JP7339412B2 - Ni-based alloy powder for additive manufacturing and additive manufacturing - Google Patents
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Description
本発明は、金属積層造形に適したＮｉ系合金粉末およびこの粉末を用いた積層造形体に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a Ni-based alloy powder suitable for metal additive manufacturing and a laminate-molded article using this powder.
金属からなる造形物の製作に、３Ｄプリンターが使用されはじめている。この３Ｄプリンターとは、積層造形法によって造形物が製作するものであり、金属積層造形法の代表的な方式にはパウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）やメタルデポジション方式（指向性エネルギー堆積方式）などがある。 3D printers are beginning to be used to create objects made of metal. This 3D printer is a model that is manufactured by the additive manufacturing method, and the representative methods of the metal additive manufacturing method include the powder bed method (powder bed fusion method) and the metal deposition method (directed energy deposition). method), etc.
パウダーベッド方式では、レーザービームまたは電子ビームの照射によって、敷き詰められた粉末のうち照射された部位が溶融し凝固する。この溶融と凝固により、粉末粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に選択的になされ、照射がなされなかった部分は、溶融せず、照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。 In the powder bed method, irradiated portions of the spread powder are melted and solidified by irradiation with a laser beam or an electron beam. This melting and solidification binds the powder particles together. The irradiation is selectively applied to a portion of the metal powder, the non-irradiated portion does not melt, and a bonding layer is formed only on the irradiated portion.
形成された結合層の上に、さらに新しい金属粉末が敷き詰められ、それらの金属粉末にレーザービームまたは電子ビームの照射が行われる。すると、照射により、金属粒子が溶融、凝固し、新たな結合層が形成される。また、新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。 New metal powder is spread over the formed bonding layer, and the metal powder is irradiated with a laser beam or an electron beam. The irradiation then melts and solidifies the metal particles to form a new bonding layer. The new tie layer is also bonded to the existing tie layer.
照射による溶融・凝固が順次繰り返されていくことにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形体が得られる。こうした積層造形法を用いると、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。 By successively repeating melting and solidification by irradiation, an aggregate of the bonding layer gradually grows. This growth yields a shaped body having a three-dimensional shape. Using such a layered manufacturing method makes it possible to easily obtain a modeled object having a complicated shape.
また、メタルデポジション方式（指向性エネルギー堆積方式）による積層造形法としては、例えば、金属粉末からなる粉末層に光ビームを照射して焼結層を形成し、三次元形状造形物を得る金属光造形用金属粉末として、「鉄系粉末」と、「ニッケル、ニッケル系合金、銅、銅系合金、及び黒鉛から成る群から選ばれる１種類以上の粉末」が混合された粉末の製造方法が提案されている。（特許文献１参照。）。 In addition, as a layered manufacturing method by a metal deposition method (directed energy deposition method), for example, a powder layer made of metal powder is irradiated with a light beam to form a sintered layer, thereby obtaining a three-dimensional shaped object. A method for producing a powder in which "an iron-based powder" and "one or more powders selected from the group consisting of nickel, nickel-based alloys, copper, copper-based alloys, and graphite" are mixed as metal powders for stereolithography. Proposed. (See Patent Document 1.).
そして、粉末焼結積層法で用いられる粉末のひとつに、Ｎｉ基超合金粉末がある。例えば特許文献２に開示されているように、Ｎｉ基超合金は、Ｔｉ、Ａｌなどを添加して熱処理により金属間化合物を析出させることで耐熱性に優れることから、宇宙・航空機分野のエンジン部品素材などの用途に、鋳造材、鍛造材の形で使用されているが、加工性が悪いことから、ニアネットシェイプで部品を作製できる粉末焼結積層法の適用が進められている。 One of the powders used in the powder sintering lamination method is Ni-based superalloy powder. For example, as disclosed in Patent Document 2, Ni-based superalloys are excellent in heat resistance by adding Ti, Al, etc. and precipitating intermetallic compounds by heat treatment, so engine parts in the space and aircraft fields Although it is used as a raw material in the form of castings and forgings, its workability is poor, so the application of the powder sintering lamination method, which can produce parts in near-net shape, is being promoted.
Ｎｉ系合金粉末の部品を一般の鋳造、鍛造プロセスを用いて母材へと作製した場合には、割れは発生しないとしても、Ｎｉ系合金粉末を積層造形法における急速溶融急冷凝固プロセスで部品を造形した場合には、部品内部に割れが生じやすいものとなる。凝固中に不純物成分偏析による濃化が生じ一部分に液相を生じるため、ここが再凝固するときに収縮し割れが生じるからである。 Even if cracks do not occur when parts of Ni-based alloy powder are formed into a base material using a general casting or forging process, the Ni-based alloy powder can be formed into parts by a rapid melting, rapid cooling, and solidification process in the additive manufacturing method. When molded, cracks are likely to occur inside the part. This is because, during solidification, segregation of impurity components causes thickening, and a liquid phase is formed in a portion of the steel, which shrinks and cracks when it re-solidifies.
