WO2022254919A1 - 合金及び構造物 - Google Patents

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WO2022254919A1
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atomic
less
alloy
present disclosure
strength
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和裕 阿部
一矢 品川
友則 木村
靖彦 多田
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株式会社日立製作所
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
    • C22C27/02—Alloys based on vanadium, niobium, or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Definitions

  • This disclosure relates to alloys and structures.
  • Non-Patent Document 1 describes a nickel-based alloy.
  • Patent Document 1 has room for improvement in high temperature strength (strength at high temperature) such as 1000 ° C. be.
  • high temperature strength such as 1000 ° C. be.
  • the problem to be solved by the present disclosure is to provide alloys and structures with excellent high-temperature strength.
  • the alloy of the present disclosure contains five first constituent elements of V, Ti, Nb, Cr and Mo in total of 80 atomic % or more and carbon in a proportion of more than 2 atomic % and 10 atomic % or less, 5 atomic % or more and 40 atomic % or less of V, 5 atomic % or more and 40 atomic % or less of Ti, 5 atomic % or more and 40 atomic % or less of Nb, 5 atomic % or more and 35 atomic % or less of Cr, and Each contains Mo at a ratio of 5 atomic % or more and 30 atomic % or less.
  • Other solutions will be described later in the detailed description.
  • alloys and structures with excellent high-temperature strength can be provided.
  • FIG. 1 is a flow chart illustrating a method of making an alloy of the present disclosure; It is a graph which shows an XRD measurement result. 2 is an SEM image showing a cross section of the alloy of Example 1. FIG. It is a graph which shows the yield stress in 1000 degreeC. 4 is a graph showing density;
  • the alloy of the present disclosure contains five first constituent elements (V, Ti, Nb, Cr and Mo) and carbon as essential components, and the five first constituent elements account for 80 atomic% or more of the alloy. Occupy In addition, other additive elements can be added as appropriate, and it is particularly preferable to add any or all of the five second constituent elements (Al, Zr, Hf, Ta and W).
  • the alloy of the present disclosure contains the five first constituent elements of V, Ti, Nb, Cr and Mo in a total proportion of 80 atomic % or more, preferably 90 atomic % or more, relative to the alloy.
  • the element concentration of each element can be measured based on any measuring device and measuring method such as an atomic absorption altimeter.
  • V vanadium
  • the melting point of V is as high as about 1900° C.
  • V vanadium
  • the apparent BCC lattice volume is smaller than that of other constituent elements, the effect of solid solution strengthening is large, and hardness and strength can be improved.
  • the density is as low as 6.11, the weight can be reduced.
  • V is contained in the alloy at a rate of 5 atomic % or more and 40 atomic % or less. By including within this range, it is possible to achieve both the effect of V and the suppression of the reduction in the constituent fractions of other elements. As a result, solid-solution strengthening can be achieved, and hardness and strength can be improved.
  • the content of V is preferably 10 atomic % or more, more preferably 15 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 37.5 atomic % or less, more preferably 35 atomic % or less, and still more preferably 30 atoms. % or less, particularly preferably 20 atomic % or less.
  • Ti titanium
  • carbon described later
  • the precipitation strengthening effect of titanium carbide can be exhibited, and hardness and strength can be improved.
  • the density is as low as 4.54, the weight can be reduced.
  • Ti is contained in the alloy at a ratio of 5 atomic % or more and 40 atomic % or less.
  • the Ti content is preferably 10 atomic % or more, more preferably 15 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 35 atomic % or less, more preferably 30 atomic % or less, and even more preferably 25 atomic % or less. , and particularly preferably 20 atomic % or less.
  • Nb niobium
  • the melting point of Nb (niobium) is as high as about 2500°C, and high-temperature strength can be improved by including Nb.
  • niobium carbide can be formed by including Nb, and hardness and toughness can be improved by precipitation strengthening.
  • Nb is contained at a ratio of 5 atomic % or more and 40 atomic % or less with respect to the alloy.
  • Nb is contained within this range, it is possible to achieve both the exhibition of the effect of Nb and the suppression of decrease in the constituent fractions of other elements. As a result, solid-solution strengthening can be achieved, and hardness and strength can be improved.
  • the content of Nb is preferably 10 atomic % or more, more preferably 15 atomic % or more, and particularly preferably 17.5 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 35 atomic % or less, more preferably 30 atomic % or less. , particularly preferably 25 atomic % or less.
  • the melting point of Cr is as high as about 1900°C
  • high-temperature strength can be improved by including Cr.
  • BCC apparent body-centered cubic lattice
  • the effect of solid solution strengthening can be increased, and hardness and strength can be improved.
  • the density is as low as 7.2, the weight can be reduced.
  • the Cr content is preferably 10 atomic % or more, more preferably 15 atomic % or more, and particularly preferably 17.5 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 35 atomic % or less, more preferably 30 atomic %. Below, it is particularly preferably 25 atomic % or less.
  • the melting point of Mo is as high as about 2600°C, and the inclusion of Mo can improve high-temperature strength. Furthermore, Mo has a high modulus of rigidity, can increase the effect of solid solution strengthening, and can improve hardness and strength.
