JP7471078B2 - 軟化抵抗、強度と伸びのバランス、耐摩耗性に優れた多元系合金 - Google Patents
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Description
本発明は多成分系からなる合金に関するものである。
近年、合金材の一種として、ミディアムエントロピー合金（１．０Ｒ≦ΔＳmix≦１．５Ｒ）やハイエントロピー合金（ΔＳmix≧１．５Ｒ）と呼ばれる多成分系からなる合金が注目されている。（ΔＳmixは混合のエントロピー、Ｒは気体定数を示す。）
例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅ、Ｎｉを含有するとともに、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｐｄから１種類以上選ばれた多元系合金が提案されている（特許文献１参照。）。この合金は、高硬度、高耐熱性、高耐食性の合金を提案している。
また、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｏを含んだ多元系合金が提案されている。この合金は、合金組成・微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れた合金部材を提案している。（特許文献２参照。）
さらに、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉを含んだ多元系合金また、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃを含んだ多元系合金の鋳造材が提案されている。（非特許文献１参照。）この合金は、Ｃを添加することによる耐摩耗性に優れた合金を提案している。
Ｈｕａｎｇ Ｔ Ｄ，ｅｔ ａｌ．：Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｃｈｉｎａ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅｓ，Ｖｏｌ．６１（２０１８），１１７－１２３
特許文献１に開示された多元系合金によると、高硬度が得られるものの、脆性相が析出しうる。脆性相が存在すると、破壊の起点となる。そこで、この多元系合金の伸びは不十分である。また、耐摩耗性についても考慮されていない。
特許文献２に開示された多元系合金では、合金組成・微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れた合金部材を提供しているが、金属間化合物であるＮｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）が生成する。この金属間化合物は、破壊の起点となり得る。そこで、この多元系合金から得られた成形品の伸びは、十分ではない。
非特許文献１では、Ｃ無添加の合金を提案しているが、単相固溶体が形成されることで、高温域での軟化抵抗が小さくなる。また、Ｃ添加の合金ではＣ無添加の合金と比較し、耐摩耗性に優れた合金を提供しているが、炭化物が網状に析出しており、強度と伸びのバランスに劣っている。
そこで、本発明が解決しようとする課題は、軟化抵抗、強度と伸びのバランス、耐摩耗性が改善された優れた多元系合金を提供することである。
本発明の課題を解決するための第１の手段は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの各元素をそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含み、Ｃを０．４７原子％以上８．７４原子％以下の範囲で含むことで、計１００原子％となる多元系合金であって（ただし不可避的不純物を含む。）、合金中の炭化物サイズが円相当径で１５μｍ以下であり、引張強度が７５０ＭＰａ以上かつ、伸びが５％以上であり、混合のエントロピーが１．１Ｒ以上であることを特徴とする多元系合金である。
その第２の手段は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの各元素をそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含み、Ｃを０．４７原子％以上８．７４原子％以下の範囲で含み、
さらにＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上をＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎについては２０原子％以下、Ｓｉについては１０原子％以下の範囲で含むことで、計１００原子％となる多元系合金であって（ただし不可避的不純物を含む。）、合金中の炭化物サイズが円相当径で１５μｍ以下であり、引張強度が７５０ＭＰａ以上かつ、伸びが５％以上であり、混合のエントロピーが１．１Ｒ以上であることを特徴とする多元系合金である。
さらにＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上をＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎについては２０原子％以下、Ｓｉについては１０原子％以下の範囲で含むことで、計１００原子％となる多元系合金であって（ただし不可避的不純物を含む。）、合金中の炭化物サイズが円相当径で１５μｍ以下であり、引張強度が７５０ＭＰａ以上かつ、伸びが５％以上であり、混合のエントロピーが１．１Ｒ以上であることを特徴とする多元系合金である。
本発明の多成分系からなる合金によると、Ｃ無添加の合金に対して例えば８７０℃などの高温においても軟化抵抗が高く、強度と伸びのバランスが優れ、耐摩耗性に優れる合金を提供することができる。
発明の実施の形態に先立って、各化学成分について規定する理由を説明する。
（Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉをそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含むこと）
主要成分であるＣｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉは添加量を等原子％に近づけるほど、混合のエントロピーが増大する。混合のエントロピーが増大することにより、混合状態の安定化、複雑な微細構造による緩和拡散、構成元素の原子半径の差による格子歪からなる高硬度化などの効果がみられる。
（Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉをそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含むこと）
主要成分であるＣｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉは添加量を等原子％に近づけるほど、混合のエントロピーが増大する。混合のエントロピーが増大することにより、混合状態の安定化、複雑な微細構造による緩和拡散、構成元素の原子半径の差による格子歪からなる高硬度化などの効果がみられる。
そこで、この観点から、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの４元素をそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含むものとする。さらに、これらの４元素を好ましくはそれぞれ１０原子％以上３０原子％以下の範囲で含むものとする。さらに、これらの４元素をより好ましくはそれぞれ１５原子％以上２５原子％以下の範囲で含むものとする。
（Ｃを０．４７原子％以上８．７４原子％以下の範囲で含むこと）
Ｃは、Ｃｒと結合して炭化物を形成する元素である。この炭化物は、合金の高硬度に寄与する。この観点から、Ｃの含有率は０．４７原子％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｃは１．３９原子％以上である。さらに特に好ましくは、Ｃは２．３０原子％以上である。
他方、Ｃの含有率が過剰であると、合金の伸びが低下する。そこで、優れた伸びの観点からは、Ｃの含有率は８．７４原子％以下が好ましい。より好ましくは、Ｃは６．６７原子％以下であり、さらに特に好ましくは、Ｃは４．５３原子％以下である。
Ｃは、Ｃｒと結合して炭化物を形成する元素である。この炭化物は、合金の高硬度に寄与する。この観点から、Ｃの含有率は０．４７原子％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｃは１．３９原子％以上である。さらに特に好ましくは、Ｃは２．３０原子％以上である。
他方、Ｃの含有率が過剰であると、合金の伸びが低下する。そこで、優れた伸びの観点からは、Ｃの含有率は８．７４原子％以下が好ましい。より好ましくは、Ｃは６．６７原子％以下であり、さらに特に好ましくは、Ｃは４．５３原子％以下である。
（Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上をＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎについては２０原子％以下、Ｓｉについては１０原子％以下の範囲で含むこと）