このように、Ｎｉ系合金粉末は、粉末積層造形法などの急速溶融急冷凝固プロセスを適用すると高合金組成かつ耐熱性向上のための金属間化合物の析出により、内部に微小なクラックが生じ、密度、強度が低下するという問題がある。 In this way, when a rapid melting and rapid solidification process such as powder additive manufacturing is applied to the Ni-based alloy powder, fine cracks occur inside due to the precipitation of intermetallic compounds for improving the alloy composition and heat resistance, and the density decreases. , there is a problem that the strength is reduced.
Ｎｉ系合金粉末に割れが生じやすい理由としての凝固割れは、たとえば、析出強化のためにＮｂを含有するＮｉ基合金においては、γ／Ｌａｖｅｓの共晶、γ／ＮｂＣの共晶により低温まで融液が残存することから、低融点の融液の存在によってＢＴＲ（固液共存域）が広がり、凝固収縮によるひずみの影響によって凝固割れが起こりやすくなる。（γ相とＬａｖｅｓ相からなる共晶組織のことを、γ／Ｌａｖｅｓの共晶と以下では表記する。）。 Solidification cracking is the reason why Ni-based alloy powder is prone to cracking. Since the liquid remains, the BTR (solid-liquid coexistence zone) expands due to the presence of the low melting point melt, and solidification cracking is likely to occur due to the strain caused by solidification shrinkage. (A eutectic structure consisting of a γ phase and a Laves phase is hereinafter referred to as a γ/Laves eutectic).
もっとも、Ｎｉ基合金において、Ｎｂはγ''相（ガンマダブルプライム相）による析出強化に有用な成分であり、Ｃは粒界強化のために必要な成分であるから、これらの成分を減らし過ぎてしまうと、必要な高温強度が得られない。 However, in Ni-based alloys, Nb is a component useful for precipitation strengthening by the γ″ phase (gamma double prime phase), and C is a component necessary for grain boundary strengthening. Otherwise, the required high temperature strength cannot be obtained.
そこで、本発明の解決しようとする課題は、耐割れ性と高温強度に優れた積層造形用のＮｉ系合金粉末と、これらのＮｉ系合金粉末を用いた積層造形物を提供することである。 Therefore, the problem to be solved by the present invention is to provide a Ni-based alloy powder for additive manufacturing that is excellent in crack resistance and high-temperature strength, and a laminate-molded article using these Ni-based alloy powders.
そこで、本発明者らは、鋭意検討の結果、耐割れ性と高温強度を両立するようなＮｉ系超合金の成分範囲として、強度のパラメータＡ１がＡ１≧２００、耐割れ性のパラメータＡ２がＡ２≦２００である範囲のＮｉ系合金粉末を見出した。 Therefore, as a result of intensive studies, the present inventors found that the composition range of the Ni-based superalloy that achieves both crack resistance and high-temperature strength is A1 ≥ 200 for the strength parameter A1 and A2 for the crack resistance parameter A2. A Ni-based alloy powder in the range of ≦200 was found.
本発明の課題を解決するための第１の手段は、質量％で、
Ｎｉ：４０．００～７０．００％、
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｍｏ：０．１０～１２．００％、
Ｎｂ：３．００～７．００％、
Ａｌ：０．１０～１．５０％、
Ｔｉ：０．１０～２．００％、
Ｓｉ：０．０１～０．４０％、
Ｃ：０．００１～０．１５％、
Ｂ：０．０００２～０．００４０％を含有し、
Ｓ：≦０．００２％であって、
Ｗ、Ｃｏの１種以上の合計量Ｗ＋Ｃｏ：０～７．００％であって、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金粉末が、
さらに以下の関係式Ａ１の値が２００以上でＡ２の値が２００以下であるＮｉ系合金粉末である。
Ａ１＝５．１Ｃ＋０．３Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋２．９Ｗ＋０．４Ｃｏ＋１９．０Ｎｂ＋９．４Ａｌ＋３３．０Ｔｉ＋１２０．１Ｂ＋４８．８
Ａ２＝２７０．４Ｃ＋０．５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．１Ｃｏ＋１０．０Ｎｂ＋３０．５Ａｌ＋１５．８Ｔｉ＋２００９．１Ｂ＋４０９４．３Ｓ＋６２．１
なお、関係式の右辺の元素記号には質量％の値を代入する。
The first means for solving the problems of the present invention is mass %,
Ni: 40.00 to 70.00%,
Cr: 15.00 to 25.00%,
Mo: 0.10 to 12.00%,
Nb: 3.00 to 7.00%,
Al: 0.10 to 1.50%,
Ti: 0.10 to 2.00%,
Si: 0.01 to 0.40%,
C: 0.001 to 0.15%,
B: 0.0002 to 0.0040%,
S: ≤ 0.002%,
The total amount of one or more of W and Co W + Co: 0 to 7.00%,
An alloy powder, the balance of which is Fe and unavoidable impurities,
Further, the Ni-based alloy powder has a value of 200 or more in the following relational expression A1 and a value of 200 or less in A2.
