01 現代の課題: アルミニウム合金は、低密度、高比強度、優れた耐食性により、航空宇宙、自動車、エネルギー機器分野において不可欠な構造材料となっています。しかし、現代の産業では複雑な形状や高性能軽量コンポーネントに対する需要が急増しているため、複雑な内部チャネル、格子構造、薄壁の特徴を備えた部品を製造する場合、従来の鋳造および機械加工方法では根本的な限界に直面しています。-積層造形技術-特にレーザー粉末床融合 (LPBF) とレーザー指向性エネルギー蒸着 (LDED)- は、これらの製造ボトルネックを克服する革新的な手段を提供します。 LPBF 技術は、高エネルギー レーザー ビームを使用して事前に堆積された粉末層を選択的に溶解し、層ごとに構造を構築することにより、99.5% を超える密度で複雑なコンポーネントを構築します。-通常の冷却速度は 10⁶ K/s のオーダーに達しますが、このプロセスにより、過飽和固溶体と平衡凝固状態をはるかに超えた超微粒微細構造の形成が可能になります。-逆に、レーザー溶解と同時に粉末を供給する LDED 技術-は、損傷部品の修復、大規模な構造部品の製造、および傾斜機能材料の製造において独自の利点を発揮します。-それにもかかわらず、アルミニウム合金はレーザー積層造形プロセス中に固有の物理的冶金学的課題に直面します。-アルミニウム合金は、室温で近赤外線レーザー (波長 1070 nm) に対して 90% 以上の反射率を示します。その結果、エネルギー結合効率が非常に低くなり、安定した溶融プールを確立するには高-出力-密度のレーザーを使用する必要があります。さらに、アルミニウム合金の表面には緻密な酸化膜（Al2O3）が形成されやすい。融点が 2072 度であるため、-アルミニウム母材の融点（660 度）よりも大幅に高い-この酸化膜の破片は、溶融池内で完全に融解しないことがよくあり、しばしば亀裂の核形成サイトとして機能し、-融解欠陥の欠如の原因となります。-。最も重要なことは、液体アルミニウム中の水素の溶解度 (約 0.7 cm3/100g) が、固体アルミニウム中の水素の溶解度 (約 0.04 cm3/100g) よりも大幅に高いことです。急速凝固プロセス中、過飽和水素原子は拡散するのに十分な時間がありません。代わりに、それらは固体{40}}界面の前面に蓄積して気泡核を形成し、最終的には凝固した微細構造内に直径数ミクロンから数十ミクロンの範囲の冶金的細孔を残します。一方、アルミニウム合金の凝固温度範囲は広く（たとえば、Al7075 では 150 度を超える）、その顕著な凝固収縮（約 6%）により、溶融プールの尾部にある供給チャネルが閉じると、凝固気孔や高温割れが非常に発生しやすくなります。これは、LPBF プロセス中に高強度の 2xxx および 7xxx シリーズのアルミニウム合金が直面する中心的な課題となります。{48}}さらに、レーザー積層造形の極端な熱サイクル特性により、-周囲の粉末と基板が室温から 200 度の間に留まり、局所的な溶融プール温度が 2000 度を超えるという、10⁶ K/m もの高い温度勾配が生じます-。製造されたコンポーネント内に複雑な熱応力場が生成されます。制御せずに放置すると、反り、変形、さらには層間の亀裂が発生する可能性があります。-
02 組成設計: 組成設計のレベルでは、鋳造や鍛造で伝統的に使用されているアルミニウム合金システムは、多くの場合、積層造形には適していません。 AlSi10Mg 合金を例にとると、その近共晶組成により鋳造中に優れた流動性が得られますが、LPBF の急速凝固条件下では、逆説的に共晶シリコン相の粗大ネットワークが応力集中の原因となります。さらに、300 度での合金の引張強度は室温強度の約 10% に低下します。-この現象は、高温での共晶微細構造の急速な粗大化と溶解に起因すると考えられます。-その結果、積層造形の独特の特性に合わせた特殊なアルミニウム合金システムの開発が、この分野の主要な研究スポットとして浮上しています。
