CN110914008A - 造型用的Fe基金属粉末 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种Fe基金属粉末,其适于伴随着急速熔融急冷凝固的工艺,且能够得到具有优异的特性的造型物。该造型用金属粉末是Fe基合金制,该Fe基合金中,含有Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下、Co:0质量%以上且10.0质量%以下、Mo:0质量%以上且7.0质量%以下、Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下、以及Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,余量是Fe和不可避免的杂质。
Description
技术领域
本发明涉及用于三维层叠造型法、热喷涂法、激光熔覆法、堆焊法等的急速熔融急冷凝固工艺的金属粉末。详细地说,本发明涉及其材质为Fe基合金的粉末。
背景技术
在由金属构成的造型物的制作中使用3D打印机。该3D打印机通过层叠造型法制作造型物。在层叠造型法中,对于铺开的金属粉末照射激光束或电子束。通过照射粉末的金属粒子发生熔融。粒子之后凝固。经过此熔融和凝固,粒子彼此进行结合。照射可对金属粉末的一部分选择性地进行。粉末未经照射的部分不发生熔融。只在被照射的部分形成结合层。
在结合层之上再铺设金属粉末。对该金属粉末照射激光束或电子束。通过照射,金属粒子发生熔融。金属之后进行凝固。经过此熔融和凝固,粉末中的粒子彼此被结合,形成新的结合层。新的结合层与既有的结合层也结合。
通过重复经由照射进行的结合,结合层的集合体慢慢生长。通过此生长,可得到具有三维形状的造型物。根据层叠造型法,可容易获得形状复杂的造型物。层叠造型法的一例公开在专利文献1(日本专利第4661842号公报)中。
航空器、宇宙空间结构物等的合金要求强度和抗疲劳性。在这样的用途中,适合的是马氏体时效钢。
在专利文献2(日本特开2013-253277公报)中公开有一种主成分为Fe,含有Ni、Co和Mo的马氏体时效钢。该马氏体时效钢中的Co的含有率为7质量%以上。该马氏体时效钢含有W。该马氏体时效钢不含有Ti。
在专利文献3(日本特开2008-185183公报)中公开有一种含有Ni、Cr、Mo和Co的马氏体时效钢。对于该马氏体时效钢实施渗氮处理。
【在先技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本专利第4661842号公报
【专利文献2】日本特开2013-253277公报
【专利文献3】日本特开2008-185183公报
在层叠造型法中,金属材料被急速熔融,并且被急冷而进行凝固。对用于伴随着这样的急速熔融急冷凝固的工艺的粉末来说,现有的马氏体时效钢并不适宜。这就要求有一种Fe基合金,其适于层叠造型法,并且,能够得到具有优异的力学特性的造型物。这样的合金在热喷涂法、激光熔覆法、堆焊法等之中也有用。
发明内容
本发明的目的在于,提供一种Fe基金属粉末,其适于伴随急速熔融急冷凝固的工艺,并能够得到具有优异的特性的造型物。
根据本发明,可提供以下的方式。
[项目1]一种Fe基合金制的、造型用的Fe基金属粉末,其含有:
Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下;
Co:0质量%以上且10.0质量%以下;
Mo:0质量%以上且7.0质量%以下;
Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下;和
Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,
余量是Fe和不可避免的杂质。
