Acta Materialia Review: 積層造形金属の破壊と疲労 (パート 4)

Acta Materialia Review: 積層造形金属の破壊と疲労 (パート 4)
7.1. 定常FCG特性

ほとんどの金属および合金の疲労亀裂成長挙動は、広く使用されているパリの関係 da/dN = C∆Km で説明されます。ここで、da/dN は荷重サイクルあたりの亀裂長さの増分、∆k は周期的応力集中係数の範囲、m (FCG 速度指数) および C (FCG 速度係数) は材料特性定数です。熱処理された AM 合金の定常 FCG 挙動は、一般に、鍛造または鋳造された合金の挙動と同様であることがわかっています。これは、定常状態の FCG 率が微細構造にそれほど敏感ではないために予想されることです。m は、微細構造の特徴などの局所的な影響に関する情報を必ずしも反映しないグローバル メトリックです。ただし、LB-PBF、EB-PBF、LB-DED Ti6Al4V などの AB 状態の合金は、一般的に FCG 率が高くなります。これは主に、C がより高い値にシフトするためです。これは、部分的には、高い不均一な残留応力が存在するためです。引張残留応力は追加の亀裂駆動力を提供し、より高い R へのシフト、つまり、周期的に加えられる応力が一定のままである間に平均適用応力がシフトする結果となります。 Becker らによるこの研究[197]LB-PBF Ti6Al4Vの研究では、低R（<0.3）では高い残留応力によって非常に変動の大きい亀裂成長挙動が生じるが、高Rではそのような挙動は見られないということが示された。これは、R が低い場合、残留応力の影響が亀裂の駆動力、ひいては FCG 挙動に影響を及ぼすのに十分であることを意味します。同様に、Kane et al. FGC 率は残留応力レベルと相関関係にあり、応力レベルが高いほど FCG が速くなることが報告されています。これにより、異方性動作が発生する可能性があります (セクション 4.3)。残留応力は印刷機、スキャン戦略、部品のサイズと方向に依存することが知られているため、AB 質別の AM 合金の FCG 挙動は、異なる機械や設定によって大きく異なる可能性があります。


図12. (a) 析出硬化熱処理後の17-4PH鋼の亀裂経路。位置1と位置2は、(b)位置1の微細構造、(c)位置2の微細構造を示しています。矢印は、主に δ-フェライトのせん断帯を示しています。δ-フェライトとマルテンサイト間の界面が弱いことと、δ-フェライトの塑性が低く脆いために、せん断帯が亀裂の伝播を加速します。

AM Ti6Al4V の FCG 挙動は最も広範囲に研究されてきました。 HIP、AN、DA 状態における FCG の動作は類似していました。ほとんどの場合、熱処理後の m 値は約 3.5 であり、これは鍛造材料の m 値とほぼ同じです。 AB 状態では、m˜ が 2.7 と比較的低いのは、微細な α′ が存在するためです (熱処理状態では α+β 構造です)。比較的脆いα′相では、亀裂は主に平行なαラス間を結晶粒を横切って伝播し、一次αラス境界でたわむ可能性があり、疲労亀裂成長速度が低下する[270]。 Leuders らによる研究結果結果は、欠陥に関連する局所的な応力集中が大きな追加の亀裂駆動力を与えないため、比較的低い多孔性を持つ LB-PBF Ti6Al4V の亀裂成長挙動に欠陥がほとんど影響を与えないことを示しています。これはPoulinらによる観察と一致しています。彼は、異なる多孔度レベル (0.1、0.3、および 2.1%) でのインコネル 625 の FCG 挙動を研究しました。前述のように、FCG 挙動は多孔度レベルによってわずかに影響を受けるだけですが、破壊靭性には大きな影響を及ぼします。


図12-1 異なる熱処理条件における17-4PHステンレス鋼の光学顕微鏡写真：（a）L-PBF H1025、（b）L-PBF CA-H900、および（c）変形CA-H900。

同様に、柱状のハニカム構造は、LB-PBF 17-4PH で強調されている析出硬化領域などの弱い界面につながる可能性があります。ノッチが確立方向に沿って針状である場合（図12）、亀裂は最初はモードIで伝播し、その後モードIIに変化します。この動作は、亀裂が柱状結晶粒界に沿って伝播する傾向があることを示しています。細長い粒界（ARIES）に沿ってδフェライトが存在し、弱い界面を形成することが、観察された亀裂経路の偏差の主な原因であると考えられます。

AM 合金の FCG 挙動に対するメソ構造の重要な役割は、溶融プール境界が微細な細胞状樹枝状微細構造から粗い細胞状樹枝状微細構造への変化を特徴とする Al-Si 合金で最も顕著です。さらに、各溶融池内の方向性凝固によりセル状の凝固構造が形成され、立方体材料の最も好ましい成長方向がテクスチャ化されます。これらのメソ構造の境界は、Ar 放射線によって高密度かつ脆い Si 粒子で装飾され、レーザー トラックに沿って亀裂が形成されます。したがって、レーザー トラックに対する亀裂伝播の相対方向は、FCG 速度を決定する重要な要素であり、図 13 に示すように、特定の方向の亀裂経路プロファイルが生成されます。同様に、LB-PBF Ti6Al4V の柱状 PBG 構造は、方向に依存する FCG 動作と関連しています。 AB 状態では、PBG はさまざまな程度の亀裂の曲がりを提供します。これは亀裂の閉鎖に影響しますが、これについては後で説明します。


