(57)【要約】【課題】高硬度で耐摩耗性および作業性に優れた構造体を作製可能とする合金粉末を提供する。【解決手段】Co:25-35wt.%の場合、Mo:10-17.5wt.%と、Co:35-40wt.%の場合、Mo:7.5-12.5wt.%と、Feと、を含む合金粉末。または、合金粉末を用い溶融積層造形によって作製された造形体であって、造形体は、母相中に平均粒径50nm以下の極小粒子が分散しており、極小粒子のMo濃度は、母相中のMo濃度よりも高い造形体。合金粉末は、不可避的不純物の元素を含有してもよい。合金粉末の平均粒子径分布が1μm〜500μmでもよい。【選択図】  図1
2020084286.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Co:25-35wt.%の場合、Mo:10-17.5wt.%と、
Co:35-40wt.%の場合、Mo:7.5-12.5wt.%と、
Feと、を含む合金粉末。
【請求項２】
請求項1の積層造形用粉末において
前記積層造形用粉末の平均粒子径分布が1μm〜500μmである合金粉末。
【請求項３】
請求項1の合金粉末を用い溶融積層造形によって作製された造形体。
【請求項４】
請求項3の造形体において、
前記造形体は、母相中に平均粒径50nm以下の極小粒子が分散しており、
前記極小粒子のMo濃度は、前記母相中のMo濃度よりも高い造形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金粉末、造形体に関する。
【背景技術】
【０００２】
耐摩耗部材や摺動部材は、これらが使用されるインフラ機器および設備などのメンテナンス周期を決定するなど、非常に重要な信頼性部品である。従来、これらの部材には、鉄FeやクロムCrなどの金属元素と炭素Cからなる微細で硬質な炭化物が強化相として利用されているが、転動疲労などにおいて寿命向上が限界であること、また、強化相である炭化物が損傷の起点となることから、新材料適用による寿命向上の要求がある。
【０００３】
例えば、非特許文献1では、高周波溶解によるFe、Mo、Coからなる溶製合金剤において、1000℃以上での熱間加工と、1300℃以上の均質化熱処理、その後の550℃での時効処理で、ナノサイズの極小粒子を析出させて材料強化し、ビッカース硬さ1000Hvを達成する方法を報告している。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００４】
【非特許文献１】T.Kozakai, H.Aihara, M.Doi, T. Miyazaki, “Spinodal Decomposition in Fe-Mo-Co and Fe-Mo-V Ternary Systems”, Transaction ISIJ, Vol.25, 1985 159-164pp
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
耐摩耗や摺動部材では硬さの向上と共に耐疲労特性が向上する関係があることから、非特許文献1のような極小粒子による材料強化でビッカース硬さ900Hvの大きい高硬度を達成している。非特許文献1の材料では、高硬度を発現するため、1000℃以上での熱間加工や1300℃以上での均質化熱処理という高温処理工程を用いており、作業性に問題があった。 
【０００６】
本発明の目的は、高硬度で耐摩耗性および作業性に優れた構造体を作製可能とする合金粉末を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決するための本発明の特徴は、例えば以下の通りである。
Co:25-35wt.%の場合、Mo:10-17.5wt.%と、Co:35-40wt.%の場合、Mo:7.5-12.5wt.%と、Feと、を含む合金粉末。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、高硬度で耐摩耗性および作業性に優れた構造体を作製可能とする合金粉末を提供することができる。上記した以外の課題、構成及び効果は以下の実施形態の説明により明らかにされる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】本発明の実施形態に係る耐摩耗鉄基積層造形用粉末の一例を示す断面写真である。
【図２】本発明の実施形態に係る耐摩耗鉄基積層造形体の製造方法の一例を示すフロー図である。
【図３】本発明の実施形態に係る造形体の製造システムの例を示す模式図である。
【図４】本発明の実施形態に係る耐摩耗鉄基積層造形体の一例を示す断面写真である。
