JP2023506960A - 付加製造用の金属粉末 - Google Patents

Abstract

本発明は、重量含有量で表される、次の元素：６．５％≦Ｓｉ≦１０％、４．５％≦Ｎｂ≦１０％、０．２％≦Ｂ≦２．０％、０．２％≦Ｃｕ≦２．０％、Ｃ≦２％を含み、並びに任意選択的に、Ｎｉ≦１０重量％及び／又はＣｏ≦１０重量％及び／又はＣｒ≦７重量％及び／又は１対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＺｒ、及び／又は１対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＭｏ、及び／又は１対１ベースでＳｉの任意の部分の代替としてのＰ、及び／又はＨｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ若しくはＹの中から選択される１つ以上の追加元素であって、各追加元素の重量含有量が、３．５％未満である、追加元素、及び／又は１つ以上の希土類金属であって、各希土類金属の重量含有量が、０．２％未満である、希土類金属を含有する組成を有し、残部が、Ｆｅ及び精錬から生じる不可避不純物であり、金属粉末が、アモルファス相の面積分率で少なくとも５％を含む微細組織を有し、残部が、２０μｍ未満の粒径を有する結晶性フェライト相及び可能な析出物からなり、金属粉末が、少なくとも０．８０の平均真球度ＳＰＨＴを有する、金属粉末に関する。

Description

本発明は、鋼部品の製造のための、特にそれらの付加製造のための金属粉末に関する。本発明はまた、金属粉末を製造するための方法に関する。

Ｆｅ基バルク金属ガラス（ＢＭＧ）は、その優れた軟磁性、高い耐食性、良好な機械的特性などのために非常に注目されてきた。それらは、電気及び電子産業における高効率の磁気中間及び高周波変圧器として利用されてきた。しかしながら、これまで、良好な軟磁性特性を有するほとんどのＦｅ基ＢＭＧは、非常に複雑な工程条件でしか生産することができない。液体組成物は、一般に薄いリボンの形態のアモルファス材料を得るために、チルドされたロール間で高い冷却速度で鋳造されなければならない。その後、それらは、ナノ結晶型の材料を生産するために非常に独特の工程条件でアニールされる。さらに、それらは、それらの使用を大幅に制限する薄いリボンでのみ生産することができる。

したがって、本発明の目的は、容易に生産することができ、最終部品を得るために容易に加工することができるＦｅ基ＢＭＧを提供することによって、従来技術の欠点を改善することである。

この目的のために、本発明の第１の主題は、重量含有量で表される次の元素を含み：
６．５％≦Ｓｉ≦１０％
４．５％≦Ｎｂ≦１０％
０．２％≦Ｂ≦２．０％
０．２％≦Ｃｕ≦２．０％
Ｃ≦２％
並びに任意選択的に、以下を含有する：
－ Ｎｉ≦１０重量％及び／又は
－ Ｃｏ≦１０重量％及び／又は
－ Ｃｒ≦７重量％及び／又は
－ １対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＺｒ及び／又は
－ １対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＭｏ及び／又は
－ １対１ベースでＳｉの任意の部分の代替としてのＰ及び／又は
－ Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ又はＹの中から選択される１つ以上の追加元素であって、各追加元素の重量含有量が３．５％未満である、添加元素及び／又は
－ １つ以上の希土類金属であって、各希土類金属の重量含有量が、０．２％未満である、希土類金属含有し、
残部が、Ｆｅ及び精錬から生じる不可避不純物である組成を有し、金属粉末が、面積分率で少なくとも５％のアモルファス相を含み、残部が、２０μｍ未満の粒径を有する結晶性フェライト相及び可能な析出物からなる微細組織を有し、金属粉末が、少なくとも０．８５の平均真球度ＳＰＨＴを有する、金属粉末からなる。

本発明による金属粉末はまた、個別に又は組み合わせて考慮される、以下に列挙される任意選択的な特徴を有し得る：
－ フェライト相の粒径が１０μｍ未満である、
－ 金属粉末を構成する粒子の７％以下は、０．７０より低い真球度ＳＰＨＴを有する。
－ 金属粉末を構成する粒子の平均アスペクト比は、０．７１を超える、
－ 金属粉末を構成する粒子の少なくとも８０％は、１５μｍ～１７０μｍの範囲のサイズを有する。
－ 微細組織は、面積分率で最大で４５％のアモルファス相を含む、
－ 微細組織の結晶性フェライト相は、Ｆｅ－α（Ｓｉ）及びＦｅ３Ｓｉ（ＤＯ３）である。

