JP2021181591A - 金属粉末 - Google Patents

Abstract

【課題】積層造形に適用した時に、割れや反りが少なく、かつ、適度な硬さを有する積層造形物を得ることが可能な金属粉末を提供すること。【解決手段】金属粉末は、０．１≦Ｃ≦０．４ｍａｓｓ％、０．００５≦Ｓｉ≦１．５ｍａｓｓ％、０．３≦Ｍｎ≦８．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｎｉ≦１０．０ｍａｓｓ％、０．１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、０．１≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、０．０１０≦Ｎ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、０．０１≦Ａｌ≦４．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０の関係を満たす。金属粉末は、さらに、２Ｃ＋Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ＋０．７５Ｃｒ＜８の関係を満たしているものが好ましい。【選択図】図９

Description

本発明は、金属粉末に関し、さらに詳しくは、積層造形に適用した時に、割れや反りが少なく、かつ、適度な硬さと高い熱伝導率とを有する積層造形物を得ることが可能な金属粉末に関する。

近年、金属の積層造形技術が注目されている。これは、（ａ）複雑形状の金属部品を最終形状に近い形状で成形できる、（ｂ）設計の自由度が向上する、（ｃ）従来の削り出し加工に比べて削りしろが小さくなる、などの利点があるためである。

ここで、「積層造形法」とは、立体的な構造物を水平方向に輪切りにした構造に相当する薄片状の層を種々の方法を用いて積層することにより、立体的な構造物を作製する方法をいう。薄片状の層の積層方法としては、例えば、
（ａ）金属粉末からなる薄い層を形成する工程と、レーザー光、電子ビームなどのエネルギービームを照射して粉末層を局所的に溶融及び凝固させる工程とを繰り返す方法、
（ｂ）所定の形状を有する薄板を重ね合わせ、拡散接合する方法
などがある。

これらの中でも、敷き詰められた金属粉末にレーザー光を照射し、粉末層を局所的に溶融及び凝固させる方式の積層造形法は、「ＳＬＭ（Selective Laser Melting）方式」とも呼ばれている。ＳＬＭ方式の積層造形法は、レーザー光の照射位置を変えるだけで複雑な立体的形状を容易に形成できるという利点がある。そのため、これを例えばダイカスト金型の作製に適用すると、金型の内部に非直線的又は三次元的な水冷回路を自由に配置することができる。

ＳＬＭ方式の３Ｄプリンタを用いて積層造形を行う場合、造形物の上面のみが急速加熱されるために、冷却後に造形物の上面に引張の残留応力が発生する。その結果、造形物が下に凸となるように変形しやすい。造形物の変形が大きくなると、造形物の寸法精度が低下するだけでなく、造形後に３Ｄプリンタから造形物を取り出すのが困難となる。そのため、積層造形用の粉末には、従来、マルエージング鋼の粉末を用いるのが一般的であった。

マルエージング鋼は、急冷されるとマルテンサイト変態を起こし、体積膨張する。また、マルエージング鋼は、マルテンサイト変態が生じた時点での硬さが低く、エージングによって硬化させることができる。そのため、これを積層造形に用いると、造形時の割れや歪みが小さくなり、積層造形しやすいという利点がある。また、積層造形後にエージングすれば、必要な硬さを得ることができる。
しかしながら、マルエージング鋼は、熱伝導率や靱性が相対的に低い。そのため、マルエージング鋼の粉末を用いて積層造形により金型を製造した場合、その金型は、
（ａ）熱伝導率が低いために冷却効率が低い、
（ｂ）靱性が低いために水冷孔から割れが発生しやすい、
などの問題があった。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮを含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼の粉末が開示されている。
同文献には、
（ａ）ＳＫＤ６１、ＳＵＳ４２０Ｊ２、マルエージング鋼などの従来の金型用鋼は、高温強度を有するものの、母相中に固溶し易いＳｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ等の元素が多く含有されているために熱伝導率が低い点、
（ｂ）この種の高合金鋼において、熱伝導率を低下させる合金成分の含有量を少なくし、かつ、Ｃｒ量を適正化すると、高耐食性を維持しつつ高熱伝導率を実現できる点、及び
（ｃ）このような鋼の粉末は、積層造形用粉末として好適である点
が記載されている。

特許文献２には、
造形領域に、炭素鋼又はマルテンサイト系ステンレス鋼の粉末からなる材料層を形成するリコート工程と、
材料層の所定の照射領域にレーザー光を照射し、固化層を形成する固化工程と、
Ｔ₁→Ｔ₂→Ｔ₁（但し、Ｔ₁≧Ｍf（固化層のマルテンサイト変態終了温度）、Ｔ₁＞Ｔ₂、Ｔ₂≦Ｍs（固化層のマルテンサイト変態開始温度）となるように、固化層の温度を調節する温度調節工程と
を備えた積層造形物の製造方法が開示されている。

同文献には、
（ａ）積層造形においては、一般に固化層の冷却過程において固化層の体積が収縮するために、固化層には引張応力が残留する点、
（ｂ）マルテンサイト変態が起こる材料を用いて積層造形した場合、固化層がマルテンサイト変態を起こす時に体積膨張が起こるために、固化層の冷却時に生じる体積収縮及びこれに起因する引張応力が軽減され、造形物の変形を抑制できる点、
（ｃ）温度調節工程におけるＴ₁及びＴ₂を制御することにより、変態量（＝膨張量）を制御できる点、並びに、
（ｄ）Ｍs及びＭfは材料中の炭素含有量により上下するので、材料中の炭素含有量を調節することで、多様な材料に対して同文献に記載の方法を適用できる点
が記載されている。

特許文献３〜５には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
同文献には、
（ａ）Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ等の熱伝導率を低下させる元素を少なくし、かつ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ等の高温強度を高める元素を多くすることにより、高い高温強度と高い熱伝導率を両立させることができる点、及び、
（ｂ）このような材料からなる粉末は、積層造形用粉末として好適である点
が記載されている。

