WO2022071378A1 - 合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置 - Google Patents

合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置 Download PDF

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浩史 白鳥
一矢 品川
孝介 桑原
雄三 太期
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日立金属株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an alloy technology having excellent corrosion resistance and mechanical properties, and more particularly to an alloy material called a high entropy alloy, an alloy product using the alloy material, and a mechanical device having the alloy product. It is a thing.
  • HSA high entropy alloys
  • MPEA major element alloys
  • Patent Document 1 (WO2017 / 138191 A1) describes an alloy member using a high entropy alloy, which is Co (cobalt), Ni (nickel), Cr (chromium), Fe (iron), Ti (titanium). ) Is contained in the range of 5 atomic% or more and 35 atomic% or less, and Mo (molybdenum) is contained in the range of more than 0 atomic% and 8 atomic% or less, and the balance is composed of unavoidable impurities in the matrix crystal.
  • An alloy member in which ultra-small particles having an average particle size of 40 nm or less are dispersed and precipitated is disclosed.
  • Patent Document 1 it is possible to provide an alloy member having excellent alloy composition and microstructure homogeneity and excellent shape controllability by using a high entropy alloy having high mechanical strength and high corrosion resistance. ..
  • Patent Document 2 contains each element of Co, Cr, Fe, Ni, and Ti in the range of 5 atomic% or more and 35 atomic% or less, and Mo is more than 0 atomic% and 8 atoms. Contains elements in the range of less than% and having an atomic radius larger than the atomic radii of Co, Cr, Fe and Ni in the range of more than 0 atomic% and 4 atomic% or less, and the balance consists of unavoidable impurities.
  • the alloy material is disclosed.
  • Patent Document 2 is based on the chemical composition of Patent Document 1, and by adding one or more of Ta, Nb, Hf, Zr and Y as an element having a larger atomic radius, higher mechanical properties and / Alternatively, it is said that an alloy material showing even higher corrosion resistance can be provided.
  • the alloy materials described in Patent Document 1 and Patent Document 2 ultra-small particles are dispersed and precipitated in the matrix crystal grains, and the mechanical properties and corrosion resistance are equal to or higher than those of other Ni-based alloys and stainless steel. It is said to have excellent properties.
  • the alloy material has mechanical properties when unwanted intermetallic compound phases (for example, ⁇ phase (Ni 3 Ti phase), Laves phase (Fe 2 Ti phase), etc.) grow in coarse particles or aggregate and precipitate. (For example, tensile strength and ductility) are said to be significantly reduced.
  • the alloy product exhibits the expected characteristics without being affected by its volume and heat capacity (hereinafter referred to as volume / heat capacity) with good reproducibility.
  • volume / heat capacity volume and heat capacity
  • an object of the present invention is to suppress coarse grain growth and aggregation precipitation of unwanted intermetallous compound phases (for example, ⁇ phase (Ni 3 Ti-based phase) and Loves phase (Fe 2 Ti-based phase)). It is an object of the present invention to provide an alloy material, an alloy product using the alloy material, and a mechanical device having the alloy product.
  • One aspect of the present invention contains each element of Co, Cr, Fe, and Ni in the range of 5 atomic% or more and 40 atomic% or less, Mo is contained in an amount of more than 0 atomic% and 8 atomic% or less, and Ti is contained. It contains 1 atomic% or more and less than 8 atomic%, contains at least one of Ta and Nb in an amount of more than 0 atomic% and 4 atomic% or less, and the total of the Ti and at least one of the Ta and the Nb is 3 atomic% or more.
  • an alloy material which is 8 atomic% or less and is characterized in that the balance is composed of unavoidable impurities.
  • the present invention can make the following improvements and changes in the above alloy material (I).
  • the Ti is contained in an amount of 2 atomic% or more and less than 5 atomic%.
  • the Co is contained in 25 atom% or more and 38 atom% or less, the Cr is contained in 16 atom% or more and 23 atom% or less, the Fe is contained in 12 atom% or more and 20 atom% or less, and the Ni is contained in 17 atoms. % Or more and 28 atomic% or less, and the Mo is contained in 1 atomic% or more and 7 atomic% or less.
  • Another aspect of the present invention is an alloy product using the alloy material.
  • the total occupancy of the precipitates having a size of 1 ⁇ m or more in the ⁇ phase and the Loves phase is 5 area% or less. It is intended to provide an alloy product.
  • the present invention can be improved or modified as follows in the above alloy product (II).
  • (Iii) Very small particles having an average particle size of 130 nm or less are dispersed and precipitated in the parent phase crystal grains of the alloy product.
  • Yet another aspect of the present invention is a mechanical device having the above alloy product.
  • an alloy material capable of suppressing coarse grain growth and aggregation precipitation of a predetermined intermetallic compound phase, an alloy product using the alloy material, and a mechanical device having the alloy product. ..
  • SEM scanning electron microscope
  • It is a secondary electron image of SEM showing the cross-sectional microstructure of the sample of the alloy product P3 using the alloy material A3.
  • the alloy product exhibits the expected characteristics without being affected by its volume / heat capacity with good reproducibility, and for that purpose, an undesired intermetallic compound is preferable. It is desirable to use an alloy material that can suppress the coarse grain growth of the phase (for example, precipitates having a size of 1 ⁇ m or more) and aggregate precipitation.
  • the present inventors have made a component balance in the alloy (particularly, an undesired intermetallic compound phase (for example, a ⁇ phase (Ni 3 Ti-based phase)) or a Laves phase (Fe 2 Ti-based phase).
  • an undesired intermetallic compound phase for example, a ⁇ phase (Ni 3 Ti-based phase)
  • a Laves phase Fe 2 Ti-based phase.
  • the balance of components strongly involved in the formation of (phase) etc.) was intensively studied.
  • at least one of Ta and Nb (hereinafter, may be referred to as Ta and / or Nb) was contained, and Ti and / or Nb were further contained. It has been found that by controlling the total content of Ta and / or Nb, coarse grain growth and aggregation precipitation of the ⁇ phase and the Laves phase can be suppressed.
  • the present invention has been completed based on this finding.
  • the alloy material of the present invention contains each element of Co, Cr, Fe, and Ni in the range of 5 atomic% or more and 40 atomic% or less, and Mo in the range of more than 0 atomic% and 8 atomic% or less.
  • the total is 3 atomic% or more and 8 atomic% or less, and the balance consists of unavoidable impurities.
  • Co, Cr, Fe and Ni are the main component elements that basically constitute the parent phase crystal grains of the alloy material or alloy product, and contribute to the improvement of mechanical strength and corrosion resistance by solid solution strengthening and cocktail effect. it seems to do. Further, when these elements are contained in an equimolar amount, the configuration entropy becomes large and the solid solution having a face-centered cubic lattice structure (fcc) becomes easy to stabilize.
  • the upper limit value and the lower limit value of the following component elements can be arbitrarily combined. Further, a preferable range, a more preferable range, and a further preferable range can be appropriately combined.
  • the Co content is preferably 20 atomic% or more and 40 atomic% or less, more preferably 25 atomic% or more and 38 atomic% or less, further preferably 30 atomic% or more and 37 atomic% or less, and 32 atomic% or more and 36 atomic% or less. Even more preferable.
  • the Cr content is preferably 10 atomic% or more and 25 atomic% or less, more preferably 16 atomic% or more and 23 atomic% or less, and further preferably 18 atomic% or more and 21 atomic% or less.
  • the Fe content is preferably 10 atomic% or more and 25 atomic% or less, more preferably 12 atomic% or more and 20 atomic% or less, and further preferably 14 atomic% or more and 17 atomic% or less.
  • the Ni content is preferably 15 atomic% or more and 30 atomic% or less, more preferably 17 atomic% or more and 28 atomic% or less, and further preferably 21 atomic% or more and 26 atomic% or less.
  • the Mo content is preferably more than 0 atomic% and 8 atomic% or less, more preferably 1 atomic% or more and 7 atomic% or less, and further preferably 2 atomic% or more and 5 atomic% or less. Mo is considered to contribute to the improvement of corrosion resistance together with Cr, but if the Mo content is 0 atomic%, the effect of improving corrosion resistance cannot be obtained, and if it exceeds 8 atomic%, the ⁇ phase (cubic system) ), ⁇ phase (diamond crystal system), Loves phase (face-centered cubic or hexagonal system), which promotes the formation of brittle intermetallic compounds.
  • the Ti content is preferably 1 atomic% or more and less than 8 atomic%, more preferably 2 atomic% or more and less than 7 atomic%, and further preferably 2 atomic% or more and less than 5 atomic%.
  • Ti is a component constituting ultra-small particles dispersed and precipitated in the matrix crystal grains, and is considered to contribute to the improvement of the mechanical strength of the alloy material. If the Ti content is less than 1 atomic%, the effect of improving the mechanical strength cannot be obtained, and if it is 8 atomic% or more, undesired coarse grain growth or aggregation precipitation of the undesired intermetallic compound phase is likely to be induced.
  • the content of Ta and / or Nb is preferably more than 0 atomic% and 4 atomic% or less, more preferably 0.5 atomic% or more and 3 atomic% or less, and 1 atomic% or more and 2.5 atomic% or less. More preferred.
