Herstellung und einstellbare Verstärkung des Netzes

Wissenschaftliche Berichte Band 13, Artikelnummer: 16334 (2023) Diesen Artikel zitieren

376 Zugriffe

Details zu den Metriken

Fortschrittliche Materialien wie Metallmatrix-Verbundwerkstoffe (MMCs) sind wichtig für Innovation, nationale Sicherheit und die Bekämpfung des Klimawandels. MMCs werden aufgrund ihrer außergewöhnlichen mechanischen und thermischen Eigenschaften in Militär-, Luft- und Raumfahrt- sowie Automobilanwendungen eingesetzt. Aufgrund kostspieliger und aufwändiger Herstellungsprozesse verlief die Einführung jedoch nur langsam. Es wurde ein neues Verfahren entwickelt, das den 3D-Druck mit geschmolzenen Filamenten nutzt, um Endform-MMCs ohne Werkzeuge oder maschinelle Bearbeitung herzustellen. Der Prozess umfasst das Drucken einer Aluminiumoxid-Vorform und die anschließende drucklose Infiltration mit einer geschmolzenen Aluminiumlegierung, um den Verbundwerkstoff zu bilden. In diesem Prozess können beliebige Formen geformt werden – ein Bremshebel und ein Flansch werden demonstriert – und die Eigenschaften können durch Variation des geometrischen Musters der Keramikfüllung und der Keramikbeladung abgestimmt werden. Durch die Verwendung von 35 Vol.-% Endlosfaserverstärkung werden eine Festigkeit von über 800 MPa und ein Modul von 140 GPa für den Aluminiumverbund erreicht, 3,4-fache bzw. 2-fache der Eigenschaften des Matrixaluminiums.

Fortschrittliche Materialien sind auf globaler Ebene von strategischer Bedeutung, da sie als Schlüsselfaktoren für Innovation, nationale Sicherheit und die Bewältigung großer Herausforderungen wie dem Klimawandel gelten1,2. Wie Deloitte in seinem Rahmenwerk „Advanced Materials Systems“ hervorhebt, durchbrechen fortschrittliche Materialien bestehende Kompromisse zwischen Kosten und Leistung und müssen von Unternehmen in Produkte integriert werden, um wettbewerbsfähig zu bleiben3. Polymermatrix-Verbundwerkstoffe (PMCs) sind fortschrittliche Materialien, die für ihre Markteinführung gelobt werden2. Dabei wird eine Polymermatrix, meist Epoxidharz, mit Kohlenstoff-, Glas- oder Kevlar™-Fasern verstärkt. Der resultierende Verbundwerkstoff ist ein leichter, hochfester und steifer Werkstoff, der unter anderem für Hochleistungsflugzeuge, Windkraftanlagen und Sportartikel geeignet ist. Wie Maine und Garsney hervorheben, wurde diese Innovation jedoch erst erschlossen, als Prozessinnovationen entwickelt wurden, die sie für Hersteller zugänglich machten4. Ähnlich wie PMCs wurden Metallmatrix-Verbundwerkstoffe (MMCs) erstmals vor über 60 Jahren von Stuhrke hergestellt5. In diesem Artikel, der 6 als wegweisend für moderne MMCs beschrieben wird, wird ein diffusionsgebundener Verbundstoff aus fünf Schichten unlegiertem Aluminium erörtert, der mit 12–15 % Borfilamenten verstärkt ist. Obwohl MMCs in militärischen (z. B. Panzerungen und Munition), Luft- und Raumfahrtanwendungen (z. B. Motorkomponenten, Fahrwerken) und Automobilanwendungen (z. B. Bremsscheiben)7,8,9,10,11,12,13 eingesetzt werden, ist die Akzeptanz groß ist aufgrund von Schwierigkeiten bei der Herstellung – insbesondere bei der Formung von MMC-Teilen – weit hinter PMCs zurückgeblieben. Tatsächlich wurde der weltweite PMC-Markt im Jahr 2022 auf 18,6 Milliarden US-Dollar geschätzt14, während der MMC-Markt auf nur 2 % davon (366 Millionen US-Dollar)15 geschätzt wurde.

Bei einem MMC ist die Metallmatrix mit kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Kohlenstoff- oder Keramikfasern und/oder -partikeln verstärkt. Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe (AMCs) sind die häufigste Art von MMC und weisen attraktive Eigenschaften auf, die PMCs nicht erreichen konnten. Beispielsweise sind AMCs aufgrund der Metallmatrix hervorragende Wärmeleiter und können bei viel höheren Temperaturen eingesetzt werden, während sie aufgrund der Verstärkung eine deutlich geringere Wärmeausdehnung aufweisen, eine überlegene Steifigkeit und Festigkeit bei Raumtemperatur und erhöhten Temperaturen aufweisen und einen hervorragenden Verschleiß aufweisen Widerstand im Vergleich zu unverstärktem Aluminium. Allerdings ist die Bearbeitung von keramikverstärkten AMCs mit herkömmlichen Methoden sehr schwierig und die Schwierigkeit nimmt mit zunehmendem Verstärkungsvolumenanteil stark zu16. Aufgrund dieser Herausforderung waren für hochverstärkte Verbundwerkstoffe nur endform- oder endformnahe Herstellungstechnologien wie Pulvermetallurgie, Quetschguss oder Druckinfiltrationsguss brauchbare Herstellungsoptionen. Diese Technologien erfordern jedoch teure Ausrüstung und Werkzeuge, die speziell auf das hergestellte Teil zugeschnitten sind. Eine vielversprechende Technologie zur Herstellung hochverstärkter MMCs ist die drucklose Infiltration, bei der eine selbsttragende Vorform aus Keramikpartikeln in einem feuerfesten Reservoir, das mit einer geschmolzenen Aluminium-Magnesium-Legierung gefüllt ist, in einem Ofen mit Stickstoffatmosphäre platziert wird17,18. Bei diesem Ansatz dringt eine geschmolzene Legierung aufgrund von Kapillarkräften in die Keramikvorform ein und bei der Erstarrung der Legierung entsteht ein AMC-Teil. Auch wenn für die Infiltration keine Formen erforderlich sind, erfordert diese Technologie dennoch eine Reihe von Werkzeugen zum Formen oder Pressen der teilchenförmigen Verstärkungsvorformlinge, was sie für viele Anwendungen unerschwinglich macht.

In den letzten Jahren hat sich die additive Fertigung (AM), allgemein bekannt als 3D-Druck, zu einer vielseitigen Technologie zur Herstellung von Kunststoff- und Metallkomponenten entwickelt, die herkömmliche Fertigungswerkzeuge überflüssig macht. Bei diesem innovativen Verfahren wird ein CAD-Modell (Computer Aided Design) durch einen schichtweisen Aufbauansatz in ein physisches Objekt umgewandelt. Zuletzt haben Dadkhah et al.19, Mostafaei et al.20 sowie Fereiduni und Elbesawi21 ausführliche Untersuchungen zur Anwendung der AM-Technologie zur Herstellung von MMCs durchgeführt.

Die meisten AM-Anwendungen für die Herstellung von MMCs umfassen laser- und gelegentlich auch elektronenstrahlinduzierte Pulverbettfusionstechniken19,21, wobei viel seltener die Binder-Jet-AM-Technologie zum Einsatz kommt20. Der Schwerpunkt lag auf Aluminium und Titan als Matrixmaterialien, verstärkt mit verschiedenen Keramikpartikeln19,20. Darüber hinaus wurden Kupfer-, Nickel-, Stahl- und Wolfram-MMCs mit AM20,21 hergestellt. Während die Pulverbettfusions-AM von MMCs ihre grundsätzliche Machbarkeit gezeigt hat, ergeben sich aufgrund der inhärenten Unterschiede in den Eigenschaften, wie z. B. Schmelzpunkten und Wärmeausdehnungskoeffizienten, zwischen der Matrix und der Verstärkung erhebliche Herausforderungen. Diese Ungleichheiten führen häufig zum Auftreten von Defekten wie Rissen und unerwünschten Reaktionen. Darüber hinaus stellen die hohen Herstellungs- und Ausrüstungskosten erhebliche wirtschaftliche Hindernisse dar und behindern die erfolgreiche Marktdurchdringung dieser Technologie19. Andererseits führt die Binder-Jet-AM von MMCs häufig zu übermäßiger Porosität, wobei die hergestellten Teile Werte von bis zu 50 % erreichen20.

Daher ist das Hauptziel dieser Studie die Entwicklung eines additiven Fertigungsverfahrens (AM), mit dem Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe (AMCs) in Endform mit einstellbaren Eigenschaften hergestellt werden können, einschließlich kontinuierlicher Verstärkung durch 3D-Druck mit geschmolzenem Filament (FFF). Dieser Ansatz bietet außergewöhnliche Flexibilität im Design und senkt gleichzeitig die Kosten im Vergleich zu herkömmlichen Methoden oder anderen AM-Technologien zur Herstellung endförmiger, hochverstärkter AMC-Teile erheblich.

