Leistungseigenschaften von Sandwichplatten aus Aluminiumschaum mit Kupferbeschichtung und Kohlefaser im Vergleich zu herkömmlichen Sandwichplatten aus Aluminiumschaum

Aluminiumschaum-Sandwich(AFS)-Platten zeichnen sich durch eine Kombination struktureller und funktioneller Eigenschaften aus, wie geringe Dichte, hohe spezifische Festigkeit, günstige Energieabsorption, Dämpfungsvermögen und elektromagnetische Abschirmung. Diese hervorragenden Eigenschaften verleihen AFS großes Potenzial in der Luft- und Raumfahrt, im Transportwesen und in der Schifffahrt. Im Vergleich zu kaum metallischenSchaumDie äußeren Metallplatten des AFS können den Schaum effektiv abdichten und seine umfassenden mechanischen Eigenschaften wie Zug- und Biegefestigkeit verbessern. Im Allgemeinen wird das AFS im Klebeverfahren hergestellt, bei dem der Aluminiumschaum mit Epoxidharzkleber an festen Metallplatten befestigt wird.

Obwohl das Klebeverfahren die strukturelle Dämpfung effektiv verbessert, bringt es auch Nachteile mit sich, darunter Herausforderungen beim Recycling und die Anfälligkeit für Delaminationsfehler bei hohen Temperaturen oder Korrosion. Um diese Einschränkungen zu beheben, wurden umfangreiche Forschungsanstrengungen unternommen, um eine metallurgische Verbindung zwischen Platte und Kernschicht zu erreichen.

Die derzeit vorherrschenden Herstellungsverfahren für AFS zur Erzielung metallurgischer Bindungen lassen sich im Allgemeinen in drei Kategorien einteilen: Schweißen, Schmelzschäumen und pulvermetallurgisches Stopfwalzverfahren. Unter diesen Verfahren gilt das pulvermetallurgische Stopfwalzverfahren als überlegen hinsichtlich der Kontrolle der Porenstruktur und des Erreichens von Niedertemperaturschäumen. Unsere bisherigen Arbeiten nutzten diese Technologie zur Herstellung großformatiger AFS mit besseren Ausdehnungseigenschaften und zellulärer Struktur für industrielle Anwendungen.

Aufgrund der relativ geringen mechanischen Druckeigenschaften des Schaumkerns ist die Verbesserung der mechanischen Festigkeit des AFS jedoch begrenzt, sodass eine weitere Verbesserung der Festigkeit des Schaumkerns für das AFS von entscheidender Bedeutung ist.

Bisher wurden gängige Methoden zur Verbesserung der druckmechanischen Eigenschaften vonAluminiumschaumDie wichtigsten Eigenschaften sind: Oberflächenbehandlung, Wärmebehandlung und Verstärkung durch Zugabe von Partikeln, Fasern, Legierungselementen usw. Kurze Kohlenstofffasern mit geringer Dichte, hohem Elastizitätsmodul und großem Aspektverhältnis haben als vielversprechende Verstärkungsmaterialien große Aufmerksamkeit erregt. Darüber hinaus verbessert die Oberflächenmetallisierung von Kohlenstofffasern durch Galvanisierung oder chemische Beschichtung, beispielsweise durch Verkupfern oder Vernickeln, die Benetzbarkeit der Kohlenstofffasern in der Aluminiumschmelze und verhindert schädliche Grenzflächenreaktionen zwischen den Kohlenstofffasern und der Aluminiumschmelze. Kurze Kohlenstofffasern werden heute häufig zur Verstärkung von Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffen eingesetzt.

Bhav Singhetal stellte kupferbeschichtete, kohlenstofffaserverstärkte Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe im Rührgussverfahren her. Muetal fertigte Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe, verstärkt mit nickelbeschichteten Kohlenstofffasern, im Zweiwalzengussverfahren. Die Ergebnisse zeigten eine deutliche Verbesserung der Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe durch die Zugabe von Kohlenstofffasern. Es gibt jedoch nur begrenzte Forschung zualuminiumschaumverstärktmit kupferbeschichteten Kohlenstofffasern. Caoetal. stellte erstmals kupferbeschichteten, kohlenstofffaserverstärkten Aluminiumschaum durch Schmelzschäumen her. Die Ergebnisse zeigen, dass 0,35 Vol.-% Cf den Aluminiumschaum stabilisieren können, indem sie das Reißen des Flüssigkeitsfilms verhindern. Je mehr Fasern dem Schaum hinzugefügt werden, desto stabiler ist er. Muetal. zeigte, dass die Dämpfungseigenschaften von durch Schmelzschäumen hergestelltem Aluminiumschaum durch die Zugabe von Cf deutlich verbessert wurden.

Demzufolge kann man schlussfolgern, dass die Zugabe von Cf eine effektive Strategie sein kann, um gleichzeitig die Schaumstabilität und die mechanischen Eigenschaften vonAluminiumschäumeDarüber hinaus gibt es keine Berichte über kupferbeschichtete, mit Kohlenstofffasern verstärkte Aluminiumschaum-Sandwichplatten, die mithilfe der Pulvermetallurgiemethode hergestellt wurden, was die Forscher dazu motiviert, auf diesem Gebiet eingehendere Studien durchzuführen.

