TW202231890A

TW202231890A - 從粉末所製作的造形體

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Publication number: TW202231890A
Application number: TW110146020A
Authority: TW
Inventors: 萩谷透; 久世哲嗣; 池田裕樹; 武藤康政
Original assignee: 日商山陽特殊製鋼股份有限公司
Priority date: 2020-12-10
Filing date: 2021-12-09
Publication date: 2022-08-16
Also published as: JP2022092524A; WO2022124359A1; EP4261302A1; US20240043974A1; EP4261302A4; JP7277426B2

Abstract

本發明的目的為提供造形體，其能夠兼具高熱傳導性與硬度(淬火回火硬度及高溫保持且軟化後的硬度)，提供造形體，其係從Fe基合金粉末所製作的造形體，該Fe基合金粉末，以質量%計，含有0.20＜C＜0.60、Si＜0.60、Mn＜0.90、Cr＜4.00、Ni＜2.00、Mo＜1.20、W＜2.00、V＜0.60、Al＜0.10，其餘部分由Fe及不可避的雜質所組成，滿足以下的式(1)~(3)， T1＞32.0 …式(1)； T2＞50.0 …式(2)； PC＜3.0 …式(3)。

Description

從粉末所製作的造形體

本發明為關於從Fe基合金粉末所製作的造形體。具體而言為關於藉由包含將Fe基合金粉末急速熔融及急冷凝固之製程的造形法(例如，三維積層造形法、熔噴法、雷射被覆法、堆焊法、熱等靜壓加壓法(hot isotropic pressurization method)等)所製作的造形體。

近年，在製作從金屬所構成的造形體之際，已開始適用積層造形法。作為金屬積層造形法的代表性方式，如有粉末床方式(粉末床熔融結合方式)或金屬沈積方式(指向性能量堆積方式)等。

粉末床方式時，藉由雷射束或電子束之照射，來使鋪滿的粉末中被照射的部位熔融並凝固。藉由該熔融與凝固，使得粉末粒子彼此結合。照射係對金屬粉末的一部分選擇性地進行，未被照射的部分則不會熔融，僅於被照射的部分形成結合層。

於所形成的結合層上進一步鋪滿新的金屬粉末，對該等的金屬粉末進行雷射束或電子束之照射。如此一來，藉由照射，金屬粒子則會熔融、凝固，而形成新的結合層。又，新的結合層也會與既有的結合層結合。

依序重複進行藉由照射的熔融及凝固，因而結合層的集合體便會緩緩地成長。藉此成長，可得到具有三維形狀的造形體。若使用如此般的積層造形法時，可容易獲得形狀複雜的造形體。

作為粉末床方式的積層造形法，揭示了下述的製造三維形狀造形體之程序：將混合鐵系粉末、與選自由鎳、鎳系合金、銅、銅系合金及石墨所組成的群組的1種以上的粉末而成者使用作為金屬光造形用金屬粉末，重複進行敷設該等的金屬粉末的粉末層形成步驟、對粉末層照射束線而形成燒結層的燒結層形成步驟、與切削造形體之表面的除去步驟，而形成燒結層，來製造三維形狀造形體(參照專利文獻1)。

金屬積層造形法，在作為造形模具的技術之方面亦受到矚目，具體的粉末材料之方面為嘗試使用馬氏體鋼或SKD61等的鋼種。然而，該等的鋼種的熱傳導率為低的20W/m/K左右，因而若對於熱壓印(hot stamping)用模具適用時，模具本身的冷卻效率會變差。因此，在作為模具利用之際，模具的冷卻需花費時間，而用於連續生產的循環速度將會降低。

關於利用以往的鍛造拉伸等的鍛造法所形成的模具，提案了具有高硬度及高熱傳導的可適用於壓鑄(die casting)及熱壓印的模具用鋼(參照專利文獻2)。然而，該提案的模具用鋼並非預定藉由金屬積層造形法來進行製造，而是預定藉由以往的鍛造法來進行製造的材料。該提案的模具用鋼，由於是藉由鍛造法而得到的以往製法的模具用之緣故，而具有所謂的容易產生成為疲勞破壞之起點的粗大碳化物之問題，為了使用於金屬積層造形法，亦難以稱得上是足夠。

