WO2024070987A1 - Ｆｅ基合金、合金部材、製造物及び合金部材の製造方法 - Google Patents

Ｆｅ基合金、合金部材、製造物及び合金部材の製造方法 Download PDF

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WO2024070987A1
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alloy
based alloy
carbides
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晋哉 岡本
秀峰 小関
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株式会社プロテリアル
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/36—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.7% by weight of carbon

Definitions

  • the present invention relates to an Fe-based alloy, an alloy component and its manufacture, and a method for manufacturing the alloy component.
  • hot work tool steels with high high-temperature strength such as SKD8 specified in JIS G 4404, and high-speed tool steels, such as SKH51 specified in JIS G 4403, have been used for tools such as punches and dies used in hot precision press processing.
  • these steels have problems with being prone to settling, wear, breakage, cracking, and heat cracking.
  • Patent Document 1 discloses a high-speed tool steel having, by mass%, 0.4 to 0.9% C, 1.0% or less Si, 1.0% or less Mn, 1.5 to 6% of one or both of W and Mo (1/2W+Mo) (however, W is 3% or less), and 0.5 to 3% of one or both of V and Nb (V+Nb), wherein the average grain size of precipitated carbides dispersed in the matrix is 0.5 ⁇ m or less and the distribution density thereof is 80 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or more.
  • coarse primary carbides are formed in the ingot due to solidification segregation during cooling during ingot making, such as the casting or remelting process of the steel ingot.
  • the presence of these coarse primary carbides promotes the generation and propagation of cracks, thereby reducing toughness and heat crack resistance.
  • the precipitated carbides have a finely dispersed uniform structure. To obtain such a structure, soaking at 1200 to 1300°C for 10 to 20 hours is required. However, even if soaking is performed in this manner, quenching and tempering are performed in the subsequent process to obtain pressing tools such as dies and punches, and metal molds.
  • coarse precipitated carbides may be precipitated, which may reduce toughness and heat crack resistance.
  • the present invention aims to provide an Fe-based alloy, an alloy part, a product thereof, and a method for manufacturing an alloy part, which are unlikely to crack and are expected to have high toughness and heat crack resistance.
  • the first invention is an Fe-based alloy comprising C, Cr, W, Mo, and V with the remainder being Fe and unavoidable impurity elements, having an alloy structure including an Fe-BCC phase, wherein, in mass%, the Fe-BCC phase contains C of 3% to 7%, Cr of 2% to 6%, W of 0.5% to 4%, Mo of 0.5% to 4%, V of 0.5% to 4%, and Fe of 75% to 90%, and precipitated carbides precipitated in the Fe-BCC phase, and the precipitated carbides have an average circle-equivalent grain size of 1.30 ⁇ m or less.
  • the average circle-equivalent particle size of the precipitated carbides can be calculated by calculating the average area of the precipitated carbides within the observation field using electron backscattered diffraction (EBSD), and then calculating the circle-equivalent diameter from that area.
  • EBSD electron backscattered diffraction
  • the Fe-BCC phase occupies 96% or more of the alloy structure in terms of area ratio.
  • the average circle-equivalent grain size of the precipitated carbides is 0.60 ⁇ m or more.
  • the Fe-based alloy as a whole contains, by mass%, C of 0.1% to 2%, Cr of 2% to 6%, W of 0.5% to 4%, Mo of 0.5% to 4%, V of 0.5% to 4%, Si of 1.0% or less, Mn of 1.0% or less, Co of 4% or less, with the remainder being Fe and unavoidable impurity elements.
  • the material further contains either Si or Mn, or both, and that, by mass%, Si is 1.0% or less, and Mn is 0.1% or more and 1.0% or less.
  • the Fe-based alloy as a whole further contains 0.5% to 4% Co, and that the Fe-BCC phase further contains 0.5% to 4% Co.
  • fine precipitated carbides are dispersed in the Fe-BCC phase, making it possible to obtain an Fe-based alloy that is less susceptible to cracking and is also expected to have high toughness and heat crack resistance.
  • the second invention is an alloy member characterized in that it comprises at least a portion of the Fe-based alloy according to the first invention.
  • the Fe-based alloy is formed on the surface of the base material of the alloy component, and it is desirable that the hardness of the surface layer is 350 HV or more.
  • the second invention makes it possible to obtain an alloy component that is less susceptible to cracking and is also expected to have toughness and heat crack resistance.
  • an alloy layer made of the Fe-based alloy according to the first invention on the surface of the base material, a member having excellent toughness and heat crack resistance on the surface can be obtained. Even if a part of the surface is damaged, for example, it can be easily repaired by forming an alloy layer again only on the damaged part by build-up, and an alloy member having excellent toughness and heat crack resistance can be obtained.
  • the alloy member may have one or more of a nitride layer, a compound layer, or a ceramic coating layer on the surface of the Fe-based alloy.
  • nitride layer a compound layer, or a ceramic coating layer on the surface, greater durability can be achieved.
  • the third invention is a manufactured product characterized in that at least a part of it is made of the alloy member according to the second invention.
  • the third invention makes it possible to obtain a product that is less susceptible to cracking and is also expected to have high toughness and heat crack resistance.
  • Hot stamping dies, cold forging dies, and cold press dies that are repaired and used are particularly suitable as such products.
  • the above Fe-based alloy parts and products can be obtained by additive manufacturing using metal powder of the desired composition.
  • the fourth invention is a method for manufacturing an alloy member, which uses an alloy powder consisting of, by mass%, C 0.1% to 2%, Cr 2% to 6%, W 0.5% to 4%, Mo 0.5% to 4%, V 0.5% to 4%, Si 1.0% or less, Mn 1.0% or less, Co 4% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, spraying the alloy powder while moving it onto a substrate, irradiating the sprayed alloy powder with an electron beam or laser beam to melt and solidify it to form a solidified layer, and repeating the melting and solidification process to obtain the alloy member.
  • an alloy powder consisting of, by mass%, C 0.1% to 2%, Cr 2% to 6%, W 0.5% to 4%, Mo 0.5% to 4%, V 0.5% to 4%, Si 1.0% or less, Mn 1.0% or less, Co 4% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities
  • the Si content is 0.1% or more and 1.0% or less
  • the Mn content is 0.1% or more and 1.0% or less.
  • the alloy powder further contains Co, and that the Co content is, by mass%, 0.5% to 4%.
  • the obtained alloy part is subjected to at least one of a quenching treatment in which the part is held at 1000°C or more and 1400°C or less, and then cooled in oil or water, and a tempering treatment in which the part is held at 400°C or more and 700°C or less.
  • the surface treatment step in which the obtained alloy component is subjected to a surface treatment, and the surface treatment step is a nitriding treatment or film formation by a PVD method.
  • the fourth invention makes it possible to obtain a manufacturing method for alloy components that are less susceptible to cracking and are expected to have high toughness and heat crack resistance.
  • the thickness of the solidified layer 0.1 mm or more and 5 mm or less.
  • the present invention can provide an Fe-based alloy, an alloy member, and a method for manufacturing an alloy member that is unlikely to crack and is also expected to have high toughness and heat crack resistance.
  • FIG. 1 illustrates a schematic configuration of an additive manufacturing method.
  • 4 is a micrograph of a shaped body of an alloy member according to the present invention after quenching treatment.
  • 2B is a structural photograph of the shaped body of FIG. 2A after tempering treatment.
  • 4 is a microstructure photograph of a shaped body of an alloy member of the present invention before heat treatment.
  • FIG. 2D is a structural photograph of the shaped body of FIG. 2C after tempering treatment. Photograph of the structure of conventional forged material after quenching and tempering.
  • FIG. 11 is a diagram showing the Vickers hardness (HV) of each molded body.
  • HV Vickers hardness
  • % indicates mass %.
  • a numerical range expressed using " ⁇ " means a range that includes the numerical values written before and after " ⁇ " as the lower limit and upper limit. Furthermore, the lower limit and upper limit of the numerical range can be appropriately combined.
  • the Fe-based alloy of the present embodiment contains C, Cr, W, Mo, and V, with the balance being Fe and unavoidable impurity elements, in other words, it is a high-speed tool steel containing C, Cr, W, Mo, V, and Fe, and has an alloy structure including an Fe-BCC phase, the Fe-BCC phase containing, in mass %, 3% to 7% C, 2% to 6% Cr, 0.5% to 4% W, 0.5% to 4% Mo, 0.5% to 4% V, and 75% to 90% Fe, carbides precipitated in the Fe-BCC phase, and the carbides have an average circle-equivalent grain size of 1.3 ⁇ m or less.
  • C 3-7%
  • C combines with carbide-forming elements such as Cr, W, Mo, and V to form hard composite carbides, and has the effect of improving the wear resistance of alloy members and their products.
  • C also has the effect of dissolving in a part of the matrix to strengthen the matrix.
  • Cr Cr: 2 to 6%
  • Cr combines with C to form carbides, improving wear resistance and contributing to improved hardenability.
  • the Cr content in the Fe-BCC phase 2% or more the amount of carbides formed within the matrix grains can be optimized, and wear resistance and hardenability can be improved.
  • the Cr content in the Fe-BCC phase 6% or less the amount of carbides formed within the matrix grains can be suppressed from becoming excessive, and toughness can be ensured.
  • W 0.5-4%) W combines with C to form carbides, contributing to improved wear resistance. It also contributes to ensuring strength in high-temperature environments, and is therefore particularly effective in improving the wear resistance of dies used in high-temperature environments.
  • W content in the Fe-BCC phase 0.5% or more, it dissolves in the matrix and increases the heat treatment hardness, improving the wear resistance.
  • W content in the Fe-BCC phase 4% or less it is possible to suppress the formation of excessive carbides within the matrix grains, and ensure toughness.
  • Mo 0.5 to 48%
  • Mo combines with C to form carbides, improving wear resistance and contributing to improved hardenability.
  • Mo content in the Fe-BCC phase 0.5% or more
  • Mo dissolves in the matrix grains, increasing the heat treatment hardness, and thus improving wear resistance.
  • the Mo content in the Fe-BCC phase 4% or less the amount of carbides formed in the matrix grains can be suppressed from becoming excessive, and toughness can be ensured.
  • V 0.5 to 48%
  • V combines with C to form carbides, contributing to improved wear resistance and seizure resistance.
  • V content in the Fe-BCC phase 0.5% or more
  • fine carbides that are difficult to aggregate are precipitated within the matrix grains by heat treatment, increasing softening resistance in high temperature ranges and improving high temperature yield strength.
  • the matrix crystal grains are refined, improving toughness, and the A1 transformation point is raised, which, together with the excellent high temperature yield strength, improves heat crack resistance.
  • V content in the Fe-BCC phase 4% or less it is possible to suppress the formation of excessive carbides within the matrix grains and ensure toughness.
  • the Fe-BCC phase is generally a structure containing ⁇ -Fe and martensite formed when an Fe-based alloy is cooled from a high temperature.
  • the Fe-BCC phase refers to a structure containing martensite of an Fe-based alloy in which C is supersaturated in solid solution, and is hard.
  • the Fe-BCC phase contains 3% to 7% C, 2% to 6% Cr, 0.5% to 4% W, 0.5% to 4% Mo, 0.5% to 4% V, and 75% to 90% Fe.
  • the Fe-BCC phase can be evaluated using electron backscattering diffraction (EBSD). The evaluation method using EBSD will be described later.
  • carbides containing at least one of Cr, W, Mo, and V are precipitated.
  • carbide-forming elements such as Cr, W, Mo, and V are combined with C (carbon) to form hard carbides, which is effective in improving wear resistance.
  • C has the effect of strengthening the matrix by dissolving in a part of the matrix.
