JP7108014B2 - Ｆｅ基合金粉末 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間工具鋼用粉末として適したＦｅ基合金粉末に関する。とりわけ、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、熱間等方圧加圧法等の造形体を生成するプロセスに適したＦｅ基合金粉末に関する。
近年、金属から構成される造形物の製作に際し、積層造形法が適用されはじめている。金属積層造形法の代表的な方式にはパウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）やメタルデポジション方式（指向性エネルギー堆積方式）などがある。
パウダーベッド方式では、レーザービームまたは電子ビームの照射によって、敷き詰められた粉末のうち照射された部位が溶融し凝固する。この溶融と凝固により、粉末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、照射がなされなかった部分は、溶融せず、照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
パウダーベッド方式では、レーザービームまたは電子ビームの照射によって、敷き詰められた粉末のうち照射された部位が溶融し凝固する。この溶融と凝固により、粉末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、照射がなされなかった部分は、溶融せず、照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
形成された結合層の上に、さらに新しい金属粉末が敷き詰められ、それらの金属粉末にレーザービームまたは電子ビームの照射が行われる。すると、照射により、金属粒子が溶融、凝固し、新たな結合層が形成される。また、新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
照射による溶融・凝固が順次繰り返されていくことにより、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体が得られる。こうした積層造形法を用いると、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
パウダーベッド方式の積層造形法としては、「鉄系粉末」と、「ニッケル、ニッケル系合金、銅、銅系合金、及び黒鉛から成る群から選ばれる１種類以上の粉末」が混合されたものを金属光造形用金属粉末として用い、これらの金属粉末を敷く粉末層形成ステップと、粉末層にビームを照射して焼結層を形成する焼結層形成ステップと、造形物の表面を切削する除去ステップを繰り返して焼結層を形成して、三次元形状造形物を製造するといった手順が開示されている（特許文献１参照。）。
そして、金属積層造形法で金型を造形する技術としても着目されており、具体的な粉末材料として、マルエージング鋼やＳＫＤ６１といった鋼種の使用が試みられている。しかし、それらの鋼種の熱伝導率は２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）程度と低いため、ホットスタンピング用金型に対して適用した場合、金型自体の冷却効率が悪くなるので、金型として利用する際に金型の冷却に時間がかかるため、連続生産のためのサイクルスピードが低下してしまうこととなる。
さて、従来の鍛伸など鍛造法で形成される金型においては、高硬度・高熱伝導を有するダイカストおよびホットスタンピングに適用可能な金型用鋼が提案されている（特許文献２参照。）。
もっとも、この提案の金型用鋼は、金属積層造形法によって製造されることを予定したものではなく、従来の鍛造法によって製造されることを予定している材料である。鍛造法による従来製法の金型であるため、疲労破壊の起点となる粗大な炭化物が発生しやすいという問題があり、金属積層造形法に用いるためには十分とは言い難かった。
もっとも、この提案の金型用鋼は、金属積層造形法によって製造されることを予定したものではなく、従来の鍛造法によって製造されることを予定している材料である。鍛造法による従来製法の金型であるため、疲労破壊の起点となる粗大な炭化物が発生しやすいという問題があり、金属積層造形法に用いるためには十分とは言い難かった。
