CN114450426B - 合金、合金粉末、合金构件和复合构件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种合金、合金粉末、合金构件和复合构件，耐腐蚀性和耐磨耗性优异，且具备抗裂纹性的适合增材制造法等。合金和合金粉末，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5。合金构件是具有这样的凝固组织的层叠造型体或铸造物，凝固组织具有作为面心立方晶格结构的金属相和碳化物，是枝状的结晶组织。复合构件是具有基材、和层叠于基材的表面的合金层，且合金层为具有这样的凝固组织的层叠造型体，凝固组织具有作为面心立方晶格结构的金属相和碳化物，是枝状的结晶组织。

Description

合金、合金粉末、合金构件和复合构件

技术领域

本发明涉及合金、合金粉末、合金构件和复合构件，耐腐蚀性和耐磨耗性优异，且具备抗裂纹性适于增材制造法等。

背景技术

注射成型机在对于所投入的树脂进行加热而使之熔融的料筒内，具备一边混炼熔融的树脂一边注射到模具中的螺杆。在树脂熔融时，有硫化物气体等的腐蚀性气体发生的情况，因此对于注射成型用的螺杆和料筒，要求有耐受腐蚀性气体的耐腐蚀性。另外，在纤维增强塑料的成型时，因为在树脂中添加玻璃纤维、碳纤维等，所以还要求耐磨耗性，即硬度。

历来，作为耐腐蚀性优异、硬度高的合金，已知有Ni基合金(Ni－Cr－Mo系合金)，其以质量比计，Ni的含量最多，其次是Cr和Mo的含量多。在专利文献1中记述有一种热锻性和耐腐蚀性优异的Ni基合金，其中，Cr：高于18质量％～低于21质量％、Mo：高于18质量％～低于21质量％，并含有Ta、Mg、N、Mn、Si、Fe、Co、Al、Ti、V、Nb、B、Zr。

但是，在专利文献1中，关于此Ni基合金的硬度没有公开。根据本发明人们进行的调查，确认到添加有Cr和Mo的Ni基合金的硬度为HRC20～30左右。这一程度的硬度，在注射成型用的螺杆和料筒的用途中，耐磨耗性不充分。

一般来说，若使硬质粒子弥散在结晶组织中，则金属材料的耐磨耗性变高。在专利文献2中公开有一种Ni基硼化物弥散耐腐蚀耐磨耗合金，其在添加有Cr和Mo的Ni基合金中弥散以硼化物为主体的硬质相而成。另外，在专利文献3中公开有一种填充用Ni基合金，其在添加有Cr和Mo的Ni基合金中弥散由Ti、Zr、Nb、V、Ta中的至少一种形成的碳化物而成。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2015－160965号公报

专利文献2：日本特开2014－221940号公报

专利文献3：日本特开平5－156396号公报

发明内容

发明要解决的课题

合金的耐磨耗性，如专利文献2、3所述，能够通过使硼化物或碳化物弥散的方法来提高。但是，若硼化物和碳化物的量过多，则由于Cr的晶界偏析和局部电池的形成导致耐腐蚀性变低。另外，根据弥散量和弥散形态，硬度变得过高而变脆。

为了得到耐腐蚀性和耐磨耗性优异的合金，需要使考虑到元素分配的各元素的添加量和添加比率优化，要求不打破耐腐蚀性与耐磨耗性的平衡而使之并立。若Ni基合金的硬度低，则在注射成型用的螺杆和料筒的用途中，耐磨耗性不充分。因此，对于这样的合金，要求进一步的高硬度化。

另外，使硼化物和碳化物弥散的现有的Ni基合金，多通过烧结法或HIP(HotIsostatic Press：等静热压)法被加工、成形。但是，烧结法和HIP法是工件形状自由度低的制造法。使用烧结法或HIP法时，难以制造复杂形状的制品，制品的用途受到限制，因此要求更实用的制造法。

作为加工、成形金属材料的方法，除了烧结法和HIP法以外，还有铸造法和增材制造(Additive Manufacturing：AM)法。这些制造法，因为工件形状的自由度高，所以适于复杂形状物的制造。但是，铸造法和增材制造法，伴随着金属材料的熔融与凝固(以下，记述为熔融、凝固。)。若将这些制造法用于弥散强化型的Ni基合金，则熔融、凝固时发生大的热应力，所以容易发生裂纹。

一般来说，碳化物弥散型的合金可以调质，所以可以说比硼化物弥散型的合金更容易制造。但是，在增材制造法中存在如下问题：因为对于金属粉末重复进行局部性的熔融、凝固，所以热应力造成的裂纹不容忽视。这样的状况下，在可以用于伴随熔融、凝固的制造工艺，并具备优异的耐腐蚀性的基础上，还要求耐磨耗性和抗裂纹性也优异的合金。

因此，本发明其目的在于，提供一种耐腐蚀性和耐磨耗性优异，且具备抗裂纹性适于增材制造法等的合金、合金粉末、合金构件和复合构件。

用于解决课题的手段

为了解决所述课题，本发明的合金，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5。

另外，本发明的合金粉末，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5。

另外，本发明的合金构件是层叠造型体或铸造物，其具有凝固组织，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5，所述凝固组织，具有作为面心立方晶格结构的金属相和碳化物，是枝状的结晶组织。

另外，本发明的复合构件是层叠造型体，其具有基材、和层叠于所述基材的表面的合金层，所述合金层具有凝固组织，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5，所述凝固组织，具有作为面心立方晶格结构的金属相和碳化物，是枝状的结晶组织。

发明效果

根据本发明，能够提供耐腐蚀性和耐磨耗性优异，且具备抗裂纹性适于增材制造法等的合金、合金粉末、合金构件和复合构件。

上述以外的课题、构成和效果，通过以下的实施方式的说明阐明。

附图说明

图1是示意性地表示使用本实施方式的合金的复合构件的一例的剖视图。

图2是表示实施例和比较例的由X射线衍射测量到的晶体结构分析结果的图。

图3A是表示比较例2的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3B是表示比较例2的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3C是表示比较例7的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像

图3D是表示比较例7的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像

图3E是表示实施例1的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3F是表示实施例1的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3G是表示实施例5的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3H是表示实施例5的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3I是表示实施例9的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3J是表示实施例9的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3K是表示实施例10的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图3L是表示实施例10金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图4是表示实施例和比较例的化学成分与腐蚀速度的关系的图。

图5A是表示以高扫描速度的激光熔化实施例5合金并使之凝固的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图5B是表示以高扫描速度的激光熔化实施例5合金并使之凝固的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图6是表示试料No.3的层叠结构体的外观的照片图像。

图7是表示试料No.3的层叠结构体的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

具体实施方式

以下，对于本发明的一个实施方式的合金、适于增材制造法的合金粉末、合金构件、和使用了合金粉末的复合构件进行说明。首先，对于合金进行说明。其后，对于合金构件、合金粉末、增材制造方法、合金的凝固组织进行说明。

还有，在本说明书中，表示元素含量的％，意思是质量％。另外，使用“～”表示的数值范围，意思是包括“～”的前后记载的数值作为下限值和上限值。“～”的前后记载的上限值和下限值能够任意组合。

[Ni－Cr－Mo系合金]

本实施方式的合金，包含面心立方晶格(face-centered cubic：FCC)结构的FCC相、和碳化物相。FCC相，由以质量比计Ni的含量最多，其次是Cr和Mo的含量多的Ni基合金构成，以Cr、Mo和Ni为主要构成元素。在碳化物相中，包含作为次要构成元素的Ta、Nb、Ti、V、Zr。Ni、Cr、Mo、Ta和C是本实施方式的合金中必须包含的必需元素。Nb、Ti、V和Zr是任意添加的元素，本实施方式的合金可以包含，也可以不包含。

