強くて延性のあるチタン

Mar 13, 2023

Nature volume 618、pages 63–68 (2023)この記事を引用

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166 オルトメトリック

メトリクスの詳細

チタン合金は先進的な軽量素材であり、多くの重要な用途に不可欠です1、2。 チタン産業の主力は α-β チタン合金であり、α 相と β 相を安定化する合金添加によって配合されます 3、4、5。 私たちの研究は、α-β チタン合金の最も強力な安定化元素と強化元素の 2 つ、酸素と鉄 1、2、3、4、5 を活用することに焦点を当てています。これらはすぐに豊富に存在します。 しかし、口語的に「クリプトナイトからチタン」8 と表現される酸素の脆化効果 6,7 と鉄の微小偏析 9 は、強くて延性のある α-β チタン-酸素-鉄合金の開発におけるこれらの組み合わせの妨げとなってきました。 ここでは、合金設計を積層造形 (AM) プロセス設計と統合して、優れた引張特性を示す一連のチタン、酸素、鉄の組成を実証します。 私たちは、さまざまな特性評価手法を使用して、これらの特性の原子スケールの起源を説明します。 豊富な酸素と鉄、および AM によるネットシェイプまたはニアネットシェイプの製造プロセスの簡素さにより、これらの α-β チタン-酸素-鉄合金は、多様な用途にとって魅力的なものとなっています。 さらに、現在産業廃棄物となっているオフグレードのスポンジチタンやスポンジチタン・酸素・鉄10,11の工業規模での利用も期待できる。 エネルギー集約型のスポンジチタン製造による二酸化炭素排出量を削減できる経済的および環境的潜在力は大きい12。

ほとんどの工業用チタン (Ti) 合金は、Ti の 2 つの基本相、六方最密充填 (HCP) α と体心立方晶 (BCC) β に基づく微細構造を備えています。 Ti-6Al-4V (指定のない限り重量%) で代表される α-β Ti 合金は、Ti 産業のバックボーンです 1,2。 それらは、(1) バーガーに近い配向関係を持つラメラ α – β、(2) 等軸の α および β、または (3) α – β ラメラ間の球状 α を含む微細構造を形成することができます。 これらの微細構造にはそれぞれ長所と短所があるため、α-β Ti 合金はさまざまな産業用途に多用途に使用できます 1、2、3、4、5。 これらのうち、ラメラ状のα-β微細構造が一般的に適用されています。

α-β Ti 合金は、Ti にα相およびβ相の安定剤を合金化して形成されます。 α相安定剤は、Al、N、O、C、Ga、Geに限定されており（参考文献3、4、5）、そのうちNとCは厳密に管理された不純物（0.05% N、0.08% C）です2、3。一方、Ga と Ge は商業的に実行可能ではありません。 したがって、Al と同様に、O が唯一の実用的な選択肢となります。 補足表 1 に、α 相安定剤として Al を使用する主な α – β Ti 合金を示します。 特に、O は、(1) α 相を約 20 倍強化する (参考文献 1 の 16 ページの表 4 に示されたデータに従って計算)、(2) α 相を 1 倍安定化するという点で Al よりも優れています。 (参考文献 5 の 380 ページに示されているアルミニウム当量式に基づく)、および (3) 凝固中の以前の β 粒子の成長を 40 倍を超える係数で制限します (10.8 対 0.26)13。 しかし、O のこれらの特性は、α-β Ti 合金の開発では十分に活用されていません。

Ti の主な α 相安定剤としての O の問題は、変形中の転位との強い相互作用による脆化効果です6,7。 さらに、O は相平衡を変化させ、脆化する α2 相 (Ti3Al)14 の形成を促進します。 これらの制約により、工業用 Ti 合金の経験的な設計ルールは、Al + 10(O + C + 2N) + 1/3Sn + 1/6Zr < 9.0% (参考文献 5) となりました。 Ti-6Al-4V の場合、この設計ルールでは 0.05% N および 0.08% C で 0.12% 未満の O (参考文献 15) が必要ですが、グレード 23 Ti-6Al-4V では 0.13% O、グレード 23 Ti-6Al-4V では 0.20% O に緩和されました。グレード 5 Ti–6Al–4V。 この規則に従って、Al 含有量が低いほど、O 含有量が高くなります。 実際、最新の工業用α-β Ti 合金 ATI 425 (Ti-4.5Al-3V-1.8Fe-0.3O)16 では、Al 含有量が低いため、最大 0.3% の O が許容され、上記の経験則では最大 0.3% が許容されます。 0.31% の O。Al が含まれていない場合、この規則では最大 0.72% の O が許容されます。

Ti の β 相安定剤にはさらに多くの選択肢があり (参考文献 3、4、5)、Fe が最も効果的で安価なものです 17,18。 さらに、Fe は 2 番目に軽いβ相安定剤です。 しかし、その使用は、インゴット凝固中に鉄で安定化されたβ斑点が形成される9（サイズは最大数センチメートル、補足注1）ため制限されており、これは機械的特性に顕著な影響を与える可能性があります9。 したがって、ATI 425 や Ti-10V-2Fe-3Al などの工業用 Ti 合金では、Fe の使用は通常約 2% に制限されます (参考文献 2)。

それにもかかわらず、O と Fe (≤2%) の前述の利点により、かつては Ti-6Al-4V の代替品として α-β Ti-O-Fe 合金を開発する多大な努力が集まりました (参考文献 19、20、21、22)。 インゴット分解熱間加工作業中の熱間加工性と表面仕上げの改善への要望が、当時の特別な動機でした19。 これらの努力はさまざまな成果をもたらし、よく研究された 2 つの組成は Ti-0.35O-1Fe-0.01N と Ti-0.3O-1Fe-0.04N でした (参考文献 19、20、22)。 どちらの合金も、熱間加工および焼きなまし条件では Ti-6Al-4V と同等の引張特性を示しましたが、鋳放し条件では引張強度 (600 ～ 700 MPa) と延性 (2 ～ 3%) が低下しました20。

我々は、Ti 中の O と Fe の併用に関する別の考察を紹介します。これは、過剰な O と Fe の汚染によるグレード外のスポンジ Ti の活性化に関連しています 10,11,23。 Sponge Ti の生産は非常にエネルギーを消費します12。 オフグレードのスポンジ Ti (Ti-O-Fe) が全スポンジ Ti 生産量の 5 ～ 10% を占めることを考えると、AM 用粉末製造の投入原料としての使用は、顕著な価値を付加し、生産量を削減する可能性があります。チタン業界の二酸化炭素排出量。

