Características de rendimiento del panel sándwich de espuma de aluminio con fibra de carbono depositada en cobre en comparación con el panel sándwich de espuma de aluminio convencional

Sándwich de espuma de aluminioLos paneles de fibra de vidrio (AFS) combinan características estructurales y funcionales como baja densidad, alta resistencia específica, buena absorción de energía, capacidad de amortiguación y apantallamiento electromagnético. Estas excelentes propiedades hacen que el AFS tenga un gran potencial en los sectores aeroespacial, de transporte y marítimo. En comparación con el metal puro...EspumaLas placas metálicas exteriores del AFS sellan eficazmente la espuma y mejoran sus propiedades mecánicas, como la resistencia a la tracción y a la flexión. Generalmente, el AFS se fabrica mediante un método de unión adhesiva, que consiste en fijar la espuma de aluminio a paneles metálicos sólidos con adhesivo de resina epoxi.

Si bien el método de unión adhesiva mejora eficazmente la amortiguación estructural, presenta limitaciones, como las dificultades para el reciclaje y la susceptibilidad a fallas por delaminación en condiciones de alta temperatura o corrosión. Para abordar estas limitaciones, se han dedicado amplios esfuerzos de investigación para lograr la unión metalúrgica entre el panel y la capa central.

Actualmente, los métodos de preparación predominantes para AFS destinados a lograr la unión metalúrgica se clasifican generalmente en tres categorías: soldadura, espumado por fusión y pulvimetalurgia por laminación. Entre estos métodos, la pulvimetalurgia por laminación se considera superior para controlar la estructura porosa y lograr la espumación a baja temperatura. En nuestro trabajo previo, empleamos esta tecnología para fabricar AFS de gran tamaño con mejores propiedades de expansión y estructura celular para aplicaciones industriales.

Sin embargo, debido a las propiedades mecánicas de compresión relativamente bajas del núcleo de espuma, la mejora de la resistencia mecánica del AFS es limitada, por lo que una mejora adicional de la resistencia del núcleo de espuma es crucial para el AFS.

Hasta la fecha, los métodos comunes reportados para mejorar las propiedades mecánicas de compresión deespuma de aluminioSe incluyen los siguientes: tratamiento superficial, tratamiento térmico y refuerzo mediante la adición de partículas, fibras, elementos de aleación, etc. Entre ellos, las fibras cortas de carbono con baja densidad, alto módulo elástico y gran relación de aspecto han atraído gran atención como materiales de refuerzo prometedores. Además, la metalización superficial de las fibras de carbono, mediante galvanoplastia o recubrimiento químico, como el cobreado o el niquelado, mejora aún más la humectabilidad de las fibras de carbono en la masa fundida de aluminio y evita reacciones interfaciales perjudiciales entre las fibras de carbono y la masa fundida de aluminio. Actualmente, la fibra corta de carbono se utiliza ampliamente para reforzar compuestos con matriz de aluminio.

Bhav Singhetal preparó compuestos de matriz de aluminio reforzados con fibras de carbono recubiertas de cobre mediante el método de fundición por agitación. Muetal fabricó compuestos de matriz de aluminio reforzados con fibras de carbono recubiertas de níquel mediante el método de fundición de dos rodillos. Los resultados demostraron una mejora significativa en la resistencia a la tracción de los compuestos con la adición de fibras de carbono. Sin embargo, la investigación sobre...espuma de aluminio reforzadaCon fibras de carbono recubiertas de cobre. Caoetal. preparó por primera vez espuma de aluminio reforzada con fibras de carbono recubiertas de cobre mediante el método de espumado por fusión. Los resultados demuestran que un 0,35 % en volumen de Cf puede estabilizar la espuma de aluminio, previniendo la rotura de la película líquida, y cuanto mayor sea la cantidad de fibras añadidas a la espuma, mayor será su estabilidad. Muetal. demostró que las propiedades de amortiguación de la espuma de aluminio preparada mediante el método de espumado por fusión mejoraron significativamente con la adición de Cf.

En consecuencia, se puede concluir que la adición de Cf puede ser una estrategia eficaz para mejorar simultáneamente la estabilidad de la espuma y las propiedades mecánicas deespumas de aluminioAdemás, no existen informes sobre paneles sándwich de espuma de aluminio reforzados con fibras de carbono revestidas de cobre preparados mediante el método de pulvimetalurgia, lo que motiva a los investigadores a realizar estudios más profundos en este campo.

