JP2017530250A - 含金属材料の層状構成 - Google Patents

Abstract

本開示は、基材上の金属合金の層ごとの堆積のための合金及び方法にむけられている。結果的な堆積物は、関連する耐摩耗性を有する比較的高い硬度の金属部品を提供する。金属部品の用途は、ポンプ、弁、及び／又はベアリングを含む。

Description

本出願は、２０１４年５月１６日に出願された米国特許仮出願第６１／９９４，７５８の利益を請求するものであり、その全体が参照によってここに組み込まれる。本出願は、層状の態様の自立金属材料の作成のための合金及び方法に関する。

鉄系金属は、ドリルパイプの堅固な結束、採掘用トラックの荷台のライナー、及びボイラー管のような多くの用途においてコーティングとして使用されており、そこではコーティングは比較的耐消耗性が低い構成部品に対して耐消耗性及び耐摩耗性を提供する。これらコーティングは、ＨＶＯＦ又はツイン‐ワイヤ‐アークスプレイコーティング、並びにＰＴＡＷ又はＧＭＡＷウエルドオーバーレイを介して基板に適用することができる。

耐摩耗性鉄系金属コーティングは一般的に、材料の耐摩耗性を可能にし、下層の基板を保護する比較的低コストかつ比較的高い表面硬度によって特徴づけられる。耐摩耗性コーティングとして使用される材料は、基板に接着し、望ましい表面性能を提供するように設計されており、それ自体は強度及び靱性のような非表面特性に対して基板に大きく依存する。耐摩耗性のための鉄系金属コーティングは、炭化クロム、複合炭化物、炭化チタン、炭化バナジウム、及び工具鋼を含む。

層状構成（ｌａｙｅｒｗｉｓｅ ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ）は、ここでは金属の層が層ごと（ｌａｙｅｒ ｂｙ ｌａｙｅｒ）に構築されるか、又は沈着されて、部品を製造するプロセスとして理解することができる。層状構成の例は、レーザー（ＰＢＦ−Ｌ）又は電子ビーム（ＰＢＦ−Ｅ）エネルギー源による粉末床溶融結合、指向性エネルギー堆積（ＤＥＤ）、結合剤噴射（ＢＪ）、シート積層、材料押出、及び液槽光重合を含む。金属と共に使用される基本的な層状構成のプロセスは、ＰＢＦ−Ｌ、ＰＢＦ−Ｅ、ＤＥＤ、及びＢＪを含む。

層状構成のプロセスは、ステンレス鋼合金、アルミニウム合金、チタン合金、ニッケル基合金、及びコバルトクロム合金を含む様々な延性を有する金属からの部品を製造する優れた能力を有する。ＰＢＦ−Ｌ、ＰＢＦ−Ｅ、及びＤＥＤのような金属のための液相における層状構成のプロセスにおいて、構成材料は固相から液相へ遷移（溶融）し、次いで固相へ戻る（凝固）。溶融のために使用されるエネルギー源は、溶融されるべき材料表面の比較的小さな領域に焦点を結ぶことができ、それ自体、比較的小さな容積に溶融される材料の体積を制御することができる。大きな固体体積と接触する小さな溶融容積は、比較的迅速な態様で凝固する可能性を有する。この迅速な凝固は、鍛造金属の特性に比較したときの、結晶粒サイズの改良及び機械特性の増加の原因となる。

この態様で作られた構成要素の機械的特性は一般的に鍛造処理されたものより高いが、上述された材料のいずれもが比較的高い硬度及び耐摩耗性を有することがなく、高い硬度を有する材料は一般的に、比較的高い硬度及び耐摩耗性を生じさせるために、焼き入れ及び焼き戻し、又は固溶体処理、及び時効のような熱処理プロセスを必要とする。そのような熱処理のさらなるステップは、典型的には歩留り損失及び部品のねじれの増加をもたらし、望ましくない。表１は、応力緩和され、熱処理された条件においてＰＢＦ−Ｌを介して製造された種々の比較的高い硬度の金属の典型的な硬度を列挙している。

