Características de desempenho do painel sanduíche de espuma de alumínio com fibra de carbono depositada em cobre em comparação com o painel sanduíche de espuma de alumínio convencional

Sanduíche de espuma de alumínioOs painéis AFS (Aço Inoxidável) apresentam uma combinação de características estruturais e funcionais, como baixa densidade, alta resistência específica, absorção de energia favorável, capacidade de amortecimento e blindagem eletromagnética. Essas excelentes propriedades conferem aos AFS grande potencial nos setores aeroespacial, de transporte e marítimo. Comparados com metais comuns,Espumas, as placas metálicas externas do AFS podem selar a espuma com eficácia e melhorar suas propriedades mecânicas abrangentes, como resistência à tração e à flexão. Geralmente, o AFS era fabricado pelo método de colagem adesiva, que consiste na fixação da espuma de alumínio a painéis metálicos sólidos usando adesivo de resina epóxi.

Embora o método de colagem adesiva aumente efetivamente o amortecimento estrutural, ele apresenta limitações, incluindo desafios na reciclagem e suscetibilidade à falha por delaminação em condições de alta temperatura ou corrosivas. Para abordar essas limitações, amplos esforços de pesquisa têm sido dedicados à obtenção de colagem metalúrgica entre o painel e a camada central.

Atualmente, os métodos predominantes de preparação de AFS visando à obtenção de ligações metalúrgicas são geralmente classificados em três categorias: soldagem, formação de espuma por fusão e método de metalurgia do pó com laminação por empacotamento. Dentre esses métodos, o método de metalurgia do pó com laminação por empacotamento é considerado superior no controle da estrutura dos poros e na obtenção de espuma em baixas temperaturas. Nosso trabalho anterior utilizou essa tecnologia para fabricar AFS de grande porte com melhores propriedades de expansão e estrutura celular para aplicações industriais.

Entretanto, devido às propriedades mecânicas de compressão relativamente baixas do núcleo de espuma, a melhoria da resistência mecânica do AFS é limitada, portanto, uma melhoria adicional da resistência do núcleo de espuma é crucial para o AFS.

Até o momento, os métodos comuns relatados para melhorar as propriedades mecânicas compressivas deespuma de alumínioOs seguintes métodos são utilizados: tratamento de superfície, tratamento térmico e reforço por meio da adição de partículas, fibras, elementos de liga, etc. Entre eles, fibras curtas de carbono com baixa densidade, alto módulo de elasticidade e grande razão de aspecto têm atraído grande atenção como materiais de reforço promissores. Além disso, a metalização da superfície das fibras de carbono, por galvanoplastia ou quimicamente, como cobre ou níquel, melhora ainda mais a molhabilidade das fibras de carbono na massa fundida de alumínio e evita reações interfaciais prejudiciais entre as fibras de carbono e a massa fundida de alumínio. As fibras curtas de carbono são amplamente utilizadas para reforçar compósitos com matriz de alumínio.

Bhav Singhetal preparou compósitos de matriz de alumínio reforçados com fibras de carbono revestidas com cobre pelo método de fundição por agitação. Muetal fabricou compósitos de matriz de alumínio reforçados com fibras de carbono revestidas com níquel pelo método de fundição em dois rolos. Os resultados demonstraram um aumento significativo na resistência à tração dos compósitos com a adição de fibras de carbono. No entanto, há poucas pesquisas conduzidas sobreespuma de alumínio reforçadacom fibras de carbono revestidas com cobre. A Caoetal. preparou pela primeira vez espuma de alumínio reforçada com fibras de carbono revestidas com cobre através do método de espumação por fusão. Os resultados demonstram que 0,35% em volume de Cf pode estabilizar a espuma de alumínio, prevenindo a ruptura do filme líquido, e quanto maior a quantidade de fibras adicionadas à espuma, mais estável ela se torna. A Caoetal. demonstrou que as propriedades de amortecimento da espuma de alumínio preparada pelo método de espumação por fusão foram significativamente melhoradas com a adição de Cf.

Assim, pode-se concluir que a adição de Cf pode ser uma estratégia eficaz para melhorar simultaneamente a estabilidade da formação de espuma e as propriedades mecânicas doespumas de alumínio. Além disso, não há relatos de painéis sanduíche de espuma de alumínio reforçados com fibras de carbono revestidas de cobre, preparados pelo método de metalurgia do pó, o que motiva os pesquisadores a realizar estudos mais aprofundados nesta área.

