WO2021215305A1 - アルミニウム合金成形体及びその製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金成形体及びその製造方法 Download PDF

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molded body
alloy molded
transition metal
molded product
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政仁 谷津倉
隆史 長尾
継治 田代
潤 楠井
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日本軽金属株式会社
東洋アルミニウム株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy molded body and a method for producing the same, and more specifically, an aluminum alloy laminated molded body and its manufacturing method which can be suitably used as a member required to have both excellent heat resistance and high thermal conductivity. It relates to an efficient manufacturing method.
  • Al-Fe-based aluminum alloys have high specific strength and excellent thermal conductivity, and also have good recyclability. Therefore, they are used for transportation equipment such as electric vehicles and aircraft, LED lighting, and various types of electronic electricity. It is expected to be used in a wide range of applications, including heat sink materials for equipment.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-204807
  • 8 mass% (hereinafter%) ⁇ Si ⁇ 11%, 0.2% ⁇ Mg ⁇ 0.3%, 0.3% ⁇ Fe ⁇ 0.
  • the balance is composed of Al and unavoidable impurities, and is held at 200 ° C. ⁇ T ⁇ 250 ° C. for 0.1 to 1 hour after casting. It has a high tensile strength at room temperature of 200 MPa or more and a thermal conductivity of 145 W /
  • An aluminum alloy member having a Km or more and a method for manufacturing the same are disclosed.
  • the fluidity is ensured and the seizure prevention is improved by optimizing the alloy composition containing impurities, and the heat due to the eutectic Si granulation after casting is achieved. It is said that it has been found that the tensile strength at room temperature is as high as 200 MPa or more and the thermal conductivity is as high as 145 W / mK or more by shortening the heat treatment time by improving the conductivity.
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2015-127449
  • Si 0.15% or less
  • Fe 1.00 to 1.60%
  • Ti 0.005 to 0.02% in mass%.
  • Zr 0.0005 to 0.03%
  • Mn 0.01 to 0.50% if necessary
  • Si has a composition of residual aluminum and unavoidable impurities, and has an average crystal grain size of 25 ⁇ m or less.
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2020-33598
  • Fe and Er are contained, the balance is Al and unavoidable impurities, Fe is about 5% by weight to about 15% by weight, and Er is.
  • the Al—Fe—Er-based aluminum alloy of Patent Document 3 one of the purposes is to impart thermal stability, but in addition to being expensive due to the addition of Er, which is a rare earth element, the Al—Fe-based aluminum alloy is used. The recyclability of aluminum alloys is also reduced.
  • an object of the present invention is to provide an aluminum alloy molded body having excellent thermal stability and containing no rare earth elements and a method for producing the same. More specifically, it is an object of the present invention to provide an aluminum alloy molded body having a high hardness even at 200 ° C. and a method capable of efficiently producing the aluminum alloy molded body even when the aluminum alloy molded body has a complicated shape.
  • the present inventors have made an aluminum alloy material containing an appropriate amount of a transition metal element forming a co-crystal with Al as a raw material. We have found that it is extremely effective to obtain an aluminum alloy laminated molded body by a laminated molding method, and have arrived at the present invention.
  • the present invention It is an aluminum alloy laminated molded body that is molded by the additive manufacturing method.
  • a raw material is an aluminum alloy material containing 2 to 10% by mass of a transition metal element that forms a eutectic with Al, and the balance is Al and unavoidable impurities. Relative density is 98.5% or more,
  • the metallographic structure is composed of primary crystal ⁇ (Al) and a compound composed of Al and the transition metal element. The distance between the compounds in the region excluding the boundary of the melt pool is 200 nm or less.
  • An aluminum alloy molded article characterized by the above.
  • the transition metal element is Fe and the compound is an AlFe-based compound, but the transition metal element is not particularly limited as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Various conventionally known transition metal elements can be used. Examples of transition metal elements other than Fe include Ni and Co.
  • the case where the transition metal element is Fe will be mainly described.
  • the boundary portion of the melt pool is removed.
  • the distance between the AlFe-based compounds in the region is 200 nm or less.
  • the average particle size of the AlFe-based compound is preferably 20 to 100 nm.
  • the boundary region of the melt pool means a region where the distance from the boundary of the melt pool is up to 5 ⁇ m.
  • the aluminum alloy molded product of the present invention is molded by the additive manufacturing method, and even if it is a complicated shape or a hollow structure, it can have an arbitrary shape.
  • the relative density is 98.5% or more.
  • the shape and size of the aluminum alloy material may be appropriately selected according to the laminated molding method to be used, and a powdered aluminum alloy material or a wire-shaped aluminum alloy material can be preferably used.
