さて，もう一つの Ni3Al は金属間化合物の代表として象徴

.

は じ

め

に

的に挙げたものであり，本稿で取り扱うものではない．敢えて言うならば，耐熱材料の王様である Ni 基超合金は，ほと材料の中で著者が「神様からの贈り物」と考えている素材

んどがこの「贈り物」を強化相として開発されており，いつが 2 つある．一つは「鉄」であり，もう一つは「 Ni3Al」でまでもこれだけに頼っていると発想が陳腐化し頭打ちになろある．鉄は地球上に酸化鉄として豊富に存在し，鉄としてのう．そろそろ別な金属間化合物を利用する新たな発想がでて利用が終ればまた酸化鉄に戻る究極のエコ材料である．まきても良いのではないかと思っている．

た，人類が鉄を手に入れてから現在に至るまでこれほど文

著者はこれまで，鉄でどこまで高温化が図れるか(1)，とい

明・文化の発展に深く関わっている材料は他にはない．特にう視点と， TiAl を中心とした金属間化合物の相変態と組織

産業革命以降，エネルギー，経済，社会インフラなど社会基制御(2)(3)，という観点から，高温材料の組織設計と高強度化盤の構築や科学と技術の発展に貢献している素材は唯一鉄のに関する研究に携わってきた．何れも金属間化合物相が深くみといっても過言ではない．鉄がこれほど素材としての優位

関与している．本稿では，安心安全な社会インフラとして更性を示すのは a Fe/ gFe 変態にある．ほんの少し熱処理をなる高温化高強度化が期待され，今後も重要な材料であり続工夫すれば変幻自在に組織が変わり，様々な特性を発現させけるジェットエンジン部材としての TiAl 基合金および発電ることができる．その道標が状態図であり，恒温変態

部材としてのオーステナイト系耐熱鋼を例に，今後計算材料(TTT, timetemperaturetransformation)線図，連続冷却変科学の発展の基礎となり，かつ，日本発世界初の材料開発に態(CCT, continuous cooling transformation)線図である．世資する組織設計指導原理について概説する．また，高温材料の中に非常に多くの鉄鋼材料が存在するのは，学問として材の高強度化にとって避けては通れない結晶粒界デザインとそ

料設計の基礎となる状態図と相変態を深化させてきた先人達の役割について述べる．

のお陰である．ここでいう「設計」とは材料の組織設計であり，したがって，優れた材料を開発するためには，まず平衡.

設計哲学と原理論に基づいた信頼性ある状態図の構築と理解が必要であり，次に速度論に基づいた相変態機構の理解とそれを利用する組高温材料の宿命は，使用中に時々刻々と組織が平衡状態に織制御の知恵が必要となる．相変態を利用した組織制御とい向かって変化することにある．このことは，すなわち，そのう観点では Ti もそうである．本稿で述べる TiAl 基合金も合金の機械的性質(主にクリープ強度)が徐々に劣化する方向

bcc/hcp 変態を利用した組織制御により特性発現が可能な素に進むことを意味する．したがって，高温材料の高強度化を材である．

計る組織設計の原則は，使用温度よりも可能な限り高温で組

2021年 3 月17日，オンラインにおける日本金属学会第168回春期講演大会にて講演．
東京工業大学物質理工学院材料系教授(〒1528552 東京都目黒区大岡山 2
121, S88)Phase Diagrambased Microstructure Design Principle of Hightemperature Structural Intermetallic/Metallic Materials and the Role ofGrain Boundaries in Strengthening; Masao Takeyama (Department of Materials Science and Engineering, School of Materials and Chemical Technology, Tokyo Institute of Technology, Tokyo)
Keywords: microstructure design, phase stability, free energy, lattice stability ratio, threephase coexisting region, titanium aluminide, austenitic
Laves steels, grainboundary precipitation strengthening, grainboundary area fraction, creep, grain size dependence on minimum creep rate
2021年 1 月28日受理[doi:10.2320/materia.60.281]

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Materia Japan織を作り込み，使用温度での組織変化を抑制することにあ度における 3 相共存領域を以下の式を用いて熱力学計算にる．その組織設計の基礎となるのは状態図であることは言う

よって再現させる(4)．

までもない．状態図とは，ある温度，ある組成において，そGb＝∑i xi °Gbi ＋RT∑i xi ln xi＋EXGb(1)の合金がどのような相から構成されるかを教えてくれるもの

