WO2020194805A1 - 積層造形用合金粉末、積層造形物及び積層造形方法 - Google Patents

積層造形用合金粉末、積層造形物及び積層造形方法 Download PDF

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正樹 種池
大地 赤間
秀次 谷川
仁 北村
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三菱重工業株式会社
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Definitions

  • a layered manufacturing method for obtaining a three-dimensional shape by additive manufacturing of metals has been used as a method for manufacturing various metal products.
  • a three-dimensional shape is formed by repeatedly laminating by melting and solidifying by irradiating a metal powder laid in a layer with an energy beam such as a laser beam or an electron beam. In the region irradiated with the energy beam, the metal powder is rapidly melted, and then rapidly cooled and solidified to form a solidified metal layer. By repeating such a process, a three-dimensionally shaped laminated model is formed.
  • Patent Document 1 etc.
  • the MC-type carbide in the laminated molded product It was found that precipitation can be effectively suppressed. As a result, the precipitation of MC-type carbides can be effectively suppressed in the laminated model obtained by laminating the alloy powder for the laminated modeling according to the above configuration (1). Therefore, in the laminated model, the movement of the grain boundaries due to the heat treatment is less likely to be hindered by the MC-type carbides, and it becomes easy to coarsen the crystal grains to bring them closer to an isotropic form. Therefore, the heat treatment temperature of the laminated model can be suppressed, and the deformation of the laminated model due to the heat treatment can be suppressed.
  • the titanium content in the laminated modeling alloy powder is set to 0. It was found that it is even better if the content is 0.0% by mass or more and 2.0% by mass or less. In that respect, according to the configuration of (3) above, since the titanium content is 0.0% by mass or more and 2.0% by mass or less, the precipitation of MC-type carbides in the laminated model can be suppressed more effectively. ..
  • niobium 0.0% by mass or more and less than 1.0% by mass is contained.
  • the niobium content in the laminated modeling alloy powder is set to 1. It turned out to be even better if it was less than 0.0% by mass. In that respect, according to the configuration of (4) above, since the niobium content is 0.0% by mass or more and less than 1.0% by mass, the precipitation of MC-type carbides in the laminated model can be more effectively suppressed. ..
  • the rhenium content is below the detection limit in any of the configurations (1) to (4) above.
  • the ruthenium content is below the detection limit in any of the configurations (1) to (5) above.
  • the parameter for titanium content is Ti mass%.
  • the parameter for the tantalum content is Ta mass%.
  • the parameter for niobium content is Nb mass%.
  • the parameter for cobalt content is Co mass%.
  • the parameter for the chromium content is Cr mass%.
  • the first parameter P1 and the second parameter P2 have the following equation (C): P1 ⁇ -1.24 x P2-0.27 ... (C) Satisfy the relational expression represented by.
  • the laminated modeling method according to at least one embodiment of the present invention
  • the method (8) above by using the alloy powder for laminated molding having any of the configurations (1) to (7), the crystal grains are coarsened even if the heat treatment temperature of the laminated molded product is less than 1250 ° C. It turned out that it is possible to make it closer to an isotropic form. Therefore, according to the method (8) above, it is possible to suppress the anisotropy of the crystal while suppressing the deformation in the laminated model formed of the Ni-based alloy.
  • the anisotropy of crystals can be suppressed while more effectively suppressing the deformation in the laminated model formed of the Ni-based alloy.
  • the laminated model according to at least one embodiment of the present invention is It is a laminated model made of nickel-based alloy. Cobalt of 0.0% by mass or more and less than 4.0% by mass, Chromium of 12% by mass or more and 25% by mass or less, With aluminum of 1.0% by mass or more and 5.5% by mass or less, Titanium of 0.0% by mass or more and 4.0% by mass or less, With tantalum of 0.0% by mass or more and 3.0% by mass or less, With less than 1.5% by mass niobium including.
  • cobalt in the configuration of (10) above, is contained in an amount of 0.0% by mass or more and less than 1.0% by mass.
  • niobium 0.0% by mass or more and less than 1.0% by mass is contained.
  • the rhenium content is below the detection limit in any of the configurations (10) to (13) above.
  • the ruthenium content is below the detection limit in any of the configurations (10) to (14) above.
  • the parameter for titanium content is Ti mass%.
  • the parameter for the tantalum content is Ta mass%.
  • the parameter for niobium content is Nb mass%.
  • the parameter for cobalt content is Co mass%.
  • the parameter for the chromium content is Cr mass%.
  • the first parameter P1 and the second parameter P2 have the following equation (C): P1 ⁇ -1.24 x P2-0.27 ... (C) Satisfy the relational expression represented by.
  • the crystal grains in the laminated model have a crystal diameter aspect ratio of 1 or more and less than 3.
  • the precipitation of MC-type carbides is effectively suppressed, so that the movement of grain boundaries due to heat treatment is less likely to be hindered by the MC-type carbides. ..
  • the aspect ratio of the crystal diameter is 1 or more and less than 3, it is possible to prevent the physical property values such as strength from being different depending on the direction in the laminated modeled object.
  • the anisotropy of crystals in a laminated model made of a Ni-based alloy can be suppressed.
  • expressions such as “same”, “equal”, and “homogeneous” that indicate that things are in the same state not only represent exactly the same state, but also have tolerances or differences to the extent that the same function can be obtained. It shall also represent the state of existence.
  • an expression representing a shape such as a quadrangular shape or a cylindrical shape not only represents a shape such as a quadrangular shape or a cylindrical shape in a geometrically strict sense, but also an uneven portion or chamfering within a range in which the same effect can be obtained.
  • the shape including the part and the like shall also be represented.
  • the expressions “equipped”, “equipped”, “equipped”, “included”, or “have” one component are not exclusive expressions that exclude the existence of other components.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing the structure of a conventional casting made of a nickel-based alloy manufactured by casting and the structure of a laminated model made of a nickel-based alloy manufactured by a laminated molding method.
  • the nickel-based alloy layered product 20 manufactured by the additive manufacturing method has a form in which the crystal grains 21 are fine and elongated in the layering direction due to rapid solidification after irradiation with an energy beam. Therefore, in the laminated model 20, physical property values such as strength differ depending on the direction due to the anisotropy of crystals. Therefore, in order to suppress the anisotropy of the crystals, it is conceivable to heat-treat the laminated model 20 to coarsen the crystal grains and bring them closer to an isotropic form.
  • the crystal grains 11 have a relatively large particle size, and the MC-type carbide 31 that inhibits the movement of grain boundaries crystallizes in a relatively large form. It is scattered around the grain boundaries.
  • fine MC-type carbides 33 are dispersed and precipitated in the grain boundaries and crystal grains due to rapid solidification after irradiation with the energy beam. Therefore, the movement of the grain boundaries due to the heat treatment is hindered by the MC-type carbide 33 dispersed in a fine form, and it is difficult to coarsen the crystal grains to approach an isotropic form. That is, even if the laminated model 20 of the nickel-based alloy is heat-treated at a temperature of less than 1250 ° C., no significant change in the shape of the crystal grains is observed.
  • the crystal grains can be coarsened to approach an isotropic form by performing heat treatment at a high temperature close to the melting point.
  • the heat treatment at a high temperature close to the melting point may deform the laminated model 20, so the heat treatment should be performed at a lower temperature. Is desirable.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing the structure of the laminated model 20 made of the conventional alloy powder for laminated modeling and the structure of the laminated model 40 made of the alloy powder for laminated modeling according to some embodiments.
  • the amount of MC-type carbides deposited is higher than that of the conventional laminated model 20 made of the alloy powder for laminated molding. Can be suppressed.
  • the precipitation of MC-type carbide 33 can be effectively suppressed in the laminated model 40 obtained by laminating and modeling using the alloy powder for layered modeling having the above composition. Therefore, in the laminated model 40, the movement of the grain boundaries due to the heat treatment is less likely to be hindered by the MC-type carbides, and it becomes easy to coarsen the crystal grains to bring them closer to an isotropic form. Therefore, the heat treatment temperature of the laminated model 40 can be suppressed, and the deformation of the laminated model 40 due to the heat treatment can be suppressed.
  • FIG. 3 is a table showing the composition of the alloy powder for laminated molding according to some embodiments.
  • the composition of each component of the precipitate in the nickel-based alloy and the alloy powder for laminated molding according to some embodiments will be described with reference to FIG.
  • the ⁇ 'phase is a precipitate mainly composed of Ni, Ti, Al and Ta.
