■■■■考察■命を示したが，■■■■■■■℃試験片は■■■■■■■■試験片の半分の破断寿命しか示さなかった．針状δ析出物が連続して存在することと，整合性が低いことが，■■■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，界面が不連続な針状δ析出物の列は，ダメージ蓄積の核となり，クリープ寿命を低下させた．■■■■■■■■℃の試験片が最も劣るクリープ破断寿命を示した主な理由は，このδ相による脆化だろう■■）．■■■■■■■■■■℃では，より高い溶体化温度で処理したため，デンドライト間δ相の溶解が進み，■■■■■■■■℃よりもはるかに長いクリープ破断寿命を示した（図■）．さらにクリープ曲線データを解析した結果，■■■■■■■■■℃と■■■■■■■■■■℃の最小クリープひずみ速度はそれぞれ■■■■■■×■■■■■■■■■■と■■■■■■×■■■■■■■■■■に達した．これは，両試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示し，■■■■■後に■■■■■■■■■■℃試料が優位な加速クリープ段階を示した（図■■）．一方，■■■■■■■■■℃試験片は■■■■■相およびδ相の量が少ないため，■■■■■■■■■℃試験片の■■■■■倍の破断寿命となることがわかった．破断面は，■■■■■■■■℃，■■■■■■■■■℃，■■■■■■■■℃のそれぞれで樹枝状パターンと結晶粒状パターンが混在していた．デンドライト間δ相の存在は，不整合性と相俟って，劣悪なクリープ寿命をもたらすことになった．さらに，■■■■■■■■は■■■■■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．しかし，δ相の形成には■■％から■■％の■■■濃度が必要であり，焼入れに必要な主要合金元素がマトリックスから枯渇してしまう■■）．その結果，δ相の形成が進むにつれて，クリープ強度が低下することになる．さらに，結晶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なる ■）．そのため，破断面は一部が樹枝状，一部が粒内破壊になる．■■■■■■ ■■℃以上の条件では，破断寿命の低下が見られたが（図■■■），■■■■■■■■■℃■■■■の試験片では，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とがわかった．中間温度（■■■■■■■■～■■■■■■■■■℃～■■■■℃）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成長で開始されることが多い．その結果，■■■■■■■■■℃■■■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いため，■■■■■■ ■■℃より優れた耐クリープ性を示すと考えられる．破断面は，■■■■■■■ ■■℃の試験片では粒界と粒内のパターンが混在していた．長い結晶粒は粒界型に破断し，短い結晶粒は「引き抜き」の結果，部分的に粒内型，粒界型の破断となる ■）．一方，■■■■■■■■■℃の試験片では粒界破壊が観察された．■■■■■■■■■材の機械的特性■■■■■■■■■■℃■■■■■試験片は熱処理を施した■■■■■試験片の中で最も長いクリープ破断寿命を示したが（図■■），■■■■■■■■■℃■■■■■試験片はクリープ特性が劣った（図■■）．一方，熱処理を行わない■■■処理材は■■■■■■■■■℃■■■■材よりも良好なクリープ破断寿命を示した（図■）．さらに，■■■■直接時効条件では，その後の熱処理により主要強化相が析出したため，クリープ破断寿命は■■■■に伸長した．■■■■■■■■■℃■■■■，■■■処理後，■■■■直接時効材の破断面は，一般的な粒界破壊であることが確認された．■■■■■■ラーベス相とδ相形成が及ぼす影響■■■■■■■■■の強化はγ”（■■■■■）相に依存するため，■■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れている■■）．しかし，■■■は凝固過程で容易にデンドライト間領域に偏析してしまう．■■の偏析は，凝固末期に■■■■■相を形成することになり，一般的には好ましくない．■■■■■相は六方最密充填相であり，一般に■■％から■■％の高い■■濃度の形態とされている■■）．さらに，それに伴う■■■■に富むδ相の生成は，■■■■■■■■℃の試験片では多くの■■■■が二次相として拘束されることを示している（表■■）．その結果，■■■■■■δ相の生成は，マトリックスの主要強化元素を枯渇させることになる．さらに，■■■■■■δ相は■■■■■相とマトリックス界面間の弱点となり，早期破壊につながる．■■■■■■δ相は，その固有の脆性により，亀裂の発生および伝播しやすい部位として作用する■■）．したがって，デンドライト間領域で■■■■■相■δ相の形成が進むと，クリープ強度が低下することになる ■）．■■■ ■■造形まま材の結晶粒形態■側面の■■■マップから，柱状粒と等軸粒が混在していることが確認された．これらの組織の違いは，■■■■凝固過程での熱流束に起因するものと考えられる■）．等軸粒は一般に，オーバーラップ部および凝固フロント付近などの部分的に溶融した部分の不均一な核生成に起因している ■）．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た．■■■■■■不均一粒成長とその影響■局所的に集中したエネルギー入力，繰り返される急加熱，速い凝固速度，およびそれに伴う塑性変形により，■■■プロセス中に残留応力が残り■■），これが通常の粒成長の駆動力となる可能性がある．表面エネルギーの高い粒界は，粒成長に適した場所として機能する ■）．溶体化温度■■ ■℃では，活発な粒成長が観察された．しかし，残留応力は粒界の表面エ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度に影響する．さらに，残留応力は成長速度の不均一性にも影響を与えるだろう ■）．さらに■■■■℃，■■■■■■■■■■■で■■■処理すると，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成長により，結晶粒が不均一に分布し，積層造形材の機械的特性に悪影響を及ぼすと考えられる ■）．損傷発生は常に粒界に起因しており，試験温度が中間（■■■■■■■■■■■～■■■■）の場合，クリープ試験において拡散過程によりボイドが形成・成長する可能性がある■ ■）．耐クリープ性のためには大きな粒径が好ましく，等軸粒の小さな領域は破壊の核となる可能性がある ■）．高温での溶体化処理によりδ相はマトリックス中に溶解したが，不均一な結晶粒成長のため，クリープ特性はあまり改善されなかった．■− 264 −
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