  • Mo is contained in the alloy at a rate of 5 atomic % or more and 30 atomic % or less. By including in this range, it is possible to achieve both the effect of Mo and the suppression of decrease in the constituent fractions of other elements. As a result, solid-solution strengthening can be achieved, and hardness and strength can be improved. In addition, toughness and ductility can be improved, and solidification segregation can be suppressed. Furthermore, an excessive increase in density can be suppressed.
  • the content of Mo is preferably 10 atomic % or more, more preferably 15 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 25 atomic % or less, more preferably 20 atomic % or less.
  • the alloy of the present disclosure contains carbon in addition to the above five first constituent elements. Carbon is commonly used to form carbides, and intergranular strengthening (precipitation strengthening) of carbides can increase the hardness and strength of alloys.
  • Carbon is contained in the alloy at a ratio of more than 2 atomic % and 10 atomic % or less.
  • "More than 2 atomic %” means not including 2 atomic %.
  • the meaning of the expression “beyond” is the same in the following description. By including within this range, it is possible to achieve both the exertion of the effect of carbon and the suppression of the decrease in the constituent fractions of other elements. In addition, excessive precipitation of carbides can be suppressed to improve toughness and ductility.
  • the carbon content is preferably 2.5 atomic % or more, more preferably 5 atomic % or more, and preferably 7.5 atomic % or less as the upper limit.
  • the alloy of the present disclosure contains the five first constituent elements and carbon.
  • the sum of the upper limits of the respective ranges exceeds 100 atomic %, so the alloy cannot contain the five first constituent elements and carbon. Therefore, in the alloy of the present disclosure, the five first constituent elements and carbon are included so that the five first constituent elements and carbon are included in each of the above ratios. Therefore, for example, the content ratio of the five first constituent atoms is not the upper limit value of each range for all the first constituent elements, and at least one of at least a part of the first constituent elements and carbon is , a percentage less than the upper limit of the corresponding range.
  • the alloy of the present disclosure preferably further contains at least one of the second constituent elements Al, Zr, Hf, Ta and W.
  • Al aluminum
  • Al is contained at a rate of more than 0 atomic % and 15 atomic % or less with respect to the alloy. By containing in this range, the strength of the alloy at high temperatures can be maintained at a high level.
  • the Al content is preferably 2.5 atomic % or more, more preferably 5 atomic % or more, particularly preferably 7.5 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 12.5 atomic % or less, more preferably is 10 atomic % or less, particularly preferably 7.5 atomic % or less.
  • the melting point of Zr is as high as about 1850°C
  • high-temperature strength can be improved by including Zr.
  • solid-solution strengthening can improve hardness and strength.
  • the low density of 6.52 allows the alloy to be lightweight.
  • Zr is included in the alloy at a rate of more than 0 atomic % and 15 atomic % or less.
  • the content of Zr is preferably 2.5 atomic % or more, more preferably 5 atomic % or more, particularly preferably 7.5 atomic % or more, and the upper limit thereof is preferably 12.5 atomic % or less, more preferably is 10 atomic % or less, particularly preferably 7.5 atomic % or less.
  • Hf (hafnium) Since the melting point of Hf (hafnium) is as high as about 2200°C, high-temperature strength can be improved by including Hf. In addition, solid-solution strengthening can improve hardness and strength.
  • Hf is included in the alloy at a rate of more than 0 atomic % and 15 atomic % or less. Excessive increase in density can be suppressed by containing in this range.
  • the Hf content is preferably 2.5 atomic % or more, more preferably 5 atomic % or more, particularly preferably 7.5 atomic % or more, and the upper limit is preferably 12.5 atomic % or less, more preferably is 10 atomic % or less, particularly preferably 7.5 atomic % or less.
  • the high-temperature strength can be improved by including Ta.
  • solid-solution strengthening can improve hardness and strength.
  • Ta is included in the alloy at a rate of more than 0 atomic % and 10 atomic % or less. By containing in this range, solidification segregation can be suppressed. Also, an excessive increase in density can be suppressed.
  • the Ta content is preferably 2.5 atomic % or more, more preferably 5 atomic % or more, and preferably 7.5 atomic % or less as the upper limit.
  • W tungsten
  • W can improve high-temperature strength.
  • solid-solution strengthening can improve hardness and strength.
  • W is included in the alloy at a rate of more than 0 atomic % and 10 atomic % or less.
  • the Ta content is preferably 2.5 atomic % or more, more preferably 5 atomic % or more, and preferably 7.5 atomic % or less as the upper limit.
  • the alloy preferably contains carbide derived from the carbon contained in addition to the first constituent element, carbon, and second constituent element. By including carbide, high-temperature strength can be improved.
  • the carbide contained in the alloy preferably contains carbide of at least one of the five first constituent elements. This allows it to exist stably in the alloy.
  • the alloy may contain oxygen (O), nitrogen (N) or boron (B). Addition of these elements can improve the strength properties of the alloy. These elements are preferably contained in the alloy in the form of a compound with at least one of the first constituent element or the second constituent element, and the alloy is a carbonitride, oxide, oxynitride, nitride or intermetallic It preferably contains at least one of the compounds. Desired physical properties can be imparted to the alloy by selecting the type of compound contained. These compounds preferably contain at least one of the first constituent element and the second constituent element.
  • each compound in the alloy is not particularly limited. Each compound may exist dispersedly inside the alloy, may exist only on the surface, or may exist both inside and on the surface.
