WO2025100263A1 - 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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young
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渉一 廣澤
片岡　隆一
一真 西尾
隆史 長尾
継治 田代
潤 楠井
勇夫 村上
直輝 森内
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Toyo Aluminum KK
Nippon Light Metal Co Ltd
Yokohama National University NUC
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Toyo Aluminum KK
Nippon Light Metal Co Ltd
Yokohama National University NUC
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy molded body and a manufacturing method thereof, and in particular to a high Young's modulus aluminum alloy molded body that can be suitably used for automobile parts, etc., and a simple and efficient manufacturing method thereof.
  • Aluminum alloys are used in automobile parts, machine parts, structural materials, etc., but their Young's modulus is around 70 to 75 GPa. This Young's modulus is significantly smaller than the 200 GPa of steel and the 110 GPa of titanium alloys, which has limited the uses of aluminum alloys.
  • Patent Document 1 proposes an aluminum alloy for plastic processing that has high tensile strength, high Young's modulus, and high ductility and is useful for high-performance components such as bicycle parts, fishing tackle, golf clubs, and snowboards, and a manufacturing method thereof, proposing "a solidified formed material that is a mixture of aluminum alloy powder containing 0.4 to 2.0 wt.% Si, 0.4 to 2.0 wt.% Mg, and a total of 0.5 to 2.0 wt.% of one or more elements selected from Fe, Mn, and Cr, with the balance being Al containing unavoidable impurities, and 10 to 25 wt.% alumina, the aluminum alloy for plastic processing being characterized in that it has a Young's modulus of 80 GPa or more at room temperature, a tensile strength at room temperature after water quenching of 300 MPa or more, and an elongation of 5% or more.”
  • the aluminum alloy for plastic processing described in Patent Document 1 has high tensile strength and a high Young's modulus, making it useful for high-performance components such as bicycle parts, fishing tackle, golf clubs, and snowboards.
  • this invention has an elongation of 8% even when the alumina content is 10% by weight or more, and is said to have excellent ductility and be suitable for plastic processing.
  • Non-Patent Document 1 in order to obtain a molded body with excellent properties such as a high Young's modulus by additive manufacturing, a molded body using an AlSi10Mg-10% wtSiC mixed powder as the raw material was investigated, and a Young's modulus of 75 to 90 GPa was obtained.
  • Non-Patent Document 1 has a low elongation of 1.2% or less, so if the size of the molded object becomes large, there is a risk of cracks occurring due to thermal stress during molding.
  • Young's modulus can be increased by adding large amounts of elements such as iron (Fe) and silicon (Si) to the aluminum, but this reduces the ductility of the molded object, making it prone to cracks for the same reasons as above and difficult to commercialize.
  • the object of the present invention is to provide an aluminum alloy molded body that exhibits a Young's modulus of 80 GPa or more using aluminum alloy alone, without mixing with ceramics such as alumina or silicon carbide, and is suitable for use as industrial materials such as automobile parts, machine parts, and structural materials, and an efficient method for manufacturing the same.
  • the inventors have conducted extensive research into the relationship between the composition and microstructure of an aluminum alloy and the Young's modulus of an aluminum alloy formed body. As a result, they have discovered that it is extremely effective to optimize the Mn and Cr contents and perform an appropriate heat treatment to form a G phase, which is an Al 12 (Mn, Cr) compound, and have arrived at the present invention.
  • the present invention provides: Contains 4 to 11 mass% Mn and 1 to 4 mass% Cr, and satisfies the relationship 1.9 x Cr mass% ⁇ Mn mass% ⁇ 5.3 x Cr mass%,
  • An aluminum alloy formed body the balance of which is composed of unavoidable impurities and aluminum, Young's modulus at room temperature (25°C) is 80 GPa or more;
  • the present invention provides an aluminum alloy formed body, characterized by:
  • the volume fraction of the G phase which is an Al 12 (Mn, Cr) compound, is 10 to 90%.
  • the G phase is an Al 12 (Mn, Cr) compound.
  • the aluminum alloy molded body of the present invention has a layered structure consisting of a layer containing particles with a particle size of 1 to 3 ⁇ m and a fine-grain layer consisting of particles with a particle size of less than 1 ⁇ m.
  • the formation of this layered structure can increase the Young's modulus of the aluminum alloy molded body.
  • the present invention also provides a method for producing a semiconductor device comprising the steps of: A method for producing the aluminum alloy formed product of the present invention, comprising the steps of: a molding step of molding an aluminum alloy powder containing 4 to 11 mass% Mn and 1 to 4 mass% Cr, satisfying the relationship of 1.9 x Cr mass% ⁇ Mn mass% ⁇ 5.3 x Cr mass%, with the remainder being unavoidable impurities and aluminum; a heat treatment step of heat treating the aluminum alloy formed body obtained in the forming step at a temperature of 350 to 550°C; Also provided is a method for producing an aluminum alloy formed product, comprising the steps of:
  • an aluminum alloy powder containing the Mn and Cr necessary for forming the G phase is molded, and the resulting aluminum alloy compact is subjected to a heat treatment at a temperature of 350 to 550°C, thereby precipitating a large amount of the G phase in the aluminum alloy compact.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy molded body of the present invention it is preferable to use an additive manufacturing method in the molding process.
  • an additive manufacturing method it is possible to efficiently manufacture aluminum alloy molded bodies having any shape, such as a complex shape or a hollow shape.
  • the as-built material according to the present invention has high ductility, the possibility of cracks occurring during molding is extremely low, and a sound molded body can be obtained.
  • an extrusion molding method in the forming step it is preferable to use an extrusion molding method in the forming step.
  • an extrusion molding method in the forming step by performing hot extrusion at 350 to 550°C, the temperature history of the hot extrusion can also serve as a heat treatment step.
  • the extrusion molding method it is possible to efficiently manufacture aluminum alloy molded bodies having simple shapes.
  • the present invention provides an aluminum alloy molded body that exhibits a Young's modulus of 80 GPa or more using aluminum alloy alone without mixing with ceramics such as alumina or silicon carbide, and is suitable for industrial materials such as automobile parts, machine parts, and structural materials, as well as an efficient method for manufacturing the same.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the shape of a test piece for measuring Young's modulus.
  • 13 is a microscope image of a cross section of an additive manufacturing body having the alloy composition of Example 2. 1 shows an SEM image and EDS mapping results of an extruded material having the alloy composition of Example 4.
  • 13 is a photograph showing the appearance of an additive manufacturing body having the alloy composition of Comparative Example 2.
