JP7213320B2 - 造形用のステンレス鋼粉末 - 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を伴う造形法に用いられる金属粉末に関する。詳細には、本発明は、その材質がステンレス鋼である粉末に関する。
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。
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。
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。
積層造形法に用いられる粉末に適した材質として、Ｆｅ基合金があげられる。１０．５質量％以上のＣｒを含有するＦｅ基合金、換言すればステンレス鋼は、その耐食性ゆえに幅広い分野で使用されている。
特開２００６－２３３３０８公報には、Ｆｅを主成分とし、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：２％超～４％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５％～３５％、Ｎｉ：１％以下、及びＮ：０．０５％～０．６％を含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物であるステンレス鋼が開示されている。このステンレス鋼は、オーステナイト相とフェライト相との二相組織を有する。このステンレス鋼は、オーステナイト相の体積率が１０％から８５％である。
特開２００３－１１３４４６公報には、Ｆｅを主成分とし、質量％で、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｃｒ：１１．０％以上１５．０％以下、Ｎｉ：０．８％を超え３．０％未満、Ｍｏ：０．５％以上２．０％以下及びＮ：０．０５％超え０．１０％以下を含むステンレス鋼が提案されている。このステンレス鋼では、Ｐ、Ｓ及びＳｉの含有率が小さい。
特開２００６－２３３３０８公報に開示されたステンレス鋼は、難加工性である。このステンレス鋼は、鋳造及び鍛造には不向きである。特開２００３－１１３４４６公報に開示されたステンレス鋼も、難加工性である。このステンレス鋼は、鋳造及び鍛造には不向きである。
難加工性であるステンレス鋼が用いられた造形法として、積層造形法が注目されている。しかし、ステンレス鋼が使用された積層造形法では、凝固割れが生じやすい。積層造形法に適したステンレス鋼が求められている。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を伴う他の造形法でも、凝固割れが生じにくいステンレス鋼が求められている。
本発明の目的は、急速溶融急冷凝固プロセスを伴う造形法において凝固割れが生じにくいステンレス鋼粉末の提供にある。
本発明に係る造形用粉末の材質は、
Ｃｒ：１０．５質量％以上２０．０質量％以下
Ｎｉ：１．０質量％以上１５．０質量％以下、
Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎ：２．０質量％以下、
及び
Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ：５．０質量％以下
を含むステンレス鋼である。このステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。このステンレス鋼は、下記数式（１）及び（２）を満たす。
Ｃｒｅｑ／ Ｎｉｅｑ≧ １．５ （１）
Ｐ ＋ Ｓ ≦ ０．０３ （２）
この数式（１）において、Ｃｒｅｑ及びＮｉｅｑは、それぞれ、下記数式によって算出される。
Ｃｒｅｑ＝ Ｃｒ ＋ １．４Ｍｏ ＋ １．５Ｓｉ ＋ ２Ｎｂ
Ｎｉｅｑ＝ Ｎｉ ＋ ０．３Ｍｎ ＋ ２２Ｃ ＋ １４Ｎ ＋ Ｃｕ
Ｃｒ：１０．５質量％以上２０．０質量％以下
Ｎｉ：１．０質量％以上１５．０質量％以下、
Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎ：２．０質量％以下、
及び
Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ：５．０質量％以下
を含むステンレス鋼である。このステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。このステンレス鋼は、下記数式（１）及び（２）を満たす。
Ｃｒｅｑ／ Ｎｉｅｑ≧ １．５ （１）
Ｐ ＋ Ｓ ≦ ０．０３ （２）
この数式（１）において、Ｃｒｅｑ及びＮｉｅｑは、それぞれ、下記数式によって算出される。
Ｃｒｅｑ＝ Ｃｒ ＋ １．４Ｍｏ ＋ １．５Ｓｉ ＋ ２Ｎｂ
Ｎｉｅｑ＝ Ｎｉ ＋ ０．３Ｍｎ ＋ ２２Ｃ ＋ １４Ｎ ＋ Ｃｕ
本発明に係る成形体の製造方法は、
上記粉末を準備する工程、
及び
この粉末に急速溶融急冷凝固プロセスを伴う造形を施して、成形体を得る工程
を含む。この成形体の組織がその結晶粒内に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、５質量％以下である。この成形体の組織がその結晶粒界に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、２０質量％以下である。
上記粉末を準備する工程、