上記のＣｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃに加えて、選択的添加成分として、さらに、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上を添加することができる。添加すると、合金中に微細析出物が生成し、高い軟化抵抗に寄与する。ただし、これらの添加元素の含有率が過剰であると、合金の伸びが低下する。
これらの観点から、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎについては２０原子％以下、Ｓｉについては１０原子％以下の範囲で含むものとする。
上記のＣｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃに加えて、選択的添加成分として、さらに、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上を添加することができる。添加すると、合金中に微細析出物が生成し、高い軟化抵抗に寄与する。ただし、これらの添加元素の含有率が過剰であると、合金の伸びが低下する。
これらの観点から、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎについては２０原子％以下、Ｓｉについては１０原子％以下の範囲で含むものとする。
そして、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌについては、好ましくは１原子％以上１６原子％以下とする。さらにより好ましくは３原子％以上９原子％以下とする。
また、Ｍｎについては、好ましくは１０原子％未満とする。より好ましくはＭｎは１原子％未満とする。
Ｓｉについては、好ましくはＳｉは０．５原子％以上８原子％以下とする。より好ましくはＳｉは１原子％以上５原子％以下とする。
また、Ｍｎについては、好ましくは１０原子％未満とする。より好ましくはＭｎは１原子％未満とする。
Ｓｉについては、好ましくはＳｉは０．５原子％以上８原子％以下とする。より好ましくはＳｉは１原子％以上５原子％以下とする。
（析出物の存在について）
ところで、本発明の多元系合金は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃに加えて、さらに、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上を添加してもよい。添加すると、合金中に微細析出物が生成し、高い軟化抵抗に寄与する。
ただしこれらの添加元素の含有率が過剰であると、脆性相が生成し、合金の伸びが低下する。
この観点から、好ましくはＢＣＣ相・ＦＣＣ相・炭化物相以外で５μｍ以上の析出物が存在しないこととする。より好ましくはＢＣＣ相・ＦＣＣ相・炭化物相以外で１μｍ以上の析出物が存在しないことが望ましい。
ところで、本発明の多元系合金は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃに加えて、さらに、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上を添加してもよい。添加すると、合金中に微細析出物が生成し、高い軟化抵抗に寄与する。
ただしこれらの添加元素の含有率が過剰であると、脆性相が生成し、合金の伸びが低下する。
この観点から、好ましくはＢＣＣ相・ＦＣＣ相・炭化物相以外で５μｍ以上の析出物が存在しないこととする。より好ましくはＢＣＣ相・ＦＣＣ相・炭化物相以外で１μｍ以上の析出物が存在しないことが望ましい。
（不可避的不純物について）
本発明の多元系合金に含有されることが許容される不可避的不純物の元素について説明する。本発明の多元系合金に含有される不可避的不純物の元素としては、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｏ、Ｎ等が挙げられる（不可避不純物であれば、これら元素に限られるものではない。）。
ただし、Ｐについては、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００２質量％以下とする。
Ｓについては、好ましくは０．００２質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。
Ｓｎについては、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００２質量％以下とする。
Ｓｂについては、好ましくは０．００２質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。
Ａｓについては、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。
