como se mostra enImaxe 7(c)). A medida que a película líquida é diluída, as fibras poden xerar unha presión de separación para resistir a succión desde o límite da meseta, evitando así que a película líquida se rompa. Polo tanto, Cf/AFS necesita un tempo de formación de escuma máis longo en comparación co AFS, cunha maior estabilidade que pode manter a uniformidade da estrutura dos poros durante a evolución da escuma.

Durante a etapa de solidificación lenta, as burbullas en Cf/AFS xa non crecen e as fibras están incrustadas na parede celular (marcadas coa caixa de puntos vermellos). Esta retención de fibras impide a absorción de pequenas burbullas por outras máis grandes, como se observa na maduración de Ostwald, e inhibe a rotura da parede celular debido á expansión da solidificación. Como resultado, Cf/AFS presenta unha estrutura de poros máis homoxénea e menos defectos de poros en comparación coa AFS.

3.5. Propiedades mecánicas

As curvas de tensión-deformación de compresión para Cf/AFS e AFS con case a mesma porosidade (83,2% e 81,4%, respectivamente) preséntanse enImaxe 9 (a). A curva tensión-deformación de compresión mostra unha característica distinta de tres etapas, que comprende a rexión elástica lineal, a rexión da meseta e a rexión de densificación. O límite de fluencia a compresión de AFS e Cf/AFS foi de 8,44 MPa e 11,87 MPa, respectivamente. O límite de fluencia a compresión de Cf/AFS aumentou un 40,6% en comparación con AFS. Mentres tanto, a capacidade de absorción de enerxía de Cf/AFS é mellor que a de AFS coa mesma cepa, como se mostra enImaxe 9 (b). As capacidades de absorción de enerxía de AFS e Cf/AFS son de aproximadamente 3,3 MJ/m3 e 6,1 MJ/m3, respectivamente. A capacidade de absorción de enerxía de Cf/AFS mellora nun 84,8% en comparación co AFS.

Fig. 9.Curvas de tensión-tren de compresión e curvas de capacidade de absorción de enerxía de Cf/AFS e AFS: (a) curvas de tensión-tren de compresión; (b) Curvas de capacidade de absorción de enerxía.

A incorporación de Cf mellorou significativamente as propiedades mecánicas do núcleo de escuma. É ben sabido que as propiedades mecánicas deescuma de aluminioestán intimamente relacionados coa estrutura dos poros e as propiedades mecánicas do puntal. A análise macroestrutural indicou que a adición de Cf refinaba o tamaño dos poros, melloraba a súa distribución e reduciu os defectos dos poros. Similar aos achados de Sasikumar et al. e Yangetal. O diámetro de poro pequeno e a distribución de poros estreita son máis beneficiosos para mellorar a resistencia á compresión e a eficiencia de absorción de enerxía. Ademais, o efecto da microestrutura sobre as propiedades mecánicas da escuma débese principalmente ao Cf incrustado nas paredes dos poros da escuma. A difusión e disolución do revestimento de cobre das fibras de carbono na matriz de aluminio pode lograr unha unión interfacial máis firme entre as fibras e a matriz de aluminio, o que contribúe á transferencia de carga. A fibra de carbono de alto módulo grapada na parede do poro pode limitar a deformación da parede do poro baixo a carga de compresión e mellorar a capacidade de carga. Todos estes factores favorecen que Cf/AFS consiga un maior límite de fluencia e capacidade de absorción de enerxía en comparación co AFS.

4. Conclusións

Neste traballo preparáronse os Cf/AFS e AFS mediante o método de laminación de po de metalurxia. O comportamento de espuma de Cf/AFS e AFS observouse dinámicamente a través da radiación de sincrotrón para

investigar a influencia de Cf na nucleación e no crecemento da burbulla. Ademais, analizouse a fondo Cf sobre a morfoloxía dos poros, a distribución dos poros e as propiedades de compresión das escumas de aluminio. As principais conclusións son as seguintes:

(1) As observacións in situ da radiación de sincrotrón revelan que os procesos de espumación Cf/ AFS e AFS presentan tres etapas distintas: nucleación de burbullas, crecemento e fusión das burbullas e solidificación.

En comparación co AFS, o proceso de espumación de Cf/AFS demostra unha maior estabilidade e uniformidade das burbullas. O AFS é máis propenso a formar poros anormalmente grandes e grosos durante o proceso de evolución dos poros. Ademais, a disparidade atribúese ao efecto de nucleación heteroxéneo de Cf, que impide a rotura da parede da burbulla e reduce a coalescencia ao tempo que aumenta a taxa de nucleación.

(2) A adición de 0,5% en peso de Cf refina o diámetro de poro equivalente de 2,9 ± 0,2 mm a 1,9 ± 0,1 mm, reducindo significativamente os defectos grosos dos poros. Simultaneamente, a microestrutura revela unha boa mollabilidade do Cf, que se distribúe ao longo da parede do poro e da interface gas-sólido, mellorando así a estabilidade da escuma.

(3) En comparación co AFS, o límite de fluencia a compresión e a capacidade de absorción de enerxía do Cf/AFS aumentaron aproximadamente un 40,6% e un 84,8%, respectivamente. Os resultados deste estudo poden proporcionar ideas para o reforzo de paneis sándwich de escuma de aluminio con interfaces de unión metalúrxica que teñen potencial para aplicacións de enxeñería no campo da automoción e da industria aeroespacial.

Artigo do Journal of Materials Research and Technology