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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2025-02-05
(45)【発行日】2025-02-14
(54)【発明の名称】Ｆｅ基合金造形物
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20250206BHJP
C22C 33/02 20060101ALI20250206BHJP
B22F 3/105 20060101ALI20250206BHJP
B22F 3/16 20060101ALI20250206BHJP
B33Y 80/00 20150101ALI20250206BHJP
B33Y 70/00 20200101ALI20250206BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 304
C22C33/02 A
C22C33/02 B
B22F3/105
B22F3/16
B33Y80/00
B33Y70/00
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2020039871
(22)【出願日】2020-03-09
(65)【公開番号】P2021139028
(43)【公開日】2021-09-16
【審査請求日】2023-01-06
【前置審査】
(73)【特許権者】
【識別番号】000180070
【氏名又は名称】山陽特殊製鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000556
【氏名又は名称】弁理士法人有古特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】久世 哲嗣
(72)【発明者】
【氏名】相川 芳和
【審査官】川口 由紀子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１９－０７７９３７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０２１－５１２９９９（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／１８１４０４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】米国特許出願公開第２０１５／０００４０４３（ＵＳ，Ａ１）
【文献】中国特許出願公開第１０２７５８１４１（ＣＮ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２２Ｃ ３３／０２
Ｂ２２Ｆ ３／１０５
Ｂ２２Ｆ ３／１６
Ｂ３３Ｙ ８０／００
Ｂ３３Ｙ ７０／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
その材質が、０．０質量％以上０．５質量％以下のＣｏ、２．０質量％以上１４．９質量％以下のＭｏ、３．１質量％以上２５．１質量％以下のＮｉ、０．５質量％以上５．１質量％以下のＴｉ及び０．０９質量％以上３．００質量％以下のＡｌを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、金属間化合物ＴｉＮに由来する析出強化相を含むＦｅ基合金であり、その金属組織において、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満であり、
ＣｕＫαを線源とするＸＲＤ測定により得られる回折パターンにおいて、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、が下記数式（１）及び（２）を満たす、Ｆｅ基合金造形物。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
【請求項2】
上記Ｌａｖｅｓ相の長手方向の長さが１００ｎｍ未満である、請求項１に記載のＦｅ基合金造形物。
【請求項3】
ＣｕＫαを線源とするＸＲＤ測定により得られる回折パターンにおいて、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、が下記数式（３）及び（４）を満たす、請求項１又は２に記載のＦｅ基合金造形物。（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
【請求項4】
上記Ｆｅ基合金におけるＣｏの含有率が０．３５質量％未満である、請求項１から３のいずれかに記載のＦｅ基合金造形物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、Ｆｅ基合金造形物に関する。詳細には、本発明は、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法、肉盛法等の急速溶融急冷凝固プロセスで製造されたＦｅ基合金造形物に関する。
【背景技術】
【0002】
金属からなる造形物の製作に、３Ｄプリンターが使用されている。この３Ｄプリンターでは、積層造形法によって造形物が製作される。積層造形法では、敷き詰められた金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粉末の金属粒子が溶融する。粒子はその後、凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に、選択的になされる。粉末の、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
【0003】
結合層の上に、さらに金属粉末が敷き詰められる。この金属粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、金属粒子が溶融する。金属はその後、凝固する。この溶融と凝固とにより、粉末中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
【0004】
照射による結合が繰り返されることにより、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物が得られる。積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。積層造形法の一例が、特許第４６６１８４２号公報に開示されている。