在本实施方式的合金中，主要构成元素之中，优选Cr和Mo以质量％计为Cr：18～22％、Mo：18～28％。另外，次要构成元素之中，优选Ta和C以质量％计为Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％。另外，次要构成元素之中，优选Nb、Ti、V和Zr以质量％计为Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％。

本实施方式的合金，相对于作为必需元素的Ni、Cr、Mo、Ta和C合计的质量分率，实质的余量由Ni和不可避免的杂质组成。或者，相对于作为必需元素的Ni、Cr、Mo、Ta和C，与作为任意元素的Nb、Ti、V、Zr等合计的质量分率，实质的余量由Ni和不可避免的杂质组成。作为可以任意添加的任意元素，除了作为次要构成元素的Nb、Ti、V、Zr以外，还可列举Y、Hf、W、B等。

在此，对于合金的化学成分和含量的详情进行说明。

(Cr：18～22％)

Cr具有提高耐腐蚀性的效果。特别是通过钝化皮膜的形成，能够获取对于硝酸、硫酸等的耐腐蚀性。若Cr低于18％，则得不到耐腐蚀性提高效果。另一方面，若Cr高于22％，则在与Mo等的组合中，会形成粗大的μ相(Ni₇Mo₆等)和P相(Mo₃(Mo,Cr)₅Ni₆等))等的金属间化合物，耐腐蚀性和抗裂纹性变低。另外，若添加Ta、Nb、Ti、V、Zr、Y、Hf、W等碳化物生成元素，则Cr对于碳化物或晶界的稠化被抑制，因此不要求过剩添加Cr。因此，Cr量为18～22％。

从提高耐腐蚀性的等观点出发，Cr量的下限优选为18.5％，更优选为19％。另外，从抑制金属间化合物形成等观点出发，Cr量的上限优选为21％，更优选为20％。

(Mo：18～28％)

Mo具有提高耐腐蚀性的效果。特别是在与Cr的组合中，钝化皮膜得到致密地强化，能够获得对于盐酸、硫酸、氢氟酸等的优异的耐腐蚀性。若Mo低于18％，则在与Cr的组合中，无法充分取得利用Mo提高耐腐蚀性的效果。另一方面，若Mo高于28％，则M₆C型碳化物或M₁₂C型碳化物与Mo量成正比增加，因此抗裂纹性大幅降低。将合金粉末用于增材制造法时，层叠造型体容易产生裂纹，难以妥当地造型。另外，因为Mo容易在高温下被氧化，所以由气体雾化法等制造合金粉末时，容易在合金粉末的表面形成氧化皮膜。若将形成有氧化皮膜的粉末粒子用于增材制造法，则该粉末在层叠造型中发生粉末飞扬的烟尘现象，或作为杂质混入层叠造型体。因此，Mo量为18～28％。

从提高耐腐蚀性等观点出发，Mo量的下限优选为19％，更优选为20％。另外，从提高抗裂纹性和造型性等观点出发，Mo量的上限优选为26％，更优选为24％。

(Ta：1.5～57％)

Ta具有提高耐腐蚀性的效果。特别是在与Cr的组合中，钝化皮膜得到格外地强化、改善，能够得到优异的耐腐蚀性。另外，Ta是与Mo相比碳化物的生成自由能低的碳化物生成元素，在母相中生成碳化物而有助于耐磨耗性的提高。特别是在与Cr或Mo的组合中，因为钝化皮膜得到格外强化，所以能够大幅提高对于酸的耐腐蚀性。若Ta低于1.5％，则无法充分取得来自Ta的耐腐蚀性提高效果。另一方面，若Ta过多，则金属间化合物增加，抗裂纹性变低，或Mo在金属间化合物中稠化，耐腐蚀性变低。因此，Ta量为1.5～57％。

从提高耐腐蚀性和耐磨耗性等观点出发，Ta量的下限优选为1.8％，更优选为2.0％。另外，从抑制金属间化合物生成等观点出发，Ta量的上限优选为50％，更优选为43％。

(C：1.0～2.5％)

C生成碳化物而有助于耐磨耗性提高。另外，有助于FCC结构的母相的稳定化。若C低于1.0％，则无法充分取得来自碳化物的耐磨耗性提高效果。另一方面，若C高于2.5％，则合金变得过硬，抗裂纹性变低，或碳化物过过剩地生成而耐腐蚀性变低。因此，C量为1.0～2.5％。

从提高耐磨耗性等观点出发，C量的下限优选为1.2％，更优选为1.4％。另外，从确保抗裂纹性等观点出发，C量的上限优选为2.2％，更优选为1.9％。

(Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％)

Nb、Ti、V和Zr是与Mo相比碳化物的生成自由能较低的碳化物生成元素，在母相中生成碳化物而有助于耐磨耗性的提高。若Nb高于42％，Ti高于15％，V高于27％，Zr高于29％，则碳化物被过剩生成，抗裂纹性和耐腐蚀性变低。因此，Nb量限制在42％以下，Ti量限制在15％以下，V量限制在27％以下，Zr量限制在29％以下。

Nb量的下限，在积极添加时优选为4％，更优选为9％。另外，Nb量的上限优选为37％，更优选为32％。因为Nb与Mo相比碳化物的生成自由能低，所以，相比固溶于母相的Mo容易作为碳化物稳定化。保持固溶于母相的Mo量，并生成碳化物，这对于保持母相的耐腐蚀性，并提高合金的硬度是有效的。

Ti量的下限，在积极添加时优选为3％，更优选为4％。另外，Ti量的上限优选为13.5％，更优选为12％。

V量的下限，在积极添加V时，优选为4.5％，更优选为6％。另外，V量的上限优选为23.5％，更优选为20％。

Zr量的下限，在积极添加时，优选为5％，更优选为8％。另外，Zr量的上限优选为25.5％，更优选为22％。

(0.5≤(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C≤1.5)

Ta、Nb、Ti、V和Zr，以摩尔比计，为满足以下算式(I)的含量。

0.5≤(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C≤1.5…(I)

其中，算式(I)中，Ta、Nb、Ti、V和Zr分别表示各元素的摩尔比。

算式(I)，根据与合金的腐蚀速度的关系而实验性地求得Ta、Nb、Ti、V和Zr的含量范围。Ta、Nb、Ti、V和Zr，因为碳化物的生成自由能互不相同，所以对于Nb和V乘以实验性求得的系数。还有，在以下的说明中，将(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C称为“指数值”。

若在Ni－Cr－Mo系合金中添加C，则生成硬度高的碳化物，因此能够使耐磨耗性提高。但是，若在合金中添加高于固溶极限的C，则M₂C型碳化物、M₆C型碳化物或M₁₂C型碳化物结晶，Mo在这些碳化物中或晶界稠化。若Mo在碳化物中或晶界稠化，则母相中的Mo量变少，因此无法充分取得用于耐腐蚀性提高而添加的Mo的效果，得不到优异的耐腐蚀性。

相对于此，若添加与Mo相比碳化物的生成自由能低的Ta、Nb、Ti、V、Zr，则生成以这些元素为主体的碳化物，因此能够抑制母相中的Mo量的减少。但是，若指数值低于0.5，则碳化物生成元素对于C而言少，因此不能充分抑制母相中的Mo量的减少，无法充分取得耐腐蚀性提高效果。另外，若指数值高于1.5，则由过剩的碳化物生成元素形成P相等的金属间化合物，因此抗裂纹性变低，或Cr或Mo在金属间化合物中稠化而耐腐蚀性变低。因此，指数值为0.5～1.5的范围。