  • a phase containing precipitated carbides can be called a carbide phase.
  • Cr, V, Mo, and W are concentrated more than in the Fe-BCC phase, and it is a region with a large amount of C.
  • the carbide phase contains, for example, 7% to 11% C, 3% to 7% Cr, 1% to 5% W, 1% to 5% Mo, 1% to 5% V, and 75% to 90% Fe.
  • the size of the precipitated carbides is refined to an average circle-equivalent grain size of 1.30 ⁇ m or less. It is preferably 0.50 ⁇ m to 1.1 ⁇ m, and more preferably 0.60 ⁇ m to 1.1 ⁇ m.
  • the average grain size can be determined from the carbides that are visible at a magnification of 400 times or more.
  • the circle-equivalent average grain size of precipitated carbides in the Fe-BCC phase can be calculated as follows: First, the phase map obtained by EBSD (e.g., RGB image, field of view: 200 ⁇ 200 ⁇ m) is divided into each color (red, green, blue), and only the precipitated carbide portions are extracted.
  • EBSD e.g., RGB image, field of view: 200 ⁇ 200 ⁇ m
  • the phase map obtained by EBSD is divided into a red area (Fe-BCC phase), a blue area (mainly Fe-FCC phase), and a green area (area that is neither Fe-BCC phase nor Fe-FCC phase, hereafter referred to as the zero solution area).
  • the phase map By dividing the phase map in this way, the proportion of the structure that is occupied by the Fe-BCC phase and precipitated carbides can be determined.
  • the image of the divided red area (Fe-BCC phase) in black and white the Fe-BCC phase is displayed in white.
  • the blue area (mainly Fe-FCC phase) and green area (zero solution area) are displayed in white. If the total area is the sum of the areas of the red area (Fe-BCC phase), blue area (mainly Fe-FCC phase), and zero solution area, the value obtained by dividing the red area (Fe-BCC phase) by the total area can be said to be the proportion (area ratio) of the Fe-BCC layer.
  • the zero solution area can be displayed by subtracting the image of the divided blue area (mainly the Fe-FCC phase) from this black and white inverted image.
  • This zero solution area is neither the Fe-BCC nor Fe-FCC phase, and corresponds to the precipitated carbide area.
  • the average area of the precipitated carbide areas within the field of view is calculated, and the circle equivalent diameter of that area is calculated, making it possible to calculate the circle equivalent average grain size of the precipitated carbide within the Fe-BCC phase.
  • Each structure can be evaluated using Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS) and Electron Backscatter Diffraction (EBSD) in conjunction with a Scanning Electron Microscope (SEM).
  • EDS Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy
  • EBSD Electron Backscatter Diffraction
  • SEM Scanning Electron Microscope
  • the analysis conditions may be, for example, a scanning electron microscope with an acceleration voltage of 15 kV, a working distance from the objective lens to the observation surface of 10 mm, and an observation magnification of 3000x.
  • the element distribution evaluation method using EDS may obtain the element distribution by EDS surface analysis in the same field of view of the SEM as above.
  • the target elements when analyzing precipitated carbides, the target elements may be, for example, C, Cr, W, Mo, V, Fe, Co, and O, and Si and Mn may also be added.
  • the Fe-BCC phase can also be analyzed in the same manner as above.
  • the proportion of the Fe-BCC phase the more uniform the metal structure becomes, and for example, localized distortion due to external stress is less likely to occur, which is expected to have the effect of suppressing cracks.
  • the proportion of Fe-BCC is preferably 96% or more, more preferably 97% or more, even more preferably 98% or more, and even more preferably 99% or more.
  • the structure of the Fe-based alloy of this embodiment is such that the Fe-BCC phase accounts for 96% or more of the alloy structure, and fine carbides are precipitated in the Fe-BCC phase, making it difficult for cracks to occur that originate from the carbides. Even if cracks do occur, they are uniformly dispersed and do not easily propagate. This makes it possible to improve toughness and heat crack resistance.
  • the Fe-based alloy as a whole contains, in mass percent, 0.1%-2% C, 2%-6% Cr, 0.5%-4% W, 0.5%-4% Mo, 0.5%-4% V, 1.0% or less Si, 1.0% or less Mn, 4% or less Co, and the remainder is Fe and unavoidable impurity elements.
  • C 0.1 to 2%)
  • C combines with carbide-forming elements such as Cr, W, Mo, and V to form hard composite carbides, which improves the wear resistance of alloy members and their products.
  • C also has the effect of dissolving in a part of the matrix to strengthen the matrix.
  • Cr Cr: 2 to 6%
  • Cr combines with C to form carbides, improving wear resistance and hardenability.
  • the Cr content in the entire Fe-based alloy 2% or more, the amount of carbides formed in the entire Fe-based alloy can be optimized, and wear resistance and hardenability can be improved.
  • the Cr content in the entire Fe-based alloy 6% or less the amount of carbides formed in the entire Fe-based alloy can be suppressed from becoming excessive, and toughness can be ensured.
  • W 0.5-4%) W combines with C to form carbides, contributing to improved wear resistance. It also contributes to ensuring strength in high-temperature environments, so it is particularly effective in improving the wear resistance of dies used in high-temperature environments.
  • W content in the entire Fe-based alloy 0.5% or more, it dissolves in the grains of the matrix, increasing the heat treatment hardness, and carbides are also formed at the grain boundaries of the matrix, improving wear resistance.
  • W content in the entire Fe-based alloy 4% or less it is possible to suppress the formation of excessive carbides in the entire Fe-based alloy, and to ensure toughness.
  • Mo 0.5 to 48%
  • Mo combines with C to form carbides, improving wear resistance and contributing to improved hardenability.
  • Mo 0.5% or more in the entire Fe-based alloy Mo dissolves in the matrix grains, increasing the heat treatment hardness, and carbides are also formed in the grain boundaries of the matrix, improving wear resistance.
  • Mo 4% or less in the entire Fe-based alloy the amount of carbides formed in the entire Fe-based alloy can be suppressed from becoming excessive, and toughness can be ensured.
  • V 0.5 to 48%
  • V combines with C to form carbides, contributing to improved wear resistance and seizure resistance.
  • V content in the entire Fe-based alloy 0.5% or more, fine carbides that are difficult to aggregate are precipitated in the grains of the matrix by heat treatment, and the softening resistance in the high temperature range increases, and high temperature yield strength increases.
  • the crystal grains of the matrix are refined, the toughness improves, and the A1 transformation point increases, and together with the excellent high temperature yield strength, the heat crack resistance improves.
  • the V content in the entire Fe-based alloy 4% or less the amount of carbides formed in the entire Fe-based alloy can be suppressed from becoming excessive, and toughness can be ensured.
  • the alloy further contains either Si or Mn, or both, with Si being 0.1% to 1.0% by mass, and Mn being 0.1% to 1.0% by mass.
  • Si is expected to improve oxidation resistance. It is preferable to set the above range in consideration of workability.
  • Mn is expected to improve wear resistance and hardenability, and reduce embrittlement. It is preferable to set the above range in consideration of the effects of embrittlement due to quench cracking and residual ⁇ .
  • Si 1.0% or less
  • Si may be contained.
  • the content of Si in the entire Fe-based alloy is preferably 0.1% or more and 1.0% or less in order to improve oxidation resistance and suppress deterioration of workability.
  • Mn 1.0% or less
  • Mn may be contained.
  • the content of Mn in the entire Fe-based alloy is preferably 0.1% or more and 1.0% or less in order to improve wear resistance and hardenability, reduce embrittlement, and suppress embrittlement due to quench cracking and residual ⁇ .
  • Co (Co: 4.0% or less)
  • Co may be contained.
  • the content of Co in the entire Fe-based alloy is preferably 4.0% or less, and more preferably 0.5% or more and 4% or less.
  • the inevitable impurities are trace elements mixed into the raw materials, or impurities in trace amounts that are difficult to remove technically due to reactions with various components that come into contact during the manufacturing process.
  • the inevitable impurities specifically refer to, for example, Al, Cu, N, Ni, O, P, S, and Ti.
  • the impurities that should be particularly restricted are P, S, O, and N.
  • P is preferably 0.03% or less
  • S is preferably 0.003% or less
  • O is preferably 0.02% or less
  • N is preferably 0.05% or less.
  • the content of these inevitable impurities is preferably low, and 0% is even better.
  • the Fe-based alloy and alloy member of this embodiment can be obtained by spraying alloy powder onto a substrate while moving it, irradiating the sprayed alloy powder with an electron beam or laser beam to melt and solidify it to form a solidified layer, stacking another solidified layer on the solidified layer, and repeating this process. It is manufactured by a so-called additive manufacturing method. In this specification, it may be referred to as a layered manufacturing method.
  • the alloy powder is an Fe-based alloy powder containing the above-mentioned predetermined composition of C, Cr, W, Mo, and V, with the balance being Fe and inevitable impurity elements.
  • a predetermined amount of each element is weighed so as to obtain an alloy having a predetermined composition range, and these are mixed to prepare a raw material powder.
  • This raw material powder is used to obtain an atomized powder.
  • the raw material powder is loaded into a crucible, melted by high frequency, and the molten alloy is dropped from a nozzle below the crucible and sprayed with high pressure argon to prepare a gas atomized powder. This gas atomized powder can be classified to obtain an alloy powder.
  • the Fe-based alloy powder of this embodiment may be alloyed to satisfy the above-mentioned composition of the Fe-based alloy.
  • the powder contains, by mass, 0.1% to 2% C, 2% to 6% Cr, 0.5% to 4% W, 0.5% to 4% Mo, 0.5% to 4% V, 4.0% or less Co, 1.0% or less Si, and 1.0% or less Mn, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • C in the alloy structure of the shaped body combines with carbide-forming elements such as Cr, W, Mo, and V to form hard composite carbides, which has the effect of improving the wear resistance of the alloy member and its manufactured products.
  • C has the effect of dissolving in part of the matrix of the alloy structure of the shaped body, thereby strengthening the matrix.
  • the hardness of the alloy structure can be ensured by the effects of strengthening the matrix of the alloy structure, fine carbides formed within the grains of the matrix, and carbides formed at the grain boundaries of the matrix.
  • the C content in the Fe-based alloy powder 2% or less the formation of excessive carbides in the alloy structure can be suppressed, and the toughness of the Fe-based alloy as a whole can be ensured.
  • Cr combines with C to form carbides, improving the wear resistance of the alloy structure of the molded body and also contributing to improved hardenability.
  • the Cr content in the Fe-based alloy powder 2% or more, the amount of carbides formed in the alloy structure of the molded body can be optimized, improving the wear resistance and hardenability of the alloy structure.
  • the Cr content in the entire Fe-based alloy 6% or less the amount of carbides formed in the alloy structure of the molded body can be prevented from becoming excessive, ensuring toughness.
  • W combines with C to form carbides, which contributes to improving the wear resistance of the alloy structure of the molded body. It also contributes to ensuring strength in high-temperature environments, so it is particularly effective in improving the wear resistance of dies used in high-temperature environments.
  • the W content in the Fe-based alloy powder 0.5% or more, it dissolves in the grains of the matrix in the alloy structure, increasing the heat treatment hardness, and carbides are also formed at the grain boundaries of the matrix, improving the wear resistance of the alloy structure.
  • the W content in the Fe-based alloy powder 4% or less it is possible to prevent the formation of excessive carbides in the alloy structure and ensure toughness.
  • Mo combines with C to form carbides, improving the wear resistance of the alloy structure of the molded body and also contributing to improved hardenability.
  • Mo content in the Fe-based alloy powder 0.5% or more, it dissolves in the grains of the matrix in the alloy structure, increasing the heat treatment hardness, and carbides are also formed at the grain boundaries of the matrix, improving the wear resistance of the alloy structure.
