JP2023050990A - Cobalt-based alloy product and manufacturing method of cobalt-based alloy product - Google Patents

Abstract

To provide a cobalt-based alloy product which is obtained by using a WAM method and materializes mechanical strength and high temperature strength equal to or higher than those of a conventional member produced by forging and so on, and a manufacturing method of a Co-based alloy product.SOLUTION: A Co-based alloy product of the present invention is a Co-based alloy laminated molded body including polycrystalline material made of a Co-based alloy including 0.001≤C<0.100 mass%, 9.0≤Cr<20.0 mass%, 2.0≤Al<5.0 mass%, 13.0≤W<20.0 mass% and 39.0≤Ni<55.0 mass%, the balance being Co and unavoidable impurities, and the polycrystalline material has, in a laminate direction of the Co-based alloy laminated molded body, crystalline grains of more han 60% are oriented in a<001>orientation.SELECTED DRAWING: Figure 2C

Description

本発明は、コバルト基合金造形物およびコバルト基合金製造物の製造方法に関する。 The present invention relates to a method of manufacturing a cobalt-based alloy shaped article and a cobalt-based alloy product.

コバルト（Ｃｏ）基合金材は、ニッケル（Ｎｉ）基合金材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タービン（例えば、ガスタービン、蒸気タービン）の高温部材に広く用いられている。Ｃｏ基合金材は、Ｎｉ基合金材と比べて材料コストは高いものの耐食性や耐摩耗性が優れており、固溶強化し易いことから、タービン静翼や燃焼器部材として用いられてきた。 Cobalt (Co)-based alloy materials are typical heat-resistant alloy materials along with nickel (Ni)-based alloy materials, and are also called superalloys and are widely used for high-temperature components of turbines (e.g., gas turbines and steam turbines). there is Co-based alloy materials are higher in material cost than Ni-based alloy materials, but are superior in corrosion resistance and wear resistance, and are easily solid-solution-strengthened.

従来のＣｏ基合金材として、例えば下記特許文献１がある。特許文献１には、成分組成が０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％、を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、上記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％、であるＣｏ基合金が開示されている。特許文献１には、従来のＣｏ基合金に比べて高温強度が高く、かつ、熱間加工性が従来のＣｏ基合金と同等以上であり、鍛造に適したＣｏ基合金を提供できると記載されている。 As a conventional Co-based alloy material, there is, for example, Patent Document 1 below. In Patent Document 1, the component composition is 0.001≦C<0.100 mass%, 9.0≦Cr<20.0 mass%, 2.0≦Al<5.0 mass%, 13.0≦W<20. 0 mass% and 39.0 ≤ Ni < 55.0 mass%, the balance being Co and unavoidable impurities, and among the unavoidable impurities, Mo, Nb, Ti, and Ta are respectively Mo Co-based alloys with <0.010 mass%, Nb<0.010 mass% Ti<0.010 mass%, and Ta<0.010 mass% are disclosed. Patent Document 1 describes that it is possible to provide a Co-based alloy that has higher high-temperature strength than conventional Co-based alloys, has hot workability equal to or higher than that of conventional Co-based alloys, and is suitable for forging. ing.

特許第５５８２５３２号公報Japanese Patent No. 5582532

Ｘｉａｎｇｆａｎｇ Ｘｕ， ｅｔ ａｌ．： Ｅｎｈａｎｃｉｎｇ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｗｉｒｅ ＋ ａｒｃ ａｄｄｉｔｉｖｅｌｙ ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄ ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ｔｈｒｏｕｇｈ ｉｎ－ｐｒｏｃｅｓｓ ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ， Ｍａｔｅｒｉａｌ ａｎｄ Ｄｅｓｉｇｎ １６０ （２０１８） １０４２－１０５１Xiangfang Xu, et al. : Enhancing mechanical properties of wire + arc additively manufactured INCONEL 718 superalloy through in-process thermomechanical processing, Material and Design 160 (2014-18)

近年、産業用製品の製造において、切削や鋳造などの従来の加工法では製造が難しい複雑な形状を簡便に製造できるプロセスとして、積層造形（Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ；ＡＭ）が適用されるようになってきている。ＡＭ法の中でも、ワイヤを原料とするワイヤ積層造形（Ｗｉｒｅ Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ、以下「ＷＡＭ」と称する）は、造形速度が速い、設備コストが低い、材料の歩留まりが良い等の利点があり、大きな金属部品を作る手法として工業製造部門から注目されている。タービンの高温部材の製造にもこのＷＡＭ法を適用すべく、例えば非特許文献１にはＩＮＣＯＮＥＬ（ハンティントン アロイズ コーポレイションの登録商標）７１８等のＮｉ基合金を用いた造形方法が検討されている。しかしながら、上記Ｎｉ基合金のＷＡＭ造形体は従来のＮｉ基合金鍛造材に比べて機械的強度の低下が大きく、十分な特性が得られていない。したがって、ＷＡＭをタービン等の高温強度が要求される部材の製造に適用すべく、従来のＮｉ基合金およびＣｏ基合金を用いて鍛造等の方法で作製した部材と同等以上の機械的強度および高温強度を有するＣｏ基合金を用いたＷＡＭ造形体の開発が望まれている。 In recent years, in the manufacture of industrial products, additive manufacturing (AM) has come to be applied as a process that can easily manufacture complicated shapes that are difficult to manufacture by conventional processing methods such as cutting and casting. there is Among the AM methods, wire additive manufacturing (hereinafter referred to as "WAM"), which uses wire as a raw material, has advantages such as a fast modeling speed, low equipment cost, and good material yield. It is attracting attention from the industrial manufacturing sector as a method of making parts. In order to apply the WAM method to the production of high-temperature members for turbines, for example, non-patent document 1 discusses a molding method using a Ni-based alloy such as INCONEL (registered trademark of Huntington Alloys Corporation) 718. However, the WAM molded body of the Ni-based alloy has a large decrease in mechanical strength as compared with the conventional Ni-based alloy forged material, and sufficient characteristics are not obtained. Therefore, in order to apply WAM to the manufacture of members that require high-temperature strength, such as turbines, mechanical strength and high-temperature It is desirable to develop WAM shaped bodies using Co-based alloys with strength.

本発明は、上記事情に鑑み、ＷＡＭ法を用いて、従来のＮｉ基合金およびＣｏ基合金を用いて鍛造等で作製した部材と同等以上の機械的強度および高温強度を有し、かつ歩留まりの向上を実現するＣｏ基合金製造物およびＣｏ基合金製造物の製造方法を提供することを目的とする。 In view of the above circumstances, the present invention uses the WAM method to have mechanical strength and high-temperature strength equal to or higher than those of members manufactured by forging using conventional Ni-based alloys and Co-based alloys, and has a high yield. It is an object of the present invention to provide Co-based alloy products and methods of making Co-based alloy products that achieve improvements.

