従来のアルミフォームサンドイッチパネルと比較した銅蒸着炭素繊維アルミフォームサンドイッチパネルの性能特性

アルミフォームサンドイッチAFSパネルは、低密度、高比強度、優れたエネルギー吸収性、減衰能、電磁シールドといった構造的・機能的特性を兼ね備えています。これらの優れた特性により、AFSは航空宇宙、輸送、海洋分野において大きな可能性を秘めています。ベアメタルパネルと比較してフォームAFSの外側の金属板は、発泡体を効果的に密封し、引張強度や曲げ強度といった総合的な機械的特性を向上させることができます。一般的に、AFSは接着接合法によって製造され、エポキシ樹脂接着剤を用いてアルミニウム発泡体を固体金属パネルに接着します。

接着接合法は構造減衰を効果的に高めますが、リサイクルの難しさや高温・腐食条件下での剥離発生の可能性など、限界があります。これらの限界に対処するため、パネルとコア層間の冶金接合を実現するための広範な研究が行われてきました。

現在、冶金接合を目的としたAFSの主流の製造方法は、溶接法、溶融発泡法、パッキングロール粉末冶金法の3つに分類されます。これらの方法の中で、パッキングロール粉末冶金法は、気孔構造の制御と低温発泡の実現に優れていると考えられています。私たちはこれまでに、この技術を用いて、工業用途向けに、より優れた膨張特性とセル構造を有する大型AFSを製造しました。

しかし、フォームコアの圧縮機械特性が比較的低いため、AFS の機械的強度の向上には限界があり、フォームコアの強度をさらに向上させることが AFS にとって重要です。

これまで、圧縮機械的特性を改善するために報告された一般的な方法は、アルミフォーム炭素繊維の強化には、表面処理、熱処理、粒子、繊維、合金元素などの添加による強化など、様々な方法があります。中でも、低密度、高弾性率、高アスペクト比を有する短炭素繊維は、有望な強化材料として広く注目を集めています。さらに、電気めっき、銅めっき、ニッケルめっきなどの化学めっきによる炭素繊維表面のメタライゼーションは、アルミニウム溶融塩中における炭素繊維の濡れ性をさらに向上させ、炭素繊維とアルミニウム溶融塩間の有害な界面反応を回避します。短炭素繊維は現在、アルミニウム基複合材料の強化に広く使用されています。

Bhav Singhetalらは、撹拌鋳造法を用いて銅被覆炭素繊維強化アルミニウムマトリックス複合材料を作製した。Muetalらは、二ロール鋳造法を用いてニッケル被覆炭素繊維で強化したアルミニウムマトリックス複合材料を作製した。その結果、炭素繊維の添加により複合材料の引張強度が大幅に向上することが示された。しかし、炭素繊維の添加に関する研究は限られている。アルミフォーム強化銅コーティング炭素繊維を用いた。Caoetal.は、溶融発泡法を用いて初めて銅コーティング炭素繊維強化アルミニウムフォームを作製した。その結果、0.35 vol%のCfが液膜の破裂を防ぎ、アルミニウムフォームを安定化させることが示され、フォームに添加する繊維の量が多いほど安定性が向上することが示された。Muetal.は、溶融発泡法で作製したアルミニウムフォームの減衰特性がCfの添加によって大幅に向上することを示した。

したがって、Cfの添加は、発泡安定性と機械的性質を同時に改善する効果的な戦略であると結論付けることができる。アルミニウムフォームさらに、粉末冶金法で製造された銅メッキ炭素繊維強化アルミニウムフォームサンドイッチパネルに関する報告はこれまでなく、研究者らがこの分野でより深い研究を行う動機となっている。

