Hvordan tykkelsen på SUS304-interlaget påvirker mikrobindingen mellom Cu/Al-laminater

Bilder med forstørrede områder av røde (g) og blå (h) sirkler i (f) er brukt for å fremheve effekten av SUS304-folien på grensesnittet mellom de to metallene. SEM-bilder av den interfaciale mikrostrukturen og EDS-mapping av grensesnittet for prøvene SR-0 og SR-30 er vist i Figur 3.42. I SR-0 viste de serraterte Cu-Al IMC-ene (sirklene i Figur 3.42a) en diskontinuerlig fordeling ved bindingsgrensesnittet. I motsetning til dette viste SR-30 to forskjellige grensesnittsmorfologier: en som lignet på den i Figur 3.42a, og en annen som er vist i Figur 3.42b. Der SUS304-fragmenter var til stede, ble det dannet et forholdsvis rett grensesnitt uten åpenbare IMC-er.

Dannelse av bindingsgrensesnittet i Cu/Al-laminater med SUS304 som mellomlag blir ytterligere illustrert i Figur 3.43. Under den første valsingen oppstod intermitterende sprekker i SUS304-folien, på grunn av dens begrensede plastiske deformasjonsevne. Samtidig ble Cu-atomer og Al-atomer presset inn i de resulterende sprekkene og dannet Cu-Al IMC-er under den påfølgende mellomliggende annealingprosessen. Sammenlignet med Cu- og Al-matriksen viste SUS304-folien og Cu-Al IMC-ene lavere plastisk deformasjonsevne, og de ble brutt opp i biter som ble innebygd i Cu- og Al-matriksene under den andre valsingen.

Figur 3.44 viser resultatene fra EDS-linjeglimt over Cu/SUS304/Al-grensesnittet i prøver med forskjellige tykkelser på mellomlaget. Som vist i Figur 3.44a–c ble EDS-spektra undersøkt for å bestemme bredden (tykkelsen) på ITZ-ene ved Al/SUS304 og Cu/SUS304-grensesnittene, som målte henholdsvis 1,36 μm og 0,71 μm i SR-10 (Figur 3.44d). Større ITZ-er ble observert ved Al/SUS304- og Cu/SUS304-grensesnittene i SR-30, med bredder på henholdsvis 2,24 μm og 1,13 μm, mens mellomstore bredder ble sett i SR-20. Det er dermed tydelig at bredden på ITZ-ene øker med tykkelsen på SUS304-mellomlaget.

Forskjellen i elementær diffusjon over Al/SUS304/Cu-grensesnittet samsvarer tett med variasjonen i tykkelsen på SUS304-mellomlaget under valsingprosessen, som er vist i Figur 3.45a. Valsetingsprosessen førte til reduksjoner i tykkelsen på SUS304-mellomlaget på henholdsvis 5,25 μm, 6,33 μm og 11,65 μm for SR-10, SR-20 og SR-30. Generelt gir en større reduksjon i tykkelsen på mellomlaget en større grad av skjærdeformasjon, som kan fremme elementær diffusjon over bindingsgrensesnittet. Denne effekten vil bli verifisert gjennom undersøkelse av avskallingsflaten til laminatene.

Eksternt tilført energi kan fremme dannelsen av vakuum i metaller, slik at tilstøtende atomer kan gå inn i disse vakuumene og lette diffusjonen. Diffusjonsprosessen over et bimetallisk bindingsgrensesnitt har blitt bekreftet å følge en slik vakuum-diffusjonsmekanisme. I denne studien hadde energikildene for atomdiffusjon to kilder: den ene var termisk energi fra den mellomliggende annealingprosessen; den andre var skjærspenningsenergi som ble gitt av forskjeller i deformasjonsevne mellom SUS304-mellomlaget og Cu/Al-matriksen. Dermed kan diffusjonsområdet ved bindingsgrensesnittet deles inn i et termisk aktiveringsområde og et skjærspenningsindusert område. Tidligere forskning har indikert at et sterkt bindingsgrensesnitt for et bimetallisk ark kan oppnås ved kaldvalsing alene, uten varmeinnputt. Dette er fordi energibarrieren for diffusjon kan reduseres betydelig av skjærspenningsenergi. Når man vurderer effekten av skjærspenningsenergi på diffusjonsprosessen, kan den opprinnelige formelen for diffusjonskoeffisienten modifiseres, der større skjærspenningsenergi letter interfacial diffusjon. Dermed ble den bredeste ITZ-en oppnådd i SR-30, som drar nytte av den største graden av skjærdeformasjon indusert av den største reduksjonen i tykkelsen på SUS304-mellomlaget.