  • the alloy of the present disclosure has a composite structure of two or more phases containing a solid solution phase 1 and carbides 2 in a cross-sectional structure, for example, a first cross-sectional structure (shown in the schematic diagram of FIG. 1) or a second cross-sectional structure (schematic diagram in FIG. 2 ) appears. Which of these structures will be obtained is based on manufacturing conditions, such as the cooling process of the alloy.
  • the alloy preferably contains a solid solution phase 1.
  • solid solution phase 1 preferably has a body-centered cubic lattice structure (BCC structure).
  • the carbide 2 has, for example, a NaCl structure, and has a composition formula represented by (Ti, Nb, Mo, Cr, V)C, for example.
  • the carbide 2 is composed of, for example, a bond between at least one element in parentheses and carbon.
  • (Ti, Nb, Mo, Cr, V) C is a state in which each element is solid-dissolved in each atom-occupied site. X-ray diffraction, for example, can be used to identify the NaCl structure.
  • the carbides 2 are dispersed (dotted) in the solid solution phase 1, for example, in the form of islands, and are individually separated.
  • the solid solution phase 1 fills the periphery of the carbide 2, and the solid solution phase 1 becomes a continuous phase integrally formed.
  • the tough and ductile solid solution phase 1 is connected without being disrupted by the carbides 2, thus imparting toughness and ductility to structures using the alloys of the present disclosure.
  • the second cross-sectional structure shown in FIG. 2 has a lamellar structure in which the solid solution phase 1 and the carbide 2 are alternately present in layers.
  • the solid solution phase 1 has a certain thickness, and a somewhat thin layer of carbide 2 is formed between adjacent solid solution phases 1 in the form of streaks.
  • the solid solution phase 1 and carbide 2 are each continuous. Since the alloy has the second cross-sectional structure, the carbides 2 having excellent hardness and strength are connected to each other, and hardness and strength can be imparted to the alloy. That is, the alloy having the second cross-sectional structure has excellent hardness and strength, and also has relatively excellent toughness and ductility. In particular, when the direction of stress application is the same (for example, parallel) to the stacking direction, structures using the alloy of the present disclosure exhibit particularly excellent strength.
  • the alloy need not have either the first cross-sectional structure or the second cross-sectional structure, and may have both cross-sectional structures.
  • the first cross-sectional structure and the second cross-sectional structure are, respectively, other carbides, carbonitrides, oxides, oxynitrides, nitrides, compounds such as intermetallic compounds, and face-centered cubic lattice structures or hexagonal It may further contain a solid solution phase having a close-packed structure.
  • FIG. 3 is a flow chart showing the method for manufacturing the alloy of the present disclosure (hereinafter referred to as the manufacturing method of the present disclosure).
  • the manufacturing method of the present disclosure includes a melting step S1 of melting a raw material obtained by mixing each element constituting an alloy according to the composition ratio, a solidification step S2 of solidifying the molten material obtained in the melting step S1, and a solidification step and a heat treatment step S3 of heat-treating the solidified product obtained in S2 below the melting point.
  • the specific conditions in each step are not particularly limited, and any conditions can be used.
  • the melting temperature in the melting step S1 varies depending on the elements constituting the alloy, it is usually sufficient to heat at a temperature equal to or higher than the melting point of all the elements.
  • the cooling conditions (temperature, speed, etc.) in the solidification step S2 may be determined according to, for example, the desired alloy structure.
  • the heat treatment conditions (temperature, speed, etc.) in the heat treatment step S3 may be, for example, conditions that enable homogenization.
  • the alloy of the present disclosure has excellent high-temperature strength as described above.
  • the high temperature here is, for example, 800° C. to 1200° C., but is not limited to this range.
  • the strength is, for example, yield stress or the like, but is not limited to this.
  • the alloys of the present disclosure with excellent high temperature strength can be used in any application, for example in structures (structures of the present disclosure).
  • the specific types and uses of the structures of the present disclosure are arbitrary.
  • the structures of the present disclosure are, for example, structures used in internal combustion engines such as ships and vehicles, structures installed in power plants, and the like.
  • the alloy of the present disclosure also has a lower density. Therefore, the use of the alloys of the present disclosure can provide structures with excellent high-temperature strength and reduced weight.
  • Example 1 ⁇ Observation of structure and cross section> 4 is a graph showing X-ray diffraction (XRD) measurement results for the alloy of Example 1.
  • BCC structure body-centered cubic lattice structure
  • carbide 2 having an NaCl structure
  • FIG. 5 is an SEM image showing a cross section of the alloy of Example 1.
  • the carbides 2 exist dispersedly with respect to the solid solution phase 1 . Therefore, it was confirmed that the alloy of Example 1 has the first cross-sectional structure (Fig. 1). Moreover, although not shown, the first cross-sectional structure was similarly confirmed in Examples 2 to 6 as well.
  • Comparative Example 1 For the evaluation of the yield stress for each of the above alloys, the evaluation results of Comparative Example 1 were used as a standard, and examples with a higher yield stress than Comparative Example 1 were marked with a circle, and examples with a lower yield stress were marked with a cross. Also, two samples with particularly high yield stress are marked with a double circle. In addition, density measurement based on the Archimedes method was performed as a density evaluation for each of the above alloys. Using Comparative Example 1 as a reference, those having a lower density and lighter weight than Comparative Example 1 were judged to be good and circled. The above results are shown in Table 3 below.