  • Mo content in the Fe-based alloy powder 4% or less it is possible to prevent the formation of excessive carbides in the alloy structure and ensure toughness.
  • V combines with C to form carbides, which contributes to improving the wear resistance and seizure resistance of the alloy structure of the molded body.
  • V content in the Fe-based alloy powder 0.5% or more, fine carbides that are difficult to aggregate are precipitated within the grains of the matrix in the alloy structure by heat treatment, increasing the softening resistance of the alloy structure in the high temperature range and increasing the high temperature strength.
  • the crystal grains of the matrix in the alloy structure are refined, improving toughness, and the A1 transformation point is raised, which, combined with the excellent high temperature strength, improves heat crack resistance.
  • the V content in the Fe-based alloy powder 4% or less it is possible to suppress the formation of excessive carbides in the alloy structure and ensure toughness.
  • an Fe-based alloy powder can be used that contains, by mass%, 0.1% to 2% C, 0.1% to 1.0% Si, 0.1% to 1.0% Mn, 2% to 6% Cr, 0.5% to 4% W, 0.5% to 4% Mo, 0.5% to 4% V, and the remainder Fe and unavoidable impurity elements. It is also preferable that the powder contains either Si or Mn, or both.
  • the content in the Fe-based alloy powder is preferably 0.1% to 1.0% in order to improve the oxidation resistance of the alloy structure of the molded body and suppress a decrease in workability. If the Fe-based alloy powder contains Mn, the content in the Fe-based alloy powder is preferably 0.1% to 1.0% in order to improve the wear resistance and hardenability of the alloy structure of the molded body, reduce embrittlement, and suppress embrittlement due to quench cracking and residual ⁇ .
  • Co can be included.
  • the content in the Fe-based alloy as a whole is preferably 4% or less.
  • an Fe-based alloy powder containing 0.1% to 2% C, 0.1% to 1.0% Si, 0.1% to 1.0% Mn, 2% to 6% Cr, 0.5% to 4% W, 0.5% to 4% Mo, 0.5% to 4% V, 0.5% to 4% Co, with the remainder being Fe and unavoidable impurity elements.
  • the composition of the alloy powder can be analyzed, for example, using inductively coupled plasma (ICP) optical emission spectrometry.
  • ICP inductively coupled plasma
  • the Fe-based alloy member of this embodiment can be manufactured by repeating the melting and solidifying process of irradiating the Fe-based alloy powder with a heat source such as an electron beam or laser beam to melt and solidify it and form a solidified layer, thereby stacking further solidified layers on the solidified layer.
  • the directed energy deposition method can spray the alloy powder while moving it onto a substrate, irradiate the sprayed alloy powder with an electron beam or laser beam to melt and solidify it and form a solidified layer, and repeat the melting and solidifying process to stack further solidified layers on the solidified layer, thereby obtaining the alloy member (shaped body) of this embodiment.
  • powder particle size may be adjusted by mesh sieving or airflow classification to match the modeling method of the additive manufacturing method.
  • the modeling powder used in powder bed fusion methods using electron beams or laser beams is melted by the laser beam, which serves as the heat source, but coarse powder that is difficult to melt must be removed to minimize the range of thermal effects.
  • highly adhesive fine powder must also be removed.
  • the average particle size (D50) of the alloy powder when applying to the Powder Bed Fusion (PBF) method, it is preferable to adjust the average particle size (D50) of the alloy powder to the range of 10 to 53 ⁇ m.
  • metal powders used in the directed energy deposition method need to have coarse powders that are difficult to melt removed in order to melt the powder using a laser beam as a heat source.
  • fine powders need to be removed in order to prevent dust scattering when the powder is supplied to the heat source and to ensure fluidity that allows the powder to be easily transported.
  • Figure 1 shows the schematic configuration of an additive manufacturing device 1 that uses a laser beam as a heat source for additive manufacturing using the directed energy deposition method.
  • the additive manufacturing device 1 is mainly composed of a powder supply nozzle 3, a focusing lens 5, a protective lens 7, etc. Alloy powder 11 is supplied to the powder supply nozzle 3 and sprayed onto the tip of the powder supply nozzle 3 together with argon gas.
  • a laser beam 9 emitted from a laser oscillator (not shown) is focused by the focusing lens 5 and irradiated near the tip of the powder supply nozzle 3.
  • a protective lens 7 is provided below the focusing lens 5.
  • alloy powder 11 is supplied onto the base plate 17 while the powder supply nozzle 3 is moved relative to the base plate 17 (direction A in the figure).
  • the supplied alloy powder 11 is irradiated with a laser beam 9 focused by a focusing lens 5, forming a molten pool in which the alloy powder 11 melts and solidifies to form a shaped body 15 (Fe-based alloy).
  • This process is repeated using a program file created using CAD-CAM software to stack the shaped bodies 15 on the base plate 17, thereby forming a three-dimensional alloy part that contains at least a portion of an Fe-based alloy.
  • a three-dimensional additive manufacturing device is used to rapidly melt the surface of a base material such as a base plate, a molded body, or a die by irradiating it with a laser, and raw material powder is supplied into the molten pool that is formed by the melting, where it is rapidly cooled and solidified. A series of processes are repeated and layered to create a molded body.
  • the molded body formed on the base plate is the Fe-based alloy component of this embodiment. In the case of repairing a die, a manufactured product can be obtained.
  • the additive manufacturing conditions are appropriately determined taking into consideration the particle size and composition of the raw material powder, the size, shape, and characteristics of the molded body, production efficiency, etc., and for the alloy of this embodiment, they can be selected, for example, from the following ranges.
  • the thickness of one layer during additive manufacturing is, for example, 0.1 mm to 1.0 mm, and preferably 0.4 to 0.8 mm.
  • the thickness of the first layer of Fe-based alloy formed on the surface of the base plate is 0.1 mm to 1 mm.
  • the thickness of the entire layer from the interface of the base material to the surface of the Fe-based alloy is preferably 0.1 mm to 5 mm to prevent peeling of the Fe-based alloy from the base material and cracking of the Fe-based alloy itself.
  • the dilution layer refers to a layer that dissolves with the base material when the Fe-based alloy is shaped, and in which the compositions of both the base material and the first layer of Fe-based alloy are mixed.
  • the laser beam diameter is preferably about 3 mm at the irradiation position.
  • the laser output is preferably 1500 to 2500 W.
  • the laser scanning speed is preferably 200 to 2000 mm/min, and more preferably 500 to 1000 mm/min.
  • the powder supply amount is preferably 10 to 20 g/min.
  • the density of the energy input by laser irradiation to melt the raw material powder is preferably 90 to 300 J/mm, and more preferably 180 to 240 J/mm. If the energy density is too small, the defect rate will increase, and the supplied powder will be difficult to melt, making it difficult to maintain the shape of the molded object. On the other hand, if the energy density is too large, the base plate or the molded object itself will melt over a wide area centered on the laser irradiation position, making it difficult to maintain the shape of the molded object.
  • the Fe-based alloy of this embodiment may be subjected to quenching treatment to improve hardness after molding, and may be subjected to additional tempering treatment to remove quenching stress and improve toughness if the cost and the like are within an acceptable range.
  • the holding temperature can be 1000 to 1400 ° C, more preferably 1100 to 1300 ° C, and even more preferably 1150 to 1280 ° C.
  • the holding time can be 0.1 to 5 hours, more preferably 0.1 to 2 hours. Cooling can be performed in oil or water, but cooling in oil is more preferable to prevent distortion and quench cracking. Quenching and cooling using a salt bath may also be performed.
  • the temperature should be held at 400°C to 700°C, preferably 560°C to 580°C.
  • the holding time should be 1 to 10 hours, preferably 2 to 6 hours. Cooling is preferably done by air cooling.
  • quenching promotes the decomposition of carbides present in the molded body, and carbon that bonds with carbide-forming elements such as Fe, W, Mo, and V is more likely to diffuse into the Fe-BCC phase, making it easier for precipitated carbides to form.
  • carbide-forming elements such as Fe, W, Mo, and V
  • alloys that have been quenched have a higher proportion of precipitated carbides than alloys that have not been quenched. It can also be assumed that the diffusion of carbon disperses the precipitated carbides, reducing the average circle-equivalent particle size of the precipitated carbides.
  • the hardness of the surface layer of the Fe-based alloy or alloy member of this embodiment can be evaluated by Vickers hardness HV (hereinafter referred to as hardness), and is desirably 350 HV or more, and preferably 500 HV or more.
  • the hardness can be measured by setting the pressing load of a Vickers indenter to 0.5 kg, the dwell time during pressing to 10 seconds, and determining the hardness from the diagonal length of the indentation formed on the measurement surface by pressing the indenter.
  • the method may further include a surface treatment step in which the obtained alloy component is subjected to a surface treatment.
  • the surface treatment step is, for example, a nitriding treatment or film formation by a PVD method on the surface layer of the Fe-based alloy, and is a nitride layer, a compound layer, or a ceramic coating layer.
  • a coating that is harder than the Fe-based alloy formed by additive manufacturing can be formed on the surface layer of the Fe-based alloy, and therefore the wear resistance can be improved by further strengthening the surface of the alloy component obtained by additive manufacturing.
  • the product having at least a part of the alloy member thus obtained is not particularly limited, but is particularly suitable for hot stamping dies, cold forging dies, and cold press dies.
  • the damaged part can be easily repaired by forming the alloy layer of the present invention by build-up only.
  • the die repaired with the Fe-based alloy according to this embodiment is less likely to crack and has excellent toughness and heat crack resistance.
  • the raw materials of each element shown in Table 1 were weighed out in predetermined amounts, mixed, loaded into a crucible, and melted using high frequency in a vacuum.
  • the molten alloy was dropped from a nozzle below the crucible and sprayed with high pressure argon to produce gas atomized powder.
  • This gas atomized powder was classified to obtain Fe-based alloy powder with a particle size of 53 to 106 ⁇ m.
  • the composition of the obtained Fe-based alloy powder is shown in Table 1, and its particle size distribution in Table 2.
  • the raw material powder was fed into a molten pool formed by laser irradiation on the base plate, and was rapidly melted and rapidly solidified to create a shaped object with a width of 3 mm, length of 80 mm, and a layer height of approximately 10 mm.
  • the additive manufacturing conditions were as follows: For the base plate, maraging steel (YAG300 manufactured by Proterial (YAG is a registered trademark of Proterial Co., Ltd.) was used.
  • the molded bodies were evaluated by heat-treating and not heat-treating.
  • the molded body that was only quenched was designated F1
  • the molded body that was quenched and tempered was designated F2
  • the molded body that was not heat-treated was designated F3
  • the molded body that was only tempered was designated F4.
  • the quenching process involved holding the molded body at 1200°C for 0.5 hours, followed by cooling in oil.
  • the tempering process involved holding the molded body at 560°C for 4 hours, followed by air cooling.
  • the molded bodies F1 and F2 were observed and evaluated using a SEM.
  • the test pieces for evaluation were prepared by cutting a portion of the molded body into small pieces and embedding them in resin, and then polishing the cut surface of the embedded molded body to a mirror finish. The observation was performed at a magnification of 3000x. Eight elements were analyzed: C, Co, Cr, Fe, Mo, V, W, and O.
  • Figures 2A to 2E show examples of acquired SEM images.
  • Figure 2A is an SEM image of a shaped body F1 that was only subjected to quenching as a heat treatment
  • Figure 2B is an SEM image of a shaped body F2 that was subjected to quenching and tempering treatments.