上記目的を達成するための本発明の一態様は、０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％および３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏおよび不可避不純物であるＣｏ基合金からなる多結晶体を含むＣｏ基合金積層造形体であり、上記多結晶体が、上記Ｃｏ基合金積層造形体の積層方向に対し＜００１＞方位へ優先配向していることを特徴とするＣｏ基合金製造物である。 One aspect of the present invention for achieving the above object is 0.001≦C<0.100 mass%, 9.0≦Cr<20.0 mass%, 2.0≦Al<5.0 mass%, 13.0 A Co-based alloy laminate-molded body containing a polycrystalline body made of a Co-based alloy containing ≤ W < 20.0 mass% and 39.0 ≤ Ni < 55.0 mass%, the balance being Co and inevitable impurities, A Co-based alloy product characterized in that crystals are preferentially oriented in the <001> direction with respect to the stacking direction of the Co-based alloy additive-molded product.

また、上記目的を達成するための本発明の他の態様は、Ｃｏ基合金からなるワイヤを準備する工程と、ワイヤを積層造形してＣｏ基合金積層造形体を得る工程と、Ｃｏ基合金積層造形体を１１５０℃未満の温度で固溶化熱処理する工程と、固溶化熱処理する工程後に時効熱処理してＣｏ基合金製造物を得る工程と、を有し、上記積層造形の熱源は、ＣＭＴ(Ｃｏｌｄ Ｍｅｔａｌ Ｔｒａｎｓｆｅｒ)であることを特徴とするＣｏ基合金製造物の製造方法である。 Further, another aspect of the present invention for achieving the above object includes the steps of preparing a wire made of a Co-based alloy, laminating and manufacturing the wire to obtain a Co-based alloy laminate-molded body, and laminating the Co-based alloy. A step of solution heat treating the shaped body at a temperature of less than 1150 ° C., and a step of aging heat treatment after the step of solution heat treating to obtain a Co-based alloy product. Metal Transfer) is a method for producing a Co-based alloy product.

本発明のより具体的な構成は、特許請求の範囲に記載される。 More specific configurations of the invention are described in the claims.

本発明によれば、ＷＡＭ法を用いて、従来のＮｉ基合金およびＣｏ基合金を鍛造等の方法で作製した部材と同等以上の機械的強度および高温強度を実現するＣｏ基合金製造物およびＣｏ基合金製造物の製造方法を提供することができる。 According to the present invention, a WAM method is used to realize a Co-based alloy product and a Co-based alloy that achieve mechanical strength and high-temperature strength equal to or higher than those of members produced by conventional Ni-based alloys and Co-based alloys by methods such as forging. A method for manufacturing a base alloy product can be provided.

上記した以外の課題、構成および効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。 Problems, configurations, and effects other than those described above will be clarified by the following description of the embodiments.

ＥＢＳＤによる逆極点図の試料座標系を定義する図Diagram defining sample coordinate system for inverse pole figure by EBSD 積層造形の熱源にＣＭＴを用いた場合の逆極点図（Ｘ０方向）Inverse pole figure (X0 direction) when CMT is used as a heat source for additive manufacturing 積層造形の熱源にＣＭＴを用いた場合の逆極点図（Ｙ０方向）Inverse pole figure (Y0 direction) when CMT is used as a heat source for additive manufacturing 積層造形の熱源にＣＭＴを用いた場合の逆極点図（Ｚ０方向）Inverse pole figure (Z0 direction) when CMT is used as a heat source for additive manufacturing 積層造形の熱源にＥＢを用いた場合の逆極点図（Ｘ０方向）Inverse pole figure (X0 direction) when EB is used as a heat source for additive manufacturing 積層造形の熱源にＥＢを用いた場合の逆極点図（Ｙ０方向）Inverse pole figure (Y0 direction) when EB is used as a heat source for additive manufacturing 積層造形の熱源にＥＢを用いた場合の逆極点図（Ｚ０方向）Inverse pole figure (Z0 direction) when EB is used as a heat source for additive manufacturing 低サイクル疲労試験の試験方向（水平方向および垂直方向）を定義する図Diagram defining test directions (horizontal and vertical) for low-cycle fatigue testing 低サイクル疲労試験の試験片形状を示す図Diagram showing specimen shape for low-cycle fatigue test

以下、本発明のＣｏ基合金製造物とその製造方法について、製造方法のフローに沿って説明する。なお、本明細書において、Ｃｏ基合金ワイヤを積層造形して得た造形体であり、熱処理前の物を「Ｃｏ基合金造形体」と称し、Ｃｏ基合金造形体に固溶化熱処理および時効処理を施した物を「Ｃｏ基合金製造物」と称する。 Hereinafter, the Co-based alloy product of the present invention and its manufacturing method will be described along the flow of the manufacturing method. In this specification, a shaped body obtained by additively manufacturing a Co-based alloy wire, and a body before heat treatment is referred to as a "Co-based alloy shaped body", and the Co-based alloy shaped body is subjected to solution heat treatment and aging treatment. is called a "Co-based alloy product".

上述したように、本発明のＣｏ基合金製造物の製造方法は、（１）Ｃｏ基合金からなるワイヤを準備する工程、（２）ワイヤを、ＣＭＴを熱源として積層造形してＣｏ基合金造形体を得る工程（積層造形工程）、（３）Ｃｏ基合金造形体を１１５０℃未満の温度で固溶化熱処理する工程（固溶化熱処理工程）および（４）固溶化熱処理する工程後に時効熱処理してＣｏ基合金製造物を得る工程（時効処理工程）を有する。以下、各工程を詳述する。 As described above, the method for producing a Co-based alloy product of the present invention includes (1) the step of preparing a wire made of a Co-based alloy, (2) the wire is laminate-molded using CMT as a heat source, and the Co-based alloy is molded. (3) solution heat treatment of the Co-based alloy shaped body at a temperature below 1150°C (solution heat treatment); and (4) aging heat treatment after the solution heat treatment. It has a step of obtaining a Co-based alloy product (aging treatment step). Each step will be described in detail below.

（１）Ｃｏ基合金ワイヤの準備
本発明のワイヤ積層造形のワイヤを構成するＣｏ基合金製造物を構成するＣｏ基合金の組成は、以下のような元素を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。 (1) Preparation of Co-based alloy wire The composition of the Co-based alloy that constitutes the Co-based alloy product that constitutes the wire for wire additive manufacturing of the present invention contains the following elements, the balance being Co and unavoidable impurities: consists of The types of additive elements, their component ranges, and the reasons for their limitations are as follows.

（ａ）０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％
Ｃは、Ｗ及びＣｒと結合し、粒内及び粒界の炭化物生成に寄与する。粒状の炭化物の粒界への析出は、主に粒界強化に有効であり、熱間加工性及び高温強度を向上させる。特に、粒界強度の改善によって高温における伸び及び絞りが改善されるので、引張特性及びクリープラプチャー特性を向上させる効果が大きい。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。 (a) 0.001≦C<0.100 mass%
C combines with W and Cr and contributes to intragranular and grain boundary carbide formation. Precipitation of granular carbides on grain boundaries is mainly effective for grain boundary strengthening, and improves hot workability and high-temperature strength. In particular, the improvement in grain boundary strength improves elongation and reduction in area at high temperatures, so that the effect of improving tensile properties and creep rupture properties is large. In order to obtain such effects, the C content needs to be 0.001 mass% or more. The C content is more preferably 0.005 mass% or more.