  • the ⁇ 'phase contributes to the strengthening of the material by finely dispersing and precipitating in the crystal grains during heat treatment.
  • (About MC type carbide) M in the MC type carbide is mainly composed of Ti, Ta, and Nb.
  • the MC-type carbide is precipitated after the laminated molding.
  • the MC-type carbides are sparsely precipitated as coarse precipitates in the conventional cast material, but in the laminated model, fine MC-type carbides are dispersed and precipitated in the crystal grains due to quenching solidification. ..
  • fine MC-type carbides are dispersed and precipitated in the crystal grains, the crystal grain boundaries cannot be moved by the subsequent heat treatment, and the crystal morphology with strong anisotropy cannot be eliminated. Therefore, it is necessary to reduce the precipitation of MC-type carbides as much as possible.
  • Ti, Ta, and Nb are also constituent elements of the ⁇ 'phase, which is the strengthening phase of the matrix, it is necessary to add a certain amount.
  • M in M 23 C 6 type carbide is mainly composed of Cr, Ni, in W.
  • M 23 C 6 type carbide enhances the grain boundary strength by precipitating at grain boundary after aging heat treatment, in order to suppress grain boundary fracture during creep deformation, can exhibit strong notch reinforcing properties to stress concentrating ..
  • Co 0.0% or more and less than 4.0% Since Co has the effect of increasing the limit (solid solution limit) at which Ti, Al and the like are dissolved in the matrix at a high temperature, it is effective to add a certain amount. On the other hand, it was found that the amount of MC-type carbide precipitated tends to increase as the amount of Co added increases. In particular, when the amount of Co is more than 4%, the tendency becomes stronger. Therefore, in some embodiments, the content of Co is 0.0% or more and less than 4%. The Co content is preferably less than 1.0% even within the above range.
  • Cr 12% or more and 25% or less
  • Cr is an element effective for improving the oxidation resistance at high temperature, but if it is less than 12%, the high temperature oxidation resistance cannot be sufficiently improved by adding Cr. Further, since it was found that the precipitation amount of MC-type carbides tends to decrease as the Cr content increases, the addition of 12% or more is effective. On the other hand, if the amount of Cr exceeds 25%, a harmful phase is precipitated, which causes a decrease in strength and a decrease in ductility, which is not preferable. Therefore, the Cr content was set within the range of 12% or more and 25% or less.
  • W dissolves in the ⁇ phase, which is a matrix, and is effective in improving the strength by strengthening the solid solution.
  • W is a constituent element of the M 23 C 6 type carbide, but since it is an element that diffuses slowly, it has an effect of suppressing the coarsening of the M 23 C 6 type carbide. In order to exert these effects, it is necessary to add 4% or more of W. However, if the amount of W is more than 10%, a harmful phase is precipitated, which causes a decrease in strength and a decrease in ductility. Therefore, the W content was set within the range of 4% or more and 10%.
  • Mo 0.0% or more and 3.5% or less
  • Mo dissolves in the ⁇ phase, which is a matrix, and is effective in improving the strength by strengthening the solid solution.
  • the amount of Mo is more than 3.5%, a harmful phase is precipitated, which causes a decrease in strength and a decrease in ductility. Therefore, when Mo was added, the amount of Mo added was set within the range of 0.0% or more and 3.5% or less.
  • Al is an element that produces a ⁇ 'phase, and is effective in enhancing the high temperature strength of the alloy, particularly the high temperature creep strength, and also in improving the oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures by strengthening the precipitation by the ⁇ 'phase precipitated particles. If the Al amount is less than 1.0%, the precipitation amount of the ⁇ 'phase becomes small, and the precipitation strengthening by the precipitate particles cannot be sufficiently achieved. However, if the amount of Al exceeds 5.5%, the weldability is lowered and cracks frequently occur during laminated molding. Therefore, the Al content was set within the range of 1.0% or more and 5.5% or less.
  • Ti 0.0% or more and 4.0% or less
  • Ti is an element that produces a ⁇ 'phase, and is effective in increasing the high temperature strength of the alloy, especially the high temperature creep strength, and also in improving the oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures by strengthening the precipitation by the ⁇ 'phase precipitation particles. If the amount of Ti exceeds 4.0%, the weldability is lowered, cracks may occur frequently during laminated molding, and the amount of MC-type carbides precipitated is increased, which is an inhibitory factor for grain coarsening during heat treatment. Therefore, it is necessary to suppress it to 4.0% or less. Therefore, the amount of Ti added was set within the range of 0.0% or more and 4.0% or less. Even within the above range, the Ti content is particularly preferably 0.0% or more and 2.0% or less.
  • Ta is also an element that produces a ⁇ 'phase, and the high temperature strength of the alloy, particularly the high temperature creep strength, is enhanced by the precipitation strengthening by the ⁇ 'phase precipitation particles.
  • Ta is an element that produces MC-type carbides that are stable at high temperatures in the crystal grains, and if 3.0% or more is added, the amount of MC-type carbides precipitated increases, which becomes an inhibitor of grain coarsening during heat treatment. .. Therefore, the amount of Ta added was set within the range of 0.0% or more and 3.0% or less.
  • Nb is also an element that produces a ⁇ 'phase, and the high temperature strength of the alloy, particularly the high temperature creep strength, is enhanced by the precipitation strengthening by the ⁇ 'phase precipitation particles.
  • Nb is an element that produces MC-type carbides that are stable at high temperatures in the crystal grains, and if 1.5% or more is added, the amount of MC-type carbides precipitated increases, which is an inhibitor of grain coarsening during heat treatment. .. Therefore, the amount of Nb added was set to 0.0% or more and less than 1.5%. The Nb content is preferably less than 1.0% even within the above range.
  • C (C: 0.04% or more and 0.2% or less) C produces carbides typified by M 23 C 6 type carbides and MC type carbides, and can bring about grain boundary strengthening by precipitating M 23 C 6 type carbides in particular at the grain boundaries by appropriate heat treatment. .. If the C content is less than 0.04%, the amount of carbide is too small and the strengthening effect cannot be expected. On the other hand, if C is more than 0.2%, the amount of MC-type carbides precipitated in the crystal grains increases, and the amount of MC-type carbides precipitated increases, which becomes an inhibitory factor for grain coarsening during heat treatment. Therefore, the content of C was set within the range of 0.04% or more and 0.2% or less.
  • B (B: 0.001% or more and 0.02% or less)
  • B strengthens the grain boundaries and is effective in improving high-temperature creep strength and notch weakening, and for that purpose, addition of 0.001% or more of B is required.
  • the amount of B exceeds 0.02%, boride may be produced and the ductility may decrease. Therefore, the B content was set within the range of 0.001% or more and 0.02% or less.
  • Zr 0.0% or more and less than 0.15%
  • Zr strengthens the grain boundaries and is effective in improving the high-temperature creep strength and the notch weakening. If the amount of Zr exceeds 0.1%, the local melting point at the grain boundary may be lowered to cause a decrease in strength. Therefore, the amount of Zr added was set to 0.0% or more and less than 0.1%.
  • Re 0.0% or more and 10% or less
  • Re dissolves in the ⁇ phase, which is a matrix, and is effective in improving the strength by strengthening the solid solution.
  • Re is allowed to be included as an unavoidable impurity. Therefore, Re is allowed to be contained, but may be below the detection limit.
  • the content of Re may be 0.0% or more and 10% or less. The fact that the Re content is below the detection limit means that, for example, there is no clear Re peak in the X-ray photoelectron spectroscopic spectrum in the sample.
  • the alloy powder for laminated molding and the laminated molded product using the powder according to some embodiments it is not necessary to add rhenium, which is a kind of expensive rare metal, so that the alloy powder for laminated molding and the laminated molding are not required. The cost of things can be suppressed.
  • Ru 0.0% or more and 10% or less Since Ru suppresses the formation of harmful precipitates, it is possible to add more Re by adding it. However, since both Ru and Re are expensive rare metals, the material cost increases significantly when they are added, and even if they are not added, sufficient material properties can be secured due to the effects of other elements, so it is not necessary to actively add them. Ru is allowed to be included as an unavoidable impurity. Therefore, Ru is allowed to be contained, but may be below the detection limit. For example, the content of Ru may be 0.0% or more and 10% or less. The fact that the Ru content is below the detection limit means that, for example, there is no clear Ru peak in the X-ray photoelectron spectroscopic spectrum in the sample.
