JP7176661B2 - 合金、合金粉末、合金部材および複合部材 - Google Patents

Description

本発明は、耐食性と耐摩耗性に優れ、且つ耐割れ性を備え付加製造法等に好適な合金、合金粉末、合金部材および複合部材に関する。

射出成形機は、投入された樹脂を加熱して溶融させるシリンダ内に、溶融した樹脂を混錬しながら型に射出するスクリュを備えている。樹脂の溶融時には、硫化ガス等の腐食性ガスが発生することがあるため、射出成形用のスクリュやシリンダには、腐食性ガスに耐える耐食性が必要とされる。また、繊維強化プラスチックの成形時には、樹脂にガラス繊維、炭素繊維等が添加されるため、耐摩耗性、すなわち硬さも必要とされる。

従来、耐食性に優れ、硬度が高い合金として、質量比でＮｉの含有量が最も多く、次いでＣｒおよびＭｏの含有量が多いＮｉ基合金（Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金）が知られている。特許文献１には、Ｃｒ：１８質量％超～２１質量％未満、Ｍｏ：１８質量％超～２１質量％未満であり、Ｔａ、Ｍｇ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｚｒを含有しており、熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金が記載されている。

しかし、特許文献１には、このＮｉ基合金の硬さについて開示されていない。本発明者らが行った調査によると、ＣｒとＭｏを添加したＮｉ基合金の硬さは、ＨＲＣ２０～３０程度であると確認されている。この程度の硬さでは、射出成形用のスクリュやシリンダの用途において、耐摩耗性が不十分になる。

一般に、金属材料の耐摩耗性は、結晶組織中に硬質粒子を分散させると高くなる。特許文献２には、ＣｒとＭｏを添加したＮｉ基合金に硼化物を主体とする硬質相を分散させたＮｉ基硼化物分散耐食耐摩耗合金が開示されている。また、特許文献３には、ＣｒとＭｏを添加したＮｉ基合金に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの少なくとも一種で形成された炭化物を分散させた盛金用Ｎｉ基合金が開示されている。

特開２０１５－１６０９６５号公報 特開２０１４－２２１９４０号公報 特開平５－１５６３９６号公報

合金の耐摩耗性は、特許文献２、３に記載されているように、ホウ化物や炭化物を分散させる方法によって向上させることができる。しかし、ホウ化物や炭化物の量が多すぎると、Ｃｒの粒界偏析や局部電池の形成によって耐食性が低くなる。また、分散量や分散形態によっては、硬度が高くなりすぎて脆くなる。

耐食性や耐摩耗性に優れた合金を得るためには、元素分配を考慮した各元素の添加量や添加比率の適正化が必要であり、耐食性と耐摩耗性とのバランスを崩さずに両立させることが求められている。Ｎｉ基合金の硬さが低いと、射出成形用のスクリュやシリンダの用途において、耐摩耗性が不十分になる。そのため、このような合金について、更なる高硬度化が望まれている。

また、ホウ化物や炭化物を分散させた従来のＮｉ基合金は、焼結法やＨＩＰ（Hot Isostatic Press：熱間静水圧加圧）法によって加工・成形されることが多い。しかし、焼結法やＨＩＰ法は、ワーク形状の自由度が低い製造法である。焼結法やＨＩＰ法を用いた場合、複雑形状の製品を製造することが難しく、製品の用途が限定的となるため、より実用的な製造法が求められるようになっている。

金属材料を加工・成形する方法としては、焼結法やＨＩＰ法の他に、鋳造法や付加製造（Additive Manufacturing：ＡＭ）法もある。これらの製造法は、ワークの形状の自由度が高いため、複雑形状物の製造に適している。しかし、鋳造法や付加製造法は、金属材料の溶融と凝固（以下、溶融・凝固と記載することがある。）を伴う。これらの製造法を分散強化型のＮｉ基合金に用いると、溶融・凝固時に大きな熱応力が生じるため、割れが発生し易くなってしまう。

一般に、炭化物分散型の合金は、調質が可能であるため、ホウ化物分散型の合金よりも製造し易いといえる。しかし、付加製造法では、金属粉末に対して局所的な溶融・凝固が繰り返されるため、熱応力による割れが軽視できない問題となる。このような状況下、溶融・凝固を伴う製造プロセスに用いることが可能であり、優れた耐食性を備えた上で、耐摩耗性や耐割れ性も優れている合金が求められている。

そこで、本発明は、耐食性と耐摩耗性に優れ、且つ耐割れ性を備え付加製造法等に好適な合金、合金粉末、合金部材および複合部材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に係る合金は、質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす。

また、本発明に係る合金粉末は、質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす。

また、本発明に係る合金部材は、質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす凝固組織を有する積層造形体または鋳造物であり、前記凝固組織は、面心立方格子構造である金属相と炭化物を有し、デンドライト状の結晶組織である。

また、本発明に係る複合部材は、基材と、前記基材の表面に積層された合金層と、を有し、前記合金層は、質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす凝固組織を有する積層造形体であり、前記凝固組織は、面心立方格子構造である金属相と炭化物を有し、デンドライト状の結晶組織である。

本発明によれば、耐食性と耐摩耗性に優れ、且つ耐割れ性を備え付加製造法等に好適な合金、合金粉末、合金部材および複合部材を提供することができる。

上記した以外の課題、構成および効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。

本実施形態に係る合金を用いた複合部材の一例を模式的に示す断面図である。 実施例および比較例のＸ線回折測定による結晶構造解析結果を示す図である。 比較例２の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 比較例２の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 比較例７の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 比較例７の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例１の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例１の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例５の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例５の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例９の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例９の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例１０の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例１０の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例および比較例の化学成分と腐食速度との関係を示す図である。 実施例５の合金を高走査速度のレーザで溶解して凝固させた金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 実施例５の合金を高走査速度のレーザで溶解して凝固させた金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。 試料Ｎｏ．３の積層造形体の外観を示す写真画像である。 試料Ｎｏ．３の積層造形体の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。

以下、本発明の一実施形態に係る合金、付加製造法に適した合金粉末、合金部材、および、合金粉末を用いた複合部材について説明する。まず、合金について説明する。その後、合金部材、合金粉末、付加製造方法、合金の凝固組織について説明する。

なお、本明細書において、元素の含有量を示す％は、質量％を意味するものとする。また、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含むことを意味する。「～」の前後に記載される上限値と下限値は、任意に組み合わせることができる。

［Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金］
本実施形態に係る合金は、面心立方格子（face-centered cubic：ＦＣＣ）構造のＦＣＣ相と、炭化物相とを含む。ＦＣＣ相は、質量比でＮｉの含有量が最も多く、次いでＣｒおよびＭｏの含有量が多いＮｉ基合金よりなり、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを主構成元素とする。炭化物相には、副構成元素であるＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒを含む。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＴａおよびＣは、本実施形態に係る合金に必ず含まれる必須元素である。Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、任意に添加される元素であり、本実施形態に係る合金に含まれてもよいし、含まれなくてもよい。

本実施形態に係る合金において、主構成元素のうちＣｒおよびＭｏは、質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％であることが好ましい。また、副構成元素のうちＴａおよびＣは、質量％で、Ｔａ：１．５～５７％、Ｃ：１．０～２．５％であることが好ましい。また、副構成元素のうちＮｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、質量％で、Ｎｂ：０～４２％、Ｔｉ：０～１５％、Ｖ：０～２７％、Ｚｒ：０～２９％であることが好ましい。

本実施形態に係る合金は、必須元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＴａおよびＣを合計した質量分率に対する実質的な残部が、Ｎｉおよび不可避不純物で組成される。または、必須元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＴａおよびＣと、任意元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ等と、を合算した質量分率に対する実質的な残部が、Ｎｉおよび不可避不純物で組成される。任意に添加可能な任意元素としては、副構成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒの他に、Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｂ等が挙げられる。

ここで、合金の化学成分および含有量の詳細について説明する。

（Ｃｒ：１８～２２％）
Ｃｒは、耐食性を向上させる効果がある。特に、不動態皮膜の形成により、硝酸、硫酸等に対する耐食性が得られる。Ｃｒが１８％未満であると、耐食性を向上させる効果が得られない。一方、Ｃｒが２２％を超えると、Ｍｏ等との組み合わせにおいて、粗大なμ相（Ｎｉ_７Ｍｏ_６等）やＰ相（Ｍｏ_３（Ｍｏ，Ｃｒ）_５Ｎｉ_６）等）等の金属間化合物を形成してしまい、耐食性および耐割れ性が低くなる。また、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｗ等の炭化物生成元素が添加されていると、炭化物や粒界に対するＣｒの濃化が抑制されるため、Ｃｒを過剰に添加することは求められない。そのため、Ｃｒ量は、１８～２２％とする。

