JP2016029195A

JP2016029195A - 合金粉末の製造方法

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Publication number: JP2016029195A
Application number: JP2014151341A
Authority: JP
Inventors: 隆彦加藤; Takahiko Kato; 孝介桑原; Kosuke Kuwabara; 正藤枝; Tadashi Fujieda; 青田　欣也; Kinya Aota; 欣也青田; 高橋　勇; Isamu Takahashi; 勇高橋; 佐竹　弘之; Hiroyuki Satake; 弘之佐竹; 山賀　賢史; Masashi Yamaga; 賢史山賀; 元村上; Hajime Murakami
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2014-07-25
Filing date: 2014-07-25
Publication date: 2016-03-03
Anticipated expiration: 2034-07-25
Also published as: JP6393885B2

Abstract

【課題】元素組成及び機械的強度の分布の均一性が高く、良好な高温強度と耐食性とを有する任意の形状寸法の合金構造体の製造が可能な合金粉末の製造方法の提供。【解決手段】原料金属塊を溶融し溶湯を生成する溶融工程と、前記溶湯に酸素ガスを吹き込んでスラグを形成する過酸化工程と、前記溶湯の液面に浮上した前記スラグと前記溶湯とを分離する分離工程と、前記スラグと分離された前記溶湯にアルゴンガスを吹き込んで前記溶湯中のガス成分を脱気する脱気工程と、脱気された前記溶湯を鋳造して鋳込み合金を形成する鋳込み工程と、前記鋳込み合金を真空中で溶融して溶融合金とする工程と、前記溶融合金を流下させ、流下する前記溶融合金に不活性ガスを吹き付けて合金粉末を形成する粉末化工程と、を備えた合金粉末の製造方法【選択図】なし

Description

本発明は、合金粉末の製造方法に関する。

合金材は、構造物や機器の骨格を成す構造部材、各種の機構部材等をはじめとした種々の用途に用いられており、鉄鋼材やアルミニウム材を利用することが困難な過酷環境における用途に利用されることも多い。例えば、航空機や発電機等に備えられるタービン部材等に適用され、１０００℃以上の超高熱環境にも適用し得るニッケル基合金、コバルト基合金等が開発されてきた。また、このような超高熱環境下においても高い耐食性や耐摩耗性を示すことができる高合金鋼等も開発されている。

近年、合金材の一種として、高エントロピー合金（high-entropy alloys；ＨＥＡｓ）と呼ばれる多元合金が注目されている。高エントロピー合金は、一般に、５種類程度以上の複数元素で組成され、各元素を等原子比率乃至その近傍の原子比率で含有する合金であるとされている。原子拡散の速度が遅い特徴を有し、耐熱性、高温強度、耐腐食性等に優れるため、過酷環境における用途への応用が期待されている。

高エントロピー合金を応用した技術として、例えば、特許文献１には、超硬複合材料の製造方法であって、少なくとも１種のセラミック相粉末と多元高エントロピー合金粉末とを混合して混合物を形成する工程、前記混合物を圧粉する工程、および、前記混合物を焼結して超硬複合材料を形成する工程、を含み、前記多元高エントロピー合金粉末が５から１１の主要元素からなり、各主要元素が前記多元高エントロピー合金粉末の５から３５モル％を占める製造方法が開示されている。

また、非特許文献１には、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉを等原子比率とした高エントロピー合金において、微細組織や機械的性質についての寸法効果を解析したことが開示されている。

特開２００９−０７４１７３号公報

F. J. Wang, Y. Zhang, G. L. Chen, H. A. Davies, "Cooling rate and size effect on the microstructure and mechanical properties of AlCoCrFeNi high entropy alloy", Journal of Engineering Material Technology, 131(3), 034501-1(2009).

構造部材、機構部材等の構造体の材料として高エントロピー合金を応用し、その特性を活かした構造体を製造するためには、高エントロピー合金を組成する主成分元素を等原子比率で固溶させると共に、形状寸法が多岐にわたる構造体の全域で元素組成分布の均一性が高くなるように固溶相を形成させることが望まれる。

しかしながら、特許文献１に開示されるメカニカルアロイング法や、非特許文献１に開示されるアーク溶解法等に例示される従来の高エントロピー合金の製造方法では、元素組成分布、溶融速度、冷却速度等にむらが生じ易く、均一な元素組成分布を有する凝固組織を形成することができず、各元素が実質的に等原子比率で固溶した固溶相を大型化させることが困難であった。例えば、非特許文献１に開示される合金材は、最大の試作材についても直径１０ｍｍ×高さ７０ｍｍ（体積５４９５ｍｍ³）の小片にすぎず、構造体の材料として適用することは難しい。

特に、比較的大型の構造体を鋳造しようとする場合には、多量の地金を溶融させたり溶湯を凝固させたりする工程が必要となるため、元素組成分布、溶融速度、冷却速度等のむらの影響が強く表出することになり、高エントロピー合金の固溶相が形成され難くなるという問題がある。また、高エントロピー合金は、良好な高温強度と耐食性とを有するものの、原子拡散の速度が遅い特徴を有しているため、凝固後の熱処理によっては元素組成や機械的強度の均一性を確保することが困難である。また、難加工性であるため、凝固後の切り出し等によって任意形状の構造体とすることも困難であり、元素組成及び機械的強度の分布の均一性が高い高エントロピー合金の構造体を得るのが難しい現状がある。

そこで、本発明は、元素組成及び機械的強度の分布の均一性が高く、良好な高温強度と耐食性とを有する任意の形状寸法の合金構造体を提供することを目的とする。

前記課題を解決するために本発明は、例えば特許請求の範囲に記載の構成を採用する。

本発明によれば、元素組成及び機械的強度の分布の均一性が高く、良好な高温強度と耐食性とを有する任意の形状寸法の合金構造体を提供することができる。

本実施形態に係る合金材の製造方法の工程の一例を示す概念図である。合金構造体が有する金属組織の概略を示した断面図である。（ａ）は、本実施形態に係る合金構造体の断面図、（ｂ）は、（ａ）におけるＡ部の拡大断面図、（ｃ）は、比較例に係る合金材が有する金属組織の概略を示した断面図である。合金構造体の原料として用いられる合金粉末の製造方法の一例を示す概略流れ図である。真空炭素脱酸法を利用して調製された合金粉末における不純物元素の濃度変化の経過の一例を示した図である。実施例３に係る合金構造体の形状寸法を示す図である。実施例３に係る合金構造体における圧縮真応力―圧縮真歪線図である。実施例４に係る合金構造体における引張強度の試験温度依存性を示す図である。合金構造体において固溶相を形成することができる主成分元素の範囲を示す図である。実施例６に係る合金構造体の形状寸法を示す図である。

以下、本発明の一実施形態に係る合金構造体について説明する。なお、各図において共通する構成については、同一の符号を付し、重複した説明を省略する。

本実施形態に係る合金構造体は、鉄（Ｆｅ）と、Ｆｅと固溶化する少なくとも４種以上の他の元素（以下、非Ｆｅ主成分元素ということがある。）とを主成分とする高エントロピー合金からなり、積層造形によって所望の形状寸法に造形された金属造形物である。この合金構造体は、非Ｆｅ主成分元素及びＦｅの元素を、個々の各元素についてそれぞれ５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の範囲の原子濃度で含有し、これらの元素のうちの少なくとも４種の元素が実質的に等原子比率となる元素組成を有している。そして、非Ｆｅ主成分元素及びＦｅの原子は、これら複数種の元素が多元的に固溶した固溶相を形成している。そのため、この合金構造体は、高エントロピー合金としての一般的性質として、高い耐熱性、高温強度、耐摩耗性、耐腐食性を有している。また、後記するように、積層造形によって形成される特有の凝固組織を有しており、元素組成及び機械的強度の分布の均一性が高い特徴を有している。

本実施形態に係る合金構造体は、常温且つ常圧下において、主晶が実質的には柱状晶の集合からなる。柱状晶の存在割合は、凝固組織の任意断面における占有面積率で、少なくとも５０％以上となっており、後記する製造方法における凝固組織の形成条件によって、９０％以上としたり、９５％以上とすることも可能である。また、柱状晶の平均結晶粒径は、１００μｍ以下であり、さらに１０μｍ以下にまで微細化させることも可能である。なお、平均結晶粒径は、ＪＩＳＧ０５５１（２０１３）に規定される方法に準じて求めることができる。

合金材構造体の主晶は、常温且つ常圧下において、面心立方格子又は体心立方格子の結晶構造を有している。組成を選択設計することによって、面心立方格子の結晶構造の存在割合を、凝固組織の任意断面における占有面積率で、９０％以上としたり、９５％以上とすることも可能である。また、体心立方格子の結晶構造の存在割合を、凝固組織の任意断面における占有面積率で、９０％以上としたり、９５％以上とすることも可能である。

非Ｆｅ主成分元素としては、元素周期表の第３族から第１６族（第３Ａ族から第６Ｂ族）までに含まれる原子番号１３から原子番号７９の元素であって、Ｆｅ原子に対する原子半径の比率が０．８３以上１．１７以下であるＦｅ以外の元素から少なくとも４種以上の元素が選択される。このような非Ｆｅ主成分元素としては、具体的には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕが挙げられる。合金構造体をこのような元素組成とすることによって、原子容積効果が奏され、高エントロピー合金としての作用を示す安定した固溶相を形成させることができる。

非Ｆｅ主成分元素としては、Ｆｅ原子に対する原子半径の比率が０．９２以上１．０８以下である元素を含有することがより好ましく、こうした元素のみをＦｅと共に含有することがさらに好ましい。Ｆｅと共に主成分元素となる非Ｆｅ主成分元素としては、具体的には、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒが挙げられる。これらの中でさらに好ましい非Ｆｅ主成分元素は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｍｏであり、Ｃｏ、Ｃｒ及びＮｉを含有することが特に好ましい。