及び
この粉末に急速溶融急冷凝固プロセスを伴う造形を施して、成形体を得る工程
を含む。この成形体の組織がその結晶粒内に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、５質量％以下である。この成形体の組織がその結晶粒界に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、２０質量％以下である。
好ましくは、成形体の組織がその結晶粒内に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、２質量％以下である。好ましくは、成形体の組織がその結晶粒界に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、１０質量％以下である。
好ましくは、造形工程におけるエネルギー密度ＥＤ（Ｊ／ｍｍ３）と、粉末の累積５０体積％粒子径Ｄ５０（μｍ）との比（ＥＤ／Ｄ５０）は、下記数式（３）を満たす。
０．７ ≦ ＥＤ ／ Ｄ５０≦ ５．０ （３）
０．７ ≦ ＥＤ ／ Ｄ５０≦ ５．０ （３）
好ましくは、粉末における、累積５０体積％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。
本発明に係るステンレス鋼粉末から、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。
本発明者が、急速溶融急冷凝固プロセスにおいて凝固割れが生じた鋼を調査したところ、粒界における割れの近傍に、Ｐ又はＳに由来する低融点共晶組織が存在していることが判明した。Ｐ及びＳは、δ相に入りやすい。δ相とγ相との２相を有するステンレス鋼では、粒界のボリュームが大きいので、Ｐ及びＳが分散しやすい。この結果、凝固時の収縮により、割れが発生する。この低融点共晶組織は粒界に多く存在するが、Ｐ及びＳの含有量が多くなると、粒内にも晶出する。本発明者は、鋭意検討した結果、各元素量を所定の範囲内とし、かつＰ及びＳの量を制御することにより、凝固割れが生じにくい粉末を得た。本発明は、凝固割れが生じにくく、良好な造形性を示すステンレス鋼粉末を実現したものである。
本発明に係る造形用粉末は、多数の粒子の集合である。この粒子の材質は、ステンレス鋼である。このステンレス鋼は、Ｃｒを含む。このステンレス鋼は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃ及びＮを含みうる。このステンレス鋼における残部は、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。
［クロム（Ｃｒ）］
Ｃｒは、成形体の表面に酸化被膜を形成させる。この酸化皮膜は、成形体の耐食性に寄与する。さらに、Ｃｒは炭化物を形成しやすく、従って成形体の焼入れ性を高める。焼入れ性に優れた成形体では、硬さが大きく、強度も大きい。これらの観点から、ステンレス鋼におけるＣｒの含有率は１０．５質量％以上が好ましく、１２．０質量％以上がより好ましく、１５．０質量％以上が特に好ましい。Ｃｒは、フェライト形成元素である。Ｃｒを大量に含むステンレス鋼では、焼入れ処理によってもフェライト組織が残存しやすい。Ｃｒの含有率が所定値以下とされることにより、成形体の焼入れ性が損なわれない。従って、この成形体では、硬さが大きく、強度も大きい。これらの観点から、ステンレス鋼におけるＣｒの含有率は２０．０質量％以下が好ましく、１８．５質量％以下がより好ましく、１８．０質量％以下が特に好ましい。
Ｃｒは、成形体の表面に酸化被膜を形成させる。この酸化皮膜は、成形体の耐食性に寄与する。さらに、Ｃｒは炭化物を形成しやすく、従って成形体の焼入れ性を高める。焼入れ性に優れた成形体では、硬さが大きく、強度も大きい。これらの観点から、ステンレス鋼におけるＣｒの含有率は１０．５質量％以上が好ましく、１２．０質量％以上がより好ましく、１５．０質量％以上が特に好ましい。Ｃｒは、フェライト形成元素である。Ｃｒを大量に含むステンレス鋼では、焼入れ処理によってもフェライト組織が残存しやすい。Ｃｒの含有率が所定値以下とされることにより、成形体の焼入れ性が損なわれない。従って、この成形体では、硬さが大きく、強度も大きい。これらの観点から、ステンレス鋼におけるＣｒの含有率は２０．０質量％以下が好ましく、１８．５質量％以下がより好ましく、１８．０質量％以下が特に好ましい。
［ニッケル（Ｎｉ）］
Ｎｉは、Ｃｒによって生成される酸化皮膜の密着性を高める。ＮｉとＣｒとの両方を含むステンレス鋼から形成された成形体は、耐食性に優れる。この観点から、ステンレス鋼におけるＮｉの含有率は１．０質量％以上が好ましく、３．０質量％以上がより好ましく、４．０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を含むステンレス鋼では、オーステナイト相が形成されやすい。このオーステナイト相は、成形体の硬度及び強度を阻害する。この観点から、Ｎｉの含有率は１５．０質量％以下が好ましく、１３．０質量％以下がより好ましく、１１．０質量％以下が特に好ましい。
