JP6803484B2 - Fe-based metal powder for modeling - Google Patents
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Description
本発明は、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法、肉盛法等の急速溶融急冷凝固プロセスに用いられる金属粉末に関する。詳細には、本発明は、その材質がＦｅ基合金である粉末に関する。 The present invention relates to metal powders used in rapid melting and quenching solidification processes such as three-dimensional additive manufacturing, thermal spraying, laser coating, and overlaying. More specifically, the present invention relates to a powder whose material is an Fe-based alloy.
金属からなる造形物の製作に、３Ｄプリンターが使用されている。この３Ｄプリンターでは、積層造形法によって造形物が製作される。積層造形法では、敷き詰められた金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粉末の金属粒子が溶融する。粒子はその後、凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に、選択的になされる。粉末の、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。 A 3D printer is used to make a model made of metal. In this 3D printer, a modeled object is manufactured by a layered manufacturing method. In the additive manufacturing method, the spread metal powder is irradiated with a laser beam or an electron beam. Irradiation melts the powdered metal particles. The particles then solidify. By this melting and solidification, the particles are bonded to each other. Irradiation is selectively applied to a part of the metal powder. The unirradiated portion of the powder does not melt. A binding layer is formed only in the irradiated portion.
結合層の上に、さらに金属粉末が敷き詰められる。この金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、金属粒子が溶融する。金属はその後、凝固する。この溶融と凝固とにより、粉末中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。 Further metal powder is spread on the binding layer. The metal powder is irradiated with a laser beam or an electron beam. Irradiation melts the metal particles. The metal then solidifies. By this melting and solidification, the particles in the powder are bonded to each other to form a new bonding layer. The new bond layer is also bonded to the existing bond layer.
照射による結合が繰り返されることにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形物が得られる。積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。積層造形法の一例が、特許第４６６１８４２号公報に開示されている。 By repeating the bonding by irradiation, the aggregate of the bonding layer gradually grows. By this growth, a model having a three-dimensional shape is obtained. By the additive manufacturing method, a modeled object having a complicated shape can be easily obtained. An example of additive manufacturing is disclosed in Japanese Patent No. 4661842.
航空機、宇宙の構造物等の合金には、強度及び耐疲労性が要求される。このような用途には、マルエージング鋼が適している。 Alloys such as aircraft and space structures are required to have strength and fatigue resistance. Maraging steel is suitable for such applications.
特開２０１３−２５３２７７公報には、主成分がＦｅであり、Ｎｉ、Ｃｏ及びＭｏを含むマルエージング鋼が開示されている。このマルエージング鋼におけるＣｏの含有率は、７質量％以上である。このマルエージング鋼は、Ｗを含む。このマルエージング鋼は、Ｔｉを含まない。 JP2013-253277A discloses a maraging steel containing Fe as a main component and containing Ni, Co and Mo. The content of Co in this maraging steel is 7% by mass or more. This maraging steel contains W. This maraging steel does not contain Ti.
特開２００８−１８５１８３公報には、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｏを含むマルエージング鋼が開示されている。このマルエージング鋼には、窒化処理が施されている。 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-185183 discloses maraging steel containing Ni, Cr, Mo and Co. This maraging steel is subjected to nitriding treatment.
積層造形法では、金属材料が急速に溶融され、かつ急冷されて凝固する。このような急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに用いられる粉末には、従来のマルエージング鋼は不向きである。積層造形法に適しており、かつ優れた機械特性を有する造形物が得られるＦｅ基合金が求められている。かかる合金は、射法、レーザーコーティング法、肉盛法等においても、有用である。 In additive manufacturing, the metal material is rapidly melted and rapidly cooled to solidify. Conventional maraging steels are unsuitable for powders used in such processes involving rapid melting and quenching. There is a demand for Fe-based alloys that are suitable for additive manufacturing methods and that can provide shaped products with excellent mechanical properties. Such an alloy is also useful in a shooting method, a laser coating method, a overlay method and the like.
本発明の目的は、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適しており、かつ優れた特性を有する造形物が得られるＦｅ基金属粉末の提供にある。 An object of the present invention is to provide an Fe-based metal powder which is suitable for a process involving rapid melting and quenching and solidification, and which can obtain a modeled product having excellent properties.
本発明に係る造形用の金属粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、１０．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含む。この合金における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。 The material of the metal powder for modeling according to the present invention is an Fe-based alloy. This Fe-based alloy contains 15.0% by mass or more and 21.0% by mass or less of Ni, 10.0% by mass or less of Co, 7.0% or less of Mo, 0.1% by mass or more and 6.0% by mass or less. Ti and Al of 0.1% by mass or more and 3.0% by mass or less. The balance in this alloy is Fe and unavoidable impurities.
好ましくは、Ｆｅ基合金におけるＣｏの含有率は、０．５質量％以下である。Ｃｏの含有率が０．５質量％以上１０．０質量％以下であってもよい。 Preferably, the Co content in the Fe-based alloy is 0.5% by mass or less. The Co content may be 0.5% by mass or more and 10.0% by mass or less.
好ましくは、金属粉末の、平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ３）との比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下である。 Preferably, the ratio (D50 / TD) of the metal powder to the average particle size D50 (μm) and the tap density TD (Mg / m 3 ) is 0.2 or more and 20 or less.
他の観点によれば、本発明に係る造形物の製造方法は、
（１）その材質がＦｅ基合金であり、このＦｅ基合金が、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、１０．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物であるＦｅ基金属粉末を、準備する工程、
並びに
（２）上記Ｆｅ基金属粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む。
According to another viewpoint, the method for producing a modeled object according to the present invention is:
(1) The material is an Fe-based alloy, and the Fe-based alloy contains 15.0% by mass or more and 21.0% by mass or less of Ni, 10.0% by mass or less of Co, and 7.0% or less of Mo. Prepare Fe-based metal powder containing Ti of 0.1% by mass or more and 6.0% by mass or less and Al of 0.1% by mass or more and 3.0% by mass or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities. Process to do,
In addition, (2) includes a step of melting and solidifying the Fe-based metal powder to obtain an unheat-treated model.