合金構造体の元素組成としては、具体的には、ＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＳｉ、ＭｎＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎＧｅ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎＣｕ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎ、ＴｉＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＦｅＮｉＣｕＶ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＭｎＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＭｏＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＭｎＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌＭｏ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＭｎ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎ、ＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＭｎ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＭｏ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ等を例示することができる。なお、これらの元素組成において、各元素の原子濃度（原子のモル比）は、５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の範囲の原子濃度と、少なくとも４種の元素が実質的に等原子比率となる元素組成とが満たされる限りにおいて種々の値をとることができる。但し、成分元素としてＴｉを含有する場合は、Ｔｉが成分元素中で最大原子濃度を持つ成分とならないようにし、好ましくは合金構造体あたりの原子濃度を５ａｔ％以上１０ａｔ％未満とする。

合金構造体は、非Ｆｅ主成分元素及びＦｅのほか、他の不可避的不純物の元素を含有することが許容される。不可避的不純物の元素としては、例えば、Ｐ、Ｓｉ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｎ、Ｏ、Ｎ等が挙げられる。但し、Ｐについては、好ましくは０．００５ｗｔ％以下、より好ましくは０．００２ｗｔ％以下に、Ｓｉについては、好ましくは０．０４０ｗｔ％以下、より好ましくは０．０１０ｗｔ％以下に、Ｓについては、好ましくは０．００２ｗｔ％以下、より好ましくは０．００１ｗｔ％以下に、Ｓｎについては、好ましくは０．００５ｗｔ％以下、より好ましくは０．００２ｗｔ％以下に、Ｓｂについては、好ましくは０．００２ｗｔ％以下、より好ましくは０．００１ｗｔ％以下に、Ａｓについては、好ましくは０．００５ｗｔ％以下、より好ましくは０．００１ｗｔ％以下に、Ｍｎについては、好ましくは０．０５０ｗｔ％以下、より好ましくは０．０２０ｗｔ％以下に制限する。また、Ｏについては、好ましくは０．００１ｗｔ％以下（１０ｐｐｍ以下）、より好ましくは０．０００３ｗｔ％以下（３ｐｐｍ以下）に、Ｎについては、好ましくは０．００２ｗｔ％以下（２０ｐｐｍ以下）、より好ましくは０．００１ｗｔ％以下（１０ｐｐｍ以下）に制限する。このように合金構造体に含まれる不可避的不純物の濃度を制限することによって、構造体の形状寸法に関わらず、元素組成及び機械的強度の分布の均一性をより高くすることができる。なお、Ｐ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ又はＭｎの元素を非Ｆｅ主成分元素として合金構造体に含有させる場合には、元素の濃度をこのように制限する必要はない。

合金構造体は、非Ｆｅ主成分元素及びＦｅのうちの少なくとも４種の元素を、５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で実質的に等原子比率で含有する。このとき、他の元素を、５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の原子濃度の範囲で含有し、残部が不可避的不純物によって組成される。このように少なくとも４種の元素を等原子比率で含有すると、自由エネルギの混合エントロピー項が増大するため、固溶相が安定化されるようになる。なお、本明細書においては、実質的に等原子比率であるとは、原子濃度の差が３ａｔ％未満の範囲にあることを意味するものとする。

合金構造体を組成する元素種類及び原子比率は、例えば、生成エンタルピー、エントロピーないしギブスエネルギーを熱力学的計算で求めることによって、組成を選択設計することができる。例えば、等原子比率で含まれる少なくとも４種の元素と、他の元素との原子濃度の比率は、前記の原子濃度の範囲で適宜変えることができる。これら主成分元素の原子濃度の比率を変えることによって、合金構造体の結晶構造を変えることができ、機械的強度、展延性、硬度、密度等を調節することが可能である。熱力学的計算としては、第一原理計算法、Ｃａｌｐｈａｄ（Calculation of phase diagrams）法、分子動力学法、Ｐｈａｓｅ−Ｆｉｅｌｄ法、有限要素法等を適宜組み合わせて用いることができる。

合金構造体は、例えば、Ａｌを５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の原子濃度の範囲で含有すると共に、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉを１５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で実質的に等原子比率で含有する元素組成とすることができる。合金構造体に含まれるＡｌの原子濃度を５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の範囲において低下させると、合金構造体の主相が面心立方格子の結晶構造で構成されるようにすることができる。その一方で、Ａｌの原子濃度を５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の範囲において増大させると、合金構造体の主相が体心立方格子の結晶構造で構成されるようにすることができる。また、合金構造体に含まれるＡｌの原子濃度が５ａｔ％以上であると、合金構造体の機械的強度が過度に低下する恐れが低く、他方、合金構造体に含まれるＡｌの原子濃度が３０ａｔ％以下であると、合金構造体の主相がＡｌ系の金属間化合物になり難くなるため、合金材の延性が過度に低下する恐れが低い。

同様にして、Ｃｏを５ａｔ％以上３０ａｔ％以下、Ａｌ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉを１５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で実質的に等原子比率で含有させたり、Ｃｒを５ａｔ％以上３０ａｔ％以下、Ａｌ、Ｃｏ、Ｆｅ及びＮｉを１５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で実質的に等原子比率で含有させたり、Ｆｅを５ａｔ％以上３０ａｔ％以下、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＮｉを１５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で実質的に等原子比率で含有させたり、Ｎｉを５ａｔ％以上３０ａｔ％以下、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＦｅを１５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で実質的に等原子比率で含有させたりすることも可能である。

次に、本実施形態に係る合金構造体の製造方法について説明する。

本実施形態に係る合金構造体は、合金粉末を用いた粉末積層造形によって製造することができる。合金粉末を溶融させた後に凝固させて凝固組織を形成し、多数の凝固組織を周囲と一体化させながら配列させることによって、所望の形状寸法の立体造形物として合金構造体を製造する方法である。本実施形態に係る合金構造体の製造方法は、積層造形に用いる合金粉末を調製する粉末調製工程と、調製された合金粉末を用いて合金構造体を造形する積層造形工程とを含んでなる。

粉末調製工程では、製造しようとする合金構造体と同じ主成分元素と添加元素とを含有し、主成分元素が実質的に等原子比率となる元素組成を有する合金粉末を調製する。合金粉末は、各粉末粒子が、製造しようとする合金構造体と略同じ元素組成となるような粒子集合とすることが好ましい。なお、凝固層造形工程において合金粉末を加熱する際に合金成分の一部が揮発して失われる場合があるため、こうした揮発による組成変化を考慮して原子濃度の範囲を高い範囲に設定してもよい。

合金粉末の調製方法としては、従来から一般的に利用されている金属粉末の製造方法を用いることができる。例えば、合金の溶湯に流体を吹き付けて飛散させて凝固させるアトマイズ法、合金の溶湯を凝固させた後に機械的に粉砕する粉砕法、金属粉末を混合し圧接及び粉砕を繰り返して合金化させるメカニカルアロイング法、合金の溶湯を回転しているロール上に流下させて凝固させるメルトスピニング法等の適宜の方法を利用することができる。

合金粉末の調製方法としては、アトマイズ法が好適であり、より好ましくはガスアトマイズ法、さらに好ましくは流体として不活性ガスを使用して不活性ガス雰囲気で行うガスアトマイズ法が用いられる。このような調製方法によると、真球度が高く、不純物の混入が少ない合金粉末を調製することが可能である。そして、合金粉末の真球度が高められると、積層造形において合金粉末を展延する際の抵抗が抑えられるため、合金粉末のむらを低減することができる。また、不活性ガスを使用することによって、酸化物不純物等の混入が抑制されるため、製造される合金材の金属組織をより均一なものとすることができる。

合金粉末は、積層造形において合金粉末を展延させる方式や、合金粉末を溶融させる熱源の出力等の溶融条件に応じて適宜の粒子径とすることができる。但し、通常は合金粉末の粒子径分布は、１μｍ以上５００μｍ以下の範囲とすることが好ましい。合金粉末の粒子径が１μｍ以上であれば、合金粉末の巻き上がりや浮遊が抑制されたり、金属の酸化反応性が抑えられたりして、粉塵爆発等の恐れが低くなるためである。一方で、合金粉末の粒子径が５００μｍ以下であれば、積層造形において形成される凝固層の表面が平滑になり易い点で有利である。また、合金粉末を溶融させるための加熱手段の出力を抑えることが可能になり、合金粉末の溶融速度や合金粉末を局所加熱する際の被加熱領域の範囲の制御が容易になるため、合金構造体の造形精度や凝固組織の均一性を確保し易くすることができる。

図１は、本実施形態に係る合金構造体の製造方法の工程の一例を示す概念図である。

本実施形態に係る合金構造体の製造方法では、図１（ａ）から（ｇ）に順に示す積層造形工程を繰り返し行って合金構造体の立体造形を行う。積層造形工程は、従来から一般的に利用されている金属用の粉末積層造形装置を用いて行うことが可能であり、粉末調製工程で調製された合金粉末は、このような積層造形工程の原料粉末として用いられる。積層造形装置に備えられる加熱手段としては、例えば、電子線加熱、レーザー加熱、マイクロ波加熱、プラズマ加熱、集光加熱、高周波加熱等の適宜の加熱原理によるものが用いられる。これらの中では電子線加熱又はレーザー加熱による積層造形装置が特に好適である。電子線加熱又はレーザー加熱によると、熱源の出力や、合金粉末の被加熱領域の微小化や、合金構造体の造形精度等の制御を比較的容易に行えるためである。

積層造形工程は、詳細には、粉末展延工程、凝固層造形工程を含んでなる。積層造形工程では、図１（ａ）から（ｇ）に順に示されるような工程を経て、層状の凝固組織（凝固層）を形成し、層状の凝固組織（凝固層）の形成を繰り返すことで、凝固組織の集合からなる合金構造体を造形する。

積層造形装置には、図１（ａ）に示すように、上端に基材載置台２１を有する昇降可能なピストンが備えられている。この基材載置台２１の周囲には、ピストンに連動しない加工テーブル２２が備えられており、加工テーブル２２上に原料粉末１０を供給する不図示の粉末フィーダ、供給された原料粉末１０を展延するリコータ２３、原料粉末１０を加熱する加熱手段２４、加工テーブル２２上の原料粉末１０を除去する不図示のエアブラスト、不図示の調温器等が備えられている。加工テーブル２２やこれらの機器類は、チャンバに収容されており、チャンバ内の雰囲気は、加熱手段２４の種類に応じて真空雰囲気又はアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気とされ、雰囲気圧力や温度が管理されるようになっている。積層造形を行うに際しては、基材載置台２１にあらかじめ基材１５が載置され、基材１５の被造形面（上面）と加工テーブル２２の上面とが面一となるように位置合わせされる。

