JP2016053198A - Metal molded product and metal powder for metal molded product - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、金属成形体及び金属成形体用合金粉末に係り、特に、合金粉末を原料にして金属積層工法を用いて成形された高機能金属成形体に関するものである。更に具体的には、粒径５０μｍ前後の合金粉末を一層ずつ敷き詰め、これに、３Ｄデータから変換されたスライスデータに基づきレーザーあるいは電子ビームなどを照射して、特定の部位のみを溶解・固化し、最終製品を型なしで成形して得た金属成形体に関するものである。 The present invention relates to a metal molded body and an alloy powder for a metal molded body, and more particularly to a high-performance metal molded body molded from a metal powder using an alloy powder as a raw material. More specifically, an alloy powder having a particle size of around 50 μm is spread one by one, and this is irradiated with a laser or an electron beam based on slice data converted from 3D data to melt and solidify only a specific part. The present invention relates to a metal molded body obtained by molding a final product without a mold.
従来より、高強度合金、高温強度合金、高延性合金などについて、様々な研究が種々行われてきている。これらの合金から高品質金属製品を製造する方法として、一般に、押出し、鍛造という加工法が知られている。これらの加工法は、一旦鋳造された素材を加工するものであり、このため、最終製品の内部に欠陥がほとんどなく、高品質の高い強度を有する金属製品を得ることができる(例えば、特許文献1参照)。 Conventionally, various studies have been conducted on high strength alloys, high temperature strength alloys, high ductility alloys and the like. As methods for producing high-quality metal products from these alloys, processing methods such as extrusion and forging are generally known. These processing methods are to process a once-cast material.Therefore, there is almost no defect inside the final product, and a metal product having high quality and high strength can be obtained (for example, patent document). 1).
また、アトマイズ法により急冷凝固させて形成した金属粉末を、封管・脱気処理し、押出しなどにより成型する方法が知られている。この方法によると、従来の鋳造では製造できなかった組成の合金を用いることができるので、高強度の製品を作ることが可能である。この方法は、特にアルミニウム合金においては多く検討されている（例えば、特許文献２参照）。 In addition, a method is known in which a metal powder formed by rapid solidification by an atomizing method is sealed and degassed and molded by extrusion or the like. According to this method, an alloy having a composition that cannot be produced by conventional casting can be used, so that a high-strength product can be produced. Many studies have been made on this method, particularly for aluminum alloys (see, for example, Patent Document 2).
また、金属粉末を準備し、その後焼結して最終製品形状に近いものを作る粉末冶金法が知られている。この方法は、従来、鋳造法では製造できなかった組成の合金を使用できるので、高機能、高強度の素材を作ることが期待できる（例えば、特許文献３参照）。
更に、異なる金属粉末を準備し、メカニカルアロイ法により回転させて新規合金の素材を作る粉末冶金法が知られている。同法は、従来鋳造法では使用できなかった組成の合金を使用でき、また高機能、高強度の製品を作ることが期待できる（例えば、特許文献4参照）。
Also known is a powder metallurgy method in which a metal powder is prepared and then sintered to make a shape close to the final product shape. Since this method can use an alloy having a composition that could not be manufactured by a conventional casting method, it can be expected to produce a high-functional and high-strength material (for example, see Patent Document 3).
Further, a powder metallurgy method is known in which different metal powders are prepared and rotated by a mechanical alloy method to produce a new alloy material. This method can use an alloy having a composition that could not be used in the conventional casting method, and can be expected to produce a high-functional and high-strength product (for example, see Patent Document 4).
また、アルミ溶湯を鋳造する方法として、空気巻き込みのない真空ダイカスト法が知られている。高速で真空に維持された型内に１０ｍ／ｓを超える速度で溶湯を注ぎこむため、凝固区間速度は１００ｍ／ｓと速く、微細な組織、金属間化合物を有し、欠陥の殆ど無い製品を得ることが出来る（例えば、特許文献５参照）。
更にまた、アルミ溶湯を鋳造する方法として、空気巻き込みのないように低速で型内溶湯を充填するスクイズ鋳造法が知られている。この方法によると、ゲート速度が０．５ｍ／ｓ以下の低速充填のため空気巻き込みはなく、しかも１００ＭＰａという高圧で加圧するため、微細な組織で、欠陥の殆ど無い金属製品を得ることが出来る（例えば、特許文献６参照）。
A vacuum die casting method without air entrainment is known as a method for casting molten aluminum. Since the molten metal is poured into a mold maintained at a high speed in a vacuum at a speed exceeding 10 m / s, the solidification zone speed is as fast as 100 m / s, and there is a fine structure, an intermetallic compound, and almost no defects. (For example, refer to Patent Document 5).
Furthermore, as a method for casting the molten aluminum, a squeeze casting method in which the molten metal in the mold is filled at a low speed so as to prevent air entrainment is known. According to this method, since there is no air entrainment due to low-speed filling with a gate speed of 0.5 m / s or less, and pressurization is performed at a high pressure of 100 MPa, a metal product having almost no defects can be obtained with a fine structure ( For example, see Patent Document 6).
上述した特許文献に開示された従来の金属成形体製造法によれば、最終製品を得る上で幾つかの問題がある。
特許文献１に開示された従来製造法によると、立体的に複雑で微細な最終製品を製作することは困難であるため、対象製品の形状は、平滑な製品に限定されるという問題がある。
According to the conventional metal molded body manufacturing method disclosed in the above-mentioned patent document, there are several problems in obtaining the final product.
According to the conventional manufacturing method disclosed in Patent Document 1, it is difficult to manufacture a three-dimensionally complicated and fine final product, and thus there is a problem that the shape of the target product is limited to a smooth product.
特許文献２に開示された従来製造法によると、出発原料に急冷凝固粉末を使用しているため、従来鋳造法とは全く異なる合金組成の製品の製造が可能である。しかし、押出し成形前に粉末表面の水分及び結晶水の除去を行う必要があるので、２００℃以上で脱気したり、押し出し時に４００℃以上に保持しなければならず、元の金属粉末の特性を失うことになり、粉末の特性を必ずしも維持できないという問題がある。また、押出し方向とそれと垂直の方向とでは機械特性が異なるという問題もある。 According to the conventional manufacturing method disclosed in Patent Document 2, a rapidly solidified powder is used as a starting material, so that a product having an alloy composition completely different from that of the conventional casting method can be manufactured. However, since it is necessary to remove the moisture and crystal water on the powder surface before extrusion molding, it must be degassed at 200 ° C or higher, or kept at 400 ° C or higher at the time of extrusion. There is a problem that the characteristics of the powder cannot always be maintained. There is also a problem that mechanical characteristics are different between the extrusion direction and the direction perpendicular thereto.
特許文献３に開示された従来製造法によると、焼結により新たな特性の成形体を得ることができるが、急速凝固組織ではなく、また最終製品を作るために多くの工程を要するという問題がある。
特許文献４に開示された従来製造法によると、異なる金属粉末から新たな新合金の製造も可能であるが、そのためのメカニカルアロイによる方法では、新規な合金創生のためには時間がかかり、煩雑である。
According to the conventional manufacturing method disclosed in Patent Document 3, a molded body having new characteristics can be obtained by sintering, but there is a problem that many processes are required to produce a final product, not a rapidly solidified structure. is there.
According to the conventional manufacturing method disclosed in Patent Document 4, it is possible to manufacture a new new alloy from different metal powders. However, in the method using the mechanical alloy, it takes time to create a new alloy, It is complicated.
特許文献５に開示された従来製造法によれば、真空中で成形し、１００MPa程度の圧力で加圧するため、大型のかつ高品質の薄物鋳物ができる。しかし、高速で射出するために鉄分の多量添加の代わりに遷移金属としてＭｎを添加しなければならないという制約があったり、鋳造製品であるために合金組成によっては鋳造割れを引き起こすこともあり、合金組成が制約されるという問題がある。
特許文献６に開示された従来製造法は、アルミホイールなどの重要保安部品の成形に使用されている鋳物製造方法であるが、高圧鋳造であることから、成分偏析を生じ易く、これに対する対策が必要となる。
According to the conventional manufacturing method disclosed in Patent Document 5, molding is performed in a vacuum and pressurization is performed at a pressure of about 100 MPa, so that a large and high-quality thin casting can be obtained. However, there is a restriction that Mn must be added as a transition metal instead of a large amount of iron in order to inject at a high speed, and because it is a cast product, casting cracks may be caused depending on the alloy composition. There is a problem that the composition is restricted.
The conventional manufacturing method disclosed in Patent Document 6 is a casting manufacturing method used for molding important safety parts such as aluminum wheels. However, since it is a high-pressure casting, component segregation is likely to occur, and countermeasures against this can be taken. Necessary.
本発明は、上述した従来技術による問題点を解決することにあり、より具体的には、以下のような、積層工法を用いて製造された金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供することを目的とする。
（１）巣、割れのない金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
（２）鋳造時の凝固特性の制約がなく、また急冷凝固組織であるために、従来考えられない合金成分まで適用範囲が広げることが可能な金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
The present invention is to solve the above-described problems caused by the prior art, and more specifically, a metal molded body produced by using a laminating method as described below and a metal powder for a metal molded body therefor. The purpose is to provide.
(1) To provide a metal molded body free from nests and cracks and a metal powder for the metal molded body therefor;
(2) Since there is no restriction of solidification characteristics at the time of casting and the structure is a rapidly solidified structure, a metal molded body capable of expanding the application range to an alloy component that has not been conceived in the past, and a metal powder for the metal molded body therefor Providing,
（３）成形方向による機械的性質の異方性があまりない金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
（４）型を作ることなく最終製品を作るために複雑な形状の製品が可能であり、強度、延性などの機械特性、耐摩耗性、耐食性などの各種機能を有する金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
(3) To provide a metal molded body with little mechanical property anisotropy depending on the molding direction and a metal powder for the metal molded body therefor,
(4) A metal molded body having various functions such as mechanical properties such as strength and ductility, wear resistance and corrosion resistance, and a metal for the same, which can be a product having a complicated shape to produce a final product without making a mold Providing a metal powder for a molded body,
以上の課題を解決するため、本発明の第１の態様は、主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径ｂに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％である合金からなる金属成形体であって、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されたことを特徴とする金属成形体を提供する。
上記金属成形体において、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂを−２０％ないし＋２０％とすることが出来る。
In order to solve the above problems, a first aspect of the present invention includes a main metal element and an additive element, and the ratio of the atomic radius a of the additive element to the atomic radius b of the main metal element is 100 (ab) / Provided is a metal molded body made of an alloy having b of −30% to + 30%, which is produced by laminating raw metal powders by a laminating method.
In the metal compact, the ratio 100 (ab) / b of the atomic radius a of the additive element to the atomic radius b of the main metal element can be set to -20% to + 20%.