Bei der Fused Filament Fabrication (FFF), der am weitesten verbreiteten 3D-Drucktechnik, wird ein thermoplastisches Filament erhitzt und als geschmolzene Materialperle extrudiert. Über 100 Unternehmen haben FFF in polymerbasierten Materialien kommerzialisiert, und ein Teil dieser Unternehmen bietet Metalllösungen an, die Nachbearbeitungsschritte wie Entbindern und Sintern umfassen, um dichte Metallteile zu erhalten22. Das Flussdiagramm und die Beschreibung dieser Technologie sind in Abb. 1 dargestellt. Markforged gehört zu den Unternehmen, die sowohl Metall- als auch Polymer-FFF-Plattformen anbieten. Ihre Polymerplattform kann eine Endlosfaserverstärkung beinhalten, darunter Kohlefaser, Glasfaser und Kevlar™. Der Einschluss von Endlosfasern erhöht die Festigkeit und den Modul der resultierenden Teile erheblich und übertrifft die von ausschließlich aus Kunststoffmaterialien hergestellten Teilen erheblich und ermöglicht die Optimierung der Verbundteiltopologie, wie in23,24 gezeigt.

Beschreibung des Arbeitsablaufs für Metall- oder Keramik-FFF-Prozesse. Metall- oder Keramikpulverfüller werden mit einem Bindemittel gemischt, das aus einem Grundgerüst und löslichen Polymeren besteht, und die geschmolzene Mischung wird zu einem kontinuierlichen Filament extrudiert, das dann für den Filamentextrusions-3D-Druck eines Teils verwendet wird. Das gedruckte Teil wird dann einer Lösungsmittelentbinderung unterzogen, die lösliches Polymer herauslöst und miteinander verbundene Mikroporositäten im Inneren des Teils öffnet. Anschließend erfolgt eine thermische Entbinderung, um das Grundpolymer zu entfernen, und ein Sintern von Metallpulver, um das Teil zu verdichten.

Diese Forschungsarbeit kombiniert Metall- und Verbundtechnologien, um den FFF-3D-Druck von Vorformen aus partikulärer Keramik (Aluminiumoxid) zu demonstrieren. Diese Vorformlinge sind entweder vollständig gefüllt oder verfügen über eine interne Füllmustergeometrie und sind mit kontinuierlichen Aluminiumoxidfasern verstärkt. Anschließend wird ein form- und druckloser Infiltrationsprozess unter Verwendung einer geschmolzenen Aluminiumlegierung eingesetzt, um Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe in Endform zu erhalten. Die mechanischen Eigenschaften der resultierenden AMC-Materialien werden vorgestellt, gefolgt von der Charakterisierung ihrer Mikrostruktur. Abschließend wird der Mechanismus, der dem Infiltrationsprozess zugrunde liegt, ausführlich diskutiert.

Mit den in den vorherigen Abschnitten beschriebenen Methoden konnten wir sowohl Testmuster, insbesondere 3-Punkt-Biege-Testträger, als auch charakteristische Teile herstellen, die die Vielseitigkeit des Prozesses demonstrieren. Abbildung 2 zeigt einen Flansch und einen Bremshebel, zwei dreidimensionale Formen, für deren Formung bei der herkömmlichen MMC-Verarbeitung herkömmlicherweise individuelle Werkzeugsätze erforderlich wären.

Demonstrations-AMC-Teile (Bremshebel und Flansch), hergestellt mit neuartiger 3D-Drucktechnologie. Der eingelassene Bereich des Flansches zeigt eine infiltrierte Keramikfüllung (dunkle Bereiche) und eine umgebende Aluminiummatrix (helle Bereiche).

Im Querschnittsbild des Flansches zeigt der Einsatz zwei unterschiedliche Abschnitte. Der glänzende Bereich entspricht dem Matrixmaterial, während der dunkle Bereich den keramisch verstärkten Anteil darstellt. Dieser Abschnitt wird durch 3D-Druck einer Keramikkomponente mit Innenfüllung und einer einstellbaren Musterstruktur gebildet. Es ist erwähnenswert, dass nach dem Sintern der Keramikvorform und der anschließenden Metallinfiltration ein Verbundmaterial mit mesoskaliger Struktur entsteht. Man kann sich das innere Füllmuster als eine Verstärkungsstruktur im Makromaßstab vorstellen, die von der unverstärkten Aluminiummatrix eingekapselt ist, wobei das Muster selbst aus mikroskopisch kleinen Keramikpartikeln besteht, die im Aluminium eingebettet sind. Für ein umfassendes Verständnis des Herstellungsprozesses lesen Sie bitte den Abschnitt „Methoden“.

Abbildung 3 veranschaulicht die Beziehung zwischen der Fülldichte und der Bruchspannung und dem Elastizitätsmodul von Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffen. Sowohl die Bruchspannung als auch der Elastizitätsmodul zeigen mit zunehmender Fülldichte einen nahezu identischen Anstieg, was einem Anstieg des Volumenanteils der keramischen Partikelverstärkung entspricht. Im untersuchten Intervall steigt die AMC-Festigkeit um das 1,62-fache (von 338 auf 549 MPa) und der Modul um das 1,65-fache (von 89 auf 60 %), wenn der effektive Verstärkungsvolumenanteil um den Faktor 1,66 zunimmt 147 GPa).

Festigkeit und Elastizitätsmodul von mit Partikeln und Endlosfasern verstärkten AMCs, getestet im Vergleich zum Volumenanteil der Partikel- und Faserverstärkung (Fülldichte) von 3D-gedruckten Vorformen. Schwarze Balken sind Elastizitätsmodul. Graue Balken stehen für Stärke. Die Eigenschaften von Aluminium und technischer Keramik wurden aus der Literatur übernommen25,26. Aufgrund der ähnlichen Zusammensetzung wurde die Aluminiumgusslegierung A514.0-F als Referenz verwendet (4–5 % Magnesium basierend auf der Matrix-EDS-Zusammensetzungsanalyse nach der Infiltration).

Vergleicht man die Bruchspannung von partikelverstärkten AMC-Proben (100 % Füllung) mit der unverstärkten Aluminiumlegierung25, zeigt erstere einen mehr als zweifachen Anstieg. Darüber hinaus übersteigt die Bruchspannung selbst bei nur 35 % Volumenanteil der Faserverstärkung die der unverstärkten Legierung um mehr als das Dreifache. Im Vergleich zu einer fortschrittlichen technischen Keramik26, die für ihre hohe Festigkeit und Steifigkeit bekannt ist, übertrifft AMC die Festigkeit der Keramik bei 80 % Füllung und erreicht 145 % der Festigkeit der Keramik bei 100 % Füllung. Es ist zu beachten, dass der Elastizitätsmodul der Keramik etwa doppelt so hoch ist wie der des höchsten verstärkten partikulären AMC oder faserverstärkten AMC. Dieses Ergebnis ist zu erwarten, da Aluminiumoxid als Verstärkung im Verbundwerkstoff dient und nur einen Teil des Materials ausmacht. Dennoch ist der Elastizitätsmodul des Verbundwerkstoffs im Vergleich zur unverstärkten Aluminiumlegierung je nach Füllungsgrad 1,25–2 mal höher.

AMCs werden für ihre überlegene Leistung im Vergleich zu Massenlegierungen geschätzt, wenn man spezifische, durch die Dichte normierte Eigenschaften berücksichtigt. Um dies zu veranschaulichen, zeigt Abb. 4 einen Vergleich der in dieser Studie hergestellten AMCs mit A514.0-F (einer unverstärkten Aluminiumlegierung) und Hochleistungslegierungen wie spitzengealtertem Ti-6Al-4V und geschmiedetem 17-4 PH-Edelstahl Stahl im höchstgealterten H900-Zustand25,27.

Spezifische Festigkeit und spezifischer Elastizitätsmodul von mit Partikeln und Endlosfasern verstärkten AMCs, getestet im Vergleich zum Volumenanteil der Partikel- und Faserverstärkung (Fülldichte) von 3D-gedruckten Vorformen. Schwarze Balken sind spezifische Module. Graue Balken geben die spezifische Stärke an. Die Eigenschaften von Aluminium-, Ti-6Al-V4- und Edelstahllegierungen wurden aus der Literatur übernommen25,27.

Die unverstärkten Legierungen weisen einen engen Bereich spezifischer Steifigkeitswerte auf, der zwischen 25 und 27 GPa/(g/cm3) liegt. Im Gegensatz dazu weist das am wenigsten steife AMC mit 60 % Fülldichte eine spezifische Steifigkeit von 28 GPa/(g/cm3) auf. Faserverstärkte und zu 100 % mit Partikeln verstärkte AMCs weisen spezifische Steifigkeitswerte von etwa 44 bzw. 46 Einheiten auf, die etwa 1,7-mal höher sind als die von unverstärkten Metalllegierungen.

Wenn man die spezifische Festigkeit berücksichtigt, übertreffen partikelverstärkte AMCs unverstärktes Aluminium um den Faktor 1,6 bei AMCs mit 100 % Füllung. Sie unterschreiten jedoch die spezifischen Festigkeitswerte von Titan- und Edelstahllegierungen. Dennoch erreichen faserverstärkte AMCs selbst bei einem Volumenanteil von 35 % der Faserverstärkung die spezifische Festigkeit von Edelstahl.

