JP2019500491A - インサイチュでの金属マトリックス複合材料の積層構築 - Google Patents

Abstract

本開示は、金属部品を製造するための合金と、基材上に金属合金を層ごとに堆積させる方法とに関する。金属部品の用途には、ポンプ、ポンプ部品、バルブ、モールド、ベアリング、切削工具、フィルター又はスクリーンが含まれる。

Description

本出願は、２０１５年１１月２日に出願された米国仮出願第６２／２４９，６４２号の利益を主張する。

本発明は、合金及び金属マトリックス複合材料及び自立した金属マトリックス複合材料を層ごとに調製する方法に関する。

鉄金属は、ドリルパイプハードバンディング、鉱業用トラックベッドライナー、及びボイラーチューブなどの多くの用途でコーティングとして使用され、そこでコーティングは、比較的耐磨耗性の低い部品に耐摩耗（ｗｅａｒ及びａｂｒａｓｉｏｎ）性を提供する。これらの耐摩耗性コーティングは、金属又は金属マトリックス複合材料の何れかであり、それらは、ＨＶＯＦ又はツインワイヤアーク溶射、及びＰＴＡＷ又はＧＭＡＷ溶接オーバーレイなどの様々な技術によって基材に適用することができる。

耐摩耗性の鉄金属コーティングは、一般に、比較的低いコスト及び比較的高い表面硬度によって特徴付けられ、それは、材料の耐摩耗性を可能にし、下地の基材を保護する。耐摩耗性コーティングとして使用される材料は、基材に接着し、所望の表面性能を提供するように設計されており、そのように、強度及び靭性などの非表面特性については基材に大きく依存する。耐摩耗性のために使用される鉄金属コーティングの例は、炭化クロム、複合炭化物、炭化チタン、炭化バナジウム、及び工具鋼を含む。コーティングが臨界厚さを超えて厚さを増すと、それらは典型的に、コーティング材料の低い靭性及び基材／コーティング材料系の靭性に対する基材の影響の減少により、亀裂を生じる。この亀裂は、自立した部品の積層構築（ｌａｙｅｒ−ｂｙ−ｌａｙｅｒ ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ）においてコーティング材料を使用する能力を著しく制限する。

積層構築は、本明細書では、コーティングではなく自立した部品を製造するために材料の層を層ごとに構築するか、又は積層するプロセスとして理解され得る。積層構築は、一般に、付加製造又は３Ｄ印刷と呼ばれる。積層構築の例は、レーザーエネルギー源を用いた粉末床溶融結合（ＰＢＦ−Ｌ）又は電子ビームエネルギー源を用いた粉末床溶融結合（ＰＢＦ−Ｅ）、指向性エネルギー堆積（ＤＥＤ）、結合剤噴射（ＢＪ）、シート積層、材料押出、材料噴射、及び液槽光重合を含む。金属とともに使用される主な積層構築プロセスは、ＰＢＦ−Ｌ、ＰＢＦ−Ｅ、ＤＥＤ及びＢＪを含む。

積層構築プロセスは、ステンレス鋼合金、アルミニウム合金、チタン合金、ニッケルベースの合金、及びコバルトクロム合金を含む様々な延性金属から、コーティングよりもむしろ自立した全体の部品を構築する優れた特性を有する。ＰＢＦ−Ｌ、ＰＢＦ−Ｅ、及びＤＥＤなどの金属用の液相積層構築プロセスでは、構築材料は固相から液相（溶融）に移行し、その後固相に戻る（固化）。溶融のために使用されるエネルギー源は、溶融される材料表面の比較的小さな領域に集束することができ、そのように、溶融される材料の体積を比較的小さな体積に制御することができる。大きな固体体積と接触している小さな溶融体積は、比較的急速に固化する特性を有する。この急速固化は、鍛造された金属の特性と比較した場合に、粒径の微細化、過飽和、及び機械的特性の一致又は増加の原因となる。

このように構築した部品の機械的特性は、鍛造プロセスと通常同じか又はそれ以上であるが、上述の材料は何れも比較的高い耐摩耗性と靱性との組み合わせを有しておらず、最も高い耐摩耗性を有する材料は一般に、比較的高い耐磨耗性をもたらすために、焼き入れ及び焼き戻し、又は溶体化及びエイジングなどの積極的な熱処理を必要とする。そのような積極的な熱処理は、典型的に、望ましくない歩留まり損失及び部分歪みを増加させる結果となる。