図13 LB-PBF AlSi12の走査経路に沿った破面のSEM画像：（a）ZX方向と（b）XZ方向

7.2. 近臨界FCG特性

近臨界 FCG は合金の微細構造に非常に敏感であり、亀裂形状 (亀裂のたわみまたは分岐)、亀裂先端の遮蔽 (相変態、塑性または残留応力)、および環境誘発効果に関連する亀裂閉鎖メカニズムから生じる荷重条件に依存します。各荷重サイクル中、亀裂閉鎖と FCG 間の相互作用が回転し、接触する亀裂面が荷重の一部を吸収するため、駆動力が局所的に減少します。

AM 合金の閾値挙動はいくつかのパラメータで報告されており、多くの AM プロセス (特に AB 焼戻し) の微細な微細構造により FCG 閾値が比較的低くなりますが、鍛造または鋳造された対応品の FCG 閾値は比較的粗くなります。注目すべきは、粗さによって誘発される閉鎖効果が、AM で製造された金属で一般的に見られるメソ構造、たとえば Ti6Al4V の柱状 PBG 構造や、AlSi10Mg および Al12Si 合金の溶融プール構造に関連していることです。基礎となる微細構造の強い影響は、熱処理とそれに続く結晶粒成長によってその閾値挙動と異方性を改善できることを意味します。これは、FCG がほとんどの時間と生涯の一部をリージョン I で過ごすため、特に重要です。閾値付近の挙動の改善により、材料の欠陥や表面粗さに対する感度が直接的に高まり、疲労寿命が向上します。

AM 合金の固有のメソ構造の配向特有の性質は、測定された K_(Th) と閉鎖挙動の両方の観点から、領域 I にも顕著な異方性が存在することを意味します。したがって、引張特性とは異なり、AM 合金の閾値付近の FCG 挙動は通常、方向に依存します。通常は Z 方向と X または Y 方向のみが報告されますが、材料のメソ構造では、理想的には XY 平面と XZ または YZ 平面に垂直な 2 つの亀裂面と、Z 方向と X または Y 方向の 2 つの亀裂伝播方向を調べる必要があります。その結果、ZX、XY、XZ という 3 つの固有の方向が生まれます。最初の文字は亀裂面に垂直な方向を示し、2 番目の文字は亀裂伝播方向を示します。押し出しまたは圧延された材料と同様に、8 つの異なるバリエーションが可能ですが、一般的に使用される行ごとに回転する層ライン構築戦略により、X と Y の類似性が生まれ、結果として、固有の亀裂面と成長方向の組み合わせは 3 つだけになります。

7.2.1. チタン合金

AB条件下では、LB-PBF Ti6Al4VのK_(Th)値は低く（R>0.5の場合1.5〜1.8MPa√m）、これは溶接材料の値と似ており、これは微細針状αの微細構造に起因する[267]。対照的に、EB-PBF で測定された K_(Th) 値は、R>0.5 の場合に 2.7 ～ 3.4 MPa√m の範囲で大幅に高くなります。これは、EB-PbF 合金自体が AB 状態でより大きなラスサイズを持つ α+β 構造を持ち、このプロセスに固有の大幅に遅い冷却速度によるものです。熱処理後、EB-PbFおよびLB-PbF合金のK_(Th)値は、R>0.5の場合に3.1MPaPbF〜4.6MPaPbF·m〜(-1)√mに大幅に増加しました。 Zhaiら[266]は、熱処理されたEB-PBFおよびLB-DED材料が鍛造材料と同等の温度（3～4MPa√m）で熱処理されたことを報告した。


図14 LB-PBF Ti6Al4VのZX（エッジ）、XZ（垂直）、XY（平面）方向の亀裂プロファイル


図14-1 Ti-6Al-4Vチタン合金のL-PBF中の閾値付近の疲労き裂成長速度

閾値付近の FCG の異方性は AB 合金で最も顕著です。これを理解するには、K オーダー効果と閉鎖効果の両方を考慮する必要があります。ベッカーら[267]は、異方性は形態構造によって引き起こされると信じていた。 45° に配向された一次 α ラティスは、亀裂伝播の障害物として機能し、境界で亀裂の偏向と分岐を引き起こします。その結果、ZX 方向の粒内破壊面と粒内破壊面の比率が、XZ 平面や XY 平面の比率とは異なります。したがって、必要な亀裂駆動力は亀裂面によって異なります。これは、Xu 氏と Kumar 氏らの観察結果と一致しています。結果は、PBG 構造が LB-PBF Ti6Al4V 合金の閾値付近の疲労亀裂成長挙動に直接影響を及ぼし、亀裂の偏向がラス粒界に沿って発生し、β 相が粒界 α に沿って発生することを示しています (熱処理後)。このたわみにより、モード I の亀裂の駆動力が大幅に減少し、亀裂の伝播が完全に停止する可能性があります。これは、図14に示すように、柱状PBG構造と比較すると特に顕著です。場合によっては、PBG 境界に沿った優先的な亀裂経路、つまり亀裂面に対して垂直な経路が目に見えることがあり、その結果、開口亀裂 (モード I) の代わりにせん断亀裂 (モード II/III) が発生するというハイブリッドな破壊モードが発生します。