【0005】
航空機、宇宙の構造物等の合金には、強度及び耐疲労性が要求される。このような用途には、マルエージング鋼が適している。
【0006】
特開２０１３－２５３２７７公報には、主成分がＦｅであり、Ｎｉ、Ｃｏ及びＭｏを含むマルエージング鋼が開示されている。このマルエージング鋼におけるＣｏの含有率は、７質量％以上である。このマルエージング鋼は、Ｗを含む。このマルエージング鋼は、Ｔｉを含まない。
【0007】
特開２００８－１８５１８３公報には、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｏを含むマルエージング鋼が開示されている。このマルエージング鋼には、窒化処理が施されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【文献】特許第４６６１８４２号公報
【文献】特開２０１３－２５３２７７公報
【文献】特開２００８－１８５１８３公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
積層造形法では、金属材料が急速に溶融され、かつ急冷されて凝固する。このような急速溶融急冷凝固を伴うプロセスを用いて製造される造形物の材質として、従来のマルエージング鋼は不向きである。
【0010】
一般的なマルエージング鋼は、Ｃを実質的に含まず、かつ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｏ等の合金元素を含む。このマルエージング鋼では、マルテンサイトのマトリクス中にＮｉ３Ｍｏ相及びＮｉ３Ｔｉ相のような金属間化合物が析出している。この金属間化合物は、マルエージング鋼を材質とする造形物の高硬度及び強度に寄与する。
【0011】
Ｃｏは、Ｍｏの固溶限を下げる。従って、Ｃｏの添加量が多いマルテンサイトでは、過飽和のＭｏの量も多い。Ｃｏの添加は、マルテンサイト中へのＮｉ３Ｍｏ相の析出を促進する。
【0012】
一方、Ｃｏはオーステナイト形成元素なので、Ｃｏの多量の添加はマルテンサイト変態を阻害する。Ｃｏの多量の添加はμ相又はσ相の生成を助長するので、合金の脆化を招く。さらに、Ｃｏは特定化学物質障害予防規制の対象であり、この規定の遵守の観点から、Ｆｅへの多量のＣｏの添加は、好ましくない。かかる事情から、Ｃｏの添加量が抑制されることが好ましい。しかし、Ｃｏの添加量が抑制された鋼では、Ｎｉ３Ｍｏ相が析出しにくい。この鋼を材質とする造形物では、硬さ、強度等の機械的特性が不十分である。
【0013】
Ｆｅ基合金を材質とする積層造形物の機械的特性には、未だ改善の余地がある。溶射法、レーザーコーティング法、肉盛法等の急速溶融急冷凝固プロセスにより得られ、かつ、優れた機械特性を有するＦｅ基合金造形物も、未だ提案されていない。
【0014】
本発明の目的は、機械的特性に優れたＦｅ基合金造形物の提供にある。
【課題を解決するための手段】
【0015】
本発明者らは、鋭意検討の結果、造形物の金属組織に析出するＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相が、この造形物の機械的特性に影響することを見出した。そして、粗大なＬａｖｅｓ相を含まない金属組織の形成が、Ｃｏの添加量が少ないことを補って、Ｆｅ基合金造形物の機械的特性を向上させることを見出し、本発明を完成した。
【0016】
即ち、本発明に係る造形物の材質はＦｅ基合金である。このＦｅ基合金は、Ｍｏと、０．０質量％以上０．５質量％以下のＣｏと、を含む。この造形物の金属組織において、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さは４５０ｎｍ未満である。好ましくは、このＬａｖｅｓ相の長手方向の長さは１００ｎｍ未満である。
【0017】
好ましくは、このＦｅ基合金造形物のＸＲＤ測定により得られる回折パターンにおいて、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、は下記数式（１）及び（２）を満たす。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
【0018】
好ましくは、このＦｅ基合金造形物のＸＲＤ測定により得られる回折パターンにおいて、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、は下記数式（３）及び（４）を満たす。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
【0019】
好ましくは、このＦｅ基合金におけるＣｏの含有率は、０．３５質量％未満である。
【発明の効果】
【0020】
本発明に係るＦｅ基合金造形物は、強度及び靱性に優れている。
【図面の簡単な説明】
【0021】
【発明を実施するための形態】
【0022】
以下、好ましい実施形態に基づいて本発明が詳細に説明される。なお、本願明細書において、特に記載がない限り、範囲を示す「Ｘ～Ｙ」は「Ｘ以上Ｙ以下」を意味する。また、Ｆｅ基合金の成分組成に関し、含有率の下限値が「０．０質量％」と記載されている場合、所定の成分（元素）が含まれていないか、定量限界値以下であることを意味する。
【0023】
本発明に係るＦｅ基合金造形物（以下、「造形物」と称する場合がある）は、Ｆｅ基合金粉末（以下、「合金粉末」と称する場合がある）を材料とする急速溶融急冷凝固を伴うプロセスにより作製される。この造形物の材質は、Ｆｅ基合金である。好ましくは、この造形物のマトリクス組織は、マルテンサイトである。この造形物は、造形条件によって、マルテンサイトではない組織を含みうる。マルテンサイト以外の組織として、オーステナイト、ベイナイト等が例示される。
【0024】
この造形物の材質であるＦｅ基合金は、Ｍｏと、０．０質量％以上０．５質量％以下のＣｏと、を含む。好ましくは、このＦｅ基合金は、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌをさらに含む。このＦｅ基合金の主成分は、Ｆｅである。このＦｅ基合金は、不可避的不純物を含みうる。以下、この合金における各元素の役割が詳説される。
【0025】
［コバルト（Ｃｏ）］
