C0.04削削除除ししなないいででくくだだささいい■■■■■■■■■超合金は，高温での優れた機械的特性と構造安定性により，ガスタービンや航空宇宙用途で広く使用されている■■■）．しかし，従来の加工法で製造された■■■■■■■■部品は，複雑形状の製造，ひいては動作範囲や効率に限界がある■）．選択的レーザー溶融（■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■）法などの付加造形プロセスには，従来法と比較して，設計の自由度が大きいことや，生産工程数，リードタイム，投資コストの削減など，いくつかの利点がある■■■）．しかし，付加造形では，局所的な入熱，エネルギー吸収，凝固速度の速さによって生じる強い熱勾配が，■■■■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，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成のミクロ偏析や非平衡相の形成にも関与している■■■■）．■■■■■らは，後処理が二次析出物である■■■■■相や炭化物の生成を促進し，■■■で造形した■■■ ■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，■■■■■■■■で従来から推奨されている溶体化時効（■■■）処理（■■■℃■■■）では，■■■で造形した■■■■■■■■のクリー写写真真位位置置■１．研究の目的と背景２．実験方法表■供試粉末の化学組成ff■■■■■％■■表■析出相およびマトリックスの■■■■■■■分析値ff■■■％■プ破断寿命が短い■■）．これは界面が非整合であるδ析出物の列が，クリープ寿命の低下を招くためである．また，急熱・急冷に起因する残留応力と高転位密度の存在が，亀裂の進展速度を加速させる．そのため，■■■■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．付加製造された■■基超合金に推奨される通常の後処理は，熱処理と熱間等方圧加圧（■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■■）である■ ■■■）．■■■■■■■■■の主要な強化相（γ”）は準安定相で，望ましくない化合物相が形成される可能性があるため，■■■■■■■■■に最適な後処理を決定することは困難である■■■■■）．この研究では，■■■■材の組織と機械的特性を改善するために，いくつかの熱処理（■■）工程と■■■■を実施した．本研究の目的は，■■■法によって造形された■■■■■■■■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することである．■■■■■■■■粉末の化学組成を表■に示す．■■■社が提供する■■■■■■■■用■■■プロセスパラメータ（レーザー出力■■■■表 後処理一覧K. KakehiBO0.0020.0192nd Step: Age Hardeningh/air cooling2ndStep: Post-TreatmentN/Ah/air coolingFe11.283.4114.16Ni45.4251.1661.63Cr19.6VariantSTA-980°CSTA-1045°CSTA-1065°CSTA-1120°CSTA-1180°C/1hSTA-1180°C/4hVariantAs-HIPedHIP+ direct agingElements Laves(as-built)δphase(STA-980°C)Matrix(STA-980°C)*東京都立大学 大学院 システムデザイン研究科 機械システム工学域 教授NbMo5.052.85Ti1.10Al0.461stStep: Solution Treatment980°C/1h/air cooling1045°C/1h/air cooling1065°C/1h/air cooling1120°C/1h/air cooling1180°C/1h/air cooling1180°C/4h/furnace cooling1st Step: HIP ProcessHIPat1180°C/175MPa/4hHIP at 1180°C/175MPa/4hAl2.20.842.38Co0.03Cu0.05Si, MnP, S0.040.0720°C/8h/furnace cooling to 620°C +620°C/10720°C/8h/furnacecoolingto 620°C + 620°C/10Ti1.092.430.47Cr12.744.1712.45Febal.Ni52.59Nb22.0635.865.59Mo5.212.123.2- 66 -選択的レーザー溶融法で造形した■■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筧 幸次*筧幸次選択的レーザー溶融法で造形したReport
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