亀裂のたわみの程度も方向によって異なり、主に PBG 構造に依存する一次ラス形態の影響によります。 ZX 方向と XZ 方向に伝播する亀裂は、その前面で等軸 PBG 構造に遭遇しますが、XY 方向の亀裂は細長い PBG 構造に遭遇します。最終的な効果は、亀裂の痕跡の粗さの度合いが異なり、その結果、粗さによって引き起こされる閉鎖効果が異なります。 Macallisterら[270]の実験結果によると、DA熱処理によって二峰性構造が生成され、このメソ構造効果が排除され、亀裂閉鎖がPBG構造によって駆動されることが確認された。したがって、柱状の PBG 構造は、亀裂成長ダイナミクスに異方性をもたらすため、大きな欠点であると考えられます。


7.2.2 鋼

Riemerら4100は、316L鋼、17-4PH鋼、18Ni300鋼のFCG挙動を研究し、ABおよびSR条件下でのLB-PBF316Lの配向依存K_(Th)を報告し、XZ方向の閾値（9.1 mPa√m）はZX方向の閾値（9.9 mPa√m）よりもわずかに低いことを報告しました。この違いは亀裂の曲がり具合によるもので、柱状結晶粒（XZ）に沿った亀裂伝播では亀裂経路はより平坦で曲がりが少なくなりますが、ZX方向に沿った亀裂伝播では亀裂経路はより曲がりくねり、結果として混合破壊モードとなり、K_(Th)が低下します。熱間静水圧プレスにより得られる等軸結晶構造により、等方性亀裂成長性能は鍛造 316L と同等になります。 LB-PBF 316L とは異なり、18Ni300 は顕著な異方性を示さないようです。 R = 0.1 ~ 5.7M Pa√m のとき 2.5 であると報告されていますか? K th は対応する変形試験片の値（それぞれ2.5および5.6〜5.8 MPa√m）に近い。 Suryawanshi ら研究者らは、LB-PBF 18Ni300 で観察された異方性の欠如は、明確な結晶学的組織が存在せず、メソ構造が強度に及ぼす影響が無視できるほど小さいためであると判断した。注目すべきは、亀裂の曲がりのスケールが非常に小さく、亀裂のたわみの長さスケールが XZ 方向の凝固単位セルのサイズ約 0.5 μm と同程度であることです。このたわみは亀裂の伝播を妨げないため、粗さによる亀裂の閉鎖は K_(Th) の決定に重要な役割を果たしません。しかし、AM マルエージング鋼における R > 0.5 の閾値付近の挙動は十分に調査されていません。ハニカム構造とメソ構造の好みによって、異なる閉鎖効果が生じる可能性があります。

LB-PBF 材料と比較すると、BJP 316L は閾値付近の FCG 性能が優れています。これは、BJP プロセスによって生成される微細構造の特徴に、60° の配向ずれを持つ焼鈍双晶境界、δ フェライト相、高角粒界など、FCG に対する有効な障壁が豊富に含まれているためです。対照的に、LB-PBF 材料では、微細な凝固ハニカム構造が存在するため、転位の交差滑りが容易に塑性変形を補助することができます。さらに、柱状粒界の 50% が 5° 未満の方位偏差を持つため、LB-PBF 微細構造では疲労き裂の伝播を防ぐことが困難です。これと比較的小さい欠陥サイズの形状を組み合わせることで、後述するように、BJP 316L のノッチなし疲労性能が大幅に向上します。

7.2.3 ニッケル基高温合金

Ganeshらは、LB-DEDインコネル625の疲労き裂成長挙動に注目し、14および24MPa√mの低応力強度範囲∆Kでは疲労き裂成長挙動が鍛造品に比べて著しく劣っているのに対し、mが約3.2の定常領域では違いが見られないことを発見しました。限界値に近い疲労亀裂成長は、巨視的な亀裂成長の方向に沿って柱状表面に沿って発生します。これらの合金の際立った特徴は、最適でない熱処理（セクション 3.2 を参照、多くの場合、過時効に関連する）の​​後、微細な非平衡ラーベス粒子が樹枝状結晶間領域に残る可能性があることです。