  • the aluminum alloy molded product of the present invention is obtained by a laminated molding method and is formed by joining a large number of quenching and solidifying regions, the element as a whole is more uniform than that of a casting or the like. It is a distribution. As a result, extremely fine AlFe-based compounds are uniformly dispersed in a large amount throughout the aluminum alloy molded product.
  • unavoidable impurities in the aluminum alloy molded product of the present invention include Si, Cu, Mn, Mg, Zn, Cr and Ti.
  • the Vickers hardness at 200 ° C. is 60 HV or more. Having a Vickers hardness of 60 HV or more at 200 ° C., it can be suitably used for applications such as engine pistons, turbo impellers, and heat sink materials that are maintained at high temperatures. In addition, cooling performance may be required for engine pistons, and it is preferable to apply a high-temperature, high-strength material with high thermal conductivity.
  • the more preferable hardness at 200 ° C. is 70 HV or more, and the most preferable hardness is 80 HV or more.
  • the tensile strength at room temperature is 240 MPa or more.
  • the more preferable tensile strength is 250 MPa or more, and the most preferable tensile strength is 260 MPa or more.
  • the aluminum alloy molded product of the present invention has high tensile properties because extremely fine AlFe-based compounds are dispersed in a large amount and uniformly. Since the aluminum alloy molded product has these tensile properties, it can be suitably used in applications requiring strength and reliability.
  • the thermal conductivity is 100 W / mK or more.
  • Fe forms a fine AlFe-based compound, so that the amount of solid dissolved Fe is reduced and the strength and thermal conductivity are increased.
  • the strain of the aluminum base material is significantly reduced in the process of forming the AlFe-based compound, and high thermal conductivity is realized by these effects.
  • the present invention A laminating molding step of obtaining an aluminum alloy laminated molded body by molding an aluminum alloy material containing 2 to 10% by mass of a transition metal element forming a eutectic with Al and the balance being Al and unavoidable impurities by a laminating molding method. Having a heat treatment step of holding the aluminum alloy laminated molded body at 200 to 400 ° C., precipitating a compound composed of Al and the transition metal element, and reducing residual stress. Also provided is a method for producing an aluminum alloy molded product, which comprises the above.
  • the transition metal element is Fe and the compound is an AlFe-based compound, but the transition metal element is particularly limited as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • various conventionally known transition metal elements can be used. Examples of transition metal elements other than Fe include Ni and Co.
  • the case where the transition metal element is Fe will be mainly described.
  • the Vickers hardness is increased by performing the heat treatment at 200 to 400 ° C. for 1 hour, and the Vickers hardness can be 70 HV or more.
  • the thermal conductivity can be improved by the heat treatment.
  • the additive manufacturing method is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known additive manufacturing methods can be used.
  • the laminated molding method is a method capable of obtaining a molded body having a desired shape by depositing a raw material metal, and examples thereof include a powder bed melt-bonding method and a directed energy deposition method.
  • the heat source for melting the raw metal is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known heat sources can be used.
  • a laser or an electron beam can be preferably used. ..
  • an aluminum alloy molded body having excellent thermal stability and containing no rare earth elements and a method for producing the same. More specifically, it is possible to provide an aluminum alloy molded body having a high hardness even at 200 ° C. and a method capable of efficiently producing the aluminum alloy molded body even when the aluminum alloy molded body has a complicated shape.
  • FIG. 1 It is a schematic diagram of the cross-sectional macrostructure of the aluminum alloy molded body of this invention. It is a cross-section macro observation result of the aluminum alloy molded body (as is laminated) of Example 1. It is a cross-section macro observation result of the aluminum alloy molded body (as is laminated) of Comparative Example 2. It is the SEM observation result in the melt pool of the aluminum alloy molded article (as is laminated) of Example 1. It is the SEM observation result in the melt pool of the aluminum alloy molded body (as is laminated) of Example 2. It is the SEM observation result in the melt pool after heat-treating the aluminum alloy molded article obtained in Example 1 at 200 degreeC for 100 hours.
  • the aluminum alloy molded body of the present invention is an aluminum alloy laminated molded body formed by a laminated molding method, and contains 2 to 10% by mass of a transition metal element that forms a co-crystal with Al, and the balance remains. It is characterized in that the aluminum alloy material composed of Al and unavoidable impurities is used as a raw material, and the distance between Al and the compound composed of the transition metal element in the region excluding the boundary portion of the melt pool is 200 nm or less.
  • the composition, structure and various physical properties of the aluminum alloy molded product will be described in detail.