EXGb＝EXGb ＋EXGb
bin
ter

(2)

であると，我々は教わる．しかし，状態図は，ある組成の合ここで，式( 1 )の Gb は正則溶体モデルによる b 相の自由エ

金の相変態経路も教えてくれる．したがって，状態図は，そネルギーであり，右辺第 1 項はエンタルピー項，第 2 項はの見方，読み方，使い方のみならず作り方も知っておくと，

エントロピー項，°
Gbi は b 相と同じ結晶構造を有する純粋な相の存在情報のみならず，相変態およびそれを利用した組織

i 元素の自由エネルギー，xi は b 相中の i 元素(3 元系であれ制御の方法までをも提供してくれる有用なツールとなる．

ば M1, M2, M3M は遷移金属元素)の濃度，R はガス定数，ではその状態図をどう作るか．高温材料の大半は多くの元

T は絶対温度である．EX Gb は b 相の過剰自由エネルギー項

素が添加された多元系であるが，その基本は主構成元素からであり，3 元系であれば，式( 2 )に示すように，b 相に含まなる 3 元系状態図にある．特に重要な点は，その 3 元系にれる 2 元素間(EX Gbbin )および 3 元素間(EX Gbter )の相互作用パおいて互いに平衡する 3 相共存領域の特定であり，さらにラメータの和となる．この相互作用パラメータには組成依存

重要な点は，その領域の温度に伴う変化である．この情報が項と温度依存項があり， 2 次の組成依存項を無視すると， 3

正確でなければ組織設計はできない．既に状態図が存在し，元系では 9 個，4 元系になれば24個のパラメータが存在する

それが信頼するに十分であれば，それを使えば良い．しか(4 元素間のパラメータは考慮しない）．ここでは b 相を固溶し，大半は信頼性に欠けるものが多く，存在すらしていない体相として正則溶体モデルを例に示したが，a 相や g 相が金ものも多々ある．著者も，報告されている状態図を信頼して属間化合物相の場合は副格子モデルを用いて自由エネルギー

これまで何度も痛い目にあった．最近，計算材料科学が重要を記述することになる．その自由エネルギーの詳細な計算方視されているが，計算だけでは信頼性ある状態図を得ること

法は別報(5)に譲るとして，3 相共存領域における頂点，すなはできない．必ず実験による検証が必要である．図に合金

わち 3 相が互いに平衡する組成は，図 1 の左下に示すよう

設 計 の 基礎 と な る 3 元 系状 態 図 の作 成 方法 を 模 式的 に 示に，各相の組成/自由エネルギー曲面における共通接面の解す．ここで重要な点は，図の右のフローチャートの出口に示であり，平衡条件(Ga＝Gb＝Gg)を用いれば解ける．

すように，使用温度(Ttgt)における平衡状態図である．この実験的に決定した複数の温度における等温断面図上の 3温度における平衡状態図は，使用部材にもよるが，原子の拡

相共存領域を熱力学計算によって再現するには，この相互作

散が比較的遅いため，実験的に決定するのは一般的には困難

用パラメータを決定する必要があり．これが再現できれば，である．そこで，まず，拡散が速く平衡状態が得られ易い複

その相互作用パラメータの組成および温度依存項を用いて，数の高温( T1 ，．． Tn )域において，図 1 の左上に示すよう実験が困難な温度域，すなわち使用温度での等温断面図を計に，主構成相(例えば，母相を b 相とし， 2 種類の析出相を算によって求めることが可能となる．このパラメータの決定

a 相と g 相とする)が互いに共存する領域を示す等温断面図

は，計算結果を実験結果に合わせ込むように最適化するが，を実験的に決定する．次に，実験によって決定した複数の温第一原理計算の利用が有用である．以上，新たな合金設計や

図1



耐熱合金の組織設計において最も重要となる M1M2M3 3 元系における 3 相間( a, b, g)の相平衡およびその相平衡の計算による再現法の手順．

本多記念講演組織設計をする上において，その系における実験状態図は言
うまでもなく，それを計算によって再現する熱力学データベース(DB)の構築は非常に重要となる．次章では，著者らが行ってきた TiAlM 3 元系および FeNiM 3 元系をベースとした合金設計・組織設計の実例を示すが，研究を始めた当時はこれらの系の実験状態図すらまともなものが存在していなかった．ましてや，その系の熱力学的 DB は，存在はしていたものの，全くもって信頼性に欠けるものであった．

.

