WO2024058145A1 - Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法 - Google Patents

Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法 Download PDF

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WO2024058145A1
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透 萩谷
俊之 澤田
佑夏 辻井
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山陽特殊製鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an Fe-based alloy powder used for manufacturing a shaped object, and a method for manufacturing a shaped object using this Fe-based alloy powder.
  • Patent Document 1 (Patent No. 7108014) states that in mass%, 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, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities, average particle diameter D 50 is disclosed as Fe-based alloy powder of 200 ⁇ m or less, and it is described that the index K1 regarding quenching and tempering hardness is larger than 21.7, and the index K2 regarding thermal conductivity is larger than 29.0. has been done. By manufacturing a shaped body using this Fe-based alloy powder, the thermal conductivity and hardness of the shaped body are increased.
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2022-092524
  • the index T1 regarding thermal conductivity is set to be larger than 32.0
  • the index T2 regarding softening resistance is set to 50.0. It is disclosed that the average size PC of carbides contained in the shaped body is made smaller than 3.0 [ ⁇ m]. This achieves both high thermal conductivity and high hardness of the shaped body.
  • Patent Documents 1 and 2 the thermal conductivity and hardness of the shaped body are increased, but no attention is paid to cracks in the shaped body.
  • Patent Document 3 by satisfying "10 ⁇ A ⁇ 20", a layered product with less cracking and distortion is obtained.
  • Comparative Example 5 described in Patent Document 3 no cracks occur even though "10 ⁇ A ⁇ 20" is not satisfied, so variable A is not appropriate as a parameter for evaluating cracks in the modeled object. isn't it.
  • the present inventors focused on the carbon equivalent Ceq, which will be described later, in a Fe-based alloy powder having a predetermined chemical composition, and found that by using an Fe-based alloy powder in which this parameter satisfies a predetermined condition, cracks in the shaped object can be prevented. We have found that this can be suppressed, and have completed the present invention.
  • the Fe-based alloy powder of this embodiment is used for manufacturing a shaped object.
  • an unheated shaped body is obtained by preparing an Fe-based alloy powder and then melting and solidifying the Fe-based alloy powder.
  • the process of melting and solidifying the Fe-based alloy powder includes a rapid melting and rapid solidification process. Specific examples of this process include three-dimensional additive manufacturing, thermal spraying, laser coating, and overlaying. In particular, a three-dimensional additive manufacturing method using a powder bed method can be suitably used.
  • a 3D printer is used to rapidly heat the Fe-based alloy powder by irradiating the spread Fe-based alloy powder with an energy beam such as a laser beam or an electron beam. being melted. Thereafter, the Fe-based alloy powder rapidly solidifies. Through this melting and solidification, the Fe-based alloy powders are bonded to each other.
  • the energy beam irradiation is selectively performed on a portion of the Fe-based alloy powder. Note that the portion of the Fe-based alloy powder that is not irradiated with the energy beam is not melted, and a bonding layer is formed only in the portion that is irradiated with the energy beam.
  • the Fe-based alloy powder contains C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, V, and Al, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the respective contents (mass %) of C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, V, and Al satisfy the conditions shown in the following formulas (1) to (8).
  • each element is an essential element contained in Fe-based alloy powder, so although the lower limit value is not specified, The content of each element is to be understood as being greater than 0% by weight.
  • the Fe-based alloy powder may contain W. That is, W is an arbitrary element.
  • the content of W can be 0.40% by mass or less.
  • the carbon equivalent Ceq satisfies the condition shown in the following formula (9). Further, it is preferable that the Ms point satisfies the condition shown in the following formula (10). Ceq ⁇ 0.95 (9) 340 ⁇ Ms ⁇ 385 (10)
  • the carbon equivalent Ceq is a value (mass%) obtained by converting the influence of elements other than carbon among the elements contained in the Fe-based alloy powder into the amount of carbon, and is expressed by the following formula (11).
  • the Ms point is the temperature (° C.) at which martensite begins to be generated during quenching and cooling (that is, the temperature at which steel begins to harden), and is expressed by the following formula (12).
  • the Ms point can be determined experimentally by the Formaster test, the Ms point in this embodiment is not a value obtained by experiment, but is obtained by substituting the content rate of each element into the following formula (12). Use value.
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, W, and V are the content rates (mass %) of each element in the Fe-based alloy powder.
  • C, Mn, V, Ni, Cr, Mo, W, Co, and Al are the contents (mass %) of each element in the Fe-based alloy powder. Note that since the Fe-based alloy powder of the present invention does not contain Co, the Co content in the above formula (12) is 0% by mass.
  • the carbon equivalent Ceq is 0.91% by mass or less.
  • the lower limit of the carbon equivalent Ceq is not particularly limited, but is typically 0.75% by mass or more, more typically 0.80% by mass or more.
  • the Ms point As shown in the above formula (10), by setting the Ms point to 340° C. or higher, the amount of retained austenite contained in the shaped object can be reduced.
  • the Ms point is lower than 340°C, retained austenite is likely to occur, and cracks due to the gradual transformation of retained austenite to martensite and increased internal stress (i.e., in-place cracking) are likely to occur.