Se han realizado numerosos estudios sobre el mecanismo de nucleación y la estabilidad deespumas de aluminioCon la adición de fases de refuerzo. Las diferencias en el número y la morfología de los poros,

Tales como tamaño, distribución y forma, son usualmente atribuidos a mecanismos de nucleación y estabilidad. Los efectos de nucleación heterogéneos y mecanismos de estabilización de red de óxido en sistema de metalurgia de polvos han sido investigados exhaustivamente. Los polvos de aleación cuaternaria consistentes en Al–Si–Mg–Cu usados ​​en este artículo han exhibido tasas de expansión excepcionales y bajas temperaturas de espumación, con una temperatura de solidus de 507 ◦C y una temperatura de liquidus de 596 ◦C. Sin embargo, hay una falta de investigación con respecto al mecanismo de nucleación, estabilidad y propiedades mecánicas de compresión de compactos de polvo que contienen esta composición de aleación particular, particularmente cuando incorporan Cf. En trabajos previos, investigaciones de mecanismos de nucleación y estabilización fueron llevadas a cabo principalmente a través de métodos no in situ, involucrando el análisis tomográfico de muestras que fueron enfriadas rápidamente después de la interrupción de la espumación. Desafortunadamente, la nucleación de burbujas submicrónicas ocurre principalmente durante el calentamiento del precursor y se expande rápidamente en intervalos de tiempo que abarcan desde 100 ms hasta 1 s, lo que a menudo presenta desafíos para la observación en tiempo real. La técnica moderna de imágenes de rayos X con radiación de sincrotrón posee alta energía y resolución espaciotemporal, lo que permite la observación in situ en tiempo real del proceso de nucleación y crecimiento de espumas de aluminio a temperaturas elevadas. Actualmente, solo un número limitado de investigadores ha explorado la cinética de espumación del polvo de aleación Al-Si-Mg mediante radiación de sincrotrón. Por ejemplo, García-Moreno et al. informaron fenómenos dinámicos significativos en espuma de aluminio líquido, incluyendo nucleación y crecimiento, reorganización de burbujas, retracción del líquido, aglomeración y ruptura de la película. Kamm et al. estudiaron el proceso de nucleación y crecimiento de espuma de aluminio AlSi₄Mg₄ mediante radiación de sincrotrón. Sus hallazgos indicaron que el hidrógeno generado a través de la descomposición de adsorbatos en la superficie del polvo metálico representa otro mecanismo de nucleación significativo. Sin embargo, la interacción entre los componentes precursores es compleja, y la dinámica de la formación de espuma puede verse influenciada por su composición. Tanto para el sistema de polvo de Al-Si-Cu-Mg como para el sistema de polvo de Al-Si-Cu-Mg con Cf añadido, comprender y explorar la iniciación y el crecimiento de la espuma metálica es crucial para su posterior desarrollo estructural y la mejora de sus propiedades para las aplicaciones.

En este trabajo, se prepararon Cf/AFS y AFS con unión interfacial metalúrgica mediante el método de pulvimetalurgia de laminación por empaque. La evolución de burbujas de Cf/AFS y AFS se observó in situ mediante radiación sincrotrón para revelar el mecanismo del Cf en la nucleación, el crecimiento y la fusión de burbujas, así como en su estabilidad. Además, se espumaron Cf/AFS y AFS a 620 °C durante 15 minutos en un horno de cámara. Posteriormente, se caracterizaron y analizaron la distribución del tamaño de poro, la microestructura de los poros y las propiedades mecánicas de compresión de las muestras espumadas. Con base en los estudios mencionados, se evaluaron sistemáticamente la estructura y la resistencia a la compresión de Cf/AFS y AFS.

2.Materials y métodos

2.1. Materias primas

Se utilizaron seis materias primas para preparar el AFS y Cf/AFS: polvo de Al (tamaño promedio: 45 μm, pureza >99,70 %), polvo de Si (tamaño promedio: 38 μm, pureza >99,50 %), polvo de Cu (tamaño promedio: 38 μm, pureza >99,90 %), polvo de Mg (tamaño promedio: 75 μm, pureza >99,70 %), polvo de TiH2 (tamaño promedio: 45 μm, pureza >99,70 %) y fibra de carbono recubierta de cobre (tamaño promedio: 1～2 mm, espesor del recubrimiento de cobre: ​​1,4 μm).

