JP6610984B2 - 積層造形物およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、金型、押出し（エジェクター）ピンといった金型用部品や、その他の工具製品、構造部品等に用いることができる積層造形物と、その製造方法に関する。また、本発明は、これら積層造形物の製造に用いることができる積層造形用金属粉末に関する。

最近、複雑な形状を有する金属製品（部品）をニアネットシェイプで容易に形成できる手段として、積層造形法が注目されている。積層造形法とは、一般的には３Ｄプリンティングとも呼ばれる、付加製造技術（ａｄｄｉｔｉｖｅ ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ）のことである。そして、積層造形法の種類として、例えば、金属粉末に熱源を照射して溶かしながら積層していくパウダースプレー法や、ステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を照射して溶融し、これを凝固させる作業を繰り返して積層していくパウダーベッド法がある。
積層造形法によれば、複雑な形状を有する金属製品を、従来の機械加工工程を大きく省略して作製できるので、難加工性の金属材料を用いることができる。そして、難加工性の金属材料は、専ら、高強度の金属材料でもあるので、複雑な形状を有して、かつ耐久寿命の長い金属製品を作製することができる。

高強度の金属材料として、マルエージング鋼がある。マルエージング鋼とは、例えば、１８質量％程度のＮｉを含有した鋼に、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ等の時効硬化元素を添加した時効硬化型の超強力鋼である。そして、マルエージング鋼は、靭性にも優れることから、マルエージング鋼を各種工具や構造部品の材料に用いることで、これら製品の寿命向上に有効である。そして、マルエージング鋼を金属材料に用いて、上記の積層造形法によって作製した積層造形物が提案されている（特許文献１、２）。

国際公開第１１／１４９１０１号パンフレット 中国特許出願公開第１０６８２５５６６号明細書

マルエージング鋼でなる積層造形物は、複雑な製品形状に対応できた上で、高強度や優れた靭性が期待できる。しかし、実際に積層造形されたものの中には、マルエージング鋼の成分組成に対して、それに見合う程の十分な靭性を達成しないものがあった。
本発明の目的は、マルエージング鋼でなる積層造形物について、靭性に優れた積層造形物とその製造方法を提供するものである。そして、これら積層造形物の製造に用いることができる積層造形用金属粉末を提供するものである。

本発明は、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼でなる積層造形物であり、上記の積層造形物の積層方向に平行な断面のＴｉ濃度の分布を面分析したときに、この断面の平均のＴｉ濃度Ａに対して、（１．５×Ａ）以上のＴｉ濃度Ｂを有する線状のＴｉ濃化部の長さが１５μｍ以下の積層造形物である。そして、この積層造形物について、硬さを４０〜６０ＨＲＣとすることができる。

また、本発明は、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼でなる金属粉末をステージ上に敷き詰める作業と、このステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射する作業とを繰り返し行う積層造形工程によって物品を形成する積層造形物の製造方法において、上記の金属粉末に熱源を走査しながら照射するときの熱源出力を５０〜３３０Ｗ、走査速度を４８０〜３０００ｍｍ／秒とする積層造形物の製造方法である。
そして、上記の積層造形工程で形成された物品に、さらに、溶体化処理および時効処理を含む熱処理工程を行う積層造形物の製造方法とすることができる。

そして、本発明は、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼でなり、メジアン径Ｄ５０が２００μｍ以下の積層造形用金属粉末である。

本発明の場合、上記のマルエージング鋼は、好ましくは、Ｃｏの含有量が０〜２０質量％である。そして、上記のマルエージング鋼は、例えば、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：１４〜２２％、Ｃｏ：０〜２０％、Ｍｏ：０．１〜１５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ａｌ：３．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成でなる。

本発明によれば、マルエージング鋼でなる積層造形物の靭性を向上させることができる。

本発明例および比較例の積層造形物の積層方向に平行な断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）で分析したときのＴｉの元素マッピング画像（ａ）と、この画像（ａ）を二値化処理した画像（ｂ）とを示す図である。 本発明例および比較例の熱処理工程後の積層造形物の積層方向に平行な断面をＥＰＭＡで分析したときのＴｉの元素マッピング画像（ａ）と、この画像（ａ）を二値化処理した画像（ｂ）とを示す図である。 本発明例の熱処理工程後の積層造形物の積層方向に平行な断面をＥＰＭＡで分析したときのＴｉの元素マッピング画像（ａ）と、この画像（ａ）を二値化処理した画像（ｂ）とを示す図である。