  • the Ms point is 345°C or higher.
  • the Ms point is 370°C or lower, more preferably 360°C or lower.
  • (C content) C is an essential element that strengthens the matrix by forming a solid solution, forms carbides, and promotes the precipitation effect.
  • carbon content is an essential element that strengthens the matrix by forming a solid solution, forms carbides, and promotes the precipitation effect.
  • mold steel made by conventional forging methods there is a problem that increasing the carbon content promotes micro-segregation, but in the forming process, fine carbides are obtained by rapid cooling, so compared to forged materials, it is possible to increase the carbon content.
  • the hardness of the shaped object can be improved by containing a large amount of it.
  • the content of C is 0.30% by mass or more and 0.50% by mass or less, preferably 0.35% by mass or more and 0.45% by mass or less.
  • Si content Si is an essential element that improves hardness by forming a solid solution in the matrix. Furthermore, Si has the effect of improving softening resistance.
  • Si content is higher than 0.40% by mass, Si dissolves into the matrix without forming carbides, which greatly reduces the thermal conductivity of the shaped body. Therefore, the content of Si is 0.40% by mass or less, preferably 0.35% by mass or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited as long as it exceeds 0% by mass, but is preferably 0.05% by mass or more, more preferably 0.10% by mass or more.
  • Mn content Mn is an essential element that improves hardenability and suppresses a decrease in toughness due to the formation of bainite. Moreover, Mn has the effect of improving softening resistance. If the Mn content is higher than 0.40% by mass, Mn will dissolve in the matrix and reduce the thermal conductivity of the shaped body. Therefore, the Mn content is 0.40% by mass or less, preferably 0.35% by mass or less.
  • the lower limit of the Mn content is not particularly limited as long as it exceeds 0% by mass, but is preferably 0.15% by mass or more, more preferably 0.20% by mass or more.
  • Cr content Cr is an essential element that improves hardenability and suppresses a decrease in toughness due to the formation of bainite. Further, Cr has the effect of improving softening resistance. If the Cr content is less than 0.85% by mass, the Ms point will become too high, and if the Cr content is higher than 1.75% by mass, the Ms point will become too low. Put it away. Therefore, in order to keep the Ms point within an appropriate temperature range, the content of Cr is 0.85% by mass or more and 1.75% by mass or less, preferably 0.90% by mass or more and 1.50% by mass. , more preferably 0.90% by mass or more and 1.20% by mass or less.
  • Ni is an essential element that improves hardenability and suppresses a decrease in toughness due to the formation of bainite. Further, since Ni dissolves into the matrix without forming carbide, it reduces the thermal conductivity of the shaped object. If the Ni content is higher than 0.40% by mass, the thermal conductivity of the shaped object will decrease significantly. Therefore, the Ni content is 0.40% by mass or less, preferably 0.30% by mass or less. The lower limit of the Ni content is not particularly limited as long as it exceeds 0% by mass, but is preferably 0.10% by mass or more, more preferably 0.20% by mass or more.
  • Mo content Mo is an essential element that promotes secondary hardening during tempering and increases hardness after quenching and tempering. Moreover, even if Mo is added, it contributes little to a decrease in the thermal conductivity of the shaped body, and has a large effect of improving the hardness of the shaped body. Therefore, the Mo content is set to 0.70% by mass or more. On the other hand, when the Mo content is higher than 1.20% by mass, the amount of Mo remaining in the matrix increases, which tends to reduce the thermal conductivity of the shaped object. Therefore, the content of Mo is 1.20% by mass or less. That is, the Mo content is 0.70% by mass or more and 1.20% by mass or less, preferably 0.75% by mass or more and 1.00% by mass or less.
  • V content V is an essential element that promotes secondary hardening during tempering and increases hardness after quenching and tempering.
  • the content of V is 0.60% by mass or less, preferably 0.50% by mass or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited as long as it exceeds 0% by mass, but is preferably 0.20% by mass or more, more preferably 0.30% by mass or more.
  • Al content Al is an essential element that forms nitrides and suppresses coarsening of crystal grains during hardening. However, if the Al content is higher than 0.10% by mass, Al nitride is likely to be formed excessively, reducing the toughness of the shaped body. Therefore, the content of Al is 0.10% by mass or less, preferably 0.06% by mass or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited as long as it exceeds 0% by mass, but is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.02% by mass or more.
  • W content W is an optional element that promotes secondary hardening during tempering and increases hardness after quenching and tempering.
  • the content of W is 0.40% by mass or less, preferably 0.30% by mass or less.
  • the lower limit of the W content is 0% by mass, but when W is contained, it is preferably 0.10% by mass or more, more preferably 0.20% by mass or more.
  • the index K1 is an index (mass%) for evaluating quenching and tempering hardness, and is expressed by the following formula (13).
  • C, Si, Mo, and W shown in the above formula (13) indicate the content rate (mass %) of each element in the Fe-based alloy powder.
  • the index K1 By measuring the content of each element, the index K1 can be determined. The larger the index K1, the larger the tempering hardness.
