Acta Materialia Review: 積層造形金属の破壊と疲労 (パート 2)

出典：江蘇省レーザー産業技術革新戦略同盟

この記事では、トップクラスの材料科学ジャーナル Acta Materialia に掲載されたレビュー「積層造形金属の破壊と疲労 (2)」をご紹介します。

3.2. 合金系特有の特性

3.2.1. チタン合金

急速レーザー凝固により、PBG 内の準安定マルテンサイト α' 相からなる微細な微細構造が形成され、ほとんどのチタン合金の層状微細構造が形成されます。一次粒子はPBG全体に広がる傾向があり、一次粒子ネットワーク間に細かい二次、三次、四次粒子を形成し（凝固合金層が受ける繰り返しの加熱サイクルによる）、バスケット織り構造を形成します[102,103]。 <001>βに沿ったエピタキシャル成長により、LB-PBF Ti6Al4Vの形状では、構築方向（Z）に沿って配向された柱状PBGが形成されます。これらは、溶融池内に不均一な核生成部位が存在せず、凝固中に溶融池の底に粒子が優勢となるために発生します。柱状 PBG 構造から等軸 PBG 構造への変換は、適切なスキャン戦略を採用するか、粒子の核形成を容易にする接種剤を追加することで実現できます。しかし、微細構造と特性には依然として大きな異方性が存在します。

図 4 316L ステンレス鋼の多層微細構造。(a) 結晶粒の配向を示す IPF 画像、(b) 溶融池を横切る際の高角粒界を示す SEM 顕微鏡写真、(c) セル構造を示す TEM 顕微鏡構造、(d) セル構造の境界にある酸化物不純物、溶融池が組織に与える影響を示す 316L の IPF 画像、(e) 溶融池の幅が 175 μm、深さが 75 μm の場合の結果、(f) 溶融池の幅が 175 μm、深さが 125 μm の場合の結果、(g) 溶融池の幅が 250 μm、深さが 125 μm の場合の結果。

図4-1 a) サンプルB: 1.4*1.4*1.4 mm3 3Dパースペクティブ解析結果、溶融プールはサンプルBの平均測定結果に基づいています。b) IPF結果、TD-BD平面に基づいています。c) SD-TD平面に基づいています。d) SD-BD平面に基づいています。

しかし、一次粒子ネットワークは{334}βと{344}βに近い晶癖面に沿って形成される傾向があり、その結果、構築方向（Z）に対して45°の方向に明確な構造形態が形成されます。細長い/柱状の粒子と一次ラスの形態は結晶組織よりも異方性に大きな影響を与えると主張されています。したがって、潜在的な特性は PBG メソ構造とそれに続く α ラスの形成によって影響を受けます。この点を説明するために、Stephenson らは、β-endo→α 変換中の変異体選択を促進するために異なるスキャン戦略を採用しました。アルファスラットのテクスチャは、PBG のテクスチャと突然変異選択の程度によって異なります。
Ti6Al4V AB 状態に広く見られる準安定微細構造を変換するための標準的なアプローチは、冷却速度が十分に低い後処理熱処理を使用することです。これにより、V が飽和した α′ から拡散し、α ネット境界に沿って β の形成が促進されます。 AM Ti6Al4V の熱処理は、一般的に 3 つのグループに分類されます: (a) 480 ～ 650 °C で実行される応力緩和 (SR) 処理、(b) β 転座温度 (Tβ) よりわずかに低い 705 ～ 650 °C ～ 975 °C で実行される再加工、および (c) 975 °C を超える温度での β アニーリングプロテイン G (β-AN) 形成。表 1 は熱処理に対する微細構造の応答をまとめたものです。 SR では、α' は α に向かって変換を開始できます。より高い SR 温度では、網目境界に沿って β 析出物が形成され始め、階層構造が崩壊し始めます。アニーリングにより、α ネットワークが粗大化し (したがって、階層構造が解消され)、ラス結合領域に沿って大量の β が形成されます。 β-AN は、従来製造された Ti6Al4V でよく見られるコロニー型構造をもたらします。 Tβ 未満の熱処理では PBG のメソ構造は変化しませんが、Tβ を超える熱処理では再結晶、球状化、および PBG の大幅な成長が起こります。
LB-PBF Ti-6Al-4V の層状二次 αβ マトリックス内に断片的な等軸一次 α 粒からなる二峰性微細構造を得るために、二次熱処理 (910 °C で焼鈍し、続いて水冷 (WQ)、さらに 750 °C で再度焼鈍し、続いて空冷 (AC)) が使用されました。後ほど説明するように、バイモーダル微細構造は延性と強度の良好な組み合わせを提供し、限界付近の疲労亀裂成長に対する耐性を向上させます。