Zahlreiche Studien wurden zum Keimbildungsmechanismus und zur Stabilität vonAluminiumschäumedurch Zugabe von Verstärkungsphasen. Die Unterschiede in Porenzahl und Porenmorphologie,

wie Größe, Verteilung und Form werden üblicherweise den Keimbildungsmechanismen und der Stabilität zugeschrieben. Heterogene Keimbildungseffekte und Stabilisierungsmechanismen von Oxidnetzwerken in pulvermetallurgischen Systemen wurden umfassend untersucht. Die in dieser Arbeit verwendeten quaternären Legierungspulver aus Al-Si-Mg-Cu zeigten außergewöhnliche Expansionsraten und niedrige Schaumtemperaturen mit einer Solidustemperatur von 507 °C und einer Liquidustemperatur von 596 °C. Dennoch mangelt es an Forschung zum Keimbildungsmechanismus, zur Stabilität und zu den druckmechanischen Eigenschaften von Pulverpresskörpern mit dieser speziellen Legierungszusammensetzung, insbesondere bei Einbeziehung von Cf. In früheren Arbeiten wurden Untersuchungen der Keimbildungs- und Stabilisierungsmechanismen vorwiegend mit nicht-in-situ-Methoden durchgeführt, darunter die tomografische Analyse von Proben, die nach einer Unterbrechung des Schäumens schnell abgekühlt wurden. Leider tritt die Keimbildung von Blasen im Submikrometerbereich vor allem während der Erwärmung des Vorläufers auf und expandiert schnell innerhalb von Zeitintervallen von 100 ms bis 1 s, was die Echtzeitbeobachtung oft erschwert. Die moderne Röntgenbildgebungstechnik mit Synchrotronstrahlung verfügt über eine hohe Energie und räumlich-zeitliche Auflösung und ermöglicht so die Echtzeit-Beobachtung des Keimbildungs- und Wachstumsprozesses von Aluminiumschäumen bei erhöhten Temperaturen vor Ort. Bislang haben nur wenige Forscher die Schaumkinetik von Al-Si-Mg-Legierungspulver mittels Synchrotronstrahlung untersucht. García-Moreno et al. berichten beispielsweise über signifikante dynamische Phänomene in flüssigem Aluminiumschaum, darunter Keimbildung und Wachstum, Blasenumordnung, Flüssigkeitsretraktion, Agglomeration und Filmriss. Kamm et al. untersuchten den Keimbildungs- und Wachstumsprozess von AlSi8Mg4-Aluminiumschaum mittels Synchrotronstrahlung. Ihre Erkenntnisse deuten darauf hin, dass Wasserstoff, der durch die Zersetzung von Adsorbaten auf der Oberfläche des Metallpulvers entsteht, einen weiteren wichtigen Keimbildungsmechanismus darstellt. Allerdings ist die Interaktion zwischen den Präkursorkomponenten komplex und die Dynamik der Schaumbildung kann durch ihre Zusammensetzung beeinflusst werden. Sowohl für das Al-Si-Cu-Mg-Pulversystem als auch für das Al-Si-Cu-Mg-Pulversystem mit zugesetztem Cf ist das Verständnis und die Erforschung der Entstehung und des Wachstums von Metallschaum von entscheidender Bedeutung für die weitere strukturelle Entwicklung des Schaums zur Verbesserung der Eigenschaften für Anwendungen.

In dieser Arbeit wurden Cf/AFS und AFS mit metallurgischer Grenzflächenbindung mittels pulvermetallurgischer Packing-Rolling-Methode hergestellt. Die Blasenbildung von Cf/AFS und AFS wurde in situ mittels Synchrotronstrahlung beobachtet, um den Mechanismus von Cf hinsichtlich Blasenbildung, -wachstum, -fusion und -stabilität aufzudecken. Zusätzlich wurden Cf/AFS und AFS 15 Minuten lang bei 620 °C in einem Kammerofen aufgeschäumt. Anschließend wurden die Porengrößenverteilung, die Porenmikrostruktur und die druckmechanischen Eigenschaften der geschäumten Proben charakterisiert und geprüft. Basierend auf den oben genannten Studien wurden die Struktur und die Druckfestigkeit von Cf/AFS und AFS systematisch bewertet.

2.Materials und Methoden

2.1. Rohstoffe

Zur Herstellung von AFS und Cf/AFS wurden sechs Rohstoffe verwendet: Al-Pulver (durchschnittliche Größe: 45 μm, Reinheit >99,70 %), Si-Pulver (durchschnittliche Größe: 38 μm, Reinheit >99,50 %), Cu-Pulver (durchschnittliche Größe: 38 μm, Reinheit >99,90 %), Mg-Pulver (durchschnittliche Größe: 75 μm, Reinheit >99,70 %), TiH2-Pulver (durchschnittliche Größe: 45 μm, Reinheit >99,70 %) und kupferbeschichtete Kohlenstofffasern (durchschnittliche Größe: 1–2 mm, Dicke der Kupferbeschichtung: 1,4 μm).