Numerosos estudos foram realizados sobre o mecanismo de nucleação e estabilidade deespumas de alumíniocom a adição de fases de reforço. As diferenças no número de poros e na morfologia dos poros,

como tamanho, distribuição e forma, são geralmente atribuídos a mecanismos de nucleação e estabilidade. Efeitos de nucleação heterogêneos e mecanismos de estabilização de redes de óxidos em sistemas de metalurgia do pó foram exaustivamente investigados. Pós de liga quaternária consistindo de Al–Si–Mg–Cu usados ​​neste artigo exibiram taxas de expansão excepcionais e baixas temperaturas de formação de espuma, com uma temperatura solidus de 507 ◦C e uma temperatura liquidus de 596 ◦C. No entanto, há uma falta de pesquisa sobre o mecanismo de nucleação, estabilidade e propriedades mecânicas compressivas de compactos de pó contendo esta composição de liga específica, particularmente quando incorporando Cf. Em trabalhos anteriores, investigações de mecanismos de nucleação e estabilização foram conduzidas principalmente por métodos não in situ, envolvendo a análise tomográfica de amostras que foram rapidamente resfriadas após a interrupção da formação de espuma. Infelizmente, a nucleação de bolhas submicrônicas ocorre principalmente durante o aquecimento do precursor e se expande rapidamente em intervalos de tempo que abrangem de 100 ms a 1 s, frequentemente apresentando desafios para observação em tempo real. A moderna técnica de imagem de raios X por radiação síncrotron possui alta energia e resolução espaço-temporal, permitindo a observação in situ em tempo real do processo de nucleação e crescimento de espumas de alumínio em temperaturas elevadas. Atualmente, apenas alguns pesquisadores exploraram a cinética de formação de espuma do pó da liga Al-Si-Mg por radiação síncrotron. Por exemplo, García-Morenoetal. relataram fenômenos dinâmicos significativos em espuma de alumínio líquida, incluindo nucleação e crescimento, rearranjo de bolhas, retração do líquido, aglomeração e ruptura do filme. Kamm et al. estudaram o processo de nucleação e crescimento da espuma de alumínio AlSi8Mg4 por radiação síncrotron. Suas descobertas indicaram que o hidrogênio gerado pela decomposição de adsorbatos na superfície do pó metálico representa outro mecanismo de nucleação significativo. No entanto, a interação entre os componentes precursores é intrincada, e a dinâmica da formação de espuma pode ser influenciada por sua composição. Tanto para o sistema de pó Al–Si–Cu–Mg quanto para o sistema de pó Al–Si–Cu–Mg com Cf adicionado, entender e explorar a iniciação e o crescimento da espuma metálica é crucial para o desenvolvimento estrutural posterior da espuma para melhorar as propriedades das aplicações.

Neste trabalho, Cf/AFS e AFS com ligação interfacial metalúrgica foram preparados pelo método de metalurgia do pó de laminação de empacotamento. A evolução das bolhas de Cf/AFS e AFS foi observada in situ por radiação síncrotron para revelar o mecanismo de Cf na nucleação, crescimento e fusão de bolhas e estabilidade. Além disso, Cf/AFS e AFS foram espumados a 620 ◦C por 15 min em um forno de câmara. Posteriormente, a distribuição do tamanho dos poros, a microestrutura dos poros e as propriedades mecânicas compressivas das amostras espumadas foram caracterizadas e testadas. Com base nos estudos acima mencionados, a estrutura e a resistência à compressão de Cf/AFS e AFS foram avaliadas sistematicamente.

2.Materials e métodos

2.1. Matérias-primas

Seis matérias-primas foram usadas para preparar o AFS e Cf/AFS: pó de Al (tamanho médio: 45 μm, pureza >99,70%), pó de Si (tamanho médio: 38 μm, pureza >99,50%), pó de Cu (tamanho médio: 38 μm, pureza >99,90%), pó de Mg (tamanho médio: 75 μm, pureza >99,70%), pó de TiH2 (tamanho médio: 45 μm, pureza >99,70%) e fibra de carbono revestida de cobre (tamanho médio: 1 a 2 mm, espessura do revestimento de cobre: ​​1,4 μm).

