最終ポストとしてのタンブル仕上げの効率 | 株式会社ワイズワーズグループ

Scientific Reports volume 13、記事番号: 4602 (2023) この記事を引用

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1 オルトメトリック

メトリクスの詳細

レーザー粉末床溶融 AlSi10Mg サンプルの疲労性能に対する内部欠陥と表面欠陥の悪影響を軽減するために、ショットピーニングと熱処理後の最終ステップとしてタンブル仕上げを組み合わせたハイブリッド後処理が開発されました。 V ノッチ付き AlSi10Mg サンプルの微細構造、表面形態と粗さ、硬度、残留応力、気孔率、および回転曲げ疲労挙動に対する各後処理の影響を個別および相乗的に調査しました。その結果、タンブル仕上げは、余分な表面層の硬化と圧縮残留応力を誘発しながら、完成状態および熱処理状態と比較して表面粗さを 28 および 32% 大幅に低減できることが明らかになりました。熱処理 + ショットピーニング + タンブル仕上げのハイブリッド後処理により、サンプルの疲労寿命がアズビルドシリーズと比較して 500 倍以上大幅に延長されました。

レーザーベースの粉末床金属融合 (PBF-LB/M) は、一般的な積層造形 (AM) 技術として、複雑な形状の部品を製造するためにかなりの注目を集めています 1、2、3。しかし、PBF-LB 材料は、層ごとの溶融および凝固プロセス中の複雑な熱物理現象により、複数の内部欠陥および表面欠陥を有することが知られています 4、5、6。完成したままの材料は、不均質な微細構造 7、閉じ込められたガスによって形成されるさまざまな種類の気孔率、溶融およびキーホール効果の欠如 8、9、10、引張残留応力 11、12、および表面の凹凸 13 によって特徴付けられます。表面欠陥の主な原因は、未溶融および部分的に溶融した粉末、スパッタ、およびボール状欠陥の形成に関連しています14、15、16。これらの欠陥は、摩耗、傷、耐食性、疲労挙動など、PBF-LB 材料の性能に影響を与える可能性があります 17、18、19。通常、表面欠陥は局所的な応力集中ゾーンとして機能し、早期の亀裂核形成、ひいては疲労破壊を引き起こします2,20,21,22。したがって、これらの問題を克服し、PBF-LB 材料の機械的特性に関連する課題に対処するために、さまざまな後処理方法が提案されています 23。

後処理方法としては、PBF-LB 材料の内部欠陥の一部を調整するために熱処理 (HT) が一般的に使用されます。 HT は、微細構造を均質化して異方性を除去し、残留応力を解放するように設計できます。さらに、適切な HT により PBF-LB 材料の延性と伸びが改善され 24,25、強化された疲労挙動が保証されることが報告されています 26,27。

材料を除去せずに表面欠陥を調整するための後処理を考慮すると、ショットピーニング (SP)28,29,30、超音波ピーニング (UP)31、キャビテーションピーニング (CP)32,33、強力振動ピーニングなどのピーニングベースの表面処理 ( SVP)34 およびレーザーショックピーニング (LSP)35、36、37 は、表面の凹凸を高度に除去し、完成したままの材料の表面形態を均一にすることができます。さらに、上記の後処理の多くは、顕著な表層結晶粒微細化と高い圧縮残留応力を誘発する可能性があり、これがさらなる疲労挙動の向上に寄与します 38,39,40,41,42。たとえば、鋼媒体を使用して 10A [0.001 インチ] のアルメン強度と 100% の被覆率を備えた SP プロセスによって表面に激しい塑性変形を適用すると、PBF-LB AlSi10Mg サンプルの表面粗さは Ra30 換算で 9 μm から 4.5 μm に減少しました。引張応力が 70 MPa の竣工状態と比較して、表面形態、表面硬化が減少し、最大圧縮残留応力が -155 MPa まで低下したことの複合効果により、疲労強度が竣工状態の 36 MPa から 176 MPa まで顕著に向上しました。 SP処理後のMPa。別の研究では、PBF-LB AlSi10Mg に周波数 17 kHz、電力 1000 W、振幅 80 μm の UP を適用すると、顕著な気孔率の減少と表面硬化が生じ、初期引張と比較して高い表面圧縮残留応力も誘発されました。顕著な耐食性の向上につながる応力31。 V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg サンプルに、レーザービームエネルギー 4.5 J、レーザーエネルギー密度 9 GW/cm2、パルスオーバーラップ 50% の LSP を適用すると、深さ 380 µm までの相当な細孔閉鎖が明らかになりました。建てられた状態。 LSP 適用後、ノッチ根元部の初期表面粗さ (Ra) は 4.34 μm から 3.98 μm まで減少しました。さらに、初期応力 -11 ～ -178 MPa で 25% の表面硬化と圧縮表面残留応力が誘発され、疲労寿命が完成状態と比較して最大約 200 倍向上しました 37。

