CN115874110A - 熔融固化成形用Fe基合金及金属粉末 - Google Patents

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Abstract

一种熔融固化成形用Fe基合金，以质量％计，其包含：18.0≤Co＜25.0；12.0≤Mo+W/2≤20.0；0.2≤Mn≤5.0；0.5≤Ni≤10.0；以及0≤Si≤1.0，余量为Fe和不可避免的杂质，并且当[M]表示以质量％为基准计算的元素M的含量时，满足以下表达式(1)和(2)，58≤[Co]+3([Mo]+[W]/2)≤95(1)，A/B≥1.6(2)，其中A＝[Co]+[Ni]+3[Mn]，并且B＝[Mo]+[W]/2+[Si]，其中当Fe基合金不含Mo时，使用[Mo]＝0计算表达式(1)和(2)，当Fe基合金不含Si时，使用[Si]＝0计算表达式(2)，并且当Fe基合金不含W时，使用[W]＝0计算表达式(1)和(2)。

Description

熔融固化成形用Fe基合金及金属粉末
技术领域
本申请涉及一种熔融固化成形用Fe基合金及金属粉末。更具体而言，本申请涉及一种熔融固化成形用Fe基合金以及平均组成与该Fe基合金相当的金属粉末，当其用于诸如堆焊或增材制造之类的熔融固化成形时，在成形过程中不容易破裂，并且得到了高硬度成形制品并且本申请涉及。
背景技术
冷加工用模具或滑动部件需要具有高耐磨性。通常，耐磨性与硬度相关，并且硬度越高，耐磨性越好。特别地，达到高硬度的合金的实例包括高速工具钢、Co基超合金和Ni基超合金。然而，这些合金的问题在于，它们具有差的可加工性，并且通过机械加工去除大体积部分时会导致严重的工具磨损和成本增加。
近年来，由于增材制造的发展，已经可以使这些难以加工的材料成形为接近成品的形状。因此，迄今为止已经对增材制造用金属粉末提出了各种建议。
例如，专利文献1公开了一种合金粉末，其包含25重量％至35重量％的Co、10重量％至17.5重量％的Mo、以及Fe。
专利文献1记载了，当对具有这样组成的合金粉末进行增材制造并在400℃至700℃对所得成形制品进行时效处理的情况下，获得了耐磨损部件所要求的硬度。
专利文献2公开了一种工具(经涂覆的金属制品)，其包括：通过对合金粉末(无碳析出的硬化Fe-Co-Mo/W-N合金粉末)进行HIP处理而获得的主体部分，该合金粉末虽然不是增材制造用金属粉末，但包含给定量的Co、Mo、W和N，余量为Fe；以及通过PVD法或CVD法在主体部分的表面形成的涂层。
专利文献2记载了，在通过粉末冶金法制造主体部分的情况下获得精细地分散各个相的组织。
在增材制造加工中，通过快速冷却固化形成组织，并且在该加工过程中存在热应力。因此，在铸态成形制品的韧性不足的情况下，存在在加工过程中由于热应力而使该成形制品破裂的问题。
在这方面，专利文献1公开了一种可以经受低温时效处理的增材制造用粉末。然而，在某些情况下，在将专利文献1所述的合金粉末应用于增材制造时，基于组分平衡或冷却条件，在成形制品中析出铁素体相。析出铁素体相的部分没有通过冷却形成马氏体组织，因此容易含有粗大晶粒。这种成形制品由于在加工过程中引起的热应力而易于破裂。此外，专利文献1所述的合金粉末包含相对大量的Co。近年来，Co由于在锂离子电池等中的使用导致需求增加，并且其可得性差且成本高。
另一方面，专利文献2所述的合金粉末为旨在通过HIP成形的粉末，而不是进行增材制造的粉末。专利文献2所述的合金粉末包含在用于增材制造时造成破裂的成分(例如，25％的Co和19.2％的Mo)。
专利文献1：JP-A-2020-084286
专利文献2：美国专利公开No.2009/0007992
发明内容
本申请的目的在于提供一种熔融固化成形用Fe基合金，当其用于诸如堆焊或增材制造之类的熔融固化成形时，得到不容易破裂并且能够提供高硬度堆焊层的成形制品、增材制造制品等。
本申请的另一目的在于提供一种平均组成与熔融固化成形用Fe基合金相当的金属粉末。
为了解决上述问题，本申请的熔融固化成形用Fe基合金和金属粉末涉及以下构成(1)至(4)：
(1)一种熔融固化成形用Fe基合金，包含：
18.0质量％≤Co＜25.0质量％；