基材１５としては、加熱手段２４による加熱に対する耐熱性を備えていれば適宜の材料を用いることができる。この合金構造体の製造方法においては、基材１５の被造形面上に対して合金構造体の積層造形が行われることで、基材１５と合金構造体とが一体化した状態の造形物が得られることになる。そのため、基材１５としては、切断加工等により合金構造体から分離することを想定して、平板状等の適宜の形状の基材１５を用いることができる。或いは、基材１５と合金構造体とを一体化した状態で機能させることを想定して、被造形面を有する任意形状の構造部材、機構部材等を基材１５として用いることもできる。

粉末展延工程では、調製された合金粉末１０を被造形面上に展延する。すなわち、積層造形における初回の粉末展延工程では、積層造形装置に載置された基材１５に合金粉末１０を展延する。合金粉末１０の展延は、図１（ｂ）に示すように、不図示の粉末フィーダによって加工テーブル２２上に供給された合金粉末１０（図１（ａ）参照）を、リコータ２３を被造形面（基材１５）上を通過するように掃引して、合金粉末１０を薄層状に敷き詰めることによって行うことができる。展延されて形成される合金粉末１０の薄層の厚さは、合金粉末１０を溶融させる加熱手段の出力や、合金粉末１０の平均粒子径等に応じて適宜調節することができるが、好ましくは１０μｍ以上１０００μｍ以下程度の範囲とする。

凝固層造形工程では、展延された合金粉末１０を局所加熱して溶融させた後に凝固させ、局所加熱による被加熱領域を合金粉末１０が展延された平面に対して走査することによって凝固層４０を造形する。後記の凝固層４０（図１（ｅ）参照）の造形は、製造しようとする合金構造体の立体形状を表す３次元形状情報（３Ｄ−ＣＡＤデータ等）から得られる２次元形状情報にしたがって、加熱手段２４による被加熱領域を走査することで行われる。２次元形状情報は、製造しようとする合金構造体の３次元形状を、仮想上、所定厚さ間隔でスライスして、複数の薄層の集合に分割した場合の各薄層の形状を特定する情報である。このような２次元形状情報にしたがって、所定の２次元形状と厚さとを有する凝固層４０が形成される。

合金粉末１０の局所加熱は、図１（ｃ）に示すように、加熱手段２４によって、展延された合金粉末１０上の被加熱領域を限定して行い、展延された合金粉末１０の一部を微小な溶融池（溶融部２０）が形成されるように選択的に溶融させることにより行う。合金粉末１０を溶融させて形成する溶融部２０の大きさは、好ましくは直径１ｍｍ以下とする。溶融部２０をこのような微小な大きさに制限することで、合金構造体の造形精度や、凝固組織における元素組成の均一性が高められるようになる。

合金粉末１０の局所加熱による被加熱領域は、図１（ｄ）に示すように、被造形面に平行に移動するように走査させる。被加熱領域の走査は、加熱手段２４の本体の走査のほか、ガルバノミラー等による熱源の照射スポットの走査により行うことも可能であり、ラスター走査のような適宜の方式で実施する。このとき、複数の線源によるオーバーラップ走査を行い、照射されるエネルギ密度を平坦化させてもよい。そして、被加熱領域の走査によって、合金粉末１０が未だ溶融していない領域の局所加熱を新たに行うと共に、合金粉末１０が既に溶融して溶融部２０が形成された領域の加熱を止めて、溶融部２０を雰囲気温度の下で冷却して凝固させる。溶融部２０が凝固することで形成される凝固部３０は、基材や既に形成されている凝固部３０と一体化しつつ凝固部３０の緻密な集合を形成することになる。

加熱手段２４の走査速度、出力、エネルギ密度、走査幅は、合金粉末１０の元素組成、粒度分布、基材１５の材質、溶融部２０と凝固部３０との位置関係、チャンバ温度等から推定される熱伝導や熱放射に基いて適宜調整すればよい。また、溶融部２０を冷却する冷却温度は、合金構造体の元素組成に応じて寸法変化、熱歪等を考慮して設定すればよい。溶融部２０の大きさや、溶融速度や、冷却速度や、溶融及び冷却の時間間隔等を所定の範囲に維持して走査を行うことによって、造形される合金構造体の強度分布を均一化したり、残留応力や表面粗さを低減させたりすることが可能である。

図１（ｃ）から（ｅ）に示すように、基材載置台２１に載置された基材１５上で、合金粉末１０の溶融と凝固とを繰り返し凝固部３０の集合を形成することで、所定の２次元形状と厚さとを有する凝固層４０が形成される。形成された凝固層４０の周囲や上面に残存している未溶融の合金粉末１０をエアーブラストによって除去した後、図１（ｆ）に示すように、基材載置台２１を、形成された凝固層４０の厚さに相当する高さ下降させて、凝固層４０の上面の新たな被造形面と加工テーブル２２の上面とが面一となるように位置合わせする。

位置合わせを行った後、図１（ａ）から（ｂ）と同様にして粉末展延工程を行い、図１（ｇ）に示すように、既に形成されている凝固層４０の上面に新たに供給された合金粉末１０を展延する。その後、図１（ｃ）から（ｅ）と同様にして凝固層造形工程を行い、次層の凝固層４０の積層を行う。積層される凝固部３０は下層の凝固層４０の一部と一体化して緻密に焼結することになる。以降、同様にして、形成された凝固層４０の上面を被造形面とした粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返すことで、所望の形状寸法の合金構造体を積層造形することができる。

凝固層造形工程においては、合金粉末１０が溶融した後、凝固部３０が形成されるまでの高温の状態において、凝固部３０乃至凝固層４０の形状成形加工処理や表面加工処理を行うことができる。このような加工処理は、溶融部３０乃至凝固部４０の表面温度が５００℃程度以上の状態、好ましくは合金の融点（Ｔｍ）の５０％から７５％の温度域で、例えば、金属製若しくは合金製の工具、又は、ダイヤモンド粉末、金属間化合物粉末、タングステンカーバイド等の圧粉体等による無機製若しくは無機複合材料製の工具を用いた加工を施すことによって行うことができる。このような加工処理によって、難加工性である合金構造体を、より高精度な形状寸法に成形したり、装飾したりすることが可能である。

粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返すことで積層造形された合金構造体には、熱間等方圧加圧（Hot Isostatic Pressing；ＨＩＰ）処理を別途実施してもよい。合金構造体を熱間等方圧加圧処理することによって、合金構造体の凝固組織をより緻密にしたり、凝固組織の欠陥を除去することができる場合があるためである。

このような積層造形工程を繰り返し行って立体造形を行う合金構造体の製造方法によれば、柱状晶を主晶とする合金構造体を微小な凝固組織の集合によって所望の形状寸法で製造することができる。また、微小な凝固組織（凝固部３０）のそれぞれの元素組成は、用いた合金粉末の元素組成を良好に反映しているため、元素組成分布の均一性及び機械的強度の分布の均一性が高い固溶相を形成することができる。さらには、一方向からの加熱によって凝固組織（凝固部３０）を形成し、結晶成長方向が略一方向に配向した凝固組織（凝固層４０）を積層することができるため、異方性が高い合金構造体を形成することができる。

次に、積層造形によって形成される合金構造体の金属組織について説明する。

図２は、合金構造体が有する金属組織の概略を示した断面図である。（ａ）は、本実施形態に係る合金構造体の断面図、（ｂ）は、（ａ）におけるＡ部の拡大断面図、（ｃ）は、比較例に係る合金材が有する金属組織の概略を示した断面図である。

図２（ａ）に示すように、本実施形態に係る合金構造体１は、前記の積層造形による製造方法に由来する金属組織を有し溶融した合金が凝固して形成される凝固組織（凝固部３０）の集合からなる。なお、図２（ａ）では、積層造形によって製造された合金構造体の一部分を抜き出して断面を示している。個々の凝固組織（凝固部３０）は、局所加熱による溶融池（溶融部２０）の輪郭形状に由来する略半球状の原形を有しており、周囲にある他の凝固部３０と一体化して緻密な金属組織を形成する。また、各凝固部３０は、円弧側を同じ方向に向けて２次元状に配列し、凝固部３０の集合からなる層状の凝固層４０を形成するようになる。そして、このようにして形成された凝固層４０が多数積層されることで、凝固部３０が３次元状に配列した金属組織が形成される。但し、積層造形における走査速度、走査幅等の造形条件によっては、凝固層４０を形成する凝固部３０が、同じ層の周囲の他の凝固部３０と一体化したり、各凝固部３０の弦側が、積層された他の凝固層４０と一体化したりすることもあるため、凝固部の略半球状の原形や凝固部３０同士の間の溶融境界１００は、凝固組織中では観察されない場合があり得る。

合金構造体１は、図２（ｂ）に示すように、非Ｆｅ主成分元素及びＦｅが固溶した柱状晶を主晶としている。なお、図２（ｂ）では、合金構造体の金属組織の断面を数百μｍから数ｍｍの視野角に拡大して示している。合金構造体の金属組織中に含まれる各結晶粒５０は、結晶方位が凝固層４０の積層方向に略沿うようにしてエピタキシャルに成長し、粒界１１０（大傾角粒界）が積層方向に向けて配向しながら、凝固部３０同士の間の溶融境界１００を超えて延びる構造が生じる。

また、各結晶粒５０は、平均結晶粒径が１０μｍ以下にまで微細化していることがある。微細化した結晶粒５０同士は結晶方位を維持しており、大傾角粒界１１０に区画される内側に小傾角粒界１２０が認められることがある。なお、小傾角粒界１２０は、傾角１５°以下の粒界、大傾角粒界１１０は、傾角１５°を超える粒界として定義される。微細化した結晶粒５０は、傾角と共にねじれ角も小さい結晶粒の集合となる傾向がある。