  • the mechanical properties of the alloy product can be further improved by solid solution strengthening. Further, it also has the effect of strengthening the passivation film of the alloy product and improving the pitting corrosion resistance. If the content of Ta and / or Nb is 0 atomic%, the effect of improving mechanical properties and pitting corrosion resistance cannot be obtained, and if it exceeds 4 atomic%, precipitation of unwanted intermetallic compounds is promoted.
  • the alloy material of the present invention contains an appropriate amount of Ta and / or Nb instead of suppressing the Ti content as compared with the conventional alloy material.
  • the total content of Ti, Ta and / or Nb in the whole specified element is preferably 3 atomic% or more and 8 atomic% or less, more preferably 4 atomic% or more and less than 8 atomic%, and 4.5 atomic% or more and 7.5 atomic% or less. The following is more preferable.
  • the total content of Ti and Ta and / or Nb is less than 3 atomic%, the contribution of strengthening by ultra-small particles and solid solution strengthening becomes small, so the effect of improving mechanical properties cannot be obtained, and 8 atomic% is used. If it exceeds, it promotes coarse grain growth and aggregation precipitation of an unwanted intermetallic compound phase.
  • each component By controlling each component within the above range, it is possible to suppress unwanted coarse grain growth and aggregation precipitation of the intermetallic compound phase. In other words, if each component deviates from its preferred composition range, it will be difficult to achieve the desired properties.
  • Inevitable impurities are components that are difficult to completely remove but should be reduced as much as possible.
  • Si silicon
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • N nitrogen
  • O oxygen
  • the total content of unavoidable impurities is preferably 1% by mass or less.
  • the total amount of the components intentionally contained is preferably 99% by mass or more of the total mass of the alloy.
  • the content of unavoidable impurities is, for example, Si is preferably 0.2% by mass or less, more preferably 0.1% by mass or less, and further preferably 0.05% by mass or less.
  • P is preferably 0.1% by mass or less, more preferably 0.05% by mass or less, still more preferably 0.02% by mass or less.
  • S is preferably 0.1% by mass or less, more preferably 0.05% by mass or less, still more preferably 0.02% by mass or less.
  • N is preferably 0.1% by mass or less, more preferably 0.05% by mass or less, still more preferably 0.02% by mass or less.
  • O is preferably 0.2% by mass or less, more preferably 0.1% by mass or less, still more preferably 0.05% by mass or less.
  • the alloy product using the alloy material of the present invention has a matrix crystal grain and a fine structure in which ultra-small particles of L1 type 2 ordered phase are dispersed and precipitated in the matrix crystal grain.
  • the matrix crystal grains are equiaxed crystals having an average crystal grain size of 300 ⁇ m or less, and the crystal structure thereof is face-centered cubic (FCC).
  • FCC face-centered cubic
  • the average particle size of the parent phase crystal grains is preferably 200 ⁇ m or less, more preferably 150 ⁇ m or less.
  • simple cubic crystals (SC) may be contained in the crystal structure of the parent phase crystal grains.
  • the average crystal grain size of the matrix crystal grains is obtained by performing image analysis on the image of microstructure observation to obtain the diameter of the equivalent area circle of each matrix crystal grain and averaging them. do. There are no particular restrictions on the image analysis software, and any software can be used.
  • the average particle size of the dispersed and precipitated ultra-small particles is 130 nm or less, preferably 10 nm or more and 130 nm or less, and more preferably 20 nm or more and 100 nm or less.
  • the average particle size of the ultra-small particles is 10 nm or more and 130 nm or less, the mechanical properties are improved.
  • the average particle size of the ultra-small particles is obtained by performing image analysis on the image of microstructure observation to obtain the maximum length of each ultra-small particle, and averaging them.
  • the alloy product coarse grain growth and aggregation precipitation of the ⁇ phase (Ni 3 Ti-based phase) and the Laves phase (Fe 2 Ti-based phase) are suppressed.
  • a secondary electron image for example, 400 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m
  • the size of the ⁇ phase and / or the Loves phase is 1 ⁇ m or more.
  • the occupancy rate of the precipitate (coarse precipitate) is 5 area% or less. The occupancy rate is more preferably 2 area% or less, and further preferably 1 area% or less.
  • the "size” of "size 1 ⁇ m or more” means the maximum length of the precipitate when image analysis is performed on the image for microstructure observation.
  • the ⁇ phase and the Laves phase include those composed of Ni 3 Ti and Fe 2 Ti, as well as those in which some of the Ni, Fe and Ti components constituting those phases are replaced with other components.
  • FIG. 1 is a secondary electron image of an SEM showing an example of the cross-sectional microstructure of the alloy product according to the present invention (alloy product product P1 described later).
  • alloy product product P1 alloy product product P1 described later.
  • coarse grain growth and aggregation precipitation of the ⁇ phase and the Laves phase are suppressed.
  • the occupancy rate of the coarse precipitates of the ⁇ phase and / or the Laves phase was measured by image analysis, it was as small as 0.3 area%.
  • the parent phase crystal grains mainly contain face-centered cubic crystals, which is a kind of close-packed structure, and very small particles are dispersed and precipitated in the mother phase crystal grains, and the ⁇ phase and the Loves phase It is considered that good corrosion resistance and good mechanical properties are compatible with each other because the coarse precipitates are suppressed.
  • the alloy product according to the present invention can improve corrosion resistance and mechanical properties, it can be suitably used as a member that requires high mechanical properties in a harsh environment.
  • examples of such members include turbine members including turbine blades, boiler members, engine members, nozzle members, casings, pipes, plant structural materials including valves and pumps, and generator structures.
  • turbine members including turbine blades, boiler members, engine members, nozzle members, casings, pipes, plant structural materials including valves and pumps, and generator structures.
  • structural materials for nuclear reactors structural materials for aerospace, members for hydraulic equipment, mechanical members for various equipment such as bearings, pistons, gears, and rotating shafts.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of a power transmission device.
  • alloy products first gear, first rotating shaft, second gear, and second rotating shaft
  • the manufacturing methods of the first gear, the first rotating shaft, the second gear, and the second rotating shaft there are no particular restrictions on the manufacturing methods of the first gear, the first rotating shaft, the second gear, and the second rotating shaft, but from the viewpoint of mass productivity, for example, casting-forging method, powder metallurgy method, and additional manufacturing The method etc. can be preferably used.
  • the gear mechanism using spur gears is shown in FIG. 2, the power transmission device according to the present invention is not limited to spur gears, and other gears (for example, internal gears, helical gears, and screw gears) are not limited to spur gears. , Bevel gears, etc.).
  • FIG. 3 is a process diagram showing an example of a method for manufacturing an alloy product according to the present invention.
  • the method for producing an alloy product of the present invention generally includes at least an alloy material manufacturing step S1 and a molding process S2, and a pseudo-solution heat treatment is performed according to the molding process. It further comprises a step S3 or a sintering step S4.
  • each step will be described more specifically.
  • the alloy material manufacturing step S1 for preparing the alloy material that is the basis of the alloy product is performed.
  • the detailed procedure of the alloy material manufacturing step S1 is not particularly limited.
  • the raw materials are mixed and melted so as to have a desired alloy composition to form a molten metal.
  • This is a step including a raw material mixing and melting step S1a to be formed and an alloy solidifying step S1b for solidifying the molten metal to obtain an alloy material.
  • the raw material mixing and melting step S1a is not particularly limited as long as it is a step in which the raw material metals are mixed and melted to obtain a molten metal, but for example, the content of the impurity component in the alloy is further reduced (refining the alloy). ) Therefore, a melting step in which the raw metal is mixed and once melted to obtain a molten metal, an alloy ingot forming step in which the molten metal is once solidified to form an alloy ingot for remelting, and this ingot for remelting are redissolved. It may be a step including a re-dissolution step of obtaining a purified molten metal.
  • the remelting method is not particularly limited as long as the cleanliness of the alloy can be improved, but for example, vacuum arc remelting (VAR) can be preferably used.
  • the alloy solidification step S1b is not particularly limited as long as an alloy material having a form suitable for use in the next step, the molding process S2 (for example, an alloy ingot, an alloy powder, etc.) can be obtained, but for example. , Casting method and atomizing method can be preferably used.
  • the alloy material of the present invention can suppress coarse grain growth and coagulation precipitation of the ⁇ phase and the Loves phase. Therefore, even an ingot having a large volume / heat capacity is desired by the coarse precipitate. There is an advantage that no solidification cracking can be suppressed.
  • the average particle size of the alloy powder is preferably 5 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less, and further preferably 10 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the alloy powder is a volume-based weighted average particle size measured using a laser diffraction type particle size distribution measuring device.
  • the average particle size of the alloy powder is 5 ⁇ m or more, the fluidity of the alloy powder in the molding process S2 is maintained, and the influence on the shape accuracy of the molded product is small. Further, when the average particle size of the alloy powder is 200 ⁇ m or less, the filling property of the alloy powder in the molding process S2 is maintained. Deterioration of filling property causes internal voids and surface roughness of the molded product.
  • a powder classification step of classifying the average particle size of the alloy powder into the range of 5 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less may be further performed.
