JP7388670B1 - アルミニウム合金積層造形体、その製造方法、及び、アルミニウム合金粉末 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度のアルミニウム合金積層造形体、その製造方法、及び、アルミニウム合金粉末を提供する。
【解決手段】アルミニウム合金積層造形体は、総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．０～９．５重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有し、金属組織中に粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在し、ビッカース硬さが１５０Ｈｖ以上である。
【選択図】図９

Description

本発明は、アルミニウム合金積層造形体、その製造方法、及び、アルミニウム合金粉末に関するものである。また、本発明は、金属積層造形法によって成形されたＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕを含む積層造形体であって、積層造形体内部に割れが発生することなく、また、造形体内部の残留応力も小さく、熱処理後、７０００系合金相当の引張強さを満たすためのビッカース硬さとして１５０Ｈｖ以上の硬さを有する造形体に関するものである。この硬さは、代表的な７０００系合金の応力腐食割れを考慮した熱処理であるＴ７３処理材の代表的な硬さである。以下、ビッカース硬さを用いて内容を記載する。

金属積層造形体は、粉末あるいはワイヤを局部的に溶かしながら積層造形することから、急速に凝固することにより非常に細かい金属組織を有する。このため、金属積層造形体は従来製法に比較して高い機械的性質が得られる。ただし、押し出し、圧延合金用の合金として知られるＡｌ－Ｃｕ系の２０００系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系の６０００系、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系の７０００系合金は、図１に示すように、積層造形時に鋳造割れを発生しやすく、高い強度が得られないことから、そのままの成分では実用化できない。この３種の合金の中でも、押出材、圧延材の引張強さが５００ＭＰａを超える７０００系合金においては、種々検討はされているが、良好な造形性と機械的性質を必ずしも示しているわけではない。また、Ａｌ－Ｍｇ系、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系合金においても高強度合金の開発が種々の合金系で進められている。

Ａｌ－Ｍｇ系の５０００系合金においては、Ｓｃを析出強化元素として添加する商品名Ｓｃａｌｍａｌｌｏｙが知られている。この合金は、３５０℃程度の熱処理をすることで、残留応力を抑え、５００ＭＰａ程度の引張強さを示す(例えば、非特許文献１参照)。

Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系合金においては、Ｍｎを添加することで析出強化と分散強化を改善して強度を大きく改善したＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｍｎ系合金が知られている。熱処理しないとき(以下、「ａｓ ｂｕｉｌｔ」と呼ぶ)の引張強さは５００ＭＰａ程度である(例えば、非特許文献２参照)。

非特許文献２記載のＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｍｎ系合金をＴ６処理することで、残留応力を低減し、かつ積層造形体中の機械的性質の均質化を図り、高強度を達成することができる(例えば、非特許文献３参照)。

Ｓｉ添加７０７５合金の結晶粒径に対して、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂが著しい効果を持つことが知られている(例えば、非特許文献４参照)。

７０７５合金の割れ対策として、Ａｌ－１０Ｓｉ－Ｍｇ合金粉末を一定の配合率で混合して、熱膨張係数、凝固温度範囲の低減、流動性改善を図ることで割れの防止を図ることが知られている(例えば、非特許文献５参照)。

７０７５合金の割れ対策として、Ｓｉを５重量％添加した合金が、ａｓ ｂｕｉｌｔ材（熱処理なし）では５００ＭＰａ程度の高強度の合金を示すことは知られている（例えば、非特許文献６参照）。

非特許文献６と同様に、Ａｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｃｕ系合金においてＳｉを添加することで硬さ向上と割れ防止が図られることが記載されている(例えば、特許文献１参照)。

鋳造材においては、結晶の微細化剤としてＴｉとともにＺｒが添加されることが多い。積層造形においても、結晶の微細化を目的としてＺｒを７０７５合金に添加して、割れ対策することが知られている。Ｚｒ添加７０７５積層造形材の引張強さは約４２０ＭＰａ、伸びは約５％である(例えば、特許文献２参照)。

木村ら：軽金属７０(２０２０)４６７-４７４頁 安達ら：軽金属７１(２０２１)４４１-４４９頁 遊佐ら：１４１軽金属学会大会概要集、講演Ｎｏ６６ Ａｈｍｅｄ Ｏ．Ｍｏｓｌｅｈ ｅｔｃ．：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ(２０２１)ｐｐ．１４６-１５４ Ａｌｖｅｒｔａ Ａｖｒｓａ ｅｔｃ．：Ｍｅｔａｌｓ（２０１８）, Ｎｏ８, ｐ.３００ 大谷ら：粉体と粉末冶金６６（２０１９）１０９－１１５頁

特開２０２１－１８８１０３公報 米国特許公開２０１９／０１６１８３５

本発明は、以上のような背景からなされたものである。即ち、７０７５合金に代表される７０００系合金は、本来押し出し材においてはＴ７３処理材でも５００ＭＰａを超える高い引張強さを示す合金である。しかしながら金属積層造形体においては積層造形時に図１のように内部に多数の割れが発生して使えない合金である。このため、この合金系において割れることなく、しかも高い強度を有する金属粉末、金属積層造形体が求められる。

非特許文献1に記載された製造法によると、Ａｌ－Ｍｇ系合金にＳｃを添加した積層造形体に３５０℃程度の熱処理を施すことで、残留応力を抑え、５００ＭＰａ程度の引張強さを示し、実用的な材料ではある。しかし、添加するＳｃの価格が高く高価な粉末と言える。