好ましくは、工程（１）及び（２）で得られた未熱処理の造形物のロックウェル硬さは、３０以上４０以下である。 Preferably, the Rockwell hardness of the unheat-treated model obtained in the steps (1) and (2) is 30 or more and 40 or less.
好ましくは、この製造方法は、工程（２）に続き、
（３）未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
を含む。
Preferably, this manufacturing method follows step (2).
(3) Includes a step of subjecting an unheat-treated model to heat treatment to obtain a model.
好ましくは、工程（３）は、
（３−１）上記未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３−２）上記未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む。
Preferably, step (3) is
(3-1) includes a step of subjecting the unheat-treated model to a solution, and (3-2) a step of subjecting the unheat-treated model to aging.
好ましくは、溶体化（３−１）における、処理温度は７００℃以上９００℃以下であり、処理時間は１．０時間以上３．０時間以下である。好ましくは、時効（３−２）における、処理温度は４５０℃以上５５０℃以下であり、処理時間は３．０時間以上６．０時間以下である。 Preferably, in the solution formation (3-1), the treatment temperature is 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and the treatment time is 1.0 hour or longer and 3.0 hours or lower. Preferably, in the aging (3-2), the treatment temperature is 450 ° C. or higher and 550 ° C. or lower, and the treatment time is 3.0 hours or longer and 6.0 hours or lower.
好ましくは、工程（３）を経た造形物のロックウェル硬さは、５０以上６０以下である。 Preferably, the Rockwell hardness of the modeled product that has undergone the step (3) is 50 or more and 60 or less.
好ましくは、工程（３）を経た造形物は、下記数式（Ｉ）及び（II）を満たす。
１．５≦（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５ （Ｉ）
１．５≦（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５ （II）
（上記数式において、ＡＴＨは４００℃における引張強さを表し、ＡＴＲは２５℃における引張強さを表し、ＢＴＨは４００℃における０．２％耐力を表し、ＢＴＲは２５℃における０．２％耐力を表し、ＣＴＨは４００℃における破断伸びを表し、ＣＴＲは２５℃における破断伸びを表す。）
Preferably, the modeled object that has undergone the step (3) satisfies the following mathematical formulas (I) and (II).
1.5 ≤ (A TH / A TR ) x (C TH / C TR ) ≤ 3.5 (I)
1.5 ≤ (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ) ≤ 3.5 (II)
(In the above formula, A TH represents the tensile strength at 400 ° C., A TR represents the tensile strength at 25 ° C., B TH represents 0.2% proof stress at 400 ° C., and B TR represents 0 at 25 ° C. .2% proof stress, C TH represents breaking elongation at 400 ° C, and C TR represents breaking elongation at 25 ° C.)
本発明に係るＦｅ基金属粉末から、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにより、優れた特性を有する造形物が得られる。 From the Fe-based metal powder according to the present invention, a model having excellent properties can be obtained by a process involving rapid melting and quenching and solidification.
一般的なマルエージング鋼は、Ｃを実質的に含まず、かつ、Ｎｉ、Ｍｏ，Ｔｉ、Ｃｏ等の合金元素を含む。このマルエージング鋼では、マルテンサイトのマトリクス中にＮｉ３Ｍｏ相及びＮｉ３Ｔｉ相のような金属間化合物が析出している。この金属間化合物は、マルエージング鋼の高硬度及び強度に寄与する。 A general maraging steel is substantially free of C and contains alloying elements such as Ni, Mo, Ti and Co. In this maraging steel, intermetallic compounds such as Ni 3 Mo phase and Ni 3 Ti phase are precipitated in the matrix of martensite. This intermetallic compound contributes to the high hardness and strength of maraging steel.
Ｃｏは、Ｍｏの固溶限を下げる。従って、Ｃｏの添加量が多いマルテンサイトでは、過飽和のＭｏの量も多い。Ｃｏの添加は、マルテンサイト中へのＮｉ３Ｍｏ相の析出を促進する。 Co lowers the solid solution limit of Mo. Therefore, in martensite with a large amount of Co added, the amount of supersaturated Mo is also large. The addition of Co promotes the precipitation of the Ni 3 Mo phase in martensite.
一方、Ｃｏはオーステナイト形成元素なので、Ｃｏの多量の添加はマルテンサイト変態を阻害する。Ｃｏの多量の添加はμ相又はσ相の生成を助長するので、合金の脆化を招く。さらに、Ｃｏは特定化学物質障害予防規制の対象であり、この規定の遵守の観点から、Ｆｅへの多量のＣｏの添加は、好ましくない。かかる事情から、Ｃｏの添加量が抑制されることが好ましい。しかし、Ｃｏの添加量が抑制された鋼では、Ｎｉ３Ｍｏ相が析出しにくい。この鋼では、硬さ、強度等の機械的特性が不十分である。 On the other hand, since Co is an austenite-forming element, the addition of a large amount of Co inhibits martensitic transformation. The addition of a large amount of Co promotes the formation of the μ phase or the σ phase, which leads to embrittlement of the alloy. Furthermore, Co is subject to specific chemical substance damage prevention regulations, and from the viewpoint of observing this regulation, addition of a large amount of Co to Fe is not preferable. For this reason, it is preferable that the amount of Co added is suppressed. However, in steel in which the amount of Co added is suppressed, the Ni 3 Mo phase is unlikely to precipitate. This steel has insufficient mechanical properties such as hardness and strength.
本発明者は、鋭意検討の結果、Ｆｅへの所定量のＮｉ、Ｔｉ及びＡｌの添加が、Ｃｏの添加量が少ないことを補うことを見いだした。本発明に係るＦｅ基金属粉末を原料とした急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにより、機械的特性に優れた造形物が得られることを、本発明者は見いだした。 As a result of diligent studies, the present inventor has found that the addition of predetermined amounts of Ni, Ti and Al to Fe compensates for the small amount of Co added. The present inventor has found that a modeled product having excellent mechanical properties can be obtained by a process involving rapid melting and quenching and solidification using the Fe-based metal powder according to the present invention as a raw material.
