WO2018198534A1 - 高強度アルミニウム合金積層成形体及びその製造方法 - Google Patents

高強度アルミニウム合金積層成形体及びその製造方法 Download PDF

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充 安達
潤 楠井
大将 寺田
英治 中島
昌寿 光原
重人 山崎
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株式会社コイワイ
東洋アルミニウム株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength aluminum alloy laminated molded body and a method for producing the same.
  • the present invention also relates to a high-strength aluminum alloy laminated molded body that suppresses distortion and cracks generated inside and outside the laminated molded body during the lamination of complex molded bodies, and a method for producing the same.
  • a powder metallurgy method in which a metal powder is prepared and then sintered to make a shape close to the final product shape. Since this method can use an alloy having a composition that could not be produced by a conventional casting method, it can be expected to obtain a high-functional and high-strength material (for example, see Patent Document 3). Further, a powder metallurgy method is known in which different metal powders are prepared and rotated by a mechanical alloy method to produce a new alloy material. Since this method can use an alloy having a composition that could not be conventionally used in the casting method, it can be expected to produce a product with high function and high strength (see, for example, Patent Document 4).
  • a vacuum die casting method without air entrainment is known as a method for casting molten aluminum. Because molten metal is poured into a mold maintained in a vacuum at a speed exceeding 10 m / s, the solidification section speed is as fast as 100 m / s, and a product having a fine structure, an intermetallic compound and almost no defects is obtained. (For example, refer to Patent Document 5). Furthermore, as a method for casting the molten aluminum, a squeeze casting method in which the molten metal in the mold is filled at a low speed so as to prevent air entrainment is known.
  • Non-Patent Document 1 Also known is a metal lamination method that spreads metal powder layer by layer, irradiates it with a laser or electron beam, etc., melts and solidifies only specific parts, and laminates the final product without a mold.
  • An aluminum molded body formed by using this method is known to exhibit higher strength than a molded body obtained by a conventional method (for example, see Non-Patent Document 1).
  • JP-A-8-232053 JP-A-5-25502 JP 10-317008 A Japanese Patent Laid-Open No. 5-9641 JP 2002-206133 A JP 5-171327 A
  • a rapidly solidified powder is used as a starting material, so that it is possible to produce a product having an alloy composition completely different from that of the conventional casting method.
  • it since it is necessary to remove the moisture and crystal water on the powder surface before extrusion molding, it must be degassed at 200 ° C or higher, or kept at 400 ° C or higher at the time of extrusion. There is a problem that the characteristics of the powder cannot always be maintained. There is also a problem that mechanical characteristics are different between the extrusion direction and the direction perpendicular thereto.
  • the method for producing a metal molded body disclosed in Patent Document 6 is a casting production method used for molding important safety parts such as aluminum wheels. However, since it is a high-pressure casting, component segregation easily occurs. Measures against are necessary.
  • the laminated body of aluminum alloy disclosed in Non-Patent Document 1 is a method for obtaining high strength because it has few casting defects and has a rapidly solidified structure, but the molding conditions at the time of lamination are not clarified. Further, there is a demand for measures for obtaining higher strength.
  • Non-Patent Document 2 since a molded body produced by a laminating method is distorted, it is normal that the laminated substrate is usually preheated to near 200 ° C. Al-10% Si-Mg alloy Have been reported. Further, it has been reported that increasing the preheating temperature reduces the hardness, and in particular, the vicinity of the substrate having a long lamination time is easily affected by heat and softened. Therefore, it is considered effective to raise the molding temperature at the time of lamination to the temperature just before overaging at which the material is softened in order to suppress the distortion and prevent the hardness from decreasing. However, depending on the product shape, it may be difficult to suppress the distortion without reducing the hardness and the tensile strength.
  • the deformation of (1) is likely to occur in the Al-10% Si—Mg alloy.
  • the lamination temperature is as low as 100 ° C. or lower, for example, the product is easily deformed depending on the shape of the product to be laminated, and may not be a product.
  • the lamination temperature is as high as about 200 ° C., the deformation of the product shape is small, but it is difficult to obtain a high tensile strength in a place where it is softened by overaging and is subjected to thermal influence for a long time near the substrate.
  • FIG. 1 is a photograph showing a deformation of a conventional laminated molded body.
  • the grain boundary crack of (2) occurs in an alloy that is easily cracked even by a conventional casting method, for example, a low Si alloy such as 6061 or an alloy having a wide solidification temperature range such as 7075.
  • This type of alloy is an alloy that can obtain a high strength by extruding or rolling a billet obtained by a continuous casting method.
  • the former has a high yield strength of about 275 MPa, and the latter exhibits a yield strength of about 400 MPa and a tensile strength of 500 MPa.
  • these alloys can suppress the distortion of the laminated product by making the lamination temperature close to 200 ° C., the grain boundary cracks still occur in the laminated material and do not become a product. For this reason, the originally obtained strength cannot be obtained.
  • an alloy containing Mg as a main additive element such as Al-7% Mg-based alloy AC7A and the aforementioned 7075, depending on the shape of the laminated product, casting cracks may be caused at the corners of the product.
  • FIG. 2 is a photograph showing a grain boundary crack in a conventional laminated molded body.
  • the cracks (3) and (4) are likely to occur in the case of a heat-resistant alloy.
  • it is known to add a large amount of transition metal see Non-Patent Document 3.
  • the metal lamination method is a method of completely melting the powder, and during the lamination molding, rapid melting and rapid solidification are repeated, so that the temperature is 200 ° C. or less.
  • the temperature is 200 ° C. or less.
  • a tensile test piece cannot be extract
  • FIG. 3 is a photograph showing a crack in a conventional laminated molded body.
  • the present invention has been made under the circumstances as described above, and an object thereof is to provide an aluminum alloy laminated molded body having higher strength than conventional laminated molded bodies. Moreover, an object of this invention is to provide the method of manufacturing the aluminum alloy laminated molded body higher intensity
  • the characteristics of the aluminum alloy laminated molded body which has been applied to a range of alloy components that have never been considered before, are fully utilized.
  • the purpose is as follows. (1) Even if molding can be performed in a state where the temperature at the time of lamination, which is difficult to overage, is high, if the lamination time is long and easily affected by heat, or the deformation is extremely suppressed and high dimensional accuracy is still required and high temperature When lamination is required, it tends to be over-aged and softened.
  • the alloy composition is limited according to the purpose of use of the laminated molded body, and a metal laminated molded body that limits the molding temperature during lamination to a predetermined temperature range is manufactured.
  • the first aspect of the present invention is one or more of Mn and Cr having an inevitable impurity of 0.3 wt% or less of Fe and a total weight of 0.3 to 10 wt%.
  • a raw material metal made of an aluminum alloy containing the above is formed by a lamination method, and an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and one or more elements of Mn, Fe and Cr Provided is an aluminum alloy laminated molded body comprising any one or more of aluminum alloy solid solutions to be melted.
  • a raw metal powder made of an aluminum alloy containing 0.3 wt% or less of Fe, which is an inevitable impurity, and 0.3 to 10 wt% of Mn is formed by a laminating method.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the first aspect of the present invention is 1 to 20 wt% Si, 0.2 to 7.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt% Cu. And 0.5 to 3% by weight of Ni can be further contained.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the first aspect of the present invention contains 4 to 15 wt% Si, 0.2 to 1.0 wt% Mg, and contains Mn and Cr.
  • the total weight can be 0.3-2.5% by weight.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the first aspect of the present invention is 8 to 20 wt% Si, 0.5 to 2.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt%. Cu and 0.5 to 3 wt% Ni, and the total weight of Mn and Cr can be 1.5 to 5.0 wt%.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the first aspect of the present invention contains 1 to 3 wt% Si, 4.0 to 6.0 wt% Mg, and contains Mn and Cr.
  • the total weight can be 0.5-2.5% by weight.
  • the second aspect of the present invention comprises more than 0.3% by weight of Fe and less than 2% by weight, and one or more of Mn and Cr having a total weight of more than 1.5% and less than 10% by weight.
  • a raw material metal made of an aluminum alloy containing aluminum is formed by a lamination method, and intermetallic compounds containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and one or more elements of Mn, Fe and Cr are dissolved.
  • an aluminum alloy laminated formed body comprising any one or more of aluminum alloy solid solutions.
  • the second aspect of the present invention is a raw material metal comprising an aluminum alloy containing more than 0.3 wt% and less than 2 wt% Fe and more than 1.5 wt% and 10 wt% Mn
  • an aluminum alloy laminate formed product in which an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn and Fe is formed by forming a powder by a lamination method.
  • the third aspect of the present invention is an aluminum alloy containing Fe exceeding 1% by weight and 10% by weight or less and one or more of Mn and Cr having a total weight of 1.5% by weight or less.
  • Any of an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr and an aluminum alloy solid solution in which one or more elements of Mn, Fe and Cr are melted is formed by forming a raw material metal comprising Or an aluminum alloy laminate formed body characterized by comprising at least one.
  • a raw metal powder composed of an aluminum alloy containing more than 1% by weight of Fe and 10% by weight or less and 1.5% by weight or less of Mn is formed by a laminating method.
  • An intermetallic compound containing two or more of Al, Mn and Fe is formed.
  • the aluminum alloy contains 4 to 30 wt% Si, 0.5 to 5.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt%.
  • One or more elements of wt% Cu and 0.5 to 3 wt% Ni can further be contained.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the second aspect of the present invention contains 8 to 20 wt% Si, 0.5 to 2.0 wt% Mg, and contains Fe, Mn, and Cr.
  • the total weight can be 1.8-5.0% by weight.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the third aspect of the present invention contains 8 to 20 wt% Si, 0.5 to 2.0 wt% Mg, and contains Fe, Mn, and Cr.
  • the total weight can be 1.0-5.0% by weight.
  • the aluminum alloy laminated molded body contains 0.2 to 3% by weight of Ti, 0.2 to 5% by weight of Zr, 0%. It may further contain any one or more elements of 2 to 5% by weight of Sc, 0.2 to 10% by weight of Li and 0.2 to 5% by weight of V.
  • the fourth aspect of the present invention comprises an aluminum alloy containing 0.3 wt% or less of Fe, which is an inevitable impurity, and one or more of Mn and Cr having a total weight of 0.3 to 10 wt%.
  • a method for producing an aluminum alloy laminated formed body comprising a step of forming a raw metal by a lamination method.
  • a raw metal powder composed of an aluminum alloy containing 0.3 wt% or less of Fe, which is an inevitable impurity, and 0.3 to 10 wt% of Mn is formed by a lamination method.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy laminated molded object characterized by including a process is provided.
  • the raw metal is laminated by controlling the measured temperature of the lower plate on which the raw metal is placed to 150 to 250 ° C. Can do.
  • the aluminum alloy may be any one of 1 to 20 wt% Si, 0.2 to 7.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt% Cu, and 0.5 to 3 wt% Ni. More elements than the seeds can be further contained.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the fourth aspect of the present invention contains 4 to 15 wt% Si, 0.2 to 1.0 wt% Mg, and contains Mn and Cr.
  • the total weight can be 0.3-2.5% by weight.
  • the aluminum alloy laminated molded body according to the fourth aspect of the present invention is 8 to 20 wt% Si, 0.5 to 2.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt%. Cu and 0.5 to 3 wt% Ni, and the total weight of Mn and Cr can be 1.5 to 5.0 wt%.
  • the aluminum alloy laminated formed body according to the fourth aspect of the present invention contains 1 to 3 wt% Si, 4.0 to 6.0 wt% Mg, and contains Mn and Cr.
  • the total weight can be 0.5-2.5% by weight.
  • an aluminum alloy containing more than 0.3 wt% and not more than 2 wt% Fe and one or more of Mn and Cr having a total weight of 1.5 to 10 wt% The manufacturing method of the aluminum alloy laminated molded object characterized by comprising the process of shape
  • a raw material metal comprising an aluminum alloy containing more than 0.3 wt% and less than 2 wt% Fe and more than 1.5 wt% and less than 10 wt% Mn.
  • a method for producing an aluminum alloy laminated formed body comprising a step of forming a powder by a lamination method.
  • the sixth aspect of the present invention is an aluminum alloy containing Fe exceeding 1% by weight and 10% by weight or less and one or more of Mn and Cr having a total weight of 1.5% by weight or less.
  • molding the raw material metal which consists of these by a lamination construction method is provided.
  • the sixth aspect of the present invention is a step of forming a raw metal powder comprising an aluminum alloy containing more than 1% by weight of Fe and 10% by weight or less and 1.5% by weight or less of Mn by a laminating method.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy laminated molded object characterized by comprising.
  • the measured temperature of the lower plate on which the raw metal is placed is set to 150 to 300 ° C. Can be managed.
  • a seventh aspect of the present invention includes a step of forming a raw metal made of an aluminum alloy containing Fe, Mn, and Cr having a total weight of 2 to 10% by weight by a laminating method, and the lower plate during the lamination
  • the measurement temperature of the aluminum alloy is controlled to exceed 250 ° C. and to 450 ° C. or less.
  • a seventh aspect of the present invention includes a step of forming a raw metal powder made of an aluminum alloy containing Fe and Mn having a total content of 2 to 10% by weight by a laminating method, Provided is a method for producing an aluminum alloy laminated molded article, wherein the measured temperature of the lower plate is controlled to be higher than 250 ° C and lower than 450 ° C.
  • the aluminum alloy contains 4 to 30% by weight of Si, 0.5 to 5.0% by weight of Mg, 0% Further, any one or more elements of 5 to 5% by weight of Cu and 0.5 to 3% by weight of Ni can be further contained.
  • the aluminum alloy contains 0.2 to 3 wt% Ti, 0.2 to 5 wt% Zr, One or more elements selected from 0.2 to 5% by weight of Sc, 0.2 to 10% by weight of Li, and 0.2 to 5% by weight of V may be further contained.
  • an aluminum alloy multilayer molded body according to the first aspect of the present invention, wherein the tensile strength at room temperature exceeds 320 MPa. .
  • a laminated molded body according to the second and third aspects of the present invention, wherein the tensile strength at 300 ° C. exceeds 100 MPa. Provide the body.
  • a high-strength aluminum alloy laminated molded product that does not generate cracks inside and outside the laminated molded body, and that is also less deformed, and a method for producing the same.
  • FIG. 1 It is a photograph figure which shows the deformation
  • the aluminum alloy laminated formed body of the present invention is a formed body formed by a lamination method in which alloy materials are laminated.
  • the lamination method is a method of forming a final product without a mold by depositing a raw metal, for example, a powder bed fusion method or a deposit method (direct energy deposition method). Etc.
