(57)【要約】【課題】  内部欠陥がなく、強度、延性などの機械特性、耐摩耗性、耐食性などの機能特性に優れた金属成形体およびそれに使用するための金属成形体用金属粉末を提供すること。【解決手段】  主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径ｂに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％である合金からなる金属成形体であって、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されたことを特徴とする金属成形体。添加元素が主元素金属に一部固溶している場合には、１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外とすることもできる。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径ｂに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％である合金からなる金属成形体であって、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されたことを特徴とする金属成形体。
【請求項２】
添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−２０％ないし＋２０％であることを特徴とする請求項１に記載の金属成形体。
【請求項３】
主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外である合金からなる金属成形体であって、主金属元素と添加金属元素からなる二元系金属状態図において、添加元素が主元素金属に一部固溶しており、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されことを特徴とする金属成形体。
【請求項４】
添加元素の総和が重量基準で０．５ないし５０％であることを特徴とする請求項1ないし３のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項５】
主金属元素、添加元素、及び不可避的不純物元素からなり、主金属元素の積層方向と垂直断面の平均結晶粒径が０．１ないし１０００μmであることを特徴とする請求項1ないし５のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項６】
主金属元素、添加元素、及び不可避的不純物元素からなり、主金属元素の積層方向と垂直断面の平均結晶粒径が０．１ないし１００μmであることを特徴とする請求項５に記載の金属成形体。
【請求項７】
下記（１）ないし（４）のいずれかの組織を有することを特徴とする請求項1ないし６のいずれかに記載の金属成形体。
（１）主金属元素と添加元素の固溶体の単相、
（２）主金属元素と添加元素の固溶体に、主金属元素と、添加元素及び不可避的不純物元素の１種以上との金属間化合物が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、
（３）主金属元素と添加元素の固溶体に、添加元素及び不可避的不純物元素の２種以上の金属間化合物、及び／又は添加元素及び不可避的不純物元素の１種の単体粒子が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、及び
（４）前記（２）の固溶体分散相と（３）の固溶体分散相の混合相である固溶体分散相。
【請求項８】
前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし５００ｎｍであることを特徴とする請求項７に記載の金属成形体。
【請求項９】
前記主金属元素がＡｌであり、前記添加元素が、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｌｉ、Ａｇ、Ｇａ、Ｇｅ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｔａ、Ａｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｉｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｔｈ、Ｚｒからなる群から選ばれた1種類以上であることを特徴とする請求項1ないし請求項８のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１０】
前記主金属元素がＭｇであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素としてＣｄ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｃａ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ａｕ、Ｔｈ、Ｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｓｂ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｍｏ、Ｓｂからなる群から選ばれた1種類以上であることを特徴とする請求項1ないし請求項８のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１１】
前記主金属元素がＦｅであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｈ、Ｂｅ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ａｕ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｈｆ、Ｔａ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｎｐからなる群から選ばれた1種類以上であることを特徴とする請求項1ないし請求項８のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１２】
前記主金属元素がＮｉであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｂｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｐｂ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｈ、Ｌｉ、Ｃ、Ｓｃ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｕ、Ｐｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｔｅからなる群から選ばれた1種類以上であることを特徴とする請求項1ないし請求項８のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１３】
前記主金属元素がＣｕであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｋ、Ｍｎ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｉｒ、Ｈｇ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｈ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｓｂ、Ｈｆ、Ｉｒ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｓｅ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓからなる群から選ばれた1種類以上であることを特徴とする請求項1ないし請求項８のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１４】