  • 13 is a photograph showing the appearance of an additive manufacturing body having the alloy composition of Comparative Example 6.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy compact of the present invention is characterized by comprising a molding step of molding an aluminum alloy powder containing 4 to 11 mass % Mn and 1 to 4 mass % Cr, satisfying the relationship of 1.9 ⁇ Cr mass % ⁇ Mn mass % ⁇ 5.3 ⁇ Cr mass %, with the balance being unavoidable impurities and aluminum, and a heat treatment step of heat treating the aluminum alloy compact obtained in the molding step at a temperature of 350 to 550° C.
  • the aluminum alloy powder used as a raw material and each step will be described in detail below.
  • Aluminum alloy powder used as the raw material for the aluminum alloy compact (hereinafter also simply referred to as the "compact") can be produced, for example, by gas atomization (spraying medium is air, nitrogen gas, Ar gas, He gas, etc.) or water atomization. In addition, it can also be produced by rotating electrode method, plasma atomization method, centrifugal atomization method, mechanical alloying method, chemical process, etc. Among these, production by gas atomization method and centrifugal atomization method is preferable.
  • the composition of the aluminum alloy powder may contain 4-11 mass% Mn and 1-4 mass% Cr, satisfying the relationship 1.9 ⁇ Cr mass% ⁇ Mn mass% ⁇ 5.3 ⁇ Cr mass%, with the remainder being unavoidable impurities and aluminum.
  • Mn is an element that forms the G phase (Al 12 (Mn,Cr)) together with Cr, and Mn alone contributes to improving strength.
  • the Mn content may be 4-11 mass%, preferably 5-10 mass%, and more preferably 5-8 mass%.
  • Cr is an element that forms the G phase (Al 12 (Mn,Cr)) together with Mn, and Cr alone also contributes to improving strength.
  • the Cr content is preferably 1 to 4 mass%, more preferably 1.5 to 3.5 mass%, and even more preferably 1.8 to 3.2 mass%. If the Cr content is less than 1 mass%, the strength of the compact is poor and it is difficult to form a sufficient amount of G phase to obtain a high Young's modulus. If the Cr content exceeds 4 mass%, the toughness and ductility are poor and the melting point (liquidus temperature) of the alloy is high, which may make it difficult to manufacture the aluminum alloy powder.
  • unavoidable impurity elements include iron (Fe), silicon (Si), magnesium (Mg), copper (Cu), zinc (Zn), lithium (Li), nickel (Ni), titanium (Ti), calcium (Ca), sodium (Na), strontium (Sr), yttrium (Y), niobium (Nb), molybdenum (Mo), tungsten (W), antimony (Sb), beryllium (Be), phosphorus (P), vanadium (V), tin (Sn), lead (Pb), bismuth (Bi), cobalt (Co), silver (Ag), gallium (Ga), scandium (Sc), cerium (Ce), boron (B), carbon (C), nitrogen (N), and oxygen (O).
  • unavoidable impurity elements may be present inevitably in aluminum ingots, may be mixed in unavoidably during the production of aluminum alloy powder, or may be modifier elements when grain refining elements such as titanium, boron, and zirconium are intentionally added.
  • the content of these unavoidable impurity elements is not particularly limited as long as it does not impair the effects of the present invention, but each of them is preferably 0.5 mass% or less, more preferably 0.3 mass% or less, and particularly preferably 0.2 mass% or less.
  • the content of each element in the aluminum alloy powder and aluminum alloy compact can be measured by ICP atomic emission spectrometry and inert gas fusion-infrared absorption method, etc.
  • the average particle diameter of the aluminum alloy powder is not particularly limited, but the volume-based average particle diameter (median diameter d 50 ) is preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more, and even more preferably 15 ⁇ m or more. If the average particle diameter is less than 5 ⁇ m, the fluidity of the powder decreases, and a uniform powder layer may not be formed in the manufacturing process of the molded body. On the other hand, the average particle diameter is preferably 200 ⁇ m or less, more preferably 150 ⁇ m or less, even more preferably 100 ⁇ m or less, and particularly preferably 80 ⁇ m or less. If the average particle diameter exceeds 200 ⁇ m, the powder may get caught by the squeegee during layered manufacturing, making it difficult to spread it.
  • the average circularity (sphericity) of the aluminum alloy powder is not particularly limited, but is preferably 0.9 or more and 1.0 or less. If the average circularity is less than 0.9, the fluidity of the powder decreases, and there is a risk that a uniform powder layer cannot be formed in the manufacturing process of the compact.
  • the circularity is a value not exceeding 1 obtained by dividing the equivalent circle diameter calculated from the area by the equivalent circle diameter calculated from the circumference, and can be determined by image analysis of a photograph of the particles taken with a microscope. If the average circularity of about 1,000 particles is 0.90 or more, the necessary fluidity is ensured and the content of oxides that cause defects tends to be reduced. As an example of the measurement results, the photograph and actual measurement value of Al-8Mn-2Cr powder are shown in Figure 1, and the circularity of this powder was 0.94 on average for about 1,000 particles.
  • the additive manufacturing method is a method of processing molten and solidified regions by stacking them up one layer at a time, based on two-dimensional (slice) data obtained from 3D-CAD data.
  • the aluminum alloy molded body includes a first step of forming a powder layer containing aluminum alloy powder, and a second step of forming a metal layer in the powder layer by melting and solidifying the aluminum alloy powder at a predetermined position. These first and second steps are repeated in sequence, and multiple metal layers are stacked and joined to produce the aluminum alloy molded body.
  • powder bed fusion can be used for the additive manufacturing method
  • other additive manufacturing methods can also be used, such as directed energy deposition.
  • additive manufacturing methods using indirect methods such as binder jetting and fused deposition modeling can also be used.
  • Laser light can be used as a heat source for melting and solidifying the metal powder, but the means for this is not limited to laser light, and for example, electron beams, plasma, etc. can also be used.
  • the metal layer and the powder layer may be preheated.
  • the preheating temperature is preferably 30°C or higher, more preferably 150°C or higher. It is also preferably 500°C or lower, more preferably 400°C or lower, and even more preferably 250°C or lower. Preheating to 150°C or higher fully suppresses cracks (delamination), while preheating to a temperature above 500°C tends to cause the microstructure of the aluminum alloy compact to disappear and the mechanical properties to deteriorate.
  • an electric heater attached to the lower part of the modeling platform or base plate is usually used, but a ceramic heater or high-frequency heating may also be used. Heating may also be performed by scanning a heat source such as a laser beam or an electron beam.
  • the aluminum alloy powder As a preliminary step before extrusion molding, it is preferable to cold mold the aluminum alloy powder.
  • Cold pressing, cold isostatic pressing (CIP), etc. can be used as a method of cold molding.