本発明の特徴は、マルエージング鋼でなる積層造形物の靭性の劣化が、その成分組成中のＴｉと、積層造形法という特別な製造工程との関係に起因して、生じていることを見いだした点にある。以下、本発明の各要件について、その好ましい要件も合わせて、説明する。

（１）本発明の積層造形物は、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼でなるものである。
マルエージング鋼にとって、Ｔｉは、時効処理後の組織中に強化相であるＮｉ_３Ｔｉを形成して、マルエージング鋼に強度を付与する元素である。但し、Ｔｉ含有量が多すぎると、凝固時の組織中に顕著なＴｉ偏析が生じて、かつ、この顕著なＴｉ偏析が時効処理後の組織中にまで残留して、マルエージング鋼の靭性が劣化する。よって、本発明では、Ｔｉ含有量を０．１〜５．０質量％とする。好ましくは０．５質量％以上である。より好ましくは１．０質量％以上である。さらに好ましくは１．５質量％以上である。また、好ましくは４．０質量％以下である。より好ましくは３．０質量％以下である。さらに好ましくは２．５質量％以下である。

（２）本発明の積層造形物は、その積層方向に平行な断面のＴｉ濃度の分布を面分析したときに、この断面の平均のＴｉ濃度Ａに対して、（１．５×Ａ）以上のＴｉ濃度Ｂを有する線状のＴｉ濃化部の長さが１５μｍ以下のものである。
上述の通り、マルエージング鋼のＴｉ含有量を５．０質量％以下とすることで、組織中のＴｉ偏析を軽減して、マルエージング鋼の靭性を確保することができる。しかし、これが積層造形物となると、マルエージング鋼のＴｉ含有量が上記の５．０質量％以下に抑えられていても、積層造形法という特別な製造工程に起因して、その成分組成に見合う程の十分な靭性を達成しないものがあった。

つまり、本発明に係る０．１〜５．０質量％のＴｉを含んだマルエージング鋼であっても、その凝固時の組織中には少なからずＴｉ偏析を生じ得るところ、これが積層造形法によるものであると、凝固組織が積層方向に伸長して形成されやすい。よって、マルエージング鋼中の合金元素が濃化した最終凝固部も積層方向に沿った長い形状となりやすく、この合金元素が濃化した最終凝固部が“線状の”偏析となる。
そして、積層造形されたマルエージング鋼の物品には、後に溶体化処理および時効処理の熱処理工程が行われて、組織中のＴｉがＮｉ_３Ｔｉの強化相を形成するところ、Ｔｉが濃化した偏析部では、Ｎｉ_３Ｔｉが他の部位よりも多く形成される。そして、この多く形成されたＮｉ_３Ｔｉの形状も“線状”となるため、これが使用中における亀裂の伝播を助長すると考えられる。その結果、マルエージング鋼でなる積層造形物の場合、それがＴｉを含有することで、特に、その積層方向と直交する方向（言わば、熱源の走査方向）の靭性が劣化しやすくなると考えられる。

そこで、Ｔｉを含有するマルエージング鋼でなる積層造形物の靭性を向上させるためには、上記の線状のＴｉ偏析を軽減することが有効である。そして、溶体化処理および時効処理の熱処理工程後においては、線状を呈したＮｉ_３Ｔｉを減らすことが有効である。すなわち、上記の熱処理工程前においては、積層造形物の積層方向に平行な断面に分布する線状のＴｉ偏析の“長さ”を縮小する（断面のＴｉ濃度を平準化する）ことである。また、上記の熱処理工程後においては、積層造形物の積層方向に平行な断面に分布する線状のＮｉ_３Ｔｉの“長さ”を縮小する（Ｎｉ_３Ｔｉの形状を等方的にする）ことである。そして、本発明においては、上記の熱処理工程の前または後において、積層造形物の積層方向に平行な断面のＴｉ濃度の分布を面分析したときに、この断面の平均のＴｉ濃度Ａに対して、（１．５×Ａ）以上のＴｉ濃度Ｂを有する線状のＴｉ濃化部の長さが１５μｍ以下である。そして、好ましくは１０μｍ未満である。

