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工具鋼
SKD61/Cuのレーザ接合造形
工具鋼
6.'&X のレーザ接合造形
‑ 接合組織および硬さの制御 ‑
接合組織および硬さの制御
田中
*
田中浩司
浩司

K. Tanaka
１．まえがき 6.' と &X 基板のレーザ接合造形
造形実験に用いたのはガスアトマイズで製造されたほ合金工具鋼 6.' は，熱間加工やダイカストに欠かせない高級金型用材料である．最近では ' プリンタによるぼ球状の 6.' 粉末（大同特殊鋼，粒度 ～μP であ金型部品の試作や，レーザ溶融積層法（/0'）での付加造る．粉末の化学組成を表
表  に示す．比較として，6L 量を形・補修用として，専用粉末が市販されている．著者ら

低減して熱伝導率を向上させた +7& 粉末（大同特殊鋼，は 6.' 粉末を &X 基板へレーザ接合・積層造形する研究

粒度 ～μP）を用いた．に取り組み，金型冷却に適した複合材を提案した．作製××厚さ  ㎜の無酸素銅板に，吸収率向上のた

した 6.'&X 複合材については，試験片レベルでの各種めガラスビーズによるショットブラスト処理を行い，表特性調査のほか，試作したハイブリッド板を鋳型の一部面粗さを 5DμP としたものを基板とした．積層は ～に用いてアルミ合金を鋳造し，その冷却能評価を行った．

 層に分けて行い，&X 基板上に設置した厚さ  ㎜のアル

これら評価については成果報告書  を参照されたい．

ミ枠内にほぼ一定量の粉末を充填し，オシレーションビーム（スポット径φ ㎜，波長λ QP）を照射し一方で，&X との接合界面や積層された 6.' の組織について，伝熱性や硬さなど金型材料の重要特性と関連すて行った．走査速度は  ㎜V で，造形サイズは幅  ㎜，る材料学的因子を基礎的に研究してきた．6.' は &U

長さ約  ㎜，高さ約  ㎜の矩形状とした．

0R96L を多く含む合金工具鋼であり，極めて優れた焼表 1 SKD61 および HTC50 の化学組成 （wt）

入れ性だけでなく，焼戻し時に二次硬化する特徴を持つ．

C
SiMn Cr Mo
VFe
SKD61 0.38 1.02 0.40 4.92 1.25 0.98 Bal.
HTC50 0.31 0.08 0.41 5.32 1.20 0.40 Bal.

しかし固体 &X を基板として溶着・積層するためには溶融
6.' の濡れ性不足や，&X 液相の侵入と凝固収縮による割れなどの課題が予想される．また /0' では溶融堆積と冷却が繰り返されるため，複雑な熱履歴により硬さが造 後熱処理と組織解析

形方向に不均一になることが知られている  ．

造形材の一部は，6.' の焼戻し条件を参考に，1 雰囲

6.'&X 複合材は良好な接合状態で造形されるととも気中で ℃× 分加熱保持して炉冷する処理を  回行に，積層部の硬さを調整する必要がある．本稿では，こった．以後，後熱処理と呼ぶ．

れら課題に対する添加元素の働きに注目して金属組織を

ミクロ組織は断面を研磨し 塩化第二鉄塩酸混合液解析し，優れた冷却能をもつハイブリッド金型への応用でエッチングして光学顕微鏡で観察した．またビッカーに資することを目的とした．

ス硬度計 荷重 JI を用いて熱処理前後の積層高さ方

向の硬さ分布を PP間隔で測定した．

２．実験方法組織中の析出物などさらに微視的な観察・分析のため， 6.'&X 界面模擬材の作製と濡れ性の評価

再研磨した断面の電解エッチングを行った．電解条件はレーザ接合造形に先立ち，溶融 6.' と &X 基板が $$ 液（アセチルアセトンテトラメチルアンモニウに混合した組成をもつ界面模擬合金を作製した．6.'

