JP2017171985A - METHOD FOR PRODUCING STRUCTURE CONTAINING β TYPE TITANIUM ALLOY - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、構造物の製造方法に関し、さらに詳しくは、β型チタン合金を含有する構造物の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a structure, and more particularly to a method for manufacturing a structure containing a β-type titanium alloy.
金属材料は力学特性が長期にわたり一定であり、信頼性が高い。そのため、金属材料は、整形外科等の医療及び歯科用のインプラント用途に利用されている。特に、チタンは生体親和性が高いため、チタンを含有するチタン合金は人工関節、骨プレート等の医療用、歯科用インプラントとして広く利用されている。 The metal material has a constant mechanical property over a long period of time and is highly reliable. Therefore, metal materials are used for medical and dental implant applications such as orthopedics. In particular, since titanium has high biocompatibility, titanium alloys containing titanium are widely used as medical and dental implants such as artificial joints and bone plates.
しかしながら、金属材料からなる中実のインプラントの弾性率は、生体骨の弾性率よりも大きい。そのため、インプラントを生体骨中に埋入した場合、弾性率差に起因して、生体骨とインプラントとの界面において生体骨が破壊されたり、生体骨に正常な応力が負荷されなくなる、いわゆる応力遮断が生じたりする。したがって、金属製インプラントの低弾性率化が求められている。 However, the elastic modulus of a solid implant made of a metal material is larger than that of a living bone. Therefore, when an implant is embedded in a living bone, the living bone is destroyed at the interface between the living bone and the implant or normal stress is not applied to the living bone due to the difference in elastic modulus. May occur. Accordingly, there is a demand for lower elastic modulus of metal implants.
本発明者らは、低弾性率化を実現できる構造物を特開２０１１−１３６０８３号公報
（特許文献１）及び特開２０１３−９４３９０号公報（特許文献２）に提案している。
The present inventors have proposed a structure capable of realizing a low elastic modulus in Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2011-136083 (Patent Document 1) and Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2013-94390 (Patent Document 2).
特許文献１及び特許文献２に開示された構造物は、無機粉末粒子が溶解されて形成される凝固部と、無機粉末粒子が焼結されて形成され、凝固部と結合される焼結部とを備える。焼結部は、内部に隙間を有するため、中実材と比較して密度が低い。そのため、特許文献１に開示された構造物は、中実の金属構造物と比較して、弾性率を低くすることができる。このような構造物はたとえば、付加製造技術ＡＭ（Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ）の積層造形法により形成できる。 The structures disclosed in Patent Literature 1 and Patent Literature 2 include a solidified portion formed by dissolving inorganic powder particles, a sintered portion formed by sintering inorganic powder particles, and bonded to the solidified portion. Is provided. Since the sintered part has a gap inside, the density is lower than that of the solid material. Therefore, the structure disclosed in Patent Document 1 can have a lower elastic modulus than a solid metal structure. Such a structure can be formed, for example, by an additive manufacturing technique AM (Additive Manufacturing) additive manufacturing method.
上記特許文献１及び２では、構造物を多孔質化することにより、低弾性率化を実現する。しかしながら、他の方法によっても低弾性率化を実現できればさらに好ましい。 In Patent Documents 1 and 2, a low elastic modulus is realized by making the structure porous. However, it is more preferable if a low elastic modulus can be realized by other methods.
本発明の目的は、低弾性率化を実現できるβ型チタン合金を含有する構造物の製造方法を提供することである。 The objective of this invention is providing the manufacturing method of the structure containing the beta type titanium alloy which can implement | achieve a low elastic modulus.
本実施形態によるβ型チタン合金を含有する構造物の製造方法は、積層造形法を用いる。本製造方法は、ベッド形成工程と、溶融工程とを交互に繰り返して、複数の凝固層が積層された構造物を形成する。ベッド形成工程は、構造物の出発材料となる粉末粒子を基台上に供給し、パウダーベッドを形成する。溶融工程は、高エネルギー熱源を走査してパウダーベッドを溶融して、β型チタン合金を含有する凝固層を形成する。 The manufacturing method of the structure containing the β-type titanium alloy according to the present embodiment uses an additive manufacturing method. In this manufacturing method, a bed forming step and a melting step are alternately repeated to form a structure in which a plurality of solidified layers are laminated. In the bed forming step, powder particles serving as a starting material of the structure are supplied onto the base to form a powder bed. In the melting step, a high energy heat source is scanned to melt the powder bed to form a solidified layer containing a β-type titanium alloy.
ここで、β型チタンとは、体心立方格子構造（ｂｃｃ）を有するチタン合金を意味する。β型チタンを含有する構造物は、たとえば、β型チタン合金だけでなく、（α（ｈｃｐ）＋β（ｂｃｃ））型チタンや、チタンの炭化物等を含有する構造物や、結晶構造の異なるω相などの第二相が析出している構造物等である。 Here, β-type titanium means a titanium alloy having a body-centered cubic lattice structure (bcc). Structures containing β-type titanium include, for example, not only β-type titanium alloys but also structures containing (α (hcp) + β (bcc))-type titanium, titanium carbide, etc., and ω having different crystal structures. A structure in which a second phase such as a phase is precipitated.
本実施形態による製造方法は、低弾性率化を実現できるβ型チタン合金を含有する構造物を製造できる。 The manufacturing method according to the present embodiment can manufacture a structure containing a β-type titanium alloy that can realize a low elastic modulus.
好ましくは、上記溶融工程では、高エネルギー熱源のエネルギー出力Ｅ（Ｗ）、走査速度Ｓ（ｍｍ／ｓ）、走査間隔Ｐ（ｍｍ）、有効溶融池幅Ｍ（ｍｍ）が式（１）〜式（４）を満たす。
Ｅ＞２００ （１）
Ｓ＞６００ （２）
Ｅ／（Ｓ×Ｐ）≧２．５ （３）
０．４５≦Ｐ／Ｍ≦０．６０ （４）
ここで、有効溶融池幅Ｍとは、溶融工程において高エネルギー熱源を用いた１走査で形成され、縦断面が下に凸の放物線状の形状を有する凝固部分のうち、放物線状の形状の底部分の幅（ｍｍ）を意味する。
Preferably, in the melting step, the energy output E (W) of the high energy heat source, the scanning speed S (mm / s), the scanning interval P (mm), and the effective molten pool width M (mm) are expressed by the equations (1) to (1). Satisfies (4).
E> 200 (1)
S> 600 (2)
E / (S × P) ≧ 2.5 (3)
0.45 ≦ P / M ≦ 0.60 (4)
Here, the effective molten pool width M is formed by one scan using a high energy heat source in the melting step, and the bottom of the parabolic shape is a solidified portion having a parabolic shape with a longitudinal section projecting downward. It means the width (mm) of the part.
金属材料の力学特性は一般的に、結晶方位により大きく異なる（結晶異方性）。β型チタン合金の場合、その弾性率は結晶方位＜１００＞で最も低く、生体骨の弾性率に近づく。したがって、結晶方位を制御して、＜１００＞の配向性を高めた構造物を製造できれば、弾性率を低下することができる。 In general, the mechanical properties of metal materials vary greatly depending on the crystal orientation (crystal anisotropy). In the case of a β-type titanium alloy, the elastic modulus is the lowest in the crystal orientation <100> and approaches the elastic modulus of living bone. Therefore, if the crystal orientation can be controlled to produce a structure with improved <100> orientation, the elastic modulus can be lowered.
本製造方法は結晶方位が制御された構造物を製造できる。具体的には、上記式（１）〜式（４）を満たす溶融工程を実施すれば、＜１００＞の配向性が高くなる。そのため、構造物の弾性率を低下させ、生体骨の弾性率に近づけることができる。 This manufacturing method can manufacture a structure whose crystal orientation is controlled. Specifically, if a melting step that satisfies the above formulas (1) to (4) is performed, the orientation of <100> increases. For this reason, the elastic modulus of the structure can be lowered and approach the elastic modulus of the living bone.
上記製造方法では、各溶融工程での走査方向を調整して、前記構造物の結晶配向性を制御してもよい。 In the above manufacturing method, the crystal orientation of the structure may be controlled by adjusting the scanning direction in each melting step.
この場合、β型チタン合金を含有する構造物の結晶配向性（集合組織）を調整できる。 In this case, the crystal orientation (texture) of the structure containing the β-type titanium alloy can be adjusted.
