WO2021176784A1 - Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法 - Google Patents

Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法 Download PDF

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WO2021176784A1
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敦夫 太田
今野　晋也
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三菱パワー株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a Co-based alloy structure and a method for producing the same.
  • Co Cobalt
  • Co Co
  • Ni nickel
  • Co-based alloy has a higher material cost than the Ni-based alloy, but is excellent in corrosion resistance and wear resistance, and has the property of being easily solid-solved and strengthened. For this reason, Co-based alloys have been conventionally applied to turbine vanes, combustor members, friction stir welding tools, and the like.
  • Patent Document 1 the Co-based alloy of Patent Document 1 is known.
  • the matrix phase of Co mainly having an fcc structure (gamma-phase), a metal intermetallic compound fcc structure having an L1 2 structure Co 3 (Al, W) in atomic ratio,
  • ⁇ 'phase precipitated phase precipitated in a matrix phase grain
  • the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) is set to be 50 nm to 1 ⁇ m, and the precipitated amount of the ⁇ 'phase is set to be 40 to 85% by volume.
  • ⁇ 'phase particles having a cubic shape having a particle size of 1 ⁇ m or less are precipitated in the matrix phase ( ⁇ phase).
  • the average particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) precipitated by the aging treatment is 150 nm or less (see paragraph 0006 of the same document).
  • the present disclosure has been made in view of these points, and an object thereof is to enhance the mechanical properties of the Co-based alloy structure.
  • the first disclosure is that the mass ratio is Al: 0.1 to 10%, W: 3.0 to 45%, the total of both is less than 50%, and the balance is unavoidable.
  • It is a Co-based alloy structure having a Co composition excluding target impurities.
  • the Co-based alloy structure consists of a Co-based matrix phase ( ⁇ phase) having an fcc structure and an atomic ratio of Co 3 (Al, W) or [(Co, X) 3 (Al, W, Z)] L1. It is composed of an intermetallic compound having an fcc structure having two structures, and has a precipitated phase ( ⁇ 'phase) which is precipitated in a dispersed state in the matrix phase.
  • the precipitated phase ( ⁇ 'phase) has a particle size of 10 nm to 1 ⁇ m, particles of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) are uniformly arranged and precipitated, and the amount of precipitation is 40 to 85% by volume. It is configured to be.
  • the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) precipitated in a dispersed state in the matrix phase ( ⁇ phase) is 10 nm to 1 ⁇ m, and the amount of the precipitated phase precipitated is 40 to 85% by volume. It is configured to be.
  • a large number of ⁇ 'phases including the particle size refined to the limit are precipitated with respect to the matrix phase ( ⁇ phase) and are in a dispersed state.
  • the total surface area at the interface between the matrix phase ( ⁇ phase) and a large number of ⁇ 'phases is relatively increased, and the distance between the particles of the ⁇ 'phase is relatively large. It will shrink.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be enhanced.
  • the second disclosure is that in the first disclosure, the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) is in the range of 10 nm or more and smaller than 50 nm.
  • the third disclosure is that in the first or second disclosure, the Co-based alloy structure is configured as a laminated model made of powder.
  • precipitates such as W compounds are precipitated in a fine state in the matrix phase ( ⁇ phase) and uniformly dispersed in the grain boundaries and / or grains of the laminated model made of powder. It will be in the state of. Further, in the matrix phase ( ⁇ phase), a large number of fine ⁇ 'phases are dispersed around the precipitate. As described above, in the Co-based alloy structure constructed as a laminated model made of powder, the action of strengthening the precipitation of both the above-mentioned precipitate and a large number of fine ⁇ 'phases occurs. As a result, in the third disclosure, the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be further enhanced.
  • the fourth disclosure is that in the first or second disclosure, the Co-based alloy structure is configured as a powder HIP forged body made of powder.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be enhanced.
  • the fifth disclosure is in the third or fourth disclosure, in which the powder has a mass ratio of Al: 2 to 5%, W: 17 to 25%, C: 0.05 to 0.15%, Ni: 20 to. It is 35%, Cr: 6 to 10%, Ta: 3 to 8%, and the balance has a Co composition excluding unavoidable impurities.
  • the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) can be made finer. As a result, the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be further enhanced.
  • the Co-based alloy structure is configured as a forged body.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be enhanced.
  • the seventh disclosure is the method for producing a Co-based alloy structure according to the first or second disclosure, which comprises a solution treatment step of subjecting a precursor of the Co-based alloy structure to a solution treatment and a solution treatment step. It has an aging treatment step of aging the precursor of the treated Co-based alloy structure.
  • the aging treatment step includes a first aging treatment step and a second aging treatment step carried out after the first aging treatment step.
  • the aging temperature of the second aging treatment step is set to be higher than the aging temperature of the first aging treatment step.
  • the aging temperature of the second aging treatment step carried out after the first aging treatment step is set to be higher than the aging temperature of the first aging treatment step. Will be done.
  • the particle size of the ⁇ 'phase can be made as fine as possible in the structure of the Co-based alloy structure. Further, microsegregation is less likely to occur in the structure of the Co-based alloy structure, and the ⁇ 'phase is uniformly dispersed in the matrix phase ( ⁇ phase). As a result, the action of precipitation strengthening by the ⁇ 'phase is strengthened, and the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be further enhanced.
  • the eighth disclosure is that in the method for producing a Co-based alloy structure of the seventh disclosure, the temperature of the solution treatment is 1100 ° C. or higher, and the aging temperature of the first aging treatment step is 500 to 700 ° C. The aging temperature of the second aging treatment step is 600 to 800 ° C.
  • the ninth disclosure is the method for producing a Co-based alloy structure according to the seventh or eighth disclosure, in which the precursor of the Co-based alloy structure is produced by a laminated molding method.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be further enhanced.
  • the tenth disclosure is the method for producing a Co-based alloy structure according to the seventh or eighth disclosure, in which the precursor of the Co-based alloy structure is produced by a forging method.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be enhanced.
  • the eleventh disclosure is the method for producing a Co-based alloy structure according to the seventh or eighth disclosure, in which the precursor of the Co-based alloy structure is produced by a powder HIP forging method.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be enhanced.
  • the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be enhanced.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a process example of a method for manufacturing a Co-based alloy structure composed of a laminated model.
  • FIG. 2 is a schematic view schematically showing the structural state of a Co-based alloy structure composed of a laminated model.
  • FIG. 3 is a partially enlarged view showing part III of FIG. 2 in an enlarged manner.
  • FIG. 4 is a flow chart showing a process example of a method for manufacturing a Co-based alloy structure according to Modification 1 of the embodiment.
  • FIG. 5 is a flow chart showing a process example of a method for manufacturing a Co-based alloy structure according to the first modification of the embodiment.
  • FIG. 6 is an electron micrograph showing the tissue state of sample A.
  • FIG. 7 is an electron micrograph showing the tissue state of sample B.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the temperature (° C.) in Sample A and Sample B, the tensile strength (MPa), and the 0.2% proof stress (MPa).
  • the Co-based alloy has a melting point higher than that of a generally used Ni-based alloy by about 50 to 100 ° C., and the diffusion coefficient of the substituted element is smaller than that of the Ni-based alloy. Therefore, in the Co-based alloy, there is little structural change that occurs during use at high temperatures. Further, the Co-based alloy is rich in ductility as compared with the Ni-based alloy. Therefore, the Co-based alloy can be easily subjected to plastic working such as forging, rolling, and pressing. Therefore, Co-based alloys are expected to be used in a wider range of applications than Ni-based alloys.
  • the ⁇ 'phase of Co 3 Ti or Co 3 Ta which has been conventionally used as the strengthening phase, has a lattice constant mismatch of 1% or more with respect to the matrix phase ( ⁇ phase), which is disadvantageous in terms of creep resistance.
  • the intermetallic compound [Co 3 (Al, W)] used for the strengthening phase in the embodiment of the present disclosure has a large mismatch with the matrix phase ( ⁇ phase) of about 0.5%. It exhibits structure stability that surpasses that of Ni-based alloys that are precipitation-strengthened by the ⁇ 'phase.
  • the Co-based alloy exhibits an elastic modulus of 220 to 230 GPa, which is 10% or more larger than that of the Ni-based alloy of 200 GPa. Therefore, it can be used for applications that require high strength and high elasticity, such as springs, springs, wires, belts, and cable guides. Further, since the Co-based alloy is hard and has excellent wear resistance and corrosion resistance, it can also be used as a overlay material.
  • [Basic composition of Co-based alloy structure] in the Co-based alloy structure according to the embodiment of the present disclosure, in order to disperse an appropriate amount of the L1 type 2 intermetallic compound [Co 3 (Al, W)] or [(Co, X) 3 (Al, W, Z)]. , Ingredients and composition are specified.
  • the basic composition of the Co-based alloy structure is Al: 0.1 to 10% and W: 3.0 to 45% by mass ratio, and the balance has a cobalt (Co) composition excluding unavoidable impurities. There is.
  • Aluminum (Al) is the main constituent element of the ⁇ 'phase. Al also contributes to the improvement of oxidation resistance. If the Al content is less than 0.1%, the ⁇ 'phase does not precipitate, or even if it precipitates, it does not contribute to high temperature strength. However, excessive addition of Al promotes the formation of a fragile and hard phase. Therefore, the Al content is set in the range of 0.1 to 10%. The preferable lower limit of the Al content is 0.5%. The preferable upper limit of the Al content is 5.0%.