12.0质量％≤Mo+W/2≤20.0质量％；
0.2质量％≤Mn≤5.0质量％；
0.5质量％≤Ni≤10.0质量％；以及
0质量％≤Si≤1.0质量％，
余量为Fe和不可避免的杂质，
并且，当[M]表示以质量％为基准计算的元素M的含量时，满足下述表达式(1)和(2)，
58≤[Co]+3([Mo]+[W]/2)≤95(1)
A/B≥1.6(2)
其中
A＝[Co]+[Ni]+3[Mn]，并且
B＝[Mo]+[W]/2+[Si]，
其中，当熔融固化成形用Fe基合金不含Mo时，使用[Mo]＝0计算表达式(1)和(2)，当熔融固化成形用Fe基合金不含Si时，使用[Si]＝0计算表达式(2)，并且当熔融固化成形用Fe基合金不含W时，使用[W]＝0计算表达式(1)和(2)。
(2)根据(1)所述的熔融固化成形用Fe基合金，其中W的含量为0质量％以上20.0质量％以下。
(3)根据(1)或(2)所述的熔融固化成形用Fe基合金，其中Mo的含量为10质量％以上20.0质量％以下。
(4)一种金属粉末，其具有与根据(1)至(3)中任一项所述的熔融固化成形用Fe基合金相当的平均组成。
在Fe-Co-Mo合金中，Co具有(a)作为稳定奥氏体相的元素的作用和(b)时效处理过程中在基体中析出包含Fe-Co-Mo化合物的细颗粒(μ相)的作用。
因此，通过仅减少Co含量从而降低Fe基合金的成本，不只会导致作为析出-强化相的μ相的析出量减少，而且会导致固化过程中铁素体相析出有增加的趋势。在将此类Fe基合金应用于增材制造的情况下，当铁素体相在成形制品中析出时，在冷却后不能获得马氏体组织，从而得到粗晶粒。因此，成形制品易于破裂。
相比之下，在将Co的含量调节至最小必要量的同时添加适量的Ni和Mn的情况下，抑制了固化过程中铁素体相的析出，并且可以通过时效处理使适量的μ相析出。由此，当在诸如堆焊或增材制造之类的熔融固化成形中使用包含此类Fe基合金的粉末时，可以得到不容易破裂的成形制品，并且能够得到高硬度堆焊层、增材制造目标物等。
附图说明
图1为实施例11中获得的堆焊部分的截面的照片，该截面垂直于焊接长度方向。
图2示出实施例11和比较例8中获得的堆焊部分的宽度方向位置和硬度之间的关系图。
具体实施方式
下面详细描述本申请的实施方案。
[1.熔融固化成形用Fe基合金]
[1.1.成分]
根据本申请的熔融固化成形用Fe基合金(下文中也简称为“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限定含量范围的理由如下。
[1.1.1.主要构成元素(必要成分)]
(1)18.0质量％≤Co＜25.0质量％：
Co具有促进作为强化相的μ相析出的作用，以及提高奥氏体的高温稳定性的作用。据此，在Co含量太低的情况下，μ相的析出量不足，导致硬度显著下降。因此，Co含量需要为18.0质量％以上。Co含量优选为20.0质量％以上，更优选为22.0质量％以上，还更优选为23.0质量％以上。
另一方面，在Co含量太高的情况下，不仅不能继续产生提高硬度的效果，而且导致制造成本增加。因此，Co含量需要小于25.0质量％。Co含量优选地为24.5质量％以下。
(2)12.0质量％≤Mo+W/2≤20.0质量％：
与Co类似，Mo和W具有促进作为强化相的μ相析出的作用，以及提高奥氏体的高温稳定性的作用。由于W的原子量为Mo的原子量的约两倍，因此即使当全部或部分Mo被两倍量的W替代时，也能获得相同的效果。然而，在(Mo+W/2)含量太低的情况下，μ相的析出量可能不足，导致不可能获得高硬度成形制品。因此，(Mo+W/2)含量需要为12.0质量％以上。(Mo+W/2)含量优选为14.0质量％以上。
另一方面，在(Mo+W/2)含量太高的情况下，这种粉末可能使成形制品具有太高μ相体积比并且因此韧性降低。因此，(Mo+W/2)含量需要为20.0质量％以下。(Mo+W/2)含量优选为16.0质量％以下。
(3)0.2质量％≤Mn≤5.0质量％：
Mn具有作为脱氧剂的作用和抑制铁素体生成的作用。因此，在Mn含量太低的情况下，熔融固化成形中使用这种粉末易于导致铁素体相在成形过程中析出，从而得到存在破裂的成形制品。因此，Mn含量需要为0.2质量％以上。Mn含量优选为0.5质量％以上，更优选为0.7质量％以上。
