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WO2019220917A1 - 積層造形熱間工具およびその製造方法、ならびに、積層造形熱間工具用金属粉末 - Google Patents

積層造形熱間工具およびその製造方法、ならびに、積層造形熱間工具用金属粉末 Download PDF

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WO2019220917A1
WO2019220917A1 PCT/JP2019/017665 JP2019017665W WO2019220917A1 WO 2019220917 A1 WO2019220917 A1 WO 2019220917A1 JP 2019017665 W JP2019017665 W JP 2019017665W WO 2019220917 A1 WO2019220917 A1 WO 2019220917A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
additive manufacturing
hot tool
metal powder
heat source
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2019/017665
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English (en)
French (fr)
Inventor
範英 福澤
坂巻　功一
洋佑 中野
志保 福元
斉藤　和也
孝介 桑原
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Toyota Motor Corp
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Toyota Motor Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd, Toyota Motor Corp filed Critical Hitachi Metals Ltd
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Priority to CN201980016848.4A priority patent/CN111954725A/zh
Priority to US16/978,612 priority patent/US20210040591A1/en
Priority to SG11202006979TA priority patent/SG11202006979TA/en
Priority to EP19803688.1A priority patent/EP3795707A4/en
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention is manufactured by an additive manufacturing method, and is used for a hot tool most suitable for various uses such as a press die, a forging die, a die casting die, and an extrusion tool, and a method for producing the hot tool, and the hot tool. It relates to a metal powder that can be used.
  • hot tools Since hot tools are used in contact with high-temperature workpieces and hard workpieces, they must have toughness that can withstand impacts.
  • SKD61-based alloy tool steel which is a JIS steel type, has been used as a hot tool material.
  • an alloy tool steel having an improved component composition of an SKD61-based alloy tool steel has been proposed.
  • the hot tool material is usually a steel ingot produced by a melting method (ingot making) or a material made of a steel piece obtained by dividing the steel ingot, and is subjected to various hot working and heat treatments to obtain a predetermined material.
  • This steel material is finished by annealing.
  • hot tool material is normally supplied to the manufacture maker of a hot tool in the annealing state with low hardness.
  • the hot tool material supplied to the manufacturer is machined into the shape of the hot tool and then adjusted to a predetermined working hardness by quenching and tempering. And after adjusting to this use hardness, it is common to perform finishing machining.
  • the hot tool material in an annealed state is first quenched and tempered and then machined to the shape of the hot tool together with the finishing machining.
  • Quenching is an operation of heating the hot tool material (or the hot tool material after being machined) to an austenite temperature range and rapidly cooling it to transform the structure into martensite. Therefore, the component composition of the hot tool material can be adjusted to a martensite structure by quenching.
  • the additive manufacturing method is an additive manufacturing technique generally called 3D printing.
  • a powder spray method in which a metal powder is irradiated with a heat source to melt and laminate, or a metal powder spread on a stage is irradiated with a heat source to melt and solidify this
  • a powder bed method in which the work is repeated and laminated.
  • a metal product having a complicated shape can be produced by largely omitting the conventional machining process.
  • the "laminated modeling hot tool" produced by said additive manufacturing method is proposed (patent document 1).
  • a “additive manufacturing hot tool” having a complicated shape can be produced. And compared with the hot tool produced by the melting method, the additive manufacturing hot tool adjusted to the same hardness as it can expect the outstanding toughness. However, in the case of an actually manufactured additive manufacturing hot tool, there are some which cannot achieve excellent toughness.
  • An object of the present invention is to provide an additive manufacturing hot tool having excellent toughness, a manufacturing method thereof, and a metal powder that can be used for manufacturing the hot tool.
  • the present invention in mass%, C: 0.3 to 0.5%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.05 % Or less, Cr: 3.0 to 6.0%, one or two of Mo and W according to the relational expression of (Mo + 1 / 2W): 0.5 to 3.5%, V: 0.1 to A metal powder containing 1.5%, Ni: 0 to 1.0%, Co: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 0.3%, with the balance being Fe and impurities, on the stage Laminate and irradiate the metal powder spread on this stage while scanning the heat source, and partially melt and solidify the metal powder to overlap the upper part in the scanning direction of the heat source.
  • the additive manufacturing process for forming the object and the additive object formed in the additive process have a tempering temperature of 500 to 700 ° C.
  • a heat treatment step of performing back, a method for producing a laminate molding hot work tool comprising a.
  • quenching is performed at a quenching temperature of 900 to 1100 ° C. before tempering.
  • the quenching temperature is more preferably 1010 ° C. or lower.
  • quenching can be omitted before performing the tempering in the heat treatment step.
  • it is a manufacturing method of a layered modeling hot tool in which the hardness is adjusted to 40 to 50 HRC in these heat treatment steps.
  • C 0.3 to 0.5%
  • Si 2.0% or less
  • Mn 1.5% or less
  • P 0.05% or less
  • S 0.05 % Or less
  • Cr 3.0 to 6.0%
  • one or two of Mo and W according to the relational expression of (Mo + 1 / 2W): 0.5 to 3.5%
  • V 0.1 to Laminated modeling hot tool having a component composition containing 1.5%, Ni: 0 to 1.0%, Co: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 0.3%, the balance being Fe and impurities Metal powder.
  • the toughness of the additive manufacturing hot tool can be improved.
  • the feature of the present invention is that the toughness of the additive manufacturing hot tool composed of the composition of the hot tool steel is influenced by the “defect” in the tool caused by the special manufacturing process called additive manufacturing method. It is in the point that I found out.
  • additive manufacturing method the special manufacturing process
  • the additive manufacturing hot tool of the present invention is in mass%, C: 0.3 to 0.5%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05%
  • S 0.05% or less
  • Cr 3.0 to 6.0%
  • one or two of Mo and W according to the relational expression of (Mo + 1 / 2W): 0.5 to 3.5%
  • V 0.1 to 1.5%
  • Co 0 to 1.0%
  • Nb 0 to 0.3%
  • the balance being Fe and impurities
  • a material having a component composition that expresses a martensite structure by quenching and tempering is used as a material for hot tools as described above.
  • the martensite structure is a structure necessary to base the absolute toughness of various hot tools.
  • the component composition shall be as follows.
  • C 0.3 to 0.5% by mass (hereinafter simply expressed as “%”)
  • C is a basic element of a hot tool that partly dissolves in the base to give strength and partly forms carbides to improve wear resistance and seizure resistance.
  • C dissolved as interstitial atoms when added together with substitutional atoms having a high affinity with C, such as Cr, has an I (interstitial atom) -S (substitutional atom) effect (the drag resistance of solute atoms).
  • I interstitial atom
  • S substitutional atom
  • Si is a deoxidizer for adjusting the component composition of molten steel, but if it is too much, it causes the formation of ferrite in the tool structure after tempering. Therefore, it is set to 2.0% or less. Preferably it is 1.0% or less. More preferably, it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less.
  • Si has the effect of increasing the machinability of the material. In order to acquire this effect, containing 0.2% or more is preferable. More preferably, it is 0.3% or more.
  • Mn has the effect of improving hardenability, suppressing the formation of ferrite in the tool structure, and obtaining appropriate quenching and tempering hardness.
  • the content is preferably 0.1% or more. More preferably, it is 0.25% or more. More preferably, it is 0.45% or more, More preferably, it is 0.55% or more.
  • P is an element which can be inevitably contained in various hot tools even if it is not usually added. It is an element that segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries during heat treatment such as tempering. Therefore, in order to improve the toughness of the hot tool, including addition, the content is restricted to 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.01% or less.
  • S is an element which can be inevitably contained in various hot tools even if it is not usually added. And it is an element which forms an inclusion and reduces toughness. Therefore, in this invention, it regulates to 0.05% or less. Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • S has the effect of improving machinability by being bonded to the above-mentioned Mn and existing as MnS of non-metallic inclusions. In order to obtain this effect, the content is preferably 0.03% or more.
  • Cr is a basic element of a hot tool that enhances hardenability and forms carbides, and is effective in strengthening the base, improving wear resistance and toughness.
  • Cr is set to 3.0 to 6.0%.
  • it is 5.5% or less. More preferably, it is 5.0% or less. More preferably, it is 4.5% or less, More preferably, it is 4.3% or less.
  • it is 3.5% or more. More preferably, it is 3.6% or more, More preferably, it is 3.7% or more.
  • Cr since an effect of improving toughness by reducing defects in the hot tool described later is obtained, Cr corresponding to the effect can be lowered. In this case, for example, by making Cr 5.0% or less, and further 4.5% or less or 4.3% or less, further improvement of the high temperature strength of the hot tool can be achieved. it can.
  • Mo and W can be contained singly or in combination in order to precipitate or agglomerate fine carbides by tempering to give strength and improve softening resistance.
  • the content at this time can be specified together with the Mo equivalent defined by the relational expression (Mo + 1 / 2W) since W is an atomic weight about twice that of Mo (of course, as the content of only one of them) Or both can be included).
  • it is 0.5% or more of content by the value by the relational expression of (Mo + 1 / 2W).
  • it is 1.5% or more. More preferably, it is 1.7% or more.