  • the density of the cold molded body is preferably about 60 to 80%. If it is less than 60%, it will be fragile, and high pressure will be required to solidify it to a density of more than 80%, which will increase costs. To achieve a density of 60% or more, it is preferable to apply a pressure of 9.8 x 10 MPa or more.
  • the cold molded body may be degassed in a vacuum at 300 to 500°C for about 10 minutes to 24 hours.
  • the cold-formed body can be hot-extruded at a temperature of preferably 350 to 550°C, more preferably 400 to 550°C, and even more preferably 450 to 550°C to obtain an aluminum alloy formed body.
  • a temperature preferably 350 to 550°C, more preferably 400 to 550°C, and even more preferably 450 to 550°C to obtain an aluminum alloy formed body.
  • extrusion resistance is high and extrusion may become difficult.
  • intermetallic compounds such as crystallized substances may become coarse, which may reduce mechanical properties.
  • the holding time at 350 to 550°C can be set appropriately and may be adjusted appropriately depending on the size of the cold-formed body. Usually, it is about 5 minutes to about 10 hours.
  • the extrusion ratio may be adjusted appropriately depending on the shape and size of the desired formed body, but usually it is about 5 to 25.
  • the aluminum alloy molded body molded by the additive manufacturing method can be further precipitated with the G phase by heat treatment to improve the Young's modulus. Also, in the aluminum alloy molded body molded by the extrusion molding method, when the precipitation of the G phase is insufficient, the aluminum alloy molded body can be further precipitated with the G phase by heat treatment to improve the Young's modulus.
  • the heat treatment temperature is preferably 350°C or higher, more preferably 375°C or higher, even more preferably 400°C or higher, and particularly preferably 450°C or higher.
  • the upper limit is preferably 550°C or lower, and if it exceeds 550°C, precipitates and crystal grains may become coarse, which may impair mechanical properties.
  • the time for heat treatment is preferably 0.1 hour or more, more preferably 0.5 hour or more, and even more preferably 1 hour or more. Also, it is preferably 100 hours or less, and more preferably 24 hours or less. If it is shorter than 0.1 hour, the Young's modulus of the aluminum alloy molded body may not be improved sufficiently. On the other hand, if it is longer than 100 hours, the strength of the aluminum alloy molded body may be reduced due to overaging.
  • the furnace used for heat treatment is usually an atmospheric furnace, but it may also be used in an atmospheric furnace, for example, in an inert gas atmosphere such as nitrogen or argon, or in a reducing gas atmosphere such as hydrogen.
  • Aluminum alloy molded body The composition of the aluminum alloy molded body of the present invention is approximately the same as that of the aluminum alloy powder.
  • the aluminum alloy powder described above melts temporarily and resolidifies (rapidly solidifies), but the alloy components of the aluminum alloy powder used in the present invention are hardly volatilized, so the composition of the obtained aluminum alloy molded body is the same as that of the original aluminum alloy powder within the margin of error.
  • the relative density of the aluminum alloy molded body of the present invention is preferably 98% or more, more preferably 99% or more, and even more preferably 99.5% or more. If the relative density is less than 98%, the mechanical properties of the molded body may be significantly degraded.
  • This relative density is calculated as the area ratio of the metal part excluding void parts by binarizing an image (magnification of about 100 times) obtained by an optical microscope or a microscope of an arbitrary cross section near the center of the molded body. The higher the relative density, the more desirable it is for improving the mechanical strength, ductility, and thermal and electrical conductivity of the layered product.
  • the Young's modulus of the aluminum alloy molded body is 80 GPa or more.
  • the Young's modulus is preferably 90 GPa or more, more preferably 95 GPa or more, and even more preferably 100 GPa or more.
  • the Young's modulus correlates to a certain extent with the volume fraction of the G phase, and a Young's modulus of 80 GPa or more is easily obtained when the volume fraction of the G phase is 10% or more.
  • the volume fraction of the G phase is preferably 20% or more, more preferably 30% or more, and even more preferably 35% or more.
  • the upper limit of the volume fraction of the G phase is preferably 90% or less, more preferably 85% or less, and even more preferably 80% or less. If it exceeds 90%, the molded body becomes brittle, becomes difficult to process, and tends to have reduced toughness, so it is preferable to avoid this.
  • the aluminum alloy molded body preferably has a layered structure consisting of a layer containing particles with a particle size of 1 to 3 ⁇ m and a fine-grain layer consisting of particles with a particle size of less than 1 ⁇ m.
  • the formation of this layered structure can increase the Young's modulus of the aluminum alloy molded body.
  • the layered structure can be easily observed by SEM observation, etc.
  • the breaking elongation at room temperature of the as-built material of the molded body obtained by the additive manufacturing method is 10% or more.
  • This breaking elongation is more preferably 12% or more, and even more preferably 14% or more.
  • Alloys with the nominal compositions shown in Table 1 as examples and comparative examples were prepared, heated to above the melting point (liquidus temperature) in a high-frequency induction furnace until fully melted, and then powdered using a nitrogen gas atomization method to obtain aluminum alloy powder.
  • each aluminum alloy powder obtained were measured by ICP emission spectrometry, and the results are shown in Table 1.
  • the particle size distribution of the powder was measured by a laser diffraction scattering method using a microtrack, and the particle size of the cumulative 50% from the fine particle side in the volume-based particle size distribution was taken as the average particle size of the aluminum alloy powder.
  • the average particle size is also expressed as the median diameter "d 50 ".
  • the circularity was measured as follows using a Morphologi G3 manufactured by Spectris Co., Ltd. First, about 1,000 particles were selected from each aluminum alloy powder, and the circularity of each particle was read from the appearance shape photograph of each particle, and the average value was taken as the circularity of the aluminum alloy powder. The obtained average particle size and circularity are shown in Table 1.
  • the aluminum alloy powders having the nominal compositions shown as examples contain 4 to 11 mass% Mn and 1 to 4 mass% Cr, and satisfy the relationship 1.9 x Cr mass% ⁇ Mn mass% ⁇ 5.3 x Cr mass%.
  • the obtained powder was classified by passing it through a sieve with an opening of 63 ⁇ m, and 100 g of this powder was placed in a rubber mold and cold molded with a cold isostatic press (CIP) at a surface pressure of 3000 kg/ cm2 to obtain a green compact with a length of about 70 mm and a diameter of about 30 mm.
  • This green compact was made into a billet, heated in an atmospheric furnace at 500°C for 30 minutes, and then placed in a container (diameter 32 mm) of an extrusion molding machine with a maximum load of 100 tons maintained at 450°C to obtain an extrusion molded product with a width of 20 mm and a thickness of 4 mm (extrusion ratio 10).