材料除去による表面欠陥に対処するための表面後処理に焦点を当て、粗さを低減し、表面を滑らかにするために、トライボ仕上げまたはバレル仕上げとしても知られるタンブル仕上げ (TF) が AM 材料に適用されています。 TF では、部品と研磨媒体 (場合によっては化合物を含む) の混合物がバレル内で調整可能な速度で回転します。このプロセスでは、部品を研磨媒体に対して転がすことで摩擦を生じさせることで、顕著な表面粗さの低減を実現できます。 TF は、研磨材のサイズ、形状、組成、および回転速度と回転時間に関連するパラメーターによって制御できます。 PBF-LB Ti6Al4V サンプルにセラミックメディアを使用した TF を適用すると、表面粗さ (Sa 換算) が 21.5 μm から 18.9 μm に減少しました43。結果は、300 MPa の固定最大応力での TF 後、疲労寿命が最大 60% 向上する大幅な疲労寿命の向上を示しました。 PBF-LB Ti6Al4V の表面粗さと疲労挙動に対する TF の影響を研究した別の研究では、表面粗さが Ra 換算で 6.83 μm から 4.96 μm に減少し、その結果、疲労限界が約 40% 改善されたことが示されました 44。

我々の以前の研究では、V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg サンプルの疲労強度に対する HT および SP 後処理方法とそれらの組み合わせの影響を調査しました 45。 T6 熱処理とアルメン強度 5A [0.001 インチ] の SP の組み合わせと、セラミックメディアを使用した 100% 被覆率により、疲労強度が完成品の 6 MPa に対して最大 110 MPa まで大幅に向上しました。疲労性能をさらに強化し、表面粗さをより適切に調整することを目的として、HT および SP46 と組み合わせた最終後処理ステップとして電気化学研磨 (ECP) を検討しました。この組み合わせにより、完成サンプルと比較して疲労寿命が 4 倍以上向上しました。私たちの以前の研究に続いて、後処理の費用対効果の高い最終ステップとしての TF の効果を個別に調査し、V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg サンプルの疲労挙動に対する HT および SP と組み合わせて調査しました。タンブル仕上げシリーズの性能を分析するために、微細構造の特性評価、表面形態および粗さの分析、硬度および残留応力の測定、回転曲げ疲労試験などのさまざまな実験試験が、完成サンプルおよび処理サンプルに対して実行されます。

PBF-LB プロセスによって製造された円筒形の V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg サンプル。 PBF-LB プロセスパラメータとスキャン戦略の詳細については、以前の論文 45、46 で説明されています。 HT、SP、TF の後処理とそれらの組み合わせをサンプルに適用しました。 T6 HT は、微細構造を均質化し、望ましくない引張残留応力を解放するために、30 で報告されている温度と時間間隔に従ってサンプルの半分に適用されました。 SP 処理は、直径 0.15 mm、硬度 62 HRC、アルメン強度 5 A [0.001 インチ]、カバレッジ 100% のセラミックショットを使用して適用されました 45,46。 SP プロセスは、修正された表面形態、表面層の結晶粒微細化、表面硬化を実現し、圧縮残留応力を誘発するために適用されました。一方、TF は、70 L バレル内で直径 3 mm、長さ 4 mm の円筒状セラミックメディアを使用し、振幅 6 mm で 60 分間振動させて実行されました (TF は REM 表面工学によって適用されました)。 SPプロセスとTFプロセスの概略図をそれぞれ図1aと図1bに示します。図 1c は、完成品 (AB)、ショットピーニング (AB + SP)、タンブル仕上げ (AB + TF) のさまざまなサンプルに対応する形態を持つ、円筒形の V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg サンプルの形状とサイズを示しています。熱処理（AB+HT）サンプルを考慮すると、全体ではAB、AB+TF、AB+SP、AB+SP+TF、AB+HT、AB+HT+TF、AB+HT+の8セットのサンプルとなります。 SP および AB + HT + SP + TF を使用して、適用された後処理の効果を個別および相乗的に調査しました。

(a) SP 処理および (b) TF 処理の概略図 (c) AB、AB + SP、および AB + TF の異なるサンプルに関連する異なる形態を持つ V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg サンプルの形状とサイズ。