又，作為可適用於金屬積層造形的模具用鋼，提案了具有下述的組成的粉末：0.15＜C＜0.34、0.0＜Si＜0.52、4.00＜Cr＜5.72、-0.05814×[Cr]+0.4326＜Mn＜-0.2907×[Cr]+2.4628、0.72＜Mo＜1.60、0.20＜V＜0.61，其餘部分為Fe及不可避的雜質(參照專利文獻3)。然而，該提案的模具用鋼的熱傳導率停留在25.2~34.7W/m/K，無法達到提供市場所要求的具備超過35.0W/m/K的高熱傳導性與強度的適合於積層造形的模具用鋼，所得到的造形體並不具備充分的特性。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2008-81840號公報 [專利文獻2]日本特開2018-119177號公報 [專利文獻3]日本特開2015-224363號公報

[發明所欲解決之課題]

以往，適用於積層造形法的馬氏體鋼或SKD61等的鋼種，由於熱傳導率為低，故將該等鋼種適用於如壓鑄及熱壓印般的必需具備冷卻機構的模具之情形時，直到模具冷卻為止需要花費時間，因而生產循環速度會降低。於此，要求著使用具有高的熱傳導率、並能提高冷卻效率般的模具用鋼而得到的造形體。由於藉由積層造形法亦能夠製造以往所無法容易製作的複雜形狀的造形體，故可得到具有以往未有的形狀或特性的適合於模具等的熱加工工具的造形體之緣故。

又，對於模具用鋼要求著高硬度。為了提高硬度，而添加各式各樣的合金元素。所添加的合金元素會固溶於基質(matrix)中。固溶於基質中的金元素會提高基質中的傳導電子的散射頻率，因而一般而言會有降低熱傳導率之功用。於此，為了提高熱傳導率，要求著盡可能地減少合金元素，但亦必須能夠確保作為模具用鋼所要求的硬度特性。

又，以積層造形法來製作模具之情形時，作為造形體而被製作的模具，將會在高溫下被重複使用。因此要求著：即使是在高溫下長時間使用，亦必須具有能持續保持作為模具所需之硬度，且為了試圖使模具長壽命化，而要確保高的抗軟化性、在高溫下的硬度。

本發明所欲解決之課題之一為提供造形體，其係從粉末所製作的造形體，能夠兼具高熱傳導性與硬度(淬火回火硬度及高溫保持且軟化後的硬度)。

又，本發明所欲解決之其他課題為提供熱加工工具鋼粉末，其可適合用於用來藉由粉末床方式的積層造形法等的造形法來製作模具等的熱加工工具，且具備適度的流動性以用來將該粉末均勻鋪滿。 [解決課題之手段]

本發明人經深入開發之結果發現，只要使用滿足所界定範圍的組成的粉末，來製作滿足指定式的造形體，則可得到能夠兼具高熱傳導率與硬度(淬火回火硬度及高溫保持且軟化後的硬度)的適合於模具等的熱加工工具的造形體。

本發明的第1樣態為一種造形體，其係從Fe基合金粉末所製作的造形體，該Fe基合金粉末，以質量%計，含有 0.20＜C＜0.60、 Si＜0.60、 Mn＜0.90、 Cr＜4.00、 Ni＜2.00、 Mo＜1.20、 W＜2.00、 V＜0.60、 Al＜0.10，其餘部分由Fe及不可避的雜質所組成，將造形體中所包含的C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、W、V及Al之量分別設定為[C](質量%)、[Si](質量%)、[Mn](質量%)、[Cr](質量%)、[Ni](質量%)、[Mo](質量%)、[W](質量%)、[V](質量%)及[Al](質量%)，將造形體中所包含的碳化物之平均尺寸設定為PC(μm)，並設定為 T1=71.7-5.9[Mn]-6.3[Cr]-2.8[V]-5.7[Mo]-1.1[W]-23.1[C]-5.8[Ni]-1.9[Si]-0.5[Al]-0.6PC； T2=80.1+2.4[Mn]+1.6[Si]+7.1[Cr]-12.0PC時，滿足以下的式(1)~(3)， T1＞32.0 …式(1)； T2＞50.0 …式(2)； PC＜3.0 …式(3)。