从充分得到来自Mo的耐腐蚀性提高效果等观点出发，指数值的下限优选为0.7，更优选为0.85。另外，从抑制因金属间化合物的生成带来的抗裂纹性和耐腐蚀性的降低等观点出发，指数值的上限优选为1.3，更优选为1.15。

在本实施方式的合金中，主要以合金特性的提高和制造上的改善为目的，能够任意添加以下的元素。

(Y：5.0％以下)

Y形成稳定的保护皮膜，具有使耐氧化性和耐腐蚀性提高的效果。另外，因为原子半径比较大，所以也提高合金强度和耐磨耗性。若Y在0.01％以上，则能够得到由添加Y带来的效果。另一方面，若Y高于5.0％，则氧化量变多，抗氧化性有可能降低。因此，Y量在积极添加时为0.01～5.0％。

(Hf：56％以下)

Hf具有与Ta、Ti、Zr同程度的碳化物生成能力。若添加Hf，则生成以Hf为主体的碳化物，耐腐蚀性和耐磨耗性提高。另一方面，若Hf量过剩，则形成有害的金属间化合物，抗裂纹性有可能降低。因此，积极添加时，Hf量为0.01～56％。优选Hf量作为Ta、Ti、Zr之中的一个以上的部分性的替代进行添加，将以原子％换算与其他的碳化物生成元素的合计限制在同样的添加量的范围。

(W：30％以下)

W具有比Mo更高的碳化物生成能力。另外，因为原子半径大，所以能够期待由固溶强化带来的合金强度和耐磨耗性的提高。若W为0.01％以上，则能够得到由添加W带来的效果。另一方面，若W量过剩，则形成有害的金属间化合物，抗裂纹性有可能降低。因此，积极添加时，W量为0.01～30％。

(B：1％以下)

B能够期待通过晶界强化带来的合金强度，特别是高温强度的提高。另外，能够期待由硼化物析出带来的耐磨耗性的提高。若B在0.001％以上，则得不到添加B带来的效果。另一方面，若B量过剩，则抗裂纹性降低。因此，积极添加时，B量为0.001～1％，优选为0.001～0.1％。

(Fe：7.0％以下)

Fe比Ni的熔点高，具有提高熔融金属的粘度的效果。用于增材制造法的金属粉末，通常以如下方法制造：通过雾化法等，使液滴化的熔融金属凝固的方法。若添加Fe，则凝固中的固相量增加，熔融金属的粘度提高，因此金属粉末的粒径容易控制。另外，能够抑制不适于增材制造法的粒径低于5μm的微粉生成。若Fe为0.01％以上，则能够得到Fe带来的熔融金属的粘度提高效果。另一方面，若Fe高于7.0％，则母相对于电化学腐蚀的耐腐蚀性变低。因此，积极添加时，Fe量为0.01～7.0％。

积极添加时，Fe量的下限优选为0.05％，更优选为0.10％。另外，Fe量的上限优选为5.5％，更优选为1.0％。

(Co：2.5％以下)

Co比Ni的熔点高，具有提高熔融金属粘度的效果。若添加Co，则与Fe同样，金属粉末的粒径容易控制。另外，能够抑制不适于增材制造法的粒径低于5μm的微粉生成。若Co为0.001％以上，则能够得到由Co提高熔融金属的粘度的效果。另一方面，若Co高于2.5％，则在合金粉末的制造时，在凝固的粒子内容易发生微级的缩孔。因此，积极添加时，Co量为0.001～2.5％。

积极添加时，Co量的下限优选为0.005％，更优选为0.010％。另外，Co量的上限优选为1.0％，更优选为0.5％。

(Si：0.2％以下)

Si是作为脱氧剂被添加的化学成分，具有提高熔融金属的洁净度的效果。若添加脱氧剂，则将合金粉末用于增材制造法时，层叠造型体的粒子之间的接合部变得光滑，因此不易在层叠造型体上发生缺陷。若Si在0.001％以上，则能够得到Si的添加带来的效果。另一方面，若Si高于0.2％，则由Si形成的金属间化合物发生晶界偏析，所以耐腐蚀性变低。因此，积极添加时，Si量为0.001～0.2％。

积极添加时，Si量的下限优选为0.002％，更优选为0.005％。另外，Si量的上限优选为0.1％，更优选为0.01％。

(Al：0.5％以下)

Al是作为脱氧剂被添加的化学成分，具有提高熔融金属的洁净度的效果。Al为0.01％以上时，能够得到Al的添加带来的效果。另一方面，Al超过0.5％时，在将合金粉末用于增材制造法时，熔融、凝固时的粒子的表面容易形成氧化物。将形成有氧化皮膜的粉末用于增材制造法时，层叠造型中造成烟尘现象等的障碍，或有杂质混入到层叠造型体中。因此，积极添加时，Al量为0.01～0.5％。

积极添加时，Al量的下限优选为0.03％，更优选为0.05％。另外，Al量的上限优选为0.4％，更优选为0.3％。

(Cu：0.25％以下)

Cu具有提高母相对于电化学腐蚀的耐腐蚀性的效果。特别是能够得到对于盐酸、氢氟酸等非氧化性酸在湿润环境下优异的耐腐蚀性。若Cu为0.001％以上，则能够得到来自Cu的耐腐蚀性提高效果。另一方面，若Cu高于0.25％，则将合金粉末用于增材制造法时，在熔融、凝固时的粒子的表面容易形成氧化物。若将形成有氧化皮膜的粉末用于增材制造法，则在层叠造型中造成烟尘现象等的障碍，或有杂质混入到层叠造型体中。因此，积极添加时，Cu量为0.001～0.25％。

积极添加时，Cu量的下限优选为0.002％，更优选为0.005％。另外，Cu量的上限优选为0.1％，更优选为0.01％。

(不可避免的杂质)

本实施方式的合金，相对于上述的主要构成元素和次要构成元素的余量，由Ni和不可避免的杂质构成。本实施方式的合金，允许混入到原料中的杂质，和根据物资、制造设备等的状况而掺入的杂质的混入。作为不可避免的杂质的具体例，可列举P、S、Sn、As、Pb、N、O等。

不可避免的杂质的每种元素的含量，优选为1质量％以下，更优选为0.1质量％以下，进一步优选为0.01质量％以下，进一步优选为检测极限以下。特别是关于P量，优选为0.01质量％以下。关于S量，优选为0.01质量％以下，更优选为0.003质量％以下。关于N量，优选为0.003质量％以下。

合金的化学组成，能够由能量色散型X射线分析(Energy dispersive X-rayspectroscopy：EDX)、电感耦合等离子体(Inductively Coupled Plasma：ICP)发射光谱分析等进行分析。还有，本发明的算式(I)的值，例如可以通过将依据ICP分析结果测量的各元素的重量，根据原子量和总体比率换算成摩尔比来计算。

根据以上的合金，由所述化学组成，形成高Mo量的母相、和硬度高的碳化物，因此能够使优异的耐腐蚀性和优异的耐磨耗性并立。另外，因为比较抑制合金的C量和Cr量等，碳化物和脆的金属间化合物的形成量得到恰当控制，所以抗裂纹性变高。该合金适于作为具备抗裂纹性的合金构件、和适于增材制造法的Ni－Cr－Mo系合金粉末的材料使用。

＜合金的形态＞

本实施方式的合金，只要具有所述化学组成，能够作为合金块、合金构件、合金粉末等的适宜的形态。另外，本实施方式的合金，只要具有所述化学组成，也能够由具有所述化学组成的熔融金属，通过压铸等形成铸造物，或通过直接轧制法等形成轧制材等。

