CN116103581A

CN116103581A - 熔融固化成形用Fe基合金以及金属粉末

Info

Publication number: CN116103581A
Application number: CN202211398007.4A
Authority: CN
Inventors: 吉本隆
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2021-11-10
Filing date: 2022-11-09
Publication date: 2023-05-12
Also published as: EP4180549B1; KR20230068340A; JP2023071110A; US20230151471A1; US11884999B2; EP4180549A1

Abstract

本发明涉及一种熔融固化成形用Fe基合金，其包含：0.05质量％≤C≤0.25质量％、0.01质量％≤Si≤2.0质量％、0.05质量％≤Mn≤2.5质量％、2.5质量％≤Ni≤9.0质量％、0.1质量％≤Cr≤8.0质量％、以及0.005质量％≤N≤0.200质量％，余量为Fe和不可避免的杂质，并且满足：11.5＜15C+Mn+0.5Cr+Ni＜20。

Description

熔融固化成形用Fe基合金以及金属粉末

技术领域

本发明涉及一种熔融固化成形用Fe基合金以及金属粉末。具体而言，本发明涉及一种熔融固化成形用Fe基合金，其通过诸如堆焊和增材制造之类的熔融固化成形可获得在制造过程中变形小、制成状态的加工效率高且昂贵合金元素含量低的制品，并且本发明还涉及一种金属粉末，其具有与该Fe基合金相当的平均组成。

背景技术

近年来，金属增材制造技术受到关注。这是因为金属增材制造技术具有以下优点：

(a)能够形成具有复杂形状的金属部件，使其形状接近最终形状；

(b)提高了设计的自由度；以及

(c)切削余量小于现有技术中切削的切削余量。

在此，“增材制造方法”是指通过使用各种方法堆叠与通过在水平方向上对三维结构进行切片获得的结构对应的薄层，从而制备三维结构的方法。用于堆叠薄层的方法的实例包括：

(a)重复以下步骤的方法：形成由金属粉末制成的薄粉末层的步骤，以及通过用诸如激光束或电子束之类的能量束照射从而局部熔融并固化粉末层的步骤；以及

(b)堆叠各自具有给定形状的薄板材并扩散接合这些薄板材的方法。

其中，用激光束照射铺展的金属粉末层以局部熔融并固化粉末层的增材制造方法也被称为“选择性激光熔化(SLM)”。SLM增材制造方法具有仅通过改变激光束的照射位置就可以容易地形成复杂的三维形状的优点。

此外，在供给金属粉末的同时用激光或电子束照射金属粉末，并在现有构件、基材或待堆焊的材料上选择性沉积熔融金属的增材制造方法也被称为“直接能量沉积(DED)”。

将这种增材制造方法应用于(例如)制备压铸模具或塑性成形模具时，可以在模具内部自由地设置非线性水冷回路或三维水冷回路。

在相关领域中，对用于这种增材制造的金属粉末，已经提出了各种建议。例如，专利文献1公开了一种钢粉，其包含预定量的C、Si、Cr、Mn、Mo、V和N，余量为Fe和不可避免的杂质。

该文献公开了以下几点：

(a)相关领域中的模具钢如SKD61、SUS420J2和马氏体时效钢具有高温强度，但是由于其包含大量易溶于基体的元素如Si、Cr、Ni和Co而具有低热导率；

(b)在这种高合金钢中，将降低热导率的合金组分的含量减少并优化Cr的量时，可以保持高耐腐蚀性的同时实现高热导率；以及

(c)这种钢粉适合作为增材制造用粉末。

专利文献2公开了一种用于增材制造的金属粉末，其由包含预定量的C、Ni、Co、Mo、Ti和Al，余量为Fe和不可避免的杂质的马氏体时效钢制成，并且该金属粉末的中值直径D₅₀为200μm以下。

