WO2020225966A1 - バナジウム基合金材料及びこれを用いた製造物 - Google Patents

バナジウム基合金材料及びこれを用いた製造物 Download PDF

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WO2020225966A1
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vanadium
alloy material
atomic
based alloy
solid solution
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一矢 品川
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株式会社日立製作所
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
    • C22C27/02—Alloys based on vanadium, niobium, or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a vanadium-based alloy material and a product using the same.
  • Ni-based superalloys are mainly used as heat-resistant materials.
  • Patent Document 1 discloses a Ni-based single crystal superalloy containing Al, Ta, W, Re, Cr and Ru as main additive elements and having a predetermined composition.
  • Non-Patent Document 1 describes the 6th generation Ni-based single crystal superalloy TMS-238 having oxidation resistance and high strength.
  • the melting point of the Ni-based superalloy is about 1300 ° C. and the improvement of the thermal phase stability of the ⁇ 'phase of the L12 structure, which is the strengthening phase, is the limit, the improvement of the serviceable temperature is the limit. Has reached. Further, high-density elements such as Re and Ru, which are added in a large amount to improve the serviceable temperature, are a cause of increasing the density of the alloy.
  • Mo has a melting point of 2400 ° C and is promising as a base element for heat-resistant materials, so studies are underway.
  • Patent Document 2 describes an alloy (Mo—Si—B system) containing Mo, Si, B, at least one element of Ti, Zr, and Hf, and at least one element of C and N as main components. Alloys) containing TiC or ZrC co-phases are disclosed. This alloy is described as being lightweight, high strength and excellent in heat resistance.
  • Nb has a melting point of 2400 ° C. and a low density, it is considered to be promising as a base element for heat-resistant materials like Mo.
  • Patent Document 3 includes a particulate niobium crystal, a compound phase containing niobium silicide, and a striped or punctate niobium phase dispersed in the compound phase, and is a lamellar composed of the compound phase and the niobium phase.
  • a silionic niobium-based composite material containing a structure and containing a predetermined concentration of Si, Cr and Ta (Nb—Si—Cr—Ta based alloy) is disclosed. This niobium-based composite material has excellent heat resistance, strength, toughness and ductility.
  • V has a melting point of 1900 ° C., which is higher than that of Ni, and is classified as a refractory element like Nb and Mo.
  • alloys containing V as a main component there is no literature or the like showing studies aimed at applying them to heat-resistant materials as described above.
  • Patent Document 4 describes an example in which a V alloy is used as a hydrogen storage alloy.
  • the Mo-based alloy described in Patent Document 2 and the Nb-based alloy described in Patent Document 3 can improve the durable temperature, but the melting point is too high, solidification segregation is likely to occur, and high-temperature heat treatment is required. Therefore, there is a problem in manufacturability. Furthermore, in terms of weight reduction, it is an issue to significantly reduce the density as compared with Ni-based superalloys.
  • An object of the present invention is to provide a vanadium-based alloy material which is lightweight and has excellent high-temperature strength, and a product formed by using the vanadium-based alloy material.
  • the vanadium-based alloy material of the present invention has high-temperature strength, and Si: 2.5 to 20.0 atomic%, Al: 0.0 to 50.0 atomic%, Ti: 0.0 to 40. 0 atom%, Cr: 0.0-40.0 atom%, Nb: 0.0-30.0 atom%, Mo: 0.0-30.0 atom%, Ta: 0.0-5.0 atom %, W: 0.0 to 5.0 atomic%, the balance being V and unavoidable impurities.
  • the present invention it is possible to provide a vanadium-based alloy material which is lightweight and has excellent high-temperature strength, and a product formed by using the vanadium-based alloy material.
  • the present invention relates to a vanadium-based alloy material that is lightweight and has excellent high-temperature strength, and is also applicable to products such as aircraft engines and gas turbines.
  • the present inventor has focused on the possibility of a vanadium-based alloy as a heat-resistant material and studied it.
  • V has a density of 6.0 g / cm 3 and is lighter than Ni having a density of 8.9 g / cm 3
  • the vanadium-based alloy has high-temperature strength when it has a specific composition. It became clear that it was expensive.
  • vanadium-based alloy material of the present invention and the product formed by using the same will be described with reference to the drawings.
  • the vanadium-based alloy material is also referred to as a "V-based alloy material”.
  • the vanadium-based alloy material of the present invention is formed of a composite structure of two or more phases including an intermetallic compound having an A15 structure and a vanadium solid solution phase having a body-centered cubic lattice structure (BCC structure).
  • the intermetallic compound having an A15 structure is at least one of V 3 Si, Cr 3 Si, Mo 3 Al or Nb 3 Al or (V, Cr, Mo, Nb) 3 (Si, Al).
  • V, Cr, Mo, Nb) 3 (Si, Al) each element is in a solid solution state at each atomic occupancy site. X-ray diffraction is used to identify the A15 structure.
  • V 3 Si and Cr 3 Si are silicides
  • Mo 3 Al and Nb 3 Al are aluminaids.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an island-like structure of the vanadium-based alloy material of the present invention.
  • the vanadium-based alloy material has a structure in which A15-type intermetallic compound 2 (intermetallic compound having an A15 structure) is dispersed in an island shape in the vanadium solid solution phase 1.
  • the vanadium solid solution phase 1 is a phase of a vanadium solid solution having a BCC structure (hereinafter, also referred to as “V solid solution”).
  • the A15 type intermetallic compound 2 is an intermetallic compound having an A15 structure.
  • the A15 type intermetallic compound 2 is in a state of being separated individually, and the cross section looks like an island.
  • the vanadium solid solution phase 1 fills the periphery of the A15 type intermetallic compound 2 and is in a state of being integrally connected.
  • FIG. 2 is a schematic view showing a network-like structure of the vanadium-based alloy material of the present invention.
  • the vanadium-based alloy material has a structure in which the vanadium solid solution phase 1 is dispersed in an island shape in the A15 type intermetallic compound 2.
  • the A15 type intermetallic compound 2 fills the periphery of the vanadium solid solution phase 1 and is in a state of being integrally connected. In other words, it has a network-like structure to which the A15 type intermetallic compound 2 is bound.
  • FIG. 3 is a schematic view showing a lamellar structure of the vanadium-based alloy material of the present invention.
  • the vanadium-based alloy material has a lamellar structure in which the vanadium solid solution phase 1 and the A15 type intermetallic compound 2 are alternately laminated in layers.
  • the above-mentioned structural form is a characteristic fine structure in the vanadium-based alloy material of the present invention, but it may be a mixed structure containing two or more of these structural forms.
  • the hardness and strength of the material as a whole tend to be lower than those in the network-like form and the lamella-like form.
  • the vanadium solid solution phase 1 having a BCC structure having excellent toughness and ductility is linked to the A15 type intermetallic compound 2 without being divided, it is excellent in toughness and ductility.