非特許文献２に記載された製造法によると、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系合金の強度を大きく改善したＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｍｎ系合金が知られている。Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｍｎ系合金において、ａｓ ｂｕｉｌｔ材（熱処理なし）の引張強さは５００ＭＰａ程度である。一方、積層造形体に内在する残留応力を除去する場合には、２５０℃以上、好ましくは３００℃以上のＴ５熱処理は必要である。しかし、Ｔ５処理をした場合、４００ＭＰａを超える高強度は得られず、積層造形体の強度は３００ＭＰａ前後にとどまる。このため、さらに高い強度を得るために、非特許文献３に記載された溶体化処理、焼き入れ、及び人工時効を伴うＴ６処理をすることが考えられるが、この場合でも、積層造形体の引張強さは４００ＭＰａを超えることはない。

非特許文献４に記載された製造法によると、Ｓｉ添加７０７５合金の結晶粒径に対して、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂが著しい微細化効果を持つことが知られている。しかし、鋳造のままの状態の硬さはビッカース硬さが１４０Ｈｖ程度にとどまり、その値は必ずしも大きいものではない。５００℃で熱処理した素材については、さらに軟化するのみであり、高い値は報告されていない。

非特許文献５に記載された製造法によると、７０７５合金の割れ対策として、Ａｌ－１０Ｓｉ－Ｍｇ合金粉末を一定の配合率で混合する。しかし、この方法で得られた合金は熱処理なしの場合については４００ＭＰａ前後の高い強度を示すかもしれない。しかし、残留応力を低減する溶体化処理を伴うＴ７３処理では、４００ＭＰａを示すことは難しい。なぜなら、混合によって得られた合金は、もはや７０７５合金の成分ではないからである。

非特許文献６に記載された製造法によると、７０７５合金にＳｉを５重量％添加することで、ａｓ ｂｕｉｌｔ材(熱処理なし)では５００ＭＰａ程度の高強度の合金が得られる。しかし、残留応力除去の観点から熱処理(Ｔ６)をすると、３５０ＭＰａ程度まで引張強さが低下してしまい、高強度合金としては不十分である。

特許文献１に記載された製造法によると、非特許文献５と同様に、Ａｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｃｕ系合金においてＳｉを添加することで硬さ向上と割れ防止を図ることができる。ただし、この合金においては高強度合金を対象としたものではなく、耐食性の観点からＣｕの上限は０．５重量％としている。またＺｎ量も少ないため、高い強度、及び硬さは得られない。おおよそビッカース硬さは８０～１２０Ｈｖである。引張強さは３５０ＭＰａ程度にとどまる。

特許文献２に記載された製造法によると、７０００系合金の割れ対策としてＺｒを添加している。しかし、Ｔ６処理をしていながら引張強さは約４２０ＭＰａ、伸び約５％にとどまり、７０７５合金の押出材ではＴ６処理よりも強度を落としたＴ７３材の引張強さが５００ＭＰａを超えることを考えると、必ずしも高いとは言えない。鋳造割れなどの欠陥が内在していることが予想される。割れのない健全体なら、少なくとも４５０ＭＰａ程度を超える強度を有するはずである。実用的な観点からは割れの可能性のある素材は使用することは難しい。

以上のことから、本発明の目的は、積層造形時に割れず、しかも熱処理後高い強さが得られるアルミニウム合金積層造形体、その製造方法、及び、アルミニウム合金粉末を提供することにある。

より具体的には、本発明の目的は、積層造形体中に割れがほぼないアルミニウム合金積層成形体が作られ、溶体化処理、焼き入れ、人工時効処理によりビッカース硬さ１５０Ｈｖを有する高強度のアルミニウム合金積層造形体、その製造方法、及び、アルミニウム合金粉末を提供することにある。

以上の課題を解決するため、本発明の第１の態様は、総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．０～９．５重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有し、金属組織中に粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在し、ビッカース硬さが１５０Ｈｖ以上であることを特徴とするアルミニウム合金積層造形体を提供する。

本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の一つの実施形態においては、粒の最大長径が０．３μｍ～５．０μｍの範囲である粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在する。

また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の他の実施形態は、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも１種を含み、Ｍｎ及びＣｒの総量が０．３～３．０重量％である。

また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の他の実施形態は、Ｔｉ及びＺｒのうち少なくとも１種を含み、Ｔｉ及びＺｒの総量が０．０５～１．００重量％である。

また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の他の実施形態は、０．００１～０．２００重量％のＢと、０．００５～１．０００重量％のＴｉと、を更に含有する。

また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の他の実施形態は、０．２～０．８重量％のＳｃを更に含有する。延性低下、製品コストを考慮して好ましくは、０．２～０．５重量％のＳｃを更に含有する。

また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の他の実施形態は、０．０００５～０．０１００重量％のＢｅを更に含有する。

また、本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金積層造形体の更に他の実施形態は、０．００１～０．０５０重量％のＳｒを更に含有する。

本発明の第２の態様は、総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、１．２×（４．０～９．５）重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～１．２×(３．７＋１．７３［Ｓｉ重量％］)重量％含有するアルミニウム合金粉末を用いて金属積層造形法により造形し、その後、溶体化処理、焼き入れ、及び、時効処理を行うことを特徴とするアルミニウム合金積層造形体の製造方法を提供する。

また、本発明の第３の態様は総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、１．２×（４．０～９．５）重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～１．２×（３．７＋１．７３［Ｓｉ重量％］）重量％含有するアルミニウム合金粉末を提供する。

