JP2023071110A - 溶融凝固成形用Ｆｅ基合金及び金属粉末 - Google Patents

Abstract

【課題】溶融凝固成形に適用した時に、造形時の変形が小さく、造形まま状態での加工能率が高く、かつ、高価な合金元素の含有量が少ない造形物を得ることが可能な溶融凝固成形用Ｆｅ基合金、及び、これと同等の組成を有する金属粉末を提供すること。【解決手段】溶融凝固成形Ｆｅ基合金は、０．０５≦Ｃ≦０．２５ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、０．０５≦Ｍｎ≦２．５ｍａｓｓ％、２．５≦Ｎｉ≦９．０ｍａｓｓ％、０．１≦Ｃｒ≦８．０ｍａｓｓ％、及び、０．００５≦Ｎ≦０．２００ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１１．５＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０を満たす。金属粉末は、平均組成が当該溶融凝固成形用Ｆｅ基合金と同等であるものからなる。【選択図】図３

Description

本発明は、溶融凝固成形用Ｆｅ基合金及び金属粉末に関し、さらに詳しくは、肉盛り溶接、積層造形などの溶融凝固成形に適用した時に、造形時の変形が小さく、造形まま状態での加工能率が高く、かつ、高価な合金元素の含有量が少ない造形物を得ることが可能な溶融凝固成形用Ｆｅ基合金、及び、これと同等の平均組成を有する金属粉末に関する。

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。
また、金属粉末を供給しながらレーザーや電子ビームを照射し、溶融金属を既存部材や基板等の被肉盛り材上に選択的に堆積させる積層造形法は、「指向性エネルギー堆積（ＤＥＤ）方式」とも呼ばれている。
このような積層造形法を例えばダイカスト金型やプラスチック成型用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。

このような積層造形に用いられる金属粉末に関し、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、所定量のＣ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、及びＡｌを含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるマルエージング鋼からなり、メジアン径Ｄ₅₀が２００μｍ以下である積層造形用金属粉末が開示されている。
同文献には、
（ａ）Ｔｉを含有するマルエージング鋼からなる金属粉末を用いて積層造形を行った場合、Ｔｉが線状に偏析し、積層造形物の靱性が低下しやすい点、及び、
（ｂ）Ｔｉ含有量を０．１～５．０質量％にすると、積層造形物中におけるＴｉ偏析を抑制することができ、積層造形物の靱性を改善することができる点、
が記載されている。

納期短縮、複雑な水冷回路の導入による成形品質向上などのため、積層造形技術を用いたプラスチック成型用金型の製造が始まっている。金属粉末を用いる積層造形（ＳＬＭ方式、ＤＥＤ方式）では、従来、ＳＵＳ４２０Ｊ２、マルエージング鋼、ＳＫＤ６１等の粉末が良く用いられている。特許文献１に開示されている金属粉末は、熱伝導率及び耐食性に優れているので、プラスチック成型用金型の積層造形に使用することができる。同様に、特許文献２に記載のマルエージング鋼の粉末は、靱性に優れているので、プラスチック成型用金型の積層造形に使用することができる。

プラスチック成型用金型の積層造形には、製造能力向上のため、積層造形機能と切削機能とを併せ持つ積層造形装置が用いられることがある。この場合、造形ままの状態で切削加工が行われる。このような積層造形装置に使用される金属粉末には、以下の３つの条件を満たしているのが好ましい。
（ａ）造形時の変形が小さく、仕上げ加工時の能率が高い（加工代が小さい）。
（ｂ）造形ままの硬さが低く、造形まま状態での加工能率が高い。
（ｃ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏなどの高価な合金元素の含有量が少なく、製造コストが低い。

しかしながら、上記の３つの条件をすべて満たす金属粉末が提案された例は、従来にはない。例えば、ＳＫＤ６１や特許文献１に記載の金属粉末は、積層造形時の熱応力に由来する積層造形物の変形が大きくなりやすい。変形が大きい場合、造形された金型の寸法精度が悪化し、仕上げ加工時の加工代が大きくなる場合がある。あるいは、事前に変形を考慮した上で金型を設計する必要があり、加工能率が悪化する場合がある。

また、ＳＵＳ４２０Ｊ及びマルエージング鋼の積層造形時の変形は、ＳＫＤ６１のそれに比べて小さい。しかし、ＳＵＳ４２０Ｊ２は、造形ままの硬さが高いために切削加工時に切削工具の摩耗が激しく、加工能率が低くなる。一方、マルエージング鋼は、造形ままの硬さが低く、造形まま状態での加工は比較的容易であるが、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏなどの高価なレアメタルを多く含有するために製造コストが高い。

