CN115161543A

CN115161543A - Fe基合金以及金属粉末

Info

Publication number: CN115161543A
Application number: CN202210268806.3A
Authority: CN
Inventors: 吉本隆; 小山智纪; 井上幸一郎
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2021-03-19
Filing date: 2022-03-18
Publication date: 2022-10-11
Also published as: US20220307116A1; KR20220131182A; EP4059638A1; JP2022144437A

Abstract

本申请涉及一种Fe基合金，其组成包含：0.5质量％≤C≤0.9质量％、0.5质量％≤Si≤3.0质量％、0.1质量％≤Mn≤1.0质量％、3.0质量％≤Cr≤8.0质量％、以及0.1质量％≤Mo≤4.0质量％，余量为Fe和不可避免的杂质，且满足以下表达式(1)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：‑3.0<[Si]‑(5[C]+2[Mn])<‑0.5 (1)。

Description

Fe基合金以及金属粉末

技术领域

本申请涉及Fe基合金和金属粉末。更具体而言，本申请涉及一种Fe基合金，其中当通过增材制造应用于堆焊时，获得了与冷加工用模具钢可相比的硬度(约650HV以上)，并且还涉及一种金属粉末，该金属粉末具有与Fe基合金相当的平均组成。

背景技术

需要具有耐磨性的诸如钢板的冷压加工之类的冷加工用模具和各种部件(在下文中通常简称为“耐磨部件”)需要具备高硬度、特别是表面部分具备高硬度，从而耐磨。迄今为止，由JIS-SKD11(JIS G 4404:2015)和JIS-SKH51(JIS G 4403:2015)表示的冷加工用模具钢和高速工具钢已经用于这些耐磨部件。然而，在使用由冷加工用模具钢或高速工具钢通过机械加工制造耐磨部件的方法的情况下，由于待加工材料为高硬度钢材，因此工具严重损坏，从而导致高加工成本。

另一方面，也采用通过堆焊将高硬度金属沉积在廉价基底的表面上，从而制造耐磨部件的方法。使用这种方法可以降低耐磨部件用材料的成本和加工成本。此外，也将使用等离子体等作为热源的堆焊用于修复磨损或缺损的模具。

然而，常规堆焊具有以下三个问题。(1)热量显著影响基底金属，并且基材的受热影响区软化。(2)在通过堆焊沉积模具钢或高速钢的情况下，堆焊部分具有增加的残留奥氏体含量并且硬度不足。(3)在通过堆焊使包含大量的C、Mo、W和V的钢沉积的情况下，由于在晶界处析出碳化物而易于发生断裂，从而导致韧性下降。

可以通过在堆焊之后进行热处理缓解这些问题。然而，在一些情况下，热处理使修复成本增加，或者引起基底金属的机械特性下降。

近年来，粉末或线材通过激光熔融并沉积的直接能量沉积(DED)模式的增材制造技术已经取得进展，并且这些进展使得能够进行堆焊，与钨极惰性气体保护焊(TIG)或等离子粉末焊接(PPW)相比，堆焊获得了更细的晶粒并且对基底金属表现出更少的热效应。因此克服了受热影响区的软化问题。然而，关于由于残留奥氏体而引起的硬度不足以及由于在晶界处析出碳化物而引起的韧性下降的问题尚未解决。

为了克服这些问题，迄今为止已经提出了各种建议。

例如，专利文献1公开了一种硬化用堆焊合金，包含0.65质量％至1.1质量％的C、4.5质量％至10.5质量％的Cr、以及0.05质量％至1.0质量％的Mo，余量为Fe和杂质。

专利文献1记载了使用该硬化堆焊合金得到焊后状态的焊接金属的硬度为约48HRC至52HRC。

专利文献2公开了一种表面硬化部件，该表面硬化部件包括由焊接金属构成的硬化表面层，该焊接金属包含0.2质量％至0.9质量％的C、0.6质量％至1.9质量％的Si、0.6质量％至1.6质量％的Mn、2.5质量％至7.5质量％的Cr、0.1质量％以上且小于1.5质量％的W、0.1质量％以上且小于1.5质量％的V、1.0质量％至8.0质量％的Mo、以及大于0.2质量％且为0.8质量％以下的B，余量为Fe和不可避免的杂质。

