技術資料＞変形低減を志向した金型向け積層造形粉末の開発

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技術資料
Technical Data

変形低減を志向した金型向け積層造形粉末の開発
吉本隆＊，紙本朝子＊

Development of an Additive Manufacturing Powder for Molds, Aimed
at Reducing Thermal Distortion
Takashi YOSHIMOTO and Asako KAMIMOTO
Synopsis
Laser beam powder bed fusion (PBF-LB) is an interesting and attractive technology used for many applications in various
industrial sectors, such as molds, medicine and aerospace. However, defects such as part distortion and delamination resulting
from process-induced residual stresses are limiting wider uptake of PBF-LB.
In order to solve this problem, a new steel powder that eliminates tensile residual stress by lowering the martensitic
transformation temperature was developed. The developed steel reduces thermal distortion while its mechanical and thermal
properties are equivalent to SKD61 (H13) tool steel.

1．緒言

金属材料を用いた積層造形（以下，Additive Manufacturing，

細レーザを熱源として粉末床を選択的に溶融凝固する付加製造プロセスであり，形状自由度が高く複雑形状の作製が可能といった特徴がある．PBF-LB を金型製作に

AM という）は，超スマート社会（Society 5.0）の実現に適用することによって，従来法では困難であった冷却用向けて生産現場の革命を実現しうる技術と位置づけられ

水管の任意配置や水管断面形状の最適化が可能となるたている．近年，造形装置の性能向上に併せて，航空宇宙

め，製品製造サイクルタイムの短縮や金型の長寿命化と分野における軽量化部品，産業機器分野における熱交換

いった利点が期待されている．特に，金型温度のコント

器や医療分野のインプラントなど，各分野で実用部品のロールが生産性や製品品質に大きな影響をおよぼすアル

製作が進んでいる．その中で，金型および工具は，2030

ミダイカスト（以下，ダイカストという）金型において年に航空宇宙と医療分野を合算した造形品市場規模にな実用化が加速している．

1）

るという予測も出され ，AM 技術の特徴を最大限に生かせる適用分野であると考えられている．
金属 AM は材料の形態や供給方法，熱源などによっ

ダイカスト金型の材料としては，硬度・耐衝撃性に優れた熱間工具鋼 JIS SKD61（以下，SKD61 という）が広く利用されているが，割れ感受性が高く PBF-LB によるて複数の手法に分類される．現在最も広く普及している

金型作製は難しい．金型造形用粉末としては 18Ni マル

レーザビームを用いる金属粉末床溶融結合法（Powder

エージング鋼（以下，マルエージング鋼という）が広く

Bed Fusion-Laser Beam，以下，PBF-LB という）は，微

用いられているが，マルエージング鋼は SKD61 対比で2022年 4月 12日 受付＊ 大同特殊鋼㈱技術開発研究所（Corporate Research & Development Center, Daido Steel Co., Ltd.）

電気製鋼 第 93 巻第 1 号 2022 年

22熱伝導性が低いため，使用中の熱応力による水冷孔から相ならびにベースプレートへの拘束によって制限されるのクラック発生といった課題があった．また，特定化学ため，造形中に引張残留応力が蓄積され，造形物は下に物質である Co を含むため健康障害防止措置が必要であ凸方向の変形を示す．一方で，マルエージング鋼は造形

り，取扱いが難しいという問題もある．これらの課題を

物の変形が小さく，造形時の条件によっては上に凸方向解決するため，大同特殊鋼㈱では SKD61 の成分改良にの変形を示すことが報告されている．この原因として以よって造形性の向上と高熱伝導性を両立した HTC 45，
TM

40 を開発し，金型部品メーカへの展開を進めている ．
2）

下 2 点が考えられる（Fig. 3）．
Laser beam melting

Residual stressBase plate

Base plate

Cooling

Deformation

HTC 45，40 は成分調整により割れ感受性を大幅に改TM善しており，金型の入れ子として実用可能なダイス鋼系
粉末である．また HTCTM45，40 の熱伝導率はマルエー

