JP2021172864A - 付加造形物の製造方法及び付加造形物 - Google Patents

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Abstract

【課題】マルエージング鋼の付加造形物の強度を向上可能な付加造形物の製造方法、及び、強度が向上されたマルエージング鋼の付加造形物を提供する。【解決手段】付加造形物の製造方法は、付加製造により成形された合金の造形体を、０℃以下の温度に冷却するステップと、前記造形体を冷却するステップの後、前記造形体を４００℃以上６００℃以下の温度条件で時効処理するステップと、を備え、前記合金は、主成分としてのＦｅと、１７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、を含む。【選択図】 図１

Description

本開示は、付加造形物の製造方法及び付加造形物に関する。
構造材等として用いられるマルエージング鋼は、低炭素であるとともにＮｉ、Ｃｏ及びＭｏ等を多く含む鋼であり、マルテンサイト化した後に時効処理を施すことにより高強度が得られることが知られている。
特許文献１には、２３００ＭＰａ以上の引張強度と、高い靱延性及び疲労特性とを両立可能なマルエージング鋼の鍛造品を得るために、マルエージング鋼におけるＣ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｏ及びＭｏの含有量を特定範囲にすることが記載されている。
特許第６１６６９５３号公報
ところで、本発明者らの知見によれば、マルエージング鋼を材料として付加製造（３Ｄプリンティング）により造形物を成形した場合、同じ材料の鍛造品等と比べて、時効処理を施した後の強度が低い場合がある。
上述の事情に鑑みて、本開示の少なくとも一実施形態は、マルエージング鋼の付加造形物の強度を向上可能な付加造形物の製造方法、及び、強度が向上されたマルエージング鋼の付加造形物を提供することを目的とする。
本開示の少なくとも一実施形態に係る付加造形物の製造方法は、
付加製造により成形された合金の造形体を、０℃以下の温度に冷却するステップと、
前記造形体を冷却するステップで冷却した後の前記造形体を４００℃以上６００℃以下の温度条件で時効処理するステップと、
を備え、
前記合金は、
主成分としてのＦｅと、
１７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
を含む。
また、本開示の少なくとも一実施形態に係る付加造形物は、
合金から形成された付加造形物であって、
前記合金は、
主成分としてのＦｅと、
１７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
を含み、
ビッカース硬さが５３５Ｈｖ以上である。
本開示の少なくとも一実施形態によれば、マルエージング鋼の付加造形物の強度を向上可能な付加造形物の製造方法、及び、強度が向上されたマルエージング鋼の付加造形物が提供される。
一実施形態に係る付加造形物の製造方法のフローチャートである。 一実施形態に係る製造方法で製造された付加造形物の断面写真である。
以下、添付図面を参照して本開示の幾つかの実施形態について説明する。ただし、実施形態として記載されている又は図面に示されている構成部品の寸法、材質、形状、その相対的配置等は、本開示の範囲をこれに限定する趣旨ではなく、単なる説明例にすぎない。
（付加造形物の製造方法）
図１は、一実施形態に係る付加造形物の製造方法のフローチャートである。図１に示すように、一実施形態に係る付加造形物の製造方法は、付加製造により、以下に示す組成の合金の造形体を成形するステップ（造形ステップ；Ｓ２）と、ステップＳ２で得られた造形体を０℃以下の温度に冷却する（即ちサブゼロ処理を施す）ステップ（冷却ステップ；Ｓ４）と、サブゼロ処理をした造形体を時効処理するステップ（時効処理ステップ；Ｓ６）と、を備えている。
上述の造形体を形成する合金は、
主成分としてのＦｅ（鉄）と、
１７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉ（ニッケル）と、
７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏ（コバルト）と、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏ（モリブデン）と、