当社は、合金設計概念を AM プロセス設計と統合することにより、Ti と O および Fe の合金化によって生じる冶金学的課題を回避しようと努めてきました。 私たちの目標は、AM によって延性と強度に優れた新しいクラスの α-β Ti-O-Fe 合金を作成することでした。 モリブデンの等価性により、Ti に 3.5% の Fe を添加すると、水冷により前β 相を室温まで保持できます 17,18。 これにより、Fe の上限が設定されます。 最大Ｏ含有量は、前述の経験則（０．７２％Ｏ）に基づいて０．７％とした。 さらに、ほとんどの Ti 合金は 0.7% O を超えると引張延性を失います (参考文献 1 の 6 ページの図 1 に基づく)。 したがって、3% Fe を使用して 4 つのレベルの O (0.15%、0.35%、0.50%、0.70%) が考慮され、10 種類の実験合金が得られました (拡張データ表 1)。 AM プロセスの選択に関しては、レーザー金属粉末指向性エネルギー堆積 (DED) を選択しました。これは、高忠実度のシミュレーションを利用して、一貫した微細構造を備えた大規模なニアネットシェイプ部品の製造を可能にします。

まず、拡張データ表 2 のパラメーターを使用して、長方形のクーポンの DED をシミュレーションしました (図 1a)。シミュレーションでは、凝固後の高い冷却速度が予測されました (図 1b)。これは、α'-マルテンサイトなどの準安定相につながると予想されます。 ただし、多数の熱パルス (図 1b)、高い安定化温度 (図 1c)、およびほぼ等温期間により、α 相と β 相のみが存在することが保証されます。 この目的のために、必要な熱履歴限界 (方法) として 480 ～ 800 °C を選択し、図 1c の緑色のゾーンとして区切られました。 次に、設計された組成の長方形のクーポン (拡張データ表 1) が、2 つの参照合金、Ti-6Al-4V-0.22O-0.20Fe および Ti-0.16O-0.062Fe とともに、このウィンドウの内側と外側に印刷されました。 印刷されたクーポンは一貫した組成を示しました (補足注 2)。

a、層の厚さ 200 μm、40 × 10 × 5 mm3 の完成したままの長方形のクーポン。 1 つの 5 つのクーポンはすべて、同じ Ti-0.34O-3.25Fe の組成を持っています。 b、シミュレーションによる25層クーポンの層13の中心点の温度プロファイル。 c. シミュレーションによって決定された処理ウィンドウ (グリーン ゾーン)。 d〜k、印刷されたTi-0.14O〜3.23Feの電子後方散乱回折（EBSD）逆極点図画像（d〜g、スケールバー、100μm）および反射電子画像（h〜k、スケールバー、1μm） (d,h)、Ti-0.34O-3.25Fe (e,i)、Ti-0.50O-3.17Fe (f,j)、Ti-0.67O-3.30Fe (g,k) 合金。 h–k の明るい灰色の相は β 相であり、このコントラストは Fe の濃縮により生じます。

ソースデータ

低酸素 Ti-0.14O-3.23Fe 合金の微細構造は、レーザー積層造形法で製造された Ti-6Al-4V-3Fe 合金に似た、短い柱状で等軸の旧β粒子で構成されています（図 1d）。 同様の25または異なる条件で印刷されたTi-6Al-4Vの長い柱状の以前のβ粒子と比較して、O含有量の増加とともに形成された微細な等軸の以前のβ粒子（図1e〜gおよび補足図1）。 室温では、微細なα-βラメラが各合金の一般的な微細構造でした（図1h-k）。 αラスの厚さは、0.14％Oでの180±33nmから0.67％Oでの375±76nmに増加しましたが、同時にβ相体積分率は21±2.3％から31±0.5％に増加しました（補足図2）。 。 これらの印刷合金では Fe 安定化β斑点は観察されませんでしたが、銅鋳型鋳造 Ti-0.35O-3Fe 合金ではよく見られました (拡張データ図 1)。 その理由については補足 1 で説明します。β 斑点の回避は、これらの合金の製造における AM の重要な利点です (補足 3)。

図 2 は、設計された 4 つの Ti-O-Fe 合金と 2 つの参照合金の代表的な引張特性を示しています。 ここでの私たちの目標は、必要な熱履歴の範囲内で、AM 加工条件を変更せずに合金組成を変更することでした (図 1c)。 完全な工学的応力-ひずみ曲線は、拡張データ図 2a に示されています。 合金組成を Ti-0.35O-3Fe に固定し、AM 処理条件を変化させることで個別のクーポンを印刷しました。 これらの合金と銅鋳型鋳造Ti-0.35O-3Fe合金の引張応力-ひずみ曲線を拡張データ図2b、cに示し、拡張データ図3にそれらの微細構造を示します。 最適化を行わない場合、処理ウィンドウ内で印刷された Ti-(0.34-0.50)O-(3.17-3.32)Fe 合金は、9.0 ± 0.5% から 21.9 ± 2.2% の引張延性 (εf) を示しました (εf の変化は、空隙率、補足注記 2)、極限引張強さ (σUTS) は 1,034 ± 9 ～ 1,194 ± 8 MPa (拡張データ表 1)。 鋳放しの Ti-0.35O-3Fe 合金は、同様の σUTS で 50% 以上低い εf を示しました。

同じ DED 条件 (レーザー スキャン) を使用して印刷された、Ti-(0.14 ～ 0.67)O-(3.17 ～ 3.30)Fe、超低鉄 Ti-0.16O ～ 0.062Fe、および Ti-6Al-4V 合金の工学的応力 - ひずみ曲線速度：800 mm min−1、層間隔：15 秒、その他の条件については拡張データ表 2 を参照）。 拡張データ 表 1 に、各合金の引張特性を示します。

Ti-0.14O-3.23Fe 合金と Ti-0.16O-0.062Fe 合金の σUTS 値を比較すると、Fe の強化能力は 105 MPa/1.0 wt% Fe に達し、報告された実験値 75 MPa/1.0 wt に近かった。 % Fe (参考文献 1 の 29 ページの表 12 に示されているデータに基づく)。 Ti-0.14O-3.23Fe 合金と Ti-0.67O-3.30Fe 合金の σUTS 値を比較すると、O の強化能力は 76 MPa/0.1 wt% O を記録しました。これは、報告されている >70 MPa の典型的な実験範囲内にあります。 /0.1 wt% O (参考文献 29、30)。 Fe と O は両方とも、これらの合金の強化に重要な役割を果たしました。