合金块可以是锭料、板坯、小方坯等任意一种。合金块的形状，根据用途等，能够为长方体状、平板状、柱状、棒状等适宜的形状和尺寸。例如，合金块能够通过以熔炉使合金熔融后，将熔融金属注入规定的铸模并使之凝固的一般铸造法等制造。作为熔炉，能够使用将电能转化为热能进行熔炼的炉、利用焦耳热的电阻炉、利用感应电流的低频感应炉、利用涡流的高频感应炉等。

以下对于合金构件、合金粉末进行说明。

＜合金构件＞

本实施方式的合金构件，只要具有所述化学组成，也能够作为层叠造型体、或铸造物、轧制材、锻造物等任意一种制造。层叠造型体，能够以合金粉末作为材料通过增材制造法制造。轧制材和锻造物，能够通过对合金块实施加工成形、热处理的方法，或通过对熔融金属直接成形，实施加工、热处理的方法来制造。

本实施方式的合金构件，用途和形状没有特别限定。对于本实施方式的合金构件，根据作为构件的用途和所要求的力学特性等，能够实施时效处理等的调质、退火等适宜的热处理，和冷加工、热加工等适宜的加工。

还有，本实施方式的合金构件，作为层叠造型体制造时，合金构件可以整体通过增材制造法造型，也可以仅合金构件的一部分通过增材制造法造型。即，在本实施方式的合金构件中包括复合构件，所述复合构件是对于具有所述化学组成的合金基材，实施具有所述化学组成的合金的粉体堆焊(熔敷金属)而成的。

作为合金构件的具体例，可列举用于要求耐腐蚀性和耐磨耗性的用途的机械和结构物所用的构件，例如，注射成型用的螺杆、注射成型用的料筒等，或油井设备的挖掘装置和化学工厂等所具有的阀、接头、热交换器、泵等，或发电机等的涡轮机、压缩机的叶轮、飞机的发动机的叶片或盘部等。

＜合金粉末＞

本实施方式的合金粉末，只要具有所述化学组成，能够为适宜的粒子形状、适宜的粒径和适宜的粒度分布的粉粒体。本实施方式的合金粉末，可相对抑制合金的C量，并且，如后述，使用增材制造法与基材一体化时，形成因碳等扩散导致的混合层，线膨胀系数差缩小，因此对于熔融、凝固时的热应力的耐性高，适合作为增材制造法的材料。

本实施方式的合金粉末，可以只由具有所述化学组成的合金的粒子构成，也可以是具有所述化学组成的合金的粒子与具有其他化学组成的粒子混合而成的粉末，也可以是由具有任意的化学组成的粒子的集合形成所述化学组成的粉末。

另外，本实施方式的合金粉末，可以通过机械的粉碎、机械合金化等的机械制造法制造，也可以通过雾化法等的熔融、凝固工艺制造，也可以通过氧化还原法、电解法等的化学制造法制造。但是，从将合金粉末用于增材制造法的观点出发，基于容易形成球状粒子方面的考虑，优选以熔融、凝固工艺制造。

本实施方式的合金粉末，能够为造粒粉末或烧结粉末。造粒粉末，是使构成粉粒体的至少一部分粒子以粒子之间结合的状态而进行造粒而得到的粉末。烧结粉末，是使构成粉粒体的至少一部分粒子以粒子之间结合的状态通过热处理而烧结得到的粉末。

烧结粉末，从恰当调整二次粒子的粒度分布观点出发，优选通过先使合金粉末为造粒粉末之后，再对于造粒粉末进行烧成的方法制造。例如，作为使合金粉末为造粒粉末后再烧成而作为造粒烧结粉末的方法，能够使用以下方法。

首先，作为原料，准备例如Mo₂C的粉末、和包含成为所述化学组成的其余化学成分的粉末，例如，Ni、Cr、Ta等的粉末。然后，将准备好的原料的粉末与粘合剂一起湿法混合。作为粘合剂，优选使用碳化氢系粘合剂。作为碳化氢系粘合剂，可列举石蜡等的蜡。若以喷雾干燥机对于经混合而得到的混合物进行喷雾干燥，则能够得到平均粒径d₅₀为1.0μm～200μm的混合物的造粒粉末。

其次，使混合物的造粒粉末干燥，使粘合剂脱脂。脱脂温度只要是所使用的粘合剂在所需时间内被充分除去的程度即可。脱脂温度，例如能够为400～600℃。而后，在使混合物的造粒粉末脱脂后接着进行烧成，使粒子彼此烧结。烧成的温度也根据化学组成，但例如为1000℃以上。若使烧成的温度达到1000℃以上的高温，则烧结体的密度变高，因此能够得到适合充填密度提高的体积密度大的烧结粉末。

烧成的烧结粉末，例如，经空冷等而自然冷却后，可根据目的，通过筛分、干法分级、湿法分级等进行分级。

作为原料使用的Mo₂C的粉末，由激光衍射散射式的粒度分布测量得到的累积粒度分布中的平均粒径d₅₀，优选为5μm以下，更优选为0.1～1.0μm。另外，包含其余化学成分的粉末，平均粒径d₅₀优选为0.1～50.0μm，更优选为0.1～20.0μm。另外，粘合剂的粉末，平均粒径d₅₀优选为0.1～1.0μm。

若使用这样的原材料，则喷雾干燥的结果是，能够有效率地得到粒子之间的结合良好，C充分弥散，平均粒径d₅₀为1.0～200μm的造粒粉末。烧成这样的造粒粉末而作为烧结粉末后，若使平均粒径d₅₀为20～100μm而进行分级，则能够得到适合增材制造法的粒度均匀性高的合金粉末。

若使用将以上这样的合金粉末作为造粒粉末后进行烧成而成为造粒烧结粉末的方法，则能够使构成粉粒体的粒子之间经烧结而充分结合，另一方面，能够从粉粒体中确实地除去造粒操作中使用的粘合剂。一般来说，若将脱脂的造粒粉末直接用于定向能量沉积方式的增材制造法，则造粒粉末在向造型区域的供给中容易破碎。相对于此，若是造粒烧结粉末，则粒子之间经烧结而坚固地结合，因此能够抑制层叠造型中的粉碎，并能够减少因氧化、杂质混入造成的熔融、凝固时的缺陷和化学组成的不均匀。

合金粉末在用于增材制造法之前，也可以实施球化处理。作为球化处理，能够使用热等离子体熔滴精炼(thermal plasma droplet refining：PDR)法、或利用高温的热处理等。PDR法是将粉末导入等离子体中利用高温进行热处理的方法。根据PDR法，因为构成粉粒体的粒子的一部分或全部瞬间熔融凝固，所以利用表面张力能够得到接近正圆球体的粒子。因为粒子的表面光滑，作为粉粒体的流动性变高，所以能够使层叠造型体的造型精度提高。另外，能够减少因熔融、凝固时的缺陷和化学组成的不均匀造成的凝固组织的缺陷。

另外，本实施方式的合金粉末，能够以各种雾化法制造。雾化法是利用由高压喷雾的介质的动能使熔融金属作为液滴飞散，使液滴化的熔融金属凝固而制造粉粒体的方法。作为雾化法，也能够使用水雾化法、气体雾化法、喷射雾化法等任意一种。

水雾化法是对于从中间包的底部等流下的熔融金属，作为喷雾介质而喷送高压水，利用水的动能来制造金属粉末的方法。由水雾化法制造的粒子容易成为非晶质。这是因为，作为水雾化法中的喷雾介质的水，与其他雾化法比较，冷却速度更快。但是，由水雾化法制造的粒子，成为不规则形状的倾向强。