3.2.2. 鋼

図 4 は、PBF 316L の微細構造の階層的性質を示しており、溶融池内の微細な等軸粒子と、その境界にある柱状粒子が含まれています。 PBF および DED 処理された鋼の特徴的な微細構造特性には、幅広いサイズがあります。一方の端では、そのサイズは溶融プールのサイズと同じになることがあります (図 4A)。より薄い端では、数十ナノメートル（凝固ユニットのサイズに相当）になることもあります（図4bおよびc）。スキャン速度が低下すると細胞構造のサイズが大きくなります。これは、スキャン速度の低下によるものです。溶融プールのサイズが比較的大きく、スキャン速度が遅いため、DED プロセスでは通常、より大きな粒子が形成されます。

AM 鋼の結晶組織は、プロセスパラメータを変更することで変更できます。たとえば、単一溶融またはクロスパターン充填溶融戦略により、強いテクスチャを持つ柱状の微細構造が得られます。逆に、スキャン速度を上げると、柱状の粒子が短くなり、横方向のテクスチャが弱くなる可能性があります。異方性微細構造は、オーステナイト相の <001> 方向へのエピタキシャル成長と関連しています。オリヴィエら[92]は、図4egに示すように、溶融プールの形状とサイズを変更することでエピタキシャル成長を減らすことができることを実証した。プロセスパラメータをある程度変更することで、結晶構造も変更できます。例えば、Zhongji らは、マルチスキャン戦略を採用して、アスペクト比 2:1 の安定した深い溶融プールを生成することにより、好ましい <001> テクスチャを置き換える <011> 結晶テクスチャを設計しました。表 2 は AM 鋼の一般的な微細構造相をまとめたものです。製造後、合金 304L および 316L は、特に LB-PBF を使用して製造された場合、通常は完全にオーステナイトの微細構造を示します。 Abd Elghanyらは、LB-PBF 304Lの粒界に炭化クロムの析出を観察しなかった。しかし、LB-DED を使用した場合、AB 316L サンプルのセル接合部に沿ってデルタフェライト (体積比で約 11%) が残留していることが観察されました。その後、1150°C で 2 時間熱処理し、その後空冷すると、セル分離が解消され、等軸オーステナイト粒が再結晶化しました。処理後の熱処理により、通常、これらの合金の粒界特性が改善され、引張特性と疲労特性が向上します。等軸粒の形成には、約 1050°C を超える再結晶温度が必要でした。

LB-PBF 18Ni300 マルエージング鋼も、マルテンサイト微細構造内に凝固セルを持つ層状微細構造を示します。 AB 条件では、微細組織はマルテンサイトとオーステナイトで構成され、析出物や小さな原子クラスターは観察されず、冷却速度が析出を抑制するのに十分であったことを示しています。その結果、AB 状態の合金は非常に柔らかく、延性を持つようになります。しかし、DED 材料では硬度の増加を伴い、早期沈殿の兆候が見られます。高強度を達成するには、従来製造されたマルエージング鋼に使用されるものと同様の、溶体化熱処理および時効硬化熱処理（815～840°C、1時間、AC、490～530°C、8時間、AC）が必要です。これらの熱処理により、金属間析出物を含むマルテンサイトが形成され、オーステナイト回復プロセスにより、時効温度と時間の上昇とともに残留オーステナイトの体積分率が増加します。