なお、上記の「線状のＴｉ濃化部」とは、連続する細長い形のＴｉ濃化部のことである。そして、このＴｉ濃化部の細長い形が直線状や曲線状であるときに、上記の「線状のＴｉ濃化部」は、例えば、この直線や曲線の長さである「Ｔｉ濃化部の長さ」が、直線や曲線の長手方向に垂直な方向の最大幅の凡そ３倍以上長い形態として確認できる。そして、上記の「線状のＴｉ濃化部の長さが１５μｍ以下」とは、上記の連続する細長い形のＴｉ濃化部について、その長さを１５μｍ以下に規制するものである。これは、上記の長さが「０μｍ」の場合（つまり、連続する細長い形のＴｉ濃化部自体がない場合）も含んでいる。
一方、本発明の積層造形物の積層方向に平行な断面には、上記の線状ではない、点状のＴｉ濃化部は存在していてもよい。この点状のＴｉ濃化部は、上記の「線状のＴｉ濃化部」以外のＴｉ濃化部とすることができる。点状のＴｉ濃化部は、その略等方的な形状によって、大きさによらず、上述した亀裂の伝播を助長する経路となり難いことから、積層造形物の靭性を劣化させる影響度が小さい。

上記の「線状のＴｉ濃化部の長さ」を測定するための、断面のＴｉ濃度分布の「面分析」には、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）を利用することができる。まず、積層造形物の中心部の位置から、この積層造形物の積層方向に平行な断面を採取する。このとき、上記の断面が「積層方向に平行な断面であること」は、積層造形物の仕様や積層造形物中の積層跡等から確認することができる。そして、この断面について、倍率１００倍の縦８００μｍ×横８００μｍの領域を、縦横それぞれ４００点の等間隔の位置（計１６００００点の位置）で、ＥＰＭＡ分析することで、この断面の平均のＴｉ濃度Ａを知ることができる。そして、この平均のＴｉ濃度Ａに対して、（１．５×Ａ）以上のＴｉ濃度Ｂを有するＴｉ濃化部の分布状況を示す元素マッピング画像を得ることができる（図１（ａ））。このとき、この元素マッピング画像を、上記のＴｉ濃度Ｂの臨界値を閾値として二値化処理することで、Ｔｉ濃化部を明確に視認することができる（図１（ｂ））。そして、この二値化された画像から、線状のＴｉ濃化部の長さを確認することができる。
なお、この二値化された画像において、Ｔｉ濃化部は、各分析位置の画素の集合（黒色の点群）で表示されているところ、これが「線状」であることは、それぞれの画素が、縦、横、斜めで“隣接している”ことで確認が可能である。

本発明に係る「線状のＴｉ濃化部」を、上記の縦８００μｍ×横８００μｍの領域の一つまたは二つ以上で確認したときに、本発明の「線状のＴｉ濃化部の長さが１５μｍ以下である」というのは、「長さが１５μｍを超える線状のＴｉ濃化部が、縦８００μｍ×横８００μｍの領域当たり、１．０個未満である」と言うこともできる。この「１．０個未満」は、「０個」の場合も含んでいる。

（３）本発明の積層造形物は、好ましくは、Ｃｏの含有量が０〜２０質量％であるマルエージング鋼でなるものである。
マルエージング鋼にとって、Ｃｏは、製品の強度および靭性の向上効果を有する元素である。この点において、本発明の積層造形物には、選択元素として、Ｃｏを含有させることができる。好ましくは０．１質量％以上である。より好ましくは０．２質量％以上である。さらに好ましくは０．３質量％以上である。