A1 = 5.1C + 0.3Cr + 3.5Mo + 2.9W + 0.4Co + 19.0Nb + 9.4Al + 33.0Ti + 120.1B + 48.8
A2=270.4C+0.5Cr+0.6Mo+0.3W+0.1Co+10.0Nb+30.5Al+15.8Ti+2009.1B+4094.3S+62.1
Incidentally, the value of % by mass is substituted for the symbol of the element on the right side of the relational expression.
その第２の手段は、第１の手段に記載のＮｉ系合金粉末を用いて積層造形された積層造形物である。 The second means is a laminate-molded article that is laminate-molded using the Ni-based alloy powder described in the first means.
本発明の積層造形用Ｎｉ系合金粉末は、これを用いて積層造形することによって、γ／Ｌａｖｅｓの共晶、γ／ＮｂＣの共晶による凝固割れを抑制しつつ、高い高温強度を示す積層造形物を得ることができる。 The Ni-based alloy powder for additive manufacturing of the present invention exhibits high high-temperature strength while suppressing solidification cracking due to the eutectic of γ/Laves and the eutectic of γ/NbC by performing additive manufacturing using the powder. can get things.
本発明の積層造形用Ｎｉ系合金粉末の成分組成およびパラメータＡ１およびＡ２の値を規定する理由を以下に示す。以下の％は質量％である。 The reasons for specifying the composition and the values of the parameters A1 and A2 of the Ni-based alloy powder for additive manufacturing of the present invention are described below. The following percentages are percentages by mass.
Ｎｉ：４０．００～７０．００％、
Ｎｉは、耐食性に寄与する成分である。特にＮｉは、酸性環境下及び塩素イオン含有環境下における高温での耐食性に寄与する。この観点から、Ｎｉ基合金におけるＮｉの含有率は４０．００％以上とする。より好ましくはＮｉは４５．０％以上、さらに好ましくはＮｉは５０．００％以上である。他方、オーステナイト相の安定性の観点およびＣｒ等の他元素との相互作用の観点から、Ｎｉの含有率は７０．００％以下とする。
Ni: 40.00 to 70.00%,
Ni is a component that contributes to corrosion resistance. In particular, Ni contributes to corrosion resistance at high temperatures in acidic environments and chloride ion-containing environments. From this point of view, the content of Ni in the Ni-based alloy should be 40.00% or more. More preferably, Ni is 45.0% or more, and even more preferably, Ni is 50.00% or more. On the other hand, from the viewpoint of the stability of the austenite phase and the viewpoint of interactions with other elements such as Cr, the Ni content is set to 70.00% or less.
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｃｒは、合金の固溶体強化と高温で使用されるときの耐酸化性の向上に寄与する元素である。このためには、Ｃｒは１５．００％未満では上記効果が十分には得られない。他方、２５．００％を超えるとδ相が生成し、高温強度と靭性が低下する。そこで、Ｃｒは１５．００～２５．００％ とする。
Cr: 15.00 to 25.00%,
Cr is an element that contributes to solid-solution strengthening of the alloy and improved oxidation resistance when used at high temperatures. For this reason, if the Cr content is less than 15.00%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 25.00%, the δ phase is generated, and the high-temperature strength and toughness are lowered. Therefore, Cr is set to 15.00 to 25.00%.
Ｍｏ：０．１０～１２．００％、
Ｍｏは、固溶体強化に寄与し強度を高めるのに有効な元素であるため、０．１０％以上とする。もっともＭｏが多すぎるとμ相またはσ相の生成を助長し、造形物の靭性を損ない、脆化の一因となるため、１２．００％以下とする。
Mo: 0.10 to 12.00%,
Mo is an element that contributes to solid solution strengthening and is effective in increasing strength, so it is made 0.10% or more. However, if Mo is too much, it promotes the formation of μ phase or σ phase, impairs the toughness of the shaped article, and becomes a cause of embrittlement, so it is made 12.00% or less.
