Report
選択的レーザー溶融法で造形した選択的レーザー溶融法で造形した
1L 基超合Ni 基超合金のクリープ特性劣化と後処理による改善
金のクリープ特性劣化と後処理による改善

写真位置
削除しないでください筧筧幸次*幸次

K. Kakehi
１．研究の目的と背景

プ破断寿命が短い ）．これは界面が非整合であるδ析出$OOR\ 超合金は，高温での優れた機械的特性と構造物の列が，クリープ寿命の低下を招くためである．また，安定性により，ガスタービンや航空宇宙用途で広く使用さ急熱・急冷に起因する残留応力と高転位密度の存在が，亀れている）．しかし，従来の加工法で製造された $OOR\

部品は，複雑形状の製造，ひいては動作範囲や効率に限界
）裂の進展速度を加速させる．そのため，6/0材の組織や機械的特性を改善するためには，適切な後処理が必要である．

．選択的レーザー溶融（6/0VHOHFWLYHODVHU付加製造された 1L 基超合金に推奨される通常の後処理は，PHOWLQJ）法などの付加造形プロセスには，従来法と比較熱処理と熱間等方圧加圧（+,3KRWLVRVWDWLFSUHVVLQJ）して，設計の自由度が大きいことや，生産工程数，リードである ）．$OOR\の主要な強化相（γ”）は準安定相

タイム，投資コストの削減など，いくつかの利点がある ）．

で，望ましくない化合物相が形成される可能性があるため，

しかし，付加造形では，局所的な入熱，エネルギー吸収，$OOR\に最適な後処理を決定することは困難である

凝固速度の速さによって生じる強い熱勾配が，6/0プロセ）ス中に残留応力を促進させるという問題がある．さらに，るために，いくつかの熱処理（+7）工程と+,3を実施し高い凝固速度は，樹枝状組織成長の形成に関連する化学組た．本研究の目的は，6/0 法によって造形された $OOR\）の組織とクリープ特性に及ぼす後処理の影響を明らかにがある成のミクロ偏析や非平衡相の形成にも関与している．

．この研究では，6/0材の組織と機械的特性を改善すすることである．

$PDWR らは，後処理が二次析出物である /DYHV 相や炭化物の生成を促進し，6/0 で造形した ,1 超合金の機械的特性に影響を与える可能性があると指摘している ）．一方，

２．実験方法$OOR\ で従来から推奨されている溶体化時効（67$）処$OOR\ 粉末の化学組成を表  に示す．(26 社が提供す理（℃K）では，6/0 で造形した $OOR\ のクリーる $OOR\ 用 6/0 プロセスパラメータ（レーザー出力

表 供試粉末の化学組成
Cr
19.6

Nb
5.05

Variant
STA-980 °C
STA-1045 °C
STA-1065 °C
STA-1120 °C
STA-1180 °C/1 h
STA-1180 °C/4 h
Variant
As-HIPed
HIP + direct aging

Mo
2.85

Ti
1.10

Al
0.46

Co
0.03

Cu
0.05

C0.04

PDVV％ Si, Mn
0.04

P, S0.0* 東京都立大学

大学院

機械システム工学域

Al
2.2
0.84
2.38

Ti
1.09
2.43
0.47

Cr
12.74
4.17
12.45

システムデザイン研究科
教授

O
0.019

Febal.

Ni
52.59

表 後処理一覧
1st Step: Solution Treatment
2nd Step: Age Hardening
980 °C/1 h/air cooling1045 °C/1 h/air cooling
1065 °C/1 h/air cooling
720 °C/8 h/furnace cooling to 620 °C + 620 °C/10h/air cooling
1120 °C/1 h/air cooling
1180 °C/1 h/air cooling
1180 °C/4 h/furnace cooling
1st Step: HIP Process
2nd Step: Post-Treatment
HIP at 1180 °C/175 MPa/4 h
N/A
720 °C/8 h/furnace cooling to 620 °C + 620 °C/10
HIP at 1180 °C/175 MPa/4 hh/air cooling表 析出相およびマトリックスの 7(0('6 分析値Elements
Laves (as-built)
δ phase (STA-980°C)
Matrix (STA-980°C)