また、金属積層造形に適用可能な金型用鋼として、０．１５＜Ｃ＜０．３４、０．０＜Ｓｉ＜０．５２、４．００＜Ｃｒ＜５．７２、－０．０５８１４×［Ｃｒ］＋０．４３２６＜Ｍｎ＜－０．２９０７×［Ｃｒ］＋２．４６２８、０．７２＜Ｍｏ＜１．６０、０．２０＜Ｖ＜０．６１、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成の粉末が提案されている（特許文献３参照。）。もっとも、この提案の金型用鋼の熱伝導率は、２５．２～３４．７Ｗ／ｍ／Ｋに留まっており、市場で要求されている３５．０Ｗ／ｍ／Ｋを超える高熱伝導性と強度を備えた積層造形に適した金型用鋼の提供には至っていない。
従来、積層造形法に適用されているマルエージング鋼やＳＫＤ６１といった鋼種は、熱伝導率が低いことから、ダイカストおよびホットスタンピングのような冷却機構が必要な金型にこれらの鋼種を適用した場合には、金型が冷えるまでに時間を要するため、生産サイクルスピードが低下してしまう。そこで、高い熱伝導率を持ち、冷却効率を高めるような金型用鋼が求められている。
また、金型用鋼には、高い硬さが必要とされる。硬さを高めるには、様々な合金元素が添加される。添加された合金元素はマトリックスに固溶する。すると、マトリックスに固溶した合金元素は、マトリックス中の伝導電子の散乱頻度を高めるため、一般的に熱伝導率を下げる働きをしてしまう。
そこで、熱伝導率を高めるためには合金元素をできるだけ減らすことが求められるが、金型用鋼として求められる硬さの特性も確保する必要がある。
そこで、熱伝導率を高めるためには合金元素をできるだけ減らすことが求められるが、金型用鋼として求められる硬さの特性も確保する必要がある。
本発明が解決しようとする課題は、粉末で作製された積層造形体が高熱伝導性と硬さ（焼入れ焼き戻し硬さ及び高温保持して軟化した後の硬さ）を両立する特性を示すことのできる、積層造形に適した熱間工具鋼用粉末の提供である。
また、パウダーベッド方式の積層造形法などで好適な、粉末を均一に敷き詰めるために流動性に優れた熱間工具鋼用粉末の提供である。
本願の発明者らは、鋭意開発を進めた結果、化学成分が規定範囲の組成と式を満足する、特定のサイズの粉末であれば、高い熱伝導率と硬さ（焼入れ焼き戻し硬さ及び高温保持して軟化した後の硬さ）を両立しうる、金型に適した造形物を製造可能な熱間工具鋼用粉末であるＦｅ基合金粉末が得られることを見出した。
本発明の課題を解決するための手段は、
質量％で、０．４０＜Ｃ＜０．７０、Ｓｉ＜０．６０、Ｍｎ＜０．９０、Ｃｒ＜４．００、０．９０＜Ｍｏ＜１．２０、Ｗ＜２．００、Ｖ＜０．６０、Ａｌ＜０．１０を含有し、
残部をＦｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ、式（１）および式（２）を満足するものであって、
平均粒子径Ｄ50が２００μｍ以下のＦｅ基合金粉末。
Ｋ１＝９．２Ｃ＋３．７Ｓｉ＋１８．１Ｍｏ＋０．８Ｗ＞２１．７・・・式（１）
Ｋ２＝７０．２－２２．１Ｃ－１．６Ｓｉ－５．４Ｍｎ－５．８Ｃｒ－５．２Ｎｉ－５．３Ｍｏ－１．０Ｗ－２．５Ｖ－０．３Ａｌ＞２９．０・・・式（２）
ただし、式（１）式（２）の元素記号には、当該元素の質量％での成分値を代入する。
質量％で、０．４０＜Ｃ＜０．７０、Ｓｉ＜０．６０、Ｍｎ＜０．９０、Ｃｒ＜４．００、０．９０＜Ｍｏ＜１．２０、Ｗ＜２．００、Ｖ＜０．６０、Ａｌ＜０．１０を含有し、
残部をＦｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ、式（１）および式（２）を満足するものであって、
平均粒子径Ｄ50が２００μｍ以下のＦｅ基合金粉末。
Ｋ１＝９．２Ｃ＋３．７Ｓｉ＋１８．１Ｍｏ＋０．８Ｗ＞２１．７・・・式（１）
Ｋ２＝７０．２－２２．１Ｃ－１．６Ｓｉ－５．４Ｍｎ－５．８Ｃｒ－５．２Ｎｉ－５．３Ｍｏ－１．０Ｗ－２．５Ｖ－０．３Ａｌ＞２９．０・・・式（２）
ただし、式（１）式（２）の元素記号には、当該元素の質量％での成分値を代入する。
本発明の手段によるＦｅ基合金粉末は、適度な流動性を備えており、この粉末を用いた造形物は３４．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の熱伝導率と４８．０ＨＲＣ以上の焼入れ焼戻し硬さと、さらに３３．０ＨＲＣ以上の高温１００時間保持後の硬さとを備えうるので、本発明のＦｅ基合金粉末は、高熱伝導率、高硬度を兼ね備えた金型用鋼としての積層造形に好適に適用できる。