０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉ（チタン）と、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌ（アルミニウム）と、
を含む。
幾つかの実施形態では、上述の合金は、
主成分としてのＦｅと、
１８．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
８．５質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
０．５質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
を含んでいてもよい。
なお、幾つかの実施形態に係る付加造形物を構成する合金のうち、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔｉ及びＡｌ以外の成分は、主成分であるＦｅと、不可避不純物のみであってもよい。不可避不純物は、０．０３質量％以下のＣ（炭素）、０．１０質量％以下のＭｎ（マンガン）、０．１０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、０．０１質量％以下のＰ（リン）、０．０１質量％以下のＳ（硫黄）、０．５０質量％以下のＣｒ（クロム）、又は０．５０質量％以下のＣｕ（銅）を含んでいてもよい。
上述の組成を有する合金は、一般にマルエージング鋼と呼ばれる特殊鋼に含まれる。上述の組成を有する合金は、粉末等の形態で市販されており、付加製造の材料として使用することができる。
上述した合金を構成する成分のうち、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌは、時効硬化に寄与する析出物を構成する元素である。これらの元素は、時効処理ステップ（Ｓ６）での時効処理により、金属間化合物等の微細な結晶として析出され、金属の強度の向上に寄与する。また、上述した合金を構成する成分のうち、Ｃｏは、Ｍｏの固溶限界を降下させ、時効処理ステップ（Ｓ６）での時効処理時にＭｏの析出を促進する役割を有する。
（造形ステップ；Ｓ２）
造形ステップ（Ｓ２）では、付加製造により上述の組成の合金の造形体を成形する。付加製造の手法として、粉末床溶融結合（ＰＢＦ：Powder Bed Fusion）方式（以下、PBF方式ともいう。）又は指向性エネルギー堆積（DED：Directed Energy Deposition）方式（以下、DED方式ともいう。）を採用してもよい。
PBF方式では、金属粉末を敷き詰める操作、及び、熱源となるレーザ又は電子ビーム等で造形する部分を選択的に溶融及び凝固させる操作を繰り返すことにより、所望の形状の造形体を成形する。なお、本明細書では、PBF方式で成形された造形体及びこれを熱処理して得られる付加造形物のうち、金属粉末を敷き詰め、レーザ又は電子ビームで金属を溶融及び凝固させる１回の操作で得られる部分（即ち、積層される複数の層のうち１層）をビードと呼ぶ。すなわち、上述の造形体又は付加造形物はビードの集合体である。
DED方式では、金属粉末の供給と、熱源となるレーザ又は電子ビーム等の照射を同時に行い、任意の位置にて金属粉末を溶融及び凝固させて積層することで、所望の形状の造形体を成形する。なお、本明細書では、DED方式で成形された造形体及びこれを熱処理して得られる付加造形物のうち、金属粉末及び熱源を照射して金属を溶融及び凝固させる１回の操作で得られる部分（１パス分）をビードと呼ぶ。すなわち、上述の造形体又は付加造形物はビードの集合体である。
付加製造により得られる造形体及び幾つかの実施形態に係る付加造形物の断面には、例えば図２に示すようなうろこ状の金属組織が観察される。ここで、図２は、一実施形態に係る製造方法で製造された付加造形物の断面写真である。図２に示す付加造形物１は、DED方式で造形されたものである。図２の断面写真に示すうろこ状の１片が、１本のビード１０の断面に相当する。また、図２の断面写真は、複数のビード１０の長さ方向（造形時におけるレーザ又は電子ビーム等の熱源の移動方向）に略直交する断面を示す写真である。図２に示すように、ＤＥＤ方式による典型的な造形体及び付加造形物は、複数のビードが、上下方向（あるいはビードの厚さ方向）及び左右方向（あるいはビードの幅方向）に重なったものである。なお、ＤＥＤ方式による場合、ビード１本の幅は、１ｍｍ以上１５ｍｍ以下であってもよい。
