Fabricación y refuerzo sintonizable de red. - Grupo de tuberías Co., Ltd.

Scientific Reports volumen 13, número de artículo: 16334 (2023) Citar este artículo

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Los materiales avanzados, como los compuestos de matriz metálica (MMC), son importantes para la innovación, la seguridad nacional y abordar el cambio climático. Las MMC se utilizan en aplicaciones militares, aeroespaciales y automotrices debido a sus excepcionales propiedades mecánicas y térmicas; sin embargo, la adopción ha sido lenta debido a los costosos y onerosos procesos de fabricación. Se ha desarrollado un nuevo proceso que utiliza impresión 3D de fabricación con filamentos fundidos para fabricar MMC con forma de red sin herramientas ni mecanizado. El proceso implica imprimir una preforma de alúmina y luego utilizar una infiltración sin presión con una aleación de aluminio fundido para formar el compuesto. En este proceso se pueden formar formas arbitrarias (se demuestran una palanca de freno y una brida) y las propiedades se pueden ajustar variando el patrón geométrico del relleno cerámico y la carga cerámica. Al utilizar un 35% en volumen de refuerzo de fibra continua, se logran más de 800 MPa de resistencia y un módulo de 140 GPa para el compuesto de aluminio, 3,4 × y 2 × las propiedades de la matriz del aluminio.

Los materiales avanzados son de importancia estratégica a escala global, ya que se consideran facilitadores clave para la innovación, la seguridad nacional y para abordar grandes desafíos como el cambio climático1,2. Como señala Deloitte en su marco de Sistemas de Materiales Avanzados, los materiales avanzados rompen las compensaciones existentes entre costo y rendimiento y será necesario que las empresas los incorporen a sus productos para seguir siendo competitivos3. Los compuestos de matriz polimérica (PMC) son materiales avanzados elogiados por su adopción en el mercado2. En estos, una matriz polimérica, generalmente epoxi, está reforzada con fibras de carbono, vidrio o Kevlar™. El compuesto resultante es un elemento ligero, de alta resistencia y rigidez para aviones de alto rendimiento, turbinas eólicas y artículos deportivos, entre otras aplicaciones. Sin embargo, como destacan Maine y Garsney, esta innovación no se desbloqueó hasta que se desarrollaron innovaciones en los procesos que la hicieron accesible a los fabricantes4. Al igual que los PMC, los compuestos de matriz metálica (MMC) fueron fabricados por primera vez por Stuhrke hace más de 60 años5. Este artículo, descrito como pionero de las MMC modernas en6, analiza un compuesto unido por difusión formado por cinco capas de aluminio sin alear reforzado con 12-15% de filamentos de boro. Aunque las MMC se utilizan en aplicaciones militares (p. ej., blindaje y municiones), aeroespaciales (p. ej., componentes de motores, trenes de aterrizaje) y automotrices (p. ej., discos de freno)7,8,9,10,11,12,13, la adopción se ha quedado muy por detrás de las PMC debido a dificultades en la fabricación, específicamente en la configuración de piezas de MMC. De hecho, el mercado mundial de PMC en 2022 se estimó en 18.600 millones de dólares14, mientras que el mercado de MMC se estimó en solo el 2% de esa cifra (366 millones de dólares)15.

En una MMC, la matriz metálica está reforzada con fibras y/o partículas de carbono o cerámicas continuas o discontinuas. Los compuestos de matriz de aluminio (AMC) son el tipo más común de MMC y exhiben propiedades atractivas que no han sido obtenidas por los PMC. Por ejemplo, debido a la matriz metálica, los AMC son excelentes conductores de calor y pueden usarse a temperaturas mucho más altas mientras que, debido al refuerzo, exhiben una expansión térmica mucho menor, tienen una rigidez y resistencia superiores a temperaturas ambiente y elevadas y exhiben un desgaste excelente. Resistencia en comparación con el aluminio no reforzado. Sin embargo, los AMC reforzados con cerámica son muy difíciles de mecanizar utilizando métodos convencionales y la dificultad aumenta considerablemente a medida que aumenta la fracción de volumen del refuerzo16. Debido a este desafío, sólo las tecnologías de fabricación con forma neta o casi neta, como la pulvimetalurgia, la fundición por compresión o la fundición por infiltración a presión, han sido opciones de fabricación viables para compuestos altamente reforzados. Sin embargo, estas tecnologías requieren equipos y herramientas costosos específicos para la pieza fabricada. Una tecnología prometedora para fabricar MMC altamente reforzadas es la infiltración sin presión, en la que una preforma de partículas cerámicas autoportante se coloca en un depósito refractario lleno de una aleación fundida de aluminio y magnesio en un horno con atmósfera de nitrógeno17,18. En este enfoque, una aleación fundida penetra en la preforma cerámica debido a fuerzas capilares y, tras la solidificación de la aleación, se produce una pieza de AMC. Aunque los moldes no son necesarios para la infiltración, esta tecnología aún requiere un conjunto de herramientas para moldear o prensar la preforma de refuerzo particulado, lo que la hace prohibitivamente costosa para muchas aplicaciones.

En los últimos años, la fabricación aditiva (AM), comúnmente conocida como impresión 3D, se ha convertido en una tecnología versátil para fabricar componentes de plástico y metal, eliminando la necesidad de herramientas de fabricación tradicionales. Este proceso innovador implica convertir un modelo de diseño asistido por computadora (CAD) en un objeto físico mediante un enfoque de construcción capa por capa. Últimamente, Dadkhah et al.19, Mostafaei et al.20 y Fereiduni y Elbesawi21 han realizado revisiones exhaustivas de la aplicación de la tecnología AM para la fabricación de MMC.

La mayoría de las aplicaciones de AM para la fabricación de MMC implican técnicas de fusión de lecho de polvo inducida por láser y, ocasionalmente, haz de electrones19,21, y se emplean muchos menos casos de tecnología AM de chorro de aglutinante20. La atención se ha centrado principalmente en el aluminio y el titanio como materiales de matriz, reforzados con diversas partículas cerámicas19,20. Además, se han producido MMC de cobre, níquel, acero y tungsteno utilizando AM20,21. Si bien la fusión en lecho de polvo AM de MMC ha demostrado su viabilidad fundamental, surgen desafíos importantes debido a las diferencias inherentes en las propiedades, como los puntos de fusión y los coeficientes de expansión térmica, entre la matriz y el refuerzo. Estas disparidades conducen a menudo a la aparición de defectos como grietas y reacciones no deseadas. Además, los altos costos asociados con la fabricación y el equipo plantean importantes barreras económicas, lo que dificulta la penetración exitosa de esta tecnología en el mercado19. Por otro lado, el AM en chorro de aglutinante de MMC frecuentemente produce una porosidad excesiva, con piezas fabricadas que alcanzan niveles de hasta el 50%20.