Ｎｂ：３．００～７．００％、
Ｎｂは、炭化物を形成するとともにγ''相を形成し強度を向上させる成分であることから、Ｎｂは３．００％以上含有させる。しかし、Ｎｂが多すぎるとラーベス相生成量が増え、γ／Ｌａｖｅｓ共晶を生成して、生成し割れやすくなるため、Ｎｂは７．００％以下とする。
Nb: 3.00 to 7.00%,
Nb is a component that forms carbides and forms a γ″ phase to improve strength, so the content of Nb is 3.00% or more. However, if the Nb content is too high, the amount of Laves phase generated increases, and a γ/Laves eutectic is generated, which tends to generate and crack.
Ａｌ：０．１０～１．５０％、
Ａｌは、γ’相を形成し、クリープ破断強さと耐酸化性を向上させる元素であることから、０．１０％以上とする。もっとも、１．５０％を超えると高温割れが発生しやすくなり、積層造形時に割れが発生しやすくなるため、１ ．５０％以下とする。
Al: 0.10 to 1.50%,
Al is an element that forms a γ' phase and improves creep rupture strength and oxidation resistance, so it is made 0.10% or more. However, if it exceeds 1.50%, hot cracks are likely to occur, and cracks are likely to occur during layered manufacturing. 50% or less.
Ｔｉ：０．１０～２．００％、
Ｔｉは、Ａｌと同様にγ’相を形成し、クリープ破断強さと耐酸化性を向上させる元素であるので、０．１０％以上とする。もっとも、２．００％を超えると高温割れが発生しやすくなり、積層造形時に割れが発生しやすくなるため、Ｔｉは２．００％以下とする。
Ti: 0.10 to 2.00%,
Ti, like Al, forms a γ' phase and is an element that improves creep rupture strength and oxidation resistance, so the content is made 0.10% or more. However, if it exceeds 2.00%, high temperature cracking is likely to occur, and cracking is likely to occur during layered manufacturing, so Ti should be 2.00% or less.
Ｓｉ：０．０１～０．４０％、
Ｓｉは、溶解時の脱酸材として働くとともに、高温での耐酸化性を付与する元素である。このためにはＳｉは０．０１％以上とする。他方、多量に添加しすぎると高温での耐酸化性が劣化するため、Ｓｉは０．４０％ 以下とする。
Si: 0.01 to 0.40%,
Si is an element that acts as a deoxidizer during melting and imparts oxidation resistance at high temperatures. For this purpose, Si should be 0.01% or more. On the other hand, if too much is added, the oxidation resistance at high temperatures deteriorates, so Si should be 0.40% or less.
Ｃ：０．００１～０．１５％、
Ｃは、Ｎｂ、ＴｉなどとＭＣ型炭化物を形成するほか、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷなどとＭ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ23Ｃ6などの炭化物をつくり、合金の高温強さを高める効果がある元素である。そこでＣは０．００１％以上含有する必要がある。もっとも、Ｃを過剰に含有すると、γ／ＮｂＣの共晶を生成し割れやすくなるため、Ｃは０．１５％以下に抑える必要がある。
C: 0.001 to 0.15%,
In addition to forming MC-type carbides with Nb, Ti, etc., C forms carbides such as M6C , M7C3 , M23C6 with Cr, Mo, W, etc., and has the effect of increasing the high-temperature strength of the alloy. is an element with Therefore, it is necessary to contain 0.001% or more of C. However, if C is contained excessively, a eutectic of γ/NbC is formed and cracks are likely to occur, so C must be suppressed to 0.15% or less.
Ｂ：０．０００２～０．００４０％
Ｂは、粒界を強化して強度を向上させる効果がある成分である。そこで、Ｂは０．０００２％以上含有させる。もっとも、多すぎると溶接の最終凝固部においてＮｂの化合物（ＬａｖｅｓまたはＮｂＣ）の濃化を助長するため、Ｂは０．００４０％以下とする。
B: 0.0002 to 0.0040%
B is a component that has the effect of strengthening grain boundaries and improving strength. Therefore, 0.0002% or more of B is contained. However, too much B promotes concentration of the Nb compound (Laves or NbC) in the final solidified portion of the weld, so B should be 0.0040% or less.
