WO2017098848A1 - ハイエントロピー合金部材、該合金部材の製造方法、および該合金部材を用いた製造物 - Google Patents

ハイエントロピー合金部材、該合金部材の製造方法、および該合金部材を用いた製造物 Download PDF

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守 広田
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隆彦 加藤
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Definitions

  • the present invention relates to a technology of a high entropy alloy, and more particularly to a high entropy alloy member produced by a powder additive manufacturing method, a method for producing the alloy member, and a product using the alloy member.
  • High Entropy Alloy has been developed as an alloy with a new technical concept that is completely different from the technical concept of a conventional alloy (for example, an alloy obtained by adding a few minor component elements to one to three main component elements).
  • Entropy Alloys has been proposed.
  • HEA is defined as an alloy composed of five or more kinds of main metal elements (each 5 to 35 atomic%), and is known to exhibit the following characteristics.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-173732 discloses a high-entropy multicomponent alloy obtained by casting or synthesizing a plurality of types of metal elements, the alloy containing 5 to 11 types of main metal elements, A high-entropy multicomponent alloy is disclosed in which the number of moles of one main metal element is 5% to 30% of the total number of moles of the alloy. Further, it is described that the main metal element is selected from a metal element group including aluminum, titanium, vanadium, chromium, iron, cobalt, nickel, copper, zirconium, molybdenum, palladium, and silver.
  • Patent Document 1 it is said that a high-entropy multicomponent alloy having higher hardness, higher heat resistance and higher corrosion resistance than conventional carbon steel and alloy carbon steel can be provided in a cast state.
  • HEA is prone to element segregation and texture spots during casting due to the complexity of the alloy composition, and it is difficult to obtain a homogeneous ingot. It was. Element segregation and texture spots in alloy members are problems to be solved because they lead to variations in characteristics depending on the part.
  • HEA has high hardness and resistance to tempering softening, so that it is difficult to process, and it is difficult to produce a desired shape member by machining. This is a major obstacle to commercialization and commercialization of HEA members, and a problem to be solved.
  • HEA has attractive features that cannot be obtained with conventional alloys. Therefore, HEA members with excellent alloy composition / microstructure homogeneity and shape controllability, and their manufacture There is a strong need for method development.
  • the object of the present invention is to use a high-entropy alloy (HEA) having high mechanical strength and high corrosion resistance to satisfy the above requirements, and is excellent in alloy composition / microstructure homogeneity and in shape controllability.
  • An object of the present invention is to provide a HEA member, a manufacturing method thereof, and a product using the HEA member.
  • One aspect of the present invention is an alloy member made of a high-entropy alloy, Co (cobalt), Cr (chromium), Fe (iron), Ni (nickel), Ti (titanium) elements each in the range of 5 atomic percent to 35 atomic percent, and Mo (molybdenum) 0 atoms In a range of more than 8% and less than 8 atomic%, with the remainder consisting of inevitable impurities,
  • the alloy member provides a high entropy alloy member in which an intermetallic compound phase of needle-like crystals is dispersed and precipitated in a matrix crystal.
  • the present invention can add the following improvements and changes to the high entropy alloy member (I).
  • the acicular crystals are dispersed and precipitated in a three-dimensional lattice shape.
  • the chemical composition of the high-entropy alloy is such that the Co is 20 atomic% to 35 atomic%, the Cr is 10 atomic% to 25 atomic%, and the Fe is 10 atomic% to 25 atomic%.
  • the Ni is contained in an amount of 15 atomic% to 30 atomic% and the Ti is contained in an amount of 5 atomic% to 15 atomic%.
  • the chemical composition of the high-entropy alloy is such that the Co is 25 atomic% to 33 atomic%, the Cr is 15 atomic% to 23 atomic%, and the Fe is 15 atomic% to 23 atomic%.
  • the Ni is contained in an amount of 17 to 28 atomic%, the Ti is contained in an amount of 5 to 10 atomic%, and the Mo is contained in an amount of 1 to 7 atomic%.
  • the high-entropy alloy has a chemical composition of 27 atomic% to 33 atomic% of Co, 18 atomic% to 23 atomic% of Cr, and 18 atomic% to 23 atomic% of Fe.
  • the Ni is contained in an amount of 17 atom% to 24 atom%, the Ti is contained in an amount of 5 atom% to 8 atom%, and the Mo is contained in an amount of 1 atom% to 3 atom%.
  • the intermetallic compound phase includes a Ni 3 Ti phase.
  • Tensile strength is 1000 MPa or more and elongation at break is 3% or more.
  • the parent phase crystal has a columnar crystal shape and includes a simple cubic crystal.
  • “the crystal structure includes a simple cubic crystal” means “the main crystal structure is a simple cubic crystal”.
  • Another aspect of the present invention is a method for producing the high entropy alloy member described above, A raw material mixing and melting step of mixing and melting the raw materials of the alloy to form a molten metal; An atomizing step of forming alloy powder from the molten metal; There is provided a manufacturing method of a high-entropy alloy member, comprising: a layered manufacturing step of forming an alloy layered body having a desired shape by a metal powder layered manufacturing method using the alloy powder.
  • the present invention can add the following improvements and changes to the above-described high entropy alloy member production method (II).
  • the additive manufacturing process includes a powder bed forming process for forming a powder bed of the alloy powder, A powder bed calcining step of heating the entire powder bed to form a pre-sintered powder bed; The temporary sintered body is locally heated to form a micro molten pool of the alloy, and the micro molten pool is moved and sequentially solidified while scanning the local heating in the plane of the temporary sintered body. And a local melting / solidifying layer forming step of forming a solidified layer of the alloy.