本発明によれば、積層造形体の内部、外部に割れが発生することなく、造形体内部の残留応力も小さい高強度のアルミニウム合金積層造形体、その製造方法、及び、これらに使用するアルミニウム合金粉末が提供される。

従来の７０７５合金の積層造形材に見られる割れを示す写真図である。 Ａｌ－２．５Ｍｇ－１．９Ｃｕ－ＸＳｉ－５．７Ｚｎ合金積層造形体の硬さを示すグラフである。 Ａｌ－５Ｍｇ－１．６Ｃｕ－１．９Ｓｉ－ＸＺｎ合金積層造形体の硬さを示すグラフである。 Ａｌ－５Ｍｇ－ＸＣｕ－１．７Ｓｉ－６．０Ｚｎ合金積層造形体の硬さを示すグラフである。 Ａｌ－ＸＭｇ－１．１Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ合金積層造形体の硬さを示すグラフである。 Ａｌ－ＸＭｇ－１．８Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ合金積層造形体の硬さを示すグラフである。 Ａｌ－ＸＭｇ－３．４Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ合金積層造形体の硬さを示すグラフである。 溶体化処理時間に伴い形態変化するＡｌ－７Ｍｇ－１．５Ｃｕ－３．２Ｓｉ－６．５Ｚｎ－０．１８Ｔｉ－０．３５Ｚｒ合金積層造形体中のＭｇ－Ｓｉ系化合物を示す写真図である。 第１実施形態に係るアルミニウム合金積層造形体におけるＳｉ量とＭｇ量との関係を示すグラフである。 第２及び第３実施形態に係るアルミニウム合金粉末におけるＳｉ量とＭｇ量との関係を示すグラフである。

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造形法は、合金粉末を一層ずつ繰り返し溶融・凝固を行うことで希望する形状の製品を成形する造形法である。たとえば、粉末溶融結合法(ｐｏｗｄｅｒ ｂｅｄ ｆｕｓｉｏｎ)方式や、デポジット法(指向性エネルギー堆積法:ｄｉｒｅｃｔ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ)などが挙げられる。

粉末溶融結合法には電子ビーム方式とレーザー方式がある。電子ビーム方式の場合は、製品外観面粗さはレーザー方式に比較してやや劣るが、レーザー方式の場合よりも高い予熱、そしてエネルギーが付加されるために積層造形体中に割れは抑制され好都合である。加えて、その積層造形体中のＭｇ－Ｓｉ系化合物はレーザー積層造形体に比較して熱処理前の時点ですでに粒状化し、高い延性が期待できる。本発明のアルミニウム合金造形体は、粉末溶融結合方式による積層造形体、およびデポジット方式による積層造形体のいずれも含む。

デポジット方式は、積層したい所望の箇所に原料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式である。また、デポジット方式としては、粉末の代わりに原料金属合金ワイヤを用いて、レーザーなどを照射して溶融させながら堆積する方式(ワイヤ繰り出し式)も含まれる。

［第１実施形態］
本発明の第１実施形態に係るアルミニウム合金積層成形体は、総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．０～９．５重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有し、金属組織中に粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在し、ビッカース硬さが１５０Ｈｖ以上であることを特徴とする。なお、本明細書において、「不可避不純物」とは、Ａｌ，Ｚｎ，Ｃｕ，Ｓｉ、Ｆｅ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｓｃ，Ｂｅ及びＳｒ以外の金属元素であって、例えば、Ｇａ，Ｎｉ，Ｖ等の金属元素が挙げられる。なお、酸素元素は「不可避不純物」には含めないものとする。

Ｓｉは、積層造形時に金属積層造形体の内部に発生する鋳造割れを抑制するために有効な元素である。その効果については最終凝固部である結晶粒間の融液にＳｉが濃縮して、共晶Ｍｇ_２Ｓｉと共晶α-Ａｌが晶出することで、割れにくくなることが一つの理由として考えられる。Ｓｉの添加量が1．０重量％未満では、その効果は小さい。Ｓｉ量が１．７重量％を超えると複雑な製品でも割れの発生を抑制する効果が増す。しかしＳｉ量が多すぎるとＭｇ－Ｓｉ化合物が増えて熱処理後の強度を決めるフリーなＭｇ(Ｚｎとの析出物を形成することができるＭｇ)が減少するため、強度向上のためには必要なＭｇの量が多くなる。この結果、粉末製造時の溶湯の滓(酸化物)が増えて粉末の品質の低下の懸念がある。そのため、本実施形態において、アルミニウム合金積層造形体が含むＳｉ量は１．０～４．０重量％とする。

Ｍｇは、溶体化処理、焼き入れ、及び人工時効の組み合わせによる熱処理をすることでＭｇ－Ｚｎ系析出物（例えばη相）を形成し強度をもたらすために有効な元素である。しかし、上述のとおり鋳造割れ防止のためにＳｉ添加すると、ＭｇはＳｉと化合物(Ｍｇ_２Ｓｉが主体)を形成するために、析出に寄与できるフリーなＭｇ（以下フリーＭｇと呼ぶ)が減少する。フリーＭｇの量は、例えば以下式１により算出する。
［式１］ フリーＭｇ量（重量％）＝[Ｍｇ重量％]－１．７３［Ｓｉ重量％］
ここで、記載される数値１．７３は、以下式２で示すように、Ｍｇ_２Ｓｉ化合物の形成に必要なＭｇ及びＳｉの必要量の比である。
［式２］ Ｍｇ量/Ｓｉ量＝(２４．３×２)÷２８．１＝１．７３
式２において、２４．３はＭｇの原子量であり、２８．１はＳｉの原子量である。