  • the powder classification step is not an essential step, it is preferable to perform it from the viewpoint of improving the usability of the alloy powder. Even if it is confirmed that the particle size distribution of the alloy powder is within the desired range as a result of measuring the particle size distribution, it can be considered that the step has been performed.
  • the molding process S2 for forming a molded body having a desired shape is performed using the alloy material obtained in the alloy material manufacturing step S1.
  • the molding method is not particularly limited.
  • the alloy material is an ingot, cutting, plastic working (forging, drawing, rolling, etc.) and machining (punching, cutting, etc.) can be appropriately used.
  • the alloy material is alloy powder
  • the powder metallurgy process and the additive manufacturing process can be suitably used.
  • the powder metallurgy process or the additive manufacturing process there are no particular restrictions on the powder metallurgy process or the additive manufacturing process, and the conventional process can be used as appropriate.
  • the additive manufacturing method is a process of laminating and molding a molded body of a desired shape from an alloy powder, and a near-net-shaped alloy product can be manufactured by local melt rapid solidification instead of sintering. It is characterized by being able to directly manufacture a member having mechanical properties of the same level or higher and having a complicated three-dimensional shape.
  • a selective laser melting method SLM
  • EBM electron beam melting method
  • DED directed energy deposition method
  • This additional manufacturing process consists of an alloy powder bed preparation step of spreading alloy powder to prepare an alloy powder bed of a predetermined thickness, and irradiating a predetermined area of the alloy powder bed with laser light to localize the alloy powder in the area.
  • the thickness h of the alloy powder bed should be in the range of 0.02 mm or more and 0.2 mm or less, and the laser light output P should be 50 W or more and 1000.
  • the range shall be W or less, the scanning speed S of the laser beam shall be in the range of 50 mm / s or more and 10000 mm / s or less, and the scanning interval L of the laser beam shall be in the range of 0.05 mm or more and 0.2 mm or less.
  • E P / (h x S x L)
  • E P / (h x S x L)
  • this laminated molding process may include a take-out step of taking out the molded product from the alloy powder bed after the laser melt solidification step.
  • the conventional method can be used.
  • sandblasting using alloy powder can be preferably used as the extraction step. Sandblasting using alloy powder has the advantage that it can be reused as alloy powder by crushing it together with the removed alloy powder bed.
  • the alloy material is an alloy powder
  • cutting, plastic working, machining, etc. may be further performed on the molded body by the laminated molding process, the powder metallurgy process, or the like in order to improve the shape accuracy of the molded product.
  • the pseudo-solution heat treatment step S3 is a heat treatment step performed on a molded body molded from an ingot or a molded body manufactured by an addition manufacturing process, and homogenizes the segregated matter and composition distribution that may remain in the molded body. It is done for the purpose of becoming. It should be noted that the alloy material of the present invention does not have academically established knowledge such as a phase equilibrium diagram at this stage, and it is not possible to accurately define the temperature at which the segregated product is completely dissolved. Therefore, the heat treatment in this step is called pseudo-solution formation.
  • the temperature of this heat treatment is preferably in the range of 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, more preferably 1050 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, and further preferably 1100 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower. If the temperature of this heat treatment is 1000 ° C or higher, sufficient homogenization is achieved. Further, when the temperature of this heat treatment is 1250 ° C. or lower, the matrix crystal grains do not become excessively coarse, and the corrosion resistance and mechanical properties are improved.
  • the heat treatment atmosphere is not particularly limited, and may be an atmosphere or a non-oxidizing atmosphere (an atmosphere in which substantially no oxygen is present, for example, in a vacuum, in high-purity argon, or in high-purity nitrogen).
  • the holding time in the heat treatment may be appropriately set in the range of 0.1 hours or more and 100 hours or less in consideration of the volume / heat capacity and temperature of the heat-treated body.
  • the alloy material and alloy product of the present invention coarse precipitates of the ⁇ phase and the Laves phase are suppressed, so that even if the cooling rate after holding at a high temperature is slower than that of the conventional alloy material, the nanoscale is extremely small. It is possible to obtain a fine structure in which the particles are dispersed and precipitated in the parent phase crystal grains. Therefore, the cooling means can be freely selected and the cooling rate can be easily controlled. For example, water cooling, air cooling, and nitrogen cooling from vacuum are possible.
  • the sintering step S4 is a heat treatment step performed on the molded product formed by the powder metallurgy process.
  • the heat treatment method is not particularly limited, and the conventional method can be appropriately used.
  • the forming process S2 and the sintering process S4 may be performed completely independently (only forming is performed in the forming process S2 and only sintering is performed in the sintering process S4), or hot isochronization.
  • the forming process S2 and the sintering process S4 may be integrally performed as in the pressure-pressurizing method (HIP).
  • HIP pressure-pressurizing method
  • the sintering temperature is not particularly limited, but for example, the same temperature range as in the pseudo-solution treatment step S3 can be used. That is, the range of 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower is preferable, 1050 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower is more preferable, and 1100 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower is further preferable.
  • the alloy product obtained by the pseudo-solution heat treatment step S3 or the sintering step S4 may be further subjected to a surface finishing step, if necessary.
  • Example 1 (Making alloy materials A1 to A6) First, the raw materials were mixed with the nominal compositions of the alloy materials A1 to A6 shown in Table 1 below, and the mixed raw materials for producing the alloy materials A1 to A6 were prepared respectively. Next, for each of the mixed raw materials of the alloy materials A1 to A6, an automatic arc melting furnace (manufactured by Daia Vacuum Co., Ltd.) was used, and the mixed raw materials placed on the water-cooled copper hearth in a reduced pressure Ar atmosphere by the arc melting method were used. The molten metal was obtained by melting, and the molten metal was solidified to prepare an alloy block (diameter about 34 mm, mass about 50 g). Further, in order to homogenize the alloy ingots, alloy materials A1 to A6 were prepared by repeating remelting 6 times while reversing the alloy ingots (alloy material preparation step).
  • alloy materials A1 to A2 are alloy materials (Examples) according to the present invention
  • alloy materials A3 to A6 are alloy materials (comparative examples) that do not meet the provisions of the present invention.
  • each of the molded bodies made of the alloy materials A1 to A6 was subjected to a pseudo-solution heat treatment in which the molded body was held at 1120 ° C. in vacuum for 1 hour and then cooled (pseudo-solution heat treatment step). Cooling after maintaining the high temperature was carried out by introducing nitrogen gas into the furnace and circulating it.
  • the molded body subjected to the pseudo-solution heat treatment is kept in the air at 650 ° C. for 24 hours. Aged heat treatment was performed. As described above, samples of alloy products P1 to P6 were prepared.
  • the ⁇ phase and / or the Laves phase were detected in the samples of the alloy products P3 to P6 as comparative examples.
  • the ⁇ phase and the Laves phase were not detected in the samples of the alloy products P1 to P2 as examples. This result suggests that the size of the precipitated phase is very small even if some precipitated phase is present in the samples of the alloy products P1 to P2.
  • the samples of the alloy products P1 to P6 were cut, the cross section of one of the cut pieces was mirror-polished, and electrolytic etching treatment (10 mass% oxalic acid aqueous solution, electric field condition of 3 V ⁇ 0.2 A) was performed.
  • the occupancy rate of the coarse precipitate was more than 5 area%, it was evaluated as "fail”, when it was 5 area% or less, it was evaluated as "pass”, and when it was 2 area% or less, it was evaluated as "excellent”.
  • FIG. 4A is a secondary electron image of SEM showing the cross-sectional microstructure of the sample of the alloy product P3 using the alloy material A3 (comparative example).
  • FIG. 4B is a secondary electron image of SEM showing the cross-sectional microstructure of the sample of the alloy product P2 using the alloy material A2 (Example).
  • FIG. 1 described above is a secondary electron image of the SEM of the sample of the alloy product P1 using the alloy material A1 (Example).
  • the samples of the alloy product P2 and the alloy product P1 as examples have few coarse precipitates, and coarse grain growth and aggregate precipitation of the ⁇ phase and the Laves phase. was confirmed to be suppressed.
  • the occupancy of the coarse precipitates in the alloy product P2 and alloy product P1 samples was measured as 2.4 area% and 0.3 area%, respectively.
  • Table 2 summarizes the measurement results of the occupancy of the coarse precipitates of the ⁇ phase and / or the Laves phase. From the results of microstructure observation, it is expected that the samples of the alloy products of the examples show higher ductility and toughness than those of the comparative examples.
  • FIG. 5 is an SEM secondary electron image obtained by observing a sample of alloy product P1 at a magnification of 20,000. From FIG. 5, it is confirmed that the extremely small particles are dispersed and precipitated in the parent phase crystal grains.
  • the Vickers hardness (HV) at room temperature was measured for the other piece of the alloy product P1 to P6 samples as an index of mechanical strength. Measure 10 points using a Micro Vickers hardness tester (Matsuzawa Co., Ltd., MMT-X series) (load: 200 gf, holding time: 15 seconds), and the maximum and minimum values of the 10 points of Vickers hardness. The average value of 8 points excluding and was taken as the Vickers hardness of the sample.
  • Example 5 Manufacturing of alloy products P7 to P11
  • a molded body was formed for each of the alloy materials A7 to A11 in the same manner as in Experiment 2 described above.