Ｎｉは、Ｃｒによって生成される酸化皮膜の密着性を高める。ＮｉとＣｒとの両方を含むステンレス鋼から形成された成形体は、耐食性に優れる。この観点から、ステンレス鋼におけるＮｉの含有率は１．０質量％以上が好ましく、３．０質量％以上がより好ましく、４．０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を含むステンレス鋼では、オーステナイト相が形成されやすい。このオーステナイト相は、成形体の硬度及び強度を阻害する。この観点から、Ｎｉの含有率は１５．０質量％以下が好ましく、１３．０質量％以下がより好ましく、１１．０質量％以下が特に好ましい。
［炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）及び窒素（Ｎ）］
Ｃ、Ｍｎ及びＮは、オーステナイト形成元素である。Ｃ、Ｍｎ及びＮの含有率が小さなステンレス鋼は、適正なマルテンサイト変態温度を有する。
Ｃ、Ｍｎ及びＮは、オーステナイト形成元素である。Ｃ、Ｍｎ及びＮの含有率が小さなステンレス鋼は、適正なマルテンサイト変態温度を有する。
［珪素（Ｓｉ）］
Ｓｉは、フェライト形成元素である。Ｓｉの含有率が小さなステンレス鋼は、成形体の靱性に寄与しうる。
Ｓｉは、フェライト形成元素である。Ｓｉの含有率が小さなステンレス鋼は、成形体の靱性に寄与しうる。
［Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎ］
成形体の強靱性の観点から、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮの合計含有率は２．０質量％以下が好ましく、１．７質量％以下がより好ましく、１．５質量％以下が特に好ましい。この含有率がゼロであってもよい。
成形体の強靱性の観点から、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮの合計含有率は２．０質量％以下が好ましく、１．７質量％以下がより好ましく、１．５質量％以下が特に好ましい。この含有率がゼロであってもよい。
［モリブデン（Ｍｏ）］
Ｍｏは、Ｃｒと組み合わされることで、成形体の硬度及び強度に寄与しうる。この観点から、ステンレス鋼におけるＭｏの含有率は０．０５質量％以上が好ましく、０．１０質量％以上がより好ましく、０．１５質量％以上が特に好ましい。大量のＭｏの添加は、成形体の焼入れ性を阻害し、硬度を低下させる。
Ｍｏは、Ｃｒと組み合わされることで、成形体の硬度及び強度に寄与しうる。この観点から、ステンレス鋼におけるＭｏの含有率は０．０５質量％以上が好ましく、０．１０質量％以上がより好ましく、０．１５質量％以上が特に好ましい。大量のＭｏの添加は、成形体の焼入れ性を阻害し、硬度を低下させる。
［銅（Ｃｕ）］
Ｎｉと共にＣｕを含むステンレス鋼は、成形体の耐食性に寄与する。この観点から、ステンレス鋼におけるＣｕの含有率は０．０５質量％以上が好ましく、０．１０質量％以上がより好ましく、０．１５質量％以上が特に好ましい。Ｃｕは、オーステナイト形成元素である。大量のＣｕの添加は、マルテンサイト変態温度に悪影響を与える。
Ｎｉと共にＣｕを含むステンレス鋼は、成形体の耐食性に寄与する。この観点から、ステンレス鋼におけるＣｕの含有率は０．０５質量％以上が好ましく、０．１０質量％以上がより好ましく、０．１５質量％以上が特に好ましい。Ｃｕは、オーステナイト形成元素である。大量のＣｕの添加は、マルテンサイト変態温度に悪影響を与える。
［ニオブ（Ｎｂ）］
ニオブは、ステンレス鋼において炭化物を形成する。この炭化物は、成形体の強度に寄与しうる。この観点から、ステンレス鋼におけるＮｂの含有率は０．０５質量％以上が好ましく、０．１０質量％以上がより好ましく、０．１５質量％以上が特に好ましい。Ｎｂは、フェライト形成元素である。大量のＮｂの添加は、成形体の靱性を阻害する。
ニオブは、ステンレス鋼において炭化物を形成する。この炭化物は、成形体の強度に寄与しうる。この観点から、ステンレス鋼におけるＮｂの含有率は０．０５質量％以上が好ましく、０．１０質量％以上がより好ましく、０．１５質量％以上が特に好ましい。Ｎｂは、フェライト形成元素である。大量のＮｂの添加は、成形体の靱性を阻害する。
［Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ］
成形体の強靱性の観点から、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｂの合計含有率は５．０質量％以下が好ましく、４．５質量％以下がより好ましく、４．０質量％以下が特に好ましい。
成形体の強靱性の観点から、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｂの合計含有率は５．０質量％以下が好ましく、４．５質量％以下がより好ましく、４．０質量％以下が特に好ましい。
［クロム当量（Ｃｒｅｑ）］
本発明において、クロム当量（Ｃｒｅｑ）は、下記の数式によって算出される。
Ｃｒｅｑ＝ Ｃｒ ＋ １．４Ｍｏ ＋ １．５Ｓｉ ＋ ２Ｎｂ
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ及びＮｂは、フェライト形成元素である。クロム当量（Ｃｒｅｑ）は、ステンレス鋼におけるフェライトの形成されやすさを表す指標である。
本発明において、クロム当量（Ｃｒｅｑ）は、下記の数式によって算出される。
Ｃｒｅｑ＝ Ｃｒ ＋ １．４Ｍｏ ＋ １．５Ｓｉ ＋ ２Ｎｂ
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ及びＮｂは、フェライト形成元素である。クロム当量（Ｃｒｅｑ）は、ステンレス鋼におけるフェライトの形成されやすさを表す指標である。