式１に示す様に、Ｓｉを添加する程、フリーＭｇ量は減少する。よって、Ｓｉを添加した場合、Ｓｉを添加していない場合に比較して高い強度が得られない。Ｓｉを添加した場合、減少したＭｇを補充する必要がある。Ｍｇの量は、添加されたＳｉ量に基づき以下の式に従い増量される必要がある。仮にＳｉを添加しないときの７０００系合金のＭｇ量として、７０７５合金展伸材の管理範囲の[２．１～２．９]重量％を適用した場合、必要なＭｇ量（重量％）は、（２．１＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～（２．９＋１．７３［Ｓｉ重量％］）となる。

尚、複雑な形状の積層造形体の割れの抑制を考えると、Ｓｉ量は好ましくは１．７～４．０重量％とし、さらに好ましくは２．０～４．０重量％とする。

しかし、Ｓｉを添加した７０７５合金相当合金の積層造形法においては、上記の[２．１～２．９]重量％の下限より少なくあるいは上限よりも多くても優れた性能が出る。このため、Ｍｇの上下限の範囲がもっとも広い場合は、Ｍｇの含有量は、Ｓｉ量に応じて、（１．４＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３［Ｓｉ重量％］）重量％の範囲内となる。

また、ＳｉとＭｇによって形成されたＭｇ_２Ｓｉ化合物は、熱処理前の段階の積層造形体では、溶体化処理をすることで金属組織中に粒状化し、粒の最大長径が０．３～５．０μｍになる。粒状化した化合物のサイズは、熱処理の温度や時間の選択によって制御することができ、希望する強度、延性を達成するのに合わせることができる。

Ｚｎは、溶体化処理、焼き入れ、人工時効の熱処理をすることでＭｇ－Ｚｎ系析出物（例えばη相）を形成して、強度をもたらすために有効な元素である。しかし、Ｚｎの含有量は、４．０重量％より少なければ十分な強度得られず、また９．５重量％よりも多くても強度の向上は認められず、かつ造形体の密度が高くなる。よって、Ｚｎの含有量は、４．０～９．５重量％とする。

Ｃｕは、Ａｌ－Ｃu－Ｍｇ系の析出物として寄与する説とη相に固溶するという説もあり、正確なところは判っていないが、熱処理をすることで硬さを改善する効果を有する。だたし、Ｃｕを添加することで耐食性が低下すること、及び、強度改善の観点から、Ｃｕの含有量は、０．３～３．０重量％とする。好ましくは、Ｃｕの含有量は、１．２～２．０重量％とする。

Ｍｎ及びＣｒは、Ａｌ－Ｍｎ系あるいはＡｌ－Ｃｒ系の化合物として硬さを改善する効果を有する。そのために０．３重量％以上添加する。しかしＭｎ及びＣｒの総量が３重量％を超えて添加しても大きな改善効果はないことから、Ｍｎ及びＣｒの総重量で０．３～３．０重量％とする。Ｍｎ及びＣｒは、応力腐食割れの発生の抑制元素としても知られる元素である。必要に応じてＭｎ及びＣｒの総重量は、０．３～２．０重量％の範囲で添加することは好ましい。

Ｔｉ及びＺｒは、結晶粒径の微細化剤として鋳造割れ防止の効果を有する。Ｓｉが添加されることで割れの抑制が図られているが、内部の割れが発生するような複雑な製品のような場合には複合して添加することは有効である。しかし、Ｔｉ及びＺｒは、１．００重量％を超えて添加しても大きな改善効果はなく、むしろ化合物を形成して延性低下の可能性もある。よって、Ｔｉ及びＺｒの総重量は、０．０５～１．００重量％の範囲で添加する。好ましくは、Ｔｉ及びＺｒの総重量は、０．０５～０．５０重量％とする。

Ｂは、Ｔｉと相俟って結晶粒径の微細化剤として鋳造割れ防止の効果を有する。Ｓｉが添加されることで割れの抑制が図られているが、内部の割れが発生するような複雑な製品のような場合には、Ｓｉ、ＴｉおよびＢを複合して添加することは有効である。しかしＢが０．００１重量％未満では効果は小さく、一方０．２００重量％を超えて添加しても大きな改善効果はない。むしろ化合物を形成して延性低下の可能性もあり、Ｂは０．００１～０．２００重量％とする。ただし、粉末価格、粉末中のＢ含有量の均質性の観点から、上限は０．０５０重量％とするのが好ましい。Ｂとともに共存するＴｉの量は、例えば市販されている代表的なＡｌ－５％Ｔｉ－１％Ｂ中間合金でＢを添加する場合、０．００１重量％のＢに対応するＴｉとしては０．００５重量％が入ることになる。また、０．２００重量％のＢに対応するＴｉとしては１．０００重量％が入ることになる。しかし、０．００１重量％を超え、０．２００重量％未満の範囲のＢが含まれる場合に添加されるＴｉは、Ａｌ－５％Ｔｉ－１％Ｂ中間合金の添加に限定されるものではなく、Ａｌ－５％Ｔｉ中間合金、Ａｌ－１０％Ｔｉ中間合金の添加もありえる。

