JP2024058438A - 耐水素脆性に優れた高強度部品の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 三次元積層造形法を利用して、高い強度を有するとともに耐水素脆性に優れた高強度部品を製造する技術を提供する。【解決手段】 耐水素脆性に優れた高強度部品の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：２４％以上２７％以下、Ｃｒ：１３．５％以上１６％以下、Ｍｏ：１％以上１．５％以下、Ｖ：０．１％以上０．５％以下、Ａｌ：０．３５％以下、Ｔｉ：１．９０％以上２．３５％以下、Ｂ：０．０００６％以上０．００２０％以下、を含有する金属粉末を用いて、エネルギー密度が６０Ｊ／ｍｍ３以上であるレーザまたは電子ビームを用いた三次元積層造形法により、造形物の体積密度が９９．９％以上である積層造形体を造形する工程と、前記積層造形体を仕上げ加工することにより高強度部品を製造する工程と、を備える。【選択図】図７
Description
本明細書に開示する技術は高強度部品の製造方法に関する。詳しくは、耐水素脆性に優れた高強度部品の製造方法に関する。
次世代のエネルギーインフラストラクチャとして、水素をエネルギー媒体とした燃料電池等を利用するシステムが開発されている。当該システムに使用される水素配管部品、特に配管継手は、高圧もしくは液化状態の水素に曝されるため、高強度な鋼材であることが求められ、かつ水素特有の現象である「金属の水素脆化」への耐性が要求される。
非特許文献１には、オーステナイト組織が安定して存在する成分を含有する鋼材が好適であることが記載されており、その成分指標として、ニッケル当量が２８．５以上であることが、材料選択や材料開発の指針となっている。この成分指標を満足する既存鋼材の内、ニッケル当量が高く、かつ強度の高い鋼材としては、ＪＩＳ Ｇ４３１１に定められるＳＵＨ６６０があり、水素配管部品、特に高圧配管継手（コネクター）へのＳＵＨ６６０の利用が検討されている。
しかしながら、このような部品を、例えば、溶製材を全切削して削り上げることにより製造する場合、ニッケル当量を高める成分（Ｎｉ，Ｃｒ等）の切削性の悪さにより、加工効率が著しく低下する上、切削形状や面粗さの品質低下をもたらす。また、切削代低減を目的として、鍛造によるネットシェイプブランクを製造する工法も考えられるが、上記成分は鍛造の際の加工硬化が著しいため、段差が大きい形状を有する部品の製造が難しい。さらに、削り代の大きい切削や加工変形の大きい鍛造の精度は、作業者の技術に大きく依存するため、生産効率や品質にばらつきが生じ易い。
一方で、非特許文献２に開示されるように、最近では、様々な金属粉末を用いた様々な形状を有する造形体を、金属三次元積層造形法により造形する技術が開発されている。これにより、比較的複雑な形状を有する造形体の造形も可能となり、造形体を最終仕上げ形状に近い形状で設計し、切削加工代を小さくすることができ、設計自由度が高まる。
斎藤彰、手塚俊雄、相川芳明、川又和憲、「水素インフラの技術基準（鋼種拡大）に関する研究開発」、２０１９年
小泉雄一郎、千葉晶彦、野村直之、中野貴由、「金属系材料の３次元積層造形技術の基礎」、２０１７年
最近では、水素配管部品等の高強度部品を、三次元積層造形法を利用して製造する技術の開発が進んでいる。しかしながら、金属粉末の成分によっては、造形時に内部残存する気孔や結晶粒界に生じる微小クラック（以下、マイクロクラックという。）が生じ易く、同じ成分を含有する従来の鋼材（例えば、溶製バー材）と比較して、強度や耐水素脆性の面で依然として要求されるレベルには達していない。すなわち、材料成分側の要因によって、レーザ等の照射条件をどのように変えても、十分に造形欠陥を低減できないという問題がある。特に、汎用されているＳＵＨ６６０は、溶製バー材においては、耐水素脆性かつ高強度な材料として高強度部品の製造に用いられているにも関わらず、三次元積層造形体では上述したマイクロクラックが顕著に生じる。本明細書では、このような成分組成を有する金属粉末を利用して、三次元積層造形法により、高い強度を有するとともに耐水素脆性に優れた高強度部品を製造する技術を提供する。
本発明者らは、三次元積層造形法により造形された積層造形体について鋭意検討した結果、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、結晶粒界に特定成分が偏析することに起因して、当該結晶粒界に沿った液化割れもしくは延性低下割れ、すなわちマイクロクラックが生じることがわかった。そして、試行錯誤の末、ＪＩＳ Ｇ４３１１に規定される鋼材の規格の範囲内で、成分組成を特定の値に調整した金属粉末を利用することで、積層造形体に高い強度及び優れた耐水素脆性を付与することができるという知見を得た。
本明細書が開示する耐水素脆性に優れた高強度部品の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：２４％以上２７％以下、Ｃｒ：１３．５％以上１６％以下、Ｍｏ：１％以上１．５％以下、Ｖ：０．１％以上０．５％以下、Ａｌ：０．３５％以下、Ｔｉ：１．９０％以上２．３５％以下、Ｂ：０．０００６％以上０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する金属粉末を用いて、エネルギー密度が６０Ｊ／ｍｍ３以上であるレーザまたは電子ビームを用いた三次元積層造形法により、造形物の体積密度が９９．９％以上である積層造形体を造形する工程と、前記積層造形体を仕上げ加工することにより高強度部品を製造する工程と、を備える。
上記の製造方法では、上記した成分組成を有する金属粉末を用いて、三次元積層造形法により積層造形体を造形する。この製造方法では、エネルギー密度が６０Ｊ／ｍｍ３以上であるレーザまたは電子ビームにより、当該金属粉末が完全に溶融されながら積層されることで、造形体の体積密度を９９．９％以上とすることができる。この積層造形体は、造形時に内部残存する気孔や結晶粒界に生じるマイクロクラックが極めて少ないレベルに低減されているため、当該積層造形体を仕上げ加工することにより、高い強度を有するとともに耐水素脆性に優れた高強度部品を得ることができる。
以下に説明する実施形態の主要な特徴を列記しておく。なお、以下に記載する技術要素は、それぞれ独立した技術要素であって、単独であるいは各種の組合せによって技術的有用性を発揮するものであり、出願時請求項記載の組合せに限定されるものではない。
本技術の一実施形態では、前記積層造形体を、８８５～９１５℃または９６５～９９５℃で１０分～２時間保持した後、室温まで急冷する固溶化熱処理工程と、前記固溶化熱処理工程の後に、前記積層造形体を、６８０～７００℃で１６時間以上保持した後、室温まで空冷する時効処理工程と、をさらに備えてもよい。なお、固溶化熱処理工程は、造形した積層造形体に対して実施してもよいし、仕上げ加工した積層造形体に対して実施してもよい。また、時効処理工程は、固溶化熱処理工程の後であれば、どのタイミングで実施してもよい。すなわち、時効処理工程は、造形した積層造形体に対して固溶化熱処理工程を実施し、仕上げ加工を経た後に実施してもよい。
このような構成では、上記した固溶化熱処理及び時効処理によって、積層造形体のビッカース硬さを３００ＨＶ以上とすることができる。これにより、製造される高強度部品の強度を確保することができる。その結果、製造される高強度部品（例えば、高圧水素配管部品等）と接触もしくは締結される対象構造物との間の接触面圧を高めることが可能となり、高圧水素または液化水素が密封され、これらが漏洩することを抑制することができる。