  • the aluminum alloy powder was used to produce an aluminum alloy compact by additive manufacturing.
  • the aluminum alloy compact was obtained using the aluminum alloy powder as a raw material by powder bed fusion additive manufacturing using a laser.
  • the molding machine used for additive manufacturing was a LUMEX Avance-25 manufactured by Matsuura Machinery Works or an EOSINT M280 manufactured by EOS.
  • the aluminum alloy molded body was obtained under the following lamination conditions: laser output: 280-480 W, scanning speed: 800-2200 mm/s, scanning pitch: 0.10-0.16 mm, atmosphere: inert gas.
  • the "molding temperature” shown in Table 2 is the preheating temperature of the base plate during additive manufacturing.
  • the tensile strength, 0.2% yield strength, and breaking elongation of the laminated molded body were evaluated according to JIS Z 2241 Tensile Test Method for Metallic Materials.
  • No. 14A test pieces (parallel part ⁇ 6 mm, original gauge length 30 mm) specified in the same standard were taken from the obtained molded body in a direction perpendicular to the molding direction, and tensile tests were performed at room temperature using a Shimadzu 100k NXplus autograph.
  • the crosshead speed during the tensile test was 0.5 mm/min up to 0.2% yield strength, and 5 mm/min after 0.2% yield strength.
  • the obtained tensile strength, 0.2% yield strength, and breaking elongation are shown in Table 2.
  • the breaking elongation was calculated according to Section 20.2 of the above JIS standard, using the final gauge length and original gauge length after fracture, which were measured by butting two test pieces together after fracture.
  • cracks were evaluated as a measure of the moldability of the layered molded bodies.
  • the obtained molded bodies were visually observed, and for 12 or more molded bodies, the crack occurrence rate was calculated by multiplying the number of molded bodies with cracks / (number of molded bodies with cracks + number of molded bodies without cracks) by 100.
  • the obtained crack occurrence rate is shown in Table 2.
  • the additively manufactured bodies having the alloy compositions of Examples 1 to 3 did not have any cracks and had good ductility in the as-built state. Furthermore, the relative density calculated by image analysis from cross-sectional observation was 99.5% or more. A cross section of the additively manufactured body of Example 2 is shown in Figure 3.
  • the Young's modulus of the additively manufactured bodies having the alloy compositions of Examples 2 and 3 is significantly increased by heat treatment at 400°C or 500°C. According to the results of X-ray diffraction measurement, a new G phase is formed by the heat treatment, which is thought to be the reason for the increase in Young's modulus. On the other hand, the Young's modulus of the extruded material having the alloy composition of Example 3 is even higher, reaching 111 GPa.
  • the Young's modulus of the extruded material having the alloy composition of Comparative Example 1 exceeds 80 GPa, but the extruded body is very brittle and it is difficult to process test specimens, so it cannot be used as a practical alloy.
  • Comparative Example 6 is an alloy with added Fe, but the Young's modulus of the extruded material is low and it cannot be used suitably in applications where rigidity is required. In additive manufacturing, residual stress causes cracks to form in the molded body, making it problematic as a practical alloy. Figure 6 shows the cracks in the additive manufactured body of Comparative Example 6.

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Abstract