B
0.002

- 66 -Fe
11.28
3.41
14.16

PRO％ Ni
45.42
51.16
61.63

Nb
22.06
35.86
5.59

Mo
5.21
2.12
3.2

:，走査速度PV，ハッチ距離μP，層厚μP，ビの圧力の影響を調べるため，℃で溶体化処理し Kーム径μP，雰囲気％$UJRQ）により PP保持後，室温まで炉冷（+,3 処理と同等の温度と時間）し，×PP×PP の $OOR\ 立方体を作製した．各層ごと

その後  段階時効処理を行い，他の条件と比較した．アルにレーザーの走査方向を °回転させた．6/0加工後，キメデス法による DVEXLOW 材と鋳造＆鍛造合金の密度は，ワイヤ放電加工機で立方体から造形方向と平行に試験片それぞれ ，JFP であった．

を切り出し，その寸法はPP×PP×PPで

 あった．その後，各試験片を複数の試料セットに分割し，３．実験結果

異なる後処理を施した．表に6/0試料の後処理をまと 組織観察

めた．$OOR\では，固溶強化と析出強化が強化メカニ 造形まま材ズムであり，熱処理方法は溶体化温度と時効処理（67$）$VEXLOW 試験片の組織は，側面から見ると，溶融池のから構成されている ）．本研究では，δ相のクリープ特境界は典型的な円弧状で  ，厚さ μP，幅 μP であ性への影響を評価するために，不要なδ相のサブソルバス

り，レーザーのガウスエネルギー分布  によって誘起さ（ ℃），ソルバス（  ℃），スーパーソルバスれていた．また，デンドライトおよびデンドライト間の領（℃）の温度で溶体化処理を行った．一方，従来の域は，連続した析出物のネットワークで装飾されており，$OOR\ の熱処理では，℃ではなく ℃での処理

7(0 分析により /DYHV 相および炭化物と同定された．凝固が十分にδ相を溶解できることが示唆されている．さらに，の最終段階で，液相から 1E 偏析により /DYHV 相と 1E& が℃での溶体化は，粒成長の初期段階のために十分なエ析出する  ．また，溶融凝固過程での熱ひずみの発生にネルギーを持ち，これは転位の消滅を通じて蓄積されたひ起因する高密度転位が発生する  ．成形加工（急熱・急）．さらに，℃以上の加冷）により，レーザー加工層が異なる速度で伸縮し，高密熱で結晶粒の粗大化が観察された．そこで，本研究では，度の転位が発生する熱ひずみが生じる．$VEXLOW 試料の℃，℃，℃の溶体化処理を比較検討した．

側面の ,3) マップから，柱状粒と等軸粒が混在しているこ

溶体化処理後，試験片は前述の通り  段階の時効処理を施とが確認された．この組織は，6/0 の凝固過程での熱流束した．すなわち，本研究では，DVEXLOW試験片を～に起因するものと考えられる．等軸粒は，一般に，オーバ℃の種々の溶体化温度に加熱し（表），各温度でーラップ部や凝固フロント付近などの部分溶融部での不K 保持した後，空冷により室温まで冷却した．溶体化処理

均質核生成に起因する ）．一方，柱状粒はエピタキシャ

後，℃で K，℃まで炉冷し，℃で K 保ル成長により形成される．

ずみエネルギーを解放する

持し，室温まで空冷する  段階の時効処理を行った 表  ．

 熱処理材

熱処理の目的は，/DYHV 相やδ相等の化合物粒子とγ’℃での溶体化処理と  段階時効熱処理を行った後，γ”強化相をマトリックスに溶かし込んだ後， 段階時効

1E に富む析出物とδ相が粒界とデンドライト間に沿って処理でγ’相とγ”相を再析出させることである．これら多数見られた．/DYHV 相がδ相に変化したのは，67$℃の熱処理を施した試料を67$℃，67$℃，条件での溶体化熱処理によるものである．同様の結果は，