前述の通り、多量のＣｏはマルテンサイト変態を阻害する。本発明に係る造形物では、その材質であるＦｅ基合金が、Ｃｏを含まないか、含む場合はその含有率が０．５質量％以下である組成に設定される。Ｆｅ基合金におけるＣｏの含有率は、少ないほど好ましく、０．２質量％以下がより好ましく、０．１質量％以下がさらに好ましい。Ｃｏの含有率が、実質的にゼロでもよい。なお、Ｃｏが意図的に添加されない場合でも、不可避的に微量のＣｏが合金に含まれうる。
前述の通り、多量のＣｏはマルテンサイト変態を阻害する。本発明に係る造形物では、その材質であるＦｅ基合金が、Ｃｏを含まないか、含む場合はその含有率が０．５質量％以下である組成に設定される。Ｆｅ基合金におけるＣｏの含有率は、少ないほど好ましく、０．２質量％以下がより好ましく、０．１質量％以下がさらに好ましい。Ｃｏの含有率が、実質的にゼロでもよい。なお、Ｃｏが意図的に添加されない場合でも、不可避的に微量のＣｏが合金に含まれうる。
【0026】
［モリブデン（Ｍｏ）］
Ｍｏは、Ｆｅ基合金において、Ｆｅと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｆｅ２Ｍｏである。Ｎｉをさらに含むＦｅ基合金では、ＭｏはＮｉとも金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｍｏである。これらの金属間化合物は、Ｆｅ基合金を強化する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れる。
Ｍｏは、Ｆｅ基合金において、Ｆｅと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｆｅ２Ｍｏである。Ｎｉをさらに含むＦｅ基合金では、ＭｏはＮｉとも金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｍｏである。これらの金属間化合物は、Ｆｅ基合金を強化する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れる。
【0027】
［ニッケル（Ｎｉ）］
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌを含むＦｅ基合金において、Ｎｉは、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌのそれぞれと、金属間化合物を形成する。金属間化合物の具体例は、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌである。これらの金属間化合物は、Ｆｅ基合金を強化する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れる。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌを含むＦｅ基合金において、Ｎｉは、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌのそれぞれと、金属間化合物を形成する。金属間化合物の具体例は、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌである。これらの金属間化合物は、Ｆｅ基合金を強化する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度に優れる。
【0028】
［チタン（Ｔｉ）］
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌを含むＦｅ基合金において、Ｔｉは、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｔｉである。この金属間化合物は、Ｆｅ基合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、Ｆｅ基合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度及び耐久性に優れる。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌを含むＦｅ基合金において、Ｔｉは、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ｔｉである。この金属間化合物は、Ｆｅ基合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、Ｆｅ基合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度及び耐久性に優れる。
【0029】
［アルミニウム（Ａｌ）］
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌを含むＦｅ基合金において、Ａｌは、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ａｌである。この金属間化合物は、Ｆｅ基合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度及び耐久性に優れる。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌを含むＦｅ基合金において、Ａｌは、Ｎｉと金属間化合物を形成する。典型的な金属間化合物は、Ｎｉ３Ａｌである。この金属間化合物は、Ｆｅ基合金のクリープ破断強さに寄与する。この金属間化合物はさらに、合金の耐酸化性にも寄与する。材質がこのＦｅ基合金である造形物は、急速溶融急冷凝固プロセスを経るにもかかわらず、強度及び耐久性に優れる。
【0030】
［造形］
好ましくは、このＦｅ基合金造形物は、
（１）Ｆｅ基合金粉末を準備する工程、
及び
（２）このＦｅ基合金粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む製造方法により得られる。Ｆｅ基合金粉末は、多数の粒子からなる。この合金粉末を溶融・凝固する工程として、急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例として、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法及び肉盛法が挙げられる。三次元積層造形法が好ましい。
好ましくは、このＦｅ基合金造形物は、
（１）Ｆｅ基合金粉末を準備する工程、
及び
（２）このＦｅ基合金粉末を溶融・凝固し、未熱処理の造形物を得る工程