  • addition of elements such as C, Si, Mo, and W is effective, and addition of C and Mo is particularly effective.
  • the quenching and tempering hardness of the shaped body manufactured using this Fe-based alloy powder can be adjusted. It can be 42.0 HRC or more.
  • the quenching and tempering hardness is 42.0 HRC or more.
  • the index K1 is 18.0% by mass or more.
  • the upper limit of index K1 is not particularly limited, but is typically 25.0% by mass or less, more typically 21.0% by mass or less.
  • the index K2 is an index (mass %) for evaluating thermal conductivity, and is expressed by the following formula (14).
  • the index K2 indicates the content (mass %) of each element in the Fe-based alloy powder.
  • the index K2 can be determined.
  • the index K2 is 44.00% by mass, the amount of alloying elements remaining in the matrix increases, and the thermal conductivity tends to decrease. Therefore, it is preferable that the index K2 is 44.00% by mass or more.
  • the index K2 is 46.0% by mass or more.
  • the upper limit of index K2 is not particularly limited, but is typically 50.0% by mass or less, more typically 48.0% by mass or less.
  • Average particle diameter D50 Average particle diameter of the Fe-based alloy powder.
  • the average particle diameter D50 of the Fe-based alloy powder is 45 ⁇ m or less.
  • the average particle size D 50 of the Fe-based alloy powder is preferably 20 ⁇ m or more.
  • the average particle diameter D 50 is the particle diameter (also referred to as median diameter) when the cumulative volume is 50% in a cumulative distribution where the total volume of the Fe-based alloy powder is 100%.
  • the particle size of the Fe-based alloy powder can be measured using a laser diffraction scattering method, etc., and a device suitable for measuring the average particle size D50 is a laser diffraction/scattering particle size distribution measuring device manufactured by Nikkiso Co., Ltd. "Microtrack MT3000" is an example. Fe-based alloy powder and pure water are poured into a cell of this measuring device, and the particle size of the Fe-based alloy powder can be measured based on light scattering information of the Fe-based alloy powder.
  • the thermal conductivity of the shaped object When using a shaped body manufactured from Fe-based alloy powder as a hot mold for hot stamping or die casting, in order to improve the cooling efficiency of the shaped body, the thermal conductivity of the shaped body after tempering is (room temperature) is preferably 40.0 W/m ⁇ K or more. Further, it is more preferable that the thermal conductivity (at room temperature) is 42.0 W/m ⁇ K or more.
  • the hardness of the shaped body after quenching and tempering should be 42. It is preferable that it is 0HRC or more. This hardness can be measured according to the Rockwell hardness test specified in JIS Z2245.
  • Examples 1 to 12 and Comparative Examples 1 to 7 In each example, raw materials having the chemical components shown in Table 1 were used. Fe-based alloy powder was produced from each raw material using a gas atomization method. In addition to the chemical components, Table 1 also shows indicators K1, K2, carbon equivalent Ceq, Ms point, and average particle diameter D50 . In Table 1 below, values that do not satisfy the conditions shown in formulas (1) to (10) above are underlined.
  • each raw material is heated (high-frequency induction heating) in an alumina crucible in a vacuum to form a molten alloy, and then the molten alloy is heated through a 5 mm diameter nozzle installed at the bottom of the crucible. Made it fall.
  • high-pressure argon gas By injecting high-pressure argon gas into the molten metal, the molten alloy was made fine and rapidly cooled to obtain a large number of fine powders.
  • the obtained powder was sieved to obtain Fe-based alloy powder having a particle size of 63 ⁇ m or less.
  • EOS-M280 EOS (Electro Optical Systems) Co., Ltd.
  • a rectangular parallelepiped measuring 15 mm long x 100 mm wide x 15 mm high was formed from the Fe-based alloy powder obtained in each example.
  • a specimen (test piece) was manufactured.
  • the standard parameters of the device (MS1, lamination thickness 40 ⁇ m) were used for the laser irradiation conditions during modeling.
  • each shaped body was tempered. Specifically, each shaped body was held at 600° C. for 60 minutes and then cooled in air, which was repeated twice. In addition, in the three-dimensional additive manufacturing method, since quenching is performed by rapid cooling during modeling, only tempering was performed without quenching.
  • the content of each element contained in the Fe-based alloy powder is within the numerical range shown in formulas (1) to (8) above, and the Fe-based alloy powder containing W (implementation In Examples 1 and 3 to 12), the W content is 0.40% by mass or less.
  • the carbon equivalent Ceq satisfies the condition shown in the above formula (9).
  • the Ms point also satisfies the condition shown in equation (10) above.

