Acta Materialia Review: 積層造形金属の破壊と疲労 (パート 3)

出典：江蘇省レーザー産業技術革新戦略同盟

5. 引張特性

AM 合金の準静的引張特性は主に内部微細構造によって制御されますが、多孔性、表面粗さ、残留応力の影響は小さくなります (それらのレベルが大きすぎる場合や引張塑性が低い場合を除きます)。セクション 3 で説明したように、直接製造方法の微細構造は、凝固したセル構造が存在する点で優れており、この洗練された (場合によっては準安定な) 微細構造は、従来の製造方法と比較して静的強度が高く、延性が低くなります。一部の AM 合金では、降伏強度 (YS) は Hall-Petch 関係に従います。これは、観察される高い YS はより微細な微細構造特性によるものであることを意味します。一方、BJPを用いて製造された合金の特性は、従来製造された合金の特性と同様である[40]。 AM 合金の引張特性、たとえば YS、極限引張強度 (UTS)、破断伸び (EF) などは、通常異方性があり、YS と UTS は構築方向 (Z) で優れています。 EF の異方性は通常最も顕著であり、構築方向 (X および Y) に垂直な方向で値が高くなります。この動作は、顕著なメソ構造、場合によっては結晶組織に起因するものと考えられています。場合によっては、後述するように、最適化されたプロセスパラメータによって、製造された部品により等軸の微細構造を与えることで異方性を低減できます。ただし、ほとんどの場合、準静的引張特性を改善するには後処理が必要になります。このような処理は通常、強度を低下させますが延性は向上します。その結果得られる強度と延性の組み合わせは、ほとんどの場合、例えばTi6Al4V[15]の標準要件を満たします。熱処理により異方性は一般的に減少しますが、AM 合金の固有のメソ構造により、通常はある程度の異方性が残ります。以下では、AM 技術を使用して製造された特定の合金システムの引張特性の顕著な特徴をまとめます。

図0 積層造形中の異なる方向での機械的特性試験と堆積方向

図 0-1 構造材料の機械的特性の一般的な範囲。興味深い特性は、意図された用途によって異なります。略語は、LEFM (線形弾性破壊力学)、SHPB (スプリットホプキンソン圧力バー) です。

図0-2 構造用途向け積層造形合金への統合マルチスケールアプローチ

チタン合金

比較のために、鍛造 Ti6Al4V の特性も記載します。 AMはYSとUTSに関してASTMの仕様を達成または上回ることがありますが（例：CAST[227]およびWORD[228]ルートで製造された外科用インプラント）、EFは一般的に低いことがわかります。

LB-PBF では、YS と UTS がそれぞれ約 1030 MPa と約 1200 MPa で、マルテンサイト α' の形成により EF が 7 ～ 10% と低い AB 合金が生成されることがよくあります。 Xuらは、LB-PBFの層厚や体積エネルギーなどのパラメータを慎重に調整することで、積層プロセス中の温度サイクルを制御してα'をその場で分解し、より好ましい高強度と高延性の組み合わせを得ることができると報告した。 LB-DED 合金は YS と UT が低かった (それぞれ約 880 MPa と約 960 MPa) ものの、プロセス中に加熱されたビルドプラットフォームを使用したため EF が 9% ～ 16% 向上しました。（Murr et al。は、LB-PBFと比較して、最大25％以上のAB部品の延性を報告していますLB-Dedは、プロセス中に環境条件を制御することが困難です。最大400°Cまで加熱するビルドプラットフォームを使用する場合、処理中に延性の延性が酸素の取り込みに大幅に減少することに起因します。

