JP2023071145A - 金属粉末 - Google Patents
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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、耐熱性に優れた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、０．００１≦Ｃ≦０．４５ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦３．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、７．５≦Ｃｒ≦２１．０ｍａｓｓ％、１．５≦Ｎｉ≦７．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ≦１．３ｍａｓｓ％、０．０５≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、Ａｌ≦０．０１５ｍａｓｓ％、Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、０．０５≦Ｃ＋Ｎ≦０．５８ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０、及び、Ｃｒeq／Ｎｉeq＜５．６を満たす。但し、Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ、Ｎｉeq＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ。【選択図】図４
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、耐熱性に優れた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。
（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。
（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、
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。
例えば、特許文献１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を起こすために、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。
（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を起こすために、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２には、所定量のＣｒ、Ｎｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｐ、及び、Ｓを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金属粉末が開示されている。
同文献には、ステンレス鋼粉末を用いて積層造形を行う場合において、ステンレス鋼粉末に含まれる各元素量を所定の範囲内とし、かつ、Ｐ及びＳの量を制御すると、凝固割れが生じにくくなり、良好な造形性を示す点が記載されている。
同文献には、ステンレス鋼粉末を用いて積層造形を行う場合において、ステンレス鋼粉末に含まれる各元素量を所定の範囲内とし、かつ、Ｐ及びＳの量を制御すると、凝固割れが生じにくくなり、良好な造形性を示す点が記載されている。
さらに、特許文献３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、及び、Ｎを含み、残部がＦｅ及び不純物からなるステンレス鋼が開示されている。
同文献には、各元素の含有量を所定の範囲とすると、高温アニール後も高い硬度、高い靱性、及び、良好な耐食性を有するステンレス鋼が得られる点が記載されている。
同文献には、各元素の含有量を所定の範囲とすると、高温アニール後も高い硬度、高い靱性、及び、良好な耐食性を有するステンレス鋼が得られる点が記載されている。
特許文献１には、Ｍs点近傍で固化層の温度を上下させると、造形後の冷却過程で生じた引張残留応力がマルテンサイト変態による体積膨張によって緩和される点、及び、これによって歪の少ない造形物が得られる点が記載されている。しかし、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１に記載の方法を適用できるのは、Ｍs点が約３００℃以下である鋼種に限られる。
また、耐熱性が求められる用途には、ＳＵＨ１、ＳＵＨ３、ＳＵＨ１１などのマルテンサイト系耐熱鋼が用いられている。この種の耐熱鋼の場合、通常、耐熱性を高めるために炭素量が高くなっている。このような炭素量が高い粉末を積層造形に適用した場合、造形まま硬さが非常に高くなりやすい。その結果、造形物に割れが発生し、造形物の製作が困難となる場合がある。
この問題を解決するために、耐熱鋼の炭素量を低減することも考えられる。しかしながら、炭素量の低下はＭs点の上昇を招くため、Ｍs点が造形装置の到達可能な温度範囲を超過する場合がある。その結果、炭素量を低減した耐熱鋼粉末を用いて積層造形を行うと、造形物の残留応力が大きくなるという問題がある。
この問題を解決するために、耐熱鋼の炭素量を低減することも考えられる。しかしながら、炭素量の低下はＭs点の上昇を招くため、Ｍs点が造形装置の到達可能な温度範囲を超過する場合がある。その結果、炭素量を低減した耐熱鋼粉末を用いて積層造形を行うと、造形物の残留応力が大きくなるという問題がある。
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、耐熱性に優れた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、
０．００１≦Ｃ≦０．４５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦３．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
７．５≦Ｃｒ≦２１．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｎｉ≦７．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦１．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１５ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０５≦Ｃ＋Ｎ≦０．５８ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の式（１）及び式（２）を満たす。
０．００１≦Ｃ≦０．４５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦３．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
７．５≦Ｃｒ≦２１．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｎｉ≦７．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦１．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１５ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０５≦Ｃ＋Ｎ≦０．５８ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の式（１）及び式（２）を満たす。
１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜５．６ …（２）
但し、
Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ
Ｎｉeq＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜５．６ …（２）
但し、
Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ
Ｎｉeq＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ
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）を満たすように金属粉末の成分を最適化する（特に、Ｓｉ量、Ｃｒ量、及び、Ｎｉ量を最適化）すると、耐熱性に優れた積層造形物を得ることができる。