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Abstract

造形体の割れを抑制することができるＦｅ基合金粉末が提供される。このＦｅ基合金粉末は、質量％で、０．３０≦Ｃ≦０．５０、０＜Ｓｉ≦０．４０、０＜Ｍｎ≦０．４０、０．８５≦Ｃｒ≦１．７５、０＜Ｎｉ≦０．４０、０．７０≦Ｍｏ≦１．２０、０＜Ｖ≦０．６０、０＜Ａｌ≦０．１０、及び０≦Ｗ≦０．４０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｆｅ基合金粉末に含まれる元素のうち、炭素以外の元素の影響力を炭素量に換算した炭素当量であるＣｅｑが０．９５％以下である。

Description

Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法
　本発明は、造形体の製造に用いられるＦｅ基合金粉末と、このＦｅ基合金粉末を用いた造形体の製造方法に関する。
　積層造形等による造形体の製造のための様々なＦｅ基合金粉末及びそれを用いて得られた造形体が提案されている。
　特許文献１（特許第７１０８０１４号公報）には、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、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、平均粒子径Ｄ５０が２００μｍ以下のＦｅ基合金粉末が開示されており、焼入れ焼戻し硬さに関する指標Ｋ１を２１．７よりも大きし、かつ、熱伝導率に関する指標Ｋ２を２９．０よりも大きくすることが記載されている。このＦｅ基合金粉末を用いて造形体を製造することにより、造形体の熱伝導率及び硬さを高くしている。
　特許文献２（特開２０２２－０９２５２４号公報）では、Ｆｅ基合金粉末から製造された造形体について、熱伝導率に関する指標Ｔ１を３２．０よりも大きくし、軟化抵抗に関する指標Ｔ２を５０．０よりも大きくし、造形体に含まれる炭化物の平均サイズＰＣを３．０［μｍ］よりも小さくすることが開示されている。これにより、造形体の高熱伝導率及び高硬度を両立させている。
　特許文献３（特開２０２１－１８１５９１号公報）には、質量％で、０．１≦Ｃ≦０．４、０．００５≦Ｓｉ≦１．５、０．３≦Ｍｎ≦８．０、２．０≦Ｃｒ≦１５．０、２．０≦Ｎｉ≦１０．０、０．１≦Ｍｏ≦３．０、０．１≦Ｖ≦２．０、０．０１０≦Ｎ≦０．２００、及び０．０１≦Ａｌ≦４．０を含有しており、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金属粉末が開示されており、Ｍｓ点と相関がある変数Ａ（Ａ＝１５Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋Ｎｉ）について、「１０＜Ａ＜２０」の関係を満足することが記載されている。これにより、金属粉末から積層造形体を製造するときにおいて、割れや反りが少なく、かつ、適度な硬さや高い熱伝導率を有する積層造形体を得るようにしている。
特許第７１０８０１４号公報 特開２０２２－０９２５２４号公報 特開２０２１－１８１５９１号公報
　特許文献１及び２では、造形体の熱伝導率及び硬さを高くするようにしているが、造形体の割れについては、何ら着目していない。一方、特許文献３では、「１０＜Ａ＜２０」を満たすようにすることで、割れ及び歪みの少ない積層造形体を得るようにしている。しかし、特許文献３に記載の比較例５では、「１０＜Ａ＜２０」を満たしていないにもかかわらず割れが発生していないため、変数Ａは、造形体の割れを評価するパラメータとして適切ではない。
　本発明者らは、所定の化学成分を有するＦｅ基合金粉末において、後述する炭素当量Ｃｅｑに着目したところ、このパラメータが所定の条件を満たすＦｅ基合金粉末を用いることにより、造形体の割れを抑制できることを見出し、本発明を完成するに至った。
　本開示によれば以下の態様が提供される。
［態様１］
　質量％で、
　０．３０≦Ｃ≦０．５０
　０＜Ｓｉ≦０．４０
　０＜Ｍｎ≦０．４０
　０．８５≦Ｃｒ≦１．７５
　０＜Ｎｉ≦０．４０
　０．７０≦Ｍｏ≦１．２０
　０＜Ｖ≦０．６０
　０＜Ａｌ≦０．１０
　０≦Ｗ≦０．４０％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末であって、
　前記Ｆｅ基合金粉末に含まれる元素のうち、炭素以外の元素の影響力を炭素量に換算した炭素当量であるＣｅｑが０．９５質量％以下である、Ｆｅ基合金粉末。
［態様２］
　３４０～３８５℃のＭｓ点を有する、態様１に記載のＦｅ基合金粉末。
［態様３］
　０％を超え０．４０質量％以下のＷを含有する、態様１又は２に記載のＦｅ基合金粉末。
［態様４］
　下記式：
で表される指標Ｋ１が１７．００質量％以上であり、かつ、
　下記式：
で表される指標Ｋ２が４４．００質量％以上である、態様１～３のいずれか１項に記載のＦｅ基合金粉末。
［態様５］
　態様１～４のいずれか１項に記載のＦｅ基合金粉末にエネルギビームを照射して溶融及び凝固させ、それにより造形体を製造することを含む、造形体の製造方法。
　本発明であるＦｅ基合金粉末を用いて造形体を製造することで、造形体の割れを抑制することができる。
（造形体の製造方法）