まず、本発明のＦｅ基粉末およびこの粉末を用いて作製される造形物の実施の説明に先立って、まず、Ｆｅ基粉末の化学成分を組成と式を満足する範囲と規定する理由について説明する。
なお、この粉末の成分は、質量％で、０．４０＜Ｃ＜０．７０、Ｓｉ＜０．６０、Ｍｎ＜０．９０、Ｃｒ＜４．００、０．９０＜Ｍｏ＜１．２０、Ｗ＜２．００、Ｖ＜０．６０、Ａｌ＜０．１０を必須成分として含有し、残部をＦｅおよび不可避的不純物からなっている。また、以下の化学成分の％は質量％である。
なお、この粉末の成分は、質量％で、０．４０＜Ｃ＜０．７０、Ｓｉ＜０．６０、Ｍｎ＜０．９０、Ｃｒ＜４．００、０．９０＜Ｍｏ＜１．２０、Ｗ＜２．００、Ｖ＜０．６０、Ａｌ＜０．１０を必須成分として含有し、残部をＦｅおよび不可避的不純物からなっている。また、以下の化学成分の％は質量％である。
Ｃ：０．４０％超～０．７０％未満
Ｃは、固溶することでマトリックスを強化し、さらに、炭化物を形成し、析出効果を促進する元素である。従来の鍛造法による金型鋼の場合、炭素量を増やすことでミクロ偏析を助長するという問題があるが、積層造形では急冷により微細な炭化物が得られるため、鍛造材に比べて炭素をより多く含有させて硬さ向上を図ることができる。Ｃを０．４０％を上回ることで十分な焼入焼戻し硬さを得ることができる。一方、Ｃが０．７０％以上となるとミクロ偏析を助長し、靱性を低下させる。さらに、固溶Ｃ量が増加して鋼の熱伝導率を低下する。そこで、Ｃは０．４０％超～０．７０％未満とする。望ましくは、Ｃは０．４０％超～０．６０％未満とする。
Ｃは、固溶することでマトリックスを強化し、さらに、炭化物を形成し、析出効果を促進する元素である。従来の鍛造法による金型鋼の場合、炭素量を増やすことでミクロ偏析を助長するという問題があるが、積層造形では急冷により微細な炭化物が得られるため、鍛造材に比べて炭素をより多く含有させて硬さ向上を図ることができる。Ｃを０．４０％を上回ることで十分な焼入焼戻し硬さを得ることができる。一方、Ｃが０．７０％以上となるとミクロ偏析を助長し、靱性を低下させる。さらに、固溶Ｃ量が増加して鋼の熱伝導率を低下する。そこで、Ｃは０．４０％超～０．７０％未満とする。望ましくは、Ｃは０．４０％超～０．６０％未満とする。
Ｓｉ：０．６０％未満
Ｓｉは、マトリックスに固溶することで、硬さを向上させる元素である。また、軟化抵抗を向上させる効果がある。ところで、Ｓｉが０．６０％以上になると、炭化物を形成することなくマトリックスに溶け込むため、熱伝導率を大きく低下させる。そこで、Ｓｉは０．６０％未満とする。望ましくは、Ｓｉは０．３０％以下とする。
Ｓｉは、マトリックスに固溶することで、硬さを向上させる元素である。また、軟化抵抗を向上させる効果がある。ところで、Ｓｉが０．６０％以上になると、炭化物を形成することなくマトリックスに溶け込むため、熱伝導率を大きく低下させる。そこで、Ｓｉは０．６０％未満とする。望ましくは、Ｓｉは０．３０％以下とする。
Ｍｎ：０．９０％未満
Ｍｎは、焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、軟化抵抗を向上させる効果がある。ところで、Ｍｎが０．９０％以上だと、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｍｎは０．９０％未満とする。望ましくは、Ｍｎは０．８０％未満とする。
Ｍｎは、焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、軟化抵抗を向上させる効果がある。ところで、Ｍｎが０．９０％以上だと、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｍｎは０．９０％未満とする。望ましくは、Ｍｎは０．８０％未満とする。
Ｃｒ：４．００％未満
Ｃｒは、焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、軟化抵抗を向上させる効果がある。ところで、Ｃｒが４．００％以上であると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｃｒは４．００％未満とする。望ましくは、Ｃｒは２．００％未満とする。