特許文献６には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、及びＣｏを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、Ｐ、Ｓ、及びＢの総含有量が０．０２質量％以下である金型用粉末が開示されている。
同文献には、
（ａ）積層造形においては造形物の急冷凝固を伴うが、積層造形用の粉末に相対的に多量のＰ、Ｓ、及びＢが含まれていると、これらの元素が急冷凝固時に結晶粒界に偏析し、凝固割れを助長する点、及び
（ｂ）積層造形用粉末に含まれるＰ、Ｓ、及びＢの総含有量を０．０２質量％以下にすると、これを用いて積層造形を行った時に造形物の凝固割れを抑制できる点
が記載されている。

さらに、特許文献７には、積層造形用の金属粉末ではないが、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ｈ、及びＳを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱間工具鋼が開示されている。
同文献には、このような熱間工具鋼は、耐熱間摩耗性、大割れに対する耐性、及び、耐ヒートチェック性に優れている点が記載されている。

ＳＬＭ方式の３Ｄプリンタを用いて積層造形を行う場合において、マルエージング鋼の欠点を補うために、金属粉として、炭素を０．１％以上含有し、マルテンサイト変態を生じて硬化する鋼の粉末（例えば、熱間ダイス鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼の粉末）を用いることも考えられる。しかし、ＳＫＤ６１などの従来の熱間ダイス鋼をそのまま積層造形に用いると、造形ままの硬さが非常に高く、割れやすいという問題がある。

この問題を解決するために、特許文献１には、従来の熱間ダイス鋼に比べて炭素量を減らして造形ままの硬さを低下させ、これによって造形時の割れ防止を図るとともに、Ｓｉ量を低減して熱伝導率を高めた鋼粉末が提案されている。しかしながら、特許文献１に記載の方法を用いると、割れを回避することはできるが、熱応力の緩和が不十分となるために、造形品の寸法精度が低下したり、あるいは、造形後に３Ｄプリンタから造形物を取り出すのが困難となる場合がある。

また、特許文献２には、金属粉として炭素鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４２０Ｊ２）を用いて積層造形を行う場合において、Ｍs点近傍で固化層の温度を上下させる方法が開示されている。この方法を用いると、造形後の冷却過程で生じた引張の残留応力がマルテンサイト変態による体積膨張により緩和されるために、歪みの少ない造形物を得ることができる。

しかしながら、現状の３Ｄプリンタでは、装置上の制約から、到達可能な造形領域の温度に上限がある。そのため、特許文献２に記載の方法が適用できるのは、Ｍs点が約３００℃以下である鋼種（例えば、炭素を多く含有する炭素鋼及び強靱鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼、ニッケルを多く含むマルエージング鋼など）に限られ、Ｍs点が３００℃を超える鋼種には適用できない。一方、Ｍs点を３００℃以下にするために、Ｃ量を増加させると、造形ままの硬さが非常に高くなり、造形物が割れやすくなる。また、Ｃ以外の元素を増加させると、硬さを過度に上昇させることなくＭs点を低下させることはできるが、熱伝導率が低下するなど製品に必要な特性を得ることが難しくなる。

特許第６６０１０５１号公報 特許第６２９５００１号公報 特開２０１５−２０９５８８号公報 特開２０１５−２２１９３３号公報 特開２０１５−２２４３６３号公報 特開２０１９−１７３０４９号公報 特表２０１９−５０４１９７号公報

本発明が解決しようとする課題は、積層造形に適用した時に、割れや反りが少なく、かつ、適度な硬さを有する積層造形物を得ることが可能な金属粉末を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、積層造形に適用した時に、割れや反りが少なく、適度な硬さを有し、かつ、高い熱伝導率を有する積層造形物を得ることが可能な金属粉末を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係る金属粉末は、
０．１≦Ｃ≦０．４ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｓｉ≦１．５ｍａｓｓ％、
０．３≦Ｍｎ≦８．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｎｉ≦１０．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ｎ≦０．２００ｍａｓｓ％、及び、
０．０１≦Ａｌ≦４．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の式（１）を満たす。
１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）

本発明に係る金属粉末は、次の式（２）をさらに満たすものが好ましい。
２Ｃ＋Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ＋０．７５Ｃｒ＜８ …（２）

所定の元素を含み、かつ、式（１）を満たす金属粉末を用いて積層造形を行うと、造形後の冷却過程で生じた引張の残留応力がマルテンサイト変態による体積膨張により緩和される。その結果、割れ及び歪みの少ない積層造形物を得ることができる。

さらに、式（２）を満たすように合金元素の含有量を最適化すると、積層造形物の低歪み及び高硬度を維持したまま、積層造形物の熱伝導率を従来のマルエージング鋼より高い値（約２０Ｗ／(ｍ・Ｋ)以上）にすることができる。

雪崩角の測定方法の模式図である。 金属３Ｄプリンタの模式図である。 敷き詰め性評価方法の模式図である。 変態点測定用試料を所定の冷却速度で冷却したときの温度と寸法変化の関係の一例を示す図である。 反り量の測定方法の模式図である。

変数ＡとＭs点との関係を示す図である。 変数Ｔと熱伝導率との関係を示す図である。 Ｄ₅₀と雪崩角との関係を示す図である。 Ｍs点と造形後の歪との関係を示す図である。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 金属粉末］
［１．１． 成分］
本発明に係る金属粉末は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。

（１）０．１≦Ｃ≦０．４ｍａｓｓ％：
Ｃは、強度を調整する元素として重要である。積層造形直後の硬さはＣ含有量に比例し、Ｃ含有量が高くなるほど、積層造形直後の硬さが高くなる。さらに、Ｃは、Ｍs点を効果的に低下させることができる元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、積層造形直後の硬さが高くなりすぎ、割れ発生の原因となる。従って、Ｃ量は、０．４ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、、０．３０ｍａｓｓ％以下である。

（２）０．００５≦Ｓｉ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、切削加工時の被削性を改善する作用がある。積層造形物では完成形状に近い形状で造形されるため、切削加工を行う際の削りしろは小さく、被削性は必ずしも高い必要はない。しかしながら、Ｓｉ量を必要以上に低減するのは、製造時の精錬コストが増加し、経済的ではない。従って、Ｓｉ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱伝導率及び靱性が著しく低下する。従って、Ｓｉ量は、１．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．２０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。