2.2. Fabricación de Cf/AFS

El esquema del método de pulvimetalurgia de laminación de empaque se ilustra enFigura 1Durante la etapa de mezclado, se preparó el polvo de aleación cuaternaria AlSi₂Mg₃Cu₂, con polvos de Al, Si, Cu y Mg en proporciones de 86 %, 6 %, 4 % y 4 % en peso, respectivamente. Se añadió 1 % en peso de polvo de TiH₂ oxidado (tratamiento térmico al aire durante 1,5 h a 470 °C) como agente de expansión, que libera H₂ rápidamente a la temperatura de fusión, expandiendo la masa fundida. Además, se incorporó 0,5 % en peso de fibras de carbono como fases de refuerzo. Cabe destacar que, para mejorar la humectabilidad y evitar reacciones dañinas como la del Al₂C₃ en la interfaz fibra-fundido de aluminio durante la espumación, las fibras de carbono se recubrieron con cobre mediante galvanoplastia. El proceso de galvanoplastia se describió en las referencias.Figura 2Se muestran las fibras de carbono recubiertas de cobre obtenidas mediante el proceso de recubrimiento químico. El recubrimiento cubre de manera uniforme y continua la superficie de la fibra.(Figura 2(a)–(b))Posteriormente, las diferentes composiciones de aleación utilizadas en este estudio se prepararon mezclando a fondo los polvos mencionados, con y sin Cf, en un mezclador tridimensional durante 3 h. El polvo, uniformemente mezclado, se encapsula en una cavidad sellada, tras lo cual se realizan procedimientos de laminado en frío y en caliente.

La etapa de laminado en frío evacua eficazmente el aire de las cavidades y los espacios intersticiales entre las partículas mediante una serie de múltiples pasadas y pequeñas depresiones. La etapa de laminado en caliente garantiza que el precursor alcance una densidad relativa superior al 98 % mediante la codeformación del panel y el polvo, lo que facilita el posterior proceso de espumado. Los parámetros detallados del proceso de laminado se describen en las referencias 1 y 2. Los precursores espumables de AFS y Cf/AFS se obtienen mediante el proceso mencionado. Finalmente, ambos precursores espumables se calentaron a 620 °C durante 15 minutos para fabricar muestras de Cf/AFS y AFS, que se utilizaron para el análisis del tamaño de poro, la caracterización microestructural y los ensayos de propiedades mecánicas de compresión.

2.3. Caracterización y métodos de ensayo

2.3.1. Caracterización microestructural

La morfología microestructural del Cf/AFS y del AFS se investigó mediante microscopía electrónica de barrido por emisión de campo (MEB, Zeiss Ultra Plus). Se empleó espectroscopía de energía dispersiva (EDS) para identificar la composición de las diversas fases en las paredes celulares de las muestras espumadas. Se obtuvieron secciones longitudinales de las muestras mediante el corte de las muestras espumadas con la máquina de electrodescarga (EDM, DK7745). Posteriormente, las secciones longitudinales de las muestras se recubrieron con pintura y se lijaron y pulieron con papel de lija de grano 800 y 1500, respectivamente. Finalmente, se determinaron los diámetros celulares equivalentes (Dmean) de la sección transversal de la muestra pulida mediante el software de análisis de imágenes Image Pro Plus 6.0.

Figura 1.Esquema del método de pulvimetalurgia de laminación de empaques.

Figura 2.Las imágenes de SEM de las fibras de carbono recubiertas de cobre (a) y (b) muestran una vista ampliada de la región marcada con un cuadrado rojo en (a). Las imágenes (c) y (d) son los resultados de EDS del punto A en (b).

Figura 3.Diagrama esquemático de la configuración del experimento de radiación sincrotrón.