Ｃｒは、焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、軟化抵抗を向上させる効果がある。ところで、Ｃｒが４．００％以上であると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｃｒは４．００％未満とする。望ましくは、Ｃｒは２．００％未満とする。
Ｎｉ：２．００％未満
Ｎｉは、焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。
ところで、Ｎｉは炭化物を形成せずにマトリックスに固溶し、熱伝導率を低下させる。Ｎｉが２．００％以上であると、熱伝導率は大きく低下する。そこで、Ｎｉは２．００％未満とする。望ましくはＮｉは１．５０％未満とする。
Ｎｉは、焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。
ところで、Ｎｉは炭化物を形成せずにマトリックスに固溶し、熱伝導率を低下させる。Ｎｉが２．００％以上であると、熱伝導率は大きく低下する。そこで、Ｎｉは２．００％未満とする。望ましくはＮｉは１．５０％未満とする。
Ｍｏ：０．９０％超～１．２０％未満
Ｍｏは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。Ｍｏは添加による熱伝導率低下の寄与が少なく、硬さ向上の効果が大きいので、Ｍｏを０．９０％を上回るものとする。もっとも、Ｍｏが１．２０％以上となると、マトリックスに残存するＭｏが増加し、熱伝導率が低下する。そこで、Ｍｏは０．９０％超～１．２０％未満とする。
Ｍｏは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。Ｍｏは添加による熱伝導率低下の寄与が少なく、硬さ向上の効果が大きいので、Ｍｏを０．９０％を上回るものとする。もっとも、Ｍｏが１．２０％以上となると、マトリックスに残存するＭｏが増加し、熱伝導率が低下する。そこで、Ｍｏは０．９０％超～１．２０％未満とする。
Ｗ：２．００％未満
Ｗは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。もっとも、Ｗが２．００％以上となると、マトリックスに残存するＷが増加し、熱伝導率が低下する。そこで、Ｗは２．００％未満とする。
Ｗは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。もっとも、Ｗが２．００％以上となると、マトリックスに残存するＷが増加し、熱伝導率が低下する。そこで、Ｗは２．００％未満とする。
Ｖ：０．６０％未満
Ｖは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。ところでＶが０．６０％以上であると、マトリックスに残存するＶが増加し、熱伝導率が低下する。そこで、Ｖは０．６０％未満とする。望ましくはＶは０．２５～０．４５％とする。
Ｖは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。ところでＶが０．６０％以上であると、マトリックスに残存するＶが増加し、熱伝導率が低下する。そこで、Ｖは０．６０％未満とする。望ましくはＶは０．２５～０．４５％とする。
Ａｌ：０．１０％未満
Ａｌは、窒化物を形成し焼入れにおける結晶粒の粗大化を抑制する元素である。ところで、Ａｌは０．１０％以上添加すると、過剰のＡｌ窒化物の形成により、靱性が低下する。そこで、Ａｌは０．１０％未満とする。
Ａｌは、窒化物を形成し焼入れにおける結晶粒の粗大化を抑制する元素である。ところで、Ａｌは０．１０％以上添加すると、過剰のＡｌ窒化物の形成により、靱性が低下する。そこで、Ａｌは０．１０％未満とする。
Ｋ１＝９．２Ｃ＋３．７Ｓｉ＋１８．１Ｍｏ＋０．８Ｗ＞２１．７・・・式（１）
式（１）のＫ１の値は、焼入れ焼戻し硬さの指標である。Ｋ１が大きいほど焼戻し硬さが大きくなる。Ｋ１を向上させるには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗといった元素の添加が効果的であり、とりわけＣ、Ｍｏの添加が効果的である。そこで、Ｋ１の値を２１．７より大きくなる成分組成とすることで、粉末を用いて作製した造形物は、その焼入れ焼戻し硬さが４８．０ＨＲＣ以上といった優れた硬さを得られることになる。