　本実施形態であるＦｅ基合金粉末は、造形体の製造に用いられる。造形体の製造においては、Ｆｅ基合金粉末を用意した後、Ｆｅ基合金粉末を溶融して凝固させることにより、未熱処理の造形体が得られる。Ｆｅ基合金粉末を溶融及び凝固させる処理としては、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、肉盛法が挙げられる。特に、パウダーベッド方式の三次元積層造形法を好適に用いることができる。
　パウダーベッド方式の三次元積層造形法では、３Ｄプリンタが使用され、敷き詰められたＦｅ基合金粉末に対して、レーザビーム又は電子ビームといったエネルギビームを照射することにより、Ｆｅ基合金粉末が急速に加熱されて溶融する。その後、Ｆｅ基合金粉末は急速に凝固する。この溶融及び凝固により、Ｆｅ基合金粉末同士が結合する。エネルギビームの照射は、Ｆｅ基合金粉末の一部に対して選択的に行われる。なお、Ｆｅ基合金粉末のうち、エネルギビームが照射されなかった部分は溶融せず、エネルギビームが照射された部分のみにおいて、結合層が形成される。
　この結合層の上にＦｅ基合金粉末を敷き詰めて、エネルギビームを照射することにより、上述した溶融及び凝固を発生させて新たな結合層が形成される。このような処理を繰り返すことにより、結合層の集合体を徐々に成長させて、所望の三次元形状を有する造形体を製造することができる。三次元積層造形法を利用することにより、複雑な形状の造形体を容易に製造することができる。
（Ｆｅ基合金粉末）
　Ｆｅ基合金粉末は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＡｌを含有しており、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＡｌのそれぞれの含有率（質量％）は、下記式（１）～（８）に示す条件を満たす。なお、下記式（２），（３），（５），（７）及び（８）について、各元素はＦｅ基合金粉末に含まれる必須元素であるため、下限値を特定していないものの、各元素の含有量は０質量％を超えるものとして理解されるべきである。
　０．３０≦Ｃ≦０．５０　　・・・（１）
　Ｓｉ≦０．４０　　　　　　・・・（２）
　Ｍｎ≦０．４０　　　　　　・・・（３）
　０．８５≦Ｃｒ≦１．７５　・・・（４）
　Ｎｉ≦０．４０　　　　　　・・・（５）
　０．７０≦Ｍｏ≦１．２０　・・・（６）
　Ｖ≦０．６０　　　　　　　・・・（７）
　Ａｌ≦０．１０　　　　　　・・・（８）
　Ｆｅ基合金粉末は、Ｗを含有していてもよい。すなわち、Ｗは任意元素である。Ｗの含有率は０．４０質量％以下とすることができる。
　Ｆｅ基合金粉末において、炭素当量Ｃｅｑは下記式（９）に示す条件を満たす。また、Ｍｓ点は下記式（１０）に示す条件を満たすことが好ましい。
　　Ｃｅｑ≦０．９５　　　・・・（９）
　　３４０≦Ｍｓ≦３８５　・・・（１０）
　炭素当量Ｃｅｑは、Ｆｅ基合金粉末に含まれる元素のうち、炭素以外の元素の影響力を炭素量に換算した値（質量％）であり、下記式（１１）で表される。また、Ｍｓ点は、焼入れ冷却中にマルテンサイトが生成し始める温度（すなわち、鋼が硬化し始める温度）（℃）であり、下記式（１２）で表される。Ｍｓ点はフォーマスター試験により実験的に決定することもできるが、本実施形態におけるＭｓ点は、実験で得られる値ではなく、下記式（１２）に各元素の含有率を代入して得られる値を使用する。
　上記式（１１）において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｗ及びＶは、Ｆｅ基合金粉末における各元素の含有率（質量％）である。上記式（１２）において、Ｃ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏ及びＡｌは、Ｆｅ基合金粉末における各元素の含有率（質量％）である。なお、本発明であるＦｅ基合金粉末にはＣｏが含有されていないため、上記式（１２）におけるＣｏの含有率は０質量％となる。
　上記式（９）に示すように、炭素当量Ｃｅｑを０．９５質量％以下とすることにより、造形直後における造形体の硬さが高くなりすぎないようにし、造形時における造形体の靭性を確保することができる。造形体の硬さが高すぎると、造形時において、造形体の割れが発生してしまうため、造形体の靭性を確保することにより、造形体の割れが発生することを抑制できる。好ましくは、炭素当量Ｃｅｑは０．９１質量％以下である。炭素当量Ｃｅｑの下限値は特に限定されないが、典型的には０．７５質量％以上であり、より典型的には０．８０質量％以上である。
　上記式（１０）に示すように、Ｍｓ点を３４０℃以上とすることにより、造形体に含まれる残留オーステナイトの量を低減することができる。Ｍｓ点が３４０℃よりも低い場合には、残留オーステナイトが発生しやすくなり、残留オーステナイトがマルテンサイトに徐々に変態して内部応力が増大することに伴う割れ（すなわち、置割れ）が発生しやすくなる。好ましくは、Ｍｓ点は３４５℃以上である。
　また、上記式（１０）に示すように、Ｍｓ点を３８５℃以下とすることにより、適度な量の残留オーステナイトを確保しながら、造形時の熱応力を緩和して造形体の割れを抑制することができる。上述したように、残留オーステナイトが過剰に存在すると、置割れが発生しやすくなるが、残留オーステナイトを適度な量で存在させることにより、高延性の残留オーステナイトが造形時の熱応力を緩和して、造形体の割れを抑制することができる。好ましくは、Ｍｓ点は３７０℃以下である、より好ましくは３６０℃以下である。