  • Figure 2C is an SEM image of a shaped body F3 that was not subjected to heat treatment (no heat treatment)
  • Figure 2D is an SEM image of a shaped body F4 that was only subjected to tempering treatment
  • Figure 2E is an SEM image of a forged material F0 (powder sintered, forged, and heat treated (quenching and tempering)) made by a conventional powder metallurgy method, which is an alloy of the same composition.
  • the structure shown in shades of gray can be confirmed.
  • a phase map was obtained using the method described above, and elemental analysis was then carried out within the field of view.
  • the area of the field of view (also called the field of view area) was 200 ⁇ m x 200 ⁇ m.
  • Table 3 shows the compositions of the Fe-BCC phase and carbides of F2, which was quenched and tempered.
  • the Fe-BCC phase was analyzed at the position A in FIG. 2B, and the precipitated carbides (sometimes simply referred to as carbides) were analyzed at the position B in FIG. 2B.
  • Table 4 shows the results of analyzing the position C in FIG. 2C for the Fe-BCC phase of F3, which was not heat-treated (no heat treatment).
  • the Fe-BCC phase was analyzed at the position D in FIG. 2E, and the carbides were analyzed at the position E in FIG. 2E. The results are shown in Table 5.
  • both the Fe-BCC phase and the carbides contained mainly Fe.
  • the C, Cr, W, Mo, V and Co in the Fe-BCC phase were 5.0% C, 4.2% Cr, 1.8% W, 2.1% Mo, 1.1% V, 1.3% Co and 84.5% Fe, with the C being in the range of 3%-7%, 2%-6% Cr, 0.5%-4%, 0.5%-4% Mo, 0.5%-4% V and 75%-90% Fe.
  • the carbides were 8.9% C, 4.8% Cr, 2.5% W, 3.3% Mo, 2.5% V and 78.1% Fe.
  • the electron diffraction pattern generated during electron beam irradiation was measured using EBSD, and it was determined that the Fe-BCC phase has a BCC structure.
  • the C, Cr, W, Mo, V and Co in the Fe-BCC phase for F3 were 4.9% C, 4.2% Cr, 1.9% W, 2.2% Mo, 1.2% V, 1.3% Co and 84.5% Fe, with the ranges of 3%-7% C, 2%-6% Cr, 0.5%-4% W, 0.5%-4% Mo, 0.5%-4% V and 75%-90% Fe.
  • Carbides could not be analyzed because the area they occupied was small and below the resolution of the analyzer.
  • the proportion of the Fe-BCC phase was 96.0% or more for all of F1 to F4, 99.4% for F1, which was subjected to only quenching treatment, 99.5% for F2, which was subjected to both quenching and tempering treatment, 99.8% for F3, which was not subjected to quenching or tempering treatment (no heat treatment), and 99.9% for F4, which was subjected to only tempering treatment.
  • the proportion of precipitated carbides in the formed bodies F1 to F4 was 0.27% for F1 and 0.38% for F2, confirming that the precipitated carbides were moderately precipitated within the Fe-BCC phase.
  • the proportion of precipitated carbides in F3 and F4 was 0.012% and 0.009%, respectively, confirming that the proportion of precipitated carbides in the Fe-BCC phase was smaller than that of F1 and F2.
  • the circle-equivalent average particle size of the precipitated carbides was 1.08 ⁇ m for F1 and F2, confirming that they were refined. In addition, it was 0.58 ⁇ m for F3 and 0.50 ⁇ m for F4, confirming that the precipitated carbides were also refined for F3 and F4.
  • F1 and F2 which were produced using additive manufacturing methods as in this example, have a faster cooling rate than the precipitation rate of precipitated carbides, because the alloy powder melts and is immediately cooled and solidified.
  • the holding time in the temperature range in which precipitated carbides can form is shorter due to the faster cooling rate, and the amount of carbides formed inside the alloy (shaped body) in the pre-heat treatment state is smaller to begin with, compared to F0.
  • the circular equivalent average particle size of the precipitated carbides in the shaped bodies F1 to F4 is small, the precipitated carbides are finely divided, which makes the Fe-based alloy less susceptible to cracking and has excellent toughness and heat crack resistance.
  • the circular equivalent average particle size of the precipitated carbides in the shaped bodies F1 and F2 is 1.08 ⁇ m, and the precipitated carbides are appropriately finely divided, which makes the Fe-based alloy more susceptible to wear.
  • the proportion of the Fe-BCC phase in the forged material F0 is 95.7%
  • the proportion of the Fe-BCC phase in the shaped bodies F1 to F4 is over 99%, making the structure more uniform. Therefore, for example, it can be expected that cracks will be less likely to occur because local distortion due to external stress will be less likely to occur.
  • the proportion of the Fe-BCC phase is 99% or more, so the structure is uniform. Therefore, for example, it is expected that cracks will not easily occur because local distortion due to external stress is unlikely to occur.
  • the shaped body F1 that was subjected to only quenching and the shaped body F2 that was subjected to quenching and tempering have a moderately fine circle-equivalent average particle size of 1.08 ⁇ m for the precipitated carbides, so that cracks are unlikely to occur, and it is expected that they will have excellent toughness, heat crack resistance, and wear resistance.

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Abstract

クラックが発生しにくく、靭性や耐ヒートクラック性も期待されるＦｅ基合金、合金部材、製造物及び合金部材の製造方法を提供する。　Ｃ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなり、Ｆｅ－ＢＣＣ相を含む合金組織を有し、質量％で、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相は、Ｃが３％以上７％以下、Ｃｒが２％以上６％以下、Ｗが０．５％以上４％以下、Ｍｏが０．５％以上４％以下、Ｖが０．５％以上４％以下、Ｆｅが７５％以上９０％以下であり、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相中に炭化物を析出しており、前記炭化物の円相当平均粒径が１．３０μｍ以下であることを特徴とするＦｅ基合金。

Description

Ｆｅ基合金、合金部材、製造物及び合金部材の製造方法
本発明は、Ｆｅ基合金、合金部材とその製造物及び合金部材の製造方法に関する。
従来、熱間精密プレス加工用のパンチや金型等の工具には、高温強度の高いＪＩＳ　Ｇ　４４０４で規定されるＳＫＤ８等の熱間工具鋼や、ＪＩＳ　Ｇ　４４０３で規定されるＳＫＨ５１等の高速度工具鋼が使用されている。しかし、へたり、摩耗、破損、割れ及びヒートクラックが発生しやすいという問題があった。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃが０．４～０．９％、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｗ及びＭｏの１種又は２種が（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５～６％（但し、Ｗが３％以下）、Ｖ及びＮｂの１種又は２種が（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５～３％を有する工具鋼であって、マトリックス中に分散する析出炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下かつ、その分布密度が８０×１０３個／ｍｍ２以上であることを特徴とする高速度工具鋼が開示されている。