Ｓ：≦０．００２％
Ｓ は、凝固時に低融点の液相を生じることにより、急速溶融急冷凝固プロセスにおける焼結における割れを助長する。そこで、凝固時に低融点の液相を生じ凝固割れを発生しやすいＳの含有量を０．００２％以下とすることによって、凝固割れを抑制することとした。
S: ≤ 0.002%
S promotes cracking in sintering in the rapid melting and rapid solidification process by producing a low-melting liquid phase during solidification. Therefore, solidification cracking is suppressed by setting the content of S, which forms a liquid phase with a low melting point during solidification and tends to cause solidification cracking, to be 0.002% or less.
Ｗ、Ｃｏの１種以上の合計量Ｗ＋Ｃｏ：０～７．００％
本発明は、ＷもしくはＣｏのいずれか１種、もしくはＷとＣｏの双方を含有させることができる。
Ｗは、固溶強化に寄与するが、過剰のＷは、成形体の靱性及び強度を損なう。同様にＣｏは、γ’相のＮｉ固溶体に対する溶解度を高める。したがってＣｏは、積層造形物の高温延性及び高温強度を高めることができる成分である。もっとも、過剰のＣｏは、成形体の靱性及び強度を損なう。
そこで、靱性及び強度の観点から、ＷとＣｏの合計量で７．００％以下とする。
Total amount of one or more of W and Co W + Co: 0 to 7.00%
The present invention can contain either one of W or Co, or both W and Co.
W contributes to solid solution strengthening, but excess W impairs the toughness and strength of the compact. Co also increases the solubility of the γ' phase in Ni solid solution. Therefore, Co is a component that can increase the high-temperature ductility and high-temperature strength of the laminate-molded product. However, excess Co impairs the toughness and strength of the compact.
Therefore, from the viewpoint of toughness and strength, the total amount of W and Co is set to 7.00% or less.
残部：Ｆｅおよび不可避不純物
本発明のＮｉ系合金粉末の残部はＦｅおよび不可避不純物である。Ｆｅは、Ｎｉの代替によりコスト低減に有効な元素のため、本発明のＮｉ系合金粉末は、残部をＦｅおよび不可避不純物とする。
Balance: Fe and Unavoidable Impurities The balance of the Ni-based alloy powder of the present invention is Fe and unavoidable impurities. Since Fe is an element effective for cost reduction by substituting for Ni, the balance of the Ni-based alloy powder of the present invention is Fe and unavoidable impurities.
関係式Ａ１（＝５．１Ｃ＋０．３Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋２．９Ｗ＋０．４Ｃｏ＋１９．０Ｎｂ＋９．４Ａｌ＋３３．０Ｔｉ＋１２０．１Ｂ＋４８．８）の値が２００以上で、Ａ２（＝２７０．４Ｃ＋０．５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．１Ｃｏ＋１０．０Ｎｂ＋３０．５Ａｌ＋１５．８Ｔｉ＋２００９．１Ｂ＋４０９４．３Ｓ＋６２．１）の値が２００以下であること
本発明は、Ａ１とＡ２の双方のパラメータを本発明の範囲に満足することで、高温強度と耐割れを両立させることとなる。いずれか片方のパラメータだけを満足するだけでは、高温強度もしくは耐割れ性の一方が満足しないなど、両立が困難なものが含まれることとなるので、これらのパラメータはＡ１、Ａ２の値を双方とも規定値に満足するものとする。なお、Ａ１とＡ２のパラメータの意味合いは次のとおりである。
The value of relational expression A1 (= 5.1C + 0.3Cr + 3.5Mo + 2.9W + 0.4Co + 19.0Nb + 9.4Al + 33.0Ti + 120.1B + 48.8) is 200 or more, and A2 (= 270.4C + 0.5Cr + 0.6Mo + 0.3W + 0.1Co + 10.0Nb + 30 .5Al + 15.8Ti + 2009.1B + 4094.3S + 62.1) is 200 or less In the present invention, by satisfying both parameters A1 and A2 within the ranges of the present invention, high-temperature strength and crack resistance are compatible. becomes. Satisfying only one of the parameters includes those that are difficult to achieve at the same time, such as not satisfying either high-temperature strength or cracking resistance. Shall satisfy the specified value. The meanings of the parameters A1 and A2 are as follows.
Ａ１の値：２００以上
Ａ１＝５．１Ｃ＋０．３Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋２．９Ｗ＋０．４Ｃｏ＋１９．０Ｎｂ＋９．４Ａｌ＋３３．０Ｔｉ＋１２０．１Ｂ＋４８．８
各元素成分には質量％の含有値を代入する。
Ａ１は、強度のパラメータであり、Ａ１の値が２００以上であると、高温強度が十分に確保される。
A1 value: 200 or more A1 = 5.1C + 0.3Cr + 3.5Mo + 2.9W + 0.4Co + 19.0Nb + 9.4Al + 33.0Ti + 120.1B + 48.8
A content value in mass % is substituted for each elemental component.