強化メカニズムを説明するために、Ti-0.14O-3.23Fe、Ti-0.34O-3.25Fe、Ti-6Al-4V-0.22O-0.20Feの3つの合金におけるOとFeの原子分布を調査しました。 統合型微分位相コントラスト (iDPC) と組み合わせると、走査透過電子顕微鏡 (STEM) により格子間光要素の直接観察が可能になります 31。 Ti-0.34O-3.25Fe合金のαラスリムへのO原子の強い偏析が観察されました（図3a）。 それらは、α/β 界面近くの HCP 格子間サイトに存在し、α-ラスの内部 (O が低く、延性がある) から界面領域 (O が高く、強い) まで独特のナノ不均一性を形成しています。 対照的に、このナノヘテロ微細構造は、低酸素Ti-0.14O-3.23Fe合金ではほとんど観察されませんでした（図3b）。 アトムプローブ断層撮影法（APT）分析でも同じ観察結果が確認されました（図3cおよび拡張データ図4a）。

a、b、Ti – 0.34O – 3.25FeおよびTi – 0.14O – 3.23Feのα / β界面のiDPC-STEM画像。 Ti-0.34O-3.25Feではα/β界面付近のα相の格子間位置に酸素原子が観察されるが、Ti-0.14O-3.23Fe合金ではそのようなO原子はほとんど検出されない。 スケールバー、1 nm。 c、Ti-0.34O-3.25FeのAPTデータ。O原子がα/β界面近くのα相の端に向かって偏析する傾向を強調しています。 d、[0001]α方向に沿ったテンソルフローDPC-STEM画像。 テンソル方向は局所的な電場の方向を表します。 テンソルの色は、局所的な電場の強さを表します (緑 = 弱い、黄色 = 強い)。 スケールバー、1 nm。 e、O格子間アレイによって抑制された転位のHAADF-STEM画像。 地理的位相解析 (左上隅の挿入図) は、欠陥とその周囲の領域のひずみ状態を示します。 転位コアは、挿入図の赤と青の交点によって定義されます。 iDPC-STEM 画像 (右下隅の挿入図) は、O 格子配列を示しています。 右側の拡大 HAADF-STEM 画像は、転位の周囲に O 格子間原子 (iDPC 画像から抽出され、緑色のボールとしてマーク) が強く存在し、転位の移動を妨げていることを示しています。 スケールバー、2 nm。 f、β相領域のHAADF-STEM画像。不均一なZコントラストで示されるFeの不均一な分布を強調しており、ゾーン軸は[110]βです。 明るいコントラストは、局所的な β-Ti 格子内のより多くの Fe 原子を意味します。 スケールバー、1 nm。

Ti-0.34O-3.25Fe合金の局所電荷密度は、示差位相コントラスト（DPC）STEMを使用して分析されました（図3d）。 ここで、ベクトルは局所電場の方向を表し、色は局所電場の相対的な強さを示します (緑色 = 弱い、黄色 = 強い)。 局所電荷密度（黄色）の増加が、格子間原子Oが偏析したα相リムで観察されました（図3d）。 これは、格子内での格子間原子Oによるさらなる結合寄与を示しており、これが転位の動きをさらに妨げることによって強化に寄与していることを示唆しています。 図3eは、iDPCと高角度環状暗視野（HAADF）-STEM技術を組み合わせて記録された、BCC結晶32のコットレル雰囲気に似た、α相リムの転位におけるO格子間原子の集合を示しています。 転位は、そのようなＯ雰囲気によって効果的に固定される。

我々の APT データはさらに、β 相には O が実質的に含まれていない (0.03 at%) ことを示しました。 これは、図1cの緑色のゾーンで650℃で実行されたCALPHAD（相変化図の計算）予測によって裏付けられました（補足表2）。 比較すると、印刷されたTi-6Al-4V-0.22O-0.20Fe合金のβ相には、文献（補足表4）と一致して、かなりのO（0.27at％）が含まれていました（拡張データ図4b、c）。 また、APTデータは、α相にはFeが実質的に含まれていない（0.02原子％、図3c）のに対し、β相中の実質的なFeは不均一に分布しており（図3f）、これにより強化能力が付加されていることも示しました。転位の動きを妨げる局所的なひずみを生成することにより、合金に衝撃を与えます。

密度汎関数理論（DFT）シミュレーション（図4a）は、O原子がα相、特にα/β界面の近くに存在することを好むが（図4b）、Fe原子はα相に偏析する傾向を示さないと予測しています。インターフェース（図4c）。 これらの予測は、図3の観察を完全に裏付けています。さらに、4番目と3番目の最近隣分離構成は、β相のFe-Feペアにとって最も有利でした（図4d）のに対し、5番目の最近隣分離構成（d = 0.506） nm）分離構成は、α相のO – Oペアにとって最も有利でした（図4e）。 これに基づいて、各相の [Fe] および [O] 含有量を推定すると、β では 15 at% Fe、α では 18 at% O となります。 これらの推定値は、APT 測定値とよく一致します (図 3c)。

a、1 つの八面体格子間原子 O 原子 (赤色) と 1 つの原子を含む DFT BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\))/HCP (\(\bar{1}100\)) 界面モデルそれぞれの好ましい位置にある置換型 Fe 原子 (緑色)。 図 3 に基づいて、1×1 面内 10 層 BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\))/1×2 面内 10 層 HCP ( \(\bar{1}100\)) 界面構造 (各側 10 層) で、α/β 界面をシミュレートします。 赤い矢印は、周期境界条件による同等の BCC/HCP インターフェイスを示します。 b、c、界面全体にわたる格子間O原子(b)と置換Fe原子(c)の計算された層分解相対エネルギーマッピング。 各相における O と Fe のペア分離の関数としての相対エネルギーも計算されました。 d、e、96原子HCP-Tiスーパーセルの格子間O原子ペア（d）および54原子BCC-Tiスーパーセルの置換Fe原子ペア（e）のペア分離の関数として計算された相対総エネルギー。 計算された平衡 O および Fe 濃度は、それぞれのエネルギー的に最も好ましい配置に基づいていました (本文を参照)。

ソースデータ

また、印刷した Ti-(0.14-0.67)O-(3.17-3.30)Fe 合金および Ti-6Al-4V 合金における α バリアントの結晶学的配置の直接比較も試みました。 各 Ti-O-Fe 合金の隣接する α バリアント間の一般的な誤配向は、\([\bar{10} Ti-6Al-4V における 55\bar{3}]/{63.26}^{^\circ }\) (拡張データ図 5)。 前者は \(\{10\bar{1}1\}\) 双晶に近く 33、後者よりもエネルギーが低いため、エネルギー的に好ましい構成です 34,35。