また、Ｏについては、好ましくは０．００１質量％以下（１０ｐｐｍ以下）、より好ましくは０．０００３質量％以下（３ｐｐｍ以下）とする。
Ｎについては、好ましくは０．００２質量％以下（２０ｐｐｍ以下）、より好ましくは０．００１質量％以下（１０ｐｐｍ以下）とする。
本発明の多元系合金に含有されることが許容される不可避的不純物の元素について説明する。本発明の多元系合金に含有される不可避的不純物の元素としては、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｏ、Ｎ等が挙げられる（不可避不純物であれば、これら元素に限られるものではない。）。
ただし、Ｐについては、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００２質量％以下とする。
Ｓについては、好ましくは０．００２質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。
Ｓｎについては、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００２質量％以下とする。
Ｓｂについては、好ましくは０．００２質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。
Ａｓについては、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。
また、Ｏについては、好ましくは０．００１質量％以下（１０ｐｐｍ以下）、より好ましくは０．０００３質量％以下（３ｐｐｍ以下）とする。
Ｎについては、好ましくは０．００２質量％以下（２０ｐｐｍ以下）、より好ましくは０．００１質量％以下（１０ｐｐｍ以下）とする。
（合金中の炭化物サイズが円相当径で１５μｍ以下であること）
合金中に炭化物が存在することで、高温域での軟化抵抗の向上、耐摩耗性の向上に寄与する。もっとも、合金中の炭化物サイズが過剰に大きくなると、合金の伸びが低下する。そこで、合金中の炭化物サイズは、１５μｍ以下とする。好ましくは、合金中の炭化物サイズは、１３μｍ以下とする。さらにより好ましくは、合金中の炭化物サイズは、１０μｍ以下とする。
合金中に炭化物が存在することで、高温域での軟化抵抗の向上、耐摩耗性の向上に寄与する。もっとも、合金中の炭化物サイズが過剰に大きくなると、合金の伸びが低下する。そこで、合金中の炭化物サイズは、１５μｍ以下とする。好ましくは、合金中の炭化物サイズは、１３μｍ以下とする。さらにより好ましくは、合金中の炭化物サイズは、１０μｍ以下とする。
（混合のエントロピーが１．１Ｒ以上であること）
まず、本発明の混合のエントロピーは以下の式（１）で求めることができる。
まず、本発明の混合のエントロピーは以下の式（１）で求めることができる。
上記の式（１）に従って計算すると、例えば、Ｃを１原子％添加したＣｏＣｒＦｅＮｉ等原子量合金の場合の混合のエントロピーは１．４３Ｒであり、ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４（Ｆｅ－１８Ｃｒ－８Ｎｉ）の場合の混合のエントロピーは０．７４Ｒとなる。混合のエントロピーが増大することにより、混合状態の安定化、複雑な微細構造による緩和拡散、構成元素の原子半径の差による格子歪からなる高硬度化などの効果がみられる。この観点から、混合のエントロピーは１．１Ｒ以上とする。好ましくは、混合のエントロピーは１．２Ｒ以上とする。より好ましくは、混合のエントロピーは１．３Ｒ以上とする。
以下、本発明について実施例および比較例によって具体的に説明する。
表１に、本発明の実施例および比較例の各多元系合金の化学成分を原子％で示す。
表１に、本発明の実施例および比較例の各多元系合金の化学成分を原子％で示す。
[バルクの製造について]
まず、実施例、比較例として、表１に示す組成のように、等モル組成のＣｏＣｒＦｅＮｉをベースとしてＣ量を振った原料、加えて等モル組成のＣｏＣｒＦｅＮｉに１元素添加してＣ量を振った原料、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの添加量がそれぞれ異なる原料について、それぞれガスアトマイズ法により所定の成分の粉末を作製し、３００μｍ以下に分級した。
ガスアトマイズは、アルミナ製坩堝を溶解に用い、坩堝下の直径５ｍｍ のノズルから合金溶湯を出湯し、これに高圧アルゴンを噴霧することで実施した。その後、１１７０℃でＨＩＰ処理して固化成形し、１１００℃で鍛造加工を行ったのち、空冷した。
さらに、比較例として、上記の作製法のほかに、等モル組成のＣｏＣｒＦｅＮｉをベースとしてＣ量を振った原料に対して、アーク溶解法によって鋳造材を作製した。
