(57)【要約】【課題】急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適しており、かつ優れた特性を有する造形物が得られるＦｅ基金属粉末の提供。【解決手段】造形用金属粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、５．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含む。この合金の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。この粉末の平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ３）との比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
その材質がＦｅ基合金であり、
上記Ｆｅ基合金が、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、５．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物である造形用のＦｅ基金属粉末。
【請求項２】
その平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とそのタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ３）との比（Ｄ５０／ＴＤ）が、０．２以上２０以下である請求項１に記載の金属粉末。
【請求項３】
Ｆｅ基金属粉末を原料とする造形物の製造方法であって、
（１）その材質がＦｅ基合金であり、このＦｅ基合金が、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、５．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物であるＦｅ基金属粉末を、準備する工程、
並びに
（２）上記Ｆｅ基金属粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む、造形物の製造方法。
【請求項４】
上記工程（１）及び（２）で得られた未熱処理の造形物のロックウェル硬さが、３０以上４０以下である請求項３に記載の製造方法。
【請求項５】
上記工程（２）に続き、
（３）上記未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
を含む請求項３又は４に記載の製造方法。
【請求項６】
上記工程（３）が、
（３−１）上記未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３−２）上記未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む請求項５に記載の製造方法。
【請求項７】
上記溶体化（３−１）における、処理温度が７００℃以上９００℃以下であって、処理時間が１．０時間以上３．０時間以下であり、
上記時効（３−２）における、処理温度が４５０℃以上５５０℃以下であって、処理時間が３．０時間以上６．０時間以下である請求項６に記載の製造方法。
【請求項８】
上記工程（３）を経た造形物のロックウェル硬さが、５０以上６０以下である請求項５から７のいずれかに記載の製造方法。
【請求項９】
上記工程（３）を経た造形物が、下記数式（Ｉ）及び（II）を満たす請求項５から８のいずれかに記載の製造方法。
１．５≦（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５    （Ｉ）
１．５≦（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５    （II）
（上記数式において、ＡＴＨは４００℃における引張強さを表し、ＡＴＲは２５℃における引張強さを表し、ＢＴＨは４００℃における０．２％耐力を表し、ＢＴＲは２５℃における０．２％耐力を表し、ＣＴＨは４００℃における破断伸びを表し、ＣＴＲは２５℃における破断伸びを表す。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法、肉盛法等の急速溶融急冷凝固プロセスに用いられる金属粉末に関する。詳細には、本発明は、その材質がＦｅ基合金である粉末に関する。
【背景技術】
【０００２】
金属からなる造形物の製作に、３Ｄプリンターが使用されている。この３Ｄプリンターでは、積層造形法によって造形物が製作される。積層造形法では、敷き詰められた金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粉末の金属粒子が溶融する。粒子はその後、凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に、選択的になされる。粉末の、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
【０００３】
結合層の上に、さらに金属粉末が敷き詰められる。この金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、金属粒子が溶融する。金属はその後、凝固する。この溶融と凝固とにより、粉末中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
【０００４】
照射による結合が繰り返されることにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形物が得られる。積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。積層造形法の一例が、特許第４６６１８４２号公報に開示されている。