2.2. Herstellung von Cf/AFS

Das Schema des pulvermetallurgischen Packwalzverfahrens ist inAbb. 1. Während der Mischphase wurde das Pulver der quaternären Legierung AlSi6Mg4Cu4 hergestellt, mit Pulvern von Al, Si, Cu und Mg in Anteilen von 86 Gew.-%, 6 Gew.-%, 4 Gew.-% bzw. 4 Gew.-%. 1 Gew.-% oxidiertes TiH2-Pulver (Wärmebehandlung in Luft für 1,5 h bei 470 ◦C) wurde als Treibmittel hinzugefügt, das bei der Schmelztemperatur schnell H2 freisetzt und die Schmelze ausdehnt. Zusätzlich wurden 0,5 Gew.-% Kohlenstofffasern als verstärkende Phasen eingearbeitet. Insbesondere um die Benetzbarkeit zu verbessern und schädliche Reaktionen wie Al4C3 an der Grenzfläche zwischen Faser und Aluminiumschmelze während des Aufschäumens zu verhindern, wurden Kohlenstofffasern galvanisch mit Kupfer beschichtet. Der Galvanisierungsprozess wurde in den Referenzen beschrieben.Abb. 2zeigt die durch stromloses Plattieren erhaltenen kupferbeschichteten Kohlenstofffasern. Die Beschichtung bedeckt die Faseroberfläche gleichmäßig und durchgehend.(Abb. 2(a)–(b))Anschließend wurden die verschiedenen in dieser Studie verwendeten Legierungszusammensetzungen durch dreistündiges gründliches Mischen der oben genannten Pulver mit und ohne Cf in einem dreidimensionalen Mischer hergestellt. Das gleichmäßig gemischte Pulver wird in einem abgedichteten Hohlraum eingeschlossen, gefolgt von Kalt- und Warmwalzverfahren.

Beim Kaltwalzen wird durch mehrere Durchgänge und kleine Vertiefungen die Luft aus den Hohlräumen und Zwischenräumen zwischen den Partikeln entfernt. Das Warmwalzen stellt durch die gemeinsame Verformung von Platte und Pulver sicher, dass der Vorläufer eine relative Dichte von über 98 % erreicht, was den anschließenden Schäumprozess erleichtert. Detaillierte Parameter des Walzprozesses sind in den Referenzen beschrieben. Durch das oben genannte Verfahren werden schäumbare AFS- und Cf/AFS-Vorläufer gewonnen. Abschließend wurden beide schäumbaren Vorläufer 15 Minuten lang auf 620 °C erhitzt, um Cf/AFS- und AFS-Proben herzustellen, die für die Porengrößenanalyse, die mikrostrukturelle Charakterisierung und Tests der druckmechanischen Eigenschaften verwendet wurden.

2.3. Charakterisierung und Testmethoden

2.3.1. Mikrostrukturelle Charakterisierung

Die Mikrostrukturmorphologie von Cf/AFS und AFS wurde mittels Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (SEM, Zeiss Ultra Plus) untersucht. Mittels energiedispersiver Spektroskopie (EDS) wurde die Zusammensetzung der verschiedenen Phasen in den Zellwänden der geschäumten Proben ermittelt. Längsschnitte der Proben wurden durch Schneiden der geschäumten Proben mit der Funkenerosionsmaschine (EDM, DK7745) gewonnen. Anschließend wurden die Längsschnitte der Proben mit Farbe beschichtet und mit Schleifpapier der Körnung 800 bzw. 1500 geschliffen und poliert. Abschließend wurden die äquivalenten Zelldurchmesser (Dmean) des polierten Probenquerschnitts mit der Bildanalysesoftware Image Pro Plus 6.0 bestimmt.

Abb. 1.Schematische Darstellung des pulvermetallurgischen Stopfwalzverfahrens.

Abb. 2.SEM-Bilder der (a) kupferbeschichteten Kohlenstofffasern. (b) zeigt eine vergrößerte Ansicht des in (a) durch ein rotes Quadrat markierten Bereichs. Die Bilder (c) und (d) zeigen die EDS-Ergebnisse des Punkts A in (b).

Abb. 3.Schematische Darstellung des Versuchsaufbaus zur Synchrotronstrahlung.