本技術の一実施形態では、前記三次元積層造形法は、粉末床溶融結合方式、または、指向性エネルギー堆積方式のいずれかであってもよい。
このような構成では、造形品の形状寸法精度を重視する場合は粉末床溶融結合方式を、造形品の大型化や生産速度を重視する場合は指向性エネルギー堆積方式を適宜選択することができる。
本技術の一実施形態では、前記時効処理工程を実行後の前記積層造形体は、引張強度９５０ＭＰａ以上であり、降伏応力が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが２３％以上であり、絞りが５０％以上であってもよい。
このような構成では、積層造形体を仕上げ加工することにより、従来の鋼材（例えば、溶製バー材）と同等の強度及び耐水素脆性を有する高強度部品を得ることができる。
本技術の一実施形態では、前記時効処理工程を実行後の前記積層造形体に対して１００ＭＰａ水素雰囲気下、２７０℃で２００時間保持する水素チャージを行った後の前記積層造形体は、前記水素チャージを行う前の前記積層造形体に対して、破断伸びが０．８倍以上であり、絞りが０．５倍以上であってもよい。
このような構成では、高強度部品を水素侵入環境下で使用した場合であっても、水素脆性破壊または遅れ破壊が生じ難い。
本技術の一実施形態では、前記積層造形体は、その軸方向に貫通する貫通孔を有し、前記軸方向に沿って同心状の異なる径を有する複数の部分が連結された筒形状を有してもよい。
本技術の一実施形態では、前記高強度部品は、２つの配管を接続する配管締結具であってもよく、前記仕上げ加工は、前記軸方向に離間する２つの前記部分にねじ部を形成する工程を含んでもよい。
以下、図面を参照して、本明細書が開示する高強度水素配管部品の製造方法（以下、本製造方法という。）について説明する。本製造方法は、積層造形体造形工程と、固溶化熱処理工程と、時効処理工程と、高強度水素配管部品製造工程を有している。なお、以下の説明において製造される高強度水素配管部品は一例であり、本製造方法では、他の形状を有する部品や他の用途に用いられる部品を適宜製造することができる。
まず、本製造方法によって造形される積層造形体１０、及び、製造される高強度部品３０について説明する。本製造方法では、高強度部品３０として、図３に示す配管締結具３０が製造される。配管締結具３０は、水や油を流通させる配管同士を締結する際に利用される。
本製造方法によって造形される積層造形体１０は、図１に示すように、第１部分１２、第２部分１４、第３部分１６、第４部分１８、及び第５部分２０を有する。各部分１２～２０は、同心状に連結されている。積層造形体１０の軸Ａに沿う方向（以下、軸方向）における積層造形体１０の長さＬｓｔ（全長）は、４９．９ｍｍである。なお、以下では、説明の便宜上、図面左側を「上」、図面右側を「下」として説明を続ける。
第１部分１２は、直径Ｄｓ１が１２．６ｍｍの円柱形状を有している。軸方向における第１部分１２の長さＬｓ１は、１０．３５ｍｍである。
第２部分１４は、第１部分１２の下端に連結されている。第２部分１４は、傾斜部１４ａと胴部１４ｂを有している。傾斜部１４ａは、下方に向かって拡径する円錐形状を有しており、第１部分１２の下端に連結されている。傾斜部１４ａは、軸Ａに対して４５度傾斜している。軸方向における傾斜部１４ａの長さＬｓ２１は、４．４５ｍｍである。傾斜部１４ａの上端の直径は、第１部分１２の直径と略等しい。胴部１４ｂは、正六角柱形状を有しており、傾斜部１４ａの下端に連結されている。軸方向における胴部１４ｂの長さＬｓ２２は、８．５ｍｍである。また、図２に示すように、積層造形体１０を上面視したときに、胴部１４ｂを構成する六角形の対向する２つの辺の間の長さｄ１は１９ｍｍであり、軸心を挟んで対向する２つの頂点の間の長さｄ２は２１．５ｍｍである。
第３部分１６は、第２部分１４の下端に連結されている。第３部分１６は、胴部１６ａと傾斜部１６ｂを有している。胴部１６ａは、円柱形状を有しており、第２部分１４（胴部１４ｂ）の下端に連結されている。胴部１６ａの直径Ｄｓ３は、１３．４５ｍｍである。傾斜部１６ｂは、下方に向かって縮径する円錐形状を有しており、胴部１６ａの下端に連結されている。傾斜部１６ｂは、軸Ａに対して６０度傾斜している。軸方向における第３部分１６全体の長さＬｓ３は、１２．６ｍｍである。
第４部分１８は、第３部分１６の下端に連結されている。第４部分１８は、胴部１８ａと傾斜部１８ｂを有している。胴部１８ａは、円柱形状を有しており、第３部分１６（傾斜部１６ｂ）の下端に連結されている。胴部１８ａの直径Ｄｓ４は、９．３５７ｍｍである。胴部１８ａの直径は、第３部分１６の傾斜部１６ｂの下端の直径と略等しい。軸方向における胴部１８ａの長さＬｓ４１は、６．２０８ｍｍである。傾斜部１８ｂは、下方に向かって縮径する円錐形状を有しており、胴部１８ａの下端に連結されている。傾斜部１８ｂの上端の直径は、胴部１８ａの直径よりもわずかに小さい。傾斜部１８ｂは、軸Ａに対して１９度傾斜している。軸方向における傾斜部１８ｂの長さＬｓ４２は、２．０９２ｍｍである。
第５部分２０は、第４部分１８の下端に連結されている。第５部分２０は、直径Ｄｓ５が６．９８５ｍｍの円柱形状を有している。第５部分２０の直径は、第４部分１８の傾斜部１８ｂの下端の直径と略等しい。軸方向における第５部分２０の長さＬｓ５は、５．６５ｍｍである。上述の説明から明らかなように、第１部分１２、第３部分１６、第４部分１８、第５部分の２０のそれぞれの直径Ｄｓ１、Ｄｓ３，Ｄｓ４，Ｄｓ５はそれぞれ相違し、また、第１部分１２、第２部分１４、第３部分１６、第４部分１８、第５部分２０のそれぞれの軸方向の長さＬｓ１、Ｌｓ２（＝Ｌｓ２１＋Ｌｓ２２）、Ｌｓ３、Ｌｓ４（＝Ｌｓ４１＋Ｌｓ４２）、Ｌｓ５もそれぞれ相違している。
図３に示すように、各部分１２～２０には、各部分１２～２０を軸方向に貫通する貫通孔２２が形成されている。貫通孔２２は、上面視（軸に直交する断面）において円形状を有している。貫通孔２２は、第５部分２０の下端から上方に向かって一様な直径Ｄｓｉｎ（２．６５ｍｍ）で伸びており、第１部分１２の途中から徐々に拡径している。貫通孔２２の拡径している部分は、軸Ａに対して３０度傾斜している。第１部分１２の上端における貫通孔２２の直径は、７．２８ｍｍである。
積層造形体１０は、その体積密度が９９．９％以上である。当該体積密度は、例えば、９９．９２％以上であり、また例えば９９．９３％以上であり、また例えば９９．９４％以上であり、また例えば９９．９５％以上であり、また例えば９９．９６％以上であり、また例えば９９．９７％以上であり、また例えば９９．９８％以上であり、また例えば９９．９９％以上である。
次に、本製造方法によって製造される高強度部品（すなわち、配管締結具３０）について説明する。図４に示すように、配管締結具３０は、第１部分３２と、第２部分３４と、第３部分３６と、第４部分３８と、第５部分４０を有する。各部分３２～４０は、同心状に連結されている。軸方向における配管締結具３０の長さＬｆｔ（全長）は、４８．１ｍｍである。
第１部分３２は、円柱形状を有している。第１部分３２は、ねじ部３２ａと、ねじ部３２ａの下端に連結された括れ部３２ｂを有している。ねじ部３２ａの周囲には、雄ねじが形成されている。ねじ部３２ａの有効深さは、１２ｍｍである。ねじ部３２ａの上端には、面取り部３２ｃが形成されている。括れ部３２ｂは、ねじ部３２ａよりも小さい径を有している。軸方向における第１部分３２の長さＬｆ１（Ｌｓ１＋Ｌｓ２１に対応）は、１４．３ｍｍである。