本発明の第２の態様は、主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外である合金からなる金属成形体であって、主金属元素と添加金属元素からなる二元系金属状態図において、添加元素が主元素金属に一部固溶しており、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されことを特徴とする金属成形体を提供する。 The second aspect of the present invention includes a main metal element and an additive element, and the ratio 100 (ab) / b of the atomic radius a of the additive element to the atomic radius b of the main metal element is -30% to + 30%. A metal molded body made of an alloy that is outside the range of the above, and in the binary metal phase diagram consisting of the main metal element and the additive metal element, the additive element is partly dissolved in the main element metal, and the raw metal powder A metal molded body characterized in that it is manufactured by laminating by a laminating method.
上記金属成形体において、添加元素の総和を重量基準で０．５ないし５０％とすることが出来る。
主金属元素、添加元素、及び不可避的不純物元素からなり、主金属元素の積層方向と垂直断面の平均結晶粒径が０．１ないし１０００μm、特に０．１ないし１００μmとすることが出来る。
上記金属成形体は、下記（１）ないし（４）のいずれかの組織を有するものとすることが出来る。
In the metal molded body, the total amount of additive elements can be 0.5 to 50% on a weight basis.
It consists of a main metal element, an additive element, and an unavoidable impurity element, and can have an average crystal grain size of 0.1 to 1000 μm, particularly 0.1 to 100 μm, in the cross section perpendicular to the main metal element.
The metal molded body may have any of the following structures (1) to (4).
（１）主金属元素と添加元素の固溶体の単相、
（２）主金属元素と添加元素の固溶体に、主金属元素と、添加元素及び不可避的不純物元素の１種以上との金属間化合物が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、
（３）主金属元素と添加元素の固溶体に、添加元素及び不可避的不純物元素の２種以上の金属間化合物、及び／又は添加元素及び不可避的不純物元素の１種の単体粒子が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、及び
（４）前記（２）の固溶体分散相と（３）の固溶体分散相の混合相である固溶体分散相。
(1) Single phase of solid solution of main metal element and additive element,
(2) The intermetallic compound of the main metal element and one or more of the additive element and the inevitable impurity element is dispersed in the solid solution of the main metal element and the additive element, and the intermetallic compound is in a stable phase or metastable. A solid solution dispersed phase having a major axis of the intermetallic compound particles of 1 to 1000 nm,
(3) Two or more intermetallic compounds of the additive element and inevitable impurity element and / or one kind of single particle of the additive element and inevitable impurity element are dispersed in the solid solution of the main metal element and the additive element. A solid solution dispersed phase in which the intermetallic compound is a stable phase or a metastable phase, and the major axis of particles of the intermetallic compound and single particles is 1 to 1000 nm, and (4) the solid solution dispersed phase of (2) ( 3) A solid solution dispersed phase which is a mixed phase of the solid solution dispersed phase.
上記金属成形体の（２）〜（４）の組織において、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径を１ないし２００ｎｍとすることが出来る。
上記金属成形体において、前記主金属元素がＡｌであり、前記添加元素が、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｌｉ、Ａｇ、Ｇａ、Ｇｅ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｔａ、Ａｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｉｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｔｈ、Ｚｒからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
In the structure of (2) to (4) of the metal molded body, the major axis of the intermetallic compound particles and single particles can be 1 to 200 nm.
In the metal molded body, the main metal element is Al, and the additive element is a large solid solution type element having a maximum solid solubility limit of 1 to 50% by weight as Si, Mg, Cu, Zn, Li, Ag, Ga. , Ge, small solid solution type elements with a maximum solid solubility limit of 0.01 to 1% by weight, Sc, Sr, Ti, In, V, Mn, Fe, Pr, Sm, Ta, Au, maximum solid solubility limit of 0 weight % Non-solid solution elements include Be, Cr, Fe, Co, Ni, As, Se, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, Cd, Sn, Sb, Te, Ce, Nd, Pm , Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Im, Lu, Hf, W, Re, Ir, Pt, Hg, Ti, Bi, Th, and Zr. I can do it.
上記金属成形体において、前記主金属元素がＭｇであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素としてＣｄ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｃａ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ａｕ、Ｔｈ、Ｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｓｂ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｍｏ、Ｓｂからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。 In the metal molded body, the main metal element is Mg, and the additive element is Cd as a completely solid solution type element without a solid solution limit, and as a large amount solid solution type element with a maximum solid solution limit of 1 to 50% by weight, Al, Zn, Mn, Li, Sc, Ti, Ga, Y, Zr, Ag, In, Sn, Nd, Sm, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Yb, Lu, Hg, Ti, Pb, Bi, As trace solid solution elements with a maximum solid solubility limit of 0.01 to 1% by weight, Ca, Fe, Cu, Sr, Ba, La, Ce, Pr, Au, Th, U, non-solution with a maximum solid solubility limit of 0% by weight. The solid solution element may be one or more selected from the group consisting of Fe, Co, Ni, Ge, As, Nb, Sb, Eu, Hf, Ir, Pt, Mo, and Sb.
上記金属成形体において、前記主金属元素がＦｅであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｈ、Ｂｅ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ａｕ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｈｆ、Ｔａ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｎｐからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。 In the metal molded body, the main metal element is Fe, and the additive element is V, Cr, Mn, Co, Ni, Rh, Pd, Ir, Pt, as a completely solid solution type element having no solid solubility limit. Large solid solution elements with a maximum solid solubility limit of 1 to 50% by weight include H, Be, C, N, Al, Si, P, Ti, Cu, Zn, Ga, Ge, As, Mo, Tc, Sn, W , Sb, Re, Os, Au, trace solid solution elements having a maximum solid solubility limit of 0.01 to 1% by weight, Sc, Se, Zr, Nb, In, Sn, Sb, Te, Y, La, Sm, Gd, Er, Hf, Ta, and the non-solid solution element having a maximum solid solubility limit of 0% by weight can be one or more selected from the group consisting of S, Ag, Cd, Bi, and Np. .
上記金属成形体において、前記主金属元素がＮｉであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｂｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｐｂ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｈ、Ｌｉ、Ｃ、Ｓｃ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｕ、Ｐｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｔｅからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。 In the metal molded body, the main metal element is Ni, and the additive element is Mn, Fe, Co, Cu, Rh, Pd, Ir, Pt, Au, Large solid solution elements with a maximum solid solubility limit of 1 to 50% by weight include Be, Al, Si, Ti, V, Cr, Zn, Ga, Ge, As, Nb, Mo, Tc, Ru, In, Sn, Sb. , Ta, W, Re, Cs, Pb, H, Li, C, Sc, As, Sr, Zr, Ag, Eu, Hf, One or more selected from the group consisting of B, P, S, Cl, Se, Cd, and Te as non-solid solution elements with Ti, Bi, U, Pu and a maximum solid solution limit of 0% by weight I can do it.
上記金属成形体において、前記主金属元素がＣｕであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｋ、Ｍｎ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｉｒ、Ｈｇ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｈ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｓｂ、Ｈｆ、Ｉｒ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｓｅ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。 In the metal molded body, the main metal element is Cu, and the additive element is K, Mn, Rh, Pd, Pt, Au, a maximum solid solubility limit 1 to 1 as a complete solid solution type element without a solid solubility limit. 50% by weight as a large amount of solid solution type elements such as Li, Be, Mg, Al, Si, Ti, Co, Zn, Ga, Ge, As, Ni, Ag, Sn, Ag, Sn, Ir, Hg, maximum solid solution As trace solid solution type elements of 0.01 to 1% by weight, H, B, C, Sc, Cr, Fe, Mo, Ag, Cd, Sb, Hf, Ir, non-solid solution of maximum solid solution limit of 0% by weight The solution element may be at least one selected from the group consisting of Se, Mo, Tc, Ru, I, Ta, W, Re, and Os.
上記金属成形体において、前記主金属元素がＴｉであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｓｃ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｐｕ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｐ、Ｓ、Ｂｒ、Ｅｕ、Ｈｏ、Ｔｈからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。 In the metal molded body, the main metal element is Ti, and the additive element is Sc, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, U, H, N, O, Al, Mn, Fe, Ni, Cu, Ga, Ge, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd as large solid solution type elements with a maximum solid solubility limit of 1 to 50% by weight , In, Sn, Sb, Te, Re, Cs, Ir, Pt, Au, Pb, Pu, Be, B, C, Mg, The non-solid solution element having a maximum solid solubility limit of 0% by weight can be one or more selected from the group consisting of P, S, Br, Eu, Ho, and Th.
上記金属成形体において、前記合金は、前記主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである固溶強化型合金であり、添加元素として、前記全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は１ないし５０重量％であり、前記微量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．１ないし３重量％であるものとすることが出来る。
上記金属成形体において、前記合金は、前記主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである固溶強化・分散強化複合型合金であり、前記全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は１ないし５０重量％であり、前記微量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．１ないし２０重量％であり、前記非固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．５ないし２０重量％であるものとすることが出来る。
In the metal molded body, the alloy is a solid solution strengthened alloy in which the main metal element is Al, Mg, Fe, Ni, Cu, or Ti, and as the additive element, the all solid solution element and / or When a large amount of solid solution type element is included, the content thereof is 1 to 50% by weight. When a small amount of solid solution type element is included, the content is 0.1 to 3% by weight. I can do it.
In the metal molded body, the alloy is a solid solution strengthened / dispersion strengthened composite alloy in which the main metal element is Al, Mg, Fe, Ni, Cu, or Ti, and the all solid solution type element and / or When a large amount of solid solution type element is included, the content thereof is 1 to 50% by weight. When a small amount of solid solution type element is included, the content thereof is 0.1 to 20% by weight, and the non-solid solution type element is included. When a solution type element is contained, the content thereof may be 0.5 to 20% by weight.
本発明の第３の態様は、上述した合金からなる、積層工法により金属成形体を得るための原料金属粉末としての積層用金属粉末を提供する。
本発明の第４の態様は、上述した金属成形体を、（１）主金属がＡｌの場合に室温ないし４５０℃、Ｍｇの場合に室温ないし４２０℃、Ｆｅの場合に室温ないし６００℃、Ｎｉの場合に室温ないし８００℃、Ｃｕの場合に室温ないし５００℃、Ｔｉの場合に５００ないし１０００℃で、圧延、押し出し、引き抜き、及び鍛造のいずれかの方法により加工、及び／又は（２）主金属がＡｌの場合に１００ないし２２０℃、Ｍｇの場合に１００ないし２５０℃、Ｆｅの場合に５０ないし６００℃、Ｎｉの場合に５００ないし８００℃、Ｃｕの場合に１００ないし４００℃、Ｔｉの場合に４００ないし６５０℃に保持する時効処理を施してなることを特徴とする金属加工品を提供する。
The 3rd aspect of this invention provides the metal powder for a lamination | stacking as raw material metal powder which consists of an alloy mentioned above and obtains a metal forming body by the lamination | stacking construction method.