2.3.2. Observaciones de formación de espuma in situ mediante radiación sincrotrón

El diagrama esquemático de la configuración del experimento de radiación de sincrotrón se muestra enFigura 3Los experimentos se llevaron a cabo en la línea de luz 4W1A de la Instalación de Radiación Sincrotrón de Pekín (BSRF, Instituto de Física de Altas Energías de Pekín, Academia China de Ciencias, China). A diferencia de la imagenología de absorción-contraste convencional, este artículo utiliza imagenología de contraste de fase con la Fuente de Luz de Radiación Sincrotrón. Este enfoque aborda las limitaciones de la imagenología de absorción tradicional, que es ineficaz para visualizar sustancias de absorción débil. El proceso de espumado de las muestras se realizó dentro de un horno de espumado diseñado a medida, con una ventana cuadrada de 15 mm por 15 mm colocada perpendicular a la dirección del haz de rayos X. El tamaño de la muestra, como se muestra en la Fig. 3, mide 15 mm × 15 mm × 2 mm. La muestra se coloca en un molde de espumado que consiste en un cierto número de láminas cerámicas. Durante el proceso de espumado, los rayos X pueden pasar a través de la muestra y son capturados por una cámara de dispositivo de carga acoplada (CCD). La fuente de rayos X elegida funcionó a una intensidad de 20 Kev y se empleó un tamaño de visualización máximo de 7,4 mm × 7,4 mm para permitir una observación exhaustiva de todo el proceso de formación de espuma.

Cabe destacar que las muestras observadas se colocaron perpendicularmente tanto a la dirección de laminación como a la tangencial. Tanto los precursores con 0,5 % en peso de Cf como los que no lo contenían se sometieron a un proceso de electroerosión con los paneles laterales retirados de ambos lados de las muestras. Se investigó el efecto del Cf en las características de espumación de la espuma de aluminio. Además, los precursores con diferentes composiciones se espumaron en el mismo horno de calentamiento a una temperatura preestablecida de 620 °C.

2.3.3. Ensayo de propiedades mecánicas de compresión

Las muestras de compresión se cortaron en muestras cilíndricas con una altura de 23 mm y un diámetro de 20 mm mediante electroerosión, y se aseguró que cada dirección incluyera al menos 10 poros completos para evitar el efecto del tamaño. Se realizaron ensayos de compresión cuasiestática siguiendo las normas ISO13314-2011 y GB/T31930-2015, utilizando una máquina de ensayos de materiales universal electrónica AG-XPLUS con una capacidad de carga máxima de 100 KN. Se probaron tres muestras para cada grupo, y las curvas de esfuerzo-deformación de compresión en este documento representan los resultados promedio obtenidos de las tres muestras probadas. Todos los ensayos se realizaron bajo control de desplazamiento, manteniendo una velocidad constante del cabezal de 2 mm/min (correspondiente a una velocidad de deformación inicial de 10− 3 s− 1) a temperatura ambiente.

Figura 4.Imágenes de radiación sincrotrón evolucionadas en el tiempo del proceso de espumación de Cf/AFS: (a) precursor no espumado en el momento t0 de 380 ◦C; (b)–(c) disolución de cobre elemental y nucleación de tipo II durante la fusión del precursor; (d)–(g) nucleación heterogénea y procesos de crecimiento de burbujas; y (h)–(i) fusión y ruptura de burbujas.

3. Resultados y discusión

3.1. Comportamiento de la formación de espuma in situ bajo radiación de sincrotrón

3.1.1. Evolución de espuma de Cf/AFS

Figura 4Muestra una serie de imágenes de radiación de sincrotrón que ilustran el proceso de formación de espuma del Cf/AFS. Las imágenes originales del Cf/AFS(Figura 4 (a))Se capturaron cuando la matriz estaba en estado sólido a 380 °C, y este tiempo se estableció como t0. En comparación con los demás componentes del precursor, el Cf se ve negro dentro de la matriz predominantemente gris rica en aluminio. Esto se puede atribuir al alto contenido de cobre en la superficie de la fibra, como se muestra enFigura 2(c)–(d), que tiene la mayor masa atómica relativa en comparación con los demás componentes del precursor. Además, se observa que la mayoría de los Cf están dispersos y separados, en lugar de agrupados, como se muestra enFigura 4(a)Esto implica que con una adición de 0,5 % en peso de Cf, un proceso de agitación de 3 h puede alcanzar eficazmente el estado de dispersión deseado.