Ｃｒ量の下限は、耐食性を向上させる観点等からは、好ましくは１８．５％、より好ましくは１９％である。また、Ｃｒ量の上限は、金属間化合物の形成を抑える観点等からは、好ましくは２１％、より好ましくは２０％である。

（Ｍｏ：１８～２８％）
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果がある。特に、Ｃｒとの組み合わせにおいて、不動態皮膜が緻密に強化され、塩酸、硫酸、弗酸等に対する優れた耐食性が得られる。Ｍｏが１８％未満であると、Ｃｒとの組み合わせにおいて、Ｍｏによる耐食性を向上させる効果が十分に得られない。一方、Ｍｏが２８％を超えると、Ｍｏ量に比例してＭ_６Ｃ型炭化物ないしＭ_１２Ｃ型炭化物が増加するため、耐割れ性が大幅に低くなる。合金粉末を付加製造法に用いた場合には、積層造形体が割れ易くなり、適切な造形が困難になる。また、Ｍｏは高温で酸化され易いため、ガスアトマイズ法等で合金粉末を製造する場合に、合金粉末の表面に酸化皮膜が形成され易くなる。酸化皮膜が形成された粉末粒子を付加製造法に用いると、この粉末が積層造形中に粉末が舞い上がるスモーク現象が発生したり、積層造形体に不純物として混入したりする。そのため、Ｍｏ量は、１８～２８％とする。

Ｍｏ量の下限は、耐食性を向上させる観点等からは、好ましくは１９％、より好ましくは２０％である。また、Ｍｏ量の上限は、耐割れ性や造形性を向上させる観点等からは、好ましくは２６％、より好ましくは２４％である。

（Ｔａ：１．５～５７％）
Ｔａは、耐食性を向上させる効果がある。特に、Ｃｒとの組み合わせにおいて、不動態皮膜が格段に強化・改善されて、優れた耐食性が得られる。また、Ｔａは、Ｍｏよりも炭化物の生成自由エネルギが低い炭化物生成元素であり、母相中に炭化物を生成して耐摩耗性の向上に寄与する。特に、ＣｒやＭｏとの組み合わせにおいて、不動態皮膜が格段と強化されるため、酸に対する耐食性を大きく向上させることができる。Ｔａが１．５％未満であると、Ｔａによる耐食性を向上させる効果が十分に得られない。一方、Ｔａが多すぎると、金属間化合物が増加して、耐割れ性が低くなったり、Ｍｏが金属間化合物に濃化して耐食性が低くなったりする。そのため、Ｔａ量は、１．５～５７％とする。

Ｔａ量の下限は、耐食性や耐摩耗性を向上させる観点等からは、好ましくは１．８％、より好ましくは２．０％である。また、Ｔａ量の上限は、金属間化合物の生成を抑制する観点等からは、好ましくは５０％、より好ましくは４３％である。

（Ｃ：１．０～２．５％）
Ｃは、炭化物を生成して耐摩耗性の向上に寄与する。また、ＦＣＣ構造の母相の安定化に寄与する。Ｃが１．０％未満であると、炭化物による耐摩耗性を向上させる効果が十分に得られない。一方、Ｃが２．５％を超えると、合金が過剰に硬くなって耐割れ性が低くなったり、炭化物が過剰に生成して耐食性が低くなったりする。そのため、Ｃ量は、１．０～２．５％とする。

Ｃ量の下限は、耐摩耗性を向上させる観点等からは、好ましくは１．２％、より好ましくは１．４％である。また、Ｃ量の上限は、耐割れ性を確保する観点等からは、好ましくは２．２％、より好ましくは１．９％である。

（Ｎｂ：０～４２％、Ｔｉ：０～１５％、Ｖ：０～２７％、Ｚｒ：０～２９％）
Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、Ｍｏよりも炭化物の生成自由エネルギが低い炭化物生成元素であり、母相中に炭化物を生成して耐摩耗性の向上に寄与する。Ｎｂが４２％、Ｔｉが１５％、Ｖが２７％、Ｚｒが２９％を超えると、炭化物が過剰になり、耐割れ性や耐食性が低くなる。そのため、Ｎｂ量は４２％以下、Ｔｉ量は１５％以下、Ｖ量は２７％以下、Ｚｒ量は２９％以下に制限する。

Ｎｂ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは４％、より好ましくは９％である。また、Ｎｂ量の上限は、好ましくは３７％、より好ましくは３２％である。Ｎｂは、Ｍｏよりも炭化物の生成自由エネルギが低いため、母相に固溶したＭｏよりも炭化物として安定化しやすい。母相に固溶したＭｏ量を保ちつつ、炭化物を生成させることは、母相の耐食性を保ちつつ、合金の硬さを向上させるのに有効である。

Ｔｉ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは３％、より好ましくは４％である。また、Ｔｉ量の上限は、好ましくは１３．５％、より好ましくは１２％である。

Ｖ量の下限は、Ｖを積極的に添加する場合、好ましくは４．５％、より好ましくは６％である。また、Ｖ量の上限は、好ましくは２３．５％、より好ましくは２０％である。

Ｚｒ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは５％、より好ましくは８％である。また、Ｚｒ量の上限は、好ましくは２５．５％、より好ましくは２２％である。

（０．５≦（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ≦１．５）
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、モル比で、次の数式（Ｉ）：を満たす含有量とする。
０．５≦（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ≦１．５・・・（Ｉ）
但し、数式（Ｉ）中、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、それぞれ、各元素のモル比を表す。

数式（Ｉ）は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒの含有量の範囲を、合金の腐食速度との関係から実験的に求めたものである。Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、炭化物の生成自由エネルギが互いに異なるため、ＮｂとＶに対しては、実験的に求めた係数を乗じている。なお、以下の説明では、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃを「指数値」ということがある。

Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金にＣを添加すると、硬度が高い炭化物が生成するため、耐摩耗性を向上させることができる。しかし、合金に固溶限を超えるＣを添加すると、Ｍ_２Ｃ型炭化物や、Ｍ_６Ｃ型炭化物ないしＭ_１２Ｃ型炭化物が晶出し、これらの炭化物中や粒界にＭｏが濃化する。Ｍｏが炭化物中や粒界に濃化すると、母相中のＭｏ量が少なくなるため、耐食性を向上させるために添加したＭｏの効果が十分に得られなくなり、優れた耐食性が得られなくなってしまう。

これに対し、Ｍｏよりも炭化物の生成自由エネルギが低いＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒを添加すると、これらの元素を主体とする炭化物が生成するため、母相中のＭｏ量の減少を抑制することができる。但し、指数値が０．５未満であると、炭化物生成元素がＣに対して少ないため、母相中のＭｏ量の減少を十分に抑制できず、耐食性を向上させる効果が十分に得られなくなる。また、指数値が１．５を超えると、過剰な炭化物生成元素によってＰ相等の金属間化合物が形成されるため、耐割れ性が低くなったり、ＣｒやＭｏが金属間化合物中に濃化して耐食性が低くなったりする。そのため、指数値は、０．５～１．５の範囲とする。

指数値の下限は、Ｍｏによる耐食性を向上させる効果を十分に得る観点等からは、好ましくは０．７、より好ましくは０．８５である。また、指数値の上限は、金属間化合物の生成による耐割れ性や耐食性の低下を抑制する観点等からは、好ましくは１．３、より好ましくは１．１５である。

本実施形態に係る合金において、主に合金特性の向上や製造上の改善を目的として、以下の元素を任意に添加することができる。

（Ｙ：５．０％以下）
Ｙは、安定な保護皮膜を形成し、耐酸化性および耐食性を向上させる効果がある。また、比較的原子半径が大きいため、合金強度および耐摩耗性も向上する。Ｙが０．０１％以上であると、Ｙの添加による効果が得られる。一方、Ｙが５．０％を超えると、酸化量が多くなり、耐酸化性が低下する場合がある。そのため、Ｙ量は、積極的に添加する場合、０．０１～５．０％とする。

（Ｈｆ：５６％以下）
Ｈｆは、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒと同程度の炭化物生成能を有している。Ｈｆを添加すると、Ｈｆを主体とした炭化物を生成し、耐食性および耐摩耗性が向上する。一方、Ｈｆが過剰であると、有害な金属間化合物を形成し、耐割れ性が低下する可能性がある。そのため、Ｈｆ量は、積極的に添加する場合、０．０１～５６％とする。Ｈｆ量は、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの一以上の部分的な代替として添加し、原子％換算で他の炭化物生成元素との合計を同様の添加量の範囲に制限することが好ましい。