第２部分３４は、第１部分３２の下端に連結されている。第２部分３４は、正六角円柱形状を有している。軸方向における第２部分３４の長さＬｆ２（Ｌｓ２２に対応）は、７．７ｍｍである。図５に示すように、配管締結具３０を上面視したときに、第２部分３４を構成する六角形の対向する２つの辺の間の長さｄ３は１９ｍｍであり、軸心を挟んで対向する２つの頂点の間の長さｄ４は２１．５ｍｍである。
第３部分３６は、第２部分３４の下端に連結されている。第３部分３６は、基部３６ａと、ねじ部３６ｂと、基部３６ａ及びねじ部３６ｂを連結する括れ部３６ｃを有している。基部３６ａは、第２部分３４の下端に連結されている。軸方向における基部３６ａの長さは、２．１ｍｍである。ねじ部３６ｂは、括れ部３６ｃを介して基部３６ａの下端に連結されている。ねじ部３６ｂの周囲には、雄ねじが形成されている。ねじ部３６ｂの有効深さは、７ｍｍである。基部３６ａ、ねじ部３６ｂ及び括れ部３６ｃは、ともに円柱形状を有しており、括れ部３６ｃの径は、基部３６ａ及びねじ部３６ｂの径よりも小さい。軸方向における第３部分３６全体の長さＬｆ３（Ｌｓ３に対応）は、１２．１ｍｍである。
第４部分３８は、第３部分３６の下端に連結されている。第４部分３８は、胴部３８ａと傾斜部３８ｂを有している。胴部３８ａは、円柱形状を有しており、第３部分３６（ねじ部３６ｂ）の下端に連結されている。胴部３８ａの直径Ｄｆ４（Ｄｓ４に対応）は、８．７９ｍｍである。軸方向における胴部３８ａの長さＬｆ４１（Ｌｓ４１に対応）は、６．４ｍｍである。傾斜部３８ｂは、下方に向かって縮径する円錐形状を有しており、胴部３８ａの下端に連結されている。傾斜部３８ｂの上端の直径は、胴部３８ａの直径よりもわずかに小さい。傾斜部３８ｂは、軸Ａに対して１９度傾斜している。軸方向における傾斜部３８ｂの長さＬｆ４２（Ｌｓ４２に対応）は、１．９５ｍｍである。
第５部分４０は、第４部分３８の下端に連結されている。第５部分４０は、直径Ｄｆ５（Ｄｓ５に対応）が６．４ｍｍの円柱形状を有している。第５部分４０の直径は、第４部分３８の傾斜部３８ｂの下端の直径と略等しい。軸方向における第５部分４０の長さＬｆ５（Ｌｓ５に対応）は、５．６５ｍｍである。上記のことから明らかなように、積層造形体１０の寸法（Ｌｓ，Ｄｓ，ｄ１，ｄ２）は、配管締結具３０の寸法（Ｌｆ，Ｄｆ，ｄ３，ｄ４）よりわずかに大きく設定されている。ただし、積層造形体１０の第２部分１４の胴部１４ｂの寸法（ｄ１、ｄ２）は、寸法精度が要求されないため、配管締結具３０の第２部分３４の寸法（ｄ３、ｄ４）と同一としている。すなわち、積層造形体１０を成形する段階で最終形状を形成している。
図６に示すように、各部分３２～４０には、各部分３２～４０を軸方向に貫通する貫通孔４２が形成されている。貫通孔４２は、上面視において円形状を有している。貫通孔４２は、第５部分４０の下端から上方に向かって一様な直径Ｄｆｉｎ１（３．２ｍｍ）（＞Ｄｓｉｎ＝２．６５ｍｍ）で伸びており、第１部分３２の途中から徐々に拡径している。貫通孔４２の拡径している部分は、軸Ａに対して３０度傾斜している。第１部分３２の上端から０．９ｍｍ下方（すなわち、ねじ部３２ａの雄ねじの上端）における貫通孔４２の直径Ｄｆｉｎ２は、６．５ｍｍである。
本製造方法では、図１に示す積層造形体１０を造形した後、積層造形体１０に対して固溶化熱処理、及び時効処理を行い、その後、積層造形体１０を仕上げ加工することにより、図４に示す配管締結具３０を製造する。以下、具体的に、本製造方法について説明する。
（積層造形体造形工程）
まず、金属３Ｄプリンタによる三次元積層造形法を利用して、金属粉末から積層造形体１０を造形する。造形に用いられる金属粉末は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：２４％以上２７％以下、Ｃｒ：１３．５％以上１６％以下、Ｍｏ：１％以上１．５％以下、Ｖ：０．１％以上０．５％以下、Ａｌ：０．３５％以下、Ｔｉ：１．９０％以上２．３５％以下、Ｂ：０．０００６％以上０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有している。
まず、金属３Ｄプリンタによる三次元積層造形法を利用して、金属粉末から積層造形体１０を造形する。造形に用いられる金属粉末は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：２４％以上２７％以下、Ｃｒ：１３．５％以上１６％以下、Ｍｏ：１％以上１．５％以下、Ｖ：０．１％以上０．５％以下、Ａｌ：０．３５％以下、Ｔｉ：１．９０％以上２．３５％以下、Ｂ：０．０００６％以上０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有している。
Ｃ：０．０１０％以上０．０２５％以下
Ｃは、０．０２５％を超えると、三次元積層造形においては、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、積層造形体の結晶粒界に偏析して、積層造形体の延性や靭性が低下したり、結晶粒界に沿ったマイクロクラックが生じ易くなる。一方、Ｃがゼロまで低減すると、固溶化熱処理や時効処理における結晶粒粗大化につながり、破断伸び、絞りの低下をもたらす。これらの理由および精錬コストを含む一般工業的に低減可能な値も鑑みて、下限値は０．０１０％とした。なお、Ｃは、上記範囲の含有量である場合、溶融層の凝固時に高温側でＴｉＣとして優先析出し、結晶粒成長のピン止めとしても機能する。
Ｃは、０．０２５％を超えると、三次元積層造形においては、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、積層造形体の結晶粒界に偏析して、積層造形体の延性や靭性が低下したり、結晶粒界に沿ったマイクロクラックが生じ易くなる。一方、Ｃがゼロまで低減すると、固溶化熱処理や時効処理における結晶粒粗大化につながり、破断伸び、絞りの低下をもたらす。これらの理由および精錬コストを含む一般工業的に低減可能な値も鑑みて、下限値は０．０１０％とした。なお、Ｃは、上記範囲の含有量である場合、溶融層の凝固時に高温側でＴｉＣとして優先析出し、結晶粒成長のピン止めとしても機能する。
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、脱酸剤として用いられるとともに、固溶強化によって積層造形体の強度を向上させる元素である。一方、Ｓｉは、三次元積層造形においては、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｏと化合して低融点の共晶化合物（ラーベス相）を結晶粒界に析出させ、粒界に沿った液化割れもしくは延性低下割れ、すなわちマイクロクラックを生じるため、精錬コストを含む一般工業的に低減可能な範囲でＳｉの含有量は低減し、上限値０．１５％とした。
Ｓｉは、脱酸剤として用いられるとともに、固溶強化によって積層造形体の強度を向上させる元素である。一方、Ｓｉは、三次元積層造形においては、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｏと化合して低融点の共晶化合物（ラーベス相）を結晶粒界に析出させ、粒界に沿った液化割れもしくは延性低下割れ、すなわちマイクロクラックを生じるため、精錬コストを含む一般工業的に低減可能な範囲でＳｉの含有量は低減し、上限値０．１５％とした。
Ｍｎ：０．１５％以下