另一方面，在Mn含量太高的情况下，这种粉末可得到包含增加量的残留奥氏体并且硬度不足的成形制品。因此，Mn含量需要为5.0质量％以下。Mn含量优选为3.0质量％以下，更优选为1.0质量％以下。
(4)0.5质量％≤Ni≤10.0质量％：
Ni具有抑制铁素体的生成的作用。因此，在Ni含量太低的情况下，在熔融固化成形中使用这种粉末易于导致铁素体相在成形过程中析出，从而得到破裂的成形制品。因此，Ni含量需要为0.5质量％以上。Ni含量优选为0.8质量％以上，更优选为1.0质量％以上，还更优选为2.0质量％以上，甚至更优选为4.0质量％以上。
另一方面，在Ni含量太高的情况下，这种粉末可能得到包含更大量的残留奥氏体并且硬度不足的成形制品。因此，Ni含量需要为10.0质量％以下。Ni含量优选为8.0质量％以下，更优选为7.0质量％以下。
[1.1.2.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限定含量范围的理由如下。
(1)0质量％≤Si≤1.0质量％：
Si具有作为脱氧剂的作用和促进μ相析出的作用，可以根据需要添加。
然而，在Si含量太高的情况下，极大促进了μ相的析出，并且一些μ相易于从液相中结晶出来。结果是，成形制品的韧性会受损。因此，Si含量优选为1.0质量％以下。Si含量更优选为0.5质量％以下，还更优选为0.3质量％以下，甚至更优选为0.25质量％以下。
(2)0质量％≤W≤20.0质量％：
如上所述，与Mo类似，W具有促进作为强化相的μ相析出的作用，以及提高奥氏体的高温稳定性的作用。因此，可以用W替代全部或部分Mo。然而，在W含量太高的情况下，这种粉末可使成形制品具有太高的μ相体积比并且因此韧性降低。因此，W含量优选为20.0质量％以下。W含量更优选为15.0质量％以下，还更优选为10.0质量％以下。
(3)10.0质量％≤Mo≤20.0质量％：
如上所述，与W类似，Mo具有促进作为强化相的μ相析出的作用，以及提高奥氏体的高温稳定性的作用。因此，可以用Mo替代全部或部分W。然而，在Mo含量太低的情况下，μ相的析出量可能不足，使得不可能获得高硬度。因此，Mo含量优选为10.0质量％以上。Mo含量更优选为12.0质量％以上，还更优选为14.0质量％以上。
另一方面，在Mo含量太高的情况下，这种粉末可使成形制品具有太高的μ相体积比并且因此韧性降低。因此，Mo含量优选为20.0质量％以下。Mo含量更优选为16.0质量％以下。
(4)P≤0.05质量％：
P为在制造过程中不可避免地进入合金中的杂质。P在晶界处偏析，使得成形制品的韧性降低。因此，P含量优选为0.05质量％以下。P含量更优选为0.03质量％以下。P含量越低越好。
(5)S≤0.05质量％：
S为在制造过程中不可避免地进入合金中的杂质。S在晶界处偏析，使得成形制品的韧性降低。因此，S含量优选为0.05质量％以下。S含量更优选为0.03质量％以下。S含量越低越好。
[1.1.3.不可避免的杂质]
在一些情况下，在根据本申请的Fe基合金中包含如下含量的各成分。在这种情况下，这些成分被视为在本申请中不可避免的杂质。
Cr≤0.5质量％，C≤0.1质量％，Cu≤0.5质量％，Al≤0.2质量％，N≤0.1质量％，O≤0.1质量％，Sn≤0.05质量％，Nb≤0.05质量％，Ta≤0.05质量％，Ti≤0.5质量％，Zr≤0.05质量％，B≤0.02质量％，Ca≤0.01质量％，Se≤0.03质量％，Te≤0.03质量％，Bi≤0.03质量％，Pb≤0.05质量％，Mg≤0.02质量％，以及REM(稀土金属)≤0.01质量％。
[1.2.成分平衡]
当[M]表示以质量％为基准计算的元素M的含量时，根据本申请的Fe基合金需要满足以下表达式(1)和(2):
58≤[Co]+3([Mo]+[W]/2)≤95 (1)
A/B≥1.6 (2)
其中
A＝[Co]+[Ni]+3[Mn]，并且
B＝[Mo]+[W]/2+[Si]，