（Ｗ：３０％以下）
Ｗは、Ｍｏよりも高い炭化物生成能を有している。また、原子半径が大きいため、固溶強化による合金強度および耐摩耗性の向上が期待できる。Ｗが０．０１％以上であると、Ｗの添加による効果が得られる。一方、Ｗが過剰であると、有害な金属間化合物を形成し、耐割れ性が低下する場合がある。そのため、Ｗ量は、積極的に添加する場合、０．０１～３０％とする。

（Ｂ：１％以下）
Ｂは、粒界強化による合金強度、特に高温強度の向上が期待できる。また、ホウ化物析出による耐摩耗性の向上が期待できる。Ｂが０．００１％以上であると、Ｂの添加による効果が得られる。一方、Ｂが過剰であると、耐割れ性が低下する。そのため、Ｂ量は、積極的に添加する場合、０．００１～１％、好ましくは０．００１～０．１％とする。

（Ｆｅ：７．０％以下）
Ｆｅは、Ｎｉよりも融点が高く、溶湯の粘度を高める効果がある。付加製造法に用いられる金属粉末は、通常、アトマイズ法等によって、液滴化した溶湯を凝固させる方法で製造される。Ｆｅを添加すると、凝固中の固相量が増え、溶湯の粘度が高められるため、金属粉末の粒子径の制御が容易になる。また、付加製造法に適していない粒子径５μｍ未満の微粉が生成するのを抑制することができる。Ｆｅが０．０１％以上であると、Ｆｅによる溶湯の粘度を高める効果が得られる。一方、Ｆｅが７．０％を超えると、母相の電気化学的腐食に対する耐食性が低くなる。そのため、Ｆｅ量は、積極的に添加する場合、０．０１～７．０％とする。

Ｆｅ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは０．０５％、より好ましくは０．１０％である。また、Ｆｅ量の上限は、好ましくは５．５％、より好ましくは１．０％である。

（Ｃｏ：２．５％以下）
Ｃｏは、Ｎｉよりも融点が高く、溶湯の粘度を高める効果がある。Ｃｏを添加すると、Ｆｅと同様に、金属粉末の粒子径の制御が容易になる。また、付加製造法に適していない粒子径５μｍ未満の微粉が生成するのを抑制することができる。Ｃｏが０．００１％以上であると、Ｃｏによる溶湯の粘度を高める効果が得られる。一方、Ｃｏが２．５％を超えると、合金粉末の製造時に、凝固させた粒子内にミクロレベルの引け巣が発生し易くなる。そのため、Ｃｏ量は、積極的に添加する場合、０．００１～２．５％とする。

Ｃｏ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．０１０％である。また、Ｃｏ量の上限は、好ましくは１．０％、より好ましくは０．５％である。

（Ｓｉ：０．２％以下）
Ｓｉは、脱酸剤として添加される化学成分であり、溶湯の清浄度を高める効果がある。脱酸剤を添加すると、合金粉末を付加製造法に用いた場合に、積層造形体の粒子同士の接合部が滑らかになるため、積層造形体に欠陥が生じ難くなる。Ｓｉが０．００１％以上であると、Ｓｉの添加による効果が得られる。一方、Ｓｉが０．２％を超えると、Ｓｉによる金属間化合物が粒界偏析するため、耐食性が低くなる。そのため、Ｓｉ量は、積極的に添加する場合、０．００１～０．２％とする。

Ｓｉ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは０．００２％、より好ましくは０．００５％である。また、Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．１％、より好ましくは０．０１％である。

（Ａｌ：０．５％以下）
Ａｌは、脱酸剤として添加される化学成分であり、溶湯の清浄度を高める効果がある。Ａｌが０．０１％以上であると、Ａｌの添加による効果が得られる。一方、Ａｌが０．５％を超えると、合金粉末を付加製造法に用いた場合に、溶融・凝固時の粒子の表面に酸化物が形成され易くなる。酸化皮膜が形成された粉末を付加製造法に用いると、積層造形中にスモーク現象等の支障を来たしたり、積層造形体に不純物が混入したりする。そのため、Ａｌ量は、積極的に添加する場合、０．０１～０．５％とする。

Ａｌ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０５％である。また、Ａｌ量の上限は、好ましくは０．４％、より好ましくは０．３％である。

（Ｃｕ：０．２５％以下）
Ｃｕは、母相の電気化学的腐食に対する耐食性を向上させる効果がある。特に、塩酸、弗酸等の非酸化性酸に対する湿潤環境における優れた耐食性が得られる。Ｃｕが０．００１％以上であると、Ｃｕによる耐食性を向上させる効果が得られる。一方、Ｃｕが０．２５％を超えると、合金粉末を付加製造法に用いた場合に、溶融・凝固時の粒子の表面に酸化物が形成され易くなる。酸化皮膜が形成された粉末を付加製造法に用いると、積層造形中にスモーク現象等の支障を来たしたり、積層造形体に不純物が混入したりする。そのため、Ｃｕ量は、積極的に添加する場合、０．００１～０．２５％とする。

Ｃｕ量の下限は、積極的に添加する場合、好ましくは０．００２％、より好ましくは０．００５％である。また、Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．１％、より好ましくは０．０１％である。

（不可避不純物）
本実施形態に係る合金は、上述の主構成元素および副構成元素に対する残部が、Ｎｉおよび不可避不純物からなる。本実施形態に係る合金は、原料に混入している不純物や、資材、製造設備等の状況に応じて持ち込まれる不純物の混入が許容される。不可避不純物の具体例としては、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｎ、Ｏ等が挙げられる。

不可避不純物の元素毎の含有量は、好ましくは１質量％以下、より好ましくは０．１質量％以下、更に好ましくは０．０１質量％以下、更に好ましくは検出限界以下である。特に、Ｐ量については、０．０１質量％以下が好ましい。Ｓ量については、０．０１質量％以下が好ましく、０．００３質量％以下がより好ましい。Ｎ量については、０．００３質量％以下が好ましい。

合金の化学組成は、エネルギ分散型Ｘ線分析（Energy dispersive X-ray spectroscopy：ＥＤＸ）、誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma：ＩＣＰ）発光分光分析等によって分析することができる。なお、本発明の数式（Ｉ）の値は、例えばＩＣＰ分析結果により測定される各元素の重量を、原子量と全体比率からモル比に換算することで算出可能である。

以上の合金によると、前記の化学組成によって、高Ｍｏ量の母相と、硬度が高い炭化物と、が形成されるため、優れた耐食性と優れた耐摩耗性とを両立させることができる。また、合金のＣ量やＣｒ量等が比較的抑制されており、炭化物や脆い金属間化合物の形成量が適切に制御されているため、耐割れ性が高くなる。この合金は、耐割れ性を備えた合金部材や、付加製造法に適したＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金粉末の材料として好適に用いられる。

＜合金の形態＞
本実施形態に係る合金は、前記の化学組成を有する限り、合金塊、合金部材、合金粉末等の適宜の形態とすることができる。また、本実施形態に係る合金は、前記の化学組成を有する限り、前記の化学組成を有する溶湯から、ダイカスト等による鋳造物や、直接圧延法等による圧造物等とすることもできる。

合金塊は、インゴット、スラブ、ビレット等のいずれであってもよい。合金塊の形状は、用途等に応じて、直方体状、平板状、柱状、棒状等、適宜の形状や寸法とすることができる。例えば、合金塊は、溶解炉で合金を溶融させた後、溶湯を所定の鋳型に注湯して凝固させる一般的な鋳造法等によって作ることができる。溶解炉としては、電気エネルギを熱エネルギに変換して溶解する炉、ジュール熱を利用する電気抵抗炉、誘導電流を利用する低周波誘導炉、渦電流を利用する高周波誘導炉等を用いることができる。
合金部材、合金粉末については以下に説明する。

＜合金部材＞
本実施形態に係る合金部材は、前記の化学組成を有する限り、積層造形体や、鋳造物、圧造物、鍛造物等のいずれとして製造することもできる。積層造形体は、合金粉末を材料として付加製造法によって製造することができる。圧造物や鍛造物は、合金塊に加工成形・熱処理を施す方法や、溶湯を直接成形し、加工・熱処理を施す方法によって製造することができる。

本実施形態に係る合金部材は、用途や形状が、特に限定されるものではない。本実施形態に係る合金部材には、部材としての用途や要求される機械的特性等に応じて、時効処理等の調質、焼鈍等の適宜の熱処理や、冷間加工、熱間加工等の適宜の加工を施すことができる。

なお、本実施形態に係る合金部材は、積層造形体として製造する場合、合金部材の全体が付加製造法によって造形されてもよいし、合金部材の一部のみが付加製造法によって造形されてもよい。すなわち、本実施形態に係る合金部材には、前記の化学組成を有する合金の基材に、前記の化学組成を有する合金の粉体肉盛（盛り金）が施された複合部材が含まれる。