67$℃，67$℃，67$℃とした（表 ）．

4L 等の研究 ）でも報告されている．この針状δ相は一般一方，一部のDVEXLOW試料は，+,3℃，03D，に機械的性質に悪影響を及ぼすため，好ましくない．さらKの +,3 処理）を直接行った（DV+,3HG）．もう一つのに，δ相のピン留め効果により，67$℃の試験片と条件として，+,3処理後に時効処理を行う+,3直接時効DVEXLOW の試験片では，結晶粒の形態と粒径が類似してを検討した．後処理後，℃，03Dでクリープ試験いた．このように，℃での標準的な溶体化処理は，6/0を実施した．走査型電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡を加工した試験片の均質化には有効でない．67$℃の試用いて組織を観察した．電子後方散乱回折（(%6'）による料では粒界に沿って連続した球状の炭化物が観察された．

配向測定から逆極座標（,3)）およびカーネル平均方位さらに，溶体化温度の上昇に伴い，樹枝間δ相の量が減少（.$0）マップを算出した．後処理の目的は，高い耐クリした．またδソルバスの温度（℃）を超える℃ープ性と延性を実現するためである．本研究では，の溶体化温度では粒界のピン留めによる粒成長を抑制すDVEXLOW試験片を℃から℃の範囲（表）のるδ相の固溶により，わずかに粒成長することが確認され所望の溶体化温度まで加熱し，その温度でK 保持した

た．67$℃と 67$℃の後，ほとんどのδ相がマ後，空冷して室温まで放冷した．造形完了後，一部のトリックスに固溶した．℃以上の温度では，炭化物DVEXLOW 試験片に +,3処理を施し，微量の残留ポロシテが成長するのに十分な時間があったため，1E& を主成分とィと偏析を除去して均質な組織を得ることができた．従来する炭化物が粗大化した．炭化物析出の駆動力は，合金の法により加工された $OOR\ の最適な +,3 条件として，冷却に伴う炭化物形成元素（&1E など）の偏析である．

温度 ℃，圧力 03D，K を使用した．+,3 処理後，また，℃の溶体化処理で結晶粒の成長が活発になっ+,3 処理したままの試験片に  段階時効処理を施した．さたことも確認された．カーネル平均方位（.$0）マップでらに，本研究では6/0材の機械的特性に対する+,3 処理は，67$℃の試験片で転位密度が明らかに減少してい- 67 -ることがわかった．しかし，結晶粒成長の駆動力は，溶融処理と直接時効処理（略称：+,3直接時効）を経た試料の池のオーバーラップ領域のように，ひずみ，転位密度の高,3) マップから，その後の熱処理により，焼きなまし双晶い領域として特徴付けられることが多いため ），結晶粒が発生していた．さらに，+,3 処理された材料は，+,3 処径が不均一になる．

理中の冷却速度が低いため，より粗い炭化物の体積分率が +,3 材

非常に大きくなっている．この炭化物サイズの増大は，+,3+,3 処理後，等軸粒の組織が観察された．+,3 温度が高処理で発生する低い冷却速度での成長時間の増大と一致いため，熱処理した 6/0 試験片と比較して，粒成長が大きする．また，+,3 処理した試料では炭化物が粒界に沿ってく，粒が粗大化し，より等方的な外観を呈していた．+,3密に分布し，マトリックス中にも均一に分布していたが，

図 D ℃03Dにおけるクリープ曲線および E 初期クリープ図  熱処理材の ℃03Dにおける D クリープ寿命 E 破断伸びおよび F 最小クリープ特性．

図  +,3 材の ℃03Dにおける D クリープ寿命 E 破断伸び，および F 最小クリープ特性．

図  ℃03Dにおける +,3 材の D クリープ寿命 E 破断伸び．
- 68 -

 +,3 材の機械的特性

67$℃K の試料では炭化物はほとんど粒界に沿っ67$℃K試験片は熱処理を施した6/0試験片て析出していた．
 熱処理材のクリープ特性の中で最も長いクリープ破断寿命を示したが（図），熱処理を施した試験片はすべて ℃03D の条件