（Ｃの含有率）
　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必須元素である。従来の鍛造法による金型鋼の場合には、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、造形処理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造形体の硬さを向上させることができる。
　Ｃの含有率を０．３０質量％以上とすることにより、十分な焼入焼戻し硬さを得ることができる。一方、Ｃの含有率が０．５０質量％よりも高い場合には、ミクロ偏析を助長して靱性を低下させてしまったり、固溶炭素量が増加して造形体の熱伝導率を低下させてしまったりする。このため、Ｃの含有率は、０．３０質量％以上０．５０質量％以下であり、好ましくは０．３５質量％以上０．４５質量％以下である。
（Ｓｉの含有率）
　Ｓｉは、マトリックスに固溶することで、硬さを向上させる必須元素である。また、Ｓｉは、軟化抵抗を向上させる効果がある。Ｓｉの含有率が０．４０質量％よりも高い場合には、Ｓｉが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、造形体の熱伝導率を大きく低下させてしまう。このため、Ｓｉの含有率は０．４０質量％以下であり、好ましくは０．３５質量％以下である。Ｓｉの含有率の下限値は０質量％を超えるかぎり特に限定されないが、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上である。
（Ｍｎの含有率）
　Ｍｎは、焼入性を向上させ、ベイナイトの形成による靱性の低下を抑制する必須元素である。また、Ｍｎは、軟化抵抗を向上させる効果がある。Ｍｎの含有率が０．４０質量％よりも高い場合には、Ｍｎがマトリックスに固溶して造形体の熱伝導率を低下させてしまう。このため、Ｍｎの含有率は０．４０質量％以下であり、好ましくは０．３５質量％以下である。Ｍｎの含有率の下限値は０質量％を超えるかぎり特に限定されないが、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。
（Ｃｒの含有率）
　Ｃｒは、焼入性を向上させて、ベイナイトの形成による靱性の低下を抑制する必須元素である。また、Ｃｒは、軟化抵抗を向上させる効果がある。Ｃｒの含有率が０．８５質量％未満である場合には、Ｍｓ点が高くなりすぎてしまい、Ｃｒの含有率が１．７５質量％よりも高い場合には、Ｍｓ点が低くなりすぎてしまう。このため、Ｍｓ点を適正の温度範囲内とするために、Ｃｒの含有率は、０．８５質量％以上１．７５質量％以下であり、好ましくは０．９０質量％以上１．５０質量％、より好ましくは０．９０質量％以上１．２０質量％以下である。
（Ｎｉの含有率）
　Ｎｉは、焼入性を向上させ、ベイナイトの形成による靱性の低下を抑制する必須元素である。また、Ｎｉは、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、造形体の熱伝導率を低下させてしまう。Ｎｉの含有率が０．４０質量％よりも高い場合には、造形体の熱伝導率が大きく低下してしまう。このため、Ｎｉの含有率は０．４０質量％以下であり、好ましくは０．３０質量％以下である。Ｎｉの含有率の下限値は０質量％を超えるかぎり特に限定されないが、好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。
（Ｍｏの含有率）
　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必須元素である。また、Ｍｏを添加しても、造形体の熱伝導率の低下に対する寄与が少なく、造形体の硬さを向上させる効果が大きい。このため、Ｍｏの含有率は０．７０質量％以上とする。一方、Ｍｏの含有率が１．２０質量％よりも高い場合には、マトリックスに残存するＭｏの量が増加して、造形体の熱伝導率を低下させやすくなる。このため、Ｍｏの含有率は１．２０質量％以下とする。すなわち、Ｍｏの含有率は０．７０質量％以上１．２０質量％以下であり、好ましくは０．７５質量％以上１．００質量％以下である。
（Ｖの含有率）
　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必須元素である。ただし、Ｖの含有率が０．６０質量％よりも高い場合には、マトリックスに残存するＶの量が増加して、造形体の熱伝導率を低下させてしまう。このため、Ｖの含有率は０．６０質量％以下であり、好ましくは０．５０質量％以下である。Ｖの含有率の下限値は０質量％を超えるかぎり特に限定されないが、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。
（Ａｌの含有率）
　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必須元素である。ただし、Ａｌの含有率が０．１０質量％よりも高い場合には、Ａｌ窒化物が過剰に形成されやすくなり、造形体の靱性を低下させてしまう。このため、Ａｌの含有率は０．１０質量％以下であり、好ましくは０．０６質量％以下である。Ａｌの含有率の下限値は０質量％を超えるかぎり特に限定されないが、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上である。