（冷却ステップ；Ｓ４）
冷却ステップ（Ｓ４）では、造形ステップ（Ｓ２）で造形された合金の造形体を、０℃以下の温度に冷却する（即ち、サブゼロ処理を施す）。冷却ステップ（Ｓ４）では、例えば、上述の造形体を液体窒素に浸漬させることにより、造形体を冷却するようにしてもよい。造形体を液体窒素に浸漬させる時間は、３０分以上であってもよく、１時間程度であってもよい。一実施形態では、冷却ステップ（Ｓ４）において、上述の造形体を、−１３０℃以下又は−１６０℃以下の温度に冷却するようにしてもよい。
一般に、付加製造の特性上、ビード（あるいは層）の形成時に溶融した金属粉末が急冷凝固する際に金属組織のマルテンサイト化が起こり、材料の強度が向上するものと考えられる。しかし、上述の組成の合金（マルエージング鋼）の場合、付加製造による造形物は鍛造品に比べて強度が低いことが分かった。これは、上述の組成の合金は多くの添加物を含有するため、マルテンサイト化が完了するＭｆ点が低く、造形中の急冷によってＭｆ点を下回る温度まで冷却されないうちに、上層形成時に再入熱が起こるため、マルテンサイトがより低強度のオーステナイトに変態してしまうためと考えられる。また、付加製造による造形体は、鍛造材に比べ、強化元素（Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｏ）の粒界偏析が多くなり、強化したい粒内に強化元素が少ない状態となっていることも、造形体の強度が比較的低い要因の一つであると考えられる。
なお、鉄合金の組織がオーステナイトから急冷されてマルテンサイトに変態する際の、マルテンサイト化が始まる温度であるＭｓ点、及び、マルテンサイト化が完了する温度であるＭｆ点は、合金中のＣ含有量によって変化することが知られているが、実際には、Ｃ以外の成分の含有量にも影響を受ける。例えば、上述の合金を構成する元素のうち、Ｎｉ又はＭｏの含有量が多いほどＭｓ点及びＭｆ点は降下する傾向がある。また、Ｃｏ又はＡｌの含有量が多いほどＭｓ点及びＭｆ点は上昇する傾向がある。そして、上述の組成の合金（マルエージング鋼）では、Ｎｉ及びＭｏの含有量が比較的大きいことから、Ｍｓ点やＭｆ点が他の鋼種に比べて予想外に低くなっていると考えられる。
この点、上述の組成の合金造形物を、冷却ステップ（Ｓ４）にてサブゼロ処理を施して急冷することで、造形ステップ（Ｓ２）の付加製造時に生じる残留オーステナイトをより高強度のマルテンサイトに変態させることができる。このため、サブゼロ処理を行わない場合に比べて付加造形物の強度を高めることができる。
（時効処理ステップ；Ｓ６）
時効処理ステップ（Ｓ６）では、冷却ステップ（Ｓ４）を行った後の造形体を、４００℃以上６００℃以下の温度条件で時効処理する。時効処理ステップ（Ｓ６）では、例えば、上述の温度範囲で造形体を２時間以上加熱処理した後、該造形体を空冷するようにしてもよい。
時効処理を行うことにより、造形体を構成する合金中のＮｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌ等の成分が、金属間化合物等の微細な結晶として析出され、金属の強度を向上させることができる。
このように、付加製造により成形された造形体に対して、冷却ステップ（Ｓ４）でサブゼロ処理を施した後、時効処理ステップ（Ｓ６）で時効処理を施すことにより、従来に比べて強度の高いマルエージング鋼の付加造形物を得ることができる。
幾つかの実施形態では、造形ステップ（Ｓ２）で造形体を形成した後、該造形体の溶体化処理を経ずに、冷却ステップ（Ｓ４）を行う（即ち、造形体のサブゼロ処理を行う）。溶体化処理では、例えば、７００℃以上９００℃以下の温度で熱処理を行う。この熱処理は真空炉で行ってもよい。また、この温度範囲で３０分以上加熱処理した後、造形体を空冷してもよい。