  • the aluminum alloy laminated formed body of the present invention includes both a laminated formed body by a powder bed fusion bonding method and a laminated formed body by a deposit method.
  • the powder bed fusion bonding method is a method of laminating raw metal powders one by one and irradiating them with a laser or an electron beam to melt and solidify only a specific part and laminate them.
  • the deposit method is a method in which raw metal powder is directly sprayed to a desired location to be laminated, and the metal powder is laminated while melting.
  • the deposit system includes an alloy wire made of a raw material metal instead of powder and a method of depositing the alloy wire while irradiating the alloy wire with a laser or an electron beam (wire feeding type).
  • the aluminum alloy laminate formed body according to the first embodiment of the present invention includes one or more of Mn and Cr having an inevitable impurity of 0.3 wt% or less of Fe and a total weight of 0.3 to 10 wt%.
  • a raw material metal made of an aluminum alloy containing the above is formed by a lamination method, and an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and one or more elements of Mn, Fe and Cr It is composed of any one or more of aluminum alloy solid solutions to be melted.
  • Mn and Cr are effective elements for improving the tensile strength in a low temperature atmosphere (room temperature strength) and the tensile strength in a high temperature atmosphere (high temperature strength).
  • room temperature strength room temperature strength
  • high temperature strength high temperature strength
  • the total content of Mn and Cr exceeds 10% by weight, the ductility is greatly lowered.
  • the total content of Mn and Cr is preferably 5% by weight or less, more preferably 2.5% by weight or less.
  • Mn and Cr Since the Fe content is as low as 0.3% by weight or less, Mn and Cr with a total weight of 0.3 to 10% by weight suppress the amount of intermetallic compounds with high content of Fe during the lamination process. A part of Mn and Cr is once dissolved in supersaturation at the time of metal lamination, and most of them contribute to precipitation hardening by forming a compound with aluminum by the heat at the time of lamination. Part of this contributes to the strengthening of dispersion by forming fine crystals with, for example, aluminum by instantaneous melting and solidification during lamination.
  • the effect of the precipitate comprising one or more of Mn and Cr and an Al compound is that when the Mn content is 0.3 to 1.5% by weight, the measured temperature of the lower plate during lamination (hereinafter referred to as lamination)
  • lamination the molding temperature is in the range of 150 ° C. to 250 ° C.
  • high room temperature strength is exhibited while suppressing distortion due to laminate molding.
  • 180 ° C. to 250 ° C. is more preferable in order to exhibit high room temperature strength while further suppressing distortion.
  • a laminated molded body laminated at a lamination molding temperature of 150 to 250 ° C. has a tensile strength at room temperature of 320 MPa evaluated without heat treatment (T6 treatment) after the lamination step. Is preferably exceeded, more preferably greater than 330 MPa, and even more preferably greater than 350 MPa.
  • the material immediately after the lamination even if the molding temperature during lamination is in the range of 150 ° C. to 400 ° C. Shows a high hardness because it does not soften significantly due to overaging. That is, the effect of Mn and Cr is maintained not only at room temperature strength but also at high temperature strength of 300 ° C. This can be explained by the fact that precipitation hardening by Mn and Cr is maintained up to 400 ° C.
  • the molding temperature during lamination is more preferably 180 ° C. to 400 ° C., and further preferably 200 ° C. to 400 ° C.
  • the aluminum alloy is 1 to 20 wt% Si, 0.2 to 7.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt% Cu, and 0.5 to 3 wt% Ni. Any one or more of these elements can be further contained.
  • the aluminum alloy contains 4-15 wt% Si, 0.2-1.0 wt% Mg, and the total weight of Mn and Cr is 0.3-2. It can be contained by limiting to 5%.
  • the aluminum alloy contains 8 to 20% by weight of Si, 0.5 to 2.0% by weight of Mg, 0.5 to 5% by weight of Cu, and 0.5 to 3% by weight.
  • % Ni and the total weight of Mn and Cr can be 1.5-5.0% by weight.
  • the aluminum alloy contains 1-3 wt% Si, 4.0-6.0 wt% Mg, and the total weight of Mn and Cr is 0.5-2. It can be 5% by weight.
  • the aluminum alloy laminate formed body according to the second embodiment of the present invention is more than 0.3% by weight of Fe and 2% by weight or less of Mn and Cr having a total weight of 1.5 to 10% by weight.
  • a raw material metal made of an aluminum alloy containing at least a seed is formed by a lamination method, and an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and at least one of Mn, Fe and Cr It is composed of any one or more of aluminum alloy solid solutions into which elements are dissolved.
  • the aluminum alloy laminate formed body according to the third embodiment of the present invention is more than 1 wt% Fe and 10 wt% or less, and one or more of Mn and Cr whose total weight is 1.5 wt% or less.
  • a raw material metal made of an aluminum alloy containing the above is formed by a lamination method, and an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and one or more elements of Mn, Fe and Cr It is composed of any one or more of aluminum alloy solid solutions to be melted.
  • the Fe content exceeds 0.3% by weight, and a raw material metal composed of an aluminum alloy of a combination of a predetermined Fe content, Mn content and Cr content is formed by lamination, Since many Fe and Al compounds, Cr and Al compounds, Fe and Mn compounds, Fe and Cr compounds, and the like are formed, a high high-temperature strength can be obtained at a high temperature around 300 ° C.
  • the laminated molded body laminated at a lamination molding temperature of 150 to 300 ° C. is evaluated at a high temperature (300 ° C.) evaluated without heat treatment (T6 treatment) after the lamination step.
  • the tensile strength at is preferably more than 100 MPa, more preferably more than 120 MPa, and still more preferably more than 140 MPa.
  • the laminated molded body laminated at a lamination molding temperature of 150 to 300 ° C. has a tensile strength at a high temperature (300 ° C.) evaluated after heat treatment (T6 treatment). Is preferably over 80 MPa, more preferably over 85 MPa, and even more preferably over 90 MPa.
  • the aluminum alloy contains 4 to 30 wt% Si, 0.5 to 5.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt% Cu and It may further contain any one or more elements of 0.5 to 3% by weight of Ni.
  • the aluminum alloy contains 8 to 20 wt% Si, 0.5 to 2.0 wt% Mg, and the total weight of Fe, Mn, and Cr is 1 .8 to 5.0% by weight.
  • the aluminum alloy contains 8 to 20 wt% Si, 0.5 to 2.0 wt% Mg, and the total weight of Fe, Mn, and Cr is 1 0.0 to 5.0% by weight.
  • the aluminum alloy may contain 0.2 to 3 wt% Ti, 0.2 to 5 wt% Zr, and 0.2 to 5 wt%.
  • one or more elements selected from the group consisting of Sc, 0.2 to 10% by weight of Li and 0.2 to 5% by weight of V can be further contained.
  • Titanium (Ti), zirconium (Zr), vanadium (V), scandium (Sc), and lithium (Li) are characterized by forming a non-equilibrium microstructure with aluminum having an L1 2 ordered structure.
  • the laminated molded body exhibits high strength, it is not necessary to perform a heat treatment such as a solution treatment at 500 ° C. or higher and subsequent quenching / tempering.
  • the laminated molded body that has been subjected to the heat treatment has a low tensile strength as compared with the laminated molded body before the heat treatment (T6 treatment).
  • ⁇ Fe is 0.3 wt% or less, the total content of Mn and Cr is 0.3 to 10 wt%, and an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and Mn,
  • an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and Mn When forming one or more of aluminum alloy solid solutions in which one or more elements of Fe and Cr are dissolved>
  • the aluminum alloy contains one or more of Mn and Cr, high tensile strength is exhibited even at the lamination molding temperature exceeding 180 ° C. This is because a laminated molded body once melted and solidified at the time of lamination does not soften because Mn, Cr and Al compounds are precipitated depending on the molding temperature at the time of lamination and are not easily over-aged even at a molding temperature of 180 to 250 ° C. It is. Therefore, as described above, when the molding temperature at the time of lamination is 150 to 250 ° C., the laminated molded body exhibits low strain and high room
  • Fe, Cr and Mn all contribute to the improvement of tensile strength at a high temperature exceeding 200 ° C.
  • the laminated molded body can be subjected to a heat treatment such as quenching and tempering after solution treatment at 500 ° C. or higher, but extremely good tensile properties can be obtained as in the case of a room temperature high strength laminated molded body. From this point of view, it is preferable to use without heat treatment.
  • a molding temperature of 150 to 250 ° C. is selected.
  • An intermetallic compound containing at least one of Mn and Cr and including two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and an aluminum alloy solid solution in which at least one element of Mn, Fe and Cr is dissolved When forming any one or more of
  • High temperature strength can be increased by increasing the Fe content.
  • the Fe content exceeds 10% by weight, a large thermal stress is generated inside the laminated molded body, and the laminated molded body (including support) is easily cracked.
  • the compound with Al becomes coarse, and in particular, the compound of Al and Fe becomes coarse needles, resulting in a decrease in ductility.
  • the Fe content is less than 1% by weight, the improvement in high temperature strength is small. For this reason, Fe content exceeds 1 weight% and is made into 10 weight% or less.
  • the content is preferably 2% by weight or more.
  • it when it has high temperature strength and particularly high ductility, it is preferably 2 to 7% by weight, more preferably 2 to 5% by weight. The content of 2 to 5% by weight is suitable for suppressing cracks in the laminated molded body.
  • the Fe content is limited to the range of 1 to 7% by weight, and the Mn content is set to 0.1% by weight or more. Since it can be made into a lump shape, it is effective. However, if the Mn content exceeds 1.5% by weight, the generation of cracks tends to be promoted rather than containing only Fe. Therefore, the Mn content is preferably 0.1 to 1.5% by weight, more preferably 0.1 to 0.5% by weight.
  • the total content of Mn and Cr is 1.5% by weight or more in order to increase the high temperature strength of the laminated molded body. However, if it exceeds 10% by weight, the ductility is lowered. Further, in order to obtain a laminated compact having high temperature strength and particularly high ductility, the total content of Mn and Cr is preferably 1.5 to 5% by weight.
  • ⁇ Fe is 0.3 wt% or less, the total content of Mn and Cr is 0.3 to 10 wt%, and an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and Mn,
  • an intermetallic compound containing two or more of Al, Mn, Fe and Cr, and Mn When forming one or more of aluminum alloy solid solutions in which one or more elements of Fe and Cr are dissolved>
  • a compound of Mn and Al or a compound of Cr and Al can be formed, and the high temperature strength of the laminated molded body can be increased. This is considered to be due to the fact that the precipitates of Mn and Al and the precipitates of Cr and Al do not change in shape up to 400 ° C.
  • the content of Mn and Cr is preferably 1.5 to 10% by weight.
  • the total content of Mn and Cr is more preferably 1.5 to 5% by weight.
  • a molding temperature of more than 250 ° C and not more than 450 ° C is selected. Choosing a molding temperature of more than 250 ° C and not more than 450 ° C has high ductility. It is another means for achieving good tensile strength while achieving crack suppression. As such a manufacturing method, the electron beam lamination method satisfies this condition. By making the molding temperature during lamination more than 250 ° C. and 450 ° C. or less, cracks during lamination molding that occurred when the molding temperature during lamination was 150 to 250 ° C. are suppressed. This is presumably because the thermal stress is reduced by reducing the difference between the temperature immediately after melting and the temperature before melting.
  • the size of the intermetallic compound is large.
  • the form of the intermetallic compound is, for example, coarse needles and coarse rods with a size exceeding 100 ⁇ m in the case of containing Fe alone, and coarse cocoon in the case of adding Fe and Mn, so the total content of Fe, Cr and Mn It needs to be 2 to 10% by weight.
  • the size of the intermetallic compound is preferably less than 200 ⁇ m in terms of the longest diameter of the observation surface.
  • the total weight of Fe, Cr and Mn is preferably 2 to 7% by weight, more preferably 2 to 5% by weight.
  • the Mn content is in the range of 0.1 to 1.0% by weight, more preferably It should be limited to 0.1 to 0.5% by weight.
  • the aluminum alloy used includes 4 to 30 wt% Si, 0.5 to 5.0 wt% Mg, 0.5 to 5 wt%. % Of Cu and 0.5 to 3 wt% of Ni or more can be further contained.
  • Si contributes to an improvement in the tensile strength of the laminated molded body.
  • Si shows two kinds of effects of dispersion hardening by eutectic Si and solid solution hardening brought about as a result of solid solution of Si in the aluminum matrix.
  • the Si is added for such an effect.
  • the ductility decreases greatly when it exceeds 20% by weight. Is preferably 20% by weight.
  • the lower limit is preferably 4% by weight. Accordingly, in order to increase the room temperature strength, the Si content is preferably 4 to 20% by weight.
  • Si it is effective to add Si in order to increase the high temperature strength.
  • Si also has the effect of improving wear resistance.
  • the content is too large, the laminated molded body becomes brittle, so 4 to 30% by weight is preferable.
  • the range of Si content is the same regardless of whether the molding temperature during lamination is 150 to 250 ° C. or more than 250 ° C. and 450 ° C. or less.
  • Cu is added as necessary to improve room temperature tensile properties, cutting properties, and high temperature tensile properties.
  • a compound presumed to be a ⁇ phase (Cu—Al) or a Q compound (Al—Cu—Mg—Si) is formed in the eutectic part.
  • Cu has a solidification rate of about 10 3 ° C / s, most of the Cu is dissolved in the aluminum matrix. For this reason, in addition to acting as a solid solution strengthening, a predetermined proportion of Cu contributes to room temperature strength as a precipitate due to heat during lamination.
  • T6 treatment solution treatment, water quenching, tempering
  • dimension stabilization treatment can be performed at a temperature corresponding to 300 ° C.
  • Mg is less than about 0.5% by weight of Mg and Si in a conventional casting alloy, and forms a Mg—Si compound, thereby precipitating and hardening, contributing to the improvement of room temperature strength. Further, it is known that 1 to 5% by weight of Mg improves the high temperature strength at 300 ° C.
  • the metal laminating method has a solidification rate of about 10 3 ° C / s, a large amount of Mg is dissolved in the aluminum matrix, and a part thereof precipitates depending on the temperature at the time of lamination.
  • T6 treatment solution treatment, water quenching, tempering
  • softening occurs at a temperature of about 300 ° C., but it still has the effect of improving high-temperature strength. Therefore, the amount of Mg added is preferably 0.5% by weight or more for exhibiting the effect, and 5% by weight or less is preferable for ensuring ductility.
  • Ni is added to increase the high temperature strength in conventional casting alloys.