ポンプ、バルブ、モールド、ベアリング、フィルター、及びスクリーンなどの使用中の部品の耐久性（寿命）を増加させるために、多くの用途において部品の高い耐摩耗性及び靭性が望まれている。本発明はここで、比較的高い耐摩耗性と靭性との独特の組み合わせを提供する、積層ビルドアップ（ｌａｙｅｒ−ｂｙ−ｌａｙｅｒ ｂｕｉｌｄ−ｕｐ）を介して製造される積層金属材料を提供する合金及び対応する製造手順を特定する。さらに、本明細書の特性は、焼き入れ及び／又は焼き戻しを必要とせず、むしろ加熱及び冷却速度に依存しない低歪みの熱処理を必要とする。

比較的高い耐摩耗性及び靭性を有する自立した材料を製造するために、合金に積層構築が適用される。その合金は、Ｂ、Ｃｒ、Ｓｉ及びＮｉ、及び任意にＣ及びＭｎとともに、少なくとも５０．０重量％のＦｅを含む。合金を用いて層ごとに構築した部品は、初期レベルのホウ化物相を有する。積層構築は、ポンプ、ポンプ部品、バルブ、モールド、ベアリング、切削工具、フィルター又はスクリーンなどの用途に利用され得る金属部品の形成を可能にする。

本方法は、より具体的には、以下の元素：Ｂ、Ｃｒ、Ｓｉ及びＮｉ、及び任意にＣ及び／又はＭｎと組み合わされた少なくとも５０．０重量％のＦｅ、を含む粒子形態の合金を提供することと、基材を提供することとを含む、金属部品の積層構築を含むことができる。次いで、合金を溶融状態に溶融させ、冷却し、固化層を形成することによって、合金の１つ以上の層を基材上に適用することができ、ここで、固体層のそれぞれは、５．０〜２００．０ミクロンで形成された厚さを有する。続いて、合金を熱処理し、場合により、基材を除去して自立した金属部品を形成し、ここで、１つ以上の固体層は、ＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）の手順Ａに従って測定して、１７５ｍｍ^３以下の耐摩耗性を示す。さらに、冷却後の固化層は、一次樹枝状オーステナイト相（ｐｒｉｍａｒｙ ｄｅｎｄｒｉｔｉｃ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｐｈａｓｅ）を規定する同定された元素と、０．１ミクロン未満のラメラ幅を有する初期レベルの比較的小さい樹枝状組織内層状ホウ化物相（ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃ ｌａｍｅｌｌａｒ ｂｏｒｉｄｅ ｐｈａｓｅｓ）とを含み、加熱時に、樹枝状組織内層状ホウ化物相は固まり、一次相からの元素の約０．２ミクロン〜５ミクロンの範囲の直径を有する比較的小さい球状化した（球のような形状の）ホウ化物相への拡散を含んで成長する。

本開示はまた、以下の元素：任意に０．３〜３．０重量％のＭｎ及び０．５重量％までのレベルのＣを含む、５０．０〜７６．０重量％のレベルのＦｅ、０．５〜３．０重量％のＢ、１５．０〜２２．０重量％のＣｒ、２．０〜５．０重量％のＳｉ、及び５．０〜１５．０重量％のＮｉ、を含む層状形態の合金にも関する。合金は初めに、一次樹枝状オーステナイト相と、０．１ミクロン未満のラメラ幅を有する比較的小さい樹枝状組織内層状ホウ化物相とを含む。次いで、本合金はさらに、層中に最初に存在する比較的小さいホウ化物相から成長した、約０．２ミクロン〜５ミクロンの範囲の直径を有する二次球状化ホウ化物相を含み、本合金はそして、ＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）の手順Ａに従って測定して、１７５ｍｍ^３以下の耐摩耗性を示す。

本開示の上述の及び他の特徴、及びそれらを達成する方法は、添付の図面と関連して本明細書に記載される実施形態の以下の説明を参照することにより、より明らかになり、また、より良く理解されるであろう。