本発明に係る造形用のＦｅ基金属粉末は、多数の粒子の集合である。この粒子の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金のマトリクスの組織は、マルテンサイトである。このＦｅ基合金は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌを含む。このＦｅ基合金は、Ｃｏを含みうる。好ましくは、この合金における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。以下、この合金における各元素の役割が詳説される。 The Fe-based metal powder for modeling according to the present invention is an aggregate of a large number of particles. The material of the particles is an Fe-based alloy. The structure of this Fe-based alloy matrix is martensite. This Fe-based alloy contains Ni, Mo, Ti and Al. This Fe-based alloy may contain Co. Preferably, the balance in this alloy is Fe and unavoidable impurities. The role of each element in this alloy will be described in detail below.
［コバルト（Ｃｏ）］
前述の通り、Ｃｏはマルテンサイト変態を阻害する。本発明に係る金属粉末では、Ｃｏが添加されないか、添加される場合はその量が少量に設定される。なお、Ｃｏが添加されない場合でも、不可避的に微量のＣｏが合金に含まれうる。Ｃｏの含有率は１０．０質量％以下が好ましく、５．０質量％以下がより好ましく、０．５質量％以下がさらに好ましく、０．３質量％以下が特に好ましい。Ｃｏの含有率が、実質的にゼロでもよい。
[Cobalt (Co)]
As mentioned above, Co inhibits martensitic transformation. In the metal powder according to the present invention, Co is not added, or if it is added, the amount thereof is set to a small amount. Even when Co is not added, a trace amount of Co may inevitably be contained in the alloy. The content of Co is preferably 10.0% by mass or less, more preferably 5.0% by mass or less, further preferably 0.5% by mass or less, and particularly preferably 0.3% by mass or less. The Co content may be substantially zero.
［ニッケル（Ｎｉ）］
Ｎｉは、Ｆｅ基合金において、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌのそれぞれと、金属間化合物を形成する。金属間化合物の具体例は、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌである。これらの金属間化合物は、合金を強化する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れた造形物が得られる。造形物の強度の観点から、合金におけるＮｉの含有率は１５．０質量％以上が好ましく、１６．０質量％以上がより好ましく、１７．０質量％以上が特に好ましい。Ｎｉは、オーステナイト形成元素である。多量のＮｉの添加は、マルテンサイト変態を阻害する。マルテンサイト変態が阻害されにくいとの観点から、Ｎｉの含有率は２１．０質量％以下が好ましく、２０．０質量％以下がより好ましく、１９．５質量％以下が特に好ましい。
[Nickel (Ni)]
Ni forms an intermetallic compound with each of Mo, Ti and Al in the Fe-based alloy. Specific examples of the intermetallic compound are Ni 3 Mo, Ni 3 Ti and Ni 3 Al. These intermetallic compounds reinforce the alloy. From the powder whose material is this alloy, a modeled product having excellent strength can be obtained even though it undergoes a rapid melting and quenching solidification process. From the viewpoint of the strength of the modeled object, the content of Ni in the alloy is preferably 15.0% by mass or more, more preferably 16.0% by mass or more, and particularly preferably 17.0% by mass or more. Ni is an austenite-forming element. The addition of large amounts of Ni inhibits martensitic transformation. From the viewpoint that martensitic transformation is not easily inhibited, the Ni content is preferably 21.0% by mass or less, more preferably 20.0% by mass or less, and particularly preferably 19.5% by mass or less.
［モリブデン（Ｍｏ）］
Ｍｏは、Ｆｅ基合金において、Ｆｅと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｆｅ２Ｍｏである。Ｍｏはさらに、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｍｏである。これらの金属間化合物は、合金を強化する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れた造形物が得られる。造形物の強度の観点から、合金におけるＭｏの含有率は２．０質量％以上が好ましく、２．５質量％以上がより好ましく、３．０質量％以上が特に好ましい。Ｍｏの多量の添加は、デルタフェライト相の形成を助長する。デルタフェライト相の抑制の観点から、Ｍｏの含有率は７．０質量％以下が好ましく、６．０質量％以下がより好ましく、５．０質量％以下が特に好ましい。
[Molybdenum (Mo)]
Mo forms an intermetallic compound with Fe in an Fe-based alloy. A typical intermetallic compound is Fe 2 Mo. Mo further forms an intermetallic compound with Ni. A typical intermetallic compound is Ni 3 Mo. These intermetallic compounds reinforce the alloy. From the powder whose material is this alloy, a modeled product having excellent strength can be obtained even though it undergoes a rapid melting and quenching solidification process. From the viewpoint of the strength of the modeled object, the Mo content in the alloy is preferably 2.0% by mass or more, more preferably 2.5% by mass or more, and particularly preferably 3.0% by mass or more. The addition of a large amount of Mo promotes the formation of a delta ferrite phase. From the viewpoint of suppressing the delta ferrite phase, the Mo content is preferably 7.0% by mass or less, more preferably 6.0% by mass or less, and particularly preferably 5.0% by mass or less.
［チタン（Ｔｉ）］
Ｔｉは、Ｆｅ基合金において、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｔｉである。この金属間化合物は、合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、耐久性に優れた造形物が得られる。造形物の耐久性の観点から、合金におけるＴｉの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．５質量％以上がより好ましく、２．０質量％以上が特に好ましい。Ｔｉの多量の添加は、急速溶融急冷凝固プロセスにおいて高温割れが生じやすい。高温割れの抑制の観点から、Ｔｉの含有率は６．０質量％以下が好ましく、５．０質量％以下がより好ましく、４．０質量％以下が特に好ましい。
[Titanium (Ti)]
Ti forms an intermetallic compound with Ni in the Fe-based alloy. A typical intermetallic compound is Ni 3 Ti. This intermetallic compound contributes to the creep rupture strength of the alloy. This intermetallic compound also contributes to the oxidation resistance of the alloy. From the powder whose material is this alloy, a modeled product having excellent durability can be obtained even though it undergoes a rapid melting and quenching solidification process. From the viewpoint of durability of the modeled object, the Ti content in the alloy is preferably 0.1% by mass or more, more preferably 0.5% by mass or more, and particularly preferably 2.0% by mass or more. Addition of a large amount of Ti tends to cause high temperature cracking in the rapid melting and quenching solidification process. From the viewpoint of suppressing high-temperature cracking, the Ti content is preferably 6.0% by mass or less, more preferably 5.0% by mass or less, and particularly preferably 4.0% by mass or less.