En t0+194s (como se ve enFigura 4(b)), se puede observar una cantidad considerable de burbujas blancas, casi esféricas, con diámetros que oscilan entre 90 μm y 180 μm en la matriz de aluminio gris (marcada con la flecha roja). El número de burbujas continuó aumentando durante 46 s, como se muestra enFigura 4(c)Además, otro cambio notable en la matriz es la formación de pequeñas burbujas en la superficie del Cf con el inicio de las disoluciones de Cu (marcadas con el recuadro rojo punteado). Este fenómeno probablemente se atribuye a la nucleación de tipo II que ocurre dentro del compacto de polvo que contiene cobre. Es ampliamente reconocido que la adición de Cu reduce significativamente la temperatura de fusión de las aleaciones. Esto resulta en una fusión localizada alrededor de partículas individuales de polvo en el precursor de polvo que contiene cobre durante el proceso de calentamiento, generando una cantidad sustancial de fusión eutéctica cuaternaria de Al-Si-Mg-Cu a temperaturas más bajas. El baño de fusión eutéctica cuaternaria tiende a ser una región débil en la aleación y es más propensa a la nucleación. Como resultado, es más probable que las burbujas se nucleen y crezcan cerca del recubrimiento de cobre en la superficie de la fibra. Además, la baja fracción líquida en la matriz en este momento provoca que los gases de la descomposición del TiH₂ se acumulen fácilmente en la matriz de aluminio. La nucleación de tipo II puede evitar de manera efectiva que el gas acumulado separe la matriz de baja fracción de líquido y propague grietas a través del líquido, lo que da como resultado una pérdida grave de la cantidad de hidrógeno.

Figura 4(d)La figura muestra que las burbujas se nuclean y crecen inicialmente en la región del Cf a medida que la matriz se funde por completo, y las ubicaciones de las burbujas corresponden a la capa recubierta de cobre que desaparece (marcada con el recuadro punteado rojo). Es bien sabido que la adición de fases secundarias aumenta el número de sitios de nucleación heterogéneos, reduciendo así la barrera energética para la formación de nuevas burbujas dentro de la aleación fundida. Mientras tanto, la tasa de nucleación está relacionada con el área total de nucleación heterogénea por unidad de volumen. En consecuencia, se puede observar que las burbujas se nuclean inicialmente en los sitios donde se encuentran las fibras de carbono y se expanden a lo largo de la fibra de carbono. Con un aumento adicional en la fracción de fusión, continúan emergiendo numerosas burbujas nuevas.Figura 4(e)–4(g)Sin embargo, la velocidad de fusión y ruptura localizada de las burbujas es lenta, lo que indica que poseen una alta estabilidad. En t0+426s, el número de burbujas aumenta significativamente, y

El volumen precursor exhibe una gran expansión(Figura 4(h))Además, la ocurrencia de cierta fusión de burbujas (marcada con la flecha roja), donde las burbujas pequeñas son absorbidas por las más grandes debido a la maduración de Ostwald, es un proceso inevitable durante la evolución de las espumas metálicas [40]. Este fenómeno de maduración también resulta en la aparición de un pequeño número de burbujas grandes e irregulares (marcadas con la flecha roja enFigura 4(i)).

Figura 5.Imágenes evolucionadas en el tiempo del proceso de formación de espuma de AFS en diferentes etapas: (a) precursor no fundido en el momento t0 de 380 ◦C; (b) disolución de cobre elemental y nucleación de tipo II durante la fusión del precursor; (c) procesos de nucleación y crecimiento de burbujas; y (d)–(f) burbujas fusionándose y rompiéndose.

3.1.2. Evolución de la espuma del AFS

La figura 5 muestra una serie de imágenes de radiación sincrotrón que ilustran el proceso de formación de espuma del AFS. Al igual que en el caso de Cf/AFS, la imagen inicial de la secuencia de radiación sincrotrón se capturó cuando el AFS se encontraba en fase sólida a 380 °C (véaseFigura 5(a)). Cuando la matriz se calienta por encima de la temperatura de solidus, se hacen visibles pequeñas burbujas blancas enFigura 5(b) y (c), resultante de la descomposición de TiH₂ y la ocurrencia de nucleación de tipo II en la región rica en Cu. Sin embargo, el número de burbujas generadas y su densidad de distribución enFigura 5(c)es notablemente más bajo en comparación conFigura 4(c)Esto sugiere que Cf/AFS proporciona más canales para la liberación temprana de gas durante la nucleación, evitando la formación excesiva de grietas en la matriz de aluminio con baja fracción de líquido.