2.3.2. In-situ-Beobachtungen der Schaumbildung mittels Synchrotronstrahlung

Das schematische Diagramm des Synchrotronstrahlungsexperimentaufbaus ist inAbb. 3. Die Experimente wurden an der Strahllinie 4W1A der Beijing Synchrotron Radiation Facility (BSRF, Beijing Institute of High Energy Physics, Chinese Academy of Sciences, China) durchgeführt. Anders als bei der herkömmlichen Absorptionskontrastbildgebung wird in diesem Artikel die Phasenkontrastbildgebung mit der Synchrotron Radiation Light Source verwendet. Dieser Ansatz überwindet die Beschränkungen der traditionellen Absorptionsbildgebung, die für die Visualisierung schwach absorbierender Substanzen ungeeignet ist. Der Aufschäumprozess der Proben wurde in einem speziell angefertigten Aufschäumofen durchgeführt, der über ein senkrecht zur Röntgenstrahlrichtung positioniertes quadratisches Fenster von 15 x 15 mm verfügt. Die Probengröße beträgt, wie in Abb. 3 dargestellt, 15 mm × 15 mm × 2 mm. Die Probe wird in eine Aufschäumform gelegt, die aus einer bestimmten Anzahl von Keramikplatten besteht. Während des gesamten Aufschäumprozesses können Röntgenstrahlen die Probe durchdringen und werden von einer CCD-Kamera (Charge-Coupled Device) erfasst. Die gewählte Röntgenquelle arbeitete mit einer Intensität von 20 Kev und es wurde eine maximale Sichtgröße von 7,4 mm × 7,4 mm verwendet, um eine umfassende Beobachtung des gesamten Schaumprozesses zu ermöglichen.

Es ist bemerkenswert, dass die untersuchten Proben sowohl senkrecht zur Walzrichtung als auch zur Tangentialrichtung positioniert waren. Sowohl bei den Vorläufern mit 0,5 Gew.-% Cf als auch bei denen ohne 0,5 Gew.-% Cf wurden die Seitenwände beidseitig mittels Funkenerosion entfernt. Der Einfluss von Cf auf die Schaumeigenschaften von Aluminiumschaum wurde untersucht. Darüber hinaus wurden die Vorläufer mit unterschiedlichen Zusammensetzungen im selben Heizofen bei einer voreingestellten Temperatur von 620 °C geschäumt.

2.3.3. Prüfung der mechanischen Druckeigenschaften

Die Druckproben wurden mittels EDM in zylindrische Proben mit einer Höhe von 23 mm und einem Durchmesser von 20 mm geschnitten und es wurde sichergestellt, dass in jeder Richtung mindestens 10 vollständige Poren vorhanden waren, um Größeneffekte zu vermeiden. Quasistatische Drucktests wurden gemäß den Normen ISO13314–2011 und GB/T31930–2015 durchgeführt, mit einer universellen Materialprüfmaschine AG-XPLUS Electron mit einer maximalen Tragfähigkeit von 100 kN. Für jede Gruppe wurden drei Proben getestet und die Druckspannungs-Dehnungs-Kurven in diesem Dokument stellen die Durchschnittsergebnisse der drei getesteten Proben dar. Alle Tests wurden unter Verschiebungskontrolle durchgeführt, wobei eine konstante Traversengeschwindigkeit von 2 mm/min (entsprechend einer anfänglichen Dehnungsrate von 10− 3 s− 1) bei Raumtemperatur aufrechterhalten wurde.

Abb. 4.Zeitlich bedingte Synchrotronstrahlungsbilder des Cf/AFS-Schaumbildungsprozesses: (a) ungeschäumter Vorläufer zum Zeitpunkt t0 bei 380 °C; (b)–(c) Auflösung von elementarem Kupfer und Typ-II-Keimbildung während des Schmelzens des Vorläufers; (d)–(g) heterogene Keimbildungs- und Wachstumsprozesse von Blasen; und (h)–(i) Verschmelzung und Platzen von Blasen.

3. Ergebnisse und Diskussion

3.1. In-situ-Schaumverhalten unter Synchrotronstrahlung

3.1.1. Schaumentwicklung von Cf/AFS

Abb. 4zeigt eine Reihe von Synchrotronstrahlungsbildern, die den Schaumbildungsprozess des Cf/AFS darstellen. Die Originalbilder des Cf/AFS(Abb. 4 (a))Die Messungen wurden durchgeführt, als die Matrix bei 380 °C im festen Zustand war. Dieser Zeitpunkt wurde als t0 festgelegt. Im Vergleich zu den anderen Komponenten des Präkursors erscheint Cf innerhalb der überwiegend grauen, aluminiumreichen Matrix schwarz. Dies ist auf den hohen Kupfergehalt an der Faseroberfläche zurückzuführen, wie inAbb. 2(c)–(d), das im Vergleich zu den anderen Komponenten des Vorläufers die größte relative Atommasse aufweist. Darüber hinaus ist der Großteil des Cf dispergiert und getrennt, anstatt zusammengeballt zu sein, wie inAbb. 4(a)Dies bedeutet, dass mit einer Zugabe von 0,5 Gew.-% Cf durch einen 3-stündigen Rührvorgang der gewünschte Dispersionszustand effektiv erreicht werden kann.