［アルミニウム（Ａｌ）］
Ａｌは、Ｆｅ基合金において、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ａｌである。この金属間化合物は、合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、耐久性に優れた造形物が得られる。造形物の耐久性の観点から、合金におけるＡｌの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．３質量％以上がより好ましく、０．５質量％以上が特に好ましい。Ａｌの多量の添加は、急速溶融急冷凝固プロセスにおいて高温割れが生じやすい。高温割れの抑制の観点から、Ａｌの含有率は３．０質量％以下が好ましく、２．５質量％以下がより好ましく、２．０質量％以下が特に好ましい。
[Aluminum (Al)]
Al forms an intermetallic compound with Ni in the Fe-based alloy. A typical intermetallic compound is Ni 3 Al. This intermetallic compound contributes to the creep rupture strength of the alloy. This intermetallic compound also contributes to the oxidation resistance of the alloy. From the powder whose material is this alloy, a modeled product having excellent durability can be obtained even though it undergoes a rapid melting and quenching solidification process. From the viewpoint of durability of the modeled object, the Al content in the alloy is preferably 0.1% by mass or more, more preferably 0.3% by mass or more, and particularly preferably 0.5% by mass or more. Addition of a large amount of Al tends to cause high temperature cracking in the rapid melting and quenching solidification process. From the viewpoint of suppressing high-temperature cracking, the Al content is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.5% by mass or less, and particularly preferably 2.0% by mass or less.
［平均粒子径］
造形物の製造容易の観点から、この金属粉末の平均粒子径Ｄ５０は１５μｍ以上５０μｍ以下が好ましく、２０μｍ以上３０μｍ以下が特に好ましい。平均粒子径Ｄ５０の測定では、粉末の全体積が１００％とされて、累積カーブが求められる。このカーブ上の、累積体積が５０％である点の粒子径が、Ｄ５０である。粒子直径Ｄ５０は、レーザー回折散乱法によって測定される。この測定に適した装置として、日機装社のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」が挙げられる。この装置のセル内に、粉末が純水と共に流し込まれ、粒子の光散乱情報に基づいて、粒子径が検出される。
[Average particle size]
From the viewpoint of ease of manufacturing a modeled object, the average particle size D50 of this metal powder is preferably 15 μm or more and 50 μm or less, and particularly preferably 20 μm or more and 30 μm or less. In the measurement of the average particle size D50, the total volume of the powder is 100%, and the cumulative curve is obtained. The particle diameter at the point where the cumulative volume is 50% on this curve is D50. The particle diameter D50 is measured by the laser diffraction / scattering method. As an apparatus suitable for this measurement, Nikkiso Co., Ltd.'s laser diffraction / scattering type particle size distribution measuring apparatus "Microtrack MT3000" can be mentioned. The powder is poured into the cell of this device together with pure water, and the particle size is detected based on the light scattering information of the particles.
［タップ密度］
造形物の製造容易の観点から、この金属粉末のタップ密度ＴＤは、０．１０Ｍｇ／ｍ３以上０．４０Ｍｇ／ｍ３以下が好ましく、０．１５Ｍｇ／ｍ３以上０．３５Ｍｇ／ｍ３以下が特に好ましい。タップ密度ＴＤの測定方法は、後に詳説される。
[Tap density]
From easy manufacturing aspects of the shaped object, the tap density TD of the metal powder is preferably 0.10 mg / m 3 or more 0.40 mg / m 3 or less, is 0.15 mg / m 3 or more 0.35 mg / m 3 or less Especially preferable. The method for measuring the tap density TD will be described in detail later.
［Ｄ５０／ＴＤ］
平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とそのタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ３）との比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下が好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が０．２以上である金属粉末は、流動性に優れる。この金属粉末から、高密度の造形物が得られる。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は、２以上がより好ましく、５以上が特に好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が２０以下である金属粉末は、急速加熱によって粒子が十分に溶融する。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は１５以下がより好ましく、１２以下が特に好ましい。
[D50 / TD]
The ratio (D50 / TD) of the average particle size D50 (μm) to the tap density TD (Mg / m 3 ) is preferably 0.2 or more and 20 or less. A metal powder having a ratio (D50 / TD) of 0.2 or more is excellent in fluidity. From this metal powder, a high-density model can be obtained. From this point of view, the ratio (D50 / TD) is more preferably 2 or more, and particularly preferably 5 or more. For metal powders having a ratio (D50 / TD) of 20 or less, the particles are sufficiently melted by rapid heating. From this point of view, the ratio (D50 / TD) is more preferably 15 or less, and particularly preferably 12 or less.
［造形］
本発明に係る金属粉末から、種々の造形物が製造されうる。この造形物の製造方法は、
（１）金属粉末を準備する工程、
及び
（２）この金属粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む。金属粉末を溶融・凝固する工程として、急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例として、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法及び肉盛法が挙げられる。特に、三次元積層造形法に、この金属粉末は適している。
[molding]
Various shaped objects can be produced from the metal powder according to the present invention. The manufacturing method of this model is
(1) Process of preparing metal powder,
And (2) includes a step of melting and solidifying this metal powder to obtain an unheat-treated model. As a step of melting and solidifying the metal powder, a rapid melting and quenching solidification process can be mentioned. Specific examples of this process include three-dimensional additive manufacturing, thermal spraying, laser coating and overlaying. In particular, this metal powder is suitable for three-dimensional additive manufacturing.
この積層造形法には、３Ｄプリンターが使用されうる。この積層造形法では、敷き詰められた金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に加熱され、急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に、選択的になされる。粉末の、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。 A 3D printer can be used for this additive manufacturing method. In this additive manufacturing method, the spread metal powder is irradiated with a laser beam or an electron beam. Irradiation heats the particles rapidly and melts them rapidly. The particles then rapidly solidify. By this melting and solidification, the particles are bonded to each other. Irradiation is selectively applied to a part of the metal powder. The unirradiated portion of the powder does not melt. A binding layer is formed only in the irradiated portion.