（Ｗの含有率）
　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任意元素である。ただし、Ｗの含有率が０．４０質量％よりも高い場合には、マトリックスに残存するＷの量が増加して、造形体の熱伝導率が低下しやすくなる。このため、Ｗの含有率は０．４０質量％以下であり、好ましくは０．３０質量％以下である。Ｗの含有率の下限値は０質量％であるが、Ｗを含有する場合、好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。
（指標Ｋ１）
　指標Ｋ１は、焼入れ焼戻し硬さを評価する指標（質量％）であり、下記式（１３）で表される。
　上記式（１３）に示すＣ，Ｓｉ，Ｍｏ及びＷは、Ｆｅ基合金粉末における各元素の含有率（質量％）を示す。各元素の含有率を測定することにより、指標Ｋ１を求めることができる。指標Ｋ１が大きいほど、焼戻し硬さが大きくなる。指標Ｋ１を向上させるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ及びＷといった元素の添加が効果的であり、とりわけＣ及びＭｏの添加が効果的である。指標Ｋ１が１７．００質量％以上となるように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ及びＷの各含有率を調整することにより、このＦｅ基合金粉末を用いて製造した造形体について、焼入れ焼戻し硬さを４２．０ＨＲＣ以上とすることができる。後述するように、造形体の寿命を確保する上では、焼入れ焼戻し硬さが４２．０ＨＲＣ以上であることが好ましい。好ましくは、指標Ｋ１は１８．０質量％以上である。指標Ｋ１の上限値は特に限定されないが、典型的には２５．０質量％以下であり、より典型的には２１．０質量％以下である。
（指標Ｋ２）
　指標Ｋ２は、熱伝導率を評価する指標（質量％）であり、下記式（１４）で表される。
　上記式（１４）に示すＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ及びＡｌは、Ｆｅ基合金粉末における各元素の含有率（質量％）を示す。各元素の含有率を測定することにより、指標Ｋ２を求めることができる。指標Ｋ２が４４．００質量％よりも小さい場合には、マトリックスに残存する合金元素の量が増加し、熱伝導率が低下しやすくなる。このため、指標Ｋ２は４４．００質量％以上であることが好ましい。好ましくは、指標Ｋ２は４６．０質量％以上である。指標Ｋ２の上限値は特に限定されないが、典型的には５０．０質量％以下であり、より典型的には４８．０質量％以下である。
（平均粒子径Ｄ５０）
　造形体を製造するときにおいて、Ｆｅ基合金粉末を敷き詰めやすくするためには、Ｆｅ基合金粉末の流動性が求められる。この点を考慮すると、Ｆｅ基合金粉末の平均粒子径Ｄ５０は４５μｍ以下であることが好ましい。一方、Ｆｅ基合金粉末の粒子径が小さすぎると、Ｆｅ基合金粉末を取り扱いにくくなるため、Ｆｅ基合金粉末の平均粒子径Ｄ５０は２０μｍ以上であることが好ましい。
　平均粒子径Ｄ５０は、Ｆｅ基合金粉末の全体積を１００％とした累積分布において、累積体積が５０％であるときの粒子径（メジアン径ともいう）である。Ｆｅ基合金粉末の粒子径は、レーザ回折散乱法などを用いて測定することができ、平均粒子径Ｄ５０の測定に適した装置としては、日機装株式会社のレーザ回折・散乱式粒度分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」が挙げられる。この測定装置のセル内にＦｅ基合金粉末及び純水を流し込み、Ｆｅ基合金粉末の光散乱情報に基づいて、Ｆｅ基合金粉末の粒子径を測定することができる。
（造形体の熱伝導率）
　Ｆｅ基合金粉末から製造された造形体をホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型として用いる場合には、造形体の冷却効率を向上させるために、焼戻しを行った後の造形体の熱伝導率（室温）が４０．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であることが好ましい。また、熱伝導率（室温）が４２．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であることがさらに好ましい。
（造形体の硬さ）
　Ｆｅ基合金粉末から製造された造形体をホットスタンピングやダイカスト用の熱間金型として用いる場合には、十分な寿命を得るために、焼入れ焼戻しを行った後の造形体の硬さが４２．０ＨＲＣ以上であることが好ましい。この硬さは、ＪＩＳ　Ｚ２２４５で規定されているロックウェル硬さ試験に従って測定することができる。
　実施例１～１２及び比較例１～７
　各例において、表１に示す化学成分を有する原料を用いた。ガスアトマイズ法を用いて、各原料からＦｅ基合金粉末を製造した。表１には、化学成分の他に、指標Ｋ１，Ｋ２、炭素当量Ｃｅｑ、Ｍｓ点、及び平均粒子径Ｄ５０も示す。下記表１において、上記式（１）～（１０）に示す条件を満たさない値については、下線を付けている。
　Ｆｅ基合金粉末の製造では、真空中において、アルミナ製の坩堝内で各原料を加熱（高周波誘導加熱）して溶融合金とした後、坩堝の底に設けられた直径５ｍｍのノズルから溶融合金を落下させた。この溶湯に高圧のアルゴンガスを噴射することによって、溶融合金を微細化しかつ急冷して、多数の微細粉末を得た。得られた粉末に対して篩い分けを行い、粒子径が６３μｍ以下であるＦｅ基合金粉末を得た。