Morfologiene på overflatene til arkene og forbindelsene fra grensesnittet i SR-10 etter peeling er vist i Figur 3.46. SEM-bilder viser tre forskjellige peelingmorfologier på Cu-overflaten, som består av en glatt Cu-matriks, et nettverkslignende Al-matriks og blokker av IMC-er. Denne forskjøvede distribusjonen av tre peelingmorfologier ble dannet som følge av brudd på SUS304-mellomlaget og IMC-mellomlaget under valsingsprosessen, noe som er i samsvar med resultatene vist i Figur 3.43.

Morfologiene på overflatene til arkene i SR-30 etter peeling er vist i Figur 3.48. Når tykkelsen på SUS304-mellomlaget ble økt til 30 μm, oppstod det en tydelig skråning på Cu-overflaten etter peeling, noe som indikerer sterk vedheft mellom SUS304-fragmentene og Cu-matriksen. I denne prøven ble få IMC-er observert, bortsett fra de som var innebygd i små mengder nettverkslignende Al-matriks. Tydelige folder ble også indusert i Cu-matriksen, noe som kan tilskrives den store skjærdeformasjonen av det vedheftede SUS304-mellomlaget, noe som gir tilstrekkelig bevis for dannelsen av den bredeste ITZ-en i SR-30. I tillegg viste andelen SUS304-fragmenter som var innebygd i den avskallede Al-overflaten en ytterligere økning med tykkelsen på SUS304-mellomlaget.

Hvordan kryovalsning forbedrer mekaniske egenskaper og mikrostuktur i Al/HEAp MMCs

Al/HEAp MMCs fremstilles ved å bruke metoder som støping og valsing. En kritisk utfordring ved romtemperaturvalsning er dannelsen av mikrosprekker, noe som svekker den mekaniske styrken til sammensetningen. Li et al. har vist at slike mikrosprekker kan ha en negativ innvirkning på bindeegenskapene mellom HEAp-forsterkningen og aluminiummatrisen. Disse defektene er ofte forårsaket av temperatur- og deformasjonstress som oppstår ved romtemperatur, noe som kan føre til akselerert dannelse av mikroporer.

Ved bruk av kryovalsning under ekstreme temperaturer (77 K) kan man imidlertid redusere dynamisk rekrymping og fremme akkumulasjon av dislokasjoner, som i sin tur fremmer kornforfining. Dette fører til en markant økning i materialets strekkfasthet. I en studie av Yu et al. ble AA6061-ark behandlet med ACR, og etter 7 ACR-sykluser ble kornstørrelsen redusert til 235 nm, samtidig som både hardhet og strekkfasthet økte betydelig.

Den spesifikke mekanismen for hvordan kryovalsning forbedrer Al/HEAp MMCs er imidlertid fortsatt ikke helt forstått, særlig når det gjelder interaksjonen mellom matrise og forsterkningsfase under skjærdeformasjon. Det er derfor essensielt å undersøke forholdet mellom mekaniske egenskaper og mikrostruktur hos AMCs i løpet av ACR-prosessen.

Fremstillingen av AA1050/HEAp MMCs ved hjelp av kryovalsning viser en betydelig forbedring i både mikrostuktur og mekaniske egenskaper sammenlignet med kaldrulling ved romtemperatur. Ved kaldrulling ble det observert at mikrosprøker og mikrohull dannet seg ved deformasjon, spesielt ved høyere reduksjonsforhold. I motsetning til dette, i kryorullet material, ble det ikke funnet slike defekter. Dette skyldes den lave temperaturen under kryovalsningen, som hemmer dynamisk rekrymping og fremmer en mer jevn fordeling av forsterkningsfasen.

SEM-analyser av AA1050/HEAp MMCs viste at forsterkningsfasen, HEAp, ble mer homogen og strukket etter kryovalsning, noe som ikke ble observert i materialer behandlet ved romtemperatur. Denne jevnere fordelingen av HEAp-partiklene førte til en betydelig forbedring i både mikrohårdhet og strekkfasthet. For eksempel økte mikrohardheten med 163,1 % ved 6 vektprosent HEAp, og strekkfastheten økte fra 65 MPa til 115 MPa ved 3 vektprosent HEAp.

