JP2022122461A - 積層造形用Ｆｅ基合金粉末および積層造形物 - Google Patents

Abstract

【課題】 急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにおいてＴｉ酸化物のような突起物が形成させることのない、高密度で、かつ優れた硬さなどの機械的特性を有する造形物が得られるＦｅ基合金粉末と、この粉末からなる造形物の提供。【解決手段】 質量％で、Ｎｉ：１５．０～２１．０％、Ｍｏ：０．０１～５．００％、Ａｌ：０．０１～３．００％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末。【選択図】 なし

Description

本発明は、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法、肉盛法等の、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適したＦｅ基合金粉末に関する。とりわけ、パウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）による積層造形法に好適なＦｅ基合金粉末に関する。

金属からなる造形物の製作に、３Ｄプリンターが使用されはじめている。この３Ｄプリンターとは、積層造形法によって造形物を製作するものであり、金属積層造形法の代表的な方式にはパウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）やメタルデポジション方式（指向性エネルギー堆積方式）などがある。パウダーベッド方式では、レーザービームまたは電子ビームの照射によって、敷き詰められた粉末のうち照射された部位が溶融し凝固する。この溶融と凝固により、粉末粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に選択的になされ、照射がなされなかった部分は、溶融せず、照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。

形成された結合層の上に、さらに新しい金属粉末が敷き詰められ、それらの金属粉末にレーザービームまたは電子ビームの照射が行われる。すると、照射により、金属粒子が溶融、凝固し、新たな結合層が形成される。また、新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。

照射による溶融・凝固が順次繰り返されていくことにより、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造形体が得られる。こうした積層造形法を用いると、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。

パウダーベッド方式の積層造形法としては、「鉄系粉末」と、「ニッケル、ニッケル系合金、銅、銅系合金、および黒鉛から成る群から選ばれる１種類以上の粉末」が混合されたものを金属光造形用金属粉末として用い、これらの金属粉末を敷く粉末層形成ステップと、粉末層にビームを照射して焼結層を形成する焼結層形成ステップと、造形物の表面を切削する除去ステップを繰り返して焼結層を形成して、三次元形状造形物を製造するといった手順が開示されている（特許文献１参照。）。

航空、宇宙分野の構造物等向けの合金には、強度および耐疲労性が要求される。このような用途には、たとえば、マルエージング鋼が適している。そして、一般的なマルエージング鋼は、Ｃを実質的に含まず、かつ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｏ等の合金元素を含んでいる（特許文献２参照。）。

そこで、主成分がＦｅであり、Ｎｉ：１５～２１％、Ｃｏ：５％以下、Ｍｏ：７％以下、Ｔｉ：０．１～６％、Ａｌ：０．１～３％を含有するＦｅ基合金粉末が提案されている（特許文献２参照。）。なお、このマルエージング鋼にはＴｉが０．１質量％以上含有されている一方で、このマルエージング鋼には、Ｎｂが含まれていない。

また、主成分がＦｅであり、Ｎｉ：１４～２２％、Ｃｏ：０～５％、Ｍｏ：０．１～１５％、Ｔｉ：０．１～５％、Ａｌ：３％以下を含有するマルエージング鋼からなる積層造形用合金粉末が提案されている（特許文献３参照。）。なお、このマルエージング鋼にはＴｉが０．１質量％以上含有されている一方で、このマルエージング鋼には、Ｎｂが含まれていない。

特開２００８－８１８４０号公報 特開２０２０－６３５１９公報 特開２０２０－４５５６７公報

航空、宇宙分野の構造材、金型等には、強度、耐疲労性、靭性に優れることが要請されることから、それらの特性に優れるマルエージング鋼を適用することが一般的には好適とされる。もっとも、前述の特許文献２、３に開示されているマルエージング鋼は、いずれもＴｉを０．１％以上含んでいるので、積層造形法によって大きいサイズの造形物を作製しようとするときには、Ｔｉ酸化物が形成されることがあることがわかった。