  • the aluminum alloy molded product of the present invention is made from an aluminum alloy material containing 2 to 10% by mass of a transition metal element that forms a co-crystal with Al, and the balance is Al and unavoidable impurities.
  • a transition metal element that forms a co-crystal with Al
  • the balance is Al and unavoidable impurities.
  • Fe 2% by mass or more of Fe
  • the Fe content is preferably 3 to 9% by mass, more preferably 4 to 8% by mass.
  • the transition metal element is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known transition metal elements can be used.
  • transition metal elements other than Fe include Ni and Co.
  • unavoidable impurities in the aluminum alloy molded product of the present invention include Si, Cu, Mn, Mg, Zn, Cr and Ti. Rare earth elements are positively excluded.
  • the aluminum alloy molded body 2 of the present invention is formed by a layered manufacturing method, and has a macrostructure in which a plurality of melt pools 4 are joined.
  • the number of melt pools 4 in the vertical direction and the horizontal direction of the aluminum alloy molded body 2 is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and the aluminum alloy molded body 2 is appropriately adjusted to have a desired size and shape. Just do it.
  • the size and shape of the melt pool 4 are not particularly limited, but as the melt pool 4 becomes larger, the cooling rate at the time of solidification decreases. That is, from the viewpoint of refining the crystal grains of the aluminum alloy molded body 2 and miniaturizing the AlFe-based compound, it is preferable to reduce the size of the melt pool 4 so that the cooling rate increases. Further, reducing the size of the melt pool 4 itself can increase the strength of the aluminum alloy molded body 2 and homogenize the aluminum alloy molded body 2. On the other hand, if the melt pool 4 is made too small, the number of melt pools 4 required for forming the aluminum alloy molded body 2 increases. Therefore, from the viewpoint of production efficiency, as long as the AlFe-based compound is sufficiently miniaturized. , It is preferable to increase the size of the melt pool 4.
  • Fine AlFe-based compounds are uniformly and in large quantities dispersed inside the melt pool 4. Since the fine AlFe-based compounds are uniformly and dispersed in a large amount, the distance between the AlFe-based compounds is 200 nm or less. Since the distance between the AlFe-based compounds is 200 nm or less, the movement of dislocations is efficiently inhibited, and good thermal stability is imparted to the aluminum alloy molded product 2. Further, the coarse AlFe-based compound exhibits brittle properties and causes a decrease in toughness and ductility of the aluminum alloy molded body 2. However, by setting the average particle size of the AlFe-based compound to 100 nm or less, these adverse effects are adversely affected. Can be suppressed.
  • the average particle size of the AlFe-based compound is preferably 20 to 100 nm.
  • the AlFe-based compound may be coarsened in the boundary region of the melt pool 4, the "interval between AlFe-based compounds" and the "average particle size of the AlFe-based compound” in the present specification are the aluminum alloy molded product 2.
  • the target is AlFe-based compounds inside the melt pool 4, which occupies most of the above.
  • the method for determining the interval and the average particle size of the AlFe-based compound is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known methods may be used for measurement.
  • the aluminum alloy molded body 2 is cut at an arbitrary cross section, the obtained cross-sectional sample is observed with a scanning electron microscope, and the average value of the spacing and particle size of the AlFe-based compounds inside the melt pool 4 is calculated. Can be found at.
  • the cross-sectional sample may be subjected to mechanical polishing, buffing, electrolytic polishing, etching or the like.
  • the thermal conductivity of the aluminum alloy molded product 2 is preferably 100 W / mK or more.
  • Fe forms a fine AlFe-based compound, so that the amount of solid dissolved Fe is reduced and the strength and thermal conductivity are increased.
  • the strain of the aluminum base material is significantly reduced in the process of forming the AlFe-based compound, and high thermal conductivity is realized by these effects.
  • the Vickers hardness of the aluminum alloy molded product 2 at 200 ° C. is preferably 60 HV or more. Since it has a Vickers hardness of 60 HV or more at 200 ° C., it can be suitably used for applications such as a heat sink material that is maintained at a high temperature.
  • the more preferable hardness at 200 ° C. is 70 HV or more, and the most preferable hardness is 80 HV or more.
  • the aluminum alloy molded product 2 preferably has a tensile strength of 240 MPa or more at room temperature.
  • the more preferable tensile strength is 250 MPa or more, and the most preferable tensile strength is 260 MPa or more.
  • the aluminum alloy molded product 2 has high tensile properties because extremely fine AlFe-based compounds are dispersed in a large amount and uniformly. Since the aluminum alloy molded body 2 has these tensile properties, it can be suitably used in applications where strength and reliability are required.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy molded body of the present invention uses an aluminum alloy material containing 2 to 10% by mass of a transition metal element that forms a co-crystal with Al as a raw material, and uses a laminated molding method. It has a laminating molding step of obtaining an aluminum alloy laminated molded body, and a heat treatment step of precipitating a compound composed of Al and the transition metal element and reducing residual stress.