  • Tungsten (W) is a major constituent element of the ⁇ 'phase.
  • W has an action of solid solution strengthening the matrix. If the W content is less than 3.0%, the ⁇ 'phase does not precipitate, or even if it precipitates, it does not contribute to high temperature strength. On the other hand, when the W content exceeds 45%, the formation of a harmful phase is promoted. Therefore, the W content is set in the range of 3.0 to 45%.
  • the preferred upper limit of the W content is 30%.
  • the preferable lower limit of the W content is 4.5%.
  • Group (I) and Group (II) In the basic component system of CoW-Al, one or more alloy components (selective elements) selected from at least one of group (I) and group (II) are added as necessary. When a plurality of alloy components selected from the group (I) are added, the total addition amount is selected in the range of 0.001 to 2.0%. When a plurality of alloy components selected from group (II) are added, the total amount of addition is selected in the range of 0.1 to 50%.
  • Group (I) is a group consisting of B, C, Y, La, and mischmetal.
  • B Boron
  • B is an alloy component that segregates at grain boundaries to strengthen the grain boundaries. B contributes to the improvement of high temperature strength. The effect of adding B becomes remarkable at 0.001% or more. However, if B is added in excess, the processability is impaired. Therefore, the upper limit of the amount of B added is set to 1.0%. The preferable upper limit of the amount of B added is 0.5%.
  • Yttrium (Y), lanthanum (La), and mischmetal are all effective components for improving oxidation resistance.
  • Y, La, and mischmetal all exhibit oxidation resistance when the addition amount is 0.01% or more.
  • the upper limit of the addition amount of each of Y, La, and misch metal is set to 1.0%.
  • the preferable upper limit of the addition amount of each of Y, La, and misch metal is 0.5%.
  • Group (II) is a group consisting of Ni, Cr, Ti, Fe, V, Nb, Ta, Mo, Zr, Hf, Ir, Re, and Ru.
  • the expression (K x ⁇ '/ ⁇ C x ⁇ ' / Cx ⁇ ) shows a concentration ratio of a predetermined element contained in gamma 'phase for a given element contained in the matrix phase (gamma phase).
  • a partition coefficient ⁇ 1 is a stabilizing element of the ⁇ 'phase.
  • the partition coefficient ⁇ 1 is a stabilizing element of the matrix phase ( ⁇ phase).
  • Titanium (Ti), vanadium (V), niobium (Nb), tantalum (Ta), and molybdenum (Mo) are elements for stabilizing the ⁇ 'phase.
  • Ti titanium
  • V vanadium
  • Nb niobium
  • Ta tantalum
  • Mo molybdenum
  • Nickel (Ni) is replaced with Co in L1 2 type intermetallic compound is a component for improving the heat resistance and / or corrosion resistance.
  • the amount of Ni added is 1.0% or more, the effect of the addition (heat resistance and / or corrosion resistance) can be seen.
  • the upper limit of the amount of Ni added is set to 50%.
  • the preferable upper limit of the amount of Ni added is 40%.
  • Ni replaces each of Al and W to improve the stability of the ⁇ 'phase. As a result, it enables the stable existence of the ⁇ 'phase up to higher temperatures.
  • Iridium (Ir) is replaced with Co in L1 2 type intermetallic compound is a component for improving the heat resistance and / or corrosion resistance. If the amount of Ir added is 1.0% or more, the effect of the addition can be seen. However, excessive addition of Ir produces a harmful compound phase. Therefore, the upper limit of the amount of Ir added is set to 50%. The preferable upper limit of the amount of Ir added is 40%.
  • Iron (Fe) has the effect of replacing Co and improving workability. This effect becomes remarkable when the amount of Fe added is 1.0% or more. However, if Fe is added in excess, for example, when the amount of Fe added exceeds 10%, it causes instability of the structure in a high temperature region. Therefore, the upper limit of the amount of Fe added is set to 10%. The preferable upper limit of the amount of Fe added is 5.0%.
  • Chromium (Cr) is an alloy component that forms a dense oxide film on the surface of the Co-based alloy structure and improves oxidation resistance. Cr also contributes to the improvement of high temperature strength and / or corrosion resistance. Such an effect becomes remarkable when the amount of Cr added is 1.0% or more. However, if Cr is added in excess, it causes deterioration in workability. Therefore, the upper limit of the amount of Cr added is set to 20%. The preferable upper limit of the amount of Cr added is 15%.
  • Molybdenum (Mo) is an alloy component effective for stabilizing the ⁇ 'phase and strengthening the solid solution of the matrix.
  • Mo content is 1.0% or more, the effect of adding Mo is observed.
  • the upper limit of the Mo content is set to 15%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 10%.
  • Rhenium (Re) and ruthenium (Ru) are alloy components that are effective in improving oxidation resistance.
  • the addition effect of Re and Ru is remarkable at 0.5% or more.
  • the upper limit of the amount of Re and Ru added is set to 10%.
  • the preferable upper limits of the amount of Re added and the amount of Ru added are both 5.0%.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), zirconium (Zr), vanadium (V), tantalum (Ta), and hafnium (Hf) are all alloys that are effective in stabilizing the ⁇ 'phase and / or improving high-temperature strength. It is an ingredient.
  • Ti 0.5% or more
  • Nb 1.0% or more
  • Zr 1.0% or more
  • V 0.5% or more
  • Ta 1.0% or more
  • Hf hafnium
  • the additive effect is obtained.
  • the upper limit of the addition amount of each of Ti, Nb, Zr, V, Ta, and Hf is Ti: 10%, Nb: 20%, Zr: 10%, V: 10%, Ta: 20%, Hf: 10. Set to%.
  • [Gin size of ⁇ 'phase] L1 2 type intermetallic compound [Co 3 (Al, W)] or [(Co, X) 3 (Al , W, Z) ] is a particle size of 10 nm ⁇ 1 [mu] m of precipitated phase (gamma prime phase) (1000 nm ) Is configured to be a particle. If the particle size exceeds 1 ⁇ m, mechanical properties such as strength and hardness will deteriorate.
  • the preferred particle size of the ⁇ 'phase is in the range of 10 nm or more and smaller than 50 nm.
  • [Amount of ⁇ 'phase precipitated] L1 2 type intermetallic compound [Co 3 (Al, W)] or [(Co, X) 3 (Al , W, Z) ] is precipitated amount of precipitated phase (gamma prime phase) 40 to 85 volume% It is configured to be. If the amount of precipitation is less than 40%, the action of strengthening precipitation becomes insufficient. On the other hand, if the amount of precipitation exceeds 85%, ductile deterioration may occur in the Co-based alloy structure.
  • the Co-based alloy structure is configured as, for example, a laminated model made of powder.
  • the additive manufacturing body is formed by an additive manufacturing method (AM method).
  • the additive manufacturing method is a method of forming a layered model by selectively melting and solidifying powder produced by a gas atomization method or the like using a 3D printer using a laser or the like as a heat source.
  • raw materials for the laminated model Al: 2 to 5%, W: 17 to 25%, C: 0.05 to 0.15%, Ni: 20 to 35%, Cr: 6 to 10% by mass ratio, It is preferable to use a powder having a Ta: 3 to 8% and a Co composition (hereinafter referred to as “raw material powder”) with the balance excluding unavoidable impurities.
  • raw material powder a powder having a Ta: 3 to 8% and a Co composition
  • FIG. 1 shows an example of a method for manufacturing a Co-based alloy structure composed of a laminated model.
  • the manufacturing method includes, as main steps, a powder manufacturing step S1, a selective laser melting step S2, a solution treatment step S3, and an aging treatment step S4.
  • a powder manufacturing step S1 a powder manufacturing step
  • S2 a selective laser melting step
  • S3 a solution treatment step
  • S4 an aging treatment step
  • the powder production step S1 is a step of producing a powder as a raw material of the Co-based alloy structure.
  • the powder has a predetermined chemical composition, for example, the raw material powder.
  • a gas atomizing method is used as a method for producing the powder. Specifically, the sample is dissolved in the atmosphere of an inert gas after vacuum exhaust or in the atmosphere by performing high-frequency induction heating using a gas atomizing device. Then, a high-pressure gas (gas such as helium, argon, nitrogen, etc.) is sprayed onto the sample to prepare a spherical powder having a size of about several tens of ⁇ m.
  • a high-pressure gas gas such as helium, argon, nitrogen, etc.
  • the particle size of the powder is preferably 5 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less from the viewpoint of handleability in the selective laser melting step (S2) of the next step and filling property of the alloy powder bed. If the particle size of the powder is less than 5 ⁇ m, the fluidity of the alloy powder is lowered in the next step S2 (the formability of the alloy powder bed is lowered), which causes the shape accuracy of the laminated model to be lowered. On the other hand, when the particle size of the powder exceeds 100 ⁇ m, it becomes difficult to control the local melting and quenching solidification of the alloy powder bed in the next step S2, the melting of the powder becomes insufficient, or the surface roughness of the laminated model increases. It becomes a factor to do.
  • the particle size of the powder is more preferably 10 ⁇ m or more and 70 ⁇ m or less, and further preferably 10 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less.