結合層の上に、さらに金属粉末が敷き詰められる。この金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粉末中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。 Further metal powder is spread on the binding layer. The metal powder is irradiated with a laser beam or an electron beam. Irradiation causes the particles to melt rapidly. The particles then rapidly solidify. By this melting and solidification, the particles in the powder are bonded to each other to form a new bonding layer. The new bond layer is also bonded to the existing bond layer.
照射による結合が繰り返されることにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形物が得られる。この積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。 By repeating the bonding by irradiation, the aggregate of the bonding layer gradually grows. By this growth, a model having a three-dimensional shape is obtained. By this additive manufacturing method, a modeled object having a complicated shape can be easily obtained.
［造形物の硬さ］
造形後の、換言すれば熱処理されない状態の、造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、３０以上４０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが３０以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは３２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが４０以下である造形物は、亀裂等の内部欠陥が少ない。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは３８以下が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣの測定方法は、後に詳説される。
[Hardness of modeled object]
The Rockwell hardness HRC of the modeled object after modeling, in other words, in a state where it is not heat-treated, is preferably 30 or more and 40 or less. A model with a Rockwell hardness HRC of 30 or more is excellent in strength. From this point of view, the Rockwell hardness HRC is particularly preferably 32 or more. A modeled object having a Rockwell hardness HRC of 40 or less has few internal defects such as cracks. From this point of view, the Rockwell hardness HRC is particularly preferably 38 or less. A method for measuring Rockwell hardness HRC will be described in detail later.
［熱処理］
好ましくは、造形物の製造方法は、
（３）上記工程（２）で得られた未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
をさらに含む。好ましくは、この工程（３）は、
（３−１）未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３−２）未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む。
[Heat treatment]
Preferably, the method for producing the modeled object is
(3) Further includes a step of subjecting the unheat-treated model obtained in the above step (2) to a heat treatment to obtain a model. Preferably, this step (3) is
The process includes (3-1) a step of solution-forming the unheat-treated model and (3-2) a step of aging the unheat-treated model.
溶体化により、過飽和マルテンサイト組織が得られる。時効により、マルテンサイトのマトリクス中にＮｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが析出する。これら金属間化合物の析出により、強度と靱性とに優れた造形物が得られる。 The solution gives a supersaturated martensite structure. Due to aging, Ni 3 Mo, Ni 3 Ti and Ni 3 Al are precipitated in the martensite matrix. By the precipitation of these intermetallic compounds, a modeled product having excellent strength and toughness can be obtained.
溶体化の温度は、７００℃以上９００℃以下が好ましい。温度が７００℃以上である溶体化により、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、温度は７３０℃以上がより好ましく、７５０℃以上が特に好ましい。温度が９００℃以下である溶体化では、組織の脆化が抑制される。この観点から、温度は８７０℃以下がより好ましく、８５０℃以下が特に好ましい。 The solution temperature is preferably 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. By solution formation at a temperature of 700 ° C. or higher, a martensite structure in which the alloying elements are sufficiently dissolved can be obtained. From this point of view, the temperature is more preferably 730 ° C. or higher, and particularly preferably 750 ° C. or higher. Embrittlement of the structure is suppressed in the solution formation where the temperature is 900 ° C. or lower. From this viewpoint, the temperature is more preferably 870 ° C. or lower, and particularly preferably 850 ° C. or lower.
溶体化の時間は、１．０時間以上３．０時間以下が好ましい。１．０時間以上である溶体化により、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、時間は１．３時間以上がより好ましく、１．５時間以上が特に好ましい。３．０時間以下である溶体化では、エネルギーコストが抑制される。この観点から、時間は２．７時間以下がより好ましく、２．５時間以下が特に好ましい。 The solutionization time is preferably 1.0 hour or more and 3.0 hours or less. By solution formation for 1.0 hour or more, a martensite structure in which the alloying elements are sufficiently dissolved can be obtained. From this point of view, the time is more preferably 1.3 hours or more, and particularly preferably 1.5 hours or more. In solution formations of 3.0 hours or less reduce energy costs. From this point of view, the time is more preferably 2.7 hours or less, and particularly preferably 2.5 hours or less.
時効の温度は、４５０℃以上５５０℃以下が好ましい。温度が４５０℃以上である時効により、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが十分に析出した組織が得られる。この観点から、温度は４６０℃以上がより好ましく、４７０℃以上が特に好ましい。温度が５５０℃以下である時効では、合金元素の母相への固溶が抑制される。この観点から、温度は５４０℃以下がより好ましく、５３０℃以下が特に好ましい。 The aging temperature is preferably 450 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. By aging at a temperature of 450 ° C. or higher, a structure in which Ni 3 Mo, Ni 3 Ti and Ni 3 Al are sufficiently precipitated can be obtained. From this point of view, the temperature is more preferably 460 ° C. or higher, and particularly preferably 470 ° C. or higher. When the temperature is 550 ° C. or lower, the solid solution of the alloying element into the matrix is suppressed. From this viewpoint, the temperature is more preferably 540 ° C. or lower, and particularly preferably 530 ° C. or lower.
時効の時間は、３．０時間以上６．０時間以下が好ましい。３．０時間以上である時効により、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが十分に析出した組織が得られる。この観点から、時間は３．３時間以上がより好ましく、３．５時間以上が特に好ましい。６．０時間以下である時効では、エネルギーコストが抑制される。この観点から、時間は５．７時間以下がより好ましく、５．５時間以下が特に好ましい。 The aging time is preferably 3.0 hours or more and 6.0 hours or less. By aging for 3.0 hours or more, a structure in which Ni 3 Mo, Ni 3 Ti and Ni 3 Al are sufficiently precipitated can be obtained. From this viewpoint, the time is more preferably 3.3 hours or more, and particularly preferably 3.5 hours or more. With aging of 6.0 hours or less, energy costs are suppressed. From this viewpoint, the time is more preferably 5.7 hours or less, and particularly preferably 5.5 hours or less.
