Caratteristiche prestazionali del pannello sandwich in schiuma di alluminio e fibra di carbonio depositata con rame rispetto al pannello sandwich in schiuma di alluminio convenzionale

Sandwich in schiuma di alluminioI pannelli (AFS) presentano una combinazione di caratteristiche strutturali e funzionali come bassa densità, elevata resistenza specifica, favorevole assorbimento di energia, capacità di smorzamento e schermatura elettromagnetica. Queste eccellenti proprietà conferiscono ai pannelli AFS un grande potenziale nei settori aerospaziale, dei trasporti e navale. Rispetto ai pannelli in metallo puroSchiumaLe piastre metalliche esterne dell'AFS possono sigillare efficacemente la schiuma e migliorarne le proprietà meccaniche complessive, come la resistenza alla trazione e alla flessione. Generalmente, l'AFS è stato realizzato con il metodo dell'incollaggio, che prevede l'incollaggio della schiuma di alluminio a pannelli metallici solidi utilizzando un adesivo epossidico.

Sebbene il metodo di incollaggio migliori efficacemente lo smorzamento strutturale, presenta alcune limitazioni, tra cui difficoltà di riciclo e suscettibilità alla delaminazione in condizioni di alta temperatura o corrosione. Per superare queste limitazioni, sono stati dedicati intensi sforzi di ricerca per ottenere un legame metallurgico tra il pannello e lo strato centrale.

Attualmente, i metodi di preparazione predominanti per AFS volti a ottenere una saldatura metallurgica sono generalmente classificati in tre categorie: saldatura, schiumatura a fusione e metallurgia delle polveri mediante laminazione a riempimento. Tra questi metodi, la metallurgia delle polveri mediante laminazione a riempimento è considerata superiore per il controllo della struttura dei pori e per ottenere la schiumatura a bassa temperatura. Un nostro precedente lavoro ha utilizzato questa tecnologia per fabbricare AFS di grandi dimensioni con migliori proprietà di espansione e struttura cellulare per applicazioni industriali.

Tuttavia, a causa delle proprietà meccaniche compressive relativamente basse del nucleo in schiuma, il miglioramento della resistenza meccanica dell'AFS è limitato, quindi un ulteriore miglioramento della resistenza del nucleo in schiuma è fondamentale per l'AFS.

Ad oggi, i metodi comuni segnalati per migliorare le proprietà meccaniche compressive dischiuma di alluminiosono i seguenti: trattamento superficiale, trattamento termico e rinforzo mediante aggiunta di particelle, fibre, elementi di lega, ecc. Tra questi, le fibre di carbonio corte con bassa densità, elevato modulo elastico e ampio rapporto di aspetto hanno attirato grande attenzione come promettenti materiali di rinforzo. Inoltre, la metallizzazione superficiale delle fibre di carbonio, mediante elettrodeposizione o placcatura chimica come la ramatura o la nichelatura, migliora ulteriormente la bagnabilità delle fibre di carbonio nella fusione di alluminio ed evita dannose reazioni interfacciali tra le fibre di carbonio e la fusione di alluminio. Le fibre di carbonio corte sono ora ampiamente utilizzate per rinforzare i compositi a matrice di alluminio.

Bhav Singhetal. ha preparato compositi a matrice di alluminio rinforzati con fibre di carbonio rivestite di rame mediante il metodo di fusione a caldo. Muetal. ha prodotto compositi a matrice di alluminio rinforzati con fibre di carbonio rivestite di nichel utilizzando il metodo di fusione a due rulli. I risultati hanno dimostrato un significativo miglioramento della resistenza a trazione dei compositi con l'aggiunta di fibre di carbonio. Tuttavia, sono state condotte ricerche limitate su questo argomento.schiuma di alluminio rinforzataCon fibre di carbonio rivestite in rame. Caoetal. ha preparato per prima una schiuma di alluminio rinforzata con fibre di carbonio rivestite in rame attraverso il metodo della schiumatura a fusione. I risultati dimostrano che lo 0,35% in volume di Cf può stabilizzare la schiuma di alluminio prevenendo la rottura del film liquido, e maggiore è la quantità di fibre aggiunte alla schiuma, maggiore è la stabilità. Muetal. ha dimostrato che le proprietà di smorzamento della schiuma di alluminio preparata con il metodo della schiumatura a fusione sono state significativamente migliorate con l'aggiunta di Cf.