上記製造方法において、β型チタン合金を含有する構造物の素材はたとえば、ＡＳＴＭ Ｆ１３６−１３（２０１３）に規定されるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ ＥＬＩ（Ｅｘｔｒａ Ｌｏｗ Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌｓ）合金、ＩＳＯ ５８３２−１１（２０１４）に規定されるＴｉ−６Ａｌ−７Ｎｂ合金、ＩＳＯ ５８３２−１４（２００７）に規定されるＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金、ＪＩＳ Ｔ７０４１−４（２００９）に規定されるＴｉ−１５Ｚｒ−４Ｎｂ−４Ｔａ合金からなる群から選択される１種以上であり、β型チタン合金はたとえば、ＩＳＯ ５８３２−１４（２００７）に規定されるＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金である。 In the above manufacturing method, the material of the structure containing the β-type titanium alloy is, for example, a Ti-6Al-4V ELI (Extra Low Interstitials) alloy defined by ASTM F136-13 (2013), ISO 5832-11 (2014). Ti-6Al-7Nb alloy defined by ISO, Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy defined by ISO 5832-14 (2007), Ti-15Zr-4Nb-4Ta alloy defined by JIS T7041-4 (2009) The β-type titanium alloy is, for example, a Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy defined in ISO 5832-14 (2007).
本製造方法において、上記積層造形法はたとえば、レーザー積層造形法である。 In this manufacturing method, the additive manufacturing method is, for example, a laser additive manufacturing method.
以下、図面を参照して、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In the drawings, the same or corresponding parts are denoted by the same reference numerals and description thereof will not be repeated.
本実施形態によるβ型チタン合金を含有する構造物の製造方法では、たとえば、図１に示す積層造形装置を使用する。 In the manufacturing method of the structure containing the β-type titanium alloy according to the present embodiment, for example, the additive manufacturing apparatus shown in FIG. 1 is used.
［積層造形装置の構成］
図１を参照して、積層造形装置１００は、レーザー積層造形装置である。積層造形装置１００は、制御装置１０と、レーザー装置１４と、レンズ系１５と、ミラー（ガルバノミラー）１６と、チャンバ２０とを備える。
[Configuration of additive manufacturing equipment]
With reference to FIG. 1, the additive manufacturing apparatus 100 is a laser additive manufacturing apparatus. The additive manufacturing apparatus 100 includes a control device 10, a laser device 14, a lens system 15, a mirror (galvano mirror) 16, and a chamber 20.
レーザー装置１４は高エネルギー熱源であり、レーザー光を出射する。レーザー装置１４はたとえば、ファイバーレーザーやＹＡＧレーザー等の固体レーザー、ＣＯ2レーザー等である。レンズ系１５は、レーザー装置１４からレーザー光を受け、レーザー光を収束してレーザー３０を形成する。ミラー１６は、レーザー３０の照射操作を行う。つまり、ミラー１６により、レーザー３０が照射される位置が調整される。 The laser device 14 is a high energy heat source and emits laser light. The laser device 14 is, for example, a solid laser such as a fiber laser or a YAG laser, a CO 2 laser, or the like. The lens system 15 receives laser light from the laser device 14 and converges the laser light to form a laser 30. The mirror 16 performs a laser 30 irradiation operation. That is, the position where the laser 30 is irradiated is adjusted by the mirror 16.
チャンバ２０は、ベッド形成室２０１と、粉末供給室２０２と、造形テーブル２０３と、リコータ２０５とを備える。 The chamber 20 includes a bed forming chamber 201, a powder supply chamber 202, a modeling table 203, and a recoater 205.
ベッド形成室２０１は、筒状であり、上端に開口を有する。造形テーブル２０３は、ベッド形成室２０１に収納され、上下方向に昇降可能に支持される。造形テーブル２０３は、図示しないモータにより昇降する。造形テーブル２０３上には、基台２０８が配置される。基台２０８はたとえば、チタン等の金属からなる。基台２０８はチタン以外の他の金属であってもよい。β型チタン合金を含有する構造物は、基台２０８上に形成される。 The bed forming chamber 201 is cylindrical and has an opening at the upper end. The modeling table 203 is accommodated in the bed forming chamber 201 and supported so as to be movable up and down. The modeling table 203 is moved up and down by a motor (not shown). A base 208 is disposed on the modeling table 203. The base 208 is made of a metal such as titanium, for example. The base 208 may be a metal other than titanium. A structure containing the β-type titanium alloy is formed on the base 208.
粉末供給室２０２は、ベッド形成室２０１の隣に配置される。粉末供給室２０２は筒状であり、上下方向に昇降可能なピストン２０４を内部に備える。ピストン２０４上には、チタン合金の構造物の出発材料となる粉末粒子４０が積層される。ピストン２０４が上昇することにより、粉末供給室２０２の上部開口から粉末粒子４０が排出され、ベッド形成室２０１に供給される。 The powder supply chamber 202 is disposed next to the bed forming chamber 201. The powder supply chamber 202 is cylindrical and includes a piston 204 that can be moved up and down in the vertical direction. On the piston 204, the powder particle 40 used as the starting material of the structure of a titanium alloy is laminated | stacked. As the piston 204 rises, the powder particles 40 are discharged from the upper opening of the powder supply chamber 202 and supplied to the bed forming chamber 201.
リコータ２０５は、粉末供給室２０２の上部開口の近傍に配置される。リコータ２０５は、図示しないモータにより特定方向（水平方向）に移動し、粉末供給室２０２及びベッド形成室２０１の間を往復する。図１では、リコータ２０５は、Ｘ方向に往復移動する。 The recoater 205 is disposed in the vicinity of the upper opening of the powder supply chamber 202. The recoater 205 moves in a specific direction (horizontal direction) by a motor (not shown) and reciprocates between the powder supply chamber 202 and the bed forming chamber 201. In FIG. 1, the recoater 205 reciprocates in the X direction.
リコータ２０５は、Ｘ方向に移動することにより、粉末供給室２０２から排出された粉末粒子４０を水平方向に移動させてベッド形成室２０１に供給する。ベッド形成室２０１内の造形テーブル２０３の基台２０８上に堆積された粉末粒子４０により、パウダーベッド（粉末床）２０６が形成される。リコータ２０５がＸ方向に移動することにより、粉末粒子４０が水平方向に移動し、パウダーベッド２０６の表面が平坦に整えられる。 The recoater 205 moves in the X direction, thereby moving the powder particles 40 discharged from the powder supply chamber 202 in the horizontal direction and supplying them to the bed forming chamber 201. A powder bed (powder bed) 206 is formed by the powder particles 40 deposited on the base 208 of the modeling table 203 in the bed forming chamber 201. When the recoater 205 moves in the X direction, the powder particles 40 move in the horizontal direction, and the surface of the powder bed 206 is made flat.
なお、リコータ２０５に代えて、ローラを用いてもよい。ローラを用いた場合、粉末粒子４０に対してローラで任意に加圧しながら、パウダーベッド２０６を形成できる。 In place of the recoater 205, a roller may be used. When a roller is used, the powder bed 206 can be formed while arbitrarily pressing the powder particles 40 with the roller.
制御装置１０は、図示しない中央演算処理装置（ＣＰＵ）と、メモリと、ハードディスクドライブ（以下、ＨＤＤという）とを備える。ＨＤＤには、周知のＣＡＤ（Computer Aided Design）アプリケーションとＣＡＭ（Computer Aided Manufacturing）アプリケーションとが格納される。制御装置１０は、ＣＡＤアプリケーションを利用して、製造したい構造物の３次元形状データを作成する。 The control device 10 includes a central processing unit (CPU) (not shown), a memory, and a hard disk drive (hereinafter referred to as HDD). The HDD stores a well-known CAD (Computer Aided Design) application and CAM (Computer Aided Manufacturing) application. The control device 10 creates three-dimensional shape data of a structure to be manufactured using a CAD application.
制御装置１０はさらに、ＣＡＭアプリケーションを利用して、３次元データに基づいて、加工条件データを作成する。積層造形法では、レーザー３０により形成される複数の凝固層が積層されてβ型チタン合金を含有する構造物が形成される。加工条件データは、各凝固層が形成されるときの加工条件を含む。つまり、加工条件データは、各凝固層（各パウダーベッド２０６）ごとに作成される。制御装置１０は、加工条件データに基づいてレーザー装置１４、レンズ系１５及びミラー１６を制御して、レーザー３０のエネルギー密度を規定する条件（出力Ｅ、走査速度Ｓ、走査間隔Ｐ及び照射位置）を調整する。 The control device 10 further creates processing condition data based on the three-dimensional data using a CAM application. In the additive manufacturing method, a plurality of solidified layers formed by the laser 30 are stacked to form a structure containing a β-type titanium alloy. The processing condition data includes processing conditions when each solidified layer is formed. That is, the processing condition data is created for each solidified layer (each powder bed 206). The control device 10 controls the laser device 14, the lens system 15, and the mirror 16 based on the processing condition data, and defines the energy density of the laser 30 (output E, scanning speed S, scanning interval P, and irradiation position). Adjust.