鉄合金Ａ５粉末粒子のＳＥＭ断面顕微鏡写真である。 鉄合金Ａ６粉末粒子のＳＥＭ断面顕微鏡写真である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工したアズビルド状態の鉄合金Ａ５のＳＥＭ顕微鏡写真である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工したアズビルド状態の鉄合金Ａ６のＳＥＭ顕微鏡写真である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工したアズビルド状態の合金Ａ５のＳＥＭ画像及びＥＤＳスペクトルからなる図である。 様々な相内に含まれる主元素Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｏ、及びＭｎを示す、ＰＢＦ−Ｌによって製造したアズビルド状態の合金Ａ５のＳＥＭ画像及びＥＤＳ元素マップからなる図である。 様々な相内に含まれる主元素Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｏ、及びＭｎを示す、ＰＢＦ−Ｌによって製造したアズビルド状態の合金Ａ６のＳＥＭ画像及びＥＤＳ元素マップからなる図である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工し、次いで１１００℃で８時間熱処理した鉄合金Ａ５のＳＥＭ顕微鏡写真である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工し、次いで１１００℃で８時間熱処理した鉄合金Ａ６のＳＥＭ顕微鏡写真である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工し、次いで１１００℃で８時間熱処理した合金Ａ５のＳＥＭ画像及びＥＤＳスペクトルからなる図である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工し、次いで１１００℃で８時間熱処理した合金Ａ６のＳＥＭ画像及びＥＤＳスペクトルからなる図である。 様々な相内に含まれる主元素Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｏ、及びＭｎを示す、ＰＢＦ−Ｌによって製造し、次いで１１００℃で８時間熱処理した合金Ａ５のＳＥＭ画像及びＥＤＳ元素マップからなる図である。 様々な相内に含まれる主元素Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｏ、及びＭｎを示す、ＰＢＦ−Ｌによって製造し、次いで１１００℃で８時間熱処理した合金Ａ６のＳＥＭ画像及びＥＤＳ元素マップからなる図である。 ＰＢＦ−Ｌによって加工した、（ａ）アズビルド状態、（ｂ）１１００℃で３時間熱処理した状態、及び（ｃ）１１００℃で８時間熱処理した状態の合金Ａ６の顕微鏡写真を示す図である。

本発明は、初期基材上への連続した金属層の積層ビルドアップによって構築金属構造を提供するための、自立して比較的耐摩耗性で延性があり、及び／又は強靭な鉄系金属材料を構築する方法に関する。積層ビルドアップは、金属合金を溶融させ、冷却し、固化させて、追加の溶融合金層を後に適用するための下地固体層となる材料の層を形成し、続いて再度冷却する、一般的な手順を指す。基材は、積層手順によって形成される構築構造に含まれていてもよく、又は含まれていなくてもよい。従って、自立した金属材料への言及は、本明細書では、基材上で積層ビルドアップを用いて所与の構築構造を形成し、そしてその構造が様々な用途において金属部品として機能し得る状況として理解されるべきである。

積層ビルドアップを開始するのに適した基材は、オーステナイト、フェライト、及びマルテンサイト鋼を含むことができ、また、３ｍｍ〜１００ｍｍの範囲の厚さを有し得る。上述したように、基材は典型的には最終構造の一部として含まれず、構造を構築した後、放電加工（ＥＤＭ）及び機械的切断（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｓａｗｉｎｇ）を含む様々な技術によって、基材と構造とを分離することができる。

本明細書の積層手順は、それぞれが３．０ミクロン〜２００．０ミクロンの範囲の厚さを有する個々の層のビルドアップを企図している。そして、この積層手順は、３ミクロンから５０．０ｍｍより大きい、より典型的には２５０．０ｍｍより大きい全体の厚さを有するビルドアップを提供することができる。従って、ビルドアップ層の厚さの適切な範囲は、３．０ミクロン以上である。しかしながら、より一般的には、厚さの範囲は３．０ミクロン〜２５０．０ｍｍである。

本明細書で使用する積層構築では、好ましくは、エネルギー源、典型的にはレーザー又は電子ビームを材料表面上に走査して、エネルギー源によって照射された領域に局所的な材料の層を少なくとも部分的に溶融させる。所望であれば、エネルギー源は、下地材料のある深さを溶融するように調整することもできる。例えば、エネルギー源は、２５０ミクロンまでの範囲の深さで溶融するように調節することができる。溶融材料は、下地材料と冶金学的に結合し、エネルギー源が離れるにつれて急速に固化する。追加の材料を固化した材料に添加し、次いでエネルギー源を照射して溶融及び固化させる。このプロセスを繰り返すと、構築される部品の厚さが増加する。