を含む製造方法により得られる。Ｆｅ基合金粉末は、多数の粒子からなる。この合金粉末を溶融・凝固する工程として、急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例として、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法及び肉盛法が挙げられる。三次元積層造形法が好ましい。
【0031】
この三次元積層造形法には、３Ｄプリンターが使用されうる。この積層造形法では、敷き詰められた合金粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、合金粉末をなす粒子が急速に加熱され、急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、粒子同士が結合する。照射は、合金粉末の一部に、選択的になされる。合金粉末の、照射がなされなかった部分は、溶融しない。照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
【0032】
結合層の上に、さらに合金粉末が敷き詰められる。この合金粉末に、レーザービーム又は電子ビームが照射される。照射により、粒子が急速に溶融する。粒子はその後、急速に凝固する。この溶融と凝固とにより、合金粉末中の粒子同士が結合され、新たな結合層が形成される。新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
【0033】
照射による結合が繰り返されることにより、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物が得られる。この積層造形法により、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
【0034】
［未熱処理造形物の硬さ］
造形後の、換言すれば熱処理されない状態の、造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、３０以上４０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが３０以上である未熱処理造形物により、強度に優れた造形物が得られる。この観点から、未熱処理造形物のロックウェル硬さＨＲＣは３２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが４０以下である未熱処理造形物は、亀裂等の内部欠陥が少ない。この観点から、未熱処理造形物のロックウェル硬さＨＲＣは３８以下が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣの測定方法は、実施例にて後述する。
造形後の、換言すれば熱処理されない状態の、造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、３０以上４０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが３０以上である未熱処理造形物により、強度に優れた造形物が得られる。この観点から、未熱処理造形物のロックウェル硬さＨＲＣは３２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが４０以下である未熱処理造形物は、亀裂等の内部欠陥が少ない。この観点から、未熱処理造形物のロックウェル硬さＨＲＣは３８以下が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣの測定方法は、実施例にて後述する。
【0035】
［未熱処理造形物の組織］
その材質がＭｏを含むＦｅ基合金である造形物の金属組織に、前述した金属間化合物Ｆｅ２Ｍｏに由来するＬａｖｅｓ相が析出する場合がある。粗大なＬａｖｅｓ相は、Ｆｅ基合金の靱性を阻害しうる。造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、造形物の金属組織に含まれるＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相は、その長手方向の長さが４５０ｎｍ未満であることが好ましい。このＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満である造形物は、靭性に優れる。この観点から、Ｌａｖｅｓ相の長手方向の長さは１００ｎｍ以下が特に好ましい。Ｌａｖｅｓ相に関する測定方法は、実施例にて後述する。
その材質がＭｏを含むＦｅ基合金である造形物の金属組織に、前述した金属間化合物Ｆｅ２Ｍｏに由来するＬａｖｅｓ相が析出する場合がある。粗大なＬａｖｅｓ相は、Ｆｅ基合金の靱性を阻害しうる。造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、造形物の金属組織に含まれるＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相は、その長手方向の長さが４５０ｎｍ未満であることが好ましい。このＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満である造形物は、靭性に優れる。この観点から、Ｌａｖｅｓ相の長手方向の長さは１００ｎｍ以下が特に好ましい。Ｌａｖｅｓ相に関する測定方法は、実施例にて後述する。
【0036】
なお、金属組織に析出したＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相は、後述する熱処理によって分解又は微細化される。従って、造形後、未熱処理造形物の金属組織が、その長手方向の長さが４５０ｎｍ以上のＬａｖｅｓ相を含む場合、熱処理を行うことにより、本発明に係るＦｅ基造形物が得られうる。
【0037】
［未熱処理造形物のＸＲＤ回折パターン］