［製造方法の概要］
本実施形態では、積層造形法を用いてβ型チタン合金を含有する構造物を製造する。具体的には、本製造方法は、ベッド形成工程と、溶融工程とを交互に繰り返して、複数の凝固層が積層された上記構造物を形成する。ベッド形成工程は、構造物の出発材料となる粉末粒子を基台上に供給し、パウダーベッドを形成する。溶融工程は、高エネルギー熱源を走査してパウダーベッドを溶融して、β型チタン合金を含有する凝固層を形成する。
[Outline of manufacturing method]
In the present embodiment, a structure containing a β-type titanium alloy is manufactured using an additive manufacturing method. Specifically, in this manufacturing method, a bed forming step and a melting step are alternately repeated to form the structure in which a plurality of solidified layers are stacked. In the bed forming step, powder particles serving as a starting material of the structure are supplied onto the base to form a powder bed. In the melting step, a high energy heat source is scanned to melt the powder bed to form a solidified layer containing a β-type titanium alloy.
好ましくは、本製造方法では、β型チタン合金を含有する素材の結晶方位を制御することにより、構造物の弾性率を低下する。以下、この点について詳述する。 Preferably, in the present manufacturing method, the elastic modulus of the structure is lowered by controlling the crystal orientation of the material containing the β-type titanium alloy. Hereinafter, this point will be described in detail.
図２は、ＩＳＯ ５８３２−１４（２００７）に規定されるβ型Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金の単結晶を用いて測定された結晶方位と弾性率との関係を示す図である。図２を参照して、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金では、結晶方位に応じて弾性率が異なる。具体的には、結晶方位＜１００＞の弾性率が最も低く４４．４ＧＰａであり、＜１００＞から＜１１１＞に向かうにしたがって弾性率が大きくなり、＜１１１＞では１２０ＧＰａ程度まで上昇する。そして、＜１１１＞から＜０１１＞に向かうにしたがって弾性率は徐々に低下し、＜０１１＞では８０ＧＰａ程度になる。 FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the crystal orientation and the elastic modulus measured using a single crystal of β-type Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy defined in ISO 5832-14 (2007). Referring to FIG. 2, in the Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy, the elastic modulus differs depending on the crystal orientation. Specifically, the elastic modulus of the crystal orientation <100> is the lowest, 44.4 GPa, the elastic modulus increases from <100> to <111>, and increases to about 120 GPa at <111>. The elastic modulus gradually decreases from <111> to <011>, and is about 80 GPa at <011>.
以上のとおり、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金では、＜１００＞方位の弾性率が最も低く、その値は生体骨の弾性率（１０〜４０ＧＰａ）に近い。他のβ型チタン合金も同様に、＜１００＞の弾性率は低い。したがって、生体骨にインプラントとしてβ型チタン合金を含有する構造物を利用する場合、応力遮蔽を抑制するためには、主応力が掛る方向が＜１００＞となるよう構造物を製造するのが好ましい。 As described above, in the Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy, the elastic modulus in the <100> orientation is the lowest, and the value is close to the elastic modulus (10 to 40 GPa) of living bone. Similarly, other β-type titanium alloys have a low elastic modulus of <100>. Therefore, when a structure containing a β-type titanium alloy is used as an implant in a living bone, it is preferable to manufacture the structure so that the direction in which the main stress is applied is <100> in order to suppress stress shielding. .
そこで、本実施形態では、付加製造技術（３Ｄプリンター）の一種である、積層造形法を用いて、結晶方位を制御しつつβ型チタン合金を含有する構造物を製造する。積層造形法は、ベッド形成工程と溶融工程とを交互に繰り返し実施して、複数の凝固層が積層された構造物を製造する。ベッド形成工程では、構造物の出発材料となる粉末粒子を基台上に供給し、パウダーベッドを形成する。溶融工程では、高エネルギー熱源を走査してパウダーベッドを溶融しβ型チタン合金を含有する凝固層を形成する。 Therefore, in the present embodiment, a structure containing a β-type titanium alloy is manufactured while controlling the crystal orientation by using a layered manufacturing method, which is a kind of additive manufacturing technique (3D printer). In the additive manufacturing method, a bed forming process and a melting process are alternately repeated to manufacture a structure in which a plurality of solidified layers are stacked. In the bed forming step, powder particles as a starting material for the structure are supplied onto the base to form a powder bed. In the melting step, a high energy heat source is scanned to melt the powder bed to form a solidified layer containing a β-type titanium alloy.
各溶融工程では、結晶方位を制御するために、高エネルギー熱源のエネルギー出力Ｅ（Ｗ）、走査速度Ｓ（ｍｍ／ｓ）、走査間隔Ｐ（ｍｍ）、有効溶融池幅Ｍ（ｍｍ）が式（１）〜式（４）を満たすように、高エネルギー熱源を制御して、パウダーベッドを溶融する。
Ｅ＞２００ （１）
Ｓ＞６００ （２）
Ｅ／（Ｓ×Ｐ）≧２．５ （３）
０．４５≦Ｐ／Ｍ≦０．６０ （４）
ここで、有効溶融池幅Ｍとは、溶融工程において高エネルギー熱源を用いた１走査で形成され、縦断面が下に凸の放物線状の形状を有する凝固部分のうち、放物線状の形状の底部分の幅（ｍｍ）を意味する。有効溶融池幅Ｍについては後述する。
In each melting step, in order to control the crystal orientation, the energy output E (W) of the high energy heat source, the scanning speed S (mm / s), the scanning interval P (mm), and the effective molten pool width M (mm) The powder bed is melted by controlling the high energy heat source so as to satisfy (1) to (4).
E> 200 (1)
S> 600 (2)
E / (S × P) ≧ 2.5 (3)
0.45 ≦ P / M ≦ 0.60 (4)
Here, the effective molten pool width M is formed by one scan using a high energy heat source in the melting step, and the bottom of the parabolic shape is a solidified portion having a parabolic shape with a longitudinal section projecting downward. It means the width (mm) of the part. The effective molten pool width M will be described later.
［式（１）〜式（３）について］
結晶方位の配向性は、溶融工程における出力Ｅ、走査速度Ｓ、走査間隔Ｐに依存する。図３は、後述の積層造形法により得られた、高エネルギー熱源の出力Ｅ（Ｗ）及び走査速度Ｓ（ｍｍ／秒）と、測定方向における（１００）のロットゲーリングファクター（Ｌｏｔｇｅｒｉｎｇ Ｆａｃｔｏｒ）＝Ｌ（１００）の値との関係を示す。図４は、後述の積層造形法により得られた、高エネルギー熱源の出力Ｅ（Ｗ）及び走査速度Ｓ（ｍｍ／秒）と、エネルギー密度Ｄの値と、測定方向における（１００）のロットゲーリングファクター（Ｌｏｔｇｅｒｉｎｇ Ｆａｃｔｏｒ）＝Ｌ（００１）との関係を示す図である。ロットゲーリングファクターＬ（１００）が大きいほど（最大値は１）、（１００）の配向性が高くなる。
[Regarding Formula (1) to Formula (3)]
The orientation of crystal orientation depends on output E, scanning speed S, and scanning interval P in the melting process. FIG. 3 shows the output E (W) and scanning speed S (mm / second) of the high energy heat source obtained by the additive manufacturing method described later, and (100) Lotgering factor (Lottering Factor) = L in the measurement direction. The relationship with the value of (100) is shown. FIG. 4 shows the output E (W) and scanning speed S (mm / second) of the high energy heat source, the value of the energy density D, and the (100) Lotgering in the measurement direction obtained by the additive manufacturing method described later. It is a figure which shows the relationship with a factor (Logging Factor) = L (001). The larger the Lotgering factor L (100) (the maximum value is 1), the higher the orientation of (100).
