JP2022148950A

JP2022148950A - Ｆｅ基合金粉末を用いた造形物の製造方法

Info

Publication number: JP2022148950A
Application number: JP2021050840A
Authority: JP
Inventors: 将啓坂田; Masahiro Sakata; 芳和相川; Yoshikazu Aikawa; 哲嗣久世; Tetsutsugu Kuze
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2021-03-24
Filing date: 2021-03-24
Publication date: 2022-10-06

Abstract

【課題】硬さや靭性などの優れた機械的特性を有する造形物の製造方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｎｉ：１５．０～２１．０％、Ｍｏ：０．０１～１０．０％、Ａｌ：０．０１～３．００％、Ｃｏ：０．４５％以下（ただし、Ｃｏは０％の場合を含む）、Ｔｉ：０．１０～６．００％、Ｎｂ：２．０％以下（ただし、Ｎｂは０％の場合を含む）、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末を原料として、溶融・凝固させて所定の形状の造形物を造形する工程と、該造形物を９１０～１０３０℃で溶体化熱処理する工程と、４５０～５５０℃にて１．０～６．０時間処理する時効熱処理工程とを含む、造形物の製造方法。【選択図】図１

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、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基合金粉末を原料として造形物を得る製造方法に関する。

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。

そこで、主成分がＦｅであり、Ｃ：０．１％以下、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物が提案されている（特許文献２参照。）。この発明では原料粉末にＣが含有されている。

特開２００８－８１８４０号公報特許第６６１０９８４号公報

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、従来のマルエージング鋼は、Ｎｉ₃Ｍｏ相やＮｉ₃Ｔｉ相などの金属間化合物を析出させることで、高強度を達成している。

航空、宇宙分野の構造材、金型等では、積層造形法を適用することで、製造時間短縮や、設計自由度など様々なメリットがあるため、積層造形法をはじめとする３Ｄプリンターが用いられ始めている。そこで、本発明では、積層造形法を用いてマルエージング鋼からなる造形物の製造方法を検討する。

従来のマルエージング鋼において、Ｃｏは、Ｍｏの固溶量を低下させる役割がある。Ｃｏの含有が少ない場合においても、Ｍｏを含む析出物は析出するが、Ｃｏ量が多いと、Ｍｏがより析出しやすくなる。その結果、Ｍｏを含むＮｉ₃Ｍｏ相などの金属間化合物が多く析出されることから、Ｃｏが含有されている。このようにＣｏは金属間化合物の形成による高強度化に寄与する。

他方で、Ｃｏはオーステナイト安定化元素でもあることから、マルテンサイト変態を抑制することがある。マルテンサイト変態が抑制されると、熱処理を実施しても比較的強度の低いオーステナイト相が残存することになり、優れた強度は得られない。さらに、Ｃｏは、特定化学物質障害予防規制の対象物質であることから、Ｃｏを含有しないことが好ましい。

もっとも、低ＣｏやＣｏを含有しないマルエージング鋼に、従来の熱処理を施した場合には、脆性相（Ｌａｖｅｓ相）が形成されることから、機械的特性、特に靭性が低くなる。そこで、Ｃｏを多く含有する溶製材と同等の機械的特性（ロックウェル硬さ５１～５５ＨＲＣかつシャルピー衝撃値１６．０～２６．０Ｊ／ｃｍ²程度）を得ることは困難であった。

本発明者らは、Ｃｏを含有しないマルエージング鋼に、溶体化熱処理を９１０～１０３０℃、かつ、時効熱処理を４５０～５５０℃で、処理時間が１．０～６．０時間に制御することで、Ｌａｖｅｓ相の析出を抑制し、靭性低下を防ぐことができることを見出した。さらに、本熱処理を施した場合、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｏからなる析出物が形成されるため、高強度を有する造形物が得られる。その結果、Ｃｏを含有しないか、Ｃｏを少量含有するのみ（低Ｃｏ）にもかかわらず、高強度、高靭性を両立することができることを見出した。

ここで、本発明においては、質量％でＣｏが０．４５％以下のものを低Ｃｏという。マルテンサイト変態の抑制を防ぐためには、Ｃｏが０．４５％以下の低Ｃｏであることが望ましい。

本発明の目的は、Ｃｏを含まないか、Ｃｏを０．４５％以下含有するＦｅ基合金粉末に対して、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにおいて作製し、Ｌａｖｅｓ相とは異なる析出物を利用して、硬さや靭性などの優れた機械的特性を有する造形物の製造方法の提供にある。