其中，当熔融固化成形用Fe基合金不含Mo时，使用[Mo]＝0计算表达式(1)和(2)，当熔融固化成形用Fe基合金不含Si时，使用[Si]＝0计算表达式(2)，并且当熔融固化成形用Fe基合金不含W时，使用[W]＝0计算表达式(1)和(2)。
[1.2.1.表达式(1)]
“[Co]+3([Mo]+[W]/2)”为μ相析出量的指标(在下文中也称为“指标C”)。在指标C太小的情况下，不能获得高硬度。因此，指标C需要为58以上。指标C优选为61以上，更优选为64以上。
另一方面，在指标C太大的情况下，该粉末可使成形制品具有太高的μ相体积比，并且韧性显著劣化。因此，指标C需要为95以下。指标C优选为85以下，更优选为80以下。
[1.2.2.表达式(2)]
表达式(2)中的“A”表示奥氏体相稳定化元素的当量。
表达式(2)中的“B”表示铁素体相稳定化元素的当量。
表达式(2)中的“A/B”(在下文中也称为“当量比”)表示奥氏体相稳定化元素的当量与铁素体相稳定化元素的当量比。
在当量比太小的情况下，将这种粉末应用于熔融固化成形时，由于铁素体晶界可作为破裂的起点，因此在成形制品中易于发生破裂。因此，当量比需要为1.6以上。当量比优选为1.7以上。
另一方面，在当量比太大的情况下，该粉末可使成形制品具有更大的残留奥氏体含量和降低的硬度。因此，当量比优选小于2.4。当量比更优选为2.2以下。
[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。粉末特别适用于熔融固化成形用材料。
[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熔融固化成形用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]
表述“与熔融固化成形用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，并且各金属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，其中一种或两种以上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)的详细情况与上述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。金属粉末的平均粒径更优选为50μm以上，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。金属粉末的平均粒径更优选为200μm以下，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呈不规则形状。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。
任选地，可以将纳米颗粒添加至金属粉末以涂覆金属颗粒。在本申请中，上述金属粉末的组成是指除纳米颗粒之外的组成。
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。
在本文中，术语“熔融固化成形法”是指这样的方法，其中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或一部分”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堆焊用基础金属。
“粉末床熔融法”是这样的方法，其中基于利用3D-CAD等得到的三维形状数据(例如，STL数据)生成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，并且使熔体从浇注盘的底部下落，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]
在Fe-Co-Mo合金中，Co具有(a)作为稳定奥氏体相的元素的作用和(b)在时效处理过程中在基体中析出包含Fe-Co-Mo化合物的细颗粒(μ相)的作用。
因此，通过仅降低Co含量从而降低Fe基合金的成本，不只会导致作为析出-强化相的μ相的析出量减少，而且会导致固化过程中铁素体相析出的倾向增加。在将此类Fe基合金应用于增材制造的情况下，当铁素体相在成形制品中析出时，在冷却后不能获得马氏体组织，从而得到粗晶粒。结果是，成形制品易于破裂。