TiAl 基合金の組織設計

図2

Ti Al Cr 3 元系における b ＋ a ( a2 )＋ g 3 相共存領域の温度に伴う変化．

図3

Ti Al M 3 元系における a / g 相境界線と格子安定度比( L )との関係を示す模式図(太実線 L ＝ 0 の場合の T0線，細践 L ＝ 1 の場合の T0 線，太点線実際の a / a＋ g および a＋ g/ g 相境界線， T0 線 a 相と g 相の自由エネルギーが等しくなる組成の軌跡(仮想的な相境界
線))．

TiAl 2 元系の40～50 atAl 近傍の状態図は，FeC 系状態図を鏡に映したようなものである．違いは，前者の共析反応(aTi→a2Ti3Al＋gTiAl)温度が後者の共析変態(gFe→

aFe＋uFe3C)温度より約400°
C 高いことである．したがって， TiAl 基合金はより高温において相変態を利用した組織制御ができるため，高温材料として非常に有利な材料である．
TiAl 基合金は，比重が Ni 基合金の約半分であり，ジェッ

トエンジン用 Ni 基合金の代替材料となり得る軽量高比強度な耐熱材料として 1980 年代後半から実用化研究が精力的に行われ，約20年の開発期間を経て，2012年から B787型機のジェットエンジン GEnx の低圧タービン動翼( LPT )に適用された高温材料である．この材料の特徴は，高温の a Ti( hcp )相領域からの冷却による a → g TiAl ( L10 )変態によって形成される a2/g ラメラ組織にある．開発された合金組成
は Ti 48Al 2Cr 2Nb ( at )であり，その組織は基本的にラメラ組織を呈するが， Cr, Nb などの b Ti ( bcc )安定化元素が添加されたために組織中に b 相が認められるにも関わらずその存在は無視され，組織設計は 2 元系状態図に基づいて行われる，というおかしな議論がなされていた．我々はよび 3 元系における a / g 相間の平衡組成である．相境界線

1990 年代前半から Ti Al M 3 元系( M  b 安定化元素)状態の傾きは，過剰エネルギー項を考慮しない場合には，その平図の系統的な研究を行い(2)(6)(12) ， b ＋ a ＋ g 3 相共存領域の衡条件から，LgM//aTi を用いて，以下の式で表すことができる．

存在とその温度に伴う変化から，g 相は b 相とも平衡することを明らかにし，当たり前のことであるが，多元系の組織形
成は多元系状態図に基づいて議論すべきであることを指摘し

XbTi
g/a
b ＋LM/Ti
DXTi XAl＝
DXAl 1－LgM//aTi(4)

ここで， DXAl (＝ xtAl － xbAl )および DXTi (＝ xtTi － xbTi )はそれぞてきた．
図にその一例として TiAlCr 3 元系の実験的に決定しれ 2 元系および 3 元系の平衡組成における Al および Ti 濃

た b＋a＋g 3 相共存領域の温度に伴う変化を示す．3 相共存

度の差である．相境界線は， LgM//aTi＝ 0 の場合(DXTi/ DXAl＝

領域は温度の低下に伴い低 Al ，低 Cr 側に移動しながらそ(xbTi)/(xbAl)には 2 元系の平衡組成から M 濃度100を結ぶ線の相領域を拡大する．この 3 相共存領域の温度に伴う変化となり， LgM//aTi ＝ 1 の場合( DXAl ＝ 0 )には等 Al 濃度線とな

は，純 Ti が a/b 同素変態(T＝1155 K)を有することから，る．すなわち，相境界線は LgM//aTi の値が大きい程高 Al 濃度a Fe ( bcc )/ g Fe ( fcc )相間の M の添加に伴う相安定性の変側に傾くことになる．同様の図を b / a 相間においても描化と同様，式( 3 )に示すように，純 Ti と純 M の b ( bcc )/き，熱力学 DB より純 Ti と純 M の bcc, hcp, fcc ( g 相の結a(hcp)相間の格子安定度の比 LaM//bTi および a(hcp)/g(fcc)相晶構造を fcc とみなす)構造の D °G から LaM//bTi と LgM//aTi を計

g /a(2)(8)
間の比 LM/Ti の温度依存性の違いに起因する

算すると，前者は後者に比べて約一桁大きく，かつ，温度のLaM//bTi＝D°
GaM/b/D°
GaTi/b(3)低下に伴って大きく増大するのに対し後者の値はほとんど変例えば，図に TiAl M 3 元系の a / g 相間の相平衡を模式化しない． LaM//bTi が強い温度依存性を示すのは， M 元素が的に示す．この図において，両相の相境界線は便宜上両相のbcc 安定化元素であり，純 Ti 同素変態温度に近づくにつれ