核形成機構と安定性については、数多くの研究が行われてきた。アルミニウムフォーム強化相の添加により、細孔数と細孔形態の違いが、

サイズ、分布、形状などの特性は、通常、核形成メカニズムと安定性に起因します。粉末冶金システムにおける不均一核形成効果と酸化物ネットワーク安定化メカニズムは、徹底的に調査されてきました。本論文で使用したAl-Si-Mg-Cuからなる4元合金粉末は、例外的な膨張率と低い発泡温度を示し、固相線温度は507 ◦C、液相線温度は596 ◦Cです。しかし、特にCfを組み込んだ場合の、この特定の合金組成を含む粉末成形体の核形成メカニズム、安定性、および圧縮機械特性に関する研究が不足しています。以前の研究では、核形成および安定化メカニズムの調査は、主に非in situ法、つまり発泡中断後に急速に冷却したサンプルのトモグラフィー分析によって行われていました。残念ながら、サブミクロンの気泡の核生成は主に前駆体の加熱中に起こり、100 ミリ秒から 1 秒に及ぶ時間間隔で急速に拡大するため、リアルタイム観察が課題となることがよくあります。最新のシンクロトロン放射 X 線イメージング技術は、高いエネルギーと時空間分解能を備えているため、高温でのアルミニウム発泡体の核生成と成長プロセスをリアルタイムでその場で観察できます。現在、限られた研究者だけがシンクロトロン放射によって Al–Si–Mg 合金粉末の発泡速度論を調査しています。たとえば、García-Moreno らは、核生成と成長、気泡の再配置、液体の収縮、凝集、膜の破裂など、液体アルミニウム発泡体における重要な動的現象を報告しました。Kamm らは、シンクロトロン放射によって AlSi8Mg4 アルミニウム発泡体の核生成と成長プロセスを研究しました。彼らの研究結果は、金属粉末表面の吸着物の分解によって発生する水素が、もう一つの重要な核形成メカニズムであることを示唆している。しかしながら、前駆体成分間の相互作用は複雑であり、発泡のダイナミクスはそれらの組成によって影響を受ける可能性がある。Al–Si–Cu–Mg粉末系とCfを添加したAl–Si–Cu–Mg粉末系のいずれにおいても、金属発泡の発生と成長を理解し、探求することは、発泡体の更なる構造開発と用途特性の向上に不可欠である。

本研究では、充填圧延粉末冶金法により、冶金界面結合を有するCf/AFSおよびAFSを作製した。放射光を用いてCf/AFSおよびAFSの気泡発達をその場観察し、Cfが気泡の核生成、成長、合体、および安定性に及ぼすメカニズムを明らかにした。さらに、Cf/AFSおよびAFSをチャンバー炉で620℃、15分間発泡させた。その後、発泡サンプルの細孔径分布、細孔微細構造、および圧縮機械特性を評価し、試験した。これらの研究に基づき、Cf/AFSおよびAFSの構造と圧縮強度を体系的に評価した。

2.材料と方法

2.1. 原材料

AFS および Cf/AFS の製造には、Al 粉末（平均サイズ：45 μm、純度＞99.70%）、Si 粉末（平均サイズ：38 μm、純度＞99.50%）、Cu 粉末（平均サイズ：38 μm、純度＞99.90%）、Mg 粉末（平均サイズ：75 μm、純度＞99.70%）、TiH2 粉末（平均サイズ：45 μm、純度＞99.70%）、および銅コーティング炭素繊維（平均サイズ：1～2 mm、銅コーティングの厚さ：1.4 μm）の 6 つの原材料を使用しました。

2.2. Cf/AFSの作製

パッキング圧延粉末冶金法の概略図を図に示す。図1混合段階で、Al、Si、Cu、Mgの粉末がそれぞれ86 wt%、6 wt%、4 wt%、4 wt%の割合で含まれた四元合金AlSi6Mg4Cu4粉末を調製しました。溶融温度で急速にH2を放出して溶融物を膨張させる発泡剤として、1 wt%の酸化TiH2粉末（空気中で470 ◦Cで1.5時間の熱処理）を追加しました。さらに、0.5 wt%の炭素繊維が強化相として組み込まれました。特に、濡れ性を高め、発泡中に繊維とアルミニウムの溶融界面でAl4C3などの有害な反応を防ぐために、炭素繊維に電気メッキで銅をコーティングしました。電気メッキプロセスについては、文献に記載されています。図2無電解めっきプロセスによって得られた銅コーティングされた炭素繊維。コーティングは繊維表面を均一かつ連続的に覆っている。（図2(a)-(b)）その後、本研究で使用した様々な合金組成は、前述の粉末（Cf含有およびCf非含有）を三次元ミキサーで3時間徹底的に混合することにより作製された。均一に混合された粉末は密閉されたキャビティ内に封入され、冷間圧延および熱間圧延工程を経て作製された。