Aus der Sicht eines AMC-Teilekonstrukteurs würde eine Strategie zur Schaffung einer steifen und starken Komponente den Einsatz eines hybridverstärkten Verbundwerkstoffs umfassen, bei dem Keramikfasern in den kritischsten lasttragenden Bereichen eingesetzt werden.

Die in der Studie angegebenen mechanischen Eigenschaften können mit berechneten Werten unter Verwendung weithin anerkannter Voigt- und Reuss-Modelle verglichen werden, die in28 besprochen wurden und die es ermöglichen, die oberen bzw. unteren Grenzen des Verbundelastizitätsmoduls abzuschätzen. Es ist zu beachten, dass solche Modelle im Allgemeinen bei starker Haftung zwischen der Verstärkung und der Matrix anwendbar sind, was in unserem Fall sowohl für Faser- als auch für Partikelverbundwerkstoffe auf der Grundlage fraktografischer REM-Bilder bestätigt wird – Abb. 5. Fast alle kugelförmigen Verstärkungspartikel werden beim Bruch in einer Ebene gespalten. Eine ähnliche Spaltung wird bei der Faserverstärkung beobachtet, obwohl ein begrenzter Herauszug aufgrund der Grenzflächenscherung beobachtet werden kann.

Fraktografische Bilder zeigen die starke Haftung der Aluminiumlegierungsmatrix an Aluminiumoxidpartikeln (a) und (b) Fasern.

Unter der Annahme eines effektiven Volumenanteils der Aluminiumoxidverstärkung in der Aluminiummatrix von 36, 48 und 60 % betragen die oberen Modulschätzungen 179, 215 und 250 GPa, während die unteren Schätzungen 100, 129 bzw. 138 GPa betragen. Die gemessenen Werte betragen 89, 129, 147 GPa und liegen, wie man sehen kann, innerhalb von etwa 10 % der Untergrenze des Reuss-Modells. Dies ist verständlich, da das Voigt-Modell mit oberer Grenze besser für einen unidirektionalen, kontinuierlich faserverstärkten Verbundwerkstoff geeignet ist, bei dem der Elastizitätsmodul mithilfe der Mischungsregel geschätzt wird. Unter der Annahme eines Faservolumenanteils von 35 % prognostiziert das Modell einen Modul von 178 GPa für faserverstärkte Verbundwerkstoffe, während der gemessene Wert 142 GPa beträgt. Der Unterschied kann auf eine Beschädigung der Endlosfaser während der Verarbeitung zu einem Druckfilament und einen Hochtemperatur-Sintervorgang der Vorform zurückzuführen sein.

Es ist zu beachten, dass alle untersuchten Verbundwerkstoffe aufgrund des hohen effektiven Verstärkungsvolumenanteils von über 36 % eine geringe nominelle Dehnung vor dem Bruchpunkt von weniger als 1 % aufwiesen, während der Keramikvolumenanteil innerhalb der gedruckten Perlen sogar noch höher ist – 60 % nach Volumen. Zusätzlich zur Variation der Fülldichte ermöglicht der FFF-3D-Druck Benutzern jedoch auch die einfache Änderung geometrischer Füllmuster beim Drucken mit keramikpartikelverstärktem Filament, wodurch die durch Brucharbeit gekennzeichnete Zähigkeit des gedruckten Verbundwerkstoffs erreicht wird. Zwei deutlich unterschiedliche geometrische Füllmuster, orthogonal und gyroid (im Einschub von Abb. 6 zu sehen), wurden mit einer Dichte von 52 % gedruckt – der maximalen Gyroid-Fülldichte, die mit dem Metal X-Drucker gedruckt werden konnte. Wie in Abb. 6 zu sehen ist, hatte die Füllgeometrie einen vernachlässigbaren Einfluss auf die Festigkeit und den Elastizitätsmodul. Die Füllgeometrie hatte jedoch einen starken Einfluss auf die Zähigkeit des AMC-Verbundwerkstoffs, wobei Gyroidproben eine um das 1,6-fache höhere Brucharbeit aufwiesen als die orthogonal gemusterten Proben. Während die Gyroid-Füllprobe sanft versagt, erkennbar an der allmählichen Spannungsabnahme vom Maximalwert, während die Dehnung weiter zunimmt, versagt die orthogonale Probe deutlich spröder. Dieser Unterschied könnte unter der Annahme erklärt werden, dass die Gyroidstruktur sich ausbreitende Risse effizienter abstumpft und daher immer mehr Energie zugeführt werden muss, um einen laufenden Bruchprozess zu unterstützen.

Typische 3-Punkt-Biege-Spannungs-Dehnungs-Kurven für orthogonale (orange Farbe) und gyroide (schwarze Farbe) Füllmuster-AMCs. In beiden Fällen ist die Fülldichte gleich und beträgt 52 %. Die mechanischen Eigenschaften sind in der Tabelle aufgeführt und die Mikrostrukturen für beide Füllarten werden neben den Kurven dargestellt.

Abbildung 7a zeigt die typische Mikrostruktur eines partikelverstärkten Verbundwerkstoffs (80 % orthogonale Füllung) mit bedruckten Keramikperlen (dunkelgrau) und einer Aluminiummatrix (hellgrau). Die Keramikkügelchen sind von hellgrauen Kontrastpartikeln umgeben, die in Abb. 7b weiter in höherer Auflösung dargestellt sind. Eine detaillierte Untersuchung anhand charakteristischer Röntgenkarten (Abb. 7c, d) zeigt, dass den stickstoffreichen peripheren grauen Partikeln Sauerstoff und Magnesium fehlen, was auf das Vorhandensein von Aluminiumnitrid hinweist. Einen deutlichen Unterschied stellt hingegen das Innere der bedruckten Keramikperle dar. Die Abbildungen 8a–d bieten einen genaueren Blick auf diese Region. Durch die Analyse der Rückstreuelektronenbilder (BSE) und die Durchführung einer charakteristischen Röntgenkartierung der Verteilungen von Magnesium (Mg) und Stickstoff (N) ist offensichtlich, dass Aluminiumnitridpartikel keine Ringe um Aluminiumoxidpartikel bilden und im Allgemeinen in den Perlen fehlen. Stattdessen weisen die Oberflächen der Aluminiumoxidpartikel eine erhebliche Magnesiumpräsenz auf, was auf eine Reaktion zwischen Aluminiumoxid und dem Magnesium innerhalb der Matrixlegierung schließen lässt. Frühere Studien29,30,31 legen nahe, dass das resultierende Reaktionsprodukt ein Spinell namens MgAl2O4 ist.

Typische Mikrostruktur eines partikelverstärkten (80 % Füllung) AMC, hergestellt mit 3D-Drucktechnologie. (a) BSE-Bild; (b) Ansicht mit hoher Vergrößerung, die für EDS verwendet wird; (c) Mg-charakteristische Röntgenkarte; (d) N-charakteristische Röntgenkarte.

Mikrostruktur im Füllbereich einer AMC-Probe mit 80 % Fülldichte. (a) BSE-Bild; (b) Bereich mit hoher Vergrößerung, der für EDS verwendet wird; (c) Mg-charakteristische Röntgenkarte; (d) N-charakteristische Röntgenkarte.

Es ist wichtig zu beachten, dass die Magnesium-Röntgenkarte in Abb. 7c zwar darauf hindeutet, dass die inneren Bereiche der Keramikkügelchen im Vergleich zur umgebenden Matrix einen höheren Magnesiumgehalt (hellerer Kontrast) aufweisen, dies jedoch nicht der Fall ist. Die EDS-Analyse der Aluminiummatrixzusammensetzung in Bereichen außerhalb der Füllperlen und zwischen Aluminiumoxidpartikeln innerhalb der Perlen liefert das gleiche Ergebnis von 4,5 ± 0,5 % Magnesiumkonzentration. Daher ist der offensichtliche Unterschied im Magnesium-Röntgenkartenkontrast zwischen den Perlen und der umgebenden Matrix in Abb. 7c auf das Signal des Aluminium-Magnesium-Spinells zurückzuführen, das sich auf der Oberfläche der Aluminiumoxidpartikel bildet. Darüber hinaus zeigt Abb. 8c deutlich, dass die Dicke der MgAl2O4-Spinellschicht trotz der hohen Magnesiumkonzentration in der Infiltrationslegierung deutlich unter 1 µm liegt. Diese Beobachtung stimmt mit den in32 berichteten Erkenntnissen überein, die die dünnere Spinellschicht auf einen Passivierungseffekt zurückführen, der aus hohen Magnesiumkonzentrationen in der infiltrierenden Aluminiumlegierung resultiert.

Eine weitere bemerkenswerte Beobachtung (Abb. 7b) ist das Vorhandensein einiger „trockener Stellen“ – Bereiche unvollständiger Infiltration zwischen Keramikpartikeln, die durch einen extrem dunklen Kontrast gekennzeichnet sind. Das Fehlen von Infiltrat an einer trockenen Stelle kann auf eine Vielzahl von Faktoren zurückgeführt werden, darunter gewundene Pfade, die das Eindringen des Infiltranten behindern, Metallschrumpfung während der Erstarrung, die zu Hohlräumen führt, oder der Einschluss von Gasen, der zur Porenbildung führt. Es ist wichtig zu beachten, dass alle im Rahmen der Studie durchgeführten mechanischen Tests an Materialien durchgeführt wurden, die ihren Herstellungszustand mit diesen inhärenten Mängeln widerspiegeln. Um die Mängel zu mildern, könnten in zukünftigen Studien Prozessanpassungen wie Änderungen der Infiltrationslegierungszusammensetzung, z. B. die Einführung von eutektisch bildendem Silizium oder Nachbearbeitungsschritte wie heißisostatisches Pressen, untersucht werden.