これに対して、従来の高エントロピー合金材（比較例に係る合金材）は、鋳造による製造方法に由来する金属組織を有している。比較例に係る合金材では、図２（ｃ）に示すように、等方的に延びる粒界１１０が認められ、平均結晶粒径が１００μｍを超える粗大な等軸晶の結晶粒が形成される傾向がある。なお、図２（ｃ）では、合金材の金属組織の断面を数百μｍから数ｍｍの視野角に拡大して示している。比較例に係る合金材では、核成長に伴い偏析を生じ易く、組成分布の均一性は低くなったり、結晶粒が粗大であるために応力が分散され難く、劈開やすべりを生じる面が長尺となるため、機械的強度が十分なものとはならない。特に、固溶相が良好に成長することができないため、寸法が小さく複雑形状を形成することもできないという難がある。

これに対して、本実施形態に係る合金構造体は、結晶方位が比較的揃った結晶がエピタキシャルに成長し、同等の環境で良好に成長した結晶粒５０の集合からなるため、合金粉末について調整された元素組成が合金構造体の形状寸法に依らず維持され易く、組成分布の均一性が高くなる。また、結晶粒５０が微細化され、応力による歪が局所的に集中し難く、機械的強度の均一性が高くなる利点がある。また、劈開やすべりを生じる面が短尺となるため、機械的強度が向上する点で有利である。さらには、結晶の成長方向が配向して、異方性が高くなるため、方向強度や磁気特性を利用する場合にも有効である。

次に、本実施形態に係る合金構造体原料として用いられる合金粉末の製造方法の一例について説明する。

図３は、合金構造体の原料として用いられる合金粉末の製造方法の一例を示す概略流れ図である。

前記のとおり本実施形態に係る合金構造体の諸特性は、積層造形において用いる合金粉末の元素組成の影響が反映され易い。したがって、原料として用いる合金粉末は、不可避的不純物の濃度が低減された元素組成とすることが好ましく、合金粉末の製造方法としては、清浄度が高い合金を製造することが可能な真空炭素脱酸法を利用した複合精錬による製造方法を利用するのが好適な形態となる。図３に示す合金粉末の製造方法は、取鍋を使用して炉外精錬を行い、粗金属を原料の地金として、真空炭素脱酸法を利用した複合製錬を行うことで清浄度が高い合金を精錬し、その合金を用いて合金粉末の調製を行う方法となっており、前記の合金粉末の調製工程として適用することができる方法となっている。

この製造方法では、図３（ａ）に示すように、はじめに、電気炉３０１によって、合金粉末の原料となる粗金属の金属塊３０２を溶融させる溶融処理を行う。なお、図３では、電気炉３０１が、炉内でアーク放電を発生させる炭素電極等の電極３０４と、炉内に酸素ガスを吹き込む酸素バーナ３０５とを備えた三相交流アーク炉とされているが、同等の構成を有する直流アーク炉や転炉等を使用することも可能である。

金属塊３０２としては、金属スクラップ、鉄屑等を利用することができる。金属塊３０２の種類は、製造しようとする合金粉末に適合する元素組成となるように配合し、あらかじめ不純物元素が少ない種類を選定することが好ましい。非Ｆｅ主成分元素として含有させない場合には、Ｓｎについては０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂについては０．００２ｗｔ％以下、Ａｓについては０．００５ｗｔ％以下の範囲となるような種類を選定することが好ましい。

溶融処理では、図３（ａ）に示すように、金属塊３０２を電気炉３０１の炉内に投入し、電極３０４と金属塊３０２との間でアーク放電３０３を発生させることによって、金属塊３０２を溶融させ、溶湯３１０とする。そして、図３（ｂ）に示すように、溶湯３１０に、酸素バーナ３０５によって酸素ガス３０６を吹き込むことで、スラグを形成させる過酸化処理を行う。このように溶湯３１０に酸素を吹き込む過酸化処理を行うことによって、溶湯３１０に含まれているＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の不純物元素を酸化物としてスラグ中に移行させることができる。また、酸素による燃焼熱で溶湯３１０を加熱するための電力量を削減することができるという利点もある。

溶湯３１０にスラグを形成させた後、図３（ｃ）に示すように、溶湯３１０を電気炉３０１の出湯口３０８から出湯して取鍋３０９に移す。このとき、溶湯３１０の液面に浮上した不純物元素を多量に含むスラグが、取鍋３０９に移行しないようにして溶湯３１０とスラグとを分離し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ等の不純物元素の濃度が低下した溶湯３１０を得る。

続いて、図３（ｄ）に示すように、溶湯３１０を取鍋３０９の底部から出湯して取鍋精錬炉３１１に移す。取鍋精錬炉３１１は、底部にポーラスプラグ３１３を備えており、アルゴンガス３１４が不図示のガス供給器からポーラスプラグ３１３を通じて炉内に送気されることでアルゴンバブリングが行われるようになっている。アルゴンバブリングが行われることによって、取鍋精錬炉３１１に移された溶湯３１０は、撹拌により均一化されると共に、Ｏ、Ｎ等の不純物元素が脱気されることになる。

取鍋精錬炉３１１では、図３（ｅ）に示すように、はじめに、溶湯３１０の１次加熱処理を行う。取鍋精錬炉３１１に移された溶湯３１０を、電極３０４でアーク放電を発生させることによって加熱すると共に、ポーラスプラグ３１３を通じた底吹のアルゴンバブリングを継続して行うことで、元素成分や温度を均一化させることができる。

続いて、図３（ｆ）に示すように、溶湯３１０を真空脱ガス装置３１６を使用して脱ガス処理する。真空脱ガス装置３１６は、不図示の真空ポンプが接続された排気孔３１７を介して装置内が減圧され、取鍋精錬炉３１１に対して上下に相対運動することで溶湯３１０を吸上して、溶湯３１０に含まれるガスを脱ガス処理する装置となっている。なお、図３においては、真空脱ガス装置３１６として、１本の浸漬管を有するＤＨ真空脱ガス炉（Dortmund Hoerde式）を模式的に示しているが、浸漬管を備えないシュラウドで取鍋製錬炉３１１を覆う形態としてもよいし、ＲＨ真空脱ガス炉（Ruhrstahl Heraeus式）や、ＲＨインジェクション炉の形態とすることも可能である。

脱ガス処理では、真空脱ガス装置３１６によって装置内の気相雰囲気が減圧された状態で、アルゴンバブリングを行うことによって、溶湯３１０から脱気された不純物元素のガスを効率的に排気させることができる。脱ガス処理の間には、溶湯３１０を不図示のヒータで加熱して温度の低下を防止し、溶湯３１０には、適宜脱硫用粉体を注入する。溶湯３１０をこのような脱ガス処理に供することによって、Ｓ、Ｏ、Ｈ等の不純物元素の濃度が低下した溶湯３１０が得られる。

続いて、取鍋精錬炉３１１では、図３（ｇ）に示すように、溶湯３１０の２次加熱処理を行う。２次加熱処理では、溶湯３１０の元素組成と温度とを最終調整する。

続いて、図３（ｈ）に示すように、取鍋精錬炉３１１の溶湯３１０を鋳込み処理する。溶湯３１０は、取鍋精錬炉３１１の底部から出湯してタンディッシュ３１８に移し、タンディッシュ３１８において不純物元素をスラグとして分離させる。そして、溶湯３１０をタンディッシュ３１８の底部から出湯し、真空容器３１９内に設置された鋳型３２１に注湯する。真空容器３１９には、排気孔３２０を介して不図示の真空ポンプが接続され、鋳型３２１が設置された容器内部が減圧雰囲気とされるようになっている。このようにして、鋳型３２１に注湯された溶湯３１０が冷却されると、任意の形状の合金塊３２２が鋳造される。溶湯３１０を減圧雰囲気で鋳込み処理することによって、Ｎ、Ｏ、Ｈ等の不純物元素の濃度が低下した合金が得られる。

以上のような方法によって精錬された合金は、粉末調製工程において用いられる合金粉末を調製するための地金として用いることができる。真空炭素脱酸法を利用した複合製錬によって、不純物元素の濃度が低下した清浄度が高い合金となっているため、元素組成分布の均一性が高い粒子で構成され、粒子間の元素組成の均一性も高い合金粉末を調製するのに好適である。このようにして精錬された合金の清浄度を維持させる観点からは、合金粉末を調製するにあたって、真空炭素脱酸法を利用した粉末化処理を行うのが好ましい形態となる。

真空炭素脱酸法を利用した粉末化処理は、図３（ｉ）に示すようにガスアトマイザが直結した真空炉３２４を利用して行うことができる。真空炉３２４は、炉内でアーク放電を発生させる電極３０４と、炉内にアルゴンガスを吹き込む不図示のガス注入ランスと、真空ポンプが接続される不図示の排気孔とを備えた電気炉とされる。真空炉３２４の底部には、ノズル３２８が設けられており、ノズル３２８の下方には、アトマイズチャンバ３３０がノズル３２８の出口を気密に覆うようにして備えられている。また、ノズル３２８の出口脇には、ノズル３２８から流下する溶湯３２６にアルゴンガス等の不活性ガスを吹き付けるガス噴射孔３２９が設けられている。

真空炉３２４では、炉内に前記の複合精錬によって得られた合金が投入され、電極３０４と合金との間でアーク放電を発生させることによって、合金の溶湯３２６が形成される。なお、加熱される溶湯３２６の温度は、１６００℃を超え２５００℃以下の温度範囲である。溶湯３２６は、不図示の排気孔に接続される真空ポンプによって減圧雰囲気の下で、アルゴンバブリングが行われながら脱ガス処理されて、Ｎ、Ｏ、Ｈ等の不純物元素の濃度がさらに低減される。そして、脱ガス処理されて清浄度が維持された状態の溶湯３２６が、ノズル３２８から流下する。その後、流下した溶湯３２８は、ガス噴射孔３２９から噴射される不活性ガスが吹き付けられることによって微粒子化し、アトマイズチャンバ３３０内で凝固して粉末３３１となって底部に集積する。