さらに、式（２）を満たすように金属粉末の成分を最適化する（特に、Ｓｉ量、Ｃｒ量、及び、Ｎｉ量を最適化）すると、耐熱性に優れた積層造形物を得ることができる。
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． 主構成元素］
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． 金属粉末］
［１．１． 主構成元素］
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）０．００１≦Ｃ≦０．４５ｍａｓｓ％：
Ｃは、各種の元素と炭化物を形成し、硬さ及び強度の向上に有効な元素である。また、Ｃは、Ｍs点の低減にも有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、金属粉末を用いて積層造形を行った場合において、積層造形直後の造形物の硬さは、ＣとＮの総量に比例する。そのため、Ｃ量が過剰になると、積層造形直後の造形物の硬さが高くなりすぎ、割れ発生の原因となる場合がある。従って、Ｃ量は、０．４５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．０９ｍａｓｓ％以下、あるいは、０．０６ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、各種の元素と炭化物を形成し、硬さ及び強度の向上に有効な元素である。また、Ｃは、Ｍs点の低減にも有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、金属粉末を用いて積層造形を行った場合において、積層造形直後の造形物の硬さは、ＣとＮの総量に比例する。そのため、Ｃ量が過剰になると、積層造形直後の造形物の硬さが高くなりすぎ、割れ発生の原因となる場合がある。従って、Ｃ量は、０．４５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．０９ｍａｓｓ％以下、あるいは、０．０６ｍａｓｓ％以下である。
（２）０．０１≦Ｓｉ≦３．５０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素である。また、Ｓｉは、造形物の耐熱性及び耐酸化性の向上に有効な元素でもある。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ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、Ｓｉ量が過剰になると、造形物の靱性が低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、３．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、３．２ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素である。また、Ｓｉは、造形物の耐熱性及び耐酸化性の向上に有効な元素でもある。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ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、Ｓｉ量が過剰になると、造形物の靱性が低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、３．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、３．２ｍａｓｓ％以下である。
（３）Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、脱酸元素及び脱硫元素として有効な元素である。また、Ｍｎは、靱性及び引張強さの向上に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、Ｍs点の低減に有効な元素でもある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＭｎを含んでいても良い。上述したような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｎ量は、さらに好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎは、オーステナイト安定化元素でもある。そのため、Ｍｎ量が過剰になると、残留オーステナイト量が過剰となり、造形物の硬さや耐食性が低下する場合がある。従って、Ｍｎ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎは、脱酸元素及び脱硫元素として有効な元素である。また、Ｍｎは、靱性及び引張強さの向上に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、Ｍs点の低減に有効な元素でもある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＭｎを含んでいても良い。上述したような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｎ量は、さらに好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎは、オーステナイト安定化元素でもある。そのため、Ｍｎ量が過剰になると、残留オーステナイト量が過剰となり、造形物の硬さや耐食性が低下する場合がある。従って、Ｍｎ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以下である。
（４）７．５≦Ｃｒ≦２１．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、高温耐酸化性の向上に有効な元素である。また、Ｃｒは、炭化物形成による造形物の焼入れ硬さの向上に有効な元素である。さらに、Ｃｒは、造形物の表面に不動態皮膜を形成させ、耐食性を確保するのに有効な元素でもある。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、７．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、焼入れ組織においてもフェライト組織が残存し、高温強度の低下につながる場合がある。従って、Ｃｒ量は、２１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、２０．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１８．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、高温耐酸化性の向上に有効な元素である。また、Ｃｒは、炭化物形成による造形物の焼入れ硬さの向上に有効な元素である。さらに、Ｃｒは、造形物の表面に不動態皮膜を形成させ、耐食性を確保するのに有効な元素でもある。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、７．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、焼入れ組織においてもフェライト組織が残存し、高温強度の低下につながる場合がある。従って、Ｃｒ量は、２１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、２０．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１８．５ｍａｓｓ％以下である。