たとえば、粉末床溶融結合方式で積層造形する場合には、形成されたＴｉ酸化物が突起物となって、薄い粉末層に顕出されることとなる。すると、本来は粉末層が平らになるはずのところが、平らにならず、部分的に凸になる箇所が顕れる。結合層の上に、さらに新しい金属粉末を敷き詰めてはレーザー照射を逐次繰り返していく方法であるところ、凸となる箇所に本来は平面的に敷き詰めるはずだった粉末が乗り上がるようになるため、周囲の粉末層は部分的に所定の粉末層厚さ以上の厚さとなってしまう。そこで、所定のレーザー照射位置と敷き詰められた粉末層とが正しく合致しきれず、レーザー照射による造形時に乗り上げの周囲が溶融不足となるなどしてしまうこととなる。すると、できあがった大きいサイズの造形物の内部に欠陥が生じるなどの不具合がもたらされる。このようにＴｉ酸化物による突起物があると、とくに大きなサイズの造形物を製造する際には、欠陥を含まない造形物の作製が困難となる。

そこで、本発明の目的は、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにおいてＴｉ酸化物のような突起物が形成させることのない、高密度で、かつ優れた硬さなどの機械的特性を有する造形物が得られるＦｅ基合金粉末と、この粉末からなる造形物を提供することである。

発明者らの検討したところ、Ｔｉ酸化物の乗り上げに起因しての欠陥形成などのトラブルを低減させるために、Ｔｉを０．１０％までの含有に留めると、大きいサイズの造形物を積層造形させる場合においても、高密度の造形物が得られやすいものとなった。もっとも、Ｔｉが０．１０％以下となると強度が低下してしまい十分とはいえないことから、さらなる工夫が必要となった。

Ｆｅ基合金の強化元素であるＴｉとＡｌは、他元素と金属間化合物を形成することで、強度を向上させる役割があるが、ＴｉとＡｌはいずれも活性な元素であるため、酸素と反応して、酸化物を形成しやすい。そこで発明者らは鋭意検討した結果、酸素と反応しにくく、かつ結晶粒微細化による強度向上が期待できるＮｂを添加することによって、高密度かつ機械的特性に優れた造形物が得られることを見出すに至った。また、Ｃｏは、オーステナイト相を形成する元素であって、マルテンサイト相の形成を抑制することとなるので、このＦｅ基合金では、Ｃｏの含有量を０．５％以下とすることが好ましい。

そこで本発明の課題を解決する第１の手段は、質量％で、Ｎｉ：１５．０～２１．０％、Ｍｏ：０．０１～５．００％、Ａｌ：０．０１～３．００％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末である。

その第２の手段は、第１の手段に記載の成分に、さらに、Ｎｂを０．１０～３．００％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末である。

その第３の手段は、第１または第２に記載の成分にさらに、Ｃｏ：０．５０％未満、Ｔｉ：０．１０％未満を１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末である。

その第４の手段は、平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とそのタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ³）との比（Ｄ５０／ＴＤ）が、０．２～２０.０であることを特徴とする第１～３のいずれか１項に記載のＦｅ基合金粉末である。

その第５の手段は、第１～４の手段のいずれか１手段に記載のＦｅ基合金粉末から作製された積層造形物である。

本発明のＦｅ基合金粉末は、従来のマルエージング鋼のようにＴｉは含有されておらず、もしくはＴｉの含有量を従前よりも極めて低く抑えているので、積層造形法に用いても、Ｔｉ酸化物のような突起物に起因した乗り上げによる造形不良などが生じにくく、大きいサイズの造形物を作製する場合においても、高密度な造形物を安定して形成することが可能である。

さらに、本発明のＦｅ基合金粉末にＮｂを０．１０～３．０％添加した場合には、高密度であることに加えて十分な硬さを備えることができるので、マルエージング鋼の適用場面で所望されている機械的特性を十分に兼ね備えており、積層造形により高密度と硬さのいずれにも優れた造形物を得ることができる。