  • the selective laser melting step S2 is a step of forming a laminated model having a desired shape by a selective laser melting (SLM) method using the powder produced in the powder manufacturing step S1.
  • SLM selective laser melting
  • the step S2 includes an alloy powder bed preparation step (S21) in which the powder produced in the powder preparation step S1 is spread to prepare an alloy powder bed having a predetermined thickness, and a predetermined alloy powder bed.
  • the region includes a laser melt coagulation element step (S22) in which the region is irradiated with laser light to locally melt and quench the powder in the region.
  • the microstructure of the laminated model is controlled in order to obtain the desired microstructure as the final laminated model. That is, in order to control the microstructure of the laminated model, the local melting and quenching solidification of the powder bed are controlled.
  • the solution treatment step S3 is a step of subjecting the laminated model (precursor of the Co-based alloy structure) obtained by the selective laser melting step S2 to the solution treatment.
  • the temperature condition of the solution treatment is set in the range of 1100 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower.
  • the preferred temperature for the solution treatment is 1160 ° C.
  • the holding time of the solution treatment is preferably set to 0.5 hours or more and 10 hours or less.
  • the cooling method after the heat treatment is not particularly limited, and for example, any one of water cooling, oil cooling, air cooling, and furnace cooling may be carried out.
  • the solution treatment step S3 recrystallization of the matrix crystal grains occurs inside the laminated model (precursor of the Co-based alloy structure) obtained in the selective laser melting step S2, which occurs during quenching and solidification.
  • the internal strain of the laminated model is alleviated.
  • the aging treatment step S4 is a step of applying the aging treatment to the laminated model (precursor of the Co-based alloy structure) that has been solution-treated by the solution-forming treatment step S3. Specifically, the aging treatment step S4 includes a first aging treatment step S41 and a second aging treatment step S42.
  • the first aging treatment step S41 is carried out after passing through the solution treatment step S3.
  • the condition of the aging temperature in the first aging treatment step S41 is preferably set in the range of 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the holding time of the first aging treatment step S41 is preferably set to 0.5 hours or more and 30 hours or less.
  • the second aging treatment step S42 is carried out after passing through the first aging treatment step S41.
  • the aging temperature of the second aging treatment step S42 is set to be higher than the aging temperature of the first aging treatment step S41.
  • the condition of the aging temperature in the second aging treatment step S42 is preferably set in the range of 600 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
  • the holding time of the second aging treatment step S42 is preferably set to 0.5 hours or more and 20 hours or less.
  • the cooling methods of the first and second aging treatment steps S41 and S42 are not particularly limited, and for example, any one of water cooling, oil cooling, air cooling, and furnace cooling may be carried out.
  • a corrosion-resistant coating layer may be formed on the laminated model obtained by the solution treatment step S3 or the aging treatment step S4, if necessary.
  • the surface finish may be applied to the laminated model obtained by the solution treatment step S3 or the aging treatment step S4.
  • the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) precipitated in a dispersed state in the matrix phase ( ⁇ phase) is 10 nm to 1 ⁇ m, and the precipitated phase ( ⁇ 'phase). Is configured to have a precipitation amount of 40 to 85% by volume. In such a configuration, a large number of ⁇ 'phases including the particle size refined to the limit are precipitated with respect to the matrix phase ( ⁇ phase) and are in a dispersed state.
  • the total surface area at the interface between the matrix phase ( ⁇ phase) and a large number of ⁇ 'phases is relatively increased, and the distance between the particles of the ⁇ 'phase is relatively large. It shrinks (less than 100 nm). That is, in the matrix phase ( ⁇ phase), the ⁇ 'phase containing the particles refined to the limit is uniformly precipitated and strengthened. Then, the precipitation strengthening improves the mechanical properties (particularly the tensile strength and the proof stress (0.2% proof stress)) especially at a high temperature. Therefore, in the Co-based alloy structure according to the embodiment of the present disclosure, the mechanical properties due to the action of precipitation strengthening can be enhanced.
  • the "dispersed state” means a state in which a plurality of ⁇ 'phases are uniformly arranged in the matrix phase ( ⁇ phase).
  • the particle size of the ⁇ 'phase is preferably in the range of 10 nm or more and smaller than 50 nm. If a large number of the ⁇ 'phases refined in this way are precipitated with respect to the matrix phase ( ⁇ phase) and dispersed, the effect of precipitation strengthening by the ⁇ 'phase is enhanced, and the machine of the Co-based alloy structure is machined. The characteristics can be further enhanced.
  • the Co-based alloy structure is configured as a laminated model made of powder.
  • the solidification rate of the powder as a raw material at the time of modeling the additive manufacturing body becomes very high as compared with conventional casting or the like.
  • a fine solidified structure is formed in the laminated model.
  • FIGS. 2 and 3 by performing heat treatment (materialization treatment and aging treatment) on the laminated model after modeling, W is formed in the grain boundaries and / or grains of the laminated model.
  • the compound is precipitated in a fine state and uniformly dispersed in the matrix phase ( ⁇ phase).
  • the Co-based alloy structure constructed as a laminated model made of powder, it is possible to obtain the action of strengthening the precipitation of both the W compound and a large number of fine precipitation phases ( ⁇ 'phases). Become.
  • the Co-based alloy structure according to the embodiment of the present disclosure can further enhance the mechanical properties.
  • FIGS. 2 and 3 show the texture state when the W compound is precipitated
  • the carbide phase may be precipitated in the grain boundaries and / or grains of the laminated model instead of the W compound.
  • both the W compound and the carbide phase may precipitate at the grain boundaries and / or inside the grains of the laminated model.
  • the powder used as the raw material of the laminated structure has a mass ratio of Al: 2 to 5%, W: 17 to 25%, C: 0.05 to 0.15%, Ni: 20 to 35%, Cr: 6. It is ⁇ 10%, Ta: 3 ⁇ 8%, and the balance has a Co composition excluding unavoidable impurities.
  • the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) can be made finer. As a result, the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be further enhanced.
  • the aging temperature of the second aging treatment step carried out after the first aging treatment step is higher than the aging temperature of the first aging treatment step.
  • the temperature of the solution treatment is 1100 ° C. or higher
  • the aging temperature of the first aging treatment step is 500 to 700 ° C.
  • the aging temperature of the second aging treatment step is 600 to 800 ° C. Is set to. This makes it possible to reduce the particle size of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) to the utmost limit in the structure of the Co-based alloy structure.
  • microsegregation is less likely to occur in the structure of the Co-based alloy structure, and the ⁇ 'phase is uniformly dispersed in the matrix phase ( ⁇ phase).
  • the action of precipitation strengthening by the ⁇ 'phase is strengthened, and the mechanical properties of the Co-based alloy structure can be further enhanced.
  • the Co-based alloy structure configured as a laminated model made of powder has been described, but the present invention is not limited to this embodiment.
  • the precursor of the Co-based alloy structure may be configured as a forged body manufactured by a forging method instead of the laminated model manufactured by the laminated molding method. That is, as a method for producing the Co-based alloy structure, the powder manufacturing step (S1) and the selective laser melting step (S2) shown in FIG. 1 are replaced with the forging step (S5) by the forging method (see FIG. 4). ) May be adopted.
  • the forging method a relatively coarse solidified structure is formed in the structure immediately after casting, but the structure is homogenized by hot forging, which is a subsequent process, and the crystal grains are refined by recrystallization. Further, by going through the solution treatment step S3 and the aging treatment step S4 shown in FIG. 1, the particles of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) are further refined and microsegregation occurs in the structure of the Co-based alloy structure. It becomes difficult. Therefore, even in the case of a Co-based alloy structure made of a forged body, the mechanical properties can be enhanced as in the above embodiment.
  • the precursor of the Co-based alloy structure may be configured as a powder HIP forged body manufactured by the powder HIP forging method instead of the laminated model manufactured by the laminated molding method. That is, as a method for producing the Co-based alloy structure, a form (see FIG. 5) in which the selective laser melting step (S2) shown in FIG. 1 is replaced with the HIP processing step (S6) by the powder HIP forging method is adopted. You may.
  • the HIP treatment step (S6) is a step of loading the powder prepared in the powder manufacturing step (S1) into a can and sintering it by high temperature and hydrostatic pressure.
  • the structure of the powder produced in the powder production step (S1) is rapidly cooled and solidified by, for example, a gas atomization method.
  • the W compound and / or the carbide phase and the like are made finer and dispersed in the grain boundaries and / or grains.
  • the ⁇ 'phase particles become finer in the structure of the Co-based alloy structure and microsegregation is less likely to occur. Therefore, even in the case of a Co-based alloy structure made of a powdered HIP forged product, the mechanical properties can be enhanced as in the above embodiment.
  • the powder preparation step (S1) shown in FIGS. 1 and 5 there is no particular limitation on the method and method for producing the powder which is the raw material of the Co-based alloy. That is, in the powder preparation step (S1), the conventional method and method can be used. For example, a mother alloy ingot production element step of mixing, melting, and casting raw materials so as to have a desired chemical composition to produce a mother alloy ingot (master ingot), and an atomizing element step of forming an alloy powder from the mother alloy ingot. And may be done.
  • the atomizing method is not particularly limited, and the conventional methods and methods can be used. For example, the centrifugal force atomizing method may be adopted instead of the gas atomizing method described above.