前記主金属元素がＴｉであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｓｃ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｐｕ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｐ、Ｓ、Ｂｒ、Ｅｕ、Ｈｏ、Ｔｈからなる群から選ばれた1種類以上であることを特徴とする請求項1ないし請求項８のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１５】
前記合金は、前記主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである固溶強化型合金であり、添加元素として、前記全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は１ないし５０重量％であり、前記微量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．１ないし３重量％であることを特徴とする請求項９ないし１４のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１６】
前記合金は、前記主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである固溶強化・分散強化複合型合金であり、前記全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は１ないし５０重量％であり、前記微量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．１ないし２０重量％であり、前記非固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．５ないし２０重量％であることを特徴とする請求項９ないし１４のいずれかに記載の金属成形体。
【請求項１７】
請求項１ないし１６のいずれかに記載の合金からなる、積層工法により金属成形体を得るための原料金属粉末としての金属成形体用金属粉末。
【請求項１８】
請求項１ないし１６のいずれかに記載の金属成形体を、
（１）主金属がＡｌの場合に室温ないし４５０℃、Ｍｇの場合に室温ないし４２０℃、Ｆｅの場合に室温ないし６００℃、Ｎｉの場合に室温ないし８００℃、Ｃｕの場合に室温ないし５００℃、Ｔｉの場合に５００ないし１０００℃で、圧延、押し出し、引き抜き、及び鍛造のいずれかの方法により加工、及び／又は
（２）主金属がＡｌの場合に１００ないし２２０℃、Ｍｇの場合に１００ないし２５０℃、Ｆｅの場合に５０ないし６００℃、Ｎｉの場合に５００ないし８００℃、Ｃｕの場合に１００ないし４００℃、Ｔｉの場合に４００ないし６５０℃に保持する時効処理
を施してなることを特徴とする金属加工品。
【請求項１９】
前記加工温度は、主金属がＡｌの場合に室温ないし２２０℃、Ｍｇの場合に室温ないし２５０℃、Ｆｅの場合に室温ないし５００℃、Ｎｉの場合に室温ないし７００℃、Ｃｕの場合に室温ないし４００℃、Ｔｉの場合に６００ないし１０００℃であることを特徴とする請求項１８に記載の金属加工品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金属成形体及び金属成形体用合金粉末に係り、特に、合金粉末を原料にして金属積層工法を用いて成形された高機能金属成形体に関するものである。更に具体的には、粒径５０μｍ前後の合金粉末を一層ずつ敷き詰め、これに、３Ｄデータから変換されたスライスデータに基づきレーザーあるいは電子ビームなどを照射して、特定の部位のみを溶解・固化し、最終製品を型なしで成形して得た金属成形体に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、高強度合金、高温強度合金、高延性合金などについて、様々な研究が種々行われてきている。これらの合金から高品質金属製品を製造する方法として、一般に、押出し、鍛造という加工法が知られている。これらの加工法は、一旦鋳造された素材を加工するものであり、このため、最終製品の内部に欠陥がほとんどなく、高品質の高い強度を有する金属製品を得ることができる(例えば、特許文献1参照)。
【０００３】
また、アトマイズ法により急冷凝固させて形成した金属粉末を、封管・脱気処理し、押出しなどにより成型する方法が知られている。この方法によると、従来の鋳造では製造できなかった組成の合金を用いることができるので、高強度の製品を作ることが可能である。この方法は、特にアルミニウム合金においては多く検討されている（例えば、特許文献２参照）。
【０００４】
また、金属粉末を準備し、その後焼結して最終製品形状に近いものを作る粉末冶金法が知られている。この方法は、従来、鋳造法では製造できなかった組成の合金を使用できるので、高機能、高強度の素材を作ることが期待できる（例えば、特許文献３参照）。
更に、異なる金属粉末を準備し、メカニカルアロイ法により回転させて新規合金の素材を作る粉末冶金法が知られている。同法は、従来鋳造法では使用できなかった組成の合金を使用でき、また高機能、高強度の製品を作ることが期待できる（例えば、特許文献4参照）。
【０００５】
また、アルミ溶湯を鋳造する方法として、空気巻き込みのない真空ダイカスト法が知られている。高速で真空に維持された型内に１０ｍ／ｓを超える速度で溶湯を注ぎこむため、凝固区間速度は１００ｍ／ｓと速く、微細な組織、金属間化合物を有し、欠陥の殆ど無い製品を得ることが出来る（例えば、特許文献５参照）。
更にまた、アルミ溶湯を鋳造する方法として、空気巻き込みのないように低速で型内溶湯を充填するスクイズ鋳造法が知られている。この方法によると、ゲート速度が０．５ｍ／ｓ以下の低速充填のため空気巻き込みはなく、しかも１００ＭＰａという高圧で加圧するため、微細な組織で、欠陥の殆ど無い金属製品を得ることが出来る（例えば、特許文献６参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平８−２３２０５３公報
【特許文献２】特開平５−２５５０２公報
【特許文献３】特開１０−３１７００８公報
【特許文献４】特開平５−９６４１公報
【特許文献５】特開２００２−２０６１３３公報
【特許文献６】特開平５−１７１３２７公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述した特許文献に開示された従来の金属成形体製造法によれば、最終製品を得る上で幾つかの問題がある。
特許文献１に開示された従来製造法によると、立体的に複雑で微細な最終製品を製作することは困難であるため、対象製品の形状は、平滑な製品に限定されるという問題がある。
【０００８】
特許文献２に開示された従来製造法によると、出発原料に急冷凝固粉末を使用しているため、従来鋳造法とは全く異なる合金組成の製品の製造が可能である。しかし、押出し成形前に粉末表面の水分及び結晶水の除去を行う必要があるので、２００℃以上で脱気したり、押し出し時に４００℃以上に保持しなければならず、元の金属粉末の特性を失うことになり、粉末の特性を必ずしも維持できないという問題がある。また、押出し方向とそれと垂直の方向とでは機械特性が異なるという問題もある。
【０００９】
特許文献３に開示された従来製造法によると、焼結により新たな特性の成形体を得ることができるが、急速凝固組織ではなく、また最終製品を作るために多くの工程を要するという問題がある。