Wie in Abb. 9a dargestellt, unterscheidet sich die Mikrostruktur des faserverstärkten Verbundwerkstoffs deutlich von der partikelverstärkter AMCs. Während die kugelförmigen Aluminiumoxidpartikel in den gedruckten Perlen dicht gepackt sind, weisen die Endlosfasern bei einem Gesamtvolumenanteil von 35 % eine lockere Anordnung auf. Bei den faserverstärkten AMCs zeigt die mikroskopische Aufnahme, dass Aluminiumnitridpartikel nicht nur Fasercluster, sondern auch einzelne Fasern umfassen. Das stärker vergrößerte Bild einer einzelnen Faser in Abb. 9b verdeutlicht das Vorhandensein von zwei Reaktionsschichten, die die Faser umgeben. Charakteristische Röntgenkarten (Abb. 9c, d) zeigen, dass eine der Reaktionsschichten reich an Magnesium ist, was mit dem MgAl2O4-Spinell übereinstimmt, während die andere Schicht reich an Stickstoff ist, was mit Aluminiumnitrid (AlN) übereinstimmt, obwohl die spezifische Die Reihenfolge dieser Schichten ist schwer zu erkennen. Um die Abfolge dieser Schichten zu klären, wird die Mikrostruktur eines mit Aluminiumoxidfasern verstärkten Verbundwerkstoffs, poliert in einer Ebene parallel zur Faserachse, untersucht (Abb. 10a). Diese Technik ermöglicht eine detaillierte Abbildung der Faser-Matrix-Grenzfläche, da alle äußeren Reaktionsschichten von der Polierebene in einem flachen Winkel durchquert werden und im Querschnitt dicker erscheinen. Ein stark vergrößertes Rückstreuelektronenbild (BSE) zeigt zusammen mit überlagerten charakteristischen Röntgenlinienscans deutlich eine Schichtstruktur aus N-Mg-Faser-Mg-N-reichen Regionen (Abb. 10b).

Mikrostruktur eines faserverstärkten AMC, hergestellt mittels 3D-Drucktechnologie. (a) Querschnitt im BSE-Kontrast, dargestellt so, dass die Fasern senkrecht zur Seite verlaufen. (b) Ansicht mit höherer Vergrößerung, verwendet mit EDS; (c) Mg-charakteristische Röntgenkarte; (d) N-charakteristische Röntgenkarte.

Mikrostruktur von faserverstärktem AMC im Schnitt entlang der Faserachse, um die Faser-Matrix-Grenzfläche besser beobachten zu können. (a) BSE-Übersicht bei geringer Vergrößerung; (b) Hochvergrößerte BSE-Aufnahme mit überlagerten charakteristischen Röntgenlinienscans von Mg (oben, orange) und N (unten, grün).

Die im Abschnitt „Mikrostruktur“ vorgestellten Mikrostrukturbeobachtungen geben Aufschluss über die Rolle von Magnesium und Stickstoff während des drucklosen Infiltrationsprozesses von 3D-gedruckten Keramikvorformen. Frühere Arbeiten17,18,29,31 schlugen einen Mechanismus zur drucklosen Infiltration von gepressten oder spritzgegossenen Keramikvorformen vor, bei dem die Vorformen in einem feuerfesten Behälter auf einem infiltrierenden Magnesium-reichen Aluminiumlegierungsmaterial in einem Ofen mit Stickstoffatmosphäre platziert wurden. Dieser Mechanismus umfasst mehrere Schritte: Zunächst schmilzt die Aluminium-Magnesium-Legierung und berührt die Oberfläche des Keramikvorformlings. Anschließend wirkt der aus der flüssigen Legierung freigesetzte Magnesiumdampf als wirksamer Sauerstoffgetter und reduziert die Aluminiumoxidschicht, die die Oberfläche der geschmolzenen Aluminiumlegierung bedeckt, wodurch das Fließen erleichtert wird. Gleichzeitig reagiert Magnesiumdampf mit Stickstoff aus der Ofenatmosphäre und bildet Magnesiumnitrid, das die Oberflächen der Keramikpartikel im Vorformling beschichtet. Schließlich benetzt die Aluminium-Magnesium-Legierung die Magnesiumnitrid-Beschichtung und infiltriert unter Kapillarkräften die Keramikvorform. Bei diesem Prozess wird die Magnesiumnitridbeschichtung auf den Oberflächen der Keramikpartikel durch Aluminiumnitrid ersetzt.

Im Gegensatz dazu offenbaren die Mikrostrukturbeobachtungen in dieser Studie einen anderen Ablauf und Mechanismus für den drucklosen Infiltrationsprozess. Zunächst schmilzt die Aluminium-Magnesium-Legierung und die flüssige Legierung berührt den Boden und die Innenwände des 3D-gedruckten Keramikpartikelreservoirs. Mit zunehmender Ofentemperatur beginnt Magnesium aus der flüssigen Legierung zu verdampfen. Der Magnesiumdampf wirkt als effektiver Sauerstoffgetter und reduziert die Aluminiumoxidschicht, die die Oberfläche der geschmolzenen Aluminiumlegierung bedeckt, wodurch das Fließen erleichtert wird. Wenn die Ofentemperatur 700 °C überschreitet, reagiert der Magnesiumdampf mit dem Stickstoff in der Ofenatmosphäre und bildet Magnesiumnitrid-Aerosol. Dieses Aerosol beschichtet das gedruckte Reservoir, die Läufer, die Oberfläche des Keramikvorformlings und die Oberfläche der 3D-gedruckten Keramikpartikel, die die äußeren Schichten der Füllperlen der Vorformlinge bilden. Die dicht gepackten 3D-gedruckten Füllperlen wirken als Absorptionsfilter und verhindern das Eindringen des Magnesiumnitrid-Aerosols in das Innere der Perle. Die Aluminiumlegierung benetzt die mit Magnesiumnitrid beschichtete Oberfläche des 3D-gedruckten Reservoirs und beginnt sich über die Oberfläche der ebenfalls mit Magnesiumnitrid beschichteten 3D-gedruckten Keramikläufer auszubreiten. Diese Ausbreitung wird durch einen Reaktionsbenetzungsmechanismus erleichtert, bei dem Aluminium mit Magnesiumnitrid reagiert und Aluminiumnitrid bildet. Durch die Ausbreitung der Aluminiumlegierung kann die Infiltrationslegierung mithilfe der Läufer über seitliche Entfernungen von bis zu 10 cm oder mehr vom Reservoir zum Vorformling transportiert werden. Während sich die Aluminiumlegierung über die Oberfläche des Vorformlings ausbreitet, beginnt sie, in das Innere des Vorformlings einzudringen und die Bereiche zwischen den gedruckten Perlen zu füllen, die das innere Füllmuster bilden. Dieses Eindringen erfolgt, weil auch die Außenflächen der Perlen mit Magnesiumnitrid beschichtet sind. Die Aluminium-Magnesium-Legierung bildet relativ dicke Schichten (Hunderte von Mikrometern), während sie sich über die Magnesiumnitrid-Beschichtung ausbreitet und große Hohlräume zwischen den 3D-gedruckten Füllperlen füllt, selbst in Vorformlingen mit geringer Fülldichte. Nachdem die Aluminiumlegierung die Bereiche um die 3D-gedruckte Vorformfüllung infiltriert hat, initiiert sie die Infiltration der dicht gepackten Räume zwischen den Keramikpartikeln, aus denen die Füllperlen bestehen. Bei dieser Infiltrationsstufe handelt es sich ebenfalls um einen Reaktionsbenetzungsmechanismus, jedoch nicht um Magnesiumnitrid. Stattdessen erfolgt sie über kürzere Distanzen, vergleichbar mit der halben Breite einer Füllraupe (~ 150 µm). In diesem Stadium reagiert Magnesium aus der Legierung mit Aluminiumoxidpartikeln und bildet auf deren Oberfläche eine Spinellschicht. Dieser Mechanismus steht im Einklang mit dem Fehlen von Aluminiumnitrid in den 3D-gedruckten Keramikperlen und dem Vorhandensein einer mikrometerdicken Schicht aus Magnesium-Aluminium-Spinell auf der Oberfläche der Aluminiumoxidpartikel.

Der Mechanismus für faserverstärkte Vorformlinge unterscheidet sich geringfügig. Da faserverstärkte Vorformlinge nicht so dicht gepackt sind wie 3D-gedruckte Keramikpartikelkügelchen, kann das Magnesiumnitrid-Aerosol leicht in den Vorformling eindringen und die Oberflächen einzelner Fasern beschichten. Die flüssige Aluminium-Magnesium-Legierung infiltriert aufgrund der hervorragenden Benetzung mit der Magnesiumnitrid-Beschichtung die Faservorform und reagiert anschließend mit der Oberfläche unter Bildung von Aluminiumnitrid. Bei diesem Mechanismus fungiert die Aluminiumnitridbeschichtung um die Fasern herum nicht als Diffusionsbarriere für Magnesium. Stattdessen reagiert Magnesium mit der Aluminiumoxidfaser und bildet eine Spinellschicht auf der Faseroberfläche unter der Aluminiumnitridbeschichtung.