微細構造分析は、Nikon Eclipse LV150NL 光学顕微鏡および後方散乱回折 (EBSD) を備えた高解像度 Zeiss Sigma 500 VP 電界放射型走査電子顕微鏡を使用して実行されました。 EBSD 用のサンプルの準備では、まず機械研磨が検討され、続いて 0.05 µm コロイダルシリカ懸濁液を使用した化学機械研磨が検討されました。その後、ATM SAPHIR VIBRO 装置を使用し、150 ml の 0.05 µm コロイダルシリカ懸濁液と 90 Hz のパッド振動周波数を使用し、190 g の追加重量を 90 分間適用して振動研磨を実行しました47。 EBSD 分析は、加速電圧 20 kV、サンプル傾斜 70°、ステップサイズ 1 µm、検出バンド数 10、カメラビニングモード速度 311 × 256 ピクセル、およびカメラ露出時間 40.96 ms で実行されました。 EBSD の結果は、AZtecHKL ソフトウェアによってさらに処理されました。サンプルは構築方向に関して縦方向および横方向の断面に切断され、研磨された断面はケラー試薬中で 20 秒間化学的にエッチングされました。平滑なサンプルの表面形態は、Zeiss EVO50 S を使用して分析されました。Alicona Infinite Focus 共焦点顕微鏡は、横方向解像度 0.10 μm、縦方向解像度 10 nm でノッチ領域の表面粗さを分析しました。 ISO 25178-2 規格 45,48 に従って、算術平均 (Ra) および二乗平均平方根 (Rq) の観点から表面粗さの値を取得しました。

微小硬さ試験は、ライカ WMHT30A マイクロビッカース硬さ試験機を使用して、50 μm の間隔を考慮して各くぼみごとに 25 gf の荷重と 15 秒の滞留時間を使用して、yz 平面上の研磨された縦断面 (構築方向に関する) で実行されました。各サンプルでは、表面から内部を通って深さ 740 μm までの 3 つの経路が使用されました。 X 線回折 (XRD) を使用して、AST X-Stress 3000 ポータブル X 線回折計を使用し、CrKα 放射線、λK alpha 1 = 2.2898 Å、照射領域直径 4 mm、sin2 を考慮して残留応力の分布を取得しました。 (ψ) 法。 0.028°の一定ステップサイズで、0°、45°、および90°の3回転に沿って45°から-45°の間の合計7つのカイチルトでスキャンされた{311}反射に対応する139°の回折角（2θ）検討されました。測定は、構築方向に対して垂直な経路を考慮して、表面からコア材料までの深さ 700 µm まで実行されました。酢酸 (94%) と過塩素酸 (6%) の溶液を 40 V の電圧で使用し、各ステップで電気化学研磨 (ECP) を使用して材料の薄層を除去しました。応力測定値は、材料除去による応力緩和を考慮するために、Moore と Evans49 によって説明されたアプローチによって数学的に補正されました。

空隙率の測定は、Nikon XTH 225ST マイクロ CT を使用し、電圧 190 kV、電流 40 μA、通過電力 25 W、露光時間 3900 ms で X 線断層撮影法によって実行されました。データ取得には等方性ボクセルサイズ 5 μm を使用しました。 DRAGONFLY ソフトウェアを使用して断層撮影結果を分析しました。

完成したままのサンプルと処理済みサンプルの疲労挙動は、Italsigma の回転曲げ疲労試験装置を使用して、振幅応力 110 MPa の固定振幅応力で、すべてのセットの振れ限界を 9 × 106 サイクルに設定し、応力比 R = − 1 で評価しました。回転速度は約2500rpm。各セットについて 3 つのサンプルがテストされ、平均疲労寿命が報告されました。さらに、Zeiss EVO50 SEM を使用して、破壊されたサンプルの破面評価が行われました。

微細構造の特性評価は、EBSD 分析を備えた光学顕微鏡 (OM) および電界放射型走査電子顕微鏡 (FESEM) のさまざまなアプローチによって実行されました。図 2a は、xy 横断面と yz 縦面の 2 つの断面における AB および AB + HT サンプルの OM 画像を表します。これらの断面は、垂直構築方向にそれぞれ垂直および平行です。 AB サンプルでは、xy 平面でのスキャン戦略により、67° 回転に沿って配向されたメルトプールトラックに関連する不均質な微細構造が観察されました。溶融プールの形態は、yz 平面の構築方向に従って伸長しました。 AB + HT シリーズで微細構造を均質化した後、溶融プールの跡と境界は、xy 平面と yz 平面の両方でほとんど見えなくなるか、半分見えるようになりました。

(a) Z の構築方向に対する xy 横断面と yz 縦面の 2 つのセクションにおける AB および AB + HT サンプルの OM 画像 (b) yz における AB および AB + HT サンプルの両方の EBSD 解析から得られた GND マップ飛行機。