Di conseguenza, si può concludere che l'aggiunta di Cf può essere una strategia efficace per migliorare simultaneamente la stabilità della schiuma e le proprietà meccaniche dischiume di alluminioInoltre, non ci sono ancora notizie di pannelli sandwich in schiuma di alluminio rinforzata con fibre di carbonio rivestite di rame preparati tramite il metodo della metallurgia delle polveri, il che spinge i ricercatori a condurre studi più approfonditi in questo campo.

Sono stati condotti numerosi studi sul meccanismo di nucleazione e sulla stabilità dischiume di alluminiocon l'aggiunta di fasi di rinforzo. Le differenze nel numero e nella morfologia dei pori,

Come dimensioni, distribuzione e forma, i parametri sono solitamente attribuiti ai meccanismi di nucleazione e alla stabilità. Gli effetti di nucleazione eterogenea e i meccanismi di stabilizzazione della rete di ossidi nei sistemi di metallurgia delle polveri sono stati ampiamente studiati. Le polveri di leghe quaternarie costituite da Al–Si–Mg–Cu utilizzate in questo articolo hanno mostrato tassi di espansione eccezionali e basse temperature di formazione di schiuma, con una temperatura di solidus di 507 °C e una temperatura di liquidus di 596 °C. Tuttavia, mancano ricerche sul meccanismo di nucleazione, sulla stabilità e sulle proprietà meccaniche compressive dei compatti di polvere contenenti questa particolare composizione di lega, in particolare quando incorporano Cf. In lavori precedenti, le indagini sui meccanismi di nucleazione e stabilizzazione sono state condotte principalmente attraverso metodi non in situ, che prevedevano l'analisi tomografica di campioni raffreddati rapidamente dopo l'interruzione della formazione di schiuma. Sfortunatamente, la nucleazione di bolle submicroniche si verifica principalmente durante il riscaldamento del precursore e si espande rapidamente in intervalli di tempo che vanno da 100 ms a 1 s, presentando spesso difficoltà per l'osservazione in tempo reale. La moderna tecnica di imaging a raggi X con radiazione di sincrotrone possiede un'elevata energia e risoluzione spaziotemporale, consentendo l'osservazione in situ in tempo reale del processo di nucleazione e crescita di schiume di alluminio a temperature elevate. Attualmente, solo un numero limitato di ricercatori ha esplorato la cinetica di formazione di schiuma della polvere di lega Al-Si-Mg mediante radiazione di sincrotrone. Ad esempio, García-Morenoet al. ha riportato significativi fenomeni dinamici nella schiuma di alluminio liquida, tra cui nucleazione e crescita, riarrangiamento delle bolle, retrazione del liquido, agglomerazione e rottura del film. Kamm et al. hanno studiato il processo di nucleazione e crescita della schiuma di alluminio AlSi8Mg4 mediante radiazione di sincrotrone. I loro risultati hanno indicato che l'idrogeno generato dalla decomposizione degli adsorbati sulla superficie della polvere metallica rappresenta un altro meccanismo di nucleazione significativo. Tuttavia, l'interazione tra i componenti precursori è complessa e la dinamica della formazione di schiuma può essere influenzata dalla loro composizione. Sia per il sistema in polvere Al-Si-Cu-Mg che per quello in polvere Al-Si-Cu-Mg con aggiunta di Cf, comprendere ed esplorare l'innesco e la crescita della schiuma metallica è fondamentale per l'ulteriore sviluppo strutturale della schiuma al fine di migliorarne le proprietà applicative.

In questo lavoro, Cf/AFS e AFS con legame interfacciale metallurgico sono stati preparati mediante il metodo della metallurgia delle polveri con laminazione a riempimento. L'evoluzione delle bolle di Cf/AFS e AFS è stata osservata in situ mediante radiazione di sincrotrone per rivelare il meccanismo di nucleazione, crescita e fusione delle bolle, nonché la loro stabilità, del Cf. Inoltre, Cf/AFS e AFS sono stati schiumati a 620 °C per 15 minuti in un forno a camera. Successivamente, la distribuzione dimensionale dei pori, la microstruttura dei pori e le proprietà meccaniche a compressione dei campioni schiumati sono state caratterizzate e testate. Sulla base degli studi sopra menzionati, la struttura e la resistenza a compressione di Cf/AFS e AFS sono state valutate sistematicamente.

2.Materialee metodi

2.1 Materie prime

Per preparare AFS e Cf/AFS sono state utilizzate sei materie prime: polvere di Al (dimensione media: 45 μm, purezza >99,70%), polvere di Si (dimensione media: 38 μm, purezza >99,50%), polvere di Cu (dimensione media: 38 μm, purezza >99,90%), polvere di Mg (dimensione media: 75 μm, purezza >99,70%), polvere di TiH2 (dimensione media: 45 μm, purezza >99,70%) e fibra di carbonio rivestita di rame (dimensione media: 1～2 mm, spessore del rivestimento in rame: 1,4 μm).

