積層造形におけるチタン合金の柱状結晶から等軸結晶への遷移と結晶粒微細化の促進

積層造形におけるチタン合金の柱状結晶から等軸結晶への遷移と結晶粒微細化の促進
出典: マテリアルピープル

金属積層造形、特にチタン合金の場合、柱状粒子の形成は機械的特性の異方性につながる可能性があるため、常に回避することが望ましいです。そのため、柱状結晶から等軸結晶(CET)への進化を促進し、結晶粒が微細化され等方性の特性を持つ等軸結晶を得ることが大きな注目を集めています。等軸結晶は主に、温度勾配 (G)、S/L 界面成長速度 (R)、冷却速度などのプロセスパラメータを調整することによって得られます。また、合金の組成も等軸結晶の形成に影響を与える主な要因です。

CET が発生するためには、柱状前面の前に過冷却液体が存在し、等軸粒子の大部分が核形成するか、分離された固体破片または未溶融粉末が生き残って成長できるようにする必要があります。過冷却(ΔTCS)溶質がΔTCSを生成する速度は成長制限因子Qによって決定され、Q値が大きい溶質はΔTCSを急速に生成し、効果的な結晶粒微細化を実現できる成長制限溶質であると考えられます。 Ti-6Al-4V の Al および V 溶質は ΔTCS を提供しません (Ti では Al および V 溶質の Q 値は無視できます)。そのため、Ti-6Al-4V が AM 中に CET を達成することは困難です。

最近、クイーンズランド大学の MJ Bermingham (筆頭著者および責任著者) が Acta Materialia に「付加製造中のチタン合金の柱状結晶から等軸結晶への遷移と結晶粒微細化の促進」と題する記事を発表しました。研究者らは、ワイヤベースの積層造形中の凝固の熱力学的条件を特徴づけ、合金組成が等軸粒子形成に及ぼす役割を調査しました(β-TiはLa2O3内で核生成し、大幅な微細化と等軸粒子形成を実現します)。熱環境は動的であるため、等軸粒子の形成は、部品が過冷却されるほど温度勾配が十分に低下した場合にのみ達成できます。

【写真ガイド】
図1 実験装置と概略図


(A) 高温計はリアルタイムの冷却速度(Y軸に沿った堆積)を測定するために使用され、カメラはYZ平面でのプロセスを観察するために使用されます。
(B) 堆積速度 400 mm/分の例。光学画像と後方散乱 SEM 画像により、平均温度勾配 G がどのように決定されるかを示します。

図2 凝固中の熱力学測定

(A) Ti-6Al-4V 冷却速度、堆積速度 50-400 mm/分
(B) 100 mm/分の冷却速度、3つの時間間隔
(C) 凝固曲線

図3 冷却速度曲線
Ti-6Al-4V、Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr、Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr + La2O3の凝固中に堆積終了時に収集された典型的な冷却曲線

図4 熱力学的条件下で堆積したTi合金の微細構造

(AC) Ti-6Al-4V、Ti-3Al-6Cr-4Mo-4Zr、およびTi-3Al-6Cr-4Mo-4Zr + La2O3の微細構造
(D) 平均粒径堆積速度50 mm/分

図5 堆積前後のLa2O3のサイズと分布
(A) 堆積前のLa2O3の後方散乱SEM画像
(B) 堆積プロセス中に、粒子の形状はより球形になり、サイズは減少します。
(C) 堆積後のLa2O3粒子サイズ分布
(D) Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr内の異なる層に分布するLa2O3粒子の面積率

図6 Ti-6Al-4V溶融池内の温度分布
(A) と (B) は、Bai らの解析に基づいて開発された Ti-6Al-4V 積層造形用の熱伝達モデルであり、D は動的温度勾配​​の新しい実験データです。

図7 異なる時間間隔でのAM凝固中に適用される相互依存モデルの原理

t1 ΔTN=0℃、ΔTCSまたは液体への溶質拡散なし
t2 エピタキシャル成長が少量で、Gが急峻でΔTCSがなく、近くの粒子が活性化されない
t3 Gは減少し続け、ΔTCS < ΔTNとなり、小さな過冷却領域が存在する。
t4付近には核形成粒子はなく、柱状成長は
t5 等軸結晶粒の形成

図8 粒径-Q曲線
Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Z中のLa2O3ペアの存在により、溶質効果のみで達成可能な粒径を超えて粒径が減少する。

出典: マテリアルピープル

製造、プロセス、進捗、プロモーション、チタン合金

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