【０００５】
航空機、宇宙の構造物等の合金には、強度及び耐疲労性が要求される。このような用途には、マルエージング鋼が適している。
【０００６】
特開２０１３−２５３２７７公報には、主成分がＦｅであり、Ｎｉ、Ｃｏ及びＭｏを含むマルエージング鋼が開示されている。このマルエージング鋼におけるＣｏの含有率は、７質量％以上である。このマルエージング鋼は、Ｗを含む。このマルエージング鋼は、Ｔｉを含まない。
【０００７】
特開２００８−１８５１８３公報には、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｏを含むマルエージング鋼が開示されている。このマルエージング鋼には、窒化処理が施されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第４６６１８４２号公報
【特許文献２】特開２０１３−２５３２７７公報
【特許文献３】特開２００８−１８５１８３公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
積層造形法では、金属材料が急速に溶融され、かつ急冷されて凝固する。このような急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに用いられる粉末には、従来のマルエージング鋼は不向きである。積層造形法に適しており、かつ優れた機械特性を有する造形物が得られるＦｅ基合金が求められている。かかる合金は、射法、レーザーコーティング法、肉盛法等においても、有用である。
【００１０】
本発明の目的は、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適しており、かつ優れた特性を有する造形物が得られるＦｅ基金属粉末の提供にある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明に係る造形用の金属粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、１０．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含む。この合金における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００１２】
好ましくは、Ｆｅ基合金におけるＣｏの含有率は、０．５質量％以下である。Ｃｏの含有率が０．５質量％以上１０．０質量％以下であってもよい。
【００１３】
好ましくは、金属粉末の、平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ３）との比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下である。
【００１４】
他の観点によれば、本発明に係る造形物の製造方法は、
（１）その材質がＦｅ基合金であり、このＦｅ基合金が、１５．０質量％以上２１．０質量％以下のＮｉ、１０．０質量％以下のＣｏ、７．０％以下のＭｏ、０．１質量％以上６．０質量％以下のＴｉ、及び０．１質量％以上３．０質量％以下のＡｌを含み、かつ残部がＦｅ及び不可避的不純物であるＦｅ基金属粉末を、準備する工程、
並びに
（２）上記Ｆｅ基金属粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む。
【００１５】
好ましくは、工程（１）及び（２）で得られた未熱処理の造形物のロックウェル硬さは、３０以上４０以下である。
【００１６】
好ましくは、この製造方法は、工程（２）に続き、
（３）未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
を含む。
【００１７】
好ましくは、工程（３）は、
（３−１）上記未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３−２）上記未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む。
【００１８】
好ましくは、溶体化（３−１）における、処理温度は７００℃以上９００℃以下であり、処理時間は１．０時間以上３．０時間以下である。好ましくは、時効（３−２）における、処理温度は４５０℃以上５５０℃以下であり、処理時間は３．０時間以上６．０時間以下である。
【００１９】
好ましくは、工程（３）を経た造形物のロックウェル硬さは、５０以上６０以下である。
【００２０】
好ましくは、工程（３）を経た造形物は、下記数式（Ｉ）及び（II）を満たす。
１．５≦（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５    （Ｉ）
１．５≦（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５    （II）
（上記数式において、ＡＴＨは４００℃における引張強さを表し、ＡＴＲは２５℃における引張強さを表し、ＢＴＨは４００℃における０．２％耐力を表し、ＢＴＲは２５℃における０．２％耐力を表し、ＣＴＨは４００℃における破断伸びを表し、ＣＴＲは２５℃における破断伸びを表す。）
【発明の効果】
【００２１】
本発明に係るＦｅ基金属粉末から、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにより、優れた特性を有する造形物が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