Ｓｃは、Ａｌ－Ｓｃ析出物により時効硬化を発現する。熱処理条件の選択により、Ｍｇ－Ｚｎ系析出物（例えばη相）に加えて、Ａｌ_３Ｓｃ析出物の２種の析出物による時効硬化を組み合わせることが可能である。このため、必要に応じて、Ｓｃの含有量は、０．２～０．８重量％とする。延性低下、製品コストを考慮して、好ましくは、Ｓｃの含有量は、０．２～０．５重量％とする。

Ｂｅの添加は、二つの役割を有する。一つは、Ｂｅの添加は、熱処理時(例えば４００℃以上)における積層素材の表面が黒褐色化することを抑制する効果を有する。また更に一つは、Ｂｅの添加は、金属粉末作成時の合金溶解時における酸化被膜の巻き込み防止を図り、健全な粉末、健全な積層造形体を作る効果を有する。これらの目的のために、Ｂｅを添加するが、０．０００５重量％未満ではその効果は小さく、また０．０１００重量％を超えて添加してもその効果の改善効果に変化はない。よって、Ｂｅの含有量は、０．０００５～０．０１００重量％とする。好ましくは、Ｂｅの含有量は、０．００１～０．００２重量％とする。

Ｓｒは、ａｓ ｂｕｉｌｔ材（熱処理なし）の状態でＭｇ、Ｓｉ系化合物の形態を微細粒化促進させる傾向を有する。このため、Ｍｇ、Ｓｉ系化合物は溶体化を目的とした熱処理によりＳｒを添加していない場合よりも、短時間、低温で容易に粒状化する傾向がある。例えば、４６５℃、１時間の熱処理条件でも、Ｓｒを０．００７重量％添加することにより、図８（ｃ）に示す様な粒状の組織が得られる。また４５０℃以下の温度でも、例えば短時間に粒状化させるため、必要に応じて微量添加してもよい。Ｓｒの量は０.００１重量％～０．０５０重量％、好ましくは０.００１重量％～０．０２０重量％とする。

以上の実施形態における、アルミニウム合金積層造形体の組織中には、粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在する。粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物の最大長径は、０．３μｍ～５．０μｍの範囲であっても良い。

また、第１実施形態において、アルミニウム合金積層造形体は、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも１種を含んでも良く、Ｍｎ及びＣｒの総重量は０．３～３．０重量％であっても良い。

また、第１実施形態において、アルミニウム合金積層造形体は、Ｔｉ及びＺｒのうち少なくとも１種を含んでも良く、Ｔｉ及びＺｒの総重量は０．０５～１．００重量％であっても良い。

また、第１実施形態において、アルミニウム合金積層造形体は、０．００１～０．２００重量％のＢと、０．００５～１．０００重量％のＴｉと、を更に含有することができる。

また、第１実施形態において、アルミニウム合金積層造形体は、０．２～０．８重量％のＳｃを更に含有することができる。

また、第１実施形態において、アルミニウム合金積層造形体が、０．０００５～０．０１００重量％であるＢｅを更に含有することができる。

また、第１実施形態において、アルミニウム合金積層造形体が、０．００１～０．０５０重量％であるＳｒを更に含有することができる。

［第２実施形態］
また、本発明の第２実施形態においては、総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、１．２×（４．０～９．５）重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇの量を１．２×（１．４＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～１．２×(３．７＋１．７３［Ｓｉ重量％］)重量％含有するアルミニウム合金粉末を用いて金属積層造形法により造形し、その後、溶体化処理、焼き入れ、及び、時効処理を行う。

すなわち、７０００系粉末のＺｎ、Ｍｇ量は、積層造形時にある割合で大きく減少することが造形試験から判明している。これでは、積層造形体の成分が所定の成分量を維持できないので目標の機械的性質を達成できない。このため、積層時の造形条件にもよるが、積層造形体中の成分を所定の量に納めるために、粉末の成分値を高めに管理する必要がある。そのため、造形実績から、粉末のＺｎ、Ｍｇ量については、積層造形体の成分目標値よりも２割ほど高めに設定する。

アルミニウム合金粉末は、例えば、不活性ガスアトマイズ法、プラズマアトマイズ法、遠心アトマイズ法、プラズマ回転電極法（ＰＲＥＰ法）等により製造されても良い。

［第３実施形態］
また、本発明の第３実施形態においては、アルミニウム合金粉末は、総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、１．２×（４．０～９．５）重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、及び、０．５０重量％以下のＦｅを含有し、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇの量を１．２×（１．４＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～１．２×（３．７＋１．７３［Ｓｉ重量％］）重量％含有する。

尚、第３実施形態においても第２実施形態と同様に、造形実績から、アルミニウム合金粉末のＺｎ、Ｍｇ量については、積層造形体の成分目標値よりも２割ほど高めに設定する。

以下、本発明の実施例と比較例とを対比して説明する。なお、積層造形体の機械的性質に及ぼす各種元素の影響については、ビッカース硬さを用いて記載する。

レーザー積層造形体は、厚み２０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、積層高さ１２０ｍｍの平板の素材から評価用の試験片を切り出して、熱処理（４６５℃×２時間⇒ＷＱ（水焼き入れ）⇒１１２℃×６時間⇒１７８℃×８時間）を施して成分の影響を確認した。この熱処理条件は、７０７５素材において行われる代表的なＴ７３条件(応力腐食割れ対策を考慮した熱処理)に準じたものである。