これらの領域は、引張試験中に破壊を開始する比較的弱い部位となり、閾値に近い領域で FCG を促進する可能性があります。 Poulinらは、LB-PBFインコネル625のFCG挙動における構造配向と熱処理プロセスの役割を報告した。 R = 0.1 では、K_(Th) 値は予想どおり多孔度に依存しません。 AB 状態の FCG の抵抗は配向に大きく依存しますが、SR や HIP などの熱処理により FCG の性能が向上するだけでなく、異方性も低減されます。 KONEˇCNáら[280,281]は、LB-PBF 718のFCG耐性は、閾値付近では変形合金よりも劣っており、これはホウ素含有量の低さ、微細組織、残留応力に起因すると報告した。これまでの研究では、ホウ素含有量を増やすと粒界凝集力が高まり、酸化による劣化効果が軽減され、亀裂先端での転位運動に対する抵抗が増加することが示されている[282]。前述の理由のいくつかが熱処理によって緩和されたため、HSAT 後に KTH 値が 3 倍に増加したことが報告されました。

7.2.4 アルミニウム合金

AB状態では、AMAlSi12およびAlSi10 Mg合金のK_(Th)の測定値は、どちらも1〜1.3MPa·√mの範囲です。これらは時効後に大幅に改善され、2～3MPa√mに達しましたが、鋳造合金の3～3.4MPa√mよりはまだ低いです。これは、鋳造合金のYSが低いためにRpが比較的大きくなり、塑性誘起亀裂閉鎖とK_(Th)の増加につながるためと考えられます。鋳造合金の m 値は約 5 で、LB-PBF 合金の m 値約 3.4 よりも高くなっています。これは、鋳造合金構造にかなり大きな Si デンドライトが存在するためです。rp 範囲でのその破壊と剥離により、荷重サイクルあたりの亀裂速度が増加します。 LB-PbF 合金でも Si デンドライトが観察されますが、鋳造合金は Al と Si の共晶構造と分散した一次 α-Al 相を持ち、これが亜共晶組成の特徴です。 LB-PBF 合金の場合はそうではありません。さらに、LB-PBF 合金はより微細な微細構造を備えています。 Suryawan-Shihら[80]は、メソ構造によって生成される曲がり具合が粗さ誘起亀裂閉鎖につながり、それによって亀裂駆動力とFCG速度が低下する可能性があることを示唆した。 LB-PBF AlSi_(12)はK_(Th)が低いものの、FCG速度は遅く、破壊靭性は高いことが示されています。

8. ノッチなしの疲労

セクション 4 で説明した AM のプロセス関連の特性は、AM 合金の高サイクル疲労 (HCF) 性能に特に悪影響を及ぼします。 HCF強度が低いのは、表面粗さが大きいことが原因であることが多い[283–285]。表面粗さは疲労き裂の発生に影響を与える。さらに、内部欠陥（サイズまたは数）、特にアスペクト比の低い LOF 欠陥は、疲労亀裂の開始点として機能します。したがって、表面粗さと多孔性は、AM 部品の全体的な疲労寿命を制御する上で重要な役割を果たします。残留応力も臨界値付近の FCG に影響を及ぼす可能性がありますが、セクション 7 で説明したように、その影響はそれほど明白ではありません。材料の微細構造は、支配的影響と間接的影響が比較的小さいことを示しています。しかし、これは疲労亀裂発生の潜伏期間に影響を及ぼします。これは、以下で説明するように、HCF の寿命にとって特に重要です。

HCF の強度は、熱間静水圧プレスによって微細構造を変えて多孔性を減らし、機械加工によって表面仕上げを改善することで向上できます。構造部品の設計における材料選択と製造方法の選択における HCF 特性の重要な役割を考慮すると、AM 材料の疲労性能を徹底的に評価し、低い HCF 強度を緩和する戦略を特定して実装する必要があります。以下では、構造と特性の関係に焦点を当てて、AM 合金の HCF 挙動について説明します。特に明記しない限り、HCF 強度は 107 サイクル後でも疲労破壊が発生しない応力振幅によって定義されます。ほとんどの場合、回転曲げ形成 (RBF) テスト方法を使用して評価されます。この方法では、周期的応力は完全に可逆的であり、つまり R = -1 です。場合によっては、図に示すように、引張（通常 R = 0.1）で軸方向疲労（AXF）試験が実行されます。



チタン

考えられるチタン合金の中で、AM Ti6Al4V の HCF 強度は文献でのみ報告されています。 AB条件下では、LB-PBF Ti6Al4VのHCF強度（75〜200 MPa）は、変形合金の強度（500〜650 MPa）よりも大幅に低くなります。表面仕上げを改善すると、合金の HCF 強度 (200 ～ 350 MPa) が大幅に向上します。構築された部品の全体的な密度にも同様の効果があります (Gong ら)。 [182]は、密度の増加によりLB-PBFとEB-PBF Ti6Al4Vの圧力がそれぞれ45MPaから180MPa、50MPaから270MPa（AXF、R = 0.1）に増加したと報告した。部品が SR を受けた場合でも、HCF 挙動に大きな改善は見られず、残留応力が HCF 強度の決定に重要な役割を果たしていないことが示されました。