  • the alloy powder for laminated molding and the laminated model made from the powder it is not necessary to add ruthenium, which is a kind of expensive rare metal, so that the alloy powder for laminated molding and the laminated modeling are not required. The cost of things can be suppressed.
  • each of the above elements shall be Ni and unavoidable impurities.
  • this kind of Ni-based alloy may contain Fe, Si, Mn, Cu, P, S, N and the like as unavoidable impurities, but these are for Fe, Si, Mn and Cu, respectively. It is desirable that it is 0.5% or less, and 0.01% or less for P, S, and N, respectively.
  • FIG. 4 is a diagram schematically showing an example of the structure before and after the heat treatment of the laminated model 40 obtained by performing the laminated modeling using the alloy powder for laminated modeling according to some of the above-described embodiments.
  • FIG. 5 is a diagram showing the structure of the conventional laminated model 20 made of the alloy powder for layered modeling after heat treatment.
  • FIG. 6 is a diagram showing the structure of the laminated model 40 made of the alloy powder for layered modeling according to some embodiments after heat treatment.
  • the heat treatment temperature in each of the laminated shaped objects 20 and 40 shown in FIGS. 5 and 6 is 1230 ° C.
  • FIGS. 5 and 6 for convenience of explanation, the contours of some crystal grains are traced and emphasized in order to clearly represent the shape of the crystal grains.
  • the length in the lamination direction is longer than that in the direction orthogonal to the lamination direction, for example, the crystal grains 41 having strong anisotropy such that the aspect ratio exceeds 3.
  • the laminated model 40B after the heat treatment shown in FIG. 4 can be obtained.
  • the crystal grains 41 are coarsened, the anisotropy of the length is suppressed, and the laminated model 40B approaches an isotropic form.
  • the aspect ratio of the crystal diameter is 1 or more and less than 3.
  • the aspect ratio is a dimensionless number obtained by dividing the length in the direction of the longest length of each crystal grain by the length in the direction orthogonal to the direction. That is, the aspect ratio of the crystal diameter is a value obtained by dividing the major axis length of the crystal grains by the minor axis length. For example, the larger the aspect ratio of the crystal diameter is, the more elongated the crystal grains are.
  • the length of the crystal grains 21 is larger than that of the laminated model 20A before heat treatment, which is not shown in FIG. Anisotropy is not well suppressed.
  • the aspect ratio is 5.8.
  • the laminated model 40B after heat treatment with the alloy powder for laminated modeling according to some embodiments the laminated model 40A before heat treatment, which is not shown in FIG.
  • the crystal grains 41 are coarsened, the anisotropy of the length is suppressed, and the crystal grains are approaching an isotropic morphology.
  • the aspect ratio is 1.8.
  • the aspect ratio of the crystal diameter can be set to 1 or more and less than 3 by performing the heat treatment described later. That is, in the laminated model 40 using the alloy powder for layered modeling according to some embodiments, the precipitation of MC-type carbides is effectively suppressed, so that the movement of grain boundaries due to heat treatment is less likely to be hindered by the MC-type carbides. Become. As a result, even at a relatively low heat treatment temperature, it becomes easy to coarsen the crystal grains so that the aspect ratio of the crystal diameter is 1 or more and less than 3. As a result, since the aspect ratio of the crystal diameter is 1 or more and less than 3, it is possible to prevent the physical property values such as strength from being different depending on the direction in the laminated model.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the first parameter P1 and the second parameter P2 described below with respect to each element contained in the alloy powder for laminated molding according to some embodiments.
  • FIG. 8 is a table showing the components and compositions in each plot in FIG. 7.
  • the composition ratio of each element contained in the alloy powder for laminated molding according to some embodiments will be described mainly with reference to FIG. 7.
  • the effects of each element on the precipitation of MC-type carbides are classified into the direct constituent elements of MC-type carbides and the elements that dissolve in the matrix and affect the precipitation of MC-type carbides.
  • the first parameter P1 relating to titanium, tantalum, and niobium, which are the direct constituent elements of the MC-type carbide is represented by the following formula (A).
  • P1 0.08 ⁇ Ti + 0.15 ⁇ Ta + 0.19 ⁇ Nb ...
  • “Ti”, “Ta”, and “Nb” are parameters for the contents of titanium, tantalum, and niobium in the alloy powder for laminated molding, respectively, and are values of% by mass. expressed.
  • the second parameter P2 is represented by the following formula (B) for cobalt and chromium, which are elements that dissolve in the matrix and affect the precipitation of MC-type carbides.
  • P2 0.04 x Co-0.03 x Cr ...
  • “Co” and “Cr” are parameters about the content of cobalt and chromium in the alloy powder for laminated molding, respectively, and are expressed by the value of mass%.
  • FIG. 7 is a graph in which the first parameter P1 is on the vertical axis and the second parameter P2 is on the horizontal axis.
  • the straight line shown in FIG. 7 is an equation in which the inequality sign in the above equation (C) is replaced with an equal sign, that is, a straight line represented by the following equation (D).
  • y -1.235 x x-0.2658 ...
  • the white circle plot represents the laminated model in which the precipitation of MC-type carbide was hardly observed
  • the black rhombus plot represents the laminated model in which the precipitation of many MC-type carbide was observed.
  • the plots of the white circles related to the laminated model in which the precipitation of MC-type carbide was hardly observed are the plots of Examples 1 to 7 in FIG. 8, and all of them are represented by the following equation (C). The relational expression expressed is satisfied.
  • the black rhombus-shaped plots related to the laminated model in which a large amount of MC-type carbides were observed to be deposited are the plots of Comparative Examples 1 to 6 in FIG.
  • FIG. 9 is a flowchart of a heat treatment of a laminated modeled object 40A which has been laminated and modeled using the alloy powder for laminated modeling according to some embodiments.
  • the heat treatment according to some embodiments includes a heat treatment step S10 for heat-treating a laminated model 40A formed by using the laminated modeling alloy powder according to some embodiments at a temperature of less than 1250 ° C.
  • the alloy powder for laminated molding according to some embodiments even if the heat treatment temperature of the laminated molded product 40A is less than 1250 ° C., the crystal grains are coarsened to approach an isotropic form. Turned out to be possible.
  • the heat treatment temperature can be suppressed to less than 1250 ° C., so that the anisotropy of the crystal can be suppressed while effectively suppressing the deformation in the laminated model 40.
  • the heat treatment step S10 includes a first heat treatment step S11 and a second heat treatment step S12.
  • stress is applied so that the laminated model 40A formed by using the alloy powder for layering according to some embodiments is not deformed by the residual stress at the time of modeling. This is a heat treatment step for removing.
  • the laminated model 40A is heat-treated at a temperature of, for example, 1200 ° C.
  • the second heat treatment step S12 is a heat treatment step for homogenizing the laminated model 40A after performing the first heat treatment step S11 and for coarsening the crystal grains.
  • the laminated model 40A is heat-treated at a temperature of less than 1250 ° C.
  • the laminated model 40A may be heat-treated at a temperature of 1230 ° C.
  • the temperature of the laminated model 40A is 1230 ° C. or lower. Heat treat with.
  • the anisotropy of the crystal can be suppressed while more effectively suppressing the deformation in the laminated model 40.
  • the present invention is not limited to the above-described embodiment, and includes a modification of the above-described embodiment and a combination of these embodiments as appropriate.