本発明の第２の主題は、付加製造用の金属粉末を製造するための方法であって、以下を含む、方法からなる：
－（ｉ）重量含有量で表される、６．５％≦Ｓｉ≦１０％、４．５％≦Ｎｂ≦１０％、０．２％≦Ｂ≦２．０％、０．２％≦Ｃｕ≦２．０％、Ｃ≦２％を含み、並びに任意選択的に、Ｎｉ≦１０重量％、及び／又はＣｏ≦１０重量％、及び／又はＣｒ≦７重量％、及び／又は１対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＺｒ、及び／又は１対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＭｏ、及び／又は１対１ベースでＳｉの任意の部分の代替としてのＰ、及び／又はＨｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ若しくはＹの中から選択される１つ以上の追加元素であって、各追加元素の重量含有量が、３．５％未満である、追加元素、及び／又は１つ以上の希土類金属であって、各希土類金属の重量含有量が、０．２％未満である、希土類金属を含有し、残部が、Ｆｅ及び精錬から生じる不可避不純物である溶融組成物を得るように、液相線温度より少なくとも１５０℃高い温度で元素及び／又は金属合金を溶融するステップ、
－（ｉｉ）１０～３０バールの間で加圧されたガスを用いて、直径が最大で４ｍｍであるノズルを通して溶融組成物を噴霧するステップ。

本発明による方法はまた、個別に又は組み合わせて考慮される、以下に列挙される任意選択的な特徴を有し得る：
－ 一緒に溶融される元素及び／又は金属合金は、ＦｅＳｉ強合金鉄、ＦｅＢ強合金鉄、ＦｅＮｂ強合金鉄、Ｃｕ及びＦｅを含む、
－ 溶融は、液相線温度より最大４５０℃高い温度で行われる、
－ 溶融は、液相線温度より少なくとも３００℃高い温度で行われる、
－ ガスは、１４～１８バールの間で加圧される、
－ ノズル直径は、２～３ｍｍの間である、
－ ガス対金属比は、１．５～７の間である、
－ その後、金属粉末を乾燥させる。

本発明は、純粋に説明の目的で提供され、決して限定的であることを意図しない次の説明を読むことによって、よりよく理解されるであろう。

ケイ素は、６．５～１０重量％の含有量で本発明による組成物中に存在する。Ｓｉは、合金の硬度を増加させ、キュリー温度及び保磁力を低下させることによって磁気特性に著しく影響を与え、したがって磁気損失を減少させる。また、ケイ素含有量のわずかな調節で磁歪を容易に調整することができる。

これらの理由から、Ｓｉ含有量は、少なくとも６．５重量％である。しかしながら、Ｓｉ含有量は、この値を超えるとＳｉが合金の脆性を増加させるため、１０重量％に制限される。

好ましくは、Ｓｉ含有量は、８．０～９．０重量％の間に含まれる。この範囲は、保磁力、初期透磁率及び低磁歪の間の良好な妥協点であることが分かった。

ニオブ含有量は、４．５～１０重量％の間に含まれる。Ｎｂは、Ｆｅとの混合の高い負のエンタルピー及びＦｅよりも大きい原子半径のおかげで、Ｆｅ基合金のガラス形成能を高めるのに非常に効率的である。それは、合金内の混乱を促進し、原子が結晶構造中で秩序化する傾向を減少させる。また、Ｎｂは、結晶化を開始する微細なＣｕクラスタ及びナノ析出物の形成を促進し、マイクロ／ナノ結晶相を達成するのに有害なホウ化物を回避するのに役立つ。

これらの理由から、Ｎｂ含有量は、少なくとも４．５重量％である。しかしながら、Ｎｂの添加は、組成物のコストを増加させる。そのため、経済的理由から、その含有量は、１０重量％に制限される。

好ましくは、Ｎｂ含有量は、５．０～６．０重量％に含まれる。この範囲は、粒成長を遅らせながら熱安定性をさらに増加させることが分かった。

ホウ素含有量は、０．２～２．０重量％の間に含まれる。ホウ素は、材料の硬度及び耐摩耗性を非常に増加させる。それはまた、微粒化及び鋼のガラス形成能（ＧＦＡ）を増加させるために使用され、その原子半径は、Ｆｅ原子半径よりも６９ｐｍ小さい。これらの理由から、Ｂ含有量は、少なくとも０．２重量％である。しかしながら、この値を超えると材料の脆性を誘発するホウ化物の形成が促進されるため、Ｂ含有量は、２．０重量％に制限される。

