Карактеристике перформанси сендвич панела од алуминијумске пене од угљеничних влакана у поређењу са конвенционалним сендвич панелом од алуминијумске пене

Сендвич од алуминијумске пене(АФС) панели имају комбинацију структурних и функционалних карактеристика као што су ниска густина, висока специфична чврстоћа, повољна апсорпција енергије, капацитет пригушења и електромагнетна заштита. Ова одлична својства чине да АФС има велики потенцијал у ваздухопловству, транспорту и поморству. У поређењу са једва металним пенама, спољне металне плоче АФС-а могу ефикасно заптити пену и побољшати њена свеобухватна механичка својства, као што су затезна чврстоћа и чврстоћа на савијање. Генерално, АФС је произведен методом лепљења, што подразумева причвршћивање алуминијумске пене на чврсте металне плоче помоћу лепка од епоксидне смоле.

Иако метода лепљења ефикасно побољшава структурално пригушивање, она је праћена ограничењима, укључујући изазове у рециклажи и подложност квару на раслојавању под високим температурама или корозивним условима. Да би се одговорило на ова ограничења, опсежни истраживачки напори су посвећени постизању металуршког везивања између панела и основног слоја.

Тренутно, преовлађујуће методе припреме за АФС које имају за циљ постизање металуршког везивања су генерално класификоване у три категорије: заваривање, пењење растопљеног и паковање металуршким прахом. Међу овим методама, метода металургије праха за паковање се сматра супериорном за контролу структуре пора и постизање пенушања при ниској температури. Наш претходни рад користио је ову технологију за производњу АФС великих димензија са бољим својствима експанзије и ћелијском структуром за индустријску примену.

Међутим, због релативно ниских компресивних механичких својстава пенастог језгра, побољшање механичке чврстоће АФС-а је ограничено, па је даље побољшање чврстоће језгра од пене кључно за АФС.

До данас су објављене уобичајене методе за побољшање компресивних механичких својставаалуминијумска пенасу: површинска обрада, топлотна обрада и ојачање додавањем честица, влакана, легирајућих елемената итд. Међу њима, кратка угљенична влакна мале густине, високог модула еластичности и великог односа ширине и висине привукла су широку пажњу као обећавајући материјали за ојачање. Штавише, површинска метализација угљеничних влакана, галванизацијом или хемијским превлачењем, као што је бакарно превлачење или никловање, додатно побољшава квашење угљеничних влакана у топљењу алуминијума и избегава штетне међуфазне реакције између угљеничних влакана и растопљеног алуминијума. Кратка карбонска влакна се сада широко користе за ојачавање композита алуминијумске матрице.

Бхав Сингхетал. припремљени алуминијумски матрични композити ојачани угљеничним влакнима пресвучени бакром методом ливења уз мешање. Муетал. произведени алуминијумски матрични композити ојачани угљеничним влакнима обложеним никлом коришћењем методе ливења у два ваљака. Резултати су показали значајно побољшање затезне чврстоће композита уз додатак угљеничних влакана. Међутим, спроведено је ограничено истраживањеојачана алуминијумском пеномса карбонским влакнима пресвученим бакром. Цаоетал. прво припремљена алуминијумска пена ојачана угљеничним влакнима обложена бакром методом пене из талине. Резултати показују да 0,35 вол% Цф може стабилизовати алуминијумску пену спречавајући пуцање течног филма, а што је већа количина влакана која се додају пени је стабилнија. Муетал. показала је да су својства пригушивања алуминијумске пене припремљене методом пенушања растопљена значајно побољшана додатком Цф.

Сходно томе, може се закључити да додавање Цф може бити ефикасна стратегија за истовремено побољшање стабилности пене и механичких својставаалуминијумске пене. Штавише, није било извештаја о сендвич панелима од алуминијумске пене ојачаним карбонским влакнима који су израђени методом металургије праха, што мотивише истраживаче да спроводе дубље студије у овој области.