67$℃K試験片はクリープ特性が劣った（図）．

下でクリープ試験を行った．6/0 試験片のクリープ特性に一方，熱処理を行わない +,3 処理材は 67$℃K

対する熱処理の影響を図  および図  に示す．クリープ速材よりも良好なクリープ破断寿命を示した（図 ）．さら度の最小値は試験初期に測定された（図 F 参照）．図 に，+,3直接時効条件では，その後の熱処理により主要強に示すように，DVEXLOW 試験片は K のクリープ破断化相が析出したため，クリープ破断寿命は K に伸長し寿命を示したが，67$℃試験片は DVEXLOW 試験片の半た．67$℃K，+,3 処理後，+,3直接時効材の破分の破断寿命しか示さなかった．針状δ析出物が連続して断面は，一般的な粒界破壊であることが確認された．

存在することと，整合性が低いことが，67$ 試験片のクリープ寿命と伸びの劣る一因と考えられる．また，界面が不４．考察

連続な針状δ析出物の列は，亀裂の発生点となり，クリー ラーベス相とδ相形成が及ぼす影響

プ寿命を低下させた．67$℃の試験片が最も短いクリ$OOR\ の強化はγ”（1L1E）相に依存するため，1Eープ破断寿命を示した主な理由は，このδ相による脆化だという元素が組織の制御に非常に重要であることが示さろう ）．67$℃では，より高い溶体化温度で処理れている ）．しかし，1Eは凝固過程で容易にデンドライしたため，デンドライト間δ相の溶解が進み，67$℃ト間領域に偏析してしまう．1E の偏析は，凝固末期によりもはるかに長いクリープ破断寿命を示した（図 ）．

/DYHV 相を形成することになり，一般的には好ましくない．

さらにクリープ曲線データを解析した結果，67$℃と/DYHV 相は六方最密充填相であり，一般に ％から ％

67$℃の最小クリープひずみ速度はそれぞれの高い 1E 濃度の形態とされている ）．さらに，それに伴

× V と× V に達した．これは，両試

う1Eに富むδ相の生成は，67$℃の試験片では多く料がクリープ初期に同程度のクリープ速度であることをの1Eが  次析出相として消費されることを示している

示し，K 後に67$℃試料が短い時間で加速クリ（表）．すなわち，/DYHVδ相の生成は，マトリックスープ段階を示した（図）．一方，67$℃試験片はの主要強化元素を枯渇させることになる．さらに，/DYHV

/DYHV 相およびδ相の量が少ないため，67$℃試験片

δ相とマトリックス界面間の結合力は低く，早期破壊につの倍の破断寿命となることがわかった．破断面は，ながる．/DYHVδ相は，その固有の脆性により，亀裂の発

67$℃，67$℃，67$℃のそれぞれで樹枝状生および伝播しやすい部位として作用する ）．したがっパターンと結晶粒状パターンが混在していた．デンドライて，デンドライト間領域で /DYHV 相δ相の形成が進むと，ト間δ相の存在は，不整合性と相俟って，劣悪なクリープクリープ強度が低下することになる ）．

寿命をもたらすことになった．また，$OOR\ は 1L1E

 造形まま材の結晶粒形態

組成を基本とするγ”相を主成分とする析出強化型である．

側面の ,3) マップから，柱状粒と等軸粒が混在している

しかし，δ相の形成には ％から ％の1E 濃度が必要ことが確認された．これらの組織の生成は，6/0凝固過程であり，析出強化に必要な主要合金元素がマトリックスかでの熱流束に起因するものと考えられる ）．等軸粒は一般ら枯渇してしまう ）．その結果，δ相の形成が進むにつに，オーバーラップ部および凝固フロント付近などの部分れて，クリープ強度が低下することになる．さらに，結晶的に溶融した部分の不均一な核生成に起因している ）．

粒のアスペクト比が大きい場合，破断モードは粒内破壊に一方，エピタキシャル成長は柱状結晶粒の発生につながっなる ）．そのため，破断面は一部が樹枝状，一部が粒内た．

破壊になる．67$℃以上の条件では，破断寿命の低 不均一粒成長とその影響下が見られたが（図D），67$℃K の試験片では，局所的に集中したエネルギー入力，繰り返される急熱，結晶粒の成長によりクリープ破断寿命が向上しているこ