合金部材の具体例としては、耐食性と耐摩耗性が要求される用途に用いられる機器や構造物に用いられる部材、例えば、射出成形用のスクリュ、射出成形用のシリンダ等や、油井プラントの掘削機材や化学プラント等に備えられるバルブ、継手、熱交換器、ポンプ等や、発電機等のタービン、圧縮機のインペラ、航空機のエンジンのブレードやディスク部等が挙げられる。

＜合金粉末＞
本実施形態に係る合金粉末は、前記の化学組成を有する限り、適宜の粒子形状、適宜の粒子径および適宜の粒度分布の粉粒体とすることができる。本実施形態に係る合金粉末は、合金のＣ量が比較的抑制されているし、後記するように、付加製造法を用いて基材と一体化させた場合に、炭素等の拡散による混合層が形成されて線膨張係数差が縮小するため、溶融・凝固時の熱応力に対して耐性が高く、付加製造法の材料として好適である。

本実施形態に係る合金粉末は、前記の化学組成を有する合金の粒子のみで構成されてもよいし、前記の化学組成を有する合金の粒子と他の化学組成を有する粒子とが混合された粉末であってもよいし、任意の化学組成を有する粒子の集合によって前記の化学組成となる粉末であってもよい。

また、本実施形態に係る合金粉末は、機械的粉砕、メカニカルアロイング等の機械的製造法で製造されてもよいし、アトマイズ法等の溶融・凝固プロセスで製造されてもよいし、酸化還元法、電解法等の化学的製造法で製造されてもよい。但し、合金粉末を付加製造法に用いる観点からは、球状の粒子が形成され易い点で、溶融・凝固プロセスで製造されることが好ましい。

本実施形態に係る合金粉末は、造粒粉末や焼結粉末とすることができる。造粒粉末は、粉粒体を構成する少なくとも一部の粒子が粒子同士で結合した状態となるように造粒された粉末である。焼結粉末は、粉粒体を構成する少なくとも一部の粒子が粒子同士で結合した状態となるように熱処理によって焼結した粉末である。

焼結粉末は、二次粒子の粒度分布を適切に調整する観点からは、一旦、合金粉末を造粒粉末とした後に造粒粉末を焼成する方法によって製造することが好ましい。例えば、合金粉末を造粒粉末とした後に焼成して造粒焼結粉末とする方法としては、次のような方法を用いることができる。

はじめに、原料として、例えば、Ｍｏ_２Ｃの粉末と、前記の化学組成となる残りの化学成分を含む粉末、例えば、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａ等の粉末を用意する。そして、用意した原料の粉末を、バインダと共に湿式混合する。バインダとしては、炭化水素系バインダを用いることが好ましい。炭化水素系バインダとしては、パラフィン等のワックスが挙げられる。混合によって得られた混合物をスプレードライヤで噴霧乾燥させると、平均粒子径ｄ_５０が１．０μｍ～２００μｍである混合物の造粒粉末が得られる。

次に、混合物の造粒粉末を乾燥させてバインダを脱脂させる。脱脂の温度は、使用したバインダが所要時間内に十分に除去される程度であればよい。脱脂の温度は、例えば、４００～６００℃とすることができる。そして、混合物の造粒粉末を、脱脂させた後に引き続き焼成して、粒子同士を焼結させる。焼成の温度は、化学組成にもよるが、例えば、１０００℃以上とする。焼成の温度を１０００℃以上の高温にすると、焼結体の密度が高くなるため、充填密度の向上に適した嵩密度が大きい焼結粉末が得られる。

焼成された焼結粉末は、例えば、空冷等で自然冷却させた後に、目的に応じて、篩分級、乾式分級、湿式分級等によって分級することができる。

原料として用いるＭｏ_２Ｃの粉末は、レーザ回折散乱式の粒度分布測定による累積粒度分布における平均粒子径ｄ_５０が、好ましくは５μｍ以下、より好ましくは０．１～１．０μｍである。また、残りの化学成分を含む粉末は、平均粒子径ｄ_５０が、好ましくは０．１～５０．０μｍ、より好ましくは０．１～２０．０μｍである。また、バインダの粉末は、平均粒子径ｄ_５０が、好ましくは０．１～１．０μｍである。

このような原材料を用いると、噴霧乾燥の結果として、粒子同士の結合がよく、Ｃが十分に分散しており、平均粒子径ｄ_５０が１．０～２００μｍである造粒粉末を効率的に得ることができる。このような造粒粉末を焼成して焼結粉末とした後に、平均粒子径ｄ_５０が２０～１００μｍとなるように分級すると、付加製造法に適した均一性が高い粒度の合金粉末が得られる。

以上のような合金粉末を造粒粉末とした後に焼成して造粒焼結粉末とする方法を用いると、粉粒体を構成する粒子同士を、焼結によって十分に結合させることができる一方で、造粒操作に使用したバインダを、粉粒体中から確実に除去することができる。一般に、脱脂した造粒粉末をそのまま指向性エネルギ堆積方式による付加製造法に用いると、造粒粉末が造形領域への供給中に容易に破砕してしまう。これに対し、造粒焼結粉末であると、粒子同士が焼結によって強固に結合するため、積層造形中の粉砕を抑制し、酸化、不純物の混入による、溶融・凝固時の欠陥や化学組成の不均一を低減することができる。

合金粉末は、付加製造法に用いる前に、球状化処理を施してもよい。球状化処理としては、熱プラズマ液滴精錬（thermal plasma droplet refining：ＰＤＲ）法や、高温による熱処理等を用いることができる。ＰＤＲ法は、粉末をプラズマ中に導入して高温による熱処理を行う方法である。ＰＤＲ法によると、粉粒体を構成する粒子の一部または全部が瞬時に溶融して凝固するため、表面張力によって真球に近い粒子が得られる。粒子の表面が滑らかになり、粉粒体としての流動性が高くなるため、積層造形体の造形精度を向上させることができる。また、溶融・凝固時の欠陥や化学組成の不均一による凝固組織の欠陥を低減することができる。

また、本実施形態に係る合金粉末は、種々のアトマイズ法で製造することができる。アトマイズ法は、高圧で噴霧した媒体の運動エネルギで溶融金属を液滴として飛散させ、液滴化した溶融金属を凝固させて粉粒体を造る方法である。アトマイズ法としては、水アトマイズ法、ガスアトマイズ法、ジェットアトマイズ法等のいずれを用いることもできる。

水アトマイズ法は、タンディッシュの底部等から流下させた溶湯に、噴霧媒体として高圧の水を吹き付け、水の運動エネルギによって金属粉末を造る方法である。水アトマイズ法によって造られる粒子は、非晶質となり易い。水アトマイズ法の噴霧媒体である水は、他のアトマイズ法と比較して、冷却速度が速いためである。但し、水アトマイズ法によって造られる粒子は、不規則形状となる傾向が強い。

ガスアトマイズ法は、タンディッシュの底部等から流下させた溶湯に、噴霧媒体として高圧の窒素、アルゴン等の不活性ガスや、高圧の空気を吹き付けて金属粉末を造る方法である。ガスアトマイズ法によって造られる粒子は、球状となり易い。ガスアトマイズ法の噴霧媒体である不活性ガスや空気は、水アトマイズ法と比較して、冷却速度が遅いためである。噴霧媒体によって液滴化した溶湯は、比較的長時間にわたって液体の状態に留まるため、表面張力による球状化が進むと考えられている。

ジェットアトマイズ法は、タンディッシュの底部等から流下させた溶湯に、噴霧媒体として高速且つ高温のフレームジェットを噴射して金属粉末を造る方法である。フレームジェットとしては、灯油等を燃焼させて発生させた超音速の燃焼炎が用いられる。そのため、溶湯は、比較的長時間にわたって加速されて微粒子となる。ジェットアトマイズ法によって造られる粒子は、球状となり易く、平均粒子径が小さい粒度分布となる傾向が強い。

本実施形態に係る合金粉末は、付加製造法に用いる観点からは、ガスアトマイズ法で製造することが好ましい。ガスアトマイズ法によって造られる粒子は、真球度が高くなるし、粉粒体としての流動性も高くなる。そのため、積層造形体の造形精度を向上させることができる。また、溶融・凝固時の欠陥や化学組成の不均一による凝固組織の欠陥を低減することができる。

（付加製造法）
本実施形態に係る合金粉末は、適宜の方式の付加製造法に用いることができる。一般に、金属材料を対象とした付加製造法は、粉末床溶融結合（Powder Bed Fusion：ＰＢＦ）方式と、指向性エネルギ堆積（Directed Energy Deposition：ＤＥＤ）方式とに大別される。