図１は、従来の７０７５合金の積層造形材の内部に見られる割れを示す写真図である。図１に示すように、割れは金属組織を貫いて積層造形方向に平行に走っている。

表１、図２に（Ａｌ－２．５Ｍｇ－１．９Ｃｕ－ＸＳｉ－５．７Ｚｎ）合金積層造形体の硬さを示す。比較例１～４に示すＳｉ含有量の少ない７０７５相当合金では、ビッカース硬さ(以下実施例では硬さと略す)は１５０Ｈｖ以上の高い値を示す。一方、比較例５～７に示すように、Ｓｉ量の増加とともに、合金積層造形体の硬さは大きく低下している。特に、Ｓｉの含有量が約０．６５重量％を超えるあたり（例えば、比較例４）から、合金積層造形体の硬さが大きく低下している。ＣuとＺｎが７０７５合金相当含まれているにも関わらずこのように硬さが低下するのは、フリーＭｇ（[Ｍｇ重量％]－１．７３［Ｓｉ重量％］)が減少し、Ｚｎ－Ｍｇ系析出物の生成が抑制されることに起因する。一方、比較例１～４では割れが合金積層造形体中に発生することから、硬さが１５０Ｈｖ以上であっても実用上使用できない。

表２、図３に（Ａｌ－５Ｍｇ－１．６Ｃｕ－１．９Ｓｉ－Ｘ％Ｚｎ）合金積層造形体の硬さを示す。比較例８，９、及び、実施例１～６は、フリーのＭｇを１．７重量％以上含む。例えば、実施例１～６のように、Ｚｎを４．０重量％以上含む場合は、硬さは１５０Ｈｖ以上の高い値を示している。一方、比較例８，９のように、Ｚｎを４．０重量％より少なく含む場合は、硬さは１４０Ｈｖ以下である。

表３、図４に（Ａｌ－５Ｍｇ－Ｘ％Ｃｕ－１．７Ｓｉ－６．０Ｚｎ）合金積層造形体の硬さを示す。比較例１０，１１、及び、実施例７～１０は、フリーＭｇを２．１重量％程度含む。一方、フリーＭｇを十分含んでいても、比較例１０，１１に示すように、Ｃｕを０．３重量％未満しか含まない場合は、硬さは１５０Ｈｖ未満である。

表４、図５に（Ａｌ－Ｘ％Ｍｇ－１．１Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さを示す。比較例１２，１３、及び、実施例１１～１４に示す例は、Ｃu及びＺｎを７０７５合金相当含み、またＳｉを１．１重量％含む。比較例１２，１３は、フリーＭｇが、１．４重量％未満と少ないため、硬さが１５０Ｈｖ未満である。一方、実施例１１～１４は、フリーＭｇを１．４重量％以上含むため、１５０Ｈｖ以上の高い硬さを示す。

表５、図６に（Ａｌ－Ｘ％Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さを示す。比較例１４，１５、及び、実施例１５～１８に示す例は、Ｃu及びＺｎを７０７５合金相当含み、またＳｉを１．８重量％含む。比較例１４，１５は、フリーＭｇが１．４重量％未満と少ないため、硬さが１５０Ｈｖ未満である。一方、実施例１５～１８は、フリーＭｇを１．４重量％以上含むため、１５０Ｈｖ以上の高い硬さを示す。

表６、図７に（Ａｌ－Ｘ％Ｍｇ－３．４Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さを示す。比較例１６，１７、及び、実施例１９～２２に示す例は、Ｃu及びＺｎを７０７５合金相当含み、またＳｉを３．４重量％含む。比較例１６，１７は、フリーＭｇが１．４重量％未満と少ないため、硬さが１５０Ｈｖ未満である。一方、実施例１９～２２は、フリーＭｇを１．４重量％以上含むため、１５０Ｈｖ以上の高い硬さを示す。

尚、表４～６の実施例１１～２２で示した、Ｓiを１．１～３．８重量％添加した合金積層造形体では、いずれも割れは発生しなかった。

表７に（Ａｌ－５Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．６Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さに及ぼすＭｎ及びＣｒの影響を示す。実施例２３～２６に示すように、Ｍｎ及びＣｒの総量が多くなるに従い、硬さが向上する。

表８に（Ａｌ－５Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．６Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さに及ぼすＴｉ及びＺｒの影響を示す。実施例２７～２９に示す例は、同等のＭｎ及びＣｒを含む実施例２４（表７）に比較してＴｉ、Ｚｒの総量が多くなってもほとんど硬さに変化はない。

表９に（Ａｌ－５Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．６Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さに及ぼすＴｉ及びＢの影響を示す。実施例３０～３２に示す例は、同等のＭｎ及びＣｒを含む実施例２４（表７）に比較してＴｉ、Ｂの量が多くなってもほとんど硬さに変化はない。

表１０に（Ａｌ－５Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．９Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さと、大気中の熱処理後の積層造形材の色調の変化を示す。実施例３３～３６に示すように、Ｂeが添加されることで、黒褐色になりにくい。

図８に（Ａｌ－７Ｍｇ－１．５Ｃｕ－３．２Ｓｉ－６．５Ｚｎ－０．１８Ｔｉ－０．３５Ｚｒ）合金積層造形体にＴ７３処理を行った際のミクロ組織の変化を示す。いずれの金属組織中にも割れは観察されない。同合金造形体の熱処理は、以下のように、溶体化処理時間が異なるＴ７３処理である。
４６５℃×（０、１、２、２４）時間⇒水焼き入れ⇒１１２℃×６時間⇒１７８℃×８時間