このレビューで検討した AM 技術を使用して処理されたすべての合金には、引張特性の異方性が（程度の差はあれ）存在します。異方性は EF で最も顕著であり、たとえば、低い EF は通常、水平方向 (つまり、X 方向または Y 方向に荷重がかかった試験片) で観察されます。これは、Ti6Al4V の柱状 PBG 構造または細長い粒子形態に起因します。適切な粉末層の厚さとハッチング戦略を組み合わせることで、より等軸の PBG 構造が得られ、異方性が低減し、延性が向上します。 AB Ti6Al4V の破壊モードは主に粒界破壊であり、脆性ファセット破壊と延性引き裂き破壊（柱状の性質による PBG の方向に依存する）を伴うことが Kumar らによって報告されています。最近、テルハールとベッカー[113]は、LB-PbF合金の異方性はランダムなα微細組織によって引き起こされると提唱した。 EBSD と破面解析を用いた研究により、α ラティスは最大せん断応力の軌跡に沿って優先的にせん断され、塑性流動は PBG 内に局在することが示されました。したがって、柱状 PBG 構造の主な 45° 慣性面が異方性を制御し、ZX 面上の PBG の滑りを促進するマイクロテクスチャ領域が大きくなり、磁気抵抗が大きくなります。熱処理により、微細なα'またはαが粗大で薄片状のαに変化し、EB-βプロセスまたは従来の製造プロセスと同様のα+β構造が形成されます。これらの微細構造の変化により、YS（および UTS）が減少し、EF が向上します。しかし、高温での著しい結晶粒成長により、YS は 715 MPa まで低下し、これは変形合金の YS よりもはるかに低くなります。適切な熱処理後、LB-PBF と EB-PBF の YS 値と UTS 値は同様になります。しかし、LB-PBF Ti6Al4V合金の可塑性は、鍛造合金や鋳造合金よりも低い場合が多いです。 LB-PbF Ti6Al4V合金は、二重熱処理後、等軸の一次α相と層状の二次α+β構造からなる二峰性構造を得ることができ、合金のEFは16〜20％に大幅に増加します。

図1-0 異なる製造プロセスと異なる熱処理条件におけるTi6Al4V合金の機械的特性のまとめ

図 1-1 堆積直後の PBF (EBM) Ti-6Al-4V の位置依存強度。微細構造の変化、微細構造の変化 (プレ β 粒子と α + β 微細構造)、および欠陥密度が、同じ堆積サンプルに沿って検出されます。

図1-2 PBF（レーザー）、PBF（EBM）、ワイヤ（DED）の応力（S）と破損までのサイクル数（N）（SN）のデータの要約 R = 0.1での応力と破損までのサイクル数（N）（SN）の要約。鋳造と変形のデータも比較に使用されます。

5.2. 鋼

ほとんどの場合、これらの特性は通常、AB 状態自体の産業用途に必要な指定値を満たすか、それを上回ります。たとえば、LB-PBF316L の YS と UTS はそれぞれ約 440 MPa と約 660 MPa に達しますが、鍛造 316L の YS と UTS はそれぞれ 170 MPa と 485 MPa です。同様に、LB-PBF304L の YS と UTS はそれぞれ約 450 MPa と約 670 MPa です。ほとんどの AM 鋼は、凝固セルのサイズが細かいため、YS と UTS が大幅に向上します。重要なのは、これらの強度向上は EF の大幅な低下によって相殺されないことです。LB-PBF 316L および 304L の場合、報告された値は 35% ～ 60% の範囲です。ただし、多孔度レベルが高いと、EF が大幅に低下する可能性があり (例: BJP 鋼)、その結果、破損モードが延性から脆性へと変化します。 Kumar らは、BJP 316L では、塑性変形の初期段階でよく見られる平面滑りとその他の微細構造因子の独特な組み合わせにより、欠陥の角で核形成される小さな亀裂が停止し、その結果、鋼の延性が欠陥の影響を受けにくくなると報告しました。ただし、欠陥サイズがかなり大きい場合は、LB-DED 316L のように EF が 1 桁減少することが確認されています。チタン合金と同様に、報告される強度は、使用される処理方法と達成される微細構造によって異なります。建造プラットフォームの加熱により EB-PBF の冷却速度が遅くなったため、YS 値と UTS 値はそれぞれ約 360 MPa と 570 MPa と低下しました。しかし、緻密化および時効処理後、BJP が製造した鋼は明らかな加工硬化を示し、YS と UTS はそれぞれ約 180 MPa と約 550 MPa、EF は約 70% でした。
析出硬化鋼 17-4PH および 18Ni300 は、ほとんどの AM プロセスで一般的な急速凝固速度では析出に十分な時間が与えられないため、AB 質別では比較的柔らかくなります。 LB-PBF で製造された 18Ni300 は微細構造を有していますが、非時効条件 (約 950 MPa および約 1150 MPa) では YS と UTS が低くなります。残留オーステナイトとオーステナイト反転により変態誘起塑性が起こり、例外的な加工硬化が生じることが観察されています。 AG 後 (ST あり、なしの両方)、予想どおり、UTS は大幅に増加 (約 2020 MPa) しましたが、延性は低下しました。