図３及び図４では、積層造形法によりＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金を製造した。このときの各溶融工程での高エネルギ−熱源の走査方向は、互いに直交していた（図１６（Ａ）参照）。また、図３及び図４において、走査間隔Ｐはいずれも０．１ｍｍであった。ロットゲーリングファクターの測定では、図１６のＤＥ方向を測定方向とした。 3 and 4, a Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy was manufactured by an additive manufacturing method. The scanning directions of the high energy heat source in each melting step at this time were orthogonal to each other (see FIG. 16A). In FIGS. 3 and 4, the scanning interval P was 0.1 mm. In the measurement of the Lotgering factor, the DE direction in FIG. 16 was taken as the measurement direction.
図３及び図４中の「○」印は、得られたチタン合金のロットゲーリングファクターＬ（１００）が０．５以上であることを示す。「◇」印は、得られたチタン合金のロットゲーリングファクターＬ（１００）が０．５未満であることを示す。図３中のグラフ中の印付近の数値は、ロットゲーリングファクターＬ（１００）の値であり、図４中のグラフ中の印付近の数値は、エネルギー密度Ｄの値である。ここで、エネルギー密度Ｄは、次の式で定義される。
Ｄ＝Ｅ／（Ｓ×Ｐ）
In FIG. 3 and FIG. 4, “◯” marks indicate that the Lotgering factor L (100) of the obtained titanium alloy is 0.5 or more. The “◇” mark indicates that the lot alloying factor L (100) of the obtained titanium alloy is less than 0.5. The numerical value in the vicinity of the mark in the graph in FIG. 3 is the value of the Lotgering factor L (100), and the numerical value in the vicinity of the mark in the graph in FIG. Here, the energy density D is defined by the following equation.
D = E / (S × P)
図３及び図４を参照して、高エネルギー熱源の出力Ｅ（Ｗ）、走査速度Ｓ（ｍｍ／ｓ）、走査間隔Ｐ（ｍｍ）がそれぞれ、式（１）〜式（３）を満たす場合、ロットゲーリングファクターＬ（１００）が０．５以上となり、（１００）方位の配向性が高まる。 Referring to FIGS. 3 and 4, when the output E (W), the scanning speed S (mm / s), and the scanning interval P (mm) of the high energy heat source satisfy Expressions (1) to (3), respectively. The Lotgering factor L (100) is 0.5 or more, and the orientation of the (100) orientation is enhanced.
［式（４）について］
本製造方法ではさらに、溶融工程において、式（４）を満たす。
０．４５≦Ｐ／Ｍ≦０．６０ （４）
[Regarding Formula (4)]
In this production method, the formula (4) is further satisfied in the melting step.
0.45 ≦ P / M ≦ 0.60 (4)
ここで、有効溶融池幅Ｍ（ｍｍ）は次のとおり定義される。図５Ａは、溶融工程において、高エネルギー熱源の１走査で形成された凝固部分の断面の模式図である。なお、簡単のため、各溶融工程での高エネルギー熱源の走査方向が互いに並行な場合（図１６（Ｂ）参照）の、走査方向と垂直な断面（縦断面）を示す。走査時において、高エネルギー熱源の強度は中心部ほど高い。そのため、図５Ａを参照して、形成される凝固部分３００の縦断形状は、下に凸の放物線状の形状を有し、中心部が最も深い。より具体的には、中心部が他の部分よりもより深く溶融されるため、放物線上に曲率の変化する部分（変曲点）Ｘ０が形成される。放物線上の変曲点のうち、底３００Ｂに最も近い変曲点Ｘ０間の幅方向の距離を、有効溶融池幅Ｍと定義する。 Here, the effective molten pool width M (mm) is defined as follows. FIG. 5A is a schematic view of a cross-section of a solidified portion formed by one scan of a high energy heat source in the melting step. For the sake of simplicity, a cross section (longitudinal cross section) perpendicular to the scanning direction is shown when the scanning directions of the high energy heat sources in each melting step are parallel to each other (see FIG. 16B). During scanning, the intensity of the high energy heat source is higher at the center. Therefore, with reference to FIG. 5A, the vertical cross-sectional shape of the solidified part 300 to be formed has a parabolic shape convex downward, and the center is deepest. More specifically, since the central portion is melted deeper than the other portions, a portion (inflection point) X0 in which the curvature changes is formed on the parabola. Of the inflection points on the parabola, the distance in the width direction between the inflection points X0 closest to the bottom 300B is defined as the effective molten pool width M.
図５Ｂは、出力Ｅ＝３００Ｗ、走査速度Ｓ＝１０００ｍｍ／秒、走査間隔Ｐ＝０．１２ｍｍで積層造形法によりＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金の構造物を製造した場合の、構造物の最上面近傍の縦断面写真画像である。図５Ｂを参照して、図中の「Ｍ／２」は、１走査により形成された各凝固部分の有効溶融池幅Ｍの１／２の幅（Ｍ／２）を示す。 FIG. 5B shows the structure obtained when a Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy structure is manufactured by the additive manufacturing method at an output E = 300 W, a scanning speed S = 1000 mm / second, and a scanning interval P = 0.12 mm. It is a longitudinal cross-section photographic image near the upper surface. Referring to FIG. 5B, “M / 2” in the figure indicates a width (M / 2) that is ½ of the effective molten pool width M of each solidified portion formed by one scan.
本実施形態では、有効溶融池幅Ｍを次のとおり求める。図５Ｂのような縦断面写真画像を作成する。作成された写真画像において、最上層の凝固層の２０個の凝固部分３００の有効溶融池幅（ｍｍ）を測定する。測定された値の平均を、その製造方法における有効溶融池幅Ｍ（ｍｍ）と定義する。 In the present embodiment, the effective molten pool width M is obtained as follows. A longitudinal sectional photographic image as shown in FIG. 5B is created. In the created photographic image, the effective molten pool width (mm) of the 20 solidified portions 300 of the uppermost solidified layer is measured. The average of the measured values is defined as the effective molten pool width M (mm) in the manufacturing method.
図６は後述の積層造形法により得られた、走査間隔Ｐの有効溶融池幅Ｍに対する比（＝Ｐ／Ｍ）と、測定方向における（１００）のロットゲーリングファクター（Ｌｏｔｇｅｒｉｎｇ Ｆａｃｔｏｒ）＝Ｌ（１００）との関係を示す。図６を参照して、Ｐ／Ｍが増加するに従い、ロットゲーリングファクターＬ（１００）が増加する。そして、Ｐ／Ｍが０．４５以上になれば、ロットゲーリングファクターＬ（１００）が０．５以上になる。そして、Ｐ／Ｍが０．５３近傍でロットゲーリングファクターＬ（１００）がピークを示し、Ｐ／Ｍが０．５３を超えると、Ｐ／Ｍが増加するに従い、ロットゲーリングファクターＬ（１００）が低下し、Ｐ／Ｍが０．６を超えると、ロットゲーリングファクターＬ（１００）が０．５未満となる。 FIG. 6 shows the ratio (= P / M) of the scanning interval P to the effective molten pool width M (= P / M) obtained by the additive manufacturing method described later, and the Lotgering factor (Lotgering Factor) = L (100 in the measurement direction). ). Referring to FIG. 6, as P / M increases, Lotgering factor L (100) increases. When P / M is 0.45 or more, the Lotgering factor L (100) is 0.5 or more. And when P / M is around 0.53, the Lotgering factor L (100) shows a peak. When P / M exceeds 0.53, the Lotgering factor L (100) increases as P / M increases. When P / M exceeds 0.6, the Lotgering factor L (100) becomes less than 0.5.
要するに、Ｐ／Ｍに対するロットゲーリングファクターＬ（１００）は上に凸の曲線となる。式（４）に示すとおり、０．４５≦Ｐ／Ｍ≦０．６０であれば、ロットゲーリングファクターＬ（１００）が０．５以上となり、（１００）方位への配向性が高まる。Ｐ／Ｍの好ましい下限は０．５０である。Ｐ／Ｍの好ましい上限は０．５５である。 In short, the Lotgering factor L (100) for P / M is an upwardly convex curve. As shown in Formula (4), if 0.45 ≦ P / M ≦ 0.60, the Lotgering factor L (100) is 0.5 or more, and the orientation in the (100) direction is enhanced. A preferred lower limit of P / M is 0.50. A preferable upper limit of P / M is 0.55.