  • Still another embodiment of the present invention is a product using the above-mentioned high entropy alloy member, Provided is a product using a high-entropy alloy member, wherein the product is an impeller of a fluid machine.
  • the present invention can be improved or changed as follows.
  • (Ix) The product is a centrifugal compressor incorporating the impeller.
  • a high-entropy alloy having high mechanical strength and high corrosion resistance is used, an HEA member having excellent alloy composition / microstructure homogeneity and excellent shape controllability, and a manufacturing method thereof, and A product using the HEA member can be provided.
  • HSA high-entropy alloys
  • the present inventors have conducted extensive research on alloy compositions and shape control methods in order to develop HEA members having excellent shape controllability and ductility without sacrificing the characteristics of HEA.
  • an HEA member that solves the problem can be obtained by forming an alloy additive manufacturing body by a metal powder additive manufacturing method using powder of a Co-Cr-Fe-Ni-Ti-Mo alloy. .
  • the present invention has been completed based on this finding.
  • FIG. 1 is a process diagram showing an example of a method for producing a high-entropy alloy member according to the present invention.
  • the manufacturing method of this invention has a raw material mixing melt
  • a raw material mixing and dissolving step is performed in which raw materials are mixed and dissolved to form a molten metal 10 so as to have a desired HEA composition (Co—Cr—Fe—Ni—Ti—Mo).
  • HEA composition Co—Cr—Fe—Ni—Ti—Mo
  • vacuum melting can be suitably used as a melting method.
  • the HEA composition of the present invention includes 5 elements of Co, Cr, Fe, Ni, and Ti as main components in a range of 5 atomic% to 35 atomic%, respectively, and Mo as an auxiliary component is more than 0 atomic% and less than 8 atomic%. And the remainder consists of inevitable impurities.
  • the Co component is preferably 20 atom% or more and 35 atom% or less, more preferably 25 atom% or more and 33 atom% or less, and further preferably 27 atom% or more and 33 atom% or less.
  • the Cr component is preferably 10 atomic percent to 25 atomic percent, more preferably 15 atomic percent to 23 atomic percent, and still more preferably 18 atomic percent to 23 atomic percent.
  • the Fe component is preferably 10 atomic percent to 25 atomic percent, more preferably 15 atomic percent to 23 atomic percent, and still more preferably 18 atomic percent to 23 atomic percent.
  • the Ni component is preferably 15 atomic% to 30 atomic%, more preferably 17 atomic% to 28 atomic%, and still more preferably 17 atomic% to 24 atomic%.
  • the Ti component is preferably 5 atom% or more and 15 atom% or less, more preferably 5 atom% or more and 10 atom% or less, and further preferably 5 atom% or more and 8 atom% or less.
  • the Mo component is preferably more than 0 atom% and less than 8 atom%, more preferably 1 atom% to 7 atom%, and still more preferably 1 atom% to 3 atom%.
  • an atomizing process for forming the alloy powder 20 from the molten metal 10 is performed.
  • a conventional method can be used.
  • a gas atomization method or a centrifugal atomization method that can obtain high-purity, homogeneous composition, and spherical particles can be preferably used.
  • the average particle diameter of the alloy powder 20 is preferably 10 ⁇ m or more and 1 mm or less, and more preferably 20 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less, from the viewpoints of handling properties and filling properties.
  • the average particle size is less than 10 ⁇ m, the alloy powder 20 is likely to rise in the subsequent layered manufacturing process, which causes a decrease in the shape accuracy of the alloy layered body.
  • the average particle size exceeds 1 mm, it becomes a factor that the surface roughness of the alloy layered structure is increased or the melting of the alloy powder 20 becomes insufficient in the next layered manufacturing process.
  • an additive manufacturing process for forming an alloy additive manufacturing body 230 having a desired shape is performed by a metal powder additive manufacturing method using the alloy powder 20 prepared above.
  • a metal powder additive manufacturing method for forming a near net shape metal member by melting and solidification instead of sintering a three-dimensional member having a complex shape with a hardness equal to or higher than that of a cast material can be produced.
  • the additive manufacturing method is not particularly limited, and a conventional method can be used.
  • a metal powder additive manufacturing method using an electron beam melting (EBM) method or a selective laser melting (SLM) method can be suitably used.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing an example of a structure of an EBM method powder additive manufacturing apparatus and an additive manufacturing method.
  • the EBM powder additive manufacturing apparatus 100 is roughly divided into an electron beam control unit 110 and a powder control unit 120, and the whole is a vacuum chamber.
  • the stage 121 is lowered by one layer thickness (for example, about 30 to 800 ⁇ m) of the alloy laminate model 230 to be modeled.
  • the alloy powder 20 is supplied from the powder hopper 123 onto the base plate 122 on the upper surface of the stage 121, and the alloy powder 20 is flattened by the rake arm 124 to form a powder bed 210 (layered powder) (powder bed forming step).
  • Thermoelectrons are emitted from the heated tungsten filament 111 (for example, 2500 ° C. or higher) and accelerated by the anode 112 (for example, about half the speed of light) to form an electron beam 113.
  • the accelerated electron beam 113 is rounded by the astigmatism correction device 114 and focused on the powder bed 210 by the focus coil 115.
  • a relatively weak (loose) focused beam is scanned by the deflection coil 116 to preheat the entire powder bed 210 to form a temporary sintered body of the powder bed.
  • the calcining temperature of the powder bed 210 is preferably 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the calcining temperature is less than 900 ° C., the sintering of the alloy powder hardly proceeds, and it becomes difficult to form a calcined body.
  • the calcining temperature exceeds 1000 ° C., the sintering of the alloy powder proceeds so much that it is difficult to take out the alloy laminate model 230 (separation between the alloy laminate model 230 and the provisional sintered product).