図 2b は、AB サンプルと AB + HT サンプルの両方の EBSD 解析から得られた幾何学的に必要な転位 (GND) マップを示しています。 PBF-LB 材料 48 で一般的な現象である、溶融池境界の周囲での小さな等軸粒子の形成と溶融池内での柱状粒子のエピタキシャル成長が AB サンプルで観察されました。 AB + HT サンプルでは、半目に見える溶融プール境界の周囲に細長い柱状粒子が見られ、HT50 後の粒子の拡大が示されました。

さらに、AB および AB + HT サンプルの GND マップは、それぞれ 5.8 × 1014 m-2 および 3.2 × 1014 m-2 の最大局所値を示し、HT を適用した後の転位密度の解放により、より均一な微細構造が得られたことを示しています。構築済みおよび熱処理後の PBF-LB AlSi10Mg サンプルの引張特性に関する以前の研究では、構築済み状態の伸びが 2.5% であったのに対し、T6 HT 処理後は伸びが最大 13% まで大幅に向上する可能性があることが示されました。同時に、HT は引張強度を完成状態の 273 ± 3 MPa と比較して 201 ± 6 MPa まで低下させました30。サンプルの変形の主な原因は、転位の移動と蓄積であると考えられます。 PBF-LB 材料では、材料が高い温度勾配と急速な冷却サイクルにさらされるため、大きくて細長い粒子の存在が注目に値します。メルトプールの形成と凝固中に、転位は GND の関連領域に捕捉されます。柱状構造の形成により、AB 試験片では高密度の大きな角度の粒界と GND が観察されます。同時に、異なる冷却速度と異なる方向の機械的制約により、試験片内の GND 密度に方向の変動が生じます。 GND 強度の変動は、構築方向に関して水平、垂直、および斜めの面で報告されています51。製造時に使用されるエネルギー源や PBF-LB プロセス後の熱処理温度が高い場合、再結晶化と等軸結晶粒の形成が促進され、GND の強度が低下する可能性があります52。

構築されたままのサンプルおよび熱処理されたサンプルの微細構造に対する SP 処理の影響を調査するために、yz 縦平面上のサンプルのノッチ根元領域でさらなる EBSD 分析が実行されました。図 3 は、SP プロセスを適用する前後の AB および HT サンプルのノッチ根元の粒度分布マップを示しています。サンプルの製造中の輪郭形成により、AB サンプルでは比較的大きな結晶粒が構築方向に従ってノッチルートで伸長しました。これらの細長い柱状粒子は、AB + HT サンプルの方が大きかった（図 1b の GND マップにも示されているように）。一方、SP を適用した後、特に AB + SP サンプルでは、AB + HT + SP サンプルと比較して延性が低いため、ノッチ根元領域でかなりの表層結晶粒微細化が得られました。粒度マップの全領域を考慮すると、AB、AB + SP、AB + HT、AB + HT + SP サンプルでそれぞれ 18.1、13.2、37.9、および 31.3 μm2 の平均粒面積が得られました。粒度分析の対象領域に対応する粒界マップを図1と図2に示します。補足資料の 3、4、および S1。 PBF-LB 材料では、低角度粒界の全体的な密度が変形に伴う強度の増加を決定します。高角度粒界の代わりに亜結晶粒が形成されると、変形に大きな影響を与えます。転位セルは、低角度粒界ゾーン内のサブグレインの密度を増加させることによってのみ、これらの材料内に形成される可能性があります (図 3、4、および S1)。 EBSD 解析では、キクチパターンインデックスが機能しないため、転位密度が高いサブグレイン優勢ナノ結晶領域を完全に区別できなかったことは注目に値します。これは、ナノ結晶領域または非晶質領域の存在に起因すると考えられます54,55。

yz 縦面で SP を適用する前後の AB および AB + HT サンプルのノッチ根元の粒度分布マップ。

(a) 横断面 (xy 平面) 上の IPF、KAM、および SC に関する EBSD の結果、および (b) サンプルのすべてのセットのテクスチャ逆極点図 (z 方向)。

逆極点図 (IPF)、再結晶化、カーネル平均方位差 (KAM)、およびひずみ等高線 (SC) に関する結晶方位は、横断面 (xy 平面) 上の塑性変形した表面層をさらに調査するために EBSD データを使用して評価されました。。図 4a は、IPF、KAM、および SC に関する EBSD 分析の結果を示しています。 IPF マップは、PBF-LB 材料での指向性熱伝達の結果としての粒子のエピタキシャル成長により、PBF-LB AlSi10Mg の粒子が構築方向 (Z) に沿って凝固するため (001) 配向が優勢であることを明らかにしています 58。さらに、AB および AB + HT サンプルでは、スパッタや部分的に溶けた粉末などの表面の凹凸の形成が見られます。応力集中の指標として使用できる KAM マップ 59,60 は、AB および AB + HT 状態と比較して、AB + SP および AB + HT + SP サンプルの最表層、特にノッチ根元領域で高い値を示しています。、それぞれ（より高い倍率は補足資料の図S2に示されています）。さらに、SC マップは、AB + SP サンプルの塑性ひずみの最大値がより高いことを示しました。 AB、AB + SP、AB + HT、AB + HT + SP サンプルでは、それぞれ 3.5、9.2、2.7、および 5.5 という局所塑性ひずみの最大値が達成されました。 FCC 金属の構築方向に沿った柱状粒子の形成 61 は、AM 状態の (001) 繊維組織の進化につながると報告されています 62。図4bに示されている組織逆極点図は、いくつかの粒子がランダムな方向を示しているにもかかわらず、異なる組織強度を有するすべての構築時および後処理構成において繊維組織の(001)配向の存在を明確に確認しています。