特開２００４－３０７９６３号公報
　特許文献１の工具鋼は、鋼塊の鋳造又は再溶解プロセスといったインゴットメイキング中の冷却時における凝固偏析により、インゴット中に粗大な一次炭化物が形成される。この粗大な一次炭化物が存在すると、クラックの発生、進展を助長するため、靭性や耐ヒートクラック性が低下する。析出炭化物は微細に分散した均一な組織であることが好ましい。このような組織を得るために、１２００～１３００℃で１０～２０時間のソーキングを必要とする。しかし、このようにソーキングを施しても、ダイス、パンチ等の圧造工具や金型等を得るために後工程で焼入れ、焼戻し処理を行うことになる。ここで粗大な析出炭化物が析出されることがあり、靭性や耐ヒートクラック性を低下させるおそれがある。
　そこで本発明は、クラックが発生しにくく、高い靭性や耐ヒートクラック性が期待されるＦｅ基合金、合金部材とその製造物及び合金部材の製造方法を提供することを目的とする。
　前述した目的を達成するため、第１の発明は、Ｃ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、及びＶを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなり、Ｆｅ－ＢＣＣ相を含む合金組織を有し、質量％で、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相は、Ｃが３％以上７％以下、Ｃｒが２％以上６％以下、Ｗが０．５％以上４％以下、Ｍｏが０．５％以上４％以下、Ｖが０．５％以上４％以下、Ｆｅが７５％以上９０％以下であり、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相中に析出した析出炭化物と、を有し、前記析出炭化物の円相当平均粒径が１．３０μｍ以下であることを特徴とするＦｅ基合金である。前記析出炭化物の円相当平均粒径は、後方散乱電子回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いた観察視野内の析出炭化物部分の平均面積を算出し、その面積から円相当径を算出することができる。
　また、Ｆｅ－ＢＣＣ相が、面積率で、前記合金組織の９６％以上であることが望ましい。
　また、析出炭化物の円相当平均粒径が０．６０μｍ以上であることが望ましい。
　また、Ｆｅ基合金全体として、質量％で、Ｃが０．１％以上２％以下で、Ｃｒが２％以上６％以下で、Ｗが０．５％以上４％以下で、Ｍｏが０．５％以上４％以下で、Ｖが０．５％以上４％以下で、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｃｏが４％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなることが望ましい。
　また、ＳｉとＭｎのいずれか一方、又はその両方をさらに含み、質量％で、Ｓｉが１．０％以下で、Ｍｎが０．１％以上１．０％以下であることが望ましい。
　質量％で、Ｆｅ基合金全体としてさらにＣｏが０．５％以上４％以下含み、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相はさらにＣｏが０．５％以上４％以下含むことが望ましい。
　第１の発明によれば、Ｆｅ－ＢＣＣ相中に微細な析出炭化物が分散されているため、クラックが発生しにくく、高い靭性や耐ヒートクラック性も期待されるＦｅ基合金を得ることができる。
　第２の発明は、第１の発明にかかるＦｅ基合金を少なくとも一部に備えたことを特徴とする合金部材である。
　前記Ｆｅ基合金は合金部材の母材の表面に形成され、当該表層の硬さが３５０ＨＶ以上であることが望ましい。
　第２の発明によれば、クラックが発生しにくく、靭性や耐ヒートクラック性も期待される合金部材を得ることができる。
　また、母材の表面に、第１の発明にかかるＦｅ基合金からなる合金層を形成することで、表面に靭性や耐ヒートクラック性に優れる部材を得ることができる。また、例えば表面の一部が損傷しても、損傷部分にのみ肉盛りにより再度合金層を形成することで、容易に補修を行うことができ、靭性や耐ヒートクラック性に優れる合金部材を得ることができる。
　前記Ｆｅ基合金の表層に、窒化層、化合物層又はセラミックコーティング層のいずれか１種以上を備えている合金部材とすることができる。
　さらに、表面に窒化層、化合物層、セラミックコーティング層を形成することで、より高い耐久性を得ることができる。
　第３の発明は、第２の発明にかかる合金部材を少なくとも一部に備えたことを特徴とする製造物である。
　第３の発明によれば、クラックが発生しにくく、高い靭性や耐ヒートクラック性も期待される製造物を得ることができる。
　このような製造物としては、補修を施して用いられるホットスタンプ用金型、冷間鍛造用金型又は冷間プレス金型が特に適している。
　以上のＦｅ基合金部材や製造物は、所望の組成の金属粉末を用いた付加製造法によって形成することで得ることができる。
　第４の発明は、質量％で、Ｃが０．１％以上２％以下で、Ｃｒが２％以上６％以下で、Ｗが０．５％以上４％以下で、Ｍｏが０．５％以上４％以下で、Ｖが０．５％以上４％以下で、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｃｏが４％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる合金粉末を用い、前記合金粉末を、基材上に移動しながら噴射させ、噴射された前記合金粉末に電子ビーム又はレーザビームを照射して溶融凝固させて凝固層を形成し、前記溶融凝固こうていを繰り返して合金部材を得ることを特徴とする合金部材の製造方法である。
　また、前記Ｓｉが０．１％以上１．０％以下、Ｍｎが０．１％以上１．０％以下であることが好ましい。
　また、前記合金粉末にＣｏをさらに含み、前記Ｃｏが、質量％で、０．５％以上４％以下であることが好ましい。
　また、得られた合金部材に対して、１０００℃以上１４００℃以下で保持後、油中又は水中で冷却する焼入れ処理及び４００℃以上７００℃以下で保持する焼戻し処理のうち、少なくとも一方を有することが好ましい。
　また、得られた合金部材に対して、表面処理を行う表面処理工程をさらに有し、前記表面処理工程が、窒化処理又はＰＶＤ法による成膜であることが好ましい。表面処理工程を行うことで、より高い耐久性を得ることができる。
　第４の発明によれば、クラックが発生しにくく、高い靭性や耐ヒートクラック性も期待される合金部材の製造方法を得ることができる。
また、前記溶融凝固工程において、前記凝固層の厚みが、０．１ｍｍ以上５ｍｍ以下になるようにするのが望ましい。
　本発明によれば、クラックが発生しにくく、高い靭性や耐ヒートクラック性も期待されるＦｅ基合金、合金部材及び合金部材の製造方法を提供することができる。
付加製造方法の概略構成を例示する図。 本発明の合金部材の造形体の焼入れ処理後の組織写真。 図２Ａの造形体の焼戻し処理後の組織写真。 本発明の合金部材の造形体で熱処理をしていないときの組織写真。 図２Ｃの造形体の焼戻し処理後の組織写真。 従来の鍛圧材の焼入れ処理及び焼戻し処理後の組織写真。 各造形体のビッカース硬さ（ＨＶ）を示す図。
　以下、本発明の一実施形態について説明する。まず、Ｆｅ基合金に関して説明し、次に付加製造方法について説明する。なお、以下の説明において％は質量％を示す。また、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また、数値範囲の下限値と上限値は適宜組み合わせることができる。
＜Ｆｅ基合金＞
　本実施形態のＦｅ基合金は、Ｃ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなり、言い換えれば、Ｃ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ及びＦｅを含む高速度工具鋼であり、Ｆｅ－ＢＣＣ相を含む合金組織を有し、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相は、質量％で、Ｃが３％～７％、Ｃｒが２％～６％、Ｗが０．５％～４％、Ｍｏが０．５％～４％、Ｖが０．５～４％、Ｆｅが７５％～９０％であり、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相中に炭化物を析出しており、前記炭化物の円相当平均粒径が１．３μｍ以下であることを特徴の一つとする。
（Ｃ：３～７％）
　Ｃは、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素と結合して、硬い複炭化物を生成し、合金部材とその製造物の耐摩耗性を向上させる効果がある。また、Ｃは一部基地内に固溶して基地を強化する効果を有する。前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＣの含有量を３％以上にすることで、基地の強化と基地の粒内に形成される微細な炭化物の双方の効果により、Ｆｅ－ＢＣＣ相の硬さを確保することができる。一方、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＣの含有量を７％以下にすることで、基地の粒内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｃｒ：２～６％）
　Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性の向上にも寄与する。前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＣｒの含有量を２％以上とすることで、基地の粒内の炭化物の形成量を適正化でき、耐摩耗性及び焼入性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＣｒの含有量を６％以下にすることで、基地の粒内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｗ：０．５～４％）
　Ｗは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。高温環境における強度の確保にも寄与するため、特に高温環境で使用する金型の耐摩耗性向上に有効である。前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＷの含有量を０．５％以上にすることで、基地内に固溶し熱処理硬さが増加するため、耐摩耗性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＷの含有量を４％以下にすることで、基地の粒内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｍｏ：０．５～４％）
　Ｍｏは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性の向上にも寄与する。前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＭｏを０．５％以上とすることで、基地の粒内に固溶し熱処理硬さが増加するため、耐摩耗性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＭｏを４％以下にすることで、基地の粒内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｖ：０．５～４％）
　Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性と耐焼付性の向上に寄与する。前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＶの含有量を０．５％以上にすることで、熱処理によって基地の粒内に微細で凝集し難い炭化物が析出し、高温域における軟化抵抗が大きくなり、高温耐力が高くなる。また、基地の結晶粒が微細化し靭性が向上するとともにＡ１変態点が上昇し、優れた高温耐力とあいまって耐ヒートクラック性が向上する。一方、前記Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＶを４％以下にすることで、基地の粒内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｆｅ－ＢＣＣ相）
　Ｆｅ－ＢＣＣ相とは、一般的にはＦｅ基合金を高温から冷却したときに形成されるα－Ｆｅやマルテンサイトを含む組織である。ここで冷却速度が高いため、Ｆｅ－ＢＣＣ相はＣを過飽和に固溶したＦｅ基合金のマルテンサイトを含む組織を指し、硬質である。Ｆｅ－ＢＣＣ相には、Ｃを３％～７％、Ｃｒを２％～６％、Ｗを０．５％～４％、Ｍｏを０．５％～４％、Ｖを０．５～４％、Ｆｅを７５％～９０％含む。Ｆｅ－ＢＣＣ相は、後方散乱電子回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて評価することができる。ＥＢＳＤを用いた評価方法の説明は後述する。
（炭化物）