引張亀裂先端付近の転位活動は、破壊が発生したときに材料が脆性挙動を示すか延性挙動を示すかを決定します 36。 積極的な転位の増殖により応力集中が緩和され、亀裂の先端が鈍くなり、さらなる塑性変形が可能になります 37。 当社の α-β Ti-(0.35-0.70)O-3Fe 合金は、Ti-6Al-4V 中に約 5 vol% の β 相に対して約 30 vol% の β 相を含みます。 実質的に酸素を含まないβ相（図3c）のこの大きな体積分率と、α相内部の酸素ナノ不均一性が組み合わさって、全体の変形プロセスの仲介に重要な役割を果たし、優れた引張強度をもたらしたと考えられます。プロパティ。 そこで、Ti-0.34O-3.25Fe (εf = 9.0%) および Ti-0.67O-3.30Fe (εf = 3.0%) 合金の引張破面に隣接する領域を TEM により観察しました。

Ti-0.34O-3.25Fe 合金では、α 相ラスの中心で転位のもつれが発生しましたが、β 相では広範囲の転位の増殖が明らかでした（拡張データ図 6）。 これは、上記の仮説を支持する直接的な証拠を提供します。 Ti-0.67O-3.30Fe 合金では転位の増殖が観察されましたが、その程度は低く (拡張データ図 7)、全体の塑性変形が制限されている (εf = 3.0%) に相当します。 破壊の傾向は、局所応力拡大係数 K (σ に比例) が α 相または以前の β 粒界、または高酸素粒子間の界面領域の臨界値を超えるまで、適用される引張応力 (σ) の増加とともに増加します。 αラスリムとβ相。 たとえば、Ti-0.67O-3.30Fe 合金では σ が 1,271 ± 6 MPa に達すると、それらの 1 つまたはすべてで局所的な破壊が進行し、εf が低くなります。

上記の理解は、各合金の破壊特徴とよく一致しています (拡張データ図 8a ～ f)。 たとえば、Ti-0.34O-3.25Fe 合金の破面は、大きくて深いディンプル (広範囲にわたる転位の増殖) と、小さく浅いディンプル (延性が低い) を持つファセットの一部で構成されていました。 逆に、Ti-0.67O-3.30Fe 合金の破面には、以前の β 粒径に匹敵するサイズの顕著なファセットが見られ、（以前の β）粒子間破壊を示し、大きなファセットはほんの一部でした。深いディンプル（局所的な転位の増殖）。 他の合金の破壊特性も同様に理解できます。

相対的な相分率と粒子サイズも強化メカニズムにおいて重要な役割を果たします。 O の増加に伴う β 相の体積分率の増加は、各相における O と Fe の強い分配に起因します。 たとえば、800 °C (図 1c の緑色のゾーン) では、CALPHAD は、Ti-0.14O-3Fe 合金 (53.5 vol%) の方が Ti-0.67O-3Fe 合金よりも実質的に多くの β 相を予測しています ( 39.5vol%）（補足5）。 β 相の割合が低いほど、β 相中の平均 Fe 含有量が高くなり、β 相はより安定になります。 これにより、β 相がより多く保持されます。 この特定のケースでは、Ti-0.67O-3Fe 合金の β 相には 7.30% の Fe が含まれているのに対し、Ti-0.14O-3Fe 合金の β 相には 4.85% の Fe が含まれています。 Oの増加に伴うαラス厚さの増加に関して、これはα相の形成温度が高く、α相の形成によるひずみエネルギーが減少しながら拡散が促進されるためであると考えられます。

要約すると、我々は、合金設計とシミュレーションベースの AM プロセス設計を統合して、強力で延性のある新しいクラスの α-β Ti-(0.35-0.50)O-3Fe 合金 (εf = 9.0 ± 0.5% ～ 21.9) を作成することを実証しました。容易に豊富に含まれる元素 O と Fe を使用して、十分な AM 処理ウィンドウにわたって利用可能です。 私たちは、これらの合金の成功は、この統合から生じるマルチスケールの微細構造特徴の組み合わせによるものであると考えています。 これらには以下が含まれる：（1）微細な等軸の旧β粒子内に分布する微細なα-βラメラ。 （２）α相（実質的にＦｅを含まない）およびβ相（約３０体積％、実質的にＯを含まない）をそれぞれ強化するＯおよびＦｅの高い能力。 (3) これらの合金の隣接するαバリアント間の好ましい誤配向構成。 これらの要因の中でも、O と Fe の独特な分配が基本であり、特に重要なのは、α 相におけるナノヘテロ分配が、酸素に影響を与える高酸素 (強) および低酸素 (延性) の分布を引き起こすという我々の報告です。 DPC および iDPC によって示される原子結合の局所的な性質。

これらの強くて延性のある Ti-O-Fe 合金は、室温での幅広い潜在的な用途に影響を与えると期待されています (補足注 6)。 また、スポンジジルコニウム（Zr）もスポンジTiと同様に製造されます。 したがって、オフグレードのスポンジ Zr を使用して、強くて延性のある Zr-O-Fe 合金を開発する場合にも同じことが期待できます。 さらに、この研究は、TiやZrの窒素（N）脆化や他の金属の酸素脆化の緩和など、AMによる将来の格子間エンジニアリングへの潜在的な経路を提供します（補足注6）。

レーザー DED による合金製造に使用される原料粉末には、アルゴンガスアトマイズされた市販の純粋な Ti (CP-Ti) 粉末 (50 ～ 100 μm、TLS Technik GmbH & Co.)、水アトマイズされた Fe 粉末 (20 ～ 50 μm、 Höganäs) および TiO2 粉末 (<5 μm、Sigma-Aldrich)。 CP-Ti粉末の組成はTi-0.14O-0.139Fe-0.01N-0.011C-0.0011H、Fe粉末の組成はFe-0.003C-0.09O-0.01S（重量％）です。 粉末を、密封されたプラスチック容器内で周囲温度で２時間、設計された各合金組成に従ってＴｕｒｂｕｌａミキサー（モデルＴ２Ｆ）内で混合した。 比較の目的で、超低鉄 CP-Ti 組成（Ti-0.16O-0.062Fe）および Ti-6Al-4V-0.22O-0.20Fe 合金の粉末も参照サンプルの作成に使用されました。 どちらの粉末も TLS Technik GmbH & Co. から供給され、粒径範囲は 50 ～ 100 μm でした。

さらに、真空アーク溶解による合金製造には、CP-Ti (Ti-0.13O-0.15Fe) および純 Fe ナゲット (99.99%、ZhongNuo Advanced Materials Technology Co.) および TiO2 粉末 (<5 μm、Aladdin) が使用されました。そしてキャスティング。