该文献公开了以下几点：

(a)当通过使用由包含Ti的马氏体时效钢制成的金属粉末进行增材制造时，Ti线性偏析，且增材制造的制品的韧性趋于降低；以及

(b)当将Ti的含量控制在0.1质量％至5.0质量％时，可以防止增材制造的制品中的Ti偏析，并可以改善增材制造的制品的韧性。

已经开始通过使用增材制造技术制造塑性成形模具，以通过引入复杂的水冷回路缩短交付时间并改善成形品质。在相关领域中，在使用金属粉末的增材制造(SLM和DED)中，通常使用SUS420J2、马氏体时效钢、SKD61等的粉末。专利文献1公开的金属粉末具有优异的热导率和耐腐蚀性，因此可以用于塑性成形模具的增材制造。类似地，专利文献2公开的马氏体时效钢粉末具有优异的韧性，因此可以用于塑性成形模具的增材制造。

在塑性成形模具的增材制造中，为了改善生产能力，有时使用具有增材制造功能和切削功能两者的增材制造设备。在这种情况下，在制成状态下进行切削。优选地，在这种增材制造设备中使用的金属粉末满足以下三个条件。

(a)在制造过程中的变形小，并且在精加工过程中效率高(加工余量小)。

(b)制成时的硬度低，并且制成状态的加工效率高。

(c)诸如Ni、Co和Mo之类的昂贵合金元素的含量低，并且制造成本低。

然而，在相关领域中没有提出满足全部上述三个条件的金属粉末的实例。例如，对于SKD61或专利文献1公开的金属粉末，由增材制造过程中热应力引起的增材制造的制品的变形倾向于较大。当变形大时，所制造的模具的尺寸精度会劣化，并且加工中的加工余量会增加。或者，需要在预先考虑到变形之后设计模具，这会使加工效率劣化。

此外，SUS420J2和马氏体时效钢在增材制造过程中的变形小于SKD61的变形。然而，由于SUS420J2制成时的硬度高，因此切削工具在切削过程中严重磨损，从而导致加工效率低。另一方面，马氏体时效钢制成时的硬度低，因此在制成状态下相对容易加工。然而，马氏体时效钢包含大量昂贵的稀有金属如Ni、Co和Mo，这需要高的制造成本。

专利文献1：日本专利No.6601051

专利文献2：JP 2020-045567A

发明内容

本发明的目的在于提供一种熔融固化成形用Fe基合金，其通过诸如堆焊和增材制造之类的熔融固化成形可获得在制造过程中变形小、制成状态的加工效率高且昂贵合金元素含量低的制品。

本发明的另一目的在于提供一种金属粉末，其具有与这种熔融固化成形用Fe基合金相当的平均组成。

为解决上述问题，根据本发明的熔融固化成形用Fe基合金包含：

0.05质量％≤C≤0.25质量％，

0.01质量％≤Si≤2.0质量％，

0.05质量％≤Mn≤2.5质量％，

2.5质量％≤Ni≤9.0质量％，

0.1质量％≤Cr≤8.0质量％，以及

0.005质量％≤N≤0.200质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质，并且

满足以下表达式(1)。

11.5＜15C+Mn+0.5Cr+Ni＜20(1)

根据本发明的金属粉末具有与根据本发明的熔融固化成形用Fe基合金相当的平均组成。

当通过使用包含预定元素并满足表达式(1)的金属粉末进行增材制造时，通过由马氏体相变引起的体积膨胀缓解在制造之后的冷却过程中产生的残留拉伸应力。其结果是，可以防止在增材制造过程中的变形。

此外，由于根据本发明的金属粉末的碳量低于SUS420J2的碳量，因此与SUS420J2相比，制成时的硬度低，因此制成状态的加工效率高。

此外，与马氏体时效钢相比，根据本发明的金属粉末的碳量更高，并且Ni、Mo和Co的含量更低。因此，与马氏体时效钢相比，根据本发明的金属粉末的成本更低。此外，由Ni、Mo和Co的含量降低引起的硬度降低可以通过由碳量增加引起的硬度增加(由于马氏体相变引起的强化、由于碳化物析出引起的析出强化等)得到补偿。