PBF-LB/M 材料では、内部構造の不安定化と不均一性が広範囲に及んでいますが、これはビルド方向に起こるエピタキシャル粒子成長によっても促進されます 47。文献でも報告されているように、HT は微細構造を均質化する役割を果たし、多くの場合粒子成長を引き起こします 37。 SC マップは、材料の塑性変形が局所的にどのように変化するかを示します。表面処理により表面層に局所的な塑性ひずみが誘発され、試験片の表面から内部に向かって勾配のある微細構造が形成されます63。 KAM は、ミクロスケールでの塑性変形と転位密度を表します。高い KAM 値は、結晶粒が低く、粒界と相変化が密であることを示していることが示されています。同時に、急速な溶解と冷却のサイクルによる残留応力の変化を調査するためのいくつかのアプローチが開発されました64。

図 5a は、すべてのサンプルセットのノッチ領域の表面形態に関する SEM 顕微鏡写真を表しています。 AB および AB + HT サンプルでは、さまざまな表面欠陥を伴う非常に悪い表面品質が見られます。 AB+SP、AB+HT+SPシリーズでは、未溶融・半溶融粉末やスパッタを大幅に除去し、セラミックショットの衝突により重なり合ったディンプルを形成します。しかし、TF で処理したサンプルでは、高度な表面平滑化と表面欠陥 (AB + TF および AB + HT + TF サンプル) および SP によって形成されたディンプル (AB + SP + TF および AB + HT サンプル) が完全に除去されました。 + SP + TF サンプル) が得られます。

(a) ノッチ領域を考慮したサンプルのすべてのセットの表面形態 (b) サンプルのすべてのセットの Ra および Rq に関する表面粗さ。

ノッチ底部の表面粗さの測定結果を図5bに示します。構築したままの初期状態で処理したサンプルでは、大幅な粗さの減少が得られました。 Ra で表した表面粗さは、AB サンプルの初期粗さ 4.3 μm と比較して、AB + TF サンプルでは 3.1 μm まで大幅に減少し、28% の減少を示しました。また、Ra 4.8 μm の AB + SP サンプルの粗さ (AB 状態と比較して SP 適用後の粗さのわずかな増加を示しています) は、TF を 3.5 μm まで適用した後、27% 減少しました (AB + SP + TF の場合)。サンプル）。同様の傾向が最初に熱処理したサンプルでも観察され、AB + HT、AB + HT + TF、AB + HT + SP、および AB + で 4.3、2.9、4.9、および 3.7 μm の粗さ値 (Ra 換算) を示しています。それぞれ HT + SP + TF サンプル。これらのセットの強度が低く延性が高いため、熱処理サンプルでは（AB 初期状態と比較して）わずかに高い粗さの減少が得られました。調査されたもう 1 つの表面粗さパラメータ (Rq) も、Ra と同様の傾向を示しました。

私たちの以前の研究 46 では、ECP は HT と SP の後に適用されました。図 6 は、HT と SP を組み合わせた最終後処理ステップとしての、表面粗さと形態に対する TF と ECP の影響の比較を示しています。共焦点評価は、対象サンプルのノッチ根元領域で実行されました。 AB + HT + SP サンプルでは、大きなスパッタと部分的に溶けた粉末が除去され、重なり合うディンプルが形成され、SP 後に表面形態が大幅に変更されました。 TF または ECP の適用により、SP によって生成された特徴的な特徴が除去され、粗さが大幅に低減されたより滑らかな表面が得られます。ショットピーニングは、ターゲット材料上にディンプル形状の特徴を誘発することが知られており、個々のディンプルの深さと広がりは、ショットサイズ、密度、速度などのショットピーニングパラメータに依存しますが、これらの特徴の密度と重なりは主に露光時間に影響されます。それは表面被覆率として定量化されます。 TF または ECP の適用により、SP によって生成された特徴的な特徴、つまり重なり合ったディンプルが除去され、粗さが大幅に低減されたより滑らかな表面が得られました。 AB + HT + SP + TF サンプルは、粗さ 3.1 μm (Ra 換算) の比較的平坦な表面を示しました。一方、ECP 時の表面の局部腐食による階層的な粗さの形成により、3.9 μm の粗さが得られました。したがって、結果は、PBF-LB サンプルのノッチ根元領域の表面粗さの低減において、TF が ECP よりも効率的であることを示しています。