（３）０．３≦Ｍｎ≦８．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、焼入れ性を確保するために必要な元素であると同時に、Ｍs点を効果的に低下させる元素もである。Ｍｎ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が低下し、あるいは、Ｍs点の上昇を招く。従って、Ｍｎ量は、０．３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、Ｍs点が室温付近となり、硬さが著しく低下する。従って、Ｍｎ量は、８．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。

（４）２．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、焼入れ性及び耐食性を確保するために必要な元素である。Ｃｒ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が低下し、あるいは、耐食性が極端に低下する。従って、Ｃｒ量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、２．９ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒを必要以上に添加しても、焼入れ性及び耐食性に及ぼす効果が飽和するので、実益がない。従って、Ｃｒ量は、１５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１４．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以下である。

（５）２．０≦Ｎｉ≦１０．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、焼入れ性を確保するために必要な元素であると同時に、Ｍs点を効果的に低下させる元素でもある。Ｎｉ量が少なくなりすぎると、硬さや熱伝導率を保ったまま、Ｍs点を低下させることが困難となる。従って、Ｎｉ量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、３．２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍs点が著しく低下し、積層造形後の硬さが低下する。従って、Ｎｉ量は、１０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、８．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、６．５ｍａｓｓ％以下である。

（６）０．１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、積層造形後の焼戻し時に、積層造形物を二次硬化を生じさせる作用がある。Ｍｏ量が少なすぎると、二次硬化の寄与が小さくなり、焼戻し温度が高い場合には硬さが不足する。また、Ｍｏ量が少なすぎると、高温強度が不足する。従って、Ｍｏ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、強度の向上に対する効果が飽和するだけでなく、破壊靱性値が低下する。従って、Ｍｏ量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下である。

（７）０．１≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｖは、炭化物や窒化物を形成し、鋼中に微細に分散することにより、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制する働きを有する。また、焼入れ時に固溶したＶは、６００℃付近の温度での焼き戻しによりＶの炭窒化物として析出し、二次硬化による高温硬さの確保や軟化抵抗の向上に寄与する。さらに、本発明ではＭs点を効果的に低下させるためにＣを活用しているが、Ｖは、６００℃付近での焼戻しによりＣをＶＣとして析出させ、Ｃをマトリックスから排出し、Ｍs点を上昇させる作用がある。焼戻し時にＭs点が上昇すると、焼戻し後の冷却過程で残留γがマルテンサイト変態を起こし、硬さが向上する。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖを必要以上に添加しても、その効果は飽和するので、実益がない。従って、Ｖ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３ｍａｓｓ％以下である。

（８）０．０１０≦Ｎ≦０．２００ｍａｓｓ％：
Ｎは、溶湯を窒素噴霧で粉末化する際に混入する元素である。Ｎ量を必要以上に低減するのは、製造コストの著しい上昇を招く。従って、Ｎ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０１１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎ量が過剰になると、窒化物の形成が促進され、靱性が著しく低下する。従って、Ｎ量は、０．２００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．１００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０５０ｍａｓｓ％以下である。

（９）０．０１≦Ａｌ≦４．０ｍａｓｓ％：
後述するように、本発明では、主にＣとＮｉでＭs点を調整している。すなわち、積層造形後の硬さを低減するためにＣ量を低下させると、Ｍs点が上昇する。このＭs点の上昇をＮｉ添加で抑制している。しかしながら、Ｎｉを過剰に添加すると、焼戻し後もＭs点が上昇せず、残留γが多量に発生する場合がある。その結果、焼戻し後も十分な硬さが得られなかったり、あるいは、固溶Ｎｉの影響で、金型に必要な特性である熱伝導率が低下する場合がある。この問題を解決するために、本発明では、Ａｌを添加している。

鋼中にＡｌが含まれていると、焼戻し時にＡｌとＮｉが金属間化合物を形成し、析出する。金属間化合物の析出は、硬さの向上に寄与すると同時に、マトリックスに固溶しているＮｉ量を低減する作用がある。マトリックスに固溶しているＮｉ量が低減すると、Ｍs点が上昇し、焼戻し後の残留γが低減することに加えて、熱伝導率も改善される。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ａｌ量が過剰になると、かえって熱伝導率の低下を招く。従って、Ａｌ量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。

（１０）不可避的不純物：
本発明に係る金属粉末において、以下に示す成分が以下に示す量で含まれる場合がある。このような場合、本発明においては、これらの成分を不可避的不純物として扱う。
Ｐ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｕ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．１０ｍａｓｓ％ｋ、Ｏ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦０．３ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｔａ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ｚｒ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｂ≦０．００５ｍａｓｓ％、Ｃａ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ≦０．０１ｍａｓｓ％。

［１．２． 成分バランス］
［１．２．１． 式（１）：Ｍs点］
本発明に係る金属粉末は、次の式（１）を満たしている必要がある。
１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）

式（１）の「１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ」（以下、これを「変数Ａ」ともいう）は、金属粉末のＭs点と相関がある。変数Ａに含まれる元素は、いずれもＭs点を下げる作用がある。本発明に係る金属粉末において、式（１）を満たすように変数Ａを最適化すると、金属粉末のＭs点を積層造形に適した範囲（具体的には、約５０℃〜２８０℃）にすることができる。

金属粉末のＭs点が低くなりすぎると、積層造形後の残留γが過剰となり、必要な硬さが得られない。また、積層造形後に室温まで冷却してもマルテンサイト変態量が少ないために、変態膨張による歪低減の効果が得られない。従って、Ｍs点は、５０℃以上が好ましい。これと同等以上のＭs点を実現するためには、変数Ａは、２０未満が好ましい。
一方、変態膨張により歪低減効果を得るためには、積層造形後に積層造形物をＭs点より低い温度でさらにマルテンサイト変態が完全に終了しない温度範囲に加熱する必要がある。現状の積層造形装置では、設備の制約上、２００℃までしか加熱できない。２００℃までの加熱では、Ｍs点が２８０℃以上の場合に加熱温度が低く、マルテンサイト変態がほとんど完了してしまい、変態膨張による歪低減効果が得られない。また、積層造形物を２００℃以上に加熱できるようになったとしても、Ｍs点が２８０℃以上では加熱に必要な温度がベイナイト変態を生じる温度以上となるため、造形中にベイナイト変態による膨張が発生し、変態膨張による歪低減効果が得られない。従って、Ｍs点は、２８０℃以下が好ましい。これと同等以下のＭs点を実現するためには、変数Ａは、１０超が好ましい。