尚且，將造形體中所包含的碳化物之平均尺寸以「PC」來表示，係基於Precipitated Carbon的大寫字母之簡稱，單位為μm。

本發明的第2樣態，如第1樣態之造形體，其中，該造形體經淬火回火處理後，具有27.0W/m/K以上的熱傳導率與41.0HRC以上的硬度。

本發明的第3樣態，如第1或第2樣態之造形體，其中，該造形體經淬火回火處理後，以600℃保持100小時後的硬度為30.0HRC以上。 [發明的效果]

藉由本發明，可提供在藉由粉末床方式的積層造形法等的造形法來製作模具等的熱加工工具之際能適合作為原料粉末使用的Fe基合金粉末。本發明的Fe基合金粉末具備適度的流動性，從該粉末所製作的造形體，能夠具備27.0W/m/K以上的熱傳導率與41.0HRC以上的淬火回火硬度。因此，本發明的Fe基合金粉末適合適用於用來藉由積層造形來製作兼具高熱傳導率與高硬度的模具等的熱加工工具。

從本發明的Fe基合金粉末所製作的造形體，能夠具有27.0W/m/K以上的熱傳導率與41.0HRC以上的淬火回火硬度之同時，以600℃保持100小時後的硬度能夠為30.0HRC以上。因此，從本發明的Fe基合金粉末亦能夠製作兼備高熱傳導率、高硬度及高抗軟化的適合作為模具等的熱加工工具的造形體。

[實施發明之最佳形態] ≪Fe基合金粉末≫

首先，對於界定本發明的造形體的製作中所使用的Fe基合金粉末之組成範圍之理由進行說明。

本發明的Fe基合金粉末，其係一種Fe基合金粉末，以質量%計，含有 0.20＜C＜0.60、 Si＜0.60、 Mn＜0.90、 Cr＜4.00、 Ni＜2.00、 Mo＜1.20、 W＜2.00、 V＜0.60、 Al＜0.10，其餘部分由Fe及不可避的雜質所組成。以下的化學成分的%為質量%。

C：超過0.20%、未滿0.60% C為藉由固溶而強化基質，進而形成碳化物，而促進析出效果之元素。藉由以往的鍛造法的模具用鋼之情形時，因增加碳量，而會具有助長微偏析之問題，但由於積層造形為藉由急冷而得到細微的碳化物，故相較於鍛造材可含有更多的碳來試圖提升硬度。當C多於0.20%時，可得到充分的充分的淬火回火硬度。另一方面，當C成為0.60%以上，將會助長微偏析，而使得韌性降低。進而，增加固溶C量會使鋼的熱傳導率降低。於此，將C設定為超過0.20%、未滿0.60%。C較佳為0.22%以上，又較佳為0.30%以上，又較佳為0.35%以上。C可例如為0.40%以上。C較佳為0.56%以下。C可例如為0.50%以下。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。較佳的一實施形態中，C為0.35%以上、未滿0.60%。

Si：未滿0.60% Si為藉由固溶於基質中，而提升硬度之元素。又，具有提升抗軟化之效果。然而，當Si為0.60%以上時，會溶入基質中而不形成碳化物，故會使熱傳導率大幅降低。於此，將Si設定為未滿0.60%。Si較佳為0.52%以下，又較佳為0.40%以下，又較佳為0.30%以下。Si之下限值可為0%，亦可為超過0%。Si較佳為0.02%以上。Si可例如為0.05%以上、0.10%以上或0.15%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

Mn：未滿0.90% Mn為提升淬火性，並抑制因形成變韌鐵而造成的韌性降低之元素。又，具有提升抗軟化之效果。然而，當Mn成為0.90%以上時，會固溶於基質而使得熱傳導率降低。於此，將Mn設定為未滿0.90%。Mn較佳為0.86%以下，又較佳為0.80%以下。Mn可例如為0.75%以下、0.70%以下、0.65%以下或0.60%以下。Mn之下限值可為0%，亦可為超過0%。Mn較佳為0.04%以上。Mn可例如為0.10%以上、0.15%以上、0.20%以上、0.25%以上或0.30%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

Cr：未滿4.00% Cr為提升淬火性，並抑制因形成變韌鐵而造成的韌性降低之元素。又，具有提升抗軟化之效果。然而，當Cr為4.00%以上時，會固溶於基質而使得熱傳導率降低。於此，將Cr設定為未滿4.00%。Cr較佳為3.90%以下，又較佳為3.00%，又較佳為2.00%以下。就提升耐氧化性之觀點而言，Cr之下限值較佳為超過0%。Cr較佳為0.05%以上，又較佳為0.10%以上，又較佳為0.20%以上，又較佳為0.30%以上，又較佳為0.40%以上，又較佳為0.50%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