好ましくは、本明細書の積層構築のための合金は、粒子形態で提供され、１．０ミクロン〜２００．０ミクロン、より好ましくは１５．０ミクロン〜７０．０ミクロン、最も好ましくは２０．０ミクロン〜４５．０ミクロンの範囲の直径を有する粒子が存在することを意味する。

本明細書の合金は、好ましくは、合金Ａ５及びＡ６から製造される。合金Ａ５は、以下の組成を有する：５５．５〜７１．５重量％のＦｅ；０．５〜３．０重量％のＢ；１５．０〜２０．０重量％のＣｒ；２．０〜５．０重量％のＳｉ；０．０〜０．５重量％のＣ；１１．０〜１５．０重量％のＮｉ。合金Ａ６は以下の組成を有する：５５．５〜７５．２重量％のＦｅ；０．５〜３．０重量％のＢ；１７．０〜２２．０重量％のＣｒ；０．３〜３．０重量％のＭｎ；２．０〜５．０重量％のＳｉ；０．０〜０．５重量％のＣ；及び５．０〜１０．０重量％のＮｉ。合金Ａ７は以下の組成を有する：５４．５〜６９．５重量％のＦｅ；０．５〜３．０重量％のＢ；１６．５〜２０．５重量％のＣｒ；１．０〜２．５重量％のＭｎ；２．０〜５．０重量％のＳｉ；０．０〜０．５重量％のＣ；及び１０．５〜１４．０重量％のＮｉ。

従って、本明細書の合金は、Ｂ、Ｃｒ、Ｓｉ及びＮｉ、任意のＣ及びＭｎと組み合わせて少なくとも５０．０重量％のＦｅを含む、と評価され得る。好ましくは、Ｆｅは５０．０〜７６．０重量％のレベルで存在し、Ｂは０．５〜３．０重量％で存在し、Ｃｒは１５．０〜２２．０重量％で存在し、Ｓｉは２．０〜５．０重量％で存在し、Ｎｉは５．０〜１５．０重量％で存在する。Ｃ及びＭｎはともに任意であり、Ｃは０．０〜０．５重量％のレベルで存在してもよく、Ｍｎは存在する場合には、０．３〜３．０重量％のレベルで存在する。

本明細書の鉄系合金は、昇温で液相に形成され、急速に冷却及び固化された場合、構造が、インサイチュで（すなわち、冷却プロセス中に）形成された樹枝状組織内領域において初期レベルの分散した二次ホウ化物相を好ましくは含む過飽和固溶体オーステナイト樹枝状晶を含有するようにされる。冷却速度は、１０^３〜１０^８Ｋ／秒の範囲であり得る。より好ましくは、冷却速度は、１０^４〜１０^７Ｋ／秒の範囲であってもよく、さらに好ましくは、１０^４〜１０^５Ｋ／秒の範囲であってもよい。

図１及び図２は、例示的な鉄合金Ａ５及びＡ６の粉末微細構造のＳＥＭ画像をそれぞれ示す。ナノメートルスケールの樹枝状組織内層状暗相は、一次鋼オーステナイト樹枝状晶マトリックス相によって取り囲まれた、初期の二次Ｍ_２Ｂホウ化物相であり、ここで、ＭはＦｅ及びＣｒの混合物を表す。

上記の鉄合金が初めに比較的低い耐摩耗性を有すること、ＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）の手順Ａの耐摩耗性試験において試験したときに、合金Ａ５、Ａ６及びＡ７がそれぞれ体積損失で４６６ｍｍ^３、３９１ｍｍ^３、及び４１２ｍｍ^３と測定されたことは、注目に値する。本明細書で論じるように、積層手順で二次ホウ化物相の成長を引き起こすと、意外にも著しく改善された耐摩耗性がもたらされる。

図３及び図４は、それぞれＰＢＦ−Ｌによる加工後の鉄合金Ａ５及びＡ６の代表的なＳＥＭ顕微鏡写真を示す。暗い二次樹枝状組織内Ｍ_２Ｂホウ化物相は、急速に固化した同じ合金の粉末粒子に見られるものとほぼ同じサイズ及び形態である。相のサイズは、エネルギー分散分光法（ＥＤＳ）を伴う光学顕微鏡法及び／又は走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）によって決定することができる。