式（１）のＫ１の値は、焼入れ焼戻し硬さの指標である。Ｋ１が大きいほど焼戻し硬さが大きくなる。Ｋ１を向上させるには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗといった元素の添加が効果的であり、とりわけＣ、Ｍｏの添加が効果的である。そこで、Ｋ１の値を２１．７より大きくなる成分組成とすることで、粉末を用いて作製した造形物は、その焼入れ焼戻し硬さが４８．０ＨＲＣ以上といった優れた硬さを得られることになる。
Ｋ２＝７０．２－２２．１Ｃ－１．６Ｓｉ－５．４Ｍｎ－５．８Ｃｒ－５．２Ｎｉ－５．３Ｍｏ－１．０Ｗ－２．５Ｖ－０．３Ａｌ＞２９．０・・・式（２）
式（２）のＫ２の値は、熱伝導率の指標である。Ｋ２が２９．０未満であるとマトリックスに残存する合金元素の量が増加し、熱伝導率を低下させることとなる。
なお、式の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。
式（２）のＫ２の値は、熱伝導率の指標である。Ｋ２が２９．０未満であるとマトリックスに残存する合金元素の量が増加し、熱伝導率を低下させることとなる。
なお、式の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。
平均粒子径Ｄ50：２００μｍ以下
パウダーベッド方式で積層造形する際に順次粉体をスムーズに敷き詰めるには、粉体の流動性が求められている。そこで造形物の製造容易の観点から、本発明の粉末の平均粒子径Ｄ50は２００μｍ以下とする。より好ましくは、平均粒子径Ｄ50は１０μｍ以上１００μｍ以下である。さらに好ましくは、平均粒子径Ｄ50は２０μｍ以上６０μｍ以下である。
パウダーベッド方式で積層造形する際に順次粉体をスムーズに敷き詰めるには、粉体の流動性が求められている。そこで造形物の製造容易の観点から、本発明の粉末の平均粒子径Ｄ50は２００μｍ以下とする。より好ましくは、平均粒子径Ｄ50は１０μｍ以上１００μｍ以下である。さらに好ましくは、平均粒子径Ｄ50は２０μｍ以上６０μｍ以下である。
平均粒子径Ｄ50の測定は、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。
焼入焼戻し状態の熱伝導率： ３４．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上
本発明のＦｅ基合金粉末で作製された造形物の熱伝導率は、この造形物をホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型向けに用いる際には、冷却効率に大きく関わるので、生産サイクルスピードに関係する値となる。冷却効率の向上のためには、造形物の室温での熱伝導率が３４．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、より好ましくは熱伝導率は４０．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上である。
本発明のＦｅ基合金粉末で作製された造形物の熱伝導率は、この造形物をホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型向けに用いる際には、冷却効率に大きく関わるので、生産サイクルスピードに関係する値となる。冷却効率の向上のためには、造形物の室温での熱伝導率が３４．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、より好ましくは熱伝導率は４０．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上である。
焼入れ焼戻し状態での硬さ：４８.０ＨＲＣ以上
焼入れ焼戻し状態での硬さは、本発明のＦｅ基合金粉末で作製された造形物をホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型向けに用いる際に、十分な寿命を得るために必要な値である。そこで、焼入れ焼戻しされた状態の造形物の硬さが４８.０ＨＲＣ以上である。より好ましくは、焼入れ焼戻しされた状態の造形物の硬さが５０.０ＨＲＣ以上である。