专利文献2记载了(A)在抑制碳化物的形成以提高耐裂纹性的情况下，焊接金属的硬度降低并且耐磨性降低，以及(B)在适当调节焊接金属中Mo和B的含量，从而使焊接金属具有包含马氏体钢和硼化物的复合结构的金相组织的情况下，焊接金属的硬度提高，同时具有细化的金相组织以及改善的耐裂纹性。

如专利文献1和2所述，通过调节合金元素的添加量，可以在一定程度上克服由于残留奥氏体而引起的硬度不足以及由于在晶界处析出碳化物而引起的韧性下降的问题。然而，在如DED模式增材制造中的对同一部分反复进行堆焊的方法中，存在堆焊层被反复堆焊而回火(软化)的问题。

在DED模式增材制造中，堆焊层反复经受热量输入，使得与焊池分离的紧挨部分保持在室温至400℃的温度。此时，马氏体组织回火以具有比处于快速冷却固化状态的组织更低的硬度。因此，当调节合金元素的量没有考虑马氏体的低温回火时，成形完成后的马氏体的硬度不足，从而无法获得足够的耐磨性。

专利文献1：JP-T-2004-503386(在本文中使用的术语“JP-T”是指公开的PCT专利申请的日文翻译。)

专利文献2：日本专利No.3462742

发明内容

本申请的目的在于提供一种Fe基合金，当在例如堆焊或增材制造的熔融固化成形中使用该Fe基合金时，可以得到具有高耐磨性和高韧性的堆焊层或增材制造制品等。本申请的另一目的在于提供一种金属粉末，其具有与Fe基合金相当的平均组成。

为了解决上述问题，本申请的Fe基合金和金属粉末涉及以下构成(1)至(7)：

(1)一种Fe基合金，其组成包含：

0.5质量％≤C≤0.9质量％；

0.5质量％≤Si≤3.0质量％；

0.1质量％≤Mn≤1.0质量％；

3.0质量％≤Cr≤8.0质量％；以及

0.1质量％≤Mo≤4.0质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

且满足以下表达式(1)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

-3.0<[Si]-(5[C]+2[Mn])<-0.5 (1)。

(2)根据(1)所述的Fe基合金，其中所述组成还包含选自由以下组成的组中的至少一者：0.1质量％≤V≤1.0质量％以及0.1质量％≤W≤4.0质量％。

(3)根据(1)或(2)所述的Fe基合金，其中所述组成还包含0.001质量％≤S≤0.100质量％。

(4)根据(1)至(3)中任一项所述的Fe基合金，其中所述组成还包含0.01质量％≤Ni≤3.0质量％。

(5)根据(2)至(4)中任一项所述的Fe基合金，其中所述组成还满足以下表达式(2)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]≤0.4 (2)。

(6)一种金属粉末，其具有与根据(1)至(5)中任一项所述的Fe基合金相当的平均组成。

(7)根据(6)所述的金属粉末，其提供维氏硬度为650HV以上的增材制造制品。

根据本申请的Fe基合金具有优化含量的合金元素，特别是Si、C和Mn，因此产生具有相对低残留奥氏体含量的堆焊层。此外，由于优化了诸如Mo和V之类的引起二次硬化的元素的含量，因此能够抑制由于粗碳化物析出而引起的韧性下降。此外，Fe基合金具有优化的Si含量，因此耐回火软化性高。因此，当将根据本申请的Fe基合金应用于熔融固化成形时，可以得到具有高耐磨性和高韧性的堆焊层或增材制造制品。

附图说明

图1为3D金属打印机的示意图。

图2为示出[Si]-(5[C]+2[Mn])和残留奥氏体的体积百分比之间的关系的图。

图3为示出[Si]-(5[C]+2[Mn])和堆焊层的硬度之间关系的图。

具体实施方式

下面详细描述本申请的实施方案。

1.Fe基合金

1.1.成分

根据本申请的Fe基合金包含以下元素，余量为Fe和不可避免的杂质。添加元素的种类、成分的含量范围以及含量范围的理由如下。

1.1.1.主要构成元素(必要成分)