Спроведене су бројне студије о механизму нуклеације и стабилностиалуминијумске пенеса додатком ојачавајућих фаза. Разлике у броју пора и морфологији пора,

као што су величина, дистрибуција и облик, обично се приписују механизмима нуклеације и стабилности. Хетерогени ефекти нуклеације и механизми стабилизације оксидне мреже у систему металургије праха су исцрпно истражени. Прахови квартарних легура који се састоје од Ал–Си–Мг–Цу коришћени у овом раду су показали изузетне брзине експанзије и ниске температуре пене, са температуром солидуса од 507 ◦Ц и температуром ликвидуса од 596 ◦Ц. Ипак, постоји недостатак истраживања у вези са механизмом нуклеације, стабилности и механичким својствима на притисак компактних прахова који садрже ову конкретну композицију легуре, посебно када се уграђују Цф. У претходним радовима, истраживања механизама нуклеације и стабилизације првенствено су спроведена не-ин ситу методама, укључујући томографску анализу узорака који су брзо хлађени након прекида пене. Нажалост, нуклеација субмикронских мехурића се првенствено дешава током загревања прекурсора и брзо се шири у временским интервалима од 100 мс до 1 с, што често представља изазов за посматрање у реалном времену. Модерна техника рендгенског снимања синхротронског зрачења поседује високу енергетску и просторно-временску резолуцију, омогућавајући у реалном времену, ин ситу посматрање процеса нуклеације и раста алуминијумске пене на повишеним температурама. Тренутно су само ограничени истраживачи истраживали кинетику пене праха легуре Ал-Си-Мг синхротронским зрачењем. На пример, Гарсија-Мореноетал. известили о значајним динамичким феноменима у течној алуминијумској пени, укључујући нуклеацију и раст, преуређење мехурића, повлачење течности, агломерацију и пуцање филма. Камм ет ал. проучавао процес нуклеације и раста алуминијумске пене АлСи8Мг4 синхротронским зрачењем. Њихови налази су показали да водоник који настаје разградњом адсорбата на површини металног праха представља још један значајан механизам нуклеације. Ипак, интеракција између компоненти прекурсора је замршена, а њихов састав може утицати на динамику пене. И за систем праха Ал–Си–Цу–Мг и за систем праха Ал–Си–Цу–Мг са додатком Цф, разумевање и истраживање покретања и раста металне пене је кључно за даљи структурални развој пене ради побољшања својстава. за апликације.

У овом раду су Цф/АФС и АФС са металуршким међуфазним везивањем припремљени методом металургије праха за паковање. Еволуција мехурића Цф/АФС и АФС примећена је ин ситу синхротронским зрачењем да би се открио механизам Цф на нуклеацију мехурића, раст и спајање и стабилност. Поред тога, Цф/АФС и АФС су пенушани на 620 ◦Ц током 15 минута у коморној пећи. Потом су карактерисана и тестирана дистрибуција величине пора, микроструктура пора и механичка својства на притисак пенушавих узорака. На основу наведених студија систематски су процењивана структура и чврстоћа на притисак Цф/АФС и АФС.

2. Материјали и методе

2.1. Сировине

За припрему АФС и Цф/АФС коришћено је шест сировина: Ал прах (просечна величина: 45 μм, чистоћа >99,70%), Си прах (просечна величина: 38 μм, чистоћа >99,50%), Цу прах (просечна величина: 38 μм, чистоћа >99,90%), Мг прах (просечна величина: 75 μм, чистоћа >99,70%), ТиХ2 прах (просечна величина: 45 μм, чистоћа >99,70%) и угљенична влакна пресвучена бакром (просечна величина: 1～2 мм, дебљина пресвучене бакром: 1,4 μм).

2.2. Израда Цф/АФС

Шема методе металургије праха за паковање је илустрована уСлика 1. Током фазе мешања, припремљен је прах кватернарне легуре АлСи6Мг4Цу4, са праховима Ал, Си, Цу и Мг у пропорцијама од 86 теж%, 6 теж%, 4 теж%, 4 теж%. 1 теж.% оксидованог ТиХ2 праха (термичка обрада на ваздуху током 1,5 х на 470 ◦Ц) је додат као агенс за дување који брзо ослобађа Х2 на температури топљења ширећи растоп. Додатно, 0,5 теж% угљеничних влакана је уграђено као ојачавајућа фаза. Нарочито, да би се побољшала способност влажења и спречиле штетне реакције као што је Ал4Ц3 на интерфејсу талине влакна и алуминијума током пене, угљенична влакна су пресвучена бакром путем галванизације. Процес галванизације је описан у Реф.Слика 2приказује бакарно пресвучена угљенична влакна добијена поступком безелектричне обраде. Премаз има равномерну и континуирану покривеност површине влакана(Слика 2(а)–(б)). Након тога, различите композиције легура које су коришћене у овој студији су припремљене темељним мешањем претходно наведених прахова са и без Цф у тродимензионалном миксеру током 3 х. Равномерно помешани прах се инкапсулира унутар запечаћене шупљине, након чега следи хладно и топло ваљање.

