(57)【要約】本発明の目的は、８００℃以上の温度域においても好適な熱間鍛造に利用可能な高強度高延性の積層造形物およびその製造方法を提供することである。本発明に係る積層造形物の製造方法は、セラミックと金属と含み、空隙を有する複合粉末を用い、前記複合粉末を溶融・凝固させる工程を繰り返して、セラミックと金属とを含む複合部材を形成する積層造形工程と、前記複合部材の表面を再溶融する再溶融工程と、を含むことを特徴とする。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
セラミックと金属とを含み、空隙を有する複合粉末を用い、
前記複合粉末を溶融・凝固させる工程を繰り返して、セラミックと金属とを含む複合部材を形成する積層造形工程と、
前記複合部材の表面を再溶融する再溶融工程と、
を含むことを特徴とする複合部材の製造方法。
【請求項２】
前記再溶融工程後に、８００℃以上１４００℃以下の温度範囲で熱処理を施す熱処理工程を含むことを特徴とする請求項１に記載の複合部材の製造方法。
【請求項３】
前記セラミックは炭化タングステンであり、前記金属はコバルトであることを特徴とする、請求項１または２に記載の複合部材の製造方法。
【請求項４】
セラミック相と金属相とを含む複合部材であり、
前記複合部材は表面から少なくとも１００μｍの厚さにおける空隙率が１０％以下であることを特徴とする複合部材。
【請求項５】
前記複合部材に含まれるη相の質量分率が１０％以下であることを特徴とする請求項４に記載の複合部材。
【請求項６】
前記セラミック相は炭化タングステンであり、前記金属相はコバルトであることを特徴とする、請求項５に記載の複合部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複合部材の製造方法及び複合部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
温熱間鍛造金型の材料として、かつては工具鋼が用いられることが一般的であった。近年では、ニアネットシェイプ率の向上のため、以前よりも高い強度や延性が温熱間鍛造金型の材料に求められるようになり、従来の工具鋼を改良し適用がなされてきた。例えば、鉄（Ｆｅ）を主体とするＳＫＤ６１鋼は、焼き入れ焼き戻しの熱処理時にマルテンサイト相および析出物を出現させ、高強度化させている。このように、現状は添加元素や熱処理プロセスを改良することで、従来の工具鋼より優れた強度および延性の向上がなされている。【０００３】
しかし、ニアネットシェイプ率をさらに向上させつつ、且つ生産性の向上を試みると、１０００℃付近のプロセス温度において鍛造することが要求され、Ｆｅを主体とする工具鋼では８００℃以上で軟化してしまい、十分な金型寿命が得られないことが問題となる。【０００４】
一方、工具鋼と比較して８００℃以上の高温強度に優れた合金として、例えば、セラミック粒子であるＷＣと金属であるＣｏの二相からなる超硬合金に代表される複合合金があり、切削工具を中心に広く使用されている（特許文献１）。【０００５】
しかし、超硬合金などの複合合金は、工具鋼に対して延性が劣り、金型への適用は困難である。また、切削工具用の超硬合金で広く適用されている焼結プロセスでは、金型焼結時の熱変形により、後工程の金型切削が膨大となることが考えられるため、複合合金の金型適用はプロセス的にも困難と考えられてきた。【０００６】
ここで特許文献２に示すような、粉末を熱源により局所的に溶融・凝固させて凝固層を形成し、その凝固層を積み重ねることで三次元形状の積層造形物を製造する積層造形法では、大きな変形を生じさせることなく、構造物を任意の形状へ成型できることが知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６２−２６００２７号公報
【特許文献２】特開２００３−２４５９８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