  • the presintered body of the powder bed is irradiated with a strong focused beam for local melting and alloyed
  • a 2D slice-shaped solidified layer 220 is formed by scanning the focused beam and moving and sequentially solidifying the fine molten pool (local melting / solidified layer forming step).
  • an extraction step of taking out the alloy layered model 230 is performed next.
  • the method for taking out the alloy laminate model 230 the separation method between the alloy laminate model 230 and the temporary sintered body, the separation method between the alloy laminate model 230 and the base plate 122
  • the conventional method can be used.
  • sand blasting using the alloy powder 20 can be preferably used. Sandblasting using the alloy powder 20 has an advantage that it can be reused as the alloy powder 20 by crushing together with the alloy powder 20 sprayed with the removed pre-sintered body.
  • the parent phase of the alloy laminate model 230 has a structure in which fine columnar crystals (average particle size of 100 ⁇ m or less) are forested along the lamination direction of the alloy laminate model 230 (so-called rapid solidification structure). It was. As a result of further observation, it was observed that in the alloy laminate model 230, acicular crystals of an intermetallic compound phase were dispersed and precipitated in a lattice pattern in the parent phase crystal.
  • FIG. 3A is an electron microscope observation image showing an example of a microstructure of a cross section (a surface perpendicular to the stacking direction and a surface in which the stacking direction is a normal line) of an alloy laminate model formed of HEA according to the present invention.
  • FIG. 3B is an electron microscope observation image showing an example of a microstructure of a longitudinal section (a surface along the stacking direction, a surface having a normal line perpendicular to the stacking direction) of the alloy laminate shaped body made of HEA according to the present invention.
  • the acicular crystals are dispersed and precipitated in a lattice shape in both the cross section and the longitudinal section of the alloy laminate model 230, the acicular crystals are three-dimensional. It was thought that it was dispersed and precipitated in a lattice form.
  • FIG. 4 is a photograph showing an impeller of a fluid machine as an example of a product using the HEA member according to the present invention. Since the HEA product of the present invention is manufactured by the metal powder additive manufacturing method, even a complicated shape as shown in FIG. 4 can be easily modeled. Further, since the impeller using the HEA member of the present invention has both high mechanical properties and high corrosion resistance, it can exhibit excellent durability even under severe stress / corrosion environments.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing a centrifugal compressor in which the impeller of the present invention is incorporated, which is another example of a product using the HEA member according to the present invention.
  • Example 1 (Preparation of HEA powder 1-6)
  • the raw materials were mixed with the nominal composition shown in Table 1, and the raw material mixing and dissolving step was performed in which the molten metal was formed by melting by a vacuum melting method.
  • the atomization process which forms alloy powder from a molten metal was performed by the gas atomization method.
  • the obtained alloy powder was classified by sieving to select a particle size of 45 to 105 ⁇ m to prepare HEA powders 1 to 6.
  • the average particle size of each was about 70 ⁇ m.
  • Example 2 Preparation of HEA members 1e to 6e of an alloy laminate model
  • the alloy additive manufacturing using the EBM method is performed according to the procedure of the additive manufacturing process.
  • a body 14 mm diameter x 85 mm high columnar material, height direction is the stacking direction
  • the calcining temperature of the powder bed was 950 ° C.
  • an extraction process of removing the temporary sintered body around the alloy additive manufacturing body by sandblasting using HEA powder 1 was performed, and the HEA member 1e of the alloy additive manufacturing body was taken out.
  • the HEA powders 2 to 6 were subjected to the additive manufacturing process and the extraction process in the same manner as described above, thereby producing HEA members 2e to 6e of alloy additive manufacturing objects.
  • HEA members 2c to 4c of ordinary cast materials were produced in the same manner as the HEA member 1c.
  • Example 4 (Microstructure observation of HEA materials) A specimen for microstructural observation was collected from each HEA member produced above, and microscopic observation was performed using an optical microscope, a scanning electron microscope (SEM), and an X-ray diffraction (XRD) apparatus. Table 2 shows the microstructure observation results together with the production specifications of each HEA member.
  • the matrix structure of the HEA members 1e to 6e produced by the additive manufacturing method is a structure in which fine columnar crystals (average particle size of 100 ⁇ m or less) are forested along the stacking direction of the alloy additive manufacturing body. (So-called rapidly solidified structure).
  • the crystal structure of the columnar crystals was basically simple cubic (SC).
  • SC face-centered cubic
  • the matrix structure of the HEA members 1c to 4c produced by the ordinary casting method had a structure composed of equiaxed crystals having an average particle diameter of more than 100 ⁇ m.
  • the crystal structure of the columnar crystal clearly contained FCC.
  • the main precipitation phase was a Ni 3 Ti phase in all HEA members. From the XRD measurement results, the precipitation of NiTi phase and NiTi 2 phase could not be denied (in other words, there was a possibility that NiTi phase and NiTi 2 phase were slightly precipitated).
  • 3A and 3B shown above are electron microscope observation images showing examples of the microstructure of the HEA member 1e.
  • FIG. 6 is an electron microscope observation image showing an example of the microstructure of the HEA member 1c.
  • the acicular crystals of the main precipitation phase were dispersed and precipitated in a three-dimensional lattice shape.
  • the acicular crystals were randomly assembled.
  • Each specimen was subjected to a room temperature tensile test using a universal material testing machine (based on JIS Z 2241, strain rate: 5 ⁇ 10 ⁇ 5 s ⁇ 1 ), and the tensile strength and elongation at break were measured.
  • the measurement result of the tensile test was obtained as an average value of 8 measurements excluding the maximum value and the minimum value of 10 measurements.