Se puede observar un menor número de sitios de nucleación de AFS y una mayor probabilidad de crecimiento anormal de burbujas en comparación con Cf/AFS.Figura 5(d)–(f)La evolución de las burbujas de AFS es irregular, y sus tamaños presentan amplias fluctuaciones debido a la coexistencia de burbujas de tamaño micrométrico y burbujas de tamaño anormalmente milimétrico (marcadas con la flecha roja). Además, esta inestabilidad y falta de homogeneidad durante el proceso de nucleación temprana pueden resultar en diferencias significativas en la estructura porosa final y las propiedades mecánicas entre AFS y Cf/AFS.

3.2. Análisis de macroestructura

Para investigar las diferencias en la morfología macroscópica de los poros y su diámetro entre AFS y Cf/AFS, se prepararon dos estructuras sándwich en condiciones de laboratorio a una temperatura de espumación de 620 °C durante 15 min. Las macroestructuras y la distribución del tamaño celular de AFS y Cf/AFS se muestran enFigura 6La comparación de las secciones verticales de las dos muestras de estructuras sándwich revela que las espumas Cf/AFS tienen celdas más finas y menos defectos como ruptura o fusión de celdas (verFigura 6 (b)). Por el contrario, como se muestra enFigura 6(a)El AFS presenta una baja homogeneidad de poros, con algunos poros anormalmente grandes. Mientras tanto, el diámetro de poro equivalente para AFS y Cf/AFS fue de 2,9 ± 0,2 mm y 1,9 ± 0,1 mm, respectivamente, lo que sugiere que el diámetro de poro se refinó aún más mediante la adición de Cf (véaseFigura 6(c) y (d)).

La evolución de la estructura porosa está influenciada por dos mecanismos competitivos: la descomposición de TiH2 y la fusión y ruptura de la espuma. La descomposición de TiH2 contribuye al aumento en el número de nucleación, porosidad y tasa de expansión, mientras que la fusión y ruptura de burbujas disminuye el número de poros y aumenta el diámetro de los poros. La reducción de los eventos de fusión y ruptura de burbujas contribuye a obtener una mejor estructura celular. Por lo tanto, la alta estabilidad de la espuma es necesaria para mantener la homogeneidad de la estructura porosa durante el proceso de espumado. Para Cf/AFS, la adición de Cf mejora en gran medida la humectabilidad de las fibras con la masa fundida de aluminio. Similar a la espuma de aluminio reforzada con Cf reportada [44] preparada por el método de espumado en fusión, la adición de Cf estabiliza la espuma de aluminio al prevenir la ruptura de la pared celular y reducir la aglomeración. Mientras tanto, Cf puede crear una estructura similar a una red en la pared celular, lo que genera una fuerza de separación y evita la ruptura de burbujas, mejorando así la estructura celular, la estabilidad de la espuma y la uniformidad de la distribución de los poros.

3.3. Caracterización microestructural

Figura 7(a)Muestra la microestructura de la pared celular tras la espumación con AFS. Como se informó para las espumas de aleación AlSi₂Cu₄Mg₃, se encuentran en la aleación Al-Si, Mg₂Si, Al₂Cu y Al₁Cu₂Mg₃Si₃ eutécticos, lo cual concuerda con los hallazgos obtenidos mediante análisis EDS enFigura 7(b)Estas fases frágiles reducen las propiedades mecánicas de la espuma de aluminio al debilitar la pared porosa o actuar como fuente de grietas durante la deformación. Por lo tanto, mejorar las propiedades mecánicas de la pared porosa mediante la adición de fases de refuerzo es una estrategia viable y eficaz.

Para Cf/AFS, se puede observar desdeFigura 7(c) y (d)que el Cf se distribuye dentro de la pared celular o en el borde de la misma, lo que indica que el Cf tiene una excelente humectabilidad con el aluminio fundido. Además, es notable (consulteFigura 7(d)) que una pequeña cantidad de la fase precipitada Al₂Cu se forma en la interfaz entre las fibras y la masa fundida de aluminio. Este fenómeno contribuye a lograr una fuerte unión entre las fibras y la matriz. La progresión de esta reacción de difusión se puede observar intuitivamente enFigura 4(a)–(c)Cabe destacar que la fase precipitada no rodea completamente las fibras de carbono, y el estado y la cantidad de esta distribución son beneficiosos para el Cf/AFS. Con base en el estudio de Lv et al. sobre materiales compuestos con matriz de aluminio reforzados con Cf, se demostró que una cantidad adecuada de fase precipitada puede influir y regular la resistencia de la unión interfacial.