セラミックと金属とを含む複合粉末は、高温強度に優れており、上述した積層造形による温熱間鍛造金型の材料に適していると考えられる。しかしながら、複合粉末は造粒工程において内外部に空隙が不可避に発生し、この粉末の空隙が積層造形された複合部材に発生する空隙の原因ともなり、複合部材の強度低下を引き起こすことが懸念される。【０００９】
したがって、本発明の目的は、セラミックと金属とを含み、空隙を有する複合粉末を用いて積層造形を行っても、得られた複合部材に存在する空隙が少ない、高強度な複合部材の製造方法及び複合部材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一態様は、セラミックと金属とを含み、空隙を有する複合粉末を用い、前記複合粉末を溶融・凝固させる工程を繰り返して、セラミックと金属とを含む複合部材を形成する積層造形工程と、前記複合部材の表面を再溶融する再溶融工程と、を含むことを特徴とする複合部材の製造方法である。好ましくは、前記再溶融工程後に、８００℃以上１４００℃以下の温度範囲で熱処理を施す熱処理工程を含む。好ましくは、前記セラミックは炭化タングステンであり、前記金属はコバルトである。【００１１】
本発明の他の一態様は、セラミック相と金属相とを含む複合部材であり、前記複合部材は表面から少なくとも１００μｍの厚さにおける空隙率が１０％以下であることを特徴とする。好ましくは、複合部材に含まれるη相の重量分率が１０％以下である。好ましくは、前記セラミック相は炭化タングステンであり、前記金属相はコバルトである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、セラミックと金属とを含み、空隙を含む複合粉末を用い、溶融・凝固させる工程を繰り返して形成した、セラミックと金属とを含む複合部材において、存在する空隙が少なく、高強度な複合部材を得ることが出来る。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明に係る複合粉末の外観を示す写真である。
【図２】本発明に係る複合粉末の断面組織を示す写真である。
【図３】本発明に係る複合粉末に対してレーザ熱源を用いた積層造形を行って作製した複合部材の断面組織写真である。
【図４】図３の複合部材に対して、１３００℃で熱処理を施した際の断面組織写真である。
【図５】本発明に係る複合粉末を用いた造形物の製造方法の一例を示す工程図である。
【図６】（ａ）は再溶融を実施していない比較例の複合部材の断面写真、（ｂ）は（ａ）の断面図におけるＡ部の拡大写真である。
【図７】（ａ）は再溶融を実施した本発明の複合部材の断面写真、（ｂ）は（ａ）の断面図におけるＢ部の拡大写真である。
【図８】再溶融工程後に８００℃で熱処理を行った、本発明の複合部材の断面組織写真である。
【図９】再溶融工程後に１２００℃で熱処理を行った、本発明の複合部材の断面組織写真である。
【図１０】再溶融工程後に１３００℃で熱処理を行った、本発明の複合部材の断面組織写真である。
【図１１】本発明の複合部材のＸ線回折（ＸＲＤ）測定結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の実施形態について、図面を参照しながら具体的に説明する。ただし、本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜組み合わせや改良が可能である。本発明の複合部材の製造方法の一例を図５に示す。本発明の製造方法では、複合粉末を準備し（Ｓ２１）、溶融・凝固により積層造形を行い（Ｓ２２）、得られた複合部材の表面を再溶融（Ｓ２３）することにより、複合部材が製造される。また本発明の製造方法は強度や形状精度をさらに向上させるために、再溶融工程後の複合部材に熱処理を行ったり（Ｓ２４）、複合部材を切削加工（Ｓ２５）してもよい。以降、上述した「複合部材」は「積層造形物」とも記載する。
【００１５】
＜複合粉末を準備する工程（Ｓ２１）＞