  • Each molded product was subjected to a pseudo-solution heat treatment in which it was kept in vacuum at 1120 ° C. for 1 hour and then cooled. Cooling after maintaining the high temperature was carried out by introducing nitrogen gas into the furnace and circulating it.
  • the molded product that had undergone the pseudo-solution heat treatment was subjected to aging heat treatment.
  • the alloy products P7, P9 and P11 were subjected to aging heat treatment for 8 hours at 650 ° C in the atmosphere.
  • the alloy products P8 and P10 were subjected to aging heat treatment by keeping them in the air at 700 ° C. for 8 hours.
  • samples of alloy products P7 to P11 were prepared.
  • FIG. 6A is a secondary electron image of SEM showing the cross-sectional microstructure of the sample of the alloy product P7 using the alloy material A7
  • FIG. 6B is a secondary electron image of the sample of the alloy product P8 using the alloy material A8. It is a secondary electron image of SEM showing the cross-sectional microstructure
  • FIG. 6C is a secondary electron image of SEM showing the cross-sectional microstructure of the sample of the alloy product P11 using the alloy material A11.
  • the samples of the alloy products P7 to P11 have a larger amount of precipitates than the samples of the alloy product P2 (see FIGS. 4B and 2) as examples. Furthermore, it was confirmed that the coarse grain growth and aggregation precipitation of the ⁇ phase and the Laves phase were suppressed. In all of the alloy products P7 to P11, the occupancy rate of the coarse precipitate was "excellent", and the average particle size of the extremely small particles was also "excellent”. The Vickers hardness was also HV450 or higher in all alloy products P7 to P11, and was evaluated as "passed”.
  • Example 7 (Making alloy material A12)
  • Raw metal was mixed with the nominal composition shown in Table 5 and melted in a high-frequency melting furnace to form a molten metal (raw material mixing and melting step), and then an alloy powder was formed from the molten metal by a gas atomizing method (alloy solidification step).
  • the obtained alloy powder was classified by sieving to have a particle size of 20 to 45 ⁇ m, and an alloy material A12 was prepared.
  • the average particle size was about 30 ⁇ m.
  • the alloy material A12 is an alloy material (Example) according to the present invention.
  • the molded product was subjected to a pseudo-solution heat treatment in which the molded product was held at 1120 ° C. in the air for 3 hours and then cooled. Furthermore, it was subjected to an aging heat treatment in which it was kept at 700 ° C. in the air for 8 hours and then cooled. Air cooling (average cooling rate of 900 to 800 ° C is about 10 ° C / s) was adopted as the cooling method. From the above, the alloy product P12 made of the alloy material A12 by the laminated molding method was produced.
  • the occupancy rate of the coarse precipitate was 0.03 area%, which was a very small amount, and was evaluated as "excellent” together with the average particle size of the extremely small particles.
  • the Vickers hardness was also HV450 or higher, and it was evaluated as "passed”.
  • the product showed an astonishing elongation at break while having a sufficiently high 0.2% proof stress and a sufficiently high tensile strength.
  • one surface of the sample of the alloy product FA1 is mirror-polished, and a microsampling method using a focused ion beam (FIB) processing device (Hitachi High-Tech Co., Ltd., model FB-2100) is used to obtain about 100 nm from the polished surface. A test piece of the thickness of was cut out. The obtained test pieces were observed and analyzed at high magnification.
  • FIB focused ion beam
  • FIG. 7 is a dark field image (DFI) (a) of the matrix crystal grains obtained by STEM observation and an electron diffraction pattern (b) of the matrix crystal grains.
  • FIG. 8 is an image showing an elemental map of microparticles in the parent phase crystal grains obtained by EDX.

Abstract

望まない金属間化合物相の粗大粒成長や凝集析出を抑制できる合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置を提供する。本発明に係る合金材料は、Co、Cr、Fe、Niの各元素をそれぞれ5原子％以上40原子％以下の範囲で含み、Moを0原子％超8原子％以下で含み、Tiを1原子％以上8原子％未満で含み、TaおよびNbの少なくとも一種を0原子％超4原子％以下で含み、かつ前記Tiと、前記Taおよび前記Nbの少なくとも一種の合計が3原子％以上8原子％以下であり、残部が不可避不純物からなる。この合金材料を用いた合金製造物は、η相およびLaves相のサイズ1μm以上の析出物の合計占有率が5面積％以下に抑制される。

Description

合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置
　本発明は、耐腐食性および機械的特性に優れる合金の技術に関し、特に、ハイエントロピー合金と称される合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置に関するものである。
　近年、従来の合金（例えば、1～3種類の主要成分元素に複数種の副成分元素を微量添加した合金）の技術思想とは一線を画した新しい技術思想の合金として、ハイエントロピー合金（HEA）／多種主要元素合金（MPEA）が提唱されている。HEA／MPEAとは、少なくとも4種類の主要金属元素（それぞれが過半を占めない、例えば5～35原子％）から構成された合金と言われており、次のような特徴が発現することが知られている。
