ロシアとオーストラリアの3大学の共同発表 | 選択的レーザー溶融法で製造されたアルミニウム合金の機械的挙動に対する結晶粒形状と組織の影響

出典: Additive Manufacturing Master and Doctor Alliance

機械的特性の向上により潜在的な用途の範囲が広がる一方で、最終的な材料特性に重要な役割を果たす、積層造形されたアルミニウム合金の微細構造は十分に理解されておらず、非常に変動しやすいものです。ロシア科学アカデミーの強度物理・材料科学研究所、トムスク国立大学、オーストラリアのニューサウスウェールズ大学の研究者らは、マイクロメカニカルシミュレーションを通じて、選択的レーザー溶融法（SLM）で製造されたアルミニウム合金の粒子形状と組織の影響に関する数値研究を実施しました。これらの材料の典型的な 3 次元粒子形態は、ステップバイステップスタッキング (SSP) 法によって生成されました。選択的レーザー溶融プロセスに固有のランダムおよび立方テクスチャの柱状粒子の 2 つのモデルに対して、一軸張力下での結晶塑性の有限要素シミュレーションを実行します。計算結果の比較分析により、微視的な応力場とひずみ場の間には大きな違いがあることがわかります。立方組織の柱状粒子の存在により、溶融池内の応力とひずみの分布がより均一になり、微細等軸粒子の高い応力集中が軽減されます。

選択的レーザー溶融 (SLM) 技術では、高出力レーザービームが、事前に定義されたレーザー経路に沿って基板上の金属粉末を局所的に溶融します。溶融金属は急速に固化し、その表面は新たな粉末の層で再コーティングされます。これらの手順を繰り返して、部品を層ごとに作成します。 SLM の微細構造は微細なハニカム状の樹枝状構造を示し、数百ナノメートルの α-Al 樹枝状結晶が薄い共晶層に完全に包まれています (図 1c)。シリコン粒子の含有量が多いため、共晶層は塑性変形を受けにくく、転位の移動の障壁になります。 SLM 合金の機械的特性を改善するには、共晶層を破壊し、シリコン粒子の分布をより均一にするために熱処理する必要があります。
図 1 異なる空間スケールでの SLM AlSi10Mg 合金の階層的微細構造: a) FSE 画像、b) EBSD 画像、c) ハニカム樹枝状サブ構造、d) 溶融池内のシリコン分布の EDS 画像。SLM Al-Si 合金の粒度スケールでは、より複雑な構造が観察され、各溶融池に 2 つの異なる粒形態が形成されています。溶融池の中央部分は細長い柱状の粒子で構成されており、溶融池の境界部分は微細な等軸粒子で構成されています（図1b）。境界近傍領域の微細粒子は主にランダム配向を特徴としますが、柱状粒子の結晶配向は一連のプロセスパラメータによって強く影響されます。溶融池の境界に沿ってシリコンの高濃度が見られ、これがこれらの材料の複雑な変形挙動のもう一つの理由であると考えられます (図 1d)。公式アカウント「Additive Manufacturing Master and Doctor Alliance」をフォローして、付加製造の科学研究とエンジニアリングアプリケーションに焦点を当てた大量の付加材料を無料で入手しましょう。

積層造形には、スキャン方向（SD）、横方向（TD）、ビルド方向（BD）があります（図2）。図 2g は、SLM AlSi10Mg 合金の粒子形状に適合させるために使用される多結晶モデルを示しています。レーザービームが粉末層の選択された領域をスキャンすると、再溶融して固化した材料の長くて細い平行なトラックが作成されます。通常、SLM で製造されたアルミニウム合金は、トラック境界に直径 5 ～ 10 μm の等軸粒子を形成し、トラックの中央部分には粒子形状のアスペクト比が約 0.1 の放射状の柱状粒子が現れます。