  • sample A is a Co-based alloy structure composed of a laminated model produced through all the steps shown in FIG.
  • Sample A contains particles in a precipitated phase ( ⁇ 'phase) having a particle size smaller than 50 nm (see FIG. 6).
  • sample B is a Co-based alloy structure composed of a laminated model produced through all steps other than the second aging treatment step (S42) shown in FIG.
  • Sample B contains ⁇ 'phase particles having a particle size of about 250 nm (see FIG. 7).
  • a powder (raw material powder) as a raw material of the laminated model described in the above embodiment was prepared by the powder preparation step (S1) shown in FIG. Specifically, after mixing a predetermined raw material, a process for producing a mother alloy ingot was carried out by melting and casting by a vacuum high-frequency induction melting method to prepare a mother alloy ingot. Next, the atomizing element step of redissolving the mother alloy ingot to form an alloy powder by a gas atomizing method in an argon gas atmosphere was performed. Next, the obtained powder was subjected to an alloy powder classifier step for controlling the particle size.
  • a laminated model (diameter 8 mm ⁇ height 60 mm) was produced by the selective laser melting step (S2) shown in FIG.
  • the conditions for selective laser melting (SLM) are that the thickness h of the alloy powder bed is 100 ⁇ m, the output P of the laser beam is 100 W, and the scanning speed S (mm / s) of the laser beam is variously changed.
  • the solution treatment step (S3) shown in FIG. 1 was carried out on the laminated model (precursor) produced by the selective laser melting step (S2).
  • the temperature of the solution treatment is 1160 ° C.
  • the retention time of the solution treatment is 4 hours.
  • an aging treatment step was carried out on the laminated model (precursor) that had been subjected to the materialization treatment. Specifically, in sample A, both the first aging treatment step (S41) and the second aging treatment step (S42) shown in FIG. 1 were carried out. On the other hand, in sample B, only the first aging treatment step (S41) shown in FIG. 1 was carried out. That is, in sample B, the second aging treatment step (S42) shown in FIG. 1 is not carried out.
  • the temperature of the first aging treatment step (S41) is 650 ° C.
  • the holding time of the first aging treatment step (S41) is 24 hours.
  • the temperature of the second aging treatment step (S42) is 760 ° C.
  • the holding time (S42) of the second aging treatment step is 16 hours.
  • sample A in which both the first and second aging treatment steps were carried out, a large number of refined samples were compared with sample B in which only the first aging treatment step was carried out. It can be seen that the particles of the precipitated phase ( ⁇ 'phase) are precipitated in a uniformly dispersed state in the matrix phase ( ⁇ phase). That is, in sample A, as a result of the ⁇ 'phase being uniformly dispersed in the matrix phase ( ⁇ phase), microsegregation does not occur in the structure of the Co-based alloy structure.
  • FIG. 8 shows a graph showing the relationship between the tensile strength and the 0.2% proof stress (MPa) with the change in temperature (° C.) in Sample A and Sample B.
  • both the tensile strength and 0.2% proof stress values are generally higher than the tensile strength and 0.2% proof stress values in sample B.
  • rice field Specifically, the tensile strength of sample A was about 100 MPa higher than the tensile strength of sample B in the range of about 20 ° C to 600 ° C.
  • the 0.2% proof stress of sample A was about 20 MPa higher than the 0.2% proof stress of sample B in the range of about 20 ° C to 600 ° C.
  • the present disclosure can be industrially used as a Co-based alloy structure suitable for applications requiring high temperature strength, high strength, high elasticity, etc. and a method for producing the same.

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Abstract

Ｃｏ基合金構造体は、ｆｃｃ構造を有するＣｏ主体のマトリックス相（γ相）と、原子比でＣｏ３（Ａｌ，Ｗ）などのＬ１２構造を有するｆｃｃ構造の金属間化合物からなり、マトリックス相において分散した状態で析出する析出相（γ´相）と、を有する。γ´相は、粒径が１０ｎｍ～１μｍであり、γ'相の粒子が一様に配置して析出しており、かつ析出量が４０～８５体積％となるように構成されている。

Description

Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法
　本発明は、Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法に関する。
　コバルト（Ｃｏ）基合金は、ニッケル（Ｎｉ）基合金とともに代表的な耐熱合金材料であり、超合金とも称されて例えばタービン（ガスタービン、蒸気タービンなど）の高温部材に広く用いられている。また、Ｃｏ基合金は、Ｎｉ基合金と比べて材料コストが高い一方、耐食性および耐摩耗性に優れており、固溶強化しやすいという特性を有する。このため、Ｃｏ基合金は、従来からタービン静翼、燃焼器部材、摩擦攪拌接合用工具などに適用されてきた。