  • the metal lamination method has a solidification rate of about 10 3 ° C / s, the Ni—Al compound formed with Al becomes extremely fine.
  • the amount of Ni added is preferably 0.3 to 3% by weight.
  • the composition of the raw material aluminum alloy of the laminated molded body according to the present embodiment has been described, but a laminated molded body can be obtained by molding such raw material aluminum alloy powder by a metal lamination method.
  • the lamination method usable in the present invention will be described.
  • the metal lamination method is performed by the following steps. (1) A metal powder layer having a certain thickness is spread on one layer. (2) A powder layer is locally heated by an electron beam or a laser to a place to be solidified, and the powder is instantaneously melted and instantly solidified. In this case, the electron beam or laser is scanned based on 3D data / slice data. (3) Lower the production table and spread one more metal powder layer. (4) The above steps are repeated, and metal powders are laminated to obtain a laminated molded body having a final shape. Thereafter, the unsolidified powder is removed, and the laminated molded body is taken out.
  • the metal lamination method that can be used for manufacturing the laminated molded body according to the present embodiment includes an electron beam lamination method that is performed using an electron beam lamination device and a laser lamination method that is performed using a laser lamination device.
  • a deposit method can be adopted as the lamination method according to the present embodiment.
  • the deposit system include a method in which metal powder is sprayed to a desired location and deposited while melting the location, and a method in which deposition is performed while melting the alloy wire.
  • the laminated molded body designed using the laminating method can be subjected to the following processing and processing in addition to being used as a final product as it is after molding.
  • An aging treatment is performed after lamination. When the aging treatment is performed, the element dissolved in rapid solidification can be precipitated and strengthened as a compound, and the strength of the laminated molded body can be improved. In that case, it is also possible to promote uniform dispersion of precipitates, for example, by composite addition of alloy types. An example is the combined addition of Zr and Cr.
  • Processing is performed after lamination. Performing processing leads to refinement of crystals and can improve the strength of the laminated molded body.
  • aging treatment and processing are performed. Alternatively, processing and aging treatment are performed after lamination. By any of these treatments, it is possible to produce a synergistic effect by refining crystal grains and forming fine precipitates.
  • Examples of the present invention will be described below in comparison with comparative examples.
  • Examples 1 to 17 and Comparative Examples 1 to 5 Using an Al alloy powder (average particle size: 35 ⁇ m) having the composition shown in Table 1 below, by laser laminating method, 21 types of laminated compacts of 20 mm ⁇ 30 mm and 50 mm in height (Examples 1 to 17, Comparative Example 1) To 4), and a test piece having a distance between gauge points of 5 mm, a parallel part width of 2 mm, and a total length of 20 mm was cut out from the height direction of the laminated molded body.
  • a molded body was prepared by a high pressure casting method.
  • the material by the high-pressure casting method of Comparative Example 5 was evaluated with a test piece having a parallel part diameter of 6.3 mm and a distance between gauge points of 30 mm cut from a cast material having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm.
  • the alloy corresponding to AC8A in Comparative Example 8, Examples 13 and 14 is a laminated molded body (as build material) that has not been subjected to T6 treatment, the distance between the gauge points is 12 mm, the parallel part width is 4 mm, the total length is 40 mm, the thickness Evaluation was made with a test piece having a thickness of 1.5 mm.
  • the molding temperature during lamination when there is no heating during lamination is 70 ° C.
  • the molding temperature during lamination when preheating during lamination is 200 ° C. (Examples 1, 2, 4 to 9 and 12 to 17, Comparative Examples) 1-4), 250 ° C. (Example 3), 160 ° C. (Example 10) or 180 ° C. (Example 11).
  • Comparative Example 3 is a case where the amount of Si is as large as 25% by weight, and there is no problem on the surface of the laminated molded body, but the tensile strength is as high as 320 MPa, but the elongation is as low as 2% and 3%. It was. Slight distortion occurred at a lamination temperature of 70 ° C., while neither distortion nor cracking was observed at a molding temperature of 200 ° C. during lamination. In Comparative Example 4, since the total weight of Mn and Cr exceeds 10% by weight, the tensile strength is high, but the elongation is low. In Comparative Example 5, Si is added to improve the tensile strength of the Al—Mg alloy and prevent casting cracks. Further, Mn is added to improve the tensile strength. However, the tensile strength is 300 MPa or less.
  • Example 17 showed a higher tensile strength and higher elongation than Example 2 although the Si content was small. The tensile strength of Example 17 was not less than that of Example 4, and the elongation was 2% higher than that of Example 2.
  • Example 17 showed a yield strength as high as 310 MPa, and this value was 90 MPa higher than Example 2.
  • Such phenomena include (1) the amount of network eutectic Si is reduced by lowering the Si content, and the origin and progress of cracks are suppressed, and (2) the fine metal due to the addition of Mn.
  • the amount of Si for exhibiting such an effect in a laminated molded body containing one or more of Mn and Cr is preferably 4 to 8% by weight.
  • Example 16 In contrast to Comparative Example 5, Example 16 exhibited high tensile strength and elongation. In addition to the fact that the eutectic Mg 2 Si phase is fine by rapid solidification, Mn forming an Al—Mn compound in a high-pressure cast material is dissolved in a large amount in aluminum, strengthening precipitation, This is thought to be due to the formation of fine crystals.
  • Examples 18 to 28, Comparative Examples 6 to 8 Using an Al alloy powder (average particle size: 35 ⁇ m) having the composition shown in Table 2 below, 14 types of laminated compacts having a length of 10 mm ⁇ 10 mm and a length of 80 mm by laser laminating methods (Examples 18 to 28, Comparative Example 7) To 8), and a test piece having a distance between gauge points of 12 mm, a parallel part width of 4 mm, and a total length of 40 mm was cut out from the laminated molded body.
  • the molding temperature at the time of lamination without heating during lamination was 70 ° C. (Examples 18 to 20, Comparative Example 7), and the molding temperature at the time of lamination when preheated during lamination was 200 ° C.
  • Example 18 Examples 18 to 21. 23-28, Comparative Examples 7-8) or 250 ° C. (Example 22).
  • Comparative Example 6 a molded body of JISAC8A alloy, which is a typical piston alloy, was prepared by a die casting method which is a conventional manufacturing method.
  • the high temperature tensile strength is the tensile strength (MPa) at 300 ° C.
  • the laminated molded body of Comparative Example 7 obtained by molding the AC8A alloy by the laser lamination method shows a high elongation value of the AC8A alloy, but has a slightly low tensile strength of 65 MPa.
  • the laminated molded body of Comparative Example 8 that has not been subjected to T6 treatment has higher high-temperature tensile strength than Comparative Example 7 that has been subjected to T6 treatment, but is lower than the mold casting material of Comparative Example 6.
  • Example 18 to 20 in which Mn was added to the AC8A alloy, the tensile strength showed a high value of 85 to 120 MPa at any of the molding temperatures during lamination of 70 ° C. and 200 ° C. Further, in Examples 21 and 22, even when the lamination temperature is 250 ° C. (Example 22), even if the elements related to the improvement of heat resistance such as Ni and Cu are not included (Examples 21 and 22), Si, By containing Mg and Mn, a high tensile strength of 80 MPa is shown. As explained in the results shown in Table 1 above, these phenomena are considered to be caused by fine precipitates and fine crystallized substances generated during lamination from supersaturated Mn that is supersaturated in a large amount during lamination. It is done.
  • Example 23 Cr is contained, and in Example 24, Cr and Mn are contained. Similar to Examples 18 to 22 in which only Mn was contained, high tensile strength at a high temperature of 85 MPa or more is exhibited.
  • a high temperature tensile test was performed at 300 ° C., but in the laminated molded bodies of Examples 25 to 28, Conducted a high-temperature tensile test at 300 ° C. without performing T6 treatment. It is considered that Mn and Cr that were dissolved in a large amount at the time of lamination are still stably dissolved even at 300 ° C. and fine crystallized substances.
  • Ti and Zr are contained, respectively, and the tensile strength is high due to the effects of solid solution strengthening, precipitation strengthening or crystal refining of these elements.
  • Examples 29 to 51, Comparative Examples 9 to 14 Using an Al alloy powder (average particle size: 35 ⁇ m) having the composition shown in Table 3 below, 25 types of laminated compacts having a length of 10 mm ⁇ 10 mm and a length of 80 mm (Examples 29 to 51, Comparative Example 10) by a laser lamination method. To 14), and a test piece having a distance between gauge points of 12 mm, a parallel part width of 4 mm, and a total length of 40 mm was cut out from the laminated molded body.
  • Al alloy powder average particle size: 35 ⁇ m
  • a molded body of JISAC8A alloy which is a typical piston alloy, was prepared by a die casting method that is a conventional manufacturing method.
  • the high temperature tensile strength is the tensile strength (MPa) at 300 ° C.
  • the molded article of Comparative Example 9 prepared by the mold casting method showed a tensile strength of 80 MPa and an elongation of 25%.
  • the laminated molded body of Comparative Example 10 obtained by shaping the AC8A alloy by the laser lamination method shows a high elongation value of the AC8A alloy, but has a slightly low tensile strength of 65 MPa.
  • Comparative Examples 11 to 14 when 2% by weight or more of Mn is contained and both Fe and Mn are contained in large amounts, large cracks are generated on the surface and inside of the laminated molded body, and a laminated molded product cannot be obtained. In Comparative Example 14, cracking does not occur, but Fe is added alone and elongation is low.
  • the alloys used in Examples 29 to 51 are AC8A alloys containing 3 to 9% by weight of Fe and 1.5% by weight or less of Fe, or 0.3 to 2% by weight of Fe and 1 of Mn or Cr. AC8A alloy containing 5 to 10% by weight. As shown in Table 3 below, in any of Examples 29 to 51, and when the molding temperature during lamination was 70 ° C. or 200 ° C., no cracks occurred in the laminated molded body.
  • the Fe amount is limited to more than 0.3% by weight and 2% by weight or less.
  • the laminated molded body is hardly cracked by suppressing the total weight of Mn and Cr to 1.5% by weight or less.
  • the laminated molded body according to Examples 29 to 51 is higher than the high-temperature tensile strength of 80 MPa exhibited by the molded body of Comparative Example 9 regardless of whether Fe is added alone or one or more of Fe, Cr, and Mn are added. Indicates high temperature tensile strength.
  • FIG. 4 to 6 show the metal structures before and after the T6 treatment of the laminated molded body.
  • FIG. 4 is a photographic diagram showing the structure of the laminated molded body (AC8A + 3% Fe) according to Examples 49 and 33.
  • FIG. 5 is a photographic diagram showing the structure of the laminated molded body (AC8A + 3% Mn) according to Examples 25 and 18.
  • FIG. 6 is a photograph showing the structure of the laminated molded body (AC8A + 3% Cr) according to Examples 26 and 23.
  • Examples 49, 25 and 26 are laminated molded bodies after lamination and before heat treatment (T6 treatment).
  • Examples 33, 18 and 23 are laminations after lamination and heat treatment (T6 treatment). It is a molded body. As shown in FIGS. 4 to 6, it can be seen that the network eutectic Si is coarsened to 2 to 3 ⁇ m and the network transition metal compound is coarsened to 1 ⁇ m or more by the T6 treatment.
  • titanium is characterized to form a non-equilibrium microstructure of aluminum having an L1 2 ordered structure (Ti), zirconium (Zr), vanadium (V), scandium (Sc), lithium (Li ) Is a laminated molded body in the case of adding each.
  • Table 3 it can be seen that the addition of these elements increases the high-temperature tensile strength by about 4 to 10 MPa as compared with the case of no addition. In addition, making the addition amount of these elements a value exceeding the above range is difficult in production and lowers the ductility. Further, when the laminated molded body is not heat-treated at 500 ° C. or higher, the precipitation hardening is more manifested.
  • Example 38 is a case where the aluminum alloy containing many Si amounts is used, and shows a higher value than the case where the AC8A alloy is used.
  • Examples 52 to 71, Comparative Examples 15 to 20 Using an Al alloy powder (average particle size: 35 ⁇ m) having the composition shown in Table 4 below, 24 types of laminated compacts having a length of 10 mm ⁇ 10 mm and a length of 80 mm by an electron beam lamination method (Examples 52 to 71, Comparative Examples) 17-20), and a test piece having a distance between the gauge points of 12 mm, a parallel part width of 4 mm, and a total length of 40 mm was cut out from the laminated molded body.
  • the molding temperature during lamination was 450 ° C.
  • the molding temperatures during lamination of Examples 69 to 71 were set to 350 ° C., 300 ° C., and 260 ° C., respectively.
  • Comparative Example 20 The molding temperature during lamination in Comparative Example 20 was 480 ° C.
  • a molded body of JISAC8A alloy which is a typical piston alloy, was prepared by a die casting method which is a conventional manufacturing method.
  • Comparative Example 16 a similar laminated molded body was prepared by a laser lamination method.
  • the high temperature tensile strength is the tensile strength (MPa) at 300 ° C.
  • the molded article of Comparative Example 15 prepared by the mold casting method showed a tensile strength of 80 MPa and an elongation of 25%.
  • the laminated molded body of Comparative Example 16 obtained by molding the AC8A alloy by the laser lamination method shows a high elongation value that the AC8A alloy has, the high-temperature tensile strength is as low as 62 MPa.
  • the total amount of Fe and Mn exceeds 10% by weight, and the compound of Al and Fe or the compound of Fe and Mn formed at the time of lamination is used. Since the amount of added heat is larger than that of the laser lamination method, the size of the compound is coarser than 200 ⁇ m, and the elongation in the high-temperature tensile test is low. However, since the molding temperature during lamination is as high as 450 ° C., cracks do not occur in the laminated molded body. This is presumably because the thermal stress is reduced by reducing the difference between the temperature immediately after melting and the temperature before melting.
  • the molding temperature at the time of lamination was as high as the melting point of the laminated alloy (480 ° C.), so that the size of the intermetallic compound was larger than that at 450 ° C. Low tensile strength and elongation.
  • the alloys used in Examples 52 to 66 are AC8A alloys in which the total amount of Fe, Cr, and Mn is 1.0 to 10% by weight.
  • Table 4 shows that in any of the laminated molded products of Examples 52 to 68, since the molding temperature at the time of lamination by the electron beam lamination method is as high as 450 ° C., cracks are generated in the laminated molded product. Absent. Moreover, high temperature tensile strength is AC8A alloy (Comparative Examples 15 and 16) or more. However, since the laminated molded body by the electron beam lamination method is greatly affected by heat during lamination, the compound is coarsened, and elements such as Fe, Cr, and Mn cannot be dissolved in supersaturation in aluminum.