　Ｆｅ－ＢＣＣ相中には、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶの少なくとも１つを含む炭化物（以下、析出炭化物ともいう）が析出している。Ｆｅ－ＢＣＣ相中に、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素とＣ（炭素）とが結合して硬い炭化物が形成されることで、耐摩耗性の向上に効果がある。また、Ｃは、一部基地中に固溶して基地を強化する効果を有する。析出炭化物を含んだ相を炭化物相と称することができる。炭化物相は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ及びＷがＦｅ－ＢＣＣ相よりも濃化しており、Ｃが多い領域である。炭化物相は、例えば、Ｃが７％～１１％、Ｃｒが３％～７％、Ｗが１％～５％、Ｍｏが１％～５％、Ｖが１％～５％、Ｆｅが７５％～９０％を含んでいる。
　また、析出炭化物が適度に微細化されていることでクラックを発生しにくくでき、靭性や耐ヒートクラック性に優れたＦｅ基合金となる。具体的には、析出炭化物の大きさが円相当平均粒径で１．３０μｍ以下に微細化されている。好ましくは０．５０μｍ～１．１μｍであり、より好ましくは０．６０μｍ～１．１μｍである。例えば、ＥＢＳＤを用いた場合、倍率を４００倍以上としたときに視認できる炭化物を対象にして平均粒径を求めることができる。
（円相当平均粒径の算出方法）
　Ｆｅ－ＢＣＣ相内の析出炭化物の円相当平均粒径は、以下のように算出することができる。まず、ＥＢＳＤで得られたフェーズマップ（例えばＲＧＢ画像、視野領域：２００×２００μｍ）をそれぞれの色（赤、緑、青）に分割し、析出炭化物の部分のみを抽出する。
　具体的には、まず、ＥＢＳＤで得られたフェーズマップを赤色部分（Ｆｅ－ＢＣＣ相）、青色部分（主にＦｅ－ＦＣＣ相）、緑色部分（Ｆｅ－ＢＣＣ相、Ｆｅ－ＦＣＣ相のいずれでもない部分、以下、ゼロソリューション部分と称する）に分割する。このようなフェーズマップの分割操作によって、Ｆｅ－ＢＣＣ相や析出炭化物が組織中に占める割合を求めることができる。分割した赤色部分（Ｆｅ－ＢＣＣ相）の画像を白黒表示にすることで、Ｆｅ－ＢＣＣ相は白く表示される。
　青色部分（主にＦｅ－ＦＣＣ相）及び緑色部分（ゼロソリューション部分）が白く表示される。ここで、赤色部分（Ｆｅ－ＢＣＣ相）と青色部分（主にＦｅ－ＦＣＣ相）とゼロソリューション部分の面積を合計したものを総面積としたとき、赤色部分（Ｆｅ－ＢＣＣ相）を総面積で割った値をＦｅ－ＢＣＣ層の割合（面積率）と言い換えることができる。
　この白黒反転画像から、分割した青色部分（主にＦｅ－ＦＣＣ相）の画像を差し引くことによって、ゼロソリューション部分を表示できる。このゼロソリューション部分とは、Ｆｅ－ＢＣＣ相、Ｆｅ－ＦＣＣ相のいずれでもない部分であり、析出炭化物の部分に相当する。その後、視野内の析出炭化物部分の平均面積を算出し、その面積の円相当径を算出することで、Ｆｅ－ＢＣＣ相内の析出炭化物の円相当平均粒径を算出することができる。
　各組織は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）に付随するエネルギー分散型Ｘ線分析分光法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ－Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）及び後方散乱電子回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて評価することができる。
　分析条件としては、例えば、走査型電子顕微鏡における加速電圧を１５ｋＶ、対物レンズから観察表面までの作動距離を１０ｍｍとし、観察倍率は３０００倍で行えばよい。また、ＥＤＳを用いた元素分布の評価方法は、上記のＳＥＭの同視野において、ＥＤＳ面分析により元素分布を取得すればよい。例えば、析出炭化物を分析する場合には、対象とする元素は、例えば、Ｃ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＯとすればよく、ＳｉとＭｎを対象に加えてもよい。Ｆｅ－ＢＣＣ相も上記同様にして分析することができる。
　また、Ｆｅ－ＢＣＣ相の割合が高いほど金属組織が均一となり、例えば外部からの応力によって局所的に歪みが発生しにくいため、クラックを抑制する効果が期待できる。具体的には、面積率で、Ｆｅ－ＢＣＣの割合が９６％以上であることが好ましく、より好ましくは９７％以上、さらに好ましくは９８％以上、よりさらに好ましくは９９％以上である。
　本実施形態のＦｅ基合金の組織は、合金組織の９６％以上をＦｅ－ＢＣＣ相が占めており、且つＦｅ－ＢＣＣ相中には析出炭化物が微細に析出しているため、炭化物を起点とするクラックが発生しにくくなる。また、仮にクラックが発生したとしても均一に分散されているので伸展しにくい。このため、靭性や耐ヒートクラック性を向上することができる。
　また、Ｆｅ基合金全体としては、質量％で、Ｃが０．１％～２％で、Ｃｒが２％～６％で、Ｗが０．５％～４％で、Ｍｏが０．５％～４％で、Ｖが０．５％～４％で、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｃｏが４％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなる。
（Ｃ：０．１～２％）
　Ｃは、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素と結合して、硬い複炭化物を生成し、合金部材とその製造物の耐摩耗性を向上させる効果がある。また、Ｃは一部基地内に固溶して基地を強化する効果を有する。前記Ｆｅ基合金全体におけるＣの含有量を０．１％以上にすることで、基地の強化、基地の粒内に形成される微細な炭化物、基地の粒界に形成される炭化物の効果により、Ｆｅ基合金全体としての硬さを確保することができる。一方、前記Ｆｅ基合金全体におけるＣの含有量を２％以下にすることで、Ｆｅ基合金全体の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、Ｆｅ基合金全体としての靭性を確保することができる。
（Ｃｒ：２～６％）
　Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性の向上にも寄与する。前記Ｆｅ基合金全体におけるＣｒの含有量を２％以上とすることで、Ｆｅ基合金全体の炭化物の形成量を適正化でき、耐摩耗性及び焼入性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ基合金全体におけるＣｒの含有量を６％以下にすることで、Ｆｅ基合金全体の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｗ：０．５～４％）
　Ｗは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。高温環境における強度の確保にも寄与するため、特に高温環境で使用する金型の耐摩耗性向上に有効である。前記Ｆｅ基合金全体におけるＷの含有量を０．５％以上にすることで、基地の粒内に固溶し熱処理硬さが増加するほか、基地の粒界にも炭化物が形成されるため、耐摩耗性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ基合金全体におけるＷの含有量を４％以下にすることで、Ｆｅ基合金全体の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｍｏ：０．５～４％）
　Ｍｏは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性の向上にも寄与する。前記Ｆｅ基合金全体におけるＭｏを０．５％以上とすることで、基地の粒内に固溶し熱処理硬さが増加するほか、基地の粒界にも炭化物が形成されるため、耐摩耗性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ基合金全体におけるＭｏを４％以下にすることで、Ｆｅ基合金全体の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
（Ｖ：０．５～４％）
　Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性と耐焼付性の向上に寄与する。前記Ｆｅ基合金全体におけるＶの含有量を０．５％以上にすることで、熱処理によって基地の粒内に微細で凝集し難い炭化物が析出し、高温域における軟化抵抗が大きくなり、高温耐力が高くなる。また、基地の結晶粒が微細化し靭性が向上するとともにＡ１変態点が上昇し、優れた高温耐力とあいまって耐ヒートクラック性が向上する。一方、前記Ｆｅ基合金全体におけるＶを４％以下にすることで、Ｆｅ基合金全体における炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
　また、さらに、ＳｉとＭｎのどちらか一方、又はその両方をさらに含み、質量％で、Ｓｉが０．１％以上１．０％以下、Ｍｎが０．１％以上１．０％以下であることが望ましい。Ｓｉは耐酸化性の向上が期待できる。加工性を考慮して上記範囲とすることが望ましい。Ｍｎは耐摩耗性と焼入れ性の向上や脆化性の低減の効果が期待できる。焼割れや残留γにより脆化の影響を考慮して、上記範囲とすることが望ましい。
（Ｓｉ：１．０％以下）
　また、Ｓｉを含有してもよい。前記Ｆｅ基合金全体においてＳｉを含有する場合には、耐酸化性の向上や加工性の低下を抑制するため、Ｆｅ基合金全体における含有量は０．１％以上１．０％以下にすることが好ましい。
（Ｍｎ：１．０％以下）
　また、Ｍｎを含有してもよい。前記Ｆｅ基合金全体においてＭｎを含有する場合には、耐摩耗性・焼入れ性の向上や脆化性の低減、焼割れや残留γにより脆化することを抑制するため、Ｆｅ基合金全体における含有量は０．１％以上１．０％以下にすることが好ましい。
（Ｃｏ：４．０％以下）
　また、上記元素の他にＣｏを含有してもよい。前記Ｆｅ基合金全体において、基地の軟化抵抗の向上ならびに靭性低下を抑制するため、Ｆｅ基合金全体における含有量は、４．０％以下が好ましく、０．５％以上４％以下にすることがより好ましい。
（不可避不純物）
　不可避不純物は、原料に混入した微量元素や、製造過程において接触する各種部材との反応等に起因し、技術的に除去することが難しい微量の不純物を意味する。本実施形態の合金の場合、不可避不純物とは、具体的に、例えばＡｌ、Ｃｕ、Ｎ、Ｎｉ、Ｏ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉを指す。これらの不純物のうち、特に制限すべき不純物はＰ、Ｓ、Ｏ、Ｎなどである。質量％で、Ｐは０．０３％以下が好ましく、Ｓは０．００３％以下が好ましく、Ｏは０．０２％以下が好ましく、Ｎは０．０５％以下が好ましい。無論これら不可避不純物の含有量は少ないほうが好ましく、０％であればなお良い。
＜合金部材の製造方法＞
　本実施形態のＦｅ基合金及び合金部材は、合金粉末を、基材上に移動しながら噴射し、噴射された合金粉末に電子ビーム又はレーザビームを照射して溶融凝固させて凝固層を形成し、凝固層上にさらに凝固層を積層させ、この工程を繰り返すことで得ることができる。いわゆる付加製造法で製造するものである。なお、本明細書では積層造形法と記載することがある。
（合金粉末）
　ここで、合金粉末は、上述した所定組成のＣ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなるＦｅ基合金粉末である。まず、所定の組成範囲の合金が得られるように各元素の供給材料を所定量計量し、これらを混合して原料粉末を作製する。この原料粉末を用いてアトマイズ粉を得る。例えば、前記原料粉末をるつぼに装填し、高周波溶解し、るつぼ下のノズルから溶融した合金を落下させ、高圧アルゴンで噴霧してガスアトマイズ粉を作製する。このガスアトマイズ粉を分級して合金粉末を得ることができる。
　本実施形態のＦｅ基合金粉末は、上述のＦｅ基合金の組成を満たすように合金化したものを用いれば良い。例えば、質量％で、０．１％～２％のＣ、２％～６％のＣｒ、０．５％～４％のＷ、０．５％～４％のＭｏ、０．５％～４％のＶ、４．０％以下のＣｏ、１．０％以下のＳｉ、１．０％以下のＭｎを含み、残部はＦｅおよび不可避不純物から構成される。
　本実施形態のＦｅ基合金粉末を用いて造形体を製造した場合、造形体の合金組織において、Ｃは、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素と結合して、硬い複炭化物を生成し、合金部材とその製造物の耐摩耗性を向上させる効果がある。また、Ｃは造形体の合金組織の一部基地内に固溶して基地を強化する効果を有する。
　前記Ｆｅ基合金粉末におけるＣの含有量を０．１％以上にすることで、合金組織の基地の強化、基地の粒内に形成される微細な炭化物、基地の粒界に形成される炭化物の効果により、合金組織の硬さを確保することができる。一方、前記Ｆｅ基合金粉末におけるＣの含有量を２％以下にすることで、合金組織内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、Ｆｅ基合金全体としての靭性を確保することができる。
　Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成し、造形体の合金組織の耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性の向上にも寄与する。前記Ｆｅ基合金粉末におけるＣｒの含有量を２％以上とすることで、造形体の合金組織内の炭化物の形成量を適正化でき、合金組織の耐摩耗性及び焼入性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ基合金全体におけるＣｒの含有量を６％以下にすることで、造形体の合金組織内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