［ニッケル当量（Ｎｉｅｑ）］
本発明において、ニッケル当量（Ｎｉｅｑ）は、下記の数式によって算出される。
Ｎｉｅｑ＝ Ｎｉ ＋ ０．３Ｍｎ ＋ ２２Ｃ ＋ １４Ｎ ＋ Ｃｕ
Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ及びＣｕは、オーステナイト形成元素である。ニッケル当量（Ｎｉｅｑ）は、ステンレス鋼におけるオーステナイトの形成されやすさを表す指標である。
本発明において、ニッケル当量（Ｎｉｅｑ）は、下記の数式によって算出される。
Ｎｉｅｑ＝ Ｎｉ ＋ ０．３Ｍｎ ＋ ２２Ｃ ＋ １４Ｎ ＋ Ｃｕ
Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ及びＣｕは、オーステナイト形成元素である。ニッケル当量（Ｎｉｅｑ）は、ステンレス鋼におけるオーステナイトの形成されやすさを表す指標である。
［Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ］
成形体において、オーステナイトがマルテンサイトへと変態するときの凝固割れが生じにくいとの観点から、クロム当量（Ｃｒｅｑ）とニッケル当量（Ｎｉｅｑ）との比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）が、下記数式（１）を満たすことが好ましい。
Ｃｒｅｑ／ Ｎｉｅｑ≧ １．５ （１）
換言すれば、比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は１．５以上が好ましい。比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は２．０以上がより好ましく、２．５以上が特に好ましい。比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は１００以下が好ましく、５０以下がより好ましく、２０以下が特に好ましい。
成形体において、オーステナイトがマルテンサイトへと変態するときの凝固割れが生じにくいとの観点から、クロム当量（Ｃｒｅｑ）とニッケル当量（Ｎｉｅｑ）との比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）が、下記数式（１）を満たすことが好ましい。
Ｃｒｅｑ／ Ｎｉｅｑ≧ １．５ （１）
換言すれば、比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は１．５以上が好ましい。比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は２．０以上がより好ましく、２．５以上が特に好ましい。比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は１００以下が好ましく、５０以下がより好ましく、２０以下が特に好ましい。
［リン（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）］
Ｐ及びＳは、不可避的不純物である。ステンレス鋼において、ＰとＳはδ相に入りやすい。δ相とγ相との２相を有するステンレス鋼では、粒界の面積が大きいので、Ｐ及びＳが分散する。このＰ及びＳの影響により、凝固の収縮に起因する割れが発生する。凝固割れの抑制の観点から、Ｐ及びＳの含有率が下記の数式（２）を満たすことが好ましい。
Ｐ ＋ Ｓ ≦ ０．０３ （２）
換言すれば、Ｐの含有率とＳの含有率との合計は、０．０３質量％以下が好ましい。この合計は、０．０２質量％以下が特に好ましい。理想的には、Ｐの含有率はゼロであり、Ｓの含有率もゼロである。
Ｐ及びＳは、不可避的不純物である。ステンレス鋼において、ＰとＳはδ相に入りやすい。δ相とγ相との２相を有するステンレス鋼では、粒界の面積が大きいので、Ｐ及びＳが分散する。このＰ及びＳの影響により、凝固の収縮に起因する割れが発生する。凝固割れの抑制の観点から、Ｐ及びＳの含有率が下記の数式（２）を満たすことが好ましい。
Ｐ ＋ Ｓ ≦ ０．０３ （２）
換言すれば、Ｐの含有率とＳの含有率との合計は、０．０３質量％以下が好ましい。この合計は、０．０２質量％以下が特に好ましい。理想的には、Ｐの含有率はゼロであり、Ｓの含有率もゼロである。
［成形体の製造］
成形体は、粉末に急速溶融急冷凝固プロセスを伴う造形法が施されることで得られる。この造形法として、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例示される。典型的には、成形体は、三次元積層造形法によって成形される。
成形体は、粉末に急速溶融急冷凝固プロセスを伴う造形法が施されることで得られる。この造形法として、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例示される。典型的には、成形体は、三次元積層造形法によって成形される。