［熱処理後の造形物の物性］
熱処理後の造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、５０以上６０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが５０以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが６０以下である造形物は、靱性に優れる。この造形物から得られた製品は、耐久性に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５８以下が特に好ましい。
[Physical properties of the modeled object after heat treatment]
The Rockwell hardness HRC of the modeled object after heat treatment is preferably 50 or more and 60 or less. A model with a Rockwell hardness HRC of 50 or more is excellent in strength. From this point of view, the Rockwell hardness HRC is particularly preferably 52 or more. A model with a Rockwell hardness HRC of 60 or less has excellent toughness. The product obtained from this model has excellent durability. From this point of view, the Rockwell hardness HRC is particularly preferably 58 or less.
熱処理後の造形物において、値Ｖ１及び値Ｖ２は、それぞれ、下記数式で算出される。
Ｖ１＝（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）
Ｖ２＝（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）
これらの数式において、ＡＴＨは４００℃における引張強さを表し、ＡＴＲは２５℃における引張強さを表し、ＢＴＨは４００℃における０．２％耐力を表し、ＢＴＲは２５℃における０．２％耐力を表し、ＣＴＨは４００℃における破断伸びを表し、ＣＴＲは２５℃における破断伸びを表す。この造形物では、値Ｖ１は１．５以上３．５以下が好ましく、値Ｖ２は１．５以上３．５以下が好ましい。換言すれば、造形物が下記数式（Ｉ）及び（II）を満たすことが好ましい。
１．５≦（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５ （Ｉ）
１．５≦（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５ （II）
In the modeled object after the heat treatment, the value V1 and the value V2 are calculated by the following mathematical formulas, respectively.
V1 = (A TH / A TR ) × (C TH / C TR )
V2 = (B TH / B TR ) × (C TH / C TR )
In these formulas, A TH represents the tensile strength at 400 ° C, A TR represents the tensile strength at 25 ° C, B TH represents 0.2% proof stress at 400 ° C, and B TR represents 0 at 25 ° C. .2% proof stress, C TH represents breaking elongation at 400 ° C, and C TR represents breaking elongation at 25 ° C. In this modeled object, the value V1 is preferably 1.5 or more and 3.5 or less, and the value V2 is preferably 1.5 or more and 3.5 or less. In other words, it is preferable that the modeled object satisfies the following mathematical formulas (I) and (II).
1.5 ≤ (A TH / A TR ) x (C TH / C TR ) ≤ 3.5 (I)
1.5 ≤ (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ) ≤ 3.5 (II)
値Ｖ１が１．５以上であり、かつ値Ｖ２が１．５以上である造形物は、高温環境下での強度及び耐久性に優れる。この観点から、値Ｖ１及び値Ｖ２は１．８以上がより好ましく、２．０以上が特に好ましい。値Ｖ１及び値Ｖ２が３．５以下である造形物は、容易に製造されうる。この観点から、値Ｖ１及び値Ｖ２は３．３以下が特に好ましい。 A modeled object having a value V1 of 1.5 or more and a value V2 of 1.5 or more is excellent in strength and durability in a high temperature environment. From this viewpoint, the values V1 and V2 are more preferably 1.8 or more, and particularly preferably 2.0 or more. A model having a value V1 and a value V2 of 3.5 or less can be easily manufactured. From this viewpoint, the value V1 and the value V2 are particularly preferably 3.3 or less.
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。 Hereinafter, the effects of the present invention will be clarified by Examples, but the present invention should not be construed in a limited manner based on the description of these Examples.
下記の表１−３に示された組成を有する原料を、準備した。各原料をアルミナ製の坩堝内で高周波誘導によって加熱し、溶融合金を得た。坩堝の底に形成されておりその直径が５ｍｍであるノズルから溶融合金を落下させ、これに高圧のアルゴンガスを噴射した。この噴射により溶融金属が微細化しかつ急冷されて、粉末が形成された。この粉末を各粒子の径が６３μｍ以下となるように分級し、各実施例及び各比較例のＦｅ基金属粉末を得た。 Raw materials having the compositions shown in Table 1-3 below were prepared. Each raw material was heated by high frequency induction in an alumina crucible to obtain a molten alloy. A molten alloy was dropped from a nozzle formed at the bottom of the crucible and having a diameter of 5 mm, and high-pressure argon gas was injected into the molten alloy. By this injection, the molten metal was refined and rapidly cooled to form a powder. This powder was classified so that the diameter of each particle was 63 μm or less to obtain Fe-based metal powders of each Example and each Comparative Example.
各金属粉末を用い、三次元積層造形装置（商品名「ＥＯＳ−Ｍ２８０」）を用いて造形物を製作した。この未熱処理造形物に、下記表１−３に示される条件での熱処理を施した。 Using each metal powder, a modeled object was produced using a three-dimensional laminated modeling device (trade name "EOS-M280"). This unheat-treated model was heat-treated under the conditions shown in Table 1-3 below.
[硬さ測定］
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、先端半径０．２ｍｍのダイヤモンド鋼球が付いた圧子で、試験面に基本荷重である１０ｋｇｆをかけた。次に、基本加重に試験荷重である１００ｋｇｆを足した１１０ｋｇｆの荷重を試験片に加え、この試験片を塑性変形させた。次に、荷重を基準荷重である１０ｋｇｆに戻し、基準面からの永久窪みの深さを測定した。この深さから、変換式により、ロックウェル硬さＨＲＣを算出した。測定は、熱処理前及び熱処理後に行った。この結果が、下記の表１−３に示されている。
[Hardness measurement]
A 10 mm square test piece (10 × 10 × 10 mm) was prepared, and a basic load of 10 kgf was applied to the test surface with an indenter having a diamond steel ball having a tip radius of 0.2 mm. Next, a load of 110 kgf, which is the basic load plus 100 kgf, which is a test load, was applied to the test piece, and the test piece was plastically deformed. Next, the load was returned to the reference load of 10 kgf, and the depth of the permanent depression from the reference plane was measured. From this depth, the Rockwell hardness HRC was calculated by the conversion formula. The measurement was performed before and after the heat treatment. The results are shown in Table 1-3 below.