特許第６６０１０５１号公報 特開２０２０－０４５５６７号公報

本発明が解決しようとする課題は、肉盛り溶接、積層造形などの溶融凝固成形に適用した時に、造形時の変形が小さく、造形まま状態での加工能率が高く、かつ、高価な合金元素の含有量が少ない造形物を得ることが可能な溶融凝固成形用Ｆｅ基合金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、このような溶融凝固成形用Ｆｅ基合金と同等の平均組成を有する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溶融凝固成形用Ｆｅ基合金は、
０．０５≦Ｃ≦０．２５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｍｎ≦２．５ｍａｓｓ％、
２．５≦Ｎｉ≦９．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｃｒ≦８．０ｍａｓｓ％、及び、
０．００５≦Ｎ≦０．２００ｍａｓｓ％
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。
１１．５＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）

本発明に係る金属粉末は、平均組成が本発明に係る溶融凝固成形用Ｆｅ基合金と同等であるものからなる。

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、積層造形時の変形を抑制することができる。
また、本発明に係る金属粉末は、ＳＵＳ４２０Ｊ２に比べて炭素量が少ないので、造形ままの硬さが低くなり、造形まま状態での加工能率が高くなる。

さらに、本発明に係る金属粉末は、マルエージング鋼に比べて炭素量が多く、かつ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量が少ない。そのため、本発明に係る金属粉末は、マルエージング鋼に比べて低コストである。また、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量の低減に起因する硬さの低下を、炭素量の増加に起因する硬さの増加（マルテンサイト変態による強化、炭化物の析出による析出強化など）で補うことができる。

変数ＡとＭs点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。 変数Ａ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． 溶融凝固成形用Ｆｅ基合金］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る溶融凝固成形用Ｆｅ基合金（以下、単に「Ｆｅ基合金」ともいう）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）０．０５≦Ｃ≦０．２５ｍａｓｓ％：
Ｃ量は、肉盛り溶接直後、あるいは、積層造形直後（以下、これらを総称して「造形直後」ともいう）のマルテンサイトの硬さに影響を与える。一般に、Ｃ量が多くなるほど、造形直後のマルテンサイトの硬さが高くなる。また、Ｃは、Ｍs点を効果的に低下させることができる元素でもある。Ｃ量が少なくなりすぎると、造形直後の硬さが低下し、あるいは、Ｍs点が高くなる場合がある。従って、Ｃ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、造形直後の硬さが過度に高くなり、切削加工の能率が悪化する場合がある。従って、Ｃ量は、０．２５ｍａｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２２ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１９ｍａｓｓ％以下である。

（２）０．０１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％：
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い。そのため、高い被削性は必ずしも必要ではない。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、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、靱性が低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。

（３）０．０５≦Ｍｎ≦２．５ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、焼入れ性を確保するために必要な元素である。また、Ｍｎは、Ｍs点を効果的に低下させる元素でもある。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点の上昇を招く場合がある。従って、Ｍｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、Ｍs点が著しく低下し、かえって積層造形物の変形が大きくなる場合がある。従って、Ｍｎ量は、２．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、２．３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．９ｍａｓｓ％以下である。

（４）２．５≦Ｎｉ≦９．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、焼入れ性を確保するために必要な元素である。また、Ｎｉは、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、Ｍs点を低下させることが困難となる場合がある。従って、Ｎｉ量は、２．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、２．８ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、５．０ｍａｓｓ％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、かえって積層造形物の変形が大きくなる場合がある。従って、Ｎｉ量は、９．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以下である。

（５）０．１≦Ｃｒ≦８．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、炭化物や窒化物を形成し、これらが鋼中に微細に分散することで、硬さや耐摩耗性の向上に寄与する。また、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もある。Ｃｒ量が少なくなりすぎると、焼入れ性及び硬さが低下する場合がある。従って、Ｃｒ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒを必要以上に添加しても、焼入れ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、８．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、６．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、５．５ｍａｓｓ％以下である。

（６）０．００５≦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、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１５ｍａｓｓ％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場合がある。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。