  • the A15 type intermetallic compound 2 having high hardness is connected, it is excellent in hardness and strength, but since crack growth tends to occur relatively easily, ductility and toughness are lowered.
  • the lamellar structure is excellent in hardness and strength, and also relatively excellent in ductility and toughness. In this case, the more parallel the loading direction and the direction of the lamellar tissue are, the more excellent the strength is developed.
  • All of the above structural morphologies are not limited to those composed only of an A15 structure and a BCC structure, and other intermetallic compounds such as VDD and aluminide (referred to as "another intermetallic compound" in the present specification).
  • It may contain a solid solution having a face-centered cubic lattice structure (FCC structure). Further, it may have a hexagonal close-packed structure (HCP structure).
  • each concentration is expressed on the basis of the number of atoms.
  • the unit is atomic% or at. %, which is the percentage of the number of atoms of each component in the total number of atoms constituting the alloy material.
  • Si: 2.5 to 20.0 atomic% it means that the concentration of silicon (Si) is 2.5 to 20.0 atomic%.
  • Si: is in the range of 2.5 atomic% or more and 20.0 atomic% or less.
  • V-Si based binary alloy has a solid solution limit line of about 2.0 atomic% at 1150 ° C, which is the durable temperature limit of the current Ni-based superalloy, and is hard and stable at high temperatures at higher concentrations.
  • the Si concentration is less than 2.5 atomic%, the amount of vanadium silicate is small, and even if the amount of vanadium silicate is increased by strengthening with other intermetallic compounds or lowering the solid solution limit of Si by other additive elements, the temperature is high. Insufficient strength.
  • the Si concentration exceeds 20.0 atomic%, the amount of vanadium silicate is large, so that the hardness is improved but the toughness is lowered. This tendency is the same when it contains not only vanadium silicide but also other silicides.
  • Si has the effects of strengthening the solid solution of the vanadium solid solution having a BCC structure and reducing the weight by reducing the density. More preferably, it is in the range of 5.0 to 17.5 atomic%, and particularly preferably, it is in the range of 7.5 to 15.0 atomic%.
  • Al (aluminum): 0.0 to 50.0 atomic%
  • the V solid solution having a BCC structure can be dissolved at a maximum of about 52.0 atomic% from the dual phase diagram of the V—Al system.
  • Al has the effect of lowering the density as well as strengthening the solid solution, and is one of the elements that further improves the oxidation resistance at high temperatures.
  • the addition of Al may cause a change in the composite structure due to a decrease in the melting point and a change in the solid solution limit concentration of Si and the eutectic point.
  • the upper limit of Al is preferably 50.0 atomic%. More preferably, it is in the range of 10.0 to 45.0 atomic%, and particularly preferably, it is in the range of 20.0 to 40.0 atomic%.
  • the total of these three elements is 50 atomic% or more from the viewpoint of high temperature strength and weight reduction.
  • the concentration of other additive elements may be appropriately determined from the required high temperature strength and weight reduction.
  • Cr chromium: 0.0-40.0 atomic% Cr has a BCC structure similar to V, and is completely solid-solved with V. Cr is one of the elements that has the effect of strengthening the solid solution in the V solid solution and further improves the oxidation resistance at high temperatures. Further, since chromium silicate (Cr 3 Si) having an A15 structure is formed from the dual phase diagram of the Cr—Si system, it is possible to improve the high temperature strength by using this. On the other hand, since Cr has a higher density than V, the overall density increases as the concentration increases. Further, since the toughness of Cr itself is low, if the amount added is excessive, it may cause a decrease in toughness.
  • the upper limit of Cr is preferably 40.0 atomic%. More preferably, it is in the range of 5.0 to 35.0 atomic%, and particularly preferably, it is in the range of 10.0 to 30.0 atomic%.
  • Mo molybdenum
  • Mo molybdenum silicate (Mo 3 Si) and molybdenum aluminide (Mo 3 Al) having an A15 structure are formed from the dual phase diagram of Mo-Si system and Mo-Al system, the high temperature using this is formed. It is possible to improve the strength.
  • Mo has a higher density than V, the density increases as the concentration increases. Further, since the melting point is greatly lowered with respect to Si and Al and the solid-liquid coexistence width is widened, these elements may be easily segregated during solidification.
  • the upper limit of Mo is 30.0 atomic%. More preferably, it is in the range of 2.5 to 25.0 atomic%, and particularly preferably, it is in the range of 5.0 to 20.0 atomic%.
  • Nb (niobium): 0.0 to 30.0 atomic% Nb has a BCC structure similar to V, and is completely solid-solved with V. Nb has the effect of strengthening the solid solution in the V solid solution and changing the intermetallic compound having an A15 structure into a lamellar structure. Further, since niobium aluminide (Nb 3 Al) having an A15 structure is formed from the binary phase diagram of the Nb—Al system, it is possible to improve the high temperature strength by utilizing this. On the other hand, since Nb has a higher density than V, the density increases as the concentration increases. Further, since the melting point of Si and Al is greatly lowered and the solid-liquid coexistence range is widened, these elements may be easily segregated during solidification.
  • the upper limit of Nb is preferably 30.0 atomic%. More preferably, it is in the range of 2.5 to 25.0 atomic%, and particularly preferably, it is in the range of 5.0 to 20.0 atomic%.
  • Ti (titanium): 0.0-40.0 atomic% Ti has a BCC structure at 882 ° C. or higher and is completely solid-solved with V. Ti has the effect of contributing to the solid solution strengthening in the V solid solution, lowering the density, and changing the intermetallic compound having the A15 structure into a lamellar structure. On the other hand, when the concentration of Ti increases, it reacts with Si to form a brittle compound, Ti 5 Si 3 , which lowers the toughness.
  • the upper limit of Ti is preferably 40.0 atomic%. More preferably, it is in the range of 5.0 to 35.0 atomic%, and particularly preferably, it is in the range of 10.0 to 30.0 atomic%.
  • Ta (tantalum): 0.0-5.0 atomic% Ta has a BCC structure similar to V, and is completely solid-solved with V. Ta has the effect of strengthening the solid solution in the V solid solution. On the other hand, when the concentration of Ta increases, it reacts with Si to form Ta 3 Si, which is a brittle compound, and lowers the toughness.
  • the upper limit of Ta is 5.0 atomic%.
  • a more desirable upper limit is 4.0 atomic%, and a particularly desirable upper limit is 3.0 atomic%.
  • W (tungsten): 0.0 to 5.0 atomic% W has a BCC structure similar to V, and is completely solid-solved with V. W has the effect of strengthening the solid solution in the V solid solution. Meanwhile, W is the concentration becomes high, react with Si, to form a W 5 Si 3 is a brittle compound, the toughness is reduced.