Ni：未滿2.00% Ni為提升淬火性，並抑制因形成變韌鐵而造成的韌性降低之元素。然而，Ni會固溶於基質中而不形成碳化物，而使得熱傳導率降低。當Ni為2.00%以上時，熱傳導率會大幅降低。於此，將Ni設定為未滿2.00%。Ni較佳為1.80%以下，又較佳為1.70%以下，又較佳為1.60%以下，又較佳為1.50%以下。Ni之下限值可為0%，亦可為超過0%。Ni較佳為0.02%以上。Ni可例如為0.10%以上、0.20%以上、0.30%以上、0.40%以上或0.50%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

Mo：未滿1.20% Mo為促進回火時的二次硬化，並提高淬火回火硬度之元素。因為Mo的添加而造成熱傳導率之降低為少，但提升硬度之效果為大。然而，當Mo成為1.20%以上時，殘留於基質中的Mo會增加，而使得熱傳導率降低。於此，將Mo設定為未滿1.20%。Mo較佳為1.10%以下。Mo之下限值可為0%，亦可為超過0%。Mo較佳為0.01%以上，又較佳為0.10%以上，又較佳為0.30%以上，又較佳為0.60%以上，又較佳為0.90%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。較佳的一實施形態中，Mo為0.60%以上、未滿1.20%。較佳的其他的實施形態中，Mo為0.90%以上、未滿1.20%。

W：未滿2.00% W為促進回火時的二次硬化，並提高淬火回火硬度之元素。然而，當W成為2.00%以上時，殘留於基質中的W會增加，而使得熱傳導率降低。於此，將W設定為未滿2.00%。W較佳為1.97%以下。W可例如為1.90%以下、1.80%以下、1.70%以下、1.60%以下或1.50%以下。W之下限值可為0%，亦可為超過0%。W較佳為0.04%以上。W可例如為0.10%以上、0.20%以上、0.30%以上、0.40%以上或0.50%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

V：未滿0.60% V為促進回火時的二次硬化，並提高淬火回火硬度之元素。然而，當V為0.60%以上時，殘留於基質中的V會增加，而使得熱傳導率降低。於此，將V設定為未滿0.60%。V較佳為0.56%以下，又較佳為0.50%以下，又較佳為0.45%以下。V之下限值可為0%，亦可為超過0%。V較佳為0.01%以上，又較佳為0.10%以上，又較佳為0.20%以上，又較佳為0.25%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。較佳的一實施形態中，V為0.25%以上0.45%以下。

Al：未滿0.10% Al為形成氮化物並抑制淬火中的晶粒粗大化之元素。然而，當Al添加0.10%以上時，會形成過剩的Al氮化物，而使得韌性降低。於此，將Al設定為未滿0.10%。Al較佳為0.09%以下。Al可例如為0.08%以下或0.07%以下。Al之下限值可為0%，亦可為超過0%。Al較佳為0.01%以上。Al可例如為0.02%以上或0.03%以上。上述分別的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

≪造形體≫ 本發明的造形體，其係從本發明的Fe基合金粉末所製作得到的造形體。本發明的造形體之製作時所使用的造形用粉末材料，可僅由本發明的Fe基合金粉末來構成，亦可包含本發明的Fe基合金粉末以外的材料。造形用粉末材料，可包含例如粉末結合劑(例如，樹脂粉末)等。

從本發明的Fe基合金粉末所製作的造形體係含有與本發明的Fe基合金粉末實質上為具有相同組成的Fe基合金而成，即，一種Fe基合金，以質量%計，含有 0.20＜C＜0.60、 Si＜0.60、 Mn＜0.90、 Cr＜4.00、 Ni＜2.00、 Mo＜1.20、 W＜2.00、 V＜0.60、 Al＜0.10，其餘部分由Fe及不可避的雜質所組成。造形體係較佳由上述Fe基合金所組成。上述Fe基合金之組成，實質上與本發明的Fe基合金粉末之組成為相同。因此，關於本發明的Fe基合金粉末中所包含的C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、W、V及Al之量之上述說明，亦能適用於上述Fe基合金中所包含的C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、W、V及Al之量。