　Ｗは、Ｃと結合して炭化物を形成し、造形体の合金組織の耐摩耗性の向上に寄与する。高温環境における強度の確保にも寄与するため、特に高温環境で使用する金型の耐摩耗性向上に有効である。前記Ｆｅ基合金粉末におけるＷの含有量を０．５％以上にすることで、合金組織内の基地の粒内に固溶し熱処理硬さが増加するほか、基地の粒界にも炭化物が形成されるため、合金組織の耐摩耗性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ基合金粉末におけるＷの含有量を４％以下にすることで、合金組織内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
　Ｍｏは、Ｃと結合して炭化物を形成し、造形体の合金組織の耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性の向上にも寄与する。前記Ｆｅ基合金粉末におけるＭｏを０．５％以上とすることで、合金組織内の基地の粒内に固溶し熱処理硬さが増加するほか、基地の粒界にも炭化物が形成されるため、合金組織の耐摩耗性を向上させることができる。一方、前記Ｆｅ基合金粉末におけるＭｏを４％以下にすることで、合金組織内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
　Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成し、造形体の合金組織の耐摩耗性と耐焼付性の向上に寄与する。前記Ｆｅ基合金粉末におけるＶの含有量を０．５％以上にすることで、熱処理によって合金組織内の基地の粒内に微細で凝集し難い炭化物が析出し、合金組織の高温域における軟化抵抗が大きくなり、高温耐力が高くなる。また、合金組織内の基地の結晶粒が微細化し靭性が向上するとともにＡ１変態点が上昇し、優れた高温耐力とあいまって耐ヒートクラック性が向上する。一方、前記Ｆｅ基合金粉末におけるＶを４％以下にすることで、合金組織内の炭化物の形成量が過剰になるのを抑制でき、靭性を確保することができる。
　また例えば、質量％で、Ｃが０．１％～２％で、Ｓｉが０．１％～１．０％で、Ｍｎが０．１％～１．０％で、Ｃｒが２％～６％で、Ｗが０．５％～４％で、Ｍｏが０．５％～４％で、Ｖが０．５％～４％で、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなるＦｅ基合金粉末などを用いることができる。また、ＳｉとＭｎのいずれか一方又はその両方を含んでいることが好ましい。
　前記Ｆｅ基合金粉末においてＳｉを含有する場合には、造形体の合金組織の耐酸化性の向上や加工性の低下を抑制するため、Ｆｅ基合金粉末における含有量は０．１％～１．０％にすることが好ましい。前記Ｆｅ基合金粉末においてＭｎを含有する場合には、造形体の合金組織の耐摩耗性・焼入れ性の向上や脆化性の低減、焼割れや残留γにより脆化することを抑制するため、Ｆｅ基合金粉末における含有量は０．１％～１．０％にすることが好ましい。
　また、上記元素の他に、Ｃｏを含有させることができる。造形体の合金組織の靭性低下を抑制するため、Ｆｅ基合金全体における含有量は４％以下にすることが好ましい。合金組織の基地の軟化抵抗の向上のため、０．５％以上とすることが好ましい。
　よって、Ｃｏを含ませる場合には、Ｃが０．１％～２％で、Ｓｉが０．１％～１．０％で、Ｍｎが０．１％～１．０％で、Ｃｒが２％～６％で、Ｗが０．５％～４％で、Ｍｏが０．５％～４％で、Ｖが０．５％～４％で、Ｃｏが０．５％～４％で、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなるＦｅ基合金粉末を用いることが好ましい。
　合金粉末の組成は、例えば高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析法を用いて分析することができる。
　Ｆｅ基合粉末に電子ビーム又はレーザビームを照射し、溶融凝固させることにより造形を行う一実施形態としては、金属材料を対象とする付加製造法である粉末床溶融結合方式（ＰＢＦ：Ｐｏｗｄｅｒ　Ｂｅｄ　Ｆｕｓｉｏｎ）と指向性エネルギー堆積方式（ＤＥＤ：Ｄｉｒｅｃｔｅｄ　Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）のいずれの方式についても適用することができる。
　例えば、上述のＦｅ基合金粉末に電子ビームやレーザビームなどの熱源を照射して溶融凝固させて凝固層を形成する溶融凝固工程を繰り返し行うことで凝固層上にさらに凝固層を積層させることで、本実施形態のＦｅ基合金部材を製造することができる。また例えば、指向性エネルギー堆積堆積方式は、合金粉末を基材上に移動しながら噴射させ、噴射された前記合金粉末に電子ビーム又はレーザビームを照射して溶融凝固させて凝固層を形成する溶融凝固工程を繰り返し、凝固層上にさらに凝固層を積層させることで、本実施形態の合金部材（造形体）を得ることができる。
　また、付加製造方法の造形方式に合わせて、メッシュを用いた篩別分級や気流分級等により粉末粒径を調整してもよい。例えば、電子ビームやレーザビームを用いた粉末床溶融結合法に使用される造形用粉末は、熱源となるレーザビームにより粉末を溶融させる一方で、熱影響の範囲を極力狭めるために溶融しづらい粗大な粉末を除去する必要がある。また、粉末の敷設性を確保するための最適な流動性を得るために、付着性の高い微細な粉末も除去する必要がある。
　例えば、粉末床溶融結合（ＰＢＦ：Ｐｏｗｄｅｒ　Ｂｅｄ　Ｆｕｓｉｏｎ）方式に適用する場合は、合金粉末の平均粒径（Ｄ５０）を１０～５３μｍの範囲に調整することが好ましい。また例えば、指向性エネルギー堆積方式に使用される金属粉末は、熱源となるレーザビームによって粉末を溶融させるために、溶融しづらい粗大な粉末を除去する必要がある。また、粉末を熱源へ供給する際の粉塵飛散を予防し、且つ粉末を容易に搬送可能とする流動性を確保する目的で微細な粉末も除去する必要がある。このため、本発明の造形用粉末を指向性エネルギー堆積法に適用する場合は、Ｄ５０を５３～１０６μｍの範囲に調整することが好ましい。他方、熱源に電子ビームやプラズマを用いる場合は、より粗大な金属粒子を用いて造形することが可能となるため、Ｄ５０は７５～２５０μｍにすることが好ましい。
　図１に、指向性エネルギー堆積方式のうち、熱源にレーザビームを用いて付加製造する付加製造装置１の概略構成を示す。付加製造装置１は、主に、粉末供給ノズル３、フォーカシングレンズ５、保護レンズ７等から構成される。粉末供給ノズル３には、合金粉末１１が供給されて、アルゴンガスと共に粉末供給ノズル３の先端に噴射される。図示を省略したレーザ発振器から出射したレーザビーム９は、フォーカシングレンズ５により集光されて粉末供給ノズル３の先端部近傍に照射される。なお、フォーカシングレンズ５の下方には保護レンズ７が設けられる。
　付加製造では、ベースプレート１７上に、合金粉末１１を供給しながら粉末供給ノズル３をベースプレート１７に対して相対的に移動させる（図中Ａ方向）。このとき供給された合金粉末１１にフォーカシングレンズ５で集光されたレーザビーム９を照射し、合金粉末１１が溶融した溶融池を形成して凝固させることで造形体１５（Ｆｅ基合金）を形成することができる。ＣＡＤ－ＣＡＭソフトウエアを用いて作成したプログラムファイルを用いてこの工程を繰り返して、造形体１５をベースプレート１７上に積層することで、Ｆｅ基合金を少なくとも一部に備えた３次元の合金部材を造形する。
　指向性エネルギー堆積方式では、３次元付加製造装置を用い、ベースプレート又は造形体又は金型等の基材の表面をレーザ照射により高速溶融し、溶融してできた溶融池の中へ原料粉末を供給し、急冷凝固させる、一連のプロセスを繰り返し積層していくことで造形体を作製する。ベースプレート上に形成された造形体が本実施形態のＦｅ基合金部材である。また、金型の補修の場合は製造物を得ることができる。付加製造条件は、原料粉末の粒径や組成、造形体の大きさ・形状・特性、生産効率等を考慮して適宜定められるが、本実施形態の合金については、例えば、次の範囲から選択することができる。
　付加製造する際の一層厚さは、例えば、０．１ｍｍ～１．０ｍｍで、好ましくは０．４～０．８ｍｍである。なお、ベースプレートの表面に形成される第１層目のＦｅ基合金の厚みは、０．１ｍｍ～１ｍｍである。母材の界面からＦｅ基合金の表面までの全層の厚みは、Ｆｅ基合金の母材からの剥離やＦｅ基合金そのものの割れを防止するため，０．１ｍｍ～５ｍｍであることが好ましい。ここで、希釈層とは、Ｆｅ基合金を造形する際に母材と溶け合い、母材と第１層目のＦｅ基合金の両者の組成が混ざり合う層のことである。
　次に、レーザのビーム径は照射する位置で３ｍｍ程度とすることが好ましい。レーザ出力は１５００～２５００Ｗとすることが好ましい。レーザ走査速度は、２００～２０００ｍｍ／ｍｉｎが好ましく、５００～１０００ｍｍ／ｍｉｎがより好ましい。粉末供給量は１０～２０ｇ／ｍｉｎとすることが好ましい。
　原料粉末を溶融させるためにレーザ照射によって投入するエネルギーの密度（熱源のエネルギー密度：Ｊ／ｍｍ）は９０～３００Ｊ／ｍｍが好ましく、１８０～２４０Ｊ／ｍｍの範囲がより好ましい。エネルギー密度が小さ過ぎると、欠陥率の上昇をきたし、更には供給された粉末が溶融しにくくなるため、造形体の形状を維持することが困難になる。一方、エネルギー密度が大き過ぎると、レーザ照射位置を中心とする広範囲のベースプレート又は造形体自体が溶融し、やはり造形体の形状を維持することが困難になる。エネルギー密度Ｅ（Ｊ／ｍｍ）はレーザ出力Ｐ（Ｗ）、レーザ走査速度ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）を用いて、Ｅ＝Ｐ／ｖ×６０で求めることができる。
（熱処理）
　本実施形態のＦｅ基合金は、造形後に、硬さ向上の為に焼入れ処理を行って良いし、コスト等が許容範囲であれば焼入れ応力の除去、靭性の向上を目的に焼戻し処理を追加で施しても良い。熱処理条件としては、焼入れ処理の場合、例えば、保持温度を１０００～１４００℃とすることができ、１１００～１３００℃がより好ましく、１１５０～１２８０℃がさらに好ましい。保持時間としては、０．１～５時間とすることができ、０．１～２時間がより好ましい。冷却には、油中又は水中で冷却することができるが、ひずみや焼割れを防止するため、油中で冷却することがより好ましい。また、ソルトバスを用いた焼入れ及び冷却を行ってもよい。
　焼戻し処理を行う場合は、４００℃～７００℃で保持すればよく、５６０～５８０℃がより好ましい。保持時間は、１～１０時間保持しすればよく、２～６時間保持するのがより好ましい。冷却は空気冷却とすることが好ましい。
　析出炭化物は、Ｃ（炭素）がＦｅ－ＢＣＣ相中に固溶や拡散し、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ及びＶなどの炭化物形成元素と結合することで析出する。そのため、Ｆｅ－ＢＣＣ相内に炭素が固溶、拡散しやすくするなるように熱処理を行うことで、Ｆｅ－ＢＣＣ相内に析出炭化物が析出し、適度に微細化される。
　例えば、焼入れ処理を行うことで造形体内に存在する炭化物の分解が促進されたり、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素と結合する炭素がＦｅ－ＢＣＣ相内に拡散されやすくなるなどして、析出炭化物が形成されやすくなる。そのため、焼入れ処理を行った合金は、焼入れ処理を行わない合金と比べて析出炭化物の割合が高くなる。また、炭素が拡散することで析出炭化物が分散し、析出炭化物の円相当平均粒径が小さくなると推定できる。
（硬さ）
　本実施形態のＦｅ基合金や合金部材の表層の硬さは、ビッカース硬さＨＶ（以下、硬さと表記）で評価することができ、３５０ＨＶ以上であることが望ましく、５００ＨＶ以上が好ましい。硬さの測定方法としては、例えばビッカース圧子の押し込み荷重を０．５ｋｇ、押し込み時の滞留時間を１０秒とし、圧子の押し込みによって測定表面に形成された圧痕の対角線の長さから硬さを求めればよい。
　また、得られた合金部材に対して、表面処理を行う表面処理工程をさらに有してもよい。表面処理工程は、例えば、Ｆｅ基合金の表層に窒化処理又はＰＶＤ法による成膜であり、窒化層、化合物層又はセラミックコーティング層である。これらの表面処理工程では、付加製造によって形成されたＦｅ基合金に比べて硬質な被膜をＦｅ基合金の表層に形成することができるため、付加製造によって得られた合金部材表面の更なる強化による耐摩耗性の向上を図ることができる。
＜製造物＞
　このようにして得られた合金部材を少なくとも一部に有する製造物は、特に限定しないが、例えばホットスタンプ用金型、冷間鍛造用金型及び冷間プレス金型に特に好適である。この場合、例えば金型の表面の一部が損傷しても、損傷部分にのみ肉盛りにより本発明の合金層を形成することで、容易に補修を行うことができる。この際、本実施形態にかかるＦｅ基合金で補修された金型は、クラックが発生しにくく、靭性や耐ヒートクラック性に優れる。
　目的とする組成の造形体が得られるように、表１に示す各元素の原材料を所定量計量し、混合してなる原材料をるつぼに装填し、真空中で高周波溶解し、るつぼ下のノズルから溶融した合金を落下させ、高圧アルゴンで噴霧することによりガスアトマイズ粉を作製した。このガスアトマイズ粉を分級して５３～１０６μｍのＦｅ基合金粉末を得た。得られたＦｅ基合金粉末の組成を表１に、その粒度分布を表２に示す。