真空炉３２４は、融点が比較的高い高エントロピー合金の溶融を行えるように耐熱且つ耐火性の加熱炉とすればよく、炉壁を水冷式等としてもよい。真空炉３２４の炉壁としては、例えば、黒鉛（グラファイト）、石英（ＳｉＯ₂）、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）、マグネシア（ＭｇＯ）、Ａｌ₂Ｏ₃・ＳｉＯ₂・Ｆｅ₂Ｏ₃・Ｎａ₂Ｏ等の混合焼結体からなるアルミナ質セラミックス、Ａｌ₂Ｏ₃・ＳｉＯ₂・Ｆｅ₂Ｏ₃・ＴｉＯ₂等の混合焼結体からなるムライト質セラミックス、Ａｌ₂Ｏ₃・ＭｇＯ・ＳｉＯ₂・ＣａＯ・Ｆｅ₂Ｏ₃等の混合焼結体からなるマグネシア質セラミックス、Ａｌ₂Ｏ₃・ＭｇＯ・ＺｒＯ₂・ＳｉＯ₂・ＣａＯ・Ｆｅ₂Ｏ₃・ＴｉＯ₂等の混合焼結体からなるジルコニア質セラミックス、Ａｌ₂Ｏ₃・ＭｇＯ・ＳｉＯ₂・ＣａＯ・Ｆｅ₂Ｏ₃等の混合焼結体からなるスピネル質セラミックス、Ａｌ₂Ｏ₃・ＭｇＯ・ＳｉＯ₂・ＣａＯ・Ｆｅ₂Ｏ₃等の混合焼結体からなるカルシア質セラミックス、Ａｌ₂Ｏ₃・ＳｉＯ₂・Ｆｅ₂Ｏ₃・ＴｉＯ₂等の混合焼結体からなるシリカ質セラミックス等を適用することが好ましい。特に１０００℃程度以上の超高温域の溶融を行う場合には、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ等の炭化物によるコーティングを行うことが好ましい。

図４は、真空炭素脱酸法を利用して調製された合金粉末における不純物元素の濃度変化の経過の一例を示した図である。

図４では、前記の真空炭素脱酸法を利用して合金を精錬し、その合金を粉末化処理して合金粉末を調製する過程において、合金粉末の地金に含まれる不純物元素の濃度変化を経時的に測定して示している。なお、経過時間１．５ｈ〜２．８ｈに相当するＡ期間は、電気炉３０１における過酸化処理（図３（ｂ）参照）に相当し、経過時間２．８ｈ〜６ｈに相当するＢ１期間は、取鍋精錬炉３１１における１次加熱処理（図３（ｅ）参照）に相当し、経過時間６ｈ〜６．５ｈに相当するＢ２期間は、取鍋精錬炉３１１における脱ガス処理（図３（ｆ）参照）に相当し、経過時間６．５ｈ〜８．２ｈに相当するＢ３期間は、取鍋精錬炉３１１における２次加熱処理（図３（ｇ）参照）に相当し、経過時間８．２ｈ以降に相当するＣ期間は、真空炉３２４における脱ガス処理（図３（ｉ）参照）に相当している。

図４に示すように、真空炭素脱酸法を利用することによって、取鍋精錬炉３１１において２次加熱処理まで実施すると、Ｃについては、０．１８ｗｔ％、Ｓｉについては０．０１ｗｔ％、Ｍｎについては０．０１９ｗｔ％、Ｐについては０．００１ｗｔ％、Ｓについては０．００１ｗｔ％まで濃度が低下し、真空炉３２４において脱ガス処理まで実施すると、Ｏについては０．０００３ｗｔ％（３ｐｐｍ）、Ｎについては０．００１ｗｔ％（１０ｐｐｍ）まで濃度が低下し得ることが分かる。このように、真空炭素脱酸法を利用して合金粉末を調製する過程で、スラグ分離の回数、脱ガス処理の時間等を適宜調整することで、Ｐ、Ｓｉ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｎ、Ｏ、Ｎ等の不純物元素の濃度を所望の範囲に制限することが可能である。なお、Ｐ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ又はＭｎの元素を非Ｆｅ主成分元素として合金構造体に含有させる場合には、精錬の過程での濃度低下を見越して地金を選定したり、スラグ分離の回数等を適宜調整したりすればよい。

以上の本実施形態に係る合金構造体は、構造部材、機構部材等として適用することができる。積層造形可能な範囲で、任意の形状とすることができ、長さ寸法が７０ｍｍを超え、体積が５４９５ｍｍ³を超える任意の寸法とすることができる。常環境における用途の他、高温環境、高放射線量環境、高腐食性環境等の過酷環境における用途に用いることが可能である。また、高温下における原子拡散の速度が遅く、物性を安定して維持できることから、高温環境に長期間おかれる用途にも好適に用いることができる。より具体的には、例えば、ケーシング、配管、バルブ等を含めたプラント用構造材、発電機用構造材、原子炉用構造材、航空宇宙用構造材、油圧機器用部材、タービンブレード等を含むタービン用部材、ボイラ用部材、エンジン用部材、ノズル用部材、軸受やピストン等の各種機器の機構部材等の用途に利用することが可能である。また、本実施形態に係る合金構造体は、金属製又は合金製の構造部材、機構部材等の構造体の表面を被覆するように適用することによって、耐熱コーティング、耐腐食コーティング、耐摩耗コーティング、原子拡散の障壁となる拡散バリア層等として利用することも可能である。また、摩擦撹拌溶接（Friction Stir Welding；ＦＳＷ）用加工具等の工具類にも適用することができ、高い高温強度や耐摩耗性が要求される鉄系材料の摩擦撹拌溶接を含む広い用途について好適に利用することができる。

以下、本発明の実施例を用いて本発明をより詳細に説明するが、本発明の技術的範囲はこれに限定されるものではない。

本発明の実施例として、実施例１−１〜実施例１−４及び実施例２−１〜実施例２−３に係る合金構造体を製造し、凝固組織の観察、元素組成分布、機械的特性の評価を行った。また、実施例の対照として、比較例１−１〜比較例１−４及び比較例２−１〜比較例２−４に係る合金構造体を製造し、併せて評価を行った。

［実施例１−１］
実施例１−１として、元素組成がＡｌ_0.3ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約７ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．３ａｔ％である。

はじめに、Ａｌの原子濃度が約７ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．３ａｔ％である合金を地金として用いて、ガスアトマイズ法によって、合金粉末を調製した。そして、得られた合金粉末を分級し、粒子径分布を５０μｍ以上１００μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約７０μｍとなるようにした。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金構造体を造形した。基材としては、１００ｍｍ×１００ｍｍ×１０ｍｍの板状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源を電子ビームとした電子ビーム溶融積層造形装置「Ａ２Ｘ」（Ａｒｃａｍ社製）を使用した。積層造形装置では、真空雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって、直径１０ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱形状の合金構造体を製造した。このとき、合金粉末の溶融は、合金の融点（Ｔｍ）の５０％から８０％の温度の予備加熱を事前に行いながら実施し、展延された合金粉末の飛散を抑制した。その後、合金構造体を基材から切り離した。

［実施例１−２］
実施例１−２として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。

実施例１−２に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例１−１と同様にして製造した。

［比較例１−１］
比較例１−１として、元素組成がＡｌ_0.3ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を鋳造により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約７ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．３ａｔ％である。

続いて、得られた合金粉末を、アルミナ製の坩堝に投入し、真空雰囲気下において、高周波誘導加熱によって溶解させた後、銅製の水冷鋳型に注湯し、冷却して凝固させることによって、直径１０ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱形状の合金構造体を製造した。

［比較例１−２］
比較例１−２として、元素組成がＡｌ_0.2ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約４．８ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．８ａｔ％である。

比較例１−２に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例１−１と同様にして製造した。

［実施例１−３］
実施例１−３として、元素組成がＡｌ_1.5ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約２７．２ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１８．２ａｔ％である。

はじめに、Ａｌの原子濃度が約２７．２ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１８．２ａｔ％である合金を地金として用いて、ガスアトマイズ法によって、合金粉末を調製した。そして、得られた合金粉末を分級し、粒子径分布を２０μｍ以上５０μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約３０μｍとなるようにした。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金材を造形した。基材としては、直径１０ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱形状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源をレーザー光としたレーザー溶融積層造形装置「ＥＯＳＩＮＴＭ２７０」（ＥＯＳ社製）を使用した。積層造形装置では、窒素雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって、２００μｍの多層膜状の合金材を製造した。

［比較例１−３］
比較例１−３として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を溶射により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。

はじめに、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％となるように、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの各金属粉を混合した。なお、各金属粉は分級し、粒子径分布を５０μｍ以上１５０μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約７０μｍとなるようにした。

続いて、混合した金属粉末を、窒素雰囲気下において、基材上に、プラズマ溶射法によって溶射することによって、２００μｍの膜状の合金構造体を製造した。基材としては、直径１００ｍｍ、高さ１０ｍｍの円柱形状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。

［比較例１−４］
比較例１−４として、元素組成がＡｌ_2.0ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされる合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約３３．３ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１６．７ａｔ％である。

比較例１−４に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例１−２と同様にして製造した。

［実施例１−４］
実施例１−４として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ_0.5で表わされる合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１８．２ａｔ％、Ｍｏの原子濃度が約９．１ａｔ％である。

はじめに、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１８．２ａｔ％、Ｍｏの原子濃度が約９．１ａｔ％である合金を地金として用いて、ガスアトマイズ法によって、合金粉末を調製した。そして、得られた合金粉末を分級し、粒子径分布を５０μｍ以上１００μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約７０μｍとなるようにした。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金構造体を造形した。基材としては、直径３００ｍｍ、高さ１０ｍｍの円柱形状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源を電子ビームとした電子ビーム溶融積層造形装置「Ａ２Ｘ」（Ａｒｃａｍ社製）を使用した。積層造形装置では、真空雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって、直径３００ｍｍ、高さ１００ｍｍの略円柱の羽根車形状の合金構造体を製造した。このとき、合金粉末の溶融は、合金の融点（Ｔｍ）の５０％から８０％の温度の予備加熱を事前に行いながら実施し、展延された合金粉末の飛散を抑制した。その後、羽根車形状の合金構造体を基材から切り離した。