部品における高い硬度及び耐摩耗性は、使用中の部品の耐久性（寿命）を高めるために多くの用途に対して望ましい。本発明はここに、層ごとの構築（ｌａｙｅｒ−ｂｙ−ｌａｙｅｒ ｂｕｉｌｄ−ｕｐ）を介して準備された、比較的高い硬度と耐摩耗性との独特な組み合わせを示す層状の金属材料を提供する、合金及び対応する製造方法を特定する。さらに、そのような特性は、既知の金属の既存の層ごとの構築に適用される上記に参照された熱処理プロセスの使用を排除することによって達成することができる。さらに、この点での特性は、焼き入れ及び／又は焼き戻しを必要としない。

層ごとの構成が、比較的高い硬度及び耐摩耗性を有する自立材料を製造するために合金に適用される。合金は、少なくとも５０原子％Ｆｅ及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択された少なくとも１つの元素、並びにＢ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、及びＳからなる群から選択された少なくとも１つの元素を含む、鉄合金を備える。硬度の値は９００〜１８００ＨＶの範囲にあり、耐摩耗性の値は、２０１０年の日付のＡＳＴＭ Ｇ６５−１０ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａによる６〜５３ｍｍ^３の体積損失の範囲である。そのような値が、層ごとの構築の熱による後処理と、引き続く焼き入れ及び／又は焼き戻しを必要とすることなく達成される。層ごとの構成は、ポンプ、弁、及びベアリングのような用途において使用することができる金属部品の形成を可能にする。

また、本開示は、より具体的には金属部品の層ごとの構成の方法に関し、この方法は、
‐５９．０重量％〜７８．０重量％のレベルのＦｅ、３．０重量％〜５．０重量％のレベルのＢ、１４．０重量％〜２０．０重量％のレベルのＣｒ、０．５重量％〜７．０重量％のレベルのＣ、任意に１１．０重量％までのレベルのＭｏ、任意に２．５重量％までのレベルのＭｎ、任意に４．５重量％までのレベルのＮｂ、任意に２．０重量％までのレベルのＳｉ、任意に７．０重量％までのレベルのＷを含む粒子状の形態の合金を供給するステップと、
‐基材を供給するステップと、
‐前記基材上に前記合金の１つ以上の層を、前記合金を溶融状態に溶融し、冷却して凝固層を形成することによって適用するステップであって、前記固体層のそれぞれが形成された状態で５．０〜２００．０ミクロンの厚みを有する、ステップと、
‐任意に、自立金属部品を形成するために前記基材を除去するステップであって、前記１つ以上の固体層が９００〜１８００ＨＶの範囲の硬度を示す、ステップと、
を備える。

この開示の上述の、及び他の特徴、並びにそれらを達成する態様が、添付された図面を併用した、ここに説明される実施形態の以下の記載への参照によって、より明白となるとともに、より良く理解されるだろう。

Ｆｅリッチなマトリックスに存在するカーバイド及びボロカーバイド相を示す、ＰＢＦ−Ｌを介して処理された鉄合金のＳＥＭ写真である。 ＰＢＦ−Ｌを介して製造された合金１の元素マップであり、様々な相内に含まれる主要元素Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、及びＢを示している。この元素マップは、走査型電子顕微鏡中のエネルギー分散型Ｘ線分光計によって生成された。 最適化されていないパラメータによって層状構成された比較的高い硬度を有する鉄材料（１２５０ＨＶの硬度）の断面を示す写真である。 最適化されたパラメータによって層状構成された比較的高い硬度を有する鉄材料（１２５０ＨＶの硬度）の断面を示す写真である。 最適化された層状構成のパラメータによって製造された、クラックのない、高い硬度を有する機能性ベアリング部品を示す図である。 誘起された応力によって別様に影響を受けやすい、層状構成された高い硬度を有する鉄系金属の、比較的高い硬度（１５４０ＨＶ）と高い耐摩耗性とを有するとともにクラックの無い部分の断面図を示す図である。