まず本発明に係る複合粉末について説明する。図１は、本発明に係る複合粉末の外観を示すＳＥＭ写真である。図２は本発明に係る複合粉末の断面組織例を示すＳＥＭ写真である。本発明に係る複合粉末は、セラミックと金属とを含む複合粉末である。セラミックと金属との体積比は、例えばセラミックを体積比で４０〜９０％、金属を体積比で１０〜６０％（セラミックと金属とで１００％）の範囲内とすることができる。なお、より高剛性・高延性な粉末を得るために、本発明に係る複合粉末はセラミックの体積比の上限を７０％、金属の下限を体積比で３０％とすることが好ましい。このセラミックと金属との体積比は、例えば、以下に示す方法により測定することができる。まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に一般的に装備されるエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）および他の組成分析手法を用いて、複合粉末を構成するセラミックおよび金属の組成を特定する。続いて組成を特定したセラミックの粉末と金属の粉末を準備し、体積比を変えて（例えば１０％ずつ）混合して得られた標準試料用複合粉末を複数作成し、それぞれの粉末Ｘ線回折結果を得る。そして各粉末から得られたＸ線回折結果から三強線のピークトップ値を合計した値をプロットして検量線を作成する。上述した検量線を使用することで、未知の体積比を求めることが出来る。また、複合粉末を製造する際のセラミック粉末と金属粉末との混合比率を上記した体積比とすることが好ましい。
【００１６】
本発明に係る複合粉末が含むセラミックは、Ｗ（タングステン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔａ（タンタル）およびＴｉ（チタン）のうちの少なくとも一種の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物および硼化物から選択されることが好ましい。
【００１７】
また本発明に係る複合粉末が含む金属は、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｆｅ（鉄）、Ｗ（タングステン）、Ｍｏ（モリブデン）のうちの少なくとも一種から選択されることが好ましい。なお本実施形態では、特に記載がなければ、セラミックに炭化タングステン（ＷＣ）を、金属にコバルト（Ｃｏ）を選択したＷＣ−Ｃｏ複合粉末を選択している。
【００１８】
本発明に係る複合粉末は、図２に示すように粉末の内部に（一部は外表面に露出する）空隙９５を有する。このような空隙９５は造粒粉末であればほぼ不可避に発生する。本発明の積層造形物の製造方法では、空隙９５を有する粉末を使用しても、後述する再溶融工程により積層造形物に発生する空隙を減少させることができる。複合粉末の空隙率は体積比で６０％以下であれば、積層造形物の形状精度をさらに高めることが出来るため、好適である。ここで空隙率は、例えば、気相置換法や液相置換法により粒子の真密度とかさ密度を測定し、それらの値の差から求めることができる。また、空隙９５は少ない方が好ましいが、実質的に０％とすることは困難であり、本発明に係る複合粉末は、１％以上の空隙率を有している。したがって、本発明に係る複合粉末の空隙率は、体積比で１％から６０％であることが好ましい。
【００１９】
＜溶融・凝固により積層造形を行う工程（Ｓ２２）＞
次に、準備した複合粉末を溶融・凝固させて積層造形を行い、積層造形物（複合部材）を得る（積層造形工程）。図５（ｂ）に積層造形工程の概略図を示す。この積層造形工程は、複合粉末堆積工程と、溶融・凝固層形成工程とを有する。複合粉末堆積工程は、図５（ｂ）における基材５１上に、準備した複合粉末を敷詰め、複合粉末の堆積層を形成する。続いて溶融・凝固層形成工程では、上記堆積層を熱源５０によって局所加熱して合金の微小溶融池を形成させると共に、加熱箇所を堆積層の面内で移動させることにより微小溶融池を移動・逐次凝固させ、凝固層５２を形成する。これら２工程（複合粉末堆積工程、溶融・凝固層形成工程）を繰り返して凝固層５２を積層することで、所望の形状・厚さを有する（セラミックと金属とを含む）複合合金の積層造形物（複合部材）を作製することができる。この熱源５０は、本実施形態ではレーザを選択しているが、必ずしもレーザである必要はなく、電子ビームやアーク、プラズマを用いても、同様の積層造形が好適に可能である。さらに、本実施形態では粉末をあらかじめ敷いて照射加熱するパウダベッド方式を選択しているが、粉末を熱源に直接吹き付けて基材に溶着させるダイレクトメタルデポジッション方式などにも適用可能である。