特許文献４に開示された従来製造法によると、異なる金属粉末から新たな新合金の製造も可能であるが、そのためのメカニカルアロイによる方法では、新規な合金創生のためには時間がかかり、煩雑である。
【００１０】
特許文献５に開示された従来製造法によれば、真空中で成形し、１００MPa程度の圧力で加圧するため、大型のかつ高品質の薄物鋳物ができる。しかし、高速で射出するために鉄分の多量添加の代わりに遷移金属としてＭｎを添加しなければならないという制約があったり、鋳造製品であるために合金組成によっては鋳造割れを引き起こすこともあり、合金組成が制約されるという問題がある。
特許文献６に開示された従来製造法は、アルミホイールなどの重要保安部品の成形に使用されている鋳物製造方法であるが、高圧鋳造であることから、成分偏析を生じ易く、これに対する対策が必要となる。
【００１１】
本発明は、上述した従来技術による問題点を解決することにあり、より具体的には、以下のような、積層工法を用いて製造された金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供することを目的とする。
（１）巣、割れのない金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
（２）鋳造時の凝固特性の制約がなく、また急冷凝固組織であるために、従来考えられない合金成分まで適用範囲が広げることが可能な金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
【００１２】
（３）成形方向による機械的性質の異方性があまりない金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
（４）型を作ることなく最終製品を作るために複雑な形状の製品が可能であり、強度、延性などの機械特性、耐摩耗性、耐食性などの各種機能を有する金属成形体およびそのための金属成形体用金属粉末を提供すること、
【課題を解決するための手段】
【００１３】
以上の課題を解決するため、本発明の第１の態様は、主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径ｂに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％である合金からなる金属成形体であって、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されたことを特徴とする金属成形体を提供する。
上記金属成形体において、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂを−２０％ないし＋２０％とすることが出来る。
【００１４】
本発明の第２の態様は、主金属元素と添加元素とを含み、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外である合金からなる金属成形体であって、主金属元素と添加金属元素からなる二元系金属状態図において、添加元素が主元素金属に一部固溶しており、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されことを特徴とする金属成形体を提供する。
【００１５】
上記金属成形体において、添加元素の総和を重量基準で０．５ないし５０％とすることが出来る。
主金属元素、添加元素、及び不可避的不純物元素からなり、主金属元素の積層方向と垂直断面の平均結晶粒径が０．１ないし１０００μm、特に０．１ないし１００μmとすることが出来る。
上記金属成形体は、下記（１）ないし（４）のいずれかの組織を有するものとすることが出来る。
【００１６】
（１）主金属元素と添加元素の固溶体の単相、
（２）主金属元素と添加元素の固溶体に、主金属元素と、添加元素及び不可避的不純物元素の１種以上との金属間化合物が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、
（３）主金属元素と添加元素の固溶体に、添加元素及び不可避的不純物元素の２種以上の金属間化合物、及び／又は添加元素及び不可避的不純物元素の１種の単体粒子が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、及び
（４）前記（２）の固溶体分散相と（３）の固溶体分散相の混合相である固溶体分散相。
【００１７】
上記金属成形体の（２）〜（４）の組織において、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径を１ないし２００ｎｍとすることが出来る。
上記金属成形体において、前記主金属元素がＡｌであり、前記添加元素が、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｌｉ、Ａｇ、Ｇａ、Ｇｅ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｔａ、Ａｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｉｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｔｈ、Ｚｒからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
【００１８】
上記金属成形体において、前記主金属元素がＭｇであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素としてＣｄ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｃａ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ａｕ、Ｔｈ、Ｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｓｂ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｍｏ、Ｓｂからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
【００１９】
上記金属成形体において、前記主金属元素がＦｅであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｈ、Ｂｅ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ａｕ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｈｆ、Ｔａ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｎｐからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
【００２０】
上記金属成形体において、前記主金属元素がＮｉであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｂｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｐｂ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｈ、Ｌｉ、Ｃ、Ｓｃ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｕ、Ｐｕ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｔｅからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
【００２１】