ジング鋼対比約 2 倍と高いことから，金型の冷却効果および寿命向上につながり高い評価を得ている．
一方，割れ感受性が改善し，大体積の造形が可能となったことで，新たに造形物の反り変形が課題となっている．PBF-LB では，局所的な急熱・急冷に伴う熱応力により造形物に反り変形が発生することが知られている．反り変形は造形サイズが大きくなるほど顕著になり寸法精度が悪化する課題がある．そのため，優れた機械

Thermal contraction

Base plate

Base plate

Fig. 2. Basic mechanisms of deformation development
during additive manufacturing.
Suppressing thermal
stress accumulation bylowering hardness

Low residual stress

特性・物理特性を有し，かつ造形変形を抑制可能な金属粉末の開発が求められている．

Base plate

Base plate

そこで，SKD61 相当の機械特性・物理特性を有しつ
つ，HTCTM45，40 よりも造形変形量を大幅に改善可能な合金組成（以下，開発鋼という）を開発した．開発鋼

Expansion withmartensite transformation

Small deformationの位置づけは Fig. 1 に示すとおりである．本報では，開発鋼の変形低減の思想の妥当性と開発粉末の基礎的な機
械・物理特性に関して検証した結果を報告する．
Performance of Mold Steel

Base plate

Base plate

Fig. 3. Schematic diagram of deformation relaxation
mechanism in 18Ni maraging steel.
①塑性変形による応力緩和

HTCTM

マルエージング鋼はマルテンサイト変態開始温度（以Developed
steel

SKD61
Shaping Property

下，Ms 点という）が 220 ℃，終了温度（以下，Mf 点という）が 90 ℃と低いため Ms 点以上または Ms 点と Mf

点の間の温度域で造形される場合，軟質なオーステナイ
ト相が存在している．この軟質なオーステナイト相が，発生した熱応力を歪として吸収するため，残留応力が蓄18 Ni Maraging
steel

Fig. 1. Positioning diagram of metal powders for additive
manufacturing.

2．造形変形低減のコンセプト
Fig. 2 に PBF-LB における変形の概念図を示す．一般に PBF-LB では，溶融凝固に伴う熱収縮が，下層の凝固積されにくいと考えられる．
②マルテンサイト変態による応力緩和
造形時の温度においてオーステナイト相が存在する場
合，造形物を室温まで冷却する過程でオーステナイト相であった部分がマルテンサイト変態し，変態膨張によって引張残留応力が緩和される．
SKD61 においても，Ms 点付近の温度まで予熱して造形することで残留応力および変形が緩和されることが期待される．しかし，汎用の PBF-LB 装置におけるプレー

技術資料＞変形低減を志向した金型向け積層造形粉末の開発

ト予熱上限温度は 80 ～ 200 ℃が一般的であるのに対して，SKD61 と HTC 45 は Ms 点が 300 ℃以上，Mf 点がTM

150 ℃以上と高く，汎用造形装置での変形抑制は難しい．

23④ SKD61における Vは VC炭化物を形成し，焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制する役割を有する一方で，粗大な VC炭化物は破壊の起点となり衝撃値を低下させるこ

そこで，汎用造形装置によって造形変形の低減が可能とがある 5）．PBF-LBでは，レーザ加熱後の急冷凝固にな SKD61 改良鋼の開発を志向した．

より SKD61系の粉末は造形ままでマルテンサイト組織が得られる 5）ため，HTCTMおよび開発鋼では造形後の3．合金設計

焼入れ処理は不要である．このため Vを二次硬化および耐摩耗性に必要な 0.4 mass%まで低減させた．

Table 1 に開発鋼と比較鋼の化学成分を示す．開発鋼は以下の思想①～④に基づいて設計した．

4．実験方法Table 1. Chemical compositions of experimental steels(mass%).
C Si Mn Ni Cr Mo V Co Other
Steel
Developed
0.25 0.1 0.5 6.0 5.2 1.2 0.4 steel
SKD61 0.38 1.0 0.4 - 5.2 1.2 0.9 HTCTM45 0.23 0.1 0.4 - 5.2 1.2 0.4 Maraging
0.01 - 18.0 - 5.0 - 9.0 Ti, Al
steel①造形物の割れを抑制するため，Cを HTC 45と同等とTMした．SKD61は造形まま硬さが 54 HRCと高く割れ感受性が高い．HTC 45は Cを低減することで造形まま硬さTMを 46 HRCへ低減し造形用粉末として実用可能としており，開発鋼にも本知見を適用した．
②造形変形を低減するため，M s点を低下させるように

4.