2.2. Fabbricazione di Cf/AFS

Lo schema del metodo di metallurgia delle polveri mediante laminazione dell'imballaggio è illustrato inFigura 1Durante la fase di miscelazione, è stata preparata la polvere di lega quaternaria AlSi6Mg4Cu4, con polveri di Al, Si, Cu e Mg in proporzioni rispettivamente dell'86%, 6%, 4% e 4% in peso. È stata aggiunta l'1% in peso di polvere di TiH2 ossidata (trattamento termico in aria per 1,5 ore a 470 °C) come agente espandente, che rilascia rapidamente H2 alla temperatura di fusione, espandendo il fuso. Inoltre, è stato incorporato lo 0,5% in peso di fibre di carbonio come fasi di rinforzo. In particolare, per migliorare la bagnabilità e prevenire reazioni dannose come Al4C3 all'interfaccia fibra-alluminio fuso durante la schiumatura, le fibre di carbonio sono state rivestite di rame tramite galvanoplastica. Il processo di galvanoplastica è stato descritto nei Rif.Figura 2mostra le fibre di carbonio rivestite in rame ottenute mediante il processo di placcatura chimica. Il rivestimento copre in modo uniforme e continuo la superficie della fibra.(Figura 2(a)–(b))Successivamente, le diverse composizioni di leghe utilizzate in questo studio sono state preparate miscelando accuratamente le polveri sopra menzionate, con e senza Cf, in un miscelatore tridimensionale per 3 ore. La polvere, uniformemente miscelata, è stata incapsulata in una cavità sigillata, seguita da procedure di laminazione a freddo e a caldo.

La fase di laminazione a freddo evacua efficacemente l'aria dalle cavità e dagli spazi interstiziali tra le particelle attraverso una serie di passaggi multipli e piccole depressioni. La fase di laminazione a caldo garantisce che il precursore raggiunga una densità relativa superiore al 98% attraverso la co-deformazione del pannello e della polvere, facilitando il successivo processo di schiumatura. I parametri dettagliati del processo di laminazione sono descritti nei Rif. I precursori schiumabili AFS e Cf/AFS vengono ottenuti attraverso il processo sopra menzionato. Infine, entrambi i precursori schiumabili sono stati riscaldati a 620 °C per 15 minuti per fabbricare campioni di Cf/AFS e AFS, che sono stati utilizzati per l'analisi delle dimensioni dei pori, la caratterizzazione microstrutturale e i test delle proprietà meccaniche a compressione.

2.3. Caratterizzazione e metodi di prova

2.3.1. Caratterizzazione microstrutturale

La morfologia microstrutturale di Cf/AFS e AFS è stata studiata mediante microscopia elettronica a scansione a emissione di campo (SEM, Zeiss Ultra Plus). La spettroscopia a dispersione di energia (EDS) è stata utilizzata per identificare la composizione di varie fasi nelle pareti cellulari dei campioni schiumati. Sezioni longitudinali dei campioni sono state ottenute tagliando i campioni schiumati con la macchina per elettroerosione (EDM, DK7745). Successivamente, le sezioni longitudinali dei campioni sono state rivestite con vernice e poi carteggiate e lucidate utilizzando rispettivamente carta vetrata a grana 800 e 1500. Infine, i diametri cellulari equivalenti (Dmean) della sezione trasversale del campione lucidato sono stati determinati utilizzando il software di analisi delle immagini Image Pro Plus 6.0.

Figura 1.Schema del metodo di metallurgia delle polveri mediante laminazione dell'imballaggio.

Figura 2.Le immagini SEM delle fibre di carbonio (a) rivestite di rame, e (b) mostrano una vista ingrandita della regione contrassegnata da un quadrato rosso in (a). Le immagini (c) e (d) sono i risultati EDS del punto A in (b).

Figura 3.Schema dell'allestimento dell'esperimento sulla radiazione di sincrotrone.