Фаза хладног ваљања ефикасно евакуише ваздух из шупљина и међупростора између честица кроз низ вишеструких пролаза и малих удубљења. Фаза топлог ваљања обезбеђује да прекурсор постигне релативну густину већу од 98% кроз ко-деформацију плоче и праха, што олакшава накнадни процес пене. Детаљни параметри процеса ваљања описани су у Реф. АФС и Цф/АФС пенушави прекурсори се добијају горе поменутим процесом. На крају, оба пенушава прекурсора су загревана на 620 ◦Ц током 15 минута да би се произвели Цф/АФС и АФС узорци, који су коришћени за анализу величине пора, карактеризацију микроструктуре и тестове механичких својстава на притисак.

2.3. Карактеризација и методе испитивања

2.3.1. Микроструктурна карактеризација

Морфологија микроструктуре Цф/АФС и АФС је испитана помоћу поља емисионе скенирајуће електронске микроскопије (СЕМ, Зеисс Ултра Плус). Енергетска дисперзивна спектроскопија (ЕДС) је коришћена за идентификацију састава различитих фаза у ћелијским зидовима пенастих узорака. Уздужни пресеци узорака добијени су резањем пенастих узорака на машини за електро-пражњење (ЕДМ, ДК7745). Након тога, уздужни пресеци узорака су премазани бојом, а затим брушени и полирани брусним папиром гранулације 800 и 1500. На крају, еквивалентни пречници ћелија (Дмеан) попречног пресека полираног узорка су одређени коришћењем софтвера за анализу слике, Имаге Про Плус 6.0.

Слика 1.Шема методе металургије праха за паковање.

Слика 2.СЕМ слике (а) угљеничних влакана обложених бакром, и (б) показују увећани приказ региона означеног црвеним квадратом у (а). Слике (ц) и (д) су ЕДС резултати тачке А у (б).

Слика 3.Шематски дијаграм поставке експеримента синхротронског зрачења.

2.3.2. Запажања пене на лицу места синхротронским зрачењем

Шематски дијаграм поставке експеримента синхротронског зрачења је скициранСлика 3. Експерименти су спроведени на линији снопа 4В1А у Пекиншком постројењу за синхротронско зрачење (БСРФ, Пекиншки институт за физику високих енергија, Кинеска академија наука, Кина). За разлику од конвенционалног апсорпционог контраста, овај рад користи снимање фазног контраста са извором светлости синхротронског зрачења. Овај приступ се бави ограничењима традиционалног апсорпционог снимања, које је неефикасно за визуелизацију слабо апсорбујућих супстанци. Процес пењења узорака изведен је унутар посебно дизајниране пећи за пењење, са квадратним прозором од 15 мм к 15 мм постављеним окомито на правац рендгенског зрака. Величина узорка, као што је приказано на слици 3, је 15 мм × 15 мм × 2 мм. Узорак се ставља у пенасти калуп који се састоји од одређеног броја керамичких листова. Током процеса пенушања, рендгенски зраци могу да прођу кроз узорак и хватају их камера уређаја са спојеним пуњењем (ЦЦД). Одабрани извор рендгенских зрака радио је при интензитету од 20 Кев, а максимална величина гледања од 7,4 мм × 7,4 мм је коришћена како би се омогућило свеобухватно посматрање целог процеса пене.

Вреди напоменути да су посматрани узорци постављени управно на смер котрљања и на тангенцијални правац. И прекурсори који садрже 0,5 теж% Цф и они без 0,5 теж% Цф су уклоњени са обе стране узорака помоћу ЕДМ. Истражен је утицај Цф на карактеристике пене алуминијумске пене. Штавише, прекурсори различитог састава су пенили у истој пећи за грејање на унапред подешеној температури од 620 ◦Ц.

2.3.3. Испитивање механичких својстава компресије

Узорци за компресију су исечени на цилиндричне узорке висине 23 мм и пречника 20 мм помоћу ЕДМ, а сваки правац је осигуран да укључује најмање 10 комплетних пора како би се избегао ефекат величине. Квазистатичка испитивања компресије су спроведена према стандардима ИСО13314–2011 и ГБ/Т31930–2015, коришћењем АГ-КСПЛУС електронске универзалне машине за испитивање материјала са максималном носивошћу од 100 КН. За сваку групу испитана су три узорка, а криве тлачно напрезање-деформација у овом раду представљају просечне резултате добијене од три испитивана узорка. Сви тестови су изведени под контролом померања, уз одржавање константне брзине попречне главе од 2 мм/мин (што одговара почетној брзини деформације од 10−3 с−1) на собној температури.