中国科学院重慶グリーン・インテリジェント技術研究院が実施した研究によると、Al-Mg-基合金に微量のSc（0.2～0.4 wt%）とZr（0.1～0.3 wt%）を添加することで、規則的なL12構造を持つナノスケールのAl₃(Sc,Zr)初相-が形成できることが判明した-レーザー粉末床融合 (LPBF) の急速凝固プロセス中の *現場*。この相は、-Al マトリックスとの格子不整合が非常に低い (約 1.3%) ことにより、粒径を数十マイクロメートルからサブ - レベルまで微細化する高効率の不均一核生成サイトとして機能します。研究ではさらに、SLM-で製造された Al-Mg-Mn-Sc-Zr 合金は特徴的な二峰性結晶粒構造を示していることも指摘されています。溶融池の端には平均粒径約 1.04 μm の微細な等軸結晶粒ゾーンがあり、溶融池の中心はビルドに沿って成長する柱状結晶粒ゾーンで構成されています-方向-、平均粒径は約 2.11 μm。この不均一な粒子構造は、溶融プール内の温度勾配と核生成密度の空間的変化に起因します。具体的には、溶融池の端は急な温度勾配と Al3(Sc,Zr) 初相の富化を特徴としており、これにより不均一核生成が促進されます。一方、溶融池の中心は最大熱放散の方向に沿った結晶のエピタキシャル成長を促進する方向性の高い温度勾配を示します。特に、Sc は高価な元素 (価格は約 3,000 ドル/kg) ですが、Zr は比較的安価です (約 30 ドル/kg)。これら 2 つの元素を組み合わせて添加すると、Al₃Sc コアと Al₃Zr シェルからなるコア-シェル構造-が形成され、強化相の熱安定性が大幅に向上するだけでなく、合金の全体的なコストも効果的に削減されます。一方、上海交通大学のチームは、「変形可能な共晶ナノ足場」を中心とした代替の革新的な設計戦略を提案した。モデル合金として近-Al-Er系(12.7重量%Er)を選択し、研究チームはErがAlと結合してL12構造のAl3Er相を形成する能力を利用した。この相は、-Al マトリックスに対してわずか 3.96% の格子不整合を示し、豊富な滑り系と高い双晶形成能力を特徴としています。 LPBF 印刷プロセス中に、Al₃Er が連続的な三次元ナノスケール骨格の形で析出し、約 10.3 vol% を構成します。この骨格は、1300 MPa を超える高応力に耐えることができるだけでなく、変形双晶と 9R 長周期積層-規則構造-の形成を通じて変形中の塑性順応を促進し、それにより共晶骨格は本質的に脆いという従来の概念を根本的に覆します。 -印刷されたままの Al-Er-Mg 合金 (RAE700) は 632 MPa の降伏強度を示し、直接時効処理後には 707 MPa までさらに増加し、同時に 7 ～ 10% の伸びを維持します。これらの包括的な特性は、これまでに報告されているすべての 3D プリント アルミニウム合金の特性を上回ります。-さらに、名古屋大学の研究チームは、「元素分配制御」戦略に基づいて一連の Al{61}}Fe-Mn-Ti 合金を開発しました。 CuとMnを添加することで、Al₆Fe相を安定化させることに成功しました-それを有益な強化相に変化させます-と同時に、固相に分配して結晶粒の微細化（約2.3μmまで）を誘導するTiを導入しました。その結果、この合金は室温で 390 MPa の引張強度と 14 ～ 17% の延性を達成します。重要なことに、その機械的特性は、300 度で 100 時間熱にさらされた後でも実質的に変化しません。
03 プロセス制御: プロセスパラメータとメルトプールダイナミクス間の定量的関係は、アルミニウム合金のレーザー積層造形における微細構造形成を支配するメカニズムを解明する鍵となります。溶融プール内の流体力学挙動は、マランゴニ対流、反動圧力、浮力、熱毛細管力によって集合的に駆動されます。これらの中で、溶融プールの表面全体の温度勾配によって引き起こされる表面張力勾配から生じるマランゴニせん断力-は、溶融金属の流れをプールの中心から周囲に向かって動かす主要な力を構成します。-逆に、鍵穴内で金属蒸気が勢いよく噴出することで発生する反動圧力-は、溶融金属を鍵穴の底部と側壁に向かって押す圧縮力を及ぼします。-研究によると、体積エネルギー密度 (VED) が溶融プール モードの遷移を決定する重要な指標として機能します。VED が約 60 J/mm3 を超えると、蒸発反動圧力が溶融プール内にアスペクト比 1 より大きいキーホールを生成するのに十分な圧力になり、それによって「キーホール モード」が開始されます。逆に、プロセスは「伝導モード」で動作します。キーホール モードは高い材料密度の達成を容易にしますが、キーホールの不安定な振動-、特にその前壁の周期的な崩壊-が、キーホールの多孔性（通常、直径 50～200 μm の細孔）の形成の主なメカニズムを構成します。これらの細孔は、その大きなサイズと不規則な形態を特徴としており、微細な-スケールの冶金細孔よりも疲労性能に著しく大きな悪影響を及ぼします。