  • the value of the relational expression of (Mo + 1 / 2W) is set to 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less. More preferably, it is 2.7% or less. More preferably, it is 2.6% or less, More preferably, it is 2.5% or less.
  • V forms vanadium carbide and has the effect of improving the strengthening of base, wear resistance, and temper softening resistance.
  • the vanadium carbide is used as “pinning particles” that suppress the coarsening of the austenite crystal grains during quenching heating. Also contributes to improved toughness.
  • V is set to 0.1 to 1.5%.
  • it is 0.3% or more. More preferably, it is 0.4% or more. More preferably, it is 0.5% or more, More preferably, it is 0.6% or more. Further, it is preferably 1.0% or less. More preferably, it is 0.9% or less. More preferably, it is less than 0.8%, More preferably, it is 0.78% or less.
  • Ni is an element that suppresses the formation of ferrite in the tool structure.
  • C, Cr, Mn, Mo, W, etc. give excellent hardenability to the tool material, and even when the cooling rate during quenching is slow, a martensite-based structure is formed, reducing toughness. It is an effective element to prevent.
  • the essential toughness of the base is also improved, it may be contained as required in the present invention. When it contains, 0.1% or more is preferable. However, excessive Ni is an element that increases the viscosity of the base and reduces the machinability. Therefore, even if Ni is contained, the content is made 1.0% or less. Preferably it is less than 0.5%, more preferably less than 0.3%, still more preferably less than 0.2%.
  • Co forms a very dense and protective oxide film on the surface at the time of temperature rise during use of the hot tool. This oxide film prevents metal contact with the counterpart material, suppresses temperature rise on the tool surface, and provides excellent wear resistance. Therefore, Co may be contained as necessary. When it contains, 0.1% or more is preferable and 0.2% or more is more preferable. 0.3% or more is more preferable. However, excessive Co reduces toughness, so even if it is contained, the content is made 1.0% or less. Preferably it is less than 0.8%, more preferably less than 0.7%. More preferably, it is less than 0.6%, More preferably, it is less than 0.5%.
  • Nb has the effect of forming carbides and improving the strength and wear resistance of the base. In addition to increasing the temper softening resistance, similarly to V, it suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of toughness. Therefore, you may contain Nb as needed. When it contains, 0.01% or more is preferable. More preferably, it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.1% or more. However, excessive Nb causes a decrease in machinability, so even if it is contained, the content is made 0.3% or less. Preferably it is less than 0.25%, more preferably less than 0.2%.
  • Cu, Al, Ca, Mg, O (oxygen), and N (nitrogen) are elements that may remain in the hot tool as inevitable impurities. In the present invention, these elements are preferably as low as possible. However, on the other hand, a small amount may be contained in order to obtain additional functions and effects such as control of the shape of inclusions, other mechanical properties, and improvement of production efficiency.
  • Cu ⁇ 0.25%, Al ⁇ 0.04%, Ca ⁇ 0.01%, Mg ⁇ 0.01%, O ⁇ 0.05%, and N ⁇ 0.05% are sufficient. This is a preferable upper limit of regulation of the present invention. About Al, More preferably, it is 0.025% or less.
  • the additive manufacturing hot tool of the present invention has an area ratio of 0.6% or less of defects having an area of 1 ⁇ m 2 or more in a cross section parallel to the stacking direction.
  • the hot tool of the present invention is manufactured by the additive manufacturing method.
  • a “small unit” of metal powder is partially melted and solidified, so that in the formed additive manufacturing object, there are holes, voids, pores, blowholes, pinholes, etc. “Defects (in other words, casting defects)” are likely to occur. This defect does not disappear even in a subsequent heat treatment step (quenching or tempering) and remains in the hot tool as the final product.
  • defects in the additive manufacturing hot tool are generated in each layer during the additive manufacturing process, and therefore, in order to evaluate the defects occurring in the additive manufacturing hot tool, each layer was included. It is appropriate to observe the cross section “cross section parallel to the stacking direction”.
  • 1 and 2 are optical micrographs showing an example of a defect confirmed in a cross section parallel to the stacking direction of the additive manufacturing hot tool (magnification 100 times). The dark-colored part confirmed in the base of the photograph is a defect. And when this inventor researched, specifically, in the cross section parallel to the lamination direction of an additive manufacturing hot tool, the area ratio of the defect whose area is 1 ⁇ m 2 or more is approximately “0.6%”.
  • the toughness of the hot tool for additive manufacturing is remarkably improved by making the area ratio 0.6% or less.
  • it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.2% or less, More preferably, it is 0.08% or less, Most preferably, it is 0.05% or less. Needless to say, 0% is most preferable.
  • an optical microscope can be used for the analysis of the “defect having an area of 1 ⁇ m 2 or more”.
  • a cross section parallel to the stacking direction of the additive manufacturing hot tool is collected.
  • the fact that the cross section is “parallel to the stacking direction” can be confirmed from the stacking trace or the tool shape in the stack modeling hot tool.
  • the additive manufacturing tool is usually laminated in the direction of the work surface (work surface) of a tool having a predetermined shape.
  • a field of 1200 ⁇ m ⁇ 1700 ⁇ m of the cross section is taken as one field of view, and three fields of view are taken with an optical microscope (magnification 100 times) (FIGS.
  • the average of the three fields of view can be defined as “the area ratio of defects having an area of 1 ⁇ m 2 or more” according to the present invention.
  • a hot tool manufactured by the additive manufacturing method usually has many “small” defects having a size of several microns to several tens of microns.
  • the hot tool produced by the additive manufacturing method is distinguished from the hot tool produced by the melting method. Then, even in the layered manufacturing hot work tool of the present invention that the area is reduced 1 [mu] m 2 or more defects, "smaller" defects than the area is obtained by abundant, distinguished from the hot tool by melting method can do.
  • the manufacturing method of the additive manufacturing hot tool of the present invention is such that the metal powder having the component composition of (1) described above is spread on the stage, and the metal powder spread on the stage is irradiated while scanning the heat source. Then, the process of partially melting and solidifying the metal powder is repeatedly performed by overlapping the heat source in the scanning direction, thereby including an additive manufacturing process for forming an additive manufacturing object.
  • the additive manufacturing hot tool of the present invention can be manufactured based on a conventionally known powder bed method. In other words, a predetermined metal powder is spread on the stage, and the metal powder spread on the stage is irradiated while scanning the heat source to partially melt and solidify the metal powder in the scanning direction of the heat source.
  • a layered product is formed by a layered modeling process that is repeatedly performed in an overlapping manner.
  • a laser or an electron beam can be used as the heat source.
  • it is possible to reduce the defects in the layered object by irradiating the metal powder while scanning the heat source using the metal powder having the component composition described above for the predetermined metal powder. I found. And it can be set as the additive manufacturing hot tool of this invention by performing the heat processing process including quenching and tempering further on the additive manufacturing object formed in the additive manufacturing process.
  • the scanning speed of the heat source is preferably set to 400 mm / second or more. Moreover, it is preferable that the scanning speed of a heat source shall be 1800 mm / sec or less. If the scanning speed of the heat source is too high, the metal powder cannot obtain sufficient heat, so that the metal powder does not melt sufficiently, and as a result, the above-mentioned defects (holes) are present in the layered object after solidification. Many are easily formed. On the other hand, if the scanning speed of the heat source is too low, excessive heat is applied to the metal powder, and the molten metal flows vigorously.
  • the energy density of the heat source is preferably 50 J / mm 3 or more. Moreover, it is preferable that the energy density of a heat source shall be 150 J / mm ⁇ 3 > or less.
  • the energy density of the heat source is too high, excessive heat is applied to the metal powder, and the molten metal flows vigorously. This entraps gas, which introduces defects (bubbles) in the layered object after solidification. Cheap.
  • the energy density is too low, the metal powder cannot be sufficiently melted, and many defects (holes) derived from the gaps in the metal powder are likely to be formed in the solidified shaped article. Then, in the present invention, the energy density 50 J / mm 3 or more, or, by a 150 J / mm 3 or less preferred ranges, it was confirmed that easily obtained tissue laminate shaped article of interest.
  • it is 52 J / mm 3 or more, and still more preferably 53 J / mm 3 or more. More preferably 120 J / mm 3 or less, more preferably 100 J / mm 3 or less. More preferably, it is 80 J / mm 3 or less.
  • the preferable range etc. are as follows about the output of a heat source, the scanning pitch of a heat source, and the lamination
  • the output of the heat source is preferably 50 W or more. More preferably, it is 100W or more, More preferably, it is 150W or more.
  • the upper limit of the output of a heat source it can set suitably. For example, values such as 400 W, 350 W, and 300 W can be set. If the output of the heat source is too high, as described above, the energy density of the heat source becomes high, and defects are likely to be mixed in the layered object after solidification.