Simufact Welding の DED モジュールは、ビルド 25、38 での温度の変化を追跡するために使用されました。 溶融池の形状とサイズ、および熱冷却に関する Simufact Welding (DED) の予測可能性は補足 2 で評価されました。Ti-6Al-4V については同様のデータがないため、温度依存の熱物理データを使用しました。 O-Fe合金。 このシミュレーションは、厚さ 10 mm の Ti-6Al-4V 基板上の 25 層の長方形クーポン (40 × 10 × 5 mm3) の堆積に焦点を当てています。

DED モジュールは、溶融プールの対流を考慮せず、熱伝導に焦点を当てた有限要素法を採用しています38。 溶加材と界面スケールの両方が母材の寸法に比べて無視できるため、これは溶接モデリングで一般的な簡略化です39。 レーザー金属粉末 DED の場合、溶融プールのサイズは基板または部品のサイズよりも大幅に小さいため、熱の大部分は溶融プールから基板に向かって伝導されます。

DED モジュールを使用するには、最初に堆積ジオメトリが定義されたプリカーサーとして導入され、そのメッシュは最初に Quiet モード (非アクティブ) に設定されます。 シミュレーションが開始されると、移動体積熱源エンティティによって各メッシュが (要素ごとに) アクティブ化されます。 伝播中に熱源に触れた要素は、要素誕生アルゴリズムを使用して永続的に活性化されます。 その結果、活性化されたすべての要素が熱源にさらされ、これは典型的な溶融プールの寸法を持つ 3D 体積熱流束を表します。 節点負荷であるため、この熱源からの熱流束は、活性化されたばかりの要素の温度を、その融解温度または液相線温度を超える値まで上昇させます。

拡張データ表 2 は、DED パラメーターをリストし、1.5 mm の等価レーザー スポット サイズと 500 W のレーザー出力を含む、シミュレーションに使用される双方向スキャン戦略を示しています。DED パラメーターの選択については、次のセクションで説明します。 DED パラメータを含むスキャン パス ファイル (G コード) が DED モジュールにインポートされ、部品ジオメトリが構築されます。 各レイヤー (40 × 10 mm) は、解像度 0.25 × 0.25 mm の 6,400 点で構成されます。 加熱および冷却の情報を取得するために、時間分解能は 0.02 秒に設定されています。 シミュレーションは、層間の間隔 (0 秒、15 秒、60 秒、および 120 秒) の影響に焦点を当てています。

図1bおよび補足図3のマルチピークまたは熱パルスは、使用される双方向スキャン戦略から発生します。 各奇数層には、サンプルの幅 (10 mm) にわたってサンプルの長さ方向に平行な 9 本の走査経路があります。 その結果、これらの 9 つの走査経路に対応する 9 つのピークまたは 9 つの熱パルスが、以前に固化した層に現れます。 対照的に、各偶数層には、サンプルの長さ方向に垂直な 38 個の短い走査経路があります。 しかし、これらの短い走査経路のそれぞれは、以前に固化した層内で検出可能な熱パルスを発生させるほど十分な熱強度を持っていません。 集合的に、それらは限られた数の小さな熱パルスのみを引き起こします。 補足図 3 に対応関係を詳細に示します。

α-β Ti-O-Fe 合金の 4 つのグループ、Ti-0.15O-3Fe、Ti-0.35O-3Fe、Ti-0.50O-3Fe、Ti-0.70O-3Fe を設計しました。 拡張データ 表 1 は、Ti – (0.14 – 0.67)O – (3.11 – 3.36)Fe の範囲で製造された各合金の測定された組成を示しています。 これらはすべて、TRUMPF TruLaser Cell 7020 システム (シンディスク レーザー、1,030 nm) を使用して製造されました。 蒸着には厚さ 12 mm の CP-Ti 基板プレートを使用しました。 拡張データ 表 2 に、実験的な堆積パラメータを示します。 完成したクーポン（長さ：40 mm、幅：10 mm、厚さ：5 mm）を図1aおよび補足図5aに示します。 各組成のクーポンを 5 枚印刷しました。

選択されたパラメータは、迅速かつ一貫した高品質の溶融（溶融不足欠陥やキーホール細孔が実質的にない）を保証し、凝固後の α'-マルテンサイト相の分解を通じて微細で短い α-β ラメラを生成する必要があります。 Ti-6Al-4V 合金基板上で Ti-6Al-4V の高品質 DED を得るためのレーザーエネルギー密度 Ed (J mm-2) は、大型レーザーを使用して 16.6 ～ 36 J mm-2 の範囲で体系的に研究されています。スポット サイズ (2 mm)40、\({E}_{{\rm{d}}}=\frac{P}{dv}\) (P レーザー出力、d レーザー スポット サイト、v レーザー スキャン速度) ）。 Ed の高い値の使用は推奨されません 40。 これは、同様のレーザースポットサイズ（Ed = 25 ～ 35 J mm−2 の最適範囲、レーザースポットサイズ: 1.5 mm)。

スポット サイズは、十分な大きさのメルト プール (≥1.0 mm3) を確保するために 1.5 mm に選択されました。これは、(1) 混合粉末を使用する場合の化学的均一性の向上、(2) 層の高さの均一性、および (3) 層の高さの均一性の達成にとって重要です。ビルド時の熱プロファイルがより安定します。 幅広いスキャン速度（200 ～ 2,000 mm min-1）が利用可能です。 ただし、Ed = 25 ～ 35 J mm−2 の場合、TRUMPF システムでの経験から、以前に固化した層と高品質に融合するには、レーザー スポットの滞留時間 d/v は 0.1 ～ 0.15 秒である必要があります。 これにより、v = 600 ～ 800 mm min−1 が選択され、したがって、予想される Ed には 500 W のレーザー出力が選択されます。

層の厚さ 200 μm と粉末流量 1.7 g min-1 は、(1) アスペクト比 3 ～ 4 対 1 の一貫した溶接ビード、(2) 高い溶接ビードを得るために、これまでのさまざまな実験研究を通じて決定されました。 -本質的に融解欠損欠陥のない高品質の構造（マイクロコンピューター断層撮影分析を利用した破面特性評価による）、および（3）一貫した微細構造。

上記で選択したパラメーターを使用して、Simufact Welding の DED モジュールは、体積 1.08 mm3 (長径: 2.3 mm、短径: 1.5 mm、深さ: 0.6 mm、補足注 2 を参照) の半楕円体の溶融プールを予測しました。私たちが設計した Ti-0.35O-3Fe 合金の液相線温度は約 1,659 °C です。

スキャン間隔は、シミュレーションされた溶融プール幅 1.5 mm に基づいて 1.05 mm に選択され、隣接する 2 つのトラック間で十分な融合を実現するための 70% の線形オーバーラップを確保しました。これは、構築中に層と高さの均一性を達成するための標準的な方法です (オーバーラップのオーバーラップ)。最低 30% が一般的に使用されています)。