【００２０】
＜積層造形物の表面を再溶融する工程（Ｓ２３）＞
続いて、積層造形工程により作製した積層造形物の表面を再溶融し、本発明の積層造形物を得る（再溶融工程）。図５（ｃ）に再溶融工程の概略図を示す。再溶融工程とは、図５（ｃ）における基材５１上の積層造形物５３の表面近傍（表面から少なくとも１００μｍ深さまでの範囲）を、熱源５０を用いて再溶融させることで、積層造形物の表面近傍に存在する積層造形物の空隙を浮力により表面まで浮上させて除去させる工程である。図６（ａ）に再溶融工程前の積層造形物の断面写真を示す。図６（ａ）に示すように、積層造形物の表面近傍には空隙９６が観察される。本発明に係る複合粉末は内部に空隙を有するため、積層造形物の表面近傍に空隙が発生してしまう。しかし、再溶融工程を行うことにより積層造形物の表面近傍の空隙を大幅に減少させることが可能となる。図７（ａ）に再溶融工程後の積層造形物の断面写真を示す。再溶融を施していない図６（ａ）の積層造形物と異なり、再溶融を実施した図７（ａ）の断面には、表面近傍における空隙が観察されない。そして、本発明の積層造形物の表面近傍には高強度な再溶融領域が形成されていることが分かる。これは再溶融により、空隙が表面まで浮上して消失したためと考えられる。この再溶融工程は積層造形物の最上面に施せば効果を発揮するが、積層造形物を構成する凝固層ごとに再溶融工程を施してもよい。この積層造形物の空隙を除去する効果を確実に得るために、再溶融時に生じる溶融池を一定時間存在させることが好ましく、例えば０．１〜５分の間存続させることが好ましい。より好ましい溶融池存続時間の下限は、０．５分である。溶融池存続時間の下限を０．５分にすることで、再溶融工程後の積層造形物内の有害相であるη相や遊離炭素を低減させることが可能となる。なお、繰り返し凝固層を積層することで、先に積層した凝固層に存在する溶融池から放熱される熱によって、η相や遊離炭素が若干低減するが、大幅にη相や遊離炭素を低減させ、積層造形体の組織を調整して高強度化させるためには、上述したような溶融池存続時間の増大が有効といえる。溶融池を長時間存続させるためには、積層造形物からの放熱を抑制することが有効であるので、例えば造形前に予熱を行ったり、レーザの走査速度を遅くすればよい。また本実施形態では、再溶融時の熱源５０に積層造形時に使用したものと同様のレーザを選択しているが、必ずしもレーザである必要はなく、電子ビームやアーク、プラズマを用いても、同様の再溶融が好適に可能である。尚、この再溶融領域は、積層造形物の表面のうち、強度を高めたい領域に形成しておくことが良い。
【００２１】
＜熱処理を行う工程（Ｓ２４）＞
本発明の製造方法は、上記の再溶融工程を用いて製造された積層造形物に対し、８００℃以上１４００℃以下の温度範囲で熱処理工程を実施することが好ましい。より好ましい温度の下限は１０００℃であり、さらに好ましくは１２００℃、特に好ましくは１３００℃である。８００℃以下の場合、原子の拡散が遅いため、再配列による組織の均質化に多大な時間を要してしまい、１４００℃超の場合、特に金属元素を多く含む材料組成の場合は、金属が溶融してしまい、造形した形状を維持することが困難となるため不適である。また、熱処理温度での保持時間は、例えば１０分から２時間とすればよい。好ましい保持時間は、２０分から９０分である。図３は、再溶融工程（Ｓ２３）後の積層造形物の断面組織を示すＳＥＭ写真である。積層造形物は、図３に示すように、明色のセラミック相と金属相が反応して生じた有害相であるη相６１が樹枝状晶を示しており、樹枝状晶の周辺部にはセラミックのＣ（カーボンまたは黒鉛）成分単体で遊離した黒色の遊離Ｃ相３が確認できる。また図３には示されていないがセラミック相も存在している。さらに積層造形物の強度を向上させるためには、遊離Ｃ相とη相を低減させることが効果的である。この樹枝状晶構造のη相や遊離Ｃ相を縮小または消失させるために、熱処理工程（Ｓ２４）を実施することが有効である。樹枝状晶構造のη相や遊離Ｃ相を縮小または消失させることで、積層造形物の強度をさらに向上させることが可能である。図４は、積層造形物に再溶融を行った後、１３００℃で熱処理を施した試料の断面組織の一例を示すＳＥＭ写真である。図４に示すように、図３のη相６１に示されるような樹枝状晶は熱処理で消失し、多角形のセラミック相１となっている。さらに図３の遊離Ｃ相３の消失も確認できる。この熱処理には、例えば真空炉や、加圧焼結炉などの既存の装置を適用できるが、造形物内に残存する空隙の除去効果に優れる点で、加圧焼結炉を選択して熱処理することが好ましい。