ショットピーニングとヒッピングは、表面近くの欠陥を密閉することで HCF の強度を大幅に向上させます。ただし、表面粗さがそのままだと、HIP の効果は限られます。ショットピーニングにより表面粗さが低減され、疲労強度は575～610MPaと高く、鍛造アルミニウム合金のHCF強度に匹敵します。ショットピーニングの利点は、表面近くに残留圧縮応力が導入され、表面粗さの感度が低減されることです。最近、Lanらはレーザーショックピーニングの使用を提案しました。この結果、シェルの深さは約 450 μm となり、圧縮応力は約 350 MPa になります。一方、ショットピーニングされた領域では、α相の結晶粒微細化と球状化が観察されました。しかし、HCF 強度の潜在的な改善は検出されませんでした。

AB 状態では、最高密度の機械加工および研磨された試験片の HCF 強度は、変形された合金の強度よりも依然として低く、微細構造の役割が強調されています。 AN は、セクション 7 で詳しく説明されているように、閾値に近い FCG 率に直接関係する固有の欠陥許容度を改善するために微細構造を変更することで疲労性能を向上させます。クマールとラママーティ[168]は、4つの異なる層厚と走査回転の組み合わせによるLB-PBF Ti6Al4Vの欠陥サイズ、形状、分布、およびそれらがHCF挙動に与える影響の詳細な分析を行い、欠陥特性と微細構造がHCF挙動に与える影響を調べた。 RBF テストは、AB、熱処理、ショットピーニング (SP) 条件で実施されました。 X 線トモグラフィーは、合金内の欠陥のサイズ、形状、分布を特徴付けるために使用されます。彼らの結果は、プロセスパラメータの異なる組み合わせを使用して製造された合金の HCF 強度に大きな違いがあることを示しました (図 15)。層厚（T）30μm、走査回転角（φ）90°の合金の高強度疲労強度（340MPa）は、相対密度がほぼ同じ（それぞれ99.63%と99.83%）であるにもかかわらず、60μmおよび67°の合金の高強度疲労強度（475MPa）よりも大幅に低くなります。トモグラフィーの結果は、欠陥のサイズと分布が採用されたプロセスパラメータに敏感であることを示しています。クマールとラママーティは、破壊エンベロープを予測するために北川-高橋（KT）プロットを再利用することで、φ = 90°サンプルにおける比較的低いHCF強度を合理化し、臨界サイズaiよりも大きい欠陥が見つかる確率が高くなることを示しました。 ai の値は、破壊力学の枠組み内で材料に作用する応力と K パワーに直接関係します。図15aおよびbに示すように、d>36.5HCF m（aiはφ強度に相当）の累積欠陥確率は、μ = 90°の場合は18%ですが、φ = 67°の場合はわずか2%です。言い換えれば、後者の場合の欠陥のほとんどは良性であり、HCF 強度が高くなります。


図15 (a) AB熱処理状態t-ϕ、30 μm-90°および60 μm-67°と熱処理条件に対するエル・ハッダド式に基づく北川-高橋プロット。(b) t-ϕ、30 μm-90°および60 μm-67°の前提条件下でのサンプルの可能性のある欠陥サイズの分布

さらに、Macallister らによる研究に基づくと、DA 後の損傷に対する許容度は高くなる可能性があります。同じ条件下で、√m（ZX方向、R = 0.1）が5.6M Paの場合、臨界欠陥サイズは約50％増加します。クマールとラママーティの研究[168]では、DA後のHCF性能の向上は、それぞれKTHの増加と臨界サイズよりも大きい欠陥径の累積確率の増加に起因するとされた。

欠陥のサイズ、分布、表面粗さなどのプロセス関連の特性と、微細構造関連の K_(Th) および HCF 強度との関係は、疲労寿命を予測するために使用できるため、荷重支持アプリケーションでの AM 部品の広範な採用にとって重要です。さらに、この関係は他の AM 金属にも当てはまります。例えば、Beretta と Romano は LB-PBF AlSi10 Mg の疲労強度の欠陥感度を調査しましたが、Romano らは、 LB-PBF 17-4PH の文脈では、Zerbst らによる研究では、前述のプロセス関連の特性に基づいて AM 金属の損傷許容設計アプローチの概要が示されています。

8.2. 鋼

EB-PBF プロセスと DED プロセスを使用して製造された鋼の HCF 強度に関する入手可能な文献は限られており、現在までに報告された研究のほとんどは LB-PBF プロセスを使用して製造された合金に関するものです。 AM技術で製造された316Lや304Lなどのオーステナイト系ステンレス鋼の場合、LOF欠陥が大きいとHCF強度が100MPaまで低下することがある[295,296]。多孔性と表面粗さを低減することで、HCF 強度を 200 ～ 250 MPa まで高めることができます。これは、同様の粒径を持つ従来製造された鋼の HCF 強度と同等です。 Wood らは、SR が HCF の強度にほとんど影響を与えないことを観察しました。ただし、Ti6Al4V と同様に、ショットピーニングにより HCF の強度を大幅に向上させることができます (20% ～ 40%)。一般的に、304L は 316L よりも HCF 強度が高くなります。