[项目2]根据项目1所述的Fe基金属粉末,其中,所述Fe基合金中的Co的含有率为0.5质量%以下。
[项目3]根据项目1所述的Fe基金属粉末,其中,所述Fe基合金中Co的含有率为0.5质量%以上且10.0质量%以下。
[项目4]根据项目1~3中任一项所述的Fe基金属粉末,其中,所述金属粉末的平均粒径D50(μm)相对于所述金属粉末的振实密度TD(Mg/m3)的比即D50/TD为0.2以上且20以下。
[项目5]一种造型物的制造方法,使用Fe基金属粉末作为原料,其中,包括:
(1)准备Fe基合金制的Fe基金属粉末的工序,该Fe基合金含有:
Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下、
Co:0质量%以上且10.0质量%以下、
Mo:0质量%以上且7.0质量%以下、
Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下、和
Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,
余量是Fe和不可避免的杂质;
(2)使所述Fe基金属粉末熔融及凝固,得到未热处理的造型物的工序。
[项目6]根据项目5所述的制造方法,其中,所述未热处理的造型物的洛氏硬度为30以上且40以下。
[项目7]根据项目5或6所述的制造方法,其中,接着所述工序(2),还包括(3)对于所述未热处理造型物实施热处理而得到造型物的工序。
[项目8]根据项目7所述的制造方法,其中,所述工序(3)包括:
(3-1)对于所述未热处理造型物实施固溶化的工序;
(3-2)对于所述未热处理造型物实施时效的工序。
[项目9]根据项目8所述的制造方法,其中,所述固溶化(3-1),以700℃以上且900℃以下的处理温度,经过1.0小时以上且3.0小时以下的处理时间而进行,并且,
所述时效(3-2),以450℃以上且550℃以下的处理温度,经过3.0小时以上且6.0小时以下的处理时间而进行。
[项目10]根据项目7~9中任一项所述的制造方法,其中,经过所述工序(3)后的造型物的洛氏硬度为50以上且60以下。
[项目11]根据项目7~10中任一项所述的制造方法,其中,经过所述工序(3)后的造型物,满足下述算式(Ⅰ)和(Ⅱ):
1.5≤(ATH/ATR)×(CTH/CTR)≤3.5 (Ⅰ)
1.5≤(BTH/BTR)×(CTH/CTR)≤3.5 (Ⅱ)
(式中,ATH表示400℃下的抗拉强度,ATR表示25℃下的抗拉强度,BTH表示400℃下的0.2%屈服强度,BTR表示25℃下的0.2%屈服强度,CTH表示400℃下的断裂伸长率,CTR表示25℃下的断裂伸长率)。
利用本发明的Fe基金属粉末,通过伴随急速熔融急冷凝固的工艺,能够得到具有优异的特性的造型物。
具体实施方式
一般的马氏体时效钢中,实质上不含C,并含有Ni、Mo、Ti、Co等的合金元素。在此马氏体时效钢中,在马氏体的基体中析出有Ni3Mo相和Ni3Ti相这样的金属间化合物。该金属间化合物有助于马氏体时效钢的高硬度和强度。
Co降低Mo的固溶极限。因此,在Co的添加量多的马氏体中,过饱和的Mo的量也多。Co的添加促进Ni3Mo相向马氏体中的析出。
另一方面,因为Co是奥氏体形成元素,所以Co的大量添加阻碍马氏体相变。因为Co的大量添加助长μ相或σ相的生成,所以招致合金的脆化。此外,Co是特定化学物质危害预防规则的对象,从遵守该标准的观点出发,向Fe中大量添加Co不为优选。根据这一情况,优选抑制Co的添加量。但是,在Co的添加量被抑制的钢中,Ni3Mo相难以析出。这种钢其硬度、强度等的力学特性不充分。
本发明者经锐意研究的结果发现,向Fe中添加规定量的Ni、Ti和Al,可弥补Co的添加量少的问题。本发明者发现,以本发明的Fe基金属粉末为原料,通过伴随急速熔融急冷凝固的工艺,能够得到力学特性优异的造型物。