【００２２】
＜切削工程（Ｓ２５）＞
本発明の製造方法は、熱処理工程（Ｓ２４）後の積層造形物に対し、切削工程（Ｓ２５）を実施することが好ましい。この切削工程を追加することで、積層造形物の形状精度や面精度をさらに向上させることができる。この切削加工に適用できる工具は、例えば超硬合金などの難削材が切削可能な、ボールエンドミル等の既存の工具を使用することができる。なおエンドミルはダイヤモンドコーティングがされた超硬工具，ｃＢＮ焼結体工具，ダイヤモンド焼結体工具を適用することが可能である。
【００２３】
＜複合部材（積層造形物）＞
本発明の複合部材（積層造形物）は、セラミック相と金属相とを含む積層造形物であり、前記積層造形物は表面の少なくとも一部において、表面から少なくとも１００μｍの厚さにおける空隙率が１０％以下であることを特徴とする。なお本実施形態における複合部材（積層造形物）とは、セラミック相と金属相とを含み、微小溶融池が凝固した急冷凝固組織を有する複合合金体である。積層造形物に発生する空隙は、熱源とともに噴射されるキャリアガスおよびシールドガスの導入や、複合粉末が有する空隙が溶融・凝固工程時に浮上する過程により、積層造形物の表面近傍に集中して発生する傾向にある。本発明の積層造形物は、積層造形物の表面を再溶融することにより、積層造形物の表面近傍に集中して発生する空隙を減少させることができる（以下、再度溶融させた領域を再溶融領域とする。）。これにより、積層造形物の欠陥の起点となる空隙が非常に少なく、高い強度を有する。尚、この再溶融領域は、積層造形物の強度を高めたい領域に形成される。本実施形態における空隙率の測定方法とは、例えば、金型の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）等で観察し、複合部材の断面積を１００％と設定した際の、空孔の占める面積比率を算出することで求めることができる。
【００２４】
本発明の積層造形物に含まれるセラミック相は、例えば平均粒径が５０μｍ以下であれば、積層造形物の強度や延性をより高めることが出来るため好ましい。また、小さすぎると製造が困難となるため、例えばセラミック相の平均粒径は０．１μｍ以上であることが好ましい。なお本実施形態におけセラミック相の平均粒径は、例えば、ＳＥＭ等の観察画像より３０×３０μｍの範囲内におけるセラミック相の投影面積円相当径の平均を算出することで求めることができる。
【００２５】
本実施形態に係る積層造形物は上述したように、積層造形法に起因して微小溶融池が急速に凝固して形成される急冷凝固組織の集合からなる金属組織を有している。詳細には、個々の急冷凝固組織は、局所加熱による微小溶融池の外縁形状（に由来する略半球状の輪郭）を有している。また、急冷凝固組織は、該円弧を同じ方向に向けて２次元状に配列しており、層状の凝固層が形成されている。さらに、そのような凝固層が厚さ方向に複数積層されている。結果、急冷凝固組織が３次元状に配列した金属組織となる。なお、積層造形法の条件によっては、溶融境界が明確に観察されない場合もある。
【００２６】
積層造形法による急冷凝固組織をより詳細に観察すると、凝固層の積層方向（厚さ方向）に溶融境界を跨いで延びるη相などの柱状晶が成長しており、該柱状晶が傾角粒界を介して林立している。また、各柱状晶の内部には、小傾角粒界が観察されることもある。なお、本発明において、隣接する結晶粒間の傾角（所定の結晶方位同士の傾角）が１５°以上の粒界を大傾角粒界と定義し、１５°未満の粒界を小傾角粒界と定義する。結晶粒界の傾角は、後方散乱電子回折像（ＥＢＳＰ）解析により測定することができる。
【００２７】