1

粉末製造

Table 1 に記載の合金成分を高周波誘導加熱大気溶解炉において溶解し，N2 ガスアトマイズによって製造した．粉末は +25/-53 μm に分級した．粉末の外観は走査型電子顕微鏡（SEM，JEOL 社製 JSM-F100）を用いて観察した．粒度分布ならびに円形度は粒子画像分析装
置モフォロギ G3（Malvern Panalytical 社製）を用いて計測した．流動度の測定は JIS Z 2502 に準拠し，校正された漏斗のオリフィスから 50 g の粉末を排出するのに要した時間を評価した．かさ密度は JIS Z 2504 に準拠して
評価した．

4.

2

造形物の作製と特性評価

成分バランスを調整した．汎用の造形装置においてもPBF-LB 装置は Concept Laser M2（GE Additive 社製）を

マルテンサイト変態を活用できるよう，M s点の狙いを使用した．造形条件の決定のため，レーザ出力と走査速合金元素の添加量増加によって低下する傾向にある．

た．レーザ出力は 200 ～ 400 W，走査速度は 300 ～ 900

200 ℃とした．Ms点は式（1）3）のように Co，Alを除く
M（℃）=550－361×（%C）－ 39×（%Mn）
s

－ 35×（%V）－ 17×（%Ni）－ 20×（%Cr）

度を変化させ 1 辺 12 mm のブロック状の造形物を作製しmm/s の範囲で変化させた．積層厚みは 50 μm，ハッチン

グ幅は 0.13 mm，スポット径は 0.18 mm とした．造形物－ 5×（%Mo＋ %W）＋ 15×（%Co）＋ 30×（%Al） （1）の内部観察は積層方向に対して平行な断面を鏡面まで研鋼は上述した造形物の割れ抑制の観点から SKD61 対比 C

から試料を作製し，フォーマスター試験による Ms 点測

C は特に Ms 点への影響が大きい元素であるが，開発

磨し，充填面積率を測定した．面積率 99.95 % の造形物を低減しており，Ms 点の低下にはその他の成分の調整が定を行った．フォーマスター試験は，真空中，1250 ℃でると高温強度，靭性，耐食性といった金型としての必要

し，試料寸法の変化量から Ms 点を測定した．

必要である．炭化物形成元素である Cr，Mo は増減させ特性のバランスを保つのが困難であるため SKD61 同等とした．基地に固溶しこれらの特性バランスへの影響が小

0.5 h 加熱保持後に室温まで 100 ℃ /min の冷却速度で冷却
造形変形量の評価のため，ベースプレート予熱温度
を 予 熱 な し， お よ び 200 ℃ で，15 W × 150 L × 17 H

さいと考えられる Ni の添加で Ms 点を調整した．

（mm）の角棒を造形し，ベースプレートからワイヤカッ

SKD61対比で低減し（ZEISS 社製）にて測定した．測定は造形物幅方向の中③熱伝導率を SKD61相当以上に維持するため，Siは，HTC 45と同等とした．Niは添4）TM加量増加に伴い熱伝導率が低下するため，目標の Ms点が得られる最低限の 6.0 mass%とした．

ト後の造形物の形状を 3 次元寸法測定器 CONTURA G2
心線について長手方向に 2 mm ピッチで測定し，端部の高さに対する中心部分の変位を造形変形量とした．ま電気製鋼 第 93 巻第 1 号 2022 年

24

た，角棒から調査サンプルを切り出し，ロックウェル硬さ測定，ミクロ組織観察を実施した．ロックウェル硬さ
測定は造形物中心部分を 5 点測定し平均値を算出した．
ミクロ観察試料は積層方向に対して平行な断面を鏡面まで研磨した後，10 % ナイタール溶液にてエッチングし，
光学顕微鏡による観察を行った．

