沈航教授と楊光教授のトップジャーナル | WAAM-LDM複合積層造形法で製造されたTi-6Al-4Vの微細構造の進化と破壊挙動

出典: 神航添加物著者: 周思宇、張建飛

1. 研究の意義と目的<br /> 代表的な 2 つの積層造形 (AM) 技術であるワイヤアーク積層造形 (WAAM) とレーザー堆積造形 (LDM) には、それぞれ独自の利点があります。 WAAM プロセスには、高い成形効率と高い材料利用率という利点があり、LDM プロセスには、高い製品の機械的特性と高い表面精度という利点があります。したがって、本論文では、大型で複雑なチタン合金構造部品の効率的かつ高精度な生産という目標を達成するために、WAAM プロセスと LDM プロセスの利点を組み合わせ、Ti-6Al-4V 構造部品を製造するための WAAM-LDM 法を提案します。大規模で複雑な構造は 2 つの部分に分かれており、単純な構造機能は WAAM 技術を使用して生成され、複雑な構造または小さな機能は LDM 技術を使用して実現できます。 2 つのプロセスのインターフェースにおける微細構造の進化とそれが機械的特性に与える影響が詳細に調査され、大型で複雑なチタン合金構造部品の複合付加製造に関する新しいアイデアが得られました。図1は、WAAMとLDMの堆積方向が平行（H-WAAM-LDM）と垂直（V-WAAM-LDM）の2つのケースの概略図、モデル、実際の写真、サンプル位置、引張試験片のサイズを示しています。

図1. (a) H-WAAM-LDM、(b) V-WAAM-LDM、(c) モデルと実際の画像、(d) 引張試験片の採取位置とサイズ
2. 結果
2.1. WAAM-LDMサンプルのマクロ構造

WAAM-LDM によって準備された Ti-6Al-4V サンプルは、アークゾーン (WAAM ゾーン)、熱影響ゾーン (Heat Affected Zone)、再溶融ゾーン (Remelting Zone)、およびレーザーゾーン (LDM ゾーン) の 4 つの典型的なゾーンで構成されています。 β柱状結晶はWAAM領域とLDM領域でエピタキシャル成長します。図2(a)に示すように、H-WAAM-LDMサンプルのWAAM領域の柱状結晶サイズ(約2mm)は、LDM領域の柱状結晶サイズ(0.86-1.45mm)よりも大きくなっています。図2(b)は、V-WAAM-LDMサンプルの界面のマクロ構造を示しています。H-WAAM-LDMサンプルと比較すると、V-WAAM-LDMサンプルのWAAM領域とLDM領域の柱状結晶は互いに垂直になっています。

図2. Ti-6Al-4Vサンプルのマクロ構造 (a) H-WAAM-LDMサンプル、(b) V-WAAM-LDMサンプル
2.2. WAAM-LDMサンプルの微細構造図3は、WAAM-LDMサンプルの4つの典型的な領域の微細構造を示しています。 WAAM ゾーンの微細構造は、主に平行な α ラティスの粗い束で構成されています。 WAAM ゾーンと比較すると、HAZ の α クラスターの幅はわずかに狭くなり、多数のバスケット構造が点在しています。 RZ が微細なバスケット構造と針状の α 相で満たされていることは注目に値します。 LDM ゾーンの微細構造は RZ のものと似ていますが、α ラスの厚さがわずかに増加しています。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. WAAM-LDMサンプルの微細構造、(c) WAAMゾーン、(d) HAZ、(e) RZ、(f) LDMゾーン
EBSDの結果は、図4(a)(b)に示すように、接合領域付近のH-WAAM-LDMおよびV-WAAM-LDMサンプルの微細構造を示しています。界面には明らかな成層化現象が見られ、レーザーの作用により、WAAM 領域の大面積ラメラ構造が LDM 領域で微細バスケットネット構造に変化し、α ラティスの厚さが徐々に減少します。異なる領域における粒子の全体的な配向は大きく異なり、LDM 領域の α ラティスの配向は WAAM 領域のそれよりもランダムです。

図4. 接合部付近のEBSD像（a）H-WAAM-LDM、（b）V-WAAM-LDM
Ti-6Al-4VサンプルのWAAM、RZ、LDM領域のαラスのTEM結果を図5に示します。 α 相は典型的なラス状態であり、境界相は β 相です。 WAAM、RZ、LDM 領域の α スラブの厚さは、それぞれ約 1.3 μm、0.8 μm、1.0 μm です。 WAAM領域と比較して、RZ領域とLDM領域にはより多くの転位線（DL）と転位の絡み合い（DT）があり、図5（b）のα相とβ相の電子回折スポットのバーガース方位関係はα（1-100）//β（1-11）です。

図 5. TEM 画像と対応する電子回折スポット (a) WAAM 領域、(b) RZ、(c) LDM 領域図 6 は高解像度 TEM と対応するフーリエ変換を示しており、RZ 内の転位配列と双晶構造も示されています。図6(b)では厚さ0.248 nmの双晶が観察され、図6(c)の電子回折スポットでは双晶モードが(1-211)型双晶であることが確認された。図6(d)-(f)から、双晶境界の両側の転位密度が異なることがわかります。LDM領域の転位密度はWAAM領域の転位密度よりも大幅に高く、LDM領域の面間隔は約0.2101 nmと小さくなっています。