図2-0 ステンレス鋼の積層造形におけるさまざまな製造方向の概略図

図2-1 本研究で使用したさまざまな種類の引張試験片

図2-2 異なる製造方向で積層造形を行った場合に得られる微細構造: (a) および (b) 製造方向は0°、(c) および (d) 製造方向は90°、(e) 図(b) の微細構造を拡大した結果

AM 鋼の引張特性も一般に異方性であり、これは前述の強い組織を持つ柱状構造に起因します。ただし、適切な熱処理を行うことでこの問題は克服できます。たとえば、LB-PBF 316L では、再結晶化が起こるためには 1050°C を超える溶解温度が必要です。

5.3. ニッケル基超合金表 3 にまとめた AM ニッケル基超合金の引張特性は、製造中および製造後に合金が受ける熱履歴に非常に敏感です。その結果、さまざまな AM システムと熱処理ソリューションを使用して製造された合金の報告された特性は大きく異なります。これは、一部の結晶粒界に沿って γ' および γ' ならびに針状 δ が析出するためです。適切な ST+AG 処理を行った後、より一貫したパフォーマンスが得られました。前述のように、In-CONEL 718 では、AM 中に形成された準安定 Laves 相を溶解するために、1050°C を超える温度でゆっくりと加熱して浸漬する必要があります。これにより、溶質が豊富な領域から γ マトリックスへの逆拡散による Nb のミクロ偏析が減少します。 AM合金の強度レベルは時効処理後も、鍛造インコネル718の強度レベルと同等である[148,240,241]。インコネル718および625では、UTSはそれぞれ約1150 MPaおよび約1000 MPa、EFはそれぞれ約18%および約35%です。一般的なニッケル基超合金の老化時間と強度の間には強い相関関係があります。
冷却速度が速いため、直接 AM プロセスで製造された合金は AB 状態で微細な樹枝状構造を持つ傾向があり、そのため強い組織を示し、大きな機械的異方性をもたらします。ただし、方向性凝固にもかかわらず、プロセスパラメータを適切に組み合わせることで異方性を低減できます。たとえば、点熱源充填戦略（線形熱源上）を使用して、インコネル 718 合金のほぼ等方性の引張強度微細構造が得られました。ただし、EF の異方性は依然として存在します。

5.4. アルミニウム合金 AM はアルミニウム合金の強度を大幅に向上させるとよく報告されています。例えば、LB-PBF AlSi10 Mgでは、YSとUTSがそれぞれ約260 MPaと約340 MPaと測定されました。このような強度の向上は、多くの場合、1～8% の EF を犠牲にして実現されます。強度の増加は、転位運動を妨げる亜粒界とデンドライト間 Si によるものと考えられています。