熱処理をしない場合（図８（ａ））、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物は網目状の形態を示している。溶体化処理を施すことで、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物は粒状化し、溶体化処理時間の増加とともにその化合物のサイズが粗大化していくのが判る（図８（ｂ）～（ｄ））。溶体化処理時間を２４時間（図８（ｄ））行った場合、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物は大きいもので５μｍに近いところまで到達している。粒の最大長径の測定は、光学顕微鏡により無作為に求められた面積０．０１ｍｍ^２の視野を３箇所選択し、それぞれの視野に観察された最大サイズを平均したものとする。

尚、熱処理前の時点（図８（ａ））において、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物のほとんどは連結した状態（Ａ）にあるが、積層造形時の溶融熱により、ごく一部にはすでに粒状化した状態（Ｂ）を含む。しかし、４００℃を超える溶体化処理を含む熱処理を行うことによりＭｇ－Ｓｉ系化合物がすべて粒状化する（図８（ｂ）～（ｄ））。熱処理前に粒状化していた状態（Ｂ）はさらに粗大化し、連結していた状態（Ａ）は不連続になり粒状化する。Ｍｇ－Ｓｉ系化合物の最大長径のサイズは、溶体化処理時間の延長とともに粗大化する（図８（ｂ）～（ｄ））。粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物の形状は、球形、多角形、楕円形等様々である。

表１１に（Ａｌ－５．１Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．６Ｃｕ－５．９Ｚｎ－１．０Ｍｎ）合金積層造形体の硬さに及ぼすＳｃの影響を示す。実施例３７～３９に示すように、Ｓｃの添加量が多くなる従い、硬さが向上する。

表１２に（Ａｌ－５Ｍｇ－１．８Ｓｉ－１．６Ｃｕ－５．９Ｚｎ）合金積層造形体の硬さに及ぼすＳｒの影響を示す。Ｔ７３処理をした実施例４０～４２に示す例は、同等のＭｎ、Ｃｒを含む実施例２４（表７）とほとんど同等の硬さである約２００Ｈｖを示す。また、実施例４３に示す熱処理をしない場合でも１５０Ｈｖを超える高い硬さを示す。また、そのＭｇ－Ｓｉ系化合物の形態は微細粒状である。

表１３に（Ａｌ－７Ｍｇ－１．５Ｃｕ－３．２Ｓｉ－６．５Ｚｎ－０．１５Ｔｉ－０．３５Ｚｒ）合金積層造形体のＴ７３処理材の引張特性の一例を示す。熱処理条件は、以下である。
４６５℃×（１、２４）時間⇒水焼き入れ⇒１１２℃×６時間⇒１７８℃×８時間
引張試験においては、ＪＩＳ１４号Ａ試験片を用い、クロスヘッド変位速度は１ｍｍ／ｍｉｎ、標点の径は６ｍｍ、標点間距離は３０ｍｍとした。実施例４４，４５に示す例は、Ｔ７３処理材でありながら、いずれも５００ＭＰａを超える高い引張強さを示している。このことは、Ｚｎとの析出物を形成するフリーＭｇを確保して、所定元素を一定量含めば、従来７０７５材相当の性質は確保できることが確認された。溶体化時間が短くＭｇ－Ｓｉ系化合物が小さいほど高い引張強さを示している。強化機構については明確ではないが、微細Ｍｇ－Ｓｉ系化合物による分散強化、時効処理前の積層造形体からの析出強化などが考えられる。

なお、合金の熱処理条件は、希望する特性により選択することができる。また、合金の最終凝固温度は、本願の合金の組成の範囲のなかで、微妙に異なるものであるため、熱分析の測定結果に基づき凝固点以下で選択されることが好ましい。溶体化温度が高ければ、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物は短時間で機械的性質に悪影響を及ぼすほど粒状粗大化することがあるため、時間管理は注意が必要である。ちなみに（Ａｌ－７Ｍｇ－１．５Ｃｕ－３．２Ｓｉ－６．５Ｚｎ－０．１５Ｔｉ－０．３５Ｚｒ）合金積層造形体では５００℃近くまで溶体化処理が可能であった。

図９は、第１実施形態に係るアルミニウム合金積層造形体が含むＳｉ量に応じたＭｇ量を示すグラフである。第１実施形態に係るアルミニウム合金積層造形体は、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有する。図９には、アルミニウム合金積層造形体がＳｉを１．０～４．０重量％含む場合において、Ｍｇを含み得る量（重量％）の範囲を、図中の斜線領域で示す。図９の斜線領域は、点ＰＳ１，ＰＳ２，ＰＳ３，ＰＳ４で囲まれる領域である。

図９の点ＰＳ１は、アルミニウム合金積層造形体が、Ｓｉを１．００重量％含み、Ｍｇを３．１３重量％含む場合を示す。図９の点ＰＳ２は、アルミニウム合金積層造形体が、Ｓｉを１．００重量％含み、Ｍｇを５．４３重量％含む場合を示す。例えば、第１実施形態に係るアルミニウム合金積層造形体が、Ｓｉを１．０重量％含む場合は、Ｍｇは３．１重量％～５．４重量％の範囲で含まれる。

図９の点ＰＳ３は、アルミニウム合金積層造形体が、Ｓｉを４．００重量％含み、Ｍｇを８．３２重量％含む場合を示す。図９の点ＰＳ４は、アルミニウム合金積層造形体が、Ｓｉを４．００重量％含み、Ｍｇを１０．６２重量％含む場合を示す。例えば、第１実施形態に係るアルミニウム合金積層造形体が、Ｓｉを４．０重量％含む場合は、Ｍｇは８．３重量％～１０．６重量％の範囲で含まれる。