  • the upper limit of W is 5.0 atomic%.
  • a more desirable upper limit is 4.0 atomic%, and a particularly desirable upper limit is 3.0 atomic%.
  • carbon (C), nitrogen (N) or boron (B) may be added to the above V-based alloy material, and by adding these elements, the V-based alloy material can be added. It has the effect of improving the strength characteristics. Further, compounds such as carbides, nitrides, carbonitrides and borides composed of these elements and the above-mentioned main component elements may be formed, and these compounds have the effect of improving the strength of the V-based alloy material. is there.
  • these compounds may be dispersed inside the V-based alloy material, or may be present only on the surface of the V-based alloy material. It may also be present both inside and on the surface.
  • the method for producing a V-based alloy material of the present invention is a step necessary for forming an intermetallic compound having an A15 structure and a V solid solution having a BCC structure, which is a process containing V-containing material and other appropriate element-containing material. It may include a step of mixing and melting, a solidification step of solidifying the molten material obtained in the melting step, and a heat treatment step of heat-treating the solidified product obtained in the solidification step at a temperature lower than the melting point.
  • the form and concentration of the material containing V, and various conditions in each step of melting, solidification, and heat treatment are not particularly limited.
  • the method for producing a V-based alloy material of the present invention includes a step of mixing and melting a material containing V and a material containing other appropriate elements, and a powdering step of converting the molten material obtained in the melting step into a solid powder. It may also include a modeling step of producing a modeled product using the powder obtained in the powdering step, and a heat treatment step of heat-treating the modeled product at a temperature lower than the melting point. Further, in the steps after the modeling step, the member including the modeled object or only the modeled object may be processed. In this production method, the form and concentration of the material containing V, and the conditions in each step of melting, powdering, molding, and heat treatment are not particularly limited.
  • V-based alloy material of the present invention a pure element material having a purity of 99% or more was used, weighed so as to have a required composition, and then an ingot was prepared by an arc melting method (melting step-solidification step).
  • the heat treatment was a homogenization heat treatment at 1500 ° C. for 24 hours and an aging heat treatment at 1300 ° C. for 24 hours in a vacuum atmosphere (heat treatment step).
  • the alloy material having a melting point of 1500 ° C. or lower was homogenized at a temperature of 1500 ° C. or lower.
  • FIG. 4 is a graph showing the Vickers hardness change rate per atomic% of each element in the vanadium-based alloy material.
  • the vertical axis is the Vickers hardness change rate when the additive element on the horizontal axis is changed by 1 atomic% in the vanadium-based alloy material, and the unit is Hv / at. %.
  • the alloy composition was designed within the above concentration range, multiple alloy ingots were prepared, and then heat treatment was performed.
  • For the Vickers hardness test an M-type micro Vickers hardness tester manufactured by Shimadzu Corporation was used. The test load was appropriately set in the range of 100 to 500 gf, and the holding time was 15 seconds.
  • FIG. 5 is a graph showing the density change rate per atomic% of each element in the vanadium-based alloy material.
  • the vertical axis is the Vickers hardness change rate when the additive element on the horizontal axis is changed by 1 atomic% in the vanadium-based alloy material, and the unit is g / cm 3 / at. %.
  • the alloy composition was designed within the above concentration range, multiple alloy ingots were prepared, and then heat treatment was performed. Density measurements were performed by Archimedes' method.
  • the weight-reducing elements that reduce the density are Si, Al, and Ti, and the other elements increase the density.
  • the 6th generation Ni-based superalloy with high temperature strength of Re and Ru added to reduce the amount of Mo (hereinafter simply “6th generation Ni-based superalloy”).) Higher ones were obtained. Those having higher high-temperature strength than the 6th generation Ni-based superalloys were used as comparative examples.
  • FIG. 6 is a graph showing the results of a high-temperature hardness test of the vanadium-based alloy materials of Example 3 and Comparative Example 1 described later and the 6th generation Ni-based superalloy.
  • the horizontal axis is temperature and the vertical axis is Vickers hardness.
  • the vanadium-based alloy material of Example 3 has a higher hardness value at any measurement temperature than the 6th generation Ni-based superalloy, and has excellent high-temperature strength. Shown.
  • the vanadium-based alloy material of Comparative Example 1 has a lower hardness value than the 6th generation Ni-based superalloy. It is considered that this is because the precipitation strengthening by the intermetallic compound having the A15 structure was not sufficient. Similar results are obtained for the alloy materials of Comparative Examples 2 to 5. When the intermetallic compound having the A15 structure is not sufficient, it is considered that the Ni-based superalloy could not be exceeded because the strength could not be maintained at a high temperature only by improving the strength by strengthening the solid solution with the additive element.
  • Table 1 summarizes the compositions of the vanadium-based alloy materials of Examples and Comparative Examples.
  • those showing hardness higher than the 6th generation Ni-based superalloy in the temperature range of 800 ° C. or higher in the high-temperature hardness test are marked with a circle, and the 6th generation Ni-based superalloy The lower one is marked with a cross.
  • the density of the alloy material shown in the column of weight reduction is lower than that of the 6th generation Ni-based superalloy in both the examples and the comparative examples, and is indicated by a circle.
  • those having a higher high temperature strength than the 6th generation Ni-based superalloy are used as comparative examples.
  • the total concentration of Si and Al is 30 atomic% or more, which is a desirable composition range among the examples.
  • Table 2 shows the composition of the 6th generation Ni-based superalloy used for comparison.
  • the high temperature strength is improved by the precipitation strengthening by the A15 type intermetallic compound, the solid solution element, the microstructure, the lamellar structure, and the like.
  • FIG. 7A-7E are images showing the fine structure of the vanadium-based alloy material of the example. This image was taken with a scanning electron microscope (SEM).
  • FIG. 7A is an example of the V—Al—Si ternary alloy of Example 3 and is a basic system.
  • Example 3 shown in this figure, a coarse A15-type intermetallic compound structure is formed in a state in which a relatively large island-like structure of A15-type intermetallic compound 2 is dispersed in the vanadium solid solution phase 1.
  • FIG. 7B is Example 8 in which Nb is added.
  • FIG. 7C is Example 7 in which Cr is added.
  • FIG. 7D is Example 9 in which Mo is added.
  • FIG. 7E is Example 6 in which Ti is added.
  • the weight reduction effect was confirmed for the alloy outside the composition range, but the high temperature hardness exceeding that of the Ni-based superalloy could not be confirmed. As described above, it is considered that even if only the solid solution strengthening or the A15 type intermetallic compound is contained, the hardness exceeding that of the Ni-based superalloy cannot be obtained because the amount and form thereof are insufficient.
  • FIG. 8 shows an example of a moving blade used for a gas turbine.
  • the moving blade 51 is composed of a wing portion 110, a shank portion 111, and a root portion 112 (dub tail portion).