According to a fourth aspect of the present invention, the metal molded body described above is obtained by (1) room temperature to 450 ° C. when the main metal is Al, room temperature to 420 ° C. when Mg is used, room temperature to 600 ° C. when Fe is used, Ni At room temperature to 800 ° C in the case of Cu, room temperature to 500 ° C in the case of Cu, 500 to 1000 ° C in the case of Ti, and / or processed by any method of rolling, extrusion, drawing and forging, and / or (2) main 100 to 220 ° C. when the metal is Al, 100 to 250 ° C. when Mg, 50 to 600 ° C. when Fe, 500 to 800 ° C. when Ni, 100 to 400 ° C. when Cu, Ti Further, the present invention provides a processed metal product characterized by being subjected to an aging treatment at 400 to 650 ° C.
前記加工温度は、主金属がＡｌの場合に室温ないし２２０℃、Ｍｇの場合に室温ないし２５０℃、Ｆｅの場合に室温ないし５００℃、Ｎｉの場合に室温ないし７００℃、Ｃｕの場合に室温ないし４００℃、Ｔｉの場合に６００ないし１０００℃とすることが出来る。 The processing temperature is room temperature to 220 ° C. when the main metal is Al, room temperature to 250 ° C. for Mg, room temperature to 500 ° C. for Fe, room temperature to 700 ° C. for Ni, room temperature to Cu for Cu. In the case of 400 ° C. and Ti, the temperature can be 600 to 1000 ° C.
本発明によれば、金属積層工法の特徴である均一凝固、急速凝固の特徴を生かした合金設計により、内部欠陥がなく、強度、延性などの機械特性、耐摩耗性、耐食性などの機能特性に優れた金属成形体およびそれに使用するための積層用金属粉末が提供される。 According to the present invention, the alloy design utilizing the characteristics of uniform solidification and rapid solidification, which are the characteristics of the metal lamination method, has no internal defects, and has mechanical characteristics such as strength and ductility, functional characteristics such as wear resistance and corrosion resistance. An excellent metal molded body and a metal powder for lamination for use therein are provided.
以下、本発明の種々の実施形態について、詳細に説明する。
本発明の金属成形体は、主金属元素と添加元素とを含み、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されたことを特徴とする。
まず、本発明の金属成形体及びそのための金属粉末の合金組成、金属組織、加工温度、及び熱処理条件の限定理由について説明する。ここで、主金属に添加元素が「固溶する」、「微量固溶する」、「非固溶である」とは、二元系合金の平衡状態図に基づき定義される。積層工法における金属の凝固速度は約１０2〜１０3 ℃／ｓのレベルにあり、それによって形成された合金において、主金属への添加元素の固溶は、各相が平衡を保った状態で形成された合金の平衡状態図に比較してより多く固溶する。
Hereinafter, various embodiments of the present invention will be described in detail.
The metal molded body of the present invention includes a main metal element and an additive element, and is manufactured by laminating raw metal powders by a laminating method.
First, the reasons for limiting the alloy composition, metal structure, processing temperature, and heat treatment conditions of the metal molded body and the metal powder therefor will be described. Here, “additional solid solution”, “trace solid solution”, and “non-solid solution” of the additive element in the main metal are defined based on the equilibrium diagram of the binary alloy. The solidification rate of the metal in the laminating method is at a level of about 10 2 to 10 3 ° C / s. In the alloy formed thereby, the solid solution of the additive element to the main metal is in a state where each phase is kept in equilibrium. More solid solution than the equilibrium diagram of the alloy formed.
本発明の一実施形態においては、積層工法による急速凝固の特徴を生かし、「固溶強化による材料特性」を引き出すために、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率に着目し、それを限定した。
即ち、本実施形態に係る金属成形体又はそのための金属粉末において、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％、好ましくは−２０％ないし＋２０％とした。１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外では、主金属に原子レベルで添加元素が固溶しにくくなり、合金は強化しにくくなる。
In one embodiment of the present invention, taking advantage of the rapid solidification characteristics by the laminating method, attention is paid to the ratio of the atomic radius a of the additive element to the atomic radius b of the main metal element in order to derive “material characteristics by solid solution strengthening”. And limited it.
That is, in the metal molded body according to the present embodiment or the metal powder therefor, the ratio 100 (ab) / b of the atomic radius a of the additive element to the atomic radius b of the main metal element is -30% to + 30%, preferably Was set to -20% to + 20%. When 100 (ab) / b is outside the range of -30% to + 30%, the additive element is difficult to dissolve in the main metal at the atomic level, and the alloy is difficult to strengthen.
なお、添加元素が主金属に一部固溶する場合は、１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外であってもよい。
本実施形態に係る金属成形体を構成する合金において、主金属元素に添加元素を添加することにより、固溶強化、分散強化（析出強化）によって金属成形体の強度強化をはかることができる。この場合、添加量の総和が原子量基準で０．５%未満では、その添加効果は少なく、５０％を超えて添加してもその効果の改善は小さく、むしろ主金属の特性の低下あるいは脆化を招く場合がある。このため、添加量の総和を重量基準で０．５%ないし５０％とすることが好ましい。
When the additive element partially dissolves in the main metal, 100 (ab) / b may be outside the range of -30% to + 30%.
In the alloy constituting the metal molded body according to this embodiment, the strength of the metal molded body can be enhanced by solid solution strengthening and dispersion strengthening (precipitation strengthening) by adding an additive element to the main metal element. In this case, if the total addition amount is less than 0.5% on an atomic weight basis, the addition effect is small, and even if it exceeds 50%, the improvement of the effect is small. Rather, the main metal characteristics deteriorate or become brittle. May be invited. For this reason, it is preferable that the total amount of addition is 0.5% to 50% on a weight basis.
本実施形態に係る金属成形体において、結晶粒径は金属成形体の強度に大きな影響を有する。０．１μm未満の結晶粒径は金属成形体内では生成しにくく、また１０００μmを超える結晶粒径では高い強度の金属成形体が得にくい。このため、主金属元素の積層方向と垂直断面の平均結晶粒径は、好ましくは０．１〜１０００μmであり、より好ましくは０．１〜１００μmである。
本実施形態に係る金属成形体は、下記（１）ないし（４）のいずれかの組織を有する。
In the metal molded body according to this embodiment, the crystal grain size has a great influence on the strength of the metal molded body. A crystal grain size of less than 0.1 μm is hardly generated in a metal molded body, and a crystal grain size of more than 1000 μm is difficult to obtain a high-strength metal molded body. For this reason, the average crystal grain size in the cross section perpendicular to the main metal element stacking direction is preferably 0.1 to 1000 μm, more preferably 0.1 to 100 μm.
The metal molded body according to the present embodiment has any one of the following structures (1) to (4).
（１）主金属元素と添加元素の固溶体の単相、
（２）主金属元素と添加元素の固溶体に、主金属元素と、添加元素及び不可避的不純物元素の１種以上との金属間化合物が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、
（３）主金属元素と添加元素の固溶体に、添加元素及び不可避的不純物元素の２種以上の金属間化合物、及び／又は添加元素及び不可避的不純物元素の１種の単体粒子が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、及び
（４）前記（２）の固溶体分散相と（３）の固溶体分散相の混合相である固溶体分散相。
(1) Single phase of solid solution of main metal element and additive element,
(2) The intermetallic compound of the main metal element and one or more of the additive element and the inevitable impurity element is dispersed in the solid solution of the main metal element and the additive element, and the intermetallic compound is in a stable phase or metastable. A solid solution dispersed phase having a major axis of the intermetallic compound particles of 1 to 1000 nm,
(3) Two or more intermetallic compounds of the additive element and inevitable impurity element and / or one kind of single particle of the additive element and inevitable impurity element are dispersed in the solid solution of the main metal element and the additive element. A solid solution dispersed phase in which the intermetallic compound is a stable phase or a metastable phase, and the major axis of particles of the intermetallic compound and single particles is 1 to 1000 nm, and (4) the solid solution dispersed phase of (2) ( 3) A solid solution dispersed phase which is a mixed phase of the solid solution dispersed phase.
以上の組織のうち、（２）ないし（４）の組織において、金属間化合物粒子及び単体粒子の粒子サイズ（長径）は、金属成形体の強度に大きな影響を与える。粒子サイズ（長径）は、１ｎｍ未満では成形体内で生成しにくく、また１０００ｎｍを超える粒径では高い強度が得にくい。このため、金属間化合物粒子及び単体粒子の粒子サイズ（長径）は、好ましくは１〜１０００ｎｍであり、より好ましくは１〜５００ｎｍである。 Among the structures described above, in the structures (2) to (4), the particle size (major axis) of the intermetallic compound particles and the single particles greatly affects the strength of the metal molded body. When the particle size (major axis) is less than 1 nm, it is difficult to form in the molded body, and when the particle size exceeds 1000 nm, high strength is difficult to obtain. For this reason, the particle size (major axis) of the intermetallic compound particles and the single particles is preferably 1 to 1000 nm, more preferably 1 to 500 nm.
なお、金属間化合物粒子及び単体粒子の体積率は、１％未満では金属成形体の強度が十分でなく、５０％を超えると延性が低下するため、１ないし５０％であるのが好ましい。
本実施形態に係る金属成形体において、添加元素としては、固溶限なしの完全固溶型元素、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素、最大固溶限０重量％の非固溶型元素がある。これらの各種添加元素は、主金属元素の種類に応じて選定することができる。
The volume ratio of the intermetallic compound particles and the single particles is preferably 1 to 50% because the strength of the metal molded body is not sufficient if it is less than 1%, and the ductility decreases if it exceeds 50%.
In the metal molded body according to the present embodiment, as the additive element, a complete solid solution type element without a solid solubility limit, a large amount solid solution type element with a maximum solid solubility limit of 1 to 50% by weight, a maximum solid solubility limit of 0.01 to There is a 1% by weight trace solid solution type element and a maximum solid solution limit of 0% by weight non-solid solution type element. These various additive elements can be selected according to the type of the main metal element.
例えば、主金属元素がＡｌの場合、大量固溶型元素として、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｌｉ、Ａｇ、Ｇａ、Ｇｅ、微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｔａ、Ａｕ、非固溶型元素として、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｉｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｔｈ、Ｚｒからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。 For example, when the main metal element is Al, Si, Mg, Cu, Zn, Li, Ag, Ga, Ge as the mass solid solution type element, Sc, Sr, Ti, In, V, as the solid solution type element, Mn, Fe, Pr, Sm, Ta, Au, non-solid solution elements such as Be, Cr, Fe, Co, Ni, As, Se, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, Cd, Sn , Sb, Te, Ce, Nd, Pm, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Im, Lu, Hf, W, Re, Ir, Pt, Hg, Ti, Bi, Th, Zr One or more types can be added.