好ましくは、脆性をさらに回避するために、Ｂ含有量は、１．０～１．８重量％に含まれる。

銅含有量は、０．２～２．０重量％に含まれる。銅は、Ｆｅへの溶解度が非常に低い。少量のＣｕを使用して、合金中に均質に分布したナノサイズのクラスタを形成し、不均質核生成の核スタータ及びコントローラとして作用する。それはまた、鋼の硬度及び耐食性を増加させる。しかしながら、Ｃｕの含有量が高いと、クラスタのサイズが大きくなり、望ましくない。

好ましくは、Ｃｕ含有量は、Ｃｕナノサイズのクラスタ分布の均質性をさらに促進するために、０．５～１．５重量％の間に含まれる。

炭素含有量は、２重量％未満である。炭素は、鋼のガラス形成能を促進するための混同効果を促進する別の元素である。それは、Ｆｅとの高い負の混合エンタルピーを有し、その原子半径は、Ｆｅ原子半径よりも８９ｐｍ小さい。しかしながら、高い炭素含有量は、炭化物、特にニオブ炭化物の形成をもたらし得、そこで核生成を開始する。これは、微細組織に有害である。

好ましくは、Ｃ含有量は、０．０１重量％を超える。より好ましくは、それは、鋼のガラス形成能をさらに向上させ、結晶化を遅らせるために０．０１～０．０７重量％の間に含まれる。

ニッケルは、任意選択的に、１０重量％までの含有量で存在してもよい。Ｎｉは、鋼に延性及び古典的に良好な焼入れ性を与える。固溶体では、それは、鋼に対する弾性及び靭性を向上させることができる。そのため、添加する場合、Ｎｉ含有量は、一般に少なくとも０．５重量％である。それにもかかわらず、Ｎｉの含有量が高いと、望ましくない相が形成される可能性がある。好ましくは、Ｎｉ含有量は、５重量％未満である。

しかしながら、Ｎｉが添加されない場合、組成物は、不純物として０．１重量％までのＮｉを含んでもよい。

コバルトは、任意選択的に、１０重量％までの含有量で存在してもよい。コバルトは、鉄よりも良好なガラス形成元素であるため、磁気飽和などの磁気特性を向上させ、結晶化の遅れにも役立つ。好ましくは、Ｃｏ含有量は、３重量％未満である。

しかしながら、Ｃｏが添加されない場合、組成物は、不純物として０．１重量％までのＣｏを含んでもよい。

クロムは、任意選択的に、７重量％までの含有量で存在してもよい。Ｃｒは、耐食性を向上させ、アモルファス相の熱安定性を増加させ、構造緩和を誘導し、磁気特性の調整に役立つ。好ましくは、Ｃｒ含有量は、３．５重量％未満である。

しかしながら、Ｃｒが添加されない場合、組成物は、不純物として０．１重量％までのＣｒを含んでもよい。

Ｚｒ及びＭｏは、任意選択的に、１対１ベース（原子）でＮｂの任意の部分の代替として存在してもよい。好ましくは、Ｚｒ又はＭｏは、６０％までのＮｂを置換することができる。これらの元素は、ニオブを含む鋼中で高いガラス形成能を有する。特に、Ｚｒは、鋼中で最も高いガラス形成能を有するものである。それらはまた、粒成長を妨げることによって、粒微細化剤としても機能する。さらに、Ｚｒは、ホウ化物の形成を回避することができる。これらの元素は、Ｃ、Ｂ、Ｎ及び／又はＯと化合物を形成し得るので、それらの重量含有量は、好ましくは３．５重量％未満に保たれる。

しかしながら、Ｚｒ及び／又はＭｏが添加されない場合、組成物は、不純物としてそれぞれ０．１重量％までのＺｒ及びＭｏを含んでもよい。

Ｐは、任意選択的に、１対１ベース（原子）でＳｉの任意の部分の代替として存在してもよい。この元素は、ニオブを含む鋼中で高いガラス形成能を有する。それはまた、粒成長を妨げることによって粒微細化剤としても機能する。好ましくは、その重量含有量は、好ましくは３．５重量％未満に保たれる。

しかしながら、Ｐが添加されない場合、組成物は、不純物として０．１重量％までのＰを含んでもよい。

本発明による組成物は、任意選択的に、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ及びＹの中から選択される少なくとも１つの追加元素を含有してもよい。これらの元素は、ニオブを含む鋼中で高いガラス形成能を有する。それらはまた、粒成長を妨げることによって、粒微細化剤としても機能する。さらに、Ｈｆ及びＴａは、ホウ化物の形成を回避することができる。一方、これらの追加元素は、Ｃ、Ｂ、Ｎ及び／又はＯと化合物を形成し得る。その結果、これらの追加元素のそれぞれの重量含有量は、３．５重量％未満に保たれる。