図16. 応力振幅σaと応力270MPaで107サイクル後のさまざまなコーナーの小さな疲労亀裂の発生源を示すBJP 316Lステンレス鋼サンプルの顕微鏡写真。EDS画像は基材のδフェライトのコーナー亀裂を示しています。


図16-1 製造面と横断面の典型的な微細構造：（a、b）3090、（c、d）3067、（e、f）6090、（g、h）6067、すべて堆積状態、点線は観察を容易にするためのものである

Toddらは、垂直（Z）および水平（X）に構築されたLB-PBF 316L試験片のHCF強度がそれぞれ100 MPaおよび270 MPaであると報告しました。この異方性は HIP 処理後も持続します。つまり、これは構築方向の違いによって生じる表面粗さの違いに関連しています。対照的に、Moham-Madらは、機械加工および研磨後のZ方向およびX方向のHCF強度はそれぞれ約250 MPaおよび約360 MPaであると報告した。ゲージ軸がビルド方向に対して 45° のとき、約 70 MPa の高い曲げ強度が記録されました。これらの結果に基づいて、Mohammadら[302]は、HCF強度の異方性は層間の固有の弱い界面強度に関連していることを示した。

Kumar らは、LB-PBF プロセスと BJP プロセスで製造された 316L 合金の疲労抵抗を比較し、LB-PBF 合金の高強度抵抗はわずか約 100 MPa であるのに対し、BJP 合金の高強度抵抗は約 250 MPa であることを発見しました。注目すべきは、LB-PBF 合金の約 2.3% の多孔度と比較して、BJP 合金の多孔度がはるかに大きい (3.7% ～ 5.6%) にもかかわらず、BJP 合金の HCF 強度が従来製造された合金よりもはるかに高いことです。 BJP 試験片の欠陥は比較的小さく、均一に分布しており、これが HCF 性能が優れている理由の 1 つと考えられます。しかし、主な理由は微細構造にあります。疲労亀裂は、欠陥コーナーなどの内部応力集中部で核生成し、高角粒界、焼鈍双晶境界、デルタフェライト相などの微細構造の特徴で強化されます (図 16 を参照)。

Kumar らは、BJP によって生成される微細構造は、周期的な荷重条件下での亀裂の核形成を防ぐのに効果的であると示唆しました。これは、短い亀裂が結晶性を維持しながら、主に平面滑り（AB 条件下での微細構造に関連）によって偏向するためです。しかし、LB-PBF試験片の場合、微細構造は凝固セルと柱状結晶粒で構成されているため、300〜400μmのLOF亀裂から始まる疲労亀裂伝播はそれらによって妨げられません。

Nezhadfar らは、機械加工および研磨された 17-4 PH 鋼試験片の HCF 強度を約 400 MPa と測定しました。印刷後に表面状態が変更されない場合（つまり、機械加工や研磨が行われない場合）、HCF 強度はエージング温度の上昇とともに増加します。つまり、H900 処理では 200 MPa、H1025 および H1150 処理では 300 MPa になります。これは、赤字が存在する場合、過剰老化がより有益であることを示唆しています。

AM18Ni300試験片の機械加工および研磨後のHCF強度は、Z方向とX方向でそれぞれ約350MPaと約450MPaである[128]。疲労荷重時には、[Ti/Al]-O 介在物も表面近くの亀裂とともに疲労亀裂を引き起こします。 400℃の温度では逆の挙動が観察され、Z方向とX方向で測定されたHCF強度はそれぞれ約440MPaと約310MPaとなり、亀裂は主にLOF亀裂によって発生しました。 490℃で6時間時効処理すると、室温HCF強度がほぼ2倍に増加した[304]ことから、高温疲労耐性の向上は、その場での硬化によるものであり、HCF強度の上昇につながる可能性が示唆される。

8.3. ニッケル基高温合金

現在までに、この合金システムに関する HCF 研究のほとんどは、AM で研究されているニッケルベースの高温合金の中で最も人気のある変種でもあるインコネル 718 に焦点を当ててきました。 AB状態のHCF強度は150～200MPa（AXF、R = 0.1）と低いが、変形状態のHCF強度は450MPaであり、これは通常、表面粗さや表面欠陥が大きいことが原因である[305,306]。

Yoichiらは、2つの異なるLB-PBFマシンで製造されたAMS 5663に従って処理されたインコネル718試験片で、2つの異なるHCF強度（Z方向で325〜350 MPa、X方向で200〜300 MPa）が得られたことを報告しました。 2 番目の試験片セットの強度が比較的低く、異方性がより顕著なのは、より顕著な異方性欠陥サイズ分布 (Z 方向で 10 ～ 160 μm、X 方向で 10 ～ 119 μm) に起因すると考えられます。一方、1 番目の試験片セットの欠陥サイズ分布はより小さく、類似しています (両方向で 10 ～ 80 μm)。

