JP2021085051A - Powder for high rigidity low thermal expansion alloy - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、剛性が高く、かつ熱膨張しにくい合金のための粉末に関する。 The present invention relates to powders for alloys that have high rigidity and are resistant to thermal expansion.
鉄鋼材料は、安価である。さらに鉄鋼材料は、量産可能である。従って、鉄鋼材料は、各種構造部材に広く使用されている。鉄鋼材料の組成に関する種々の提案が、なされている。 Steel materials are inexpensive. Furthermore, steel materials can be mass-produced. Therefore, steel materials are widely used for various structural members. Various proposals have been made regarding the composition of steel materials.
特開２０１６−１０２２６２公報には、鉄合金からなるマトリックスと、このマトリックスに分散する高剛性粒子とを含む焼結合金が開示されている。特開２００４−３５９４８公報には、鉄基合金のマトリックスと、このマトリックスに分散するセラミックス粒子とを含む高強度高剛性鋼が開示されている。 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2016-102262 discloses a sintered alloy containing a matrix made of an iron alloy and high-rigidity particles dispersed in the matrix. Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-35948 discloses a high-strength, high-rigidity steel containing a matrix of iron-based alloys and ceramic particles dispersed in the matrix.
熱膨張係数が小さい合金として、インバー（米国登録商標）、スーパーインバー、コバール（米国登録商標）等が知られている。なかでもコバール（Ｆｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ合金）は、高温環境下での熱膨張係数が小さいとの特性を有する。従って、Ｆｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ合金は、高温での熱変形を嫌う用途に適している。 Invar (US registered trademark), Super Invar, Kovar (US registered trademark) and the like are known as alloys having a small coefficient of thermal expansion. Among them, Kovar (Fe-29% Ni-17% Co alloy) has a characteristic that the coefficient of thermal expansion in a high temperature environment is small. Therefore, the Fe-29% Ni-17% Co alloy is suitable for applications that dislike thermal deformation at high temperatures.
従来のＦｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ合金のヤング率は、低い。ヤング率を高める有効な手段は、現時点では確率されていない。従って、高剛性が要求される分野には、この合金は不向きである。 The Young's modulus of the conventional Fe-29% Ni-17% Co alloy is low. No effective means of increasing Young's modulus has been established at this time. Therefore, this alloy is not suitable for fields where high rigidity is required.
本発明の目的は、低熱膨張性及び高剛性に優れた成形体が得られうる粉末の提供にある。 An object of the present invention is to provide a powder capable of obtaining a molded product having excellent low thermal expansion and high rigidity.
本発明に係る高剛性低熱膨張合金用の粉末は、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との混合物である。この第一粉末Ｐ１の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、
（１）２７質量％以上３３質量％以下のＮｉ
（２）１２質量％以上１８質量％以下のＣｏ
（３）０．００質量％以上０．０５質量％以下のＣ
（４）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＳｉ
（５）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＭｎ
及び
（６）０．００質量％以上０．５０質量％以下のＣｒ
を含む。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。第二粉末Ｐ２は、セラミックス粉末である。第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の合計量に対する、第二粉末Ｐ２の量の比率は、５体積％以上３０体積％以下である。
The powder for a high-rigidity low thermal expansion alloy according to the present invention is a mixture of a first powder P1 and a second powder P2. The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy. This Fe-based alloy is
(1) Ni of 27% by mass or more and 33% by mass or less
(2) Co of 12% by mass or more and 18% by mass or less
(3) C of 0.00% by mass or more and 0.05% by mass or less
(4) Si of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
(5) Mn of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
And (6) Cr of 0.00% by mass or more and 0.50% by mass or less
including. The balance is Fe and unavoidable impurities. The second powder P2 is a ceramic powder. The ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is 5% by volume or more and 30% by volume or less.
好ましくは、第二粉末Ｐ２は、酸化物粉末、炭化物粉末、ホウ化物粉末及び窒化物粉末からなる群から選択された１種又は２種以上である。 Preferably, the second powder P2 is one or more selected from the group consisting of oxide powder, carbide powder, boride powder and nitride powder.
好ましくは、第二粉末Ｐ２は、ＳｉＯ２粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末、Ｙ２Ｏ３粉末、ＷＣ粉末、ＴｉＢ２粉末及びＷＢ粉末からなる群から選択された１種又は２種以上である。 Preferably, the second powder P2 is one or more selected from the group consisting of SiO 2 powder, Al 2 O 3 powder, Y 2 O 3 powder, WC powder, TiB 2 powder and WB powder.
好ましくは、高剛性低熱膨張合金用の粉末の、平均粒子径Ｄ５０とタップ密度ＴＤとの比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下である。 Preferably, the ratio of the average particle size D 50 to the tap density TD (D 50 / TD) of the powder for the high-rigidity low thermal expansion alloy is 0.2 or more and 20 or less.
好ましくは、第一粉末Ｐ１の平均粒子径Ｄ５０１と、第二粉末Ｐ２の平均粒子径Ｄ５０２との比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）は、０．４以上３０００以下である。 Preferably, the average particle diameter D 50 1 of the first powder P1, the ratio between the average particle diameter D 50 2 of the second powder P2 (D 50 1 / D 50 2) is 0.4 to 3,000.
他の観点によれば、本発明に係る高剛性低熱膨張合金は、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との混合物から得られる。この第一粉末Ｐ１の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、
（１）２７質量％以上３３質量％以下のＮｉ
（２）１２質量％以上１８質量％以下のＣｏ
（３）０．００質量％以上０．０５質量％以下のＣ
（４）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＳｉ
（５）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＭｎ
及び
（６）０．００質量％以上０．５０質量％以下のＣｒ
を含む。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。第二粉末Ｐ２は、セラミックス粉末である。第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の合計量に対する、第二粉末Ｐ２の量の比率は、５体積％以上３０体積％以下である。この合金の線熱膨張係数は、３．０×１０−６／℃以上６．０×１０−６／℃以下である。この合金のヤング率は、１４０ＧＰａ以上である。
According to another aspect, the high rigidity low thermal expansion alloy according to the present invention is obtained from a mixture of the first powder P1 and the second powder P2. The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy. This Fe-based alloy is
(1) Ni of 27% by mass or more and 33% by mass or less
(2) Co of 12% by mass or more and 18% by mass or less
(3) C of 0.00% by mass or more and 0.05% by mass or less
(4) Si of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
(5) Mn of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
And (6) Cr of 0.00% by mass or more and 0.50% by mass or less
including. The balance is Fe and unavoidable impurities. The second powder P2 is a ceramic powder. The ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is 5% by volume or more and 30% by volume or less. The coefficient of linear thermal expansion of this alloy is 3.0 × 10-6 / ° C. or higher and 6.0 × 10-6 / ° C. or lower. The Young's modulus of this alloy is 140 GPa or more.