Por lo tanto, el objetivo principal de este estudio es desarrollar un proceso de fabricación aditiva (AM) capaz de producir compuestos de matriz de aluminio (AMC) de forma neta con propiedades sintonizables, incorporando refuerzo continuo mediante impresión 3D de fabricación de filamentos fundidos (FFF). Este enfoque ofrece una flexibilidad excepcional en el diseño y al mismo tiempo reduce significativamente los costos en comparación con los métodos tradicionales u otras tecnologías de fabricación aditiva para fabricar piezas AMC altamente reforzadas con forma de red.

La fabricación con filamento fundido (FFF), la técnica de impresión 3D más adoptada, implica calentar un filamento termoplástico y extruirlo como una perla de material fundido. Más de 100 empresas han comercializado FFF en materiales a base de polímeros, y un subconjunto de ellas ofrece soluciones metálicas que implican pasos de posprocesamiento como desaglomerado y sinterización para lograr piezas metálicas densas22. El diagrama de flujo y la descripción de dicha tecnología se presentan en la Fig. 1. En particular, Markforged se encuentra entre las empresas que ofrecen plataformas FFF de metal y polímero. Su plataforma de polímero puede incorporar refuerzo de fibra continua, incluida fibra de carbono, fibra de vidrio y Kevlar™. La inclusión de fibras continuas mejora significativamente la resistencia y el módulo de las piezas resultantes, superando ampliamente a las fabricadas únicamente con materiales plásticos y permite optimizar la topología de las piezas compuestas como se demuestra en 23,24.

Descripción del flujo de trabajo del proceso FFF de metal o cerámica. El relleno en polvo metálico o cerámico se mezcla con un aglutinante que consta de una columna vertebral y polímeros solubles, y la mezcla fundida se extruye en un filamento continuo, que luego se utiliza para la impresión 3D por extrusión de filamentos de una pieza. Luego, la pieza impresa se somete a una desaglutinación con solvente, que disuelve el polímero soluble y abre la microporosidad interconectada dentro de la pieza y sigue con una desaglutinación térmica para eliminar el polímero principal y la sinterización de polvo metálico para densificar la pieza.

Este trabajo de investigación combina tecnologías de metales y compuestos para mostrar la impresión 3D FFF de preformas de cerámica (alúmina) en partículas. Estas preformas están completamente rellenas o presentan una geometría de patrón de relleno interno, además de estar reforzadas con fibras continuas de alúmina. Posteriormente, se emplea un proceso de infiltración sin molde y sin presión utilizando una aleación de aluminio fundido para lograr compuestos de matriz de aluminio con forma neta. Se presentan las propiedades mecánicas de los materiales AMC resultantes, seguidas de la caracterización de su microestructura. Finalmente, se analiza en profundidad el mecanismo subyacente al proceso de infiltración.

Utilizando las metodologías descritas en las secciones anteriores, pudimos fabricar tanto muestras de prueba, específicamente vigas de prueba con flexión de 3 puntos, como piezas características que demuestran la versatilidad del proceso. La Figura 2 muestra una brida y una palanca de freno, dos formas tridimensionales que tradicionalmente requerirían juegos de herramientas personalizados para su formación en el procesamiento MMC convencional.

Demostración de piezas AMC (palanca de freno y brida) fabricadas con una novedosa tecnología basada en impresión 3D. El área insertada del reborde muestra un relleno cerámico infiltrado (áreas oscuras) y una matriz de aluminio circundante (áreas claras).

En la imagen de la sección transversal de la brida, el recuadro revela dos secciones distintas. La sección brillante corresponde al material de la matriz, mientras que la sección oscura representa la porción reforzada con cerámica. Esta sección está formada por la impresión 3D de un componente cerámico con relleno interno, que presenta una estructura de patrón sintonizable. Vale la pena señalar que después de que la preforma cerámica se sinteriza y la posterior infiltración del metal, se produce un material compuesto de estructura de mesoescala. Se puede conceptualizar el patrón de relleno interno como una estructura de refuerzo a macroescala encapsulada por la matriz de aluminio no reforzada, con el patrón en sí compuesto de partículas cerámicas microscópicas incrustadas dentro del aluminio. Para obtener una comprensión integral del proceso de fabricación, consulte la sección Métodos.

La Figura 3 ilustra la relación entre la densidad del relleno y la tensión de fractura y el módulo elástico de los compuestos de matriz de aluminio. Tanto la tensión de fractura como el módulo elástico muestran un aumento casi idéntico a medida que aumenta la densidad del relleno, correspondiente a un aumento en la fracción de volumen del refuerzo de partículas cerámicas. En el intervalo explorado, a medida que la fracción de volumen de refuerzo efectivo aumenta en un factor de 1,66 (de 36 a 60%), la resistencia del AMC aumenta 1,62 veces (de 338 a 549 MPa) y el módulo aumenta 1,65 veces (de 89 a 549 MPa). 147 GPa).

Resistencia y módulo elástico de AMC reforzados con fibras continuas y partículas probados en flexión versus fracción de volumen de refuerzo de fibras y partículas (densidad de relleno) de preformas impresas en 3D. Las barras negras son módulos de elasticidad. Las barras grises son fuerza. Las propiedades del aluminio y de la cerámica técnica están adaptadas de la literatura25,26. Se utilizó una aleación de fundición de aluminio A514.0-F como referencia debido a su composición cercana (4–5% de magnesio según el análisis de composición de la matriz EDS después de la infiltración).

Al comparar la tensión de fractura de muestras de AMC reforzado con partículas (100% de relleno) con la aleación de aluminio no reforzada25, la primera muestra un aumento de más del doble. Además, incluso con sólo una fracción en volumen del 35% de refuerzo de fibra, la tensión de fractura supera a la aleación no reforzada en más de tres veces. En comparación con una cerámica técnica avanzada26 conocida por su alta resistencia y rigidez, la AMC supera la resistencia de la cerámica con un nivel de relleno del 80 % y alcanza el 145 % de la resistencia de la cerámica con un relleno del 100 %. Cabe señalar que el módulo elástico de la cerámica es aproximadamente el doble que el del AMC en partículas reforzado o el AMC reforzado con fibra de mayor valor. Este resultado es esperado ya que la alúmina sirve como refuerzo en el compuesto y constituye solo una porción del material. Sin embargo, en comparación con la aleación de aluminio no reforzada, el módulo elástico del composite es entre 1,25 y 2 veces mayor, dependiendo del nivel de relleno.