一方、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粒内生成の促進による粒内強度の上昇、及び、粒界へのフィルム状炭化物の析出によって、強度特性が低下する。従って、Ｃ含有量は、０．１００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．０５０ｍａｓｓ％未満である。 On the other hand, when the C content is excessive, the intragranular formation of carbide is promoted, which increases the intragranular strength, and the precipitation of film-like carbide on the grain boundary reduces the strength properties. Therefore, the C content should be less than 0.100 mass%. The C content is more preferably less than 0.050 mass%.

本発明に係るＣｏ基合金は、Ｃｒ含有量及びＷ含有量に加えてＣ含有量を最適化にすることによって炭化物を最適な形状で粒界に析出させ、これによって高温延性を高め、著しい特性の改善を達成した点が大きな特徴である。ここで「炭化物」とは、ＣとＣｒ及び／又はＷを主成分とする種々の炭化物全般を指す。 By optimizing the C content in addition to the Cr content and W content, the Co-based alloy according to the present invention precipitates carbides in an optimal shape at the grain boundaries, thereby increasing hot ductility and achieving remarkable properties. A major feature is that the improvement of Here, "carbides" refer to all kinds of carbides containing C and Cr and/or W as main components.

（ｂ）９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、Ｏと結合し、表層に緻密なＣｒ_２Ｏ_３層を形成するため、耐酸化性の改善に有効である。Ｃｒ含有量が少ないと、緻密なＣｒ_２Ｏ_３層の生成が困難であり、十分な耐酸化性が得られない。また、Ｃｒは、Ｃと結合し、種々の炭化物を粒内及び粒界に生成するため、熱間加工性の向上及び高温延性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは、１０．５ｍａｓｓ％以上である。 (b) 9.0≦Cr<20.0 mass%
Cr combines with O to form a dense Cr ₂ O ₃ layer on the surface layer, so it is effective in improving oxidation resistance. If the Cr content is low, it is difficult to form a dense Cr ₂ O ₃ layer, and sufficient oxidation resistance cannot be obtained. Moreover, Cr combines with C to form various carbides in grains and grain boundaries, which contributes to improvement of hot workability and high-temperature ductility. In order to obtain such effects, the Cr content must be 9.0 mass% or more. The Cr content is more preferably 10.0 mass%, more preferably 10.5 mass% or more.

一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、融点が低下し、高温の機械的特性を低下させる原因となる。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１９．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１８．５ｍａｓｓ％未満である。 On the other hand, when the Cr content is excessive, the melting point is lowered, which causes deterioration of high-temperature mechanical properties. Therefore, the Cr content should be less than 20.0 mass%. The Cr content is more preferably less than 19.5 mass%, more preferably less than 18.5 mass%.

本発明に係るＣｏ基合金は、Ｃｒ含有量を最適化することによって炭化物を最適な形状で析出させ、これによって高温延性の著しい改善を達成した点が大きな特徴のひとつである。 One of the major characteristics of the Co-based alloy according to the present invention is that by optimizing the Cr content, carbides are precipitated in an optimum shape, thereby achieving a remarkable improvement in hot ductility.

（ｃ）２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、Ｃｏ_３(Ａｌ、Ｗ)のＬ_１２型金属間化合物相（γ´相）の安定化元素であり、準安定相であるγ´相を安定相として析出させ、高温強度特性を改善させるために必要な元素である。Ａｌ含有量が少ないと、強度特性を向上させるのに十分な量のγ´相を生成させることができない。また、Ａｌは、Ｃｒと同じくＡｌ_２Ｏ_３の生成によって耐酸化性を改善する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。 (c) 2.0≦Al<5.0 mass%
Al is an element that stabilizes the _L12 type intermetallic compound phase (γ' phase) of Co ₃ (Al, W), and precipitates the metastable γ' phase as a stable phase, improving high-temperature strength characteristics. It is an element necessary for If the Al content is low, it is not possible to form a sufficient amount of γ' phase to improve strength properties. Al, like Cr, is an element that improves oxidation resistance by forming Al ₂ O ₃ . In order to obtain such effects, the Al content needs to be 2.0 mass% or more. The Al content is more preferably 2.5 mass% or more, more preferably 3.0 mass% or more.

一方、Ａｌ含有量が過剰になると、融点が低下し、高温特性（熱間加工性及び高温延性）を低下させる原因となる。従って、Ａｌ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、４．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、４．３ｍａｓｓ％未満である。 On the other hand, if the Al content is excessive, the melting point is lowered, which causes deterioration of high temperature properties (hot workability and high temperature ductility). Therefore, the Al content should be less than 5.0 mass%. The Al content is more preferably less than 4.5 mass%, more preferably less than 4.3 mass%.

なお、「Ｃｏ_３(Ａｌ、Ｗ)のＬ_１２型金属間化合物相（γ´相）」とは、Ｃｏ、Ａｌ及びＷのみからなるγ´相だけでなく、Ｃｏサイト及び／又は(Ａｌ、Ｗ)サイトの一部が他の元素に置換されたものも含まれる。 In addition, the "L ₁₂ type intermetallic compound phase (γ' phase) of Co ₃ (Al, W)" includes not only the γ' phase consisting only of Co, Al and W, but also the Co site and/or (Al, It also includes those in which a part of the W) site is replaced with another element.

（ｄ）１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％
Ｗは、Ｃｏ_３（Ａｌ、Ｗ）のＬ１２型金属間化合物相（γ´相）の安定化元素であり、高温強度に効果のあるγ´相を生成するのに必要な元素である。Ｗ含有量が少ないと、強度を向上させるのに十分な量のγ´相を生成させることができない。また、Ｗは、Ｃと結合し、種々の炭化物を生成する。粒界炭化物の析出は、高温強度特性、特に高温延性（伸び、絞り）の向上に有効である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は、１３．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１４．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１５．０ｍａｓｓ％以上である。 (d) 13.0≦W<20.0 mass%
W is an element that stabilizes the L12 type intermetallic compound phase (γ' phase) of Co ₃ (Al, W), and is an element necessary for producing the γ' phase that is effective for high-temperature strength. If the W content is low, a sufficient amount of γ' phase to improve strength cannot be generated. Also, W combines with C to form various carbides. Precipitation of grain boundary carbides is effective in improving high-temperature strength properties, particularly high-temperature ductility (elongation, reduction of area). In order to obtain such effects, the W content needs to be 13.0 mass% or more. The W content is more preferably 14.5 mass% or more, still more preferably 15.0 mass% or more.