Witkin らは、LB-PBF インコネル 718 の R、表面状態、およびビルド方向の影響を評価しました。 Z 方向と X 方向の両方で 300 MPa という同様の高い圧縮強度を達成しました。 Z に対して 30° の傾斜角度で作成された試験片は、約 350 MPa の高い圧縮強度が得られました。加工後、高強度鋼の圧縮強度は約 450 MPa まで増加します。さらに、加工された試験片に対するRの影響により、R = 0.1および0.5の場合、AXFはそれぞれ280 MPaおよび240 MPaに減少します。 HCF も最大適用応力によって制御されるため、これは予想されたことです。

AM インコネル合金の微細構造特性（ラーベス相やデルタ相の存在を含む）が合金の高強度疲労特性に影響を与えるという証拠はほとんどありません。弱い結晶組織のため、粒径、多孔性、デルタ析出物含有量、粒界が疲労強度を決定する主な微細構造特性となります。一方、AM 材料はより微細な粒子構造を示し、より優れた疲労性能を持つことが期待されます。ただし、多孔性と大量のデルタ沈殿は、このプラスの効果を克服する可能性があります。場合によっては、疲労不全は、酸化物/炭化物包含物からの亀裂開始によるものです。炭化物は、変形した合金で疲労亀裂を開始することが知られています。彼らの存在は、LB-PBFプロセスではなく、粉末自体から来ると考えられています。これらのタイプの包含物は、毛穴と同様に、脆性で亀裂開始の影響を受けやすくなります。これらの包含物は一般に細孔に比べて小さいが、たとえばその効果を克服するのは困難である。

Sang et alは、LB-DEDインコール718で直接老化を行い、650°Cで500 MPa（AXF、r = 0.1）と測定しました。著者らは、高温では、疲労亀裂が欠陥ではなく溶岩相から始まることを観察しました。さらに、溶岩相の周りで亀裂伝播が観察され、γマトリックスの亀裂が発生する可能性が高いことを示しています。著者らは、溶岩相の存在が亀裂伝播を妨害するのに役割を果たしている可能性があり、より高い温度HCF強度をもたらす可能性があると考えています。 Kirka et al。 Griben et al。 γ ''の欠如は室温の効果を低下させ、亀裂遅延は500°Cを超える温度でより重要です。材料のHCF強度に対するAM微細構造添加剤の効果を判断するには、さらに作業が必要です。


図17-1高サイクル疲労試験片の寸法


図17-2 IN718高温合金と対応する倍率の骨折表面の写真

8.4

Siddique et al。どちらの場合も、240°Cで2時間のSR熱処理が適用されました。疲労強度の50％の改善は、前者の0.25％と比較して、後者の気孔率が低い（0.12％）起因しています。ただし、建物のプラットフォーム暖房は、冷却速度の低下によりセルラー構造のサイズを増加させ、54％のHCF強度の改善にも寄与する可能性があります。

Alsi12とAlsi10Mg合金の両方、つまりSR熱処理の効果であるAlsi12合金の両方で、興味深い現象が観察され、全体的な多孔性と欠陥サイズが増加しました。 Naor et al。ただし、300°C SR 2時間と股関節（250°C、180 MPa 2時間）処理後、それぞれ70および〜75 MPaに減少しました。 SR標本の密度は最も低く、股関節とABの標本が続きました。 SRおよび股関節によって引き起こされる密度の低下は、熱的に誘導された欠陥の形成によるものであり、これは予測された結果に反しています。ただし、500°CのSRと股関節の後、ほぼ密度のある部品が生成されました。低気孔率に加えて、AB標本のHCF強度は、細胞境界に分離されたSi粒子のネットワークに起因します。 SRおよび股関節プロセス中に、高温への長時間の曝露はSIネットワークを損傷する可能性があり（図6を参照）、引張強度とHCF強度を破壊します。粗いSi粒子は、疲労亀裂開始の部位として機能します。 Changchum et al。しかし、これらの発見は、400°Cで6時間治療した後、60 MPaから110 MPaのHCF強度の増加を報告したSuryawanshiらによって報告されたものと矛盾しています。

Am Alsi12およびAlsi10mg合金の熱処理中のSi粒子の粗大化と減少は、熱処理温度に依存します。セクション3.2で説明されている微細構造の変化は、疲労強度に影響を与える可能性があり、これは（欠陥サイズの変動と組み合わせて）HCF強度データの変動を説明できます。たとえば、Uzan et al。同様に、Aboulkhair et al。

Todd et al。 Naor et alは、機械的研磨の前後にSR Alsi10Mgに対するショットピーニングの効果を研究しました。これは、約100 MPaであるショットピーネドサンプルのHCF強度よりもわずかに高い110 MPaでした。 AB表面処理のHCF強度は〜75 MPaであり、ショットピーンと研磨（電気化学的および機械的に）サンプルのHCF強度は〜105 MPaでした。ショットピーニングの後も残留圧力は存在しますが（亀裂開始の可能性が大幅に減少します）、表面上の残りのアモルファス状態は依然としてHCFの強度の大幅な低下につながります。


図18異なる応力レベルで得られた骨折表面（75 MPa、95 MPa、145 MPaおよび195 MPa）は、250°CでSR+股関節でサンプルを熱処理し、最終骨折領域と最大亀裂長を示しています。