さらに他の観点によれば、本発明に係る高剛性低熱膨張成形体は、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との混合物から得られる。この第一粉末Ｐ１の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、
（１）２７質量％以上３３質量％以下のＮｉ
（２）１２質量％以上１８質量％以下のＣｏ
（３）０．００質量％以上０．０５質量％以下のＣ
（４）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＳｉ
（５）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＭｎ
及び
（６）０．００質量％以上０．５０質量％以下のＣｒ
を含む。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。第二粉末Ｐ２は、セラミックス粉末である。第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の合計量に対する、第二粉末Ｐ２の量の比率は、５体積％以上３０体積％以下である。この成形体の線熱膨張係数は、３．０×１０−６／℃以上６．０×１０−６／℃以下である。この成形体のヤング率は、１４０ＧＰａ以上である。
According to still another aspect, the high-rigidity, low-thermal expansion molded article according to the present invention is obtained from a mixture of the first powder P1 and the second powder P2. The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy. This Fe-based alloy is
(1) Ni of 27% by mass or more and 33% by mass or less
(2) Co of 12% by mass or more and 18% by mass or less
(3) C of 0.00% by mass or more and 0.05% by mass or less
(4) Si of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
(5) Mn of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
And (6) Cr of 0.00% by mass or more and 0.50% by mass or less
including. The balance is Fe and unavoidable impurities. The second powder P2 is a ceramic powder. The ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is 5% by volume or more and 30% by volume or less. The coefficient of linear thermal expansion of this molded product is 3.0 × 10-6 / ° C. or higher and 6.0 × 10-6 / ° C. or lower. The Young's modulus of this molded product is 140 GPa or more.
本発明に係る高剛性低熱膨張合金用の粉末Ｐが加熱されて成形体が得られても、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との反応は、ほとんど生じない。この成形体は、第二粉末Ｐ２に由来する微細セラミックスが、第一粉末Ｐ１に由来するマトリックスに分散した組織を有する。この成形体では、マトリックスが低熱膨張性に寄与する。この成形体では、微細セラミックスが高剛性に寄与する。 Even if the powder P for the high-rigidity low thermal expansion alloy according to the present invention is heated to obtain a molded product, the reaction between the first powder P1 and the second powder P2 hardly occurs. This molded product has a structure in which fine ceramics derived from the second powder P2 are dispersed in a matrix derived from the first powder P1. In this molded product, the matrix contributes to low thermal expansion. In this molded body, fine ceramics contribute to high rigidity.
本発明に係る高剛性低熱膨張合金用の粉末Ｐは、多数の粒子の集合である。この粉末Ｐは、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との混合物である。第一粉末Ｐ１は、多数の粒子の集合である。第二粉末Ｐ２は、多数の粒子の集合である。粉末Ｐが、第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２以外の成分を含有してもよい。この粉末Ｐを原料として、その材質が高剛性低熱膨張合金である成形体が得られる。 The powder P for a high-rigidity low thermal expansion alloy according to the present invention is an aggregate of a large number of particles. This powder P is a mixture of the first powder P1 and the second powder P2. The first powder P1 is an aggregate of a large number of particles. The second powder P2 is an aggregate of a large number of particles. The powder P may contain components other than the first powder P1 and the second powder P2. Using this powder P as a raw material, a molded product whose material is a high-rigidity, low-thermal expansion alloy can be obtained.
［第一粉末Ｐ１］
第一粉末Ｐ１の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、
Ｎｉ：２７質量％以上３３質量％以下
及び
Ｃｏ：１２質量％以上１８質量％以下
を含有する。この合金は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの内の１種又は２種以上を含みうる。好ましくは、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは、それぞれ、不可避的不純物として、Ｆｅ基合金に含まれうる。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒのそれぞれが、Ｆｅ基合金に添加されてもよい。このＦｅ合金は、いわゆるコバール（登録商標）である。
[First powder P1]
The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy. This Fe-based alloy is
Ni: 27% by mass or more and 33% by mass or less and Co: 12% by mass or more and 18% by mass or less. This alloy may contain one or more of C, Si, Mn and Cr. Preferably, the balance is Fe and unavoidable impurities. C, Si, Mn and Cr can be contained in the Fe-based alloy as unavoidable impurities, respectively. Each of C, Si, Mn and Cr may be added to the Fe-based alloy. This Fe alloy is a so-called Kovar®.
第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃを含みＳｉ、Ｍｎ及びＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｓｉを含みＣ、Ｍｎ及びＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｍｎを含みＣ、Ｓｉ及びＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃｒを含みＣ、Ｓｉ及びＭｎを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。 The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C and substantially free of Si, Mn and Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Si and substantially free of C, Mn and Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Mn and substantially free of C, Si and Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Cr and substantially free of C, Si and Mn.
第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ及びＳｉを含みＭｎ及びＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ及びＭｎを含みＳｉ及びＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ及びＣｒを含みＳｉ及びＭｎを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｓｉ及びＭｎを含みＣ及びＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｓｉ及びＣｒを含みＣ及びＭｎを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｍｎ及びＣｒを含みＣ及びＳｉを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。 The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C and Si and substantially free of Mn and Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C and Mn and substantially free of Si and Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C and Cr and substantially free of Si and Mn. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Si and Mn and substantially free of C and Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Si and Cr and substantially free of C and Mn. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Mn and Cr and substantially free of C and Si.
第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎを含みＣｒを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ、Ｓｉ及びＣｒを含みＭｎを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒを含みＳｉを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。第一粉末Ｐ１の材質が、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを含みＣを実質的に含まないＦｅ基合金であってもよい。 The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C, Si and Mn and substantially free of Cr. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C, Si and Cr and substantially free of Mn. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C, Mn and Cr and substantially free of Si. The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing Si, Mn and Cr and substantially free of C.
第一粉末Ｐ１の材質が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを含むＦｅ基合金であってもよい。 The material of the first powder P1 may be an Fe-based alloy containing C, Si, Mn and Cr.
このＦｅ基合金における各元素の役割が、以下説明される。 The role of each element in this Fe-based alloy will be described below.