LB-PBF AlSi10Mg の異方性微細構造と結晶組織は、機械的挙動の異方性につながります。たとえば、AlSi12 の延性は、強度の差はそれほど大きくないにもかかわらず、積層方向では横方向の半分しかありません。プロセスパラメータの変化による粒径、粒子配向、細胞形態、溶融プールの配置の変化は、UTS と EF の強い異方性につながる可能性があります。ポールら構築方向に沿った荷重はより顕著なひずみ硬化を示し、構築方向に沿った永久荷重の破壊ひずみ5%～7%と比較して、わずか約3.5%の引張ひずみで溶融プール境界に沿った早期破壊につながると報告されています。構築方向 (Z) に沿って荷重をかけると、溶融プールの境界に沿って破損が発生し、単位セル構造が粗く、大部分が細長い溶融プールのメソ構造で界面が弱くなったことが示されました。
結果は、この異方性はその後の熱処理によって低減できることを示しています。ただし、これには通常、強度の大幅な低下が伴います。たとえば、LB-PBF AlSi12 の YS は、アニール後に 95 MPa まで低下します。標準的な T6 熱処理により、Si ネットワークが除去されることが示されています。その後の熟成過程で、元の微細粒構造が粗くなり、析出物が形成されます。前者の効果は後者の予想される強化を相殺し、その結果、状態 AB と同じ YS が生成されます。

6. 破壊靭性

材料の破壊靭性 (KIC) は、ひび割れに対する耐性を定義し、構造の完全性と信頼性を確保するための重要な特性です。 AM では、準安定構造、メソ構造、多孔性、および高い残留応力の組み合わせが、合金の破壊抵抗能力に悪影響を及ぼす可能性があります。したがって、従来製造された合金と同様の破壊靭性を実現するには、通常、AB 部品の熱処理が必要になります。これにより、特定の基準を満たすことが可能になり、例えば、バイオメディカル用途向けのTi6Al4V [227,228]などが挙げられます。

大まかに言えば、KIC は、亀裂先端の前の塑性領域のサイズ (Rp)、亀裂先端の鈍化、および曲がり具合または亀裂モードの混合の程度などの要因に依存します。たとえば、塑性領域のサイズが大きくなると、通常、亀裂の先端が鈍くなり、大幅な強化につながります。同様に、せん断モード（またはモード III/モード III）破壊により亀裂の偏向（モード I から）が促進されるため、亀裂モードの混合によって靭性が大幅に向上する可能性があります。塑性領域の形成と亀裂の鈍化は内在的メカニズム（強度と靭性の間に矛盾が生じる可能性があります。延性の向上は KIC の向上につながりますが、YS と UTS が犠牲になる可能性があります）ですが、亀裂の曲がりは強度を損なうことなく靭性を高めることができる外在的メカニズムです。この外在的強化メカニズムは AM 合金で観察されており、セクション 3.1 で説明したように、メソ構造によって亀裂の曲がりが誘発されます。その結果、従来の方法で製造された合金と比較して、KIcと亀裂抵抗（「R曲線挙動」）が大幅に改善された特定のAM合金が得られる可能性があります。たとえば、Suryawanshiらによって報告されたLB-PBF AlSi12とAlSi10 Mgです[252]。したがって、セル構造とメソ構造の両方が AM 合金の破壊靭性に影響を与えるため、両方の要因を考慮する必要があります。延性により破壊靭性が向上し、この独自のメソ構造により、パラメータを慎重に選択することで強度と靭性の両方を向上させることができます。
AM 合金の破壊靭性を決定する際には、合金の微細構造に加えて、残留応力の役割と欠陥のサイズと分布を慎重に考慮する必要があります。例えば、KaneらはLB-PBF Ti6Al4V[253]K_(IC)における残留応力と異方性の間に逆相関があることを報告している。同様に、Seifi らは EB-PBF Ti6Al4V の多孔性と KIc の関係を報告しており、これについては以下で説明します。これらの要因により、AM 合金の K_(IC) には明らかな異方性 (場合によっては不均一性) が見られます。残留応力と欠陥分布のプロセス特性は KIC に悪影響を及ぼす可能性がありますが、メソ構造によりそれらを大幅に改善できます。以下では、各合金クラスに固有の AM 合金の破壊特性と特徴をまとめます。