2.3.2. Osservazioni di schiumatura in situ mediante radiazione di sincrotrone

Lo schema dell'impostazione dell'esperimento di radiazione di sincrotrone è abbozzato inFigura 3Gli esperimenti sono stati condotti presso la linea di luce 4W1A del Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Accademia Cinese delle Scienze, Cina). A differenza dell'imaging ad assorbimento convenzionale, questo articolo utilizza l'imaging a contrasto di fase con la sorgente luminosa di sincrotrone. Questo approccio supera i limiti dell'imaging ad assorbimento tradizionale, inefficace per la visualizzazione di sostanze debolmente assorbenti. Il processo di schiumatura dei campioni è stato eseguito all'interno di un forno di schiumatura progettato appositamente, dotato di una finestra quadrata di 15 mm x 15 mm posizionata perpendicolarmente alla direzione del fascio di raggi X. Le dimensioni del campione, come illustrato in Figura 3, misurano 15 mm × 15 mm × 2 mm. Il campione viene posizionato in uno stampo di schiumatura costituito da un certo numero di fogli di ceramica. Durante il processo di schiumatura, i raggi X possono attraversare il campione e vengono catturati da una telecamera a dispositivo ad accoppiamento di carica (CCD). La sorgente di raggi X scelta funzionava a un'intensità di 20 KeV e sono state impiegate dimensioni di visualizzazione massime di 7,4 mm × 7,4 mm per consentire un'osservazione completa dell'intero processo di schiumatura.

È importante notare che i campioni osservati sono stati posizionati perpendicolarmente sia alla direzione di laminazione che a quella tangenziale. Sia i precursori contenenti lo 0,5% in peso di Cf che quelli senza lo 0,5% in peso di Cf sono stati rimossi dai lati dei campioni mediante elettroerosione a tuffo. È stato studiato l'effetto del Cf sulle caratteristiche di schiumatura della schiuma di alluminio. Inoltre, i precursori con diverse composizioni sono stati schiumati nello stesso forno di riscaldamento a una temperatura preimpostata di 620 °C.

2.3.3. Prova delle proprietà meccaniche di compressione

I provini di compressione sono stati tagliati in cilindri di altezza 23 mm e diametro 20 mm mediante elettroerosione a tuffo, assicurandosi che ogni direzione includesse almeno 10 pori completi per evitare l'effetto dimensionale. Sono state condotte prove di compressione quasi-statica secondo gli standard ISO13314–2011 e GB/T31930–2015, utilizzando una macchina universale per prove sui materiali AG-XPLUS con una capacità di carico massima di 100 kN. Sono stati testati tre campioni per ciascun gruppo e le curve sforzo-deformazione di compressione riportate in questo articolo rappresentano i risultati medi ottenuti dai tre campioni testati. Tutte le prove sono state eseguite in controllo di spostamento, mantenendo una velocità costante della traversa di 2 mm/min (corrispondente a una velocità di deformazione iniziale di 10⁻³ s⁻³) a temperatura ambiente.

Figura 4.Immagini della radiazione di sincrotrone evolute nel tempo del processo di schiumatura Cf/AFS: (a) precursore non schiumato al momento t0 di 380 ◦C; (b)–(c) dissoluzione del rame elementare e nucleazione di tipo II durante la fusione del precursore; (d)–(g) processi eterogenei di nucleazione e crescita delle bolle; e (h)–(i) fusione e rottura delle bolle.

3. Risultati e discussione

3.1. Comportamento della formazione di schiuma in situ sotto radiazione di sincrotrone

3.1.1. Evoluzione della schiuma di Cf/AFS

Figura 4mostra una serie di immagini di radiazione di sincrotrone che illustrano il processo di formazione di schiuma del Cf/AFS. Le immagini originali del Cf/AFS(Figura 4 (a))sono stati catturati quando la matrice era allo stato solido a 380 °C, e questo tempo è stato impostato a t0. Rispetto agli altri componenti del precursore, il Cf appare nero all'interno della matrice prevalentemente grigia ricca di alluminio. Ciò può essere attribuito all'elevato contenuto di rame sulla superficie della fibra, come mostrato inFigura 2(c)–(d), che ha la massa atomica relativa maggiore rispetto agli altri componenti del precursore. Inoltre, si osserva che la maggior parte del Cf è dispersa e separata, piuttosto che raggruppata insieme, come mostrato inFigura 4(a)Ciò implica che con un'aggiunta dello 0,5% in peso di Cf, un processo di agitazione di 3 ore può effettivamente raggiungere lo stato di dispersione desiderato.