Figura 6.Secciones verticales de la muestra representativa (a) AFS y (b) Cf/AFS. Las gráficas de diámetro equivalente frente a fracción de área correspondientes a (a) y (b) se representan en (c) y (d), respectivamente. La línea continua en (c) y (d) representa el ajuste logarítmico-normal. La regresión (R²) representa la bondad del ajuste.

Figura 7.Las imágenes SEM (a) y (b) muestran las microestructuras correspondientes aFigura 6(a) AFS yFigura 6(b) Cf/AFS, respectivamente, además,Figura 7(b) y (d) muestran aumentos localizados deFigura 7(a) y (c), respectivamente.

3.4. Mecanismo de estabilización de la espuma de Al-Si-Mg-Cu por Cf

Con base en el análisis mencionado anteriormente, se resume en la figura una representación esquemática del mecanismo de formación de espuma para Cf/AFS y AFS.Figura 8Las diferencias significativas entre Cf/AFS y AFS en la etapa de nucleación, crecimiento de burbujas y etapa de fusión, y la etapa de solidificación gradual, como se ilustra enFigura 8(a) y (b).

Figura 8.Diagrama esquemático del comportamiento de formación de espuma de Cf/AFS y AFS: (a) Cf/AFS; y (b) AFS.

En la etapa de nucleación de las espumas de aleación AlSi₆Cu₄Mg₄, las burbujas tienden a nuclearse dentro del eutéctico cuaternario líquido que rodea las partículas de cobre, en lugar de nuclearse en la ubicación de las partículas de TiH₂. Este tipo de nucleación en la región más débil del precursor (nucleación tipo II) proporciona más canales de escape para los gases liberados por la descomposición del TiH₂, evitando su acumulación y la propagación de grietas en la masa fundida de aluminio. La adición de fibras de carbono recubiertas de cobre aparentemente crea más canales para la liberación de H₂. Sin embargo, dado que la masa fundida de aluminio no tiene suficiente fracción líquida en esta etapa, es difícil que estas pequeñas burbujas tengan una fuente suficiente de H₂ para seguir creciendo. Como resultado, estas pequeñas burbujas se rompen dentro de la masa fundida al aumentar la temperatura. Cuando el precursor se funde completamente, el H₂ liberado de la violenta reacción de deshidrogenación del TiH₂ se nuclea y crece rápidamente según el punto de nucleación. El Cf proporciona numerosos sitios de nucleación heterogéneos para la generación de burbujas, lo que aumenta considerablemente las tasas de nucleación. Simultáneamente, la presencia de Cf inhibe eficazmente el contacto y la fusión de las burbujas primarias y evita la formación de burbujas de tamaño anómalo.

Durante la etapa de crecimiento y fusión de las burbujas, la adición de Cf mejora significativamente la estabilidad de la espuma. Esto se debe a que el Cf y el aluminio fundido presentan una buena humectabilidad, y las fibras pueden quedar fácilmente atrapadas entre las dos interfaces gas-líquido para formar una estructura de red (como se muestra en la figura).Figura 7(c)A medida que la película líquida se adelgaza, las fibras generan una presión de separación que resiste la succión desde el límite de meseta, evitando así su ruptura. Por lo tanto, el Cf/AFS requiere un mayor tiempo de formación de espuma en comparación con el AFS, con una mayor estabilidad que permite mantener la uniformidad de la estructura porosa durante la formación de la espuma.

Durante la etapa de solidificación lenta, las burbujas en Cf/AFS dejan de crecer y las fibras se incrustan en la pared celular (marcadas con el recuadro rojo punteado). Esta retención de fibras impide que las burbujas pequeñas sean absorbidas por las más grandes, como se observa en la maduración de Ostwald, e inhibe la ruptura de la pared celular debido a la expansión de la solidificación. Como resultado, el Cf/AFS presenta una estructura porosa más homogénea y menos defectos en los poros en comparación con el AFS.