［ニッケル（Ｎｉ）］
Ｎｉは、Ｆｅと結合する。この結合は、磁気変態点以下の温度にて自発磁化歪みを発生させる。この歪みは、体積歪みを伴う。この歪みが、格子振動による熱膨張及び熱収縮を、打ち消す。このメカニズムにより、成形体が、低熱膨張という特性を発揮する。低熱膨張性の観点から、Ｎｉの含有率は２７質量％以上３３質量％以下が好ましく、２８質量％以上３０質量％以下が特に好ましい。
[Nickel (Ni)]
Ni bonds with Fe. This coupling causes spontaneous magnetization strain at a temperature below the magnetic transformation point. This distortion is accompanied by volumetric distortion. This distortion cancels the thermal expansion and contraction due to lattice vibration. By this mechanism, the molded product exhibits the characteristic of low thermal expansion. From the viewpoint of low thermal expansion, the Ni content is preferably 27% by mass or more and 33% by mass or less, and particularly preferably 28% by mass or more and 30% by mass or less.
［コバルト（Ｃｏ）］
Ｃｏは、Ｆｅ及びＮｉと結合する。この結合は、磁気変態点以下の温度にて自発磁化歪みを発生させる。この歪みは、体積歪みを伴う。この歪みが、格子振動による熱膨張及び熱収縮を、打ち消す。このメカニズムにより、成形体が、低熱膨張という特性を発揮する。特に、高温環境下において、この成形体が低熱膨張という特性を発揮する。低熱膨張性の観点から、Ｃｏの含有率は１２質量％以上１８質量％以下が好ましく、１５質量％以上１８質量％以下が特に好ましい。
[Cobalt (Co)]
Co binds to Fe and Ni. This coupling causes spontaneous magnetization strain at a temperature below the magnetic transformation point. This distortion is accompanied by volumetric distortion. This distortion cancels the thermal expansion and contraction due to lattice vibration. By this mechanism, the molded product exhibits the characteristic of low thermal expansion. In particular, in a high temperature environment, this molded product exhibits a characteristic of low thermal expansion. From the viewpoint of low thermal expansion, the Co content is preferably 12% by mass or more and 18% by mass or less, and particularly preferably 15% by mass or more and 18% by mass or less.
［炭素（Ｃ）］
Ｃは、Ｆｅのγ相に侵入する。この侵入により、Ｆｅの格子が歪み、成形体の低熱膨張性が阻害される。低熱膨張性の観点から、Ｃの含有率は０．０５質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下が特に好ましい。低熱膨張性の観点から理想的なＣの含有率は、ゼロである。このＦｅ基合金には、０．０１質量％程度のＣが、不可避的不純物として含まれうる。なお、溶解・精錬工程を経て得られるＦｅ基合金では、０．００１質量％未満であるＣの含有率の達成は、容易ではない。
[Carbon (C)]
C invades the γ phase of Fe. Due to this intrusion, the lattice of Fe is distorted and the low thermal expansion property of the molded product is hindered. From the viewpoint of low thermal expansion, the C content is preferably 0.05% by mass or less, and particularly preferably 0.03% by mass or less. The ideal C content from the viewpoint of low thermal expansion is zero. This Fe-based alloy may contain about 0.01% by mass of C as an unavoidable impurity. In the Fe-based alloy obtained through the melting and refining steps, it is not easy to achieve the C content of less than 0.001% by mass.
［ケイ素（Ｓｉ）］
Ｓｉは、Ｆｅのγ相に侵入する。この侵入により、Ｆｅの格子が歪み、成形体の低熱膨張性が阻害される。低熱膨張性の観点から、Ｓｉの含有率は０．３０質量％以下が好ましく、０．２０質量％以下がより好ましく、０．１５質量％以下が特に好ましい。低熱膨張性の観点から理想的なＳｉの含有率は、ゼロである。このＦｅ基合金には、０．００５質量％程度のＳｉが、不可避的不純物として含まれうる。なおＳｉは、溶解・精錬工程における脱酸に寄与しうる。この観点からは、Ｓｉの含有率は０．０１質量％以上が好ましい。
[Silicon (Si)]
Si invades the γ phase of Fe. Due to this intrusion, the lattice of Fe is distorted and the low thermal expansion property of the molded product is hindered. From the viewpoint of low thermal expansion, the Si content is preferably 0.30% by mass or less, more preferably 0.20% by mass or less, and particularly preferably 0.15% by mass or less. The ideal Si content from the viewpoint of low thermal expansion is zero. This Fe-based alloy may contain about 0.005% by mass of Si as an unavoidable impurity. Si can contribute to deoxidation in the dissolution / refining process. From this viewpoint, the Si content is preferably 0.01% by mass or more.
［マンガン（Ｍｎ）］
Ｍｎは、Ｆｅのγ相に侵入する。この侵入により、Ｆｅの格子が歪み、成形体の低熱膨張性が阻害される。低熱膨張性の観点から、Ｍｎの含有率は０．３０質量％以下が好ましく、０．２０質量％以下がより好ましく、０．１５質量％以下が特に好ましい。低熱膨張性の観点から理想的なＭｎの含有率は、ゼロである。このＦｅ基合金には、０．０１質量％程度のＭｎが、不可避的不純物として含まれうる。なおＭｎは、成形体のヤング率を高めうる。ヤング率の観点からは、Ｍｎの含有率は０．０２質量％以上が好ましい。
[Manganese (Mn)]
Mn invades the γ phase of Fe. Due to this intrusion, the lattice of Fe is distorted and the low thermal expansion property of the molded product is hindered. From the viewpoint of low thermal expansion, the Mn content is preferably 0.30% by mass or less, more preferably 0.20% by mass or less, and particularly preferably 0.15% by mass or less. The ideal Mn content from the viewpoint of low thermal expansion is zero. This Fe-based alloy may contain about 0.01% by mass of Mn as an unavoidable impurity. Mn can increase the Young's modulus of the molded product. From the viewpoint of Young's modulus, the Mn content is preferably 0.02% by mass or more.