Los AMC gozan de buena reputación por su rendimiento superior en comparación con las aleaciones a granel cuando se consideran propiedades específicas normalizadas por la densidad. Para ilustrar esto, la Fig. 4 presenta una comparación de los AMC producidos en este estudio junto con A514.0-F (una aleación de aluminio no reforzada) y aleaciones de alto rendimiento como Ti-6Al-4V de máxima edad y acero inoxidable forjado 17-4 PH. acero en la condición H900 de máxima edad25,27.

Resistencia específica y módulo elástico específico de AMC reforzados con fibra continua y partículas probados en flexión versus fracción de volumen de refuerzo de fibra y partículas (densidad de relleno) de preformas impresas en 3D. Las barras negras son módulos específicos. Las barras grises son fuerza específica. Las propiedades del aluminio, Ti-6Al-V4 y las aleaciones de acero inoxidable están adaptadas de la literatura25,27.

Las aleaciones no reforzadas exhiben una gama estrecha de valores de rigidez específicos, que oscilan entre 25 y 27 GPa/(g/cm3). Por el contrario, el AMC menos rígido con una densidad de relleno del 60% demuestra una rigidez específica de 28 GPa/(g/cm3). Los AMC reforzados con fibra y 100% reforzados con partículas de relleno exhiben valores de rigidez específicos de aproximadamente 44 y 46 unidades, respectivamente, que son aproximadamente 1,7 veces más altos que los de las aleaciones metálicas no reforzadas.

Al considerar la resistencia específica, los AMC reforzados con partículas superan al aluminio no reforzado por un factor de 1,6 para los AMC con relleno del 100 %. Sin embargo, están por debajo de los valores de resistencia específicos del titanio y las aleaciones de acero inoxidable. Sin embargo, incluso con una fracción de volumen del 35% de refuerzo de fibra, los AMC reforzados con fibra igualan la resistencia específica del acero inoxidable.

Desde la perspectiva de un diseñador de piezas de AMC, una estrategia para crear un componente rígido y fuerte implicaría emplear un compuesto híbrido reforzado, donde se utilizan fibras cerámicas en las regiones de carga más críticas.

Las propiedades mecánicas informadas en el estudio se pueden comparar con valores calculados utilizando modelos ampliamente aceptados de Voigt y Reuss revisados en 28 que permiten estimar los límites superior e inferior del módulo elástico compuesto, respectivamente. Cabe señalar que, en general, estos modelos son aplicables en caso de una fuerte adhesión entre el refuerzo y la matriz, que en nuestro caso es compatible tanto con compuestos de fibra como de partículas basados en imágenes fractográficas SEM (Fig. 5. Casi todas las partículas esféricas de refuerzo se escinden en un plano durante la fractura. Se observa una escisión similar en el refuerzo de fibra, aunque se puede observar cierta extracción limitada como resultado del corte de la interfaz.

Imágenes fractográficas que demuestran una fuerte adhesión de la matriz de aleación de aluminio a las partículas de alúmina (a) y (b) a la fibra.

Suponiendo una fracción de volumen efectiva de 36, 48 y 60% de refuerzo de alúmina en matriz de aluminio, las estimaciones del módulo del límite superior son 179, 215 y 250 GPa, mientras que las estimaciones del límite inferior son 100, 129 y 138 GPa, respectivamente. Los valores medidos son 89, 129, 147 GPa y, como se puede ver, están dentro de aproximadamente el 10% del límite inferior del modelo de Reuss. Esto es comprensible ya que el modelo de Voigt de límite superior es más adecuado para un caso compuesto reforzado con fibra continua unidireccional donde el módulo elástico se estima utilizando la regla de mezclas. Suponiendo una fracción de volumen de fibra del 35%, el modelo predice un módulo de 178 GPa para el compuesto reforzado con fibra, mientras que el valor medido es de 142 GPa. La diferencia puede deberse al daño de la fibra continua durante el procesamiento en un filamento de impresión y la operación de sinterización de preformas a alta temperatura.

Cabe señalar que todos los compuestos estudiados exhibieron un alargamiento nominal bajo antes del punto de fractura de menos del 1% debido a la alta fracción de volumen de refuerzo efectivo que excede el 36%, mientras que dentro de las perlas impresas la fracción de volumen de cerámica es incluso mayor: 60% en volumen. Sin embargo, además de variar la densidad del relleno, la impresión 3D FFF permite a los usuarios cambiar fácilmente los patrones de relleno geométricos al imprimir con filamento reforzado con partículas cerámicas, lo que afecta la tenacidad del compuesto impreso caracterizada por el trabajo de fractura. Se imprimieron dos patrones geométricos de relleno claramente diferentes, ortogonal y giroide (vistos en el recuadro de la Fig. 6), con una densidad del 52%, la densidad máxima de relleno giroide que se podía imprimir con la impresora Metal X. Como se ve en la Fig. 6, la geometría del relleno tuvo un efecto insignificante sobre la resistencia y el módulo elástico. Sin embargo, la geometría del relleno tuvo un fuerte efecto en la tenacidad del compuesto AMC, y las muestras de giroide exhibieron un trabajo de fractura × 1,6 mayor que las muestras con patrón ortogonal. Mientras que la muestra de relleno giroide falla con gracia, como lo demuestra la disminución gradual de la tensión desde el valor máximo mientras la deformación continúa creciendo, la muestra ortogonal falla de una manera notablemente más frágil. Tal diferencia podría explicarse suponiendo que la estructura giroide es más eficiente para mitigar las grietas que se propagan, por lo que se debe suministrar cada vez más energía para soportar un proceso de fractura en curso.

Curvas típicas de tensión-deformación de flexión de 3 puntos para AMC con patrón de relleno ortogonal (color naranja) y giroide (color negro). En ambos casos la densidad del relleno es la misma: 52%. Las propiedades mecánicas se enumeran en la tabla y las microestructuras para ambos tipos de relleno se presentan junto a las curvas.