  • Examples 1 and 2 had higher high-temperature strength than Comparative Example 1, which is a nickel-based alloy generally considered to have excellent high-temperature strength. Specifically, for example, the yield stress of Example 1 was about 1.5 times the yield stress of Comparative Example 1, and the yield stress of Example 2 was about 1.3 times the yield stress of Comparative Example 1.
  • Comparative Examples 2 and 3 contained the same elements as Examples 1 and 2, but had lower performance than Examples 1 and 2 and Comparative Example 1. This means that if the types of elements contained are the same, at least one of the amount or form of the solid solution phase 1 and the carbides 2 (both of which are shown in FIG. 1, for example) is insufficient, and the effect is not sufficiently exhibited. show. That is, it can be said that by containing each element within the composition range of the present disclosure, for example, precipitation strengthening effect can be exhibited, and excellent high-temperature strength can be exhibited.
  • FIG. 7 is a graph showing density.
  • the alloys of Examples 1-6 had lower densities than Comparative Example 1 and pure nickel for conventional nickel-based alloys. Specifically, the densities of Examples 1 to 6 were all about 80% of the density of Comparative Example 1. It is believed that this is because the alloys of the present disclosure contain relatively low densities of Ti, V, and the like. In particular, the alloys of Examples 1 and 2, which were excellent in high-temperature strength as described above, also exhibited a low density of about 80%. As with the alloys of Examples 1-6, it has been found that the selection and use of components within the ranges of the present disclosure can result in weight savings over conventional alloys.
  • the alloy of the present disclosure is superior in high-temperature strength to the nickel-based alloy described in Non-Patent Document 1 (Comparative Example 1). Therefore, the alloy of the present disclosure can be preferably applied to applications requiring high-temperature strength. Also, the alloys of the present disclosure have lower densities. Therefore, in applications requiring high-temperature strength, further weight reduction can be achieved.

Abstract

高温強度に優れた合金を提供する。この課題の解決のため、合金は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏの５種の第１構成元素を合計で８０原子％以上、炭素を、２原子％を超えて１０原子％以下の割合で含むとともに、前記Ｖを５原子％以上４０原子％以下、前記Ｔｉを５原子％以上４０原子％以下、前記Ｎｂを５原子％以上４０原子％以下、前記Ｃｒを５原子％以上３５原子％以下、及び前記Ｍｏを５原子％以上３０原子％以下、の割合でそれぞれ含む。

Description

合金及び構造物
　本開示は、合金及び構造物に関する。
　二酸化炭素排出量の削減は大きな社会課題であり、船舶、車両等の内燃機関、発電プラント等の燃焼温度上昇による効率向上実現に向けた耐用温度向上のニーズがある。現在、耐熱材料としては、主にニッケル基合金が使用されている。非特許文献１には、ニッケル基合金が記載されている。