また、主金属元素がＭｇの場合、完全固溶型元素としてＣｄ、大量固溶型元素として、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、微量固溶型元素として、Ｃａ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ａｕ、Ｔｈ、Ｕ、非固溶型元素として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｓｂ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｍｏ、Ｓｂからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。 Further, when the main metal element is Mg, Cd as a completely solid solution type element, Al, Zn, Mn, Li, Sc, Ti, Ga, Y, Zr, Ag, In, Sn, Nd as a large solid solution type element , Sm, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Yb, Lu, Hg, Ti, Pb, Bi, trace solid solution elements such as Ca, Fe, Cu, Sr, Ba, La, Ce, Pr, Au, One or more selected from the group consisting of Fe, Co, Ni, Ge, As, Nb, Sb, Eu, Hf, Ir, Pt, Mo, and Sb are added as Th, U, and a non-solid solution type element. I can do it.
また、主金属元素がＦｅの場合、完全固溶型元素として、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、大量固溶型元素として、Ｈ、Ｂｅ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ａｕ、微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｈｆ、Ｔａ、非固溶型元素として、Ｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｎｐからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。 When the main metal element is Fe, V, Cr, Mn, Co, Ni, Rh, Pd, Ir, Pt as the complete solid solution type elements, H, Be, C, N, as the large solid solution type elements, Al, Si, P, Ti, Cu, Zn, Ga, Ge, As, Mo, Tc, Sn, W, Sb, Re, Os, Au, and trace solid solution elements such as Sc, Se, Zr, Nb, In , Sn, Sb, Te, Y, La, Sm, Gd, Er, Hf, Ta, one or more selected from the group consisting of S, Ag, Cd, Bi, and Np are added as non-solid solution type elements I can do it.
また、主金属元素がＮｉの場合、完全固溶型元素として、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、大量固溶型元素として、Ｂｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｐｂ、微量固溶型元素として、Ｈ、Ｌｉ、Ｃ、Ｓｃ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｕ、Ｐｕ、非固溶型元素として、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｔｅからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。 Further, when the main metal element is Ni, Mn, Fe, Co, Cu, Rh, Pd, Ir, Pt, Au as the complete solid solution type elements, Be, Al, Si, Ti, as the mass solution type elements, V, Cr, Zn, Ga, Ge, As, Nb, Mo, Tc, Ru, In, Sn, Sb, Ta, W, Re, Cs, Pb, H, Li, C, Sc as trace solid solution type elements As, Sr, Zr, Ag, Eu, Hf, Ti, Bi, U, Pu, one kind selected from the group consisting of B, P, S, Cl, Se, Cd, Te as non-solid solution type elements The above can be added.
また、主金属元素がＣｕの場合、完全固溶型元素として、Ｋ、Ｍｎ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕ、大量固溶型元素として、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｉｒ、Ｈｇ、微量固溶型元素として、Ｈ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｓｂ、Ｈｆ、Ｉｒ、非固溶型元素として、Ｓｅ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。 When the main metal element is Cu, K, Mn, Rh, Pd, Pt, Au as complete solid solution elements, and Li, Be, Mg, Al, Si, Ti, Co, as solid solution elements, Zn, Ga, Ge, As, Ni, Ag, Sn, Ag, Sn, Ir, Hg, H, B, C, Sc, Cr, Fe, Mo, Ag, Cd, Sb, Hf as trace solid solution type elements Ir, Ir, or a non-solid solution element may include one or more selected from the group consisting of Se, Mo, Tc, Ru, I, Ta, W, Re, and Os.
また、主金属元素がＴｉの場合、完全固溶型元素として、Ｓｃ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｕ、大量固溶型元素として、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｐｕ、微量固溶型元素として、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、非固溶型元素として、Ｐ、Ｓ、Ｂｒ、Ｅｕ、Ｈｏ、Ｔｈからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。 Further, when the main metal element is Ti, Sc, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, U, and H, N, O, Al, Mn, Fe, Ni, Cu, Ga, Ge, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, Re, Cs, Ir, Pt, Au, Pb, Pu, trace solid One or more kinds selected from the group consisting of P, S, Br, Eu, Ho, and Th can be added as the solution element, Be, B, C, Mg, and the non-solution element.
以上の主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである合金において、完全固溶型元素、大量固溶型元素、微量固溶型元素、及び非固溶型元素の添加量は、目的とする合金の種類に応じて、次のように定められる。
目的とする合金が固溶強化型合金である場合、添加元素として、全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合には、その添加量は主金属元素に対し１ないし５０重量％であり、微量固溶型元素が含まれる場合には、その添加量は主金属元素に対し０．１ないし３重量％であるのが好ましい。
In an alloy in which the above main metal element is Al, Mg, Fe, Ni, Cu, or Ti, the addition amount of a completely solid solution type element, a large amount of solid solution type element, a small amount of solid solution type element, and a non-solid solution type element Is determined as follows according to the type of the target alloy.
When the target alloy is a solid solution strengthening type alloy, when the total solid solution type element and / or a large amount of solid solution type element is included as the additive element, the addition amount is 1 to 50 with respect to the main metal element. In the case where a small amount of a solid solution type element is included, the amount added is preferably 0.1 to 3% by weight with respect to the main metal element.
即ち、主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである合金において、固溶強化型合金を狙う場合には、完全固溶型元素、大量固溶型元素は添加元素として主金属のマトリックスに固溶して金属成形体に高い強度をもたらす機能を有する。しかし、添加量が１重量%未満では十分な強度増加効果が得にくく、５０重量％を超えて添加しても、その効果は小さく、むしろ主金属元素自体が有する特性の低下あるいは脆化を招く恐れがある。このため、完全固溶型元素、大量固溶型元素の添加量は１ないし５０重量％であるのが好ましい。 That is, in an alloy in which the main metal element is Al, Mg, Fe, Ni, Cu, or Ti, when aiming at a solid solution strengthened alloy, a complete solid solution type element and a large amount of solid solution type element are the main additive elements. It has a function of providing a high strength to a metal molded body by dissolving in a metal matrix. However, if the addition amount is less than 1% by weight, it is difficult to obtain a sufficient strength increasing effect. Even if it is added in excess of 50% by weight, the effect is small, but rather the characteristics of the main metal element itself are deteriorated or brittle. There is a fear. For this reason, it is preferable that the addition amount of a completely solid solution type element or a large amount of solid solution type element is 1 to 50 wt%.
また、積層工法においては、鋳造法で最も冷却速度が速い方法の一つである高圧鋳造の冷却速度（１０℃／ｓ）の１００倍以上の冷却速度であるため、微量固溶型元素は、その平衡状態図の最大固溶限値よりも高濃度で固溶するが、未固溶元素の発生を抑えるためには、その添加量は０．１ないし３．０重量％であるのが好ましい。
目的とする合金が固溶強化・分散強化複合型合金である場合、添加元素として、全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合には、その添加量は主金属元素に対し１ないし５０重量％であり、微量固溶型元素が含まれる場合には、その含有量は主金属元素に対し０．１ないし２０重量％であり、非固溶型元素が含まれる場合には、その含有量は主金属元素に対し０．５ないし２０重量％であるのが好ましい。
Further, in the laminating method, since the cooling rate is 100 times or more of the cooling rate (10 ° C./s) of high-pressure casting, which is one of the fastest cooling rates in the casting method, It dissolves at a concentration higher than the maximum solid solubility limit value in the equilibrium diagram, but the amount added is preferably 0.1 to 3.0% by weight in order to suppress the generation of undissolved elements. .
When the target alloy is a solid solution strengthening / dispersion strengthening composite type alloy, when the total solid solution type element and / or a large amount of solid solution type element is included as an additive element, the amount added is the main metal element. When the content is 1 to 50% by weight and a small amount of solid solution type element is included, the content is 0.1 to 20% by weight with respect to the main metal element, and when the non-solid solution type element is included. The content thereof is preferably 0.5 to 20% by weight with respect to the main metal element.
即ち、主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである合金において、固溶強化・分散強化複合型合金を狙う場合には、完全固溶型元素、大量固溶型元素については、固溶型合金を狙う場合と同様、主金属元素に対し１％未満では十分な効果が得られず、５０％を超えて添加しても、その効果は小さく、むしろ主金属元素の特性の低下あるいは脆化を招く恐れがある。このため、完全固溶型元素、大量固溶型元素の添加量は１〜５０重量％であるのが好ましい。 That is, in an alloy whose main metal element is Al, Mg, Fe, Ni, Cu, or Ti, when aiming at a solid solution strengthening / dispersion strengthening composite type alloy, a complete solid solution type element or a large amount of solid solution type element As in the case of aiming at a solid solution type alloy, if less than 1% with respect to the main metal element, a sufficient effect cannot be obtained, and even if added over 50%, the effect is small, rather the characteristics of the main metal element There is a risk of lowering or embrittlement. For this reason, it is preferable that the addition amount of a complete solid solution type element and a mass solid solution type element is 1 to 50 weight%.
微量固溶型元素は、その平衡状態図の最大固溶限値よりも高濃度で固溶し、固溶強化に寄与するが、未固溶状態である元素は、化合物あるいは単体として分散強化の役目を果たす。このため、微量固溶元素は、その最大固溶限値以上の添加量を添加するが、２０重量％を超えると主金属元素の特性の低下あるいは脆化を招く場合があるので、０．１ないし２０重量％であるのが好ましい。
また、非固溶型元素は、主金属元素との金属間化合物、非固溶元素同士の金属間化合物、又は非固溶型元素単体として主金属元素マトリックス中に分散して、金属成形体の強度、耐摩耗性などを改善するものであるが、０．５重量％未満ではその効果は十分でなく、２０重量％を超えて添加すると主金属元素の特性の低下あるいは脆化を招く場合があるので、非固溶型元素の添加量は１ないし２０重量％であるのが好ましい。
A small amount of solid solution element dissolves at a concentration higher than the maximum solid solution limit value in the equilibrium diagram and contributes to solid solution strengthening. Play a role. For this reason, a small amount of solid solution element is added in an amount exceeding the maximum solid solution limit value, but if it exceeds 20% by weight, the characteristics of the main metal element may be deteriorated or embrittled. It is preferably 20% by weight.