本発明は、当初の基材の上に連続した金属層の層ごとの構築を介した、しっかりした金属構造を提供するための、自立した比較的固く耐摩耗性を有する鉄ベースの金属材料を製造する方法に関する。層ごとの構築は、金属合金を溶融し、冷却し、凝固させて材料の層を形成する一般的な手順に関し、この材料の層は、これもまた続いて冷却される、引き続くさらなる溶融合金層の適用のための下層の固体層となる。基材は、層ごとの手順によって形成された構築された構造に含まれても含まれなくてもよい。したがって、自立した金属材料への言及は、ここでは基材上の層ごとの構築が所定の構築された構造を形成するように採用される状況として理解され、構造は、したがって種々の用途における金属部品要素としての役目を果たすことができる。

層ごとの構築を開始するために好適な基材は、オーステナイト鋼、フェライト鋼、及びマルテンサイト鋼を含むことができ、かつ３ｍｍ〜１００ｍｍの範囲の厚みを有することができる。前に述べたように、基材は典型的には最終的な構造の一部としては含まれず、構造体を構築した後に、基材と構造体とは放電加工（ＥＤＭ）及び鋸盤（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｓａｗｉｎｇ）を含む様々な技術を介して分離される。

ここでの層ごとの手順は、それぞれが５．０ミクロン〜２００．０ミクロンの範囲の厚みを有する個々の層の構築をもくろむ。したがって、層ごとの手順は、５ミクロン〜５０．０ｍｍ以上、より典型的には２５０．０ｍｍの範囲の全体厚みを有する堆積を提供することができる。したがって、構築される層に対する厚みの好適な範囲は５．０ミクロン以上である。しかし、より一般的には、厚みの範囲は５．０ミクロン〜２５０．０ｍｍである。

鉄ベースの合金の比較的高い硬度は、液相の層状構成プロセスにおいて処理される場合の鉄ベースの合金に存在する比較的微細な微細構造（結晶粒サイズ）及び相の結果であると考えられる。より具体的には、ここでの鉄ベースの合金は、高温においてここでの液相中に形成され、冷却され、凝固され、所定の層を形成するときに、微細構造が好ましくはＦｅリッチなマトリックス中の均一な分散したカーバイド及びボロカーバイド相からなり、そこではカーバイド及びボロカーバイド相が、約１０．０ｎｍ〜１０，０００ｎｍのサイズである。

例示の鉄合金は、少なくとも５０％のＦｅと、少なくとも５０原子％Ｆｅ及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択された少なくとも１つの元素と、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、及びＳからなる群から選択された少なくとも１つの元素を含む。本発明の特定の観点では、合金は式Ｆｅ（１００−ｘ−ｙ）Ｍ（ｘ）Ｂ（ｙ）（原子％）によってあらわされた組成を有し、ここでＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ及びＭｎから選択された少なくとも１つの元素を表し、ここで１５≧ｘ≧４、２５≧ｙ≧２、及び３５≧（ｘ＋ｙ）≧７である。Ｂはボロンである。合金は、Ｘ（Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇａ等）及び／又はＴ（Ａｕ、Ｃｏ、Ｎｉ等）をさらに含むことができる。

本発明の合金は、好ましくは１１個未満の元素を備え、より好ましくは７個未満の元素を備えることができる。さらに、合金は５個未満の元素を備えることができる。一般的に本発明の合金は、４個から６個の元素をその組成中に有している。そのような元素は、鉄、クロム、ボロン、及び／又は燐、及びモリブデン及びタングステンのうちの一方又は両方である。

上述の合金が、割れに対する比較的高い感受性を有し、典型的には比較的高いレベルの割れを有するコーティングとして採用されていることは注目に値する。したがって、そのような合金はここに記載するような層ごとの手順に対して有益であると期待されたわけではなく、思いがけなく層ごとの構築に提供され、及び予想外の硬度及び摩耗特性を有する金属部品を提供したものである。