急冷凝固組織と称するには、η相などの柱状晶の平均結晶粒径が少なくとも１００μm以下である必要がある。複合合金の機械的強度や耐食性の観点からは、柱状晶の平均結晶粒径は、５０μｍ以下がより好ましく、１０μｍ以下が更に好ましい。なお、本発明における平均結晶粒径は、光学顕微鏡観察像または電子顕微鏡観察像を画像解析ソフト（ＮＩＨ Ｉｍａｇｅ、パブリックドメインソフト）で読み込んで二値化した後、二値化した結晶粒の短径と長径とから算出される平均値と定義する。
【００２８】
本実施形態における積層造形物は、η相が１０ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。上記により、本実施形態の積層造形物は有害相であるη相の生成が抑制されているため、さらに良好な強度特性等を得ることが可能である。ここで本実施形態における質量分率（ｍａｓｓ％）は、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による測定結果を、参照強度比（ＲＩＲ）法を用いて準定量することで、簡易的に測定することが可能である。なお本実施形態のＲＩＲ法で用いるＲＩＲ値は、ＩＣＤＤカードに記載されているものを使用した。
【００２９】
なお本実施形態において、積層造形物は基材上に形成したが、本発明はそれに限定されるものではなく、積層造形法を利用して、基材無しに所望の形状を有する成形体を積層造形してもよい。また本発明は金型の他に自動車もしくは航空機部材向けの耐熱材として利用してもよい。
【実施例】
【００３０】
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。【００３１】
＜実施例１＞
まず再溶融条件による、積層造形物への空隙発生率の変化を観察した。炭化タングステン（ＷＣ）相を体積比で４５％、コバルト（Ｃｏ）相を体積比で５５％含むＷＣ−Ｃｏ複合粉末を準備した。この複合粉末は図２に示すように、空隙９５を有している。上記複合粉末をレーザ積層造形装置に投入し、表１に示す積層条件で上記粉末を溶融・凝固させて積層造形物を３個作製した。その内２個の積層造形物には表２のＮｏ．１、Ｎｏ．２に示す条件で再溶融を施し、残り１個には再溶融を施さなかった（Ｎｏ．１１）。なお、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２ともに溶融池存続時間は０．５〜１分の範囲内であった。そして得られた試料を厚み方向に切断した断面をオリンパス製倒立金属顕微鏡で観察し、積層造形物断面（４ｍｍ×４ｍｍの範囲）を観察し，表層から１００μｍの範囲の空隙の面積率を画像処理によって求めた。また、積層造形物の破断強度及び破断延性を測定した。表３に測定結果を示す。【００３２】
【表１】
2017195695.tif 000003
【００３３】
【表２】
2017195695.tif 000004
【００３４】
【表３】
2017195695.tif 000005
【００３５】
表３の結果より、本発明例であるＮｏ．１の試料は、積層造形物の表面の深さ１００μｍ以内に空隙が存在せず、破断強度及び破断延性が再溶融前の比較例であるＮｏ.１１よりも増大しており、非常に良好な結果であった。Ｎｏ．２の試料は、再溶融時のレーザ出力がＮｏ．１の条件よりも弱いため、積層造形物の表面から深さ１００μｍ以内の空隙率が２．３％と僅かに空隙が存在するが、破断強度及び破断延性が比較例であるＮｏ．１１よりも増大しており、良好な結果であった。上記の結果から、再溶融工程を導入することにより、積層造形物の空隙率が低下し、破断強度及び破断延性が増大することがわかる。【００３６】
＜実施例２＞
再溶融工程前、再溶融工程後および熱処理工程後の積層造形物の組織を観察した。まず積層造形用の複合粉末として、炭化タングステン（ＷＣ）を４５ｖｏｌ％、コバルト（Ｃｏ）を５５ｖｏｌ％含むＷＣ−Ｃｏ複合粉末を準備した。その後準備した粉末をレーザ積層造形装置に投入し、表４に示す条件で上記粉末を溶融・凝固させて積層造形物を作製した。図６（ａ）に得られた積層造形物の断面写真を、図６（ｂ）に図６（ａ）のＡ部拡大写真を示す。図６（ａ）に示すように、積層造形物の表面近傍には空隙９６が観察される。【００３７】