高い凝固速度，およびそれに伴う塑性変形により，6/0 プとがわかった．中間温度（77P ～℃～℃）

ロセス中に残留応力が残り ），これが通常の粒成長の駆でのクリープ破壊は，結晶粒界へのキャビティの核生成と動力となる可能性がある．エネルギーの高い粒界は，粒成成長で開始されることが多い．その結果，67$℃K長に適した場所として機能する ）．溶体化温度 ℃での試験片は，全体の変形に対する粒界すべりの寄与が小さは，活発な粒成長が観察された．残留応力は粒界の界面エいため，67$℃より優れた耐クリープ性を示すと考ネルギーを変化させるため，残留応力の大きさが粒成長速えられる．破断面は，67$℃の試験片では粒界と粒度に影響し，残留応力は成長速度の不均一性にも影響を与内のパターンが混在していた．柱状粒は粒界型に破断し，えるだろう ）．℃，03DK で +,3 処理すると，短い結晶粒は「引き抜き」の結果，部分的に粒内型，粒界微細粒の不均一な分布が観察された．この不均一な結晶粒型の破断となる ）．一方，67$℃の試験片では粒界成長により，結晶粒が不均一に分布し，付加造形材の機械破壊が観察された．

的特性に悪影響を及ぼすと考えられる ）．損傷発生は常- 69 -に粒界に起因しており，試験温度が中間（T/Tm ～

2.

116, 411–418.

）の場合，クリープ試験において拡散過程によりボイ3.

ドが形成・成長する可能性がある）．耐クリープ性のたの核となる可能性がある ）．高温での溶体化処理により

4.

δ相はマトリックス中に固溶したが，不均一な結晶粒成長5.のため，クリープ特性はあまり改善されなかった．
 +,3 処理が機械的特性に及ぼす影響

6.

図  および図  に示すように，+,3 処理によりクリープ挙動が改善されることを示している．+,3直接時効処理し7.

た試験片では，破断寿命が大幅に延び，定常クリープ速度がほぼゼロになることが観察された．定常速度が極端に低8.

くなるのは，一般に析出過程によるもので，クリープ試験中の新たな析出が転位生成を困難にするためと考えられ9.

る ）．さらに，+,3 試験片にはジグザグ状の鋸歯状粒界が）形成され，クリープ破断寿命が大幅に延長される ．鋸歯状粒界は，粒界に局在するセル状炭化物から生じると言われている ）．炭化物を含むジグザグ状の粒界は，初期の10.

キャビティ形成や粒界に沿って成長するキャビティの連結を防ぎ，破断強度を向上させることができる ）．炭化

Ghosh, S.; Yadav, S.; Das, G. Mater Lett. 2008, 62,2619–2622.

めには大きな粒径が好ましく，小さな等軸粒の領域は破壊

11.

物による粒成長の抑制は，鋸歯状粒界をもたらした．その結果，+,3処理は後処理の中で最も有効であり，空孔がな

12.

く，マイクロクラックの核生成を抑制し ），体積の大きい鋸歯状の粒界をもたらすという利点がある．本研究では，

13.

+,3がクリープ特性に有益な影響を与えることを示す明確な実験的証拠を示している．

14.



５．結言
１．$VEXLOW 試験片では，デンドライト構造とデンドラ

15.

イト間領域は /DYHV 相と炭化物の連続したネットワーク組織が形成される．また，急熱・急冷により，高密度の転16.

位が発生する．

17.

２．鋳造・鍛造材に本来推奨される熱処理工程である
67$℃は，6/0 加工された試験片では有効ではない．

18.

３．δソルバス以上の温度での溶体化処理により，/DYHV相δ相をマトリックス中に固溶させたが，結晶粒の不均一な成長のため，クリープ特性はあまり改善されなかった．

19.

４．+,3 処理材は鋸歯状の粒界を呈し，粒界に沿って炭化物が析出していた．+,3 はクリープ寿命を向上させ，後処20.

理の中で +,3直接時効処理は ℃でのクリープ挙動の改善に対して最も効果的であった．

21.

謝 辞
本研究は，公益財団法人天田財団の  年度一般研究開発助成（$)%）を受けて行われたことを付記

22.
23.

するとともに，同財団に感謝いたします．


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