一方、Ｗ含有量が過剰になると、粒内及び粒界にＡ_７Ｂ_６で表されるμ相に代表される有害相を形成し、熱間加工性が著しく低下する。従って、Ｗ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１９．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％未満である。 On the other hand, when the W content becomes excessive, harmful phases represented by μ phase represented by A ₇ B ₆ are formed in grains and grain boundaries, and hot workability is remarkably lowered. Therefore, the W content should be less than 20.0 mass%. The W content is more preferably less than 19.0 mass%, more preferably less than 18.0 mass%.

なお、「Ａ_７Ｂ_６化合物（μ相）」とは、Ｃｏ_７Ｗ_６由来の化合物であり、Ａサイト（Ｃｏサイト）がＮｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｆｅ等により、また、Ｂサイト（Ｗサイト）がＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ等により、それぞれ置換された化合物も含まれる。 The “A ₇ B ₆ compound (μ phase)” is a compound derived from Co ₇ W ₆ , and the A site (Co site) is Ni, Cr, Al, Fe, etc., and the B site (W site ) is substituted with Ta, Nb, Ti, Zr, etc., respectively.

（ｅ）３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、Ｃｏサイトを置換し、（Ｃｏ、Ｎｉ）_３(Ａｌ、Ｗ)のＬ１２型金属間化合物相を生成する。また、Ｎｉは、母相γ及び強化相γ´に均等に分配される。特に、γ’相のＣｏサイトがＮｉで置換されると、γ´相の固溶温度が上昇し、高温強度特性が向上する。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、３９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、４１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４３．０ｍａｓｓ％以上である。 (e) 39.0≦Ni<55.0 mass%
Ni replaces the Co sites and produces an L12-type intermetallic phase of (Co,Ni) ₃ (Al,W). Also, Ni is evenly distributed in the parent phase γ and the strengthening phase γ'. In particular, when the Co site of the γ' phase is replaced with Ni, the solid solution temperature of the γ' phase rises and the high-temperature strength properties are improved. In order to obtain such effects, the Ni content needs to be 39.0 mass% or more. The Ni content is more preferably 41.0 mass% or more, more preferably 43.0 mass% or more.

一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、母相γの融点が低下し、熱間加工性が低下する。従って、Ｎｉ含有量は、５５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、５２．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、５０．０ｍａｓｓ％未満である。 On the other hand, when the Ni content is excessive, the melting point of the matrix γ is lowered and the hot workability is lowered. Therefore, the Ni content should be less than 55.0 mass%. The Ni content is more preferably less than 52.0 mass%, more preferably less than 50.0 mass%.

（ｆ）Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％
Ｍｏは、母相であるγ相の固溶強化に寄与するとともに、μ相を安定化させるため、Ｗと併せて添加することも有効である。但し、過剰な含有は耐酸化性を低下させる。これらを考慮して、Ｍｏは３．０ｍａｓｓ％以下の範囲とする。 (f) Mo≤3.0 mass%
Mo contributes to solid-solution strengthening of the γ phase, which is the matrix phase, and stabilizes the μ phase, so it is effective to be added together with W. However, excessive content lowers the oxidation resistance. Considering these, Mo is set to a range of 3.0 mass% or less.

（ｇ）Ｎｂ≦２．０ｍａｓｓ％
（ｈ）Ｔａ≦２．０ｍａｓｓ％
Ｎｂ及びＴａは、γ´－（Ｎｉ，Ｃｏ）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を安定化させる。但し、過剰な含有は金属間化合物δ－Ｎｉ_３（Ｎｂ，Ｔａ）を粒界に板状に析出させてクリープ強度を低下させてしまう。これらを考慮して、Ｎｂ及びＴａはそれぞれ、２．０ｍａｓｓ％以下の範囲内とする。 (g) Nb ≤ 2.0 mass%
(h) Ta≤2.0 mass%
Nb and Ta stabilize γ'-(Ni, Co) ₃ (Al, W, Ti, Nb, Ta). However, an excessive content causes the intermetallic compound δ-Ni ₃ (Nb, Ta) to precipitate in the grain boundary in the form of plates, thereby lowering the creep strength. Considering these, Nb and Ta are each set within a range of 2.0 mass% or less.

（ｉ）Ｔｉ≦２．０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、Ｎｂ及びＴａと同様にγ´－（Ｎｉ，Ｃｏ）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を安定化させる。但し、過剰な含有は金属間化合物η－Ｎｉ_３Ｔｉを粒界に板状に析出させてクリープ強度を低下させてしまう。これらを考慮して、Ｔｉは２．０ｍａｓｓ％以下の範囲内とする。 (i) Ti≤2.0 mass%
Ti, like Nb and Ta, stabilizes γ'-(Ni, Co) ₃ (Al, W, Ti, Nb, Ta). However, an excessive content causes the plate-like intermetallic compound η-Ni ₃ Ti to precipitate at the grain boundary, thereby lowering the creep strength. Considering these, Ti is made within the range of 2.0 mass% or less.

本発明に係るＣｏ基合金は、上述した元素に加えて、以下のいずれか１以上の元素をさらに含んでいても良い。付加的な添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。 The Co-based alloy according to the present invention may further contain any one or more of the following elements in addition to the above elements. The types of additional additive elements, their component ranges, and the reasons for their limitations are as follows.

（ｊ）０．００１≦Ｂ＜０．０２０ｍａｓｓ％
（ｋ）０．０００１≦Ｚｒ＜０．０１０ｍａｓｓ％
Ｂ及びＺｒは、いずれも粒界の強化元素として働き、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％が好ましい。また、Ｚｒ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。 (j) 0.001≦B<0.020 mass%
(k) 0.0001≦Zr<0.010 mass%
Both B and Zr act as grain boundary strengthening elements and promote the improvement of hot workability. In order to obtain such effects, the B content is preferably 0.001 mass%. Also, the Zr content is preferably 0.0001 mass% or more.

一方、Ｂ又はＺｒの含有量が過剰になると、いずれも加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０２０ｍａｓｓ％未満が好ましい。また、Ｚｒ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満が好ましい。 On the other hand, when the content of B or Zr becomes excessive, the workability is lowered. Therefore, the B content is preferably less than 0.020 mass%. Also, the Zr content is preferably less than 0.010 mass%.

（ｌ）Ｍｇ≦０．１０ｍａｓｓ％
（ｍ）Ｃａ≦０．２０ｍａｓｓ％
Ｍｇ及びＣａは、いずれもＳを固定し、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、ＭｇやＣａを添加することが好ましい。 (l) Mg≤0.10 mass%
(m) Ca ≤ 0.20 mass%
Both Mg and Ca fix S and promote improvement in hot workability. In order to obtain such effects, it is preferable to add Mg or Ca.

一方、Ｍｇ又はＣａの含有量がＳに対して過剰になると、Ｍｇ又はＣａの化合物を生成し、加工性を低下させる原因となる。従って、Ｍｇ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以下が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。 On the other hand, when the content of Mg or Ca is excessive with respect to S, a compound of Mg or Ca is formed, which causes deterioration of workability. Therefore, the Mg content is preferably 0.10 mass% or less. Moreover, as for Ca content, 0.20 mass% or less is preferable.