有効溶融池幅Ｍを考慮する必要がある理由は、次のとおりと考えられる。カウンタＫでの溶融工程において、パウダーベッドの水平方向（幅方向）に走査間隔Ｐで走査を順次ずらしながらパウダーベッドを溶融する。このとき、前段の走査で形成された凝固部分と、走査間隔Ｐずらした次段の走査で形成された凝固部分との重複範囲が狭い場合（つまり、Ｐ／Ｍが大きすぎる場合）、次段の走査時において前段の走査で形成された凝固部分が溶けにくい。そのため、前段の走査で形成された凝固部分の結晶構造が次段の走査で形成された凝固部分に引き継がれにくい。一方、前段走査による凝固部分と、次段走査による凝固部分との重複範囲が広すぎる場合（つまり、Ｐ／Ｍが小さすぎる場合）、前段走査の凝固部分が過剰に溶融する。この場合、前段走査の凝固部分の結晶構造が次段走査の溶融時に消滅し、次段の凝固部分に引き継がれない。 The reason why the effective weld pool width M needs to be considered is considered as follows. In the melting process at the counter K, the powder bed is melted while sequentially shifting the scanning at a scanning interval P in the horizontal direction (width direction) of the powder bed. At this time, when the overlapping range between the solidified portion formed by the preceding scan and the solidified portion formed by the next scan shifted by the scanning interval P is narrow (that is, when P / M is too large), the next step During the scanning, the solidified portion formed in the previous scanning is difficult to melt. For this reason, the crystal structure of the solidified portion formed by the preceding scan is not easily transferred to the solidified portion formed by the subsequent scan. On the other hand, when the overlapping range between the solidified portion obtained by the preceding scan and the solidified portion obtained by the subsequent scan is too wide (that is, when P / M is too small), the solidified portion obtained by the preceding scan is excessively melted. In this case, the crystal structure of the solidified portion in the previous scan disappears when the next scan is melted, and is not inherited by the solidified portion in the next scan.
Ｐ／Ｍが０．４５〜０．６０であれば、前段走査による凝固部分の結晶構造が、次段走査による凝固部分の結晶構造に引き継がれやすい、その結果、（１００）のロットゲーリングファクターＬ（１００）が大きくなりやすく、（１００）への配向性が高まる。 If P / M is 0.45 to 0.60, the crystal structure of the solidified portion obtained by the preceding scan is easily transferred to the crystal structure of the solidified portion obtained by the subsequent scan. As a result, the Lotgering factor L of (100) is obtained. (100) tends to be large, and the orientation to (100) increases.
本製造方法は、上述の知見により完成したものである。以下、本製造方法を詳述する。 This manufacturing method has been completed based on the above-described knowledge. Hereinafter, this production method will be described in detail.
［製造方法の詳細］
図７は、本実施形態のβ型チタン合金を含有する構造物の製造方法の詳細を示すフロー図である。以下、β型チタン合金の具体例をＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金とし、構造物の具体例を生体骨用のインプラントとして説明する。しかしながら、本製造方法は、他のβ型チタン合金を含有する構造物及び他の構造物にも適用できる。
[Details of manufacturing method]
FIG. 7 is a flowchart showing details of the method for manufacturing the structure containing the β-type titanium alloy of the present embodiment. Hereinafter, a specific example of a β-type titanium alloy will be described as a Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy, and a specific example of a structure will be described as a living bone implant. However, this manufacturing method can also be applied to structures containing other β-type titanium alloys and other structures.
制御装置１０は初めに、ＣＡＤアプリケーションを用いて構造物の３次元データを作成する（Ｓ１）。作成された３次元データは制御装置１０内のメモリに格納される。続いて、制御装置１０はＣＡＭアプリケーションを用いて、３次元データに基づいて加工条件データを作成する（Ｓ２）。 First, the control device 10 creates three-dimensional data of a structure using a CAD application (S1). The created three-dimensional data is stored in a memory in the control device 10. Subsequently, the control device 10 uses the CAM application to create machining condition data based on the three-dimensional data (S2).
加工条件データは、凝固層ごとに作成される。初めに、構造物（本例ではインプラント）を、予め設定された凝固層ＳＯｋ（ｋは自然数であり、最大数はｋｍａｘ）の積層数ｋｍａｘ（個）でスライスした場合を想定する。このとき、構造物がスライスされて形成される複数の凝固層ＳＯｋの各々の形状が異なる場合がある。したがって、加工条件データは、各凝固層ＳＯｋごとに製造される。これにより、所望の３次元形状の構造物が製造される。 The processing condition data is created for each solidified layer. First, it is assumed that the structure (implant in this example) is sliced with a preset number of solidified layers SOk (k is a natural number, the maximum number is kmax) and the number of stacked layers is kmax (pieces). At this time, the shape of each of the plurality of solidified layers SOk formed by slicing the structure may be different. Therefore, the processing condition data is produced for each solidified layer SOk. Thereby, the structure of a desired three-dimensional shape is manufactured.
第ｋ層（ｋ＝１〜ｋｍａｘ）の凝固層ＳＯｋの加工条件データは次の方法で作成される。ここで、第１層は最下層であり、第ｋｍａｘ層は最上層である。 The processing condition data of the solidified layer SOk of the kth layer (k = 1 to kmax) is created by the following method. Here, the first layer is the lowermost layer, and the kmax layer is the uppermost layer.
制御装置１０はまず、３次元データに基づいて、第ｋ層における凝固層ＳＯｋの断面形状データを作成する。続いて、制御装置１０は、断面形状データに基づいて、加工条件データを作成する。加工条件データは、領域条件とレーザー条件とを含む。制御装置１０は、断面形状データに基づいて、レーザー３０を照射する領域を決定し、領域条件として定義する。続いて、凝固層を形成するために必要なエネルギー密度（Ｊ／ｍｍ2）に応じて、レーザー条件（レーザー３０の出力Ｅ、走査速度Ｓ、走査間隔Ｐ）を決定する。レーザー条件に関する情報は、粉末粒子４０の組成に対応して、制御装置１０内のＨＤＤに予め格納されている。以上の工程により、各層（凝固層ＳＯｋ）における加工条件データが作成される。作成された複数の加工条件データは、制御装置１０内のメモリに格納される。 First, the control device 10 creates cross-sectional shape data of the solidified layer SOk in the k-th layer based on the three-dimensional data. Subsequently, the control device 10 creates processing condition data based on the cross-sectional shape data. The processing condition data includes region conditions and laser conditions. The control device 10 determines a region to be irradiated with the laser 30 based on the cross-sectional shape data, and defines the region condition. Subsequently, the laser conditions (the output E of the laser 30, the scanning speed S, and the scanning interval P) are determined according to the energy density (J / mm 2 ) necessary for forming the solidified layer. Information on the laser conditions is stored in advance in the HDD in the control device 10 corresponding to the composition of the powder particles 40. Through the above steps, processing condition data for each layer (solidified layer SOk) is created. The plurality of created machining condition data is stored in a memory in the control device 10.
続いて、真空ポンプを用いて、チャンバ２０を真空に引く（Ｓ３）。チャンバ２０内が真空になった後、造形工程を実施して、構造物を形成する（Ｓ４：造形工程）。 Subsequently, the chamber 20 is evacuated using a vacuum pump (S3). After the inside of the chamber 20 is evacuated, a modeling process is performed to form a structure (S4: modeling process).
［造形工程（Ｓ４）］
図８は、図７中の混合層形成工程（Ｓ４）の詳細を示すフロー図である。図８を参照して、制御装置１０は初めに、カウンタｋを「１」に設定し（Ｓ４１）、最下層となる第１層の凝固層ＳＯ１の作製を開始する。
[Modeling process (S4)]
FIG. 8 is a flowchart showing details of the mixed layer forming step (S4) in FIG. Referring to FIG. 8, first, control device 10 sets counter k to “1” (S41), and starts production of first solidified layer SO1 as the lowest layer.
チャンバ２０内に不活性ガス（アルゴン、窒素、ヘリウム等）を供給し、造形テーブル２０３上に配置された基台２０８を予熱する。なお、予熱時において、真空に引いた後、不活性ガスを供給することなく基台２０８を予熱してもよい。また、真空にせずに、不活性ガスを供給した後、基台２０８を予熱してもよい。基台２０８の予熱をしなくてもよい。 An inert gas (argon, nitrogen, helium, etc.) is supplied into the chamber 20 to preheat the base 208 arranged on the modeling table 203. In preheating, the base 208 may be preheated without supplying an inert gas after evacuation. Further, the base 208 may be preheated after supplying an inert gas without applying a vacuum. The base 208 may not be preheated.
