JP2024043761A - アルミニウム合金成形体及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた造形性と熱安定性を有するアルミニウム合金成形体及びその製造方法を提供する。より具体的には、造形時の割れを引き起こす残留応力を抑制し、２５０℃程度の高温環境下において６５ＨＶ以上の硬度を維持するアルミニウム合金積層成形体及びその簡便かつ効率的な製造方法を提供する。【解決手段】積層造形法によって成形してなるアルミニウム合金積層成形体であり、Ｘ質量％のＦｅおよびＹ質量％のＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、前記Ｆｅおよび前記Ｓｉの含有量が式（１）及び式（２）を満たし、相対密度が９９．５％以上であり、母相（Ａｌ）、ＡｌＦｅＳｉ系化合物およびＳｉからなる金属組織を有していること、を特徴とするアルミニウム合金成形体。３．５≦Ｘ （１），２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２ （２）【選択図】なし

Description

本発明はアルミニウム合金成形体及びその製造方法に関し、より具体的には、優れた耐熱性が要求される部材として好適に使用することができるアルミニウム合金積層成形体及びその簡便かつ効率的な製造方法に関するものである。

Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金は高い比強度と優れた熱伝導性を有していることに加え、リサイクル性も良好であることから、電気自動車、航空機等の輸送用機器、ＬＥＤ照明及び各種電子電気機器等のヒートシンク材を始めとして、幅広い用途が期待されている。

このような状況下において、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金の強度や熱伝導性を向上させるために種々の検討がなされている。例えば、特許文献１（特開２０１３－２０４０８７号公報）においては、８ｍａｓｓ％（以下％）＜Ｓｉ＜１１％、０．２％＜Ｍｇ＜０．３％、０．３％＜Ｆｅ＜０．７％、０．１５％＜Ｍｎ＜０．３５％、1＜Ｆｅ＋Ｍｎ×２、０．００５％＜Ｓｒ＜０．０２０％、Ｃｕ＜０．２％、Ｚｎ＜０．２％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、鋳造後に２００℃＜Ｔ＜２５０℃で０．１～１時間保持することを特徴とする室温における引張耐力が２００ＭＰａ以上の高強度でかつ熱伝導率１４５Ｗ／Ｋ・ｍ以上であるアルミニウム合金部材とその製造方法、が開示されている。

上記特許文献１に記載のアルミニウム合金部材とその製造方法においては、不純物を含む合金組成を最適化することで流動性の確保と焼き付防止の改善、かつ鋳造後の共晶Ｓｉ粒状化による熱伝導率の改善による熱処理時間の短縮化により、室温における引張耐力が２００ＭＰａ以上の高強度でかつ熱伝導率１４５Ｗ／ｍＫ以上の高熱伝導性を示すことを見出した、とされている。

また、特許文献２（特開２０１５－１２７４４９号公報）においては、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００～１．６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｚｒ：０．０００５～０．０３％、必要に応じてＭｎ：０．０１～０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材、が開示されている。

上記特許文献２に記載の高成形用アルミニウム合金板材においては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲として平均結晶粒径を２５μｍ以下としているため、伸びの値が高く、高成形性に優れるとともに、必要な引張強さと耐力を備え、熱伝導性にも優れたアルミニウム合金板材を得ることができる、とされている。

更に、特許文献３（特開２０２０－３３５９８号公報）においては、ＦｅとＥｒを含み、残部がＡｌ及び不可避の不純物であり、Ｆｅが、約５重量％～約１５重量％であり、Ｅｒが、約０．２重量％～約１．２重量％であることを特徴とする、Ａｌ－Ｆｅ－Ｅｒ系アルミニウム合金、が開示されている。

上記特許文献３に記載のＡｌ－Ｆｅ－Ｅｒ系アルミニウム合金においては、Ｅｒを約０．２重量％から約１．２重量％添加することで、不純物を除去してＡｌを用いてＬ１２析出物を形成し、析出促進効果を高めることで溶融物の品質を向上させる効果がある。その結果、熱安定性及び可塑性に優れたＡｌ－Ｆｅ－Ｅｒ系アルミニウム合金を提供することができる、とされている。