本发明的造型用的Fe基金属粉末,是多个粒子的集合。该粒子的材质是Fe基合金。该Fe基合金的基体的组织是马氏体。该Fe基合金含有Ni、Mo、Ti和Al。该Fe基合金能够含有Co。优选该合金中的余量是Fe和不可避免的杂质。以下,详细说明该合金中的各元素的作用。
[钴(Co)]
如前述,Co是阻碍马氏体相变的任意元素。在本发明的金属粉末中,不添加Co,或者添加Co时,将其量设定为少量。还有,即使不添加Co时,微量的Co仍会不可避免地包含在合金中。优选Co的含有率为10.0质量%以下,更优选为5.0质量%以下,进一步优选为0.5质量%以下,特别优选为0.3质量%以下。Co的含有率实质上也可以为0。因此,Co的优选含有率为0质量%以上且10.0质量%以下,更优选为0质量%以上且5.0质量%以下,进一步优选为0质量%以上且0.3质量%以下。
[镍(Ni)]
Ni是在Fe基合金中分别与Mo、Ti和Al形成金属间化合物的必须元素。作为金属间化合物的具体例,可列举Ni3Mo、Ni3Ti和Ni3Al。这些金属间化合物使合金强化。利用材质为该合金的粉末,无论是否经过急速熔融急冷凝固工艺,仍可得到强度优异的造型物。从造型物的强度的观点出发,优选合金中的Ni的含有率为15.0质量%以上,更优选为16.0质量%以上,特别优选为17.0质量%以上。Ni是奥氏体形成元素。大量的Ni的添加阻碍马氏体相变。从马氏体相变难以被阻碍这一观点出发,优选Ni的含有率为21.0质量%以下,更优选为20.0质量%以下,特别优选为19.5质量%以下。因此,Ni优选的含有率为15.0质量%以上且21.0质量%以下,更优选为16.0质量%以上且20.0质量%以下,进一步优选为17.0质量%以上且19.5质量%以下。
[钼(Mo)]
Mo是在Fe基合金中与Fe形成金属间化合物的任意元素。典型的金属间化合物是Fe2Mo。Mo还与Ni形成金属间化合物。典型的金属间化合物是Ni3Mo。这些金属间化合物使合金强化。利用材质为该合金的粉末,无论是否经过急速熔融急冷凝固工艺,仍可得到强度优异的造型物。从造型物的强度的观点出发,合金中的Mo的含有率优选为2.0质量%以上,更优选为2.5质量%以上,特别优选为3.0质量%以上。Mo的大量的添加,助长δ铁素体相的形成。从抑制δ铁素体相的观点出发,Mo的含有率优选为7.0质量%以下,更优选为6.0质量%以下,特别优选为5.0质量%以下。不过,只要能够得到本发明的希望的特性,Mo的含有率也可以实质上为0。因此,Mo的优选含有率为0质量%以上且7.0质量%以下,更优选为2.0质量%以上且7.0质量%以下,进一步优选为2.5质量%以上且6.0质量%以下,特别优选为3.0质量%以上且5.0质量%以下。
[钛(Ti)]
Ti是在Fe基合金中与Ni形成金属间化合物的必须元素。典型的金属间化合物是Ni3Ti。该金属间化合物有助于合金的蠕变断裂强度。该金属间化合物还有助于合金的抗氧化性。利用材质为该合金的粉末,无论是否经过急速熔融急冷凝固工艺,仍可得到耐久性优异的造型物。从造型物的耐久性的观点出发,优选合金中的Ti的含有率为0.1质量%以上,更优选为0.5质量%以上,特别优选为2.0质量%以上。Ti的大量添加,在急速熔融急冷凝固工艺中容易产生高温裂纹。从抑制高温裂纹的观点出发,Ti的含有率优选为6.0质量%以下,更优选为5.0质量%以下,特别优选为4.0质量%以下。因此,Ti优选的含有率为0.1质量%以上且6.0质量%以下,更优选为0.5质量%以上且5.0质量%以下,进一步优选为2.0质量%以上且4.0质量%以下。
[铝(Al)]