共焦点評価によって得られた、SP、SP + TF、および SP + ECP のさまざまな表面後処理を施した熱処理サンプルの表面形態と粗さの比較。

図 7a は、AB、AB + TF、AB + SP、AB + SP + TF、AB + で 120、135、149、155、78、85、96、および 103 Hv の値を示すサンプルのすべてのセットの表面微小硬度データを示しています。それぞれ、HT、AB + HT + TF、AB + HT + SP、AB + HT + SP + TF サンプルです。 SP、TF、およびそれらの組み合わせ (SP + TF) の個別の後処理を適用することにより、表面微小硬度は、施工後の状態と比較して最大 12、24、および 29% 増加しました。同様の傾向が表面熱処理サンプルでも得られました。熱処理後の延性の増加と強度の低下により、AB + HT サンプルの硬度は AB シリーズと比較して低いことに注意してください。すべてのサンプルセットの表面から740μmの深さまでの微小硬度プロファイルを図7bに示します。すべてのプロファイルは、表面の微小硬度が高く、コア材料を通して徐々に減少することを示しています。

すべてのサンプルセットの (a) 表面微小硬度、(b) 深さ微小硬度プロファイル、(c) 表面残留応力、および (d) 深さ残留応力分布。

図 7c は、サンプルのすべてのセットの表面残留応力を示しています。 AB、AB + TF、AB + SP、AB + SP + TF、AB + HT では、− 11、− 30、− 65、− 86、− 30、− 35、− 36、− 49 MPa の表面残留応力が得られました。、AB + HT + TF、AB + HT + SP、AB + HT + SP + TF サンプルをそれぞれ。表面圧縮残留応力の増加は、HT のものと比較して、AB 初期状態で処理されたサンプル (延性が低いため) ではるかに高かった。 SP + TF、SP および TF 処理は、それぞれ PBF-LB AlSi10Mg サンプルの表面への圧縮残留応力の誘発に対して最も高い影響を示しました。さらに、図7dに示すように、上面から深さ700μmまでの残留応力の分布を測定しました。 AB サンプルは主に引張残留応力を示し、HT がわずかに圧縮応力に変化した後に解放されました。すべての後処理サンプルに高い圧縮残留応力が発生しました。 AB + TF、AB + SP、AB + SP + TF、AB + HT、AB + HT では、最大圧縮残留応力 - 36、-164、-197、-41、-88、-103、-127 MPa が得られました。それぞれ + TF、AB + HT + SP、AB + HT + SP + TF サンプル。結果は、表面硬化と圧縮残留応力の生成における SP の効率を確認します。 TF は、圧縮残留応力を増加させて SP 効果をさらに改善することも判明しました。このことは、TF 処理は、サンプルと研磨媒体間の面間接触による大幅な表面粗さの低減能力に加えて、それ自体、表面硬化と圧縮残留応力にも影響を与える可能性があることを示しました。

図 8a は、細孔を特定するために黒色を使用した X 線断層撮影によって取得されたサンプルのすべてのセットのマイクロ CT 画像を示しています。画像は、小さな細孔がサンプル内に不均一に分布していることを示しています。サンプルのすべてのセットについて、0.41 ～ 0.50% の範囲の平均気孔率が得られました。より詳細には、AB、AB + TF、AB + SP、AB + SP + TF、AB + HT、AB + HT + TF、それぞれ AB + HT + SP および AB + HT + SP + TF サンプル。

(a) 細孔サイズを指定するために色分けを使用した、サンプルのすべてのセットのマイクロ CT 画像。 (b) 初期の完成状態および表面下の多孔性に焦点を当てた後処理後のサンプルの断面の代表的な OM 画像。 (c) 細孔の分布とその等価直径。

さらに、結果は、個別の SP および TF 治療と比較して、ハイブリッド SP + TF 治療が表面下の毛穴閉鎖においてより効果的であることを示しています。 AB + TF、AB + SP、AB + SP + TF、AB + については、約 11 ± 4、20 ± 6、29 ± 3、14 ± 5、25 ± 7、および 36 ± 3 μm の細孔閉鎖の深さが決定されました。それぞれ HT + TF、AB + HT + SP、AB + HT + SP + TF サンプル。これらの結果は断層撮影データを分析することによって得られ、OM 観察によっても裏付けることができます。たとえば、初期の完成状態と、表面下の多孔性に焦点を当てた後処理後のサンプルの代表的なOM画像を図8bに示します。他の機械的およびレーザーベースの表面処理に関するデータと比較すると、SP および TF 処理とそれらの組み合わせは、LSP37、SVP34、および超音波ナノ結晶表面改質と比較して、PBF-LB AlSi10Mg の表面下細孔の閉鎖効率が低いことが注目されます。 (UNSM)65 は、同じ材料上にそれぞれ深さ約 420、200、および 180 μm の細孔閉鎖を備えています。これは、SP および TF と比較して、これらの処理によって引き起こされる塑性変形の程度がより高いことに起因すると考えられます。