鍛造等による造形体の形成後に溶体化処理を行う場合（例えば特許文献１）、合金組織はオーステナイト相に転移するため、溶体化処理後の組織をマルテンサイト化するために必然的にサブゼロ処理が行われる。これに対し、上述の実施形態のように、付加製造による造形体の溶体化処理を行わない場合には、一般に、付加製造時の熱履歴において発生しているはずのマルテンサイト相がそのまま保持されるはずであるから、サブゼロ処理を敢えて行う必然性はないと考えられる。しかし、実際には、既に述べたように、上述の組成の合金（マルエージング鋼）の場合、付加製造による造形中の次層形成時の再入熱に伴うオーステナイト相への逆転移が起こり得ると考えられ、このため、造形体のサブゼロ処理を行うことの意義がある。この点、上述の実施形態では、溶体化処理を経ていない造形体に対してサブゼロ処理を行うことで、付加造形物に対して適切な強度を持たせることができる。
（付加造形物の特性）
上述した冷却ステップ（Ｓ４）及び時効処理ステップ（Ｓ６）を含む製造方法により製造された付加造形物は、典型的には、ビッカース硬さが５３５Ｈｖ以上であり、上述の組成のマルエージング鋼から形成された付加造形物として比較的高強度である。
上述した冷却ステップ（Ｓ４）及び時効処理ステップ（Ｓ６）を含む製造方法により製造された付加造形物は、典型的には、０．２％耐力が１８６０ＭＰａ以上であり、上述の組成のマルエージング鋼から形成された付加造形物として比較的高強度である。
上述した冷却ステップ（Ｓ４）及び時効処理ステップ（Ｓ６）を含む製造方法により製造された付加造形物は、典型的には、引張強度が１９００ＭＰａ以上であり、上述の組成のマルエージング鋼から形成された付加造形物として比較的高強度である。
本明細書に記載するビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に従い計測したものである。なお、本明細書に記載するビッカース硬さの値［Ｈｖ］は、試験力２００ｇｆにて計測したものである。また、本明細書に記載する０．２％耐力及び引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従い計測したものである。
上述した冷却ステップ（Ｓ４）及び時効処理ステップ（Ｓ６）を含む製造方法により製造された付加造形物は、典型的には、残留オーステナイトの含有量が２体積％未満である。すなわち、上述した製造方法によれば、付加造形後の冷却ステップ（Ｓ４）においてサブゼロ処理をすることにより、付加造形の過程において発生し得る残留オーステナイトが、より高強度のマルテンサイトへの変態により低減され、典型的には２体積％未満となる。よって、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
付加造形物に含まれる残留オーステナイトの含有量は、付加造形物のＸ線回折チャートに含まれる、オーステナイトが示すピークの強度に基づき算出することができる。
上述した製造方法により製造された付加造形物は、ビード１本あたりの断面積（ビードの長さ方向に直交する断面積）が０．２５ｍｍ２以上２０ｍｍ２以下であってもよく、あるいは、１．０ｍｍ２以上１０ｍｍ２以下であってもよい。なお、付加製造の手法としてＤＥＤ方式を採用する場合、ＰＢＦ方式に比べてビードの断面積が大きくなる傾向があり、通常、上述の範囲の断面積となる。
付加造形物を構成するビードの断面積が大きいほど、付加製造時において急冷し難く、したがってマルテンサイト化し難い。この点、上述したように、ビードの断面積が０．２５ｍｍ２以上２０ｍｍ２以下又は１．０ｍｍ２以上１０ｍｍ２以下と比較的大きく、付加製造時にマルテンサイト化し難い構造を有する付加造形物であっても、上述した冷却ステップ（Ｓ４）及び時効処理ステップ（Ｓ６）を含む製造方法により、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
なお、ビード１本あたりの断面積は、例えば図２に示すような断面写真に基づいて、１本のビードの断面が占める領域の大きさから、あるいは、付加造形物の断面全体の面積を、ビードの本数で除算することにより、算出することができる。
複数種の組成が異なる材料（マルエージング鋼）をそれぞれ用いてＤＥＤ方式により造形体を成形し、これらの造形体に種々の熱処理条件で熱処理を施して試験例１〜１０の付加造形物を得た。各試験例の付加造形物について、ビッカース硬さ及び残留オーステナイト含有量の計測を行った。
（材料の組成）
下記表１に示すように、試験例１〜９に係る造形体／付加造形物は以下に示す材料Ａ（合金粉末）から形成されたものであり、試験例１０に係る造形体／付加製造物は以下に示す材料Ｂ（合金粉末）から形成されたものである。
材料Ａ：（標準組成：主成分Ｆｅ、１８質量％Ｎｉ、９質量％Ｃｏ、５質量％Ｍｏ、ＴｉとＡｌ合計０．９質量％、及び不可避不純物）