2.2. Fabricação de Cf/AFS

O esquema do método de metalurgia do pó de laminação de embalagem é ilustrado emFigura 1. Durante a fase de mistura, o pó da liga quaternária AlSi6Mg4Cu4 foi preparado, com pós de Al, Si, Cu e Mg em proporções de 86% em peso, 6% em peso, 4% em peso e 4% em peso, respectivamente. 1% em peso de pó de TiH2 oxidado (tratamento térmico ao ar por 1,5 h a 470 ◦C) foi adicionado como um agente de expansão que libera H2 rapidamente na temperatura de fusão, expandindo a fusão. Além disso, 0,5% em peso de fibras de carbono foram incorporadas como fases de reforço. Notavelmente, para aumentar a molhabilidade e evitar reações prejudiciais como Al4C3 na interface de fusão de alumínio-fibra durante a formação de espuma, as fibras de carbono foram revestidas com cobre por meio de galvanoplastia. O processo de galvanoplastia foi descrito nas Refs.Figura 2mostra as fibras de carbono revestidas com cobre obtidas pelo processo de galvanoplastia. O revestimento apresenta cobertura uniforme e contínua da superfície da fibra.(Fig. 2(a)–(b))Posteriormente, as diferentes composições de liga utilizadas neste estudo foram preparadas misturando-se cuidadosamente os pós mencionados, com e sem Cf, em um misturador tridimensional por 3 h. O pó uniformemente misturado é encapsulado em uma cavidade selada, seguido por processos de laminação a frio e a quente.

A etapa de laminação a frio evacua efetivamente o ar de dentro das cavidades e dos espaços intersticiais entre as partículas por meio de uma série de múltiplas passagens e pequenas depressões. A etapa de laminação a quente garante que o precursor atinja uma densidade relativa superior a 98% por meio da codeformação do painel e do pó, o que facilita o processo de formação de espuma subsequente. Parâmetros detalhados do processo de laminação são descritos nas referências. Os precursores espumáveis ​​AFS e Cf/AFS são obtidos por meio do processo mencionado anteriormente. Por fim, ambos os precursores espumáveis ​​foram aquecidos a 620 °C por 15 minutos para fabricar espécimes de Cf/AFS e AFS, que foram utilizados para análise do tamanho dos poros, caracterização microestrutural e ensaios de propriedades mecânicas compressivas.

2.3. Caracterização e métodos de ensaio

2.3.1. Caracterização microestrutural

A morfologia microestrutural do Cf/AFS e AFS foi investigada por microscopia eletrônica de varredura por emissão de campo (MEV, Zeiss Ultra Plus). A espectroscopia de energia dispersiva (EDS) foi usada para identificar a composição de várias fases nas paredes celulares das amostras espumadas. Seções longitudinais das amostras foram obtidas cortando os espécimes espumados usando a máquina de eletrodescarga (EDM, DK7745). Em seguida, as seções longitudinais dos espécimes foram revestidas com tinta e, em seguida, lixadas e polidas usando lixa de grão 800 e 1500, respectivamente. Finalmente, os diâmetros de célula equivalentes (Dmean) da seção transversal do espécime polido foram determinados usando o software de análise de imagem, Image Pro Plus 6.0.

Figura 1.Esquema do método de metalurgia do pó de laminação de embalagem.

Figura 2.As imagens SEM das fibras de carbono revestidas com cobre (a) e (b) mostram uma visão ampliada da região marcada por um quadrado vermelho em (a). As imagens (c) e (d) são os resultados de EDS do ponto A em (b).

Figura 3.Diagrama esquemático da configuração do experimento de radiação síncrotron.