すなわち、液相の層状構成においてプロセスされる際に、鉄合金は様々な均一に分散された比較的小さな、ボロカーバイド、クロムカーバイド、モリブデンカーバイド、及びニオブカーバイドのような硬いカーバイド相を鉄リッチなマトリックス中に提供し、これらカーバイド相は鉄合金に比較的高い硬度を提供する。それぞれの層のサイズはプロセスの急速な冷却のせいで比較的小さく、好ましくは１０．０ミクロン未満、より好ましくは５．０ミクロン未満、最も好ましくは１．０ミクロン未満である。したがって、ボロカーバイド相は、それらが０．１ミクロン〜１０．０ミクロン、より好ましくは０．１ミクロン〜５．０ミクロン、最も好ましくは０．１ミクロン〜１．０ミクロンのサイズ範囲を有するように、ここでの鉄合金の層状構成中に存在するようになる。

上述に関連して、ボロカーバイド相の相サイズ及び結晶粒サイズは、光学顕微鏡及び／又は走査型電子顕微鏡によって容易に測定することができる。さらに、ＰＢＦ−Ｌプロセス中の固有の比較的大きな冷却速度は、鉄合金中に、比較的小さな、好ましくは１０ミクロン未満、より好ましくは６ミクロン未満、最も好ましくは１ミクロン未満の結晶粒によって特徴づけられる微細構造を作る。したがって、ここでの層状構成に存在する結晶粒は、それらが０．１ミクロン〜１０ミクロン、より好ましくは０．１ミクロン〜５ミクロン、最も好ましくは０．１ミクロン〜１．０ミクロンのサイズ範囲を有するように存在する。層状構成に製造される鉄合金の構造は、結果的に比較的高い硬度、好ましくは９００〜１８００ＨＶの範囲、より好ましくは９５０〜１７００ＨＶの範囲、最も好ましくは９８０〜１６００ＨＶの範囲となる。

図１は、ＰＢＦ−Ｌを介してプロセスされた、様々なカーバイド相を有する鉄合金（合金１）の代表的な顕微鏡写真を示す。図２は、ＰＢＦ−Ｌを介して製造された合金１の元素マップを示し、このマップは様々な相内に含まれる主元素Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、及びＢを示している。元素マップは、エネルギー分散型Ｘ線分光計によって生成された。以下の表２は、合金１及び合金２の組成を提示している。

上述から、Ｆｅが５４．０重量％〜７８．０重量％のレベルで存在し、Ｂが３．０重量％〜５．０重量％のレベルで存在し、Ｃｒが１４．０重量％〜２０．０重量％のレベルで存在し、Ｍｏが任意的であって１１．０重量％以下のレベル、又は０．１重量％〜１１．０重量％の範囲で存在し、Ｍｎが任意的であって２．５重量％以下のレベル、又は０．１重量％〜２．５重量％の範囲で存在し、Ｎｂが任意的であって４．５重量％以下のレベル、又は０．１重量％〜４．５重量％のレベルで存在し、Ｓｉが任意的であって２．０重量％以下のレベル、又は０．１重量％〜２．０重量％のレベルで存在し、Ｗが任意的であって７．０重量％以下のレベル、又は０．１重量％〜７．０重量％のレベルで存在し、Ｃが０．５重量％〜２．０重量％のレベルで存在することを理解することができる。

さらに、上述から、好ましくはここでの合金が、上述のレベル内のＦｅ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、及びＣを含むことを理解することができる。合金はまた、上述のレベル内のＦｅ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｂ、及びＣを含む。さらに、ここでは合金が上述のレベル内のＦｅ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＣを含むことが意図されている。

好ましくは、ここでの層ごとの構成のための合金は粒子形状で供給され、これは粒子が５．０ミクロン〜７５．０ミクロン、より好ましくは１５．０ミクロン〜５５．０ミクロン、最も好ましくは２０．０ミクロン〜４５．０ミクロンの範囲の直径を有して存在していることを意味する。

以下の表３は、鋳造及び鍛造法を介して生産された従来のＦｅベースの合金を特定するとともに、ここで層ごとの構成を介した合金１及び合金２において達成された硬度の値に関して特定された合金と比較している。