  • the scanning pitch of the heat source is a distance between the beams of the heat source to be scanned (a separation distance between the heat sources). If the scanning pitch of the heat source becomes too small, excessive heat is applied to the metal powder, and the flow of the molten metal becomes active, and this entrains the gas, thereby causing defects (bubbles) in the layered object after solidification. It is easy to mix.
  • the “lamination thickness per scan” refers to the “thickness of the metal powder layer for each layer” spread when forming each layer. And it is preferable that the lamination
  • the appropriate value of the scanning pitch of the heat source and the laminated thickness per scan depends on the scanning speed and output of the heat source described above. Therefore, after determining the scanning speed and output of the heat source, the scanning pitch of the heat source and the stack thickness per scan, for example, considering the value of the energy density of the heat source described above, It is possible to appropriately set the defect area ratio to a desired value.
  • the metal powder used in the additive manufacturing process is, for example, a median diameter D50 of the metal powder when measured using a laser diffraction / scattering method is 200 ⁇ m or less. can do.
  • a heat source having a diameter larger than the value of D50 can be used for the metal powder having D50.
  • D50 of the metal powder it is preferable in that the metal powder can be spread evenly on the stage. More preferably, it is 150 ⁇ m or less. More preferably, it is 100 micrometers or less, More preferably, it is 50 micrometers or less.
  • micrometers is preferable at the point that a metal powder cannot fly easily during irradiation with a heat source, for example. More preferably, it is 20 micrometers, More preferably, it is 30 micrometers. And it is preferable at the point which can fuse
  • the diameter of the heat source can be specified by, for example, the focus width of the heat source.
  • the manufacturing method of the additive manufacturing hot tool of the present invention includes a heat treatment step of tempering the additive manufacturing object formed in the additive manufacturing step of (3) described above at a tempering temperature of 500 to 700 ° C. It is a waste.
  • the layered object formed in the above layered manufacturing process can be tempered to prepare a “layered model hot tool” product having a predetermined hardness.
  • the layered object can be adjusted to the shape of a hot tool by various machining such as cutting and drilling.
  • the annealing can also be expected to have an effect of making the vanadium carbide fine in the structure of the additive manufacturing hot tool after tempering.
  • finishing machining may be performed after tempering.
  • hardening can be performed before said tempering. Then, it is possible to normalize the layered object formed in the layered modeling process regardless of the presence or absence of the annealing and before and after.
  • the tempering temperature varies depending on the target hardness and the like, but is generally about 500 to 700 ° C. When quenching is performed before tempering, the quenching temperature is approximately 900 to 1100 ° C. For example, in the case of SKD61, which is a representative steel type of hot tool steel, the quenching temperature is about 1000 to 1030 ° C., and the tempering temperature is about 550 to 650 ° C.
  • the tempering hardness is preferably 50 HRC (Rockwell hardness) or less. More preferably, it is 48 HRC or less. Moreover, it is preferable to set it as 40 HRC or more. More preferably, it is 42 HRC or more. In the present invention, the hardness can be measured in accordance with the measuring method described in JIS Z 2245 “Rockwell hardness test—test method”, and the Rockwell C scale hardness is used.
  • the quenching temperature is preferably set to “1010 ° C. or lower”. More preferably, it is 1000 degrees C or less.
  • carbides such as chromium, molybdenum, tungsten, and vanadium are present in the structure.
  • vanadium carbide (V-based carbide) is a carbide that does not dissolve in the subsequent quenching step and coarsens during quenching heating. And coarse vanadium carbide can degrade the toughness of a layered hot tool.
  • the vanadium carbide fine by making the vanadium carbide fine, the “original” toughness improving effect of the present invention due to the restriction of the large defects described above can be effectively exhibited.
  • Fine vanadium carbide also functions as pinning particles and contributes to refinement of prior austenite crystal grains after tempering. In order to make the vanadium carbide fine, it is effective to lower the quenching temperature in the quenching step. This is effective in further improving toughness of the additive manufacturing hot tool of the present invention.
  • the manufacturing method of the additive manufacturing hot tool of the present invention does not perform quenching before tempering in the heat treatment step (4) described above.
  • the quenching itself can be omitted. That is, the manufacturing method of the additive manufacturing hot tool of the present invention is the above-described (4) “tempering temperature of 500 to 700 ° C.” in the heat treatment process performed on the additive manufacturing object formed in the additive manufacturing process of (3). Can be paraphrased as “a heat treatment step in which a heat treatment is performed at a heating temperature of 500 to 700 ° C.”.
  • the process itself of “quenching heating”, which is one factor that causes the vanadium carbide to become coarse, is not passed through, so that it is effective for further refinement of the vanadium carbide.
  • the fine structure at the time of additive manufacturing is maintained in the state of the additive manufacturing hot tool as fine old austenite crystal grains by not passing through the process of quenching and heating.
  • the effect which should have been obtained by the omitted quenching can be supplemented in the process of cooling the layered object after solidification in the layered manufacturing process of (3) (in other words, “direct quenching”).
  • normalization can be performed after the additive manufacturing process.
  • the tempering hardness is preferably 50 HRC or less. More preferably, it is 48 HRC or less. Moreover, it is preferable to set it as 40 HRC or more. More preferably, it is 42 HRC or more.
  • FIG. 3 shows the one in which the heat treatment step (4) described above is performed and the quenching temperature is set to 1030 ° C. (the additive manufacturing hot tool 1 of Example 1 described later). ), A transmission electron micrograph showing an example of vanadium carbide confirmed in a cross section parallel to the stacking direction of the additive manufacturing hot tool (magnification 50000 times). And FIG. 4 omits only quenching and performed the heat treatment process of (5) described above (this is the additive manufacturing hot tool 1B of Example 3 described later) of the additive manufacturing hot tool. It is a transmission electron micrograph which shows an example of the vanadium carbide confirmed by the cross section parallel to a lamination direction (50000 times magnification).
  • vanadium carbide having an equivalent circle diameter (area equivalent circle diameter) of about 200 nm is confirmed (the dark particle at the center in the figure is vanadium carbide). And in the case of FIG. 4, all the vanadium carbide confirmed has an equivalent circle diameter of less than 200 nm.
  • a metal powder of hot tool steel having a D50 of 38.0 ⁇ m having the composition shown in Table 1 was prepared by a gas atomization method. And using this metal powder, the layered modeling process by the powder bed method was implemented, and the layered modeling thing of length 12mm x width 60mm x height 12mm was produced. EOS-M290 manufactured by EOS using a laser as a heat source was used for additive manufacturing. Table 2 shows the conditions of the additive manufacturing process.
  • the layered product was subjected to a heat treatment step by quenching and tempering (target hardness 43HRC).
  • the quenching was performed at a quenching temperature of 1030 ° C. for 1 hour and then oil-cooled.
  • the tempering which is held for 1 hour in the temperature range of 620 to 650 ° C. so that the hardness becomes 43 HRC and then air-cooled is repeated twice or more.
  • the cross section parallel to the laminating direction is analyzed as described above for the laminating hot tools 1 to 7 corresponding to the laminating conditions 1 to 7 obtained by performing the heat treatment process, and the cross section is analyzed.
  • the area ratio of defects having an area of 1 ⁇ m 2 or more was investigated.
  • FIG. 1 is an optical microscope photograph of the additive manufacturing hot tool 1
  • FIG. 2 is an optical microscope photograph of the additive manufacturing hot tool 7.
  • the toughness in the direction perpendicular to the laminating direction was examined for the additive manufacturing hot tools 1 to 7.
  • a Charpy test piece was taken from the additive manufacturing hot tool so that the length direction of the notch matches the stacking direction, and a 2U notch Charpy test in accordance with JIS Z 2242 was performed twice. Two average values were obtained. The results are shown in Table 3.
  • layered modeling hot tools 1A and 3A were produced in which the quenching temperature during quenching was lowered from 1030 ° C to 1000 ° C. At this time, tempering that was held for 1 hour in a temperature range of 620 to 650 ° C. so that the hardness was 43 HRC and then air-cooled was repeated twice or more.
  • the area ratio of the above-described defects of the additive manufacturing hot tools 1A and 3A after tempering was equivalent to that of the additive manufacturing hot tools 1 and 3.
  • the Charpy impact value of the additive manufacturing hot tools 1A, 3A was measured in the same manner as in Example 1, and compared with that of the additive manufacturing hot tools 1, 3. The results are shown in Table 4.
  • the layered modeling hot tool 1 of Example 1 quenching was omitted, and a layered modeling hot tool 1B that was only tempered was produced. At this time, the tempering that was held for 1 hour in the tempering temperature range of 620 to 650 ° C. so that the hardness was 43 HRC was repeated twice or more. The area ratio of the above-described defect of the additive manufacturing hot tool 1B after tempering was equivalent to that of the additive manufacturing hot tool 1. In addition, the prior austenite grains in the structure had a large unevenness and were finer than those of the layered modeling hot tool 1. Then, the Charpy impact value of the additive manufacturing hot tool 1B was measured in the same manner as in Example 1, and compared with that of the additive manufacturing hot tool 1, 1A. The results are shown in Table 5.