【表４】
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【００３８】
次に、図６（ａ）に示す積層造形物に対し、実施例１の表２におけるＮｏ．１と同じ条件で再溶融を施した。図７（ａ）に再溶融工程後の積層造形物の断面写真を、図７（ｂ）に図７（ａ）のＢ部拡大写真を示す。再溶融を実施した図７（ａ）の断面には、表面近傍における空隙が観察されず、高強度な再溶融領域が形成されていることが分かる。一方で図６（ｂ）、図７（ｂ）に示すように、再溶融の実施有無にかかわらず、積層造形物の表面組織にはセラミック粒子のＣ（カーボンまたは黒鉛）成分が単体で遊離した遊離Ｃ相６０と、セラミック相と金属相が反応して生じたη相６１と、金属相６２の３つの相が生じていることが分かる。【００３９】
上述した図７（ａ）に示す再溶融工程を終えた積層造形物に対してリガク社製微小部Ｘ線回折装置（製品名：SmartLab）を用いてＸＲＤ測定を行った。測定条件は、Ｘ線源：Ｃｕ、Ｘ線出力：４５ｋＶ−２００ｍＡ、走査範囲：５≦２θ≦１００ｄｅｇ、走査速度１．０ｄｅｇ／ｍｉｎとした。そして得られた結果からＲＩＲ法を用いた準定量により、試料に含まれる各相の簡易的な質量分率を求めた。ＸＲＤ測定結果を図１１に、求めた質量分率を表５に示す。表５の結果より、本実施形態の積層造形物は、η相が質量比で５．９％であることが分かる。なお各相の標準ピークパターンは、ＩＣＤＤカードから取得した。【００４０】
【表５】
2017195695.tif 000007
【００４１】
残存した遊離Ｃ相６０とη相６１をさらに低減させるために、図７（ａ）に示す積層造形物に対して熱処理を行い、断面組織を観察した。図４に真空熱処理装置により１３００℃で１時間熱処理した後の積層造形物の断面写真を示す。図４より、熱処理後の積層造形物には図６（ｂ）、図７（ｂ）に示すような遊離Ｃ相６０およびη相６１が消失しており、さらに硬度に優れた組織であることが確認された。【００４２】
次に、表４の条件を選択した後に、実施例１の表２におけるＮｏ．１と同じ条件で再溶融を実施した後、８００℃、１２００℃および１３００℃で０．５時間、熱処理を実施した。得られた組織を図８、図９および図１０に示す。図８、図９、図１０ともに樹枝状晶構造のセラミック相が観察されなかったが、８００℃および１２００℃ではη相８０および遊離Ｃ相８２が確認されており、十分な変態が可能な温度ではなかったものと想定される。一方、１３００℃での熱処理では、ＷＣ相９０と、金属相９１のみから構成される二相組織であることが確認された。１２００℃の熱処理条件と比較すると、１３００℃の熱処理条件の方が短時間で遊離Ｃ相およびη相を消去することができるため、１３００℃で熱処理を行う方が好適である。また１３００℃で熱処理した試料をＸＲＤ測定したところ、η相に相当するピークも観察されなかった。【００４３】
以上、本発明の実施形態について詳述したが、本発明は、前記の実施形態に限定されるものではなく、請求の範囲に記載された本発明の精神を逸脱しない範囲で、種々の設計変更を行うことができるものである。例えば、前記した実施の形態は本発明を分かりやすく説明するために詳細に説明したものであり、必ずしも説明した全ての構成を備えるものに限定されるものではない。また、ある実施形態の構成の一部を他の実施形態の構成に置き換えることが可能であり、また、ある実施形態の構成に他の実施形態の構成を加えることも可能である。さらに、各実施形態の構成の一部について、他の構成の追加・削除・置換をすることが可能である。
【符号の説明】
【００４４】
１…セラミック相
２、６２…金属相
３、６０、８２…遊離Ｃ（カーボン）相、
４０…複合粉末
５０…熱源
５１…基材
５２…凝固層
５３…複合部材
６１…η相
７０…未再溶融領域
７１…再溶融領域
９０…ＷＣ相
８１、９１…Ｃｏ相
９５…粉末の空隙
９６…複合部材の空隙
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【国際調査報告】
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