ここで使用されている層状構成では、好ましくは、典型的にはレーザー又は電子ビームであるエネルギー源で、材料の表面に亘ってスキャンし、エネルギー源によって照射された領域までの局所的な材料の層の少なくとも部分的な溶融を生じさせる。必要に応じて、エネルギー源は、下層の材料の所定の深さをも溶融するように調整することができる。例えば、エネルギー源は、２５０ミクロンまでの範囲の深さで溶融するように調整することができる。溶融された材料は、下層の材料と金属学的に接合し、エネルギー源がそこから移動するにつれて凝固する。さらなる材料が凝固した材料に加えられ、次いでエネルギー源によって照射されて、溶融し、凝固する。このプロセスは繰り返されるので、製造される部分の厚みが増加する。上述から理解できるように、合金１及び合金２の例に対して、形成された凝固した層又は複数の凝固した層の硬度は、約１２００ＨＶ〜１６００ＨＶの範囲に、より明確に低下する場合がある。

比較的高い硬度の材料は、典型的には比較的低い延性と、比較的低い靱性を有し、それによって材料を熱的に誘起された応力による割れに対して敏感にし、歴史的に液相の層状構成を介して処理することを困難にしている。したがって、応力軽減の方法を採用して、熱的に誘起された応力を軽減し、割れのない、高い硬度を有する材料の層状構成を可能にしなければならない。

エネルギー源が材料の層を溶融するたびに、熱は下の構築された部分を通じて伝導し、結果として加熱の際に膨張し、下層の材料の冷却の際に材料の固有の熱膨張特性によって収縮する。さらに、新しい層の照射中に製造された溶融した層は、下層の層との金属学的な結合を形成し、したがって冷却の際に収縮を受ける。新しい層と下層の層との間の結合は、界面における合金の収縮を抑制し、それによって新しい層内に圧縮応力を誘起させる。したがって、材料は、層状構成における繰り返すエネルギー源によって引き起こされる熱サイクル中に誘起される応力による割れに耐えることができなければならない。

これら応力は、典型的には鉄合金に対して９００℃〜２０００℃の範囲にある溶融金属の温度と、典型的には鉄合金に対して２５〜１４００℃の範囲にある下層の材料の温度と、の間の差を減少させることによって小さくされる。溶融金属の温度と、下層の材料の温度と、の間の差は、１９５０℃と同じくらいに大きい。この差が小さければ小さいほど、応力は小さく、最も小さい応力は差がない場合であり、結果的に応力はない。したがって、下層の材料の加熱は、熱応力の低下への大きな効果を有する。下層の材料を４０〜１０００℃の範囲の温度まで、より好ましくは、４００〜１０００℃の範囲まで、最も好ましくは８００〜１０００℃の範囲まで加熱することが好ましい。

層状構成は常に、部品が構築される基材から離れて開始される。いったん部品の構造が完成すると、部品を基材から、ＥＤＭ及び鋸盤を含む様々な技術を介して取り外すことができる。部品を製造する際の基材に適用された材料の第１の層は、部品がそこから構築される界面として働くので、重要な層である。エネルギー源が照射して、少なくとも部分的に第１の層を溶融するときに、第１の層は基材と金属学的な結合を形成し、冷却の際に第１の層が収縮する。基材と第１の層とが、異なる熱膨張特性を有する異なる材料からなる場合には、熱膨張特性に大きな不一致が存在する。一致しない熱膨張は、それぞれの材料がそれぞれ自身の比率で膨張し、収縮するので、界面において応力を生じるが、それらは他方によって抑制される。これは結果的に、高い硬度を有する材料における割れにつながる場合のある応力を生成させる。基材の材料と、第１の層の材料と、の熱膨張特性間の差の減少は、一致しない熱膨張によって誘起される応力を大幅に減少させる。