一般的なマルエージング鋼は、Ｃを実質的に含まず、かつ、Ｎｉ、Ｍｏ，Ｔｉ、Ｃｏ等の合金元素を含む。このマルエージング鋼では、マルテンサイトのマトリクス中にＮｉ３Ｍｏ相及びＮｉ３Ｔｉ相のような金属間化合物が析出している。この金属間化合物は、マルエージング鋼の高硬度及び強度に寄与する。
【００２３】
Ｃｏは、Ｍｏの固溶限を下げる。従って、Ｃｏの添加量が多いマルテンサイトでは、過飽和のＭｏの量も多い。Ｃｏの添加は、マルテンサイト中へのＮｉ３Ｍｏ相の析出を促進する。
【００２４】
一方、Ｃｏはオーステナイト形成元素なので、Ｃｏの多量の添加はマルテンサイト変態を阻害する。Ｃｏの多量の添加はμ相又はσ相の生成を助長するので、合金の脆化を招く。さらに、Ｃｏは特定化学物質障害予防規制の対象であり、この規定の遵守の観点から、Ｆｅへの多量のＣｏの添加は、好ましくない。かかる事情から、Ｃｏの添加量が抑制されることが好ましい。しかし、Ｃｏの添加量が抑制された鋼では、Ｎｉ３Ｍｏ相が析出しにくい。この鋼では、硬さ、強度等の機械的特性が不十分である。
【００２５】
本発明者は、鋭意検討の結果、Ｆｅへの所定量のＮｉ、Ｔｉ及びＡｌの添加が、Ｃｏの添加量が少ないことを補うことを見いだした。本発明に係るＦｅ基金属粉末を原料とした急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにより、機械的特性に優れた造形物が得られることを、本発明者は見いだした。
【００２６】
本発明に係る造形用のＦｅ基金属粉末は、多数の粒子の集合である。この粒子の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金のマトリクスの組織は、マルテンサイトである。このＦｅ基合金は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌを含む。このＦｅ基合金は、Ｃｏを含みうる。好ましくは、この合金における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。以下、この合金における各元素の役割が詳説される。
【００２７】
［コバルト（Ｃｏ）］
前述の通り、Ｃｏはマルテンサイト変態を阻害する。本発明に係る金属粉末では、Ｃｏが添加されないか、添加される場合はその量が少量に設定される。なお、Ｃｏが添加されない場合でも、不可避的に微量のＣｏが合金に含まれうる。Ｃｏの含有率は１０．０質量％以下が好ましく、５．０質量％以下がより好ましく、０．５質量％以下がさらに好ましく、０．３質量％以下が特に好ましい。Ｃｏの含有率が、実質的にゼロでもよい。  
【００２８】
［ニッケル（Ｎｉ）］
Ｎｉは、Ｆｅ基合金において、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌのそれぞれと、金属間化合物を形成する。金属間化合物の具体例は、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌである。これらの金属間化合物は、合金を強化する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れた造形物が得られる。造形物の強度の観点から、合金におけるＮｉの含有率は１５．０質量％以上が好ましく、１６．０質量％以上がより好ましく、１７．０質量％以上が特に好ましい。Ｎｉは、オーステナイト形成元素である。多量のＮｉの添加は、マルテンサイト変態を阻害する。マルテンサイト変態が阻害されにくいとの観点から、Ｎｉの含有率は２１．０質量％以下が好ましく、２０．０質量％以下がより好ましく、１９．５質量％以下が特に好ましい。
【００２９】
［モリブデン（Ｍｏ）］
Ｍｏは、Ｆｅ基合金において、Ｆｅと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｆｅ２Ｍｏである。Ｍｏはさらに、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｍｏである。これらの金属間化合物は、合金を強化する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れた造形物が得られる。造形物の強度の観点から、合金におけるＭｏの含有率は２．０質量％以上が好ましく、２．５質量％以上がより好ましく、３．０質量％以上が特に好ましい。Ｍｏの多量の添加は、デルタフェライト相の形成を助長する。デルタフェライト相の抑制の観点から、Ｍｏの含有率は７．０質量％以下が好ましく、６．０質量％以下がより好ましく、５．０質量％以下が特に好ましい。
【００３０】
［チタン（Ｔｉ）］
Ｔｉは、Ｆｅ基合金において、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｔｉである。この金属間化合物は、合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、耐久性に優れた造形物が得られる。造形物の耐久性の観点から、合金におけるＴｉの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．５質量％以上がより好ましく、２．０質量％以上が特に好ましい。Ｔｉの多量の添加は、急速溶融急冷凝固プロセスにおいて高温割れが生じやすい。高温割れの抑制の観点から、Ｔｉの含有率は６．０質量％以下が好ましく、５．０質量％以下がより好ましく、４．０質量％以下が特に好ましい。
【００３１】
［アルミニウム（Ａｌ）］