(1)0.5质量％≤C≤0.9质量％：

C为提高马氏体组织的硬度所必需的元素。在C含量太低的情况下，马氏体中的固溶C的量不足，导致成形制品的硬度不足。因此，C含量需要为0.5质量％以上。

另一方面，在C含量太高的情况下，马氏体转变起始温度下降。其结果是，该成形制品的残留奥氏体的体积百分比增加，并且硬度不足。因此，C含量需要为0.9质量％以下。C含量优选为0.7质量％以下，更优选为0.65质量％以下，并且还更优选为0.61质量％以下。

(2)0.5质量％≤Si≤3.0质量％：

Si为提高在温度高达400℃时的耐回火软化性所必需的元素。Si也是一种增强机械加工性的元素。在Si含量太低的情况下，成形制品由于热效应而显著软化，并且硬度不足。此外，成形制品的机械加工性显著劣化。因此，Si含量需要为0.5质量％以上。Si含量优选为0.75质量％以上，更优选为1.5质量％以上，并且还更优选为1.7质量％以上。

另一方面，在Si含量太高的情况下，一部分Si在马氏体中形成固溶体，导致韧性显著降低。因此，Si含量需要为3.0质量％以下。Si含量优选为2.5质量％以下，并且更优选为2.25质量％以下。

(3)0.1质量％≤Mn≤1.0质量％：

Mn为用于改善淬火淬透性的元素。Mn含量太低可导致合金的淬火淬透性不足，并且不会形成马氏体组织的情况。因此，Mn含量需要为0.1质量％以上。Mn含量优选为0.2质量％以上，并且更优选为0.3质量％以上。

另一方面，在Mn含量太高的情况下，成形制品的残留奥氏体的体积百分比增加，并且硬度不足。因此，Mn含量需要为1.0质量％以下。Mn含量优选为0.6质量％以下。

(4)3.0质量％≤Cr≤8.0质量％：

Cr为用于增强淬火淬透性和耐腐蚀性的元素。在Cr含量太低的情况下，合金的淬火淬透性不足，并且耐蚀性显著劣化。因此，Cr含量需要为3.0质量％以上。Cr含量优选为4.0质量％以上，并且更优选为5.0质量％以上。

另一方面，在Cr含量太高的情况下，不仅不能再增强对淬火淬透性的影响，而且可能会导致残留奥氏体含量增加。因此，Cr含量需要为8.0质量％以下。Cr含量优选为7.0质量％以下。

(5)0.1质量％≤Mo≤4.0质量％：

Mo为用于改善淬火淬透性并增强耐回火软化性的元素。Mo也是在成形制品回火时引起二次硬化的元素。在Mo含量太低的情况下，合金的淬火淬透性不足，并且不会形成耐磨部件所需的硬度。因此，Mo含量需要为0.1质量％以上。Mo含量优选为0.2质量％以上，并且更优选为0.3质量％以上。

另一方面，在Mo含量太高的情况下，碳化物在成形制品的晶界处偏析，从而使韧性降低。因此，Mo含量需要为4.0质量％以下。Mo含量优选为2.0质量％以下，更优选为1.0质量％以下，并且还更优选为0.7质量％以下。

1.1.2.组成平衡

A.表达式(1)

根据本申请的Fe基合金需要满足以下表达式(1)，[M]表示以质量％计的元素M的含量。

-3.0<[Si]-(5[C]+2[Mn])<-0.5 (1)

“[Si]-(5[C]+2[Mn]”(在下文中也称为“变量A”)为用于获得高硬度所必需的“残留奥氏体含量”和“耐软化性”这两者的指标。为了使马氏体组织充分表现出硬度，马氏体组织中软残留奥氏体的含量应当较低。在合金具有增加的C含量和/或增加的Mn含量以具有降低的马氏体转变起始温度的情况下，这导致残留奥氏体含量的增加和整体马氏体组织的硬度的下降。

此外，马氏体组织的硬度也会通过回火而降低。将回火时硬度下降很少的马氏体组织表示为“具有高耐软化性”。Si含量越高，耐软化性越高，并且可以抑制堆焊过程中由于热输入而引起的硬度下降越多。

在变量A太小的情况下，合金具有过量的残留奥氏体含量和/或不足的耐软化性。因此，变量A需要超过-3.0。变量A优选为-2.5以上。

另一方面，在变量A太大的情况下，C含量不足，并且成形制品的硬度不足。因此，变量A需要小于-0.5。变量A优选为-1.0以下，并且更优选为-1.5以下。

B.表达式(2)