La Figura 7a muestra la microestructura típica de un compuesto reforzado con partículas (80% de relleno ortogonal) con perlas de cerámica impresas (gris oscuro) y una matriz de aluminio (gris claro). Las perlas de cerámica están rodeadas de partículas de contraste de color gris más claro, que se ilustran con más detalle en mayor resolución en la Fig. 7b. Un examen detallado a través de mapas de rayos X característicos (Figs. 7c, d) revela que las partículas grises periféricas, ricas en nitrógeno, carecen de oxígeno y magnesio, lo que indica la presencia de nitruro de aluminio. Por otro lado, el interior de la perla cerámica impresa presenta una clara diferencia. Las figuras 8a a d ofrecen una mirada más cercana a esta región. Al analizar las imágenes de electrones retrodispersados (BSE) y realizar un mapeo característico de rayos X de las distribuciones de magnesio (Mg) y nitrógeno (N), es evidente que las partículas de nitruro de aluminio no forman anillos alrededor de las partículas de alúmina y generalmente están ausentes dentro de las perlas. En cambio, las superficies de las partículas de alúmina exhiben una presencia significativa de magnesio, lo que implica una reacción entre la alúmina y el magnesio dentro de la aleación de la matriz. Estudios previos29,30,31 sugieren que el producto de reacción resultante es una espinela conocida como MgAl2O4.

Microestructura típica de un AMC reforzado con partículas (80% de relleno) fabricado con tecnología de impresión 3D. (a) imagen de EEB; (b) vista de gran aumento utilizada para EDS; (c) Mapa de rayos X característico del Mg; (d) N mapa de rayos X característico.

Microestructura dentro de la región de relleno de una muestra de AMC con una densidad de relleno del 80%. (a) imagen de EEB; (b) región de gran aumento utilizada para EDS; (c) Mapa de rayos X característico del Mg; (d) N mapa de rayos X característico.

Es importante tener en cuenta que, aunque el mapa de rayos X de magnesio en la Fig. 7c puede sugerir que las áreas interiores de las perlas cerámicas tienen un mayor contenido de magnesio (contraste más brillante) en comparación con la matriz circundante, este no es el caso. El análisis EDS de la composición de la matriz de aluminio en áreas fuera de las perlas de relleno y entre las partículas de alúmina dentro de las perlas produce el mismo resultado de una concentración de magnesio de 4,5 ± 0,5%. Por lo tanto, la diferencia aparente en el contraste del mapa de rayos X de magnesio entre las perlas y la matriz circundante en la Fig. 7c se debe a la señal de la espinela de aluminio y magnesio formada en la superficie de las partículas de alúmina. Además, la Fig. 8c demuestra claramente que el espesor de la capa de espinela de MgAl2O4 es significativamente inferior a 1 µm, a pesar de la alta concentración de magnesio en la aleación infiltrante. Esta observación se alinea con los hallazgos reportados en 32, que atribuyen la capa más delgada de espinela a un efecto de pasivación resultante de altas concentraciones de magnesio en la aleación de aluminio infiltrante.

Otra observación digna de mención (Fig. 7b) es la presencia de algunos "puntos secos", áreas de infiltración incompleta entre partículas cerámicas caracterizadas por un contraste extremadamente oscuro. La falta de infiltrante dentro de un punto seco se puede atribuir a una variedad de factores, incluidos caminos complicados que dificultan la penetración del infiltrante, la contracción del metal durante la solidificación que genera huecos o el confinamiento de gases que resulta en la formación de poros. Es importante señalar que todas las pruebas mecánicas realizadas en el estudio se llevaron a cabo en materiales que reflejaban su estado de fabricación, completo con estos defectos inherentes. Para mitigar los defectos, en estudios futuros se podrían explorar ajustes del proceso como cambios en la composición de la aleación infiltrante, por ejemplo, la introducción de silicio de formación eutéctica o pasos de posprocesamiento, como el prensado isostático en caliente.

Como se muestra en la Fig. 9a, la microestructura del compuesto reforzado con fibra difiere significativamente de la de los AMC reforzados con partículas. Mientras que las partículas esféricas de alúmina están densamente empaquetadas dentro de las perlas impresas, las fibras continuas exhiben una disposición suelta en una fracción de volumen total del 35%. En los AMC reforzados con fibra, la micrografía revela que las partículas de nitruro de aluminio abarcan no sólo grupos de fibras sino también fibras individuales. La imagen de mayor aumento de una fibra individual en la Fig. 9b resalta la presencia de dos capas de reacción que rodean la fibra. Los mapas de rayos X característicos (Fig. 9c, d) demuestran que una de las capas de reacción es rica en magnesio, consistente con la espinela MgAl2O4, mientras que la otra capa es rica en nitrógeno, consistente con nitruro de aluminio (AlN), aunque el específico El orden de estas capas es difícil de discernir. Para aclarar la secuencia de estas capas, se examina la microestructura de un compuesto reforzado con fibra de alúmina, pulido en un plano paralelo al eje de la fibra (Fig. 10a). Esta técnica permite obtener imágenes detalladas de la interfaz fibra-matriz, ya que el plano de pulido atraviesa las capas de reacción externas en un ángulo poco profundo y aparecen más gruesas en la sección transversal. Una imagen de electrones retrodispersados (BSE) de gran aumento, junto con escaneos de líneas de rayos X característicos superpuestos, revela claramente una estructura en capas de regiones ricas en N – Mg – Fibra – Mg – N (Fig. 10b).

Microestructura de un AMC reforzado con fibra fabricado mediante tecnología de impresión 3D. (a) Se muestra una sección transversal en contraste BSE de modo que las fibras discurran perpendiculares a la página. (b) vista de mayor aumento utilizada con EDS; (c) Mapa de rayos X característico del Mg; (d) N mapa de rayos X característico.

Microestructura de AMC reforzada con fibra seccionada a lo largo del eje de las fibras para observar mejor la interfaz fibra-matriz. (a) Descripción general de la EEB con bajo aumento; (b) Micrografía de EEB de gran aumento con escaneos de líneas de rayos X característicos superpuestos de Mg (arriba, naranja) y N (abajo, verde).

Las observaciones de la microestructura presentadas en la sección "Microestructura" arrojan luz sobre el papel del magnesio y el nitrógeno durante el proceso de infiltración sin presión de preformas cerámicas impresas en 3D. Trabajos anteriores17,18,29,31 propusieron un mecanismo para la infiltración sin presión de preformas cerámicas prensadas o moldeadas por inyección, donde las preformas se colocaron en un recipiente refractario encima de una aleación de aluminio rica en magnesio infiltrante dentro de un horno con atmósfera de nitrógeno. Este mecanismo implica varios pasos: inicialmente, la aleación de aluminio y magnesio se funde y entra en contacto con la superficie de la preforma cerámica. Posteriormente, el vapor de magnesio liberado de la aleación líquida actúa como un eficaz captador de oxígeno, reduciendo la capa de óxido de aluminio que recubre la superficie de la aleación de aluminio fundido, facilitando así el flujo. Al mismo tiempo, el vapor de magnesio reacciona con el nitrógeno de la atmósfera del horno, formando nitruro de magnesio que recubre las superficies de las partículas cerámicas dentro de la preforma. Finalmente, la aleación de aluminio y magnesio humedece el recubrimiento de nitruro de magnesio y, bajo fuerzas capilares, se infiltra en la preforma cerámica. Durante este proceso, el recubrimiento de nitruro de magnesio sobre las superficies de las partículas cerámicas se reemplaza por nitruro de aluminio.