　三次元積層造形装置（ＥＯＳ－Ｍ２８０；ＥＯＳ（Ｅｌｅｃｔｒｏ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｓｙｓｔｅｍｓ）株式会社）を用いることにより、各例で得られたＦｅ基合金粉末から、縦１５ｍｍ×横１００ｍｍ×高さ１５ｍｍの直方体である造形体（試験片）を製造した。造形時のレーザー照射条件には、装置の標準パラメータ（ＭＳ１、積層厚み４０μｍ）を使用した。
（焼戻し）
　各造形体に対して焼戻しを行った。具体的には、各造形体を６００℃で６０分間保持した後に空冷する処理を２回繰り返した。なお、三次元積層造形法では、造形時の急冷によって焼入れが行われるため、焼入れを行わずに、焼戻しだけを行った。
（焼戻し硬さの測定）
　ロックウェル硬さ試験機を用いて、上述した焼戻しを行った造形体において、積層方向に垂直な面の硬さ（ＨＲＣ）を測定した。この測定結果を表２に示す。表２において、焼戻し硬さが４２．０ＨＲＣよりも低い値については、下線を付けている。
（熱伝導率の測定）
　焼戻しを行った造形体を直径１０ｍｍで厚さ１ｍｍの円板形状に仕上げ加工した後、レーザーフラッシュ法を用いることにより、各造形体の熱伝導率を測定した。この測定結果を表２に示す。表２において、熱伝導率が４０．０Ｗ／ｍ・Ｋよりも低い値については、下線を付けている。
（割れ判定）
　各造形体（縦１５ｍｍ×横１００ｍｍ×高さ１５ｍｍの直方体）を目視で確認することにより、割れの有無を判定した。具体的には、造形体（直方体）の少なくとも１つの面に亀裂が発生しているときには、割れがあると判定し、造形体（直方体）のいずれの面にも亀裂が発生していないときには、割れが無いと判定した。この判定結果を表２に示す。下記表２に示す割れ判定において、「○」は割れが無いことを意味し、「×」は割れがあることを意味する。
　実施例１～１２については、Ｆｅ基合金粉末に含まれる各元素の含有率が上記式（１）～（８）に示す数値範囲に含まれており、Ｗを含有するＦｅ基合金粉末（実施例１及び３～１２）では、Ｗの含有率が０．４０質量％以下となっている。また、実施例１～１２では、炭素当量Ｃｅｑが上記式（９）に示す条件を満たしている。これにより、実施例１～１２のＦｅ基合金粉末から製造された造形体について、割れの発生を抑制することができた。なお、実施例１～１２では、Ｍｓ点も上記式（１０）に示す条件を満たしている。
　また、造形体の焼戻し硬さについて、４２．０ＨＲＣ以上の焼戻し硬さを確保することができたとともに、造形体の熱伝導率について、４０．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率を確保することができた。造形体の焼戻し硬さを４２．０ＨＲＣ以上とすることにより、造形体の寿命を向上させやすくなる。また、造形体の熱伝導率を４０．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上とすることにより、造形体の冷却効率を向上させやすくなる。
　比較例２，４及び６については、炭素当量Ｃｅｑが上記式（９）に示す条件を満たしていなく、比較例１，３，５及び６については、Ｍｓ点が上記式（１０）に示す条件を満たしていなかった。また、比較例７については、Ｃｒの含有率が上記式（４）に示す条件を満たしていなかった。そして、各比較例１～７であるＦｅ基合金粉末から製造された造形体では、割れが発生した。一方、比較例３及び５については、造形体の焼戻し硬さが４２．０ＨＲＣよりも低くなり、十分な硬さを確保できなかった。比較例６については、造形体の熱伝導率が４０．０Ｗ／ｍ・Ｋよりも低くなり、十分な熱伝導率を確保できなかった。

 

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　０．３０≦Ｃ≦０．５０
    　０＜Ｓｉ≦０．４０
    　０＜Ｍｎ≦０．４０
    　０．８５≦Ｃｒ≦１．７５
    　０＜Ｎｉ≦０．４０
    　０．７０≦Ｍｏ≦１．２０
    　０＜Ｖ≦０．６０
    　０＜Ａｌ≦０．１０
    　０≦Ｗ≦０．４０％
    を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるＦｅ基合金粉末であって、
    　前記Ｆｅ基合金粉末に含まれる元素のうち、炭素以外の元素の影響力を炭素量に換算した炭素当量であるＣｅｑが０．９５質量％以下である、Ｆｅ基合金粉末。
  2. 　３４０～３８５℃のＭｓ点を有する、請求項１に記載のＦｅ基合金粉末。
  3. 　０％を超え０．４０質量％以下のＷを含有する、請求項１に記載のＦｅ基合金粉末。
  4. 　下記式：
    で表される指標Ｋ１が１７．００質量％以上であり、かつ、
    　下記式：
    で表される指標Ｋ２が４４．００質量％以上である、請求項１～３のいずれか１項に記載のＦｅ基合金粉末。
  5. 　請求項１～３のいずれか１項に記載のＦｅ基合金粉末にエネルギビームを照射して溶融及び凝固させ、それにより造形体を製造することを含む、造形体の製造方法。

     
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