ノースウェスタン工科大学で行われた研究では、微量（0.15 wt%）の Al-Nb-B 結晶微細化剤を AlSi10Mg 合金に添加すると、柱状-から-への等軸転移（CET）を大幅に調整できることが実証されました。不均質な核生成サイトとして作用し、結果として生じる NbB2 および Al3Nb 粒子は等軸粒子の体積分率を 20% 未満から 80% 以上に高めます。同時に、この介入により塑性異方性比 (縦方向の伸びと横方向の伸びの比として定義される) が 3.5 から 1.2 に減少し、それによってほぼ完全な等方性の状態が達成されます。気孔欠陥の進化的特性は、異なるアルミニウム合金系間で明確な変化を示します。Al-Cu 系合金では、凝固範囲が広いため、どろどろゾーン内での流れ抵抗が増加し、効果的な供給 (補償メルト フロー) がより困難になります。したがって、これらの合金の冶金細孔の体積割合は 1 ～ 2% に達することがあります。対照的に、Al-Si 系合金-は、その共晶組成に伴う凝固範囲が狭いため、-気孔率レベルを効果的に 0.1% 未満に制御できます。結晶組織の形成は層ごとの凝固挙動と密接に関係しています。-- 0 度の一方向スキャン戦略が採用されている場合、<001>組織は構築方向に沿って発達し、その結果、縦方向 (構築方向) と横方向の降伏強度の間に 10 ～ 20% の差が生じます。逆に、67 度の回転スキャン戦略を採用すると、テクスチャの強度をランダムな配向のレベルまで下げることができ、それによって機械的特性の異方性を本質的に排除できます。高温での使用性能に関しては、積層造形アルミニウム合金は、特性劣化に関する特有の課題に加えて、強化に関して独自の可能性を示します。セントラル サウス大学による総説論文では、-耐熱性積層アルミニウム合金の高温強化メカニズム-を 3 つの中心的な経路に分類しています。まず、複数のコンポーネントの相乗効果により、さまざまな拡散速度の元素を組み込むことで、多層の熱的に安定したアーキテクチャが構築されます。-たとえば、Al-Ce-Sc-Zr 合金では、緻密で均一な Al₁₁Ce₃ 共晶相が粒内 L1₂-Al₃(Sc,Zr) 析出物と結合して、二重の強化効果を生み出します。これにより、合金は 300 度で 233 MPa、400 度で 142 MPa の引張強さを維持でき、400 度で 96 時間の長時間熱にさらされた後でも、顕著な結晶粒の粗大化は観察されません。第二に、金属間化合物の強化は、高温で強固な骨格構造を形成するために、拡散係数が低く、融点が高い金属間化合物の選択に依存します。 400度におけるAl11Ce3相の粗大化速度定数はわずか1.6nm3/s-であり、同じ温度（約100nm3/s）における従来のAl-Cu合金のAl2Cu相の粗大化速度定数よりも大幅に低い。この優れた高温安定性により、前者は転位の動きに対する効果的な障壁として継続的に機能します。第三に、原子スケールの制御により、強化相とマトリックスの界面に偏析元素を導入することで粗大化が抑制されます。研究によると、θ′-Al₂Cu/-Al界面-に偏析するSc、Zr、Si、Mn-などの元素は界面エネルギーを低下させ、原子の拡散を妨げる可能性があるため、2xxx-シリーズ合金の使用温度範囲が従来の限界である200度から250度から300度まで拡張されることが実証されています。程度が異なります。 *Nature Communications*に掲載された研究-香港城市大学の学者ルー・ジャン氏が主導し、複数の機関と共同で-耐熱性を開発するためにアルミニウム合金に含まれる一般的な不純物元素（Si、Fe、Mn、Ni）を利用することで大きな前進を遂げた- Al-7.44Si-2.34Fe-1.79Mn-1.12Ni 貴金属も希土類元素も含まない合金。急速凝固条件下では、この合金は非平衡偏析を起こし、凝固セル境界で最大 14% の体積分率を占める耐熱性の多{{62}成分金属間ナノ析出物-を埋め込み、熱的に安定したセル微細構造を形成します。-。後処理を必要とせずに、この合金は室温で 582 MPa の引張強さを示し、300 度および 400 度でそれぞれ 263 MPa と 114 MPa の引張強度を示します。さらに、この研究は、-アルミニウム合金において-固体状態のアモルファス化によって引き起こされる強化メカニズムを初めて明らかにした-。高温での変形中に、金属間ナノ析出物の一部が固体状態のアモルファス変態を受け、最終的に「アモルファス + ナノ粒子 (L1₂ 秩序 '-(Ni,Fe)₃Al 相)」ナノ二相を形成する。高温亀裂伝播のための追加のエネルギー散逸経路を提供する構造。