（７）不可避的不純物：
本発明に係るＦｅ基合金において、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％、Ｏ≦０．０８ｍａｓｓ％、
Ｍｏ＜０．２０ｍａｓｓ％、Ｗ≦０．２０ｍａｓｓ％、Ｖ＜０．０５ｍａｓｓ％、
Ａｌ＜０．３０ｍａｓｓ％、Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｓｎ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｎｂ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｚｒ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｂ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｅ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ≦０．０５ｍａｓｓ％、Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％、
ＲＥＭ≦０．０１ｍａｓｓ％。

［１．２． 副構成元素］
本発明に係るＦｅ基合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。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）０．５≦Ｃｕ≦３．０ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、時効処理することによって微細なＣｕ粒子として鋼中に析出し、分散することで硬さの向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｕ量は、さらに好ましくは、０．６ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、硬さの向上に寄与する効果が飽和するだけでなく、製造コストも増加する。従って、Ｃｕ量は、３．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｕ量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。

（２）０．２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、炭化物や窒化物を形成し、鋼中に微細に分散することで硬さや耐摩耗性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、炭化物又はＬａｖｅｓ相の析出量が増加し、靱性を低下させる場合がある。従って、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以下である。

（３）０．０５≦Ｖ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｖは、Ｍｏと同様に、炭化物や窒化物を形成し、鋼中に微細に分散することで硬さや耐摩耗性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、炭化物を形成し、切削加工時の工具摩耗を増加させる場合がある。従って、Ｖ量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ量は、さらに好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。
なお、金属粉末は、Ｍｏ又はＶのいずれか一方を含むものでも良く、あるいは、双方を含むものでも良い。

（４）０．３≦Ａｌ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ａｌは、焼戻し時にＮｉと金属間化合物を形成し、鋼中に析出する。金属間化合物の析出は、硬さの向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ａｌ量が過剰になると、金属間化合物や窒化物が過度に増加し、靱性を低下させる場合がある。従って、Ａｌ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ａｌ量は、好ましくは、１．３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以下である。

［１．３． 成分バランス］
本発明に係るＦｅ基合金は、次の式（１）を満たす。
１１．５＜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、Ｆｅ基合金の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Ｆｅ基合金において、式（１）を満たすように変数Ａを最適化すると、Ｆｅ基合金の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。
なお、変数Ａは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）に所定の係数を乗算し、これらを足し合わせたものである。

Ｆｅ基合金のＭs点が低くなりすぎると、積層造形直後の残留オーステナイトが過剰となり、必要な硬さが得られない。また、積層造形直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場合がある。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、積層造形直後に積層造形物を、Ｍs点より低い温度で、かつ、マルテンサイト変態が完全に終了する温度（Ｍf点）より高い温度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。積層造形物の加熱温度が２００℃である場合において、金属粉末のＭs点が２８０℃超である時には、加熱温度が低すぎるために、積層造形直後に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、積層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、１１．５超が好ましい。

［１．４． 形状］
本発明において、Ｆｅ基合金の形状は特に限定されない。Ｆｅ基合金の形状としては、塊、棒、管、線、粉末などがある。特に、粉末は溶融凝固成形の原料として好適である。

［２． 金属粉末］
本発明に係る金属粉末は、平均組成が本発明に係る溶融凝固成形用Ｆｅ基合金と同等であるものからなる。

［２．１． 成分］
「平均組成が溶融凝固成形用Ｆｅ基合金と同等である」とは、
（ａ）金属粉末が同一の組成を有する１種類の金属粒子の集合体からなり、かつ、個々の金属粒子が上述した組成範囲内にあること、
（ｂ）金属粉末が異なる組成を有する２種以上の金属粒子の混合物からなり、かつ、個々の金属粒子がそれぞれ上述した成分範囲内にあること、又は、
（ｃ）金属粉末が異なる組成を有する２種以上の金属粒子の混合物からなり、かつ、１種又は２種以上の金属粒子が上述した成分範囲内にはないが、金属粉末全体の組成の平均値が上述した成分範囲内にあること、
をいう。

金属粉末が異なる組成を有する２種以上の金属粒子の混合物からなる場合、個々の金属粒子は単一の金属元素を含む純金属粒子であっても良く、あるいは、２種以上の金属元素を含む合金粒子であっても良い。金属粉末が混合物からなる場合、その平均組成は、例えば、混合物から１０ｇ程度の試料を抜き取り、蛍光Ｘ線分析法、燃焼赤外線吸収法、プラズマ発光分光分析法などの方法を用いて分析することにより得られる。
金属粉末の組成（平均組成）の詳細については、上述したＦｅ基合金と同様であるので、説明を省略する。