［クロム（Ｃｒ）］
Ｃｒは、Ｆｅのγ相に侵入する。この侵入により、Ｆｅの格子が歪み、成形体の低熱膨張性が阻害される。低熱膨張性の観点から、Ｃｒの含有率は０．５０質量％以下が好ましく、０．４０質量％以下がより好ましく、０．３５質量％以下が特に好ましい。低熱膨張性の観点から理想的なＣｒの含有率は、ゼロである。このＦｅ基合金には、０．０１質量％程度のＣｒが、不可避的不純物として含まれうる。なおＣｒは、成形体のヤング率を高めうる。ヤング率の観点からは、Ｃｒの含有率は０．０２質量％以上が好ましい。
[Chromium (Cr)]
Cr invades the γ phase of Fe. Due to this intrusion, the lattice of Fe is distorted and the low thermal expansion property of the molded product is hindered. From the viewpoint of low thermal expansion, the Cr content is preferably 0.50% by mass or less, more preferably 0.40% by mass or less, and particularly preferably 0.35% by mass or less. The ideal Cr content from the viewpoint of low thermal expansion is zero. This Fe-based alloy may contain about 0.01% by mass of Cr as an unavoidable impurity. Cr can increase the Young's modulus of the molded product. From the viewpoint of Young's modulus, the Cr content is preferably 0.02% by mass or more.
［第二粉末Ｐ２］
第二粉末Ｐ２は、セラミックス粉末である。本発明に係る粉末Ｐから、焼結、積層造形等の工程を経て、成形体が得られる。これらの工程では、粉末Ｐが加熱される。この加熱によっても、第二粉末Ｐ２は、第一粉末Ｐ１との化学的な反応をほとんど起こさない。成形体において、第二粉末Ｐ２に由来する微細セラミックスが、第一粉末Ｐ１に由来するマトリックスの粒界に分散する。この成形体の組織は、析出強化組織に類似する。この成形体では、微細セラミックスが塑性変形を抑制する。この成形体は、高剛性である。この成形体では、析出相がほとんど存在しないので剛性に劣るという、Ｆｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ合金の欠点を、微細セラミックスが補う。
[Second powder P2]
The second powder P2 is a ceramic powder. From the powder P according to the present invention, a molded product can be obtained through steps such as sintering and laminated molding. In these steps, the powder P is heated. Even with this heating, the second powder P2 hardly causes a chemical reaction with the first powder P1. In the molded product, the fine ceramics derived from the second powder P2 are dispersed in the grain boundaries of the matrix derived from the first powder P1. The structure of this molded body is similar to the precipitation strengthening structure. In this molded body, fine ceramics suppress plastic deformation. This molded body has high rigidity. In this molded product, the fine ceramics compensate for the drawback of the Fe-29% Ni-17% Co alloy, which is inferior in rigidity because there is almost no precipitated phase.
第二粉末Ｐ２は、第一粉末Ｐ１との反応性が高い化合物を含有しない。好ましいセラミックス粉末は、酸化物粉末、炭化物粉末、ホウ化物粉末又は窒化物粉末である。好ましいセラミックス粉末の具体例として、ＳｉＯ２粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末、Ｙ２Ｏ３粉末、ＷＣ粉末、ＴｉＢ２粉末及びＷＢ粉末が例示される。２種以上のセラミックス粉末が、併用されてもよい。 The second powder P2 does not contain a compound having high reactivity with the first powder P1. Preferred ceramic powders are oxide powders, carbide powders, boride powders or nitride powders. Specific examples of preferable ceramic powders include SiO 2 powder, Al 2 O 3 powder, Y 2 O 3 powder, WC powder, TiB 2 powder and WB powder. Two or more kinds of ceramic powders may be used in combination.
［第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との混合比］
第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の合計量に対する、第二粉末Ｐ２の量の比率は、５体積％以上３０体積％以下が好ましい。この比率が５体積％以上である粉末Ｐにより、十分な量の微細セラミックスが分散した成形体が得られる。この成形体は、高剛性である。この観点から、この比率は７体積％以上がより好ましく、１０体積％以上が特に好ましい。この比率が３０体積％以下である粉末Ｐにより、セラミックス同士の凝集が抑制される。この成形体は、高剛性である。この観点から、この比率は２０体積％以下がより好ましく、１５体積％以下が特に好ましい。
[Mixing ratio of first powder P1 and second powder P2]
The ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is preferably 5% by volume or more and 30% by volume or less. The powder P having this ratio of 5% by volume or more provides a molded product in which a sufficient amount of fine ceramics is dispersed. This molded body has high rigidity. From this viewpoint, this ratio is more preferably 7% by volume or more, and particularly preferably 10% by volume or more. The powder P having this ratio of 30% by volume or less suppresses the aggregation of the ceramics. This molded body has high rigidity. From this point of view, this ratio is more preferably 20% by volume or less, and particularly preferably 15% by volume or less.
第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の合計量に対する第二粉末Ｐ２の量の比率が、Ｘ体積％である粉末Ｐでは、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２との体積比は、（（１００−Ｘ）：Ｘ）である。Ｆｅ基合金及びセラミックスの密度が用いられ、上記体積比に基づき、質量比が算出される。この質量比に基づき、第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２とが混合される。算出に用いられる密度の一例が、以下に示される。
Ｆｅ基合金：８．２４ｇ／ｃｍ３
ＳｉＯ２：２．２０ｇ／ｃｍ３
Ａｌ２Ｏ３：３．９５ｇ／ｃｍ３
Ｙ２Ｏ３：５．０１ｇ／ｃｍ３
ＷＣ：１５．６３ｇ／ｃｍ３
ＴｉＢ２：４．５２ｇ／ｃｍ３
ＷＢ：１５．７３ｇ／ｃｍ３
ＺｒＯ２：５．６８ｇ／ｃｍ３
ＡｌＮ：３．２６ｇ／ｃｍ３
Ｓｉ３Ｎ４：３．１７ｇ／ｃｍ３
Ｂ４Ｃ：２．５２ｇ／ｃｍ３
ＳｉＣ：３．２１ｇ／ｃｍ３
ＺｒＢ２：６．０８ｇ／ｃｍ３
In the powder P in which the ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is X% by volume, the volume ratio of the first powder P1 and the second powder P2 is ((100). -X): X). The densities of Fe-based alloys and ceramics are used, and the mass ratio is calculated based on the above volume ratio. Based on this mass ratio, the first powder P1 and the second powder P2 are mixed. An example of the density used in the calculation is shown below.