根据本申请的Fe基合金优选还满足以下表达式(2)，[M]表示以质量％计的元素M的含量。

0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]≤0.4 (2)

“0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]”(在下文中也称为“变量B”)表示在晶界处形成并可导致韧性下降的Mo、W和V碳化物的量的指标。这些碳化物在固化的过程中在晶界处形成，并且这些碳化物可能作为断裂的起点；因此，这些碳化物为韧性下降的原因。在变量B太大的情况下，成形制品具有在晶界处增加的碳化物含量和降低的韧性。因此，变量B优选为0.4以下。变量B更优选为0.2以下。

例如，诸如JIS-SKH51(JIS G 4403:2015)和JIS-SKH54(JIS G 4403:2015)之类的高速工具钢的变量B的值较大，因此，大量硬质碳化物在固化过程中结晶出来，从而覆盖晶界。这增强了堆焊层的硬度，但是会使晶界易于发生断裂，导致结构的韧性差。

另一方面，在将变量B调节至0.4以下的情况下，抑制了碳化物的结晶，因此堆焊层可以维持高韧性。

1.1.3.次要构成元素(可选成分)

除了包含上述元素之外，根据本申请的Fe基合金还可以包含诸如以下所示的元素中的一种或多种元素。添加元素的种类、成分的含量范围以及含量范围的理由如下。

(1)0.1质量％≤V≤1.0质量％：

V为在回火成形制品的情况下引起二次硬化的元素。V也是产生硬质碳化物以改善耐磨性的元素。从获得这样的效果的观点出发，V含量优选为0.1质量％以上。

另一方面，在V含量太高的情况下，成形制品包含在其晶界处析出的碳化物，并因此韧性降低。因此，V含量优选为1.0质量％以下。V含量更优选为0.75质量％以下，甚至更优选为0.4质量％以下。

(2)0.1质量％≤W≤4.0质量％：

W为在回火成形制品的情况下引起二次硬化的元素。W也是产生硬质碳化物以改善耐磨性的元素。从获得这样的效果的观点出发，W含量优选为0.1质量％以上。

另一方面，在W含量太高的情况下，成形制品包含在其晶界处析出的碳化物，并因此韧性降低。因此，W含量优选为4.0质量％以下。W含量更优选为2.0质量％以下。

(3)0.001质量％≤S≤0.100质量％：

S为在制造过程中不可避免地进入合金中的杂质。然而，如果S含量过度降低到不必要的程度，在效果上不仅没有差别，而且还导致了制造成本的增加。因此，S含量优选为0.001质量％以上。S含量更优选为0.005质量％以上。

另一方面，S也是形成MnS以用于改善机械加工性的元素。然而，在S含量太高的情况下，一部分S在晶界处偏析，从而使韧性降低。因此，S含量优选为0.100质量％以下。S含量更优选为0.050质量％以下。

(4)0.01质量％≤Ni≤3.0质量％：

Ni为改善淬火淬透性的元素。太低的Ni含量可导致淬火淬透性不足。因此，Ni含量优选为0.01质量％以上。

另一方面，Ni也是降低马氏体转变起始温度的元素。因此，在Ni含量太高的情况下，成形制品的残留奥氏体的体积百分比增加，并且硬度不足。因此，Ni含量优选为3.0质量％以下。Ni含量更优选为1.0质量％以下。

(5)Al≤0.5质量％：

Al可以作为脱氧剂而添加。然而，在Al含量太高的情况下，一部分Al与钢中所含的O和N反应，以生成氧化物和氮化物。当氧化物和氮化物大量生成时，导致韧性下降。因此，Al含量优选为0.5质量％以下。Al含量更优选为0.1质量％以下，并且还更优选为0.03质量％以下。

(6)O≤0.10质量％：

O为在制造过程中不可避免地进入合金中的杂质。在O含量太高的情况下，形成氧化物，从而使韧性降低。因此，O含量优选为0.10质量％以下。O含量更优选为0.05质量％以下。

在粉末的情况下，由于大的比表面积，大部分氧存在于粉末的表面中。

(7)N≤0.10质量％：

N为在制造过程中不可避免地进入合金中的杂质。在N含量太高的情况下，形成氮化物使得韧性降低。因此，N含量优选为0.10质量％以下。N含量更优选为0.05质量％以下。