Further, the non-solid solution type element is dispersed in the main metal element matrix as an intermetallic compound with the main metal element, an intermetallic compound between non-solid solution elements, or a non-solid solution element as a simple substance. Strength, wear resistance, etc. are improved, but if less than 0.5% by weight, the effect is not sufficient, and if added over 20% by weight, the characteristics of the main metal element may be deteriorated or embrittled. Therefore, the addition amount of the non-solid element is preferably 1 to 20% by weight.
以上、本実施形態に係る金属成形体の金属組織について説明したが、このような金属組織を有する金属成形体は、金属成形体と同一の合金組成を有する金属粉末を金属積層工法により成形することにより得ることが出来る。以下、本発明に使用可能な積層工法について説明する。
一般に、金属積層工法は、以下の工程により行われる。
（１）一定厚みの金属粉末層を一層敷きつめる。
（２）固化したいところに対して局部的に電子ビームあるいはレーザーにより粉末層を加熱し、粉末を瞬間溶融するとともに瞬間固化する。この場合、電子ビームあるいはレーザーは、３Ｄデータ・スライスデータに基づき走査される。
The metal structure of the metal molded body according to the present embodiment has been described above. The metal molded body having such a metal structure is formed by forming a metal powder having the same alloy composition as the metal molded body by a metal lamination method. Can be obtained. Hereinafter, the lamination method usable in the present invention will be described.
In general, the metal lamination method is performed by the following steps.
(1) A metal powder layer having a certain thickness is spread on one layer.
(2) A powder layer is locally heated by an electron beam or a laser to a place to be solidified, and the powder is instantaneously melted and instantly solidified. In this case, the electron beam or laser is scanned based on 3D data / slice data.
（３）製造テーブルを降下させ、更に１層の金属粉末層を敷きつめる。
（４）以上の工程を繰返し、金属を積層して、最終形状の金属成形体を得る。その後、未固化の粉末を取り除いて、金属成形体を取り出す。
本実施形態に係る金属成形体の製造に使用可能な金属積層工法としては、電子ビーム積層装置を用いて行われる、主としてチタン合金の積層に適した電子ビーム積層工法と、レーザー積層装置を用いて行われる、主としてアルミニウム合金、鉄合金、銅合金、マグシウム合金、ニッケル合金の積層に適したレーザー積層工法とがある。
(3) Lower the production table and spread one more metal powder layer.
(4) The above steps are repeated, and the metal is laminated to obtain a final-shaped metal formed body. Thereafter, the unsolidified powder is removed, and the metal molded body is taken out.
As a metal laminating method that can be used for manufacturing the metal molded body according to the present embodiment, an electron beam laminating method that is mainly used for laminating titanium alloys and a laser laminating device are performed using an electron beam laminating device. There is a laser laminating method suitable for laminating mainly aluminum alloys, iron alloys, copper alloys, magnesium alloys and nickel alloys.
電子ビーム積層装置は、図１に示す構造を有し、電子銃１、フォーカスコイル６、偏向コイル７、及び真空チャンバ９により構成され、装置内は真空に維持されている。電子銃１は、電子を放出するフィラメント２、電子を引き出すグリップカップ３、及び電子を加速するアノード４を備えている。
電子銃１において、２５００℃以上に加熱されたフィラメント２から電子がグリップカップ３により引き出され、アノード４を通して光速の半分のスピードに加速され、電子ビーム８として一層の金属粉末１１に照射される。金属粉末１１は、例えば粒径６５μｍのチタン粉末であり、真空チャンバ９内に配置された製造テーブルに収容されている。この際、電子ビーム８はフォーカスコイル６により金属粉末１１に焦点が合わされ、偏向コイル７により３Ｄデータ・スライスデータに基づき所定の形状に走査される。
The electron beam laminating apparatus has the structure shown in FIG. 1, and includes an electron gun 1, a focus coil 6, a deflection coil 7, and a vacuum chamber 9, and the inside of the apparatus is maintained in a vacuum. The electron gun 1 includes a filament 2 that emits electrons, a grip cup 3 that extracts electrons, and an anode 4 that accelerates electrons.
In the electron gun 1, electrons are drawn out from the filament 2 heated to 2500 ° C. or more by the grip cup 3, accelerated to half the speed of light through the anode 4, and irradiated on the metal powder 11 as an electron beam 8. The metal powder 11 is, for example, titanium powder having a particle size of 65 μm, and is accommodated in a manufacturing table disposed in the vacuum chamber 9. At this time, the electron beam 8 is focused on the metal powder 11 by the focus coil 6 and is scanned in a predetermined shape by the deflection coil 7 based on the 3D data / slice data.
電子ビーム８が層状の金属粉末１１に照射されると、その運動エネルギーが熱に変換され、その熱によって金属粉末が加熱され、溶融され、その後急速凝固される。その上に更に層状の金属粉末１１が敷きつめられ、同様の工程が繰り返されることにより、金属が積層され、所定の形状の最終製品が成形される。
次に、レーザー積層装置は、例えばＹｂレーザー装置により生成された発光レーザーをガルバノメーターミラーにより照射位置を制御して金属粉末に照射するものである。その操作手順は、敷きつめた層状の金属粉末に、ガルバノメーターミラーを通してレーザーを照射し、照射部分のみを溶融し、固化し、この操作を繰り返して積層することにより、所定の形状の金属成形体を得るものである。
When the electron beam 8 is irradiated onto the layered metal powder 11, the kinetic energy is converted into heat, and the metal powder is heated and melted by the heat, and then rapidly solidified. A layered metal powder 11 is spread on the metal, and the same process is repeated to laminate the metal and form a final product having a predetermined shape.
Next, the laser laminating apparatus irradiates a metal powder with a light emitting laser generated by, for example, a Yb laser apparatus while controlling an irradiation position by a galvanometer mirror. The operating procedure is to irradiate a layered metal powder with a laser through a galvanometer mirror, melt only the irradiated part, solidify, and repeat this operation to laminate, thereby forming a metal molded body of a predetermined shape. To get.
以上のように、積層工法を用いて設計された金属成形体は、主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉである場合、成形後そのまま最終製品として使用する以外に、以下の処理、加工を施すことも可能である。
（１）積層後、時効処理を行う。時効処理を行うと、急速凝固により固溶している元素を化合物として析出させて強化することができ、成形体の強度改善を図ることができる。
（２）積層後、加工を行う。加工を行うことは結晶の微細化につながり、成形体の強度改善を図ることができる。
（３）積層後、時効処理、加工を行う。あるいは、積層後、加工、時効処理を行う。これらのいずれかの処理により、結晶粒の微細化と微細析出物の形成による相乗効果を生み出すことも可能である。
As described above, when the main metal element is Al, Mg, Fe, Ni, Cu, Ti, the metal molded body designed by using the laminating method is used as a final product as it is after the molding. Processing and processing can also be performed.
(1) An aging treatment is performed after lamination. When the aging treatment is performed, the element dissolved in rapid solidification can be precipitated and strengthened as a compound, and the strength of the molded body can be improved.
(2) Processing is performed after lamination. Performing processing leads to refinement of crystals, and can improve the strength of the molded body.
(3) After lamination, aging treatment and processing are performed. Alternatively, processing and aging treatment are performed after lamination. By any of these treatments, it is possible to produce a synergistic effect by refining crystal grains and forming fine precipitates.
なお、積層工法により形成された成形体は急速凝固しているために、添加元素は主金属元素のマトリックス中に、従来工法による場合よりも大量に固溶しており、また微細な化合物、析出物が分散しているために、溶体化処理のように高温に保持することは、積層工法により得た成形体の特徴を壊すことにつながることから、必ずしも適切なことではない。このため、加工の際の温度は、加工可能な範囲でできるだけ低く、また、時効の際の温度は過時効にならないように選択することが望ましい。以下、加工温度、時効温度について、主金属元素の種類ごとに説明する。 In addition, since the compact formed by the lamination method is rapidly solidified, the additive elements are dissolved in a larger amount in the matrix of the main metal element than in the case of the conventional method. Since the materials are dispersed, maintaining at a high temperature as in the solution treatment is not necessarily appropriate because it leads to breaking the characteristics of the molded body obtained by the laminating method. For this reason, it is desirable that the temperature during processing is as low as possible within the processable range, and that the temperature during aging is selected so as not to be over-aged. Hereinafter, the processing temperature and the aging temperature will be described for each type of main metal element.
〔加工温度について〕
主金属元素がＡｌの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜４５０℃、より好ましくは室温〜２２０℃である。
主金属元素がＭｇの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、また、一部溶融を回避するために、加工温度は、好ましくは室温〜４２０℃、より好ましくは室温〜２５０℃である。
[Processing temperature]
When the main metal element is Al:
It is preferable to raise the temperature in order to lower the deformation resistance at the time of processing. However, if the temperature is raised too much, crystallized substances and precipitates are coarsened, and the strength of the compact is reduced. For this reason, processing temperature becomes like this. Preferably it is room temperature-450 degreeC, More preferably, it is room temperature-220 degreeC.
When the main metal element is Mg:
It is preferable to raise the temperature in order to lower the deformation resistance at the time of processing. However, if the temperature is raised too much, crystallized substances and precipitates are coarsened, and the strength of the compact is reduced. For this reason, in order to avoid partial melting, the processing temperature is preferably room temperature to 420 ° C, more preferably room temperature to 250 ° C.
主金属元素がＦｅの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化、再結晶及び粒成長を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜６００℃、より好ましくは室温〜５００℃である。
主金属元素がＮｉの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜８００℃、より好ましくは室温〜７００℃である。
When the main metal element is Fe:
In order to lower the deformation resistance during processing, it is preferable to raise the temperature. However, if the temperature is raised too much, crystallized substances, precipitates become coarse, recrystallization and grain growth occur, and the strength of the compact is reduced. For this reason, processing temperature becomes like this. Preferably it is room temperature-600 degreeC, More preferably, it is room temperature-500 degreeC.
When the main metal element is Ni:
It is preferable to raise the temperature in order to lower the deformation resistance at the time of processing. However, if the temperature is raised too much, crystallized substances and precipitates are coarsened, and the strength of the compact is reduced. For this reason, processing temperature becomes like this. Preferably it is room temperature-800 degreeC, More preferably, it is room temperature-700 degreeC.
主金属元素がＣｕの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜５００℃、より好ましくは室温〜４００℃である。
主金属元素がＴｉの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは５００〜１０００℃、より好ましくは６００〜１０００℃である。一般に７５０〜１０００℃で加工するが、出来るだけ低い温度で加工するほうが良好な特性の成形体が得られる。
When the main metal element is Cu:
It is preferable to raise the temperature in order to lower the deformation resistance at the time of processing. However, if the temperature is raised too much, crystallized substances and precipitates are coarsened, and the strength of the compact is reduced. For this reason, processing temperature becomes like this. Preferably it is room temperature-500 degreeC, More preferably, it is room temperature-400 degreeC.