続いて、制御装置１０は、パウダーベッド２０６を形成する（Ｓ４２：ベッド形成工程）。制御装置１０は、粉末供給室２０２のピストン２０４を上昇して、チタン合金を含有する構造物の出発材料となる粉末粒子４０を排出するよう指示する。粉末供給室２０２は、制御装置１０からの指示に応じて、粉末粒子４０を排出する。このとき、図９に示すとおり、リコータ２０５がＸ方向に移動する。これにより、排出された粉末粒子４０がＸ方向に移動して、ベッド形成室２０１に供給される。粉末粒子は基台２０８及び造形テーブル２０３上に堆積し、パウダーベッド２０６が形成される。 Then, the control apparatus 10 forms the powder bed 206 (S42: bed formation process). The control device 10 raises the piston 204 of the powder supply chamber 202 and instructs to discharge the powder particles 40 that are the starting material of the structure containing the titanium alloy. The powder supply chamber 202 discharges the powder particles 40 in response to an instruction from the control device 10. At this time, as shown in FIG. 9, the recoater 205 moves in the X direction. Thereby, the discharged powder particles 40 move in the X direction and are supplied to the bed forming chamber 201. The powder particles are deposited on the base 208 and the modeling table 203, and a powder bed 206 is formed.
リコータ２０５はさらに、基台２０８上のパウダーベッド２０６の表面上を水平（Ｘ方向）に移動する。このとき、粉末粒子４０が水平方向に移動する。最下層のパウダーベッド２０６の厚さはたとえば、５〜１０００μｍ程度である。 The recoater 205 further moves horizontally (X direction) on the surface of the powder bed 206 on the base 208. At this time, the powder particles 40 move in the horizontal direction. The thickness of the lowermost powder bed 206 is, for example, about 5 to 1000 μm.
次に、制御装置１０は、パウダーベッド２０６を予熱する（Ｓ４３）。種々の方法で予熱することができる。たとえば、パウダーベッド２０６にレーザー３０を照射して予熱してもよいし、造形テーブル２０３を昇温することによりパウダーベッド２０６を予熱してもよい。ベッド形成室２０１内の粉末粒子４０をヒータで加熱することにより、パウダーベッド２０６を予熱してもよい。 Next, the control apparatus 10 preheats the powder bed 206 (S43). It can be preheated in various ways. For example, the powder bed 206 may be preheated by irradiating the laser 30, or the powder bed 206 may be preheated by raising the temperature of the modeling table 203. The powder bed 206 may be preheated by heating the powder particles 40 in the bed forming chamber 201 with a heater.
次に、レーザー３０によりパウダーベッド２０６を走査して、パウダーベッド２０６を溶融し、第１層の凝固層ＳＯ１を形成する（Ｓ４４：溶融工程）。制御装置１０は、ステップＳ２で作成された複数の加工条件データのうち、第１層の凝固層ＳＯ１の加工条件データをメモリから読み出す。読み出された加工条件データに基づいて、制御装置１０はレーザー３０を制御する。 Next, the powder bed 206 is scanned by the laser 30 to melt the powder bed 206 to form the first solidified layer SO1 (S44: melting step). The control device 10 reads out the processing condition data of the first solidified layer SO1 from the memory among the plurality of processing condition data created in step S2. Based on the read processing condition data, the control device 10 controls the laser 30.
具体的には、制御装置１０は、加工条件データ内の領域条件に基づいて、パウダーベッド２０６の所定の領域にレーザー３０を照射する。制御装置１０はさらに、加工条件データ内のレーザー条件に基づいて、レーザー３０の出力Ｅ（Ｗ）、走査速度Ｓ（ｍｍ／秒）及び走査間隔Ｐ（ｍｍ）を調整する。このとき、出力Ｅ、走査速度Ｓ、走査間隔Ｐ、及び、有効溶融池幅Ｍ（ｍｍ）が式（１）〜式（４）を満たす。 Specifically, the control device 10 irradiates a predetermined region of the powder bed 206 with the laser 30 based on the region condition in the processing condition data. The control device 10 further adjusts the output E (W), the scanning speed S (mm / second), and the scanning interval P (mm) of the laser 30 based on the laser conditions in the processing condition data. At this time, the output E, the scanning speed S, the scanning interval P, and the effective molten pool width M (mm) satisfy Expressions (1) to (4).
溶融工程（Ｓ４４）において、パウダーベッド２０６だけでなく、基台２０８の表層部分も溶融してもよい。上記レーザー条件でレーザー３０を１方向（Ｘ方向）走査してパウダーベッド２０６を溶融し、図１０に示すように、凝固層ＳＯ１を形成する。このとき、パウダーベッド２０６のうち、凝固層ＳＯ１以外の領域に配置された粉末粒子４０は、溶融しておらず、焼結もしていない。 In the melting step (S44), not only the powder bed 206 but also the surface layer portion of the base 208 may be melted. Under the above laser conditions, the laser 30 is scanned in one direction (X direction) to melt the powder bed 206 to form a solidified layer SO1 as shown in FIG. At this time, the powder particles 40 arranged in the region other than the solidified layer SO1 in the powder bed 206 are not melted and not sintered.
第１層の凝固層ＳＯ１が形成された後、制御装置１０は、カウンタｋがｋｍａｘか否かを判断する（Ｓ４５）。ここでは、カウンタｋ＝１であるため（Ｓ４５でＮＯ）、制御装置１０はカウンタｋをインクリメントしてｋ＋１＝２とする（Ｓ４６）。そして、制御装置１０は、第２層の凝固層ＳＯ２の作製を準備する。 After the first solidified layer SO1 is formed, the control device 10 determines whether or not the counter k is kmax (S45). Here, since the counter k = 1 (NO in S45), the control device 10 increments the counter k to k + 1 = 2 (S46). And the control apparatus 10 prepares preparation of 2nd solidified layer SO2.
制御装置１０は、造形テーブル２０３を積層ピッチΔｈだけ降下する（Ｓ４７）。その結果、図１１に示すように、パウダーベッド２０６の表面が、図１０と比較して、Δｈだけ低下する。 The control device 10 moves down the modeling table 203 by the stacking pitch Δh (S47). As a result, as shown in FIG. 11, the surface of the powder bed 206 is lowered by Δh compared to FIG.
ステップＳ４７が完了した後、ステップＳ４２に戻る。このとき、制御装置１０は、凝固層ＳＯ１が形成されたパウダーベッド２０６上に、新たなパウダーベッド２０６を形成する（Ｓ４２：ベッド形成工程）。具体的には、制御装置１０の指示に応じて、粉末供給室２０２内のピストン２０４が上昇し、粉末粒子４０が再び排出される。このとき、図１２に示すように、リコータ２０５がＸ方向に移動する。そのため、粉末粒子４０はＸ方向に移動して、厚さΔｈを有する新たなパウダーベッド２０６を形成する。新たなパウダーベッド２０６の表面は、リコータ２０５により平坦に整えられる。 After step S47 is completed, the process returns to step S42. At this time, the control device 10 forms a new powder bed 206 on the powder bed 206 on which the solidified layer SO1 is formed (S42: bed forming step). Specifically, in accordance with an instruction from the control device 10, the piston 204 in the powder supply chamber 202 rises and the powder particles 40 are discharged again. At this time, as shown in FIG. 12, the recoater 205 moves in the X direction. Therefore, the powder particles 40 move in the X direction to form a new powder bed 206 having a thickness Δh. The surface of the new powder bed 206 is flattened by the recoater 205.
続いて、制御装置１０は、パウダーベッド２０６を予熱し（Ｓ４３）、第２層の凝固層ＳＯ２を形成する（Ｓ４４：溶融工程）。このとき、制御装置１０は、第ｋ層（ここではｋ＝２）の加工条件データに基づいて、式（１）〜式（４）を満たす条件でレーザー３０をパウダーベッド２０６に照射する。その結果、図１３に示すとおり、レーザー３０が照射された領域内のパウダーベッド２０６が溶融して凝固し、凝固層ＳＯ２が形成される。以上の工程により、凝固層ＳＯ２は凝固層ＳＯ１上に積層される。 Subsequently, the control device 10 preheats the powder bed 206 (S43), and forms the second solidified layer SO2 (S44: melting step). At this time, the control device 10 irradiates the powder bed 206 with the laser 30 under the conditions satisfying the expressions (1) to (4) based on the processing condition data of the k-th layer (here, k = 2). As a result, as shown in FIG. 13, the powder bed 206 in the region irradiated with the laser 30 is melted and solidified to form a solidified layer SO2. Through the above steps, the solidified layer SO2 is stacked on the solidified layer SO1.