図５は、ＰＢＦ−Ｌ加工合金Ａ５のＳＥＭ画像と、ＳＥＭ画像においてスペクトル１（暗相）及びスペクトル２（明相）として定義された２つの異なる位置から取ったＥＤＳスペクトルとを示す。スペクトル１におけるＥＤＳスペクトルは、ホウ素ピークの膝（ほぼ直角の突出部）を示し、暗相におけるホウ素の存在を示している。ホウ素の「膝」はスペクトル２に対するＥＤＳスペクトルには存在せず、明相にホウ素が少ないことを示している。

図６及び図７はそれぞれ、ＰＢＦ−Ｌによって製造した合金Ａ５及びＡ６の（ａ）ＳＥＭ画像、及び、該当する場合は、様々な相内に含まれる主元素（ｂ）鉄、（ｃ）ニッケル、（ｄ）シリコン、（ｅ）ホウ素、（ｆ）クロム、（ｇ）酸素、及び（ｈ）Ｍｎの相対百分率を示す元素マップを示す。元素マップは、加速電圧４ｋｅＶ、プローブ電流１４μＡ、及び寿命２４０秒のＪｅｏｌ ＪＳＭ−７００１Ｆ電界放出ＳＥＭ及びＯｘｆｏｒｄ Ｉｎｃａ ＥＤＳシステムで、エネルギー分散分光法を用いて生成した。元素マップは、各相に存在する元素のより高い百分率をピクセル輝度によって定性的に示しており、ここで、デジタルマップ内の所与のピクセルに対するグレースケール値は、Ｘ線検出器に入って元素の分布を示すＸ線の数に対応する。元素マップは、相分離が少ないか又は全くない元素の均質な分布を示し、元素が急速に固化された積層構築部品の格子構造において過飽和であるか、又はＥＤＳで分解するには小さすぎることを示す。過飽和構造は準安定構造であり、ここでは、金属格子構造内の元素原子が、格子が通常の平衡状態で保持できる量を超えている。

過飽和構造は、高い応力状態にあることがあり、従って、制限された靭性を有することがある。積層構築プロセスで製造される分散した比較的硬質な二次ホウ化物相の微細スケール（＜１ミクロン）は、相が影響を与える比較的小さい面積のために、低い又は高い靭性を有する材料中の部品の亀裂のない構築を可能にすることが企図されている。構築中に製造される大きな二次相は、広い領域にわたる材料特性の不一致のために、二次相の周りに高い応力集中を引き起こす可能性がある。二次相を取り囲む材料が制限された靭性を有する場合、二次相からの高い応力は、構築中又は構築後に部品の亀裂を引き起こす可能性がある。このように、本発明の鉄合金では、積層構築プロセスにおいて比較的小さな樹枝状組織内二次ホウ化物相を急速に冷却しながら維持することにより、亀裂を回避することが企図されている。

比較的小さい二次ホウ化物相は、金属マトリックス複合材料中に比較的高い耐摩耗性及び靱性を提供する際に比較的非効率的である。層ごとに構築した金属マトリックス複合構造は、好ましくは、高温で加熱及び冷却速度に依存しない１段階の熱処理によって、比較的耐摩耗性が高く強靭な構造に転化され得る。上記熱処理の間に、比較的硬質の二次ホウ化物相は、固化して拡散により成長する。二次ホウ化物相を構成する元素の一部は過飽和の一次相から拡散し、上記元素の一次相を枯渇させる。主相からの元素の枯渇は、より希薄でより延性があり強靭な一次相を生成し、それにより、より延性があり強靭な複合材料を生成する。

好ましくは、層状形態の本明細書の合金に関しては、上述の熱処理がこうして、耐摩耗性の低下に寄与するＦｅ−Ｃｒ−Ｂを含むことが好ましい層状構造の１つのホウ化物富化相と、延性に寄与するＦｅ−Ｎｉ−Ｓｉの別の富化相とを成長させて形成してもよい。

上記の二相成長を引き起こすための熱処理は、好ましくは、３０〜１０００分の時間の間、８００〜１２００℃の温度範囲内であり得、ここで時間は、全体の部分体積が規定された熱処理温度にある時間の量である。熱処理は空気中で行うことができるが、表面酸化を減少させるために、炉雰囲気は真空、不活性ガス（例えばアルゴン、ヘリウム及び窒素）、還元性ガス（例えば水素）、又は不活性ガスと還元性ガスとの混合物であり得る。