2.3.2. Observações de formação de espuma in situ por radiação síncrotron

O diagrama esquemático da configuração do experimento de radiação síncrotron é esboçado emFigura 3Os experimentos foram conduzidos na linha de luz 4W1A da Instalação de Radiação Síncrotron de Pequim (BSRF, Instituto de Física de Altas Energias de Pequim, Academia Chinesa de Ciências, China). Diferentemente da imagem de contraste de absorção convencional, este artigo utiliza imagem de contraste de fase com a Fonte de Luz de Radiação Síncrotron. Essa abordagem aborda as limitações da imagem de absorção tradicional, que é ineficaz para visualizar substâncias fracamente absorventes. O processo de formação de espuma dos espécimes foi realizado dentro de um forno de formação de espuma projetado sob medida, com uma janela quadrada de 15 mm por 15 mm posicionada perpendicularmente à direção do feixe de raios X. O tamanho da amostra, como mostrado na Fig. 3, mede 15 mm × 15 mm × 2 mm. A amostra é colocada em um molde de formação de espuma que consiste em um certo número de folhas de cerâmica. Durante todo o processo de formação de espuma, os raios X podem passar pela amostra e são capturados por uma câmera com dispositivo de carga acoplada (CCD). A fonte de raios X escolhida operou a uma intensidade de 20 Kev, e um tamanho máximo de visualização de 7,4 mm × 7,4 mm foi empregado para permitir a observação abrangente de todo o processo de formação de espuma.

Vale ressaltar que as amostras observadas foram posicionadas perpendicularmente tanto à direção de laminação quanto à direção tangencial. Tanto os precursores contendo 0,5% em peso de Cf quanto aqueles sem 0,5% em peso de Cf tiveram seus painéis laterais removidos de ambos os lados das amostras por eletroerosão. O efeito do Cf nas características de formação de espuma da espuma de alumínio foi investigado. Além disso, os precursores com diferentes composições foram espumados no mesmo forno de aquecimento a uma temperatura predefinida de 620 °C.

2.3.3. Ensaio de propriedades mecânicas de compressão

Os espécimes de compressão foram cortados em espécimes cilíndricos com uma altura de 23 mm e um diâmetro de 20 mm por EDM, e cada direção foi assegurada para incluir pelo menos 10 poros completos para evitar o efeito de tamanho. Testes de compressão quase estática foram conduzidos seguindo as normas ISO13314–2011 e GB/T31930–2015, usando uma máquina universal de ensaio de materiais AG-XPLUS com uma capacidade de carga máxima de 100 KN. Três amostras foram testadas para cada grupo, e as curvas de tensão-deformação compressivas neste artigo representam os resultados médios obtidos das três amostras testadas. Todos os testes foram realizados sob controle de deslocamento, mantendo uma velocidade de cruzeta constante de 2 mm/min (correspondente a uma taxa de deformação inicial de 10-3 s-1) à temperatura ambiente.

Figura 4.Imagens de radiação síncrotron evoluídas ao longo do tempo do processo de formação de espuma Cf/AFS: (a) precursor não espumado no momento t0 de 380 ◦C; (b)–(c) dissolução de cobre elementar e nucleação tipo II durante a fusão do precursor; (d)–(g) processos heterogêneos de nucleação e crescimento de bolhas; e (h)–(i) fusão e ruptura de bolhas.

3. Resultados e discussão

3.1. Comportamento de formação de espuma in situ sob radiação síncrotron

3.1.1. Evolução da espuma de Cf/AFS

Figura 4exibe uma série de imagens de radiação síncrotron representando o processo de formação de espuma do Cf/AFS. As imagens originais do Cf/AFS(Fig. 4 (a))foram capturados quando a matriz estava no estado sólido a 380 ◦C, e esse tempo foi definido como t0. Comparado aos outros componentes do precursor, o Cf aparece preto dentro da matriz predominantemente cinza, rica em alumínio. Isso pode ser atribuído ao alto teor de cobre na superfície da fibra, como mostrado emFigura 2(c)–(d), que possui a maior massa atômica relativa em comparação com os outros componentes do precursor. Além disso, observa-se que a maioria dos Cf está dispersa e separada, em vez de agrupada, como demonstrado emFigura 4(a). Isso implica que, com uma adição de 0,5% em peso de Cf, um processo de agitação de 3 h pode efetivamente atingir o estado de dispersão desejado.