Слика 4.Временски еволуиране слике синхротронског зрачења процеса пене Цф/АФС: (а) непенасти претходник у моменту т0 од 380 ◦Ц; (б)–(ц) растварање елементарног бакра и нуклеација типа ИИ током топљења прекурсора; (д)–(г) хетерогена нуклеација и процеси раста мехурића; и (х)–(и) мехурићи који се спајају и пуцају.

3. Резултати и дискусија

3.1. Понашање пене ин ситу под синхротронским зрачењем

3.1.1. Еволуција пене Цф/АФС

Слика 4приказује серију слика синхротронског зрачења које приказују процес пене Цф/АФС. Оригиналне слике Цф/АФС(Слика 4 (а))су ухваћени када је матрица била у чврстом стању на 380 ◦Ц, а ово време је постављено као т0. У поређењу са осталим компонентама у претходнику, Цф изгледа црно унутар претежно сиве матрице богате алуминијумом. Ово се може приписати високом садржају бакра на површини влакана, као што је приказано уСлика 2(ц)–(д), који има највећу релативну атомску масу у поређењу са осталим компонентама прекурсора. Штавише, примећено је да је већина Цф дисперзована и одвојена, а не груписана заједно, као што је приказано уСлика 4(а). Ово имплицира да са додатком од 0,5 теж% Цф, процес мешања од 3 сата може ефикасно да постигне жељено стање дисперзије.

На т0+194с (као што се види уСлика 4(б)), у сивој алуминијумској матрици (означеној црвеном стрелицом) може се уочити значајан број белих, скоро сферних мехурића пречника од 90 μм до 180 μм. Број мехурића је наставио да расте у року од 46 с, као што је приказано уСлика 4(ц). Поред тога, још једна значајна промена која се дешава у матрици је да неки мали мехурићи имају тенденцију да се формирају на површини Цф са иницијацијом растварања Цу (означено црвеном тачкастом кутијом). Овај феномен се вероватно приписује нуклеацији типа ИИ која се јавља унутар компактног праха који садржи бакар. Опште је познато да додавање Цу значајно смањује температуру топљења легура. Ово резултира локализованим топљењем око појединачних честица праха у прашкастом прекурсору који садржи бакарни прах током процеса загревања, стварајући значајну количину Ал–Си–Мг–Цу кватернарног еутектичког растопа на нижим температурама. Кватернарна еутектичка талина има тенденцију да буде слаба област у легури и склонија је нуклеацији. Као резултат тога, већа је вероватноћа да ће мехурићи настати и расти у близини бакрене површине на површини влакана. Штавише, ниска течна фракција у матрици у овом тренутку узрокује да се гасови из разградње ТиХ2 лако акумулирају у алуминијумској матрици. Нуклеација типа ИИ може ефикасно да избегне акумулирани гас који распада матрицу ниске течне фракције и пропагира пукотине кроз течност, што доводи до озбиљног губитка количине водоника.

Слика 4(д)показује да се мехурићи у почетку стварају језгром и расту на подручју Цф док се матрица у потпуности топи, а локације мехурића одговарају слоју обложеном бакром који нестаје (обележено црвеном тачкастом кутијом). Добро је утврђено да додавање секундарних фаза повећава број хетерогених места нуклеације, чиме се смањује енергетска баријера за формирање нових мехурића унутар растопљене легуре. У међувремену, брзина нуклеације је повезана са укупном хетерогеном површином нуклеације по јединици запремине. Сходно томе, може се приметити да се мехурићи у почетку стварају на местима где се налазе угљенична влакна и да се шире дуж дужине угљеничних влакана. Са даљим повећањем фракције растопа, бројни нови мехурићи настављају да излазе изСлика 4(е)–4(г). Међутим, стопа локализованог спајања и пуцања мехурића је спора, што указује да мехурићи поседују високу стабилност. На т0+426с, број мехурића се значајно повећава, и

запремина прекурсора показује велику експанзију(Сл. 4(х)). Штавише, појава неког спајања мехурића (означено црвеном стрелицом), где се мали мехурићи апсорбују већим услед Оствалдовог сазревања, неизбежан је процес током еволуције металне пене [40]. Овај феномен сазревања такође резултира појавом малог броја великих и неправилних мехурића (означених црвеном стрелицом уСлика 4(и)).