この三次元積層造形法には、３Ｄプリンターが使用されうる。この積層造形法では、敷き詰められたステンレス鋼粉末に、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、ステンレス鋼粉末の一部に、選択的になされる。ステンレス鋼粉末の、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、さらにステンレス鋼粉末が敷き詰められる。このステンレス鋼粉末に、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、ステンレス鋼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。
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。
［ＥＤ／Ｄ５０］
本発明に係るステンレス鋼粉末から成形体が得られるとき、エネルギー密度ＥＤ（Ｊ／ｍｍ３）と粉末の累積５０体積％粒子径Ｄ５０（μｍ）とのバランスが重要である。Ｄ５０が大きな粉末では、その表面積が小さい。この粉末では、内部に伝播するビームの熱が弱い。従って、成形体の内部に未溶融粉末が残存しやすい。エネルギー密度ＥＤが大きいと、未溶融粉末の残存は生じにくい。しかし、エネルギー密度ＥＤが大きいと、粉末が溶融されて得られた湯が突沸に似た現象を起こし、成形体に不活性ガスが巻き込まれやすい。健全な成形体が得られるとの観点から、エネルギー密度ＥＤと粒子径Ｄ５０との比（ＥＤ／Ｄ５０）が下記数式（３）を満たすことが好ましい。
０．７ ≦ ＥＤ ／ Ｄ５０≦ ５．０ （３）
換言すれば、比（ＥＤ／Ｄ５０）は０．７以上５．０以下が好ましい。未溶融粉末が残存しにくいとの観点から、比（ＥＤ／Ｄ５０）は１．０以上がより好ましく、１．２以上が特に好ましい。成形体に不活性ガスが巻き込まれにくいとの観点から、比（ＥＤ／Ｄ５０）は４．５以下がより好ましく、４．０以下が特に好ましい。
本発明に係るステンレス鋼粉末から成形体が得られるとき、エネルギー密度ＥＤ（Ｊ／ｍｍ３）と粉末の累積５０体積％粒子径Ｄ５０（μｍ）とのバランスが重要である。Ｄ５０が大きな粉末では、その表面積が小さい。この粉末では、内部に伝播するビームの熱が弱い。従って、成形体の内部に未溶融粉末が残存しやすい。エネルギー密度ＥＤが大きいと、未溶融粉末の残存は生じにくい。しかし、エネルギー密度ＥＤが大きいと、粉末が溶融されて得られた湯が突沸に似た現象を起こし、成形体に不活性ガスが巻き込まれやすい。健全な成形体が得られるとの観点から、エネルギー密度ＥＤと粒子径Ｄ５０との比（ＥＤ／Ｄ５０）が下記数式（３）を満たすことが好ましい。
０．７ ≦ ＥＤ ／ Ｄ５０≦ ５．０ （３）
換言すれば、比（ＥＤ／Ｄ５０）は０．７以上５．０以下が好ましい。未溶融粉末が残存しにくいとの観点から、比（ＥＤ／Ｄ５０）は１．０以上がより好ましく、１．２以上が特に好ましい。成形体に不活性ガスが巻き込まれにくいとの観点から、比（ＥＤ／Ｄ５０）は４．５以下がより好ましく、４．０以下が特に好ましい。
エネルギー密度ＥＤは、単位体積当たりに照射されるビームのエネルギーを表す。エネルギー密度ＥＤは、下記の数式によって算出されうる。
ＥＤ ＝ Ｐ ／ （Ｖ ＊ ｄ ＊ ｔ）
この数式において、Ｐはビームの出力（Ｗ）を表し、Ｖはビームの走査速度（ｍｍ／ｓ）を表し、ｄはビームの操作ピッチ（ｍｍ）を表し、ｔはステンレス鋼粉末の積層厚さ（ｍｍ）を表す。
ＥＤ ＝ Ｐ ／ （Ｖ ＊ ｄ ＊ ｔ）
この数式において、Ｐはビームの出力（Ｗ）を表し、Ｖはビームの走査速度（ｍｍ／ｓ）を表し、ｄはビームの操作ピッチ（ｍｍ）を表し、ｔはステンレス鋼粉末の積層厚さ（ｍｍ）を表す。
粒子径Ｄ５０は、粉体の全体積を１００％として累積カーブが求められたとき、その累積カーブが５０％となる点の粒子径である。粒子径は、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」により測定される。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、粒径が検出される。
粒子径Ｄ５０は、１５μｍ以上５０μｍ以下が好ましい。粒子径Ｄ５０がこの範囲内であるステンレス鋼粉末から、未溶融粉末が残存せず、不活性ガスの巻き込みがない成形体が得られうる。この観点から、粒子径Ｄ５０は、２０μｍ以上３０μｍ以下が特に好ましい。
粉末における、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以下が好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が０．２以上である粉末は、流動性に優れる。この粉末から、高密度な成形体が得られうる。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は１以上がより好ましく、３以上が特に好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が２０以下である粉末から得られた成形体では、内部に未溶融粉末が残存しにくい。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は１８以下がより好ましく、１６以下が特に好ましい。タップ密度ＴＤは、「ＪＩＳ Ｚ ２５１２」の規定に準拠して測定される。
［共晶組織］
粉末の急速溶融急冷凝固プロセスで得られた成形体では、オーステナイト粒界に低融点化合物が偏析しやすい。この低融点化合物は、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ又はＮｂを含む。この低融点化合物は、共晶組織を有する。この共晶組織の具体例として、Ｆｅ－ＦｅＳ共晶組織が挙げられる。この共晶組織の融点は、約９９８℃である。