粉末床溶融結合（ＰＢＦ）方式は、基材上に金属粉末を敷き詰めてパウダベッドを形成し、対象となる領域に敷き詰められている金属粉末にビームを照射し、金属粉末を溶融・凝固させて造形する方法である。ＰＢＦ方式では、パウダベッドに対して二次元的な造形を行う毎に、パウダベッドの積層と金属粉末の溶融・凝固とを繰り返す三次元的な積層造形が行われる。

粉末床溶融結合（ＰＢＦ）方式には、熱源としてレーザビームを用いる方法と、熱源として電子ビームを用いる方法とがある。レーザビームを用いる方法は、粉末レーザ溶融（Selective Laser Melting：ＳＬＭ）法と、粉末レーザ焼結（Selective Laser Sintering：ＳＬＳ）法とに大別される。電子ビームを用いる方法は、粉末電子ビーム溶融（Selective Electron Beam Melting：ＳＥＢＭ、または、単にＥＢＭ）法と呼ばれる。

粉末レーザ溶融（ＳＬＭ）法は、レーザビームによって金属粉末を溶融ないし焼結させる方法である。粉末レーザ焼結（ＳＬＳ）法は、レーザビームによって金属粉末を焼結させる方法である。レーザビームを用いるＳＬＭ法やＳＬＳ法では、窒素ガス等の不活性雰囲気下において、金属粉末の溶融・凝固が進められる。

粉末電子ビーム溶融（ＳＥＢＭ／ＥＢＭ）法は、熱源として電子ビームを用いて金属粉末を溶融させる方法である。電子ビームを用いるＥＢＭ法は、金属粉末に電子ビームを照射し、運動エネルギを熱に変換して金属粉末を溶融させることによって行われる。ＥＢＭ法では、高真空下において、電子ビームの照射や、金属粉末の溶融・凝固が進められる。

一方、指向性エネルギ堆積（ＤＥＤ）方式は、基材上や既に造形されている造形領域に向けて金属粉末の供給とビームの照射とを行い、造形領域に供給された金属粉末を溶融・凝固させて造形する方法である。ＤＥＤ方式では、金属粉末の供給とビームの照射とを二次元的ないし三次元的に走査し、既に造形されている造形領域に対する凝固金属の堆積を繰り返す三次元的な積層造形が行われる。

ＤＥＤ方式は、メタルデポジション方式とも呼ばれている。ＤＥＤ方式には、熱源としてレーザビームを用いるレーザメタルデポジション（Laser Metal Deposition：ＬＭＤ）法と、熱源として電子ビームを用いる方法とがある。ＤＥＤ方式のうち、基材に対してレーザビームを用いて粉体肉盛を施す方法は、レーザ粉体肉盛溶接とも呼ばれている。

種々の方式の付加製造法のうち、粉末床溶融結合（ＰＢＦ）方式は、積層造形体の形状精度が高い利点がある。一方、指向性エネルギ堆積（ＤＥＤ）方式は、高速の造形が可能な利点がある。特に、粉末床溶融結合（ＰＢＦ）方式のうち、粉末レーザ溶融（ＳＬＭ）法は、厚さが数十μｍ単位のパウダベッドに対して、ビーム径が微小なレーザを照射すると、金属粉末の選択的な溶融・凝固が可能になる。

＜合金粉末の粒度分布＞
本実施形態に係る合金粉末は、レーザ回折散乱式の粒度分布測定による累積粒度分布における粉末の積算頻度５０体積％に対応する平均粒子径ｄ_５０の範囲が５～５００μｍであることが好ましい。付加製造法においては、ある程度の粉末の集合毎に溶融・凝固が進められる。合金粉末の粒子径が小さすぎると、ビードも小さくなるため、ビードの界面破壊をはじめとする欠陥が生じ易くなる。一方、合金粉末の粒子径が大きすぎると、ビードも大きくなるため、冷却速度の不均一による欠陥が生じ易くなる。しかし、平均粒子径ｄ_５０が５～５００μｍの範囲内であれば、欠陥が少ない積層造形体が得られ易くなる。

但し、合金粉末の最適な粒子径や粒度分布は、付加製造法の方式によって異なる。そのため、合金粉末の粒子径や粒度分布は、付加製造法の方式に応じて調整することが好ましい。本実施形態に係る合金粉末は、粉末床溶融結合（ＰＢＦ）方式や指向性エネルギ堆積（ＤＥＤ）方式に用いる観点からは、平均粒子径ｄ_５０は１０～２５０μｍの範囲内であることが好ましく、２０～１５０μｍの範囲内であることがより好ましい。

例えば、粉末レーザ溶融（ＳＬＭ）法では、レーザ回折散乱式の粒度分布測定による累積粒度分布における粉末の積算頻度５０体積％に対応する平均粒子径ｄ_５０は、好ましくは１０～６０μｍ、より好ましくは２０～４０μｍである。また、積算頻度１０体積％に対応する粒子径ｄ_１０は、好ましくは５～３５μｍである。また、積算頻度９０体積％に対応する粒子径ｄ_９０は、好ましくは２０～１００μｍである。

ＳＬＭ法において、金属粉末の粒子径が１０μｍ未満であると、粉粒体としての堆積性や展延性が悪くなるため、パウダベッドとして積層される粉末が偏りを生じ易くなる。また、粒子径が１００μｍを超えると、ビームによる溶融が不完全になり易いため、凝固組織に欠陥を生じたり、表面粗さが大きくなったりする。しかし、前記の粒子径であれば、平坦且つ均一な厚さのパウダベッドを形成し易いし、パウダベッドを繰り返し積層することも容易になるため、欠陥が少ない積層造形体が得られ易くなる。

また、レーザメタルデポジション（ＬＭＤ）方式や、パウダベッド方式の粉末電子ビーム溶融（ＥＢＭ）法では、レーザ回折散乱式の粒度分布測定による累積粒度分布における粉末の積算頻度５０体積％に対応する平均粒子径ｄ_５０は、好ましくは３０～２５０μｍ、より好ましくは６０～１２０μｍである。また、粉末の積算頻度１０体積％に対応する粒子径ｄ_１０は、好ましくは１５～１００μｍである。また、粉末の積算頻度９０体積％に対応する粒子径ｄ_９０は、好ましくは５０～５００μｍである。

ＬＭＤ方式において、金属粉末の平均粒子径が小さいと、ノズルヘッドに搬送する粉末の流れが偏り易くなるため、溶融池に対する安定した金属粉末の供給が難しくなる。また、粒子径が５００μｍ程度を超えると、金属粉末がノズルヘッド内等で閉塞を起こしたり、溶融が不完全になり、凝固組織に欠陥を生じたり、表面粗さが大きくなったりする。一方、ＥＢＭ法において、金属粉末の平均粒子径が小さいと、スモーク現象が発生し易くなる。しかし、前記の粒子径であれば、溶融池に対する金属粉末の供給や金属粉末の非飛散性が良好になるため、高精度な積層造形体が得られ易くなる。

なお、粒度分布や粒子径は、レーザ回折散乱式の粒度分布測定装置によって測定することができる。平均粒子径は、粒子径が小さい粒子から大きい粒子の順に粒子の体積を積算した体積積算値と、その体積積算値における粒子径との関係を示す積算分布曲線において、粒子径が小さい側から積算された５０％の体積に対応した粒子径として求められる。

＜合金を用いた複合部材＞
本実施形態に係る合金を用いた複合部材（部材）は、前記の化学組成を有する合金部材、または、前記の化学組成を有する合金粉末で形成された合金層を、他の部材と一体化させることによって得られる。一体化させる方法としては、溶接、はんだ付け、ろう付け、機械的接合、拡散接合等の適宜の方法を用いることができる。

図１は、本実施形態に係る合金を用いた複合部材の一例を模式的に示す断面図である。
図１には、本実施形態に係る合金を用いた複合部材の一例として、前記の化学組成を有する合金とは異なる材質の基材に、前記の化学組成を有する合金の粉体肉盛（盛り金）が施された複合部材を示す。

図１に示すように、本実施形態に係る合金を用いた複合部材４は、前記の化学組成を有する合金とは異なる材質の基材１と、前記の化学組成を有する合金で基材１の表面に形成された合金層２と、を有している。このような複合部材４は、合金粉末を用いた指向性エネルギ堆積（ＤＥＤ）方式の付加製造法によって製造することができる。

基材１は、形状や材質が、特に制限されるものではない。基材１としては、例えば、Ｆｅ基合金、Ｎｉ基合金等を用いることができる。また、合金層２は、形状や厚さ等が、特に制限されるものではない。図１において、合金層２としては、基材１の表面に粉体肉盛による柱状の層が形成されている。しかし、前記の化学組成を有する合金は、耐熱化、耐摩耗化等のために基材の表面を被覆する薄膜状のコーティングや、三次元的な所定形状を呈する積層造形体として形成してもよい。