Al是在Fe基合金中与Ni形成金属间化合物的必须元素。典型的金属间化合物是Ni3Al。该金属间化合物有助于合金的蠕变断裂强度。该金属间化合物还有助于合金的抗氧化性。利用材质为该合金的粉末,无论是否经过急速熔融急冷凝固工艺,仍可得到耐久性优异的造型物。从造型物的耐久性的观点出发,合金中的Al的含有率优选为0.1质量%以上,更优选为0.3质量%以上,特别优选为0.5质量%以上。Al的大量添加,在急速熔融急冷凝固工艺中容易产生高温裂纹。从抑制高温裂纹的观点出发,Al的含有率优选为3.0质量%以下,更优选为2.5质量%以下,特别优选为2.0质量%以下。因此,Al优选的含有率为0.1质量%以上且3.0质量%以下,更优选为0.3质量%以上且2.5质量%以下,进一步优选为0.5质量%以上且2.0质量%以下。
[平均粒径]
从造型物的容易制造的观点出发,该金属粉末的平均粒径D50优选为15μm以上且50μm以下,特别优选为20μm以上且30μm以下。在平均粒径D50的测量中,粉末的总体积为100%,求得累积曲线。该曲线上的累积体积为50%这一点的粒径为D50。粒子直径D50由激光衍射散射法测量。作为适于该测量的装置,可列举日机装社的激光衍射·散射式粒径分布测量装置“マイクロトラックMT3000”。粉末与纯水一起被灌入到该装置的槽室内,基于粒子的光散射信息,可检测粒径。
[振实密度]
从造型物容易制造的观点出发,该金属粉末的振实密度TD,优选为0.10Mg/m3以上且0.40Mg/m3以下,特别优选为0.15Mg/m3以上且0.35Mg/m3以下。振实密度TD的测量方法之后详述。
[D50/TD]
平均粒径D50(μm)相对于振实密度TD(Mg/m3)的比(D50/TD),优选为0.2以上且20以下。比(D50/TD)为0.2以上的金属粉末流动性优异。利用该金属粉末能够得到高密度的造型物。从这一观点出发,比(D50/TD)更优选为2以上,特别优选为5以上。比(D50/TD)为20以下金属粉末,通过急速加热,粒子会充分熔融。从这一观点出发,比(D50/TD)更优选为15以下,特别优选为12以下。因此,D50/TD优选为0.2以上且20以下,更优选为2以上且15以下,进一步优选为5以上且12以下。
[造型]
利用本发明的金属粉末,能够制造各种造型物。该造型物的制造方法,包括:
(1)准备金属粉末的工序,和
(2)使该金属粉末熔融和凝固,从而得到未热处理的造型物的工序。作为使金属粉末熔融和凝固的工序,可列举急速熔融急冷凝固工艺。作为这一工艺的具体例,可列举三维层叠造型法、热喷涂法、激光熔覆法和堆焊法。该金属粉末特别适于三维层叠造型法。
在该层叠造型法中,能够使用3D打印机。在此层叠造型法中,对于铺开的金属粉末照射激光束或电子束。通过照射,粒子被急速加热,急速熔融。粒子之后急速凝固。通过此熔融和凝固,粒子彼此进行结合。照射对于金属粉末的一部分选择性地进行。粉末的未被照射的部分不发生熔融。只有被照射的部分会形成结合层。
在结合层之上,再铺设金属粉末。对该金属粉末照射激光束或电子束。通过照射,粒子急速熔融。粒子之后急速凝固。经过此熔融和凝固,粉末中的粒子彼此被结合,形成新的结合层。新的结合层与既有的结合层也被结合。
通过重复由照射进行的结合,结合层的集合体慢慢生长。通过此生长,可得到具有三维形状的造型物。根据层叠造型法,可容易获得形状复杂的造型物。
[造型物的硬度]
造型后的,换言之就是未经热处理的状态的造型物的洛氏硬度HRC,优选为30以上且40以下。洛氏硬度HRC为30以上的造型物,强度优异。从这一观点出发,洛氏硬度HRC特别优选为32以上。洛氏硬度HRC为40以下造型物,龟裂等的内部缺陷少。从这一观点出发,洛氏硬度HRC特别优选为38以下。因此,未热处理的造型物优选的洛氏硬度HRC为30以上且40以下,更优选为32以上且38以下。洛氏硬度HRC的测量方法之后详述。
[热处理]
优选造型物的制造方法还包括:
(3)对于由上述工序(2)得到的未热处理造型物实施热处理而得到造型物的工序。优选在此工序(3)中,包括:
(3-1)对于未热处理造型物实施固溶化的工序;和
(3-2)对于未热处理造型物实施时效的工序。
通过固溶化,可得到过饱和马氏体组织。通过时效,在马氏体的基体中析出Ni3Mo、Ni3Ti和Ni3Al。利用这些金属间化合物的析出,能够得到强度和韧性优异的造型物。
固溶化的温度优选为700℃以上且900℃以下。通过温度为700℃以上的固溶化,能够得到合金元素充分固溶的马氏体组织。从这一观点出发,温度更优选为730℃以上,特别优选为750℃以上。在温度为900℃以下的固溶化中,组织的脆化受到抑制。从这一观点出发,温度更优选为870℃以下,特别优选为850℃以下。因此,优选的固溶化的温度为700℃以上且900℃以下,更优选为730℃以上且870℃以下,进一步优选为750℃以上且850℃以下。
固溶化的时间,优选为1.0小时以上且3.0小时以下。通过1.0小时以上的固溶化,能够得到合金元素充分固溶的马氏体组织。从这一观点出发,时间更优选为1.3小时以上,特别优选为1.5小时以上。3.0小时以下固溶化可抑制能源成本。从这一观点出发,时间更优选为2.7小时以下,特别优选为2.5小时以下。因此,优选的固溶化的时间为1.0小时以上且3.0小时以下,更优选为1.3小时以上且2.7小时以下,进一步优选为1.5小时以上且2.5小时以下。
时效的温度优选为450℃以上且550℃以下。通过温度为450℃以上的时效,能够得到Ni3Mo、Ni3Ti和Ni3Al充分析出的组织。从这一观点出发,温度更优选为460℃以上,特别优选为470℃以上。温度为550℃以下的时效中,合金元素向母相的固溶受到抑制。从这一观点出发,温度更优选为540℃以下,特别优选为530℃以下。因此,优选的时效的温度为450℃以上且550℃以下,更优选为460℃以上且540℃以下,进一步优选为470℃以上且530℃以下。
时效的时间优选为3.0小时以上且6.0小时以下。通过3.0小时以上的时效,能够得到Ni3Mo、Ni3Ti和Ni3Al充分析出的组织。从这一观点出发,时间更优选为3.3小时以上,特别优选为3.5小时以上。6.0小时以下时效可抑制能源成本。从这一观点出发,时间更优选为5.7小时以下,特别优选为5.5小时以下。因此,优选的时效的时间为3.0小时以上且6.0小时以下,更优选为3.3小时以上且5.7小时以下,进一步优选为3.5小时以上且5.5小时以下。
[热处理后的造型物的物性]
热处理后的造型物的洛氏硬度HRC优选为50以上且60以下。洛氏硬度HRC为50以上的造型物,强度优异。从这一观点出发,洛氏硬度HRC特别优选为52以上。洛氏硬度HRC为60以下造型物,韧性优异。由该造型物得到的制品,耐久性优异。从这一观点出发,洛氏硬度HRC特别优选为58以下。因此,热处理后的造型物优选的洛氏硬度HRC为50以上且60以下,特别优选为52以上且58以下。
在热处理后的造型物中,值V1和值V2分别由下述算式计算出。
V1=(ATH/ATR)×(CTH/CTR)
V2=(BTH/BTR)×(CTH/CTR)
在这些算式中,ATH表示400℃下的抗拉强度,ATR表示25℃下的抗拉强度,BTH表示400℃下的0.2%屈服强度,BTR表示25℃下的0.2%屈服强度,CTH表示400℃下的断裂伸长率,CTR表示25℃下的断裂伸长率。在该造型物中,值V1优选为1.5以上且3.5以下,值V2优选为1.5以上且3.5以下。换言之,优选造型物满足下述算式(Ⅰ)和(Ⅱ)。
1.5≤(ATH/ATR)×(CTH/CTR)≤3.5(Ⅰ)
1.5≤(BTH/BTR)×(CTH/CTR)≤3.5(Ⅱ)