附图说明

图1为示出变量A和Ms点之间的关系的图。

图2为示出Ms点和制造后的变形之间的关系的图。

图3为示出变量A和制造后的变形之间的关系的图。

具体实施方式

以下，将详细描述本发明的实施方案。

[1.熔融固化成形用Fe基合金]

[1.1.主要组成元素]

根据本发明的实施方案的熔融固化成形用Fe基合金(以下，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、其组分范围以及限制的理由如下。

(1)0.05质量％≤C≤0.25质量％：

C的量影响堆焊后即时的或增材制造后即时的(以下统称为“制造后即时的”)马氏体硬度。通常，随着C量的增加，制造后即时的马氏体硬度增加。此外，C也是可以有效地降低Ms点的元素。在C量太低的情况下，制造后即时的硬度会降低，或者Ms点会提高。因此，C量需要为0.05质量％以上。C量优选为0.08质量％以上，并且更优选为0.11质量％以上。

另一方面，在C量过多的情况下，制造后即时的硬度会过高，这会使切削效率劣化。因此，C量需要为0.25质量％以下。C量优选为0.22质量％以下，并且更优选为0.19质量％以下。

(2)0.01质量％≤Si≤2.0质量％：

Si具有改善切削过程中机械加工性的效果。在增材制造中，由于以接近成品形状的形状形成制品，因此切削过程中的切削余量小。因此，不一定需要高机械加工性。然而，过度地减少Si量会导致制造过程中精炼成本增加，因此不经济。因此，将Si量设置为0.01质量％以上。Si量优选为0.05质量％以上，并且更优选为0.10质量％

以上。

另一方面，在Si量过多的情况下，韧性会降低。因此，Si量需要为2.0质量％以下。Si量优选为1.5质量％以下，更优选为1.2质量％以下，并且还更优选为0.5质量％以下。

(3)0.05质量％≤Mn≤2.5质量％：

Mn为有效地用于确保淬透性的元素。此外，Mn也是有效地降低Ms点的元素。在Mn量太低的情况下，淬透性会降低，或者Ms点会提高。因此，Mn量需要为0.05质量％以上。Mn量优选为0.1质量％以上，并且更优选为0.3质量％以上。

另一方面，在Mn量过多的情况下，Ms点大幅下降，并且增材制造制品的变形会显著增加。因此，Mn量需要为2.5质量％以下。Mn量优选为2.3质量％以下，并且更优选为1.9质量％以下。

(4)2.5质量％≤Ni≤9.0质量％：

Ni为有效地用于确保淬透性的元素。此外，Ni也是有效地降低Ms点的元素。在Ni量太低的情况下，可能难以使Ms点下降。因此，Ni量需要为2.5质量％以上。Ni量优选为2.8质量％以上，更优选为4.0质量％以上，并且还更优选为5.0质量％以上。

另一方面，在Ni量过多的情况下，Ms点下降过多，并且增材制造制品的变形会显著增加。因此，Ni量需要为9.0质量％以下。Ni量优选为8.0质量％以下，并且更优选为7.0质量％以下。

(5)0.1质量％≤Cr≤8.0质量％：

Cr形成碳化物或氮化物，其精细地分散在钢中因而有助于改善硬度和耐磨性。此外，Cr也为有效地确保淬透性和耐腐蚀性的元素。在Cr量太低的情况下，淬透性和硬度会降低。因此，Cr量需要为0.1质量％以上。Cr量优选为0.5质量％以上，并且更优选为0.8质量％以上。

另一方面，即使在添加过多Cr的情况下，对淬透性的影响也是饱和的，因此没有实际的益处。因此，将Cr量设置为8.0质量％以下。Cr量优选为6.5质量％以下，并且更优选为5.5质量％以下。