焼入れ焼戻し状態での硬さは、本発明のＦｅ基合金粉末で作製された造形物をホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型向けに用いる際に、十分な寿命を得るために必要な値である。そこで、焼入れ焼戻しされた状態の造形物の硬さが４８.０ＨＲＣ以上である。より好ましくは、焼入れ焼戻しされた状態の造形物の硬さが５０.０ＨＲＣ以上である。
（実施例）
表１に記載の実施例１～２５、表２に記載の比較例１～１２の化学成分からなる原料を、ガスアトマイズすることでＦｅ基合金粉末とした。各原料は、真空中にて、アルミナ製の坩堝内で高周波誘導加熱で加熱し、溶融合金とした後、坩堝の底に設けられている直径５ｍｍのノズルから溶融合金を落下させ、この溶湯に高圧のアルゴンガスを噴射し、この噴射により溶融金属が微細化しかつ急冷されて、多数の微細粉末を得た。得られた粉末は、各粒子の径が６３μｍ以下となるように分級し、実施例１～２５及び各比較例１～１２のＦｅ基合金粉末を得た。
表１に記載の実施例１～２５、表２に記載の比較例１～１２の化学成分からなる原料を、ガスアトマイズすることでＦｅ基合金粉末とした。各原料は、真空中にて、アルミナ製の坩堝内で高周波誘導加熱で加熱し、溶融合金とした後、坩堝の底に設けられている直径５ｍｍのノズルから溶融合金を落下させ、この溶湯に高圧のアルゴンガスを噴射し、この噴射により溶融金属が微細化しかつ急冷されて、多数の微細粉末を得た。得られた粉末は、各粒子の径が６３μｍ以下となるように分級し、実施例１～２５及び各比較例１～１２のＦｅ基合金粉末を得た。
［造形］
本発明のＦｅ基合金粉末を用いると、種々の造形物を製造しうる。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。本発明のＦｅ基合金粉末は、パウダーベッド方式の三次元積層造形法に好適に用いることができる。そこで、以下の実施例ではパウダーベッド方式を例に説明する。
本発明のＦｅ基合金粉末を用いると、種々の造形物を製造しうる。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。本発明のＦｅ基合金粉末は、パウダーベッド方式の三次元積層造形法に好適に用いることができる。そこで、以下の実施例ではパウダーベッド方式を例に説明する。
このパウダーベッド方式の積層造形法には、３Ｄプリンターが使用され、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、Ｆｅ基合金粉末の一部に、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。
結合層の上に、さらにＦｅ基合金粉末が敷き詰められる。この粉末に、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。
数十μｍ厚で粉末を敷き詰めては照射により結合するといった手順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、所望の三次元形状を有する造形物が得られる。積層造形法によると、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
実施例１～２５、比較例１～１２の粉体について、三次元積層造形装置（商品名「ＥＯＳ－Ｍ２８０」）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの直方体からなる試験片の造形物を得た。
［熱処理］
得られた造形物の各試験片に対して、以下の工程の熱処理を施した。
焼入れ：１０３０℃で３０分間保持した後に、油冷し、
焼戻し：「６００℃で６０分間保持した後に空冷」の処理を２回繰り返した。
得られた造形物の各試験片に対して、以下の工程の熱処理を施した。
焼入れ：１０３０℃で３０分間保持した後に、油冷し、
焼戻し：「６００℃で６０分間保持した後に空冷」の処理を２回繰り返した。
［熱伝導率測定］
熱伝導率の測定には、レーザーフラッシュ法を用い、焼入焼戻し状態の試料を直径１０ｍｍで厚さ１ｍｍの円板形状に仕上げ加工し、試験に供した。結果を表１、表２に示す。
熱伝導率の測定には、レーザーフラッシュ法を用い、焼入焼戻し状態の試料を直径１０ｍｍで厚さ１ｍｍの円板形状に仕上げ加工し、試験に供した。結果を表１、表２に示す。