上記金属成形体において、前記主金属元素がＣｕであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｋ、Ｍｎ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｉｒ、Ｈｇ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｈ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｓｂ、Ｈｆ、Ｉｒ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｓｅ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
【００２２】
上記金属成形体において、前記主金属元素がＴｉであり、前記添加元素が、固溶限なしの完全固溶型元素として、Ｓｃ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｕ、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素として、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｐｕ、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素として、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、最大固溶限０重量％の非固溶型元素として、Ｐ、Ｓ、Ｂｒ、Ｅｕ、Ｈｏ、Ｔｈからなる群から選ばれた1種類以上であるものとすることが出来る。
【００２３】
上記金属成形体において、前記合金は、前記主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである固溶強化型合金であり、添加元素として、前記全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は１ないし５０重量％であり、前記微量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．１ないし３重量％であるものとすることが出来る。
上記金属成形体において、前記合金は、前記主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである固溶強化・分散強化複合型合金であり、前記全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は１ないし５０重量％であり、前記微量固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．１ないし２０重量％であり、前記非固溶型元素が含まれる場合、その含有量は０．５ないし２０重量％であるものとすることが出来る。
【００２４】
本発明の第３の態様は、上述した合金からなる、積層工法により金属成形体を得るための原料金属粉末としての積層用金属粉末を提供する。
本発明の第４の態様は、上述した金属成形体を、（１）主金属がＡｌの場合に室温ないし４５０℃、Ｍｇの場合に室温ないし４２０℃、Ｆｅの場合に室温ないし６００℃、Ｎｉの場合に室温ないし８００℃、Ｃｕの場合に室温ないし５００℃、Ｔｉの場合に５００ないし１０００℃で、圧延、押し出し、引き抜き、及び鍛造のいずれかの方法により加工、及び／又は（２）主金属がＡｌの場合に１００ないし２２０℃、Ｍｇの場合に１００ないし２５０℃、Ｆｅの場合に５０ないし６００℃、Ｎｉの場合に５００ないし８００℃、Ｃｕの場合に１００ないし４００℃、Ｔｉの場合に４００ないし６５０℃に保持する時効処理を施してなることを特徴とする金属加工品を提供する。
【００２５】
前記加工温度は、主金属がＡｌの場合に室温ないし２２０℃、Ｍｇの場合に室温ないし２５０℃、Ｆｅの場合に室温ないし５００℃、Ｎｉの場合に室温ないし７００℃、Ｃｕの場合に室温ないし４００℃、Ｔｉの場合に６００ないし１０００℃とすることが出来る。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、金属積層工法の特徴である均一凝固、急速凝固の特徴を生かした合金設計により、内部欠陥がなく、強度、延性などの機械特性、耐摩耗性、耐食性などの機能特性に優れた金属成形体およびそれに使用するための積層用金属粉末が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】電子ビーム積層装置の構造の概略を示す断面図である。
【図２】高圧鋳造法により成形されたＡｌ−７％Ｓｉ−Ｍｇ合金からなる金属成形体のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図３】金属積層工法により成形されたＡｌ−１０％Ｓｉ−Ｍｇ合金からなる金属成形体のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図４】金属積層工法により成形されたＡｌ−１０％Ｓｉ−Ｍｇ合金からなる金属成形体のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下、本発明の種々の実施形態について、詳細に説明する。
本発明の金属成形体は、主金属元素と添加元素とを含み、原料金属粉末を積層工法により積層して製造されたことを特徴とする。
まず、本発明の金属成形体及びそのための金属粉末の合金組成、金属組織、加工温度、及び熱処理条件の限定理由について説明する。ここで、主金属に添加元素が「固溶する」、「微量固溶する」、「非固溶である」とは、二元系合金の平衡状態図に基づき定義される。積層工法における金属の凝固速度は約１０2〜１０3  ℃／ｓのレベルにあり、それによって形成された合金において、主金属への添加元素の固溶は、各相が平衡を保った状態で形成された合金の平衡状態図に比較してより多く固溶する。
【００２９】
本発明の一実施形態においては、積層工法による急速凝固の特徴を生かし、「固溶強化による材料特性」を引き出すために、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率に着目し、それを限定した。
即ち、本実施形態に係る金属成形体又はそのための金属粉末において、添加元素の原子半径aの主金属元素の原子半径bに対する比率１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％、好ましくは−２０％ないし＋２０％とした。１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外では、主金属に原子レベルで添加元素が固溶しにくくなり、合金は強化しにくくなる。
【００３０】
なお、添加元素が主金属に一部固溶する場合は、１００（ａ−ｂ）／ｂが−３０％ないし＋３０％の範囲外であってもよい。
本実施形態に係る金属成形体を構成する合金において、主金属元素に添加元素を添加することにより、固溶強化、分散強化（析出強化）によって金属成形体の強度強化をはかることができる。この場合、添加量の総和が原子量基準で０．５%未満では、その添加効果は少なく、５０％を超えて添加してもその効果の改善は小さく、むしろ主金属の特性の低下あるいは脆化を招く場合がある。このため、添加量の総和を重量基準で０．５%ないし５０％とすることが好ましい。
【００３１】
本実施形態に係る金属成形体において、結晶粒径は金属成形体の強度に大きな影響を有する。０．１μm未満の結晶粒径は金属成形体内では生成しにくく、また１０００μmを超える結晶粒径では高い強度の金属成形体が得にくい。このため、主金属元素の積層方向と垂直断面の平均結晶粒径は、好ましくは０．１〜１０００μmであり、より好ましくは０．１〜１００μmである。