(6)0.005质量％≤N≤0.200质量％：

N为通过氮雾化将熔融金属粉末化时混入Fe基合金中的元素。过度地减少N的量导致制造成本的大幅上升。因此，将N量设置为0.005质量％以上。N的量优选为0.010质量％以上，并且更优选为0.015质量％以上。

另一方面，在N量过多的情况下，加速氮化物形成，并且韧性会大幅下降。因此，N量需要为0.200质量％以下。N量优选为0.100质量％以下，并且更优选为0.050质量％以下。

(7)不可避免的杂质：

根据本发明的实施方案的Fe基合金可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发明中不可避免的杂质。

P≤0.05质量％，S≤0.01质量％，O≤0.08质量％，Mo＜0.20质量％，W≤0.20质量％，V＜0.05质量％，Al＜0.30质量％，Ti≤0.20质量％，Cu＜0.50质量％，Co≤0.05质量％，Sn≤0.05质量％，Nb≤0.05质量％，Ta≤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％，以及REM(稀土金属)≤0.01质量％。

[1.2.辅助组成元素]

除了包含上述主要组成元素之外，根据本发明的实施方案的Fe基合金还可以包含以下元素中的一种或多种。添加元素的种类、其组分范围以及限制理由如下。

(1)0.5质量％≤Cu≤3.0质量％：

Cu是通过时效处理作为微细Cu颗粒从钢中析出并分散在钢中从而有助于改善硬度的元素。为了获得这样的效果，Cu量优选为0.5质量％以上。Cu的量更优选为0.6质量％以上。

另一方面，在Cu量过多的情况下，不仅有助于改善硬度的效果会饱和，而且制造成本增加。因此，Cu量优选为3.0质量％以下。Cu量更优选为2.5质量％以下，并且还更优选为1.5质量％以下。

(2)0.2质量％≤Mo≤2.0质量％：

Mo为形成碳化物或氮化物的元素，其通过精细地分散在钢中而有助于改善硬度和耐磨性。为了获得这样的效果，Mo量优选为0.2质量％以上。Mo的量更优选为0.3质量％以上。

另一方面，在Mo量过多的情况下，碳化物或拉夫斯(Laves)相的析出量会增加，这会使韧性降低。因此，Mo量优选为2.0质量％以下。Mo量更优选为1.8质量％以下，并且还更优选为1.2质量％以下。

(3)0.05质量％≤V≤0.1质量％：

与Mo类似，V为形成碳化物或氮化物的元素，其通过精细地分散在钢中而有助于改善硬度和耐磨性。为了获得这样的效果，V量优选为0.05质量％以上。

另一方面，在V量过多的情况下，V可形成碳化物并增加切削过程中的工具磨损。因此，V量优选为0.1质量％以下。V量更优选为0.08质量％以下。

根据本发明的实施方案的Fe基合金可以包含Mo或者V，或者可以同时包含二者。

(4)0.3质量％≤Al≤1.5质量％：

Al在回火过程中与Ni形成金属间化合物并在钢中析出。金属间化合物的析出有助于改善硬度。为了获得这样的效果，Al的量优选为0.3质量％以上。

另一方面，在Al量过多的情况下，金属间化合物或氮化物过度增加，这会使韧性降低。因此，Al量优选为1.5质量％以下。Al量更优选为1.3质量％以下，并且进一步优选为1.2质量％以下。

[1.3.组分平衡]

根据本发明实施方案的Fe基合金满足以下表达式(1)。

11.5＜15C+Mn+0.5Cr+Ni＜20(1)

表达式(1)中的“15C+Mn+0.5Cr+Ni”(以下也称为“变量A”)与Fe基合金的Ms点相关。变量A中的全部元素都具有降低Ms点的效果。在根据本发明实施方案的Fe基合金中，当优化变量A以满足表达式(1)时，可以将Fe基合金的Ms点设置在适于增材制造的范围内(具体而言，约50℃至约280℃)。