材料Ｂ：（標準組成：主成分Ｆｅ、１８質量％Ｎｉ、１２質量％Ｃｏ、４質量％Ｍｏ、１．７質量％Ｔｉ、０．１質量％Ａｌ、及び不可避不純物）
Figure 2021172864
（造形条件）
母材（１８Ｎｉマルエージング鋼３００Ｇ）を基材として、ＬＭＤ（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｔａｌ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）装置を用い、上記材料Ａ又は材料Ｂを材料として用い、ＤＥＤ方式による造形を行い、試験例１〜１０に係る造形体を得た。造形条件は以下のとおりである。
レーザ出力：４ｋＷ
造形速度：１ｍ／ｍｉｎ
ビーム系：φ４ｍｍ
粉末供給量：２５ｇ／ｍｉｎ
予熱無し、パス間温度２００℃未満
（熱処理条件）
試験例１〜１０に係る造形体について、上記表１に示す熱処理、すなわち、溶体化処理、サブゼロ処理、再加熱処理及び時効処理うち少なくとも何れかをこの順番で施した。なお、表１におけるチェックマークは、各熱処理を行ったことを示し、「−」は各熱処理を行わなかったことを示す。また、「再加熱処理」の欄における温度の表記は、その温度で再加熱処理を行ったことを示す。各熱処理の条件は以下のとおりである。
（ａ）溶体化処理
造形体を、８２０℃の真空炉で１時間加熱し、その後、空冷した。
（ｂ）サブゼロ処理（上述の冷却ステップ（Ｓ４）での処理に相当）
造形体を、−１９８℃の液体窒素に１時間浸漬させた後、液体窒素から取り出した。
（ｃ）再加熱処理
造形体を、表１に示す温度条件（６００℃〜８００℃）の大気炉で５分間加熱し、その後空冷した。なお、この再加熱処理は、ＤＥＤでの造形時に受ける熱影響を模擬するために行った。
（ｄ）時効処理（上述の時効処理ステップ（Ｓ６）での処理に相当）
造形体を、４８０℃の真空炉で５時間加熱し、その後徐冷した。
なお、試験例１〜１０のうち、サブゼロ処理及び時効処理を行った試験例３及び１０が、本開示の実施形態に係る試験例（実施例）である。
（付加造形物の特性試験）
上述の熱処理により得られた試験例１〜１０に係る付加造形物のビッカース硬さ及び残留オーステナイト含有量を測定した。
（ビッカース硬さ測定）
ビッカース硬さについては、JIS Z 2244に従い、試験力２００ｇｆの条件で計測を行った。
（残留オーステナイト含有量の計測）
残留オーステナイト含有量については、以下に示す装置及び条件で付加造形物のＸ線回折試験を行い、得られたＸ線回折チャートにおけるオーステナイトのピーク強度に基づいて算出した。なお、試験例１０については、残留オーステナイト含有量は未計測である。
測定装置：（株）リガク社製、微小部Ｘ線応力想定装置、ＡｕｔｏＭＡＴＥ ＩＩ
測定条件：Ｃｒ、管電圧４０ｋＶ、管電流４０ｍＡ、コリメータφ２ｍｍ、Ｒ値０．２５３７１
（結果）
表１に示すように、材料Ａから形成した造形体にサブゼロ処理及び時効処理を施した試験例３に係る付加造形物では、硬さが５６２．４Ｈｖであり、同一材料（材料Ａ）から得られた他の試験例（試験例１，２，４〜９）に係る付加造形物に比べて強度が高いことがわかった。また、試験例３に係る付加造形物では、残留オーステナイトが０．５体積％であり、同一材料（材料Ａ）から得られた他の試験例（試験例１，２，４〜９）に係る付加造形物に比べて残留オーステナイト含有量が著しく少ないことが分かった。
このことから、試験例３では造形後にサブゼロ処理を行い、造形体を急冷したため、サブゼロ処理を行わなかった他の試験例に比べて造形時に生じた残留オーステナイトのマルテンサイト化が促進され、その結果、得られた付加造形物の強度が向上したものと推測できる。
また、表１に示すように、材料Ｂから形成した造形体にサブゼロ処理及び時効処理を施した試験例１０に係る付加造形物では、硬さが６５３Ｈｖであり、同じ熱処理を施した試験例３よりもさらに強度が高いことがわかった。
なお、材料Ｂについて試験例２〜９と同様の熱処理を施した場合、材料Ａと同様の傾向が得られると推測される。すなわち、試験例１０は、同一材料（材料Ｂ）から得られた他の付加造形物に比べ、強度が高く、また、残留オーステナイトの含有量が少ないことが推測される。
材料Ｂから形成された試験例１０の付加造形物についても、材料Ａの場合（試験例３）と同様に、造形後にサブゼロ処理を行い、造形体を急冷することにより、造形時に生じた残留オーステナイトのマルテンサイト化が促進され、その結果、得られた付加造形物の強度が向上されたと考えられる。