Bei t0+194s (wie inAbb. 4(b)) ist in der grauen Aluminiummatrix (mit dem roten Pfeil markiert) eine beträchtliche Anzahl weißer, nahezu kugelförmiger Blasen mit Durchmessern von 90 μm bis 180 μm zu beobachten. Die Blasenzahl nahm innerhalb von 46 s weiter zu, wie inAbb. 4(c). Eine weitere bemerkenswerte Veränderung in der Matrix besteht darin, dass sich mit Beginn der Cu-Auflösung kleine Bläschen auf der Cf-Oberfläche bilden (markiert durch den rot gepunkteten Kasten). Dieses Phänomen ist wahrscheinlich auf eine Typ-II-Keimbildung im kupferhaltigen Pulverpressling zurückzuführen. Es ist allgemein anerkannt, dass die Zugabe von Cu die Schmelztemperatur von Legierungen deutlich senkt. Dies führt während des Erhitzungsprozesses zu lokalem Schmelzen um einzelne Pulverpartikel im kupferhaltigen Pulvervorläufer, wodurch bei niedrigeren Temperaturen eine beträchtliche Menge quaternärer eutektischer Al-Si-Mg-Cu-Schmelze entsteht. Das quaternäre eutektische Schmelzbad ist tendenziell ein schwacher Bereich in der Legierung und neigt stärker zur Keimbildung. Infolgedessen bilden und wachsen Blasen eher in der Nähe der Kupferbeschichtung auf der Faseroberfläche. Darüber hinaus führt der zu diesem Zeitpunkt geringe Flüssigkeitsanteil in der Matrix dazu, dass sich Gase aus der Zersetzung von TiH2 leicht in der Aluminiummatrix ansammeln. Durch die Keimbildung vom Typ II kann wirksam verhindert werden, dass das angesammelte Gas die Matrix mit niedrigem Flüssigkeitsanteil auseinanderdrückt und Risse durch die Flüssigkeit fortpflanzt, was zu einem erheblichen Verlust der Wasserstoffmenge führt.

Abb. 4(d)zeigt, dass die Blasen zunächst im Cf-Bereich entstehen und wachsen, während die Matrix vollständig schmilzt. Die Blasenpositionen entsprechen der verschwindenden Kupferschicht (rot gepunktet markiert). Es ist bekannt, dass die Zugabe von Sekundärphasen die Anzahl heterogener Keimbildungsstellen erhöht und dadurch die Energiebarriere für die Bildung neuer Blasen in der Legierungsschmelze senkt. Die Keimbildungsrate hängt mit der gesamten heterogenen Keimbildungsfläche pro Volumeneinheit zusammen. Folglich kann beobachtet werden, dass die Blasen zunächst an den Stellen entstehen, an denen sich Kohlenstofffasern befinden, und sich entlang der Kohlenstofffaser ausbreiten. Mit zunehmender Schmelzefraktion entstehen weiterhin zahlreiche neue Blasen ausAbb. 4(e)–4(g). Die Geschwindigkeit der lokalen Verschmelzung und des Platzens der Blasen ist jedoch langsam, was auf eine hohe Stabilität der Blasen hindeutet. Bei t0+426s steigt die Anzahl der Blasen deutlich an, und

das Vorläufervolumen weist eine große Ausdehnung auf(Abb. 4(h)). Darüber hinaus ist das Auftreten von Blasenverschmelzungen (markiert mit dem roten Pfeil), bei denen kleine Blasen aufgrund der Ostwald-Reifung von größeren absorbiert werden, ein unvermeidlicher Prozess während der Entwicklung von Metallschäumen [40]. Dieses Reifungsphänomen führt auch zur Entstehung einer kleinen Anzahl großer und unregelmäßiger Blasen (markiert mit dem roten Pfeil inAbb. 4(i)).

Abb. 5.Zeitlich bedingte Bilder des Schäumungsprozesses von AFS in verschiedenen Stadien: (a) ungeschmolzener Vorläufer zum Zeitpunkt t0 bei 380 °C; (b) Auflösung von elementarem Kupfer und Typ-II-Keimbildung während des Vorläuferschmelzens; (c) Keimbildungs- und Wachstumsprozesse von Blasen; und (d)–(f) Verschmelzung und Platzen von Blasen.

3.1.2. Schaumentwicklung von AFS

Abb. 5 zeigt eine Reihe von Synchrotronstrahlungsbildern, die den Schaumbildungsprozess von AFS veranschaulichen. Ähnlich wie bei Cf/AFS wurde das erste Bild der Synchrotronstrahlungssequenz aufgenommen, als sich AFS in der festen Phase bei 380 °C befand (sieheAbb. 5(a)). Wenn die Matrix über die Solidustemperatur erhitzt wird, werden kleine weiße Blasen sichtbar inAbb. 5(b) und (c), resultierend aus der Zersetzung von TiH2 und dem Auftreten von Typ-II-Keimbildung im Cu-reichen Bereich. Die Anzahl der erzeugten Blasen und ihre Verteilungsdichte inAbb. 5(c)ist deutlich niedriger im Vergleich zuAbb. 4(c)Dies lässt darauf schließen, dass Cf/AFS mehr Kanäle für eine frühzeitige Gasfreisetzung während der Keimbildung bereitstellt und so die übermäßige Rissbildung in der Aluminiummatrix mit geringem Flüssigkeitsanteil verhindert.