一方で、Ｃｏは、高価な元素である。そして、多すぎると、積層造形物の硬度上昇に伴って、靭性を劣化させる元素である。よって、Ｃｏを含有する場合であっても、その上限は２０質量％とすることが好ましい。なお、本発明の積層造形物は、上述の通り、その組織中の線状のＴｉ濃化部を抑制していることで、靭性が改善されている。よって、この点において、本発明では、靭性の向上元素であるＣｏの含有量を、低く制限することができる。好ましくは１５質量％以下に制限することができる。より好ましくは１０質量％以下に、さらに好ましくは５質量％以下に制限することができる。

（４）本発明の積層造形物は、好ましくは、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：１４〜２２％、Ｃｏ：０〜２０％、Ｍｏ：０．１〜１５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ａｌ：３．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成でなるものである。

・Ｃ：０．１質量％以下
Ｃは、通常、マルエージング鋼の特徴である高靭性の低炭素マルテンサイト組織を得るために規制される元素である。よって、本発明において、Ｃは０．１質量％以下に制限することが好ましい。より好ましくは０．０８質量％以下に、さらに好ましくは０．０５質量％以下に制限する。

・Ｎｉ：１４〜２２質量％
Ｎｉは、ＴｉやＭｏ等と金属間化合物を形成して強度の向上に寄与する、マルエージング鋼として成立させるために必要な根幹的元素である。よって、Ｎｉの含有量は、１４質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは１５質量％以上、さらに好ましくは１６質量％以上である。
但し、Ｎｉが多すぎると、オーステナイト組織が安定化して、マルテンサイト組織が形成され難くなる。よって、Ｎｉの含有量は、２２質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは２０質量％以下、さらに好ましくは１９質量％以下である。

・Ｍｏ：０．１〜１５．０質量％
Ｍｏは、時効処理時に金属間化合物であるＮｉ_３Ｍｏを形成して、金属組織を析出強化または固溶強化し、マルエージング鋼の強度向上の効果を有する元素である。よって、Ｍｏの含有量は、０．１質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．５質量％以上、さらに好ましくは１．０質量％以上である。
但し、Ｍｏが多すぎると、Ｆｅと粗大な金属間化合物を形成して、マルエージング鋼の靭性が低下する。よって、Ｍｏの含有量は、１５．０質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは１０．０質量％以下、さらに好ましくは５．０質量％以下である。

・Ａｌ：３．０質量％以下
Ａｌは、マルエージング鋼材料の溶製工程における脱酸剤として利用できる元素である。そして、溶製後のマルエージング鋼中のＡｌが多すぎると、金属組織に非金属介在物が増加して、マルエージング鋼の靭性が低下する。よって、Ａｌの含有量は、３．０質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
なお、マルエージング鋼にＡｌを含有させた場合、ＡｌはＮｉと金属間化合物を形成して、金属組織を析出強化する効果を有する。よって、Ａｌを含有する場合、Ａｌの含有量は、０．０１質量％以上とすることができる。より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。

本発明に係るマルエージング鋼では、上記の元素種を選択的に含み、残部がＦｅおよび不純物でなる成分組成を基本的な成分組成とすることができる。

（５）本発明の積層造形物は、例えば、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼でなる金属粉末をステージ上に敷き詰める作業と、このステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射する作業とを繰り返し行う積層造形工程によって物品を形成する積層造形物の製造方法において、上記の金属粉末に熱源を走査しながら照射するときの熱源出力を５０〜３３０Ｗ、走査速度を４８０〜３０００ｍｍ／秒とする積層造形物の製造方法によって作製することが可能である。

上記の積層造形物の製造方法は、特に、従来知られるパウダーベッド法に基づくものである。例えば、所定の金属粉末をステージ上に敷き詰めて、このステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射し、部分的に金属粉末を溶融させて、凝固させる作業を、熱源の走査方向の上方に重ねて繰り返し行う積層造形工程によって物品を形成するものである。上記の熱源には、例えば、レーザーや電子ビームを利用できる。
そして、上記の所定の金属粉末に、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼でなる金属粉末を用いて、かつ、上記の熱源の照射時の条件を下記の特別なものに調整することで、形成された物品中における線状のＴｉ濃化部（Ｔｉ偏析）を抑制でき、積層造形物の靭性を改善することができる。