For videre forbedringer i produksjonen av Al/HEAp MMCs, er det viktig å forstå hvordan de forskjellige prosessparametrene under kryovalsning påvirker både mikrostrukturen og de mekaniske egenskapene. Nye metoder for å kontrollere partikkelspredning, samt detaljerte studier på hvordan forsterkningsfasene interagerer med aluminiummatrisen under ekstreme temperaturforhold, kan føre til ytterligere styrking av disse komposittene.

Hvordan ARB og Kryo-rulling på Al/TiC AMCs Påvirker Mekaniske Egenskaper: En Dypdykk i Forsterkning og Mikroskala Effekter

Prosessen med Asymmetric Rolling Bonding (ARB) etterfulgt av kryo-rulling har vist seg å ha en betydelig innvirkning på de mekaniske egenskapene til aluminium (Al) og titancarbid (TiC) nanokompositter. Denne metoden øker både styrken og stivheten i materialet ved å forbedre fordelingen av TiC-partikler og fremme korngrenser i Al-matrisen. Ettersom det skjer en økt anstrengelse på grunn av de mer intense syklusene, skjer en betydelig forbedring i materialets evne til å motstå belastning. Til tross for denne økningen i styrke, er det også en merkbar reduksjon i materialets duktilitet, som skyldes høyere dislokasjonsdannelse og færre deformasjonsegenskaper på grunn av presisjonslaget av TiC-partikler.

Mekanismene bak forsterkningen er hovedsakelig to: kornforfining og innholdet av TiC-nanopartikler. Når ARB syklusene øker, forbedres kornrefineringen i Al-matrisen, og dette forsterker det mekaniske svaret i materialet. Spesielt, ved å tilsette TiC-partikler, oppstår en interaksjon mellom de sterke TiC-partiklene og den mykere Al-matrisen, noe som forårsaker sliping og dermed dannelsen av flere dislokasjoner, som igjen øker styrken. Den første syklusen er spesielt viktig for å skape et betydelig antall dislokasjoner i materialet, som bidrar til økt strekkstyrke.

Kryo-rulling har vist seg å ytterligere forbedre styrken til Al/TiC AMCs, spesielt når antallet sykluser øker. Dette har stor betydning for materialets endelige styrke, og som vist i de eksperimentelle dataene, oppnås den høyeste strekkstyrken på 308 MPa etter tre sykluser med kryo-rulling. Denne styrkeforbedringen er et resultat av flere mekanismer, hvorav den mest bemerkelsesverdige er dens evne til å redusere kornstørrelsen og fordele TiC-partiklene jevnere i matrisen. Samtidig er det en økning i elastisitetsmodulen, som kan tilskrives en forbedring av partiklenes fordeling og kornforfining gjennom syklusene.

På den annen side fører en økt rulling til en redusert elongasjon, et fenomen som kan forklares med den økte tettheten av dislokasjoner som fører til en svekket evne til plastisk deformasjon. Dette er spesielt tydelig i de tidlige syklusene av ARB, der elongasjonen kan reduseres betydelig. Etter de første syklusene blir materialet mer stivt, og elongasjonen synker, spesielt ved samspillet mellom TiC-partiklene og Al-matrisen, som forhindrer glidning mellom korngrensene.

Videre viser mikroskopiske analyser av bruddflater at TiC-partiklene i komposittene kan bidra til bedre forbindelse og styrking, selv om det også er en merkbar økning i antall mikroskopiske defekter som kan påvirke materialets duktilitet. Det er også viktig å merke seg at porøsitet kan ha en betydelig innvirkning på elongasjonsegenskapene. Der hvor det finnes porøsitet i nærheten av forsterkende partikler, reduseres elongasjonen raskt, noe som kan føre til at materialet mister sin formbarhet.

Et sentralt punkt er at forsterkning og forbedring av mekaniske egenskaper er sterkt knyttet til syklusenes antall. I den innledende fasen av ARB, blir styrken betraktelig forbedret på grunn av dislokasjonsdannelse og dannelse av høyere vinkler mellom korngrenser. Etterfølgende kryo-rulling bidrar til videre forbedringer, både i styrke og fordeling av TiC-partiklene. På lang sikt fører disse prosessene til et svært robust materiale, med en kombinasjon av høy strekkstyrke og mikrohardhet som ikke oppnås i den ubehandlede Al-matrisen.

Det er derfor viktig å forstå hvordan disse prosessene påvirker både mikroskala og makroskala egenskaper, og hvordan man kan optimere syklusene for å balansere styrke og duktilitet i disse komposittene. Med en tilstrekkelig antall rullingssykluser kan man utvikle materialer som er ekstremt sterke, men også fleksible nok til å tåle de deformasjoner som oppstår i ulike industrielle applikasjoner.