Ｃｏ含有の有無にかかわらずマルエージング鋼に対して、溶体化熱処理の温度を高くする場合、結晶粒粗大化が生じるため、強度低下が懸念される。高強度が要求されるマルエージング鋼において、結晶粒粗大化を防ぐため、溶体化熱処理は９００℃以下の温度で実施することが多い。本発明者らは、Ｃｏを含有しない、もしくは低Ｃｏのマルエージング鋼に対して、靭性低下の原因となるＬａｖｅｓ相に着目し、溶体化熱処理の温度をあえて９１０℃以上に高くすることによって、Ｌａｖｅｓ相の析出を抑制可能であることを見出した。

また、積層造形法は、溶製時後は異なる急冷凝固プロセスであるため、得られる造形物の結晶粒は微細である。そのため、溶体化熱処理の温度を９１０℃以上とした場合においても、結晶粒粗大化を回避可能であることを見出した。

さらに、時効熱処理を制御することで、強度の向上が可能であり、低Ｃｏ及びＣｏを含有しないマルエージング鋼造形体が、高強度、高靭性を両立することを見出した。

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：０．０１～１０．０％、
Ａｌ：０．０１～３．００％、
Ｃｏ：０．４５％以下（ただし、Ｃｏは０％の場合を含む）、
Ｔｉ：０．１０～６．００％、
Ｎｂ：２．０％以下（ただし、Ｎｂは０％の場合を含む）、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末を原料として、
溶融・凝固させて所定の形状の造形物を造形する工程と、
該造形物を９１０～１０３０℃で溶体化熱処理する工程と、
４５０～５５０℃にて１．０～６．０時間処理する時効熱処理工程とを含む、
造形物の製造方法である。

その第２の手段は、質量％で、
Ｎｉ：１５．０～２１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１０．０％、
Ａｌ：０．０１～３．００％、
Ｃｏ：０．４５％以下（ただし、Ｃｏは０％の場合を含む）、
Ｔｉ：０．１０～６．００％、
Ｎｂ：２．０％以下（ただし、Ｎｂは０％の場合を含む）、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末を原料として、
溶融・凝固させて所定の形状の造形物を造形する工程と、
該造形物を９１０～１０３０℃で０．５～５．０時間処理する溶体化熱処理する工程と、
４５０～５５０℃にて１．０～６．０時間処理する時効熱処理工程とを含む、
造形物の製造方法である。

その第３の手段は、造形物を作製する工程が、Ｆｅ基合金粉末を積層して溶融・凝固させる積層造形法による工程である、第１または第２の手段に記載の製造方法である。

本発明に係るＦｅ基合金造形体に、所定の温度で溶体化熱処理を施すことで、Ｌａｖｅｓ相の析出を抑制することができる。そこで、低Ｃｏ含有もしくはＣｏを含有しない場合であっても、高靭性を有する造形物を得ることができる。

さらに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｏからなる析出物が形成されることから、溶体化処理の温度が高いのにも関わらず、高強度を有する造形物を得ることができる。したがって、高強度かつ高靭性であり、溶製材と同等以上の機械的特性を有する造形物を得ることが可能である。

具体的には、本発明の製造方法で熱処理して造形物を製造すると、ロックウェル硬さが５０～６０ＨＲＣで、シャルピー衝撃値が１６．０～３０．０Ｊ／ｃｍ²以上で、常温引張強度が１７００ＭＰa以上の特性を得ることができる。

実施例１２の組織のＴＥＭ画像である。図中の番号１はＴｉＡｌ、番号２及び番号３はＴｉＭｏである。比較例８の組織のＴＥＭ画像である。図示した箇所にＬａｖｅｓ相が観察される。

本発明の造形物の製造に用いるＦｅ基合金粉末では、Ｃｏフリー、もしくはＣｏの含有をきわめて抑えたマルエージング鋼を原料に用いている。そこで、本発明の造形物の製造方法の説明に先って、以下では、本発明の造形物の製造に用いるＦｅ基合金の成分、特性を規定する理由について説明する。なお、以下の成分組成における％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：０．０１～１０．０％、
Ｍｏは、ＴｉおよびＦｅ、Ｎｉ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り、Ｍｏは０．０１％以上必要である。この観点からは、Ｍｏの含有率は１．０％以上が好ましい。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１０．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏは６．０％以下である。

Ａｌ：０．０１～３．００％、
Ａｌは、Ｔｉおよび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の含有率を０．０１％以上とする。さらに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％以下が好ましい。より好ましくは、Ａｌは２．５％以下である。