  • 1000 MPa or more was judged as “pass”, and less than 1000 MPa was judged as “fail”.
  • the evaluation of elongation at break was 3% or more as “pass” and less than 3% as “fail”. The results are shown in Table 3 below.
  • a polarization test piece (15 mm long ⁇ 15 mm wide ⁇ 2 mm thick) for pitting corrosion test was collected from each HEA member produced above. The pitting corrosion test was performed on each polarization test piece in accordance with JIS G 0577.
  • the HEA members 1e to 3e, 5e, and 6e produced by the additive manufacturing method as an example of the present invention exhibit a tensile strength of 1000 MPa or more and a breaking elongation of 3% or more, which are good. It has been demonstrated that it has excellent mechanical properties. Further, it was confirmed that the HEA members 5e and 6e having relatively low contents of the Ni component and the Ti component are particularly excellent in elongation at break.
  • the HEA members 1c to 4c and the HEA member 4e whose alloy composition does not fall within the scope of the present invention, which are comparative casting examples, have a tensile strength of less than 1000 MPa and / or an elongation at break of less than 3%.
  • the overall mechanical properties were unacceptable.
  • the HEA member 4e was rejected in spite of being manufactured by the additive manufacturing method, so that it was confirmed that addition of Mo exceeding 8 atomic% was not preferable.
  • the HEA member of the present invention is considered to have excellent corrosion resistance due to the combination of elements itself (Co—Cr—Fe—Ni—Ti—Mo).

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Abstract

高機械的強度・高耐食性を有するハイエントロピー合金（HEA）を用い、合金組成・微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れたHEA部材、その製造方法、および該HEA部材を用いた製造物を提供することを目的とする。本発明に係るHEA部材は、HEAからなる合金部材であって、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、かつMo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る化学組成を有し、前記合金部材は、母相結晶中に針状結晶の金属間化合物相が分散析出していることを特徴とする。

Description

ハイエントロピー合金部材、該合金部材の製造方法、および該合金部材を用いた製造物
　本発明は、ハイエントロピー合金の技術に関し、特に、粉末積層造形法により作製したハイエントロピー合金部材および該合金部材の製造方法、ならびに該合金部材を用いた製造物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（High Entropy Alloys：HEA）が提唱されている。HEAとは、５種類以上の主要金属元素（それぞれ5～35原子％）から構成された合金と定義されており、次のような特徴が発現することが知られている。
　（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格子歪みに起因する高硬度化や機械的特性の温度依存性低下、（d）多種元素共存による複合影響（カクテル効果とも言う）による耐食性の向上。
　例えば、特許文献１（特開2002-173732）には、複数種類の金属元素をキャスティングあるいは合成してなるハイエントロピー多元合金において、該合金が５種類から１１種類の主要金属元素を含有し、各一種類の主要金属元素のモル数が合金総モル数の5％から30％とされたことを特徴とするハイエントロピー多元合金が開示されている。また、前記主要金属元素は、アルミニウム、チタン、バナジウム、クロム、鉄、コバルト、ニッケル、銅、ジルコニウム、モリブデン、パラジウム、銀を含む金属元素群より選択されることが記載されている。
　特許文献１によると、キャスト状態において、従来のカーボンスチールや合金カーボンスチールよりも高い硬度、高い耐熱性および高い耐食性を兼ね備えたハイエントロピー多元合金を提供できるとされている。
特開２００２－１７３７３２号公報
　しかしながら、本発明者等がHEAについて種々研究したところ、HEAは、合金組成の複雑さに起因して鋳造時の元素偏析や組織斑が生じ易く、均質な鋳塊を得ることが難しいものであった。合金部材における元素偏析や組織斑は、部位による特性のばらつきにつながることから解決すべき課題である。
　また、HEAは、高硬度・焼き戻し軟化抵抗性を有するが故に難加工性であり、機械加工により所望形状部材を作製することが難しいという問題があった。これは、HEA部材を実用化・商用化する上での大きな障害であり、解決すべき課題である。
　一方、前述したように、HEAは従来合金では得られない魅力的な特徴を有していることから、合金組成・微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れるHEA部材、およびその製造方法の開発が強く求められている。