  • the overall size is 10 to 100 cm, and the weight is about 1 to 10 kg.
  • the shank portion 111 has a platform portion 113 and a radial fin 114.
  • the rotor blade 51 is a rotating component having a complicated cooling structure inside, and is exposed to a harsh environment in which centrifugal force during rotation and thermal stress due to start / stop are repeatedly applied.
  • As basic material properties excellent high-temperature creep strength, oxidation resistance in a high-temperature combustion gas atmosphere, corrosion resistance, and the like are required.
  • FIG. 9 shows the overall configuration of the gas turbine provided with the moving blades of FIG.
  • the gas turbine shown in this figure includes a compressor and a combustor 15.
  • the compressor and the combustor 15 are connected by a compressor stacking bolt 8 and a compressor stub shaft 9.
  • the compressor has a compressor disk 6, a compressor blade 7, and a compressor nozzle 16.
  • the combustor 15 includes a moving blade 51, a turbine disk 52, a turbine stub shaft 10, a turbine stacking bolt 13, a turbine spacer 18, a gas turbine nozzle 20, and a hole 11.
  • the vanadium-based alloy material of the present invention has high creep rupture strength and excellent high-temperature strength, and therefore can be applied to the rotor blade 51 and the gas turbine nozzle 20. As a result, the temperature of the combustion gas can be raised, and the thermal efficiency of the gas turbine can be improved.
  • the above gas turbine is an example of the product of the present invention.
  • the vanadium-based alloy material of the present invention can also be used as a component of a high-temperature thermal engine other than a gas turbine, for example, a component of an aircraft engine.
  • 1 Vanadium solid solution phase
  • 2 A15 type intermetal compound
  • 3 lamellar structure
  • 4 another intermetal compound
  • 6 compressor disk
  • 7 compressor blade
  • 8 compressor stacking bolt
  • 9 compressor stub shaft
  • 10 Turbine stub shaft
  • 11 Hole
  • 13 Turbine stacking bolt
  • 15 Compressor
  • 16 Compressor nozzle
  • 18 Turbine spacer
  • 20 Gas turbine nozzle
  • 51 Moving blade
  • 52 Turbine disk
  • 110 Blade Part
  • 111 Shank part
  • 112 Root part
  • 113 Platform part
  • 114 Radial fin.

Landscapes

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Abstract

高温強度を有するバナジウム基合金材料であって、Ｓｉ：２．５～２０．０原子％、Ａｌ：０．０～５０．０原子％、Ｔｉ：０．０～４０．０原子％、Ｃｒ：０．０～４０．０原子％、Ｎｂ：０．０～３０．０原子％、Ｍｏ：０．０～３０．０原子％、Ｔａ：０．０～５．０原子％、Ｗ：０．０～５．０原子％を含み、残部がＶ及び不可避的不純物である。これにより、軽量で高温強度に優れるバナジウム基合金材料及びこれを用いて形成された製造物を提供することができる。

Description

バナジウム基合金材料及びこれを用いた製造物
　本発明は、バナジウム基合金材料及びこれを用いた製造物に関する。
　航空機エンジンやガスタービンなどでは、燃焼器での燃焼温度の上昇により効率が向上することから、そこで使用される耐熱材料の耐用温度の向上が課題となる。現在、耐熱材料としては、主にＮｉ基超合金が使用されている。
　特許文献１には、Ａｌ，Ｔａ，Ｗ、Ｒｅ、Ｃｒ及びＲｕを主添加元素とし、所定の組成を有するＮｉ基単結晶超合金が開示されている。
　非特許文献１には、耐酸化性を有しかつ強度が高い第６世代Ｎｉ基単結晶超合金ＴＭＳ－２３８が記載されている。
　しかしながら、Ｎｉ基超合金は、融点が１３００℃程度であること、強化相であるＬ１２構造のγ’相の熱的相安定性の向上が限界であることなどから、耐用温度の向上が限界に達している。また、耐用温度の向上のために多量に添加している高密度元素のＲｅやＲｕなどが合金の密度を増大させる原因となっている。
　以上から、耐用温度の更なる向上のため、Ｎｉ基超合金よりも高融点で高温強度に優れる耐熱材料が必要とされている。
　このような耐熱材料の候補としては、高融点のＭｏやＮｂなどの耐火金属元素をベースとしたものが注目されている。
　Ｍｏは、融点が２４００℃であり、耐熱材料のベース元素として有望であることから、検討が進められている。
　特許文献２には、Ｍｏと、Ｓｉと、Ｂと、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの少なくとも１つの元素と、ＣおよびＮの少なくとも１つの元素と、を主成分とする合金（Ｍｏ－Ｓｉ－Ｂ系合金）であって、ＴｉＣ又はＺｒＣの共相を含むものが開示されている。この合金は、軽量かつ高強度であり耐熱性に優れていると記載されている。
　Ｎｂは、融点２４００℃でありかつ低密度であるため、Ｍｏと同様、耐熱材料のベース元素として有望であると考えられている。
　特許文献３には、粒子状のニオブ結晶と、ニオブシリサイドを含む化合物相と、化合物相に分散された縞状又は点状のニオブ相とを含み、化合物相とニオブ相とで構成されたラメラー組織を含むケイ化ニオブ基複合材であって、所定濃度のＳｉ、Ｃｒ及びＴａを含むもの（Ｎｂ－Ｓｉ－Ｃｒ－Ｔａ系合金）が開示されている。このケイ化ニオブ基複合材は、優れた耐熱性、強度、靭性及び延性を兼ね備えている。
　一方、Ｖは、融点もＮｉよりも高い１９００℃であり、ＮｂやＭｏと同様に耐火性元素に分類される。しかしながら、Ｖを主成分とする合金等については、上記のような耐熱材料に適用することを目的とした検討を示す文献等は見当たらない。
　特許文献４には、Ｖ合金を水素吸蔵合金に用いる例が記載されている。
特開２０１０－３１２９９号公報 国際公開第２０１４／１１２１５１号 国際公開第２０１４／０７３０２９号 特開２００３－９６５３２号公報
K. Kawagishi, A. C. Yeh, T. Yokokawa, T. Kobayashi, Y. Koizumi and H. Harada: Superalloys 2012, Minerals, Metals and Materials Soc., (2012), 189-195.