Ａｌは、Ｆｅ基合金において、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ａｌである。この金属間化合物は、合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこの合金である粉末から、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、耐久性に優れた造形物が得られる。造形物の耐久性の観点から、合金におけるＡｌの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．３質量％以上がより好ましく、０．５質量％以上が特に好ましい。Ａｌの多量の添加は、急速溶融急冷凝固プロセスにおいて高温割れが生じやすい。高温割れの抑制の観点から、Ａｌの含有率は３．０質量％以下が好ましく、２．５質量％以下がより好ましく、２．０質量％以下が特に好ましい。
【００３２】
［平均粒子径］
造形物の製造容易の観点から、この金属粉末の平均粒子径Ｄ５０は１５μｍ以上５０μｍ以下が好ましく、２０μｍ以上３０μｍ以下が特に好ましい。平均粒子径Ｄ５０の測定では、粉末の全体積が１００％とされて、累積カーブが求められる。このカーブ上の、累積体積が５０％である点の粒子径が、Ｄ５０である。粒子直径Ｄ５０は、レーザー回折散乱法によって測定される。この測定に適した装置として、日機装社のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」が挙げられる。この装置のセル内に、粉末が純水と共に流し込まれ、粒子の光散乱情報に基づいて、粒子径が検出される。
【００３３】
［タップ密度］
造形物の製造容易の観点から、この金属粉末のタップ密度ＴＤは、０．１０Ｍｇ／ｍ３以上０．４０Ｍｇ／ｍ３以下が好ましく、０．１５Ｍｇ／ｍ３以上０．３５Ｍｇ／ｍ３以下が特に好ましい。タップ密度ＴＤの測定方法は、後に詳説される。
【００３４】
［Ｄ５０／ＴＤ］
平均粒子径Ｄ５０（μｍ）とそのタップ密度ＴＤ（Ｍｇ／ｍ３）との比（Ｄ５０／ＴＤ）は、０．２以上２０以下が好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が０．２以上である金属粉末は、流動性に優れる。この金属粉末から、高密度の造形物が得られる。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は、２以上がより好ましく、５以上が特に好ましい。比（Ｄ５０／ＴＤ）が２０以下である金属粉末は、急速加熱によって粒子が十分に溶融する。この観点から、比（Ｄ５０／ＴＤ）は１５以下がより好ましく、１２以下が特に好ましい。
【００３５】
［造形］
本発明に係る金属粉末から、種々の造形物が製造されうる。この造形物の製造方法は、
（１）金属粉末を準備する工程、
及び
（２）この金属粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む。金属粉末を溶融・凝固する工程として、急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例として、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法及び肉盛法が挙げられる。特に、三次元積層造形法に、この金属粉末は適している。
【００３６】
この積層造形法には、３Ｄプリンターが使用されうる。この積層造形法では、敷き詰められた金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に加熱され、急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に、選択的になされる。粉末の、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
【００３７】
結合層の上に、さらに金属粉末が敷き詰められる。この金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粉末中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
【００３８】
照射による結合が繰り返されることにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形物が得られる。この積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
【００３９】
［造形物の硬さ］
造形後の、換言すれば熱処理されない状態の、造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、３０以上４０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが３０以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは３２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが４０以下である造形物は、亀裂等の内部欠陥が少ない。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは３８以下が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣの測定方法は、後に詳説される。
【００４０】
［熱処理］
好ましくは、造形物の製造方法は、
（３）上記工程（２）で得られた未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
をさらに含む。好ましくは、この工程（３）は、
（３−１）未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３−２）未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む。
【００４１】