  • a laminating molding step of obtaining an aluminum alloy laminated molded body
  • a heat treatment step of precipitating a compound composed of Al and the transition metal element and reducing residual stress a compound composed of Al and the transition metal element and reducing residual stress.
  • Laminated molding step In the laminated molding step, an aluminum alloy material containing 2 to 10% by mass of Fe and the balance consisting of Al and unavoidable impurities is used as a raw material, and an aluminum alloy laminated molded body is obtained by using a laminated molding method. This is the process for
  • the laminated molding method is a method in which melt-solidified regions are stacked one layer at a time and processed based on two-dimensional (slice) data obtained from 3D-CAD data.
  • an aluminum alloy powder is used as a raw material, and the deposited metal powder is melt-solidified by irradiation with a laser or the like and laminated one layer at a time in three dimensions. Molded product can be obtained.
  • the additive manufacturing method is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known additive manufacturing methods can be used.
  • the heat source for melting the raw metal is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known heat sources can be used.
  • a laser or an electron beam can be preferably used. ..
  • the heat treatment step is a step for heat-treating an aluminum alloy laminated molded body obtained by using a laminated molding method at an appropriate temperature to precipitate AlFe-based compounds and reduce residual stress.
  • a quenching solidification structure composed of an aluminum base material in which the Fe is solid-solved is formed. After that, by holding the aluminum alloy laminated molded product at 200 to 400 ° C., the AlFe-based compound can be precipitated and the residual stress can be reduced.
  • the holding time may be appropriately adjusted according to the size and shape of the aluminum alloy laminated molded product, but is preferably 1 to 100 hours.
  • the heat treatment temperature By setting the heat treatment temperature to 200 ° C. or higher, the AlFe-based compound can be sufficiently precipitated, and the interval between the AlFe-based compounds inside the melt pool 4 can be set to 200 nm or less. Further, by setting the heat treatment temperature to 400 ° C. or lower, it is possible to suppress coarsening of the AlFe-based compound and prevent deterioration of mechanical properties such as Vickers hardness of the aluminum alloy molded product 2. A more preferable heat treatment temperature is 225 to 375 ° C., and a most preferable heat treatment temperature is 250 to 350 ° C.
  • An aluminum alloy molded body was obtained from an aluminum alloy powder having the composition (mass%) shown in Table 1 and having a particle size of 40 to 50 ⁇ m by a powder bed fusion bonding method using a laser.
  • the modeling machines used for the laminated modeling are ProX320 manufactured by 3D Systems and LUMEX Avance-25 manufactured by Matsuura Machinery Co., Ltd. equipped with a Yb fiber laser.
  • an aluminum alloy molded body was obtained under the lamination conditions of laser output: 320 to 460 W, scanning speed: 700 to 1200 mm / s, scanning pitch: 0.10 to 0.18 mm, and atmosphere: inert gas. ..
  • the obtained aluminum alloy molded product was held in the air at 300 ° C., 350 ° C., 400 ° C., 450 ° C., 475 ° C., 500 ° C., 525 ° C., and 550 ° C. for 1 hour.
  • Tensile test A test piece of No. 14A specified in JIS-Z2241 was collected from the obtained aluminum alloy molded body and subjected to a tensile test at room temperature. The crosshead speed during the tensile test was 0.1 to 0.5 mm / min up to 0.2% proof stress, and 5 mm / min after 0.2% proof stress. In addition, the tensile properties at each of the temperatures of 200 ° C., 250 ° C., 300 ° C. and 350 ° C. were also evaluated. In the tensile test at a high temperature, the tensile test piece was held at each measurement temperature for 100 hours and then subjected to the tensile test.
  • Thermal conductivity was measured by the laser flash method using a thermal conductivity measuring device (manufactured by ULVAC Riko, thermal constant measuring device TC-9000 type).
  • the test piece for measuring thermal conductivity had a diameter of 10 mm and was polished so that both sides of the disk had a thickness of about 2 mm.
  • FIGS. 2 and 3 Cross-sectional macro photographs of the aluminum alloy molded bodies of Example 1 and Comparative Example 2 (as they are laminated) are shown in FIGS. 2 and 3, respectively. It can be seen that each aluminum alloy molded body is formed by joining a large number of melt pools. In addition, no significant defects were observed, and it can be confirmed that a dense aluminum alloy molded product was obtained.