まず、熱源の出力が高すぎると、熱源を照射中の金属の溶融部が深くなって、凝固時に強い偏析が生じ、その結果、長い「線状のＴｉ濃化部」が形成されやすくなる。しかし、熱源の出力が低すぎると、金属粉末を十分に溶融できなくなり、凝固後の造形物中には、金属粉末の隙間に由来する空孔が多く形成されてしまう。したがって、熱源の出力を５０〜３３０Ｗとすることが好ましい。より好ましくは１００Ｗ以上である。さらに好ましくは１５０Ｗ以上、よりさらに好ましくは２００Ｗ以上、特に好ましくは２５０Ｗ以上である。

次に、熱源の走査速度が速すぎると、金属粉末が十分な熱を得られないことによって、金属粉末が十分に溶融せず、その結果、凝固後の造形物中に上記の空孔が多く形成されやすくなる。しかし、熱源の走査速度が遅すぎると、熱源を照射中の金属の溶融部が深くなって、その結果、長い「線状のＴｉ濃化部」が形成されやすくなる。また、熱源の走査速度が遅すぎると、金属粉末に過剰な熱が与えられて、溶湯の流動が盛んになり、これがガスを巻き込むことで、凝固後の造形物に気泡が混入しやすい。よって、走査速度を４８０〜３０００ｍｍ／秒とすることが好ましい。より好ましくは５００ｍｍ／秒以上である。さらに好ましくは８００ｍｍ／秒以上である。また、より好ましくは２０００ｍｍ／秒以下である。さらに好ましくは１５００ｍｍ／秒以下である。

そして、上記の積層造形物の製造方法では、さらに、走査ピッチを０．０２〜０．２０ｍｍとすることが可能である。走査ピッチとは、走査する熱源について、隣合うビーム照射位置の離間距離（ビームの中心位置の間隔）のことである。走査ピッチが大きくなりすぎると、熱源の照射時に、敷き詰められた金属粉末を全面で溶融することが難しくなって、これも凝固後の造形物の内部に空孔が形成される要因となり得る。そして、走査ピッチが小さくなりすぎると、熱源を照射中の金属の溶融部が深くなって、長い「線状のＴｉ濃化部」が形成されやすくなる。よって、走査ピッチを０．０２〜０．２０ｍｍとすることが好ましい。より好ましくは０．０５ｍｍ以上である。また、より好ましくは０．１５ｍｍ以下である。

なお、一走査あたりの積層厚さが大きすぎると、熱源の照射時に、敷き詰められた金属粉末の全体に熱が伝わり難くなって、金属粉末が十分に溶融しなくなる。「一走査あたりの積層厚さ」とは、積層造形するときに敷き詰めた「一層毎の金属粉末層の厚さ」のことである。そして、一走査あたりの積層厚さが小さすぎると、所定の積層造形物の大きさにするまでの積層数が多くなって、積層造形工程に要する時間が長くなる。よって、一走査あたりの積層厚さを１０〜２００μｍとすることが好ましい。より好ましくは２０μｍ以上である。さらに好ましくは３０μｍ以上である。また、より好ましくは１００μｍ以下である。さらに好ましくは８０μｍ以下、よりさらに好ましくは６０μｍ以下である。

積層造形工程時の雰囲気は、例えば、アルゴンガス等の不活性雰囲気や、窒素ガスとすることができる。また、減圧環境下（真空を含む）にすることもできる。特に、熱源に電子ビームを利用するときに、造形時の雰囲気を減圧環境下（真空を含む）にすることが好ましい。