自由エネルギーが等しくなる交線の軌跡(T0 線)で示してあて式( 3 )の分母が 0 に近づくためであり，一方，LgM//aTi が温り，図中の( xbTi, xbAl)および( xtTi, xtAl, xtM )はそれぞれ 2 元系お度依存性を示さないのは，hcp と fcc が共に最密充填構造で

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


図4

TiAlCr 3 元系の等 Al 濃度(44 atAl)縦断面図
(a)実験，(b)計算．

あることにほかならない． 3 相共存領域は b / a 相境界線と

図53 元 系 特 有 の相 変 態 経路 を 利 用し た 2 段 熱処 理 (第 1段  1553 K / 48 h → W.Q. ， 第 2 段  1273 K / 6 mim →W.Q. )により a2 / g ラメラ粒界を b / g ラメラセルで被覆した Ti44Al4Cr の組織( b 相， a2 相， g 相はそれぞれ白色，灰色，黒色のコントラスト)．

a/g 相境界線の交点の組成近傍に存在し，かつ，2 元系におけるそれらの相境界の組成は温度の低下に伴って低 Al 側にシフトすることから，3 相共存境域は温度の低下に伴って低早く着目したのは欧州の企業と大学であり，彼らは鍛造合金

Al 低 M 濃度側に大きく移動するのである．

TNM ( Ti 45Al 5Nb 1Mo B ( at))の開発に成功し， 2016

図に，図 2 に示す 3 相共存領域の温度に伴う変化から

年 に A320neo 型 機 の ギ ア ー ド タ ー ボ フ ァ ン エ ン ジ ン

実験的に求めた 44 at Al の縦断面図を，我々が構築した熱PW1100G の LPT に使用され，商用飛行を始めた．我々も力学 DB を用いて計算した結果と併せて示す．実験結果と計

国家プロジェクト SIP (戦略的イノベーション創造プログラ

算結果は非常によい一致を示す．この縦断面図から特筆すべ

ム )(18) に て TNM よ り も 優 れ た 鍛 造 TiAl 合 金 を 開 発 し た

き点を 2 つ挙げる．一つ目は， Cr の添加による a 相領域のが，商用化には至っていない．しかし，今後開発される新型

低温側への拡大，二つ目は，2 元系には存在しない 3 元系特エンジンには全て TiAl 基合金の導入が予定されており，い有の反応経路の存在である．前者は， Cr が a2 相に対して a

ずれ商用化されるものと期待している．

相を安定化する効果を有する元素であり，3 相共存領域の温度の低下に伴う変化(b＋a＋g→b＋a2＋g)が a 相の規則化に.

オーステナイト系耐熱鋼の組織設計よる 2 次の相変態( a → a2 )ではなく，温度不変反応( a → b ＋

a2＋g)を伴う 1 次の相変態によって生じることを意味する．

「金属間化合物を強化相とするオーステナイト系耐熱鋼の後者は，2～ 4 at Cr の組成領域に以下の相変態経路が存在設計は可能か」．著者が約 20年前にこの研究を始めた動機

し， b ＋ a → a → a ＋ g → b ＋ a ＋ g → b ＋ a2 ＋ g ， b 相は高温およ

は，電力の安定供給と CO2 削減の両立を図るために蒸気温

び低温側では熱力学的に安定に存在するがその中間の温度域

度を700°
Cとする先進超々臨界圧(AUSC)発電プラントの実では存在しないことが分かる．

現に向けた新材料開発研究にある(19) ．プラントの実現には

これらの相変態経路を利用すると，b 相を利用した様々な

700°
C / 10 万時間クリープ破断強度 100 MPa 以上となる新材

組織設計，プロセス設計が可能となる(3)(10)(13)(15) ．例え料が必要であり，開発の中心は金属間化合物 g ′Ni3Al を強ば，高温側の b 相を利用すれば容易に熱間鍛造でき，その化相とする改良型 Ni 基合金であった．炭化物を強化相とす