　したがって、本発明の目的は、上記要求を満たすべく、高機械的強度・高耐食性を有するハイエントロピー合金（HEA）を用い、合金組成・微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れたHEA部材、その製造方法、および該HEA部材を用いた製造物を提供することにある。
　（I）本発明の一態様は、ハイエントロピー合金からなる合金部材であって、
Co（コバルト）、Cr（クロム）、Fe（鉄）、Ni（ニッケル）、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る化学組成を有し、
前記合金部材は、母相結晶中に針状結晶の金属間化合物相が分散析出していることを特徴とするハイエントロピー合金部材を提供する。
　本発明は、上記のハイエントロピー合金部材（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）前記針状結晶は、三次元格子状に分散析出している。
（ii）前記ハイエントロピー合金の化学組成は、前記Coを20原子％以上35原子％以下で、前記Crを10原子％以上25原子％以下で、前記Feを10原子％以上25原子％以下で、前記Niを15原子％以上30原子％以下で、前記Tiを5原子％以上15原子％以下で含む。
（iii）前記ハイエントロピー合金の化学組成は、前記Coを25原子％以上33原子％以下で、前記Crを15原子％以上23原子％以下で、前記Feを15原子％以上23原子％以下で、前記Niを17原子％以上28原子％以下で、前記Tiを5原子％以上10原子％以下で、前記Moを1原子％以上7原子％以下で含む。
（iv）前記ハイエントロピー合金の化学組成は、前記Coを27原子％以上33原子％以下で、前記Crを18原子％以上23原子％以下で、前記Feを18原子％以上23原子％以下で、前記Niを17原子％以上24原子％以下で、前記Tiを5原子％以上8原子％以下で、前記Moを1原子％以上3原子％以下で含む。
（v）前記金属間化合物相は、Ni3Ti相を含む。
（vi）引張強さが1000 MPa以上であり、破断伸びが3％以上である。
（vii）前記母相結晶は、形状が柱状晶であり、その結晶構造が単純立方晶を含む。なお、ここでの「結晶構造が単純立方晶を含む」は、「主たる結晶構造が単純立方晶であること」を意味する。
　（II）本発明の他の一態様は、上記のハイエントロピー合金部材の製造方法であって、
前記合金の原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程と、
前記溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程と、
前記合金粉末を用いた金属粉末積層造形法により所望形状を有する合金積層造形体を形成する積層造形工程とを有することを特徴とするハイエントロピー合金部材の製造方法を提供する。
　本発明は、上記のハイエントロピー合金部材の製造方法（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。
（viii）前記積層造形工程は、前記合金粉末の粉末床を形成する粉末床形成工程と、
前記粉末床全体を加熱して粉末床の仮焼結体を形成する粉末床仮焼工程と、
前記仮焼結体を局所加熱して前記合金の微小溶融池を形成すると共に該局所加熱を該仮焼結体の面内で走査しながら前記微小溶融池を移動・逐次凝固させることにより、前記合金の凝固層を形成する局所溶融・凝固層形成工程とを有する。
　（III）本発明の更に他の一態様は、上記のハイエントロピー合金部材を用いた製造物であって、
前記製造物が、流体機械のインペラであることを特徴とするハイエントロピー合金部材を用いた製造物を提供する。
　本発明は、上記のハイエントロピー合金部材を用いた製造物（III）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。
（ix）前記製造物は、前記インペラを組み込んだ遠心圧縮機である。
　本発明によれば、高機械的強度・高耐食性を有するハイエントロピー合金（HEA）を用い、合金組成・微細組織の均質性に優れ、かつ形状制御性に優れたHEA部材、その製造方法、および該HEA部材を用いた製造物を提供することができる。
本発明に係るハイエントロピー合金部材の製造方法の一例を示す工程図である。 電子ビーム溶融法の粉末積層造形装置の構成および積層造形方法の例を示す断面模式図である。 本発明に係るHEAからなる合金積層造形体の横断面の微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。 本発明に係るHEAからなる合金積層造形体の縦断面の微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。 本発明に係るHEA部材を用いた製造物の一例であり、流体機械のインペラを示す写真である。 本発明に係るHEA部材を用いた製造物の他の一例であり、本発明のインペラが組み込まれた遠心圧縮機を示す断面模式図である。 HEA部材１ｃの微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。
　（本発明の基本思想）
　前述したように、ハイエントロピー合金（HEA）は、従来合金では得られない魅力的な特徴（例えば、高硬度、焼き戻し軟化抵抗性）を有しているが、難加工性であり、所望形状部材を作製することが難しいという問題があった。また、本発明者等がHEAについて種々研究したところ、従来の普通鋳造組織を有するHEA鋳塊は、変形抵抗が高い上に延性に乏しいことが判った。
　そこで、本発明者等は、HEAとしての特徴を犠牲にすることなく、形状制御性や延性に優れるHEA部材を開発すべく、合金組成と形状制御方法とについて鋭意研究を重ねた。その結果、Co-Cr-Fe-Ni-Ti-Mo系合金の粉末を用いた金属粉末積層造形法により合金積層造形体を形成することで、課題を解決するHEA部材が得られることを見出した。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HEA部材の製造手順に沿って説明する。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適宜組み合わせや改良が可能である。
　［HEA部材の製造方法］
　図１は、本発明に係るハイエントロピー合金部材の製造方法の一例を示す工程図である。図１に示したように、本発明の製造方法は、原料混合溶解工程とアトマイズ工程と積層造形工程と取出工程とを有する。以下、本発明の実施形態をより具体的に説明する。
　（原料混合溶解工程）
　図１に示したように、まず、所望のHEA組成（Co-Cr-Fe-Ni-Ti-Mo）となるように原料を混合・溶解して溶湯10を形成する原料混合溶解工程を行う。原料の混合方法や溶解方法に特段の限定はなく、高強度・高耐食性合金の製造における従前の方法を利用できる。例えば、溶解方法として真空溶解を好適に利用できる。また、真空炭素脱酸法などを併用して、溶湯10を精錬することが好ましい。