Ｍｎは、脱酸剤として用いられるとともに、オーステナイトに固溶し、安定化させ、機械強度や靭性の確保のために用いられる元素である。一方、Ｍｎが０．１５％を超えると三次元積層造形において結晶粒界のマイクロクラックを助長する傾向が有るため、精錬コストを含む一般工業的に可能な範囲で低減し、上限値０．１５％とした。
Ｍｎは、脱酸剤として用いられるとともに、オーステナイトに固溶し、安定化させ、機械強度や靭性の確保のために用いられる元素である。一方、Ｍｎが０．１５％を超えると三次元積層造形において結晶粒界のマイクロクラックを助長する傾向が有るため、精錬コストを含む一般工業的に可能な範囲で低減し、上限値０．１５％とした。
Ｐ：０．０１％以下
Ｐは、低融点介在物であり、極わずかの含有量でも三次元積層造形において結晶粒界のマイクロクラックを助長するため、極力低減することが望ましい。一方で、過度の精錬はコストの増大につながるため、一般工業的に可能な範囲で低減し、Ｐの含有量は０．０１％以下としている。
Ｐは、低融点介在物であり、極わずかの含有量でも三次元積層造形において結晶粒界のマイクロクラックを助長するため、極力低減することが望ましい。一方で、過度の精錬はコストの増大につながるため、一般工業的に可能な範囲で低減し、Ｐの含有量は０．０１％以下としている。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、低融点介在物であり、極わずかの含有量でも三次元積層造形において結晶粒界のマイクロクラックを助長するため、極力低減することが望ましい。一方で、過度の精錬はコストの増大につながるため、一般工業的に可能な範囲で低減し、Ｓの含有量は０．０１％以下としている。
Ｓは、低融点介在物であり、極わずかの含有量でも三次元積層造形において結晶粒界のマイクロクラックを助長するため、極力低減することが望ましい。一方で、過度の精錬はコストの増大につながるため、一般工業的に可能な範囲で低減し、Ｓの含有量は０．０１％以下としている。
Ｎｉ：２４％以上２７％以下
Ｎｉは、オーステナイトを安定化し、優れた耐水素脆性を付与するための主要元素であり、オーステナイト安定化指標であるニッケル当量（平山式）２８．５以上を確保するために必要十分量を添加する必要が有る。一方で、過剰な含有量はコスト増大、リサイクル性低下にもつながる。これらを鑑みて、Ｎｉの含有量は、２４％以上２７％以下としている。
Ｎｉは、オーステナイトを安定化し、優れた耐水素脆性を付与するための主要元素であり、オーステナイト安定化指標であるニッケル当量（平山式）２８．５以上を確保するために必要十分量を添加する必要が有る。一方で、過剰な含有量はコスト増大、リサイクル性低下にもつながる。これらを鑑みて、Ｎｉの含有量は、２４％以上２７％以下としている。
Ｃｒ：１３．５％以上１６％以下
Ｃｒは、耐食性を向上させ、優れた耐水素脆性を付与するための主要元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｃｒの含有量は１３．５％以上１６％以下としている。
Ｃｒは、耐食性を向上させ、優れた耐水素脆性を付与するための主要元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｃｒの含有量は１３．５％以上１６％以下としている。
Ｍｏ：１％以上１．５％以下
Ｍｏは、オーステナイトへの固溶強化と優れた耐水素脆性を付与するための元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｍｏの含有量は、１％以上１．５％以下としている。
Ｍｏは、オーステナイトへの固溶強化と優れた耐水素脆性を付与するための元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｍｏの含有量は、１％以上１．５％以下としている。
Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下
Ｖは、凝固時の高温段階で炭化物として優先析出し、結晶粒粗大化防止に寄与する元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｖの含有量は、０．１０％以上０．５０％以下としている。
Ｖは、凝固時の高温段階で炭化物として優先析出し、結晶粒粗大化防止に寄与する元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｖの含有量は、０．１０％以上０．５０％以下としている。
Ａｌ：０．３５％以下
Ａｌは、脱酸材として用いられるとともに、時効処理時にγ’相（ガンマプライム相，Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））を析出させて時効硬化、強度上昇をもたらす元素である。Ｔｉ／Ａｌ比率の低い方が、すなわちＡｌ含有量の高い方がγ’相は安定化するが、同時に時効硬化に要する熱処理時間が長くなるため、工業的に３－２０時間でピーク硬さが出るように、Ａｌの含有量は０．３５％以下としている。
Ａｌは、脱酸材として用いられるとともに、時効処理時にγ’相（ガンマプライム相，Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））を析出させて時効硬化、強度上昇をもたらす元素である。Ｔｉ／Ａｌ比率の低い方が、すなわちＡｌ含有量の高い方がγ’相は安定化するが、同時に時効硬化に要する熱処理時間が長くなるため、工業的に３－２０時間でピーク硬さが出るように、Ａｌの含有量は０．３５％以下としている。
Ｔｉ：１．９０％以上２．３５％以下
Ｔｉは、時効処理時にγ’相（ガンマプライム相，Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））を析出させて時効硬化、強度上昇をもたらす元素である。その他、凝固時の高温段階で炭化物として優先析出し、結晶粒粗大化防止に寄与する元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｔｉの含有量は、１．９０％以上２．３５％以下としている。
Ｔｉは、時効処理時にγ’相（ガンマプライム相，Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））を析出させて時効硬化、強度上昇をもたらす元素である。その他、凝固時の高温段階で炭化物として優先析出し、結晶粒粗大化防止に寄与する元素である。一方で、過剰に含有させるとコストの増大につながるため、Ｔｉの含有量は、１．９０％以上２．３５％以下としている。
Ｂ：０．０００６％以上０．００２０％以下
Ｂは、従来の溶製材、すなわち鋳造と熱間圧延を経た素材では、結晶粒界の強度を高め、室温での破断伸び、絞り値や、高温域での耐クリープ強度を向上する元素である。一方で、三次元積層造形においては、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、他の合金元素と化合して、低融点の共晶化合物を結晶粒界に析出させるため、粒界に沿った液化割れ、すなわちマイクロクラックを生じる。よって室温での破断伸び、絞り値を犠牲にしない範囲で極力低減することが望ましく、Ｂの含有量は、０．０００６％以上０．００２０％以下としている。
Ｂは、従来の溶製材、すなわち鋳造と熱間圧延を経た素材では、結晶粒界の強度を高め、室温での破断伸び、絞り値や、高温域での耐クリープ強度を向上する元素である。一方で、三次元積層造形においては、溶融層が凝固するとき、および、溶融層の下側に積層された層が当該溶融層により再度加熱されるときに、他の合金元素と化合して、低融点の共晶化合物を結晶粒界に析出させるため、粒界に沿った液化割れ、すなわちマイクロクラックを生じる。よって室温での破断伸び、絞り値を犠牲にしない範囲で極力低減することが望ましく、Ｂの含有量は、０．０００６％以上０．００２０％以下としている。
