指向性エネルギー堆積法による金属基傾斜機能複合材料のコーティングと微粒子均一分散微細組織制御法の確立
金沢大学 理工研究域 機械工学系
助教 國峯 崇裕（2018 年度 奨励研究助成（若手研究者） AF-2018237-C2）
キーワード：指向性エネルギー堆積法，傾斜機能材料，WC-Co 超硬合金

１．研究の目的と背景
硬質なタングステンカーバイド（WC）粒子とその周りを囲むコバルト（Co）層で構成される WC-Co 超硬合金は，金型や切削工具などの耐摩擦摩耗特性が要求される部材に使用される１）．耐摩擦摩耗特性と耐衝撃特性の構造的役割が求められる WC-Co 超硬合金のような金属基複合材料における「硬度と靱性の両立」に関しては，連続的，または段階的に材料内部の組成や組織を変化させた傾斜機能
材料２）の概念が大いに有効であり，実際，化学蒸着法や物理蒸着法で工具等に応用されている．しかしながらこれらの加工方法では，その実用上の適用範囲が現状では一部の図１

部材に限られている．

Energy Deposition: LDED）で積層造形した金属基複合材料

レーザ指向性エネルギー堆積法（Laser Directed

近年，レーザ加工による粉体の積層造形に関する研究が1 層中におけるセラミックス粒子の分散状態を表した概盛んになっているが，この積層造形法により傾斜機能材料

念図８），（a）セラミックス粒子径が数十マイクロメートが作製可能になれば，金型や冶具などの必要な部分にのみルの場合，（b）微粒子が不均一分散されている場合，（c）コーティングを施すことも可能になり，実用上の製品への微粒子が均一分散されている場合．

適用範囲は大いに広がるとともに，再利用によるコストの削減も見込めることから産業的にも大きな影響を与える

そこで本研究課題では，レーザ指向性エネルギー堆積法ことが予想される．しかしながらレーザ積層造形は高温溶（Laser Directed Energy Deposition: LDED）と WC 微粒子を融プロセスであり，また既存の基本単位造形層の厚さはCo ボンド材で造粒焼結した造粒粉を用いて，図 1（c）に100 μm 程度以上であるため，基材とコーティング層との示すような造形層厚さよりも微細なセラミックス微粒子

熱膨張係数の差により現状では積層造形後に多数の亀裂が均一分散された金属基複合材料の造形層を得るためのが生じてしまう３，４）．また以下のような WC 粒子の均一加工方法を検討した．微粒子均一分散微細組織制御法が確分散に関するレーザ積層造形における特有の課題もある．

立できれば，より理想的な傾斜構造を LDED で積層造形

レーザ積層造形で一般的に使用される金属粉末のサイするための選択肢が増え，割れの無い積層造形層の実現に

ズは φ10～150 μm 程度であり，特に粉末床型のレーザ積寄与する．なお，LDED は別称ではレーザ粉体肉盛法（Laser層造形では φ10～45 μm 程度が５），また粉末供給機を使用

Metal Deposition: LMD）とも呼ばれるが，国際標準化機構

するレーザ積層造形では φ10～150 μm 程度が使用されるによる用語定義を記載した ISO 52900 に倣い，ここでは

３，６，７）．レーザ積層造形で金属基複合材料を積層造形しLDED とした．

ようとする場合，密度や粒子径の異なる金属とセラミックス粒子を同時に供給しながら，それらが均一分散された複合材料の微細組織を得ることは簡単ではない．まず図 1（a）

２．実験方法2・1

供試材に示すように一層の厚みが例えば 30 μm の時には，これ積層造形用の基材として中炭素鋼（S45C）の板材（20 mmより大きなセラミックス粒子は使用できない８）．また微粒× 20 mm × 2.3 mm）を用いた．また積層造形用の粉末材料