3.5. Propiedades mecánicas

Las curvas de esfuerzo-deformación compresivo para Cf/AFS y AFS con casi la misma porosidad (83,2% y 81,4%, respectivamente) se presentan enFigura 9(a)La curva de esfuerzo-deformación a compresión presenta una característica distintiva de tres etapas, que comprende la región elástica lineal, la región de meseta y la región de densificación. El límite elástico a la compresión de AFS y Cf/AFS fue de 8,44 MPa y 11,87 MPa, respectivamente. El límite elástico a la compresión de Cf/AFS aumentó un 40,6 % en comparación con AFS. Por otro lado, la capacidad de absorción de energía de Cf/AFS es mejor que la de AFS a la misma deformación, como se muestra enFigura 9(b)La capacidad de absorción de energía del AFS y del Cf/AFS es de aproximadamente 3,3 MJ/m³ y 6,1 MJ/m³, respectivamente. La capacidad de absorción de energía del Cf/AFS se ha mejorado en un 84,8 % en comparación con el AFS.

Figura 9.Curvas de tren de esfuerzos de compresión y curvas de capacidad de absorción de energía de Cf/AFS y AFS: (a) curvas de tren de esfuerzos de compresión; (b) curvas de capacidad de absorción de energía.

La incorporación de Cf mejoró significativamente las propiedades mecánicas del núcleo de espuma. Es bien sabido que las propiedades mecánicas deespuma de aluminioestán estrechamente relacionados con la estructura de poro y las propiedades mecánicas del puntal. El análisis macroestructural indicó que la adición de Cf refinó el tamaño de poro, mejoró la distribución de poros y redujo los defectos de poro. Similar a los hallazgos de Sasikumar et al. y Yangetal., el diámetro pequeño de poro y la distribución estrecha de poros son más beneficiosos para mejorar la resistencia a la compresión y la eficiencia de absorción de energía. Además, el efecto de la microestructura en las propiedades mecánicas de la espuma se debe principalmente al Cf incrustado en las paredes de los poros de la espuma. La difusión y disolución del recubrimiento de cobre de las fibras de carbono en la matriz de aluminio puede lograr una unión interfacial más firme entre las fibras y la matriz de aluminio, lo que contribuye a la transferencia de carga. La fibra de carbono de alto módulo grapada en la pared de poro puede limitar la deformación de la pared de poro bajo carga de compresión y mejorar la capacidad de soporte de carga. Todos estos factores favorecen que Cf/AFS logre un mayor límite elástico y capacidad de absorción de energía en comparación con AFS.

4. Conclusiones

En este trabajo, el Cf/AFS y el AFS se prepararon mediante el método de pulvimetalurgia de laminación por empaque. El comportamiento de espumación del Cf/AFS y el AFS se observó dinámicamente mediante radiación sincrotrón.

Se investigó la influencia del Cf en la nucleación y el crecimiento de burbujas. Además, se analizó exhaustivamente su influencia en la morfología y distribución de los poros, así como en las propiedades de compresión de las espumas de aluminio. Las principales conclusiones son las siguientes:

(1) Las observaciones in situ de radiación de sincrotrón revelan que los procesos de espumación de Cf/AFS y AFS exhiben tres etapas distintas: nucleación de burbujas, crecimiento y fusión de burbujas, y solidificación.

En comparación con el AFS, el proceso de espumación de Cf/AFS presenta mayor estabilidad y uniformidad de burbujas. El AFS es más propenso a formar poros anormalmente grandes y gruesos durante su evolución. Además, esta disparidad se atribuye al efecto de nucleación heterogénea del Cf, que previene la ruptura de las paredes de las burbujas y reduce la coalescencia, a la vez que aumenta la tasa de nucleación.

(2) La adición de 0,5 % en peso de Cf reduce el diámetro de poro equivalente de 2,9 ± 0,2 mm a 1,9 ± 0,1 mm, lo que reduce significativamente los defectos de poro grueso. Simultáneamente, la microestructura revela una buena humectabilidad del Cf, que se distribuye a lo largo de la pared del poro y la interfaz gas-sólido, mejorando así la estabilidad de la espuma.

(3) En comparación con el AFS, la resistencia a la fluencia por compresión y la capacidad de absorción de energía del Cf/AFS aumentaron aproximadamente un 40,6 % y un 84,8 %, respectivamente. Los hallazgos de este estudio pueden brindar ideas para el refuerzo de paneles sándwich de espuma de aluminio con interfaces de unión metalúrgica, con potencial para aplicaciones de ingeniería en las industrias automotriz y aeroespacial.

Artículo de la Revista de Investigación y Tecnología de Materiales