  • Table 2 shows the thermal conductivity and Vickers hardness of the aluminum alloy molded products of Example 1, Example 2, Comparative Example 1 and Comparative Example 2.
  • the aluminum alloy molded body of Example 1 has a higher Vickers hardness than the aluminum alloy formed bodies of Comparative Example 1 and Comparative Example 2 because fine AlFe-based compounds are uniformly and abundantly dispersed. Further, when the heat treatment temperature is 300 to 400 ° C., the hardness is higher than that of the laminated molding as it is, and when the heat treatment temperature is 500 ° C. and 550 ° C., the hardness is 50 HV or more.
  • the thermal conductivity of the aluminum alloy molded product of Example 1 is 170 W / mK or more by heat treatment. Further, the aluminum alloy molded product of Example 2 has a high Vickers hardness even at a high temperature, and also has a thermal conductivity of 100 W / mK or more.
  • Table 3 shows the high-temperature Vickers hardness of the aluminum alloy molded products of Example 1, Example 2, and Comparative Example 2.
  • the aluminum alloy molded products of Examples 1 and 2 maintain high Vickers hardness even when kept at a high temperature, and are 60 HV or more at 200 ° C. and 55 HV or more at 250 ° C.
  • the hardness of the aluminum alloy molded product of Comparative Example 2 is remarkably lowered at a high temperature.
  • Table 4 shows the tensile properties of the aluminum alloy molded bodies of Example 1, Example 2, and Comparative Example 2 (as they are laminated).
  • the aluminum alloy molded product obtained in the examples has high tensile strength and proof stress in each case.
  • the relative densities of the aluminum molded products are Example 1: 98.9%, Example 2: 99.8%, and Comparative Example 2: 98.8%.
  • Table 5 shows the tensile properties at high temperatures of the aluminum alloy molded bodies of Example 1, Example 2, and Comparative Example 2 (as they are laminated). It can be seen that the aluminum alloy molded product obtained in the examples has high tensile strength and proof stress even at high temperatures. At 250 ° C. and 300 ° C. in Example 2, the elongation was small and an accurate 0.2% proof stress could not be calculated.
  • FIG. 6 shows the observation results of the AlFe-based compound inside the melt pool after holding the aluminum alloy molded product (as laminated) obtained in Example 1 at 200 ° C. for 100 hours.
  • the AlFe-based compound maintains a fine state (average particle size: 20 to 100 nm) even after heat treatment at a high temperature for a long time, and the distance between the AlFe-based compounds is 200 nm or less.

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Abstract

本発明の目的は、優れた熱安定性を有し、希土類元素を含まない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、２００℃でも高い硬度を有するアルミニウム合金成形体及び当該アルミニウム合金成形体が複雑形状を有する場合であっても効率的に製造することができる方法を提供する。本発明に係る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は、Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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、相対密度が９８．５％以上であり、金属組織は初晶α（Ａｌ）と、Ａｌと遷移金属元素からなる化合物からなり、メルトプールの境界部を除く領域の化合物の間隔が２００ｎｍ以下であること、を特徴とする。

Description

アルミニウム合金成形体及びその製造方法
　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、優れた耐熱性と高い熱伝導率の両立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。
　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、優れた熱安定性を有し、希土類元素を含まない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、２００℃でも高い硬度を有するアルミニウム合金成形体及び当該アルミニウム合金成形体が複雑形状を有する場合であっても効率的に製造することができる方法を提供することにある。