なお、上記した金属粉末は、下式により定義されるニッケル当量Ｎｉｅｑ（平山式）が、２８．５以上となる組成を有する。
Ｎｉｅｑ＝１２．６×［Ｃ％］＋０．３５×［Ｓｉ％］＋１．０５［Ｍｎ％］＋［Ｎｉ％］＋０．６５［Ｃｒ％］＋０．９８［Ｍｏ％］
上記したニッケル当量を有する金属粉末を用いることにより、製造される高強度水素配管部品３０に対して高い強度とともに優れた耐水素脆性を付与することができる。また、金属粉末の粒径については、特に限定されないが、例えば、当該粒径は、１０μｍ～１００μｍである。このような粒径を有する金属粉末を用いることにより、三次元積層造形される高強度水素配管部品の体積密度向上に寄与することができる。
Ｎｉｅｑ＝１２．６×［Ｃ％］＋０．３５×［Ｓｉ％］＋１．０５［Ｍｎ％］＋［Ｎｉ％］＋０．６５［Ｃｒ％］＋０．９８［Ｍｏ％］
上記したニッケル当量を有する金属粉末を用いることにより、製造される高強度水素配管部品３０に対して高い強度とともに優れた耐水素脆性を付与することができる。また、金属粉末の粒径については、特に限定されないが、例えば、当該粒径は、１０μｍ～１００μｍである。このような粒径を有する金属粉末を用いることにより、三次元積層造形される高強度水素配管部品の体積密度向上に寄与することができる。
本製造方法では、三次元積層造形法が、粉末床溶融結合方式（Powder Bed Fusion、ＰＢＦ）、及び、指向性エネルギー堆積方式（Directed Energy Deposition、ＤＥＤ）のいずれかから選択される。ＰＢＦでは、造形プレート上に敷き詰められた金属粉末に対してレーザ又は電子ビームを照射する。これにより金属粉末が溶融し、溶融した金属粉末同士が凝固、結合した範囲が造形体となる。一層分の造形が完了すると、造形プレート上に次の層を造形するための金属粉末が再度敷き詰められる。この工程を積層方向に繰り返し行うことにより、図１に示す積層造形体１０が造形される。
ＤＥＤでは、造形プレート上にレーザを照射するとともに、レーザの照射箇所に対して金属粉末を噴射する。これにより、当該照射箇所において金属粉末が溶融する。ＤＥＤでは、レーザの照射箇所を造形プレート上で移動させながら金属粉末を噴射することによって、金属粉末の溶融と凝固が繰り返し進行する。この工程を積層方向に繰り返し行うことにより、図１に示す積層造形体１０が造形される。
なお、上記したいずれの方式においても、積層ピッチ（一層の厚み）を、例えば１０～１００μｍとすることができる。ただし、積層ピッチはこれに限定されず、用いる金属粉末の粒径に応じて適宜調整してよい。また、本製造方法では、図７に示すように、造形プレート５０上に複数の積層造形体１０を造形する。これにより、造形コストを低減することができる。なお、図７から明らかなように、積層造形体１０は、第１部分１２側から第５部分２０側に向かって順に造形される。
（固溶化熱処理工程）
次に、積層造形体１０に対して、固溶化熱処理工程を実施する。固溶化熱処理工程は、主に、造形によって生じた積層造形体１０の残留応力の除去や、造形時に析出した化合物を固溶させるために実施される。固溶化熱処理工程では、積層造形体１０を、８８５～９１５℃または９６５～９９５℃で１０分～２時間保持した後、室温まで急冷する。なお、上記温度範囲での保持時間は、結晶粒を微細化させたい場合や造形体を完全に固溶化させたい場合等、要求される目的に応じて適宜調整することができる。
次に、積層造形体１０に対して、固溶化熱処理工程を実施する。固溶化熱処理工程は、主に、造形によって生じた積層造形体１０の残留応力の除去や、造形時に析出した化合物を固溶させるために実施される。固溶化熱処理工程では、積層造形体１０を、８８５～９１５℃または９６５～９９５℃で１０分～２時間保持した後、室温まで急冷する。なお、上記温度範囲での保持時間は、結晶粒を微細化させたい場合や造形体を完全に固溶化させたい場合等、要求される目的に応じて適宜調整することができる。
（時効処理工程）
次に、積層造形体１０に対して、時効処理工程を実施する。時効処理工程は、主にγ’相（ガンマプライム相，Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））と呼ばれる金属間化合物を析出させて積層造形体１０の硬度を向上させるために実施される。時効処理工程では、積層造形体１０を６８０～７００℃で１６時間以上保持した後、室温まで空冷する。
次に、積層造形体１０に対して、時効処理工程を実施する。時効処理工程は、主にγ’相（ガンマプライム相，Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））と呼ばれる金属間化合物を析出させて積層造形体１０の硬度を向上させるために実施される。時効処理工程では、積層造形体１０を６８０～７００℃で１６時間以上保持した後、室温まで空冷する。
（仕上げ加工工程）
次いで、積層造形体１０に対して仕上げ加工を行う。仕上げ加工としては、例えば、切削や研削等の除去加工や、部品表面の改質のための表面処理等が挙げられる。本製造方法では、積層造形体１０の軸方向において、胴部１４ｂの六角柱側面を除く範囲に対して当該仕上げ加工を行うことにより、積層造形体１０から図４に示す配管締結具３０を製造する。
次いで、積層造形体１０に対して仕上げ加工を行う。仕上げ加工としては、例えば、切削や研削等の除去加工や、部品表面の改質のための表面処理等が挙げられる。本製造方法では、積層造形体１０の軸方向において、胴部１４ｂの六角柱側面を除く範囲に対して当該仕上げ加工を行うことにより、積層造形体１０から図４に示す配管締結具３０を製造する。
上述したように、本製造方法では、三次元積層造形法によって造形した積層造形体１０を仕上げ加工することによって配管締結具３０を製造する。このため、製造対象である配管締結具３０の形状に近似する積層造形体１０を三次元積層造形法により造形しておくことで、仕上げの加工代を小さくすることができる。具体的には、本製造方法では、仕上げ加工の切削代を約１ｍｍ程度とすることができる。したがって、従来のように鋼材（例えば、溶製バー材）から対象部品を製造する場合と比較して、切削等の仕上げ加工の工程を格段に低減することができる。
また、本製造方法では、加工が難しい高ニッケル当量の材料を用いた場合であっても、当該材料の加工性への影響が低減される。このため、切削等の作業者の技術に大きく依存する切削等の工程への影響を小さくすることができ、製造される配管締結具３０の精度を向上させることができる。
なお、上記の製造方法では、配管締結具３０を製造する方法について説明した。しかしながら、本明細書に開示の技術は、他の部品を製造する際に適用してもよい。具体的には、例えば、水素侵入環境下で使用される金属部品（ボルトやナット等）を製造する際に用いてもよい。
また、上記の製造方法では、造形した積層造形体１０に対して、固溶化熱処理及び時効処理を順に行った後、仕上げ加工を行った。このように、最終工程において仕上げ加工を行うため、製造される配管締結具３０の形状や面粗度品質を制御し易い。しかしながら、本製造方法では、例えば、造形した積層造形体１０に対して仕上げ加工を行った後、固溶化熱処理及び時効処理を順に行ってもよい。この場合、積層造形体１０に対してまず仕上げ加工を行うため、仕上げ加工の基準表面の品質を積層造形の条件により制御することができる。また例えば、造形した積層造形体１０に対して固溶化熱処理を行った後、仕上げ加工及び時効処理を順に行ってもよい。この場合、固溶化熱処理後の比較的軟らかい積層造形体１０に対して仕上げ加工（切削、表面処理等）を行うため、仕上げ加工の作業性を向上させることができる。このように、本製造方法では、製造される部品の形状や要求される品質等に応じて、適宜各工程の順序を入れ替えてもよい。