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Abstract

本発明にかかる積層造形熱間工具は、質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有し、積層方向と平行な断面において、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率が０．６％以下の積層造形熱間工具である。また、上記の成分組成を有する金属粉末を積層造形した後、焼戻しを行う積層造形熱間工具の製造方法である。そして、上記の成分組成を有する金属粉末である。

Description

積層造形熱間工具およびその製造方法、ならびに、積層造形熱間工具用金属粉末
　本発明は、積層造形法によって製造され、プレス金型や鍛造金型、ダイカスト金型、押出工具といった多種の用途に最適な熱間工具とその製造方法、および、その熱間工具の製造に用いることができる金属粉末に関するものである。
　熱間工具は、高温の被加工材や硬質な被加工材と接触しながら使用されるため、衝撃に耐え得る靭性を備えている必要がある。そして、従来、熱間工具材料には、例えばＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ６１系の合金工具鋼が用いられていた。また、最近の更なる靱性向上の要求に応えて、ＳＫＤ６１系の合金工具鋼の成分組成を改良した合金工具鋼が提案されている。
　熱間工具材料は、通常、溶製法（ｉｎｇｏｔ　ｍａｋｉｎｇ）によって作製した鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を行って仕上げられる。そして、熱間工具材料は、通常、硬さの低い焼鈍状態で、熱間工具の作製メーカーに供給される。作製メーカーに供給された熱間工具材料は、熱間工具の形状に機械加工された後に、焼入れ焼戻しによって所定の使用硬さに調整される。そして、この使用硬さに調整された後に、仕上げの機械加工を行うことが一般的である。また、場合によっては、焼鈍状態の熱間工具材料に、先に焼入れ焼戻しを行ってから、上記の仕上げの機械加工も合わせて、熱間工具の形状に機械加工されることもある。焼入れとは、熱間工具材料を（または、機械加工された後の熱間工具材料を）オーステナイト温度域にまで加熱し、これを急冷することで、組織をマルテンサイト変態させる作業である。よって、熱間工具材料の成分組成は、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できるものとなっている。
　ところで、最近、複雑な形状を有する金属製品をニアネットシェイプで容易に形成できる手段として、積層造形法が注目されている。積層造形法とは、一般的には３Ｄプリンティングとも呼ばれる、付加製造技術（ａｄｄｉｔｉｖｅ　ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ）のことである。そして、積層造形法の種類として、例えば、金属粉末に熱源を照射して溶かしながら積層していくパウダースプレー法や、ステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を照射して溶融し、これを凝固させる作業を繰り返して積層していくパウダーベッド法がある。積層造形法によれば、複雑な形状を有する金属製品を、従来の機械加工工程を大きく省略して作製できる。そして、熱間工具の分野においても、上記の積層造形法によって作製した「積層造形熱間工具」が提案されている（特許文献１）。
特開２０１６－１４５４０７号公報
　積層造形法を用いることで、複雑な形状を有した「積層造形熱間工具」を作製することができる。そして、溶製法によって作製された熱間工具と比べて、それと同じ硬さに調整した積層造形熱間工具は、優れた靭性が期待できる。しかし、実際に作製した積層造形熱間工具の場合、優れた靭性を達成できないものがあった。
　本発明の目的は、靭性に優れた積層造形熱間工具とその製造方法、および、その熱間工具の製造に用いることができる金属粉末を提供するものである。
　本発明は、質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有し、積層方向と平行な断面において、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率が０．６％以下の積層造形熱間工具である。
　好ましくは、硬さが４０～５０ＨＲＣの積層造形熱間工具である。
　また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有する金属粉末をステージ上に敷き詰めて、このステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射し、金属粉末を部分的に溶融させて凝固させる作業を、熱源の走査方向の上方に重ねて繰り返し行うことで、積層造形物を形成する積層造形工程と、この積層造形工程で形成した積層造形物に、焼戻し温度が５００～７００℃の焼戻しを行う熱処理工程と、を含む積層造形熱間工具の製造方法である。
　好ましくは、上記の熱処理工程で、焼戻しを行う前に、焼入れ温度が９００～１１００℃の焼入れを行うものである。そして、このとき、より好ましくは、焼入れ温度を１０１０℃以下とする。あるいは、上記の熱処理工程で、上記の焼戻しを行う前に、焼入れを行わないこともできる。そして、好ましくは、これらの熱処理工程で、硬さを４０～５０ＨＲＣに調整する積層造形熱間工具の製造方法である。
　そして、本発明は、質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有する積層造形熱間工具用金属粉末である。
　本発明によれば、積層造形熱間工具の靭性を向上させることができる。
本発明例の積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認される欠陥の一例を示す光学顕微鏡写真である。 比較例の積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認される欠陥の一例を示す光学顕微鏡写真である。 本発明例の積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認されるバナジウム炭化物の一例を示す透過型電子顕微鏡写真である。 本発明例の積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認されるバナジウム炭化物の一例を示す透過型電子顕微鏡写真である。
　本発明の特徴は、熱間工具鋼の成分組成でなる積層造形熱間工具の靭性が、その積層造形法という特別な製造工程に起因して生じる、工具中の「欠陥」に影響を受けていることを見いだした点にある。以下、本発明の各要件について、その好ましい要件も合わせて、説明する。
（１）本発明の積層造形熱間工具は、質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有するものである。
　従来、熱間工具の素材に、焼入れ焼戻しによってマルテンサイト組織を発現する成分組成のものが用いられていることは、上述の通りである。マルテンサイト組織は、各種の熱間工具の絶対的な靱性を基礎付ける上で必要な組織である。そして、本発明の積層造形熱間工具の場合、その成分組成は、以下の通りとする。
・Ｃ：０．３～０．５質量％（以下、単に「％」と表記）
　Ｃは、一部が基地中に固溶して強度を付与し、一部は炭化物を形成することで耐摩耗性や耐焼付き性を高める、熱間工具の基本元素である。また、侵入型原子として固溶したＣは、ＣｒなどのＣと親和性の大きい置換型原子と共に添加した場合に、Ｉ（侵入型原子）－Ｓ（置換型原子）効果（溶質原子の引きずり抵抗として作用し、熱間工具を高強度化する作用）も期待される。但し、過度の含有は靭性や熱間強度の低下を招く。よって、０．３～０．５％とする。好ましくは０．３４％以上である。また、好ましくは０．４０％以下である。
・Ｓｉ：２．０％以下
　Ｓｉは、溶鋼の成分組成を調整するときの脱酸剤であるが、多過ぎると焼戻し後の工具組織中にフェライトの生成を招く。よって、２．０％以下とする。好ましくは１．０％以下である。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。よりさらに好ましくは０．４％以下である。一方、Ｓｉには、材料の被削性を高める効果がある。この効果を得るためには、０．２％以上の含有が好ましい。より好ましくは０．３％以上である。
・Ｍｎ：１．５％以下
　Ｍｎは、多過ぎると基地の粘さを上げて、材料の被削性を低下させる。よって、１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下である。より好ましくは０．７５％以下、さらに好ましくは０．７％以下である。一方、Ｍｎには、焼入性を高め、工具組織中のフェライトの生成を抑制し、適度の焼入れ焼戻し硬さを得る効果がある。また、非金属介在物のＭｎＳとして存在することで、被削性の向上に大きな効果がある。これらの効果を得るためには、０．１％以上の含有が好ましい。より好ましくは０．２５％以上である。さらに好ましくは０．４５％以上、よりさらに好ましくは０．５５％以上である。
・Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、通常、添加しなくても、各種の熱間工具に不可避的に含まれ得る元素である。そして、焼戻しなどの熱処理時に旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる元素である。したがって、熱間工具の靭性を向上するためには、添加する場合も含めて、０．０５％以下に規制する。好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。
・Ｓ：０．０５％以下
　Ｓは、通常、添加しなくても、各種の熱間工具に不可避的に含まれ得る元素である。そして、介在物を形成して、靭性を低下させる元素である。したがって、本発明では、０．０５％以下に規制する。好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。一方、Ｓには、上述のＭｎと結合して、非金属介在物のＭｎＳとして存在することで、被削性を向上する効果がある。この効果を得るためには、０．０３％以上の含有が好ましい。
・Ｃｒ：３．０～６．０％
　Ｃｒは、焼入性を高め、また炭化物を形成して、基地の強化や耐摩耗性、靱性の向上に効果を有する熱間工具の基本元素である。但し、過度の含有は、焼入性や高温強度の低下を招く。よって、Ｃｒは、３．０～６．０％とする。好ましくは５．５％以下である。より好ましくは５．０％以下である。さらに好ましくは４．５％以下であり、よりさらに好ましくは４．３％以下である。また、好ましくは３．５％以上である。より好ましくは３．６％以上、よりさらに好ましくは３．７％以上である。本発明では、後述する熱間工具中の欠陥の低減による靱性向上の効果を得ているので、その効果分のＣｒを下げることが可能である。この場合、例えば、Ｃｒを５．０％以下とすることで、さらには４．５％以下や４．３％以下とすることで、熱間工具の高温強度の更なる向上を達成することができる。
・（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％
　ＭｏおよびＷは、焼戻しにより微細炭化物を析出または凝集させて強度を付与し、軟化抵抗を向上させるために、単独または複合で含有させることができる。この際の含有量は、ＷがＭｏの約２倍の原子量であることから、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式で定義されるＭｏ当量で一緒に規定できる（当然、いずれか一方のみの含有としても良いし、双方を共に含有させることもできる）。そして、上記の効果を得るためには、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式による値で、０．５％以上の含有とする。好ましくは１．５％以上である。より好ましくは１．７％以上である。さらに好ましくは２．０％以上、よりさらに好ましくは２．１％以上である。但し、多過ぎると被削性や靭性の低下を招くので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式による値で、３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下である。より好ましくは２．７％以下である。さらに好ましくは２．６％以下、よりさらに好ましくは２．５％以下である。