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass es erhebliche Unterschiede zwischen den alten Infiltrationsmechanismen und dem vorgeschlagenen Mechanismus für die neue 3D-Drucktechnologie gibt. Erstens umfasst der neue Infiltrationsprozess im Gegensatz zu den in früheren Studien beschriebenen Mechanismen zwei unterschiedliche Mechanismen. Der erste Mechanismus ermöglicht den Transport der Infiltrationslegierung über relativ große Entfernungen (bis zu 10 cm oder mehr) und das Füllen großer offener Volumina (Hunderte von Mikrometern) zwischen Füllperlen oder locker gepackten Faserbetten. Dieser Mechanismus beruht auf der Reaktionsbenetzung des in situ gebildeten Magnesiumnitrids durch die Legierung. Der zweite Mechanismus erleichtert die Infiltration dicht gepackter Keramikpartikel-Füllperlen über kurze Distanzen und beruht auf der Reaktionsbenetzung der Aluminiumoxidpartikeloberflächen durch die Aluminium-Magnesium-Legierung, was zur Bildung einer Oberflächenspinellschicht führt.

Ein weiterer wesentlicher Unterschied hängt mit der Richtung des Infiltrationsprozesses zusammen. Die alten Mechanismen gehen von einem Infiltrationsprozess von innen nach außen aus, bei dem die fortschreitende Infiltrationsfront am Boden eines Teils beginnt, das auf einem flüssigen Infiltrationslegierungspool schwimmt, sich allmählich zwischen den Keramikpartikeln im Vorformling ausbreitet und zuletzt die Oberfläche erreicht. Der Mechanismus der neuen Technologie deutet jedoch auf einen Prozess von außen nach innen hin, bei dem sich der flüssige Infiltrant zunächst über die Oberfläche des Vorformlings ausbreitet und dann in das Volumen des Vorformlings eindringt.

Diese Unterschiede in den Infiltrationsmechanismen verdeutlichen die einzigartigen Eigenschaften und Vorteile der neuen 3D-Drucktechnologie im Vergleich zu herkömmlichen Methoden. Die Möglichkeit, mehrere Infiltrationsmechanismen und den Prozess von außen nach innen einzusetzen, bietet eine verbesserte Kontrolle und Flexibilität beim Erreichen der gewünschten Infiltrationsergebnisse.

Fortschrittliche Anwendungen erfordern leistungsstarke Materialien und effiziente Herstellungsprozesse, um schnelle Innovationen zu fördern. Der Einsatz des 3D-Drucks mit geschmolzenem Filament (FFF) in Verbindung mit druckloser Infiltration bietet eine praktikable Möglichkeit zur Herstellung endförmiger MMC-Teile mit beispielloser Designflexibilität, sodass keine Spezialwerkzeuge erforderlich sind. Mit diesem Ansatz können Ingenieure nicht nur den Volumenanteil der Verstärkung steuern, sondern auch die interne Materialarchitektur gestalten, indem sie die Platzierung und das Muster der Keramikfüllung bestimmen. Dadurch entsteht ein mesoskalig strukturiertes Verbundmaterial, das maßgeschneiderte Eigenschaften in verschiedenen Bereichen eines Bauteils ermöglicht. Darüber hinaus verbessert der selektive Einbau einer Endlosfaserverstärkung die Möglichkeit, die Verbundeigenschaften entsprechend den spezifischen Anforderungen eines bestimmten Teils anzupassen.

Unsere aktuelle Forschung legte großen Wert auf die Untersuchung der mechanischen Eigenschaften von 3D-gedruckten Verbundwerkstoffen und zeigte, dass ihr Verhalten überwiegend durch die Einführung einer Verstärkung aus Aluminiumoxidpartikeln beeinflusst wird. Die von uns untersuchten effektiven Volumenanteile liegen zwischen 36 und 60 %. Innerhalb dieses Bereichs haben wir einen allmählichen Anstieg sowohl der Festigkeit als auch des Elastizitätsmoduls beobachtet, der die Werte einer Aluminiumlegierung mit unverstärkter Matrix um den Faktor zwei übersteigt. Bemerkenswert ist, dass kontinuierliche Aluminiumoxidfasern, eine hocheffiziente Verstärkung, bei nur 35 % Volumenanteil die dreifache Festigkeit einer unverstärkten Legierung erreichten. Die Einführung einer Partikelverstärkung mit einem Volumenanteil von 60 % erhöhte den spezifischen Modul des Verbundwerkstoffs um das 1,6- bis 1,7-fache im Vergleich zu unverstärktem Aluminium, Edelstahl oder Titanlegierungen. Die gleiche Verbesserung des spezifischen Moduls könnte mit nur 35 % Endlosfaserverstärkung erreicht werden.

Selbst an der unteren Grenze des wirksamen Bereichs bleibt der Volumenanteil der Verstärkung innerhalb der abgelagerten Perlen mit 60 % hoch. Infolgedessen weisen alle untersuchten Verbundwerkstoffe durchweg eine nominelle Dehnung von weniger als 1 % auf, bevor sie unter Biegebelastungsbedingungen den Bruchpunkt erreichen. Diese begrenzte Dehnung mag einschränkend erscheinen, passt jedoch zu den Hauptanwendungen hochverstärkter Verbundwerkstoffe, bei denen die Steifigkeit von größter Bedeutung ist. Wenn wir jedoch die Brucharbeit betrachten, zeichnet sich ein deutlicher Trend ab. Bei Verbundwerkstoffen mit identischen Fülldichten und effektiven Verstärkungsvolumenanteilen beobachten wir bemerkenswerte Unterschiede in dieser Eigenschaft aufgrund der gewundenen Wege, denen die Rissausbreitung folgt. Der Wechsel von einem orthogonalen zu einem gyroiden Füllmuster erhöht die Brucharbeit um den Faktor 1,6. Diese Beobachtung unterstreicht die überlegene Schadenstoleranz der Gyroid-Mesostruktur.

Unsere Forschung befasst sich auch mit der Mikrostruktur von 3D-gedruckten Verbundwerkstoffen, die mit dieser neuartigen Technologie hergestellt werden. Wir haben einen neuen Infiltrationsmechanismus „von außen nach innen“ vorgeschlagen, der durch lange Phasen (Infiltration der Legierung breitet sich über die Teiloberfläche aus und füllt den Raum zwischen gedruckten Keramikperlen aus) und anschließende kurze Phasen (Infiltration der gedruckten Perlen) aus. Beobachtungen an Metall-Keramik-Grenzflächen bestätigen das Vorhandensein einer Spinellschicht im Submikronbereich. Diese Schicht ermöglicht eine effektive Lastübertragung, ohne die Grenzfläche zu verspröden – eine entscheidende Voraussetzung für die Herstellung robuster und steifer Metallmatrix-Verbundwerkstoffe.

Angesichts dieser Erkenntnisse sind wir davon überzeugt, dass diese neuartige Technologie faszinierende Möglichkeiten zur Erforschung der mesoskaligen Architektur von Metallmatrix-Verbundwerkstoffen bietet. Ein besonders vielversprechender Weg besteht darin, neben dem bestehenden dreidimensionalen Gitter aus diskontinuierlicher Verstärkung eine kontinuierliche Faserverstärkung einzubauen. Diese Synthese vielfältiger Architekturen birgt großes Potenzial für zukünftige experimentelle und theoretische Untersuchungen.

Indem wir die MMC-Produktion leichter zugänglich machen und umfassende Beweise für die Machbarkeit des Herstellungskonzepts, die Eigenschaften von Verbundwerkstoffen, die Mikrostruktur und die zugrunde liegenden Mechanismen seiner Bildung liefern, ist es unser Ziel, Hersteller zu stärken, die Anwendungen dieser Materialklasse zu erweitern und die Verwendung von MMCs in einem zu ermöglichen breites Branchenspektrum.

Mechanische Tests wurden an infiltrierten Proben durchgeführt, die mit gebundenen Diamantschleifscheiben und Wasser als Kühl- und Schmiermittel (nacheinander Körnung 120–600) auf Maß geschliffen wurden. Die Biegetests erfolgten gemäß der ASTM C1161-18-Standardtestmethode für die Biegefestigkeit von Hochleistungskeramik bei Umgebungstemperatur unter Verwendung von Proben mit rechteckigem Querschnitt von 6 × 8 × 90 mm und einer Testspanne von 80 mm. Alle Tests wurden mit einer hauseigenen Universalprüfmaschine (Instron, Modell 3369) durchgeführt, die mit einer 50-kN-Kraftmessdose ausgestattet war. Die Dehnungsdaten wurden mit einem berührungslosen Video-Extensometer Instron SVE 2 erfasst. Die Brucharbeit wurde mithilfe der Microsoft-Excel-Software als Fläche unter der Spannungs-Dehnungs-Kurve berechnet. Anders als bei Keramik werden Biegetests bei Metallen und Legierungen üblicherweise nicht angewendet und ihre Eigenschaften werden unter Zug getestet. Um einen Vergleich mit im Biegetest getesteten AMC-Proben anzustellen, wurde daher die maximale Zugfestigkeit der A514.0-F-Legierung (170 MPa25) mit 1,6 multipliziert, um 270 MPa zu erhalten, da die Biegefestigkeit bei spröden Materialien etwa 1,6-mal höher ist als die Zugfestigkeit Wert33. Dieser Unterschied entsteht, weil bei äquivalenten Probenquerschnitten nur die unteren Oberflächenschichten einer Biegetestprobe im Vergleich zum gesamten Querschnitt einer Zugtestprobe der maximalen Zugspannung ausgesetzt sind und daher die Wahrscheinlichkeit, dass bei der Biegung ein Endfehler auftritt, geringer ist. Ähnliche Berechnungen zur Umrechnung von Zug- in Biegefestigkeit wurden für Festigkeiten anderer kommerzieller Legierungen durchgeführt, auf die in der Literatur verwiesen wird, und die in dieser Studie zu Vergleichszwecken verwendet wurden.