When the main metal element is Ti:
It is preferable to raise the temperature in order to lower the deformation resistance at the time of processing. However, if the temperature is raised too much, crystallized substances and precipitates are coarsened, and the strength of the compact is reduced. For this reason, processing temperature becomes like this. Preferably it is 500-1000 degreeC, More preferably, it is 600-1000 degreeC. In general, processing is performed at 750 to 1000 ° C., but a molded article having better characteristics can be obtained by processing at a temperature as low as possible.
〔時効温度について〕
主金属元素がＡｌの場合：
時効温度が１００℃未満では硬化度が小さく、一方、２２０℃を超えると析出物が粗大化し、過時効を生じて軟化するため、時効温度は１００〜２２０℃が好ましい。
主金属元素がＭｇの場合：
時効温度が１００℃未満では硬化度が小さく、一方、２５０℃を超えると過時効を生じて軟化するため、時効温度は１００〜２５０℃が好ましい。
[Aging temperature]
When the main metal element is Al:
When the aging temperature is less than 100 ° C., the degree of curing is small. On the other hand, when the aging temperature exceeds 220 ° C., the precipitates are coarsened and are over-aged and soften. Therefore, the aging temperature is preferably 100 to 220 ° C.
When the main metal element is Mg:
When the aging temperature is less than 100 ° C, the degree of curing is small. On the other hand, when the aging temperature exceeds 250 ° C, overaging occurs and softens, so the aging temperature is preferably 100 to 250 ° C.
主金属元素がＦｅの場合：
時効温度が５０℃未満では硬化度が小さく、一方、６００℃を超えると再結晶を生じて軟化するため、時効温度は５０〜６００℃が好ましい。
主金属元素がＮｉの場合：
時効温度が５００℃未満では硬化度が小さく、一方、８００℃を超えると軟化するため、時効温度は５００〜８００℃が好ましい。
When the main metal element is Fe:
When the aging temperature is less than 50 ° C., the degree of cure is small. On the other hand, when it exceeds 600 ° C., recrystallization occurs and softens, so the aging temperature is preferably 50 to 600 ° C.
When the main metal element is Ni:
When the aging temperature is less than 500 ° C, the degree of curing is small, while when it exceeds 800 ° C, the aging temperature is preferably 500 to 800 ° C.
主金属元素がＣｕの場合：
時効温度が１００℃未満では硬化度が小さく、一方、４００℃を超えると軟化するため、時効温度は１００〜４００℃が好ましい。
主金属元素がＴｉの場合：
時効温度が４００℃未満では硬化度が小さく、一方、６５０℃を超えると軟化するため、時効温度は４００〜６５０℃が好ましい。
When the main metal element is Cu:
When the aging temperature is less than 100 ° C, the degree of curing is small, while when it exceeds 400 ° C, the aging temperature is preferably 100 to 400 ° C.
When the main metal element is Ti:
When the aging temperature is less than 400 ° C., the degree of curing is small. On the other hand, when the aging temperature exceeds 650 ° C., the aging temperature is preferably 400 to 650 ° C.
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
実施例1〜１１、比較例１〜６
下記表１に示す組成のＡｌ合金粉末（平均粒径：３５μｍ）を用い、レーザー積層装置（Ａｒｃａｍ Ａ２ｘ）により、平行部の径８ｍｍφ、標点距離３０ｍｍ、全長１００ｍｍの試験片形状の成形体を成形した。これを平行部の径が６ｍｍφとなるように切削加工して、実施例１〜１１のＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
Examples of the present invention will be described below in comparison with comparative examples.
Examples 1-11, Comparative Examples 1-6
Using an Al alloy powder (average particle diameter: 35 μm) having the composition shown in Table 1 below, a molded article in the shape of a test piece having a parallel part diameter of 8 mmφ, a gauge distance of 30 mm, and a total length of 100 mm is obtained by a laser laminating apparatus (Arcam A2x). Molded. This was cut so that the diameter of the parallel part was 6 mmφ, and samples consisting of JIS No. 14 test pieces of Examples 1 to 11 were obtained.
実施例１の試料の光学顕微鏡写真を図２に、走査型電子顕微鏡写真を図３にそれぞれ示す。なお、図１は、一般的な鋳造Ａｌ−7%Ｓｉ−Ｍｇ合金の光学顕微鏡写真である。
また、実施例において圧延加工を組み合わせた場合の特性を評価する場合、１０×１０×１００の成形体を積層装置により得た後所定の圧延率に圧縮試験機を用いて圧縮しその後平行部径６ｍｍの試験片に加工した。
An optical micrograph of the sample of Example 1 is shown in FIG. 2, and a scanning electron micrograph is shown in FIG. FIG. 1 is an optical micrograph of a general cast Al-7% Si—Mg alloy.
Further, in the case of evaluating the characteristics in the case of combining rolling processes in the examples, a 10 × 10 × 100 molded body is obtained by a laminating apparatus, and then compressed to a predetermined rolling rate using a compression tester, and then the parallel part diameter is obtained. A 6 mm test piece was processed.
これらの試料を構成する合金の結晶粒径（μｍ）は光学顕微鏡あるいは走査型顕微鏡、粒子及び金属間化合物のサイズ（ｎｍ）を光学顕微鏡あるいは透過型顕微鏡）により測定し、また変位速度０．７５ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強さ及び伸びを測定した。
また、比較例に示す試料は金型鋳造によるものであり、脱ガス処理したアルミニウム合金溶湯を７２０℃でＪＩＳ舟形に鋳込み、実施例と同様に切削加工して、ＪＩＳ１４号試験片からなる比較例１〜６の試料を得た。
The crystal grain size (μm) of the alloys constituting these samples was measured with an optical microscope or scanning microscope, and the size (nm) of particles and intermetallic compounds was measured with an optical microscope or transmission microscope), and the displacement rate was 0.75 mm. Tensile tests were performed at a rate of 1 min / min, and the tensile strength and elongation were measured.
In addition, the sample shown in the comparative example is based on die casting, and a degassed aluminum alloy molten metal is cast into a JIS boat shape at 720 ° C., cut in the same manner as in the example, and a comparative example comprising a JIS No. 14 test piece. Samples 1-6 were obtained.
なお、実施例１〜７はas-built の状態の試料、実施例８は時効処理した試料、実施例９は１０％圧延加工した試料、実施例１０は１０％圧延加工した後、時効処理した試料、実施例１１は時効処理した後、１０％圧延加工した試料である。
また、比較例１、３〜５はas-built の状態の試料、比較例２はＴ６処理（５００℃容体化処理→水焼き入れ→１６０℃焼き戻し）した試料、比較例６は５００℃容体化処理→水焼き入れ→１８０℃焼き戻しした試料である。
Examples 1 to 7 are samples in an as-built state, Example 8 is a sample subjected to aging treatment, Example 9 is a sample subjected to 10% rolling, and Example 10 is subjected to aging treatment after 10% rolling. The sample, Example 11, was a sample that was 10% rolled after aging treatment.
Comparative Examples 1 and 3 to 5 are samples in an as-built state, Comparative Example 2 is a sample subjected to T6 treatment (500 ° C. formation treatment → water quenching → 160 ° C. tempering), and Comparative Example 6 is 500 ° C. It is a sample tempered → water quenching → tempered at 180 ° C.
それらの測定結果を下記表１に示す。
固溶強化、分散強化(析出強化)の効果が期待できる合金組成の事例から説明すると、比較例１及び２では、結晶粒径が３０００μm（３ｍｍ）を超えており、また共晶のＳｉ粒子も２０００ｎｍ（２μm）を超えている。しかも引張特性は、Ｔ６処理によって始めて、as-cast（Ｔ６処理前）に比べて７０ＭＰａ向上しており、熱処理が必須であることがわかる。
The measurement results are shown in Table 1 below.
From the example of the alloy composition that can be expected to have the effect of solid solution strengthening and dispersion strengthening (precipitation strengthening), in Comparative Examples 1 and 2, the crystal grain size exceeds 3000 μm (3 mm), and eutectic Si particles are also present. It exceeds 2000 nm (2 μm). Moreover, the tensile properties are improved by 70 MPa compared with as-cast (before T6 treatment), starting from T6 treatment, and it is understood that heat treatment is essential.
これに対し、実施例１の積層工法により成形された金属成形体は、熱処理を施す前のas-builtの状態においてすでに比較例２の成形体よりも高い引張強さを示している。これは、as-built の状態でのアルミマトリックスにおける添加元素の固溶量、微細析出物などの影響によるものと考えられる。
また、比較例３の成形体では、Ｆｅ量を５％含有することにより、１０００ｎｍ（１０μm）以上の粗大なFe-Al化合物が生成され、引張強さ、伸びが大きく低下しているのに対して、これと同一の合金組成の実施例２の積層工法により成形された金属成形体は、熱処理を施す前のas-builtの状態において比較例３の成形体に比較して大きく引張強さ、伸びが優れている。
In contrast, the metal molded body formed by the laminating method of Example 1 already has a higher tensile strength than the formed body of Comparative Example 2 in an as-built state before heat treatment. This is considered to be due to the influence of the solid solution amount of additive elements and fine precipitates in the aluminum matrix in the as-built state.
Further, in the molded body of Comparative Example 3, by containing 5% Fe, a coarse Fe—Al compound having a thickness of 1000 nm (10 μm) or more is generated, and the tensile strength and elongation are greatly reduced. Thus, the metal molded body formed by the lamination method of Example 2 having the same alloy composition as described above has a greater tensile strength than the formed body of Comparative Example 3 in an as-built state before heat treatment. Elongation is excellent.
また、実施例３，４の成形体は、いずれも微量固溶元素、非固溶元素を多量に含むが、積層工法により成形されているため、結晶粒径、金属間化合物いずれも微細であり、as-builtの状態で４００ＭＰａ以上の高い引張強さ及び良好な伸びを示している。これに対し、比較例５の成形体は、粗大なＭｇ２Ｓｉ化合物が生成されているため、引張強さ、伸びともに低い。一方、実施例５の成形体は、結晶粒径、金属間化合物いずれも微細なため、as-builtの状態で高い強度と伸びを示している。 In addition, the molded bodies of Examples 3 and 4 both contain a large amount of trace solid solution elements and non-solid solution elements, but since they are molded by the laminating method, both the crystal grain size and the intermetallic compound are fine. In an as-built state, it exhibits a high tensile strength of 400 MPa or more and good elongation. In contrast, the molded body of Comparative Example 5, since the coarse Mg 2 Si compound is generated, tensile strength, low elongation both. On the other hand, the molded product of Example 5 shows high strength and elongation in an as-built state because both the crystal grain size and the intermetallic compound are fine.