本実施形態に係る金属成形体は、下記（１）ないし（４）のいずれかの組織を有する。
【００３２】
（１）主金属元素と添加元素の固溶体の単相、
（２）主金属元素と添加元素の固溶体に、主金属元素と、添加元素及び不可避的不純物元素の１種以上との金属間化合物が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、
（３）主金属元素と添加元素の固溶体に、添加元素及び不可避的不純物元素の２種以上の金属間化合物、及び／又は添加元素及び不可避的不純物元素の１種の単体粒子が分散しており、前記金属間化合物が安定相又は準安定相であり、前記金属間化合物の粒子及び単体粒子の長径が１ないし１０００ｎｍである固溶体分散相、及び
（４）前記（２）の固溶体分散相と（３）の固溶体分散相の混合相である固溶体分散相。
【００３３】
以上の組織のうち、（２）ないし（４）の組織において、金属間化合物粒子及び単体粒子の粒子サイズ（長径）は、金属成形体の強度に大きな影響を与える。粒子サイズ（長径）は、１ｎｍ未満では成形体内で生成しにくく、また１０００ｎｍを超える粒径では高い強度が得にくい。このため、金属間化合物粒子及び単体粒子の粒子サイズ（長径）は、好ましくは１〜１０００ｎｍであり、より好ましくは１〜５００ｎｍである。
【００３４】
なお、金属間化合物粒子及び単体粒子の体積率は、１％未満では金属成形体の強度が十分でなく、５０％を超えると延性が低下するため、１ないし５０％であるのが好ましい。
本実施形態に係る金属成形体において、添加元素としては、固溶限なしの完全固溶型元素、最大固溶限１ないし５０重量％の大量固溶型元素、最大固溶限０．０１ないし１重量％の微量固溶型元素、最大固溶限０重量％の非固溶型元素がある。これらの各種添加元素は、主金属元素の種類に応じて選定することができる。
【００３５】
例えば、主金属元素がＡｌの場合、大量固溶型元素として、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｌｉ、Ａｇ、Ｇａ、Ｇｅ、微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｔａ、Ａｕ、非固溶型元素として、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｉｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｔｈ、Ｚｒからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。
【００３６】
また、主金属元素がＭｇの場合、完全固溶型元素としてＣｄ、大量固溶型元素として、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、微量固溶型元素として、Ｃａ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ａｕ、Ｔｈ、Ｕ、非固溶型元素として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｓｂ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｍｏ、Ｓｂからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。
【００３７】
また、主金属元素がＦｅの場合、完全固溶型元素として、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、大量固溶型元素として、Ｈ、Ｂｅ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ａｕ、微量固溶型元素として、Ｓｃ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｈｆ、Ｔａ、非固溶型元素として、Ｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｎｐからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。
【００３８】
また、主金属元素がＮｉの場合、完全固溶型元素として、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、大量固溶型元素として、Ｂｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｐｂ、微量固溶型元素として、Ｈ、Ｌｉ、Ｃ、Ｓｃ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｅｕ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｕ、Ｐｕ、非固溶型元素として、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｔｅからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。
【００３９】
また、主金属元素がＣｕの場合、完全固溶型元素として、Ｋ、Ｍｎ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕ、大量固溶型元素として、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｉｒ、Ｈｇ、微量固溶型元素として、Ｈ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｓｂ、Ｈｆ、Ｉｒ、非固溶型元素として、Ｓｅ、Ｍｏ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。
【００４０】
また、主金属元素がＴｉの場合、完全固溶型元素として、Ｓｃ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｕ、大量固溶型元素として、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｒｅ、Ｃｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｐｕ、微量固溶型元素として、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、非固溶型元素として、Ｐ、Ｓ、Ｂｒ、Ｅｕ、Ｈｏ、Ｔｈからなる群から選ばれた1種類以上を添加することが出来る。
【００４１】
以上の主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである合金において、完全固溶型元素、大量固溶型元素、微量固溶型元素、及び非固溶型元素の添加量は、目的とする合金の種類に応じて、次のように定められる。
目的とする合金が固溶強化型合金である場合、添加元素として、全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合には、その添加量は主金属元素に対し１ないし５０重量％であり、微量固溶型元素が含まれる場合には、その添加量は主金属元素に対し０．１ないし３重量％であるのが好ましい。
【００４２】
即ち、主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである合金において、固溶強化型合金を狙う場合には、完全固溶型元素、大量固溶型元素は添加元素として主金属のマトリックスに固溶して金属成形体に高い強度をもたらす機能を有する。しかし、添加量が１重量%未満では十分な強度増加効果が得にくく、５０重量％を超えて添加しても、その効果は小さく、むしろ主金属元素自体が有する特性の低下あるいは脆化を招く恐れがある。このため、完全固溶型元素、大量固溶型元素の添加量は１ないし５０重量％であるのが好ましい。