本発明におけるＦｅ基合金粉末は、従来の合金元素としてＮｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｏを含んだマルエージング鋼と異なり、Ｔｉフリー、Ｃｏフリー、あるいは、ＴｉやＣｏの含有を極めて抑えたＦｅ基合金粉末である。そして、本発明の実施の形態の説明に先立って、以下では、まず、本発明のＦｅ基合金粉末の成分、特性を規定する理由について説明する。なお、以下の％は質量％である。

Ｎｉ：１５．０～２１．０％
Ｎｉは、ＭｏおよびＡｌと金属間化合物を形成し、優れた強度を有する造形物を得るための元素である。この観点から、Ｎｉは１５．０％以上が好ましく、１６．０％以上がより好ましく、１７．０％以上が特に好ましい。
もっとも、Ｎｉは、オーステナイト相を形成する元素であるため、多量のＮｉを添加すると、マルテンサイト変態が抑制され、マルテンサイト相の形成が困難となる。この観点から、Ｎｉの含有率は２１．０％以下が好ましい。より好ましくは、Ｎｉは２０．０％以下である。特に好ましくは、Ｎｉは１９．５％以下である。

Ｍｏ：０．０１～５．００％
Ｍｏは、Ｆｅと金属間化合物を形成し、強度を確保するための元素である。この観点から、Ｍｏは１．０％以上であることが好ましい。
もっとも、多量のＭｏを添加すると、靭性が低下する。この観点から、Ｍｏは５．０％以下が好ましい。より好ましくは、４．０％以下である。

Ａｌ：０．０１～３．００％
Ａｌは、Ｎｉと金属間化合物を形成し、強度、耐酸化性に優れる造形物を得るための元素である。この観点から、Ａｌの含有率は０．０１％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。
もっとも、多量のＡｌを添加すると、急速溶融急冷凝固プロセスにおいて高温割れが生じやすい。この観点から、Ａｌの含有率は３．０％以下が好ましく、２．５％以下がより好ましい。

Ｎｂを０．１０～３．００％
Ｎｂは、結晶粒微細化の効果があり、強度を確保するための元素である。また、ＮｂはＴｉと異なり、酸化物を形成しにくいため、乗り上げ現象を起こさない。これらの観点から、Ｎｂの含有率は０．０１％以上添加することが好ましい。より好ましくは、Ｎｂの含有率は０．１％以上添加することである。
もっとも、多量のＮｂを添加すると、靭性が低下する。この観点から、Ｎｂの含有率は３．０％以下が好ましく、より好ましくは、２．５％以下である。

Ｃｏ：０．５０％未満
Ｃｏは、オーステナイト相を形成する元素である。よって、Ｃｏの含有率が多い場合には、マルテンサイト相の形成が困難となる。そこで、この観点から、Ｃｏが含有される場合であっても、その含有率は０．５０％未満であることが好ましく、より好ましくは０．１％未満である。

Ｔｉ：０．１０％未満
Ｔｉは、強化元素であるが、活性であるため、積層造形中に酸化物を形成しやすく、造形不良や欠陥を招来しかねない乗り上げ現象を起こすなど、造形物の形成を妨げる元素でもある。この観点から、Ｔｉを含有する場合であっても、Ｔｉの含有は、０．１０％未満がより好ましい。

Ｄ５０／ＴＤ：０．２～２０．０
平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とそのタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ³）の比である「Ｄ５０／ＴＤ」は、粉末の流動性と造形性のバランスを示す指標である。Ｄ５０／ＴＤが０．２未満である場合、微粉化により粉末の流動性が低下し、造形物の密度が低下する。もっとも、Ｄ５０／ＴＤが２０より大きい場合、積層造形時に粉末の一部が溶け残って焼結され、欠陥として残存する。
よって、Ｄ５０／ＴＤは０．２～２０．０であることが好ましい。

平均粒子径Ｄ５０の測定では、粉末の全体積が１００％とされて、累積カーブが求められる。このカーブ上の、累積体積が５０％である点の粒子径が、平均粒子径Ｄ５０である。平均粒子径Ｄ５０は、レーザー回折散乱法によって測定される。この測定に適した装置として、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」が挙げられる。この装置のセル内に、粉末が純水と共に流し込まれ、粒子の光散乱情報に基づいて、粒子径が検出される。