【図５】粉末P1を用いた積層造形体FA1の微細組織の一例を示す高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡写真（HAADF-STEM像）である。
【図６】粉末P1を用いた積層造形体FA1の微細組織の一例を示す高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡写真（HAADF-STEM像）とエネルギー分散型X線分析（EDX）の分析領域である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下、図面を参照して本発明の合金粉末、特に耐摩耗鉄基積層造形用合金粉末の実施の形態を説明する。具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。
【００１１】
＜粉末の形態＞
本実施形態に係る合金粉末は、Co:25-35wt.%の場合、Mo:10-17.5wt.%と、Co:35-40wt.%の場合、Mo:7.5-12.5wt.%と、Feと、を含む粉末粉末である。本成分範囲の粉末であれば、後記の方式で製造された積層造形体で、高硬度で耐摩耗性および作業性に優れた構造体を作製可能とする。積層造形用合金粉末とは、 粉末焼結、インクジェット粉末積層，指向性エネルギー堆積方式、粉末床溶融結合方式、プラズマ粉体肉盛などの積層造形方式によって造形体を作製するために用いられる材料である。
【００１２】
本合金粉末は不可避的不純物の元素を含有することが許容される。不可避的不純物の元素としては、例えば、Al、P、S、Sn、Sb、As、Pb、C、O、N等が挙げられる。但し、Alについては、好ましくは0.05wt％以下、より好ましくは0.02wt％以下に、Pについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.002wt％以下に、Sについては、好ましくは0.002wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Snについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.002wt％以下に、Sbについては、好ましくは0.002wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Asについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Pbについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Cについては、好ましくは0.05wt％以下、より好ましくは0.01wt％以下に、に制限する。また、Oについては、好ましくは0.001wt％以下（10ppm以下）、より好ましくは0.0003wt％以下（3ppm以下）に、Nについては、好ましくは0.002wt％以下（20ppm以下）、より好ましくは0.001wt％以下（10ppm以下）に制限する。このように合金粉末に含まれる不可避的不純物の濃度を制限することによって、粉末の粒径や歩留まり、元素組成及び機械的強度の分布の均一性をより高くすることができる。
【００１３】
合金粉末は、積層造形において合金粉末を展延させる方式や、合金粉末を溶融させる熱源の出力等の溶融条件に応じて適宜の粒子径とすることができる。但し、通常は合金粉末の粒子径分布は、1μm以上500μm以下の範囲とすることが好ましい。合金粉末の粒子径が1μm以上であれば、合金粉末の巻き上がりや浮遊が抑制されたり、金属の酸化反応性が抑えられたりして、粉塵爆発等の恐れが低くなるためである。一方で、合金粉末の粒子径が500μm以下であれば、積層造形において形成される凝固層の表面が平滑になり易い点で有利である。また、合金粉末を溶融させるための加熱手段の出力を抑えることが可能になり、合金粉末の溶融速度や合金粉末を局所加熱する際の被加熱領域の範囲の制御が容易になるため、合金構造体の造形精度や凝固組織の均一性を確保し易くすることができる。
【００１４】
＜粉末および造形体を製造する形態＞
＜粉末の製造＞
図２の粉末製造工程S1では、製造しようとする積層造形体と同じ主成分元素と添加元素とを含有する合金粉末を調製する。合金粉末は、各粉末粒子が、製造しようとする合金構造体と略同じ元素組成となるような粒子集合とすることが好ましい。なお、凝固層造形工程において合金粉末を加熱する際に合金成分の一部が揮発して失われる場合があるため、こうした揮発による組成変化を考慮して原子濃度の範囲を高い範囲に設定してもよい。