なお、ＳＫＤ６１のような熱間ダイス鋼、あるいは、ＳＵＳ４２０Ｊのようなマルテンサイト系ステンレス鋼を用いて金型を製造する場合、通常、球状化焼きなまし処理により硬さを低下させた後、切削加工で造形することが行われている。しかしながら、これらの鋼種にＭｎ及び／又はＮｉを過剰に添加すると、球状化焼きなましにより硬さを低下させるのが困難となる。そのため、これらの鋼種において、Ｍｎ＋Ｎｉ量は、通常、２ｍａｓｓ％以下に抑えられている。

一方、積層造形では、実質的に切削加工が行われないため、積層造形後に球状化焼きなまし処理を行う必要がない。また、Ｃ量が過剰であると、積層造形物の硬さが高くなりすぎ、割れの原因となる。割れを抑制するにはＣ量を低下させる必要があるが、Ｃ量の低下はＭs点の上昇を招く。
これに対し、式（１）を満たすように、Ｃ量を相対的に少なくすると同時に、Ｍｎ＋Ｎｉ量を相対的に多くすると、積層造形物の割れが抑制されると同時に、Ｍs点を積層造形に適した範囲に維持することができる。

［１．２．２． 式（２）：熱伝導率］
本発明に係る金属粉末は、次の式（２）をさらに満たしているのが好ましい。
２Ｃ＋Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ＋０．７５Ｃｒ＜８ …（２）

式（２）の「２Ｃ＋Ｓｉ＋０．７５＋Ｍｎ０．７５Ｃｒ」（以下、これを「変数Ｔ」ともいう）は、金属粉末の熱伝導率と相関がある。変数Ｔに含まれる元素は、いずれも熱伝導率を下げる作用がある。本発明に係る金属粉末において、式（２）を満たすように変数Ｔを最適化すると、金属粉末の熱伝導率を、高い冷却能が求められる金型に適した範囲（具体的には、約２０Ｗ／(ｍ・Ｋ)以上）にすることができる。

熱伝導率は、水冷孔を有する金型には極めて重要な特性である。金型に水冷孔を設ける理由は、金型を効率的に冷却し、金型が接する成形品の冷却を加速するためである。このため、水冷孔を有する金型に用いられる材料の熱伝導率は高い方が好ましい。
積層造形に一般に用いられている１８Ｎｉマルエージング鋼の熱伝導率は、２０Ｗ／(ｍ・Ｋ)未満である。従って、これよりも冷却能の高い金型を得るためには、金属粉末の熱伝導率は、２０Ｗ／(ｍ・Ｋ)以上が好ましい。そのためには、変数Ｔは、８未満が好ましい。

［１．３． 粉体特性］
ＳＬＭ方式の３Ｄプリンタでは、レーザーで造形する前に金属粉末を均一に敷き詰める必要がある。金属粉末を均一に敷き詰めるためには、金属粉末の流動性が重要である。この流動性を確保するためには、金属粉末の粉体特性（特に、個数頻度Ｄ₅₀及び雪崩角）を最適化する必要がある。

［１．３．１． 個数頻度Ｄ₅₀］
「個数頻度Ｄ₅₀（μｍ）」とは、粉末の累積５０個数％粒子径（メディアン径）をいう。Ｄ₅₀の測定方法としては、例えば、
（ａ）レーザー回折・散乱法に基づく粒子分布測定装置を用いて測定する方法、
（ｂ）粒子画像分析装置を用いて測定する方法、
（ｃ）コールターカウンターを用いて測定する方法、
などがある。
本発明において、「Ｄ₅₀」というときは、粒子画像分析装置により測定されたメディアン径をいう。

一般に、Ｄ₅₀が小さくなるほど、相対的に微粉（粒径が１０μｍ以下の粉末）の含有量が多くなる。ファンデルワールス力や静電気力のような粒子間に生じる付着力は、粒径が小さくなるほど、高くなる。そのため、Ｄ₅₀が小さくなりすぎると、粉末が凝集しやすくなり、流動性が低下する。従って、Ｄ₅₀は、１０μｍ以上が好ましい。Ｄ₅₀は、好ましくは、２０μｍ以上、さらに好ましくは、３０μｍ以上である。
一方、Ｄ₅₀が大きくなりすぎると、粒子間に生じる付着力よりも粉体表面に生じる摩擦力の支配が大きくなる。そのため、粉末流動時のせん断抵抗が高くなり、流動性が阻害される。従って、Ｄ₅₀は、５０μｍ以下が好ましい。

［１．３．２． 雪崩角］
金属粉末の流動性評価方法としては、例えば、
（ａ）ＪＩＳ Ｚ２５０２：２０１２に規定される金属粉−流動度測定方法、
（ｂ）ASTM B213 Standard Test Methods for Flow Rate of Metal Powders Using the Hall Flowmeter Funnl、
（ｃ）ASTM B964 Standard Test Methods for Flow Rate of Metal Powders Using the Carney Funnel、
などがある。
一方、金属３Ｄプリンタにおける粉末敷き詰め工程に適した流動性評価方法として、Mercury Scientific社のRevolution Powder Analyzerで測定可能な雪崩角（Avalance angle）がある。本発明においては、金属粉末の流動性の指標として、この雪崩角を用いる。

図１に、雪崩角の測定方法の模式図を示す。まず、円筒容器（ドラム）に所定量の金属粉末を入れる。次いで、このドラムを低速で回転させると、ドラムの回転と共に金属粉末の堆積層は上方へ引き上げられる。さらに、粒子間の付着力と重力のバランスが崩れたときに、雪崩が発生する。
本発明においては、このような回転ドラム内で起こる周期的な雪崩現象をデジタルカメラで連続的に撮影した。次いで、撮影された画像の画像解析を行い、雪崩が生じた時の堆積層の斜面の角度を複数回測定し、その平均値を雪崩角とした。