特開２０１３－２０４０８７号公報 特開２０１５－１２７４４９号公報 特開２０２０－３３５９８号公報

Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金からなる部材は高温に保持される使用態様も多く、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金には熱安定性も期待される。しかしながら、上記特許文献１のアルミニウム合金部材及び上記特許文献２の高成形用アルミニウム合金板材では熱安定性が考慮されていない。

また、上記特許文献３のＡｌ－Ｆｅ－Ｅｒ系アルミニウム合金では熱安定性の付与が目的の一つとされているが、希土類元素であるＥｒの添加によって高価になることに加え、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金のリサイクル性も低下してしまう。

更に、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金のレーザ積層造形ではＦｅの含有量の増加に伴ってメルトプール境界近傍に粗大なＡｌＦｅ系化合物が多数晶出するとともに、溶融凝固領域における残留応力が増加し、造形時の割れが顕著になり、良好なアルミニウム合金積層成形体を得ることが困難となる。

以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、優れた造形性と熱安定性を有するアルミニウム合金成形体及びその製造方法を提供することにある。より具体的には、造形時の割れを引き起こす残留応力を抑制し、２５０℃程度の高温環境下において６５ＨＶ以上の硬度を維持するアルミニウム合金積層成形体及びその簡便かつ効率的な製造方法を提供することを目的としている。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、アルミニウム合金成形体及びその製造方法について鋭意研究を重ねた結果、３．５質量％以上のＦｅを含有し、溶融凝固領域の残留応力を抑制してＦｅの含有量とＳｉの含有量を最適化すること等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。

即ち、本発明は、
積層造形法によって成形してなるアルミニウム合金積層成形体であり、Ｘ質量％のＦｅおよびＹ質量％のＳｉを含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、
前記Ｆｅおよび前記Ｓｉの含有量が式（１）及び式（２）を満たし、
相対密度が９９．５％以上であり、
母相（Ａｌ）、ＡｌＦｅＳｉ系化合物およびＳｉからなる金属組織を有していること、
を特徴とするアルミニウム合金成形体、を提供する。
３．５≦Ｘ （１）
２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２ （２）

本発明のアルミニウム合金成形体においては、Ｆｅ含有量（Ｘ質量％）を３．５質量％以上とすることで、２５０℃における硬さを６５ＨＶ以上とすることができる。また、Ｓｉの含有量（Ｙ質量％）を１２質量％以下とすることでＳｉの晶出物が多く形成されることが抑制されており、（２Ｘ－７．６）質量％超とすることで、残留応力を十分に低下させることができる。

３．５質量％以上のＦｅを含むアルミニウム合金材を積層造形法によって急冷凝固させることで、本発明のアルミニウム合金成形体には微細なＡｌＦｅＳｉ系化合物が大量に分散している。その結果、転位の移動が抑制され、当該効果が高温まで維持されることから、本発明のアルミニウム合金成形体は高温における機械的性質の低下が少なく、優れた熱安定性を有している。ここで、メルトプールの境界領域（メルトプールの境界からの距離が５μｍまでの領域）以外のＡｌＦｅ系化合物の平均粒径は、２０～１００ｎｍであることが好ましい。

また、（２Ｘ－７．６）質量％超のＳｉを含有することで、溶融凝固領域における残留応力が２５０ＭＰａ以下となり、積層造形時に発生する割れを効果的に抑制することができる。その結果、９９．５％以上の高い相対密度を有すると共に割れ等の欠陥が抑制されたアルミニウム合金成形体を得ることができる。ここで、溶融凝固領域の残留応力を２５０ＭＰａ以下とすることで、割れの発生が顕著に抑制されることは、本発明者らの実験結果によって得られた知見である。

また、本発明のアルミニウム合金成形体においては、Ｆｅの含有量が７質量％以下であること、が好ましい。Ｆｅの含有量を７質量％以下とすることで、より確実に溶融凝固領域の残留応力を低下させることができ、アルミニウム合金成形体の割れを抑制することができる。