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Abstract

一実施形態に係る積層造形用合金粉末は、ニッケル基合金により構成される積層造形用合金粉末であって、０．０質量％以上４．０質量％未満のコバルトと、１２質量％以上２５質量％以下のクロムと、１．０質量％以上５．５質量％以下のアルミニウムと、０．０質量％以上４．０質量％以下のチタンと、０．０質量％以上３．０質量％以下のタンタルと、１．５質量％未満のニオブと、を含む。

Description

積層造形用合金粉末、積層造形物及び積層造形方法
　本開示は、積層造形用合金粉末、積層造形物及び積層造形方法に関する。
　近年、金属を積層造形して三次元形状物を得る積層造形法が種々の金属製品の製造方法として利用されている。例えば、パウダーベッド法による積層造形法では、層状に敷設された金属粉末にレーザービームや電子ビーム等のエネルギービームを照射することによって、溶融固化を繰り返し積層することにより三次元形状物を形成する。
　エネルギービームが照射される領域内では、金属粉末が急速に溶融され、その後、急速に冷却・凝固されることで、金属凝固層が形成される。このような過程が繰り返されることによって、立体的に造形された積層造形物が形成される。
　一方、Ｎｉを主成分とするＮｉ基合金は、耐熱性が高く、高温強度が大きいことが知られており、鋳造法によるＮｉ基合金からなる部材は、従来からガスタービン用のタービン部材等、高温強度が要求される耐熱部材の用途に広く使用されている。
　そして最近では、例えばタービン翼のような複雑形状のＮｉ基合金からなる部品の製造方法として、複雑な製造工程を経ずに直接造形が可能な積層造形法を適用する試みがなされている（例えば特許文献１等）。
特開２０１８－１６８４００号公報
　積層造形法で製造したＮｉ基合金の積層造形物では、エネルギービーム照射後の急速凝固のため、結晶粒が微細となり、且つ、積層方向に長く伸びた形態を有する。そのため、該積層造形物において、結晶の異方性のために強度等の物性値が方向によって異なってしまう。そこで、結晶の異方性を抑制するために該積層造形物を熱処理することで結晶粒を粗大化させて、等方的な形態に近づけることが考えられる。
　鋳造によって製造したＮｉ基合金の従来の製品では、粒界の移動を阻害するＭＣ型炭化物が比較的大きな形態で結晶粒界に点在している。しかし、積層造形法で製造したＮｉ基合金の積層造形物では、エネルギービーム照射後の急速凝固のため、微細なＭＣ型炭化物が結晶粒界や結晶粒内に分散して析出する。そのため、熱処理による粒界の移動が微細な形態で分散しているＭＣ型炭化物によって阻害され、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが困難である。
　積層造形法で製造したＮｉ基合金の積層造形物であっても、融点に近い高温での熱処理を行うことで、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることができる。しかし、複雑な形状を有する部品の場合、融点に近い高温での熱処理を行うことで、変形してしまうおそれがあるため、より低い温度で熱処理を行うことが望ましい。
　上述の事情に鑑みて、本発明の少なくとも一実施形態は、Ｎｉ基合金によって構成される積層造形物における結晶の異方性を抑制することを目的とする。
（１）本発明の少なくとも一実施形態に係る積層造形用合金粉末は、
　ニッケル基合金により構成される積層造形用合金粉末であって、
　０．０質量％以上４．０質量％未満のコバルトと、
　１２質量％以上２５質量％以下のクロムと、
　１．０質量％以上５．５質量％以下のアルミニウムと、
　０．０質量％以上４．０質量％以下のチタンと、
　０．０質量％以上３．０質量％以下のタンタルと、
　１．５質量％未満のニオブと、
を含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、チタン、タンタル、及びニオブの含有量を減らすとよいこと、及び、コバルトの含有量を減らすとよいことが判明した。また、発明者らが鋭意検討した結果、積層造形物における強度確保のためにγ’相を構成する元素を確保するためには、積層造形用合金粉末において、アルミニウム及びタンタルの含有量を増やすとよいことが判明した。
　これらの点を踏まえ、発明者らが鋭意検討した結果、ニッケル基合金により構成される積層造形用合金粉末において、各元素の組成を上記（１）のようにすると積層造形物におけるＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できることが判明した。
　これにより、上記（１）の構成による積層造形用合金粉末を用いて積層造形することで得られた積層造形物において、ＭＣ型炭化物の析出が効果的に抑制できる。そのため、積層造形物において、熱処理による粒界の移動がＭＣ型炭化物によって阻害され難くなり、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが容易となる。したがって、積層造形物の熱処理温度を抑制でき、熱処理による積層造形物の変形を抑制できる。
（２）幾つかの実施形態では、上記（１）の構成において、０．０質量％以上１．０質量％未満のコバルトを含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、コバルトの含有量を１．０質量％未満とするとさらによいということが判明した。
　その点、上記（２）の構成によれば、コバルトの含有量が０．０質量％以上１．０質量％未満であるので、積層造形物におけるＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できる。
（３）幾つかの実施形態では、上記（１）又は（２）の構成において、０．０質量％以上２．０質量％以下のチタンを含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、チタンの含有量を０．０質量％以上２．０質量％以下とするとさらによいということが判明した。
　その点、上記（３）の構成によれば、チタンの含有量が０．０質量％以上２．０質量％以下であるので、積層造形物におけるＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できる。
（４）幾つかの実施形態では、上記（１）乃至（３）の何れかの構成において、０．０質量％以上１．０質量％未満のニオブを含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、ニオブの含有量を１．０質量％未満とするとさらによいということが判明した。
　その点、上記（４）の構成によれば、ニオブの含有量が０．０質量％以上１．０質量％未満であるので、積層造形物におけるＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できる。
（５）幾つかの実施形態では、上記（１）乃至（４）の何れかの構成において、レニウムの含有量が検出限界以下である。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、レニウムを添加しなくてもよいことが判明した。
　したがって、上記（５）の構成によれば、高価なレアメタルの一種であるレニウムを添加しなくてもよいので、積層造形用合金粉末のコストを抑制できる。
（６）幾つかの実施形態では、上記（１）乃至（５）の何れかの構成において、ルテニウムの含有量が検出限界以下である。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、ルテニウムを添加しなくてもよいことが判明した。
　したがって、上記（６）の構成によれば、高価なレアメタルの一種であるルテニウムを添加しなくてもよいので、積層造形用合金粉末のコストを抑制できる。
（７）幾つかの実施形態では、上記（１）乃至（６）の何れかの構成において、
　チタンの含有量についてのパラメータをＴｉ質量％とし、
　タンタルの含有量についてのパラメータをＴａ質量％とし、
　ニオブの含有量についてのパラメータをＮｂ質量％とし、
　コバルトの含有量についてのパラメータをＣｏ質量％とし、
　クロムの含有量についてのパラメータをＣｒ質量％とし、
　第１パラメータＰ１を次式（Ａ）：
　Ｐ１＝０．０８×Ｔｉ＋０．１５×Ｔａ＋０．１９×Ｎｂ・・・（Ａ）
とし、
　第２パラメータＰ２を次式（Ｂ）：
　Ｐ２＝０．０４×Ｃｏ－０．０３×Ｃｒ・・・（Ｂ）
とした場合に、
　前記第１パラメータＰ１及び前記第２パラメータＰ２は、次式（Ｃ）：
　Ｐ１＜－１．２４×Ｐ２－０．２７・・・（Ｃ）
で表される関係式を満たす。
　ＭＣ型炭化物の析出に対して各元素が及ぼす影響について、ＭＣ型炭化物の直接の構成元素と、母相に固溶する元素であってＭＣ型炭化物の析出に影響を与える元素とに分類して、発明者らが鋭意検討した結果、次のことが判明した。すなわち、ＭＣ型炭化物の直接の構成元素であるチタン、タンタル、及び、ニオブについての上記第１パラメータＰ１と、母相に固溶する元素であってＭＣ型炭化物の析出に影響を与えるコバルト、及び、クロムについての上記第２パラメータＰ２とが、上述した式（Ｃ）で表される関係式を満たすと、ＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できることが判明した。
　したがって、上記（７）の構成によれば、積層造形物におけるＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できる。
（８）本発明の少なくとも一実施形態に係る積層造形方法は、