　このようなＣｏ基合金に関し、例えば特許文献１のＣｏ基合金が知られている。具体的に、特許文献１には、ｆｃｃ構造を有するＣｏ主体のマトリックス相（γ相）と、原子比でＣｏ３（Ａｌ，Ｗ）のＬ１２構造を有するｆｃｃ構造の金属間化合物からなり、マトリックス相の粒内に析出する析出相（γ´相）と、を有するＣｏ基合金が開示されている。
特許第４９９６４６８号公報
　特許文献１のＣｏ基合金では、析出相（γ´相）の粒径が５０ｎｍ～１μｍであり、かつγ´相の析出量が４０～８５体積％となるように設定されている。そして、同文献の各図（特に図２、図３）には、粒径が１μｍ以下の立方体形状を有するγ´相の粒子が、マトリックス相（γ相）に析出していることが見受けられる。また、同文献には、時効処理で析出した析出相（γ´相）の平均粒径が１５０ｎｍ以下となるとの記載もある（同文献の段落０００６参照）。
　しかしながら、特許文献１の各図を参照しても、粒径が５０ｎｍ未満となるγ´相がほとんど析出していないことが把握される。更に、γ´相の粒子同士の距離が１００ｎｍより大きい箇所が存在している。すなわち、上記Ｃｏ基合金では、極限まで微細化されたγ´相がマトリックス相（γ相）に対して多数析出し、分散（一様に配置）していなかった。このため、上記Ｃｏ基合金材では、粒径が５０ｎｍ未満となるように極限まで微細化されたγ´相に基づく析出強化の作用が得られにくく、その結果として当該作用による機械的特性（特に引張強さおよび耐力）が不十分となっていた。
　本開示は斯かる点に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｃｏ基合金構造体における機械的特性を高めることにある。
　上記の目的を達成するために、第１の開示は、質量比でＡｌ：０．１～１０％、Ｗ：３．０～４５％で両者の合計が５０％未満であって、残部が不可避的不純物を除きＣｏの組成を有するＣｏ基合金構造体である。Ｃｏ基合金構造体は、ｆｃｃ構造を有するＣｏ主体のマトリックス相（γ相）と、原子比でＣｏ３（Ａｌ，Ｗ）又は〔（Ｃｏ，Ｘ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）〕のＬ１２構造を有するｆｃｃ構造の金属間化合物からなり、マトリックス相において分散した状態で析出する析出相（γ´相）と、を有する。そして、析出相（γ´相）は、粒径が１０ｎｍ～１μｍであり、析出相（γ’相）の粒子が一様に配置して析出しており、かつ析出量が４０～８５体積％となるように構成されている。
　この第１の開示では、マトリックス相（γ相）において分散した状態で析出する析出相（γ´相）の粒径が１０ｎｍ～１μｍであり、かつγ´相の析出量が４０～８５体積％となるように構成されている。かかる構成では、極限まで微細化された粒子径を含むγ´相が、マトリックス相（γ相）に対して多数析出し、分散した状態となる。その結果、Ｃｏ基合金構造体の組織内では、マトリックス相（γ相）と多数のγ´相との界面における総表面積が相対的に増加しかつγ´相の粒子同士の距離が相対的に縮まるようになる。すなわち、マトリックス相（γ相）において極限まで微細化された粒子を含むγ´相が一様に析出強化された状態となる。そして、当該析出強化により特に高温における機械的特性が向上する。したがって、第１の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性を高めることができる。
　第２の開示は、第１の開示において、析出相（γ´相）の粒径は、１０ｎｍ以上でありかつ５０ｎｍよりも小さい範囲である。
　この第２の開示では、微細化されたγ´相がマトリックス相（γ相）に対して多数析出し、分散した状態となることにより、γ´相による析出強化の作用が強化され、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　第３の開示は、第１または第２の開示において、Ｃｏ基合金構造体は、粉末からなる積層造形体として構成されている。
　この第３の開示において、粉末からなる積層造形体の粒界および／または粒内には、Ｗ化合物などの析出物が、マトリックス相（γ相）において微細な状態で析出しかつ一様に分散した状態となる。さらに、マトリックス相（γ相）において、上記析出物の周囲には、多数の微細なγ´相が分散された状態となる。このように、粉末からなる積層造形体として構成されたＣｏ基合金構造体では、上記析出物と、多数の微細なγ´相との双方の析出強化による作用が生じる。その結果、第３の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　第４の開示は、第１または第２の開示において、Ｃｏ基合金構造体は、粉末からなる粉末ＨＩＰ鍛造体として構成されている。
　この第４の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性を高めることができる。
　第５の開示は、第３または第４の開示において、粉末は、質量比でＡｌ：２～５％、Ｗ：１７～２５％、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｎｉ：２０～３５％、Ｃｒ：６～１０％、Ｔａ：３～８％であって、残部が不可避的不純物を除きＣｏの組成を有する。
　この第５の開示において、上記組成を有する粉末からなる積層造形体であれば、析出相（γ´相）の粒径を微細化することが可能となる。その結果、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　第６の開示は、第１または第２の開示において、Ｃｏ基合金構造体は、鍛造体として構成されている。
　この第６の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性を高めることができる。
　第７の開示は、第１または第２の開示のＣｏ基合金構造体の製造方法であって、Ｃｏ基合金構造体の前駆体に対して溶体化処理を施す溶体化処理工程と、溶体化処理を施したＣｏ基合金構造体の前駆体に対して時効処理を施す時効処理工程と、を有する。時効処理工程は、第１の時効処理工程と、第１の時効処理工程の後に実施される第２の時効処理工程と、を含む。そして、第２の時効処理工程の時効温度は、第１の時効処理工程の時効温度よりも高くなるように設定されている。
　この第７の開示において、時効処理工程では、第１の時効処理工程の後に実施される第２の時効処理工程の時効温度が、第１の時効処理工程の時効温度よりも高くなるように設定される。かかる設定により、Ｃｏ基合金構造体の組織内においてγ´相の粒径を極限まで微細化することが可能となる。さらに、Ｃｏ基合金構造体の組織内においてミクロ偏析が生じにくくなり、マトリックス相（γ相）においてγ´相が均一に分散されるようになる。その結果、γ´相による析出強化の作用が強化され、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　第８の開示は、第７の開示のＣｏ基合金構造体の製造方法において、溶体化処理の温度は１１００℃以上であり、第１の時効処理工程の時効温度は５００～７００℃であり、第２の時効処理工程の時効温度は６００～８００℃である。
　この第８の開示では、上記第７の開示と同様の作用効果を得ることができる。
　第９の開示は、第７または第８の開示のＣｏ基合金構造体の製造方法において、Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、積層造形法により製造される。
　第９の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　第１０の開示は、第７または第８の開示のＣｏ基合金構造体の製造方法において、Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、鍛造法により製造される。
　この第１０の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性を高めることができる。
　第１１の開示は、第７または第８の開示のＣｏ基合金構造体の製造方法において、Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、粉末ＨＩＰ鍛造法により製造される。
　この第１１の開示では、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性を高めることができる。
　本開示によると、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性を高めることができる。
図１は、積層造形体からなるＣｏ基合金構造体の製造方法の工程例を示すフロー図である。 図２は、積層造形体からなるＣｏ基合金構造体の組織状態を概略的に示した概略図である。 図３は、図２のIII部を拡大して示した部分拡大図である。 図４は、実施形態の変形例１に係るＣｏ基合金構造体の製造方法の工程例を示すフロー図である。 図５は、実施形態の変形例１に係るＣｏ基合金構造体の製造方法の工程例を示すフロー図である。 図６は、サンプルＡの組織状態を示した電子顕微鏡写真である。 図７は、サンプルＢの組織状態を示した電子顕微鏡写真である。 図８は、サンプルＡおよびサンプルＢにおける温度（℃）と、引張強さ（ＭＰａ）および０．２％耐力（ＭＰａ）との関係を示したグラフである。
　以下、本開示の実施形態を図面に基づいて詳細に説明する。以下の実施形態の説明は、本質的に例示に過ぎず、本開示、その適用物或いはその用途を制限することを意図するものではない。
　［Ｃｏ基合金構造体の基本的性質］
　Ｃｏ基合金は、一般的に利用されているＮｉ基合金に比較して融点が５０～１００℃程度高く、置換型元素の拡散係数がＮｉ基よりも小さい。このため、Ｃｏ基合金では、高温での使用中に生じる組織変化が少ない。また、Ｃｏ基合金は、Ｎｉ基合金と比較して延性に富んでいる。このため、Ｃｏ基合金は、鍛造，圧延，プレス等の塑性加工が容易となる。したがって、Ｃｏ基合金は、Ｎｉ基合金よりも広い用途の展開が期待されている。
　従来から強化相に使用されてきたＣｏ３ＴｉまたはＣｏ３Ｔａのγ’相は、マトリックス相（γ相）に対する格子定数のミスマッチが１％以上であり、耐クリープ性の面から不利である。これに対し、本開示の実施形態において強化相に使用される金属間化合物〔Ｃｏ３（Ａｌ，Ｗ）〕は、マトリックス相（γ相）とのミスマッチが大きくても０．５％程度であり、γ’相により析出強化されたＮｉ基合金を凌駕する組織安定性を呈する。