以下、本明細書に開示の技術を具現化した具体例を示す。ただし、本明細書の開示は、以下の具体例に限定されるものではない。
＜体積密度評価用造形体の作製＞
まず、表１に示す組成Ａを有する金属粉末を準備した。金属粉末の粒径は１５～５３μｍであった。そして、当該粉末を用いた粉末床溶融結合方式（ＰＢＦ）の三次元積層造形体の体積密度について検討するために、複数のレーザ照射条件にて事前評価用１０ｍｍ角立方体を造形した。その結果、レーザ照射によるエネルギー密度が６０Ｊ／ｍｍ３以上のとき、体積密度が９９．９％以上に達することがわかった。なお、体積密度は、造形体の造形Ｚ軸方向断面を３分間鏡面研磨し、画像解析により測定した。
まず、表１に示す組成Ａを有する金属粉末を準備した。金属粉末の粒径は１５～５３μｍであった。そして、当該粉末を用いた粉末床溶融結合方式（ＰＢＦ）の三次元積層造形体の体積密度について検討するために、複数のレーザ照射条件にて事前評価用１０ｍｍ角立方体を造形した。その結果、レーザ照射によるエネルギー密度が６０Ｊ／ｍｍ３以上のとき、体積密度が９９．９％以上に達することがわかった。なお、体積密度は、造形体の造形Ｚ軸方向断面を３分間鏡面研磨し、画像解析により測定した。
＜実施例１～３の試験片の作製＞
（積層造形体の造形およびＳＳＲＴ試験片への加工）
上記の評価用造形体に用いた金属粉末と同様の金属粉末（組成Ａ、粒径１５～５３μｍ）を用いて、上記レーザ照射条件にて、粉末床溶融結合方式（ＰＢＦ）の三次元積層造形法により、ＳＳＲＴ試験片の素形材となるΦ１８Ｌ８０の丸棒を積層造形した。この素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の体積密度は、９９．９％以上であった。次いで、この造形体に以下に詳述する固溶化熱処理および時効処理を施した後、切削仕上げし、図８に示すＳＳＲＴ試験片１００を完成させた。
（積層造形体の造形およびＳＳＲＴ試験片への加工）
上記の評価用造形体に用いた金属粉末と同様の金属粉末（組成Ａ、粒径１５～５３μｍ）を用いて、上記レーザ照射条件にて、粉末床溶融結合方式（ＰＢＦ）の三次元積層造形法により、ＳＳＲＴ試験片の素形材となるΦ１８Ｌ８０の丸棒を積層造形した。この素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の体積密度は、９９．９％以上であった。次いで、この造形体に以下に詳述する固溶化熱処理および時効処理を施した後、切削仕上げし、図８に示すＳＳＲＴ試験片１００を完成させた。
（固溶化熱処理）
素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の積層造形体に対して、ＪＩＳ Ｇ４３１１に規定される固溶化熱処理を行った。具体的には、素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の積層造形体を９８０℃で１時間保持した後、室温まで急冷することで、固溶化熱処理を行った。
素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の積層造形体に対して、ＪＩＳ Ｇ４３１１に規定される固溶化熱処理を行った。具体的には、素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の積層造形体を９８０℃で１時間保持した後、室温まで急冷することで、固溶化熱処理を行った。
（時効処理）
固溶化熱処理の後、素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の積層造形体に対して、６９０℃で２０時間保持した後、室温まで空冷する時効処理を行った。なお、処理温度条件の設定に先立って、Φ１８Ｌ８０丸棒と同条件で三次元積層造形および固溶化熱処理を行った複数の１０ｍｍ角立方体の試料１～４に対して、それぞれ６８０～７４０℃の間で時効処理を行った場合について比較評価した。時効処理における均熱時間は、最大硬さが得られるように、２０時間で統一した。評価は、当該立方体の造形Ｚ軸方向断面内の５か所における、ビッカース硬さＨＶ１０ｋｇ、および、当該ビッカース硬さ試験において被検面に付加する正方形圧痕の角部から発生するマイクロクラック（以下、圧痕クラックという。）の有無により行った。結果を表２に示す。表２中のビッカース硬さについて、Ａは造形Ｚ軸方向断面の中央部の値を示しており、Ｂ～Ｅは造形Ｚ軸方向断面の４つの角部近傍の値を示している。また、圧痕クラックが生じた箇所には、当該値に下線を付している。圧痕クラック頻度は、上記Ａ～Ｅの５か所において圧痕クラックが生じた数を示している。
固溶化熱処理の後、素形材Φ１８Ｌ８０丸棒の積層造形体に対して、６９０℃で２０時間保持した後、室温まで空冷する時効処理を行った。なお、処理温度条件の設定に先立って、Φ１８Ｌ８０丸棒と同条件で三次元積層造形および固溶化熱処理を行った複数の１０ｍｍ角立方体の試料１～４に対して、それぞれ６８０～７４０℃の間で時効処理を行った場合について比較評価した。時効処理における均熱時間は、最大硬さが得られるように、２０時間で統一した。評価は、当該立方体の造形Ｚ軸方向断面内の５か所における、ビッカース硬さＨＶ１０ｋｇ、および、当該ビッカース硬さ試験において被検面に付加する正方形圧痕の角部から発生するマイクロクラック（以下、圧痕クラックという。）の有無により行った。結果を表２に示す。表２中のビッカース硬さについて、Ａは造形Ｚ軸方向断面の中央部の値を示しており、Ｂ～Ｅは造形Ｚ軸方向断面の４つの角部近傍の値を示している。また、圧痕クラックが生じた箇所には、当該値に下線を付している。圧痕クラック頻度は、上記Ａ～Ｅの５か所において圧痕クラックが生じた数を示している。
表２に示すように、７２０℃及び７４０℃で時効処理した試料３及び４では、３４３～３６３ＨＶのビッカース硬さが得られたものの、圧痕クラックが認められた。一方、６８０℃及び７００℃で処理した試料１及び２は、高いビッカース硬さ（３４２～３６０ＨＶ）が得られるとともに、圧痕クラックが生じなかった。すなわち、７００℃以下の時効処理では脆化が抑制され、高い強度を付与することができることが分かった。
（切削仕上げ）
時効処理の後、切削仕上げにより、図８に示すＳＳＲＴ試験片１００を作製した。図８に示すように、ＳＳＲＴ試験片１００は、軸部１１０と、軸部１１０の両端に設けられた固定部１２０を有している。各固定部１２０は、移行部１３０を介して軸部１１０の各端部に設けられている。軸部１１０は、直径Ｄｔ１が約６ｍｍの円柱形状を有しており、軸方向の長さＬｔ１が約３０ｍｍである。各移行部１３０は、テーパ形状を有しており、軸部１１０と各固定部１２０を接続している。各固定部１２０は、直径Ｄｔ２が約１８ｍｍの円柱形状を有しており、軸方向の長さＬｔ２が約１８ｍｍである。なお、軸部１１０、固定部１２０、及び移行部１３０は、鏡面研磨仕上げとした。また、軸部１１０は、以下の手順により切削仕上げを行った。まず、直径７．０ｍｍから直径６．２ｍｍとなるまで、切込み量０．１ｍｍで切削した。次いで、直径６．２ｍｍから６．１ｍｍとなるまで、切込み量０．０５ｍｍで切削した。次いで、直径が６．０７ｍｍになるように切削した。残りの７０μｍは、エメリー紙とバフ研磨により磨き取った。なお、鏡面仕上げ部分は、４０倍の拡大鏡にて全周を観察し、円周方向の傷がないことを確認した。また、軸部１１０及び両固定部１２０における軸の振れが、０．０５ｍｍ以下であることを確認した。