（２）積層造形工程
本発明の製造方法では、Ｃｏ基合金ワイヤのワイヤ積層造形の熱源は、ＣＭＴ(Ｃｏｌｄ Ｍｅｔａｌ Ｔｒａｎｓｆｅｒ)を用いる。積層条件は、後述するＣｏ基合金の組織を得ることができれば特に限定は無いが、電子ビームを用いる場合、熱源の出力：４２ｋＷ以下、造形速度：３．１８ｋｇ／ｈｒ以上１１．３４ｋｇ／ｈｒ以下が好ましい。また、ＣＭＴを用いる場合、熱源の出力：４２．６Ｗ以上２８．７５ｋＷ以下、造形速度：１．６ｋｇ／ｈｒ以上３．５ｋｇ／ｈｒ以下が好ましい。 (2) Laminate manufacturing process In the manufacturing method of the present invention, CMT (Cold Metal Transfer) is used as a heat source for wire lamination manufacturing of Co-based alloy wires. The lamination conditions are not particularly limited as long as the structure of the Co-based alloy described later can be obtained, but when using an electron beam, the output of the heat source: 42 kW or less, the molding speed: 3.18 kg / hr or more and 11.34 kg / hr or less. is preferred. When CMT is used, the output of the heat source is preferably 42.6 W or more and 28.75 kW or less, and the molding speed is preferably 1.6 kg/hr or more and 3.5 kg/hr or less.

また、熱源の出力Ｐ（ｋＷ）と単位時間当たりの積層量Ｖ（ｋｇ／ｈｒ）との関係が、０．０４２６＜Ｐ＜４２かつ１．６＜Ｖ＜１１．３４を満たすように制御することが好ましい。 In addition, the relationship between the heat source output P (kW) and the amount of lamination per unit time V (kg/hr) is controlled so as to satisfy 0.0426<P<42 and 1.6<V<11.34. is preferred.

積層造形後のＣｏ基合金造形体のＣｏ基合金造形体は、Ｃｏ基合金積層造形体の積層方向に対し＜００１＞方位へ優先配向する特徴的な組織を有する。以下に、この特徴的な組織について、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）による逆極点図を用いて説明する。逆極点図とは試料の座標系の特定の方向に着目し、どの結晶面の法線方位がその特定方向に向いているのかを示しており、試料全体の配向性を把握するのに適している
図１はＥＢＳＤによる逆極点図の試料座標系を定義する図である。図１に示すように、積層造形体１は、熱源の走査方向に沿って形成された複数の層２ａ～２ｇを積層方向に積層した構成を有している。 The Co-based alloy shaped body of the Co-based alloy shaped body after additive manufacturing has a characteristic structure that is preferentially oriented in the <001> direction with respect to the stacking direction of the Co-based alloy shaped body. This characteristic structure will be described below using an inverse pole figure by EBSD (Electron Back Scattered Diffraction Pattern). An inverse pole figure focuses on a specific direction of the coordinate system of the sample and indicates which crystal plane normal direction is directed in that specific direction, and is suitable for grasping the orientation of the entire sample. FIG. 1 is a diagram defining the sample coordinate system of the inverse pole figure by EBSD. As shown in FIG. 1, the layered product 1 has a configuration in which a plurality of layers 2a to 2g formed along the scanning direction of the heat source are stacked in the stacking direction.

図２Ａ～２Ｃは積層造形の熱源にＣＭＴを用いた場合の逆極点図である。試料の測定面は図１のＸ０Ｙ０断面（積層方向に垂直な断面）である。図２Ａは図１のＸ０方向、図２Ｂは図１のＹ０方向、図２Ｃは図１のＺ０方向に沿った結晶方位分布を解析し、ステレオ投影図のＵｎｉｔ Ｔｒｉａｎｇｌｅにプロットしたものである。同様に、図３Ａ～３Ｃは積層造形の熱源にＥＢ（電子ビーム）を用いた場合の逆極点図である。これらの図は、各結晶面がＸ０方向、Ｙ０方向、Ｚ０方向のどの向きに向いているのかを示したものである。例えば、図２Ａを例に説明すると、＜００１＞と＜１０１＞方位で色が濃く、＜１１１＞では色が薄いことから、各粒子において｛００１｝｛１０１｝結晶面がＸ０方向に向いている粒子はあるが、｛１１１｝結晶面がＸ０方向に向いている粒子は少ないことを示している。
図２Ａ～２Ｃおよび図３Ａ～３Ｃに示すように、熱源にＣＭＴを用いた図２Ａ～２Ｃは、図２Ｃの積層方向（Ｚ０方向）で見た場合に＜００１＞方位で特に色が濃くなっている。これは結晶粒が＜００１＞方位へ優先的に配向していることを示している。なお「優先的に配向している」とは、各結晶粒方位の６０％以上、より好ましくは７０％以上、さらに好ましくは７５％以上が特定の方位（＜００１＞方位）へ配向していることとみなす。一方、図３Ａ～３ＣのＥＢでは、図３ＣのＺ０方向で見た場合に、＜００１＞＜１０１＞＜１１１＞の各方位で全体的に色が濃くなっている。これは結晶粒が特定の方位に配向しておらず、分散していることを示している。以上の結果から、ＣＭＴではＥＢに比べて結晶粒成長方向が特定の方位（＜００１＞方位）へ配向しやすく、一方向凝固的な組織となっていると考えられる。 2A to 2C are inverse pole figures when CMT is used as a heat source for additive manufacturing. The measurement surface of the sample is the X0Y0 cross section (cross section perpendicular to the stacking direction) in FIG. 2A is the X0 direction of FIG. 1, FIG. 2B is the Y0 direction of FIG. 1, and FIG. 2C is the Z0 direction of FIG. Similarly, FIGS. 3A to 3C are inverse pole figures when EB (electron beam) is used as a heat source for lamination molding. These figures show which of the X0 direction, Y0 direction, and Z0 direction each crystal plane faces. For example, referring to FIG. 2A, the <001> and <101> orientations are darker, and the <111> orientations are lighter. Although there are some grains with the {111} crystal planes oriented in the X0 direction, there are few grains.
As shown in FIGS. 2A-2C and 3A-3C, FIGS. 2A-2C using CMT as a heat source are particularly dark in the <001> orientation when viewed in the stacking direction (Z0 direction) of FIG. 2C. ing. This indicates that the crystal grains are preferentially oriented in the <001> direction. Note that "preferentially oriented" means that 60% or more, more preferably 70% or more, and still more preferably 75% or more of each crystal grain orientation is oriented in a specific orientation (<001> orientation). regarded as a thing. On the other hand, in EB of FIGS. 3A to 3C, when viewed in the Z0 direction of FIG. 3C, the colors are darker overall in each of the <001><101><111> directions. This indicates that the crystal grains are not oriented in a specific direction and are dispersed. From the above results, it is considered that the crystal grain growth direction tends to be oriented in a specific orientation (<001> orientation) in CMT as compared to EB, resulting in a unidirectionally solidified structure.