相比之下，在将Co的含量调节至最小必要量的同时添加适量的Ni和Mn的情况下，抑制了固化过程中铁素体相的析出，并且可以通过时效处理使适量的μ相析出。由此，当在诸如堆焊或增材制造之类的熔融固化成形中使用包含此类Fe基合金的粉末时，可以得到不容易破裂的成形制品，并且能够得到高硬度堆焊层、增材制造目标物等。
实施例
(实施例1-10、比较例1-7)
[1.试样的制造]
[1.1.金属粉末的制造]
使用气体雾化法制造表1所示的17种金属粉末。一些情况下，这些金属粉末包含在指定范围内的量的下表未示出的元素作为杂质。
Figure BDA0003863805790000131
[1.2.堆焊成形制品的制造]
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)制造成形制品以用于检测硬度和组织。将JIS-SKD61(JIS G 4404:2015)平板(50mm×70mm×10mm)用作基底。用于成形的条件如下。适当调节该条件以得到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.破裂]
对各成形制品进行液体渗透测试以检测在成形制品中或在成形制品和基底之间的界面处是否发生破裂。
[2.2.硬度1(初成形时的硬度)]
将各成形制品切割成厚度为5mm，并且用抛光纸对该区段进行抛光。检测成形制品的区段的中心部分的洛氏硬度(JIS Z2245:2021)。
[2.3.硬度2(时效处理后的硬度)]
将各成形制品切割成厚度为5mm。将通过切割获得的试样引入以600℃加热的常压炉中，在其中保持30分钟，然后进行空气冷却。该操作也被称为“时效处理”。用抛光纸除去经空气冷却的试样的氧化物覆膜，然后检测成形制品中该区段的中心部分的洛氏硬度(JISZ2245:2021)。
[3.结果]
结果示于表2，从中可以观察到如下结果。
(1)比较例1、6和7中，在成形制品中观察到破裂。认为这是因为A/B的值小于1.6，并且这是在铁素体晶界处发生破裂的起因。
(2)比较例2中，没有观察到破裂，并且硬度高。然而，由于Co的添加量大，因此制造成本高。
(3)比较例3和4中，时效处理后的硬度(硬度2)低。认为这是因为[Co]+3([Mo]+[W]/2)的值小于58，并且这导致μ相的析出量不足。
(4)比较例5中，时效处理后的硬度(硬度2)低。认为这是因为Mn含量太高，因此组织中包含大量软质的残留奥氏体。
(5)实施例1至10均都没有破裂，并且时效处理后具有高硬度(硬度2)。
表2
编号 硬度1 硬度2 破裂
比较例1 37 64 存在
比较例2 40 68 不存在
比较例3 21 55 不存在
比较例4 31 57 不存在
比较例5 33 54 不存在
比较例6 36 69 存在
比较例7 57 55 存在
实施例1 37 62 不存在
实施例2 41 69 不存在
实施例3 39 64 不存在
实施例4 38 68 不存在
实施例5 38 66 不存在
实施例6 33 64 不存在
实施例7 33 64 不存在
实施例8 43 63 不存在
实施例9 39 65 不存在
实施例10 35 62 不存在
(实施例11、比较例8)
[1.试样的制造]
使用真空感应熔化炉，分别制造具有表3所示组成的5kg钢锭。将钢锭在1,200℃加热5小时，然后锻造以得到30mm×30mm的截面尺寸。通过电火花线切割加工从各个锻钢件中切割出直径为1.6mm的圆棒，从而获得用于焊接测试的焊条。
表3
Figure BDA0003863805790000161
*各空白处表示低于0.01质量％。
续表3
编号 [Co]+3([Mo]+[W]/2) A/B [Co]+[Ni]+3[Mn] [Mo]+[W]/2+[Si]
比较例8 70.1 1.7 25.1 15.0
实施例11 69.3 2.0 31.2 15.4
然后，将所得焊条用于在JIS-SKD61(JIS G 4404:2015)平板上通过TIG焊接法进行堆焊。TIG堆焊的条件如下。
焊接电流：约100A