气体雾化法，是对于从中间包的底部等流下的熔融金属，作为喷雾介质而喷送高压氮、氩等非活性气体或高压空气而制造金属粉末的方法。由气体雾化法制造的粒子，容易成为球状。这是因为，作为气体雾化法的喷雾介质的非活性气体和空气，与水雾化法比较，冷却速度较慢。可认为由于喷雾介质而液滴化的熔融金属，会在较长时间内停留在液体状态，因此表面张力推进了球状化。

喷射雾化法，是对于从中间包的底部等流下的熔融金属，作为喷雾介质而喷射高速且高温的喷焰来制造金属粉末的方法。作为喷焰，可使用燃烧煤油等而发生的超音速的火焰。因此，熔融金属在较长时间被加速而成为微粒子。由喷射雾化法制造的粒子，容易成为球状，成为平均粒径小的粒度分布的倾向强。

本实施方式的合金粉末，从用于增材制造法的观点出发，优选由气体雾化法制造。由气体雾化法制造的粒子，圆球度高，并且，作为粉粒体的流动性也高。因此，能够使层叠造型体的造型精度提高。另外，能够减少因熔融、凝固时的缺陷和化学组成的不均匀造成的凝固组织的缺陷。

(增材制造法)

本实施方式的合金粉末，能够用于适宜方式的增材制造法。一般来说，以金属材料为对象的增材制造法，可大致分为粉末床熔融结合(Powder Bed Fusion：PBF)方式、和定向能量沉积(Directed Energy Deposition：DED)方式。

粉末床熔融结合(PBF)方式，是在基材上铺设金属粉末而形成粉床，对于铺设在目标区域的金属粉末照射射束，使金属粉末熔融、凝固而造型的方法。在PBF方式中，每次对于粉床进行二维造型，都会进行重复粉床的层叠和金属粉末的熔融、凝固的三维层叠造型。

在粉末床熔融结合(PBF)方式中，有作为热源使用激光束的方法、和作为热源使用电子束的方法。使用激光束的方法，大致分为粉末激光熔融(Selective Laser Melting：SLM)法、和粉末激光烧结(Selective Laser Sintering：SLS)法。使用电子束的方法被称为粉末电子束熔融(Selective Electron Beam Melting：SEBM，或仅称为EBM)法。

粉末激光熔融(SLM)法，是通过激光束使金属粉末熔融或烧结的方法。粉末激光烧结(SLS)法，是通过激光束使金属粉末烧结的方法。使用激光束的SLM法和SLS法，在氮气等的非活性气氛下，进行金属粉末的熔融、凝固。

粉末电子束熔融(SEBM/EBM)法，是作为热源使用电子束而使金属粉末熔融的方法。使用电子束的EBM法，通过对金属粉末照射电子束，将动能转化成热而使金属粉末熔融而进行。在EBM法中，在高真空下进行电子束的照射和金属粉末的熔融、凝固。

另一方面，定向能量沉积(DED)方式，是在基材上或朝向已造型的造型区域进行金属粉末的供给和射束的照射，使供给到造型区域的金属粉末熔融、凝固而进行造型的方法。在DED方式中，二维或三维地扫描金属粉末的供给和射束的照射，反复进行对于已造型的造型区域的凝固金属的沉积而进行三维层叠造型。

DED方式也称为金属沉积方式。在DED方式中，有作为热源使用激光束的激光金属沉积(Laser Metal Deposition：LMD)法、和作为热源使用电子束的方法。DED方式之中，对于基材使用激光束实施粉体堆焊的方法，也称为激光粉体堆焊。

各种方式的增材制造法之中，粉末床熔融结合(PBF)方式，具有层叠造型体的形状精度高的优点。另一方面，定向能量沉积(DED)方式，具有可高速造型的优点。特别是粉末床熔融结合(PBF)方式之中，粉末激光熔融(SLM)法，若是对于厚数十μm单位的粉床照射光束直径微小的激光，则可以选择性地使金属粉末熔融、凝固。

＜合金粉末的粒度分布＞

本实施方式的合金粉末，优选由激光衍射散射式的粒度分布测量取得的累积粒度分布中，粉末的累积频率50体积％所对应的平均粒径d₅₀的范围为5～500μm。在增材制造法中，针对每个某种程度的粉末的集合进行熔融、凝固。若合金粉末的粒径过小，则焊道也小，因此容易发生以焊道的界面破坏为首的缺陷。另一方面，若合金粉末的粒径过大，则焊道也变大，因此容易发生冷却速度不均匀造成的缺陷。但是，如果平均粒径d₅₀在5～500μm的范围内，则容易得到缺陷少的层叠造型体。

但是，合金粉末的最佳的粒径和粒度分布，根据增材制造法的方式而不同。因此，合金粉末的粒径和粒度分布，优选根据增材制造法的方式进行调整。从用于粉末床熔融结合(PBF)方式和定向能量沉积(DED)方式的观点出发，本实施方式的合金粉末中，平均粒径d₅₀优选为10～250μm的范围内，更优选为20～150μm的范围内。

例如，在粉末激光熔融(SLM)法中，由激光衍射散射式的粒度分布测量取得的累积粒度分布中，粉末的累积频率50体积％所对应的平均粒径d₅₀优选为10～60μm，更优选为20～40μm。另外，累积频率10体积％所对应的粒径d₁₀优选为5～35μm。另外，累积频率90体积％所对应的粒径d₉₀优选为20～100μm。

在SLM法中，若金属粉末的粒径低于10μm，则作为粉粒体的堆积性和延展性变差，因此作为粉床层叠的粉末容易发生偏差。另外，若粒径高于100μm，则由射束进行的熔融容易不完全，因此凝固组织产生缺陷，或表面粗糙度变大。但是，如果是所述粒径，则容易形成平坦且均匀厚度的粉床，也容易反复层叠粉床，因此便于得到缺陷少的层叠造型体。

另外，在激光金属沉积(LMD)方式、和粉床方式的粉末电子束熔融(EBM)法中，由激光衍射散射式的粒度分布测量取得的累积粒度分布中，粉末的累积频率50体积％所对应的平均粒径d₅₀优选为30～250μm，更优选为60～120μm。另外，粉末的累积频率10体积％所对应的粒径d₁₀优选为15～100μm。另外，粉末的累积频率90体积％所对应的粒径d₉₀优选为50～500μm。

在LMD方式中，若金属粉末的平均粒径小，则输送到喷嘴头的粉末的流动容易发生偏斜，难以对于熔融池进行稳定的金属粉末供给。另外，若粒径高于500μm左右，则金属粉末在喷嘴头内等引起堵塞，或熔融不完全，或凝固组织容易发生缺陷，或表面粗糙度变大。另一方面，在EBM法中，若金属粉末的平均粒径小，则容易发生烟尘现象。但是，如果是所述粒径，则金属粉末对于熔融池的供给和金属粉末的非飞散性良好，因此容易得到高精度的层叠造型体。

还有，粒度分布和粒径，能够由激光衍射散射式的粒度分布测量装置测量。平均粒径如下求得：在累积分布曲线中，作为从粒径小的一侧起累计的50％的体积所对应的粒径而求得，所述累积分布曲线表示按照粒径从小粒子到大粒子的顺序来累计粒子的体积的体积累计值与该体积累计值中的粒径的关系。