ムクロリドエタノール 中，電流密度 P$FP で ～鋼片純 &X 線，純 1L 線 φPP を原料として，6.'V 間である．洗浄，乾燥した後，走査型電子顕微鏡

ZW &Xx1L >x ～ZW@に調整した試料を各 J 用意（6(0）による観察と，電子散乱分光（('6）分析によるした．高周波誘導加熱装置を使用して $U ガス雰囲気中で金属元素の定量を行った．

試料を溶融させ，放射温度計により約 ℃を確認した
ら ××厚さ  ㎜の無酸素銅板上に滴下した．凝固後

３．実験結果および考察の滴下物を切断して組織を観察するとともに，&X 基板に 溶融 6.'&X 界面組織と濡れ性

対する接触角を測定した．

図  に，界面模擬合金 6.' &Xx1L の滴下凝固した* 大同大学

工学部機械工学科教授- 96 -

ままの組織を示す．王ら  によると，)H&X 合金に 6L を添加すると )H&X の相互作用が大きくなり，液相線以上に溶解度ギャップが上昇して液相分離が起こる．図のD 6.'&X では白い液滴状の &XULFK 相が観察されることから，基本的に 6.'&X の溶融接合界面は，)H リッチな凝固組織から &X 液相が分離した組織を呈すると考えられる．1L 添加による変化 E ～ G を見ると，凝固方向にそって微細針状化し，&XULFK 相がしだいに判別し難くなっており，1L 添加は二液相分離を抑制することが分かる．
実際にレーザで溶着させる場合，界面において 6.'と &X 基板が溶融混合する割合は出力によって変化する．
試みに F の &X1L の添加量を増加させると，図図  のよ図 3 SKD61/Cu 接合造形材の外観と界面付近の組織

うに滴下試料の接触角は線形的に低下し，濡れ性が向上することが分かった．そこで次節では，第  層として&X1L に調整した混合粉末を溶着させ，その上に 6.'
粉末を積層する造形方法と，&X 基板に直接接合する方法を比較検討した．

(a)

(b)

(c)

(d)
図 4 第 1 層めを Cu50Ni とした SKD61/Cu 接合造形材

 &X 基板への /0' における造形性
図 ，図図  に 6.' 粉末をレーザ積層した試験片の外観
図 6.'&X 界面模擬材の急冷凝固組織
D 6.'&X E 6.'（&X1L）
F 6.' &X1L  G 6.' &X1L と界面付近の断面組織を示す．後者では  層めに &X1L混合粉末を用いた．粉末重量あたりの入熱量を調整することにより  形状が矩形に近づき，一定の造形性を確保できた．また 6.' 粉末の直接積層では界面近くに縦割れが発生しているが，&X1L を第  層とすることで濡れ性の向上だけでなく，割れの抑制効果も認められる．ここで用いた &X1L 合金の熱膨張係数を測定したところ，
約 [. で 6.' と &X の中間にあたることから，冷却時の収縮でかかる熱応力が緩和されたため割れが抑制されたと推定される．

接

しかしながら第  層の 1L が 6.' 積層部に混入すると，0V 点低下による残留オーステナイトの発生が懸念され，硬さの面で好ましくない．したがって実用的には，&X 基板の表面処理等により濡れ性を確保することが求められる．以下では 1L による 6.' の材質変化を排除するため，&X1L 層を介さず直接造形した試験片に関する結果を述図 2 CuNi 添加による接触角の変化

べる．

- 97 -

(a)

(c)

(b)

200 m
図 5 7 層を積層した SKD61/Cu 接合造形材の組織 (a) 最上層, (b) 上部 6-5 層め, (c) 下部 3-2 層め 6.' 積層部のミクロ組織

だし $ 点（約 ℃）以下の熱影響も受けているので，

図  に，6.' 積層部の高さ方向，すなわち最上層か通常の焼戻し炭化物も混在しており，次節で詳しく解析

ら &X 基材との界面に至るミクロ組織の変化を示す．ほぼする．以上のように，6.' 積層部は高温焼入れ組織，全域においてレーザ走査により形成された溶融池が扇型逆変態を経た再焼入れ組織，およびその焼戻し組織まで模様となって残り，その間隔はオシレーションビームのの層状傾斜構造を呈するとことが分かった  ．