A t0+194s (come visto inFigura 4(b)), nella matrice di alluminio grigia (indicata dalla freccia rossa) si può osservare un numero considerevole di bolle bianche, quasi sferiche, con diametri compresi tra 90 μm e 180 μm. Il numero di bolle ha continuato ad aumentare entro 46 s, come mostrato inFigura 4(c)Inoltre, un altro cambiamento degno di nota che si verifica nella matrice è che alcune piccole bolle tendono a formarsi sulla superficie del Cf con l'inizio delle dissoluzioni del Cu (contrassegnate dal riquadro tratteggiato rosso). Questo fenomeno è probabilmente attribuito alla nucleazione di tipo II che si verifica all'interno del compatto di polvere contenente rame. È ampiamente riconosciuto che l'aggiunta di Cu riduce significativamente la temperatura di fusione delle leghe. Ciò si traduce in una fusione localizzata attorno alle singole particelle di polvere nel precursore della polvere contenente polvere di rame durante il processo di riscaldamento, generando una quantità sostanziale di massa fusa eutettica quaternaria Al-Si-Mg-Cu a temperature inferiori. La massa fusa eutettica quaternaria tende a essere una regione debole nella lega ed è più soggetta a nucleazione. Di conseguenza, è più probabile che le bolle si nucleino e crescano in prossimità del rivestimento di rame sulla superficie della fibra. Inoltre, la bassa frazione di liquido nella matrice in questo momento fa sì che i gas derivanti dalla decomposizione di TiH₂ si accumulino facilmente nella matrice di alluminio. La nucleazione di tipo II può impedire efficacemente che il gas accumulato forzi la matrice a bassa frazione di liquido e propaghi crepe nel liquido, con conseguente grave perdita di quantità di idrogeno.

Figura 4(d)mostra che le bolle inizialmente si nucleano e crescono nella regione del Cf mentre la matrice fonde completamente, e la posizione delle bolle corrisponde allo strato rivestito di rame che scompare (contrassegnato con il riquadro tratteggiato rosso). È ben noto che l'aggiunta di fasi secondarie aumenta il numero di siti di nucleazione eterogenei, riducendo così la barriera energetica per la formazione di nuove bolle all'interno della lega fusa. Nel frattempo, la velocità di nucleazione è correlata all'area totale di nucleazione eterogenea per unità di volume. Di conseguenza, si può osservare che le bolle inizialmente si nucleano nei siti in cui sono situate le fibre di carbonio e si espandono lungo la lunghezza della fibra di carbonio. Con un ulteriore aumento della frazione di fusione, numerose nuove bolle continuano a emergere daFigura 4(e)–4(g)Tuttavia, la velocità di fusione e rottura localizzata delle bolle è lenta, il che indica che le bolle possiedono un'elevata stabilità. A t0+426s, il numero di bolle aumenta significativamente e

il volume precursore mostra una grande espansione(Figura 4(h))Inoltre, il verificarsi di una fusione di bolle (contrassegnata dalla freccia rossa), in cui le bolle piccole vengono assorbite da quelle più grandi a causa della maturazione di Ostwald, è un processo inevitabile durante l'evoluzione delle schiume metalliche [40]. Questo fenomeno di maturazione si traduce anche nella comparsa di un piccolo numero di bolle grandi e irregolari (contrassegnate dalla freccia rossa inFigura 4(i)).

Figura 5.Immagini evolute nel tempo del processo di formazione di schiuma dell'AFS in diverse fasi: (a) precursore non fuso al momento t0 di 380 ◦C; (b) dissoluzione del rame elementare e nucleazione di tipo II durante la fusione del precursore; (c) processi di nucleazione e crescita delle bolle; e (d)–(f) fusione e rottura delle bolle.

3.1.2. Evoluzione della schiuma dell'AFS

La Fig. 5 mostra una serie di immagini di radiazione di sincrotrone che illustrano il processo di formazione di schiuma dell'AFS. Analogamente a Cf/AFS, l'immagine iniziale per la sequenza di radiazione di sincrotrone è stata acquisita quando l'AFS era in fase solida a 380 °C (vediFigura 5(a)). Quando la matrice viene riscaldata oltre la temperatura del solidus, piccole bolle bianche diventano visibili inFigura 5(b) e (c), risultante dalla decomposizione di TiH2 e dal verificarsi di nucleazione di tipo II nella regione ricca di Cu. Tuttavia, il numero di bolle generate e la loro densità di distribuzione inFigura 5(c)è notevolmente inferiore rispetto aFigura 4(c)Ciò suggerisce che Cf/AFS fornisce più canali per il rilascio precoce del gas durante la nucleazione, prevenendo la formazione eccessiva di crepe nella matrice di alluminio con bassa frazione di liquido.