また、本発明のアルミニウム合金成形体においては、残留応力が２５０ＭＰａ以下であること、が好ましい。本発明のアルミニウム合金成形体は微小な溶融凝固領域の接合体であるところ、残留応力を２５０ＭＰａ以下とすることで、割れを抑制することができる。溶融凝固領域の残留応力は２４０ＭＰａ以下とすることがより好ましく、２３０ＭＰａ以下とすることが最も好ましい。溶融凝固領域の残留応力を２３０ＭＰａ以下とすることで、積層造形時の割れを確実に抑制することができる。

また、本発明のアルミニウム合金成形体においては、２５０℃におけるビッカース硬度が６５ＨＶ以上であること、が好ましい。２５０℃で６５ＨＶ以上のビッカース硬度を有することで、高温に保持されるエンジンピストン、ターボインペラ及びヒートシンク材等の用途に好適に用いることができる。また、エンジンピストンでは冷却性能が求められることがあり、高熱伝導で高温高強度材の適用が好ましい。ここで、２５０℃におけるより好ましい硬度は８０ＨＶ以上であり、最も好ましい硬度は１００ＨＶ以上である。

また、本発明のアルミニウム合金成形体においては、２５０℃における引張強度が２００ＭＰａ以上であること、が好ましい。より好ましい引張強度は２３０ＭＰａ以上であり、最も好ましい引張強度は２６０ＭＰａ以上である。本発明のアルミニウム合金成形体においては、極めて微細なＡｌＦｅＳｉ系化合物が大量かつ均一に分散していることから、高い引張特性を有している。アルミニウム合金成形体がこれらの引張特性を有していることで、強度及び信頼性が要求される用途においても好適に用いることができる。

更に、本発明のアルミニウム合金成形体においては、メルトプール境界部を除く領域の前記ＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均間隔が２００ｎｍ以下であること、が好ましい。ＡｌＦｅＳｉ系化合物同士の間隔が２００ｎｍ以下となっていることで、転位の移動を効率的に阻害してアルミニウム合金成形体に良好な熱安定性を付与することができる。また、粗大なＡｌＦｅＳｉ系化合物は脆性的な性質を示し、アルミニウム合金成形体の靭性及び延性を低下させる原因となるが、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均粒径を２００ｎｍ以下とすることで、これらの悪影響を抑制することができる。

また、本発明のアルミニウム合金成形体は積層造形法で得られたものであり、多数の急冷凝固領域の接合によって形成されていることから、鋳物等と比較して成形体全体としては均質な元素分布となっている。その結果、アルミニウム合金成形体の全体に極めて微細なＡｌＦｅＳｉ系化合物が均一に大量分散している。

なお、本発明のアルミニウム合金成形体の不可避不純物としては、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｒ及びＴｉを例示することができる。

本発明は、
Ｘ質量％のＦｅおよびＹ質量％のＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、
前記Ｆｅおよび前記Ｓｉの含有量が式（１）及び式（２）を満たし、
前記原料を積層造形法によって成形し、アルミニウム合金積層成形体を得る積層成形工程と、
前記アルミニウム合金積層成形体を２５０～３５０℃に保持し、残留応力を低減する熱処理工程と、を有すること、
を特徴とするアルミニウム合金成形体の製造方法、も提供する。
３．５≦Ｘ （１）
２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２ （２）

本発明のアルミニウム合金成形体の製造方法は積層造形法を用いるものであり、原料となるアルミニウム合金材のＦｅ含有量（Ｘ質量％）を３．５質量％以上とすることで、２５０℃における硬さを６５ＨＶ以上とするアルミニウム合金成形体を得ることができる。

３．５質量％以上のＦｅを含有するアルミニウム合金材を積層造形法によって成形することで、主としてＡｌＦｅＳｉ系化合物とアルミニウム母材からなる急冷凝固組織が形成され、その後、２５０～３５０℃に保持することで、造形時に蓄積された残留応力を十分に低減することができる。また、熱処理温度を３５０℃以下とすることで、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の粗大化を抑制してアルミニウム合金成形体のビッカース硬度等の機械的性質が低下することを防ぐことができる。