［実施例２−１］
実施例２−１として、元素組成がＡｌ_0.3ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約７ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．３ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

実施例２−１に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例１−１と同様にして製造した。

［実施例２−２］
実施例２−２として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

実施例２−２に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例１−１と同様にして製造した。

［比較例２−１］
比較例２−１として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を鋳造により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

比較例２−１に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、比較例１−１と同様にして製造した。

［比較例２−２］
比較例２−２として、元素組成がＡｌ_0.2ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を鋳造により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約４．８ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．８ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

比較例２−２に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例１−１と同様にして製造した。

［実施例２−３］
実施例２−３として、元素組成がＡｌ_1.5ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約２７．２ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１８．２ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０４０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００５ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０５０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下に制限した。

はじめに、Ａｌの原子濃度が約２７．２ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１８．２ａｔ％であり、Ｐの濃度を０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０４０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００５ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０５０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下に制限した合金を地金として用いて、ガスアトマイズ法によって、合金粉末を調製した。そして、得られた合金粉末を分級し、粒子径分布を２０μｍ以上５０μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約３０μｍとなるようにした。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金材を造形した。基材としては、直径１００ｍｍ、高さ１０ｍｍの円柱形状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源をレーザー光としたレーザー溶融積層造形装置「ＥＯＳＩＮＴＭ２７０」（ＥＯＳ社製）を使用した。積層造形装置では、窒素雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって、２００μｍの多層膜状の合金材を製造した。

［比較例２−３］
比較例２−３として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を溶射により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

はじめに、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％となり、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの各金属粉を混合した。なお、各金属粉は分級し、粒子径分布を５０μｍ以上１５０μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約７０μｍとなるようにした。

［比較例２−４］
比較例２−４として、元素組成がＡｌ_2.0ＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌの原子濃度が約３３．３ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約１６．７ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

比較例２−４に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例２−２と同様にして製造した。

次に、製造した実施例１−１〜実施例１−４及び実施例２−１〜実施例２−３に係る合金構造体、及び、比較例１−１〜比較例１−４及び比較例２−１〜比較例２−４に係る合金構造体について、凝固組織の観察、ニッケル濃度分布の解析、硬度測定を行った。なお、凝固組織の観察は、高分解能の透過型電子顕微鏡によって、結晶構造と平均結晶粒径を確認することによって行った。また、ニッケル濃度分布の解析は、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光（Scanning Electron Microscope - Energy Dispersive X-ray Detector；ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって、任意に抽出した１０箇所の領域についてニッケル濃度を計測することによって行った。また、硬度測定は、合金材の任意に抽出した１０点についてビッカース硬度（Ｈｖ）を計測することによって行った。試験荷重は１００ｇｆとし、保持時間は１０秒とした。

凝固組織の観察、ニッケル濃度分布の解析、硬度測定の結果を表１に示す。表１において元素組成の欄は、主成分元素と添加元素の原子濃度比を示している。また、不純物の欄は、「±」が不可避的不純物を制限していない例、「−」が不可避的不純物をやや制限した例、「−−」が不可避的不純物をより制限した例を示している。また、「結晶構造」の欄は、主晶の結晶構造を示している。「硬度」の欄における「＊」は、割れが生じたことを示している。

表１に示されるように、実施例１−１〜実施例１−４及び実施例２−１〜実施例２−３に係る合金構造体は、面心立方格子の結晶構造又は体心立方格子の結晶構造のいずれかを有していることが確認された。また、ニッケル濃度分布及び硬度の値からは、標準偏差が小さく、元素組成及び機械的強度の分布の均一性が高いことが分かる。また、凝固組織の観察からは、図２（ａ）及び（ｂ）に示されるような凝固組織と結晶構造とが確認された。羽根車形状とした実施例１−４に係る合金構造体については、塩水（人工海水）腐食試験時における腐食減肉量が、オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）よりも抑制されることが別途確認され、耐腐食用構造部材、耐腐食用機構部材等として好適であることも確認された。

これに対して、比較例１−１〜比較例１−４及び比較例２−１〜比較例２−４に係る合金構造体は、ニッケル濃度分布及び硬度の値は、標準偏差が大きく、元素組成及び機械的強度の分布の均一性は低いことが分かる。また、結晶構造は、元素組成の均一性の低さが反映されて、複相組織が形成されていることが認められた。特に、Ａｌの原子濃度を低下させると、硬度が軟鋼よりも低い値に留まり、構造部材、機構部材等として不適であることが判明した。また、Ａｌの原子濃度を増大させると、Ｂ２型金属間化合物が生じ、試験時において割れが生じてしまい、構造部材、機構部材等として不適であることが判明した。

一般に、構造部材、機構部材等においては、熱劣化、摩耗、腐食等が、耐性が低い領域を起点として進展するため、圧延等を考慮すると構造部材、機構部材等においては硬度と延性を両立することが望まれるといえる。また、これらの性質の偏差も極小化されることが求められるといえる。このような観点からは、実施例１−１〜実施例１−４及び実施例２−１〜実施例２−３に係る合金構造体と比較例１−１〜比較例１−４及び比較例２−１〜比較例２−４に係る合金構造体との結果から、本発明が有する元素組成及び機械的強度の分布の均一性が、構造部材、機構部材等の特性を向上させる場合において極めて有利に働くことが確認できたといえる。

次に、本発明の実施例として、実施例３−１及び実施例３−２に係る合金構造体を製造し、応力−歪特性の評価を行った。

図５は、実施例３に係る合金構造体の形状寸法を示す図である。

［実施例３−１］
実施例３−１として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した図５に示す合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

はじめに、Ａｌの原子濃度が約７ａｔ％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２３．３ａｔ％であり、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した合金を地金として用いて、ガスアトマイズ法によって、合金粉末を調製した。そして、得られた合金粉末を分級し、粒子径分布を４５μｍ以上１０５μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約７０μｍとなるようにした。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金材を造形した。基材としては、２００ｍｍ×２００ｍｍ×１０ｍｍの板状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源を電子ビームとした電子ビーム溶融積層造形装置「Ａ２Ｘ」（Ａｒｃａｍ社製）を使用した。積層造形装置では、真空雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって、図５に示すように、１５０ｍｍ×１５０ｍｍ×３０ｍｍの板状造形物（板状部）を形成し、その上に２８ｍｍ×２８ｍｍ×２０ｍｍの直方体造形物（直方体部）を縦横６ｍｍの間隔を空けて計１６個造形した。このとき、合金粉末の溶融は、合金粉末の融点（Ｔｍ）の５０％から８０％の温度の予備加熱を事前に行いながら実施し、展延された合金粉末の飛散を抑制した。なお、造形物全体の体積は、９２５８８０ｍｍ³であった。

［実施例３−２］
実施例３−２として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限していない図５に示す合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。

実施例３−２に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例３−１と同様にして製造した。なお、合金粉末における不可避的不純物の濃度は、Ｐの濃度が０．００８ｗｔ％、Ｓｉの濃度が０．０４０ｗｔ％、Ｓの濃度が０．０１２ｗｔ％、Ｓｎの濃度が０．００６ｗｔ％、Ｓｂの濃度が０．００２ｗｔ％、Ａｓの濃度が０．００６ｗｔ％、Ｍｎの濃度が０．３００ｗｔ％、Ｏの濃度が０．００２ｗｔ％、Ｎの濃度が０．００３ｗｔ％であった。

次に、製造した実施例３−１及び実施例３−２に係る合金構造体について、ニッケル濃度分布の解析を行った。ニッケル濃度分布の解析は、計１６個の各直方体部について、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光（Scanning Electron Microscope - Energy Dispersive X-ray Detector；ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって、任意に抽出した１０箇所の領域についてニッケル濃度を計測することによって行った。計１６個の各直方体部についての、Ｎｉ濃度分布の平均値と標準偏差の結果を表２に示す。

表２に示すように、不可避的不純物をより制限した実施例３−１に係る合金構造体では、各直方体部についてのニッケル濃度分布の偏差が、実施例３−２に係る合金構造体よりも小さい傾向が現れており、合金粉末の不可避的不純物をより制限することで、合金構造体の元素組成分布の均一性が高められていることが分かる。

次に、図５に示す合金構造体の計１６個の各直方体部について積層方向に沿って試験片を採取し、単軸圧縮試験を行った。試験片は、合金構造体における積層方向を長軸とするダンベル状試験片を各直方体部から板状部にかけて切り出したものとし、平行部の寸法は、直径４ｍｍ×高さ３０ｍｍとしたものを用いた。室温における圧縮真応力―圧縮真歪線図の測定結果を、計１６個の各直方体部についての平均として図６に示す。

図６は、実施例３に係る合金構造体における圧縮真応力―圧縮真歪線図である。

図６に示すように真応力―真歪線図のばらつきは、実施例３−１及び実施例３−２のいずれにおいてもほとんど認められず、図６に示す線幅の線図を描くことができた。すなわち、非特許文献２に示される合金材よりも約１６０倍以上大きな体積の合金構造体において、造形物の全域に亘り、機械的特性の均一性が高められることが確認できた。特に、実施例３−２では、引張強度は約２８００ＭＰａ、全伸びは約３８％であるのに対し、実施例３−１では、引張強度は約３８５０ＭＰａ、全伸びは約４３％であり、引張強度が約１．３７倍、全伸びが約１．１倍増加していることが分かる。よって、不可避的不純物の濃度を低減することにより、より機械的特性を向上させることが可能であることが認められる。

次に、本発明の実施例として、実施例４−１〜実施例４−３に係る合金構造体を製造し、引張特性の評価を行った。

［実施例４−１］
実施例４−１として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金構造体を造形した。基材としては、２００ｍｍ×２００ｍｍ×１０ｍｍの板状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源を電子ビームとした電子ビーム溶融積層造形装置「Ａ２Ｘ」（Ａｒｃａｍ社製）を使用した。積層造形装置では、真空雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって、凝固層の積層方向を水平軸とするダンベル状試験片を合金構造体として造形した。このとき、合金粉末の溶融は、合金粉末の融点（Ｔｍ）の５０％から８０％の温度の予備加熱を事前に行いながら実施し、展延された合金粉末の飛散を抑制した。なお、ダンベル状試験片は、試験片本体を支持する支持部材と共に基材上に横置きの状態で造形し、平行部の寸法を直径４ｍｍ×高さ３０ｍｍとした。