従来、合金と異種材料との複合部材は、多くの場合、焼結法やＨＩＰ法で製造されている。しかし、合金と異種材料とでは、通常、線膨張係数が異なるため、焼結後の冷却過程等において、合金が異種材料から剥離し易かった。これに対し、本実施形態に係る合金を用いた複合部材４は、前記の化学組成を有する合金粉末を材料として、付加製造法によって製造することができる。

複合部材４の製造に用いられる合金粉末は、母相の固溶限以上のＣが添加されているため、合金粉末の溶融・凝固の過程で、基材１と合金層２との間に、炭素等の拡散による混合層３が形成される。混合層３は、溶融・凝固時の炭素等の拡散によって、基材１と合金層２との中間的な化学組成となる。また、合金粉末は、炭化物分散型であるにもかかわらず、合金のＣ量が比較的抑制されている。混合層３やＣ量によって、基材１と合金層２との間の線膨張係数差が小さくなるため、合金層２の密着性を向上させて、剥離を防止することができる。

前記の化学組成を有する合金を用いた複合部材の具体例としては、前記の合金部材と同様に、耐食性と耐摩耗性が要求される用途に用いられる機器や構造物に用いられる部材、例えば、射出成形用のスクリュ、射出成形用のシリンダ等や、油井プラントの掘削機材や化学プラント等に備えられるバルブ、継手、熱交換器、ポンプ等や、発電機等のタービン、圧縮機のインペラ、航空機のエンジンのブレードやディスク部等が挙げられる。また、金型補修として粉体肉盛が施された金型等が挙げられる。

＜合金の凝固組織＞
本実施形態に係る合金の凝固組織は、鋳造ままの状態において、主に、面心立方格子（ＦＣＣ）構造であり、金属元素を主体とする金属相（母相）と、炭化物と、を有する金属組織となる。炭化物相は、主に、Ｍ_２Ｃ型、ＭＣ型、Ｍ_６Ｃ型ないしＭ_１２Ｃ型の４種類のうち、１種または２種の炭化物によって構成される。鋳造まま凝固組織においても、母相中に十分量の炭化物が晶出するため、優れた耐摩耗性が得られる。

本実施形態に係る合金部材や、本実施形態に係る合金粉末は、ＦＣＣ構造の金属相（母相）に含まれるＭｏ量が、１５質量％以上であり、好ましくは１７質量％以上である。このような高Ｍｏ量の母相は、合金に添加されるＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶまたはＺｒが優先的に炭化物を生成し、炭化物中や粒界へのＭｏの濃化が抑制されることによる。よって、表３に示す通り、炭化物分散型の強化材料であるにもかかわらず、優れた耐食性が得られる。特に、Ｎｂは、炭化物として生成した場合に金属相との電位差が小さく、耐食性が特に高い合金を形成できる点で好ましい。

本実施形態に係る合金は、液相線温度以上から固相線温度以下に冷却されたとき、母相中に共晶炭化物が晶出して、鋳造まま凝固組織がデンドライト状となる。そのため、デンドライト状の凝固組織の有無を観察することによって、合金が溶融・凝固を経ているか否かを確認することが可能である。合金が溶融・凝固を経ている場合、焼結体の場合と比較して、異種材料との界面における密着性が向上していると言える。

本実施形態に係る合金部材や、本実施形態に係る合金粉末は、凝固組織の断面を電子顕微鏡観察して求められる金属間化合物の面積率が、好ましくは３５％以下、より好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下となる。一般に、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒの添加量が多いと、Ｐ相等の金属間化合物が多量に晶出する。Ｐ相等の金属間化合物は、非常に複雑な結晶構造を有しており、硬くて脆い性質がある。そのため、晶出量が多くなると耐割れ性が大幅に低下する。しかし、本実施形態に係る合金は、金属間化合物の面積率が小さいため、鋳造まま凝固組織においても、優れた耐割れ性が得られる。

本実施形態に係る合金部材や、本実施形態に係る合金粉末は、鋳造ままの状態において、ＨＲＣ４０以上の硬さが得られる。得られる硬さは、好ましくはＨＲＣ４５以上であり、より好ましくはＨＲＣ５０以上である。また、このような硬さにおいて、沸騰１０％硫酸に２４時間浸漬したときの腐食速度が、１．０ｇ・ｍ^－２・ｈ^－１以下となる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は、前記の実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更が可能である。例えば、本発明は、必ずしも前記の実施形態が備える全ての構成を備えるものに限定されない。或る実施形態の構成の一部を他の構成に置き換えたり、或る実施形態の構成の一部を他の形態に追加したり、或る実施形態の構成の一部を省略したりすることができる。

以下、実施例を示して本発明について具体的に説明するが、本発明の技術的範囲はこれに限定されるものではない。

［合金塊の作製］
本発明に係る合金の化学成分の適正量や適性比率を確認するために、鋳造法によって合金塊を作製した。鋳造法によって作製した合金塊は、本発明に係る合金部材や本発明に係る合金粉末の鋳造まま凝固組織を疑似的に再現しているといえる。

合金の原料として、以下の９種類を用意し、表１に示す化学組成となるように秤量した。
Ｎｉ：直径８～１５ｍｍの球状粒、
Ｃｒ：粒子径６３～９０μｍの粉末、
Ｍｏ：平均粒子径約１．５μｍの微粉末、
Ｔａ：粒子径４５μｍ以下の粉末、
Ｍｏ_２Ｃ：粒子径３～６μｍの微粉末、
Ｃ：直径１～２ｍｍの球状粒、
Ｎｂ：３～５ｍｍの破砕状粒、
Ｔｉ：１～３ｍｍの破砕状粒、
Ｖ：５ｍｍの破砕状粒。

次に、これらの原料をアルミナるつぼに入れて混合した。混合した原料粉を高周波誘導溶解炉で溶解した後に、水冷銅製鋳型に傾注してインゴットを得た。表１に示す化学組成となるように溶製した各供試材のインゴットから、所定の形状の試験片を作製し、硬さ測定（耐摩耗性評価）と耐食性評価を行った。

（硬さ測定）
各供試材の切断後の断面を、エメリー紙およびダイヤモンド砥粒を用いて、鏡面まで研摩した。そして、ビッカース硬さ試験機によって、室温において、荷重１０００ｇｆ、保持時間１５秒でビッカース硬さを測定した。測定は１０回行い、最大値と最小値を除いた８点の平均値を記録した。測定したビッカース硬さ（ＨＶ）をロックウェル硬さ（ＨＲＣ）に換算した。なお、換算には、ＡＳＴＭ（American Society for Testing and Materials） Ｅ１４０ 表２を参照した。ＨＲＣ４０以上の場合を「優良」、ＨＲＣ４０未満の場合を「不良」とした。測定値および評価結果を表２に示す。

（耐食性評価）
各供試材を１０ｍｍ×１０ｍｍ×２．５ｍｍに切断し、試験片の全面を耐水エメリー紙＃１０００まで研磨した後、アセトン、エタノールで脱脂して腐食試験に供した。腐食試験の開始前には、各試験片の寸法および質量を測定した。そして、沸騰した１０％Ｈ_２ＳＯ_４中に各試験片を２４時間浸漬した。その後、腐食液から試験片を取り出し、各試験片の質量を測定して、質量変化から腐食速度を求めた。また、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）によって試験片の外観の腐食形態を観察した。

腐食速度は、次の数式（１）によって算出した。
ｓ＝（ｇ_０－ｇ_ａ）／（Ａ×ｔ）・・・（１）
ここで、ｓは腐食速度［ｇ・ｍ^－２・ｈ^－１］、ｇ_０は腐食液への浸漬前の試験片の質量［ｇ］、ｇ_ａは腐食液への浸漬後の試験片の質量［ｇ］、Ａは試料の表面積［ｍ^２］、ｔは腐食液への浸漬時間［ｈ］である。

腐食試験は、各供試材について３回ずつ行った。最も腐食速度が大きい結果を、その供試材の腐食速度の代表値とした。腐食速度が１．０ｇ・ｍ^－２・ｈ^－１以下の場合を「優良」、腐食速度が１．０ｇ・ｍ^－２・ｈ^－１よりも大きい場合を「不良」とした。測定値および評価結果を表２に示す。

表２に示すとおり、実施例１～１１は、いずれも、硬さおよび耐食性が優良であった。一方、比較例１は、Ｃ量が少なく、ＨＲＣ４０未満であった。実施例３は、Ｃ量が比較例１と同じであるが、Ｎｂが添加されているため、ＨＲＣ４０以上であった。また、比較例１～８は、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃが０．５～１．５の範囲にないため、腐食速度が１．０ｇ・ｍ^－２・ｈ^－１よりも大きくなった。