  • Example 67 As shown in Table 2 and Table 3, the tensile strength of the laminated molded body without heat treatment was not higher than that of the laminated molded body treated with T6. Compared with the tensile strength and elongation in Example 55 shown in Table 4, the laminated molded body not subjected to the heat treatment shown in Example 67 showed a slightly lower value.
  • the total amount of Fe, Cr and Mn is in the range of 1.0 to 10% by weight.
  • Example 68 is an AC8A alloy with a Cr content of 3.1% by weight, and exhibited the same tensile strength and elongation as the molded body of Example 55 with Mn added.
  • the molding temperatures during lamination of Examples 69 to 71 are 350 ° C., 300 ° C., and 260 ° C., respectively.
  • the lamination molding temperature By setting the lamination molding temperature to 350 ° C., the tensile strength and elongation higher than Example 52 (lamination molding temperature 450 ° C., with heat treatment) were exhibited even when the lamination was kept (no heat treatment). This is because the coarsening of the intermetallic compound containing Fe and Mn is reduced during the lamination molding. Further, when the molding temperature at the time of lamination is lowered to 300 ° C. and 260 ° C., the size is further reduced and higher tensile strength is exhibited.

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Abstract

不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、総重量が０．３～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体及びその製造方法。

Description

高強度アルミニウム合金積層成形体及びその製造方法
　本発明は、高強度アルミニウム合金積層成形体及びその製造方法に関するものである。また、本発明は、複雑な成形体の積層時において、積層成形体の内部及び外部に発生する歪み、割れを抑制した高強度アルミニウム合金積層成形体及びその製造方法に関するものである。
　従来より、室温高強度合金、高温高強度合金、高延性合金などについて、様々な研究が種々行われてきている。これらの合金から高品質の金属製品を製造する方法として、一般に、押出し、鍛造という加工法が知られている。これらの加工法は、一旦鋳造された素材を加工するものであり、このため、最終製品の内部に欠陥がほとんどなく、品質の高い強度を有する金属製品を得ることができる（例えば、特許文献１参照）。
　また、アトマイズ法により急冷凝固させて形成した金属粉末を、封管・脱気処理し、押出しなどにより成型する方法が知られている。この方法によると、従来の鋳造では製造できなかった組成の合金を用いることができるので、高強度の製品を製造することが可能である。この方法は、特にアルミニウム合金においては多く検討されている（例えば、特許文献２参照）。
　また、金属粉末を準備し、その後焼結して最終製品形状に近いものを作る粉末冶金法が知られている。この方法は、従来、鋳造法では製造できなかった組成の合金を使用できるので、高機能、高強度の素材を得ることが期待できる（例えば、特許文献３参照）。
　更に、異なる金属粉末を準備し、メカニカルアロイ法により回転させて新規合金の素材を作る粉末冶金法が知られている。同法は、従来、鋳造法では使用できなかった組成の合金を使用することができるので、高機能、高強度の製品を製造することが期待できる（例えば、特許文献４参照）。
　また、アルミ溶湯を鋳造する方法として、空気巻き込みのない真空ダイカスト法が知られている。真空に維持された型内に１０ｍ／ｓを超える速度で溶湯を注ぎこむため、凝固区間速度は１００ｍ／ｓと速く、微細な組織、金属間化合物を有し、欠陥の殆ど無い製品を得ることが出来る（例えば、特許文献５参照）。
　更にまた、アルミ溶湯を鋳造する方法として、空気巻き込みのないように低速で型内溶湯を充填するスクイズ鋳造法が知られている。この方法によると、ゲート速度が０．５ｍ／ｓ以下の低速充填のため空気巻き込みはなく、しかも１００ＭＰａという高圧で加圧するため、微細な組織で、欠陥の殆ど無い金属製品を得ることが出来る（例えば、特許文献６参照）。
　また、金属粉末を一層ずつ敷き詰め、これにレーザーあるいは電子ビームなどを照射して、特定の部位のみを溶解・固化して積層し、最終製品を型なしで成形する金属積層工法が知られており、この工法を用いて成形されたアルミニウム成形体は、従来工法で得た成形体よりも高強度を示すことで知られている（例えば、非特許文献１参照）。
特開平８－２３２０５３公報 特開平５－２５５０２公報 特開１０－３１７００８公報 特開平５－９６４１公報 特開２００２－２０６１３３公報 特開平５－１７１３２７公報
安達ほか：軽金属，６６（２０１６），３６０－３６７ 草場ほか：日本金属学会秋期大会（２０１６），３６３ 渋江：軽金属，３９（１９８９），８５０－８６１
　上述した特許文献に開示された従来の金属成形体の製造法によれば、最終製品を得る上で幾つかの問題がある。
　特許文献１に開示された金属成形体の製造法によると、立体的に複雑で微細な最終製品を製作することは困難であるため、対象製品の形状は、平滑な製品に限定されるという問題がある。
　特許文献２に開示された金属成形体の製造法によると、出発原料に急冷凝固粉末を使用しているため、従来鋳造法とは全く異なる合金組成の製品の製造が可能である。しかし、押出し成形前に粉末表面の水分及び結晶水の除去を行う必要があるので、２００℃以上で脱気したり、押し出し時に４００℃以上に保持しなければならず、元の金属粉末の特性を失うことになり、粉末の特性を必ずしも維持できないという問題がある。また、押出し方向とそれと垂直の方向とでは機械特性が異なるという問題もある。
　特許文献３に開示された金属成形体の製造法によると、焼結により新たな特性の成形体を得ることができるが、急速凝固組織ではなく、また最終製品を作るために多くの工程を要するという問題がある。
　特許文献４に開示された従来製造法によると、異なる金属粉末から新たな新合金の製造も可能であるが、そのためのメカニカルアロイによる方法では、新規な合金創生のためには時間がかかり、煩雑であるという問題がある。
　特許文献５に開示された金属成形体の製造法によれば、真空中で成形し、１００ＭＰａ程度の圧力で加圧するため、大型かつ高品質の薄物鋳物ができる。しかし、高速で射出するので、鉄分の多量添加の代わりに金型とアルミ溶湯との焼き付き防止のために遷移金属としてＭｎを添加しなければならないという制約があり、また、鋳造製品であるために合金組成によっては鋳造割れを引き起こすこともあり、合金組成が制約されるという問題がある。
　特許文献６に開示された金属成形体の製造法は、アルミホイールなどの重要保安部品の成形に使用されている鋳物製造方法であるが、高圧鋳造であることから、成分偏析を生じ易く、これに対する対策が必要となる。
　非特許文献１に開示されたアルミニウム合金の積層成形体は、鋳造欠陥が少なく、急冷凝固組織を有するために、高強度を得る方法ではあるが、積層時の成形条件は明確にされておらず、また、更に高強度を得る対策が求められている。
　非特許文献２には、積層工法で作成された成形体は歪みが発生するため、通常、積層基盤を２００℃近くに予熱することが通常であることが、Ａｌ－１０％Ｓｉ－Ｍｇ系合金に関して報告されている。また、予熱温度を上げることで、硬さが低下すること、とりわけ積層時間が長い基盤近くが熱影響を受けて軟化しやすいことが報告されている。そのために、歪みを抑えつつ、硬さを低下することのないようにするためには、積層時の成形温度を素材が軟化する過時効直前の温度までなるべく上げることが有効であると考えられる。ただし、硬さや引張強さを低下させることなく歪みを抑えるのは製品形状によっては難しい場合がある。
　また、現在まで特許文献、非特許文献による報告はないが、本発明者らは、各種アルミニウム合金の積層成形の結果によって、各種の変形や割れが発生することを見出した。
　すなわち、積層時の歪みにより、（１）積層材の変形、（２）積層材の粒界割れ、（３）基盤と積層材の間のサポートの割れ、（４）積層材各所（積層方向、積層直角方向）の割れ、の発生である。
　（１）の変形は、上記のＡｌ－１０％Ｓｉ－Ｍｇ系合金において発生しやすい。積層温度が例えば１００℃以下と低いと、積層する製品形状によっては変形しやすくなり、製品にならないことがある。積層温度が２００℃付近と高いと、製品形状の変形は小さいが、過時効により軟化して、また、基盤に近い長時間熱影響を受けるところにおいては、高い引張強さを得ることが難しい。
　図１は、従来の積層成形体の変形を示す写真図である。
　（２）の粒界割れは、従来の鋳造法でも割れやすい合金、たとえば６０６１のような低Ｓｉ合金や７０７５のような凝固温度範囲が広い合金において発生する。この種の合金は、連続鋳造法により得られたビレットを押出し又は圧延して高い強度が得られる合金である。前者は約２７５ＭＰａという高い耐力を有し、また、後者は約４００ＭＰａの耐力と５００ＭＰａの引張強さを示す。
　これらの合金は、積層温度を２００℃近くにすることで積層製品の歪みを抑制できるが、積層材内部には粒界割れが依然発生し、製品にならない。このため、本来得られる強度が得られない。
　また、主要添加元素としてＭｇを含む合金、例えばＡｌ－５％Ｍｇ系の合金のＡＣ７Ａや前述の７０７５では、積層製品の形状によっては、製品の角部に鋳造割れを引き起こす場合もある。
　また、積層時の温度を２５０℃以上にすることで、割れの低減につながるが、すでに合金中に含まれる析出硬化に寄与する析出物、たとえば、Ｍｇ、Ｓｉの化合物や、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ａｌの２つ以上の元素の化合物は積層終了時において粗大化しており、析出硬化に寄与するものではない。このため、強度を得ようとすれば、溶体化処理、焼き入れ、焼き戻し処理が必要となり、これらの処理をすると複雑な製品の場合には製品の変形につながりかねない。このため、積層したままの状態で高強度が得られ、しかも割れがないものが求められる。
　図２は、従来の積層成形体の粒界割れを示す写真図である。
　（３）及び（４）の割れは、耐熱合金の場合に発生しやすい。耐熱強度を上げるために、遷移金属を多量に添加することは知られている（非特許文献３参照）。しかし、同文献に記載されている粉末を固化成形する方法と異なり、金属積層法は粉末を完全溶融する方法であり、積層成形中は急速溶解と急速凝固を繰り返すものであるため、２００℃以下の温度において、例えば、アルミニウムにＦｅを７％以上添加するか、又はアルミニウムにＭｎを２％、Ｆｅを３％添加することで、積層成形品の表面、内部に大きな割れが発生しやすい。このため、引張試験片を採取することができず、強度評価をすることが出来ない。
　図３は、従来の積層成形体の割れを示す写真図である。
　本発明は、以上のような事情の下になされ、従来の積層成形体よりも高強度のアルミニウム合金積層成形体を提供することを目的とする。
　また、本発明は、従来の積層成形体よりも高強度のアルミニウム合金積層成形体を製造する方法を提供することを目的とする。
　更に、本発明は、積層時において、積層成形体の内部、外部に割れが発生することなく、変形も小さい、従来の積層成形体よりも高強度のアルミニウム合金積層成形体を製造する方法を提供することを目的とする。
　具体的には、鋳造時の凝固特性の制約が小さく、また急冷凝固組織であるために、従来考えられない合金成分まで適用の範囲が広がったアルミニウム合金積層成形体の特性を最大限に生かし、以下のことを目的とする。
　（１）過時効になりにくい積層時の温度が高くない状態で成形できるとしても、積層時間が長く熱影響を受けやすくなる場合、あるいは、変形を極端に抑えてなお高い寸法精度が要求され高温積層が必要となった場合、過時効になり軟化しやすい。
　そのような状態であったとしても、積層成形体が軟化しない合金成分、あるいは、微細な多数の金属間化合物によりアルミマトリックスを硬化する合金組成とし、これにより、積層成形体の使用目的に応じて、室温や高温においても高い硬さ、引張強さを有する金属積層成形体を製造する方法を提供すること。
　（２）積層材の割れや変形を抑制するために、積層成形体の使用目的に応じて、合金組成を限定し、積層時の成形温度を所定の温度範囲に限定する金属積層成形体を製造する方法を提供すること。
　以上の課題を解決するため、本発明の第１の態様は、不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、総重量が０．３～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　あるいは、本発明の第１の態様は、不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、０．３～１０重量％のＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ及びＦｅの２種以上を含む金属間化合物が形成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、１～２０重量％のＳｉ、０．２～７．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、４～１５重量％のＳｉ、０．２～１．０重量％のＭｇを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を０．３～２．５重量％とすることができる。
　また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．５～５．０重量％とすることができる。
　また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、１～３重量％のＳｉ、４．０～６．０重量％のＭｇを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を０．５～２．５重量％とすることができる。
　本発明の第２の態様は、０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、総重量が１．５重量％を超え、１０重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　あるいは、本発明の第２の態様は、０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、１．５重量％を超え、１０重量％以下のＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ及びＦｅの２種以上を含む金属間化合物が形成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　また、本発明の第３の態様は、１重量％を超え、１０重量％以下となるＦｅと、総重量が１．５重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　あるいは、本発明の第３の態様は、１重量％を超え、１０重量％以下のＦｅと、１．５重量％以下のＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ及びＦｅの２種以上を含む金属間化合物が形成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　これら本発明の第２及び第３の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、４～３０重量％のＳｉ、０．５～５．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　本発明の第２の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．８～５．０重量％とすることができる。
　本発明の第３の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．０～５．０重量％とすることができる。