上記各実施形態に記載の内容は、例えば以下のように把握される。
（１）本開示の少なくとも一実施形態に係る付加造形物の製造方法は、
付加製造により成形された合金の造形体を、０℃以下の温度に冷却する冷却ステップ（例えば上述の冷却ステップＳ４）と、
前記造形体を冷却するステップの後、前記造形体を４００℃以上６００℃以下の温度条件で時効処理するステップ（例えば上述の時効処理ステップＳ６）と、
を備え、
前記合金は、
主成分としてのＦｅと、
１７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
を含む。
一般に、付加製造の特性上、ビード（あるいは層）の形成時に溶融した金属粉末が急冷凝固する際に金属組織のマルテンサイト化が起こり、材料の強度が向上するものと考えられる。しかし、上記組成の合金（マルエージング鋼）の場合、付加製造による造形物は鍛造品に比べて強度が低いことが分かった。これは、上述の組成の合金は多くの添加物を含有するため、マルテンサイト化が完了するＭｆ点が低く、造形中の急冷によってＭｆ点を下回る温度まで冷却されないうちに、上層形成時に再入熱が起こるため、マルテンサイトがより低強度のオーステナイトに変態してしまうためと考えられる。この点、上記（１）の方法では、造形後の合金を０℃以下の温度で冷却する（すなわちサブゼロ処理する）ことにより、付加製造時に生じる残留オーステナイトをより高強度のマルテンサイトに変態させることができる。このため、サブゼロ処理を行わない場合に比べて付加造形物の強度を高めることができる。
（２）幾つかの実施形態では、上記（１）の方法において、
付加製造による前記造形体の形成後、前記造形体の溶体化処理を経ずに、前記造形体を冷却するステップを行う。
鍛造等による造形体の形成後に溶体化処理を行う場合（例えば特許文献１）、合金組織はオーステナイト相に転移するため、溶体化処理後の組織をマルテンサイト化するために必然的にサブゼロ処理が行われる。これに対し、上記（２）の方法のように、付加製造による造形体の溶体化処理を行わない場合には、一般に、付加製造時の熱履歴において発生しているはずのマルテンサイト相がそのまま保持されるはずであるから、サブゼロ処理を敢えて行う必然性はないと考えられる。しかし、実際には、上記（１）で述べたように、上述の組成の合金の場合、付加製造による造形中の次層形成時の再入熱に伴うオーステナイト相への逆転移が起こり得ると考えられ、このため、造形体のサブゼロ処理を行うことの意義がある。この点、上記（２）の方法では、溶体化処理を経ていない造形体に対してサブゼロ処理を行うことで、付加造形物に対して適切な強度を持たせることができる。
（３）幾つかの実施形態では、上記（１）の方法において、
前記造形体を冷却するステップでは、前記造形体を−１３０℃以下又は−１６０℃以下の温度に冷却する。
上記（３）の方法によれば、造形後の合金を−１３０℃以下又は−１６０℃以下の温度に冷却することにより、より効果的に、付加製造時に生じる残留オーステナイトをより高強度のマルテンサイトに変態させることができる。このため、サブゼロ処理を行わない場合に比べて付加造形物の強度を高めることができる。
（４）幾つかの実施形態では、上記（１）乃至（３）の何れかの方法において、
前記合金は、
主成分としてのＦｅと、
１８．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
８．５質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
０．５質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
を含む。
上記（４）の方法によれば、上述の組成の合金（マルエージング鋼）について、上記（１）で述べたように、造形後の合金を０℃以下の温度で冷却する（すなわちサブゼロ処理する）ことにより、付加製造時に生じる残留オーステナイトをより高強度のマルテンサイトに変態させることができる。このため、サブゼロ処理を行わない場合に比べて付加造形物の強度を高めることができる。
（５）本開示の少なくとも一実施形態に係る付加造形物は、
合金から形成された付加造形物であって、
前記合金は、
主成分としてのＦｅと、