1.1.4.不可避免的杂质

在一些情况下，在根据本申请的Fe基合金中包含以下所示的量的以下所示的成分。在这种情况下，将这些成分视为在本申请中不可避免的杂质。

Co≤0.05质量％，Cu≤0.50质量％，Sn≤0.05质量％，Nb≤0.05质量％，Ta≤0.05质量％，Ti≤0.05质量％，Zr≤0.05质量％，B≤0.01质量％，Ca≤0.01质量％，Se≤0.03质量％，Te≤0.01质量％，Bi≤0.01质量％，Pb≤0.05质量％，Mg≤0.02质量％，REM(稀土金属)≤0.01质量％。

1.2.性质：增材制造制品的硬度

术语“增材制造制品的维氏硬度”是指通过以下方式确定的维氏硬度：(a)通过使用直接能量沉积(DED)法制造层沉积高度为2mm以上的成形制品，以及(b)根据JIS Z 2244:2009在距上表面1mm的位置处使用通过在平行于层沉积的方向上切割增材制造制品获得的切割表面检查增材制造制品的维氏硬度。

在制造成形制品时，可以适当调节成形条件，使得成形制品的切割表面没有总长度为1mm以上的裂纹或空隙。

当根据本申请的Fe基合金用于进行增材制造时，具有优化组成的Fe基合金得到维氏硬度为650HV以上的增材制造制品。在进一步优化Fe基合金的组成的情况下，该合金提供维氏硬度为680HV以上的增材制造制品。

1.3.形状

在本申请中，对于Fe基合金的形状没有特别的限制。Fe基合金的形状的实例包括团块状、棒状、管状、丝状和粉末状等。特别地，粉末适合用作熔融固化成形用原料。

2.金属粉末

根据本申请的金属粉末包括平均组成与根据本申请的Fe基合金相当的金属粉末。金属粉末的平均粒径优选为10μm以上300μm以下。

2.1.成分

词组“与Fe基合金相当的平均组成”是指：(a)金属粉末由一组具有相同组成的一种金属颗粒构成，并且各颗粒的组成都在上述范围内；(b)金属粉末由两种以上组成不同的金属颗粒的混合物构成，并且金属颗粒各自的成分含量在上述范围内；或者(c)金属粉末由两种以上组成不同的金属颗粒的混合物构成，其中一种或两种或更多种金属颗粒的成分含量在上述范围之外，但是金属粉末整体的平均组成的成分含量在上述范围内。

在金属粉末由两种以上组成不同的金属颗粒的混合物构成的情况下，各个金属颗粒可以是各自由单一金属元素构成的纯金属颗粒，或者可以是各自包含两种以上金属元素的合金颗粒。在金属粉末由混合物构成的情况下，例如通过从混合物中提取约10g样品并通过诸如荧光X射线分析、燃烧红外吸收法或等离子体发射光谱法之类的方法分析样品，从而获得其平均组成。

金属粉末的组成(平均组成)的细节与上述Fe基合金相同，因此省略对其的说明。

2.2.平均粒径

术语“平均粒径”是指个数频率D₅₀(μm)，即粉末的50％数量累积粒径(中值直径)。用于确定D₅₀的方法的实例包括(a)使用基于激光衍射/散射法的颗粒分布分析仪的方法、(b)使用颗粒图像分析仪的方法、以及(c)使用库尔特计数器的方法。

本申请中使用的“D₅₀”是指用基于激光衍射/散射法的颗粒分布分析仪确定的中值直径。

可以通过调节用于制造金属粉末的条件和用于对金属粉末分级的条件从而控制金属粉末的平均粒径和粒度分布。

在使用金属粉末的熔融固化成形中，存在使用喷嘴将金属粉末供给至成形区的情况。在这种情况下，在金属粉末的平均粒径太小的情况下，该金属粉末的流动性降低，并且可能难以稳定地供给至成形区。因此，金属粉末的平均粒径优选为10μm以上，其平均粒径更优选为50μm以上，并且还更优选为80μm以上。