図2 ランダム（ac）およびテクスチャ付き柱状粒子（df）の計算モデル：柱状粒子の逆極点図（IPF）（a、d）とTD（b、e）およびSD（c、f）の粒子構造、ならびに実験IP図（g）およびAlSi10Mg合金の実験的および計算された応力-ひずみ曲線（h）。実験粒子の形状を再現するために、SSPを使用してSLMアルミニウム合金の一般的な粒子モデルを構築しました。まず、180 × 250 × 180 グリッド上に、グリッドステップが 1 μm の 9749 個の粒子を含む周期構造が生成されました。図 2g に示すスキャンパターンに従って 3 つの粒子層が確立され、各層は溶融池の高さに対応します。穀物の種子はレーザートラックの仮想境界に沿って散布されます。すべての粒子の成長は同じ成長法則に従います。つまり、n 番目の結晶核の形状は次のようになります。
ここで、xiとxi(n)はそれぞれ任意の単位胞とn番目の核の座標を表し、すべての核のRはSSP生成の各ステップでΔrずつ増加します。次の粒子層の成長を継続するために、前の粒子層の一部が除去され、現在の溶融池領域との重なりがなくなり、材料の再溶融がシミュレートされます。各溶融プール内のすべての粒子は同じように成長しますが、上部境界付近に位置する粒子とは異なり、散乱領域内の粒子は成長するためのスペースが限られています。 SSP 生成プロセス中、境界領域を占める粒子は徐々に溶融プール領域を埋め尽くし、実験で観察されたものと同様の細長い柱状の粒子を形成します (図 2g)。

テクスチャ効果を調べるために、図 2b～c、e～f の逆極点図 (IPF) の色で示されるように、溶融池内で同じ粒子形態だが結晶方位が異なる柱状粒子モデルに対して 2 セットの計算が実行されました。実験データによると、2 つのモデルの柱状粒子は、それぞれランダムな配向 (図 2a-c) とテクスチャ (図 2d-f) の特性を持っています。どちらの場合も、微細等軸粒子は同じ方向を向いています。

粒子の構成挙動は、小さなひずみに基づく結晶塑性モデルに基づいて記述されます。結晶塑性シミュレーションにおける難しい問題は、せん断抵抗を記述し、強化メカニズムを適切に考慮することです。本論文では、計算コストと実験コストを削減するために、現象論的モデルを使用して臨界分離せん断応力 (CRSS) を記述します。鋳造 AlSi10Mg 合金と SLM AlSi10Mg 合金の共通の特徴は、降伏強度がデンドライト下部構造に依存することです。デンドライトセルの直径が小さいほど、降伏強度は高くなります。したがって、0.4～1μmのデンドライトを持つSLMアルミニウム合金の降伏強度は、鋳造合金に比べてはるかに高くなります。これに基づいて、SLM アルミニウム多結晶のせん断抵抗が計算されます。
ここで、τ0(α)は単結晶のCRSS値である。 2 番目の項は粒界強化に関する Hall-Petch 関係式であり、各粒子の粒径 D が個別に計算されます。 3番目の項は、合金中の共晶ネットワークの存在によるτcrss値の増加である。樹状突起ユニットの平均サイズです。この論文のSLM材料の場合、フィッティング定数k2はゼロではありません。 4 番目の項は、相当塑性ひずみの関数としてひずみ硬化を表します。
ここで、a1、a2、b1、b2は実験的な応力-ひずみ曲線に基づいて選択されます。鋳造モデルとSLMモデルの均質化された応力-ひずみ曲線と対応する実験データの比較を図2hに示します。 <σ> は多結晶モデルのすべての積分点における平均フォンミーゼス応力であり、ε は工学ひずみです。この研究では、SLMアルミニウム合金に発生するハニカム樹枝状下部構造の影響を考慮しないように、およびのパラメータが選択されています。研究によると、アニーリングによりデンドライト構造が消失しますが、SLM 処理に固有の粒子構造とテクスチャにはわずかな変化しか見られません。

この研究では、SLM 粒子構造に TD 方向に沿って引張荷重を加えました。 2 つのモデルの平均応答はわずかに異なりますが、粒子スケールで形成される応力パターンは大きく異なります。どちらの計算でも、荷重の弾性段階では応力場はすでにかなり不均一になっています (図 3a、b)。溶融池境界付近と溶融池内部には 2 つの異なる応力モードが形成され、それぞれ等軸粒と柱状粒の存在に関連しています。立方体テクスチャの柱状粒子の領域では、応力は平均応力値よりも大幅に低く、ランダムに配向した柱状粒子で形成される応力よりもさらに低くなります (図 3a)。