通过将各元素的含量(质量％)乘以预先确定的系数，并将这些值相加得到变量A。

在Fe基合金的Ms点太低的情况下，增材制造后即时的残留奥氏体量过多，因此不能获得足够的硬度。此外，即使在增材制造后即时将材料冷却至室温的情况下，马氏体相变的量也小，因此，可能不会获得减小由相变膨胀引起的变形的效果。因此，Ms点优选为50℃以上。变量A优选小于20，以实现Ms点等于或大于该值。

另一方面，为了获得减小由相变膨胀引起的变形的效果，需要在增材制造后即时将制造的制品加热至这样的温度，其低于Ms点且高于马氏体相变完全完成的温度(Mf点)。由于装置的限制，现有的增材制造设备仅可加热至200℃。在用于制造制品的加热温度为200℃并且金属粉末(Fe基合金)的Ms点高于280℃的情况下，加热温度太低，因此，马氏体相变几乎在增材制造后即刻完成，因此不能获得减小由于相变膨胀引起的变形的效果。

即使能够将增材制造制品加热至200℃以上，在Ms点为280℃以上的情况下，加热所需的温度等于或高于贝氏体相变发生的温度。因此，在增材制造过程中发生由贝氏体相变引起的膨胀，并且不能获得减小由于相变膨胀引起的变形的效果。因此，Ms点优选为280℃以下。变量A优选大于11.5，以实现Ms点等于或小于该值。

[1.4.形状]

在本发明实施方案中，对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块状、棒状、管状、线状、粉末状等。特别地，粉末适合作为熔融固化成形用原料。

[2.金属粉末]

根据本发明实施方案的金属粉末具有与根据本发明的熔融固化成形用Fe基合金相当的平均组成。

[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)金属粉末由具有相同组成的一种金属颗粒构成，其中单个金属颗粒的组成在上述范围内；

(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，其中单个金属颗粒的成分在上述范围内；以及

(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，其中一种以上金属颗粒的组成在上述范围之外，但是金属粉末整体的组成的平均值在上述范围内。

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，单个金属颗粒可为由单一金属元素构成的纯金属颗粒，或者可为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，可以(例如)通过从混合物中提取约10g的样品并通过使用诸如荧光X射线分析、燃烧红外吸收或等离子体发射光谱测定法之类的方法分析样品，从而确定平均组成。

金属粉末的组成(平均组成)的细节与上述Fe基合金的组成相同，因此省略其描述。

[2.2.平均粒径]

术语“平均粒径”是指数量频率D₅₀(μm)，即粉末的50％数量累积粒径(中值直径)。测量D₅₀的方法的实例包括：

(a)使用基于激光衍射/散射法的颗粒分布测量装置的测量方法；

(b)使用颗粒图像分析仪的测量方法；

(c)使用库尔特计数器的测量方法；等等。

在本发明实施方案中，术语“D₅₀”是指通过基于激光衍射/散射法的颗粒分布测量装置测量的中值直径。

可以通过金属粉末的制造条件和金属粉末的分级条件控制金属粉末的平均粒径和粒径分布。

通常，随着D₅₀减小，微细粉末(粒径为10μm以下的颗粒)的含量相对增加。随着粒径的减小，在颗粒之间产生的粘附力如范德华力和静电力增大。因此，在D₅₀太低的情况下，粉末倾向于团聚，从而导致流动性差。因此，D₅₀优选为10μm以上。D₅₀更优选为20μm以上，并且进一步优选为30μm以上。

另一方面，在D₅₀太大的情况下，与在颗粒之间产生的粘附力相比，在粉末表面产生的摩擦力更有优势。因此，粉末流动过程中的剪切阻力增大，因此流动性受到抑制。因此，D₅₀优选为50μm以下。

[2.3.颗粒形状]