図８及び図９は、ＰＢＦ−Ｌによって製造した、１１００℃での８時間にわたる熱処理後の合金Ａ５及びＡ６のＳＥＭ画像をそれぞれ示す。暗い二次ホウ化物相は明らかに、球状化構造に変形され、図３及び図４に見られるような初期の形状及びサイズから成長している。

図１０及び図１１は、１１００℃での８時間にわたる熱処理後の、ＰＢＦ−Ｌ加工合金Ａ５及びＡ６のＳＥＭ顕微鏡写真及びＥＤＳスペクトルをそれぞれ示す。図１０及び図１１のＥＤＳスペクトルは、スペクトル１の暗相において非常によく定義されたホウ素ピークを示し、スペクトル２の明相においてホウ素ピークを示さない。

図１２及び図１３はそれぞれ、１１００℃で８時間にわたり熱処理されたＰＢＦ−Ｌ加工合金Ａ５及びＡ６の（ａ）ＳＥＭ画像、及び、該当する場合は、様々な相内に含まれる主元素（ｂ）鉄、（ｃ）ニッケル、（ｄ）シリコン、（ｅ）ホウ素、（ｆ）クロム、（ｇ）酸素、及び（ｈ）Ｍｎの元素マップを示す。元素マップは、加速電圧４ｋｅＶ、プローブ電流１４μＡ、及び寿命２４０秒のＪｅｏｌ ＪＳＭ−７００１Ｆ電界放出ＳＥＭ及びＯｘｆｏｒｄ Ｉｎｃａ ＥＤＳシステムで、エネルギー分散分光法を用いて生成した。本マップは、二次相がホウ素、クロム、及び酸素に非常に富んでおり、一次マトリックス相がＦｅ、Ｎｉ、Ｓｉ及びＭｎに富んでいることを示す。図６及び図７の熱処理前の合金の元素マップと、図１２及び図１３の熱処理後のマップとを比較すると、二次ホウ化物相を構成する元素はマトリックス相から枯渇され、二次相を富化していることが分かる。

図１４は、ＰＢＦ−Ｌによって加工した、（ａ）アズビルド状態、（ｂ）１１００℃で３時間熱処理した状態、及び（ｃ）１１００℃で８時間熱処理した状態の合金Ａ６の顕微鏡写真を示す。ホウ化物相は、高温での時間の増加に伴って明らかに成長し、成長が拡散によるものであることを示している。

表１は、アズビルド状態及び（１１００℃で８時間）熱処理した状態の、ＰＢＦ−Ｌ加工合金Ａ５、Ａ６及びＡ７の引っ張り伸び、衝撃靱性、及び耐摩耗性値を示す。引っ張り伸び及び衝撃靱性は、材料の靭性の尺度である。引っ張り試験片をＡＳＴＭ Ｅ８−１３ａに従って測定し、非ノッチ衝撃靱性をＡＳＴＭ Ｅ２３−１２ｃ（２０１２）に従って測定し、耐摩耗性（体積損失）をＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）の手順Ａに従って測定した。熱処理は、引っ張り伸び、衝撃靱性及び耐摩耗性を増加させることが分かる。層ごとに構築した材料を熱処理することにより、耐摩耗性は合金Ａ５において２．８倍、合金Ａ６において３．６倍、合金Ａ７において２．６倍増加し、伸びは合金Ａ５において２．７倍、合金Ａ６において３４．５倍、合金Ａ７において１４．７倍増加した。

表２は、本発明の合金の例示的な実施例のＰＢＦ−Ｌ熱処理合金及びＰＢＦ−Ｌに使用される従来の合金の、引っ張り伸び、衝撃靱性及び耐摩耗性の比較を示す。引っ張り伸びをＡＳＴＭ Ｅ８−１３ａに従って測定し、衝撃靱性をＡＳＴＭ Ｅ２３−１２ｃ（２０１２）に従って測定し、耐摩耗性をＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）手順Ａに従って測定した。別段の指示がある場合を除き、測定においては非ノッチ衝撃靭性試験片を使用した。

本開示の好ましい実施形態を説明してきたが、本開示の精神及び添付の特許請求の範囲から逸脱することなく、様々な変更、適合及び修正を行うことができることを理解されたい。従って、本開示の範囲は、上記の説明を参照せずに決定されるべきであり、代わりに、添付の特許請求の範囲を参照して、それらの均等物の全範囲とともに決定されるべきである。