　本発明のHEA組成は、主要成分としてCo、Cr、Fe、Ni、Tiの５元素をそれぞれ5原子％以上35原子％以下の範囲で含み、副成分としてMo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るものである。
　より具体的には、Co成分は、20原子％以上35原子％以下が好ましく、25原子％以上33原子％以下がより好ましく、27原子％以上33原子％以下が更に好ましい。
　Cr成分は、10原子％以上25原子％以下が好ましく、15原子％以上23原子％以下がより好ましく、18原子％以上23原子％以下が更に好ましい。
　Fe成分は、10原子％以上25原子％以下が好ましく、15原子％以上23原子％以下がより好ましく、18原子％以上23原子％以下が更に好ましい。
　Ni成分は、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、17原子％以上24原子％以下が更に好ましい。
　Ti成分は、5原子％以上15原子％以下が好ましく、5原子％以上10原子％以下がより好ましく、5原子％以上8原子％以下が更に好ましい。
　Mo成分は、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、1原子％以上3原子％以下が更に好ましい。
　上記の各成分がそれぞれの好ましい組成範囲を外れると、望ましい特性の達成が困難になる。
　（アトマイズ工程）
　次に、溶湯10から合金粉末20を形成するアトマイズ工程を行う。アトマイズ方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、高純度・均質組成・球形状粒子が得られるガスアトマイズ法や遠心力アトマイズ法を好ましく用いることができる。
　合金粉末20の平均粒径は、ハンドリング性や充填性の観点から、10μm以上1 mm以下が好ましく、20μm以上500μm以下がより好ましい。平均粒径が10μm未満になると、次工程の積層造形工程において合金粉末20が舞い上がり易くなり、合金積層造形体の形状精度が低下する要因となる。一方、平均粒径が1 mm超になると、次工程の積層造形工程において合金積層造形体の表面粗さが増加したり合金粉末20の溶融が不十分になったりする要因となる。
　（積層造形工程）
　次に、上記で用意した合金粉末20を用いた金属粉末積層造形法により、所望形状を有する合金積層造形体230を形成する積層造形工程を行う。焼結ではなく溶融・凝固によってニアネットシェイプの金属部材を造形する金属粉末積層造形法の適用により、鋳造材と同等以上の硬度とともに、複雑形状を有する三次元部材を作製することができる。積層造形方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、電子ビーム溶融（Electron Beam Melting：EBM）法や選択的レーザ溶融（Selective Laser Melting：SLM）法を用いた金属粉末積層造形法を好適に利用できる。
　EBM法を例にとって積層造形工程を説明する。図２は、EBM法の粉末積層造形装置の構成および積層造形方法の例を示す断面模式図である。図２に示したように、EBM粉末積層造形装置100は、電子ビーム制御部110と粉末制御部120とに大別され、全体が真空チャンバーになっている。
　1）造形しようとする合金積層造形体230の１層厚さ分（例えば、約30～800μm）でステージ121を下降させる。ステージ121上面上のベースプレート122上にパウダーホッパー123から合金粉末20を供給し、レーキアーム124により合金粉末20を平坦化して粉末床210（層状粉末）を形成する（粉末床形成工程）。
　2）加熱されたタングステンフィラメント111（例えば、2500℃以上）から熱電子が放出され、アノ－ド112により加速されて（例えば、光速の半分程度）、電子ビーム113を形成する。加速された電子ビーム113は、非点補正装置114で真円化され、フォーカスコイル115により粉末床210へ集束される。
　3）比較的弱い（緩い）集束ビームを偏向コイル116により走査して粉末床210全体を予備加熱し、粉末床の仮焼結体を形成する。EBM方式では、粉末床を局所溶融・凝固する前に、粉末床の仮焼結体を形成する工程（粉末床仮焼工程）を行うことが好ましい。これは、局所溶融のための集束ビーム照射によって、合金粉末の帯電による粉末床の飛散を防ぐためである。また、本工程の加熱によって、その後の合金積層造形体230の変形が抑制される付加的な作用効果もある。
　粉末床210の仮焼温度は、900℃以上1000℃以下が好ましい。仮焼温度が900℃未満になると、合金粉末の焼結がほとんど進行せず、仮焼結体の形成が困難になる。一方、仮焼温度が1000℃超になると、合金粉末の焼結が進行し過ぎて、合金積層造形体230の取り出し（合金積層造形体230と仮焼結体との分離）が困難になる。
　4）粉末床の仮焼結体に対し、造形しようとする合金積層造形体230の3D-CADデータから変換された2Dスライスデータに基づいて、局所溶融のための強い集束ビームを照射して合金の微小溶融池を形成すると共に、該集束ビームを走査して微小溶融池を移動・逐次凝固させることにより、2Dスライス形状の凝固層220を形成する（局所溶融・凝固層形成工程）。
　5）上記1）～4）を繰り返して、所望形状を有する合金積層造形体230を造形する。
　（取出工程）
　上記工程で造形した合金積層造形体230は仮焼結体中に埋没しているため、次に、合金積層造形体230を取り出す取出工程を行う。合金積層造形体230の取り出し方法（合金積層造形体230と仮焼結体との分離方法、合金積層造形体230とベースプレート122との分離方法）に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、合金粉末20を用いたサンドブラストを好ましく用いることができる。合金粉末20を用いたサンドブラストは、除去した仮焼結体を吹き付けた合金粉末20と共に解砕することで、合金粉末20として再利用することができる利点がある。
　［HEA部材］
　取出工程の後、合金積層造形体230から微細組織観察用の試料を採取し、光学顕微鏡および電子顕微鏡を用いて、該試料の微細組織を観察した。その結果、合金積層造形体230の母相は、微細な柱状晶（平均粒径100μm以下）が合金積層造形体230の積層方向に沿って林立した組織（いわゆる、急冷凝固組織）を有していた。さらに微細に観察したところ、合金積層造形体230は、その母相結晶中に金属間化合物相の針状結晶が格子状に分散析出している様子が観察された。
　図３Ａは、本発明に係るHEAからなる合金積層造形体の横断面（積層方向に垂直の面、積層方向が法線となる面）の微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。図３Ｂは、本発明に係るHEAからなる合金積層造形体の縦断面（積層方向に沿った面、積層方向に垂直な法線を有する面）の微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。
　図３Ａ、図３Ｂに示したように、合金積層造形体230の横断面および縦断面のいずれにおいても、針状結晶が格子状に分散析出していることから、当該針状結晶は、三次元格子状に分散析出していると考えられた。
　［HEA部材を用いた製造物］