【００４３】
また、積層工法においては、鋳造法で最も冷却速度が速い方法の一つである高圧鋳造の冷却速度（１０℃／ｓ）の１００倍以上の冷却速度であるため、微量固溶型元素は、その平衡状態図の最大固溶限値よりも高濃度で固溶するが、未固溶元素の発生を抑えるためには、その添加量は０．１ないし３．０重量％であるのが好ましい。
目的とする合金が固溶強化・分散強化複合型合金である場合、添加元素として、全固溶型元素及び／又は大量固溶型元素が含まれる場合には、その添加量は主金属元素に対し１ないし５０重量％であり、微量固溶型元素が含まれる場合には、その含有量は主金属元素に対し０．１ないし２０重量％であり、非固溶型元素が含まれる場合には、その含有量は主金属元素に対し０．５ないし２０重量％であるのが好ましい。
【００４４】
即ち、主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、又はＴｉである合金において、固溶強化・分散強化複合型合金を狙う場合には、完全固溶型元素、大量固溶型元素については、固溶型合金を狙う場合と同様、主金属元素に対し１％未満では十分な効果が得られず、５０％を超えて添加しても、その効果は小さく、むしろ主金属元素の特性の低下あるいは脆化を招く恐れがある。このため、完全固溶型元素、大量固溶型元素の添加量は１〜５０重量％であるのが好ましい。
【００４５】
微量固溶型元素は、その平衡状態図の最大固溶限値よりも高濃度で固溶し、固溶強化に寄与するが、未固溶状態である元素は、化合物あるいは単体として分散強化の役目を果たす。このため、微量固溶元素は、その最大固溶限値以上の添加量を添加するが、２０重量％を超えると主金属元素の特性の低下あるいは脆化を招く場合があるので、０．１ないし２０重量％であるのが好ましい。
また、非固溶型元素は、主金属元素との金属間化合物、非固溶元素同士の金属間化合物、又は非固溶型元素単体として主金属元素マトリックス中に分散して、金属成形体の強度、耐摩耗性などを改善するものであるが、０．５重量％未満ではその効果は十分でなく、２０重量％を超えて添加すると主金属元素の特性の低下あるいは脆化を招く場合があるので、非固溶型元素の添加量は１ないし２０重量％であるのが好ましい。
【００４６】
以上、本実施形態に係る金属成形体の金属組織について説明したが、このような金属組織を有する金属成形体は、金属成形体と同一の合金組成を有する金属粉末を金属積層工法により成形することにより得ることが出来る。以下、本発明に使用可能な積層工法について説明する。
一般に、金属積層工法は、以下の工程により行われる。
（１）一定厚みの金属粉末層を一層敷きつめる。
（２）固化したいところに対して局部的に電子ビームあるいはレーザーにより粉末層を加熱し、粉末を瞬間溶融するとともに瞬間固化する。この場合、電子ビームあるいはレーザーは、３Ｄデータ・スライスデータに基づき走査される。
【００４７】
（３）製造テーブルを降下させ、更に１層の金属粉末層を敷きつめる。
（４）以上の工程を繰返し、金属を積層して、最終形状の金属成形体を得る。その後、未固化の粉末を取り除いて、金属成形体を取り出す。
本実施形態に係る金属成形体の製造に使用可能な金属積層工法としては、電子ビーム積層装置を用いて行われる、主としてチタン合金の積層に適した電子ビーム積層工法と、レーザー積層装置を用いて行われる、主としてアルミニウム合金、鉄合金、銅合金、マグシウム合金、ニッケル合金の積層に適したレーザー積層工法とがある。
【００４８】
電子ビーム積層装置は、図１に示す構造を有し、電子銃１、フォーカスコイル６、偏向コイル７、及び真空チャンバ９により構成され、装置内は真空に維持されている。電子銃１は、電子を放出するフィラメント２、電子を引き出すグリップカップ３、及び電子を加速するアノード４を備えている。
電子銃１において、２５００℃以上に加熱されたフィラメント２から電子がグリップカップ３により引き出され、アノード４を通して光速の半分のスピードに加速され、電子ビーム８として一層の金属粉末１１に照射される。金属粉末１１は、例えば粒径６５μｍのチタン粉末であり、真空チャンバ９内に配置された製造テーブルに収容されている。この際、電子ビーム８はフォーカスコイル６により金属粉末１１に焦点が合わされ、偏向コイル７により３Ｄデータ・スライスデータに基づき所定の形状に走査される。
【００４９】
電子ビーム８が層状の金属粉末１１に照射されると、その運動エネルギーが熱に変換され、その熱によって金属粉末が加熱され、溶融され、その後急速凝固される。その上に更に層状の金属粉末１１が敷きつめられ、同様の工程が繰り返されることにより、金属が積層され、所定の形状の最終製品が成形される。
次に、レーザー積層装置は、例えばＹｂレーザー装置により生成された発光レーザーをガルバノメーターミラーにより照射位置を制御して金属粉末に照射するものである。その操作手順は、敷きつめた層状の金属粉末に、ガルバノメーターミラーを通してレーザーを照射し、照射部分のみを溶融し、固化し、この操作を繰り返して積層することにより、所定の形状の金属成形体を得るものである。
【００５０】
以上のように、積層工法を用いて設計された金属成形体は、主金属元素がＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉである場合、成形後そのまま最終製品として使用する以外に、以下の処理、加工を施すことも可能である。
（１）積層後、時効処理を行う。時効処理を行うと、急速凝固により固溶している元素を化合物として析出させて強化することができ、成形体の強度改善を図ることができる。
（２）積層後、加工を行う。加工を行うことは結晶の微細化につながり、成形体の強度改善を図ることができる。
（３）積層後、時効処理、加工を行う。あるいは、積層後、加工、時効処理を行う。これらのいずれかの処理により、結晶粒の微細化と微細析出物の形成による相乗効果を生み出すことも可能である。
【００５１】
なお、積層工法により形成された成形体は急速凝固しているために、添加元素は主金属元素のマトリックス中に、従来工法による場合よりも大量に固溶しており、また微細な化合物、析出物が分散しているために、溶体化処理のように高温に保持することは、積層工法により得た成形体の特徴を壊すことにつながることから、必ずしも適切なことではない。このため、加工の際の温度は、加工可能な範囲でできるだけ低く、また、時効の際の温度は過時効にならないように選択することが望ましい。以下、加工温度、時効温度について、主金属元素の種類ごとに説明する。
【００５２】
〔加工温度について〕
主金属元素がＡｌの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜４５０℃、より好ましくは室温〜２２０℃である。
主金属元素がＭｇの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、また、一部溶融を回避するために、加工温度は、好ましくは室温〜４２０℃、より好ましくは室温〜２５０℃である。
【００５３】
主金属元素がＦｅの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化、再結晶及び粒成長を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜６００℃、より好ましくは室温〜５００℃である。
主金属元素がＮｉの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜８００℃、より好ましくは室温〜７００℃である。
【００５４】
主金属元素がＣｕの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは室温〜５００℃、より好ましくは室温〜４００℃である。
主金属元素がＴｉの場合：