次に、固溶強化の効果が期待できる合金の事例について説明すると、比較例５の成形体は、Mgを大量に固溶する合金からなり、ある程度高い強度と高い伸びを示している。しかし、これと同じ合金組成の実施例６の成形体は、結晶粒径、金属間化合物いずれも微細なため、比較例５の成形体よりも高い引張強さと伸びを示している。
また、比較例６の成形体は、熱処理（溶体化処理）することで、初晶アルミの間隙に生成した共晶ＣｕＡｌ２が固溶し、その後の焼き戻しで程度高い強度を示している。
Next, an example of an alloy that can be expected to have a solid solution strengthening effect will be described. The formed body of Comparative Example 5 is made of an alloy that dissolves Mg in a large amount, and exhibits a certain degree of strength and high elongation. However, the molded product of Example 6 having the same alloy composition as described above shows higher tensile strength and elongation than the molded product of Comparative Example 5 because both the crystal grain size and the intermetallic compound are fine.
In addition, the molded body of Comparative Example 6 is heat-treated (solution treatment), so that eutectic CuAl 2 generated in the gaps between the primary crystal aluminums is solid-solved, and shows a high strength by subsequent tempering.
これに対し、実施例７の成形体は、as-builtの状態で比較例６の成形体と同等の高い引張強さと伸びを示している。実施例８の成形体は、実施例７の成形体を時効処理したものであり、より高い引張強さが得られている。また、実施例９の成形体は、実施例７の成形体を圧延加工したものであり、より高い引張強さが得られている。実施例１０及び１１の成形体は、時効処理と圧延加工を組み合わせたものであり、実施例７、８、９の成形体よりも高い引張強さを示している。これは、結晶粒径と金属間化合物の微細化が要因の一つと考えられる。 On the other hand, the molded product of Example 7 shows high tensile strength and elongation equivalent to the molded product of Comparative Example 6 in an as-built state. The molded body of Example 8 is obtained by aging treatment of the molded body of Example 7, and higher tensile strength is obtained. Further, the molded body of Example 9 is obtained by rolling the molded body of Example 7, and higher tensile strength is obtained. The molded bodies of Examples 10 and 11 are a combination of aging treatment and rolling, and exhibit higher tensile strength than the molded bodies of Examples 7, 8, and 9. This is thought to be due to the crystal grain size and the miniaturization of intermetallic compounds.
実施例１２〜２２、比較例７〜１０
下記表２に示す組成のＭｇ合金粉末（平均粒径：６０μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例１２〜２２の試料を作成した。
また、比較例７，８，１０の試料は金型鋳造によるものであり、比較例９の試料は鋳造後、圧延加工したものである。脱ガス処理したマグネシウム合金溶湯を７００℃でＪＩＳ舟形に鋳込み、実施例１〜１１と同様に切削加工して得たＪＩＳ１４号試験片からなるものである。
また、実施例において圧延加工を組み合わせた場合の特性を評価する場合、１０×１０×１００の成形体を積層装置により得た後所定の圧延率に圧縮試験機を用いて圧縮しその後平行部径６ｍｍの試験片に加工した。
Examples 12-22, Comparative Examples 7-10
Samples of Examples 12 to 22 were prepared in the same manner as Examples 1 to 11 except that Mg alloy powder (average particle size: 60 μm) having the composition shown in Table 2 below was used.
Moreover, the samples of Comparative Examples 7, 8, and 10 were obtained by die casting, and the sample of Comparative Example 9 was obtained by rolling after casting. It consists of a JIS No. 14 test piece obtained by casting a degassed magnesium alloy melt into a JIS boat shape at 700 ° C. and cutting the same as in Examples 1-11.
Further, in the case of evaluating the characteristics in the case of combining rolling processes in the examples, a 10 × 10 × 100 molded body is obtained by a laminating apparatus, and then compressed to a predetermined rolling rate using a compression tester, and then the parallel part diameter is obtained. A 6 mm test piece was processed.
それらの測定結果を下記表２に示す。
固溶強化、分散強化(析出強化)の効果が期待できる合金組成の事例から説明すると、現在、合金中で最も広く使用されている合金は、比較例７，８のＡＺ９１であるが、この合金は巣のない製品を作ることが困難であり、また、結晶粒径及び初晶αのDASに大きな影響を受ける。このため、結晶粒径が２００μmのレベルでは、引っ張り強さ２００ＭＰａ、伸び３％程度の引張特性にとどまる。熱処理してもわずかに向上するのみである。
The measurement results are shown in Table 2 below.
To explain from an example of an alloy composition that can be expected to have an effect of solid solution strengthening and dispersion strengthening (precipitation strengthening), the most widely used alloy at present is AZ91 of Comparative Examples 7 and 8, but this alloy Is difficult to make a nestless product, and is greatly affected by the grain size and DAS of the primary α. For this reason, when the crystal grain size is at a level of 200 μm, the tensile strength is only 200 MPa and the elongation is about 3%. Even with heat treatment, it improves only slightly.
これに対し、実施例１２の成形体は、結晶粒径が５０μm以下であり、３３０ＭＰａの引っ張り強さ、１０％の伸びを示している。また、実施例１２のas-builtの試料を時効処理することで、実施例１３に示すように、また圧延加工をすることで実施例１４に示すように、また時効処理と圧延加工を組み合わせることで実施例１５、１６に示すように、４００ＭＰａに迫る高い引張強さが得られている。 On the other hand, the molded body of Example 12 has a crystal grain size of 50 μm or less, a tensile strength of 330 MPa, and an elongation of 10%. In addition, by aging the as-built sample of Example 12, as shown in Example 13 and by rolling, as shown in Example 14, and combining aging and rolling Thus, as shown in Examples 15 and 16, high tensile strength approaching 400 MPa was obtained.
また、Ｃａを添加することで、Ｍｇ合金の燃焼を抑えることが可能であるが、Ｃａが添加されたＭｇ合金の鋳造材を圧延加工することで、比較例９に示すように、３００ＭＰａ程度の比較的良好な引っ張り特性が得られる。これに対し、同一組成の合金を積層工法で成形することで、実施例１７〜２０に示すように、実施例１２〜１６の合金組成の試料よりも更に高い引っ張り強さが示されている。これは、Ｃａの添加により、形成された共晶化合物及び結晶粒の両方が著しく微細化されたためと考えられる。 In addition, it is possible to suppress the combustion of the Mg alloy by adding Ca, but by rolling the cast material of the Mg alloy to which Ca is added, as shown in Comparative Example 9, about 300 MPa. Relatively good tensile properties can be obtained. On the other hand, by forming an alloy having the same composition by the laminating method, as shown in Examples 17 to 20, a higher tensile strength than the samples having the alloy compositions of Examples 12 to 16 is shown. This is presumably because both the eutectic compound and the crystal grains formed were remarkably refined by the addition of Ca.
次に、固溶強化の効果が期待できる合金の事例について説明する。比較例１０に示す合金は比較例７に示す合金（ＡＺ９１）よりもＡｌをより多く添加したものである。Ａｌ含量が増加したことにより、固溶できなかったＡｌ分は、Ｍｇ17Ａｌ12化合物とα相の共晶化合物としてα相の樹枝状晶の間隙に多量に生成する。その結果、金属成形体の引張強さ、伸びが低下する。
一方、実施例２１及び２２の試料は、積層工法で成形することでＡｌ固溶量が多くなり、また晶出した共晶化合物は著しく微細になる。このため、鋳造材である比較例１０の試料に比較して著しく引張特性が向上する。なお、示されていないが、実施例２１の合金についても、時効処理及び圧延加工の組み合わせでより高い特性を得ることが出来る。
Next, an example of an alloy that can be expected to have a solid solution strengthening effect will be described. The alloy shown in Comparative Example 10 is obtained by adding more Al than the alloy (AZ91) shown in Comparative Example 7. Due to the increase in the Al content, a large amount of Al that cannot be dissolved is generated in the gap between the α-phase dendrites as an eutectic compound of the Mg 17 Al 12 compound and the α-phase. As a result, the tensile strength and elongation of the metal molded body are reduced.
On the other hand, the samples of Examples 21 and 22 have a large amount of Al solid solution formed by the lamination method, and the eutectic compound crystallized becomes extremely fine. For this reason, the tensile properties are remarkably improved as compared with the sample of Comparative Example 10 which is a cast material. Although not shown, the alloy of Example 21 can obtain higher characteristics by a combination of aging treatment and rolling.
実施例２３〜２５、比較例１１〜１３
下記表３に示す組成のＦｅ合金粉末（平均粒径：５５μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例２３〜２５の試料を作成した。
それらの測定結果を下記表３に示す。
Examples 23-25, Comparative Examples 11-13
Samples of Examples 23 to 25 were prepared in the same manner as Examples 1 to 11 except that an Fe alloy powder (average particle size: 55 μm) having the composition shown in Table 3 below was used.
The measurement results are shown in Table 3 below.
比較例１１〜１３の試料は、オーステナイト系の代表的なステンレス鋼であるＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｎ２からなり、熱間圧延、冷間圧延を経て、１０５０℃にて溶体化処理されたものである。圧延加工により結晶粒径は細かくなり、引張強さは５３０ＭＰａ以上と高い値を示している。添加元素Ｎｂ、Ｎ、Ｃを含む比較例3 のＳＵＳ３０４Ｎ２はさらに高い引張強さを示す。
これに対し、比較例１１〜１３と同一組成の合金からなる実施例２３〜２５の試料は、熱処理することなく、比較例１１〜１３と同等以上の引張強さを示している。
The samples of Comparative Examples 11 to 13 are made of SUS316, SUS304, and SUS304N2, which are typical austenitic stainless steels, and are subjected to solution treatment at 1050 ° C. through hot rolling and cold rolling. The crystal grain size becomes fine by rolling, and the tensile strength shows a high value of 530 MPa or more. SUS304N2 of Comparative Example 3 containing additive elements Nb, N, and C shows higher tensile strength.
On the other hand, the sample of Examples 23-25 which consists of an alloy of the same composition as Comparative Examples 11-13 has shown the tensile strength more than equivalent to Comparative Examples 11-13, without heat-processing.
実施例２６〜２９、比較例１４〜１６
下記表４に示す組成のＮｉ合金粉末（平均粒径：６０μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例１２〜２２の試料を作成した。
また、比較例に示す試料は金型鋳造によるものであり、脱ガス処理したアルミニウム合金溶湯を７２０℃でＪＩＳ舟形に鋳込み、実施例と同様に切削加工して、ＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
それらの測定結果を下記表２に示す。
Examples 26-29, Comparative Examples 14-16
Samples of Examples 12 to 22 were prepared in the same manner as Examples 1 to 11 except that Ni alloy powder (average particle size: 60 μm) having the composition shown in Table 4 below was used.