局所的な応力集中は粒界で発生します。つまり、粒の配向の差が大きいほど、境界付近の領域で発生する応力が大きくなります。図 2e、f に示すように、IPF を TD に投影すると、下部溶融プールの左側にある柱状粒子は白く表示されます。IPF を SD に投影すると、粒子はピンク色に表示されます。これにより、結晶粒の境界に明らかな応力集中が生じます (図 3d)。しかし、ランダム配向した結晶粒の境界付近にも多くの応力集中領域が観察された（図3a、c、e）。密接な配向を持つテクスチャ粒子は、より均一な応力分布を示します (図 3b)。

2 つのモデルでは等軸粒プールの境界領域は同じ方向を向いていますが、同じ粒が受ける応力は大きく異なり、これは柱状粒の方向の影響によるものと考えられます。テクスチャ粒子は加えられた荷重に耐える能力が低いため、隣接する等軸粒子領域の応力が部分的に減少し、高い応力集中を受ける粒子の部分が減ります。公式アカウント「Additive Manufacturing Master and Doctor Alliance」をフォローして、付加製造の科学研究とエンジニアリングアプリケーションに焦点を当てた大量の付加材料を無料で入手しましょう。

図3 引張ひずみが0.1% (a、b)および5% (cf)のときのランダム粒子(a、c、e)およびテクスチャ付き柱状粒子(b、d、f)を持つSLMアルミニウムモデルの表面(ad)および中央部分(e、f)の等価応力場。図3c-fは、引張ひずみが5%のときのSLMモデルの表面と中央部分の等価応力分布を示しています。どちらの場合も、表面の粒子と比較して中央部分に高い応力が発生します。 SLM アルミニウム合金は複合構造として考えることができ、各溶融プールは特定の構造要素とみなされ、より硬い微粒子層によって他の要素から分離されます。これは、モデルの側面に形成された変形によって引き起こされる表面形態と一致しています (図 4d)。どちらの場合も、溶融池の中央部分はテクスチャのある柱状粒子によって特徴付けられます。溶融池は個別の構造要素であるため、互いに対して移動する傾向があります。したがって、溶融プールの境界は、変形の初期段階ですでに表面にはっきりと見えており（図 4a）、さらに荷重をかけるとさらに明らかになります（図 4b-c）。

図4 15%（a）および20%の一軸圧縮（b、c）を受けたSLM AlSi10Mg合金の実験表面画像、および5%の引張ひずみを受けた立方体テクスチャ柱状粒子モデルの表面パターン（d）。応力解析結果と一致して、ランダム配向柱状粒子モデルとテクスチャ柱状粒子モデルの等価塑性ひずみ場には明らかな違いが見られます（図5）。ランダム配向モデルの塑性ひずみは極めて不均一であり、自由表面上の局所ひずみが最大になります。テクスチャ化された柱状粒子は、表面と中央の両方でより均一な塑性ひずみを示します。
破壊を考慮すると、溶融池の境界領域における塑性ひずみ分布を解析することが特に重要です。 SLM Al-Si 合金の溶融池境界に沿った高シリコン含有量 (図 1d) は、粒子の変形能力を大幅に低下させる可能性があり、これらの領域が微小亀裂の核生成源になる可能性があります。どちらのモデルでも、溶融プールの境界に沿って高塑性ひずみの拡張領域が形成され (図 5 の破線領域)、隣接する溶融プールの間に強く変形した材料の層が形成されます (図 4c)。いくつかの柱状結晶粒は同様の塑性変形を示しますが（図5）、その塑性変形能力は低く、溶融池境界領域に亀裂核が形成される可能性が高くなります。同じ引張度では、ランダム配向した柱状結晶粒に隣接する微細結晶粒は、立方組織領域に位置する結晶粒よりも高い塑性ひずみを蓄積するため（図5a-d）、最初の微小亀裂が発生しやすくなります。

図5 引張ひずみが5%のときのランダム粒子(a、c)とテクスチャ化された柱状粒子(b、d)を持つSLMアルミニウムモデルの表面(a、b)と中央部分(c、d)の等価塑性ひずみ分布。関連する結果は、「積層造形アルミニウム合金の粒度スケールの機械的挙動に対する粒子形状と結晶学的テクスチャの影響」というタイトルで、国際的に有名な積層造形ジャーナルAdditive Manufacturingに掲載されました。

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