Em t0+194s (como visto emFigura 4(b)), um número considerável de bolhas brancas, quase esféricas, com diâmetros variando de 90 μm a 180 μm, pode ser observado na matriz de alumínio cinza (marcada com a seta vermelha). O número de bolhas continuou a aumentar em 46 s, como mostrado emFigura 4(c)Além disso, outra mudança notável que ocorre na matriz é que algumas pequenas bolhas tendem a se formar na superfície do Cf com o início das dissoluções de Cu (marcadas com a caixa pontilhada vermelha). Esse fenômeno é provavelmente atribuído à nucleação do tipo II que ocorre dentro do compacto de pó contendo cobre. É amplamente reconhecido que a adição de Cu diminui significativamente a temperatura de fusão das ligas. Isso resulta em fusão localizada ao redor de partículas de pó individuais no precursor de pó contendo pó de cobre durante o processo de aquecimento, gerando uma quantidade substancial de fusão eutética quaternária de Al-Si-Mg-Cu em temperaturas mais baixas. A poça de fusão eutética quaternária tende a ser uma região fraca na liga e é mais propensa à nucleação. Como resultado, as bolhas são mais propensas a nuclear e crescer perto do revestimento de cobre na superfície da fibra. Além disso, a baixa fração líquida na matriz neste momento faz com que os gases da decomposição de TiH2 se acumulem facilmente na matriz de alumínio. A nucleação do tipo II pode efetivamente evitar que o gás acumulado force a separação da matriz de baixa fração líquida e propague rachaduras pelo líquido, resultando em perda severa da quantidade de hidrogênio.

Figura 4(d)mostra que as bolhas inicialmente nucleiam e crescem na região do Cf à medida que a matriz se funde completamente, e as localizações das bolhas correspondem ao desaparecimento da camada revestida de cobre (marcada com a caixa pontilhada vermelha). Está bem estabelecido que a adição de fases secundárias aumenta o número de sítios de nucleação heterogêneos, reduzindo assim a barreira energética para a formação de novas bolhas dentro da liga fundida. Enquanto isso, a taxa de nucleação está relacionada à área total de nucleação heterogênea por unidade de volume. Consequentemente, pode-se observar que as bolhas nucleiam inicialmente nos sítios onde as fibras de carbono estão situadas e se expandem ao longo do comprimento da fibra de carbono. Com um aumento adicional na fração de fusão, numerosas novas bolhas continuam a emergir.Figura 4(e)–4(g). No entanto, a taxa de fusão e ruptura localizada das bolhas é lenta, indicando que as bolhas possuem alta estabilidade. Em t0+426s, o número de bolhas aumenta significativamente, e

o volume precursor apresenta grande expansão(Fig. 4(h)). Além disso, a ocorrência de alguma fusão de bolhas (marcada com a seta vermelha), onde pequenas bolhas são absorvidas por bolhas maiores devido à maturação de Ostwald, é um processo inevitável durante a evolução de espumas metálicas [40]. Este fenômeno de maturação também resulta no aparecimento de um pequeno número de bolhas grandes e irregulares (marcadas com a seta vermelha emFigura 4(i)).

Figura 5.Imagens de evolução temporal do processo de formação de espuma do AFS em diferentes estágios: (a) precursor não fundido no momento t0 de 380 ◦C; (b) dissolução do cobre elementar e nucleação do tipo II durante a fusão do precursor; (c) processos de nucleação e crescimento de bolhas; e (d)–(f) fusão e ruptura de bolhas.

3.1.2. Evolução da espuma do AFS

A Fig. 5 demonstra uma série de imagens de radiação síncrotron ilustrando o processo de formação de espuma do AFS. Semelhante ao Cf/AFS, a imagem inicial da sequência de radiação síncrotron foi capturada quando o AFS estava em fase sólida a 380 ◦C (verFigura 5(a)). Quando a matriz é aquecida acima da temperatura de solidus, pequenas bolhas brancas tornam-se visíveis emFigura 5(b) e (c), resultante da decomposição do TiH2 e da ocorrência de nucleação do tipo II na região rica em Cu. No entanto, o número de bolhas geradas e sua densidade de distribuição emFigura 5(c)é notavelmente menor em comparação comFigura 4(c). Isso sugere que o Cf/AFS fornece mais canais para liberação antecipada de gás durante a nucleação, evitando a formação excessiva de rachaduras na matriz de alumínio com baixa fração líquida.