（結晶構造解析）
図２は、実施例および比較例のＸ線回折測定による結晶構造解析結果を示す図である。
図２には、実施例１、５、９、１０と比較例２、７について、Ｘ線回折（X‐ray diffraction：ＸＲＤ）測定で得られた回折スペクトルを示す。なお、ＸＲＤ測定では、線源をＣｕ、管電圧を４８ｋＶ、管電流を２８ｍＡ、サンプリング間隔を０．０２°、走査範囲を２θ＝２０～１００°とした。測定試料としては、各供試材から切り出した後に耐水エメリー紙＃１０００まで研磨したものを用いた。

図２に示すように、実施例１、５、９については、ＦＣＣ構造に帰属されるメインピークが測定された。但し、実施例１、５、９では、ＭＣ型炭化物や、Ｍ_６Ｃ型炭化物ないしＭ_１２Ｃ型炭化物のピークも認められた。高強度の炭化物のピークが測定されたのは、炭化物の生成自由エネルギが小さいＴａ（実施例１）、Ｎｂ（実施例５）、Ｔｉ（実施例９）が添加されているためと考えられる。

一方、比較例２については、ＦＣＣ構造のピークと、Ｍ_２Ｃ型炭化物のピークが認められた。Ｍ_２Ｃ型炭化物のピークが測定されたのは、炭化物形成能の高い元素量が少ないため、Ｍｏを主体とした炭化物（ＭｏはＭｏ_２Ｃを形成する傾向にある）が生成したためと考えられる。比較例７については、ＭＣ型炭化物に加え、斜方晶系の金属間化合物であるＰ相（Ｍｏ_３（Ｍｏ，Ｃｒ）_５Ｎｉ_６）や、六方晶系の金属間化合物であるγ´相（Ｎｉ_３Ｔｉ）のピークが認められた。高強度の金属間化合物のピークが測定されたのは、添加したＣ量に対してＴｉ量が多すぎたためと考えられる。これらの金属間化合物は、結晶構造が複雑で硬くて脆く、耐割れ性を低下させるため、好ましくないと言える。

また、実施例５については、Ｐ相と推定されるピークが認められた。但し、実施例５は、Ｐ相のピーク強度が比較例７よりも低いため、Ｐ相の生成量は微量であると考えられる。

また、実施例１０については、比較例２と同様に、ＦＣＣ構造のピークと、Ｍ_２Ｃ型炭化物のピークが認められた。ＭＣ型炭化物ではなく、Ｍ_２Ｃ型炭化物のピークが測定されたのは、添加したＶがＭＣ型炭化物よりもＭ_２Ｃ型炭化物を形成し易いためと考えられる。

以上の結果から、Ｖ添加材の結晶構造は、ＦＣＣ＋Ｍ_２Ｃ炭化物であり、Ｔａ・Ｎｂ・Ｔｉ添加材の結晶構造は、主に、ＦＣＣ＋ＭＣ炭化物＋Ｍ_６Ｃ／Ｍ_１２Ｃ炭化物であることが分かった。また、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの添加量の増加に伴って、Ｐ相等の金属間化合物が生成されることが分かった。また、比較例７のように、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃが１．５を超えると、金属間化合物の生成量が多くなることが分かった。以上のことより、添加したＣ量に対して過不足なく炭化物を形成する組成の範囲は指数値＝０．５～１．５であることが分かる。この範囲を超えて炭化物形成能の高い元素を過剰に入れると、炭素と結びつかないこれらの元素が金属間化合物を生成すると考えられる。

（組織観察）
図３は、実施例および比較例の結晶組織の走査型電子顕微鏡による反射電子像である。
図３Ａおよび図３Ｂは比較例２、図３Ｃおよび図３Ｄは比較例７、図３Ｅおよび図３Ｆは実施例１、図３Ｇおよび図３Ｈは実施例５、図３Ｉおよび図３Ｊは実施例９、図３Ｋおよび図３Ｌは実施例１０の鋳放しまま結晶組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による反射電子像（Backscattered Electron Image：ＢＥＩ）である。各図における左のＢＥＩは、低倍率の観察結果、右のＢＥＩは、高倍率の観察結果を示す。

図３Ａおよび図３Ｂに示すように、比較例２の凝固組織は、ＦＣＣ構造の母相５（黒色に近い領域）と、Ｍ_２Ｃ炭化物６（白色に近い領域）と、を有する共晶組織となった。比較例２において、ＦＣＣ構造の金属相である母相５は、デンドライト状を呈した。Ｍ_２Ｃ炭化物６は、デンドライトの樹枝間に母相５を囲むように晶出した。

図３Ｃおよび図３Ｄに示すように、比較例７の凝固組織は、母相７（黒色に近い領域）と、ＭＣ炭化物８（灰色に近い領域）と、Ｐ相９（白色に近い領域）と、を有する共晶組織となった。ＸＲＤ測定によると、母相７は、主にＦＣＣ構造であると推定される。但し、ＸＲＤ測定では、Ｎｉ_３Ｔｉのピークも確認されているため、Ｎｉ_３Ｔｉが微細に生成したγ相／γ´であると考えられる。Ｐ相９が多量に生成している理由は、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃが１．５を超えており、添加したＣ量に対してＴｉ量が過剰であったためと考えられる。Ｐ相９は、硬くて脆いため、比較例７の耐割れ性は低いと考えられる。ＢＥＩを二値化により画像解析したところ、Ｐ相９の面積率は、３６．７％であった。

図３Ｅおよび図３Ｆに示すように、実施例１の凝固組織は、主に、ＦＣＣ構造の母相１０（黒色に近い領域）と、ＭＣ炭化物１１（白色に近い領域）と、Ｍ_６Ｃ／Ｍ_１２Ｃ炭化物１２（筋状に見える領域）と、を有する共晶組織となった。ＦＣＣ構造の金属相である母相１０は、デンドライト状を呈した。実施例１については、Ｐ相等の金属間化合物は確認されなかった。

図３Ｇおよび図３Ｈに示すように、実施例５の凝固組織は、主に、ＦＣＣ構造の母相１３（黒色に近い領域）と、ＭＣ炭化物１４（白色に近い領域）と、Ｍ_６Ｃ／Ｍ_１２Ｃ炭化物１５（筋状に見える領域）と、を有する共晶組織となった。ＦＣＣ構造の金属相である母相１３は、デンドライト状を呈した。実施例５については、ＸＲＤ測定でＰ相のピークも確認されているが、顕微鏡観察ではＰ相は認められなかった。Ｐ相は、Ｍ_６Ｃ炭化物ないしＭ_１２Ｃ炭化物中に存在していると考えられる。

図３Ｉおよび図３Ｊに示すように、実施例９の凝固組織は、実施例１と同様のＦＣＣ構造の母相１６（黒色に近い領域）と、ＭＣ炭化物１７（白色に近い領域）と、Ｍ_６Ｃ／Ｍ_１２Ｃ炭化物１８（筋状に見える領域）と、を有する共晶組織となった。ＦＣＣ構造の金属相である母相１６は、デンドライト状を呈した。実施例９については、Ｐ相は確認されなかった。

図３Ｋおよび図３Ｌに示すように、実施例１０の凝固組織は、高倍率では明瞭でないものの、ＦＣＣ構造の母相１９（黒色に近い領域）と、炭化物のような粒子２０（白色に近い領域）と、を有する組織となった。実施例１０については、ＸＲＤ測定でＦＣＣ構造とＭ_２Ｃ炭化物が確認されているため、母相１９中に晶出している粒子２０がＭ_２Ｃ炭化物であると考えられる。顕微鏡観察で炭化物が明瞭に確認されなかったのは、母相１９と炭化物との密度差が小さかったか、または、炭化物が非常に微細であったためと考えられる。

比較例２および実施例１０では、ＦＣＣ構造の母相中に、Ｍ_２Ｃ炭化物が確認されている。しかし、Ｍ_２Ｃ炭化物は、耐割れ性への影響が小さいため、比較例２および実施例１０は、割れ難いと考えられる。また、実施例１、５、９では、いずれも、ＦＣＣ構造の母相中に、ＭＣ炭化物とＭ_６Ｃ／Ｍ_１２Ｃ炭化物が確認されている。しかし、硬く脆いＰ相については、明瞭には確認されていないため、耐割れ性は良好であると考えられる。一方、比較例７では、Ｐ相の生成が明確に認められるため、耐割れ性が低いと考えられる。

表３に、実施例および比較例の結晶組織における母相を、エネルギ分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）によって点分析した結果を示す。点分析の測定位置は、図３Ａ～３Ｌに示したＢＥＩ中の母相の領域である。Ｃ量については、測定試料へのコンタミネーションの影響が大きい。そのため、Ｃを除いた化学成分の定量結果に基づいて全体量を規格化した。