Table 2. Powder properties.
Particle size distribution
Apparent
Flow rate(μm)
Circularity density(s/50g)3(kg/m )
D10
D50
D90
24.5

42.9

58.8

0.90

4350

12.7

造形物に T（T=400 ～ 680）℃× 1 h 保持後に空冷の5. 2 造形条件が充填面積率におよぼす影響て焼戻し硬さの推移を評価した．熱処理によって 40 ～入されるエネルギー密度 E（J/mm3）は，出力 P（W），

熱処理を 2 回実施し，ロックウェル硬さ測定を実施し

PBF-LB において，積層 1 層分の単位体積あたりに投50 HRC に調整した造形物より試験片を切り出し，引張

走査速度 v（mm/s），ハッチング幅 s（mm），積層厚み t試験，シャルピー衝撃試験，熱伝導率測定，熱膨張係数（mm）を用いて式（2）で表される．

測定を行った．引張試験は標点距離 30 mm，平行部径 6mm の JIS 14A 号縮小試験片を用いて，JIS Z 2241 に準拠し，室温での試験を行った．シャルピー衝撃試験は幅（2）
今回 検 討 し た 範 囲 は E=34.2 ～ 205 J/mm 3 で あ る．

10 mm，高さ 10 mm，長さ 55 mm，切欠き部が 2 mmU

Fig. 5 に E に対する充填面積率の関係を示す．E=61.5

した．熱伝導率は φ10 mm，高さ 2 mm の試験片を用い形物が得られた．Fig. 6 に造形物断面の観察像を示す．

て，レーザフラッシュ法により Ar 雰囲気中における室温～ 600 ℃の値を測定した． 熱膨張係数は φ5 mm，高さ 19 mm の試験片を用いて昇温速度 5 ℃ /min で Ar 雰
囲気中における室温から 600 ℃の値を測定した．

5．開発鋼の造形特性
5.

1

原料粉末

Fig .4 に開発鋼粉末の SEM 像を示す．粉末はガスア
トマイズ法によって製造しており，真球に近い形状であることを確認した．Table 2 に粒度分布ならびに流動度を示す．PBF-LB 用粉末の要求特性として高い流動性・充填性，適切な粒度分布が挙げられるが，開発鋼粉末はいずれの要求も満足することを確認した．

～ 137.0 J/mm3 の範囲で面積率 99.95 % 以上の緻密な造E が低いときはいびつな形状の未溶融欠陥が確認された．また E が過剰なときは球状のキーホール欠陥が確認された．また，開発鋼の造形条件に対する充填面積率の関係は HTCTM45 と類似しており，HTCTM45 の標準造形条件である P=300 W，v=600 mm/s（E=76.9 J/mm3）で99.97 % の緻密な造形物が得られた．そのため，特性評

価に供する造形物の作製は E=76.9 J/mm3 の条件で実施
した．
Relative density (%)

ノッチの試験片を用い，JIS Z 2242 に準拠し室温で評価

100
98
96
94
92
90
88
86
84

Density > 99.95 %

0

50

100
150
200
Energy density (J/mm3)250

Fig. 5. Relationship between relative density and volumetricenergy density.
E=51.3 J/mm3

E=76.9 J/mm3

E=155.0 J/mm3

Fig. 4. SEM image of developed steel powder.
100 μm

100 μm

100 μmFig. 6. Comparison of defect morphologies.

25

技術資料＞変形低減を志向した金型向け積層造形粉末の開発

5.

3

Ms点

は不明であるが，Ms 点と予熱温度制御により変形量をFig .7 に開発鋼の変態挙動を示す．冷却過程において，大幅に抑制可能であることが明らかになった．
なお，HTCTM45 については 200 ℃予熱時に SKD61

オーステナイトからマルテンサイトへの相変態に伴う体積膨張が観測された．開発鋼の Ms 点は 220 ℃であり，と同等の下に凸方向の変形を示す．
0.30

た．また，開発鋼の Mf 点は明確に観測されなかった．

0.25

0.25

Fig. 7. Transformation behavior of developed
steel.