また、アルミニウム合金材のＳｉの含有量（Ｙ質量％）を１２質量％以下とすることでＳｉの晶出物が多く形成されることが抑制されており、（２Ｘ－７．６）質量％超とすることで、溶融凝固領域の残留応力を２５０ＭＰａ以下とすることができ、積層造形時に発生する割れを効果的に抑制することができる。その結果、９９．５％以上の高い相対密度を有すると共に割れ等の欠陥が抑制されたアルミニウム合金成形体を簡便かつ効率的に得ることができる。

アルミニウム合金材の形状及びサイズは用いる積層造形法に応じて適当なものを選択すればよく、粉末状のアルミニウム合金材やワイヤー状のアルミニウム合金材を好適に用いることができる。

また、本発明の効果を損なわない限りにおいて、積層造形法は特に限定されず、従来公知の種々の積層造形法を用いることができる。積層造形法は原料金属を堆積することで所望の形状を有する成形体を得ることができる方法であり、例えば、粉末床溶融結合法や指向性エネルギー堆積法を挙げることができる。また、原料金属を溶融させるための熱源も本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の熱源を用いることができ、例えば、レーザや電子ビームを好適に用いることができる。

本発明によれば、優れた造形性と熱安定性を有するアルミニウム合金成形体及びその製造方法を提供することができる。より具体的には、造形時の割れを引き起こす残留応力を抑制し、２５０℃程度の高温環境下において６５ＨＶ以上の硬度を維持するアルミニウム合金積層成形体及びその簡便かつ効率的な製造方法を提供することができる。

本発明のアルミニウム合金成形体の断面マクロ組織の模式図である。 比較例３の組成を有するアルミニウム合金成形体の外観写真である。 Ｆｅの含有量と２５０℃硬さの関係を示すグラフである。 実施アルミニウム合金成形体のメルトプール内部のＳＥＭ観察結果である。 図４の化合物に対するＥＤＳ分析で得られたスペクトルである。

以下、図面を参照しながら本発明のアルミニウム合金成形体及びその製造方法についての代表的な実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。なお、以下の説明では、同一又は相当部分には同一符号を付し、重複する説明は省略する場合がある。また、図面は、本発明を概念的に説明するためのものであるから、表された各構成要素の寸法やそれらの比は実際のものとは異なる場合もある。

１．アルミニウム合金成形体
本発明のアルミニウム合金成形体は、積層造形法によって成形してなるアルミニウム合金積層成形体であり、主として、高温硬度（高温強度）及び造形性の観点からＦｅ及びＳｉの含有量が規定されていることを特徴としている。以下、アルミニウム合金成形体の組成、組織及び各種物性について詳細に説明する。

（１）組成
本発明のアルミニウム合金成形体は、ＦｅおよびＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とするものである。以下、各成分元素について説明する。

（１－１）必須の添加元素
Ｆｅ：３．５質量％以上
Ｓｉと共にＦｅを３．５質量％以上含有することで、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の形成によりアルミニウム合金成形体の強度及び硬度の増加、熱安定性の向上を図ることができる。ここで、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の粗大化に起因するアルミニウム合金成形体の靭性及び延性の低下を抑制するという観点から、Ｆｅの含有量は７質量％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２
但し、Ｘ：Ｆｅの含有量（質量％）、Ｙ：Ｓｉの含有量（質量％）
Ｆｅと共にＳｉを含有することで、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の形成によりアルミニウム合金成形体の強度及び硬度の増加、熱安定性の向上を図ることができる。ここで、Ｓｉの含有量を１２質量％以下とすることでＳｉの晶出物が多く形成されることを抑制でき、（２Ｘ－７．６）質量％超とすることで、溶融凝固領域の残留応力を２５０ＭＰａ以下とすることができる。加えて、Ｆｅの含有量が多くなると積層造形時に割れが発生しやすくなるところ、Ｓｉを添加することにより、積層造形時の割れを極めて効果的に抑制することができる（優れた造形性を付与することができる）。