Journal of Materials Engineering and Performance, 1994, Vol.3(1) February, p.93-81
　詳細は実施例を参照しながら後記するが、本発明者が検討したところ、特許文献１に記載のニッケル基合金では、例えば１０００℃のような高温強度（高温時の強度）に改善の余地がある。
　本開示が解決しようとする課題は、高温強度に優れた合金及び構造物の提供である。
　本開示の合金は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏの５種の第１構成元素を合計で８０原子％以上、炭素を、２原子％を超えて１０原子％以下の割合で含むとともに、前記Ｖを５原子％以上４０原子％以下、前記Ｔｉを５原子％以上４０原子％以下、前記Ｎｂを５原子％以上４０原子％以下、前記Ｃｒを５原子％以上３５原子％以下、及び前記Ｍｏを５原子％以上３０原子％以下、の割合でそれぞれ含む。その他の解決手段は発明を実施するための形態において後記する。
　本開示によれば、高温強度に優れた合金及び構造物を提供できる。
第１断面組織の模式図である。 第２断面組織の模式図である。 本開示の合金の製造方法を示すフローチャートである。 ＸＲＤ測定結果を示すグラフである。 実施例１の合金断面を示すＳＥＭ画像である。 １０００℃における降伏応力を示すグラフである。 密度を示すグラフである。
　本開示の合金は、５種の第１構成元素（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏ）及び炭素を必須成分とし、５種の第１構成元素は、合金に対し８０原子％以上の割合を占める。また、適宜他の添加元素を加えることが可能であり、特に５種の第２構成元素（Ａｌ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷ）のいずれか、または全てを添加することが好ましい。
　以下、適宜、図面を参照しながら本開示を実施するための形態（実施形態と称する）を説明する。以下の一の実施形態の説明の中で、適宜、一の実施形態に適用可能な別の実施形態の説明も行う。本開示は以下の一の実施形態に限られず、異なる実施形態同士を組み合わせたり、本開示の効果を著しく損なわない範囲で任意に変形したりできる。また、同じ部材については同じ符号を付すものとし、重複する説明は省略する。更に、同じ機能を有するものは同じ名称を付すものとする。図示の内容は、あくまで模式的なものであり、図示の都合上、本開示の効果を著しく損なわない範囲で実際の構成から変更したり、図面間で一部の部材の図示を省略したり変形したりすることがある。
　本開示の合金は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏの５種の第１構成元素を、合金に対して合計で８０原子％以上、好ましくは９０原子％以上の割合で含む。それぞれの元素の元素濃度は、例えば原子吸光高度計等、任意の測定装置、測定方法に基づき測定できる。
　以下、各第１構成元素について説明する。
　Ｖ（バナジウム）の融点は約１９００℃と高く、Ｖを含むことで、高温強度を向上できる。更に、見掛け上のＢＣＣ格子体積が他の構成元素と比較して小さいため、固溶強化の効果が大きく、硬さ及び強度を向上できる。また、密度が６．１１と低いため、軽量化できる。
　Ｖは、合金に対し、５原子％以上４０原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、Ｖによる効果の発揮と他元素の構成分率の減少抑制とを両立できる。これにより、固溶強化を図り、硬さ及び強度を向上できる。中でも、Ｖの含有量は、好ましくは１０原子％以上、より好ましくは１５原子％以上、その上限として、好ましくは３７．５原子％以下、より好ましくは３５原子％以下、より更に好ましくは３０原子％以下、特に好ましくは２０原子％以下である。
　Ｔｉ（チタン）は炭素との間で炭化物を形成し易い。このため、炭素（後記）を含むことで炭化チタンによる析出強化効果を発揮でき、硬さ及び強度を向上できる。また、密度が４．５４と低いため、軽量化できる。
　Ｔｉは、合金に対し、５原子％以上４０原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、Ｔｉによる効果の発揮と他元素の構成分率の減少抑制とを両立できる。これにより、固溶強化を図り、硬さ及び強度を向上できる。中でも、Ｔｉの含有量は、好ましくは１０原子％以上、より好ましくは１５原子％以上、その上限として、好ましくは３５原子％以下、より好ましくは３０原子％以下、より更に好ましくは２５原子％以下、特に好ましくは２０原子％以下である。
　Ｎｂ（ニオブ）の融点は約２５００℃と高く、Ｎｂを含むことで高温強度を向上できる。また、Ｎｂは、Ｔｉに次いで炭化物を形成し易いため、Ｎｂを含むことで炭化ニオブを形成でき、析出強化によって硬さ及び靭性を向上できる。
　Ｎｂは、合金に対し、５原子％以上４０原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、Ｎｂによる効果の発揮と他元素の構成分率の減少抑制とを両立できる。これにより、固溶強化を図り、硬さ及び強度を向上できる。中でも、Ｎｂの含有量は、好ましくは１０原子％以上、より好ましくは１５原子％以上、特に好ましくは１７．５％以上、その上限として、好ましくは３５原子％以下、より好ましくは３０原子％以下、特に好ましくは２５原子％以下である。
　Ｃｒ（クロム）の融点は約１９００℃と高いため、Ｃｒを含むことで高温強度を向上できる。また、Ｃｒの見掛け上の体心立方格子（ＢＣＣ）体積が他の構成元素と比較して小さく、更に剛性率が高いため、固溶強化への効果を大きくでき、硬さ及び強度を向上できる。また、密度が７．２と小さいため、軽量化できる。
　Ｃｒは、合金に対し、５原子％以上３５原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、Ｃｒによる効果の発揮と他元素の構成分率の減少抑制とを両立できる。これにより、固溶強化を図り、硬さ及び強度を向上できる。また、靭性及び延性を向上できる。中でも、Ｃｒの含有量は、好ましくは１０原子％以上、より好ましくは１５原子％以上、特に好ましくは１７．５原子％以上、その上限として、好ましくは３５原子％以下、より好ましくは３０原子％以下、特に好ましくは２５原子％以下である。