Si può osservare un numero inferiore di siti di nucleazione AFS e una maggiore probabilità di crescita anomala delle bolle rispetto a Cf/AFS.Figura 5(d)–(f)L'evoluzione delle bolle di AFS è irregolare e le loro dimensioni presentano ampie fluttuazioni dovute alla coesistenza di bolle di dimensioni micrometriche e di bolle di dimensioni anormalmente millimetriche (indicate dalla freccia rossa). Inoltre, questa instabilità e disomogeneità durante il processo di nucleazione iniziale può determinare differenze significative nella struttura finale dei pori e nelle proprietà meccaniche tra AFS e Cf/AFS.

3.2. Analisi della macrostruttura

Per studiare le differenze nella morfologia macroscopica dei pori e nel diametro dei pori tra AFS e Cf/AFS, sono state preparate due strutture sandwich in condizioni di laboratorio a una temperatura di schiumatura di 620 °C per 15 minuti. Le macrostrutture e la distribuzione delle dimensioni cellulari di AFS e Cf/AFS sono mostrate inFigura 6Il confronto delle sezioni verticali dei due campioni di strutture sandwich rivela che le schiume Cf/AFS hanno celle più fini e meno difetti come la rottura o la fusione delle celle (vedereFigura 6 (b)). Al contrario, come mostrato inFigura 6(a), l'AFS presenta una scarsa omogeneità dei pori, con la presenza di alcuni pori anormalmente grandi. Allo stesso tempo, il diametro equivalente dei pori per AFS e Cf/AFS era rispettivamente di 2,9 ± 0,2 mm e 1,9 ± 0,1 mm, suggerendo che il diametro dei pori fosse ulteriormente migliorato dall'aggiunta di Cf (vediFigura 6(c) e (d)).

L'evoluzione della struttura dei pori è influenzata da due meccanismi competitivi: la decomposizione di TiH2 e la fusione e rottura della schiuma. La decomposizione di TiH2 contribuisce all'aumento del numero di nucleazioni, della porosità e della velocità di espansione, mentre la fusione e la rottura delle bolle diminuiscono il numero di pori e ne aumentano il diametro. La riduzione degli eventi di fusione e rottura delle bolle contribuisce all'ottenimento di una migliore struttura cellulare. Pertanto, l'elevata stabilità della schiuma è necessaria per mantenere l'omogeneità della struttura dei pori durante il processo di schiumatura. Per Cf/AFS, l'aggiunta di Cf migliora notevolmente la bagnabilità delle fibre con l'alluminio fuso. Analogamente alla schiuma di alluminio rinforzata con Cf riportata [44] preparata con il metodo di schiumatura a fusione, l'aggiunta di Cf stabilizza la schiuma di alluminio prevenendo la rottura della parete cellulare e riducendo l'agglomerazione. Nel frattempo, Cf può creare una struttura a rete nella parete cellulare, che genera una forza di separazione e impedisce la rottura delle bolle, migliorando così la struttura cellulare, la stabilità della schiuma e l'uniformità della distribuzione dei pori.

3.3. Caratterizzazione microstrutturale

Figura 7(a)mostra la microstruttura della parete cellulare dopo la schiumatura con AFS. Come riportato per le schiume di lega AlSi6Cu4Mg4, nella lega sono presenti gli eutettici Al-Si, Mg2Si, Al2Cu e Al5Cu2Mg8Si6, il che è in accordo con i risultati ottenuti dall'analisi EDS inFigura 7(b)Queste fasi fragili riducono le proprietà meccaniche della schiuma di alluminio indebolendo la parete dei pori o fungendo da fonte di cricche durante la deformazione. Pertanto, migliorare le proprietà meccaniche della parete dei pori attraverso l'aggiunta di fasi di rinforzo è una strategia praticabile ed efficace.

Per Cf/AFS, si può osservare daFigura 7(c) e (d)che il Cf è distribuito all'interno della parete cellulare o sul bordo della parete cellulare, indicando che il Cf ha un'eccellente bagnabilità con la fusione di alluminio. Inoltre, è evidente (vedereFigura 7(d)) che una piccola quantità della fase precipitata Al₂Cu si formi all'interfaccia tra le fibre e la massa fusa di alluminio. Questo fenomeno contribuisce a ottenere un forte legame tra le fibre e la matrice. La progressione di questa reazione di diffusione può essere osservata intuitivamente inFigura 4(a)–(c)Si noti che la fase precipitata non circonda completamente le fibre di carbonio e che lo stato e la quantità di questa distribuzione sono vantaggiosi per la struttura Cf/AFS. Sulla base dello studio di Lv et al. sui materiali compositi a matrice di alluminio rinforzati con Cf, è stato dimostrato che la quantità appropriata di fase precipitata può influenzare e regolare la resistenza del legame interfacciale.