造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、造形物のＸＲＤ測定を行って得られる回折パターンでは、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、が下記数式（１）及び（２）を満たすことが好ましい。この数式（１）及び（２）を満たす未熱処理造形物から、靭性に優れた造形物が得られうる。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、造形物のＸＲＤ測定を行って得られる回折パターンでは、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、が下記数式（１）及び（２）を満たすことが好ましい。この数式（１）及び（２）を満たす未熱処理造形物から、靭性に優れた造形物が得られうる。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
【0038】
ここで、２θ＝３７．８±１°及び２θ＝４１．３±１°におけるピークは、いずれも、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相に起因する回折ピークである。２θ＝３６．５±１°におけるピークは、析出強化相に起因する回折ピークである。析出強化相とは、Ｆｅ基合金の強度向上に寄与する金属間化合物（ＴｉＮ）に由来して、造形時に析出する相である。ＸＲＤ測定の詳細は、実施例にて後述する。
【0039】
靱性向上の観点から、前述したピーク強度Ｉ１、Ｉ２、Ｉ３及びＩ４が、下記数式（３）及び（４）を満たすことがより好ましい。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
【0040】
なお、金属組織に析出したＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相は、後述する熱処理によって分解又は微細化される。従って、造形後、未熱処理造形物の回折パターンにおいて、上記数式（１）及び（２）又は数式（３）及び（４）を満たさない場合、熱処理を行うことにより、上記数式（１）及び（２）又は数式（３）及び（４）を満たすＦｅ基造形物が得られうる。
【0041】
［未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度］
造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、マルテンサイト変態開始温度が１２０℃以上１８０℃以下である造形物が好ましい。マルテンサイト変態開始温度が１２０℃以上である造形物は、オーステナイト形成元素であるＮｉ含有量が少ない。従って、この造形物のマルテンサイト変態は、Ｎｉによって阻害されない。この観点から、未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度は、１３０℃以上が特に好ましい。マルテンサイト変態開始温度が１８０℃以下である造形物は、造形時の内部応力が開放されやすく、従って、内部クラックが入りにくい。この観点から、未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度は、１７０℃以下が特に好ましい。マルテンサイト変態開始温度の測定方法は、実施例にて後述する。
造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、マルテンサイト変態開始温度が１２０℃以上１８０℃以下である造形物が好ましい。マルテンサイト変態開始温度が１２０℃以上である造形物は、オーステナイト形成元素であるＮｉ含有量が少ない。従って、この造形物のマルテンサイト変態は、Ｎｉによって阻害されない。この観点から、未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度は、１３０℃以上が特に好ましい。マルテンサイト変態開始温度が１８０℃以下である造形物は、造形時の内部応力が開放されやすく、従って、内部クラックが入りにくい。この観点から、未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度は、１７０℃以下が特に好ましい。マルテンサイト変態開始温度の測定方法は、実施例にて後述する。
【0042】
［熱処理］
このＦｅ基合金造形物が、
（３）上記工程（２）で得られた未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
をさらに含む製造方法により得られてもよい。このＦｅ基合金造形物が、この工程（３）として、
（３－１）未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３－２）未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む製造方法により得られてもよい。上記工程（３－１）又は工程（３－２）において、未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度が１２０℃以上１８０℃以下であることが好ましい。
このＦｅ基合金造形物が、
（３）上記工程（２）で得られた未熱処理造形物に熱処理を施して造形物を得る工程
をさらに含む製造方法により得られてもよい。このＦｅ基合金造形物が、この工程（３）として、
（３－１）未熱処理造形物に溶体化を施す工程
及び
（３－２）未熱処理造形物に時効を施す工程
を含む製造方法により得られてもよい。上記工程（３－１）又は工程（３－２）において、未熱処理造形物のマルテンサイト変態開始温度が１２０℃以上１８０℃以下であることが好ましい。
【0043】
なお、上記工程（２）として急速溶融急冷凝固を伴うプロセスを行う場合、造形後の、換言すれば熱処理されない状態で、溶体化熱処理の効果が得られる。従って、（３－１）の工程を省略することも可能である。急速溶融急冷凝固を伴うプロセスによる工程（２）をおこなった後、（３－１）の工程を実施してもよい。
【0044】
溶体化熱処理により、過飽和マルテンサイト組織が得られる。時効熱処理により、マルテンサイトのマトリクス中にＮｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが析出する。これら金属間化合物の析出により、強度及び靱性に優れたＦｅ基合金造形物が得られる。
【0045】
溶体化の温度は、７００℃以上１０００℃以下が好ましい。温度が７００℃以上である溶体化により、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、溶体化の温度は７３０℃以上がより好ましく、７５０℃以上が特に好ましい。温度が１０００℃以下である溶体化では、組織の脆化が抑制される。この観点から、溶体化の温度は９７０℃以下がより好ましく、９５０℃以下が特に好ましい。