粉末の急速溶融急冷凝固プロセスで得られた成形体では、オーステナイト粒界に低融点化合物が偏析しやすい。この低融点化合物は、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ又はＮｂを含む。この低融点化合物は、共晶組織を有する。この共晶組織の具体例として、Ｆｅ－ＦｅＳ共晶組織が挙げられる。この共晶組織の融点は、約９９８℃である。
成形体の組織がその結晶粒界に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、２０質量％以下が好ましい。この量が２０質量％以下である成形体の製造では、凝固割れが生じにくい。この観点から、この量は１５質量％以下がより好ましく、１０質量％以下が特に好ましい。
成形体の組織がその結晶粒内に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量は、５質量％以下が好ましい。この量が５質量％以下である成形体が熱処理に供されても、結晶粒界に析出する低融点化合物の量が少ない。この観点から、この量は３質量％以下がより好ましく、２質量％以下が特に好ましい。
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。
［ガスアトマイズ法］
真空中にて、アルミナ製坩堝で、所定の組成を有する原料を高周波誘導加熱で加熱し、溶解した。坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。この溶湯に、高圧アルゴンガス又は高圧窒素ガスを噴霧し、粉末を得た。各粉末の組成の詳細が、下記の表１及び２に示されている。
真空中にて、アルミナ製坩堝で、所定の組成を有する原料を高周波誘導加熱で加熱し、溶解した。坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。この溶湯に、高圧アルゴンガス又は高圧窒素ガスを噴霧し、粉末を得た。各粉末の組成の詳細が、下記の表１及び２に示されている。
［成形］
この粉末を分級に供し、各粒子の粒径を６３μｍ以下とした。この粉末を原料として、３次元積層造形装置（ＥＯＳ－Ｍ２８０）による積層造形法を実施し、成形体を得た。
この粉末を分級に供し、各粒子の粒径を６３μｍ以下とした。この粉末を原料として、３次元積層造形装置（ＥＯＳ－Ｍ２８０）による積層造形法を実施し、成形体を得た。
［共晶組織の割合測定］
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製した。この試験片を中央にて切断し、導電性樹脂に埋め込んだ。目の細かい１０００番以上のバフで試験片断面を磨いた後、腐食液で試験片断面を腐食させた。この試験片にて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、任意で選択した１０箇所（１箇所は２００μｍ×２００μｍの領域）で元素分析を行った。統計型熱力学計算システム（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ）を用いて共晶温度を算出することで、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｎｂ等を含む低融点化合物からなる共晶組織の量を測定した。
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製した。この試験片を中央にて切断し、導電性樹脂に埋め込んだ。目の細かい１０００番以上のバフで試験片断面を磨いた後、腐食液で試験片断面を腐食させた。この試験片にて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、任意で選択した１０箇所（１箇所は２００μｍ×２００μｍの領域）で元素分析を行った。統計型熱力学計算システム（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ）を用いて共晶温度を算出することで、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｎｂ等を含む低融点化合物からなる共晶組織の量を測定した。
［成形体の相対密度］
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製した。空気中での重量、水中での重量、水の密度を用いて、この試験片の密度を算出した（アルキメデス密度測定法）。一方、定容積膨張法による乾式密度測定にて、粉末の密度を算出した。試験片の密度及び粉末の密度から、積層体の相対密度を算出した。
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製した。空気中での重量、水中での重量、水の密度を用いて、この試験片の密度を算出した（アルキメデス密度測定法）。一方、定容積膨張法による乾式密度測定にて、粉末の密度を算出した。試験片の密度及び粉末の密度から、積層体の相対密度を算出した。
［タップ密度］
５０ｇの粉末を、容積が１００ｃｍ３のシリンダーに充填した。落下高さが１０ｍｍであり、回数が２００回である条件でタップを行い、タップ密度を測定した。