　特許文献１及び非特許文献１に記載されているＮｉ基超合金では、耐用温度の向上が課題である。また、耐用温度の向上のために添加しているＲｕやＲｅの量を低減し、低密度化を図ることも課題である。
　特許文献２に記載のＭｏ基合金及び特許文献３に記載のＮｂ基合金では、耐用温度は向上できるが、融点が高すぎる点や凝固偏析が発生し易いこと、さらに高温熱処理が必要である点などから、製造性に課題がある。さらに、軽量化の点でも、Ｎｉ基超合金と比較しても大幅な密度低減が課題である。
　また、特許文献４に記載のＶ合金は、水素吸蔵合金に用いるものであるため、耐熱材料としての観点はない。
　本発明は、軽量で高温強度に優れるバナジウム基合金材料及びこれを用いて形成された製造物を提供することを目的とする。
　本発明のバナジウム基合金材料は、高温強度を有するものであって、Ｓｉ：２．５～２０．０原子％、Ａｌ：０．０～５０．０原子％、Ｔｉ：０．０～４０．０原子％、Ｃｒ：０．０～４０．０原子％、Ｎｂ：０．０～３０．０原子％、Ｍｏ：０．０～３０．０原子％、Ｔａ：０．０～５．０原子％、Ｗ：０．０～５．０原子％を含み、残部がＶ及び不可避的不純物である。
　本発明によれば、軽量で高温強度に優れるバナジウム基合金材料及びこれを用いて形成された製造物を提供することができる。
本発明のバナジウム基合金材料の島状組織を示す模式図である。 本発明のバナジウム基合金材料のネットワーク状組織を示す模式図である。 本発明のバナジウム基合金材料のラメラ状組織を示す模式図である。 バナジウム基合金材料における各元素の１原子％当たりのビッカース硬さ変化率を示すグラフである。 バナジウム基合金材料における各元素の１原子％当たりの密度変化率を示すグラフである。 バナジウム基合金材料の高温硬さを示すグラフである。 実施例のバナジウム基合金材料（Ｖ－Ａｌ－Ｓｉ三元系合金）の微細組織を示すＳＥＭ画像である。 実施例のバナジウム基合金材料（Ｎｂ添加）の微細組織を示すＳＥＭ画像である。 実施例のバナジウム基合金材料（Ｃｒ添加）の微細組織を示すＳＥＭ画像である。 実施例のバナジウム基合金材料（Ｍｏ添加）の微細組織を示すＳＥＭ画像である。 実施例のバナジウム基合金材料（Ｔｉ添加）の微細組織を示すＳＥＭ画像である。 本発明のバナジウム基合金材料を用いた製造物の一例であるガスタービンの動翼を示す斜視図である。 図８の動翼を備えたガスタービンの全体構成を示す断面図である。
　本発明は、軽量で高温強度に優れるバナジウム基合金材料に関するものであり、航空機エンジンやガスタービン等の製造物にも適用可能である。
　本発明者は、バナジウム基合金の耐熱材料としての可能性に着目し、検討を行った。その結果、Ｖは、密度が６．０ｇ／ｃｍ３であり、密度が８．９ｇ／ｃｍ３のＮｉに比べて軽量であること、バナジウム基合金は、特定の組成を有する場合に高温強度が高いこと等が明らかになった。
　以下、本発明のバナジウム基合金材料及びこれを用いて形成された製造物について、図面を参照して説明する。なお、バナジウム基合金材料は、「Ｖ基合金材料」とも呼ぶ。
　＜バナジウム基合金材料の微細組織及び組成＞
　本発明のバナジウム基合金材料は、Ａ１５構造を有する金属間化合物と、体心立方格子構造（ＢＣＣ構造）を有するバナジウム固溶体相と、を含む二相以上の複合組織で形成されている。Ａ１５構造を有する金属間化合物は、Ｖ３Ｓｉ、Ｃｒ３Ｓｉ、Ｍｏ３Ａｌ若しくはＮｂ３Ａｌ又は（Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ）３（Ｓｉ，Ａｌ）のいずれか一種以上である。（Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ）３（Ｓｉ，Ａｌ）は、それぞれの原子占有サイトに各元素が固溶した状態となっている。Ａ１５構造の同定には、Ｘ線回折が用いられる。なお、Ｖ３Ｓｉ及びＣｒ３Ｓｉは、シリサイドであり、Ｍｏ３Ａｌ及びＮｂ３Ａｌはアルミナイドである。
　図１は、本発明のバナジウム基合金材料の島状組織を示す模式図である。
　本図においては、バナジウム基合金材料は、バナジウム固溶体相１にＡ１５型金属間化合物２（Ａ１５構造を有する金属間化合物）が島状に分散された構造を有する。バナジウム固溶体相１は、ＢＣＣ構造のバナジウム固溶体（以下「Ｖ固溶体」ともいう。）の相である。Ａ１５型金属間化合物２は、Ａ１５構造を有する金属間化合物である。Ａ１５型金属間化合物２は、個々に分離した状態であり、断面が島状に見える。一方、バナジウム固溶体相１は、Ａ１５型金属間化合物２の周囲を満たし、一体となって連結した状態である。
　図２は、本発明のバナジウム基合金材料のネットワーク状組織を示す模式図である。
　本図においては、バナジウム基合金材料は、Ａ１５型金属間化合物２にバナジウム固溶体相１が島状に分散された構造を有する。図１とは対照的に、Ａ１５型金属間化合物２は、バナジウム固溶体相１の周囲を満たし、一体となって連結した状態である。言い換えると、Ａ１５型金属間化合物２が結合したネットワーク状組織を有している。
　図３は、本発明のバナジウム基合金材料のラメラ状組織を示す模式図である。
　本図においては、バナジウム基合金材料は、バナジウム固溶体相１とＡ１５型金属間化合物２とが交互に層状に積層されたラメラ状組織を有する。
　上記の組織形態は、本発明のバナジウム基合金材料における特徴的な微細構造であるが、これらの組織形態が２種類以上含まれる混合組織となっていてもよい。
　なお、島状組織では、硬さ及び強度に優れるＡ１５型金属間化合物２が連結してないため、材料全体としての硬さや強度は、ネットワーク状形態やラメラ状形態と比較して低くなる傾向があるが、靭性及び延性に優れるＢＣＣ構造のバナジウム固溶体相１がＡ１５型金属間化合物２に分断されることなく連結しているため、靭性及び延性に優れる。
　ネットワーク状組織では、硬度が高いＡ１５型金属間化合物２が連結しているため、硬さや強度に優れるが、比較的き裂進展が生じやすい傾向があるため、延性や靱性が低下する。
　ラメラ状組織では、硬さや強度に優れ、かつ、延性や靱性も比較的優れている。この場合、負荷方向とラメラ状組織の方向とが平行であるほど、優れた強度が発現する。
　これらの組織形態による特性は、本発明のバナジウム基合金材料を用いて製造物を作製する際に活用することができる。