　更に、Ｃｏ基合金は、Ｎｉ基合金の２００ＧＰａと比較して、２２０～２３０ＧＰａと１割以上大きな弾性率を示す。このため、ゼンマイ，バネ，ワイヤ，ベルト，ケーブルガイド等、高強度，高弾性が必要な用途にも使用可能である。また、Ｃｏ基合金は、硬質でありかつ耐磨耗性，耐食性に優れていることから、肉盛り材としても使用可能である。
　［Ｃｏ基合金構造体の基本組成］
　本開示の実施形態に係るＣｏ基合金構造体では、Ｌ１２型金属間化合物〔Ｃｏ３（Ａｌ，Ｗ）〕又は〔（Ｃｏ，Ｘ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）〕を適量分散させるため、成分および組成を特定している。Ｃｏ基合金構造体の基本組成は、質量比でＡｌ：０．１～１０％，Ｗ：３．０～４５％であり、残部が不可避的不純物を除きコバルト（Ｃｏ）の組成を有している。
　アルミニウム（Ａｌ）は、γ’相の主要な構成元素である。Ａｌは、耐酸化性の向上にも寄与する。Ａｌの含有量が０．１％未満では、γ’相が析出せず、或いは析出しても高温強度に寄与しない。しかし、Ａｌを過剰に添加すると、脆弱で硬質な相の生成を助長する。したがって、Ａｌの含有量は、０．１～１０％の範囲に設定される。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は５．０％である。
　タングステン（Ｗ）は、γ’相の主要な構成元素である。Ｗは、マトリックスを固溶強化する作用を有する。Ｗの含有量が３．０％未満では、γ’相が析出せず、或いは析出しても高温強度に寄与しない。一方、Ｗの含有量が４５％を超えると、有害相の生成を助長する。したがって、Ｗの含有量は、３．０～４５％の範囲に設定される。Ｗ含有量の好ましい上限は３０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は４．５％である。
　［グループ（Ｉ）およびグループ（ＩＩ）］
　Ｃｏ－Ｗ－Ａｌの基本成分系では、グループ（Ｉ）およびグループ（ＩＩ）の少なくともいずれか一方から選ばれた一種又は二種以上の合金成分（選択元素）が必要に応じて添加される。グループ（Ｉ）から選ばれた複数の合金成分を添加する場合には、添加量の合計を０．００１～２．０％の範囲で選択する。また、グループ（ＩＩ）から選ばれた複数の合金成分を添加する場合には、添加量の合計を０．１～５０％の範囲で選定する。
　グループ（Ｉ）は、Ｂ，Ｃ，Ｙ，Ｌａ，ミッシュメタルからなるグループである。
　ホウ素（Ｂ）は、結晶粒界に偏析して粒界を強化する合金成分である。Ｂは、高温強度の向上に寄与する。Ｂの添加効果は、０．００１％以上で顕著になる。しかし、Ｂを過剰に添加すると、加工性が損なわれる。したがって、Ｂの添加量の上限は、１．０％に設定される。Ｂ添加量の好ましい上限は０．５％である。
　炭素（Ｃ）は、Ｂと同様に、粒界強化に有効である。また、Ｃは、炭化物となって析出し、高温強度を向上させる。このような効果は、Ｃの添加量が０．００１％以上のときに得られる。しかし、Ｃを過剰に添加すると、加工性および／または靭性が損なわれる。したがって、Ｃの添加量の上限は、２．０％に設定される。Ｃ添加量の好ましい上限は１．０％である。
　イットリウム（Ｙ），ランタン（Ｌａ），およびミッシュメタルは、いずれも耐酸化性の向上に有効な成分である。特に、Ｙ，Ｌａ，およびミッシュメタルは、いずれも添加量が０．０１％以上であるときに耐酸化性が発揮される。しかし、Ｙ，Ｌａ，およびミッシュメタルの各々を過剰に添加すると、組織安定性に悪影響を及ぼしうる。したがって、Ｙ，Ｌａ，およびミッシュメタルの各々の添加量の上限は、１．０％に設定される。Ｙ，Ｌａ，およびミッシュメタルの各々の添加量の好ましい上限は０．５％である。
　グループ（ＩＩ）は、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｉｒ，Ｒｅ，Ｒｕからなるグループである。
　グループ（ＩＩ）の合金成分は、分配係数の大きな元素ほどγ’相の安定化に効果的である。分配係数Ｋｘ γ’／γは、Ｋｘ γ’／γ＝Ｃｘ γ’／Ｃｘγ〔ただし、Ｃｘ γ’：γ’相のｘ元素濃度（原子％），Ｃｘ γ：マトリックス（γ）相のｘ元素濃度（原子％）〕と表される。当該式（Ｋｘ γ’／γ＝Ｃｘ γ’／Ｃｘγ）は、マトリックス相（γ相）に含まれる所定元素に対するγ’相に含まれる所定元素の濃度比を示す。分配係数≧１は、γ’相の安定化元素である。分配係数＜１は、マトリックス相（γ相）の安定化元素である。チタン（Ｔｉ），バナジウム（Ｖ），ニオブ（Ｎｂ），タンタル（Ｔａ），モリブデン（Ｍｏ）は、γ’相を安定化させるための元素である。特に、Ｔａでは、γ’相を安定化させるための効果が他の元素よりも発現しやすい。
　ニッケル（Ｎｉ）は、Ｌ１２型金属間化合物のＣｏと置換し、耐熱性および／または耐食性を改善する成分である。Ｎｉの添加量が１．０％以上であれば、添加による効果（耐熱性および／または耐食性）がみられる。しかし、Ｎｉを過剰に添加すると、有害な化合物相が生成される。したがって、Ｎｉの添加量の上限は、５０％に設定される。Ｎｉ添加量の好ましい上限は４０％である。また、Ｎｉは、ＡｌおよびＷの各々と置換し、γ’相の安定度を向上させる。その結果、より高温までγ’相の安定した存在を可能にする。
　イリジウム（Ｉｒ）は、Ｌ１２型金属間化合物のＣｏと置換し、耐熱性および／または耐食性を改善する成分である。Ｉｒの添加量が１．０％以上であれば、添加による効果がみられる。しかし、Ｉｒを過剰に添加すると、有害な化合物相が生成される。したがって、Ｉｒの添加量の上限は、５０％に設定される。Ｉｒ添加量の好ましい上限は４０％である。
　鉄（Ｆｅ）は、Ｃｏと置換し、加工性を改善する作用がある。当該作用は、Ｆｅの添加量が１．０％以上のときに顕著となる。しかし、例えばＦｅの添加量が１０％を超える場合のように、Ｆｅを過剰に添加すると、高温域における組織の不安定化をもたらす原因となる。したがって、Ｆｅの添加量の上限は、１０％に設定される。Ｆｅ添加量の好ましい上限は５．０％である。
　クロム（Ｃｒ）は、Ｃｏ基合金構造体の表面に緻密な酸化皮膜を生成し、耐酸化性を向上させる合金成分である。また、Ｃｒは、高温強度および／または耐食性の改善に寄与する。このような効果は、Ｃｒの添加量が１．０％以上のときに顕著となる。しかし、Ｃｒを過剰に添加すると、加工性が劣化する原因となる。したがって、Ｃｒの添加量の上限は、２０％に設定される。Ｃｒ添加量の好ましい上限は１５％である。
　モリブデン（Ｍｏ）は、γ’相の安定化およびマトリックスの固溶強化に有効な合金成分である。特に、Ｍｏの含有量が１．０％以上であるときに、Ｍｏの添加効果がみられる。しかし、Ｍｏを過剰に添加すると、加工性が劣化する原因となる。このため、Ｍｏの含有量の上限は、１５％に設定される。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１０％である。
　レニウム（Ｒｅ）およびルテニウム（Ｒｕ）は、耐酸化性の向上に有効な合金成分である。ＲｅおよびＲｕは、いずれも０．５％以上で添加効果が顕著となる。しかし、Ｒｅ，Ｒｕの各々を過剰に添加すると、有害相の生成が誘発する。したがって、Ｒｅ，Ｒｕの添加量の上限は、いずれも１０％に設定される。Ｒｅ添加量およびＲｕ添加量の好ましい上限は、いずれも５．０％である。
　チタン（Ｔｉ），ニオブ（Ｎｂ），ジルコニウム（Ｚｒ），バナジウム（Ｖ），タンタル（Ｔａ），ハフニウム（Ｈｆ）は、いずれもγ’相の安定化および／または高温強度の向上に有効な合金成分である。特に、Ｔｉ：０．５％以上，Ｎｂ：１．０％以上，Ｚｒ：１．０％以上，Ｖ：０．５％以上，Ｔａ：１．０％以上，Ｈｆ：１．０％以上であるときに、添加効果が得られる。しかし、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔａ，Ｈｆの各々を過剰に添加すると、有害相の生成および／または融点降下の原因となる。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔａ，Ｈｆの各々の添加量の上限は、Ｔｉ：１０％，Ｎｂ：２０％，Ｚｒ：１０％，Ｖ：１０％，Ｔａ：２０％，Ｈｆ：１０％に設定される。
　［γ’相の粒径］
　Ｌ１２型の金属間化合物〔Ｃｏ３（Ａｌ，Ｗ）〕又は〔（Ｃｏ，Ｘ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）〕は、析出相（γ´相）の粒径が１０ｎｍ～１μｍ（１０００ｎｍ）の粒子となるように構成されている。１μｍを超える粒径では、強度，硬さ等の機械的特性が劣化してしまう。γ´相の好ましい粒径は、１０ｎｍ以上でありかつ５０ｎｍよりも小さい範囲である。
　［γ’相の析出量］
　Ｌ１２型の金属間化合物〔Ｃｏ３（Ａｌ，Ｗ）〕又は〔（Ｃｏ，Ｘ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）〕は、析出相（γ´相）の析出量が４０～８５体積％となるように構成されている。当該析出量が４０％未満では析出強化による作用が不十分となる。一方、当該析出量が８５％を超えてしまうと、Ｃｏ基合金構造体において延性劣化が生じるおそれがある。
　［積層造形体］
　Ｃｏ基合金構造体は、例えば、粉末からなる積層造形体として構成されている。積層造形体は、積層造形法（Ａｄｄｉｔｉｖｅ　Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ、ＡＭ法）により形成される。積層造形法は、ガスアトマイズ法などにより作製した粉末を、レーザなどを熱源とした３Ｄプリンタを用いて選択的に溶融および凝固することにより積層造形体を成形する方法である。
　積層造形体の原材料としては、質量比でＡｌ：２～５％、Ｗ：１７～２５％、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｎｉ：２０～３５％、Ｃｒ：６～１０％、Ｔａ：３～８％であって、残部が不可避的不純物を除きＣｏの組成を有する粉末（以下「原料粉末」という）を用いるのが好ましい。この原料粉末を用いて後述の製造方法を実施することにより、上記原料粉末と同様の組成を有する積層造形体が得られる。