Fe-based alloy: 8.24 g / cm 3
SiO 2 : 2.20 g / cm 3
Al 2 O 3 : 3.95 g / cm 3
Y 2 O 3 : 5.01 g / cm 3
WC: 15.63 g / cm 3
TiB 2 : 4.52 g / cm 3
WB: 15.73 g / cm 3
ZrO 2 : 5.68 g / cm 3
AlN: 3.26 g / cm 3
Si 3 N 4 : 3.17 g / cm 3
B 4 C: 2.52 g / cm 3
SiC: 3.21 g / cm 3
ZrB 2 : 6.08 g / cm 3
本実施形態では、粉末Ｐは、第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２のみを含有する。従って、第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の合計量の、粉末Ｐの量に対する比率は、１００体積％である。この比率は８０体積％以上が好ましく、９０体積％以上がより好ましく、９５体積％以上が特に好ましい。理想的な比率は、１００体積％である。 In this embodiment, the powder P contains only the first powder P1 and the second powder P2. Therefore, the ratio of the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 to the amount of the powder P is 100% by volume. This ratio is preferably 80% by volume or more, more preferably 90% by volume or more, and particularly preferably 95% by volume or more. The ideal ratio is 100% by volume.
［比（Ｄ５０／ＴＤ）］
粉末Ｐにおける平均粒子径Ｄ５０とタップ密度ＴＤとの比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下が好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が０．２以上である粉末Ｐは、流動性に優れる。この粉末Ｐから、高密度な成形体が得られうる。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は１．０以上がより好ましく、２．０以上が特に好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が２０以下である粉末Ｐは、焼結、積層造形等の工程における、粒子の溶融性に優れる。この粉末Ｐから、欠陥の少ない成形体が得られうる。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は１６以下がより好ましく、１３以下が特に好ましい。
[Ratio (D 50 / TD)]
The ratio (D 50 / TD) of the average particle size D 50 and the tap density TD in the powder P is preferably 0.2 or more and 20 or less. The powder P having a ratio (D 50 / TD) of 0.2 or more is excellent in fluidity. From this powder P, a high-density molded product can be obtained. From this point of view, the ratio (D 50 / TD) is more preferably 1.0 or more, and particularly preferably 2.0 or more. The powder P having a ratio (D 50 / TD) of 20 or less is excellent in the meltability of particles in processes such as sintering and laminated molding. From this powder P, a molded product having few defects can be obtained. From this point of view, the ratio (D 50 / TD) is more preferably 16 or less, and particularly preferably 13 or less.
平均粒子径Ｄ５０は、５μｍ以上２００μｍ以下が好ましい。平均粒子径Ｄ５０がこの範囲内である粉末Ｐから、高品質な成形体が得られうる。この観点から、平均粒子径Ｄ５０は１０μｍ以上１５０μｍ以下がより好ましく、１５μｍ以上１２０μｍ以下が特に好ましい。 The average particle size D 50 is preferably 5 μm or more and 200 μm or less. A high-quality molded product can be obtained from the powder P having an average particle diameter D 50 within this range. From this viewpoint, the average particle size D 50 is more preferably 10 μm or more and 150 μm or less, and particularly preferably 15 μm or more and 120 μm or less.
平均粒子径Ｄ５０は、粉末Ｐの全体積が１００％とされて累積カーブが求められたとき、その累積カーブが５０％となる点の粒子径である。粒子径は、日機装社のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」により測定されうる。この装置のセル内に、粉末Ｐが純水と共に流し込まれ、粒子の光散乱情報に基づいて、粒径が検出される。 The average particle size D 50 is the particle size at the point where the cumulative curve is 50% when the total volume of the powder P is 100% and the cumulative curve is obtained. The particle size can be measured by a laser diffraction / scattering type particle size distribution measuring device "Microtrack MT3000" manufactured by Nikkiso. Powder P is poured into the cell of this device together with pure water, and the particle size is detected based on the light scattering information of the particles.
タップ密度ＴＤは、０．２５Ｍｇ／ｍ３以上１０００Ｍｇ／ｍ３以下が好ましい。タップ密度ＴＤがこの範囲内である粉末Ｐから、高品質な成形体が得られうる。この観点から、タップ密度ＴＤは０．６Ｍｇ／ｍ３以上１５０Ｍｇ／ｍ３以下がより好ましく、１．０Ｍｇ／ｍ３以上６０Ｍｇ／ｍ３以下が特に好ましい。 The tap density TD is preferably 0.25 Mg / m 3 or more and 1000 Mg / m 3 or less. A high-quality molded product can be obtained from the powder P having a tap density TD within this range. In this respect, the tap density TD is more preferably 0.6 mg / m 3 or more 150 mg / m 3 or less, particularly preferably 1.0 Mg / m 3 or higher 60 mg / m 3 or less.
タップ密度ＴＤは、「ＪＩＳ Ｚ ２５１２」の規定に準拠して測定される。測定では、約５０ｇの粉末Ｐが、容積１００ｃｍ３のシリンダーに充填される。測定条件は、以下の通りである。
落下高さ：１０ｍｍ
タップ回数：２００
The tap density TD is measured in accordance with the provisions of "JIS Z 2512". In the measurement, about 50 g of powder P is filled in a cylinder having a volume of 100 cm 3. The measurement conditions are as follows.
Drop height: 10 mm
Number of taps: 200
［比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）］
粉末Ｐにおける、第一粉末Ｐ１の平均粒子径Ｄ５０１と、第二粉末Ｐ２の平均粒子径Ｄ５０２との比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）は、０．４以上３０００以下が好ましい。比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）が０．４以上である粉末Ｐから、高剛性な成形体が得られうる。この観点から、比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）は１．０以上がより好ましく、２．０以上が特に好ましい。比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）が３０００以下である粉末Ｐから、欠陥の少ない成形体が得られうる。この観点から、比（Ｄ５０１／Ｄ５０２）は２５００以下がより好ましく、１０以下が特に好ましい。
[Ratio (D 50 1 / D 502 )]
In the powder P, a mean particle diameter D 50 1 of the first powder P1, the ratio between the average particle diameter D 50 2 of the second powder P2 (D 50 1 / D 50 2) is preferably 0.4 to 3000 .. A highly rigid molded product can be obtained from the powder P having a ratio (D 50 1 / D 502) of 0.4 or more. From this point of view, the ratio (D 50 1 / D 502 ) is more preferably 1.0 or more, and particularly preferably 2.0 or more. From the powder P having a ratio (D 50 1 / D 502 ) of 3000 or less, a molded product having few defects can be obtained. From this point of view, the ratio (D 50 1 / D 502 ) is more preferably 2500 or less, and particularly preferably 10 or less.