Por el contrario, las observaciones de la microestructura en este estudio revelan una secuencia y un mecanismo diferentes para el proceso de infiltración sin presión. Primero, la aleación de aluminio y magnesio se funde y la aleación líquida entra en contacto con el fondo y las paredes internas del depósito de partículas de cerámica impreso en 3D. A medida que aumenta la temperatura del horno, el magnesio comienza a evaporarse de la aleación líquida. El vapor de magnesio actúa como un eficaz captador de oxígeno, reduciendo la capa de óxido de aluminio que recubre la superficie de la aleación de aluminio fundido, facilitando así un flujo más fácil. Cuando la temperatura del horno supera los 700 °C, el vapor de magnesio reacciona con el nitrógeno de la atmósfera del horno para formar un aerosol de nitruro de magnesio. Este aerosol recubre el depósito impreso, los canales, la superficie de la preforma cerámica y la superficie de las partículas cerámicas impresas en 3D que constituyen las capas exteriores de las perlas de relleno de las preformas. Las perlas de relleno impresas en 3D, apretadas, actúan como un filtro de absorción, evitando la penetración del aerosol de nitruro de magnesio en el interior de la perla. La aleación de aluminio humedece la superficie del depósito impreso en 3D recubierto con nitruro de magnesio y comienza a extenderse sobre la superficie de los corredores cerámicos impresos en 3D, también recubiertos con nitruro de magnesio. Esta difusión se ve facilitada por un mecanismo de humectación por reacción, donde el aluminio reacciona con el nitruro de magnesio, formando nitruro de aluminio. La extensión de la aleación de aluminio puede transportar la aleación infiltrante a lo largo de distancias laterales de hasta 10 cm o más desde el depósito hasta la preforma utilizando los patines. A medida que la aleación de aluminio se extiende sobre la superficie de la preforma, comienza a penetrar el interior de la preforma, llenando las áreas entre las cuentas impresas que forman el patrón de relleno interno. Esta penetración se produce porque las superficies exteriores de las perlas también están recubiertas con nitruro de magnesio. La aleación de aluminio y magnesio forma capas relativamente gruesas (cientos de micrómetros) a medida que se extiende sobre el recubrimiento de nitruro de magnesio, llenando grandes huecos entre las perlas de relleno impresas en 3D, incluso en preformas con bajas densidades de relleno. Después de infiltrarse en las áreas alrededor del relleno de la preforma impresa en 3D, la aleación de aluminio inicia la infiltración de los espacios apretados entre las partículas cerámicas que forman las perlas de relleno. Esta etapa de infiltración también implica un mecanismo de reacción de humectación, pero no involucra nitruro de magnesio. En cambio, se realiza en distancias más cortas, comparables a la mitad del ancho de un cordón de relleno (~ 150 µm). En esta etapa, el magnesio de la aleación reacciona con partículas de alúmina, formando una capa de espinela en su superficie. Este mecanismo es consistente con la ausencia de nitruro de aluminio dentro de las perlas de cerámica impresas en 3D y la presencia de una capa de espinela de magnesio y aluminio de un micrómetro de espesor en la superficie de las partículas de alúmina.

El mecanismo de las preformas reforzadas con fibras difiere ligeramente. Dado que las preformas reforzadas con fibra no están apretadas como las perlas de partículas cerámicas impresas en 3D, el aerosol de nitruro de magnesio puede penetrar fácilmente la preforma y cubrir las superficies de las fibras individuales. La aleación líquida de aluminio y magnesio se infiltra en la preforma de fibra debido a la excelente humectación con el recubrimiento de nitruro de magnesio y posteriormente reacciona con la superficie, formando nitruro de aluminio. En este mecanismo, el recubrimiento de nitruro de aluminio alrededor de las fibras no actúa como barrera de difusión del magnesio. En cambio, el magnesio reacciona con la fibra de alúmina, formando una capa de espinela en la superficie de la fibra debajo del recubrimiento de nitruro de aluminio.

En resumen, existen diferencias significativas entre los mecanismos de infiltración heredados y el mecanismo propuesto para la nueva tecnología de impresión 3D. En primer lugar, a diferencia de los mecanismos descritos en estudios anteriores, el nuevo proceso de infiltración implica dos mecanismos distintos. El primer mecanismo permite el transporte de la aleación infiltrante a lo largo de distancias relativamente largas (hasta 10 cm o más) y el llenado de grandes volúmenes abiertos (cientos de micras) entre perlas de relleno o lechos de fibra sueltos. Este mecanismo se basa en la reacción de humectación del nitruro de magnesio formado in situ por la aleación. El segundo mecanismo facilita la infiltración a corta distancia de perlas de relleno de partículas cerámicas apretadas, basándose en la reacción de humectación de las superficies de las partículas de alúmina por la aleación de aluminio y magnesio, lo que da como resultado la formación de una capa de espinela superficial.

Otra diferencia significativa está relacionada con la direccionalidad del proceso de infiltración. Los mecanismos heredados suponen un proceso de infiltración de adentro hacia afuera, donde el frente de infiltración que avanza comienza desde el fondo de una pieza que flota en un charco de aleación infiltrante líquido y se extiende gradualmente entre las partículas cerámicas dentro de la preforma, llegando a la superficie en último lugar. Sin embargo, el mecanismo de la nueva tecnología sugiere un proceso de afuera hacia adentro, donde el líquido infiltrante se esparce inicialmente sobre la superficie de la preforma y luego penetra en el volumen de la preforma.

Estas diferencias en los mecanismos de infiltración resaltan las características y ventajas únicas de la nueva tecnología de impresión 3D en comparación con los métodos heredados. La capacidad de emplear múltiples mecanismos de infiltración y el proceso de afuera hacia adentro ofrecen un mayor control y flexibilidad para lograr los resultados de infiltración deseados.