6.1. チタン合金の典型的な変形 Ti6Al4V の KIC 範囲は、材料の微細構造に応じて 30～100 MPa√m です。対照的に、AB LB-PbF Ti6Al4V の KIC は、主に欠陥と残留応力の存在により、16 ～ 31 MPa√m まで低くなることがあります。密度が99.5%以上に達し、熱処理を加えると、KICは48～67MPa√m増加する[97,189]。これらはすべてさらに改善することができ、たとえば、Kumar らおよび Dhansay は、二相熱処理後の KIC 値が 75 ～ 106 MPa√m であると報告しました。

熱処理後に観察される破壊靭性の改善は、かなりの延性を持つ層状 α-β 構造の形成によるものです。 K_(IC)は層状構造を持つα+βチタン合金で最も高い[8]。異方性を誘発する可能性がある圧延 Ti6Al4V の結晶組織とは異なり、AM 合金には強い結晶組織が存在せず、これは柱状の PBG 構造が異方性の原因であることを示しています。メソスコピック柱状 PBG 構造は亀裂の曲がりを容易にし、PBG 境界は弱体化した界面の役割を果たします。 Ku-marら[98]はLB-PBF Ti6Al4Vの微細構造とKICの関係について詳細な研究を行った。彼らの結果は、異方性は rp に関連しており、AB 条件下ではわずか約 0.2 mm であるが、熱処理後には 2 ～ 3 mm に 1 桁増加することを示しています。 AB 条件下では rp と PBG 間の距離は同じ (約 0.14 mm) であるため、亀裂の先端は PBG 境界に近づく場合にのみ境界に沿って優先的に伸びる可能性があります。図 3c および d に示すように、スキャン回転を 90° から 67° に変更すると、柱状 PBG からほぼ等軸 PBG への変換を誘発できます。等軸PBGを有する試験片は、AB条件下（約48-54MPa√m）およびAN処理後（約96-93MPa√m）でほぼ等方性のKICを示した[97, 98]。

AB 状態では、EB-PBF で作製された Ti_6Al_4V は LB-PBF で作製されたものよりも K_(IC) が高くなります。これは主に α+β シート構造によるものです。 Seifi らは、AB EB-PbF Ti6Al4V の KIC の範囲は広く (43 ～ 95 MPa√m)、股関節形成術後は KIC が大幅に狭まる (61 ～ 3 MPa√m) ことを報告しました。これを踏まえると、AB 状態での K_(IC) の大きな変動範囲は、HIP による気孔率と残留応力の低減の複合効果によるものと考えられます。 HIP 処理後の平均 K_(IC) 値の減少は、α ラスが 2 倍粗大化するためであり、合金の強度が低下します。 Seifi らは EB-PBF Ti6Al4V の欠陥も特徴付け、欠陥サイズと測定された靭性の関係を観察し、欠陥サイズの変動は構築高さに依存する材料の不均一性に起因することを明らかにしました。 Kumarら[98]の調査結果と同様に、円柱状のPBG構造が容易に骨折する経路となるため、異方性が存在した（股関節後も）。

6.2. 従来製造された316Lと比較すると、鋼のK_(IC)値は112〜278MPa√mであるのに対し、AM合金のK_(IC)値は低くなります。例えばLB-PBF 316L[256]の場合、KICは63～87MPa√mの範囲である。これは、欠陥、延性の低下、および変態誘起塑性 (TRIP) の欠如が原因である可能性があります。後者は Kumar らによって例示されています。 LB-PBF304L では、試験温度がわずか 50°C (TRIP が活性化する室温から、TRIP が活性化しなくなり、変形メカニズムが転位滑りと双晶形成によって支配される 75°C) 上昇しただけで、破壊靭性が大幅に低下 (約 40%) し、それと同時に異方性も増加 (約 16%) することが観察されました。
さまざまな AM プロセスで製造されたほとんどの鋼では、溶融プール境界の形の微細構造が観察されますが、これらの境界への元素の偏析や、これらの境界での元素の優先性は観察されません。溶融池内または両端における粒成長は、図 4e-g に示すように、その形状と熱伝達モード (ピンホールと伝導) によって決まります。溶融池と結晶粒構造の固有の絡み合った構造により、溶融池構造によって亀裂が曲がる可能性があり、靭性の異方性につながる可能性があります。