对金属粉末所含的单个金属颗粒的颗粒形状没有特别地限制。金属颗粒可为球形颗粒或不规则形状的颗粒。为了获得高流动性，金属颗粒优选为球形颗粒。

[2.4.表面涂层]

可以用纳米颗粒涂覆金属颗粒的表面。术语“纳米颗粒”是指直径为1nm以上100nm以下的无机化合物颗粒。

在用某种纳米颗粒涂覆金属颗粒的表面的情况下，在一些情况下可以抑制金属颗粒的团聚。具有这种抑制金属颗粒团聚的效果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，当涂覆量太低时，可能无法充分抑制金属颗粒的团聚。因此，纳米颗粒的含量优选为0.005质量％以上。

另一方面，在纳米颗粒的涂覆量过多的情况下，当进行熔融固化成形时，纳米颗粒会作为夹杂物，这会使制造的制品的强度和/或韧性降低。因此，纳米颗粒的含量优选为0.05质量％以下。

[2.5.用途]

根据本发明实施方案的金属粉末可以用作熔融固化成形用粉末原料。

在此，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，从而形成完整的制造制品或制造制品的一部分。

表述“形成完整的制造制品”是指仅通过金属粉末的熔融、固化和沉积而形成完整的制造制品。

表述“形成制造制品的一部分”是指在构成制造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堆叠构成制造制品的另一部分的新层(例如，模具的修复)。

熔融固化成形法的典型实例包括：

(a)直接能量沉积(DED)法；

(b)粉末床熔融法；以及

(c)等离子体堆焊法。

在这些方法中，“直接能量沉积(DED)法”是这样的方法，其中在供给金属粉末的同时用激光或电子束照射金属粉末，并将熔融金属选择性地沉积在现有部件、基材或待堆焊的材料上。在DED法中，可以反复沉积金属层，并且可以以各种形状堆焊，例如线状、壁状和块状。在使用采用激光作为热源的设备的情况下，可以减小待沉积的熔体的体积，并且可以抑制由于在待堆焊材料的界面处发生的成分混合而导致的品质劣化。因此，诸如Fe基合金、Ni基合金和Co基合金之类的各种材料可用作待堆焊的材料。

“粉末床熔融法”是指这样的制造方法，其中基于利用3D-CAD等生成的三维形状数据(例如，STL数据)产生以数十微米计的切片的数据，基于所获得的切片数据，用激光或电子束选择性扫描并照射粉末床，并堆叠烧结层。SLM法为粉末床熔融法中的一种方法。

“等离子体堆焊法”是指这样的方法，其中在电极和基材之间产生等离子弧，向等离子弧中导入金属粉末以熔融金属粉末，并且使金属堆焊在基材的表面。

[2.用于制造金属粉末的方法]

在本发明实施方案中，对用于制造金属粉末的方法没有特别地限制。用于制造金属粉末的方法的实例包括气体雾化法、水雾化法、等离子体雾化法、等离子体旋转电极法、离心力雾化法等。

例如，在通过使用气体雾化法制造金属粉末的情况下，在熔融金属从中间包(tundish)的底部下落的同时将高压气体吹送至熔融金属，从而使熔融金属粉碎并固化。在这种情况下，可以将惰性气体如氮气、氩气或氦气用作高压气体。在通过使用气体雾化法制造金属粉末的情况下，会不可能避免地混入杂质，例如P、S、Cu、Co、Ti、Zr和Nb。

此外，可以通过混合两种以上种金属粉末并使用(例如)机械合金化方法制造金属粉末。

此外，在通过使用任一种方法制造金属粉末后，还可以使用还原性热等离子体对金属粉末进行球化处理。或者，为了改善金属粉末的流动性，在制造粉末后，可以用适量的纳米颗粒涂覆颗粒表面。金属粉末的粒径分布可以通过制造条件进行控制，并且也可以通过诸如湿式旋风分离器、干式旋风分离器、干筛和超声筛之类的分级方法进行控制。