そして、本発明の積層造形物は、例えば、メジアン径Ｄ５０（体積基準の累積粒度分布の５０％粒径）が２００μｍ以下である、０．１〜５．０質量％のＴｉを含有するマルエージング鋼からなる金属粉末を層状に敷き詰める工程と、この敷き詰められた金属粉末を走査熱源によって逐次溶融し、凝固することで凝固層を形成する工程とを備え、上記の金属粉末を層状に敷き詰める工程と上記の凝固層を形成する工程とを繰り返して複数の層状の凝固層を形成する積層造形物の製造方法によって、作製することが可能である。
上記の金属粉末のＤ５０を２００μｍ以下とすることで、金属粉末を均等に敷き詰められる点で好ましい。より好ましくは１００μｍ以下、さらに好ましくは７５μｍ以下、よりさらに好ましくは５０μｍ以下である。なお、下限については、例えば、走査熱源を照射中に金属粉末が飛散し難いという点で、１０μｍが好ましい。より好ましくは２０μｍである。
上記の走査熱源には、やはり、レーザーや電子ビームを利用できる。そして、この走査熱源の直径を、上記の金属粉末のＤ５０よりも大きくすることで、金属粉末の集合を均等に溶融できる点で好ましい。このとき、上記の走査熱源の直径は、例えば、その熱源のフォーカスの幅で特定することができる。

（６）上記の積層造形工程で形成された物品には、さらに、溶体化処理および時効処理を含む熱処理工程を行うことが好ましい。
マルエージング鋼は、通常、溶体化処理および時効処理が行われてから、製品として使用される。溶体化処理を行うことで、低炭素マルテンサイト組織による高靭性を得ることができる。そして、この後に時効処理を行うことで、各種の金属間化合物を組織中に析出させて、例えば、硬さを４０〜６０ＨＲＣに調整して、より優れた高強度と高靭性とを得ることができる。好ましくは４２ＨＲＣ以上である。また、好ましくは５５ＨＲＣ以下、より好ましくは５０ＨＲＣ以下、さらに好ましくは４８ＨＲＣ以下である。そして、本発明のマルエージング鋼でなる積層造形物の場合、上記の溶体化処理は、積層造形工程で組織中に形成されたＴｉ濃化部（Ｔｉ偏析）の解消にとって、より好ましい処理である。

溶体化処理温度は、８００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８３０℃以上である。そして、さらに好ましくは９００℃以上、よりさらに好ましくは９５０℃以上、特に好ましくは１０００℃以上である。溶体化処理温度を高くすることで、Ｔｉ偏析の解消効果が向上する。但し、溶体化処理温度が高くなりすぎると、旧オーステナイト粒が粗大化するため、積層造形物の強度および靭性が低下する。よって、溶体化処理温度は、１２００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは１１００℃以下、さらに好ましくは１０５０℃以下である。
そして、溶体化処理時間（溶体化処理温度での維持時間）は、１０分以上とすることが好ましい。より好ましくは３０分以上、さらに好ましくは４５分以上である。溶体化処理時間を長くすることで、Ｔｉ偏析の解消効果が向上する。但し、溶体化処理時間が長くなりすぎると、旧オーステナイト粒径が粗大化する。よって、溶体化処理時間は、１２０分以下とすることが好ましい。より好ましくは１００分以下、さらに好ましくは８０分以下である。

時効処理温度は、４００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは４５０℃以上、さらに好ましくは５００℃以上、よりさらに好ましくは５５０℃以上である。時効処理温度を高くすることで、Ｎｉ_３Ｔｉの析出による強度向上の効果が向上する。但し、時効処理温度が高くなりすぎると、金属間化合物が粗大化して、金属間化合物の析出量に見合った強度が十分に得られなくなる。よって、時効処理温度は、７００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは６５０℃以下、さらに好ましくは６４０℃以下、よりさらに好ましくは６３０℃以下である。６００℃以下にすることもできる。
そして、時効処理時間（時効処理温度での維持時間）は、６０分以上とすることが好ましい。より好ましくは１００分以上、さらに好ましくは１５０分以上である。時効処理時間を長くすることで、形成される金属間化合物量が増加する。但し、時効処理時間が長くなりすぎると、金属間化合物が粗大化し、強度が低下する。よって、時効処理時間は、６００分以下とすることが好ましい。より好ましくは４００分以下、さらに好ましくは２００分以下である。

ガスアトマイズ法によって、表１の成分組成を有するＤ５０が３５．６μｍのマルエージング鋼の金属粉末を準備した。そして、この金属粉末を用いて、パウダーベッド法による積層造形工程を実施して、縦１５ｍｍ×横６０ｍｍ×高さ１５ｍｍの積層造形物でなる物品を作製した。積層造形には、ＥＯＳ社製ＥＯＳ−Ｍ２９０を使用した。造形時の雰囲気はアルゴンガスとした。表２に積層造形工程の条件を示す。