线材插入方向：向前
气体流量：约5L/min至10L/min(Ar)
焊接长度：50mm
焊接操作次数：(三个宽度方向焊道/一层)×(五个高度方向的层)
焊道之间的重叠程度：50％(所需量)
层之间的冷却：在第n层(1≤n≤4)的堆焊完成之后，使堆焊部分冷却至150℃以下的温度，然后进行第(n+1)层的堆焊。
预热：不进行
摆动堆焊：不进行
[2.试验方法]
将各堆焊成形制品沿着与焊接长度方向垂直的方向切割，嵌入树脂中，并且进行机械抛光，直至表面成为镜面为止。接下来，对抛光的镜面进行维氏硬度测试。
图1示出实施例11中获得的堆焊部分的截面照片，该截面与焊接长度方向垂直。在图1中，左侧区域、中心区域和右侧区域分别对应于通过第一焊道、第二焊道和第三焊道沉积的堆焊区域。在位于焊接高度方向的一半的位置(图1中虚线所示位置)处，沿焊接宽度方向(图1中虚线的方向)以0.5mm的间隔测定维氏硬度。
[3.结果]
图2示出实施例11和比较例8中获得的堆焊部分的宽度方向位置和硬度之间的关系。顺便提及，图2的横轴的“位置＝0mm”相当于图1的虚线的左侧端部的位置。在比较例8中，热影响区(位置在0mm至5mm内的区域)的硬度高，并且包含硬度超过800Hv的区域。认为这是因为在第二焊道的堆焊过程中，对通过第一焊道堆焊而产生马氏体的区域进行再加热，从而使其时效硬化。
相比之下，虽然实施例11和比较例8中对热处理后的硬度影响显著的Co含量和Mo含量大致相等，但实施例11的热影响区的硬度低于比较例8的热影响区的硬度。认为这是因为添加了适量的Ni，因此使马氏体转变的起始温度(Ms)降低。也就是说，认为由于Ms降低，因此在由第一焊道形成的堆焊部分的马氏体转变之前进行第二焊道堆焊，从而抑制了时效硬化。
实施例11和比较例8在5mm至10mm位置的硬度各自为600Hv以下。认为这是因为这些位置位于与最后的第五层的第三焊道相对应的部分中，并且该部分在沉积之后没有受到热影响，因此在该部分没有发生时效硬化。
尽管已经详细描述了本申请的实施方案，但本申请不以任何方式限于这些实施方案。可以对实施方案进行各种修改，除非该修改脱离了本申请的精神。
本申请是基于2021年9月29日提交的日本专利申请No.2021-158883和2022年6月20日提交的日本专利申请No.2022-098774，并且上述日本专利申请的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，根据本申请的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 (5)

1.一种熔融固化成形用Fe基合金，包含：
18.0质量％≤Co＜25.0质量％；
12.0质量％≤Mo+W/2≤20.0质量％；
0.2质量％≤Mn≤5.0质量％；
0.5质量％≤Ni≤10.0质量％；以及
0质量％≤Si≤1.0质量％，
余量为Fe和不可避免的杂质，
并且，当[M]表示以质量％为基准计算的元素M的含量时，满足下述表达式(1)和(2)，
58≤[Co]+3([Mo]+[W]/2)≤95 (1)
A/B≥1.6 (2)
其中
A＝[Co]+[Ni]+3[Mn]，并且
B＝[Mo]+[W]/2+[Si]，
其中当所述熔融固化成形用Fe基合金不含Mo时，使用[Mo]＝0计算表达式(1)和(2)，当所述熔融固化成形用Fe基合金不含Si时，使用[Si]＝0计算表达式(2)，并且当所述熔融固化成形用Fe基合金不含W时，使用[W]＝0计算表达式(1)和(2)。
2.根据权利要求1所述的熔融固化成形用Fe基合金，其中W的含量为0质量％以上20.0质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的熔融固化成形用Fe基合金，其中Mo的含量为10质量％以上20.0质量％以下。
4.一种金属粉末，其具有与根据权利要求1或2所述的熔融固化成形用Fe基合金相当的平均组成。
5.一种金属粉末，其具有与根据权利要求3所述的熔融固化成形用Fe基合金相当的平均组成。
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