一實施形態中，本發明的造形體之製造方法包含 (1)準備本發明的Fe基合金粉末之步驟，以及， (2)使步驟(1)所準備的Fe基合金粉末熔融及凝固，來得到造形體之步驟。

使Fe基合金粉末熔融及凝固之步驟，以包含使Fe基合金粉末急速熔融及急冷凝固之製程為佳。作為包含該製程的造形法，可舉出例如三維積層造形法、熔噴法、雷射被覆法、堆焊法等，該等之中，較佳為三維積層造形法。可例如使用3D印表機來進行三維積層造形法。三維積層造形法較佳為粉末床方式的積層造形法。以下對於粉末床方式的積層造形法進行說明。

作為粉末床方式的積層造形法係可使用3D印表機，對鋪滿的Fe基合金粉末照射雷射束或電子束。藉由照射，粒子被急速加熱而急速熔融。粒子隨後即急速凝固。藉由該熔融與凝固，粒子彼此相互結合。照射係對Fe基合金粉末的一部分選擇性地進行。Fe基合金粉末的未被照射的部分則不會熔融。僅於被照射的部分形成結合層。

於結合層上進一步鋪滿Fe基合金粉末。對此Fe基合金粉末照射雷射束或電子束。藉由照射，粒子會急速熔融。粒子隨後即急速凝固。藉由該熔融與凝固，Fe基合金粉末中的粒子彼此相互結合，而形成新的結合層。新的結合層也會與既有的結合層結合。

藉由重複進行所謂的：「以數十μm厚度來鋪滿Fe基合金粉末並藉由照射來進行結合」之程序，結合層的集合體便會緩緩地成長。藉此成長，可得到具有所期望的三維形狀的造形體。若藉由積層造形法，則可容易獲得形狀複雜的造形體。

將本發明的將造形體中所包含的C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、W、V及Al之量分別設定為[C](質量%)、[Si](質量%)、[Mn](質量%)、[Cr](質量%)、[Ni](質量%)、[Mo](質量%)、[W](質量%)、[V](質量%)及[Al](質量%)，將本發明的將造形體中所包含的碳化物之平均尺寸設定為PC(μm)，並設定為T1=71.7-5.9[Mn]-6.3[Cr]-2.8[V]-5.7[Mo]-1.1[W]-23.1[C]-5.8[Ni]-1.9[Si]-0.5[Al]-0.6PC；T2=80.1+2.4[Mn]+1.6[Si]+7.1[Cr]-12.0PC時，本發明的造形體滿足式(1)~(3)， T1＞32.0 …式(1)； T2＞50.0 …式(2)； PC＜3.0 …式(3)。以下對於式(1)~(3)進行說明。

式(1)：T1＞32.0 T1為熱傳導率之指標。當T1之值為32.0以下時，殘留於基質中的合金元素之量會增加，而使得熱傳導率降低。又，當平均碳化物尺寸PC越大時，越會朝向阻礙熱傳導的路徑之方向發揮作用，而使得熱傳導率降低。於此，將T1設定為超過32.0。T1可例如為32.2以上、33.0以上、34.0以上、35.0以上或36.0以上。T1之上限值為例如55.0。上述之上限值，可與上述的下限值之任一組合。

式(2)：T2＞50.0 T2為抗軟化之指標。當T2之值超過50.0時，抗軟化會變高，以600℃保持100小時後的硬度會提升。另一方面，當T2之值為50.0以下時，殘留於基質中的合金元素之量會增加，而使得熱傳導率降低。又，當平均碳化物尺寸PC越小時，由於碳化物之成長需要大量的能量，故軟化需花費更多的時間，其結果，抗軟化會增大。於此，將T2設定為超過50.0。T2可例如為54.0以上、55.0以上、56.0以上、57.0以上、58.0以上、59.0以上或60.0以上。T2之上限值為例如100。上述之上限值，可與上述的下限值之任一組合。

式(3)：PC＜3.0 PC為本發明的造形體中所包含的碳化物之平均尺寸，單位為μm。碳化物為例如M ₂C、MC、M ₃C、M ₇C ₃、M ₂₃C ₆等。尚且，M表示金屬元素。