　図４は、本発明に係るHEA部材を用いた製造物の一例であり、流体機械のインペラを示す写真である。本発明のHEA製造物は金属粉末積層造形法により製造されることから、図４に示したような複雑形状物でも容易に造形することができる。また、本発明のHEA部材を用いたインペラは、高い機械的特性と高い耐食性とを兼ね備えることから、厳しい応力・腐食環境下でも優れた耐久性を示すことができる。
　図５は、本発明に係るHEA部材を用いた製造物の他の一例であり、本発明のインペラが組み込まれた遠心圧縮機を示す断面模式図である。厳しい応力・腐食環境下でも優れた耐久性を示す本発明のインペラを使用することにより、遠心圧縮機の長期信頼性の向上に寄与することができる。
　以下、実施例および比較例により本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　［実験１］
　（HEA粉末１～６の用意）
　表１に示す名目組成で原料を混合し、真空溶解法により溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程を行った。次に、ガスアトマイズ法により、溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程を行った。次に、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45～105μmに選別してHEA粉末１～６を用意した。レーザ回折式粒度分布測定装置を用いて、HEA粉末１～６の粒度分布を測定したところ、それぞれの平均粒径は約70μmであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　［実験２］
　（合金積層造形体のHEA部材１ｅ～６ｅの作製）
　実験１で用意したHEA粉末１に対し、図２に示したような粉末積層造形装置（Arcam AB社製、型式：A2X）を用いて、積層造形工程の手順に沿ってEBM法による合金積層造形体（直径14 mm×高さ85 mmの円柱材、高さ方向が積層方向）を造形した。粉末床の仮焼温度は950℃とした。
　積層造形工程の後、合金積層造形体の周囲の仮焼結体を、HEA粉末１を用いたサンドブラストにより除去する取出工程を行って、合金積層造形体のHEA部材１ｅを取り出した。
　HEA粉末２～６に対し、上記と同様にして積層造形工程と取出工程とを行って、合金積層造形体のHEA部材２ｅ～６ｅを作製した。
　［実験３］
　（普通鋳造材のHEA部材１ｃ～４ｃの作製）
　実験１で用意したHEA粉末１に対し、銅製の水冷鋳型を用いたアーク溶解法により、普通鋳造材（幅14 mm×長さ80 mm×高さ15 mmの角柱材）を鋳造して、普通鋳造材のHEA部材１ｃを作製した。なお、鋳造時の元素偏析や組織斑をできるだけ抑制するため、5回以上繰り返し溶解を行った。
　HEA粉末２～４に対し、HEA部材１ｃと同様にして、普通鋳造材のHEA部材２ｃ～４ｃを作製した。
　［実験４］
　（HEA部材の微細組織観察）
　上記で作製した各HEA部材から微細組織観察用の試験片を採取し、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（SEM）、Ｘ線回折（XRD）装置を用いて、微細組織観察を行った。各HEA部材の作製仕様と共に、微細組織観察結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したように、積層造形法で作製したHEA部材１ｅ～６ｅの母相組織は、微細な柱状晶（平均粒径100μm以下）が合金積層造形体の積層方向に沿って林立した組織（いわゆる、急冷凝固組織）を有していた。当該柱状晶の結晶構造は、基本的に単純立方晶（SC）であった。なお、XRD測定の結果、SCと面心立方晶（FCC）との判別が困難であった場合（FCCではないと断定することが困難であった場合）には、「SC (FCC)」と表記した。
　これに対し、普通鋳造法で作製したHEA部材１ｃ～４ｃの母相組織は、平均粒径100μm超の等軸晶からなる組織を有していた。当該柱状晶の結晶構造は、明確にFCCを含んでいた。
　これら母相組織の観察結果から、「母相組織が柱状晶からなるか等軸晶からなるか」および「母相の結晶構造が明確にFCCを含むか否か」は、HEAの凝固速度（言い換えると、原子の再配列が可能な温度領域での滞在時間の長短）が強く影響していると考えられた。
　また、金属間化合物の析出に関しては、XRD測定の結果、全てのHEA部材において主析出相がNi3Ti相であることが確認された。なお、XRD測定結果から、NiTi相やNiTi2相の析出を否定できるものではなかった（言い換えると、NiTi相やNiTi2相が少々析出している可能性があった）。
　一方、金属間化合物の析出形態では、HEA部材の作製方法によって大きな差異が見られた。先に示した図３Ａ、図３Ｂは、HEA部材１ｅの微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。図６は、HEA部材１ｃの微細組織例を示す電子顕微鏡観察像である。
　前述したように、積層造形法で作製したHEA部材１ｅ～６ｅは、主析出相の針状結晶が三次元格子状に分散析出していた。これに対し、図６に示したように、普通鋳造法で作製したHEA部材１ｃ～４ｃは、針状結晶が無秩序に集合化している様子が観察された。
　［実験５］
　（HEA部材の機械的特性および耐食性の測定）
　上記で作製した各HEA部材から引張試験用の試験片（平行部直径：4 mm、平行部長さ：20 mm）を採取した。なお、積層造形法で作製したHEA部材１ｅ～６ｅは、試験片長手方向が積層造形方向と一致するように採取した。
　各試験片に対して、材料万能試験機を用いて室温引張試験を行い（JIS Z 2241に準拠、ひずみ速度：5×10-5 s-1）、引張強さと破断伸びとを測定した。引張試験の測定結果は、10測定のうちの最大値と最小値とを除いた8測定の平均値として求めた。引張強さの評価は、1000 MPa以上を「合格」と判定し、1000 MPa未満を「不合格」と判定した。また、破断伸びの評価は、3％以上を「合格」と判定し、3％未満を「不合格」と判定した。結果を後述する表３に示す。
　また、上記で作製した各HEA部材から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％塩化ナトリウム水溶液、試験温度：30℃、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を求めた。孔食発生電位の評価は、1.0 V以上を「合格」と判定し、1.0 V未満を「不合格」と判定した。孔食試験の結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示したように、本発明の実施例となる積層造形法で作製したHEA部材１ｅ～３ｅ，５ｅ，６ｅは、1000 MPa以上の引張強さと3％以上の破断伸びとを示し、良好な機械的特性を有していることが実証された。また、Ni成分とTi成分との含有率が相対的に低いHEA部材５ｅ，６ｅは、特に破断伸び特性に優れることが確認された。