一般に、雪崩角が小さいことは、粒子間の付着力が小さく、金属粉末の流動性が良好であることを表す。また、雪崩角は、金属粉末のＤ₅₀にもよるが、通常、３０〜６０°の値を取る。３Ｄプリンタの造形領域に金属粉末をより均一に敷き詰めるためには、雪崩角は、雪崩角は、４５°以下が好ましい。雪崩角は、好ましくは、４３°以下、より好ましくは、４０°以下、さらに好ましくは、３５°以下である。

［１．３．３． 見掛密度、タップ密度、及びHausner比］
見掛密度の測定方法としては、例えば、
（ａ）ＪＩＳ Ｚ２５０４：２０１２に規定される金属粉−見掛密度測定方法、
（ｂ）ASTM B212 Standard Test Method for Apparent Density of Free-Flowing Metal Powders Using the Hall Flowmeter Funnelに準じた方法、
などがある。
本発明において、「見掛密度ρ_bulk」というときは、ＪＩＳ Ｚ２５０４：２０１２に規定される金属粉−見掛密度測定方法により得られる値をいう。金属粉末の場合、見掛密度は、通常、３．０〜６．０ｇ／ｃｃ程度の値を取り得る。

タップ密度の測定方法としては、例えば、
（ａ）ＪＩＳ Ｚ２５１２：２０１２に規定される金属粉−タップ密度測定方法、
（ｂ）ASTM B527 Standard Test Method for Tap Density of Metal Powders and Compoundsに準じた方法、
などがある。
本発明において、「タップ密度ρ_tapped」というときは、ＪＩＳ Ｚ２５１２：２０１２に規定される金属粉−タップ密度測定方法により得られる値をいう。金属粉末の場合、タップ密度は、通常、３．０〜６．０ｇ／ｃｃ程度の値を取り得る。

「Hausner比」とは、金属粉末の見掛密度（ρ_bulk）に対する、タップ密度（ρ_tapped）の比（＝ρ_tapped／ρ_bulk）をいう。Hausner比が小さいことは、一般的には、粒子間相互作用が弱く、流動性が高いことを意味する。逆に、Hausner比が大きいことは、一般に、粒子間相互作用が強く、流動性が低いことを表す。金属粉末の場合、Hausner比は、通常、〜１．２５の値を取り得る。

［１．３．４． 粒子形状］
金属粉末の粒子形状は、球形でも良く、あるいは、不規則形状でも良い。一般に、球形の粒子の集合体からなる金属粉末は、不規則形状の粒子の集合体からなる金属粉末に比べて高い流動性を示す。

［１．４． 用途］
本発明に係る金属粉末は、種々の用途に用いることができるが、特に、積層造形用の金属粉末として好適である。

［２． 金属粉末の製造方法］
本発明において、金属粉末の製造方法は、特に限定されない。金属粉末の製造方法としては、例えば、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法、プラズマアトマイズ法、プラズマ回転電極法、遠心力アトマイズ法などがある。
例えば、ガスアトマイズ法を用いて金属粉末を製造する場合、溶湯をタンディッシュの底部から落下させながら、溶湯に高圧ガスを吹き付け、溶湯を粉砕・凝固させる。この場合、高圧ガスには、窒素、アルゴン、ヘリウムなどの不活性ガスが用いられる。ガスアトマイズ法により粉末を製造する場合、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｔｉ、ｒ、Ｎｂなどの不純物が不可避的に混入することがある。
さらに、２種以上の金属粉末を混合し、メカニカルアロイングなどの方法により金属粉末を製造しても良い。

また、いずれかの方法を用いて金属粉末を製造した後、さらに、金属粉末に対して還元性熱プラズマによる球状化処理を施しても良い。あるいは、金属粉末の流動性向上のため、粉末製造後に表面にナノ粒子を適量被覆しても良い。さらに、金属粉末の粒度分布は、製造条件によって制御することもできるが、湿式サイクロン、乾式サイクロン、乾式ふるい、超音波ふるいなどの分級法を用いて制御することもできる。

［３． 積層造形物の製造方法］
［３．１． 金属３Ｄプリンタ］
金属３Ｄプリンタを用いた積層造形の方式としては、例えば、粉末床溶融結合法、指向性エネルギー堆積法、バインダージェッティング法などがある。また、造形中に積層造形物の切削加工を行っても良い。
以下では、粉末床溶融結合法の一種である選択的レーザー溶融法（ＳＬＭ法）について説明する。粉末床溶融結合法による造形は、
（ａ）３Ｄ−ＣＡＤ等により生成させた３次元形状データ（例えば、ＳＴＬデータ）を元に数十μｍ単位のスライスデータを作成し、
（ｂ）スライスデータを用いて、粉末床に対して熱源を選択的に走査させながら照射し、焼結層を積層させる
ことにより行われる。

図２に、金属３Ｄプリンタの模式図を示す。図２において、金属３Ｄプリンタ１０は、材料バケット２０と、材料ステージ３０と、余剰ボックス４０とを備えている。
材料バケット２０の底部には、鉛直方向に昇降可能な昇降板２２が設けられ、昇降板２２の上方の空間には、金属粉末１２が充填されている。材料バケット２０上方には、適量の金属粉末１２を材料ステージ３０に供給するためのコーター２４が設けられている。コーター２４の先端には、金属粉末１２を掻き取るためのブレード２６が設けられている。ブレード２６の材料は、特に限定されない。ブレード２６の材料としては、例えば、シリコンゴム、セラミックス、高速度鋼（ハイス）などがある。

材料ステージ３０の底部には、鉛直方向に昇降可能な昇降板３２が設けられている。昇降板３２の上面には加熱ヒーター３４が載置され、加熱ヒーター３４の上面にはさらにベースプレート３６が載置されている。材料ステージ３０の上方には、レーザー光照射装置３８が設置されている。なお、金属粉末１２を溶融させるための熱源には、レーザー光に代えて、電子ビームを用いても良い。
ベースプレート３６の上方の空間には、金属粉末１２が充填された粉末床１４が形成されている。なお、図２には、既に形成された積層造形物１６が粉末床１４内に埋設されている状態が描かれている。