　Ｍｏ（モリブデン）の融点は約２６００℃と高く、Ｍｏを含むことで高温強度を向上できる。更に、Ｍｏは高い剛性率を有し、固溶強化への効果を大きくでき、硬さ及び強度を向上できる。
　Ｍｏは、合金に対し、５原子％以上３０原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、Ｍｏによる効果の発揮と他元素の構成分率の減少抑制とを両立できる。これにより、固溶強化を図り、硬さ及び強度を向上できる。また、靭性及び延性を向上できるとともに、凝固偏析を抑制できる。さらに、密度の過度の増大を抑制できる。中でも、Ｍｏの含有量は、好ましくは１０原子％以上、より好ましくは１５原子％以上、その上限として、好ましくは２５原子％以下、より好ましくは２０原子％以下である。
　本開示の合金は、上記５種の第１構成元素の他に、炭素も含む。炭素は、通常は炭化物を形成するために使用され、炭化物の粒界強化（析出強化）により、合金の硬さ及び強度を向上できる。
　炭素は、合金に対し、２原子％を超えて１０原子％以下の割合で含まれる。「２原子％を超えて」は、２原子％を含まない意味である。「超えて」の表現の意味については、以下の記載においても同様である。この範囲で含むことで、炭素による効果の発揮と他元素の構成分率の減少抑制とを両立できる。また炭化物の過度の析出を抑制して、靭性及び延性を向上できる。中でも、炭素の含有量は、好ましくは２．５原子％以上、より好ましくは５原子％以上、その上限として、好ましくは７．５原子％以下である。
　上記のように、本開示の合金は、上記５種の第１構成元素及び炭素を含む。しかし、上記各範囲の上限値を単に足し合わせれば１００原子％を超えるため、合金は上記５種の第１構成元素及び炭素を含むことができない。そこで、本開示の合金では、上記各割合において５種の第１構成元素及び炭素を全て含む割合となるように５種の第１構成元素及び炭素をそれぞれ含む。従って、例えば５種の第１構成原子の含有割合は、全ての第１構成元素において上記各範囲の上限値であることは無く、少なくとも一部の第１構成元素又は炭素のうちの少なくとも一方は、対応する範囲の上限値よりも小さな割合である。
　本開示の合金は、更に、Ａｌ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの第２構成元素のうちの少なくとも１種を含むことが好ましい。
　以下、第２構成元素について説明する。Ａｌ（アルミニウム）は、固溶強化により合金の硬さ及び強度を向上させるものである。更に、Ａｌの密度が２．７と小さいため、合金を軽量化できる。
　Ａｌを含む場合、Ａｌは、合金に対し、０原子％を超えて１５原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、合金の高温時の強度を高く維持できる。中でも、Ａｌの含有量は、好ましくは２．５原子％以上、より好ましくは５原子％以上、特に好ましくは７．５原子％以上、その上限として、好ましくは１２．５原子％以下、より好ましくは１０原子％以下、特に好ましくは７．５原子％以下である。
　Ｚｒ（ジルコニウム）の融点は約１８５０℃と高いため、Ｚｒを含むことで、高温強度を向上できる。また、固溶強化により、硬さ及び強度を向上できる。更に、密度が６．５２と小さいため、合金を軽量化できる。
　Ｚｒを含む場合、Ｚｒは、合金に対し、０原子％を超えて１５原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、靭性及び延性を向上できる。中でも、Ｚｒの含有量は、好ましくは２．５原子％以上、より好ましくは５原子％以上、特に好ましくは７．５原子％以上、その上限として、好ましくは１２．５原子％以下、より好ましくは１０原子％以下、特に好ましくは７．５原子％以下である。
　Ｈｆ（ハフニウム）の融点は約２２００℃と高いため、Ｈｆを含むことで、高温強度を向上できる。また、固溶強化により、硬さ及び強度を向上できる。
　Ｈｆを含む場合、Ｈｆは、合金に対し、０原子％を超えて１５原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、密度の過度の増大を抑制できる。中でも、Ｈｆの含有量は、好ましくは２．５原子％以上、より好ましくは５原子％以上、特に好ましくは７．５原子％以上、その上限として、好ましくは１２．５原子％以下、より好ましくは１０原子％以下、特に好ましくは７．５原子％以下である。
　Ｔａ（タンタル）の融点は約３０００℃と高いため、Ｔａを含むことで、高温強度を向上できる。また、固溶強化により、硬さ及び強度を向上できる。
　Ｔａを含む場合、Ｔａは、合金に対し、０原子％を超えて１０原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、凝固偏析を抑制できる。また、密度の過度の増大を抑制できる。中でも、Ｔａの含有量は、好ましくは２．５原子％以上、より好ましくは５原子％以上、その上限として、好ましくは７．５原子％以下である。
　Ｗ（タングステン）の融点は約３４００℃と高いため、Ｗを含むことで高温強度を向上できる。また、固溶強化により、硬さ及び強度を向上できる。
　Ｗを含む場合、Ｗは、合金に対し、０原子％を超えて１０原子％以下の割合で含まれる。この範囲で含むことで、凝固偏析を抑制できる。また、密度の過度の増大を抑制できる。中でも、Ｔａの含有量は、好ましくは２．５原子％以上、より好ましくは５原子％以上、その上限として、好ましくは７．５原子％以下である。
　合金は、上記の第１構成元素、炭素及び第２構成元素の他に、含まれる炭素に由来する炭化物を含むことが好ましい。炭化物を含むことで、高温強度を向上できる。合金に含まれる炭化物は、上記５種の第１構成元素のうちの少なくとも１種の第１構成元素の炭化物を含むことが好ましい。これにより、合金中で安定して存在できる。