Further, the sample shown in the comparative example is by die casting, and the degassed aluminum alloy molten metal is cast into a JIS boat shape at 720 ° C. and cut in the same manner as in the example to prepare a sample comprising a JIS No. 14 test piece. Obtained.
The measurement results are shown in Table 2 below.
比較例１４、１５は、代表的なＮｉ合金である固溶型インコネル６９０、時効硬化型インコネル７１８を冷間圧延または熱間圧延した後、１０４０℃で容体化処理した試料である。圧延加工により結晶粒径は細かくされ、高い引張強さと高い伸びを示している。比較例１６は、熱間圧延した後、時効処理を加えたインコネル７１８からなる試料であり、さらに高い引張強さを示している。 Comparative Examples 14 and 15 are samples in which solid solution type Inconel 690 and age-hardening type Inconel 718, which are typical Ni alloys, are cold-rolled or hot-rolled and then subjected to volumeification treatment at 1040 ° C. The crystal grain size is made fine by rolling and shows high tensile strength and high elongation. Comparative Example 16 is a sample made of Inconel 718 that has been hot-rolled and then subjected to an aging treatment, and shows a higher tensile strength.
これに対し、比較例１４、１５の試料と同一の合金組成である実施例２６、２７の試料は、熱処理することなく、比較例１４、１５の試料と同等又はそれ以上の引張強さを示している。また、比較例１６と同一の合金組成である実施例２８の試料は、時効処理により、比較例１６の試料と同等の高い引張強さを示している。なお、実施例２９の試料は、実施例２７，２８よりもＣｒ量、Ｍｏ量を増加した試料であり、固溶強化により引っ張り強さがさらに高くなっている。 On the other hand, the samples of Examples 26 and 27 having the same alloy composition as the samples of Comparative Examples 14 and 15 exhibit the same or higher tensile strength as the samples of Comparative Examples 14 and 15 without heat treatment. ing. Moreover, the sample of Example 28 which is the same alloy composition as the comparative example 16 has shown the high tensile strength equivalent to the sample of the comparative example 16 by aging treatment. The sample of Example 29 is a sample in which the Cr amount and the Mo amount are increased as compared with Examples 27 and 28, and the tensile strength is further increased by solid solution strengthening.
実施例３０〜３１、比較例１７
下記表５に示す組成のＣｕ合金粉末（平均粒径：６０μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例３１〜３２の試料を作成した。
また、比較例に示す試料は金型鋳造によるものであり、溶湯処理した銅合金溶湯を１０００℃でＪＩＳ舟形形状の自硬性型に鋳込み、実施例と同様に切削加工して、ＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
Examples 30-31, Comparative Example 17
Samples of Examples 31 to 32 were prepared in the same manner as Examples 1 to 11 except that Cu alloy powder (average particle diameter: 60 μm) having the composition shown in Table 5 below was used.
Further, the sample shown in the comparative example is by die casting, and the molten copper alloy molten metal is cast at 1000 ° C. into a JIS boat-shaped self-hardening mold and cut in the same manner as in the example to obtain a JIS No. 14 test piece. A sample consisting of
それらの測定結果を下記表５に示す。
比較例１７は、代表的な高力黄銅からなる試料であり、８００ＭＰａという高い引張強さを示している。これに対し、実施例３０の試料は、熱処理することなく、比較例１８よりも高い引張強さを示している。Ｚｎ量を多くした実施例３２の試料は、固溶強化により、さらに高い引っ張り強度を示している。
The measurement results are shown in Table 5 below.
Comparative Example 17 is a sample made of typical high-strength brass and shows a high tensile strength of 800 MPa. In contrast, the sample of Example 30 shows a higher tensile strength than Comparative Example 18 without being heat-treated. The sample of Example 32 in which the amount of Zn was increased showed higher tensile strength due to solid solution strengthening.
実施例３２〜３５、比較例１８
下記表６に示す組成のＴｉ合金粉末（平均粒径：６５μｍ）を用い、電子ビーム積層装置（Ａｒａｃｍ Ａ２ｘ）により、平行部の径８ｍｍφ、標点距離３０ｍｍ、全長１００ｍｍの試験片形状の成形体を成形した。これを平行部の径を６ｍｍφに切削加工して、実施例３２〜３５のＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
Examples 32-35, Comparative Example 18
Using a Ti alloy powder (average particle size: 65 μm) having the composition shown in Table 6 below, an electron beam laminating apparatus (Aracm A2x) is used to form a test piece shape having a parallel part diameter of 8 mmφ, a marking distance of 30 mm, and a total length of 100 mm. Was molded. This was cut into a parallel part having a diameter of 6 mmφ to obtain a sample comprising JIS No. 14 test pieces of Examples 32-35.
また、比較例１８に示す試料は、鋳造後、圧延加工したものである。
それらの測定結果を下記表６に示す。
比較例１８の試料は、代表的なチタン合金である６４Ｔｉからなり、圧延後、７５０℃で焼きなまし処理されたものである。９００ＭＰａを超える高い引張強さを示している。
Moreover, the sample shown in the comparative example 18 is what was rolled after casting.
The measurement results are shown in Table 6 below.
The sample of Comparative Example 18 is made of 64 Ti, which is a typical titanium alloy, and is annealed at 750 ° C. after rolling. A high tensile strength exceeding 900 MPa is shown.
これに対し、実施例３２〜３５の試料は、比較例１８と同様、６４Ｔｉからなるものであるが、実施例３２はas-builtの状態で比較例１８よりも高い引張強さと伸びを示し、実施例３３は時効処理により更に引張強さが改善されている。実施例３４及び３５の試料は、実施例３２及び３３の試料よりもＡｌとＶの量を増加させており、更に高い引っ張り強さを示している。 On the other hand, the samples of Examples 32 to 35 are made of 64Ti as in Comparative Example 18, but Example 32 shows higher tensile strength and elongation than Comparative Example 18 in an as-built state. In Example 33, the tensile strength is further improved by the aging treatment. The samples of Examples 34 and 35 have higher amounts of Al and V than the samples of Examples 32 and 33, and show higher tensile strength.
本発明によれば、金属粉末を金属積層工法を用いて成形することにより、型を作ることなく製造された、割れ、巣のない金属成形体及びそのための積層用金属粉末が提供される。この金属成形体は、複雑な形状とすることが出来、しかも急速凝固されているため、従来考えられない金属組織が形成され、優れた機械特性を有している。このため、広範囲の合金成分の適用が可能であり、高強度、多機能の製品への用途の展開が期待される。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the metal powder without a crack and a nest manufactured without making a type | mold by shape | molding metal powder using a metal lamination method, and the metal powder for lamination | stacking therefor are provided. Since this metal molded body can be made into a complicated shape and is rapidly solidified, a metal structure which has not been considered in the past is formed and has excellent mechanical properties. For this reason, it is possible to apply a wide range of alloy components, and the development of applications to high strength and multifunctional products is expected.
１…電子銃
２…フィラメント
３…グリップカップ
４…アノード
６…フォーカスコイル
７…偏向コイル
８…電子ビーム
９…真空チャンバ
１０…製造テーブル
１１…金属粉末
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Electron gun 2 ... Filament 3 ... Grip cup 4 ... Anode 6 ... Focus coil 7 ... Deflection coil 8 ... Electron beam 9 ... Vacuum chamber 10 ... Manufacturing table 11 ... Metal powder
Claims (19)
（１）主金属元素と添加元素の固溶体の単相、
（２）主金属元素と添加元素の固溶体に、主金属元素と、添加元素及び不可避的不純物元素の１種以上との金属間化合物が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、
（３）主金属元素と添加元素の固溶体に、添加元素及び不可避的不純物元素の２種以上の金属間化合物、及び／又は添加元素及び不可避的不純物元素の１種の単体粒子が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、及び
（４）前記（２）の固溶体分散相と（３）の固溶体分散相の混合相である固溶体分散相。 The metal molded body according to any one of claims 1 to 6, which has any one of the following structures (1) to (4).
(1) Single phase of solid solution of main metal element and additive element,
(2) The intermetallic compound of the main metal element and one or more of the additive element and the inevitable impurity element is dispersed in the solid solution of the main metal element and the additive element, and the intermetallic compound is in a stable phase or metastable. A solid solution dispersed phase having a major axis of the intermetallic compound particles of 1 to 1000 nm,
(3) Two or more intermetallic compounds of the additive element and inevitable impurity element and / or one kind of single particle of the additive element and inevitable impurity element are dispersed in the solid solution of the main metal element and the additive element. A solid solution dispersed phase in which the intermetallic compound is a stable phase or a metastable phase, and the major axis of particles of the intermetallic compound and single particles is 1 to 1000 nm, and (4) the solid solution dispersed phase of (2) ( 3) A solid solution dispersed phase which is a mixed phase of the solid solution dispersed phase.
（１）主金属がＡｌの場合に室温ないし４５０℃、Ｍｇの場合に室温ないし４２０℃、Ｆｅの場合に室温ないし６００℃、Ｎｉの場合に室温ないし８００℃、Ｃｕの場合に室温ないし５００℃、Ｔｉの場合に５００ないし１０００℃で、圧延、押し出し、引き抜き、及び鍛造のいずれかの方法により加工、及び／又は
（２）主金属がＡｌの場合に１００ないし２２０℃、Ｍｇの場合に１００ないし２５０℃、Ｆｅの場合に５０ないし６００℃、Ｎｉの場合に５００ないし８００℃、Ｃｕの場合に１００ないし４００℃、Ｔｉの場合に４００ないし６５０℃に保持する時効処理
を施してなることを特徴とする金属加工品。 The metal molded body according to any one of claims 1 to 16,
(1) Room temperature to 450 ° C. when the main metal is Al, room temperature to 420 ° C. for Mg, room temperature to 600 ° C. for Fe, room temperature to 800 ° C. for Ni, room temperature to 500 ° C. for Cu In the case of Ti, at 500 to 1000 ° C., and processed by any of rolling, extrusion, drawing, and forging, and / or (2) 100 to 220 ° C. when the main metal is Al, 100 when Mg is the main metal Aging treatment is carried out at a temperature of 250 to 250 ° C., 50 to 600 ° C. for Fe, 500 to 800 ° C. for Ni, 100 to 400 ° C. for Cu, and 400 to 650 ° C. for Ti. Characteristic metal processed product.
The processing temperature is room temperature to 220 ° C. when the main metal is Al, room temperature to 250 ° C. for Mg, room temperature to 500 ° C. for Fe, room temperature to 700 ° C. for Ni, room temperature to Cu for Cu. 19. The metal workpiece according to claim 18, wherein the metal workpiece is 400 ° C. and 600 to 1000 ° C. in the case of Ti.
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