　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、Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を適量含有す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成形体を得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、
　Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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、
　相対密度が９８．５％以上であり、
　金属組織は初晶α（Ａｌ）と、Ａｌと前記遷移金属元素からなる化合物からなり、
　メルトプールの境界部を除く領域の前記化合物の間隔が２００ｎｍ以下であること、
　を特徴とするアルミニウム合金成形体、を提供する。
　本発明のアルミニウム合金成形体においては、前記遷移金属元素がＦｅであり、前記化合物がＡｌＦｅ系化合物であること、が好ましいが、遷移金属元素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、従来公知の種々の遷移金属元素を用いることができる。Ｆｅ以外の遷移金属元素としては、例えば、Ｎｉ及びＣｏ等を挙げることができる。以下、主として、遷移金属元素がＦｅの場合について説明する。
　２～１０質量％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ＡｌＦｅ系化合物が大量に分散し、メルトプールの境界部を除く領域の当該ＡｌＦｅ系化合物の間隔が２００ｎｍ以下となっている。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。ＡｌＦｅ系化合物の平均粒径は、２０～１００ｎｍであることが好ましい。ここで、メルトプールの境界領域とは、メルトプールの境界からの距離が５μｍまでの領域を意味する。
　また、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されており、複雑形状や中空構造体等であっても、任意の形状とすることができる。また、相対密度は９８．５％以上となっている。なお、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ＡｌＦｅ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。
　また、本発明のアルミニウム合金成形体においては、２００℃におけるビッカース硬度が６０ＨＶ以上であること、が好ましい。２００℃で６０ＨＶ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、２００℃におけるより好ましい硬度は７０ＨＶ以上であり、最も好ましい硬度は８０ＨＶ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、室温における引張強度が２４０ＭＰａ以上であること、が好ましい。より好ましい引張強度は２５０ＭＰａ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ＡｌＦｅ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。
　本発明のアルミニウム合金成形体においては、熱伝導率が１００Ｗ／ｍＫ以上であること、が好ましい。本発明のアルミニウム合金成形体においては、Ｆｅが微細なＡｌＦｅ系化合物を形成することで、Ｆｅの固溶量が低下し、強度と熱伝導率が高められている。加えて、当該ＡｌＦｅ系化合物の形成過程においてアルミニウム母材のひずみが大幅に低減されており、これらの効果によって高い熱伝導率が実現されている。
　また、本発明は、
　Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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２００～４００℃に保持し、Ａｌと前記遷移金属元素からなる化合物を析出させると共に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。
　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、前記遷移金属元素をＦｅとし、前記化合物がＡｌＦｅ系化合物であること、が好ましいが、遷移金属元素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、従来公知の種々の遷移金属元素を用いることができる。Ｆｅ以外の遷移金属元素としては、例えば、Ｎｉ及びＣｏ等を挙げることができる。以下、主として、遷移金属元素がＦｅの場合について説明する。
　２～１０質量％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、当該Ｆｅを固溶した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、２００～４００℃に保持することで、ＡｌＦｅ系化合物を更に析出させると共に残留応力を低減することができる。熱処理温度を２００℃以上とすることで、微細なＡｌＦｅ系化合物が大量に析出し、ＡｌＦｅ系化合物同士の間隔を２００ｎｍ以下とすることができる。また、熱処理温度を４００℃以下とすることで、ＡｌＦｅ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。
　例えば、Ｆｅの含有量が略２．５質量％の場合、２００～４００℃で１時間の熱処理を施すことによってビッカース硬度が増加し、７０ＨＶ以上のビッカース硬度とすることができる。また、当該熱処理によって熱伝導率も向上させることができる。
　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、優れた熱安定性を有し、希土類元素を含まない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、２００℃でも高い硬度を有するアルミニウム合金成形体及び当該アルミニウム合金成形体が複雑形状を有する場合であっても効率的に製造することができる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。 実施例１のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）の断面マクロ観察結果である。 比較例２のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）の断面マクロ観察結果である。 実施例１のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）のメルトプール内部のＳＥＭ観察結果である。 実施例２のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）のメルトプール内部のＳＥＭ観察結果である。 実施例１で得られたアルミニウム合金成形体に２００℃で１００時間の熱処理を施した後のメルトプール内部のＳＥＭ観察結果である。