【課題】アルミナ、炭化ケイ素等のセラミックを混合することなく、アルミニウム合金単独で８０ＧＰａ以上のヤング率を発現する自動車部品、機械部品、構造用材料などの工業材料に適したアルミニウム合金成形体及びその効率的な製造方法を提供する。 【解決手段】Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金成形体であって、室温（２５℃）でのヤング率が８０ＧＰａ以上であること、を特徴とするアルミニウム合金成形体。

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するものであり、特に自動車部品等に好適に使用することができる高ヤング率アルミニウム合金成形体及びその簡便かつ効率的な製造方法に関するものである。
　アルミニウム合金は自動車部品、機械部品、構造用材料などに適用されているが、ヤング率は７０～７５ＧＰａ程度である。当該ヤング率は鉄鋼の２００ＧＰａやチタン合金の１１０ＧＰａと比較すると大幅に小さく、これが原因となってアルミニウム合金の用途が限定されてきた。
　これに対し、例えば、特許文献１においては、自転車部品、釣具、ゴルフクラブやスノーボード等の高機能部材として有用な高引張強度、高ヤング率及び高延性が得られる塑性加工用アルミニウム合金及びその製造方法を提供することを目的として、「Ｓｉ：０．４～２．０重量％、Ｍｇ：０．４～２．０重量％と、更にＦｅ，Ｍｎ，Ｃｒから選ばれた１種以上を合計で０．５～２．０重量％を含み、残部が不可避的不純物を含むＡｌからなるアルミニウム合金粉末と、アルミナを１０～２５重量％とを混合した固化成形材であって、室温でのヤング率が８０ＧＰａ以上であり、水焼入れ処理後の室温引張強度が３００ＭＰａ以上であり、かつ、伸びが５％以上である、ことを特徴とする塑性加工用アルミニウム合金。」が提案されている。
　上記特許文献１に記載の塑性加工用アルミニウム合金においては、自転車部品、釣具、ゴルフクラブやスノーボード等の高機能部材として有用な高引張強度、高ヤング率であって、伸びも、従来品はアルミナの含有量が１０重量％であっても５％未満であるのに対し、この発明ではアルミナの含有量が１０重量％以上であっても８％に達し、延性に優れ、塑性加工性に適している、とされている。
　また、非特許文献１においては、高ヤング率などの優れた特性をもつ成形体を積層造形法によって得るため、原料にＡｌＳｉ１０Ｍｇ―１０％ｗｔＳｉＣ混合粉を用いた造形体について調査され、７５～９０ＧＰａのヤング率が得られている。
特開２００５－２９８８７１号公報
Ｄｏｎｇｙｕｎ　Ｚｈａｎｇ　ｅｔ ａｌ． ＳｉＣ ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ ＡｌＳｉ１０Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ ｆａｂｒｉｃａｔｅｄ ｂｙ ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ，Ｖｏｌｕｍｅ ８９４（２０２２）
　しかしながら、上記特許文献１に記載の塑性加工用アルミニウム合金においては、成形材を得るためにアルミニウム合金粉末にアルミナを１０～２５質量％加えて均一に混合する必要があり、均一に混合できていない場合はその領域の強度が低くなる。その結果、当該領域が破壊の起点になることが多い。
　また、均一に混合できている場合であっても、均一混合に要するプロセスがコストアップの要因となる。加えて、セラミックを混合するため靭性に乏しくなることや、加工性に乏しくなることが問題となっていた。更に、スクラップをリサイクルする際に、アルミニウム合金とアルミナを分離する必要があり、リサイクル性にも問題があった。
　また、非特許文献１で得られた造形体は上記と同様のリサイクル性の問題に加え、造形まま材の伸びが１．２％以下と低いため、造形体のサイズが大きくなると造形時の熱応力によりクラックが発生する恐れがある。
　セラミックを用いない積層造形の場合、アルミニウムに鉄（Ｆｅ）、ケイ素（Ｓｉ）などの元素を多量に添加することによってヤング率を高めることはできるが、造形体の延性が低下するため、上記と同様の理由でクラックが発生しやすく製品化が困難となる。
　以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、アルミナ、炭化ケイ素等のセラミックを混合することなく、アルミニウム合金単独で８０ＧＰａ以上のヤング率を発現する自動車部品、機械部品、構造用材料などの工業材料に適したアルミニウム合金成形体及びその効率的な製造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、アルミニウム合金の組成及び微細組織とアルミニウム合金成形体のヤング率の関係について鋭意研究を重ねた結果、Ｍｎ及びＣｒの含有量を最適化すると共に適当な熱処理を施すことによって、Ａｌ１２（Ｍｎ，Ｃｒ）化合物であるＧ相を形成させ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、
　Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、
　残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金成形体であって、
　室温（２５℃）でのヤング率が８０ＧＰａ以上であること、
　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、Ａｌ１２（Ｍｎ，Ｃｒ）化合物であるＧ相の体積分率が１０～９０％であること、が好ましい。アルミニウム合金成形体にＧ相を大量に分散させることによって、アルミニウム合金成形体に高いヤング率を付与することができる。また、本発明者らが鋭意検討した結果、例えば、アルミニウム合金成形体にＡｌ７Ｃｒ／Ａｌ１３Ｃｒ２相やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ相を生成させた場合と比較して、Ｇ相を生成させることでより高いヤング率が得られることが明らかとなった。
　また、本発明のアルミニウム合金成形体においては、粒径が１～３μｍの粒子を含む層と、粒径が１μｍ未満の粒子からなる微粒層と、からなる層状組織を有すること、が好ましい。当該層状組織の形成によって、アルミニウム合金成形体のヤング率を増加させることができる。
　また、本発明は、
　本発明のアルミニウム合金成形体を製造する方法であって、
　Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金粉末を成形する成形工程と、
　前記成形工程にて得られたアルミニウム合金成形体を３５０～５５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、を具備すること、
　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、Ｇ相を形成させるために必要なＭｎ及びＣｒを含有するアルミニウム合金粉末を成形し、得られたアルミニウム合金成形体に３５０～５５０℃の温度で熱処理を施すことによって、アルミニウム合金成形体に多量のＧ相を析出させることができる。
　また、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、前記成形工程に積層造形法を用いること、が好ましい。積層造形法を用いることで、複雑形状や中空形状等の任意の形状を有するアルミニウム合金成形体を効率的に製造することができる。なお、本発明によると造形まま材（ａｓ－ｂｕｉｌｔ）の延性が高いため、造形時にクラックが発生する可能性が極めて低く、健全な造形体を得ることができる。
　更に、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、前記成形工程に押出成形法を用いること、が好ましい。成形工程に押出成形法を用いる場合、３５０～５５０℃の熱間押出を行うことにより、当該熱間押出における温度履歴で熱処理工程を兼ねることができる。
　また、押出成形法を用いることで、単純形状を有するアルミニウム合金成形体を効率的に製造することができる。加えて、アルミニウム合金成形体のヤング率の増加に寄与する、粒径が１～３μｍの粒子を含む層と粒径が１μｍ未満の粒子からなる微粒層とからなる層状組織を効率的に形成させることができる。