【００１５】
合金粉末の製造方法としては、従来から一般的に利用されている金属粉末の製造方法を用いることができる。例えば、合金の溶湯に流体を吹き付けて飛散させて凝固させるアトマイズ法、合金の溶湯を凝固させた後に機械的に粉砕する粉砕法、金属粉末を混合し圧接及び粉砕を繰り返して合金化させるメカニカルアロイング法、合金の溶湯を回転しているロール上に流下させて凝固させるメルトスピニング法、金属原料粉末を接着剤と共に混合しスプレードライ方式等で混合粉末化する造粒粉法等の方法を適宜利用することができる。
【００１６】
合金粉末の製造方法としては、アトマイズ法が好適であり、より好ましくはガスアトマイズ法、さらに好ましくは流体として不活性ガスを使用して不活性ガス雰囲気で行うガスアトマイズ法が用いられる。このような調製方法によると、真球度が高く、不純物の混入が少ない合金粉末を調製することが可能である。そして、合金粉末の真球度が高められると、積層造形において合金粉末を展延する際の抵抗が抑えられるため、合金粉末のむらを低減することができる。また、不活性ガスを使用することによって、酸化物不純物等の混入が抑制されるため、製造される合金材の金属組織をより均一なものとすることができる。図1は、不活性雰囲気ガスアトマイズ法で作製した積層造形用粉末である。
【００１７】
＜造形体の製造＞
図２の積層造形工程S2での造形体の製造方法は、合金粉末を用いて基材上に造形体を作製するものである。造形体の製造方法は、特に限定されないが、たとえば、レーザメタルデポジションなどの指向性エネルギー堆積方式、粉末床溶融結合方式、プラズマ粉体肉盛などを用いることができる。指向性エネルギー堆積方式の造形体の製造では、耐摩耗鉄基積層造形用粉末を、レーザ、電子ビーム、プラズマ、アークのいずれかの熱源を用いて溶融させ、溶融した材料粉末を基材の上に付着させて凝固させ、耐摩耗鉄基合金を積層させて造形する。
【００１８】
部材全体を造形体として製造しても良い。また、特に耐摩耗特性が必要である部位のみの部分造形体でも良い。そのため、実使用後の部材において、摩耗等により減肉した部分に補修等の目的で部分造形体を製造しても良い。この際、積層造形の基材となる補修等の対象部材の合金は、耐摩耗鉄基粉末と同じ成分の合金である必要はなく、部材全体として必要な品質を確保できるよう適宜選択可能である。例えば基材としては、Fe系合金、Ni系合金、Co系合金、Cu系合金、Al系合金等から適宜選択可能である。
【００１９】
図２の熱処理工程S3では、時効処理として、400℃から700℃で1分以上保持し、その後水や油などの冷却媒体により急冷を施すことで、耐摩耗部材として必要な高い硬さを得られる。硬さは、ビッカース硬度計等の計測機器で測定が可能である。時効処理の前に、さらなる均質性の向上のため、均質化溶体化熱加工として1000℃以上の熱処理を実施することも可能である。
【００２０】
この際熱処理は、前記温度、保持時間、冷却の効果が得られれば良く、例えばバッチ型の熱処理炉等での部材全体処理でも良く、また、特に効果が必要な部位のみ例えば局所処理型の高周波熱処理等での局所処理でも良い。
【００２１】
熱処理が施された造形体のミクロ組織は、母相と平均粒径50nm以下の極小粒子との二つの領域が存在する。平均粒径は、TEMやSTEMで計測できる。母相は体心立方（BCC:Body-Centered-Cubic）構造であり、極小粒子のMo濃度は母相のMo濃度より高い。これらの組織的特徴は、透過型電子顕微鏡等の組織観察およびX線回折装置等の結晶構造解析装置での観察および同定が可能である。Mo濃度はEPMA分析で計測できる。
【００２２】
図２の機械加工工程S4において、積層造形用粉末を造形した部材は、中間および最終部材として適宜必要な形状や粗さ等の表面性状を得るために、ショットブラスト、切削や研削などの機械加工が可能である。
【００２３】