[4.效果]

在通过使用包含预定元素并满足表达式(1)的金属粉末进行增材制造的情况下，通过由马氏体相变引起的体积膨胀缓解在制造后的冷却过程中产生的残留拉伸应力。其结果是，可以防止增材制造过程中的变形。

此外，由于根据本发明实施方案的金属粉末(Fe基合金)的碳量低于SUS420J2的碳量，因此制成时的硬度低，并且制成状态的加工效率高。

马氏体时效钢是通过向低碳18％Ni钢中添加大量时效硬化元素如Mo和Co而获得的时效硬化超高强度钢。在通过使用马氏体时效钢粉末进行增材制造并且对制造制品进行时效处理的情况下，获得高硬度。然而，Ni、Mo和Co全部为昂贵的元素。在减少这些元素的含量以降低制造成本的情况下，可能无法获得所需的硬度。

相比之下，与马氏体时效钢相比，根据本发明实施方案的金属粉末(Fe基合金)具有更高的碳量以及更低含量的Ni、Mo、Co。因此，根据本发明实施方案的金属粉末(Fe基合金)比马氏体时效钢的成本低。此外，由于Ni、Mo和Co的含量降低引起的硬度降低可以通过由于碳量的增加引起的硬度增加(由于马氏体相变引起的强化、由于碳化物析出引起的析出强化等)进行补偿。

实施例

(实施例1至10和比较例1至8)

[1.样品的制备]

[1.1.金属粉末的制备]

通过使用气体雾化法，制备具有表1所示组成的18种钢粉(余量为Fe)。表1列举的钢粉可以包含在上述指定量范围内的表中未列举的元素作为杂质。比较例2相当于热作工具钢(JIS SKD61)，比较例3相当于马氏体不锈钢(JIS SUS420J2)，并且比较例4相当于18Ni马氏体时效钢。

[1.2.增材制造制品的制备]

使用由Concept Laser制造的金属3D打印机M2通过增材制造制备用于测定Ms点和硬度的制品(15mm×15mm×15mm的立方体)。增材制造的条件与稍后描述的制造特性的评价测试的条件相同。

[2.测试方法]

[2.1.Ms点]

由制成状态的增材制造制品切削出用于相变点测定的测试片(φ4mm×10mm)。将该测试片加热至1,000℃至1,300℃，然后以100℃/min的冷却速率冷却至20℃，并测定冷却过程中的温度变化和尺寸变化。

[2.2.制成时的硬度]

由制成状态的增材制造的制品的中央部分附近切削出用于硬度测定的测试片。测定所得测试片的洛氏硬度(JIS Z2245:2016)。

[2.3.制造后的变形]

使用由Concept Laser制造的金属3D打印机M2，在长度为20mm、宽度为150mm、并且高度为15mm的条形基板上通过增材制造制备长度为18mm、宽度为30mm、并且高度为10mm的制品。将能量密度设置为85J/mm²。在通过使用加热器将增材制造制品预热至Ms-30℃至Ms-80℃温度的同时进行增材制造。制造过程中的气氛为氮气气氛。

在增材制造完成之后，从金属3D打印机取出具有增材制造制品的基板，并且将具有增材制造制品的基板置于平板上。从水平方向拍摄完整的制造制品的外观照片。通过对外观照片的图像分析计算增材制造制品的曲率半径R和厚度t。然后，通过以下等式(2)计算制造后的变形。

制造后的变形(％)＝t×100/(2R+t)(2)

本文中，在等式(2)中，当增材制造制品变形为向下凸出(即，朝向基板侧凸出)时，将曲率半径R定义为负值，并且当增材制造制品变形为向上凸出时，将曲率半径R定义为正值。

也可通过将基板置于平板上，用激光位移计或触针型尺寸测量仪沿制造的制品的纵向以规则间隔测量与平板的距离，并将位移近似为圆，从而计算曲率半径R。

[3.结果]