Las aplicaciones avanzadas exigen materiales de alto rendimiento y procesos de fabricación eficientes para fomentar una innovación rápida. La utilización de la impresión 3D de fabricación de filamentos fundidos (FFF) junto con la infiltración sin presión ofrece un medio viable para producir piezas MMC con forma de red con una flexibilidad de diseño incomparable, eliminando la necesidad de herramientas especializadas. Este enfoque permite a los ingenieros no sólo controlar la fracción de volumen del refuerzo sino también dar forma a la arquitectura del material interno determinando la ubicación y el patrón del relleno cerámico. En consecuencia, se logra un material compuesto estructurado a mesoescala, lo que permite propiedades personalizadas en diferentes regiones de un componente. Además, la incorporación selectiva de refuerzo de fibra continua mejora aún más la capacidad de personalizar las propiedades del compuesto según los requisitos específicos de una pieza determinada.

Nuestra investigación actual puso un énfasis significativo en la investigación de las propiedades mecánicas de los compuestos impresos en 3D, revelando que su comportamiento está determinado predominantemente por la introducción de refuerzo de partículas de alúmina. Las fracciones de volumen efectivas que hemos explorado oscilan entre el 36 y el 60%. Dentro de este rango, hemos observado un aumento gradual tanto en la resistencia como en el módulo elástico, superando los de la aleación de aluminio con matriz no reforzada por un factor de dos. Sorprendentemente, la fibra continua de alúmina, un refuerzo altamente eficiente, logró tres veces la resistencia de la aleación no reforzada con sólo una fracción de volumen del 35%. La introducción de refuerzo de partículas en una fracción de volumen del 60% aumentó el módulo específico del compuesto entre 1,6 y 1,7 veces en comparación con las aleaciones de aluminio, acero inoxidable o titanio no reforzado. La misma mejora del módulo específico podría lograrse con sólo un 35% de refuerzo de fibra continua.

En particular, incluso en el límite inferior del rango efectivo, la fracción en volumen de refuerzo dentro de las perlas depositadas permanece alta en 60%. Como resultado, todos los compuestos examinados exhiben consistentemente un alargamiento nominal de menos del 1% antes de alcanzar el punto de fractura bajo condiciones de carga de flexión. Este alargamiento limitado puede parecer restrictivo, pero se alinea con las aplicaciones principales de compuestos altamente reforzados, donde la rigidez es primordial. Sin embargo, surge una tendencia significativa cuando consideramos el trabajo de fractura. Entre materiales compuestos con densidades de relleno idénticas y fracciones de volumen de refuerzo efectivas, observamos diferencias notables en esta característica debido a los caminos tortuosos que sigue la propagación de grietas. El cambio de un patrón de relleno ortogonal a uno giroide aumenta el trabajo de fractura en un factor de 1,6. Esta observación subraya la superior tolerancia al daño de la mesoestructura giroidea.

Nuestra investigación también profundiza en la microestructura de los composites impresos en 3D fabricados con esta novedosa tecnología. Hemos propuesto un nuevo mecanismo de infiltración "de afuera hacia adentro" caracterizado por etapas de larga escala (aleación infiltrante que se extiende sobre la superficie de la pieza y llena el espacio entre las perlas de cerámica impresas) y etapas posteriores de corta escala (infiltración de las perlas impresas). Las observaciones en las áreas de interfaz metal-cerámica confirman la presencia de una capa de espinela submicrónica. Esta capa permite una transferencia de carga efectiva sin fragilizar la interfaz, un requisito crucial para lograr materiales compuestos de matriz metálica robustos y rígidos.

Teniendo en cuenta estos conocimientos, creemos que esta novedosa tecnología ofrece posibilidades interesantes para explorar la arquitectura de mesoescala de los compuestos de matriz metálica. Una vía especialmente prometedora implica incorporar refuerzo de fibra continua junto con la red tridimensional existente de refuerzo discontinuo. Esta síntesis de arquitecturas multifacéticas tiene un gran potencial para futuras investigaciones experimentales y teóricas.

Al hacer que la producción de MMC sea más accesible y proporcionar evidencia integral de la viabilidad del concepto de fabricación, las propiedades del material compuesto, la microestructura y los mecanismos subyacentes de su formación, nuestro objetivo es empoderar a los fabricantes, ampliar las aplicaciones de esta clase de materiales y permitir la utilización de MMC en un amplia gama de industrias.

Las pruebas mecánicas se realizaron en muestras infiltradas que se molieron a medida utilizando discos abrasivos de diamante adheridos y agua como refrigerante y lubricante (grano 120 a 600 en secuencia). Las pruebas de flexión siguieron el método de prueba estándar ASTM C1161-18 para la resistencia a la flexión de cerámicas avanzadas a temperatura ambiente utilizando muestras de sección transversal rectangular de 6 × 8 × 90 mm y un tramo de prueba de 80 mm. Todas las pruebas se realizaron utilizando una máquina de pruebas universal interna (Instron, modelo 3369) equipada con una celda de carga de 50 kN. Los datos de deformación se recogieron utilizando un extensómetro de vídeo sin contacto Instron SVE 2. El trabajo de fractura se calculó como el área bajo la curva tensión-deformación utilizando el software Microsoft Excel. A diferencia de la cerámica, las pruebas de flexión no se utilizan comúnmente para metales y aleaciones y sus propiedades se prueban en tensión. Por lo tanto, para hacer una comparación con las muestras de AMC probadas en flexión, la resistencia máxima a la tracción de la aleación A514.0-F (170 MPa25) se multiplicó por 1,6 para llegar a 270 MPa, ya que para materiales frágiles la resistencia a la flexión es aproximadamente 1,6 veces mayor que la resistencia a la tracción. valor33. Tal diferencia surge porque para secciones transversales de muestra equivalentes, solo las capas de la superficie inferior de una muestra de prueba de flexión están sujetas a un esfuerzo de tracción máximo en comparación con toda la sección transversal de una muestra de prueba de tracción y, por lo tanto, la probabilidad de encontrar un defecto terminal es menor en la flexión. Se llevaron a cabo cálculos similares de conversión de tracción a flexión para resistencias de otras aleaciones comerciales a las que se hace referencia en la literatura y se utilizaron con fines comparativos en este estudio.

Se cortaron muestras de metalografía de piezas compuestas utilizando una sierra de disco de diamante (Isomet, Buehler), se montaron en una resina conductora (Konductomet, Buehler) y se rectificaron y pulieron mecánicamente en una amoladora/pulidora automática (E-4, Allied High Tech Products). utilizando papeles de SiC progresivamente más finos entre 320 y 600 granos utilizando medios lubricantes y de refrigeración por agua, seguido de un pulido en suspensión de diamante sintético de 6 micras sobre tela Chemomet (Buehler) como último paso antes del pulido para eliminar rastros de oxidación de la matriz de aluminio. El paso de pulido final se realizó utilizando una suspensión de sílice coloidal Mastermet sobre tela Chemomet (ambos productos de Buehler) durante al menos 18 minutos para garantizar que se eliminara cualquier daño de las operaciones de pulido a la matriz de aluminio blando.