時効処理したLB-PbF18Ni300（70-75MPa√m）のK_(IC)は従来の合金と同様です。 Ydorlahi らは、疲労試験データに基づいて、時効処理後 (H900 状態) の LB-PbF 17-4PH の K IC を約 70 MPa√m と推定しました。これは、H900 状態の CM PH-17-4 鋼の K IC 50 MPa√m よりも高いと言われており、これは AM 合金の延性が高いためと考えられます。 AM 鋼の破壊靭性を調査する研究はほとんどありません。凝固セル、局所結晶組織、メソ構造などの AM の特殊性が破壊挙動に与える影響については、まだ詳細に研究されていません。

6.3. ニッケル基超合金鋼鉄と同様に、AM ニッケル基超合金の破壊靭性データは多くありません。いくつかの研究の結果から、引張特性と同様に、AM-インコネル合金の破壊靭性は微細構造、つまり経験した熱履歴に大きく依存することがわかっています。 Puppala らは、亀裂先端開口変位 (CTOD) 法を使用して推定した LB-DED インコネル 625 の破壊靭性は、溶接された対応するもののそれに近いが、鍛造された対応するものよりも低いことを報告しました。彼らは、多孔度が増加すると（0.1％から2.7％）KIcが大幅に低下し（95MPaから65MPa）√mにつながり、延性破壊モードから脆性破壊モードへの移行を伴うため、多孔度は破壊靭性に大きく影響すると結論付けました[261]。 Michael らは、AB LB-PBF インコネル 718 では、K Ic は位置と方向に依存し、これは伝播中に発生する有効多孔度に起因すると報告しました。垂直試験片 (Z) の低多孔度は K Ic を 110 MPa√m に導きますが、水平試験片 (X または Y 方向) では 116 MPa√m になります。 HIP（980℃）に続いてSAおよびAG処理を施すと、K Ic は82 MPa√Mに低下しました。これは、合金が強化され、延性が低下したためと考えられます。対照的に、AB LB-DED インコネル 718 の K Ic は 86 MPa√m で、均質化処理 (110 0°C) 後にはほぼ 2 倍の 164 MPa√m に増加し、ST と AG がそれに続きます。（比較すると、鍛造合金の K Ic は 103 MPa√m です）。ここで、AB 条件での低い K Ic は、γ マトリックス内の γ'''/γ' 事前硫化の欠如に起因し、一方、時効後の高い靭性は γ の析出強化によって達成されます。しかし、粗大なラーベス相と不均一なγ'''が存在するため、直接時効処理ではK ICのγ'析出を改善することはできません。したがって、高STおよびAG処理は、CM処理と同等のK Icsを達成する必要がある[153]。前述のように、ラーベス相の溶解と Nb の均一な分布は 1050 °C を超える溶融によってのみ達成でき、これにより等軸粒構造と粒成長ももたらされます。