17-4PH鋼では、マルテンサイトラスの大きさは凝固速度に依存する[134]。 AB 部品には一貫した銅の析出がないため、鋼の特性を改善するために時効処理が必要になります。その後の溶解処理および時効処理により、錬鉄鋼と AM 17–4 PH 鋼の微細構造は類似したものになりました。 17-4 PH 鋼を AB 焼戻しのみで時効処理すると、残留オーステナイト分率も減少しますが、20% を超えることはありません。さらに、マルテンサイト相とオーステナイト相の割合の範囲は、時効時間と期間に大きく依存します。 1040 °C で 4 時間の熱処理に続いて WQ および 482 °C で 1 時間の時効処理を施すと、Cu ナノ析出物を含むマルテンサイト微細構造が得られました。

3.2.3. ニッケル基高温合金

ニッケルベースの超合金部品は、すべての主要な AM プロセスを使用して製造されており、インコネル 718 と 625 が最も広く研究されている合金です。微細構造は、表 3 に示すように、溶融プールの形状と採用されたプロセスパラメータに応じて、等軸から柱状まで変化します。 AM プロセスでは、粒子の形態をある程度制御できます。 Körner 氏とその同僚は、コネル 718 で EB-PBF を使用して、スキャン戦略のバリエーションによって、テクスチャが高度に発達した柱状結晶粒構造、またはテクスチャの少ない等軸細粒構造のいずれかを生成できることを示しました。さらに、ゴッターバームらは、μヘリックスに沿って慎重に設計され制御された温度勾配を介して単結晶を成長させる能力を実証しました。
AB 状態では、析出温度までの急速冷却によって γ' 相と γ'' 相が形成されないため、析出強化は発生しません。急速凝固は、図5a-cに示すように、セル境界に沿ってNb、Ti、Moのミクロ偏析も引き起こし、セル境界に沿ってLaves相が形成されたり、セルと粒界にδ相が形成されたりする可能性がある[149, 150]。これらの相の中には、合金の機械的特性に悪影響を及ぼすものがある。さらに、Laves 相には、γ 時効中の析出物の形成に重要な Nb、Mo、Ti も含まれています。

最高の強化を達成するにはラーベス相の溶解が必要なので、処理後の熱処理が必要です。ただし、鍛造インコネルに推奨される標準熱処理は、AM インコネルには直接適用できません。たとえば、インコネル 718 では、微細構造は柱状の性質とメソ構造、つまり材料の層状構造の痕跡を保持しています。不規則な析出がγ'およびγ''に及ぼす影響金属組織サンプルの作製中に、各相対柱状結晶の樹枝状結晶間領域および境界が集中的にエッチングされ、針状のδ-Ni3Nbが樹枝状結晶間に少量析出しました。二重時効処理も溶体化（980℃）熱処理も、単位格子境界に沿った Nb 偏析を効果的に除去することはできません。 Nb を均一に分散させるには、1050℃ 以上で 1 時間溶解し、その後空冷する必要があります。このような高い溶解温度では、Laves 相が溶解しながら粒成長が起こり、その後、図 5d-g に示すように、時効プロセス中に沈殿が形成されます。

図 5 (a) HAADF-STEM 微細構造と STEM-EDX 画像、高倍率微細構造は (b) Nb 元素の分離と偏析を示しています。(c) セル境界に沿った Ti。EPMA 元素分布マップは Nb 元素の分離と偏析を示しています。(d) AB サンプルの Nb 偏析。(e) 時効処理 (AG、720 °C で 8 時間、620 °C@ 8 時間)、(f) 溶体化および時効処理 (STA、980 °C で 1 時間、AG)、(g) 均質化および溶体化 (HSTA、1150 °C で 1 時間、STA) 後の結果