（３）固溶化熱処理工程
Ｃｏ基合金造形体を造形後、固溶化熱処理を行う。熱処理条件は、造形後の残留応力を解放するのに十分な温度以上で、かつ、上述した偏析セルが消失しない温度で行うことが好ましい。具体的には、８００℃以上１１５０℃未満が好ましく、８００℃以上１０００℃未満がより好ましい。時間は、熱処理温度に応じて決定することが好ましい。熱処理条件の一例として、１０５０℃で２時間保持することができる。 (3) Solution heat treatment step After shaping the Co-based alloy shaped body, solution heat treatment is performed. It is preferable that the heat treatment be performed at a temperature higher than or equal to a temperature sufficient to release residual stress after molding and at a temperature at which the above-described segregation cells do not disappear. Specifically, the temperature is preferably 800°C or higher and lower than 1150°C, and more preferably 800°C or higher and lower than 1000°C. The time is preferably determined according to the heat treatment temperature. As an example of heat treatment conditions, the temperature can be held at 1050° C. for 2 hours.

（４）時効処理工程
固溶化熱処理工程後、時効処理工程を行う。熱処理条件は、従来の条件を適用することができ、５００℃以上１１００℃以下、１～１００時間で行うことができる。また、温度を２種類にする２段時効を行ってもよい。熱処理条件の一例として、９００℃で２４時間保持後、８００℃で２４時間保持することができる。 (4) Aging treatment step After the solution heat treatment step, an aging treatment step is performed. Conventional heat treatment conditions can be applied, and the heat treatment can be performed at 500° C. or higher and 1100° C. or lower for 1 hour to 100 hours. Also, two-step aging may be performed at two different temperatures. As an example of the heat treatment conditions, after holding at 900° C. for 24 hours, it is possible to hold at 800° C. for 24 hours.

時効処理後、本発明のＣｏ基合金製造物が得られる。時効処理によって、上述した特許文献１と同様に、Ｃｏ基合金の母相であるγ相の結晶粒内にγ´相が整合析出し、析出強化機構を構成する。 After aging, the Co-based alloy product of the present invention is obtained. By aging treatment, the γ' phase coherently precipitates in the crystal grains of the γ phase, which is the parent phase of the Co-based alloy, as in Patent Document 1 described above, and constitutes a precipitation strengthening mechanism.

本発明のコバルト基合金造形物の製造方法によれば、高温強度を有する材料を用いて積層造形が可能である。造形体で部材を製作する場合、鍛造材から製作する場合よりも加工しろ(例えば切削加工で切削粉として廃棄される部分)を大幅に削減することができるため、生産性を高めて歩留まりを向上することができる。 According to the method for manufacturing a cobalt-based alloy modeled article of the present invention, additive manufacturing is possible using a material having high-temperature strength. When manufacturing parts from a molded body, it is possible to greatly reduce the machining margin (for example, the portion that is discarded as cutting powder in cutting) compared to manufacturing from forged materials, so productivity is improved and yield is improved. can do.

ＣＯＷＡＬＯＹ合金を用いて、熱源にＣＭＴを用いて作製した造形体とＥＢを用いて作製した造形体の室温における０．２％耐力、引張強さおよび破断伸びを測定した。測定は、積層造形体より試験部φ８ｍｍ、試験片長さ９０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片を用いて行った。評価結果を表１に示す。表１中、Ｙ方向およびＺ方向は、図１のＹ０方向およびＺ０方向に対応している。 Using the COWALOY alloy, the 0.2% proof stress, tensile strength and elongation at break of a shaped body produced using CMT as a heat source and a shaped body produced using EB as a heat source were measured. A test piece having a test portion of φ8 mm and a test piece length of 90 mm was cut out from the laminate-molded body, and the measurement was performed using this test piece. Table 1 shows the evaluation results. In Table 1, the Y direction and Z direction correspond to the Y0 direction and Z0 direction in FIG.

表１に示すように、積層造形の熱源にＣＭＴを用いた場合もＥＢを用いた場合も、室温（２２℃）において０．２％耐力が７００ＭＰａ以上、引張強さが１０００ＭＰａ以上を達成している。 As shown in Table 1, both when CMT and EB are used as heat sources for additive manufacturing, 0.2% proof stress of 700 MPa or more and tensile strength of 1000 MPa or more are achieved at room temperature (22 ° C.). there is

伸びに関しては、Ｚ方向、Ｙ方向いずれも積層造形の熱源にＥＢを用いた場合よりもＣＭＴを用いた場合の方が高いことが分かった。特にＣＭＴではＹ方向での伸びが大きく、Ｚ方向とＹ方向の伸びの差がＥＢに比べて小さくなった。なお、Ｚ方向（積層方向）に対するＹ方向（熱源の走査方向）の伸び（Ｙ方向の伸びをＺ方向の伸びで除した値）が０．７以上あると、異方性解消の観点から好ましい。ＣＭＴでＹ方向の伸びが大きくなったのは、上述したＣＭＴを用いた場合の特徴的な組織（積層方向において６０％以上の結晶粒が＜００１＞方位へ配向）に関係しているものと考えられる。 It was found that the elongation in both the Z direction and the Y direction is higher when CMT is used than when EB is used as the heat source for lamination manufacturing. Especially in CMT, the elongation in the Y direction was large, and the difference in elongation between the Z and Y directions was smaller than in EB. In addition, it is preferable from the viewpoint of eliminating anisotropy that the elongation in the Y direction (scanning direction of the heat source) with respect to the Z direction (laminating direction) (the value obtained by dividing the elongation in the Y direction by the elongation in the Z direction) is 0.7 or more. . The reason why the Y-direction elongation of CMT is large is related to the characteristic structure (60% or more of the crystal grains are oriented in the <001> direction in the stacking direction) when using the CMT described above. Conceivable.

また、積層造形の熱源にＣＭＴを用いた場合とＥＢを用いて作製した造形体に対して、低サイクル疲労特性を評価した。図４は低サイクル疲労試験に供した試験片の採取方向（水平方向および垂直方向）を定義する図であり、図５は低サイクル疲労試験の試験片形状を示す図である。試験は、ＪＩＳ（ＪＡＰＡＮＥＳＥ ＩＮＤＵＳＴＲＩＡＬ ＳＴＡＮＤＡＲＤ） Ｚ ２２７９ １９９２（金属材料の高温低サイクル疲労試験）に準じて行った。試験条件および使用設備は、以下の通りである。 In addition, the low-cycle fatigue characteristics were evaluated for a modeled body using CMT as a heat source for additive manufacturing and a modeled body manufactured using EB. FIG. 4 is a diagram defining the sampling directions (horizontal direction and vertical direction) of the test piece subjected to the low cycle fatigue test, and FIG. 5 is a diagram showing the shape of the test piece for the low cycle fatigue test. The test was conducted according to JIS (JAPANESE INDUSTRIAL STANDARD) Z 2279 1992 (high temperature low cycle fatigue test for metal materials). The test conditions and equipment used are as follows.