後 b＋a→a 変態を利用してその b 相を取り除いた後に a→a

る既存のオーステナイト系耐熱鋼では強度目標は満たし得な＋g 変態を利用すれば組織をフルラメラ化でき，また，さらい，というのがその理由である．これが冒頭の一文に繋がに低温側の b ＋ a2 ＋ g 3 相共存領域で時効すると，そのラメ

り，実現できればコスト面でも大きなメリットがあることはラ界面に b 相粒子を析出させた組織，また，セル状反応(a2言うまでもない．そこで当初以下の 4 つ方法を提案し＋ g → b ＋ g )を利用すれば，図に示すように，ラメラ粒界

た(20)(21)(1)既存のオーステナイト系耐熱鋼の改良，(2)既を b / g ラメラ組織で被覆する組織制御も可能となる(16) ．こ存の Ni 基合金の改良，( 3 )マルエージ鋼の高温展開，( 4 )の組織を有する TiAl 基合金はラメラ組織を有する実用鋳造

Kurnakov 型金属間化合物(GCP, Geometrically Closepack-合金 Ti48Al2Cr2Nb よりも優れた破壊靭性，き裂進展特ed 相)の利用．結論は「可能であり，実現した」である．し

性を示すことを実証している(17)．

かし，その手法は上記の何れでもなく，図 1 に示した手法

上述した状態図およびそれを利用した相変態に関する研究から，我々は世界で始めて高靭性鍛造 TiAl 基合金のプロセス設計を提案した．しかし，残念ながらこの研究成果にいちであり，強化相に有害相と見なされていた Fe2Nb Laves 相を用いるという全く新しい手法である(22)．
金属間化合物を強化相とするオーステナイト系耐熱鋼が存

本多記念講演在 しなかっ た最大 の理由は Fe2M Laves 相である ． Laves( hP12, cF24 )相は， s FeCr ( tP30 )や m Fe7W6 ( hR13 )相と同様，結晶構造が複雑であるが故にほとんど塑性変形能を示
さない TCP(Topologically ClosePacked)型の金属間化合物である．この TCP 相は機械的性質を劣化させる有害相と見なされ，通常その生成を避ける成分設計がなされてきた．それ故か，著者が調べた限り，Fe2M Laves 相が g(fcc)母相にどのように核生成・成長し，機械的性質を劣化させるか，を系統的に調べた研究は一切なかった．実施しても結果が見えており，学術的な価値以外に工業的な利用への展開は期待できないと思われていたからに違いない．無いならやるしかな
い．そこで，まず Laves 相の析出を明らかにすべく g/Fe2M
2 相領域の特定を目的に用いたのが Fe
Ni
M 3 元系である．
M は aFe 安定化元素であるため，gFe 安定化元素の Ni を用いる必要があったが，当時はこの単純な 3 元系状態図すらなかった．
図  に ， 図 1 の 方 法 に て 決 定 し た Fe Ni Nb 3 元 系 の1373 K における実験等温断面図(a)と973 K の計算等温断面図( b )を示す(23) ．ここで強調すべき点は， 1373 K においてeFe2Nb(C14)相および GCP 相の dNi3Nb(D0a)相と平衡する g 相の組成(Ni/Fe1)が973 Kにおいて著しく Ferich 側(Ni/Fe0.2)になることである．すなわち，g＋e＋d 3 相共
存領域は温度の低下に伴い Ferich 側に大きく拡大する．これは，d 相の g 相に対する相安定性が温度の低下により著しく向上する，すなわち， g 相と d 相の自由エネルギーの差

DGd/g(＝GgGd)が増大(≫0)するためである．なお，1373 K
においてこの 3 相共存領域のほぼ中央に存在する hP24型構造の GCP 相は約1210 K にて 3 相に分解(hP24→g＋e＋d)する．この 3 相共存領域の温度に伴う変化は，973 K においてe Fe2Nb ( TCP )と d Ni3Nb ( GCP )という 2 種類の金属間化合物相を強化相とするオーステナイト系耐熱鋼の設計が可能
図6であることを示唆するものである．そこで，この FeNiNb

FeNiNb 3 元系の等温断面図
(a)実験，1373 K, (b)計算，973 K.