　上記の組織形態はすべて、三次元における形態を示している。したがって、上記の組織形態は、試験片を任意の方向に切断しても、観察することができる。この場合において、断面から得られる二次元組織の画像を積層することにより、三次元組織の画像を得ることもできる。
　上記の組織形態はいずれも、Ａ１５構造とＢＣＣ構造とからのみ構成されるものに限らず、その他のシリサイドやアルミナイドなどの金属間化合物（本明細書においては「別の金属間化合物」という。）、面心立方格子構造（ＦＣＣ構造）を有する固溶体を含むものであってもよい。また、六方最密充填構造（ＨＣＰ構造）を有するものであってもよい。
　以下、本発明のバナジウム基合金材料の組成について説明する。ここで、それぞれの濃度は、原子数基準で表す。単位は、原子％又はａｔ．％であり、合金材料を構成する全原子数におけるそれぞれの成分の原子数の百分率である。例えば、「Ｓｉ：２．５～２０．０原子％」と記載した場合、シリコン（Ｓｉ）の濃度が２．５～２０．０原子％であることを意味する。これを言い換えると、Ｓｉ：２．５原子％以上２０．０原子％以下の範囲である。
　Ｓｉ（シリコン）：２．５～２０．０原子％
　Ｖ－Ｓｉ系の二元系合金では、現行Ｎｉ基超合金の耐用温度限界である１１５０℃で、約２．０原子％の固溶限界線があり、これ以上の濃度では硬質で高温安定性の高いＡ１５構造を有するケイ化バナジウム（Ｖ３Ｓｉ）との合金材料となる。また、Ｓｉ濃度が１２．５原子％付近で共晶点があり、この近傍の濃度であれば、強度と靱性に優れるラメラ状組織になり易い。
　Ｓｉ濃度が２．５原子％未満である場合、ケイ化バナジウム量が少なく、その他の金属間化合物による強化や、その他添加元素によるＳｉの固溶限低下によるケイ化バナジウム量を増大したとしても高温強度が不足する。一方、Ｓｉ濃度が２０．０原子％を超えると、ケイ化バナジウム量が多いため、硬さは向上するが、靱性が低下する。この傾向は、ケイ化バナジウムだけでなく、その他のシリサイドを含む場合でも同様である。
　Ｓｉは、ＢＣＣ構造を有するバナジウム固溶体の固溶強化と密度低下による軽量化との効果が得られる。更に望ましくは５．０～１７．５原子％の範囲であり、特に望ましくは７．５～１５．０原子％の範囲である。
　Ａｌ（アルミニウム）：０．０～５０．０原子％
　ＢＣＣ構造を有するＶ固溶体は、Ｖ－Ａｌ系の二元系状態図から、最大で５２．０原子％程度固溶可能である。Ａｌは、固溶強化と共に密度を低下させる効果があり、さらに、高温における耐酸化性を向上する元素のひとつである。一方、Ａｌの添加は、融点の低下とＳｉの固溶限濃度や共晶点の変化により、複合組織の変化を起こす可能性がある。
　したがって、Ａｌの上限値は、５０．０原子％であることが望ましい。更に望ましくは１０．０～４５．０原子％の範囲であり、特に望ましくは２０．０～４０．０原子％の範囲である。
　Ｖ－Ｓｉ－Ａｌ系の三元系を基本系とした合金材料の場合、高温強度及び軽量化の観点から、この三元素の合計が５０原子％以上であることが望ましい。その他の添加元素の濃度は、必要な高温強度及び軽量化から適宜決定してよい。
　Ｃｒ（クロム）：０．０～４０．０原子％
　Ｃｒは、Ｖと同様にＢＣＣ構造を有し、Ｖと全率固溶する。Ｃｒは、Ｖ固溶体において固溶強化の効果があり、さらに、高温における耐酸化性を向上する元素のひとつである。
また、Ｃｒ－Ｓｉ系の二元系状態図から、Ａ１５構造を有するケイ化クロム（Ｃｒ３Ｓｉ）を形成することから、これを利用した高温強度の向上が可能である。一方、Ｃｒは、Ｖよりも高密度であるため、濃度増大に伴い、全体の密度を増大させる。また、Ｃｒ自体の靱性が低いことから、添加量が過大になると、靱性低下の原因にもなる。
　したがって、Ｃｒの上限値は、４０．０原子％であることが望ましい。更に望ましくは５．０～３５．０原子％の範囲であり、特に望ましくは１０．０～３０．０原子％の範囲である。
　Ｍｏ（モリブデン）：０．０～３０．０原子％
　Ｍｏは、Ｖと同様にＢＣＣ構造を有し、Ｖと全率固溶する。Ｍｏは、Ｖ固溶体において固溶強化の効果とＡ１５構造の金属間化合物を微細化させる効果とがある。また、Ｍｏ－Ｓｉ系やＭｏ－Ａｌ系の二元系状態図から、Ａ１５構造を有するケイ化モリブデン（Ｍｏ３Ｓｉ）とモリブデンアルミナイド（Ｍｏ３Ａｌ）を形成することから、これを利用した高温強度の向上が可能である。一方、Ｍｏは、Ｖよりも高密度であるため、濃度増大に伴い、密度を増大させる。また、ＳｉやＡｌに対して融点低下が大きく、固液共存幅が広くなるため、凝固時にこれら元素が偏析しやすくなる可能性がある。
　したがって、Ｍｏの上限値は、３０．０原子％であることが望ましい。更に望ましくは２．５～２５．０原子％の範囲であり、特に望ましくは５．０～２０．０原子％の範囲である。
　Ｎｂ（ニオブ）：０．０～３０．０原子％
　Ｎｂは、Ｖと同様にＢＣＣ構造を有し、Ｖと全率固溶する。Ｎｂは、Ｖ固溶体において固溶強化とＡ１５構造の金属間化合物をラメラ状組織に変化させる効果がある。また、Ｎｂ－Ａｌ系の二元系状態図から、Ａ１５構造を有するニオブアルミナイド（Ｎｂ３Ａｌ）を形成することから、これを利用した高温強度の向上が可能である。一方、Ｎｂは、Ｖよりも高密度であるため、濃度増大に伴い、密度を増大させる。また、ＳｉやＡｌに対して融点低下が大きく、固液共存幅が広くなるため、凝固時にこれらの元素が偏析しやすくなる可能性がある。
　したがって、Ｎｂの上限値は、３０．０原子％であることが望ましい。更に望ましくは２．５～２５．０原子％の範囲であり、特に望ましくは５．０～２０．０原子％の範囲である。
　Ｔｉ（チタン）：０．０～４０．０原子％
　Ｔｉは、８８２℃以上でＢＣＣ構造を有し、Ｖと全率固溶する。Ｔｉは、Ｖ固溶体において固溶強化に寄与し、密度を低下させ、Ａ１５構造の金属間化合物をラメラ状組織に変化させる効果がある。一方、Ｔｉは、濃度が高くなると、Ｓｉと反応し、脆性化合物であるＴｉ５Ｓｉ３を形成し靱性を低下させる。
　したがって、Ｔｉの上限値は、４０．０原子％であることが望ましい。更に望ましくは５．０～３５．０原子％の範囲であり、特に望ましくは１０．０～３０．０原子％の範囲である。
　Ｔａ（タンタル）：０．０～５．０原子％
　Ｔａは、Ｖと同様にＢＣＣ構造を有し、Ｖと全率固溶する。Ｔａは、Ｖ固溶体において固溶強化の効果がある。一方、Ｔａは、濃度が高くなると、Ｓｉと反応し、脆性化合物であるＴａ３Ｓｉを形成し、靱性を低下させる。