図3-0 インコネル625耐熱合金の引張曲線。従来の製造方法と積層造形法による材料の結果の比較も示している。

図3-1 LMD社製インコネル625の熱処理後の引張特性（青線）；SLM Oder社製サンプル（赤線）

図3-2 後熱処理後のLMD In625サンプルの微細構造と機械的特性の比較。

6.4. アルミニウム合金
AB 状態の LB-PBF Al-Si 合金の溶融プール境界に連続した樹枝状 Si 相ネットワークが存在すると、亀裂伝播の単純な経路が提供され、それによって広範囲にわたる亀裂の偏向が促進されます。したがって、これらの合金のメソ構造は、メソ構造によって誘発される亀裂の曲げにより、破壊靭性に大きな、通常はプラスの効果をもたらします。 LB-PBF AlSi12では、Suryawanshiらは鋳造合金よりも2～4倍高いK Ic値を報告した。この靭性の向上は、YS が使用されている場合でも 2 倍に増加します。つまり、強度の向上が靭性を犠牲にしたり、その逆を行ったりする従来の合金の多くとは異なり、EAM は強度と靭性の両方を向上させます。 Suryawanshi らは、強度の大幅な向上は微細化と固溶体中の Si の相対的に高い濃度によるものだと結論付けました。靭性の向上は完全にメソ構造によるもので、溶融プール境界での亀裂の偏向を通じて亀裂の曲率を高めます。当然のことながら、メソ構造は靭性に異方性を与え、亀裂面法線が構築層に平行であり、亀裂伝播が基本的に層間で発生するため、構築方向 (Z) の破壊靭性が高くなります。焼きなましによりこれらの合金の K Ic は減少しますが、強度は低下しますが靭性は向上します。溶融池境界構造（シリコン析出物を含む）の分解が、亀裂成長抵抗の低下、すなわち ElowK Ic の原因であると考えられています。しかし、熱処理された材料の靭性は、鋳造合金の 2 倍のままです。

図4-0 垂直方向に堆積して製造されたサンプルの微細構造。微細構造は溶融池の特徴を示しています：（a）断面、（b）長さ方向、（c）SEM微細構造（XZ平面）と樹枝状結晶ネットワークの対応するEDX点分析、および（d）長さ方向のPOM微細構造分析結果。柱状結晶が製造方向に沿って溶融池の境界に形成されていることを示しています。

Leonhard らは、LB-PBF AlSi10Mg の KIc 値が 40 ～ 60 MPa√m であると報告しました。これは鋳造 AlSi 合金の値よりも大幅に高いものの、11 ～ 20 MPa√m の範囲であり、これは試験片サイズの影響と試験前の疲労予亀裂の欠如によるものと考えられます。

図4-1 SLMed AlSi10Mg合金の3次元微細構造：（a）アルゴン保護雰囲気下での垂直製造、（b）ヤキ保護雰囲気下での水平製造、（c）N2雰囲気下での垂直製造、および（d）N2雰囲気下での水平製造

図4-2 様々な製造条件における機械的性質；点線は鋳造T6 AlSi10Mgの標準値を示す

最近の論文で、Paulらは、AB状態のLB-PBF AlSi10Mgの等価破壊靭性値が23～30MPa√mであると報告しました。これは、Liuらが報告したKIcの27～31MPa√mとほぼ同じです。彼らは、ハッチ間隔や層の厚さが増加すると、柱状の粒子構造が大きくなり、ハニカム構造の下部構造が広くなることを指摘した。対照的に、スキャン戦略は溶融プールの配置を制御し、溶融プールが支配的なメソ構造を形成します。 KIC はスキャン戦略に対してより敏感ですが、プロファイル間隔と層の厚さは引張特性に大きな影響を与えます (セクション 5.4 で説明)。 90°スキャン戦略を使用した合金試験片の破壊靭性（19～27 MPa√m）は、67°スキャン戦略を使用した材料の破壊靭性（25～31 MPa√m）と比較して低下しましたが、これは亀裂の曲がり具合に起因しています。 67°材料のランダムな溶融プールの配置と比較して、90°スキャン戦略を使用して作成された試験片で観察された亀裂経路は曲がりくねりが少なく、2つの異なる溶融プールの方向が形成されました[155]。溶融池境界を越える亀裂伝播は、粒界破壊と粒内破壊によって発生します。粒界破壊は、亀裂が溶融池を垂直に横切る細長い粒界で発生する可能性が高く、粒内破壊は、亀裂が溶融池境界を斜めに横切る場合に発生する可能性が高くなります。さらに、亀裂の偏向が溶融プールを通過するよりも有利な領域では、単一の溶融プールの界面での亀裂の偏向が観察されました。ポールらは、溶融プール内と溶融プール境界における亀裂伝播抵抗が異なることを実証した。