冷間圧延工程では、複数のパスと小さな凹部を連続的に通過させることで、キャビティ内および粒子間の隙間から空気を効果的に排出します。熱間圧延工程では、パネルと粉末の共変形により前駆体の相対密度が98%を超えることが保証され、その後の発泡プロセスが容易になります。詳細な圧延工程パラメータは、参考文献に記載されています。上記のプロセスを経て、AFSおよびCf/AFS発泡性前駆体が得られます。最終的に、両方の発泡性前駆体を620 ◦Cで15分間加熱してCf/AFSおよびAFS試験片を作製し、細孔サイズ分析、微細構造特性評価、および圧縮機械特性試験に使用しました。

2.3. 特性評価と試験方法

2.3.1. 微細構造特性

Cf/AFSおよびAFSの微細構造形態は、電界放出走査電子顕微鏡（SEM、Zeiss Ultra Plus）を用いて調査しました。エネルギー分散型分光法（EDS）を用いて、発泡サンプルのセル壁における様々な相の組成を特定しました。サンプルの縦断面は、放電加工機（EDM、DK7745）を用いて発泡サンプルを切断することにより得られました。その後、サンプルの縦断面に塗料を塗布し、800番と1500番のサンドペーパーを用いてそれぞれ研磨および研磨しました。最後に、画像解析ソフトウェアImage Pro Plus 6.0を用いて、研磨後のサンプル断面の等価セル径（Dmean）を測定しました。

図1.パッキング圧延粉末冶金法の概略図。

図2.(a) 銅コーティングされた炭素繊維のSEM像。(b) は(a)の赤い四角で囲まれた領域の拡大図。(c)と(d)は(b)の点AのEDS結果。

図3.シンクロトロン放射実験装置の概略図。

2.3.2. シンクロトロン放射光による発泡のその場観察

シンクロトロン放射実験装置の概略図は、図3実験は、中国科学院北京高能物理研究所の北京シンクロトロン放射施設（BSRF）のビームライン4W1Aで実施されました。従来の吸収コントラストイメージングとは異なり、本論文ではシンクロトロン放射光源を使用した位相コントラストイメージングを利用しています。このアプローチは、弱く吸収する物質を視覚化するのに効果的ではない従来の吸収イメージングの限界に対処しています。試料の発泡プロセスは、X線ビーム方向に対して垂直に配置された15 mm×15 mmの正方形の窓を備えたカスタム設計の発泡炉内で行われました。図3に示すように、試料サイズは15 mm×15 mm×2 mmです。試料は、一定数のセラミックシートで構成される発泡モールドに配置されます。発泡プロセス全体を通して、X線は試料を通過し、電荷結合素子（CCD）カメラで撮影されます。選択された X 線源は 20 Kev の強度で動作し、発泡プロセス全体を包括的に観察できるように 7.4 mm × 7.4 mm の最大観察サイズが採用されました。

観察サンプルは、圧延方向と接線方向の両方に垂直に配置されていたことは注目に値する。Cf含有量が0.5wt%の前駆体と0.5wt%を含まない前駆体の両方について、サンプルの両側から放電加工により側面パネルを除去した。アルミニウム発泡体の発泡特性に対するCfの影響を調査した。さらに、異なる組成の前駆体を、設定温度620℃で同一の加熱炉で発泡させた。