Слика 5.Временски еволуиране слике процеса пене АФС-а у различитим фазама: (а) неотопљени претходник у моменту т0 од 380 ◦Ц; (б) растварање елементарног бакра и нуклеација типа ИИ током топљења прекурсора; (ц) процеси нуклеације и раста мехурића; и (д)–(ф) мехурићи који се спајају и пуцају.

3.1.2. Еволуција пене АФС-а

Слика 5 показује серију слика синхротронског зрачења које илуструју процес пене АФС. Слично Цф/АФС, почетна слика за секвенцу синхротронског зрачења је снимљена када је АФС био у чврстој фази на 380 ◦Ц (видиСлика 5(а)). Када се матрица загреје изнад температуре солидуса, у њој постају видљиви мали бели мехурићиСлика 5(б) и (ц), који је резултат разградње ТиХ2 и појаве нуклеације типа ИИ у региону богатом Цу. Међутим, број генерисаних мехурића и њихова густина дистрибуције уСлика 5(ц)је знатно нижа у поређењу саСлика 4(ц). Ово сугерише да Цф/АФС обезбеђује више канала за рано ослобађање гаса током нуклеације, спречавајући прекомерно формирање пукотина у алуминијумској матрици са малом течном фракцијом.

Мањи број места нуклеације АФС и већа вероватноћа абнормалног раста мехурића у поређењу са Цф/АФС може се приметити изСлика 5(д)–(ф). Еволуција АФС мехурића је неправилна, а њихове величине показују широке флуктуације због коегзистенције мехурића величине микрометра и великих мехурића абнормално величине милиметра (означених црвеном стрелицом). Штавише, ова нестабилност и нехомогеност током раног процеса нуклеације могу резултирати значајним разликама у коначној структури пора и механичким својствима између АФС и Цф/АФС.

3.2. Анализа макроструктуре

Да би се истражиле разлике у макроскопској морфологији пора и пречнику пора између АФС и Цф/АФС, припремљене су две сендвич структуре у лабораторијским условима на температури пене од 620 ◦Ц током 15 мин. Макроструктуре и расподела величине ћелија АФС и Цф/АФС су приказане уСлика 6. Поређење вертикалних пресека два узорка сендвич структура открива да Цф/АФС пене имају финије ћелије и мање дефеката као што су руптуре или спајање ћелија (видетиСлика 6 (б)). Напротив, као што је приказано уСлика 6(а), АФС показује слабу хомогеност пора уз присуство неких абнормално великих пора. У међувремену, еквивалентни пречник пора за АФС и Цф/АФС био је 2,9 ± 0,2 мм и 1,9 ± 0,1 мм, респективно, што сугерише да је пречник пора додатно побољшан додавањем Цф (видетиСлика 6(ц) и (д)).

На еволуцију структуре пора утичу два компетитивна механизма: разлагање ТиХ2 и спајање и пуцање пене. Разлагање ТиХ2 доприноси повећању броја нуклеација, порозности и брзине експанзије, док спајање и пуцање мехурића смањује број пора и повећава пречник пора. Смањење догађаја спајања и пуцања мехурића доприноси добијању боље ћелијске структуре. Дакле, висока стабилност пене је неопходна да би се одржала хомогеност структуре пора током процеса пене. За Цф/АФС, додавање Цф у великој мери побољшава квашење влакана са топљењем алуминијума. Слично као што је пријављена Цф ојачана алуминијумска пена [44] припремљена методом пенушавог растапања, додавање Цф стабилизује алуминијумску пену спречавањем пуцања ћелијског зида и смањењем агломерације. У међувремену, Цф може да створи мрежасту структуру у ћелијском зиду, која генерише силу раздвајања и спречава пуцање мехурића, чиме се побољшава структура ћелије, стабилност пене и уједначеност расподеле пора.