しかしながら、これらの追加の元素が添加されない場合、組成物は、不純物として０．１重量％までの各追加の元素を含んでもよい。

本発明による組成物は、任意選択的に、少なくとも１つの希土類金属を含有してもよい。それらは、ガラス形成能を増加させ、粒微細化剤として粒成長を制限することによって結晶化の遅れに役立つことができる。希土類金属のそれぞれの重量含有量は、０．２重量％未満に保たれる。

しかしながら、希土類金属を添加しない場合、組成物は、不純物として０．０１重量％までの各希土類金属を含んでもよい。

残部は、鉄及び精錬に起因する不可避不純物からなる。硫黄、窒素、酸素、マンガン、アルミニウム、鉛及びカルシウムが主な不純物である。それらは、意図的に添加されていない。それらは、原料として使用される強合金鉄及び／又は純元素中に存在する可能性がある。それらの含有量は、好ましくは、微細組織の有害な変化を回避するために、並びに／又は結晶粒径及び脆性の増加を回避するために制御される。したがって、Ｍｇの含有量は、０．１重量％に制限されるべきであり、他の不純物の含有量は、０．０３重量％に制限されるべきである。

金属粉末は、アモルファス相の面積分率で少なくとも５％を含む微細組織を有し、残部は、２０μｍ未満の粒径を有する結晶性フェライト相及びホウ化鉄又はＦｅ１６Ｎｂ６Ｓｉ７などの可能な析出物からなる。

好ましくは、アモルファス相の面積分率は、最大で４５％である。より好ましくは、アモルファス相の面積分率は、２０～４５％の間に含まれる。これは、機械的特性と磁気的特性との間の良好な妥協を表す。

好ましくは、結晶性フェライト相の面積分率は、最大で９５％である。より好ましくは、結晶性フェライト相の面積分率は、最大で８０％であるより好ましくは、結晶性フェライト相の面積分率は、５０～８０％の間に含まれる。これは、機械的特性と磁気的特性との間の良好な妥協を表す。

好ましくは、結晶性フェライト相は、Ｆｅ－α（Ｓｉ）及びＦｅ３Ｓｉ（ＤＯ３）である。Ｆｅ３Ｓｉ（ＤＯ３）相の存在は、低い磁歪、高い最大透磁率、低い保磁力、耐食性及び耐酸化性、耐摩擦性、高い圧縮強度を有する印刷部品の達成に有利である。

より好ましくは、結晶性画分におけるＦｅ－α（Ｓｉ）相の寄与は、３５～５５％の間に含まれる。より好ましくは、結晶性画分におけるＦｅ３Ｓｉ（ＤＯ３）相の寄与は、３０～５０％の間に含まれる。より好ましくは、結晶性画分におけるＦｅ３Ｓｉ（ＤＯ３）寄与に対するＦｅ－α（Ｓｉ）寄与の比は、０．７～１．８の間に含まれる。これは、機械的特性と磁気的特性との間の良好な妥協を表す。

好ましくは、フェライト相は、等軸又は等軸の樹枝状下部構造を有する。

好ましくは、微細組織は、ホウ化鉄（Ｆｅ２３Ｂ６）及びＦｅ１６Ｎｂ６Ｓｉ７を析出物として含む。より好ましくは、結晶性画分におけるホウ化鉄析出物の寄与は、０．５～５．５％の間に含まれる。より好ましくは、結晶性画分におけるＦｅ１６Ｎｂ６Ｓｉ７析出物の寄与は、２～１２％の間に含まれる。これらの析出物は、硬度、強度及び耐摩擦性を向上させる。

結晶性画分及びアモルファス相の面積分率並びに結晶性画分における各結晶相の寄与は、粉末Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定のリートベルト法によって計算することができる。

好ましくは、フェライト相の粒径は、１０μｍ未満である。好ましくは、結晶粒の少なくとも２０％は、少なくとも１μｍのサイズを有する。より好ましくは、結晶粒の少なくとも４０％は、少なくとも１μｍのサイズを有する。より好ましくは、結晶粒の少なくとも１０％は、０．１μｍ未満である。異なる結晶粒径は、磁気特性に関して良好なバランスを提供する。結晶粒径は、ＡＳＴＭＥ１１２－１３に従って、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）によって測定することができる。