時効処理の後、切削仕上げにより、図８に示すＳＳＲＴ試験片１００を作製した。図８に示すように、ＳＳＲＴ試験片１００は、軸部１１０と、軸部１１０の両端に設けられた固定部１２０を有している。各固定部１２０は、移行部１３０を介して軸部１１０の各端部に設けられている。軸部１１０は、直径Ｄｔ１が約６ｍｍの円柱形状を有しており、軸方向の長さＬｔ１が約３０ｍｍである。各移行部１３０は、テーパ形状を有しており、軸部１１０と各固定部１２０を接続している。各固定部１２０は、直径Ｄｔ２が約１８ｍｍの円柱形状を有しており、軸方向の長さＬｔ２が約１８ｍｍである。なお、軸部１１０、固定部１２０、及び移行部１３０は、鏡面研磨仕上げとした。また、軸部１１０は、以下の手順により切削仕上げを行った。まず、直径７．０ｍｍから直径６．２ｍｍとなるまで、切込み量０．１ｍｍで切削した。次いで、直径６．２ｍｍから６．１ｍｍとなるまで、切込み量０．０５ｍｍで切削した。次いで、直径が６．０７ｍｍになるように切削した。残りの７０μｍは、エメリー紙とバフ研磨により磨き取った。なお、鏡面仕上げ部分は、４０倍の拡大鏡にて全周を観察し、円周方向の傷がないことを確認した。また、軸部１１０及び両固定部１２０における軸の振れが、０．０５ｍｍ以下であることを確認した。
実施例２及び３の試験片についても、実施例１と同様の金属粉末を用いて、実施例１の試験片と同様の手順により作製した。
＜実施例４～６の試験片の作製＞
実施例４～６については、実施例１と同様の手順により作製した積層造形体を素材とするＳＳＲＴ試験片１００に対して、以下の強制水素チャージを行ったものを試験片とした。まず、ＳＳＲＴ試験片１００に対して、製造工程において付着及び残存し得る油分を除去するため、水素チャージ前にアセトン脱脂を行った。その後、ＳＳＲＴ試験片１００を、１００ＭＰａ（１０００気圧）水素雰囲気下で、２７０℃で２００時間保持することにより、ＳＳＲＴ試験片１００に対して水素チャージを行った。水素チャージを行った後は、ＳＳＲＴ試験片１００を液体窒素中に保管し、水素放出を防止した。水素チャージ後の試験片の水素濃度は７７ｐｐｍであった。
実施例４～６については、実施例１と同様の手順により作製した積層造形体を素材とするＳＳＲＴ試験片１００に対して、以下の強制水素チャージを行ったものを試験片とした。まず、ＳＳＲＴ試験片１００に対して、製造工程において付着及び残存し得る油分を除去するため、水素チャージ前にアセトン脱脂を行った。その後、ＳＳＲＴ試験片１００を、１００ＭＰａ（１０００気圧）水素雰囲気下で、２７０℃で２００時間保持することにより、ＳＳＲＴ試験片１００に対して水素チャージを行った。水素チャージを行った後は、ＳＳＲＴ試験片１００を液体窒素中に保管し、水素放出を防止した。水素チャージ後の試験片の水素濃度は７７ｐｐｍであった。
＜比較例１～３の試験片の作製＞
比較例１～３の試験片は、表１の組成Ｂを有する金属粉末を用いた点以外は、実施例１の試験片と同様の手順により作製した。
比較例１～３の試験片は、表１の組成Ｂを有する金属粉末を用いた点以外は、実施例１の試験片と同様の手順により作製した。
＜比較例４～６の試験片の作製＞
比較例４～６については、比較例１と同様の手順により作製した積層造形体を素材とするＳＳＲＴ試験片１００に対して、実施例４等と同条件で水素チャージを行ったものを試験片とした。
比較例４～６については、比較例１と同様の手順により作製した積層造形体を素材とするＳＳＲＴ試験片１００に対して、実施例４等と同条件で水素チャージを行ったものを試験片とした。
＜コントロール１～３の試験片の作製＞
コントロール１については、まず、市販の溶製バー材（ＳＵＨ６６０）を図８に示す積層造形体を素材とするＳＳＲＴ試験片１００と同様の形状に加工した。次いで、加工後の溶製バー材に対して、固溶化熱処理及び時効処理を行った。固溶化熱処理温度は９８０～９９０℃であり、時効処理では７２０℃で１６時間保持した後に室温まで空冷した。時効処理を行った溶製バー材をコントロール１の試験片とした。コントロール２及び３の試験片についても、同様の溶製バー材を用いて、コントロール１の試験片と同様の手順により作製した。
コントロール１については、まず、市販の溶製バー材（ＳＵＨ６６０）を図８に示す積層造形体を素材とするＳＳＲＴ試験片１００と同様の形状に加工した。次いで、加工後の溶製バー材に対して、固溶化熱処理及び時効処理を行った。固溶化熱処理温度は９８０～９９０℃であり、時効処理では７２０℃で１６時間保持した後に室温まで空冷した。時効処理を行った溶製バー材をコントロール１の試験片とした。コントロール２及び３の試験片についても、同様の溶製バー材を用いて、コントロール１の試験片と同様の手順により作製した。
＜コントロール４～６の試験片の作製＞
コントロール４～６については、コントロール１と同様の手順により加工処理した溶製バー材に対して、実施例４等と同条件で水素チャージを行ったものを試験片とした。
コントロール４～６については、コントロール１と同様の手順により加工処理した溶製バー材に対して、実施例４等と同条件で水素チャージを行ったものを試験片とした。
（ＳＳＲＴ試験）
各試験片に対して、室温、大気環境下、クロスヘッド速度１．５μｍ／ｓｅｃ（歪み速度５×１０－５／ｓｅｃ）で低歪速度引張試験（Slow Strain Rate Technique、ＳＳＲＴ）を行い、引張強度、降伏応力、破断伸び、及び絞りを測定した。測定結果を表３に示す。
各試験片に対して、室温、大気環境下、クロスヘッド速度１．５μｍ／ｓｅｃ（歪み速度５×１０－５／ｓｅｃ）で低歪速度引張試験（Slow Strain Rate Technique、ＳＳＲＴ）を行い、引張強度、降伏応力、破断伸び、及び絞りを測定した。測定結果を表３に示す。
図９は、実施例１、比較例１、及びコントロール１の各試験片に対して行ったＳＳＲＴ試験の結果を示す応力－ひずみ曲線である。すなわち、図９は、水素チャージ前の各試験片の試験結果を示す。表３及び図９に示すように、引張強度及び降伏応力は、いずれの試験片も同等の値を示す結果となった。一方、破断伸びについては、比較例の試験片が１５～１９％であったのに対し、実施例の試験片では２５～２６％と顕著に高い値を示す結果となった。これは、従来の溶製バー材を加工した試験片（コントロール）の値（２６～２７％）と同等の値であり、実施例１～３の試験片は、高強度であるにも関わらず高い延性を有していることがわかる。また、絞りについても、比較例の試験片が２０～２４％であったのに対し、実施例の試験片では５２～５７％と顕著に高い値を示す結果となった。これは、従来の溶製バー材を加工した試験片（コントロール）の値（５２～５３％）と同等の値であり、実施例１～３の試験片は、高い延性を有していることがわかる。これは、実施例の試験片では、金属粉末の成分組成や造形後の各種処理条件の調整により、試験片のマイクロクラックが極めて少ないレベルに低減されているためであると考えられる。マイクロクラックは、ＳＳＲＴ試験における応力による亀裂発生やその伝播を助長する。すなわち、マイクロクラックがほとんどない実施例の試験片では、亀裂が発生し難く、また亀裂が伝播し難いため、高い破断伸び及び絞りを示したものと考えられる。さらに、実施例の試験片では、金属粉末の成分組成を調整することにより、結晶粒界に低融点の共晶化合物が析出し難い。当該共晶化合物は、非常に硬く脆いため、ＳＳＲＴ試験時の応力により、亀裂発生やその伝播に寄与し得る。したがって、このような共晶化合物が析出し難い成分組成を有する金属粉末を用いた実施例では、強度及び延性が向上しているものと考えられる。