　例えば、（ａ）ギブスの自由エネルギー式における混合エントロピー項が負に増大することに起因する混合状態の安定化、（ｂ）複雑な微細構造による拡散遅延、（ｃ）構成原子のサイズ差に起因する高い格子歪みによる機械的特性の向上、（ｄ）多種元素共存による複合影響（カクテル効果とも言う）による耐腐食性の向上などを挙げることができる。
　例えば、特許文献１（WO 2017／138191 A1）には、ハイエントロピー合金を用いた合金部材であって、Co（コバルト）、Ni（ニッケル）、Cr（クロム）、Fe（鉄）、Ti（チタン）の各元素をそれぞれ5原子％以上35原子％以下の範囲で含み、かつMo（モリブデン）を0原子％超8原子％以下の範囲で含み、残部が不可避不純物からなり、母相結晶中に平均粒径40 nm以下の極小粒子が分散析出している合金部材、が開示されている。
　特許文献１によると、高機械的強度かつ高耐腐食性を有するハイエントロピー合金を用い、合金組成および微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れた合金部材を提供できるとされている。
　また、特許文献２（WO 2019／088157 A1）には、Co、Cr、Fe、Ni、Tiの各元素をそれぞれ5原子％以上35原子％以下の範囲で含み、Moを0原子％超8原子％未満の範囲で含み、かつ前記Co、Cr、FeおよびNiの原子半径に比してより大きい原子半径を有する元素を0原子％超4原子％以下の範囲で含み、残部が不可避不純物からなる合金材、が開示されている。
　特許文献２では、特許文献１の化学組成をベースとし、より大きい原子半径を有する元素としてTa、Nb、Hf、ZrおよびYのうちの一種以上を添加することによって、更に高い機械的特性および／または更に高い耐腐食性を示す合金材を提供できるとされている。
国際公開第２０１７／１３８１９１号 国際公開第２０１９／０８８１５７号
　特許文献１や特許文献２に記載の合金材は、母相結晶粒の中に極小粒子が分散析出しており、機械的特性および耐腐食性に関して他のNi基合金やステンレス鋼などと同等以上に優れた特性を有するとされている。ただし、当該合金材は、望まない金属間化合物相（例えば、η相（Ni3Ti相）やLaves相（Fe2Ti相）など）が粗大粒成長したり凝集析出したりすると、機械的特性（例えば、引張強さ、延性）が大きく低下するとされている。
　本発明者等は、特許文献１や特許文献２に記載の合金材をベースにして、様々な応用を検討したところ、製造しようとする合金製造物の体積が大きくなるにつれて析出物の制御が難しくなることに気付いた。その要因について種々調査し考察した結果、この現象は、当該合金製造物の熱容量が大きくなることに起因して、擬溶体化熱処理工程における冷却速度の制御が難しくなることが影響していると考えられた。
　合金製造物の信頼性や製造歩留まりの観点から、合金製造物がその体積や熱容量（以下、体積／熱容量と記載する）に影響されることなく期待される特性を再現性よく示すことが好ましく、そのためには、望まない金属間化合物相の粗大粒成長や凝集析出を制御して抑制できることが望ましい。
　したがって、本発明の目的は、望まない金属間化合物相（例えば、η相（Ni3Ti系の相）やLaves相（Fe2Ti系の相）など）の粗大粒成長や凝集析出を抑制できる合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置を提供することにある。
　（I）本発明の一態様は、Co、Cr、Fe、Niの各元素をそれぞれ5原子％以上40原子％以下の範囲で含み、Moを0原子％超8原子％以下で含み、Tiを1原子％以上8原子％未満で含み、TaおよびNbの少なくとも一種を0原子％超4原子％以下で含み、かつ前記Tiと、前記Taおよび前記Nbの少なくとも一種との合計が3原子％以上8原子％以下であり、残部が不可避不純物からなることを特徴とする合金材料、を提供するものである。
　本発明は、上記の合金材料（I）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（i）前記Tiを2原子％以上5原子％未満で含む。
（ii）前記Coを25原子％以上38原子％以下で含み、前記Crを16原子％以上23原子％以下で含み、前記Feを12原子％以上20原子％以下で含み、前記Niを17原子％以上28原子％以下で含み、前記Moを1原子％以上7原子％以下で含む。
　（II）本発明の他の一態様は、前記合金材料を用いた合金製造物であって、
走査型電子顕微鏡を用いて前記合金製造物の断面の二次電子像を観察したときに、η相およびLaves相のサイズ1μm以上の析出物の合計占有率が5面積％以下であることを特徴とする合金製造物、を提供するものである。
　本発明は、上記の合金製造物（II）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（iii）前記合金製造物の母相結晶粒の中に平均粒径130 nm以下の極小粒子が分散析出している。
　（III）本発明の更に他の一態様は、上記の合金製造物を有する機械装置である。
　本発明によれば、所定の金属間化合物相の粗大粒成長や凝集析出を抑制できる合金材料、該合金材料を用いた合金製造物、および該合金製造物を有する機械装置を提供することができる。
本発明に係る合金製造物の断面微細組織の一例を示す走査型電子顕微鏡（SEM）の二次電子像である。 本発明に係る合金製造物を有する機械装置の一例である動力伝達装置を示す模式図である。 本発明に係る合金製造物の製造方法の一例を示す工程図である。 合金材料A3を用いた合金製造物P3の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。 合金材料A2を用いた合金製造物P2の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。 合金製造物P1の試料を高倍率で観察したSEMの二次電子像である。 合金材料A7を用いた合金製造物P7の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。 合金材料A8を用いた合金製造物P8の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。 合金材料A11を用いた合金製造物P11の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。 走査型透過電子顕微鏡観察により得られた母相結晶粒の暗視野像（ａ）および母相結晶粒の電子回折パターン（ｂ）である。 エネルギー分散型Ｘ線分析により得られた母相結晶粒中の極小粒子の元素マップを示す画像である。
　（本発明の基本思想）
　前述したように、特許文献１や特許文献２に記載の合金材料は、製造しようとする合金製造物の体積を大きくすると析出物の制御が難しくなる傾向がみられた。その要因について種々調査し考察した結果、この現象は、当該合金製造物の熱容量が大きくなることに起因して、擬溶体化熱処理工程における冷却速度の制御が難しくなることが影響していると考えられた。
　合金製造物の信頼性や製造歩留まりの観点からは、合金製造物がその体積／熱容量に影響されることなく期待される特性を再現性よく示すことが好ましく、そのためには、望まない金属間化合物相の粗大粒成長（例えば、サイズ1μm以上の析出物）や凝集析出が抑制され得る合金材料とすることが望ましい。
　そこで、本発明者等は、上記の要求を満たすため、合金における成分バランス（特に、望まない金属間化合物相（例えば、η相（Ni3Ti系の相）やLaves相（Fe2Ti系の相）などの生成に強く関与する成分のバランス）を鋭意研究した。その結果、TaおよびNbの少なくとも一種（以下、Taおよび／またはNbと記載することがある）を含有させ、さらにTiと、Taおよび／またはNbの合計含有量を制御することにより、η相やLaves相の粗大粒成長や凝集析出を抑制できることを見出した。本発明は、当該知見に基づいて完成されたものである。
　以下、本発明の実施形態について図面を参照しながら具体的に説明する。ただし、本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。
　［合金材料の化学組成］
　本発明の合金材料は、規定元素全体のうち、Co、Cr、Fe、Niの各元素をそれぞれ5原子％以上40原子％以下の範囲で含み、Moを0原子％超8原子％以下の範囲で含み、Tiを1原子％以上8原子％未満の範囲で含み、TaおよびNbの少なくとも一種を0原子％超4原子％以下の範囲で含み、かつ前記Tiと、前記TaおよびNbの少なくとも一種との合計が3原子％以上8原子％以下であり、残部が不可避不純物からなる。
　Co、Cr、FeおよびNiは、基本的に合金材料または合金製造物の母相結晶粒を構成する主成分元素であり、固溶強化およびカクテル効果による機械的強度および耐腐食性の向上に寄与していると考えられる。また、これら元素を等モル程度含有することで配置エントロピーが大きくなり面心立方格子構造（fcc）の固溶体が安定化しやすくなる。
　以下、合金材料におけるこれらの成分元素の含有量についてより具体的に説明する。なお、下記する成分元素の上限値と下限値は任意に組み合わせることができる。また、好ましい範囲、より好ましい範囲、および更に好ましい範囲も適宜組み合わせることができる。
　Coの含有量は、20原子％以上40原子％以下が好ましく、25原子％以上38原子％以下がより好ましく、30原子％以上37原子％以下が更に好ましく、32原子％以上36原子％以下がより更に好ましい。
　Crの含有量は、10原子％以上25原子％以下が好ましく、16原子％以上23原子％以下がより好ましく、18原子％以上21原子％以下が更に好ましい。
　Feの含有量は、10原子％以上25原子％以下が好ましく、12原子％以上20原子％以下がより好ましく、14原子％以上17原子％以下が更に好ましい。
　Niの含有量は、15原子％以上30原子％以下が好ましく、17原子％以上28原子％以下がより好ましく、21原子％以上26原子％以下が更に好ましい。
　Moの含有量は、0原子％超8原子％以下が好ましく、1原子％以上7原子％以下がより好ましく、2原子％以上5原子％以下が更に好ましい。Moは、Crと共に耐腐食性の向上に寄与していると考えられるが、Mo含有量が0原子％だと耐食性の向上効果が得られず、8原子％を超えるとσ相（正方晶系）、μ相（菱面体晶系）、Laves相（面心立方晶系または六方晶系）などの脆い金属間化合物の形成を促す。