粉末の真球度は高い。真球度ＳＰＨＴは、ＩＳＯ ９２７６－６：２００８において４πＡ／Ｐ^２として定義されており、式中、Ａは、粒子投影によって覆われた測定面積であり、Ｐは、粒子投影の測定された周囲／円周である。１．０の値は、完全な球を示す。粉末の平均真球度は、少なくとも０．８０であり、好ましくは少なくとも０．８５又はさらに良好には少なくとも０．９０であり得る。この高い真球度のおかげで、金属粉末は、高度に流動性である。その結果、付加製造がより容易になり、印刷された部品は、高密度で硬質である。平均真球度は、Ｃａｍｓｉｚｅｒ（Ｒ）などのＤｉｇｉｔａｌ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｐａｒｔｉｃｌｅ Ｓｉｚｅ ａｎｄ Ｓｈａｐｅ Ａｎａｌｙｚｅｒで測定することができる。

好ましくは、粒子の７％以下は、０．７０より低いＳＰＨＴを有する。

真球度に加えて、アスペクト比を粉末粒子の分級に使用することができる。アスペクト比は、ＩＳＯ ９２７６－６：２００８において、フェレットの最小長さとフェレットの最大長さとの比として定義されている。それは、Ｃａｍｓｉｚｅｒ（Ｒ）などのＤｉｇｉｔａｌ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｐａｒｔｉｃｌｅ Ｓｉｚｅ ａｎｄ Ｓｈａｐｅ Ａｎａｌｙｚｅｒで測定することができる。平均アスペクト比は、好ましくは０．７１を超えるべきである。

好ましくは、金属粉末粒子の少なくとも８０％は、１５μｍ～１７０μｍの範囲のサイズを有する。

ＩＳＯ１３３２０：２００９に従ってレーザ回折によって測定される粒径分布は、好ましくは次の要件（μｍ）を満たす：
５≦Ｄ１０≦３０
１５≦Ｄ５０≦６５
８０≦Ｄ９０≦２００
より好ましくは、８０≦Ｄ９０≦１６０である。さらにより好ましくは、１００≦Ｄ９０≦１６０である。

粉末は、最初に純元素及び／又は強合金鉄を原料として混合及び溶融することによって得ることができる。

純元素は、これらの不純物が結晶化を容易にする可能性があるため、強合金鉄に由来する不純物が多すぎることを回避するために通常好ましい。それにもかかわらず、本発明の場合、強合金鉄に由来する不純物は、マイクロ／ナノ結晶相の達成に有害ではないことが観察された。

強合金鉄は、ケイ素、ニオブ、ホウ素、クロム、アルミニウム、マンガン、モリブデン．．．．などの１つ以上の他の元素の高い割合を有する鉄の様々な合金を指す。主な合金は、ＦｅＡｌ（通常４０～６０重量％のＡｌを含む）、ＦｅＢ（通常１７．５～２０重量％のＢを含む）、ＦｅＣｒ（通常５０～７０重量％のＣｒを含む）、ＦｅＭｇ、ＦｅＭｎ、ＦｅＭｏ（通常６０～７５重量％のＭｏを含む）、ＦｅＮｂ（通常６０～７０重量％のＮｂを含む）、ＦｅＮｉ、ＦｅＰ、ＦｅＳｉ（通常１５～９０重量％のＳｉを含む）、ＦｅＳｉＭｇ、ＦｅＴｉ（通常４５～７５重量％のＴｉを含む）、ＦｅＶ（通常３５～８５重量％のＶを含む）、ＦｅＷ（通常７０～８０重量％のＭｏを含む）である。

純元素は、特に、炭素及び純粋な金属、例えば、鉄、銅、ニッケル、コバルト、希土類金属、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ及びＰの中から選択される追加元素であり得る。

当業者は、異なる強合金鉄及び純元素を混合して標的組成物に到達する方法を知っている。

好ましくは、混合物は、ＦｅＳｉ強合金鉄、ＦｅＢ強合金鉄、ＦｅＮｂ強合金鉄、Ｃｕ及びＦｅを含む。

純元素及び／又は強合金鉄を適切な割合で混合することによって組成物が得られると、組成物は、その液相線温度より少なくとも１５０℃高い温度で加熱され、この温度を維持してすべての原料を溶融し、溶融物を均質化する。この過熱のおかげで、溶融した組成物の粘度の低下は、この特定のマイクロ／ナノ結晶構造と共に、適正な粒径分布を有する、サテライトなしの高い真球度を有する粉末を得るのに役立つ。とはいえ、表面張力が温度と共に増加するので、組成物をその液相線温度より４５０℃を超える温度で加熱しないことが好ましい。