Luego se estudiaron muestras pulidas bajo SEM en modo de electrones retrodispersados (PhenomXL de Thermofisher). Las superficies de fractura de muestras probadas mecánicamente se estudiaron utilizando el modo de electrones secundarios. La espectroscopía de rayos X se llevó a cabo utilizando el espectrómetro EDS de SEM.

La densidad de las muestras compuestas se evaluó utilizando un picnómetro de helio (AccuPuc II 1340, Micrometrics).

El flujo general del proceso de fabricación se muestra en la Fig. 11, mientras que en las secciones siguientes se proporciona una descripción detallada de las operaciones.

Secuencia de pasos del novedoso proceso de fabricación de MMC basado en impresión 3D.

Los archivos CAD de cada pieza se convirtieron a archivos .stl y se cargaron en el software Eiger (Markforged). La densidad de relleno (52%, 60%, 80%, 100%) y el tipo (giroide, rectangular) se seleccionaron en la interfaz del software para cada parte. Teniendo en cuenta que el filamento cerámico FFF se llenó con una fracción de volumen del 60%, las fracciones de volumen cerámico aparente correspondientes en AMC fueron 31%, 36%, 48% y 60%. Los cambios en la forma de la preforma y la estructura del relleno interno otorgan capacidad de ajuste sobre las propiedades mecánicas (rigidez, resistencia, tenacidad a la fractura) de las piezas AMC. Aunque no se muestran, se podrían seleccionar otros tipos de relleno (por ejemplo, triangular, hexagonal) y densidades de relleno (0–100%).

Las preformas se imprimieron en una impresora Markforged Metal X utilizando un filamento de polímero relleno de partículas cerámicas. Markforged produjo el filamento relleno de partículas cerámicas con una carga de volumen del 60% de partículas esféricas de alúmina d50 = 5 µm (Inframat Advanced Materials) utilizando un sistema aglutinante patentado. De manera similar a la tecnología de moldeo por inyección de metal y cerámica, el aglutinante polimérico patentado consta de dos partes: un componente lavable con solvente y un polímero principal, que se descompone y se quema durante una operación de sinterización y desunión térmica. La Figura 12 muestra la macro y microestructura de una preforma cerámica después de la impresión, la desaglutinación con solvente y la desaglutinación térmica utilizando imágenes fractográficas de muestras con muescas y escindidas. Las preformas impresas (ver macroestructura típica representada en la Fig. 12a) se lavaron primero en un solvente (Opteon SF79, Chemours) usando un desaglutinante de solvente comercial (Wash-1 Markforged). La microestructura de una preforma después de la desaglutinación del solvente se presenta en la Fig. 12b, que muestra partículas cerámicas unidas por una red espacial de hebras de polímero principal. La siguiente operación de desaglomerado térmico y sinterización se realizó al aire a 1250 °C durante 3 h utilizando un horno tubular (Sinter-1, Markforged). La atmósfera oxidante quemó limpiamente cualquier residuo del polímero principal para facilitar que algunas partículas cerámicas, especialmente las más pequeñas, se unan en los puntos de contacto—Fig. 12c.

Macro y microestructura de una preforma cerámica en contraste BSE después de las operaciones de fabricación de (a) impresión; (b) desaglutinación del disolvente; (c) desaglomerado térmico y sinterización.

Por diseño, el tamaño de las partículas cerámicas utilizadas para imprimir la preforma era demasiado grande para dar como resultado una sinterización robusta a una temperatura de 1250 °C. Para tener éxito, las partículas cerámicas de refuerzo AMC deben conservar su forma y tamaño y permanecer separadas para que puedan quedar envueltas por una matriz de aluminio durante la infiltración. Por lo tanto, una ligera sinterización de algunas partículas de alúmina en los puntos de contacto que dio como resultado una contracción de las dimensiones lineales totales de menos del 3 % (incluida la contribución del proceso de desaglutinación) en comparación con la preforma impresa fue suficiente para dar como resultado una preforma denominada bisque-sinterizada lo suficientemente fuerte como para ser recogido con la mano.

Para demostrar la viabilidad de los AMC con refuerzo continuo, se imprimieron preformas independientes reforzadas con fibra de alúmina continua utilizando una impresora compuesta Mark 2 (Markforged). Markforged produjo el filamento de fibra continua de alúmina utilizando fibra Nextel™-610 1k (3 M) preimpregnada con un sistema aglutinante patentado, similar al utilizado en el filamento cerámico de partículas. A continuación, se imprimió una carcasa de cerámica reforzada con partículas utilizando una impresora Metal X, y la preforma impresa reforzada con fibra continua se colocó en la carcasa durante una pausa en el proceso de impresión de la carcasa. Después de la colocación, se reanudó la impresión. La preforma híbrida se sometió a desaglutinación con disolvente y luego se combinaron operaciones de desaglomeración térmica y sinterización utilizando el mismo equipo y régimen que para las preformas reforzadas con partículas. Es importante señalar que la cavidad de la carcasa se imprimió sobredimensionada, de modo que la preforma reforzada con fibra continua tendría espacios de aproximadamente 0,1 mm en todos los lados cuando se colocara en la carcasa. Dichos espacios son necesarios ya que la preforma reforzada con fibras consta de fibras de mayor diámetro (12 µm). Como las partículas más pequeñas facilitan la sinterización, la cubierta reforzada con partículas se contrae más que el núcleo de la preforma reforzada con fibra durante la sinterización y podría agrietarse si no se proporciona ningún espacio. La cubierta exterior de material compuesto reforzada con partículas se pulió después de la infiltración usando discos de arena de diamante para dar como resultado una muestra de prueba reforzada solo con fibra continua.