　また、これら発明の第１、第２及び第３の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、０．２～３重量％のＴｉ、０．２～５重量％のＺｒ、０．２～５重量％のＳｃ、０．２～１０重量％のＬｉ及び０．２～５重量％のＶのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　本発明の第４の態様は、不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、総重量が０．３～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　あるいは、本発明の第４の態様は、不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、０．３～１０重量％のＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　本発明の第４の態様に係るアルミニウム合金積層成形体の製造方法において、前記原料金属の積層を、前記原料金属が載置される下部プレートの計測温度を１５０～２５０℃に管理して行うことができる。
　また、前記アルミニウム合金は、１～２０重量％のＳｉ、０．２～７．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　また、本発明の第４の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、４～１５重量％のＳｉ、０．２～１．０重量％のＭｇを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を０．３～２．５重量％とすることができる。
　また、本発明の第４の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．５～５．０重量％とすることができる。
　また、本発明の第４の態様に係るアルミニウム合金積層成形体において、前記アルミニウム合金が、１～３重量％のＳｉ、４．０～６．０重量％のＭｇを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を０．５～２．５重量％とすることができる。
　本発明の第５の態様は、０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、総重量が１．５～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　あるいは、本発明の第５の態様は、０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、１．５重量％を超え、１０重量％以下のＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　また、本発明の第６の態様は、１重量％を超え、１０重量％以下となるＦｅと、総重量が１．５重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　あるいは、本発明の第６の態様は、１重量％を超え、１０重量％以下のＦｅと、１．５重量％以下のＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　これらの本発明の第５及び第６の態様に係るアルミニウム合金積層成形体の製造方法において、前記原料金属の積層を、前記原料金属が載置される下部プレートの計測温度を１５０～３００℃に管理して行うことができる。
　本発明の第７の態様は、総重量が２～１０重量％であるＦｅ、Ｍｎ及びＣｒを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備し、前記積層時の下部プレートの計測温度が２５０℃を超え、４５０℃以下に管理されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　あるいは、本発明の第７の態様は、合計含有量が２～１０重量％であるＦｅ及びＭｎを含有するアルミニウム合金からなる原料金属粉末を積層工法により成形する工程を具備し、前記積層時の下部プレートの計測温度が２５０℃を超え、４５０℃以下に管理されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法を提供する。
　以上の本発明の第５～第７の態様に係るアルミニウム合金積層成形体の製造方法において、前記アルミニウム合金が、４～３０重量％のＳｉ、０．５～５．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　また、以上の発明の第４～第７の態様に係るアルミニウム合金積層成形体の製造方法において、前記アルミニウム合金が、０．２～３重量％のＴｉ、０．２～５重量％のＺｒ、０．２～５重量％のＳｃ、０．２～１０重量％のＬｉ及び０．２～５重量％のＶのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　本発明の第８の態様は、本発明の第１の態様に係る積層成形体であって、室温での引張強さが３２０ＭＰａを超えることを特徴とする記載のアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　本発明の第９の態様は、本発明の第２、第３の態様に係る積層成形体であって、３００℃での引張強さが１００ＭＰａを超えることを特徴とする記載のアルミニウム合金積層成形体を提供する。
　本発明によれば、積層成形体の内部、外部に割れが発生することなく、あわせて変形も小さい高強度のアルミニウム合金積層成形品及びその製造方法が提供される。
従来の積層成形体の変形を示す写真図である。 従来の積層成形体の粒界割れを示す写真図である。 従来の積層成形体の割れを示す写真図である。 実施例４９及び３３に係る積層成形体の組織を示す写真図である。 実施例２５及び１８に係る積層成形体の組織を示す写真図である。 実施例２６及び２３に係る積層成形体の組織を示す写真図である。
　以下、本発明の種々の実施形態について、詳細に説明する。本発明のアルミニウム合金積層成形体は、合金材料を積層する積層工法により成形してなる成形体である。積層工法は、原料金属を堆積することで最終製品を型なしで成形する方法であり、例えば、粉末床溶融結合（ｐｏｗｄｅｒ　ｂｅｔ　ｆｕｓｉｏｎ）方式や、デポジット方式（指向性エネルギー堆積法：ｄｉｒｅｃｔ　ｅｎｅｒｇｙ　ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）などが挙げられる。本発明のアルミニウム合金積層成形体は、粉末床溶融結合方式による積層成形体、及びデポジット方式による積層成形体のいずれも含まれる。
　粉末床溶融結合式は、原料金属粉末を一層ずつ敷き詰め、これにレーザーや電子ビームなどを照射して、特定の部位のみを溶解・固化して積層する方法である。
　デポジット方式は、積層したい所望の箇所に原料金属粉末を直接噴射して、該金属粉末を溶融しながら積層する方法である。また、デポジット方式としては、粉末の代わりに原料金属からなる合金ワイヤーを用いて、該合金ワイヤーにレーザーや電子ビームなどを照射して溶融させながら堆積する方式（ワイヤー繰り出し式）も含まれる。
　本発明の第１の実施形態に係るアルミニウム合金積層成形体は、不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、総重量が０．３～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されている。
　Ｍｎ及びＣｒは、低温雰囲気での引張強さ（常温強度）及び高温雰囲気での引張強さ（高温強度）の向上のために有効な元素である。Ｍｎ及びＣｒの総含有量が１０重量％を超えると、延性の低下が大きくなるため、１０重量％以下とする。ただし、延性を特に高くする場合には、好ましくはＭｎ及びＣｒの総含有量を５重量％以下、より好ましくは２．５重量％以下とする。
　Ｆｅ含有量が０．３重量％以下と低いので、総重量が０．３～１０重量％のＭｎ及びＣｒは、積層工程中において高含有量のＦｅとの金属間化合物を生成する量が抑制され、Ｍｎ及びＣｒの一部は、金属積層時に一旦過飽和に固溶した後、積層時の熱によりその多くはアルミニウムと化合物を形成して、析出硬化に寄与し、また、Ｍｎ及びＣｒの他の一部は、積層時の瞬間的な溶解・凝固によりたとえばアルミニウムとの微細晶出物を形成して分散強化に寄与する。
　Ｍｎ及びＣｒの１種以上とＡｌの化合物からなる析出物による効果は、Ｍｎ含有量が０．３～１．５重量％の場合には、積層中の下部プレートの計測温度（以下、積層時成形温度と記す）が１５０℃～２５０℃の範囲であれば、積層成形による歪みを抑えつつ、高い常温強度を示す。歪みをさらに抑えつつ、高い常温強度を示すためには、１８０℃～２５０℃がさらに好ましい。
　具体的には、第１の実施形態において、積層時成形温度を１５０～２５０℃として積層された積層成形体は、積層工程後に熱処理（Ｔ６処理）なしで評価した室温での引張強さが３２０ＭＰａを超えることが好ましく、３３０ＭＰａを超えることがより好ましく、３５０ＭＰａを超えることがさらに好ましい。
　一方、Ｍｎ、Ｃｒの総含有量が１．５重量％を超える場合、特に３重量％を超える場合には、積層時成形温度が１５０℃～４００℃の範囲であっても、積層直後の素材は過時効により大きく軟化しないため、高い硬さを示す。即ち、常温強度はもちろん、３００℃の高温強度においても、Ｍｎ、Ｃｒによる効果は維持される。このことは、Ｍｎ、Ｃｒによる析出硬化が４００℃まで維持されることにより説明することができる。なお、歪みや、割れを抑制するためには、積層時成形温度が１８０℃～４００℃であることがより好ましく、２００℃～４００℃であることがさらに好ましい。
　以上の実施形態において、前記アルミニウム合金が、１～２０重量％のＳｉ、０．２～７．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　また、第１の実施形態において、前記アルミニウム合金が、４～１５重量％のＳｉ、０．２～１．０重量％のＭｇを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量が０．３～２．５％に限定して含有することができる。
　また、第１の実施形態において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．５～５．０重量％とすることができる。
　また、第１の実施形態において、前記アルミニウム合金が、１～３重量％のＳｉ、４．０～６．０重量％のＭｇを含有し、Ｍｎ及びＣｒの総重量を０．５～２．５重量％とすることができる。
　本発明の第２の実施形態に係るアルミニウム合金積層成形体は、０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、総重量が１．５～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されている。
　本発明の第３の実施形態に係るアルミニウム合金積層成形体は、１重量％を超え、１０重量％以下となるＦｅと、総重量が１．５重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されている。
　これらの実施形態においては、Ｆｅ含有量が０．３重量％を超えており、所定のＦｅ含有量、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の組み合わせのアルミニウム合金からなる原料金属を積層成形することで、ＦｅとＡｌの化合物、ＣｒとＡｌの化合物や、ＦｅとＭｎの化合物、ＦｅとＣｒの化合物などが多く形成されるため、３００℃付近の高温において、高い高温強度が得られる。
　具体的には、第２及び第３の実施形態において、積層時成形温度を１５０～３００℃として積層された積層成形体は、積層工程後に熱処理（Ｔ６処理）なしで評価した高温（３００℃）での引張強さが１００ＭＰａを超えることが好ましく、１２０ＭＰａを超えることがより好ましく、１４０ＭＰａを超えることがさらに好ましい。
　また、第２及び第３の実施形態において、積層時成形温度を１５０～３００℃として積層された積層成形体は、熱処理（Ｔ６処理）を行った後に評価した高温（３００℃）での引張強さが８０ＭＰａを超えることが好ましく、８５ＭＰａを超えることがより好ましく、９０ＭＰａを超えることがさらに好ましい。
　しかし、Ｆｅ、Ｃｒ及びＭｎの含有量が多すぎると、積層成形体が割れやすくなる。また、化合物が粗大になる。そのため、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を上述のように限定するとともに、以下に説明するように、歪みや割れを低減するために、常温高強度積層成形体を得る場合、高温高強度積層成形体を得る場合のいずれにおいても、積層時成形温度を選択することが好ましい。
　なお、本発明の第２及び第３の実施形態において、前記アルミニウム合金が、４～３０重量％のＳｉ、０．５～５．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　また、本発明の第２の実施形態において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．８～５．０重量％とすることができる。
　また、本発明の第３の実施形態において、前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．０～５．０重量％とすることができる。
　また、本発明の第１、第２及び第３の実施形態において、前記アルミニウム合金が、０．２～３重量％のＴｉ、０．２～５重量％のＺｒ、０．２～５重量％のＳｃ、０．２～１０重量％のＬｉ及び０．２～５重量％のＶのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、バナジウム（Ｖ）、スカンジウム（Ｓｃ）、リチウム（Ｌｉ）は、Ｌ１２規則構造を有するアルミニウムとの非平衡の微細組織を形成する特徴がある。これらの元素を添加することで、無添加の場合と比較して、常温引張強さ、高温引張強さを増加させることができる。なお、これらの元素の添加量を上記の範囲を超える値とすることは、製造上難しいのと併せて、延性を低下させることになるため、好ましくない。
　以下、積層時成形温度の選択と積層成形体の製造方法の種々の実施形態について説明する。
　［常温高強度積層成形体を得る場合］
　例えば、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系合金やＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｃｕ系合金は、複雑な形状の積層成形体においては、積層時成形温度が１５０℃未満であれば、熱影響を受ける時間が長くても軟化しにくく、積層後、熱処理（Ｔ６処理）を行う前の状態で（ａｓ　ｂｕｉｌｔ）高い引張強さを示すが、積層成形体は歪みやすい。
　一方、積層時成形温度が１５０℃を超えると、特に１８０℃超えると、積層成形体の歪みは小さいが過時効になるため軟化しやすい。更に、積層時成形温度が２００℃を超えると、Ａｌ中に過飽和に固溶していると考えられるＳｉの量の減少と、また、Ｍｇ－Ｓｉ析出物の粗大化によりさらに軟化する。そのため、１８０℃を超える高温の積層時成形温度においても軟化しない常温高強度積層成形体を得るための製造方法が求められる。もちろん、積層成形体のままで高強度を示すわけだから、５００℃以上の溶体化処理、その後の焼き入れ・焼き戻しという熱処理をする必要はない。熱処理を行った積層成形体は、熱処理（Ｔ６処理）を行う前（ａｓ　ｂｕｉｌｔ）の積層成形体と比較しても、引張強さは低い。
＜Ｆｅが０．３重量％以下、Ｍｎ及びＣｒの総含有量が０．３～１０重量％であって、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上を形成する場合＞
　アルミニウム合金がＭｎ及びＣｒのいずれか１種以上を含有する場合、１８０℃を超える積層時成形温度においても、高い引張強さを示す。これは、積層時に一旦溶融凝固した積層成形体は、積層時の成形温度によってＭｎやＣｒとＡｌの化合物が析出し、１８０～２５０℃の積層時成形温度でも過時効になりにくいため、軟化しないのである。
　従って、上述したように、積層時成形温度が１５０～２５０℃であれば、積層成形体は、歪みが小さくなるとともに、高い常温強度が示される。
　［高温高強度積層成形体を得る場合］
　Ｆｅ、Ｃｒ及びＭｎは、ともに２００℃を超える高温での引張強さの向上に寄与するものである。Ｆｅ、Ｃｒ及びＭｎの含有量に応じて、以下の積層時成形温度が採用される。また、積層成形体に対して、５００℃以上の溶体化処理後焼き入れ・焼き戻しという熱処理をすることもできるが、常温高強度積層成形体の場合と同様、極めて良好な引張特性が得られるという観点から、熱処理をせずに使用することが好ましい。
　（１）積層成形体の歪み、割れ対策として、１５０～２５０℃の積層時成形温度が選択される
＜１重量％を超え、１０重量％以下となるＦｅと、総重量が１．５重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有し、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上を形成する場合＞
　Ｆｅの含有量を増加させることで、高温強度を上げることができる。しかし、Ｆｅの含有量が１０重量％を超える場合、積層成形体の内部に大きな熱応力が発生し、積層成形体（サポート含む）が割れやすい。また、Ｆｅの含有量が１０重量％を超える場合には、Ａｌとの化合物は粗大化し、とりわけＡｌとＦｅの化合物は粗大針状になり、延性の低下をもたらす。一方、Ｆｅの含有量が１重量％未満の場合には、高温強度の改善が小さい。このため、Ｆｅ含有量は１重量％を超え、１０重量％以下とする。ただし、高温強度をさらに上げるために、好ましくは２重量％以上がよい。また、高温強度を有し、しかも延性を特に高くする場合には、好ましくは２～７重量％、より好ましくは２～５重量％がよい。２～５重量％であることで、積層成形体の割れを抑えるのに好適である。