【0046】
溶体化の時間は、１．０時間以上３．０時間以下が好ましい。１．０時間以上である溶体化により、合金元素が十分に固溶したマルテンサイト組織が得られる。この観点から、溶体化の時間は１．３時間以上がより好ましく、１．５時間以上が特に好ましい。３．０時間以下である溶体化では、エネルギーコストが抑制される。この観点から、溶体化の時間は２．７時間以下がより好ましく、２．５時間以下が特に好ましい。
【0047】
時効の温度は、４５０℃以上５５０℃以下が好ましい。温度が４５０℃以上である時効により、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが十分に析出した組織が得られる。この観点から、時効の温度は４６０℃以上がより好ましく、４７０℃以上が特に好ましい。温度が５５０℃以下である時効では、合金元素の母相への固溶が抑制される。この観点から、時効の温度は５４０℃以下がより好ましく、５３０℃以下が特に好ましい。
【0048】
時効の時間は、３．０時間以上６．０時間以下が好ましい。３．０時間以上である時効により、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ及びＮｉ３Ａｌが十分に析出した組織が得られる。この観点から、時効の時間は３．３時間以上がより好ましく、３．５時間以上が特に好ましい。６．０時間以下である時効では、エネルギーコストが抑制される。この観点から、時効の時間は５．７時間以下がより好ましく、５．５時間以下が特に好ましい。
【0049】
［熱処理後の造形物の硬さ］
熱処理後の造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、５０以上６０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが５０以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが６０以下である造形物は、靭性に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５８以下が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣの測定方法は、実施例にて後述する。
熱処理後の造形物のロックウェル硬さＨＲＣは、５０以上６０以下が好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが５０以上である造形物は、強度に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５２以上が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが６０以下である造形物は、靭性に優れる。この観点から、ロックウェル硬さＨＲＣは５８以下が特に好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣの測定方法は、実施例にて後述する。
【0050】
［熱処理後の造形物の組織］
本発明に係るＦｅ基合金造形物では、熱処理後の造形物の金属組織に含まれるＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満である。このＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満である造形物は、靭性に優れる。この観点から、Ｌａｖｅｓ相の長手方向の長さは１００ｎｍ以下がより好ましい。Ｌａｖｅｓ相に関する測定方法は、実施例にて後述する。
本発明に係るＦｅ基合金造形物では、熱処理後の造形物の金属組織に含まれるＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満である。このＬａｖｅｓ相の長手方向の長さが４５０ｎｍ未満である造形物は、靭性に優れる。この観点から、Ｌａｖｅｓ相の長手方向の長さは１００ｎｍ以下がより好ましい。Ｌａｖｅｓ相に関する測定方法は、実施例にて後述する。
【0051】
［熱処理後の造形物のＸＲＤ回折パターン］
熱処理後の造形物のＸＲＤ測定を行って得られる回折パターンでは、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、が下記数式（１）及び（２）を満たすことが好ましい。この数式（１）及び（２）を満たすＦｅ基合金造形物は、靭性に優れる。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
熱処理後の造形物のＸＲＤ測定を行って得られる回折パターンでは、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１と、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２と、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３と、２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４と、が下記数式（１）及び（２）を満たすことが好ましい。この数式（１）及び（２）を満たすＦｅ基合金造形物は、靭性に優れる。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （１）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．５ （２）
【0052】
ここで、２θ＝３７．８±１°及び２θ＝４１．３±１°におけるピークは、いずれも、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相に起因する回折ピークである。２θ＝３６．５±１°におけるピークは、析出強化相に起因する回折ピークである。析出強化相とは、Ｆｅ基合金の強度向上に寄与する金属間化合物（ＴｉＮ）に由来して析出する相である。ＸＲＤ測定の詳細は、実施例にて後述する。
【0053】
靱性向上の観点から、前述したピーク強度Ｉ１、Ｉ２、Ｉ３及びＩ４が、下記数式（３）及び（４）を満たすことがより好ましい。
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （３）