試験温度：８００℃（大気中）
全ひずみ範囲：０．６（±０．３％）， ０，８ （±０．４％）， １．０％ （±０．５％）
歪み比：Ｒε＝－１（両振り）
ひずみ速度：０．１％／ｓｅｃ（三角波）
打切りサイクル：２０，０００サイクル
※繰返しサイクルが２×１０^４ サイクルを超え、２×１０^４ サイクルでの非弾性ひずみ範囲が０．０１％以下ならば、荷重制御（９Ｈｚ、正弦波）に切り替えを実施する
試験装置：ＭＴＳ８１０ 油圧サーボ疲労試験機、±１００ｋＮ
伸び計：ＭＴＳ ６３２．５３Ｆ－１４（ＧＬ＝１２．０ｍｍ）
加熱方式：電気抵抗加熱
熱電対：Ｋ熱電対
結果を表２に示す。 Test temperature: 800°C (in air)
Total strain range: 0.6 (±0.3%), 0,8 (±0.4%), 1.0% (±0.5%)
Strain ratio: Rε = -1 (double swing)
Strain rate: 0.1%/sec (triangular wave)
Aborted cycle: 20,000 cycles * If the repeated cycle exceeds 2 x 10 ⁴ cycles and the inelastic strain range at 2 x 10 ⁴ cycles is 0.01% or less, switch to load control (9 Hz, sine wave). Test equipment to be performed: MTS810 hydraulic servo fatigue tester, ±100 kN
Extensometer: MTS 632.53F-14 (GL=12.0mm)
Heating method: Electric resistance heating thermocouple: K thermocouple The results are shown in Table 2.

表２にはＣＯＷＡＬＯＹをＣＭＴまたはＥＢを熱源として作製したＷＡＭ造形体、Ａｌｌｏｙ２６３の圧延材、およびＷＡＳＰＡＬＯＹの圧延材の低サイクル疲労試験結果を掲載している。表２に示すように、ＣＭＴを用いて作製したＣＯＷＡＬＯＹ造形体は、全ひずみ範囲０．８％で比較すると、垂直方向に比べて水平方向の破断繰り返し数が小さくなった。ＥＢで作成した造形体と比較すると、ＣＭＴでは垂直方向、水平方向ともに破断繰り返し数が大きくなった。特に水平方向の破断繰り返し数は、ＥＢでは４０だったのに対し、ＣＭＴは７６３５となり差が大きい。また表２のＡｌｌｏｙ２６３やＷＡＳＰＡＬＬＯＹの破断繰り返し数と比較すると、全ひずみ範囲０．６％において、Ａｌｌｏｙ２６３は３０９０、ＷＡＳＰＡＬＯＹは７０００に対して、ＣＭＴを熱源としたＣＯＷＡＬＯＹ造形体は、水平方向の破断繰り返し数が２００００以上である。全ひずみ範囲０．６％における垂直方向の破断繰り返し数は表２に記載がないものの、全ひずみ範囲０．８％の値から、水平方向よりも値が大きいと推察できる。
以上の結果から、ＣＭＴを熱源としたＣＯＷＡＬＯＹ造形体の疲労特性は、ＥＢに比べて特に水平方向の疲労特性が優れており、Ａｌｌｏｙ２６３およびＷＡＳＰＡＬＯＹよりも優れていることが分かる。ＣＭＴで水平方向の疲労特性が高いのは、水平方向の伸びがＥＢより大きくなったことと関係している。なおＣＯＷＡＬＯＹをタービン等の高温強度が要求される部材の製造に適用する場合、８００℃における全ひずみ範囲０．６％の破断繰り返し数は、３０００以上が好ましく、更に好ましくは８０００以上とすることが好ましい。破断繰り返し数が３０００より小さいと、十分な疲労特性が得られないため好ましくない。
ＣＭＴを熱源とした造形体の結晶方位が、積層方向において＜００１＞方位に優先的に配向していると、なぜ走査方向の伸びや疲労特性がＥＢを熱源とした造形体に比べて高くなるのか要因は判明していない。但し、考えられる要因の１つとして、ＣＭＴでは垂直方向（積層方向）の亀裂の進展速度が遅くなることがあげられる。水平方向の低サイクル疲労試験では、造形体の走査方向に切り出した試験片を使用しており、亀裂の進展に伴う破断は積層方向に生じる傾向がある。ＣＭＴでは、積層方向において特定の方向、すなわち＜００１＞方位に結晶面が優先的に配向しているため、水平方向の伸びがＥＢに比べて高くなった可能性がある。更に水平方向に引張・圧縮を繰り返す疲労試験において、積層方向で発生する亀裂の進展速度が遅くなり、ＥＢを熱源とした造形体に比べて疲労強度が高くなったと考えられる。 Table 2 lists the low-cycle fatigue test results of WAM compacts made of COWALOY using CMT or EB as a heat source, alloy 263 rolled materials, and WASPALOY rolled materials. As shown in Table 2, the COWALOY shaped bodies made with CMT had lower cycles to failure in the horizontal direction than in the vertical direction when compared over a full strain range of 0.8%. In comparison with the shaped body made by EB, CMT showed a larger number of repeated fractures in both the vertical and horizontal directions. In particular, the number of repetitions to break in the horizontal direction was 40 for EB and 7635 for CMT, showing a large difference. In addition, when comparing the number of rupture cycles of Alloy263 and WASPALLOY in Table 2, in the total strain range of 0.6%, Alloy263 is 3090 and WASPALLOY is 7000. The number is 20000 or more. Although the number of rupture repetitions in the vertical direction in the total strain range of 0.6% is not listed in Table 2, it can be inferred from the value in the total strain range of 0.8% that the value is larger than in the horizontal direction.
From the above results, it can be seen that the fatigue property of the COWALOY shaped body using CMT as a heat source is superior to that of EB, especially in the horizontal direction, and is superior to Alloy263 and WASPALOY. The higher lateral fatigue properties of CMT are associated with greater lateral elongation than EB. When COWALOY is applied to the manufacture of members that require high-temperature strength, such as turbines, the number of rupture cycles at 800° C. in the total strain range of 0.6% is preferably 3000 or more, more preferably 8000 or more. preferable. If the number of repetitions to break is less than 3000, sufficient fatigue properties cannot be obtained, which is not preferable.
Why is the elongation in the scanning direction and fatigue properties higher than those of a model using EB as a heat source when the crystal orientation of the product using CMT as a heat source is preferentially oriented in the <001> orientation in the stacking direction? The reason for this has not been clarified. However, one of the possible factors is that CMT slows down the growth rate of cracks in the vertical direction (stacking direction). In the horizontal low-cycle fatigue test, specimens cut in the scanning direction of the compact are used, and fracture due to crack growth tends to occur in the stacking direction. In CMT, crystal planes are preferentially oriented in a specific direction, ie, <001> orientation, in the stacking direction, so there is a possibility that the horizontal elongation was higher than in EB. Furthermore, in a fatigue test in which tension and compression are repeated in the horizontal direction, the growth rate of cracks generated in the stacking direction is slowed, and it is considered that the fatigue strength is higher than that of the shaped body using EB as a heat source.