　Tiの含有量は、1原子％以上8原子％未満が好ましく、2原子％以上7原子％未満がより好ましく、2原子％以上5原子％未満が更に好ましい。Tiは、母相結晶粒の中に分散析出する極小粒子を構成する成分であり合金材料の機械的強度向上に寄与していると考えられる。Ti含有量が1原子％未満だと機械的強度の向上効果が得られず、8原子％以上となると望まない金属間化合物相の粗大粒成長や凝集析出を誘発し易くなる。
　Taおよび／またはNb（TaおよびNbの少なくとも一種）の含有量は、0原子％超4原子％以下が好ましく、0.5原子％以上3原子％以下がより好ましく、1原子％以上2.5原子％以下が更に好ましい。原子サイズの大きいTa及びNbの少なくとも一種を添加することで、固溶強化により合金製造物の機械的特性をさらに向上できる。さらに、合金製造物の不働態皮膜が強化されて耐孔食性が改善する効果も有する。Taおよび／またはNbの含有量が0原子％だと機械的特性や耐孔食性の向上効果が得られず、4原子％を超えると望まない金属間化合物の析出を促す。
　本発明の合金材料では、従来の合金材料に比べてTi含有量を抑える換わりにTaおよび／またはNbを適量含有させている。規定元素全体のうちのTiと、Taおよび／またはNbの合計含有量は、3原子％以上8原子％以下が好ましく、4原子％以上8原子％未満がより好ましく、4.5原子％以上7.5原子％以下が更に好ましい。Tiと、Taおよび／またはNbとの合計含有量が3原子％未満となると、極小粒子による強化や固溶強化の寄与が小さくなるため機械的特性の向上効果が得られず、8原子％を超えると望まない金属間化合物相の粗大粒成長や凝集析出を促す。 
　各成分をそれぞれ上記の範囲に制御することにより、望まない金属間化合物相の粗大粒成長や凝集析出を抑制できる。言い換えると、各成分がそれぞれの好ましい組成範囲を外れると、望ましい性状の達成が困難になる。
　不可避不純物は、完全に除去することは困難であるが可能な限り低減することが望ましい成分を言う。例えば、Si（ケイ素）、P（リン）、S（硫黄）、N（窒素）、O（酸素）が挙げられる。不可避不純物の合計の含有量は、1質量％以下が好ましい。言い換えると、意図的に含有させる成分の合計は、合金全質量のうちの99質量％以上が好ましい。
　不可避不純物の含有量は、例えば、Siは、0.2質量％以下が好ましく、0.1質量％以下がより好ましく、0.05質量％以下が更に好ましい。Pは、0.1質量％以下が好ましく、0.05質量％以下がより好ましく、0.02質量％以下が更に好ましい。Sは、0.1質量％以下が好ましく、0.05質量％以下がより好ましく、0.02質量％以下が更に好ましい。Nは、0.1質量％以下が好ましく、0.05質量％以下がより好ましく、0.02質量％以下が更に好ましい。Oは、0.2質量％以下が好ましく、0.1質量％以下がより好ましく、0.05質量％以下が更に好ましい。
　［合金材料を用いた合金製造物］
（微細組織）
　本発明の合金材料を用いた合金製造物は、母相結晶粒と、L12型規則相の極小粒子が母相結晶粒の中に分散析出している微細組織を有する。
　母相結晶粒は、平均結晶粒径が300μm以下の等軸晶であり、その結晶構造が面心立方晶（FCC）であることが好ましい。平均結晶粒径が300μm以下の場合、機械的特性や耐腐食性が向上する。母相結晶粒の平均粒径は、200μm以下が好ましく、150μm以下が更に好ましい。なお、本発明において、母相結晶粒の結晶構造に単純立方晶（SC）を含んでもよい。また、本発明において、母相結晶粒の平均結晶粒径は、微細組織観察の画像に対して画像解析を行って各母相結晶粒の等価面積円の直径を求め、それらを平均したものとする。画像解析ソフトウェアに特段の限定はなく、任意のものが使用可能である。
　分散析出する極小粒子の平均粒径は、130 nm以下であり、10 nm以上130 nm以下が好ましく、20 nm以上100 nm以下がより好ましい。極小粒子の平均粒径が10 nm以上かつ130 nm以下の場合、機械的特性が向上する。なお、本発明において、極小粒子の平均粒径は、微細組織観察の画像に対して画像解析を行って各極小粒子の最大長さを求め、それらを平均したものとする。
　さらに、当該合金製造物は、η相（Ni3Ti系の相）やLaves相（Fe2Ti系の相）の粗大粒成長や凝集析出が抑制されている。具体的には、走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて合金製造物の断面の二次電子像（例えば、400μm×300μm）を観察したときに、η相および／またはLaves相のサイズ1μm以上の析出物（粗大析出物）の占有率が5面積％以下になっている。当該占有率は、2面積％以下がより好ましく、1面積％以下が更に好ましい。
　なお、「サイズ1μm以上」の「サイズ」とは、微細組織観察の画像に対して画像解析を行った際の析出物の最大長さを意味する。また、上記η相、Laves相は、Ni3Ti、Fe2Tiよりなるものの他、それらの相を構成するNi、FeおよびTi成分の一部が他の成分に置換されているものを含む。
　図１は、本発明に係る合金製造物の断面微細組織の一例（後述する合金製造物P1）を示すSEMの二次電子像である。図１に示したように、本発明の合金製造物は、η相やLaves相の粗大粒成長や凝集析出が抑制されている。具体的には、図１において、η相および／またはLaves相の粗大析出物の占有率を画像解析により計測したところ、0.3面積％と非常に少ないものであった。
　本発明の合金製造物は、母相結晶粒が最密充填構造の一種である面心立方晶を主として含み、母相結晶粒の中に極小粒子が分散析出し、かつη相やLaves相の粗大析出物が抑制されていることで、良好な耐腐食性と良好な機械的特性とが両立していると考えられる。
　本発明に係る合金製造物は、耐腐食性および機械的特性を改良できることから、過酷な環境下で高い機械的特性が求められる部材として好適に利用できる。このような部材としては、例えば、タービンブレード等を含むタービン用部材、ボイラ用部材、エンジン用部材、ノズル用部材、ケーシング、配管、バルブやポンプ等を含めたプラント用構造材、発電機用構造材、原子炉用構造材、航空宇宙用構造材、油圧機器用部材、軸受、ピストン、歯車、回転軸等の各種機器の機構部材などがある。
　［合金製造物を有する機械装置］
　本発明に係る機械装置は、過酷環境下で高い機械的特性を改良できることから、例えば、タービン、ボイラ、エンジン、ノズル、プラント、発電機、原子炉、航空宇宙用装置、油圧機器、その他の各種機器などが好ましい。例えば、図２は、動力伝達装置の一例を示す模式図である。合金製造物（第一歯車、第一回転軸、第二歯車、および第二回転軸）を組み合わせることで、耐腐食性と耐久性とに優れる動力伝達装置が得られる。
　第一歯車、第一回転軸、第二歯車および第二回転軸のそれぞれの製造方法に特段の限定はないが、量産性の観点からは、例えば、鋳造－鍛造法や粉末冶金法や付加製造法などを好適に利用できる。また、図２では平歯車による歯車機構を示したが、本発明に係る動力伝達装置は、平歯車に限定されるものではなく、他の歯車（例えば、内歯車、はすば歯車、ねじ歯車、かさ歯車など）であってもよい。
　［合金製造物の製造方法］
　図３は、本発明に係る合金製造物を製造する方法の一例を示す工程図である。図３に示したように、本発明の合金製造物を製造する方法は、概略的に、合金材料作製工程Ｓ１と成形加工工程Ｓ２とを少なくとも有し、成形加工プロセスに応じて擬溶体化熱処理工程Ｓ３または焼結工程Ｓ４を更に有する。以下、各工程をより具体的に説明する。
　（合金材料作製工程）
　まず、合金製造物の基となる合金材料を用意する合金材料作製工程S1を行う。所望の合金製造物を形成できる合金材料が得られる限り、合金材料作製工程S1の詳細手順に特段の限定はないが、例えば、所望の合金組成となるように原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程S1aと、溶湯を凝固させて合金材料を得る合金凝固工程S1bとを含む工程である。
　原料混合溶解工程S1aは、原料金属を混合し、溶解して溶湯が得られる工程であれば特段の限定はないが、例えば、合金中の不純物成分の含有量をより低減する（合金を精錬する）ため、原料金属を混合し、一旦溶解して溶湯を得る溶解工程と、この溶湯を一旦凝固させて再溶解用合金塊を形成する合金塊形成工程と、この再溶解用合金塊を再溶解して清浄化された溶湯を得る再溶解工程とを含む工程でもよい。合金の清浄度を高められる限り再溶解方法に特段の限定はないが、例えば、真空アーク再溶解（VAR）を好ましく利用できる。
　合金凝固工程S1bは、次工程である成形加工工程S2で用いるのに適した形態（例えば、合金塊（インゴット）、合金粉末等）の合金材料が得られる限り、特段の限定はないが、例えば、鋳造法やアトマイズ法を好適に利用できる。鋳造法を利用してインゴットを用意する場合、本発明の合金材料はη相やLaves相の粗大粒成長や凝集析出を抑制できることから、体積／熱容量の大きなインゴットであっても粗大析出物による望まない凝固割れを抑制できる利点がある。
　一方、合金凝固工程S1bでアトマイズ法を利用して合金粉末を用意する場合、後工程の成形加工工程S2で該合金粉末を用いた成形加工（例えば、粉末冶金プロセス、付加製造プロセス）を行う際の合金粉末の流動性や充填性の観点から、合金粉末の平均粒径は5μm以上200μm以下が好ましく、10μm以上100μm以下がより好ましく、10μm以上50μm以下がさらに好ましい。なお、本発明において、合金粉末の平均粒径は、レーザ回折式粒度分布測定装置を用いて測定した体積基準の加重平均粒径とする。
　合金粉末の平均粒径が5μm以上の場合、成形加工工程S2における合金粉末の流動性が保たれ、成形物の形状精度への影響が少ない。また、合金粉末の平均粒径が200μm以下の場合、成形加工工程S2における合金粉末の充填性が保たれる。充填性の悪化は、成形物の内部空隙や表面粗化の要因となる。
　以上のことから、合金粉末の平均粒径を5μm以上200μm以下の範囲に分級する粉末分級工程を更に行ってもよい。粉末分級工程は必須の工程ではないが、合金粉末の利用性向上の観点からは行うことが好ましい。なお、合金粉末の粒径分布を測定した結果、所望の範囲内にあることを確認した場合も、当該工程を行ったものと見なすことができる。
　（成形加工工程）
　つぎに、合金材料作製工程S1で得られた合金材料を用いて、所望形状の成形体を形成する成形加工工程S2を行う。所望形状の成形加工体を形成できる限り、成形加工方法に特段の限定はない。例えば、合金材料がインゴットの場合、切断加工や塑性加工（鍛造加工、引抜加工、圧延加工など）や機械加工（打抜加工、切削加工など）を適宜利用できる。
　一方、合金材料が合金粉末の場合、粉末冶金プロセスや付加製造プロセスを好適に利用できる。粉末冶金プロセスや付加製造プロセスに特段の限定はなく、従前のプロセスを適宜利用できる。