図１０は、第２、第３実施形態に係るアルミニウム合金粉末が含むＳｉ量に応じたＭｇ量を示すグラフである。第２、第３実施形態に係るアルミニウム合金粉末は、Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３［Ｓｉ重量％］）～１．２×(３．７＋１．７３［Ｓｉ重量％］)重量％含有する。図１０には、アルミニウム合金粉末がＳｉを１．０～４．０重量％含む場合において、Ｍｇを含み得る量（重量％）の範囲を、図中の斜線領域で示す。図１０の斜線領域は、点ＰＰ１，ＰＰ２，ＰＰ３，ＰＰ４で囲まれる領域である。

図１０の点ＰＰ１は、アルミニウム合金粉末が、Ｓｉを１．００重量％含み、Ｍｇを３．７６重量％含む場合を示す。図１０の点ＰＰ２は、アルミニウム合金粉末が、Ｓｉを１．００重量％含み、Ｍｇを６．５２重量％含む場合を示す。例えば、第２、第３実施形態に係るアルミニウム合金粉末が、Ｓｉを１．０重量％含む場合は、Ｍｇは３．８重量％～６．５重量％の範囲で含まれる。

図１０の点ＰＰ３は、アルミニウム合金粉末が、Ｓｉを４．００重量％含み、Ｍｇを９．９８重量％含む場合を示す。図１０の点ＰＰ４は、アルミニウム合金粉末が、Ｓｉを４．００重量％含み、Ｍｇを１２．７４重量％含む場合を示す。例えば、第２、第３実施形態に係るアルミニウム合金粉末が、Ｓｉを４．０重量％含む場合は、Ｍｇは１０．０重量％～１２．７重量％の範囲で含まれる。

Claims (8)

1. 総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．０～９．５重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、０．５０重量％以下のＦｅ、及び、Ｍｇを含有し、残部がＡｌからなり、
   Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有し、
   金属組織中に粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在し、
   ビッカース硬さが１５０Ｈｖ以上であることを特徴とする
   アルミニウム合金積層造形体。
2. 総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．０～９．５重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、０．５０重量％以下のＦｅ、Ｍｇ、並びに、３．０重量％以下のＭｎ、０．３重量％以下のＣｒ、０．５重量％以下のＴｉ、０．５重量％以下のＺｒ、０．１重量％以下のＢ、０．５重量％以下のＳｃ、０．０１重量％以下のＢｅ、及び、０．０５重量％以下のＳｒから選ばれた少なくとも一つの元素を含有し、残部がＡｌからなり、
   Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有し、
   金属組織中に粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物が存在し、
   ビッカース硬さが１５０Ｈｖ以上であることを特徴とする
   アルミニウム合金積層造形体。
3. Ｓｉの量が１．７～４．０重量％であることを特徴とする
   請求項１又は２記載のアルミニウム合金積層造形体。
4. 前記粒状のＭｇ－Ｓｉ系化合物の最大長径が０．３μｍ～５．０μｍの範囲であることを特徴とする
   請求項１又は２記載のアルミニウム合金積層造形体。
5. 総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．８～１１．４重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、０．５０重量％以下のＦｅ、及び、Ｍｇを含有し、残部がＡｌからなり、
   Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～１．２×(３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］)重量％含有するアルミニウム合金粉末を金属積層造形法により造形し、
   その後、溶体化処理、焼き入れ、及び、時効処理を行い、
   請求項１記載のアルミニウム合金積層造形体を製造する
   アルミニウム合金積層造形体の製造方法。
6. 総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．８～１１．４重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、０．５０重量％以下のＦｅ、Ｍｇ、並びに、３．０重量％以下のＭｎ、０．３重量％以下のＣｒ、０．５重量％以下のＴｉ、０．５重量％以下のＺｒ、０．１重量％以下のＢ、０．５重量％以下のＳｃ、０．０１重量％以下のＢｅ、及び、０．０５重量％以下のＳｒから選ばれた少なくとも一つの元素を含有し、残部がＡｌからなり、
   Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～１．２×(３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］)重量％含有するアルミニウム合金粉末を金属積層造形法により造形し、
   その後、溶体化処理、焼き入れ、及び、時効処理を行い、
   請求項２記載のアルミニウム合金積層造形体を製造する
   アルミニウム合金積層造形体の製造方法。
7. 請求項１記載のアルミニウム合金積層造形体を製造するためのアルミニウム合金粉末であって、
   総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．８～１１．４重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、０．５０重量％以下のＦｅ、及び、Ｍｇを含有し、残部がＡｌからなり、
   Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～１．２×（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有するアルミニウム合金粉末。
8. 請求項２記載のアルミニウム合金積層造形体を製造するためのアルミニウム合金粉末であって、
   総量が０．１５重量％以下の不可避不純物、４．８～１１．４重量％のＺｎ、０．３～３．０重量％のＣｕ、１．０～４．０重量％のＳｉ、０．５０重量％以下のＦｅ、Ｍｇ、並びに、３．０重量％以下のＭｎ、０．３重量％以下のＣｒ、０．５重量％以下のＴｉ、０．５重量％以下のＺｒ、０．１重量％以下のＢ、０．５重量％以下のＳｃ、０．０１重量％以下のＢｅ、及び、０．０５重量％以下のＳｒから選ばれた少なくとも一つの元素を含有し、残部がＡｌからなり、
   Ｓｉ量に応じて、Ｍｇを１．２×（１．４＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）～１．２×（３．７＋１．７３×［Ｓｉ重量％］）重量％含有するアルミニウム合金粉末。

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