（１－２）不可避不純物
本発明のアルミニウム合金成形体の不可避不純物としては、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｒ及びＴｉを例示することができる。

（２）組織
図１に、本発明のアルミニウム合金成形体の断面マクロ組織を模式的に示す。本発明のアルミニウム合金成形体２は積層造形法によって成形されたものであり、複数のメルトプール４が接合されたマクロ組織を有している。

アルミニウム合金成形体２の鉛直方向及び水平方向におけるメルトプール４の個数は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、アルミニウム合金成形体２が所望のサイズ及び形状となるように適宜調整すればよい。

また、メルトプール４のサイズ及び形状も特に限定されないが、メルトプール４が大きくなると凝固時の冷却速度が低下する。即ち、アルミニウム合金成形体２の結晶粒微細化及びＡｌＦｅＳｉ系化合物微細化の観点からは、冷却速度が大きくなるようにメルトプール４のサイズを小さくすることが好ましい。また、メルトプール４のサイズを低減すること自体もアルミニウム合金成形体２を高強度化することに加え、アルミニウム合金成形体２を均質化することができる。一方で、メルトプール４を小さくし過ぎるとアルミニウム合金成形体２の形成に必要なメルトプール４の数が増加するため、生産効率の観点からは、ＡｌＦｅＳｉ系化合物が十分に微細化される限りにおいて、メルトプール４のサイズは大きくすることが好ましい。

メルトプール４の内部には、微細なＡｌＦｅＳｉ系化合物が大量に分散している。その結果、転位の移動が抑制され、当該効果が高温まで維持されることから、本発明のアルミニウム合金成形体は高温における機械的性質の低下が少なく、優れた熱安定性を有している。

ここで、メルトプールの境界領域（メルトプールの境界からの距離が５μｍまでの領域）以外のＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均粒径は、２０～１００ｎｍであることが好ましい。なお、メルトプール４の境界領域ではＡｌＦｅＳｉ系化合物が粗大化する場合が存在するが、本明細書における「ＡｌＦｅＳｉ系化合物の間隔」及び「ＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均粒径」は、アルミニウム合金成形体２の大部分を占めるメルトプール４の内部におけるＡｌＦｅＳｉ系化合物を対象としている。ＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均粒径を１００ｎｍ以下とすることで、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の間隔を狭くすることができることに加えて、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の粗大化に伴うアルミニウム合金成形体２の靭性及び延性の低下を抑制することができる。

また、メルトプール境界部を除く領域のＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均間隔は２００ｎｍ以下であることが好ましい。ＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均間隔を２００ｎｍ以下とすることで、転位の移動が効果的に抑制され、当該効果が高温まで維持される。その結果、高温における機械的性質の低下が抑制され、本発明のアルミニウム合金成形体に優れた熱安定性を付与することができる。

ＡｌＦｅＳｉ系化合物の間隔及び平均粒径を求める方法は、本発明の効果を損なわない限り特に限定されず、従来公知の種々の方法で測定すればよい。例えば、アルミニウム合金成形体２を任意の断面で切断し、得られた断面試料を走査型電子顕微鏡で観察し、メルトプール４の内部におけるＡｌＦｅＳｉ系化合物の間隔及び粒径の平均値を算出することで求めることができる。なお、観察手法に応じて、断面試料には機械研磨、バフ研磨、電解研磨及びエッチング等を施せばよい。

（３）物性
アルミニウム合金成形体２の残留応力は２５０ＭＰａ以下であることが好ましい。残留応力が２５０ＭＰａ以下となることで、積層造形時に発生する割れを効果的に抑制することができる。その結果、９９．５％以上の高い相対密度を有すると共に割れ等の欠陥が抑制されたアルミニウム合金成形体を得ることができる。アルミニウム合金成形体２の残留応力は２４０ＭＰａ以下であることがより好ましく、２３０ＭＰａ以下であることが最も好ましい。