平均粒子径Ｄ５０１は、平均粒子径Ｄ５０と同様の方法で、測定されうる。平均粒子径Ｄ５０２は、平均粒子径Ｄ５０と同様の方法で、測定されうる。 The average particle size D 501 can be measured in the same manner as the average particle size D 50. The average particle size D 502 can be measured in the same manner as the average particle size D 50.
［第一粉末Ｐ１の製造］
第一粉末Ｐ１の製造方法として、水アトマイズ法、単ロール急冷法、双ロール急冷法、ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法及び遠心アトマイズ法が例示される。好ましい製造方法は、単ロール冷却法、ガスアトマイズ法及びディスクアトマイズ法である。粉末に、メカニカルミリング等が施されてもよい。ミリング方法として、ボールミル法、ビーズミル法、遊星ボールミル法、アトライタ法及び振動ボールミル法が例示される。
[Manufacturing of first powder P1]
Examples of the method for producing the first powder P1 include a water atomizing method, a single roll quenching method, a double roll quenching method, a gas atomizing method, a disc atomizing method and a centrifugal atomizing method. Preferred production methods are a single roll cooling method, a gas atomizing method and a disc atomizing method. The powder may be subjected to mechanical milling or the like. Examples of the milling method include a ball mill method, a bead mill method, a planetary ball mill method, an attritor method, and a vibration ball mill method.
［第二粉末Ｐ２の製造］
第二粉末Ｐ２の製造方法として、第一粉末Ｐ１の製造方法と同様、水アトマイズ法、単ロール急冷法、双ロール急冷法、ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法及び遠心アトマイズ法が例示される。ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３及びＹ２Ｏ３の好ましい製造反応として、溶融粉砕法、焼結粉砕法及び造粒焼結法が例示される。ＷＣの好ましい製造反応として、炭化法が例示される。ＴｉＢ２及びＷＢの好ましい製造反応として、ホウ化反応が例示される。粉末に、メカニカルミリング等が施されてもよい。ミリング方法として、ボールミル法、ビーズミル法、遊星ボールミル法、アトライタ法及び振動ボールミル法が例示される。
[Manufacturing of second powder P2]
Examples of the method for producing the second powder P2 include a water atomizing method, a single roll quenching method, a double roll quenching method, a gas atomizing method, a disc atomizing method, and a centrifugal atomizing method, as in the manufacturing method of the first powder P1. Examples of preferable production reactions of SiO 2 , Al 2 O 3 and Y 2 O 3 include a melt pulverization method, a sintering pulverization method, and a granulation sintering method. A carbonization method is exemplified as a preferable production reaction of WC. A boring reaction is exemplified as a preferable production reaction of TiB 2 and WB. The powder may be subjected to mechanical milling or the like. Examples of the milling method include a ball mill method, a bead mill method, a planetary ball mill method, an attritor method, and a vibration ball mill method.
［粉末Ｐの製造］
粉末Ｐは、第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２の混合によって得られる。混合には、既知の撹拌法が採用されうる。混合に先立ち、第一粉末Ｐ１及び第二粉末Ｐ２のそれぞれに分級が施されてもよい。混合後の粉末に、分級が施されてもよい。
[Manufacturing of powder P]
The powder P is obtained by mixing the first powder P1 and the second powder P2. A known stirring method can be adopted for mixing. Prior to mixing, each of the first powder P1 and the second powder P2 may be classified. The mixed powder may be classified.
［焼結］
成形体の典型的な製造方法は、焼結である。焼結では、粉末Ｐが高温下で加圧される。既知の種々の焼結方法が、採用されうる。典型的な焼結方法は、熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）である。ＨＩＰの好ましい圧力は、５０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下である。ＨＩＰの好ましい温度は、１０００℃以上１４００℃以下である。
[Sintering]
A typical method for producing a molded product is sintering. In sintering, the powder P is pressurized at a high temperature. Various known sintering methods can be employed. A typical sintering method is a hot isotropic press (HIP). The preferable pressure of HIP is 50 MPa or more and 300 MPa or less. The preferred temperature of HIP is 1000 ° C. or higher and 1400 ° C. or lower.
［積層造形法］
成形体の、他の典型的な製造方法は、三次元積層造形法（ＡＭ）である。この三次元積層造形法には、３Ｄプリンターが使用されうる。この積層造形法では、敷き詰められた粉末Ｐに、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に加熱され、急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、粉末Ｐの一部に、選択的になされる。粉末Ｐの、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
[Additive manufacturing method]
Another typical method for producing a molded product is a three-dimensional additive manufacturing method (AM). A 3D printer can be used for this three-dimensional additive manufacturing method. In this additive manufacturing method, the spread powder P is irradiated with a laser beam or an electron beam. Irradiation causes the particles to heat up rapidly and melt rapidly. The particles then rapidly solidify. By this melting and solidification, the particles are bonded to each other. Irradiation is selectively applied to a part of the powder P. The unirradiated portion of the powder P does not melt. A binding layer is formed only in the irradiated portion.
結合層の上に、さらに粉末Ｐが敷き詰められる。この粉末Ｐに、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粉末Ｐ中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。 Powder P is further spread on the binding layer. The powder P is irradiated with a laser beam or an electron beam. Irradiation causes the particles to melt rapidly. The particles then rapidly solidify. By this melting and solidification, the particles in the powder P are bonded to each other to form a new bonding layer. The new bond layer is also bonded to the existing bond layer.
照射による結合が繰り返されることにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する成形体が得られる。 By repeating the bonding by irradiation, the aggregate of the bonding layer gradually grows. By this growth, a molded product having a three-dimensional shape is obtained.
［他の造形法］
冷間等方圧成形（ＣＩＰ）、粉末押出（ＰＥ）、粉末圧延、溶射、射出成形等の手段により、成形体が得られてもよい。
[Other modeling methods]
A molded product may be obtained by means such as cold isotropic molding (CIP), powder extrusion (PE), powder rolling, thermal spraying, and injection molding.