すべてのサンプルセットについて 110 MPa の一定応力振幅レベルを考慮した回転曲げ疲労試験 (R = − 1) の結果を図 9a に示します。その結果、実行されたすべての後処理は、微細構造と表面形態の変更、硬化、圧縮残留応力に対する各プロセスの効果に基づいて、さまざまな程度でサンプルの疲労寿命を改善したことが明らかになりました。 AB 状態と比較して、微細構造の均質化、引張残留応力の緩和、延性の増加により、HT 後に疲労挙動が改善されました。一方、SP と TF の個別の後処理は、表面層の硬化、圧縮残留応力の誘発、および表面形態の修正 (TF の表面粗さの低減も) を通じて疲労寿命を向上させました。ただし、最も高い改善はハイブリッド処理によって得られました。 AB、AB + TF、AB + SP、それぞれ、AB + SP + TF、AB + HT、AB + HT + TF、AB + HT + SP、AB + HT + SP + TF サンプルです。 AB + HT + SP + TF サンプルは疲労寿命が最も顕著に向上しており、完成状態と比較して 560 倍高く、続いて AB + SP + TF、AB + HT + SP、AB + SP、AB + HT + TF、AB + TF、AB + HT サンプルでは、それぞれ 422、233、167、32、24、2 倍の改善が見られました (図 9b を参照)。興味深いのは、前回の研究で AB + HT + SP + ECP サンプル (同じ疲労負荷条件) に最終後処理として ECP を適用したことにより 46、疲労寿命が 5.25 × 106 サイクルになったことです。 AB + HT + SP + TF サンプルの対応する値よりも低くなります。これは、TF とは対照的に、化学処理としての ECP が表面硬化に影響を与えず、圧縮残留応力を誘発しないという事実に起因すると考えられます。また、ECP 処理サンプルのノッチ根元領域の粗さは、TF 処理サンプルと比較してわずかに高かった。したがって、HT および SP と組み合わせて最終後処理方法として適用すると、ECP と比較して、TF 治療は疲労行動の改善においてより効果的であることがわかりました。

(a) サンプルのすべてのセットについて 110 MPa の一定の応力振幅レベルを考慮した回転曲げ疲労試験によって決定された疲労寿命、および (b) 完成状態と比較した後処理サンプルの対応する疲労寿命の向上。

破断面のSEM画像を図9cに示します。 AB および AB + TF サンプルでは、比較的高い圧縮残留応力とより顕著な修正の存在により、AB + SP および AB + SP + TF シリーズの場合、疲労亀裂が表面から核生成したことが観察できます。表面形態の変化、亀裂は表面下から始まります。一方、熱処理シリーズの場合、観察により、疲労破壊が複数の表面亀裂から始まり、多くの場合、最小断面の周囲に表面開始点が均一に分布していることが確認されました。これは、AB および AB + TF シリーズの局所的かつ主な亀裂発生部位とは対照的に、幾何学的ノッチの主要な役割を強調するノッチ付き部品の一般的な破損パターンです。この違いは、熱処理後の延性の増加により、ピーニングプロセスが局所的な表面欠陥を除去するのに効果的であり、その結果、AB シリーズと比較してより規則的な表面形態が得られたという事実に起因すると考えられます。このように、幾何学的ノッチの効果がより重要になり、サンプルは幾何学的ノッチの存在による応力集中によって引き起こされる典型的な複数の亀裂開始部位を示しました。一方、AB + SP および AB + SP + TF では、それぞれの熱処理された対応物と同様の表面粗さを持っているにもかかわらず、より高く深い圧縮残留応力が幾何学的ノッチの効果を覆い隠し、亀裂の開始部位を表面下の領域に移動させました。。