另一方面，在金属粉末的平均粒径太大的情况下，存在喷嘴被大粒径的颗粒堵塞的情况，使得无法稳定地将粉末供给至成形区。因此，金属粉末的平均粒径优选为300μm以下，其平均粒径更优选为200μm以下，并且还更优选为150μm以下。

2.3.颗粒的形状

对于金属粉末所含的单个金属颗粒的形状没有特别的限制。金属颗粒可为球形颗粒或不规则形状的颗粒。从获得高流动性的观点出发，金属颗粒优选为球形颗粒。

2.4.表面涂层

金属颗粒可为其表面涂覆有纳米颗粒的金属颗粒。术语“纳米颗粒”是指具有1nm以上100nm以下直径的无机化合物颗粒。

在一些情况下，用某种纳米颗粒涂覆金属颗粒的表面可以抑制金属颗粒团聚。可用于抑制金属颗粒的团聚的纳米颗粒的实例包括金属氧化物，例如二氧化硅(SiO₂)、氧化铝(Al₂O₃)、氧化锰(MnO)、氧化铁(Fe₂O₃)、氧化钙(CaO)和氧化镁(MgO)。

在用纳米颗粒涂覆金属颗粒的表面的情况下，用于涂覆的纳米颗粒的量太少可使得不能充分抑制金属颗粒的团聚。因此，金属粉末中纳米颗粒的含量优选为0.005质量％以上。

另一方面，在用于涂覆的纳米颗粒的量太多的情况下，在进行熔融固化成形时，纳米颗粒会作为内含物颗粒，使成形制品的强度和/或韧性降低。因此，金属粉末中纳米颗粒的含量优选为0.05质量％以下。

2.5.用途

根据本申请的金属粉末可以用作熔融固化成形用粉末原料。

术语“熔融固化成形”是指这样的方法，其中通过使用各种热源中的任一者将金属粉末熔融，并且使熔融的金属粉末固化并沉积，从而形成成形制品的整体或一部分。

表述“形成成形制品的整体”是指成形制品的整体仅通过金属粉末的熔融、固化和沉积而形成。

表述“形成成形制品的一部分”是指在构成成形制品的一部分的基材的表面上，通过熔融、固化和沉积金属粉末而叠加用于构成成形制品的另一部分的新层(例如，模具的修复)。

用于熔融固化成形法的代表性实例包括(a)直接能量沉积(DED)法、(b)粉末床熔融法、以及(c)等离子堆焊法。

在这些方法中，“直接能量沉积(DED)法”是这样的方法，其中用激光或电子束照射连续供给的金属粉末，并将所得熔融金属选择性地沉积在基材上，例如现有部件或基板。在DED法中，可以反复沉积金属层，并且可以形成具有包括线状、壁状和块状的各种形状中的任一者的堆焊层。通过使用采用激光作为热源的装置，可以减小待沉积的熔体的体积，并且可以减少由于在待沉积的熔体和基材之间的界面处出现的成分混合而导致的质量下降。因此，包括Fe基合金、Ni基合金和Co基合金在内的各种材料可用作基材。

“粉末床熔融法”是这样的方法，其中基于利用3D-CAD等生成的三维形状数据(例如，STL数据)而生成各自为数十微米的切片的数据，并且在使用获得的切片数据进行激光扫描的同时用激光选择性照射粉末床，从而形成烧结层，并将获得的烧结层彼此堆叠。

“等离子堆焊法”是这样的方法，其中在电极和基材之间产生等离子弧，并且向其中导入金属粉末并使其熔融，从而使金属堆积在基材的表面。

3.金属粉末的制造方法

可以通过使用诸如气体雾化法、水雾化法、等离子体雾化法、等离子体/旋转电极法或离心雾化法之类的方法制造根据本申请的金属粉末。还可以使用组合方法，其中用还原性热等离子体对通过这些方法中的任一者获得的粉末进行球化处理。

在这些方法中，“气体雾化法”是这样的方法，其中用(例如)感应熔炼炉熔融合金用原料，并且在使熔体从浇注盘的底部下落的同时，向熔体吹送高压气体以使熔体粉碎和固化，从而获得金属粉末。作为高压气体，可以使用惰性气体，例如氮气、氩气或氦气。对于气体雾化条件没有特别的限制，并且可以根据目的选择最佳条件。