図5-0 SLM（L-PBF）積層造形におけるIn718合金のプロセス-微細構造-性能の関係

（処理フロー：1020℃で15分間のスーパーソルバス溶体化処理、続いて720℃で24時間の熱処理によるラベス相とδ相の除去、AM-IN718）

図5-1 OM（金属組織）：（a）堆積時の状態の結果を示す3D構造、（b）製造時の状態、（c）DA、（d）STA、（e）HSTA。

図5-2 IN718合金のRT破壊強度と降伏強度の関係

3.2.4 アルミニウム合金

高強度アルミニウム合金の中で、AlSi12 と AlSi10 Mg は、AA2024 や AA7050 と並んで、AM プロセスに最も適したアルミニウム合金としてランク付けされています。従来製造された Al-Si 合金の微細構造には、AM 合金に比べてかなり粗い Si 粒子が含まれています。 PBF および DED 中の高い冷却速度により、Al は Si の偏析を通じて凝固し、その結果、一次 Al 相の周囲に Si が濃縮され、表 4 に示すようにハニカム構造が形成されます。単位セルの形状は、溶融プール境界に沿って柱状であり、走査軌道内では等軸です。図3aとbに示すように、微細なSi粒子は主にセル境界に位置している[10, 80]。プロセスパラメータは微細構造と溶融池の形態に影響します。 LB-PBF AlSi10Mg の場合、Paul らは、ハッチ間隔と層厚を増やすと、より広いセル構造を持つより大きな柱状粒子が生成され、スキャン戦略によって溶融プールの配列と溶融プールの形状によって支配されるメソ構造の形成が制御されると報告しました。
Si 粒子のサイズは印刷された製品のサイズによって異なります。高温で長時間放置すると、柱状の Al 粒子内に Si が沈殿します。固溶体中の Si 含有量は約 7wt% (従来の合金では 1.6wt%) であり、固溶体強化により AM Al-Si 合金の強度が大幅に向上します。 AB コンポーネント内のシリコン粒子の不均一な分布は、コンポーネントの機械的特性にとって有益にも有害にもなり得ます。そのため、機械的特性を改善するためにさまざまな熱処理が使用されましたが、これについては後で説明します。図 6a は、ユニットセルの境界に沿って集まった共晶シリコン粒子のネットワークを示しており、これは熱処理後もそのまま残ります (図 6b)。しかし、320℃で2時間のSR熱処理後、Siネットワークは部分的に破壊され、析出物は粗くなりました（図6c）。標準的な T6 熱処理では Si ネットワークが除去されることが示されていますが、500 °C を超える温度での溶体化処理では固溶体から大量の Si が放出され、粒界に粗大な Si 粒子が形成されます (図 6d)。

図6 Si粒子の分布を示すSEM画像：(a) AB状態、(b) AN（160°C@ 5時間）、(c) SR（320°C@ 2時間）、(d) T6処理（510°C@ 6時間）、続いてAG処理（170°C@ 4時間）。

4. プロセス関連の属性

AM 合金のプロセス関連特性は、レーザー照射戦略、粉末の品質と供給システム、BJP の場合のバインダー特性、ビルドプラットフォームの温度など、さまざまなプロセスパラメータと物理現象によって制御されます。さらに、部品の設計、方向、サポート構造は、欠陥（キーホールや融合不足など）、残留応力、表面仕上げなどの最終製品の品質に影響を与える可能性があります。これらの特性は、微細構造に加えて、特に部品の使用中の疲労性能に関して、材料の機械的特性に大きな影響を与える可能性があります。このセクションでは、AM システムにおけるいくつかの一般的なプロセス関連のプロパティをまとめます。