まず、実施例、比較例として、表１に示す組成のように、等モル組成のＣｏＣｒＦｅＮｉをベースとしてＣ量を振った原料、加えて等モル組成のＣｏＣｒＦｅＮｉに１元素添加してＣ量を振った原料、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの添加量がそれぞれ異なる原料について、それぞれガスアトマイズ法により所定の成分の粉末を作製し、３００μｍ以下に分級した。
ガスアトマイズは、アルミナ製坩堝を溶解に用い、坩堝下の直径５ｍｍ のノズルから合金溶湯を出湯し、これに高圧アルゴンを噴霧することで実施した。その後、１１７０℃でＨＩＰ処理して固化成形し、１１００℃で鍛造加工を行ったのち、空冷した。
さらに、比較例として、上記の作製法のほかに、等モル組成のＣｏＣｒＦｅＮｉをベースとしてＣ量を振った原料に対して、アーク溶解法によって鋳造材を作製した。
[炭化物サイズについて]
炭化物サイズは、鍛造後の試料から、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの角材を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて４０００倍の反射電子像を確認し、画像解析ソフトにより円相当径の炭化物のサイズを算出した。
なお、比較例１５～１８のように炭化物の形状が編み目状のものは塊状ではないのでサイズが観念できないものとして、評価外とした。
炭化物サイズは、鍛造後の試料から、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの角材を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて４０００倍の反射電子像を確認し、画像解析ソフトにより円相当径の炭化物のサイズを算出した。
なお、比較例１５～１８のように炭化物の形状が編み目状のものは塊状ではないのでサイズが観念できないものとして、評価外とした。
[混合のエントロピー]
各実施例、比較例の混合のエントロピー（ΔＳmix）は、表１の化学成分と式（１）に基づいて算出した。
各実施例、比較例の混合のエントロピー（ΔＳmix）は、表１の化学成分と式（１）に基づいて算出した。
表２にロックウェル硬さ試験、引張試験、大越式摩耗試験の結果、析出物のサイズを示す。
[硬さ]
硬さの評価方法として、鍛造後もしくは鋳造後の各試料についてロックウェル硬さ試験を行った。試験は鍛造後もしくは鋳造後熱処理なしの試料と、鍛造後もしくは鋳造後８７０℃、１時間熱処理後の試料に対して試験を行った。表２では、室温でのロックウェル硬さと８７０℃熱処理後のロックウェル硬さの差分の値を「室温と８７０℃熱処理後のロックウェル硬さの差分」として示している。
硬さの評価方法として、鍛造後もしくは鋳造後の各試料についてロックウェル硬さ試験を行った。試験は鍛造後もしくは鋳造後熱処理なしの試料と、鍛造後もしくは鋳造後８７０℃、１時間熱処理後の試料に対して試験を行った。表２では、室温でのロックウェル硬さと８７０℃熱処理後のロックウェル硬さの差分の値を「室温と８７０℃熱処理後のロックウェル硬さの差分」として示している。
なお、各実施例におけるロックウェル硬さの値を具体的に摘示すると、例えば、実施例Ｎｏ．４の合金の室温でのロックウェル硬さは、１００．７ＨＲＢであり、８７０℃熱処理後のロックウェル硬さは９９．６ＨＲＢであった。
また、実施例Ｎｏ．１０の合金の室温でのロックウェル硬さは、１０３．４ＨＲＢであり、８７０℃熱処理後のロックウェル硬さは１０３．１ＨＲＢであった。
実施例Ｎｏ．１５の合金の室温でのロックウェル硬さは、１０４．０ＨＲＢであり、８７０℃熱処理後のロックウェル硬さは１０１．４ＨＲＢであった。
また、実施例Ｎｏ．１０の合金の室温でのロックウェル硬さは、１０３．４ＨＲＢであり、８７０℃熱処理後のロックウェル硬さは１０３．１ＨＲＢであった。
実施例Ｎｏ．１５の合金の室温でのロックウェル硬さは、１０４．０ＨＲＢであり、８７０℃熱処理後のロックウェル硬さは１０１．４ＨＲＢであった。
このように、実施例Ｎｏ．１から実施例Ｎｏ．１８において、室温でのロックウェル硬さは、９８．１ＨＲＢ～１０５．２ＨＲＢ、８７０℃熱処理後のロックウェル硬さは、９０．２ＨＲＢ～１０３．８ＨＲＢの範囲にあった。
そして、本発明においては、室温と８７０℃熱処理後のロックウェル硬さの差分（ＨＲＢ）が１０ＨＲＢ以下であることを、軟化抵抗が高いものとする。
[引張試験]
強度と伸びの評価方法として、鍛造後もしくは鋳造後の試料において、ＪＩＳ１４Ａ号 φ５試験片（φ５×ＧＬ２５ｍｍ）を作製し、室温引張試験を行った。
強度と伸びの評価方法として、鍛造後もしくは鋳造後の試料において、ＪＩＳ１４Ａ号 φ５試験片（φ５×ＧＬ２５ｍｍ）を作製し、室温引張試験を行った。