図１０は、実施例１、比較例１、及びコントロール１の各試験片のＳＳＲＴ試験後の破断面の走査電子顕微鏡写真である。図１０（ａ）が実施例１の試験片の破断面であり、図１０（ｂ）が比較例１の試験片の破断面であり、図１０（ｃ）がコントロール１の試験片の破断面である。実施例１及びコントロール１の試験片の破断面は、いわゆるカップアンドコーン型であり、比較例１の試験片の破断面は、応力作用方向に垂直（いわゆる垂直破壊）であった。
図１１は、実施例４、比較例４、及びコントロール４の各試験片に対して行ったＳＳＲＴ試験の結果を示す応力－ひずみ曲線である。すなわち、図１１は、水素チャージ後の各試験片の試験結果を示す。表３及び図１１に示すように、引張強度及び降伏応力は、いずれの試験片も同等の値を示す結果となった。一方、破断伸びについては、比較例の試験片が１０～１２％であったのに対し、実施例の試験片では２２～２３％と顕著に高い値を示す結果となった。これは、従来の溶製バー材を加工した試験片（コントロール）の値（２２％）と同等の値であり、実施例の試験片は、水素チャージ後も高い延性を有していることがわかる。また、絞りについても、比較例の試験片が１４～１６％であったのに対し、実施例の試験片では２９～３３％と顕著に高い値を示す結果となった。これは、従来の溶製バー材を加工した試験片（コントロール）の値（３２％）と同等の値であり、実施例の試験片は、水素チャージ後も高い延性を有していることがわかる。
図１２は、実施例４、比較例４、及びコントロール４の各試験片のＳＳＲＴ試験後の破断面の走査電子顕微鏡写真である。図１２（ａ）が実施例４の試験片の破断面であり、図１２（ｂ）が比較例４の試験片の破断面であり、図１２（ｃ）がコントロール４の試験片の破断面である。水素チャージ前の破断面（図１０）と同様に、実施例４及びコントロール４の試験片の破断面は、カップアンドコーン型であり、比較例４の試験片の破断面は、応力作用方向に垂直であった。
また、図９と図１１とを対比して、水素チャージ前後の各試験片の破断伸びの比（相対破断伸び）及び絞りの比（相対絞り）について比較した。相対破断伸びについて、比較例では０．５３であったのに対して、実施例では０．９２と顕著に高くなる結果となった。また、相対絞りについても、比較例では０．５８であったのに対して、実施例では０．６３と高くなる結果となった。すなわち、実施例では、比較例と比較して優れた耐水素脆性を有していることがわかった。これは、コントロールの試験片の相対破断伸び（０．８５）及び相対絞り（０．６２）と比較しても遜色ない結果である。このような結果が得られたのは、水素チャージされた試験片では、マイクロクラックによる亀裂の伝播がより鋭敏に生じるためであると考えられる。上述したように、実施例の試験片は、マイクロクラックが極めて少ない。このため、実施例では、水素チャージ後においても、水素脆化の度合いが小さく、高い相対破断伸び及び相対絞りを示したものと考えられる。このように、金属粉末の成分組成や、時効処理条件等を調整することにより、三次元積層造形法を利用しても、高い強度を有するとともに、耐水素脆性に優れた高強度部品を製造することができることが確認された。
なお、表１に示す組成Ａ及び組成Ｂは、いずれもＪＩＳ Ｇ４３１１に定められるＳＵＨ６６０の成分組成の範囲内の組成を有している。しかしながら、上述した説明から明らかなように、当該範囲内において、成分組成を特定の値に調整することにより、積層造形体に高い強度及び優れた耐水素脆性を付与することができることが確認された。
以上、本発明の具体例を詳細に説明したが、これらは例示に過ぎず、特許請求の範囲を限定するものではない。特許請求の範囲に記載の技術には、以上に例示した具体例を様々に変形、変更したものが含まれる。本明細書または図面に説明した技術要素は、単独であるいは各種の組み合わせによって技術的有用性を発揮するものであり、出願時請求項記載の組み合わせに限定されるものではない。また、本明細書または図面に例示した技術は複数目的を同時に達成するものであり、そのうちの一つの目的を達成すること自体で技術的有用性を持つものである。
１０：積層造形体、１２：第１部分、１４：第２部分、１４ａ：傾斜部、１４ｂ：胴部、１６：第３部分、１６ａ：胴部、１６ｂ：傾斜部、１８：第４部分、１８ａ：胴部、１８ｂ：傾斜部、２０：第５部分、２２：貫通孔、３０：配管締結具、３２：第１部分、３２ａ：ねじ部、３２ｂ：括れ部、３２ｃ：面取り部、３４：第２部分、３６：第３部分、３６ａ：基部、３６ｂ：ねじ部、３６ｃ：括れ部、３８：第４部分、３８ａ：胴部、３８ｂ：傾斜部、４０：第５部分、４２：貫通孔、５０：造形プレート
Claims (7)
- 耐水素脆性に優れた高強度部品の製造方法であって、
重量％で、
Ｃ：０．０１０％以上０．０２５％以下、
Ｓｉ：０．１５％以下、
Ｍｎ：０．１５％以下、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：２４％以上２７％以下、
Ｃｒ：１３．５％以上１６％以下、
Ｍｏ：１％以上１．５％以下、
Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、
Ａｌ：０．３５％以下、
Ｔｉ：１．９０％以上２．３５％以下、
Ｂ：０．０００６％以上０．００２０％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する金属粉末を用いて、エネルギー密度が６０Ｊ／ｍｍ３以上であるレーザまたは電子ビームを用いた三次元積層造形法により、造形物の体積密度が９９．９％以上である積層造形体を造形する工程と、
前記積層造形体を仕上げ加工することにより高強度部品を製造する工程と、を備える製造方法。 - 前記積層造形体を、８８５～９１５℃または９６５～９９５℃で１０分～２時間保持した後、室温まで急冷する固溶化熱処理工程と、
前記固溶化熱処理工程の後に、前記積層造形体を、６８０～７００℃で１６時間以上保持した後、室温まで空冷する時効処理工程と、をさらに備える、請求項１に記載の製造方法。 - 前記三次元積層造形法は、粉末床溶融結合方式、または、指向性エネルギー堆積方式のいずれかである、請求項１に記載の製造方法。
- 前記時効処理工程を実行後の前記積層造形体は、引張強度が９５０ＭＰａ以上であり、降伏応力が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが２３％以上であり、絞りが５０％以上である、請求項２に記載の製造方法。
- 前記時効処理工程を実行後の前記積層造形体に対して１００ＭＰａ水素雰囲気下、２７０℃で２００時間保持する水素チャージを行った後の前記積層造形体は、前記水素チャージを行う前の前記積層造形体に対して、破断伸びが０．８倍以上であり、絞りが０．５倍以上である、請求項４に記載の製造方法。
- 前記積層造形体は、その軸方向に貫通する貫通孔を有し、前記軸方向に沿って同心状の異なる径を有する複数の部分が連結された筒形状を有している、請求項１～５のいずれかに記載の製造方法。
- 前記高強度部品は、２つの配管を接続する配管締結具であり、
前記仕上げ加工は、前記軸方向に離間する２つの前記部分にねじ部を形成する工程を含む、請求項６に記載の製造方法。
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