2.3.3. 圧縮機械特性試験

圧縮試験片は、放電加工により高さ 23 mm、直径 20 mm の円筒形試験片に切断され、サイズ効果を回避するために、すべての方向に少なくとも 10 個の完全な気孔が含まれるようにしました。準静的圧縮試験は、最大荷重容量 100 KN の AG-XPLUS 電子万能材料試験機を使用して、ISO13314–2011 および GB/T31930–2015 規格に従って実施されました。グループごとに 3 つのサンプルをテストし、この論文の圧縮応力-ひずみ曲線は、テストされた 3 つのサンプルから得られた平均結果を表しています。すべてのテストは、室温でクロスヘッド速度 2 mm/分 (初期ひずみ速度 10−3 s−1 に相当) を一定に維持しながら、変位制御下で実施しました。

図4.Cf/AFS 発泡プロセスの時間発展シンクロトロン放射画像：（a）t0 時点 380 ◦C での未発泡前駆体、（b）～（c）前駆体溶融中の元素銅の溶解とタイプ II 核生成、（d）～（g）気泡の不均一核生成および成長プロセス、および（h）～（i）気泡の合体および破裂。

3. 結果と考察

3.1. シンクロトロン放射光下でのその場発泡挙動

3.1.1. Cf/AFSの泡の進化

図4Cf/AFSの発泡過程を示す一連のシンクロトロン放射画像を表示しています。Cf/AFSのオリジナル画像は（図4（a））マトリックスが380℃で固体状態にあるときに捕捉され、この時間をt0と設定した。前駆体中の他の成分と比較すると、Cfは主に灰色のアルミニウムを多く含むマトリックス内で黒く見える。これは、図に示すように、繊維表面の銅含有量が高いことに起因すると考えられる。図2(c)～(d)は、前駆体の他の成分と比較して相対的に最も大きな原子質量を持つ。さらに、Cfの大部分は、図に示すように密集しているのではなく、分散して分離していることが観察される。図4(a)これは、Cfを0.5重量％添加すると、3時間の撹拌プロセスで所望の分散状態を効果的に達成できることを意味している。

t0+194秒（図4(b)）では、灰色のアルミニウムマトリックス（赤矢印で示す）内に、直径90μmから180μmの白色でほぼ球形の気泡が多数観察される。気泡の数は46秒以内に増加し続け、図1に示す通り、増加が止まった。図4(c)さらに、マトリックス内で起こるもう一つの注目すべき変化は、Cuの溶解の開始に伴い、Cfの表面に小さな気泡が形成される傾向があることです（赤い点線で囲まれた部分）。この現象は、銅含有粉末成形体内で起こるタイプIIの核形成に起因すると考えられます。Cuの添加により合金の融点が大幅に低下することは広く認められています。その結果、加熱プロセス中に銅粉末を含む粉末前駆体中の個々の粉末粒子の周囲で局所的な溶融が起こり、低温で大量のAl-Si-Mg-Cu四元共晶溶融物が生成されます。四元共晶溶融プールは合金の弱い領域になりやすく、核形成しやすい傾向があります。その結果、繊維表面の銅コーティング付近で気泡が核形成して成長する可能性が高くなります。さらに、この時点でマトリックス内の液体分率が低いため、TiH2の分解によるガスがアルミニウムマトリックスに蓄積しやすくなります。タイプ II の核生成は、蓄積されたガスが低液体分率マトリックスを押し広げ、液体中に亀裂を伝播して水素量の重大な損失を引き起こすのを効果的に回避できます。

図4(d)マトリックスが完全に溶融するにつれて、Cf領域で気泡が最初に核生成して成長していく様子が示されています。気泡の位置は、消失する銅コーティング層（赤い点線で囲まれた部分）に対応しています。二次相の添加によって不均一核生成サイト数が増加し、合金溶融物内での新しい気泡形成のエネルギー障壁が低下することはよく知られています。一方、核生成速度は単位体積あたりの不均一核生成面積全体に関係しています。したがって、気泡は最初に炭素繊維が位置する場所で核生成し、炭素繊維の長さに沿って拡大していく様子が観察されます。溶融率がさらに増加すると、多数の新しい気泡がそこから発生し続けます。図4(e)～4(g)しかし、局所的な気泡の合体と破裂の速度は遅く、気泡は高い安定性を有していることを示しています。t0+426sでは、気泡の数が著しく増加し、