溶融積層造形で製造された造形体、造形後に熱加工や機械加工を施した中間および最終部材において、含有する不可避不純物元素としては、例えば、Al、P、S、Sn、Sb、As、Pb、O、N等が挙げられる。但し、Alについては、好ましくは0.05wt％以下、より好ましくは0.02wt％以下に、Pについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.002wt％以下に、Sについては、好ましくは0.002wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Snについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.002wt％以下に、Sbについては、好ましくは0.002wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Asについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、Pbについては、好ましくは0.005wt％以下、より好ましくは0.001wt％以下に、に制限する。また、Oについては、好ましくは0.01wt％以下（100ppm以下）、より好ましくは0.0003wt％以下（3ppm以下）に、Nについては、好ましくは0.02wt％以下（200ppm以下）、より好ましくは0.01wt％以下（100ppm以下）に制限する。このように造形体に含まれる不可避的不純物の濃度を制限することによって、造形体の元素組成及び機械的強度の分布の均一性をより高くすることができる。
【００２４】
＜造形体の製造システム＞
図3は造形体の製造システムの模式図である。図3に示すように、造形体の製造システム1000は、造形処理を行う造形装置100および造形装置100の制御を行う制御装置200を有する。
【００２５】
造形装置100は、粉末床溶融結合（Powder Bed Fusion）方式の金属三次元付加造形装置であって、AM体10の原料となる合金粉末20が敷詰められた粉末層にエネルギーを照射して二次元平面の固化層を形成し、繰り返し積層することで造形物を製造するものである。
【００２６】
図3では、合金粉末20で構成される粉末層を固化する熱源供給装置としてレーザー光照射装置を備えており、レーザー発振器300、プロセスファイバ400、ガルバノヘッド500およびレーザー同軸照明600を有する。熱源供給装置としては、合金粉末20を溶融および凝固できるものなら特に限定は無く、レーザー光照射装置の他、電子ビーム照射装置であってもよい。
【００２７】
AM体10が製造される処理室30は、ガス供給管60およびガス排気管70を有しており、処理室30の雰囲気を制御可能な構成を有している。雰囲気制御は、例えば、熱源してレーザー光を用いる場合には不活性ガス雰囲気または真空雰囲気とし、熱源として電子ビームを用いる場合には真空雰囲気とする。
【００２８】
処理室30の内部は、AM体10の原料である合金粉末20を保管する合金粉末保管領域31と、合金粉末20を積層した粉末層の形成と、熱源供給装置によって粉末層を溶融および凝固して固化層を形成する造形領域32と、造形領域31で粉末層を形成する際に余った合金粉末20が回収される合金粉末回収領域33に分けられる。
【００２９】
粉末供給機40は、図3の白色矢印の方向に移動して合金粉末保管領域31から造形領域32に合金粉末20を供給する。粉末供給機40としては、例えばリコータ、コータ、スキージおよびブレードを用いることができる。合金粉末保管領域31および造形領域32において、合金粉末20が載置される試料台50および試料台55は、図3の黒色矢印の方向に上下可能な構成を有している。造形が行われる試料台55は、図示していないが、粉末層または固化層を加熱可能な加熱器（ヒーター）を備えていてもよい。加熱器としては、25〜650℃程度まで加熱可能なものが好ましい。粉末層または固化層の加熱は、合金粉末20中の水分除去あるいはビーム入熱量低減による造形スピードの向上や、温度分布を均一化して歪みを低減する効果が得られる。
【００３０】
制御装置30は、造形装置100に有線または無線で接続され、これらの動作の制御を行う。粉末供給機14と試料台15a，試料台15bの駆動およびレーザー発振器300とガルバノヘッド4の動作も制御装置30によって制御・監視される。
【００３１】
＜造形体を用いた部品とそれを組み込んだ製品＞
本発明の造形体は、積層造形法により摺動部品である各種軸受部品等、駆動部品である各種歯車部品等の複雑形状物に容易に造形することができる。また、本発明の造形体を用いた部品は、高い耐摩耗性を有することから各種面疲労環境において長寿命化を可能とする。部品の長寿命化により、製品自体の信頼性向上と、メンテナンス周期の長期間化でライフサイクルコストの低減に貢献できる。
【００３２】
以下、実施例および比較例により本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００３３】
＜実験1＞
＜合金粉末P1〜P10の作製＞