结果示于表2。图1示出变量A和Ms点之间的关系。图2示出Ms点和制造后的变形之间的关系。图3示出变量A和制造后的变形之间的关系。

[表2]

	制成时的硬度	Ms点(℃)	制造后的变形(％)
				比较例1	49	384	-1.39
比较例2	54	269	-0.16
				比较例3	55	130	0.17
比较例4	36	210	0.01
				比较例5	41	366	-1.15
比较例6	38	156	0.15
				比较例7	32	15	-0.55
比较例8	38	354	-1.09
				实施例1	38	252	-0.13
实施例2	49	209	0.16
				实施例3	35	192	0.10
实施例4	40	153	0.20
				实施例5	44	118	0.02
实施例6	50	182	0.11
				实施例7	42	209	0.00
实施例8	47	204	0.16
				实施例9	37	187	0.20
实施例10	38	66	-0.18

表2和图1至图3表明以下内容。

(1)在比较例1、5和8中，制造后的变形大，并且变形的绝对值大于0.3％。认为这是因为由变量A过小导致的Ms点高于280℃。

(2)在比较例2和3中，制成时的硬度高，大于50HRC。认为这是因为C量过多。

(3)在比较例4和6中，制成时的硬度低，并且制造后的变形小。然而，比较例4包含大量的Ni、Mo和Co，并且比较例6包含大量的Ni和Mo，这两种情况都导致高成本。

(4)在比较例7中，制造后的变形量稍大，并且变形的绝对值大于0.3％。认为这是因为由变量A过大导致的Ms点低于50℃。

(5)在全部实施例1至10中，制成时的硬度适中，并且制造后的变形小。此外，由于Ni、Mo和Co的量相对少，因此成本低。

虽然对本发明的实施方案进行了以上详细描述，但本发明不限定于以上实施方案，并且在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种修改。

本申请基于在2021年11月10日提交的日本专利申请No.2021-183724，该申请的内容通过引用并入本文。

工业适用性

根据本发明的金属粉末(Fe基合金)可以用作粉末原料，从而通过增材制造法制造需要冷却的模具(例如塑性成形模具、压铸模具、热冲压模具、以及特制的模压淬火模具)。

此外，根据本发明的金属粉末(Fe基合金)不仅可以应用于涉及制造的制品的严格形状控制的增材制造，而且还可以应用于不涉及制造的制品的严格形状控制的堆焊。

Claims

1.一种熔融固化成形用Fe基合金，其包含：

0.05质量％≤C≤0.25质量％、

0.01质量％≤Si≤2.0质量％、

0.05质量％≤Mn≤2.5质量％、

2.5质量％≤Ni≤9.0质量％、

0.1质量％≤Cr≤8.0质量％、以及

0.005质量％≤N≤0.200质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质，并且

满足以下表达式(1)：

11.5＜15C+Mn+0.5Cr+Ni＜20 (1)。

2.根据权利要求1所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含：

0.5质量％≤Cu≤3.0质量％。

3.根据权利要求1所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含以下中的至少一者：

0.2质量％≤Mo≤2.0质量％，以及

0.05质量％≤V≤0.1质量％。

4.根据权利要求2所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含以下中的至少一者：

0.2质量％≤Mo≤2.0质量％，以及

0.05质量％≤V≤0.1质量％。

5.根据权利要求1所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含：

0.3质量％≤Al≤1.5质量％。

6.根据权利要求2所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含：

0.3质量％≤Al≤1.5质量％。

7.根据权利要求3所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含：

0.3质量％≤Al≤1.5质量％。

8.根据权利要求4所述的熔融固化成形用Fe基合金，还包含：

0.3质量％≤Al≤1.5质量％。

9.一种金属粉末，其具有与根据权利要求1至8中任一项所述的熔融固化成形用Fe基合金的平均组成相当的平均组成。