溶体化により、過飽和マルテンサイト組織が得られる。時効により、マルテンサイトのマトリクス中にＮｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが析出する。これら金属間化合物の析出により、強度と靱性とに優れた造形物が得られる。
【００４２】
溶体化の温度は、７００℃以上９００℃以下が好ましい。温度が７００℃以上である溶体化により、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、温度は７３０℃以上がより好ましく、７５０℃以上が特に好ましい。温度が９００℃以下である溶体化では、組織の脆化が抑制される。この観点から、温度は８７０℃以下がより好ましく、８５０℃以下が特に好ましい。
【００４３】
溶体化の時間は、１．０時間以上３．０時間以下が好ましい。１．０時間以上である溶体化により、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、時間は１．３時間以上がより好ましく、１．５時間以上が特に好ましい。３．０時間以下である溶体化では、エネルギーコストが抑制される。この観点から、時間は２．７時間以下がより好ましく、２．５時間以下が特に好ましい。
【００４４】
時効の温度は、４５０℃以上５５０℃以下が好ましい。温度が４５０℃以上である時効により、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが十分に析出した組織が得られる。この観点から、温度は４６０℃以上がより好ましく、４７０℃以上が特に好ましい。温度が５５０℃以下である時効では、合金元素の母相への固溶が抑制される。この観点から、温度は５４０℃以下がより好ましく、５３０℃以下が特に好ましい。
【００４５】
時効の時間は、３．０時間以上６．０時間以下が好ましい。３．０時間以上である時効により、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが十分に析出した組織が得られる。この観点から、時間は３．３時間以上がより好ましく、３．５時間以上が特に好ましい。６．０時間以下である時効では、エネルギーコストが抑制される。この観点から、時間は５．７時間以下がより好ましく、５．５時間以下が特に好ましい。
【００４６】
［熱処理後の造形物の物性］
熱処理後の造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、５０以上６０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが５０以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが６０以下である造形物は、靱性に優れる。この造形物から得られた製品は、耐久性に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５８以下が特に好ましい。
【００４７】
熱処理後の造形物において、値Ｖ１及び値Ｖ２は、それぞれ、下記数式で算出される。
Ｖ１＝（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）
Ｖ２＝（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）
これらの数式において、ＡＴＨは４００℃における引張強さを表し、ＡＴＲは２５℃における引張強さを表し、ＢＴＨは４００℃における０．２％耐力を表し、ＢＴＲは２５℃における０．２％耐力を表し、ＣＴＨは４００℃における破断伸びを表し、ＣＴＲは２５℃における破断伸びを表す。この造形物では、値Ｖ１は１．５以上３．５以下が好ましく、値Ｖ２は１．５以上３．５以下が好ましい。換言すれば、造形物が下記数式（Ｉ）及び（II）を満たすことが好ましい。
１．５≦（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５    （Ｉ）
１．５≦（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）≦３．５    （II）
【００４８】
値Ｖ１が１．５以上であり、かつ値Ｖ２が１．５以上である造形物は、高温環境下での強度及び耐久性に優れる。この観点から、値Ｖ１及び値Ｖ２は１．８以上がより好ましく、２．０以上が特に好ましい。値Ｖ１及び値Ｖ２が３．５以下である造形物は、容易に製造されうる。この観点から、値Ｖ１及び値Ｖ２は３．３以下が特に好ましい。
【実施例】
【００４９】
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。
【００５０】
下記の表１−３に示された組成を有する原料を、準備した。各原料をアルミナ製の坩堝内で高周波誘導によって加熱し、溶融合金を得た。坩堝の底に形成されておりその直径が５ｍｍであるノズルから溶融合金を落下させ、これに高圧のアルゴンガスを噴射した。この噴射により溶融金属が微細化しかつ急冷されて、粉末が形成された。この粉末を各粒子の径が６３μｍ以下となるように分級し、各実施例及び各比較例のＦｅ基金属粉末を得た。
【００５１】
各金属粉末を用い、三次元積層造形装置（商品名「ＥＯＳ−Ｍ２８０」）を用いて造形物を製作した。この未熱処理造形物に、下記表１−３に示される条件での熱処理を施した。
【００５２】
[硬さ測定］
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、先端半径０．２ｍｍのダイヤモンド鋼球が付いた圧子で、試験面に基本荷重である１０ｋｇｆをかけた。次に、基本加重に試験荷重である１００ｋｇｆを足した１１０ｋｇｆの荷重を試験片に加え、この試験片を塑性変形させた。次に、荷重を基準荷重である１０ｋｇｆに戻し、基準面からの永久窪みの深さを測定した。この深さから、変換式により、ロックウェル硬さＨＲＣを算出した。測定は、熱処理前及び熱処理後に行った。この結果が、下記の表１−３に示されている。