　合金は、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）又はホウ素（Ｂ）を含んでもよい。これらの元素の添加により、合金の強度特性を向上できる。これらの元素は、第１構成元素又は第２構成元素の少なくとも一方との化合物の形態で合金に含まれることが好ましく、合金は、炭窒化物、酸化物、酸窒化物、窒化物又は金属間化合物のうちの少なくとも１つを含むことが好ましい。含まれる化合物の種類を選択することで、合金に対して所望の物性を付与できる。これらの化合物は、上記第１構成元素又は上記第２構成元素の少なくとも一方を含むことが好ましい。
　合金中での上記各化合物の状態は特に限定されるものではない。各化合物は、合金の内部に分散して存在してもよく、表面のみに存在してもよく、内部及び表面の両方に存在してもよい。
　本開示の合金は、断面組織に固溶体相１と炭化物２とを含む二相以上の複合組織、例えば、第１断面組織（図１の模式図に示す）又は第２断面組織（図２の模式図に示す）が現れる。これらの組織のいずれになるかは、例えば合金の冷却過程など、製造条件に基づく。
　合金は、固溶体相１を含むことが好ましい。固溶体相１を含むことで、固溶強化を図ることができる。固溶体相１は、体心立方格子構造（ＢＣＣ構造）を有することが好ましい。また、炭化物２は、例えばＮａＣｌ構造を有し、例えば（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ）Ｃで示す組成式を有する。この組成式において、炭化物２は、例えばカッコ内の少なくとも１種の元素と炭素との結合により構成される。（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ）Ｃは、それぞれの原子占有サイトに各元素が固溶した状態である。ＮａＣｌ構造の同定には、例えばＸ線回折を使用できる。
　図１に示す第１断面組織では、固溶体相１に炭化物２が例えば島状に分散（散点的に）し、個々に分離した状態を有する。固溶体相１は炭化物２の周囲を満たし、固溶体相１は一体となって形成される連続相となる。靭性及び延性に優れる固溶体相１が炭化物２によって分断されることなく連結しているため、本開示の合金を使用した構造物に靭性及び延性を付与できる。
　図２に示す第２断面組織では、固溶体相１と炭化物２とが交互に層状に存在するラメラ状組織を有する。固溶体相１はある程度の厚みを有し、隣接する固溶体相１の間に炭化物２の層がある程度薄く筋状に形成される。固溶体相１及び炭化物２は、それぞれ、連続的している。合金が第２断面組織を有することで、硬さ及び強度に優れる炭化物２が連結し、合金に硬さ及び強度を付与できる。即ち、第２断面組織を有する合金は、硬さ及び強度に優れ、かつ、靭性及び延性も比較的優れている。特に、応力負荷方向が積層方向と同方向（例えば平行）である場合には、本開示の合金を使用した構造物に、特に優れた強度が発現する。
　なお、合金は、第１断面組織又は第２断面組織の何れか一方のみを有する必要は無く、双方の断面組織を有してもよい。また、第１断面組織及び第２断面組織は、それぞれ、その他の炭化物、や炭窒化物、酸化物、酸窒化物、窒化物、金属間化合物等の化合物、及び、面心立方格子構造又は六方最密充填構造を有する固溶体相を更に含むものであってもよい。
　図３は、本開示の合金の製造方法（以下、本開示の製造方法）を示すフローチャートである。本開示の製造方法は、合金を構成する各元素を上記組成比に応じて混合した原料を溶融する溶融工程Ｓ１と、溶融工程Ｓ１で得られた溶融材料を凝固する凝固工程Ｓ２と、凝固工程Ｓ２で得られた凝固物を融点未満で熱処理する熱処理工程Ｓ３とを含む。
　各工程における具体的な条件は特に限定されず、任意の条件で行うことができる。例えば、溶融工程Ｓ１での溶融温度は、合金を構成する元素に応じて異なるものの、通常は、全元素の融点以上の温度で加熱すればよい。また、凝固工程Ｓ２での冷却条件（温度、速度等）は、例えば所望する合金組織に応じて、決定すればよい。また、熱処理工程Ｓ３での熱処理条件（温度、速度等）は、例えば均質化を実行可能な条件で行えばよい。
　本開示の合金は、上記のように高温強度に優れる。ここでいう高温は例えば８００℃～１２００℃であるが、この範囲に限定されない。また、強度は、例えば降伏応力等であるが、これに限定されない。高温強度に優れる本開示の合金は、任意の用途に使用でき、例えば構造物（本開示の構造物）に使用できる。本開示の構造物の具体的種類及び用途は任意である。本開示の構造物は、例えば、船舶、車両等の内燃機関に使用される構造物、発電プラントに設置される構造物等である。
　また、詳細は後記するが、本開示の合金は、更に密度も小さい。このため、本開示の合金を使用することで、高温強度に優れるとともに軽量化可能な構造物を提供できる。
　以下、実施例を挙げて本開示をより具体的に説明する。
＜実験方法＞
　図３に示すフローに沿って本開示の合金を製造し、性能を評価した。下記表１及び表２に示す組成（実施例１～６、比較例１～４）になるように、純度９９％以上の純元素素材及び炭化物を用い、必要な組成になるように秤量した後、アーク溶解法によりインゴットを作製した（溶融工程Ｓ１及び凝固工程Ｓ２）。次いで、インゴットに対する熱処理として、真空雰囲気下において、１３００℃で２４時間の均質化熱処理を行った（熱処理工程Ｓ３）。ただし、融点が１３００℃以下の合金材料は、融点以下の温度で均質化熱処理をした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜構造及び断面の観察＞
　図４は、実施例１の合金に関するＸ線回折（ＸＲＤ）測定結果を示すグラフである。黒丸で示すＢＣＣ構造に対応するピークと、黒四角で示すＮａＣｌ構造に対応するピークとが検出された。従って、実施例１の合金では、少なくとも体心立方格子構造（ＢＣＣ構造）を有する固溶体相１とＮａＣｌ構造を有する炭化物２とを含む２相の共相組織を有することがわかった。また、図示はしないが、実施例２～６においても、同様の共相組織が確認された。
　図５は、実施例１の合金断面を示すＳＥＭ画像である。炭化物２は、固溶体相１に対して分散して存在する。従って、実施例１の合金は、第１断面組織（図１）を有することが確認された。また、図示はしないが、実施例２～６においても、第１断面組織が同様に確認された。
＜性能評価＞