５０ｇの粉末を、容積が１００ｃｍ３のシリンダーに充填した。落下高さが１０ｍｍであり、回数が２００回である条件でタップを行い、タップ密度を測定した。
［評価］
下記の基準に従い、各粉末を評価した。
（評価１）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：２質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：１０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：１．０－４．０
成形体の相対密度：９５％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価２）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：５質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：２０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：１．０－４．０
成形体の相対密度：９５％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価３）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：５質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：２０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：０．７－５．０
成形体の相対密度：９５％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価４）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：５質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：２０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：０．７－５．０
成形体の相対密度：９０％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価５）
次の１）－３）のいずれか１つに該当する。
１）共晶温度が６００－１３５０℃の共晶組織：粒内に５質量％以上または粒界に２０ 質量％以上
２）ＥＤ／Ｄ５０：０．７よりも小さいか、または５．０よりも大きい
３）Ｄ５０／ＴＤ：０．２よりも小さいか、または２０よりも大きい
（評価６）
成形体の相対密度が９０％よりも小さい
この評価の結果が、下記の表１及び２に示されている。
下記の基準に従い、各粉末を評価した。
（評価１）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：２質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：１０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：１．０－４．０
成形体の相対密度：９５％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価２）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：５質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：２０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：１．０－４．０
成形体の相対密度：９５％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価３）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：５質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：２０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：０．７－５．０
成形体の相対密度：９５％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価４）
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒内）：５質量％以下
共晶温度が６００－１３５０℃である共晶組織（粒界）：２０質量％以下
ＥＤ／Ｄ５０：０．７－５．０
成形体の相対密度：９０％以上
Ｄ５０／ＴＤ：０．２－２０
（評価５）
次の１）－３）のいずれか１つに該当する。
１）共晶温度が６００－１３５０℃の共晶組織：粒内に５質量％以上または粒界に２０ 質量％以上
２）ＥＤ／Ｄ５０：０．７よりも小さいか、または５．０よりも大きい
３）Ｄ５０／ＴＤ：０．２よりも小さいか、または２０よりも大きい
（評価６）
成形体の相対密度が９０％よりも小さい
この評価の結果が、下記の表１及び２に示されている。