Eine geringere Anzahl von AFS-Keimbildungsstellen und eine höhere Wahrscheinlichkeit für abnormales Blasenwachstum im Vergleich zu Cf/AFS können beobachtet werden beiAbb. 5(d)–(f)Die Entwicklung von AFS-Blasen ist unregelmäßig, und ihre Größe schwankt stark, da sowohl mikrometergroße Blasen als auch ungewöhnlich große Blasen im Millimeterbereich (mit dem roten Pfeil markiert) nebeneinander auftreten. Darüber hinaus kann diese Instabilität und Inhomogenität während des frühen Keimbildungsprozesses zu erheblichen Unterschieden in der endgültigen Porenstruktur und den mechanischen Eigenschaften zwischen AFS und Cf/AFS führen.

3.2. Makrostrukturanalyse

Um die Unterschiede in der makroskopischen Porenmorphologie und im Porendurchmesser zwischen AFS und Cf/AFS zu untersuchen, wurden zwei Sandwichstrukturen unter Laborbedingungen bei einer Schäumtemperatur von 620 °C für 15 Minuten hergestellt. Die Makrostrukturen und die Zellgrößenverteilung von AFS und Cf/AFS sind inAbb. 6Der Vergleich der vertikalen Schnitte der beiden Sandwichstrukturen zeigt, dass die Cf/AFS-Schäume feinere Zellen und weniger Defekte wie Risse oder Zellverschmelzungen aufweisen (sieheAbb. 6 (b)). Im Gegenteil, wie in gezeigtAbb. 6(a), weist das AFS eine schlechte Porenhomogenität mit einigen ungewöhnlich großen Poren auf. Die äquivalenten Porendurchmesser für AFS und Cf/AFS betrugen 2,9 ± 0,2 mm bzw. 1,9 ± 0,1 mm, was darauf hindeutet, dass der Porendurchmesser durch die Zugabe von Cf weiter verfeinert wurde (sieheAbb. 6(c) und (d)).

Die Entwicklung der Porenstruktur wird durch zwei konkurrierende Mechanismen beeinflusst: die Zersetzung von TiH2 sowie das Verschmelzen und Aufplatzen des Schaums. Die Zersetzung von TiH2 trägt zur Erhöhung der Keimzahl, der Porosität und der Expansionsrate bei, während das Verschmelzen und Aufplatzen von Blasen die Porenzahl verringert und ihren Durchmesser vergrößert. Die Verringerung des Verschmelzens und Aufplatzens von Blasen trägt zur Erzielung einer besseren Zellstruktur bei. Daher ist eine hohe Stabilität des Schaums erforderlich, um die Homogenität der Porenstruktur während des Schäumungsprozesses aufrechtzuerhalten. Bei Cf/AFS verbessert die Zugabe von Cf die Benetzbarkeit der Fasern mit der Aluminiumschmelze erheblich. Ähnlich wie bei dem berichteten, Cf-verstärkten Aluminiumschaum [44], der durch die Schmelzschäummethode hergestellt wurde, stabilisiert die Zugabe von Cf den Aluminiumschaum, indem sie das Aufplatzen der Zellwände verhindert und die Agglomeration verringert. Gleichzeitig kann Cf eine netzartige Struktur in der Zellwand erzeugen, die eine Trennkraft erzeugt und das Platzen von Blasen verhindert, wodurch die Zellstruktur, die Schaumstabilität und die Gleichmäßigkeit der Porenverteilung verbessert werden.

3.3 Mikrostrukturelle Charakterisierung

Abb. 7(a)zeigt die Mikrostruktur der Zellwand nach dem Schäumen mit AFS. Wie für AlSi6Cu4Mg4-Legierungsschäume berichtet, sind in der Legierung eutektische Al–Si-, Mg2Si-, Al2Cu- und Al5Cu2Mg8Si6-Gruppen vorhanden, was mit den Ergebnissen der EDS-Analyse in übereinstimmt.Abb. 7(b)Diese spröden Phasen beeinträchtigen die mechanischen Eigenschaften des Aluminiumschaums, indem sie die Porenwand schwächen oder bei Verformungen Risse verursachen. Daher ist die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Porenwand durch die Zugabe von Verstärkungsphasen eine praktikable und effektive Strategie.

Für Cf/AFS kann man beobachten ausAbb. 7(c) und (d)dass sich das Cf innerhalb der Zellwand oder am Rand der Zellwand verteilt, was auf eine ausgezeichnete Benetzbarkeit von Cf mit der Aluminiumschmelze hindeutet. Darüber hinaus ist es auffällig (sieheAbb. 7(d)), dass sich an der Grenzfläche zwischen den Fasern und der Aluminiumschmelze eine geringe Menge der ausgeschiedenen Phase Al2Cu bildet. Dieses Phänomen trägt zur Bildung einer starken Bindung zwischen den Fasern und der Matrix bei. Der Verlauf dieser Diffusionsreaktion lässt sich intuitiv beobachten inAbb. 4(a)–(c). Beachten Sie, dass die ausgefällte Phase die Kohlenstofffasern nicht vollständig umgibt und der Zustand und die Menge dieser Verteilung für Cf/AFS von Vorteil sind. Basierend auf der Studie von Lv et al. an Cf-verstärkten Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffen wurde gezeigt, dass die entsprechende Menge der ausgefällten Phase die Festigkeit der Grenzflächenbindung beeinflussen und regulieren kann.