Ｃｏ：０．４５％以下（ただし、Ｃｏは０％の場合を含む）、
Ｃｏは、オーステナイト相を形成する元素である。そこで、Ｃｏの含有率が過剰となると、マルテンサイト相の形成が困難となる。この観点から、Ｃｏの含有率は０．４５％以下とする。好ましくは、Ｃｏは０．３０％以下である。Ｃｏを含まなくてもよい。

Ｔｉ：０．１０～６．００％、
Ｔｉは、ＡｌおよびＭｏと金属間化合物を形成し、強度、耐酸化性を確保するための元素である。この観点から、Ｔｉの含有率は０．１０質量％以上とする。好ましくは、Ｔｉは０．５０％以上である。もっとも、多量のＴｉ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。そこで、Ｔｉの含有率は６．０％以下とする。好ましくは、Ｔｉは４．０％以下である。

Ｎｂ：２．０％以下（ただし、Ｎｂは０％の場合を含む）
Ｎｂは、強度を確保する際に添加してもよい任意的付加的成分である。もっとも、添加量が多い場合、靭性が低下するため、２．０％以下とする。

Ｄ５０／ＴＤ：０．２～２０．０
平均粒子径であるＤ５０（μｍ）とそのタップ密度である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、「ＪＩＳＺ２５１２」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回

［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。

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。

［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。

溶体化熱処理の制御により、Ｌａｖｅｓ相の析出を抑制し、過飽和マルテンサイト組織が得られる。時効熱処理の制御により、マルテンサイト相内にＴｉ、Ａｌ、Ｍｏなど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、特に強度に優れる造形物が得られる。

［溶体化熱処理］
溶体化熱処理温度：９１０～１０３０℃
処理時間：好ましくは０．５～５．０時間
溶体化熱処理の温度が９１０℃以上の場合、Ｌａｖｅｓ相の析出が抑制される。さらに、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９１０℃以上とする。好ましくは、溶体化熱処理の温度は９５０℃以上である。もっとも、温度が１０３０℃を超えると、結晶粒粗大化が顕著になるため、強度低下が生じる。そこで、溶体化熱処理の温度は、９１０～１０３０℃とする。

上述の溶体化熱処理温度に到達することで、Ｌａｖｅｓ相の抑制しうるので、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。Ｌａｖｅｓ相の析出を抑制するうえでは、本発明の温度での溶体化熱処理の処理時間は０．５時間以上が好ましい。もっとも、溶体化熱処理の処理時間が長すぎると、結晶粒が粗大化するため、強度が低下する。そこで、９１０～１０３０℃での溶体化処理時間は、０．５～５．０時間が好ましい。より好ましくは、溶体化処理時間は０．５～４．０時間である。

［時効熱処理］
処理温度：４５０～４４０℃
処理時間：１．０～６．０時間
時効熱処理の温度が４５０℃以上であれば、ＴｉＡｌやＴｉＭｏをはじめとした金属間化合物が十分に析出した組織が得られる。そこで、時効熱処理温度は４５０℃以上とする。好ましくは、４７０℃以上である。そして、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。もっとも、５５０℃を超えると、母相への固溶や結晶粒粗大化が抑制され難くなる。そこで、時効熱処理温度は５５０℃以下とする。好ましくは、５３０℃以下である。

時効熱処理の時間は、１．０時間以上の場合、ＴｉＡｌやＴｉＭｏをはじめとした金属間化合物が十分に析出した組織が得られる。そこで、処理時間は１．０時間以上とする。もっとも、時効熱処理の処理時間が長い場合、結晶粒が粗大化するため、強度が低下する。そこで、処理時間は６．０時間以下とする。好ましくは、処理時間は５．０時間以下である。

［熱処理後の造形物の物性］
ロックウェル硬さが５０ＨＲＣ以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さは５０ＨＲＣ以上が好ましい。そして、ロックウェル硬さが６０ＨＲＣ以下である造形物は、靱性及び耐久性に優れる。他方、ロックウェル硬さが６０ＨＲＣを超えると、靭性や耐久性に支障が生じてくる場合がある。この観点から、ロックウェル硬さは６０ＨＲＣ以下が好ましい。

シャルピー衝撃値が１６．０Ｊ／ｃｍ²以上である造形物は、靭性に優れる。そこで、シャルピー衝撃値は、１６．０Ｊ／ｃｍ²以上が好ましく、２０．０Ｊ／ｃｍ²以上がより好ましい。一方で、シャルピー衝撃値が大きい場合、強度は低下する傾向がある。この観点から、シャルピー衝撃値は３０．０Ｊ／ｃｍ²以下が好ましい。