【００５３】
[常温引張特性］
ＪＩＳ  １４Ａ号  φ５試験片（φ５×ＧＬ２５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、引張試験を行った。試験中に加わった最大引張応力σ（σ＝測定荷重Ｆ／断面積Ｓ）が引張強さである。荷重と伸びをグラフにプロットし、弾性領域と平行に標点距離の０．２％分だけオフセットした直線を引き、荷重曲線との交点の応力を０．２％耐力として算出した。伸びＺは、下記数式に基づいて算出した。
Ｚ＝（Ｌｆ−Ｌ０）／Ｌ０×１００
この数式において、Ｌ０は初期の標点間距離であり、Ｌｆは破断時の標点間距離である。この結果が、下記の表１−３に示されている。
【００５４】
［高温引張特性］
ＪＩＳ  Ｇ  ０５６７  I―６型試験片（φ６×ＧＬ３０ｍｍ）を作製し、常温引張特性と同様の測定を７６０℃の環境下で実施し、引張強さ、０．２％耐力及び伸びを算出した。この結果が、下記の表１−３に示されている。
【００５５】
［粒度分布測定］
前述のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」により、平均粒子径Ｄ５０を測定した。この結果が、下記の表１−３に示されている。
【００５６】
［タップ密度］
「ＪＩＳ  Ｚ  ２５１２」の規定に準拠し、タップ密度を測定した。測定では、約５０ｇの金属粉末を容積１００ｃｍ３のシリンダーに充填し、密度を測定した。測定条件は、以下の通りである。
落下高さ：１０ｍｍ
タップ回数：２００
この結果が、下記の表１−３に示されている。
【００５７】
［格付け］
下記の基準に基づき、各金属粉末を評価１−評価５に格付けした。
（評価１）
造形後硬さ：３０−４０ＨＲＣ
熱処理後硬さ：５０−６０ＨＲＣ
Ｄ５０／ＴＤ：０．２−２０
（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：３．０以上３．３以下
（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：３．０以上３．３以下
（評価２）
造形後硬さ：３０−４０ＨＲＣ
熱処理後硬さ：５０−６０ＨＲＣ
Ｄ５０／ＴＤ：０．２−２０
（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：２．０以上３．０未満
（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：２．０以上３．０未満
（評価３）
造形後硬さ：３０−４０ＨＲＣ
熱処理後硬さ：５０−６０ＨＲＣ
Ｄ５０／ＴＤ：０．２−２０
（ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．８以上２．０未満
（ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．８以上２．０未満
（評価４）
下記（ａ）から（ｅ）のいずれかに該当する。
（ａ）  造形後硬さ：３０ＨＲＣより小又は４０ＨＲＣより大
（ｂ）  熱処理後硬さ：５０ＨＲＣより小又は６０ＨＲＣより大
（ｃ）  Ｄ５０／ＴＤ：０．２未満又は２０より大
（ｄ）  （ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５以上１．８未満または３．３より          大きく３．５以下
（ｅ）  （ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５以上１．８未満または３．３より          大きく３．５以下
（評価５）
下記（ａ）（ｂ）のどちらかに該当する。
（ａ）  （ＡＴＨ／ＡＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５未満
（ｂ）  （ＢＴＨ／ＢＴＲ）×（ＣＴＨ／ＣＴＲ）：１．５未満
【００５８】
【表１】
2020063519.tif 000002
【００５９】
【表２】
2020063519.tif 000003
【００６０】
【表３】
2020063519.tif 000004
【００６１】
［表１−３における脚注］
・成分組成の列の記号「−」は、不可避的不純物を表す。
・造形後硬さの列の記号「−」は、３０ＨＲＣより小さいか、又は４０ＨＲＣより大きいことを表す。
・熱処理後硬さの列の記号「−」は、５０ＨＲＣより小さいか、又は６０ＨＲＣより大きいことを表す。
・値Ｖ１の列の記号「−」は、１．５よりも小さいか、又は３．５より大きいことを表す。
・値Ｖ２の列の記号「−」は、１．５よりも小さいか、又は３．５より大きいことを表す。
・溶体化熱処理温度の列の記号「−」は、温度が７００℃より小さいか、又は９００℃より大きいことを表す。
・溶体化熱処理時間の列の記号「−」は、時間が１時間より短いか、又は３時間より長いことを表す。
・時効熱処理温度の列の記号「−」は、温度が４５０℃より小さいか、又は５５０℃より大きいことを表す。
・時効熱処理時間の列の記号「−」は、時間が３時間より短いか、又は６時間より長いことを表す。
・Ｄ５０／ＴＤの列の記号「−」は、比が０．２より小さいか、又は２０より大きいことを表す。
【００６２】
表１−３に示されるように、各実施例の粉末は、総合評価に優れている。この結果から、本発明の優位性は明かである。
【産業上の利用可能性】
【００６３】
本発明に係る粉末は、ノズルから粉末が噴射されるタイプの３Ｄプリンターにも適している。この粉末は、ノズルから粉末が噴射されるタイプのレーザーコーティング法にも適している。