子や超微粒子，さらにはナノ粒子のセラミックスを使用しとして平均粒子径 10 μm の Co-Cr-W 合金粉と，粒子径約たとしても金属との密度差のために図 1（b）に示すよう1 μm の WC 微粒子を Co ボンド材で造粒焼結することでな不均一な微細組織になってしまう．さらに粉末のサイズ作製した平均粒子径 30 μm の WC-12wt.%Co 造粒粉を用いを微細にしていくと，粉末供給時に粉末同士の凝集や静電た．これら粉末の走査型電子顕微鏡（Scanning Electron

気による粉末の詰まり等のために粉末供給量の制御が難Microscope: SEM）による二次電子像を図 2（a）–（c）にしくなるといった問題もある８）．

示す８）．図 2（a）は Co-Cr-W 合金粉であり，図 2（b）は

WC-12wt.%Co 造粒粉である．図 2（c）は WC-12wt.%Co 造

まずレーザスポット径 0.3 mm，レーザ出力 140 W，レ粒粉の拡大像であり，Co ボンド材で結合された WC 微粒ーザ走査速度 10 mm/s の加工条件で，レーザディフォーカ子が確認できる８）．また図 2（d）に Co-Cr-W 合金粉，図スΔf を 0 および 0.5 mm としたときの WC-12wt.%Co 造粒

８）2（e）に WC-12wt.%Co 造粒粉の粒子径分布を示した．

粉の造形ビードを加工した．
次に WC 含有量が段階的に傾斜した造形層（15 mm × 15mm の面状）を造形した．1 層目は Co-Cr-W 合金粉のみ，2 層目は Co-Cr-W 合金粉と WC-12wt.%Co 造粒粉の混合粉を，そして 3 層目は WC-12wt.%Co 造粒粉のみを積層造形した．レーザ出力は 1 層目を 100 W, 2 層目と 3 層目を 120W とした．レーザスポット径 0.3 mm，レーザピッチ幅 0.2mm，オーバーラップ 50%，レーザ走査速度 10 mm/s とし，レーザディフォーカスΔf が 0 および 0.5 mm のそれぞれの条件で造形層を加工した．
2・3

造形材の評価得られた造形ビードと造形層を基材ごとレーザ走査方
図２（a）Co-Cr-W 合金粉，および（b）WC-12wt.%Co 造向に対して垂直に切断し，造形部断面を光学顕微鏡，SEM粒粉の SEM 二次電子像８）．
（c）WC-12wt.%Co 造粒粉の拡による微細組織観察，エネルギー分散型 X 線分光法

大像８）．（d）Co-Cr-W 合金粉，および（e）WC-12wt.%Co（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: EDX）による組成８）

造粒粉の粒子径分布分析を行った．また X 線回折による相の同定，およびビ．

ッカース硬度試験を行った．
2・2

LDED による積層造形

本研究では，マルチレーザ式 LDED 装置を使用して積６）３．実験結果．図３（a）に従来型の LDED 方式

レーザディフォーカスΔf を（a）0 mm および（b）0.5の概略図を示す８）．従来型の LDED 方式では，基材に対mm として各 3 本ずつ加工した WC-12wt.%Co 造形ビードして垂直に 1 本のレーザを照射することで溶融池を形成の外観を図４に示す８）．またΔf を（c）0 mm および（d）し，その溶融池に粉末を投入することで積層造形を行う．

0.5 mm として加工した WC 含有量が段階的に傾斜した造一方，図３（b）に示したマルチレーザ LDED 方式では 6形層の外観を図４に示す８）．レーザ走査方向は図４に示し本のレーザを基材に対して斜め照射し，それら 6 本のレーた x 軸方向であり，また積層方向は z 軸方向である．造形層造形実験を行った

８）

ザを基材表面に集光することで溶融池を形成する ．このビードと造形層を y 軸方向に沿って S45C 基材ごと切断し，方式では，図３（c）に示すように 6 本のレーザの集光位造形部の断面観察を行った．

置を基材上方にオーバーフォーカスすることも可能である８）．この基材上方にレーザの集光位置をずらした量を，ここではレーザディフォーカスΔf と呼ぶことにする．本
研究では，このΔf を変化させたときの造形層の微細組織の変化に焦点をあてて実験を行った．