值V1为1.5以上,且值V2为1.5以上的造型物,高温环境下的强度和耐久性优异。从这一观点出发,值V1和值V2更优选为1.8以上,特别优选为2.0以上。值V1和值V2为3.5以下造型物容易制造。从这一观点出发,值V1和值V2特别优选为3.3以下。因此,优选的值V1和值V2为1.5以上且3.5以下,更优选为1.8以上且3.5以下,特别优选为2.0以上且3.3以下。
【实施例】
以下,通过实施例表明本发明的效果,但不应该基于此实施例的记述而限定性地解释本发明。
准备具有下述表1~3所示的组成的原料。将各原料在氧化铝制的坩埚内利用高频感应进行加热,得到熔融合金。从形成于坩埚的底部且直径为5mm的喷嘴使熔融合金落下,对其喷射高压的氩气。通过该喷射,熔融金属微细化且被急冷,形成粉末。对该粉末进行分级,使各粒子的径直为63μm以下,得到各实施例和各比较例的Fe基金属粉末。
使用各金属粉末,用三维层叠造型装置(商品名“EOS-M280”)制作造型物。对于该未热处理造型物,实施下述表1~3所示的条件下的热处理。
[硬度测量]
制作10mm见方的试验片(10×10×10mm),用带有前端半径0.2mm的金刚石钢球的压头,对试验面施加作为基本载荷的10kgf。接着,将在基本载荷上加上作为试验载荷的100kgf的110kgf的载荷施加于试验片,使该试验片发生塑性变形。接着,使载荷回到作为基准载荷的10kgf,测量永久凹陷距基准面的深度。根据该深度,通过变换公式,计算出洛氏硬度HRC。测量在热处理前和热处理后进行。其结果显示在下述的表1~3中。
[常温抗拉特性]
制作JIS 14A号试验片依据JIS的标准,进行拉伸试验。试验中所施加的最大拉伸应力σ(σ=测量载荷F/断面积S)为抗拉强度。将载荷与伸长率标绘在图中,与弹性区域平行地引出距标距偏移0.2%的直线,将该直线与载荷曲线的交点的应力作为0.2%屈服强度计算。伸长率Z基于下述算式算出。
Z=(Lf-L0)/L0×100
在该算式中,L0是初始的标距,Lf是断裂时的标距。其结果显示在下述的表1~3中。
[高温抗拉特性]
[粒度分布测量]
利用前述的激光衍射·散射式粒径分布测量装置“マイクロトラックMT3000”,测量平均粒径D50。其结果显示在下述的表1~3中。
[振实密度]
依据“JIS Z 2512”的标准,测量出振实密度。在测量中,将约50g的金属粉末填充到容积100cm3的圆筒中,测量出密度。测量条件如下。
落下高度:10mm
振实次数:200
其结果显示在下述的表1~3中。
[评级]
基于下述的基准,将各金属粉末分级为评价1~评价5。
(评价1)
造型后硬度:30~40HRC
热处理后硬度:50~60HRC
D50/TD:0.2~20
(ATH/ATR)×(CTH/CTR):3.0以上且3.3以下
(BTH/BTR)×(CTH/CTR):3.0以上且3.3以下
(评价2)
造型后硬度:30~40HRC
热处理后硬度:50~60HRC
D50/TD:0.2~20
(ATH/ATR)×(CTH/CTR):2.0以上且低于3.0
(BTH/BTR)×(CTH/CTR):2.0以上且低于3.0
(评价3)
造型后硬度:30~40HRC
热处理后硬度:50~60HRC
D50/TD:0.2~20
(ATH/ATR)×(CTH/CTR):1.8以上且低于2.0
(BTH/BTR)×(CTH/CTR):1.8以上且低于2.0
(评价4)
相当于下述(a)至(e)中的任意一项。
(a)造型后硬度:小于30HRC或大于40HRC
(b)热处理后硬度:小于50HRC或大于60HRC
(c)D50/TD:低于0.2或大于20
(d)(ATH/ATR)×(CTH/CTR):1.5以上且低于1.8或大于3.3并在3.5以下
(e)(BTH/BTR)×(CTH/CTR):1.5以上且低于1.8或大于3.3并在3.5以下
(评价5)
相当于下述(a)和(b)中的任意一项。
(a)(ATH/ATR)×(CTH/CTR):低于1.5
(b)(BTH/BTR)×(CTH/CTR):低于1.5