（５）１．５≦Ｎｉ≦７．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、耐食性及び熱間強度の向上に有効な元素である。また、Ｎｉは、Ｍs点を効果的に低下させる元素でもある。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、１．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍs点が著しく低下する。その結果、残留オーステナイト量が過剰となり、焼戻し硬さが低下する場合がある。従って、Ｎｉ量は、７．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎｉは、耐食性及び熱間強度の向上に有効な元素である。また、Ｎｉは、Ｍs点を効果的に低下させる元素でもある。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、１．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍs点が著しく低下する。その結果、残留オーステナイト量が過剰となり、焼戻し硬さが低下する場合がある。従って、Ｎｉ量は、７．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（６）Ｍｏ≦１．３ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、不動態皮膜の再生を促し、耐食性を高める効果がある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＭｏを含んでいても良い。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、造形物の破壊靱性が低下する場合がある。従って、Ｍｏ量は、１．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．１ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｏは、不動態皮膜の再生を促し、耐食性を高める効果がある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＭｏを含んでいても良い。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、造形物の破壊靱性が低下する場合がある。従って、Ｍｏ量は、１．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．１ｍａｓｓ％以下である。
（７）０．０５≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｖは、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物及び／又は窒化物を生成し、硬さの向上に寄与する元素である。また、Ｖは、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止し、靱性の向上に寄与する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ量が過剰になると、多量の炭化物及び／又は窒化物が残存し、靱性が低下する場合がある。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、１．３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
Ｖは、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物及び／又は窒化物を生成し、硬さの向上に寄与する元素である。また、Ｖは、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止し、靱性の向上に寄与する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ量が過剰になると、多量の炭化物及び／又は窒化物が残存し、靱性が低下する場合がある。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、１．３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
（８）Ａｌ≦０．０１５ｍａｓｓ％：
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素である。また、微量のＡｌは、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制し、靱性の向上に寄与する場合がある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＡｌを含んでいても良い。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．００２ｍａｓｓ％超が好ましい。Ａｌ量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、粗大なＡｌＮが生成し、靱性及び疲労特性の著しい低下を招く場合がある。従って、Ａｌ量は、０．０１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素である。また、微量のＡｌは、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制し、靱性の向上に寄与する場合がある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＡｌを含んでいても良い。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．００２ｍａｓｓ％超が好ましい。Ａｌ量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、粗大なＡｌＮが生成し、靱性及び疲労特性の著しい低下を招く場合がある。従って、Ａｌ量は、０．０１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（９）Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％：
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。また、Ｎは、積層造形直後の造形物の硬さを増加させる作用がある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＮを含んでいても良い。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎ量が過剰になると、積層造形直後の造形物の硬さが高くなりすぎ、割れ発生の原因となる場合がある。従って、Ｎ量は、０．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０７ｍａｓｓ％以下である。
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。また、Ｎは、積層造形直後の造形物の硬さを増加させる作用がある。そのため、金属粉末は、必要に応じてＮを含んでいても良い。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎ量が過剰になると、積層造形直後の造形物の硬さが高くなりすぎ、割れ発生の原因となる場合がある。従って、Ｎ量は、０．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０７ｍａｓｓ％以下である。
（１０）０．０５≦Ｃ＋Ｎ≦０．５８ｍａｓｓ％：
Ｃ及びＮは、いずれも、硬さ及び強度の向上に有効な元素である。また、Ｃ及びＮは、Ｍs点の低減にも有効な元素である。Ｃ＋Ｎが少なくなりすぎると、必要な硬さが得られない。従って、Ｃ＋Ｎは、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ＋Ｎが過剰になると、積層造形直後の造形物の硬さが高くなりすぎ、割れの発生の原因となる場合がある。従って、Ｃ＋Ｎは、０．５８ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ＋Ｎは、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃ及びＮは、いずれも、硬さ及び強度の向上に有効な元素である。また、Ｃ及びＮは、Ｍs点の低減にも有効な元素である。Ｃ＋Ｎが少なくなりすぎると、必要な硬さが得られない。従って、Ｃ＋Ｎは、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ＋Ｎが過剰になると、積層造形直後の造形物の硬さが高くなりすぎ、割れの発生の原因となる場合がある。従って、Ｃ＋Ｎは、０．５８ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ＋Ｎは、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以下である。
（１１）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。
Ｃｕ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦０．３ｍａｓｓ％、
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％。
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。
Ｃｕ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦０．３ｍａｓｓ％、
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． 副構成元素］