Figura 6.Sezioni verticali del campione rappresentativo (a) AFS e (b) Cf/AFS. I grafici del diametro equivalente in funzione della frazione di area corrispondenti ad (a) e (b) sono rappresentati rispettivamente in (c) e (d). La linea continua continua in (c) e (d) rappresenta l'adattamento log-normale. La regressione (R2) rappresenta la bontà dell'adattamento.

Figura 7.Le immagini SEM (a) e (b) mostrano le microstrutture corrispondenti aFigura 6(a) AFS eFigura 6(b) Cf/AFS, rispettivamente, inoltre,Figura 7(b) e (d) mostrano ingrandimenti localizzati diFigura 7(a) e (c), rispettivamente.

3.4. Meccanismo di stabilizzazione della schiuma Al–Si–Mg–Cu con Cf

Sulla base dell'analisi sopra menzionata, una rappresentazione schematica del meccanismo di formazione di schiuma per Cf/AFS e AFS è riassunta inFigura 8Le differenze significative tra Cf/AFS e AFS nella fase di nucleazione, crescita delle bolle e fase di fusione, e nella fase di solidificazione graduale, come illustrato inFigura 8(a) e (b).

Figura 8.Diagramma schematico del comportamento della schiuma Cf/AFS e AFS: (a) Cf/AFS; e (b) AFS.

Nella fase di nucleazione delle schiume di lega AlSi6Cu4Mg4, le bolle tendono a nucleare all'interno dell'eutettico quaternario liquido che circonda le particelle di rame, anziché in corrispondenza delle particelle di TiH₂. Questo tipo di nucleazione nella regione più debole del precursore (nucleazione di tipo II) fornisce più canali di fuga per i gas rilasciati dalla decomposizione di TiH₂, evitando l'accumulo di gas e causando la propagazione di cricche nella fusione di alluminio. L'aggiunta di fibre di carbonio rivestite di rame apparentemente crea ulteriori canali per il rilascio di H₂. Tuttavia, poiché la fusione di alluminio non ha una frazione liquida sufficiente in questa fase, è difficile per bolle così piccole avere una fonte sufficiente di H₂ per continuare a crescere. Di conseguenza, queste piccole bolle si rompono all'interno della fusione con l'aumentare della temperatura. Quando il precursore è completamente fuso, l'H₂ rilasciato dalla violenta reazione di deidrogenazione di TiH₂ nucleerà e crescerà rapidamente in base al punto di nucleazione. Il Cf fornisce numerosi siti di nucleazione eterogenei per la generazione di bolle, aumentandone notevolmente la velocità di nucleazione. Allo stesso tempo, la presenza di Cf inibisce efficacemente il contatto e la fusione delle bolle primarie, evitando la formazione di bolle di dimensioni anomale.

Durante la fase di crescita e fusione delle bolle, l'aggiunta di Cf migliora significativamente la stabilità della schiuma. Il motivo è che il Cf e la massa fusa di alluminio hanno una buona bagnabilità e le fibre possono essere facilmente intrappolate tra le due interfacce gas-liquido per formare una struttura a rete (come mostrato in figura).Figura 7(c)). Man mano che il film liquido si assottiglia, le fibre possono generare una pressione di separazione che resiste all'aspirazione dal limite del plateau, impedendo così la rottura del film liquido. Pertanto, Cf/AFS richiede un tempo di schiumatura più lungo rispetto ad AFS, con una maggiore stabilità che può mantenere l'uniformità della struttura dei pori durante l'evoluzione della schiuma.

Durante la fase di solidificazione lenta, le bolle in Cf/AFS non crescono più e le fibre si incastrano nella parete cellulare (contrassegnata dal riquadro tratteggiato rosso). Questa ritenzione di fibre impedisce l'assorbimento delle bolle piccole da parte di quelle più grandi, come si osserva nella maturazione di Ostwald, e inibisce la rottura della parete cellulare dovuta all'espansione della solidificazione. Di conseguenza, Cf/AFS presenta una struttura porosa più omogenea e meno difetti rispetto ad AFS.