アルミニウム合金成形体２の２５０℃におけるビッカース硬度は６５ＨＶ以上であることが好ましい。２５０℃で６５ＨＶ以上のビッカース硬度を有することで、高温に保持されるエンジンピストン、ターボインペラ及びヒートシンク材等の用途に好適に用いることができる。また、エンジンピストンでは冷却性能が求められることがあり、高熱伝導で高温高強度材の適用が好ましい。ここで、２５０℃におけるより好ましい硬度は８０ＨＶ以上であり、最も好ましい硬度は１００ＨＶ以上である。

また、アルミニウム合金成形体２の２５０℃における引張強度は２００ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましい引張強度は２３０ＭＰａ以上であり、最も好ましい引張強度は２６０ＭＰａ以上である。アルミニウム合金成形体２は極めて微細なＡｌＦｅＳｉ系化合物が大量かつ均一に分散していることから、高い高温強度を有している。アルミニウム合金成形体２がこれらの引張特性を有していることで、高温強度及び信頼性が要求される用途においても好適に用いることができる。

２．アルミニウム合金成形体の製造方法
本発明のアルミニウム合金成形体の製造方法は、適量のＦｅおよびＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、積層造形法によってアルミニウム合金積層体を得る積層成形工程と、残留応力を低減する熱処理工程と、を有している。以下、各工程について詳細に説明する。

（１）積層成形工程
積層成形工程は、３．５質量％以上のＦｅと２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２（但し、Ｘ：Ｆｅの含有量（質量％）、Ｙ：Ｓｉの含有量（質量％））のＳｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、積層造形法を用いてアルミニウム合金積層成形体を得るための工程である。

積層成形法は３Ｄ－ＣＡＤデータから得られる二次元（スライス）データに基づいて、溶融凝固領域を１層ずつ積み上げて加工する方法である。本発明のアルミニウム合金成形体の製造方法においては、例えば、原料としてアルミニウム合金粉末を使用し、堆積させた金属粉末をレーザ等の照射によって溶融凝固させながら、１層ずつ積層することで、三次元の成形体を得ることができる。

ここで、アルミニウム合金材のＦｅの含有量が多くなると積層造形時に割れが発生しやすくなるところ、Ｓｉを添加することにより積層造形時の割れを極めて効果的に抑制することができる。即ち、Ｆｅに加えてＳｉを添加することで、積層造形時の割れの抑制、アルミニウム合金積層成形体の高強度化及び信頼性の付与を同時に達成することができる。

本発明の効果を損なわない限りにおいて、積層造形法は特に限定されず、従来公知の種々の積層造形法を用いることができる。また、原料金属を溶融させるための熱源も本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の熱源を用いることができ、例えば、レーザや電子ビームを好適に用いることができる。

ここで、アルミニウムはレーザを吸収し難く、高い熱伝導率に起因して熱が拡散しやすいため、積層造形法によって高い密度を有するアルミニウム合金成形体を得ることが困難である。よって、アルミニウム合金成形体２の密度を増加させるためには、波長が短いレーザを用いることが好ましく、例えば、Ｙｂファイバーレーザを好適に用いることができる。

（２）熱処理工程
熱処理工程は、積層造形法を用いて得られたアルミニウム合金積層成形体を適当な温度で熱処理し、ＡｌＦｅＳｉ系化合物を析出させると共に残留応力を低減するための工程である。

Ｆｅ及びＳｉを含有するアルミニウム合金材を積層造形法によって成形することで、主としてＡｌＦｅＳｉ系化合物とアルミニウム母材からなる急冷凝固組織が形成される。その後、当該アルミニウム合金積層成形体を２５０～３５０℃に保持することで、造形時に蓄積された残留応力を低減することができる。保持時間はアルミニウム合金積層成形体のサイズ及び形状に応じて適宜調整すればよいが、１～４時間とすることが好ましい。