Metallografische Proben wurden mit einer Diamantscheibensäge (Isomet, Buehler) aus Verbundteilen geschnitten, in ein leitfähiges Harz (Konductomet, Buehler) eingebettet und auf einer automatischen Schleif-/Poliermaschine (E-4, Allied High Tech Products) mechanisch geschliffen und poliert. Verwendung von immer feineren SiC-Papieren zwischen 320 und 600 Körnung unter Verwendung von wassergekühlten und schmierenden Medien, gefolgt von einem 6-Mikron-Suspensionsschleifen aus synthetischem Diamant auf einem Chemomet-Tuch (Buehler) als letzter Schritt vor dem Polieren, um Spuren der Aluminiummatrixoxidation zu entfernen. Der letzte Polierschritt wurde mit einer kolloidalen Siliciumdioxidsuspension von Mastermet auf einem Chemomet-Tuch (beides Produkte von Buehler) für mindestens 18 Minuten durchgeführt, um sicherzustellen, dass jegliche Schäden an der weichen Aluminiummatrix durch Schleifvorgänge entfernt wurden.

Polierte Proben wurden dann unter REM im Rückstreuelektronenmodus (PhenomXL von Thermofisher) untersucht. Bruchflächen mechanisch geprüfter Proben wurden im Sekundärelektronenmodus untersucht. Die Röntgenspektroskopie wurde mit dem EDS-Spektrometer von SEMs durchgeführt.

Die Dichte der Verbundproben wurde mit einem Heliumpyknometer (AccuPuc II 1340, Micrometrics) bewertet.

Der gesamte Herstellungsprozessablauf ist in Abb. 11 dargestellt, während in den folgenden Abschnitten eine detaillierte Beschreibung der Abläufe erfolgt.

Abfolge der Schritte des neuartigen 3D-Druck-basierten MMC-Herstellungsprozesses.

CAD-Dateien jedes Teils wurden in .stl-Dateien konvertiert und in die Eiger-Software (Markforged) hochgeladen. In der Softwareschnittstelle wurden für jedes Teil die Füllungsdichte (52 %, 60 %, 80 %, 100 %) und der Typ (Gyroid, Rechteck) ausgewählt. Wenn man bedenkt, dass das keramische FFF-Filament mit einem Volumenanteil von 60 % gefüllt war, betrugen die entsprechenden scheinbaren keramischen Volumenanteile in AMC 31 %, 36 %, 48 % und 60 %. Änderungen der Form des Vorformlings und der internen Füllstruktur ermöglichen eine Einstellbarkeit der mechanischen Eigenschaften (Steifigkeit, Festigkeit, Bruchzähigkeit) von AMC-Teilen. Obwohl nicht dargestellt, können andere Fülltypen (z. B. dreieckig, sechseckig) und Fülldichten (0–100 %) ausgewählt werden.

Die Vorformlinge wurden auf einem Markforged Metal X-Drucker unter Verwendung eines mit Keramikpartikeln gefüllten Polymerfilaments gedruckt. Mit Keramikpartikeln gefüllte Filamente wurden von Markforged mit einer Volumenbeladung von 60 % aus kugelförmigen Aluminiumoxidpartikeln d50 = 5 µm (Inframat Advanced Materials) unter Verwendung eines proprietären Bindemittelsystems hergestellt. Ähnlich wie bei der Metall- und Keramikspritzgusstechnologie besteht das proprietäre Polymerbindemittel aus zwei Teilen – einer mit Lösungsmittel auswaschbaren Komponente und einem Grundpolymer, das sich während eines thermischen Entbinderungs-Sintervorgangs zersetzt und verbrennt. Abbildung 12 zeigt die Makro- und Mikrostruktur einer Keramikvorform nach dem Drucken, Lösungsmittelentbindern und thermischen Entbindern anhand von fraktografischen Bildern gekerbter und gespaltener Proben. Die gedruckten Vorformen – siehe typische Makrostruktur in Abb. 12a – wurden zunächst in einem Lösungsmittel (Opteon SF79, Chemours) unter Verwendung eines handelsüblichen Lösungsmittelentbinders (Wash-1 Markforged) gewaschen. Die Mikrostruktur einer Vorform nach der Lösungsmittelentfernung ist in Abb. 12b dargestellt. Sie zeigt Keramikpartikel, die durch ein räumliches Netzwerk aus Polymersträngen im Grundgerüst gebunden sind. Der nächste thermische Entbinderungs- und Sintervorgang wurde 3 Stunden lang an Luft bei 1250 °C in einem Rohrofen (Sinter-1, Markforged) durchgeführt. Die oxidierende Atmosphäre brannte sämtliche Rückstände des Rückgratpolymers sauber ab, um die Verbindung einiger Keramikpartikel, insbesondere kleinerer, an den Kontaktpunkten zu erleichtern – Abb. 12c.

Makro- und Mikrostruktur einer Keramikvorform im BSE-Kontrast nach Herstellungsvorgängen von (a) Drucken; (b) Lösungsmittelentbinderung; (c) thermisches Entbindern und Sintern.

Konstruktionsbedingt war die Größe der zum Drucken des Vorformlings verwendeten Keramikpartikel zu groß, um bei der Temperatur von 1250 °C zu einem stabilen Sintern zu führen. Um erfolgreich zu sein, müssen AMC-Verstärkungskeramikpartikel ihre Form und Größe beibehalten und voneinander entfernt bleiben, damit sie während der Infiltration von der Aluminiummatrix umhüllt werden können. Daher war ein leichtes Sintern einiger Aluminiumoxidpartikel an Kontaktpunkten, was zu einer linearen Gesamtschrumpfung von weniger als 3 % (einschließlich Beitrag des Entbinderungsprozesses) im Vergleich zum gedruckten Vorformling führte, ausreichend, um einen sogenannten biskuitgesinterten Vorformling zu ergeben, der stark genug ist per Hand abgeholt werden.

Um die Machbarkeit von AMCs mit kontinuierlicher Verstärkung zu demonstrieren, wurden eigenständige, mit kontinuierlichen Aluminiumoxidfasern verstärkte Vorformlinge mit einem Mark 2-Verbunddrucker (Markforged) gedruckt. Das Aluminiumoxid-Endlosfaserfilament wurde von Markforged unter Verwendung von Nextel™-610 1k-Fasern (3 M) hergestellt, die mit einem proprietären Bindemittelsystem vorimprägniert wurden, ähnlich dem, das im Keramikpartikelfilament verwendet wird. Als nächstes wurde eine partikelverstärkte Keramikschale mit einem Metal Nach der Platzierung wurde der Druck fortgesetzt. Der Hybrid-Vorformling wurde einer Lösungsmittel-Entbinderung unterzogen und anschließend mit kombinierten thermischen Entbinderungs- und Sintervorgängen durchgeführt, wobei die gleichen Geräte und Verfahren wie für partikelverstärkte Vorformlinge zum Einsatz kamen. Es ist wichtig zu beachten, dass der Schalenhohlraum überdimensioniert gedruckt wurde, sodass der endlosfaserverstärkte Vorformling beim Einsetzen in die Schale auf allen Seiten etwa 0,1 mm große Lücken aufweisen würde. Solche Lücken sind notwendig, da der faserverstärkte Vorformling aus Fasern mit größerem Durchmesser (12 µm) besteht. Da kleinere Partikel das Sintern erleichtern, schrumpft die mit Partikeln verstärkte Hülle während des Sinterns stärker als der faserverstärkte Vorformkern und könnte reißen, wenn kein Spalt vorhanden ist. Die äußere, mit Partikeln verstärkte Hülle aus Verbundwerkstoff wurde nach der Infiltration mit Diamantschleifscheiben abgeschliffen, um eine Testprobe zu erhalten, die nur mit Endlosfasern verstärkt war.