A1 is a parameter of strength, and when the value of A1 is 200 or more, high-temperature strength is sufficiently ensured.
Ａ２の値：２００以下
Ａ２＝２７０．４Ｃ＋０．５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．１Ｃｏ＋１０．０Ｎｂ＋３０．５Ａｌ＋１５．８Ｔｉ＋２００９．１Ｂ＋４０９４．３Ｓ＋６２．１
各元素成分には質量％の含有値を代入する。
Ａ２は耐割れ性のパラメータであり、Ａ２の値が２００であると、割れ数が抑制される。
A2 value: 200 or less A2 = 270.4C + 0.5Cr + 0.6Mo + 0.3W + 0.1Co + 10.0Nb + 30.5Al + 15.8Ti + 2009.1B + 4094.3S + 62.1
A content value in mass % is substituted for each elemental component.
A2 is a crack resistance parameter, and when the value of A2 is 200, the number of cracks is suppressed.
Ｄ50：１０～１００μｍ
次に、本発明のＮｉ系合金粉末は、その平均粒径（Ｄ50）が１０～１００μｍであることが好ましい。Ｄ50が１０μｍ未満であると、微粉化により粉末の流動性が低下する。他方、Ｄ50が１００μｍを超えると充填率が低下し、積層造形による積層造形体の密度が低下する。
D50 : 10-100 μm
Next, the Ni-based alloy powder of the present invention preferably has an average particle size (D 50 ) of 10 to 100 μm. If the D 50 is less than 10 µm, the flowability of the powder is reduced due to pulverization. On the other hand, when the D 50 exceeds 100 μm, the filling rate is lowered, and the density of the laminate-molded body is lowered.
以下、本発明のＮｉ系合金粉末の製造について説明する。
合金粉末の製造方法としては、水アトマイズ法、単ロール急冷法、双ロール急冷法、ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法及び遠心アトマイズ法が例示される。このうち、Ｎｉ系合金粉末の好ましい製造方法は、単ロール冷却法、ガスアトマイズ法及びディスクアトマイズ法である。また、合金粉末の作製のために、メカニカルミリング等が施されて粉砕して粉体を得ることもできる。ミリング方法としては、ボールミル法、ビーズミル法、遊星ボールミル法、アトライタ法及び振動ボールミル法が例示される。
The production of the Ni-based alloy powder of the present invention will be described below.
Examples of methods for producing alloy powder include water atomization, single roll quenching, twin roll quenching, gas atomization, disk atomization and centrifugal atomization. Among these, preferred methods for producing Ni-based alloy powder are the single roll cooling method, the gas atomization method, and the disk atomization method. In addition, in order to prepare alloy powder, mechanical milling or the like can be applied to pulverize to obtain powder. Examples of milling methods include a ball mill method, a bead mill method, a planetary ball mill method, an attritor method and a vibrating ball mill method.
本発明における積層造形に用いるＮｉ系合金粉末は、球状化の観点からは、とりわけガスアトマイズ法が好ましい。そこで、以下の実施の形態では、ガスアトマイズによる製造で得られた合金粉末を用いて説明する。 From the viewpoint of spheroidization, the gas atomization method is particularly preferable for the Ni-based alloy powder used for additive manufacturing in the present invention. Therefore, in the following embodiments, alloy powders obtained by gas atomization are used for explanation.
実施例Ｎｏ．１～８、比較例Ｎｏ．９～１４について、表１に記載の成分組成およびＡ１およびＡ２のパラメータの値からなる粉末材料をガスアトマイズ法によりそれぞれ合金粉末として得た後、これを１５０μｍ以下に分級し、供試材用の合金粉末とした。ガスアトマイズは、真空中にてアルミナ製坩堝で所定の配分となるようにした原料を高周波誘導加熱で溶解し、坩堝下の直径５ｍｍのノズルから溶融した合金を落下させ、これに高圧アルゴンまたは高圧窒素を噴霧することで実施した。 Example no. 1 to 8, Comparative Example No. For 9 to 14, powder materials having the component compositions and the parameter values A1 and A2 shown in Table 1 were obtained as alloy powders by gas atomization, and then classified to 150 μm or less to obtain alloys for test materials. Powdered. Gas atomization is carried out by melting a raw material in a vacuum alumina crucible with a predetermined distribution by high-frequency induction heating, dropping the molten alloy from a nozzle with a diameter of 5 mm under the crucible, and applying high-pressure argon or high-pressure nitrogen to it. was carried out by spraying.