　［積層造形体からなるＣｏ基合金構造体の製造方法］
　次に、積層造形体からなるＣｏ基合金構造体の製造方法の一例を図１に示す。当該製造方法は、主な工程として、粉末作製工程Ｓ１と、選択的レーザ溶融工程Ｓ２と、溶体化処理工程Ｓ３と、時効処理工程Ｓ４と、を有する。以下、各工程について説明する。
　［粉末作製工程］
　粉末作製工程Ｓ１は、Ｃｏ基合金構造体の原材料となる粉末を作製する工程である。当該粉末は、例えば上記原料粉末のような所定の化学組成を有する。
　当該粉末を作製する方法としては、例えばガスアトマイズ法が用いられる。具体的には、ガスアトマイズ装置を用いて、高周波誘導加熱を行うことにより真空排気後の不活性ガス雰囲気中または大気中において試料の溶解を行う。その後、高圧のガス（ヘリウム、アルゴン、窒素などのガス）を当該試料に対して吹きつけることにより、数十μｍ程度の球状の粉末を作製する。
　粉末の粒径は、次工程の選択的レーザ溶融工程（Ｓ２）におけるハンドリング性や合金粉末床の充填性の観点から、５μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。粉末の粒径が５μｍ未満になると、次工程Ｓ２において合金粉末の流動性が低下し（合金粉末床の形成性が低下し）、積層造形体の形状精度が低下する要因となる。一方、粉末の粒径が１００μｍ超になると、次工程Ｓ２において合金粉末床の局所溶融および急冷凝固の制御が難しくなり、粉末の溶融が不十分になり、あるいは積層造形体の表面粗さが増加する要因となる。そして、粉末の粒径は、1０μｍ以上７０μｍ以下がより好ましく、１０μｍ以上５０μｍ以下が更に好ましい。
　［選択的レーザ溶融工程］
　選択的レーザ溶融工程Ｓ２は、粉末作製工程Ｓ１により作製された粉末を用いて選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）法により所望形状の積層造形体を形成する工程である。
　図１に示すように、工程Ｓ２は、粉末作製工程Ｓ１により作製された粉末を敷き詰めて所定厚さの合金粉末床を用意する合金粉末床用意素工程（Ｓ２１）と、合金粉末床の所定の領域にレーザ光を照射して該領域の粉末を局所溶融および急冷凝固させるレーザ溶融凝固素工程（Ｓ２２）と、を含む。合金粉末床用意素工程（Ｓ２１）とレーザ溶融凝固素工程（Ｓ２２）とを繰り返し実施することにより、積層造形体（すなわち、Ｃｏ基合金構造体の前駆体）が形成される。
　選択的レーザ溶融工程Ｓ２では、最終的な積層造形体として望ましい微細組織を得るために、積層造形体の微細組織を制御する。すなわち、積層造形体の微細組織を制御するために、粉末床の局所溶融および急冷凝固を制御する。
　［溶体化処理工程］
　溶体化処理工程Ｓ３は、選択的レーザ溶融工程Ｓ２により得られた積層造形体（Ｃｏ基合金構造体の前駆体）に対して溶体化処理を施す工程である。溶体化処理の温度条件としては、１１００℃以上１２００℃以下の範囲に設定される。溶体化処理の好ましい温度は１１６０℃である。また、溶体化処理の保持時間は、０．５時間以上１０時間以下に設定されるのが好ましい。なお、熱処理後の冷却方法としては、特に限定されず、例えば水冷、油冷、空冷、炉冷のいずれかの方法を実施すればよい。
　溶体化処理工程Ｓ３により、選択的レーザ溶融工程Ｓ２により得られた積層造形体（Ｃｏ基合金構造体の前駆体）の内部において、母相結晶粒の再結晶が生じ、急冷凝固の際に生じた積層造形体の内部ひずみが緩和される。また、再結晶により、母相結晶粒の平均結晶粒径を２０μｍ以上１４５μｍ以下の範囲に粗大化制御することが好ましい。該平均結晶粒径が２０μｍ未満または１４５μｍ超であると、最終的なＣｏ基合金構造体として十分なクリープ特性が得られない。
　［時効処理工程］
　時効処理工程Ｓ４は、溶体化処理工程Ｓ３により溶体化処理を施した積層造形体（Ｃｏ基合金構造体の前駆体）に対して時効処理を施す工程である。具体的に、時効処理工程Ｓ４は、第１の時効処理工程Ｓ４１と、第２の時効処理工程Ｓ４２と、を含む。
　第１の時効処理工程Ｓ４１は、溶体化処理工程Ｓ３を経た後に実施される。第１の時効処理工程Ｓ４１における時効温度の条件としては、５００℃以上７００℃以下の範囲に設定されるのが好ましい。第１の時効処理工程Ｓ４１の保持時間は、０．５時間以上３０時間以下に設定されるのが好ましい。
　第２の時効処理工程Ｓ４２は、第１の時効処理工程Ｓ４１を経た後に実施される。第２の時効処理工程Ｓ４２の時効温度は、第１の時効処理工程Ｓ４１の時効温度よりも高くなるように設定される。具体的に、第２の時効処理工程Ｓ４２における時効温度の条件としては、６００℃以上８００℃以下の範囲に設定されるのが好ましい。第２の時効処理工程Ｓ４２の保持時間は、０．５時間以上２０時間以下に設定されるのが好ましい。
　第１および第２の時効処理工程Ｓ４１，Ｓ４２の冷却方法としては、特に限定されず、例えば水冷、油冷、空冷、炉冷のいずれかの方法を実施すればよい。
　なお、図示しないが、溶体化処理工程Ｓ３または時効処理工程Ｓ４によって得られた積層造形体に対し、必要に応じて、耐食性被覆層を形成してもよい。または、溶体化処理工程Ｓ３または時効処理工程Ｓ４によって得られた積層造形体に対して表面仕上げを施してもよい。
　［実施形態の作用効果］
　以上のように、Ｃｏ基合金構造体では、マトリックス相（γ相）において分散した状態で析出する析出相（γ´相）の粒径が１０ｎｍ～１μｍであり、かつ析出相（γ´相）の析出量が４０～８５体積％となるように構成されている。かかる構成では、極限まで微細化された粒子径を含むγ´相が、マトリックス相（γ相）に対して多数析出し、分散した状態となる。その結果、Ｃｏ基合金構造体の組織内では、マトリックス相（γ相）と多数のγ´相との界面における総表面積が相対的に増加しかつγ´相の粒子同士の距離が相対的に縮まるようになる（１００ｎｍよりも小さくなる）。すなわち、マトリックス相（γ相）において極限まで微細化された粒子を含むγ´相が一様に析出強化された状態となる。そして、当該析出強化により特に高温における機械的特性（特に引張強さおよび耐力（０．２％耐力））が向上する。したがって、本開示の実施形態に係るＣｏ基合金構造体では、上記析出強化の作用による機械的特性を高めることができる。なお、本開示の実施形態において、「分散した状態」とは、複数のγ´相が、マトリックス相（γ相）内において一様に配置された状態をいう。
　また、γ´相の粒径は、１０ｎｍ以上でありかつ５０ｎｍよりも小さい範囲となるのが好ましい。このように微細化されたγ´相がマトリックス相（γ相）に対して多数析出し、分散した状態であれば、γ´相による析出強化の作用が強化され、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　また、Ｃｏ基合金構造体は、粉末からなる積層造形体として構成されている。積層造形法において、特にレーザを熱源とした金属３Ｄプリンタを用いた場合には、積層造形体の造形時に原材料となる粉末の凝固速度が従来の鋳造などと比較して非常に速くなる。その結果、積層造形体では微細な凝固組織が形成される。そして、図２および図３に示すように、造形後の積層造形体に対して熱処理（容体化処理および時効処理）を施すことにより、積層造形体の粒界および／または粒内には、Ｗ化合物が、マトリックス相（γ相）において微細な状態で析出しかつ一様に分散した状態となる。さらに、マトリックス相（γ相）において、Ｗ化合物の周囲には、多数の微細な析出相（γ´相）が分散された状態となる。このように、粉末からなる積層造形体として構成されたＣｏ基合金構造体では、Ｗ化合物と、多数の微細な析出相（γ´相）との双方の析出強化による作用を得ることが可能となる。その結果、本開示の実施形態に係るＣｏ基合金構造体では、機械的特性をより一層高めることができる。
　なお、図２および図３では、Ｗ化合物が析出した場合の組織状態を示したが、このＷ化合物ではなく、炭化物相が積層造形体の粒界および／または粒内に析出する場合もある。或いは、Ｗ化合物および炭化物相の双方が積層造形体の粒界および／または粒内に析出する場合もある。
　また、積層構造体の原材料となる粉末は、質量比でＡｌ：２～５％、Ｗ：１７～２５％、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｎｉ：２０～３５％、Ｃｒ：６～１０％、Ｔａ：３～８％であって、残部が不可避的不純物を除きＣｏの組成を有する。このような組成を有する粉末からなる積層造形体であれば、析出相（γ´相）の粒径を微細化することが可能となる。その結果、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　また、Ｃｏ基合金構造体の製造方法において、時効処理工程では、第１の時効処理工程の後に実施される第２の時効処理工程の時効温度が、第１の時効処理工程の時効温度よりも高くなるように設定される。具体的に、溶体化処理の温度が１１００℃以上であり、第１の時効処理工程の時効温度が５００～７００℃であり、第２の時効処理工程の時効温度が６００～８００℃となるように設定される。これにより、Ｃｏ基合金構造体の組織内において析出相（γ´相）の粒径を極限まで微細化することが可能となる。さらに、Ｃｏ基合金構造体の組織内においてミクロ偏析が生じにくくなり、マトリックス相（γ相）においてγ´相が均一に分散されるようになる。その結果、γ´相による析出強化の作用が強化され、Ｃｏ基合金構造体の機械的特性をより一層高めることができる。
　［実施形態の変形例１］
　上記実施形態では、粉末からなる積層造形体として構成されたＣｏ基合金構造体を説明したが、この形態に限られない。具体例として、Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、積層造形法により製造された積層造形体に代えて、鍛造法により製造された鍛造体として構成されていてもよい。すなわち、Ｃｏ基合金構造体の製造方法として、図１に示した粉末作製工程（Ｓ１）および選択的レーザ溶融工程（Ｓ２）を、鍛造法による鍛造工程（Ｓ５）に置き換えた形態（図４参照）を採用してもよい。
　鍛造法において、鋳造直後の組織では比較的粗大な凝固組織が形成されるが、後工程である熱間鍛造により当該組織が均質化されかつ結晶粒が再結晶により微細化される。さらに、図１で示した溶体化処理工程Ｓ３および時効処理工程Ｓ４を経ることにより、Ｃｏ基合金構造体の組織内において析出相（γ´相）の粒子がより微細化されかつミクロ偏析が生じにくくなる。したがって、鍛造体からなるＣｏ基合金構造体であっても、上記実施形態と同様に、機械的特性を高めることができる。