・Ｖ：０．１～１．５％
　Ｖは、バナジウム炭化物を形成して、基地の強化や耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗を向上する効果を有する。そして、積層造形工程で形成した積層造形物を焼入れ温度に加熱して「焼入れ」を行う場合、上記のバナジウム炭化物は、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する“ピン止め粒子”としても働き、靭性の向上に寄与する。但し、Ｖが多過ぎると、被削性の低下を招く。よって、Ｖは、０．１～１．５％とする。好ましくは０．３％以上である。より好ましくは０．４％以上である。さらに好ましくは０．５％以上、よりさらに好ましくは０．６％以上である。また、好ましくは１．０％以下である。より好ましくは０．９％以下である。さらに好ましくは０．８％未満、よりさらに好ましくは０．７８％以下である。
　そして、上記元素種の他には、下記元素種の含有も可能である。
・Ｎｉ：０～１．０％
　Ｎｉは、工具組織中のフェライトの生成を抑制する元素である。また、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗなどとともに工具材料に優れた焼入性を付与し、焼入時の冷却速度が緩やかな場合でもマルテンサイト主体の組織を形成して、靭性の低下を防ぐための効果的元素である。さらに、基地の本質的な靭性も改善するので、本発明では必要に応じて含有してもよい。含有する場合、０．１％以上が好ましい。但し、過多のＮｉは、基地の粘さを上げて被削性を低下させる元素である。よって、Ｎｉは、含有する場合でも、１．０％以下とする。好ましくは０．５％未満、より好ましくは０．３％未満、さらに好ましくは０．２％未満である。
・Ｃｏ：０～１．０％
　Ｃｏは、熱間工具の使用中において、その昇温時の表面に極めて緻密で密着性の良い保護酸化皮膜を形成する。この酸化皮膜は、相手材との間の金属接触を防ぎ、工具表面の温度上昇を抑制するとともに、優れた耐摩耗性をもたらす。よって、Ｃｏは、必要に応じて含有してもよい。含有する場合、０．１％以上が好ましく、０．２％以上がより好ましい。０．３％以上がさらに好ましい。但し、過多のＣｏは、靭性を低下させるので、含有する場合でも、１．０％以下とする。好ましくは０．８％未満、より好ましくは０．７％未満である。さらに好ましくは０．６％未満、よりさらに好ましくは０．５％未満である。
・Ｎｂ：０～０．３％
　Ｎｂは、炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上する効果を有する。また、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに、Ｖと同様、結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する効果を有する。よって、Ｎｂは、必要に応じて含有してもよい。含有する場合、０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。但し、過多のＮｂは、被削性の低下を招くので、含有する場合でも、０．３％以下とする。好ましくは０．２５％未満、より好ましくは０．２％未満である。
　Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）は、不可避的不純物として熱間工具中に残留する可能性のある元素である。本発明において、これら元素はできるだけ低い方が好ましい。しかし一方で、介在物の形態制御や、その他の機械的特性、そして製造効率の向上といった付加的な作用効果を得るために、少量を含有してもよい。この場合、Ｃｕ≦０．２５％、Ａｌ≦０．０４％、Ｃａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％、Ｏ≦０．０５％、Ｎ≦０．０５％の範囲であれば十分に許容でき、本発明の好ましい規制上限である。Ａｌについて、より好ましくは０．０２５％以下である。
（２）本発明の積層造形熱間工具は、積層方向と平行な断面において、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率が０．６％以下のものである。
　本発明の熱間工具は、積層造形法によって作製されたものである。この場合、積層造形法では、金属粉末という“小さな単位”が部分的に溶融して凝固するので、形成された積層造形物中には、空孔、空隙、気孔、ブローホール、ピンホールといった類の「欠陥（言わば、鋳造欠陥）」が生じやすい。そして、この欠陥は、後の熱処理工程（焼入れや焼戻し）によっても消失せず、最終製品である熱間工具中に残留する。
　このような様態において、まず、積層造形熱間工具中の欠陥は、積層造形工程時における各層ごとで生じるため、積層造形熱間工具に生じている欠陥を評価するためには、各層を含んだ断面である「積層方向と平行な断面」を観察するのが適当である。図１、２は、積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認される欠陥の一例を示す光学顕微鏡写真である（倍率１００倍）。写真の素地中に確認される濃色の部位が欠陥である。そして、本発明者が研究したところ、具体的には、積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面において、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率が概ね「０．６％」であるところに、靭性が変化する顕著な境があり、上記の面積率を０．６％以下にすることで、積層造形熱間工具の靭性が顕著に向上することを見いだした。好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．０８％以下、特に好ましくは０．０５％以下である。なお、０％が最も好ましいことは、言うまでもない。
　上記の「面積が１μｍ２以上の欠陥」の分析には、例えば、光学顕微鏡を利用することができる。まず、積層造形熱間工具の中心部の位置から、この積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面を採取する。このとき、この断面が「積層方向と平行であること」は、積層造形熱間工具中の積層跡や工具形状等から確認することができる。積層造形工具は、その積層造形工程において、通常、所定の形状を有した工具の仕事面（作業面）の方向に積層される。次に、この断面の縦１２００μｍ×横１７００μｍの領域を１視野として、光学顕微鏡（倍率１００倍）で３視野撮影する（図１、２）。そして、この撮影した各視野について、欠陥と素地との境界が明確になるように二値化処理を行い、視野に占める面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率を測定して、その測定値の３視野の平均を、本発明に係る「面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率」とすることができる。
　積層造形法によって作製された熱間工具は、通常、その内部に、大きさが数ミクロンから数十ミクロンといった“小さな”欠陥が多く存在している。この点において、積層造形法によって作製された熱間工具は、溶製法によって作製された熱間工具と区別される。そして、面積が１μｍ２以上の欠陥が低減された本発明の積層造形熱間工具であっても、その面積よりも“さらに小さな”欠陥は多く存在し得て、溶製法による熱間工具と区別することができる。
（３）本発明の積層造形熱間工具の製造方法は、上述した（１）の成分組成を有する金属粉末をステージ上に敷き詰めて、このステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射し、金属粉末を部分的に溶融させて凝固させる作業を、熱源の走査方向の上方に重ねて繰り返し行うことで、積層造形物を形成する積層造形工程を含むものである。
　本発明の積層造形熱間工具は、従来知られるパウダーベッド法に基づいて作製することができる。つまり、所定の金属粉末をステージ上に敷き詰めて、このステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射し、部分的に金属粉末を溶融させて、凝固させる作業を、熱源の走査方向の上方に重ねて繰り返し行う積層造形工程によって積層造形物を形成するものである。なお、上記の熱源には、レーザーや電子ビームを用いることができる。そして、上記の所定の金属粉末に、上述した成分組成を有する金属粉末を用いて、この金属粉末に熱源を走査しながら照射することで、積層造形物中の欠陥を減らすことが可能であることを見出した。そして、上記の積層造形工程で形成された積層造形物に、さらに、焼入れや焼戻しを含む熱処理工程を行うことで、本発明の積層造形熱間工具とすることが可能である。
　上述した成分組成を有する金属粉末に熱源を走査しながら照射するときの積層造形条件として、例えば、熱源の走査速度を４００ｍｍ／秒以上とすることが好ましい。また、熱源の走査速度を１８００ｍｍ／秒以下とすることが好ましい。熱源の走査速度が大きすぎると、金属粉末が十分な熱を得られないことによって、金属粉末が十分に溶融せず、その結果、凝固後の積層造形物中に上記の欠陥（空孔）が多く形成されやすくなる。一方、熱源の走査速度が小さすぎると、金属粉末に過剰な熱が与えられて、溶湯の流動が盛んになり、これがガスを巻き込むことで、かえって、凝固後の積層造形物中に欠陥（気泡）が混入しやすい。より好ましくは５００ｍｍ／秒以上、さらに好ましくは６００ｍｍ／秒以上である。また、より好ましくは１５００ｍｍ／秒以下、さらに好ましくは１３００ｍｍ／秒以下、よりさらに好ましくは１１００ｍｍ／秒以下である。そして、よりさらに好ましくは１０００ｍｍ／秒以下、特に好ましくは９００ｍｍ／秒以下である。
　また、上述した成分組成を有する金属粉末に熱源を走査しながら照射するときの積層造形条件として、例えば、熱源のエネルギー密度を５０Ｊ／ｍｍ３以上とすることが好ましい。また、熱源のエネルギー密度を１５０Ｊ／ｍｍ３以下とすることが好ましい。熱源のエネルギー密度は、以下の式で表される。
　熱源のエネルギー密度（Ｊ／ｍｍ３）
　＝熱源の出力（Ｗ）／［熱源の走査速度（ｍｍ／秒）×熱源の走査ピッチ（ｍｍ）×一走査あたりの積層厚さ（ｍｍ）］
　熱源のエネルギー密度が高すぎると、金属粉末に過剰な熱が与えられて、溶湯の流動が盛んになり、これがガスを巻き込むことで、凝固後の積層造形物中に欠陥（気泡）が混入しやすい。一方、エネルギー密度が低すぎると、金属粉末を十分に溶融できなくなり、凝固後の造形物中には、金属粉末の隙間に由来する欠陥（空孔）が多く形成されやすくなる。そして、本発明においては、エネルギー密度を５０Ｊ／ｍｍ３以上、または、１５０Ｊ／ｍｍ３以下の好ましい範囲とすることで、目的とする積層造形物の組織を得られやすいことを確認した。より好ましくは５２Ｊ／ｍｍ３以上、さらに好ましくは５３Ｊ／ｍｍ３以上である。また、より好ましくは１２０Ｊ／ｍｍ３以下、さらに好ましくは１００Ｊ／ｍｍ３以下である。よりさらに好ましくは８０Ｊ／ｍｍ３以下である。
　なお、熱源の出力、熱源の走査ピッチ、一走査あたりの積層厚さについて、好ましい範囲等は以下の通りである。
　まず、熱源の出力が低すぎると、金属粉末を十分に溶融できなくなり、凝固後の造形物中には、金属粉末の隙間に由来する欠陥（空孔）が多く形成されやすい。したがって、熱源の出力を５０Ｗ以上とすることが好ましい。より好ましくは１００Ｗ以上、さらに好ましくは１５０Ｗ以上である。
　熱源の出力の上限については、適宜、設定することができる。そして、例えば、４００Ｗや３５０Ｗ、３００Ｗといった値を設定することができる。熱源の出力が高すぎると、上述の通り、熱源のエネルギー密度が高くなって、凝固後の積層造形物中に欠陥が混入しやすい。