＜使用合金的复合构件＞

使用本实施方式的合金的复合构件(构件)，通过将具有所述化学组成的合金构件、或由具有所述化学组成的合金粉末形成的合金层，与其他构件一体化而取得。作为一体化的方法，能够使用焊接、软钎焊、硬钎焊、机械接合、扩散接合等适宜的方法。

图1是示意性地表示使用本实施方式的合金的复合构件的一例的剖视图。

图1中，作为使用本实施方式的合金的复合构件的一例，显示在材质不同于具有所述化学组成的合金的基材上，实施了具有所述化学组成的合金的粉体堆焊(熔敷金属)的复合构件。

如图1所示，使用本实施方式的合金的复合构件4，具有材质不同于具有所述化学组成的合金的基材1、和由具有所述化学组成的合金在基材1的表面所形成的合金层2。这样的复合构件4，能够由使用合金粉末的定向能量沉积(DED)方式的增材制造法制造。

基材1，其形状和材质没有特别限制。作为基材1，例如，能够使用Fe基合金、Ni基合金等。另外，合金层2，其形状和厚度等没有特别限制。在图1中，作为合金层2，在基材1的表面形成有由粉体堆焊形成的柱状层。但是，具有所述化学组成的合金，为了耐热化、耐磨耗化等，也可以形成为被覆基材表面的薄膜状的涂层、和呈三维规定形状的层叠造型体。

历来，合金与异种材料的复合构件，大多情况下，由烧结法或HIP法制造。但是，合金与异种材料通常线膨胀系数不同，因此在烧结后的冷却过程等之中，合金容易从异种材料剥离。相对于此，使用本实施方式的合金的复合构件4，能够以具有所述化学组成的合金粉末为材料，通过增材制造法制造。

用于复合构件4制造的合金粉末，因为添加有母相的固溶极限以上的C，所以在合金粉末的熔融、凝固的过程中，在基材1与合金层2之间形成源自碳等扩散的混合层3。混合层3，由于熔融、凝固时的碳等的扩散，成为基材1和合金层2的中间化学组成。另外，合金粉末尽管是碳化物弥散型，但合金的C量也相对受到抑制。由于混合层3和C量，基材1与合金层2之间的线膨胀系数差变小，因此能够使合金层2的密接性提高，从而防止剥离。

作为使用具有所述化学组成的合金的复合构件的具体例，与所述合金构件同样，可列举用于要求有耐腐蚀性和耐磨耗性的用途的机械和结构物所用的构件，例如，注射成型用的螺杆、注射成型用的料筒等，或油井设备的挖掘装置和化学工厂等所具有的阀、接头、热交换器、泵等，或发电机等的涡轮机、压缩机的叶轮、飞机的发动机的叶片或盘部等。另外，还可列举作为模具维修而实施了粉体堆焊的模具等。

＜合金的凝固组织＞

本实施方式的合金的凝固组织，在铸造这样的状态下，主要是面心立方晶格(FCC)结构，成为具有以金属元素为主体的金属相(母相)和碳化物的金属组织。碳化物相主要由M₂C型、MC型、M₆C型或M₁₂C型的4种之中的1种或2种碳化物构成。即使在铸造状态的凝固组织中，因为母相中有足够量的碳化物结晶出来，所以能够得到优异的耐磨耗性。

本实施方式的合金构件和本实施方式的合金粉末，FCC结构的金属相(母相)所包含的Mo量为15质量％以上，优选为17质量％以上。这样的高Mo量的母相，是由于添加到合金中的Ta、Nb、Ti、V或Zr优先生成碳化物，Mo向碳化物中和晶界的稠化受到抑制。因此，如表3所示，尽管是碳化物弥散型的强化材料，但能够得到优异的耐腐蚀性。特别是Nb作为碳化物生成时与金属相的电位差小，能够形成耐腐蚀性特别高的合金，基于这一点而优选。

本实施方式的合金，从液相线温度以上冷却到固相线温度以下时，在母相中结晶出共晶碳化物，铸造状态凝固组织成为枝状。因此，通过观察有无枝状的凝固组织，可以确认合金是否经过熔融、凝固。合金经过熔融、凝固时，可以说跟烧结体的情况比较，与异种材料的界面的密接性提高。

本实施方式的合金构件和本实施方式的合金粉末，对凝固组织的截面进行电子显微镜观察而求得的金属间化合物的面积率，优选为35％以下，更优选为20％以下，进一步优选为10％以下。一般来说，若Ta、Nb、Ti、V和Zr的添加量多，则P相等的金属间化合物大量结晶析出。P相等的金属间化合物具有非常复杂的晶体结构，有硬而脆的性质。因此，若结晶量多，则抗裂纹性大幅降低。但是，本实施方式的合金，因为金属间化合物的面积率小，所以即使在铸造状态的凝固组织中，也能够得到优异的抗裂纹性。

本实施方式的合金构件和本实施方式的合金粉末，在铸造这样的的状态下，能够得到HRC40以上的硬度。所得到的硬度优选为HRC45以上，更优选为HRC50以上。另外，在这样的硬度下，浸渍于沸腾的10％硫酸中24小时时的腐蚀速度为1.0g·m^－2·h^－1以下。

以上，对于本发明的实施方式进行了说明，但本发明不受所述实施方式限定，在不脱离本发明的宗旨的范围可以进行各种变更。例如，本发明未必限定具备所述实施方式所具有的全部构成。或者可以将实施方式的构成的一部分置换为其他的构成，或在其他方式中追加实施方式的构成的一部分，或省略实施方式的构成的一部分。

实施例

以下，显示实施例对于本发明具体说明，但本发明的技术范围不受其限定。

[合金块的制作]

为了确认本发明的合金的化学成分的恰当量和适合比率，由铸造法制作合金块。由铸造法制作的合金块，可以说是模拟再现本发明的合金构件和本发明的合金粉末的铸造状态凝固组织。

作为合金的原料，准备以下的9种，按表1所示的化学组成称量。

Ni：直径8～15mm的球状粒、

Cr：粒径63～90μm的粉末、

Mo：平均粒径约1.5μm的微粉末、

Ta：粒径45μm以下的粉末、

Mo₂C：粒径3～6μm的微粉末、

C：直径1～2mm的球状粒、

Nb：3～5mm的破碎状粒、

Ti：1～3mm的破碎状粒、

V：5mm的破碎状粒。

[表1]

接着，将这些原料放入氧化铝坩埚加以混合。以高频感应熔炉将混合的原料粉熔化后，倾注洷水冷铜制铸模中得到锭料。由按照表1所示的化学组成熔炼的各供试材的锭料，制作规定形状的试验片，进行硬度测量(耐磨耗性评价)与耐腐蚀性评价。

(硬度测量)

将各供试材的切断后的截面，用砂纸和金刚石磨粒研磨至镜面。然后，通过维氏硬度试验机，在室温下，以载荷1000gf、保持时间15秒测量维氏硬度。测量进行10次，记录除去最大值和最小值的8点的平均值。将测量的维氏硬度(HV)换算成洛氏硬度(HRC)。还有，换算中，参照ASTM(American Society for Testing and Materials)E140表2。HRC40以上时为“优良”，低于HRC40时为“不良”。测量值和评价结果显示在表2中。

(耐腐蚀性评价)

将各供试材切割为10mm×10mm×2.5mm，用耐水砂纸#1000研磨试验片的整个面后，以丙酮、醇进行脱脂而供腐蚀试验。在腐蚀试验开始前，测量各试验片的尺寸和质量。而后，在沸腾的10％H₂SO₄中浸渍各试验片24小时。其后，从腐蚀液中取出试验片，测量各试验片的质量，根据质量变化求得腐蚀速度。另外，用扫描型电子显微镜(Scanning ElectronMicroscope：SEM)观察试验片的外观的腐蚀形态。