走査間隔（ ㎜）にほぼ一致していた．
最上層 D ではセル状，その下の E 第  層にかけては微細なデンドライト状の模様が観察され，急冷凝固さUpper layerれたままの組織的特徴が強く認められる．これら上部はエッチングであまり着色されないことから，凝固直後にマルテンサイト変態したままの高温焼入れ組織と見なすことができる．これに対して第  層より下の下部 F では
良くエッチングされており，造形時に複数回加熱されて順次焼戻しされた状態と考えられる．ただし溶着した層の直下では再加熱温度がオーステナイト γ 域に達し，自然冷却で再びマルテンサイト変態する可能性がある．

Lower deposit layer

図  は ～ 層付近で観察された層境界の不連続組織である．右上が溶融地形状を残す上層で伸長した針状組織20μm

図 6 SKD61 積層部における 3/4 層境界付近の組織であるのに対し，接する下層には旧γ粒界が認められ，



ラスマルテンサイトがランダムな方向に形成されている．

 積層部の硬さ分布と後熱処理による変化

γ粒径が極めて不均一であり，急加熱により生成したγ

図  は， D 6.' および E +7& の各積層部で測定しの特徴を有していることから，上層からの熱影響を受けた基板からの高さと硬さの関係であり，造形のままおよて逆変態し再度マルテンサイト変態したことが伺える．

び熱処理後を併記している．造形のままでは，いずれもまた旧γ粒界にそって微細粒子が析出しており，

 層めに相当する高さ  ㎜以上において平均 +Y 程度

6.' の高温で安定な炭化物として 9& が考えられる．たと，標準的な金型の焼入焼戻し硬さ（+5& ～）を大き

(a)

(b)

図 7 各積層部の硬さ分布と後熱処理による変化 (a) SKD61, (b) HTC50- 98 -

く上回る．また 6.' の方が +7& より全体的に高硬さ物は 9&（図の表記は 0&）のみで，α域の焼戻しで安定なになっており，ばらつきも大きい．

炭化物は 0&，℃以下で 0& が加わる．これら炭化物

PP 以下の下部でも両鋼のばらつきの差は同様である

種の変化は 6.' と同じであるが，低 6L 化によりγαが，平均硬さは上部よりも 6.' で +Y，+7& で +Y

２相域がやや低温側にシフトし，0& 量が小さくなるこ程度小さい．このようにステップ状の硬さ分布となるのとが分かった．

は，前述のように焼入れのままの硬質なマルテンサイト

図  は，計算結果を頼りに，炭化物に注目して電解腐組織が，$ 点以上の熱影響を受けた上部に限って残るた

食後の各積層上部（第  層）と下部（第  層）を 6(0 観めと推定される．

察した結果である．造形のままの上部 D  G では，いず次に後熱処理による硬さの変化に注目すると，6.'

れも針状のマルテンサイト中に直径 μP ほどの球状粒の上部の硬さのばらつきが小さくなり，平均もやや低下

子がまばらに存在し，('6 分析では 9 が比較的多く検出さしたが依然，調質硬さよりも +Y ほど高い．一方，れた．よって上部では溶着後の冷却中にγ域で 9& が析出+7& の上部の硬さは大幅に低下し，下部を含めた全体するが，その後もγ域に加熱されて熱影響が終わるための硬さ分布は，基板から PP 未満を除いてほぼ +Y±

炭化物が少ないと考えられる．この様子は下部でもほぼの範囲に均一化しつつある．以上のように 6.' よりも同様であった．

+7& の方が，焼戻し相当の局部加熱を加えることで，後熱処理を施すと，上部では焼戻しされた素地組織に造形後に硬さを制御しやすいと言える．

そって板状の析出物が数多く認められるようになる．析

また，最多の熱影響を受ける第  層（PP 以下）は低硬

出物は E 6.' よりも H +7& で成長しており，後者がさを予想したが，いずれの鋼も造形のままの第  層に軟大幅に硬さ低下した要因と思われる．図  から ℃の安化傾向はなく，熱処理後にはむしろ基板に近いほど硬さ