　本発明によれば、アルミナ、炭化ケイ素等のセラミックを混合することなく、アルミニウム合金単独で８０ＧＰａ以上のヤング率を発現する自動車部品、機械部品、構造用材料などの工業材料に適したアルミニウム合金成形体及びその効率的な製造方法を提供することができる。
スペクトリス株式会社製　Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉ Ｇ３　による粉末の円形度の測定結果の一例である。 ヤング率測定試験片の形状を示す概略図である。 実施例２の合金組成を有する積層造形体の断面をマイクロスコープで撮影した画像である。 実施例４の合金組成を有する押出材のＳＥＭ像及びＥＤＳマッピング結果である。 比較例２の合金組成を有する積層造形体の外観写真である。 比較例６の合金組成を有する積層造形体の外観写真である。
　以下、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。
１．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、Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金粉末を成形する成形工程と、当該成形工程にて得られたアルミニウム合金成形体を３５０～５５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、を具備することを特徴としている。以下、原料として用いるアルミニウム合金粉末及び各工程の詳細について説明する。
（１）アルミニウム合金粉末
　アルミニウム合金成形体（以下、単に「成形体」ともいう。）の原料となるアルミニウム合金粉末は、例えばガスアトマイズ法（噴霧媒は空気、窒素ガス、Ａｒガス、Ｈｅガスなど）や水アトマイズ法によって製造することができる。その他、回転電極法、プラズマアトマイズ法、遠心力アトマイズ法、メカニカルアロイング法、化学的プロセス等によっても製造することができる。これらの中でもガスアトマイズ法、遠心力アトマイズ法によって製造するのが好ましい。
　アルミニウム合金粉末の組成は、Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、残部を不可避的不純物とアルミニウムとすればよい。ＭｎはＣｒとともにＧ相（Ａｌ１２（Ｍｎ,Ｃｒ））を形成する元素であり、Ｍｎ単独でも強度向上に寄与する。Ｍｎの含有量は４～１１質量％とすればよく、５～１０質量％とするのが好ましく、５～８質量％とするのがさらに好ましい。
　ただし、Ｇ相を効率よく得るため、１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たす必要があり、好ましくは２．４×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たすのが望ましい。Ｍｎの量が４質量％未満では、成形体の強度が乏しくなるとともに高いヤング率を得るための十分な量のＧ相を形成するのが難しい。Ｍｎの量が１１質量％を超えると靭性、延性が乏しくなるとともに、合金の融点（液相線温度）も高くなるため、アルミニウム合金粉末の製造が困難になるおそれがある。
　ＣｒはＭｎとともにＧ相（Ａｌ１２（Ｍｎ,Ｃｒ））を形成する元素で、Ｃｒ単独でも強度向上に寄与する。Ｃｒの含有量は１～４質量％とするのがよく、１．５～３．５質量％とするのが好ましく、１．８～３．２質量％とするのがさらに好ましい。Ｃｒの量が１質量％未満では、成形体の強度が乏しくなるとともに高いヤング率を得るための十分な量のＧ相を形成するのが難しい。Ｃｒの量が４質量％を超えると靭性、延性が乏しくなるとともに、合金の融点（液相線温度）も高くなるのでアルミニウム合金粉末の製造が困難になるおそれがある。
　不可避的不純物元素の具体例としては、鉄（Ｆｅ）、ケイ素（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、銅（Ｃｕ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、チタン（Ｔｉ）、カルシウム（Ｃａ）、ナトリウム（Ｎａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、イットリウム（Ｙ）、ニオブ（Ｎｂ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、アンチモン（Ｓｂ）、ベリリウム（Ｂｅ）、リン（Ｐ）、バナジウム（Ｖ）、スズ（Ｓｎ）、鉛（Ｐｂ）、ビスマス（Ｂｉ）、コバルト（Ｃｏ）、銀（Ａｇ）、ガリウム（Ｇａ）、スカンジウム（Ｓｃ）、セリウム（Ｃｅ）、ホウ素（Ｂ）、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、酸素（Ｏ）等を挙げることができる。
　これらの不可避的不純物元素は、アルミニウム地金中に不可避的に存在したり、アルミニウム合金粉末の製造時に不可避的に混入したり、あるいはチタン、ホウ素、ジルコニウムなどの結晶粒微細化元素を意図的に添加する場合の改質元素であってもよい。これらの不可避的不純物元素の含有量は、本発明の効果を損なわない限り特に限定されないが、それぞれ単独で０．５質量％以下とするのが好ましく、０．３質量％以下とするのがさらに好ましく、０．２質量％以下とするのが特に好ましい。なお、アルミニウム合金粉末及びアルミニウム合金成形体の各元素の含有量は、ＩＣＰ発光分光分析法及び不活性ガス融解－赤外線吸収法等により測定することができる。
　アルミニウム合金粉末の平均粒子径は、特に限定されないが、体積基準平均粒子径（メディアン径ｄ５０）は、５μｍ以上が好ましく、１０μｍ以上がより好ましく、１５μｍ以上がさらに好ましい。平均粒子径が５μｍを下回ると、粉末の流動性が低下し、成形体の製造工程において均一な粉末層を形成できないおそれがある。一方、平均粒子径は、２００μｍ以下が好ましく、１５０μｍ以下がより好ましく、１００μｍ以下がさらに好ましく、８０μｍ以下が特に好ましい。平均粒子径が２００μｍを上回ると、積層造形時において粉末がスキージに引っ掛かり、容易に敷き詰めることができなくなるおそれがある。
　アルミニウム合金粉末の平均円形度（球形度）は、特に限定されないが、０．９以上１．０以下であることが望ましい。平均円形度が０．９を下回ると、粉末の流動性が低下し成形体の製造工程において均一な粉末層が形成できないおそれがある。円形度は面積から求めた円相当径を周長から求めた円相当径で除した、１を超えない値であり、粒子を顕微鏡で撮影した写真から画像解析により求めることができる。１，０００個程度の粒子の円形度を平均した平均円形度が０．９０以上であれば、必要な流動性が確保され、欠陥の原因となる酸化物の含有量も少なくなる傾向がある。測定結果の一例として、Ａｌ‐８Ｍｎ‐２Ｃｒの粉末の写真・実測測定値を図１に示すが、この粉末の円形度は、約１，０００個の平均では、０．９４であった。
（２）成形工程
（２－１）積層造形法によるアルミニウム合金成形体の製造方法
　アルミニウム合金粉末を用いた積層造形法によるアルミニウム合金成形体の製造方法について説明する。
　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。アルミニウム合金成形体は、アルミニウム合金粉末を含む粉末層を形成する第１工程と、当該粉末層において、所定位置のアルミニウム合金粉末を溶融固化させることにより金属層を形成する第２工程を含み、この第１工程と第２工程とが順次繰り返され、金属層を複数層積み上げて接合されることによりアルミニウム合金成形体が製造される。
　積層造形法には粉末床溶融結合法を用いることができるが、それ以外の積層造形法を利用してもよく、例えば、指向性エネルギー堆積法を利用することもできる。さらには、結合剤噴射法や熱溶解積層法のような間接法による積層造形法を用いてもよい。なお、金属粉末を溶融して固化させる熱源として、レーザ光を用いることができるが、当該手段としては、レーザ光に限定されるものではなく、例えば、電子ビームやプラズマなどを用いてもよい。