　上記（１）乃至（７）の何れかの構成の積層造形用合金粉末を用いて積層造形された積層造形物の応力を除去するための第１熱処理工程と、
　前記第１熱処理工程を行った後の前記積層造形物の結晶粒を粗大化させるための、１２５０℃未満の温度で熱処理する第２熱処理工程と、
を備える。
　上記（８）の方法によれば、記（１）乃至（７）の何れかの構成の積層造形用合金粉末を用いることで、積層造形物の熱処理温度を１２５０℃未満としても結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが可能であることが判明した。
　したがって、上記（８）の方法によれば、Ｎｉ基合金によって構成される積層造形物における変形を抑制しつつ、結晶の異方性を抑制できる。
（９）幾つかの実施形態では、上記（８）の方法において、前記第２熱処理工程は、前記積層造形物を１２３０℃以下の温度で熱処理する。
　上記（９）の方法によれば、Ｎｉ基合金によって構成される積層造形物における変形をより効果的に抑制しつつ、結晶の異方性を抑制できる。
（１０）本発明の少なくとも一実施形態に係る積層造形物は、
　ニッケル基合金からなる積層造形物であって、
　０．０質量％以上４．０質量％未満のコバルトと、
　１２質量％以上２５質量％以下のクロムと、
　１．０質量％以上５．５質量％以下のアルミニウムと、
　０．０質量％以上４．０質量％以下のチタンと、
　０．０質量％以上３．０質量％以下のタンタルと、
　１．５質量％未満のニオブと、
を含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、ニッケル基合金からなる積層造形物において、各元素の組成を上記（１０）のようにすると、ＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できることが判明した。
　これにより、上記（１０）の構成によれば、熱処理による粒界の移動がＭＣ型炭化物によって阻害され難くなり、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが容易となる。したがって、積層造形物の熱処理温度を抑制でき、熱処理による積層造形物の変形を抑制できる。
（１１）幾つかの実施形態では、上記（１０）の構成において、０．０質量％以上１．０質量％未満のコバルトを含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、ニッケル基合金からなる積層造形物において、コバルトの含有量を０．０質量％以上１．０質量％未満とすると、ＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できることが判明した。
　その点、上記（１１）の構成によれば、ＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できる。
（１２）幾つかの実施形態では、上記（１０）又は（１１）の構成において、０．０質量％以上２．０質量％以下のチタンを含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、ニッケル基合金からなる積層造形物において、チタンの含有量を０．０質量％以上２．０質量％以下とすると、ＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できることが判明した。
　その点、上記（１２）の構成によれば、ＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できる。
（１３）幾つかの実施形態では、上記（１０）乃至（１２）の何れかの構成において、０．０質量％以上１．０質量％未満のニオブを含む。
　発明者らが鋭意検討した結果、ニッケル基合金からなる積層造形物において、ニオブの含有量を０．０質量％以上１．０質量％未満とすると、ＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できることが判明した。
　その点、上記（１３）の構成によれば、ＭＣ型炭化物の析出をより効果的に抑制できる。
（１４）幾つかの実施形態では、上記（１０）乃至（１３）の何れかの構成において、レニウムの含有量が検出限界以下である。
　発明者らが鋭意検討した結果、ＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、ニッケル基合金からなる積層造形物において、レニウムを添加しなくてもよいことが判明した。
　したがって、上記（１４）の構成によれば、高価なレアメタルの一種であるレニウムを添加しなくてもよいので、積層造形物のコストを抑制できる。
（１５）幾つかの実施形態では、上記（１０）乃至（１４）の何れかの構成において、ルテニウムの含有量が検出限界以下である。
　発明者らが鋭意検討した結果、ＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、ニッケル基合金からなる積層造形物において、ルテニウムを添加しなくてもよいことが判明した。
　したがって、上記（１５）の構成によれば、高価なレアメタルの一種であるルテニウムを添加しなくてもよいので、積層造形物のコストを抑制できる。
（１６）幾つかの実施形態では、上記（１０）乃至（１５）の何れかの構成において、
　チタンの含有量についてのパラメータをＴｉ質量％とし、
　タンタルの含有量についてのパラメータをＴａ質量％とし、
　ニオブの含有量についてのパラメータをＮｂ質量％とし、
　コバルトの含有量についてのパラメータをＣｏ質量％とし、
　クロムの含有量についてのパラメータをＣｒ質量％とし、
　第１パラメータＰ１を次式（Ａ）：
　Ｐ１＝０．０８×Ｔｉ＋０．１５×Ｔａ＋０．１９×Ｎｂ・・・（Ａ）
とし、
　第２パラメータＰ２を次式（Ｂ）：
　Ｐ２＝０．０４×Ｃｏ－０．０３×Ｃｒ・・・（Ｂ）
とした場合に、
　前記第１パラメータＰ１及び前記第２パラメータＰ２は、次式（Ｃ）：
　Ｐ１＜－１．２４×Ｐ２－０．２７・・・（Ｃ）
で表される関係式を満たす。
　上述したように、上記第１パラメータＰ１と上記第２パラメータＰ２とが、上述した式（Ｃ）で表される関係式を満たすと、ＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できることが判明した。
　したがって、上記（１６）の構成によれば、ＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できる。
（１７）幾つかの実施形態では、上記（１０）乃至（１６）の何れかの構成において、前記積層造形物における結晶粒は、結晶径のアスペクト比が１以上３未満である。
　上記（１０）乃至（１６）の何れかの構成を備える積層造形物では、ＭＣ型炭化物の析出が効果的に抑制されているので、熱処理による粒界の移動がＭＣ型炭化物によって阻害され難くなる。これにより、結晶粒を粗大化させて、結晶径のアスペクト比が１以上３未満とすることが容易となる。
　上記（１７）の構成によれば、結晶径のアスペクト比が１以上３未満であるので、積層造形物において強度等の物性値が方向によって異なることを抑制できる。
　本発明の少なくとも一実施形態によれば、Ｎｉ基合金によって構成される積層造形物における結晶の異方性を抑制できる。
鋳造によって製造されたニッケル基合金製の従来の鋳造物の組織、及び、積層造形法によって製造されたニッケル基合金製の積層造形物の組織を模式的に示した図である。 従来の積層造形用合金粉末による積層造形物の組織、及び、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物の組織を模式的に示した図である。 幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末の組成を示す表である。 幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いて積層造形を行った積層造形物についての熱処理前後の組織の一例を模式的に示した図である。 従来の積層造形用合金粉末による積層造形物についての、熱処理後の組織を示した図である。 幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物についての、熱処理後の組織を示した図である。 幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末に含まれる各元素に関して、第１パラメータと第２パラメータとの関係を表すグラフである。 図７における各プロットにおける成分及び組成を表す表である。 幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いて積層造形された積層造形物の熱処理についてのフローチャートである。
　以下、添付図面を参照して本発明の幾つかの実施形態について説明する。ただし、実施形態として記載されている又は図面に示されている構成部品の寸法、材質、形状、その相対的配置等は、本発明の範囲をこれに限定する趣旨ではなく、単なる説明例にすぎない。
　例えば、「ある方向に」、「ある方向に沿って」、「平行」、「直交」、「中心」、「同心」或いは「同軸」等の相対的或いは絶対的な配置を表す表現は、厳密にそのような配置を表すのみならず、公差、若しくは、同じ機能が得られる程度の角度や距離をもって相対的に変位している状態も表すものとする。
　例えば、「同一」、「等しい」及び「均質」等の物事が等しい状態であることを表す表現は、厳密に等しい状態を表すのみならず、公差、若しくは、同じ機能が得られる程度の差が存在している状態も表すものとする。
　例えば、四角形状や円筒形状等の形状を表す表現は、幾何学的に厳密な意味での四角形状や円筒形状等の形状を表すのみならず、同じ効果が得られる範囲で、凹凸部や面取り部等を含む形状も表すものとする。