好ましくは、組成物は、高度に球形の粒子の形成を促進するために、その液相線温度より少なくとも３００℃高い温度で加熱される。より好ましくは、組成物は、その液相線温度より３００～４００℃高い温度で加熱される。

本発明の一変形例では、組成物は、１３００～１６００℃の間で加熱され、これは粘度低下と表面張力上昇との間の良好な妥協点を表す。

次いで、溶融組成物は、溶融金属流をオリフィス、ノズルに中程度の圧力で押し込むことによって、及びガスのジェット（ガス噴霧）又は水のジェット（水噴霧）を衝突させることによって、微細な金属液滴に噴霧される。ガス噴霧の場合、ガスは、ノズルを出る直前に金属流に導入され、同伴ガスが（加熱により）膨張して大きな収集体積の噴霧塔に出るときに乱流を生成する働きをする。後者は、溶融金属ジェットのさらなる乱流を促進するためにガスで満たされる。金属液滴は、噴霧塔において落下する間に冷却される。ガス噴霧は、真円の程度が高く、サテライトの量が少ない粉末粒子の生産に有利であるため、好ましい。

噴霧ガスは、好ましくは、アルゴン又は窒素である。それらは両方とも、溶融粘度を他のガス、例えばヘリウムよりもゆっくりと増加させ、これにより、より小さい粒径の形成が促進される。それらはまた、化学的性質の純度を制御し、望ましくない不純物を回避し、粉末の良好なモルホロジーにおいて役割を果たす。窒素のモル重量が、アルゴンの３９．９５ｇ／モルと比較して１４．０１ｇ／モルであるので、窒素を用いるよりもアルゴンを用いる方がより微細な粒子を得ることができる。一方、窒素の比熱容量は、アルゴンの０．５２と比較して１．０４Ｊ／（ｇＫ）である。そのため、窒素は、粒子の冷却速度を増加させる。窒素による組成物の汚染を回避するために、アルゴンが窒素よりも好ましい可能性がある。

ガス圧は、金属粉末の粒径分布及び微細組織に直接影響を及ぼすため、重要である。特に、圧力が高いほど、冷却速度は高くなる。その結果、ガス圧は、粒径分布を最適化し、マイクロ／ナノ結晶相の形成を有利にするために、１０～３０バールの間に設定される。好ましくは、ガス圧は、サイズが付加製造技術と最も適合する粒子の形成を促進するために１４～１８バールの間に設定される。

ノズル直径は、溶融金属流量、したがって粒径分布及び冷却速度に直接影響を及ぼす。最大ノズル直径は、平均粒径の増加及び冷却速度の低下を制限するために４ｍｍに制限される。ノズル直径は、粒径分布をより正確に制御し、特定の微細組織の形成を有利にするために、好ましくは２～３ｍｍの間である。

ガス流量（Ｋｇ／ｈ）と金属流量（Ｋｇ／ｈ）との比として定義されるガス対金属比は、好ましくは１．５～７の間、より好ましくは３～４の間に保たれる。それは冷却速度の調節に役立ち、したがって特定の微細組織の形成をさらに促進する。

本発明の一変形例によれば、湿度取り込みの場合、噴霧によって得られた金属粉末は、その流動性をさらに向上させるために乾燥される。乾燥は、好ましくは真空チャンバ中で、１００℃で行われる。

噴霧によって得られた金属粉末は、そのまま使用することができるか、又は後で使用される付加製造技術によりよく適合するサイズの粒子を保つためにふるい分けすることができる。例えば、粉末床溶融結合法による付加製造の場合、２０～６３μｍの範囲が好ましい。レーザ金属蒸着又は直接金属蒸着による付加製造の場合、４５～１５０μｍの範囲が好ましい。

本発明による金属粉末で作製された部品は、粉末床溶融結合法（ＬＰＢＦ）、直接金属レーザ焼結（ＤＭＬＳ）、電子ビーム溶融（ＥＢＭ）、選択的熱焼結（ＳＨＳ）、選択的レーザ焼結（ＳＬＳ）、レーザ金属蒸着（ＬＭＤ）、直接金属蒸着（ＤＭＤ）、直接金属レーザ溶融（ＤＭＬＭ）、直接金属印刷（ＤＭＰ）、レーザクラッディング（ＬＣ）、バインダ噴射（ＢＪ）などの付加製造技術によって得ることができる。本発明による金属粉末で作製されたコーティングは、コールドスプレー、サーマルスプレー、高速酸素燃料などの製造技術によって得ることもできる。