定炭化物は 9&＋0& であるが，形状から見てより析出駆が増加する傾向が見られる．混入した &X による析出強化

動力の大きい 0&（セメンタイト）と推定する．すなわちが考えられるが，詳細な理由は不明である．

6.'+7& とも積層上部の硬さ低下は，他の安定炭化 微細組織と炭化物の析出形態物に優先して準安定セメンタイトが析出・成長して固溶

今回の +7& 粉末の 6L 濃度は 6.' の  であり，炭素量を減少させたためと分かった．

熱影響に対する軟化あるいは硬化挙動が異なるはずであ

また後熱処理で硬さ変化が少なかった下部 F  I を見る．低 6L の熱間工具鋼として '+$707KHUPR（大同特殊鋼）

ると，上部とは明らかに形状が違う粒子が析出している．

があり，その焼戻温度硬さ曲線  が知られている．焼戻('6 定量分析から粒子中の &U 原子比を見積ると最大 DW

し硬さは，温度の上昇にともない +5&  以下までゆるや程度で，上部の 0& よりやや高かった．したがって &U 鋼

かに低下するが，℃から二次硬化して ℃焼戻しでの代表的な炭化物である 0& と推定される．0& は 9& と6.' とほぼ同等になっている．

ともに二次硬化に寄与する炭化物である．

ここで 6L の影響を解析するため，表  の 6.' から 6L
濃度のみ  とした化学組成（以下 /6L）を設定し，炭(a)

(d)

(b)

(e)

(c)

(f)

化物の種類と平衡モル比を熱力学計算によって求めた．

分結果を図
図  に示す．まず ℃以上のγ域で平衡する炭化

図 9 各積層部の硬さ分布と後熱処理による変化(a), (b),(c) SKD61, (d),(e),(f) HTC50

図 8 SKD61 の Si を 0.1としたときの炭化物の平衡モル分率- 99 -

造形時，下部は低温のα域まで繰り返し熱影響を受け， （） ℃の後熱処理により，+7& の積層上部の硬さはごく短時間加熱のため析出強化に至らず軟化していくが，大幅に低下し，全体の硬さ分布はほぼ +Y±℃で後熱処理すると焼戻しと 0& 析出が同時に進むの範囲に均一化した．熱処理後には，上部では板状ため，上部ほど硬さが低下しないと考えられる．

セメンタイト，下部では 0& と見られる粒子が析出以上のように，6L 量の異なる 6.'+7& の積層部の硬さ分布，ならびに後熱処理の効果についてある程度のしていた．
謝 辞理解が得られた．しかし実際の /0' で各層が受けた熱履歴は複雑で判然としない．今後，6.' 積層部全体の硬本研究は，公益財団法人天田財団からの一般研究助成

さ分布の制御のためには，累積的に熱影響を与えた時のにより実施した研究に基づいていることを付記するとと炭化物析出に関する理解が必要である．

もに，同財団に感謝いたします．

４．結言

参考文献

本研究では /0' によって 6.' を &X 基板に接合造形す1)るにあたり，溶着界面の濡れ性改善と割れの抑制に 1L 添加が，また造形のままの積層部の硬さの低下に 6L 量が強田中浩司：天田財団助成研究成果報告書   2)

く影響することを見出した．主な結果を総括する．

宮内創，松本洋明，横田耕三：香川県産業技術センター研究報告  （） 溶融 6.'&X の界面は &X 液相が分離しやすいが，3)

1L 添加によって分離は抑えられ，&X 基板への濡れ性が向上した．

電気製鋼  ，
4)（） &X1L 合金層を介して接合造形した 6.' は，界面近くの割れがほぼ抑制された．

田中浩司，岡 良樹，杉本智 紀：銅と銅合 金    5)（） 積層部は上部と下部でミクロ組織が異なり，高温焼入れ組織，逆変態を経た再焼入れ組織，およびその王翠萍，劉興軍，大沼郁雄，貝沼亮介，石田清仁：

児玉勇毅，中島大吾，田中浩司：日本熱処理技術協会第  回講演大会概要集  ，

6)「大同の熱間工具鋼シリーズ DHATM-Thermo：https://焼戻し組織までの層状傾斜構造を呈していた．硬さ

www.daido.co.jp/common/pdf/pages/products/tool/dha

は 6.' の方が+7&より全体的に高く，ばらつき_thermo.pdf も大きかった．

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