本発明に係る金属粉末は、上述した主構成元素に加えて、以下のような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。
本発明に係る金属粉末は、上述した主構成元素に加えて、以下のような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）０．１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、Ｖと同様に、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物及び／又は窒化物を生成し、硬さの向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止し、靱性の向上に寄与する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、粗大な炭化物及び／又は窒化物が析出し、焼き割れを助長する場合がある。従って、Ｎｂ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｎｂは、Ｖと同様に、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物及び／又は窒化物を生成し、硬さの向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止し、靱性の向上に寄与する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、粗大な炭化物及び／又は窒化物が析出し、焼き割れを助長する場合がある。従って、Ｎｂ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（２）０．１≦Ｗ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ｗは、耐食性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｗ量が過剰になると、コストの上昇を招くだけでなく、Ｍ6Ｃ型の粗大な炭化物を生成し、焼き割れを助長する場合がある。従って、Ｗ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｗは、耐食性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｗ量が過剰になると、コストの上昇を招くだけでなく、Ｍ6Ｃ型の粗大な炭化物を生成し、焼き割れを助長する場合がある。従って、Ｗ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（３）Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％：
Ｐは、不可避的不純物であるが、凝固割れの抑制の観点から、できるだけ低減するのが好ましい。凝固割れを抑制するためには、Ｐ量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
但し、必要以上の低減は、製造コストの上昇を招く。従って、Ｐ量は、これらの点を考慮して最適な含有量を選択するのが好ましい。
Ｐは、不可避的不純物であるが、凝固割れの抑制の観点から、できるだけ低減するのが好ましい。凝固割れを抑制するためには、Ｐ量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
但し、必要以上の低減は、製造コストの上昇を招く。従って、Ｐ量は、これらの点を考慮して最適な含有量を選択するのが好ましい。
（４）Ｓ≦０．０３ｍａｓｓ％：
Ｓは、不可避的不純物であるが、凝固割れの抑制の観点から、できるだけ低減するのが好ましい。凝固割れを抑制するためには、Ｓ量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
但し、必要以上の低減は、製造コストの上昇を招く。従って、Ｓ量は、これらの点を考慮して最適な含有量を選択するのが好ましい。
Ｓは、不可避的不純物であるが、凝固割れの抑制の観点から、できるだけ低減するのが好ましい。凝固割れを抑制するためには、Ｓ量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
但し、必要以上の低減は、製造コストの上昇を招く。従って、Ｓ量は、これらの点を考慮して最適な含有量を選択するのが好ましい。
［１．３． 成分バランス］
本発明に係る金属粉末は、次の式（１）及び式（２）を満たしている必要がある。
１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜５．６ …（２）
但し、
Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ
Ｎｉeq＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ
本発明に係る金属粉末は、次の式（１）及び式（２）を満たしている必要がある。
１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜５．６ …（２）
但し、
Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ
Ｎｉeq＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ
［１．３．１． 式（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。
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。金属粉末が変数Ａを構成する元素の一部を含まない時は、当該元素の含有量をゼロとして変数Ａを計算する。
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。
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。金属粉末が変数Ａを構成する元素の一部を含まない時は、当該元素の含有量をゼロとして変数Ａを計算する。
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。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、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。
［１．３．２． 式（２）］
式（２）は、Ｎｉ当量（Ｎｉeq）に対するＣｒ当量（Ｃｒeq）の比（以下、これを「当量比」ともいう）を表す。「Ｃｒeq」とは、ステンレス鋼におけるフェライトの形成されやすさを表す指標である。また、「Ｎｉeq」とは、ステンレス鋼におけるオーステナイトの形成されやすさを表す指標である。
なお、Ｃｒeqは、フェライト安定化元素の含有量（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。また、Ｎｉeqは、オーステナイト安定化元素の含有量（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。金属粉末がＣｒeq又はＮｉeqを構成する元素の一部を含まない時は、当該元素の含有量をゼロとしてＣｒeq又はＮｉeqを計算する。
式（２）は、Ｎｉ当量（Ｎｉeq）に対するＣｒ当量（Ｃｒeq）の比（以下、これを「当量比」ともいう）を表す。「Ｃｒeq」とは、ステンレス鋼におけるフェライトの形成されやすさを表す指標である。また、「Ｎｉeq」とは、ステンレス鋼におけるオーステナイトの形成されやすさを表す指標である。
なお、Ｃｒeqは、フェライト安定化元素の含有量（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。また、Ｎｉeqは、オーステナイト安定化元素の含有量（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。金属粉末がＣｒeq又はＮｉeqを構成する元素の一部を含まない時は、当該元素の含有量をゼロとしてＣｒeq又はＮｉeqを計算する。
当量比が大きくなりすぎると、全相フェライト組織となり、高温強度が低下する場合がある。従って、当量比は、５．６未満である必要がある。当量比は、特に、次の（２’）を満たしているのが好ましい。
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜２．５ …（２’）
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜２．５ …（２’）
一方、当量比が小さくなりすぎると、残留オーステナイトの量が過剰となり、造形物の硬さや耐食性が低下する場合がある。従って、当量比は、０．３以上が好ましい。当量比は、さらに好ましくは、０．４以上、さらに好ましくは、０．６以上である。