　次に、熱源の走査ピッチが大きくなりすぎると、熱源の照射時に、敷き詰められた金属粉末を全面で溶融することが難しくなって、これも凝固後の積層造形物の内部に欠陥（空孔）が形成される要因となり得る。なお、熱源の走査ピッチとは、走査する熱源のビーム間距離（熱源どうしの離間距離）のことである。そして、熱源の走査ピッチが小さくなりすぎると、金属粉末に過剰な熱が与えられて、溶湯の流動が盛んになり、これがガスを巻き込むことで、凝固後の積層造形物中に欠陥（気泡）が混入しやすい。
　そして、一走査あたりの積層厚さが小さすぎると、所定の積層造形物の大きさにするまでの積層数が多くなって、積層造形工程に要する時間が長くなる。「一走査あたりの積層厚さ」とは、一層々々を造形するときに敷き詰めた「一層毎の金属粉末層の厚さ」のことである。そして、一走査あたりの積層厚さを、例えば、０．０１ｍｍ以上にすることが好ましい。より好ましくは０．０２ｍｍ以上である。但し、一走査あたりの積層厚さが大きすぎると、熱源の照射時に、敷き詰められた金属粉末の全体に熱が伝わり難くなって、金属粉末が十分に溶融し難くなる。
　熱源の走査ピッチと一走査あたりの積層厚さの適正値は、上述した熱源の走査速度と出力とに依存する。よって、熱源の走査ピッチと一走査あたりの積層厚さは、熱源の走査速度と出力とを定めた後に、例えば、上述した熱源のエネルギー密度の値にも考慮して、積層造形熱間工具の欠陥の面積率が所望の値となるように適切に設定することができる。
　なお、本発明の積層造形熱間工具を作製するにおいて、上記の積層造形工程で用いる金属粉末は、例えば、レーザー回折・散乱法を用いて測定した際の金属粉末のメジアン径Ｄ５０を２００μｍ以下とすることができる。そして、このＤ５０を有した金属粉末に対して、このＤ５０の値よりも大きい直径を有する熱源を用いることができる。金属粉末のＤ５０を２００μｍ以下とすることで、金属粉末をステージ上に均等に敷き詰められる点で好ましい。より好ましくは１５０μｍ以下である。さらに好ましくは１００μｍ以下、よりさらに好ましくは５０μｍ以下である。なお、下限については、例えば、熱源を照射中に金属粉末が飛散し難いという点で、１０μｍが好ましい。より好ましくは２０μｍ、さらに好ましくは３０μｍである。そして、熱源の直径を金属粉末のＤ５０よりも大きくすることで、金属粉末の集合を均等に溶融できる点で好ましい。熱源の直径は、例えば、その熱源のフォーカスの幅で特定することができる。
（４）本発明の積層造形熱間工具の製造方法は、上述した（３）の積層造形工程で形成した積層造形物に、焼戻し温度が５００～７００℃の焼戻しを行う熱処理工程と、を含むものである。
　上記の積層造形工程で形成した積層造形物は、これに焼戻しを行うことによって、所定の硬さを有した「積層造形熱間工具」の製品に整えることができる。そして、この間で、上記の積層造形物は、切削や穿孔といった各種の機械加工等によって、熱間工具の形状に整えることができる。この場合、機械加工を容易にするため、上記の積層造形工程で形成した積層造形物に焼きなましを行うことができる。焼きなましは、焼戻し後の積層造形熱間工具の組織中のバナジウム炭化物を微細にする効果も期待できる。そして、焼戻し後に仕上げの機械加工を行ってもよい。また、場合によっては、この仕上げの機械加工も合わせて、焼戻しを行った後の積層造形物に、上記の機械加工を一括的に行って、積層造形熱間工具の製品に仕上げることもできる。
　なお、上記の焼戻しの前には、焼入れを行うことができる。そして、上記の焼きなましの有無や前後によらず、積層造形工程で形成した積層造形物に焼きならしを行うことができる。
　焼戻しの温度は、狙い硬さ等によって異なるが、概ね５００～７００℃程度である。また、焼戻しの前に焼入れを行う場合、焼入れ温度は概ね９００～１１００℃程度である。例えば、熱間工具鋼の代表鋼種であるＳＫＤ６１の場合、焼入れ温度は１０００～１０３０℃程度、焼戻し温度は５５０～６５０℃程度である。
　そして、焼戻し硬さは５０ＨＲＣ（ロックウェル硬さ）以下とすることが好ましい。より好ましくは４８ＨＲＣ以下である。また、４０ＨＲＣ以上とすることが好ましい。より好ましくは４２ＨＲＣ以上である。なお、本発明において硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４５　「ロックウェル硬さ試験－試験方法」に記載の測定方法に準拠して測定することができ、ロックウェルＣスケール硬さを用いるものとする。
　このとき、本発明で上記の焼入れを行う場合、その焼入れ温度を「１０１０℃以下」とすることが好ましい。より好ましくは１０００℃以下である。本発明の積層造形熱間工具は、上述した成分組成を有していることによって、その組織中に、クロム、モリブデン、タングステン、バナジウム等の炭化物が存在している。そして、これら炭化物の中でも、バナジウム炭化物（Ｖ系炭化物）は、その後の焼入れ工程で固溶せずに、焼入れ加熱時に粗大化する炭化物である。そして、粗大なバナジウム炭化物は、積層造形熱間工具の靭性を劣化させ得る。そこで、本発明の積層造形熱間工具においては、このバナジウム炭化物を微細にすることで、上述した大きな欠陥の制限による本発明の“本来の”靭性向上効果を、有効に発揮させることができる。そして、微細なバナジウム炭化物はピン止め粒子としても機能し、焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒の微細化にも寄与する。バナジウム炭化物を微細にするためには、上記の焼入れ工程で、その焼入れ温度を低くすることが効果的である。このことによって、本発明の積層造形熱間工具の更なる靭性向上に有効である。
（５）本発明の積層造形熱間工具の製造方法は、上述した（４）の熱処理工程で、焼戻しを行う前に、焼入れを行わないものである。
　上述したバナジウム炭化物の微細化を更に進めたい場合、焼入れ自体を省略することもできる。つまり、本発明の積層造形熱間工具の製造方法は、（３）の積層造形工程で形成した積層造形物に行う熱処理工程を、上述した（４）の「焼戻し温度が５００～７００℃の焼戻しを行う熱処理工程」から、「加熱温度が５００～７００℃の熱処理を行う熱処理工程」に言い換えることができる。この焼入れの省略によって、バナジウム炭化物が粗大化する一要因である“焼入れ加熱”の過程自体を経ないので、バナジウム炭化物の更なる微細化に効果的である。また、焼入れ加熱の過程を経ないことで、積層造形時の微細な組織が、微細な旧オーステナイト結晶粒として積層造形熱間工具の状態でも維持されている。そして、省略された焼入れで得るはずだった作用効果は、（３）の積層造形工程で凝固後の積層造形物が冷却される過程で補完することができる（いわば、「直接焼入れ」である）。このとき、上記の積層造形工程の後に、焼きならしを行うことができる。これらのことによって、本発明の積層造形熱間工具の靭性向上に更に有効である。
　この焼入れを省略する場合であっても、焼戻し硬さは５０ＨＲＣ以下とすることが好ましい。より好ましくは４８ＨＲＣ以下である。また、４０ＨＲＣ以上とすることが好ましい。より好ましくは４２ＨＲＣ以上である。
　以上のバナジウム炭化物の微細化に関して、図３は、上述した（４）の熱処理工程を実施して、焼入れ温度を１０３０℃としたものについて（後述する実施例１の積層造形熱間工具１である）、その積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認されるバナジウム炭化物の一例を示す透過型電子顕微鏡写真である（倍率５００００倍）。そして、図４は、焼入れのみを省略して、上述した（５）の熱処理工程を実施したものについて（後述する実施例３の積層造形熱間工具１Ｂである）、その積層造形熱間工具の積層方向と平行な断面に確認されるバナジウム炭化物の一例を示す透過型電子顕微鏡写真である（倍率５００００倍）。図３の場合、円相当径（面積円相当径である）が２００ｎｍ程度のバナジウム炭化物が確認される（図中の中央にある濃色の粒子がバナジウム炭化物である）。そして、図４の場合、確認されるバナジウム炭化物はすべて円相当径が２００ｎｍ未満である。
　ガスアトマイズ法によって、表１の成分組成を有するＤ５０が３８．０μｍの熱間工具鋼の金属粉末を準備した。そして、この金属粉末を用いて、パウダーベッド法による積層造形工程を実施して、縦１２ｍｍ×横６０ｍｍ×高さ１２ｍｍの積層造形物を作製した。積層造形には、レーザーを熱源とするＥＯＳ社製ＥＯＳ－Ｍ２９０を使用した。表２に積層造形工程の条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記の積層造形物に、焼入れおよび焼戻しによる熱処理工程を行った（狙い硬さ４３ＨＲＣ）。焼入れは、焼入れ温度１０３０℃で１時間保持後、油冷するものとした。焼戻しは、硬さが４３ＨＲＣになるように、焼戻し温度６２０～６５０℃の範囲で１時間保持後、空冷する焼戻しを２回以上繰り返すものとした。
　そして、以上の熱処理工程を行って得た、積層造形条件１～７に対応する積層造形熱間工具１～７について、その積層方向と平行な断面を既述の要領で分析して、その断面における、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率を調べた。なお、既述の要領において、欠陥の面積率の調査に用いた３視野は、“同じ（一つの）断面”の中で位置を変えて採取した。図１は積層造形熱間工具１の光学顕微鏡写真であり、図２は積層造形熱間工具７の光学顕微鏡写真である。
　また、積層造形熱間工具１～７について、その積層方向と直交する方向（レーザーの走査方向）の靭性を調べた。靭性の調査は、積層造形熱間工具から、その積層方向にノッチの長さ方向が合うように、シャルピー試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に則した２Ｕノッチシャルピー試験を各２回実施し、２回の平均値を求めた。
　以上の結果を、表３に示す。表３より、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率が低下するとともに、シャルピー衝撃値が向上した。そして、０．６％の欠陥の面積率を境にして、それ以下の欠陥の面積率で、シャルピー衝撃値が著しく向上した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例１の積層造形熱間工具１、３について、その焼入れの際の焼入れ温度を１０３０℃から１０００℃に低めた積層造形熱間工具１Ａ、３Ａを作製した。このとき、硬さが４３ＨＲＣになるように、焼戻し温度６２０～６５０℃の範囲で１時間保持後、空冷する焼戻しを２回以上繰り返すものとした。焼戻し後の積層造形熱間工具１Ａ、３Ａの上記の欠陥の面積率は、積層造形熱間工具１、３のそれと同等であった。そして、積層造形熱間工具１Ａ、３Ａのシャルピー衝撃値を、実施例１と同じ要領で測定して、積層造形熱間工具１、３のそれと比較した。結果を、表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より、積層造形熱間工具１Ａ、３Ａのいずれにおいても、焼入れ温度を１０１０℃以下に低めたことで、焼入れ温度を１０３０℃とした積層造形熱間工具１、３のシャルピー衝撃値を上回った。
　実施例１の積層造形熱間工具１について、その焼入れを省略して、焼戻しのみを行った積層造形熱間工具１Ｂを作製した。このとき、硬さが４３ＨＲＣになるように、焼戻し温度６２０～６５０℃の範囲で１時間保持後、空冷する焼戻しを２回以上繰り返すものとした。焼戻し後の積層造形熱間工具１Ｂの上記の欠陥の面積率は、積層造形熱間工具１のそれと同等であった。また、その組織中の旧オーステナイト粒は、凹凸の大きな形状であり、積層造形熱間工具１のものより微細であった。そして、積層造形熱間工具１Ｂのシャルピー衝撃値を、実施例１と同じ要領で測定して、積層造形熱間工具１、１Ａのそれと比較した。結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５より、積層造形熱間工具１Ｂにおいて、焼入れを省略して、焼戻しのみを行ったことで、焼入れを行った積層造形熱間工具１、１Ａのシャルピー衝撃値を上回った。
　この出願は、２０１８年５月１４日に出願された日本出願特願２０１８－０９２８７６を基礎とする優先権を主張し、その開示の全てをここに取り込む。