以上の積層造形工程によって得た条件１、２の積層造形物の硬さは、条件１の積層造形物が３７．０ＨＲＣ、条件２の積層造形物が３７．８ＨＲＣであった。そして、これらの積層造形物について、その積層方向に平行な断面を、以下のＥＰＭＡによって面分析し、その断面におけるＴｉ濃度の分布状態を調べた。まず、積層造形物の中心部の位置から、この積層造形物の積層方向に平行な断面を採取した。次に、この断面の縦８００μｍ×横８００μｍの領域を、走査型電子顕微鏡（倍率１００倍）で観察して、この観察した領域を、縦横それぞれ４００点の等間隔の位置（計１６００００点の位置）で、ＥＰＭＡで分析した。その結果、この断面の平均のＴｉ濃度Ａは、条件１（本発明例）の積層造形物で２．０５質量％、条件２（比較例）の積層造形物で１．９９質量％であった。

図１（ａ）は、条件１、２の積層造形物について、上記のＥＰＭＡによる面分析で得られた領域のＴｉの元素マッピング画像である。図１（ａ）において、本来のカラー画像であれば、上記の平均のＴｉ濃度Ａに対して、（１．５×Ａ）の式で求められる値以上のＴｉ濃度Ｂ（条件１で３．０８質量％以上、条件２で２．９９質量％以上）でなるＴｉ濃化部は、周囲（Ｔｉ濃度Ａの部分）と色調の異なる点状や線状の分布で示されている。
図１（ｂ）は、図１（ａ）の元素マッピング画像に、上記のＴｉ濃度Ｂの臨界値を閾値とした二値化処理を行って、Ｔｉ濃化部の形状を明確化した画像である。図１（ｂ）において、白地に分散する黒色の点群（画素の集合）がＴｉ濃化部である。そして、図１（ｂ）をもって、条件２の積層造形物には、隣接した画素の集合でなる、長さが２１μｍの線状のＴｉ濃化部（丸囲み部）が認められた。なお、条件１の積層造形物は、例えば、粒径が１０μｍの点状のＴｉ濃化部は認められたが（丸囲み部）、長さが１５μｍを超える線状のＴｉ濃化部は認められなかった。

実施例１で作製した条件１、２の積層造形物でなる物品に、溶体化処理および時効処理の熱処理工程を行った。溶体化処理としては、８５０℃で１時間の保持を行い、炉冷した。そして、その後、時効処理として、６００℃で３時間の保持を行い、空冷した。熱処理工程後の硬さは、条件１の積層造形物が４５．９ＨＲＣ、条件２の積層造形物が４７．３ＨＲＣであった。
そして、以上の熱処理工程を行って得た条件１、２の積層造形物（以下、「積層造形製品」と記す。）について、その積層方向に平行な断面を、実施例１と同じ要領のＥＰＭＡによって面分析し、その断面におけるＴｉ濃度の分布状態を調べた。

上記の分析の結果、断面の平均のＴｉ濃度Ａは、条件１の積層造形製品で２．１４質量％、条件２の積層造形製品で２．００質量％であった。
図２（ａ）は、条件１、２の積層造形製品について、上記のＥＰＭＡによる面分析で得られた領域のＴｉの元素マッピング画像である。図２（ａ）において、本来のカラー画像であれば、上記の平均のＴｉ濃度Ａに対して、Ｔｉ濃度Ｂ（条件１で３．２１質量％以上、条件２で３．００質量％以上）でなるＴｉ濃化部は、周囲（Ｔｉ濃度Ａの部分）と色調の異なる点状や線状の分布で示されている。そして、図２（ｂ）は、図２（ａ）の元素マッピング画像に、上記のＴｉ濃度Ｂの臨界値を閾値とした二値化処理を行った画像である。図２（ｂ）において、条件１の積層造形製品のＴｉ濃化部は、直径が１０μｍにも満たない程の小さな点状のものが数点確認された。そして、線状のものは、長さが８μｍのＴｉ濃化部が確認されたが（丸囲み部）、長さが１５μｍを超える線状のＴｉ濃化部は認められなかった。これに対して、条件２の積層造形製品には、隣接した画素の大きな集合でなる、長さが２２μｍの線状のＴｉ濃化部（丸囲み部）が認められた。