Claims (11)

1. 以下の元素：Ｂ、Ｃｒ、Ｓｉ及びＮｉ、及び任意にＣ及び／又はＭｎと組み合わされた、少なくとも５０．０重量％のＦｅ；を含む粒子形態の合金、を含む金属部品を層ごとに構築する方法であって、
   基材を提供するステップと、
   前記合金を溶融状態に溶融させ、冷却し、前記元素の固化層を形成することによって、前記合金の１つ以上の層を前記基材上に適用するステップであって、固体層のそれぞれが３．０〜２００．０ミクロンで形成された厚さを有する、ステップと、
   前記合金を熱処理するステップと、
   任意に、前記基材を除去して自立した金属部品を形成するステップであって、１つ以上の前記固体層は、ＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）の手順Ａに従って測定して、１７５ｍｍ^３以下の耐摩耗性を示す、ステップと、
   を含む、方法。
2. 前記冷却が、１０^３〜１０^８Ｋ／秒の範囲である、請求項１に記載の方法。
3. 冷却後の前記固化層は、一次樹枝状オーステナイト相を規定する前記元素と、０．１ミクロン未満のラメラ幅を有する初期レベルの樹枝状組織内層状ホウ化物相とを含み、加熱時に、前記ホウ化物相は固まり、前記一次相からの前記元素の約０．２ミクロン〜５ミクロンの範囲の直径を有する球状化ホウ化物相への拡散によって成長する、請求項１に記載の方法。
4. 前記熱処理は、８００〜１２００℃の範囲の温度での３０〜１０００分間の加熱を含む、請求項１に記載の方法。
5. 前記合金が、５０．０〜７６．０重量％のレベルのＦｅ、０．５〜３．０重量％のＢ、１５．０〜２２．０重量％のＣｒ、２．０〜５．０重量％のＳｉ、及び５．０〜１５．０重量％のＮｉを含む、請求項１に記載の方法。
6. 前記合金は、５５．５〜７１．５重量％のＦｅ；０．５〜３．０重量％のＢ；１５．０〜２０．０重量％のＣｒ；２．０〜５．０重量％のＳｉ；０．０〜０．５重量％のＣ；１１．０〜１５．０重量％のＮｉを含む、請求項１に記載の方法。
7. 前記合金は、５５．５〜７５．２重量％のＦｅ；０．５〜３．０重量％のＢ；１７．０〜２２．０重量％のＣｒ；０．３〜３．０重量％のＭｎ；２．０〜５．０重量％のＳｉ；０．０〜０．５重量％のＣ；及び５．０〜１０．０重量％のＮｉを含む、請求項１に記載の方法。
8. 前記合金は、５４．５〜６９．５重量％のＦｅ；０．５〜３．０重量％のＢ；１６．５〜２０．５重量％のＣｒ；１．０〜２．５重量％のＭｎ；２．０〜５．０重量％のＳｉ；０．０〜０．５重量％のＣ；及び１０．５〜１４．０重量％のＮｉを含む、請求項１に記載の方法。
9. 前記金属部品は、ポンプ又はポンプ部品、バルブ、モールド、ベアリング、切削工具、フィルター、又はスクリーンを含む、請求項１に記載の方法。
10. 以下の元素：任意に０．３〜３．０重量％のＭｎ及び０．５重量％までのレベルのＣを含む、５０．０〜７６．０重量％のレベルのＦｅ、０．５〜３．０重量％のＢ、１５．０〜２２．０重量％のＣｒ、２．０〜５．０重量％のＳｉ、及び５．０〜１５．０重量％のＮｉ、を含む層状形態の合金であって、前記合金は初めに、一次相と、０．１ミクロン未満のラメラ幅を有する樹枝状組織内層状ホウ化物相とを含み、
    前記合金はさらに、前記層中に最初に存在する前記樹枝状組織内層状ホウ化物相から成長した、約０．２ミクロン〜５ミクロンの範囲の直径を有する二次球状化ホウ化物相を含み、
    前記合金の層は、ＡＳＴＭ Ｇ６５−０４（２０１０）の手順Ａに従って測定して、１７５ｍｍ^３以下の耐摩耗性を示す、合金。
11. ポンプ又はポンプ部品、バルブ、モールド、ベアリング、切削工具、フィルター又はスクリーンの形態である、請求項１０に記載の合金。