【表1】
【表2】
【表3】
[表1~3中的脚注]
·成分组成列的符号“-”表示不可避免的杂质。
·造型后硬度列的符号“-”表示小于30HRC,或大于40HRC。
·热处理后硬度列的符号“-”,表示小于50HRC,或大于60HRC。
·值V1列的符号“-”,表示小于1.5,或大于3.5。
·值V2列的符号“-”,表示小于1.5,或大于或3.5。
·固溶化热处理温度列的符号“-”,表示温度小于700℃,或大于900℃。
·固溶化热处理时间列的符号“-”,表示时间比1小时短,或比3小时长。
·时效热处理温度列的符号“-”,表示温度小于450℃,或大于550℃。
·时效热处理时间列的符号“-”,表示时间比3小时短,或比6小时长。
·D50/TD之列的符号“-”,表示比小于0.2,或大于20。
如表1~3所示,各实施例的粉末,综合评价优异。据此结果,本发明的优势性明确。
本发明的粉末,也适用于从喷嘴喷射粉末型的3D打印机。该粉末也适于从喷嘴喷射粉末型的激光熔覆法。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.(删除)
2.(修改后)一种Fe基合金制的造型用的Fe基金属粉末,其含有:
Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下、
Co:0质量%以上且0.5质量%以下、
Mo:0质量%以上且7.0质量%以下、
Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下、以及
Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,
余量是Fe和不可避免的杂质。
3.(删除)
4.(修改后)根据权利要求2所述的Fe基金属粉末,其中,所述金属粉末的平均粒径D50相对于所述金属粉末的振实密度TD的比即D50/TD为0.2以上且20以下,其中,所述平均粒径D50的单位为μm,所述振实密度TD的单位为Mg/m3。
5.(修改后)一种造型物的制造方法,将Fe基金属粉末作为原料使用,其中包括:
(1)准备Fe基合金制的Fe基金属粉末的工序,所述Fe基金属粉末含有:
Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下、
Co:0质量%以上且0.5质量%以下、
Mo:0质量%以上且7.0质量%以下、
Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下、以及
Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,
余量是Fe和不可避免的杂质;
(2)使所述Fe基金属粉末熔融和凝固,得到未热处理的造型物的工序。
6.根据权利要求5所述的制造方法,其中,所述未热处理的造型物的洛氏硬度为30以上且40以下。
7.根据权利要求5或6所述的制造方法,其中,接着所述工序(2),还包括(3)对所述未热处理造型物实施热处理而得到造型物的工序。
8.根据权利要求7所述的制造方法,其中,所述工序(3)中包括:
(3-1)对于所述未热处理造型物实施固溶化的工序;和
(3-2)对于所述未热处理造型物实施时效的工序。
9.根据权利要求8所述的制造方法,其中,所述固溶化(3-1),以700℃以上且900℃以下的处理温度,经过1.0小时以上且3.0小时以下的处理时间而进行,并且,
所述时效(3-2),以450℃以上且550℃以下的处理温度,经过3.0小时以上且6.0小时以下的处理时间而进行。
10.根据权利要求7~9中任一项所述的制造方法,其中,经过所述工序(3)后的造型物的洛氏硬度为50以上且60以下。