4.1. 欠陥

ASTM E3166[159]では、欠陥を多孔性（孤立または密集、表面近くまたは深く埋もれている）、融合不良（LOF）、不連続性（層間または層間）、介在物、プライシフト、および過少溶融/過溶融として特徴付けています。これらの欠陥は通常、密度の低下を引き起こしますが、亀裂として現れることもあります。現在の AM テクノロジーでは、プロセスパラメータを最適に組み合わせることで、最大 99.9% の密度を簡単に達成できます。たとえば、インコネル 625 では、LB-PBF161、DED162163、BJP164 の報告された気孔率レベルは、それぞれ 0.12%、0.01%、1% 未満です。 DED プロセスで得られる密度は一般に高くなります。これは、トラック幅が広く、層の厚さが厚く、熱源速度が小さいことに起因します。 BJP では、部品の最終密度はグリーン段階での嵩密度に直接依存しますが、気孔の生成は粉末の品質と焼結プロセスによって決まります。密度と収縮の間にはトレードオフがあることに留意する価値があります。高密度の部品が必要な場合は、より高い温度とより長い焼結時間を使用できます。これにより、ほぼ完全な密度の部品が可能になりますが、寸法収縮が大きくなります。
多くの研究では、熱源特性、露光戦略、層の厚さ、部品の向きなどのプロセスパラメータを最適化して、可能な限り最高の密度と最小の欠陥サイズを実現することを目指しています。エネルギー入力と粉末材料の溶融の間には複雑なバランスがあり、エネルギーが不十分だと粉末が部分的に溶融し、「溶融不良 (LOF)」や「未溶融粉末粒子」タイプの欠陥が発生する可能性があります。逆に、エネルギー入力が多すぎると溶融プールが不安定になり、飛散や蒸発が発生し、ガス巻き込みやキーホール型欠陥の形成につながる可能性があります。最適でないパラメータは、不連続なトラック、ワイヤ間の冶金結合の弱化、および剥離の形成につながる可能性もあります。

周期的な荷重条件下では、欠陥は亀裂の発生源として作用し、疲労寿命に悪影響を及ぼします。亀裂の直径（サイズ）、形状（先端半径と亀裂のような特徴を含む）、および位置（最も近い隣接欠陥と自由表面までの距離を含む）が重要な役割を果たします。密度を単一の材料パラメータとして使用するだけでは、AM 合金の疲労寿命に対する欠陥の影響を完全に評価するには不十分です。このことを認識して、欠陥の形態学的特徴の詳細な理解が、最近のいくつかの研究の焦点となっています。図 7 は、LB-PBF 316L で観察された欠陥の形態をまとめたものです。欠陥の特性を表す 3 つの重要な特性は、球形度 (または丸み)、アスペクト比、およびサイズ (直径) です。球形度は、欠陥が完全に球形からどれだけ不規則であるか、またはどれだけ偏差があるかを表す尺度であり、球の表面積と欠陥の表面積（同じ体積）の比です。真円度は球の 2 次元対応物であり、欠陥の断面積とその円周の 2 乗の比です。アスペクト比は、欠陥の最小寸法と最大寸法の比であり、非常に不規則な形状の欠陥を考慮するために、欠陥を囲む境界ボックスを使用して計算されます。開口部は最大の寸法であり、物理的なサイズを表します。ほとんどのガス欠陥はほぼ球形であるため、球形度とアスペクト比が高くなっています。

一方、LOF 欠陥は不規則な形状で鋭いエッジがあり、未溶融の粉末粒子が含まれている可能性があり、通常は球形度とアスペクト比が低くなります。ガス欠陥のサイズは通常、溶接プールのサイズに関係します。 LB-PBF では、EB-PBF や LB-DED に比べて、一般的に欠陥が小さくなります。 LOF 欠陥のサイズは通常、充填間隔と同じ程度です。しかし、球形度とアスペクト比が非常に低い状態で、ミリメートルオーダーのサイズに達することもあります。したがって、LOF 欠陥は、PBF および DED プロセスの疲労性能が低下する主な原因であると考えられます。 BJP では、欠陥サイズがはるかに小さく、アスペクト比が高くなります。

図7 LB-PBF Ti6Al4Vチタン合金のマイクロCTで得られた欠陥のアスペクト比（AR）と球形度

Kumar と Ramamurty は、プロセスパラメータの組み合わせが LB-PBF Ti6Al4V の多孔度分布に与える影響を研究しました。再構成されたマイクロ CT 画像は、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。 90° のスキャン回転を使用した場合、欠陥はビルド方向に整列していることが観察されましたが、図 8a および b に示すように、67° のスキャン回転を使用した場合は、両方のケースで体積エネルギー密度が同様であったにもかかわらず、欠陥はランダムに分布していました。クマールとラママーティは、マランゴニ対流とレイリー不安定性の複合効果に言及して、この観察結果を合理化した。図 8c に示すように、スキャン回転を 67° にするか、シャドウ間隔を狭めて隣接する溶融プール間の重なりを大きくすることで、比較的大きな欠陥の頻度を大幅に減らすことができます。