熱処理温度を２５０℃以上とすることで、残留応力を１００ＭＰａ以下とすることができる。また、熱処理温度を３５０℃以下とすることで、ＡｌＦｅＳｉ系化合物の粗大化を抑制してアルミニウム合金成形体２のビッカース硬度等の機械的性質が低下することを防ぐことができる。より好ましい熱処理温度は２７０～３００℃である。

以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。

≪実施例≫
レーザを用いた粉末床溶融結合方式の積層造形機を用い、表１に示す実施例１～実施例４の組成（質量％）を有するアルミニウム合金の急冷凝固組織を得た。

また、表１にはＦｅ含有量（Ｘ質量％）に対するＳｉ含有量（Ｙ質量％）の閾値である２Ｘ－７．６の値も示している。全ての実施例において、Ｆｅ含有量は３．５質量％以上であり、Ｓｉ含有量は２Ｘ－７．６の値よりも大きくなっている。

使用した造形機はＹｂファイバーレーザを備える松浦機械製作所製のＬＵＭＥＸ Ａｖａｎｃｅ－２５であり、レーザ出力：４００～４４０Ｗ、走査速度：１１００～１３００ｍｍ／ｓ、走査ピッチ：０．１４ｍｍ、雰囲気：不活性ガス、とした。

［評価試験］
（１）割れの観察
得られたアルミニウム合金溶融凝固部の外観を目視及び実体顕微鏡で観察し、割れが認められなかった場合は〇、割れが認められた場合は×とした。

（２）残留応力測定
リガク社製微小部Ｘ線応力測定装置ＡｕｔｏＭａｔｅＩＩを用い、得られた実施アルミニウム合金溶融凝固部の残留応力を測定した。

（３）微細組織
観察には走査電子顕微鏡（日本電子製，ＪＳＭ－７２００Ｆ型）を用い、断面のマクロ組織及びメルトプール内に分散しているＡｌＦｅＳｉ系化合物を観察した。加えて、メルトプール内に分散している化合物の組成をＥＤＳによって分析した。

（４）ビッカース硬度測定
２５０℃におけるビッカース硬度を測定した。高温ビッカース硬さはニコン製ＱＭ－２を用いて測定し、測定荷重を１００～５００ｇｆ、保持時間を１０秒とした。また、試料の昇温速度を２０℃／分とし、温度到達後５分保持後に測定を開始した。

≪比較例≫
表１に比較例１～比較例５として示す組成のアルミニウム合金を用いたこと以外は実施例と同様にして、アルミニウム合金の急冷凝固組織を得た。また、得られたアルミニウム合金溶融凝固部について実施例と同様の評価を行った。なお、比較例１及び比較例２はＦｅの含有量が３．５質量％未満であり、表１に２Ｘ－７．６の値を示していない。

得られたアルミニウム合金溶融凝固部における割れの観察結果を表２に示す。実施例の組成を有するアルミニウム合金溶融凝固部では割れが発生していない。これに対し、Ｆｅの含有量が３．５質量％以上である比較例３～５の組成を有するアルミニウム合金溶融凝固部では、顕著な割れの発生が認められた。比較例３の組成を有する場合の外観写真を図２に示すが、大きな割れが発生していることが確認できる。

アルミニウム合金溶融凝固部における残留応力の測定値を表２に示す。Ｆｅの含有量をＸ質量％、Ｓｉの含有量をＹ質量％とし、測定された残留応力との関係を回帰分析したところ、残留応力を２５０ＭＰａ以下とするための条件として「５Ｘ－２．５Ｙ＋６＜２５」が得られた。当該回帰式は、Ｓｉの含有量（Ｙ質量％）は２Ｘ－７．６よりも大きくする必要があることを示している。

残留応力の測定値から求められた回帰式を用いて得られた残留応力の計算値を表２に示す。実施例の組成を有するアルミニウム合金溶融凝固部の残留応力は測定値と計算値の両方で２５０ＭＰａ以下となっていることが分かる。一方で、比較例の組成を有するアルミニウム合金溶融凝固部においては、Ｆｅの含有量が少ない比較例１及び比較例２の組成を有するもの以外は、測定及び／又は計算値が２５０ＭＰａよりも大きな値となっている。