加工時の変形抵抗を下げるために温度を上げることが好ましいが、上げ過ぎると晶出物、析出物の粗大化を招き、成形体の強度の低下をもたらす。このため、加工温度は、好ましくは５００〜１０００℃、より好ましくは６００〜１０００℃である。一般に７５０〜１０００℃で加工するが、出来るだけ低い温度で加工するほうが良好な特性の成形体が得られる。
【００５５】
〔時効温度について〕
主金属元素がＡｌの場合：
時効温度が１００℃未満では硬化度が小さく、一方、２２０℃を超えると析出物が粗大化し、過時効を生じて軟化するため、時効温度は１００〜２２０℃が好ましい。
主金属元素がＭｇの場合：
時効温度が１００℃未満では硬化度が小さく、一方、２５０℃を超えると過時効を生じて軟化するため、時効温度は１００〜２５０℃が好ましい。
【００５６】
主金属元素がＦｅの場合：
時効温度が５０℃未満では硬化度が小さく、一方、６００℃を超えると再結晶を生じて軟化するため、時効温度は５０〜６００℃が好ましい。
主金属元素がＮｉの場合：
時効温度が５００℃未満では硬化度が小さく、一方、８００℃を超えると軟化するため、時効温度は５００〜８００℃が好ましい。
【００５７】
主金属元素がＣｕの場合：
時効温度が１００℃未満では硬化度が小さく、一方、４００℃を超えると軟化するため、時効温度は１００〜４００℃が好ましい。
主金属元素がＴｉの場合：
時効温度が４００℃未満では硬化度が小さく、一方、６５０℃を超えると軟化するため、時効温度は４００〜６５０℃が好ましい。
【実施例】
【００５８】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
実施例1〜１１、比較例１〜６
下記表１に示す組成のＡｌ合金粉末（平均粒径：３５μｍ）を用い、レーザー積層装置（Ａｒｃａｍ  Ａ２ｘ）により、平行部の径８ｍｍφ、標点距離３０ｍｍ、全長１００ｍｍの試験片形状の成形体を成形した。これを平行部の径が６ｍｍφとなるように切削加工して、実施例１〜１１のＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
【００５９】
実施例１の試料の光学顕微鏡写真を図２に、走査型電子顕微鏡写真を図３にそれぞれ示す。なお、図１は、一般的な鋳造Ａｌ−7%Ｓｉ−Ｍｇ合金の光学顕微鏡写真である。
また、実施例において圧延加工を組み合わせた場合の特性を評価する場合、１０×１０×１００の成形体を積層装置により得た後所定の圧延率に圧縮試験機を用いて圧縮しその後平行部径６ｍｍの試験片に加工した。
【００６０】
これらの試料を構成する合金の結晶粒径（μｍ）は光学顕微鏡あるいは走査型顕微鏡、粒子及び金属間化合物のサイズ（ｎｍ）を光学顕微鏡あるいは透過型顕微鏡）により測定し、また変位速度０．７５ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強さ及び伸びを測定した。
また、比較例に示す試料は金型鋳造によるものであり、脱ガス処理したアルミニウム合金溶湯を７２０℃でＪＩＳ舟形に鋳込み、実施例と同様に切削加工して、ＪＩＳ１４号試験片からなる比較例１〜６の試料を得た。
【００６１】
なお、実施例１〜７はas-built の状態の試料、実施例８は時効処理した試料、実施例９は１０％圧延加工した試料、実施例１０は１０％圧延加工した後、時効処理した試料、実施例１１は時効処理した後、１０％圧延加工した試料である。
また、比較例１、３〜５はas-built の状態の試料、比較例２はＴ６処理（５００℃容体化処理→水焼き入れ→１６０℃焼き戻し）した試料、比較例６は５００℃容体化処理→水焼き入れ→１８０℃焼き戻しした試料である。
【００６２】
それらの測定結果を下記表１に示す。
固溶強化、分散強化(析出強化)の効果が期待できる合金組成の事例から説明すると、比較例１及び２では、結晶粒径が３０００μm（３ｍｍ）を超えており、また共晶のＳｉ粒子も２０００ｎｍ（２μm）を超えている。しかも引張特性は、Ｔ６処理によって始めて、as-cast（Ｔ６処理前）に比べて７０ＭＰａ向上しており、熱処理が必須であることがわかる。
【００６３】
これに対し、実施例１の積層工法により成形された金属成形体は、熱処理を施す前のas-builtの状態においてすでに比較例２の成形体よりも高い引張強さを示している。これは、as-built の状態でのアルミマトリックスにおける添加元素の固溶量、微細析出物などの影響によるものと考えられる。
また、比較例３の成形体では、Ｆｅ量を５％含有することにより、１０００ｎｍ（１０μm）以上の粗大なFe-Al化合物が生成され、引張強さ、伸びが大きく低下しているのに対して、これと同一の合金組成の実施例２の積層工法により成形された金属成形体は、熱処理を施す前のas-builtの状態において比較例３の成形体に比較して大きく引張強さ、伸びが優れている。
【００６４】
また、実施例３，４の成形体は、いずれも微量固溶元素、非固溶元素を多量に含むが、積層工法により成形されているため、結晶粒径、金属間化合物いずれも微細であり、as-builtの状態で４００ＭＰａ以上の高い引張強さ及び良好な伸びを示している。これに対し、比較例５の成形体は、粗大なＭｇ２Ｓｉ化合物が生成されているため、引張強さ、伸びともに低い。一方、実施例５の成形体は、結晶粒径、金属間化合物いずれも微細なため、as-builtの状態で高い強度と伸びを示している。
【００６５】
次に、固溶強化の効果が期待できる合金の事例について説明すると、比較例５の成形体は、Mgを大量に固溶する合金からなり、ある程度高い強度と高い伸びを示している。しかし、これと同じ合金組成の実施例６の成形体は、結晶粒径、金属間化合物いずれも微細なため、比較例５の成形体よりも高い引張強さと伸びを示している。
また、比較例６の成形体は、熱処理（溶体化処理）することで、初晶アルミの間隙に生成した共晶ＣｕＡｌ２が固溶し、その後の焼き戻しで程度高い強度を示している。
【００６６】
これに対し、実施例７の成形体は、as-builtの状態で比較例６の成形体と同等の高い引張強さと伸びを示している。実施例８の成形体は、実施例７の成形体を時効処理したものであり、より高い引張強さが得られている。また、実施例９の成形体は、実施例７の成形体を圧延加工したものであり、より高い引張強さが得られている。実施例１０及び１１の成形体は、時効処理と圧延加工を組み合わせたものであり、実施例７、８、９の成形体よりも高い引張強さを示している。これは、結晶粒径と金属間化合物の微細化が要因の一つと考えられる。
【００６７】
【表１】
2016053198.tif 000003
【００６８】
実施例１２〜２２、比較例７〜１０
下記表２に示す組成のＭｇ合金粉末（平均粒径：６０μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例１２〜２２の試料を作成した。
また、比較例７，８，１０の試料は金型鋳造によるものであり、比較例９の試料は鋳造後、圧延加工したものである。脱ガス処理したマグネシウム合金溶湯を７００℃でＪＩＳ舟形に鋳込み、実施例１〜１１と同様に切削加工して得たＪＩＳ１４号試験片からなるものである。
また、実施例において圧延加工を組み合わせた場合の特性を評価する場合、１０×１０×１００の成形体を積層装置により得た後所定の圧延率に圧縮試験機を用いて圧縮しその後平行部径６ｍｍの試験片に加工した。
【００６９】
それらの測定結果を下記表２に示す。
固溶強化、分散強化(析出強化)の効果が期待できる合金組成の事例から説明すると、現在、合金中で最も広く使用されている合金は、比較例７，８のＡＺ９１であるが、この合金は巣のない製品を作ることが困難であり、また、結晶粒径及び初晶αのDASに大きな影響を受ける。このため、結晶粒径が２００μmのレベルでは、引っ張り強さ２００ＭＰａ、伸び３％程度の引張特性にとどまる。熱処理してもわずかに向上するのみである。
【００７０】