Abb. 6.Vertikale Schnitte der repräsentativen Probe (a) AFS und (b) Cf/AFS. Die Diagramme des Äquivalentdurchmessers gegenüber dem Flächenanteil zu (a) und (b) sind in (c) bzw. (d) dargestellt. Die durchgezogene Linie in (c) und (d) stellt die log-normale Anpassung dar. Die Regression (R2) stellt die Güte der Anpassung dar.

Abb. 7.Die SEM-Bilder (a) und (b) zeigen die Mikrostrukturen entsprechendAbb. 6(a) AFS undAbb. 6(b) Vgl./AFS bzw. darüber hinausAbb. 7(b) und (d) zeigen lokalisierte Vergrößerungen vonAbb. 7(a) bzw. (c).

3.4 Mechanismus der Stabilisierung von Al-Si-Mg-Cu-Schaum durch Cf

Basierend auf der oben genannten Analyse wird eine schematische Darstellung des Schaummechanismus für Cf/AFS und AFS zusammengefasst inAbb. 8. Die signifikanten Unterschiede zwischen Cf/AFS und AFS in der Keimbildungsphase, dem Blasenwachstum und der Verschmelzungsphase sowie der allmählichen Erstarrungsphase, wie inAbb. 8(a) und (b).

Abb. 8.Schematische Darstellung des Schaumverhaltens von Cf/AFS und AFS: (a) Cf/AFS; und (b) AFS.

In der Keimbildungsphase von AlSi6Cu4Mg4-Legierungsschäumen bilden sich Blasen eher im flüssigen quaternären Eutektikum, das die Kupferpartikel umgibt, als an den TiH2-Partikeln. Diese Art der Keimbildung im schwächsten Bereich des Vorläufers (Keimbildung Typ II) bietet mehr Entweichungskanäle für die bei der TiH2-Zersetzung freigesetzten Gase und verhindert so die Ansammlung von Gasen und die Ausbreitung von Rissen in der Aluminiumschmelze. Die Zugabe von kupferbeschichteten Kohlenstofffasern schafft offenbar weitere Kanäle für die H2-Freisetzung. Da die Aluminiumschmelze in diesem Stadium jedoch keinen ausreichenden Flüssigkeitsanteil aufweist, ist es für so kleine Blasen schwierig, eine ausreichende H2-Quelle für weiteres Wachstum zu finden. Infolgedessen platzen diese kleinen Blasen in der Schmelze, wenn die Temperatur steigt. Wenn der Vorläufer vollständig geschmolzen ist, wird der bei der heftigen Dehydrierungsreaktion von TiH2 freigesetzte H2 je nach Keimbildungspunkt keimen und schnell wachsen. Das Cf bietet zahlreiche heterogene Keimbildungsstellen für die Blasenbildung, wodurch die Keimbildungsraten deutlich erhöht werden. Gleichzeitig verhindert das Vorhandensein von Cf wirksam den Kontakt und die Verschmelzung der Primärblasen und verhindert die Bildung ungewöhnlich großer Blasen.

Während der Wachstums- und Fusionsphase der Blasen verbessert die Zugabe von Cf die Schaumstabilität deutlich. Der Grund dafür ist, dass Cf und Aluminiumschmelze eine gute Benetzbarkeit aufweisen und die Fasern leicht zwischen den beiden Gas-Flüssigkeits-Grenzflächen eingeschlossen werden können, wodurch eine Netzwerkstruktur entsteht (siehe Abbildung).Abb. 7(c)). Wenn der Flüssigkeitsfilm dünner wird, können die Fasern einen Trenndruck erzeugen, um dem Sog der Plateaugrenze zu widerstehen und so ein Reißen des Flüssigkeitsfilms zu verhindern. Daher benötigt Cf/AFS im Vergleich zu AFS eine längere Aufschäumzeit und weist eine höhere Stabilität auf, die die Gleichmäßigkeit der Porenstruktur während der Schaumbildung aufrechterhalten kann.

Während der langsamen Erstarrungsphase wachsen die Blasen in Cf/AFS nicht mehr, und die Fasern werden in die Zellwand eingebettet (rot gepunkteter Kasten). Diese Retention der Fasern verhindert die Absorption kleiner Blasen durch größere, wie sie bei der Ostwald-Reifung beobachtet wird, und verhindert ein Aufbrechen der Zellwand durch die Erstarrungsexpansion. Dadurch weist Cf/AFS im Vergleich zu AFS eine homogenere Porenstruktur und weniger Porendefekte auf.