［線熱膨張係数］
成形体（又は合金）の線熱膨張係数は、６．０×１０−６／℃以下が好ましい。６．０×１０−６／℃以下の熱膨張係数の範囲は、従来のＦｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ合金の線熱膨張係数の範囲とほぼ同じである。この成形体は、温度変化に伴う体積変化を嫌う用途に、適している。線熱膨張係数は、５．５×１０−６／℃以下がより好ましく、５．３×１０−６／℃以下が特に好ましい。通常得られる成形体の線熱膨張係数は、３．０×１０−６／℃以上である。
[Coefficient of linear thermal expansion]
The linear thermal expansion coefficient of the molded product (or alloy) is preferably 6.0 × 10 -6 / ° C. or less. The range of the coefficient of thermal expansion of 6.0 × 10 -6 / ° C. or less is almost the same as the range of the coefficient of linear thermal expansion of the conventional Fe-29% Ni-17% Co alloy. This molded product is suitable for applications that dislike volume changes due to temperature changes. The coefficient of linear thermal expansion is more preferably 5.5 × 10 -6 / ° C or lower, and particularly preferably 5.3 × 10 -6 / ° C or lower. The linear thermal expansion coefficient of a molded product usually obtained is 3.0 × 10 -6 / ° C. or higher.
線熱膨張係数は、熱膨張計（ディラトメーター）によって測定される。測定は、ＮＥＴＺＳＣＨ製の「ＤＩＬ４０２Ｃ」によってなされうる。測定の条件は、以下の通りである。
試験片サイズ：φ５×２０ｍｍ
雰囲気：Ｈｅガス
温度域：室温から４００℃まで
The coefficient of linear thermal expansion is measured by a thermal expansion meter (dilatometer). The measurement can be made by "DIL402C" manufactured by NETZSCH. The measurement conditions are as follows.
Specimen size: φ5 x 20 mm
Atmosphere: He gas Temperature range: From room temperature to 400 ° C
［ヤング率］
成形体（又は合金）のヤング率は、１４０ＧＰａ以上が好ましい。ヤング率が１４０ＧＰａ以上である成形体は、従来のＦｅ−３６％Ｎｉ合金からなる成形体が用いられ得なかった用途にも、適している。ヤング率は、１５０ＧＰａ以上がより好ましく、１６０ＧＰａ以上が特に好ましい。
[Young's modulus]
The Young's modulus of the molded product (or alloy) is preferably 140 GPa or more. The molded product having a Young's modulus of 140 GPa or more is also suitable for applications in which a conventional molded product made of Fe-36% Ni alloy could not be used. The Young's modulus is more preferably 150 GPa or more, and particularly preferably 160 GPa or more.
ヤング率は、超音波法によって測定される。測定は、ＲＩＴＥＣ製のバースト波音速測定装置「ＲＡＭ−５０００」によってなされうる。測定の条件は、以下の通りである。
試験片サイズ：φ１６×５ｍｍ
雰囲気：Ａｒガス
温度：室温（２３℃）
測定では、試験片の一面から超音波パルスが入射され、試験片の両端面で多重反射させされる。これにより、超音波エコーが発生する。このエコー間の時間間隔と試験片両面間の距離とから、超音波の音速並びに縦波及び横波の速度が求められる。これらの測定値から、ヤング率が算出される。
Young's modulus is measured by the ultrasonic method. The measurement can be performed by the burst wave sound velocity measuring device "RAM-5000" manufactured by RITEC. The measurement conditions are as follows.
Specimen size: φ16 x 5 mm
Atmosphere: Ar gas Temperature: Room temperature (23 ° C)
In the measurement, ultrasonic pulses are incident from one surface of the test piece and are reflected multiple times on both end surfaces of the test piece. As a result, an ultrasonic echo is generated. From the time interval between the echoes and the distance between both sides of the test piece, the sound velocity of the ultrasonic wave and the velocity of the longitudinal wave and the transverse wave can be obtained. Young's modulus is calculated from these measured values.
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。 Hereinafter, the effects of the present invention will be clarified by Examples, but the present invention should not be construed in a limited manner based on the description of these Examples.
［組成Ｎｏ．１］
真空中にて、アルミナ製坩堝で、所定の組成を有する原料を高周波誘導加熱で加熱し、溶解した。坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。この溶湯に、高圧アルゴンガスを噴霧し、粉末を得た。この粉末に分級を施し、下記の表１に示される組成番号１を有する第一粉末Ｐ１を得た。材質がＺｒＯ２である第二粉末Ｐ２を、用意した。第一粉末Ｐ１と第二粉末Ｐ２とを混合し、組成Ｎｏ．１の粉末Ｐを得た。この粉末Ｐにおける、第二粉末Ｐ２の含有率は、５．０体積％であった。
[Composition No. 1]
In a vacuum, a raw material having a predetermined composition was heated by high-frequency induction heating in an alumina crucible and melted. The molten metal was dropped from a nozzle with a diameter of 5 mm under the crucible. High-pressure argon gas was sprayed onto this molten metal to obtain a powder. This powder was classified to obtain the first powder P1 having the composition number 1 shown in Table 1 below. A second powder P2 whose material is ZrO 2 was prepared. The first powder P1 and the second powder P2 are mixed to obtain the composition No. Powder P of 1 was obtained. The content of the second powder P2 in this powder P was 5.0% by volume.
［組成Ｎｏ．２−１２１］
組成を下記の表１−６に示される通りとした他は組成Ｎｏ．１と同様にして、組成Ｎｏ．２−１２１の粉末を得た。
[Composition No. 2-121]
Other than the composition as shown in Table 1-6 below, the composition No. In the same manner as in No. 1, composition No. A powder of 2-121 was obtained.
［成形］
各粉末を原料として、成形体を得た。成形方法は、熱間等方圧成形（ＨＩＰ）、冷間等方圧成形（ＣＩＰ）、粉末押出（ＰＥ）又は積層造形法（ＡＭ）であった。積層造形法は、３次元積層造形装置（ＥＯＳ−Ｍ２９０）でなされた。これらの成形により、下記の表７−１１に示された、実施例１−７３及び比較例１−５７の成形体を得た。
[Molding]
A molded product was obtained from each powder as a raw material. The molding method was hot isotropic molding (HIP), cold isotropic molding (CIP), powder extrusion (PE) or laminated molding method (AM). The additive manufacturing method was performed by a three-dimensional additive manufacturing device (EOS-M290). By these moldings, the molded articles of Example 1-73 and Comparative Example 1-57 shown in Table 7-11 below were obtained.
［測定］
成形体の線熱膨張係数及びヤング率を、前述の方法にて測定した。この結果が、下記の表７−１１に示されている。表７−１１において、線熱膨張係数の単位は、「×１０−６／℃」である。
[Measurement]
The coefficient of linear thermal expansion and Young's modulus of the molded product were measured by the method described above. The results are shown in Table 7-11 below. In Table 7-11, the unit of the coefficient of linear thermal expansion is "× 10-6 / ° C.".