　付加製造法（AM）は、合金粉末から所望形状の成形体を積層造形するプロセスであり、焼結ではなく局所的な溶融急速凝固でニアネットシェイプの合金製造物を製造できるので、鍛造材と同程度以上の機械的特性を有しかつ複雑な三次元形状を有する部材を直接的に製造できるという特徴がある。AM法としては、例えば、選択的レーザ溶融法（SLM）、電子ビーム溶融法（EBM）、指向性エネルギー堆積法（DED）等を用いることができる。
　SLM法における付加製造プロセスを簡単に説明する。本付加製造プロセスは、合金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工程と、該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合金粉末を局所溶融急速凝固させるレーザ溶融凝固工程と、を繰り返して成形体を形成する付加製造プロセスである。
　より具体的には、成形体の密度および形状精度ができるだけ高くなるように、例えば、合金粉末床の厚さhを0.02 mm以上0.2 mm以下の範囲とし、レーザ光の出力Pを50 W以上1000 W以下の範囲とし、レーザ光の走査速度Sを50 mm／s以上10000 mm／s以下の範囲とし、レーザ光の走査間隔Lを0.05 mm以上0.2 mm以下の範囲とする。「E＝P／(h×S×L)」で表される局所溶融の体積エネルギー密度Eを20 J/mm3以上200 J/mm3以下の範囲で制御することが好ましく、40 J/mm3以上150 J/mm3以下の範囲で制御することがより好ましい。
　SLM法で造形した成形体は合金粉末床の中に埋没している。このため、この積層造形プロセスは、レーザ溶融凝固工程の次に、合金粉末床から成形体を取り出す取出工程を有していてもよい。成形体の取り出し方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。なお、EBM法では、取出工程として合金粉末を用いたサンドブラストを好ましく利用することができる。合金粉末を用いたサンドブラストは、除去した合金粉末床と共に解砕することで、合金粉末として再利用することができる利点がある。
　また、合金材料が合金粉末の場合、成形物の形状精度を高めるため、積層造形プロセスや粉末冶金プロセス等による成形体に対して、切断加工、塑性加工、機械加工などをさらに行ってもよい。
　（擬溶体化熱処理工程）
　擬溶体化熱処理工程S3は、インゴットから成形した成形体または付加製造プロセスで作製した成形体に対して行う熱処理工程であり、成形体の中に残存する可能性のある偏析物や組成分布を均質化する目的で行う。なお、本発明の合金材料には、現段階で相平衡状態図のような学術的に確立された知見が存在せず、偏析物が完全に溶体化する温度を正確に規定することができない。そのため、本工程の熱処理を擬溶体化と称している。
　本熱処理の温度は1000℃以上1250℃以下の範囲が好ましく、1050℃以上1200℃以下がより好ましく、1100℃以上1180℃以下がさらに好ましい。本熱処理の温度が1000℃以上であれば、十分な均質化がなされる。また、本熱処理の温度が1250℃以下であれば、母相結晶粒が過度に粗大化せず、耐腐食性や機械的特性が向上する。熱処理雰囲気に特段の限定はなく、大気中でもよいし、非酸化性雰囲気（実質的に酸素がほとんど存在しない雰囲気、例えば、真空中や高純度アルゴン中や高純度窒素中）でもよい。
　また、熱処理における保持時間は、被熱処理体の体積／熱容量および温度を考慮しながら0.1時間以上100時間以下の範囲で適宜設定すればよい。本発明の合金材料および合金製造物は、η相やLaves相の粗大析出物が抑制されるので、高温保持後の冷却速度が従来の合金材のそれよりも遅くなっても、ナノスケールの極小粒子が母相結晶粒中に分散析出した微細組織を得ることができる。したがって、冷却手段の自由な選択が可能となるとともに、冷却速度の管理が容易となる。例えば、水冷、空冷や真空中からの窒素冷却が可能である。
　また、合金製造物の体積が大きいなど、均一な冷却の調整が必要な場合であっても、欠陥の発生や中心部の析出物の発生などのない一様な内部組織を得られやすくなり、機械特性等が維持できる。なお、極小粒子の平均粒径制御の観点から、金属間化合物相が成長し易い温度領域（例えば、900～800℃の温度範囲）を可能な範囲で素早く通過させることは好ましい。
　（焼結工程）
　焼結工程S4は、粉末冶金プロセスで成形した成形体に対して行う熱処理工程である。熱処理方法に特段の限定はなく、従前の方法を適宜利用できる。例えば、成形加工工程S2と焼結工程S4とを完全に独立させて行ってもよいし（成形加工工程S2で成形のみを行い、焼結工程S4で焼結のみを行う）、熱間等方圧加圧法（HIP）のように成形加工工程S2と焼結工程S4とを一体的に行ってもよい。
　焼結温度としては、特段の限定はないが、例えば、擬溶体化処理工程S3と同じ温度領域を利用できる。すなわち、1000℃以上1250℃以下の範囲が好ましく、1050℃以上1200℃以下がより好ましく、1100℃以上1180℃以下が更に好ましい。
　（仕上工程）
　図３には図示していないが、擬溶体化熱処理工程S3や焼結工程S4によって得られた合金製造物に対して、必要に応じて表面仕上げの工程を更に行ってもよい。
　以下、本発明を実施例および比較例に基づいて具体的に説明する。なお、本発明はこれら実験例に限定されるものではない。
　［実験１］
　（合金材料A1～A6の作製）
　まず、下記表１に示す合金材料A1～A6の名目組成で原料金属を混合し、合金材料A1～A6を作製するための混合原料をそれぞれ用意した。つぎに、合金材料A1～A6の混合原料それぞれについて、自動アーク溶解炉（大亜真空株式会社製）を使用し、アーク溶解法により、減圧Ar雰囲気中で水冷銅ハース上に配置した混合原料を溶解することで溶湯を得て、溶湯を凝固させて合金塊（直径約34 mm、質量約50 g）を作製した。さらに、合金塊の均質化のために、合金塊をそれぞれ反転させながら再溶解を6回繰り返すことで合金材料A1～A6を作製した（合金材料作製工程）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、合金材料A1～A2が本発明に係る合金材料（実施例）であり、合金材料A3～A6は本発明の規定を外れる合金材料（比較例）である。
　［実験２］
　（合金製造物P1～P6の作製）
　続いて、合金材料A1～A6のそれぞれに対して機械加工を施して成形体（直径20 mm×高さ10 mm）を形成した（成形加工工程）。
　つぎに、合金材料A1～A6からなる成形体それぞれに対して、真空中1120℃で１時間保持した後に冷却する擬溶体化熱処理を行った（擬溶体化熱処理工程）。高温保持後の冷却は、炉内に窒素ガスを導入し流通させて行った。
　また、本発明の作用効果（η相やLaves相の粗大析出物の抑制）をより明確にするために、擬溶体化熱処理を施した成形体に対して、大気中650℃で24時間保持する時効熱処理を行った。以上により合金製造物P1～P6の試料を作製した。
　［実験３］
　（合金製造物P1～P6の試験・評価）
　（微細組織観察）
　まず、合金製造物P1～P6の試料に対して、Ｘ線回折（XRD）測定を行い、母相結晶粒の結晶構造と析出相の同定を行った。その結果、合金製造物P1～P6の全てにおいて、母相結晶粒の結晶構造は主にfccからなると判断された。ただし、XRD測定から面心立方晶（fcc）と単純立方晶（sc）とを完全に区別することは困難なため、scを含まないとは断定できない。
　析出相に関しては、比較例となる合金製造物P3～P6の試料は、η相および／またはLaves相が検出された。一方、実施例となる合金製造物P1～P2の試料では、η相およびLaves相が検出されなかった。この結果から、合金製造物P1～P2の試料に何かしらの析出相が存在する場合であっても、該析出相のサイズが非常に小さいことが示唆される。
　つぎに、合金製造物P1～P6の試料を切断して一方の切断片の断面を鏡面研磨し、電解エッチング処理（10質量％シュウ酸水溶液、3 V×0.2 Aの電界条件）を行った。当該処理断面に対してSEM観察（観察面積＝400μm×300μm）を行い、η相および／またはLaves相のサイズ1μm以上の析出物（粗大析出物）の占有率を画像解析により計測した。粗大析出物の占有率が5面積％超を「不合格」と評価し、5面積％以下を「合格」と評価し、2面積％以下を「優秀」と評価した。
　図４Ａは、合金材料A3（比較例）を用いた合金製造物P3の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。図４Ｂは、合金材料A2（実施例）を用いた合金製造物P2の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。また、前述した図１は、合金材料A1（実施例）を用いた合金製造物P1の試料のSEMの二次電子像である。
　図４Ａに示したように、比較例となる合金製造物P3の試料は、η相および／またはLaves相の粗大析出物が明確に観察される。それら粗大析出物の占有率は、21.3面積％と計測された。図示は省略するが、比較例となる合金製造物P4～P6の試料も、合金製造物P3の試料と同様にη相および／またはLaves相の粗大析出物が明確に観察された。
　これらに対し、図４Ｂ、図１に示したように、実施例となる合金製造物P2および合金製造物P1の試料は、粗大析出物が少なく、η相およびLaves相の粗大粒成長や凝集析出が抑制されていることが確認された。合金製造物P2および合金製造物P1の試料における粗大析出物の占有率は、それぞれ2.4面積％および0.3面積％と計測された。
　η相および／またはLaves相の粗大析出物の占有率の計測結果を後述する表２にまとめる。微細組織観察の結果から、実施例の合金製造物の試料は、比較例のそれらよりも高い延性や靭性を示すことが期待される。
　さらに、合金製造物P1～P6の試料を高倍率（1～5万倍程度）で観察した。図５は、合金製造物P1の試料を2万倍で観察したSEM二次電子像である。図５より、極小粒子が母相結晶粒の中に分散析出していることが確認される。本実験では、極小粒子の平均粒径は、SEM二次電子像の画像（観察面積＝3μm×3μm）に対して画像解析を行って各極小粒子の長径（最大長さ）の平均として算出した。
　極小粒子の平均粒径に関しては、130 nm超を「不合格」と評価し、130 nm以下を「合格」と評価し、100 nm以下を「優秀」と評価した。極小粒子の平均粒径の計測・評価結果を表２に併記する。表２の結果から、実施例となる合金製造物P1～P2の試料は「優秀」と評価され、比較例となる合金製造物P3～P6の試料は「不合格」と評価されることが分かる。このことから、実施例の合金製造物の試料は、母相結晶粒内に分散析出する極小粒子の粗大化が抑制されていると考えられる。