前駆体の体積は大きな膨張を示す（図4(h)）さらに、オストワルド成熟により小さな気泡が大きな気泡に吸収される気泡合体（赤矢印）の発生は、金属発泡体の進化において避けられない過程である[40]。この成熟現象は、少数の大きく不規則な気泡（赤矢印）の出現も引き起こす。図4(i)）。

図5.さまざまな段階での AFS の発泡プロセスの時間発展画像: (a) t0 時点の 380 ◦C における未溶融前駆体、(b) 前駆体溶融中の元素銅の溶解とタイプ II 核生成、(c) 気泡の核生成および成長プロセス、(d)～(f) 気泡の合体および破裂。

3.1.2. AFSの泡の進化

図5は、AFSの発泡過程を示す一連の放射光画像である。Cf/AFSと同様に、放射光シーケンスの最初の画像は、AFSが380℃で固相にあるときに撮影された（図5を参照）。図5(a)マトリックスが固相線温度以上に加熱されると、小さな白い泡が目に見えるようになる。図5(b)と(c)は、TiH2の分解とCuに富む領域におけるタイプII核生成に起因する。しかし、発生した気泡の数と分布密度は、図5(c)と比較して著しく低い図4(c)これは、Cf/AFSが核生成時の早期ガス放出のためのチャネルを増やし、液体分率の低いアルミニウムマトリックスにおける過剰な亀裂形成を防ぐことを示唆しています。

Cf/AFSと比較して、AFS核形成部位の数が少なく、異常な気泡成長の確率が高いことが観察される。図5(d)～(f)AFS気泡の発達は不規則であり、マイクロメートルサイズの気泡と異常にミリメートルサイズの大きな気泡（赤矢印で示す）が共存するため、気泡サイズは大きく変動します。さらに、初期の核形成過程におけるこの不安定性と不均一性は、AFSとCf/AFSの最終的な気孔構造と機械的特性に大きな違いをもたらす可能性があります。

3.2. マクロ構造分析

AFSとCf/AFSのマクロ的な細孔形態と細孔径の違いを調べるために、2種類のサンドイッチ構造を実験室条件下で発泡温度620℃、15分間で作製した。AFSとCf/AFSのマクロ構造とセルサイズ分布を図に示す。図62つのサンドイッチ構造サンプルの垂直断面を比較すると、Cf/AFSフォームのセルが細かく、セルの破裂や融合などの欠陥が少ないことがわかります（図6（b））。逆に、図6(a)AFSは、一部の異常に大きな気孔が存在し、気孔の均一性が不良であることが示されています。一方、AFSとCf/AFSの等価気孔径はそれぞれ2.9 ± 0.2 mmと1.9 ± 0.1 mmであり、Cfの添加によって気孔径がさらに微細化されたことを示唆しています（図6(c)と(d)）。

細孔構造の進化は、TiH2の分解と泡の融合および破裂という2つの競合メカニズムの影響を受けます。 TiH2の分解は、核生成数、多孔度、および膨張率の増加に寄与し、一方で気泡の融合および破裂は、気孔数を減少させ、気孔の直径を増加させます。気泡の融合および破裂イベントの減少は、より良好な細胞構造を得ることに寄与します。したがって、発泡プロセス中に細孔構造の均一性を維持するには、泡の高い安定性が必要です。 Cf / AFSの場合、Cfを添加すると、繊維とアルミニウム溶融物の濡れ性が大幅に向上します。溶融発泡法で製造された報告されているCf強化アルミニウムフォーム[44]と同様に、Cfの添加は、細胞壁の破壊を防ぎ、凝集を減らすことでアルミニウムフォームを安定化させます。一方、Cf は細胞壁に網目状の構造を作り出し、分離力を発生させて気泡の破裂を防ぎ、細胞構造、泡の安定性、細孔分布の均一性を向上させます。