図３（a）従来型の LDED 方式の概略図８）．（b）マルチレ

図４

ーザ LDED 方式でレーザ焦点位置を基材表面に合わせた0.5 mm として加工した WC-12wt.%Co 造形ビードの外観場合の概略図８）．（c）マルチレーザ LDED 方式でレーザ

８）焦点位置を基材上方にオーバーフォーカスした場合の概形層の外観８）．

略図８）．

レーザディフォーカスΔf を（a）0 mm および（b）．Δf を（c）0 mm および（d）0.5 mm として加工した造図５

レーザディフォーカスΔf を（a）0 mm および（b）

図６

レーザディフォーカスΔf を（a）0 mm および（b）0.5 mm として加工した WC-12wt.%Co 造形ビードの SEM0.5 mm として加工した WC 含有量を段階的に傾斜させた反射電子像による断面微細組織８）．

造形層の SEM 反射電子像による断面微細組織８）．

レーザディフォーカスΔf を（a）0 mm および（b）0.5

X 線回折による相同定の結果，Δf が 0 mm と 0.5 mm のどmm として加工した WC-12wt.%Co 造形ビードの SEM 反ちらの場合においても 3 層目は WC 相と Co 相から構成さ射電子像による断面微細組織を図５に示す８）．まず造形ビれていることが確認され，また若干の W2C 相も確認されードの基材への接触角αは，Δf を 0.5 mm としたときがた８）．また硬度に関して，Δf が 0 mm の場合では基材に30°であり，Δf を 0 mm としたときの 45°よりも小さい．

おける 350 HV から連続的に上昇し，3 層目においてはまた図５（a）の造形ビード断面には，WC 微粒子を Co ボ

1530 HV を示した．またΔf が 0.5 mm の場合では，硬度はンド材で結合させた造粒粉の形状を保ったままの WC 粒

基材における 380 HV から連続的に上昇し，3 層目におい子がいくつか観察される．一方，図５（b）の造形ビードては 1500 HV を示した８）．

断面には，造粒粉の形状を保ったままの WC 粒子は観察

レーザディフォーカスΔf の変化によって造形層にもたされず，造形ビード全体に均一に WC 粒子は分散されてらされる特徴的な差異は以下の結果である．図 6（a）のΔいた．これらの結果からレーザディフォーカスΔf を 0.5

f が 0 mm の場合の 2 層目では，WC-12wt.%Co 造粒粉の初mm としたときの方が，Δf を 0 mm としたときよりも高期形状が観察されたが，一方，図 6（b）のΔf が 0.5 mm の温で造形ビードが形成されていることが判断できる．また場合の 2 層目では造粒粉のボンド材は完全に溶融し WC

Δf が 0.5 mm のときには Co ボンド材が完全に溶融して微粒子が 2 層目全体に均一に分散されていた．この結果はWC 微粒子が均一に分散していることから，Co の融点造形ビードの断面観察の結果と一致した．また図 6（a）の1495 oC 以上で造形ビードが形成されたことが判断される．
図６はレーザディフォーカスΔf を（a）0 mm および（b）

Δf が 0 mm の場合の 1 層目と 2 層目の層境界では，溶融池を形成した様子が観察されるが，一方，図 6（b）のΔf0.5 mm として加工した WC 含有量を段階的に傾斜させたが 0.5 mm の場合の 1 層目と 2 層目の層境界は平坦になっ

造形層の SEM 反射電子像による断面微細組織である８）．ており，溶融池を形成した様子が見られなかった．これら

図７（a）粒子径約 1 μm の WC 微粒子を Co ボンド材で造粒焼結することで作製した WC-12wt.%Co 造粒粉，（b）
造粒粉の拡大像，レーザディフォーカスΔf を 0 mm の条件で形成した造形層の（c）3 層目および（d）2 層目の断面微細組織，Δf を 0.5 mm の条件で形成した造形層の（e）3 層目および（f）2 層目の断面微細組織８）．