　なお、高温強度を保ちつつ延性を上げるために、Ｆｅ含有量を１～７重量％の範囲に限定し、Ｍｎ含有量を０．１重量％以上とすることは、Ｆｅの化合物の形態を針状から塊状にすることができるので、有効である。しかし、Ｍｎ含有量が１．５重量％を超えると、Ｆｅのみを含有させるよりもかえって、割れの発生を助長する傾向がある。このため、Ｍｎの含有量は、０．１～１．５重量％が好ましく、より好ましくは０．１～０．５重量％の範囲とする。
＜０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、総重量が１．５～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有し、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上を形成する場合＞
　Ｆｅを添加することで、ＭｎとＦｅの化合物が形成され、積層成形体の高温強度を上げることができる。しかし、Ｆｅの含有量が０．３重量％以下の場合、ＦｅとＭｎの金属間化合物の生成が少なく、高温強度が十分得られない。一方、Ｆｅの含有量が２重量％を超えると、高温強度は上がるものの、割れが発生しやすい。このため、Ｆｅ含有量を、０．３重量％を超え、２重量％以下とする。
　一方、Ｍｎ、Ｃｒの総含有量は、積層成形体の高温強度を上げるために１．５重量％以上とする。しかし、１０重量％を超えると延性が低下するので、１．５～１０重量％とする。また、高温強度を有するとともに、しかも特に高い延性の積層成形体を得るためには、Ｍｎ、Ｃｒの総含有量は、好ましくは１．５～５重量％とする。
＜Ｆｅが０．３重量％以下、Ｍｎ及びＣｒの総含有量が０．３～１０重量％であって、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上を形成する場合＞
　Ｆｅの含有量を０．３重量％以下にすることで、ＭｎとＡｌの化合物やＣｒとＡｌの化合物を形成して、積層成形体の高温強度を上げることができる。これは、ＭｎとＡｌの析出物、ＣｒとＡｌの析出物が４００℃まで形態変化しないことによるものと考えられる。
　ただし、Ｍｎ、Ｃｒの総含有量が１．５重量％未満の場合には、十分な高温強度が得られない。一方、Ｍｎ、Ｃｒの総含有量が１０重量％を超えると延性が低下するので、１．５～１０重量％とするのが好ましい。高温強度を有するとともに、しかも特に高い延性の積層成形体を得るためには、Ｍｎ、Ｃｒの総含有量は、より好ましくは１．５～５重量％とする。
　（２）積層成形体の歪み、割れ対策として、２５０℃を超え４５０℃以下の積層時成形温度が選択される
　２５０℃を超え４５０℃以下の積層時成形温度を選択することは、高い延性と割れの抑制を達成しつつ良好な引張強さを達成するためのもう一つの手段である。このような製法としては、電子ビーム積層法がこの条件を満足する。
　積層時成形温度を、２５０℃を超え４５０℃以下の範囲にすることにより、積層時成形温度が１５０～２５０℃において発生していた積層成形時の割れが抑制される。これは、溶解直後の温度と溶解前温度との差が小さくなることで、熱応力が小さくなるためと考えられる。しかし、積層時成形温度の範囲の上限である４５０℃を超えることは、共晶のＳｉや金属間化合物のサイズが大きくなりすぎて、引張強さの低下をもたらしてしまう。また、積層時成形温度を２５０℃以下にする場合、積層時の蓄熱を抑制するために、成形時の積層時間を長くする必要があり、製造上の効率という面では適当ではない。
　しかし、Ｍｎ単独含有、Ｆｅ単独含有、Ｍｎ又はＣｒとＦｅの複合含有のいずれかにより引張強さは向上するものの、付加される熱量が大きいために、金属間化合物のサイズが大きくなる。金属間化合物の形態は、たとえば、Ｆｅ単独含有においては１００μｍを超えるサイズの粗大針状、粗大棒状、Ｆｅ、Ｍｎ複合添加においては粗大なまこ状であるため、Ｆｅ、ＣｒとＭｎの合計含有量を２～１０重量％とする必要がある。
　なお、本発明においては、金属間化合物のサイズは、観察面の最長径で２００μｍ未満であるのが好ましい。
　ただし、延性を特に高くする場合には、Ｆｅ、ＣｒとＭｎの総重量を、好ましくは２～７重量％、より好ましくは２～５重量％とするのがよい。なお、積層成形体の高強度を保ちつつ延性を上げるために、Ｆｅ含有量が２～５重量％の範囲においては、Ｍｎ含有量を０．１～１．０重量％の範囲、より好ましくは０．１～０．５重量％に限定するのがよい。このようにＭｎの含有量を少量とすることは、発生する鉄化合物の形態を針状から微細塊状にするのに有効である。
　以上説明した、所定の積層時成形温度が採用された実施形態において、用いるアルミニウム合金には、４～３０重量％のＳｉ、０．５～５．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することができる。
　これらの元素のうち、Ｓｉは積層成形体の引張強さの向上に寄与する。また、Ｓｉは、共晶Ｓｉよる分散硬化と、アルミニウムマトリックス中にＳｉが固溶した結果もたらされる固溶硬化の２種類の効果を示す。
　Ｓｉはこのような効果のために添加されるが、積層時成形温度が２５０℃以下の場合においては、２０重量％を超えると延性の低下が大きくなるため、室温強度を高くするためには上限は２０重量％であるのが好ましい。また、４重量％未満では粒界割れをおこしやすいため、下限は４重量％であるのが好ましい。従って、室温強度を高くするためには、Ｓｉの含有量は４～２０重量％であるのが好ましい。
　一方、高温強度を高くするためにもＳｉを添加することは有効である。Ｓｉは耐摩耗性を改善する効果も併せ有する。しかし、含有量が多すぎると積層成形体が脆くなるため、４～３０重量％であるのが好ましい。
　高温高強度積層成形体を得る場合、積層時成形温度が１５０～２５０℃、２５０℃を超え４５０℃以下のいずれであろうと、Ｓｉの含有量の範囲は同じである。
　Ｃｕは、常温引張特性、切削特性、高温引張特性の向上のために必要に応じて添加される。従来の鋳造用合金においては、共晶部にθ相（Ｃｕ－Ａｌ）やＱ化合物（Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｓｉ）と推定される化合物が形成される。しかし、金属積層工法では、Ｃｕは１０３℃／ｓ程度の凝固速度を有するために、ほとんどのＣｕがアルミニウムマトリックスに固溶する。このため、固溶強化として働く以外に、積層の際の熱により、所定の割合のＣｕは析出物として常温強度に寄与する。
　また、高温強度を必要とする場合には、Ｔ６処理（溶体化処理、水焼き入れ、焼き戻し）を行い、また３００℃相当の温度でたとえば、寸法安定化処理を行うこともできる。これにより、積層直後の積層成形体よりも軟化することになるが、それでも高温強度向上の効果を発揮する。そのため、Ｃｕを添加する量は、その効果を発現させるために０．５重量％以上とし、その上限は延性と耐食性を確保するために、５重量％以下とするのが好ましい。
　Ｍｇは、従来の鋳造用合金においては、約０．５重量％未満のＭｇとＳｉがＭｇ－Ｓｉ化合物を形成し、それによって析出硬化して常温強度の向上に寄与する。また、１～５重量％のＭｇは、３００℃における高温強度を向上させることが知られている。
　しかし、金属積層工法では１０３℃／ｓ程度の凝固速度を有するために、多くのＭｇがアルミニウムマトリックスに固溶し、積層時の温度によりその一部は析出する。Ｔ６処理（溶体化処理、水焼き入れ、焼き戻し）を行い、また、３００℃程度の温度により、軟化してしまうが、それでも高温強度向上の効果を有する。そのため、Ｍｇを添加する量は、その効果を発現させるためには０．５重量％以上が好ましく、延性を確保するために、５重量％以下が好ましい。
　Ｎｉは、従来の鋳造用合金においては、高温強度を上げるために添加される。これに対し、金属積層工法では、１０３℃／ｓ程度の凝固速度を有するために、Ａｌとの間で形成されるＮｉ－Ａｌ化合物は極めて微細となる。このためには、Ｎｉを添加する量は、０．３～３重量％であるのが好ましい。
　以上、本実施形態に係る積層成形体の原料アルミニウム合金の組成について説明したが、このような原料アルミニウム合金の粉末を金属積層工法により成形することにより、積層成形体を得ることが出来る。以下、本発明に使用可能な積層工法について説明する。
　一般に、金属積層工法は、以下の工程により行われる。
　（１）一定厚みの金属粉末層を一層敷きつめる。
　（２）固化したいところに対して局部的に電子ビームあるいはレーザーにより粉末層を加熱し、粉末を瞬間溶融するとともに瞬間固化する。この場合、電子ビームあるいはレーザーは、３Ｄデータ・スライスデータに基づき走査される。
　（３）製造テーブルを降下させ、更に１層の金属粉末層を敷きつめる。
　（４）以上の工程を繰返し、金属粉末を積層して、最終形状の積層成形体を得る。その後、未固化の粉末を取り除いて、積層成形体を取り出す。
　本実施形態に係る積層成形体の製造に使用可能な金属積層工法としては、電子ビーム積層装置を用いて行われる電子ビーム積層工法と、レーザー積層装置を用いて行われるレーザー積層工法とがある。
　また、本実施形態に係る積層工法として、デポジット方式を採用することもできる。デポジット方式としては、所望の箇所に金属粉末を噴射して、該箇所を溶融させながら堆積する方法や、合金ワイヤーを溶融させながら堆積する方法が挙げられる。
　以上のように、積層工法を用いて設計された積層成形体は、成形後そのまま最終製品として使用する以外に、以下の処理、加工を施すことも可能である。
　（１）積層後、時効処理を行う。時効処理を行うと、急速凝固により固溶している元素を化合物として析出させて強化することができ、積層成形体の強度改善を図ることができる。また、その場合、合金の種類の複合添加により、例えば、析出物の均一分散を促進することも可能である。Ｚｒ、Ｃｒの複合添加はその一例である。
　（２）積層後、加工を行う。加工を行うことは結晶の微細化につながり、積層成形体の強度改善を図ることができる。
　（３）積層後、時効処理、加工を行う。あるいは、積層後、加工、時効処理を行う。これらのいずれかの処理により、結晶粒の微細化と微細析出物の形成による相乗効果を生み出すことも可能である。
　以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
　実施例１～１７、比較例１～５
　下記表１に示す組成のＡｌ合金粉末（平均粒径：３５μｍ）を用い、レーザー積層法により、２０ｍｍ×３０ｍｍで、高さ５０ｍｍの２１種の積層成形体（実施例１～１７、比較例１～４）を作成し、標点間距離が５ｍｍ、平行部幅が２ｍｍ、全長２０ｍｍの試験片を積層成形体の高さ方向から切り出した。また、比較例５においては、高圧鋳造法により成形体を作成した。比較例５の高圧鋳造法による素材は、直径１０ｍｍ×長さ１００ｍｍの鋳造材から切り出された平行部直径６．３ｍｍ、標点間距離が３０ｍｍの試験片で評価した。比較例８、実施例１３、１４のＡＣ８Ａ相当の合金は、Ｔ６処理を行っていない積層成形体（ａｓ　ｂｕｉｌｔ材）であり、標点間距離が１２ｍｍ、平行部幅が４ｍｍ、全長４０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍの試験片で評価した。
　なお、積層中に加熱なしの場合の積層時成形温度は７０℃とし、積層中に予熱した場合の積層時成形温度は２００℃（実施例１、２、４～９及び１２～１７、比較例１～４）、２５０℃（実施例３）、１６０℃（実施例１０）又は１８０℃（実施例１１）とした。
　これらの成形体について、常温引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）を測定し、及び成形体の歪みを観察した。それらの結果を下記表１に示す。
　下記表１から、Ｓｉ量が３重量％と少ない比較例１は、積層成形体の表面には問題はないが、積層成形体の内部の金属組織中には多くの粒界割れが認められ、引張強さは１５０ＭＰａと低いことがわかる。比較例２であるＭｎを含有しないＡｌ－１０％Ｓｉ－０．３７％Ｍｇ合金においては、積層時成形温度が７０℃の場合、引張強さは４００ＭＰａを超える値を示すが、２００℃では２９０ＭＰａと低い値を示した。
　比較例３は、Ｓｉ量が２５重量％と多い場合であり、積層成形体の表面には問題はないが、引張強さは３２０ＭＰａと高いものの、伸びは２％及び３％と低い値を示した。なお、積層温度が７０℃ではわずかではあるが歪みを発生したのに対して、積層時成形温度が２００℃では歪も割れも確認されなかった。
　比較例４は、ＭｎとＣｒの総重量が１０重量％を超えるため、高い引張強さを示すものの、伸びが低い。
　比較例５は、Ａｌ－Ｍｇ系合金の引張強さの向上、鋳造割れ防止のためにＳｉが添加されている。また、引張強さ向上のためにＭｎが添加されている。しかし、引張強さは３００ＭＰａ以下である。
　一方、実施例１～１７のいずれにおいても、積層時成形温度が２００℃、１６０℃、１８０℃、又は２５０℃と異なるが、また、合金成分により異なるが、引張強さは３３０ＭＰａから４８０ＭＰａの高い値を示した。特に、１．５重量％以上のＭｎを含有する場合（実施例４、５、６）には、４５０ＭＰａ以上の引張強さの値を示した。また、実施例２に比較して、実施例１７は、Ｓｉの含有量が少ないが、実施例２よりも高い引張強さと高い伸びを示した。実施例１７の引張強さは実施例４以上であり、伸びは実施例２より２％高い値を示した。表１には記載していないが、実施例１７は、３１０ＭＰａと高い耐力を示し、この値は実施例２よりも９０ＭＰａ高い値であった。このような現象は、（１）Ｓｉの含有量を低下させることで網目状の共晶Ｓｉの量が減少し、亀裂の起点と進展が抑制されること、及び（２）Ｍｎ添加による微細金属間化合物（晶出物、析出物）とＭｎが溶け込む固溶体が形成されることが相俟って、引張強さと伸びが改善したものと考えられる。
　Ｍｎ及びＣｒの１種以上を含有する積層成形体においてこのような効果が発現するためのＳｉ量としては、４～８重量％が好ましい。Ｓｉ量が４重量％未満となると、積層体中に割れが発生しやすくなる。Ｓｉ量が８重量％を超えると、それ以下のＳｉ量よりも引張強さ、伸びを共に高くすることが難しくなる。
　また、実施例１０～１３のＣｒ含有合金のいずれにおいても、Ｍｎ単独含有の場合と同様、４００ＭＰａ以上の高い値を示した。実施例１４は実施例１３に対してＺｒが、実施例１５は実施例２に対してＴｉが添加されている。これにより、伸びを低下させることなく、引張強さを改善している。
　実施例１６は、比較例５と異なり高い引張強さ、伸びを示した。これは、共晶Ｍｇ２Ｓｉ相が急速凝固により微細であること以外に、高圧鋳造材ではＡｌ－Ｍｎ化合物を形成しているＭｎがアルミニウムに多量に固溶し、析出強化することと、アルミニウムと微細晶出物を形成していることによると考えられる。
　また、Ｓｉ，Ｍｇなどの硬化元素を含まなくても、アルミニウムにＭｎを含有するだけで（実施例９）、３３０ＭＰａの高い引張強さを示し、表中には記載していないが、マイクロビッカース硬さは９０を示した。この値は、積層成形体を４００℃まで加熱しても変化しない。これらの現象は、Ｍｎが積層中にアルミニウムに多量に固溶して、積層中の熱により微細な析出物が生成され、Ｍｇ－Ａｌ析出物が過時効により軟化する２００℃以上の高温域においてもＭｎ－Ａｌ化合物は形態変化しないことにより、高い引張強さ、硬さが得られるものと考えられる。また、微細な晶出物も関係していると考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記表１において、
　歪みの表示・・・◎：歪みなし、割れなし、○：歪み小、割れなし、△：粒界割れ（外面割れなし）、×：成形体表面に割れ
　なお、含有元素Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ及びＮｉの数値は、すべて重量％である。なお、以下の表２～４においても同様である。
　実施例１８～２８、比較例６～８
　下記表２に示す組成のＡｌ合金粉末（平均粒径：３５μｍ）を用い、レーザー積層法により、１０ｍｍ×１０ｍｍで、長さ８０ｍｍの１４種の積層成形体（実施例１８～２８、比較例７～８）を作成し、標点間距離が１２ｍｍ、平行部幅が４ｍｍ、全長４０ｍｍの試験片を積層成形体から切り出した。
　なお、積層中に加熱なしの場合の積層時成形温度は７０℃（実施例１８～２０、比較例７）とし、積層中に予熱した場合の積層時成形温度は２００℃（実施例１８～２１、２３～２８、比較例７～８）又は２５０℃（実施例２２）とした。
　比較例６においては、従来製造法である金型鋳造法により、ピストン合金の代表であるＪＩＳＡＣ８Ａ合金の成形体を作成した。
　これらの成形体について、高温引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）を測定し、及び成形体の歪みを観察した。なお、高温引張強さは、３００℃での引張強さ（ＭＰａ）である。
　下記表２に示すように、金型鋳造法により作成された比較例６の成形体は、８０ＭＰａの引張強さ、２５％の伸び％を示した。ＡＣ８Ａ合金をレーザー積層法で成形した比較例７の積層成形体は、ＡＣ８Ａ合金が有する高い伸び値を示すものの、引張強さが６５ＭＰａとやや低い。
　Ｔ６処理をしていない比較例８の積層成形体は、Ｔ６処理をした比較例７に比較して高温引張強さが高いが、比較例６の金型鋳造材に比較して低い。
　一方、ＡＣ８Ａ合金にＭｎが添加された実施例１８～２０では、積層時成形温度が７０℃、２００℃のいずれの場合においても、引張強さは８５～１２０ＭＰａの高い値を示した。また、実施例２１及び２２では、積層温度が２５０℃（実施例２２）であっても、Ｎｉ、Ｃｕなどの耐熱特性向上に係る元素を含まなくても（実施例２１、２２）、Ｓｉ、Ｍｇ及びＭｎを含有することにより、８０ＭＰａという高い引張強さを示している。これらの現象は、上記表１に示す結果において説明したように、積層中に過飽和にアルミニウムに多量に固溶したＭｎから積層中に発生した微細な析出物と微細な晶出物によるものと考えられる。