优选在通过使用气体雾化法制造金属粉末之后，将金属粉末分级以调节平均粒径和粒度分布。分级用装置的实例包括干式旋风分离器、湿式旋风分离器、干筛和超声筛。在将具有经调节的平均粒径和经调节的粒度分布的金属粉末应用于熔融固化成形的情况下，可以获得致密的成形制品。

此外，可根据需要通过混合两种以上组成不同的金属粉末进行成分调节。

4.效果

根据本申请的Fe基合金具有优化含量的合金元素，特别是Si、C和Mn，因此产生具有相对低含量的残留奥氏体的堆焊层。此外，由于其中诸如Mo和V之类的引起二次硬化的元素的含量已经得以优化，因此可以抑制堆焊层由于粗碳化物的析出而导致的韧性下降。此外，由于其中Si含量已经得以优化，因此Fe基合金具有高的耐回火软化性。因此，在将根据本申请的Fe基合金应用于熔融-固化成形的情况下，能够获得具有高耐磨性和高韧性的堆焊层或增材制造制品。

实施例

实施例1至9和比较例1至7

1.样品的制造

1.1.金属粉末的制造

使用气体雾化法，制造表1所示的16种金属粉末。在一些情况下，这些金属粉末包含以上述指定范围的量的表1中未示出的元素作为杂质。

1.2.通过堆焊制造成形制品

通过使用所制造的金属粉末和用于金属增材制造的DED模式激光装置(3D金属打印机)制造成形制品。图1示出了3D金属打印机的示意图。图1所示的3D金属打印机10包括粉末供给喷嘴12、激光振荡器(未示出)、粉末供给器(未示出)和保护气体供给器(未示出)。粉末供给喷嘴12具有双管结构，使得金属粉末14和载气(保护气体)可供给至外管12a和内管12b之间的空间。在内管12b的内部设置聚光透镜(未示出)，激光13通过该聚光透镜。此外，粉末供给喷嘴12被构造成使得用于抑制金属粉末14氧化的保护气体可供给至内管12b的内部。

具体而言，该3D金属打印机10用于以如下方式进行堆焊。首先，将粉末供给喷嘴12设置在基材20的上表面附近。接下来，将金属粉末14和载气供给至外管12a和内管12b之间的间隙，并且将保护气体供给至内管12b的内部。在粉末供给喷嘴12保持在该状态的同时，使激光13照射在聚光透镜(未示出)上，此后，在激光13的焦点附近，金属粉末14和基材20的表层部分熔融并彼此一体化。此外，粉末进料喷嘴12在水平方向(例如，如图1所示的方向X)上移动，并且其结果是，熔融且一体化的金属的熔体固化为堆焊层22。

在实施例1至9和比较例1至7中，将JIS-SKD61(JIS G 4404:2015)的平板(50mm×70mm×10mm)用作基材20。用于成形的条件如下。适当调节成形条件以得到98％以上的密度。

激光输出：1,500W至2,000W

粉末流量：5g/min至10g/min

运行速度：100mm/min至1,000mm/min

成形制品的尺寸：5mm至10mm(高)×10mm至12mm(宽)×60mm至70mm(长)

2.测试方法

2.1.硬度

将包括基材和堆焊层的成形制品切割成厚度为5mm，并除去基材的远离堆焊层的不必要部分。接下来，将已经除去基材的成形制品嵌入到树脂中。用抛光纸、金刚石磨石以及氧化铝抛光轮抛光该样品，直至金属表面变为镜面为止。

抛光后，将维氏硬度测试计用于测定堆焊层的中心部分的维氏硬度(JIS Z 2244:2009)。负载为300gf，以这种方式，每个样品检查十个部分以计算其平均值。

2.2.堆焊层中残留奥氏体相的含量百分比

将包括基材和堆焊层的成形制品切割成厚度为5mm，并除去基材的远离堆焊层的不必要部分。接下来，将已经除去基材的成形制品嵌入到树脂中。用抛光纸和磨料金刚石颗粒抛光该样品，直至金属表面变为镜面为止。

使用磷酸的水溶液对该样品进行电解抛光，以除去厚度为0.05μm的层。用X射线衍射仪(XRD)检查电解抛光后的样品的堆焊部分，以由马氏体组织和奥氏体组织的峰强度之间的比率确定残留奥氏体的平均比例(体积百分比(％))。