比較例２、７と、実施例１、５、９、１０は、いずれも、Ｍｏ量の仕込値が１９％である。しかし、母相中のＭｏ量は１９％未満になっていることが分かる。Ｍｏは炭化物生成元素であるため、Ｍｏの一部は、炭化物中や粒界に濃化していると考えられる。比較例２、７の母相中のＭｏ量は、１２～１４％と低いのに対して、実施例１、５、９、１０の母相中のＭｏ量は１５％以上である。実施例１、５、９、１０は、Ｃに対してＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを適切な量で含んでいるので、母相中のＭｏ量の減少を抑制する効果が発揮されている。特に、Ｎｂについては、同原子％や同質量％の比較から、抑制効果が高いと言える。結果的に母相中のＭｏ量が高い実施例１、５、９、１０は耐食性に優れていると考えられる。よって、母相中のＭｏ量は、１５質量％以上であることが好ましいと言える。

図４は、実施例および比較例の化学成分と腐食速度との関係を示す図である。
図４における横軸は、各供試材の（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃの計算値、縦軸は、各供試材の腐食速度［ｇ・ｍ^－２・ｈ^－１］を示す。

図４に示すように、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃが０．５～１．５の範囲では、沸騰１０％硫酸に２４時間浸漬したときの腐食速度が小さいことが分かる。よって、このような指標値が０．５～１．５の範囲である本実施例の合金は、炭化物分散型の強化材料であるにもかかわらず、耐食性に優れていると言える。

（溶解試験）
本実施例の合金塊を、レーザ光によって再溶解した後に凝固させて結晶組織を評価した。合金塊としては、実施例５を用いた。合金塊は、部分的に溶解させた後に凝固させて、再凝固によって形成された凝固組織の領域を電子顕微鏡観察した。

レーザ光による再溶解条件および再溶解後の冷却条件は、次のとおりである。なお、レーザ光の走査速度を変えて、複数の試料を評価した。レーザ光の走査速度が遅い条件を試料Ｎｏ．１、レーザ光の走査速度が速い条件を試料Ｎｏ．２とする。

《再溶解条件》
レーザ光照射装置：２ｋＷファイバレーザ
レーザ光出力 ：１２００Ｗ
シールドガス ：Ａｒ
レーザ光入射角度：１０°
レーザ光走査幅 ：１３ｍｍ
レーザ光走査速度：１００ｍｍ／ｍｉｎ（試料Ｎｏ．１）
レーザ光走査速度：５００ｍｍ／ｍｉｎ（試料Ｎｏ．２）

図５は、レーザで溶解して凝固させた再溶解後の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。
図５Ａは、実施例５の合金を低走査速度のレーザで溶解して凝固させた試料Ｎｏ．１、図５Ｂは、実施例５の合金を高走査速度のレーザで溶解して凝固させたＮｏ．２の金属組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による反射電子像（ＢＥＩ）である。

図５に示すように、作製した本実施例の合金塊を、レーザ光によって再溶解させると、ＭＣ型炭化物の結晶粒径が小さくなることが分かる。また、低走査速度のレーザで再溶解させた時のＭＣ型炭化物２１と高走査速度のレーザで再溶解させた時のＭＣ型炭化物２２の大きさを比較すると、高走査速度のレーザで再溶解させた時の方が小さいことが分かる。

ＢＥＩを二値化により画像解析したところ、ＭＣ型炭化物の平均粒子径は、再溶解前の実施例５で７．３６μｍ、再溶解後の試料Ｎｏ．１で１．８６μｍ、再溶解後の試料Ｎｏ．２で０．８０μｍであった。一般に、耐摩耗性の観点からは、分散粒子が粗大であるよりも、分散粒子が微細に分散している方が好ましい。よって、ＭＣ型炭化物の平均粒子径が、７μｍ以下であることが好ましく、２μｍ以下であることがより好ましい。

［積層造形体の作製］
本発明に係る合金からなる原料合金粉末を用いて、レーザメタルデポジション（ＬＭＤ）による積層造形によって積層造形体を作製した。積層造形体は、基材上に略直方体状に積層造形した。各積層造形体を試料Ｎｏ．３とする。図６は、試料Ｎｏ．３の積層造形体の外観を示す写真画像である。試料Ｎｏ．３のサイズは、長さ５０ｍｍ×幅１７ｍｍ×高さ１５ｍｍである。

ガスアトマイズ法により、実施例５と同じ合金組成の積層造形用の原料合金粉末を用意した。なお、アトマイズ粉末を分級して、粒子径５３～１５０μｍの原料合金粉末を積層造形に供した。分級された原料合金粉末のｄ_１０は６０．０μｍ、ｄ_５０は９３．２μｍ、ｄ_９０は１４８．０μｍであった。

《積層造形条件》
装置 ：ＤＭＧ森精機株式会社製 ＬＡＳＥＲＴＥＣ６５
造形方式 ：レーザメタルデポジション（ＬＭＤ）による肉盛溶接
基材 ：マルエージング鋼
レーザ光出力 ：１８００Ｗ
レーザ光走査速度：６００ｍｍ／ｍｉｎ
原料粉末供給量 ：９ｇ／ｍｉｎ
積層数 ：４０層

（積層造形体の評価）
作製した試料Ｎｏ．３（図６の積層造形体２３）を切断し、その断面の目視観察および浸透探傷試験によって、割れの有無を確認した。その結果、割れは確認されなかった。大型の積層造形体の積層造形時には大きな熱応力が生じるが、試料Ｎｏ．３は、割れが確認されなかったことから、熱間割れに対する耐割れ性は高いと言える。

図７は、試料Ｎｏ．３の金属組織を示す走査型電子顕微鏡による反射電子像である。図７に示すように、試料Ｎｏ．３の金属組織は、主に、ＦＣＣ構造の母相２５（黒色に近い領域）と、ＭＣ炭化物２４（白色に近い領域）とを有する共晶組織となった。試料Ｎｏ．３におけるＭＣ型炭化物２４の大きさは約３μｍであり、実施例５の溶製材（図３Ｇおよび図Ｈ参照）におけるＭＣ型炭化物１４と比較して微細であることが分かる。

試料Ｎｏ．３の硬さを測定したところ、５１．６ＨＲＣであり、実施例５の溶製材よりもわずかであるが硬さが向上した。これは、炭化物微細化の影響であると考えられる。また、反射電子像上で金属間化合物の面積率を測定したところ約１％であった。さらに、ＥＤＸで母相２５のＭｏ量を測定したところ、１８．７質量％であり、鋳造ままの状態を再現した実施例５の溶製材と同様に、Ｍｏ量の減少は抑えられていた。よって、本発明に係る合金を用いた積層造形体は、耐食性が良好であると言える。

１…基材、２…合金層、３…混合層、４…複合部材、５，７，１０，１３，１６，１９，２５…母相（ＦＣＣ相）、６…Ｍ_２Ｃ炭化物、８，１１，１４，１７，２１，２２，２４…ＭＣ型炭化物、９…Ｐ相、１２，１５，１８…Ｍ_６Ｃ／Ｍ_１２Ｃ炭化物、２０…粒子、２３…積層造形体

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす合金。
2. 質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす積層造形用の合金粉末。
3. 請求項２に記載の合金粉末であって、
   レーザ回折散乱式粒度分布測定による積算値が５０体積％のときの平均粒子径であるｄ５０が５～５００μｍである合金粉末。
4. 質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす凝固組織を有する積層造形体または鋳造物であり、
   前記凝固組織は、面心立方格子構造である金属相と炭化物を有し、デンドライト状の結晶組織である合金部材。
5. 請求項４に記載の合金部材であって、
   前記金属相におけるＭｏが１５質量％以上である合金部材。
6. 基材と、前記基材の表面に積層された合金層と、を有し、
   前記合金層は、質量％で、Ｃｒ：１８～２２％、Ｍｏ：１８～２８％、Ｔａ：１．５～２３％、Ｃ：１．０～２．５％を含有し、Ｎｂ：０～１９．３４％、Ｔｉ：０～１２％、Ｖ：０～１２％であり、残部が３７．５％以上のＮｉおよび不可避不純物からなり、モル比で、（Ｔａ＋０．７Ｎｂ＋Ｔｉ＋０．６Ｖ＋Ｚｒ）／Ｃ＝０．５～１．５を満たす凝固組織を有する積層造形体であり、
   前記凝固組織は、面心立方格子構造である金属相と炭化物を有し、デンドライト状の結晶組織である複合部材。
7. 射出成形用のスクリュまたは射出成形用のシリンダである請求項６に記載の複合部材。

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