図7-1 Ti-6Al-4Vと17-4PHの材料、加工技術、後加工状態、厚さ、サンプル数と欠陥特性の関係

図 7-2 同じ厚さの 4 つのシェルの内部欠陥体積の比較: (a) 垂直アニール後の Ti-6AL-4V M290 表面、(b) 垂直 HIP 後の Ti-6AL-4V M290 表面、(c) 斜めアニール後の Ti-6AL-4V M290 表面、(d) 堆積状態での垂直アニール後の 17-4 PH M290 表面、(e) 垂直アニール後の Ti-6AL-4V AM250 表面、(f) 堆積状態でのアニール後の Ti-6AL-4V AM250 表面

図8 積層造形されたf LB-PBF Ti6Al4Vの再構成マイクロCT結果。異なる層厚（t）= 30μm、スキャン間隔（h）= 140μm、（a）スキャン回転（ϕ）= 90°、（b）ϕ = 67°、（c）4つの異なるパラメータの組み合わせにおける欠陥サイズ分布を示すヒストグラム

表面粗さ

図 9 に示すように、層ごとの製造プロセスと、表面に付着した半溶融粒子の存在、および表面下と表面の接続欠陥が組み合わさって、AM 合金部品の表面は非常に粗くなります。表面粗さは、使用されるプロセスの種類とパラメータ、粉末のサイズ、層の厚さ、部品の形状、および構築方向に対する表面の向きによって影響を受けます。たとえば、斜めの角度で層を重ねると、各層の位置によって傾斜または曲線が近似された「階段」形状の表面が生成されます。さらに、熱源が施工プラットフォームに移動されるため、上方向と下方向では表面の地形が異なり、上方向に比べて下方向の表面粗さがはるかに高くなります。たとえば、PBF プロセスでは、下向きの面はルースパウダーまたはサポート構造上に構築されるため、明らかな粗さの特徴が生成されます。
一般的に言えば、DED プロセスの表面仕上げは最も優れており、EB-PBF の表面仕上げは最も劣っています。例えば、Ti6Al4Vの報告された平均表面粗さ（Ra）値は、LB-DEDでは18.5±6.5μm[38,180]、LB-PBFでは35±12.3μm、EB-PBFでは131±45.5μmです。（比較のために、BJP 316L の Ra は 3.73 μm です）。レーザーおよび電子ビームベースのプロセスでは、より細かい粉末とより厚い層が使用されるため、部品の端で粉末が焼結して「サテライト」が形成されやすくなります。ただし、ニアネットシェイプ（つまり、最終的な形状を実現するために目的の部品形状に近づいた後に処理する）に対する DED テクノロジの使用は、線幅と層の高さが非常に大きいため制限されます。

粗い表面が骨の統合を促進する生体医学的用途など、特定の状況では表面粗さが高いことが有益な場合もありますが、その影響は AM 部品の疲労性能に悪影響を及ぼすことがわかっています。多孔性と同様に、表面の歪みは応力集中につながり、局所的な塑性変形を引き起こし、疲労亀裂の早期発生を促進します。 Kantzos ら結果は、LB-PBF Ti6Al4V では、表面粗さによって引き起こされる応力集中により、等価フォンミーゼス応力が 15 倍に増幅される可能性があることを示しています。興味深いことに、この研究では、最も有害な表面特徴は表面近くの欠陥と表面の切り込みであることも指摘されており、付着した粉末は機械的反応とは無関係であることが示唆されています。これはFatemiらによる研究で確認されました。軸方向、ねじり方向、および軸方向とねじり方向の複合荷重を受ける場合。同様に、BerettaらはLB-PBF AlSi10Mgにおける部品配向の影響を調査し、表面を上向きにした試験片は、ノッチ付きの表面を下向きにした試験片よりも大幅に優れた疲労性能を示すことを発見しました。エドワーズら結果は、AB 試験片では粗い表面が亀裂の発生に支配的な役割を果たしているのに対し、機械加工された試験片では内部亀裂が重要な役割を果たすことを示しています。