図８

マルチレーザ LDED 方式におけるマルチレーザ集光位置を通過する粉末の様子を描いた概略図，（a）レー

ザディフォーカスΔf が 0 mm の場合，（b）Δf が 0.5 mm の場合８）．（c）ノズルから供給された粉末の速度分布のシミュレーション結果８）．の微細組織観察結果の理由については後述する．

そこでレーザディフォーカスΔf を 0.5 mm としたとき

図７（a）に粒子径約 1 μm の WC 微粒子を Co ボンド材に，レーザによる粉末の造形温度が上昇することについてで造粒焼結することで作製した WC-12wt.%Co 造粒粉と，考えたい．図８はマルチレーザ LDED 方式におけるマル８）

図７（b）に造粒粉の拡大像を示す ．また図 7 にレーザチレーザ集光位置を通過する粉末の様子を描いた概略図

ディフォーカスΔf を 0 mm の条件で形成した造形層の（c）であり，（a）はレーザディフォーカスΔf が 0 mm の場合，3 層目および（d）2 層目の断面微細組織，またΔf を 0.5（b）はΔf が 0.5 mm の場合を描いている８）．レーザスポ

mm の条件で形成した造形層の（e）3 層目および（f）2 層ット径は 0.3 mm，また使用した装置において向かい合う８）目の断面微細組織を示す ．造形層における WC 粒子の平2 本のレーザのなす角は 40°であることから，マルチレー均粒子径は，Δf が 0 mm のとき 3 層目において 2.2 μm，ザが集光している部分の基材垂直方向距離 L は，Δf が 02 層目において 1.5 μm であった．またΔf が 0.5 mm のとmm の場合では約 0.412 mm，またΔf が 0.5 mm の場合できでは 3 層目において 5.9 μm，2 層目において 1.4 μm では約 0.824 mm となる．したがってΔf が 0.5 mm の場合のあった．造形層の 3 層目に関して，平均 WC 粒子径は造形方がマルチレーザの集光部を通過している時間は長くな

前の 1 μm よりも粒成長しており，特にΔf が 0.5 mm の条るため，粉末に与えられるレーザ熱量は多くなる．

件では 5.9 μm と粒成長が顕著である．Allibert は WC 粒子

図８（c）はノズルから供給された粉末の速度分布のシ径 0.85 μm の WC-8wt.%Co 造粒粉を用いて 1450℃，8 時間ミュレーション結果である８）．粉末の流体シミュレーショの条件で液相焼結を実施したところ，図７（e）とほぼ同

ン解析は，Ar ガス供給量，ノズル径，および粉末供給量等

様の微細組織を得たことから９），本研究におけるレーザデを考慮して SCRYU/Tetra ソフトウェアを用いて行った．

ィフォーカスΔf が 0.5 mm の条件ではこれよりもかなり

図８（c）中のノズルから 4.0 mm 下方に離れた位置が，図の高温で造形されていることが判断できる．なお 2 層目に８（a）および（b）におけるマルチレーザ集光部の入口位関しては，Δf が 0 mm の条件では WC 相に加えて η 相等置に対応する．この結果からマルチレーザ集光部を通過しが形成されていたため，Δf が 0.5 mm の条件のときの平ている粉末の平均速度は，Δf が 0 mm の場合で約 19 m/s，均 WC 粒子径との比較はできなかった．

またΔf が 0.5 mm の場合で約 18 m/s と見積もられた．従って粉末がマルチレーザ集光部を通過している時間 t は，４．考察
これまでの実験結果において重要な点を以下にまとめる．まず造形ビードの基材への接触角αは，Δf を 0 mm とΔf が 0 mm の場合で約 2.2×10-5 s，またΔf が 0.5 mm の場合で約 4.5×10-5 s となる．ここでマルチレーザ集光部を通過した粒子の温度 T は，以下の式で表される１０）．

したときよりも，Δf を 0.5 mm としたときの方が小さかった．またレーザディフォーカスΔf を 0.5 mm としたと

p

L

4/3

ppa∆ m(1)