腐蚀速度由以下算式(1)计算。

s＝(g₀－g_a)/(A×t)…(1)

在此，s是腐蚀速度[g·m^－2·h^－1]，g₀是浸渍到腐蚀液之前的试验片的质量[g]，g_a是浸渍到腐蚀液之后的试验片的质量[g]，A是试料的表面积[m²]，t是浸渍到腐蚀液的时间[h]。

腐蚀试验对于各供试材各进行3次。将腐蚀速度最大的结果作为该供试材的腐蚀速度的代表值。腐蚀速度在1.0g·m^－2·h^－1以下时为“优良”，腐蚀速度大于1.0g·m^－2·h^－1时为“不良”。测量值和评价结果显示在表2中。

[表2]

如表2所示，实施例1～11硬度和耐腐蚀性均优良。另一方面，比较例1中，C量少，HRC低于40。实施例3中，C量与比较例1相同，但因为添加有Nb，所以HRC为40以上。另外，比较例1～8，因为(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C不在0.5～1.5的范围，所以腐蚀速度大于1.0g·m^－2·h^－1。

(晶体结构分析)

图2是表示由实施例和比较例的X射线衍射测量进行晶体结构分析结果的图。

图2中表示实施例1、5、9、10和比较例2、7中，由X射线衍射(X-ray diffraction：XRD)测量得到的衍射光谱。还有，在XRD测量中，使线源为Cu，管电压为48kV，管电流为28mA，取样间隔为0.02°，扫描范围为2θ＝20～100°。作为测量试料，使用从各供试材上切下后用耐水砂纸#1000研磨的试料。

如图2所示，对于实施例1、5、9，测量属于FCC结构的主峰。但是，在实施例1、5，9中，也确认到MC型碳化物、M₆C型碳化物或M₁₂C型碳化物的峰。之所以测量到高强度的碳化物的峰，考虑是因为添加有碳化物的生成自由能小的Ta(实施例1)、Nb(实施例5)、Ti(实施例9)。

另一方面，在比较例2中，确认到FCC结构的峰、M₂C型碳化物的峰。之所以测量到M₂C型碳化物的峰，考虑是因为碳化物形成能力高的元素量少，因此以Mo为主体的碳化物(Mo处于形成Mo₂C的倾向)生成。在比较例7中，除了MC型碳化物以外，还可确认到作为斜方晶系的金属间化合物的P相(Mo₃(Mo,Cr)₅Ni₆)、和作为六方晶系的金属间化合物的γ′相(Ni₃Ti)的峰。之所以测量到高强度的金属间化合物的峰，考虑是因为相对于添加的C量而言Ti量过多。这些金属间化合物，因为晶体结构复杂且硬而脆，使抗裂纹性降低，所以说不为优选。

另外，在实施例5中，确认到被推定为P相的峰。但是，实施例5中，因为P相的峰强度低于比较例7，所以认为P相的生成量为微量。

另外，在实施例10中，与比较例2同样，可确认到FCC结构的峰和M₂C型碳化物的峰。之所以并非是MC型碳化物，而是测量到M₂C型碳化物的峰，认为是由于添加的V相比形成MC型碳化物更容易形成M₂C型碳化物。

由以上的结果可知，V添加材的晶体结构，是FCC+M₂C碳化物，Ta·Nb·Ti添加材的晶体结构，主要是FCC+MC碳化物+M₆C/M₁₂C碳化物。另外可知，随着Nb、Ta、Ti、V的添加量的增加，可生成P相等的金属间化合物。另外，如比较例7，若(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C高于1.5，则金属间化合物的生成量变多。由以上可知，相对于添加的C量不多不少形成碳化物的组成的范围为指数值＝0.5～1.5。若过剩加入碳化物形成能力高的元素而超出这一范围，则认为无法与碳结合的这些元素生成金属间化合物。

(组织观察)

图3是实施例和比较例的结晶组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

各图的毛坯铸造状态的结晶组织的来自扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子像(Backscattered Electron Image：BEI)分别如下，图3A和图3B是比较例2、图3C和图3D是比较例7、图3E和图3F是实施例1、图3G和图3H是实施例5、图3I和图3J是实施例9、图3K和图3L是实施例10。各图的上图的BEI表示低倍率的观察结果，下图的BEI表示高倍率的观察结果。

如图3A和图3B所示，比较例2的凝固组织，为具有FCC结构的母相5(接近黑色的区域)和M₂C碳化物6(接近白色的区域)的共晶组织。在比较例2中，作为FCC结构的金属相的母相5呈枝状。M₂C碳化物6，在枝晶的树枝间以包围母相5的方式结晶出来。

如图3C和图3D所示，比较例7的凝固组织，为具有母相7(接近黑色的区域)、MC碳化物8(接近灰色的区域)和P相9(接近白色的区域)的共晶组织。根据XRD测量，母相7被推定为主要是FCC结构。但是，在XRD测量中，因为也确认到Ni₃Ti的峰，所以认为Ni₃Ti是微细生成的γ相/γ′。P相9大量生成的理由考虑是因为，(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C高于1.5，相对于添加的C量而言Ti量过剩。因为P相9硬而脆，所以认为比较例7的抗裂纹性低。通过二值化对于BEI进行图像分析时，P相9的面积率为36.7％。

如图3E和图3F所示，实施例1的凝固组织，主要为具有FCC结构的母相10(接近黑色的区域)、MC碳化物11(接近白色的区域)和M₆C/M₁₂C碳化物12(看起来条纹状的区域)的共晶组织。作为FCC结构的金属相的母相10呈枝状。在实施例1中，未确认到P相等的金属间化合物。

如图3G和图3H所示，实施例5的凝固组织，主要为具有FCC结构的母相13(接近黑色的区域)、MC碳化物14(接近白色的区域)和M₆C/M₁₂C碳化物15(看起来条纹状的区域)的共晶组织。作为FCC结构的金属相的母相13呈枝状。在实施例5中，由XRD测量也确认到P相的峰，但在显微镜观察中未确认到P相。P相被认为存在于M₆C碳化物或M₁₂C碳化物中。

如图3I和图3J所示，实施例9的凝固组织，为具有与实施例1同样的FCC结构的母相16(接近黑色的区域)、MC碳化物17(接近白色的区域)和M₆C/M₁₂C碳化物18(看起来条纹状的区域)的共晶组织。作为FCC结构的金属相的母相16呈枝状。在实施例9中，未确认到P相。

如图3K和图3L所示，实施例10的凝固组织，虽然在高倍率下并不明显，但是为具有FCC结构的母相19(接近黑色的区域)、和碳化物这样的粒子20(接近白色的区域)的组织。在实施例10中，因为在XRD测量中确认到FCC结构和M₂C碳化物，所以认为在母相19中结晶出的粒子20为M₂C碳化物。之所以在显微镜观察中未明显确认到碳化物，考虑是因为母相19与碳化物的密度差小，或碳化物非常微细。

在比较例2和实施例10中，FCC结构的母相中确认到M₂C碳化物。但是，M₂C碳化物因为对抗裂纹性的影响小，所以认为比较例2和实施例10难以产生裂纹。另外，实施例1、5、9中，均在FCC结构的母相中确认到MC碳化物和M₆C/M₁₂C碳化物。但是，未清楚确认到硬而脆的P相，因此认为抗裂纹性良好。另一方面，在比较例7中，因为明显确认到P相的生成，所以认为抗裂纹性低。