図18-1 Alsi10Mgアルミニウム合金の微細構造：（a）堆積後（b）堆積後のXZ平面上の細長いα-AL、（d）脱毛条件下でのXY平面に見られるように、（d）e）すべての画像は、堆積および熱処理された状態の断面です。

9. まとめ

AMの出現は、前例のない方法で金属部品の製造に革命をもたらします。この可能性を実現し、産業実践におけるAM合金の適用を成功させるためには、加工マクロ構造の機械的特性の深い理解が必要です。メソ構造、多孔性、残留応力、およびそれらの複雑な相互作用など、AMの追加機能により、プロセスがさらに複雑になります。 AMの製造面と微細構造と引張特性の評価に関する多くの研究が実施されていますが、骨折の靭性と疲労性能に関する研究は比較的少ない研究はほとんど行われていません。これらの特性は、AM部品の構造的完全性（したがって認証）を確保するための鍵であるため、AMアロイの疲労と骨折に焦点を当てたより多くの努力が、これらの特性が上記の特性をどのように制御するかを理解するために必要です。この知識は、損傷耐性の構造成分を設計するために使用できます。これに関連して、AM合金の次のユニークな側面を念頭に置く必要があります。

延性は、エンジニアリングの実践に対する合金の適合性を決定する重要な特性ですが、AM合金にとって最も重要なものではないかもしれません。これは、ネットシェイプコンポーネントが直接製造されているため、それ以外の場合は合金の延性を重要な因子にする必要があるためです。骨折の靭性 - ほとんどの従来の合金の延性の指標である重要な特性は、メソ構造設計によって改善できるため、破壊靭性の評価と強度と靭性をさらに最適化する方法に直接焦点を合わせることが最善です。

レーザー処理の急速な固化条件は、場合によっては固体溶解度が向上した場合には、合金要素の合金要素の微細構造的特徴につながりますが、建物戦略は中構造の特徴を提供します。前者は強度を向上させ、後者は靭性を高めます。強度と粘着性の組み合わせを強化した合金を設計するためのこれらの追加の「自由度」は、まだ完全に活用されていません。

金属AMのほとんどの出発材料は粉末の形です。したがって、完成した部分では毛穴が避けられません。高温等等型のプレスなどの製造後治療は、多孔性や融合欠陥の欠如を大幅に減らす（または排除する）可能性がありますが、最終パートを単一のステップで生成するというAMのユニークな利点を無効にします。 （さらに、複雑で複雑なデザインの特徴を備えたバットストレス部品（AMの別の重要な特徴）は、それほど簡単ではありません。） AMで製造されたコンポーネントの「損傷許容度設計」の概念が、構造的完全性と信頼性を確保する最良の方法であることがわかります。このアプローチでは、欠陥の存在は当然のことと見なされます。これにより、微視的および中骨構造の役割は、ほぼシル疲労亀裂の伝播と亀裂閉鎖挙動に重要になります。 HCFのパフォーマンスは、より大きな重大な欠陥サイズを可能にすることで大幅に改善されます。次に、亀裂のサイズまたは長さが周期的な負荷条件下での臨界亀裂サイズを超えないようにするために、破壊力学ベースの方法を使用します。これを行うには、処理条件が気孔率にどのように影響するかを詳細に理解する必要があります。欠陥のサイズ、形状、場所は、部品の疲労寿命を決定する上で重要な役割を果たすため、詳細に特徴付けられる必要があります。

使用環境が水素が豊富で腐食性がある場合、AMアロイの構造的完全性に大きな影響を与えます。その固有のメタスト可能な相、メソスピック構造、多孔性、および残留応力がパフォーマンスを低下させるためです。したがって、AMを使用して生成された合金のストレス腐食亀裂と水素包含に関する研究は、十分な注意を引き付けていません。

人々はAMプロセス自体と微細構造の開発をシミュレートするために多大な努力を払ってきましたが、機械ベースのAMアロイ構造破壊/疲労パフォーマンス関係のシミュレーションはまだ研究されていません。これらの努力を通じて得られた洞察は、亀裂抵抗を強化するためにメソポロ症の微調整など、損傷耐性を高めるためにプロセス条件を調整するのに特に役立ちます。

現在、金属AMが業界で広く受け入れられているという主要な障害は、微細構造、高い残留応力、表面仕上げ、欠陥の存在の空間的な違いです。これらは、これらの欠陥の存在が、微小化された微小なバリエーションである金属部品を広く受け入れています。プロセス構造（属性を含む） - 機械的な柱接続を完全に理解することで、これらのどれが重要であるか（もしあれば）があるかについての洞察を得ることができ、AMコンポーネントを保証された信頼性と統合しやすくなります。



ソース：

さらに製造された金属の骨折と疲労、

Actamaterialia、Volume 219、15october2021,117240、https：//doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240

参照：https：//doi.org/10.1016/j.actamat.2020.07.049

https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.01.028

https://doi.org/10.1016/j.matdes.2016.05.041





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