　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、Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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、メルトプールの境界部を除く領域のＡｌと前記遷移金属元素からなる化合物の間隔が２００ｎｍ以下であること、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、Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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ている。以下、成分元素について説明する。
＜遷移金属元素＞
　Ｆｅ：２～１０質量％
　Ｆｅを２質量％以上含有することで、ＡｌＦｅ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。また、Ｆｅの含有量を１０質量％以下とすることで、ＡｌＦｅ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及び熱伝導率の低下を抑制すると共に、ＡｌＦｅ系化合物の粗大化に起因する強度及び硬度の低下も抑制することができる。Ｆｅの含有量は３～９質量％とすることが好ましく、４～８質量％とすることがより好ましい。
　本発明の効果を損なわない限りにおいて、遷移金属元素は特に限定されず、従来公知の種々の遷移金属元素を用いることができる。Ｆｅ以外の遷移金属元素としては、例えば、Ｎｉ及びＣｏ等を挙げることができる。
　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。なお、希土類元素は積極的に除外されている。
（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。以下、遷移金属元素がＦｅの場合について詳述する。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ＡｌＦｅ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、ＡｌＦｅ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ＡｌＦｅ系化合物が均一かつ大量に分散している。微細なＡｌＦｅ系化合物が均一かつ大量に分散していることで、ＡｌＦｅ系化合物同士の間隔が２００ｎｍ以下となっている。ＡｌＦｅ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２に良好な熱安定性が付与されている。また、粗大なＡｌＦｅ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２の靭性及び延性を低下させる原因となるが、ＡｌＦｅ系化合物の平均粒径を１００ｎｍ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。
　ＡｌＦｅ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ＡｌＦｅ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「ＡｌＦｅ系化合物の間隔」及び「ＡｌＦｅ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ＡｌＦｅ系化合物を対象としている。
　ＡｌＦｅ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ＡｌＦｅ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の熱伝導率は１００Ｗ／ｍＫ以上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２においては、Ｆｅが微細なＡｌＦｅ系化合物を形成することで、Ｆｅの固溶量が低下し、強度と熱伝導率が高められている。加えて、当該ＡｌＦｅ系化合物の形成過程においてアルミニウム母材のひずみが大幅に低減されており、これらの効果によって高い熱伝導率が実現されている。
アルミニウム合金成形体２の２００℃におけるビッカース硬度は、６０ＨＶ以上であることが好ましい。２００℃で６０ＨＶ以上のビッカース硬度を有することで、高温に保持されるヒートシンク材等の用途に好適に用いることができる。ここで、２００℃におけるより好ましい硬度は７０ＨＶ以上であり、最も好ましい硬度は８０ＨＶ以上である。
　また、アルミニウム合金成形体２は、室温における引張強度が２４０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましい引張強度は２５０ＭＰａ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においては、極めて微細なＡｌＦｅ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２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。
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、Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％含有す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積層成形工程と、Ａｌと前記遷移金属元素からなる化合物を析出させると共に残留応力を低減する熱処理工程と、を有している。以下、遷移金属元素がＦｅの場合を代表として、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、２～１０質量％のＦｅ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。
　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、ＡｌＦｅ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。
　２～１０質量％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、当該Ｆｅを固溶した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２００～４００℃に保持することで、ＡｌＦｅ系化合物を析出させると共に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、１～１００時間とすることが好ましい。
　熱処理温度を２００℃以上とすることで、ＡｌＦｅ系化合物を十分に析出させて、メルトプール４の内部におけるＡｌＦｅ系化合物の間隔を２００ｎｍ以下とすることができる。また、熱処理温度を４００℃以下とすることで、ＡｌＦｅ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２２５～３７５℃であり、最も好ましい熱処理温度は２５０～３５０℃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法により、表１に示す組成（質量％）を有する５０％粒子径が４０～５０μｍのアルミニウム合金粉末を原料としてアルミニウム合金成形体を得た。積層造形に使用した造形機はＹｂファイバーレーザを備える３Ｄ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社製のＰｒｏＸ３２０及び松浦機械製作所製のＬＵＭＥＸ　Ａｖａｎｃｅ－２５である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　より具体的には、積層条件をレーザ出力：３２０～４６０Ｗ、走査速度：７００～１２００ｍｍ／ｓ、走査ピッチ：０．１０～０．１８ｍｍ、雰囲気：不活性ガス、としてアルミニウム合金成形体を得た。
　次に、得られたアルミニウム合金成形体を大気中、３００℃、３５０℃、４００℃、４５０℃、４７５℃、５００℃、５２５℃、５５０℃の各温度で１時間保持した。