層間の間隔時間 (τ) は広範囲にわたって変更できます。 実際の範囲は 0 秒から 120 秒以内です。 τを変更すると、冷却速度とビルドの熱履歴全体が実質的に変化し、それによって微細構造が変化する可能性があります。 この作業で使用されたデフォルトのレイヤー間隔は 15 秒でしたが、0 ～ 120 秒の範囲全体を調査しました。

これらの予備的に選択されたパラメータは、α'-マルテンサイトの分解を通じて α-β ラメラを取得するための次の 2 つの基準を満たすように、Simufact Welding を使用した体系的なシミュレーションに供されました。 (1) 適切な冷却速度 (≥ 400 °C s-1)各凝固層のβ相が α' の形成のために単一の β 相領域から冷却されるとき、および (2) 各層にわたる適切な安定化温度ウィンドウ (≧ 480 °C、できれば 600 ～ 750 °C) (最後の数層を除く) α' → α–β を可能にします。

選択したパラメータがこれら 2 つの基準を満たさない場合は、満たされるまでシミュレーションによる再選択が必要です。 補足表 3 は、スキャン速度が 200 ～ 1,200 mm min-1 の範囲で、層間隔が0～120秒。 いずれも必要な冷却条件を満たしています。

図 1c は、その後の 24 層すべての堆積における層 1 の中心の平均温度の推移を示しています。 中心点の平均温度は、後続の各層のスキャン時間 (たとえば、各奇数層について 600 mm min-1 で 35.85 秒) に層間隔時間 (たとえば、15 秒) を加えた時間にわたって計算されました。 安定化は 8 層目または 9 層目の堆積から起こります。

α' の分解は 400 °C で起こり始めます (長時間の保持が必要です) 41 が、α' の完全な分解には 800 °C で 2 時間以上の等温暴露が必要です 41,42。 ただし、DED中に導入される熱パルス（図1bおよび補足図3）の影響により、分解プロセスが著しく加速される可能性があります25。

一方、800 °C 以上では微細構造が著しく粗大化する危険性があり、480 °C (最小応力除去温度) 未満では α' の分解が完了しない可能性があります。 さらに、安定化温度はビルド高さが増加するにつれて増加します（補足図4）。これは、最初の層の安定化温度をあまり高く設定すべきではないことを意味します。 これらの考慮事項に基づいて、必要な熱履歴限界または処理ウィンドウとして、図 1c の 480 ～ 800 °C (緑色のゾーン) を選択します。 安定した温度は、レイヤー間隔時間またはスキャン速度を短縮するか、ビルド高さを増加させると上昇します。

次に、スキャン速度 (600 ～ 800 mm min-1) と層間隔時間 (0 ～ 120 秒) を、シミュレーションに基づいた処理ウィンドウ内と外側の両方で変更して、設計した Ti-(0.15 -0.70)O-3Fe 合金。

この研究の堆積プロセスで生成される各溶融プール (約 1 mm3) には、この研究で使用した約 6,250 個の Ti 粉末粒子の溶融が必要です (Dv50 = 69.09 μm)。 これは、混合粉末の使用によって生じる化学的不均一性の問題を軽減するのに役立ちます。 また、溶融プールの深さ (0.6 mm) は各凝固層の厚さ (0.2 mm) の 3 倍であり、隣接する 2 つのトラック間にも 70% の重なりがあるため、各凝固した溶融プールでかなりの再溶融が発生します。 これにより、化学的均一性がさらに促進されます。 製造されたままのクーポンの異なるバッチの組成分析と微細構造検査の両方で、全体的な化学的均一性が良好であることが確認されました（補足注記 2 を参照）。

Ti-0.33O-3.11Fe 合金の鋳放しクーポンは、吸引鋳造装置を備えた真空アーク溶解装置（フィサイエンスオプトエレクトロニクス株式会社、モデル WK-II 型）を使用して調製されました。 溶解室の水冷銅 (Cu) 炉床には 5 つの半球状の空洞があります (使用前に洗浄済み)。 TiO2 粉末を 1 つのキャビティの底に配置し、続いて適切に洗浄した CP-Ti および Fe ナゲットを配置して、アーク溶解中の粉末の飛散を防ぎました。 さらに、別のキャビティに脱酸素剤として別の CP-Ti ナゲットを配置しました。 まず炉を 5 × 10-3 Pa まで排気し、次にアルゴンで 0.5 Pa までパージしました。真空とパージのプロセスを 3 回繰り返して、低酸素レベルのチャンバーを確保しました。

酸素を除去するために、最初に CP-Ti ナゲットを 3 回溶融しました。 次に、装入合金 (45 ～ 55 g) の溶解と再溶解を合計 8 回繰り返しました。 化学的均質化のため、各溶解後に合金ボタンインゴットを裏返しました。 次に、チャンバー内の小さなシャベルを使用して、それを水冷Cu炉床の中央空洞に移動させました。 合金を再度溶解し、溶融状態で 30 秒間保持しました。 吸引鋳造装置（水冷Ｃｕ鋳型）を溶解室に接続した。 再溶解後、Cu モールドキャビティに接続された空気蒸発バルブを開くことにより、設備の上部と下部の間に気圧差が導入されました。 次に、溶湯を水冷したCu金型キャビティ(長さ120mm、幅12mm、厚さ5mm)内でエア吸引して固化させた。 同じプロセスに従って 5 つのクーポンが作成されました。

EBSD は、20 kV で動作する Oxford Instruments AZtecHKL イメージング システムを備えた JEOL JSM-7200F 走査型電子顕微鏡 (SEM) システムで実行されました。 各試験片は 70°に傾けられ、使用されたステップ サイズは 500 nm でした。 EBSD データは、Channel 5 ソフトウェアを使用して分析されました。 微細構造および破断面の分析は、二次電子モードまたは反射電子モードのいずれかで SEM (FEI Verios 460L) を使用して実行されました。 Image-Pro Plusパッケージを用いて定量画像解析を行い、αラスの幅とβの体積分率に対するα相とβ相の面積を測定しました。 STEM 観察は、DPC および iDPC イメージング用の FEI DF4 検出器を備えた 300 kV で動作する Themis Z 二重補正顕微鏡を使用して実行されました。