2.3.吸收能量

将通过成形获得的试样切割为3mm×5mm×30mm的矩形棒，并且通过三点弯曲试验评价韧性。根据“吸收能量”评价韧性，“吸收能量”是在从应变为零的点到负载最大的点的范围内的负载和应变的积分。吸收能量大是指需要大量的能量使材料断裂，因此可以将这种材料视为具有高韧性。

3.结果

结果示于表2。图2示出了[Si]-(5[C]+2[Mn])和残留奥氏体的体积百分数之间的关系。图3示出了[Si]-(5[C]+2[Mn])和堆焊层的硬度之间的关系。从表2以及图2和图3可以观察到以下内容。

(1)在比较例1、2和7中，堆焊层具有低硬度。认为这是由于变量A的值为-3以下，并且残留奥氏体的含量高。在比较例1和2中，认为太高含量的C是残留奥氏体含量增加的具体原因。在比较例7中，认为太高含量的Mn是残留奥氏体含量增加的具体原因。(2)在比较例3和4中，虽然堆焊层硬度高，但变量A的值为-3以下，并且残留奥氏体的含量高。此外，比较例3和4的韧性降低。认为这是由于发生了碳化物的大量析出。

(3)在比较例5和6中，虽然变量A的值为-3以上，但硬度降低。认为这是由于C含量不足，并且这导致马氏体组织的硬度不足。(4)在实施例1至9的每一个中，堆焊层的硬度均超过650HV。此外，堆焊层的残留奥氏体含量为30％以下。认为这是因为变量A的值在适当的范围内。

(5)在实施例1至6、8和9的每一个中，吸收能量为0.4J以上。另一方面，在实施例7和比较例3和4中，堆焊层的吸收能量小于0.4J并具有低韧性。认为这是由于变量B的值为0.4以上，因而在晶界处形成了大量的碳化物，并成为断裂的起点。

表2

已经参考本申请的具体实施方案详细描述了本申请。然而，本申请不限于这些实施方案，并且可以在不脱离本申请的精神的情况下进行各种修改。

本申请基于在2021年3月19日提交的日本专利申请No.2021-045453，并且其内容通过引用并入本文。

根据本申请的金属粉末可以作为粉末原料，以用于通过增材制造或堆焊制造或修复诸如模具、滑动部件之类的需要耐磨性的部分或部件。

此外，本申请的Fe基合金由于其性质也适合用作焊接或增材制造用线材。

Claims

1.一种Fe基合金，其组成包含：

0.5质量％≤C≤0.9质量％；

0.5质量％≤Si≤3.0质量％；

0.1质量％≤Mn≤1.0质量％；

3.0质量％≤Cr≤8.0质量％；以及

0.1质量％≤Mo≤4.0质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

且满足以下表达式(1)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

-3.0<[Si]-(5[C]+2[Mn])<-0.5 (1)。

2.根据权利要求1所述的Fe基合金，其中所述组成还包含选自由以下组成的组中的至少一者：0.1质量％≤V≤1.0质量％以及0.1质量％≤W≤4.0质量％。

3.根据权利要求1或2所述的Fe基合金，其中所述组成还包含0.001质量％≤S≤0.100质量％。

4.根据权利要求1或2所述的Fe基合金，其中所述组成还包含0.01质量％≤Ni≤3.0质量％。

5.根据权利要求3所述的Fe基合金，其中所述组成还包含0.01质量％≤Ni≤3.0质量％。

6.根据权利要求2所述的Fe基合金，其中所述组成还满足以下表达式(2)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]≤0.4 (2)。

7.根据权利要求3所述的Fe基合金，其中所述组成还满足以下表达式(2)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]≤0.4 (2)。

8.根据权利要求4所述的Fe基合金，其中所述组成还满足以下表达式(2)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]≤0.4 (2)。

9.根据权利要求5所述的Fe基合金，其中所述组成还满足以下表达式(2)，[M]表示以质量％计的元素M的含量：

0.033[Mo]+0.063[W]+0.2[V]≤0.4 (2)。

10.一种金属粉末，其具有与根据权利要求1至5中任一项所述的Fe基合金相当的平均组成。

11.根据权利要求10所述的金属粉末，其提供维氏硬度为650HV以上的增材制造制品。