3.3. Микроструктурна карактеризација

Слика 7(а)приказује микроструктуру ћелијског зида након пенушања са АФС. Како је објављено за пене од легуре АлСи6Цу4Мг4, еутектички Ал–Си, Мг2Си, Ал2Цу и Ал5Цу2Мг8Си6 су присутни у легури, што је у складу са налазима добијеним из ЕДС анализе уСлика 7(б). Ове крхке фазе смањују механичка својства алуминијумске пене тако што слабе зид пора или делују као извор пукотина током деформације. Због тога је побољшање механичких својстава зида пора кроз додавање фаза за ојачавање одржива и ефикасна стратегија.

За Цф/АФС, може се посматрати изСлика 7(ц) и (д)да је Цф распоређен унутар ћелијског зида или на ивици ћелијског зида, што указује на то да Цф има одличну способност влажења са топљењем алуминијума. Штавише, приметно је (погледајтеСлика 7(д)) да се мања количина исталожене фазе Ал2Цу формира на граници између влакана и растопљеног алуминијума. Овај феномен доприноси постизању јаке везе између влакана и матрице. Напредовање ове дифузионе реакције може се интуитивно посматрати уСлика 4(а)–(ц). Имајте на уму да исталожена фаза не окружује у потпуности угљенична влакна, а стање и количина ове дистрибуције су корисни за Цф/АФС. На основу студије Лв ет ал, на композитним материјалима са матричним алуминијумом ојачаним Цф, показано је да одговарајућа количина исталожене фазе може утицати и регулисати јачину међуфазне везе.

Слика 6.Вертикални пресеци репрезентативног узорка (а) АФС и (б) Цф/АФС. Еквивалентни дијаграми пречника у односу на фракцију површине који одговарају (а) и (б) су приказани у (ц) и (д), респективно. Пуна непрекидна линија у (ц) и (д) представља лог-нормално уклапање. Регресија (Р2) представља доброту уклапања.

Слика 7.СЕМ слике (а) и (б) показују микроструктуре које одговарајуСлика 6(а) ГФИ иСлика 6(б) Цф/АФС, поред тога,Слика 7(б) и (д) показују локализована увећањаСлика 7(а) и (ц), респективно.

3.4. Механизам Цф стабилизације Ал–Си–Мг–Цу пене

На основу горе поменуте анализе, шематски приказ механизма пене за Цф/АФС и АФС је сажет уСлика 8. Значајне разлике између Цф/АФС и АФС у фази нуклеације, раста мехурића и фази спајања и постепеног очвршћавања, као што је илустровано уСлика 8(а) и (б).

Слика 8.Шематски дијаграм понашања пене Цф/АФС и АФС: (а) Цф/АФС; и (б) ГФИ.

У фази нуклеације пене од легуре АлСи6Цу4Мг4, мехурићи имају тенденцију нуклеације унутар течне кватернарне еутектике која окружује честице бакра, уместо да настају на месту где се налазе ТиХ2 честице. Ова врста нуклеације у најслабијем региону прекурсора (нуклеација типа ИИ) обезбеђује више канала за излаз за гасове ослобођене разградњом ТиХ2, избегавајући акумулацију гасова и изазивајући ширење пукотина у топљењу алуминијума. Додатак угљеничних влакана обложених бакром очигледно додатно ствара више канала за ослобађање Х2. Међутим, пошто алуминијумски растоп нема довољну течну фракцију у овој фази, тешко је да тако мали мехурићи имају довољан извор Х2 да наставе да расту. Као резултат, ови мали мехурићи пуцају унутар растопа како температура расте. Када се прекурсор потпуно истопи, Х2 ослобођен из насилне реакције дехидрогенације ТиХ2 ће настати и брзо расти на основу тачке нуклеације. Цф обезбеђује бројна хетерогена места нуклеације за стварање мехурића, који у великој мери повећавају стопе нуклеације. Истовремено, присуство Цф ефикасно инхибира контакт и спајање примарних мехурића и избегава стварање аномално великих мехурића.

Током фазе раста и спајања мехурића, додавање Цф значајно побољшава стабилност пене. Разлог је тај што Цф и талина алуминијума имају добру квашење, а влакна се могу лако заробити између два интерфејса гас-течност да би формирала мрежну структуру (као што је приказано наСлика 7(ц)). Како се течни филм разређује, влакна могу створити притисак одвајања како би се одупрла усису са границе платоа, чиме се спречава пуцање филма течности. Дакле, Цф/АФС-у је потребно дуже време пене у поређењу са АФС-ом, са већом стабилношћу која може да одржи уједначеност структуре пора током еволуције пене.