　これに対し、比較例となる普通鋳造材のHEA部材１ｃ～４ｃおよび合金組成が本発明の規定を外れるHEA部材４ｅは、引張強さが1000 MPa未満および／または破断伸びが3％未満であり、機械的特性全体として不合格であった。また、HEA部材４ｅは、積層造形法で作製したにもかかわらず機械的特性が不合格になったことから、8原子％超のMo添加が好ましくないことが確認された。
　一方、耐食性に関しては、いずれのHEA部材も1.0 V vs. Ag/AgCl以上の孔食発生電位を示し、製造方法や微細組織に依らず、優れた耐食性を有することが確認された。言い換えると、本発明のHEA部材は、その元素の組み合わせ自体（Co-Cr-Fe-Ni-Ti-Mo）によって、優れた耐食性を有すると考えられる。
　［実験６］
　（HEA部材を用いた製造物の作製・検査）
　HEA部材１ｅの製造方法と同様にして（HEA粉末１を用いた積層造形によって）、図４に示したインペラを作製した。得られたインペラに対して、Ｘ線CTスキャンによる内部欠陥検査と、寸法測定とを行った。その結果、特段の内部欠陥は認められず、設計寸法に対する変形も認められなかった。本実験から、本発明の有効性が確認された。
　上述した実施形態や実施例は、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、ある実施形態の構成の一部を他の実施形態の構成に置き換えることが可能であり、また、ある実施形態の構成に他の実施形態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施例の構成の一部について、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。
　10…溶湯、20…合金粉末、100…EBM粉末積層造形装置、110…電子ビーム制御部、120…粉末制御部、111…タングステンフィラメント、112…アノ－ド、113…電子ビーム、114…非点補正装置、115…フォーカスコイル、116…偏向コイル、121…ステージ、122…ベースプレート、123…パウダーホッパー、124…レーキアーム、210…粉末床、220…凝固層、230…合金積層造形体。

Claims (12)

  1. 　ハイエントロピー合金からなる合金部材であって、
    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、かつMo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る化学組成を有し、
    前記合金部材は、母相結晶中に針状結晶の金属間化合物相が分散析出していることを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  2. 　請求項１に記載のハイエントロピー合金部材において、
    前記針状結晶は、三次元格子状に分散析出していることを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載のハイエントロピー合金部材において、
    前記ハイエントロピー合金の化学組成は、前記Coを20原子％以上35原子％以下で、前記Crを10原子％以上25原子％以下で、前記Feを10原子％以上25原子％以下で、前記Niを15原子％以上30原子％以下で、前記Tiを5原子％以上15原子％以下で含むことを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  4. 　請求項１又は請求項２に記載のハイエントロピー合金部材において、
    前記ハイエントロピー合金の化学組成は、前記Coを25原子％以上33原子％以下で、前記Crを15原子％以上23原子％以下で、前記Feを15原子％以上23原子％以下で、前記Niを17原子％以上28原子％以下で、前記Tiを5原子％以上10原子％以下で、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ハイエントロピー合金部材。
  5. 　請求項１又は請求項２に記載のハイエントロピー合金部材において、
    前記ハイエントロピー合金の化学組成は、前記Coを27原子％以上33原子％以下で、前記Crを18原子％以上23原子％以下で、前記Feを18原子％以上23原子％以下で、前記Niを17原子％以上24原子％以下で、前記Tiを5原子％以上8原子％以下で、前記Moを1原子％以上3原子％以下で含むことを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  6. 　請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載のハイエントロピー合金部材において、
    前記金属間化合物相は、Ni3Ti相を含むことを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  7. 　請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載のハイエントロピー合金部材において、
    引張強さが1000 MPa以上であり、破断伸びが3％以上であることを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  8. 　請求項１乃至請求項７のいずれか一項に記載のハイエントロピー合金部材において、
    前記母相結晶は、形状が柱状晶であり、その結晶構造が単純立方晶を含むことを特徴とするハイエントロピー合金部材。
  9. 　請求項１乃至請求項７のいずれか一項に記載のハイエントロピー合金部材の製造方法であって、
    前記合金の原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程と、
    前記溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程と、
    前記合金粉末を用いた金属粉末積層造形法により所望形状を有する合金積層造形体を形成する積層造形工程とを有することを特徴とするハイエントロピー合金部材の製造方法。
  10. 　請求項９に記載のハイエントロピー合金部材の製造方法において、
    前記積層造形工程は、前記合金粉末の粉末床を形成する粉末床形成工程と、
    前記粉末床全体を加熱して粉末床の仮焼結体を形成する粉末床仮焼工程と、
    前記仮焼結体を局所加熱して前記合金の微小溶融池を形成すると共に該局所加熱を該仮焼結体の面内で走査しながら前記微小溶融池を移動・逐次凝固させることにより、前記合金の凝固層を形成する局所溶融・凝固層形成工程とを有することを特徴とするハイエントロピー合金部材の製造方法。
  11. 　ハイエントロピー合金部材を用いた製造物であって、
    前記ハイエントロピー合金部材が、請求項１乃至請求項８のいずれか一項に記載のハイエントロピー合金部材であり、
    前記製造物が、流体機械のインペラであることを特徴とするハイエントロピー合金部材を用いた製造物。
  12. 　請求項１１に記載の前記インペラを組み込んでいることを特徴とする遠心圧縮機。
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