これに対し、実施例１２の成形体は、結晶粒径が５０μm以下であり、３３０ＭＰａの引っ張り強さ、１０％の伸びを示している。また、実施例１２のas-builtの試料を時効処理することで、実施例１３に示すように、また圧延加工をすることで実施例１４に示すように、また時効処理と圧延加工を組み合わせることで実施例１５、１６に示すように、４００ＭＰａに迫る高い引張強さが得られている。
【００７１】
また、Ｃａを添加することで、Ｍｇ合金の燃焼を抑えることが可能であるが、Ｃａが添加されたＭｇ合金の鋳造材を圧延加工することで、比較例９に示すように、３００ＭＰａ程度の比較的良好な引っ張り特性が得られる。これに対し、同一組成の合金を積層工法で成形することで、実施例１７〜２０に示すように、実施例１２〜１６の合金組成の試料よりも更に高い引っ張り強さが示されている。これは、Ｃａの添加により、形成された共晶化合物及び結晶粒の両方が著しく微細化されたためと考えられる。
【００７２】
次に、固溶強化の効果が期待できる合金の事例について説明する。比較例１０に示す合金は比較例７に示す合金（ＡＺ９１）よりもＡｌをより多く添加したものである。Ａｌ含量が増加したことにより、固溶できなかったＡｌ分は、Ｍｇ17Ａｌ12化合物とα相の共晶化合物としてα相の樹枝状晶の間隙に多量に生成する。その結果、金属成形体の引張強さ、伸びが低下する。
一方、実施例２１及び２２の試料は、積層工法で成形することでＡｌ固溶量が多くなり、また晶出した共晶化合物は著しく微細になる。このため、鋳造材である比較例１０の試料に比較して著しく引張特性が向上する。なお、示されていないが、実施例２１の合金についても、時効処理及び圧延加工の組み合わせでより高い特性を得ることが出来る。
【００７３】
【表２】
2016053198.tif 000004
【００７４】
実施例２３〜２５、比較例１１〜１３
下記表３に示す組成のＦｅ合金粉末（平均粒径：５５μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例２３〜２５の試料を作成した。
それらの測定結果を下記表３に示す。
【００７５】
比較例１１〜１３の試料は、オーステナイト系の代表的なステンレス鋼であるＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｎ２からなり、熱間圧延、冷間圧延を経て、１０５０℃にて溶体化処理されたものである。圧延加工により結晶粒径は細かくなり、引張強さは５３０ＭＰａ以上と高い値を示している。添加元素Ｎｂ、Ｎ、Ｃを含む比較例3 のＳＵＳ３０４Ｎ２はさらに高い引張強さを示す。
これに対し、比較例１１〜１３と同一組成の合金からなる実施例２３〜２５の試料は、熱処理することなく、比較例１１〜１３と同等以上の引張強さを示している。
【００７６】
【表３】
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【００７７】
実施例２６〜２９、比較例１４〜１６
下記表４に示す組成のＮｉ合金粉末（平均粒径：６０μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例１２〜２２の試料を作成した。
また、比較例に示す試料は金型鋳造によるものであり、脱ガス処理したアルミニウム合金溶湯を７２０℃でＪＩＳ舟形に鋳込み、実施例と同様に切削加工して、ＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
それらの測定結果を下記表２に示す。
【００７８】
比較例１４、１５は、代表的なＮｉ合金である固溶型インコネル６９０、時効硬化型インコネル７１８を冷間圧延または熱間圧延した後、１０４０℃で容体化処理した試料である。圧延加工により結晶粒径は細かくされ、高い引張強さと高い伸びを示している。比較例１６は、熱間圧延した後、時効処理を加えたインコネル７１８からなる試料であり、さらに高い引張強さを示している。
【００７９】
これに対し、比較例１４、１５の試料と同一の合金組成である実施例２６、２７の試料は、熱処理することなく、比較例１４、１５の試料と同等又はそれ以上の引張強さを示している。また、比較例１６と同一の合金組成である実施例２８の試料は、時効処理により、比較例１６の試料と同等の高い引張強さを示している。なお、実施例２９の試料は、実施例２７，２８よりもＣｒ量、Ｍｏ量を増加した試料であり、固溶強化により引っ張り強さがさらに高くなっている。
【００８０】
【表４】
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【００８１】
実施例３０〜３１、比較例１７
下記表５に示す組成のＣｕ合金粉末（平均粒径：６０μｍ）を用いたことを除いて、実施例1〜１１と同様にして、実施例３１〜３２の試料を作成した。
また、比較例に示す試料は金型鋳造によるものであり、溶湯処理した銅合金溶湯を１０００℃でＪＩＳ舟形形状の自硬性型に鋳込み、実施例と同様に切削加工して、ＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
【００８２】
それらの測定結果を下記表５に示す。
比較例１７は、代表的な高力黄銅からなる試料であり、８００ＭＰａという高い引張強さを示している。これに対し、実施例３０の試料は、熱処理することなく、比較例１８よりも高い引張強さを示している。Ｚｎ量を多くした実施例３２の試料は、固溶強化により、さらに高い引っ張り強度を示している。
【００８３】
【表５】
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【００８４】
実施例３２〜３５、比較例１８
下記表６に示す組成のＴｉ合金粉末（平均粒径：６５μｍ）を用い、電子ビーム積層装置（Ａｒａｃｍ  Ａ２ｘ）により、平行部の径８ｍｍφ、標点距離３０ｍｍ、全長１００ｍｍの試験片形状の成形体を成形した。これを平行部の径を６ｍｍφに切削加工して、実施例３２〜３５のＪＩＳ１４号試験片からなる試料を得た。
【００８５】
また、比較例１８に示す試料は、鋳造後、圧延加工したものである。
それらの測定結果を下記表６に示す。
比較例１８の試料は、代表的なチタン合金である６４Ｔｉからなり、圧延後、７５０℃で焼きなまし処理されたものである。９００ＭＰａを超える高い引張強さを示している。
【００８６】
これに対し、実施例３２〜３５の試料は、比較例１８と同様、６４Ｔｉからなるものであるが、実施例３２はas-builtの状態で比較例１８よりも高い引張強さと伸びを示し、実施例３３は時効処理により更に引張強さが改善されている。実施例３４及び３５の試料は、実施例３２及び３３の試料よりもＡｌとＶの量を増加させており、更に高い引っ張り強さを示している。
【００８７】
【表６】
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【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明によれば、金属粉末を金属積層工法を用いて成形することにより、型を作ることなく製造された、割れ、巣のない金属成形体及びそのための積層用金属粉末が提供される。この金属成形体は、複雑な形状とすることが出来、しかも急速凝固されているため、従来考えられない金属組織が形成され、優れた機械特性を有している。このため、広範囲の合金成分の適用が可能であり、高強度、多機能の製品への用途の展開が期待される。
【符号の説明】
【００８９】
１…電子銃
２…フィラメント
３…グリップカップ
４…アノード
６…フォーカスコイル
７…偏向コイル
８…電子ビーム
９…真空チャンバ
１０…製造テーブル
１１…金属粉末
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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