加熱ヒーター３４は、ベースプレート３６及びその上に造形される積層造形物１６を、造形前から造形終了までの間、所定の温度に加熱するためのものである。造形時に積層造形物１６を加熱すると、積層造形物１６の変形や割れを抑制することができる。加熱温度は、一般的には〜２００℃が用いられる。加熱ヒーター３４の種類は、特に限定されない。加熱ヒーター３４としては、例えば、ラジエントヒーター、シーズヒーター、高周波加熱装置などがある。

なお、図２に示す例では、金属粉末１２の供給方式として、ブレード２６を備えたコーター２４を用いて金属粉末１２を掻き取る方式が用いられているが、他の供給方式を用いても良い。他の供給方式としては、例えば、
（ａ）粉末貯蔵部を有するコーター（図示せず）を用いて、材料ステージ３０上でコーターから粉末を定量排出しながら、コーターのブレードにより敷き詰める方法、
（ｂ）タングステン合金ローラーを用いて、材料ステージ３０上に敷き詰められた粉末を押し固め、圧密しながら粉末床１４を形成する方法、
などがある。

余剰ボックス３０は、材料ステージ３０に供給された金属粉末１２をコーター２４で掻き取った時に生じる余剰の金属粉末１２を一時的に貯蔵するためのものである。

［３．２． 金属３Ｄプリンタの使用方法］
図２に示す金属３Ｄプリンタ１０を用いた積層造形物１６の作製は、以下のようにしておこなわれる。

［３．２．１． 粉末の敷き詰め］
まず、昇降板２２を所定の距離だけ上昇させ、材料バケット２０に貯蔵された金属粉末１２を押し上げる。これと同時に、昇降板３２を下降させ、材料ステージ３０の上部に金属粉末１２を新たに敷き詰めるための空間を作る。
次に、コーター２４を材料バケット２０側から余剰ボックス４０側に向かって移動させる。これにより、材料バケット２０上にある金属粉末１２がブレード２６により掻き取られ、材料ステージ３０上の空間に敷き詰められて粉末床１４となる。また、材料ステージ３０の上面を素通りした余剰の金属粉末１２は、余剰ボックス４０に排出される。

コーター２４の敷き詰め速度が遅すぎると、作業効率が低下する。従って、敷き詰め速度は、１０ｍｍ／ｓ以上が好ましい。敷き詰め速度は、好ましくは、５０ｍｍ／ｓ以上、さらに好ましくは、１００ｍｍ／ｓ以上である。
一方、敷き詰め速度が速くなりすぎると、粉末床１４の表面の凹凸が大きくなる。粉末床１４の表面の凹凸が大きくなると、造形時の溶融不均一や空隙欠陥の発生を助長する。従って、敷き詰め速度は、４００ｍｍ／ｓが以下が好ましい。敷き詰め速度は、好ましくは、２００ｍｍ／ｓ以下である。

［３．２．２． レーザー光の照射］
次に、加熱ヒーター３４を用いてベースプレート３６を所定の温度に維持した状態で、レーザー光照射装置３８から粉末床１４に向かってレーザー光を照射する。これにより、金属粉末１２が局所的に溶融し、既に形成されている積層造形物１６の上面で凝固する。その結果、積層造形物１６の上に新たな薄層が形成される。
以下、このような金属粉末の敷き詰めと、レーザー光照射による薄層の形成とが必要回数だけ繰り返される。

造形プロセスにおいては、熱源の出力、走査速度、熱源の集中径、走査ピッチ、粉末の１層毎の積層厚さが重要である。ここで、熱源のエネルギー密度（Ｅ）は、次の式（３）で表される。
Ｅ（Ｊ／ｍｍ³）＝Ｐ÷(ｖ×ｓ×ｄ) …（３）
但し、
Ｐは熱源の出力（Ｗ）、
ｖは熱源の走査速度（ｍｍ／ｓ）、
ｓは走査ピッチ（ｍｍ）、
ｄは積層厚さ（ｍｍ）。

本発明に係る金属粉末を用いて積層造形を行う場合、熱源のエネルギー密度（Ｅ）が小さくなりすぎると、熱量不足により未溶融部が発生し、造形物内に空隙が発生するおそれがある。従って、Ｅは、３０Ｊ／ｍｍ²以上が好ましい。Ｅは、好ましくは、４０Ｊ／ｍｍ²以上である。
一方、Ｅが大きくなりすぎると、粉体層に与えるエネルギーが過大となることで、微少キーホールと呼ばれる細長く溶融池底付近まで差し込むような溶け込み形状となる。レーザー通過後の凝固時に、溶融部において溶融金属の充填が不十分になると、微小空隙欠陥が生じ、造形物の密度が低下する。従って、Ｅは、１２０Ｊ／ｍｍ²以下が好ましい。Ｅは、好ましくは、１００Ｊ／ｍｍ²以下である。

このようなＥを達成するためには、熱源の出力（Ｐ）は、５０〜３５０Ｗが好ましい。熱源の走査速度（ｖ）は、３００〜３０００ｍｍ／ｓが好ましい。走査ピッチ（ｓ）は、０．０２〜０．２０ｍｍが好ましい。さらに、積層厚さ（ｄ）は、１０〜２００μｍが好ましい。なお、ｄは、ＳＴＬデータのスライス幅と同義である。

熱源の集中径として、レーザーはフォーカス径、電子ビームはビーム径がそれぞれ該当する。熱源としてレーザー光を用いる場合、集中径は、好ましくは、５０〜５００μｍ、さらに好ましくは、５０〜３００μｍである。熱源として電子ビームを用いる場合、集中径は、２００〜１０００μｍが好ましい。

造形時の雰囲気は、酸化を抑制するため、アルゴンガス、窒素ガスなどの不活性ガス、あるいは、真空を含む減圧雰囲気が好ましい。
また、熱源として電子ビームを用いる場合、電子の拡散を防ぎ、ビームのエネルギー密度を高めるのが好ましい。そのためには、造形時の雰囲気は、減圧雰囲気、特に、真空下が好ましい。

［４． 作用］
鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＮｉは、いずれもＭs点を低下させる作用がある。そのため、Ｃ量を相対的に少なくすると同時に、式（１）を満たすように、これらの元素の含有量を最適化すると、造形まま硬さを過度に上昇させることなく、Ｍs点を積層造形物の低歪化に適した範囲（約５０℃〜２８０℃）に維持することができる。