続いて、ステップＳ４５に進み、ｋ＝ｋｍａｘとなるまで、つまり、最上層の凝固層ＳＯｋｍａｘが形成されるまで、制御装置１０は、ステップＳ４２〜ステップＳ４７までの動作を繰り返す。つまり、制御装置１０は、図１４に示すように所望の形状の構造物ＩＣが完成するまで、ベッド形成工程（Ｓ４２）及び溶融工程（Ｓ４４）を繰り返す。なお、凝固層ＳＯｋの形状は、下層の凝固層ＳＯｋ−１の形状に拘束されず、凝固層ＳＯｋ−１よりも大きな形状にすることもできるし、小さな形状にすることもできる。さらに、凝固層ＳＯｋの形状に１又は複数の孔を形成できる。この場合、構造物は、閉空間を有したり、複雑な孔形状を有する等、通常の切削加工では得られない形状を有することができる。 Subsequently, the process proceeds to step S45, and the controller 10 repeats the operations from step S42 to step S47 until k = kmax, that is, until the uppermost solidified layer SOkmax is formed. That is, the control device 10 repeats the bed forming step (S42) and the melting step (S44) until a structure IC having a desired shape is completed as shown in FIG. Note that the shape of the solidified layer SOk is not restricted by the shape of the lower solidified layer SOk-1, and can be larger or smaller than the solidified layer SOk-1. Furthermore, one or a plurality of holes can be formed in the shape of the solidified layer SOk. In this case, the structure can have a shape that cannot be obtained by normal cutting, such as a closed space or a complicated hole shape.
以上のとおり、積層造形法では、構造物を構成する各凝固層ＳＯｋの形状を自由に形成できる。そのため、特定の結晶面の配向度を高めながら構造物ＩＣを多孔質な構造とすることができる。そのため、結晶面の配向度、及び、構造の多孔質化の両面から、β型チタン合金を含有する構造物ＩＣの弾性率を下げることができる。 As described above, in the additive manufacturing method, the shape of each solidified layer SOk constituting the structure can be freely formed. Therefore, the structure IC can have a porous structure while increasing the degree of orientation of a specific crystal plane. Therefore, the elastic modulus of the structure IC containing the β-type titanium alloy can be lowered from both the degree of orientation of the crystal plane and the porous structure.
本実施形態ではさらに、溶融工程において高エネルギー熱源であるレーザー３０が式（１）〜式（４）を満たす。そのため、製造されたβ型チタン合金を含有する構造物ＩＣにおいて、（１００）への配向性が高まる。そのため、構造物ＩＣの弾性率をさらに低下することができ、生体骨の弾性率に近づけることができる。 In the present embodiment, the laser 30 that is a high energy heat source in the melting step further satisfies the expressions (1) to (4). Therefore, the orientation to (100) is increased in the manufactured structure IC containing the β-type titanium alloy. Therefore, the elastic modulus of the structure IC can be further reduced, and the elastic modulus of the living bone can be approached.
以上の製造工程により、β型チタン合金を含有する構造物ＩＣが完成する。完成された構造物はチャンバ２０から取り出され、基台から切断される（Ｓ５）。
図１５Ａは、本実施形態の製造方法で製造されたＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金の構造物の写真画像であり、図１５Ｂは、図１５Ａと異なる、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金の他の構造物の写真画像である。本製造方法では、図１５Ａのように、製造された構造物に複数の貫通孔を形成することもできるし、図１５Ｂに示すように、格子状の構造物を製造することもできる。また、構造物ＩＣがインプラントである場合、ＣＡＤモデルを患者骨格に適合させて作成することで、ネットシェイプの製品を提供できる。
The structure IC containing a β-type titanium alloy is completed by the above manufacturing process. The completed structure is taken out from the chamber 20 and cut from the base (S5).
FIG. 15A is a photographic image of the structure of the Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy manufactured by the manufacturing method of the present embodiment, and FIG. 15B is another view of the Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy different from FIG. 15A. It is a photographic image of the structure. In this manufacturing method, a plurality of through holes can be formed in the manufactured structure as shown in FIG. 15A, or a lattice-like structure can be manufactured as shown in FIG. 15B. Further, when the structure IC is an implant, a net shape product can be provided by creating a CAD model adapted to the patient skeleton.
［各溶融工程での高エネルギー源の走査方向について］
図１６に示すとおり、各凝固層ＳＯｋの溶融工程（Ｓ４４）において、高エネルギー源であるレーザー３０の走査方向ＳＤｋは、下層の凝固層ＳＯｋ−１を形成するときの走査方向ＳＤｋ−１と略直角に交差してもよいし（図１６（Ａ））、並行してもよい（図１６（Ｂ））。ここで、並行とは、幾何学における平行及び平行から±１０°以内の範囲を意味する。要するに、走査方向は特に限定されない。
[Scanning direction of high energy source in each melting process]
As shown in FIG. 16, in the melting step (S44) of each solidified layer SOk, the scanning direction SDk of the laser 30 as a high energy source is substantially the same as the scanning direction SDk-1 when forming the lower solidified layer SOk-1. They may intersect at right angles (FIG. 16A) or in parallel (FIG. 16B). Here, the parallel means a parallel and a range within ± 10 ° from the parallel in the geometry. In short, the scanning direction is not particularly limited.
ただし、レーザー３０の走査方向を調整することにより、凝固層の結晶配向（集合組織）を制御することができる。したがって、レーザー３０の走査方向を調整すれば、たとえば、インプラントとして利用される構造物の弾性率の方位による組合せ（一方向にのみ低弾性率、二方向に低弾性率等）を調整したり、構造物中で種々の弾性率を有する部位をモザイク状に配置し、構造物全体の弾性率を調整したりすることができる。 However, the crystal orientation (texture) of the solidified layer can be controlled by adjusting the scanning direction of the laser 30. Therefore, if the scanning direction of the laser 30 is adjusted, for example, the combination of the elastic modulus of the structure used as an implant is adjusted (low elastic modulus only in one direction, low elastic modulus in two directions, etc.) The part which has various elasticity modulus in a structure can be arrange | positioned in mosaic, and the elasticity modulus of the whole structure can be adjusted.
レーザー３０の走査方向の調整の一例は次のとおりである。たとえば、凝固層ＳＯｋでのレーザー３０の走査方向ＳＤｋを下層の凝固層ＳＯｋ−１での走査方向ＳＤｋ−１に対して、図１６（Ａ）に示すとおり、互いに直交としたり、図１６（Ｂ）に示すとおり、互いに並行とする。この場合、走査方向に対する特定の結晶面の配向度を高めることができ、構造物の弾性率を調整できる。 An example of adjustment of the scanning direction of the laser 30 is as follows. For example, as shown in FIG. 16A, the scanning direction SDk of the laser 30 in the solidified layer SOk is perpendicular to the scanning direction SDk-1 in the lower solidified layer SOk-1, or as shown in FIG. ) As shown in the figure. In this case, the degree of orientation of a specific crystal plane with respect to the scanning direction can be increased, and the elastic modulus of the structure can be adjusted.
図１７（Ａ）、（Ｂ）は、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金を図１６（Ａ）及び（Ｂ）の走査方向で製造した場合の、図１６のＤＥ方向から見た（１００）と（０１１）の極点図である。図１７では、構造物の製造工程（溶融工程）中のレーザー出力を３００Ｗ、走査間隔を０．１ｍｍ、走査速度を１０００ｍｍ／ｓとして、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金を製造した。図１７（Ａ）は、走査方向が図１６（Ａ）の場合の結果であり、図１７（Ｂ）は、走査方向が図１６（Ｂ）の場合の結果である。 FIGS. 17A and 17B are (100) when the Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy is manufactured in the scanning direction of FIGS. 16A and 16B as viewed from the DE direction of FIG. It is a pole figure of (011). In FIG. 17, a Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy was manufactured with a laser output of 300 W, a scanning interval of 0.1 mm, and a scanning speed of 1000 mm / s during the structure manufacturing process (melting process). FIG. 17A shows the result when the scanning direction is FIG. 16A, and FIG. 17B shows the result when the scanning direction is FIG. 16B.