APT の特性評価は、レーザー支援 CAMECA 局所電極アトム プローブ 4000X Si を使用して実行されました。 針状の試験片はリフトアウト法によって準備され、従来の Ga FIB-SEM (Zeiss Auriga) およびプラズマ FIB-SEM (Helios G4) で年次粉砕されました。 試料は、試料温度50 K、レーザーエネルギー50 pJ、パルス周波数200 kHzのレーザーモードで分析されました。 3D 再構成とデータ分析には、視覚化および分析ソフトウェア バージョン 3.8.4 を使用しました。 検出器効率 (0.57)、ICF (1.65)、および kf (3.30) のデフォルト値が使用されました。 1D 濃度プロファイルに示されるエラーバーは、E = (Ci(1 − Ci)/N)1/2 として計算されました。ここで、Ci = Ni/N、Ni は i 個の溶質イオン/原子の数を表し、N は合計を表します指定されたビンのカウント数。 ビンのサイズは 0.2 nm です。

完成した状態の Ti サンプルの化学組成 (拡張データ表 1) は、誘導結合プラズマ原子発光分光法およびグロー放電質量分析法によって決定されました。

DED 加工 (図 1a) および鋳放しの長方形クーポンを機械加工して、ゲージ寸法 12 × 3 × 2 mm3 (オーストラリア規格 AS 1391-2007 による) の犬の骨状の引張試験片を作成しました。 各引張試験片は、長方形クーポンの長さ方向に沿って中央の 9 層から抽出されました。 補足の図5は、10個の製造されたままのクーポンの配列と各引張サンプルの概略抽出を示しています。 これは、引張試験片の各バッチに一貫した微細構造があり、高い再現性が得られるようにするためです。 補足図4に示すように、選択した処理ウィンドウ（緑色のゾーン）では、平均温度の安定化は堆積の8番目または9番目の層から発生します。 平均温度はビルド高さが増加するにつれて上昇しますが、層 9 以降の 8 層ごとの上昇は約 30 °C に限定されます (微細構造の進化には無視できる程度)。 構築高さに沿った引張試験片の異なるバッチの微細構造検査により、一貫した微細構造が確認されました (補足注 2 を参照)。

すべての引張試験片は、非接触レーザー伸び計を備えた MTS 万能試験設備 (MTS 810、100 kN) を使用して、初期ひずみ速度 1 × 10−3 s−1 で室温で一軸試験されました。

補足注記 7 では、ASTM E8/E8M-21 (「金属材料の引張試験の標準試験方法」) に従って、この研究で作成された引張応力 - ひずみ曲線 (拡張データ図 2) の再現性の問題を簡単に分析しました。 この作業で生成された引張データは、予想される再現性要件を満たしています。

CompuTherm43 によって開発された Pandat ソフトウェアと PanTi2021 データベースを使用して、β 相の平衡体積分率と、α 相と β 相の間の O および Fe 原子の平衡分配を計算しました。 この研究における CALPHAD 法の使用は、ほぼ等温保持段階、つまり図 1c の予測された安定化温度の 1 つ (650 °C など) に限定されました。 この予測は、この等温保持段階での微細構造の進化を理解するために使用されました。 平衡から程遠い冷却プロセスを予測するためには使用されませんでした。 各予測安定温度での等温保持時間は、各ビルドで最大約 14 分です。 次のように計算されます: 各奇数層の堆積時間 (たとえば、600 mm min-1 で 35.85 秒) + 各偶数層の堆積時間 (たとえば、600 mm min-1 で 37.71 秒) ) + 各層間の間隔時間 (15 秒)。 したがって、堆積プロセスは平衡からはほど遠いプロセスですが、これは等温近似のためのものです。

DFT 計算は、一般化勾配近似 44 と VASP コード 45 に実装されたプロジェクター拡張波法を使用して実行されました。 平面波基底関数セットのカットオフ エネルギーは 500 eV でした。 Monkhorst-Pack k ポイントは、96 原子 (および 128 原子)、54 原子バルク モデル、界面モデルに対してそれぞれ 6 × 6 × 6、8 × 8 × 8、および 6 × 6 × 1 でメッシュ化されました。 すべての系について、力が 0.01 eV Å-1 未満になるまで原子緩和が許容されました。

α/β (HCP/BCC) 界面モデルを構築するために、まず 2 つの表面スラブ モデルを構築しました。 この特定の界面の場合、BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\)) 表面スラブの面内格子定数は a = 4.6000 Å および b = 5.7260 Å ですが、 HCP (\(\bar{1}100\)) 表面スラブは、a = 4.6250 Å および b = 2.9236 Å です。 a 値は非常に似ていますが、BCC b 値は HCP b 値の約 2 倍です。 したがって、1 × 1 面内 10 層 BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\))/1 × 2 面内 10 層 HCP (\(\bar{1 ｝100\)) 界面構造 (図 4a、各側に 10 層) を使用して、α/β 界面をシミュレートします。

この研究のために生成および分析されたすべてのコア データは、この記事、20 個の補足図と 8 個の補足表を含む補足情報ファイル、および提供されているソース データ スプレッドシート ファイルにあります (図 1b、c、図 4、拡張)データ図5、補足図4および補足表8)。 これらのコア データにつながるさらなるソース データ (>40 GB) は、対応する著者から制限なく入手できます。

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私たちは、オーストラリア研究評議会 (DP180103205、DP220103407、DP200100940、DP200102666、DP190102243 および IC180100005)、次世代技術基金の下で国防総省を通じてオーストラリア政府によって支援されている豪州・米国学際的大学研究イニシアチブ プログラムからの支援に感謝します。香港理工大学（PolyU）の研究委員会（プロジェクトコード：CD4FおよびUAMT）、PolyU研究イノベーションオフィス（プロジェクトコード：BBR5およびBBX2）、およびイノベーションとイノベーションからの香港の国家重点研究所への資金支援中国香港特別行政区政府の技術委員会。 我々は、RMIT Advanced Manufacturing Precinct (AMP)、RMIT Microscopy & Microanalysis Facility (特に M. Field)、および Microscopy Australia のノードであるシドニー大学の Sydney Microscopy & Microanalysis の施設に感謝します。 チタンへの酸素の添加について議論してくれたS. Luo、補足図15（Z. Wuの支援）および補足図19（Q. Wuの支援）のサンプルを印刷してくれたA. Jonesなど、他のチームメンバーの貢献に感謝します。 Zhou）、補足図19の引張試験を実行したQ. Zhou、2019年1月から2023年2月までこの作業のすべてのサンプルを機械加工したRMIT AMPの技術チーム、および鋳放しサンプルの気孔率分析を担当したR. Hu 。 TS さんは、TRUMPF TruLaser Cell 7020 システムのトレーニングをしていただいた A. Jones さんに感謝しています。 私たちの DFT 計算は、シドニー大学のシドニー情報学ハブ チームによる専門家の支援を受けて、国家計算インフラストラクチャー (NCI) によってサポートされました。 Microscopy Australia と NCI はどちらも、オーストラリア政府の国家共同研究インフラ計画によって支援されています。