図 9. (a) LB-PBF Ti6Al4V の結果を示す SEM 画像。(b) EB-PBF Ti6Al4V の SEM 画像。(c) (a) のマイクロ CT 分析結果。(d) LB-PBF Ti6Al4V の解像度 1.5 μm のシンクロトロン放射マイクロトモグラフィー。

残留応力

構築部品の残留応力が無視できる BJP とは異なり、PBF および DED プロセスでは残留応力が高くなり、構築部品の場所によって残留応力が大きく異なる可能性があるため、状況はさらに悪化します。これらの応力により、現場での亀裂、剥離、部品の反り、および潜在的なビルドの失敗が発生する可能性があります。このような高い残留応力は、これらのプロセスに固有の局所的な熱入力と急速な冷却の結果です。高エネルギービームによって急速に加熱されると、局所領域の膨張は隣接する材料によって抑制され、通常は圧縮塑性ひずみが生じます。その後の溶融合金の急速な冷却とそれに伴う収縮により、高い引張応力が生じます。加熱と冷却のサイクルが局所的であるため、構築された部品の体積全体にわたって非常に不規則な残留応力場が生じます。

DED 316L 中性子回折法による測定では、残留応力が合金の降伏強度の 50 ～ 80% に達する可能性があることが示されています。 LB-PBF Ti6Al4Vとインコネル718でも同様の値が報告されています。これらの応力は、ビルド方向 (Z) に沿って最大となり、パーツの中心では圧縮応力、外側の自由表面では引張応力となり、ビルドプラットフォームのインターフェイス付近ではさらに集中します。ただし、ビルドプラットフォームを加熱すると、応力を 1 桁減らすことができます。
残留応力の大きさは、スキャンラインの長さが長くなるにつれて増加します。これを念頭に置いて、製造中の応力の蓄積を減らす最も一般的なアプローチは、レイヤーを小さな「アイランド」または「ストリップ」に分割し、最長の途切れない移動経路を短縮するスキャン戦略を実装することです。 PBF システムは、主に各層の後に熱源のスキャン方向を回転させることによって応力の蓄積に対処します。層の高さも応力分布に直接影響を与えることが示されています。つまり、層が薄いほど、層が厚い場合よりも応力勾配が高くなります。残留応力の蓄積は各層によって異なるため、全体的な応力レベルは部品のサイズによって異なります。たとえば、エドワーズとラムルは、背が高く幅の狭い LB-PBF Ti6Al4V 試験片の引張残留応力は高く、表面から深く浸透している (最大 250 μm) 一方、大きい部分の引張残留応力は小さく浅い (50 μm) ことを実証しました。高い残留応力の影響は、製造時と使用時の両方で問題となります。ニッケル基高温合金やタングステンなどの超硬合金では、溶融池の経路に沿って形成される小さな亀裂がよく観察されます（図 10 を参照）。支持構造などの層間界面や応力集中部付近から発生する、よりサブ層間剥離タイプの欠陥も報告されています。製造プロセス中に大型コンポーネントに大きな引張応力が蓄積すると、サポート構造またはビルドプラットフォームの剥離につながる可能性があることが報告されています。部品の変形により、寸法公差も大きく影響を受ける可能性があります。疲労プロセス中、残留応力は追加の亀裂駆動力として作用し、それによって亀裂の発生と伝播を促進する可能性があります。

図 10. LB-PBF W (タングステン) の亀裂ネットワーク。レーザー作用下での 2 つの異なる溶融プールサイズの結果を示します。(a) は浅く、(b) は深いです。黒い矢印は横方向の亀裂を示している