碳化物之平均尺寸的測量係使用從淬火回火後的造形體所得到的試片，並如同下述來進行。使用掃描型電子顯微鏡以1000倍來觀察試片，從反射電子圖像中任意選擇總面積10000μm ²之區域，圖像解析存在於該區域中的碳化物。求得各碳化物的圓等效直徑(相當於各碳化物之面積的圓之直徑)，將其設定為各碳化物之尺寸。將碳化物之尺寸之合計值除以碳化物之總個數，來求得碳化物之平均尺寸(平均圓等效直徑)。尚且，圖像解析中，成為計測對象的碳化物之尺寸(圓等效直徑)之下限值為0.20μm。

為了提升熱傳導率及抗軟化，使碳化物細微化為重要的。於此，將本發明的造形體中所包含的碳化物之平均尺寸PC設定為未滿3.0μm。PC較佳為2.8μm以下，又較佳為2.5μm以下，又較佳為2.0μm以下，又較佳為1.5μm以下，又較佳為1.0μm以下。PC之下限值可例如為0.40μm。上述的下限值，可與上述的上限值之任一組合。

經淬火回火處理後的造形體的熱傳導率：27.0W/m/K以上經淬火回火處理後的造形體的熱傳導率，欲將該造形體使用於熱壓印或壓鑄用的模具等的熱加工工具之際，其係與冷卻效率具有很大的關係，因此，將成為與生產循環速度具有關係之值。為了提升冷卻效率，經淬火回火處理後的造形體在常溫下的熱傳導率較佳為27.0W/m/K以上，又較佳為40.0W/m/K以上。「常溫」係意味著25±5℃(較佳為25℃)之意思。

經淬火回火處理後的造形體的硬度(淬火回火硬度)：41.0HRC以上經淬火回火處理後的造形體的硬度(淬火回火硬度)，欲將該造形體使用於熱壓印或壓鑄用的模具等的熱加工工具之際，其係用來得到充分的壽命而必須之值。於此，經淬火回火處理後的造形體的硬度較佳為41.0HRC以上，又較佳為45.0HRC以上。

以600℃保持100小時後的造形體的硬度：30.0HRC以上對於以600℃保持100小時後的造形體的硬度進行評估，在實現作為熱壓印或壓鑄用的模具等的熱加工工具的長壽命化之方面，可稱為是重要的。若可確保能夠維持高溫下的硬度的抗軟化性時，則可稱得上是：「即便是以作為模具等的熱加工工具來長時間使用，亦不易失去硬度的造形體」之緣故。於此，以600℃保持100小時後的造形體的硬度較佳為30.0HRC以上。尚且，以600℃保持100小時後的造形體的硬度，係將淬火回火處理後的造形體以600℃保持100小時後來進行測量的。 [實施例]

(實施例1~25及比較例1~13) 於分別的實施例1~25及比較例1~13中，將由表1A及表1B所記載的化學成分所組成的原料，藉由氣體噴霧化(gas atomization)來製成粉末。具體而言，在真空中，將各原料在鋁製的坩堝內進行高頻感應加熱，使成為熔融合金後，將熔融合金從設置於坩堝底部的直徑5mm的噴嘴落下，對此熔液噴射高壓的氬氣，藉由該噴射來使熔融金屬細微化且急冷，而得到多數的細微粉末。將所得到的粉未進行分級，使各粒子徑成為63μm以下，來得到實施例1~25及比較例1~13的Fe基合金粉末。

[造形] 分別對於實施例1~25及比較例1~13的Fe基合金粉末，使用三維積層造形裝置(EOS公司製，商品名「EOS-M280」)，來得到由10mm×10mm×10mm的長方體所構成的造形體。

[熱處理] 對於所得到的造形體施予以下的熱處理(淬火回火處理)。淬火：以1030℃保持30分鐘後，予以油冷。回火：以600℃保持60分鐘後，重複2次空氣冷卻處理。

[組織觀察] 將垂直於淬火回火處理後的造形體的積層方向之面進行研磨，來製成碳化物尺寸測量用的試片。使用掃描型電子顯微鏡以1000倍來觀察試片，從反射電子圖像中任意選擇總面積10000μm ²之區域，圖像解析存在於該區域中的碳化物。求得各碳化物的圓等效直徑(相當於各碳化物之面積的圓之直徑)，將其設定為各碳化物之尺寸。將碳化物之尺寸之合計值除以碳化物之總個數，來求得碳化物之平均尺寸(平均圓等效直徑)，將其設定為造形體中所包含的碳化物之平均尺寸PC。尚且，圖像解析中，成為計測對象的碳化物之尺寸(圓等效直徑)之下限值為0.20μm。將PC之值(μm)的測量結果表示於表1A及表1B。