　実施例２３ではＣｒが、実施例２４では、ＣｒとＭｎが含まれている。Ｍｎのみが含まれていた実施例１８～２２と同様、８５ＭＰａ以上の高い高温引張強さを示す。実施例１８～２４の積層成形体においては、Ｔ６処理後、３００℃で１０時間保持された後、３００℃にて高温引張試験を実施しているが、実施例２５～２８の積層成形体においては、Ｔ６処理を行うことなく、３００℃にて高温引張試験を実施した。積層時に多量に固溶したＭｎ、Ｃｒが３００℃においても依然安定に固溶していることと微細な晶出物によるものと考えられる。
　実施例２７、２８においてはそれぞれＴｉ、Ｚｒが含まれており、これら元素の固溶強化、析出強化あるいは結晶微細化の効果のためか、引張強さが高くなっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記表２において、
　歪みの表示・・・◎：歪みなし、割れなし、○：歪み小、割れなし、△：粒界割れ（外面割れなし）、×：成形体表面に割れ
　高温引張試験の前の加熱処理・・・１）成形体をＴ６処理（５１０℃×２時間⇒水焼き入れ⇒１７０℃×４時間）後、３００℃×１０時間
２）Ｔ６処理なしの積層成形体を３００℃×１０時間
　高温引張試験の条件・・・３００℃×１０分保持後、変位速度５ｍｍ／ｍｉｎにて試験
　実施例２９～５１、比較例９～１４
　下記表３に示す組成のＡｌ合金粉末（平均粒径：３５μｍ）を用い、レーザー積層法により、１０ｍｍ×１０ｍｍで、長さ８０ｍｍの２５種の積層成形体（実施例２９～５１、比較例１０～１４）を作成し、標点間距離が１２ｍｍ、平行部幅が４ｍｍ、全長４０ｍｍの試験片を積層成形体から切り出した。なお、積層中に加熱なしの場合の積層時成形温度は７０℃とし、積層中に予熱した場合の積層時成形温度は２００℃とした。
　比較例９においては、従来製造法である金型鋳造法により、ピストン合金の代表であるＪＩＳＡＣ８Ａ合金の成形体を作成した。
　これらの成形体について、高温引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）を測定し、及び成形体の歪みを観察した。なお、高温引張強さは、３００℃での引張強さ（ＭＰａ）である。
　下記表３に示すように、金型鋳造法により作成された比較例９の成形体は、８０ＭＰａの引張強さ、２５％の伸びを示した。ＡＣ８Ａ合金をレーザー積層法で成形した比較例１０の積層成形体は、ＡＣ８Ａ合金が有する高い伸び値を示すものの、引張強さが６５ＭＰａとやや低い。比較例１１～１４においては、Ｍｎを２重量％以上含み、Ｆｅ及びＭｎを共に多く含む場合、積層成形体の表面、内部に大割れを発生し、積層成形品を得ることができない。比較例１４は、割れは生じないが、Ｆｅの単独添加であり、伸びが低い。
　一方、実施例２９～５１で用いた合金は、Ｆｅを３～９重量％、Ｍｎを１．５重量％以下含んだＡＣ８Ａ合金、又はＦｅを０．３～２重量％、Ｍｎ若しくはＣｒを１．５～１０重量％含んだＡＣ８Ａ合金である。下記表３に示すように、実施例２９～５１のいずれにおいても、また、積層時成形温度が７０℃、２００℃のいずれの場合においても、割れが積層成形体に発生することはなかった。
　アルミニウム合金が、総重量で１．５重量％を超え、１０％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上を含む場合には、Ｆｅ量を０．３重量％を超え２重量％以下に抑え、１重量％を超え、１０重量％以下のＦｅを含む場合には、Ｍｎ及びＣｒの総重量を１．５重量％以下に抑えることで、積層成形体が割れにくくなる。また、Ｆｅ単独添加あるいはＦｅ、Ｃｒ及びＭｎの１種以上複合添加のいずれにおいても、実施例２９～５１に係る積層成形体は、比較例９の成形体が示す高温引張強さ８０ＭＰａよりも高い高温引張強さを示す。
　特に、表２でも示したように、Ｆｅの単独含有の場合はもちろん、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上含有の場合においても、熱処理（Ｔ６処理）を行っていない積層成形体を（ａｓ　ｂｕｉｌｔ）評価した３００℃の高温引張強さは、積層成形体をＴ６処理したときの高温引張強さと比較して約１．５倍以上の値を示す。これは、Ｔ６処理において５００℃以上に保持することにより、（１）積層時にアルミニウムのマトリックスに過飽和に固溶していたＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの元素が昇温時に粗大に析出してしまい、その後の焼き入れによって積層成形体（ａｓ　ｂｕｉｌｔ）以上にそれら元素が再固溶しないこと、（２）積層成形体（ａｓ　ｂｕｉｌｔ）に形成されていた微細晶出物（共晶ＳｉやＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒなどの金属を含む化合物）の形態が変化し、粗大化することによると考えられる。
　積層成形体のＴ６処理前後の金属組織を図４～図６に示す。図４は、実施例４９及び３３に係る積層成形体（ＡＣ８Ａ＋３％Ｆｅ）の組織を示す写真図である。図５は、実施例２５及び１８に係る積層成形体（ＡＣ８Ａ＋３％Ｍｎ）の組織を示す写真図である。図６は、実施例２６及び２３に係る積層成形体（ＡＣ８Ａ＋３％Ｃｒ）の組織を示す写真図である。実施例４９、２５及び２６は、積層後、熱処理（Ｔ６処理）を行う前の積層成形体であり、実施例３３、１８及び２３は、積層後、熱処理（Ｔ６処理）を行った後の積層成形体である。図４～６に示すように、Ｔ６処理により、網目状の共晶Ｓｉは２～３μｍに粗大化し、網目状の遷移金属の化合物も１μｍ以上に粒状粗大化しているのが判る。
　実施例４３～４７は、Ｌ１２規則構造を有するアルミニウムとの非平衡の微細組織を形成する特徴があるチタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、バナジウム（Ｖ）、スカンジウム（Ｓｃ）、リチウム（Ｌｉ）をそれぞれ添加した場合の積層成形体である。表３に示すように、これらの元素を添加することで、無添加の場合と比較して、高温引張強さが４～１０ＭＰａ程度増加することがわかる。なお、これらの元素の添加量を上記の範囲を超える値とすることは、製造上難しいのと併せて、延性を低下させることになる。また、積層成形体を５００℃以上に熱処理しない場合に、その析出硬化はより発現する。
　なお、実施例３８はＳｉ量を多く含むアルミニウム合金を用いた場合であり、ＡＣ８Ａ合金を用いた場合よりも高い値を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記表３において、
　歪みの表示・・・◎：歪みなし、割れなし、○：歪み小、割れなし、△：粒界割れ（外面割れなし）、×：成形体表面に割れ
　高温引張試験の前の加熱処理・・・１）成形体をＴ６処理（５１０℃×２時間⇒水焼き入れ⇒１７０℃×４時間）後、３００℃×１０時間
２）Ｔ６処理なしの積層成形体を３００℃×１０時間
　高温引張試験の条件・・・３００℃×１０分保持後、変位速度５ｍｍ／ｍｉｎにて試験
　実施例５２～７１、比較例１５～２０
　下記表４に示す組成のＡｌ合金粉末（平均粒径：３５μｍ）を用い、電子ビーム積層法により、１０ｍｍ×１０ｍｍで、長さ８０ｍｍの２４種の積層成形体（実施例５２～７１、比較例１７～２０）を作成し、標点間距離が１２ｍｍ、平行部幅が４ｍｍ、全長４０ｍｍの試験片を積層成形体から切り出した。なお、積層時成形温度は４５０℃とした。また、実施例６９～７１の積層時成形温度は、それぞれ３５０℃、３００℃、２６０℃とした。比較例２０の積層時成形温度は、４８０℃とした。
　比較例１５においては、従来製造法である金型鋳造法により、ピストン合金の代表であるＪＩＳＡＣ８Ａ合金の成形体を作成した。
　比較例１６においては、レーザー積層法により、同様の積層成形体を作成した。
　これらの成形体について、高温引張強さ（ＭＰａ）、伸び（％）を測定し、成形体の歪みを観察し、及び化合物のサイズを測定した。なお、高温引張強さは、３００℃での引張強さ（ＭＰａ）である。
　下記表４に示すように、金型鋳造法により作成された比較例１５の成形体は、８０ＭＰａの引張強さ、２５％の伸びを示した。ＡＣ８Ａ合金をレーザー積層法で成形した比較例１６の積層成形体は、ＡＣ８Ａ合金が有する高い伸び値を示すものの、高温引張強さが６２ＭＰａと低い。
　電子ビーム積層法で成形した比較例１７～１９の積層成形体は、ＦｅとＭｎの合計量が１０重量％を超えており、積層時に形成されたＡｌとＦｅの化合物やＦｅとＭｎの化合物に付加された熱量がレーザー積層法よりも大きいために、化合物のサイズが２００μｍを超える粗大なものとなり、高温引張試験における伸びが低い。ただし、積層時成形温度が４５０℃と高いために、割れが積層成形体に発生することはない。これは、溶解直後の温度と溶解前温度との差が小さくなることで、熱応力が小さくなるためと考えられる。また、比較例２０においては、積層時成形温度が積層する合金の融点近傍（４８０℃）と高いことから、４５０℃の場合よりも金属間化合物のサイズが粗大化し、実施例５６と比較して引張強さ、伸びが低い。
　一方、実施例５２～６６で用いた合金は、Ｆｅ、Ｃｒ及びＭｎの合計量が１．０～１０重量％であるＡＣ８Ａ合金である。下記表４に示したように、実施例５２～６８のいずれの積層成形体においても、電子ビーム積層法による積層時成形温度が４５０℃と高いために、割れが積層成形体に発生することはない。また、高温引張強さは、ＡＣ８Ａ合金（比較例１５、１６）以上である。
　ただし、電子ビーム積層法による積層成形体は、積層時に熱影響を大きく受けているために、化合物は粗大化し、またアルミニウム中にＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎなどの元素は過飽和に溶け込むことができないために、表２及び表３に示したように、熱処理なしの積層成形体の引張強さが、Ｔ６処理した積層成形体よりも高い強度が示すことはなかった。
　表４に示す実施例５５での引張強さ、伸びに比較して、実施例６７に示す熱処理をしない積層成形体はやや低い値を示した。
　また、実施例６８～７０で用いた合金は、Ｆｅ、Ｃｒ及びＭｎの合計量が１．０～１０重量％の範囲にある。実施例６８では、Ｃｒ量が３．１重量％のＡＣ８Ａ合金であり、Ｍｎ添加の実施例５５の成形体と同様な引張強さ、伸びを示した。実施例６９～７１の積層時成形温度はそれぞれ３５０℃、３００℃、２６０℃である。積層成形温度を３５０℃にすることで、積層のまま（熱処理なし）であっても、実施例５２（積層成形温度４５０℃、熱処理あり）よりも高い引張強さ、伸びを示した。これは、積層成形中にＦｅ、Ｍｎを含む金属間化合物の粗大化が小さくなったことによる。さらに積層時成形温度が３００℃、２６０℃と低下することで、さらにそのサイズは小さくなり、より高い引張強さを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記表４において、
　歪みの表示・・・◎：歪みなし、割れなし、○：歪み小、割れなし、△：粒界割れ（外面割れなし）、×：成形体表面に割れ
　化合物の最長径サイズ・・・○：２００μｍ未満、×：２００μｍ以上
　高温引張試験の前の加熱処理・・・１）成形体をＴ６処理（５１０℃×２時間⇒水焼き入れ⇒１７０℃×４時間）後、３００℃×１０時間
２）Ｔ６処理なしの積層成形体を３００℃×１０時間
　高温引張試験の条件・・・３００℃×１０分保持後、変位速度５ｍｍ／ｍｉｎにて試験

Claims (26)

  1. 　不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、総重量が０．３～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、
    　Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体。
  2. 　前記アルミニウム合金が、１～２０重量％のＳｉ、０．２～７．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有す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積層成形体。
  3. 　前記アルミニウム合金が、４～１５重量％のＳｉ、０．２～１．０重量％のＭｇを含有し、前記Ｍｎ及びＣｒの総重量が０．３～２．５重量％であることを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金積層成形体。
  4. 　前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉを含有し、前記Ｍｎ及びＣｒの総重量が１．５～５．０重量％であることを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金積層成形体。
  5. 　前記アルミニウム合金が、１～３重量％のＳｉ、４．０～６．０重量％のＭｇを含有し、前記Ｍｎ及びＣｒの総重量が０．５～２．５重量％であることを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金積層成形体。
  6. 　前記アルミニウム合金が、０．２～３重量％のＴｉ、０．２～５重量％のＺｒ、０．２～５重量％のＳｃ、０．２～１０重量％のＬｉ及び０．２～５重量％のＶのいずれか１種以上の元素を更に含有すること特徴とする請求項１乃至５いずれか１項記載のアルミニウム合金積層成形体。
  7. 　室温での引張強さが３２０ＭＰａを超えることを特徴とする請求項１乃至６いずれか１項記載のアルミニウム合金積層成形体。
  8. 　０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、総重量が１．５重量％を超え、１０重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、
    　Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体。
  9. 　１重量％を超え、１０重量％以下となるＦｅと、総重量が１．５重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形してなり、
    　Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの２種以上を含む金属間化合物、並びに、Ｍｎ、Ｆｅ及びＣｒの１種以上の元素が溶け込むアルミニウム合金固溶体のいずれか１以上で構成されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体。
  10. 　前記アルミニウム合金が、４～３０重量％のＳｉ、０．５～５．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有す
    ることを特徴とする請求項８又は９に記載のアルミニウム合金積層成形体。
  11. 　前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの総重量が１．８～５．０重量％であることを特徴とする請求項８に記載のアルミニウム合金積層成形体。
  12. 　前記アルミニウム合金が、８～２０重量％のＳｉ、０．５～２．０重量％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｒの総重量が１．０～５．０重量％であることを特徴とする請求項９に記載のアルミニウム合金積層成形体。
  13. 　前記アルミニウム合金が、０．２～３重量％のＴｉ、０．２～５重量％のＺｒ、０．２～５重量％のＳｃ、０．２～１０重量％のＬｉ及び０．２～５重量％のＶのいずれか１種以上の元素を更に含有すること特徴とする請求項８乃至１２いずれか１項記載のアルミニウム合金積層成形体。
  14. 　３００℃での引張強さが１００ＭＰａを超えることを特徴とする請求項８乃至１３いずれか１項記載のアルミニウム合金積層成形体。
  15. 　不可避不純物である０．３重量％以下のＦｅと、総重量が０．３～１０重量％となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  16. 　前記原料金属の積層は、前記原料金属が載置される下部プレートの計測温度を１５０～２５０℃に管理して行われることを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  17. 　前記アルミニウム合金が、１～２０重量％のＳｉ、０．２～７．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することを特徴とする請求項１５又は１６に記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  18. 　前記Ｓｉが４～１５重量％、前記Ｍｇが０．２～１．０重量％であり、前記Ｍｎ及びＣｒの総重量が０．３～２．５重量％であることを特徴とする請求項１７記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  19. 　前記Ｓｉが８～２０重量％、前記Ｍｇが０．５～２．０重量％、前記Ｃｕが０．５～５重量％、前記Ｎｉが０．５～３重量％であり、前記Ｍｎ及びＣｒの総重量が１．５～５．０重量％であることを特徴とする請求項１７記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  20. 　前記Ｓｉが１～３重量％、前記Ｍｇが４．０～６．０重量％であり、前記Ｍｎ及びＣｒの総重量が０．５～２．５重量％であることを特徴とする請求項１７記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  21. 　０．３重量％を超え、２重量％以下のＦｅと、総重量が１．５重量％を超え、１０重量％以下となるＭｎ及びＣｒのいずれか１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  22. 　１重量％を超え、１０重量％以下となるＦｅと、総重量が１．５重量％以下となるＭｎ及びＣｒの１種以上とを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備することを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  23. 　前記原料金属の積層は、前記原料金属が載置される下部プレートの計測温度を１５０～３００℃に管理して行われることを特徴とする請求項２１又は２２に記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  24. 　総重量が２～１０重量％であるＦｅ、Ｍｎ、及びＣｒを含有するアルミニウム合金からなる原料金属を積層工法により成形する工程を具備し、前記積層時の下部プレートの計測温度が２５０℃を超え、４５０℃以下に管理されていることを特徴とするアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  25. 　前記アルミニウム合金が、４～３０重量％のＳｉ、０．５～５．０重量％のＭｇ、０．５～５重量％のＣｕ及び０．５～３重量％のＮｉのいずれか１種以上の元素を更に含有することを特徴とする請求項２１乃至２４いずれか１項記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