各アルミニウム合金溶融凝固部の２５０℃硬さの値を表２に示す。実施例の組成を有する全てのアルミニウム合金溶融凝固部において、２５０℃硬さが６５ＨＶ以上となっている。一方で、Ｆｅの含有量が少ない（１．２質量％）比較例１の組成を有するアルミニウム合金溶融凝固部の２５０℃硬さは４３ＨＶ、Ｆｅの含有量が２．５質量％の比較例２の組成を有する場合は５９ＨＶとなっており、何れも６５ＨＶ未満の低い値となっている。

Ｆｅの含有量と２５０℃硬さの関係を図３に示す。Ｆｅの含有量と２５０℃硬さには線形関係が認められ、３．５質量％以上のＦｅを添加することで、アルミニウム合金成形体に６５ＨＶ以上の２５０℃硬さを確実に付与できることが分かる。また、図３は、２５０℃硬さに及ぼすＳｉ含有量の影響は、Ｆｅ含有量の影響と比較して小さく、６５ＨＶ以上の２５０℃硬さを実現するためにはＦｅ含有量の制御が効果的であることを示している。

実施例１として示す組成のアルミニウム合金粉末を原料として得られた溶融凝固部におけるＡｌＦｅＳｉ系化合物の観察結果を図４に示す。平均粒径が２０～１００ｎｍの極めて微細な化合物が均一かつ大量に分散しており、化合物同士の間隔は２００ｎｍ以下となっている。

図４の化合物に対するＥＤＳ分析で得られたスペクトルを図５に示す。Ａｌ、Ｆｅ及びＳｉに起因するピークが明瞭に観察され、当該化合物はＡｌＦｅＳｉ系化合物であることが分かる。

以上の結果より、ＦｅおよびＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、ＦｅとＳｉの含有量を最適化することによって、残留応力の低減により割れのないアルミニウム合金成形体が得られることに加え、優れた熱安定性を有するアルミニウム合金成形体を得ることができることが分かる。より具体的には、３．５質量％以上のＦｅを含有させることで、２５０℃程度の高温環境下においても６５ＨＶ以上の硬度を維持し、Ｓｉの含有量をＦｅの含有量に合せて厳密に調整することで、残留応力が２５０ＭＰａ以下となるアルミニウム合金成形体を得ることができる。

２・・・アルミニウム合金成形体、
４・・・メルトプール。

Claims (6)

1. 積層造形法によって成形してなるアルミニウム合金積層成形体であり、
   Ｘ質量％のＦｅおよびＹ質量％のＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、
   前記Ｆｅおよび前記Ｓｉの含有量が式（１）及び式（２）を満たし、
   相対密度が９９．５％以上であり、
   母相（Ａｌ）、ＡｌＦｅＳｉ系化合物およびＳｉからなる金属組織を有していること、
   を特徴とするアルミニウム合金成形体。
   ３．５≦Ｘ （１）
   ２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２ （２）
2. Ｆｅの含有量が７質量％以下であること、
   を特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金成形体。
3. ２５０℃におけるビッカース硬度が６５ＨＶ以上であること、
   を特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金成形体。
4. ２５０℃における引張強度が２００ＭＰａ以上であること、
   を特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金成形体。
5. メルトプール境界部を除く領域の前記ＡｌＦｅＳｉ系化合物の平均間隔が２００ｎｍ以下であること、
   を特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金成形体。
6. Ｘ質量％のＦｅおよびＹ質量％のＳｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材を原料とし、
   前記Ｆｅおよび前記Ｓｉの含有量が式（１）及び式（２）を満たし、
   前記原料を積層造形法によって成形し、アルミニウム合金積層成形体を得る積層成形工程と、
   前記アルミニウム合金積層成形体を２５０～３５０℃に保持し、残留応力を低減する熱処理工程と、を有すること、
   を特徴とするアルミニウム合金成形体の製造方法。
   ３．５≦Ｘ （１）
   ２Ｘ－７．６＜Ｙ≦１２ （２）