この下に提示される次の実施例及び試験は、本質的に非限定的であり、例示のみを目的として考慮されなければならない。それらは、本発明の有利な特徴、広範な実験後に本発明者らによって選定されたパラメータの重要性を示し、本発明による金属粉末によって達成され得る特性をさらに確立する。

８０．２重量％のＦｅ、８．４重量％のＳｉ、５．６重量％のＮｂ、１．６重量％のＢ、１．３重量％のＣｕ、０．０２３重量％のＯ、０．００３５重量％のＳ、０．０５２重量％のＣ及び１４．４ｐｐｍのＮを含む金属組成物は、次の強合金鉄及び純元素を次の割合で混合及び溶融することによって最初に得られた：
－ ７５．５６％のＳｉ、０．０１８％のＰ、０．０９％のＣ、０．００２％のＳ、０．８２％のＡｌを含む１１．５重量％のＦｅＳｉ、
－ ８２．３３％のＦｅ、１８．１６％のＢ、０．１３％のＡｌ、０．００７％のＳ、０．３１％のＣ、０．０３％のＰ及び０．５４％のＳｉを含む８．１７４重量％のＦｅＢ、
－ ６７．１％のＮｂ、１％のＳｉ、０．３％のＡｌ、０．１１％のＣ、０．０６％のＴａ、０．０５％のＮ、０．０４％のＰ、０．０３３％のＰｂ、０．０１％のＳ及び３１．２９７％のＦｅを含む８．２重量％のＦｅＮｂ、
－ １．３重量％の純粋なＣｕ９９．９％、
－ ９９．７９％のＦｅ、０．００５％のＣ、０．００１％のＡｌ、０．１５％のＭｎ、０．００２％のＳｉ、０．００２％のＰ、０．００２％のＳを含む７０．８３重量％の鉄インゴット。

この金属組成物を最大１４９０℃、すなわち液相線温度より３４０℃高く加熱し、次いで、次の工程条件でアルゴンを用いてガス噴霧した：
－ ガス圧：１６バール
－ ノズル直径：２．５ｍｍ
－ ガス対金属比：３．３７
次いで、得られた金属粉末を真空下１００℃で０．５～１日間乾燥させた。

金属粉末は、次の特徴を有していた。

微細組織をＸＲＤによって分析した。Ｂｒｕｋｅｒ（Ｒ）製のＴＯＰＡＳソフトウェアを、ＸＲＤパターンのリートベルト解析に使用した。微細組織は、面積分率で、５６％の結晶性フェライト相、６．４％のＦｅ１６Ｎｂ６Ｓｉ７及び２．４７％のＦｅ２３Ｂ６を含み、残部はアモルファス相からなることが観察された。結晶性フェライト相は、５２．６％のＦｅ－α（Ｓｉ）及び４７．４％のＦｅ３Ｓｉ（Ｄｏ３）で構成されていた。電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定から、結晶領域では、結晶粒径は、典型的には粉末粒子の中心に位置するより大きな粒子（１～１０μｍ）の領域と、典型的にはその端部に位置するか、又はアモルファス相に近いより小さな粒子（１μｍ未満）の領域とで不均質であることが観察された。より大きな結晶粒の領域は、粉末結晶相の６５～８０％に相当した。

Ｃａｍｓｉｚｅｒ（Ｒ）によってＩＳＯ ９２７６－６：２００８に従って測定した平均真球度ＳＰＨＴは、０．９３であった。

ＩＳＯ１３３２０：２００９に従ってレーザ回折によって測定した粒径分布は、次の特徴を示した：Ｄ１０＝１７．６１μｍ、Ｄ５０＝６１．７３μｍ及びＤ９０＝１６６．１μｍ。

これらの特徴のおかげで、得られた金属粉末は、次の特性を示した：
ＡＳＴＭ Ｂ２１３－７に従ってホール流量計漏斗を使用することによって決定された流動性は、０．３７３ｓ／ｇであった。

振動試料型磁力計（ＶＳＭ）によって測定した磁気特性に関しては、室温及び４００℃でそれぞれ測定した保磁力Ｈｃは、それぞれ２．０６×１０^－３Ｔ及び８．０３×１０^－３Ｔであった。室温及び４００℃でそれぞれ測定した磁気飽和Ｍｓは、それぞれ１５．７３３Ａｍ^２／Ｋｇ及び８０．３Ａｍ^２／Ｋｇであった。室温及び４００℃でそれぞれ測定した残留磁気Ｍｒは、それぞれ０．１１５Ａｍ^２／Ｋｇ及び０．３６７Ａｍ^２／Ｋｇであった。