Claims (8)

  1. 質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有し、
    積層方向と平行な断面において、面積が１μｍ２以上の欠陥の面積率が０．６％以下であることを特徴とする積層造形熱間工具。
  2. 硬さが４０～５０ＨＲＣであることを特徴とする請求項１に記載の積層造形熱間工具。
  3. 質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有する金属粉末をステージ上に敷き詰めて、前記ステージ上に敷き詰めた前記金属粉末に熱源を走査しながら照射し、前記金属粉末を部分的に溶融させて凝固させる作業を、前記熱源の走査方向の上方に重ねて繰り返し行うことで、積層造形物を形成する積層造形工程と、
    前記積層造形工程で形成した前記積層造形物に、焼戻し温度が５００～７００℃の焼戻しを行う熱処理工程と、
    を含むことを特徴とする積層造形熱間工具の製造方法。
  4. 前記熱処理工程で、前記焼戻しを行う前に、焼入れ温度が９００～１１００℃の焼入れを行うことを特徴とする請求項３に記載の積層造形熱間工具の製造方法。
  5. 前記熱処理工程で、前記焼入れ温度を１０１０℃以下とすることを特徴とする請求項４に記載の積層造形熱間工具の製造方法。
  6. 前記熱処理工程で、前記焼戻しを行う前に、焼入れを行わないことを特徴とする請求項３に記載の積層造形熱間工具の製造方法。
  7. 前記熱処理工程で、硬さを４０～５０ＨＲＣに調整することを特徴とする請求項３ないし６のいずれかに記載の積層造形熱間工具の製造方法。
  8. 質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．３％を含み、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有することを特徴とする積層造形熱間工具用金属粉末。
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Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020110891A1 (ja) * 2018-11-27 2020-06-04 日立金属株式会社 造形用粉末
CN112095045A (zh) * 2019-06-18 2020-12-18 大同特殊钢株式会社 增材制造用粉末以及模铸模具部件
JP2021001391A (ja) * 2019-06-18 2021-01-07 大同特殊鋼株式会社 積層造形用粉末及びダイカスト金型部品
DE102019135830A1 (de) * 2019-12-27 2021-07-01 Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg Verfahren zum Herstellen eines Warmarbeitsstahlgegenstandes
WO2021245158A1 (de) * 2020-06-05 2021-12-09 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Stahlmaterial zum formen von bauteilen durch additive fertigung und verwendung eines solchen stahlmaterials
WO2022124359A1 (ja) * 2020-12-10 2022-06-16 山陽特殊製鋼株式会社 粉末から作製された造形体
WO2022124358A1 (ja) * 2020-12-10 2022-06-16 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末
JP7306600B1 (ja) * 2022-02-16 2023-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
JP7306601B1 (ja) * 2022-02-16 2023-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
WO2023157418A1 (ja) * 2022-02-16 2023-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
WO2023157419A1 (ja) * 2022-02-16 2023-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
JP2023150896A (ja) * 2022-03-31 2023-10-16 本田技研工業株式会社 積層造形用鉄鋼材料、及び鉄合金の製造方法
WO2024058145A1 (ja) * 2022-09-12 2024-03-21 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法
WO2024063151A1 (ja) 2022-09-21 2024-03-28 株式会社プロテリアル 積層造形用熱間工具鋼粉末および熱間工具鋼積層造形品
WO2025182197A1 (ja) * 2024-02-28 2025-09-04 日本鋳造株式会社 高強度高延性鉄基合金およびその製造方法
KR102922799B1 (ko) * 2019-12-20 2026-02-03 재단법인 포항산업과학연구원 금속 절단용 나이프 및 그 제조방법