Um menor número de locais de nucleação de AFS e uma maior probabilidade de crescimento anormal de bolhas em comparação com Cf/AFS podem ser observados a partir deFigura 5(d)–(f)A evolução das bolhas de AFS é irregular, e seus tamanhos apresentam grandes flutuações devido à coexistência de bolhas de tamanho micrométrico e bolhas grandes, anormalmente milimétricas (marcadas com a seta vermelha). Além disso, essa instabilidade e heterogeneidade durante o processo inicial de nucleação podem resultar em diferenças significativas na estrutura final dos poros e nas propriedades mecânicas entre AFS e Cf/AFS.

3.2. Análise de macroestrutura

Para investigar as diferenças na morfologia macroscópica dos poros e no diâmetro dos poros entre AFS e Cf/AFS, duas estruturas sanduíche foram preparadas em condições de laboratório a uma temperatura de formação de espuma de 620 ◦C por 15 min. As macroestruturas e a distribuição do tamanho das células de AFS e Cf/AFS são mostradas na Figura 1.Figura 6. A comparação das secções verticais das duas amostras de estruturas sanduíche revela que as espumas Cf/AFS apresentam células mais finas e menos defeitos como ruptura ou fusão de células (verFigura 6 (b)). Pelo contrário, como demonstrado emFigura 6(a), o AFS apresenta baixa homogeneidade de poros, com a presença de alguns poros anormalmente grandes. Enquanto isso, o diâmetro de poro equivalente para AFS e Cf/AFS foi de 2,9 ± 0,2 mm e 1,9 ± 0,1 mm, respectivamente, sugerindo que o diâmetro do poro foi ainda mais refinado pela adição de Cf (verFigura 6(c) e (d)).

A evolução da estrutura dos poros é influenciada por dois mecanismos competitivos: a decomposição do TiH2 e a fusão e ruptura da espuma. A decomposição do TiH2 contribui para o aumento do número de nucleação, porosidade e taxa de expansão, enquanto a fusão e ruptura das bolhas diminui o número de poros e aumenta o diâmetro dos poros. A redução dos eventos de fusão e ruptura das bolhas contribui para a obtenção de uma melhor estrutura celular. Portanto, a alta estabilidade da espuma é necessária para manter a homogeneidade da estrutura dos poros durante o processo de formação de espuma. Para Cf/AFS, a adição de Cf melhora muito a molhabilidade das fibras com o fundido de alumínio. Semelhante à espuma de alumínio reforçada com Cf relatada [44] preparada pelo método de formação de espuma por fusão, a adição de Cf estabiliza a espuma de alumínio, evitando a ruptura da parede celular e reduzindo a aglomeração. Enquanto isso, o Cf pode criar uma estrutura semelhante a uma rede na parede celular, o que gera uma força de separação e evita a ruptura de bolhas, melhorando assim a estrutura celular, a estabilidade da espuma e a uniformidade da distribuição dos poros.

3.3. Caracterização microestrutural

Figura 7(a)mostra a microestrutura da parede celular após a formação de espuma com AFS. Conforme relatado para espumas de liga AlSi6Cu4Mg4, Al-Si eutéticos, Mg2Si, Al2Cu e Al5Cu2Mg8Si6 estão presentes na liga, o que está de acordo com os resultados obtidos na análise de EDS emFigura 7(b)Essas fases frágeis diminuem as propriedades mecânicas da espuma de alumínio, enfraquecendo a parede dos poros ou atuando como fonte de trincas durante a deformação. Portanto, melhorar as propriedades mecânicas da parede dos poros por meio da adição de fases de reforço é uma estratégia viável e eficaz.

Para Cf/AFS, pode ser observado a partir deFigura 7(c) e (d)que o Cf está distribuído dentro da parede celular ou na borda da parede celular, indicando que o Cf possui excelente molhabilidade com o alumínio fundido. Além disso, é perceptível (consulteFigura 7(d)) que uma pequena quantidade da fase precipitada Al2Cu se forma na interface entre as fibras e o alumínio fundido. Este fenômeno contribui para alcançar uma forte ligação entre as fibras e a matriz. A progressão desta reação de difusão pode ser observada intuitivamente emFigura 4(a)–(c)Observe que a fase precipitada não envolve completamente as fibras de carbono, e o estado e a quantidade dessa distribuição são benéficos para Cf/AFS. Com base no estudo de Lv et al., sobre materiais compósitos com matriz de alumínio reforçado com Cf, demonstrou-se que a quantidade adequada de fase precipitada pode influenciar e regular a resistência da ligação interfacial.