[熱傳導率測量] 熱傳導率的測量為使用雷射閃光法。將淬火回火處理後的造形體修整加工成為直徑10mm、厚度1mm的圓板形狀，來供給於試驗。將常溫下的熱傳導率表示於表2A及表2B。

[硬度測量] 淬火回火處理後的造形體的硬度(淬火回火硬度)的測量為使用洛氏硬度試驗機，來測量垂直於淬火回火處理後的造形體的積層方向之面的硬度。將淬火回火硬度之結果表示於表2A及表2B。

[高溫保持後的硬度測量] 將淬火回火處理後的造形體以600℃保持100小時後，利用與上述相同之方法來測量硬度。將結果表示於表2A及表2B。

如表1A及表2A所示般，從滿足本發明所界定的組成的實施例1~25的Fe基合金粉末所製作的造形體，滿足本發明所界定的式(1)、式(2)及式(3)，熱傳導率為27.0W/m/K以上，冷卻效率為優異，又，淬火回火後的硬度為41.0HRC以上、以600℃保持100小時後的硬度為30.0HRC以上，硬度亦為優異者，故可得到適合於模具的造形體。

另一方面，如表1B及表2B所示般，從比較例的粉末所製作的造形體，熱傳導率或硬度為差。例如，比較例1的式(1)的T1為低，故熱傳導率為降低。比較例2的C為過多，固有C量會增加而使得鋼的熱傳導率降低。比較例3的Si之量為過多，故熱傳導率為降低，又，硬度較41HRC為差。比較例4的Mn為過剩，故熱傳導性為降低。比較例5的Cr為過多，式(1)的T1之值亦為低，故熱傳導率為降低。比較例6的Ni為過多，式(1)的T1之值亦為低，故熱傳導率為降低。比較例7的Mo為過多，由於殘留於基質中的Mo之影響而使得熱傳導率降低。比較例8的W為過多，由於殘留於基質中的W之影響而使得熱傳導率降低。比較例9的V之量為過多，由於殘留於基質中的V之影響而使得熱傳導率降低。比較例10的Al之量為過剩，式(1)的T1值為低，故熱傳導率為降低。比較例11的式(2)的T2之值為低，式(3)的碳化物之尺寸為大，故高溫硬度為降低。比較例12的式(1)的T1之值為低，故熱傳導率為降低。比較例13的式(2)的T2之值為低，故高溫硬度為降低。又，淬火回火硬度亦為不足。 [產業利用性]

本發明的造形體，適合用於熱壓印或壓鑄用的模具等的熱加工工具的造形體。

Claims

一種造形體，其係從Fe基合金粉末所製作的造形體，該Fe基合金粉末，以質量%計，含有 0.20＜C＜0.60、 Si＜0.60、 Mn＜0.90、 Cr＜4.00、 Ni＜2.00、 Mo＜1.20、 W＜2.00、 V＜0.60、 Al＜0.10，其餘部分由Fe及不可避的雜質所組成，將前述造形體中所包含的C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、W、V及Al之量分別設定為[C](質量%)、[Si](質量%)、[Mn](質量%)、[Cr](質量%)、[Ni](質量%)、[Mo](質量%)、[W](質量%)、[V](質量%)及[Al](質量%)，將前述造形體中所包含的碳化物之平均尺寸設定為PC(μm)，並設定為 T1=71.7-5.9[Mn]-6.3[Cr]-2.8[V]-5.7[Mo]-1.1[W]-23.1[C]-5.8[Ni]-1.9[Si]-0.5[Al]-0.6PC； T2=80.1+2.4[Mn]+1.6[Si]+7.1[Cr]-12.0PC時，滿足以下的式(1)~(3)， T1＞32.0 …式(1)； T2＞50.0 …式(2)； PC＜3.0 …式(3)。
如請求項1之造形體，其中，該造形體經淬火回火處理後，具有27.0W/m/K以上的熱傳導率與41.0HRC以上的硬度。
如請求項1或2之造形體，其中，該造形體經淬火回火處理後，以600℃保持100小時後的硬度為30.0HRC以上。