11.根据权利要求7~10中任一项所述的制造方法,其中,经过所述工序(3)后的造型物,满足下述算式(Ⅰ)和(Ⅱ):
1.5≤(ATH/ATR)×(CTH/CTR)≤3.5 (Ⅰ)
1.5≤(BTH/BTR)×(CTH/CTR)≤3.5 (Ⅱ)
式中,ATH表示400℃下的抗拉强度,ATR表示25℃下的抗拉强度,BTH表示400℃下的0.2%屈服强度,BTR表示25℃下的0.2%屈服强度,CTH表示400℃下的断裂伸长率,CTR表示25℃下的断裂伸长率。
Claims (11)
1.一种Fe基合金制的造型用的Fe基金属粉末,其含有:
Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下、
Co:0质量%以上且10.0质量%以下、
Mo:0质量%以上且7.0质量%以下、
Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下、以及
Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,
余量是Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的Fe基金属粉末,其中,所述Fe基合金中的Co的含有率为0.5质量%以下。
3.根据权利要求1所述的Fe基金属粉末,其中,所述Fe基合金中的Co的含有率为0.5质量%以上且10.0质量%以下。
4.根据权利要求1~3中任一项所述的Fe基金属粉末,其中,所述金属粉末的平均粒径D50相对于所述金属粉末的振实密度TD的比即D50/TD为0.2以上且20以下,其中,所述平均粒径D50的单位为μm,所述振实密度TD的单位为Mg/m3。
5.一种造型物的制造方法,将Fe基金属粉末作为原料使用,其中,包括:
(1)准备Fe基合金制的Fe基金属粉末的工序,所述Fe基金属粉末含有:
Ni:15.0质量%以上且21.0质量%以下、
Co:0质量%以上且10.0质量%以下、
Mo:0质量%以上且7.0质量%以下、
Ti:0.1质量%以上且6.0质量%以下、以及
Al:0.1质量%以上且3.0质量%以下,
余量是Fe和不可避免的杂质;
(2)使所述Fe基金属粉末熔融和凝固,得到未热处理的造型物的工序。
6.根据权利要求5所述的制造方法,其中,所述未热处理的造型物的洛氏硬度为30以上且40以下。
7.根据权利要求5或6所述的制造方法,其中,接着所述工序(2),还包括(3)对所述未热处理造型物实施热处理而得到造型物的工序。
8.根据权利要求7所述的制造方法,其中,所述工序(3)中包括:
(3-1)对于所述未热处理造型物实施固溶化的工序;和
(3-2)对于所述未热处理造型物实施时效的工序。
9.根据权利要求8所述的制造方法,其中,所述固溶化(3-1),以700℃以上且900℃以下的处理温度,经过1.0小时以上且3.0小时以下的处理时间而进行,并且,
所述时效(3-2),以450℃以上且550℃以下的处理温度,经过3.0小时以上且6.0小时以下的处理时间而进行。
10.根据权利要求7~9中任一项所述的制造方法,其中,经过所述工序(3)后的造型物的洛氏硬度为50以上且60以下。
11.根据权利要求7~10中任一项所述的制造方法,其中,经过所述工序(3)后的造型物,满足下述算式(Ⅰ)和(Ⅱ):
1.5≤(ATH/ATR)×(CTH/CTR)≤3.5 (Ⅰ)
1.5≤(BTH/BTR)×(CTH/CTR)≤3.5 (Ⅱ)
式中,ATH表示400℃下的抗拉强度,ATR表示25℃下的抗拉强度,BTH表示400℃下的0.2%屈服强度,BTR表示25℃下的0.2%屈服强度,CTH表示400℃下的断裂伸长率,CTR表示25℃下的断裂伸长率。
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