　したがって、Ｔａの上限値は、５．０原子％であることが望ましい。更に望ましい上限値は４．０原子％であり、特に望ましい上限値は３．０原子％である。
　Ｗ（タングステン）：０．０～５．０原子％
　Ｗは、Ｖと同様にＢＣＣ構造を有し、Ｖと全率固溶する。Ｗは、Ｖ固溶体において固溶強化の効果がある。一方、Ｗは、濃度が高くなると、Ｓｉと反応し、脆性化合物であるＷ５Ｓｉ３を形成し、靱性を低下させる。
　したがって、Ｗの上限値は、５．０原子％であることが望ましい。更に望ましい上限値は４．０原子％であり、特に望ましい上限値は３．０原子％である。
　以上が主成分元素である。
　上記のＶ基合金材料には、上記の主成分元素以外に、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）又はホウ素（Ｂ）を添加してもよく、これらの元素の添加により、Ｖ基合金材料の強度特性を向上させる効果がある。また、これらの元素と上記主成分元素とからなる炭化物、窒化物、炭窒化物、ホウ化物などの化合物が形成されてもよく、これらの化合物は、Ｖ基合金材料の強度を向上する効果がある。
　なお、これらの化合物は、Ｖ基合金材料の内部に分散された状態であってもよく、Ｖ基合金材料の表面のみに存在する状態でもよい。また、内部と表面との両方に存在してもよい。
　＜Ｖ基合金材料の製造方法＞
　本発明のＶ基合金材料の製造方法は、Ａ１５構造を有する金属間化合物とＢＣＣ構造を有するＶ固溶体とを形成するために必要な工程である、Ｖを含む材料とその他適切な元素を含む材料を混合し溶融する工程と、溶融工程で得られた溶融材料を凝固する凝固工程と、凝固工程で得られた凝固物を融点未満の温度で熱処理する熱処理工程とを含んでいればよい。この製造方法において、Ｖを含む材料の形態や濃度、また、溶融、凝固及び熱処理の各工程における諸条件については、特に限定されるものではない。
　また、本発明のＶ基合金材料の製造方法は、Ｖを含む材料とその他適切な元素を含む材料を混合し溶融する工程と、溶融工程で得られた溶融材料を固体粉末とする粉末化工程と、粉末化工程で得られた粉末を用いた造形物を製造する造形工程と、造形物を融点未満の温度で熱処理する熱処理工程とを含むものであってもよい。また、造形工程以降の工程においては、造形物を含む部材であっても、造形物単体のみが加工対象でもよい。この製造方法において、Ｖを含む材料の形態や濃度、また、溶融、粉末化、造形及び熱処理の各工程における諸条件については、特に限定されるものではない。
　以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
　本発明のＶ基合金材料は、純度９９％以上の純元素素材を用い、必要な組成になるように秤量した後、アーク溶解法によりインゴットを作製した（溶解工程－凝固工程）。熱処理は、真空雰囲気下において、１５００℃で２４時間の均質化熱処理と１３００℃で２４時間の時効熱処理とを行った（熱処理工程）。融点が１５００℃以下の合金材料は、融点以下の温度で均質化処理した。
　図４は、バナジウム基合金材料における各元素の１原子％当たりのビッカース硬さ変化率を示すグラフである。縦軸は、バナジウム基合金材料に横軸の添加元素を１原子％変化させた場合におけるビッカース硬さ変化率であり、その単位はＨｖ／ａｔ．％である。
　各元素とも、上記の濃度範囲内で合金組成を設計し、複数の合金インゴットを作製し、その後熱処理した。ビッカース硬さ試験は、株式会社島津製作所製のＭ型マイクロビッカース硬さ試験機を用いた。試験荷重は、１００～５００ｇｆの範囲で適宜設定し、保持時間は１５秒とした。
　本図から、それぞれの元素に関して、バナジウム基合金材料の硬さの向上効果が確認できる。なかでも、Ｓｉの硬さ向上効果が特に大きいことがわかる。
　図５は、バナジウム基合金材料における各元素の１原子％当たりの密度変化率を示すグラフである。縦軸は、バナジウム基合金材料に横軸の添加元素を１原子％変化させた場合におけるビッカース硬さ変化率であり、その単位はｇ／ｃｍ３／ａｔ．％である。
　各元素とも、上記の濃度範囲内で合金組成を設計し、複数の合金インゴットを作製し、その後熱処理した。密度の測定は、アルキメデス法で実施した。
　本図から、密度を低下させる軽量化元素は、Ｓｉ、Ａｌ及びＴｉであり、それ以外の元素は、密度を増大させることがわかる。
　バナジウム基合金材料の組成を変化させて検討を行った結果、後述のとおり、高温強度がRe及びRu添加しMo量を低減した第６世代Ｎｉ基超合金（以下単に「第６世代Ｎｉ基超合金」という。）より高いものが得られた。高温強度が第６世代Ｎｉ基超合金より低いものについては、比較例とした。
　図６は、後述の実施例３及び比較例１のバナジウム基合金材料並びに第６世代Ｎｉ基超合金の高温硬さ試験の結果を示すグラフである。横軸に温度、縦軸にビッカース硬さをとっている。
　本図に示すように、実施例３のバナジウム基合金材料は、第６世代Ｎｉ基超合金と比較して、いずれの測定温度においても硬さの値が高くなっており、優れた高温強度を示している。
　一方、比較例１のバナジウム基合金材料は、第６世代Ｎｉ基超合金より硬さの値が低くなっている。これは、Ａ１５構造の金属間化合物による析出強化が十分ではなかったためであると考えられる。比較例２～５の合金材料においても、同様な結果である。Ａ１５構造の金属間化合物が十分でない場合、添加元素による固溶強化による強度向上のみでは、高温度で十分な強度を維持できないため、Ｎｉ基超合金を超えることができなかったと考えられる。
　表１は、実施例及び比較例のバナジウム基合金材料の組成をまとめて示したものである。表中、高温強度の欄においては、高温硬さ試験において、８００℃以上の温度範囲で第６世代Ｎｉ基超合金以上の硬さを示したものを○印とし、第６世代Ｎｉ基超合金より低いものを×印としている。なお、軽量化の欄に示す合金材料の密度に関しては、実施例及び比較例のいずれの場合も、第６世代Ｎｉ基超合金より低く、○印で表している。種々の組成について検討を行った結果、高温強度が第６世代Ｎｉ基超合金より低いものについては、比較例としている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　本表に示す実施例は、下記式（１）の関係を満たす。
　[Si]+[Al]+0.25×[Ti]+0.5×[Cr]+1.2×[Nb]+1.5×([Mo]+[Ta])+2.0×[W]≧30　　…（１）