基材の使用を、上述した熱膨張特性の一致及び基材及び構築された層の加熱と組み合わせることによって、熱的に誘起された応力を大幅に減少させて、別様に誘起された応力による割れに敏感ないくつかの材料の層状構成を可能にすることができる。図３は、２００℃の基材の温度及び、基材と、２μｍ／ｍｍ・℃の第１の層と、の間の熱膨張係数における不一致を有して、層状構成された１２５０ＨＶの硬度の高い硬度を有する鉄材料の断面を示す。この合金の組成は上述したような合金２であった。理解されるように、２μｍ／ｍ・℃の又はそれより高い熱膨張係数の不一致が好ましく回避される。したがって、基材と、ここで層状の構造に適用される合金と、の熱膨張係数の差は、好ましくは２μｍ／ｍ・℃未満である。

図４は、８００℃に加熱された基材上に層状構成された同じ合金の断面図を示し、この基材は同じ合金から製造されており、よって基材と第１の層との両方が１０．４μｍ／ｍ・℃の熱膨張係数を有し、それによって不一致が存在しない。基材の加熱を使用し、基材と第１の層との間の熱膨張係数の不一致を２μｍ／ｍ・℃未満に、より好ましくは１μｍ／ｍ・℃未満に、最も好ましくは０．５μｍ／ｍ・℃未満に制御することによって、５０倍の倍率によって顕微鏡において認識できる割れが無い、割れの無い部品を製造することができる。図５は、１０６０ＨＶの硬度及び９９．９％の密度を有する合金２から、この技術によって製造された割れのない機能的ベアリング部品を示しており、この部品では０．１％の体積が空孔からなり、残りは割れのない固体金属である。

したがってここでの層構造が、５０倍の倍率を有する顕微鏡において割れ、空孔、又は他のタイプのボイドが認識されない金属部品を提供することが理解される。さらに、金属部品は、１つ以上の層が、９５％以上が固体である金属部品を画定する、固体のドメインが存在するようなものである。これは、部品の体積の９５％以上が、残りが割れ、空孔、又は他のタイプの空間（集合的にここではボイドとして識別される）を有する金属領域の存在によって特徴づけられる、という特徴を参照する。より好ましくは、１つ以上の層が、９７％以上、より好ましくは９９％〜１００％が固体である金属部品を画定する。したがって、１つ以上の層が、体積の９５％以上が固体金属材料である層構成を、比較的小さなボイドのパーセンテージを有する自立した部品を提供する。

図６は、層状構成された高い硬度を有する鉄系材料の割れのない区画を示し、この鉄系金属は応力で誘起される割れに敏感である。図６の合金組成は、上述したような合金１であった。個々の層は７０ミクロンの厚みを有し、全体厚みは約１０ｍｍであった。材料は、５００℃に加熱された、１０．３μｍ／ｍ・℃の熱膨張係数を有するＵＮＳ Ｓ４２０００から製造された基材を使用することによって割れ無く製造され、この材料は基材と第１の層との間に０．３μｍ／ｍ・℃の不一致しか有さなかった。

高い硬度は必ずしも高い耐摩耗性を生じさせるわけではないが、ほとんどの場合で高い摩耗性を生じさせ、そのように層状構成を介して鉄合金に生成された高い硬度が、結果的に優れた耐摩耗性を生じさせるということが期待される。表２における、ＡＳＴＭ Ｇ６５−１０ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａ ｗｅａｒ ｔｅｓｔｓ ｏｎ Ｆｅｒｒｏｕｓ Ａｌｌｏｙ ２は、２４．０ｍｍ^３の体積損失を測定している。そういうことで、好ましくは、ここでの層状構成が２４．０ｍｍ^３＋／−５．０ｍｍ^３の耐摩耗性を好ましく有する。

本開示の好ましい実施形態が説明されたが、様々な変更、順応、及び改良を、本開示の精神及び特許請求の範囲の技術的範囲から離れることなく行うことができることが理解されるべきである。したがって、本開示の技術的範囲は、上述した記載を参照して決定されるものではなく、それら同等物の全技術的範囲と合わせて、添付された特許請求の範囲を参照して決定されるべきである。