［２．２． 平均粒径］
「平均粒径」とは、個数頻度Ｄ₅₀（μｍ）、すなわち、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、レーザー回折・散乱法に基づく粒子分布測定装置により測定されたメディアン径をいう。
金属粉末の平均粒径及び粒度分布は、金属粉末の製造条件、及び、金属粉末の分級条件により制御することができる。

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。

［２．３． 粒子形状］
金属粉末に含まれる個々の金属粒子の粒子形状は、特に限定されない。金属粒子は、球状粒子でも良く、あるいは、不規則形状粒子でも良い。高い流動性を得るには、金属粒子は、球状粒子が好ましい。

［２．４． 表面被覆］
金属粒子は、表面がナノ粒子で被覆されていても良い。「ナノ粒子」とは、直径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である無機化合物の粒子をいう。
金属粒子の表面をある種のナノ粒子で被覆すると、金属粒子の凝集を抑制することができる場合がある。金属粒子の凝集を抑制する作用があるナノ粒子としては、例えば、シリカ（ＳｉＯ₂）、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）、酸化マンガン（ＭｎＯ）、酸化鉄（Ｆｅ₂Ｏ₃）、酸化カルシウム（ＣａＯ）、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）などの金属酸化物がある。

金属粒子の表面をナノ粒子で被覆する場合、被覆量が少なすぎると、金属粒子の凝集を十分に抑制することができなくなる場合がある。従って、ナノ粒子の含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、ナノ粒子の被覆量が過剰になると、ナノ粒子が介在物となり、溶融凝固成形を行った時に造形物の強度及び／又は靱性が低下する場合がある。従って、ナノ粒子の含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。

［２．５． 用途］
本発明に係る金属粉末は、溶融凝固成形用の原料粉末として用いることができる。
ここで、「溶融凝固成形法」とは、種々の熱源を用いて金属粉末を溶融させ、溶融した金属粉末を凝固及び堆積させることにより造形物の全部又は一部を形成する方法をいう。
「造形物の全部を形成する」とは、金属粉末の溶融、凝固及び堆積のみによって、造形物の全体を形成することをいう。
「造形物の一部を形成する」とは、造形物の一部を構成する基材の表面に、金属粉末の溶融、凝固及び堆積により造形物の他の一部を構成する新たな層を積層すること（例えば、金型の補修）をいう。

溶融凝固成形法の内、代表的なものとしては、例えば、
（ａ）指向性エネルギー堆積（Direct Energy Deposition、ＤＥＤ）法、
（ｂ）粉末床溶融法、
（ｃ）プラズマ肉盛溶接法、
などがある。

これらの内、「指向性エネルギー堆積（ＤＥＤ）法」とは、金属粉末を供給しながらレーザーや電子ビームを照射し、溶融金属を既存部材や基板等の被肉盛り材上に選択的に堆積させる方法をいう。ＤＥＤ法は、金属層を繰り返し堆積させることができ、線状、壁状、塊状などの種々の形状に肉盛りすることができる。レーザーを熱源に用いた装置を用いることで、堆積させる融液の体積を絞ることができ、被肉盛り材との界面に発生する成分の混合による品質低下を抑制することができる。そのため、被肉盛り材には、Ｆｅ基合金、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金などの様々な材料を用いることができる。

「粉末床溶融法」とは、３Ｄ－ＣＡＤ等により生成された３次元データ（例えば、ＳＴＬデータ）に基づいて数十μｍ単位のスライスデータを作成し、得られたスライスデータを用いて粉末床に対してレーザーや電子ビーム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で造形する方法をいう。ＳＬＭ方式は、粉末床溶融法の一種である。
「プラズマ肉盛溶接法」とは、電極と基材との間にプラズマアークを発生させ、この中に金属粉末を投入して金属粉末を溶融させ、基材表面に金属を盛り上げる方法をいう。

［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。

［４． 作用］
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、積層造形時の変形を抑制することができる。
また、本発明に係る金属粉末は、ＳＵＳ４２０Ｊ２に比べて炭素量が少ないので、造形ままの硬さが低くなり、造形まま状態での加工能率が高くなる。