7. 疲労き裂進展特性

疲労亀裂成長 (FCG) 特性を理解することは、安全性が重要となるアプリケーションでは特に重要です。これにより、負荷変動が避けられない場合に、構造の完全性と信頼性の評価に損傷許容設計手法を使用できるようになります。 AM には本質的にさまざまな種類の欠陥があり、特に多孔性と表面粗さは構造部品の疲労挙動に非常に悪影響を及ぼす可能性があるため、これを理解することは寿命予測、部品認証、および AM 金属の広範な採用にとって重要です。

金属の FCG 挙動は、開始または閾値付近の領域 I、定常成長またはパリ領域 I、および急速破壊領域 III の 3 つの領域に分けられます。領域 III では、不安定で急速な亀裂成長が生じます。これは、微細構造と応力状態の変化に非常に敏感であり、合金の破壊靭性に直接関係します。前述したように、メソ構造の存在により AM 合金の延性と KIC が切り離される可能性があることは注目に値します。つまり、構造の完全性評価には、基礎となるミクロおよびメソ構造に関連する破壊靭性特性の深い理解が必要であり、つまり、特定のプロセス、配向、熱処理の破壊靭性特性が求められます。対照的に、残留応力も多孔性も、高速破壊領域に大きな悪影響を及ぼしません (それらの量が大きすぎて、印刷された部品の適合性が意味をなさなくなる場合を除きます)。

図5-0 強度と靭性は矛盾している

領域 II の亀裂の増分周期的進行は、亀裂先端の局所的な塑性変形によって確認でき、微細構造、荷重比 (R)、および部品の形状の変化に対してそれほど敏感ではありません。これは、rp のサイズが特徴的な微細構造の長さスケールの数倍になるからです。領域Iでは、亀裂の伝播または開始または還元は、主に微細構造の影響を受けるせん断メカニズムによって支配されます（RPサイズは微細構造スケールに似ています）、R、および環境です。

図5-1 LPBFによって製造されたALSI10MGの微細構造（A）30LT/67SSの詳細レーザースキャンの0°方向に沿ったプールは、45°の反対方向を示しています

一般に、AM合金のFCG特性は、対応するAS-Castまたは錬金術の合金のFCG特性に匹敵します。ただし、多くのAM合金に固有の微細なAB構造は、FCGのしきい値の低下に関連付けられています。それどころか、粗さによって誘発される閉鎖効果は、LB-PBF Ti6Al4Vの円柱PBG構造やアル・アル合金の溶融プール構造などの中骨構造に関連しています。これは、低いRでは、亀裂表面の粗さと他の亀裂シールドメカニズムの間の相互作用などの外因性因子が有効な亀裂駆動力を低下させ、それにより閾値に近いFCGの挙動を改善することを示唆しています。一般に、r> 0.5の場合、これらの効果はあまり一般的ではなく、内因性のしきい値が測定されます。ほぼ批判的な領域では、基礎となる微細構造の強い影響は、しきい値を増加させ、熱処理とそれに続く粒子の成長により異方性を減らすことができることを意味します。

図5-2（a）2つの異なる方向にある異なるLPBF材料の引張応力 - ひずみ曲線

図5-3微細構造の特性：（a）EBSDを使用して分析する場合、

これを考慮して、まず、定常状態のFCG特性（領域II）および閾値近くのFCG特性（領域I）のFCG動作の共通の特徴を要約します。次に、臨界値に近い各合金システムの動作の特定の機能を強調します。骨折の靭性（状態III）については、第6章で説明しています。

図5-4 C（T）XZ方向から得られた骨折は、骨折したメカニズムが疲労前領域から過負荷の骨折への移行であることを示しています実験では、（e、f）EBSDを使用して分析するときに得られた亀裂伝播パス。

ソース：

添加的に製造された金属の骨折と疲労、

Actamaterialia、第219巻、2021年10月15日、117240、https：//doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240

リファレンス：JJ Lewandowski、M。Seifi、金属添加剤：Annu

Ritchie、R。強度とタフネスの対立

https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2016.09.005

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