Figura 6.Seções verticais da amostra representativa (a) AFS e (b) Cf/AFS. Os gráficos de fração equivalente de diâmetro versus área correspondentes a (a) e (b) são representados em (c) e (d), respectivamente. A linha contínua sólida em (c) e (d) representa o ajuste log-normal. A regressão (R²) representa a qualidade do ajuste.

Figura 7.As imagens SEM (a) e (b) mostram as microestruturas correspondentes aFigura 6(a) AFS eFigura 6(b) Cf/AFS, respectivamente, além disso,Figura 7(b) e (d) mostram ampliações localizadas deFigura 7(a) e (c), respectivamente.

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

Com base na análise acima mencionada, uma representação esquemática do mecanismo de formação de espuma para Cf/AFS e AFS é resumida emFigura 8. As diferenças significativas entre Cf/AFS e AFS no estágio de nucleação, crescimento de bolhas e estágio de fusão, e no estágio de solidificação gradual, conforme ilustrado emFigura 8(a) e (b).

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

Na etapa de nucleação de espumas de liga AlSi6Cu4Mg4, as bolhas tendem a nuclear dentro do eutético quaternário líquido que envolve as partículas de cobre, em vez de nuclear no local das partículas de TiH2. Esse tipo de nucleação na região mais fraca do precursor (nucleação tipo II) fornece mais canais de escape para os gases liberados pela decomposição do TiH2, evitando o acúmulo de gases e causando a propagação de trincas na massa fundida de alumínio. A adição de fibras de carbono revestidas de cobre aparentemente cria ainda mais canais para a liberação de H2. No entanto, como a massa fundida de alumínio não possui fração líquida suficiente nessa etapa, é difícil para bolhas tão pequenas obterem uma fonte suficiente de H2 para continuar a crescer. Como resultado, essas pequenas bolhas se rompem dentro da massa fundida à medida que a temperatura aumenta. Quando o precursor estiver completamente fundido, o H2 liberado pela violenta reação de desidrogenação do TiH2 irá nuclear e crescer rapidamente com base no ponto de nucleação. O Cf fornece numerosos sítios de nucleação heterogêneos para a geração de bolhas, o que aumenta significativamente as taxas de nucleação. Simultaneamente, a presença de Cf inibe efetivamente o contato e a fusão das bolhas primárias e evita a formação de bolhas anormalmente grandes.

Durante a fase de crescimento e fusão das bolhas, a adição de Cf melhora significativamente a estabilidade da espuma. Isso ocorre porque o Cf e o alumínio fundido apresentam boa molhabilidade, e as fibras podem ser facilmente aprisionadas entre as duas interfaces gás-líquido, formando uma estrutura de rede (como mostrado na Figura 1).Figura 7(c)). À medida que o filme líquido se torna mais fino, as fibras podem gerar uma pressão de separação para resistir à sucção da borda do platô, evitando assim a ruptura do filme líquido. Portanto, o Cf/AFS requer um tempo de formação de espuma mais longo em comparação com o AFS, com maior estabilidade, o que permite manter a uniformidade da estrutura dos poros durante a evolução da espuma.

Durante o estágio de solidificação lenta, as bolhas no Cf/AFS param de crescer e as fibras ficam embutidas na parede celular (marcada com a caixa pontilhada vermelha). Essa retenção de fibras impede a absorção de bolhas pequenas por bolhas maiores, como observado na maturação de Ostwald, e inibe a ruptura da parede celular devido à expansão da solidificação. Como resultado, o Cf/AFS apresenta uma estrutura de poros mais homogênea e menos defeitos nos poros em comparação com o AFS.