［硬さ測定］
焼入焼戻し硬さは、ロックウェル硬さ試験機で、焼入焼戻し状態の試料の積層方向に垂直な面の硬さを測定した。結果を表１、表２に示す。
焼入焼戻し硬さは、ロックウェル硬さ試験機で、焼入焼戻し状態の試料の積層方向に垂直な面の硬さを測定した。結果を表１、表２に示す。
［高温保持後の硬さ測定］
焼入焼戻し状態の試料に対して、６００℃で１００時間保持した後に、上記と同様の方法で硬さを測定した。結果を表１、表２に示す。
焼入焼戻し状態の試料に対して、６００℃で１００時間保持した後に、上記と同様の方法で硬さを測定した。結果を表１、表２に示す。
実施例１～２５のように、本発明の規定する化学成分と式１、式２を満足する粉末を用いて作製された造形物は、熱伝導率が３４．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上であり冷却効率に優れ、また、焼入れ焼戻し後の硬さが４８．０ＨＲＣ以上であり、また、高温保持後の硬さも３３．０ＨＲＣ以上であり、硬さに優れるものとなった。
他方、比較例の粉末で作成された造形物は、熱伝導率もしくは硬さが劣るものとなった。たとえば、比較例１はＣの量が少なく、式（１）のＫ１も低いので、焼入れ焼戻し硬さに劣っており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例２はＣが過多であり、固有Ｃ量が増加して鋼の熱伝導率が低下しており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例３はＳｉの量が過多であり、熱伝導率が低下している。比較例４は、式（１）のＫ１の値が低いので、焼入れ焼戻し硬さに劣っており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例５はＣｒが過多で、式（２）のＫ２の値も低く、熱伝導率が低下している。比較例６はＮｉが過多で、、式（２）のＫ２の値も低く、熱伝導率が低下しており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例７はＭｏが少なく、式（１）のＫ１の値も低く、焼入れ焼戻し硬さが劣っており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例８はＭｏが過多で、マトリックスに残存するＭｏの影響で熱伝導率が低下しており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例９はＷが過多で、マトリックスに残存するＷの影響で熱伝導率が低下しており、また高温保持後の硬さにも劣っている。比較例１０はＶの量が過多で、マトリックスに残存するＶの影響で熱伝導率が低下しており、また高温保持後の硬さに劣っている。比較例１１は、式（２）のＫ２値が低く、熱伝導率が低下しており、また、高温保持後の硬さに劣っている。比較例１２は、式（１）のＫ１の値が低く、焼入れ焼戻し硬さが低下しており、また高温保持後の硬さも劣っている。比較例１３は、式（２）のＫ２の値が低く、焼き入れ焼き戻し硬さ及び高温保持後の硬さが劣っている。
本発明のＦｅ基合金粉末は、ホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型向けの造形体を積層造形で製造するのに適している。
Claims (1)
- 質量％で、０．４０＜Ｃ＜０．７０、Ｓｉ＜０．６０、Ｍｎ＜０．９０、Ｃｒ＜４．００、Ｎｉ＜２．００、０．９０＜Ｍｏ＜１．２０、Ｗ＜２．００、Ｖ＜０．６０、０．０１≦Ａｌ＜０．１０を含有し、
残部をＦｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ、式（１）および式（２）を満足するものであって、
平均粒子径Ｄ50が２００μｍ以下であるＦｅ基合金粉末。
Ｋ１＝９．２Ｃ＋３．７Ｓｉ＋１８．１Ｍｏ＋０．８Ｗ＞２１．７・・・式（１）
Ｋ２＝７０．２－２２．１Ｃ－１．６Ｓｉ－５．４Ｍｎ－５．８Ｃｒ－５．２Ｎｉ－５．３Ｍｏ－１．０Ｗ－２．５Ｖ－０．３Ａｌ＞２９．０・・・式（２）
ただし、式（１）式（２）の元素記号には、当該元素の質量％での成分値を代入する。
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