　一方、一の構成要素を「備える」、「具える」、「具備する」、「含む」、又は、「有する」という表現は、他の構成要素の存在を除外する排他的な表現ではない。
　図１は、鋳造によって製造されたニッケル基合金製の従来の鋳造物の組織、及び、積層造形法によって製造されたニッケル基合金製の積層造形物の組織を模式的に示した図である。
　積層造形法で製造したニッケル基合金の積層造形物２０では、エネルギービーム照射後の急速凝固のため、結晶粒２１が微細となり、且つ、積層方向に長く伸びた形態を有する。そのため、該積層造形物２０において、結晶の異方性のために強度等の物性値が方向によって異なってしまう。そこで、結晶の異方性を抑制するために該積層造形物２０を熱処理することで結晶粒を粗大化させて、等方的な形態に近づけることが考えられる。
　一方、鋳造によって製造したニッケル基合金の従来の鋳造物１０では、結晶粒１１は、比較的大きな粒径を有し、粒界の移動を阻害するＭＣ型炭化物３１は、比較的大きな形態で結晶粒界に点在している。しかし、積層造形法で製造したニッケル基合金の積層造形物２０では、エネルギービーム照射後の急速凝固のため、微細なＭＣ型炭化物３３が結晶粒界や結晶粒内に分散して析出する。そのため、熱処理による粒界の移動が微細な形態で分散しているＭＣ型炭化物３３によって阻害され、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが困難である。すなわち、ニッケル基合金の積層造形物２０に対して、１２５０℃未満の温度による熱処理を施しても、結晶粒の形状に大きな変化は見られない。
　積層造形法で製造したニッケル基合金の積層造形物２０であっても、融点に近い高温での熱処理を行うことで、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることができる。しかし、積層造形物２０が複雑な形状を有する部品の場合、融点に近い高温での熱処理を行うことで、積層造形物２０が変形してしまうおそれがあるため、より低い温度で熱処理を行うことが望ましい。
　発明者らが鋭意検討した結果、積層造形することで得られるニッケル基合金製の積層造形物２０においてＭＣ型炭化物の析出を抑制するためには、積層造形用合金粉末において、チタン、タンタル、及びニオブの含有量を減らすとよいこと、及び、コバルトの含有量を減らすとよいことが判明した。また、発明者らが鋭意検討した結果、積層造形物２０における強度確保のためにγ’相を構成する元素を確保するためには、積層造形用合金粉末において、アルミニウム及びタンタルの含有量を増やすとよいことが判明した。
　これらの点を踏まえ、発明者らが鋭意検討した結果、ニッケル基合金により構成される積層造形用合金粉末において、各元素の組成を以下の組成にすると積層造形物２０におけるＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できることが判明した。
　具体的には、ニッケル基合金により構成される積層造形用合金粉末において、４．０質量％未満のコバルトと、１．０質量％以上５．５質量％のアルミニウムと、０．０質量％以上４．０質量％以下のチタンと、０．０質量％以上３．０質量％以下のタンタルと、１．５質量％未満のニオブとを含むとよいことが判明した。
　図２は、従来の積層造形用合金粉末による積層造形物２０の組織、及び、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物４０の組織を模式的に示した図である。図２に示すように、上述した幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物４０では、従来の積層造形用合金粉末による積層造形物２０と比べて、ＭＣ型炭化物の析出量を抑制できる。
　このように、上記組成による積層造形用合金粉末を用いて積層造形することで得られた積層造形物４０において、ＭＣ型炭化物３３の析出が効果的に抑制できる。そのため、積層造形物４０において、熱処理による粒界の移動がＭＣ型炭化物によって阻害され難くなり、結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが容易となる。したがって、積層造形物４０の熱処理温度を抑制でき、熱処理による積層造形物４０の変形を抑制できる。
　図３は、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末の組成を示す表である。以下、図３を参照して、ニッケル基合金における析出物、及び、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末の各成分の組成について説明する。
（γ’相について）
　γ’相は、主にＮｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｔａから構成される析出物である。γ’相は、熱処理時に結晶粒内に微細分散析出することで，材料の強化に寄与する。
（ＭＣ型炭化物について）
　ＭＣ型炭化物におけるＭは、主にＴｉ、Ｔａ、Ｎｂで構成される。ＭＣ型炭化物は、積層造形後に析出する。
　上述したように、ＭＣ型炭化物は、従来の鋳造材では粗大な析出物としてまばらに析出するが、積層造形物では急冷凝固のため，微細なＭＣ型炭化物が結晶粒内に分散して析出する。
　上述したように、微細なＭＣ型炭化物が結晶粒内に分散して析出すると、後の熱処理で結晶粒界が移動できず異方性の強い結晶形態が解消できない。そのため、ＭＣ型炭化物の析出をできるだけ低減する必要がある。
　但し，Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂはマトリクスの強化相であるγ’相の構成元素でもあるため、一定量の添加が必要である。
（Ｍ２３Ｃ６型炭化物について）
　Ｍ２３Ｃ６型炭化物におけるＭは、主にＣｒ、Ｎｉ、Ｗで構成される。
　Ｍ２３Ｃ６型炭化物は、時効熱処理後に結晶粒界に析出することで粒界強度を高め、クリープ変形時において粒界破壊を抑制するため、応力集中に対し強く切欠強化特性を示すことができる。
　以下の説明では、各元素の含有量を百分率で表す場合、特に断りがない場合には、質量％で表されているものとする。
（Ｃｏ：０．０％以上４．０％未満）
　Ｃｏは、Ｔｉ、Ａｌ等を高温でマトリックスに固溶させる限度（固溶限）を大きくさせる効果を有するため，一定量の添加が効果的である。一方、Ｃｏの添加量が多くなるほどＭＣ型炭化物の析出量が多くなる傾向を見出した。特に、Ｃｏが４％より多くなるとその傾向が強くなるため、幾つかの実施形態では、Ｃｏの含有量は０．０％以上４％未満とした。なお、Ｃｏの含有量は、上記範囲内でも、特に、１．０％未満が望ましい。
（Ｃｒ：１２％以上２５％以下）
　Ｃｒは、高温での耐酸化性を向上させるために有効な元素であるが、１２％未満では、Ｃｒの添加による高温耐酸化性の向上が充分に図れなくなる。またＣｒの含有量が多くなるほどＭＣ型炭化物の析出量が少なくなる傾向を見出したことから１２％以上の添加が効果的である。一方，Ｃｒ量が２５％を越えれば、有害相の析出を招き、強度低下、延性低下を引き起こすため好ましくない。そこでＣｒの含有量は、１２％以上２５％以下の範囲内とした。
（Ｗ：４％以上１０％以下）
　Ｗは、マトリックスであるγ相に固溶して、固溶強化による強度向上に効果がある。またＷは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の構成元素であるが、拡散が遅い元素であるため、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の粗大化を抑制する効果がある。これらの効果を発揮させるためには、４％以上のＷの添加が必要である。但しＷ量が１０％より多ければ、有害相が析出して強度低下、延性低下を引き起こす。そこでＷの含有量は、４％以上１０％の範囲内とした。
（Ｍｏ：０．０％以上３．５％以下）
　Ｍｏは、Ｗと同様に、マトリックスであるγ相に固溶して、固溶強化による強度向上に効果がある。但しＭｏ量が３．５％より多ければ有害相が析出して強度低下、延性低下を引き起こす。そこでＭｏを添加する場合のＭｏの添加量は、０．０％以上３．５％以下の範囲内とした。
（Ａｌ：１．０％以上５．５％以下）
　Ａｌは、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高めるとともに、高温での耐酸化性、耐食性向上にも効果がある。Ａｌ量が１．０％未満では、γ’相の析出量が少なくなって、析出物粒子による析出強化が充分に図れなくなる。但しＡｌ量が５．５％を越えれば、溶接性が低下し、積層造形時に割れが多発する。そこでＡｌの含有量は、１．０％以上５．５％以下の範囲内とした。
（Ｔｉ：０．０％以上４．０％以下）
　Ｔｉは、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高めるとともに、高温での耐酸化性、耐食性向上にも効果がある。Ｔｉ量が４．０％を越えれば、溶接性が低下し、積層造形時に割れが多発するおそれが生じ、さらにはＭＣ型炭化物の析出量が多くなり熱処理時の結晶粒粗大化の阻害要因となるため、４．０％以下に抑制する必要がある。そこでＴｉの添加量は、０．０％以上４．０％以下の範囲内とした。なお、Ｔｉの含有量は、上記範囲内でも、特に、０．０％以上２．０％以下が望ましい。
（Ｔａ：０．０％以上３．０％以下）
　Ｔａも、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高める。Ｔａは高温で安定なＭＣ型炭化物を結晶粒内に生成する元素であり、３．０％以上添加すれば、ＭＣ型炭化物の析出量が多くなり熱処理時の結晶粒粗大化の阻害要因となる。そこで、Ｔａの添加量は、０．０％以上３．０％以下の範囲内とした。