El proceso de infiltración desarrollado en el presente estudio se inspiró en la técnica denominada “PRIMEX” de infiltración sin presión utilizando una aleación de aluminio-magnesio en una atmósfera de nitrógeno17,18. En su implementación clásica, se coloca una preforma porosa de alúmina o carburo de silicio en un recipiente refractario lleno de una aleación fundida de aluminio y magnesio, colocándose dicho conjunto en un horno con atmósfera de nitrógeno, cuya aleación se infiltra en los poros de la preforma debido a las fuerzas capilares. El magnesio juega un papel importante en el proceso, ya que se evapora de la aleación de aluminio y magnesio y recubre las partículas cerámicas de la preforma con nitruro de magnesio después de reaccionar con una atmósfera de nitrógeno. Luego, la aleación de aluminio humedece reactivamente el nitruro de magnesio y forma nitruro de aluminio en su lugar, ya que a la temperatura de infiltración el nitruro de aluminio es termodinámicamente más estable que el nitruro de magnesio34. Las reacciones correspondientes se pueden escribir de la siguiente manera:

La infiltración generalmente se describe como un proceso de adentro hacia afuera, donde una aleación fundida ingresa primero al volumen interno de una preforma y se extiende gradualmente desde el interior hacia la superficie exterior, que está recubierta con un revestimiento de barrera de infiltración18,35. La diferencia más importante del presente trabajo es que la nueva tecnología utiliza preformas cerámicas impresas FFF que presentan patrones de relleno internos. Trabajos anteriores enfatizaron que existe un límite en cuanto al tamaño de los espacios entre las partículas cerámicas dentro de una preforma para que una infiltración sea exitosa. Por ejemplo, en17 el proceso de infiltración falló cuando se utilizaron partículas cerámicas con un tamaño promedio de 216 µm o superior. En el presente trabajo, algunas preformas impresas presentaban aberturas internas considerablemente más grandes (por ejemplo, 400 + µm) entre perlas de cerámica impresas que definían el patrón de relleno interno, así como aberturas entre grupos de fibras continuas. Una diferencia adicional es que la aleación fundida de aluminio y magnesio no está contenida en un recipiente refractario con la preforma cerámica flotando encima. En la práctica, sería difícil, tras el enfriamiento después de la infiltración, separar la preforma infiltrada de un conjunto solidificado del exceso de aleación infiltrante necesaria para asegurar una infiltración completa. Para evitar este problema, se utiliza una configuración diferente: se coloca una cantidad previamente pesada de la aleación infiltrante (Al-10 % Mg, Belmont Metals, NY) en depósitos de forma rectangular que se imprimen utilizando la misma cerámica que la preforma. . Los depósitos se pueden imprimir por separado o como uno solo con corredores que se utilizan para tocar físicamente la preforma y transportar la aleación infiltrante fundida desde los depósitos a la preforma. Los depósitos, canales y preformas también se pueden imprimir como una sola pieza si son lo suficientemente compactos como para manipularlos sin romperse. Luego, los depósitos, la preforma y los canales se colocan sobre un sustrato de lámina de grafito de 0,5 mm de espesor (Amazon) doblado en forma de bandeja, que a su vez está sostenido por una placa fijadora de alúmina (Markforged) y el conjunto se coloca en un horno tubular (Sinter- 1, Markforged) con una atmósfera de gas nitrógeno de pureza ultraalta (99,999 %) (IGOs Welding Supply Co., Watertown, MA). Al alcanzar una temperatura de 900 °C, el horno se estabiliza durante 7 h y luego se enfría. La aleación fundida primero se infiltra en las paredes y el piso del depósito y luego se transporta a la preforma a través de corredores que están en contacto físico con ambos. Es importante señalar un papel crucial en el proceso que desempeña el sustrato de lámina de grafito. Por un lado, ayuda a contener la aleación infiltrante fundida y no permitir que se extienda lejos de debajo de las piezas cerámicas. Por otro lado, según las observaciones, la aleación infiltrante primero se extiende activamente en el espacio poco profundo entre la lámina y las piezas cerámicas encima de ella, luego sobre la superficie de las piezas cerámicas y sólo entonces comienza a penetrar en el interior de las piezas cerámicas. Cuando la infiltración no se produjo, fue porque no se utilizó un sustrato de lámina de grafito o porque se utilizó una cantidad insuficiente de aleación infiltrante. En este último caso se infiltró el exterior de las piezas cerámicas dejando el interior seco. Por lo tanto, a diferencia de los procesos típicos de infiltración cerámica sin presión de adentro hacia afuera descritos en la literatura17,18,35, donde la aleación infiltrante se eleva gradualmente desde el fondo de la preforma hasta que su volumen llega al final a las superficies exteriores, en el nuevo proceso la superficie de la preforma es infiltrado primero y interior último. Otra observación importante es que el recubrimiento de grafito coloidal (Aquadag E, ABR Imagery) aplicado con brocha sobre una superficie de preforma no evita que se infiltre el interior de la preforma, pero aún así ayuda a pelar el exceso de capa superficial de aluminio de una pieza compuesta infiltrada.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el presente estudio están disponibles del autor correspondiente previa solicitud razonable.

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Descargar referencias

Los autores desean agradecer a Michael Koss (Markforged) por sus consejos y ayuda con el procesamiento de materia prima cerámica y filamentos de impresión, a Tom Muscolo (Markforged) por las discusiones sobre las aplicaciones de mercado de la tecnología, así como al Grupo de Materiales de Markforged por sus comentarios sobre la presente investigación.

Markforged Inc., Watertown, MA, EE. UU.

ML Seleznev, JD Roy-Mayhew y JL Fausto

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

MLS contribuyó con un concepto de estudio general, llevó a cabo la mayoría de los experimentos y escribió el manuscrito original, JDR-M. contribuyó con la supervisión del proyecto, la revisión de los resultados experimentales y la discusión a medida que el estudio estaba en curso y editó el manuscrito, JLF desarrolló métodos para imprimir preformas continuas reforzadas con fibra y combinarlas con la carcasa de preformas de partículas y editó el manuscrito.

Correspondencia a ML Seleznev.

Los autores declaran los siguientes intereses financieros/relaciones personales que pueden considerarse como posibles intereses en competencia: Maxim Seleznev informa que Markforged Inc proporcionó apoyo financiero. Maxim Seleznev informa una relación con Markforged Inc que incluye: empleo. Maxim Seleznev tiene patente pendiente para Markforged Inc. Joseph Roy-Mayhew informa que Markforged Inc. proporcionó apoyo financiero. Joseph Roy-Mayhew informa una relación con Markforged Inc. que incluye: empleo. Joseph Roy-Mayhew tiene patente pendiente para Markforged Inc. Jessica Faust informa que Markforged Inc proporcionó apoyo financiero. Jessica Faust informa una relación con Markforged Inc que incluye: empleo. Jessica Faust tiene patente pendiente para Markforged Inc.

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Reimpresiones y permisos

Seleznev, ML, Roy-Mayhew, JD & Faust, JL Fabricación y refuerzo ajustable de piezas compuestas de matriz de aluminio en forma de red mediante impresión 3D. Representante científico 13, 16334 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-43514-y

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Recibido: 20 de julio de 2023

Aceptado: 25 de septiembre de 2023

Publicado: 28 de septiembre de 2023

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

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