3.5. Proprietà meccaniche

Le curve sforzo-deformazione compressive per Cf/AFS e AFS con quasi la stessa porosità (rispettivamente 83,2% e 81,4%) sono presentate inFigura 9(a)La curva sforzo-deformazione a compressione mostra una caratteristica distintiva a tre stadi, che comprende la regione elastica lineare, la regione di plateau e la regione di densificazione. Il limite di snervamento a compressione di AFS e Cf/AFS era rispettivamente di 8,44 MPa e 11,87 MPa. Il limite di snervamento a compressione di Cf/AFS è aumentato del 40,6% rispetto ad AFS. Allo stesso tempo, la capacità di assorbimento di energia di Cf/AFS è migliore di quella di AFS a parità di deformazione, come mostrato inFigura 9(b)Le capacità di assorbimento energetico di AFS e Cf/AFS sono rispettivamente di circa 3,3 MJ/m³ e 6,1 MJ/m³. La capacità di assorbimento energetico di Cf/AFS è migliorata dell'84,8% rispetto ad AFS.

Figura 9.Curve di sollecitazione compressiva e curve di capacità di assorbimento di energia di Cf/AFS e AFS: (a) curve di sollecitazione compressiva; (b) curve di capacità di assorbimento di energia.

L'incorporazione di Cf ha migliorato significativamente le proprietà meccaniche del nucleo di schiuma. È noto che le proprietà meccaniche dischiuma di alluminiosono strettamente correlati alla struttura dei pori e alle proprietà meccaniche del montante. L'analisi macrostrutturale ha indicato che l'aggiunta di Cf ha raffinato la dimensione dei pori, migliorato la distribuzione dei pori e ridotto i difetti dei pori. Analogamente ai risultati di Sasikumar et al. e Yangetal, un diametro dei pori ridotto e una distribuzione dei pori stretta sono più vantaggiosi per migliorare la resistenza a compressione e l'efficienza di assorbimento di energia. Inoltre, l'effetto della microstruttura sulle proprietà meccaniche della schiuma è dovuto principalmente al Cf incorporato nelle pareti dei pori della schiuma. La diffusione e la dissoluzione del rivestimento in rame delle fibre di carbonio nella matrice di alluminio possono ottenere un legame interfacciale più solido tra le fibre e la matrice di alluminio, che contribuisce al trasferimento del carico. La fibra di carbonio ad alto modulo graffata nella parete dei pori può limitare la deformazione della parete dei pori sotto carico di compressione e migliorare la capacità portante. Tutti questi fattori favoriscono Cf/AFS per ottenere un limite di snervamento e una capacità di assorbimento di energia più elevati rispetto ad AFS.

4. Conclusioni

In questo lavoro, il Cf/AFS e l'AFS sono stati preparati con il metodo della metallurgia delle polveri mediante laminazione a pacco. Il comportamento schiumogeno del Cf/AFS e dell'AFS è stato osservato dinamicamente tramite radiazione di sincrotrone per

Si è indagato l'influenza del Cf sulla nucleazione e la crescita delle bolle. Inoltre, è stato analizzato approfonditamente il Cf sulla morfologia dei pori, sulla distribuzione dei pori e sulle proprietà di compressione delle schiume di alluminio. Le principali conclusioni sono le seguenti:

(1) Le osservazioni in situ della radiazione di sincrotrone rivelano che entrambi i processi di schiumatura Cf/AFS e AFS presentano tre fasi distinte: nucleazione delle bolle, crescita e fusione delle bolle e solidificazione.

Rispetto all'AFS, il processo di schiumatura di Cf/AFS dimostra una maggiore stabilità e uniformità delle bolle. L'AFS è più incline a formare pori anormalmente grandi e grossolani durante il processo di evoluzione dei pori. Inoltre, la disparità è attribuita all'effetto di nucleazione eterogenea del Cf, che previene la rottura delle pareti delle bolle e riduce la coalescenza, aumentando al contempo la velocità di nucleazione.

(2) L'aggiunta dello 0,5% in peso di Cf riduce il diametro equivalente dei pori da 2,9 ± 0,2 mm a 1,9 ± 0,1 mm, riducendo significativamente i difetti grossolani dei pori. Allo stesso tempo, la microstruttura rivela una buona bagnabilità del Cf, che si distribuisce lungo la parete dei pori e l'interfaccia gas-solido, migliorando così la stabilità della schiuma.

(3) Rispetto all'AFS, la resistenza allo snervamento a compressione e la capacità di assorbimento di energia del Cf/AFS sono aumentate rispettivamente di circa il 40,6% e l'84,8%. I risultati di questo studio possono fornire spunti per il rinforzo di pannelli sandwich in schiuma di alluminio con interfacce di legame metallurgico, con potenziale per applicazioni ingegneristiche nei settori automobilistico e aerospaziale.

Articolo tratto dal Journal of Materials Research and Technology