Claims (15)

1. 金属部品の層ごとの構成の方法であって、
   ５４．０重量％〜７８．０重量％のレベルのＦｅ、３．０重量％〜５．０重量％のレベルのＢ、１４．０重量％〜２０．０重量％のレベルのＣｒ、０．５重量％〜７．０重量％のレベルのＣ、任意に１１．０重量％までのレベルのＭｏ、任意に２．５重量％までのレベルのＭｎ、任意に４．５重量％までのレベルのＮｂ、任意に２．０重量％までのレベルのＳｉ、任意に７．０重量％までのレベルのＷを含む粒子状の形態の合金を供給するステップと、
   基材を供給するステップと、
   前記基材上に前記合金の１つ以上の層を、前記合金を溶融状態に溶融し、冷却して凝固した層を形成することによって適用するステップであって、前記固体層のそれぞれが、形成された状態で５．０〜２００．０ミクロンの厚みを有する、ステップと、
   任意に、自立金属部品を形成するために前記基材を除去するステップであって、前記１つ以上の固体層が９００〜１８００ＨＶの範囲の硬度を示す、ステップと、
   を備える、方法。
2. 前記合金が、
   （ａ）０．１ミクロン〜１０．０ミクロンのサイズのボロカーバイド及びカーバイド；及び
   （ｂ）０．１ミクロン〜１０．０ミクロンの結晶粒サイズ
   を有することを特徴とする請求項１に記載の方法。
3. 前記合金が、Ｆｅ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ及びＣを備え、Ｍｏは０．１重量％〜１１．０重量％のレベルで存在し、Ｓｉは０．１重量％〜２．０重量％のレベルで存在し、Ｗは０．１重量％〜７．０重量％のレベルで存在することを特徴とする請求項１に記載の方法。
4. 前記合金が、Ｆｅ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＣを備え、Ｎｂは０．１重量％〜４．５重量％のレベルで存在することを特徴とする請求項１に記載の方法。
5. 前記合金が、Ｆｅ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣを備え、Ｍｏは０．１重量％〜１１．０重量％のレベルで存在することを特徴とする請求項１に記載の方法。
6. 前記粒子状の形態は、５．０ミクロン〜７５．０ミクロンの範囲の直径を有する粒子を備えることを特徴とする請求項１に記載の方法。
7. 前記基材は所定の熱膨張係数を有し、前記金属合金は所定の熱膨張係数を有し、前記基材と、前記合金と、の熱膨張係数は、２μｍ／ｍ・℃未満の差を有することを特徴とする請求項１に記載の方法。
8. 複数の層が前記基材に適用され、それぞれの層は適用された溶融した層に対して凝固し、下層を形成し、溶融した層の温度は、９００℃〜２０００℃の範囲にあり、固体の前記下層の温度は２５℃〜１４００℃であることを特徴とする請求項１に記載の方法。
9. 前記基材は、自立金属部品を形成する前記１つ以上の層から除去されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
10. 複数の層が前記基材に適用され、凝固した状態の前記複数の層の厚みは、５．０ミクロン〜５０．０ｍｍの範囲にあることを特徴とする請求項１に記載の方法。
11. 前記部品は所定の体積を有し、前記部品の前記体積の９５％以上が金属領域を備え、残りはボイドを備えることを特徴とする請求項１に記載の方法。
12. 前記部品は所定の体積を有し、前記部品の前記体積の９７％以上が金属領域を備え、残りはボイドを備えることを特徴とする請求項１に記載の方法。
13. 前記部品は所定の体積を有し、前記部品の前記体積の９９％〜１００％が金属領域を備えることを特徴とする請求項１に記載の方法。
14. 前記１つ以上の層は、２４．０ｍｍ^３＋／−５．０ｍｍ^３の、ＡＳＴＭ Ｇ６５−１０ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａ （２０１０）による耐摩耗性を有することを特徴とする請求項１に記載の方法。
15. 前記金属部品は、ポンプ、弁、又はベアリングを備えることを特徴とする請求項１に記載の方法。