きには Co ボンド材が完全に溶融し，WC 微粒子が造形層中に均一分散された微細組織が得られた．さらに WC 粒

ここで rp: 粒子半径，P: レーザ出力，αL: 粒子のレーザ吸子の粒成長はΔf を 0.5 mm としたときの方が顕著であっ収率，ρ: 粒子の質量密度，Cp: 定圧比熱容量，T: 粒子のマた．これらのすべての実験結果は，レーザディフォーカス

ルチレーザ集光部出口での温度，Ta: 室温，ΔHm: 融解潜熱

Δf を 0.5 mm としたときには造形温度が上昇することをである．この（1）式を用いて，マルチレーザ集光部を通示唆している．

過した粒子の温度 T を見積もったところ，Δf が 0 mm の謝場合で約 980 oC，またΔf が 0.5 mm の場合で約 2050 oC と辞なった．なお計算に使用した種々の上記パラメータの値に

本研究は公益財団法人天田財団 2018 年度奨励研究助成

関しては，参考文献 8 を参照されたい．Co の融点は 1495

（若手研究者）（AF-2018237-C2）によって実施された．こoC であるから，Δf が 0 mm の場合では WC-12wt.%Co 造

こに謝意を表する．

粒粉は Co ボンド材が溶融することなく溶融池に投入されたと判断される．一方 Δ f が 0.5 mm の場合では，WC-

参考文献

12wt.%Co 造粒粉の Co ボンド材はマルチレーザ集光部を

1） D. Bartkowski, A. Bartkowska, Int. J. Refract. Met. Hard

通過中に溶融され，溶射のように基材上に造形されたと判断される．実際，図６（b）の 2 層目では WC 微粒子が均一分散された微細組織が得られたとともに，また 1 層目と2 層目の層境界は平坦になっており，溶融池を形成した様

Mater., 64 (2017) 20–26.
2） B. Kieback, A. Neubrand, H. Riedel, Mater. Sci. Eng. A,362 (2003) 81–105.
3） T. Kunimine, R. Miyazaki, Y. Yamashita, Y. Funada, Y. Sato,子が見られなかった．さらに EDX 分析の結果，基材元素

M. Tsukamoto, Mater. Sci. Forum, 941 (2018) 1645–1650.の混入も低減できることが明らかにされている８）．以上よ4） Y. Yamashita, Y. Funada, T. Kunimine, Y. Sato, M.

り，WC-12wt.%Co 造粒粉中の Co ボンド材が溶融する最Tsukamoto, Mater. Sci. Forum, 1016 (2021) 1676–1681.

適なレーザ加工条件を選択することで，微細な WC 微粒

5） 小泉雄一郎, 千葉晶彦, 野村直之, 中野貴由, まてり

子が均一分散された微細組織を有する単位造形層を形成できることが明らかにされた．

あ, 56 (2017) 686–690.
6） K. Asano, M. Tsukamoto, Y. Sechi, Y. Sato, S.-I. Masuno,R. Higashino, T. Hara, M. Sengoku, M. Yoshida, Opt. Laser

５．結論
本研究課題では，レーザ指向性エネルギー堆積法（LDED）とセラミックス微粒子を金属ボンド材で造粒焼結した造粒粉を用いて，単位造形層厚さよりも微細なセラミックス微粒子が均一分散された金属基複合材料の造形層を得るための加工方法を検討した．マルチレーザ式
LDED 装置のレーザ集光位置を基材上方に設定し，造粒粉中の金属ボンド材が溶融する最適なレーザ加工条件を選択することで，微細なセラミックス微粒子が均一分散された組織を有する単位造形層の形成を実現した．

Technol., 107 (2018) 291–296.
7） M. Renderos, F. Girot, A. Lamikiz, A. Torregaray, N.
Saintier, Phys. Procedia, 83 (2016) 769–777.
8） T. Kunimine, R. Miyazaki, Y. Yamashita, Y. Funada, Sci.
Rep., 10 (2020) 8975, 1–11.
9） C.H. Allibert, Int. J. Refract. Met. Hard Mater., 19 (2001)
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10） H. Gedda, A. Kaplan, J. Powell, Metall. Mater. Trans. B,
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