　［実施形態の変形例２］
　また、Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、積層造形法により製造された積層造形体に代えて、粉末ＨＩＰ鍛造法により製造された粉末ＨＩＰ鍛造体として構成されていてもよい。すなわち、Ｃｏ基合金構造体の製造方法として、図１に示した選択的レーザ溶融工程（Ｓ２）を、粉末ＨＩＰ鍛造法によるＨＩＰ処理工程（Ｓ６）に置き換えた形態（図５参照）を採用してもよい。
　ＨＩＰ処理工程（Ｓ６）は、粉末作製工程（Ｓ１）で作製した粉末を缶に装填し、高温および静水圧化により焼結する工程である。粉末作製工程（Ｓ１）で作製した粉末の組織は、例えばガスアトマイズ法により急冷凝固される。これにより、粒界および／または粒内においてＷ化合物および／または炭化物相などが微細化しかつ分散した状態となる。そして、溶体化処理工程（Ｓ３）および時効処理工程（Ｓ４）を経ることにより、Ｃｏ基合金構造体の組織内においてγ´相の粒子がより微細化されかつミクロ偏析が生じにくくなる。したがって、粉末ＨＩＰ鍛造体からなるＣｏ基合金構造体であっても、上記実施形態と同様に、機械的特性を高めることができる。
　［その他の実施形態］
　図１および図５に示した粉末作製工程（Ｓ１）において、Ｃｏ基合金の原材料である粉末を作製する方法および手法に特段の限定はない。すなわち、粉末作製工程（Ｓ１）では、従前の方法および手法を利用することが可能である。例えば、所望の化学組成となるように原料を混合、溶解、鋳造して母合金塊（マスターインゴット）を作製する母合金塊作製素工程と、該母合金塊から合金粉末を形成するアトマイズ素工程とを行ってもよい。また、アトマイズ方法にも特段の限定はなく、従前の方法および手法を利用できる。例えば、上述したガスアトマイズ法に代えて、遠心力アトマイズ法を採用してもよい。
　以上、本開示についての実施形態を説明したが、本開示は上述の実施形態のみに限定されず、本開示の範囲内で種々の変更が可能である。
　以下、下記工程を経て作製されたサンプルＡ（実施例）およびサンプルＢ（比較例）により、本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　ここで、サンプルＡは、図１に示した全ての工程を経て作製された積層造形体からなるＣｏ基合金構造体である。サンプルＡは、粒径が５０ｎｍよりも小さい析出相（γ´相）の粒子を含む（図６参照）。一方、サンプルＢは、図１に示した第２の時効処理工程（Ｓ４２）以外の全ての工程を経て作製された積層造形体からなるＣｏ基合金構造体である。サンプルＢは、粒径が約２５０ｎｍとなるγ´相の粒子を含む（図７参照）。
　まず、サンプルＡおよびサンプルＢを作製するために、上記実施形態において説明した積層造形体の原材料となる粉末（原料粉末）を、図１に示した粉末作製工程（Ｓ１）により作製した。具体的には、所定の原料を混合した後、真空高周波誘導溶解法により溶解および鋳造して母合金塊を作製する母合金塊作製素工程を行った。次に、該母合金塊を再溶解して、アルゴンガス雰囲気中のガスアトマイズ法により合金粉末を形成するアトマイズ素工程を行った。次に、得られた粉末に対して、粒径を制御するための合金粉末分級素工程を行った。
　上記原料粉末を用いて図１に示した選択的レーザ溶融工程（Ｓ２）により積層造形体（直径８ｍｍ×高さ６０ｍｍ）を作製した。選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）の条件は、合金粉末床の厚さｈを１００μｍとし、レーザ光の出力Ｐを１００Ｗとし、レーザ光の走査速度Ｓ（ｍｍ/ｓ）を種々変更することによって局所入熱量Ｐ／Ｓ（単位：Ｗ・Ｓ／ｍｍ＝Ｊ／ｍｍ）を制御した。局所入熱量の制御は、冷却速度の制御に相当する。
　選択的レーザ溶融工程（Ｓ２）により作製した積層造形体（前駆体）に対し、図１に示した溶体化処理工程（Ｓ３）を実施した。本実験において、溶体化処理の温度は１１６０℃である。溶体化処理の保持時間は４時間である。
　次に、容体化処理を施した積層造形体（前駆体）に対し、時効処理工程を実施した。具体的に、サンプルＡでは、図１に示した第１の時効処理工程（Ｓ４１）および第２の時効処理工程（Ｓ４２）の双方を実施した。一方、サンプルＢでは、図１に示した第１の時効処理工程（Ｓ４１）のみを実施した。すなわち、サンプルＢでは、図１に示した第２の時効処理工程（Ｓ４２）を実施していない。
　本実験において、第１の時効処理工程（Ｓ４１）の温度は６５０℃である。第１の時効処理工程（Ｓ４１）の保持時間は２４時間である。また、第２の時効処理工程（Ｓ４２）の温度は７６０℃である。第２の時効処理工程の保持時間（Ｓ４２）は１６時間である。
　図６および図７を参照すると、第１および第２の時効処理工程の双方を実施したサンプルＡでは、第１の時効処理工程のみを実施したサンプルＢと比較して、微細化された多数の析出相（γ´相）の粒子が、マトリックス相（γ相）において均一に分散した状態で析出していることがわかる。すなわち、サンプルＡでは、マトリックス相（γ相）においてγ´相が均一に分散した結果、Ｃｏ基合金構造体の組織内においてミクロ偏析が生じないようになっている。
　サンプルＡおよびサンプルＢにおいて、温度（℃）の変化に伴う引張強さおよび０．２％耐力（ＭＰａ）の関係を示したグラフを図８に示す。
　図８によれば、サンプルＡでは、引張強さおよび０．２％耐力の双方の数値が、サンプルＢにおける引張強さおよび０．２％耐力の数値よりも全体的に上回るという結果が得られた。具体的に、サンプルＡの引張強さは、約２０℃から６００℃の範囲において、サンプルＢの引張強さに対し１００ＭＰａ程度上回っていた。また、サンプルＡの０．２％耐力は、約２０℃から６００℃の範囲において、サンプルＢの０．２％耐力に対し２０ＭＰａ程度上回っていた。
　以上のように、本実験において、第１の時効処理工程（Ｓ４１）および第２の時効処理工程（Ｓ４２）を経ることにより極限まで微細化されたγ´相の粒子を有する実施例のサンプルＡでは、第１の時効処理工程（Ｓ４１）のみを行った比較例のサンプルＢに対して機械的特性（引張強さおよび０．２％耐力）が向上することがわかった。
　本開示は、高温強度、高強度、高弾性などが要求される用途に好適なＣｏ基合金構造体およびその製造方法として産業上の利用が可能である。

Claims (11)

  1. 　質量比でＡｌ：０．１～１０％、Ｗ：３．０～４５％で両者の合計が５０％未満であって、残部が不可避的不純物を除きＣｏの組成を有するＣｏ基合金構造体であって、
    　前記Ｃｏ基合金構造体は、
    　ｆｃｃ構造を有するＣｏ主体のマトリックス相（γ相）と、
    　原子比でＣｏ３（Ａｌ，Ｗ）又は〔（Ｃｏ，Ｘ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）〕のＬ１２構造を有するｆｃｃ構造の金属間化合物からなり、前記マトリックス相において分散した状態で析出する析出相（γ´相）と、を有し、
    　前記析出相（γ´相）は、粒径が１０ｎｍ～１μｍであり、前記析出相（γ’相）の粒子が一様に配置して析出しており、かつ析出量が４０～８５体積％となるように構成されている、Ｃｏ基合金構造体。
  2. 　請求項１に記載のＣｏ基合金構造体において、
    　前記析出相（γ´相）の粒径は、１０ｎｍ以上でありかつ５０ｎｍよりも小さい範囲である、Ｃｏ基合金構造体。
  3. 　請求項１または２に記載のＣｏ基合金構造体において、
    　前記Ｃｏ基合金構造体は、粉末からなる積層造形体として構成されている、Ｃｏ基合金構造体。
  4. 　請求項１または２に記載のＣｏ基合金構造体において、
    　前記Ｃｏ基合金構造体は、粉末からなる粉末ＨＩＰ鍛造体として構成されている、Ｃｏ基合金構造体。
  5. 　請求項３または４に記載のＣｏ基合金構造体において、
    　前記粉末は、質量比でＡｌ：２～５％、Ｗ：１７～２５％、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｎｉ：２０～３５％、Ｃｒ：６～１０％、Ｔａ：３～８％であって、残部が不可避的不純物を除きＣｏの組成を有する、Ｃｏ基合金構造体。
  6. 　請求項１または２に記載のＣｏ基合金構造体において、
    　前記Ｃｏ基合金構造体は、鍛造体として構成されている、Ｃｏ基合金構造体。
  7. 　請求項１または２に記載のＣｏ基合金構造体の製造方法であって、
    　前記Ｃｏ基合金構造体の前駆体に対して溶体化処理を施す溶体化処理工程と、
    　前記溶体化処理を施した前記Ｃｏ基合金構造体の前駆体に対して時効処理を施す時効処理工程と、を有し、
    　前記時効処理工程は、第１の時効処理工程と、前記第１の時効処理工程の後に実施される第２の時効処理工程と、を含み、
    　前記第２の時効処理工程の時効温度は、前記第１の時効処理工程の時効温度よりも高くなるように設定されている、Ｃｏ基合金構造体の製造方法。
  8. 　請求項７に記載のＣｏ基合金構造体の製造方法において、
    　前記溶体化処理の温度は１１００℃以上であり、
    　前記第１の時効処理工程の時効温度は５００～７００℃であり、
    　前記第２の時効処理工程の時効温度は６００～８００℃である、Ｃｏ基合金構造体の製造方法。
  9. 　請求項７または８に記載のＣｏ基合金構造体の製造方法において、
    　前記Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、積層造形法により製造される、Ｃｏ基合金構造体の製造方法。
  10. 　請求項７または８に記載のＣｏ基合金構造体の製造方法において、
    　前記Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、鍛造法により製造される、Ｃｏ基合金構造体の製造方法。
  11. 　請求項７または８に記載のＣｏ基合金構造体の製造方法において、
    　前記Ｃｏ基合金構造体の前駆体は、粉末ＨＩＰ鍛造法により製造される、Ｃｏ基合金構造体の製造方法。
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