Током фазе спорог очвршћавања, мехурићи у Цф/АФС више не расту и влакна су уграђена у ћелијски зид (означена црвеном тачкастом кутијом). Ово задржавање влакана спречава апсорпцију малих мехурића већих, као што се види код Оствалдовог сазревања, и инхибира руптуру ћелијског зида услед експанзије очвршћавања. Као резултат, Цф/АФС показује хомогенију структуру пора и мање дефеката пора у поређењу са АФС.

3.5. Механичке особине

Криве напон-деформација при притиску за Цф/АФС и АФС са скоро истом порозношћу (83,2% и 81,4%, респективно) су представљене уСлика 9(а). Крива напон-деформација при притиску показује јасну тростепену карактеристику, која обухвата линеарну еластичну област, област платоа и област згушњавања. Граница течења при притиску АФС и Цф/АФС била је 8,44 МПа и 11,87 МПа, респективно. Граница течења Цф/АФС је повећана за 40,6% у поређењу са АФС. У међувремену, капацитет апсорпције енергије Цф/АФС је бољи од АФС-а при истом напрезању, као што је приказано уСлика 9(б). Капацитети апсорпције енергије АФС и Цф/АФС су око 3,3 МЈ/м3 и 6,1 МЈ/м3, респективно. Капацитет апсорпције енергије Цф/АФС је побољшан за 84,8% у поређењу са АФС.

Слика 9.Криве компресијског напрезања и криве капацитета апсорпције енергије Цф/АФС и АФС: (а) криве напрезања на притисак; (б) криве капацитета апсорпције енергије.

Уградња Цф значајно је побољшала механичка својства језгра пене. Добро је познато да су механичка својстваалуминијумска пенасу уско повезани са структуром пора и механичким својствима стуба. Макроструктурна анализа је показала да је додавање Цф побољшало величину пора, побољшало расподелу пора и смањило дефекте пора. Слично налазима Сасикумара ет ал. и Иангетал. мали пречник пора и уска дистрибуција пора су кориснији за повећање чврстоће на притисак и ефикасности апсорпције енергије. Штавише, ефекат микроструктуре на механичка својства пене је углавном због Цф уграђеног у зидове пора пене. Дифузијом и растварањем угљеничних влакана обложених бакром у алуминијумској матрици може се постићи чвршћа међуфазна веза између влакана и алуминијумске матрице, што доприноси преносу оптерећења. Угљична влакна високог модула која се спајају у зид пора могу ограничити деформацију зида пора под оптерећењем компресије и побољшати носивост. Сви ови фактори фаворизују Цф/АФС за постизање веће јачине течења и капацитета апсорпције енергије у поређењу са АФС.

4. Закључци

Цф/АФС и АФС су у овом раду припремљени методом металургије праха за паковање. Понашање пене Цф/АФС и АФС је динамички посматрано кроз синхротронско зрачење до

истражити утицај Цф на нуклеацију и раст мехурића. Поред тога, детаљно је анализиран Цф о морфологији пора, расподели пора и својствима компресије алуминијумских пена. Главни закључци су следећи:

(1) Посматрања синхротронског зрачења ин ситу откривају да процеси пене Цф/ АФС и АФС показују три различите фазе: нуклеација мехурића, раст и спајање мехурића и очвршћавање.

У поређењу са АФС, процес пене Цф/АФС показује већу стабилност и уједначеност мехурића. АФС је склонији формирању абнормално великих и грубих пора током процеса еволуције пора. Поред тога, диспаритет се приписује хетерогеном ефекту нуклеације Цф, који спречава пуцање зида мехурића и смањује коалесценцију док повећава брзину нуклеације.

(2) Додатак 0,5 теж.% Цф рафинише еквивалентни пречник пора са 2,9 ± 0,2 мм на 1,9 ± 0,1 мм, значајно смањујући дефекте грубих пора. Истовремено, микроструктура открива добру способност влажења Цф, који је распоређен дуж зида пора и интерфејса гас-чврста материја, чиме се повећава стабилност пене.

(3) У поређењу са АФС, граница попуштања при притиску и капацитет апсорпције енергије Цф/АФС повећани су за приближно 40,6% и 84,8%, респективно. Налази ове студије могу дати идеје за ојачање сендвич панела од алуминијумске пене са металуршким везивним интерфејсима који имају потенцијал за инжењерске примене у области аутомобилске и ваздухопловне индустрије.

Чланак из часописа за истраживање материјала и технологију