Dilation (mm)

0.20
0.15

Ac1

0.10

Ac3

Heating

0.05
0.00

Cooling

-0.05
0

200

400 600 800 1000 1200 1400
Temperature (℃)

Fig. 7. Transformation behavior of developed steel.

4

予熱温度に対する造形物変形量

造 形 時 の 反 り 変 形を確認するため，15 × 150 × 17mm の角棒を造形し，造形物をベースプレートから切り離した後の反り変形量を測定した（Fig. 8）．
Removing frombase plate

Building

15

150

Building size: 15W×150L×17H

0.20
0.15
0.10

0.05

SKD61
Developed steel
Cracking

Measuring
deformation

Building
direction

0.00
-0.05
-0.10

Ms

-0.10

5.

Deformation height (mm)

成分設計における狙い値とほぼ合致した温度となっていPreheated
at 200 ℃

Nopreheating

Fig. 9. Comparison of deformation between SKD61 anddeveloped steel.

5. 5 割れ感受性
造形での割れやすさを評価するため，下部に深さ 5 mm，

角度 90 °の応力集中部を有する割れ試験片を造形した．
一般に，造形高さが大きくなるほど造形物にはたらく引張応力は大きくなる 7）．造形高さが割れ感受性におよぼす影響を評価するため，高さ H は 15 ～ 35 mm の 5 水準で評価した（Fig. 10，Table 3）．SKD61 は H=15 mm の最も小さい造形物においても割れが見られた．HTCTM45

17

Deformation
heightBase plate
Base plate

Fig. 8. Experimental evaluation method for deformationof build sample.

は SKD61 対比で割れ感受性は軽減したものの，H=35mm の最も大きな造形物で割れが発生した．一方，開発
鋼はマルエージング鋼と同様に，いずれの造形物も割れは発生しなかった．したがって開発鋼の造形割れ感受性
は比較鋼対比大幅に改善している．

Fig. 9 に開発鋼の造形物の変形量を SKD61 と比較して示す．ベースプレートを予熱せずに造形した場合は，SKD61 では造形時に割れが発生し，開発鋼は下に凸方向の変形を示した．予熱を実施した場合は，SKD61 で

80
H

15
90°

H = 15, 20, 25, 30, 35

Building
direction
10.0
2.5

35 30

25

20

15

下に凸の変形が見られる．一方，開発鋼は変形量が小さ
く，変形の方向が上に凸方向となった．
予熱を実施した場合に開発鋼の変形が抑制されたのは，造形時の温度が Ms 点付近であり，軟質なオーステナイト

H=15状態であるため，造形時の熱応力が塑性変形により緩和されたためと考えられる．また，変形方向が逆転したのは造H=35形後のマルテンサイト変態の体積膨張の効果と考えられる．塑性変形とマルテンサイト変態の体積膨張による応力緩和の 2 つの応力緩和機構のそれぞれの寄与度について

H=35

gross
crack

small
crack

no
crack

Fig. 10. Experimental method for cracking check.

電気製鋼 第 93 巻第 1 号 2022 年

戻し後の組織は造形まま材で見られたビード境界が不明

Table 3. Crack check result .
Steel
Developed
steel
SKD61
TM

HTC 45
Maraging steel

5.

6Preheating temperature

120 °CAll,
no cracking
30~35 H,
crackingAll,no cracking

200 °C

All, cracking
35 H,
cracking

Judgement

瞭となり，均質な組織となっている（Fig. 13）
．
60

◎

55

×

50

△
◎

予熱温度に対する造形材の特性

Hardness (HRC)

26

40
35
30
25

~~

51

700

×1 Hour, TwiceFig. 12. Comparison of hardness after tempering.