（Ｎｂ：０．０％以上１．５％未満）
　Ｎｂも、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高める。Ｎｂは高温で安定なＭＣ型炭化物を結晶粒内に生成する元素であり、１．５％以上添加すれば、ＭＣ型炭化物の析出量が多くなり熱処理時の結晶粒粗大化の阻害要因となる。そこで、Ｎｂの添加量は、０．０％以上１．５％未満とした。なお、Ｎｂの含有量は、上記範囲内でも、特に、１．０％未満が望ましい。
（Ｃ：０．０４％以上０．２％以下）
　Ｃは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物、ＭＣ型炭化物で代表される炭化物を生成し、適切な熱処理によって特にＭ２３Ｃ６型炭化物を粒界に析出させることにより、粒界強化をもたらすことができる。Ｃの含有量が０．０４％よりも少なければ、炭化物が少なくなりすぎて、強化効果が期待できない。一方、Ｃが０．２％よりも多ければ、結晶粒内に析出するＭＣ型炭化物が多くなり、ＭＣ型炭化物の析出量が多くなり熱処理時の結晶粒粗大化の阻害要因となる。そこで、Ｃの含有量は、０．０４％以上０．２％以下の範囲内とした。
（Ｂ：０．００１％以上０．０２％以下）
　Ｂは、結晶粒界に存在することによって粒界を強化し、高温クリープ強度向上および切欠き弱化改善に効果があり、そのためには０．００１％以上のＢ添加が必要である。ただし、Ｂ量が０．０２％を越えれば、ホウ化物を生成し延性が低下するおそれがある。そこでＢ含有量は、０．００１％以上０．０２％以下の範囲内とした。
（Ｚｒ：０．０％以上０．１％未満）
　Ｚｒは、結晶粒界に存在することによって粒界を強化して高温クリープ強度向上および切欠弱化改善に効果がある。Ｚｒ量が０．１％を越えれば、結晶粒界部の局所的な融点を下げて強度低下を引き起こすおそれがある。そこでＺｒの添加量は、０．０％以上０．１％未満とした。
（Ｒｅ：０．０％以上１０％以下）
　Ｒｅは、マトリックスであるγ相に固溶して、固溶強化による強度向上に効果がある。但し高価なレアメタルであるため添加すると素材費用が大幅に上昇し，また添加しなくとも他の元素の効果により十分な材料特性を確保できるため積極的に添加する必要はない。Ｒｅは、不可避的不純物として含まれることは許容される。
　したがって、Ｒｅは、含有することが許容されるが、検出限界以下であってもよい。例えば、Ｒｅの含有量は、０．０％以上１０％以下であってもよい。なお、Ｒｅの含有量が検出限界以下であるということは、例えば試料中のＸ線光電子分光スペクトルに明瞭なＲｅのピークが存在しないことを意味する。
　幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末、及び、該粉末による積層造形物によれば、高価なレアメタルの一種であるレニウムを添加しなくてもよいので、積層造形用合金粉末及び積層造形物のコストを抑制できる。
（Ｒｕ：０．０％以上１０％以下）
　Ｒｕは、有害な析出物の生成を抑制するため，添加することでより多くのＲｅを添加することが可能となる。但しＲｕおよびＲｅともに高価なレアメタルであるため添加すると素材費用が大幅に上昇し，また添加しなくとも他の元素の効果により十分な材料特性を確保できるため積極的に添加する必要はない。Ｒｕは、不可避的不純物として含まれることは許容される。
　したがって、Ｒｕは、含有することが許容されるが、検出限界以下であってもよい。例えば、Ｒｕの含有量は、０．０％以上１０％以下であってもよい。なお、Ｒｕの含有量が検出限界以下であるということは、例えば試料中のＸ線光電子分光スペクトルに明瞭なＲｕのピークが存在しないことを意味する。
　幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末、及び、該粉末による積層造形物によれば、高価なレアメタルの一種であるルテニウムを添加しなくてもよいので、積層造形用合金粉末及び積層造形物のコストを抑制できる。
　以上の各元素の残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物とする。なお、この種のＮｉ基合金には不可避的不純物として、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等が含まれることがあるが、これらは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕについてはそれぞれ０．５％以下、Ｐ、Ｓ、Ｎについてはそれぞれ０．０１％以下とすることが望ましい。
　図４は、上述した幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いて積層造形を行った積層造形物４０についての熱処理前後の組織の一例を模式的に示した図である。図５は、従来の積層造形用合金粉末による積層造形物２０についての、熱処理後の組織を示した図である。図６は、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物４０についての、熱処理後の組織を示した図である。なお、図５及び図６に示した各積層造形物２０、４０における熱処理温度は、１２３０℃である。また、図５及び図６では、説明の便宜上、結晶粒の形状を明確に表すために、幾つかの結晶粒の輪郭をなぞって強調している。
　図４に示すように、熱処理前の積層造形物４０Ａは、積層方向の長さが積層方向に直交する方向に比べて長い、例えばアスペクト比で３を超えるような異方性の強い結晶粒４１を有する。このような積層造形物４０Ａを、例えば後述するように１２３０℃で熱処理を行うことで、図４に示した熱処理後の積層造形物４０Ｂが得られる。熱処理後の積層造形物４０Ｂは、結晶粒４１が粗大化し、長さの異方性が抑制されて等方的な形態に近づく。熱処理後の積層造形物４０Ｂでは、例えば結晶径のアスペクト比が１以上３未満となる。
　なお、本稿においてアスペクト比とは、各結晶粒において、最も長さが長くなる方向における長さを、該方向と直交する方向の長さで除した無次元数である。すなわち、結晶径のアスペクト比とは、結晶粒の長軸長さを短軸長さで除した値である。たとえば、結晶径のアスペクト比が１より大きくなるほど細長い結晶粒となることを表す。
　例えば、図５に示すように、従来の積層造形用合金粉末による熱処理後の積層造形物２０Ｂでは、図５において不図示である熱処理前の積層造形物２０Ａと比べて結晶粒２１の長さの異方性があまり抑制されていない。例えば、図５に示した、従来の積層造形用合金粉末による熱処理後の積層造形物２０Ｂでは、アスペクト比は５．８である。
　これに対し、例えば、図６に示すように、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による熱処理後の積層造形物４０Ｂでは、図６において不図示である熱処理前の積層造形物４０Ａと比べて結晶粒４１が粗大化し、長さの異方性が抑制されて等方的な形態に近づいている。例えば、図６に示した、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による熱処理後の積層造形物４０Ｂでは、アスペクト比は１．８である。
　このように、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物４０では、後述する熱処理を施すことによって、結晶径のアスペクト比を１以上３未満とすることができる。すなわち、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物４０では、ＭＣ型炭化物の析出が効果的に抑制されているので、熱処理による粒界の移動がＭＣ型炭化物によって阻害され難くなる。これにより、比較的低い熱処理温度であっても、結晶粒を粗大化させて、結晶径のアスペクト比が１以上３未満とすることが容易となる。
　これにより、結晶径のアスペクト比が１以上３未満であるので、積層造形物において強度等の物性値が方向によって異なることを抑制できる。
　図７は、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末に含まれる各元素に関して、以下で説明する第１パラメータＰ１と第２パラメータＰ２との関係を表すグラフである。図８は、図７における各プロットにおける成分及び組成を表す表である。
　以下、主に図７を参照して、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末に含まれる各元素の構成比について説明する。
　ＭＣ型炭化物の析出に対して各元素が及ぼす影響について、ＭＣ型炭化物の直接の構成元素と、母相に固溶する元素であってＭＣ型炭化物の析出に影響を与える元素とに分類して、発明者らが鋭意検討した結果、次のことが判明した。
　ＭＣ型炭化物の直接の構成元素であるチタン、タンタル、及び、ニオブに関する第１パラメータＰ１を次式（Ａ）で表すこととする。
　Ｐ１＝０．０８×Ｔｉ＋０．１５×Ｔａ＋０．１９×Ｎｂ・・・（Ａ）
　なお、式（Ａ）において、「Ｔｉ」、「Ｔａ」及び「Ｎｂ」は、それぞれ、積層造形用合金粉末におけるチタン、タンタル、及び、ニオブの含有量についてのパラメータであり、質量％の値で表される。
　また、母相に固溶する元素であってＭＣ型炭化物の析出に影響を与えるコバルト、及び、クロムに第２パラメータＰ２を次式（Ｂ）で表すこととする。
　Ｐ２＝０．０４×Ｃｏ－０．０３×Ｃｒ・・・（Ｂ）
　なお、式（Ｂ）において、「Ｃｏ」及び「Ｃｒ」は、それぞれ、積層造形用合金粉末におけるコバルト、及び、クロムの含有量についてのパラメータであり、質量％の値で表される。