　第１工程及び第２工程において、金属層及び粉末層を予熱してもよい。予熱温度は、３０℃以上が好ましく、１５０℃以上がより好ましい。また、５００℃以下がよく、４００℃以下がより好ましく、２５０℃以下がさらに好ましい。１５０℃以上の予熱でクラック（層間剥離）の抑制効果が十分に発揮され、５００℃を超える温度の予熱ではアルミニウム合金成形体の微細組織が消失して機械特性が劣化しやすい。予熱には、通常、造形プラットホーム又はベースプレート下部に取り付けた電熱ヒータを用いるが、セラミックヒータや高周波加熱などを用いてもよい。また、レーザ光や電子ビームなどの熱源を走査させて加熱してもよい。
（２－２）押出成形法によるアルミニウム合金成形体の製造方法
　アルミニウム合金粉末を用いた押出成形法によるアルミニウム合金成形体の製造方法について説明する。
　押出成形する前の予備段階として、アルミニウム合金粉末を冷間成形することが好ましい。冷間成形の方法としては、冷間プレス、冷間静水圧成形（ＣＩＰ）などを採用できる。冷間成形体の密度は、６０～８０％程度にすることが好ましい。６０％に満たないと壊れやすく、８０％を超える密度に固化するためには高圧が必要となって、コストが嵩むことになる。６０％以上の密度を得るには、９．８×１０ＭＰａ以上の圧力を加えることが好ましい。冷間成形体は、真空中で３００~５００℃、１０分～２４時間程度の脱ガス処理を行ってもよい。
　冷間成形体を好ましくは３５０～５５０℃、より好ましくは４００～５５０℃、さらに好ましくは４５０～５５０℃で熱間押出を行うことにより、アルミニウム合金成形体を得ることができる。Ｇ相を多量に析出させヤング率を向上させるには、これらの温度範囲でできるだけ高く設定するのが望ましい。３５０℃に満たない温度では押出抵抗が大きく、押出が困難になるおそれがある。逆に押出温度が５５０℃を超えると晶出物等の金属間化合物が粗大化し、機械的特性を低下させるおそれがある。３５０～５５０℃での保持時間は適宜設定でき、冷間成形体の大きさに応じて適宜調整すればよい。通常は５分程度～１０時間程度とすればよい。押出比は目的とする成形体の形状や大きさに合わせて適宜調整すればよいが、通常は５～２５程度とすればよい。
　以上、成形工程における代表的な成形方法について説明したが、成形工程で用いる成形方法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。例えば、ホットプレス、ＨＩＰ（熱間静水圧成形）、粉末鍛造法等を採用することもできるのは言うまでもない。
（３）熱処理工程
　積層造形法により成形したアルミニウム合金成形体は、熱処理を施すことにより、さらにＧ相を析出させ、ヤング率を向上させることができる。また、押出成形法により成形したアルミニウム合金成形体においても、Ｇ相の析出が十分でない場合は、熱処理を施すことにより、さらにＧ相を析出させ、ヤング率を向上させることができる。
　熱処理の温度は好ましくは３５０℃以上、より好ましくは３７５℃以上、さらに好ましくは４００℃以上、特に好ましくは４５０℃以上とすればよい。一方、上限側は５５０℃以下が好ましく、５５０℃を超えると析出物や結晶粒が粗大化し機械的特性が損なわれるおそれがある。
　熱処理を行う時間は、０．１時間以上が好ましく、０．５時間以上がより好ましく、１時間以上がさらに好ましい。また、１００時間以下が好ましく、２４時間以下がより好ましい。０．１時間より短いと、アルミニウム合金成形体のヤング率が十分に向上しないおそれがある。一方、１００時間より長いと、過時効によりアルミニウム合金成形体の強度が低下するおそれがある。熱処理に使用する炉は、通常、大気炉を用いるが、雰囲気炉を用いて、例えば、窒素やアルゴンなどの不活性ガス雰囲気内や水素などの還元ガス雰囲気内で処理してもよい。
２．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の組成は、前記アルミニウム合金粉末の組成と略同一である。先に述べたアルミニム合金粉末を積層造形法により成形する場合は、アルミニウム合金粉末が一時的に溶融し、再凝固（急冷凝固）するが、本発明で用いるアルミニウム合金粉末の合金成分は殆ど揮発しないため、得られるアルミニウム合金成形体の組成は誤差の範囲内で元のアルミニウム合金粉末の組成と同一である。
　本発明のアルミニウム合金成形体の相対密度は、９８％以上であることが望ましく、９９％以上であることがより望ましく、９９．５％以上であることがさらに望ましい。相対密度が９８％未満の場合、成形体の機械特性が大幅に劣化するおそれがある。この相対密度は、成形体の中心部付近の任意の断面における光学顕微鏡またはマイクロスコープで得られた画像（倍率１００倍程度）を二値化して、空隙部分を除いた金属部分の面積割合として算出される。相対密度は、積層造形物の機械強度、延性及び熱・電気伝導性の向上のためには、高いほど望ましい。
　アルミニウム合金成形体のヤング率は８０ＧＰａ以上となっている。当該ヤング率は好ましくは９０ＧＰａ以上、より好ましくは９５ＧＰａ以上、さらに好ましくは１００ＧＰａ以上とするのがよい。当該ヤング率はＧ相の体積分率とある程度相関があり、Ｇ相の体積分率が１０％以上で８０ＧＰａ以上のヤング率を得やすくなる。ヤング率向上の点からＧ相の体積分率は２０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましく、３５％以上がさらに好ましい。一方、上限側のＧ相の体積分率は９０％以下が好ましく、８５％以下がより好ましく、８０％以下とするのがさらに好ましい。９０％を超えると成形体が脆くなり、加工し難くなり、靭性も低下する傾向にあり、避けた方が好ましい。
　また、アルミニウム合金成形体は、粒径が１～３μｍの粒子を含む層と、粒径が１μｍ未満の粒子からなる微粒層と、からなる層状組織を有することが好ましい。当該層状組織の形成によって、アルミニウム合金成形体のヤング率を増加させることができる。なお、当該層状組織はＳＥＭ観察等によって容易に観察することができる。
　また、積層造形法によって得られる成形体の造形まま材（ａｓ－ｂｕｉｌｔ）の室温における破断伸びは１０％以上であることが好ましい。破断伸びを１０％以上とすることで、造形時に発生する熱応力によってクラックが発生することを効果的に抑制することができる。この破断伸びは１２％以上であることがより好ましく、１４％以上であることがさらに好ましい。
　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。
　表１に実施例及び比較例として示した各公称組成を有する合金を調整し、高周波誘導炉にて融点（液相線温度）以上に加熱して十分溶解し、窒素ガスアトマイズ法により粉末化しアルミニウム合金粉末を得た。
　得られた各アルミニウム合金粉末の元素をＩＣＰ発光分光分析法により測定した結果を表１に示す。また、マイクロトラックを用いてレーザ回折散乱法により粉末の粒度分布を測定し、体積基準の粒度分布において微粒側から累積５０％の粒子径をアルミニウム合金粉末の平均粒子径とした。なお、平均粒子径はメディアン径「ｄ５０」とも表記される。円形度は、スペクトリス株式会社製　Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉ　Ｇ３によって次のように測定した。まず、各アルミニウム合金粉末から、それぞれ１，０００個程度の粒子を選び、一個一個の外観形状写真から各粒子の円形度を読み取り、平均値をそのアルミニウム合金粉末の円形度とした。得られた平均粒子径及び円形度を表１に示す。
 
　表１より、実施例として示した各公称組成を有するアルミニウム合金粉末は、全ての場合において、Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たしていることが分かる。
　得られた粉末を目開き６３μｍの篩を通過させて分級し、この粉末１００ｇをゴム型に入れて冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）で面圧３０００ｋｇ／ｃｍ２で冷間成形し、長さ約７０ｍｍ、直径約３０ｍｍの圧粉成形体を得た。この圧粉体をビレットとし、５００℃の大気炉中で３０分間加熱した後、４５０℃に保たれた最大荷重１００トンの押出成形機のコンテナ内（直径３２ｍｍ）に入れ、幅２０ｍｍ、厚み４ｍｍの押出成形体（押出比１０）を得た。