50

As-built

49

48

Wrought SKD61
Developed steel
HTCTM45

20
as-built/
200
300
400
500
600
as-quenched Tempering temperature (°C)

Fig. 11に予熱温度に対する造形物の硬さの関係を示す．

Hardness (HRC)

45

0

50

100

150

200

Tempered

400 μm

400 μm

100 μm

100 μm

25 μm

25 μm

Preheating temperature (°C)

Fig. 11. Relationship between preheating temperatureand hardness of the developed steel.
予熱温度の上昇に伴い硬さが上昇する傾向が得られた．一般的に PBF-LB では上層のレーザ加熱による下層への熱影響のため，ダイス鋼では凝固ままのマルテンサ
イト相に焼戻し軟化が生じる 8）．開発鋼は Ms 点が 220 ℃であるため予熱温度が高いほど造形中のオーステナイト
相割合が高くなり，造形後の冷却で焼入れられるため，焼戻し軟化が発生しにくくなったものと考えられる．

6 ．開 発 鋼 の 機 械 的 性 質 と
物理特性
6.

1

焼戻し硬さ

Fig. 13. Optical microstructures of developed steel
manufactured by PBF-LB.

6.

2

機械特性

Fig .14 に焼戻しを行った造形物の引張特性を，焼入・焼戻しにて同等の硬さに調質した SKD61 鍛造材と比較して示す．造形時の予熱温度は汎用装置の予熱最高温度

Fig. 12 に焼戻し温度に対する硬さの推移を示す．開に合わせて 120 ℃および 200 ℃とした．開発鋼の硬さにまた，550 ～ 650 ℃の高温焼戻しで 40 ～ 53 HRC の硬比同等であった．また，予熱温度による引張特性の差異

発鋼は 550 ℃の焼戻しで 53 HRC の最高硬さを示した．
さが得られ，SKD61 と同等の硬さに調整可能である．
Fig. 11 に示すように造形ままの硬さは造形予熱温度に依存するが，550 ～ 650 ℃の高温焼戻し後の硬さは予熱温度による差異は小さいことを確認している．また，焼対する耐力，引張強さ，伸び，絞りは SKD61 鍛造材対は認められない．

2000◇,◆ Developed steel preheated at 200℃□,■ Wrought SKD61

1600
1400
1200
1000

〇,□,◇: Tensile strength●,■,◆: 0.2% proof stress

800

Elongation/Reduction of Area (%)

35
100
90
80
70
60
50
40
30
20
10
0

40
45
Hardness (HRC)

35
30
25
HTCTM45
Wrought SKD61
Developed steel
Maraging steel

20
15

10

0

100

戻し後の室温における熱伝導率をフラッシュ法により測定した．熱伝導率におよぼす Ni 量の影響を Fig. 17 に示す．SKD61 と HTCTM45 の Ni 量は 0.1 % 未満であるの〇,□,◇: Reduction of Area

に対して開発鋼の Ni 量は 6.0 mass% であり，Ni 添加に●,■,◆: Elongation

よる熱伝導率低下は約 11 W/(m・K) と考えられる．

一方，Si 量については 1.0 mass% から 0.1 mass% への40
45
Hardness (HRC)50

開発鋼の衝撃値は同一硬さの SKD61 鍛造材対比優れている．また，衝撃特性に関しても予熱温度による差異は認められない．

減少で熱伝導率を約 11 W/(m・K) 増加させる 4）．
45

0.4mass%C-Steels

40

35

0Ni

30
25

6Ni

20
15

0.0

2.0
4.0
6.0
Amount of Nickel (mass%)

験片加工時の残材を試験片と同時に熱処理、測定硬さを代表値として使用

120

100

44.4

80

Impact value (J/cm2)

49.9

die steels.
以上より HTCTM45 は Si 量低減により SKD61 対比 11

W/(m・K) 向 上， 開 発 鋼 は SKD61 対 比 Si 量 低 減 と Ni

量増加による影響がつり合い SKD61 同等と予想され，

40

Fig. 16 の測定結果と合致している．

Developed steel preheated at 120 ℃
Developed steel preheated at 200 ℃
Wrought SKD61

20
35

40

45
50
Hardness (HRC)

55

Fig. 15. Charpy impact value.

3

8.0

Fig. 17. Effects of Ni content on thermal conductivity of

60

0

6.