（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）≦１．０ （４）
【実施例】
【0054】
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。
【0055】
下表１及び２に示された組成を有する原料を、準備した。各原料をアルミナ製の坩堝内で高周波誘導によって加熱し、溶融合金を得た。坩堝の底に形成されておりその直径が５ｍｍであるノズルから溶融合金を落下させ、これに高圧のアルゴンガスを噴射した。この噴射により溶融金属が微細化しかつ急冷されて、粉末が形成された。この粉末を各粒子の径が６３μｍ以下となるように分級してＦｅ基合金粉末を得た。
【0056】
得られたＦｅ基合金粉末を材料として、三次元積層造形装置（商品名「ＥＯＳ－Ｍ２８０」）を用いて、それぞれ、造形物（未熱処理）を製作した。各未熱処理造形物に、下記表１及び２に示される条件で熱処理を施すことにより、実施例１－２２及び比較例１－１１のＦｅ基合金造形物を製造した。
【0057】
[硬さ測定］
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、先端半径０．２ｍｍのダイヤモンド鋼球が付いた圧子で、試験片の試験面に基本荷重である１０ｋｇｆをかけた。次に、基本加重に試験荷重である１００ｋｇｆを足した１１０ｋｇｆの荷重を試験片に加え、この試験片を塑性変形させた。次に、荷重を基準荷重である１０ｋｇｆに戻し、基準面からの永久窪みの深さを測定した。この深さから、変換式により、ロックウェル硬さＨＲＣを算出した。測定は、熱処理前及び熱処理後に行った。この結果が、「硬さ（ＨＲＣ）」として下表１及び２に示されている。
１０ｍｍ角の試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、先端半径０．２ｍｍのダイヤモンド鋼球が付いた圧子で、試験片の試験面に基本荷重である１０ｋｇｆをかけた。次に、基本加重に試験荷重である１００ｋｇｆを足した１１０ｋｇｆの荷重を試験片に加え、この試験片を塑性変形させた。次に、荷重を基準荷重である１０ｋｇｆに戻し、基準面からの永久窪みの深さを測定した。この深さから、変換式により、ロックウェル硬さＨＲＣを算出した。測定は、熱処理前及び熱処理後に行った。この結果が、「硬さ（ＨＲＣ）」として下表１及び２に示されている。
【0058】
［組織観察］
下記（Ａ）又は（Ｂ）のいずれかの方法にて組織観察を行って、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さを求めた。熱処理前及び熱処理後の造形物について得られた結果が、「Ｌａｖｅｓ相長径（ｎｍ）」として下表１及び２に示されている。
方法（Ａ）：ＦＩＢ（集束イオンビーム）加工にて、薄膜状の試験片を作製した。この試験片を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。無作為に抽出された１０箇所（１箇所は２μｍ×２μｍの領域）で化合物の組成を特定して、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さを計測し、その平均値を算出した。
方法（Ｂ）：各造形物にスルホサリチル酸を反応させて抽出残差物を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。を測定し無作為に抽出された１０箇所（１箇所は２μｍ×２μｍの領域）で化合物の組成を特定して、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さを計測し、その平均値を算出した。
下記（Ａ）又は（Ｂ）のいずれかの方法にて組織観察を行って、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さを求めた。熱処理前及び熱処理後の造形物について得られた結果が、「Ｌａｖｅｓ相長径（ｎｍ）」として下表１及び２に示されている。
方法（Ａ）：ＦＩＢ（集束イオンビーム）加工にて、薄膜状の試験片を作製した。この試験片を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。無作為に抽出された１０箇所（１箇所は２μｍ×２μｍの領域）で化合物の組成を特定して、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さを計測し、その平均値を算出した。
方法（Ｂ）：各造形物にスルホサリチル酸を反応させて抽出残差物を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。を測定し無作為に抽出された１０箇所（１箇所は２μｍ×２μｍの領域）で化合物の組成を特定して、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相の長手方向の長さを計測し、その平均値を算出した。
【0059】
熱処理後の実施例１５で得られた透過電子顕微鏡画像が、図１に示されている。熱処理後の比較例１で得られた透過電子顕微鏡画像が、図２に示されている。図１及び図２中、黒点又は黒色の領域が、Ｆｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相である。
【0060】
［ＸＲＤ測定］
実施例及び比較例の造形物に、それぞれスルホサリチル酸を反応させて抽出残差物を作製し、Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ社製の商品名「ＲＩＮＴ－２５００」）を用いて、下記条件にてＸＲＤ測定を行った。
線源：ＣｕＫα
２θ：２０－８０°
実施例及び比較例の造形物に、それぞれスルホサリチル酸を反応させて抽出残差物を作製し、Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ社製の商品名「ＲＩＮＴ－２５００」）を用いて、下記条件にてＸＲＤ測定を行った。
線源：ＣｕＫα
２θ：２０－８０°
【0061】
熱処理後の実施例１５で得られた回折パターンが、図３に示されている。熱処理後の比較例１で得られた回折パターンが、図４に示されている。図３及び４中、黒三角がＦｅ２Ｍｏ相由来のＬａｖｅｓ相に起因するピークであり、白三角がＴｉ化合物に起因するピークであり、黒四角が析出強化相（ＴｉＮ）に起因するピークである。
【0062】