これらの著者は同様に貢献しました: Tingting Song、Zibin Chen

RMIT大学工学部積層造形センター、メルボルン、ビクトリア州、オーストラリア

ティンティン・ソング、シェンルー・ルー、ミラン・ブラント、マー・チアン

シドニー大学航空宇宙機械工学部、シドニー、ニューサウスウェールズ州、オーストラリア

Zibin Chen、Xiangyuan Cui、Hansheng Chen、Hao Wang、Xiaozhou Liao & サイモン P. リンガー

オーストラリア顕微鏡・微量分析センター、シドニー大学、シドニー、ニューサウスウェールズ州、オーストラリア

Zibin Chen、Xiangyuan Cui、Hansheng Chen、Hao Wang、Xiaozhou Liao & サイモン P. リンガー

香港理工大学工業システム工学部先端製造研究所（香港、中国）

Zibin Chen、Bailiang Qin、Kang Cheung Chan

香港理工大学工業システム工学部超精密加工技術国家重点研究所（香港、中国）

ジビン・チェン & カン・チュン・チャン

Hexagon Manufacturing Intelligence、ドンカスター、ビクトリア州、オーストラリア

トニー・ドン

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MQ と TS は実験用合金を設計しました。 TD と TS はシミュレーションを実行しました。 TS、MQ、MB は AM プロセスを考案しました。 TS はサンプルを印刷し、重要な特性評価、データ分析、編集を完了しました。 ZC、XL、SPR は原子スケールの特性評価、データ分析、DFT 計算を主導し、強化メカニズムを提案しました。 ZC は電子顕微鏡実験と分析を実施しました。 XC は DFT 計算を実行しました。 HC は APT 実験を実施しました。 SL は EBSD 分析を実行しました。 MQ と SL は破壊挙動を分析しました。 HW は電子顕微鏡実験と EBSD 分析を支援しました。 BQ と KCC が製造したインゴットサンプル。 MQ、MB、SPR、XL、ZC が資金を獲得しました。 MQ と TS がレビューへの対応を主導しました。 すべての著者は結果を批判的にレビューし、責任著者が草稿した原稿を編集しました。

Simon P. Ringer または Ma Qian との通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

Nature は、この研究の査読に貢献してくれた Marco Simonelli と他の匿名の査読者に感謝します。 査読者レポートが利用可能です。

発行者注記 Springer Nature は、発行された地図および所属機関の管轄権の主張に関して中立を保っています。

a, α-β ラメラと β-斑点からなる微細構造の概要。 b. 選択した β 斑点の拡大図。 c、Feが豊富なβ斑点を確認するためのbのFeのエネルギー分散型分光法（EDS）マッピング。 d、EDS ラインスキャン分析用に選択された β 斑点相。 鋳放しの気孔率も示されています。 e、EDS ライン スキャンにより、d に示す β 斑点内の高い Fe 含有量がさらに確認されます。 f、この鋳放し合金のα-βラメラを示す反射電子画像。

ａ、合金組成を変更するが、ＤＥＤ条件は変更しない（走査速度：８００ｍｍ分−１、層間隔：１５秒）。 b, 合金組成 (Ti-0.35O-3Fe) ではなく、DED 条件を変更することで微細構造を変化させる制御研究。 c、対照研究の一環として水冷銅型鋳造によって製造されたTi-0.35O-3Fe（設計による）。

a ～ e 異なるスキャン速度とレイヤー間隔時間を使用した DED による。 f、水冷銅型鋳造による（方法を参照）。

a、DED で作製した Ti-0.14O-3.23Fe 合金の α-β 相領域における Ti、O、Fe の分布（800 mm min−1、15 s）。 Fe が豊富なブルー相は β 相であり、周囲の Fe が少ない相は α 相です。 O と Fe の等組成面のしきい値は、それぞれ 3 at% と 15 at% です。 紫色の円筒形のバーは、右の列に示されている APT プロファイルの長さ 45 nm の範囲を表し、矢印は方向を表しています。 Fe が豊富な β 相には、APT で検出できる O が含まれていません。 b、c、DEDで作製したTi-6Al-4V-0.22O-0.20Fe合金のα-β領域におけるTi、Al、V、Fe、Oの分布（800 mm min−1、15 s）。 2 つの黒い亀裂のような面は 10 at% V の等濃度面であり、α-β 相の境界を表します。 b の下向きの垂直矢印は、c に示されている APT プロファイルの長さ 25 nm の範囲の方向を示しています。 Fe が豊富で V が豊富な領域 (2 つの黒い亀裂状の面の間) は 2 つの α 相の間にある β 相です。 定量的結果については補足表 4 を参照してください。

EBSD を使用して、各合金で 105 を超える α バリアントが分析されました。 隣接する α バリアント ラメラのみを考慮すると (つまり、中間の β 相ラスを除去することによって)、誤配向 \([11\bar{2}0]\)/60° が Ti-O-Fe 合金で広く見られます。 、一方、方位誤差 \([\bar{10}55\bar{3}]\)/63.26°) は、Ti-6Al-4V-0.22O-0.20Fe 合金で一般的です。 合金 a ～ d および f は同じ DED 条件（800 mm min-1、15 秒）で製造されましたが、合金 e は層間隔 0、つまり 800 mm min-1、0 秒で製造されました。 他の条件は変更しませんでした (拡張データ表 2)。

ソースデータ

選択された領域は、引張破面に近い領域です。 a、b、d、e、明視野画像。b と e は近くから見た図です。 c、f、暗視野画像。 転位は c と f で最もよく見られます。 予想通り、O をほとんど含まない β 相では深い転位が観察されましたが、Fe をほとんど含まない α 相でも転位が観察されました。

選択された領域は、引張破面に近い領域です。 a、b、d、e、明視野画像。b と e は近くから見た図です。 c、f、暗視野画像。 転位は c と f で最もよく見られます。 予想どおり、実質的に O を含まない β 相ではより多くの転位が観察されましたが、α 相では O 含有量が高いため、転位はほとんど観察されませんでした。

各合金の引張特性は拡張データ表 1 にリストされています。

このファイルには補足図が含まれています。 1 ～ 20、補足表 1 ～ 8、補足注記 1 ～ 7、および補足参考資料。

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転載と許可

Song, T.、Chen, Z.、Cui, X. 他積層造形による強靭で延性のあるチタン-酸素-鉄合金。 Nature 618、63–68 (2023)。 https://doi.org/10.1038/s41586-023-05952-6

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受信日: 2021 年 11 月 8 日

受理日: 2023 年 3 月 14 日

発行日: 2023 年 5 月 31 日

発行日: 2023 年 6 月 1 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41586-023-05952-6

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