500

の他の元素の添加量が同等な 0.4 mass%C 鋼の焼入・焼□,■ Wrought SKD61

Fig. 15 に焼戻しを行った造形物の衝撃特性を示す．

44.4

400

熱伝導率におよぼす Ni 量の影響を確認するため，そ〇,● Developed steel preheated at 120 ℃

proof stress, (b) elongation and reduction of area.

44.4

300

Fig. 16. Comparison of 0.4C-Steels
thermal conductivity.

0.1Si

Fig. 14. Tensile property: (a) tensile strength and 0.2%

49.9

200

Temperature (°C)

50◇,◆ Developed steel preheated at 200 ℃

35

49.9

27

40

Thermal conductivity (W/(m･K))〇,● Developed steel preheated at 120℃

1800

Thermal conductivity (W/(m･K))

Tensile Strength/0.2% proof stress(MPa)

技術資料＞変形低減を志向した金型向け積層造形粉末の開発

熱伝導率

6.

4

熱膨張係数

金型の PBF-LB 造形では，造形時間の短縮のため機械加工した鍛造工具鋼の土台上に造形する場合がある 9）．
このとき，異種金属界面が生じるが，2 材間で熱膨張係数が大きく異なると温度上昇時に界面で熱応力が発生す

Fig. 16 に 600 ℃の焼戻しを行った造形物の熱伝導る．Fig. 18 に開発鋼および比較鋼の熱膨張係数の温度依る．熱伝導率はマルエージング鋼＜ SKD61 ＝開発鋼＜とほぼ同等であった . このため SKD61 鍛造材を土台とし率 を 示 す． 開 発 鋼 の 熱 伝 導 率 は SKD61 と 同 等 で あ
HTC 45 となる．
TM存性を示す．開発鋼の 600 ℃までの熱膨張係数は SKD61
た造形でも熱応力が発生しにくいと考えられる．

電気製鋼 第 93 巻第 1 号 2022 年

Coefficient of thermal expansion
×10 -5 (/K)

28

Appearance after tempering

1.4
1.3
1.2

1.1
1.0
0.9

0.8

Wrought SKD61
Developed steel
Wrought maraging steel

0.7

0.6
0.5

0

100

200
300
400
Temperature (℃)

500

600

7．結

Fig. 18. Comparison of linear expansion coefficient6.

5Fig. 19. Modeling result of imitation mold.

模擬型の造形言

開発鋼は SKD61 対比 C 量を低減する一方 Ni 量を増加させ，Ms 点を 220 ℃まで低減させたことで汎用の造Fig .19 に実金型を想定した模擬型造形試験の結果を示

形装置の予熱下で造形変形の低減が可能となった．開発

ビティ内部コーナーは応力集中により割れが発生しやす

これまで困難であった大型の金型の造形において有利な

いが，造形および熱処理にて割れは発生しなかった．

粉末であると考えられる．

す．模擬型は造形後，550 ℃での焼戻しを実施した．キャ

CAD model
Cooling line

鋼は SKD61 相当の機械特性・物理特性を両立しており，（文献）1）井関隆之：2019年 NEDO TSC Foresight セミナー
（第 3
回）
，
「TSC Foresight 金属積層造形プロセス」概要．

2）大同特殊鋼㈱：電気製鋼，92（2021），61．

3）田村今男：鉄鋼材料強度学，日刊工業新聞社，1969，39．

4）河野正道：電気製鋼，81（2010），41．

5）井上幸一郎，大藤孝，市岡雄二，荒木利彦：電気製
鋼，76（2005），287．

6）J. Krell，A. Röttger，K. Geenen and W. Theisen：Journal

Appearance (as-built)of Materials Processing Technology，255（2018），679．

7）T. Furumoto，R. Ogura，K. Hishida，A. Hosokawa，T. Koyano，S. Abe and T. Ueda：Journal of Materials

50

Processing Technology，245（2017），207．

8）F. Deirmina，N. Peghini，B. AlMangour，D. Grzesiak

and M. Pellizzari：Materials Science and Engineering: A，753（2019），109．

weight: 5 kg

9）㈱ J・3Dホームページ：https://j3d.co.jp/business/
index95.html※ HTCは大同特殊鋼㈱の登録商標です．

吉本

隆

紙本朝子