[常温引張特性］
ＪＩＳ １４Ａ号 φ５試験片（φ５×ＧＬ２５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、引張試験を行った。試験中に加わった最大引張応力σ（σ＝測定荷重Ｆ／断面積Ｓ）が引張強さである。荷重と伸びをグラフにプロットし、弾性領域と平行に標点距離の０．２％分だけオフセットした直線を引き、荷重曲線との交点の応力を０．２％耐力として算出した。伸びＺは、下記数式に基づいて算出した。
Ｚ＝（Ｌｆ−Ｌ０）／Ｌ０×１００
この数式において、Ｌ０は初期の標点間距離であり、Ｌｆは破断時の標点間距離である。この結果が、下記の表１−３に示されている。
[Normal temperature tensile properties]
A JIS 14A φ5 test piece (φ5 × GL 25 mm) was prepared and subjected to a tensile test in accordance with JIS regulations. The maximum tensile stress σ (σ = measured load F / cross-sectional area S) applied during the test is the tensile strength. The load and elongation were plotted on a graph, a straight line was drawn parallel to the elastic region and offset by 0.2% of the gauge point distance, and the stress at the intersection with the load curve was calculated as 0.2% withstand force. The elongation Z was calculated based on the following formula.
Z = (Lf-L0) / L0 × 100
In this formula, L0 is the initial distance between gauge points, and Lf is the distance between gauge points at break. The results are shown in Table 1-3 below.
［高温引張特性］
ＪＩＳ Ｇ ０５６７ I―６型試験片（φ６×ＧＬ３０ｍｍ）を作製し、常温引張特性と同様の測定を７６０℃の環境下で実施し、引張強さ、０．２％耐力及び伸びを算出した。この結果が、下記の表１−３に示されている。
[High temperature tensile properties]
A JIS G 0567 I-6 type test piece (φ6 × GL30 mm) was prepared, and the same measurement as the room temperature tensile property was carried out in an environment of 760 ° C. to calculate the tensile strength, 0.2% proof stress and elongation. The results are shown in Table 1-3 below.
［粒度分布測定］
前述のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」により、平均粒子径Ｄ５０を測定した。この結果が、下記の表１−３に示されている。
[Measurement of particle size distribution]
The average particle size D50 was measured by the above-mentioned laser diffraction / scattering type particle size distribution measuring device "Microtrack MT3000". The results are shown in Table 1-3 below.
［タップ密度］
「ＪＩＳ Ｚ ２５１２」の規定に準拠し、タップ密度を測定した。測定では、約５０ｇの金属粉末を容積１００ｃｍ３のシリンダーに充填し、密度を測定した。測定条件は、以下の通りである。
落下高さ：１０ｍｍ
タップ回数：２００
この結果が、下記の表１−３に示されている。
[Tap density]
The tap density was measured in accordance with the provisions of "JIS Z 2512". In the measurement, about 50 g of metal powder was filled in a cylinder having a volume of 100 cm 3 and the density was measured. The measurement conditions are as follows.
Drop height: 10 mm
Number of taps: 200
The results are shown in Table 1-3 below.
［格付け］
下記の基準に基づき、各金属粉末を評価１−評価５に格付けした。
（評価１）
造形後硬さ：３０−４０ＨＲＣ
熱処理後硬さ：５０−６０ＨＲＣ
Ｄ５０／ＴＤ：０．２−２０
（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：３．０以上３．３以下
（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：３．０以上３．３以下
（評価２）
造形後硬さ：３０−４０ＨＲＣ
熱処理後硬さ：５０−６０ＨＲＣ
Ｄ５０／ＴＤ：０．２−２０
（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：２．０以上３．０未満
（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：２．０以上３．０未満
（評価３）
造形後硬さ：３０−４０ＨＲＣ
熱処理後硬さ：５０−６０ＨＲＣ
Ｄ５０／ＴＤ：０．２−２０
（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．８以上２．０未満
（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．８以上２．０未満
（評価４）
下記（ａ）から（ｅ）のいずれかに該当する。
（ａ） 造形後硬さ：３０ＨＲＣより小又は４０ＨＲＣより大
（ｂ） 熱処理後硬さ：５０ＨＲＣより小又は６０ＨＲＣより大
（ｃ） Ｄ５０／ＴＤ：０．２未満又は２０より大
（ｄ） （ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５以上１．８未満または３．３より 大きく３．５以下
（ｅ） （ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５以上１．８未満または３．３より 大きく３．５以下
（評価５）
下記（ａ）（ｂ）のどちらかに該当する。
（ａ） （ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５未満
（ｂ） （ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５未満
[rating]
Each metal powder was rated 1 to 5 based on the following criteria.
(Evaluation 1)
Hardness after modeling: 30-40 HRC
Hardness after heat treatment: 50-60HRC
D50 / TD: 0.2-20
(A TH / A TR ) x (C TH / C TR ): 3.0 or more and 3.3 or less (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ): 3.0 or more and 3.3 or less (evaluation) 2)
Hardness after modeling: 30-40 HRC
Hardness after heat treatment: 50-60HRC
D50 / TD: 0.2-20
(A TH / A TR ) x (C TH / C TR ): 2.0 or more and less than 3.0 (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ): 2.0 or more and less than 3.0 (evaluation) 3)
Hardness after modeling: 30-40 HRC
Hardness after heat treatment: 50-60HRC
D50 / TD: 0.2-20
(A TH / A TR ) x (C TH / C TR ): 1.8 or more and less than 2.0 (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ): 1.8 or more and less than 2.0 (evaluation) 4)
It corresponds to any of the following (a) to (e).
(A) Hardness after molding: less than 30HRC or greater than 40HRC (b) Hardness after heat treatment: less than 50HRC or greater than 60HRC (c) D50 / TD: less than 0.2 or greater than 20 (d) (A) TH / A TR ) × (C TH / C TR ): 1.5 or more and less than 1.8 or greater than 3.3 and 3.5 or less (e) (B TH / B TR ) × (C TH / C TR ) : 1.5 or more and less than 1.8 or greater than 3.3 and 3.5 or less (evaluation 5)
It corresponds to either (a) or (b) below.