一方、Ｖは、Ｃと結合してＶＣを形成し、マトリックス中に固溶しているＣ量を低減させる作用（すなわち、Ｍs点を上昇させる作用）がある。同様に、Ａｌは、Ｎｉと結合してＮｉＡｌを形成し、マトリックス中に固溶しているＮｉ量を低減させる作用（すなわち、Ｍs点を上昇させる作用）がある。

そのため、所定の元素を含み、かつ、式（１）を満たす金属粉末を用いて積層造形を行うと、造形後の冷却過程で生じた引張の残留応力がマルテンサイト変態による体積膨張により緩和される。その結果、割れ及び歪みの少ない積層造形物を得ることができる。
また、適量のＶ及びＡｌを含む金属粉末を用いて積層造形を行い、積層造形後に積層造形物の焼戻しを行うと、鋼中にＶＣ及びＮｉＡｌが析出し、マトリックスのＭs点が上昇する。その結果、焼戻し後の冷却過程でマルテンサイト変態が進行し、残留オーステナイト量が減少する。また、これによって、必要な硬さを確保することができる。

さらに、式（２）を満たすように合金元素の含有量を最適化すると、積層造形物の低歪み及び高硬度を維持したまま、造形物の熱伝導率を従来のマルエージング鋼より高い値（約２０Ｗ／(ｍ・Ｋ)以上）にすることができる。
また、積層造形後に積層造形物の焼戻しを行うと、鋼中にＮｉＡｌや合金炭化物が析出し、マトリックスの合金元素の固溶量が減少するため、熱伝導率が上昇する。これによって、造形ままの状態に比べて熱伝導率が０．１〜８Ｗ／(Ｋ・ｍ)程度上昇する。

（実施例１〜２３、比較例１〜７）
［１． 試料の作製］
［１．１． 金属粉末の作製］
ガスアトマイズ法を用いて、表１に示す３０種類の鋼の粉末を作製した。なお、表１に記載した鋼の粉末には、表中に記載されていない元素が不純物として規定した量の範囲内で含まれている場合がある。また、比較例１は熱間工具鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）に、比較例２はマルテンサイト系ステンレス鋼（ＪＩＳ ＳＵＳ４２０Ｊ２）に、比較例３は１８Ｎｉマルエージング鋼に、それぞれ、相当する。

［１．２． 積層造形物の作製］
コンセプトレーザー社製の金属３ＤプリンターＭ２を用いて、Ｍs点、熱伝導率、及び硬さを測定するための積層造形物（１５×１５×１５ｍｍの立方体）を作製した。積層造形の条件は、後述する造形性の評価試験時の条件と同一とした。

［２． 試験方法］
［２．１． 金属粉末の評価］
［２．１．１． 個数頻度Ｄ₅₀］
Malvern Panalytical社の粒子画像分析装置モフォロギＧ３を用いて、各粉末の個数頻度Ｄ₅₀を測定した。
［２．１．２． 雪崩角］
Mercury Scientific社のRevolution Powder Analyzerを用いて、雪崩角を測定した。雪崩角の測定は、合計１２８回行い、その平均値を求めた。

［２．１．３． 敷き詰め性評価］
図３に、敷き詰め性評価方法の模式図を示す。コンセプトレーザー社製の金属３ＤプリンターＭ２を用いて、敷き詰め性の評価を行った。コーターの敷き詰め速度は、１００ｍｍ／ｓとした。粉末の積層厚さは５０μｍとし、金属粉末は積層厚さの２倍に相当する量を供給した。

装置内蔵カメラを用いて、敷き詰め部（２４５ｍｍ×２４５ｍｍ）を撮像した。撮像画像内の２２０ｍｍ×２２０ｍｍの領域を測定領域とし、測定領域内の敷き詰め領域（領域Ａ）と、敷き詰めされていない領域の輝度差から、画像処理により測定領域を２値化した。さらに、以下の式（４）を用いて、有効面積率を算出した。
有効面積率（％）＝領域Ａの面積×１００／測定領域の面積 …（４）

［２．２． 積層造形物の評価］
［２．２．１． Ｍs点］
造形ままの積層造形物より、変態点測定用の試験片（φ４ｍｍ×１０ｍｍ）を切り出した。試験片を１０００℃〜１３００℃に加熱した後、１００℃／ｍｉｎの冷却速度で２０℃まで冷却し、冷却中の温度変化及び寸法変化を測定した。
図４に、変態点測定用試料を所定の冷却速度で冷却したときの温度と寸法変化の関係の一例を示す。図４に示すように、熱収縮から熱膨張に転じた温度をマルテンサイト変態開始温度（Ｍs）とした。

［２．２．２． 熱伝導率］
造形ままの積層造形物より、熱伝導率測定用の試験片（φ１０ｍｍ×２ｍｍ）を切り出した。２５℃においてレーザーフラッシュ法を用いて、試験片の比熱及び熱拡散率を測定した。なお、測定時は、試験片の両面にカーボンスプレーを塗布した。また、アルキメデス法（ＪＩＳ Ｚ８８０７）を用いて、試験片の密度を測定した。さらに、以下の式（５）を用いて熱伝導率を算出した。
熱伝導率＝熱拡散率×比熱×密度 …（５）

［２．２．３． 造形まま硬さ］
造形ままの積層造形物の中心部付近より、硬さ測定用の試験片を切り出した。得られた試験片を用いて、ロックウェル硬さ（ＪＩＳ Ｚ２２４５）を測定した。

［２．２．４． 造形性］
コンセプトレーザー社製の金属３ＤプリンターＭ２を用いて、縦２０ｍｍ×横１５０ｍｍ×高さ１５ｍｍの短冊状ベースプレート上に、縦１８ｍｍ×横３０ｍｍ×高さ１０ｍｍの積層造形物を作製した。エネルギー密度は、８５Ｊ／ｍｍ²とした。積層造形は、加熱ヒーターを用いて積層造形物をＭs−３０℃〜Ｍs−８０℃の温度に予熱しながら行った。造形時の雰囲気は、窒素雰囲気とした。