本発明においては、引張強さが７５０ＭＰａ以上であって、かつ伸びが５％以上であることを、強度と伸びのバランスが優れているものとする。
[大越式摩耗試験]
耐摩耗性の評価方法として、鍛造後もしくは鋳造後の試料において、大越式摩耗試験を行った。なお、大越式摩耗試験の条件は、縦１９ｍｍ、横４１ｍｍ、厚さ６ｍｍの試験片に対し、相手材リングＳＣＭ４２０、荷重６．３ｋｇ、摩耗距離２００ｍ、摩耗速度２．３８ｍ／ｓ、および乾式とした。
耐摩耗性の評価方法として、鍛造後もしくは鋳造後の試料において、大越式摩耗試験を行った。なお、大越式摩耗試験の条件は、縦１９ｍｍ、横４１ｍｍ、厚さ６ｍｍの試験片に対し、相手材リングＳＣＭ４２０、荷重６．３ｋｇ、摩耗距離２００ｍ、摩耗速度２．３８ｍ／ｓ、および乾式とした。
本発明においては、比摩耗量が４．０×１０-6ｍｍ2／ｋｇ以下であることを、耐摩耗性に優れているものとする。
[析出物サイズ]
析出物サイズは、鍛造後の試料から、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの角材を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて４０００倍の反射電子像を確認した。
析出物サイズは、鍛造後の試料から、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの角材を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて４０００倍の反射電子像を確認した。
実施例Ｎｏ．１から実施例Ｎｏ．１８に係る合金は、いずれも室温と８７０℃熱処理後のロックウェル硬さの差分（ＨＲＢ）が１０ＨＲＢ以下であって、引張強さが７５０ＭＰａ以上かつ伸びが５％以上であって、比摩耗量が４．０ｍｍ2／ｋｇ以下であった。なお、析出物サイズは、検出限界以下であった。
これらの結果から、本発明の多元系合金は、例えば８７０℃などの高温における軟化抵抗が高いこと、強度と伸びのバランスが優れていること、耐摩耗性に優れていることが確認された。
これらの結果から、本発明の多元系合金は、例えば８７０℃などの高温における軟化抵抗が高いこと、強度と伸びのバランスが優れていること、耐摩耗性に優れていることが確認された。
他方、比較例Ｎｏ．１、比較例Ｎｏ．２に係る合金は、Ｃが過小なので、炭化物の体積率が小さく、高い軟化抵抗、優れた耐摩耗性が得られなかった。
比較例Ｎｏ．３に係る合金は、Ｃが過剰なので炭化物の体積率が大きく、十分な伸びが得られなかった。
比較例Ｎｏ．４に係る合金は、混合のエントロピーが小さく、十分な強度が得られなかった。
比較例Ｎｏ．５～比較例Ｎｏ．１４に係る合金は、添加元素量が過剰なので、脆性相が生成し、十分な伸びが得られなかった。
比較例Ｎｏ．１５～比較例Ｎｏ．１８に係る合金は、非特許文献１のＣを添加したＣｏＣｒＦｅＮｉ合金に相当する。析出した炭化物は事実上円形でもなく、網状に析出していたため、強度と伸びのバランスが劣った。
Claims (2)
- Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの各元素をそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含み、Ｃを０．４７原子％以上８．７４原子％以下の範囲で含むことで、計１００原子％となる多元系合金であって（ただし不可避的不純物を含む。）、
合金中の炭化物サイズが円相当径で１．１μｍ以上１５μｍ以下であり、引張強度が７５０ＭＰａ以上かつ、伸びが５％以上であり、混合のエントロピーが１．１Ｒ以上であることを特徴とする多元系合金。 - Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉの各元素をそれぞれ５原子％以上３５原子％以下の範囲で含み、Ｃを０．４７原子％以上８．７４原子％以下の範囲で含み、
さらにＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉのいずれか１種以上をＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎについては２０原子％以下、Ｓｉについては１０原子％以下の範囲で含むことで、計１００原子％となる多元系合金であって（ただし不可避的不純物を含む。）、
合金中の炭化物サイズが円相当径で１．１μｍ以上１５μｍ以下であり、引張強度が７５０ＭＰａ以上かつ、伸びが５％以上であり、混合のエントロピーが１．１Ｒ以上であることを特徴とする多元系合金。
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