［実施例４−２］
実施例４−２として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限した合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。また、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％〜０．００５ｗｔ％、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％〜０．０４０ｗｔ％、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％〜０．００２ｗｔ％、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％〜０．００５ｗｔ％、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％〜０．００２ｗｔ％、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％〜０．００５ｗｔ％、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％〜０．０５０ｗｔ％、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％〜０．００１ｗｔ％、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％〜０．００２ｗｔ％とした。

実施例４−２に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例４−１と同様にして製造した。

［実施例４−３］
実施例４−３として、元素組成がＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉで表わされ、不可避的不純物の濃度を制限していない合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉの原子濃度が約２０．０ａｔ％である。

実施例４−３に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成を変えた点を除いて、実施例４−１と同様にして製造した。なお、合金粉末における不可避的不純物の濃度は、Ｐの濃度が０．００８ｗｔ％、Ｓｉの濃度が０．０４０ｗｔ％、Ｓの濃度が０．０１２ｗｔ％、Ｓｎの濃度が０．００６ｗｔ％、Ｓｂの濃度が０．００２ｗｔ％、Ａｓの濃度が０．００６ｗｔ％、Ｍｎの濃度が０．３００ｗｔ％、Ｏの濃度が０．００２ｗｔ％、Ｎの濃度が０．００３ｗｔ％であった。

次に、製造した実施例４−１〜実施例４−３に係る合金構造体について、引張試験を行った。引張試験は、０℃から９００℃の温度にかけて行い、引張強度を計測した。引張試験の測定結果を図７に示す。

図７は、実施例４に係る合金構造体における引張強度の試験温度依存性を示す図である。

図７に示すように、不可避的不純物を制限した実施例４−１〜実施例４−２に係る合金構造体では、不可避的不純物を制限していない実施例４−３に係る合金構造体に対して、引張強度が向上していることが判る。また、不可避的不純物をより制限した実施例４−１に係る合金構造体では、広い温度域で引張強度が向上していることが判る。よって、不可避的不純物の濃度を低減することにより、さらに機械的特性を向上させることが有効であることが確認された。

次に、本発明の実施例として、主成分元素の元素種類を変えて実施例５、実施例６、実施例７及び実施例８に係る合金構造体を製造し、その評価を行った。

はじめに、鉄（Ｆｅ）とその他の複数元素とを主成分として、高エントロピー合金の固溶相を形成することが可能か否かを熱力学的計算によって推定した。なお、熱力学的計算は、Ｆｅを含めて５種類以上の元素を等原子比率となる元素組成で含有する場合を仮定して第一原理計算法を使用して行い、そのような元素組成において常温且つ常圧下で固溶相が形成され得るか否かを確認した。主成分の元素は、Ｆｅのほか、元素周期律表の第３族から第１６族までに含まれる原子番号３から原子番号８３の元素群から複数種づつ選択した。

図８は、合金構造体において固溶相を形成することができる主成分元素の範囲を示す図である。

図８において、縦軸は、元素の原子番号、横軸は、Ｆｅ原子に対する原子半径の比率（各元素の原子半径／Ｆｅの原子半径）を示している。また、各プロットの形状は、常温且つ常圧下での結晶構造を示している。二重四角は面心立方格子、二重丸は体心立方格子、六角は六方細密充填、四角はその他の結晶格子である。

主成分の元素の種々の組合せについて熱力学的計算を行ったところ、図８において鎖線で囲まれた領域の元素を等原子比率で含有する元素組成について、固溶相を形成することが可能であることが判明した。具体的には、Ｆｅと共に固溶化が可能であることが認められた元素（非Ｆｅ主成分元素）は、原子番号１３のＡｌから原子番号７９のＡｕまでのうち、Ｆｅ原子に対する原子半径の比率が０．８３以上１．１７以下である元素、すなわち、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕである。また、その組合せによる成分組成としては、ＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＳｉ、ＭｎＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎＧｅ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎＣｕ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎ、ＴｉＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＣｏＦｅＮｉＣｕＶ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌ、ＭｎＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＭｏＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＭｎＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌＭｏ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＭｎ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＶ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎ、ＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＭｎ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＡｌＭｏ、ＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＡｌＭｏ、ＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ等が確認された。これらのうち、ＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎの９元高エントロピー合金を、実施例５、実施例６、実施例７及び実施例８に係る合金構造体の造形に応用した。

［実施例５］
実施例５として、元素組成をＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎとし、不可避的不純物の濃度を制限した図５に示す合金構造体を積層造形により製造した。原子濃度比率は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ及びＭｎの原子濃度については、原子濃度の差を±３％以内の範囲に揃えて略等原子比率とした。また、Ｐの濃度を０．００５ｗｔ％〜０．００２ｗｔ％、Ｓｉの濃度を０．０４０ｗｔ％〜０．０１０ｗｔ％、Ｓの濃度を０．００２ｗｔ％〜０．００１ｗｔ％、Ｓｎの濃度を０．００５ｗｔ％〜０．００２ｗｔ％、Ｓｂの濃度を０．００２ｗｔ％〜０．００１ｗｔ％、Ａｓの濃度を０．００５ｗｔ％〜０．００１ｗｔ％、Ｍｎの濃度を０．０５０ｗｔ％〜０．０２０ｗｔ％、Ｏの濃度を０．００１ｗｔ％〜０．０００３ｗｔ％、Ｎの濃度を０．００２ｗｔ％〜０．００１ｗｔ％の範囲に制限した。

はじめに、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ及びＭｎの原子濃度が、略等原子比率であり、Ｐの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉの濃度を０．０１０ｗｔ％以下、Ｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎの濃度を０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ａｓの濃度を０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎの濃度を０．０２０ｗｔ％以下、Ｏの濃度を０．０００３ｗｔ％以下、Ｎの濃度を０．００１ｗｔ％以下に制限した合金を地金として用いて、ガスアトマイズ法によって、合金粉末を調製した。そして、得られた合金粉末を分級し、粒子径分布を４５μｍ以上１０５μｍ以下の範囲に限定すると共に、体積基準の平均粒子径が約７０μｍとなるようにした。

続いて、積層造形装置を使用して、基材上に合金材を造形した。基材としては、２００ｍｍ×２００ｍｍ×１０ｍｍの板状の機械構造用炭素鋼「Ｓ４５Ｃ」を用いた。また、積層造形装置としては、熱源を電子ビームとした電子ビーム溶融積層造形装置「Ａ２Ｘ」（Ａｒｃａｍ社製）を使用した。積層造形装置では、真空雰囲気下において、基材上に、粉末展延工程及び凝固層造形工程を繰り返し行うことによって造形した。このとき、合金粉末の溶融は、合金粉末の融点（Ｔｍ）の５０％から８０％の温度の予備加熱を事前に行いながら実施し、展延された合金粉末の飛散を抑制した。製造された実施例５に係る合金構造体は、図５に示す合金構造体と略同形状を有し、造形物全体の体積は、８５６７００ｍｍ³であった。

次に、実施例５に係る合金構造体の計１６個の各直方体部について積層方向に沿って試験片を採取し、単軸圧縮試験を行った。試験片は、合金構造体における積層方向を長軸とするダンベル状試験片を各直方体部から板状部にかけて切り出したものとし、平行部の寸法は、直径８ｍｍ×高さ１２ｍｍとしたものを用いた。また、製造された実施例５に係る合金構造体について、Ｆｅ濃度分布の解析を行った。Ｆｅ濃度分布の解析は、計１６個の各直方体部について、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光によって、任意に抽出した１０箇所の領域について鉄濃度を計測することによって行った。

その結果、各直方体部についての平均では、真応力―真歪線図のばらつきと、Ｆｅ濃度分布とが、いずれも１〜３％以内の差の範囲内にあることが確認された。また、標準偏差は、１．２０％以下という結果が得られ、元素組成の分布の均一性が高められることが確認できた。また、実施例５に係る合金構造体の元素組成は、用いた合金粉末の元素組成と略同一で、成分濃度の誤差が凡そ±３％以内に収まっており、元素組成分布、溶融速度、冷却速度等に起因するむらが解消されると共に、元素組成及び機械的強度の分布の均一性も確保できることが確認された。

［実施例６］
実施例６として、元素組成をＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎとし、不可避的不純物の濃度を制限した円弧状の形状を有する合金構造体（図９参照）を積層造形により製造した。

図９は、実施例６に係る合金構造体の形状寸法を示す図である。

図９に示すように、実施例６に係る合金構造体１Ａは、横断面が円弧状の形状を有する柱状体であり、タービンブレード等に適用できる形状となっている。このような形状の合金構造体１Ａを、積層造形される立体形状を変えた点を除いて、実施例５と同様にして製造し、幅（Ｗ）１４９ｍｍ×奥行き（Ｄ）１１０ｍｍ×高さ（Ｈ）１５３ｍｍの円弧状造形物として造形した。製造された実施例６に係る合金構造体は、造形物全体の体積が、１８４４８０ｍｍ³、表面積が、６０４７０ｍｍ²であり、非特許文献２に示される合金材の約３３倍の体積で形成することができた。

次に、実施例６に係る合金構造体について、Ｆｅ濃度分布の解析を行った。Ｆｅ濃度分布の解析は、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光によって、任意に抽出した１０箇所の領域について鉄濃度を計測することによって行った。

その結果、実施例６に係る合金構造体の元素組成は、用いた合金粉末の元素組成と略同一で、成分濃度の誤差が凡そ±３％以内に収まっており、元素組成分布、溶融速度、冷却速度等に起因するむらが解消されると共に、元素組成及び機械的強度の分布の均一性も確保できることが確認された。

［実施例７］
実施例７として、元素組成をＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎとし、不可避的不純物の濃度を制限したダンベル状の形状を有する合金構造体を積層造形により製造した。