Der in der vorliegenden Studie entwickelte Infiltrationsprozess wurde von der sogenannten „PRIMEX“-Technik der drucklosen Infiltration unter Verwendung einer Aluminium-Magnesium-Legierung in einer Stickstoffatmosphäre inspiriert17,18. Bei der klassischen Umsetzung wird ein poröser Vorformling aus Aluminiumoxid oder Siliziumkarbid in einen feuerfesten Behälter gegeben, der mit einer geschmolzenen Aluminium-Magnesium-Legierung gefüllt ist. Diese Anordnung befindet sich in einem Ofen mit Stickstoffatmosphäre, wobei die Legierung aufgrund von Kapillarkräften in die Poren des Vorformlings eindringt. Magnesium spielt in diesem Prozess eine wichtige Rolle, da es aus der Aluminium-Magnesium-Legierung verdampft und die Keramikpartikel der Vorform nach der Reaktion mit einer Stickstoffatmosphäre mit Magnesiumnitrid überzieht. Die Aluminiumlegierung benetzt dann reaktiv Magnesiumnitrid und bildet an seiner Stelle Aluminiumnitrid, da Aluminiumnitrid bei der Infiltrationstemperatur thermodynamisch stabiler ist als Magnesiumnitrid34. Entsprechende Reaktionen können wie folgt geschrieben werden:

Die Infiltration wird üblicherweise als ein von innen nach außen gerichteter Prozess beschrieben, bei dem eine geschmolzene Legierung zunächst in das Innenvolumen einer Vorform eindringt und sich allmählich von innen zur Außenoberfläche ausbreitet, die mit einer Infiltrationsbarrierebeschichtung beschichtet ist18,35. Der wichtigste Unterschied der vorliegenden Arbeit besteht darin, dass die neue Technologie FFF-gedruckte Keramikvorformen verwendet, die über interne Füllmuster verfügen. In früheren Arbeiten wurde betont, dass es eine Grenze dafür gibt, wie groß die Lücken zwischen Keramikpartikeln innerhalb einer Vorform sein können, damit eine Infiltration erfolgreich ist. Beispielsweise scheiterte der Infiltrationsprozess im Jahr 17, wenn Keramikpartikel mit einer durchschnittlichen Größe von 216 µm oder mehr verwendet wurden. In der vorliegenden Arbeit wiesen einige gedruckte Vorformen erheblich größere innere Öffnungen (z. B. 400 + µm) zwischen gedruckten Keramikperlen auf, die das innere Füllmuster definierten, sowie Öffnungen zwischen kontinuierlichen Faserclustern. Ein weiterer Unterschied besteht darin, dass die geschmolzene Aluminium-Magnesium-Legierung nicht in einem feuerfesten Behälter enthalten ist, auf dem der Keramikvorformling schwimmt. In der Praxis wäre es beim Abkühlen nach der Infiltration schwierig, die infiltrierte Vorform von einem erstarrten Pool der überschüssigen Infiltrationslegierung zu trennen, die erforderlich ist, um eine vollständige Infiltration sicherzustellen. Um dieses Problem zu vermeiden, wird ein anderer Aufbau verwendet: Eine vorab abgewogene Menge des Infiltrationslegierungsmaterials (Al-10 % Mg, Belmont Metals, NY) wird in rechteckige Reservoirs gefüllt, die aus derselben Keramik wie die Vorform gedruckt werden . Die Reservoirs können separat oder als Ganzes mit Läufern gedruckt werden, die dazu dienen, den Vorformling physisch zu berühren und die geschmolzene Infiltrationslegierung von den Reservoirs zum Vorformling zu befördern. Reservoirs, Angusskanäle und Vorform könnten auch als ein Teil gedruckt werden, wenn es kompakt genug ist, um es ohne Bruch zu handhaben. Anschließend werden Behälter, Vorform und Angusskanäle auf einem 0,5 mm dicken Graphitfoliensubstrat (Amazon) platziert, das zu einer Schalenform gefaltet ist, die wiederum von einer Aluminiumoxid-Setterplatte (Markforged) getragen wird, und die Baugruppe wird in einen Rohrofen (Sinter-) gegeben. 1, Markforged) mit strömender Stickstoffgasatmosphäre mit ultrahoher Reinheit (99,999 %) (IGOs Welding Supply Co., Watertown, MA). Bei Erreichen einer Temperatur von 900 °C wird der Ofen 7 Stunden lang stabilisiert und dann abgekühlt. Die geschmolzene Legierung dringt zunächst in die Wände und den Boden des Behälters ein und wird dann über Läufer, die in physischem Kontakt mit beiden stehen, zum Vorformling transportiert. Es ist wichtig zu beachten, dass das Graphitfoliensubstrat eine entscheidende Rolle im Prozess spielt. Einerseits hilft es dabei, die geschmolzene Infiltrationslegierung einzudämmen und zu verhindern, dass sie sich weit unter den Keramikteilen ausbreitet. Beobachtungen zufolge breitet sich die infiltrierende Legierung hingegen zunächst aktiv im flachen Spalt zwischen der Platte und den darauf befindlichen Keramikteilen aus, dann über die Oberfläche der Keramikteile und beginnt erst dann, in das Innere der Keramikteile einzudringen. Wenn die Infiltration nicht vonstatten ging, lag das entweder daran, dass kein Graphitfoliensubstrat verwendet wurde, oder an einer unzureichenden Menge der verwendeten Infiltrationslegierung. Im letzteren Fall wurde die Außenseite der Keramikteile infiltriert, während das Innere trocken blieb. Im Gegensatz zu typischen drucklosen Keramikinfiltrationsprozessen von innen nach außen, die in der Literatur beschrieben werden17,18,35, bei denen die Infiltrationslegierung allmählich vom Boden des Vorformlings durch seine Masse aufsteigt und zuletzt die Außenflächen erreicht, ist beim neuen Verfahren die Oberfläche des Vorformlings die erste zuerst infiltriert und zuletzt ins Innere. Eine weitere wichtige Beobachtung ist, dass eine kolloidale Graphitbeschichtung (Aquadag E, ABR Imagery), die mit einem Airbrush auf die Oberfläche eines Vorformlings aufgetragen wird, nicht verhindert, dass das Innere des Vorformlings infiltriert wird, aber dennoch dabei hilft, eine überschüssige Aluminiumhautschicht an der Oberfläche von einem infiltrierten Verbundteil abzuziehen.

Die während der aktuellen Studie verwendeten und/oder analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim jeweiligen Autor erhältlich.

Nationale Strategie für fortschrittliche Fertigung. Nationaler Wissenschafts- und Technologierat (2022). https://www.whitehouse.gov/wp-content/uploads/2022/10/National-Strategy-for-Advanced-Manufacturing-10072022.pdf, abgerufen im Februar 2023.

Politik für Schlüsseltechnologien. EU-Kommission. https://research-and-innovation.ec.europa.eu/research-area/industrial-research-and-innovation/key-enabling-technologies/advanced-materials-and-chemicals_en#advanced-materials Zugriff im Februar 2023.

Dickson, D. Aldred, T., Carbeck, J., Innovation vorantreiben: Advanced Materials Systems. Deloitte University Press (2013). https://www2.deloitte.com/us/en/insights/topics/advanced-manufacturing/advanced-materials-systems.html

Maine, E. & Garnsey, E. Kommerzialisierung generischer Technologie: Der Fall fortschrittlicher Materialunternehmen. Res. Richtlinie 35, 375–393 (2006).

Artikel Google Scholar

Stuhrke WE The Mechanical Behavior of Aluminium-Bor Composite Material, Metal Matrix Composites, ASTM STP-438, p. 108 (American Society for Testing and Materials, 1958).

Cyriac AJ Metallmatrix-Verbundwerkstoffe: Geschichte, Status, Faktoren und Zukunft. Oklahoma State University bei teilweiser Erfüllung der Voraussetzungen für den Abschluss „Master of Science“ (2011).

Mortensen, A. & Llorca, J. Metallmatrix-Verbundwerkstoffe. Ann. Rev. Mater. Res 40, 243–270 (2010).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Kainer, KU Metal Matrix Composites: Maßgeschneiderte Materialien für die Automobil- und Luft- und Raumfahrttechnik (Wiley-VCH, 2006).

Buchen Sie Google Scholar

Chawla, N. & Chawla, KK Metal Matrix Composites (Springer, 2006).

Buchen Sie Google Scholar

Miracle, D. Metallmatrix-Verbundwerkstoffe – von der Wissenschaft zur technologischen Bedeutung. Kompositionen. Wissenschaft. Technol. 65, 2526–2540 (2005).

Artikel CAS Google Scholar

Surappa, MK Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe: Herausforderungen und Chancen. Sadhana 28, 319–334 (2003).

Artikel CAS Google Scholar

Evans, A., Marchi, CS & Mortensen, A. Metallmatrix-Verbundwerkstoffe in der Industrie (Springer, 2003).

Buchen Sie Google Scholar

Rohatgi, PK Synthese und Verarbeitung von gegossenen Metallmatrix-Verbundwerkstoffen und deren Anwendungen. ASM-Handbuch 15, 1149–1164 (2008).

Google Scholar

Research and Markets, Polymer Composites Market Report ID 4829904 (2022) https://www.researchandmarkets.com/reports/4829904/polymer-matrix-composites-market-research-report, abgerufen im Februar 2023.

Markt für Metallmatrix-Verbundwerkstoffe – Wachstum, Trends, Auswirkungen von COVID-19 und Prognosen (2023–2028), Mordor Intelligence (2023) https://www.mordorintelligence.com/industry-reports/metal-matrix-composites-market, abgerufen Februar 2023.