図10-1 Wのレーザー積層造形によって誘発される亀裂：シミュレーションと実験結果の比較

4.4. プロセス関連特性を改善するための後処理

製造後、AM 部品をエンドユーザー向けの最終部品に変換するには、いくつかの手順が必要です。通常、余分な粉末が除去され、部品がビルドプラットフォームから切り取られ、サポート構造が機械加工で除去されます。プロセス関連の特性を改善するために、追加の後処理を採用することもできます。これには、微細構造を改善したり残留応力を緩和したりするための熱処理、多孔性を低減するための熱間静水圧プレス (HIP)、および必要な表面仕上げと形状公差を実現するための何らかの表面仕上げプロセスが含まれます。

熱処理は、AM Ti6Al4V、SS、Ni ベースの高温合金、アルミニウム合金によく使用されます。 SR 熱処理には回復が含まれます。 LB-PBF および DED 部品は通常、構造プラットフォームから切断される前に応力が緩和され、幾何公差要件からの逸脱が制限されます。 SR 熱処理は、原子の移動を可能にするのに十分な高温で、再結晶と粒成長を抑制するのに十分な短時間で実行されます。一般的に、高温で焼鈍すると、結晶粒の成長、結晶粒の配向の変化が起こり、より等軸的な構造の形成が促進されます。これには通常、強度の低下、延性の増加、異方性の減少が伴います (AM 金属、特に PBF プロセスを使用して製造されたものには柱状配向の微細構造が含まれることが多いため、これは望ましい場合があります)。ただし、高温で熱処理しても密度や表面仕上げは向上しません。

AM を使用して製造された部品の多孔性を低減するには、熱間等方圧プレス (HIP) が一般的に使用されます。例えば、LB-PBF ニッケル基超合金や Ti6Al4V の内部欠陥や亀裂をシールすることができます。さらに残留応力も除去できます。欠陥を含むガスが完全に封じ込められていない場合、その後の熱処理によって再び開く可能性があります。 LB-PBF Ti6Al4V に関する研究では、熱間静水圧プレス処理中に内部欠陥が封じ込められるものの、表面および表面近傍の欠陥は影響を受けないことが示されています。場合によっては、HIP 処理によって、著しい粒子成長により AM 部品の粒子構造が大幅に変化することがあります。

AM 部品の表面仕上げを改善する最も一般的な方法は、フライス加工や旋削などの標準的なプロセスを使用して部品を機械加工することです。 AMで許可されている幾何学的な複雑さにより、CNCの機械加工は、主にDEDなどのネット形状のプロセスと組み合わせて、しばしば必要になる場合があります。ただし、AMが提供する幾何学的自由には、未定義のジオメトリプロセスが必要です。表面仕上げの改善に役立つと報告されている技術には、振動粉砕、化学物質研磨、エレクトロポリッシング、表面機械的研磨処理（SMAT）、および超音波ナノクリスタル表面修飾（UNSF）、および回転ツールによる単純な研磨またはベルトグリンジャーの粉砕（フラットサーフェス用）が含まれます。 Bezuidenhout et al。ただし、これらのプロセスは制御が困難であり、高品質の部品に必要な基準を常に満たすとは限りません。シュートピーニングは、表面仕上げ技術としてもお勧めします。 Kumar et al。によって示されているように、必ずしも表面仕上げが大幅に改善されるとは限りませんが、材料表面の機械加工は疲労寿命を大幅に改善できる残留圧縮応力を誘導する可能性があります。

図11。化学エッチング後のLB-PBF TI6AL4Vサンプルの表面粗さ：（a）AB表面（AB）、および（B – D）異なるモル（M）溶液濃度での化学エッチング後の（B – D）表面。

図11-0 HF-HNO3を使用した化学エッチング後のSLM（L-PBF）TI6AL4Vチタン合金の表面粗さと疲労寿命

出典：添加物の金属、Acta Materialia、第219巻、2021年10月15日、117240、https：//doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240の骨折と疲労

参照：添加剤の製造条件下でのタングステンにおけるレーザー誘導マイクロクラッキングの分析：実験とシミュレーション、Acta Materialia、Volume 194、1 August 2020、Pages 464-472、https：//doi.org/10.1016/J.Actamat.2020.04.0606060606060606060

https://doi.org/10.1016/j.matdes.2019.108091

https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140092

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