在表3中，显示通过能量色散型X射线分析(EDX)对于实施例和比较例的结晶组织中的母相进行点分析的结果。点分析的测量位置是图3A～3L所示的BEI中的母相的区域。关于C量，对测量试料污染的影响大。因此，基于除去C的化学成分的定量结果而使总体量标准化。

[表3]

比较例2、7和实施例1、5、9、10，Mo量的加料值为19％。但是，可知母相中的Mo量低于19％。这被认为因为Mo是碳化物生成元素，所以Mo的一部分在碳化物中和晶界稠化。比较例2、7的母相中的Mo量低达12～14％，相对于此，实施例1、5、9、10的母相中的Mo量为15％以上。实施例1、5、9、10，相对于C以恰当量包含Ta、Nb、Ti、V，因此可发挥抑制母相中的Mo量减少的效果。特别是关于Nb，根据同原子％或同质量％的比较，可以说抑制效果高。结果认为母相中的Mo量高的实施例1、5、9、10耐腐蚀性优异。因此，可以说优选母相中的Mo量为15质量％以上。

图4是表示实施例和比较例的化学成分与腐蚀速度的关系的图。

图4中的横轴表示各供试材的(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C的计算值，纵轴表示各供试材的腐蚀速度[g·m^－2·h^－1]。

如图4所示，(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C在0.5～1.5的范围时，可知浸渍于沸腾的10％硫酸中24小时时的腐蚀速度小。因此，这一指标值在0.5～1.5的范围的本实施例的合金，尽管是碳化物弥散型的强化材料，但可以说耐腐蚀性优异。

(熔化试验)

利用激光使本实施例的合金块再熔化之后再使之凝固，评价结晶组织。作为合金块，使用实施例5。部分性地使合金块熔化后再使之凝固，对于再凝固所形成的凝固组织的区域进行电子显微镜观察。

激光的再熔化条件和再熔化后的冷却条件如下。还有，改变激光的扫描速度，评价多个试料。激光的扫描速度慢的条件为试料No.1，激光的扫描速度快的条件为试料No.2。

《再熔化条件》

激光照射装置：2kW纤维激光器

激光输出功率：1200W

保护气体：Ar

激光入射角度：10°

激光扫描宽度：13mm

激光扫描速度：100mm/min(试料No.1)

激光扫描速度：500mm/min(试料No.2)

图5是表示以激光熔化并使之凝固的再熔化后的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。

图5A是表示以低扫描速度的激光熔化实施例5的合金并使之凝固的试料No.1的金属组织的来自扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子像(BEI)，图5B是表示以高扫描速度的激光熔化实施例5的合金并使之凝固的No.2的金属组织的来自扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子像(BEI)。

如图5所示可知，若利用激光使制作的本实施例的合金块再熔化，则MC型碳化物的晶粒直径变小。另外，若比较用低扫描速度的激光使之再熔化时的MC型碳化物21和用高扫描速度的激光使之再熔化时的MC型碳化物22的大小，则可知用高扫描速度的激光使之再熔化时的情况较小。

通过二值化对于BEI进行图像分析时，MC型碳化物的平均粒径中，再熔化前的实施例5为7.36μm，再熔化后的试料No.1为1.86μm，再熔化后的试料No.2为0.80μm。一般从耐磨耗性的观点出发，相比弥散粒子粗大，优选弥散粒子更微细弥散的。因此，优选MC型碳化物的平均粒径为7μm以下，更优选为2μm以下。

[层叠造型体的制作]

使用由本发明的合金构成的原料合金粉末，由激光金属沉积(LMD)进行层叠造型而制作层叠造型体。层叠造型体是在基材上层叠造型为大致长方体状。使各层叠造型体作为试料No.3。图6是表示试料No.3的层叠造型体的外观的照片图像。试料No.3的尺寸为，长50mm×宽17mm×高15mm。

通过气体雾化法，准备与实施例5相同合金组成的层叠造型用的原料合金粉末。还有，对雾化粉末进行分级，将粒径53～150μm的原料合金粉末供层叠造型使用。经分级的原料合金粉末的d₁₀为60.0μm，d₅₀为93.2μm，d₉₀为148.0μm。

《层叠造型条件》

装置：DMG森精机株式会社制LASERTEC65

造型方式：由激光金属沉积(LMD)进行堆焊焊接

基材：马氏体时效钢

激光输出功率：1800W

激光扫描速度：600mm/min

原料粉末供给量：9g/min

层叠数：40层

(层叠造型体的评价)

切断所制作的试料No.3(图6的层叠造型体23)，通过其截面的目视观察和渗透探伤试验，确认有无裂纹。其结果是未确认到裂纹。大型的层叠造型体在层叠造型时虽然发生大的热应力，但试料No.3未确认到裂纹，由此可以说对于热裂纹的抗裂纹性高。

图7是表示试料No.3的金属组织的来自扫描型电子显微镜的反射电子像。如图7所示，试料No.3的金属组织，主要为具有FCC结构的母相25(接近黑色的区域)和MC碳化物24(接近白色的区域)的共晶组织。试料No.3中的MC型碳化物24的大小约为3μm，可知与实施例5的熔炼材(参照图3G和图3H)中的MC型碳化物14比较更微细。

测量试料No.3的硬度时为51.6HRC，比实施例5的熔炼材硬度稍有提高。这认为是碳化物微细化的影响。另外，在反射电子像上测量金属间化合物的面积率时约为1％。此外，以EDX测量母相25的Mo量时，为18.7质量％，与再现铸造这样状态的实施例5的熔炼材同样，Mo量的减少得到抑制。因此，使用了本发明的合金的层叠造型体，可以说耐腐蚀性良好。

符号说明

1…基材，2…合金层，3…混合层，4…复合构件，5、7、10、13、16、19、25…母相(FCC相)，6…M₂C碳化物，8、11、14、17、21、22、24…MC型碳化物，9…P相，12、15、18…M₆C/M₁₂C碳化物，20…粒子，23…层叠造型体

Claims (7)

1.一种合金，其中，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5，

包含面心立方晶格结构的金属相、和以Ta、Nb、Ti、V、Zr中的任意元素作为主体的碳化物相。

2.一种层叠造型用的合金粉末，其中，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5，

包含面心立方晶格结构的金属相、和以Ta、Nb、Ti、V、Zr中的任意元素作为主体的碳化物相。

3.根据权利要求2所述的合金粉末，其中，基于激光衍射散射式粒度分布测量的累计值为50体积％时的平均粒径d₅₀为5～500μm。

4.一种合金构件，其是具有凝固组织的层叠造型体或铸造物，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5，

所述凝固组织具有作为面心立方晶格结构的金属相和以Ta、Nb、Ti、V、Zr中的任意元素作为主体的碳化物，是枝状的结晶组织。

5.根据权利要求4所述的合金构件，其中，所述金属相中的Mo为15质量％以上。

6.一种复合构件，其具有基材、和层叠于所述基材的表面的合金层，

所述合金层是具有凝固组织的层叠造型体，以质量％计，含有Cr：18～22％、Mo：18～28％、Ta：1.5～57％、C：1.0～2.5％，并且Nb：0～42％、Ti：0～15％、V：0～27％、Zr：0～29％，余量由Ni和不可避免的杂质构成，以摩尔比计，满足(Ta+0.7Nb+Ti+0.6V+Zr)/C＝0.5～1.5，

所述凝固组织具有作为面心立方晶格结构的金属相和以Ta、Nb、Ti、V、Zr中的任意元素作为主体的碳化物，是枝状的结晶组织。

7.根据权利要求6所述的复合构件，其中，是注射成型用的螺杆或注射成型用的料筒。

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