Claims (15)

1. 金属粉末であって、重量含有量で表される、次の元素：
   ６．５％≦Ｓｉ≦１０％
   ４．５％≦Ｎｂ≦１０％
   ０．２％≦Ｂ≦２．０％
   ０．２％≦Ｃｕ≦２．０％
   Ｃ≦２％、を含み、
   並びに任意選択的に、
   － Ｎｉ≦１０重量％及び／又は、
   － Ｃｏ≦１０重量％及び／又は、
   － Ｃｒ≦７重量％及び／又は、
   － １対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＺｒ及び／又は、
   － １対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＭｏ及び／又は、
   － １対１ベースでＳｉの任意の部分の代替としてのＰ及び／又は、
   － Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ若しくはＹの中から選択される１つ以上の追加元素であって、各追加元素の重量含有量が、３．５％未満である、追加元素、及び／又は、
   － １つ以上の希土類金属であって、各希土類金属の重量含有量が、０．２％未満である、希土類金属を含有し、残部が、Ｆｅ及び精錬から生じる不可避不純物である組成を有し、前記金属粉末が、面積分率で少なくとも５％のアモルファス相を含み、残部が、２０μｍ未満の粒径を有する結晶性フェライト相及び可能な析出物からなる微細組織を有し、前記金属粉末が、少なくとも０．８０の平均真球度ＳＰＨＴを有する、金属粉末。
2. 前記フェライト相の粒径が、１０μｍ未満である、請求項１に記載の金属粉末。
3. 前記金属粉末を構成する粒子の７％以下が、０．７０より低い真球度ＳＰＨＴを有する、請求項１又は２に記載の金属粉末。
4. 前記金属粉末を構成する粒子の平均アスペクト比が、０．７１を超える、請求項１～３のいずれか一項に記載の金属粉末。
5. 前記金属粉末を構成する粒子の少なくとも８０％が、１５μｍ～１７０μｍの範囲のサイズを有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の金属粉末。
6. 前記微細組織が、面積分率で最大で４５％のアモルファス相を含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の金属粉末。
7. 前記微細組織の結晶性フェライト相が、Ｆｅ－α（Ｓｉ）及びＦｅ３Ｓｉ（ＤＯ３）である、請求項１～６のいずれか一項に記載の金属粉末。
8. 付加製造用の金属粉末を製造するための方法であって、
   －（ｉ）重量含有量で表される、６．５％≦Ｓｉ≦１０％、４．５％≦Ｎｂ≦１０％、０．２％≦Ｂ≦２．０％、０．２％≦Ｃｕ≦２．０％、Ｃ≦２％を含み、並びに任意選択的に、Ｎｉ≦１０重量％、及び／又はＣｏ≦１０重量％、及び／又はＣｒ≦７重量％、及び／又は１対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＺｒ、及び／又は１対１ベースでＮｂの任意の部分の代替としてのＭｏ、及び／又は１対１ベースでＳｉの任意の部分の代替としてのＰ、及び／又はＨｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ若しくはＹの中から選択される１つ以上の追加元素であって、各追加元素の重量含有量が、３．５％未満である、追加元素、及び／又は１つ以上の希土類金属であって、各希土類金属の重量含有量が、０．２％未満である、希土類金属を含有し、残部が、Ｆｅ及び精錬から生じる不可避不純物である溶融組成物を得るように、液相線温度より少なくとも１５０℃高い温度で元素及び／又は金属合金を溶融するステップ、
   －（ｉｉ）１０～３０バールの間で加圧されたガスを用いて、直径が最大で４ｍｍであるノズルを通して前記溶融組成物を噴霧するステップを含む方法。
9. 一緒に溶融された元素及び／又は金属合金が、ＦｅＳｉ合金鉄、ＦｅＢ合金鉄、ＦｅＮｂ合金鉄、Ｃｕ及びＦｅを含む、請求項８に記載の方法。
10. 前記溶融が、液相線温度よりも最大４５０℃高い温度で行われる、請求項８又は９に記載の方法。
11. 前記溶融が、液相線温度より少なくとも３００℃高い温度で行われる、請求項８～１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 前記ガスが、１４バール～１８バールの間で加圧される、請求項８～１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 前記ノズル直径が、２～３ｍｍの間である、請求項８～１２のいずれか一項に記載の方法。
14. ガス対金属比が、１．５～７の間である、請求項８～１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 前記金属粉末を、その後乾燥させる、請求項８～１４のいずれか一項に記載の方法。