3.5. Mechanische Eigenschaften

Die Druckspannungs-Dehnungskurven für Cf/AFS und AFS mit nahezu gleicher Porosität (83,2 % bzw. 81,4 %) sind inAbb. 9(a)Die Druckspannungs-Dehnungs-Kurve weist eine ausgeprägte dreistufige Charakteristik auf, die den linearen elastischen Bereich, den Plateaubereich und den Verdichtungsbereich umfasst. Die Druckstreckgrenze von AFS und Cf/AFS betrug 8,44 MPa bzw. 11,87 MPa. Die Druckstreckgrenze von Cf/AFS war im Vergleich zu AFS um 40,6 % erhöht. Gleichzeitig ist die Energieabsorptionskapazität von Cf/AFS bei gleicher Dehnung besser als die von AFS, wie in gezeigt.Abb. 9(b)Die Energieabsorptionskapazitäten von AFS und Cf/AFS betragen etwa 3,3 MJ/m³ bzw. 6,1 MJ/m³. Die Energieabsorptionskapazität von Cf/AFS ist im Vergleich zu AFS um 84,8 % verbessert.

Abb. 9.Druckspannungs-Zug-Kurven und Energieabsorptionskapazitätskurven von Cf/AFS und AFS: (a) Druckspannungs-Zug-Kurven; (b) Energieabsorptionskapazitätskurven.

Die Einarbeitung von Cf verbesserte die mechanischen Eigenschaften des Schaumkerns deutlich. Es ist bekannt, dass die mechanischen Eigenschaften vonAluminiumschaumhängen eng mit der Porenstruktur und den mechanischen Eigenschaften der Streben zusammen. Makrostrukturelle Analysen haben gezeigt, dass die Zugabe von Cf die Porengröße verfeinert, die Porenverteilung verbessert und Porendefekte reduziert hat. Ähnlich den Ergebnissen von Sasikumar et al. und Yangetal sind kleine Porendurchmesser und eine enge Porenverteilung vorteilhafter zur Verbesserung der Druckfestigkeit und der Energieabsorptionseffizienz. Die Wirkung der Mikrostruktur auf die mechanischen Eigenschaften des Schaums ist zudem hauptsächlich auf das in den Porenwänden des Schaums eingebettete Cf zurückzuführen. Durch Diffusion und Auflösung der kupferbeschichteten Kohlenstofffasern in der Aluminiummatrix kann eine festere Grenzflächenbindung zwischen den Fasern und der Aluminiummatrix erreicht werden, was zur Lastübertragung beiträgt. Die in die Porenwand gestapelten Kohlenstofffasern mit hohem Modul können die Verformung der Porenwand unter Druckbelastung begrenzen und die Tragfähigkeit verbessern. Alle diese Faktoren begünstigen, dass Cf/AFS im Vergleich zu AFS eine höhere Streckgrenze und Energieabsorptionskapazität erreicht.

4. Schlussfolgerungen

Cf/AFS und AFS wurden in dieser Arbeit mittels der Pulvermetallurgie-Methode hergestellt. Das Schaumverhalten von Cf/AFS und AFS wurde dynamisch mittels Synchrotronstrahlung beobachtet, um

Der Einfluss von Cf auf die Blasenbildung und das Blasenwachstum wurde untersucht. Darüber hinaus wurde der Einfluss von Cf auf die Porenmorphologie, Porenverteilung und Kompressionseigenschaften von Aluminiumschäumen gründlich analysiert. Die wichtigsten Schlussfolgerungen lauten wie folgt:

(1) In-situ-Beobachtungen mittels Synchrotronstrahlung haben ergeben, dass sowohl Cf/AFS- als auch AFS-Schaumprozesse drei unterschiedliche Phasen durchlaufen: Blasenbildung, Blasenwachstum und -fusion sowie Verfestigung.

Im Vergleich zu AFS weist der Schaumprozess von Cf/AFS eine höhere Stabilität und Blasengleichmäßigkeit auf. AFS neigt während des Porenbildungsprozesses eher zur Bildung ungewöhnlich großer und grober Poren. Dieser Unterschied ist auf den heterogenen Nukleationseffekt von Cf zurückzuführen, der das Aufbrechen der Blasenwände verhindert, die Koaleszenz reduziert und gleichzeitig die Nukleationsrate erhöht.

(2) Die Zugabe von 0,5 Gew.-% Cf verfeinert den äquivalenten Porendurchmesser von 2,9 ± 0,2 mm auf 1,9 ± 0,1 mm, wodurch grobporige Defekte deutlich reduziert werden. Gleichzeitig weist die Mikrostruktur eine gute Benetzbarkeit mit Cf auf, das sich entlang der Porenwand und der Gas-Feststoff-Grenzfläche verteilt und so die Schaumstabilität erhöht.

(3) Im Vergleich zu AFS erhöhten sich die Druckfestigkeit und das Energieabsorptionsvermögen von Cf/AFS um etwa 40,6 % bzw. 84,8 %. Die Ergebnisse dieser Studie können Anregungen für die Verstärkung von Aluminiumschaum-Sandwichplatten mit metallurgischen Verbindungsflächen liefern, die Potenzial für technische Anwendungen in der Automobil- und Luftfahrtindustrie bieten.

Artikel aus dem Journal of Materials Research and Technology