　式中、かっこ付きの元素記号は、当該元素の濃度を表す。濃度の単位は、原子％である。
　また、実施例１～５、７及び１３は、ＳｉとＡｌとの濃度の合計が３０原子％以上であり、実施例の中でも望ましい組成範囲のものである。
　表２は、比較対象として用いた第６世代Ｎｉ基超合金の組成を示したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例においては、Ａ１５型の金属間化合物による析出強化、固溶元素、組織微細化、ラメラ状組織等により、高温強度が向上するものと考えられる。
　図７Ａ～７Ｅは、実施例のバナジウム基合金材料の微細組織を示す画像である。この画像は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により撮影したものである。
　図７Ａは、実施例３のＶ－Ａｌ－Ｓｉ三元系合金の例であり、基本系である。
　本図に示す実施例３においては、粗大なＡ１５型金属間化合物組織がバナジウム固溶体相１に比較的大きい島状組織のＡ１５型金属間化合物２が分散された状態で形成されている。
　図７Ｂは、実施例８であり、Ｎｂを添加したものである。
　本図においては、ラメラ状組織３及び別の金属間化合物４が観察される。
　図７Ｃは、実施例７であり、Ｃｒを添加したものである。
　本図においては、バナジウム固溶体相１に比較的大きい島状組織のＡ１５型金属間化合物２が分散された状態が観察される。
　図７Ｄは、実施例９であり、Ｍｏを添加したものである。
　本図においては、バナジウム固溶体相１に比較的小さい島状組織のＡ１５型金属間化合物２が分散された状態が観察される。
　図７Ｅは、実施例６であり、Ｔｉを添加したものである。
　本図においては、ラメラ状組織３及びバナジウム固溶体相１が観察される。
　それぞれ異なる微細組織が形成されるメカニズムは明らかではないが、これらの組織が形成されることにより、高温特性や靱性が向上すると考えられる。
　なお、表１の比較例のように、組成範囲外の合金では、軽量化効果は確認できたが、Ｎｉ基超合金を超える高温硬さは確認できなかった。上記のとおり、固溶強化のみやＡ１５型の金属間化合物を有していても、その量や形態が不十分であるため、Ｎｉ基超合金を超える硬さが得られなかったと考えられる。
　図８は、ガスタービンに用いる動翼の一例を示したものである。
　本図において、動翼５１は、翼部１１０と、シャンク部１１１と、ルート部１１２（ダブテイル部）と、から構成されている。全体の大きさは１０～１００ｃｍ、重量は１～１０ｋｇ程度である。また、シャンク部１１１は、プラットホーム部１１３及びラジアルフィン１１４を有する。動翼５１は、内部に複雑な冷却構造を持つ回転部品であり、回転中の遠心力及び起動停止に伴う熱応力の負荷が繰り返し加わる厳しい環境に曝される。基本的な材料特性として、優れた高温クリープ強度、高温燃焼ガス雰囲気における耐酸化性、耐食性等が要求される。
　図９は、図８の動翼を備えたガスタービンの全体構成を示したものである。
　本図に示すガスタービンは、圧縮機と、燃焼器１５と、を備えている。圧縮機と燃焼器１５とは、コンプレッサスタッキングボルト８及びコンプレッサスタブシャフト９により接続されている。
　圧縮機は、コンプレッサディスク６と、コンプレッサブレード７と、コンプレッサノズル１６と、を有する。燃焼器１５は、動翼５１と、タービンディスク５２と、タービンスタブシャフト１０と、タービンスタッキングボルト１３と、タービンスペーサ１８と、ガスタービンノズル２０と、穴１１と、を有する。
　本発明のバナジウム基合金材料は、クリープ破断強度が高く、高温強度に優れるため、動翼５１及びガスタービンノズル２０に適用することができる。これにより、燃焼ガスの温度を高くすることができ、ガスタービンの熱効率を向上することができる。
　なお、上記のガスタービンは、本発明の製造物の一例である。本発明のバナジウム基合金材料は、ガスタービン以外の高温熱機関の部品、例えば航空機エンジンの部品としても用いることができる。
　１：バナジウム固溶体相、２：Ａ１５型金属間化合物、３：ラメラ状組織、４：別の金属間化合物、６：コンプレッサディスク、７：コンプレッサブレード、８：コンプレッサスタッキングボルト、９：コンプレッサスタブシャフト、１０：タービンスタブシャフト、１１：穴、１３：タービンスタッキングボルト、１５：燃焼器、１６：コンプレッサノズル、１８：タービンスペーサ、２０：ガスタービンノズル、５１：動翼、５２：タービンディスク、１１０：翼部、１１１：シャンク部、１１２：ルート部、１１３：プラットホーム部、１１４：ラジアルフィン。

Claims (7)

  1. 　高温強度を有する合金材料であって、
    　Ｓｉ：２．５～２０．０原子％、Ａｌ：０．０～５０．０原子％、Ｔｉ：０．０～４０．０原子％、Ｃｒ：０．０～４０．０原子％、Ｎｂ：０．０～３０．０原子％、Ｍｏ：０．０～３０．０原子％、Ｔａ：０．０～５．０原子％、Ｗ：０．０～５．０原子％を含み、残部がＶ及び不可避的不純物である、バナジウム基合金材料。
  2. 　Ａ１５構造を有する金属間化合物と、体心立方格子構造を有するバナジウム固溶体相と、を含む、請求項１記載のバナジウム基合金材料。
  3. 　下記式（１）の関係を満たす、請求項１記載のバナジウム基合金材料。
    　[Si]+[Al]+0.25×[Ti]+0.5×[Cr]+1.2×[Nb]+1.5×([Mo]+[Ta])+2.0×[W]≧30　　…（１）
    　（式中、かっこ付きの元素記号は、当該元素の濃度を表す。濃度の単位は、原子％である。）
  4. 　ＳｉとＡｌとの濃度の合計が３０原子％以上である、請求項１記載のバナジウム基合金材料。
  5. 　前記Ａ１５構造を有する前記金属間化合物は、シリサイドを含む、請求項２記載のバナジウム基合金材料。
  6. 　前記Ａ１５構造を有する前記金属間化合物とは異なる別の金属間化合物、又は面心立方格子構造若しくは六方最密充填構造を有する固溶体相を更に含む、請求項２記載のバナジウム基合金材料。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載のバナジウム基合金材料を含む、製造物。
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