図５に、反り量の測定方法の模式図を示す。積層造形終了後、ベースプレートを取り出し、ベースプレートを定盤の上に載せた。水平方向から造形物の全体が映るように撮影した外観写真から、画像解析により積層造形物の曲率半径Ｒと造形物の厚さｔを算出した。そして、以下の式（６）を用いて、造形後の歪を算出した。
造形後の歪（％）＝ｔ×１００／(２Ｒ＋ｔ) …（６）
なお、曲率半径Ｒは、ベースプレートを定盤の上に乗せて、レーザー変位計又は触針式の寸法測定器で定盤からの寸法を造形体長手方向に一定間隔に測定し、これらの変位を円形として近似して算出することもできる。
反り量を測定した造形物に対して、積層方向に対して直角をなす面に平行に５等分した。５枚の試料の断面を研磨後、光学顕微鏡で観察し、亀裂の有無を確認した。

［３． 結果］
表２に、結果を示す。なお、表２中、敷き詰め性に関し、「○」は、有効面積率が９８％以上であることを表し、「×」は、有効面積率が９８％未満であることを表す。
また、割れの有無に関し、「○」は、亀裂が確認されなかったことを表す。「△」は、５つの断面のうち、１面のみで亀裂が確認されたことを表す。「×」は、５つの断面のうち、２面以上で亀裂が確認されたことを表す。
また、図６に、変数ＡとＭs点との関係を示す。図７に、変数Ｔと熱伝導率との関係を示す。図８に、Ｄ₅₀と雪崩角との関係を示す。図９に、Ｍs点と造形後の歪との関係を示す。表２及び図６〜図９より、以下のことが分かる。

（１）比較例１は、Ｍs点が２８０℃を超えていた。また、造形後の歪の絶対値が０．３％を超えており、積層造形物には割れが認められた。これは、Ｎｉ量が少ないためと考えられる。
（２）比較例２は、熱伝導率が低い。これは、Ｃｒ量が多く、変数Ｔの値が８を超えているためと考えられる。また、積層造形物には、若干の割れが認められた。これは、Ｃ量が多いため造形ままの硬さが高く、造形中に靱性が不足したためと考えられる。さらに、比較例２は、Ｄ₅₀が１０μｍ未満であるために、敷き詰め性が悪い。これは、付着性が高いことにより凝集が生じ、雪崩角が大きくなり、流動性が悪化したためと考えられる。

（３）比較例３は、熱伝導率が低い。これは、Ｎｉを多量に含むためと考えられる。また、比較例３は、Ｄ₅₀が１０μｍ未満であるために、敷き詰め性が悪い。これは、比較例２と同様の理由によると考えられる。
（４）比較例４は、熱伝導率が低い。これは、Ｃｒ量が多いため、変数Ｔの値が８を超えているためと考えられる。また、比較例４は、Ｄ₅₀が１０μｍ未満であり、雪崩角が大きいために、敷き詰め性が悪い。これは、付着性が高いことにより凝集が生じ、雪崩角が大きくなり、流動性が悪化したためと考えられる。

（５）比較例５は、Ｍs点が２８０℃を超えており、造形後の歪の絶対値が０．３％を超えていた。これは、変数Ａが１０未満であるためと考えられる。また、比較例５は、雪崩角が大きく、かつ、Ｄ₅₀が小さいために、敷き詰め性が悪い。これは、付着力が高いことにより凝集が生じ、雪崩角が大きくなり、流動性が悪化したためと考えられる。
（６）比較例６は、Ｍs点が５０℃未満であった。これは、変数Ａが２０を超えているためと考えられる。また、比較例６は、熱伝導率が低い。これは、熱伝導率を低下させるＭｎ及びＣｒの含有量が過剰であるためと考えられる。さらに、比較例６は、造形後の歪の絶対値が０．３％を超えていた。これは、Ｍs点が室温付近であるため、マルテンサイト変態が造形中に進行せず、歪抑制効果が得られないためと考えられる。また、造形後に冷却される時に、造形体上部がマルテンサイト変態するために、上に凸に大きく変形したためと考えられる。

（７）比較例７は、Ｍs点が２８０℃を超えていた。これは、Ｍｎ量が多く、変数Ａが１０未満であるためと考えられる。また、造形後の歪の絶対値が０．３％を超えており、積層造形物には割れが認められた。これは、Ｃ量が比較的多く、マルテンサイトの靱性が低いためと考えられる。また、Ｍs点が２８０℃以上であり、造形中にマルテンサイト変態が進行して造形体の靱性が不足するためと考えられる。
（８）実施例１〜２３は、いずれも、造形後の歪の絶対値が０．３％以内であり、割れもほとんど認められなかった。これは、変数Ａが所定の範囲内となるように成分が最適化されているため、及び、これによってＭs点が適正範囲となったためと考えられる。
（９）変数Ｔが所定の範囲となるように成分を調節した場合、熱伝導率は、いずれも２０Ｗ／(ｍ・Ｋ)以上となった。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係る金属粉末は、積層造形法を用いて、冷却を必要とする金型（例えば、ダイカスト用金型、ホットスタンピング用金型、テイラードダイクエンチ用金型）を製造するための粉末原料として用いることができる。

Claims (4)

1. ０．１≦Ｃ≦０．４ｍａｓｓ％、
   ０．００５≦Ｓｉ≦１．５ｍａｓｓ％、
   ０．３≦Ｍｎ≦８．０ｍａｓｓ％、
   ２．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
   ２．０≦Ｎｉ≦１０．０ｍａｓｓ％、
   ０．１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、
   ０．１≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、
   ０．０１０≦Ｎ≦０．２００ｍａｓｓ％、及び、
   ０．０１≦Ａｌ≦４．０ｍａｓｓ％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   次の式（１）を満たす金属粉末。
   １０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）
2. 次の式（２）をさらに満たす請求項１に記載の金属粉末。
   ２Ｃ＋Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ＋０．７５Ｃｒ＜８ …（２）
3. 個数頻度Ｄ₅₀が１０μｍ以上であり、
   雪崩角が４５°以下である
   請求項１又は２に記載の金属粉末。
4. 積層造形に用いられる請求項１から３までのいずれか１項に記載の金属粉末。

Images