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102550394B1 (ko) * 2018-10-05 2023-07-03 가부시키가이샤 프로테리아루 열간 공구강 및 열간 공구
EP3902935A4 (en) * 2019-03-14 2022-11-16 Hoeganaes Corporation METALLURGICAL COMPOSITIONS FOR PRESS, SINTER AND ADDITIONAL MANUFACTURING
GB202100843D0 (en) * 2021-01-22 2021-03-10 Renishaw Plc Laser powder bed fusion additive manufacturing methods
JP2022144437A (ja) * 2021-03-19 2022-10-03 大同特殊鋼株式会社 Ｆｅ基合金及び金属粉末
CN113388788B (zh) * 2021-05-10 2024-07-30 东莞材料基因高等理工研究院 一种MC和Laves相强化的高导热增材制造模具钢
CN113414404B (zh) * 2021-05-21 2022-09-16 西安建筑科技大学 一种增材制造h13钢的方法
EP4119267A1 (de) * 2021-07-12 2023-01-18 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG Stahlpulver, verwendung eines stahls zur erzeugung eines stahlpulvers und verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem stahlpulver
CN114411067B (zh) * 2021-12-17 2023-08-04 苏州匀晶金属科技有限公司 一种中碳热作模具钢材料及基于其的增材制造方法
CN117265425A (zh) * 2023-09-18 2023-12-22 上海汉邦联航激光科技有限公司 一种3d打印模具钢及其热处理方法
CN117987730A (zh) * 2024-02-04 2024-05-07 上海毅速激光科技有限公司 一种易于增材制造的热作模具钢及其增材制造方法和应用
WO2025196334A1 (en) 2024-03-22 2025-09-25 Danmarks Tekniske Universitet Production of high-carbon tool steel components by powder-based additive manufacturing and thermal treatment
US20250327157A1 (en) * 2024-04-23 2025-10-23 Daido Steel Co., Ltd. Method for producing high-strength and high-thermal-conductivity additively-manufactured body of iron-based alloy

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002143354A (ja) * 2000-11-10 2002-05-21 Shintomi Golf:Kk ゴルフクラブヘッドおよびその製造方法
JP2009532585A (ja) * 2006-04-06 2009-09-10 ウッデホルム トウリング アクテイエボラーグ 熱間加工用鋼鉄
JP2015221933A (ja) * 2014-05-23 2015-12-10 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼及び金型
JP2016502596A (ja) * 2012-11-01 2016-01-28 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ 付加製造方法および装置
JP2016145407A (ja) 2015-01-28 2016-08-12 大同特殊鋼株式会社 鋼の粉末及びこれを用いた金型
WO2017111680A1 (en) * 2015-12-22 2017-06-29 Uddeholms Ab Hot work tool steel
JP2017519639A (ja) * 2014-05-27 2017-07-20 カーエス コルベンシュミット ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＫＳ Ｋｏｌｂｅｎｓｃｈｍｉｄｔ ＧｍｂＨ 重力金型鋳造のレーザ溶融（ｓｌｓ）の際の積層式の製造法
JP2018092876A (ja) 2016-11-30 2018-06-14 青暘企業股▲ふん▼有限公司 ワークライトの空気充填式ランプシェード構造
US20190040481A1 (en) * 2017-08-02 2019-02-07 Kennametal Inc. Tool steel articles from additive manufacturing

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010168639A (ja) * 2009-01-26 2010-08-05 Daido Steel Co Ltd ダイカスト金型鋼
BRPI0904607A2 (pt) * 2009-11-17 2013-07-02 Villares Metals Sa aÇo de alta resistÊncia ao revenido
SE540108C2 (en) * 2016-09-26 2018-03-27 Uddeholms Ab Hot work tool steel
EP3655182A4 (en) * 2017-07-21 2021-05-26 National Research Council of Canada PROCESS FOR THE PRODUCTION OF POWDER FOR A COLD SPRAY PROCESS AND POWDER FOR IT
JP2019173049A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 山陽特殊製鋼株式会社 金型用粉末

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002143354A (ja) * 2000-11-10 2002-05-21 Shintomi Golf:Kk ゴルフクラブヘッドおよびその製造方法
JP2009532585A (ja) * 2006-04-06 2009-09-10 ウッデホルム トウリング アクテイエボラーグ 熱間加工用鋼鉄
JP2016502596A (ja) * 2012-11-01 2016-01-28 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ 付加製造方法および装置
JP2015221933A (ja) * 2014-05-23 2015-12-10 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼及び金型
JP2017519639A (ja) * 2014-05-27 2017-07-20 カーエス コルベンシュミット ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＫＳ Ｋｏｌｂｅｎｓｃｈｍｉｄｔ ＧｍｂＨ 重力金型鋳造のレーザ溶融（ｓｌｓ）の際の積層式の製造法
JP2016145407A (ja) 2015-01-28 2016-08-12 大同特殊鋼株式会社 鋼の粉末及びこれを用いた金型
WO2017111680A1 (en) * 2015-12-22 2017-06-29 Uddeholms Ab Hot work tool steel
JP2018092876A (ja) 2016-11-30 2018-06-14 青暘企業股▲ふん▼有限公司 ワークライトの空気充填式ランプシェード構造
US20190040481A1 (en) * 2017-08-02 2019-02-07 Kennametal Inc. Tool steel articles from additive manufacturing

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3795707A4

Cited By (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020110891A1 (ja) * 2018-11-27 2020-06-04 日立金属株式会社 造形用粉末
CN112095045A (zh) * 2019-06-18 2020-12-18 大同特殊钢株式会社 增材制造用粉末以及模铸模具部件
EP3753653A1 (en) * 2019-06-18 2020-12-23 Daido Steel Co., Ltd. Powder for additive manufacturing, and die-casting die part
JP2021001391A (ja) * 2019-06-18 2021-01-07 大同特殊鋼株式会社 積層造形用粉末及びダイカスト金型部品
CN112095045B (zh) * 2019-06-18 2022-03-22 大同特殊钢株式会社 增材制造用粉末以及模铸模具部件
JP7459577B2 (ja) 2019-06-18 2024-04-02 大同特殊鋼株式会社 積層造形用粉末及びダイカスト金型部品の製造方法
KR102922799B1 (ko) * 2019-12-20 2026-02-03 재단법인 포항산업과학연구원 금속 절단용 나이프 및 그 제조방법
DE102019135830A1 (de) * 2019-12-27 2021-07-01 Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg Verfahren zum Herstellen eines Warmarbeitsstahlgegenstandes
WO2021130301A1 (de) * 2019-12-27 2021-07-01 Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co. Kg Verfahren zum herstellen eines warmarbeitsstahlgegenstandes
WO2021245158A1 (de) * 2020-06-05 2021-12-09 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Stahlmaterial zum formen von bauteilen durch additive fertigung und verwendung eines solchen stahlmaterials
WO2022124359A1 (ja) * 2020-12-10 2022-06-16 山陽特殊製鋼株式会社 粉末から作製された造形体
JP2022092523A (ja) * 2020-12-10 2022-06-22 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末
JP7108014B2 (ja) 2020-12-10 2022-07-27 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末
JP7277426B2 (ja) 2020-12-10 2023-05-19 山陽特殊製鋼株式会社 粉末から作製された造形体
JP2022092524A (ja) * 2020-12-10 2022-06-22 山陽特殊製鋼株式会社 粉末から作製された造形体
WO2022124358A1 (ja) * 2020-12-10 2022-06-16 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末
EP4260965A4 (en) * 2020-12-10 2024-10-30 Sanyo Special Steel Co., Ltd. Fe-group alloy powder
US20240043974A1 (en) * 2020-12-10 2024-02-08 Sanyo Special Steel Co., Ltd. Shaped Article Produced From Powder
JP7306600B1 (ja) * 2022-02-16 2023-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
WO2023157419A1 (ja) * 2022-02-16 2023-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
WO2023157418A1 (ja) * 2022-02-16 2023-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
JP7306601B1 (ja) * 2022-02-16 2023-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 積層造形物およびその製造方法
JP2023150896A (ja) * 2022-03-31 2023-10-16 本田技研工業株式会社 積層造形用鉄鋼材料、及び鉄合金の製造方法
JP7811506B2 (ja) 2022-03-31 2026-02-05 本田技研工業株式会社 積層造形用鉄鋼材料、及び鉄合金の製造方法
WO2024058145A1 (ja) * 2022-09-12 2024-03-21 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法
JP2024039924A (ja) * 2022-09-12 2024-03-25 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法
JP7481406B2 (ja) 2022-09-12 2024-05-10 山陽特殊製鋼株式会社 Ｆｅ基合金粉末及び造形体の製造方法
WO2024063151A1 (ja) 2022-09-21 2024-03-28 株式会社プロテリアル 積層造形用熱間工具鋼粉末および熱間工具鋼積層造形品
WO2025182197A1 (ja) * 2024-02-28 2025-09-04 日本鋳造株式会社 高強度高延性鉄基合金およびその製造方法
JP7749160B1 (ja) * 2024-02-28 2025-10-03 日本鋳造株式会社 高強度高延性鉄基合金およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
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CN111954725A (zh) 2020-11-17
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SG11202006979TA (en) 2020-08-28
JP6974607B2 (ja) 2021-12-01

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Turk et al. Advances in maraging steels for additive manufacturing
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