１７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
を含み、
ビッカース硬さが５３５Ｈｖ以上である。
上記（５）の構成によれば、上述の組成の合金（マルエージング鋼）から形成される付加造形物のビッカース硬さが５３５Ｈｖ以上であり、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
（６）幾つかの実施形態では、上記（５）の構成において、
残留オーステナイトの含有量が２体積％未満である。
上記（６）の構成によれば、上述の組成の合金から形成される付加造形物における残留オーステナイトの含有量が２体積％未満である。すなわち、付加造形物の製造過程において発生し得る残留オーステナイトが、より高強度のマルテンサイトへの変態により２体積％未満に低減されているので、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
（７）幾つかの実施形態では、上記（５）又は（６）の構成において、
前記付加造形物は、前記合金の複数のビードの集合体である。
ビードの集合体である付加造形物は、その製造手法である付加製造の特性上、ビードの形成時に溶融した金属粉末が急冷凝固する際に金属組織のマルテンサイト化が起こり、材料の強度が向上するものと考えられる。しかし、上記組成の合金（マルエージング鋼）の場合、付加製造による造形物は鍛造品に比べて強度が低いことが分かった。これは、上述の組成の合金は多くの添加物を含有するため、マルテンサイト化が完了するＭｆ点が低く、造形中の急冷によってＭｆ点を下回る温度まで冷却されないうちに、上層形成時に再入熱が起こるため、マルテンサイトがより低強度のオーステナイトに変態してしまうためと考えられる。この点、上記（７）の構成によれば、上述の組成の合金（マルエージング鋼）から形成されるビードの集合体（付加造形物）のビッカース硬さが５３５Ｈｖ以上であり、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
（８）幾つかの実施形態では、上記（７）の構成において、
前記ビード１本あたりの断面積は、０．２５ｍｍ２以上２０ｍｍ２以下である。
付加造形物を構成するビードの断面積が大きいほど、付加製造時において急冷し難く、したがってマルテンサイト化し難い。この点、上記（８）の構成によれば、ビードの断面積が０．２５ｍｍ２以上２０ｍｍ２以下と比較的大きく、付加製造時にマルテンサイト化し難い構造を有する付加造形物であっても、上記（７）で述べたように、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
（９）幾つかの実施形態では、上記（７）又は（８）の構成において、
前記ビードの幅は１ｍｍ以上１５ｍｍ以下である。
上記（９）の構成によれば、ビードの幅が１ｍｍ以上１５ｍｍ以下と比較的大きく、付加製造時にマルテンサイト化し難い構造を有する付加造形物であっても、上記（７）で述べたように、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
（１０）幾つかの実施形態では、上記（５）乃至（９）の何れかの構成において、
０．２％耐力が１８６０ＭＰａ以上である。
上記（１０）の構成によれば、上述の組成の合金（マルエージング鋼）から形成される付加造形物の０．２％耐力が１８６０ＭＰａ以上であり、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
（１１）幾つかの実施形態では、上記（５）乃至（１０）の何れかの構成において、
引張強度が１９００ＭＰａ以上である。
上記（１１）の構成によれば、上述の組成の合金（マルエージング鋼）から形成される付加造形物の引張強度が１９００ＭＰａ以上であり、比較的高強度の付加造形物を得ることができる。
以上、本開示の実施形態について説明したが、本開示は上述した実施形態に限定されることはなく、上述した実施形態に変形を加えた形態や、これらの形態を適宜組み合わせた形態も含む。
本明細書において、「ある方向に」、「ある方向に沿って」、「平行」、「直交」、「中心」、「同心」或いは「同軸」等の相対的或いは絶対的な配置を表す表現は、厳密にそのような配置を表すのみならず、公差、若しくは、同じ機能が得られる程度の角度や距離をもって相対的に変位している状態も表すものとする。