タップ密度は、「ＪＩＳ Ｚ ２５１２」の規定に準拠して測定される。測定では、約５０ｇの粉末が容積１００ｃｍ³のシリンダーに充填され、密度が測定される。測定条件は、以下の通りである。
落下高さ：１０ｍｍ
タップ回数：２００

［Ｆｅ基合金粉末の粒子径］
Ｆｅ基合金粉末の平均粒子径は、１０μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。平均粒子径が１０μｍ以上である粉末は、流動性に優れる。この観点から、平均粒子径は２０μｍ以上がより好ましく、３０μｍ以上が特に好ましい。平均粒子径が１００μｍ以下である粉末から、相対密度が大きい造形物が得られうる。この観点から、平均粒子径は８０μｍ以下がより好ましく、６０μｍ以下が特に好ましい。

［Ｆｅ基合金粉末の製造方法］
粉末の製造方法として、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およ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、ガスアトマイズ法およ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、アトライタ法および振動ボールミル法が例示される。

積層造形に用いる粉末は、球状化の観点から、ガスアトマイズ法が好ましい。本発明では、以下の実施例では、ガスアトマイズを例に説明する。

［造形］
造形物の作製方法として、金属粉末を溶融および凝固する工程である急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例として、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法および肉盛法が挙げられる。特に、本発明のＦｅ基合金粉末は、粉末床溶融結合方式の三次元積層造形法に適しており、大きなサイズの造形物を高密度に形成することができる。

三次元積層造形法として、例えば３Ｄプリンターを用いることができる。積層造形法のうち粉末床溶融結合方式（パウダーベッド方式）では、敷き詰められた本発明のＦｅ基合金粉末に、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。溶融された粒子はその後、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、敷き詰められたＦｅ基合金粉末の一部に対して選択的になされる。敷き詰められた粉末のうち、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こととなる。

結合層の上に、さらにＦｅ基合金粉末が薄く敷き詰められる。このＦｅ基合金粉末の一部に、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。溶融された粒子はその後、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。

照射による結合が繰り返されることによって、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造形物が得られる。この積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
本発明においては、Ｔｉを極力用いないことから、Ｔｉ酸化物による乗り上げ現象が起こらず、造形不良となりにくいので、所望の高密度を維持しやすいものとなっている。

［球形度］
粉末の球形度は、０．８０～０．９５が好ましい。球形度が０．８０以上である粉末は、流動性に優れる。そこで、球形度は０．８３以上がより好ましく、０．８５以上が特に好ましい。
他方、球形度が１に近いとレーザーの反射率が高くなるので、粉体にレーザーのエネルギーの効率が低下する。そこで、レーザーの反射が抑制の観点からは、粉末の球形度が０．９５以下である粉末であることが好ましい。そこで、球形度は０．９３以下がより好ましく、０．９０以下が特に好ましい。

球形度の測定では、粉末が樹脂に埋め込まれた試験片が準備される。この試験片が鏡面研磨に供され、研磨面が光学顕微鏡で観察される。顕微鏡の倍率は、１００倍である。無作為に抽出された２０個の粒子について画像解析がなされ、この粒子の球形度が測定される。２０個の測定値の平均が、粉末の球形度である。球形度は、粉末１粒子の最大長と、最大長に対して垂直方向における長さの割合を意味している。

［熱処理］
Ｆｅ基合金粉末を用いた造形物は、形成された未熱処理造形物をそのまま用いるのではなく、未熱処理造形物に対して溶体化熱処理を施す工程、および時効熱処理を施す工程を経ることで、本発明の所望する特性の造形物を得ることができる。

溶体化熱処理を施すことにより、過飽和マルテンサイト組織が得られる。次に、時効熱処理を施すことにより、マルテンサイト相内にＮｉ、Ｍｏ、またはＡｌを含む金属間化合物が析出される。これらの金属間化合物に起因して、機械的特性に優れる造形物が得られる。