そして、以上の熱処理工程を行って得た積層造形製品について、その積層方向と直交する方向（レーザーの走査方向）の靭性を調べた。靭性の調査は、上記の積層造形製品から、その積層方向にノッチの長さ方向が合うように、シャルピー試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に則した５Ｕノッチシャルピー試験を実施した。その結果、条件２の積層造形製品の衝撃値は１９．７Ｊ／ｃｍ^２であった。これに対して、条件１の積層造形製品の衝撃値は２１．６Ｊ／ｃｍ^２であり、２０．０Ｊ／ｃｍ^２以上であった。条件１の積層造形製品は、各種の工具製品や構造部品として使用するのに十分な靭性を有していた。

実施例１で作製した条件１の積層造形物でなる物品に、実施例２と別の溶体化処理および時効処理の熱処理工程を行った。溶体化処理は、１０２０℃で１時間の保持を行い、炉冷した。そして、その後、時効処理では、６００℃で３時間の保持を行い、空冷した。熱処理工程後の硬さは４５．４ＨＲＣであった。

以上の熱処理工程を行って得た条件１の積層造形製品について、その積層方向に平行な断面を、実施例１と同じ要領のＥＰＭＡによって面分析し、その断面におけるＴｉ濃度の分布状態を調べた。その結果、断面の平均のＴｉ濃度Ａは２．０６質量％であった。そして、このＴｉ濃度Ａに対するＴｉ濃度Ｂ（つまり、Ｔｉ濃化部）は、３．０９質量％以上のものとして確認した。
図３（ａ）は、上記のＥＰＭＡによる面分析で得られた領域のＴｉの元素マッピング画像である。そして、図３（ｂ）は、図３（ａ）の元素マッピング画像に、実施例１と同じ要領の二値化処理を行った画像である。図３（ｂ）において、条件１の積層造形製品には、長さが８μｍの線状のＴｉ濃化部が確認されたが（丸囲み部）、長さが１５μｍを超えるものは認められなかった。

そして、この条件１の積層造形製品に、実施例２と同じ要領の５Ｕノッチシャルピー試験を実施した。その結果、衝撃値は３９．８Ｊ／ｃｍ^２であり、３０．０Ｊ／ｃｍ^２以上であった。条件１の積層造形製品は、各種の工具製品や構造部品として使用するのに十分な靭性を有していた。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：１４〜２２％、Ｃｏ：０〜５％、Ｍｏ：０．１〜１５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ａｌ：３．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成のマルエージング鋼でなる積層造形物であり、
   前記積層造形物の積層方向に平行な断面のＴｉ濃度の分布を面分析したときに、前記断面の平均のＴｉ濃度Ａに対して、（１．５×Ａ）以上のＴｉ濃度Ｂを有する線状のＴｉ濃化部の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする積層造形物。
2. 硬さが４０〜６０ＨＲＣであることを特徴とする請求項１に記載の積層造形物。
3. 質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：１４〜２２％、Ｃｏ：０〜２０％、Ｍｏ：０．１〜１５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ａｌ：３．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成のマルエージング鋼でなる金属粉末をステージ上に敷き詰める作業と、該ステージ上に敷き詰めた前記金属粉末に熱源を走査しながら照射する作業とを繰り返し行う積層造形工程によって物品を形成する積層造形物の製造方法において、
   前記金属粉末に熱源を走査しながら照射するときの熱源出力を２５０〜３３０Ｗ、走査速度を４８０〜３０００ｍｍ／秒とすることを特徴とする積層造形物の製造方法。
4. 前記積層造形工程で形成された物品に、さらに、溶体化処理および時効処理を含む熱処理工程を行うことを特徴とする請求項３に記載の積層造形物の製造方法。
5. 前記マルエージング鋼は、Ｃｏの含有量が０〜５質量％であることを特徴とする請求項３または４に記載の積層造形物の製造方法。

Images