‐は分析下限値未満の微量を含む。便宜上０％とみなす。
また、表では示さないが、これらの合金粉末で造形した積層造形体を分析したが、分析誤差の範囲内で表１の成分と同じであった。
- contains traces below the lower limit of analysis. Considered as 0% for convenience.
In addition, although not shown in the table, an analysis was performed on laminate-molded bodies manufactured using these alloy powders, and the components were the same as those in Table 1 within the range of analytical error.
次いでこれらの粉末を用いてメタルデポジション方式の３次元積層造形装置を用いて角１０ｍｍのブロックを作製した。なお、本発明の合金粉末はパウダーベッド方式にも適用できるので、積層造形体はパウダーベッド方式でも作製することは可能である。以下ではメタルデポジション方式で作成した供試片を用いた実施例を例に説明する。表２に、実施例、比較例について、各粉体のＤ50と、これらの粉体を用いて得られた供試材の積層造形物の特性（引張強度、割れ数、相対密度）について示す。 Then, these powders were used to fabricate a block with a square of 10 mm using a metal deposition type three-dimensional additive manufacturing apparatus. In addition, since the alloy powder of the present invention can also be applied to the powder bed method, it is possible to produce the laminate-molded body by the powder bed method as well. An example using a test piece prepared by the metal deposition method will be described below. Table 2 shows the D 50 of each powder and the properties (tensile strength, number of cracks, relative density) of laminate-molded products of test materials obtained using these powders for Examples and Comparative Examples. .
［割れ評価］
角１０ｍｍブロックを造形方向に対して平行に切断した試験片について、光学顕微鏡を用いて、ブロック断面を×１００で５視野撮影し、得られた画像中の割れの数を画像解析により算出した。
[Crack evaluation]
For a test piece obtained by cutting a 10 mm square block parallel to the molding direction, an optical microscope was used to photograph the cross section of the block for 5 fields of view at × 100, and the number of cracks in the obtained image was calculated by image analysis.
［相対密度評価］
相対密度は、角１０ｍｍブロックをアルキメデス法により測定した密度を、成分分析値から求められる計算比重で割った値として、算出した。
[Relative density evaluation]
The relative density was calculated as a value obtained by dividing the density of a 10 mm square block measured by the Archimedes method by the calculated specific gravity obtained from the component analysis value.
［引張り試験］
積層造形物から、切削にてＪＩＳ Ｇ０５６７ Ｉ‐６ 型試験片（φ６×ＧＬ３０ｍｍ）を作製した。この試験片を、６５０℃の環境下で引張り試験に供し、引張強度を測定した。
[Tensile test]
A JIS G0567 I-6 type test piece (φ6×GL30 mm) was produced from the laminate-molded article by cutting. This test piece was subjected to a tensile test in an environment of 650° C. to measure the tensile strength.
［Ｄ50の測定方法］
平均粒子径Ｄ50の測定は、粉末の全体積が１００％とされて、累積カーブが求められる。このカーブ上の、累積体積が５０％である点の粒子径が、Ｄ50である。粒子直径Ｄ50は、レーザー回折散乱法によって測定される。この測定に適した装置として、日機装社のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」が挙げられる。この装置のセル内に、粉末が純水と共に流し込まれ、粒子の光散乱情報に基づいて、粒子径が検出される。
[Method for measuring D50 ]
For the measurement of the average particle diameter D50 , the total volume of the powder is assumed to be 100%, and the cumulative curve is obtained. The particle diameter at the point on this curve where the cumulative volume is 50% is D50 . Particle diameter D 50 is measured by laser diffraction scattering method. As an apparatus suitable for this measurement, Nikkiso's laser diffraction/scattering particle size distribution measuring apparatus "Microtrac MT3000" can be mentioned. Powder is poured into the cell of this device together with pure water, and the particle size is detected based on the light scattering information of the particles.
また、図１に、実施例１および比較例１の成分組成の粉末で造形した積層造形体のＸＲＤの測定結果のパターンを図示する。実施例１と比較例１の積層造形体を比較すると、比較例１の組成で造形した積層造形体のＸＲＤにおいて観測されているＬａｖｅｓおよびＮｂＣの信号強度は、実施例１においては比較例１に比して弱くなっていることがわかった。このことからも、凝固割れの原因となるこれらの相が本発明では抑制されていることが確認された。 In addition, FIG. 1 shows patterns of the XRD measurement results of laminate-molded bodies molded with the powders of the component compositions of Example 1 and Comparative Example 1. As shown in FIG. Comparing the laminate-molded bodies of Example 1 and Comparative Example 1, the Laves and NbC signal intensities observed in the XRD of the laminate-molded body molded with the composition of Comparative Example 1 are lower than those of Comparative Example 1 in Example 1. found to be weaker. This also confirms that these phases, which cause solidification cracking, are suppressed in the present invention.