3.3. 微細構造特性

図7(a)図は、AFS発泡後のセル壁の微細構造を示している。AlSi6Cu4Mg4合金発泡体で報告されているように、共晶Al-Si、Mg2Si、Al2Cu、およびAl5Cu2Mg8Si6が合金中に存在しており、これはEDS分析から得られた結果と一致している。図7(b)これらの脆性相は、気孔壁を弱めたり、変形中に亀裂の発生源として作用したりすることで、アルミニウムフォームの機械的特性を低下させます。したがって、強化相の添加によって気孔壁の機械的特性を向上させることは、実行可能かつ効果的な戦略です。

Cf/AFSの場合、図7(c) および（d）Cfはセル壁の内側またはセル壁の縁に分布しており、Cfはアルミニウム溶融物との濡れ性に優れていることが示されています。さらに、（図7(d)）は、繊維とアルミニウム溶融塩の界面に微量のAl2Cu析出相が形成されることを示しています。この現象は、繊維とマトリックス間の強固な結合の形成に寄与します。この拡散反応の進行は、図で直感的に観察できます。図4(a)～(c)析出相は炭素繊維を完全に取り囲んでいるわけではなく、その分布状態と量はCf/AFSにとって有益であることに注意してください。LvらによるCf強化アルミニウムマトリックス複合材料の研究に基づき、適切な量の析出相が界面接着強度に影響を与え、それを制御できることが実証されています。

図6.代表サンプルの垂直断面（a）AFS、（b）Cf/AFS。（a）および（b）に対応する等価直径対面積分率プロットは、それぞれ（c）および（d）に示されている。（c）および（d）の実線は対数正規分布の近似値を表す。回帰係数（R2）は適合度を表す。

図7.SEM画像（a）および（b）は、図6（a）AFSと図6（b）Cf/AFS、さらに、図7(b)と(d)は局所的な拡大を示す。図7それぞれ(a)と(c)。

3.4. CfによるAl–Si–Mg–Cuフォームの安定化機構

上記の分析に基づいて、Cf/AFSとAFSの発泡機構の概略図を以下にまとめる。図8Cf/AFSとAFSの間には、核形成段階、気泡成長段階、合体段階、そして徐々に固化する段階において大きな違いがあり、図に示されています。図8(a)と(b)。

図８．Cf/AFS および AFS の発泡挙動の模式図: (a) Cf/AFS、および (b) AFS。

AlSi6Cu4Mg4合金フォームの核生成段階において、気泡はTiH2粒子の位置ではなく、銅粒子を取り囲む液体四元共晶内で核生成する傾向があります。前駆体の最も弱い領域におけるこのタイプの核生成（タイプII核生成）は、TiH2分解によって放出されたガスの逃がし経路を増やし、ガスの蓄積を回避し、アルミニウム溶融物における亀裂の伝播を防ぎます。銅コーティングされた炭素繊維を添加すると、明らかにH2放出経路がさらに増加し​​ます。しかし、この段階ではアルミニウム溶融物に十分な液体分率がないため、このような小さな気泡が成長し続けるのに十分なH2源を得ることは困難です。その結果、これらの小さな気泡は温度上昇とともに溶融物内で破裂します。前駆体が完全に溶融すると、TiH2の激しい脱水素反応によって放出されたH2は、核生成点に基づいて核生成し、急速に成長します。 Cfは、気泡生成のための不均一な核生成サイトを多数提供し、核生成速度を大幅に向上させます。同時に、Cfの存在は一次気泡の接触と合体を効果的に抑制し、異常に巨大な気泡の形成を回避します。

気泡の成長・合体段階において、Cfの添加は泡の安定性を大幅に向上させます。これは、Cfとアルミニウム溶融塩の濡れ性が良好で、繊維が容易に二つの気液界面の間に捕捉され、ネットワーク構造を形成するためです（図1）。図7(c)液膜が薄くなると、繊維が分離圧を発生し、プラトー境界からの吸引に抵抗することで液膜の破裂を防止します。そのため、Cf/AFSはAFSに比べて発泡時間が長くなり、泡の成長過程において細孔構造の均一性を維持できる高い安定性が求められます。

緩やかな凝固段階において、Cf/AFS中の気泡はもはや成長せず、繊維は細胞壁に埋め込まれます（赤い点線で囲まれた部分）。この繊維の保持により、オストワルド熟成で見られるような小さな気泡が大きな気泡に吸収されることが防止され、凝固膨張による細胞壁の破壊も抑制されます。その結果、Cf/AFSはAFSと比較してより均質な細孔構造を示し、細孔欠陥が少なくなります。