  26. 　前記アルミニウム合金が、０．２～３重量％のＴｉ、０．２～５重量％のＺｒ、０．２～５重量％のＳｃ、０．２～１０重量％のＬｉ及び０．２～５重量％のＶのいずれか１種以上の元素を更に含有することを特徴とする請求項１５乃至２５いずれか１項記載のアルミニウム合金積層成形体の製造方法。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020165543A1 (fr) * 2019-02-15 2020-08-20 C-Tec Constellium Technology Center Procede de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2021034224A1 (ru) * 2019-08-22 2021-02-25 Акционерное Общество "Объединенная Компания Русал Уральский Алюминий" Порошковый алюминиевый материал
US20210230721A1 (en) * 2018-10-05 2021-07-29 C-Tec Constellium Technology Center Process for manufacturing an aluminum alloy part
CN113330132A (zh) * 2019-01-24 2021-08-31 肯联铝业技术中心 制造至少包含锆和镁的铝合金零件的方法
JP2021188103A (ja) * 2020-06-02 2021-12-13 株式会社コイワイ 高強度アルミニウム合金急冷凝固体及びその製造方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210102276A1 (en) * 2017-02-01 2021-04-08 Hrl Laboratories, Llc Aluminum-chromium-zirconium alloys
FR3086873B1 (fr) * 2018-10-05 2022-05-27 C Tec Constellium Tech Center Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
DE102018127401A1 (de) * 2018-11-02 2020-05-07 AM Metals GmbH Hochfeste Aluminiumlegierungen für die additive Fertigung von dreidimensionalen Objekten
FR3092777A1 (fr) * 2019-02-15 2020-08-21 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
RU2730821C1 (ru) * 2019-12-27 2020-08-26 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Жаропрочный порошковый алюминиевый материал
CN115380127A (zh) * 2020-01-31 2022-11-22 Hrl实验室有限责任公司 铝-铬-锆合金
EP4140617A4 (en) * 2020-04-21 2024-05-15 Nippon Light Metal Co., Ltd. CAST ALUMINUM BODY AND PRODUCTION METHOD THEREFOR
FR3110097B1 (fr) * 2020-05-13 2022-11-18 C Tec Constellium Tech Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
FR3110095B1 (fr) * 2020-05-13 2022-11-11 C Tec Constellium Tech Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
CN112048647A (zh) * 2020-09-02 2020-12-08 中国航发北京航空材料研究院 一种激光增材制造用Al-Si-Mg-Sc-Zr铝合金粉末
CN112251649B (zh) * 2020-09-09 2022-09-23 科曼车辆部件系统(苏州)有限公司 一种原位合成颗粒增强铝基耐磨复合材料及其制备方法
CN112981392B (zh) * 2021-01-26 2022-11-04 山东新升实业发展有限责任公司 一种激光熔覆材料
JP2022150384A (ja) 2021-03-26 2022-10-07 本田技研工業株式会社 アルミニウム合金、積層造形物の製造方法および積層造形物
FR3123235A1 (fr) * 2021-05-28 2022-12-02 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium mettant en œuvre une technique de fabrication additive avec préchauffage.
CN114160922B (zh) * 2021-12-22 2022-12-09 北京航空航天大学 提高铝合金gtaw waam精度及效率的系统及方法
CN114807690A (zh) * 2022-04-27 2022-07-29 山东裕航特种合金装备有限公司 一种可塑性铝锂合金及其制备方法
WO2024048895A1 (ko) * 2022-09-01 2024-03-07 한국재료연구원 알루미늄 합금 주조재 및 이를 포함하는 브레이크 디스크

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH059641A (ja) 1991-07-04 1993-01-19 Sumitomo Electric Ind Ltd 微細結晶粒タングステン合金およびその製造方法
JPH0525502A (ja) 1991-07-23 1993-02-02 Ube Ind Ltd 金属粉末成形材の製造方法
JPH05171327A (ja) 1991-12-17 1993-07-09 Ube Ind Ltd 高圧鋳造用アルミニウム合金
JPH08232053A (ja) 1995-02-24 1996-09-10 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法
JPH10317008A (ja) 1997-05-14 1998-12-02 Japan Steel Works Ltd:The 金属粉末焼結体の製造方法
JPH11226723A (ja) * 1998-02-13 1999-08-24 Nippon Light Metal Co Ltd 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材及びその製造方法
JP2002206133A (ja) 2000-10-25 2002-07-26 Nippon Light Metal Co Ltd ダイカスト用アルミニウム合金、アルミニウムダイカスト製品およびその製造方法
JP2015525290A (ja) * 2012-05-28 2015-09-03 レニショウ パブリック リミテッド カンパニーＲｅｎｉｓｈａｗ Ｐｕｂｌｉｃ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｃｏｍｐａｎｙ 金属物品の製造

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102005025348B4 (de) * 2005-05-31 2007-08-02 Trumpf Werkzeugmaschinen Gmbh + Co. Kg Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers sowie Sensoreinheit zu dessen Durchführung
EP2049696B1 (en) * 2006-06-30 2016-03-02 Constellium Rolled Products Ravenswood, LLC High strength, heat treatable al-zn-mg aluminum alloy
JP5482787B2 (ja) * 2009-03-31 2014-05-07 日立金属株式会社 耐力に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金及びそれからなる鋳造部材
JP5482899B2 (ja) * 2010-07-16 2014-05-07 日本軽金属株式会社 高温強度と熱伝導率に優れたアルミニウム合金及びその製造方法
US20130307383A1 (en) * 2011-01-27 2013-11-21 Nippon Light Metal Company, Ltd. High electric resistance aluminum alloy
CN102400001B (zh) * 2011-12-02 2015-02-11 九江学院 一种原位金属间化合物颗粒增强铝基复合材料的制备方法
CN104775062B (zh) * 2015-04-21 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度铝合金材料、铝合金板及其制造方法
US20170016093A1 (en) * 2015-07-16 2017-01-19 Hamilton Sundstrand Corporation Method of manufacturing aluminum alloy articles
US10030288B2 (en) * 2015-07-16 2018-07-24 Hamilton Sundstrand Corporation Method of manufacturing aluminum alloy articles
EP3344787B1 (en) * 2015-09-03 2022-11-02 Questek Innovations LLC Aluminum alloys
KR20170047016A (ko) * 2015-10-22 2017-05-04 영남대학교 산학협력단 알루미늄 및 알루미늄 합금의 분말성형방법
CN105386036A (zh) * 2015-10-28 2016-03-09 西安铂力特激光成形技术有限公司 一种复杂内流道铝合金零件的激光精密成形方法
TWI613296B (zh) * 2016-11-10 2018-02-01 財團法人工業技術研究院 鋁合金粉體及鋁合金物件的製造方法
US20190032175A1 (en) * 2017-02-01 2019-01-31 Hrl Laboratories, Llc Aluminum alloys with grain refiners, and methods for making and using the same

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH059641A (ja) 1991-07-04 1993-01-19 Sumitomo Electric Ind Ltd 微細結晶粒タングステン合金およびその製造方法
JPH0525502A (ja) 1991-07-23 1993-02-02 Ube Ind Ltd 金属粉末成形材の製造方法
JPH05171327A (ja) 1991-12-17 1993-07-09 Ube Ind Ltd 高圧鋳造用アルミニウム合金
JPH08232053A (ja) 1995-02-24 1996-09-10 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法
JPH10317008A (ja) 1997-05-14 1998-12-02 Japan Steel Works Ltd:The 金属粉末焼結体の製造方法
JPH11226723A (ja) * 1998-02-13 1999-08-24 Nippon Light Metal Co Ltd 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材及びその製造方法
JP2002206133A (ja) 2000-10-25 2002-07-26 Nippon Light Metal Co Ltd ダイカスト用アルミニウム合金、アルミニウムダイカスト製品およびその製造方法
JP2015525290A (ja) * 2012-05-28 2015-09-03 レニショウ パブリック リミテッド カンパニーＲｅｎｉｓｈａｗ Ｐｕｂｌｉｃ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｃｏｍｐａｎｙ 金属物品の製造

Non-Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ADACHI ET AL., JOURNAL OF JAPAN INSTITUTE OF LIGHT METALS, vol. 66, 2016, pages 360 - 367
ADACHI, MITSURU ET AL.: "Formation of light metal using additive manufacturing method", JOURNAL OF JAPAN INSTITUTE OF LIGHT METALS, vol. 66, no. 7, 1 January 2016 (2016-01-01), pages 360 - 367, XP055646321 *
BAUDANA, G. ET AL.: "Electron beam melting of Ti- 48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si: feasibility investigation", INTERMETALLICS, vol. 73, June 2016 (2016-06-01), pages 43 - 49, XP029516818, ISSN: 0966-9795 *
KUSABA ET AL., THE JAPAN INSTITUTE OF METALS AND MATERIALS ANNUAL FALL MEETING, 2016, pages 363
SHIBUE, JOURNAL OF JAPAN INSTITUTE OF LIGHT METALS, vol. 39, 1989, pages 850 - 861

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210230721A1 (en) * 2018-10-05 2021-07-29 C-Tec Constellium Technology Center Process for manufacturing an aluminum alloy part
CN113330132A (zh) * 2019-01-24 2021-08-31 肯联铝业技术中心 制造至少包含锆和镁的铝合金零件的方法
WO2020165543A1 (fr) * 2019-02-15 2020-08-20 C-Tec Constellium Technology Center Procede de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2021034224A1 (ru) * 2019-08-22 2021-02-25 Акционерное Общество "Объединенная Компания Русал Уральский Алюминий" Порошковый алюминиевый материал
JP2021188103A (ja) * 2020-06-02 2021-12-13 株式会社コイワイ 高強度アルミニウム合金急冷凝固体及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
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