図 6. RZ の高解像度 TEM 画像 (a) 双晶の微細構造、(b) 双晶の格子像、(c) 双晶の回折スポット、(d) 図 (a) の結晶面特性、(e) ～ (f) はそれぞれ図 (d) の LDM 領域と WAAM 領域の結晶面特性です。
2.3. WAAM-LDMサンプルの機械的特性図7は、WAAM-LDMサンプルとWAAM、LDM、鋳造および鍛造サンプルの室温での機械的特性の統計図です。サンプル HL および VL の機械的特性は WAAM サンプルと類似しており、最大 UTS は 912 ± 24 MPa、最大 YS は 830 ± 16 MPa であり、鋳造サンプルよりも強度が高く、LDM サンプルよりもわずかに低い値となっています。 HT 試験片と VT 試験片の強度は鋳造試験片よりも高く、WAAM 試験片と LDM 試験片の間では、UTS と YS がそれぞれ 942 ± 19 MPa と 866 ± 20 MPa と最高値を示しました。また、4つの試験片の伸びは10%を超えていることがわかります。
図7. WAAM-LDM、WAAM、LDM、鋳造および鍛造サンプルの機械的性質3. 考察
3.1. WAAM-LDMサンプルのマクロ構造形成メカニズム H-WAAM-LDMサンプルの場合、レーザーはWAAMによって形成された柱状結晶を再溶融し、元の粒界に沿ってエピタキシャル成長します。同じ方向に堆積すると、β 柱状粒子の成長方向も同じになります。 V-WAAM-LDM サンプルの場合、WAAM ゾーンの横方向の柱状粒界はレーザーの作用により再溶解され、LDM プロセス中に粒界の核生成サイトになります。温度勾配によって、β相の核は<100>方向に沿って優先的に成長します。したがって、WAAM 領域と LDM 領域の柱状結晶は互いに垂直になります。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8. β柱状結晶形成の模式図 (a) H-WAAM-LDM; (b) V-WAAM-LDMサンプル 3.2. WAAM-LDMサンプルの微細構造形成メカニズム
RZ 相変態プロセスを図 9 に示します。温度が Tβ を超えると、微細構造全体が α+β 相から高温 β 相に変態します。非常に高い冷却速度により、図9(e)に示すように、点eにマルテンサイトα'が形成されます。 2 番目の LDM 層の影響により、RZ の温度は Tβ には達しませんが、マルテンサイト α' の分解温度を超え、不安定なマルテンサイト α' はその場で分解して α+β 相に変態します。したがって、点 e では少量のマルテンサイト α' のみが観察されます。その後の熱サイクルの作用により、構造が粗くなり、点 g で観察される α ラスの厚さは点 e で観察される厚さよりもわずかに広くなります。

図 9. RZ における熱サイクルと微細構造の進化の概略図 3.3. 機械的特性分析一方では、WAAM プロセス中の比較的低い冷却速度とそれに続く熱サイクルにより、α バンドルが粗くなります。α バンドルのサイズは、有効スリップ長に影響を与えて UTS を決定します。一般的に、α バンドルのサイズは UTS に反比例します。一方、WAAM 領域の粗い αGB もサンプルの機械的特性を低下させます。 LDM領域では、優れたクリープ耐性と高温性能を備えたバスケット構造がβ粒子全体を満たし、LDM領域の滑り変形に対する抵抗力を向上させることができます。しかし、針状α相の転位密度は比較的高いため、LDMサンプルの伸びは低くなります。 HT および VT サンプルの伸びは HL サンプルと比較してわずかに減少しました。一方、HT と VT は不均一なサンプルであり、ひずみの不均一性により伸びが減少します。一方、レーザー処理下での針状α相の出現は、サンプルの伸びの減少につながります。

3.4. 破壊挙動解析

H-WAAM-LDM サンプルの WAAM ゾーンにおける α 束状化が大きいほど、すべり長さが増加し、その結果 YS が減少し、亀裂成長抵抗は YS に比例します。さらに、引張サンプルの端の β 粒子は不完全であり、粒子内部の露出した α ラスにより、WAAM ゾーンの端から亀裂が発生し、最終的にサンプル全体に浸透します。柱状β粒界に垂直な荷重はαGBの早期破壊を促進し、材料が破壊する際の自然な破壊経路となります。したがって、引張荷重が粒界に対して垂直である場合、αGB は粒界破壊を起こしやすく、隣接する β 柱状粒子が分離することになります。図10は、サンプルHTの内部柱状結晶粒成長図、亀裂部の微細構造、および亀裂伸展の模式図を示しています。図10(b)に示すように、亀裂は常にバスケットウィーブ構造に沿って進みます。バスケットウィーブ構造のα相は複数の結晶方位を持っているため、隣接する結晶粒の結晶方位が異なると、亀裂の先端が粒界で曲がり、亀裂は「Z」字型に進みます。

図10. (a) HTサンプルの柱状結晶の模式図、(b) 亀裂部の微細構造、(c) 亀裂進展の模式図4. 主な結論

1) WAAM-LDMプロセスで作成されたTi-6Al-4Vサンプルの接合領域は、明らかな欠陥がなく、良好に接合されています。

2) WAAM ゾーンと HAZ は粗い α 束が優勢であるのに対し、LDM ゾーンと RZ は針状の α 相が点在する細かいバスケット織り構造が優勢です。

3) 微細針状α相の存在により、接合部の強度はWAAM部よりも高くなり、すべてのサンプルの機械的特性は鋳造品のそれを上回ります。粗大なクラスター構造とαGBにより、WAAM領域が破壊の開始点となり、亀裂は常にバスケットウィーブ構造に沿って広がります。

4) αラスの微細化と多数の転位により、RZゾーンとLDMゾーンのマイクロ硬度が増加し、最高の平均マイクロ硬度は393.4 HV0.2に達します。

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