実施例７に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成と、積層造形される立体形状とを変えた点を除いて、実施例４−１と同様にして製造し、凝固層の積層方向を水平軸とするダンベル状の造形物とした。

その結果、実施例７に係る合金構造体の元素組成は、用いた合金粉末の元素組成と略同一で、成分濃度の誤差が凡そ±３％以内に収まっており、元素組成分布、溶融速度、冷却速度等に起因するむらが解消されると共に、元素組成及び機械的強度の分布の均一性も確保できることが確認された。また、実施例４−１に係る合金構造体と比較して、表面が平滑になり、金属光沢が強く発現することが確認され、合金構造体の元素組成を多元化することによって、表面性状を改質する効果が得られることが分かった。

［実施例８］
実施例８として、元素組成をＡｌＴｉＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕＶＭｎとし、不可避的不純物の濃度を制限したロッド状の形状を有する合金構造体を積層造形により製造した。

実施例８に係る合金構造体は、合金粉末の調製に用いる地金の組成と、積層造形される立体形状とを変えた点を除いて、実施例４−１と同様にして造形した。

その結果、実施例８に係る合金構造体の元素組成は、用いた合金粉末の元素組成と略同一で、成分濃度の誤差が凡そ±３％以内に収まっており、元素組成分布、溶融速度、冷却速度等に起因するむらが解消されると共に、元素組成及び機械的強度の分布の均一性も確保できることが確認された。製造された実施例８に係る合金構造体を摩擦撹拌用ツールとして使用して、厚さ１０ｍｍ以下の軟鉄製の板材について摩擦撹拌接合による接合を行った。その結果、接合部に欠陥を生じることなく接合することができ、反りがほとんど見られない良好な接合を行うことができた。すなわち、多元化された実施例８に係る合金構造体は、高温強度や耐摩耗性が要求され、従来困難であったＦｅを主体とした材料の摩擦撹拌接合に適用可能であることが確認された。また、凝固層造形工程で、凝固部が形成されるまでの高温の状態において、凝固部乃至凝固層の形状成形加工や表面加工を行うことによって、適切に加工が施された造形物を得ることができることも確認された。

１合金構造体
１０合金粉末
１５基材
２０溶融部
２１基材載置台
２２加工テーブル
２３リコータ
２４加熱手段
３０凝固部
４０凝固層
５０結晶粒
１００溶融境界
１１０粒界（大傾角粒界）
１２０小傾角粒界
３０１電気炉
３０２金属塊
３０３アーク放電
３０４電極
３０５酸素バーナ
３０６酸素ガス
３０９取鍋
３１０溶湯
３１１取鍋製錬炉
３１３ポーラスプラグ
３１４アルゴンガス
３１６真空装置
３１７排気孔
３１８タンディッシュ
３１９真空容器
３２０排気孔
３２４電気炉
３２６合金溶湯
３３０チャンバ

Claims

原料金属塊を溶融し溶湯を生成する溶融工程と、
前記溶湯に酸素ガスを吹き込んでスラグを形成する過酸化工程と、
前記溶湯の液面に浮上した前記スラグと前記溶湯とを分離する分離工程と、
前記スラグと分離された前記溶湯にアルゴンガスを吹き込んで前記溶湯中のガス成分を脱気する脱気工程と、
脱気された前記溶湯を鋳造して鋳込み合金を形成する鋳込み工程と、
前記鋳込み合金を真空中で溶融して溶融合金とする工程と、
前記溶融合金を流下させ、流下する前記溶融合金に不活性ガスを吹き付けて合金粉末を形成する粉末化工程と、を備えた合金粉末の製造方法において、
前記溶融合金は、１６００℃を越え２５００℃以下とされ、
前記合金粉末は、
前記合金粉末を層状に展延する粉末展延工程と、
展延された前記合金粉末を局所加熱して溶融させた後に凝固させて凝固組織を形成し、前記局所加熱による被加熱領域を前記合金粉末が展延された面に対して平行に移動させて凝固層を形成する凝固層造形工程と、
前記粉末展延工程と前記凝固層造形工程とを交互に繰り返すことで複数の層状の凝固層を形成する一連の工程に用いられ、
前記合金粉末は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉをそれぞれ５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の原子濃度の範囲で含有すると共に、前記元素のうち少なくとも４種の元素の原子濃度の差が３ａｔ％未満の範囲にあり、
不可避的不純物として、Ｐを０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉを０．０４０ｗｔ％以下、Ｓを０．００２ｗｔ％以下、Ｓｎを０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂを０．００２ｗｔ％以下、Ａｓを０．００５ｗｔ％以下、Ｍｎを０．０５０ｗｔ％以下、Ｏを０．００１ｗｔ％以下、Ｎを０．００２ｗｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする合金粉末の製造方法。
前記不可避的不純物として、Ｐを０．００２ｗｔ％以上０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉを０．０１０ｗｔ％以上０．０４０ｗｔ％以下、Ｓを０．００１ｗｔ％以上０．００２ｗｔ％以下、Ｓｎを０．００２ｗｔ％以上０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂを０．００１ｗｔ％以上０．００２ｗｔ％以下、Ａｓを０．００１ｗｔ％以上０．００５ｗｔ％以下、Ｍｎを０．０２０ｗｔ％以上０．０５０ｗｔ％以下、Ｏを０．０００３ｗｔ％以上０．００１ｗｔ％以下、Ｎを０．００１ｗｔ％以上０．００２ｗｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載の合金粉末の製造方法。
前記不可避的不純物として、Ｐを０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉを０．００５ｗｔ％以下、Ｓを０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎを０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂを０．００１ｗｔ％以下、Ａｓを０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎを０．００５ｗｔ％以下、Ｏを０．０００３ｗｔ％以下、Ｎを０．００１ｗｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載の合金粉末の製造方法。
前記合金は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉのうちの少なくとも４種の元素を、１５ａｔ％以上２３．７５ａｔ％以下の原子濃度の範囲で含有し、他の１種の元素を、５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載の合金粉末の製造方法。
前記粉末化工程は、前記合金を真空炉内で溶融し、前記真空炉を構成する材料は、ＳｉＯ₂、グラファイト、Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＺｒＯ₂、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、ＮｂＣ、ＴａＣの少なくとも一種を含むことを特徴とする請求項１に記載の合金粉末の製造方法。
原料金属塊を溶融し溶湯を生成する溶融工程と、
前記溶湯に酸素ガスを吹き込んでスラグを形成する過酸化工程と、
前記溶湯の液面に浮上した前記スラグと前記溶湯とを分離する分離工程と、
前記スラグと分離された前記溶湯にアルゴンガスを吹き込んで前記溶湯中のガス成分を脱気する脱気工程と、
脱気された前記溶湯を鋳造して鋳込み合金を形成する鋳込み工程と、
前記鋳込み合金を真空中で溶融して溶融合金とする工程と、
前記溶融合金を流下させ、流下する前記溶融合金に不活性ガスを吹き付けて合金粉末を形成する粉末化工程と、を備えた合金粉末の製造方法において、
前記溶融合金は、１６００℃を越え２５００℃以下とされ、
前記合金粉末は、
前記合金粉末を層状に展延する粉末展延工程と、
展延された前記合金粉末を局所加熱して溶融させた後に凝固させて凝固組織を形成し、前記局所加熱による被加熱領域を前記合金粉末が展延された面に対して平行に移動させて凝固層を形成する凝固層造形工程と、
前記粉末展延工程と前記凝固層造形工程とを交互に繰り返すことで複数の層状の凝固層を形成する一連の工程に用いられ、
前記合金粉末は、元素周期表の第３族から第１６族までに含まれる原子番号１３から原子番号７９の元素群から選択され、Ｆｅ原子に対する原子半径の比率が０．８３以上１．１７以下である少なくとも４種の元素と、Ｆｅとをそれぞれ５ａｔ％以上３０ａｔ％以下の原子濃度の範囲で含有すると共に、前記少なくとも４種の元素及びＦｅのうち少なくとも４種の元素の原子濃度の差が３ａｔ％未満の範囲にあり、
不可避的不純物として、Ｐを０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉを０．０４０ｗｔ％以下、Ｓを０．００２ｗｔ％以下、Ｓｎを０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂを０．００２ｗｔ％以下、Ａｓを０．００５ｗｔ％以下、Ｍｎを０．０５０ｗｔ％以下、Ｏを０．００１ｗｔ％以下、Ｎを０．００２ｗｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする合金粉末の製造方法。
前記不可避的不純物として、Ｐを０．００２ｗｔ％以上０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉを０．０１０ｗｔ％以上０．０４０ｗｔ％以下、Ｓを０．００１ｗｔ％以上０．００２ｗｔ％以下、Ｓｎを０．００２ｗｔ％以上０．００５ｗｔ％以下、Ｓｂを０．００１ｗｔ％以上０．００２ｗｔ％以下、Ａｓを０．００１ｗｔ％以上０．００５ｗｔ％以下、Ｍｎを０．０２０ｗｔ％以上０．０５０ｗｔ％以下、Ｏを０．０００３ｗｔ％以上０．００１ｗｔ％以下、Ｎを０．００１ｗｔ％以上０．００２ｗｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする請求項６に記載の合金粉末の製造方法。
前記不可避的不純物として、Ｐを０．００２ｗｔ％以下、Ｓｉを０．００５ｗｔ％以下、Ｓを０．００１ｗｔ％以下、Ｓｎを０．００２ｗｔ％以下、Ｓｂを０．００１ｗｔ％以下、Ａｓを０．００１ｗｔ％以下、Ｍｎを０．００５ｗｔ％以下、Ｏを０．０００３ｗｔ％以下、Ｎを０．００１ｗｔ％以下の原子濃度の範囲で含有することを特徴とする請求項６に記載の合金粉末の製造方法。
前記少なくとも４種の元素が、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群より選択されることを特徴とする請求項６に記載の合金粉末の製造方法。
前記粉末化工程は、前記合金を真空炉内で溶融し、前記真空炉を構成する材料は、ＳｉＯ₂、グラファイト、Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＺｒＯ₂、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、ＮｂＣ、ＴａＣの少なくとも一種を含むことを特徴とする請求項６に記載の合金粉末の製造方法。