表1に示す名目組成でガスアトマイズ法により粉末作製を実施した。次に、得られた合金粉末に対して、ふるいによる分級を行って粒径20〜45μmに選別して合金粉末P1〜P10を用意した。レーザ回折式粒度分布測定装置を用いて、合金粉末P1〜P10の粒度分布を測定したところ、それぞれの平均粒径は約30μmであった。
【００３４】
本発明成分範囲の粉末はP1〜P3である。図1は、粉末の断面写真である。代表してP5のもののみ示した。
【００３５】
＜実験2＞
＜合金造形物FA1〜FA10の作製＞
実験1で作製した合金粉末P1〜P10に対し、付加製造は、指向性エネルギー堆積方式のレーザデポジションにより行った。耐摩耗鉄基合金の造形は、1層あたり5パスで、5層にわたって積層させた。基材は、Fe系合金のSUS304材である。この際、供給粉末に対する入熱量が10〜30[kJ/g]となるように、レーザ出力[W]、粉末供給量[g/min]、走査速度[mm/min]およびデフォーカス距離[mm]を適宜調整した。以上より造形体FA1〜FA10を作製した。
【００３６】
図4は、造形体FA1の断面観察結果である。基材と造形体との溶融混合領域に割れもなく、またポア欠陥も観察されず高品質な造形体である。
【００３７】
実験1におけるP1〜P10の合金粉末の名目組成（wt.%）、実験2における造形体FA1〜FA10の熱処理条件と硬さを表1に示す。表1において、実は実験例、比は比較例を表す。Co、Mo、Feの値はwt.%である。bal.は残部を示している。を表す。硬さAは熱処理条件600℃×5minにおける硬さ（Hv）、硬さBは熱処理条件1300℃×1hにおける硬さ（Hv）、硬さCは熱処理条件1300℃×1h＋600℃×5minにおける硬さ（Hv）、を示す。
【００３８】
【表１】
2020084286.tif 000003
【００３９】
熱処理は、造形体FA1〜FA10を厚さ5mmに切り出し、電気炉内で表2の温度と時間保持した後に水焼入れした。硬さはビッカース硬度計において荷重100gで15秒間の条件で測定し、10点平均で算出した。
【００４０】
表1に示すように、実施例1〜3では、1300℃での均質化処理の有無に関わらず、600℃5minの短時間の時効処理でビッカース硬さが900Hv以上の高硬度が確認された。耐摩耗材として重要な高硬度を、積層造形後の短時間処理で得られる。一方、比較例1〜7では、1300℃で均質化熱処理を施したものであっても、600℃で5minの短時間の時効処理では硬さが900Hv以上の高硬度のものは確認されなかった。
【００４１】
図5は、実施例1である合金粉末P1を用いた合金造形物FA1を、600℃×5minで熱処理したものの、高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡像（HAADF-STEM像）である。図5に示したように、白色の数ナノミリメートルの極小粒子が析出していることが確認される。また、別途測定した電子線回折パターンから、それら極小粒子は、濃度の偏りでなく、結晶性の粒子であることを確認した。
【００４２】
さらに、図6中の四角枠内の領域1〜10で合金造形物の構成元素の定量分析を行った。定量分析結果を表2に示す。表に2におけるCoおよびMoの単位はwt.％である。極小粒子を狙った結果が領域1〜5、母相を狙った結果が領域6〜10に対応する。表2に示すように、極小粒子ではMo濃度が粉末組成よりも高く、逆に、母相ではMo濃度が低いことがわかる。Moは原子半径が大きく、Mo濃度が高い極小粒子はMo固溶強化された高強度粒子である。かつその極小粒子が造形体中に多量分散状態であることで高硬度が得られる。Moは原子半径が大きく、スピノーダル分解するため、固溶強化に好適できる。
【００４３】
【表２】
2020084286.tif 000004
【符号の説明】
【００４４】
1  造形体、2  基材
10  AM体、20  合金粉末、30  処理室、40  粉末供給機、50  試料台、55  試料台,
60  ガス供給管、70  ガス排気管
31  合金粉末保管領域、32  造形領域、33  合金粉末回収領域
100  造形装置、200  制御装置、300  レーザー発振器、400  プロセスファイバ、500  ガルバノヘッド、600  レーザー同軸照明
1000  造形体の製造システム
【図１】
2020084286.tif 000005
【図２】
2020084286.tif 000006
【図３】
2020084286.tif 000007
【図４】
2020084286.tif 000008
【図５】
2020084286.tif 000009
【図６】
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