常温引張強度が１７００ＭＰa以上である造形物は、強度に優れる。そこで、常温引張強度は１７００ＭＰa以上が好ましく、１８００ＭＰａ以上がより好ましい。一方で、常温引張強度が大きい場合、靭性が低下する傾向がある。この観点から、常温引張強度は２２００ＭＰa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％以上であることが好ましい。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の実施例１～１８及び比較例１～９に記載の化学成分及び残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる原料を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、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用いて、粉体の敷き詰めと照射を繰り返し、所定の形状（たとえば一辺１０ｍｍの立方体）の未熱処理造形物を得た。

［熱処理］
この未熱処理造形物に、表１に示される条件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。溶体化熱処理の後、表１に示される条件で時効化熱処理を施した。このときの冷却方法は空冷であった。

［造形物の相対密度］
造形物の密度を、アルキメデス法によって測定した。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た。造形物の相対密度は、いずれも９９％以上であることを確認した。

［造形物の硬さ測定］
熱処理を施した１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、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を足した１１０ｋｇｆの荷重を試験片に加え、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ＨＲＣを算出した。測定は、熱処理前及び熱処理後に行った。この結果を表１、２に示す。

［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、熱処理を施したＪＩＳ４号試験片である２ｍｍＶ切欠き試験片（角１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ）に対して、ＪＩＳＺ２２４２に則って２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験を実施した。３回平均の値をシャルピー衝撃値として、結果を表１、２に示す。

[常温引張特性］
ＪＩＳ１４Ａ号φ５試験片（直径５ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、引張試験を行った。試験中に加わった最大引張応力σ（σ＝測定荷重Ｆ／断面積Ｓ）を引張強さとして、結果を表１、２に示す。

[ＴＥＭ観察］
熱処理を施した造形体に対して、ＦＩＢ（集光イオンビーム）加工にて、薄膜状の試料を作製した。この試料を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、無作為で抽出された１０箇所（１箇所は２μｍ四方の領域）で析出物の組成を特定した。
実施例１２の結果を図１に、比較例８の結果を図２に示す。実施例１２では、析出物はＴｉ、Ａｌ、Ｍｏからなる析出物であるのに対し、比較例８では、Ｌａｖｅｓ相が析出している。

以上の通り、本発明の実施例の手順で製造された造形物は、適切な溶体化処理と時効処理が施されているので、Ｌａｖｅｓ相の析出を抑制することができており、造形物の靭性は１６～３０Ｊ／ｍｍ²の範囲にあり優れている。
さらに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｏからなる金属間化合物の析出が確認でき、強度は１７００～２２００ＭＰａの範囲にあり優れている。
また、硬さはいずれも５０ＨＲＣ以上を満たすものとなった。
このように、実施例の方法に基づくと、高強度かつ高靭性を両立する造形物を得ることができる。

比較例については、図２にも例示するように、Ｌａｖｅｓ相が析出しており、高靭性の造形体を得ることができなかった。
このように、本発明の製造方法を行うことで、強度と靭性に優れた造形物を得ることができる。

Claims

質量％で、
Ｎｉ：１５．０～２１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１０．０％、
Ａｌ：０．０１～３．００％、
Ｃｏ：０．４５％以下（ただし、Ｃｏは０％の場合を含む）、
Ｔｉ：０．１０～６．００％、
Ｎｂ：２．０％以下（ただし、Ｎｂは０％の場合を含む）、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末を原料として、
溶融・凝固させて所定の形状の造形物を造形する工程と、
該造形物を９１０～１０３０℃で溶体化熱処理する工程と、
４５０～５５０℃にて１．０～６．０時間処理する時効熱処理工程とを含む、
造形物の製造方法。
質量％で、
Ｎｉ：１５．０～２１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１０．０％、
Ａｌ：０．０１～３．００％、
Ｃｏ：０．４５％以下（ただし、Ｃｏは０％の場合を含む）、
Ｔｉ：０．１０～６．００％、
Ｎｂ：２．０％以下（ただし、Ｎｂは０％の場合を含む）、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末を原料として、
溶融・凝固させて所定の形状の造形物を造形する工程と、
該造形物を９１０～１０３０℃で０．５～５．０時間処理する溶体化熱処理する工程と、
４５０～５５０℃にて１．０～６．０時間処理する時効熱処理工程とを含む、
造形物の製造方法。
造形物を作製する工程が、Ｆｅ基合金粉末を積層して溶融・凝固させる積層造形法による工程である、請求項１または２に記載の製造方法。