3 元系において構築した熱力学 DB と既報の Fe Ni Cr 3 元系の DB を連結して計算により設計した Fe Ni Cr Nb 4 元系合金が世界初の金属間化合物強化型オーステナイト系耐熱鋼 Fe20Cr30Ni2Nb(at)である(22)(24)．
図および図に，この鋼の TTP 図とその代表的な組織を示す．この鋼の組織的な特徴は，母相 fcc と結晶構造の大きく異なる e Fe2Nb 相と fcc の派生型である d Ni3Nb 相の核生成サイトと析出速度の違いを巧みに利用する点にある．
すなわち，図 7 に示すように， e Fe2Nb Laves 相の析出のノーズ温度は約 1273 K にあり，この相はまず結晶粒界に優先析出し(図 8)，その後約 1 オーダー遅れて粒内に析出し始める．一方， d Ni3Nb 相の析出のノーズ温度は約 973 K にあり，安定相である d 相の析出に先立って準安定相である

g ″Ni3Nb ( D022 )相が結晶粒内に微細分散析出する(図 8 )．
この鋼の GCP 相の上限温度は約 1023 K であるが，計算状態図から g＋ e＋d 3 相共存領域を求めて Nb の過飽和度を適

図7Fe20Cr30Ni2Nb の eFe2Nb 相および g″, dNi3Nb
相の析出に対する TTP 図(PS(GB e), PS(GI e), PS(g″),
PS(g″→d)はそれぞれ粒界 e 相，粒内 e 相，粒界 g″相の析出開始線，g″→d 変態開始線を表す)．

切に制御すれば， GCP 相の上限温度や両化合物相の析出のノーズ温度および時間を自在にコントロールすることが可能

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Materia Japan




図8

図9

( a ) Fe 20Cr 30Ni の g 単相組織( rš ＝ 0 )および( b )Fe 20Cr 30Ni 2Nb を g ＋ e 2 相域で熱処理し結晶粒界を eFe2Nb Laves 相で被覆した組織(rš ＝98)．

図10

図 9 に示す初期組織を有する鋼のクリープ速度/ひずみ
曲線．

改良型 Fe20Cr
30Ni2Nb の973 K/2000 h 時効後の組織．

である．
以上より，高温で弱化因子となる粒界の大半を TCP 相により被覆することによって粒界を強化する「粒界析出強化( GBPS  Grain boundary

Precipitation

Strengthen-ing)｣(25)(30)と GCP 相による粒内析出強化を組み合わせるよ

うに成分設計した鋼(我々はこの鋼を Laves 相強化型オーステナイト系超耐熱鋼(ALSAustenitic Laves Steel)と命名した)は A USC 用の材料に求められる強度条件を満たし，現在その耐用温度が約750°
Cに達し，Ni 基候補合金に匹敵する
クリープ強度が得られることを実証している(30)(31)．

.

高温変形における粒界と粒界析出強化

し，rš ＝98材は81もの破断延性を示す．単相材と高被覆材(rš ＝80)のクリープマクロひずみ数に相当する領域か

前章までは，鍛造 TiAl 基合金および金属間化合物強化型

ら 得 た 電 子 線 後 方 散 乱 回 折 ( EBSD ) に よ る GROD ( Grain

オーステナイト系耐熱鋼を例に，世界初となる合金開発に資Reference Orientation Distribution結晶粒の中心付近の最する組織設計指導原理を中心に述べてきたが，高温材料の高も小さな方位差を基準として粒内の方位差求める方法)解析

強度化にはその指導原理を用いた粒界の組織設計，すなわ

結果(図)から，クリープ変形は，rš ＝の大小に関わらず，ち，粒界を析出物で被覆する「粒界析出強化(GBPS)」が重粒界近傍で優先的に生じることは明らかである．しかし，単要となる．そこで本章では高温変形における粒界と高強度化

相材はほぼ最小クリープ速度 e· m を示す時点において既に長をもたらす GBPS について述べる．

さ数 10 mm のき裂が生じており，その近傍領域では大きな粒界析出強化は，粒界を析出相で被覆すると下記の式にしひずみ(青色領域)の蓄積が生じている(図11(a))．一方，高たがってクリープ抵抗が向上する強化法である(25)(30)．

被覆材では，被覆されていない粒界近傍においてひずみの蓄

e· ＝e· 0(1－rš )(5)