(A) (A TH / A TR ) x (C TH / C TR ): less than 1.5 (b) (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ): less than 1.5
［表１−３における脚注］
・成分組成の列の記号「−」は、不可避的不純物を表す。
・造形後硬さの列の記号「−」は、３０ＨＲＣより小さいか、又は４０ＨＲＣより大きいことを表す。
・熱処理後硬さの列の記号「−」は、５０ＨＲＣより小さいか、又は６０ＨＲＣより大きいことを表す。
・値Ｖ１の列の記号「−」は、１．５よりも小さいか、又は３．５より大きいことを表す。
・値Ｖ２の列の記号「−」は、１．５よりも小さいか、又は３．５より大きいことを表す。
・溶体化熱処理温度の列の記号「−」は、温度が７００℃より小さいか、又は９００℃より大きいことを表す。
・溶体化熱処理時間の列の記号「−」は、時間が１時間より短いか、又は３時間より長いことを表す。
・時効熱処理温度の列の記号「−」は、温度が４５０℃より小さいか、又は５５０℃より大きいことを表す。
・時効熱処理時間の列の記号「−」は、時間が３時間より短いか、又は６時間より長いことを表す。
・Ｄ５０／ＴＤの列の記号「−」は、比が０．２より小さいか、又は２０より大きいことを表す。
[Footnotes in Table 1-3]
-The symbol "-" in the component composition column represents unavoidable impurities.
-The symbol "-" in the column of hardness after modeling indicates that it is smaller than 30 HRC or larger than 40 HRC.
The symbol "-" in the post-heat treatment hardness column indicates that it is less than 50 HRC or greater than 60 HRC.
The symbol "-" in the column of value V1 indicates that it is less than 1.5 or greater than 3.5.
The symbol "-" in the column of value V2 indicates that it is less than 1.5 or greater than 3.5.
The symbol "-" in the solution heat treatment temperature column indicates that the temperature is less than 700 ° C or greater than 900 ° C.
The symbol "-" in the solution heat treatment time column indicates that the time is less than 1 hour or longer than 3 hours.
The symbol "-" in the column of aging heat treatment temperatures indicates that the temperature is less than 450 ° C or greater than 550 ° C.
The symbol "-" in the aging heat treatment time column indicates that the time is less than 3 hours or longer than 6 hours.
The symbol "-" in the D50 / TD column indicates that the ratio is less than 0.2 or greater than 20.
表１−３に示されるように、各実施例の粉末は、総合評価に優れている。この結果から、本発明の優位性は明かである。 As shown in Table 1-3, the powders of each example are excellent in overall evaluation. From this result, the superiority of the present invention is clear.
本発明に係る粉末は、ノズルから粉末が噴射されるタイプの３Ｄプリンターにも適している。この粉末は、ノズルから粉末が噴射されるタイプのレーザーコーティング法にも適している。 The powder according to the present invention is also suitable for a type of 3D printer in which powder is ejected from a nozzle. This powder is also suitable for a laser coating method in which the powder is ejected from a nozzle.
Claims (9)
上記Ｆｅ基合金が、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、５．０質量％以下のＣｏ、７．０質量％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物である造形用のＦｅ基金属粉末。 The material is Fe-based alloy,
The Fe-based alloy contains 15.0% by mass or more and 21.0% by mass or less of Ni, 5.0% by mass or less of Co, 7.0% by mass or less of Mo, and 0.1% by mass or more and 6.0% by mass. Fe-based metal powder for modeling containing the following Ti and 0.1% by mass or more and 3.0% by mass or less of Al, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
（１）その材質がＦｅ基合金であり、このＦｅ基合金が、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、５．０質量％以下のＣｏ、７．０質量％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物であるＦｅ基金属粉末を、準備する工程、
並びに
（２）上記Ｆｅ基金属粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む、造形物の製造方法。 A method for manufacturing a model using Fe-based metal powder as a raw material.
(1) The material is an Fe-based alloy, and the Fe-based alloy contains 15.0% by mass or more and 21.0% by mass or less of Ni, 5.0% by mass or less of Co, and 7.0% by mass or less of Mo. , 0.1% by mass or more and 6.0% by mass or less of Ti, and 0.1% by mass or more and 3.0% by mass or less of Al, and the balance is Fe and Fe-based metal powder which is an unavoidable impurity. The process of preparing,
(2) A method for producing a modeled product, which comprises a step of melting and solidifying the Fe-based metal powder to obtain an unheat-treated modeled product.
（３）上記未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
を含む請求項３又は４に記載の製造方法。 Following the above step (2)
(3) The manufacturing method according to claim 3 or 4, which comprises a step of subjecting the unheated model to obtain a model.
（３−１）上記未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３−２）上記未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む請求項５に記載の製造方法。 The above step (3)
The production method according to claim 5, further comprising (3-1) a step of subjecting the unheat-treated model to a solution and (3-2) a step of aging the unheat-treated model.
上記時効（３−２）における、処理温度が４５０℃以上５５０℃以下であって、処理時間が３．０時間以上６．０時間以下である請求項６に記載の製造方法。 In the solution formation (3-1), the treatment temperature is 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and the treatment time is 1.0 hour or more and 3.0 hours or less.
The production method according to claim 6, wherein in the aging (3-2), the treatment temperature is 450 ° C. or higher and 550 ° C. or lower, and the treatment time is 3.0 hours or more and 6.0 hours or less.
１．５≦（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５ （Ｉ）
１．５≦（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５ （II）
（上記数式において、ＡＴＨは４００℃における引張強さを表し、ＡＴＲは２５℃における引張強さを表し、ＢＴＨは４００℃における０．２％耐力を表し、ＢＴＲは２５℃における０．２％耐力を表し、ＣＴＨは４００℃における破断伸びを表し、ＣＴＲは２５℃における破断伸びを表す。）
The manufacturing method according to any one of claims 5 to 8, wherein the modeled product that has undergone the above step (3) satisfies the following mathematical formulas (I) and (II).
1.5 ≤ (A TH / A TR ) x (C TH / C TR ) ≤ 3.5 (I)
1.5 ≤ (B TH / B TR ) x (C TH / C TR ) ≤ 3.5 (II)
(In the above formula, A TH represents the tensile strength at 400 ° C., A TR represents the tensile strength at 25 ° C., B TH represents 0.2% proof stress at 400 ° C., and B TR represents 0 at 25 ° C. .2% proof stress, C TH represents breaking elongation at 400 ° C, and C TR represents breaking elongation at 25 ° C.)
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