3.5. Propriedades mecânicas

As curvas de tensão-deformação compressiva para Cf/AFS e AFS com quase a mesma porosidade (83,2% e 81,4%, respectivamente) são apresentadas emFigura 9(a)A curva tensão-deformação compressiva apresenta uma característica distinta de três estágios, compreendendo a região elástica linear, a região de platô e a região de densificação. A resistência ao escoamento à compressão do AFS e do Cf/AFS foi de 8,44 MPa e 11,87 MPa, respectivamente. A resistência ao escoamento à compressão do Cf/AFS foi aumentada em 40,6% em comparação com o AFS. Enquanto isso, a capacidade de absorção de energia do Cf/AFS é superior à do AFS na mesma deformação, como mostrado na Figura 1.Figura 9(b)As capacidades de absorção de energia do AFS e do Cf/AFS são de cerca de 3,3 MJ/m³ e 6,1 MJ/m³, respectivamente. A capacidade de absorção de energia do Cf/AFS é 84,8% maior em comparação com o AFS.

Figura 9.Curvas de trem de tensão compressivo e curvas de capacidade de absorção de energia de Cf/AFS e AFS: (a) curvas de trem de tensão compressivo; (b) curvas de capacidade de absorção de energia.

A incorporação de Cf melhorou significativamente as propriedades mecânicas do núcleo de espuma. É bem conhecido que as propriedades mecânicas deespuma de alumínioestão intimamente relacionados à estrutura dos poros e às propriedades mecânicas da estrutura. A análise macroestrutural indicou que a adição de Cf refinou o tamanho dos poros, melhorou a distribuição dos poros e reduziu os defeitos dos poros. Semelhante às descobertas de Sasikumar et al. e Yangetal, o pequeno diâmetro dos poros e a distribuição estreita dos poros são mais benéficos para aumentar a resistência à compressão e a eficiência de absorção de energia. Além disso, o efeito da microestrutura nas propriedades mecânicas da espuma se deve principalmente ao Cf embutido nas paredes dos poros da espuma. A difusão e a dissolução do revestimento de cobre das fibras de carbono na matriz de alumínio podem alcançar uma ligação interfacial mais firme entre as fibras e a matriz de alumínio, o que contribui para a transferência de carga. A fibra de carbono de alto módulo grampeada na parede do poro pode limitar a deformação da parede do poro sob carga de compressão e melhorar a capacidade de suporte de carga. Todos esses fatores favorecem o Cf/AFS para alcançar maior resistência ao escoamento e capacidade de absorção de energia em comparação com o AFS.

4. Conclusões

Neste trabalho, o Cf/AFS e o AFS foram preparados pelo método de metalurgia do pó de laminação de empacotamento. O comportamento de formação de espuma do Cf/AFS e do AFS foi observado dinamicamente por meio de radiação síncrotron.

investigar a influência do Cf na nucleação e no crescimento de bolhas. Além disso, a influência do Cf na morfologia dos poros, na distribuição dos poros e nas propriedades de compressão de espumas de alumínio foi analisada minuciosamente. As principais conclusões são as seguintes:

(1) As observações in situ de radiação síncrotron revelam que os processos de formação de espuma Cf/AFS e AFS apresentam três estágios distintos: nucleação de bolhas, crescimento e fusão de bolhas e solidificação.

Em comparação com o AFS, o processo de formação de espuma de Cf/AFS demonstra maior estabilidade e uniformidade de bolhas. O AFS é mais propenso a formar poros anormalmente grandes e grosseiros durante o processo de evolução dos poros. Além disso, a disparidade é atribuída ao efeito de nucleação heterogêneo do Cf, que previne a ruptura das paredes das bolhas e reduz a coalescência, ao mesmo tempo em que aumenta a taxa de nucleação.

(2) A adição de 0,5% em peso de Cf refina o diâmetro equivalente do poro de 2,9 ± 0,2 mm para 1,9 ± 0,1 mm, reduzindo significativamente os defeitos grosseiros dos poros. Simultaneamente, a microestrutura revela boa molhabilidade do Cf, que é distribuído ao longo da parede do poro e da interface gás-sólido, aumentando assim a estabilidade da espuma.

(3) Em comparação com o AFS, a resistência ao escoamento à compressão e a capacidade de absorção de energia do Cf/AFS aumentaram em aproximadamente 40,6% e 84,8%, respectivamente. Os resultados deste estudo podem fornecer ideias para o reforço de painéis sanduíche de espuma de alumínio com interfaces de ligação metalúrgica, com potencial para aplicações de engenharia nas indústrias automotiva e aeroespacial.

Artigo do Journal of Materials Research and Technology