表２に示すように、本発明のＮｉ系合金粉末により作成された積層造形物は、比較例に比べて耐割れ性および高温強度の双方が両立されており、耐割れ性および高温強度（たとえば引張試験で９５０ＭＰａ以上など）のいずれにも優れた特性を示した。 As shown in Table 2, the laminate-molded article produced from the Ni-based alloy powder of the present invention has both crack resistance and high-temperature strength compared to the comparative examples, and has both crack resistance and high-temperature strength (for example, 950 MPa or more in a tensile test) showed excellent properties.
他方、比較例９はＮｂが過少であり、高温強度に劣るものとなった。
比較例１０は、Ｓが過多であり、耐割れ性が劣るものとなった。
比較例１１は、Ｂが過多であり、耐割れ性が劣るものとなった。
比較例１２は、Ａｌが過多であり、耐割れ性が劣るものとなった。
比較例１３は、Ｔｉが過多であり、耐割れ性が劣るものとなった。
比較例１４は、Ｃが過多であり、耐割れ性が劣るものとなった。
On the other hand, Comparative Example 9 contained too little Nb and was inferior in high-temperature strength.
Comparative Example 10 had an excessive amount of S and was inferior in crack resistance.
Comparative Example 11 had an excessive amount of B and was inferior in crack resistance.
Comparative Example 12 had an excessive amount of Al and was inferior in crack resistance.
Comparative Example 13 had an excessive amount of Ti and was inferior in crack resistance.
Comparative Example 14 had an excessive amount of C and was inferior in crack resistance.
本発明のＮｉ系合金粉末は、メタルデポジション方式またはパウダーベッド方式の積層造形向けの金属粉末に適している。 The Ni-based alloy powder of the present invention is suitable as a metal powder for additive manufacturing using a metal deposition method or a powder bed method.
Claims (2)
Ｎｉ：４０．００～７０．００％、
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｍｏ：０．１０～１２．００％、
Ｎｂ：３．００～７．００％、
Ａｌ：０．１０～１．５０％、
Ｔｉ：０．１０～２．００％、
Ｓｉ：０．０１～０．４０％、
Ｃ：０．００１～０．１５％、
Ｂ：０．０００２～０．００１６％を含有し、
Ｓ：≦０．００２％であって、
Ｗ、Ｃｏの１種以上の合計量Ｗ＋Ｃｏ：０～７．００％であって、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金粉末が、
さらに以下の関係式Ａ１の値が２００以上でＡ２の値が２００以下であって、平均粒径（Ｄ 50 ）が１０～１００μｍである積層造形用のＮｉ系合金粉末。
Ａ１＝５．１Ｃ＋０．３Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋２．９Ｗ＋０．４Ｃｏ＋１９．０Ｎｂ＋９．４Ａｌ＋３３．０Ｔｉ＋１２０．１Ｂ＋４８．８
Ａ２＝２７０．４Ｃ＋０．５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．１Ｃｏ＋１０．０Ｎｂ＋３０．５Ａｌ＋１５．８Ｔｉ＋２００９．１Ｂ＋４０９４．３Ｓ＋６２．１
なお、関係式の右辺の元素記号には質量％の値を代入する。 in % by mass,
Ni: 40.00 to 70.00%,
Cr: 15.00 to 25.00%,
Mo: 0.10 to 12.00%,
Nb: 3.00 to 7.00%,
Al: 0.10 to 1.50%,
Ti: 0.10 to 2.00%,
Si: 0.01 to 0.40%,
C: 0.001 to 0.15%,
B: 0.0002 to 0.0016%,
S: ≤ 0.002%,
The total amount of one or more of W and Co W + Co: 0 to 7.00%,
An alloy powder, the balance of which is Fe and unavoidable impurities,
Furthermore, Ni-based alloy powder for additive manufacturing , wherein the value of the following relational expression A1 is 200 or more, the value of A2 is 200 or less, and the average particle diameter (D 50 ) is 10 to 100 μm .
A1 = 5.1C + 0.3Cr + 3.5Mo + 2.9W + 0.4Co + 19.0Nb + 9.4Al + 33.0Ti + 120.1B + 48.8
A2 = 270.4C + 0.5Cr + 0.6Mo + 0.3W + 0.1Co + 10.0Nb + 30.5Al + 15.8Ti + 2009.1B + 4094.3S + 62.1
Incidentally, the value of % by mass is substituted for the symbol of the element on the right side of the relational expression.
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