例えば、「同一」、「等しい」及び「均質」等の物事が等しい状態であることを表す表現は、厳密に等しい状態を表すのみならず、公差、若しくは、同じ機能が得られる程度の差が存在している状態も表すものとする。
また、本明細書において、四角形状や円筒形状等の形状を表す表現は、幾何学的に厳密な意味での四角形状や円筒形状等の形状を表すのみならず、同じ効果が得られる範囲で、凹凸部や面取り部等を含む形状も表すものとする。
また、本明細書において、一の構成要素を「備える」、「含む」、又は、「有する」という表現は、他の構成要素の存在を除外する排他的な表現ではない。
１ 付加造形物
１０ ビード

Claims (11)

  1. 付加製造により成形された合金の造形体を、０℃以下の温度に冷却するステップと、
    前記造形体を冷却するステップの後、前記造形体を４００℃以上６００℃以下の温度条件で時効処理するステップと、
    を備え、
    前記合金は、
    主成分としてのＦｅと、
    １７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
    ７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
    ４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
    ０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
    ０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
    を含む
    付加造形物の製造方法。
  2. 前記造形体の形成後、前記造形体の溶体化処理を経ずに、前記造形体を冷却するステップを行う
    請求項１に記載の付加造形物の製造方法。
  3. 前記造形体を冷却するステップでは、前記造形体を−１３０℃以下又は−１６０℃以下の温度に冷却する
    請求項１又は２に記載の付加造形物の製造方法。
  4. 前記合金は、
    主成分としてのＦｅと、
    １８．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
    ８．５質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
    ４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
    ０．５質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
    ０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
    を含む
    請求項１乃至３の何れか一項に記載の付加造形物の製造方法。
  5. 合金から形成された付加造形物であって、
    前記合金は、
    主成分としてのＦｅと、
    １７．０質量％以上１９．０質量％以下のＮｉと、
    ７．０質量％以上１２．５質量％以下のＣｏと、
    ４．６質量％以上５．２質量％以下のＭｏと、
    ０．１３質量％以上１．６質量％以下のＴｉと、
    ０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＡｌと、
    を含み、
    ビッカース硬さが５３５Ｈｖ以上である
    付加造形物。
  6. 残留オーステナイトの含有量が２体積％未満である
    請求項５に記載の付加造形物。
  7. 前記付加造形物は、前記合金のビードの集合体である
    請求項５又は６に記載の付加造形物。
  8. 前記ビード１本あたりの断面積は、０．２５ｍｍ２以上２０ｍｍ２以下である
    請求項７に記載の付加造形物。
  9. 前記ビードの幅は１ｍｍ以上１５ｍｍ以下である
    請求項７又は８に記載の付加造形物。
  10. ０．２％耐力が１８６０ＭＰａ以上である
    請求項５乃至９の何れか一項に記載の付加造形物。
  11. 引張強度が１９００ＭＰａ以上である
    請求項５乃至１０の何れか一項に記載の付加造形物。
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