［１．４． 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。
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。
［１．４．１． 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。
「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。
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。
［１．４．２． 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。
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。
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。
［１．４．３． 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ρbulk」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。
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ρbulk」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ρtapped」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。
（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ρtapped」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（ρbulk）に対する、タップ密度（ρtapped）の比（＝ρtapped／ρbulk）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。
［１．４．４． 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。
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。
［１．５． 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。
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。
本発明に係る金属粉末を用いて製造された積層造形物の造形まま硬さは、主として金属粉末の組成に依存する。造形まま硬さが高くなり過ぎると、割れ発生の原因となる。造形時の割れを抑制するためには、造形まま硬さは、５８ＨＲＣ以下が好ましい。造形まま硬さは、さらに好ましくは、５５ＨＲＣ以下である。金属粉末の組成を最適化すると、このような造形まま硬さを有する積層造形物を得ることができる。
［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、Ｚｒ、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。
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、Ｚｒ、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］
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。本発明に係る金属粉末は、いずれの方式に対しても適用することができる。
例えば、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）の場合、積層造形は、
（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。
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。本発明に係る金属粉末は、いずれの方式に対しても適用することができる。
例えば、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）の場合、積層造形は、
（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。
［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。
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。
また、式（２）を満たすように各元素の含有量を最適化すると、耐熱性の低下をもたらすフェライト相の生成を抑制することができる。また、式（２）に含まれる元素の内、特に、Ｓｉ、Ｃｒ及びＮｉは、積層造形物の耐熱性を向上させる効果がある。そのため、式（２）を満たしつつ、式（２）中の各元素の含有量を最適化することで、積層造形物の耐熱性を維持できる。
（実施例１～２４、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及び表２に示す３１種類の鋼の粉末を作製した。なお、表１及び表２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、表１及び表２中、空欄は、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓ、Ｎｂ、及び、Ｗについては０．０１ｍａｓｓ％未満、Ａｌについては０．００２ｍａｓｓ％未満であることを表す。さらに、比較例１はマルテンサイト系耐熱鋼（ＳＵＨ１１）に、比較例２はマルテンサイト系耐熱鋼（ＳＵＨ１）に、それぞれ相当する。
［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及び表２に示す３１種類の鋼の粉末を作製した。なお、表１及び表２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、表１及び表２中、空欄は、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓ、Ｎｂ、及び、Ｗについては０．０１ｍａｓｓ％未満、Ａｌについては０．００２ｍａｓｓ％未満であることを表す。さらに、比較例１はマルテンサイト系耐熱鋼（ＳＵＨ１１）に、比較例２はマルテンサイト系耐熱鋼（ＳＵＨ１）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、造形まま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。
また、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、造形後の反り量を測定するための積層造形物（縦１８ｍｍ×横３０ｍｍ×高さ１０ｍｍの直方体）を作製した。
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。
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、造形まま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。
また、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、造形後の反り量を測定するための積層造形物（縦１８ｍｍ×横３０ｍｍ×高さ１０ｍｍの直方体）を作製した。
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。
［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。
図１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との関係の一例を示す。図１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。
［２．１． 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１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との関係の一例を示す。図１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． 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。