　実施例１～６及び比較例１～５の各合金に関する高温強度評価として、高温圧縮試験により１０００℃における降伏応力を測定した。測定は、ディーエスアイ社のグリーブル試験機を用い、ひずみ速度は１．０×１０－２／ｓｅｃとした。図６に、１０００℃における降伏応力を示すグラフを示す。
　上記各合金に対する降伏応力の評価として、比較例１の評価結果を基準とし、比較例１よりも降伏応力が高い例に丸、降伏応力が低い例にバツを付した。また、特に降伏応力が高い２つのサンプルについては二重丸を付した。また、上記各合金に対する密度評価として、アルキメデス法に基づく密度測定を行った。比較例１を基準とし、比較例１よりも密度が小さく軽量であるものについて良好と判断し丸を付した。以上の結果を下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、実施例１～６及び比較例２～５のいずれにおいても、ニッケル基合金である比較例１よりも軽量化された。一方、実施例１～６の合金では優れた高温強度を示したが、比較例２～５の合金は軽量化により高温強度が低下した。
　図６に示す通り、実施例１及び２は、一般に高温強度に優れるとされるニッケル基合金である比較例１よりも、高い高温強度を有していた。具体的には、例えば実施例１の降伏応力は比較例１の降伏応力の１．５倍程度、実施例２の降伏応力は比較例１の降伏応力の１．３倍程度であった。
　この結果は、上記各元素が表１に示す組成で含まれる結果、元素同士の相互作用により例えば析出強化効果を適切に発揮でき、高温強度を向上できたと考えられる。
　一方で、比較例２及び３については、含まれる元素は実施例１及び２と同じであるが、実施例１及び２、比較例１よりも低性能であった。これは、単に含まれる元素の種類が同じであるだけでは、固溶体相１及び炭化物２（いずれも例えば図１）の量又は形態の少なくとも一方が不十分であり、効果が十分に発揮されないことを示す。即ち、本開示の組成範囲で各元素を含むことで例えば析出強化効果を発揮でき、優れた高温強度を示すといえる。
　図７は、密度を示すグラフである。実施例１～６の合金は、従来のニッケル基合金に関する比較例１及び純粋なニッケルよりも低密度であった。具体的には、実施例１～６の密度は、いずれも、比較例１の密度の８０％程度であった。これは、本開示の合金は、比較的低密度のＴｉ、Ｖ等を含むためと考えられる。特に、上記のように高温強度に優れていた実施例１及び２の合金においても、上記８０％程度という小さな密度が示された。実施例１～６の合金のように、本開示の範囲で成分を選択し使用することで、従来の合金よりも軽量化できることが分かった。
　以上のように、本開示の合金によれば、非特許文献１に記載のニッケル基合金（比較例１）よりも高温強度に優れることが分かった。このため、高温強度が要求される用途に、本開示の合金を好ましく適用できる。また、本開示の合金は、更に低密度である。従って、高温強度が要求される用途において、更に軽量化を図ることができる。
１　固溶体相
２　炭化物

Claims (9)

  1. 　Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏの５種の第１構成元素を合計で８０原子％以上、
    　炭素を、２原子％を超えて１０原子％以下の割合で含むとともに、
    　　前記Ｖを５原子％以上４０原子％以下、
    　　前記Ｔｉを５原子％以上４０原子％以下、
    　　前記Ｎｂを５原子％以上４０原子％以下、
    　　前記Ｃｒを５原子％以上３５原子％以下、及び
    　　前記Ｍｏを５原子％以上３０原子％以下、
    の割合でそれぞれ含む
    　ことを特徴とする合金。
  2. 　炭化物を含む
    　ことを特徴とする請求項１に記載の合金。
  3. 　５種の前記第１構成元素のうちの少なくとも１種の前記第１構成元素の炭化物を含む
    　ことを特徴とする請求項１に記載の合金。
  4. 　固溶体相を含む
    　ことを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の合金。
  5. 　炭窒化物、酸化物、酸窒化物、窒化物又は金属間化合物のうちの少なくとも１つを含む
    　ことを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の合金。
  6. 　更に、Ａｌ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷのうちの少なくとも１種の第２構成元素を含み、
    　　前記Ａｌの含有量は１５原子％以下、
    　　前記Ｚｒの含有量は１５原子％以下、
    　　前記Ｈｆの含有量は１５原子％以下、
    　　前記Ｔａの含有量は１０原子％以下、
    　　前記Ｗの含有量は１０原子％以下、
    　である
    　ことを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の合金。
  7. 　炭化物及び固溶体相を含み、
    　前記炭化物が前記固溶体相に分散した第１断面組織を有する
    　ことを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の合金。
  8. 　炭化物及び固溶体相を含み、
    　前記固溶体相と前記炭化物とが交互に層状に存在する第２断面組織を有する
    　ことを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の合金。
  9. 　Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏの５種の第１構成元素を合計で８０原子％以上、
    　炭素を、２原子％を超えて１０原子％以下の割合で含むとともに、
    　　前記Ｖを５原子％以上４０原子％以下、
    　　前記Ｔｉを５原子％以上４０原子％以下、
    　　前記Ｎｂを５原子％以上４０原子％以下、
    　　前記Ｃｒを５原子％以上３５原子％以下、及び
    　　前記Ｍｏを５原子％以上３０原子％以下、
    の割合でそれぞれ含む合金により構成される
    　ことを特徴とする構造物。
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