Bains, PS, Sidhu, SS & Payal, HS Herstellung und Bearbeitung von Metallmatrix-Verbundwerkstoffen: Ein Rückblick. Mater. Hersteller Verfahren. 31(5), 553–573 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Aghajanian, MK, Rocazella, MA, Burke, JT & Keck, SD Die Herstellung von Metallmatrix-Verbundwerkstoffen durch eine drucklose Infiltrationstechnik. J. Mater. Wissenschaft. 26, 447–454 (1991).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Schiroky, GH, Miller, DV, Aghajanian, MK & Fareed, AS Herstellung von CMCs und MMCs mit neuartigen Verfahren. Schlüssel-Ing. Mater. 127–131, 141–152 (1996).

Artikel Google Scholar

Dadkhah, M., Mosallanejad, MH, Iuliano, L. & Saboori, A. Ein umfassender Überblick über die neuesten Fortschritte in der additiven Fertigung von Metallmatrix-Verbundwerkstoffen: Potenzial, Herausforderungen und realisierbare Lösungen. Acta Metall. Sünde. (Engl. Lett.) 34, 1173–1200 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Mostafaei, A., Heidarzadeh, A. & Brabazon, D. Herstellung von Metallmatrix-Verbundwerkstoffen mittels additiver Fertigung. Enzykl. Mater.: Kompos. 2, 605–614 (2021).

Google Scholar

Fereiduni, E. & Elbestawi, M. Prozess-Struktur-Eigenschaftsbeziehungen in additiv gefertigten Metallmatrix-Verbundwerkstoffen. In Additive Manufacturing of Emerging Materials (Hrsg. AlMangour, B.) (Springer, 2019).

Google Scholar

AM Power Report 2022, AM Power, https://additive-manufacturing-report.com/, abgerufen im Februar 2023.

Goh, GD, Toh, W., Yap, YL, Ng, TY & Yeong, WY Additiv hergestellter endlos kohlenstofffaserverstärkter Thermoplast für topologieoptimierte unbemannte Luftfahrzeugstrukturen. Kompositionen. Teil B: Eng. 216, 108840 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Yang, Z., Fu, K., Zhang, Z., Zhang, J. & Li, Y. Topologieoptimierung von 3D-gedruckten endlosfaserverstärkten Verbundwerkstoffen unter Berücksichtigung der Herstellbarkeit. Kompositionen. Wissenschaft. Technol. 230, 109727 (2022).

Artikel CAS Google Scholar

Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials, ASM Handbook, 10. Auflage, Bd. 2, ASM International (1992).

CoorsTek, Advanced Alumina Semiconductor (Datenblatt), Alumina AD-99.5 https://www.coorstek.com/media/4239/advanced-alumina-semiconductor.pdf, abgerufen im Februar 2023

Eigenschaften und Auswahl: Irons Steels and High Performance Alloys, ASM Handbook, 10. Auflage, Bd. 1, ASM International (1992).

Ashby, MF Übersicht Nr. 106. Kriterien für die Auswahl der Komponenten von Verbundwerkstoffen. Acta Metal. Mater. 41, 1313–1335 (1993).

Artikel CAS Google Scholar

Shrinivasa, RB & Jayaram, V. Drucklose Infiltration von Al-Mg-basierten Legierungen in Al2O3-Vorformen – Mechanismen und Phänomenologie. Acta Mater. 49(13), 2373–2385 (2001).

Artikel ADS Google Scholar

Weirauch, DA Grenzflächenphänomene zwischen flüssigen Metallen und festen Oxiden im Mg-Al-O-System. J. Mater. Res. 3(04), 729–739 (1988).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Chang, H., Higginson, RL & Binner, JGP Grenzflächenstudie mittels Zweistrahl-FIB-TEM in einem drucklos infiltrierten interpenetrierenden Al(Mg)-Al2O3-Verbundwerkstoff. J. Microsc. 233 (Teil 1), 132–139 (2009).

Artikel MathSciNet CAS PubMed Google Scholar

Lloyd, DJ, Jin, I. & Weatherly, GC Kontrolle der Grenzflächenreaktion in mit Aluminiumoxid verstärkten Aluminiumverbundwerkstoffen. Scripta Metallurgica et Materialia 31(4), 393–396 (1994).

Artikel CAS Google Scholar

Leguillon, D., Martin, E. & Lafarie-Frenot, MC Flexural vs. Zugfestigkeit in spröden Materialien. Proceedings – Mechanics 343(N4), 275–281 (2015).

Artikel ADS Google Scholar

Hou, Q., Raj, MR & Koczak, M. Machbarkeit der Aluminiumnitridbildung in Aluminiumlegierungen. Mater. Wissenschaft. Ing. A 195, 121–129 (1995).

Artikel Google Scholar

Clyne, TW Composites: Schnittstellen. In Encyclopedia of Materials: Science and Technology (Hrsg. Jürgen Buschow, KH et al.) 1382–1391 (Elsevier, 2001).

Kapitel Google Scholar

Referenzen herunterladen

Die Autoren danken Michael Koss (Markforged) für Ratschläge und Hilfe bei der Verarbeitung von Keramikrohstoffen und Druckfilamenten, Tom Muscolo (Markforged) für Diskussionen über Marktanwendungen der Technologie sowie der Materials Group bei Markforged für Feedback zur vorliegenden Forschung.

Markforged Inc., Watertown, MA, USA

ML Seleznev, JD Roy-Mayhew und JL Faust

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

MLS steuerte ein umfassendes Studienkonzept bei, führte die meisten Experimente durch und verfasste das Originalmanuskript JDR-M. JLF leistete während der laufenden Studie einen Beitrag zur Projektüberwachung, zur Überprüfung der experimentellen Ergebnisse und zur Diskussion und redigierte das Manuskript. JLF entwickelte Methoden zum Drucken endlosfaserverstärkter Vorformlinge und deren Kombination mit einer teilchenförmigen Vorformlingsschale und redigierte das Manuskript.

Korrespondenz mit ML Seleznev.

Die Autoren geben die folgenden finanziellen Interessen/persönlichen Beziehungen an, die als potenziell konkurrierende Interessen angesehen werden können: Maxim Seleznev berichtet, dass finanzielle Unterstützung von Markforged Inc. bereitgestellt wurde. Maxim Seleznev berichtet über eine Beziehung mit Markforged Inc, die Folgendes umfasst: Anstellung. Maxim Seleznev hat ein Patent für Markforged Inc. angemeldet. Joseph Roy-Mayhew berichtet, dass Markforged Inc. finanzielle Unterstützung geleistet hat. Joseph Roy-Mayhew berichtet über eine Beziehung mit Markforged Inc., die Folgendes umfasst: Anstellung. Joseph Roy-Mayhew hat ein Patent für Markforged Inc. angemeldet. Jessica Faust berichtet, dass finanzielle Unterstützung von Markforged Inc. bereitgestellt wurde. Jessica Faust berichtet über eine Beziehung mit Markforged Inc., die Folgendes umfasst: Anstellung. Jessica Faust hat ein Patent bei Markforged Inc. angemeldet.

Springer Nature bleibt neutral hinsichtlich der Zuständigkeitsansprüche in veröffentlichten Karten und institutionellen Zugehörigkeiten.

Open Access Dieser Artikel ist unter einer Creative Commons Attribution 4.0 International License lizenziert, die die Nutzung, Weitergabe, Anpassung, Verbreitung und Reproduktion in jedem Medium oder Format erlaubt, sofern Sie den/die ursprünglichen Autor(en) und die Quelle angemessen angeben. Geben Sie einen Link zur Creative Commons-Lizenz an und geben Sie an, ob Änderungen vorgenommen wurden. Die Bilder oder anderes Material Dritter in diesem Artikel sind in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten, sofern in der Quellenangabe für das Material nichts anderes angegeben ist. Wenn Material nicht in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten ist und Ihre beabsichtigte Nutzung nicht durch gesetzliche Vorschriften zulässig ist oder über die zulässige Nutzung hinausgeht, müssen Sie die Genehmigung direkt vom Urheberrechtsinhaber einholen. Um eine Kopie dieser Lizenz anzuzeigen, besuchen Sie http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Nachdrucke und Genehmigungen

Seleznev, ML, Roy-Mayhew, JD & Faust, JL Herstellung und einstellbare Verstärkung netzförmiger Aluminiummatrix-Verbundteile mittels 3D-Druck. Sci Rep 13, 16334 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-43514-y

Zitat herunterladen

Eingegangen: 20. Juli 2023

Angenommen: 25. September 2023

Veröffentlicht: 28. September 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-43514-y

Jeder, mit dem Sie den folgenden Link teilen, kann diesen Inhalt lesen:

Leider ist für diesen Artikel derzeit kein gemeinsam nutzbarer Link verfügbar.

Bereitgestellt von der Content-Sharing-Initiative Springer Nature SharedIt

Durch das Absenden eines Kommentars erklären Sie sich damit einverstanden, unsere Nutzungsbedingungen und Community-Richtlinien einzuhalten. Wenn Sie etwas als missbräuchlich empfinden oder etwas nicht unseren Bedingungen oder Richtlinien entspricht, kennzeichnen Sie es bitte als unangemessen.