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、及び、割れの有無］
図２に、反り量の測定方法の模式図を示す。積層造形終了後、金属３ＤプリンターＭ２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（３）を用いて、造形後の歪を算出した。
造形後の歪（％）＝ｔ×１００／(２Ｒ＋ｔ) …（３）
図２に、反り量の測定方法の模式図を示す。積層造形終了後、金属３ＤプリンターＭ２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（３）を用いて、造形後の歪を算出した。
造形後の歪（％）＝ｔ×１００／(２Ｒ＋ｔ) …（３）
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。
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３に結果を示す。図３に、変数ＡとＭs点との関係を示す。図４に、Ｍs点と造形後の歪との関係を示す。表３及び図３～図４より、以下のことがわかる。
表３に結果を示す。図３に、変数ＡとＭs点との関係を示す。図４に、Ｍs点と造形後の歪との関係を示す。表３及び図３～図４より、以下のことがわかる。
（１）比較例１は、積層造形物に大きな割れが発生し、造形物の作製ができなかった。これは、Ｃ量が多いため造形まま硬さが非常に大きくなり、凝固時に割れが発生しやすくなったためと考えられる。
（２）比較例２は、積層造形物に割れが発生した。これは、Ｃ量が多いために造形まま硬さが大きくなり、凝固時に割れが発生しやすくなったためと考えられる。
（２）比較例２は、積層造形物に割れが発生した。これは、Ｃ量が多いために造形まま硬さが大きくなり、凝固時に割れが発生しやすくなったためと考えられる。
（３）比較例３は、Ｍs点が２８０℃を超えていた。これは、Ｎｉ量が少なく、変数Ａの値が１０未満であるためと考えられる。さらに、比較例３は、造形後の歪の絶対値が０．３％を超えていた。これは、Ｍs点が高いため、加熱温度２００℃の設備では、熱源の照射が完了したと同時にマルテンサイト変態が完了してしまい、変態膨張による歪の抑制効果が効率的に得られなかったためと考えられる。
（４）比較例４は、Ｍs点が５０℃未満であった。これは、Ｎｉ量が過剰であるために変数Ａが２０を超えているためと考えられる。さらに、比較例４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、熱収縮によって造形物が下に凸に大きく変形したためと考えられる。
（５）比較例５は、造形物の組織が全相フェライト組織となった。これは、Ｃｒ量が過剰であり、当量比が５．６を超えてい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、Ｓｉ量及びＭｎ量が過剰であるために変数Ａが２０を超えてい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、熱収縮によって造形物が下に凸に大きく変形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、Ｓｉ量及びＭｎ量が過剰であるために変数Ａが２０を超えてい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、熱収縮によって造形物が下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、Ｃｒ量が少なく、変数Ａの値が１０未満であるためと考えられる。また、比較例７は、造形後の歪の絶対値が０．３％を超えていた。これは、Ｍs点が高いため、加熱温度２００℃の設備では、熱源の照射が完了したと同時にマルテンサイト変態が完了してしまい、変態膨張による歪の抑制効果が効率的に得られなかったためと考えられる。
さらに、比較例７は、造形物に割れが発生した。これは、Ｍs点が２８０℃を超えていることに加えて、造形まま硬さが５９ＨＲＣと高いためと考えられる。加熱温度２００℃の設備では、熱源の照射が完了したと同時にマルテンサイト変態が完了して硬化するため、凝固時に割れが発生しやすくなったためと考えられる。
さらに、比較例７は、造形物に割れが発生した。これは、Ｍs点が２８０℃を超えていることに加えて、造形まま硬さが５９ＨＲＣと高いためと考えられる。加熱温度２００℃の設備では、熱源の照射が完了したと同時にマルテンサイト変態が完了して硬化するため、凝固時に割れが発生しやすくなったためと考えられる。
（８）実施例１～２４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。
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 (17)
- ０．００１≦Ｃ≦０．４５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦３．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
７．５≦Ｃｒ≦２１．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｎｉ≦７．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦１．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｖ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１５ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０５≦Ｃ＋Ｎ≦０．５８
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の式（１）及び式（２）を満たす金属粉末。
１０＜１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ＜２０ …（１）
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜５．６ …（２）
但し、
Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ
Ｎｉeq＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ - ０．１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％をさらに含む請求項１に記載の金属粉末。
- ０．１≦Ｗ≦１．５ｍａｓｓ％をさらに含む請求項１又は２に記載の金属粉末。
- Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｓ≦０．０３ｍａｓｓ％、
をさらに含む請求項１に記載の金属粉末。 - Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｓ≦０．０３ｍａｓｓ％、
をさらに含む請求項２に記載の金属粉末。 - Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｓ≦０．０３ｍａｓｓ％、
をさらに含む請求項３に記載の金属粉末。 - 次の式（２’）を満たす請求項１、２又は４に記載の金属粉末。
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜２．５ …（２’） - 次の式（２’）を満たす請求項３に記載の金属粉末。
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜２．５ …（２’） - 次の式（２’）を満たす請求項５に記載の金属粉末。
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜２．５ …（２’） - 次の式（２’）を満たす請求項６に記載の金属粉末。
Ｃｒeq／Ｎｉeq＜２．５ …（２’） - 積層造形に用いられる請求項１、２、４、又は５に記載の金属粉末。
- 積層造形に用いられる請求項３に記載の金属粉末。
- 積層造形に用いられる請求項６に記載の金属粉末。
- 積層造形に用いられる請求項７に記載の金属粉末。
- 積層造形に用いられる請求項８に記載の金属粉末。
- 積層造形に用いられる請求項９に記載の金属粉末。
- 積層造形に用いられる請求項１０に記載の金属粉末。
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|---|---|---|---|
| US17/982,854 US11970760B2 (en) | 2021-11-10 | 2022-11-08 | Metal powder |
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