［溶体化熱処理］
溶体化熱処理の温度が７００℃以上の場合、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、溶体化熱処理の温度は７００℃以上が好ましく、７５０℃以上がより好ましい。温度が９００℃以下の場合、組織の脆化が抑制される。この観点から、温度は９００℃以下が好ましい。

溶体化熱処理時間が１．０ｈ以上の場合には、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、溶体化熱処理の時間は１．０ｈ以上が好ましく、１．５ｈ以上がより好ましい。もっとも、溶体化熱処理の時間が３．０ｈ以下であるほうが、エネルギーコストが抑制されるので、３．０ｈ以下であることが好ましい。さらに、溶体化熱処理の時間は２．５ｈ以下であることがより好ましい。

時効熱処理の温度が４５０℃以上の場合には、Ｎｉ₃ＭｏやＮｉ₃Ａｌなどの金属間化合物が十分に析出した組織が得られる。この観点から、時効熱処理の温度は４５０℃以上が好ましく、４７０℃以上が特に好ましい。温度が５５０℃以下である時効では、合金元素の母相への固溶が抑制される。さらに、結晶粒粗大化が抑制される。この観点から、温度は５５０℃以下が好ましく、５３０℃以下がより好ましい。

時効熱処理の時間は、３．０ｈ以上の場合、Ｎｉ₃ＭｏやＮｉ₃Ａｌなどの金属間化合物が十分に析出した組織が得られる。この観点から、時効熱処理の時間は３．０ｈ以上が好ましい。６．０ｈ以下である場合、エネルギーコストが抑制される。さらに、結晶粒粗大化が抑制される。この観点から、時効熱処理の時間は６．０ｈ以下が好ましく、５．５ｈ以下がより好ましい。

［熱処理後の造形物の物性］
ロックウェル硬さ：４５～６０ＨＲＣ
ロックウェル硬さＨＲＣが４５以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、本発明のＦｅ基合金を用いた造形物のロックウェル硬さＨＲＣは４５以上であることが好ましい。他方、ロックウェル硬さＨＲＣが６０以下である造形物は、靱性および耐久性に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは６０以下が好ましい。

［相対密度］
熱処理を施した造形物の相対密度は、９０％以上が好ましい。この造形物は、造形物内部の欠陥が少なく、硬さに優れる。この観点から、相対密度は９３％以上がより好ましく、９５％以上がさらに好ましい。

相対密度は、積層造形法等で作製した１０ｍｍ角試験片の密度と、原料である粉末のかさ密度との比に基づいて算出される。１０ｍｍ角試験片の密度は、アルキメデス法によって測定される。粉末のかさ密度は、乾式密度測定器によって測定される。

かさ密度の測定では、Ｈｅガス置換を利用した定容積膨張法によって測定される。この測定に適した装置として、島津製作所の乾式自動密度計「ＡｃｃｕＰｙｃ１３３０」が挙げられる。この装置のセル内に、粉末を充填させて密度を測定する。

［実施例］
表１に記載の実施例１～２０の化学成分からなる鋼を、それぞれガスアトマイズすることでＦｅ基合金粉末とした。また、表２に記載の比較例１～２の化学成分からなる鋼も同様にガスアトマイズすることでＦｅ基合金粉末とした。

まず、真空中にて、アルミナ製坩堝で、表１および表２の所定の組成を有する原料を高周波誘導加熱で加熱し、溶解した後、坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。次いで、この溶湯に向けてアルゴンガスを噴霧し、多数の粒子を得た。これらの粒子に分級を施して直径が６３μｍを超える粒子を除去し、Ｆｅ基合金粉末を得た。

［造形］
これらの粉末を原料として、三次元積層造形装置（ＥＯＳ－Ｍ２８０）による積層造形法を実施し、大型サイズ（２５０×２５０×１０ｍｍ）の直方体の造形を試み、実施例１～２０について、この大型サイズの未熱処理造形物を得た。
なお、造形に際しては、表１に示したように、本発明の実施例１～２０の粉末がＤ５０／ＴＤ：０．２～２０．０の範囲であることを確認してから、造形に用いた。結果、造形中及び造形物に不良は認められず、所望の造形物を得ることができた。
他方、表２に記載のとおり、比較例１、２では、この大型サイズの造形物は造形不良となり、造形物を得ることができなかった。