［格付け］
各成形体を、下記の基準に基づいて格付けした。
（評価１）
ヤング率：１６０ＧＰａ以上
線膨張係数：５．３×１０−６／℃以下
（評価２）
ヤング率：１６０ＧＰａ以上
線膨張係数：６．０×１０−６／℃以下
（評価３）
ヤング率：１５０ＧＰａ以上
線膨張係数：６．０×１０−６／℃以下
（評価４）
ヤング率：１４０ＧＰａ以上
線膨張係数：６．０×１０−６／℃以下
（評価５）
ヤング率：１３０ＧＰａ以上
（評価６）
本請求項に該当しない
この結果が、下記の表７−１１に示されている。
[rating]
Each part was rated based on the following criteria:
(Evaluation 1)
Young's modulus: 160 GPa or more Linear expansion coefficient: 5.3 × 10 -6 / ° C or less (evaluation 2)
Young's modulus: 160 GPa or more Linear expansion coefficient: 6.0 × 10 -6 / ° C or less (evaluation 3)
Young's modulus: 150 GPa or more Linear expansion coefficient: 6.0 × 10 -6 / ° C or less (evaluation 4)
Young's modulus: 140 GPa or more Linear expansion coefficient: 6.0 × 10 -6 / ° C or less (evaluation 5)
Young's modulus: 130 GPa or more (evaluation 6)
The results, which do not fall under this claim, are shown in Table 7-11 below.
表７−１１から明らかな通り、各実施例の粉末は、諸性能に優れている。この結果から、本発明の優位性は明かである。 As is clear from Table 7-11, the powders of each example are excellent in various performances. From this result, the superiority of the present invention is clear.
本発明に係る粉末は、種々の方法で得られる成形体に適している。 The powder according to the present invention is suitable for molded articles obtained by various methods.
Claims (7)
上記第一粉末Ｐ１の材質がＦｅ基合金であり、
上記Ｆｅ基合金が、
（１）２７質量％以上３３質量％以下のＮｉ
（２）１２質量％以上１８質量％以下のＣｏ
（３）０．００質量％以上０．０５質量％以下のＣ
（４）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＳｉ
（５）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＭｎ
及び
（６）０．００質量％以上０．５０質量％以下のＣｒ
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
上記第二粉末Ｐ２が、セラミックス粉末であり、
上記第一粉末Ｐ１及び上記第二粉末Ｐ２の合計量に対する、上記第二粉末Ｐ２の量の比率が、５体積％以上３０体積％以下である高剛性低熱膨張合金用の粉末。 It is a mixture of the first powder P1 and the second powder P2.
The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy.
The Fe-based alloy
(1) Ni of 27% by mass or more and 33% by mass or less
(2) Co of 12% by mass or more and 18% by mass or less
(3) C of 0.00% by mass or more and 0.05% by mass or less
(4) Si of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
(5) Mn of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
And (6) Cr of 0.00% by mass or more and 0.50% by mass or less
The balance is Fe and unavoidable impurities.
The second powder P2 is a ceramic powder.
A powder for a high-rigidity low thermal expansion alloy in which the ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is 5% by volume or more and 30% by volume or less.
（１）２７質量％以上３３質量％以下のＮｉ
（２）１２質量％以上１８質量％以下のＣｏ
（３）０．００質量％以上０．０５質量％以下のＣ
（４）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＳｉ
（５）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＭｎ
及び
（６）０．００質量％以上０．５０質量％以下のＣｒ
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
上記第二粉末Ｐ２が、セラミックス粉末であり、
上記第一粉末Ｐ１及び上記第二粉末Ｐ２の合計量に対する、上記第二粉末Ｐ２の量の比率が、５体積％以上３０体積％以下であり、
線熱膨張係数が３．０×１０−６／℃以上６．０×１０−６／℃以下であり、
ヤング率が１４０ＧＰａ以上である、高剛性低熱膨張合金。 It is obtained from a mixture of the first powder P1 and the second powder P2. The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy, and the Fe-based alloy is (1) 27% by mass or more and 33% by mass or less of Ni.
(2) Co of 12% by mass or more and 18% by mass or less
(3) C of 0.00% by mass or more and 0.05% by mass or less
(4) Si of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
(5) Mn of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
And (6) Cr of 0.00% by mass or more and 0.50% by mass or less
The balance is Fe and unavoidable impurities.
The second powder P2 is a ceramic powder.
The ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is 5% by volume or more and 30% by volume or less.
The coefficient of linear thermal expansion is 3.0 × 10-6 / ° C or higher and 6.0 × 10-6 / ° C or lower.
A high-rigidity, low-thermal expansion alloy with a Young's modulus of 140 GPa or more.
（１）２７質量％以上３３質量％以下のＮｉ
（２）１２質量％以上１８質量％以下のＣｏ
（３）０．００質量％以上０．０５質量％以下のＣ
（４）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＳｉ
（５）０．００質量％以上０．３０質量％以下のＭｎ
及び
（６）０．００質量％以上０．５０質量％以下のＣｒ
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
上記第二粉末Ｐ２が、セラミックス粉末であり、
上記第一粉末Ｐ１及び上記第二粉末Ｐ２の合計量に対する、上記第二粉末Ｐ２の量の比率が、５体積％以上３０体積％以下であり、
線熱膨張係数が３．０×１０−６／℃以上６．０×１０−６／℃以下であり、
ヤング率が１４０ＧＰａ以上である、高剛性低熱膨張成形体。 It is obtained from a mixture of the first powder P1 and the second powder P2. The material of the first powder P1 is an Fe-based alloy, and the Fe-based alloy is (1) 27% by mass or more and 33% by mass or less of Ni.
(2) Co of 12% by mass or more and 18% by mass or less
(3) C of 0.00% by mass or more and 0.05% by mass or less
(4) Si of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
(5) Mn of 0.00% by mass or more and 0.30% by mass or less
And (6) Cr of 0.00% by mass or more and 0.50% by mass or less
The balance is Fe and unavoidable impurities.
The second powder P2 is a ceramic powder.
The ratio of the amount of the second powder P2 to the total amount of the first powder P1 and the second powder P2 is 5% by volume or more and 30% by volume or less.
The coefficient of linear thermal expansion is 3.0 × 10-6 / ° C or higher and 6.0 × 10-6 / ° C or lower.
A high-rigidity, low-thermal expansion molded product having a Young's modulus of 140 GPa or more.
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