積は認められるものの(図11(b))，ひずみが30を越えるま

ここで，e· はクリープ速度，e· 0 は粒界が全く被覆されていなでは粒界ボイドすら認められない．これらの結果は，粒界近い場合のクリープ速度，rš は平均の粒界被覆率である．この傍で変形が優先的に生じる領域を mantle ，それ以外の領域

粒界被覆はクリープ抵抗の増加に寄与するだけでなく，クリを core と考えれば， Laves 相による粒界被覆が粒界での空ープ延性の向上にも大きく寄与する．その一例を図および孔の発生および消滅を抑制し，mantle 領域を core 領域に変図に示す．図 9 は， Fe 20Cr 30Ni 2Nb を g ＋ e 2 相域とえる効果があると推察される．このことは，式( 5 )の被覆

なる 1173 K (図 7 参照)で時効して rš ＝ 98 に制御した試料率を平均として記述しているが，実は結晶粒界毎の局所的な(b)と，この鋼から Nb を除去して g 単相とした試料(a)の組被覆率が重要であり，クリープ加速の原因は被覆されていな織である．両試料の結晶粒径は約300 mm としてある．さてい粒界近傍で生じる局所的な変形・回復領域の粒内への拡大

どちらが優れたクリープ延性を示すか．図 10 は，両鋼のクによって生じることを示唆する．すなわち，rš が高ければ高リープ速度がほぼ同じオーダーとなる応力条件を選んで

い程加速の開始が抑制されて長い遷移域を示すことになる．

1073 K にて試験をしたクリープ速度/ひずみ曲線である．結

事実， TiAl 基合金のクリープにおいても，図 5 に示すよう

果は一目瞭然，g 単相材(rš ＝0)のは僅か 7であるのに対に，ラメラ粒界をセルにより被覆する組織制御をした合金で



本多記念講演図 11( a ) Fe 20Cr 30Ni ( rš ＝ 0 )および( b ) Fe 20Cr 30Ni 2Nb ( rš ＝ 80 )のマクロクリープひずみ( a ) 4  , ( b ) 6 の領域の
EBSD による GROD 解析(a) 1073 K/20 MPa，(b) 1073 K/70 MPa.

発生の起点となりクリープ強度や延性を劣化させる，という従来の見解は誤りであり，GBPS により得られる優れたクリープ強度および延性は，粒界近傍で優先的に生じる変形の抑制に起因することは明らかである．粒界をしっかりと被覆することが強度のみならず延性の向上に有効であることをあらためて指摘しておく．

.

お

わ

り

に

本稿では，組織設計の基礎となる状態図およびそれを利用した相変態による組織制御の観点から，金属間化合物を利用した高温材料の開発に資する組織設計指導原理について，ジ図12

粒界被覆率(rš )を種々に変化させた鋼の最小クリープ速度の結晶粒径依存性(シンボル実験，破線 core mantle モデルを用いた計算)．

ェットエンジン材料としての TiAl 基合金と発電材料としてのオーステナイト系耐熱鋼を中心に述べた．また，高温材料
として最も重要であるクリープの高強度化の観点から粒界の役割と粒界析出強化の重要性について述べた．紙面の都合上は，著しく長い遷移域を示すと同時に大きなクリープ破断延

カバーし切れなかった点は多々あるが，そこは参考文献を参性を示すことを確認している．

照して頂ければと思う．

上述した粒界析出相のクリープ変形に及ぼす役割に対する

昨今，材料開発に対するコスト削減と開発期間の短縮に向考えが妥当であるならば， rš の高い試料における e· m の結晶

けて計算材料科学を利用する動きが活発化している．欧米の粒径依存性は抑制される筈である．そこで GBPS における

MGI ( Materials

e· m の結晶粒径依存性を調べた．その結果を図に示す．こComputational Materials Engineering)，また，我国の MIの図の縦軸は，粒径依存性を示さない粗大粒の e· m で規格化

(Materials Informatics，Materials Integration)がそれであしてある．図中のシンボルは実験結果，破線は変形が man-る．特に我国では，企業側からの要求，すなわち，実用化にtle のみで生じると仮定して Core mantle モデル(1)(32)(33) に必要な特性を満足する材料開発を，それを製造するプロセス