以上、説明したように、本発明によれば、ＷＡＭを用いて、従来のＮｉ基合金およびＣｏ基合金を鍛造等で作製した部材と同等以上の機械的強度および高温強度を有し、かつ歩留まりの向上を実現するＣｏ基合金製造物およびＣｏ基合金製造物の製造方法を提供できることが示された。 As described above, according to the present invention, WAM is used to have mechanical strength and high-temperature strength equal to or higher than those of members produced by conventional Ni-based alloys and Co-based alloys by forging or the like, and the yield is high. It has been shown that it is possible to provide a Co-based alloy product and a method for producing a Co-based alloy product that achieves an improvement in the

なお、本発明は上記した実施例に限定されるものではなく、様々な変形例が含まれる。例えば、上記した実施例は本発明を分かり易く説明するために詳細に説明したものであり、必ずしも説明した全ての構成を備えるものに限定されるものではない。また、ある実施例の構成の一部を他の実施例の構成に置き換えることが可能であり、ある実施例の構成に他の実施例の構成を加えることも可能である。また、各実施例の構成の一部について、他の構成の追加・削除・置換をすることが可能である。 In addition, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and includes various modifications. For example, the above embodiments have been described in detail for easy understanding of the present invention, and are not necessarily limited to those having all the described configurations. Moreover, it is possible to replace a part of the configuration of one embodiment with the configuration of another embodiment, and it is also possible to add the configuration of another embodiment to the configuration of one embodiment. Moreover, it is possible to add, delete, or replace a part of the configuration of each embodiment with another configuration.

１…積層造形体、２ａ，２ｂ，２ｃ，２ｄ，２ｅ，２ｆ，２ｇ…層。 1... Laminated body, 2a, 2b, 2c, 2d, 2e, 2f, 2g... layers.

Claims (9)

０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、
１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％および
３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏおよび不可避不純物であるＣｏ基合金からなる多結晶体を含むＣｏ基合金積層造形体であり、
前記多結晶体が、前記Ｃｏ基合金積層造形体の積層方向において６０％以上の結晶粒が＜００１＞方位へ配向していることを特徴とするＣｏ基合金製造物。 0.001≦C<0.100 mass%,
9.0≦Cr<20.0 mass%,
2.0≦Al<5.0 mass%,
A Co-based alloy additive manufacturing body containing a polycrystalline body made of a Co-based alloy containing 13.0 ≤ W < 20.0 mass% and 39.0 ≤ Ni < 55.0 mass%, the balance being Co and inevitable impurities ,
A Co-based alloy product, wherein 60% or more of the crystal grains of the polycrystalline body are oriented in the <001> orientation in the stacking direction of the Co-based alloy additive-molded body. Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦２．０ｍａｓｓ％
Ｔｉ≦２．０ｍａｓｓ％および
Ｔａ≦２．０ｍａｓｓ％のいずれか１種以上をさらに含む請求項１に記載のＣｏ基合金製造物。 Mo≤3.0 mass%,
Nb≤2.0 mass%
2. The Co-based alloy product according to claim 1, further comprising at least one of Ti≤2.0 mass% and Ta≤2.0 mass%. ０．００１≦Ｂ＜０．０２０ｍａｓｓ％、
０．０００１≦Ｚｒ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｍｇ≦０．１０ｍａｓｓ％および
Ｃａ≦０．２０ｍａｓｓ％のいずれか１種以上をさらに含む請求項１または２に記載のＣｏ基合金製造物。 0.001≦B<0.020 mass%,
0.0001≦Zr<0.010 mass %,
3. The Co-based alloy product according to claim 1, further comprising at least one of Mg≤0.10 mass% and Ca≤0.20 mass%. 前記Ｃｏ基合金積層造形体の熱源の走査方向における室温の破断のびが前記Ｃｏ基合金積層造形体の積層方向の破断伸びに対して０．７以上であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載のＣｏ基合金製造物。 3. The breaking elongation at room temperature in the scanning direction of the heat source of the Co-based alloy additive manufacturing body is 0.7 or more with respect to the breaking elongation in the stacking direction of the Co-based alloy additive manufacturing body. A Co-based alloy product according to any one of Claims 1 to 3. 前記Ｃｏ基合金積層造形体の８００℃、全ひずみ範囲０．６％における破断繰り返し数が、３０００以上であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載のＣｏ基合金製造物。 The Co-based alloy production according to any one of claims 1 to 3, wherein the Co-based alloy additive manufacturing product has a number of rupture cycles of 3000 or more at 800 ° C. and a total strain range of 0.6%. thing. Ｃｏ基合金からなるワイヤを準備する工程と、
前記ワイヤを積層造形してＣｏ基合金積層造形体を得る工程と、
前記Ｃｏ基合金積層造形体を１１５０℃未満の温度で固溶化熱処理する工程と、
前記固溶化熱処理する工程後に時効熱処理してＣｏ基合金製造物を得る工程と、を有し、
前記積層造形の熱源は、ＣＭＴであることを特徴とするＣｏ基合金製造物の製造方法。 preparing a wire made of a Co-based alloy;
a step of laminating and manufacturing the wire to obtain a Co-based alloy lamination-molded body;
a step of subjecting the Co-based alloy additive-molded article to a solution heat treatment at a temperature of less than 1150°C;
a step of obtaining a Co-based alloy product by performing aging heat treatment after the step of solution heat treatment,
A method for producing a Co-based alloy product, wherein the heat source for the additive manufacturing is CMT. 前記Ｃｏ基合金積層造形体は、前記Ｃｏ基合金積層造形体の積層方向に対し〈００１〉方位へ優先配向していることを特徴とする請求項６に記載のＣｏ基合金製造物の製造方法。 7. The method for producing a Co-based alloy product according to claim 6, wherein the Co-based alloy layered structure is preferentially oriented in the <001> direction with respect to the stacking direction of the Co-based alloy layered structure. . 前記固溶化熱処理は、８００℃以上１０５０℃以下であることを特徴とする請求項６に記載のＣｏ基合金製造物の製造方法。 7. The method for producing a Co-based alloy product according to claim 6, wherein the solution heat treatment is performed at a temperature of 800[deg.] C. or higher and 1050[deg.] C. or lower. 前記時効熱処理は、９００℃で２４時間保持した後、８００℃で２４時間保持することを特徴とする請求項６に記載のＣｏ基合金製造物の製造方法。 7. The method for producing a Co-based alloy product according to claim 6, wherein the aging heat treatment is carried out at 900[deg.] C. for 24 hours and then at 800[deg.] C. for 24 hours.

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