図１７（Ａ）を参照して、凝固層ＳＯｋでのレーザー３０の走査方向ＳＤｋを下層の凝固層ＳＯｋ−１での走査方向ＳＤｋ−１に対して互いに直交させた場合（図１６（Ａ））、２つの走査方向及び造形方向（図１６の造形物の高さ方向）のいずれにおいても、結晶面（１００）が優先配向している。一方、図１７（Ｂ）を参照して、凝固層ＳＯｋでのレーザー３０の走査方向ＳＤｋを下層の凝固層ＳＯｋ−１での走査方向ＳＤｋ−１に対して互いに並行とした場合（図１６（Ｂ））、走査方向には結晶面（１００）が、造形方向には（０１１）がそれぞれ優先配向している。 Referring to FIG. 17A, the scanning direction SDk of laser 30 in solidified layer SOk is orthogonal to the scanning direction SDk-1 in lower solidified layer SOk-1 (FIG. 16A). ) The crystal plane (100) is preferentially oriented in any of the two scanning directions and the modeling direction (the height direction of the modeled object in FIG. 16). On the other hand, with reference to FIG. 17B, the scanning direction SDk of the laser 30 in the solidified layer SOk is parallel to the scanning direction SDk-1 in the lower solidified layer SOk-1 (FIG. 16B). B)), the crystal plane (100) is preferentially oriented in the scanning direction and (011) is preferentially oriented in the modeling direction.
以上のとおり、走査方向を調整することにより、β型チタン合金を含有する構造物に種々の結晶配向性を与えることができる。結晶配向性（集合組織）は、図１７（Ａ）、（Ｂ）に限定されない。走査方向を適宜調整することにより、図１７（Ａ）、（Ｂ）に示す２種類以上の複数の集合組織を形成できる。 As described above, various crystal orientations can be imparted to the structure containing the β-type titanium alloy by adjusting the scanning direction. Crystal orientation (texture) is not limited to FIGS. 17 (A) and 17 (B). By appropriately adjusting the scanning direction, two or more types of textures shown in FIGS. 17A and 17B can be formed.
［他の実施形態］
上述の製造方法は、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金だけでなく、他のチタン合金の構造物にも広く適用できる。他のチタン合金はたとえば、ＡＳＴＭ Ｆ１３６−１３（２０１３）に規定されるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ ＥＬＩ（Ｅｘｔｒａ Ｌｏｗ Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌｓ）合金、ＩＳＯ ５８３２−１１（２０１４）に規定されるＴｉ−６Ａｌ−７Ｎｂ合金、ＪＩＳ Ｔ７０４１−４（２００９）に規定されるＴｉ−１５Ｚｒ−４Ｎｂ−４Ｔａ合金からなる群から選択される１種以上である。
[Other Embodiments]
The manufacturing method described above can be widely applied not only to Ti-15Mo-5Zr-3Al alloys but also to other titanium alloy structures. Other titanium alloys include, for example, Ti-6Al-4V ELI (Extra Low Interstitials) alloy defined in ASTM F136-13 (2013), Ti-6Al-7Nb alloy defined in ISO 5832-11 (2014), JIS It is one or more selected from the group consisting of Ti-15Zr-4Nb-4Ta alloys defined in T7041-4 (2009).
さらに、上述の製造方法で製造される構造物は、β型チタン合金からなる必要はなく、β型チタン合金を含有していればよい。構造物がβ型チタン合金をある程度含有していれば、上記製造方法の効果がより有効に発揮される。構造物が体積％で３０％以上のチタン合金を含有する場合、上記効果は特に有効に発揮される。好ましくは、構造物のチタン合金の含有量は体積％で５０％以上であり、さらに好ましくは６０％以上であり、さらに好ましくは７０％以上である。構造物のβ型チタン合金の含有量は実質的に１００％であってもよい。 Furthermore, the structure manufactured by the above-described manufacturing method does not need to be made of a β-type titanium alloy, and may contain a β-type titanium alloy. If the structure contains a β-type titanium alloy to some extent, the effect of the manufacturing method is more effectively exhibited. When the structure contains 30% or more of a titanium alloy by volume%, the above effect is exhibited particularly effectively. Preferably, the content of the titanium alloy in the structure is 50% or more by volume%, more preferably 60% or more, and still more preferably 70% or more. The content of the β-type titanium alloy in the structure may be substantially 100%.
上述の製造方法では、β型チタン合金を含有する単結晶を製造することもできるし、柱状晶材を製造することもできるし、等軸晶材を製造することもできる。 In the manufacturing method described above, a single crystal containing a β-type titanium alloy can be manufactured, a columnar crystal material can be manufactured, and an equiaxed crystal material can be manufactured.
上述の製造方法では、ステップＳ４３（図８参照）において、予熱を実施する。しかしながら、予熱を実施しなくてもよい。 In the manufacturing method described above, preheating is performed in step S43 (see FIG. 8). However, preheating may not be performed.
上述の製造方法では、一例として、積層造形法に属する粉末床溶融結合法のうち、熱源をレーザーとするレーザー積層造形法を利用する。しかしながら、上記製造方法は、熱源を電子ビームとする電子ビーム積層造形法を利用してもよい。 In the manufacturing method described above, as an example, a laser layered modeling method using a laser as a heat source is used among powder bed fusion methods belonging to the layered modeling method. However, the manufacturing method may use an electron beam additive manufacturing method in which the heat source is an electron beam.
上記製造方法で製造される構造物は、生体用のインプラントとして広く利用できる。本実施形態の製造方法で製造される構造物はたとえば、生体骨用のインプラント、人工関節等に適用できる。 The structure manufactured by the above manufacturing method can be widely used as a biological implant. The structure manufactured by the manufacturing method of the present embodiment can be applied to, for example, a living bone implant, an artificial joint, and the like.
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
４０ 粉末粒子
２０６ パウダーベッド
２０８ 基台
ＩＣ 構造物
ＳＯｋ 凝固層
40 Powder particle 206 Powder bed 208 Base IC structure SOk Solidified layer
Claims (4)
前記構造物の出発材料となる粉末粒子を基台上に供給し、パウダーベッドを形成するベッド形成工程と、
高エネルギー熱源を走査して前記パウダーベッドを溶融して、前記β型チタン合金を含有する凝固層を形成する溶融工程とを交互に繰り返して、複数の前記凝固層が積層された前記構造物を形成する、β型チタン合金を含有する構造物の製造方法。 A method for producing a structure containing a β-type titanium alloy using an additive manufacturing method,
A bed forming step of supplying powder particles as a starting material of the structure onto a base and forming a powder bed;
Scanning a high energy heat source to melt the powder bed and alternately repeating a melting step of forming a solidified layer containing the β-type titanium alloy, the structure in which a plurality of the solidified layers are laminated A method for producing a structure containing a β-type titanium alloy to be formed.
各溶融工程での走査方向を調整して、前記構造物の結晶配向性を制御する、β型チタン合金を含有する構造物の製造方法。 A method for producing a structure containing the β-type titanium alloy according to claim 1,
A method for producing a structure containing a β-type titanium alloy, wherein the crystal orientation of the structure is controlled by adjusting the scanning direction in each melting step.
前記β型チタン合金を含有する構造物の素材は、ＡＳＴＭ Ｆ１３６−１３（２０１３）に規定されるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ ＥＬＩ（Ｅｘｔｒａ Ｌｏｗ Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌｓ）合金、ＩＳＯ ５８３２−１１（２０１４）に規定されるＴｉ−６Ａｌ−７Ｎｂ合金、ＩＳＯ ５８３２−１４（２００７）に規定されるＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金、ＪＩＳ Ｔ７０４１−４（２００９）に規定されるＴｉ−１５Ｚｒ−４Ｎｂ−４Ｔａ合金からなる群から選択される１種以上である、β型チタン合金を含有する構造物の製造方法。 A method for producing a structure containing the β-type titanium alloy according to claim 1 or 2,
The material of the structure containing the β-type titanium alloy is a Ti-6Al-4V ELI (Extra Low Interstitials) alloy defined in ASTM F136-13 (2013), Ti defined in ISO 5832-11 (2014). -6Al-7Nb alloy, Ti-15Mo-5Zr-3Al alloy specified in ISO 5832-14 (2007), Ti-15Zr-4Nb-4Ta alloy specified in JIS T7041-4 (2009) The manufacturing method of the structure containing the beta type titanium alloy which is 1 or more types.
前記積層造形法は、レーザー積層造形法である、β型チタン合金を含有する構造物の製造方法。 It is a manufacturing method of the structure containing the beta type titanium alloy according to any one of claims 1 to 3,
The additive manufacturing method is a method for manufacturing a structure containing a β-type titanium alloy, which is a laser additive manufacturing method.
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