　（ビッカース硬さ測定）
　合金製造物P1～P6の試料の他方の切断片に対して、機械的強度の一指標として室温のビッカース硬さ（HV）を測定した。マイクロビッカース硬度計（マツザワ株式会社製、MMT-Xシリーズ）を用いて10点計測し（荷重：200 gf、保持時間：15秒）、該10点のビッカース硬さのうちの最大値と最小値とを除いた8点の平均値を当該試料のビッカース硬さとした。
　ビッカース硬さに関しては、HV450以上の場合を「合格」と評価し、HV450未満の場合を「不合格」と評価した。その結果、合金製造物P1～P6の試料は、いずれも合格と評価された。ビッカース硬さ測定の結果を表２に併記する。言い換えると、実施例の合金製造物の試料は、比較例のそれらと同等の機械的強度を有すると考えられる。
　（孔食試験）
　耐腐食性試験として孔食試験を行った。合金製造物P1～P6の試料を別途作製し、孔食試験用の分極試験片（縦15 mm×横15 mm×厚さ2 mm）を採取した。孔食試験は、各分極試験片に対してJIS G 0577に準拠して行った。具体的には、「試験面積：1 cm2、分極試験片にすきま腐食防止電極を装着、参照電極：飽和銀塩化銀電極、試験溶液：アルゴンガス脱気した3.5質量％塩化ナトリウム水溶液、試験温度：80℃、電位掃引速度：20 mV/min」の条件下で分極試験片のアノード分極曲線を測定して、電流密度100μA/cm2に対応する孔食発生電位（単位：V vs. Ag/AgCl）を求めた。
　孔食試験の評価は、0.50 V未満を「不合格」と評価し、0.50 V以上を「合格」と評価し、1.00 V以上を「優秀」と評価した。孔食試験の結果を表２に併記する。その結果、合金製造物P2～P6の試料は合格と評価され、合金製造物P1の試料は優秀と評価された。言い換えると、実施例の合金製造物の試料は、比較例のそれらと同等以上の耐腐食性を有すると言える。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［実験４］
　（合金材料A7～A11の作製）
　上述した実験１と同様にして、表３に示す名目組成を有する合金材料A7～A11を作製した。合金材料A7～A11は、いずれも本発明に係る合金材料（実施例）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［実験５］
　（合金製造物P7～P11の作製）
　合金材料A7～A11のそれぞれについて上述した実験２と同様に成形体を形成した。各成形体に対して、真空中1120℃で1時間保持した後に冷却する擬溶体化熱処理を行った。高温保持後の冷却は、炉内に窒素ガスを導入し流通させて行った。
　つぎに、擬溶体化熱処理を施した成形体に対して時効熱処理を行った。合金製造物P7、P9、P11については、大気中650℃で8時間保持する時効熱処理を行った。また、合金製造物P8、P10については、大気中700℃で8時間保持する時効熱処理を行った。以上により合金製造物P7～P11の試料を作製した。
　［実験６］
　（合金製造物P7～P11の試験・評価）
　実験３と同様にして、合金製造物P7～P11の微細組織観察とビッカース硬さ測定とを行い評価した。測定・評価結果を表４に示す。
　また、図６Ａは、合金材料A7を用いた合金製造物P7の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像であり、図６Ｂは、合金材料A8を用いた合金製造物P8の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像であり、図６Ｃは、合金材料A11を用いた合金製造物P11の試料の断面微細組織を示すSEMの二次電子像である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図６Ａ～図６Ｃおよび表４に示したように、合金製造物P7～P11の試料は、実施例である合金製造物P2の試料（図４Ｂ、表２参照）と比較しても析出物量が更に少なく、η相およびLaves相の粗大粒成長や凝集析出が抑制されていることが確認された。そして、合金製造物P7～P11のすべてにおいて、粗大析出物の占有率が「優秀」であり、極小粒子の平均粒径も「優秀」だった。ビッカース硬さも、合金製造物P7～P11のすべてにおいてHV450以上であり「合格」の評価であった。
　なお、図示は省略するが、合金製造物P9～P10の試料も、合金製造物P8、P11の試料と同様にη相および／またはLaves相の粗大析出物が明確に観察された。本実験では孔食試験は行っていないが、粗大析出物の占有率の結果から、合金製造物P7～P11のすべてにおいて「優秀」と評価されるものと考えられる。
　［実験７］
　（合金材料A12の作製）
　表５に示す名目組成で原料金属を混合し、高周波溶解炉により溶解して溶湯を形成した（原料混合溶解工程）の後に、該溶湯からガスアトマイズ法により合金粉末を形成した（合金凝固工程）。つぎに、得られた合金粉末に対して、ふるいによる分級を行って粒径20～45μmに選別し、合金材料A12を作製した。レーザ回折式粒度分布測定装置を用いて、合金材料A12の粒度分布を測定したところ、平均粒径は約30μmであった。表５に示したように、合金材料A12は、本発明に係る合金材料（実施例）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　［実験８］
　（合金製造物P12の作製）
　積層造形装置（独国エレクトロオプティカルシステムズ社製、型式：EOSINT M280）を用いて、前述した工程に沿ってSLM法により合金材料A12からなる成形体（縦25mm×横25mm×高さ70mmの角柱材（高さ方向が積層方向））を形成した。積層造形条件は、合金粉末床の厚さhを0.04 mmとし、体積エネルギー密度Eが40～100 J／mm3となるように、レーザ光の出力P、レーザ光の走査速度S、レーザ光の走査間隔Lを制御した。
　取出工程の後、成形体に対して、大気中1120℃で3時間保持した後に冷却する擬溶体化熱処理を行った。さらに、大気中700℃で8時間保持した後に冷却する時効熱処理を施した。冷却方法としては、空冷（900～800℃の平均冷却速度が約10℃／s）を採用した。以上により、積層造形法による合金材料A12からなる合金製造物P12を作製した。
　［実験１０］
　（合金製造物P12の試験・評価）
　実験３と同様にして、の手法で合金製造物P12の微細組織観察とビッカース硬さ測定とを行い評価した。また、ASTM E8に準拠した室温引張試験を行って0.2％耐力、引張強さ、破断伸びを測定した。測定・評価結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６に示すように、粗大析出物の占有率は0.03面積％と極少量であり、極小粒子の平均粒径と共に「優秀」の評価であった。ビッカース硬さもHV450以上であり「合格」の評価であった。また、引張試験の結果、十分に高い0.2％耐力および十分に高い引張強さを有しながら、驚異的な破断伸びを示すことが確認された。
　（極小粒子観察・分析）
　走査型透過電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分析装置（STEM-EDX、日本電子株式会社製、型式JEM-ARM200F）を用いて、合金製造物P12の母相結晶粒中の極小粒子の高倍率観察および分析を行った。
　まず、合金製造物FA1の試料の一面を鏡面研磨し、集中イオンビーム（FIB）加工装置（株式会社日立ハイテク社製、型式FB-2100）を用いたマイクロサンプリング法により、研磨面から100 nm程度の厚さの試験片を切り出した。得られた試験片について、高倍率観察および分析を行った。
　図７は、STEM観察により得られた母相結晶粒の暗視野像（DFI）（ａ）および母相結晶粒の電子回折パターン（ｂ）である。図８は、EDXにより得られた母相結晶粒中の極小粒子の元素マップを示す画像である。
　図７（ａ）の暗視野像から、粒子径10～20 nm程度の極小粒子が分散析出していることを確認でき、図７（ｂ）の電子回折パターンから、面心立方晶（fcc）相に由来するパターンとγ’相に由来するパターンとを確認できる。また、図８の元素マップ画像から、母相結晶粒中において極小粒子には他の部分よりNiおよびTiが濃化していることを確認できる。これらの観察・分析結果から、極小粒子は電子回折パターンで観察されたγ’相であると考えられる。
　上述した実施形態や実験例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実験例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。

Claims (6)

  1. 　Co、Cr、Fe、Niの各元素をそれぞれ5原子％以上40原子％以下の範囲で含み、
    Moを0原子％超8原子％以下で含み、
    Tiを1原子％以上8原子％未満で含み、
    TaおよびNbの少なくとも一種を0原子％超4原子％以下で含み、
    かつ前記Tiと、前記Taおよび前記Nbの少なくとも一種との合計が3原子％以上8原子％以下であり、
    残部が不可避不純物からなることを特徴とする合金材料。
  2. 　請求項１に記載の合金材料において、
    前記Tiを2原子％以上5原子％未満で含むことを特徴とする合金材料。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の合金材料において、
    前記Coを25原子％以上38原子％以下で含み、前記Crを16原子％以上23原子％以下で含み、前記Feを12原子％以上20原子％以下で含み、前記Niを17原子％以上28原子％以下で含み、前記Moを1原子％以上7原子％以下で含むことを特徴とする合金材料。
  4. 　請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の合金材料を用いた合金製造物であって、
    走査型電子顕微鏡を用いて前記合金製造物の断面の二次電子像を観察したときに、η相およびLaves相のサイズ1μm以上の析出物の合計占有率が5面積％以下であることを特徴とする合金製造物。
  5. 　請求項４に記載の合金製造物において、
    前記合金製造物の母相結晶粒の中に平均粒径130 nm以下の極小粒子が分散析出していることを特徴とする合金製造物。
  6. 　請求項４又は請求項５に記載の合金製造物を有する機械装置。
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