　上記第１パラメータＰ１と上記第２パラメータＰ２とが、次式（Ｃ）で表される関係式を満たすと、ＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できることが判明した。
　Ｐ１＜－１．２３５×Ｐ２－０．２６５８・・・（Ｃ）
　図７は、第１パラメータＰ１を縦軸にとり、第２パラメータＰ２を横軸にとったグラフである。図７において示した直線は、上述した式（Ｃ）の不等号を等号に置き換えた式、すなわち、次式（Ｄ）によって表される直線である。
　ｙ＝－１．２３５×ｘ－０．２６５８・・・（Ｄ）
　なお、式（Ｃ）を「Ｐ１＜－１．２４×Ｐ２－０．２７」とした場合でも、ＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制でき、この場合式（Ｄ）は、「ｙ＝－１．２４×ｘ－０．２７」と表される。
　図７において、白抜き丸のプロットは、ＭＣ型炭化物の析出がほとんど認められなかった積層造形物を表し、黒菱型のプロットは、多くのＭＣ型炭化物の析出が認められた積層造形物を表す。なお、図７において、ＭＣ型炭化物の析出がほとんど認められなかった積層造形物に係る白抜き丸のプロットは、図８における実施例１～７のプロットであり、いずれも次式（Ｃ）で表される関係式を満たしている。また、図７において、多くのＭＣ型炭化物の析出が認められた積層造形物に係る黒菱型のプロットは、図８における比較例１～６のプロットであり、いずれも次式（Ｃ）で表される関係式を満たしていない。
　すなわち、図７及び図８から明らかなように、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末が上述した式（Ｃ）で表される関係式を満たすことで、積層造形物４０ＢにおけるＭＣ型炭化物の析出を効果的に抑制できる。
（熱処理について）
　図９は、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いて積層造形された積層造形物４０Ａの熱処理についてのフローチャートである。
　幾つかの実施形態に係る熱処理は、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いて積層造形された積層造形物４０Ａを１２５０℃未満の温度で熱処理する熱処理工程Ｓ１０を備える。
　上述したように、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いることで、積層造形物４０Ａの熱処理温度を１２５０℃未満としても結晶粒を粗大化させて等方的な形態に近づけることが可能であることが判明した。
　したがって、幾つかの実施形態によれば、ニッケル基合金によって構成される積層造形物４０における変形を抑制しつつ、結晶の異方性を抑制できる。また、幾つかの実施形態によれば、熱処理温度を１２５０℃未満に抑制できるので、積層造形物４０における変形を効果的に抑制しつつ、結晶の異方性を抑制できる。
　幾つかの実施形態に係る熱処理工程Ｓ１０は、第１熱処理工程Ｓ１１と、第２熱処理工程Ｓ１２とを含む。
　幾つかの実施形態に係る第１熱処理工程Ｓ１１は、幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末を用いて積層造形された積層造形物４０Ａが造形時の残留応力で変形しないよう、応力を除去するための熱処理工程である。幾つかの実施形態に係る第１熱処理工程Ｓ１１では、積層造形物４０Ａを例えば１２００℃の温度で熱処理を行う。
　幾つかの実施形態に係る第２熱処理工程Ｓ１２は、第１熱処理工程Ｓ１１を行った後の積層造形物４０Ａを均質化及び結晶粒粗大化のための熱処理工程である。幾つかの実施形態に係る第２熱処理工程Ｓ１２では、積層造形物４０Ａを１２５０℃未満の温度で熱処理を行う。なお、幾つかの実施形態に係る第２熱処理工程Ｓ１２では、積層造形物４０Ａを１２３０℃の温度で熱処理を行うとよい。
　特に、幾つかの実施形態に係る熱処理によれば、図４及び図６を参照して説明したように、熱処理工程Ｓ１０（第２熱処理工程Ｓ１２）は、積層造形物４０Ａを１２３０℃以下の温度で熱処理する。
　これにより、積層造形物４０における変形をより効果的に抑制しつつ、結晶の異方性を抑制できる。
　本発明は上述した実施形態に限定されることはなく、上述した実施形態に変形を加えた形態や、これらの形態を適宜組み合わせた形態も含む。
１０　鋳造物
１１　結晶粒
２０　積層造形物（従来の積層造形用合金粉末による積層造形物）
２１　結晶粒
３１、３３　ＭＣ型炭化物
４０　積層造形物（幾つかの実施形態に係る積層造形用合金粉末による積層造形物）
４０Ａ　積層造形物（熱処理前の積層造形物）
４０Ｂ　積層造形物（熱処理後の積層造形物）
４１　結晶粒

Claims (17)

  1. 　ニッケル基合金により構成される積層造形用合金粉末であって、
    　０．０質量％以上４．０質量％未満のコバルトと、
    　１２質量％以上２５質量％以下のクロムと、
    　１．０質量％以上５．５質量％以下のアルミニウムと、
    　０．０質量％以上４．０質量％以下のチタンと、
    　０．０質量％以上３．０質量％以下のタンタルと、
    　１．５質量％未満のニオブと、
    を含む
    積層造形用合金粉末。
  2. 　０．０質量％以上１．０質量％未満のコバルト
    を含む
    請求項１に記載の積層造形用合金粉末。
  3. 　０．０質量％以上２．０質量％以下のチタン
    を含む
    請求項１又は２に記載の積層造形用合金粉末。
  4. 　０．０質量％以上１．０質量％未満のニオブ
    を含む
    請求項１乃至３の何れか一項に記載の積層造形用合金粉末。
  5. 　レニウムの含有量が検出限界以下である
    請求項１乃至４の何れか一項に記載の積層造形用合金粉末。
  6. 　ルテニウムの含有量が検出限界以下である
    請求項１乃至５の何れか一項に記載の積層造形用合金粉末。
  7. 　チタンの含有量についてのパラメータをＴｉ質量％とし、
    　タンタルの含有量についてのパラメータをＴａ質量％とし、
    　ニオブの含有量についてのパラメータをＮｂ質量％とし、
    　コバルトの含有量についてのパラメータをＣｏ質量％とし、
    　クロムの含有量についてのパラメータをＣｒ質量％とし、
    　第１パラメータＰ１を次式（Ａ）：
    　Ｐ１＝０．０８×Ｔｉ＋０．１５×Ｔａ＋０．１９×Ｎｂ・・・（Ａ）
    とし、
    　第２パラメータＰ２を次式（Ｂ）：
    　Ｐ２＝０．０４×Ｃｏ－０．０３×Ｃｒ・・・（Ｂ）
    とした場合に、
    　前記第１パラメータＰ１及び前記第２パラメータＰ２は、次式（Ｃ）：
    　Ｐ１＜－１．２４×Ｐ２－０．２７・・・（Ｃ）
    で表される関係式を満たす
    請求項１乃至６の何れか一項に記載の積層造形用合金粉末。
  8. 　請求項１乃至７の何れか一項に記載の積層造形用合金粉末を用いて積層造形された積層造形物の応力を除去するための第１熱処理工程と、
    　前記第１熱処理工程を行った後の前記積層造形物の結晶粒を粗大化させるための、１２５０℃未満の温度で熱処理する第２熱処理工程と、
    を備える積層造形方法。
  9. 　前記第２熱処理工程は、前記積層造形物を１２３０℃以下の温度で熱処理する
    請求項８に記載の積層造形方法。
  10. 　ニッケル基合金からなる積層造形物であって、
    　０．０質量％以上４．０質量％未満のコバルトと、
    　１２質量％以上２５質量％以下のクロムと、
    　１．０質量％以上５．５質量％以下のアルミニウムと、
    　０．０質量％以上４．０質量％以下のチタンと、
    　０．０質量％以上３．０質量％以下のタンタルと、
    　１．５質量％未満のニオブと、
    を含む
    積層造形物。
  11. 　０．０質量％以上１．０質量％未満のコバルト
    を含む
    請求項１０に記載の積層造形物。
  12. 　０．０質量％以上２．０質量％以下のチタン
    を含む
    請求項１０又は１１に記載の積層造形物。
  13. 　０．０質量％以上１．０質量％未満のニオブ
    を含む
    請求項１０乃至１２の何れか一項に記載の積層造形物。
  14. 　レニウムの含有量が検出限界以下である
    請求項１０乃至１３の何れか一項に記載の積層造形物。
  15. 　ルテニウムの含有量が検出限界以下である
    請求項１０乃至１４の何れか一項に記載の積層造形物。
  16. 　チタンの含有量についてのパラメータをＴｉ質量％とし、
    　タンタルの含有量についてのパラメータをＴａ質量％とし、
    　ニオブの含有量についてのパラメータをＮｂ質量％とし、
    　コバルトの含有量についてのパラメータをＣｏ質量％とし、
    　クロムの含有量についてのパラメータをＣｒ質量％とし、
    　第１パラメータＰ１を次式（Ａ）：
    　Ｐ１＝０．０８×Ｔｉ＋０．１５×Ｔａ＋０．１９×Ｎｂ・・・（Ａ）
    とし、
    　第２パラメータＰ２を次式（Ｂ）：
    　Ｐ２＝０．０４×Ｃｏ－０．０３×Ｃｒ・・・（Ｂ）
    とした場合に、
    　前記第１パラメータＰ１及び前記第２パラメータＰ２は、次式（Ｃ）：
    　Ｐ１＜－１．２４×Ｐ２－０．２７・・・（Ｃ）
    で表される関係式を満たす
    請求項１０乃至１５の何れか一項に記載の積層造形物。
  17. 　前記積層造形物における結晶粒は、結晶径のアスペクト比が１以上３未満である
    請求項１０乃至１６の何れか一項に記載の積層造形物。
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