表１において、共晶組織の温度の列の「－」は、共晶温度が６００℃よりも小さいか、または１３５０℃よりも大きいことを表わす。粒内共晶組織の割合の列の「－」は、量が５質量％よりも大きいことを表す。粒界共晶組織の割合の列の「－」は、量が２０質量％よりも大きいことを表わす。ＥＤ／Ｄ５０の列の「－」は、０．７よりも小さいか、または５．０よりも大きいことを表わす。成形体の相対密度の列の「－」は、９０％よりも小さいことを表わす。Ｄ５０／ＴＤの列の「－」は、０．２よりも小さいか、または２０よりも大きいことを表わす。
表２に示された比較例１及び２では、Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂの値が範囲外である。比較例３、４、１１及び１２では、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎの値、及びＣｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が範囲外である。比較例５、６、１３及び１４では、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が範囲外である。比較例７、８、１６及び２０－２４では、Ｐ＋Ｓの値が範囲外である。比較例９では、Ｎｉの値、Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂの値、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎの値及びＣｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が範囲外である。比較例１０では、Ｎｉの値、Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂの値及びＣｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が範囲外である。比較例１７－１９では、Ｃｒの値が範囲外である。
表１に示された各粉末は、諸性能に優れている。この結果から、本発明の優位性は明かである。
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。
Claims (2)
- Ｃｒ：１０．５質量％以上２０．０質量％以下
Ｎｉ：１．０質量％以上１５．０質量％以下、
Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎ：２．０質量％以下、
及び
Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ：５．０質量％以下
を含んでおり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、下記数式（１）及び（２）を満たすステンレス鋼からなる三次元積層造形物であって、
上記三次元積層造形物の組織がその結晶粒内に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量が、５質量％以下であり、
上記組織がその結晶粒界に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量が、２０質量％以下である、三次元積層造形物。
Ｃｒｅｑ／ Ｎｉｅｑ≧ １．５ （１）
Ｐ ＋ Ｓ ≦ ０．０３ （２）
上記数式（１）において、Ｃｒｅｑ及びＮｉｅｑは、それぞれ、下記数式によって算出される。
Ｃｒｅｑ＝ Ｃｒ ＋ １．４Ｍｏ ＋ １．５Ｓｉ ＋ ２Ｎｂ
Ｎｉｅｑ＝ Ｎｉ ＋ ０．３Ｍｎ ＋ ２２Ｃ ＋ １４Ｎ ＋ Ｃｕ - 上記組織がその結晶粒内に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量が、２質量％以下であり、
上記組織がその結晶粒界に含む、共晶温度が６００℃以上１３５０℃以下である共晶組織の量が、１０質量％以下である、請求項１に記載の三次元積層造形物。
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| WO2008087807A1 (ja) | 2007-01-15 | 2008-07-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
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|---|
| Joon-Phil Choi，Densification Behavior of 316L Stainless Steel Parts Fabricated by Selective Laser Melting by Variation in Laser Energy Density，Materials Transactions，日本，2016年10月14日，Vol.57, No.11，1952-1959 |
| タイラー・ルブラン，336 積層造形されたAISI630ステンレス材の機械的性質に及ぼすひずみ速度の影響，日本機械学会第２１回機械材料・材料加工技術講演会講演論文集，日本，一般社団法人 日本機械学会，2013年，336-p.1-5，DOI：10.1299/jsmemp.2013.21._336-1_ |
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