得られた回折パターンから、２θ＝３６．５±１°におけるピーク強度Ｉ１、２θ＝３７．８±１°におけるピーク強度Ｉ２、２θ＝４１．３±１°におけるピーク強度Ｉ３、及び２θ＝３５．０±１°におけるバックグラウンドピークの強度Ｉ４を求め、下記数式により比Ｒ（１）及び比Ｒ（２）を算出した。熱処理前及び熱処理後の造形物について得られた結果が、下表１及び２に示されている。
Ｒ（１）＝（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）
Ｒ（２）＝（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）
Ｒ（１）＝（Ｉ２－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）
Ｒ（２）＝（Ｉ３－Ｉ４）／（Ｉ１－Ｉ４）
【0063】
［マルテンサイト変態開始温度］
熱処理前の造形物から、φ３×Ｌ１０ｍｍの試験片を採取した。この試験片に、機械加工でφ２ｍｍ×深さ２ｍｍの熱電対溶着用の穴を作製した。この試験片をフォーマスター試験機に設置して、１０℃／秒で昇温させ、最高温度１０００℃で１０分間保持した後、２００℃／秒で降温させた。冷却時に観測された変異点をマルテンサイト変態開始温度とて求めた。この結果が、「Ｍｓ点（℃）」として下表１及び２に示されている。
熱処理前の造形物から、φ３×Ｌ１０ｍｍの試験片を採取した。この試験片に、機械加工でφ２ｍｍ×深さ２ｍｍの熱電対溶着用の穴を作製した。この試験片をフォーマスター試験機に設置して、１０℃／秒で昇温させ、最高温度１０００℃で１０分間保持した後、２００℃／秒で降温させた。冷却時に観測された変異点をマルテンサイト変態開始温度とて求めた。この結果が、「Ｍｓ点（℃）」として下表１及び２に示されている。
【0064】
[常温引張特性］
ＪＩＳ １４Ａ号 φ５試験片（φ５×ＧＬ２５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、温度２０℃にて引張試験を行った。試験中に加わった最大引張応力σ（σ＝測定荷重Ｆ／断面積Ｓ）が引張強さである。荷重と伸びをグラフにプロットし、弾性領域と平行に標点距離の０．２％分だけオフセットした直線を引き、荷重曲線との交点の応力を０．２％耐力として算出した。伸びＺは、下記数式に基づいて算出した。
Ｚ＝（Ｌｆ－Ｌ０）／Ｌ０×１００
この数式において、Ｌ０は初期の標点間距離であり、Ｌｆは破断時の標点間距離である。この結果が、「引張強度（ＭＰａ）」として下表１及び２に示されている。
ＪＩＳ １４Ａ号 φ５試験片（φ５×ＧＬ２５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、温度２０℃にて引張試験を行った。試験中に加わった最大引張応力σ（σ＝測定荷重Ｆ／断面積Ｓ）が引張強さである。荷重と伸びをグラフにプロットし、弾性領域と平行に標点距離の０．２％分だけオフセットした直線を引き、荷重曲線との交点の応力を０．２％耐力として算出した。伸びＺは、下記数式に基づいて算出した。
Ｚ＝（Ｌｆ－Ｌ０）／Ｌ０×１００
この数式において、Ｌ０は初期の標点間距離であり、Ｌｆは破断時の標点間距離である。この結果が、「引張強度（ＭＰａ）」として下表１及び２に示されている。
【0065】
［シャルピー衝撃特性］
ＪＩＳ ４号試験片 ２ｍｍＶ切欠き試験片（１０×１０×Ｌ５５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、温度２０℃にてシャルピー衝撃試験を行った。振り子と同じ原理で振り下ろされたハンマーが、試験片を破壊した後、その惰性で振り下ろされた方向とは反対側へ押し出されたときの、このハンマーの高さを計測した。この結果が、「シャルピー衝撃値（Ｊ／ｍｍ２）」として下表１及び２に示されている。
ＪＩＳ ４号試験片 ２ｍｍＶ切欠き試験片（１０×１０×Ｌ５５ｍｍ）を作製し、ＪＩＳの規定に準拠して、温度２０℃にてシャルピー衝撃試験を行った。振り子と同じ原理で振り下ろされたハンマーが、試験片を破壊した後、その惰性で振り下ろされた方向とは反対側へ押し出されたときの、このハンマーの高さを計測した。この結果が、「シャルピー衝撃値（Ｊ／ｍｍ２）」として下表１及び２に示されている。
【0066】
［格付け］
下記の基準に基づき、熱処理後の各造形物を評価１－評価４に格付けした。
（評価１）
引張強さ：１７００ＭＰａ以上
シャルピー衝撃値：２０．０Ｊ／ｍｍ２以上
（評価２）
引張強さ：１７００ＭＰａ以上
シャルピー衝撃値：１５．０Ｊ／ｍｍ２以上２０．０Ｊ／ｍｍ２未満
（評価３）
引張強さ：１７００ＭＰａ未満
シャルピー衝撃値：１０．０Ｊ／ｍｍ２以上１５．０Ｊ／ｍｍ２未満
（評価４）
引張強さ：１７００ＭＰａ未満
シャルピー衝撃値：１０．０Ｊ／ｍｍ２未満
下記の基準に基づき、熱処理後の各造形物を評価１－評価４に格付けした。
（評価１）
引張強さ：１７００ＭＰａ以上
シャルピー衝撃値：２０．０Ｊ／ｍｍ２以上
（評価２）
引張強さ：１７００ＭＰａ以上
シャルピー衝撃値：１５．０Ｊ／ｍｍ２以上２０．０Ｊ／ｍｍ２未満
（評価３）
引張強さ：１７００ＭＰａ未満
シャルピー衝撃値：１０．０Ｊ／ｍｍ２以上１５．０Ｊ／ｍｍ２未満
（評価４）
引張強さ：１７００ＭＰａ未満
シャルピー衝撃値：１０．０Ｊ／ｍｍ２未満
【0067】
【表1】
【0068】
【表2】
【0069】
［表１及び２における脚注］
・成分組成の列の記号ＵＭは、定量限界値以下（ＩＣＰ－ＭＳ（誘導結合プラズマ質量分析計）にて測定）を示す。
・溶体化熱処理温度の列の記号「－」は、実施していないことを表す。
・溶体化熱処理時間の列の記号「－」は、実施していないことを表す。
・成分組成の列の記号ＵＭは、定量限界値以下（ＩＣＰ－ＭＳ（誘導結合プラズマ質量分析計）にて測定）を示す。
・溶体化熱処理温度の列の記号「－」は、実施していないことを表す。
・溶体化熱処理時間の列の記号「－」は、実施していないことを表す。
【0070】
表１及び２に示されるように、各実施例の造形物は総合評価に優れている。この結果から、本発明の優位性は明かである。
【産業上の利用可能性】
【0071】
本発明に係るＦｅ基合金造形物は、ノズルから粉末が噴射されるタイプの３Ｄプリンターによっても得られうる。この造形物は、ノズルから粉末が噴射されるタイプのレーザーコーティング法によっても得られうる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】