　次に、指向性エネルギー堆積方式の３次元付加製造装置（ＤＭＧ森精機社製　ＬＡＳＥＲＴＥＣ６５　３Ｄ　Ｈｙｂｒｉｄ）を用いて、ベースプレート上にレーザ照射によって形成した溶融池に原料粉末を供給し、高速溶融・急冷凝固させて、幅３ｍｍ、長さ８０ｍｍ、積層高さ約１０ｍｍの造形体を作製した。付加製造条件は次の通りとした。ベースプレートには、マルエージング鋼（プロテリアル社製ＹＡＧ３００（ＹＡＧは株式会社プロテリアルの登録商標）を用いた。
・積層造形する際の一層厚さ：０．４７ｍｍ
・レーザビーム径：約３ｍｍ
・レーザ出力：２４００Ｗ
・レーザ走査速度：６００ｍｍ／ｓ
・エネルギー密度：２４０Ｊ／ｍｍ
　造形体としては、熱処理を行った造形体と熱処理を行っていない造形体を評価した。焼入れのみ施した造形体をＦ１、焼入れと焼戻し処理とを施した造形体をＦ２、熱処理を行っていない造形体をＦ３、焼戻し処理のみ施した造形体をＦ４とした。焼入れ処理は、１２００℃で０．５時間保持し、その後、油中で冷却した。焼戻し処理は、５６０℃で４時間保持し、その後、空気冷却した。
　まず、造形体Ｆ１及びＦ２について、ＳＥＭを用いて観察、評価した。評価用の試験片は、造形体の一部を小片に切断して樹脂に包埋したのち、包埋した造形体の切断面を鏡面まで研磨仕上げしたものを準備した。観察倍率は３０００倍で行った。分析元素は、Ｃ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｏの８種類とした。
図２Ａ～図２Ｅに、取得したＳＥＭ像の一例を示す。図２Ａは熱処理として焼入れ処理のみを行った造形体Ｆ１、図２Ｂは焼入れと焼戻し処理とを行った造形体Ｆ２のＳＥＭ像である。図２Ｃは熱処理を行っていない（熱処理なし）造形体Ｆ３、図２Ｄは焼戻し処理のみを行った造形体Ｆ４、図２Ｅは同組成の合金であるが従来の粉末冶金法による鍛圧材Ｆ０（粉体を焼結して鍛圧し、熱処理（焼入れ処理及び焼戻し処理）を施したＳＥＭ像である。
　図２Ａ～図２Ｅを参照することで、灰色の濃淡で示される組織を確認することができるが、前述の方法でフェーズマップを取得し、さらにその視野内において元素分析を実施した。ここで、視野の面積（視野領域ともいう）は２００μｍ×２００μｍとした。
　表３に、焼入れと焼戻し処理とを施したＦ２の、Ｆｅ－ＢＣＣ相と炭化物のそれぞれの組成を示す。なお、Ｆｅ－ＢＣＣ相は図２ＢのＡ部、析出炭化物（単に炭化物という場合がある）は図２ＢのＢ部の位置を分析した。また、熱処理を行っていない（熱処理なし）Ｆ３のＦｅ－ＢＣＣ相について、図２ＣのＣ部の位置を分析した結果を表４に示す。
また、Ｆ０について、Ｆｅ－ＢＣＣ相を図２ＥのＤ部、炭化物を図２ＥのＥ部の位置で分析を行った結果を表５に示す。
　表３に示す通り、Ｆ２について、Ｆｅ－ＢＣＣ相、炭化物ともにＦｅを主に含んでいた。Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＣ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ及びＣｏは、Ｃが５．０％、Ｃｒが４．２％、Ｗが１．８％、Ｍｏが２．１％、Ｖが１．１％、Ｃｏが１．３％、Ｆｅが８４．５％であり、Ｃが３％～７％、Ｃｒが２％～６％、Ｗが０．５％～４％、Ｍｏが０．５％～４％、Ｖが０．５～４％、Ｆｅが７５％～９０％の範囲内であった。炭化物は、Ｃが８．９％、Ｃｒが４．８％、Ｗが２．５％、Ｍｏが３．３％、Ｖが２．５％、Ｆｅが７８．１％であった。また、電子線照射時に発生する電子回折パターンをＥＢＳＤにより測定し、Ｆｅ－ＢＣＣ相がＢＣＣ構造であることを把握した。
　表４に示す通り、Ｆ３について、Ｆｅ－ＢＣＣ相におけるＣ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ及びＣｏは、Ｃが４．９％、Ｃｒが４．２％、Ｗが１．９％、Ｍｏが２．２％、Ｖが１．２％、Ｃｏが１．３％、Ｆｅが８４．５％であり、Ｃが３％～７％、Ｃｒが２％～６％、Ｗが０．５％～４％、Ｍｏが０．５％～４％、Ｖが０．５～４％、Ｆｅが７５％～９０％の範囲内であった。炭化物は、それが占める面積が小さく、分析装置の分解能未満であったため、分析できなかった。Ｆ３に炭化物が析出しなかった要因の一つとしては、熱処理を行わなかったことで、炭化物の分解、Ｆｅ－ＢＣＣ相内へのＣの固溶や拡散が起こりにくく、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素と結合するＣが不足することで炭化物が形成されにくいことが考えられる。
　次に、Ｆｅ－ＢＣＣ相内の析出炭化物の円相当平均粒径を算出した。Ｆ１～Ｆ４及びＦ０について、Ｆｅ－ＢＣＣ相および析出炭化物の割合とＦｅ－ＢＣＣ相内の析出炭化物の円相当平均粒径を表６に示す。
　表６に示す通り、Ｆｅ－ＢＣＣ相の割合について、Ｆ１～Ｆ４はいずれも９６．０％以上であり、焼入れ処理のみを行ったＦ１では９９．４％、焼入れ処理及び焼戻し処理の両方とも行ったＦ２では９９．５％、焼入れ処理及び焼戻し処理のいずれも行っていない（熱処理なし）Ｆ３では９９．８％、焼戻し処理のみを行ったＦ４では９９．９％であった。
　また、造形体Ｆ１～Ｆ４の析出炭化物の割合について、Ｆ１は０．２７％、造形体Ｆ２は０．３８％であり、析出炭化物がＦｅ－ＢＣＣ相内に適度に析出していることを確認した。一方、Ｆ３は０．０１２％、Ｆ４は０．００９％であり、Ｆｅ－ＢＣＣ相内の析出炭化物の割合がＦ１とＦ２と比較しても少ないことを確認した。
　また、析出炭化物の円相当平均粒径について、Ｆ１及びＦ２では１．０８μｍであり、微細化されていることを確認した。また、Ｆ３は０．５８μｍ、Ｆ４は０．５０μｍであり、Ｆ３及びＦ４についても析出炭化物が微細化されていることを確認した。
　析出炭化物の割合について、Ｆ１及びＦ２がＦ３及びＦ４に対して大きい要因としては、熱処理の有無により炭化物の析出量に差異が生じたと推測できる。Ｆ３及びＦ４は、焼入れ処理を行わなかったことで、炭化物の分解、Ｆｅ－ＢＣＣ相内へのＣの固溶や拡散が起こりにくく、Ｆｅ基合金中に含有しているＣｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶ等の炭化物形成元素と結合するＣが不足することで炭化物が形成されにくいことが要因として考えられる。そのため、Ｆ３及びＦ４は、炭化物が形成されにくいことで析出炭化物の割合および析出炭化物の円相当平均粒径が小さくなった要因であると考える。
　また、Ｆ０とＦ１及びＦ２とを比較した場合、本実施例のように付加製造方法を用いて作製したＦ１やＦ２は、合金粉末が溶融してすぐに冷却されて凝固するため、析出炭化物の析出速度に対して冷却速度が速い。冷却速度が速いことで析出炭化物が生成できる温度範囲の保持時間が短くなり、Ｆ０に比べて、熱処理前状態の合金（造形体）内部に形成される炭化物量がそもそも少ないことが要因の一つと考えられる。
　以上、造形体Ｆ１～Ｆ４は析出炭化物の円相当平均粒径が小さいことから、析出炭化物が微細化されていることで、クラックが発生しにくく、靭性や耐ヒートクラック性に優れたＦｅ基合金となる。また特に、造形体Ｆ１及びＦ２は、析出炭化物の円相当平均粒径が１．０８μｍであり、析出炭化物が適度に微細化されていることで耐摩耗性にも優れたＦｅ基合金といえる。また、Ｆｅ－ＢＣＣ相の割合について、鍛圧材Ｆ０が９５．７％であるのに対し、造形体Ｆ１～Ｆ４は９９％以上であるため組織がより均一である。したがって、例えば外部からの応力によって局所的に歪みが発生しにくいためクラックが発生しにくいことが期待できる。
［硬さ］
　ビッカース硬さ測定機を用いて、得られた造形体の硬さを測定した。測定点数は５点とし、その平均値を求めた。結果を表７に示し、鍛圧材との比較を図３に示す。
　表７に示す通り、焼入れ処理のみを行った造形体Ｆ１では６００ＨＶ、焼入れと焼戻し処理とを行った造形体Ｆ２では５７８ＨＶであることを確認した。熱処理を行っていない（熱処理なし）造形体Ｆ３では４０９ＨＶ、焼戻し処理のみを行った造形体Ｆ４では４０８ＨＶとなった。このことから、耐摩耗性を向上させたい場合、造形体Ｆ１やＦ２のように造形体に焼入れ処理を行うことが好ましいことを確認した。
　なお、前述したように、焼入れ処理のみを行った造形体Ｆ１、焼入れと焼戻し処理とを行った造形体Ｆ２、熱処理を行っていない（熱処理なし）造形体Ｆ３、焼戻し処理のみを行った造形体Ｆ４では、表６に示すように、Ｆｅ－ＢＣＣ相の割合が９９％以上であるため組織が均一である。したがって、例えば外部からの応力によって局所的に歪みが発生しにくいためクラックが発生しにくいことが期待できる。更には、焼入れ処理のみを行った造形体Ｆ１及び焼入れと焼戻し処理とを行った造形体Ｆ２は、表６に示すように、析出炭化物の円相当平均粒径が１．０８μｍと適度に微細化されているため、クラックが発生しにくく、靭性や耐ヒートクラック性に優れることに加えて、耐摩耗性にも優れることが期待できる。
１・・・付加製造装置
３・・・粉末供給ノズル
５・・・フォーカシングレンズ
７・・・保護レンズ
９・・・レーザビーム
１１・・・合金粉末
１３・・・溶融池
１５・・・造形体
１７・・・ベースプレート
５０・・・Ｆｅ－ＢＣＣ相
５２・・・微細な析出物

Claims (17)

  1. 　Ｃ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＶを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなり、
    Ｆｅ－ＢＣＣ相を含む合金組織を有し、
    　前記Ｆｅ－ＢＣＣ相は、質量％で、
    　Ｃが３％以上７％以下、
    　Ｃｒが２％以上６％以下、
    　Ｗが０．５％以上４％以下、
    　Ｍｏが０．５％以上４％以下、
    　Ｖが０．５％以上４％以下、
    　Ｆｅが７５％以上９０％以下であり、
    　前記Ｆｅ－ＢＣＣ相中に析出した析出炭化物を有し、
    　前記析出炭化物の円相当平均粒径が１．３０μｍ以下であることを特徴とするＦｅ基合金。
  2. 　前記Ｆｅ－ＢＣＣ相が、面積率で、前記合金組織の９６％以上であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ基合金。
  3. 　前記析出炭化物の円相当平均粒径が０．６０μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ基合金。
  4. 　Ｆｅ基合金全体として、質量％で、
    　Ｃが０．１％以上２％以下、
    　Ｃｒが２％以上６％以下、
    　Ｗが０．５％以上４％以下、
    　Ｍｏが０．５％以上４％以下、
    　Ｖが０．５％以上４％以下、
    　Ｓｉが１．０％以下、
    　Ｍｎが１．０％以下、
    　Ｃｏが４％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ基合金。
  5. 　質量％で、Ｓｉが０．１％以上１．０％以下、Ｍｎが０．１％以上１．０％以下であることを特徴とする請求項４に記載のＦｅ基合金。
  6. 　質量％で、Ｃｏが０．５％以上４％以下であり、
    　前記Ｆｅ－ＢＣＣ相は、Ｃｏを０．５％以上４％以下含むことを特徴とする請求項４に記載のＦｅ基合金。
  7. 　請求項１に記載のＦｅ基合金を少なくとも一部に備えたことを特徴とする合金部材。
  8. 　前記Ｆｅ基合金の硬さが３５０ＨＶ以上であることを特徴とする請求項７に記載の合金部材。
  9. 　前記Ｆｅ基合金の最表層に、窒化層、化合物層又はセラミックコーティング層のいずれか１種以上を備えていることを特徴とする請求項７に記載の合金部材。
  10. 　請求項７に記載の合金部材を少なくとも一部に備えたことを特徴とする製造物。
  11. 　温間鍛造用金型、ダイカスト用金型、ホットスタンプ用金型、冷間鍛造用金型又は冷間プレス金型であることを特徴とする請求項１０に記載の製造物。
  12. 　質量％で、
    　Ｃが０．１％以上２％以下、
    　Ｃｒが２％以上６％以下、
    　Ｗが０．５％以上４％以下、
    　Ｍｏが０．５％以上４％以下、
    　Ｖが０．５％以上４％以下、
    　Ｓｉが１．０％以下、
    　Ｍｎが１．０％以下、
    　Ｃｏが４％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる合金粉末を用い、
    　前記合金粉末を、基材上に移動しながら噴射させ、噴射された前記合金粉末に電子ビーム又はレーザビームを照射して溶融凝固させて凝固層を形成し、前記凝固層上にさらに新規な凝固層を積層させる溶融凝固工程を有し、前記溶融凝固工程を繰り返して合金部材を得ることを特徴とする合金部材の製造方法。
  13. 質量％で、Ｓｉが０．１％以上１．０％以下、Ｍｎが０．１％以上１．０％以下であることを特徴とする請求項１２に記載の合金部材の製造方法。
  14. 　質量％で、前記Ｃｏが０．５％以上４％以下であることを特徴とする請求項１２に記載の合金部材の製造方法。
  15. 　得られた合金部材に対して、１０００℃以上１４００℃以下で保持後、油中又は水中で冷却する焼入れ処理及び４００℃以上７００℃以下で保持する焼戻し処理のうち、少なくとも一方を有することを特徴とする請求項１２に記載の合金部材の製造方法。
  16. 　得られた合金部材に対して、表面処理を行う表面処理工程をさらに有し、前記表面処理工程が、窒化処理又はＰＶＤ法による成膜であることを特徴とする請求項１２に記載の合金部材の製造方法。
  17. 前記溶融凝固工程において、前記凝固層の厚みが、０．１ｍｍ以上５ｍｍ以下になるようにする請求項１２に記載の合金部材の製造方法。
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