［評価試験］
（１）微細組織
　得られたアルミニウム合金成形体から断面観察用試料を切り出し、鏡面研磨を施して組織観察用試料とした。観察には光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（Ｃａｒｌ　Ｚｅｉｓｓ製，ＵＬＴＲＡ　Ｐｌｕｓ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ＡｌＦｅ系化合物を観察した。
（２）ビッカース硬度測定
　（１）と同様にして断面試料を作製し、ビッカース硬度を測定した。測定荷重を５ｋｇｆ、保持時間を１５ｓとして測定を行った。加えて、２００℃、２５０℃、３００℃、３５０℃の各温度における高温ビッカース硬度も測定した。高温ビッカース硬さはインテスコ製のＨＴＭ－１２００ＩＩ型（圧子の材質：サファイヤ）を用いて測定し、測定荷重を１０００～３０００ｇｆ、保持時間を３０秒とした。また、試料の昇温速度を１０℃／分とし、温度到達後５分保持後に測定を開始した。
（３）引張試験
　得られたアルミニウム合金成形体よりＪＩＳ－Ｚ２２４１に定められる１４Ａ号試験片を採取し、室温にて引張試験を行った。引張試験時のクロスヘッドスピードは０．２％耐力までは０．１～０．５ｍｍ／分とし、０．２％耐力以後は５ｍｍ／分とした。加えて、２００℃、２５０℃、３００℃、３５０℃の各温度における引張特性も評価した。高温における引張試験においては、引張試験片を各測定温度において１００時間保持した後、引張試験に供した。
（４）熱伝導率
　熱伝導率測定装置（アルバック理工製，熱定数測定装置ＴＣ－９０００型）を用い、レーザフラッシュ法により熱伝導率を測定した。熱伝導率測定用試験片はφ１０ｍｍとし、円板の両面が厚さ約２ｍｍとなるように研磨した。
≪比較例≫
　表１に比較例１及び比較例２として示す組成のアルミニウム合金粉末を原料としたこと以外は実施例と同様にして、アルミニウム合金成形体を得た。また、実施例と同様にして熱処理を行い、得られたアルミニウム合金成形体について実施例と同様の評価を行った。
　実施例１及び比較例２のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）の断面マクロ写真を図２及び図３にそれぞれ示す。いずれのアルミニウム合金成形体も多数のメルトプールの接合によって形成していることが分かる。また、顕著な欠陥は認められず、緻密なアルミニウム合金成形体が得られていることが確認できる。
　実施例１及び実施例２のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）のメルトプール内部におけるＡｌＦｅ系化合物の観察結果を図４及び図５にそれぞれ示す。いずれのアルミニウム合金成形体においても、極めて微細なＡｌＦｅ系化合物が均一かつ大量に分散しており、ＡｌＦｅ系化合物同士の間隔は２００ｎｍ以下となっている。
　実施例１、実施例２、比較例１及び比較例２のアルミニウム合金成形体の熱伝導率及びビッカース硬度を表２に示す。実施例１のアルミニウム合金成形体は、微細なＡｌＦｅ系化合物が均一かつ大量に分散していることにより、比較例１及び比較例２のアルミニウム合金形成体よりも高いビッカース硬度を有している。また、熱処理温度が３００～４００℃の場合は積層造形ままよりも硬度が増加しており、熱処理温度が５００℃及び５５０℃の場合も５０ＨＶ以上の硬度となっている。加えて、実施例１のアルミニウム合金成形体の熱伝導率は、熱処理によって１７０Ｗ／ｍＫ以上となっている。更に、実施例２のアルミニウム合金成形体は高温でも高いビッカース硬度を有していることに加え、１００Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を有している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例１、実施例２及び比較例２のアルミニウム合金成形体の高温ビッカース硬度を表３に示す。実施例１及び実施例２のアルミニウム合金成形体は、高温に保持しても高いビッカース硬度を維持しており、２００℃で６０ＨＶ以上、２５０℃で５５ＨＶ以上となっている。これに対し、比較例２のアルミニウム合金成形体は、高温では硬度が顕著に低下している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例１、実施例２及び比較例２のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）について、引張特性を表４に示す。実施例で得られたアルミニウム合金成形体については、いずれの場合も、高い引張強度と耐力を有している。なお、アルミニウム成形体の相対密度は、実施例１：９８．９％、実施例２：９９．８％、比較例２：９８．８％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　実施例１、実施例２及び比較例２のアルミニウム合金成形体（積層造形まま）について、高温での引張特性を表５に示す。実施例で得られたアルミニウム合金成形体については、高温でも高い引張強度と耐力を有していることが分かる。なお、実施例２の２５０℃及び３００℃については、伸びが小さく正確な０．２％耐力を算出することができなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　実施例１で得られたアルミニウム合金成形体（積層造形まま）に関して、２００℃で１００時間保持後のメルトプール内部のＡｌＦｅ系化合物の観察結果を図６に示す。高温で長時間の熱処理後もＡｌＦｅ系化合物は微細な状態（平均粒径：２０～１００ｎｍ）を維持しており、ＡｌＦｅ系化合物同士の間隔は２００ｎｍ以下となっている。
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、
    　Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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、
    相対密度が９８．５％以上であり、
    　金属組織は初晶α（Ａｌ）と、Ａｌと前記遷移金属元素からなる化合物からなり、
    　メルトプールの境界部を除く領域の前記化合物の間隔が２００ｎｍ以下であること、
    　を特徴とするアルミニウム合金成形体。
  2. 　前記遷移金属元素がＦｅであり、
    　前記化合物がＡｌＦｅ系化合物であること、
    　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. 　２００℃におけるビッカース硬度が６０ＨＶ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. 　室温における引張強度が２４０ＭＰａ以上であること、
    　を特徴とする請求項１～３のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金成形体。
  5. 　Ａｌと共晶を形成する遷移金属元素を２～１０質量％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２００～４００℃に保持し、Ａｌと前記遷移金属元素からなる化合物を析出させると共に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。
  6. 　前記遷移金属元素をＦｅとし、
    　前記化合物がＡｌＦｅ系化合物であること、
    　を特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金成形体の製造方法。
     
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