　この押出成形体から、長さ６０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚み１．５ｍｍの直方体状の試験片を機械加工により削り出し、ヤング率測定試験片とした。ヤング率測定試験片の形状を図２に示す。この試験片を用いて、自由共振式ヤング率測定器（日本テクノプラス社製　ＪＥ－ＲＴ）により室温（２５℃）でのヤング率を共振法にて測定した。得られた値を表２に示す。
　ヤング率測定試験片の機械加工時に、殆ど（８０％以上）の試験片でクラックが発生したものを押出材加工性「Ｃ」とし、１０％以上～８０％未満の試験片でクラックが発生したものを「Ｂ」、クラックの発生が殆どなかったもの（１０％未満）を「Ａ」として表２に示した。
 
　また、上記アルミニウム合金粉末を用いて、積層造形法によりアルミニウム合金成形体を作製した。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、前記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松浦機械製作所製のＬＵＭＥＸ　Ａｖａｎｃｅ－２５又はＥＯＳ社製ＥＯＳＩＮＴ　Ｍ２８０である。
　より具体的には、積層条件をレーザ出力：２８０～４８０Ｗ、走査速度：８００～２２００ｍｍ／ｓ、走査ピッチ：０．１０～０．１６ｍｍ、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。表２に示す「造形温度」は、積層造形中のベースプレートの予熱温度である。
　得られた各成形体から前記同様の試験片を削り出し、前記同様ヤング率を測定した。加えて、積層造形法で作製した成形体については、４００℃または５００℃で熱処理を施したもののヤング率（測定時は２５℃）を前記同様の方法で測定した。得られた値を表２に示す。
　また、積層造形体の引張強度、０．２％耐力、破断伸びをＪＩＳ Ｚ ２２４１ 金属材料引張試験方法に従って評価した。得られた成形体から同規格に定められる１４Ａ号試験片（平行部φ６ｍｍ，原標点距離３０ｍｍ）を造形方向に対して垂直な方向に採取し、島津製作所製１００ｋＮＸｐｌｕｓオートグラフにより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０．５ｍｍ／分とし、０．２％耐力以後は５ｍｍ／分とした。得られた引張強度、０．２％耐力及び破断伸びを表２に示す。なお、破断伸びは上記ＪＩＳ規格の２０．２項に従って、破断後の２つの試験片を突き合わせて測定した破断後の最終標点距離と原標点距離とを用いて算出した。
　加えて、積層造形体の成形性の目安としてクラックの評価を実施した。得られた成形体を目視で観察し、１２個以上の成形体について、クラックの発生した成形体の数／（クラックの発生した成形体の数＋クラックの発生しなかった成形体の数）に１００を掛けてクラックの発生割合とした。得られたクラック発生割合を表２に示す。
　また、押出材および積層造形体の各試料についてＸ線回折測定を行い、得られたＸ線回折プロファイルから主要な相ないし晶析出物を同定した。Ｘ線回折測定にはリガク社製のＳｍａｒｔＬａｂを用いた。同定結果を表２に示す。表２における「Ｇ」はＧ－Ａｌ１２（Ｍｎ，Ｃｒ）相、「α」はα－Ａｌ相、「θ」はＡｌ７Ｃｒ／Ａｌ１３Ｃｒ２を意味している。加えて、Ｘ線回折プロファイルの積分強度からＧ相の体積率を定量評価した。得られた体積率を表２に示す。
　実施例１～５の合金組成を有する場合、全ての場合において、ヤング率が８０ＧＰａを超える値を示している。ＭｎとＣｒを含む高濃度合金であるにも関わらず、押出成形体の試験片の機械加工が容易であった。
　また、実施例１～３の合金組成を有する積層造形体にはクラックが発生しておらず、ａｓ－ｂｕｉｌｔの状態において良好な延性を有していた。更に、断面観察から画像解析によって算出した相対密度は９９．５％以上であった。実施例２の積層造形体の断面を図３に示す。
　また、実施例２および実施例３の合金組成を有する積層造形体では、４００℃または５００℃での熱処理によってヤング率が顕著に増加していることが分かる。Ｘ線回折測定の結果によると熱処理によってＧ相が新たに形成されており、これによりヤング率が増加したと考えられる。一方で、実施例３の合金組成を有する押出材のヤング率は更に高く、１１１ＧＰａに達している。これは、押出工程における温度履歴によって熱処理が施されていることに加え、粒径が１～３μｍの粒子を含む層と、粒径が１μｍ未満の粒子からなる微粒層と、からなる層状組織が形成されたことに起因していると考えられる。
　実施例４の合金組成を有する押出材のＳＥＭ像及びＥＤＳマッピング結果を図４に示す。図４より、１μｍ程度の粒子とそれ未満のサイズの微細な粒子からなる層状組織が形成されていることが確認できる。
　比較例１の合金組成を有する押出材のヤング率は８０ＧＰａを超えているが、押出成形体が非常に脆く、試験片加工も困難であることから、実用合金として使用することができない。
　比較例２～５の合金組成を有する場合、Ｇ相とアルミニウムのα相以外にＣｒ系のθ相が多く存在しており、ヤング率は高くなるものの、押出材が脆くなり、機械加工が困難であった。また、積層造形法では造形体にクラックが発生し、実用合金として使用することができない。比較例２の積層造形体のクラックの様子を図５に示す。
　比較例６はＦｅを添加した合金であるが、押出材のヤング率が低く、剛性が求められる用途に好適に使用することができない。積層造形法では残留応力のために造形体にクラックが発生し、実用合金としては問題がある。比較例６の積層造形体のクラックの様子を図６に示す。
　以上の結果より、Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金粉末を成形してなるアルミニウム合金成形体に対して３５０～５５０℃の温度で熱処理を施すことで、セラミックを混合することなく、アルミニウム合金単独で８０ＧＰａ以上のヤング率を発現するアルミニウム合金成形体が得られることが分かる。

Claims (7)

  1. 　Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、
    　残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金成形体であって、
    　室温（２５℃）でのヤング率が８０ＧＰａ以上であること、
    　を特徴とするアルミニウム合金成形体。
  2. 　Ａｌ１２（Ｍｎ，Ｃｒ）化合物であるＧ相の体積分率が１０～９０％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. 　粒径が１～３μｍの粒子を含む層と、粒径が１μｍ未満の粒子からなる微粒層と、からなる層状組織を有すること、
    　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. 　積層造形法による成形体であって、
    　熱処理前の状態における破断伸びが１０％以上であること、
    　を特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金成形体。
  5. 　請求項１又は２に記載のアルミニウム合金成形体を製造する方法であって、
    　Ｍｎを４～１１質量％及びＣｒを１～４質量％を含有し、かつ１．９×Ｃｒ質量％≦Ｍｎ質量％≦５．３×Ｃｒ質量％の関係を満たし、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるアルミニウム合金粉末を成形する成形工程と、
    　前記成形工程にて得られたアルミニウム合金成形体を３５０～５５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、を具備すること、
    　を特徴とするアルミニウム合金成形体の製造方法。
  6. 　前記成形工程に積層造形法を用いること、
    　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。
  7. 　前記成形工程に押出成形法を用いること、
    　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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