基づいた以下の式から求めたクリープ速度である．

技術までも含めて計算科学で行う逆問題 MI 基盤の構築に関GenomeInitiative ) や ICME ( Integrated(6)する研究が進められている(34)．しかし，既存の材料の中か

ここで， sa は負荷応力， si は内部応力， d は mantle 領域のら材料選択をするならまだしも，新たな材料開発を計算科学

e· m＝C[sa－si{rš ＋(1－2d/d)3(1－rš )}]n

粒界からの幅， d は結晶粒径， n はクリープの応力指数， Cで実現するには，順問題すなわち実験により信頼性ある DB

は材料固有の定数であり， n と d は実験からそれぞれ 4 ， 3を構築することは不可欠である．信頼性のある状態図の構築

mm とした．rš ＝0 の単相材のクリープの粒径指数 p＝－1 とはまさにその代表である．

なり，強い粒径依存性を示すのに対し，rš ＝98材では粒径

逆問題 MI 基盤の構築には，まず要求特性を満足するため依存性をほとんど示さず，計算結果と非常によい一致を示す．

の組織因子が何かを特定する「特性予測モジュール」の構築

以上の結果から，粒界に存在する Laves ( TCP )相がき裂が必要であり，そのためには個々の組織構成要素から機械的

ま て り あ 第60巻 第 5 号(2021)
Materia Japan特性を予測するための DB が必要となる．これも順問題であり，その DB の構築にとって組織のデジタル化は不可欠である．次に，その組織因子が決まれば，その組織を作り込むための「組織設計モジュール」，すなわち本稿で述べた組織設
計指導原理により，特定の相変態経路を有する組成範囲の絞り込みから合金組成が決定できる．天然資源に乏しい我国において，付加価値の高いモノ作りの技術革新は重要であり，計算材料科学に基づいた材料開発のための MI 基盤の構築は今後さらに進化するであろう．しかし，一旦構築されると，総てがブラックボックス化して，学問が疎かになり兼ねない．また， DB は常にアップデートされなければ陳腐化する．したがって，計算科学も結構だが，原理原則を理解する
ためには実験も同時に行われなければならない．また，本稿ではクリープにおける GBPS について述べたが，高温材料
は，使用中に時々刻々と粒界被覆率は変化し，それが材料特性と密接に関連する．したがって，時間軸を取り入れた組織
変化の DB 化は今後大きな課題となろう．
最後 に，本 稿で は，オ ース テナイ ト系耐 熱鋼 にお ける
TCP 相，また， TiAl 基合金にける b Ti 相，と従来有害相とみなされてきた相が強化相になり得ることを述べた．先入観は新たな発想や着想の障害になる．教科書に書かれてあることは必ずしも真ならず．それがいつの時代に書かれたもの
なのか，その後どのように進化したのか，は調べる必要がある．その当時は出来なくても，今日の技術革新で出来ることは多々ある．本稿の冒頭で述べた Ni 基超合金の開発も然り．そのヒントは本稿の Laves 相強化型オーステナイト系
耐熱鋼( ALS )にある，と自身は思っており，現在その研究を進めている(35)．本稿が今後の我国の耐熱材料の更なる活性化に役立ち，また，この分野に興味をもつ若い方々の刺激になれば幸いである．
本報告の一部は，先端的低炭素化技術開発( ALCA )「低CO2 排出型次世代火力発電用新規耐熱材料の開発」(管理法人 JST )および内閣府総合科学技術・イノベーション会議の戦略的イノベーション創造プログラム(SIP)「革新的構造
材料」および「統合型材料開発システムによるマテリアル革命」(管理法人JST)により実施された．

文★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

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Metals, 1(1996), 294301.

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(24) 竹山雅夫電気製鋼，83(2012)，1
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(25) 竹山雅夫博士論文，(1986)，東京工業大学．
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竹山雅夫

1986年 東京工業大学大学院理工学研究科博士後期課
程修了
1986年 4 月1989年 6 月 米国 Oak Ridge 国立研究所
客員研究員
1989年 7 月1993年 3 月 科学技術庁金属材料技術研
究所 研究員
1993年 4 月 東京工業大学助教授
2011年10月 教授
専門分野鉄鋼材料学，金属組織学，高温材料設計学◎多元系状態図の相平衡，相変態を利用した組織制御，
金属間化合物を利用した高温材料の組織設計指導原理の構築を中心に活動．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

本多記念講演