［熱処理］
実施例１～２０の大型サイズの未熱処理造形物に、表１に示される熱処理条件、即ち、温度８００又は８２０℃、時間は１時間又は２時間もしくは３時間で溶体化熱処理を施した。このときの冷却方法は空冷であった。さらに、溶体化熱処理の後、温度４８０℃又は５２０℃で、３時間もしくは５時間の時効熱処理を行なった。このときの冷却方法も空冷であった。

［比較例における大型サイズ（２５０×２５０×１０ｍｍ）の造形］
表２の比較例１および比較例２において、大型サイズ（２５０×２５０×１０ｍｍ）の造形は、表２に記載のとおり、途中で造形不良が生じたので、中断した。

［造形物の相対密度］
造形物の密度は、アルキメデス法によって測定した。すなわち、乾式自動密度計「ＡｃｃｕＰｙｃ１３３０」によって測定した粉末のかさ密度から、造形物の相対密度を算出し、造形性を評価した。表３に実施例１～２０の造形物の相対密度を示す。

［造形物の硬さ測定］
硬さ測定のために、大型サイズの直方体（２５０×２５０×１０ｍｍ）から１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を切り出し、先端半径０．２ｍｍのダイヤモンド鋼球が付いた圧子で、試験面に基本荷重である１０ｋｇｆをかけた。次に、基本加重に試験荷重である１００ｋｇｆを加えた１１０ｋｇｆの荷重を１０ｍｍ角の試験片にかけて、この試験片を塑性変形させた。次に、荷重を基準荷重である１０ｋｇｆに戻し、基準面からの永久窪みの深さを測定した。この深さから、変換式により、ロックウェル硬さを算出した。測定は、熱処理後に行った。表３に硬さ（ＨＲＣ）を示す。

［シャルピー衝撃値の測定］
造形物の靱性を確認するために、ＪＩＳ ４号試験片である２ｍｍＶ切欠き試験片（１０×１０×５５ｍｍ）に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に則ってシャルピー衝撃試験を実施し、３回平均の値をシャルピー衝撃値として表３に示した。

以上のとおり、本発明の実施例Ｎｏ．１～２０の積層造形用Ｆｅ基合金粉末は、乗り上げ現象による造形不良を起こすこともなく、積層造形法によって大型の造形物を適切に得ることができた。得られた造形物の相対密度は９９．７～９９．８％と、いずれも極めて高密度であった。
また、極めて高密度な造形物が得られることから、熱伝導性にも優れており、金型等の大型の造形物として用いた場合には優れた特性となる。
また、時効処理後の硬さも、４８．７～５３．７ＨＲＣとなった。４５ＨＲＣ以上の十分な硬さを確保しており、高密度と相まって耐久性も確保されている。また、造形物のシャルピー衝撃値は、１８．８～２６．６Ｊ／ｃｍ²となった。このように硬さが高すぎないことから、靭性とのバランス上も優れている。

比較例については、そもそも造形不良となり、大型の造形物を得ることができなかったので、造形物の評価をすることに至らなかった。このように、本発明の積層造形用Ｆｅ基合金粉末を用いることで、硬さと高密度を両立させた優れた造形物を得ることができる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｎｉ：１５．０～２１．０％、Ｍｏ：０．０１～５．００％、Ａｌ：０．０１～３．００％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末。
2. 請求項１に記載の成分に、さらに、Ｎｂを０．１０～３．００％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末。
3. 請求項１または２に記載の成分にさらに、Ｃｏ：０．５０％未満、Ｔｉ：０．１０％未満を１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする積層造形用Ｆｅ基合金粉末。
4. 平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とそのタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ³）との比（Ｄ５０／ＴＤ）が、０．２～２０．０であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の積層造形用Ｆｅ基合金粉末。
5. 請求項１～４のいずれか１項に記載のＦｅ基合金粉末から作製された積層造形物。