ノッチ付き AM 部品の疲労評価について行われた研究によると、ノッチの根元は幾何学的不連続性により応力集中が顕著であるという特徴があるにもかかわらず、疲労破壊は必ずしもノッチの根元面で発生するとは限らず、ほとんどの場合、亀裂は表面の欠陥から始まることが明らかになりました。下向きの顔66。この影響を考慮するために、ノッチの根元から破壊開始点までの距離 (h) とノッチ開口部の総距離 (h0) の比として計算できる相対高さ (h/h0) のパラメータを使用して説明します。骨折部位の状態。図 10a は、各後処理の効果に基づいて変化するサンプルのすべてのセットの骨折部位を示しています。図 10b は、ノッチ鋭さ ξ = 0.3 のノッチ付きジオメトリにおける骨折部位の決定の概略図を表しています。図 10c は、サンプルのすべてのセットで得られた骨折部位の相対高さの値を示しており、各シリーズの異なる位置からの 15 個の測定値の平均を報告しています。結果は、AB シリーズでは最初はノッチ付け根よりもはるかに高い位置 (下向きの面) にあった骨折部位が、HT、SP、TF、およびそれらの組み合わせの後処理を適用した後はノッチ付け根近くに移動したことを示しています。 AB + HT + SP + TF サンプルの破面は、ノッチルート面とほぼ一致していました。 AB + SP + TF、AB + HT + SP、AB + SP、AB + HT + TF、AB + TF、AB + HT サンプルの破断面は、それぞれノッチ根元までの距離が最も短かった。個々の治療の効果を考慮すると、骨折部位をノッチルートに近づける点で SP が最も高い効果を示し、次に TF および HT プロセスが続きました。

(a) サンプル内の破断部位の位置 (b) ノッチ鋭さ ξ = 0.3 のノッチ付き形状における破断部位の決定の概略図 (c) 15 個の平均を報告するサンプルのすべてのセットの破断部位の相対高さシリーズごとの測定値。

この研究では、V ノッチ付き PBF-LB AlSi10Mg の疲労挙動に対する内部および表面の欠陥の悪影響に対処するために、最終的な機械的後処理としてのタンブル仕上げの適用を個別に、または熱処理およびショットピーニングと組み合わせて調査しました。サンプル。サンプルは、微細構造、表面形態と粗さ、微小硬度、残留応力、気孔率、回転曲げ疲労挙動の観点から特性評価されました。得られた結果に基づいて、次のように結論付けることができます。

ショットピーニングは、ノッチルートの細長い粒子を高度に微細化することができ、その結果、表面層の粒子も微細化され、表面の微小硬度が完成状態と比較して約24%高くなります。

タンブル仕上げは、ショットの複数回の高エネルギー衝撃によって生じる表面の凹凸や重なり合うディンプルを効率的に除去することにより、完成状態およびショットピーニングされた状態のサンプルの表面粗さを大幅に低減できます。

タンブル仕上げにより、ひずみ硬化による硬度が、完成品シリーズと熱処理シリーズでそれぞれ最大 12% と 9% 増加しました。また、サンプルと研磨セラミック媒体間の連続的な面接触により、圧縮残留応力が発生します。

ショットピーニングは、表面層に圧縮残留応力が発生する主な原因です。ただし、ショットピーニング後にタンブル仕上げを施すことで残留応力場を改善することができます。一方、ショットピーニングおよびサムブル仕上げの前に熱処理を適用すると、最終残留応力が低くなります。

気孔率分析により、ショットピーニングとタンブル仕上げでは、表面下の気孔を閉じる効率が低いことが明らかになりました。

タンブル仕上げ自体により、完成時の構成と比較して疲労寿命が最大 24 倍向上しました。一方、熱処理 + ショットピーニング + タンブル仕上げのハイブリッド処理は、疲労寿命の向上に最も効果があり、完成状態と比較して 560 倍の疲労寿命を実現しました。

熱処理＋ショットピーニングのハイブリッド後処理の最終工程であるタンブル仕上げと電解研磨を比較したところ、タンブル仕上げの方が表面粗さ低減と表層硬化に効果があることが分かりました。

最後に、タンブル仕上げの主な効果は、PBF-LB の形態を大幅に改善し、粗さを低減することであると結論付けることができます。同時に圧縮残留応力の発生に寄与し、材料表層部の硬度を高め、疲労寿命を著しく向上させます。したがって、PBF-LB部品の最終後処理として他の表面処理と組み合わせるのに適した候補と考えられます。

現在の研究中に使用および分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

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エルファン・マレキ、サラ・バグリファード、マノイ・レブル、マリオ・グアリアーノ

カラビュク大学機械工学科、カラビュク、トルコ

オカン・ウナル

ピーンサービス Srl、ボローニャ、イタリア

マイケル・バンディーニ

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EM、SB、MB、MG は研究を概念化し、方法論を定義しました。 EM、OU、MR が実験を実施しました。 EMとSBが本文原稿を書きました。 EM がグラフを作成しました。著者全員が原稿をレビューしました。

サラ・バヘリファードへの手紙。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

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受信日: 2022 年 9 月 21 日

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公開日: 2023 年 3 月 21 日

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