3.5. 機械的性質

ほぼ同じ気孔率（それぞれ83.2%と81.4%）のCf/AFSとAFSの圧縮応力-ひずみ曲線を図に示す。図9(a)圧縮応力-ひずみ曲線は、線形弾性領域、プラトー領域、および緻密化領域からなる明確な3段階の特性を示しています。AFSとCf/AFSの圧縮降伏強度はそれぞれ8.44 MPaと11.87 MPaでした。Cf/AFSの圧縮降伏強度はAFSと比較して40.6%向上しました。一方、図に示すように、同じひずみにおいてCf/AFSのエネルギー吸収能力はAFSよりも優れています。図9(b)AFSとCf/AFSのエネルギー吸収能力はそれぞれ約3.3 MJ/m3と6.1 MJ/m3です。Cf/AFSのエネルギー吸収能力はAFSと比較して84.8%向上しています。

図9.Cf/AFS と AFS の圧縮応力-列曲線とエネルギー吸収容量曲線: (a) 圧縮応力-列曲線、(b) エネルギー吸収容量曲線。

Cfの配合により、フォームコアの機械的特性が大幅に向上しました。アルミフォームは、気孔構造とストラットの機械的特性に密接に関係しています。マクロ構造分析により、Cf の添加により気孔サイズが微細化され、気孔分布が改善され、気孔欠陥が減少することが示されました。Sasikumar らおよび Yangetal の調査結果と同様に、小さな気孔径と狭い気孔分布は、圧縮強度とエネルギー吸収効率を高めるのに効果的です。さらに、フォームの機械的特性に対するミクロ構造の影響は、主にフォームの気孔壁に埋め込まれた Cf によるものです。アルミニウムマトリックス内の炭素繊維の銅コーティングの拡散と溶解により、繊維とアルミニウムマトリックス間の界面結合が強固になり、荷重伝達に寄与します。気孔壁にステープル留めされた高弾性率炭素繊維は、圧縮荷重下での気孔壁の変形を制限し、耐荷重性を向上させることができます。これらのすべての要因により、Cf/AFS は AFS と比較して高い降伏強度とエネルギー吸収能力を実現します。

4. 結論

本研究では、Cf/AFSおよびAFSをパッキングロール粉末冶金法で作製した。Cf/AFSおよびAFSの発泡挙動をシンクロトロン放射光を用いて動的に観察した。

Cfが気泡の核生成および成長に及ぼす影響を調査した。さらに、Cfがアルミニウムフォームの気孔形態、気孔分布、および圧縮特性に及ぼす影響を徹底的に分析した。主な結論は以下のとおりである。

（１）シンクロトロン放射のその場観察により、Cf/AFSとAFSの発泡プロセスはともに、気泡核生成、気泡の成長と融合、そして凝固という3つの異なる段階を経ることが明らかになった。

AFSと比較して、Cf/AFSの発泡プロセスはより高い安定性と気泡均一性を示します。AFSは気孔形成過程において、異常に大きく粗い気孔を形成しやすい傾向があります。さらに、この差異はCfの不均一核形成効果によるもので、気泡壁の破裂を防ぎ、合体を低減すると同時に核形成速度を高めます。

（2）Cfを0.5重量％添加すると、等価細孔径が2.9±0.2mmから1.9±0.1mmに微細化し、粗大細孔欠陥が大幅に減少します。同時に、Cfの微細構造は良好な濡れ性を示し、細孔壁および気固界面に沿って分布することで泡の安定性が向上します。

（3）AFSと比較して、Cf/AFSの圧縮降伏強度およびエネルギー吸収容量はそれぞれ約40.6%および84.8%向上しました。本研究の知見は、自動車産業や航空宇宙産業における工学応用の可能性を秘めた、冶金接合界面を有するアルミニウムフォームサンドイッチパネルの補強に関するアイデアを提供するものです。

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