さらに、マルエージング鋼は、低炭素１８％Ｎｉ鋼にＭｏ、Ｃｏ等の時効硬化元素を多量に添加した時効硬化型の超強力鋼である。マルエージング鋼の粉末を用いて積層造形を行い、造形物を時効処理すると、高硬度が得られる。しかし、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏは、いずれも高価な元素である。一方、製造コストを低減するために、これらの元素の含有量を低減すると、必要な硬さが得られなくなる場合がある。

これに対し、本発明に係る金属粉末は、マルエージング鋼に比べて炭素量が多く、かつ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量が少ない。そのため、本発明に係る金属粉末は、マルエージング鋼に比べて低コストである。また、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量の低減に起因する硬さの低下を、炭素量の増加に起因する硬さの増加（マルテンサイト変態による強化、炭化物の析出による析出強化など）で補うことができる。

（実施例１～１０、比較例１～８）
［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１８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２は熱間工具鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）に、比較例３はマルテンサイト系ステンレス鋼（ＪＩＳ ＳＵＳ４２０Ｊ２）に、比較例４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． 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。

［２．２． 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。

［２．３． 造形後の歪］
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。

積層造形終了後、金属３Ｄプリンターから積層造形物付きベースプレートを取り出し、積層造形物付きベースプレートを定盤の上に乗せた。水平方向から積層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と積層造形物の厚さｔを算出した。そして、以下の式（２）を用いて、造形後の歪を算出した。
造形後の歪（％）＝ｔ×１００／(２Ｒ＋ｔ) …（２）
ここで、式（２）において、積層造形物が下に凸（すなわち、ベースプレート側に向かって凸）となるように変形している時には曲率半径Ｒは負の値と定義し、積層造形物が上に凸となるように変形している時には曲率半径Ｒは正の値と定義した。
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。

［３． 結果］
表２に、結果を示す。図１に、変数ＡとＭs点との関係を示す。図２に、Ｍs点と造形後の歪との関係を示す。さらに、図３に、変数Ａと造形後の歪との関係を示す。表２及び図１～３より、以下のことが分かる。

（１）比較例１、５、８は、造形後の歪が大きく、歪の絶対値が０．３％を超えていた。これは、変数Ａが過度に小さいために、Ｍs点が２８０℃を超えたためと考えられる。
（２）比較例２、３は、造形まま硬さが高く、５０ＨＲＣを超えていた。これは、Ｃ量が過剰であるためと考えられる。
（３）比較例４、６は、造形まま硬さが低く、造形後の歪も小さい。しかし、比較例４はＮｉ、Ｍｏ、及びＣｏを多量に含み、比較例６はＮｉ及びＭｏを多量に含むために、いずれも高コストである。
（４）比較例７は、造形後の歪がやや大きく、歪の絶対値が０．３％を超えていた。これは、変数Ａが過度に大きいために、Ｍs点が５０℃未満になったためと考えられる。
（５）実施例１～１０は、いずれも、造形まま硬さが適度であり、造形後の歪も小さい。また、Ｎｉ量、Ｍｏ量、及び、Ｃｏ量が相対的に少ないので、低コストである。

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、プラスチック成型用金型、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。
また、本発明に係る金属粉末は、造形物の厳密な形状制御を伴う積層造形だけでなく、造形物の厳密な形状制御を伴わない肉盛り溶接に対しても適用することができる。

Claims (5)

1. ０．０５≦Ｃ≦０．２５ｍａｓｓ％、
   ０．０１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
   ０．０５≦Ｍｎ≦２．５ｍａｓｓ％、
   ２．５≦Ｎｉ≦９．０ｍａｓｓ％、
   ０．１≦Ｃｒ≦８．０ｍａｓｓ％、及び、
   ０．００５≦Ｎ≦０．２００ｍａｓｓ％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   次の式（１）を満たす溶融凝固成形用Ｆｅ基合金。
   １１．５＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）
2. ０．５≦Ｃｕ≦３．０ｍａｓｓ％
   をさらに含む請求項１に記載の溶融凝固成形用Ｆｅ基合金。
3. ０．２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び／又は、
   ０．０５≦Ｖ≦０．１ｍａｓｓ％、
   をさらに含む請求項１又は２に記載の溶融凝固成形用Ｆｅ基合金。
4. ０．３≦Ａｌ≦１．５ｍａｓｓ％
   をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の溶融凝固成形用Ｆｅ基合金。
5. 平均組成が請求項１から４までのいずれか１項に記載の溶融凝固成形用Ｆｅ基合金と同等である金属粉末。

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